CN104981556B - 软氮化高频淬火钢部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种面疲劳强度优异的软氮化高频淬火钢部件，其特征在于，具有规定的化学组成，从表面到0.2mm深度的固溶N浓度为0.05～1.5％，在300℃回火后的从表面到0.2mm深度的维氏硬度为Hv600以上，有效硬化层深度t为0.5mm以上，并且在将破损危险部位的半径或壁厚的一半设定为r(mm)时，t/r≤0.35。

Description

软氮化高频淬火钢部件
技术领域
本发明涉及软氮化高频淬火钢部件，尤其涉及在适合用于汽车等的动力传输部件用途的具有高面疲劳强度的齿轮、无级变速器、等速万向节、轮毂等中使用的软氮化高频淬火钢部件。
背景技术
对于例如自动变速器的齿轮、无级变速器的滑轮，等速万向节、轮毂等动力传输部件之类的钢部件，要求高面疲劳强度。通常对于上述部件而言，在原材料中使用JISSCr420、SCM420等C为0.2％左右的表面渗碳钢，在表面渗碳钢中实施了渗碳淬火处理而在部件的表层形成C为0.8％左右的马氏体组织的硬化层，从而提高面疲劳强度来进行使用。
然而，渗碳淬火处理是在950℃左右的高温下的奥氏体区域进行5～10小时、根据情况进行10小时以上的处理，因此有时由晶粒粗大化带来的热处理变形(淬火应变)变大。因此，在要求高精度的部件的情况下，需要在渗碳淬火之后实施研削、抛光等精加工。
近年来，汽车发动机等低噪音化的要求增高，因此作为热应变比渗碳淬火处理小的表面硬化处理的高频淬火、软氮化备受注目。
高频淬火是仅对表层部的必要部分以短时间加热进行奥氏体化从而进行淬火，因此淬火应变小；通过高频淬火，能够精度良好地得到表面硬化部件。然而，当仅以高频淬火获得与渗碳淬火材料相同的强度时，需要具有超过0.8％的C含量的钢材。其结果是，母材的硬度上升，切削性产生显著劣化。因此，不能无节制地增加钢中的C含量，在仅以高频淬火来提高面疲劳强度上存在局限。
软氮化处理是在A1相变点以下的温度区域得到表面硬化层的处理；另外，与渗碳淬火处理相比，处理时间短至2～4小时左右。因此，较多适用于要求低应变的钢部件的软氮化。然而，仅以软氮化处理得到的硬化层深 度小，因此难以在施加高面压的变速器齿轮等中适用。
最近，作为弥补高频淬火和软氮化处理的缺点、获得更优异的机械性质尤其是面疲劳强度的方法，尝试了在软氮化后实施高频淬火。
专利文献1～3公开了通过组合软氮化处理与高频淬火来提高面疲劳强度的机械结构用钢。专利文献1～3所述的技术由于高频淬火温度小于950℃，因此通过软氮化处理而析出到表层的氮化物未充分固溶，氮(N)的大部分作为氮化物存在，表层的固溶N浓度低。其结果是，由于压缩残余应力，因此无法获得足够高的面疲劳强度。
专利文献4提出了通过组合高频淬火与氮化处理来制造机械强度优异的钢部件的制造方法。由专利文献4的制造方法得到的钢部件的表层硬度高。然而，表层的总N浓度即氮化物的N浓度与固溶N浓度的总量低，并且大量存在V等氮化物形成元素，另外，表层的总N浓度中的固溶N浓度低，因此表层的高温硬度低。由此，对于在运行中会变成高温的齿轮等的表层而言，无法发挥充分的回火软化抵抗，无法获得高的面疲劳强度。
专利文献5也提出了通过组合高频淬火与氮化处理来获得优异的机械性质的技术。专利文献5所述的技术的特征在于：从表面0.05mm深度的氮浓度高。然而，面疲劳破坏虽然是以表面为起点的破坏，但是破坏的深度会达到数倍于0.05mm的深度。因此，仅仅从表面0.05mm深度的硬度高是无法获得高的面疲劳强度的。
专利文献6也提出了通过组合高频淬火与氮化处理来制造机械强度优异的钢部件的制造方法。专利文献6所述的技术相对于部件的大小的有效硬化层深，并且通过高频加热而奥氏体化的区域所占的深度深。因此，表面附近的压缩残余应力小，进而淬火应变变大，作为部件特性是不优选的。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2010/082685号
专利文献2：日本特开2011-208250号公报
专利文献3：国际公开第2010/070958号
专利文献4：日本特开平6-172961号公报
专利文献5：日本特开2007-77411号公报
专利文献6：日本特开平7-90364号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于：鉴于上述实际情况，提供由现有的软氮化高频淬火钢部件所无法获得的回火软化抵抗优异、显示高的表面附近压缩残余应力并且面疲劳强度优异的软氮化高频淬火钢部件。
用于解决问题的手段
动力传输部件由于使用时发热而使得运行面的温度上升至300℃左右。因此，对于提高钢部件的面疲劳强度而言，为了维持运行面的高温强度而提高回火软化抵抗是有效的。进而，对于提高钢部件的面疲劳强度而言，提高表面附近的压缩残余应力是有效的。另外，对于提高钢部件的精度而言，降低淬火应变是有效的。
本发明的发明者们对通过组合软氮化处理与高频淬火对钢部件进行表面硬化处理进行了各种研究，获得了以下见解。
a)对于提高钢部件的运行面的回火软化抵抗而言，提高钢部件的表层的固溶N浓度是有效的。通常测定的N浓度是固溶在马氏体中的N和钢中的氮化物的N的总量。本发明的发明者们通过使高频加热时的最高温度变化而使表层的固溶N与氮化物的比例变化，由此对在300℃回火时表层的固溶N浓度给硬度带来的影响进行了研究，结果确认到了增加马氏体中的固溶N浓度对于提高回火软化抵抗是有效的。
b)对于提高表面附近的压缩残余应力而言，提高表层的固溶N浓度并且使得有效硬化层深度较浅是有效的。即，在提高表层的固溶N浓度的情况下，高频淬火时因马氏体相变而引起的膨胀量变大，因此能够提高表面附近的压缩残余应力。另外，即使相对于部件的大小使得有效硬化层深度浅，也能够提高表面附近的压缩残余应力。通过将这些组合起来，能够提高表面附近的压缩残余应力。进而，相对于部件的大小使得有效硬化层深度浅还有助于降低淬火应变。这是因为淬火应变是由于奥氏体的马氏体相变而显现的。
为了提高表层的固溶N浓度，需要提高高频加热时的到达温度。然而， 在仅仅提高高频加热时的到达温度时，有效硬化层深度变得过深，表面附近的压缩残余应力变低。现有技术中也存在进行了900℃以上的高频加热的例子，但是有效硬化层深度变深，无法充分提高压缩残余应力。
本发明的发明者们为了解决上述的问题，对高频加热的条件进行了深入研究，从而完成了本发明。其要旨如下所述。
(1)一种软氮化高频淬火钢部件，其特征在于，母材的化学组成以质量％计含有C：0.30～0.80％、Si：0.02～2.5％、Mn：0.35～2.0％、Al：0.001～2.0％、Cr：0.01～3.0％、S：0.040％以下、N：0.0030～0.02％，并且分别将O和P限制为O：0.005％以下、P：0.025％以下，剩余部分为Fe和杂质，从表面到0.2mm深度的固溶N浓度为0.05～1.5％，在300℃回火后的从表面到0.2mm深度的维氏硬度为Hv600以上，有效硬化层深度t为0.5mm以上，并且在将破损危险部位的半径或壁厚的一半设定为r(mm)时，t/r≤0.35。
(2)根据上述(1)的软氮化高频淬火钢部件，其特征在于，以质量％计含有Nb：0.3％以下、Ti：0.3％以下、V：1.0％以下、Ni：3.0％以下、Cu：3.0％以下、Co：3.0％以下、Mo：1.0％以下、W：0.5％以下、B：0.005％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、Zr：0.05％以下、Te：0.1％以下、Pb：0.5％以下、REM：0.005％以下中的一种或两种以上来代替母材的化学组成的Fe的一部分。
发明效果
根据本发明，能够提供由现有的软氮化高频淬火钢部件所无法获得的显示高的表面附近的压缩残余应力、面疲劳强度优异的齿轮、无级变速器、等速万向节、轮毂等动力传输部件。
附图说明
图1是对破损危险部位进行说明的示意图。
具体实施方式
本发明的发明者们对给表层的回火软化抵抗以及表面附近的压缩残余应力带来的影响进行了研究，结果发现了：通过提高表层的固溶N浓度， 将有效硬化层深度控制得浅，由此面疲劳强度优异。
首先，对本发明的母材的化学组成的规定理由进行说明。此处，化学组成的％表示质量％。
C：0.30～0.80％
C是对于获得钢的强度而言重要的元素。尤其，其通过降低作为高频淬火的前组织的铁素体分率、在进行了高频加热的情况下迅速地使钢的表层形成为奥氏体单相，从而提高高频淬火时的硬化能，所以是必要的。C的含量小于0.30％时，铁素体分率高，无法通过高频淬火充分硬化。C的含量超过0.80％时，会显著妨碍制作钢部件时的切削性、锻造性，进而在高频淬火时发生淬裂的可能性变大。因此，C的含量设定为0.30～0.80％。C的含量优选为0.40～0.60％。
Si：0.02～2.5％
Si具有通过提高表层的回火软化抵抗来提高面疲劳强度的效果。为了获得该效果，需要将Si的含量设定为0.02％以上。Si的含量超过2.5％时，锻造时的脱碳变得显著。因此，Si含量设定为0.02～2.5％。Si含量优选为0.20～0.80％。
Mn：0.35～2.0％
Mn是对于提高淬透性、提高表层的回火软化抵抗从而提高面疲劳而言有效的元素。另外，其对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而言是有效的。为了获得该效果，需要将Mn的含量设定为0.35％以上。Mn的含量超过2.0％时，制造钢材时变得过硬而在切断棒钢的情况下会产生麻烦。进而，Mn在制钢时的凝固阶段容易偏析到枝晶树之间，有时局部硬化而使钢材变脆。因此，Mn含量设定为0.35～2.0％。Mn含量优选为0.50～1.5％。
Al：0.001～2.0％
Al是在软氮化时形成氮化物、增加表层的总N浓度、在高频淬火时一部分或全部的氮化物固溶化从而增加表层的固溶N浓度的元素。另外，即使在高频淬火时存在不固溶化的氮化物，由于是分散在钢中，因此也具有有效地促进高频淬火处理时奥氏体组织的细粒化的效果。此外，其是对于提高切削性而言也有效的元素。因此，需要将Al的含量设定为0.001％以 上。Al的含量超过2.0％时，析出物粗大化而使钢脆化。因此，Al含量设定为0.001～2.0％。Al含量优选为0.020～0.10％。
Cr：0.01～3.0％
Cr是具有与Al相同的效果的元素。即，Cr是在软氮化时形成氮化物、增加表层的总N浓度、在高频淬火时一部分或全部的氮化物固溶化从而增加表层的固溶N浓度的元素。另外，即使在高频淬火时存在不固溶化的氮化物，由于是分散在钢中，因此也具有有效地促进高频淬火处理时奥氏体组织的细粒化的效果。为了获得该效果，需要将Cr的含量设定为0.01％以上。Cr的含量超过3.0％时，切削性变差。因此，Cr含量设定为0.01～3.0％。Cr含量优选0.05％以上且小于1.0％。
S：0.040％以下
S是杂质元素。另外，积极地含有S时，其是对于提高切削性有效的元素。S的含量超过0.040％时，锻造性显著降低。因此，S含量设定为0.040％以下。S含量优选为0.001～0.015％。
N：0.003～0.02％
N形成各种氮化物而有效地促进防止芯部的奥氏体组织的粗粒化。为了获得该效果，需要将N的含量设定为0.003％以上。N的含量超过0.02％时，本来具有在软氮化时增加总N浓度的作用的Al、Cr等合金元素在凝固时形成粗大的氮化物，粗大的氮化物在高频淬火时不固溶化，因此实质上高频淬火后的固溶N浓度变低。因此，N含量设定为0.003～0.02％。N含量优选为0.004％以上且小于0.012％。
O(氧)和P是杂质，但在本发明中需要特别制限。
O：0.005％以下
O以Al2O3、SiO2等氧化物系夹杂物的形式存在于钢中，但O多时该氧化物大型化，以其作为起点而引起动力传输部件破损。因此，需要将O的含量限制成0.005％以下。O的含量越少越好，因此优选为0.002％以下，进而在以高寿命为目标的情况下优选为0.0015％以下。
P：0.025％以下
P偏析到晶界而使得韧性降低，因此需要尽量降低，限制成0.025％以下。
母材的剩余部分为Fe和杂质。杂质是指由钢的原材料以及制造环境混入的物质。
接着，对可任意含有的化学组成的规定理由进行说明。
[钢材强化元素]
Nb：0.3％以下
Nb是具有与Al相同的效果的元素。即，Nb是在软氮化时形成氮化物、增加表层的总N浓度、在高频淬火时一部分或全部的氮化物固溶化从而增加表层的固溶N浓度的元素。另外，即使在高频淬火时存在不固溶化的氮化物，由于是分散在钢中，因此也具有有效地促进高频淬火处理时奥氏体组织的细粒化的效果。此外，其是对于提高切削性而言也有效的元素。然而，含有超过0.3％的Nb时，其效果会饱和而有损经济性。因此，含有Nb时的Nb含量设定为0.3％以下。为了稳定地获得上述效果，Nb的含量优选设定为0.005％以上。
Ti：0.3％以下
Ti为具有与Al相同的效果的元素。即，Ti是在软氮化时形成氮化物、增加表层的总N浓度、在高频淬火时一部分或全部的氮化物固溶化从而增加表层的固溶N浓度的元素。另外，即使在高频淬火时存在不固溶化的氮化物，由于是分散在钢中，因此也具有有效地促进高频淬火处理时奥氏体组织的细粒化的效果。然而，Ti的含量超过0.3％时，析出物粗大化而使钢脆化。因此，含有Ti时的Ti含量设定为0.3％以下。为了稳定地获得上述效果，Ti的含量优选设定为0.005％以上。
V：1.0％以下
V为具有与Al相同的效果的元素。即，V是在软氮化时形成氮化物、增加表层的总N浓度、在高频淬火时一部分或全部的氮化物固溶化从而增加表层的固溶N浓度的元素。另外，即使在高频淬火时存在不固溶化的氮化物，由于是分散在钢中，因此也具有有效地促进高频淬火处理时奥氏体组织的细粒化的效果。然而，含有超过1.0％的V时，其效果饱和而有损经济性。因此，含有V时的V含量设定为1.0％以下。为了稳定地获得上述效果，V的含量优选设定为0.01％以上。
W：0.5％以下
W为具有与Al相同的效果的元素。即，W是在软氮化时形成氮化物、增加表层的总N浓度、在高频淬火时一部分或全部的氮化物固溶化从而增加表层的固溶N浓度的元素。另外，即使在高频淬火时存在不固溶化的氮化物，由于是分散在钢中，因此也具有有效地促进高频淬火处理时奥氏体组织的细粒化的效果。此外，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。W的含量超过0.5％时，切削性恶化，进而效果饱和而有损经济性。因此，含有W时的W含量设定为0.5％以下。为了稳定地获得上述效果，W的含量优选设定为0.03％以上。
[淬透性提高元素]
Ni：3.0％以下
Ni提高淬透性，进而提高韧性。Ni的含量超过3.0％时，切削性变差。因此，含有Ni时的Ni含量设定为3.0％以下。为了稳定地获得上述效果，Ni的含量优选设定为0.01％以上。
Cu：3.0％以下
Cu强化铁素体，对于提高淬透性、提高耐蚀性也有效。含有超过3.0％的Cu时，在机械性质这方面效果饱和。因此，含有Cu时的Cu含量设定为3.0％以下。为了稳定地获得上述效果，Cu的含量优选设定为0.01％以上。Cu降低热延性，容易成为轧制时的缺陷的原因，因此优选与Ni同时含有。
Co：3.0％以下
Co有助于提高淬透性。超过3.0％时，其效果饱和。因此，含有Co时的Co含量设定为3.0％以下。为了稳定地获得上述效果，Co的含量优选设定为0.01％以上。
Mo：1.0％以下
Mo除了具有通过提高表层的回火软化抵抗来提高面压疲劳强度的效果以外，还具有使硬化层强韧化来提高弯曲疲劳强度的效果。含有超过1.0％的Mo时，其效果饱和而有损经济性。因此，含有Mo时的Mo含量设定为1.0％以下。为了稳定地获得上述效果，Mo的含量优选设定为0.01％以上。
B：0.005％以下
B有助于提高淬透性。超过0.005％时，其效果饱和。因此，含有B时的B含量设定为0.005％以下。为了稳定地获得上述效果，B的含量优选设 定为0.0006％以上。
[切削性提高元素]
在作成部件时还要求切削性的情况下，含有选自Ca、Mg、Zr、Te、Pb、REM中的一种以上。
Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、Zr：0.05％以下、Te：0.1％以下、Pb：0.5％以下、REM：0.005％以下
这些元素抑制MnS的延伸或以脆化相形式存在，由此提高切削性。为了赋予这些效果，含有选自Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、Zr：0.05％以下、Te：0.1％以下、Pb：0.5％以下以及REM：0.005％以下中的至少一种以上。REM是指稀土类元素。对于各元素而言，即使含量超过上限值，其效果也饱和而有损经济性。因此，将含有Ca、Mg、Zr、Te、Pb以及REM时的Ca、Mg、Zr、Te、Pb以及REM含量分别设定为0.01％以下、0.01％以下、0.05％以下、0.1％以下、0.5％以下以及0.005％以下。为了稳定地获得上述效果，含有Ca、Mg、Zr、Te、Pb以及REM时的Ca、Mg、Zr、Te、Pb以及REM含量优选设定为0.0005％以上。
接着，对从表面到0.2mm深度的固溶N浓度和在300℃回火后的从表面到0.2mm深度的维氏硬度进行说明。以下，将从表面到0.2mm深度的固溶N浓度称为“表层的固溶N浓度”。另外，将在300℃回火后的从表面到0.2mm深度的维氏硬度称为“表层的300℃回火硬度”。
表层的固溶N浓度是由钢中的总N量扣除AlN、NbN、TiN以及VN等氮化物所含的N量所得的值。表层的固溶N量是如下算出的：在通过不活泼性气体熔解-热导率法对总N量进行测定的同时，以靛酚吸光度法对通过基于非水溶剂电解液的恒电位电解腐蚀法即SPEED法以及0.1μm的过滤器电解提取出的残渣测定氮化物中N量，通过下述数学式(2)算出。
(固溶N量)＝(总N量)-(氮化物中N量) (2)
在对从表面到0.2mm深度的区域进行测定时，使用切削加工至0.2mm时的切除屑作为测定试样。其中，为了抑制由切削加工时的发热带来的温度上升的影响，切除屑需要不可见回火色。
本发明的发明者们使得软氮化条件、高频淬火条件以及钢材的化学组成变化，使得高频淬火后的表层的固溶N浓度变化，对在300℃回火60分 钟之后的表层的300℃回火硬度进行了研究。其结果是，确认出：在表层的固溶N浓度为0.05％～1.5％的范围，表层的固溶N浓度越高，表层的300℃回火硬度越高。
固溶于马氏体中的N与C同样地，以取代型固溶原子的形式存在于晶体内，因而有助于固溶强化、位错强化，提高强度。在300℃进行回火时，固溶C析出碳化物，马氏体中的固溶C浓度降低，因此钢的强度降低。另一方面，由于N维持固溶状态，因此即使在300℃进行回火，钢也维持高强度。由此，与仅实施了渗碳淬火、仅实施了高频淬火的部件相比，实施了软氮化和高频淬火的部件的300℃回火硬度更高。
表层的固溶N浓度小于0.05％时，表层的300℃回火硬度的提高变小，面疲劳强度低。为了获得足够高的表层的300℃回火硬度，优选为0.10％以上。表层的固溶N浓度超过1.5％时，冷却时的马氏体相变开始温度降低，高频淬火后的残余奥氏体变高。其结果是，通过表层的固溶N浓度的增加，淬火后的表层的硬度以及表层的300℃回火硬度降低的程度比提高的还要多。因此，反而会使得面疲劳强度降低。
表层的300℃回火硬度设定为600以上是因为如下理由：在表层的300℃回火硬度为600以上的深度为比从表面0.2mm更浅的情况下，钢部件无法承受所负载的面压，会产生疲劳破坏。
接着，对有效硬化层深度进行说明。
有效硬化层深度t规定在JIS G0559中。在本发明的钢部件中，有效硬化层深度t为0.5mm以上，并且满足下述[1]式。
t/r≤0.35 [1]
其中，t为有效硬化层深度(mm)，r为破损危险部位的半径或壁厚的一半(mm)
作为破损危险部位的半径或壁厚的一半的r是为了使有效硬化层深度与部件的大小相对化而使用了的指标。破损危险部位是指设计上的危险截面，对于旋转轴那样的轴状部件而言为最小直径部、应力集中最大的截面部的半径(截面为圆形时)或壁厚的一半(截面为方形时)。对于齿轮部件而言，图1中以箭头表示的部分为破损危险部位(疲劳破损部)1，2r为壁厚2。
通过降低高频加热时奥氏体化的区域的比例即有效硬化层深度与部件的大小之比，从而使得表面附近的压缩残余应力增加，并且能够降低淬火应变。
有效硬化层变深时，不仅表面附近的压缩残余应力降低，而且会成为发生淬裂的原因，因此将[1]式的上限设定为0.35。例如，在滚柱点蚀疲劳试验中使用的大滚柱试验片中，在相对于半径为65mm将有效硬化层深度设定为40mm的情况下，高频淬火时在表面发生淬裂。为了进一步提高表面附近的压缩残余应力，优选为0.3以下。
应该规定[1]式的下限的理由不依赖于部件的大小。因此，下限不是以[1]式的下限的形式，而是通过将有效硬化层深度设定为0.5mm以上来规定。有效硬化层深度变浅时，就算在芯部也会产生高的剪切应力，在硬化层与芯部之间产生裂纹，裂纹发展而引起剥落。从安全考虑，有效硬化层深度优选设定为0.75mm以上。
对于软氮化处理温度而言，由于温度越低处理时间越长，因此设定为500℃以上。另一方面，软氮化处理温度超过A1点时热处理应变变大，因此设定为小于钢材的A1点。
软氮化处理后的冷却可以通过放冷、空气冷却、气体冷却、油冷等中的任一方法来进行。
作为软氮化处理，也可以适用气体气氛、盐浴、电场中的任一气氛下的N侵入方法。此外，不仅软氮化处理，还可以适用氮化处理(不伴随C的侵入而使N侵入的处理)、氧氮化处理(氮化处理+氧化处理)。
实施高频淬火时的加热方法需要考虑表层的固溶N浓度来确定。能够实现表层的固溶N浓度为0.05～1.5％的高频加热温度为950℃以上。高频加热温度越高，表层的固溶N浓度越大，但是设得过于高温时晶粒粗大化，由于应变而部件精度降低，因此高频加热温度设定为1200℃以下。更优选的高频加热温度为950～1050℃，进一步优选为960～980℃。
高频加热的频率过低时，无法兼顾目标的加热温度、硬化层深度与有效硬化层深度。频率过高时，装置的性能上在工业上变得难以实现。高频加热的频率设定为100～300kHz。
有效硬化层深度依赖于部件的大小。在以使有效硬化层深度为0.5mm 以上并且满足[1]式的方式适当地进行调整时，主要调整加热时间。例如，在滚柱点蚀疲劳试验中使用的小滚柱的半径为13mm的情况下，若将频率设定为200KHz且高频加热温度设定为950℃，则加热时间为25秒时有效硬化层深度超过4.55mm，偏离[1]式，因此设定为20秒以下。另一方面，在同样的条件下加热时间低于0.7秒时，有效硬化层深度为0.5mm以下，因此设定为0.7秒以上。
在高频淬火后，可以实施喷丸硬化等机械性表面硬化处理。
软氮化、高频加热以及淬火可以多次实施。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例的条件是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一个例子，本发明并不限于这一个例子。本发明只要不脱离本发明的主旨，达成本发明的目的，就可采用各种条件。
对具有表1所示的化学组成的各钢材，加热至1250℃后，进行热锻造后放冷至室温，然后再加热，在850℃实施正火一小时。之后，为了用于滚柱点蚀疲劳试验片，通过机械加工制作具有直径为26mm、宽度为28mm的圆筒部的小滚柱试验片和直径为130mm、宽度为18mm的大滚柱试验片。进而，制作直径为26mm、长度为100mm的硬度、残余应力测定试验片。
除了实施例30、31以外，对小滚柱和大滚柱实施软氮化处理以及高频淬火。软氮化处理如下进行：在软氮化气氛中以600℃保持规定时间，然后在氮气中冷却。软氮化处理所使用的气体的组成为N2(0.45Nm3/小时)+NH3(0.5Nm3/小时)+CO2(0.05Nm3/小时)；就软氮化时间而言，实施例1～25、28、29、32～34设定为2小时，实施例26设定为0.5小时，实施例27设定为5小时。接着软氮化处理，以表2所示的条件实施高频淬火。高频淬火时的制冷剂使用自来水或聚合物淬火剂。然后，在150℃进行60分钟的回火处理，供于疲劳试验。
实施例30未进行软氮化处理，仅实施了高频淬火。另外，实施例31仅以上述条件实施软氮化处理(软氮化时间为2小时)，未进行高频淬火。
使用所制作的大滚柱和小滚柱，进行作为标准性面疲劳试验的滚柱点蚀疲劳试验。滚柱点蚀疲劳试验如下进行：将面压设定为赫氏应力即3500MPa来对小滚柱按压大滚柱，从而将接触部上的两滚柱的圆周速度方向设定为同一方向，将滑率设定为-40％(大滚柱的接触部的圆周速度比小滚柱的大40％)并使其旋转来进行。供给接触部的齿轮油的油温设定为80℃。寿命设定为小滚柱产生点蚀为止的小滚柱的转数。检测点蚀的产生如下进行：试验机所装备的振动计检测到振动时停止两滚柱的旋转，然后进行目测确认来确认是否有点蚀。另外，试验截止次数设定为1000万次(107次)。
以与小滚柱以及大滚柱相同的条件，对残余应力测定试验片实施软氮化处理以及高频淬火、回火。N浓度的测定使用了上述方法。进行电解研磨至0.01mm深度，使用X射线来测定0.01mm深度的残余应力。另外，使用残余应力测定试验片，在300℃实施60分钟的回火处理，在切断截面后，通过维氏硬度计以0.1mm间距测定从表面到芯部的硬度分布。
如表2所示，实施例1～25均在滚柱点蚀疲劳试验中寿命为1000万次(107次)以上，为具有优异的面疲劳强度(高疲劳试验寿命)的良好结果。
例如，实施例1由于表层的固溶N浓度为0.20％、表面附近的压缩残余应力为433MPa，因此表层的300℃回火硬度优异，显示高的表面附近的压缩残余应力，所以滚柱点蚀疲劳试验中寿命为1000万次以上，获得了良好的面疲劳强度。
实施例26、27为高频淬火后的表层的固溶N浓度偏离本发明的实例。实施例26的钢材与实施例1相同，但是软氮化处理的时间短。因此，表层的固溶N浓度未达到0.05％，表层的300℃回火硬度显示小于Hv600的低值，寿命短。实施例27的钢材与实施例4相同，但是软氮化处理的时间长。由此，表层的固溶N浓度超过1.5％，残余奥氏体大量存在，因此表层的300℃回火硬度低，进而由于淬火时的体积变化小而表面附近的压缩残余应力降低，所以寿命短。
实施例28、29均是高频淬火后的t/r、有效硬化层深度t为本发明的范围外。疲劳试验寿命均不满足1000万次。实施例28的高频加热的频率低，加热时间长。因此，虽然钢材与实施例1相同，但是相对于试验片形状有效硬化层深度深，表面附近的压缩残余应力降低，寿命短。实施例29的高频加热时间短。因此，虽然钢材与实施例3相同，但是有效硬化层深度浅，发生剥落，寿命短。
实施例30为对化学组成与实施例5相同的钢材仅实施高频淬火的例子。表层的固溶N浓度几乎不存在，表层的300℃回火硬度以及表面附近的压缩残余应力降低，寿命短。
实施例31为对化学组成与实施例5相同的钢材仅实施软氮化处理、未实施高频淬火的例子。表层的300℃回火硬度低，寿命短。
实施例32的C的浓度低于本发明的范围，高频淬火后未获得足够的硬度。因此，虽然表层的固溶N浓度、t/r为本发明的范围内，但寿命短。
实施例33为对化学组成与实施例3相同的钢材变更高频淬火的条件来实施热处理的例子。高频加热温度变低，固溶N浓度变低，因此表层的300℃回火硬度低，寿命短。
符号说明
1 破损危险部位(疲劳破损部)
2 壁厚(2r)

Claims (2)

1.一种面疲劳强度优异的软氮化高频淬火钢部件，其特征在于，母材的化学组成以质量％计含有C：0.30～0.80％、Si：0.20～2.5％、Mn：0.35～2.0％、Al：0.001～2.0％、Cr：0.01～3.0％、S：0.040％以下、N：0.0030～0.02％，并且分别将O和P限制为O：0.005％以下、P：0.025％以下，剩余部分为Fe和杂质，
从表面到0.2mm深度的固溶N浓度为0.05～1.5％，所述固溶N浓度是基于由钢中所含的总N量扣除氮化物中所含的N量所得的值算出的，
在300℃回火后的从表面到0.2mm深度的维氏硬度为HV600以上，
有效硬化层深度t为0.5mm以上，并且在将破损危险部位的半径或壁厚的一半设定为r时，t/r≤0.35，其中，r的单位为mm。
2.根据权利要求1所述的软氮化高频淬火钢部件，其特征在于，以质量％计含有Nb：0.3％以下、Ti：0.3％以下、V：1.0％以下、Ni：3.0％以下、Cu：3.0％以下、Co：3.0％以下、Mo：1.0％以下、W：0.5％以下、B：0.005％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、Zr：0.05％以下、Te：0.1％以下、Pb：0.5％以下、REM：0.005％以下中的一种或两种以上来代替母材的化学组成的Fe的一部分。
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