软氮化用非调质钢的制作方法

专利名称：软氮化用非调质钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种软氮化用非调质钢。详细地说，是涉及作为汽车、工业机械及建筑机械等的曲轴和连杆等的机械部件的原材的软氮化用非调质钢。
背景技术：
以前，汽车、工业机械及建筑机械等的曲轴和连杆等的机械部件，在以热锻等的方法热加工后再实施调质处理(淬火、回火、常化(正火)、退火)而制造。通过调质处理而使组织均均化和细微化。调质处理后，主要是以提高疲劳强度为目的，而实施软氮化处理。
由于实施软氮化处理而有应变发生。因为此应变破坏构件的尺寸精度，所以多在实施软氮化处理后进行弯曲矫正。因此，在软氮化处理后的部件中，要求高疲劳强度的同时还要有优异的弯曲矫正性。
所谓上述的“优异的弯曲矫正性”，意思是达到很大的弯曲位移量时，在部件的表面没有裂缝，以及在实施弯曲矫正后的疲劳强度的降低，比实施弯曲矫正前要小。
在机械构件的制造中，为了削减制造成本和节能，而期望省略调质处理，近年来，此需求特别强烈。
但是，若省略调质处理，则容易残存有热加工时生成的不均匀的组织，在热加工开始前的坯料的加热中成长的粗大化的结晶粒，以此状态残存于制品中，使制品的机械性质降低。因此，通常在热加工后实施正火处理，以解决这一问题。在热加工后不进行正火处理时，结晶粒粗大化，热变形组织部分地残留而成为不均匀的组织。因此，在省略正火处理的材料中，实施软氮化处理也无法获得理想的疲劳强度。
还有，如上所述，在软氮化处理后的构件中需要弯曲矫正性优异，但是在省略调质处理时，由于上述的粗大结晶粒组织及/或不均匀组织的原因，软氮化处理后的构件的弯曲矫正性大多显著劣化。
因此，在以削减成本和节能为目的而省略调质处理时，期待具有高疲劳强度和优异弯曲矫正性的部件，以及能够得到如此的部件的软氮化用非调制钢的开发。
以下，选取作为调质处理之中的代表例的“正火”加以说明。在省略正火处理时，在氮化处理后也能够获得具有高疲劳强度和优异的“弯曲矫正性”的构件的软氮化非调质钢的方法中，至今为止也有几个提案。其大致被区分为下述的两类。
(1)通过将钢的细微组织与调质钢同样保持为铁素体和珠光体，以此状态尽可能避免热锻中的组织的粗大化的方法(例如，参照专利文献1、专利文献2、专利文献3及专利文献4。)(2)使钢的细微组织形成贝氏体的方法(例如，参照专利文献5、专利文献6、专利文献7、专利文献8及专利文献9)专利文献1特开平9-291339号公报专利文献2特开平9-324258号公报专利文献3特开平9-324241号公报专利文献4特开平10-46287号公报专利文献5特开平5-65592号公报专利文献6特开2000-309846号公报专利文献7特开平7-157842号公报专利文献8特开平8-176733号公报专利文献9特开2000-160287号公报在上述的专利文献1中，示出了“一种氮化钢，其特征在于，合金元素的含量，以质量％计，含有C0.15～0.40％；Si≤0.50％；Mn0.20～1.50％；Cr0.05～0.50％；剩余部为铁及不可避免的杂质，热加工后的组织实质上是铁素体·珠光体组织，铁素体面积率为30％以上，铁素体粒度编号为5号以上的粒度，且珠光体的平均尺寸为50μm以下”。该钢被记载为，省略正火处理，氮化处理后的疲劳强度及弯曲矫正性也优异。
在专利文献2中，示出了“一种对钢做氮化处理而成的氮化处理部件，其中，所述钢，作为合金成分以质量％计，含有C0.15～0.40％；Si0.50％以下；Mn0.20～1.50％；Cr0.05～0.50％；剩余部由Fe及不可避免的杂质组成，且所述钢仅通过热加工，具有由铁素体和珠光体组成的混合组织，所述铁素体的结晶粒的平均尺寸为50μm以下，所述珠光体的结晶粒的平均尺寸为50μm以下，通过所述氮化处理平均硬化深度为0.3mm以上，且所述硬化深度的变动在0.1mm以内”。而后记载为，此构件省略热锻后的正火处理而被氮化处理，疲劳强度及弯曲矫正性也优异。
在专利文献3中，示出了“一种软氮化用钢材，其特征在于，以重量％计，含有C0.20～0.60％；Si0.05～1.0％；Mn0.3～1.0％；P0.05％以下；S0.005～0.10％；Cr0.3％以下；Al0.08％以下；Ti0.03％以下；N0.008～0.020％；Ca0.005％以下；Pb0.30％以下；Cu0.30％以下；Ni0.30％以下；Mo0.30％以下；V0.20％以下；Nb0.05％以下；且满足221C(％)+99.5Mn(％)+52.5Cr(％)-304Ti(％)+577N(％)+25≥150，剩余部为Fe及不可避免的杂质，组织由铁素体及珠光体组成，该铁素体分率为10％以上”等。
在此专利文献3中记载为，将疲劳强度作为含有元素的回归式而表现，其因子为特定的大小以上，并且，如果组织由铁素体及珠光体组成，此铁素体分率为10％以上，则省略正火处理也可以获得疲劳强度及弯曲矫正性优异的氮化处理部件。
在专利文献4中，示出了“一种氮化用钢，其特征在于，以重量％计，含有C0.30～0.43％；Si0.05～0.40％；Mn0.20～0.60％；P0.08％以下；S0.10％以下；sol.Al0.010％以下；Ti0.013％以下；Ca0.0030％以下；Pb0.20％以下和N0.010～0.030％，剩余部由Fe及不可避免的杂质组成，杂质中的Cr为0.10％以下，V为0.01％以下”等。
在此专利文献4中记载为，省略正火处理而实施氮化处理，由于在氮化层中的硬度梯度平缓，从而得到疲劳强度及弯曲矫正性优异的制品。
在专利文献5中，示出了“一种高疲劳强度结构用钢，其特征在于，含有C0.10～0.35％；Si0.05～0.35％；Mn0.6～1.50％；P0.01％以下；S0.015％以下；Cr1.1～2.0％；Mo0.5～1.0％；V0.03～0.13％；B0.0005～0.0030％；Ti0.01～0.04％；Al0.01％～0.04％；剩余部Fe及不可避免的杂质”等。
在该专利文献中，Cr对于淬火性及氮化硬化性提高有效，V对于细微化析出的碳化物以提高疲劳强度有效。在此，基于Cr的氮化硬化性，是因为通过Cr的氮化物的析出，这里的疲劳强度的提高根据的是利用Cr及V的析出强化。但是，在专利文献5中，对于制造的钢材再一次加热冷却形成贝氏体组织，该钢包含于调质钢的范畴。
在专利文献6中，示出了“一种软氮化用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.1～低于0.3％；Si0.01～1.0％；Mn1.5～3.0％；Cr0.01～0.5％；Mo0.1～1.0％；酸可溶Al0.01％～0.045％；N0.005～0.025％，剩余部由Fe及不可避免的杂质组成”等。
在此专利文献6中，具有从热加工温度通过空冷得到的贝氏体组织的钢，强韧性优异，并且在实施软氮化处理后具有优异的弯曲矫正性。在此，为了让贝氏体的硬度变得过硬而不损害机械加工性，C浓度规定为低于0.3％，为了确保用于使贝氏体生成的钢的淬火性，Mn浓度规定为1.5％以上。还有，添加0.01～0.05％的Cr，通过Cr氮化物的析出强化实现氮化层的硬度增大。即，在专利文献6中，通过贝氏体组织使弯曲矫正性得以改善，是因为贝氏体与铁素体·珠光体组织相比，在同等硬度下韧性高，如上所述，使C浓度低于0.3％，以使贝氏体的硬度不会变得过硬。但是，C浓度低于0.3％，则有可能耐磨损性不足。在曲轴和连杆等的机械构件中，耐磨损性也是非常重要的因素。
在专利文献7中，示出了“一种软氮化用钢，其特征在于，以重量％计，含有C0.05～0.30％；Si1.20％以下；Mn0.60～1.30％；Cr0.70～1.50％；Al0.10％以下；N0.006～0.020％；V0.05～0.20％；Mo0～1.00％；B0～0.0050％；S0～0.060％；Pb0～0.20％；Ca0～0.010％，并且，0.60≤C+0.1Si+0.2Mn+0.25Cr+1.65V≤1.35，或者0.60≤C+0.1Si+0.2Mn+0.25Cr+1.65V+0.55Mo+8B≤1.35，剩余部为Fe及不可避免的杂质，在热轧后或热锻后冷却，不进行热处理，成为芯部硬度为Hv200～300，组织为贝氏体或铁素体分率为低于80％的“铁素体+贝氏体”的混合组织”。
在此专利文献7的发明中，也采用了如下思想，即与上述的专利文献5同样，利用基于Cr及V的析出强化实现疲劳强度的提高。但是，与上述专利文献6同样，由于将C浓度规定为低于0.3％，从而无法回避在耐磨损性方面的问题。
在专利文献8中，示出了“一种软氮化用钢，其特征在于，以重量％计，含有C0.15～0.40％；Si1.20％以下；Mn0.60～1.80％；Cr0.20～2.00％；Al0.02～0.10％；N0.006～0.020％；V0.05～0.20％，剩余部为Fe及不可避免的杂质，且满足如下条件，即0.60≤C+0.1Si+0.2Mn+0.25Cr+1.65V≤1.35，和0.25Cr+2V≤0.85，使用这种钢，热轧或热锻后冷却，不进行热处理，从而具有芯部硬度为Hv200～300，组织为“铁素体+珠光体”或“贝氏体分率为低于20％的铁素体+珠光体(+贝氏体)”的混合组织，通过对其实施软氮化处理，从而具有高表面硬度和深硬化深度，还有低热处理应变特性”。
此专利文献8的钢，由于C浓度为0.15～0.40％，所以预测其耐磨损性提高。不过，在此钢中，也采用了这一思想，即与上述的专利文献7同样，通过基于Cr及V的析出强化而实现疲劳强度的提高。
在专利文献9中，开示“一种非调质氮化锻造部件，其特征在于，含有C0.15～0.35％；Mn1.00～3.00％；Cr0～0.15％；V0～0.02％；Cu0.50～1.50％；NiCu含量的0.4倍以上；B、N和Ti的含量，以由B sol＝B-(11/14){N-(14/48)Ti}定义的B sol计为0.0010～0.0030％，剩余部由Fe及不可避免的杂质元素组成”。
在专利文献9中认为，“作为氮化用钢以铁素体作为主体组织，或者在这样做困难的情况下，与铁素体+珠光体组织相比，优选马氏体或贝氏体的单相组织”。在此，避开基于Cr及V的析出强化，但是取而代之的是利用基于Cu的析出强化这一思想。还有，为了得到贝氏体的单向组织，Mn浓度一定要在1.0％以上，从而实现贝氏体单相的非调质钢。
如上所述，通过活用贝氏体组织，在软氮化处理后，得到疲劳强度和弯曲矫正性优异的构件的软氮化非高质钢的方法已为公知。然而，由基于添加合金元素的析出强化而提高疲劳强度，在另一方面，其使弯曲矫正性降低。即，使高疲劳强度与优异的弯曲矫正性并存这一课题，至今仍未解决。
还有，为了顺应近年来进一步的部件的高强度化的要求，而寻求具有在此之上的高疲劳强度，而且弯曲矫正性也优异的软氮化处理部件用的非调质钢。但是，在上述现在的“析出强化及组织的贝氏体化”这种技术中，未必能够应对这一要求。

发明内容
本发明的目的在于，提出一种非调质软氮化用钢，这种软氮化用钢，在省略调质处理的状态实施软氮化处理时，也能够得到与对调质钢实施软氮化时具有同等的疲劳强度和弯曲矫正性的部件。
本发明的宗旨在于，下述(1)和(2)的软氮化用非调质钢。
(1)一种软氮化用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.30～0.45％；Si0.1～0.5％；Mn0.6～1.0％；Ti0.005～0.1％以及N0.015～0.030％，剩余部由Fe及不可避免的杂质组成，具有由贝氏体及铁素体组成的混合组织或者由贝氏体、铁素体及珠光体组成的混合组织，该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。
(2)一种软氮化用非调质钢，其特征在于，除上述(1)记载的合金元素之外，还含有从下述的第1元素群任选的1种以上的元素，或/及从第2元素群任选的1种或2种的元素，剩余部由Fe及不可避免的杂质组成，具有由贝氏体及铁素体组成的混合组织或者由贝氏体、铁素体及珠光体组成的混合组织，该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。
第1元素群Nb0.003～0.1％；Mo0.01～1.0％；Cu0.01～1.0％；Ni0.01～1.0％；和B0.001～0.005％第2元素群S0.01～0.1％；和Ca0.001～0.005％本发明者们，为了解决上述的课题而制作各种软氮化用非调质钢，调查了软氮化后的疲劳强度和弯曲矫正性。然后，调查这些与软氮化前的钢的细微组织的关联。并且，对通过软氮化处理而发展出的细微组织也进行了详细研究，调查了软氮化处理后的钢的细微组织对疲劳强度和弯曲矫正性产生的影响。其结果是得到下述的结论。
(a)一种不仅省略了正火处理，还省略了其他调质处理的钢，对其做软氮化处理时，仍兼具优异的疲劳强度和弯曲矫正性，为了制造这种钢，组织的细微化和不过度强化铁素体地的适度的强化的组成是有效的。
(b)不需要利用Cr或/和V的析出强化。这些元素的添加反而有害，优选抑制在制钢工序中的实际的杂质水平。
具体来说，抑制热加工时的结晶粒粗大化，并且通过形成包含贝氏体的混合物实现组织的细微化。然后，利用来自在铁素体的固溶强化、及在软氮化时生成的铁氮化物的析出强化。据此，能够在软氮化处理后的部件中，使之持有优异的疲劳强度和弯曲矫正性。
以下，更详细地说明本发明者们获得的认识。
图1表示贝氏体+铁素体+珠光体的代表性的组织照片。还在，这里所谓“贝氏体”说的是，“一种与有序的(层(lamellar)状的)珠光体不同的组织，且与马氏体与残留奥氏体也不同的铁素体+渗碳体的混合组织”。
图1所示，贝氏体组织，以竹叶状的铁素体(称为贝氏体·铁素体)的分散为特征，该贝氏体组织，因为渗碳体比较随机地分散，所以比粗大的珠光体集群硬度低。并且，因为铁素体/渗碳体界面不像珠光体组织那样规则，所以是裂缝扩展的抵抗比较高的组织。即，贝氏体组织，比细微的珠光体集群的集合体组织粗，但是与粗大的珠光体集群相比强度和韧性的平衡优异。
此外，关于N也在以下变得明晰。即，N是奥氏体稳定化元素，且与Ti结合生成TiN。此TiN在1000℃以上有一定量析出，成为防止奥氏体晶粒的粗大化的锁定(pinning)粒子。因此，通过增多N的含量，能够抑制奥氏体晶粒的粗大化，并成为贝氏体适度混在的贝氏体+铁素体组织，或“贝氏体+铁素体+珠光体”的混合组织。该组织的钢，在以非调质的状态直接实施软氮化时，其疲劳强度，与通过正火处理等的调质处理而实现的细微的铁素体+珠光体组织的钢做软氮化处理时的疲劳强度相匹敌。
此外，不含有Cr和V等的合金元素，而是通过在软氮化处理时使Fe的氮化物生成，以此Fe氮化物提高疲劳强度。
软氮化处理层的表面的化合物层正下，即，在扩散层中的Fe氮化物，通过在软氮化处理时从气氛进入的大量的N而生成，但是如果母材的氮浓度高，则从表面发现在300μm左右的扩散层中容易析出。这里所谓的“扩散层”，是以JIS G0562定义的，除去了软氮化的部件的表面层之内的化合物层，被认定有氮、碳等的扩散的层。
此外，软氮化本发明钢，若将从表面向内部的深度方向的硬度轮廓(profile)，与含有Cr或/及和V的现有钢比较，则可知在最表面附近的硬度比现有钢小，芯部硬度几乎相同，或者反而高出很多。这是基于Fe氮化物的析出强化，比基于Cr或/及V的析出强化要适度，因此，可认为与现有钢相比铁素体的延性降低也能够得到抑制。由此，弯曲矫正性不会降低。
如上所述，通过锁定粒子抑制热加工时的奥氏体晶粒的粗大化，赋予使适度的贝氏体发生这样的淬火性，以及使表面附近的铁素体粒，以不进行过度的强化的程度而析出强化，是省略正火处理等的调质处理，在软氮化处理后用于使高疲劳强度和弯曲矫正性并存的重要的要点。
本发明根据上述的结论而完成。
如果采用本发明的软氮化非调质钢，则省略热锻后的正火处理等调质处理，也能够制造疲劳强度及弯曲矫正性优异的高强度的软氮化钢部件。因此，有助于构件制造成本的大幅度削减。


图1是本发明钢的“贝氏体+铁素体+珠光体”混合组织的代表性的组织照片。
图2是分散有贝氏体·铁素体的旧奥氏体晶粒的SEM照片。
具体实施例方式
以下，说明本发明的各必要条件。还有，各元素的含量的“％”表示“质量％”的意思。
(A)化学组成C0.30～0.45％C是用于获得“贝氏体+铁素体”或“贝氏体+铁素体+珠光体”的混合组织的必须的元素。为了奥氏体的稳定化及材料的耐磨损性的确保，需要0.30％以上的含量。另一方面，若超过0.45％，则淬火性过度上升容易导致有害的马氏体的生成。因此，C含量的适当范围是0.30～0.45％。
Si0.1～0.5％Si作为脱氧剂在制造工序中被添加，不过因为对铁素体的固溶强化也有效而需要0.1％以上的含量。另一方面，若Si含量超过0.5％，则钢的热变形抵抗提高，从而使韧性和加工性劣化。因此，Si含量的适当范围是0.1～0.5％。
Mn0.6～1.0％Mn与Si同样作为脱氧剂在制钢工序中被添加。并且，还是用于得到使奥氏体稳定化的“贝氏体+铁素体”的混合组织，或“贝氏体+铁素体+珠光体”的混合组织的必须的元素。此外，Mn与钢中的S结合成形MnS，还有加工性改善的效果。
在上述的混合组织中，贝氏体分率必须是5％以上。因此，为了确保使此分率的贝氏体成生的淬火性，需要0.6％以上的Mn的含量。另一方面，若Mn的含量超过1.0％，则淬火性过度上升，容易导致有害的马氏体的成生。因此，Mn的含量的适当范围是0.6～1.0％。
Ti0.005～0.1％Ti是使用于抑制热加工时的结晶粒粗大化的锁定粒子形成所必须的元素。作为锁定粒子为Ti的氮化物、氮化物、碳氮化物，为了使充分的分布密度的锁定粒子生成，需要0.005％以上的含量。另一方面，为了不消耗尽形成Fe氮化物从而有助于母材强度的增大的钢中的N，需要Ti的含量抑制在0.1％以下。出于以上的理由，Ti含量的适当范围是0.005～0.1％。更优选的是0.01～0.05％。
N0.015～0.030％N出于如下目的而添加使奥氏体稳定化获得“贝氏体+铁素体”的混合组织、或“贝氏体+铁素体+珠光体”的混合组织；构成用于抑制结晶粒粗大化的锁定粒子；以及构成Fe氮化物有助于析出强化；作为固溶氮有助于固溶强化从而使母材强度增大。这里，若考虑作为锁定粒子所消耗的部分，则需要0.015％以上的含有。另一方面，若N超过0.030％，则在铸锭中有气泡缺陷生成而破坏材质。因此，N的含量的适当范围是0.015～0.030％。更优选的是0.015～0.025％。
本发明的软氮化用非调质钢之一，是除上述的元素之外，剩余部由Fe和杂质组成的钢。
本发明的软氮化用非调质钢的另一种，是除上述的元素之外，还含有从上所述的第1元素群任选的1种以上的元素，或/及从第2元素群任选的1种或2种的元素，剩余部由Fe和杂质组成的钢。
第1群所属的元素，即Nb、Mo、Cu、Ni和B，具有提高本发明钢的强度这一共通的作用效果。各自的作用效果和含量的限定理由如下。
Nb0.003～0.1％Nb是能够利用于为了使用于抑制热加工时的结晶粒粗大化的锁定粒子形成的元素。并且，从结束热加工的冷却中，成为细微的碳氮化物析出，还具有提高母材的强度的效果。为了获得该效果，需要0.003％以上的含量。另一方面，含量超过0.1％，在效果饱和的基础上，在制钢时还形成粗大的溶解残留的碳氮化物，使钢坯的品质劣化。因此，在添加Nb时，优选其含量为0.003～0.1％的。更优选为0.005～0.1％，最优选为0.01～0.05％。
Mo0.01～1.0％Mo提高钢的淬火性从而有助于高强度化，并且对于韧性的提高也是有效的元素。并且，若添加Mo，则易于取得“贝氏体+铁素体”的混合组织，或“贝氏体+铁素体+珠光体”的混合组织。为了获得该效果，需要0.01％以上的含量。另一方面，若Mo的含量超过1.0％，则因为淬火性提高，所以马氏体的生成被促进，使软氮化处理后的弯曲矫正性和韧性劣化。因此，在添加Mo时，优选其含量为0.01～1.0％。更优选含量为0.05～0.6％。
Cu0.01～1.0％，Ni0.01～1.0％在添加Cu时，通过其固溶强化及使奥氏体稳定化而期待贝氏体分率的增大。因此，使Cu含有0.01％以上。
在Cu及Ni中，没有利用碳氮化物形成的析出强化的作用，但是Cu能够在铁素体中时效析出从而有助于析出强化。但是，将一般的软氮化处理的温度(580℃左右)和处理时间(数小时左右)替换为时效处理时，为了引起充分的Cu的析出，需要将Cu的含量设为1.0％以上。然而将用本发明钢做软氮化处理的部件中，在软氮化处理时没有必要特意期待Cu的时效硬化作用。此外，因为Cu的熔点为1085℃很低，所以在制钢工序的凝固过程中作为液相残留的时间长，因此，在钢的晶界偏析而诱发热裂纹。为了消除此弊端，在本发明钢中，Cu含量的上限设为1.0％。还有，在大量添加Cu时，为了防止这些而优远添加Ni。
Ni也与Cu同样，是奥氏体稳定化元素，因为对固溶强化及期望的贝氏体分率的确保有效，所以优选使之含有0.01％以上。另一方面，使之含有超过1.0％的量，因为该效果饱和，只会让材料成本增大，所以其上限设为1.0％。还有，在与Cu并用时，为了确实达到防止所述的热裂纹的效果，优选使Ni含有为Cu的含量的1/2以上。
B0.001～0.005％B可以提高钢的淬火性，促进“贝氏体+铁素体”的混合组织，或“贝氏体+铁素体+珠光体”的混合组织的生成。在0.001％以上的含量下，发现该效果明显。另一方面，若B的含量超过0.005％，则有损钢的韧性。因此，在添加B时，优选其含量为0.001～0.005％。
第2群的元素是S和Ca，它们可以改善本发明钢的加工性。各自的含量的限定理由如下。
S0.01～0.1％，Ca0.0001～0.005％S和Ca均是使钢材的加工性提高的元素。如果添加，则因为加工性更进一步提高，所以根据需要而任意添加1种或2种。然而，若过量添加，则在钢坯内的偏析缺陷发生，使热加工性劣化，所以S含量的范围为0.01～0.1％，Ca含量的范围在0.0001～0.005％为适当。Ca的优选下限为0.001％。
除以上记述的元素以外，在本发明钢中即为杂质，不是有意进行添加。但是，为了不招致在制钢工序中的无谓的成本增长，而对杂质的允许量进行叙述。
因为P在晶界偏析助长晶粒边界脆化裂纹，所以优选为0.05％以下。
Al作为脱氧剂，通过在熔炼时添加。Al作为氧化铝粒子残存于钢中，并且与N结合而形成AlN。氧化铝是硬度高的氧化物系夹杂物，使用于切削加工会缩短工具的寿命。AlN在软氮化时在表面附近析出，促进了表面化合物的成长而使表面层硬度显著提高，使弯曲矫正性劣化。还有，因为AlN在热加工温度固溶，所以无法期待作为锁定粒子的功能，对于结晶粒的细微化几乎没有帮助。因此，Al的含量越低越好。其中，设Al含量的下限为极小，是因为加以脱氧工序中的制约导致成本增大，所以优选不阻碍本发明钢的弯曲矫正性的0.05％以下。
Cr和V均不在本发明钢中添加。这些是杂质，其含量以少为宜。其理由如已阐述过的，是因为Cr和V使氮化物析出而显著提高钢的表面邻近层的硬度，有损弯曲矫正性。若考虑不破坏本发明的效果，以及精炼成本，和根据高炉-转炉法以外的方法的铸片制造法中坯料的纯度，则作为杂质允许Cr达到0.15％，V达到0.02％。并且，更优选Cr为0.1％以下。
(B)组织本发明钢的组织，是贝氏体和铁素体的混合组织，或贝氏体和铁素体及珠光体的混合组织。而且该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。
如上所述，如果利用贝氏体相变，则能够避免马氏体的生成，并且能够得到比粗大的珠光体集群细微的组织。该组织，如图1所示，具有以竹叶状的贝氏体·铁素体的分散的特征。贝氏体·铁素体分散于旧奥氏体晶粒的内部，比从旧奥氏体晶界发展的多边形铁素体小。即，贝氏体为“在珠光体集群内，形状是竹叶状，比较细微的铁素体分散的组织”。但是，分散有贝氏体·铁素体的基材，即，上述的珠光体集群，不是具有呈有序的层状组织的珠光体。
图2是有贝氏体·铁素体分散的旧奥氏体晶粒的SEM像。由该图可知，渗碳体的排列不是呈有序的层状组织，而是确认为散乱于各处。该组织与旧奥氏体晶粒全体珠光体相变的材料相比，强度都要降低，但是，在裂缝扩展抵抗这一点上，比粗大的珠光体集群都优异。其理由如下述。
因为裂缝避开硬的珠光体而扩展，所以容易沿珠光体集群之间的界面，或者珠光体和铁素体的界面传播。铁素体比珠光体软，但是因为富于延性，所以若扩展的裂缝进入铁素体内部，则使铁素体塑性变形，从而消耗其能量。因此，要钝化扩展的裂缝的前端，还有在裂缝的扩展中更多的工作，即，需要有来自外部的负荷，其结果是裂缝的传播抵抗提高，疲劳强度增大。
通过正火处理而得到的细微的“铁素体+珠光体”混合组织之所以优异，是因为由珠光体担负起全体的强度，细微分散的铁素体才能频繁阻止裂缝的扩展。另一方面，在珠光体集群很大时，沿珠光体集群，如脆性的破坏进行那样，裂缝扩展。珠光体集群越大，裂缝的扩展速度越大，大量成长的裂缝，其扩展已经难以由铁素体停止。
如果替换粗大的珠光体集群，而形成有贝氏体组织混合的组织，则在裂缝到达贝氏体组织的部分时，不回避该区域向内部这样扩展过去，但是，分散于内部的贝氏体·铁素体起着妨碍裂缝的扩展的作用。并且，贝氏体·铁素体的尺寸，因为比正火处理时的铁素体和珠光体集群都小，所以对于扩展的裂缝有着更频繁的抵抗，有助于韧性的提高。
如以上所述，通过使贝氏体组织混在，即使结晶粒组织多少有些粗大化，也能够保持高度保持裂缝扩展抵抗。为此，需要以面积率计使贝氏体含有5％以上。这里，将组织全体形成为贝氏体也无妨，但是在贝氏体分率超过90％的组织中，在实际中无法避免马氏体的混在。因为马氏体使弯曲矫正性劣化，使机械加工性劣化，所以其混杂不为优选。因此，将本发明中混合组织中的贝氏体分率设为5～90％。更优选贝氏体分率为10～80％。本发明钢的贝氏体以外的组织，实际上是铁素体或铁素体和珠光体。
(C)本发明钢的制造方法本发明钢的组织，例如，可以通过以下所示的方法而取得。
即，作为热锻的坯料，将铸块分块轧制为钢坯，将连续铸造材分块轧制为钢坯等，或者将这些热轧为棒钢的任何一种都可以，但是要准备具有规定化学成分范围的坯料。这些热锻用坯料的加热温度为1100～1250℃。热锻后的冷却是在大气中的放冷，或者是使用风扇的强制到空冷程度。还有，例如，可以快速冷却到共析相变温度附近，也可以缓慢冷却到700～500℃的范围，热锻后，立即冷却到500～300℃左右，不妨在此温度保持以促进贝氏体相变。冷却速度的调整，在事前预制连续冷却相变图(CCT)曲线图，求得通过贝氏体相变区域的冷却速度范围，可以调整在所求得的冷却速度范围内。
(D)软氮化处理在软氮化处理中，可以采用气体软氮化、盐浴软氮化(扩散渗氮(tufftride)处理)、离子氮化等。任何一种的方法，都能够在制品的表面均匀地形成厚20μm左右的化合物层(氮化物层)、和其正下方的扩散层。
为了通过气体软氮化得到机械构件，例如，可以在以1∶1混合了RX气和氨气的气氛中，以580℃进行1～2小时处理。
实施例以下，通过实施例详细说明本发明。
将表1所示的化学成分的钢180kg以真空熔炼炉进行真空熔炼后，将钢坯加热到1200℃，钢材温度不低于1000℃这样热锻成为直径50mm的圆钢。热锻后的冷却通过在大气中的放冷进行，对由试验编号16及26表示的钢种实施采用鼓风机的强制空冷。从此圆钢采取平面弯曲疲劳试验用的试验片。
试验片是在直径44mm的圆柱状的主体，加工有锥形的颈部(颈部直径为20mm)而成。将此试验片的头部侧固定，在相反侧的端部负载荷重，从而能够对颈部施加规定的应变量的弯曲矫正。并且，对圆钢进行分段式切割，成为圆柱状试料，利用钻孔机进行加工性试验。
表1供试钢的化学组成(wt％)

表中的“--”表示作为通常的成分分析精度以下的值。
Ti＜0.001％、Nb＜0.001％、Mo＜0.01％、Cu＜0.01％、Ni＜0.01％、S＜0.01％、Ca＜0.0005％、B＜0.001％、Cr＜0.05％、V＜0.01％。
贝氏体分率的栏中的符号的意思如下。F铁素体、P珠光体、M马氏体参考例是现行使用的正火处理型钢。
在上述的试料的长度方向，穿深55mm(包含事前作为预钻孔而钻的15mm深度)的不通孔(有底的孔)，最大侧面磨损量达到0.2mm时的加工孔数作为钻孔机的寿命，从而评价切削性。
使用于寿命评价的工具，是直径6.2mm的深孔钻(gun drills)，全长250mm，刃端的材质是JIS B4053的P20种类的超硬合金。以转速7200rpm、送给量0.02mm/rev的条件实施钻孔，润滑是将20倍稀释了的水溶性乳化液(emulsion)以液压4MPa通过内部给油而涂布。还有，预钻孔直径6.3mm，深15mm。
疲劳试验片，在RX气∶氨气＝1∶1的气氛中，以580℃软氮化处理2小时后，在100℃油冷。采用软氮化处理了的疲劳试验片，在室温、大气中进行平面弯曲疲劳试验。在一部分的疲劳试验片中，在试验前施加弯曲矫正继而进行试验。弯曲矫正，是在试验片的颈部贴装应变计，在应变计的读数成为15000×10-6(相当于弯曲矫正应变1.5％)为止的位置悬挂负荷而进行。
微观组织观察用的试样从热锻完成的圆钢中采取，对光学显微镜照片进行图像解析，求得贝氏体分率(面积率)。定义为贝氏体的区域，将竹叶状的贝氏体·铁素体存在的区域以连续封闭的曲线包围，由对于该区域的全视野面积的面积率而算定。
表2综合表示，在各供试钢中，不施加弯曲矫正而进行疲劳试验时的疲劳强度，施加1.5％的弯曲矫正之后疲劳试验时的疲劳强度，以及由切削性试验求得的钻孔工具寿命。
表2供试钢的疲劳强度和切削性的评价结果

表2所示的弯曲矫正性，是施加弯曲矫正时的疲劳强度的降低部分(Δσ)。此Δσ越小，弯曲矫正性变得越优异。切削性由No.1的钢种的可加工孔数为100时的相对值表示。
由表2可知，在由No.1～20表示的本发明例中，无弯曲矫正的情况的疲劳强度，与由No.27表示的现行使用的正火处理型钢的疲劳强度550MPa等同，或者在其以上，在施加1.5％弯曲矫正时，也是与现行使用的正火处理钢等同的100～120MPa，只有疲劳强度有所降低。
另一方面，在No.21～26表示的比较例的钢种中，未赋予弯曲矫正性时的疲劳强度，与本发明例的钢种等同，或者比这些还高，但是在弯曲矫正中发生破断，由于弯曲矫正疲劳强度的降低也有150MPa以上，弯曲矫正性比本发明例都明显低劣。例如，由No.21表示的钢种的成分系，因为本来作为进行正火处理而使用的材料，所以若省略正火处理，则成为粗大的“铁素体+珠光体”组织，在弯曲矫正中有脆性的破坏。
在由No.25表示的钢种中，因为Mo的含量过量，所以混杂有马氏体，果然在弯曲矫正中脆性地发生破坏。由No.26表示的钢种，虽然化学成分满足本发明的范围，但是因为冷却速度快，混杂有马氏体，所以不能强制弯曲。由No.22～24表示的钢种，因为Cr或/及V的析出强化起效，所以在无弯曲矫正的时候的疲劳强度高，但是弯曲矫正后的疲劳强度低。这被推断为，由于弯曲矫正在硬化了的表面容易有裂缝进入，该裂缝成为疲劳破坏的起点，导致疲劳强度的降低。
如本发明例的No.4～6和No.14～17表明，若在由本发明规定的基本成分系中添加Nb和Mo，则弯曲矫正后的疲劳强度格外地增大。还有，若在本发明钢的基本成分系中添加Ca和S，则切削性更进一步被改善，作为经曲轴等的切削工序所制造的部件用材料，变得更为适合。
权利要求
1.一种软氮化用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.30～0.45％；Si0.1～0.5％；Mn0.6～1.0％；Ti0.005～0.1％及N0.015～0.030％，剩余部由Fe及杂质构成，具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织，或者由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。
2.一种软氮化用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.30～0.45％；Si0.1～0.5％；Mn0.6～1.0％；Ti0.005～0.1％；N0.015～0.030％；和从如下之中任选的1种以上，即Nb0.003～0.1％；Mo0.01～1.0％；Cu0.01～1.0％；Ni0.01～1.0％及B0.001～0.005％，剩余部由Fe及杂质构成，具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织，或者由贝氏体、铁素体及珠光体构成的混合组织，该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。
3.一种软氮化用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.30～0.45％；Si0.1～0.5％；Mn0.6～1.0％；Ti0.005～0.1％；N0.015～0.030％，和S0.01～0.1％及Ca0.0001～0.005％之中的1种或2种，剩余部由Fe及杂质构成，具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织，或者由贝氏体、铁素体及珠光体组成的混合组织，该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。
4.一种软氮化用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.30～0.45％；Si0.1～0.5％；Mn.0.6～1.0％；Ti0.005～0.1％；N0.015～0.030％，和从如下之中任选的1种以上，即Nb0.003～0.1％；Mo0.01～1.0％；Cu0.01～1.0％；Ni0.01～1.0％和B0.00 1～0.005％，和S0.01～0.1％及Ca0.0001～0.005％之中的1种或2种，剩余部由Fe及杂质构成，具有由贝氏体及铁素体构成的混合组织，或者由贝氏体、铁素体及珠光体组成的混合组织，该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。
全文摘要
本发明提供一种非调质软氮化用钢，其在省略调质处理的状态下实施软氮化处理时，也能成为具有高疲劳强度和优异的弯曲矫正性的部件。其特征在于，以质量％计，含有C0.30～0.45％；Si0.1～0.5％；Mn0.6～1.0％；Ti0.005～0.1％和N0.015～0.030％，剩余部由Fe及不可避免的杂质组成，具有由贝氏体及铁素体组成的混合组织或者由贝氏体、铁素体及珠光体组成的混合组织，该混合组织中的贝氏体分率为5～90％。此钢也可以含有Nb0.003～0.1％；Mo0.01～1.0％；Cu0.01～1.0％；Ni0.01～1.0％；B0.001～0.005％，S0.01～0.1％；和Ca0.0001～0.005％之中的1种以上。
文档编号C22C38/14GK1846010SQ200480025099
公开日2006年10月11日 申请日期2004年8月27日 优先权日2003年9月1日
发明者佐野直幸, 中谷贵行, 镰田芳彦 申请人:住友金属工业株式会社