CN104220620A

CN104220620A - 氮化用钢材和氮化部件

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Publication number: CN104220620A
Application number: CN201380015617.4A
Authority: CN
Inventors: 行德裕也; 堀本雅之; 今高秀树; 田中康介
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-03-22
Filing date: 2013-02-04
Publication date: 2014-12-17
Anticipated expiration: 2033-02-04
Also published as: CN104220620B; JP2013194301A; WO2013140869A1; US20150027591A1; JP5783101B2; US9718256B2

Abstract

一种氮化用钢材，其的切削性优异，能够使氮化部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度，该氮化用钢材具有如下化学组成：按质量％计C：超过0.15％～0.35％、Si≤0.20％、Mn：0.10～2.0％、P≤0.030％、S≤0.050％、Cr：0.80～2.0％、V：0.10～0.50％、Al：0.01～0.06％、N≤0.0080％和O≤0.0030％，此外根据需要特定量的选自Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb中的一种以上，以及余量由Fe和杂质组成，[20≤(669.3×log_eC-1959.6×log_eN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)≤80]和[140×Cr+125×Al+235×V≥160]；组织为铁素体-珠光体、铁素体-贝氏体或者铁素体-珠光体-贝氏体，组织中铁素体所占的面积分数≥20％，且提取残渣分析测得的析出物中的V含量≤0.10％。因此，该钢材适合作为氮化部件的原材料使用。

Description

氮化用钢材和氮化部件

技术领域

本发明涉及氮化用钢材和氮化部件。具体而言，本发明涉及切削性、尤其是切屑处理性优异，并且可使实施了氮化处理的部件具备高的芯部硬度和表面硬度以及深的有效硬化层深度，适合作为氮化部件的原材料使用的氮化用钢材及使用其的氮化部件。

本发明中所述的“氮化”不仅仅是“使N侵入和扩散”的严格意义上的“氮化”，也包括作为“使N和C侵入和扩散”的处理的“软氮化”。因此，在以下的说明中，包括“软氮化”在内，简称为“氮化”。

背景技术

齿轮、皮带式无级变速器(CVT)用滑轮等的汽车的变速器等中使用的机械结构用部件从提高弯曲疲劳强度、提高点蚀强度(pitting strength)和提高耐磨耗性的观点出发通常实施表面硬化处理。作为代表性的表面硬化处理，有渗碳淬火、高频淬火、氮化等。

在上述当中，渗碳淬火一般使用低碳钢，是在Ac₃点以上的高温的奥氏体区域使C侵入和扩散之后进行淬火的处理。渗碳淬火的长处是能够获得高的表面硬度和深的有效硬化层深度，但由于是伴有相变的处理，因此具有热处理变形增大的问题。因此，在要求高部件精度的情况下，在渗碳淬火后需要磨削、珩磨(honing)等精加工。另外，还具有表层中生成的晶界氧化层、不完全淬火层等所谓的“渗碳异常层”成为弯曲疲劳等的破坏起点，使疲劳强度降低的问题。

高频淬火是快速加热至Ac₃点以上的高温的奥氏体区域、冷却进行淬火的处理。长处是有效硬化层深度的调整比较容易，但不是如渗碳那样使碳侵入和扩散的表面硬化处理。因此，在高频淬火的情况下，为了获得必要的表面硬度、有效硬化层深度和芯部硬度，一般使用C量高于渗碳用钢的中碳钢。然而，中碳钢的原材料的硬度高于低碳钢，因此具有切削性降低的问题。另外，还需要为每一部件制作高频加热线圈。

与此相对，氮化是在Ac₁点以下的400～550℃左右的温度下使N侵入和扩散从而获得高的表面硬度和适度的有效硬化层深度的处理，与渗碳淬火和高频淬火相比，处理温度低，因此长处是热处理变形小。

另外，氮化之中的软氮化是在Ac₁点以下的500～650℃左右的温度下使N和C侵入和扩散从而获得高的表面硬度的处理，由于处理时间是数小时的短时间，因此是适合于大量生产的处理。

此外，随着最近的以抑制地球变暖为背景的削减温室效应气体的潮流，期望削减诸如渗碳淬火之类的高温下保持的工序。因此，氮化是顺应时代的处理。

然而，以往的氮化用钢材具有如以下的(1)和(2)所示的问题。

(1)氮化不进行始于高温的奥氏体区域的淬火处理，即不能实现伴随有马氏体相变的强化的表面强化处理。因此，为了确保氮化部件具有所需的芯部硬度，必须含有大量的合金元素，因此原材料的硬度增高，切削性差。

(2)作为代表性的氮化用钢，有JIS G4053(2008)中规定的铝铬钼钢(SACM645)。然而，虽然该钢由于Cr、Al等在表面附近生成氮化物，可以获得高的表面硬度，但由于有效硬化层浅，不能确保高的弯曲疲劳强度。

因此，为了消除上述问题，例如在专利文献1和专利文献2中公开了与氮化有关的技术。

专利文献1中公开了能够容易进行具有复杂孔形状的拉削(broaching)加工，且软氮化处理后的表面硬度、硬化深度优异的“氮化部件用原材料”。该“氮化部件用原材料”按质量％计含有C：0.10～0.40％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～1.50％、Cr：0.30～2.00％、V：超过0.15～0.50％、Al：0.02～0.50％，根据需要进一步含有选自Ni、Mo、S、Bi、Se、Ca、Te、Nb和Ti中的一种以上，余量由Fe和杂质组成，且是包含铁素体硬度按维氏硬度计为190以上的铁素体贝氏体组织的氮化部件用原材料。

专利文献2中公开了可以获得在表面硬化处理时为低应变、并且耐磨耗性和疲劳强度优异的机械结构用部件的“低应变高强度构件的制造方法”。该“低应变高强度构件的制造方法”是如下的技术：以按质量％计C：0.10～0.25％、Si：0.50％以下、Mn：0.50～1.50％、Cr：0.5～2.0％、Mo：0.1～1.0％、V：0.05～0.50％、Al：0.50％以下、根据需要还含有B：0.0040～0.0200％和N：0.005～0.025％、余量由Fe和杂质组成的钢为原材料，在设定为比通常的热锻造温度低的900～1050℃的温度之后进行锻造加工，机械加工为构件形状之后在550～600℃下实施软氮化处理。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005-281857号公报

专利文献2：日本特开平5-25538号公报

发明内容

发明要解决的问题

专利文献1中公开的钢通过使铁素体贝氏体组织中的铁素体硬度变硬，目的在于提高低速范围下的切削性，但没有考虑组织中的铁素体的面积分数，很难说一定获得了充分的切屑处理性。

专利文献2中公开的钢为了确保高的芯部硬度，0.1～1.0％的Mo与V复合含有，原材料的硬度高，很难说具有充分的切削性。

本发明是鉴于上述现状而做出的，目的是提供锻造后的切削性优异，并且可以使实施了氮化的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度，适合于作为氮化部件的原材料使用的氮化用钢材。

具体而言，本发明的目的是提供能够得到切削加工前的硬度按维氏硬度计(以下有时称为“HV”)为150～250、切削阻力低、且切屑处理性优异，此外实施氮化之后的芯部硬度按HV计为180以上、表面硬度按HV计为650以上和有效硬化层深度为0.20mm以上的硬度特性的氮化用钢材。

另外，本发明的目的还在于提供使用上述氮化用钢材的氮化部件。

用于解决问题的方案

本发明人将合金元素量压低到最小限度、控制切削加工前的组织状态，由此能够确保优异的切削性，且通过氮化处理确保高的表面硬度和有效硬化层深度，另外通过在氮化温度下的时效硬化而获得高的芯部硬度，基于上述技术思想，反复实验。结果，获得了下述(a)～(e)的认识。

(a)钢中含有Cr和Al时，通过氮化可以提高表面硬度。

(b)为了通过氮化获得更高的表面硬度，同时在氮化温度下增大时效硬化量，有效的是在限制钢中的N的含量的基础上使钢中含有V。如果上述钢中含有Mo，则可以获得更大的时效硬化量。

(c)另一方面，钢中含有Cr和V时，切削阻力增大，工具寿命缩短。限制各个成分元素的含量但不降低芯部硬度在抑制切削阻力的增大方面存在极限。然而，通过限制N的含量、抑制钢材中的V的氮化物和碳氮化物的析出，可以抑制切削阻力的增大，进而通过使钢材的组织处于适当的状态，还可以确保优异的切屑处理性。

(d)而且，通过限制N的含量，在热轧时可以抑制V的氮化物和碳化物的析出，氮化温度下可以有效地使V的碳化物、氮化物和碳氮化物析出。此外，如果钢中含有Mo，则氮化温度下可以使Mo的碳化物析出。结果，可以获得大的时效硬化量，还可以通过时效硬化实现强化。

本发明是根据上述认识而完成的，其要旨在于下述氮化用钢材和氮化部件。

(1)一种氮化用钢材，其特征在于，该氮化用钢材具有如下化学组成：按质量％计C：超过0.15％且0.35％以下、Si：0.20％以下、Mn：0.10～2.0％、P：0.030％以下、S：0.050％以下、Cr：0.80～2.0％、V：0.10～0.50％、Al：0.01～0.06％、N：0.0080％以下和O：0.0030％以下，以及余量由Fe和杂质组成，此外下述式(1)所示的Fn1为20～80且式(2)所示的Fn2为160以上；

组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或者铁素体-珠光体-贝氏体组织，

组织中铁素体所占的面积分数为20％以上，

且提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下。

Fn1＝(669.3×log_eC-1959.6×log_eN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)···(1)

Fn2＝140×Cr+125×Al+235×V···(2)

上述式(1)和式(2)中的C、N、Mo、V、Cr和Al是指该元素的按质量％计的含量。

(2)一种氮化用钢材，其特征在于，该氮化用钢材具有如下化学组成：按质量％计C：超过0.15％且0.35％以下、Si：0.20％以下、Mn：0.10～2.0％、P：0.030％以下、S：0.050％以下、Cr：0.80～2.0％、V：0.10～0.50％、Al：0.01～0.06％、N：0.0080％以下和O：0.0030％以下，选自下述<a>～<d>中的一种以上的元素，以及余量由Fe和杂质组成，此外下述式(1)所示的Fn1为20～80且式(2)所示的Fn2为160以上；

组织为铁素体·珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，

组织中铁素体所占的面积分数为20％以上，

且提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下。

Fn1＝(669.3×log_eC-1959.6×log_eN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)···(1)

Fn2＝140×Cr+125×Al+235×V···(2)

<a>Mo：低于0.10％，

<b>Cu：0.50％以下和Ni：0.50％以下，

<c>Ti：0.20％以下、Nb：0.10％以下和Zr：0.10％以下，

<d>Pb：0.50％以下、Ca：0.010％以下、Bi：0.30％以下、Te：0.30％以下、Se：0.30％以下和Sb：0.30％以下。

(3)一种氮化部件，其特征在于，其具有上述(1)中记载的化学组成，芯部硬度按维氏硬度计为180以上，表面硬度按维氏硬度计为650以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。

(4)一种氮化部件，其特征在于，其具有上述(2)中记载的化学组成，芯部硬度按维氏硬度计为180以上，表面硬度按维氏硬度计为650以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。

作为余量的“Fe和杂质”中的“杂质”是指，在工业上制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料或从制造环境等中混入的物质。

“铁素体-珠光体组织”是指铁素体和珠光体的混合组织，“铁素体-贝氏体组织”是指铁素体和贝氏体的混合组织，“铁素体-珠光体-贝氏体组织”是指铁素体、珠光体和贝氏体的混合组织。“铁素体的面积分数”不包括与渗碳体一起构成珠光体的铁素体的面积分数。

发明的效果

本发明的氮化用钢材的切削性、尤其是切屑处理性优异，并且可以使实施了氮化处理的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度。因此，本发明的氮化用钢材适合作为氮化部件的原材料使用。

另外，本发明的氮化部件的耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，因此可以适宜地作为齿轮、CVT用滑轮等的汽车变速器等中使用的机械结构用部件使用。

附图说明

图1所示为实施例中使用的氮化后的硬度等的测定用圆棒试验片的形状图。图中的尺寸的单位是“mm”。

图2所示为实施例中使用的带有切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片的从冷拉拔材料中切出状态的粗形状图。除了表示为“3.2S”的位置以外，图中的尺寸的单位是“mm”。

图3所示为实施例中使用的耐磨耗性调查用块试验片A的形状图。图中没有给出单位的尺寸为“mm”。

图4所示为实施例中使用的耐变形性调查用块试验片B的形状图。图中没有给出单位的尺寸为“mm”。

图5所示为实施例中对图1～4所示的试验片实施的软氮化的加热曲线图。

图6所示为实施例中使用的带有切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片的最终形状图。图中的尺寸的单位为“mm”。

图7是关于实施例的使用NC车床的车削加工中产生的切屑的长度的说明图。

图8为实施例中实施的块对环(block-on-ring)式磨耗试验的方法的说明图。

图9所示为实施例的块对环式磨耗试验中使用的环试验片的形状图。图中没有给出单位的尺寸是“mm”。

图10所示为实施例中最终研磨之前对环试验片和压痕试验夹具实施的气体渗碳淬火-回火的加热曲线图。

图11为实施例中实施的块对环式磨耗试验后的磨耗深度的测定方法的说明图。

图12为实施例中实施的压痕试验方法的说明图。

图13所示为实施例的压痕试验中使用的压痕试验夹具的形状图。图中没有给出单位的尺寸为“mm”。

图14是整理了式(1)所示的Fn1与实施例的调查5中的氮化后的芯部硬度(HV)的关系的图。

图15是整理了式(1)所示的Fn1与实施例的调查8中的按压变形量的关系的图。

图16是整理了式(2)所示的Fn2与实施例的调查5中的氮化后的表面硬度(HV)的关系的图。

图17是整理了式(2)所示的Fn2与实施例的调查6中的旋转弯曲疲劳强度的关系的图。

图18是整理了式(2)所示的Fn2与实施例的调查7中的磨耗深度的关系的图。

具体实施方式

以下详细说明本发明的各技术特征。其中，各元素的含量的“％”是指“质量％”。

(A)化学组成：

C：超过0.15％且0.35％以下

C是确保切削性以及氮化部件的弯曲疲劳强度和芯部硬度所必需的元素，含量必须超过0.15％。C的含量过低时，硬度变低，弯曲疲劳强度降低。另外，C的含量过低时，软质的铁素体增多，切屑处理性变差，切削性降低。另一方面，C的含量过多时，硬度增高，切削阻力增高，切削性降低。因此，设置上限，将C的含量设定为超过0.15％且0.35％以下。C的含量优选为0.18％以上，另外优选为0.30％以下。

Si：0.20％以下

Si是钢中作为杂质含有的元素。另一方面，它也是具有脱氧作用的元素。Si的含量过多时，硬度增高，切削性降低。因此，设置上限，将Si的含量设定为0.20％以下。为了获得脱氧作用，Si含量优选为0.02％以上。另外，Si的含量优选为0.15％以下。

Mn：0.10～2.0％

Mn具有确保氮化部件的弯曲疲劳强度和芯部硬度的作用及脱氧作用。为了获得这些效果，Mn含量必须为0.10％以上。然而，Mn的含量过多时，硬度增高，切削性降低。因此，设置上限，将Mn的含量设定为0.10～2.0％。Mn的含量优选为0.20％以上，另外优选为1.5％以下。

P：0.030％以下

P是钢中含有的杂质。P的含量过高时，晶界处偏析的P有可能使钢脆化。因此，设置上限，将P的含量设定为0.030％以下。P含量更优选为0.020％以下。

S：0.050％以下

S是钢中含有的杂质。另外，如果积极地含有S，则与Mn键合形成MnS，具有提高切削性的效果。然而，S的含量超过0.050％时，形成粗大的MnS，热加工性和弯曲疲劳强度降低。因此，将S的含量设定为0.050％以下。S的含量优选为0.040％以下。另外，S的含量优选为0.003％以上，进一步优选为0.005％以上。

Cr：0.80～2.0％

Cr在氮化时与N键合生成氮化物，具有使氮化的表面硬度提高、确保氮化部件的弯曲疲劳强度和耐磨耗性的效果。然而，Cr的含量低于0.80％时，不能获得上述效果。另一方面，Cr的含量超过2.0％时，变硬而切削性降低。因此，将Cr的含量设定为0.80～2.0％。Cr的含量优选为0.90％以上，另外优选为1.5％以下。

V：0.10～0.50％

V在氮化时与C或/和N键合形成碳化物、氮化物和碳氮化物，具有提高表面硬度的效果。另外，由于氮化温度下的时效硬化作用、即由于形成碳化物，具有提高芯部硬度的效果。为了获得这些效果，必须含有0.10％以上的V。然而，V的含量多时，不仅硬度变得过高，而且切削性降低。因此，设置上限，将V的含量设定为0.10～0.50％。V的含量优选为0.15％以上，另外优选为0.40％以下。

Al：0.01～0.06％

Al具有脱氧作用。另外，在氮化时与N键合形成AlN，具有提高表面硬度的效果。为了获得这些效果，有必要含有0.01％以上的Al。然而，Al的含量过多时，形成硬质且粗大的Al₂O₃，不仅切削性降低，而且氮化的有效硬化层变浅，发生了弯曲疲劳强度和点蚀强度降低的问题。因此，设置上限，将Al的含量设定为0.01～0.06％。Al的含量优选为0.02％以上，另外优选为0.05％以下。

N：0.0080％以下

N形成氮化物和碳氮化物。在热轧时，如果V等的氮化物和碳氮化物析出，则硬度增高、切削性降低。另外，也无法利用氮化温度下的时效硬化而充分获得芯部硬度的提高效果。因此，有必要限制N的含量，设定为0.0080％以下。N含量优选为0.0070％以下。

O：0.0030％以下

O形成氧化物系的夹杂物，构成夹杂物起点的疲劳破坏的原因，使弯曲疲劳强度降低。O的含量超过0.0030％时，弯曲疲劳强度的降低显著。因此，将O的含量设定为0.0030％以下。另外，O的含量优选为0.0020％以下。

本发明的氮化用钢材之一具有如下的化学组成：上述C～O的元素，余量由Fe和杂质组成，且满足后述的关于Fn1和Fn2的条件。其中，如上所述，“Fe和杂质”中的“杂质”是指，在工业上制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料或者从制造环境等中混入的物质。

本发明的氮化用钢材的另一种具有如下的化学组成：含有选自Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb中的一种以上的元素来代替上述一部分Fe，且满足关于Fn1和Fn2的条件。

以下说明属于任意元素的上述Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb的作用效果和含量的限定理由。

Mo：低于0.10％

<a>的Mo在氮化温度下与C键合形成碳化物，通过时效硬化而具有提高芯部硬度的作用，因此为了获得上述效果，可以含有Mo。然而，含有0.10％以上的Mo时，变硬而切削性降低。因此，将含有Mo时的Mo的量设定为低于0.10％。含有Mo时的Mo的量优选为0.08％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Mo的效果，含有Mo时的Mo的量优选为0.05％以上。

<b>的Cu和Ni均具有提高芯部硬度的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有这些元素。以下，说明上述Cu和Ni。

Cu：0.50％以下

Cu具有提高芯部硬度的作用，因此为了获得上述效果，可以含有Cu。然而，Cu的含量增多时，切削性降低，而且在热轧等的高温下，Cu熔融形成液体。液体化的Cu浸润到晶粒之间，使晶界脆化，成为热轧中的表面瑕疵的原因。因此，对含有Cu时的Cu的量设置上限，设定为0.50％以下。含有Cu时的Cu的量优选为0.40％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Cu的效果，含有Cu时的Cu的量优选为0.10％以上。

Ni：0.50％以下

Ni具有提高芯部硬度的作用，因此为了获得上述效果，可以含有Ni。然而，Ni的含量增多时，切削性降低。因此，对含有Ni时的Ni的量设置上限，设定为0.50％以下。含有Ni时的Ni的量优选为0.40％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Ni的效果，含有Ni时的Ni的量优选为0.10％以上。

上述的Cu和Ni可以只含有其中的任一种或者复合含有两种。复合含有这些元素时的合计量可以是Cu和Ni的含量为各自上限值的情况下的1.00％，优选为0.80％以下。另外，含有Cu时，为了避免上述热轧中的表面瑕疵的发生，优选复合含有Ni。

<c>的Ti、Nb和Zr均具有将晶粒微细化而使弯曲疲劳强度提高的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有这些元素。以下说明上述Ti、Nb和Zr。

Ti：0.20％以下

Ti与C或/和N键合形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有将晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Ti。然而，Ti的含量多时，生成粗大的TiN，因此反而弯曲疲劳强度降低。因此，对含有Ti时的Ti的量设置上限，设定为0.20％以下。含有Ti时的Ti的量优选为0.10％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Ti的效果，含有Ti时的Ti的量优选为0.005％以上。

Nb：0.10％以下

Nb与C或/和N键合形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有将晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Nb。然而，Nb的含量多时，硬度上升，切削性降低。因此，对含有Nb时的Nb的量设置上限，设定为0.10％以下。含有Nb时的Nb的量优选为0.07％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Nb的效果，含有Nb时的Nb的量优选为0.020％以上。

Zr：0.10％以下

Zr也与C或/和N键合形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有将晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Zr。然而，Zr的含量多时，硬度上升，切削性降低。因此，对含有Zr时的Zr的量设置上限，设定为0.10％以下。含有Zr时的Zr的量优选为0.07％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Zr的效果，含有Zr时的Zr的量优选为0.002％以上。

上述Ti、Nb和Zr可以只含有其中的任一种或者复合含有两种以上。复合含有这些元素时的合计量可以是Ti、Nb和Zr含量为各自上限值的情况下的0.40％，优选为0.24％以下。

<d>的Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb均具有提高切削性的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有这些元素。以下说明上述Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb。

Pb：0.50％以下

Pb具有提高切削性的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Pb。然而，Pb含量多时，热加工性降低，此外还导致氮化部件的韧性降低。因此，对含有Pb时的Pb的量设置上限，设定为0.50％以下。含有Pb时的Pb的量优选为0.20％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Pb的效果，含有Pb时的Pb的量优选为0.02％以上。

Ca：0.010％以下

Ca具有提高切削性的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Ca。然而，Ca含量多时，热加工性降低，此外还导致氮化部件的韧性降低。因此，对含有Ca时的Ca的量设置上限，设定为0.010％以下。含有Ca时的Ca的量优选为0.005％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Ca的效果，含有Ca时的Ca的量优选为0.0003％以上。

Bi：0.30％以下

Bi也具有提高切削性的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Bi。然而，Bi含量多时，热加工性降低，此外还导致氮化部件的韧性降低。因此，对含有Bi时的Bi的量设置上限，设定为0.30％以下。含有Bi时的Bi的量优选为0.10％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Bi的效果，含有Bi时的Bi的量优选为0.005％以上。

Te：0.30％以下

Te具有提高切削性的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Te。然而，Te含量多时，热加工性降低，此外还导致氮化部件的韧性降低。因此，对含有Te时的Te的量设置上限，设定为0.30％以下。含有Te时的Te的量优选为0.10％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Te的效果，含有Te时的Te的量优选为0.003％以上。

Se：0.30％以下

Se也具有提高切削性的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Se。然而，Se含量多时，热加工性降低，此外还导致氮化部件的韧性降低。因此，对含有Se时的Se的量设置上限，设定为0.30％以下。含有Se时的Se的量优选为0.10％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Se的效果，含有Se时的Se的量优选为0.005％以上。

Sb：0.30％以下

Sb具有提高切削性的作用。因此，为了获得上述效果，可以含有Sb。然而，Sb含量多时，热加工性降低，此外还导致氮化部件的韧性降低。因此，对含有Sb时的Sb的量设置上限，设定为0.30％以下。含有Sb时的Sb的量优选为0.10％以下。

另一方面，为了稳定地获得上述Sb的效果，含有Sb时的Sb的量优选为0.005％以上。

上述Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb可以只含有其中的任一种或者复合含有两种以上。复合含有这些元素时的合计量优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。

Fn1：20～80

本发明的氮化用钢材的式(1)所示的Fn1必须为20～80。

Fn1＝(669.3×log_eC-1959.6×log_eN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)···(1)

其中，式(1)中的C、N、Mo和V是指该元素的按质量％计的含量。

上述的Fn1是作为氮化导致的时效硬化量、即氮化导致的芯部硬度的提高量级的指标的参数。如果Fn1为20以上，氮化后的时效硬化量增大，芯部硬度提高。然而，Fn1超过80时，上述效果饱和。Fn1优选为30以上。

Fn2：160以上

本发明的氮化用钢材的式(2)所示的Fn2必须为160以上。

Fn2＝140×Cr+125×Al+235×V···(2)

其中，式(2)中的Cr、Al和V是指该元素的按质量％计的含量。

上述Fn2是作为氮化后的表面硬度、弯曲疲劳强度和耐磨耗性的指标的参数。

Cr、Al和V在氮化中于氮化部件的表面附近生成硬度高的氮化物和碳氮化物，可以提高表面硬度。通过将Fn2设定为160以上，表面硬度按HV计为650以上，能够获得与渗碳淬火材料同等的弯曲疲劳强度和耐磨耗性。Fn2小于160时，表面硬度低，与渗碳淬火材料相比，弯曲疲劳强度和耐磨耗性差。Fn2优选为170以上，另外优选为300以下。

(B)钢材的组织和提取残渣分析测得的析出物中的V含量：

本发明的氮化用钢材除了具有上述(A)项中记载的化学组成以外，组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，且铁素体的面积分数为20％以上，而且提取残渣分析测得的析出物中的V含量规定为0.10％以下。

关于氮化用钢材的组织，即使其组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，如果软质的铁素体的面积分数低于20％，则硬度也会增高，切削阻力增高，从而容易发生切削性的降低。因此，上述组织中的铁素体的面积分数设定为20％以上。上述组织中的铁素体的面积分数优选为30％以上。另外，软质的铁素体使切屑处理性变差，容易发生切削性的降低。因此，上述组织中的铁素体的面积分数优选为75％以下。

如上所述，上述“铁素体的面积分数”不包括与渗碳体一起构成珠光体的铁素体的面积分数。

氮化用钢材即便使其组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织且铁素体的面积分数为20％以上，如果微细的V析出物即V的碳化物、氮化物和碳氮化物大量析出时，则铁素体被强化，硬度增高，切削阻力增高，容易发生切削性的降低。因此，为了确保切削性，提取残渣分析测得的析出物中的V含量设定为0.10％以下。析出物中的V含量优选为0.08％以下。

提取残渣分析测得的V含量例如可以如下来求出：采取适当的试验片，在10％AA系溶液中恒定电流电解，提取的溶液用筛孔大小0.2μm的过滤器过滤，对滤过物进行常规的化学分析。上述的10％AA系溶液是将四甲基氯化铵、乙酰丙酮和甲醇按照1:10:100混合而获得的溶液。

如上所述，在热轧或热锻造的状态下，V的碳化物、氮化物和碳氮化物析出，切削性不充分。因此，为了获得其组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织且铁素体的面积分数为20％以上、而且提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下的氮化用钢材，优选的是，在热轧或/和热锻造后，例如加热至850～950℃之后采用强制风冷冷却到室温来进行“正火”。

在上述温度区域加热之后，采用在空气中放冷、或缓慢冷却而冷却到室温来进行“正火”时，冷却过程中V的碳化物、氮化物和碳氮化物再次析出，存在硬度增高、切削性降低的情况。因此，优选的是，加热之后例如采用800～500℃的温度范围内的平均冷却速度为0.5～5.0℃/秒的强制风冷来冷却，使得V的碳化物、氮化物、碳氮化物不析出。

(C)氮化部件：

本发明的氮化部件除了具有上述(A)项中记载的化学组成以外，必须的是，芯部硬度按HV计为180以上，表面硬度按HV计为650以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。

在满足上述条件时，氮化部件的耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，可以适宜地作为齿轮、CVT用滑轮等的用于汽车的变速器等的机械结构用部件使用。

芯部硬度按HV计优选为200以上，另外优选为350以下。表面硬度按HV计优选为670以上，另外优选为900以下。有效硬化层深度优选为0.25mm以上，另外优选为0.50mm以下。

(D)氮化部件的制造方法：

上述(C)项的氮化部件可以是例如通过热锻造和/或切削加工将具有上述(A)项记载的化学组成和上述(B)项记载的组织及提取残渣分析测得的析出物中的V含量的氮化用钢材成形为部件形状之后，在400～650℃下实施1～30小时的氮化来制造的。

加工为部件形状之后，为了有效利用时效硬化产生的强化，优选在400～650℃下实施1～30小时的氮化。

进行氮化的温度低得小于400℃时，虽然能够赋予氮化部件以高的表面硬度，但有效硬化层深度变浅，此外难以通过时效硬化实现芯部硬度提高。另一方面，进行氮化的温度高得超过650℃时，虽然氮化部件的有效硬化层深度变深，但表面硬度变低，此外芯部硬度也变低。进行氮化的温度优选为450℃以上，另外优选为630℃以下。

实施氮化的时间根据氮化部件所需要的有效硬化层的深度而变化，低于1小时的情况下，有效硬化层深度变浅。另一方面，超过30小时的长时间的情况下，不适合于大量生产。进行氮化的时间优选为1小时以上，另外优选为20小时以下。

用于得到本发明的氮化部件的氮化方法没有特别限定，可以使用气体氮化、盐浴氮化、离子氮化等。在软氮化的情况下，例如除了NH₃以外组合使用RX气体，在NH₃与RX气体为1:1的气氛中进行处理即可。

实施氮化的时间根据处理温度而不同，例如，在590℃下进行软氮化时，用9小时可以获得上述(C)项中所述的表面硬度、芯部硬度和有效硬化层深度。

另外，在想要抑制脆弱的化合物的形成的情况下，作为利用NH₃的氮化的预处理，优选使用氟气、或者将NH₃和H₂的混合气体用于氮化。

以下通过用气体软氮化处理的实施例来更具体地说明本发明，但本发明不限于这些实施例。

实施例

使用真空熔化炉将180kg具有表1所示的化学组成的钢1～19熔炼，铸造成钢锭。

表1中的钢1～13和钢19是化学组成在本发明所规定的范围内的钢。另一方面，钢14～18是化学组成偏离本发明所规定的条件的比较例的钢。其中，式(1)所示的Fn1中的Mo和V以及式(2)所示的Fn2中的V在表1中表示为“-”的情况下为“0(零)”。

上述比较例的钢中，钢14是相当于JIS G4052(2008)中规定的SCr420H的钢。

[表1]

对各钢锭实施在1250℃下保持5小时的均质化处理之后，通过热锻造，制作直径35mm、长度1000mm的棒钢和直径45mm、长度1000mm的棒钢。

在上述棒钢中，对于钢1～13和钢16～18的棒钢，在950℃下保持1小时之后，通过强制风冷冷却到室温，进行“正火”。将热电偶插入到棒钢中进行测定，结果强制风冷的800～500℃的温度范围内的平均冷却速度在直径35mm的棒钢的R/2部(“R”表示棒钢的半径)为1.48℃/秒，另外在直径45mm的棒钢的R/2部为0.78℃/秒。

不含V的钢14和钢15的棒钢在920℃下保持1小时之后通过在空气中放冷而冷却到室温来进行“正火”。

对于钢19的棒钢，在950℃下保持1小时之后，实施进行油冷冷却到室温的“淬火”。

对于各钢，从如上地进行了热处理的直径35mm的棒钢的一部分中采取各种试验片。

具体而言，对于各钢，将进行了热处理的直径35mm的棒钢实施所谓的“横断”、即相对于轴向(长度方向)垂直切断。接着，保证切断面为被检测面地埋入到树脂中之后，进行研磨使得切断面最终为镜面，制作成氮化前的维氏硬度测定用和显微组织观察用的试验片。

另外，对于各钢，从进行了热处理的直径35mm的棒钢的R/2部切出10mm×10mm×10mm的试样，用于提取残渣分析用途。

进一步，对于各钢，从进行了热处理的直径35mm的棒钢的中心部，平行于轴向地切出氮化后的硬度等的测定用的图1所示的直径10mm的圆棒试验片，并且切出图2所示的粗形状的带有切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片。

同样地，从进行了热处理的直径35mm的棒钢的中心部，平行于轴向地切出图3所示的长度15.75mm、宽度10.16mm、厚度6.35mm的块试验片(以下称为“块试验片A”)和图4所示的长度25mm、宽度5mm、厚度12.5mm的块试验片(以下称为“块试验片B”)。

图1～4中所示的上述各切出的试验片中没有示出单位的尺寸为“mm”，除了表示为“3.2S”的位置。图中的2种倒三角形的加工符号是JIS B0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角符号”。

图2中，加工符号上附带的“3.2S”是指，最大高度Rmax为3.2μm以下。图3和图4中，加工符号上附带的“Rq：0.10～0.20μm”是指，JIS B0601(2001)中规定的均方根粗糙度“Rq”为0.10～0.20μm。

另一方面，进行了热处理的直径45mm的棒钢剥皮至直径40mm之后，切断为长度300mm，制成切削性调查用试验片。

对如上地制作的氮化后的硬度等测定用的直径10mm的圆棒试验片、粗形状的带有切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片、块试验片A和块试验片B实施氮化。具体而言，实施图5所示的加热曲线的“气体软氮化”。其中，“120℃油冷却”表示投入到油温120℃的油中进行冷却。

将实施了“气体软氮化”的上述粗形状的带有切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片精加工，制作图6所示的带有切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片。

图6所示的带有切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片中的尺寸的单位是“mm”，图中的两种倒三角形的加工符号与先前的图1～4中同样分别是JIS B0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角符号”。

图6中的“～(波浪号)”是“波形符号”，是指质地、即“气体软氮化”后的表面的状态。

使用如上地制作的各试验片，进行如下所示的试验。

调查1：氮化前的维氏硬度试验

按照JIS Z2244(2009)中记载的“维氏硬度试验-试验方法”，将试验力设定为9.8N，用维氏硬度试验机测定进行了镜面精加工的氮化前的维氏硬度测定用试验片的中心部1个点和R/2部4个点的合计5个点的HV，将5个点的算术平均值作为氮化前的硬度。

调查2：氮化前的显微组织观察

将进行了镜面精加工的氮化前的显微组织观察用试验片用硝酸乙醇溶液腐蚀，将倍率设定为400倍，用光学显微镜对于R/2部观察5个视场，鉴定“相”。另外，使用图像分析软件，由所得显微组织照片算出各视场中的铁素体的面积分数，将5个视场的算术平均值作为铁素体的面积分数。

调查3：氮化前的提取残渣分析

提取残渣分析用的切出的10mm×10mm×10mm的试样在10％AA系溶液中恒定电流电解。即，为了除去表面的附着物，首先以电流：1000mA、时间：28分钟的条件对试样进行预备电解。此后，在醇中超声波洗涤，将试样表面的附着物从试样上除去，测定除去了附着物的试样的质量，作为接着进行的电解前的试样的质量。

接着，以电流：173mA、时间：142分钟的条件将试样电解。取出经过电解的试样，在醇中超声波洗涤，将试样表面的附着物(残渣)从试样上除去。此后，将电解后的溶液和用于超声波洗涤的溶液用筛孔大小0.2μm的过滤器抽滤，采集残渣。测定除去了附着物(残渣)的试样的质量，作为电解后的试样的质量。然后，由电解前后的试样的质量的测定值之差求出“被电解了的试样的质量”。

上述过滤器上采集的残渣转移到培养皿，使之干燥，测定质量之后，进行酸解处理。

采用ICP发射光谱分析装置(高频感应耦合等离子体发射光谱分析装置)分析上述酸解后的溶液，求出“残渣中的V的质量”。

然后，对于各钢，将如上地求出的“残渣中的V的质量”除以“被电解了的试样的质量”，用百分率表示，作为“提取残渣分析测得的析出物中的V的含量”。

调查4：切削性试验

对于剥皮至直径40mm之后切断为长度300mm的试验片的外周部，使用NC车床进行车削加工，调查切削性。

车削加工使用没有断屑器(chip breaker)的以WC为主体的超硬工具，设定切削速度：150m/分钟，切深：0.2mm，进给量：0.8mm/转，在用水溶性润滑剂进行润滑的状态下实施。根据使用切削动力仪测定的车削加工时的切削阻力和切屑处理性来评价切削性。

切削阻力是根据下式求出主分力、进给分力和背分力的合力而进行评价的。

切削阻力＝(主分力²+进给分力²+背分力²)^0.5

如果切削阻力为650N以下，则视为切削阻力小，将其作为目标。

切屑处理性如下地进行评价：对于各钢，在车削后的任意10个切屑中选择图7所示的切屑长度最大的切屑，测定其长度。切削处理性在切屑长度为5mm以下的情况、超过5mm且10mm以下的情况和超过10mm的情况下分别评价为“特别良好(○○)”、“良好(○)”和“不良(×)”。

切削处理性以良好以上的评价(○○或○)作为目标。

调查5：氮化后的芯部硬度、表面硬度和有效硬化层深度的测定

将气体软氮化后的上述直径10mm的圆棒试验片横断，保证切断面为被检测面地埋入到树脂中之后，进行研磨使得切断面最终为镜面，使用维氏硬度试验机，测定芯部硬度。另外，使用微型维氏硬度测定仪调查表面硬度和有效硬化层深度。

具体而言，按照JIS Z2244(2009)，将试验力设定为9.8N，用维氏硬度试验机测定进行了镜面精加工的试验片的中心部1个点和R/2部4个点的合计5个点的HV，将5个点的算术平均值作为“芯部硬度”。

使用同样的包埋试样，与上述情况同样地根据JIS Z2244(2009)，采用微型维氏硬度测定仪，将试验力设定为0.98N，测定从试验片的表面到0.01mm深度位置内的任意10个点的HV，将该值算术平均，作为“表面硬度”。

此外，使用同样的包埋试样，根据JIS Z2244(2009)，采用微型维氏硬度测定仪，将试验力设定为1.96N，从进行了镜面精加工的试验片的表面依次测定HV，制作硬度分布图。然后，将从表面至按HV计达到550的位置的距离作为“有效硬化层深度”。

调查6：小野式旋转弯曲疲劳试验

使用气体软氮化之后进行了精加工的小野式旋转弯曲疲劳试验片，按照下述的试验条件，实施小野式旋转弯曲疲劳试验，将在重复次数10⁷次中没有断裂的最大强度作为“旋转弯曲疲劳强度”。旋转弯曲疲劳强度为400MPa以上时，旋转弯曲疲劳强度视为优异，将此作为目标。

·温度：室温，

·气氛：空气中，

·转数：3000rpm。

调查7：耐磨耗性的调查

通过块对环式磨耗试验，调查耐磨耗性。即，如图8所示，将气体软氮化后的块试验片A的长度15.75mm、厚度6.35mm的面(以下称为“试验面”)按压在环试验片上，使环试验片旋转，实施磨耗试验。

具体而言，在试验腔内作为润滑油加入100毫升的市售自动变速器油，升温至90℃之后，用1000N的试验力将块试验片A的试验面按压在环试验片上，以0.1m/秒的滑动速度使环试验片旋转，直至总滑动距离达到8000m为止。

上述的环试验片使用如下获得的材料：由JIS G4053(2008)中规定的SCM420的直径45mm的棒钢，沿着该棒钢的轴向，按照大致图9所示的形状切出试验片，按照图10所示的加热曲线实施“气体渗碳淬火-回火”，此后将外周部磨削100μm，精加工成图9所示的尺寸形状。

图9所示的上述环试验片中的没有示出单位的尺寸为“mm”。图中的倒三角形的加工符号是JIS B0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角符号”。另外，该三角符号上附带的“Rq：0.15～0.35μm”是指，JISB0601(2001)中规定的均方根粗糙度“Rq”为0.15～0.35μm。

图10中的“Cp”表示碳势。另外，“80℃油冷却”表示投入到油温80℃的油中进行冷却。

块对环式磨耗试验结束后，对于块试验片A的试验面，使用表面粗糙度计，如图11的箭头1、箭头2和箭头3所示，连续地测定非接触部、接触部、非接触部，将断面曲线中非接触部与接触部的最大差作为磨耗深度。其中，每个各测定3处，将其平均值作为磨耗深度。如果此时的磨耗深度为10.0μm以下，则判断为耐磨耗性优异，以此作为目标。

上述的“非接触部”和“接触部”是指，与环试验片的“非接触部”和“接触部”。

调查8：耐变形性的调查

通过压痕试验，调查耐变形性。即，如图12所示，将图13所示形状的压痕试验夹具按压在气体软氮化后的块试验片B的长度25mm、厚度12.5mm的面(以下称为“试验面”)上，调查耐变形性。压痕试验夹具与块对环式磨耗试验的环试验片同样地，由JIS G4053(2008)中规定的SCM420的直径45mm的棒钢，沿着该棒钢的轴向，按照大致图13所示的形状切出试验片。按照图10所示的加热曲线实施“气体渗碳淬火-退火”，此后将外周部磨削100μm，使用精加工成图13所示的尺寸形状的夹具。

具体而言，使用油压伺服试验机，以试验力5000N将压痕试验夹具按压在块试验片B的试验面上。解除试验力之后，与调查7同样地用表面粗糙度计对每个块试验片B的试验面上的按压变形量各测定3处，将3处的平均值作为按压变形量。如果按压变形量为6.0μm以下，则判断为耐变形性优异，以此作为目标。

图13所示的上述压痕试验夹具中的没有示出单位的尺寸为“mm”。图中的倒三角形的加工符号是JIS B0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角符号”。另外，该三角符号上附带的“Rq：0.10～0.20μm”是指，JIS B0601(2001)中规定的均方根粗糙度“Rq”为0.10～0.20μm。

分别地，表2中总结了调查1～4的各试验结果，表3中总结了调查5～8的各试验结果。其中，使用不含V的钢14的情况下，提取残渣分析测得的析出物中没有发现V。因此，在表2中，将试验序号14的析出物中的V含量栏表示为“-”。另外，表3中也示出了调查1的氮化前的硬度(HV)，氮化后的芯部硬度(HV)与上述氮化前的硬度(HV)之差表示为氮化导致的时效硬化量(ΔHV)。

上述各试验结果中，图14和图15中分别整理并示出了Fn1与调查5中的氮化后的芯部硬度(HV)的关系以及Fn1与调查8中的按压变形量的关系。

图16～18中分别整理并示出了Fn2与调查5中的氮化后的表面硬度(HV)的关系、Fn2与调查6中的旋转弯曲疲劳强度的关系以及Fn2与调查7中的磨耗深度的关系。

[表2]

表2

[表3]

从表2和表3可以看出，氮化前的原材料满足本发明规定的条件的本发明例的试验序号1～13的情况下，切削阻力小，切屑处理性也为良好以上的评价(○○或○)，切削性优异，而且在氮化后满足所有本发明规定的芯部硬度、表面硬度和有效硬化层深度，因此耐变形性优异，具有高的旋转弯曲疲劳强度和优异的耐磨耗性。

上述本发明例中，可知使用含有Te的钢1的试验序号1、使用含有Pb和Ca的钢3的试验序号3、使用含有Se和Sb的钢5的试验序号5、使用含有Bi的钢9的试验序号9均具有极其优异的切削性。

与此相对，比较例的试验序号14由于所使用的钢14不含V、在本发明规定的范围以外，Fn1是0、也在本发明的“20～80”的规定以外，而且氮化后的芯部硬度按HV计为160、低于本发明规定的值，因而按压变形量大至6.3μm、耐变形性差。此外，钢14的Fn2为140、也在本发明的“160以上”的规定以外，而且氮化后的有效硬化层深度小于本发明规定的值、为0.12mm，另外氮化后的表面硬度按HV计为582、小于本发明规定的值，因而旋转弯曲疲劳强度低至380MPa，磨耗深度深达11.3μm，耐磨耗性也差。

关于试验序号15，所使用的钢15的提取残渣中的析出物中的V含量高达0.25％，另外氮化前的硬度按HV计高达272，因此切削阻力高、切削性差。

关于试验序号16，所使用的钢16的Fn1为19、在本发明的“20～80”的规定以外，而且氮化后的芯部硬度按HV计为165、低于本发明规定的值，因此按压变形量大至6.1μm、耐变形性差。

关于试验序号17，所使用的钢17的Fn2为143、在本发明的“160以上”的规定以外，而且氮化后的表面硬度按HV计为642、低于本发明规定的值，因此旋转弯曲疲劳强度低至390MPa，磨耗深度深达10.2μm，耐磨耗性也差。

关于试验序号18，所使用的钢18的C含量为0.12％、低于本发明规定的值。因此，氮化后的芯部硬度按HV计为152、低于本发明规定的值，所以按压变形量大至6.5μm、耐变形性差。另外，切屑处理性差，切削阻力为651N、切削性也差。

关于试验序号19，所使用的钢19的化学组成本身虽然满足本发明规定的条件，但氮化前的显微组织中包含马氏体，而且铁素体的面积分数为16％、低于本发明规定的值。因此，切削阻力高，切削性差。

产业上的可利用性

本发明的氮化用钢材的切削性、尤其是切屑处理性优异，并且可使实施了氮化处理的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度。因此，本发明的氮化用钢材适合作为氮化部件的原材料使用。

另外，本发明的氮化部件的耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，因此可以适合作为齿轮、CVT用滑轮等的汽车的变速器等中使用的机械结构用部件使用。

Claims

1.一种氮化用钢材，其特征在于，该氮化用钢材具有如下化学组成：按质量％计C：超过0.15％且0.35％以下、Si：0.20％以下、Mn：0.10～2.0％、P：0.030％以下、S：0.050％以下、Cr：0.80～2.0％、V：0.10～0.50％、Al：0.01～0.06％、N：0.0080％以下和O：0.0030％以下，以及余量由Fe和杂质组成，此外下述式(1)所示的Fn1为20～80且式(2)所示的Fn2为160以上；

组织中铁素体所占的面积分数为20％以上，

且提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下，

Fn1＝(669.3×log_eC-1959.6×log_eN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)···(1)

Fn2＝140×Cr+125×Al+235×V···(2)

2.一种氮化用钢材，其特征在于，该氮化用钢材具有如下化学组成：按质量％计C：超过0.15％且0.35％以下、Si：0.20％以下、Mn：0.10～2.0％、P：0.030％以下、S：0.050％以下、Cr：0.80～2.0％、V：0.10～0.50％、Al：0.01～0.06％、N：0.0080％以下和O：0.0030％以下，选自下述<a>～<d>中的一种以上的元素，以及余量由Fe和杂质组成，此外下述式(1)所示的Fn1为20～80且式(2)所示的Fn2为160以上，

<a>Mo：低于0.10％，

<b>Cu：0.50％以下和Ni：0.50％以下，

<c>Ti：0.20％以下、Nb：0.10％以下和Zr：0.10％以下，

<d>Pb：0.50％以下、Ca：0.010％以下、Bi：0.30％以下、Te：0.30％以下、Se：0.30％以下和Sb：0.30％以下；

组织中铁素体所占的面积分数为20％以上，

且提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下，

Fn1＝(669.3×log_eC-1959.6×log_eN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)···(1)

Fn2＝140×Cr+125×Al+235×V···(2)

3.一种氮化部件，其特征在于，其具有权利要求1所述的化学组成，芯部硬度按维氏硬度计为180以上，表面硬度按维氏硬度计为650以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。

4.一种氮化部件，其特征在于，其具有权利要求2所述的化学组成，芯部硬度按维氏硬度计为180以上，表面硬度按维氏硬度计为650以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。