CN107406959A - 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 - Google Patents

Abstract

提供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。一种氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，是采用钢材来制成的，所述钢材以质量％计包含C：0.05～0.3％、Si：0.05～1.5％、Mn：0.2～1.5％、P：0.025％以下、S：0.003～0.05％、Cr：0.5～2.0％、Al：0.01～0.05％以及N：0.003～0.025％，余量包含Fe以及杂质，表层包含含有铁、氮和碳的化合物层和位于其下方的氮扩散层，所述化合物层由ε单相构成，所述ε单相的厚度为8～30μm，维氏硬度为680HV以上，所述ε单相中的孔隙的体积率小于10％。

Description

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

技术领域

本发明涉及通过气体氮化、气体软氮化处理而制造的部件、特别是要求耐磨性、耐点蚀性的CVT带轮、齿轮等部件、以及在这些部件的制造中使用的气体氮化、气体软氮化处理的方法。

背景技术

在汽车、各种产业机械等中使用的钢部件中，有要求表面疲劳强度的部件。例如变速器中的CVT带轮要求耐磨性，齿轮要求耐点蚀性的疲劳特性。为了改善这些特性，提高表面硬度被视为较有效，氮化以及软氮化处理的应用不断发展。氮化处理和软氮化处理具有能得到高的表面硬度、且热处理变形小这样的优点。

氮化处理是使氮渗入钢材表面的处理方法，软氮化处理是使氮和碳渗入钢材表面的处理。在氮化处理以及软氮化处理中使用的介质有气体、盐浴、等离子体等。对于汽车的变速器部件，主要应用生产率优异的气体氮化以及气体软氮化处理。

通过气体氮化以及气体软氮化处理而生成的硬化层，由氮扩散层、和在比氮扩散层靠表面的侧生成的厚度几微米～几十微米的化合物层构成。氮扩散层是通过渗入的氮、碳的固溶强化、氮化物的粒子分散强化机制来硬化了的层。已知氮扩散层的硬度和深度的提高会带来耐点蚀性的提高，以往就针对扩散层的硬度、深度的提高进行了许多研究。化合物层由以Fe_2～3N为主体、还含有碳的ε相、以Fe₄N为主体的γ’相构成，在相比于钢材硬度极高地形成的情况下，使耐磨性提高。

作为与化合物层和耐耗性相关的以往的见解，可举出以下见解。

在专利文献1中，提出了一种耐点蚀性和耐磨性优异的齿轮部件，其被实施了氮化或碳氮共渗处理，至少从表面到150μm的深度中的氮含量为0.2～0.8％，淬火硬化层为马氏体和10～40％的残余奥氏体的混合组织。在专利文献1中，有关于钢表面的氮含量的记载，但没有关于在氮化处理中生成的化合物层的成分、组成以及性状的记载。

另外，在专利文献2中，提出了下述处理方法：通过采用包含NH₃残留浓度为45～65容积％浓度的混合气体在气体温度530～565℃下进行2小时的软氮化处理，来生成2～12μm的含有孔隙的化合物层，由此使耐点蚀性、耐磨性等提高。专利文献2中所记载的化合物层由Fe₃N(ε)、Fe₄N(γ’)等构成。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平7－190173号公报

专利文献2：日本特开平11－72159号公报

发明内容

在前述的专利文献1中，提出了一种耐点蚀性和耐磨性优异的部件，由于利用了通过淬火产生的表面硬化，因此与通常的氮化以及软氮化处理部件相比，热处理变形大，在后面工序中的磨削成本增加。

在专利文献2中，虽然考虑了化合物层的厚度，但是关于孔隙没有最佳化，因此有时不能应用于需要高的耐点蚀强度的部件。

前述的专利文献1和2中所公开的技术，是按照各实施例所示那样能够提高耐磨性、耐点蚀性等的疲劳特性的技术。但是，没有研究化合物层的成分、组成、性状对耐磨性、耐点蚀性造成的影响。

本发明的目的在于提供能够应对部件的小型轻量化或者高负载容量的要求的耐磨性和耐点蚀性优异的部件，进而，作为其手段，还提供最佳地控制化合物层的成分、组成的气体氮化、气体软氮化处理方法。

化合物层的成分、组成、厚度能够利用处理温度和由以下的式子定义的氮化势(K_N)来控制。

K_N＝(NH₃分压)/[(H₂分压)^3/2]…式1

但是，在生产规模的氮化炉中控制NH₃、N₂气氛的技术是近年来确立的，因此对于实际生产的部件的化合物层的成分、组成、性状的认知尚少。

因此，本发明人控制K_N而使化合物层进行各种变化，来调查了化合物层和耐磨性的关系。其结果得到如下见解：化合物层的成分、组成、厚度、硬度、以及在氮化处理中渗入钢的原子态氮成为N₂分子并从钢中逸出所形成的空隙(以下称为孔隙。)的体积率对耐磨性的提高产生影响。

所得到的见解的细节总结为下述(a)～(e)。

(a)通过气体氮化、气体软氮化处理而生成的化合物层为γ’单相、ε单相和γ’+ε相中的任一个。ε相的硬度比γ’相高，因此为了提高耐磨性，而使生成的化合物层成为ε相单相是有效的。ε相在比γ’相高的K_N域中生成，因此需要设置K_N的下限。另外，通过提高钢中的碳量、或实施软氮化处理，容易得到ε单相。

(b)含有的碳以及氮量越多，ε相越硬。因而，为了提高ε相的耐磨性，提高ε相中的碳、氮量是有效的。因而，需要提高成为碳的供给源的钢的碳量、以及采用使碳渗入的软氮化处理、进而在高K_N域进行氮化/软氮化处理来提高ε相中的氮量。

(c)当化合物层厚度增大时，会产生孔隙，耐磨性、耐蚀强度下降。因而，需要适当地控制化合物层厚度。具体而言，K_N越高，化合物层厚度越厚，因此需要设置K_N的上限。

(d)实际的气体氮化处理难以将炉内气体气氛持续保持为恒定。因而，需要设置能够得到满足上述(a)～(c)的化合物层的K_N值的范围。另一方面，会看到在刚开始处理后气氛特别紊乱、直到稳定化为止需要约50分钟的倾向。因而，需要在开始处理的第0分钟～第50分钟中满足上述(a)～(c)，并且，考虑气氛的紊乱，需要将K_N值的控制范围设定得较大。

进而，关于氮扩散层对耐点蚀性和耐磨性造成的影响，得到以下的见解。

(e)当在钢材中存在Mn和Cr等的氮化物形成元素时，氮扩散层的硬度和扩散层深度发生变化。扩散层硬度越高，另外扩散层越深，耐点蚀性越提高，因此需要设定钢材成分的最佳范围。

(f)由于氮扩散层的耐磨性比化合物层低，因此若化合物层通过磨损而消失，则磨损的进展加速。

因此，为了使利用了气体氮化以及气体软氮化处理的部件的耐磨性和耐点蚀性提高，需要通过控制K_N和钢中的C量来控制化合物层中的碳以及氮量，生成孔隙少、并具有适当的厚度和硬度的ε单相的化合物层，并且调整钢成分来增大氮扩散层厚度。

再者，为了定量评价孔隙，使用化合物层的SEM观察像，从最表面到最下面按每隔2μm画出与表面平行的50μm的线段，算出线段中的孔隙部分的长度的比例的平均值，将该平均值定义为“孔隙体积率(％)”。另外，化合物层硬度的评价值设为：使用显微维氏硬度计以载荷9.8×10^-2N随机地对化合物层的10个点进行测量所得到的平均值。

本发明是基于上述的见解而完成的，其要旨是下述(1)～(4)所示的气体氮化处理部件以及气体软氮化处理部件。

(1)一种氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，

是采用钢材来制成的，所述钢材以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.05～1.5％、Mn：0.2～1.5％、P：0.025％以下、S：0.003～0.05％、Cr：0.5～2.0％、Al：0.01～0.05％以及N：0.003～0.025％，余量包含Fe以及杂质，

表层由含有铁、氮和碳的化合物层和位于其下的氮扩散层构成，

所述化合物层由ε单相构成，

所述ε单相的厚度为8～30μm，维氏硬度为680HV以上，

所述ε单相中的孔隙的体积率小于10％。

(2)根据(1)所述的氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.01％以上且小于0.50％、V：0.01％以上且小于0.50％之中的一种或两种。

(3)根据(1)或(2)所述的氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，以质量％计，还含有Cu：0.01％以上且小于0.50％、Ni：0.01％以上且小于0.50％之中的一种或两种。

(4)根据(1)～(3)的任一项所述的氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，所述化合物层含有合计量为22原子％以上的C和N。

(5)一种氮化处理方法，其特征在于，

将由具有上述(1)～(3)的任一项中所述的成分的钢材构成的部件在由NH₃、H₂、N₂组成的气体气氛中加热到550～620℃，进行1.0～10小时的氮化处理，

通过下述式1求出的氮化势K_N在所述氮化处理时间中的第0分钟～第50分钟中为0.3～2.0，在第50分钟以后为0.70～1.50，

K_N＝(NH₃分压)/[(H₂分压)^3/2]…式1。

(6)一种软氮化处理方法，其特征在于，

将由具有上述(1)～(3)的任一项中所述的成分的钢材构成的部件在由NH₃、H₂、N₂、CO₂组成的气体气氛中加热到550～620℃，进行1.0～10小时的软氮化处理，

通过下述式1求出的氮化势K_N在所述软氮化处理时间中的第0分钟～第50分钟中为0.3～2.0，在第50分钟以后为0.70～1.50，

K_N＝(NH₃分压)/[(H₂分压)^3/2]…式1。

本发明的氮化处理部件、软氮化处理部件，由于耐磨性和耐点蚀性优异，因此能够利用于汽车和产业机械的齿轮、CVT带轮、变速器部件等。

附图说明

图1是表示辊式点蚀试验用小辊的形状的图。再者，图中的尺寸φ26、28、130的单位为“mm”。

图2是表示辊式点蚀试验用大辊的形状的图。再者，图中的尺寸φ130、R150的单位为“mm”。

具体实施方式

以下，对本发明的各必要条件进行详细说明。再者，表示成为原料的钢材中的各成分元素的含量以及部件表面的元素浓度的“％”意指“质量％”。

(A)关于成为原料的钢材的化学组成

C：0.05～0.3％

C是为了确保部件的芯部强度和化合物层硬度所需要的元素。当C的含量小于0.05％时，不会成为比γ’相硬且耐磨性优异的ε相单相。另外，当C的含量超过0.3％时，成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的强度变得过高，因此切削加工性大大下降。C含量的优选的范围为0.08～0.25％。

Si：0.05～1.5％

Si通过固溶强化来提高部件的芯部硬度。另外，提高抗回火软化性，提高在磨损条件下变为高温的部件表面的耐点蚀强度。为了发挥这些效果，含有0.05％以上。另一方面，当Si的含量超过1.5％时，成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的强度变得过高，因此切削加工性大大下降。Si含量的优选的范围为0.08～1.2％。

Mn：0.2～1.5％

Mn通过固溶强化来提高部件的芯部硬度。而且，Mn在氮化处理时形成微细的氮化物(Mn₃N₂)，通过析出强化而使耐磨性和耐点蚀性提高。为了得到这些效果，需要Mn为0.2％以上。另一方面，当Mn的含量超过1.5％时，不仅提高耐点蚀强度的效果饱和，而且成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的硬度变得过高，因此切削加工性大大下降。Mn含量的优选的范围为0.4～1.2％。

P：0.025％以下

作为杂质的P，进行晶界偏析而使部件脆化。因而，当P的含量超过0.025％时，存在弯曲疲劳强度下降的情况。用于防止弯曲疲劳强度下降的P含量的优选的上限为0.018％。

S：0.003～0.05％

S与Mn结合而形成MnS，使切削加工性提高。但是，当其含量小于0.003％时，难以得到切削加工性提高的效果。另一方面，当S的含量变多时，容易生成粗大的MnS。特别是当其含量超过0.05％时，表面疲劳强度的下降变得显著。S含量的优选的范围为0.01～0.03％。

Cr：0.5～2.0％

Cr在氮化处理时形成微细的氮化物(CrN)，通过析出强化而使耐磨性和耐点蚀性提高。为了得到这些效果，需要Cr为0.5％以上。另一方面，当Cr的含量超过2.0％时，不仅提高耐点蚀强度的效果饱和，而且成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的硬度变得过高，因此切削加工性显著下降。Cr含量的优选的范围为0.7～1.8％。

Al：0.01～0.05％

Al是脱氧元素，为了充分地脱氧，需要为0.01％以上。另一方面，Al容易形成硬质的氧化物系夹杂物，当Al的含量超过0.05％时，弯曲疲劳强度的下降变得显著，即使满足其他必要条件，也不能得到所希望的弯曲疲劳强度。Al含量的优选的范围为0.02～0.04％。

N：0.003～0.025％

N与AlV结合而形成AlN、VN。AlN、VN具有通过钉扎作用来抑制粗大粒的生成，降低机械特性的偏差的效果。当N的含量小于0.003％时，难以得到该效果。另一方面，当N的含量超过0.025％时，容易形成粗大的AlN，因此难以得到上述的效果。N含量的优选的范围为0.005～0.020％。

以下为任意元素。

Mo：0.01％以上且小于0.50％

Mo在氮化以及软氮化时形成微细的氮化物(Mo₂N)，通过析出强化而使耐磨性和耐点蚀性提高。另外，Mo在氮化时发挥时效硬化作用而使部件的芯部硬度提高。用于得到这些效果的Mo含量优选为0.01％以上。另一方面，当Mo的含量为0.50％以上时，成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的硬度变得过高，因此除了切削加工性显著下降以外，合金成本也增大。用于确保切削加工性的Mo含量的优选的上限小于0.40％。

V：0.01％以上且小于0.50％

V在氮化以及软氮化时形成微细的氮化物(VN)，通过析出强化而使耐磨性和耐点蚀性提高。另外，V在氮化时发挥时效硬化作用而使部件的芯部硬度提高。为了得到这些作用，V优选为0.01％以上。另一方面，当V的含量为0.50％以上时，成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的硬度变得过高，因此除了切削加工性显著下降以外，合金成本也增大。用于确保切削加工性的V含量的优选的范围为小于0.40％。

Cu：0.01～0.50％

Cu作为固溶强化元素使部件的芯部硬度和氮扩散层的硬度提高。为了发挥Cu的固溶强化的作用，优选其含量为0.01％以上。另一方面，当Cu的含量超过0.50％时，成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的硬度变得过高，因此除了切削加工性显著下降以外，热延展性也下降，因此在热轧时、热锻时成为表面伤发生的原因。用于维持热延展性的Cu含量的优选的范围为小于0.40％。

Ni：0.01～0.50％

Ni通过固溶强化而使部件的芯部硬度和表层硬度提高。为了发挥Ni的固溶强化的作用，优选其含量为0.01％以上。另一方面，当Ni的含量超过0.50％时，成为原料的棒钢、线材、热锻后的棒钢、线材的硬度变得过高，因此除了切削加工性显著下降以外，合金成本也增大。用于得到充分的切削加工性的Ni含量的优选的范围为小于0.40％。

(B)气体氮化处理以及气体软氮化处理的温度

在将气体氮化处理的温度(氮化处理温度)设为小于550℃的情况下，钢中的氮扩散速度变小，因此不能得到充分的硬化层(氮扩散层、化合物层)厚度。另外，当在超过620℃的温度下进行气体氮化处理时，会相变成与铁素体相(α相)相比氮的扩散速度小的奥氏体相(γ相)，因此难以得到氮扩散层厚度。因而，在本发明中，将气体氮化处理的处理温度设为550～620℃。

(C)气体氮化处理以及气体软氮化处理的时间

氮化处理的从开始到结束的时间(氮化处理时间)对化合物层厚度和氮扩散层深度给予影响。当处理时间短于1.0小时时，扩散层深度变小，耐点蚀性下降。当超过10小时时，孔隙比例增大，不仅耐磨性下降，而且招致制造成本的增大。因而，处理时间设为1.0～10小时。

(D)气体氮化处理以及气体软氮化处理中的K_N控制

在本发明中，气体氮化处理使用由NH₃、H₂、N₂组成的气氛，另外，气体软氮化处理使用由NH₃、H₂、N₂、CO₂组成的气氛。氮化势K_N通过控制NH₃流量和N₂流量来进行调整。为了生成仅由ε相构成的化合物层，处理中的K_N的范围调整成在处理时间的第0分钟～第50分钟中为0.3～2.0、在第50分钟以后为0.70～1.50。当在处理时间的第0分钟～第50分钟中K_N小于0.3、或在第50分钟以后K_N小于0.70时，化合物层厚度变得小于8μm，或者化合物层中的(C+N)浓度变得小于22原子％，或者混有γ’相，其结果是耐磨性下降。另一方面，当K_N超过规定的上限值即超过1.50时，ε相的厚度变得大于30μm，另外有时孔隙率达到10％以上。

为了控制K_N来进行氮化处理，例如有以下方法：在氮化处理前进行了使炉内保持在高NH₃气氛中的陈化(seasoning)处理后，调整NH₃、H₂、N₂流量以使得成为目标K_N，在气体软氮化处理的情况下还调整CO₂流量，接着向炉内导入部件。但是，本发明的K_N控制方法并不限于此。

再者，进行气体氮化以及气体软氮化处理的气氛有时不可避免地包含氧气等杂质，在气体氮化处理中，优选将NH₃、H₂和N₂的合计量设为99.5％(体积％)以上，在气体软氮化处理中，优选将NH₃、H₂、N₂、CO₂的合计量设为99.5％(体积％)以上。

(E)化合物层的鉴定

本发明涉及的气体氮化处理部件以及气体软氮化处理部件的化合物层为ε单相。为了辨别相，例如可使用SEM(扫描电镜)附带的EBSD(Electron BackScatterDiffraction：电子背散射衍射)。在本发明中，采用EBSD进行晶体取向测定，将化合物层中的Fe_2～3N的可靠性指数(Confidence Index：CI值)小于0.05的区域低于10％的情况看作为ε单相。

(F)化合物层的硬度

本发明涉及的气体氮化处理部件以及气体软氮化处理部件的化合物层的平均硬度为680HV以上。

已知耐磨性大大地依赖于部件的表面～几十微米深度的硬度。本发明人依据JISZ2244(2003)所记载的“维氏硬度试验－试验方法”测定了化合物层的维氏硬度。

对使用了辊式点蚀试验机的磨损试验结果进行了比较研究，结果明确可知，为了使在面压力1600MPa、反复次数2×10⁶次的条件下的磨损深度为15μm以下，化合物层的硬度需为680HV以上。

(G)化合物层中的孔隙的体积率

本发明涉及的气体氮化处理部件以及气体软氮化处理部件的化合物层中的孔隙的体积率小于10％。

采用辊式点蚀试验评价了形成有各种化合物层的试样的耐磨损特性，结果当孔隙的体积率为10％以上时，磨损量高于作为目标值的15μm。

(H)化合物层中的成分比率

本发明涉及的气体氮化处理部件以及气体软氮化处理部件的化合物层中的(C+N)浓度为22原子％以上。

采用辊式点蚀试验评价了形成有各种化合物层的试样的耐磨损特性，结果当(C+N)浓度小于22原子％时，磨损量不满足作为目标值的15μm以下。

实施例1

在50kg真空熔化炉中熔炼具有表1所示的化学成分的钢a～z后，进行铸造从而制成锭。再者，表1中的a～q是具有本发明所规定的化学成分的钢。另一方面，钢s～z是至少一种元素脱离了本发明所规定的化学成分范围的比较例的钢。

表1

※1化学成分的余量表示Fe和杂质。

※2空栏表示没有有意地添加合金元素。

※3下划线表示在本发明的范围外。

对该锭进行热锻从而制成直径35mm的圆棒。接着，将各圆棒退火后实施切削加工，制作了用于评价化合物层的种类、厚度、硬度以及孔隙的体积率的板状试样。板状试样设为长20mm、宽20mm、厚度2mm。另外，制作了用于评价磨损深度和耐点蚀强度的辊式点蚀试验用的小辊。小辊设为直径26mm、长度130mm。

接着，通过向气体氮化炉的炉内导入NH₃、H₂、N₂、(在气体软氮化处理的情况下还有CO₂)的各气体，实施了表2所示的条件的气体氮化处理以及气体软氮化处理后，使用80℃的油进行了油冷。

在气体氮化处理以及气体软氮化处理中，气氛中的H₂分压使用直接安装在气体氮化炉体的热传导式H₂传感器来测定。将标准气体和测定气体的热导度的差异换算成气体浓度来进行测定。H₂分压在气体氮化处理期间持续地进行测定。另外，NH₃分压是在炉外安装手动玻璃管式NH₃分析仪来测定的。每10分钟就测定残留的NH₃的分压，同时计算出氮化势K_N，调整NH₃流量以及N₂流量以使得氮化势收敛于目标值。每10分钟就测定NH₃分压，同时计算出氮化势K_N，调整NH₃流量以及N₂流量以使得氮化势收敛于目标值。

表2

※下划线表示在本发明的范围外。

试验号码1～25是本发明的氮化处理以及软氮化处理的例子。氮化处理以及软氮化处理后，对板状试样的C截面(延伸方向)进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀20～30秒钟，利用SEM进行了化合物层厚度和孔隙的体积率的测定。

对于化合物层，从以2000倍拍摄的组织照片的5个视场(视场面积：2.4×10²μm²)，分别以10μm间隔测定5个点的化合物层的厚度，求出共计25个点的平均值来作为化合物厚度。进而，从化合物层的最表面到最下面，每隔2μm画出与表面平行的50μm的线段，使用以下的式2算出线段中的含有孔隙的长度的比例，求出5个视场的平均值来作为孔隙的体积率。孔隙的体积率(％)＝含有孔隙的长度(μm)/50(μm)×100…式2

另外，用截面抛光仪研磨C截面，用SEM(扫描电镜)拍摄组织，并且利用SEM附带的EBSD进行了化合物层内的生成相的辨别。对于化合物层，使用以2000倍拍摄的组织照片的5个视场(视场面积：2.4×10²μm²)，从化合物层的最表面到最下面每隔2μm画出与表面平行的50μm的线段，使用以下的式3算出线段中的Fe_2～3N的CI值为0.05以下的长度的比例，将5个视场的平均值小于10％的情况判定为是ε单相。

Fe_2～3N的CI值为0.05以下的长度(μm)/50(μm)×100…式(3)

接着，依据JIS Z2244(2003)所记载“维氏硬度试验－试验方法”，用以下的方法测定了维氏硬度。即，将化合物层的厚度方向中央附近位置的维氏硬度10点平均值定义为化合物层的硬度，将试验载荷设为9.8×10^-2N，来测定了化合物层的硬度。维氏硬度(HV)是测定各视场各10个点所得到的共计50个点的平均值。

接着，以消除热处理变形为目的对辊式点蚀试验用小辊进行了抓握部的精加工后，分别作为辊式点蚀试样。图1中示出精加工后的形状。辊式点蚀试验是采用上述的辊式点蚀试验用小辊和图2所示的形状的辊式点蚀试验用大辊的组合，在表3所示的条件下进行的。再者，图1、图2中的尺寸的单位为“mm”。上述辊式点蚀试验用大辊是使用满足JIS的SCM420的标准的钢，采用通常的制造工序、即“正火→试样加工→利用气体渗碳炉进行的共析渗碳→低温回火→研磨”的工序而制作的，距离表面0.05mm的位置、即深度0.05mm的位置的维氏硬度Hv为740～760，另外，维氏硬度Hv为550以上的深度在0.8～1.0mm的范围。

表3中示出进行磨损深度评价的试验条件。试验以反复次数2×10⁶次结束，使用粗糙度计沿着主轴方向扫描小辊的磨损部，测定最大磨损深度，将N数设为5来算出磨损深度的平均值。在本发明部件中，将磨损深度为15μm以下作为目标。

表3

另外，表4中示出进行耐点蚀强度评价的试验条件。试验截止次数设为表示一般的钢的疲劳极限的10⁷次，将在小辊试样中没有发生点蚀而达到了10⁷次的最大面压力作为小辊试样的疲劳极限。点蚀发生的检测是利用试验机上所装备的振动计来进行的，在发生振动后，使小辊试样和大辊试样这两者的旋转停止，来确认点蚀的发生和转速。

在本发明部件中，将疲劳极限下的最大面压力为1800MPa以上作为目标。

表4

表2中示出结果。从表2明确可知，完全满足本发明所规定的条件的试验号码1～25，磨损量以及耐点蚀强度都达到了目标，得到了良好的耐磨性以及耐点蚀性。另外明确可知，关于使用了含有Mo、V、Cu、Ni中的至少一种的钢的试验号码，磨损量和耐点蚀强度也都达到了目标，具有优异的耐磨性以及耐点蚀性。另一方面，不符合本发明所规定的条件的试验号码26～40是比较例，明确可知它们的耐磨性和耐点蚀性中的任一项或两项没有达到目标。试验号码26、27、30、36以及40是没有变为ε单相的例子，其原因是钢中的C量不足、或者K_N值低、或者钢中的C量和K_N值这两项都没有得到满足。试验号码28、29是由于处理中的K_N值的上限过高因此ε相的厚度、空隙体积率过大的例子。试验号码31是满足了厚度和空隙体积率的ε单相材料，但是由于处理中的K_N值过低，因此ε相中的(C+N)量低、硬度不足的例子。试验号码32～39是钢的成分没有合适化的例子。

产业上的可利用性

本发明的气体氮化处理部件以及气体软氮化处理部件，由于耐磨性和耐点蚀性优异，因此能够用于汽车和产业机械的变速器部件等。

Claims (6)

1.一种氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，

是采用钢材来制成的，所述钢材以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.05～1.5％、Mn：0.2～1.5％、P：0.025％以下、S：0.003～0.05％、Cr：0.5～2.0％、Al：0.01～0.05％以及N：0.003～0.025％，余量包含Fe以及杂质，

表层由含有铁、氮和碳的化合物层和位于其下的氮扩散层构成，

所述化合物层由ε单相构成，

所述ε单相的厚度为8～30μm，维氏硬度为680HV以上，

所述ε单相中的孔隙的体积率小于10％。

2.根据权利要求1所述的氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，

以质量％计，还含有Mo：0.01％以上且小于0.50％、V：0.01％以上且小于0.50％之中的一种或两种。

3.根据权利要求1或2所述的氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，

以质量％计，还含有Cu：0.01％以上且小于0.50％、Ni：0.01％以上且小于0.50％之中的一种或两种。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的氮化处理部件或软氮化处理部件，其特征在于，

所述化合物层含有合计量为22原子％以上的C和N。

5.一种氮化处理方法，其特征在于，

将由具有权利要求1～3的任一项中所述的成分的钢材构成的部件在由NH₃、H₂、N₂组成的气体气氛中加热到550～620℃，进行1.0～10小时的氮化处理，

通过下述式1求出的氮化势K_N在所述氮化处理时间中的第0分钟～第50分钟中为0.3～2.0，在第50分钟以后为0.70～1.50，

K_N＝(NH₃分压)/[(H₂分压)^3/2] …式1。

6.一种软氮化处理方法，其特征在于，

将由具有权利要求1～3的任一项中所述的成分的钢材构成的部件在由NH₃、H₂、N₂、CO₂组成的气体气氛中加热到550～620℃，进行1.0～10小时的软氮化处理，

通过下述式1求出的氮化势K_N在所述软氮化处理时间中的第0分钟～第50分钟中为0.3～2.0，在第50分钟以后为0.70～1.50，

K_N＝(NH₃分压)/[(H₂分压)^3/2] …式1。