CN102803542A - 氮化用钢及氮化处理部件 - Google Patents

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Abstract

本发明为氮化用钢，其特征在于，使氮化前的强度降低而改善切削性，并且为了提高疲劳强度而将氮化层的有效硬化层加深，以质量％计，含有C：0.05～0.30％、Si：0.003～0.50％、Mn：0.4～3.0％、Cr：0.2～0.9％、Al：0.19～0.70％、V：0.05～1.0％和Mo：0.05～0.50％，Al和Cr的含量满足：0.5％≤1.9Al+Cr≤1.8％，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质。

Description

氮化用钢及氮化处理部件
技术领域
本发明涉及确保可加工性和强度、且通过气体氮化、等离子体氮化、气体软氮化、盐浴软氮化等氮化处理而得到硬质的氮化层的氮化用钢、以及对该氮化用钢实施了氮化处理的在表层具有硬质的氮化层的氮化处理部件。
背景技术
在汽车和各种产业机械中，以改善疲劳强度为目的，大量使用实施了表面硬化处理的部件。作为代表性的表面硬化处理方法，可以列举渗碳、氮化、高频淬火等。气体氮化、等离子体氮化、气体软氮化、盐浴软氮化等氮化处理由于与其他方法不同地在变态点以下的低温下进行处理，因此具有能够减小热处理应变这样的优点。
在氮化处理中的在氨气氛中进行的气体氮化虽然可以得到高表面硬度，但氮的扩散缓慢，通常需要20小时以上的处理时间。
另外，气体软氮化、盐浴软氮化等在含有氮、并含有碳的浴或气氛中进行处理的软氮化处理能够提高氮的扩散速度。其结果是，根据软氮化处理，以数小时能够得到100μm以上的有效硬化层深度。所以，软氮化处理是适用于改善疲劳强度的方法。
但是，为了得到高疲劳强度的部件，有必要将有效硬化层进一步加深。对于这样的问题，为了使有效硬化层硬度和深度增加，提出了适当添加了氮化物形成合金的钢(例如，专利文献1、2、6、9)。
另外，还提出了以下的技术：不单控制钢的成分还控制钢组织，从而使可加工性、氮化特性提高(例如，专利文献3～5、7、8)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭58-71357号公报
专利文献2：日本特开平4-83849号公报
专利文献3：日本特开平7-157842号公报
专利文献4：日本特开2007-146232号公报
专利文献5：日本特开2006-249504号公报
专利文献6：日本特开平05-025538号公报
专利文献7：日本特开2006-022350号公报
专利文献8：日本特开8-176732号公报
专利文献9：日本特开平7-286256号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，与对于钢材实施作为现在主流的疲劳强度改善技术的渗碳处理时相比较，在对专利文献1～4所记载的钢实施了氮化处理时，有效硬化层深度不足。另外，含有很多碳的钢种在氮化前，部件的硬度增高。因此，高碳钢有切削加工性降低、锻造或切削加工时的成本升高这样的问题。
专利文献5所记载的钢虽然可加工性(拉削加工性)提高，但相反地，导致表层硬度降低。
专利文献6所记载的钢虽然是通过氮化处理而使耐摩耗性和疲劳强度提高的钢，但由于通过使钢内部的强度提高而使疲劳强度提高，因此有切削加工性差的问题。
专利文献7～9所记载的钢虽然通过规定成分组成和钢组织而确保实施了氮化处理时的有效硬化层深度，但其有效硬化层深度不充分。
本发明是为了解决上述问题而完成的，其目的在于，提供使氮化前的强度降低而改善切削加工性从而削减制造成本、并且为了提高疲劳强度而能够将有效硬化层加深的氮化用钢、及对该氮化用钢实施氮化处理而使表层的氮化层的硬度和深度增加的氮化处理部件。
用于解决问题的方法
本发明的发明者们研究了可以通过气体氮化、等离子体氮化、气体软氮化、盐浴软氮化等氮化处理而得到比现有技术更深的有效硬化层的组成和组织，进而研究了由氮化用钢制造氮化处理部件时的切削加工性和最终部件的硬度等。
其结果是，发现了以下事实：Cr和Al在氮化处理时产生析出物，而有助于表层硬度的提高；特别是Al的添加使表层硬度提高；另一方面，如果过剩地含有Cr和Al，则有效硬化层深度开始下降；为了增大有效硬化层深度，有必要将Cr和Al的含量控制为合适的关系等。
本发明是基于这些见解而完成的，其主旨如下。
(1)一种氮化用钢，其特征在于，以质量％计，含有
C：0.05～0.30％、
Si：0.003～0.50％、
Mn：0.4～3.0％、
Cr：0.2～0.9％、
Al：0.19～0.70％、
V：0.05～1.0％和
Mo：0.05～0.50％，
Al和Cr的含量满足：
0.5％≤1.9Al+Cr≤1.8％，
剩余部分包含Fe和不可避免的杂质。
(2)上述(1)所述的氮化用钢，其特征在于，以质量％计，进一步含有Ti：0.01～0.3％和Nb：0.01～0.3％中的一种或两种。
(3)上述(1)或(2)所述的氮化用钢，其特征在于，以质量％计，进一步含有B：0.0005～0.005％。
(4)上述(1)或(2)所述的氮化用钢，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率为50％以上。
(5)上述(3)所述的氮化用钢，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率为50％以上。
(6)一种氮化处理部件，其特征在于，以质量％计，含有
C：0.05～0.30％、
Si：0.003～0.50％
Mn：0.4～3.0％、
Cr：0.2～0.9％、
Al：0.19～0.70％、
V：0.05～1.0％和
Mo：0.05～0.50％，
Al和Cr的含量满足：
0.5％≤1.9Al+Cr≤1.8％，
剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，所述氮化处理部件在表面具有氮化层，表层硬度为700HV以上。
(7)上述(6)所述的氮化处理部件，其特征在于，以质量％计，进一步含有Ti：0.01～0.3％和Nb：0.01～0.3％中的一种或两种。
(8)上述(6)或(7)所述的氮化处理部件，其特征在于，以质量％计，进一步含有B：0.0005～0.005％。
(9)上述(6)或(7)所述的氮化处理部件，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率为50％以上。
(10)上述(8)所述的氮化处理部件，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率为50％以上。
(11)上述(6)、(7)、(10)中的任一项所述的氮化处理部件，其特征在于，所述氮化层的有效硬化层深度为300～450μm。
(12)上述(8)所述的氮化处理部件，其特征在于，所述氮化层的有效硬化层深度为300～450μm。
(13)上述(9)所述的氮化处理部件，其特征在于，所述氮化层的有效硬化层深度为300～450μm。
发明的效果
根据本发明，能够提供可以通过实施氮化处理而得到深的有效硬化层的氮化用钢。
另外，根据本发明，能够得到在硬化处理前的切削加工中不需要很多工序数、且伴随硬化处理而引起的热处理应变小的氮化处理部件。
并且，本发明的氮化处理部件的氮化层由于具有充分的硬度，且有效氮化层深，因此能够提高氮化处理部件的疲劳强度。
附图说明
图1是表示1.9Al+Cr和有效氮化层深度的关系的图。
图2是表示1.9Al+Cr和表层(氮化层)硬度的关系的图。
图3是表示作为本发明的一个实施方式的齿轮部件的一个齿的1/2剖面的图。
具体实施方式
在本发明中，氮化用钢是指作为氮化处理部件的原料所使用的钢。
本发明的氮化用钢通过将钢片热加工而制造。本发明的氮化处理部件能够通过以下方法得到：在将本发明的氮化用钢热加工后，进行氮化处理，或者在将与本发明的氮化用钢具有相同范围内的成分的钢片热加工后，进行氮化处理。
将本发明的氮化用钢冷加工并根据需要进行切削加工等从而形成最终产品形状，或者将钢片直接热加工为最终产品形状，或者热加工为接近最终产品的形状、并进行切削加工从而形成最终产品形状，之后通过氮化处理，形成氮化处理部件。
在本发明中，“氮化处理”是指使氮在钢铁材料的表面层扩散而使表面层硬化的处理的意思，也包含“软氮化处理”。
“软氮化处理”是使氮和碳在钢铁材料的表面层扩散而使表面层硬化的处理。
对于作为氮化处理的代表性的处理，可以列举气体氮化、等离子体氮化、气体软氮化、盐浴软氮化等，其中，气体软氮化、盐浴软氮化为软氮化处理。
另外，产品为氮化处理部件，能够通过表层硬化、表层的氮浓度上升来确认。特别是软氮化处理部件的硬化的表层为100μm以上，并具有深的有效硬化层。
首先，对在本发明中限定钢材的化学成分的理由进行说明。关于化学成分的限定，适用于本发明的氮化用钢和氮化处理部件中的任一个。
C为提高淬透性而对强度的提高有效的元素，而且为在氮化处理中使合金碳化物析出而也有助于氮化层的析出强化的元素。如果C小于0.05％，则得不到必要的强度，如果超过0.30％，则强度过高而损害可加工性。所以，C的含量设为下限为0.05％、上限为0.30％。其中，从切削加工性的观点出发，C的含量的上限优选为0.25％，更优选为0.20％。而且，为了使部件通过冷加工容易地锻造，优选将C的含量的上限设为0.1％。
Mn为对用于提高淬透性而确保强度有用的元素。如果Mn小于0.4％，则不能确保充分的强度，如果超过3.0％，则强度过剩地上升而可加工性降低。所以，Mn的含量设为下限为0.4％、上限为3.0％。而且，由于含有过剩的Mn，有时有效硬化层深度会减少，因此Mn的含量的上限优选设为2.5％以下。更优选的Mn的含量的上限为2.0％。
Cr为与在氮化处理时渗入的N和钢中的C形成碳氮化物、通过其析出强化而使表面的氮化层硬度显著上升的极其有效的元素。但是，如果过剩地含有Cr，则有时有效硬化层深度会变浅。如果Cr的含量小于0.2％，则不能得到充分的有效硬化层。另一方面，如果Cr的含量超过0.9％，则析出强化的效果饱和，有效硬化层深度减少。所以，Cr的含量设为下限为0.2％、上限为0.9％。另外，Cr的含量优选将下限设为0.3％，将上限设为0.8％。
Al为与氮化时渗入的N形成氮化物而提高氮化层的硬度、对得到更深的有效硬化层深度有效、特别是对表层硬度的提高有效的元素。但是，如果过剩地添加Al，则有时有效硬化层深度会变浅。如果Al的含量小于0.19％，则得不到充分的表层硬度，即使含有超过0.70％，添加的效果也会饱和，从而有效硬化层深度减少。所以，Al的含量设为下限为0.19％、上限为0.70％。另外，Al含量的上限优选设为0.50％，更优选设为0.30％。
本发明的发明者们基于Al和Cr对于氮化层的硬化有效、但如果过剩地添加则使效硬化层深度减少这样的见解，进行了进一步研究。
本发明的发明者们将使Al的含量和Cr的含量改变而成的钢材作为原料，制造冷锻部件并实施氮化处理，测定表层硬度和有效硬化层深度。
氮化处理通过以下方法进行：在以体积分率计NH3∶N2∶CO2＝50∶45∶5的混合气体的气氛中，将温度设为570℃，将保持时间为10小时。
表层硬度为钢剖面上的从表面起50μm内部的位置的HV0.3(2.9N)，基于JIS Z 2244进行测定。另外，有效硬化层深度参考JIS G 0557，设为从表层到HV为550的位置的距离。
研究的结果发现有必要控制Al的含量和Cr的含量的关系。具体而言，判断出：氮化层的有效硬化层深度与Al和Cr的原子浓度的合计具有相关性。
由于Cr的原子量为52，Al的原子量为27，所以通过以质量％计的1.9Al+Cr，能够整理氮化层的有效硬化层深度和表层硬度的关系。而且，在“1.9Al+Cr”的式中，Al和Cr设为钢材中的Al的含量(质量％)和Cr的含量(质量％)。
图1表示1.9Al+Cr和有效硬化层深度的关系。另外，图2表示1.9Al+Cr和表层硬度的关系。在这里，表层硬度为钢剖面上的从表面起50μm位置的硬度。
如图1所示，如果1.9Al+Cr小于0.5％或超过1.8％，则得不到充分的有效硬化层深度。
在1.9Al+Cr小于0.5％时，有效硬化层深度减少可以认为是由于不能得到充分的由Cr的碳氮化物和Al的氮化物而引起的析出强化。因此，如图2所示，如果1.9Al+Cr小于0.5％，则表层硬度也降低。
另一方面，如果1.9Al+Cr超过1.8％，则有效硬化层变浅，其可以认为是由于在氮化处理中钢中的氮的扩散受到阻碍而引起的。
所以，1.9Al+Cr的范围设为下限为0.5％、上限为1.8％。
V为提高淬透性、生成碳氮化物而有助于钢的强度的元素。特别在本发明中，与Mo同样地与Cr或Al形成复合碳氮化物，对于氮化层的硬化是极其有效的。如果V的含量为0.05％以上，则表层硬度和有效硬化层深度显著提高。另一方面，如果V的含量超过1.0％，则使表层硬度和有效硬化层深度增加的效果饱和。所以，V的含量设为下限为0.05％、上限为1.0％。另外，V的含量的上限优选设为0.75％，更优选设为0.50％。
Mo为提高淬透性、主要是生成碳化物而有助于钢的强度的元素。特别在本发明中，与Cr或Al形成复合碳氮化物，对于氮化层的硬化是极其有效的。如果将Mo的含量设为0.05％以上，则表层硬度和有效硬化层深度显著提高。另一方面，如果Mo的含量超过0.50％，则使表层硬度和有效硬化层深度增加的效果不能与制造成本相平衡。所以，Mo的含量设为下限为0.05％、上限为0.50％。另外，Mo的含量优选将上限设为0.25％。
Si虽然为作为脱氧剂而有用的元素，但相反地，在氮化处理中无助于表层硬度的提高，并将有效硬化层深度变浅。因此，优选将Si的含量限制为0.50％以下。为了得到更深的有效硬化层，Si的含量的上限优选设为0.1％。另一方面，由于使Si的含量显著降低而导致制造成本升高，因此Si的含量的下限设为0.003％。
Ti和Nb为与在氮化时渗入的N和钢中的C形成碳氮化物的元素，优选添加一种或两种。为了提高氮化层的硬度而使有效硬化层深度增加，优选分别含有0.01％以上的Ti、Nb。另一方面，即使分别含有超过0.3％的Ti、Nb，由于提高氮化层的硬度而使有效硬化层深度增加的效果饱和，所以Ti、Nb的上限优选设为0.3％。
B为使淬透性提高的元素，为了提高强度，优选含有0.0005％以上。另一方面，即使B的含量超过0.005％，由于淬透性提高的效果饱和，因此B的含量的上限优选设为0.005％。
在本发明中，为了使氮化处理部件的强度整体性地提高，氮化用钢的钢组织优选为贝氏体、马氏体中的一种或两种。
在贝氏体、马氏体中，氮化处理时的析出强化所必须的合金元素的固溶量多。所以，通过将氮化处理前的原料的钢组织设为含有很多贝氏体和马氏体，通过氮化处理时的析出强化，能够有效地提高氮化处理后的钢材的氮化层的硬度。
为了充分得到析出强化的效果，优选将氮化用钢的贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率设为50％以上。为了更有效地析出强化，更优选将贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率设为70％以上。
另外，氮化处理部件的钢组织也与氮化用钢相同，为了提高氮化层的硬度，优选将贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率设为50％以上。为了更有效地析出强化，更优选将贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率设为70％以上。
在这里，贝氏体、马氏体以外的组织优选设为铁素体、珠光体。
钢组织的贝氏体评价能够通过以下方法进行评价：在镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀(Nital)液进行蚀刻，用光学显微镜观察。观察在冷锻前或热锻后进行，观察部位如果为棒钢则可以设为直径的1/4的位置。例如，如果为齿轮，则可以为图3的符号2的位置。
钢组织的面积率可以通过以下方法求出：用光学显微镜对于5个视野分别以500倍进行观察并拍摄照片，目测确定贝氏体部分，利用图像解析求出贝氏体部分占照片整体的面积率。马氏体的面积率也同样地测定。
而且，可以对本发明的氮化用钢不进行热加工，而在由冷加工或切削加工等形成最终产品形状之后，进行氮化处理从而制成氮化处理部件。此时，在氮化用钢的阶段，优选贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率为50％以上。
另外，即使在对氮化用钢进行热锻等热加工并进而根据需要进行切削加工等从而形成最终产品形状时，也优选在氮化用钢的阶段贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率为50％以上。
这是因为通过最终的热加工，而容易将贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率设为50％以上。
在将本发明中规定的氮化用钢进行热加工或冷加工后，进而根据需要进行切削加工等，实施氮化处理而得到氮化处理部件，该氮化处理部件同样发挥本发明的效果。
另外，也可以对与上述的氮化用钢具有同样的成分组成的钢片进行热锻等热加工，进而根据需要进行切削加工等而形成最终产品形状，之后进行氮化处理而作为氮化处理部件。此时，在钢片的阶段，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率不必为50％以上。而且，钢片可以为刚铸造后的钢片，也可以在铸造后实施了热锻或热轧等热加工。
本发明的氮化处理部件具有如下优异的特性：通过进行气体氮化、等离子体氮化、气体软氮化、盐浴软氮化等氮化处理，有效硬化层深度为300μm以上，且表层硬度为700HV以上。
另外，本发明的氮化处理部件的有效硬化层深度优选设为450μm以下。因为即使将有效硬化层深度设为超过450μm，只是氮化处理时间变长，氮化处理部件的疲劳强度提高也会饱和。
而且，虽然本发明的氮化处理部件的表层硬度的上限没有特别限定，但优选设为1000HV。因为即使将表层硬度设为超过1000HV，氮化处理部件的疲劳强度提高也会饱和。
此外，表层硬度为维氏硬度，基于JIS Z 2244进行测定。
根据软氮化处理，只要是通常大小的部件，通过10小时以内的处理时间，就能够得到有效硬化层深度为300μm以上、表层硬度为700HV以上这样的优异的特性。
另外，即使是以往在氮化处理中需要数周的处理时间的大型的部件，通过使用软氮化处理，以1周左右也能够得到有效硬化层深度为300μm以上、表层硬度为700HV以上这样的优异的特性。
接下来，对本发明的氮化用钢及氮化处理部件的制造方法进行说明。
氮化用钢主要由热轧来制造。另外，氮化处理部件主要由热锻来制造。并且，在将贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计的面积率设为50％以上时，控制热轧或热锻的加热温度和冷却速度。
热轧或热锻前的加热温度如果小于1000℃，则有变形阻力增大，成本升高的可能性。另外，如果添加的合金元素没有充分固熔，则淬透性降低，还有贝氏体分率降低的担忧。所以，优选将轧制前或锻造前的加热温度设为1000℃以上。
另一方面，如果加热温度超过1300℃，则奥氏体粒界粗大化，因此加热温度优选为1300℃以下。
进而，为了防止贝氏体和马氏体的分率降低，抑制铁素体、珠光体组织生成，优选在热轧或热锻后控制到500℃以下的冷却速度。
如果到500℃以下的冷却速度的下限为小于0.1℃/s，则有贝氏体、马氏体的面积率降低，有可能变成铁素体、珠光体组织。
另外，为了提高马氏体的面积率，到500℃以下的冷却速度的上限优选快。但是，从可加工性的观点出发，在抑制马氏体生成时，优选将冷却速度的上限设为10℃/s以下。
所以，在热轧或热锻后，到冷却至500℃以下的冷却速度优选设为0.1～10℃的范围。
另外，能够使用由热轧而制造的本发明的氮化用钢，冷加工(例如冷锻、切削加工)为规定的形状的部件而制造氮化处理部件。
通过对使用了本发明的氮化用钢的例如齿轮这样的部件进行氮化处理，能够抑制热处理应变，并且能够得到具有有效硬化层深度为300μm以上、表层硬度为700HV以上的优异的特性的表面硬化层的氮化处理部件。
具备这样的优异特性的表面硬化层的氮化处理部件在疲劳强度上也优异。
作为氮化处理，能够列举气体氮化、等离子体氮化、气体软氮化、盐浴软氮化。
为了得到表层硬度为700HV以上、有效硬化层深度为300μm以上的氮化层，在进行气体氮化时，例如在540℃的氨气氛中，保持20小时以上。
特别是作为氮化处理，例如在使用由570℃的N2+NH3+CO2混合气体进行的普通的气体软氮化处理时，以10小时左右的处理时间能够得到所述氮化层。
即，与对于以往的氮化用钢材实施相同时间软氮化处理时相比较，将本发明的氮化用钢作为原料的部件、或将与本发明的氮化用钢具有相同范围内的成分的钢片进行了热加工而成的部件通过以工业上实用的时间实施软氮化处理，能够得到充分的表层硬度、和更深的有效硬化层。
实施例
接着，进而用实施例说明本发明，但实施例中的条件是用于确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、并达成本发明目的，本发明可以采用各种条件。
首先，熔炼具有表1所示的化学成分的钢。在表1中带有下划线的数值表示其为本发明的范围外。
表1
Figure BDA0000120561590000121
·下划线意指其为本发明的范围外。
·空栏意指有意图地不含有。
将这些钢的一部分进行热轧而得到直径为10mm的圆棒。另外，对于一部分的钢，在将直径为25mm的钢片在1200～1250℃下加热、热锻后，以1～10℃/s的冷却速度冷却，制造厚度为10mm、直径为35mm的具有齿轮形状的热锻品。
通过热轧而制造出的圆棒和热锻品的硬度基于JIS Z 2244进行测定。对于测定位置，以呈现出该试验片的L剖面的方式进行切断、研磨，在直径的1/4的位置，测定HV0.3(2.9N)。
另外，对于热锻后硬度，在图3的符号2的位置测定HV0.3。
由热轧而制造出的圆棒和热锻品的贝氏体和马氏体的面积率通过以下方法求出：在镜面研磨后，由硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻，用光学显微镜对与测定上述硬度的位置相当的区域的5个视野以500倍进行观察并拍摄照片，目测确定贝氏体部分和马氏体部，对这些部分进行图像解析求出面积率。
进而，将热轧后的圆棒作为原料，制造直径为14mm、厚度为10mm的冷锻部件，实施气体软氮化处理。
对于热锻品，进行用于清洁齿轮形状的表面的切削，实施气体氮化处理。气体软氮化处理的条件如下：将气氛设为以体积分率计NH3∶N2∶CO2＝50∶45∶5的混合气体，将温度设为570℃，将保持时间设为10小时。
在软氮化处理后，测定表层硬度。表层硬度为从表面起50μm内部的位置上的HV0.3(2.9N)，以JIS Z 2244为基准而进行测定。
另外，对于有效硬化层深度，以JIS G 0557为基准，测定从表层到HV为550的位置的距离。
结果表示在表2中。在这里，表2的热加工后硬度为热轧后的硬度和热锻后的硬度的平均值。另外，表层硬度和有效硬化层深度为在软氮化处理后测定的结果。
表2
Figure BDA0000120561590000141
在表2中，确认了No.1～15的本发明例的表层硬度均为700HV以上，有效硬化层深度均为300μm以上。
对此相对，作为比较例的No.16、18由于各自C的含量、Mn的含量低于本发明的下限，因此热加工后的硬度低于200HV，从而得不到充分的强度。
No.17、19由于各自C的含量、Mn的含量超过本发明的上限，因此热加工后的硬度超过500HV，从而在可加工性上有问题。
No.20、22由于Cr的含量为本发明的范围外，No.21、25由于Al的含量为本发明的范围外，因此有效硬化层浅、小于300μm。
No.26由于1.9Al+Cr超过1.8，因此有效硬化层变浅。
No.23由于V和Mo的含量低于本发明的下限，No.24由于Si的含量超过本发明的上限，因此有效硬化层深度分别变浅。
此外，上述内容不过是举例说明本发明的实施方式，本发明能够在权利要求的记载范围内加入各种变化。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供可以通过氮化处理而得到深的有效硬化层的氮化用钢，在工业上能够发挥显著的效果。
另外，根据本发明，在制造硬度充分并具有深的有效氮化层的氮化层的氮化处理部件时，可以降低氮化处理前的切削加工工序数，减少硬化处理时的热处理应变，并能够降低具有高疲劳强度的氮化处理部件的制造成本。本发明为工业上的利用价值高的发明。
符号说明
1齿轮部件中的一个齿
2热锻后的硬度测定位置

Claims (13)

1.一种氮化用钢，其特征在于，
以质量％计，含有
C：0.05～0.30％、
Si：0.003～0.50％、
Mn：0.4～3.0％、
Cr：0.2～0.9％、
Al：0.19～0.70％、
V：0.05～1.0％和
Mo：0.05～0.50％，
Al和Cr的含量满足：
0.5％≤1.9Al+Cr≤1.8％，
剩余部分包含Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的氮化用钢，其特征在于，
以质量％计，进一步含有
Ti：0.01～0.3％和
Nb：0.01～0.3％中的一种或两种。
3.根据权利要求1或2所述的氮化用钢，其特征在于，
以质量％计，进一步含有
B：0.0005～0.005％。
4.根据权利要求1或2所述的氮化用钢，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计面积率为50％以上。
5.根据权利要求3所述的氮化用钢，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计面积率为50％以上。
6.一种氮化处理部件，其特征在于，
以质量％计，含有
C：0.05～0.30％、
Si：0.003～0.50％
Mn：0.4～3.0％、
Cr：0.2～0.9％、
Al：0.19～0.70％、
V：0.05～1.0％和
Mo：0.05～0.50％，
Al和Cr的含量满足：
0.5％≤1.9Al+Cr≤1.8％，
剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，所述氮化处理部件在表层具有氮化层，表层硬度为700HV以上。
7.根据权利要求6所述的氮化处理部件，其特征在于，
以质量％计，进一步含有
Ti：0.01～0.3％和
Nb：0.01～0.3％
中的一种或两种。
8.根据权利要求6或7所述的氮化处理部件，其特征在于，
以质量％计，进一步含有
B：0.0005～0.005％。
9.根据权利要求6或7所述的氮化处理部件，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计面积率为50％以上。
10.根据权利要求8所述的氮化处理部件，其特征在于，贝氏体、马氏体中的一种或两种的合计面积率为50％以上。
11.根据权利要求6、7、10中的任一项所述的氮化处理部件，其特征在于，所述氮化层的有效硬化层深度为300～450μm。
12.根据权利要求8所述的氮化处理部件，其特征在于，所述氮化层的有效硬化层深度为300～450μm。
13.根据权利要求9所述的氮化处理部件，其特征在于，所述氮化层的有效硬化层深度为300～450μm。
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