专利名称：冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材及冷锻氮化部件的制作方法
技术领域：
本发明涉及冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材以及冷锻氮化部件。具体而言，涉及冷锻性和冷锻后的切削性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的处理的部件具备高的芯部硬度和表面硬度、以及深的有效硬化层深度，适于用作冷锻氮化部件的原材料的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材、以及使用其得到的冷锻氮化部件。本发明中所称的“氮化”，不仅包括作为“使N侵入、扩散”处理的“氮化”，还包括作为“使N和C侵入、扩散”处理的“软氮化”。因此，以下的说明中，有时包括“软氮化”在内仅称为“氮化”。另外，上述“冷锻氮化”指的是进行“冷锻”后进一步实施“氮化”处理。
背景技术：
对于齿轮、带式无级变速机(以下称为“CVT”)用滑轮等汽车的变速箱等中使用的机械结构用部件，从弯曲疲劳强度提高、点蚀强度提高和耐磨耗性提高的观点考虑，通常实施表面硬化处理。作为代表性的表面硬化处理，有渗碳淬火、高频淬火、氮化等。上述表面硬化处理中，渗碳淬火为下述处理:通常使用低碳钢，在Ac3点以上的高温的奥氏体区域使C侵入、 扩散后，进行淬火的处理。渗碳淬火具有得到高的表面硬度和深的有效硬化层深度的优点，但是由于为伴随有相变的处理，存在热处理变形增大的问题。因此，要求高的部件精度时，在渗碳淬火后需要磨削、珩磨等精加工。另外还存在生成在表层的晶界氧化层、不完全淬火层等所谓“渗碳异常层”成为弯曲疲劳等的破坏起点，使疲劳强度降低的问题。高频淬火为急速加热到Ac3点以上的高温的奥氏体区域、并进行冷却而进行淬火的处理。虽然具有比较容易调整有效硬化层深度的优点，但是并不是如渗碳那样使C侵入、扩散的表面硬化处理，因此为了得到必要的表面硬度、有效硬化层深度和芯部硬度，通常使用C量比渗碳用钢高的中碳钢。但是，中碳钢由于原材料硬度比低碳钢高，因此存在切削性降低的问题。另外，需要对各个部件分别制作高频加热线圈。与此相对，氮化为在Ac1点以下的400 550°C左右的温度下，使N侵入、扩散而得到高的表面硬度和适当的有效硬化层深度的处理。与渗碳淬火和高频淬火相比，处理温度低，因此具有热处理变形小的优点。另外，氮化中软氮化为在Ac1点以下的500 650°C左右的温度下，使N和C侵入、扩散而得到高的表面硬度的处理，由于处理时间短、为数小时，因此为适于大量生产的处理。进而，随着近来的以抑制全球变暖为背景的减少温室效应气体的潮流，期待减少热锻和渗碳淬火之类高温下保持的工序。因此氮化是顺应时代的处理。但是，以往的氮化用钢存在以下的〈1> 〈3>所述的问题。〈1>氮化为不进行从高温的奥氏体区域的淬火处理的表面硬化处理、即为不能进行伴随有马氏体相变的强化的表面硬化处理。因此，为了使氮化部件确保所希望的芯部硬度而需要含有大量的合金元素，结果难以利用冷锻进行成型加工，需要利用热锻等进行成型加工。〈2>作为代表性的氮化用钢，有JIS G 4053(2008)中规定的铝铬钥钢(SACM645)。但是，该钢虽然由于Cr、Al等在表面附近生成氮化物，可以得到高的表面硬度，但是由于有效硬化层浅，因此不能确保高的弯曲疲劳强度。<3>氮化中软氮化由于在500 650°C左右的温度区域保持数小时，因此部件的芯部易回火软化。其结果，对于负荷高表面压力的部件而言，芯部易产生塑性变形，接触面凹陷而变形。因此，为了解决前述问题，例如专利文献I和专利文献2中公开了氮化相关的技术。专利文献I中公开了目的在于提供轧制后的硬度按维氏硬度计为200以下、软氮化性和冷锻性优异的软氮化用钢的“冷锻性优异的软氮化用钢”。上述“软氮化用钢”，按质量％ 计含有 C:0.05 0.25%,Si:0.50% 以下、Mn:0.55% 以下、Cr:0.50 2.00%,V:0.02 0.35%和Al:0.005 0.050%，根据需要进而含有Nb:0.02 0.35%，剩余部分由Fe和杂质
元素组成。专利文献2中公开了表面硬化层硬、且有效硬化层深度深、另外能够得到必要的芯部硬度、同时切削等机械加工量少的“氮化处理部件的制造方法”。上述“氮化处理部件的制造方法”为对具有下述组成的钢材，在氮化处理之前进行V的析出控制热处理，然后进行冷加工后，进而实施氮化处理的技术:按质量％计含有C:0.10 0.40%,S1:0.10 0.70%、Mn:0.20 1.50%,Cr:0.50 2.50% 和 V:0.05 0.60%，根据需要进而含有 Al、Mo、T1、Nb、Ta、B、S、Pb、Te、Se、Ca、Bi和Sb中的一种或两种以上，剩余部分实质上由Fe组成。现有技术文献专利文献专利文献1:日本特开平5-171347号公报专利文献2:日本特开平7-102343号公报
发明内容
发明要解决的问题
前述专利文献I中公开的钢，其冷锻性、冷锻后的切削性、耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性未必全部优异。另外，有效硬化层深度指的是按维氏硬度(以下有时称为“HV”)计为400以上的深度，不具有充分的有效硬化层深度。专利文献2中公开的钢中含有大量的合金元素。因此，若以大的加工度进行冷锻，则未必能够确保充分的冷锻性，有可能存在问题。本发明是鉴于上述现状而提出的，其目的在于，提供一种冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材，其冷锻性和冷锻后的切削性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度，适于用作冷锻氮化部件的原材料。具体而言，本发明的目的在于，提供一种冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材，其冷锻之前的硬度按HV计为160以下，冷锻后切削阻力低、且切屑处理性也优异，进而能够得到实施了冷锻和氮化后的芯部硬度按HV计为220以上、表面硬度按HV计为650以上以及有效硬化层深度为0.20mm以上的硬度特性，能够用作冷锻氮化部件的原材料。另外，本发明的目的还在于，提供使用上述冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材得到的冷锻氮化部件。用于解决问题的方案如前述所述那样，氮化为不进行从奥氏体区域的淬火处理的表面硬化处理、即为不能进行伴随有马氏体相变的强化的表面硬化处理。因此，为了使氮化部件确保所希望的芯部硬度而需要含有大量的合金元素，但是此时难以利用冷锻进行成型加工。因此，本发明人等，为了解决前述问题，首先作为不进行热锻和渗透淬火之类高温保持就得到机械结构用部件的方法，对通过冷锻而实施成型加工，通过氮化进行表面硬化处理，由此可以确保作为机械结构用部件必要的芯部硬度、表面硬度和有效硬化层深度的技术方案进行了研究。其结果，得出以下技术思路:若将合金元素量抑制在必要最小限度来确保优异的冷锻性，通过利用冷锻实现的加工硬化和氮化温度下的时效硬化的复合效果，可以得到高的芯部硬度，则可以确保高的芯部硬度和良好的冷锻性的相反的特性两者。因此，本发明人等基于上述技术思路，进而反复实验，得到下述(a) (e)的发现。(a)若使钢中含有Cr和Al，则通过氮化可以提高表面硬度。(b)为了通过氮化而得到更高的表面硬度、并且在氮化温度下增大时效硬化量，在限制钢中的N的含量的基础上、含有V是有效的。进而，若含有Mo则可以得到更大的时效硬化量。 (c)另一方面，若含有Cr和V则冷锻性降低。为了不降低芯部硬度、并确保冷锻性而限制各成分元素的含量是有限度的。但是，若不仅限制N的含量，而且将C、S1、Mn、Cr、Mo和V的含量限制在特定的范围内，则即使含有Cr和V，也可以确保优异的冷锻性。其结果，由于可以以大的加工度进行冷锻，因此可以利用加工硬度实现强化。(d)进而，若将钢的C、Mn、Cu、N1、Cr、Mo和V的含量限制在特定范围内，则冷锻后可以赋予优异的切削性。(e)通过上述加工硬化和时效硬化，可以确保作为机械结构用部件必要的高的芯
部硬度。本发明是基于上述发现而完成的，其要旨在于，下述(I) (5)所示的冷锻氮化用钢、(6)所示的冷锻氮化用钢材和(7)所示的冷锻氮化部件。(I) 一种冷锻氮化用钢，其特征在于，其具有下述化学组成:按质量％计含有:C:0.01 0.15%、Si:0.35% 以下、Mn:0.10 0.90%、P:0.030% 以下、S:0.030% 以下、Cr:0.50 2.0%、V:0.10 0.50%、A1:0.01 0.10%、N:0.0080% 以下和 O:0.0030% 以下，剩余部分由Fe和杂质组成，进而下述(I)式所示的Fnl为160以下、⑵式所示的Fn2为20 80、(3)式所示的Fn3为160以上、并且⑷式所示的Fn4为90 170，Fnl=399 X C+26 X Si+123 XMn+30 X Cr+32 XMo+19 XV (I)Fn2= (669.3 X logeC_1959.6 X logeN_6983.3) X (0.067 XMo+0.147 XV) (2)Fn3=140 X Cr+125 X Al+235 X V (3)Fn4=511 X C+33 X Mn+56 X Cu+15 X Ni+36 X Cr+5 X Mo+134 X V(4)
上述(I) (4)式中的C、S1、Mn、Cr、Mo、V、N、Al、Cu和Ni指的是该元素的按质
量％计的含量。(2)根据上述(I)所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有Mo:0.50%以下来替代Fe的一部分。(3)根据上述⑴或(2)所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自Cu:0.50%以下和N1:0.50%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。(4)根据上述(I) (3)中任一项所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自T1:0.20%以下、Nb:0.10%以下和Zr:0.10%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。(5)根据上述(I) (4)中任一项所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自 Pb:0.50% 以下、Ca:0.010% 以下、B1:0.30% 以下、Te:0.30% 以下、Se:0.30% 以下和Sb:0.30%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。(6) 一种冷锻氮化用钢材，其特征在于，其具有上述(I) (5)中任一项所述的化学组成，组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，并且铁素体的面积率为70%以上，利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量为0.10%以下。(7) 一种冷锻氮 化部件，其特征在于，其具有上述(I) (5)中任一项所述的化学组成，芯部硬度按维氏硬度计为220以上，表面硬度按维氏硬度计为650以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。作为剩余部分的“Fe和杂质”中的“杂质”，指的是在工业上制造钢铁材料时，从作为原材料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质。“铁素体-珠光体组织”指的是铁素体与珠光体的混合组织，“铁素体-贝氏体组织”指的是铁素体与贝氏体的混合组织，“铁素体-珠光体-贝氏体组织”指的是铁素体、珠光体与贝氏体的混合组织。“铁素体的面积率”不包括与渗碳体一起构成珠光体的铁素体的面积率。发明的效果本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材，其冷锻性和冷锻后的切削性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的处理的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度。因此，适于用作冷锻氮化部件的原材料。另外，本发明的冷锻氮化部件由于耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，可以适于用作齿轮、CVT用滑轮等汽车的变速箱等中使用的机械结构用部件。
图1为表示实施例中使用的冷锻时的变形阻力测定用平滑试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。图2为表示实施例中使用的冷锻时的临界压缩率测定用切口试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。图3为表示实施例中使用的氮化后的硬度等的测定用圆棒试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图4为表示从实施例中使用的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片的冷拔材切出的状态下的粗制形状的图。图中的尺寸的单位为图5为表示实施例中使用的耐磨耗性调查用块状试验片A的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。图6为表示实施例中使用的耐变形性调查用块状试验片B的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。图7为表示实施例中，对图3 图6所示的试验片实施的软氮化的加热曲线的图。图8为表示实施例中使用的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片的精加工形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。图9为对于实施例的使用NC车床进行车削加工而产生的切屑的长度进行说明的图。
图10为对实施例中实施的环块式磨耗试验方法进行说明的图。图11为表示实施例的环块式磨耗试验中使用的环状试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。图12为表示实施例中对精加工磨削之前的环状试验片实施的气体渗碳淬火-回火的加热曲线的图。图13为对实施例中实施的环块式磨耗试验后的磨耗深度的测定方法进行说明的图。图14为对实施例中实施的压入试验的方法进行说明的图。图15为表示实施例的压入试验中使用的压入试验治具的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。图16为对式(I)所示的Fnl与实施例的调查I中的冷加工之前的硬度(HV)的关系进行整理而得到的图。图17为对式(I)所示的Fnl与实施例的调查5中的冷锻中的变形阻力的关系进行整理而得到的图。图18为对式(I)所示的Fnl与实施例的调查6中的冷锻中的临界压缩率的关系进行整理而得到的图。图19为对式⑵所示的Fn2与实施例的调查8中的氮化后的芯部硬度(HV)的关系进行整理而得到的图。图20为对式(2)所示的Fn2与实施例的调查11中的压入变形量的关系进行整理而得到的图。图21为对式(3)所示的Fn3与实施例的调查8中的氮化后的表面硬度(HV)的关系进行整理而得到的图。图22为对式(3)所示的Fn3与实施例的调查9中的旋转弯曲疲劳强度的关系进行整理而得到的图。图23为对式(3)所示的Fn3与实施例的调查10中的磨耗深度的关系进行整理而得到的图。图24为对式(4)所示的Fn4与实施例的调查7中的切削阻力的关系进行整理而得到的图。
具体实施例方式以下对本发明的各特征进行具体说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”指的是“质量％”。⑷化学组成:C:0.01 0.15%C是为了确保冷锻氮化部件的弯曲疲劳强度和芯部硬度而必要的元素，需要0.01%以上的含量。但是，若C的含量过多，则硬度提高，冷锻性降低。因此，设定上限，使C的含量为0.01 0.15%。C的含量优选为0.03%以上，另外优选为0.10%以下。Si:0.35% 以下Si是以杂质形式含有在钢中的元素。另一方面，也是具有脱氧作用的元素。若Si含量过多，则硬度提高，冷锻性降低。因此，设定上限，使Si的含量为0.35%以下。为了得到脱氧作用，Si优选为0.02%以上的含量。Si的含量优选为0.02%以上，另外优选为0.15%以下。Mn:0.10 0.90%Mn具有确保冷锻氮化部件的弯曲疲劳强度和芯部硬度的作用和脱氧作用。为了得到这些效果，需要0.10%以上的含量。但是，若Mn的含量过多，则硬度提高，冷锻性降低。因此，设定上限，使Mn的含量为0.10 0.90%。Mn的含量优选为0.10%以上，另外优选为0.70%以下。P:0.030% 以下P是含有在钢中的杂质。若P的含量过多，则在晶界偏析的P有可能使钢脆化。因此，设定上限，使P的含量为0.030%以下。更优选的P的含量为0.020%以下。S:0.030% 以下S是含有在钢中的杂质。另一方面，若积极地含有S，则与Mn结合而形成MnS，具有提高切削性的效果。但是，若S的含量超过0.030%，则形成粗大的MnS而热加工性和弯曲疲劳强度降低。因此，使S的含量为0.030%以下。S的含量优选为0.015%以下。需要说明的是，为了得到提高切削性的效果的情况下，S的含量优选为0.003%以上，进一步优选为0.005% 以上。Cr:0.50 2.0%Cr在氮化时与N结合而生成氮化物，提高氮化中的表面硬度，具有确保冷锻氮化部件的弯曲疲劳强度和耐磨耗性的效果。但是，Cr的含量不足0.50%时，得不到前述效果。另一方面，若Cr的含量超过2.0%则变硬而冷锻性降低。因此，使Cr的含量为0.50 2.0%。Cr的含量优选为0.70%以上，另外优选为1.5%以下。V:0.10 0.50%
V在氮化时与C或/和N结合而形成碳化物、氮化物和碳氮化物，具有提高表面硬度的效果。另外，通过氮化温度下的时效硬化作用、即形成碳化物，从而具有提高芯部硬度的效果。为了得到这些效果，需要含有0.10%以上的V。但是，若V的含量多，则不仅硬度变得过高，而且冷锻性降低。因此，设定上限，使V的含量为0.10 0.50%。V的含量优选为0.15%以上，另外优选为0.40%以下。
Al:0.01 0.10%Al具有脱氧作用。另外，在氮化时与N结合而形成A1N，具有提高表面硬度的效果。为了得到这些效果，需要含有0.01%以上的Al。但是，若Al的含量过多，则不仅形成硬质且粗大的Al2O3而冷锻性降低，而且存在氮化中的有效硬化层变浅、结果弯曲疲劳强度和点蚀强度降低的问题。因此，设定上限，使Al的含量为0.01 0.10%。Al的含量优选为0.02%以上，另外，优选为0.07%以下。N:0.0080% 以下N是含有在钢中的杂质，与C 一起与V等元素结合而形成碳氮化物。若热轧时析出碳氮化物，则硬度提高，冷锻性降低。另外，也不能充分得到利用氮化温度下的时效硬化实现的芯部硬度提高效果。因此，需要限制N的含量，使N的含量为0.0080%以下。优选的N的含量为0.0070%以下。O:0.0030% 以下0(氧)是含有在钢中的杂质，形成氧化物系的夹杂物，成为夹杂物起点的疲劳破坏的原因，使弯曲疲劳强度降低。若O的含量超过0.0030%，则弯曲疲劳强度的降低显著。因此，使O的含量为0.0030%以下。需要说明的是，优选的O含量为0.0020%以下。Fnl:160 以下对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，下述(I)式所示的Fnl必须为160以下。其中，(I)式中的(:、51、1111、(>、10和￥指的是该元素的按质量％计的含量。Fnl=399 X C+26 X Si+123 XMn+30 X Cr+32 XMo+19 XV (I)上述Fnl是成为冷锻性的指标的参数。若Fnl为160以下，则冷锻之前的硬度降低而可以确保良好的冷锻性。另一方面，若Fnl超过160，则冷锻之前的硬度变得过高，冷锻性降低。Fnl优选为80以上，另外，优选为150以下。Fn2:20 80对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，下述(2)式所示的Fn2必须为20 80。其中，⑵式中的C、N、Mo和V指的是该元素的按质量％计的含量。Fn2= (669.3 X logeC_1959.6 X logeN_6983.3) X (0.067 XMo+0.147 XV) (2)上述Fn2是成为利用冷锻后的氮化实现的时效硬化量、即利用氮化实现的芯部硬度的提高量的指标的参数。若Fn2为20以上，则氮化后的时效硬化量增大，芯部硬度提高。但是，若Fn2超过80，则上述效果饱和。Fn2优选为30以上，另外优选为80以下。Fn3:160 以上对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，下述(3)式所示的Fn3必须为160以上。其中，(3)式中的Cr、Al和V指的是该元素的按质量％计的含量。Fn3=140 X Cr+125 X Al+235 X V (3)上述Fn3是成为氮化后的表面硬度、弯曲疲劳强度和耐磨耗性的指标的参数。Cr、Al和V在氮化过程中于冷锻氮化部件的表面附近生成硬度高的氮化物和碳氮化物，可以提高表面硬度。通过使Fn3为160，表面硬度按HV计为650以上，能够得到与渗碳淬火材同等的弯曲疲劳强度和耐磨耗性。Fn3小于160时，表面硬度低，与渗碳淬火材相t匕，弯曲疲劳强度和耐磨耗性差。Fn3优选为170以上，另外优选为300以下。Fn4:90 170
对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，下述(4)式所示的Fn4必须为90 170。其中，(4)式中的(:、111、(:11、附、0、10和￥指的是该元素的按质量％计的含量。Fn4=511 X C+33 X Mn+56 X Cu+15 X Ni+36 X Cr+5 X Mo+134 X V (4)上述Fn4是成为冷加工后的切削性的指标的参数。若Fn4为90 170，则在冷锻后的车削中，切屑处理性良好，并且能稳定地得到低的切削阻力，具有优异的切削性。Fn4小于90时，车削中的切屑变长，切屑处理性差。另外，Fn4大于170时，车削中的切削阻力提高，有可能成为工具寿命降低的原因。Fn4优选为100以上，另外，优选为160以下。本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材的一种方式，具有除了上述元素之外，剩余部分由Fe和杂质组成的化学组成。需要说明的是，如前述所述，“Fe和杂质”中的“杂质”，指的是在工业上制造钢铁材料时，从作为原材料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质。本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材的化学组成的另一种方式，含有选自Mo、Cu、N1、T1、Nb、Zr、Pb、Ca、B1、Te、Se和Sb中的一种以上元素来替代Fe的一部分。以下对作为任意元素的上述Mo、Cu、N1、T1、Nb、Zr、Pb、Ca、B1、Te、Se和Sb的作用效果和含量的限定理由进行说明。Mo:0.50% 以下Mo在氮化温度下与C结合而形成碳化物，具有通过时效硬化而提高芯部硬度的作用，因此为了得到上述效果，含有Mo为宜。但是若含有超过0.50%的Mo，则变硬而冷锻性降低。因此，含有Mo时的Mo的量设定为0.50%以下。需要说明的是，含有Mo时的Mo的量优选为0.40%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Mo的效果，含有时的Mo的量优选为0.05%以上。Cu和Ni均具有提高芯部硬度的作用。因此，为了得到上述效果，含有这些元素为宜。以下对上述Cu和Ni进行说明。Cu:0.50% 以下Cu由于具有提高芯部硬度的作用，为了得到上述效果，含有Cu为宜。但是，若Cu的含量增多，则冷锻性降低，并且在热轧等的高温下，Cu熔融而成为液体。液体化了的Cu浸润晶粒之间，使晶界脆化，成为热轧中的表面缺陷的原因。因此，对于含有Cu时的Cu的量设定上限，使其为0.50%以下。含有Cu时的Cu的量优选为0.40%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Cu的效果，含有Cu时的Cu的量优选为0.10%以上。N1:0.50% 以下Ni由于具有提高芯部硬度的作用，为了得到上述效果，含有Ni为宜。但是，若Ni的含量增多，则冷锻性降低。因此，对于含有Ni时的Ni的量设定上限，使其为0.50%以下。含有Ni时的Ni的量优选为0.40%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Ni的效果，含有Ni时的Ni的量优选为0.10%以上。对于上述Cu和Ni而言，可以仅含有其中的任意一种或以两种的复合形式含有。复合这些元素来含有时的总量可以是Cu和Ni的含量分别为上限值时的1.00%，但是优选为0.80%以下。另外，含有Cu时，为了避免前述热轧中的表面缺陷的产生，优选复合Ni来含有。
Ti,Nb和Zr均具有使晶粒微细化而提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有这些元素为宜。以下对于上述T1、Nb和Zr进行说明。T1:0.20% 以下Ti与C或/和N结合而形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有使晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有Ti为宜。但是，Ti的含量多时，生成粗大的TiN，因此弯曲疲劳强度反而降低。因此，对于含有Ti时的Ti的量设定上限，使其为0.20%以下。含有Ti时的Ti的量优选为0.15%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Ti的效果，含有Ti时的Ti的量优选为0.005%以上。Nb:0.10% 以下Nb与C或/和N结合而形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有使晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有Nb为宜。但是，Nb的含量多时，硬度提高，冷锻性降低。因此，对于含有Nb时的Nb的量设定上限，使其为0.10%以下。含有Nb时的Nb的量优选为0.07%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Nb的效果，含有Nb时的Nb的量优选为0.020%以上。Zr:0.10% 以下Zr也与C或/和N结合而形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有使晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有Zr为宜。但是，Zr的含量多时，硬度提高，冷锻性降低。因此，对于含有Zr时的Zr的量设定上限，使其为0.10%以下。含有Zr时的Zr的量优选为0.07%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Zr的效果，含有Zr时的Zr的量优选为0.002%以上。对于上述T1、Nb和Zr而言，可以仅含有其中的任意一种或以两种以上的复合形式含有。复合这些元素来含有时的总量，可以是T1、Nb和Zr的含量分别为上限值时的0.40%,但是优选为0.24%以下。Pb、Ca、B1、Te、Se和Sb均具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有这些元素为宜。以下对上述Pb、Ca、B1、Te、Se和Sb进行说明。Pb:0.50% 以下Pb具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Pb为宜。但是，Pb含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Pb时的Pb的量设定上限，使其为0.50%以下。含有Pb时的Pb的量优选为0.20%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Pb的效果，含有Pb时的Pb的量优选为0.02%以上。Ca:0.010% 以下Ca具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Ca为宜。但是，Ca含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Ca时的Ca的量设定上限，使其为0.010%以下。含有Ca时的Ca的量优选为0.005%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Ca的效果，含有Ca时的Ca的量优选为0.0003%以上。B1:0.30% 以下Bi也具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Bi为宜。但是，Bi含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Bi时的Bi的量设定上限，使其为0.30%以下。含有Bi时的Bi的量优选为0.10%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Bi的效果，含有Bi时的Bi的量优选为0.005%以上。Te:0.30% 以下Te具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Te为宜。但是，Te含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Te时的Te的量设定上限，使其为0.30%以下。含有Te时的Te的量优选为0.10%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Te的效果，含有Te时的Te的量优选为0.003%以上。Se:0.30% 以下Se也具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Se为宜。但是，Se含量多时，热加工性降 低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Se时的Se的量设定上限，使其为0.30%以下。含有Se时的Se的量优选为0.15%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Se的效果，含有Se时的Se的量优选为0.005%以上。Sb:0.30% 以下Sb具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Sb为宜。但是，Sb含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Sb时的Sb的量设定上限，使其为0.30%以下。含有Sb时的Sb的量优选为0.15%以下。另一方面，为了稳定地得到前述Sb的效果，含有Sb时的Sb的量优选为0.005%以上。对于上述Pb、Ca、B1、Te、Se和Sb而言，可以仅含有其中的任意一种或以两种以上的复合形式含有。复合这些元素来含有时的总量，优选为0.50%以下，进一步优选为0.30%以下。(B)钢材的组织和利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量:本发明的冷锻氮化用钢材，除了具有前述(A)项中记载的化学组成之外，组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，并且铁素体的面积率为70%以上，利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量规定为0.10%以下。冷锻氮化用钢材，即使其组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，若硬度低的铁素体的面积率减少，则冷锻时的变形阻力提高，同时易产生裂纹，特别是若铁素体的面积率不足70%，则易产生冷锻性的显著降低。因此，使上述组织中的铁素体的面积率为70%以上。进一步优选上述组织中的铁素体的面积率为80%以上，另外优选为98%以下。如前述所述，上述“铁素体的面积率”不包括与渗碳体一起构成珠光体的铁素体的面积率。冷锻氮化用钢材，即使其组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织,并且铁素体的面积率为70%以上，若析出大量的微细的V析出物、即V的碳化物、氮化物和碳氮化物，则铁素体被强化而硬度提高，冷锻性易降低。因此，为了确保冷锻性，利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量优选为0.10%以下。析出物中的V含量更优选为0.08%以下。利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量例如可以如下求出:采集适当的试验片，在10%AA系溶液中恒定电流电解，用网眼尺寸0.2 μ m的过滤器过滤所提取的溶液，对于过滤物进行一般性化学分析，由此可以求出析出物中的V含量。上述10%AA系溶液指的是四甲基氯化铵、乙酰丙酮和甲醇以1:10:100混合而成的溶液。如上所述，在热轧或热锻的状态下有可能析出V的碳化物、氮化物和碳氮化物而冷锻性不充分。因此，为了得到其组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，并且铁素体的面积率为70%以上，利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量为0.10%以下的冷锻氮化用钢材，优选在热轧或/和热锻后，例如加热到850 950°C后，强制风冷而冷却至室温，由此进行“正火”。若在上述温度区域下加热后，在大气中自然冷却或缓慢冷却，冷却至室温，由此进行“正火”，则冷却过程中再次析出V的碳化物、氮化物和碳氮化物而硬度提高，冷锻性有可能降低。因此，加热后优选例如通过800 500°C的温度范围内的平均冷却速度为0.5
5.(TC /秒的强制风冷进行冷却，以不会析出V的碳化物、氮化物和碳氮化物。(C)冷锻氮化部件:
本发明的冷锻氮化部件，除了具有前述(A)项中记载的化学组成之外，芯部硬度按HV计为220以上、表面硬度按HV计为650以上、有效硬化层深度为0.20mm以上是必须的。满足上述条件时，冷锻氮化部件的耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，可以适于用作齿轮、CVT用滑轮等汽车的变速箱等中使用的机械结构用部件。芯部硬度按HV计优选为230以上，另外优选为350以下。表面硬度按HV计优选为670以上，另外优选为900以下。有效硬化层深度优选为0.25mm以上，另外优选为0.50mm以下。(D)冷锻氮化部件的制造方法上述(C)项的冷锻氮化部件例如可以如下制造:原材料具有圆筒状的形状时，对于具有前述(A)项中记载的化学组成的冷锻氮化用钢材，优选对于具有前述(A)项中记载的化学组成、前述(B)项中记载的组织和利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量的冷锻氮化用钢材，以50%以上的压缩率进行冷锻后，在400 650°C下实施I 30小时的氮化，由此可以制造上述(C)项的冷锻氮化部件。压缩率指的是冷锻之前的原材料的高度为Htl、冷锻之后的部件的高度为H时，以KHtl-HVHJ X 100表示的值。为了提高冷锻氮化部件的芯部硬度，优选增大冷锻中的加工度、即增大应变，从而有效利用通过加工硬化实现的强化。
进行上述冷锻后，为了不仅有效利用通过加工硬化实现的强化，还有效利用通过时效硬化实现的强化，优选在400 650°C下实施I 30小时的氮化。进行氮化的温度低、低于400°C时，虽然可以对冷锻氮化部件赋予高的表面硬度，但是有效硬化层变浅，进而难以通过时效硬化来达成芯部硬度提高。另一方面，进行氮化的温度高、超过650°C时，虽然冷锻氮化部件的有效硬化层变深，但是表面硬度降低，进而芯部硬度也降低。进行氮化的温度优选为450°C以上，另外优选为630°C以下。实施氮化的时间根据冷锻氮化部件所需要的有效硬化层的深度不同而改变，不足I小时的情况下，有效硬化层变浅。另一方面，超过30小时的长时间的情况下，不适于大量生产。进行氮化的时间优选为I小时以上，另外优选为20小时以下。对于用于得到本发明的冷锻氮化部件的氮化方法没有特别规定，可以使用气体氮化、盐浴氮化、离子氮化等。软氮化的情况下，例如可以并用NH3和RX气体，在NH3与RX气体为1:1的气氛中进行处理即可。实施氮化的时间根据处理温度不同而异，例如在590°C下进行软氮化时，用9小时就可以得到前述(C)项中所述的表面硬度、芯部硬度和有效硬化层深度。另外，想要抑制脆弱的化合物的形式时，优选作为利用NH3进行氮化的前处理使用氟气体，或者氮化使用NH3与H2的混合气体。以下，通过利用气体软氮化进行处理的实施例对本发明进行更具体的说明，但是本发明不被这些实施例所限定。实施例通过真空熔解炉将180kg具有表I所示的化学成分的钢I 22熔炼,铸造成钢锭。表I中的钢I 15 为化学组成处于本发明中规定的范围内的本发明例的钢，另一方面，钢16 22为化学组成在本发明中规定的条件之外的比较例的钢。上述比较例的钢中，钢16为相当于JIS G 4052(2008)中规定的SCr420H的钢。[表I]
权利要求
1.一种冷锻氮化用钢，其特征在于，其具有下述化学组成:按质量％计含有:c:0.01 0.15%,S1:0.35% 以下、Mn:0.10 0.90%,P:0.030% 以下、S:0.030% 以下、Cr:0.50 2.0%、V:0.10 0.50%、A1:0.01 0.10%、N:0.0080% 以下和 O:0.0030% 以下，剩余部分由 Fe 和杂质组成，进而下述⑴式所示的Fnl为160以下、⑵式所示的Fn2为20 80、(3)式所示的Fn3为160以上、并且⑷式所示的Fn4为90 170，
2.根据权利要求1所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有Mo:0.50%以下来替代Fe的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自Cu:0.50%以下和N1:0.50%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自T1:0.20%以下、Nb:0.10%以下和Zr:0.10%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
5.根据权利要求1 4中任一项所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自 Pb:0.50% 以下、Ca:0.010% 以下、B1:0.30% 以下、Te:0.30% 以下、Se:0.30% 以下和Sb:0.30%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
6.一种冷锻氮化用钢材，其特征在于，其具有权利要求1 5中任一项所述的化学组成，组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，并且铁素体的面积率为70%以上，利用提取残渣分析得到的析出物中的V含量为0.10%以下。
7.一种冷锻氮化部件，其特征在于，其具有权利要求1 5中任一项所述的化学组成，芯部硬度按维氏硬度计为220以上，表面硬度按维氏硬度计为650以上，有效硬化层深度为0.20mm 以上。
全文摘要
一种冷锻氮化用钢，其具有下述化学组成含有C0.01～0.15%、Si≤0.35%、Mn0.10～0.90%、P≤0.030%、S≤0.030%、Cr0.50～2.0%、V0.10～0.50%、Al0.01～0.10%、N≤0.0080%和O≤0.0030%，根据需要含有特定量的Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb中的一种以上，剩余部分由Fe和杂质组成，[399×C+26×Si+123×Mn+30×Cr+32×Mo+19×V≤160]、[20≤(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)≤80]、[140×Cr+125×Al+235×V≥160]以及[90≤511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V≤170]，其冷锻性和冷锻后的切削性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的处理的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度以及深的有效硬化层深度。因此，该钢适于用作冷锻氮化部件的原材料。
文档编号C21D8/06GK103180476SQ201180050590
公开日2013年6月26日 申请日期2011年10月19日 优先权日2010年10月20日
发明者今高秀树, 堀本雅之, 臼井佑介, 行德裕也 申请人:新日铁住金株式会社