CN110036129A - 软氮化用钢和部件 - Google Patents

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Abstract

提供一种软氮化用钢，该软氮化用钢具有下述成分组成：在满足式9.5≤([Cr]/52+[V]/50.9+[Nb]/92.9+M)×103≤18.5的范围包含C：0.01％以上0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：0.5％以上3.0％以下、P：0.02％以下、S：0.06％以下、Cr：0.30％以上0.9％以下、Mo：0.005％以上0.200％以下、V：0.02％以上0.50％以下、Nb：0.003％以上0.150％以下、Al：0.005％以上0.200％以下、N：0.0200％以下、Sb：0.0005％以上0.0200％以下、W：0.3％以下(包括0％)、Co：0.3％以下(包括0％)、Hf：0.2％以下(包括0％)、Zr：0.2％以下(包括0％)和Ti：0.1％以下(包括0％)，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且，为贝氏体相相对于组织整体的面积率超过50％的钢组织，由此可抑制极为表层的Cr、V、Nb的析出，从而确保了硬化层深度。

Description

软氮化用钢和部件
技术领域
本发明涉及软氮化用钢，希望提供一种在软氮化处理前具有一定的切削性、并且在软氮化处理后疲劳特性优异的适合用于汽车或建设机械用部件的软氮化用钢。此外，本发明涉及对该软氮化用钢进行软氮化处理而得到的部件。
背景技术
对汽车的齿轮等机械结构部件要求优异的疲劳特性，通常对其实施表面硬化处理。作为表面硬化处理，熟知的有渗碳处理、高频淬火处理、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渗入、扩散，因此能够得到深的硬化深度，对疲劳特性的提高有效。但是，由于通过渗碳处理会产生热处理变形，因此对于从安静性等方面出发而要求严格的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，因此仍会产生热处理变形，与渗碳处理同样地，在尺寸精度方面存在问题。
另一方面，氮化处理是在Ac1相变点以下的较低温度区域使氮渗入·扩散而提高表面硬度的处理，所以不存在产生上述那样的热处理变形的可能性。但是，存在处理时间长、为50～100小时、而且处理后需要除去表层的较脆的化合物层这样的问题。
因此，开发了在与氮化处理相同程度的处理温度下缩短处理时间的所谓软氮化处理，近年来，以机械结构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同时渗入、扩散，从而使表面硬化，与现有的氮化处理相比，能够使处理时间为一半以下。
但是，在上述渗碳处理中，通过淬火硬化而能够使芯部硬度升高，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，芯部硬度不会升高，与渗碳处理材料相比，软氮化处理材料存在疲劳特性差的问题。
因此，为了提高软氮化处理材料的疲劳特性，通常，在软氮化处理前进行淬火、回火处理，使芯部硬度升高，但所得到的疲劳特性很难说是充分的，另外制造成本升高，进而也无法避免机械加工性的降低。
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，其通过使钢中含有Ni、Cu、Al、Cr、Ti等，从而在软氮化处理后能够得到高弯曲疲劳特性。即，对于该钢而言，通过软氮化处理，关于芯部，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，关于表层部，通过在氮化层中使Cr、Al、Ti等氮化物或碳化物析出硬化，从而提高弯曲疲劳特性。
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％Cu的钢通过热锻而锻造延伸后，进行空气冷却，从而形成以固溶有Cu的铁素体为主体的组织，并在580℃、120分钟的软氮化处理中使Cu析出硬化，进而通过合用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。
此外，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包含Nb、V、W中的一种或两种以上的碳化物分散而得到的软氮化用钢。
此外，在专利文献4中提出了一种疲劳特性优异的氮化用钢材，其中，在含有V、Nb的钢中，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，另一方面，在氮化时使这些碳氮化物析出，由此芯部硬度提高。
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：日本专利第5567747号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是，专利文献1中记载的软氮化钢虽然通过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特性提高，但难说充分确保了加工性。另外，专利文献2中记载的软氮化用钢需要较大量地添加Cu、Ti、V、Nb，因此存在生产成本高这样的问题。此外，专利文献3中记载的软氮化用钢为了使微细析出物充分析出而需要大量含有Ti、Mo，因此仍存在高成本这样的问题。
另一方面，专利文献4中记载的氮化用钢材为了氮化层的析出硬化而包含Cr、V、Nb。这些元素是对氮化层的硬化有效的元素，但在过量添加的情况下，仅在极其接近表层的附近发生析出硬化，存在仅在表层浅的部分形成硬化层的课题。
本发明可有利地解决上述问题，其目的在于提供一种软氮化用钢，该软氮化用钢通过抑制极为表层的Cr、V、Nb的析出而确保了硬化层深度。另外，本发明的目的在于提供一种部件，该部件通过机械加工后的软氮化处理而提高芯部硬度，由此提高了疲劳特性。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题，发明人对钢的成分组成和组织的影响进行了深入研究。结果发现，作为钢的成分组成，较大量地含有低成本的C并适量含有Cr、V和Nb，使钢组织为以面积率计超过50％的贝氏体相，由此能够抑制Cr、V、Nb的析出，结果能够确保优异的机械加工性。此外发现，在软氮化处理后，使包含Cr、V和Nb的微细的析出物在软氮化处理部件的芯部分散析出，从而芯部硬度升高，可得到优异的疲劳特性。另外发现，通过Cr、V、Nb、W、Co、Hf、Zr和Ti的含量的优化，在软氮化处理时，妨碍N和C从表面向内部扩散的碳氮化物形成元素减少，通过软氮化处理能够形成的硬化层的厚度增大，其会引起表面疲劳强度的提高。
本发明是基于上述技术思想、进一步进行研究从而最终完成的，本发明的要点构成如下。
1.一种软氮化用钢，该软氮化用钢具有下述成分组成：
以质量％计，在满足下述式(1)的范围含有
C：0.010％以上0.100％以下、
Si：1.00％以下、
Mn：0.50％以上3.00％以下、
P：0.020％以下、
S：0.060％以下、
Cr：0.30％以上0.90％以下、
Mo：0.005％以上0.200％以下、
V：0.02％以上0.50％以下、
Nb：0.003％以上0.150％以下、
Al：0.005％以上0.200％以下、
N：0.0200％以下、
Sb：0.0005％以上0.0200％以下、
W：0.3％以下(包括0％)、
Co：0.3％以下(包括0％)、
Hf：0.2％以下(包括0％)、
Zr：0.2％以下(包括0％)和
Ti：0.1％以下(包括0％)，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且，该软氮化用钢具有贝氏体相相对于组织整体的面积率超过50％的钢组织。
记
9.5≤([Cr]/52+[V]/50.9+[Nb]/92.9+M)×103≤18.5---(1)
其中，M：[W]/183.8、[Co]/58.9、[Hf]/178.5、[Zr]/91.2和[Ti]/47.9的总和。
此处，[]为该括弧内的元素的含量(质量％)。
2.如上述1所述的软氮化用钢，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有
B：0.0100％以下、
Cu：0.3％以下和
Ni：0.3％以下
中的任意1种或2种以上。
3.如上述1或2所述的软氮化用钢，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.2％以下和
Sn：0.2％以下
中的1种或2种以上。
4.一种部件，该部件具有芯部和表层部，该芯部具有上述1至3中任一项所述的成分组成和钢组织，该表层部相对于该芯部的成分组成为氮和碳的含量高的成分组成，包含Cr的析出物、包含V的析出物和包含Nb的析出物分散析出于上述贝氏体相中。
发明的效果
根据本发明，可以提供一种在低成本的成分体系中机械加工性优异的软氮化用钢。通过对该软氮化用钢进行软氮化处理，能够得到与实施了渗碳处理的JIS SCr420材料具有同等或更高的疲劳特性的本发明的部件。因此，本发明的软氮化用钢作为用于制造汽车等的机械结构部件的原料极其有用。另外，本发明的部件适用于汽车等的机械结构部件，是极其有用的。
附图说明
图1是示出辊点蚀试验片的图。
图2是示出([Cr]/52+[V]/50.9+[Nb]/92.9+M)×103的值对表面疲劳强度所产生的影响的曲线图。
图3是示出软氮化部件的代表性制造工序的图。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。
首先，对于本发明中将成分组成限定为上述范围的理由进行说明。需要说明的是，只要不特别声明，则表示以下成分组成的“％”是指“质量％”。
C：0.010％以上0.100％以下
C对于后述贝氏体相的生成和强度确保是必要的。C量小于0.010％时，不仅得不到充分量的贝氏体相，在软氮化处理后V和Nb的析出物量还会不足，强度确保变得困难，因此为0.010％以上。另一方面，若C含量超过0.100％，则生成的贝氏体相的硬度增加、机械加工性降低，因此C量为0.010％以上0.100％以下的范围。更优选为0.060％以上0.090％以下的范围。
Si：1.00％以下
Si不仅对脱氧有效，还对贝氏体相的生成有效，但若超过1.00％，则固溶于铁素体和贝氏体相，由于其固溶硬化而使机械加工性和冷加工性变差，因此Si量为1.00％以下。优选为0.50％以下、更优选为0.30％以下。需要说明的是，为了使Si有效地有助于脱氧，优选使含量为0.010％以上。
Mn：0.50％以上3.00％以下
Mn具有提高钢的淬火性、使贝氏体相稳定地生成的作用。另外，Mn使作为汽车部件重要的弯曲冲击性提高。通常，为了提高疲劳特性，提高C量、提高部件中的芯部硬度(下文中称为芯部硬度)是有效的。但是，仅仅提高C量时，弯曲冲击特性降低。但是，若Mn量为0.50％以上，则能够抑制与C量上升相伴的弯曲冲击特性的降低。Mn量小于0.50％的情况下，上述效果欠缺，并且MnS的生成量不充分，因此切削性会降低。因此，Mn量为0.50％以上。另一方面，若超过3.00％，则会使机械加工性和冷加工性变差，因此Mn量为3.00％以下。优选为1.50％以上2.50％以下、更优选为1.50％以上2.00％以下的范围。
P：0.020％以下
P是作为杂质混入钢中的元素，通过在奥氏体晶界偏析、使晶界强度降低，从而使强度、韧性降低。因此，希望极力抑制P的含有，允许为0.020％以下。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降低至0.001％即可。
S：0.060％以下
S是作为杂质混入钢中的元素，其含量超过0.060％时，钢的韧性降低，因此，将含量限制为0.060％以下。优选为0.040％以下。另一方面，S以在钢中形成MnS、使切削性提高的含义是有用的，为了表现出S带来的切削性提高效果，优选使S量为0.002％以上。
Cr：0.30％以上0.90％以下
Cr是由于对贝氏体相的生成有效而添加的。但是，含量小于0.30％时，贝氏体相的生成量变少，在软氮化处理前会生成V和Nb的析出物，因此软氮化前的硬度增加。除此以外，软氮化处理后的V和Nb的析出物的绝对量减少，因此，软氮化处理后的硬度降低，强度确保变得困难。因此，Cr量为0.30％以上。另一方面，如后所述若超过0.90％，则会引起有效硬化层深度的减少，因此Cr量为0.90％以下。优选为0.50～0.90％的范围。
Mo：0.005％以上0.200％以下
Mo具有使V和Nb析出物微细地析出、使软氮化处理材料的强度提高的效果，在本发明中为重要的元素。并且，对贝氏体相的生成也有效。此处，为了提高强度，需要添加0.005％以上，但Mo为昂贵的元素，若添加超过0.200％，则会引起成分成本的上升。因此，Mo量为0.005～0.200％的范围。优选为0.010～0.200％、更优选为0.040～0.200％的范围。
V：0.02％以上0.50％以下
V是随着软氮化时的温度上升而与Nb一起形成微细析出物从而使芯部硬度增加、使强度提高的重要元素。但是，V量小于0.02％时，难以得到所期望的效果，另一方面，超过0.50％时，析出物粗大化，强度提高量饱和。此外，在连续铸造中析出初析铁素体，容易产生裂纹，因此V量为0.02～0.50％的范围。优选为0.03～0.30％、更优选为0.03～0.25％的范围。
Nb：0.003％以上0.150％以下
Nb随着软氮化时的温度上升而与V一起形成微细析出物，从而使芯部硬度增加，因此对于疲劳特性提高极其有效。但是，Nb量小于0.003％时，难以得到所期望的效果，另一方面，超过0.150％时，析出物粗大化，强度提高量饱和。此外，在连续铸造中析出初析铁素体，容易产生裂纹，因此Nb量为0.003～0.150％的范围。优选为0.020～0.120％的范围。
Al：0.005％以上0.200％以下
Al是对软氮化处理后的表面硬度和有效硬化层深度的提高有用的元素，因此积极地添加Al。另外，在通过抑制热锻时的奥氏体晶粒生长而使组织微细化、使韧性提高的方面也是有用的元素。从这种方面考虑，含有0.005％以上的Al。另一方面，即使含有超过0.200％，其效果也会饱和，反而会产生导致成分成本上升的不利，因此Al量限定为0.200％以下。优选为0.020％以上0.100％以下的范围、更优选为0.020％以上0.040％以下的范围。
N：0.0200％以下
N在钢中形成碳氮化物，是使软氮化处理材料的强度提高的有用元素。因此，优选含有0.0020％以上。但是，若含量超过0.0200％，则形成的碳氮化物粗大化，会使钢材的韧性降低。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。
Sb：0.0005％以上0.0200％
Sb具有促进贝氏体相的生成的效果。其添加量小于0.0005％时，添加效果欠缺，另一方面，即使添加超过0.0200％，效果也饱和，不仅会导致成分成本的上升，而且会因偏析而产生母材韧性的降低，因此，Sb限定为0.0005～0.0200％的范围。优选为0.0010～0.0100％的范围。
W：0.3％以下(包括0％)、Co：0.3％以下(包括0％)、Hf：0.2％以下(包括0％)、Zr：0.2％以下(包括0％)、Ti：0.1％以下(包括0％)
W、Co、Hf、Zr和Ti均是对钢的强度提高有效的元素，可以含有，但并不是必须含有的元素(含量可以为0％)。为了使这些元素有助于钢的强度提高，分别优选W为0.01％以上、Co为0.01％以上、Hf为0.01％以上、Zr为0.01％以上、Ti为0.001％以上。另外，也可以使这些元素复合含有。另一方面，W含有超过0.3％、Co含有超过0.3％、Hf含有超过0.2％、Zr含有超过0.2％、Ti含有超过0.1％时，钢的韧性降低，因此规定为上述范围。需要说明的是，优选为W：0.01～0.25％、Co：0.01～0.25％、Hf：0.01～0.15％、Zr：0.01～0.15％、Ti：0.001～0.01％。
在以上说明的元素中，Cr、V、Nb、W、Co、Hf、Zr和Ti之类的形成碳氮化物的元素在其添加量增加时，在极为表层N、C过量析出，硬化层深度减少。为了避免这种情况，满足下述式(1)很重要。
记
9.5≤([Cr]/52+[V]/50.9+[Nb]/92.9+M)×103≤18.5---(1)
其中，M：[W]/183.8、[Co]/58.9、[Hf]/178.5、[Zr]/91.2和[Ti]/47.9的总和。
此处，[]为该括弧内的元素的含量(质量％)。
以下，对特定上述式(1)的实验进行说明。
即，对100kg钢锭进行熔炼，该钢锭具有下述成分组成：包含C：0.05％、Si：0.1％、Mn：1.5％、Cr：(0～1.5)％、V：(0～0.3)％、Nb：(0～0.3)％、Mo：0.1％和N：0.0100％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。将该钢锭热锻成的棒钢。将所得到的棒钢在1200℃下保持1小时后，自然冷却，作为热锻相当材料。由该热锻相当材料采集图1所示的的辊点蚀试验片。对于该试验片，在570℃下实施3小时的软氮化处理，并供于辊点蚀试验。辊点蚀试验在与后述实施例中的疲劳特性评价相同的条件下进行。
将辊点蚀试验的结果示于图2。由图2可知，由([Cr]/52+[V]/50.9+[Nb]/92.9+M)×103计算出的值为9.5以上18.5以下的情况下，表面疲劳特性特别优异。此外，对于与上述同样地制作的辊点蚀试验片，在与后述实施例中的疲劳特性评价相同的条件下测定软氮化处理后的硬化层深度。结果可知，由([Cr]/52+[V]/50.9+[Nb]/92.9+M)×103计算出的值超过18.5的情况下，与该值为18.5以下的情况相比，硬化层深度浅。认为其原因在于，该值超过18.5时，表面疲劳特性降低。另一方面，该值小于9.5的情况下，与该值为9.5以上的情况相比，表面硬度降低。认为其原因在于，该值小于9.5的情况下，表面疲劳特性降低。
因此，为了增加硬化层深度，需要抑制Cr、V、Nb、W、Co、Hf、Zr和Ti之类的形成碳氮化物的元素的添加量。为了增加软氮化处理后的硬化层深度，这些碳氮化物的形成元素的含量(质量％)需要满足上述式(1)。
以上为本发明的基本成分组成，但根据需要也可以含有以下元素中的1种或2种以上。
B：0.0100％以下
B具有提高淬火性、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，若添加超过0.0100％，则B作为BN析出，不仅淬火性提高效果饱和，而且还导致成分成本的上升，因此，在添加的情况下限定为0.0100％以下的范围。更优选为0.0005％以上0.0080％以下。
Cu：0.3％以下
Cu在软氮化处理中与Fe或Ni形成金属间化合物，是通过析出硬化使软氮化处理材料的强度提高的有用元素，对于贝氏体相的生成也有效。Cu含量超过0.3％时，热加工性降低，因此，Cu含量为0.3％以下的范围。优选为0.05～0.25％的范围。
Ni：0.3％以下
Ni具有增大淬火性、抑制低温脆性的效果。但是，Ni含量超过0.3％时，硬度上升，不仅会对切削性产生不良影响，而且在成本方面也不利，因此，Ni含量限定为0.3％以下的范围。优选为0.05～0.25％的范围。
Pb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.2％以下、Sn：0.2％以下
Pb、Bi、Zn和Sn是具有提高钢的切削性的效果的元素，在添加的情况下，分别优选为0.02％以上的含量。另一方面，添加超过0.2％时，会使强度、韧性降低，因此规定为上述范围。需要说明的是，优选为Pb：0.02～0.1％、Bi：0.02～0.1％、Zn：0.02～0.1％、Sn：0.02～0.1％。
需要说明的是，在钢组成中，以上说明的元素以外的剩余部分具有Fe和不可避免的杂质。该剩余部分优选由Fe和不可避免的杂质构成。
接着，说明将本发明中的软氮化用钢的钢组织限定为上述范围的理由。
贝氏体相：相对于组织整体的面积率超过50％
本发明在软氮化处理后使V和Nb的析出物分散析出于表层氮化部以外的芯部，由此，使芯部硬度上升，提高软氮化处理后的疲劳特性。此处，若在软氮化处理前存在Cr、V和Nb的析出物，通常，从软氮化处理前进行的切削加工时的切削性的方面出发是不利的。关于这点，在贝氏体相变过程中，与铁素体-珠光体相变过程相比，在母相中难以生成Cr、V和Nb的析出物。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，使贝氏体相以相对于组织整体的面积率计超过50％。优选超过60％、更优选超过80％。另外，也可以为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，当然这些组织越少越优选。
此处，各相的面积率可以如下求出。即，由所得到的软氮化用钢采集试验片，对于与轧制方向平行的截面(L截面)，在对表面进行研磨后，用硝酸乙醇进行腐蚀，使用光学显微镜通过截面组织观察(200倍的光学显微镜组织观察)来鉴定相的种类，求出各相的面积率。
另外，优选固溶于钢中的Cr量、V量和Nb量分别为0.27％以上、0.05％以上、0.02％以上，并且，固溶量在原本的含量中所占的比例为Cr为90％以上、V为75％以上、Nb为50％以上。如上所述，本发明中，希望使Cr、V和Nb在软氮化处理中微细析出，提高软氮化处理后的疲劳特性。并且，从确保切削性的方面出发，也应当避免Cr、V和Nb的析出物的生成。因此，优选使固溶的Cr量、V量和Nb量如上所述。
关于以上说明的本发明的软氮化用钢，即使进行通常的软氮化处理，也可以得到硬化层深度大于现有的软氮化用钢的部件。具体而言，在NH3：N2：CO2＝50：45：5的气氛中，在560℃下进行3.5小时的软氮化处理，由此可得到后述的有效硬化层深度为0.2mm以上的软氮化用钢。
接着，对由软氮化用钢至软氮化部件的制造方法进行说明。
图3中示出使用本发明的软氮化用钢(棒钢)制造软氮化部件的代表性制造工序。此处，S1为作为原料的棒钢(软氮化用钢)制造工序，S2为传送工序，S3为部件(软氮化部件)的制造工序。
首先，在棒钢制造工序(S1)中对钢锭进行热轧和/或热锻而制成棒钢，在品质检查后进行装运。然后，在传送(S2)后，在软氮化部件精加工工序(S3)中将棒钢切断成规定的尺寸，进行热锻或冷锻，根据需要通过钻孔、车削等切削加工制成所期望的形状(例如，齿轮产品或轴产品)后，进行软氮化处理，制成产品。
另外，有时也将热轧材料直接通过车削、钻孔等切削加工而精加工成所期望的形状，之后进行软氮化处理而制成产品。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，有时对最终产品进行涂漆、镀覆等覆膜处理。
本发明的软氮化用钢的制造方法中，在软氮化处理前的热加工工序中，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，并确保Cr、V和Nb的固溶量。此处，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。另外，当然也可以在热轧后进行冷锻。此处，在即将软氮化处理前的热加工工序为热轧工序的情况下，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。
热轧加热温度：950～1250℃
在热轧工序中，为了防止微细析出物在轧制材料(成为基于冷锻和/或切削加工的部件的原料的棒钢)中析出而损坏锻造性，使从溶解时残存的碳化物固溶。
此处，若轧制加热温度小于950℃，则从溶解时残存的碳化物难以固溶。另一方面，若超过1250℃，则晶粒粗大化，锻造性容易变差。因此，轧制加热温度为950～1250℃的范围。
轧制精加工温度：800℃以上
轧制精加工温度小于800℃的情况下，生成铁素体相，因此，从生成相对于软氮化用钢的组织整体以面积率计满足超过50％的贝氏体相的方面出发是不利的。另外，轧制负荷也升高。因此，轧制精加工温度为800℃以上。需要说明的是，关于上限值，优选为1100℃左右。
轧制后在至少700～550℃的温度区域中的冷却速度：超过0.4℃/s
为了防止在精加工成所期望的形状前微细析出物析出而损害加工性，即，为了确保Cr、Nb和V的固溶量如上所述，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能够确保上述固溶量的临界冷却速度即超过0.4℃/s的速度。需要说明的是，关于上限值，优选为200℃/s左右。
另外，软氮化处理前的热加工工序为热锻工序的情况下，即，仅进行热锻的情况下或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。需要说明的是，在热锻前进行热轧的情况下，作为热轧条件，可以未必满足上述条件。
热锻条件
在该热锻中，为了使贝氏体相以相对于组织整体的面积率计超过50％，并且，从热锻后的冷矫直或切削性的方面出发，为了避免微细析出物析出而无法确保固溶Cr、V和Nb，使热锻时的加热温度为950～1250℃、锻造精加工温度为800℃以上、锻造后的冷却速度在至少700～550℃的温度区域中超过0.4℃/s。需要说明的是，关于上限值，优选为200℃/s左右。
接着，对所得到的轧制材料或锻造材料实施切削加工而制成部件形状，之后进行软氮化处理。软氮化处理在通常的条件下即可，具体而言，使处理温度为550～700℃、处理时间为10分钟以上即可。通过该处理温度、处理时间的软氮化处理，处于固溶状态的Cr、V和Nb微细地析出，芯部的强度上升。另外，通过该通常的软氮化处理条件所得到的硬化层相对于现有已知的软氮化用钢而言硬化层厚也变大。需要说明的是，若处理温度小于550℃，则无法得到足够量的析出物，另一方面，若超过700℃，则成为奥氏体区，不伴随相变的表面硬化处理变得困难，发生相变膨胀，与表面硬化处理相伴的变形增大，因此已无法称为软氮化处理，难以确保软氮化处理所带来的优点。软氮化处理温度的优选范围为550～630℃的范围。
需要说明的是，在软氮化处理中，使N和C同时渗入、扩散到钢中，因此，在NH3或N2等氮性气体与CO2或CO等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。
通过以上的制造工序，得到本发明的部件。如此得到的部件具有芯部和表层部，该芯部具有与上述软氮化用钢相同的成分组成和钢组织，该表层部相对于该芯部的成分组成为氮和碳的含量高的成分组成，包含Cr、V和Nb的析出物分散析出于上述贝氏体相中。
芯部的成分组成、表层部的成分组成
若对由上述成分组成构成的软氮化用钢进行软氮化处理，则来自表面的氮和碳渗入、扩散到表层部。另一方面，氮和碳的扩散不会进行至芯部。即，C和N未扩散的部分为芯部。其结果，所得到的部件的成分组成为下述成分组成：芯部与上述软氮化用钢的成分组成相同，另一方面，部件的表层部相对于芯部而言氮和碳的含量高。若氮和碳不渗入扩散到部件的表层部，即，若表层部的氮和碳的含量不多于芯部，则表层不形成硬质层，因此无法期待充分的疲劳强度的提高。
芯部的钢组织
若对上述本发明的软氮化用钢实施软氮化处理而制成部件，则上述软氮化用钢的钢组织直接残留于芯部。即，对于软氮化处理后的部件的芯部的钢组织而言，贝氏体相对于组织整体的面积率超过50％。部件的芯部的钢组织与软氮化用钢的钢组织相同，因此，如上所述，使贝氏体相以相对于组织整体的面积率计优选超过60％、更优选超过80％。另外，也可以为100％。此外，作为贝氏体相以外的组织，可考虑铁素体相、珠光体相等，当然这些组织越少越优选。
包含Cr的析出物、包含V的析出物和包含Nb的析出物分散析出到贝氏体相中
若包含Cr的析出物、包含V的析出物和包含Nb的析出物分散析出到芯部的贝氏体相中，则芯部硬度上升，软氮化处理后的部件的疲劳特性显著提高。此处，包含Cr的析出物、包含V的析出物和包含Nb的析出物分散析出是指，它们的合计的分散析出状态为(优选)粒径小于10nm的析出物相对于每1μm2单位面积分散析出500个以上。从有助于软氮化处理后的部件的析出强化的方面出发，优选如此分散析出。需要说明的是，析出物的粒径的测定极限、即能够测定的最小粒径为1nm。
对于具有以上构成的部件而言，后述的有效硬化层深度深，表面硬度和芯部硬度高。具体而言，成为有效硬化层深度为0.2mm以上、表面硬度为700HV以上及芯部硬度为200HV以上的部件。
有效硬化层深度为0.2mm以上
此处，有效硬化层深度是指将具有特定值以上的硬度的区域作为有效硬化层时的有效硬化层的深度。具体而言，将从成为HV550的表面起的深度(mm)作为有效硬化层深度。若该有效硬化层深度不为0.2mm以上，则难以得到高疲劳强度。由此，有效硬化层深度优选可以为0.2mm以上。更优选为0.25mm以上。
此外，本发明的部件中，优选表面硬度为700HV以上及芯部硬度为200HV以上。通过满足这些硬度条件，能够形成疲劳特性良好的部件。
实施例
以下，对本发明的实施例进行具体说明。
利用连续铸造机，将表1所示的组成的钢(钢种1～42)制成截面300mm×400mm的铸片。此时，调查表面中有无裂纹。将该铸片在1250℃下均热30分钟后，通过热轧制成一边为140mm的矩形截面的钢片。进行热轧，制成的棒钢(热轧状态原料)。热轧时的钢片的加热温度、轧制精加工温度、热轧后的700～550℃的范围的冷却速度如表2所示。
另外，对于上述热轧状态原料中的一部分，以表2所示的加热温度、锻造精加工温度实施热锻，制成的棒钢，之后使700～550℃的范围为表2所示的冷却速度，冷却至室温，制成热锻材料。
[表1-1]
[表2]
[表2]
*1下划线表示适用范围外
*4铸片表面裂纹A:无裂纹、B:裂纹1～4个/m2、C:裂纹:5个以上/m2
对于如此得到的热轧状态原料和热锻材料，通过外周车削试验来评价切削性(工具寿命)。试验材料使用将热轧状态原料或热锻材料切断成长度200mm的材料。作为切削工具，折叠机(folder)使用Mitsubishi Materials公司制造的CSBNR 2020，另外，刀头使用Mitsubishi Materials公司制造的SNGN 120408 UTi20高速工具钢。外周车削试验的条件切削深度1.0mm、进给速度0.25mm/rev、切削速度200m/min，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，对于上述热轧状态原料或热锻材料，进行组织观察和硬度测定。评价用的试验片由所得到的热轧状态原料或热锻材料的中心部采集。在组织观察中，通过上述方法鉴定相的种类，并且求出各相的面积率。在硬度测定中，使用维氏硬度计，依照JIS Z2244以2.94N(300gf)的试验负荷对径向1/4位置的硬度进行5点测定，将其平均值作为硬度HV。将以上测定结果和评价结果一并记于表3中。
[表3]
[表3]
*1下划线表示适用范围外
*2组织所用的符号分别表示以下的相。F：铁素体、P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体
此外，对于上述热轧状态原料或热锻材料，与长度方向平行地，采集图1所示的平行部长度及其两侧的夹持部的辊点蚀试验片，对于该试验片，以表4所示的处理温度下3.5小时和560℃下3.5小时这2种条件进行软氮化处理。软氮化处理为NH3：N2：CO2＝50：45：5的气氛。此处，关于钢种35的热锻材料，为了进行比较，实施下述渗碳淬火/回火：在930℃下渗碳3小时，在850℃保持40分钟后，进行油冷，进而在170℃下回火1小时。
对于如此得到的以表4所示的软氮化处理温度进行了软氮化处理的软氮化处理材料和渗碳淬火/回火材料，进行组织观察、硬度测定、析出物的观察、Cr、V和Nb固溶量的测定和疲劳特性评价。
此处，组织观察与软氮化处理前同样地利用上述方法鉴定相的种类，并且求出各相的面积率。
关于硬度测定，对于以表4所示的软氮化处理温度进行了软氮化处理的软氮化处理材料、和渗碳淬火/回火材料的表层的硬度，在从平行部的表面起0.05mm深度的位置进行测定，对于平行部的芯部硬度，在径向1/4位置处进行测定。另外，表层硬度和芯部硬度的测定均使用维氏硬度计，依照JIS Z2244以2.94N(300gf)的试验负荷进行6点测定，将其平均值分别作为表层硬度HV、芯部硬度HV。此外，关于硬化层深度，对从成为HV550的表面起的深度(有效硬化层深度)进行测定。需要说明的是，硬化层深度也对在560℃下进行了3.5小时软氮化处理后的情况进行测定。
关于析出物的观察，从表4的软氮化温度的软氮化材料和渗碳淬火/回火材料的平行部的径向1/4位置起，通过使用双喷射法的电解抛光法制作透射型电子显微镜观察用的试样，对于所得到的试样，使用将加速电压设为200V的透射型电子显微镜进行观察。此外，通过能量色散型X射线光谱装置(EDX)求出所观察的析出物的组成。
Cr、V和Nb固溶量的测定通过以下方法进行。首先，从上述经热锻的的棒钢的径向1/4位置采集10mm×10mm×40mm的试验片，使用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇电解液进行恒流电解。使用孔径0.2mm的过滤器捕集抽出的析出物。对于所得到的析出物，使用混合酸进行分解、溶液化后，通过ICP发射光谱分析法进行分析，测定析出量。之后，由原本的含量减去所求出的析出量，求出固溶量。
关于疲劳特性评价，在进行了表4的软氮化温度的软氮化处理或者渗碳淬火/回火后的辊点蚀试验片(参照图1)中，使用均未进行组织观察、硬度测定和析出物观察的试验片，在辊点蚀试验中，求出负荷表面压力2600MPa下至损伤为止的重复数，由此进行评价。辊点蚀试验片的的平行部是作为传送面的部分，为软氮化状态(无研磨)或者渗碳淬火/回火状态(无研磨)。关于辊点蚀试验条件，在滑动率40％下，使用自动变速器油(三菱ATF SP-III)作为润滑油，在油温80℃下进行。与传送面接触的大辊使用凸面加工(crowning)R150mm的SCM420H的渗碳淬火品。
[表4]
[表4]
*1下划线表示适用范围外
*2组织所用的符号分别表示以下的相。F：铁素体、P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体
*3实施渗碳处理
将试验结果一并示于表4中。发明例1～26是依照本发明的事例，No.27～54是比较例，No.55是对相当于JIS SCR420的钢实施了渗碳淬火/回火的现有例。
由表4可知，发明例No.1～26均在软氮化处理前的阶段(软氮化处理用钢的阶段)工具寿命优异。另外，关于这些发明例No.1～26，在软氮化处理后的阶段(相当于经软氮化处理的部件)，与实施了渗碳淬火/回火的现有例No.55相比，疲劳特性均略差，但作为软氮化处理材料显示出优异的疲劳强度。需要说明的是，省略测定结果的详细内容，但在发明例No.1～26中，将软氮化处理温度设为560℃的例子中有效硬化层深度均为0.2mm以上。另外，按照上述方式利用能量色散型X射线光谱装置(EDX)求出析出物的组成，其结果，发明例1～26均确认到粒径小于10μm的Cr系析出物、V系析出物和Nb系的析出物以每1μm2单位面积500个以上分散析出。
另一方面，比较例No.27～54由于成分组成或所得到的钢组织为本发明的范围外，因此，在连续铸造时产生了裂纹，或者疲劳特性或切削性差。
No.27由于热轧时的加热温度低，因此，连续铸造时生成的析出物未充分固溶，软氮化处理后的疲劳特性差。另外，铁素体与珠光体的合计的组织分数高，因此热轧后切削性也低。
No.28由于热轧的精加工温度过低，因此组织的贝氏体分数低，切削性差。另外，铁素体与珠光体的合计的组织分数高，因此，在软氮化处理前的阶段，固溶Cr、Nb、V量少，其结果，不生成软氮化处理后的微细析出物，疲劳特性低。
No.29和30由于热轧后的冷却速度慢，因此未得到适当量的贝氏体，另外，在软氮化处理前的阶段，固溶Cr、Nb、V量少，其结果，软氮化处理后的微细析出物的生成量少，因而析出强化不足，与发明例相比疲劳特性低。另外，切削性也低。
No.31由于热锻时的加热温度低，因此析出物未充分固溶，疲劳特性也差。另外，铁素体与珠光体的合计组织分数高，因此热轧后切削性也低。
No.32由于热锻的精加工温度过低，因此组织的贝氏体分数低，切削性差。另外，铁素体与珠光体的合计的组织分数高，因此，在软氮化处理前的阶段，固溶Cr、Nb、V量少，其结果，不生成软氮化处理后的微细析出物，疲劳特性低。
No.33和34由于热锻后的冷却速度慢，因此未得到适当量的贝氏体相，在软氮化处理前的阶段，固溶Cr、Nb、V量少，另外，由软氮化处理引起的微细析出物的生成量少，因此析出强化不足，与发明例相比疲劳特性低。另外，切削性也低。No.35由于C含量小于适当范围，因此软氮化处理后的芯部硬度低，与发明例相比疲劳特性低。
No.36由于C含量超过适当范围，因此，软氮化处理前的热锻材料的硬度增加，切削性降低。
No.37由于Si含量超过适当范围，因此，氮化处理前的热锻材料的硬度增加，切削性降低。
No.38由于Mn含量小于适当范围，因此，软氮化处理前的热锻材料的钢组织为以铁素体相-珠光体相为主体。因此，在组织中析出V和Nb析出物，软氮化处理前的硬度增加，切削性降低。
No.39由于Mn含量超过适当范围，因此，在连续铸造时产生了裂纹。另外，在软氮化处理前生成马氏体相，切削性降低。
No.40由于P含量超过适当范围，因此，在连续铸造时产生了裂纹。另外，疲劳特性也降低。
No.41的S含量超过适当范围，在连续铸造时产生了裂纹。另外，疲劳特性也降低。
No.42由于Cr含量小于适当范围，因此，软氮化处理前的热锻材料的钢组织为以铁素体相-珠光体相为主体。因此，在组织中析出粗大的V和Nb析出物，软氮化处理前的硬度增加，切削性低。另外，在软氮化处理前的阶段，固溶Cr、Nb和V量少，另外，由软氮化处理引起的微细析出物的生成量少，因此析出强化不足，与发明例相比疲劳特性低。
No.43的Cr含量超过适当范围，在连续铸造时产生了裂纹。另外，热锻后的硬度也高，因此切削性差。
另一方面，No.44由于Mo含量小于适当范围，因此淬火性降低，贝氏体相的生成不充分。其结果，在软氮化处理前的阶段，Cr、Nb和V量少，另外，由软氮化处理引起的微细析出物的生成量少，因此析出强化不足，疲劳特性低。
No.45由于V含量小于适当范围，因此软氮化处理前的固溶V量少，软氮化处理后的微细析出的生成量少，因此未得到充分的芯部硬度。因此，疲劳特性低。
No.46的V含量超过适当范围，在连续铸造时产生了裂纹。
No.47由于Nb含量小于适当范围，因此软氮化处理前的固溶Nb量少，软氮化处理后的微细析出的生成量少，因此未得到充分的芯部硬度。因此，疲劳特性低。
No.48的Nb含量超过适当范围，在连续铸造时产生了裂纹。
No.49由于Al含量小于适当范围，因此软氮化处理后的表面硬度低，疲劳特性低。
No.50由于Al含量超过适当范围，因此在连续铸造时产生了裂纹。
No.51的N含量超过适当范围，在连续铸造时产生了裂纹。
No.52由于不满足式(1)，因此软氮化处理后的硬化层深度浅，疲劳特性低。
No.53由于不满足式(1)，因此软氮化处理后的表面硬度低，疲劳特性低。
No.54由于Sb含量小于适当范围，因此在连续铸造时产生了裂纹。

Claims (4)

1.一种软氮化用钢，该软氮化用钢具有下述成分组成：
以质量％计，在满足下述式(1)的范围包含
C：0.010％以上0.100％以下、
Si：1.00％以下、
Mn：0.50％以上3.00％以下、
P：0.020％以下、
S：0.060％以下、
Cr：0.30％以上0.90％以下、
Mo：0.005％以上0.200％以下、
V：0.02％以上0.50％以下、
Nb：0.003％以上0.150％以下、
Al：0.005％以上0.200％以下、
N：0.0200％以下、
Sb：0.0005％以上0.0200％以下、
W：0.3％以下且包括0％、
Co：0.3％以下且包括0％、
Hf：0.2％以下且包括0％、
Zr：0.2％以下且包括0％和
Ti：0.1％以下且包括0％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且，该软氮化用钢具有贝氏体相相对于组织整体的面积率超过50％的钢组织，
记
9.5≤([Cr]/52+[V]/50.9+[Nb]/92.9+M)×103≤18.5---(1)
其中，M：[W]/183.8、[Co]/58.9、[Hf]/178.5、[Zr]/91.2和[Ti]/47.9的总和，
此处，[]为该括弧内的元素的含量，其单位为质量％。
2.如权利要求1所述的软氮化用钢，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有
B：0.0100％以下、
Cu：0.3％以下和
Ni：0.3％以下
中的任意1种或2种以上。
3.如权利要求1或2所述的软氮化用钢，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.2％以下和
Sn：0.2％以下
中的1种或2种以上。
4.一种部件，该部件具有芯部和表层部，该芯部具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成和钢组织，该表层部相对于该芯部的成分组成为氮和碳的含量高的成分组成，包含Cr的析出物、包含V的析出物和包含Nb的析出物分散析出于所述贝氏体相中。
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