CN102695814B - 表面硬化用机械结构用钢、机械结构用钢部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种表面硬化用机械构造用钢、机械构作用钢部件及其制作方法，本发明的表面硬化用机械构造用钢以质量％计，含有C：0.30～0.60％、Si：0.02～2.0％、Mn：0.35～1.5％、Al：0.001～0.5％、Cr：0.05～2.0％、Sn：0.001～1.0％、S：0.0001～0.021％、N：0.0030～0.0055％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％、P：0.030％以下、O：0.005％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，且，Sn、Cu、Ni、Mn及S的含量满足下式（1）及（2），－0.19≤0.12×Sn＋Cu－0.1×Ni≤0.15…（1）60≤Mn/S≤300…（2）。

Description

表面硬化用机械结构用钢、机械结构用钢部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及适用于汽车等的动力传递用部件、特别是在腐蚀环境下需要面疲劳强度高的部件，例如，齿轮、无级变速器、等速万向节、轮毂、轴承等的表面硬化用机械结构用钢、由该钢制造的机械结构用钢部件以及该部件的制造方法。

背景技术

机械结构用部件，例如自动变速器的齿轮及无机变速器的滑轮、等速万向节、轮毂等动力传递用部件要求高的面疲劳强度。

目前，通常对上述部件的坯料使用C为0.2％左右的渗碳钢(JIS SCr420、SCM420等)实施渗碳淬火处理，在部件的表面形成C为0.8％左右的马氏体硬化层，提高面疲劳强度。

但是，渗碳为伴随在950℃左右的奥氏体***，且5～10小时，根据情况，有时为10小时以上的长时间处理，因此，希望避免由于结晶粒的粗大化而使热处理变形(淬火变形)变大。

因此，在要求高精度的部件时，在渗碳淬火后，必须对部件实施研磨或珩磨等精加工。

另外，机械结构用钢部件在要求耐腐蚀性的环境下使用。该情况下采用以下解决方法：(a)作为坯料，使用除了面疲劳强度，耐腐蚀性也优异的钢材；(b)通过热处理实现部件特性的提高；或(c)通过钢材和热处理的组合实现部件特性的提高。

近年来，希望降低汽车发动机等产生的噪音。在满足耐腐蚀性的提高或降低噪音的要求上，在对SCr420、SCM420等实施渗碳处理的现有的方法中存在界限。

因此，正在探讨使用高频淬火或软氮化等热处理，研发强度、耐腐蚀性优异的钢材。高频淬火由于只对表层部短时间加热而奥氏体化并进行淬火，因此，可以得到淬火变形小的表面硬化部件。

但是，若仅由高频淬火要得到与渗碳淬火材同等的硬度，则需要0.8％以上的C。当增多钢材的C量时，在面疲劳强度的提高方面，不必要的内部硬度上升，被切削性显著降低，因此，不能不合理地增加钢材的C量。

因此，仅由高频淬火提高面疲劳强度存在界限。

软氮化是在***点以下的500～650℃的温度区域，在钢材表面使氮和碳扩散渗透而形成硬化层，并使耐磨损性、耐烧结性、耐疲劳性等提高的表面硬化法。

在钢材的表层，通过扩散渗透的氮生成氮化物。通常，在钢材的最表层形成由Fe₃N、Fe₄N等氮化物形成的化合物层，在其内部形成使N扩散渗透后的氮化层。

软氮化可以以低温进行处理，而且，处理时间为0.5～5小时，比渗碳的时间短，因此，多适用于要求低变形的钢部件的制造。而且，在实施了软氮化的钢材的表层，N浓度增加，耐腐蚀性提高。

但是，只是软氮化处理，由于硬化层的深度小，因此，难以将软氮化适用于被施加高面压的传动齿轮等的制造。

目前，作为弥补高频淬火和软氮化的缺点，得到更优异的机械性质，特别是提高面疲劳强度的方法，尝试在软氮化后实施高频淬火的方法。

专利文献1提出有将高频淬火和气体软氮化组合来弥补各自的缺点，从而得到优异的机械性质，特别是通过提高软化抗力得到高的面疲劳强度的方法。

但是，在上述方法中，表面硬度高但氮化层中的N浓度低，因此，在高温下的硬度低，且在工作中成为高温的齿轮等的表面不能得到足够的软化抗力，不能得到高的面疲劳强度。

专利文献2提出有将高频淬火和软氮化组合来制造机械强度优异的机械结构用部件的方法。在该方法中，为了使氮化物固溶，进行900～1200℃的高频加热。

但是，因为与N的亲和力高且促进氮化物的分解、扩散的元素不足，所以，不得不进行高温加热。因此，在钢材表面生成氧化层，机械性质变差。另外，在上述方法中，由于未考虑形成厚的化合物层，因此，不能在高的面压下得到良好的面疲劳强度。

专利文献3提出有将高频淬火和氮化组合而得到优异的机械性质的技术。但在该技术中，由于在600℃以上的高温下进行氮化，故而化合物层薄、而且其N浓度低，在高频淬火时分解扩散的N量少。

在上述技术中，通过氮化即使可以形成化合物层，也难以形成厚且N浓度高的氮化层。因此，即使是与高频淬火的组合，也不能形成软化抗力高且疲劳强度良好的氮化层。

专利文献4提出有在软氮化后进行高频淬火的基础上，使Mn和S的量适当平衡而制造的、机械强度和被切削性优异的机械结构用部件。

但是，在上述机械结构用部件中，机械强度，例如在含水的润滑环境下的持久性不足。在含水的润滑环境下，以在钢部件的滑动面产生的腐蚀为开始，钢部件早期被破坏。

因此，在该环境下使用的钢材中，为了确保机械强度，特别是良好的疲劳特性，需要进一步提高耐腐蚀性。

通常，齿轮等动力传递用部件为将锻造后的钢材(坯料)进行切削加工，精加工成需要的形状，在接下来的工序中实施表面硬化处理而成为完成品。

专利文献1～4的技术为对添加有合金元素的中碳素钢实施表面硬化处理而实现工作面的高强度化的技术。因此，在上述技术中，由于钢材(坯料)的硬度过度上升，而且未考虑被切削性，故而切削加工性不可避免地变差，其结果，生产性降低，制造成本上升。

因此，在用于上述钢部件的制造的钢材中，存在以下课题，即，在锻造后的钢材中，抑制硬度的上升，同时通过添加快削性元素来确保被切削性，实现表面硬化部的面疲劳强度的提高。

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2007-077411号公报

专利文献4：国际公开WO2010/082685号公报

发明内容

本发明基于上述课题，以开发弥补只由高频淬火或仅由软氮化时，钢材的表面硬度及内部硬度低的缺点的方法为课题，其目的在于解决该课题，提供一种具备由现有的软氮化高频淬火钢部件不能得到的高表面硬度、淬火软化抗力以及被切削性，而且在工作面具备充分的润滑膜的、作为面疲劳强度和耐腐蚀性都优异的机械结构用钢部件的坯料使用的表面硬化用机械结构用钢、用该钢制造的机械结构用钢部件以及该部件的制造方法。

为了提高钢部件的面疲劳强度，有效方法为：(i)提高表面硬度、(ii)增大钢硬化层的深度、及(iii)提高用于在高温化(300℃左右)的工作面维持高温强度的软化抗力。

另外，为了不降低钢部件的生产性，需要提高钢材(坯料)的被切削性，提高零件加工性。而且，为了防止钢部件的工作面彼此间的烧结或黏结，在钢部件的工作面形成充分的润滑膜较是有效的。

因此，本发明者们对于通过组合软氮化和高频热处理进行钢部件的表面硬化和通过调整钢材的成分组成来提高被切削性和耐腐蚀性进行了探讨。其结果，得到以下(a)～(e)的见解。

(a)为了增大软化抗力，形成N浓度高的氮化层较是有效的。仅实施氮化处理，即使可以形成化合物层，也难以形成N浓度高且厚的氮化层，不能增大软化抗力。

为了增大软化抗力，需要以软氮化时形成的化合物层(由Fe₃N、Fe₄N等氮化物构成的层)为N源，通过之后的高频加热将氮化物分解，从而在钢材中使足够量的N扩散。

图1中对比表示实施了软氮化处理的钢材的从表面向芯部方向的截面中的硬度的分布(参照图中“虚线”)和在软氮化处理后实施了高频淬火的钢材的从表面向芯部方向的截面中的硬度的分布(参照图中“实线”)。

如图1所示，通过软氮化，在钢材的最表层形成了非常硬的化合物层，但其厚度薄。而且，通过高频加热，在最表层的化合物层，氮化物分解，N向内部扩散，最表层的硬度稍微降低，但对于提高面疲劳强度有效的硬化层(氮化层)增大(参照图中“实线”)。

另外，在实施了高频淬火的钢材中，表层为马氏体，芯部为铁素体-珠光体。

当通过软氮化形成厚度10μm以上的化合物层时，通过高频淬火可以形成N浓度高且厚的氮化层。通过软氮化形成的化合物层由于氮化条件而变脆，使机械性质变差，因此，通常减薄化合物层的厚度。

但是，在本发明中，相反，形成期望厚度的化合物层，积极性活用该化合物层的特性。该点为本发明的特征。

即，当对通过软氮化在钢材的最表层形成的期望厚度的化合物层实施高频淬火时，钢材的表层组织形成为N浓度高的马氏体，高温时的软化抗力飞跃性增大。

(b)为了通过软氮化形成厚的化合物层，降低妨碍Fe和N的结合的S的量。当在钢材中，S单独固溶时，向钢材表面，S变浓，阻碍N的渗入。

为了防止S向钢材表面的变浓，向钢材添加需要量的Mn，将S作为MnS固定。Mn量优选为满足Mn/S≥70的量。

(c)为了提高钢材的被切削性，以表面硬化处理后的面疲劳强度不变差的程度抑制钢材硬度的上升，而且，添加有利于面疲劳强度提高的快削性元素。为了抑制钢材硬度的提高，不过多地添加Mn、N等合金元素较为有效。

而且，复合添加有助于面疲劳强度的提高且使被切削性提高的Al和B。B与钢材中的N结合而形成BN，在加工钢材时，有助于提高被切削性。B在冷却速度慢的冷却、例如在锻造后的冷却的中途形成BN，由于不使钢材***，不会使被切削性变差。

在高频加热时，BN分解而生成固溶B，在淬火时，钢材的表层硬度提高，钢材表层的面疲劳强度提高。

Al以固溶状态存在，使钢材的被切削性显著提高。Al也不影响钢材硬度的提高。Al在软氮化时与N结合而形成AlN，提高表层附近的N浓度，因此也有助于面疲劳强度的提高。

另外，当复合添加Al和B时，B形成对提高被切削性有效的BN，消耗钢材中的N，其结果为，更多的固溶Al存在于钢材中，成倍提高被切削性。

(d)为了在钢部件的工作面防止烧结及黏结，有效方法为设置不间断地形成润滑剂油膜的储油部。在本发明中，通过软氮化在钢材表层形成化合物层，然后通过高频加热进行奥氏体化，并在实施淬火后形成氮化层。

图2表示在钢材的表层形成的氮化层的组织形态。图2(a)表示用光学显微镜观察到的氮化层的组织形态，图2(b)表示用扫描型电子显微镜观察到的氮化层的组织形态。

氮化层为由于化合物层的分解而形成多个作为储油部发挥作用的空孔(孔)的硬质多孔质层。在钢材的表层存在硬质多孔质层，因此，钢材表层的润滑效果提高，耐磨损性及耐久性进一步提高。

通过控制软氮化条件及高频加热条件，在距表面5μm以上的深度区域，可以形成5000个/mm²以上的作为储油部有效地发挥作用的等效圆径0.1～1μm的空孔。

(e)为了使钢部件的表面的耐腐蚀性提高，有效方法为通过氮化或软氮化处理提高表层部的N浓度，而且，有效方法为复合添加Cr和Sn。

在钢部件的表面的凹部，从钢中溶出的N和使用环境中的水分反应生成铵离子，并堆积于钢部件表面的凹凸。通过该堆积，钢材表面的pH上升，难以被腐蚀。

通过按离子的堆积和Cr和Sn的复合添加，在钢部件的表面生成的钝性覆膜的、pH越高就越稳定的配合效果下，使钢部件的表面的耐腐蚀性提高。另外，在复合添加Cr和Sn的情况下，优选Cr为0.05％以上，及Sn为Cr的20％以上。

本发明基于上述见解而完成的，其宗旨如下。

(1)一种表面硬化用机械构造用钢，其特征在于，

以质量％计，含有：

C：0.30～0.60％；

Si：0.02～2.0％；

Mn：0.35～1.5％；

Al：0.001～0.5％；

Cr：0.05～2.0％；

Sn：0.001～1.0％；

S：0.0001～0.021％；

N：0.0030～0.0055％；

Ni：0.01～2.0％；

Cu：0.01～2.0％；

P：0.030％以下；

O：0.005％以下，

剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，且，

Sn、Cu、Ni、Mn及S的含量满足下式(1)及(2)，

-0.19≤0.12×Sn+Cu-0.1×Ni≤0.15...(1)

60≤Mn/S≤300...(2)。

(2)如上述(1)所述的表面硬化用机械结构用钢，其特征在于，

所述Sn和Cr的含量满足式(3)，

Sn≥0.2×Cr...(3)。

(3)如上述(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：

B：0.0003～0.005％；

W：0.0025～0.5％；

Mo：0.05～1.0％；

V：0.05～1.0％；

Nb：0.005～0.3％；

Ti：0.005～0.2％中的一种或两种以上。

(4)如上述(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，

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％；

Te：0.0005～0.1％中的一种或两种以上。

(5)一种机械构造用钢部件，其为将上述(1)～(4)中任一项所述的表面硬化用机械结构用钢氮化或软氮化，然后，实施高频淬火制造而成的钢部件，其特征在于，

(a)距表面的深度为0.4mm以上的表层为氮化层，且，

(b)在从表面直至深度为0.2mm的表层中，用300℃进行退火处理后的维氏硬度为650以上。

(6)如上述(5)所述的机械结构用钢部件，特征在于，

在所述氮化层内的距表面的深度为5μm以上的层中，等效圆径为0.1～1μm的空孔设有5000个/mm²以上。

(7)如上述(5)或(6)所述的机械结构用钢部件，特征在于，

通过机械加工将所述氮化层内的表面侧的、与通过氮化或软氮化形成的化合物层对应的层除去。

(8)一种机械构造用钢部件的制造方法，其特征在于，

通过锻造或/及切削将上述(1)～(4)中任一项所述的表面硬化用机械结构用钢形成为规定的形状，然后，对成形后的钢部件在550～650℃下实施0.5～5小时的氮化或软氮化处理，然后，在900～1100℃下进行0.05～5秒的高频加热、淬火，形成为(a)在距表面的深度为0.2mm以上的表层形成氮化层，且(b)在从表面直至深度为0.2mm的表层中，以300℃退火后的维氏硬度为650以上。

(9)如上述(8)所述的机械构造用钢部件的制造方法，其特征在于，

在所述高频淬火之后，将表层以满足式(4)的研磨除去量(mm)研磨除去，

0.05×{1-0.006×(600-氮化或软氮化温度(℃))}×{(氮化或软氮化时间(hr)+1)/3}≤研磨除去量≤0.2mm...(4)。

根据本发明，可以提供一种具备在现有的软氮化高频淬火钢部件中不能得到的高表面硬度、退火软化抗力及被切削性，而且在工作面具备充分的润滑膜的、作为面疲劳强度进而耐腐蚀性都优异的机械结构用钢部件的坯料使用的表面硬化用机械结构用钢和用该钢制造的机械结构用钢部件、及该部件的制造方法。

特别是，本发明的表面硬化用机械结构用钢可适用于汽车等的动力传递用部件，适于作为在腐蚀环境下需要高面压疲劳强度的、齿轮、无级变速器、等速万向节、轮毂、轴承等的坯料，非常有利于汽车的高输出化及低成本化等。

附图说明

图1是对比表示实施了软氮化处理的钢材的从表面向芯部方向的截面的硬度分布(参照图中“虚线”)和在软氮化处理后实施了高频淬火的钢材的从表面向芯部方向的截面的硬度分布(参照图中“实线”)的图；

图2是表示形成于钢材的表层的氮化层的形态的图，(a)表示用光学显微镜观察到的氮化层的组织形态，(b)表示用扫描型电子显微镜观察到的氮化层的组织形态；

图3是表示软氮化后的Mn/S和氮化合物层的厚度的关系的图；

图4是表示软氮化(或氮化)条件和氮化合物层的厚度的关系的图。

具体实施方式

本发明的表面硬化用机械结构用钢(以下也称为“本发明钢”)的基本思想为，为了制造即使在腐蚀环境下也要求高的面疲劳强度的钢部件，向钢部件用钢材适量添加Mn、B、Al、N来提高被切削性，然后，在软氮化后实施高频淬火，由此较厚地形成N浓度高的氮化层，提高硬度及软化抗力，进而，除了Cr及Sn，还通过在表层部存在的N来提高耐腐蚀性。

具体而言，本发明钢的特征在于，以质量％计，含有C：0.30～0.60％、Si：0.02～20.0％、Mn：0.35～1.5％、Al：0.001～0.5％、Cr：0.05～2.0％、Sn：0.001～1.0％、S：0.0001～0.021％、N：0.0030～0.0055％、Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％、P：0.03％以下、O：0.0050％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成，且Sn、Cu、Ni、Mn及S的含量满足下式(1)及(2)。

-0.19≤0.12×Sn+Cu-0.1×Ni≤0.15...(1)

60≤Mn/S≤300...(2)

而且，本发明的钢特征在于，上述Sn和Cr的含量满足下式(3)。

Sn≥0.2×Cr  ...(3)

首先，对本发明钢的成分组成的限定理由进行说明。下面，成分组成中的％指质量％。

C：0.30～0.60％

为了得到钢的强度，C很重要，特别是为了降低作为高频淬火的前组织的铁素体的分率，提高高频淬火时的硬化能，较深地形成硬化层，C是必要的。

若C低于0.30％，则铁素体分率变高，高频淬火时的硬化不足，因此，下限设为0.30％。当超过0.60％时，部件制作时的切削性及锻造性显著降低，而且在高频淬火时产生淬致裂痕的可能性变大，因此，上限设为0.60％。优选C为0.34～0.56％。

Si：0.02～2.0％

Si的作用是提高淬火层的软化抗力，提高面疲劳强度。为了显现添加效果，添加0.02％以上。优选为0.07％以上。若超过2.0％，锻造时的脱碳明显，因此上限为2.0％。考虑到制造性，优选为1.3％以下。

Mn：0.35～1.5％

Mn对于淬火性的提高、及软化抗力的增大带来的面疲劳强度的提高是有效的。另外，Mn将钢中的S作为MnS固定，防止由于S向钢材表面的变浓化而引起的N渗入阻碍现象的发生，促进软氮化导致的厚化合物层的形成。而且，Mn的作用在于使高频淬火的前组织的铁素体的分率降低，提高高频淬火时的硬化能。

为了显现添加效果，添加Mn0.35％以上，但为了可靠地将S作为MnS固定而无害化，添加满足Mn/S≥60的量。优选Mn的添加量为0.50％以上。

当过多添加Mn时，高频淬火时的淬火性提高，硬度上升，面疲劳强度提高，超过1.5％时，钢材本体的硬度大幅上升，软氮化前的钢材的切削加工性显著劣化。其结果，生产性降低，因此上限设为1.5％。优选为1.2％以下。

60≤Mn/S≤300

本发明中，重要的是，以一定比率对S添加Mn而形成MnS，防止S向钢材表面的变浓化，防止由于S向钢材表面的变浓化而引起的N渗入阻碍现象的发生，通过软氮化形成厚的化合物层。

因此，本发明者们调查软氮化后的Mn/S和化合物层的厚度的关系。图3表示其结果。

若Mn/S低于60，则MnS的生成不充分，S在钢材表面变浓。其结果是，在软氮化时阻碍N的渗入，妨碍形成厚度10μm以上的化合物层，因此，下限设为60。优选为90以上。

若Mn/S为60以上，优选为90以上，则通过软氮化可以形成厚度10μm以上的化合物层，添加效果显著，但若超过300，则添加效果大致饱和，另外，显现过多添加的弊害，因此上限设为300。优选为250以下。若考虑到钢材的被切削性，更优选为223以下。

Al：0.001～0.5％

Al作为氮化物从钢中析出并分散，在高频淬火时将奥氏体微粒化，而且，提高淬火性，增厚硬化层的厚度。另外，Al在软氮化时形成氮化物，提高表层附近的N浓度，有利于面疲劳强度的提高，同时也有利于被切削性的提高。

为了显现添加效果，添加0.001％以上，但从提高面疲劳强度的观点出发，优选为添加0.01％以上。更优选为0.05％以上。若超过0.5％。则析出后的氮化物粗大化，钢材脆化，因此上限设为0.5％。优选为0.3％以下、更优选为0.1％以下。

Cr：0.05～2.0％

Cr形成钝性覆膜，有利于耐腐蚀性的提高，同时使氮化特性和淬火层的软化抗力提高，有利于面压疲劳强度的提高。另外，若Cr与适当量的Sn共存，则钝性覆膜更稳定，强化在腐蚀环境下的耐腐蚀功能，其结果，在腐蚀环境下的面疲劳强度提高。

在软氮化后实施高频淬火的钢部件中，钢部件的表层的N浓度增加，滑动面的pH上升。在该高pH环境下，易于生成Cr的钝性覆膜，而且，通过后述的Sn添加，Cr的钝性覆膜更稳定化。即，通过高N浓度环境和添加Sn，即使少量的Cr也可以生成稳定的钝性覆膜，耐腐蚀性提高。

为了显现添加效果，添加0.05％以上。优选为0.10％以上。若超过2.0％，则钢材的切削性变差，因此上限设为2.0％。优选为1.5％以下。

Sn：0.001～1.0％、Sn/Cr≥0.2

Sn与Cr共存，使Cr氧化物的钝性覆膜稳定化，有利于提高钢材的耐腐蚀性。为了得到该耐腐蚀性提高效果，添加0.001％以上。优选为0.002％以上、更优选为0.003％以上。

若过多添加Sn，则热延性降低，由钢材制造时的铸造及/或轧制而产生瑕疵，因此，上限设为1.0％。为了可靠地避免瑕疵的产生，优选Sn的添加量为0.3％以下、更优选为0.1％以下。

通过从钢材溶出的N和使用环境中的水分生成铵离子并堆积于钢部件的表面的凹凸，表面的pH提高并不易被腐蚀、和在钢部件的表面生成的钝性覆膜pH越高就越稳定的配合，提高耐腐蚀性。

即使少量添加Cr和Sn也能够提高钢材的耐腐蚀性，对于Cr量，只要添加满足Sn/Cr≥0.2的量的S，则添加更少量的Cr也可以形成稳定的钝性覆膜。

另外，Sn与Cu同样地为使热延性降低的元素，因此，为了确保钢材的热延性，需要含有改善热延性的元素Ni，且满足下式(1)。对于该方面，在后文中进行说明。

-0.19≤0.12×Sn+Cu-0.1×Ni≤0.15...(1)

Ni：0.01～2.0％

Ni有利于韧性的提高。为了显现韧性提高的效果，添加0.01％以上的Ni。优选为0.07％以上。若超过2.0％，钢材的切削性变差，因此上限设为2.0％。优选为1.6％以下。另外，Ni改善热延性，因此需要满足上式(1)。

Cu：0.01～2.0％

Cu强化铁素体而提高淬火性，而且提高耐腐蚀性。在低于0.01％时，不能表现出添加效果，因此，下限设为0.01％。优选为0.08％以上。

若超过2.0％，则机械性质的提高饱和，因此上限设为2.0％。优选为1.6％以下。另外，Cu是与Sn同样地使热延性降低的元素，因此需要满足上式(1)。

Sn是提高耐腐蚀性但也使热加工性降低的元素。Cu是与Sn相同地使热加工性降低的元素。另一方面，Ni是提高热加工性的元素。

在同时含有Sn、Cu及Ni的本发明钢中，为了维持期望的热加工性，在钢材的制造、连续铸造、热轧及热锻造中，防止破裂或瑕疵的发生，确保生产性，使Sn量、Cu量及Ni量适当平衡很重要。

即，上式(1)是指通过Sn量、Cu量及Ni量的适当平衡来确保必要的热加工性的组成关系式。

另外，Sn的系数(0.12)是将阻碍热延性的程度与Cu比较而确定的系数，Ni的系数(0.1)是依经验确定改善热延性的程度的系数。

在上式(1)中，下限根据Sn及Cu的最小量、及Ni的最大量来确定，上限从维持确保生产性所需的热加工性的观点出发而设定为0.15。对于上式(1)，以下进行详细说明。

Sn是成为高温加工时的破裂、瑕疵的原因的元素。当Sn和Cu共存时，高温延性显著下降，在高温加工时产生破裂、瑕疵，产生不合格件。即，当要通过添加Sn实现耐腐蚀性的提高时，有时钢材的制造性被损坏。

因此，在实际的钢材制造工序中，在将铸片分块轧制的工序中，存在产生破裂和瑕疵的问题。

含Sn铸片的热加工性比一般的铸片的热加工性差，因此在本发明中，模拟最严格的分块轧制对热加工性进行评价，为了防止柱钢轧制时的破裂、及轧制后的瑕疵，确定将Sn、Cu、及Ni的量设为变量的组成关系式的上限。

受验钢为将以质量％计，以C：0.28～0.63％、Si：0.01～2.10％、Mn：0.30～2.10％、Al：0.010～5.50％、Cr：0.10～2.50％、S：0.005～0.022％、N：0.0031～0.0060％、B：0.0001～0.0052％为基本组成，以多种组合添加1.05％以下的Sn、1.50％以下的Cu、2.10％以下的Ni而形成的钢，通过真空溶解进行溶解，铸造为15kg的钢锭，并对热轧性进行评价。

通过切削加工从钢锭切出截面为80mm见方的试料，在试料的中心部安装热电偶。将该试料放入1050℃的电炉中，试料的中心部达到1045℃后经过30分钟后取出，在表面温度达到1000℃的时刻对试料实施轧制加工。

轧制加工以三通道连续进行，将厚度80mm依次减薄为64mm、51mm、41mm，并通过气冷冷却至室温。

在由于轧制加工使试料破裂的情况下，将轧制加工在破裂的时刻中断。对于未破裂的试料，在冷却后切出试料的截面，观察有无表面瑕疵。表面瑕疵的判定为将深度低于100μm的判定为“无瑕疵”，将深度超过100μm的判定为“有瑕疵”。

从上述观察结果判明，当“0.12×Sn+Cu-0.1×Ni”的值超过0.15时，在钢材的制造工序、或钢部件的制造工序产生破裂及瑕疵。

即，在本发明钢中，若在各自的组成范围内且以满足0.12×Sn+Cu-0.1×Ni≤0.15的方式确定Sn、Cu及Ni的量，则能够在钢材的制造工序、或钢部件的制造工序中防止破裂及瑕疵的产生。

S：0.0001～0.021％

S是使被切削性提高，另一方面，在钢材表面变浓并在软氮化时阻碍N向钢材的渗入，阻碍软氮化的元素。为了提高被切削性而添加，但超过0.021％时，阻碍软氮化的程度显著，而且，锻造性劣化，因此上限设为0.021％。优选为0.015％以下。下限设为工业上的界限即0.0001％。优选为0.001％以上。另外，为了将S作为MnS固定而无害化，优选满足Mn/S≥70。

N：0.0030～0.0055％

N形成各种氮化物，将高频淬火处理时的奥氏体组织微粒化。为了显现微粒化效果，添加0.0030％以上的N。优选为0.0035％以上。

当过多添加N时，硬度上升，另外，生成AlN，对提高被切削性有效的固溶Al减少，被切削性劣化。另外，高温区域的延性降低，而且生成粗大AlN及粗大BN，钢材显著脆化，在轧制及锻造时产生破裂。

因此，将N添加量的上限设为0.0055％。优选为0.0050％以下。

P：0.030％以下

P是不可避免地混入的杂质元素，向晶界析出而使韧性降低。因此，需要尽量减少，设为0.030％以下。优选为0.015％以下。

虽然未特别地指定下限，但由于工业上难以降低至低于0.0001％，因此，不可避免地混入0.0001％以上。

O：0.005％以下

O是作为Al₂O₃、SiO₂等氧化物系夹在物而不可避免地存在的元素。若O多，则上述氧化物大型化，成为动力传递用部件的破损的起因，因此，设为0.005％以下。优选为0.002％以下。在为了实现长寿命的情况下，优选为0.001％以下。

虽然未特别地指定下限，但由于工业上难以降低至低于0.0001％，因此不可避免地混入0.0001％以上。

下面，对限定本发明钢的选择成分的组成的理由进行说明。

[钢材强化元素]

B：0.0003～0.005％

B与钢中的N结合，在钢材加工时作为BN存在，有利于提高被切削性。另外，B在冷却速度慢的冷却中形成BN，因此具有不使钢材硬化的作用。而且，在加工钢材后实施的高频加热时，BN分解而生成B，淬火性大幅度提高，面疲劳强度提高。

为了显现添加效果，添加0.0003％以上。优选为0.0008％以上。当超过0.005％时，添加效果饱和，而且成为在轧制及锻造时破裂的原因，因此上限设为0.005％。优选为0.004％以下。

W：0.0025～0.5％

W提高淬火性，有利于面疲劳特性的提高，另一方面，其使硬度上升，使被切削性劣化。因此，限制W的添加量。为了显现添加效果，添加0.0025％以上，但为了实现面疲劳强度的大幅提高，添加0.01％以上。优选为0.03％以上。若超过0.5％，添加效果饱和且被切削性劣化，因此，上限设为0.5％。优选为0.2％以下。

Mo：0.05～1.0％

Mo提高淬火层的软化抗力，有利于面压疲劳强度的提高，另外，使淬火层强韧，有利于弯曲疲劳强度的提高。为了显现添加效果，添加0.05％以上。优选为0.10％以上。若超过1.0％，则添加效果饱和，因此上限设为1.0％。优选为0.7％以下。

V：0.05～1.0％

V作为氮化物在钢材中析出分散，有利于高频淬火时的奥氏体组织的微粒化。为了显现添加效果，添加0.05％以上。优选为0.10％以上。若超过1.0％，则添加效果饱和，因此，上限设为1.0％。优选为0.7％以下。

Nb：0.005～0.3％

Nb作为氮化物在钢材中析出分散，有利于高频淬火时的奥氏体组织的微粒化。为了显现添加效果，添加0.005％以上。优选为0.010％以上。若超过0.3％，则添加效果饱和，因此，上限设为0.3％。优选为0.1％以下。

Ti：0.005～0.2％

Ti作为氮化物在钢材中析出分散，有利于高频淬火时的奥氏体组织的微粒化。为了显现添加效果，添加0.005％以上。优选为0.010％以上。若超过0.2％，则析出物粗大化，使钢材脆化，因此，上限设为0.2％。优选为0.1％以下。

[提高弯曲强度的元素]

在钢部件中，在要求提高弯曲疲劳强度的情况下，添加Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、及Te：0.0005～0.1％中的一种或两种以上。

这些元素均抑制MnS的延伸，进一步提高弯曲疲劳强度，防止齿轮的弯曲疲劳破坏及轴部件的花键底的疲劳破坏。

为了显现MnS的延伸抑制效果，添加0.0005％以上的Ca、Mg、Zr及Te。优选任一元素都为0.0010％以上。

即使过多添加，由于添加效果饱和，Ca及Mg也设定上限为0.01％、Zr设定上限为0.05％、Te设定上限为0.1％。优选Ca及Mg为0.005％以下、Zr为0.01％以下、Te为0.05％以下。

另外，本发明钢除了上述成分之外，在无损特性的范围内，还可以含有Pb、Bi、Zn、REM、Sb等。

下面，对本发明的机械结构用钢部件(以下也称为“本发明钢部件”)的氮化层的厚度和硬度进行说明。

本发明钢部件为将本发明钢氮化或软氮化后实施了高频淬火的钢部件，其(a)距表面的深度为0.4mm以上的表层为氮化层，且(b)在从表面直至深度为0.2mm的表层中，以300℃进行退火处理时的维氏硬度为650以上。

在对钢部件的表层进行研磨加工后使用的情况下，为了不将由氮化或软氮化生成的氮化合物层完全除去而在钢部件的表层残留有利于确保表面硬度及提高耐腐蚀性的含N层，将距表面的深度为0.4mm以上的表层设为氮化层。

若氮化层的厚度不足够，则具有足够硬度的表层的厚度变薄，在以表面为起点被破坏前，产生内部破坏的散裂，寿命变低，另外，未发现耐腐蚀性提高的效果。

面疲劳破坏是高温化(300℃左右)的工作面上的、以表面为起点的破坏，因此，通过提高面疲劳强度可以防止面疲劳破坏。对于面疲劳强度的提高，有效的方法是维持高温强度，即，增大退火软化抗力。因此，在钢部件的表面至深度0.2mm的表层中，将以300℃退火处理后的维氏硬度设为650以上。

在钢部件的表面至0.2mm的表层中，若以300℃退火处理后的维氏硬度低于650，则不能承受高的面压。

在实际的钢部件中，在软氮化后实施高频淬火的钢部件可以根据从钢部件采集微量试样，用硝酸化乙醇腐蚀液腐蚀后，用光学显微镜观察到的组织和从表面到芯部的硬度分布、以及用EPMA测定的从表面到芯部的N分布进行判别。

下面，对本发明钢部件的表层组织进行说明。

本发明钢部件为在氮化或软氮化后实施了高频淬火的钢部件，在距表面的深度为5μm以上的层中存在5000个/mm²以上的等效圆径为0.1～1μm的空孔(孔)。

在由于滚动产生的面疲劳而被破坏的钢部件(齿轮)中，工作面的润滑很重要。若在工作面的润滑不足，则由于钢材彼此的接触而产生烧结及黏结，面疲劳强度降低。

在工作面上，为了形成充分的润滑膜，在工作面上以不间断地形成润滑剂油膜的方式设置储油是有效的。

本发明钢部件的特征在于，在钢材表层通过软氮化形成以Fe₃N、Fe₄N等Fe氮化物为主体的化合物层，之后，通过高频加热将其奥氏体化并淬火而形成氮化层。

氮化层由通过在软氮化时生成的化合物层的分解而生成的N、及软氮化时向钢材中扩散渗透的N形成。此时，化合物层在高频淬火后形成为多个空孔分散存在的硬质的多孔质层(多孔层)。

该空孔(多孔)作为储油部而发挥作用，提高润滑效果，进一步提高耐磨损性及耐久性。

当等效圆径为0.1～1μm的空孔在距表面5μm以上的深度的层以5000个/mm²以上存在时，空孔作为储油部而有效地发挥作用。为了形成作为储油部有效地发挥作用的空孔，需要控制软氮化条件、及/又高频加热条件。

即使只是软氮化，也可以在化合物层形成空孔，空孔作为储油部发挥作用，但化合物层极脆，不能承受大的荷重，不能提高面疲劳强度。

若空孔粗大，则其成为点蚀等的面疲劳的起点，面疲劳强度降低，因此，空孔的等效圆径设为1μm以下。若空孔的等效圆径过小，则不能作为储油部充分发挥作用，因此，设定等效圆径的下限为0.1μm。

若空孔的数过少，则整体上作为储油部不能有效发挥作用，因此，在钢部件的距表面5μm以上的深度的层中需要以5000个/mm²以上存在。

齿轮的齿面等滑动面在以正常运转下达到寿命的期间，通常磨损5μm以上，因此，为了实现钢部件的寿命延长，在钢部件的距表面5μm以上深度的层上，需要存在5000个/mm²以上的等效圆径为0.1～1μm的空孔。

空孔的大小和个数依赖于软氮化条件及/或高频加热条件。为了形成有效发挥作用的多孔质层，需要选择得到高面疲劳强度的软氮化条件及/或高频淬火条件。

优选在550～650℃下，进行0.5～5小时的氮化或软氮化处理，之后在900～1100℃下进行0.05～5秒的高频加热。

本发明钢部件的表层为马氏体，芯部需要仍是铁素体-珠光体。

若只对表层进行淬火而形成马氏体，则在表层残留压缩应力，面疲劳强度提高。若直至芯部形成为马氏体，则在表层残留的压缩应力减小，面疲劳强度降低。

本发明钢部件中，优选通过机械加工除去氮化层内与氮化合物层对应的层。

在氮化或软氮化时生成了氮化合物层的部位由于之后的高频淬火而成为含有空孔的马氏体，但比氮化合物层更靠内部的层(以下称为“氮扩散层”)为不含空孔的马氏体，两组织在硬度方面不同。

在本发明钢部件中，在热处理后有时以去除变形为目而实施研磨加工，但若研磨加工不充分，则氮化合物层的马氏体和氮扩散层的马氏体混合存在于研磨后的表面上，表面硬度不均。

因此，在对本发明钢部件的表面进行研磨加工后使用的情况下，为了消除表面硬度的不均，需要确保氮化合物层的厚度以上的研磨量。

对除去氮化合物层的研磨量进行说明。氮化合物层的厚度依赖于氮化或软氮化的温度及/或时间。因此，调查氮化或软氮化的温度及/或时间和氮化或软氮化后测定的氮化合物层的厚度的关系。结果表示于图4。

横轴基于调查氮化或软氮化的温度(℃)和时间(hr)的影响得到的结果，设为0.05×{1-0.006×(600-氮化或软氮化温度(℃))}×{(氮化或软氮化时间(hr)+1)/3}。

如图4所示，得到了氮化合物层的厚度(mm)＝0.05×{1-0.006×(600-氮化或软氮化处理温度(℃))}×{(氮化或软氮化处理时间(hr)+1)/3}的关系式。

因此，在钢部件的表面的研磨除去中，只要确保由上述关系式求得的厚度(mm)以上的研磨除去量即可。另外，研磨除去量设定上限为0.2mm，通过氮化或软氮化可以显现向钢材添加N的效果。

因此，除去氮化合物层的研磨量优选满足下式(4)。

0.05×{1-0.006×(600-氮化或软氮化温度(℃))}×{(氮化或软氮化时间(hr)+1)/3}≤研磨除去量(mm)≤0.2mm  ...(4)

下面，对本发明钢部件的制造方法进行说明。

就本发明钢部件而言，锻造及/或切削本发明钢而形成为规定的形状，并对成形后的钢部件实施氮化或软氮化而进行制造。

为了形成N浓度高的氮化层，得到高的面疲劳强度，将在高频加热时分解而成为N供给源的化合物层(主要由Fe₃N、Fe₄N等Fe氮化物形成的层)通过软氮化形成于钢表面。

为了在钢材中使足够量的N扩散，较厚地形成硬且退火软化抗力高的氮化层，需要将软氮化后的化合物层的厚度设为10μm以上。

若软氮化温度为高温，则化合物层变薄，而且，化合物层中的N浓度变低，因此，软氮化温度设为650℃以下。当软氮化温度为650℃以下时，可以防止钢材的热处理变形及晶界氧化等。优选为620℃以下。

为了形成厚的化合物层，软氮化温度的下限设为550℃。优选为580℃以上。

氮化层的厚度随着软氮化时间而变厚，因此，软氮化时间需要至少为0.5小时。若超过5小时，则氮化层的厚度增大饱和，因此软氮化时间设为5小时以下。优选为1～4小时。

软氮化后的冷却通过气冷、N₂气冷却、油冷等方法进行。软氮化可以使用气体软氮化、或、盐浴软氮化。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可以是软氮化、或、氮化的任一种。

本发明的氮化不是如软氮化那样在NH₃和CO₂(根据情况，也含有N₂)的混合环境下进行处理的方法，而是作为只通过NH₃进行长时间处理的表面硬化方法与工业上划分的方法。

本发明需要在软氮化后通过高频加热奥氏体化并淬火，这是为了将通过软氮化形成于钢材表层的化合物层分解，使生成的N向钢材中扩散，并在距表面的深度为0.4mm以上的区域层形成N浓度高的氮化层，在从表面至深度0.2mm的层上，得到在以300℃退火后的维氏硬度为650以上的高硬度。

对于高频淬火时的加热，必须考虑氮化合物层的分解、固溶。为了确保奥氏体为单相且氮化合物层固溶的状态，需要将加热温度设为900～1100℃，将保持时间设为0.05～5秒。

若加热温度低于900℃，则氮化合物的分解、固溶不充分，不能确保必要的硬度。若加热温度超过1100℃，则N的扩散扩大到内部，表面的N浓度低于0.5％，在以300℃退火时，不能确保维氏硬度650以上，而且，由于氧化层的增大，机械性质劣化。

若保持时间比0.05秒短，则化合物层的分解及生成的N的扩散不充分，另一方面，若超过5秒，则N的扩散扩大到内部，表面的N浓度低于0.5％，在以300℃退火时，不能确保维氏硬度650以上。

对于高频的频率，若是小型的钢部件，则为400kHz左右，若是大型的钢部件，则为5kHz左右。淬火用的冷却剂为水、聚合物淬火材等水系冷却能大的冷却剂为好。

优选高频淬火后，准备一般的渗碳淬火件，实施150℃左右的低温退火，确保钢部件的韧性。

实施例

下面，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明不限于该一条件例。本发明只要不脱落本发明的宗旨，只要可以实现本发明的目的，则可以采用多种条件。

(实施例1)

制造表1和表2(接表1)(发明例)、及表3(比较例)所示的成分组成的钢材。

表1

表2(接表1)

表3

为了评价钢材的热轧性，通过切削加工从钢材上切出截面80mm见方的试料，在中心部安装热电偶并将其放入1050℃的电炉。

从试料的中心部达到1045℃开始，在30分钟后将其从电炉取出，在表面温度变为1000℃的时刻进行轧制加工。轧制加工以三通道连续进行，将板厚80mm依次减薄到64mm、51mm、41mm，并通过气冷冷却至室温。

对于由于轧制而破裂的试料，在破裂时刻中断试验，对于其它试料，在冷却后切出轧制材的截面，观察表面瑕疵。瑕疵判定将深度低于100μm的设为“无瑕疵”，将超过100μm的设为“有瑕疵”。

观察的结果为，对于表1及表2(接表1)所示的成分组成的钢材(发明例1～46)为“无瑕疵”，因此下面对其评价机械特性。表3所示的成分组成的钢材的实施例53、及56～58为“有瑕疵”。

如表3所示，对于实施例53、56及58的钢材，Sn、Cu及Ni不满足0.12×Sn+Cu-0.1×Ni≤0.15。在实施例57中，B(选择元素)超过了本发明范围的上限0.005％(参照表3)。

对于由于热轧而判定为“有瑕疵”的实施例53、及56～58，钢材制造阶段的瑕疵的产生显著，在制造性上存在课题，因此，不实施后面的特性评价(参照表6)。

在实施例55中，在钢材的热锻造阶段脱碳显著，之后，即使实施软氮化、高频淬火，表层部的硬度也不足够，因此，不实施以后的特性评价。

对于其它实施例，在实施了锻造和退火后，为了评价被切削性，制造直径45mm、长度100mm的圆筒试验片，对被切削性进行评价。另外，被切削性评价用试验片在锻造后实施了退火的状态下，在锻造、退火后的钢材的状态下评价被切削性。

被切削性通过用于齿轮及曲轴等汽车部件的生产的NC加工中心，用MQL(Minimum Quantity Lubrication：微量润滑)进行深孔穿孔试验并进行评价。

表4表示穿孔条件。在表4所示的穿孔条件下穿孔，测量直到钻头折损前的孔个数。在达到1000个以上的开孔的情况下，作为被切削性良好而结束试验。

表4

表5及表6表示被切削性评价试验的结果。如表5所示，在实施例1～46的发明例中，削孔个数均超过1000个，被切削性良好。

另一方面，如表6所示，在实施例50～52、及59的比较例中，削孔个数未达到1000个，被切削性不足。

作为辊点蚀试验片，制作具有直径26mm、高28mm的圆筒部的小辊试验片和直径130mm、高8mm的大辊试验片，对面疲劳强度进行评价。作为300℃退火硬度测定用试验片，制作直径26mm、长度100mm的圆筒试验片，对退火软化抗力进行评价。

对小辊试验片、大辊试验片及圆筒试验片实施软氮化(以氮化气体组成：N₂(0.45Nm³/hr)+NH₃(0.5Nm³/hr)+CO₂(0.05Nm³/hr)氮化，并在氮化后用N₂冷却)，然后实施高频淬火(频率：100kHz)。

高频淬火时的冷却剂使用自来水、或聚合物淬火剂。淬火后，对试验片在150℃下实施1hr的退火。

通过软氮化，在试验片的最表层形成Fe-N化合物，在其内部形成氮扩散层。Fe-N化合物主要为ε化合物及γ’化合物。

ε化合物沿试验片的表面以大致均质的膜状生成，形成与母相明显的边界。从表面到边界的深度设为氮化合物层的厚度。氮比氮化合物层更内部扩散浸透，形成N浓度高的区域。将直到N浓度与软氮化前的N浓度相同前的区域设为氮化层。

N的扩散浸透区域不能用光学显微镜划分，因此，通过EPMA进行的线分析测定N浓度，定量地进行划分。软氮化的温度越高及/或时间越长，氮化合物层及氮化层的厚度越厚。

通过高频加热，Fe-N化合物及母相***为奥氏体，通过接下来的淬火***为马氏体。

通过软氮化导入的氮在加热的阶段固溶到奥氏体中，在短时间的高频加热中，除了表面，内部的氮浓度与软氮化时基本不变，因此，在马氏体中以与软氮化时大致相同的浓度固溶氮。马氏体中的氮浓度可以通过EPMA的线分析测定。

当钢材中的氮浓度变高时，硬度、300℃退火硬度及耐腐蚀性提高。在辊点蚀试验下的钢材的耐久性与300℃退火硬度成正比关系，本发明中，将目标下限值以维氏硬度设为650。

通过上述热处理，在表层部形成细微的空孔。该空孔在钢部件的表面作为渗透润滑油的坑而发挥功能，使润滑性提高。本发明中，为了确保充分的润滑性，将空孔密度的下限设定为5000个/mm²。

空孔根据使用环境，有时在去除后使机械特性提高。例如，在混入了异物的使用环境下，含有空孔的区域的韧性不足，会成为脱离破坏的起点。

即，有时适合将通过软氮化生成的化合物层在高频淬火后研磨除去而进行使用。但是，若完全研磨除去氮化层，则不能够得到软氮化的效果，因此需要以规定厚度残留氮化层。

对测定300℃退火硬度的圆筒试验片以与小辊试验片及大辊试验片的情况相同的条件实施软氮化，然后实施高频淬火。

之后，在以300℃实施600分钟的退火后的试验片的切断截面上，用维氏硬度计测定从表面向芯部的硬度。表层为马氏体，芯部为铁素体-珠光体。用EPMA测定距表面0.2mm位置的氮浓度。

等效圆径为0.1～1μm的空孔的密度，通过如下方式而求出，即，将在与小辊试验片及大辊试验片的情况相同的条件下实施了软氮化和高频淬火的试验片以与轧制方向成直角的面切断，并将切断面埋入树脂中，在镜面研磨后，对最表层组织进行图像处理。

测定以3000倍对进行单视野为50μm²的40视野以上，将测定值换算为每1mm²的空孔数，判定空孔是否具有5000个以上。

如表5所示，在实施例1～46的发明例中，用EPMA测定的氮化层的厚度为0.4mm以上，得到设为目标的300℃退火硬度、及空孔密度。

而且，氮化层的厚度为0.4mm以上，因此即使研磨除去最大研磨量0.2mm，也可以确保厚度为0.2mm以上，可以维持300℃退火硬度、及耐腐蚀性。

另外，在实施例1～46的发明例中，通过在含水30％润滑油环境下的辊点蚀疲劳试验，在3500MPa的应力条件下，确保100万次(106次)的耐久性。

另一方面，如表6所示，在实施例47～64的比较例中，在实施例47～48、51、54及60～64中，在上述应力条件下在达到100万次前发生损伤，因此在腐蚀环境下的耐久性不足。

使用实施了上述热处理的大辊试验片和小辊试验片，进行标准的面疲劳试验即辊点蚀疲劳试验。

辊点蚀疲劳试验为，使两辊的周速方向相同，以多种赫兹应力的面压将大辊试验片按压在小辊试验片上，以在接触部的滑动率为一40％(大辊试验片的周速比小辊试验片的周速大40％)进行旋转而进行的。

向上述接触部供给的润滑油(齿轮油)的温度设为90℃，大辊试验片和小辊试验片的接触应力设为3500MPa。

将试验结束次数设为100万次(10⁶次)，在小辊试验片中，在不产生点蚀而达到100万次的旋转数的情况下，评价为确保了小辊的耐久性。

点蚀的检测用设于试验机的振动计进行，在检测出振动后，停止两辊的旋转，确认点蚀的产生和旋转数。

另外，若在试验片易腐蚀的环境下进行试验，则认为可以评价在实际的腐蚀环境下的耐久性，在润滑油中混合有30％的水。

如表5所示，实施例1～46的发明例均在含30％的水的润滑油环境(腐蚀环境)下表现出了100万次(10⁶次)的耐久性。

另一方面，如表6所示，在实施例47～64的比较例中，实施例47～49、51、58及60～64在达到100万次前发生损伤，在含30％的水的润滑油环境(腐蚀环境)下的耐久性不足。

如表1及表2所示，在实施例1～46中使用的钢材的成分组成处于本发明的范围内，另外，软氮化及高频加热淬火的条件也处于本发明的范围内。

另一方面，如表3所示，在实施例47～64使用的钢材的成分组成中的一种或两种以上的成分脱离本发明的范围。特别是，在有利于300℃退火硬度的成分，例如C、Si等不足的钢材、及有利于耐腐蚀性的成分组成及热处理条件脱离本发明范围的钢材(例如，Sn/Cr不满足本发明范围的钢材、氮化条件不满足本发明范围的钢材)中，结果为在含30％的水的润滑环境(腐蚀环境)下的辊点蚀试验的结果不达标，耐久性变差。

另外，在Mn/S低于70的情况下，及在软氮化条件(温度、时间)不处于本发明范围的情况下，在软氮化时的N的渗入量不足，同样得到耐久性变差的结果。

结果如表6所示，在实施例47～64的比较例中得到以下任一种结果，即，(a)在腐蚀环境下的面疲劳强度达不到100万次(10⁶次)的目标；(b)即使显示良好的耐久性，被切削性也不足；或(c)在钢材制造时瑕疵多发或脱碳显著，不能评价机械特性。

在实施例49、51及62中，Sn/Cr低也被认为是在腐蚀环境下的疲劳耐久性不足的原因之一。

在实施例48、49、63及64中，Mn/S低且不能防止S的表面变浓，因此，软氮化时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减薄为低于0.4mm，在从表面到深度0.2mm，N浓度降低，在300℃退火的维氏硬度低于650，这被认为是在腐蚀环境下的疲劳耐久性不足的原因之一。

在实施例47中，由于C浓度低，300℃退火硬度不足，在实施例62中，由于Si浓度低，300℃退火硬度不足，这被认为是在腐蚀环境下的疲劳耐久性不足的原因之一。

在实施例54中，因为Cr低于本发明范围的下限，所以耐腐蚀性不足，认为在腐蚀环境下的疲劳耐久性不足。在实施例60中，因为Al超过了本发明范围的上限，所以Al析出物粗大化，认为在腐蚀环境下的面疲劳强度不达标。

在实施例61中，因为氧浓度超过了本发明范围的上限，所以生成过多的氧化物，认为该氧化物作为疲劳试验时的疲劳破坏的起点起作用，耐久性不足。

被切削性在表4所示的条件下进行钻头穿孔试验而进行评价。在实施例50～52及59中，不达标。

在实施例50中，C超过了本发明的范围，在实施例51及52中，Mn超过了本发明的范围，在实施例59中，Ni超过了本发明的范围，这被认为是使常温下的硬度上升、钻头被切削性降低的原因。

(实施例2)

即使钢材的成分组成在本发明的范围内，在软氮化的温度及时间不满足本发明的范围的情况下，结果为在软氮化时的N的渗入量不足，耐久性变差。

表7表示实施例(发明例和比较例)。在实施例63的比较例中，因为软氮化温度低，所以结果为不形成足够厚度的氮化层，在腐蚀环境下的疲劳耐久性不足。

在实施例64的比较例中，高频淬火温度低于900℃，结果为不能得到足够的硬度，腐蚀环境下的疲劳耐久性不足。在实施例7及9的发明例中，腐蚀环境下的疲劳耐久性不足。

如上所述，在将在软氮化时生成的氮化合物层通过机械加工除去的情况下，若从氮化合物层生成的马氏体和从氮扩散层生成的马氏体在表面上混合存在，则成为表面硬度不均的原因，因此，在将钢材的表层进行研磨加工后使用的情况下，需要确保氮化合物层的厚度以上的研磨量。

图4表示基于实施例的数据制成的、软氮化(或氮化)条件和化合物层的厚度的关系。如图4所示，可知，由于氮化合物层的厚度不超过由0.05×{1-0.006×(600-氮化或软氮化处理温度(℃))}×{(氮化或软氮化处理时间(hr)+1)/3}求出的值，故而只要在该值以上确保0.2mm以下的研磨量，就可以显现通过软氮化向钢材添加N的效果。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，可以提供具备由现有的软氮化高频淬火钢部件不能够得到的高表面硬度、退火软化抗力以及被切削性，而且在工作面具备充分的润滑膜的、作为面疲劳强度和耐腐蚀性都优异的机械结构用钢部件的坯料使用的表面硬化用机械结构用钢、用该钢制造的机械结构用钢部件及该部件的制造方法。

特别是，本发明的表面硬化用机械结构用钢可适用于汽车等的动力传递用部件，适于作为在腐蚀环境下需要高面压疲劳强度的、齿轮、无级变速器、等速万向节、轮毂、轴承等的坯料，非常有利于汽车的高输出化及低成本化等。因此，本发明在生产上的可利用性高。

Claims (8)

1.一种软氮化高频淬火用机械构造用钢，其特征在于，

以质量％计，含有：

C：0.30～0.60％；

Si：0.02～2.0％；

Mn：0.35～1.5％；

Al：0.001～0.5％；

Cr：0.05～2.0％；

Sn：0.001～1.0％；

S：0.0001～0.021％；

N：0.0030～0.0055％；

Ni：0.01～2.0％；

Cu：0.01～2.0％；

P：0.030％以下；

O：0.005％以下，

剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，且，

Sn、Cu、Ni、Mn、Cr及S的含量满足下式(1)～(3)，

－0.19≤0.12×Sn+Cu－0.1×Ni≤0.15…(1)

60≤Mn/S≤300…(2)

Sn≥0.2×Cr…(3)。

2.如权利要求1所述的软氮化高频淬火用机械结构用钢，其特征在于，所述钢以质量％计，还含有：

B：0.0003～0.005％；

W：0.0025～0.5％；

Mo：0.05～1.0％；

V：0.05～1.0％；

Nb：0.005～0.3％；

Ti：0.005～0.2％中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或2所述的软氮化高频淬火用机械结构用钢，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％；

Te：0.0005～0.1％中的一种或两种以上。

4.一种机械构造用钢部件，其为将权利要求1～3中任一项所述的软氮化高频淬火用机械结构用钢软氮化，然后，实施高频淬火制造而成的钢部件，其特征在于，

(a)距表面的深度为0.4mm以上的表层为氮化层，且，

(b)在从表面直至深度为0.2mm的表层中，用300℃进行退火处理后的维氏硬度为650以上。

5.如权利要求4所述的机械结构用钢部件，特征在于，

在所述氮化层内的距表面的深度为5μm以上的层中，等效圆径为0.1～1μm的空孔设有5000个/mm²以上。

6.如权利要求4或5所述的机械结构用钢部件，特征在于，

通过机械加工将所述氮化层内的表面侧的、与通过软氮化形成的化合物层对应的层除去。

7.一种机械构造用钢部件的制造方法，其特征在于，

通过锻造或/及切削将权利要求1～3中任一项所述的软氮化高频淬火用机械结构用钢形成为规定的形状，然后，对成形后的钢部件在550～650℃下实施0.5～5小时的软氮化处理，然后，在900～1100℃下进行0.05～5秒的高频加热、淬火，形成为(a)在距表面的深度为0.2mm以上的表层形成氮化层，且(b)在从表面直至深度为0.2mm的表层中，以300℃退火后的维氏硬度为650以上。

8.如权利要求7所述的机械构造用钢部件的制造方法，其特征在于，

在所述高频淬火之后，将表层以满足式(4)的研磨除去量(mm)研磨除去，

0.05×{1－0.006×(600－软氮化温度(℃))}×{(软氮化时间(hr)+1)/3}≤研磨除去量≤0.2mm…(4)。