表面硬化用机械结构用钢以及机械结构用部件的制作方法

专利名称：表面硬化用机械结构用钢以及机械结构用部件的制作方法
技术领域：
本发明涉及表面硬化用机械结构用钢以及机械结构用部件。详细而言，涉及适用于汽车等的动力传导部件的具有高表面疲劳强度的部件，特别涉及齿轮、无级变速器、轴承、等速接头、轮毂等机械结构用部件。
背景技术：
机械结构用部件例如自动变速器的齿轮和无级变速器的滑轮、轴承、等速接头、轮毂等动力传导部件，要求高表面疲劳强度。一直以来，对于上述部件，一般在原材料中使用 JIS SCr420、SCM420等C为约0. 2%的表面渗碳钢，进行渗碳淬火处理从而在部件的表面上形成C为约0. 8%的马氏体组织的硬化层，由此提高表面疲劳强度来使用。但是，由于渗碳淬火随着在约950°C的高温下的奥氏体相变而成为5 10小时、根据情况有时甚至为10小时以上的长时间处理，因此不能避免由晶粒粗大化引起的热处理变形(淬火变形)增大。因而，要求高尺寸精度的部件在进行渗碳淬火后，必须进行研削、 珩磨等精加工。近年来，由于对降低汽车的发动机等的噪音的要求提高，因此与渗碳淬火处理相比，作为热变形小的表面硬化处理的高频淬火和软氮化处理变得受关注。高频淬火是对钢材进行短时间加热，仅将表层部的必要部分进行奥氏体化、淬火， 因此可以得到淬火变形小、尺寸精度高的表面硬化部件。但是，为了仅通过高频淬火得到与渗碳淬火材同等的硬度，需要将0. 8%以上的C 添加到钢材中，与表面疲劳强度的提高无关的原材料内部的硬度也上升，产生切削性的显著劣化。因此，由于不能使钢材中的C量过度增加，所以仅通过高频淬火使表面疲劳强度提高受到限制。软氮化处理为一种表面硬化法，其中，在相变点以下的500 600°C左右的温度范围内主要使氮和碳同时在钢材表面扩散渗透，由此形成硬化层，提高耐磨损性、耐烧结性、 耐疲劳性等。在钢材表面扩散的氮在钢中生成氮化物，通常在钢材的最表层上形成主要由
氮化物构成的化合物层，在钢材的最表层的内部生成N扩散的氮化层。软氮化处理可以在低温下进行，并且与进行渗碳淬火的情况相比，处理时间可以为约2 4小时的短时间，因此多数适用于要求低变形的钢部件。但是，仅通过软氮化处理，硬化层深度小，因此难以应用于施加高表面压力的传动装置的齿轮等。最近，作为弥补高频淬火和软氮化处理的缺点、提高更优良的机械性质、特别是表面疲劳强度的方法，尝试在软氮化处理后实施高频淬火。专利文献1中提出了一种制造方法，通过组合气体软氮化处理和高频淬火，弥补各自单独应用时的缺点，使软化阻力提高，从而得到优良的机械性质、特别是高表面疲劳强度。
专利文献1的制造方法中，对钢材实施气体软氮化，形成化合物层，之后，通过高频淬火，使通过气体软氮化而形成的化合物层中的氮化合物在钢中分解，扩散，从而形成淬火氮化层。另外，以下的说明中，将通过软氮化处理在钢材的最表层上形成的由 ^3Ν、 ^4Ν等狗氮化物构成的层称为“化合物层”，在钢材的最表层的内部N扩散而形成的氮化层中，将在未实施高频淬火的情况下形成的层称为“氮化层”，将实施高频淬火而形成的层称为“淬火氮化层”，从而将它们加以区别。由专利文献1的制造方法制造的钢材虽然表面硬度高，但淬火氮化层中的N浓度低，因此高温时的钢材的硬度低，在工作中达到高温的齿轮等的表面上不能发挥充分的软化阻力，结果无法得到高表面疲劳强度。专利文献2中提出了通过组合软氮化处理和高频淬火而得到机械性质优良的机械结构用部件的制造方法。专利文献2的制造方法中，通过在钢材中添加与N的亲和性高的元素，使钢材中的氮化物分解、扩散。但是，专利文献2的制造方法中，使钢材中的氮化物分解、扩散的元素的添加量不充分，因此需要将钢材高频加热至900°C以上且1200°C以下的非常高的温度，使N在钢中固溶。因此，在钢材表面上生成厚氧化层，由于该氧化层，无法避免钢材的机械性质显著劣化。另外，在将由软氮化处理得到的化合物层通过高频淬火来形成淬火氮化层时，专利文献2的制造方法中，没有考虑到用于使淬火氮化层增厚的方法。因此，由专利文献2的制造方法得到的机械结构用部件，由于淬火氮化层的厚度不充分，因此不具有能够耐受高表面压力下的使用的良好的表面疲劳强度。专利文献3中提出了通过组合氮化处理和高频淬火而得到具有优良的机械性质的机械结构用部件的技术。专利文献3的机械结构用部件是在600°C以上的高温下对钢材进行氮化处理而形成化合物层、之后实施高频淬火而形成淬火氮化层的部件。但是，专利文献3中的氮化处理在600°C以上的高温下进行，所形成的化合物层薄，化合物层中的N浓度也低。因此，即使在氮化后实施高频淬火，通过氮化处理而形成的化合物层中的氮化合物也分解，扩散到钢材内部的N量也少。即，通过600 °C以上的高温下进行的氮化处理来形成化合物层，之后，实施高频淬火，即使可以形成淬火氮化层，淬火氮化层的厚度也不足，得不到充分的软化阻力，结果无法得到具有良好的表面疲劳强度的机械结构用部件。专利文献4中提出了一种机械结构部件的制造方法，其中，在氮化层深度为 150 μ m以上的条件下进行软氮化处理后，在氮化层进行奥氏体化的条件下实施高频淬火从而形成淬火氮化层。但是，由专利文献4中提出的制造方法制造的机械结构用部件，淬火氮化层的厚度最高为0. 3mm，表面疲劳强度不充分。专利文献5中提出了一种机械结构用部件，其是通过对热加工后的钢材实施石墨析出热处理，然后进行冷加工，接着进行氮化处理而得到的。但是，专利文献5的机械结构用部件是通过析出石墨而改善切削性的部件，在钢材表面上存在的析出石墨使表面疲劳强度降低。因此，即使对专利文献5的机械结构用部件实施高频淬火而形成淬火氮化层，也难以使用专利文献5的机械结构用部件来作为在机械结构用部件的表面上负载高表面压力的传动装置的齿轮等动力传导部件。另外，通常齿轮等动力传导部件用部件是通过对锻造后的原材料实施的切削加工而精加工成为部件形状，之后，实施表面硬化处理来得到完成品。上述专利文献1 5的提案是通过对添加有合金元素的中碳钢实施表面硬化处理来实现工作面的高强度化的技术。因此，对切削性没有加以考虑，因而由于钢材内部的硬度的不必要的上升，切削加工时的生产率降低，无法避免制造成本上升。由此，也期望在实现钢材的表面疲劳强度提高的同时，抑制钢材内部的硬度的上升而不使切削性降低。现有技术文献专利文献专利文献1 日本特开平6_17四61号公报专利文献2 日本特开平7-90363号公报专利文献3 日本特开2007-77411号公报专利文献4 日本特开平7-90364号公报专利文献5 日本特开2008-169485号公报

发明内容
发明所要解决的课题鉴于上述情况，本发明的目的在于提供表面硬化用机械结构用钢以及使用了该表面硬化用机械结构用钢的机械结构用钢部件，其中，所述表面硬化用机械结构用钢具有通过渗碳淬火处理不能得到的良好的尺寸精度，使仅通过软氮化处理或者仅通过高频淬火会不充分的表面硬度、内部硬度、以及软化阻力提高，具有高表面疲劳强度，不用说在常温下、 即使在约300°C的高温下也可以用于负载高表面压力的部件。用于解决课题的手段为了提高钢部件的表面疲劳强度，需要实现表面硬度的提高、表面硬化层深度的增大、以及用于维持在高温化(约300°C )的工作面上的高温强度的软化阻力的提高。另外，为了防止生产率的降低，也同时期望随着表面疲劳强度提高，不会使原材料的切削性降低；在钢材表面上形成用于防止工作面之间的烧结和粘附的润滑膜。为了实现这些课题，本发明人对于组合软氮化处理和高频淬火可以使钢材的表面疲劳强度提高的钢材的表面硬化性进行了各种研究，同时对切削性和润滑膜也进行了研究。结果得到如下见解。a)对于软化阻力的增大，使在钢材表面上形成的淬火氮化层增厚并且提高淬火氮化层中的N浓度是有效的。软氮化处理可以在钢材的最表层上形成化合物层，并且在该最表层的内部形成氮化层。但是，通过软氮化处理而形成的化合物层非常薄，在化合物层的内部形成的氮化层也不具有使软化阻力增大的充分的厚度，氮化层中的N浓度也不充分。因此，在软氮化处理后实施高频淬火，由软氮化处理形成的化合物层(主要是由 Fe3N^Fe4N等狗氮化物构成的层)通过高频加热而分解，使充分量的N扩散至钢内部，形成淬火氮化层。由此得到的淬火氮化层对钢材赋予充分的软化阻力，在300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。因而，具备这样的淬火氮化层的钢材具有良好的表面疲劳强度，不用说在常温下、即使在约300°C的高温时也可以使用。图1是表示对于软氮化处理后的钢材与软氮化处理后实施了高频淬火的钢材而言比较从钢材的表面向芯部方向的断面硬度分布的一个例子的图。图1中，符号1表示软氮化处理后的钢材的断面硬度分布，符号2表示软氮化处理后实施了高频淬火的钢材的硬度分布。如图1所示，软氮化处理后的钢材1在最表层形成化合物层，显示出非常高的硬度，但化合物层的厚度薄。另一方面，在软氮化处理后实施了高频加热的钢材2，通过高频加热而使在最表层的化合物层中存在的i^e氮化合物分解，将以该分解的！^氮化合物作为来源的N扩散到钢材的内部。其结果，虽然钢材2的最表层的硬度略微降低，但在最表层的内部较厚地形成了具有充分硬度的淬火氮化层。即，通过软氮化处理来形成的最表层的化合物层作为用于形成淬火氮化层的N源发挥作用。再者，在高频淬火后的钢材2的表层为马氏体组织，芯部为铁素体-珠光体组织。通过将通过高频加热而分解的化合物层的厚度设定为ΙΟμπι以上，较深地得到高 N浓度的淬火氮化层。通过软氮化处理来形成的化合物层根据软氮化条件而成为脆的化合物层，存在使机械性质劣化的情况，因此通常化合物层变薄。本发明中，积极地使化合物层增厚。即，通过使化合物层为ΙΟμπι以上，可以使通过高频淬火而形成的淬火氮化层成为高N浓度的马氏体组织，钢材的软化阻力显著增大。b)为了通过软氮化处理来形成厚的化合物层，降低妨碍钢与N的化合的S是有效的。钢材中的S单独固溶时，S容易向钢材表面富集，阻碍N渗透到钢材表面。为了防止该现象，添加一定量以上的Mn，以MnS的形式将S固定在钢中使其无害化。这样的无害化是通过使Mn/S彡70而明显显示出其效果，结果可以形成ΙΟμπι以上厚度的化合物层。c)为了即使提高表面疲劳强度也不使切削性劣化，优选不使钢材内部的硬度上升至必要值以上，进一步优选添加使表面疲劳强度提高、并且改善切削性的元素。为了不使钢材内部的硬度上升至必要值以上，不过量添加Mn、N等合金元素是有效的。另外，作为使表面疲劳强度提高并且改善切削性的元素，可以复合添加Al和B。B 通过与钢中的N化合而以BN的形式在钢中存在，改善切削性。B在锻造工序的冷却中形成ΒΝ。锻造工序中，由于钢材的冷却速度通常较慢，因此即使形成ΒΝ，也不会使硬度上升，不会使切削性降低。在锻造工序中形成的BN通过高频淬火时的高频加热而分解，成为固溶B，通过淬火时的急冷，使钢材的表层硬度大幅上升，也有助于表面疲劳强度提高。Al是以固溶状态在钢中存在从而显著提高切削性的元素。Al对钢材的硬度上升没有影响。另外，在软氮化处理时，Al与N形成化合物，具有提高表层附近的N浓度的效果， 是对表面疲劳强度提高也有效的元素。另外，如果复合添加Al和B，则B生成对切削性的改善有效的ΒΝ。该BN通过高频淬火而分解成B和N，可以得到N浓度高的淬火氮化层，通过分解出的B使钢材的淬火性提高，因此可以得到高表面疲劳强度。另外，通过形成BN而消耗钢材中的N，由此抑制Al与N化合，从而可以得到更多的固溶Al，切削性也提高。d)为了防止工作面的烧结和粘附，以润滑剂油膜在钢部件的表面不间断地形成的方式设置储油器(油溜i D )是有效的。本发明的钢材具有按如下方法得到的淬火氮化层，即通过软氮化处理形成化合物层后，通过高频加热将化合物层中的狗氮化合物分解， 同时使钢材奥氏体化，实施淬火处理。图2是表示用光学显微镜以及扫描型电子显微镜观察到的淬火氮化层的组织的图。图2(a)表示用光学显微镜观察到的组织，图2(b)表示用扫描型电子显微镜观察到的组织。如图2所示，淬火氮化层10具有通过化合物层中的氮化合物的分解而形成的多个空孔20，从而形成硬质的多孔层30。该多孔层30作为储油器发挥作用，在提高润滑效果的同时，使钢材的耐磨损性、耐久性进一步提高。再者，通过控制软氮化处理条件以及高频加热条件，可以使空孔20的尺寸以当量圆直径计为0. 1 1 μ m，空孔20的存在密度为10000个/mm2以上，空孔20的存在范围为在从钢部件的表面至5 μ m以上的深度为止，空孔20作为储油器有效地发挥作用。本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。(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 :0. 35 小于 1. 5% 以及 Al :0. 01 0. 5%，且限制为 B 小于 0. 0003 %、S :0. 0001 0. 021 %、N :0. 003 0. 0055 %、P :0. 0001 0. 03 % 以及 0 0. 0001 0. 0050%,Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下，余量由!^e和不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。(2) 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 :0. 35 小于 1. 5%, Al :0. 01 0. 5% 以及 B :0. 0003 0. 005%,且限制为S 0. 0001 0. 021%、N 0. 003 0. 0055%, P 0. 0001 0. 03% 以及 0 0. 0001 0. 0050%,Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下，余量由!^e以及不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。(3)如上述⑴或⑵所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，所述钢以质量％计还含有1:0. 0025 0. 5%、Cr :0. 2 2. 0%、Mo :0. 05 1.0%、V :0. 05 1.0%、 Nb 0. 005 0. 3%,Ti :0. 005 0. 2%,Ni :0. 05 2. 0% 以及 Cu :0. 01 2. 0%中的 1 种或2种以上。(4)如上述⑴或⑵所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，所述钢以质量％计还含有 Ca 0. 0005 0. 01%、Mg :0. 0005 0. 01%、Zr :0. 0005 0. 05% 以及 Te 0. 0005 0. 中的1种或2种以上。(5) 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 :0. 35 小于 1. 5% 以及 Al :0. 01 0. 5%,含有W :0· 0025 0. 5%、Cr :0· 2 2· 0%、Mo :0. 05 1.0%、V :0.05 1.0%、 Nb 0. 005 0. 3%,Ti :0. 005 0. 2%,Ni :0. 05 2. 0% 以及 Cu :0. 01 2. 0%中的 1 种或2种以上，含有Ca 0. 0005 0. 01%、Mg 0. 0005 0. 01%、Zr 0. 0005 0. 05% 以及 Te 0. 0005 0. 中的1种或2种以上，并且限制为B 小于 0. 0003%, S :0. 0001 0. 021%、N :0. 003 0. 0055%, P 0. 0001 0. 03% 以及 0 :0. 0001 0. 0050%,Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下，余量由!^e以及不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。(6) 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 :0. 35 小于 1. 5%, Al :0. 01 0. 5% 以及 B :0. 0003 0. 005%,含有W :0· 0025 0. 5%、Cr :0· 2 2· 0%、Mo :0. 05 1.0%、V :0.05 1.0%、 Nb 0. 005 0. 3%,Ti :0. 005 0. 2%,Ni :0. 05 2. 0% 以及 Cu :0. 01 2. 0%中的 1 种或2种以上，含有Ca 0. 0005 0. 01%、Mg 0. 0005 0. 01%、Zr 0. 0005 0. 05% 以及 Te 0. 0005 0. 中的1种或2种以上，并且限制为S 0. 0001 0. 021 %、N 0. 003 0. 0055P 0. 0001 0. 03% 以及 0 0. 0001 0. 0050%,Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下，余量由!^e以及不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。(7) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(1)或(2)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至 0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。(8) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(1)或(2)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。(9) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述⑴或(2)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。
(10) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(3)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。(11) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(3)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。(12) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(3)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在 10000 个/mm2 以上。(13) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(4)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。(14) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(4)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。(15) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(4)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在 10000 个 /mm2 以上。(16) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(5)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。(17) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(5)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。(18) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(5)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在 10000 个 /mm2 以上。(19) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(6)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。
(20) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(6)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。(21) 一种机械结构用钢部件，其特征在于，对上述(6)所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在 10000 个 /mm2 以上。发明的效果通过将本发明的表面硬化用机械结构用钢在软氮化处理后进行高频淬火，钢材表面的硬度显著上升，并且通过软化阻力的增大，可以得到高表面疲劳强度。本发明的机械结构用部件可以用于不用说在常温下、即使在达到约300°C的高温的使用条件下也要求高表面疲劳强度的汽车等的动力传导部件例如齿轮、无级变速器、等速接头、轮毂等，对于汽车等的高输出功率化以及低成本化等贡献很大。


图1是表示对于软氮化处理后的钢材与软氮化处理后实施了高频淬火的钢材而言比较从钢材的表面向芯部方向的断面硬度分布的一个例子的图。图2是表示用光学显微镜以及扫描型电子显微镜观察到的淬火氮化层的组织的图。图2(a)表示用光学显微镜观察到的组织，图2(b)表示用扫描型电子显微镜观察到的组织。图3是表示软氮化处理时的Mn/S与化合物厚度的关系的图。图4是表示在从高频淬火后的钢的表面至0. 2mm的深度为止的N浓度与在300°C 下进行了回火时的维氏硬度(Hv)的关系的图。
具体实施例方式本发明是将适量添加有Si、Mn、Al的钢原材料在软氮化处理后进行高频淬火，比较深地形成N浓度高的淬火氮化层，通过使表面硬度以及软化阻力提高，不用说在常温下， 即使在约300°C的高温下也得到高表面疲劳强度，从而完成了发明。首先，对本发明的必需添加元素的规定理由进行说明。再者，关于成分的％表示为
质量％。C :0. 3 0.6%C是用于得到钢的强度的重要元素，特别是用于降低作为高频淬火的前组织的铁素体分率、提高高频淬火时的硬化能力、增大硬化层深度的必要元素。C添加量低于0.3% 时，铁素体分率高，高频淬火时的硬化不足，因此C添加量下限设定为0.3%。另一方面，C 添加量过量的情况下，显著损害部件制作时的切削性和锻造性，进而在高频淬火时产生淬火裂纹的可能性增大，因此C添加量的上限设定为0. 6%。Si :0. 02 2.0%
Si具有通过增大淬火层的软化阻力而提高表面疲劳强度的效果。为了得到该效果，Si添加量需要设定为0. 02%以上。另一方面，Si添加量超过2. 0%时，锻造时的脱碳变显著，因此以2.0%作为上限。Mn :0. 35 低于 1. 5%Mn是对通过淬火性提高、软化阻力增大来提高表面疲劳强度有效的元素。还具有下述的效果通过以MnS的形式固定钢中的S，防止S在钢材表面富集而阻碍N向钢中渗透， 从而促进通过软氮化处理而形成厚的化合物层。为了以MnS的形式将S固定在钢中使其无害化，需要使得Mn/S ^ 70。另外，降低作为高频淬火的前组织的铁素体分率，提高高频淬火时的硬化能。为了得到该效果，Mn需要添加0. 35%以上。在适量添加Mn的情况下，由于高频淬火时的淬火性提高，因此淬火后的钢材的硬度上升，表面疲劳强度提高。但是，添加1.5%以上的Mn时，原材料硬度上升至必要值以上，软氮化处理前的原材料的切削加工性显著劣化，使生产率降低。因此，Mn添加量设定为小于1. 5%。Mn/S 70 30000如上所述，为了防止S向钢材表面富集，需要相对于S以一定值以上的比添加Mn， 实现由MnS得到的S的无害化。Mn与S的添加量之比Mn/S为70以上时，S的无害化效果显著提高。但是，Mn/S小于70时，在钢材表面上S富集，妨碍软氮化处理时化合物层的形成，因此将Mn/S设定为70以上。图3是表示在后述的条件下软氮化处理时的Mn/S与化合物厚度的关系的图。由图3可知，通过将Mn/S设定为70以上，在软氮化处理后得到10 μ m以上厚度的化合物层。 另一方面，Mn/S超过30000时，S的无害化效果饱和，因此Mn/S的上限设定为30000。Al :0. 01 0.5%Al以Al氮化物的形式在钢中析出分散，由此对高频淬火处理时的奥氏体组织的细粒化有效地起作用，进而是提高淬火性使硬化层深度增大的元素。另外，是对切削性提高也有效的元素。因此，Al添加量需要设定为0.01%以上。在软氮化处理时与N形成化合物， 具有提高钢材的表层附近的N浓度的效果，是对表面疲劳强度提高也有效的元素。因此，Al 添加量需要设定为0.01%以上。另一方面，Al添加量超过0.5%时，由于析出物(Al氮化物)粗大化而使钢脆化，因此将上限设定为0. 5%。B:小于 0.0003%B即使会在钢中不可避免地含有，也通过将B的含有量限制为小于0. 0003 %，就不会损害本发明的效果。B :0. 0003 0. 005%如果在钢中添加B，则钢中的N与B化合，在钢中形成BN，但在高频加热时BN分解而成为B，将大幅改善淬火性，提高表面疲劳强度。为了得到该效果，B添加量需要设定为 0.0003%以上。另一方面，B添加量超过0.005%时，其效果饱和，而且也成为轧制、锻造时产生裂纹的原因，因此将0.005%作为上限。再者，BN在冷却速度慢的热处理、冷却速度通常慢的冷加工的冷却中形成。因此，在冷加工后、软氮化处理以及高频淬火前进行的切削加工时，BN使切削性提高，在进行切削加工后、通过高频淬火BN分解而形成淬火氮化层，该淬火氮化层使表面疲劳强度提高，因此适合制造要求高表面疲劳强度的机械结构用部件。S :0. 0001 0. 021%
S具有使切削性提高的效果。但是，S是通过在钢材表面上富集而在软氮化处理时妨碍N向钢材渗透的软氮化妨碍元素。S添加量超过0. 021%时，显著妨碍N向钢材的渗透，进而锻造性也显著劣化。因此，为了切削性提高，即使含有S，也需要设定为0. 021%以下。另一方面，S添加量的下限为工业上的限值0.0001%。再者，如上所述，以MnS的形式将S固定在钢中，使软氮化妨碍无害化，因此Mn/S的下限设定为70。另一方面，Mn/S超过 30000时，使软氮化妨碍无害化的效果饱和，因此Mn/S的上限需要设定为30000。N :0. 003 0. 0055%N形成各种氮化物从而对在高频淬火时的奥氏体组织的细粒化有效，为了得到该效果，N添加量需要设定为0. 003%以上。另一方面，添加过量N时，硬度上升，进而N与Al 化合而生成A1N，对切削性提高有效的固溶Al減少，因此切削性劣化。另外，过量添加的N 使高温范围的延展性降低，而且生成粗大AlN或粗大BN，因此使原材料显著脆化，在轧制或锻造时产生裂纹。因此，N添加量需要限制为0. 0055%以下。P :0. 0001 0. 03%P由于在晶界偏析而使韧性降低，因此优选尽可能降低，需要限制为0.03%以下。 P添加量的下限设定为工业上的限值0. 0001 %。0 :0. 0001 0. 0050% 以下0以Al2O3或S^2等氧化物类夹杂物的形式在钢中存在，在0较多时，这样的氧化物大型化。以该大型化的氧化物作为起点，动力传导部件出现破损，因此0含量需要限制在 0. 0050%以下。0含量越少越优选，因此更优选为0. 0020%以下，在以高寿命为目标的动力传导部件的情况下，进一步优选为0. 0015%以下。再者，0含量的下限设定为工业上的限值 0. 0001%。下面，对任意添加元素的规定理由进行说明。[钢材增强元素]W :0. 0025 0. 5%W是通过淬火性提高而提高表面疲劳强度的元素。但是，通过W的添加，钢材的硬度上升，切削性劣化，因此对W的添加有所限制。为了使淬火性提高、实现表面疲劳强度的大幅提高，W添加量优选为0.0025%以上。更优选为0.03%以上。另一方面，W添加量超过 0.5%时，其效果饱和，有损经济性，因此将0.5%作为上限。Cr :0.2 2.0%通过Cr的添加而具有使氮化特性和淬火层的软化阻力提高、且使表面压力疲劳强度提高的效果。为了得到该效果，Cr添加量优选为0.2%以上。另一方面，Cr添加量超过2. 0%时，切削性变差，因此Cr添加量的上限优选为2. 0%。Mo :0. 05 1.0%通过Mo的添加而具有使淬火层的软化阻力提高、且使表面疲劳强度提高的效果， 除此之外，还具有使淬火层强韧化而提高弯曲疲劳强度的效果。为了得到这些效果，Mo添加量优选为0. 05%以上。另一方面，Mo添加量超过1. 0%时，这些效果饱和，有损经济性， 因此Mo添加量的上限优选为1.0%。V :0.05 1.0%V通过添加而以氮化物的形式在钢中析出分散，对在高频淬火时使奥氏体组织细粒化有效。为了得到该效果，V添加量优选为0.05%以上。另一方面，V添加量超过1.0% 时，该效果饱和，有损经济性，因此V添加量的上限优选为1.0%。Nb :0. 005 0. 3%Nb通过添加而以氮化物的形式在钢中析出分散，对在高频淬火时使奥氏体组织细粒化有效。为了得到该效果，Nb添加量优选为0.005%以上。另一方面，Nb添加量超过 0. 3%时，该效果饱和，有损经济性，因此Nb添加量的上限优选为0. 3%。Ti :0. 005 0. 2%Ti通过添加而以氮化物的形式在钢中析出分散，对高频淬火时使奥氏体组织细粒化有效。为了得到该效果，Ti添加量优选为0.005%以上。另一方面，Ti添加量超过0.2% 时，析出物(Ti的氮化物)粗大化，使钢脆化，因此Ti添加量的上限优选为0.2%。Ni :0.05 2.0%通过M的添加而具有使韧性进一步提高的效果。为了得到该效果，Ni添加量优选设定为0.05%以上。另一方面，Ni添加量超过2.0%时，切削性变差，因此Ni添加量的上限优选为2.0%。Cu :0.01 2.0%Cu使铁素体强化，对淬火性、耐食性的提高有效。Cu添加量小于0. 01%时，观察不到该效果，因此Cu添加量优选为0.01%以上。另一方面，Cu添加量超过2.0%时，由淬火性提高而产生的机械性质的提高效果饱和，因此Cu添加量的上限优选为2.0%。再者，如果添加Cu，则使热延展性降低，容易成为轧制时产生瑕疵的原因，因此优选Cu与Ni同时添加。[弯曲强度提高元素]在机械结构用部件要求弯曲疲劳强度提高的情况下，可以在如下所示的范围内添加以下含量的Ca、Mg、&、Te中的1种或2种以上。Ca 0. 0005 0. 01%,Mg :0. 0005 0. 01%,Zr :0. 0005 0. 05%,Te :0. 0005 0. 1%Ca、Mg、Zr以及Te均是抑制在钢中存在的MnS的延伸、进一步使弯曲疲劳强度提高、难以产生齿轮的弯曲疲劳破坏、轴部件的花键底的疲劳破坏的元素。MnS的延伸抑制效果通过添加0. 0005%以上的Ca、0. 0005%以上的Mg、0. 0005%以上的Zr、0. 0005%以上的 Te 而得到的。因此，优选将 Ca 0. 0005%,Mg :0. 0005%,Zr :0. 0005%,Te :0. 0005%作为各自的添加量的下限。另一方面，添加Ca超过0. 01 %、Mg超过0. 01 %、&超过0. 05%、Te超过0. 时，MnS的延伸抑制效果饱和，有损经济性。因此，优选将Ca :0.01%,Mg :0. 01%、 Zr 0. 05%, Te :0. 1 %作为各自的添加量的上限。另外，除了上述规定的元素之外，在不损害本发明的效果的范围内，可以含有Hk Bi、Sn、Zn、Rem、Sb。下面，对钢部件的表层的淬火氮化层的厚度和硬度进行说明。本发明的钢部件是在软氮化处理后实施高频淬火而形成淬火氮化层的钢部件。形成淬火氮化层后的钢的表面硬化性以在300°C下进行了回火时的维氏硬度表示需要为650 以上。在300°C下进行了回火时的维氏硬度小于650时，软化阻力没有充分地增大，结果在高温化(约300°C )的工作面(钢部件表面)上产生裂纹而发生表面疲劳破坏。
在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上的范围优选为在从钢的表面至 0. 2mm的深度为止。在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上的范围在从钢的表面比0. 2mm浅时，钢部件无法耐受所负载的表面压力，特别是在约300°C的高温下无法耐受负载的表面压力，钢部件发生疲劳破坏。另外，淬火氮化层的厚度优选为0.4mm以上。这是由于，如果淬火氮化层的厚度小于0. 4mm，则钢部件负载高的表面压力时，产生表面裂纹，在以该表面裂纹为起点而发生破坏前，产生由散裂(spalling)导致的内部破坏，钢部件的疲劳寿命缩短。通过从钢部件取样进行硝酸乙醇溶液腐蚀后用光学显微镜观察的微观组织分布和从表面向芯部的硬度分布，可以判别在实际的钢部件中为软氮化处理后实施了高频淬火的钢部件。为了形成淬火氮化层而得到高表面疲劳强度，需要进行可以在钢最表层上形成化合物层(主要由i^3N、Fe4N等!^e氮化物构成的层)的软氮化处理。该化合物层中的!^e氮化物通过在软氮化处理后实施的高频加热而分解，使钢中充分量的N扩散，形成淬火氮化层。即，为了形成成为用于淬火氮化层形成的N供给源的化合物层，需要进行软氮化处理。 而且，在软氮化处理后实施高频淬火而得到的淬火氮化层显示出高的N浓度。为了在钢中使充分量的N扩散，变硬，并且较厚地形成能够使软化阻力、特别是淬火软化阻力提高的淬火氮化层，优选使软氮化处理后的化合物层的厚度为10 μ m以上。另外，软氮化处理温度优选为500 600°C的范围。软氮化处理温度超过600°C时， 无法使化合物层为IOym以上，而且化合物层中的N浓度也降低。另外，软氮化处理温度超过600°C时，也产生钢材的热变形、晶界氧化等。另一方面，软氮化处理温度低于500°C时， N向钢材的渗透显著降低，因此软氮化处理温度的下限优选为500°C。如果延长软氮化处理时间，则化合物层以及氮化层深度增大，该效果在约3小时时饱和，因此软氮化处理时间优选为1 3小时。软氮化处理后的冷却通过空冷、队气冷却、油冷等任意方法来进行。另外，作为软氮化处理，可以采用气体软氮化处理、盐浴软氮化处理中的任意一种。再者，作为向钢材表面供给氮而在钢材的最表层上形成ΙΟμπι以上的化合物层的方法，不仅可以采用软氮化处理，也可以采用氮化处理(是指仅在NH3下长时间处理的表面硬化方法，与在NH3和CO2的混合气氛(根据情况还混合队的混合气氛)下可以进行1 3 小时的短时间处理的软氮化处理，在工业上有区别)。本发明中，在能够以短时间在钢材的最表层上形成IOym以上的化合物层的方面，与氮化处理相比，更优选软氮化处理，但并不限定于软氮化处理。另外，为了将通过软氮化处理在钢材的最表层上形成的化合物层分解，使N向比该最表层更靠的钢材的内部扩散，得到在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上的高表面硬化性，需要在软氮化处理后将钢材通过高频加热进行奥氏体化，淬火，从而实施形成淬火氮化层的高频淬火。实施高频淬火时的加热方法必须考虑通过软氮化处理形成的化合物层的分解。高频加热温度设定为奥氏体相变点以上且低于900°C。另外，保持时间设定为0. 05 5秒。 再者，保持时间是指，从高频加热后的钢材的温度达到奥氏体相变点的时间点开始将钢材的温度保持在奥氏体相变点以上且低于900°C的范围的时间。图4表示考察高频淬火后的在从钢的表面至0. 2mm的深度为止的N浓度与在 300°C下进行了回火时的维氏硬度(Hv)的关系的结果。由图4可知，在从钢的表面至0. 2mm的深度为止的300°C回火维氏硬度为650以上的情况下，在从钢的表面至0. 2mm的深度为止的N浓度为0. 5%以上。另外，在高频加热的温度为900°C以上时，N不必要地扩散至内部，在从表面至 0. 2mm的深度为止的N浓度没有达到0. 5 %以上，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为 650以下，结果无法使表面疲劳强度提高。另外，高频加热的温度为900°C以上时，由于钢材表面的氧化层的增大，引起机械性质的劣化。另一方面，高频加热的温度为奥氏体相变点以下时，钢材不会发生马氏体相变，因此无法得到高表面硬度。保持时间不足0. 05秒时，化合物层的分解、化合物层分解而生成的N的扩散变得不充分。另一方面，保持时间超过5秒时，N不必要地扩散至内部，在从钢的表面至0. 2mm的深度为止的N浓度没有达到0. 5%以上，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以下，
结果无法使表面疲劳强度提高。关于进行高频加热时的频率，如果为小部件则优选为约400kHz，如果为大部件则优选为约5kHz。用于淬火的冷却介质可以使用在水、聚合物淬火材料等水系且冷却能力大的介质。高频淬火后，基于一般的渗碳淬火品，优选实施约150°C的低温回火来确保部件的韧性。下面，对本发明的钢材以及钢部件的表层组织进行说明。本发明的钢材以及钢部件由于在软氮化处理后实施高频淬火，因此在从表面至深 5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。例如，对于由于通过齿轮的滚动所导致的表面疲劳出现破坏的构件来说，工作面的润滑很重要，如果润滑不充分，则部件之间接触，由此产生烧结和粘附，产生表面疲劳破坏。为了形成充分的润滑膜，以在工作面上不间断地形成润滑剂油膜的方式设置储油器是有效的。本发明的钢材以及钢部件具有通过如下得到的淬火氮化层，即在钢材的最表层上通过软氮化处理形成i^3N、Fe4N等!^e氮化物主体的化合物层后，通过高频加热来分解这些狗氮化物，同时使钢进行奥氏体化，实施淬火处理。该淬火氮化层是通过化合物层中的 Fe氮化物分解、该分解的N向钢材内部扩散而形成的。在该形成过程中，化合物层中的氮化物存在的部位成为多个分散的空孔，从而淬火氮化层成为硬质的多孔层。这些多个分散的空孔作为储油器发挥作用，由此润滑效果提高，钢材的耐磨损性、耐久性进一步提高。空孔的尺寸以当量圆直径计为0. 1 Ιμπι，密度为10000个/mm2以上，这些空孔在从表面至5μπι以上的深度存在时，作为储油器有效地发挥作用。这样的空孔通过控制软氮化处理和高频加热的条件而得到。在软氮化处理后的化合物层中也存在少量空孔，因此具有作为储油器的功能，但软氮化处理后的化合物层极脆，无法耐受大的表面压力，因此软氮化处理后的钢材导致表面疲劳破坏。空孔的尺寸以当量圆直径计超过Iym时，钢部件的表面粗糙度变差，成为点蚀等表面疲劳破坏的起点，使表面疲劳强度降低。另一方面，在空孔的尺寸以当量圆直径计低于 0. Iym的情况下，不能得到作为储油器充分的功能。空孔的密度不足10000个/mm2时，不能作为储油器有效发挥作用。另外，通常来说齿轮等滑动构件被使用至从构件的表面磨损约5 μ m，因此空孔优选在从钢部件的表面至5 μ m以上的深度存在。该空孔的尺寸和密度依赖于软氮化处理以及高频加热的条件。为了得到作为储油器有效发挥作用的空孔的尺寸和密度，优选使软氮化处理温度为580°C以上且低于600°C， 使高频加热温度为880°C以上且低于900°C，使保持时间为1 4秒。再者，这些条件当然满足用于得到具有高表面疲劳强度的钢材以及钢部件所具备的淬火氮化层的条件。另外，淬火后的表层为马氏体组织、芯部为铁素体-珠光体组织的状态。这是由于，通过仅使表层发生马氏体相变，对表层赋予压缩残留应力，使表面疲劳强度提高。如果直到芯部发生马氏体相变，则表层的压缩残留应力減少，表面疲劳强度降低。再者，上述内容只不过例示本发明的实施方式，在权利要求书记载的范围内可以进行各种変更。实施例以下，通过实施例进一步说明本发明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨，在实现本发明的目的的范围内，可以采用各种条件。对具有表1 2以及表4 5所示的成分组成的各钢材实施锻造和退火后，制作具有直径为沈讓、宽度为^mm的圆筒部的小滚轴试验片和直径为130mm、宽度为18mm的大滚轴试验片来作为用于评价表面疲劳强度的滚轴点蚀试验片。小滚轴试验片以及大滚轴试验片进行软氮化处理(在表3以及表6所示的温度下进行2小时氮化后，进行队气冷却，氮化气体组成为N2 (0. 45Nm3/小时)+NH3 (0. 5Nm3/小时)+CO2 (0. 05Nm3/小时))，接着实施高频淬火(频率为100kHz)。高频淬火时的冷却介质使用自来水或聚合物淬火剂。之后，在150°C下进行60分钟的回火处理，供作疲劳试验。使用制作的小滚轴试验片和大滚轴试验片，进行标准的表面疲劳试验即滚轴点蚀疲劳试验。关于滚轴点蚀疲劳试验，在小滚轴试验片上以各种赫兹应力(表面压力)按压大滚轴试验片，以滑动率为-40% (大滚轴试验片的周速在小滚轴试验片与大滚轴试验片的接触部比小滚轴试验片大40%)进行试验。再者，小滚轴试验片与大滚轴试验片在接触部处的旋转方向相同。另外，供给到小滚轴试验片与大滚轴试验片的接触部的齿轮油的油温为 900C。试验停止次数设定为表示通常的钢的疲劳极限的1000万次(IO7次)，小滚轴试验片不产生点蚀，将达到1000万次的转速的最大赫兹应力作为小滚轴试验片的疲劳极限。对点蚀产生所进行的检测是通过试验机所具备的振动计来进行的，在振动检测后，使小滚轴试验片和大滚轴试验片两者的旋转停止，确认点蚀的产生和转速。另外，制作直径为^mm、长度为IOOmm的圆筒状的硬度测定试验片以用作回火软化阻力评价用。硬度测定试验片在与小滚轴试验片以及大滚轴试验片的相同条件下实施软氮化处理以及实施高频淬火。之后，在300°C下进行60分钟回火处理，断面切断后，用维氏硬度计测定从硬度测定试验片的表面向芯部的硬度分布。再者，在高频淬火后的硬度测定试验片是表层为马氏体组织、芯部为铁素体-珠光体组织的状态。另外，同时用EPMA测定从在硬度测定试验片的表面到0. 2mm的深度的N浓度。尺寸以当量圆直径计为0. 1 Ιμπι的空孔的密度是通过下述方法来求出的将在与小滚轴试验片以及大滚轴试验片的相同条件下实施软氮化处理以及高频淬火后的硬度测定试验片在与轧制成直角的断面切断，进行树脂埋入，并进行镜面研磨，然后将所得的试验片的最表层部进行图像处理。图像处理以3000倍进行40个视野以上，其中每个视野为 50 μ m2。将经图像处理而求出的空孔数换算为每Imm2的空孔数。另外，制作直径为45mm、长度为IOOmm的圆筒试验片用作切削性评价用。切削性在软氮化处理以及高频淬火前的原材料的状态下进行评价，因此切削性评价用试验片为锻造、退火后的状态。切削性评价为使用生产齿轮、机轴等汽车部件所用的NC机械加工中心的MQL (最少润滑量；Minimum Quantity Lubrication)的深穴穿孔试验，测定在表7所示的条件下穿孔时直至钻头折损的穿孔个数。其中，将实现了 1000个以上穿孔的试验片作为切削性良好，并停止试验。表3以及表6中示出了结果。如表3所示可知，实施例1 40的发明例均是滚轴点蚀疲劳试验的1000万次(IO7次)时的表面疲劳强度(最大赫兹应力)为3700MPa以上的高值，具有优良的表面疲劳强度，从而确认相对于表6所示的实施例41 62的比较例可以得到良好的结果。由于这样优良的表面疲劳强度，本发明的钢材以及钢部件在不用说在常温下、即使在约300°C的高温下也可以用于负载高表面压力的构件。例如实施例1 8的发明例为适量添加有Si、Mn、Al的钢，通过由低于600°C的软氮化处理而形成的10 μ m以上厚度的化合物层、和之后在奥氏体相变点以上且900°C以下进行0. 08 4. 9秒的高频淬火，得到在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，结果确认得到了优良的表面疲劳强度。另外，实施例1 8的发明例的淬火氮化层厚度为0. 4mm 以上，还同时确认了从表面到0.2mm的位置的N浓度高。另外还确认了，通过使穿孔个数为 1000个以上，在锻造后(软氮化处理以及高频淬火前)的切削性也优良。另外，实施例9 M的添加了任意添加元素的试验片也显示出滚轴点蚀疲劳试验的1000万次(IO7次)时的表面疲劳强度(最大赫兹应力)为3700MPa以上的高值，确认得到了良好的表面疲劳强度。实施例25 40的发明例在从淬火氮化层的表面到5 μ m的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上，显示出滚轴点蚀疲劳试验的1000万次 (IO7次)时的表面疲劳强度(最大赫兹应力)为3700MPa以上的高值，确认得到了良好的
表面疲劳强度。与此相对，对于将成分组成在本发明范围之外的钢在软氮化处理后实施了高频淬火的实施例41 62的比较例，疲劳试验寿命均显示出1000万次(IO7次)寿命时的表面疲劳强度(最大赫兹应力)不足3700MPa的值，与发明例相比，确认表面疲劳强度变差。实施例42的比较例中B添加量超出了本发明的上限，实施例43的比较例中N添加量超出了本发明的上限，因此钢显著脆化，在锻造时产生裂纹，无法进行评价。
实施例44、48的比较例中Mn/S低，不能防止S向钢材表面富集，因此软氮化处理后的化合物层的厚度薄，在300°C下进行了回火时的维氏硬度小于650，结果表面疲劳强度 (最大赫兹应力)低。另外，高频淬火后的钢部件的淬火氮化层厚度薄，小于0.4mm，在从表面至0. 2mm的深度为止的N浓度也低。实施例49的比较例由于Mn/S低，因此化合物层的厚度薄，在300°C下进行了回火时的维氏硬度小于650，结果确认，表面疲劳强度(最大赫兹应力)低。实施例51 M的比较例的成分组成在本发明的范围内，但在3000C下进行了回火时的维氏硬度小于650，结果确认，最大赫兹应力不足3000MPa。这是由于，实施例51 M 虽然软氮化处理后的化合物层的厚度均充分，但实施例51的高频加热温度过高，因此N不必要地扩散至钢材的内部，虽然淬火氮化层的厚度充分，为0. 65mm，但300°C回火的维氏硬度为506，小于650，另外由于在钢材表面上形成氧化层，因此使表面疲劳强度(最大赫兹应力)降低。在从钢材的表面至0. 2mm深度为止的N浓度也低至0. 09%。实施例53由于保持时间(高频加热时间)过长，因此N不必要地扩散至钢材的内部，虽然淬火氮化层的厚度充分，为0. 70mm,但300°C回火下的维氏硬度为M0，小于650，结果表面疲劳强度(最大赫兹应力)低。另外，在从钢材的表面至0. 2mm的深度为止的N浓度也低至0. 20%。实施例55 56的比较例在300°C下进行了回火时的维氏硬度小于650，结果确认，表面疲劳强度(最大赫兹应力)不足3000MPa。这是由于软氮化处理后的化合物层薄， 由此淬火氮化层的厚度也薄。例如，实施例56中，虽然成分组成满足本发明的范围，但软氮化处理温度过低，因此化合物层薄，在300°C下进行了回火时的维氏硬度小于650，结果表面疲劳强度(最大赫兹应力)低。另外，淬火氮化层的厚度薄，为0. 16mm。实施例57的比较例中的Mn添加量比本发明的范围少，S添加量比本发明的范围多，Mn/S比本发明的范围小，而且软氮化处理温度也过高，因此化合物层薄，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为387，小于650，结果确认，表面疲劳强度(最大赫兹应力)低。 另外，淬火氮化层的厚度薄，为0. 15mm,在从钢材表面至0. 2mm的深度为止的N浓度低，为 0. 08%。实施例58 60的比较例在300°C下进行了回火时的维氏硬度小于650，结果表面疲劳强度(最大赫兹应力)低。这是由于，实施例58 60中化合物层均薄，高频加热条件也不适当，因此淬火氮化层薄。例如，实施例58中，Mn添加量比本发明的范围低，Mn/S比本发明的范围小，因此化合物层薄，而且高频加热温度高，所以在300°C下进行了回火时的维氏硬度为507，小于650，结果表面疲劳强度(最大赫兹应力)低。另外，淬火氮化层厚度薄，为0. 14mm,在从钢材的表面至0. 2mm的深度为止的N浓度低，为0. 07%。实施例62的比较例中，Mn/S为15，比本发明的范围低，软氮化处理温度高，因此化合物层薄，而且高频加热温度高，因此300°C回火下的维氏硬度小于650，结果表面疲劳强度(最大赫兹应力)S^OOMPa，非常低。另外，淬火氮化层的厚度薄，为0.23mm，在从钢材的表面至0. 2mm的深度为止的N浓度低，为0. 16%。由上述确认了，适量添加Si、Mn、Al，将使Mn/S在适当范围的钢进行软氮化处理， 之后实施高频淬火，具有在300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上的表面硬化性的发明例，显示出最大赫兹应力为3700MPa以上的优良的表面疲劳强度。表权利要求
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 :0. 35 小于 1. 5% 以及 Al :0. 01 0. 5%,且限制为 B 小于 0. 0003%,S 0. 0001 0. 021%,N :0. 003 0. 0055%,P :0. 0001 0. 03% 以及 0 0. 0001 0. 0050%,Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下， 余量由!^e和不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。
2.一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%,Μη :0. 35 小于 1. 5%, Al 0. 01 0. 5% 以及 B 0. 0003 0. 005%,且限制为 S 0. 0001 0. 021 N 0. 003 0. 0055%, P :0. 0001 0. 03% 以及 0 0. 0001 0. 0050%,Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下， 余量由Fe以及不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。
3.根据权利要求1或2所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，所述钢以质量％ 计还含有 W :0· 0025 0. 5%、Cr 0. 2 2. 0%、Mo 0. 05 1. 0%、V 0. 05 1. 0%、Nb 0. 005 0. 3%,Ti 0. 005 0. 2%,Ni :0. 05 2. 0% 以及 Cu :0. 01 2. 0%中的 1 种或 2 种以上。
4.根据权利要求1或2所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，所述钢以质量％计还含有 Ca 0. 0005 0. 01%、Mg :0. 0005 0. 01%、Zr :0. 0005 0. 05% 以及 Te 0. 0005 0. 中的1种或2种以上。
5.一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 :0. 35 小于 1. 5% 以及 Al :0. 01 0. 5%,含有 W :0. 0025 0. 5%, Cr :0. 2 2. 0%, Mo :0. 05 1. 0%, V :0. 05 1. 0%, Nb 0. 005 0. 3%,Ti 0. 005 0. 2%,Ni :0. 05 2. 0% 以及 Cu :0. 01 2. 0%中的 1 种或 2 种以上，含有 Ca 0. 0005 0. 01 %、Mg :0. 0005 0. 01 %、Zr :0. 0005 0. 05 % 以及 iTe 0. 0005 0. 中的1种或2种以上，并且限制为 B 小于 0. 0003 %、S :0. 0001 0. 021 %、N :0. 003 0. 0055 P 0. 0001 0. 03% 以及 0 :0. 0001 0. 0050%, Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下， 余量由Fe以及不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。
6.一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%,Μη :0. 35 小于 1. 5%, Al 0. 01 0. 5% 以及 B 0. 0003 0. 005%,含有 W :0· 0025 0. 5%, Cr 0. 2 2. 0%, Mo 0. 05 1. 0%, V 0. 05 1. 0%, Nb (0. 005 0. 3%,Ti 0. 005 0. 2%,Ni :0. 05 2. 0% 以及 Cu :0. 01 2. 0%中的 1 种或 2 种以上，含有 Ca 0. 0005 0. 01 %、Mg :0. 0005 0. 01 %、Zr :0. 0005 0. 05 % 以及 iTe 0. 0005 0. 中的1种或2种以上，并且限制为 S 0. 0001 ~ 0. 021%, N 0. 003 0. 0055%, P :0. 0001 0. 03% 以及 0 0. 0001 0. 0050%,Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下， 余量由Fe以及不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火，从而具有下述的表面硬化性在 300°C下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。
7.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求1或2所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。
8.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求1或2所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。
9.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求1或2所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 1 μ m的空孔存在10000 个/mm2以上。
10.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求3所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。
11.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求3所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/Wi2以上。
12.—种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求3所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 Iym的空孔存在10000 个/mm2以上。
13.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求4所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。
14.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求4所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/Wi2以上。
15.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求4所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 Iym的空孔存在10000 个/mm2以上。
16.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求5所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。
17.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求5所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。
18.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求5所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 Iym的空孔存在10000 个/mm2以上。
19.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求6所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上。
20.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求6所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5 μ m以上的深度为止，以当量圆直径计为 0. 1 1 μ m的空孔存在10000个/mm2以上。
21.一种机械结构用钢部件，其特征在于，对权利要求6所述的表面硬化用机械结构用钢在氮化处理后实施高频淬火从而形成淬火氮化层，在从所述表面硬化用机械结构用钢的表面至0. 2mm的深度为止，在300°C下进行了回火时的维氏硬度为650以上，在从所述淬火氮化层的表面至5μπι以上的深度为止，以当量圆直径计为0. 1 Iym的空孔存在10000 个/mm2以上。
全文摘要
本发明涉及一种表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计含有C0.3～0.6％、Si0.02～2.0％、Mn0.35～小于1.5％以及Al0.01～0.5％，且限制为B小于0.0003％、S0.0001～0.021％、N0.003～0.0055％、P0.0001～0.03％以及O0.0001～0.0050％，Mn与S之比Mn/S满足70以上且30000以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，该机械结构用钢在氮化处理后实施了高频淬火时，具有下述的表面硬化性在300℃下进行了回火时的维氏硬度达到650以上。
文档编号C21D9/32GK102282282SQ201080004673
公开日2011年12月14日 申请日期2010年1月15日 优先权日2009年1月16日
发明者宫西庆, 小泽修司, 桥村雅之, 水野淳 申请人:新日本制铁株式会社