CN103003459B - 氮化用钢及氮化处理部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种氮化用钢，其以质量%计含有C：0.10~0.20%、Si：0.01~0.7%、Mn：0.2~2.0%、Cr：0.2~2.5%、Al：0.01~低于0.19%、V：超过0.2~1.0%、Mo：0~0.54%以及N：0.001~0.01%，P被限制在0.05%以下，S被限制在0.2%以下，余量包含Fe及不可避免的杂质，所述氮化用钢具有上述V、上述C的以质量%计的含量[V]、[C]满足2≤[V]/[C]≤10的成分组成，且包含具有以面积率计为50%以上的贝氏体的钢组织。

Description

氮化用钢及氮化处理部件
技术领域
本发明涉及兼具氮化处理前的加工性和氮化处理后的强度的氮化用钢、以及对氮化用钢进行氮化处理而制造的氮化处理部件。 
本申请基于2010年11月17日在日本提出申请的特愿2010-257210号以及2010年11月17日在日本提出申请的特愿2010-257183号主张优先权，并将其内容援引于此。 
背景技术
在汽车和各种产业机械中，大量使用以改善疲劳强度为目的而实施了表面硬化处理的部件。代表性的表面硬化处理方法是渗碳、氮化、高频淬火等。 
氮化处理与其它方法不同，其在钢的相变点以下的低温下进行处理，因而能够减小热处理变形。 
另外，氮化处理还可以在数小时内得到100μm以上的有效硬化层深度，可以改善疲劳强度。 
为了得到疲劳强度更高的钢部件，需要将有效硬化层进一步加深。为了得到具有所需的硬度及深度的有效硬化层，提出了适当添加有氮化物形成合金的钢(例如专利文献1及2)。 
专利文献2中公开了一种氮化用钢，其含有C：0.35~0.65重量%、Si：0.35~2.00重量%、Mn：0.80~2.50重量%、Cr：0.20重量%以下、以及Al：0.035重量%以下，余量包含Fe及不可避免的杂质。 
专利文献3~7中提出了一种通过控制钢组织而提高了加工性、氮化特性的钢。 
例如，专利文献5中公开了一种冷锻性优异的氮化用钢，其以重量%计含有C：0.01~0.15%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.1~1.5%、Cr：0.1~2.0%、Al：超过0.10%~1.00%、V：0.05~0.40%，进一步含有Mo：0.10~1.00%， 余量包含铁及不可避免的杂质，且具有以下特性：热轧后或热锻后的芯部硬度以HV计为200以下、在之后的冷锻中的极限压缩率为65%以上。 
专利文献6中公开了一种拉削加工性优异的氮化部件用原材料，其特征在于，以质量%计含有C：0.10~0.40%、Si：0.50%以下、Mn：0.30~低于1.50%、Cr：0.30~2.00%、Al：0.02~0.50%，余量包含Fe及杂质元素，且包含硬度为HV210以上的贝氏体组织。 
专利文献7中公开了一种曲轴，其特征在于，以质量%计含有C：0.10~0.30%、Si：0.05~0.3%、Mn：0.5~1.5%、Mo：0.8~2.0%、Cr：0.1~1.0%、以及V：0.1~0.5%，余量包含Fe及不可避免的杂质，将满足2.3%≤C+Mo+5V≤3.7%、2.0%≤Mn+Cr+Mo≤3.0%、2.7%≤2.16Cr+Mo+2.54V≤4.0%且从不受氮化处理的影响的中心部采集的钢试样在1200℃下进行1小时奥氏体化后、以通过900~300℃时的冷却速度达到0.5℃/秒的方式冷却至室温时，贝氏体的比率为80%以上，并且在剖面测得的维氏硬度为260~330HV以下，而且连杆部及轴颈部的氮化层的表面硬度为650HV以上、氮化层的形成深度为0.3mm以上，中心部硬度为340HV以上。 
专利文献8中公开了一种软氮化用钢，其以质量%计含有C≤0.15%、Si≤0.5、Mn≤2.5%、Ti：0.03~0.35%、Mo：0.03~0.8%，在软氮化后，具有贝氏体面积率为50%以上的组织，在贝氏体相中分散析出了全部析出物的90%以上的粒径低于10nm的微细析出物。 
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：日本特开平5-065592号公报 
专利文献5：日本特开平9-279295号公报 
专利文献6：日本特开2006-249504号公报 
专利文献7：日本特开2006-291310号公报 
专利文献8：日本特开2010-163671号公报 
发明内容
发明要解决的技术问题 
上述现有技术中实施了氮化处理的钢与利用现在主流的疲劳强度改善技术即渗碳进行处理而得到的钢相比，有效硬化层深度或芯部硬度不足，当在受到较大冲击或面压的环境下使用时不具有充分的特性。因此，具有热处理变形小的优点的氮化处理没有得到充分的利用。一部分现有技术虽然具有充分的有效硬化层深度、疲劳强度也充分，但由于氮化处理前的钢材硬，因而得不到加工性。也就是说，氮化技术的课题在于氮化后部件的疲劳强度与氮化前钢材的加工性的兼顾，问题是这种兼顾尚未实现。可以说氮化前的钢材的硬度与氮化后的特别是芯部的硬度之差越大的钢材是越优异的发明。 
另外，氮化处理虽然使钢的表层硬化，但是与渗碳处理相比难以确保芯部硬度，因此与通过渗碳处理得到的钢相比，存在疲劳强度差的问题。但是，当实施氮化处理前的钢过硬时，难以加工成汽车部件等，因此实施氮化处理前的钢需要硬度小。 
也就是说，实施氮化处理的钢需要兼具上述特征、即氮化前硬度小、氮化后具有深的有效硬化层深度、钢的芯部也充分变硬这样的相反的特征。更具体而言，氮化前的钢的硬度为HV230以下、优选为HV200以下，氮化后的有效层深度为200μm以上，氮化后的钢的表层的硬度为HV700以上，氮化后的芯部硬度的上升率优选为1.3倍以上。 
为了提高加工特性，可以考虑降低钢的Si量。然而，当过度降低Si量时，虽然氮化处理前的硬度变低、加工性提高，但会在晶界及表面生成被称为白层的铁氮化物的脆弱的层，有时会导致疲劳强度、特别是制成在部件中有槽的形状时的旋转弯曲疲劳强度降低。 
此外，在专利文献8的情况下，未能通过软氮化得到充分的芯部硬度。 
本发明是鉴于上述情况而完成的发明，其技术问题在于提供与现有技术相比在氮化处理后可得到深的有效硬化层及充分的芯部硬度、氮化处理前的加工性优异、且抑制晶界及表面上的白层的生成、具有充分的疲劳强度的氮化用钢、以及将氮化用钢进行氮化处理而制造的氮化处理部件。 
用于解决技术问题的手段 
本发明的主旨如下所述。 
(1)本发明的第一方案是一种氮化用钢，其以质量%计含有C：0.10~0.20%、Si：0.01~0.7%、Mn：0.2~2.0%、Cr：0.2~2.5%、Al：0.01~低于0.19%、V：超过0.2~1.0%、Mo：0~0.54%、以及N：0.001~0.02%，P被限制在0.05%以下，S被限制在0.20%以下，余量包含Fe及不可避免的杂质，所述氮化用钢具有上述V、上述C的以质量%计的含量[V]、[C]满足式1的成分组成，且包含具有以面积率计为50%以上的贝氏体的钢组织。 
2≤[V]/[C]≤10    (式1) 
(2)在上述(1)所述的氮化用钢中，可以是：上述成分组成进一步含有Ti及Nb中的至少1种，上述Ti和上述Nb的合计含量以质量%计为0.01~0.4%。 
(3)在上述(1)或(2)所述的氮化用钢中，可以是：上述C、上述Mn、上述Si、上述Cr、上述Mo的以质量%计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式2。 
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])≤400    (式2) 
(4)在上述(1)或(2)所述的氮化用钢中，可以是：上述成分组成进一步以质量%计含有B：0.0003~0.005%，上述C、上述Mn、上述Si、上述Cr、上述Mo的以质量%计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式3。 
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×(1+1.5×(0.9-[C]))≤400    (式3) 
(5)在上述(1)~(4)中任一项所述的氮化用钢中，可以是：上述Mn的含量以质量%计为0.2~1.0%。 
(6)在上述(1)~(5)中任一项所述的氮化用钢中，可以是：上述Mo的含量以质量%计为0.05~0.2%，且上述V的含量以质量%计为0.3~0.6%。 
(7)在上述(1)~(6)中任一项所述的氮化用钢中，可以是：上述C、上述Mn、上述Cr、上述Mo、上述V的以质量%计的含量[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[V]满足式4。 
0.50≤[C]+{[Mn]/6}+{([Cr]+[Mo]+[V])/5}≤0.80    (式4) 
(8)本发明的第二方案是一种氮化处理部件，其以质量%计含有C：0.10~0.20%、Si：0.01~0.7%、Mn：0.2~2.0%、Cr：0.2~2.5%、Al：0.01~低于0.19%、V：超过0.2~1.0%、以及Mo：0~0.54%，P被限制在0.05%以下，S被限制在0.20%以下，余量包含Fe、N及不可避免的杂质，所述氮化处理部件具有上述V、上述C的以质量%计的含量[V]、[C]满足式5的成分组成，包含具有以面积率计为50%以上的贝氏体的钢组织，且表面具有氮化层，有效硬化层深度为200μm以上，在钢中析出的Cr碳氮化物中含有0.5%以上的上述V、或者上述Mo和上述V。 
2≤[V]/[C]≤10    (式5) 
(9)在上述(8)所述的氮化处理部件中，可以是：上述成分组成进一步含有Ti及Nb中的至少1种，上述Ti和上述Nb的合计含量以质量%计为0.01~0.4%。 
(10)在上述(8)或(9)所述的氮化处理部件中，可以是：上述C、上述Mn、上述Si、上述Cr、上述Mo的以质量%计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式6。 
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])≤400    (式6) 
(11)在上述(8)或(9)所述的氮化处理部件中，可以是：上述成分组成进一步以质量%计含有B：0.0003~0.005%，上述C、上述Mn、上述Si、上述Cr、上述Mo的以质量%计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式7。 
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×(1+1.5×(0.9-[C]))≤400    (式7) 
(12)在上述(8)~(11)中任一项所述的氮化处理部件中，可以是：上述Mn的含量以质量%计为0.2~1.0%。 
(13)在上述(8)~(12)中任一项所述的氮化处理部件中，可以是：上述Mo的含量以质量%计为0.05~0.2%，且上述V的含量以质量%计为0.3~0.6%。 
(14)在上述(8)~(13)中任一项所述的氮化处理部件中，可以是：上述C、上述Mn、上述Cr、上述Mo、上述V的以质量%计的含量[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[V]满足式8。 
0.50≤[C]+{[Mn]/6}+{([Cr]+[Mo]+[V])/5}≤0.80    (式8) 
发明效果 
本发明能够提供氮化处理前的硬度低且在氮化处理中可得到深的有效硬化层和充分的芯部硬度的氮化用钢、以及将氮化用钢进行氮化处理而制造的氮化处理部件，能够提供热处理变形小且疲劳强度高的部件。 
附图说明
图1是对以往的钢材进行氮化处理而得到的部件的有效硬化层的TEM图像。 
图2是表示对以往的钢材进行氮化处理而得到的部件的有效硬化层的Cr碳氮化物的利用X射线元素分析装置得到的成分分析结果的图。 
图3是对本发明的钢材进行氮化处理而得到的部件的有效硬化层的TEM图像。 
图4是表示对本发明的钢材进行氮化处理而得到的部件的有效硬化层的Cr碳氮化物的利用X射线元素分析装置得到的成分分析结果的图。 
图5A是表示在实施例的旋转弯曲疲劳试验中使用的试验片A的形状的图。 
图5B是表示在实施例的旋转弯曲疲劳试验中使用的试验片B的形状的图。 
图5C是表示在实施例的旋转弯曲疲劳试验中使用的试验片C的形状的图。 
图6是表示本发明的实施例中制作的齿轮的一部分的示意图。 
具体实施方式
本发明人对用于解决上述技术问题的钢的成分组成及钢组织进行了深入研究。 
其结果发现：通过在钢中复合添加Cr及V、或者复合添加Cr、V及Mo，使Cr碳氮化物中含有Mo或V，能够有效地提高钢的强度，还能够将氮化时氮扩散的阻碍抑制到最小限度从而得到深的有效硬化层。 
另外，还可知：C由于会使氮化处理前的钢变硬而使加工性降低，因此需要尽量减少，但通过设成适当的成分组成，即使C的含量少，也能够 确保充分的淬火性及氮化后的钢的芯部硬度。 
另外，Si虽然会使氮化处理前的钢变硬而使加工性降低，但由于其会抑制晶界及表面生成白层从而抑制疲劳强度降低，因此需要添加适当的量。本发明人发现了即使在以防止生成白层从而防止疲劳强度降低的程度添加了Si的情况下也不会提高氮化处理前的钢的硬度的适当的成分组成。 
另外，还发现：通过V碳化物的析出硬化，能够使氮化后的钢的芯部变硬，通过使C中含有充分多的V，其效果变大，其结果是可获得与利用渗碳得到的部件同等的疲劳强度。 
此外，还发现：通过将钢组织制成贝氏体主体，能够在氮化处理前使对析出强化（沉淀硬化）有效的元素在钢中充分固溶，有效硬化层深度及氮化后的钢的芯部硬度提高。 
以下，对基于上述见解而完成的本发明的实施方式进行详细说明。 
“氮化用钢”是指作为氮化处理部件的原材料使用的钢材。氮化用钢通过对钢坯或钢锭等钢材根据需要实施热加工或冷加工等而得到。 
“氮化处理部件”是指通过将氮化用钢进行氮化处理而得到的部件。 
“氮化处理”是指使氮在氮化用钢的表面层扩散从而将表面层硬化的处理。代表性地可举出气体氮化、等离子体氮化、气体软氮化、盐浴软氮化等。其中，气体软氮化、盐浴软氮化是使碳也与氮一起同时扩散的软氮化处理。另外，通过确认表层已硬化以及表层的氮浓度与芯部相比上升来判断制品为氮化处理部件。 
“热加工”是指热轧及热锻的总称。具体而言，“热加工”是指将钢材加热至1000℃以上后进行成形的加工处理。 
关于“有效硬化层深度”，参考JIS G 0557中记载的钢的渗碳有效硬化层深度测定方法的定义，是指从表面到HV达到550的位置为止的距离。 
(第1实施方式) 
本发明的第1实施方式是具有规定的成分组成和钢组织的氮化用钢。 
以下，对成分组成进行说明。另外，表示含量的“%”是指“质量%”。此外，符号[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]、[V]表示各元素的以质量%计的含量。 
C：0.10~0.20% 
C是确保淬火性、得到贝氏体主体的钢组织所必需的元素。另外，C还是使合金碳化物在氮化处理中析出从而也有助于析出强化的元素。当C低于0.10%时，得不到所需的强度，当超过0.20%时，钢材的加工变难。 
因此，C含量的上限为0.20%、优选为0.18%、进一步优选为低于0.15%，下限为0.10%、优选为0.11%、进一步优选为0.12%。 
Si：0.01~0.7% 
Si通过0.01%以上的含量而作为脱氧剂起作用，同时具有以下作用：在氮化后抑制表面及晶界上的白层的生成，防止疲劳强度降低。另一方面，当Si的含量超过0.7%时，在氮化处理中无助于表面硬度的提高，会使有效硬化层深度变浅。因此，为了同时提高“有效硬化层深度”及“疲劳强度”，将Si含量设为0.01~0.7%。 
因此，Si含量的上限为0.7%、优选为0.5%、进一步优选为0.3%，下限为0.01%、优选为0.05%、进一步优选为0.1%。 
Mn：0.2~2.0% 
Mn是确保淬火性、得到贝氏体主体的钢组织所必需的元素。当Mn低于0.2%时，无法确保充分的淬火性。当Mn超过2.0%时，钢组织容易含有马氏体，加工变难。当大量添加Mn时，会与氮发生相互作用而妨碍氮的扩散，因此为了有效地得到氮化处理的效果，Mn的含量优选设为1.0%以下。 
因此，Mn含量的上限为2.0%、优选为1.5%、进一步优选为1.0%，下限为0.2%、优选为0.35%、进一步优选为0.5%。 
Cr：0.2~2.5% 
Cr是与在氮化处理时浸入的N及钢中的C形成碳氮化物、利用碳氮化物的析出强化而使表面的硬度显著提高的元素。当Cr量低于0.2%时，无法得到充分的有效硬化层深度，当超过2.5%时，其效果饱和。当大量添加Cr时，会与氮发生相互作用而妨碍氮的扩散，因此为了有效地得到氮化处理的效果，Cr的含量优选设为1.3%以下。 
因此，Cr含量的上限为2.5%、优选为1.8%、进一步优选为1.3%，下限为0.2%、优选为0.35%、进一步优选为0.5%。 
Al：0.01~低于0.19% 
Al是作为脱氧元素所必需的元素，另外，会与在氮化处理时浸入的N形成氮化物而显著提高表面的硬度。Al与Si同样地是过量添加时会使有效硬化层变浅的元素。当Al低于0.01%时，在制钢时无法充分脱氧，而且有时表面的硬度的上升变得不充分。当添加0.19%以上的Al时，有效硬化层变浅。为了得到更深的有效硬化层，Al的含量优选低于0.1%。从制钢时脱氧的容易性的观点出发，Al的含量优选为0.02%以上。 
因此，Al含量的上限为低于0.19%、优选为低于0.15%、进一步优选为低于0.1%，下限为0.01%、优选为0.02%、进一步优选为0.03%。 
V：超过0.2~1.0% 
V通过与在氮化时浸入的N及钢中浸入的N及钢中的C形成碳化物、或者与Cr形成复合碳氮化物，赋予高的表面硬度及深的有效硬化层深度。另外，V还具有以下效果：与C形成V碳化物，利用析出硬化来提高氮化后的钢的芯部硬度。 
因此，在本发明的氮化用钢中，V是非常重要的元素。为了充分得到上述效果，V的含量需要超过0.2%。当添加超过1.0%的V时，在轧制时容易产生瑕疵、制造性下降。 
因此，V含量的上限为1.0%、优选为0.8%、进一步优选为0.6%，下限为超过0.2%、优选为0.3%、进一步优选为0.4%。 
[V]/[C]：2~10 
进而，为了充分得到由V碳化物的析出硬化带来的芯部硬度提高效果，相对于C量需要足够量的V。V与C相比扩散慢，因此需要添加比C更多的V。V即使以V的含量与C的含量比[V]/[C]超过10的方式进行添加，也得不到与添加相称的效果。另外，当[V]/[C]低于2时，得不到充分的析出强化量。因此，需要调节C和V的含量以满足2≤[V]/[C]≤10。 
从制造性的观点出发，[V]/[C]的上限优选为8，进一步优选为5。进而，从析出强化量的观点出发，[V]/[C]的下限优选为3，进一步优选为4。由此，氮化后的芯部的硬度上升，能够得到与渗碳部件同等的疲劳强度。 
因此，[V]/[C]的上限为10、优选为8、进一步优选为5，下限为2、优选为3、进一步优选为4。 
Mo：0~0.54% 
Mo是对确保淬火性、得到贝氏体主体的钢组织有效的元素。另外，通过与在氮化时浸入的N及钢中的C形成碳氮化物、或者与Cr形成复合碳氮化物，赋予高的表面硬度及深的有效硬化层深度。但是，由Mo的添加带来的效果也可通过V的添加来得到，因此Mo不一定需要添加。当大量添加Mo时，轧制时容易产生瑕疵，制造性下降。此外，Mo由于是固溶强化能力高的元素，因此氮化处理前的钢的硬度会变得过硬。 
因此，Mo含量的上限为0.54%、优选为0.35%、进一步优选为0.2%，下限为0%、优选为0.05%、进一步优选为0.1%。 
如上所述那样由Mo的添加带来的效果虽然也可通过V的添加来得到，但在同时添加Mo和V的情况下，能够协同地得到高的表面硬度和深的有效硬化层深度。具体而言，优选Mo的含量为0.05~0.2%且V的含量为0.3~0.6%。 
N：0.001~0.02% 
关于N，当超过0.02%时，高温区域的延展性降低，导致在热轧或热锻时产生裂纹，因此生产率降低。另一方面，要使N达到0.001%以下时，制钢时的成本会提高，因此在经济上不优选。 
因此，N含量的上限为0.02%、优选为0.01%、进一步优选为0.008%，下限为0.001%、优选为0.002%、进一步优选为0.003%。 
P：0.05%以下 
P是杂质，当超过0.05%时，会使钢的晶体晶界脆化而导致疲劳强度劣化。另一方面，从制钢成本的观点出发，优选的P的下限值为0.0001%。 
因此，P含量的上限为0.05%、优选为0.04%、进一步优选为0.03%，下限为0%、0.0001%、或0.0005%。 
S：0.20%以下 
S在钢中形成MnS，从而提高被削性。但当低于0.0001%时，其效果不充分。而当超过0.20%时，会在晶界发生偏析而导致晶界脆化。 
因此，S含量的上限为0.20%、优选为0.10%、进一步优选为0.05%，下限为0%、0.0001%、或0.0005%。 
关于C、Mn、Si、Cr、及Mo的含量，下述式A所示的淬火性倍数α从确保淬火性的观点出发优选为65以上，从热加工或冷加工的容易性的观点出发优选为400以下。 
淬火性倍数α＝8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])    (式A) 
淬火性倍数是表示合金元素影响淬火性的程度的数值。该式参考了门间改三著《铁钢材料学》(实教出版、东京、2005年发行)p.250表5-11。 
Ti+Nb：0.01~0.4% 
Ti和Nb也是对确保淬火性、得到贝氏体主体的钢组织有效的元素，可添加一者或两者。Ti及Nb与Mo、V同样地是对通过与在氮化时浸入的N及钢中的C形成碳氮化物而得到高的表面硬度及深的有效硬化层深度有效的元素。 
关于Ti及Nb的合计含量，当低于0.01%时，无法充分地得到其效果，当超过0.4%时，无法完全固熔，因此其效果饱和。 
因此，Ti及Nb的合计含量的上限为0.4%、优选为0.35%、进一步优选为0.30%，下限为0%、优选为0.01%、进一步优选为0.05%。 
B：0~0.005% 
B是对通过0.0003%以上的含量而提高淬火性并得到贝氏体主体的钢组织有效的元素，可选择性地进行添加。当B低于0.0003%时，无法充分得到添加的效果，当超过0.005%时，其效果饱和。 
因此，B含量的上限为0.005%、优选为0.004%、进一步优选为0.003%，下限为0%、优选为0.0003%、进一步优选为0.0008%。 
在添加有B的情况下，淬火性倍数从确保淬火性的观点出发也优选为65以上，从冷加工及锻造加工的容易性的观点出发也优选为400以下。但是，此时的淬火性倍数是作为淬火性倍数β通过以下的式B来求出。 
淬火性倍数β=8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×(1+1.5×(0.9-[C]))    (式B) 
该式参考了门间改三著《铁钢材料学》(实教出版、东京、2005年发行)p.250表5-11。 
碳当量：0.50~0.80 
氮化用钢的成分组成优选：由[C]+{[Mn]/6}+{([Cr]+[Mo]+[V])/5}求出的碳当量(Ceq.)为0.50以上且0.80以下。当碳当量为0.50以上且0.80以下时，对后述的贝氏体生成有利地发挥作用，还能够避免氮化前的过度的硬度上升。由此，可得到所期望的热锻后硬度。 
余量：Fe及不可避免的杂质 
本实施方式的氮化用钢的成分组成除上述元素以外，还可包含在制造工序等中不可避免地混入的杂质，但优选尽可能不混入杂质。另外，在对氮化用钢进行氮化而得到的氮化处理部件中，作为余量，具有Fe、N和不可避免的杂质。 
接着，对本实施方式的氮化用钢的钢组织进行说明。 
本实施方式的氮化用钢的钢组织具有以面积率计为50%以上的贝氏体。 
为了提高有效硬化层深度，需要使氮化用钢在氮化时充分析出强化而使钢的硬度上升。因此，需要在氮化处理前事先使析出所需的合金元素在氮化用钢中充分固溶，为此，马氏体或贝氏体是适合的。 
另一方面，当考虑到冷锻性或切削性时，马氏体为主体的钢组织由于硬度过高而不适合。基于以上的原因，钢组织为贝氏体主体是最合适的，为了使其充分地析出强化，钢组织需要具有以面积率计为50%以上的贝氏体。为了使其更有效地析出强化，钢组织优选具有以面积率计为70%以上的贝氏体。另外，除贝氏体以外的余量的钢组织为铁素体、珠光体及马氏体中的1种或2种以上。 
关于钢组织的贝氏体，在镜面研磨后，用硝酸乙醇溶液进行蚀刻，即可用光学显微镜进行观察。例如，用光学显微镜以500倍观察与测定了硬度的位置相当的区域的5个视野并拍摄照片，对这些照片进行图像解析，可求出贝氏体的面积率。 
氮化用钢可以是铸造后的钢材，也可以是对铸造后的钢材根据需要实施了热加工或冷加工而得到的钢材。 
在对钢材不进行热加工或热处理的情况下制造氮化用钢时，钢材的钢组织需要具有以面积率计为50%以上的贝氏体。 
在对钢材进行热加工而制造氮化用钢的情况下，也优选钢材的钢组织具有50%以上的贝氏体。因为在这种情况下在最终的热加工中容易得到具有包含以面积率计为50%以上的贝氏体的钢组织的氮化用钢。 
但是，当对钢材进行热加工而制造具有包含以面积率计为50%以上的贝氏体的钢组织的氮化用钢时，钢材的钢组织也可以不含50%以上的贝氏体。这是因为，即使热加工前的钢材的钢组织例如为铁素体和珠光体的二相组织，通过热加工，全部的钢组织会先变成奥氏体，在热加工后的冷却中会变成贝氏体。也就是说，只要氮化用钢的钢组织具有50%以上的贝氏体即可。 
具有50%以上的贝氏体的钢组织可通过控制用于制造氮化用钢的热轧或用于制造氮化处理部件的热锻来得到。具体而言，可通过规定热轧或热锻的温度、热轧或热锻后的冷却速度来得到。 
当热轧及热锻前的加热温度低于1000℃时，变形阻力增大，成本升高，而且添加合金元素不会充分固熔，因此淬火性降低，贝氏体的面积率降低。因此，轧制前及锻造前的加热温度优选为1000℃以上。当加热温度超过1300℃时，奥氏体晶界会粗大化，因此加热温度优选为1300℃以下。 
在具有上述的成分组成的钢材的情况下，当在热轧或热锻后到冷却至500℃为止的冷却速度低于0.1℃/sec时，贝氏体的面积率降低、或铁素体/珠光体增加，因此冷却速度优选为0.1℃/sec以上。当冷却速度超过10℃/sec时，由于马氏体的增加，使冷锻或切削前的强度变高、成本升高，因此冷却速度优选为10℃/sec以下。 
在上述条件下进行热轧并冷加工(例如冷锻、切削加工)成规定的形状后制造的氮化用钢通过进行氮化处理，可在抑制变形的同时提高疲劳强度。 
(第2实施方式) 
接着，对本发明的第2实施方式的氮化处理部件进行说明。 
本实施方式的氮化处理部件通过对第1实施方式中说明过的氮化用钢进行软氮化处理而得到。对于有关其成分组成的说明，由于与第1实施方式中说明过的成分组成相同，因而省略。但是，关于N含量，由于根据氮化处理的条件不同，含量会大幅发生变化，因此不进行规定。 
在氮化处理部件中，需要以面积率计为50%以上的钢组织是贝氏体。氮化处理部件的贝氏体的面积率可通过与氮化处理用钢的贝氏体的面积率同样的方法来求出。 
通过对第1实施方式的氮化用钢进行软氮化处理，可以在氮化处理部 件中使钢中析出的Cr碳氮化物中含有0.5%以上的V、或者Mo和V。具体而言，为了使Cr碳氮化物中含有0.5%以上的V、或者Mo和V，需要制成含有Mo：0~0.54%及V：超过0.2~1.0%、且具有50%以上的贝氏体的钢组织来进行氮化处理。由此，能够得到优异的表面硬度及有效硬化层深度。另外，可以认为通过氮化处理而表层发生硬化的机制是由合金或铁的氮化物带来的析出强化、或者是氮的固溶强化。 
关于在Cr碳氮化物中是否含有V、Mo，可用X射线元素分析装置等进行分析。X射线元素分析装置等的精度只要能够检测出含有0.5%以上的元素即可。 
关于氮化处理，例如设为10小时的利用580℃的N2+NH3+CO2混合气体的气体软氮化处理。由此，可得到表面硬度为HV700以上、有效硬化层深度为200μm以上的有效硬化层。即，能够以工业上实用的时间得到充分的表面硬度及比以往的钢材更深的有效硬化层，还能够得到充分的芯部硬度。 
关于对基于现有技术的CrMn钢进行气体软氮化处理得到的部件，其有效硬化层的利用透射型电子显微镜的观察结果示于图1，其使用了X射线元素分析装置的有效硬化层部分的Cr碳氮化物中的成分分析结果示于图2。 
关于对基于本发明的CrMoV钢进行气体软氮化处理得到的部件，其有效硬化层的利用透射型显微镜的观察结果示于图3。可知：与利用现有技术的气体软氮化处理部件相比，析出大量微细的Cr碳氮化物，充分地被析出强化。 
图4示出使用了X射线元素分析装置的基于本发明的部件的有效硬化层部分的Cr碳氮化物中的成分分析结果。由该结果可知：在Cr碳氮化物中含有Mo及V。 
实施例1 
在实验例A1~A36中，对具有表1、表2所示的成分组成的钢进行了熔炼。表2中的P表示作为不可避免的杂质检测出的P的含量，并非有意地添加的物质。另外，表1、表2中的“-”表示未有意地添加该元素。关于表2中的“淬火性倍数”，在不含B的实验例的情况下是由8.65×[C]1/2×(1+ 4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])算出的值，在含有B的实验例的情况下是由8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×(1+1.5×(0.9-[C]))算出的值。 
另外，“Ceq”是由[C]+{[Mn]/6}+{([Cr]+[Mo]+[V])/5}算出的值。 
表1 
实验例 C Si Mn Cr Al V Mo N
A1 0.10 0.05 1.98 0.46 0.02 0.32 0.49 0.0036
A2 0.12 0.04 0.55 1.53 0.08 0.28 0.45 0.0063
A3 0.11 0.06 0.64 1.20 0.03 0.22 0.48 0.0052
A4 0.13 0.05 0.75 0.98 0.03 0.99 0.04 0.0096
A5 0.15 0.02 1.64 1.18 0.11 0.38  -   0.0084
A6 0.20 0.03 0.22 1.16 0.04 0.48 0.26 0.042
A7 0.12 0.02 1.20 1.26 0.18 0.36 0.08 0.0063
A8 0.18 0.01 1.82 0.32 0.03 0.74 0.06 0.0036
A9 0.11 0.09 0.74 2.20 0.03 0.38 0.08 0.0059
A10 0.11 0.05 1.22 1.19 0.03 0.30 0.24 0.0041
A11 0.18 0.01 1.11 1.28 0.16 0.66  -   0.0050
A12 0.19 0.02 0.96 0.83 0.08 0.48 0.45 0.0043
A13 0.10 0.15 2.00 1.10 0.03 0.21 0.11 0.0030
A14 0.11 0.16 1.66 1.49 0.06 0.23 0.22 0.0053
A15 0.10 0.18 1.41 0.77 0.02 0.92 0.35 0.0155
A16 0.13 0.16 1.52 1.10 0.03 0.40 0.24 0.0076
A17 0.17 0.23 1.64 1.08 0.09 0.39  -   0.0036
A18 0.20 0.21 0.34 1.83 0.06 0.48 0.27 0.0044
A19 0.10 0.28 1.29 0.95 0.12 0.21 0.18 0.0043
A20 0.18 0.12 0.52 0.47 0.04 0.74 0.50 0.0055
A21 0.11 0.25 1.14 1.02 0.03 0.25 0.22 0.0047
A22 0.19 0.24 0.74 0.70 0.09 0.48 0.41 0.0059
A23 0.15 0.65 0.92 0.95 0.01 0.41 0.19 0.0068
A24 0.10 0.24 1.13 1.32 0.04 0.22 0.09 0.0049
A25 0.11 0.38 0.65 1.46 0.06 0.48 0.19 0.0058
A26 0.12 0.31 0.83 1.83 0.05 0.49 0.14 0.0084
A27 0.10 0.46 1.99 1.35 0.03 0.31 0.11 0.0068
A28 0.13 0.51 1.04 0.78 0.08 0.29 0.13 0.0043
A29 0.10 0.26 1.08 1.31 0.03 0.33 0.1 0.0046
A30 0.07 0.07 1.57 0.16 0.10 0.21 0.16 0.0061
A31 0.24 0.08 1.53 1.36 0.04 0.39 0.13 0.0055
A32 0.11 0.82 1.52 0.42 0.07 0.22 0.06 0.0059
A33 0.18 0.08 2.42 1.39 0.04 0.36 0.42 0.0055
A34 0.19 0.16 0.89 0.38 0.19  -   0.25 0.0061
A35 0.17 0.23 0.93 0.66 0.05 0.35 1.48 0.0062
A36 0.19 0.11 1.50 1.18 0.05 0.21 0.11 0.0062
表2 
在实验例A1~A36中： 
(1)由如上所述那样熔炼而成的钢制造直径为30mm的钢坯， 
(2)将钢坯在表3所示的“热锻条件”(“加热温度(℃)”及“冷却速度(℃/s)”) 下进行热锻，制造厚度为10mm、直径为35mm的圆柱形状的热锻构件， 
(3)将热锻构件进行切削，制造齿轮形状构件。 
将对于实验例A1~A36的“贝氏体面积率(%)”、“热锻后硬度(HV)”的测定结果示于表3。 
“贝氏体面积率(%)”是在与热锻构件的轴向垂直的剖面中距离表面为直径的1/4深度的测定位置处的贝氏体的面积率。具体而言，“贝氏体面积率(%)”通过以下方法来求出：将上述测定位置进行镜面研磨后，用硝酸乙醇溶液进行蚀刻，利用光学显微镜以500倍观察5个视野并拍摄照片，将这些照片进行图像解析。 
“热锻后硬度(HV)”是氮化处理前的齿轮形状构件的硬度，根据JIS Z2244，以在图6所示的硬度测定位置52出现厚度方向的中央部的方式将齿轮形状构件切断、研磨，测定HV0.3(2.9N)而求出。另外，图6示出齿轮形状构件中的1个齿51的形状以及硬度测定位置52。 
表3 
接着，对上述齿轮形状构件进行气体软氮化处理，制造氮化处理齿轮。关于气体软氮化处理，在以体积分率计为NH3：N2：H2：CO2=50：40：5：5的混合气体中、在580℃×10hr的条件下进行。在本试验中，为了形成容 易抑制白层生成的气氛，还混合了H2气体。 
将对于实验例A1~A36的“表面硬度(HV)”、“有效硬化层深度(μm)”、“气体软氮化处理后的芯部硬度上升率”、“试验片A旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“试验片B旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“试验片C旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“Cr碳氮化物中V、或者Mo和V”的测定结果示于表4。 
关于“表面硬度(HV)”，根据JIS Z 2244，测定氮化处理齿轮的距离表面50μm深度的硬度测定位置处的HV0.3(2.9N)来求出。 
关于“有效硬化层深度(μm)”，参考JIS G 0557，测定从表面至HV0.3(2.9N)达到550的位置为止的距离来求出。 
关于“气体软氮化处理后的芯部硬度上升率”，对上述硬度测定位置52，在气体软氮化处理后测定HV0.3(2.9N)来求出，以与气体软氮化处理前的硬度(即热锻后硬度)之比来表示。 
“试验片A旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“试验片B旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“试验片C旋转弯曲疲劳强度(MPa)”通过以下方法来评价： 
(1)将上述钢坯在表3所示的热锻条件(加热温度及冷却速度)下进行热锻而制造直径为16mm的构件， 
(2)将该构件进行切削加工后进行上述气体软氮化处理，制造图5A、图5B、图5C所示的试验片A、试验片B、试验片C， 
(3)对这些试验片A~C进行旋转弯曲疲劳试验，求出能承受107次的最大应力(MPa)。 
图5A示出未开槽的平滑试验片A，图5B示出刻有曲率半径ρ=1.2的槽(应力集中系数α≈1.8)的带槽试验片B，图5C示出刻有曲率半径ρ=0.4的槽(应力集中系数α=2.7)的带槽试验片C。 
另外，由有效硬化层部分制作薄膜试验片，使用透射型电子显微镜观察有效硬化层部分。其结果是，在有效硬化层部分观察到微细的Cr碳氮化物。进而，使用X射线元素分析装置对Cr碳氮化物的成分进行分析，调查Cr碳氮化物中是否含有Mo或V。本实施例中使用的X射线元素分析装置的精度是能够检测出含有0.5%以上的元素的精度。当检测出含有0.5%以上的V、或者Mo和V时，在表4的“Cr碳氮化物中V、或者Mo和V”栏中记为“含有”，当没有检测出含有0.5%以上的V、或者Mo和V时记为 “不含”。 
表4 
在实验例A1~A29中，得到具有HV700以上的表面硬度、及200μm以上的有效硬化层深度的氮化处理齿轮。进而，还确认到了：氮化后的芯部 硬度上升率为1.3以上，兼顾了氮化前的加工容易性和疲劳强度。 
在实验例A30中，由于C量及Cr量低，因此淬火性倍数低。为此，氮化处理齿轮的硬度、弯曲疲劳强度不充分。 
在实验例A31中，由C量高，因此热锻后硬度变得过高。为此，无法容易地实施切削加工。即，从成本的观点出发不优选进行切削加工。 
在实验例A32中，由于Si量高，因此有效硬化层深度不充分。另外，旋转弯曲疲劳强度低。 
在实验例A33中，由于Mn量高，因此热锻后硬度变得过高。为此，无法容易地实施切削加工。即，从成本的观点出发不优选进行切削加工。 
在实验例A34中，由于Al量高且不含V，因此氮化处理齿轮的硬度、弯曲疲劳强度不充分。 
在实验例A35中，由于Mo量高，因此热锻后硬度变得过高。为此，无法容易地实施切削加工。即，从成本的观点出发不优选进行切削加工。 
在实验例A36中，由于[V]/[C]低，因此得不到充分的析出强化。为此，气体软氮化处理后的芯部硬度上升率不充分。 
实施例2 
在实验例B1~B10中，将具有表5、表6所示的成分组成的钢进行熔炼。表6中的P及S表示作为不可避免的杂质检测出的P及S的含量，并不是有意添加的物质。另外，表5、表6中的“-”表示没有有意地添加该元素。关于表6中的“淬火性倍数”，在含有B的实验例的情况下是由8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])算出的值，在不含B的实验例的情况下是由8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×(1+1.5×(0.9-[C]))算出的值。 
另外，“Ceq”是由[C]+{[Mn]/6}+{([Cr]+[Mo]+[V])/5}算出的值。 
表5 
实验例 C Si Mn Cr Al V Mo N
B1 0.11 0.08 0.47 1.22 0.11 0.28 0.45 0.0058
B2 0.14 0.02 1.25 0.44 0.06 0.37 0.50 0.0056
B3 0.13 0.07 0.83 1.12 0.04 0.40 0.29 0.0071
B4 0.14 0.03 1.11 1.10 0.18 0.56 0.24 0.0054
B5 0.12 0.40 0.96 1.06 0.16 0.42 0.36 0.0072
B6 0.10 0.70 0.60 2.15 0.05 0.33 0.29 0.0034
B7 0.14 0.24 0.86 1.55 0.17 0.56 0.23 0.0044
B8 0.16 0.08 0.61 0.77 0.09 0.10 0.09 0.0084
B9 0.24 0.20 1.28 1.58 0.15 0.26 0.25 0.0092
B10 0.16 0.09 0.76 1.95 0.03 0.13 0.85 0.0060
表6 
在实验例B1~B10中： 
(1)由如上所述那样熔炼而成的钢制造厚度为50mm的钢坯， 
(2)将钢坯在表7所示的“热轧条件”(“加热温度(℃)”及“冷却速度(℃/s)”)下进行热轧，制造厚度为25mm的热轧钢板， 
(3)将热轧钢板进行切削而制造直径为10mm的构件， 
(4)将该构件进行冷锻，制造厚度为10mm、直径为14mm的圆柱形状的冷锻构件， 
(5)对冷锻构件进行切削，制造齿轮形状构件。 
将对于实验例B1~B10的“贝氏体面积率(%)”、“冷锻后硬度(HV)”的 测定结果示于表7。 
“贝氏体面积率(%)”是在与冷锻构件的轴向垂直的剖面中距离表面为直径的1/4深度的测定位置处的贝氏体的面积率。具体而言，“贝氏体面积率(%)”通过以下方法来求出：将上述测定位置进行镜面研磨后，用硝酸乙醇溶液进行蚀刻，利用光学显微镜以500倍观察5个视野并拍摄照片，将这些照片进行图像解析。 
“冷锻后硬度”是氮化处理前的齿轮形状构件的硬度，根据JIS Z 2244，以在图6所示的测定位置52出现厚度方向的中央部的方式将齿轮形状构件切断、研磨，测定HV0.3(2.9N)而求出。 
表7 
接着，对上述齿轮形状构件进行气体软氮化处理，制造氮化处理齿轮。关于气体软氮化处理，在以体积分率计为NH3：N2：H2：CO2=50：40：5：5的混合气体中、在580℃×10hr的条件下进行。在本试验中，为了形成容易抑制白层生成的气氛，还混合了H2气体。 
将对于实验例B1~B10的“表面硬度(HV)”、“有效硬化层深度(μm)”、“气体软氮化处理后的芯部硬度上升率”、“试验片A旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“试验片B旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“试验片C旋转弯曲疲劳强度(MPa)”、“Cr碳氮化物中V、或者Mo和V”的测定结果示于表8。 
关于各项目的测定，与实施例1同样地进行。 
表8 
在实验例B1~B7中，得到HV700以上的表面硬度、及200μm以上的有效硬化层深度的氮化处理齿轮。进而，还确认到了：氮化后的芯部硬度上升率为1.3以上，兼顾了氮化前的加工容易性和疲劳强度。 
在实验例B8中，由于V量低以及淬火性倍数低，因此贝氏体的面积率低于50%，而且氮化后芯部硬度上升率低。 
在实验例B9中，由于C量高，因此热轧后的硬度变得过高。为此，无法容易地实施切削加工。即，从成本的观点出发不优选进行切削加工。 
在实验例B10中，由于Mo量高，因此热轧后的硬度变得过高。为此，无法容易地实施切削加工。即，从成本的观点出发不优选进行切削加工。 
产业上利用的可能性 
根据本发明，能够提供氮化处理前的硬度低且在氮化处理中可得到深的有效硬化层和充分的芯部硬度的氮化用钢、以及将氮化用钢进行氮化处理而制造的氮化处理部件，能够提供热处理变形小且疲劳强度高的部件，因此可适用于汽车部件、各种产业机械部件中，产业上利用的可能性大。 
符号说明 
11    Cr碳氮化物 
31    含有Mo及V的Cr碳氮化物 
51    齿轮中的1个齿 
52    热锻后的硬度测定位置 

Claims (14)

1.一种氮化用钢，其特征在于，以质量％计含有
C：0.10～0.20％、
Si：0.01～0.7％、
Mn：0.2～2.0％、
Cr：0.2～2.5％、
Al：0.01％以上且低于0.1％、
V：超过0.2％且1.0％以下、
Mo：0～0.54％、以及
N：0.0034～0.02％，
P被限制在0.05％以下，
S被限制在0.20％以下，
余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述氮化用钢具有所述V、所述C的以质量％计的含量[V]、[C]满足式1的成分组成，且包含具有以面积率计为50％以上的贝氏体、余量为铁素体、珠光体及马氏体中的1种或2种以上的钢组织，
2≤[V]/[C]≤10    (式1)。
2.根据权利要求1所述的氮化用钢，其特征在于，所述成分组成进一步含有Ti及Nb中的至少1种，所述Ti和所述Nb的合计含量以质量％计为0.01～0.4％。
3.根据权利要求1或2所述的氮化用钢，其特征在于，所述C、所述Mn、所述Si、所述Cr、所述Mo的以质量％计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式2，
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])≤400    (式2)。
4.根据权利要求1或2所述的氮化用钢，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计含有B：0.0003～0.005％，
所述C、所述Mn、所述Si、所述Cr、所述Mo的以质量％计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式3，
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×(1+1.5×(0.9-[C]))≤400    (式3)。
5.根据权利要求1或2所述的氮化用钢，其特征在于，所述Mn的含量以质量％计为0.2～1.0％。
6.根据权利要求1或2所述的氮化用钢，其特征在于，所述Mo的含量以质量％计为0.05～0.2％，且所述V的含量以质量％计为0.3～0.6％。
7.根据权利要求1或2所述的氮化用钢，其特征在于，所述C、所述Mn、所述Cr、所述Mo、所述V的以质量％计的含量[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[V]满足式4，
0.50≤[C]+{[Mn]/6}+{([Cr]+[Mo]+[V])/5}≤0.80    (式4)。
8.一种氮化处理部件，其特征在于，以质量％计含有
C：0.10～0.20％、
Si：0.01～0.7％、
Mn：0.2～2.0％、
Cr：0.2～2.5％、
Al：0.01％以上且低于0.1％、
V：超过0.2％且1.0％以下、以及
Mo：0～0.54％，
P被限制在0.05％以下，
S被限制在0.20％以下，
余量由Fe、N及不可避免的杂质构成，
所述氮化处理部件具有所述V、所述C的以质量％计的含量[V]、[C]满足式5的成分组成，
包含具有以面积率计为50％以上的贝氏体、余量为铁素体、珠光体及马氏体中的1种或2种以上的钢组织，
且表面具有氮化层，有效硬化层深度为200μm以上，
在钢中析出的Cr碳氮化物中含有0.5％以上的所述V、或者所述Mo和所述V，
2≤[V]/[C]≤10    (式5)。
9.根据权利要求8所述的氮化处理部件，其特征在于，所述成分组成进一步含有Ti及Nb中的至少1种，所述Ti和所述Nb的合计含量以质量％计为0.01～0.4％。
10.根据权利要求8或9所述的氮化处理部件，其特征在于，所述C、所述Mn、所述Si、所述Cr、所述Mo的以质量％计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式6，
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])≤400    (式6)。
11.根据权利要求8或9所述的氮化处理部件，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计含有B：0.0003～0.005％，
所述C、所述Mn、所述Si、所述Cr、所述Mo的以质量％计的含量[C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Mo]满足式7，
65≤8.65×[C]1/2×(1+4.1×[Mn])×(1+0.64×[Si])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×(1+1.5×(0.9-[C]))≤400    (式7)。
12.根据权利要求8或9所述的氮化处理部件，其特征在于，所述Mn的含量以质量％计为0.2～1.0％。
13.根据权利要求8或9所述的氮化处理部件，其特征在于，所述Mo的含量以质量％计为0.05～0.2％，且所述V的含量以质量％计为0.3～0.6％。
14.根据权利要求8或9所述的氮化处理部件，其特征在于，所述C、所述Mn、所述Cr、所述Mo、所述V的以质量％计的含量[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[V]满足式8，
0.50≤[C]+{[Mn]/6}+{([Cr]+[Mo]+[V])/5}≤0.80    (式8)。
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IN2015DN00283A (zh) * 2012-07-26 2015-06-12 Jfe Steel Corp
JP6292765B2 (ja) * 2013-05-01 2018-03-14 本田技研工業株式会社 軟窒化クランクシャフト及びその製造方法
EP2985362B8 (en) * 2013-10-02 2020-10-21 Nippon Steel Corporation Age-hardenable steel
WO2015050151A1 (ja) * 2013-10-02 2015-04-09 新日鐵住金株式会社 時効硬化性鋼
JP6375691B2 (ja) * 2014-05-22 2018-08-22 新日鐵住金株式会社 窒化用鋼
WO2015195285A1 (en) * 2014-06-20 2015-12-23 Arvinmeritor Technology, Llc Ferrous alloy
US20170275741A1 (en) * 2014-09-02 2017-09-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-thermal refined nitrocarburized component
JP6431456B2 (ja) * 2014-09-05 2018-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法
JP2016145380A (ja) * 2015-02-06 2016-08-12 株式会社神戸製鋼所 大型鍛造用鋼及び大型鍛造部品
CN107406942B (zh) 2015-03-24 2019-10-18 杰富意钢铁株式会社 软氮化用钢及部件及其制造方法
CN107406959B (zh) * 2015-03-25 2020-02-04 日本制铁株式会社 耐磨性和耐点蚀性优异的氮化处理部件和软氮化处理部件以及氮化处理方法、软氮化处理方法
EP3279356A4 (en) * 2015-03-31 2018-10-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Age-hardening steel and method of manufacturing parts using age-hardening steel
US10731242B2 (en) 2015-09-08 2020-08-04 Nippon Steel Corporation Nitrided steel part and method of production of same
US10837096B2 (en) 2015-09-08 2020-11-17 Nippon Steel Corporation Nitrided steel part and method of production of same
US10272960B2 (en) 2015-11-05 2019-04-30 Caterpillar Inc. Nitrided track pin for track chain assembly of machine
BR112019006046A2 (pt) * 2016-10-05 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp peça nitretada e método para produzir a mesma
JP6610808B2 (ja) * 2016-11-30 2019-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品
JP6583484B2 (ja) * 2018-06-04 2019-10-02 日本製鉄株式会社 窒化用鋼
PL3591081T3 (pl) * 2018-07-05 2021-10-25 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg Sposób wytwarzania węgloutwardzonej cieplnie stalowej części konstrukcyjnej
US10883154B2 (en) * 2018-08-07 2021-01-05 GM Global Technology Operations LLC Crankshaft and method of manufacture
JP7196707B2 (ja) * 2019-03-18 2022-12-27 愛知製鋼株式会社 窒化用鍛造部材及びその製造方法、並びに表面硬化鍛造部材及びその製造方法
CN115011779A (zh) * 2022-06-23 2022-09-06 东风商用车有限公司 一种高速重载汽车氮化内齿圈及其生产工艺

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006233237A (ja) * 2005-02-22 2006-09-07 Jfe Steel Kk 高強度部材の製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5871357A (ja) 1981-10-22 1983-04-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟窒化用鋼
JPH0621319B2 (ja) * 1986-03-04 1994-03-23 愛知製鋼株式会社 熱間鍛造用非調質鋼
JP2854685B2 (ja) 1990-07-27 1999-02-03 大同特殊鋼株式会社 軟窒化用鋼
JPH0565592A (ja) 1991-09-07 1993-03-19 Toyota Motor Corp 高疲労強度構造用鋼およびその鋼部材
JP2894184B2 (ja) 1993-12-03 1999-05-24 住友金属工業株式会社 軟窒化用鋼
JP2906996B2 (ja) 1994-04-20 1999-06-21 日本鋼管株式会社 冷間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法
JPH09256045A (ja) * 1996-03-22 1997-09-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品
JPH09279295A (ja) 1996-04-16 1997-10-28 Nippon Steel Corp 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼
US6319338B1 (en) * 1996-11-28 2001-11-20 Nippon Steel Corporation High-strength steel plate having high dynamic deformation resistance and method of manufacturing the same
JPH10298703A (ja) * 1997-04-21 1998-11-10 Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk 降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調質鋼
JP4219863B2 (ja) 2004-07-06 2009-02-04 愛知製鋼株式会社 高強度ベイナイト型窒化部品及びその製造方法
JP4997709B2 (ja) 2005-03-10 2012-08-08 愛知製鋼株式会社 ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材及びその製造方法
JP2006291310A (ja) 2005-04-12 2006-10-26 Daido Steel Co Ltd クランクシャフト及びその製造方法
JP4385019B2 (ja) 2005-11-28 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 鋼製軟窒化機械部品の製造方法
JP2009191322A (ja) * 2008-02-15 2009-08-27 Sanyo Special Steel Co Ltd 浸炭部品用の耐粗粒化特性に優れたはだ焼鋼
JP5427418B2 (ja) 2009-01-19 2014-02-26 Ｊｆｅ条鋼株式会社 軟窒化用鋼

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006233237A (ja) * 2005-02-22 2006-09-07 Jfe Steel Kk 高強度部材の製造方法

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Publication number Publication date
KR101382828B1 (ko) 2014-04-08
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