CN104508164B

CN104508164B - 软氮化用钢和软氮化部件以及它们的制造方法

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Publication number: CN104508164B
Application number: CN201380039030.7A
Authority: CN
Inventors: 大森靖浩; 上井清史; 三田尾真司; 岩本隆; 安藤佳祐; 富田邦和
Original assignee: JFE Steel Corp; NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2012-07-26
Filing date: 2013-07-22
Publication date: 2017-08-04
Anticipated expiration: 2033-07-22
Also published as: US10125416B2; EP2878695A4; IN2015DN00283A; JP5567747B2; CN104508164A; WO2014017074A1; US20150159261A1; KR101726251B1; JPWO2014017074A1; KR20150028354A; EP2878695A1; EP2878695B1; WO2014017074A8

Abstract

本发明提供一种软氮化用钢，其以质量％计含有C：0.01％以上且小于0.10％、Si：1.0％以下、Mn：0.5～3.0％、P：0.02％以下、S：0.06％以下、Cr：0.3～3.0％、Mo：0.005～0.4％、V：0.02～0.5％、Nb：0.003～0.15％、Al：0.005～0.2％以及Sb：0.0005～0.02％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且贝氏体相以相对于组织全体的面积率计超过50％，由此在软氮化处理前具有优异的机械加工性，软氮化处理后显示优异的疲劳特性，很好地适用于汽车等的机械构造部件。

Description

软氮化用钢和软氮化部件以及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及软氮化用钢及由该软氮化用钢得到的软氮化部件以及它们的制造方法，尤其在软氮化处理后疲劳特性优异，可适用于汽车、建设机械用部件。

背景技术

对汽车的齿轮等机械构造部件要求优异的疲劳特性，通常均实施表面固化处理。作为表面固化处理，熟知的有渗碳处理、高频淬火处理以及氮化处理等。

其中，从在高温的奥氏体域中使C侵入·扩散的角度考虑，渗碳处理能够得到深的固化深度，对疲劳强度的提高有效。然而，由于进行渗碳处理会发生热处理变形，所以从静肃性等观点考虑，很难用于对要求严密尺寸精度的部件。

另外，由于高频淬火处理是通过高频感应加热对表层部进行淬火的处理，因此仍然会发生热处理变形，与渗碳处理同样尺寸精度差。

另一方面，由于氮化处理是在Ac₁变态点以下的较低的温度区域使氮侵入·扩散而提高表面硬度的处理，所以不发生上述那样的热处理变形。然而，存在处理时间长到50～100小时，并且需要在处理后除去表层的脆性化合物层这种问题。

因此，已开发有与氮化处理同程度的处理温度但缩短了处理时间的软氮化处理，近年来以机械构造用部件等作为对象得到了广泛普及。该软氮化处理是在500～600℃的温度区域使N和C同时侵入·扩散来固化表面，所以与以往的氮化处理相比较，能够使处理时间缩短一半以下。

然而，相对于在上述的渗碳处理中通过淬火固化而能使芯部硬度上升，软氮化处理在钢的变态点以下的温度进行处理，因此芯部硬度不上升，与渗碳处理材料相比较，软氮化处理材料的疲劳强度差。

为了提高这样的软氮化处理材的疲劳强度，通常在软氮化处理前进行淬火·回火处理，使芯部硬度上升，但得到的疲劳强度很难说充分，且制造成本上升，而且机械加工性也会降低。

为了解决这样的问题，在专利文献1中提出了通过在钢中含有Ni、Al、Cr、Ti等，从而在软氮化处理后能够得到高弯曲疲劳强度的软氮化用钢。

即，该钢通过软氮化处理，对于芯部，以Ni-Al、Ni-Ti系的金属间化合物或Cu化合物使其时效固化，另一方面，对于表层部，通过在氮化层中使Cr、Al、Ti等氮化物或碳化物析出固化，从而能够提高弯曲疲劳强度。

另外，在专利文献2中提出了一种软氮化用钢，将含有0.5～2％的Cu的钢在热锻中进行锻压拉伸后，空冷，形成固溶有Cu的铁素体主体的组织，在580℃、120分钟的软氮化处理中使Cu析出固化，进而通过并用Ti、V以及Nb碳氮化合物的析出固化，能够在软氮化处理后得到优异的弯曲疲劳特性。

在专利文献3中提出了使Ti-Mo碳化物以及含有Nb、V、W的一种或二种以上的碳化物进行了分散的软氮化用钢。

先行技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平5-59488号公报

专利文献2:日本特开2002-69572号公报

专利文献3:日本特开2010-163671号公报

发明内容

然而，专利文献1中记载的软氮化用钢虽然通过Ni-Al、Ni-Ti系的金属间化合物或Cu的析出固化而使弯曲疲劳强度提高，但很难说加工性的确保充分，并且专利文献2中记载的软氮化用钢需要添加较大量的Cu、Ti、V、Nb，因此存在生产成本变高这种问题。另外，专利文献3中记载的软氮化用钢含有较大量的Ti、Mo，因此也存在高成本这种问题。

本发明为了有利解决上述问题，其目的在于提供一种在软氮化处理前通过抑制固化而确保了机械加工性的软氮化用钢及其制造方法。

另外，本发明的目的在于提供一种在机械加工后通过软氮化处理提高芯部硬度进而能够提高疲劳特性的软氮化部件及其制造方法。

在此，发明人等为了解决上述课题，对钢的成分组成及组织的影响进行了深入研究。

其结果，得到了如下见解：作为钢的成分组成，适量含有V和Nb，并且作为钢组织，以面积率计使贝氏体相超过50％，从而可在不含Ti、Cu之类的较高价的元素的情况下就能够得到优异的机械加工性，并且在软氮化处理后，在芯部使含有V和Nb的微细析出物分散析出而使芯部硬度上升，从而能够得到优异的疲劳特性。

本发明基于上述见解，对其进行进一步研究而完成的。

即，本发明的要旨构成如下。

1.一种软氮化用钢，其特征在于，以质量％计，含有C：0.01％以上且小于0.10％、Si：1.0％以下、Mn：0.5～3.0％、P：0.02％以下、S：0.06％以下、Cr：0.3～3.0％、Mo：0.005～0.4％、V：0.02～0.5％、Nb：0.003～0.15％、Al：0.005～0.2％以及Sb：0.0005～0.02％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，贝氏体相以相对于组织全体的面积率计满足超过50％。

2.一种软氮化部件，其特征在于，是将上述1中记载的软氮化用钢精加工成所希望的形状后，实施软氮化处理而得到的。

3.根据上述2中记载的软氮化部件，其特征在于，在上述软氮化处理后，在贝氏体相中分散析出含有V和Nb的析出物。

4.一种软氮化用钢的制造方法，其特征在于，将下述成分组成的钢在加热温度：950～1250℃、精加工温度：800℃以上进行热加工，加工后，至少使700～550℃的温度区域中的冷却速度超过0.5℃/s来进行冷却，所述成分组成是以质量％计，含有C：0.01％以上且小于0.10％、Si：1.0％以下、Mn：0.5～3.0％、P：0.02％以下、S：0.06％以下、Cr：0.3～3.0％、Mo：0.005～0.4％、V：0.02～0.5％、Nb：0.003～0.15％、Al：0.005～0.2％以及Sb：0.0005～0.02％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。

5.一种软氮化部件的制造方法，其特征在于，将以上述4中记载的制造方法得到的软氮化用钢精加工成所希望的形状后，以软氮化处理温度：550～700℃、软氮化处理时间：10分钟以上的条件实施软氮化处理。

根据本发明，能够以廉价的成分体系得到机械加工性优异的软氮化用钢，并且软氮化处理后能够得到具有与实施了渗碳处理的JIS SCr420材同等以上的疲劳特性的软氮化部件。

而且，本发明的软氮化部件适用于汽车等机械结构部件，极为有用。

附图说明

图1是表示以软氮化部件为代表的制造工序的图。

具体实施方式

以下，具体说明本发明。

首先，本发明中，对将成分组成限定在上述范围的理由进行说明。应予说明，表示以下的成分组成的“％”，只要没有特别限定，是“质量％”的意思。

C：0.01％以上且小于0.10％

C是为了贝氏体相的生成和确保强度而添加的。然而，C量小于0.01％时，不仅不能得到充分量的贝氏体相，在软氮化处理后的V和Nb析出物量也不足，很难确保强度，因此设为0.01％以上。另一方面，若添加0.10％以上，则生成的贝氏体相的硬度增加，机械加工性降低，因此设为小于0.10％。优选为0.03％以上且小于0.10％的范围。

Si：1.0％以下

Si对脱酸和生成贝氏体相有效，因而添加。但若超过1.0％，则因对铁素体相和贝氏体相的固溶固化，使机械加工性和冷加工性变差，因此设为1.0％以下。优选为0.5％以下，更优选为0.3％以下。

应予说明，为了使Si有效地有助于脱酸，优选使Si添加量为0.01％以上。

Mn：0.5～3.0％

Mn对贝氏体相的生成和提高强度有效，因而添加。然而，Mn量小于0.5％时，贝氏体相的生成量变少且在软氮化处理前在贝氏体相生成V和Nb析出物，因此软氮化处理前的硬度增加。并且，软氮化处理后的V和Nb析出物的绝对量减少，因此软氮化处理后的硬度降低，很难确保强度。因此，使Mn量为0.5％以上。另一方面，若超过3.0％，则机械加工性和冷加工性变差，所以设为3.0％以下。优选为0.5～2.5％的范围，更优选为0.6～2.0％的范围。

P：0.02％以下

P在奥氏体晶界偏析，使晶界强度降低从而使强度、韧性降低。因此，优选极力抑制P的含有，但可允许含有0.02％以下。

应予说明，若要使P小于0.001％则需要高成本，所以在工业上，减少至0.001％即可。

S：0.06％以下

S是在钢中形成MnS而使切削性能提高的有用元素，但超过0.06％地含有则有损韧性，因此限制为0.06％以下。优选为0.04％以下。

应予说明，为了体现由S带来的提高切削性能的效果，优选使S含量为0.002％以上。

Cr：0.3～3.0％

Cr是为了有效生成贝氏体相而添加的。然而，Cr量小于0.3％时，贝氏体相的生成量变少且在软氮化处理前在贝氏体相生成V和Nb析出物，因此软氮化处理前的硬度增加。并且，软氮化处理后的V和Nb析出物的绝对量减少，因此软氮化处理后的硬度降低，难以确保强度。因此，使Cr量为0.3％以上。另一方面，若超过3.0％，则机械加工性和冷加工性变差，所以设为3.0％以下。优选为0.5～2.0％的范围，更优选为0.5～1.5％的范围。

Mo：0.005～0.4％

Mo具有使V和Nb析出物微细析出而提高软氮化处理材的强度的效果，在本发明是重要的元素。另外，对贝氏体相的生成也有效。为了提高强度，Mo添加0.005％以上，但由于是高价的元素，所以若添加超过0.4％，则导致成分成本的上升。因此，设为0.005～0.4％的范围。优选为0.01～0.3％的范围，更优选为0.04～0.2％的范围。

V：0.02～0.5％

V是因软氮化处理时的温度上升而与Nb一同形成微细析出物使芯部硬度增加从而提高强度的重要元素。V量若小于0.02％，则很难得到所希望的效果，所以设为0.02％以上。另一方面，若超过0.5％，则析出物粗大化，不能得到充分的强度提高效果，因此设为0.5％以下。优选为0.03～0.3％的范围，更优选为0.03～0.25％的范围。

Nb：0.003～0.15％

Nb因软氮化处理时的温度上升而与V一起形成微细析出物，使芯部硬度增加，所以对疲劳强度提高极其有效。Nb量若小于0.003％，则难以得到所希望的效果，所以设为0.003％以上。另一方面，若超过0.15％，则析出物粗大化，不能得到充分的强度提高效果，因此设为0.15％以下。优选为0.02～0.12％的范围。

Al：0.005～0.2％

Al是对软氮化处理后的表面硬度和有效固化层深度的提高有用的元素，可积极添加。另外，通过抑制热锻时的奥氏体粒生长，使组织微细化并使韧性提高，所以在这方面也是有用的元素。从这样的观点考虑，Al添加0.005％以上。另一方面，即使超过0.2％而含有，其效果也饱和，而且还会导致成分成本的上升而产生不利，所以限定为0.2％以下。优选为0.020％以上0.1％以下的范围，更优选为0.020％～0.040％的范围。

Sb：0.0005～0.02％

Sb具有促进贝氏体相的生成的效果。其添加量若不满0.0005％则添加效果不佳，另一方面，即使添加超过0.02％，效果也饱和，不仅导致成分成本的上升，还会因偏析产生母材韧性的降低，因此将Sb限定为0.0005～0.02％的范围。优选为0.0010～0.01％的范围。

本发明的钢材中，上述以外的成分是Fe及不可避免的杂质。

应予说明，特别是Ti对V和Nb的析出强化带来负面影响，会使芯部硬度降低，所以尽量不含有。优选为小于0.010％，更优选为小于0.005％。

另外，N作为不可避免的杂质而含有，但N量若增大，则会生成粗大的VN，韧性降低，因此优选将上限设为0.02％。

接下来，说明本发明中将软氮化用钢的钢组织限定在上述范围的理由。

贝氏体相以相对于组织全体的面积率计超过50％

本发明中，将贝氏体相以相对于组织全体的面积率计设为超过50％，这极为重要的。

本发明在软氮化处理后使V和Nb析出物分散析出在表层氮化部以外的芯部，由此使芯部硬度上升，使软氮化处理后的疲劳强度提高。

这里，在软氮化处理前若存在V及Nb析出物，则从通常在软氮化处理前进行的切削加工时的切削性能的观点考虑，不利。另外，在贝氏体变态过程中，与铁素体-珠光体变态过程相比，将难以在母相中生成V和Nb析出物。

因此，本发明的软氮化用钢的钢组织即软氮化处理前的钢组织以贝氏体相为主体。具体而言，将贝氏体相设为以相对于组织全体的面积率计超过50％。优选为超过60％，更优选为超过80％。另外，也可以为100％。

应予说明，作为贝氏体相以外的组织，考虑铁素体相、珠光体相等，但当然这些组织越少越优选。

在此，对于各相的面积率，是从得到的软氮化用钢采集试验片，对与轧制方向平行的垂直截面(L截面)，进行研磨后用硝酸乙醇腐蚀，使用光学显微镜或扫描式电子显微镜(SEM)，通过截面组织观察(200倍的光学显微镜组织观察)来鉴定相的种类，求得各相的面积率的。

另外，在本发明的软氮化部件中，对本发明的软氮化用钢实施软氮化处理，使含有V和Nb的析出物在贝氏体相中分散析出。

其理由是通过使V和Nb析出物在表层软氮化部以外的芯部组织中分散析出，从而能使芯部硬度上升，软氮化处理后的疲劳强度显著提高。

在此，从有助于软氮化处理后的析出强化的方面考虑，贝氏体相中的含有V和Nb的析出物的粒径优选小于10nm。应予说明，析出物的粒径的测定极限为1nm左右。

另外，作为析出物的个数，从充分析出强化的方面考虑，优选每1μm²当中存在500个以上。另一方面，上限优选每1μm²当中为10000个。

接下来，对本发明的软氮化用钢及软氮化部件的制造方法进行说明。

图1中示出了以使用本发明的软氮化用钢(棒钢)来制作软氮化部件为代表的制造工序。这里，S1是形成原材料的棒钢制造工序、S2是输送工序、S3是制品(软氮化部件)精加工工序。

首先，在棒钢制造工序(S1)中对钢锭进行热轧而形成棒钢，品质检查后，出货。

进而，输送(S2)后，在制品(软氮化部件)精加工工序(S3)，将该棒钢切断成规定尺寸，进行热锻或冷锻，可以根据需要以钻孔或旋削等切削加工形成所希望的形状(例如，齿轮部件、轴部件)，之后，进行软氮化处理而得到制品。

另外，有时也将热轧材料直接用旋削或钻孔等切削加工精加工成所希望的形状，其后进行软氮化处理来得到制品。应予说明，进行热锻的情况下，有时在热锻后进行冷矫正。另外，有时也对最终制品进行涂漆或镀覆等皮膜处理。

在本发明的软氮化用钢的制造方法中，在软氮化处理之前的热加工工序中，通过使热加工时的加热温度、加工温度设为特定的条件，可形成上述那样的以贝氏体相为主体的组织，抑制V和Nb析出物的生成。

在此，热加工主要是指热轧、热锻，但也可以在热轧后进一步进行热锻。应予说明，当然也可以在热轧后进行冷锻。

这里，软氮化处理之前的热加工工序为热轧工序时，即，在热轧后不进行热锻的情况下，在热轧工序中满足以下所示的条件。

轧制加热温度：950～1250℃

在热轧工序中，使从溶解时残留的碳化物固溶，以使在轧制材料(形成热锻部件的原材料的棒钢)不析出微细析出物而损害锻造性。

这里，轧制加热温度若不满足950℃，则从溶解时残留的碳化物难以固溶。另一方面，若超过1250℃，则结晶粒粗大化而锻造性容易变差。因此，轧制加热温度设为950℃～1250℃。

轧制精加工温度：800℃以上

轧制精加工温度小于800℃时，生成铁素体相，因此对软氮化处理前生成以相对于组织全体的面积率计满足超过50％的贝氏体相的方面不利。另外，轧制负荷也变高。因此，轧制精加工温度设为800℃以上。应予说明，上限值优选为1100℃左右。

轧制后的至少700～550℃的温度区域中的冷却速度：超过0.5℃/s

为了不在锻造前析出微细析出物而损害锻造性，在作为微细析出物的析出温度范围的至少700～550℃的温度区域中，将轧制后的冷却速度设为超过能够得到微细析出物的极限冷却速度0.5℃/s的速度。应予说明，上限值优选为200℃/s左右。

另外，软氮化处理之前的热加工工序为热锻工序时，即，仅进行热锻或者在热轧后进行热锻的情况下，在热锻工序中满足以下所示的条件。

应予说明，在热锻前进行热轧的情况下，作为热轧条件，可以不必满足上述热轧条件。

热锻条件

该热锻中，为了使贝氏体相以相对于组织全体的面积率计超过50％以及从热锻后的冷矫正、切削性能的观点考虑不使微细析出物析出，将热锻时的加热温度设为950～1250℃，锻造精加工温度设为800℃以上，使锻造后的冷却速度在至少700～550℃的温度区域中超过0.5℃/s。应予说明，上限值优选为200℃/s左右。

接下来，对得到的轧制材料或锻造材料实施切削加工等以形成部件形状，其后，按以下的条件进行软氮化处理。

软氮化处理(析出处理)条件

软氮化处理，优选将软氮化处理温度设为550～700℃，软氮化处理时间设为10分钟以上而进行，以析出微细析出物。在此，将软氮化处理温度设为550～700℃的范围是因为若不满足550℃，则不能得到充分量的析出物，若超过700℃，则成为奥氏体区域而难以软氮化。更优选为550～630℃的范围。

应予说明，在软氮化处理中使N与C同时侵入·扩散，所以在NH₃或N₂之类的渗氮性气体与CO₂或CO之类的渗碳性气体的混合气氛，例如NH₃：N₂：CO₂＝50：45：5的气氛下进行软氮化处理即可。

实施例

以下，对本发明的实施例进行具体说明。

将表1所示的成分组成的钢(钢种A～P)150kg用真空溶解炉熔炼，加热至1150℃后，在轧制精加工温度：970℃的条件下热轧，其后以0.9℃/s的速度冷却至室温，形成50mmφ的棒钢。应予说明，钢种P是相当于JIS SCr420的钢。

应予说明，关于表1中的全部钢，不积极添加P和N。由此，表1中的P和N含量表示作为不可避免的杂质而混入的值。另外，对于Ti而言，表1中的钢种N添加了Ti，其他的钢种均没有积极添加。由此，表1中，钢种A、B、C、D、E、F、G、H、I、J、K、L、M、O以及P的Ti含量均表示作为不可避免的杂质而混入的值。

将这些原材料进一步加热至1200℃后，在精加工温度：1100℃的条件下进行热锻制得30mmφ的棒钢，其后，在700～550℃的范围以0.8℃/s的速度冷却至室温。应予说明，关于一部分，为了比较，在700～550℃的范围以0.1℃/s的速度冷却至室温。

由此，关于得到的热锻材料，通过钻头切削试验对切削性能、特别是对钻头加工性进行评价。将热锻材料切断成20mm厚的材料作为试验材料，用JIS高速度工具钢SKH51的6mmφ的直柄钻头以进度0.15mm/rev、转速795rpm、每1截面开5处的贯通孔，以钻头直至不能切削的总孔数进行评价。

另外，对上述热锻材料进行组织观察和硬度测定。

组织观察中，利用上述方法，鉴定相的种类的同时，求得各相的面积率。

在硬度测定中，使用维氏硬度计，基于JIS Z 2244以2.94N(300gf)的试验负载测定5点芯部的硬度，将其平均值作为硬度HV。

接着，对于钢种A～O，在上述热锻后，进一步实施软氮化处理。另一方面，关于钢种P的热锻材料，为了比较，实施渗碳处理。

软氮化处理在NH₃：N₂：CO₂＝50：45：5的气氛下加热至525～620℃，通过保持3.5小时而进行。

另一方面，渗碳处理在930℃渗碳3小时，在850℃保持40分钟后，进行油冷，进而在170℃回火1小时来进行。

对于由此得到的热处理材料，进行组织观察、硬度测定、析出物的观察以及疲劳特性评价。

这里，在组织观察中，与软氮化处理前同样，利用上述方法，鉴定相的种类，并求得各相的面积率。

在硬度测定中，在距离表面0.05mm的位置测定上述热处理材料的表面硬度，在中心部(芯部)测定芯部硬度。另外，表面硬度和芯部硬度的测定均使用维氏硬度计，基于JISZ 2244以2.94N(300gf)的试验负载测定6点，将其平均值分别作为表面硬度HV、芯部硬度HV。此外，有效固化层深度被定义为成为HV400的离表面的深度来进行测定。

另外，从软氮化材料和渗碳材的芯部，通过使用了双喷射法的电解研磨法制作透射式电子显微镜观察用的试样，对得到的试样，使用将加速电压设为200kV的透射式电子显微镜进行析出物的观察。进而，将所观察的析出物的组成用能量分散型X射线段光装置(EDX)求得。

疲劳特性评价是通过小野式旋转弯曲疲劳试验进行，求得疲劳强度。疲劳试验用上述热处理材料，作为试验片采取带有切口的试验片(切口R：1.0mm，切口径：8mm，应力集中系数：1.8)而进行。

表2中示出了软氮化处理前后的组织观察及硬度测定结果以及软氮化处理后的疲劳特性评价结果。应予说明，No.1～6是发明例、No.7～16是比较例、No.17是对相当于JISSCr420的钢实施了渗碳处理的现有例。

由表2可明确，发明例No.1～6与实施了渗碳处理的现有例No.17相比，疲劳强度均优异。另外，No.1～6的软氮化处理前的钻头加工性是与现有例No.17同等水平或其以上。

此外，利用透射式电子显微镜的析出物观察和利用能量分散型X射线段光装置(EDX)的析出物组成调查的结果如下：对于No.1～6的软氮化处理材料，可确认在贝氏体相中含有V、Nb的粒径小于10nm的微细的析出物每1μm²分散析出500个以上。由其结果认为，基于本发明的软氮化处理材料通过上述微细析出物的析出强化，显示高疲劳强度。

另一方面，比较例No.7～16由于其成分组成或得到的钢组织在本发明范围外，因此疲劳强度或钻头加工性差。

No.7由于热锻后的冷却速度迟缓，因此得不到适量的贝氏体相，且由于利用软氮化处理得到的微细析出物的生成量少，因此析出强化不足，与发明例相比，疲劳强度低。

No.8由于C量超过适当范围，因此软氮化处理前的热锻材的硬度增加，钻头加工性降低。

No.9由于Si量和Mn量超出适当范围，因此软氮化处理前的热锻材料的硬度增加，钻头加工性降低至现有例No.17的约1/5。

No.10由于Mn量不满足适当范围，因此软氮化处理前的热锻材料的钢组织成为铁素体相-珠光体相主体。因此，在组织中V和Nb析出物析出而使软氮化处理前的硬度增加，钻头加工性降低。

No.11由于Cr量不满足适当范围，因此软氮化处理前的热锻材料的钢组织成为铁素体相-珠光体相主体。因此，在组织中V和Nb析出物析出而使软氮化处理前的硬度增加，钻头加工性降低。

No.12由于Mo量不满足适当范围，因此软氮化处理后的微细析出物的生成量少，得不到充分的芯部硬度。因此，与现有例No.17相比疲劳强度低。

No.13由于V量和Nb量不满足适当范围，因此软氮化处理后的微细析出物的生成量少，得不到充分的芯部硬度。因此，与现有例No.17相比疲劳强度低。

No.14由于，Nb量不满足适当范围，因此软氮化处理后的微细析出物的生成量少，得不到充分的芯部硬度。因此，与现有例No.17相比疲劳强度低。

No.15由于大量含有在本发明中作为杂质成分的Ti，因此软氮化处理后的微细析出物的生成量少，得不到充分的芯部硬度。因此，与现有例No.17相比疲劳强度低。

No.16由于Al量不满足适当范围，因此得不到充分的软氮化处理后的表面硬度和有效固化层深度，与现有例No.17相比疲劳强度低。

Claims

1.一种软氮化用钢，其特征在于，以质量％计，含有

C：0.01％以上且小于0.10％、

Si：1.0％以下、

Mn：0.5～3.0％、

P：0.02％以下、

S：0.06％以下、

Cr：0.3～3.0％、

Mo：0.005～0.19％、

V：0.02～0.5％、

Nb：0.003～0.15％、

Al：0.005～0.2％以及

Sb：0.0005～0.02％，

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，贝氏体相以相对于组织全体的面积率计满足超过50％。

2.一种软氮化部件，其特征在于，是将权利要求1所述的软氮化用钢精加工成所希望的形状后，实施软氮化处理而得到的。

3.根据权利要求2所述的软氮化部件，其特征在于，在所述软氮化处理后，在贝氏体相中分散析出含有V和Nb的析出物。

4.一种软氮化用钢的制造方法，其特征在于，将下述成分组成的钢在加热温度：950～1250℃、精加工温度：800℃以上的条件下进行热加工，加工后，使至少700～550℃的温度区域中的冷却速度超过0.5℃/s来进行冷却，

所述成分组成是以质量％计，含有