非调质型软氮化部件的制作方法

本发明涉及非调质型软氮化部件。更详细而言，涉及具有高的弯曲疲劳强度和优异的弯曲矫正性的非调质型软氮化部件。

“非调质型软氮化部件”是指在机械加工后不经受所谓“调质处理”即“淬火-回火处理”而实施软氮化处理的部件。以下，将上述的“实施了软氮化处理的部件”简称为“软氮化部件”。

背景技术：

汽车、工业机械以及建筑机械等中使用的曲轴、连杆等如下制造：在锻造以及机械加工为所需的形状之后，不进行淬火-回火的调质处理，而实施软氮化处理来制造。特别是，在要求高疲劳强度、耐摩耗性等的汽车部件的制造中，大多在锻造和机械加工之后实施作为表面硬化处理的高频淬火处理、软氮化处理等处理。

上述的“软氮化处理”为以a1相变点以下的温度使氮和碳进行扩散渗透处理的处理，以热处理温度低、与“高频淬火处理”相比热处理变形小为较大的特征。在实施了软氮化处理的部件的表层形成用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀时可观察到发白的“化合物层”(fe3n等氮化物析出的层)。在上述的化合物层和坯料(以下，也称为“母材”)之间形成“扩散层”。

对于软氮化处理中的热处理变形，虽然小但并非完全没有，对尺寸精度产生很多不良影响。尤其，在作为转轴部件的曲轴等中，尺寸精度的降低即便轻微也存在问题。因此，需要在软氮化处理后进行弯曲矫正来提高尺寸精度。

然而，对软氮化部件进行弯曲矫正时，存在自表层起产生龟裂的情况。因此，对于曲轴那样的软氮化部件，在弯曲疲劳强度高的基础上还要求即便进行弯曲矫正时也不产生龟裂、即弯曲矫正性优异。

在以下的说明中，有时以“曲轴”为代表来说明上述的软氮化部件。

近年来，随着要求对于环境的照顾，作为发动机的主要部件的曲轴也不例外地要求轻量小型化，例如要求800mpa以上的极高的弯曲疲劳强度。

此外，从低成本化、节省资源化等观点出发，对于在制造时不实施“淬火-回火处理”(调质处理)的非调质型曲轴的期望也变大。

为了确保非调质型的曲轴有上述的800mpa以上的弯曲疲劳强度，需要使距部件表面0.05mm位置的硬度(以下，有时称为“表层硬度”)在软氮化处理后至少为以维氏硬度(以下，称为“hv硬度”)计为410以上。

然而，使距曲轴的表面0.05mm位置的hv硬度为410以上的情况下，进行弯曲矫正时，表层产生龟裂。对这样的曲轴实施弯曲疲劳试验时，以该龟裂为起点而产生疲劳破坏。

而且，如上所述，对于曲轴来说向着进一步轻量化的要求逐渐增大，对于曲轴形状的设计也要求等于或超过至今为止的自由度。因此，对于曲轴用钢材，要求即便对于在软氮化时容易产生比以往大的弯曲的形状的曲轴也可以进行弯曲矫正、即高的弯曲矫正性。

因此，对于在800mpa以上的弯曲疲劳强度的基础上具有足够的弯曲矫正性的曲轴的期望变得极大。

为了对应前述的期望，例如，在日本特开2002-226939号公报(专利文献1)中，公开了一种“软氮化用非调质钢”，其以质量％计，含有c：0.2～0.6％、si：0.05～1.0％、mn：0.25～1.0％、s：0.03～0.2％、cr：0.2％以下、s-al：0.045％以下、ti：0.002～0.010％、n：0.005～0.025％以及o：0.001～0.005％，根据需要还含有pb：0.01～0.40％、ca：0.0005～0.0050％以及bi：0.005～0.40％之中的1种或2种以上，并且满足0.12×ti％<o％<2.5×ti％以及0.04×n％<o％<0.7×n％的条件，余量由fe以及不可避免的杂质组成，热锻后的组织为铁素体与珠光体的混合组织。

日本特开2007-177309号公报(专利文献2)中公开了一种曲轴，其为由表面被施以氮化处理或软氮化处理的钢形成的、具有销部以及轴颈部的曲轴。前述钢作为合金成分含有c：0.07质量％以上且0.12质量％以下、si：0.05质量％以上且0.25质量％以下、mn：0.1质量％以上且0.5质量％以下、cu：0.8质量％以上且1.5质量％以下、ni：2.4质量％以上且4.5质量％以下、al：0.8质量％以上且1.5质量％以下、ti：0.5质量％以上且1.5质量％以下，根据需要还含有s：0.01质量％以上且0.10质量％以下、ca：0.0010质量％以上且0.0050质量％以下之中的1种或2种，余量由fe以及不可避免的杂质组成。对于前述曲轴，将从不受到氮化处理的影响的中心部采样的钢试样在1200℃下进行1小时熔体化之后，以设定为0.3℃/秒以上且1.5℃/秒以下的适当的冷却速度在900℃以上至300℃以下的温度范围冷却，从而可以使贝氏体占据钢组织的比率为80％以上、使hv硬度为200以上且300以下，被施以前述氮化处理或软氮化处理的前述销部以及前述轴颈部的内部硬度以hv硬度计为350以上且500以下，并且距表面0.05mm的位置的hv硬度为650以上且950以下。

本发明人等在日本特开2012-26005号公报(专利文献3)中提出了一种“非调质型氮化曲轴”，其为坯料钢材以质量％计含有c：0.25～0.60％、si：0.10～1.0％、mn：0.60～2.0％、p：0.08％以下、s：0.10％以下、al：0.05％以下、cr：0.20～1.0％以及n：0.0030～0.0250％，余量由fe以及杂质组成，满足40-c+2mn+5.5cr≥43.0的非调质型氮化曲轴，距表面深度0.05mm位置的hv硬度为380～600，并且至少销圆角部、轴颈圆角部以及销部的化合物层深度为5μm以下。

该非调质型氮化曲轴还可以含有选自cu、ni、mo、v、ti以及ca中的1种以上，此时，需要满足〔40-c+2mn+5.5cr+26mo≥43.0〕。

本发明人等进而在日本特开2011-42846号公报(专利文献4)4中提出了一种“调质型软氮化部件”，其为坯料钢材以质量％计含有c：0.25～0.40％、si：0.10～0.35％、mn：0.60～1.0％、p：0.08％以下、s：0.10％以下、al：0.05％以下、cr：0.30～1.10％以及n：0.0030～0.0250％，余量由fe以及杂质组成的调质型软氮化部件，距表面0.05mm位置的hv硬度为400～600、并且应力集中部的化合物层深度为5μm以下。

该调质型氮化部件还可以含有选自cu、mo、v、ni以及ti中的1种以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-226939号公报

专利文献2：日本特开2007-177309号公报

专利文献3：日本特开2012-26005号公报

专利文献4：日本特开2011-42846号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

对于专利文献1中记载的化学组成，不能得到足够的表层硬度。因此，如专利文献1的实施例所示，弯曲疲劳强度低、未达到800mpa。

对于专利文献2中记载的化学组成，如其的实施例所示的那样，软氮化处理后的表层硬度变得过高。因此，实施弯曲矫正处理时不能说有足够的弯曲矫正性。

对于专利文献3中记载的化学组成，如其的实施例所示，得到高疲劳强度以及弯曲矫正性。然而，曲轴还志在轻量小型化，要求更严格的疲劳强度以及弯曲矫正性。

专利文献4中所公开的调质型软氮化部件的软氮化处理后的弯曲矫正性优异，而且在弯曲疲劳试验中具有800mpa以上的高的弯曲疲劳强度。因此，可以用作汽车、工业机械以及建筑机械等的部件例如曲轴，可以应付轻量小型化。然而，对于专利文献4的发明，在进行机械加工之后、软氮化处理之前，需要进行淬火-回火的调质处理。

本发明是为了解决上述的问题而成的，所以目的在于提供具有优异的弯曲矫正性、并且在弯曲疲劳试验中具有800mpa以上的高的弯曲疲劳强度的非调质型软氮化部件。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决前述的问题而进行了各种研究。其结果，弄清了下述的1)～7)的事项。

1)从经过软氮化处理的钢材的表层采取薄板试验片进行拉伸试验，结果去除了化合物层的试验片与未去除化合物层的试验片相比，拉伸试验的伸长率大幅提高。

2)观察上述拉伸试验后的薄板试验片的断面的结果，对于未去除化合物层的试验片的断面，化合物层发生脆性破坏、成为裂纹的起点，与之相对，去除了化合物层的试验片的情况下成为延性断面。

3)若去除经过软氮化处理的钢材的表层的化合物层，则弯曲矫正时的破坏形态从以化合物层为起点的脆性破坏变化为延性破坏。因此，能够改善软氮化部件的弯曲矫正性。

4)另一方面，关于弯曲疲劳强度，在化合物层去除前后几乎没有变化。非调质型软氮化部件的情况下，若距部件表面0.05mm位置的硬度以hv硬度计为410以上、并且距部件表面1.0mm位置的硬度(以下，有时称为“内部硬度”)以hv硬度计为200以上，坯料的金相组织(以下也称为“母材组织”)为贝氏体组织，则可以稳定地得到800mpa以上的高的弯曲疲劳强度。

5)非调质型部件与调质型部件相比，母材的耐久比(疲劳强度/拉伸强度)低。因此，非调质型部件即便具有与调质型部件同等的内部硬度，母材的疲劳强度也低于调质型部件。尤其是，非调质型软氮化部件的内部硬度以hv硬度计低至不足200，母材组织以铁素体与珠光体的混合组织(以下，称为“铁素体·珠光体组织”)为主体的情况下，即便具有以hv硬度计410以上的高表层硬度，也存在在疲劳试验时引起以内部为起点的破坏，难以得到800mpa以上的高疲劳强度的情况。

6)即便使软氮化处理后的表层硬度以hv硬度计为410以上，若去除软氮化部件的表层的化合物层，则也可以得到实用上足够的弯曲矫正性。

7)其中，要求高的弯曲矫正性的曲轴的情况下，软氮化部件的表层硬度以hv硬度计超过480时，例如有时即便去除化合物层也不能得到足够的弯曲矫正性。

本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨在于下述示出的非调质型软氮化部件。

(1)一种非调质型软氮化部件，其坯料钢材的化学组成以质量％计为：

c：0.35～0.50％、

si：0.10～0.35％、

mn：2.3～2.8％、

s：0.10％以下、

n：0.0030～0.0250％、

cu：0～1.0％、

mo：0～0.3％、

ni：0～0.5％、

ti：0～0.020％、

余量：fe和杂质，

下述式[1]所示的fn1为3.10≤fn1≤6.00，

杂质中的p、al和cr分别为p：0.08％以下、al：0.05％以下和cr：低于0.20％；

在应力集中部，

距表面0.05mm位置的hv硬度为410～480，

距表面1.0mm位置的hv硬度为200以上，

化合物层深度为5μm以下；且

坯料的金相组织为贝氏体组织。

fn1＝(0.316c+0.122)×(0.7si+1)×(5.1mn-1.12)×(0.364ni+1)×(2.16cr+1)×(3mo+1)···[1]

其中，式[1]中的元素符号表示该元素的以质量％计的钢中含量。

(2)根据上述(1)所述的非调质型软氮化部件，其中，前述坯料钢材的化学组成以质量％计含有选自cu：0.05～1.0％和mo：0.05～0.3％中的1种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的非调质型软氮化部件，其中，前述坯料钢材的化学组成以质量％计含有选自ni：0.05～0.5％和ti：0.005～0.020％中的1种以上。

“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料或从制造环境等中混入的物质。

“应力集中部”是指在进行基于弯曲的疲劳破坏以及弯曲矫正时产生龟裂的部位。若列举出具体的例子，则“非调质型软氮化部件”为图1中示出的形状的曲轴的情况下，“应力集中部”是指“销圆角部”或“轴颈圆角部”。

发明的效果

对于本发明的非调质型软氮化部件，软氮化处理后的弯曲矫正性优异、而且在弯曲疲劳试验中具有800mpa以上的高的弯曲疲劳强度，因此可以用作汽车、工业机械以及建筑机械等的部件例如曲轴，可以实现这些部件的轻量小型化。

附图说明

图1是例示作为非调质型软氮化部件的曲轴的一部分，说明成为其的“应力集中部”的“销圆角部”以及“轴颈圆角部”的图。

图2为示出实施例中使用的带槽小野式旋转弯曲疲劳试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。

图3为示出实施例中使用的4点弯曲试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。

图4为示出实施例中使用的4点弯曲试验片的被检面形状的图。

图5为示意性示出实施例中使用的4点弯曲试验片的维氏硬度试验中的硬度的测定位置的图。

图6为示意性示出实施例中使用的4点弯曲试验片的化合物层深度的测定位置的图。

具体实施方式

以下，对本发明的各特征进行详细说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”是指“质量％”。

(a)对于坯料钢材的化学组成：

c：0.35～0.50％

c具有提高内部硬度、提高弯曲疲劳强度的作用。为了得到期望的弯曲疲劳强度，需要含有0.35％以上的c。然而，c的含量过多时，表层硬度变得太大，应力集中部的化合物层深度即便为5μm以下也不能得到足够的弯曲矫正性。因此，将c的含量设为0.35～0.50％。c的含量优选设为0.38％以上，此外，优选设为0.45％以下。

si：0.10～0.35％

si为作为熔炼时的脱氧用的必要的元素，为了得到所述效果，需要设为至少0.10％的含量。然而，si的含量过多时，应力集中部的化合物层深度即便为5μm以下也会导致弯曲矫正性的过度的降低。因此，将si的含量设为0.10～0.35％。si的含量优选设为0.15％以上，此外，优选设为0.30％以下。

mn：2.3～2.8％

mn为与si同样地具有脱氧作用的元素。对于mn，在软氮化时增加表层的固溶氮量而提高表层硬度，从而具有提高弯曲疲劳强度的作用。为了发挥这样的效果，需要含有2.3％以上的mn。另一方面，mn的含量超过2.8％时，表层硬度过度提高，应力集中部的化合物层深度即便为5μm以下，弯曲矫正性也过度地降低。因此，mn的含量设为2.3～2.8％。mn的含量优选设为2.4％以上，此外，优选设为2.7％以下。

s：0.10％以下

s如果积极地含有，则具有提高切削性的效果。然而，s的含量超过0.10％时，引起弯曲疲劳强度和弯曲矫正性的显著降低。因此，将s的含量设为0.10％以下。s的含量优选设为0.08％以下。得到切削性的提高效果的情况下，s的含量优选设为0.04％以上。

n：0.0030～0.0250％

n为提高弯曲疲劳强度以及弯曲矫正性的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0030％以上的量的n。另一方面，即便含有超过0.0250％的n，其效果也会饱和。因此，n的含量设为0.0030～0.0250％。n的含量优选设为0.0080％以上，此外，优选设为0.0220％以下。

cu：0～1.0％

cu为提高内部硬度、提高弯曲疲劳强度的元素。因此，也可以根据需要含有cu。然而，cu的含量超过1.0％时，带来热加工性的降低。因此，将含有的情况下的cu的量设为1.0％以下。cu的量优选设为0.4％以下，若设为0.3％以下则是进一步优选的。

另一方面，为了稳定地得到前述的效果，cu的量优选设为0.05％以上，若设为0.1％以上则是进一步优选的。

mo：0～0.3％

mo具有强化铁素体、提高内部硬度、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，也可以根据需要含有mo。然而，即便含有超过0.3％的量的mo，上述的效果也会饱和，只会损害经济性。因此，将含有的情况下的mo的量设为0.3％以下。mo的量优选设为0.2％以下。

另一方面，为了稳定地得到前述的效果，mo的量优选设为0.05％以上，若设为0.1％以上则是进一步优选的。

上述的cu以及mo可以仅含有它们之中的任1种、或复合含有2种。复合含有的情况下的总量即便为1.30％也没有关系，优选设为0.30％以下。

ni：0～0.5％

ni为提高韧性、提高弯曲矫正性的元素。因此，也可以根据需要含有ni。然而，即便含有超过0.5％的量的ni，上述的效果也会饱和，只会损害经济性。因此，将含有的情况下的ni的量设为0.5％以下。ni的量优选设为0.3％以下，若设为0.2％以下则是进一步优选的。

另一方面，为了稳定地得到前述的效果，ni的量优选设为0.05％以上，若设为0.08％以上则是进一步优选的。

需要说明的是，含有cu的情况下，容易产生被称为“cu龟裂”的热裂，因此为了防止这种情况，优选以满足ni/cu≥0.5的方式复合含有ni。

ti：0～0.020％

ti为形成氮化物、使晶粒微细化而在弯曲矫正时使裂纹不易发展，从而提高弯曲矫正性的元素。因此，可以根据需要含有ti。然而，ti的含量超过0.020％时，氮化物变得粗大，反而是应力集中部的化合物层深度即便为5μm以下，弯曲矫正性也显著降低。因此，将含有的情况下的ti的量设为0.020％以下。ti的量优选设为0.015％以下。

另一方面，为了稳定地得到前述的效果，ti的量优选设为0.005％以上。

需要说明的是，上述ni和ti可以仅含有它们之中的任1种、或复合含有2种。复合含有的情况下的总量即便为0.520％也没有关系，优选设为0.30％以下。

fn1：3.10～6.00的范围内

对于本发明的非调质型软氮化部件，使式中的元素符号为该元素的以质量％计的钢中含量，

fn1＝(0.316c+0.122)×(0.7si+1)×(5.1mn-1.12)×(0.364ni+1)×(2.16cr+1)×(3mo+1)···[1]

所示的fn1为3.10～6.00的范围内。

fn1为关于母材组织的指标。c、si、mn、ni、cr和mo均提高钢的淬透性。fn1如果为3.10以上，则钢材的淬透性充分变高，母材组织变为贝氏体组织，从而可以对母材赋予高的耐久比。然而，超过6.00时，母材组织变为马氏体组织，硬度过度变高，对弯曲矫正性造成不良影响。因此，设为3.10≤fn1≤6.00。fn1优选为3.50以上，另外，优选为5.00以下。

对于本发明的非调质型软氮化部件，坯料钢材的化学组成为，上述各元素和余量为fe和杂质，杂质中的p、al和cr分别为p：0.08％以下，al：0.05％以下和cr：低于0.20％。

p：0.08％以下

p为钢中所含有的杂质，会使弯曲疲劳强度降低。尤其是，其含量超过0.08％时，弯曲疲劳强度的降低变得显著。因此，将p的含量设为0.08％以下。p的含量优选设为0.04％以下。

al：0.05％以下

al为钢中所含有的杂质。al的含量变多时，带来弯曲矫正性的降低。尤其是，其的含量超过0.05％时，应力集中部的化合物层深度即便为5μm以下，弯曲矫正性的降低也变得显著。因此，将al的含量设为0.05％以下。al的含量优选设为0.03％以下。

cr：低于0.20％

cr为钢中所含有的杂质。含有cr时，表层硬度过度变高，使弯曲矫正性降低，因此期望使cr的含量尽量低。因此，将cr的含量设为低于0.20％。cr的含量优选设为0.10％以下。

(b)对于硬度、化合物层深度和组织：

对于本发明的非调质型软氮化部件，<1>在应力集中部，距表面0.05mm位置、即表层的hv硬度为410～480，距表面1.0mm位置、即内部的hv硬度为200以上，化合物层深度为5μm以下，且<2>坯料的金相组织为贝氏体组织。

(b-1)对于应力集中部的表层硬度：

为了得到800mpa以上的高的弯曲疲劳强度，必须使应力集中部的表层的hv硬度为410以上。另一方面，应力集中部的表层的hv硬度超过480时，对于在软氮化时容易产生比以往还大的弯曲的曲轴形状，即便应力集中部的化合物层深度为5μm以下，有时也无法得到实用上充分的弯曲矫正性。

因此，对于本发明的非调质型软氮化部件，设为应力集中部的距表面0.05mm位置的hv硬度为410～480。需要说明的是，应力集中部的距表面0.05mm位置的hv硬度优选为420以上，另外，优选为470以下。

(b-2)对于应力集中部的内部硬度：

非调质型软氮化部件的情况下，与调质型软氮化部件相比，母材的耐久比低，因此，在应力集中部，即使具有与调质型软氮化部件同等的内部硬度，母材的疲劳强度也低于调质型软氮化部件。因此，非调质型软氮化部件中，在应力集中部，内部的hv硬度低于200时，即便内部硬度与调质型部件同等，并且具有以hv硬度计410以上的高的表层硬度，也引起以内部为起点的疲劳破坏，有时难以得到800mpa以上的高的疲劳强度。

因此，对于本发明的非调质型软氮化部件，应力集中部的距表面1.0mm位置的hv硬度设为200以上。应力集中部的距表面1.0mm位置的hv硬度优选为210以上，另外，从切削性的方面出发，优选为320以下。

(b-3)对于应力集中部的化合物层深度：

通过减薄应力集中部的化合物层，从而可以改善弯曲矫正性而不降低弯曲疲劳强度。如果深度超过5μm的化合物层残留，则无法期待弯曲矫正性的大的改善。

因此，对于本发明的非调质型软氮化部件，应力集中部的化合物层深度设为5μm以下。需要说明的是，应力集中部的化合物层深度优选为3μm以下，最优选完全没有化合物层，即化合物层深度为0μm。

(b-4)对于坯料的金相组织：

如上述那样，对于坯料钢材为前述(a)项中所述的化学组成即本发明的非调质型软氮化部件，坯料的金相组织(母材组织)为贝氏体组织。本发明中，贝氏体组织是指，坯料的金相组织的80％以上为贝氏体组织的组织。

如前述那样，非调质型软氮化部件与调质型软氮化部件相比，母材的耐久比低，因此，在应力集中部，即便具有与调质型软氮化部件同等的内部硬度，母材的疲劳强度也低于调质型软氮化部件。然而，非调质型软氮化部件的母材组织为贝氏体组织的情况下，与为铁素体·珠光体组织的情况相比，母材的耐久比变高。因此，贝氏体非调质钢与在应力集中部具有相同内部硬度的铁素体·珠光体非调质钢相比，可以得到高的疲劳强度。

需要说明的是，满足上述(b-1)～(b-4)的部件例如如下得到，对满足本发明中所规定的化学组成的钢材在1000℃以上的温度下进行热锻，形成轴直径为8～80mm的热锻品后放置冷却，进行机械加工后，在将rx气体与氨气按1：1混合的温度为600℃的气氛中保持2小时，进行软氮化处理，在90℃的油中进行冷却，然后对应力集中部利用抛光等机械加工进行研磨。

需要说明的是，上述的“rx气体”为改性气体的1种，是气体的商标名。

更具体而言，若列举出“曲轴”作为非调质型软氮化部件的一个例子，则例如如下得到，对将满足本发明中所规定的化学组成条件的原材料热锻而制作的曲轴实施机械加工之后，在将rx气体与氨气按1：1混合的温度为600℃的气氛中保持2小时，进行软氮化处理，在90℃的油中进行冷却，然后对销圆角部以及轴颈圆角部利用抛光等机械加工来进行研磨。

以下，根据实施例对本发明进一步进行详细说明，但本发明不限定于这些实施例。

实施例

用70吨转炉熔炼具有表1中所示的化学组成的钢a～n，进行连续铸造，进而初轧成截面的尺寸为180mm×180mm的钢坯。

接着，将各钢坯在加热温度1200℃、最终温度1000～1050℃的条件下进行热锻而加工为直径90mm的棒钢。热锻后的棒钢在大气中放置冷却、冷却至室温。

表1中的钢a～h是化学组成为本发明中所规定的范围内的钢，钢i～n是化学组成为本发明中所规定的范围外的钢。

[表1]

表1

将如此操作而得到的直径90mm的棒钢加热至1200℃，在1000～1050℃的最终温度下进行热锻，制作直径50mm的棒钢。精加工后的棒钢均在大气中放置冷却、冷却至室温。

对于钢a～n，从热锻状态的直径50mm的棒钢的d/4部位(“d”表示棒钢的直径)与锻炼轴平行地切取图2中示出的形状的带槽小野式旋转弯曲疲劳试验片以及图3中示出的形状的4点弯曲试验片。

在图2的试验片中，r3的槽底成为应力集中部。同样地，在图3的试验片中，r3的切口底成为应力集中部。

将如上所述操作而得到的带槽小野式旋转弯曲疲劳试验片以及4点弯曲试验片在将rx气体和氨气按1：1混合的温度为600℃的气氛中保持2小时，进行软氮化处理，然后在90℃的油中冷却。

对于试验编号1～14，上述的软氮化处理后，进一步对于带槽小野式旋转弯曲疲劳试验片的槽底以及4点弯曲试验片的切口底，将目标研磨深度设为0.03mm，在下述的条件下进行电解研磨。

·电解液：高氯酸(hclo4)：乙酸(ch3cooh)＝1：9、

·电流值：0.14a、

·研磨面积：小野式旋转弯曲疲劳试验片的情况：160mm²、

4点弯曲试验片的情况：96mm²、

·研磨时间：小野式旋转弯曲疲劳试验片的情况：970秒、

4点弯曲试验片的情况：590秒。

对于试验编号15和16，上述的软氮化处理后，进一步对于带槽小野式旋转弯曲疲劳试验片的槽底以及4点弯曲试验片的切口底，将目标研磨深度设为0.015mm，在下述的条件下进行电解研磨。

·电解液：高氯酸(hclo4)：乙酸(ch3cooh)＝1：9、

·电流值：0.14a、

·研磨面积：小野式旋转弯曲疲劳试验片的情况：160mm²、

4点弯曲试验片的情况：96mm²、

·研磨时间：小野式旋转弯曲疲劳试验片的情况：490秒、

4点弯曲试验片的情况：300秒。

使用如上述操作而得到的软氮化处理状态的试验片(试验编号17)以及软氮化处理后进一步电解研磨的试验片(试验编号1～16)，进行基于小野式旋转弯曲疲劳试验的弯曲疲劳强度的调查以及基于4点弯曲试验的弯曲矫正性的调查。

此外，使用软氮化处理状态(试验编号17)或者软氮化处理后进一步电解研磨的小野式旋转弯曲疲劳试验片以及4点弯曲试验片(试验编号1～16)，调查作为应力集中部的槽底和切口底的、表层硬度(即，距试验片的表面0.05mm位置的硬度)、内部硬度(即，距试验片的表面1.0mm位置的硬度)以及化合物层深度。进而，也调查母材组织。

以下，对于上述各调查的内容进行说明。

〈1〉弯曲疲劳强度的调查：

在室温、大气中、转速3000rpm的对称循环交变的条件下进行小野式旋转弯曲疲劳试验，调查弯曲疲劳强度(以下，称为“σw”)。

σwd的目标设为800mpa以上。

〈2〉弯曲矫正性的调查：

在4点弯曲试验片的切口底粘接2mm的应变检测器，赋予弯曲矫正应变直至检测器断路为止。将在检测器断路时的检测器的读数评价为弯曲矫正性。

对于弯曲矫正性的目标，设为检测器的读数为22000μ(相当于弯曲矫正应变2.2％)以上。

〈3〉应力集中部的表层硬度和内部硬度：

对于小野式旋转弯曲疲劳试验片，以显露通过试验片的中心部、且与试验片的长度方向平行的截面的方式进行切断。另外，对于4点弯曲试验片，以显露与试验片的长度方向平行、且与槽的方向垂直的截面的方式进行切断。然后，以各切断面作为被检面的方式，将小野式旋转弯曲疲劳试验片的r3的槽附近和4点弯曲试验片的r3的切口附近埋入树脂，然后对前述面以进行镜面精加工的方式进行研磨，使用维氏硬度计，调查应力集中部的表面硬度(以下，简称为“表面硬度”)和应力集中部的内部硬度(以下，简称为“内部硬度”)。将4点弯曲试验片的被检面示于图4。对于小野式旋转弯曲疲劳试验片的被检面也是同样的(省略图示)。

对于硬度，依据jisz2244：2009中记载的“维氏硬度试验-试验方法”，将试验力设为2.94n，用维氏硬度计测定距离r3的槽底和r3的切口底0.05mm的位置和1.0mm的位置中的分别任意6个点的hv硬度，将其值进行算术平均来评价表层硬度和内部硬度。图5中示意性示出4点弯曲试验片中的硬度的测定位置。对于小野式旋转弯曲疲劳试验片的被检面也是同样的(省略图示)。

〈4〉应力集中部的化合物层深度：

使用前述〈3〉中使用的树脂填埋的试验片，进行应力集中部的化合物层深度(以下，简称为“化合物层深度”)的调查。

具体而言，再次研磨上述的树脂填埋的试验片，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，以400倍的倍率利用光学显微镜分别任意地观察5个视场的r3的槽底以及r3的切口底，将观察到发白的部分视为“化合物层”，测定它们的深度，进行算术平均，作为化合物层深度。图6中示意性示出4点弯曲试验片中的化合物层深度的测定位置。对于小野式旋转弯曲疲劳试验片的被检面也是同样的(省略图示)。

〈5〉母材组织：

使用前述〈3〉中使用的树脂填埋的试验片，进行母材组织的调查。

具体而言，使用上述中硝酸乙醇腐蚀液腐蚀了的试验片，以400倍的倍率利用光学显微镜观察母材组织。

表2中归纳示出上述各调查结果。表2中，记载为“贝氏体”的情况是指贝氏体组织占80％以上，记载为“铁素体·珠光体”的情况是指铁素体·珠光体组织占80％以上，记载为“马氏体”的情况是指马氏体组织占80％以上。

[表2]

表2

如表2所示，表明：坯料钢材的化学组成、表层硬度、内部硬度和化合物层深度、以及母材组织满足本发明中规定的条件的试验编号1～8的情况下，满足σw和弯曲矫正性的目标，弯曲疲劳特性和弯曲矫正性优异。

另一方面，试验编号9～14的情况下，钢i～n的化学组成偏离本发明中规定的条件，因此弯曲疲劳特性或弯曲矫正性差。

即，试验编号9的情况下，作为坯料钢材的钢i的c含量低于本发明中规定的范围。因此，小野式旋转弯曲疲劳试验片的内部硬度以hv硬度计低至195，σw没有达到800mpa以上的目标，弯曲疲劳特性差。

试验编号10的情况下，作为坯料钢材的钢j的mn含量低于本发明中规定的范围。因此，小野式旋转弯曲疲劳试验片的表层硬度以hv硬度计低至405，σw没有达到800mpa以上的目标，弯曲疲劳特性差。

试验编号11的情况下，作为坯料钢材的钢k的mn含量高于本发明中规定的范围。因此，化合物层深度虽然小至3μm，但是4点弯曲试验片的表层硬度以hv硬度计高至512，弯曲矫正性没有达到以检测器的读数计为22000μ以上的目标，弯曲矫正性差。

试验编号12的情况下，作为坯料钢材的钢l的cr含量高于本发明中规定的范围。因此，化合物层深度虽然小至2μm，但是4点弯曲试验片的表层硬度以hv硬度计高至505，弯曲矫正性没有达到以检测器的读数计为22000μ以上的目标，弯曲矫正性差。

试验编号13的情况下，作为坯料钢材的钢m的fn1低于本发明中规定的范围。因此，母材组织变为铁素体·珠光体组织，小野式旋转弯曲疲劳试验片的表层硬度以hv硬度计高至412，内部硬度以hv硬度计具有210，但是σw没有达到800mpa以上的目标，弯曲疲劳特性差。

试验编号14的情况下，作为坯料钢材的钢n的fn1高于本发明中规定的范围。因此，母材组织变为马氏体组织，化合物层深度小至1μm，但是4点弯曲试验片的表层硬度以hv硬度计高至542，弯曲矫正性没有达到以检测器的读数计为22000μ以上的目标，弯曲矫正性差。

试验编号15～17的情况下，4点弯曲试验片的化合物层深度偏离本发明中规定的条件，因此弯曲矫正性差。

试验编号15的情况下，作为坯料钢材的钢a的化学组成为本发明中规定的范围内，但4点弯曲试验片的化合物层深度大至12μm，弯曲矫正性没有达到以检测器的读数计为22000μ以上的目标，弯曲矫正性差。

试验编号16的情况下，作为坯料钢材的钢b的化学组成为本发明中规定的范围内，但4点弯曲试验片的化合物层深度大至9μm，弯曲矫正性没有达到以检测器的读数计为22000μ以上的目标，弯曲矫正性差。

试验编号17的情况下，作为坯料钢材的钢c的化学组成为本发明中规定的范围内，但4点弯曲试验片的化合物层深度大至20μm，弯曲矫正性没有达到以检测器的读数计为22000μ以上的目标，弯曲矫正性差。

产业上的可利用性

本发明的非调质型软氮化部件不仅软氮化处理后的弯曲矫正性优异，而且弯曲疲劳试验中具有800mpa以上的高的弯曲疲劳强度，因此可以用作汽车、工业机械和建筑机械等的部件例如曲轴，可以应付轻量小型化。