軟氮化用鋼、軟氮化鋼部件及其制造方法

專利名稱：軟氮化用鋼、軟氮化鋼部件及其制造方法
技術領域：
本發明涉及在進行軟氮化處理后使用的鋼部件中使用的軟氮化用鋼、軟氮化鋼部件及其制造方法。本申請基于2010年3月16日提出的日本專利申請特愿2010-59230號并主張其優先權，這里引用其內容。
背景技術：
汽車、建筑機械、農業機械、發電用風車以及其它產業機械等中使用的動力傳遞部件(例如齒輪、軸承、CVT繩輪、軸等)的大部分根據提高部件的疲勞特性和增強耐磨性等目的在實施表面硬化處理后使用。在該各種表面硬化處理之中，滲碳處理因在部件表面的硬度、硬化層的深度、生產效率等方面比其它的表面硬化處理更為優良，因而能夠適用于非常多的部件。例如，在齒輪以及軸承部件的情況下，通常采用熱鍛、冷鍛、切削或它們的組合而對Jis的SCM420、SCR420、SNCM220等中碳合金鋼實施機械加工，從而使其成為規定的形狀，然后進行滲碳處理或滲碳氮化處理。然而，滲碳處理在930°C左右對部件長時間加熱保溫后進行淬火，所以在高溫下的加熱保溫時部件發生變形。另外，也發生與升溫時的奧氏體相變或淬火時的馬氏體相變等相變相伴隨的體積變化。這樣一來，滲碳處理后的部件產生熱處理變形，因而與機械加工時的部件相比，存在的缺點是滲碳處理后的部件的精度不可避免地發生劣化。在軟氮化處理中，由于加熱到比滲碳處理的加熱溫度更低的Al溫度以下的鐵素體區域，因而與滲碳處理相比，熱處理變形極小。另外，最近為了提高汽車的性能，要求提高齒面疲勞強度。特別是在齒輪的使用中，由于齒面的表面溫度上升到300°C左右，因而提高在300°C下的硬度(或300°C回火后的硬度，以下稱為300°C回火硬度)對于齒面疲勞強度的改善是有效的。滲碳齒輪(滲碳部件)如果暴露在比回火溫度(通常為150°C左右)更高的溫度下，則馬氏體經受回火而使硬度降低。然而，實施了通常的軟氮化處理的部件在軟氮化處理時已經暴露于400°C以上的溫度下，因而使用中即使溫度上升到300°C附近，硬度也幾乎不會降低。因此，實施了軟氮化處理的部件從齒面疲勞強度的角度考慮是有利的。然而，一般地說，實施了軟氮化處理的部件與實施了滲碳處理的部件相比，所存在的缺點是硬化層深度較淺。這里，“硬化層(析出硬化層)”不是最表面的化合物層，而是存在于比該化合物層更靠內側、且通過氮化處理而使氮得以擴散的“擴散層”。因此，為了得到與實施過滲碳處理的部件相同的硬化層深度，有必要大大延長軟氮化處理時間。因此，軟氮化處理在生產率以及成本方面較差，還不太普及。作為疲勞特性優良的軟氮化用鋼，例如在專利文獻1 5中，為了得到硬化層，公開了軟氮化時與Cr、Ti、V、Mo等元素形成氮化物的技術。然而，在這些技術中，由于基材的碳量較多，因而應該形成氮化物的合金元素以碳化物的形式固定下來，從而硬化層的硬化量以及硬化層深度并不充分。在專利文獻6、7中，公開了碳量比較少的軟氮化用鋼，為了得到硬化層，較多地增加Al的添加量，從而通過軟氮化形成Al的氮化物。這樣一來，如果Al的添加量較多，則硬化層(擴散層)的硬度增加，但硬化層深度顯著減少。因此，在這些技術中，難以得到可以代替滲碳的硬化層深度。在專利文獻8中，公開了相對降低碳量，以析出物的形式形成Mo、Ti等元素的碳化物，從而提高部件的疲勞強度的技術。然而，由于Ti 的添加量較少，因而硬化層的硬化量以及硬化層深度并不充分。在專利文獻9 11中，公開了除氮化物的析出外，還利用Cu的析出，由此提高部件的疲勞強度的技術。然而，由于Ti 的添加量較少，因而硬化層的硬化量以及硬化層深度并不充分。在專利文獻12中，在鋼中極其大量地添加Cu、Ni、Al等元素，除了表層部的氮化物以外，還使金屬間化合物在心部析出，從而提高疲勞強度的技術。然而，由于氮化物形成元素的添加量非常多，因而存在的問題是硬化層深度變淺。現有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本專利第384擬96號專利文獻2 日本專利第3353698號專利文獻3 日本特開平11-229032號公報專利文獻4 日本專利第3855418號專利文獻5 日本特開2005-281857號公報專利文獻6 日本特開平9-279295號公報專利文獻7 日本特開平5-59488號公報專利文獻8 日本特開2004-3010號公報專利文獻9 日本專利第似91941號專利文獻10 日本特開2002-69571號公報專利文獻11 日本特開平10-306343號公報專利文獻12 日本特開2000-345292號公報

發明內容
發明所要解決的課題本發明鑒于上述的實際情況，其目的在于提供一種軟氮化用鋼，其在軟氮化處理后可以得到與滲碳部件匹敵的硬化層硬度以及硬化層深度，可以得到與滲碳部件相比熱處理變形極少、且能夠代替滲碳部件的表面硬化鋼部件。另外，本發明的目的還在于提供一種能夠代替滲碳部件、且加工精度高的軟氮化鋼部件及其制造方法。用于解決課題的手段本發明人獲得了如下的見解通過在550 650°C的溫度區域對以質量％計C量被限制為低于0. 15%、且含有超過0. 50%的固溶Ti的鋼材進行軟氮化處理，固溶Ti便與 N容易地結合而析出氮化物，從而使析出硬化層(擴散層)有效地硬化。另外，本發明人還獲得了如下的見解其效果比在高溫下進行軟氮化處理更加顯著；而且在軟氮化處理后通過追加擴散處理，可以得到與在高溫下的軟氮化處理同樣的效果。本發明人基于上述的見解而完成了本發明，其要旨如下(1)本發明的一實施方式涉及一種軟氮化用鋼，其以質量％計，含有C 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 超過0. 50%但在1. 50%以下、N :0. 0005 0. 0100 %，剩余部分包括Fe和不可避免的雜質；并且將以下元素限制為P :0. 050%以下、0 0. 0060%以下；而且Ti量 [Ti% ]、C 量]、N 量]以及 S 量]滿足 0.48 < [Ti% ]_47·9Χ ([C% ]/12+[ N% ]/14+[S% ]/32) ( 1. 20。(2)根據上述⑴所述的軟氮化用鋼，其以質量％計，也可以進一步含有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 種以上。(3)本發明的一實施方式涉及一種軟氮化鋼部件，其是實施過軟氮化處理的鋼部件，并且包括存在于表面的軟氮化部以及被該軟氮化部包圍的非軟氮化部，所述非軟氮化部以質量％計，含有C 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 超過 0. 50%但在 1. 50% 以下、N :0. 0005 0.0100%，剩余部分包括！^和不可避免的雜質；并且將以下元素限制為P :0. 050%以下、 0 :0.0060% 以下；而且 Ti 量[Ti% ]、C 量]、N量]以及 S 量]滿足 0. 48 < [Ti% ]-47.9X ([C% ]/12+[N% ]/14+[S% ]/32) ( 1.20 ；在所述軟氮化部中，距表面 50 μ m的深度位置的硬度為HV600 1050，硬度達到HV550的深度位置在0. 4mm以上，而且針狀化合物層的厚度為30 μ m以下。(4)根據上述C3)所述的軟氮化鋼部件，其中，所述非軟氮化部以質量％計，也可以進一步含有 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種以上。(5)本發明的一實施方式涉及一種軟氮化鋼部件的制造方法，其中，將具有上述 (1)或( 所述的鋼成分的鋼加工成所希望的部件形狀后，一邊在550 650°C保持60分鐘以上，一邊進行軟氮化處理。(6)根據上述( 所述的軟氮化鋼部件的制造方法，其中，在所述軟氮化處理之后，進而也可以在除了氮化氣氛以外的氣氛中于580 700°C下保持5分鐘以上。發明的效果根據本發明，可以提供一種軟氮化用鋼，其在軟氮化處理后可以得到與滲碳部件匹敵的硬化層硬度以及硬化層深度，可以代替滲碳部件，可以得到與滲碳部件相比熱處理變形極少的表面硬化鋼部件。再者，根據本發明，可以提供一種能夠代替滲碳部件、且加工精度高的軟氮化鋼部件及其制造方法。


圖IA是表示實施例中的軟氮化處理的條件的圖示。圖IB是表示實施例中的軟氮化處理的條件的圖示。圖IC是表示實施例中的軟氮化處理的條件的圖示。圖ID是表示實施例中的軟氮化處理以及軟氮化處理后的加熱保持的條件的圖示。
圖IE是表示實施例中的軟氮化處理以及軟氮化處理后的加熱保持的條件的圖示。
圖IF是表示實施例中的軟氮化處理以及軟氮化處理后的加熱保持的條件的圖
7J\ ο圖IG是表示比較例中的軟氮化處理的條件的圖示。圖IH是表示比較例中的軟氮化處理的條件的圖示。圖II是表示比較例中的軟氮化處理的條件的圖示。圖2A是表示通常的軟氮化處理后的鋼部件的表層部的斷面組織的一個例子的顯微鏡照片。圖2B是表示生成了針狀化合物的鋼部件的表層部的斷面組織的一個例子的顯微鏡照片。圖2C是表示在軟氮化處理后，于氮化氣氛以外的氣氛中加熱保持時的鋼部件的表層部的斷面組織的一個例子的顯微鏡照片。圖3是表示進行過圖IB的處理時的固溶Ti量與表層硬度之間的關系的圖示。圖4是表示進行過圖IB的處理時的固溶Ti量與有效硬化層深度之間的關系的圖
7J\ ο圖5是表示進行過圖IB的處理時的有效硬化層深度與表層硬度之間的關系的圖
7J\ ο
具體實施例方式本發明人就對軟氮化處理的硬化層的硬化行為產生影響的各種因素進行了潛心的研究，從而獲得了以下的見解。(a)以往，在軟氮化處理用鋼中作為主成分添加的Al、Cr均使硬化層的硬度得以提高，但使硬化層的深度大大減少。因此，必要量以上的Al、Cr的添加從硬化層深度的角度考慮是不利的。(b)在鋼中以規定量以上存在固溶狀態的Ti (固溶Ti)的情況下，軟氮化處理時 Ti與N容易地結合而形成Ti與N的簇狀物，或者以TiN的形式析出，因而能夠使析出硬化層(擴散層)變硬而且加深，從而能夠有效地進行軟氮化處理。鋼中的Ti在固溶狀態下具有這樣的效果。因此，如果在軟氮化處理前預先使Ti以Ti4C2 、TiC、TiN或者Ti(CN)的形式與碳、硫、氮結合，或者使能夠與Ti結合的固溶碳以及固溶氮大量存在于鋼中，則可以得到這樣的效果。(c)軟氮化處理溫度越高，越促進擴散層的氮的擴散，而且越促進TiN簇狀物的生成以及TiN的析出。另外，TiN即使在高溫下也難以粗大化，因此，即使提高軟氮化處理溫度，也難以使硬化層軟化。由此，可以兼顧硬化層硬度和硬化層深度。與此相對照，如果提高軟氮化處理溫度，則AlN以及CrN容易粗大化，因而硬化層硬度降低，在兼顧硬化層硬度和硬化層深度方面是不利的。(d)如果接著軟氮化處理進行加熱保持，或者在軟氮化處理后冷卻到比軟氮化處理溫度更低的溫度，之后進行再加熱，則氮擴散至部件的內部，因而能夠進一步增加硬化層的深度。本發明人基于上述的見解而完成了本發明。下面就本發明的一實施方式進行詳細的說明。首先，就成分的限定理由進行說明。
6此外，關于成分的含量，％意味著質量％。C:0%以上且低于0. 15%為了在鋼中確保固溶狀態的Ti，優選盡可能降低C量。特別地，在C量較多的情況下，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，為了在軟氮化處理中有效地利用所添加的Ti，有必要使C量低于0. 15%。另外，如果將C量降低到規定值以下，則根據Ti量的不同，實質上可以忽視固溶Ti的固定化的影響，因而使C量優選為低于 0. 12%，更優選為低于0. 10%。C量的下限為0%。然而，為了降低C量，成本顯著上升，因而優選為0. 001%以上，更優選為0. 005%以上。Si :0. 01 1. 00%Si是通過固溶強化而使鐵素體的硬度增加的元素。如果Si量在0. 01%以上，則可以充分發揮固溶強化的效果。然而，如果在鋼中添加超過1.00%的Si，則軟氮化處理時在擴散層形成氮化物，從而使硬化層深度變淺。因此，有必要使Si量為0. 01 % 1. 00 %。 考慮到其它固溶強化元素的量，為了進一步增加鐵素體的硬度，Si量優選為0.015%以上， 更優選為0.02%以上。另外，為了降低到使軟氮化處理時的氮化物的形成可以忽視的量， Si量優選為0. 80%以下，更優選為0. 50%以下。Mn :0. 01 1. 00%Mn是通過固溶強化而使鐵素體的硬度增加的元素。如果Mn量在0.01%以上，則可以充分發揮固溶強化的效果。然而，如果在鋼中添加超過1.00%的Mn，則軟氮化處理時在擴散層形成氮化物，從而使硬化層深度變淺。因此，有必要使Mn量為0.01% 1.00%。 考慮到其它固溶強化元素的量，為了進一步增加鐵素體的硬度，Mn量優選為0. 05%以上， 更優選為0. 10%以上。另外，為了降低到使軟氮化處理時的氮化物的形成可以忽視的量， Mn量優選為0. 80%以下，更優選為0. 50%以下。S :0· 0001 0. 050%S與Mn結合而形成MnS，具有隨著添加量的增加而使切削性得以提高的效果。因此，使鋼中含有0.0001%以上的S。然而，如果在鋼中添加超過0.050%的S，則往往形成 Ti4Cj2等無助于切削性的粗大析出物，從而使加工性劣化。再者，由于一部分Ti以Ti4Cj2 的形式固定下來，因而軟氮化時有助于析出強化的固溶Ti量減少。因此，有必要使S量在 0. 0001 0. 050%的范圍。在有必要充分確保切削性的情況下，S量優選為0. 0002%以上， 更優選為0.0005%以上。另外，為了充分抑制粗大析出物的形成，并充分確保加工性，S量優選為0. 040%以下，更優選為0. 030%以下。另外，如果將S量降低到規定值以下，則根據 Ti量的不同，實質上可以忽視固溶Ti的固定化的影響，因而使S量最優選為0. 015%以下。Al :0· 0001 0. 050%Al是用于鋼的脫氧的有效元素。因此，Al量需要在0.0001%以上。然而，如果在鋼中添加超過0. 050%的Al，則在軟氮化處理時于擴散層形成氮化物，從而使硬化層的硬度顯著增加，另一方面，使硬化層的深度顯著減少。因此，有必要使Al量在0. 0001 0.050%的范圍。另外，為了降低到使軟氮化處理時的氮化物的形成可以忽視的量，Al量優選為0. 040%以下，更優選為0. 030%以下。Ti 超過 0. 50%但在 1. 50% 以下在鋼中超過0.50%而存在固溶狀態的Ti的情況下，軟氮化處理時Ti與N容易地結合而形成Ti與N的簇狀物，或者以TiN的形式析出，因而能夠使析出硬化層(擴散層)變硬而且加深，從而能夠有效地進行軟氮化處理。鋼中的Ti在固溶狀態下具有這樣的效果。 在軟氮化處理前預先使Ti以Ti4C2S2、TiC、TiN或者Ti(CN)的形式與碳、硫、氮結合的情況下，由于可以得到這樣的效果，因而在鋼中有必要添加比較大量的Ti。然而，如果在鋼中添加超過1.50%的Ti，則硬化層的硬度增加到必要量以上，從而使硬化層深度變淺。因此，有必要使Ti量處于超過0.50%但在1.50%以下的范圍。為了使析出硬化層(擴散層)更硬而且更深，Ti量優選為0.60%以上，更優選為0.70%以上。另外，在規定的軟氮化處理的條件下，為了充分確保硬化層的深度，Ti量優選為1. 20%以下，更優選為1. 00%以下。N :0· 0005 0. 0100%N在鋼中與Al、Ti等氮化物形成元素結合而形成氮化物。然而，為了在鋼中確保固溶狀態的Ti，優選盡可能降低N量。特別地，在N量較多的情況下，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，為了在軟氮化處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，為了降低不可避免地含有的N量，成本將顯著上升，因而有必要使N量在0. 0005%以上。如果將N量降低到規定值以下，則根據Ti量的不同，實質上可以忽視固溶Ti的固定化的影響，因而使N量優選為0. 008%以下，更優選為0. 0060% 以下。然而，為了降低N量，成本顯著上升，因而優選為0. 0010%以上，更優選為0. 0015% 以上。P :0.050% 以下P作為雜質在鋼中含有，偏析于晶界而使晶界脆化，從而有可能導致晶界開裂。因此，優選盡可能降低P量。因此，有必要使P量在0.050%以下。為了更切實地防止晶界開裂，P量優選為0. 030%以下，更優選為0. 015%以下。另外，P量的下限為0%。0:0. 0060% 以下0不可避免地在鋼中含有，形成氧化物系夾雜物。在0的含量較多的情況下，作為疲勞破壞的起點而發揮作用的較大的夾雜物增加，由于該夾雜物成為疲勞特性降低的原因，因而優選盡可能降低0量。因此，有必要將0量限制在0.0060%以下。為了更加改善疲勞特性，優選將0量限制在0. 0050%以下，更優選限制在0. 0040%以下。另外，0量的下限為0%。再者，除上述的成分以外，下面就選擇性地添加的成分的限定理由進行說明。Cr :0. 01% 以上且低于 0. 30%Cr是軟氮化處理時通過生成氮化物而使硬化層變硬的元素。因此，在使硬化層的硬度進一步增加的情況下，需要0. 01%以上的Cr量。然而，如果在鋼中添加0. 30%以上的 Cr,則氮化物的生成量過大，并且硬化層的深度顯著減少。因此，有必要使Cr量在0. 01 %以上且低于0.30%的范圍。此外，為了提高硬化層的硬度，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，伴隨著這些合金元素的添加量的增加，硬化層的深度減少。 為了比較Cr的添加效果和Ti的添加效果，使用添加有Cr的鋼和添加有Ti的鋼而制得了具有相同的硬化層硬度的軟氮化鋼，此時，與添加有Ti的軟氮化鋼相比，添加有Cr的軟氮化鋼的硬化層的深度變淺。因此，限制Cr的添加量并提高Ti的添加效果對于兼顧硬化層的硬度和深度是有利的。因此，Cr量優選為低于0.15%。特別地，考慮到可以將硬化層的深度的降低忽視的Cr量，Cr量更優選為低于0. 10%。
Mo :0. 01 1. 00%Mo是軟氮化處理時通過生成氮化物而使硬化層變硬的有效的元素。因此，在使硬化層的硬度進一步增加的情況下，需要0.01%以上的Mo量。然而，如果在鋼中添加超過 1.00%的Mo，則氮化物的生成量過大，并且硬化層的深度顯著減少。因此，有必要使Mo量在 0. 01 1. 00%的范圍。在進一步增加硬化層的硬度的情況下，Mo量優選為0. 05%以上，更優選為0. 10%以上，最優選為0. 15%以上。為了更切實地確保硬化層的深度，Mo量優選為 0. 80%以下，更優選為0. 60%以下。V :0· 005 0. 50%V是軟氮化處理時通過生成氮化物而使硬化層變硬的元素。因此，在使硬化層的硬度進一步增加的情況下，需要0. 005%以上的V量。然而，如果在鋼中添加超過0. 50%的 V，則氮化物的生成量過大，并且硬化層的深度顯著減少。因此，有必要使V量在0. 005 0.50%的范圍。在進一步增加硬化層的硬度的情況下，V量優選為0.01%以上，更優選為 0.05%以上。另外，為了更切實地確保硬化層的深度，V量優選為0.40%以下，更優選為 0. 30%以下。Nb :0· 005 0. 10%Nb是軟氮化處理時通過生成氮化物而使硬化層變硬的元素。因此，在使硬化層的硬度進一步增加的情況下，需要0. 005%以上的Nb量。然而，如果在鋼中添加超過0. 10%的 Nb，則氮化物的生成量過大，并且硬化層的深度顯著減少。因此，有必要使Nb量在0. 005 0.10%的范圍。在進一步增加硬化層的硬度的情況下，Nb量優選為0.008%以上，更優選為0. 010%以上。為了更切實地確保硬化層的深度，Nb量優選為0. 080%以下，更優選為 0. 050% 以下。Cu :0· 05 2. 00%Cu在軟氮化處理時析出，具有提高部件的心部硬度的效果。如果Cu量在0.05% 以上，則可以發揮其效果。然而，如果在鋼中添加超過2. 00%的Si，則在1000°C以上的高溫區域的延展性下降，從而連續鑄造以及熱軋時的成品率降低。因此，有必要使Cu量在 0. 05 2. 00%的范圍。為了進一步提高部件的心部硬度，Cu量優選為0. 08%以上，更優選為0. 10%以上。另外，為了抑制連續鑄造以及熱軋時的成品率的降低，Cu量優選為1.50% 以下，更優選為1.00%以下。此外，在添加Cu的情況下，為了改善高溫區域的延展性，優選添加Ni，從而使Ni量為Cu量的1/2以上。Ni 0. 05% 以上且低于 2. 00%Ni由于具有改善鋼的韌性的效果，因而在有必要改善部件的韌性的情況下，在鋼中添加Ni。因此，在改善鋼的韌性的情況下，需要0.05%以上的Ni量。另外，在添加Cu 的情況下，由于具有減輕起因于Cu的熱脆化的作用，優選添加Ni，從而使Ni量為Cu量的 1/2以上。然而，如果在鋼中過剩地添加Ni，則由于鋼的成本上升，因而有必要使Ni量低于 2.00%。為了更切實地改善鋼的韌性，Ni量優選為0.20%以上，更優選為0.40%以上。另外，考慮到作為軟氮化鋼部件的鋼的成本，Ni量優選為1.50%以下，更優選為1.00%以下。B :0· 0005 0. 0050%B是通過在晶界偏析而有助于晶界強化的元素。如果B量在0.0005%以上，則可以發揮其效果。然而，即使在鋼中添加超過0. 0050%的B，以0. 0050%的B量也使其效果達到飽和。因此，有必要使B量在0.0005 0.0050%的范圍。在有必要進一步強化晶界的情況下，B量優選為0.0008%以上，更優選為0.0010%以上。另外，為了充分發揮用于晶界強化而添加的B的每單位量的效果，B量優選為0. 0040%以下，更優選為0. 0025%以下。在本實施方式中，除上述成分以外，在不損害本發明的效果的范圍內，可以含有 Ca、Zr、Mg、Te、Zn、Sn等元素。例如，也可以在鋼中分別含有0. 0002% 0. 0050%的Ca、 Zr、Mg、Te、Zn、Sn。再者，本實施方式在鋼中添加Ti，并限制鋼中的C量、N量以及S量，從而使Ti量 [Ti% ]、C量]、N量]以及S量]滿足下述(1)式。0. 48 < [Ti% ]-47. 9X ([C% ]/12+[N% ]/14+[S% ]/32) ^ 1. 20 (1) 如上所述，在鋼中以規定量以上存在固溶狀態的Ti的情況下，軟氮化處理時Ti與 N容易地結合而形成Ti與N的簇狀物，或者以TiN的形式析出，因而能夠使析出硬化層(擴散層)變硬而且加深，從而能夠有效地進行軟氮化處理。固溶狀態的Ti量(固溶Ti量) 相當于從整個Ti量中減去與作為化合物生成的Ti4Cj2、TiC、TiN對應的Ti量而得到的量， 因而考慮到Ti、C、N以及S的原子量，能夠以[Ti% ]-47.9X ([C% ]/12+[N% ]/14+[S% ]/ 32)的形式表現出來。在該固溶Ti量少的情況下，硬化層的硬度不足。然而，如果在鋼中過剩地添加Ti，則表現出氮化物的生成量過大、并且硬化層的深度減少的傾向。因此，有必要使固溶 Ti 量([Ti% ]-47.9X ([C% ]/12+[N% ]/14+[S% ]/32))處于超過 0.48%但在 1.20%以下的范圍。為了更切實地增加硬化層的深度，該固溶Ti量優選為1.00%以下，更優選為0. 80%以下。為了進一步增加硬化層的硬度，該固溶Ti量優選為超過0. 50%，更優選為超過0.55%，最優選為超過0.60%。此外，上述(1)式中的[Ti% ]、[C% ]、[N% ]以及]為鋼中含有的各元素(Ti、C、N以及S)的質量百分率(質量％ )。另外，本發明的一實施方式的軟氮化鋼部件是通過對上述實施方式的軟氮化用鋼進行軟氮化處理而制造的，其具有存在于部件表面的軟氮化部和存在于該軟氮化部內部的非軟氮化部。因此，該非軟氮化部被軟氮化部包圍，非軟氮化部的鋼成分在上述實施方式的軟氮化用鋼的鋼成分的范圍內。除此以外，軟氮化部具有硬化層(擴散層)。再者，在本實施方式的軟氮化鋼部件中，關于軟氮化部，有必要使距表面50 μ m的深度位置(從軟氮化鋼部件表面在垂直于該表面的方向且朝向軟氮化鋼部件心部的方向上的距離)的硬度(50μπι 深度位置的硬度)為HV600 1050，硬度達到HV550的深度位置在0. 4mm以上。這些條件都是為了獲得與滲碳部件匹敵的疲勞強度所必需的條件。距部件表面 50 μ m的深度位置的硬度如果低于HV600，則不能得到所希望的齒面疲勞強度以及齒根疲勞強度。另外，硬度達到HV550的深度位置如果低于0. 4mm，則不能得到所希望的齒根疲勞強度，容易發生剝落等內部起點破壞。另一方面，距部件表面50 μ m的深度位置的硬度如果超過HV1050，則往往硬化層的韌性以及延展性降低，從而在因軟氮化產生的殘余應力的作用下，在硬化層產生裂紋。因此，有必要將距部件表面50 μ m的深度位置的硬度抑制為 HV1050。為了進一步提高齒面疲勞強度，50 μ m深度位置的硬度優選為HV650以上。除此以外，為了在更苛刻的條件下的軟氮化處理中也切實地防止硬化層中的裂紋的發生，50 μ m深度位置的硬度優選為HV1000以下，更優選為HV900以下。另外，為了在更苛刻的使用條件下也切實地防止內部起點破壞的發生，硬度達到HV550的深度位置優選為0. 42mm以上。再者，因為得到規定的齒根疲勞強度的效果達到飽和，因而硬度達到HV550的深度位置優選
10為1. 5mm以下。本實施方式的軟氮化鋼部件必須使在軟氮化部的表層部(部件表面和擴散層之間的部分)生成的針狀化合物層的長度(厚度)在30μπι以下。這里，針狀化合物層表現出針狀化合物從軟氮化鋼部件的表面的化合物層向擴散層突出的形態，相當于從化合物層連續生成的粗大且呈針狀的化合物層。如果存在這樣的粗大且呈針狀的化合物層，則疲勞特性顯著降低，因而應該防止該針狀化合物層的生成，或者通過熱處理等方法而使生成的針狀化合物層分解。圖2Α是表示通常的軟氮化處理后的鋼部件的組織的一個例子的顯微鏡照片，圖2Β是表示生成了針狀化合物的鋼部件的組織的一個例子的顯微鏡照片。在圖2Α 中的擴散層(從表面的化合物層開始的內部的基體)生成的針狀的析出物為 ^4Ν，這樣的 I^e4N并不是層狀，對疲勞特性不會產生影響，因而并不包括在針狀化合物層中。對疲勞特性有害的針狀化合物層如圖2Β所示，是從化合物層連續生成的粗大且呈針狀的化合物層。該粗大且呈針狀的化合物層的厚度(深度方向的長度)如果超過30 μ m，則疲勞特性顯著降低。因此，在存在針狀化合物層的情況下，針狀化合物層的厚度有必要在30 μ m以下。該針狀化合物層盡量越小越好。特別地，為了改善疲勞特性，針狀化合物層的厚度優選為15μπι 以下。除此以外，該針狀化合物層優選小到光學顯微鏡不能確認的程度，從而沒有必要存在。因此，針狀化合物層的厚度的下限為O μ m。下面，就本發明的一實施方式的軟氮化鋼部件的制造方法的限定理由進行說明。[在加工成所希望的部件形狀后，一邊在550 650°C保持60分鐘以上，一邊進行軟氮化處理]在本實施方式中，例如使用熱加工、冷加工、切削加工或者它們組合而成的加工而將上述實施方式的軟氮化用鋼加工成所希望的部件形狀，然后實施軟氮化處理。通常的軟氮化處理在400 580°C左右的處理溫度下實施。如果較高地設定處理溫度，則促進擴散層中的氮的擴散，可以得到深的硬化層，同時促進Ti和N的簇狀物或TiN的生成，從而可以得到硬的硬化層。因此，在本實施方式中，有必要使軟氮化的處理溫度在550°C以上。另外， 在處理時間不足60分鐘的情況下，不能得到充分的硬化層深度。如果軟氮化的處理溫度超過650°C，則在通常的鋼種的情況下，表層部的氮濃度較高，因而組織發生奧氏體化，硬度反而減少。然而，正如上述的實施方式那樣，在固溶Ti量較多的鋼種的情況下，由于Ti將氮 (固溶氮)固定，因而可以進行在比通常高的溫度下的處理。在處理溫度過高的情況下，不僅組織發生奧氏體化，而且在最表層生成的化合物層的厚度過大，或者如前所述，針狀的化合物從化合物層向擴散層突出，從而該針狀化合物層對疲勞特性產生有害的作用。因此，有必要使處理溫度在550 650°C的范圍。為了得到更硬而且更深的硬化層，處理溫度優選為 560°C以上，更優選為570°C以上。另外，為了進一步改善尺寸精度以及疲勞特性，處理溫度優選為640°C以下，更優選為630°C以下。除此以外，為了進一步確保硬化層深度，處理時間優選為120分鐘以上，更優選為180分鐘以上。確保硬化層深度的效果在360分鐘時達到飽和，因而該處理時間優選為360分鐘以下。此外，軟氮化處理的方法既可以是使用以氨氣、0)2或1 氣體等碳氫化合物的轉化氣為主體的氣氛的氣體軟氮化法，也可以是鹽浴軟氮化法、等離子(離子)氮化法。或者也可以在軟氮化處理中組合作為它們的變種的浸硫氮化法或氧氮化法。[軟氮化處理后，在除了氮化氣氛以外的氣氛中于580 700°C下保持5分鐘以上]在有必要進一步增加硬化層的深度或者改善軟氮化部的組織的情況下，優選在上述軟氮化處理后，在除了氮化氣氛以外的氣氛中于580 700°C下保持(加熱保持)5分鐘以上。也就是說，通過在軟氮化處理后進行加熱而使氮向內部擴散，因而可以進一步增加硬化層的深度。除此以外，由于在除了氮化氣氛以外的氣氛中進行加熱，因而在軟氮化處理時于最表面生成的化合物層成為氮的供給源，氮從化合物層進一步繼續向鋼中浸入，從而有助于擴散層的形成。另外，與此同時，在高溫的軟氮化處理中生成的較厚的化合物層以及針狀化合物層發生分解，因而可以改善部件表層的性狀，從而能夠提高疲勞強度。因此， 有必要使加熱溫度在580°C以上。另外，在加熱時間不足5分鐘的情況下，不能充分地得到上述的效果。另外，如果加熱溫度超過700°C，則表層的組織發生奧氏體化，從而有時硬度反而減少。因此，有必要使加熱溫度在580 700°C的范圍，使加熱時間在5分鐘以上。該加熱后的組織的例子如圖2C所示。將該圖2C中的組織與圖2A中的組織進行比較，可知通過在除了氮化氣氛以外的氣氛中的加熱，化合物層以及擴散層中的I^e4N發生分解。為了進一步改善部件表層的性狀，加熱溫度優選為590°C以上。另外，為了更加切實地確保尺寸精度以及硬度，該加熱溫度優選為680°C以下，更優選為650°C以下。再者，為了更加切實地獲得由加熱產生的效果，加熱時間優選為10分鐘以上。由加熱產生的效果在150分鐘時達到飽和，因而加熱時間優選為150分鐘以下。此外，關于加熱的方法，并沒有特別的限制。例如，接著軟氮化處理，既可以不進行冷卻而進行加熱(或保溫)，也可以在某種程度的冷卻后進行再加熱。當然，也可以在暫時冷卻到室溫后進行再加熱。另外，為了同樣地得到上述的結果，也可以反復進行幾次加熱。 作為“軟氮化氣氛以外的氣氛”的例子，既可以使用大氣氣氛、氮氣氛、氬氣氛、轉化氣(RX 氣體、DX氣體等)氣氛或者它們的混合氣體的氣氛等氣體氣氛，也可以使用油、鹽、鉛等液體中的氣氛。此外，當接著氣體軟氮化處理、在同一爐內進行該加熱時，往往在氣體中混入有少量的氨。然而，在爐中的氨濃度(或氮化勢)未達到軟氮化氣氛的情況下，將爐內的氣氛作為軟氮化氣氛以外的氣氛進行評價。關于剛軟氮化處理后的冷卻，也可以采用油冷、水冷、空冷、爐冷以及氣冷之中的任一種。另外，軟氮化處理后，在除了氮化氣氛以外的氣氛中于580 700°C進行加熱5分鐘以上的處理，對于該加熱處理后進行的冷卻，也可以采用油冷、水冷、空冷、爐冷以及氣冷之中的任一種。在上述實施方式的軟氮化用鋼以及軟氮化鋼部件中，并沒有規定鋼組織。然而，如果使用上述實施方式的成分實施加工以及熱處理(例如熱鍛造、正火、退火)，則在軟氮化用鋼以及軟氮化鋼部件的非軟氮化部中，具有以鐵素體為主體的組織(例如90% 100% 的鐵素體)。在該鐵素體中，有時含有粒狀滲碳體或者少量的珠光體，并分散有TiN、TiC、 Ti (CN)、MnS, Ti碳硫化物等析出物。實施例下面，根據實施例對本發明進一步進行說明。對具有表1所示的組成的轉爐熔煉鋼進行連續鑄造，并根據需要進行均熱擴散處理、開坯工序，從而制造出162mm見方的軋制基材。進而對該軋制基材進行熱軋，從而制造出直徑為35mm的棒鋼(熱軋鋼材)。表1的下劃線部分的值表示并不滿足本發明的成分范
12圍。
權利要求
1.一種軟氮化用鋼，其以質量％計，含有C 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 超過 0. 50% 但在1. 50%以下、N :0. 0005 0. 0100%，剩余部分包括!^e和不可避免的雜質；并且將以下元素限制為=P 0. 050%以下、0 0. 0060%以下；而且 Ti 量[Ti%]、C 量[C%]、N 量[N%]以及 S 量[S%]滿足 0·48< [Ti% ]-47. 9 X ([C% ]/12+[N% ]/14+[S% ]/32)彡 1. 20。
2.根據權利要求1所述的軟氮化用鋼，其特征在于以質量％計，進一步含有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 種以上。
3.一種軟氮化鋼部件，其是實施過軟氮化處理的鋼部件，其特征在于包括存在于表面的軟氮化部以及被該軟氮化部包圍的非軟氮化部；所述非軟氮化部以質量％計，含有C 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 超過 0. 50%但在 1. 50% 以下、N :0. 0005 0. 0100%，剩余部分包括!^e和不可避免的雜質；并且將以下元素限制為P :0. 050%以下、0:0. 0060%以下；而且 Ti 量[Ti % ]、C 量]、N 量]以及 S 量]滿足 0. 48 < [Ti% ] -47. 9 X ([C% ]/12+[N% ]/14+[S% ]/32)彡 1. 20 ;在所述軟氮化部中，距表面50 μ m的深度位置的硬度為HV600 1050，硬度達到HV550 的深度位置在0. 4mm以上，而且針狀化合物層的厚度為30 μ m以下。
4.根據權利要求3所述的軟氮化鋼部件，其特征在于所述非軟氮化部以質量％計， 進一步含有 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種以上。
5.一種軟氮化鋼部件的制造方法，其特征在于將具有權利要求1或2所述的鋼成分的鋼加工成所希望的部件形狀后，一邊在550 650°C保持60分鐘以上，一邊進行軟氮化處理。
6.根據權利要求5所述的軟氮化鋼部件的制造方法，其特征在于在所述軟氮化處理之后，進而在除了氮化氣氛以外的氣氛中于580 700°C下保持5分鐘以上。
全文摘要
本發明涉及一種軟氮化用鋼，其以質量％計，含有C0％以上且低于0.15％、Si0.01～1.00％、Mn0.01～1.00％、S0.0001～0.050％、Al0.0001～0.050％、Ti超過0.50％但在1.50％以下、N0.0005～0.0100％，剩余部分包括Fe和不可避免的雜質；并且將以下元素限制為P0.050％以下、O0.0060％以下；而且Ti量[Ti％]、C量[C％]、N量[N％]以及S量[S％]滿足0.48＜[Ti％]-47.9×([C％]/12+[N％]/14+[S％]/32)≤1.20。
文檔編號C21D1/06GK102421927SQ201180002039
公開日2012年4月18日 申請日期2011年1月25日 優先權日2010年3月16日
發明者久保田學 申請人:新日本制鐵株式會社