CN100545289C - 非调质钢软氮化处理零件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种即使在省略了调质处理状态下实施软氮化处理时，仍具有高疲劳强度和优异的弯曲矫正性的非调质钢软氮化处理零件，其是将具有如下特征的非调质钢构成的机械零件进行软氮化处理，该非调质钢以质量%计含有C：0.30～0.45%、Si：0.1～0.5%、Mn：0.6～1.0%、Ti：0.005～0.1%及N：0.015～0.030%，余量由Fe及杂质构成，并具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织或由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，其混合组织中的贝氏体分率为5～90%，在软化处理零件中，其扩散层的组织为，存在于扩散层的铁素体晶粒内的γ’氮化物的长度方向的尺寸为20μm以下。实施该软氮化处理的原材的钢，也可以含有如下元素之中的一种以上：Nb：0.003～0.1%、Mo：0.01～1.0%、Cu：0.01～1.0%、Ni：0.01～1.0%、B：0.001～0.005%、S：0.01～0.1%、和Ca：0.0001～0.005%。

Description

非调质钢软氮化处理零件

技术领域

本发明涉及对非调质钢实施软氮化处理的机械零件。详细地说是涉及对汽车、产业机械及建筑机械等的曲轴(crankshaft)和连杆(connecting rod)等实施了软氮化处理的机械零件。

背景技术

以往，汽车、产业机械及建筑机械等的曲轴和连杆等机械零件，是通过热锻造等方法在进行热加工后，再实施调质处理(淬火、回火、正火、退火)而制造的。通过调质处理带来组织的均质化和微细化。调质处理之后，主要出于提高疲劳强度的目的而实施软氮化处理。

由于实施软氮化处理会发生应变。因为该应变损害元件的尺寸精度，所以在实施软氮化处理后多进行弯曲矫正。因此，对于软氮化处理后的零件来说就需要弯曲矫正性与高疲劳强度同样优异。

上述的所谓“优异的弯曲矫正性”，意思是直至达到很大的挠曲变位量，零件的表面也没有裂纹进入。

在机械零件的制造中，为了削减制造成本和节能而期望省略调质处理，近年来该要求尤为强烈。

但是，若省略调质处理，则容易残存在热加工时生成的不均质的组织，另外，在热加工开始前的原材的加热中成长而粗大化的晶粒也会直接残存在制品中，导致制品的机械性质降低。因此，通常会在热加工之后实施正火处理以解决该问题。在热加工后不实施正火处理时，有晶粒粗大化的情况，变成热变形组织部分地残留的不均质的组织。因此在省略了正火处理的材料中，即使实施软氮化处理也得不到期望的疲劳强度。

另外如上述，对软氮化处理后的零件要求率曲矫正性优异，但是在省略调质处理时，因为上述的粗大晶粒组织或/和不均一组织，软氮化处理后的零件的弯曲矫正性大多显著低劣。

因此，期望开发出即使以削减成本和节能为目的而省略调质处理时，在软氮化处理后仍具有高疲劳强度和优异的弯曲矫正性的机械零件。

以下，作为调质处理之中的代表例而选取“正火”进行说明。关于省略正火处理的情况下，仍能够得到在软氮化处理后具有高疲劳强度和优民划的“弯曲矫正性”的零件的软氮化处理用非调质钢的方法，至今为止有几个提案。它们被分为下述两种。

(1)将钢的微细组织与调质钢一样保持为铁素体和珠光体，并在此状态下尽可能避免热锻造带来的组织的粗大化的方法(例如参照专利文献1～4)。

(2)使钢的微细组织成为贝氏体的方法(例如参照专利文献5～9)。

在专利文献1中，公开了“一种氮化钢，其合金元素的含量以质量％计，由C：0.15～0.40％、Si≤0.50％、Mn：0.20～1.50％、Cr：0.05～0.50％、余量Fe及不可避免的杂质构成，热加工后的组织实质上是铁素体·珠光体组织，铁素体面积率为30％以上，是铁素体粒度号为5号以上的粒度，且珠光体的平均尺寸为50μm以下”。该钢记述为即使省略正火处理，氮化处理后的疲劳强度和弯曲矫正性仍优异。

在专利文献2中，公开了“一种氮化处理零件，是对钢进行氮化处理而成的氮化处理零件，作为合金成分以质量％计含有C：0.15～0.40％、Si：50％以下、Mn：0.20～1.50％、Cr：0.05～0.50％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且所述钢在热加工状态下，具有由铁素体和珠光体构成的混合组织，所述铁素体的晶粒的平均尺寸为50μm以下，所述珠光体的晶粒的平均尺寸为50μm以下，所述氮化处理带来的平均硬化深度为0.3mm以上，且所述硬化深度的变动在0.1mm以内”。而且，该零件记载为即使省略热锻造而被进行氮化处理，其疲劳强度及弯曲矫正性仍优异。

在专利文献3中，公开了“一种软氮化处理用钢材等，其以重量％计含有C：0.20～0.60％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.3～1.0％、P：0.05％以下、S：0.005～0.10％、Cr：0.3％以下、Al：0.08％以下、Ti：0.03％以下、N：0.008～0.020％、Ca：0.005％以下、Pb：0.30％以下、Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下、Mo：0.30％以下、V：0.20％以下、Nb：0.05％以下，且满足221C(％)+99.5Mn(％)十52.5Cr(％)-304Ti(％)+577N(％)+25≥150，余量是Fe及不可避免的杂质的化学组成，组织由铁素体及珠光体构成，其铁素体分率为10％以上”。

在该专利文献3中记载为，如果将疲劳强度作为含有元素的回归式表现，而其因数在特定的大小以上，并且组织由铁素体及珠光体构成，该铁素体分率为10％以上，则即使省略正火处理，仍能够得到疲劳强度及弯曲矫正性优异的氮化处理零件。

在专利文献4中，公开了“一种氮化用钢等，其以重量％计含有C：0.30～0.43％、Si：0.05～0.40％、Mn：0.20～0.60％、P：0.08％以下、S：0.10％以下、sol.Al：0.010％以下，Ti：0.013％以下、Ca：0.0030％以下、Pb：0.20％以下以及N：0.010～0.030％，余量由Fe和杂质构成，杂质中的Cr在0.10％以下，V在0.01％以下”。

在专利文献4中记载为，即使省略正火处理而实施氮化处理，通过使氮化层中的硬度梯度流畅，也能够得到疲劳强度及弯曲矫正性优异的制品。

在专利文献5中，公开了一种“高疲劳强度结构用钢，其含有C：0.1～0.35％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.6～1.50％、P：0.01％以下、S：0.015％以下、Cr：1.1～2.0％、Mo：0.5～1.0％、V：0.03～0.13％、B：0.0005～0.0030％、Ti：0.01～0.04％、Al：0.01～0.04％、余量：Fe和不可避免的杂质”。

在专利文献5中，Cr在提高淬火性及氮化硬化性上有效，V使析出的碳化物微细化从而在提高疲劳强度上有效。在此，Cr带来的氮化硬化性因为基于是Cr氮化物的析出，所以这里疲劳强度的提高是基于Cr及V带来的析出强化。但是，在该专利文献5中，一旦对于所制造的钢材再度加热并冷却就会成为贝氏体组织，此钢属于调质钢的范畴。

在专利文献6中，公开了“一种软氮化处理用非调质钢等，其以质量％计含有C：0.1～0.3％且不含0.3％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.5～3.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.1～1.0％、酸可溶Al：0.01～0.045％、N：0.005～0.025％，余量由Fe和不可避免的杂质构成”。

在该专利文献6中认为，具有通过从热加工温度到空冷的作用下得到的贝氏体组织的钢，其强韧性优异，并且在实施了软氮化处理后具有优异的弯曲矫正性。在此，为了不使贝氏体的硬度过硬而损害机械加工性，C浓度规定为低于0.3％，为了确保用于生成贝氏体的钢的淬火性，Mn浓度规定为1.5％以上。另外，添加0.01～0.05％的Cr，通过Cr氮化物带来的析出强度而实面氮化层的硬度增大。即，在该专利文献6中，弯曲矫正性之所以通过贝氏体组织被改善，是由于贝氏体与铁素体·珠光体组织相比，在同样的硬度下其韧性更高，出于这一理由，如上述不使贝氏体的硬度过硬而使C浓度低于0.3％。但是，当C浓度低于0.3％时，惟恐耐磨耗性不足。在曲轴和连杆等的机械零件中耐磨耗性也是非常重要的因素。

在专利文献7中，公开了“一种软氮化处理用钢，其以重量％计含有C：0.05～0.30％、Si：1.20％以下、Mn：0.60～1.30％、Cr：0.70～1.50％、Al：0.10％以下、N：0.006～0.020％、V：0.05～0.20％、Mo：0～1.00％、B：0～0.0050％、S：0～0.060％、Pb：0～0.20％、Ca：0～0.010％，且0.60≤C+0.1Si+0.2Mn+0.25Cr+1.65V≤1.35，另外，0.60≤C+0.1Si+0.2Mn+0.25Cr+1.65V+0.55Mo+8B≤1.35，余量由Fe及不可避免的杂质构成，在热轧后或热锻造后进行冷却，不进行热处理，从而成为芯部硬度为Hv200～300，组织为贝氏体或铁素体分率低于80％的‘铁素体+贝氏体’的混合组织”。

在该专利文献7的发明中，采用的思想也与专利文献5一样，是利用Cr及V带来的析出强度而实现疲劳强度的提高。但是，与专利文献6一样，因为C浓度被规定为低于0.3％，所以不能排除在耐磨耗性的方面的悬念。

在专利文献8中，公开了“一种软氮化处理用钢，是以重量％计，含有C：0.15～0.40％、Si：1.20％以下、Mn：0.60～1.80％、Cr：0.20～2.00％、Al：0.02～0.10％、N：0.006～0.020％、V：0.05～0.20％，余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢，且采用具有0.60≤C+0.1Si+0.2Mn+0.25Cr+1.65V≤1.35及，0.25Cr+2V≤0.85的条件的钢，在热轧或热锻造后进行冷却，不进行热处理，从而具有芯部硬度为Hv200～300，组织为‘铁素体+珠光体’或‘贝氏体分率低于20％的铁素体+珠光体(+贝氏体)’的混合组织，通过对其实施软氮化处理，其具有高的表面硬度和深的硬化深度，从而具有更低的热处理应变特性”。

该专利文献8的钢，由于C浓度为0.15～0.40％，因此预测耐磨耗性提高。但是对于这种钢来说，所采用的思想也与专利文献7的发明一样，是利用Cr及V带来的析出强度来实现疲劳强度的提高。

在专利文献9中，公开了“一种非调质氮化锻造零件，其含有C：0.15～0.35％、Mn：1.00～3.00％、Cr：0～0.15％、V：0～0.02％、Cu：0.50～1.50％、Ni：Cu含量的4倍以上，B、N和Ti的含量以由Bsol＝B-(11/14){N-(14/48)Ti}定义的Bsol计为0.0010～0.0030％，余量由Fe和不可避免的杂质构成”。

在该专利文献9中认为，“作为氮化用钢为铁素体主体组织，或这样困难的情况下，马氏体或贝氏体的单相组织比铁素体+珠光体组织更为优选”。在此，虽然回避了Cr及V带来的析出强化，但取而代之的是利用Cu带来的析出强度这一思想。另外，为了得到贝氏体单相组织，必须使Mn浓度在1.0％以上，以成为贝氏体单相的非调质钢。

另一方面，关于软氮化处理条件的方法，以前公开有使用于形成化合物层的时间缩短的软氮化处理方法(参照专利文献10)、提高化合物层的耐腐蚀性的软氮化处理方法(参照专利文献11)及提高对于打痕的阻抗性的软氮化处理方法(参照专利文献12)，但是用于提高疲劳强度和弯曲矫正性的软氮化处理方法未被研究。

例如在专利文献12中公开的软氮化处理方法是，通过在软氮化处理后再加热到奥氏体温度域并急冷的淬火处理，使扩散层和母材基体马氏体化，对其进行再回火这样的热处理，从而提高机械零件的耐磨耗性和对于打痕的阻抗性。然而，软氮化处理本身只认为是在标准温度(570～580℃)进行气体软氮化处理。

【专利文献1】特开平9-291339号公报

【专利文献2】特开平9-324258号公报

【专利文献3】特开平9-324241号公报

【专利文献4】特开平10-46287号公报

【专利文献5】特开平5-65592号公报

【专利文献6】特开2000-309846号公报

【专利文献7】特开平7-157842号公报

【专利文献8】特开平8-176733号公报

【专利文献9】特开2000-160287号公报

【专利文献10】特开2003-253420号公报

【专利文献11】特开2002-302756号公报

【专利文献12】特开平11-269631号公报

如上述，已获知通过活用贝氏体而得到软氮化处理后成为疲劳强度和弯曲矫正性优异的零件的软氮化处理用非调质钢的方法。然而，通过添加合金元素带来的析出强度来提高疲劳强度，在另一方面会使弯曲矫正性降低。即，使高的疲劳强度和优异的弯曲矫正性并存这一课题尚未解决。

另外，为了顺应近年来的零件更高强度化的要求，而要求具有高于迄今为止的疲劳强度，而且弯曲矫正性也优异的软氮化处理零件用的非调质钢。但是，在上述现有的“析出强度及组织的贝氏体化”的技术中未必能够应对这样的要求。

发明内容

鉴于这一状况，本发明者们的一部分，首先，完成了以如下为目的的发明，即提供一种即使在省略了调质处理的状态下实施软氮化处理时，仍成为具有高疲劳强度和优异的弯曲矫正性的零件的非调质软氮化处理用钢，并作为PCT/JP2004/012327进行申请。该发明的要旨在于，“是一种软氮化处理用非调质钢，其中，以质量％计含有C：0.30～0.45％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.6～1.0％、Ti：0.005～0.1％及N：0.015～0.030％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织或由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，其混合组织中的贝氏体分率以面积率计为5～90％”。还有，该钢也可以含有如下元素之中的1种以上：Nb：0.003～0.1％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、B：0.001～0.005％、S：0.01～0.1％、和Ca：0.0001～0.005％。

本发明的目的在于提供一种机械零件，其在此非调质软氮化处理用钢的基础上，即使是在省略了调质处理的状态下实施软氮化处理时，仍具有被进一步改善的高疲劳强度和优异的弯曲矫正性。

本发明者们在PCT/JP2004/012327的申请之后仍继续进行研究。其结果是注意到，通过在软氮化处理时的冷却速度上下功夫，能够进一步使软氮化处理后的零件的疲劳强度和弯曲矫正性提高，进一步反复研究的结果是得到下述结论。

(a)在软氮化处理后的扩散层的区域中观察到的析出物之中，铁氮化物只在软氮化处理的冷却过程中生成，其生成举动非常依赖冷却条件。

(b)生成于扩散层的主要的铁氮化物是棒状的γ’-Fe₄N和圆板状的α”-Fe₁₆N₂。

(c)扩散层中的这些铁氮化物是否生成，对软氮化处理过的机械零件的疲劳强度和弯曲矫正性有很大影响。特别是作为棒状的γ’-Fe₄N的析出会大大使疲劳强度降低。

(d)调整扩散层中的铁素体晶粒中的氮的存在形态，即，不使氮化处理时导入的氮作为铁氮化物析出，而是尽可能作为过饱和的固溶氮，以实现铁素体的强化，从而能够使软氮化处理后的零件具有优异的疲劳强度和弯曲矫正性。

本发明基于上述的发现而完成。

本发明的要旨存在于下述的非调质软氮化处理零件中。

(1)一种将具有如下特征的非调质钢进行软氮化处理的软氮化处理零件，该非调质钢以质量％计含有C：0.30～0.45％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.6～1.0％、Ti：0.005～0.1％及N：0.010～0.030％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织或由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，其混合组织中的贝氏体分率以面积率计为5～90％，该软氮化处理零件中，存在于其扩散层的铁素体晶粒内的γ’氮化物的长度方向的尺寸为20μm以下。

(2)一种将具有如下特征的非调质钢进行软氮化处理的软氮化处理零件，该非调质钢以质量％计含有C：0.30～0.45％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.6～1.0％、Ti：0.005～0.1％及N：0.010～0.030％，并含有从下述的第一元素群选择的1种以上元素、及从第二元素群中选择的1种以上的元素之中的一个或两个，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织或由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，其混合组织中的贝氏体分率以面积率计为5～90％，该软氮化处理零件中，存在于其扩散层的铁素体晶粒内的γ’氮化物的长度方向的尺寸为20μm以下。

第一元素群：

Nb：0.001～0.1％、

Mo：0.01～1.0％、

Cu：0.01～1.0％、

Ni：0.01～1.0％、及

B：0.001～0.005％。

第二元素群：

S：0.01～0.1％、和

Ca：0.0001～0.005％。

还有，这里所谓“扩散层”，是由JIS G562定义，除去软氮化处理过的零件的表面层之中的化合物层而被认为有氮、碳等扩散的层。另外，所谓“γ’氮化物”是所述的γ’-Fe₄N。

根据本发明，以非调质钢为原材，能够得到疲劳强度和弯曲矫正性优异的高强度的软氮化处理零件。因此，可以削减零件制造成本。

附图说明

图1是作为本发明的软氮化处理零件的原材而使用的软氮化处理用非调质钢的“贝氏体+铁素体+珠光体”混合组织的代表性的组织照片。

图2是分散有贝氏体·铁素体的旧奥氏体晶粒的SEM图像。

图3是分散有粗大的γ’氮化物(由箭头表示)时的扩散层的组织。

具体实施方式

以下，对本发明的各要件进行说明。还有，各元素的含量的“％”表示意思是“质量％”。

(A)化学组成

C：0.30～0.45％

C是用于得到“贝氏体+铁素体”或“贝氏体+铁素体+珠光体”混合组织所必须的元素。为了确保奥氏体的稳定化及材料的耐磨耗性而需要0.30％以上的含量。另一方面，若超过0.45％，则淬火性过度提高，容易招致有害的马氏体的生成。因此，C含量的适当范围是0.30～0.45％。

Si：0.1～0.5％

Si作为脱氧剂在炼钢工序中添加，但是因为也有助于铁素体的固溶强化，所以需要0.1％以上的含量。另一方面，若Si含量超过0.5％，则会提高钢的热变形阻抗，使韧性和切削性劣化。因此，Si含量的适当范围是0.1～0.5％。

Mn：0.6～1.0％

Mn与Si一样作为脱氧剂在炼钢工序中添加。另外，还是用于使奥氏体稳定化而得到“贝氏体+铁素体”的混合组织、或“贝氏体+铁素体+珠光体”混合组织所必须的元素。此外，Mn与钢中的S结合而形成MnS，也有改善切削性的效果。

在上述的混合组织中，贝氏体分率必须在5％以上。而且，为了确保使该分率的贝氏体组织生成这样的淬火性，而需要0.6％以上的Mn的含量。另一方面，若Mn的含量超过1.0％，则淬火性过度提高而容易招致有害的马氏体的生成。因此Mn含量的适当范围是0.6～1.0％。

Ti：0.005～0.1％

Ti是用于使用于抑制热加工时的晶粒粗大化销住(pinning)粒子形成所必须的元素。作为销住粒子有Ti的氮化物、碳化物、碳氮化物，为了使充分的分布密度的销住粒子生成，需要Ti有0.005％以上的含量。另一方面，为了Fe氮化物而不耗尽有助于增大母材强度的钢中的N，需要将Ti含量抑制在0.1％以下。出于以上的理由，Ti含量的适当范围是0.005～0.1％。更优选的是0.01～0.05％。

N：0.010～0.030％

N的添加是用于使奥氏体稳定化而得到“贝氏体+铁素体”的混合组织、或“贝氏体+铁素体+珠光体”混合组织，为了构成用于抑制晶粒粗大化的销住粒子，和为了作为固溶氮而有助于固溶强化以增大母材强度。在此，若考虑到作为销住粒子而被消耗的部分，则需要含有0.010％以上。另一方面，若N超过0.030％，则在铸锭中会生成气泡缺陷而损害材质。因此，N的含量的适当范围是0.010～0.030％。优选的是0.015～0.030％，更优选的是0.015～0.025％。

作为本发明的软氮化处理零件的原材所使用的软氮化处理用非调质钢之一，是除了上述的元素以外，余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢。

作为本发明的软氮化处理零件的原材所使用的软氮化处理用非调质钢的另外一种，是除了上述的元素之外，还含有从上述的第一元素群选择的1种以上元素及从第二元素群中选择的1种以上的元素之中的一种或两种，余量由Fe和杂质构成的钢。

属于第一群的元素，即Nb、Mo、Cu、Ni和B，具有提高本发明的钢的强度这一共通的作用效果。各自的作用效果和含量的限定理由如下。

Nb：0.001～0.1％

Nb是在用于形成用于抑制热加工时的晶粒粗大化的销定粒子方面能够利用的元素。另外，其在结束热加工之后的冷却中成为微细的碳氮化物而析出，在提高母材的强度上也有效。为了取得这样的效果而需要0.001％以上的含量。另一方面，其含量超过0.1％则效果也是饱和，此外在炼钢时会形成粗大的熔化残留的碳氮化物而使钢坯的品质劣化。因此，在添加Nb时，可以使其含量为0.001～0.1％。优选的含量为0.003～0.1％，更优选的是0.005～0.1％，最优选的是0.005～0.05％。

Mo：0.01～1.0％

Mo是提高钢的淬火性而有助于高强度化，且在韧性提高上也有效的元素。另外，若添加Mo则易于得到“贝氏体+铁素体”的混合组织、或“贝氏体+铁素体+珠光体”混合组织。为了得到这样的效果，需要0.01％以上的含量。另一方面，若Mo的含量超过1.0％，则因为淬火性过度提高，所以促进马氏体的生成，使软氮化处理后的弯曲矫正性和韧性劣化。因此，在添加Mo时，可以使其含量为0.01～1.0％。更优选的含量为0.05～0.6％。

Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％

添加Cu时，期望其固溶强化及奥氏体稳定化带来的贝氏体分率的增大。因此使Cu含有0.01％以上。

对于Cu和Ni来说，没有碳氮化物形成带来的析出强化的作用，但是Cu在铁素体中发生时效析出而能够有助于析出强化。但是，由时效处理取代一般性的软氮化处理的温度(580℃左右)和处理时间(数小时左右)时，为了使充分的Cu的析出发生而需要Cu的含量为1.0％以上。可是，在本发明的软氮化处理零件中，软氮化处理时并不需要期待Cu的时效硬化作用。此外，因为Cu的熔点为1085℃很低，所以在炼钢工序中的凝固过程中作为液相残存的时间长，因此，在钢的晶界偏析而诱发热裂纹。为了消除此弊端，在本发明钢中，使Cu含量的上限为1.0％以上。还有，大量添加Cu时，为了防止上述弊端而优选添加Ni。

Ni也与Cu一样是奥氏体稳定化元素，因为在固溶强化及确保期望的贝氏体分率上有效，所以优选含有0.01％以上。另一方面，含量超过1.0％其效果也是饱和，只是增大原材成本，因此其上限为1.0％。还有，与Cu并用时，为了确实实现防止所述热裂纹的效果，优选含有的Ni是Cu的含量的1/2以上。

B：0.001～0.005％

B提高钢的淬火性，促进“贝氏体+铁素体”的混合组织、或“贝氏体+铁素体+珠光体”混合组织的生成。0.001％以上含量该效果明确显现。另一方面，若B的含量超过0.005％，则钢的韧性受损。因此，添加B时，可以使其含量为0.001～0.005％。

第二群的元素是S和Ca，它们可改善作为本发明的软氮化处理零件的原材而使用的软氮化处理用非调质钢的切削性。各自的含量的限定理由如下。

S：0.01～0.1％、Ca：0.0001～0.005％。

S和Ca都是使钢材的切削性提高的元素。如果添加则切削性进一步提高，因此根据需要而添加任意一种或两种。然而，若过量地添加，则钢坯内的偏析缺陷发生，使热加工性劣化，因此S含量的范围以0.01～0.1％为宜，Ca含量的范围以0.0001～0.005％为宜。Ca的优选下限为0.001％。

除以上所述的元素之外，在作为本发明的软氮化处理零件的原材而使用的软氮化处理用非调质钢中还有杂质，其不是刻意添加的。但是，为了不招致炼钢工序中徒劳的成本增加，关于杂质的允许量如下述。

P因为在晶界偏析而助长晶界脆化，所以优选在0.05％以下。

Al作为脱氧剂通过在熔炼时添加。Al会作为氧化铝粒子残存于钢中，另外与N结合而形成AlN。氧化铝是高硬度的氧化物系夹杂物，会缩短切削加工中所使用的工具的寿命。AlN在软氮化处理时在表面附近析出，促进表面化合物层的成长而显著提高表面层硬度，从而使弯曲矫正性劣化。另外，因AlN在热加工温度下固溶，所以无法期待作为销定粒子的功能，在晶粒的微细化方面几乎起不到作用。因此，优选Al的含量低。但是，使Al含量的下限极小会产生脱氧工序中的制约而导致成本增大，因此优选Al含量为不妨碍本发明钢的弯曲矫正性的0.05％以下。

Cr和V在本发明钢中也没有添加。它们都是杂质，其含量越少越好。其理由如上述，是由于Cr和V使氮化物析出而显著提高钢的表面附近层的硬度，损害弯曲矫正性。若不损害本发明的效果，以及考虑精炼成本和高炉-转炉法以外的方法的铸坯制造法的原材的纯度，则作为杂质允许Cr达到0.15％，V达到0.02％。还有，更优选Cr为0.1％以下。

(B)本发明的软氮化处理零件的原材的组织

作为本发明的软氮化处理零件的原材所使用的软氮化处理用非调质钢的组织是贝氏体和铁素体的混合组织，或者贝氏体和铁素体和珠光体混合组织。而且这些混合组织中的贝氏体分率为5～90％。

如上述，如果利用贝氏体相变，则能够避免马氏体的生成，并且能够得到比粗大的珠光体团(pearlite colony)微细的组织。该贝氏体组织由如图1所示的竹叶状的铁素体(贝氏体·铁素体)和碳化物构成。该贝氏体·铁素体分散在旧奥氏体晶粒的内部，比从旧奥氏体晶界扩展的初析铁素体(多边铁素体)小。即，该贝氏体是“在珠光体团内，形成为竹叶状但分散有比较微细的铁素体(贝氏体·铁素体)的组织”，该分散有贝氏体·铁素体的珠光体团若与不含此贝氏体·铁素体的完全的珠光体团的情况相比较，则其层状的(lamellar)组织混乱。

图2是分散有贝氏体·铁素体的旧奥氏体晶粒的SEM图像。如该图所表明的，在珠光体团内的铁素体/渗碳体的层状的组织不是排列整齐的层状组织，各处都确认到混乱。这样的组织与旧奥氏体晶粒整体地发生珠光体相变的组织相比，其强度降低，但裂纹的折曲和贝氏体·铁素体中在裂纹前端的塑性变形发生，因此在裂纹的进展阻抗这一点上，比粗大的珠光体团更优异。

即，通过混入贝氏体组织，晶粒组织即使有一些粗大化，仍能够高度确保裂纹扩展阻抗。为此，贝氏体以面积率计而需要含有5％以上。在此，将组织整体作为贝氏体组织也无妨，但是在贝氏体分率超过90％的组织中，现实的情况是马氏体的混入不可避免。因为马氏体使弯曲矫正性劣化，还使机械加工性恶化，所以其混入不为优选。因此混合组织中的贝氏体分率为5～90％。更优选的贝氏体分率为10～80％。贝氏体以外的组织实质上是铁素体或者铁素体与珠光体。

(C)本发明的软氮化处理零件的原材的制造方法

作为本发明的软氮化处理零件的原材所使用的软氮化处理用非调质钢的组织，例如能够通过以下所示的方法取得。

作为热锻造的原材，准备对铸块进行了分块轧制的钢坯、对连续铸造材进行了分块轧制的钢坯等、或对它们进行了热轧的棒钢的任意一种都可以，但是原材要具有规定的化学组成范围的。这些热锻造用原材的加热温度为1100～1250℃。热锻造后的冷却可以在大气中放冷，或者是使用风扇的强制冷却。另外，例如也可以快速冷却至共析相变温度附近，在700～500℃的范围缓慢冷却，也可以在热锻造后立即冷却至500～300℃左右，并在此温度下保持以促进贝氏体相变。冷却速度的调整在事前制成连续冷却相变图(CCT曲线图)，求得通过贝氏体相变区域的冷却速度范围，调整到求得的冷却速度范围即可。

(D)本发明的软氮化处理零件的扩散层的组织

在本发明的软氮化处理零件的扩散层中，存在于铁素体晶粒内的棒状的γ’氮化物的长度方向的尺寸为20μm以下。

如上述，固溶在扩散层中的过饱和的氮作为γ’氮化物析出，若析出的γ’氮化物很大地成长而进一步使固溶氮减少，则铁素体晶粒的强度降低，招致疲劳强度的降低。此外，γ’氮化物呈棒状的形态，以从铁素体晶界向铁素体晶粒内延伸的方式成长，因此，若γ’氮化物成长得长而大，则会以横断铁素体晶粒内的状态分布。因为在γ’氮化物的附近固溶氮浓度显著降低，所以强度也降低，因此，若细长的γ’氮化物以横断铁素体晶粒内的方式分散，则侵入到铁素体晶粒内的裂纹将更为轻易地在γ’氮化物/铁素体界面传播，裂纹进展阻抗降低。即，由于γ’氮化物的析出，除了铁素体晶粒自身的平均的强度降低以外，在γ’氮化物的附近局部性的裂纹扩展阻抗也降低，因此疲劳破坏变得容易。因此要抑制γ’氮化物的析出及其成长。

将棒状的γ’氮化物的长度方向的尺寸规定为20μm以下是基于以下的理由。作为本发明的软氮化处理零件的原材的非调质钢的铁素体晶粒的粒径约为10～50μm。因此，为了从铁素体晶界向粒向成长的棒状的γ’氮化物在铁素体晶粒内连结，并避免恰好一个粗大的γ’氮化物横断铁素体晶粒这样的状况，需要将棒状的γ’氮化物的长度抑制在铁素体粒径的1/2以下，由此，将存在于扩散层的铁素体晶粒内的棒状的γ’氮化物的长度方向的尺寸规定为20μm以下。优选为10μm以下，更优选为5μm以下。

(E)用于得到本发明的软氮化处理零件的扩散层的方法

在软氮化处理中，能够采用气体软氮化处理、盐浴软氮化处理(tufftride处理)、离子氮化等。根据任何一种方法都能够均质地在制品的表面形成厚20μm左右的化合物层(氮化物层)和其正下方的扩散层。但是，采用任何一种软氮化处理，都需要抑制γ’氮化物的析出及成长，使γ’氮化物的长度方向的尺寸在20μm以下。为此，在从软氮化处理的均热温度到室温的冷却工序中需要进行计划。以下，关于软氮化处理均热温度的冷却工序，举例阐述气体软氮化处理。

为了通过气体软氮化处理得到机械零件，例如在RX气体和氨气以1∶1混合的气氛中以550～620℃的均热温度进行数十分钟至数小时的处理。若均热温度过低，则表面化合物层的成长缓慢，并且氮向原材钢中的扩散侵入也迟缓，从而得不到充分的硬化作用。另一方面，若均热温度过高，则出现冷却工序中的零件的尺寸变化(变形)的问题。因此，均热温度优选为550～620℃，更优选的均热温度为580～600℃的范围。根据均热温度下的保持时间(处理时间)，表面化合物层的厚度和扩散侵入到钢中的氮的量被决定。从能够得到期望的疲劳强度提高的效果，且工业的生产效率的观点出发，保持时间可以为30分钟～3小时，优选为1小时～2小时。

在软氮化处理的均热保持状态下，扩散侵入的氮与Fe只在表面形成化合物层，在扩散层区域中不发生Fe氮化物的析出，氮在母相中的Fe中处于固溶状态。其后，在均热保持后的冷却过程中，若冷却速度小，则扩散层区域的氮不会在母相中固溶，γ’氮化物扩散、成长。另一方面，如果加大冷却速度，则扩散层区域的氮在母相中发生过饱和状态固溶，γ’氮化物析出、成长受到抑制。然而，即使加大冷却速度，如果在冷却后以100～200℃的温度进行长时间保持，则作为准稳定相的α”氮化物仍会析出，此外，如果长时间在此温度下保持，则该α”氮化物相变成γ’氮化物。当这样的氮化物析出时，疲劳强度降低。特别是γ’氮化物使疲劳强度降低的效果明显。

在本发明中，为了抑制γ’氮化物的析出，有效果的方法是将均热温度至不会发生γ’氮化物析出的200℃的冷却速度加大到1.0℃/秒以上，更优选的是使冷却速度在1.5℃/秒以上。此外，采用油淬火时，使油温在100℃以下，并使用具有机械零件的散热能够充分发生的大热容量的油槽，或者一次减去处理的零件的点数等，由此而不使零件在软氮化处理后的冷却工序中长时间(30分钟以上)保持在100～200℃的温度范围，注意这一点在确保高疲劳强度上也很重要。

从气体软氮化处理的均热温度冷却到室温时，为了使淬火应变降低，一般采用冷却速度比水冷小的油冷(油淬火)。另外，为了调节冷却条件而使冷媒的油温变化，使用性状不同的各种热处理油。此外，在工业的气体软氮化处理中，出于作业效率和安全性上的理由，并不从会RX气体和氨气的处理气氛直接到油槽中进行油淬火，而大多是从满足处理气氛的加热炉一下子将处理物拉出到由其他惰性气体充满的空间，然后再在油槽中进行油淬火。

在从这样的气体软氮化处理的均热温度进行冷却工序中，例如，若从580℃的处理气氛将处理物拉出到另一空间，接着保持在100℃的油槽中进行油冷，则在扩散层中确认到γ’氮化物和α”氮化物。其理由如下。

1)处理物在油冷前被搬送到其他空间的阶段，处理物的温度从580℃降低到400℃左右，因为这时的冷却速度小，所以引起γ’氮化物的析出。

2)处理物被长时间浸渍在100℃的油槽的期间，准稳定相的α”氮化物进而引起上述γ’氮化物的析出。

因而，即使在进行这样的冷却过程时，也必须加大处理物在油冷前被搬送到另一空间这一阶段下的冷却速度，以避免处理物被长时间浸渍在高温的油槽中。

【实施例1】

以下通过实施例详细地说明本发明。

用真空熔解炉熔炼表1所示的化学成分的钢180kg后，将钢坯加热到1200℃，以钢材温度不会低于1000℃的状态进行热锻造而成为直径50mm的圆棒。热锻造后的冷却通过在大气中的放冷进行。从该圆棒上提取显微组织观察用的试验片、分阶圆棒弯曲试验片、和平面弯曲疲劳试验用的试验片。

【表1】供试钢的化学组成(mass％)

表中“——”表示并非有意添加的元素，表示在通常的成分分析精度以下。

各元素如下述：Ti：＜0.002％，Nb：＜0.001％，Mo：＜0.01％，Cu：＜0.01％，Ni：＜0.01％，S：＜0.01％，Ca：＜0.001％，B：＜0.001％，Cr：0.05％，V：＜0.01％。

显微组织观察用的试验片切断其一部分，用倍率200倍的光学显微镜观察热锻造状态下的微细组织，测定贝氏体分率(面积率)。定义为贝氏体的区域是，用连续的闭合曲线包围存在竹叶状的贝氏体·铁素体的区域，并根据相对于该区域的全部视野面积的面积率计算的。各钢种的贝氏体分率合并在表1中显示。No.7的钢在铁素体和珠光体的组织中未见贝氏体。另外，No.9的钢贝氏体分率超过90％，并生成马氏体。显微组织观察用的试验片的余量与平面弯曲疲劳试验用的试验片一起进行软氮化处理，用扫瞄电子显微镜(SEM)观察扩散层的微细组织，调查γ’氮化物的尺寸。γ’氮化物的尺寸是在以1000倍的倍率拍摄10个视野时所观察到的最长的γ’氮化物的长度方向的大小。

分阶圆棒弯曲试验片是中央部直径比两端粗的、有着宽10mm的段差的形状，在央部的直径为15mm，主体部分的直径为10mm，另外段差的部分拐角为2mm的曲率。对分阶圆棒试验片进行软氮化处理后，对该曲率的部分附加应变仪，根据三点弯曲的要领进行弯曲矫正试验。弯曲矫正性是在对中央部施加负荷时，根据应变仪达到断线的冲压冲程进行评价。冲压冲程达到3mm，应变仪仍未断裂的判定为弯曲矫正性良好。

平面弯曲疲劳试验片是在直径44mm的圆柱状的主体上加工有锥度的颈部(颈部直径20mm)。对该试验片进行软氮化处理后，固定试验片的头部侧，在反对侧的端部负荷反复载荷，由此进行平面弯曲疲劳试验。

在软氮化处理中，使用RX气体∶氨气＝1∶1的气氛下的气体软氮化处理。均热温度为600℃，均热温度下的保持时间为2小时。结束了均热处理的实验片被一下子搬送到与均热室隔有调节门(shutter)并调整为氮气氛的另一室中，之后，插入到安装在该另一室的下部的油槽中进行油冷。这时，使从搬送到另一室至插入油槽的时间变化，从而使γ’氮化物的析出、成长的程度变化。油槽的油温为80～150℃的范围内的规定温度，油冷后试验片被保持在油槽中的时间为10～90分钟的范围内规定时间。在整个炉内为氮气氛的状态下，利用点焊在平面弯曲疲劳试验用的试验片的表面的Pt-Rh热电偶，测定从均热温度进行冷却的冷却工序的冷却速度。这是由于，在实际的气体软氮化处理的气氛(RX气体∶氨气＝1∶1)中，存在热电偶的损伤问题。在测定时，使试验片从均热室被搬送到另一室到插入油槽的时间变化，对于这时的试验片的到达温度和达到同温度的冷却速度予以注意而进行测定。

在表2中，关于各钢种的γ’氮化物的尺寸、疲劳强度和弯曲矫正性归结显示。在备注栏里，合并显示了从气体软氮化处理的均热温度的冷却工序中的冷却速度，和包含油冷后的保持百保持在100℃以上的时间。

【表2】各供试钢的γ’氮化物的尺寸、疲劳强度和弯曲矫正性的评价结果

^*应变剂在断线时的压入行程量(mm)的值。

其为3mm以上判断为弯曲矫正性良好。

如表2表明的，在本发明中，能够得到作为省略正火型而分类为高强度的范畴的标准的疲劳强度：与550MPa同等，或者在其以上的高疲劳强度和良好的弯曲矫正性(弯曲行程3mm以上)。

另一方面，因为气体软氮化处理下的冷却速度小，所以在γ’氮化物的尺寸超过20μm这样的情况下，疲劳强度同样降低。在图3中显示了分散有γ’氮化物时的扩散层的代表性的组织。在此，图中箭头所示的是特别粗大的γ’氮化物。

另外，若作为原材的非调质钢的化学成分和微细组织脱离本发明，则即使γ’氮化物的尺寸在20μm以下，仍会有疲劳强度降低，或者弯曲矫正性差的结果。

【共业上利用的可能性】

如上，根据本发明，以非调质钢为原材，能够得到疲劳强度及弯曲矫正性优异的高强度的软氮化处理零件。因此，可以削减零件制作成本。

Claims (2)

1.一种软氮化处理零件，是对如下的非调质钢进行软氮化处理的软氮化处理零件，该非调质钢以质量％计含有C：0.30～0.45％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.6～1.0％、Ti：0.005～0.1％及N：0.010～0.030％，余量由Fe及杂质构成，并且，该非调质钢具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织或由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，其混合组织中的贝氏体分率以面积率计为5～90％，该软氮化处理零件的特征在于，存在于其扩散层的铁素体晶粒内的γ’氮化物的长度方向的尺寸为20μm以下。

2.一种软氮化处理零件，是对如下的非调质钢进行软氮化处理的软氮化处理零件，该非调质钢以质量％计含有C：0.30～0.45％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.6～1.0％、Ti：0.005～0.1％及N：0.010～0.030％，并含有从下述的第一元素群选择的1种以上元素、及从第二元素群中选择的1种以上的元素中的一个或两个，余量由Fe及杂质构成，并且，该非调质钢具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织或由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，其混合组织中的贝氏体分率以面积率计为5～90％，该软氮化处理零件的特征在于，存在于其扩散层的铁素体晶粒内的γ’氮化物的长度方向的尺寸为20μm以下，

第一元素群：

Nb：0.001～0.1％、

Mo：0.01～1.0％、

Cu：0.01～1.0％、

Ni：0.01～1.0％、及

B：0.001～0.005％，

第二元素群：

S：0.01～0.1％、和

Ca：0.0001～0.005％。

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