软氮化用钢、软氮化钢部件及其制造方法

摘要

本发明涉及一种软氮化用钢，其以质量％计，含有C：0％以上且低于0.15％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～1.00％、S：0.0001～0.050％、Al：0.0001～0.050％、Ti：超过0.50％但在1.50％以下、N：0.0005～0.0100％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；并且将以下元素限制为：P：0.050％以下、O：0.0060％以下；而且Ti量[Ti％]、C量[C％]、N量[N％]以及S量[S％]满足0.48＜[Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32)≤1.20。

权利要求

1.一种软氮化用钢，其以质量%计，含有C：0%以上且低于0.15%、Si：0.01～1.00%、Mn：0.01～1.00%、S：0.0001～0.050%、Al：0.0001～0.050%、Ti：超过0.50%但在1.50%以下、N：0.0005～0.0100%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；

并且将以下元素限制为：P：0.050%以下、O：0.0060%以下；

而且Ti量［Ti%］、C量［C%］、N量［N%］以及S量［S%］满足0.48＜［Ti%］－47.9×（［C%］／12＋［N%］／14＋［S%］／32）≤1.20。

2.根据权利要求1所述的软氮化用钢，其特征在于：以质量%计，进一步含有Cr：0.01%以上且低于0.30%、Mo：0.01～1.00%、V：0.005～0.50%、Nb：0.005～0.10%、Cu：0.05～

2.00%、Ni：0.05%以上且低于2.00%、B：0.0005～0.0050%之中的1种以上。

3.一种软氮化钢部件，其是实施过软氮化处理的钢部件，其特征在于：包括存在于表面的软氮化部以及被该软氮化部包围的非软氮化部；

所述非软氮化部以质量%计，含有C：0%以上且低于0.15%、Si：0.01～1.00%、Mn：

0.01～1.00%、S：0.0001～0.050%、Al：0.0001～0.050%、Ti：超过0.50%但在1.50%以下、N：0.0005～0.0100%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；

并且将以下元素限制为：P：0.050%以下、O：0.0060%以下；

而且Ti量［Ti%］、C量［C%］、N量［N%］以及S量［S%］满足0.48＜［Ti%］－47.9×（［C%］／12＋［N%］／14＋［S%］／32）≤1.20；

在所述软氮化部中，距表面50μm的深度位置的硬度为HV600～1050，硬度达到HV550的深度位置在0.4mm以上，而且针状化合物层的厚度为30μm以下。

4.根据权利要求3所述的软氮化钢部件，其特征在于：所述非软氮化部以质量%计，进一步含有Cr：0.01%以上且低于0.30%、Mo：0.01～1.00%、V：0.005～0.50%、Nb：0.005～

0.10%、Cu：0.05～2.00%、Ni：0.05%以上且低于2.00%、B：0.0005～0.0050%之中的1种以上。

5.一种软氮化钢部件的制造方法，其特征在于：将具有权利要求1或2所述的钢成分的钢加工成所希望的部件形状后，一边在550～650℃保持60分钟以上，一边进行软氮化处理。

6.根据权利要求5所述的软氮化钢部件的制造方法，其特征在于：在所述软氮化处理之后，进而在除了氮化气氛以外的气氛中于580～700℃下保持5分钟以上。

说明书

软氮化用钢、软氮化钢部件及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及在进行软氮化处理后使用的钢部件中使用的软氮化用钢、软氮化钢部件及其制造方法。

[0002] 本申请基于2010年3月16日提出的日本专利申请特愿2010-59230号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

[0003] 汽车、建筑机械、农业机械、发电用风车以及其它产业机械等中使用的动力传递部件(例如齿轮、轴承、CVT绳轮、轴等)的大部分根据提高部件的疲劳特性和增强耐磨性等目的在实施表面硬化处理后使用。在该各种表面硬化处理之中，渗碳处理因在部件表面的硬度、硬化层的深度、生产效率等方面比其它的表面硬化处理更为优良，因而能够适用于非常多的部件。例如，在齿轮以及轴承部件的情况下，通常采用热锻、冷锻、切削或它们的组合而对JIS的SCM420、SCR420、SNCM220等中碳合金钢实施机械加工，从而使其成为规定的形状，然后进行渗碳处理或渗碳氮化处理。然而，渗碳处理在930℃左右对部件长时间加热保温后进行淬火，所以在高温下的加热保温时部件发生变形。另外，也发生与升温时的奥氏体相变或淬火时的马氏体相变等相变相伴随的体积变化。这样一来，渗碳处理后的部件产生热处理变形，因而与机械加工时的部件相比，存在的缺点是渗碳处理后的部件的精度不可避免地发生劣化。

[0004] 在软氮化处理中，由于加热到比渗碳处理的加热温度更低的A1温度以下的铁素体区域，因而与渗碳处理相比，热处理变形极小。另外，最近为了提高汽车的性能，要求提高齿面疲劳强度。特别是在齿轮的使用中，由于齿面的表面温度上升到300℃左右，因而提高在300℃下的硬度(或300℃回火后的硬度，以下称为300℃回火硬度)对于齿面疲劳强度的改善是有效的。渗碳齿轮(渗碳部件)如果暴露在比回火温度(通常为150℃左右)更高的温度下，则马氏体经受回火而使硬度降低。然而，实施了通常的软氮化处理的部件在软氮化处理时已经暴露于400℃以上的温度下，因而使用中即使温度上升到300℃附近，硬度也几乎不会降低。因此，实施了软氮化处理的部件从齿面疲劳强度的角度考虑是有利的。

[0005] 然而，一般地说，实施了软氮化处理的部件与实施了渗碳处理的部件相比，所存在的缺点是硬化层深度较浅。这里，“硬化层(析出硬化层)”不是最表面的化合物层，而是存在于比该化合物层更靠内侧、且通过氮化处理而使氮得以扩散的“扩散层”。因此，为了得到与实施过渗碳处理的部件相同的硬化层深度，有必要大大延长软氮化处理时间。因此，软氮化处理在生产率以及成本方面较差，还不太普及。

[0006] 作为疲劳特性优良的软氮化用钢，例如在专利文献1～5中，为了得到硬化层，公开了软氮化时与Cr、Ti、V、Mo等元素形成氮化物的技术。然而，在这些技术中，由于基材的碳量较多，因而应该形成氮化物的合金元素以碳化物的形式固定下来，从而硬化层的硬化量以及硬化层深度并不充分。在专利文献6、7中，公开了碳量比较少的软氮化用钢，为了得到硬化层，较多地增加Al的添加量，从而通过软氮化形成Al的氮化物。这样一来，如果Al的添加量较多，则硬化层(扩散层)的硬度增加，但硬化层深度显著减少。因此，在这些技术中，难以得到可以代替渗碳的硬化层深度。在专利文献8中，公开了相对降低碳量，以析出物的形式形成Mo、Ti等元素的碳化物，从而提高部件的疲劳强度的技术。然而，由于Ti的添加量较少，因而硬化层的硬化量以及硬化层深度并不充分。在专利文献9～11中，公开了除氮化物的析出外，还利用Cu的析出，由此提高部件的疲劳强度的技术。然而，由于Ti的添加量较少，因而硬化层的硬化量以及硬化层深度并不充分。在专利文献12中，在钢中极其大量地添加Cu、Ni、Al等元素，除了表层部的氮化物以外，还使金属间化合物在心部析出，从而提高疲劳强度的技术。然而，由于氮化物形成元素的添加量非常多，因而存在的问题是硬化层深度变浅。

[0007] 现有技术文献

[0008] 专利文献

[0009] 专利文献1：日本专利第3849296号

[0010] 专利文献2：日本专利第3353698号

[0011] 专利文献3：日本特开平11-229032号公报

[0012] 专利文献4：日本专利第3855418号

[0013] 专利文献5：日本特开2005-281857号公报

[0014] 专利文献6：日本特开平9-279295号公报

[0015] 专利文献7：日本特开平5-59488号公报

[0016] 专利文献8：日本特开2004-3010号公报

[0017] 专利文献9：日本专利第4291941号

[0018] 专利文献10：日本特开2002-69571号公报

[0019] 专利文献11：日本特开平10-306343号公报

[0020] 专利文献12：日本特开2000-345292号公报

发明内容

[0021] 发明所要解决的课题

[0022] 本发明鉴于上述的实际情况，其目的在于提供一种软氮化用钢，其在软氮化处理后可以得到与渗碳部件匹敌的硬化层硬度以及硬化层深度，可以得到与渗碳部件相比热处理变形极少、且能够代替渗碳部件的表面硬化钢部件。另外，本发明的目的还在于提供一种能够代替渗碳部件、且加工精度高的软氮化钢部件及其制造方法。

[0023] 用于解决课题的手段

[0024] 本发明人获得了如下的见解：通过在550～650℃的温度区域对以质量％计C量被限制为低于0.15％、且含有超过0.50％的固溶Ti的钢材进行软氮化处理，固溶Ti便与N容易地结合而析出氮化物，从而使析出硬化层(扩散层)有效地硬化。另外，本发明人还获得了如下的见解：其效果比在高温下进行软氮化处理更加显著；而且在软氮化处理后通过追加扩散处理，可以得到与在高温下的软氮化处理同样的效果。本发明人基于上述的见解而完成了本发明，其要旨如下：

[0025] (1)本发明的一实施方式涉及一种软氮化用钢，其以质量％计，含有C：0％以上且低于0.15％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～1.00％、S：0.0001～0.050％、Al：0.0001～0.050％、Ti：超过0.50％但在1.50％以下、N：0.0005～0.0100％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；并且将以下元素限制为：P：0.050％以下、O：0.0060％以下；而且Ti量[Ti％]、C量[C％]、N量[N％]以及S量[S％]满足0.48＜[Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32)≤1.20。

[0026] (2)根据上述(1)所述的软氮化用钢，其以质量％计，也可以进一步含有Cr：0.01％以上且低于0.30％、Mo：0.01～1.00％、V：0.005～0.50％、Nb：0.005～0.10％、Cu：0.05～2.00％、Ni：0.05％以上且低于2.00％、B：0.0005～0.0050％之中的1种以上。

[0027] (3)本发明的一实施方式涉及一种软氮化钢部件，其是实施过软氮化处理的钢部件，并且包括存在于表面的软氮化部以及被该软氮化部包围的非软氮化部，所述非软氮化部以质量％计，含有C：0％以上且低于0.15％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～1.00％、S：0.0001～0.050％、Al：0.0001～0.050％、Ti：超过0.50％但在1.50％以下、N：0.0005～
0.0100％，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；并且将以下元素限制为：P：0.050％以下、O：0.0060％以下；而且Ti量[Ti％]、C量[C％]、N量[N％]以及S量[S％]满足0.48＜[Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32)≤1.20；在所述软氮化部中，距表面
50μm的深度位置的硬度为HV600～1050，硬度达到HV550的深度位置在0.4mm以上，而且针状化合物层的厚度为30μm以下。

[0028] (4)根据上述(3)所述的软氮化钢部件，其中，所述非软氮化部以质量％计，也可以进一步含有Cr：0.01％以上且低于0.30％、Mo：0.01～1.00％、V：0.005～0.50％、Nb：0.005～0.10％、Cu：0.05～2.00％、Ni：0.05％以上且低于2.00％、B：0.0005～0.0050％之中的1种以上。

[0029] (5)本发明的一实施方式涉及一种软氮化钢部件的制造方法，其中，将具有上述(1)或(2)所述的钢成分的钢加工成所希望的部件形状后，一边在550～650℃保持60分钟以上，一边进行软氮化处理。

[0030] (6)根据上述(5)所述的软氮化钢部件的制造方法，其中，在所述软氮化处理之后，进而也可以在除了氮化气氛以外的气氛中于580～700℃下保持5分钟以上。

[0031] 发明的效果

[0032] 根据本发明，可以提供一种软氮化用钢，其在软氮化处理后可以得到与渗碳部件匹敌的硬化层硬度以及硬化层深度，可以代替渗碳部件，可以得到与渗碳部件相比热处理变形极少的表面硬化钢部件。再者，根据本发明，可以提供一种能够代替渗碳部件、且加工精度高的软氮化钢部件及其制造方法。

附图说明

[0033] 图1A是表示实施例中的软氮化处理的条件的图示。

[0034] 图1B是表示实施例中的软氮化处理的条件的图示。

[0035] 图1C是表示实施例中的软氮化处理的条件的图示。

[0036] 图1D是表示实施例中的软氮化处理以及软氮化处理后的加热保持的条件的图示。

[0037] 图1E是表示实施例中的软氮化处理以及软氮化处理后的加热保持的条件的图示。

[0038] 图1F是表示实施例中的软氮化处理以及软氮化处理后的加热保持的条件的图示。

[0039] 图1G是表示比较例中的软氮化处理的条件的图示。

[0040] 图1H是表示比较例中的软氮化处理的条件的图示。

[0041] 图1I是表示比较例中的软氮化处理的条件的图示。

[0042] 图2A是表示通常的软氮化处理后的钢部件的表层部的断面组织的一个例子的显微镜照片。

[0043] 图2B是表示生成了针状化合物的钢部件的表层部的断面组织的一个例子的显微镜照片。

[0044] 图2C是表示在软氮化处理后，于氮化气氛以外的气氛中加热保持时的钢部件的表层部的断面组织的一个例子的显微镜照片。

[0045] 图3是表示进行过图1B的处理时的固溶Ti量与表层硬度之间的关系的图示。

[0046] 图4是表示进行过图1B的处理时的固溶Ti量与有效硬化层深度之间的关系的图示。

[0047] 图5是表示进行过图1B的处理时的有效硬化层深度与表层硬度之间的关系的图示。

具体实施方式

[0048] 本发明人就对软氮化处理的硬化层的硬化行为产生影响的各种因素进行了潜心的研究，从而获得了以下的见解。

[0049] (a)以往，在软氮化处理用钢中作为主成分添加的Al、Cr均使硬化层的硬度得以提高，但使硬化层的深度大大减少。因此，必要量以上的Al、Cr的添加从硬化层深度的角度考虑是不利的。

[0050] (b)在钢中以规定量以上存在固溶状态的Ti(固溶Ti)的情况下，软氮化处理时Ti与N容易地结合而形成Ti与N的簇状物，或者以TiN的形式析出，因而能够使析出硬化层(扩散层)变硬而且加深，从而能够有效地进行软氮化处理。钢中的Ti在固溶状态下具有这样的效果。因此，如果在软氮化处理前预先使Ti以Ti4C2S2、TiC、TiN或者Ti(CN)的形式与碳、硫、氮结合，或者使能够与Ti结合的固溶碳以及固溶氮大量存在于钢中，则可以得到这样的效果。

[0051] (c)软氮化处理温度越高，越促进扩散层的氮的扩散，而且越促进TiN簇状物的生成以及TiN的析出。另外，TiN即使在高温下也难以粗大化，因此，即使提高软氮化处理温度，也难以使硬化层软化。由此，可以兼顾硬化层硬度和硬化层深度。与此相对照，如果提高软氮化处理温度，则AlN以及CrN容易粗大化，因而硬化层硬度降低，在兼顾硬化层硬度和硬化层深度方面是不利的。

[0052] (d)如果接着软氮化处理进行加热保持，或者在软氮化处理后冷却到比软氮化处理温度更低的温度，之后进行再加热，则氮扩散至部件的内部，因而能够进一步增加硬化层的深度。

[0053] 本发明人基于上述的见解而完成了本发明。

[0054] 下面就本发明的一实施方式进行详细的说明。首先，就成分的限定理由进行说明。此外，关于成分的含量，％意味着质量％。

[0055] C：0％以上且低于0.15％

[0056] 为了在钢中确保固溶状态的Ti，优选尽可能降低C量。特别地，在C量较多的情况下，由于固溶Ti以TiC的形式得以固定，因而有必要增加Ti量。因此，为了在软氮化处理中有效地利用所添加的Ti，有必要使C量低于0.15％。另外，如果将C量降低到规定值以下，则根据Ti量的不同，实质上可以忽视固溶Ti的固定化的影响，因而使C量优选为低于0.12％，更优选为低于0.10％。C量的下限为0％。然而，为了降低C量，成本显著上升，因而优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。

[0057] Si：0.01～1.00％

[0058] Si是通过固溶强化而使铁素体的硬度增加的元素。如果Si量在0.01％以上，则可以充分发挥固溶强化的效果。然而，如果在钢中添加超过1.00％的Si，则软氮化处理时在扩散层形成氮化物，从而使硬化层深度变浅。因此，有必要使Si量为0.01％～1.00％。考虑到其它固溶强化元素的量，为了进一步增加铁素体的硬度，Si量优选为0.015％以上，更优选为0.02％以上。另外，为了降低到使软氮化处理时的氮化物的形成可以忽视的量，Si量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。

[0059] Mn：0.01～1.00％

[0060] Mn是通过固溶强化而使铁素体的硬度增加的元素。如果Mn量在0.01％以上，则可以充分发挥固溶强化的效果。然而，如果在钢中添加超过1.00％的Mn，则软氮化处理时在扩散层形成氮化物，从而使硬化层深度变浅。因此，有必要使Mn量为0.01％～1.00％。考虑到其它固溶强化元素的量，为了进一步增加铁素体的硬度，Mn量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。另外，为了降低到使软氮化处理时的氮化物的形成可以忽视的量，Mn量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。

[0061] S：0.0001～0.050％

[0062] S与Mn结合而形成MnS，具有随着添加量的增加而使切削性得以提高的效果。因此，使钢中含有0.0001％以上的S。然而，如果在钢中添加超过0.050％的S，则往往形成Ti4C2S2等无助于切削性的粗大析出物，从而使加工性劣化。再者，由于一部分Ti以Ti4C2S2的形式固定下来，因而软氮化时有助于析出强化的固溶Ti量减少。因此，有必要使S量在0.0001～0.050％的范围。在有必要充分确保切削性的情况下，S量优选为0.0002％以上，更优选为0.0005％以上。另外，为了充分抑制粗大析出物的形成，并充分确保加工性，S量优选为0.040％以下，更优选为0.030％以下。另外，如果将S量降低到规定值以下，则根据Ti量的不同，实质上可以忽视固溶Ti的固定化的影响，因而使S量最优选为0.015％以下。

[0063] Al：0.0001～0.050％

[0064] Al是用于钢的脱氧的有效元素。因此，Al量需要在0.0001％以上。然而，如果在钢中添加超过0.050％的Al，则在软氮化处理时于扩散层形成氮化物，从而使硬化层的硬度显著增加，另一方面，使硬化层的深度显著减少。因此，有必要使Al量在0.0001～0.050％的范围。另外，为了降低到使软氮化处理时的氮化物的形成可以忽视的量，Al量优选为0.040％以下，更优选为0.030％以下。

[0065] Ti：超过0.50％但在1.50％以下

[0066] 在钢中超过0.50％而存在固溶状态的Ti的情况下，软氮化处理时Ti与N容易地结合而形成Ti与N的簇状物，或者以TiN的形式析出，因而能够使析出硬化层(扩散层)变硬而且加深，从而能够有效地进行软氮化处理。钢中的Ti在固溶状态下具有这样的效果。在软氮化处理前预先使Ti以Ti4C2S2、TiC、TiN或者Ti(CN)的形式与碳、硫、氮结合的情况下，由于可以得到这样的效果，因而在钢中有必要添加比较大量的Ti。然而，如果在钢中添加超过1.50％的Ti，则硬化层的硬度增加到必要量以上，从而使硬化层深度变浅。因此，有必要使Ti量处于超过0.50％但在1.50％以下的范围。为了使析出硬化层(扩散层)更硬而且更深，Ti量优选为0.60％以上，更优选为0.70％以上。另外，在规定的软氮化处理的条件下，为了充分确保硬化层的深度，Ti量优选为1.20％以下，更优选为1.00％以下。

[0067] N：0.0005～0.0100％

[0068] N在钢中与Al、Ti等氮化物形成元素结合而形成氮化物。然而，为了在钢中确保固溶状态的Ti，优选尽可能降低N量。特别地，在N量较多的情况下，由于固溶Ti以TiN的形式得以固定，因而有必要增加Ti量。因此，为了在软氮化处理中有效地利用所添加的Ti，有必要使N量在0.0100％以下。另外，为了降低不可避免地含有的N量，成本将显著上升，因而有必要使N量在0.0005％以上。如果将N量降低到规定值以下，则根据Ti量的不同，实质上可以忽视固溶Ti的固定化的影响，因而使N量优选为0.008％以下，更优选为0.0060％以下。然而，为了降低N量，成本显著上升，因而优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。

[0069] P：0.050％以下

[0070] P作为杂质在钢中含有，偏析于晶界而使晶界脆化，从而有可能导致晶界开裂。因此，优选尽可能降低P量。因此，有必要使P量在0.050％以下。为了更切实地防止晶界开裂，P量优选为0.030％以下，更优选为0.015％以下。另外，P量的下限为0％。

[0071] O：0.0060％以下

[0072] O不可避免地在钢中含有，形成氧化物系夹杂物。在O的含量较多的情况下，作为疲劳破坏的起点而发挥作用的较大的夹杂物增加，由于该夹杂物成为疲劳特性降低的原因，因而优选尽可能降低O量。因此，有必要将O量限制在0.0060％以下。为了更加改善疲劳特性，优选将O量限制在0.0050％以下，更优选限制在0.0040％以下。另外，O量的下限为0％。

[0073] 再者，除上述的成分以外，下面就选择性地添加的成分的限定理由进行说明。

[0074] Cr：0.01％以上且低于0.30％

[0075] Cr是软氮化处理时通过生成氮化物而使硬化层变硬的元素。因此，在使硬化层的硬度进一步增加的情况下，需要0.01％以上的Cr量。然而，如果在钢中添加0.30％以上的Cr，则氮化物的生成量过大，并且硬化层的深度显著减少。因此，有必要使Cr量在0.01％以上且低于0.30％的范围。此外，为了提高硬化层的硬度，有必要增加形成氮化物的Al、Cr、Ti等合金元素的添加量。然而，伴随着这些合金元素的添加量的增加，硬化层的深度减少。为了比较Cr的添加效果和Ti的添加效果，使用添加有Cr的钢和添加有Ti的钢而制得了具有相同的硬化层硬度的软氮化钢，此时，与添加有Ti的软氮化钢相比，添加有Cr的软氮化钢的硬化层的深度变浅。因此，限制Cr的添加量并提高Ti的添加效果对于兼顾硬化层的硬度和深度是有利的。因此，Cr量优选为低于0.15％。特别地，考虑到可以将硬化层的深度的降低忽视的Cr量，Cr量更优选为低于0.10％。

[0076] Mo：0.01～1.00％

[0077] Mo是软氮化处理时通过生成氮化物而使硬化层变硬的有效的元素。因此，在使硬化层的硬度进一步增加的情况下，需要0.01％以上的Mo量。然而，如果在钢中添加超过1.00％的Mo，则氮化物的生成量过大，并且硬化层的深度显著减少。因此，有必要使Mo量在
0.01～1.00％的范围。在进一步增加硬化层的硬度的情况下，Mo量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上，最优选为0.15％以上。为了更切实地确保硬化层的深度，Mo量优选为
0.80％以下，更优选为0.60％以下。

[0078] V：0.005～0.50％

[0079] V是软氮化处理时通过生成氮化物而使硬化层变硬的元素。因此，在使硬化层的硬度进一步增加的情况下，需要0.005％以上的V量。然而，如果在钢中添加超过0.50％的V，则氮化物的生成量过大，并且硬化层的深度显著减少。因此，有必要使V量在0.005～0.50％的范围。在进一步增加硬化层的硬度的情况下，V量优选为0.01％以上，更优选为
0.05％以上。另外，为了更切实地确保硬化层的深度，V量优选为0.40％以下，更优选为
0.30％以下。

[0080] Nb：0.005～0.10％

[0081] Nb是软氮化处理时通过生成氮化物而使硬化层变硬的元素。因此，在使硬化层的硬度进一步增加的情况下，需要0.005％以上的Nb量。然而，如果在钢中添加超过0.10％的Nb，则氮化物的生成量过大，并且硬化层的深度显著减少。因此，有必要使Nb量在0.005～0.10％的范围。在进一步增加硬化层的硬度的情况下，Nb量优选为0.008％以上，更优选为0.010％以上。为了更切实地确保硬化层的深度，Nb量优选为0.080％以下，更优选为
0.050％以下。

[0082] Cu：0.05～2.00％

[0083] Cu在软氮化处理时析出，具有提高部件的心部硬度的效果。如果Cu量在0.05％以上，则可以发挥其效果。然而，如果在钢中添加超过2.00％的Si，则在1000℃以上的高温区域的延展性下降，从而连续铸造以及热轧时的成品率降低。因此，有必要使Cu量在0.05～2.00％的范围。为了进一步提高部件的心部硬度，Cu量优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。另外，为了抑制连续铸造以及热轧时的成品率的降低，Cu量优选为1.50％以下，更优选为1.00％以下。此外，在添加Cu的情况下，为了改善高温区域的延展性，优选添加Ni，从而使Ni量为Cu量的1/2以上。

[0084] Ni：0.05％以上且低于2.00％

[0085] Ni由于具有改善钢的韧性的效果，因而在有必要改善部件的韧性的情况下，在钢中添加Ni。因此，在改善钢的韧性的情况下，需要0.05％以上的Ni量。另外，在添加Cu的情况下，由于具有减轻起因于Cu的热脆化的作用，优选添加Ni，从而使Ni量为Cu量的1/2以上。然而，如果在钢中过剩地添加Ni，则由于钢的成本上升，因而有必要使Ni量低于
2.00％。为了更切实地改善钢的韧性，Ni量优选为0.20％以上，更优选为0.40％以上。另外，考虑到作为软氮化钢部件的钢的成本，Ni量优选为1.50％以下，更优选为1.00％以下。

[0086] B：0.0005～0.0050％

[0087] B是通过在晶界偏析而有助于晶界强化的元素。如果B量在0.0005％以上，则可以发挥其效果。然而，即使在钢中添加超过0.0050％的B，以0.0050％的B量也使其效果达到饱和。因此，有必要使B量在0.0005～0.0050％的范围。在有必要进一步强化晶界的情况下，B量优选为0.0008％以上，更优选为0.0010％以上。另外，为了充分发挥用于晶界强化而添加的B的每单位量的效果，B量优选为0.0040％以下，更优选为0.0025％以下。

[0088] 在本实施方式中，除上述成分以外，在不损害本发明的效果的范围内，可以含有Ca、Zr、Mg、Te、Zn、Sn等元素。例如，也可以在钢中分别含有0.0002％～0.0050％的Ca、Zr、Mg、Te、Zn、Sn。

[0089] 再者，本实施方式在钢中添加Ti，并限制钢中的C量、N量以及S量，从而使Ti量[Ti％]、C量[C％]、N量[N％]以及S量[S％]满足下述(1)式。

[0090] 0.48＜[Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32)≤1.20 (1)[0091] 如上所述，在钢中以规定量以上存在固溶状态的Ti的情况下，软氮化处理时Ti与N容易地结合而形成Ti与N的簇状物，或者以TiN的形式析出，因而能够使析出硬化层(扩散层)变硬而且加深，从而能够有效地进行软氮化处理。固溶状态的Ti量(固溶Ti量)相当于从整个Ti量中减去与作为化合物生成的Ti4C2S2、TiC、TiN对应的Ti量而得到的量，因而考虑到Ti、C、N以及S的原子量，能够以[Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32)的形式表现出来。在该固溶Ti量少的情况下，硬化层的硬度不足。然而，如果在钢中过剩地添加Ti，则表现出氮化物的生成量过大、并且硬化层的深度减少的倾向。因此，有必要使固溶Ti量([Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32))处于超过0.48％但在
1.20％以下的范围。为了更切实地增加硬化层的深度，该固溶Ti量优选为1.00％以下，更优选为0.80％以下。为了进一步增加硬化层的硬度，该固溶Ti量优选为超过0.50％，更优选为超过0.55％，最优选为超过0.60％。此外，上述(1)式中的[Ti％]、[C％]、[N％]以及[S％]为钢中含有的各元素(Ti、C、N以及S)的质量百分率(质量％)。

[0092] 另外，本发明的一实施方式的软氮化钢部件是通过对上述实施方式的软氮化用钢进行软氮化处理而制造的，其具有存在于部件表面的软氮化部和存在于该软氮化部内部的非软氮化部。因此，该非软氮化部被软氮化部包围，非软氮化部的钢成分在上述实施方式的软氮化用钢的钢成分的范围内。除此以外，软氮化部具有硬化层(扩散层)。再者，在本实施方式的软氮化钢部件中，关于软氮化部，有必要使距表面50μm的深度位置(从软氮化钢部件表面在垂直于该表面的方向且朝向软氮化钢部件心部的方向上的距离)的硬度(50μm深度位置的硬度)为HV600～1050，硬度达到HV550的深度位置在0.4mm以上。

[0093] 这些条件都是为了获得与渗碳部件匹敌的疲劳强度所必需的条件。距部件表面50μm的深度位置的硬度如果低于HV600，则不能得到所希望的齿面疲劳强度以及齿根疲劳强度。另外，硬度达到HV550的深度位置如果低于0.4mm，则不能得到所希望的齿根疲劳强度，容易发生剥落等内部起点破坏。另一方面，距部件表面50μm的深度位置的硬度如果超过HV1050，则往往硬化层的韧性以及延展性降低，从而在因软氮化产生的残余应力的作用下，在硬化层产生裂纹。因此，有必要将距部件表面50μm的深度位置的硬度抑制为HV1050。为了进一步提高齿面疲劳强度，50μm深度位置的硬度优选为HV650以上。除此以外，为了在更苛刻的条件下的软氮化处理中也切实地防止硬化层中的裂纹的发生，50μm深度位置的硬度优选为HV1000以下，更优选为HV900以下。另外，为了在更苛刻的使用条件下也切实地防止内部起点破坏的发生，硬度达到HV550的深度位置优选为0.42mm以上。再者，因为得到规定的齿根疲劳强度的效果达到饱和，因而硬度达到HV550的深度位置优选为1.5mm以下。

[0094] 本实施方式的软氮化钢部件必须使在软氮化部的表层部(部件表面和扩散层之间的部分)生成的针状化合物层的长度(厚度)在30μm以下。这里，针状化合物层表现出针状化合物从软氮化钢部件的表面的化合物层向扩散层突出的形态，相当于从化合物层连续生成的粗大且呈针状的化合物层。如果存在这样的粗大且呈针状的化合物层，则疲劳特性显著降低，因而应该防止该针状化合物层的生成，或者通过热处理等方法而使生成的针状化合物层分解。图2A是表示通常的软氮化处理后的钢部件的组织的一个例子的显微镜照片，图2B是表示生成了针状化合物的钢部件的组织的一个例子的显微镜照片。在图2A中的扩散层(从表面的化合物层开始的内部的基体)生成的针状的析出物为Fe4N，这样的Fe4N并不是层状，对疲劳特性不会产生影响，因而并不包括在针状化合物层中。对疲劳特性有害的针状化合物层如图2B所示，是从化合物层连续生成的粗大且呈针状的化合物层。该粗大且呈针状的化合物层的厚度(深度方向的长度)如果超过30μm，则疲劳特性显著降低。因此，在存在针状化合物层的情况下，针状化合物层的厚度有必要在30μm以下。该针状化合物层尽量越小越好。特别地，为了改善疲劳特性，针状化合物层的厚度优选为15μm以下。除此以外，该针状化合物层优选小到光学显微镜不能确认的程度，从而没有必要存在。因此，针状化合物层的厚度的下限为0μm。

[0095] 下面，就本发明的一实施方式的软氮化钢部件的制造方法的限定理由进行说明。

[0096] [在加工成所希望的部件形状后，一边在550～650℃保持60分钟以上，一边进行软氮化处理]

[0097] 在本实施方式中，例如使用热加工、冷加工、切削加工或者它们组合而成的加工而将上述实施方式的软氮化用钢加工成所希望的部件形状，然后实施软氮化处理。通常的软氮化处理在400～580℃左右的处理温度下实施。如果较高地设定处理温度，则促进扩散层中的氮的扩散，可以得到深的硬化层，同时促进Ti和N的簇状物或TiN的生成，从而可以得到硬的硬化层。因此，在本实施方式中，有必要使软氮化的处理温度在550℃以上。另外，在处理时间不足60分钟的情况下，不能得到充分的硬化层深度。如果软氮化的处理温度超过650℃，则在通常的钢种的情况下，表层部的氮浓度较高，因而组织发生奥氏体化，硬度反而减少。然而，正如上述的实施方式那样，在固溶Ti量较多的钢种的情况下，由于Ti将氮(固溶氮)固定，因而可以进行在比通常高的温度下的处理。在处理温度过高的情况下，不仅组织发生奥氏体化，而且在最表层生成的化合物层的厚度过大，或者如前所述，针状的化合物从化合物层向扩散层突出，从而该针状化合物层对疲劳特性产生有害的作用。因此，有必要使处理温度在550～650℃的范围。为了得到更硬而且更深的硬化层，处理温度优选为560℃以上，更优选为570℃以上。另外，为了进一步改善尺寸精度以及疲劳特性，处理温度优选为640℃以下，更优选为630℃以下。除此以外，为了进一步确保硬化层深度，处理时间优选为120分钟以上，更优选为180分钟以上。确保硬化层深度的效果在360分钟时达到饱和，因而该处理时间优选为360分钟以下。

[0098] 此外，软氮化处理的方法既可以是使用以氨气、CO2或RX气体等碳氢化合物的转化气为主体的气氛的气体软氮化法，也可以是盐浴软氮化法、等离子(离子)氮化法。或者也可以在软氮化处理中组合作为它们的变种的浸硫氮化法或氧氮化法。

[0099] [软氮化处理后，在除了氮化气氛以外的气氛中于580～700℃下保持5分钟以上]

[0100] 在有必要进一步增加硬化层的深度或者改善软氮化部的组织的情况下，优选在上述软氮化处理后，在除了氮化气氛以外的气氛中于580～700℃下保持(加热保持)5分钟以上。

[0101] 也就是说，通过在软氮化处理后进行加热而使氮向内部扩散，因而可以进一步增加硬化层的深度。除此以外，由于在除了氮化气氛以外的气氛中进行加热，因而在软氮化处理时于最表面生成的化合物层成为氮的供给源，氮从化合物层进一步继续向钢中浸入，从而有助于扩散层的形成。另外，与此同时，在高温的软氮化处理中生成的较厚的化合物层以及针状化合物层发生分解，因而可以改善部件表层的性状，从而能够提高疲劳强度。因此，有必要使加热温度在580℃以上。另外，在加热时间不足5分钟的情况下，不能充分地得到上述的效果。另外，如果加热温度超过700℃，则表层的组织发生奥氏体化，从而有时硬度反而减少。因此，有必要使加热温度在580～700℃的范围，使加热时间在5分钟以上。该加热后的组织的例子如图2C所示。将该图2C中的组织与图2A中的组织进行比较，可知通过在除了氮化气氛以外的气氛中的加热，化合物层以及扩散层中的Fe4N发生分解。为了进一步改善部件表层的性状，加热温度优选为590℃以上。另外，为了更加切实地确保尺寸精度以及硬度，该加热温度优选为680℃以下，更优选为650℃以下。再者，为了更加切实地获得由加热产生的效果，加热时间优选为10分钟以上。由加热产生的效果在150分钟时达到饱和，因而加热时间优选为150分钟以下。

[0102] 此外，关于加热的方法，并没有特别的限制。例如，接着软氮化处理，既可以不进行冷却而进行加热(或保温)，也可以在某种程度的冷却后进行再加热。当然，也可以在暂时冷却到室温后进行再加热。另外，为了同样地得到上述的结果，也可以反复进行几次加热。作为“软氮化气氛以外的气氛”的例子，既可以使用大气气氛、氮气氛、氩气氛、转化气(RX气体、DX气体等)气氛或者它们的混合气体的气氛等气体气氛，也可以使用油、盐、铅等液体中的气氛。此外，当接着气体软氮化处理、在同一炉内进行该加热时，往往在气体中混入有少量的氨。然而，在炉中的氨浓度(或氮化势)未达到软氮化气氛的情况下，将炉内的气氛作为软氮化气氛以外的气氛进行评价。关于刚软氮化处理后的冷却，也可以采用油冷、水冷、空冷、炉冷以及气冷之中的任一种。另外，软氮化处理后，在除了氮化气氛以外的气氛中于580～700℃进行加热5分钟以上的处理，对于该加热处理后进行的冷却，也可以采用油冷、水冷、空冷、炉冷以及气冷之中的任一种。

[0103] 在上述实施方式的软氮化用钢以及软氮化钢部件中，并没有规定钢组织。然而，如果使用上述实施方式的成分实施加工以及热处理(例如热锻造、正火、退火)，则在软氮化用钢以及软氮化钢部件的非软氮化部中，具有以铁素体为主体的组织(例如90％～100％的铁素体)。在该铁素体中，有时含有粒状渗碳体或者少量的珠光体，并分散有TiN、TiC、Ti(CN)、MnS、Ti碳硫化物等析出物。

[0104] 实施例

[0105] 下面，根据实施例对本发明进一步进行说明。

[0106] 对具有表1所示的组成的转炉熔炼钢进行连续铸造，并根据需要进行均热扩散处理、开坯工序，从而制造出162mm见方的轧制基材。进而对该轧制基材进行热轧，从而制造出直径为35mm的棒钢(热轧钢材)。表1的下划线部分的值表示并不满足本发明的成分范围。

[0107]

[0108] 接着，为了模拟齿轮的制造工序(热过程)，对热轧钢材在1250℃加热30分钟后，在进行空冷的条件下进行热锻造模拟，接着在925℃加热60分钟，然后在进行缓冷的条件下进行正火处理。采用机械加工，由这样制作的基材分别制作20根大径部(试验部)为Φ26的滚子俯仰运动(roller pitching，使滑移率变动)试验片以及平滑部为Φ8的平滑小野式旋转弯曲疲劳试验片。

[0109] 对于制作的试验片，进行了包括图1A～1I的模式的气体软氮化处理的热处理。特别是在图1D～1F中，在气体软氮化处理后，在除了氮化气氛以外的气氛中进行加热保持。此外，气体软氮化处理的气氛使用组成为NH3∶N2∶CO2＝50∶45∶5的混合气体。这里，图1A～1F是满足上述的气体软氮化处理的条件的处理模式，图1G～1I是不满足上述的气体软氮化处理的条件的处理模式。接着，为了提高疲劳试验的试验精度，对滚子俯仰运动试验片以及平滑小野式旋转弯曲疲劳试验片的夹持部实施精加工。

[0110] 在各试验水准的滚子俯仰运动试验片中，将1根的大径部切断，进行了断面的组织观察。在组织观察中，对断面进行镜面研磨，然后进行硝酸乙醇腐蚀，拍摄放大倍数为400～1000倍的光学显微镜照片，观察了化合物层的形态。在针状的化合物从表面向内部突出的形态中，对于生成的针状化合物层，在视场中测定了最厚的针状化合物层的厚度。在针状化合物层的厚度超过30μm时，将针状化合物层判定为“有”。另外，在针状化合物层的厚度在30μm以下时，将针状化合物层判定为“无”。针状化合物层的观察例如图2A～2C所示。另外，从距表面的距离为50μm的位置(50μm深度位置)沿深度方向以50μm的间距测定了维氏硬度的分布。再者，在硬化层(扩散层)和非硬化层(非软氮化部)的边界附近，求出了硬度达到HV550的位置(即在硬化层中可以得到HV550以上的硬度的深度)。
以下，将50μm深度位置的硬度表示为“表层硬度”，将硬度达到HV550的位置表示为“有效硬化层深度”。这里，在表层硬度未达到HV600时、以及在有效硬化层深度未达到0.40mm时，则判断为表层硬度以及有效硬化层深度分别未达到目标。

[0111] 在滚子俯仰运动试验片中，作为大滚子，使用凸度(crowning)150R的SCM420渗碳产品，作为润滑油，使用油温为80℃的变送器油。另外，将滑移率设定为-40％，使大滚子以2000rpm的转速旋转最大1000万次。在这些条件下进行滚子俯仰运动试验，制作S-N线图而求出疲劳极限，从而评价了滚子俯仰运动疲劳强度。在滚子俯仰运动疲劳强度未达到2600MPa时，则判定齿面疲劳强度差。另外，以3000rpm的转速进行平滑小野式旋转弯曲疲劳试验，制作S-N线图而求出疲劳极限，从而评价了旋转弯曲疲劳强度。在旋转弯曲疲劳强度未达到550MPa时，则判定齿根弯曲疲劳强度差。

[0112] 这些评价结果如表2所示。在制造No.1～19的实施例中，表层硬度以及有效硬化层深度都充分，因而断口疲劳强度以及旋转弯曲疲劳强度也充分。

[0113] 表2

[0114]

[0115] 表中的下划线表示不满足本发明的条件。

[0116] 表中的“-”意味着不存在达到HV550的深度位置。

[0117] 另一方面，在制造No.20中，由于软氮化处理温度低，因而有效硬化层深度浅，旋转弯曲疲劳强度并不充分。在制造No.21中，由于软氮化处理时间过短，因而有效硬化层深度浅，旋转弯曲疲劳强度并不充分。在制造No.22中，由于软氮化处理温度过高，因而不能得到较大的有效硬化层深度，而由于在表层部生成针状化合物层，因而滚子俯仰运动疲劳强度、旋转弯曲疲劳强度均显著降低。在制造No.23中，由于C的添加量过多，因而即使在钢中添加大量的Ti，也不能确保规定的固溶Ti量([Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32))。因此，在该制造No.23中，表层硬度低，滚子俯仰运动疲劳强度并不充分。在制造No.24中，由于Al的添加量过多，因而在表层大量生成AlN而使表层硬度增高，但硬化层深度变浅，旋转弯曲疲劳强度并不充分。在制造No.25中，由于Ti的添加量过少，因而不能确保规定的固溶Ti量，表层硬度降低，滚子俯仰运动疲劳强度并不充分。在制造No.26中，由于Ti的添加量过多，因而表层硬度非常高，但有效硬化层深度变浅，旋转弯曲疲劳强度并不充分。在制造No.27中，由于固溶Ti量在1.2％以上，因而表层硬度非常高，但有效硬化层深度变浅，旋转弯曲疲劳强度并不充分。在制造No.28中，由于Cr的添加量过多，因而在表层大量生成CrN而使表层硬度增高，但硬化层深度变浅，旋转弯曲疲劳强度并不充分。

[0118] 图3表示了进行过图1B的处理时的固溶Ti量与表层硬度之间的关系。由图3可知，固溶Ti量越多，可以得到越高的表层硬度。

[0119] 图4表示了固溶Ti量与有效硬化层深度之间的关系。由图4可知，基本上固溶Ti量越多，有效硬化层深度越浅。然而，由于固溶Ti以外的成分(特别是Al、Cr)的影响也较大，因而仅用固溶Ti难以进行调整。因此，为了充分确保有效硬化层深度，Al、Cr量的上限也是重要的。例如，制造No.2与制造No.12相比较，即使在固溶Ti较少的情况下，通过限制Cr量，也可以进一步改善有效硬化层深度。特别地，在固溶Ti较少的情况下，优选限制Al、Cr量的添加量。

[0120] 图5表示了有效硬化层深度与表层硬度之间的关系。可知实施例全部满足上述的目标。

[0121] 产业上的可利用性

[0122] 根据本发明，可以提供软氮化用钢、软氮化钢部件及其制造方法，其在软氮化处理后可以得到与渗碳部件匹敌的硬化层硬度以及硬化层深度，可以代替渗碳部件，可以得到与渗碳部件相比热处理变形极少的表面硬化钢部件。