CN102851601B - 表面硬化用机械结构用钢及机械结构钢部件 - Google Patents

Abstract

本发明的表面硬化用机械结构用钢的特征在于：以质量％计含有C：0.3～0.6％、Si：0.02～2.0％、Mn：2.12％～3.0％、W：0.0025～0.5％、Al：0.001～0.5％、N：0.003～0.02％、S：0.0001～0.025％、P：0.0001～0.03％、及O：0.0001～0.0050％，Mn／S为70以上且30000以下，余量实质上为铁及不可避免的杂质。

Description

表面硬化用机械结构用钢及机械结构钢部件

本申请是申请日为2009年9月11日、申请号为2009180100886.4、发明名称为“表面硬化用机械结构用钢及机械结构钢部件”的发明专利申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及表面硬化用机械结构用钢、特别是涉及用于齿轮、无级变速机、等速联轴器、轮毂等汽车等的动力传递部件的具有高的表面疲劳强度的机械结构钢部件。

背景技术

对于机械结构钢部件、例如自动变速机的齿轮、或无级变速机的滑轮、等速联轴器、轮毂等动力传递部件，要求高的表面疲劳强度。

以往，对于上述部件，一般采用JIS的SCr420、或SCM420等C为0.2％左右的表面硬化钢作为原材料，在将该原材料加工成部件后，通过渗碳淬火在部件表面上形成C为0.8％左右的马氏体组织的硬化层，提高表面疲劳强度来进行使用。

可是，渗碳淬火伴随着在950℃左右的高温下的奥氏体相变，成为5～10小时、根据情况甚至达到10小时以上的长时间处理，因此由晶粒粗大化导致的热处理变形（淬火变形）增大是不可避免的。

因此，在钢部件要求高精度的情况下，在渗碳淬火后，必须对钢部件实施磨削或珩磨等精加工。

而且，近年来，降低汽车发动机等的噪音的要求高涨，因此与渗碳淬火相比热变形小的表面硬化法即高频淬火、及软氮化处理受到注目。

高频淬火是通过短时间的加热只使钢材表层部的必要的部分发生奥氏体化来进行淬火的方法，因而能够得到淬火变形小、精度高的表面硬化部件。可是，若想只通过高频淬火来得到与渗碳淬火材同等的硬度，则需要添加0.8％以上的C。

如果钢中的C量达到0.8％以上，则对于表面疲劳强度的提高而言不需要的内部硬度也上升，使切削性显著劣化，因此不能过度增加钢中的C量。只通过高频淬火来提高表面疲劳强度是有限度的。

软氮化处理是在相变点以下的500～600℃的温度区，主要通过使氮和碳同时向钢材表面扩散、浸透而形成硬化层来提高耐磨损性、耐烧结性、耐疲劳性等的表面硬化法。

通过扩散的氮在钢材表面生成氮化物。通常，在钢材的最表面主要形成含有Fe₃N、Fe₄N等铁氮化物的化合物层，在其内部形成N扩散的氮化层。

软氮化处理能够在低温下进行，而且与渗碳处理相比处理时间可以是2～4小时左右的短时间，因此多用于要求低变形的钢部件的制造。可是，只采用软氮化处理，硬化层深度较浅，因此不能适用于施加高的表面压力的传动齿轮等。

最近，作为弥补高频淬火和软氮化处理的缺陷、得到更优良的机械性质、特别是更优良的表面疲劳强度的方法，尝试了在软氮化处理后实施高频淬火（参照专利文献1～7）。

例如，在专利文献1中公开了组合高频淬火和气体软氮化处理，弥补各自的缺陷，得到优良的机械性质、特别是通过提高软化阻力而带来的高的表面疲劳强度的方法。

可是，在专利文献1的方法中，尽管表面硬度高，但因氮化层中的N浓度低而使得高温硬度低，在工作中达到高温的齿轮等的表面，不能得到良好的软化阻力，结果不能得到高的表面疲劳强度。

在专利文献2中也公开了通过组合高频淬火和软氮化处理来制造机械强度优良的机械结构用部件的方法。在专利文献2的方法中，为了使氮化物固溶，需要用900℃以上且1200℃以下的高温进行高频加热。

可是，因促进氮化物分解、扩散的与N的亲和性高的元素的添加量不足而不得不进行高温加热。因此，钢材表面的氧化层的生成变得显著，使得机械性质大大劣化。

此外，在专利文献2的方法中，没有考虑用于形成厚的化合物层的方法，所以在高的表面压力下，不能得到良好的表面疲劳强度。

在专利文献3中公开了机械强度优良的机械结构部件的制造方法，其特征在于：对于以重量％计含有C：0.35～0.65％、Si：0.03～1.50％、Mn：0.3～1.0％、Cr：0.1～3.0％、余量为Fe及杂质的钢，在使氮化层深度成为150μm以上的条件下进行了软氮化处理后，在使氮化层奥氏体化的条件下进行高频淬火。

可是，在专利文献3的制造方法中，没有考虑为提高表面疲劳强度而形成所要求厚度的氮化层。

在专利文献4中公开了机械部件的热处理方法，其特征在于：通过对加工成部件形状的铁系材料进行软氮化处理使氮向表面层扩散浸透，形成化合物层，然后在对化合物层消失而新生成的表层的扩散层进行脱氮、在最表面形成多孔质层的条件下进行高频淬火。

可是，在专利文献4的热处理方法中，没有考虑为了提高表面疲劳强度而形成所要求的厚度的氮化层。

在专利文献5中公开了一种滚柱支承轴，其是凸轮推杆装置所用的滚柱支承轴，由铁系合金制成，该铁系合金含有合计为1.0～20.0重量％的Cr、Mo、V及W，以及合计为0.5～1.2重量％的C和N，余量为不可避免的杂质和Fe；在对表面进行了氮化处理后，对除两端部以外的外周面部分实施了高频淬火。

可是，在专利文献5的滚柱支承轴中，没有考虑为提高表面疲劳强度而形成所要求的厚度的氮化层。

在专利文献6中还公开了通过组合高频淬火和氮化处理得到优良的机械性质的方法。可是，专利文献6的方法中的氮化处理在600℃以上的高温下进行，因而化合物层的层厚较薄、而且其中的N浓度也低，因此在高频淬火时分解并扩散的N量也少。

结果是，在专利文献6的氮化处理中，即能使形成化合物层，也难以较厚地形成N浓度高的氮化层，因此即使与高频淬火组合，也不能形成软化阻力高、表面疲劳强度良好的氮化层。

在专利文献7中公开了强度、延性、韧性、耐磨损性优良的机械结构用钢，其特征在于：以质量％计含有C：超过0.30％且在0.50％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5％以下、Mo：0.3％以上且0.5％以下、Ti：0.1％以下、B：0.0005％以上且0.01％以下，余量为铁及不可避免的杂质，表面具有厚度为50μm以下、且维氏硬度为750以上的硬化层，该硬化层以外的组织的原奥氏体粒径为10μm以下、且马氏体分率为90％以上、维氏硬度为450以上且低于750。

可是，专利文献7的机械结构用钢没有形成所要求的厚度的氮化层，也没有提高表面疲劳强度，因此即使能够在无级变速机的金属带中应用，也难以在自动变速机的齿轮、及无级变速机的滑轮、等速联轴器、轮毂等施加高表面压力的动力传递部件中应用。

总之，至今还未提出能够在施加高表面压力的动力传递部件中应用的表面硬化用结构用钢。

专利文献1：日本特开平06-172961号公报

专利文献2：日本特开平07-090363号公报

专利文献3：日本特开平07-090364号公报

专利文献4：日本特开平10-259421号公报

专利文献5：日本特开2004-183589号公报

专利文献6：日本特开2007-077411号公报

专利文献7：日本特开2007-177317号公报

发明内容

本发明鉴于上述实情，其课题是提供一种机械结构用钢部件和该钢部件所用的表面硬化用机械结构用钢，该机械结构用钢部件通过组合高频淬火和软氮化处理，对只通过高频淬火或软氮化处理的情况下表面硬度及内部硬度低的缺陷进行互相弥补，从而（I）具有以往的软氮化高频淬火钢部件无法得到的高表面硬度、内部硬度及回火软化阻力，进而，（II）在工作面形成有良好的润滑膜，表面疲劳强度优良。

对于提高钢部件的表面疲劳强度，有效的方法是：（I）提高表面硬度、（II）增大硬化层深度、及（III）为了在进行高温化（300℃左右）的工作面维持高温强度而提高软化阻力。再有，对于防止工作面相互间的烧结及粘着，形成良好的润滑膜是有效的。

根据上述情况，本发明者们对通过组合软氮化处理和高频热处理来进行钢部件的表面硬化进行了深入研究，最终得出以下的见解。

（a）为了增大软化阻力，形成N浓度高的氮化层是有效的。只通过氮化处理，即使能形成化合物层，也难以形成N浓度高且厚的氮化层，不可能增大软化阻力。

为了增大软化阻力，需要以软氮化时形成的化合物层（主要由Fe₃N、Fe₄N等铁氮化物形成的层）作为N的供给源，通过其后进行的高频加热分解化合物，使足够量的N向钢中扩散。

这里，图1中示出软氮化材和软氮化＋高频淬火材中的从表面朝芯部方向的截面硬度分布的一例。

在软氮化材中，通过在氮化层的最表层（参照图2（a），关于图2（a）如后所述）上形成化合物层，如图1所示，显示出非常高的硬度，但化合物层的厚度较薄。

而且，得知：通过利用高频加热对最表层的化合物层进行分解，使N向内部扩散，尽管最表层的硬度稍微降低，但对于提高表面疲劳强度有效的硬化层（氮化层）增加。

再有，实施了淬火的软氮化材的表层组织为马氏体组织、芯部为铁素体-珠光体组织。

如果使通过高频淬火分解的化合物层的厚度达到10μm以上，则能使高N浓度的氮化层增厚。通过氮化处理形成的化合物层根据氮化条件成为脆性的化合物层，有时使机械性质劣化，因此通常努力减薄化合物层的厚度。

相对于此，在本发明中，其特征在于，积极地使化合物层的厚度增厚，积极地应用化合物层的特性。也就是说，在本发明中，通过使化合物层的厚度增厚，在高频淬火时形成含有较多N的马氏体，可得到软化阻力高的组织。

在本发明中，通过形成软化阻力高的组织，高温时的软化阻力飞跃性地增大。

（b）为了在软氮化时形成厚的化合物层，需要将妨碍Fe-N化合物的生成的S减少。如果钢材中的S单独固溶，则向钢材表面浓化，阻碍氮化。为了抑制该S的作用，添加一定量以上的Mn，以MnS固定S，使其无害化。

作为Mn，如果添加满足Mn／S≥70的量，则抑制S的作用，在化合物层的形成中发挥显著的效果。但是，优选Mn／S为30000以下。

（c）在高频加热时，为了促进化合物层的分解和N向钢中的扩散，增大氮化层深度，需要添加规定量的与N的亲和性高的W。通过添加W，氮化层中的N浓度显著增加，而且氮化层的深度也增大，软化阻力提高。

通过添加W，即使在低于900℃的低温下，也能够充分促进N的扩散。这样，能够降低加热温度，因而能够利用晶体粒径的微细化效果和氧化层的减少效果来防止机械性质的劣化。

（d）为了防止工作面的烧结或粘着，以连续形成润滑剂油膜的方式设置油槽是有效的。在本发明中，其特征在于：通过软氮化处理在钢材表层形成化合物层，通过其后的高频加热进行奥氏体化，通过实施淬火形成氮化层。

图2中示出用光学显微镜及扫描型电子显微镜观察到的氮化层的一例。图2（a）中示出通过光学显微镜照片观察到的氮化层，图2（b）中示出用扫描型电子显微镜观察到的氮化层（层部放大）。

从图2（b）得知：氮化层成为通过化合物层的分解而存在许多作为油槽发挥作用的空孔的硬质的多孔质层。通过在氮化层中存在许多空孔，润滑效果提高，耐磨损性及耐久性进一步提高。

通过控制软氮化及高频加热条件，能够以当量圆直径为0.1μm以上且1μm以下的尺寸、以10000个／mm²以上的密度、以离表面为5μm以上的深度使空孔存在于氮化层中。氮化层中的空孔作为油槽有效地发挥作用。

本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。

（1）一种表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，

以质量％计含有：

C：0.3～0.6％、

Si：0.02～2.0％、

Mn：2.12％～3.0％、

W：0.0025～0.5％、

Al：0.001～0.5％、

N：0.003～0.02％、

S：0.0001～0.025％、

P：0.0001～0.03％、及

O：0.0001～0.005％，

Mn／S为70以上且30000以下，

余量实质上为铁及不可避免的杂质。

（2）根据上述（1）所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种以上：

Cr：0.01～2.0％、

Mo：0.01～1.0％、及

V：0.01～1.0％。

（3）根据上述（1）或（2）所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计还含有：

B：0.0005～0.005％。

（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种以上：

Nb：0.005～0.3％、

Ti：0.005～0.2％、

Ni：0.05～2.0％、及

Cu：0.01～2.0％。

（5）根据上述（1）～（4）中任一项所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种以上：

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

Zr：0.0005～0.05％、及

Te：0.0005～0.1％。

（6）根据上述（1）～（5）中任一项所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，所述机械结构用钢是在氮化处理后实施高频淬火的钢。

（7）根据上述（6）所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，所述氮化处理是软氮化处理。

（8）一种机械结构钢部件，其特征在于，是对上述（1）～（7）中任一项所述的表面硬化用机械结构用钢进行加工、并在氮化处理后实施高频淬火而得到的钢部件，从表面直到深度为0.4mm以上的表层是氮化层，且从表面到深度为0.2mm为止的氮化层的硬度以在300℃下进行了回火时的维氏硬度计为650以上。

（9）根据上述（8）所述的机械结构钢部件，其特征在于，所述氮化处理是软氮化处理。

（10）根据上述（8）或（9）所述的机械结构钢部件，其特征在于，所述氮化层内的从表面到深度为5μm以上的氮化层中，以当量圆直径计为0.1～1μm的空孔存在10000个／mm²以上。

根据本发明，能够提供可在汽车等动力传递部件中应用的表面硬化用结构用钢，而且能够提供具有高的表面疲劳强度的钢部件、特别是齿轮、无级变速机、等速联轴器、轮毂等机械结构钢部件。

附图说明

图1是表示软氮化材和软氮化＋高频淬火材中的从表面朝芯部方向的截面硬度分布的一例的图。

图2是表示用光学显微镜及扫描型电子显微镜观察到的氮化层的一例的图。（a）为用光学显微镜写真观察到的氮化层、（b）为用扫描型电子显微镜观察到的氮化层（层部放大）。

图3是表示Mn／S与化合物层厚度（μm）的关系的图。

图4是表示在实施了高频淬火后，从表层到0.2mm位置的N浓度（质量％）与300℃回火硬度（Hv）的关系的图。

具体实施方式

本发明的基本思想是：为了制造要求高表面疲劳强度的钢部件，在对添加了适量的Mn和W的钢实施了氮化或软氮化处理后，实施高频淬火，使N浓度高的氮化层较深地形成，由此来提高硬度及软化阻力。

首先，对成为本发明基本的成分组成的规定理由进行说明。这里，％表示质量％。

C：0.3～0.6％

C对于获取钢的强度是重要的元素。特别是对于降低高频淬火前的组织的铁素体分率、提高高频淬火时的硬化能力、加大硬化层深度是必要的元素。

在C低于0.3％时，铁素体分率高、高频淬火时的硬化不足，因此将下限规定为0.3％。优选的下限为0.36％。

另一方面，如果C过多，则钢部件制作时的切削性及锻造性显著下降，而且高频淬火时发生淬裂的可能性增大，因此将上限规定为0.6％。优选的上限为0.53％。

Si：0.02～2.0％

Si是具有提高淬火层的软化阻力、提高表面疲劳强度的效果的元素。为得到其效果，需要添加0.02％以上。优选添加0.1％以上、更优选添加0.25％以上。

可是，如果超过2.0％，则锻造时的脱碳变得显著，因此将2.0％作为上限。优选的上限为1.44％。

Mn：1.5～3.0％

Mn对于通过提高淬火性和增大软化阻力来提高表面疲劳强度是有效的元素。再有，Mn以MnS固定钢中的S，是具有对S在钢材表面浓化而阻碍N的侵入的作用进行抑制、且促进通过氮化或软氮化处理形成厚的化合物层的效果的元素。

为了以MnS固定S使其无害化，需要满足Mn／S≥70地添加Mn。

此外，Mn是具有使高频淬火前的组织的铁素体分率降低、提高高频淬火时的硬化能力的效果的元素。为得到添加效果，需要添加1.5％以上。优选为1.55％以上、更优选为1.6％以上。

可是，如果Mn超过3.0％，则钢材制造时变得过硬，棒钢切断性等出现障碍，再有，Mn在制钢时的凝固阶段向树枝状晶体的树间偏析，有时因使钢材局部硬化而变脆，因此将3.0％作为上限。优选的上限为2.59％、更优选的上限为2.29％。

S：0.0001～0.025％

S具有提高切削性的效果，另一方面，其在钢材表面浓化，是起在软氮化时妨碍N向钢材中侵入的作用的软氮化阻害元素。

如果S超过0.025％，则阻碍软氮化的作用变得显著，而且锻造性也显著劣化，因此即使为了提高切削性而添加，也应限于0.025％以下。优选为0.019％以下、更优选为0.009％以下。下限为工业界限的0.0001％。

为了以MnS固定钢中的S使其无害化，规定为30000≥Mn／S≥70是必要的。

Mn／S：70～30000

如上所述，为了防止S向钢材表面浓化，必须通过相对于S添加一定比以上的Mn，以MnS固定S，来谋求S的无害化。

如果Mn与S的添加量的比即Mn／S低于70，则S在钢材表面浓化，妨碍氮化或软氮化时的化合物层的形成，因此将Mn／S规定为70以上。如果Mn／S在70以上，则添加效果显著。

由于设定了Mn的上限及S的下限，因此不需要特别设定Mn／S的上限，但在Mn／S≈30000时，Mn的添加效果饱和，因此将上限规定为30000。

图3是表示通过对钢材按后述的条件实施软氮化处理得到的Mn／S与化合物层的厚度（μm）的关系的图示。由图3得知：如果将Mn／S规定为70以上，在实施软氮化处理时，能得到厚度为10μm以上的化合物层。

W：0.0025～0.5％

W是与N的亲和性好，具有提高淬火性、且促进高频加热时的N的扩散、提高表面疲劳强度的作用的元素。此外，W是具有使高频淬火前的组织的铁素体分率降低、提高高频淬火时的硬化能力的作用的元素。

再有，W是在钢中难以偏析、具有均匀提高钢的淬火性、弥补Mn偏析造成的淬火性降低的作用的元素。为得到W的添加效果需要添加0.0025％以上。优选为0.01％以上、更优选为0.05％以上。

但是，如果W超过0.5％，则切削性恶化，而且添加效果饱和，有损经济性，因而将0.5％作为上限。优选的上限为0.40％、更优选为0.25％。

Al：0.001～0.5％

Al是作为Al氮化物在钢中析出分散，从而在高频淬火时对于奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用，而且具有提高淬火性、增大硬化层深度的作用的元素。此外，Al对于提高切削性也是有效的元素。

为得到添加效果，需要添加0.001％以上。优选为0.005％以上、更优选为0.010％以上。

可是，如果添加超过0.5％，则因析出物粗大化而使钢脆化，因此将上限规定为0.5％。优选的上限为0.31％、更优选为0.14％。

N：0.003～0.02％

N是形成各种氮化物、在高频淬火时对于奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用的元素。为得到添加效果，需要添加0.003％以上。优选为0.005％以上。

可是，如果添加超过0.02％，则锻造性恶化，因此将0.02％作为上限。优选的上限为0.01％。

P：0.0001～0.03％

P是在晶界处偏析、具有使韧性降低的的作用的元素。因此，需要尽量减少，将其限制在0.03％以下。优选限制在0.01％以下。下限为工业界限的0.0001％。

O：0.0001～0.0050％

O以Al₂O₃及SiO₂等氧化物系夹杂物存在于钢中，但如果O多，则该氧化物大型化，以此为起点导致动力传递部件的破损，因此需要将其限制在0.0050％以下。

由于越少越好，因此希望在0.0020％以下，另外，在指向高寿命时，希望在0.0015％以下。下限为工业界限的0.0001％。

接着，对本发明的选择元素的成分组成进行说明。

［提高表面压力疲劳强度的元素］

Cr：0.01～2.0％

Cr是具有提高钢的氮化特性、同时提高淬火层的软化阻力、改善表面压力疲劳强度的效果的元素。为得到添加效果需要添加0.01％以上。优选为0.1％以上、更优选为0.52％以上。

但是，如果添加超过2.0％则切削性恶化，因此将2.0％作为上限。优选的上限为1.74％、更优选的上限为1.30％。

Mo：0.01～1.0％

Mo是具有提高淬火层的软化阻力而提高表面压力疲劳强度的效果、并具有使淬火层强靭化而提高弯曲疲劳强度的效果的元素。为得到添加效果需要添加0.01％以上。优选为0.05％以上、更优选为0.12％以上。

但是，即使添加超过1.0％，添加效果也饱和，并损害经济性，因此将1.0％作为上限。优选的上限为0.80％、更优选的上限为0.69％。

V：0.01～1.0％

V是作为氮化物在钢中析出分散，从而在高频淬火处理时对于奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用的元素。为得到添加效果，需要添加0.01％以上。优选为0.10％以上、更优选为0.25％以上。

可是，即使添加超过1.0％，其添加效果也饱和，而且损害经济性，因此将上限规定为1.0％、优选的上限为0.80％、更优选的上限为0.68％。

在本发明中，为了提高表面压力疲劳强度，添加Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、及V：0.01～1.0％中的1种或2种以上。

［提高淬火性的元素］

B：0.0005～0.005％

B是有助于提高淬火性的元素。为得到添加效果，需要添加0.0005％以上。优选为0.001％以上。但是，即使添加超过0.0050％，其添加效果也饱和，因此将0.005％作为上限。优选的上限为0.003％。

［钢材强化元素］

Nb：0.005～0.3％

Nb是作为氮化物在钢中析出分散，从而在高频淬火时对于奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用的元素。为得到添加效果，需要添加0.005％以上。优选为0.01％以上、更优选为0.04％以上。

可是，即使添加超过0.3％，其添加效果也饱和，而且损害经济性，因此将上限规定为0.3％。优选的上限为0.2％、更优选的上限为0.16％。

Ti：0.005～0.2％

Ti是作为氮化物在钢中析出分散，从而在高频淬火处理时对奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用的元素。为得到添加效果，需要添加0.005％以上。优选为0.02％以上、更优选为0.05％以上。

可是，如果添加超过0.2％，则因析出物粗大化而使钢脆化，因此将上限规定为0.2％。优选的上限为0.15％、更优选的上限为0.11％。

Ni：0.05～2.0％

Ni是进一步提高韧性的元素。为得到添加效果，需要添加0.05％以上。优选为0.10％以上、更优选为0.21％以上。

可是，如果添加超过2.0％，则切削性恶化，因此将2.0％作为上限。优选的上限为1.5％、更优选的上限为0.96％。

Cu：0.01～2.0％

Cu使铁素体强化，对于淬火性的提高及耐蚀性的提高是有效的元素。为得到添加效果，需要添加0.01％以上。优选为0.09％以上、更优选为0.14％以上。

可是，即使添加超过2.0％，其机械性质的提高效果也饱和，因此将2.0％作为上限。优选的上限为1.5％、更优选的上限为0.95％。再有，Cu尤其使热轧性下降，容易成为轧制时的形成瑕疵的原因，因此优选与Ni同时添加。

在本发明中，为使钢材强化，添加Nb：0.005～0.3％、Ti：0.005～0.2％、Ni：0.05～2.0％、及Cu：0.01～2.0％中的1种或2种以上。

［提高弯曲强度的元素］

在对于钢部件要求提高弯曲疲劳强度的情况下，将Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、及Te：0.0005～0.1％中的1种或2种以上添加到钢材中。

上述元素是抑制成为齿轮的弯曲疲劳破坏、或轴部件的花键的底部的疲劳破坏的原因的MnS的延伸来进一步提高弯曲疲劳强度的元素。

为得到添加效果，需要添加Ca：0.0005％以上、Mg：0.0005％以上、Zr：0.0005％以上、Te：0.0005％以上。优选为Ca：0.0010％以上、Mg：0.0010％以上、Zr：0.0010％以上、Te：0.0010％以上。

可是，即使Ca：超过0.01％、Mg：超过0.01％、Zr：超过0.05％、Te：超过0.1％，它们的添加效果也饱和，而且损害经济性，因此将Ca：0.01％、Mg：0.01％、Zr：0.05％、Te：0.1％作为上限。优选的上限为Ca：0.005％、Mg：0.005％、Zr：0.005％、Te：0.07％。

也就是说，为得到抑制MnS延伸的效果，添加Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、及Te：0.0005～0.1％中的1种或2种以上。

此外，在本发明中，除了上述元素以外，能够在不损害本发明的效果的范围内含有Pb、Bi、Sn、Zn、REM、Sb。

接着，对钢部件表层的氮化层的厚度和硬度进行说明。

本发明的钢部件的特征在于，是在对由本发明钢加工而成的部件实施了氮化或软氮化处理后实施了高频淬火的钢部件，从表面直到深度为0.4mm以上的表层是氮化层，且从表面直到深度为0.2mm为止的氮化层的硬度在300℃下进行了回火时以维氏硬度计为650以上。

如果氮化层的厚度低于0.4mm，则具有充分的硬度的表层的厚度变薄，在发生以表面为起点的破坏之前，发生内部破坏即散裂，为低寿命，因此将从表面直到深度为0.4mm以上的表层规定为氮化层。

表面疲劳破坏是在高温化（300℃左右）的工作面产生的以表面为起点的破坏，因此维持高温强度、也就是说增大回火软化阻力对于表面疲劳强度的提高是有效的。

在从表面到深度为0.2mm的氮化层中，如果在300℃下进行了回火时的维氏硬度低于650，则氮化层不能耐受高的表面压力，因此在从表面到深度为0.2mm为止的氮化层中，将在300℃下进行了回火时的维氏硬度规定为650以上。

在实际的钢部件中，能够通过如下的各项分布来判别是在实施了软氮化处理后实施了高频淬火的钢部件，即（a）从钢部件采取微量样品，在用硝酸乙醇（nital）腐蚀液腐蚀后，用光学显微镜观察到的组织分布、（b）从表面朝芯部测定的硬度分布、及（c）采用EPMA测定的从表面到芯部的N浓度分布。

为了形成N浓度高的氮化层、得到高的表面疲劳强度，需要在钢表面形成在高频热处理时通过分解来供给N的化合物层（主要由Fe₃N、Fe₄N等铁氮化物构成的层）。因此，氮化处理或软氮化处理是必要的、重要的处理。

为了在钢中使足够量的N扩散、在钢的表层加深地形成硬且回火软化阻力高的氮化层，需要将氮化或软氮化处理后的化合物层的厚度规定为10μm以上。

如果在超过600℃的高温下实施软氮化处理，则化合物层较薄，而且化合物层中的N浓度降低，因此将软氮化温度规定为低于600℃。如果软氮化温度为低温，则能够防止钢材的热处理变形及晶界氧化等，因此从此点出发，也将软氮化温度规定为低于600℃。

为了形成厚的化合物层，软氮化处理温度优选为500℃以上。关于氮化层的深度，由于即使长时间实施软氮化处理也呈饱和状态，因此软氮化处理时间优选1～3小时。

关于软氮化处理后的冷却，可以采用空冷、N₂气体冷却、油冷等方法进行。作为软氮化处理，可以采用气体软氮化处理、或盐浴软氮化处理。

作为向钢材表面供给氮、在钢材表层形成10μm以上的化合物层的方法，不仅能够采用软氮化处理，也能够采用氮化处理。这里所说的氮化处理，不是像软氮化处理那样在NH₃和CO₂（根据情况也可以是N₂）的混合气氛下进行处理的方法，而是作为只用NH₃进行长时间处理的表面硬化方法的在工业上有区别的方法。

将通过软氮化处理形成于钢材表面的化合物层分解，并且使N向钢中扩散，从而使N浓度高的氮化层较深地形成于从表面到深度为0.4mm以上的位置，并且在从表面到深度为0.2mm为止的氮化层中得到在300℃下进行了回火时的维氏硬度为650以上的高硬度，需要在软氮化处理后利用高频加热对奥氏体区进行加热，实施淬火。

在设定高频淬火时的加热条件时必须考虑到化合物层的分解。需要将加热温度规定在奥氏体化温度以上、且低于900℃，将保持时间规定为0.05～5秒。

这里，图4中示出高频淬火后从表面到0.2mm的位置中的N浓度与在300℃下进行了回火时的维氏硬度的关系。从图4得知：为了使维氏硬度在650以上，需要将上述N浓度规定在0.35％以上。

如果加热温度为900℃以上，则N不必要地扩散到内部，表面疲劳强度的提高所需要的、从表面到0.2mm为止的氮化层中的N浓度低于0.35％。

其结果是，在300℃下进行了回火时的维氏硬度低于650，而且因氧化层的增大而使得机械性质劣化。如果加热温度低于奥氏体化温度，则不产生马氏体相变，也就不能得到高的表面硬度。

如果保持时间低于0.05秒，则化合物层的分解及生成的N的扩散不充分，另一方面，如果超过5秒，则N不必要地扩散到内部，对于表面疲劳强度的提高所需的、从表面到0.2mm为止的氮化层中的N浓度低于0.35％。

其结果是，在300℃下进行了回火时的维氏硬度低于650。

关于高频的频率，如果是小型的钢部件为400kHz左右，如果是大型的钢部件为5kHz左右，以此为基准。

关于淬火中所用的冷却剂，优选水、聚合物淬火材等水系的、冷却能力大的冷却剂。高频淬火后，通常，优选根据渗碳淬火件，在150℃左右实施低温回火，以确保钢部件的韧性。

接着，对钢部件的表层组织进行说明。

本发明的钢部件的特征在于，其是在实施了软氮化处理后又实施了高频淬火的钢部件，在从表面到深度为5μm以上的表层中，当量圆直径为0.1～1μm的空孔存在10000个／mm²以上。

对于以滚动造成的表面疲劳为原因而破坏的齿轮这样的钢部材，工作面的润滑是重要的。如果润滑不充分，则因钢材相互间接触而发生烧结或粘着，使得表面疲劳强度降低。

为了形成润滑性良好的润滑膜，以连续地在工作面形成润滑剂油膜的方式设置油槽是有效的。在本发明中，其特征在于：在钢材表层，通过软氮化处理形成以Fe₃N、Fe₄N等铁氮化物为主体的化合物层，然后，通过高频加热进行奥氏体化，并实施淬火处理，从而形成氮化层。

通过化合物层的分解生成氮化层，但此时化合物层中的N向内部扩散，形成氮化层，同时原化合物层成为分散有许多空孔的硬质的多孔质层。该空孔具有作为油槽的功能，因而润滑效果提高，使得耐磨损性及耐久性进一步提高。这是本发明者们经过深入研究而发现的见解。

本发明者们经过深入研究，结果发现，如果当量圆直径为0.1～1μm的空孔在从表面到5μm以上的深度的氮化层中存在10000个／mm²以上，则能有效地作为油槽发挥功能。

为了使空孔的尺寸及分布在所要求的范围内，需要适当地控制软氮化条件及高频加热条件。由于在通过软氮化处理生成的化合物层中也存在一些空孔，因此也表现出油槽效果，但该化合物层非常脆，不能耐受大的加重，因而不能得到高的表面疲劳强度。

如果空孔粗大，则表面光洁度劣化，成为点蚀等表面疲劳的起点，阻碍表面疲劳强度，因此将空孔的尺寸以当量圆直径计限制在1μm以下。另一方面，如果空孔过小，则空孔不能作为油槽良好地发挥功能，因此空孔的尺寸以当量圆直径计需要在0.1μm以上。

如果空孔数过少，则空孔不能作为油槽有效地发挥功能，因此在从表面到5μm以上的深度的氮化层中需要存在10000个／mm²以上。

齿轮的齿面等滑动构件在正常运转中，达到寿命为止需要磨损5μm以上，因此从表面到5μm以上的深度中，空孔需要存在10000个／mm²以上。空孔的尺寸和密度依赖于软氮化条件及高频加热条件。

为了将氮化层形成有效的多孔质层，必须按能够得到高的表面疲劳强度的软氮化条件、及高频淬火条件进行热处理。优选在580℃以上且低于600℃的温度下进行软氮化处理，然后优选在880℃以上且低于900℃的温度下将高频加热进行1秒以上且4秒以下。

关于钢构件的组织，需要形成表层为马氏体、芯部为铁素体-珠光体组织的状态。如果只对表层进行淬火，使其产生马氏体相变，对表层附加压缩残留应力，则表面疲劳强度提高。如果到芯部都发生马氏体相变，则因表层的压缩残留应力减少，而使得表面疲劳强度降低。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为确认本发明的实施可能性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。本发明可在不脱离本发明的要旨、实现本发明目的的范围内，采用多种条件进行实施。

（实施例）

对表1及表2（续表1）中示出化学组成的各种钢材进行锻造，在实施了退火后，通过机械加工，制作滚柱点蚀疲劳试验所用的试验片、即、制作(a)具有直径为26mm、宽为28mm的圆筒部的小滚柱试验片、(b)具有直径为130mm、宽为18mm的圆筒部的大滚柱试验片。

再有，制作在调查回火的软化阻力的硬度试验中所用的直径为26mm、长度为100mm的试验片。

对小滚柱试验片及大滚柱试验片实施软氮化处理（在N₂（0.45Nm³／h）＋NH₃（0.5Nm³／h）＋CO₂（0.05Nm³／h）的气氛中，在规定温度下氮化2小时，在N₂气体中冷却），接着，实施高频淬火（频率为100kHz）。

作为高频淬火时的冷却剂，采用自来水或聚合物淬火剂。然后，在150℃下实施60分钟的回火处理，用于疲劳试验。

采用作为试验片的大滚柱和小滚柱，进行标准的表面疲劳试验即滚柱点蚀疲劳试验。关于滚柱点蚀疲劳试验，利用多种赫兹应力（表面压力）将大滚柱向小滚柱推压，使接触部处的两试验片的旋转方向相同，将滑动率规定为－40％（在接触部，大滚柱的周速比小滚柱试验片的周速大40％），按此条件进行试验。

将供给于上述接触部的齿轮油的油温规定为90℃。通常将试验截止次数规定为表示钢的疲劳极限的1000万次（10⁷次），将小滚柱中未发生点蚀、达到1000万次的旋转数的最大赫兹应力作为小滚柱的疲劳极限。

关于点蚀发生的检测，用试验机上附带的振动计进行检测，在振动检测后，停止两滚柱的旋转，确认点蚀的发生和旋转次数。

关于硬度测定试验片，按与小滚柱试验片及大滚柱试验片的情况相同的条件实施软氮化处理和高频淬火。然后，在300℃下实施60分钟的回火处理并切断，在切断面用维氏硬度计对从表面到芯部的硬度分布进行测定。再有，淬火后的表层组织为马氏体、没有被淬火的芯部仍为铁素体-珠光体组织。

此外，采用EPMA对从表面到0.2mm的位置的N浓度进行了测定。

关于当量圆直径为0.1～1μm的空孔的密度，是在与小滚柱试验片及大滚柱试验片的情况相同的条件下通过在与轧制方向呈直角的面将实施了软氮化处理和高频淬火的试验片切断，然后埋入树脂中进行镜面研磨而制作表层组织，将该表层组织利用画像处理进行定量化而求出的。

关于测定，以3000倍的倍率、以50μm²为1个视野、对40个以上视野进行测定，将测定值换算成每1mm²的空孔数，算出密度。

试验结果列于表3及表4（续表3）中。

如表3及表4所示，实施例1～31的发明例中，滚柱点蚀疲劳试验中的寿命都在1000万次（10⁷次）以上，具有优良的表面疲劳强度（高的疲劳试验寿命），相对于实施例32～53的比较例，结果良好。

在采用适量添加有Mn和W的钢材的实施例1、2、及4～10的发明例中，(a)通过低于600℃的软氮化处理，形成厚度为10μm以上的化合物层，(b)在低于奥氏体化温度900℃的温度下，通过0.08～4.9秒的高频加热后的淬火，形成厚度为0.4mm以上的氮化层，(c)通过高的N浓度，在从表面到0.2mm的位置，可以得到300℃回火时的维氏硬度为650以上。

其结果是，在实施例1、2、及4～10的发明例中，得到了优良的表面疲劳强度。

在采用添加有任意添加元素的钢材的实施例11、13～19、及21～25的发明例中，滚柱点蚀疲劳试验中的寿命都在1000万次以上，得到了良好的表面疲劳强度。

再有，在实施例3、12、20、及26～31（空孔密度为10000个／mm²以上）的发明例中，滚柱点蚀疲劳试验中的寿命也都在1000万次以上，得到了良好的表面疲劳强度。

相对于此，对于化学成分不符本发明规定的范围的钢种，在实施了软氮化处理后又实施了高频淬火的实施例32～38的比较例中，疲劳试验寿命都未达到1000万次。

特别是在实施例33、34、及38的比较例中，因Mn／S低而不能防止S的表面浓化，其结果是，通过软氮化处理生成的化合物层的厚度减薄，高频淬火后的钢部件的氮化层的厚度小到低于0.4mm，从表面到深度为0.2mm为止处的N浓度低，300℃回火时的维氏硬度也显示出低于650的低值。

在化学成分在本发明规定的范围内、但高频加热条件不符本发明的条件的实施例39～42的比较例中，尽管均通过软氮化处理生成了充分厚的化合物层，但由于高频加热条件不充分，而使得疲劳试验寿命没有达到1000万次。

例如，在实施例39的比较例中，高频加热温度过高，N不必要地扩散到内部，尽管氮化层的厚度为0.65mm，在本发明的范围内，但是钢部件的从表面到深度为0.2mm为止的N浓度低到0.20％，300℃回火维氏硬度也为575，没有达到650，而且在表层生成氧化层，疲劳寿命短。

此外，在实施例41的比较例中，高频加热时间过长，N不必要地扩散到内部，尽管氮化层的厚度为0.70mm，在本发明的范围内，但是钢部件的从表面到深度为0.2mm为止的N浓度低到0.27％，300℃回火维氏硬度低到471，疲劳寿命短。

在软氮化处理条件不符本发明的条件的实施例43～44的比较例中，由于化合物层的厚度均较薄，从而使得钢部件的氮化层的厚度减薄，疲劳寿命没有达到1000万次。

例如，在实施例44的比较例中，化学成分在本发明规定的范围内，尽管从表面到深度为0.2mm为止的N浓度高达0.36％，在300℃下进行了回火时的维氏硬度也显示出651的高值，但由于软氮化温度过低，而使得化合物层的厚度减薄，钢部件的氮化层的厚度也薄到0.25mm，疲劳寿命短。

在化学成分和软氮化处理条件不符本发明的范围的实施例45的比较例中，因Mn／S小、软氮化温度过高，化合物层的厚度减薄，再有因未添加W而使得钢部件的氮化层的厚度减薄到0.15mm，从表面到深度为0.2mm为止的N浓度低到0.06％，在300℃下进行了回火时的维氏硬度也为388，未达到650，疲劳寿命短。

在化学成分和高频加热条件不符本发明的范围的实施例46～51的比较例中，由于化合物层的厚度均较薄，从而使得钢部件的氮化层的厚度减薄，从表面到深度为0.2mm为止的300℃回火硬度低，疲劳寿命没有达到1000万次。

例如，在实施例48的比较例中，因Mn／S小而使得化合物层的厚度减薄，此外，因未添加W、高频加热温度高，而使得钢部件的氮化层的厚度小到0.12mm，从表面到深度为0.2mm为止的N浓度为0.18％，300℃回火硬度低到580，疲劳寿命短。

在化学成分不符合本发明规定的范围、而且软氮化处理条件和高频加热条件不符本发明的范围的实施例52～53的比较例中，因化合物层的厚度薄，而使得钢部件的氮化层的厚度减薄，从表面到深度为0.2mm为止的300℃回火硬度低，疲劳寿命也没有达到1000万次。

例如，在实施例53的比较例中，Mn／S在70以上，但由于软氮化温度高，因此化合物层的厚度薄，此外，因未添加W、高频加热温度高，而使得钢部件的氮化层的厚度薄到0.30mm，从表面到深度为0.2mm为止的N浓度为0.08％，300℃回火硬度低到535，疲劳寿命非常短。

从以上的结果得知：在通过(a)添加了适当量的Mn、W、及(b)进行了适当的条件下的软氮化处理和其后的高频淬火而得到了适当的氮化层厚度和硬度的发明例中，得到了优良的表面疲劳强度。

根据本发明，能够提供可在汽车等的动力传递部件中应用的表面硬化用结构用钢，而且能够提供具有高的表面压力疲劳强度的钢部件、特别是齿轮、无级变速机、等速联轴器、轮毂等机械结构钢部件。其结果是，本发明非常有助于汽车的高输出化及低成本化等，因此产业上的利用可能性大。

Claims (3)

1.一种在氮化处理后实施高频淬火而使用的机械结构用钢，其特征在于，

以质量%计含有：

C：0.3～0.6%、

Si：0.02～2.0%、

Mn：1.55～3.0%、

W：0.0025～0.5%、

Al：0.001～0.5%、

N：0.003～0.02%、

S：0.0001～0.025%、

P：0.0001～0.03%、及

O：0.0001～0.005%，

Mn／S为70以上且30000以下，

余量实质上为铁及不可避免的杂质。

2.一种在氮化处理后实施高频淬火而使用的机械结构用钢，其特征在于，

以质量%计含有：

C：0.3～0.6%、

Si：0.02～2.0%、

Mn：1.55～3.0%、

W：0.0025～0.5%、

Al：0.001～0.5%、

N：0.003～0.02%、

S：0.0001～0.025%、

P：0.0001～0.03%、及

O：0.0001～0.005%，

进而，以质量%计还含有以下元素中的1种或2种以上：

Cr：0.01～2.0%、

Mo：0.01～1.0%、

V：0.01～1.0%、

B：0.0005～0.005%、

Nb：0.005～0.3%、

Ti：0.005～0.2%、

Ni：0.05～2.0%、

Cu：0.01～2.0%、

Ca：0.0005～0.01%、

Mg：0.0005～0.01%、

Zr：0.0005～0.05%、及

Te：0.0005～0.1%，

Mn／S为70以上且30000以下，

余量实质上为铁及不可避免的杂质。

3.根据权利要求1或2所述的在氮化处理后实施高频淬火而使用的机械结构用钢，其特征在于，所述氮化处理是软氮化处理。