CN107406942A - 软氮化用钢及部件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供通过在软氮化处理前不硬化而确保耐疲劳性，从而确保软氮化处理前的机械加工性的软氮化用钢。具有下述成分组成、和贝氏体相的面积百分数大于50％的钢组织，所述成分组成以满足规定式的范围含有C：0.01％以上小于0.20％，Si：1.0％以下，Mn：1.5％以上3.0％以下，P：0.02％以下，S：0.06％以下，Cr：0.30％以上3.0％以下，Mo：0.005％以上0.40％以下，V：0.02％以上0.5％以下，Nb：0.003％以上0.20％以下，Al：0.010％以上2.0％以下，Ti：大于0.005％且小于0.025％，N：0.0200％以下，及Sb：0.0005％以上0.02％以下，且余部为Fe及不可避免的杂质。

Description

软氮化用钢及部件及其制造方法
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部件，以及它们的制造方法。该部件尤其在热锻性、软氮化处理后的疲劳特性方面优异，适合用作汽车用途以及建设机械用的部件。
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，通常对其表面实施硬化处理。作为表面硬化处理，熟知的有渗碳处理、高频淬火处理以及氮化处理等。
其中，对于渗碳处理而言，由于使C在高温的奥氏体区中侵入、扩散，因此能够得到深的硬化深度，对疲劳强度的提高是有效的。然而，由于通过渗碳处理会发生热处理变形，所以对于从安静性的观点考虑而要求精密尺寸精度的部件而言，渗碳处理的应用是困难的。
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相变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，所以不存在发生上述那样的热处理变形的可能性。然而，存在处理时间较长为50～100小时、而且在处理后需要除去表层的脆性化合物层这样的问题。
因此，开发了于与氮化处理同程度的处理温度下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为对象得到了广泛普及。该软氮化处理是通过在500～600℃的温度区域使N和C同时侵入、扩散，从而使表面硬化，因此，与以往的氮化处理相比较，能够使处理时间成为一半以下。
然而，在上述渗碳处理中，通过淬火硬化而能够使芯部硬度上升，与此相对，由于软氮化处理在钢的相变点以下的温度进行处理，因此，芯部硬度不会上升，与渗碳处理材料相比较，软氮化处理材料的疲劳强度差。
为了提高如上所述的软氮化处理材料的疲劳强度，通常，在软氮化处理前进行淬火、回火处理，使芯部硬度上升，但得到的疲劳强度还难说是充分的，另外，制造成本上升，此外机械加工性也降低。
为了解决这样的问题，在专利文献1中提出了一种软氮化用钢，所述软氮化用钢通过在钢中含有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。
即，对于上述钢而言，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化合物使其时效硬化，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硬化，从而提高弯曲疲劳强度。
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的钢通过热锻而锻造延伸(extend forging)后，进行空冷，从而形成以固溶有Cu的铁素体为主体的组织，在580℃、120分钟的软氮化处理中使Cu析出硬化，进而通过并用Ti、V以及Nb碳氮化物的析出硬化，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碳化物以及在它们中进一步含有Nb、V、W的一种或二种以上的碳化物分散而得到的软氮化用钢。
在专利文献4中，提出了如下的氮化用钢材：在含有V、Nb的钢中，通过使氮化前的组织为以贝氏体为主体的组织、抑制氮化前的阶段中的V、Nb碳氮化物的析出，从而在氮化时使这些碳氮化物析出，由此芯部硬度得以上升、疲劳强度优异。
现有技术文献
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
专利文献4：日本特开2013-166997号公报
专利文献5：日本专利第5567747号公报
专利文献6：日本特开2011-32537号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，对于专利文献1中记载的软氮化用钢而言，虽然通过Ni-Al、Ni-Ti系的金属间化合物、Cu等的析出硬化而使弯曲疲劳强度提高，但难说充分地确保了加工性，由于大量地含有Ni，因此，存在生产成本变高的问题。
对于专利文献2中记载的软氮化用钢而言，由于需要较大量地添加Cu、Ti、V、Nb，因此存在生产成本高这样的问题。
另外，对于专利文献3中记载的软氮化用钢而言，由于较大量地含有Ti、Mo，因此，仍存在高成本这样的问题。
对于专利文献4、5中记载的氮化用钢材而言，为了确保切削性，通过减少C而实现了贝氏体硬度上升的抑制。若减少C，则淬透性(Hardenability)降低，且贝氏体组织变得难以生成，因此，为了对此进行弥补，添加对于淬透性的提高是有效的Mn、Cr、Mo，从而实现了促进贝氏体组织的生成。然而，当利用连续铸造来制造轧制原料时，易于产生被称为连续铸造裂纹的铸片表面的缺陷，存在使制造性降低这样的问题。
另外，对于专利文献6中记载的氮化用钢而言，存在易于在连续铸造时易于产生表面裂纹，制造性变差的问题。
本发明能够有利地解决上述问题，其目的在于，提供下述软氮化用钢及其制造方法，所述软氮化用钢为通过在软氮化处理前不使之硬化而确保耐疲劳性，从而确保了软氮化处理前的机械加工性的软氮化用钢。另外，本发明的目的在于提供下述软氮化部件及其制造方法，所述软氮化部件通过机械加工后的软氮化处理而提高表面硬度，以此能够提高疲劳特性。
用于解决问题的手段
为解决上述问题，本申请的发明人等对钢的成分组成及组织的影响进行了深入研究。
结果发现，通过使钢的成分组成适量地含有V及Nb，并且微量地添加Sb而使钢的成分组成优化，此外，作为钢组织，使贝氏体相以面积百分数计大于50％，由此，能得到优异的机械加工性，另外，在软氮化处理后，通过使包含V及Nb的微细的析出物在芯部分散析出从而使芯部硬度上升，由此能得到优异的疲劳特性。
本发明是基于上述发现、进一步进行研究从而最终完成的。
即，本发明的主要构成如下所述。
1.一种软氮化用钢，所述软氮化用钢具有下述成分组成、和贝氏体相的面积百分数大于50％的钢组织，所述成分组成以质量％计以满足下述式的范围含有
C：0.01％以上且小于0.20％，
Si：1.0％以下，
Mn：1.5％以上3.0％以下，
P：0.02％以下，
S：0.06％以下，
Cr：0.30％以上3.0％以下，
Mo：0.005％以上0.40％以下，
V：0.02％以上0.5％以下，
Nb：0.003％以上0.20％以下，
Al：0.010％以上2.0％以下，
Ti：大于0.005％且小于0.025％，
N：0.0200％以下，及
Sb：0.0005％以上0.02％以下，
且余部为Fe及不可避免的杂质。
当C：0.01％以上0.10％以下时，
(S/32)/(Ti/48)+(N/14)/(Ti/48)≤13.0；
当C：大于0.10％且小于0.20％时，
2(S/32)/(Ti/48)+3(N/14)/(Ti/48)≤35.0
2.根据所述1中记载的软氮化用钢，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有
B：0.0100％以下，
Cu：0.3％以下，及
Ni：0.3％以下
中的任意1种或2种以上。
3.根据所述1或2中记载的软氮化用钢，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
W：0.3％以下，
Co：0.3％以下，
Hf：0.2％以下，及
Zr：0.2％以下
中的1种或2种以上。
4.根据所述1、2或3中记载的软氮化用钢，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
Pb：0.2％以下，
Bi：0.2％以下，
Zn：0.2％以下，及
Sn：0.2％以下
中的1种或2种以上。
5.一种部件，所述部件具有芯部和表层部，所述芯部具有所述1至4中任一项记载的成分组成及钢组织，所述表层部为较之该芯部的成分组成而言氮及碳的含量高的成分组成。
6.所述5中记载的部件，其中，在所述贝氏体相中分散有包含V及Nb的析出物。
7.一种软氮化用钢的制造方法，其特征在于，对具有下述成分组成的钢实施加热温度：950℃以上及最终温度(finishing temperature)：800℃以上的热加工，然后，至少将700～550℃的温度区域中的冷却速度设定为大于0.4℃/秒并进行冷却，所述成分组成以质量％计以满足下述式的范围含有
C：0.01％以上且小于0.20％，
Si：1.0％以下，
Mn：1.5％以上3.0％以下，
P：0.02％以下，
S：0.06％以下，
Cr：0.30％以上3.0％以下，
Mo：0.005％以上0.40％以下，
V：0.02％以上0.5％以下，
Nb：0.003％以上0.20％以下，
Al：0.010％以上2.0％以下，
Ti：大于0.005％且小于0.025％，
N：0.0200％以下，及
Sb：0.0005％以上0.02％以下，
余部为Fe及不可避免的杂质。
当C：0.01％以上0.10％以下时，
(S/32)/(Ti/48)+(N/14)/(Ti/48)≤13.0；
当C：大于0.10％且小于0.20％时，
2(S/32)/(Ti/48)+3(N/14)/(Ti/48)≤35.0
8.根据所述7中记载的软氮化用钢的制造方法，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有
B：0.0100％以下，
Cu：0.3％以下，及
Ni：0.3％以下
中的任意1种或2种以上。
9.根据所述7或8中记载的软氮化用钢的制造方法，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
W：0.3％以下，
Co：0.3％以下，
Hf：0.2％以下，及
Zr：0.2％以下
中的1种或2种以上。
10.根据所述7、8或9中记载的软氮化用钢的制造方法，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
Pb：0.2％以下，
Bi：0.2％以下，
Zn：0.2％以下，及
Sn：0.2％以下
中的1种或2种以上。
11.部件的制造方法，所述部件的制造方法的特征在于，将通过所述7至10中任一项记载的制造方法而得到的软氮化用钢加工为所期望的形状，然后于550～700℃实施10分钟以上的软氮化处理。
发明效果
通过本发明，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。而且，若对该软氮化用钢实施软氮化处理，则能够得到具有与实施了渗碳处理的例如JIS SCr420材料同等以上的疲劳特性的部件。因而，上述部件适用于汽车等的机械构造部件，是非常有用的。
附图说明
[图1]为示出制造软氮化部件的工序的概略图。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
首先，对在本发明中、将成分组成限定为上述的范围的理由进行说明。需要说明的是，除非特别说明，表示以下的成分组成的“％”意为“质量％”。
C：0.01％以上且小于0.20％
C是为了贝氏体相的生成及确保强度而添加的。然而，当小于0.01％时，不仅得不到充分量的贝氏体相，在软氮化处理后V及Nb的析出物量还会不足，且强度确保变得困难，因此添加0.01％以上。另一方面，若添加0.20％以上，则不仅生成的贝氏体相的硬度增加、机械加工性降低，而且疲劳特性反而降低，因此设为小于0.20％。更优选为0.04％以上0.18％以下。
Si：1.0％以下
Si是由于对脱氧以及贝氏体相的生成有效而添加的。若使Si的含量大于1.0％，则由于铁素体及贝氏体相的固溶硬化，而使切削性及冷加工性变差，故设为1.0％以下。优选为0.8％以下，更优选为0.7％以下。需要说明的是，为了使Si能够有效地有助于脱氧，优选使添加量设为0.01％以上。
Mn：1.5％以上3.0％以下
Mn是由于对贝氏体相的生成以及强度提高有效而添加的。然而，当Mn量小于1.5％时，贝氏体相的生成量变少、V及Nb的析出物在软氮化处理前生成，因此软氮化前的硬度增加。不仅如此，由于软氮化处理后的V及Nb析出物的绝对量减少，因此软氮化处理后的硬度降低，从而强度确保变得困难。因而，Mn添加1.5％以上。另一方面，若Mn量大于3.0％，则易于产生连续铸造裂纹，而且，使切削性及冷加工性变差，因此Mn量设为3.0％以下。Mn量优选为1.5％以上2.5％以下的范围。
P：0.02％以下
P在奥氏体晶界偏析、使晶界强度降低，从而使连续铸造裂纹易于产生。另外，使强度、韧性降低。因而，P的含量优选为尽量降低，但P的含量低至0.02％是容许的。需要说明的是，为了使P小于0.001％，需要高成本，因此，在工业上P的含量减少至0.001％即可。
S：0.06％以下
S为在钢中形成MnS、使切削性提高的有用元素，但若大于0.06％而含有的话则会损失韧性，因此，S含量限制为0.06％以下。此外，若含量大于0.06％，则连续铸造裂纹变得易于产生。S含量优选为0.04％以下。
需要说明的是，为了表现出由S带来的切削性提高效果，优选使S含量为0.002％以上。
Cr：0.30％以上3.0％以下
Cr是由于对贝氏体相的生成有效而添加的。此外，具有通过软氮化而形成氮化物，从而使表面硬度提高的效果。然而，当小于0.30％时，贝氏体相的生成量变少、V及Nb的析出物在软氮化处理前生成，因此软氮化前的硬度增加。不仅如此，由于软氮化处理后的V及Nb析出物的绝对量减少，因此，软氮化处理后的硬度降低，从而强度确保变得困难。因而，Cr量为0.30％以上。另一方面，若Cr量大于3.0％，则热延展性降低，另外，由于通过硬质化而使切削性变差，因此Cr量为3.0％以下。Cr量优选为0.5％以上2.0％以下的范围，更优选为0.5％以上1.5％以下的范围。
Mo：0.005％以上0.40％以下
Mo增强淬透性、且使贝氏体相的生成变得容易。结果，具有使V及Nb的析出物微细地析出、提高软氮化处理材料的强度的效果，Mo在本发明中是重要的元素。另外，Mo对贝氏体相的生成也是有效的。为提高上述强度，Mo以0.005％以上添加。另一方面，若大于0.40％而添加，则热延展性降低、易于产生连续铸造中的铸片裂纹，另外，Mo为高价的元素，因此会导致成分成本的上升。为此，Mo含量设为0.005％以上0.40％以下的范围。Mo含量优选为0.015％以上0.3％以下的范围，更优选为0.04％以上且小于0.2％的范围。
V：0.02％以上0.5％以下
V为随着软氮化时的温度上升，而与Nb一同形成微细析出物从而增加芯部硬度，提高强度的重要元素。为得到上述效果，使V量为0.02％以上。另一方面，若V含量大于0.5％，则析出物粗大化、得不到充分的强度提高效果，不仅如此，还会助长连续铸造时的裂纹。因此，V添加量设为0.5％以下。V含量优选为0.03％以上0.3％以下的范围，更优选为0.03％以上0.25％以下的范围。
Nb：0.003％以上0.20％以下
Nb由于随着软氮化时的温度上升，而与V一同形成微细析出物从而增加芯部硬度，因此对疲劳强度提高是非常有效的。为得到上述效果，将Nb量设为0.003％以上。另一方面，若大于0.20％，则析出物粗大化从而得不到充分的强度提高效果，不仅如此，还会助长连续铸造时的裂纹，因此将其添加量设为0.20％以下。Nb含量优选为0.02％以上0.18％以下的范围。
Al：0.010％以上2.0％以下
Al为对软氮化处理后的表面硬度及有效硬化层深度的提高有用的元素，因此是积极添加的。另外，Al对于通过抑制热锻时的奥氏体晶粒生长、使组织微细化而提高韧性也是有用的元素。从上述观点考虑，Al添加0.010％以上。另一方面，即便大于2.0％而含有Al，其效果也已饱和，反而会助长连续铸造时的裂纹，产生导致成分成本的上升的缺点，因此，Al含量限定为2.0％以下。Al含量优选为大于0.020％且1.5％以下的范围，更优选为大于0.020％且1.2％以下的范围。
Ti：大于0.005％且小于0.025％
Ti是防止连续铸造时的冷却裂纹、使用弯曲连铸机时的弯曲-弯曲恢复时表面裂纹的有用元素，在大于0.005％的范围内积极添加。另一方面，若Ti含量为0.025％以上，则产生粗大的TiN，导致疲劳强度的降低，因此限定为小于0.025％。Ti含量优选为大于0.012％且0.023％以下的范围，更优选为0.015％以上0.022％以下。
N：0.0200％以下
N为在钢中形成碳氮化物，提高软氮化处理材料的强度的有用元素，优选添加0.0020％以上。另一方面，若N含量大于0.0200％，则形成的碳氮化物粗大化从而使钢材的韧性降低。另外，产生铸片的表面裂纹，铸片品质降低。因此，N限定为0.0200％以下的范围。更优选地，N含量为0.0180％以下。
Sb：0.0005％以上0.02％以下
Sb为具有抑制铸造时以及热轧、热锻时的晶界氧化、表面裂纹，并且提高制品的表面品质的效果。Sb的添加量若小于0.0005％，则添加效果不足。另一方面，即便添加大于0.02％，效果已经饱和，不仅会导致成分成本的上升，而且Sb会在晶界等偏析从而母材韧性降低，因此，添加Sb时，Sb含量限定为0.0005％以上0.02％以下的范围。更优选地，Sb含量设为0.0010％以上0.01％以下。
此外，在本发明中，根据C含量，需要满足下述式。
当C：0.01％以上0.10％以下时，
(S/32)/(Ti/48)+(N/14)/(Ti/48)≤13.0
当C：大于0.10％且小于0.20％时，
2(S/32)/(Ti/48)+3(N/14)/(Ti/48)≤35.0
本申请的发明人对连续铸造时在钢中产生裂纹的原因进行了调查，发现粗大的MnS在连续铸造时生成的晶界铁素体中的析出是裂纹的主要原因。因此，为抑制MnS在晶界铁素体中的析出而进行了研究，结果探明了，钢中的C、Ti、S及N的含量与MnS的析出具有密切的关系，通过调整上述元素的含量，能够抑制MnS在晶界铁素体中的析出，从而能够抑制连续铸造时的裂纹。即，对于C、Ti、S及N而言，通过使参数为上述范围，能够使S以Ti碳硫化物的形式析出，能够抑制粗大的MnS在连续铸造时生成的晶界铁素体中的析出，能够抑制连续铸造裂纹。
以上为本发明的基本成分组成，但进一步地，根据需要，能够添加B：0.0100％以下、Cu：0.3％以下及Ni：0.3％以下中的任意1种或2种以上；选自W：0.3％以下、Co：0.3％以下、Hf：0.2％以下及Zr：0.2％以下中的1种或2种以上，以及选自Pb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.2％以下及Sn：0.2％以下中的1种或2种以上。各元素的添加理由如下所述。
B：0.0100％以下
B由于具有提高淬透性、促进贝氏体组织的生成的效果，因此优选添加0.0003％以上。另一方面，若添加大于0.0100％，则B以BN的形式析出，不仅淬透性提高效果饱和，而且还会导致成分成本的上升，因此在添加的情况下，B含量限定为0.0100％以下的范围。B含量更优选为0.0005％以上0.0080％以下。
Cu：0.3％以下
Cu为在软氮化处理中与Fe、Ni形成金属间化合物，通过析出硬化而提高软氮化处理材料的强度的有用元素，Cu对贝氏体相的生成也是有效的。Cu量若大于0.3％，则热加工性降低，因此，Cu以0.3％以下的范围添加。Cu含量优选为0.05～0.25％的范围。
Ni：0.3％以下
Ni具有增大淬透性、抑制低温脆性的效果。若Ni量大于0.3％，则不仅会硬度上升从而对切削性产生不良影响，对成本而言也是不利的，因此Ni限定为0.3％以下的范围。Ni含量优选为0.05～0.25％的范围。
W：0.3％以下、Co：0.3％以下、Hf：0.2％以下、Zr：0.2％以下
W、Co、Hf及Zr均为对钢的强度提高有效的元素，优选是能够添加0.01％以上。另一方面，对于W及Co而言分别添加大于0.3％、对于Hf及Zr而言分别添加大于0.2％，则会降低韧性，因此，对于W及Co而言，分别以0.3％为上限，对于Hf及Zr而言分别以0.2％为上限。需要说明的是，更优选是，W：0.01～0.25％、Co：0.01～0.25％、Hf：0.01～0.15％、Zr：0.01～0.15％。
Pb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.2％以下、Sn：0.2％以下
Pb、Bi、Zn及Sn为具有提高钢的切削性的效果的元素，优选为能够添加0.02％以上。另一方面，若添加大于0.2％，会降低强度、韧性，因此以0.2％为上限。
对于钢的成分组成而言，只要含有上述元素及余部的Fe及不可避免的杂质即可，但优选为由上述元素及余部的Fe及不可避免的杂质构成。
接下来，对本发明的软氮化用钢中的钢组织进行说明。
[贝氏体相：以面积百分数计大于50％]
在本发明中，将贝氏体相以相对于组织整体的面积百分数计设为大于50％是非常重要的。
另外，本发明中所期望的是在软氮化处理时使V及Nb的析出物分散析出，由此使氮化层及芯部硬度上升，提高软氮化处理后的疲劳强度。即，若在软氮化处理前，V及Nb的析出物大量存在的话，通常，从软氮化处理前进行的切削加工时的切削性的观点考虑是不利的。另外，在贝氏体转变过程中，与铁素体-珠光体转变过程相比，在母相中V及Nb析出物更难以生成。因而，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，将贝氏体相以相对于组织整体的面积百分数计设为大于50％。贝氏体相以相对于组织整体的面积百分数计优选为大于60％，更优选为大于80％，也可以是100％。
需要说明的是，作为贝氏体相以外的组织，可考虑铁素体相、珠光体相等，但当然，这些组织越少越优选。
这里，对于各相的面积百分数而言，从所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)，在将该截面研磨后进行硝酸乙醇溶液(nital)腐蚀，使用光学显微镜或扫描型电子显微镜(SEM)，通过截面组织观察(200倍的光学显微镜组织观察)来确定相的种类，求出各相的面积百分数。
[包含V及Nb的析出物在贝氏体相中分散]
另外，对于本发明的软氮化部件而言，优选的是，对本发明的软氮化用钢实施软氮化处理，使包含V及Nb的析出物在贝氏体相中分散析出。这是由于，通过在表层软氮化部以外的芯部组织中使包含V及Nb的析出物分散析出，硬度上升、软氮化处理后的疲劳强度显著提高。
这里，所谓芯部，意思是除了利用软氮化而形成的表面化合物层及硬化层以外的区域，优选的是，对于芯部以外而言，也在贝氏体相中使包含V、Nb的析出物分散。
另外，贝氏体相中的包含V及Nb的析出物的平均粒径设为小于10nm，为了使该析出物有助于软氮化处理后的析出强化，优选的是，每单位面积1μm2分散析出500个以上。需要说明的是，析出物的粒径的测定极限为1nm左右。
需要说明的是，实施软氮化处理而得到的部件成为在表层具有软氮化层的部件。对于该部件而言，表层部(芯部以外的部分)成为较之芯部的成分组成而言碳及氮的含量高的成分组成。
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示出使用作为本发明涉及的软氮化用钢的棒钢来制造软氮化部件时的、代表性的制造工序。这里，S1为成为原料的棒钢的制造工序，S2为搬送工序，S3为制品(软氮化部件)精加工(finish)工序。
首先，在棒钢制造工序(S1)中，将铸片热轧从而制成钢片，然后，将钢片热轧从而制成棒钢。然后，经品质检查后出货。
然后，搬送(S2)后，在制品(软氮化部件)精加工工序(S3)中，将该棒钢切断为规定的尺寸，进行热锻或冷锻，根据需要，通过钻孔、车削等切削加工而制成所期望的形状(例如，齿轮制品、轴部件)后，进行软氮化处理，从而制成制品。
另外，有时，也将热轧材直接通过车削、钻孔等切削加工而精加工为所期望的形状，然后，进行软氮化处理从而制成制品。需要说明的是，在热锻的情况下，有时在热锻后进行冷矫直。另外，有时对最终制品进行涂布、镀覆等涂层处理。
在本发明的软氮化用钢的制造方法中，在即将软氮化处理之前的热加工工序中，通过将热加工时的加热温度、加工温度设为特定的条件，能够形成如上所述的以贝氏体相为主体的组织，并且抑制V及Nb的析出物的生成。
这里，所谓即将软氮化处理之前的热加工，主要是指热轧及热锻中的任一者，但在热轧后也可进一步进行热锻。需要说明的是，热轧后，当然也可以进行冷锻。
这里，当即将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时，在热轧工序中需要满足以下所示的条件。
[轧制加热温度：950℃以上]
在热轧工序中，为防止在轧制材料中析出粗大的碳氮化物从而损失疲劳强度，使自溶解时残存的碳化物固溶。这里，若轧制加热温度小于950℃，则自溶解时残存的碳化物难以充分地固溶。因此，轧制加热温度设为950℃以上。轧制加热温度优选设为960～1250℃。
[终轧温度：800℃以上]
当终轧温度小于800℃时，由于生成铁素体相，因此，对于将软氮化处理前的钢组织设为以面积百分数计大于50％的贝氏体相而言是不利的。另外，轧制负荷也会提高。因而，终轧温度设为800℃以上。需要说明的是，对于上限值而言，若大于1100℃，则晶粒会粗大化，在热轧后的切削加工时表面特性降低，冷锻性降低。因此，终轧温度的上限优选设为1100℃。
[轧制后的至少700～550℃的温度区域中的冷却速度：大于0.4℃/秒]
若轧制后的至少700～550℃的温度区域中的冷却速度为0.4℃/秒以下，则在部件成型前微细析出物析出从而硬质化，由此，在切削加工时切削阻力增大，工具寿命降低。因此，在微细析出物的析出温度范围即至少700～550℃的温度区域中，将轧制后的冷却速度设定为大于能够得到微细析出物的极限冷却速度即0.4℃/秒的速度。需要说明的是，对于上限值而言，若大于200℃/秒，则会生成硬质马氏体相、切削性大幅降低，因此，上限值优选设为200℃/秒。
另外，当即将氮化处理之前的热加工工序为热锻工序时，即，仅进行热锻的情况、或在热轧后进行热锻的情况，在热锻工序中，满足以下所示的条件。需要说明的是，在热锻前进行热轧的情况下，当热锻满足以下的条件时，热轧并非一定要满足上述条件。
[锻造加热温度：950℃以上]
在热锻中，由于将贝氏体相设为相对于组织整体的面积百分数为大于50％，以及由于从热锻后的冷矫直、切削性的观点考虑，抑制微细析出物的析出，因此，将热锻时的加热温度设为950℃以上。热锻时的加热温度优选设为960～1250℃。
[终锻温度：800℃以上]
当终锻温度小于800℃时，由于会生成铁素体相，因此，对于将软氮化处理前的钢组织设为以面积百分数计大于50％的贝氏体相而言是不利的。另外，锻造负荷也会提高。因而，终锻温度设为800℃以上。需要说明的是，对于上限值而言，若大于1100℃，则晶粒会粗大化，在热锻后的切削加工时表面特性会降低。因此，终锻温度的上限优选为1100℃。
[锻造后的至少700～550℃的温度区域中的冷却速度：大于0.4℃/秒]
若锻造后的至少700～550℃的温度区域中的冷却速度为0.4℃/秒以下，则在部件成型前微细析出物析出从而硬质化，由此，在切削加工时切削阻力增大，工具寿命降低。因此，在微细析出物的析出温度范围即至少700～550℃的温度区域中，将锻造后的冷却速度设为大于能够得到微细析出物的极限冷却速度即0.4℃/秒的速度。需要说明的是，对于上限值而言，若大于200℃/秒，则会生成硬质马氏体相，切削性大幅降低，因此上限值优选设为200℃/秒。
接下来，对得到的轧制材料或锻造材料实施切削加工等从而制成部件形状，然后，在以下的条件下进行软氮化处理从而能够制造软氮化部件。
[软氮化处理条件]
对于软氮化处理而言，以使微细析出物析出的方式，在软氮化处理温度为550～700℃、处理时间为10分钟以上的条件下进行。这里，之所以将软氮化处理温度设为550～700℃的范围，是由于若小于550℃，则得不到充分量的析出物，若大于700℃，则成为奥氏体区从而软氮化变得困难。软氮化处理温度更优选为550～630℃的范围。
需要说明的是，由于在软氮化处理中同时将N和C渗入、扩散，因此，在NH3、N2这样的渗氮性气体、与CO2、CO这样的渗碳性气体的混合气氛(例如NH3：N2：CO2＝50：45：5的气氛)中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及2所示的组成的钢(No.1～51)通过连铸机制成截面300mm×400mm×长度8000mm的铸片。此时，对表面中裂纹的有无进行调查。即，在长度方向上观察铸片表面，观察长度10mm以上的裂纹的有无。对于钢片表面裂纹而言，求出每1m2的裂纹的个数，通过A：无，B：1～4个/m2，C：5个以上/m2的指标进行评价，将判定为A及B的情况评价为合格。
[表1]
[表2]
将该铸片于1200℃进行30分钟均热后，通过热轧而制成一边为150mm的矩形截面的钢片。接下来，如表3及4所示，在加热温度、终轧温度的条件下进行热轧，制成的棒钢。之后，在700～550℃的范围设为表3及4所示的冷却速度，冷却至室温，从而制成热轧后直接使用的原料(material as hot rolled)。需要说明的是，钢种34为相当于JISSCr420的钢。
将上述热轧后直接使用的原料进一步在表3及4所示的条件下热锻，从而制成的棒钢，之后，在700～550℃的范围以表3及4所示的冷却速度，冷却至室温。
对由此得到的热锻材料、及对于一部分而言对热轧后直接使用的原料，利用外周车削试验来评价切削性。对于热锻材料或未实施热锻的材料，将热轧后直接使用的原料切断为200mm长度的材料用作试验材料。作为切削工具，折叠机(folder)使用MitsubishiMaterials Corporation制CSBNR2020，另外，刀头使用同样由Mitsubishi MaterialsCorporation制SNGN120408UTi20高速工具钢。外周车削试验的条件为进刀量1.0mm、进给速度0.25mm/rev、切削速度200m/分钟，不使用润滑剂。作为评价项目，将工具磨耗量(后隙面磨损量)达到0.2mm的时间作为工具寿命。
另外，对于上述热锻材料、或未实施热锻的材料(热轧后直接使用的原料)，进行组织观察及硬度测定。在组织观察中，利用前述方法，对相的种类进行确定，并且求出各相的面积百分数。
在硬度测定中，使用维氏硬度计，按照JISZ2244以2.94N(300gf)的试验荷重对从表面至径向上的直径的1/4深度的位置(以下，将该位置称为试验材料中的芯部)的硬度测定5处，将其平均值作为硬度HV。
接下来，对钢种1～33，在上述热锻后进一步实施软氮化处理。需要说明的是，对于钢种1而言，包括不进行热锻的情况，在该情况下，在热轧之后进一步实施软氮化处理。另一方面，为了进行比较，对钢种34的热锻材料实施渗碳处理。
对于软氮化处理而言，在NH3：N2：CO2＝50：45：5的气氛下加热至525～620℃，保持3.5小时，由此进行。
另一方面，对于渗碳处理而言，于930℃进行3小时渗碳，于850℃保持40分钟后进行油冷，进一步于170℃进行1小时回火，由此进行。
对于由此得到的软氮化及渗碳热处理材料，进行组织观察、硬度测定及疲劳特性的评价。
这里，与软氮化处理前同样地，对于组织观察而言，利用前述方法而确定相的种类，并且求出各相的面积百分数。
对于硬度测定而言，在距表面0.05mm深度的位置测定上述热处理材料的表面硬度，在芯部测定芯部硬度。另外，对于表面硬度及芯部硬度的测定而言，均使用维氏硬度计，按照JISZ2244而以2.94N(300gf)的试验荷重对芯部的硬度测定6处，将其平均值分别作为表面硬度HV、芯部硬度HV。此外，对于硬化层深度而言，定义为自成为HV520的表面起的深度从而进行测定。
另外，利用使用了双喷射法的电解抛光法，从软氮化材料以及渗碳材料的芯部制作透射电子显微镜观察用的试样，使用加速电压设为200V的透射电子显微镜对对得到试样进行析出物的观察。此外，利用能量色散型X射线光谱仪(EDX)得到被观察的析出物的组成。
对于疲劳特性评价而言，进行辊点蚀试验，求出第107次的疲劳强度。在与上述热轧后直接使用的原料或热锻材料的长度方向平行地，对疲劳试验片采集平行部：长度及夹持部：的试验片，之后进行软氮化处理。这里，对于铸片表面的裂纹的有无的评价为B或C的情况，将不是裂纹的发生位置的部分作为试验片的采集位置。辊点蚀试验片的部滚动接触面(rolling contact surface)直接保持为软氮化(未研磨)。对于辊点蚀试验条件而言，滑动比为-40％，使用自动变速器油(三菱ATFSP-III)作为润滑油，于油温80℃进行。大辊使用冕状(crowning)R150mm的SCM420H的渗碳淬火品。
表3及4中示出上述各试验的结果。No.1～19及50～59为发明例，No.20～48及60～66为比较例，No.49为对相当于JISSCr420的钢实施了渗碳处理的以往例。
由表3及4可知，与实施了渗碳处理的以往例No.49相比，发明例No.1～19及50～59中的任一者的疲劳强度均优异。另外，对于No.1～19及50～59的软氮化处理前的切削性而言，较之以往例No.49而言更优异。
此外，利用透射型电子显微镜而进行的析出物的观察及利用能量色散型X射线光谱仪(EDX)而进行的析出物组成的调查的结果，确认到在No.1～19及No.50～59的软氮化处理材料中，在贝氏体相中在每1μm2分散析出有500个以上的包含V、Nb的粒径小于10nm的微细的析出物。由该结果可知，根据本发明的软氮化处理材料通过上述微细析出物而呈现出高疲劳强度。
另一方面，对于比较例No.20～48而言，由于成分组成或得到的钢组织在本发明的范围外，因此，连续铸造时裂纹多，或者疲劳强度或切削性变差。
即，No.20由于热轧时的加热温度第，因此析出物未充分地固溶，疲劳特性也变差。另外，由于F+P组织的分率高，因此，热轧后切削性也低。
No.21由于热轧的最终温度过低，因此组织的贝氏体分率低，切削性变差。另外，由于F+P组织的分率高，因此在软氮化后未生成微细析出物，所以疲劳特性也低。
No.22、23由于热轧后的冷却速度慢，因此未得到适量的贝氏体相，另外由于通过软氮化处理而生成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。另外，切削性也低。
No.24由于热锻时的加热温度低，因此析出物未充分地固溶，疲劳特性也变差。另外，由于F+P组织的分率高，因此，热锻后切削性也低。
No.25由于热锻的最终温度过低，因此组织的贝氏体分率低，切削性变差。另外，由于F+P组织的分率高，因此在软氮化后未生成微细析出物，所以疲劳特性也低。
No.26、27由于热锻后的冷却速度慢，因此未得到适量的贝氏体相，另外由于通过软氮化处理而生成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。另外，切削性也低。
No.28由于软氮化处理温度低，因此硬化层深度薄，疲劳强度也变差。
No.29由于软氮化处理温度高，软氮化未充分进行，另外，微细析出物的析出不充分。因此，疲劳强度低。
No.30由于C大于适当范围，因此，软氮化处理前的热锻材料的硬度增加，切削性降低。
No.31由于Si量大于适当范围，因此，软氮化处理前的热锻材料的硬度增加，切削性降低。
No.32由于Mn量小于适当范围，因此软氮化处理前的热锻材料的钢组织成为以铁素体相-珠光体相为主体。因此，在组织中析出V及Nb析出物从而软氮化处理前的硬度增加，切削性降低。
No.33由于Mn量大于适当范围，因此，连续铸造时大量产生裂纹。另外，在软氮化处理前生成马氏体相，切削性降低。
No.34由于P量大于适当范围，因此连续铸造时大量产生裂纹。另外，疲劳强度也降低。
No.35由于S量大于适当范围，上述式(1)的左边的值在本发明的范围外，因此，连续铸造时大量产生裂纹。
No.36由于Cr量小于适当范围，因此软氮化处理前的热锻材料的钢组织成为以铁素体相-珠光体相为主体。因此，在组织中析出粗大的V及Nb析出物从而软氮化处理前的硬度增加，疲劳强度降低。
对于No.37，Cr量大于适当范围，连续铸造时大量产生裂纹。另外，由于热锻后的硬度也高，因此切削性变差。
No.38由于Mo量小于适当范围，因此淬透性降低，贝氏体相的生成不充分。结果，软氮化处理后的微细析出物的生成量变少，未得到充分的芯部硬度。因此，与以往例No.49相比，疲劳强度低。
No.39由于V量小于适当范围，因此软氮化处理后的微细析出物的生成量少，未得到充分的芯部硬度。因此，与以往例No.49相比，疲劳强度低。
对于No.40，V量大于适当范围，连续铸造时大量地产生裂纹。
No.41由于Nb量小于适当范围，因此软氮化处理后的微细析出物的生成量少，未得到充分的芯部硬度。因此，与以往例No.49相比，疲劳强度低。
对于No.42，Nb量大于适当范围，连续铸造时大量地产生裂纹。
No.43由于Al量小于适当范围，因此未得到充分的软氮化处理后的表面硬度及有效硬化深度，与以往例No.49相比，疲劳强度低。
No.44由于Al量大于适当范围，因此，连续铸造时大量地产生裂纹。
对于No.45，Ti量小于适当范围，连续铸造时大量地产生裂纹。
No.46由于Ti量大于适当范围，因此疲劳强度低。
No.47由于N量大于适当范围，因此连续铸造时大量地产生裂纹。
No.48由于Sb量小于适当范围，因此连续铸造时大量地产生裂纹。
No.60由于Mo量大于适当范围，因此连续铸造时大量地产生裂纹。
No.61、62由于Ti量小于适当范围，因此连续铸造时大量地产生裂纹。
No.63由于Ti量大于适当范围，因此疲劳强度低。
No.64由于上述式(1)的左边的值大于13.0，因此，连续铸造时大量地产生裂纹。
No.65由于上述式(1)的左边的值大于35.0，因此，连续铸造时大量地产生裂纹。
No.66由于Sb量小于适当范围，因此连续铸造时大量地产生裂纹。
[表3]
[表4]

Claims (11)

1.一种软氮化用钢，所述软氮化用钢具有下述成分组成、和贝氏体相的面积百分数大于50％的钢组织，所述成分组成以质量％计以满足下述式的范围含有
C：0.01％以上且小于0.20％，
Si：1.0％以下，
Mn：1.5％以上3.0％以下，
P：0.02％以下，
S：0.06％以下，
Cr：0.30％以上3.0％以下，
Mo：0.005％以上0.40％以下，
V：0.02％以上0.5％以下，
Nb：0.003％以上0.20％以下，
Al：0.010％以上2.0％以下，
Ti：大于0.005％且小于0.025％，
N：0.0200％以下，及
Sb：0.0005％以上0.02％以下，
且余部为Fe及不可避免的杂质，
所述式为：
当C：0.01％以上0.10％以下时，
(S/32)/(Ti/48)+(N/14)/(Ti/48)≤13.0；
当C：大于0.10％且小于0.20％时，
2(S/32)/(Ti/48)+3(N/14)/(Ti/48)≤35.0。
2.根据权利要求1所述的软氮化用钢，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有
B：0.0100％以下，
Cu：0.3％以下，及
Ni：0.3％以下
中的任意1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的软氮化用钢，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
W：0.3％以下，
Co：0.3％以下，
Hf：0.2％以下，及
Zr：0.2％以下
中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1、2或3所述的软氮化用钢，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
Pb：0.2％以下，
Bi：0.2％以下，
Zn：0.2％以下，及
Sn：0.2％以下
中的1种或2种以上。
5.一种部件，所述部件具有芯部和表层部，所述芯部具有权利要求1至4中任一项所述的成分组成及钢组织，所述表层部为较之该芯部的成分组成而言氮及碳的含量高的成分组成。
6.根据权利要求5所述的部件，其中，在所述贝氏体相中分散有包含V及Nb的析出物。
7.一种软氮化用钢的制造方法，其特征在于，对具有下述成分组成的钢实施加热温度：950℃以上及最终温度：800℃以上的热加工，然后，至少将700～550℃的温度区域中的冷却速度设定为大于0.4℃/秒并进行冷却，
所述成分组成以质量％计以满足下述式的范围含有
C：0.01％以上且小于0.20％，
Si：1.0％以下，
Mn：1.5％以上3.0％以下，
P：0.02％以下，
S：0.06％以下，
Cr：0.30％以上3.0％以下，
Mo：0.005％以上0.40％以下，
V：0.02％以上0.5％以下，
Nb：0.003％以上0.20％以下，
Al：0.010％以上2.0％以下，
Ti：大于0.005％且小于0.025％，
N：0.0200％以下，及
Sb：0.0005％以上0.02％以下，
余部为Fe及不可避免的杂质，
所述式为：
当C：0.01％以上0.10％以下时，
(S/32)/(Ti/48)+(N/14)/(Ti/48)≤13.0；
当C：大于0.10％且小于0.20％时，
2(S/32)/(Ti/48)+3(N/14)/(Ti/48)≤35.0。
8.根据权利要求7所述的软氮化用钢的制造方法，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有
B：0.0100％以下，
Cu：0.3％以下，及
Ni：0.3％以下
中的任意1种或2种以上。
9.根据权利要求7或8所述的软氮化用钢的制造方法，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
W：0.3％以下，
Co：0.3％以下，
Hf：0.2％以下，及
Zr：0.2％以下
中的1种或2种以上。
10.根据权利要求7、8或9所述的软氮化用钢的制造方法，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自
Pb：0.2％以下，
Bi：0.2％以下，
Zn：0.2％以下，及
Sn：0.2％以下
中的1种或2种以上。
11.部件的制造方法，所述部件的制造方法的特征在于，将通过权利要求7至10中任一项所述的制造方法而得到的软氮化用钢加工为所期望的形状，然后于550～700℃实施10分钟以上的软氮化处理。
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