CN111406123B - 氮化处理部件 - Google Patents

Abstract

本发明的课题是提供不仅旋转弯曲疲劳强度优异而且面疲劳强度或耐磨性也优异的部件。在本发明中，按照目标特性来调整钢的成分、特别是C、Mn、Cr、V、Mo的含量，在氮势控制下制作氮化部件。

Description

氮化处理部件

技术领域

本发明涉及实施了气体氮化处理的钢部件。

背景技术

对于在汽车、各种产业机器等中所使用的钢部件，为了提高疲劳强度、耐磨性和耐烧粘性等机械性质，实施渗碳淬火、高频淬火、氮化和软氮化等表面硬化热处理。

氮化处理和软氮化处理在A₁点以下的铁素体区域中进行，由于在处理中没有相变，因此能够减小热处理应变。因此，氮化处理和软氮化处理多用于具有高尺寸精度的部件、大型部件，例如应用于汽车的传动部件中使用的齿轮、发动机中使用的曲轴。

氮化处理是使氮侵入钢材表面的处理方法。用于氮化处理的介质有气体、盐浴、等离子体等。在汽车的传动部件中主要应用生产率优异的气体氮化处理。通过气体氮化处理，使得在钢材表面形成厚度为10μm以上的化合物层(析出了Fe₃N等氮化物的层)，而且在化合物层下侧的钢材表层形成作为氮扩散层的硬化层。化合物层主要由Fe_2～3N(ε)和Fe₄N(γ’)构成，与作为非氮化层的钢芯部相比，化合物层的硬度极高。因此，化合物层在使用的初期使钢部件的耐磨性和面疲劳强度提高。

在专利文献1中公开了一种氮化处理部件，其通过将化合物层中的γ’相比率设为30mol％以上，从而使耐弯曲疲劳强度得以提高。

在专利文献2中公开了一种钢构件，其通过将化合物层中的γ’相的比率设为0.5以上，将化合物层的厚度设为13～30μm，并且设为化合物层厚度/硬化层深度≥0.04，从而使耐磨性优异。

在专利文献3中公开了一种氮化处理部件，其通过将化合物层中的厚度设为3～15μm，将从表面到5μm的深度为止的相结构设为以面积率计为50％以上的γ’相，使从表面到3μm的深度为止的空隙面积率小于10％，使化合物层表面的压缩残留应力为500MPa以上，从而不仅面疲劳强度优异而且旋转弯曲疲劳强度也优异。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2015－117412号公报

专利文献2：日本特开2016－211069号公报

专利文献3：国际公开第2018/66666号

发明内容

专利文献1的氮化处理部件是气氛气体使用了CO₂的气体软氮化，因此认为：化合物层的表面侧容易成为ε相，因此弯曲疲劳强度还不充分。

专利文献2的氮化处理部件未将对化合物层的硬度、结构造成影响的C、Cr、Mo和V的成分范围最优化，存在因氮化条件使化合物层的结构不能达到目标的可能性。

专利文献3的氮化处理部件主要着眼于化合物层的表层部分的γ’相比率，关于化合物层的深度方向整个区域中的相比率和各种疲劳强度的见解不充分，因此认为有改善的余地。

本发明的目的是提供不仅旋转弯曲疲劳强度优异而且面疲劳强度或耐磨性也优异的部件。

本发明人着眼于通过氮化处理而形成于钢材的表面的化合物层的形态，调查了与疲劳强度的关系。

其结果发现：通过将调整了成分的钢在氮势控制下氮化，从而使氮化后的钢的表层上产生的化合物层的结构为γ’相主体，抑制表层的空隙层(以下称为“多孔层”)的产生，通过将化合物层的硬度设为一定值以上，从而能够制作具有优异的旋转弯曲疲劳强度、和面疲劳强度或耐磨性的氮化部件。

本发明是基于上述的见解进一步反复研究而完成的，其主旨如下。

(1)一种氮化处理部件，其特征在于，具有钢芯部、形成于所述钢芯部上的氮扩散层、和形成于所述氮扩散层上的主要含有铁氮化物的厚度5～15μm的化合物层，所述钢芯部以质量％计含有C：0.05～0.35％、Si：0.05～1.50％、Mn：0.20～2.50％、P：0.025％以下、S：0.050％以下、Cr：0.50～2.50％、V：0.05～1.30％、Al：0.050％以下、N：0.0250％以下、Mo：0～1.50％、Cu：0～0.50％、Ni：0～0.50％、Nb：0～0.100％、Ti：0～0.050％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.0100％、Pb：0～0.50％、Bi：0～0.50％、In：0～0.20％、和Sn：0～0.100％，余量为Fe和杂质，在与所述化合物层的表面垂直的截面中，在从表面到3μm为止的深度的范围的空隙面积率为10％以下，若将基于所述钢芯部中的C、Mn、Cr、V、Mo的含量而确定的X定义为X＝－2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V－1.5×Mo，则(i)0≤X≤0.25，且所述化合物层中的所述铁氮化物的γ’相的面积率为50％以上且80％以下；或者(ii)0.25≤X≤0.50，且所述化合物层中的铁氮化物的γ’相的面积率为80％以上。

(2)根据上述(1)的氮化处理部件，其特征自由，0≤X≤0.25，且所述化合物层中的所述铁氮化物的γ’相的面积率为50％以上且80％以下。

(3)根据所述(1)的氮化处理部件，其特征在于，0.25≤X≤0.50，且所述化合物层中的铁氮化物的γ’相的面积率为80％以上。

根据本发明，能够得到不仅旋转弯曲疲劳强度优异而且面疲劳强度或耐磨性也优异的氮化处理部件。不仅旋转弯曲疲劳强度优异而且面疲劳强度也优异的氮化处理部件适合于齿轮部件，不仅旋转弯曲疲劳强度优异而且耐磨性也优异的氮化处理部件适合于CVT、凸轮轴部件。

附图说明

图1是说明化合物层的深度的测定方法的图。

图2是化合物层和扩散层的组织照片的一个例子。

图3是表示γ’相比率与旋转弯曲疲劳强度的关系的图。

图4是表示γ’相比率与面疲劳强度的关系的图。

图5是表示在化合物层中形成有空隙的样子的图。

图6是在化合物层中形成有空隙的组织照片的一个例子。

图7是为了评价面疲劳强度和耐磨性而使用的滚轴点蚀试验用的小滚轴的形状。

图8是为了评价面疲劳强度和耐磨性而使用的滚轴点蚀试验用的大滚轴的形状。

图9是用于评价旋转弯曲疲劳强度的圆柱试验片的形状。

具体实施方式

在本发明中，通过将按照目标特性调整了成分的钢在氮势控制下氮化，从而能够得到与钢的成分相应的、不仅旋转弯曲疲劳强度优异而且面疲劳强度也优异的氮化处理部件、不仅旋转弯曲疲劳强度优异而且耐磨性也优异的氮化处理部件。以下，对本发明的实施方式进行详细地说明。

(1)本发明涉及的氮化处理部件

首先，对原材料钢材的化学组成进行说明。以下，表示各成分元素的含量和部件表面中的元素浓度的“％”意指“质量％”。另外，本发明涉及的氮化处理部件的钢芯部具备与原材料钢材相同的化学组成。

[C：0.05～0.35％]

C是为了确保部件的芯部硬度所需的元素。因此，C需要为0.05％以上。另一方面，若C的含量大于0.35％，则热锻造后的强度变得过高，因此切削加工性大大降低。C含量的优选的下限为0.08％。另外，C含量的优选的上限为0.30％。

[Si：0.05～1.50％]

Si是通过固溶强化来提高芯部硬度的元素。另外，能够提高回火抗软化性，提高在磨损条件下达到高温的部件表面的面疲劳强度和耐磨性。为了发挥这些效果，Si需要为0.05％以上。另一方面，若Si的含量大于1.50％，则棒钢、线材、热锻造后的强度变得过高，因此切削加工性大大降低。Si含量的优选的下限为0.08％。Si含量的优选的上限为1.30％。

[Mn：0.20～2.50％]

Mn通过氮化处理而在化合物层、扩散层中形成微细的氮化物(Mn₃N₂)，提高硬度，因此是对面疲劳强度、耐磨性、和旋转弯曲疲劳强度的提高有效的元素。另外，通过固溶强化来提高芯部硬度。为了得到这些效果，Mn需要为0.20％以上。另一方面，若Mn的含量大于2.50％，则不仅效果饱和，而且成为原材料的棒钢、线材、热锻造后的硬度变得过高，因此切削加工性大大降低。Mn含量的优选的下限为0.40％。Mn含量的优选的上限为2.30％。

[P：0.025％以下]

P是杂质，由于发生晶界偏析而使部件脆化，因此含量优选较少。若P的含量大于0.025％，则有时面疲劳强度、耐磨性、和旋转弯曲疲劳强度降低。用于防止旋转弯曲疲劳强度的降低的P含量的优选的上限为0.018％。P的含量虽然可以为0，但是难以使含量完全为0，也可以含有0.001％以上。

[S：0.050％以下]

S不是必须的元素，即使非有意地添加，通常也会以杂质的形式含有S。钢中的S也是与Mn结合而形成MnS而使切削加工性提高的元素。为了得到使切削加工性提高的效果而优选含有0.003％以上。然而，若S的含量大于0.050％，则容易生成粗大的MnS，面疲劳强度、耐磨性、和旋转弯曲疲劳强度大大降低。S含量的优选的下限为0.005％。S含量的优选的上限为0.030％。

[Cr：0.50～2.50％]

Cr通过氮化处理而在化合物层、扩散层中形成微细的氮化物(CrN)，提高硬度，因此是对面疲劳强度、耐磨性、和旋转弯曲疲劳强度的提高有效的元素。为了得到这些效果，Cr需要为0.50％以上。另一方面，若Cr的含量大于2.50％，则不仅效果饱和，而且成为原材料的棒钢、线材、热锻造后的硬度变得过高，因此切削加工性显著降低。Cr含量的优选的下限为0.70％。Cr含量的优选的上限为2.00％。

[V：0.05～1.30％]

V通过氮化处理而在化合物层、扩散层中形成微细的氮化物(VN)，提高硬度，因此是对面疲劳强度、耐磨性、和旋转弯曲疲劳强度的提高有效的元素。为了得到这些效果，V需要为0.05％以上。另一方面，若V的含量大于1.30％，则不仅效果饱和，而且成为原材料的棒钢、线材、热锻造后的硬度变得过高，因此切削加工性显著降低。V含量的优选的下限为0.10％。V含量的优选的上限为1.10％。

[Al：0.050％以下]

Al不是必须的元素，而是脱氧元素，即使在脱氧后的钢中，大多情况下也含有一定程度的Al。另外，与N结合而形成AlN，具有通过奥氏体晶粒的钉扎作用而将氮化处理前的钢材的组织微细化、降低氮化处理部件的机械特性不均的效果。为了得到将钢材的组织微细化的效果而优选含有0.010％以上。另一方面，Al容易形成硬质的氧化物系夹杂物，若Al的含量大于0.050％，则旋转弯曲疲劳强度的降低变得显著，即使满足其他的要件，也不能得到所期望的旋转弯曲疲劳强度。Al含量的优选的下限为0.020％。Al含量的优选的上限为0.040％。

[N：0.0250％以下]

N不是必须的元素，即使非有意地添加，通常也以杂质的形式含有N。钢中的N与Mn、Cr、Al、V结合而形成Mn₃N₂、CrN、AlN、VN。其中，氮化物形成倾向高的Al、V具有通过奥氏体晶粒的钉扎作用而将氮化处理前的钢材的组织微细化、降低氮化处理部件的机械特性不均的效果。为了得到将钢材的组织微细化的效果而优选含有0.0030％以上。另一方面，若N的含量大于0.0250％，则容易形成粗大的AlN，因此难以得到上述的效果。N含量的优选的下限为0.0050％。N含量的优选的上限为0.0200％。

本发明涉及的氮化处理部件的原材料钢的化学成分含有上述元素，余量为Fe和杂质。所谓杂质，是原材料中所含的成分或在制造的过程中混入的成分，是指非有意地含有在钢中的成分。所谓杂质，为例如0.05％以下的Te、0.01％以下的W、Co、As、Mg、Zr、REM。出于提高切削性的目的，Te即使添加0.30％以下，也没有大影响。

但是，本发明的氮化处理部件的原材料钢也可以含有以下所示的元素代替Fe的一部分。

[Mo：0～1.50％]

Mo通过氮化处理而在所形成的化合物层、扩散层中形成微细的氮化物(Mo₂N)，提高硬度，因此是对面疲劳强度、耐磨性、和旋转弯曲疲劳强度的提高有效的元素。为了得到这些效果，Mo优选设为0.01％以上。另一方面，若Mo的含量大于1.50％，则不仅效果饱和，而且成为原材料的棒钢、线材、热锻造后的硬度变得过高，因此切削加工性显著降低。Mo含量的更优选的下限为0.10％。Mo含量的优选的上限为1.10％。

[Cu：0～0.50％]

Cu作为固溶强化元素使部件的芯部硬度以及氮扩散层的硬度提高。为了发挥Cu的固溶强化的作用而优选含有0.01％以上。另一方面，若Cu的含量大于0.50％，则成为原材料的棒钢、线材、热锻造后的硬度变得过高，因此切削加工性显著降低，而且热延展性降低，因此成为在热轧时、热锻造时产生表面伤痕的原因。用于维持热延展性的Cu含量的优选的下限为0.05％。Cu含量的优选的上限为0.40％。

[Ni：0～0.50％]

Ni通过固溶强化使芯部硬度和表面硬度提高。为了发挥Ni的固溶强化的作用而优选含有0.01％以上。另一方面，若Ni的含量大于0.50％，则棒钢、线材、热锻造后的硬度变得过高，因此切削加工性显著降低，而且合金成本增大。用于得到充分的切削加工性的Ni含量的优选的下限为0.05％。Ni含量的优选的上限为0.40％。

[Nb：0～0.100％]

Nb与C、N结合而形成NbC、NbN，具有通过奥氏体晶粒的钉扎作用而将氮化处理前的钢材的组织微细化、降低氮化处理部件的机械特性的不均的效果。为了得到该作用，Nb优选设为0.010％以上。另一方面，若Nb的含量大于0.100％，则形成粗大的NbC、NbN，因此难以得到上述的效果。Nb含量的优选的下限为0.015％。Nb含量的优选的上限为0.090％。

[Ti：0～0.050％]

Ti与N结合而形成TiN，使芯部硬度和表面硬度提高。为了得到该作用，Ti优选设为0.005％以上。另一方面，若Ti的含量大于0.050％，则提高芯部硬度和表面硬度的效果饱和，而且合金成本增大。Ti含量的优选的下限为0.007％。Ti含量的优选的上限为0.040％。

[B：0～0.0100％]

固溶B具有抑制P的晶界偏析、使韧性提高的效果。另外，与N结合而析出的BN使切削性提高。为了得到这些作用，B优选设为0.0005％(5ppm)以上。另一方面，若B的含量大于0.0100％，则不仅上述效果饱和，而且有时因大量的BN偏析而在钢材中产生裂纹。B含量的优选的下限为0.0008％。B含量的优选的上限为0.0080％。

[Ca：0～0.0100％、Pb：0～0.50％、Bi：0～0.50％、In：0～0.20％、和Sn：0～0.100％]

此外，能够根据需要含有用于使被削性提高的易削性元素。作为易削性元素，可列举Ca、Pb、Bi、In和Sn。为了提高被削性，优选分别含有0.005％以上的Ca、Pb、Bi、In和Sn中的1种类以上的元素。易削性元素即使大量地添加，效果也饱和，另外，热延展性降低，因此Ca的含量设为0.0100％以下，Pb的含量设为0.50％以下，Bi的含量设为0.50％以下，In的含量设为0.20％以下，Sn的含量设为0.100％以下。

本发明的氮化处理部件的成分还需要使C、Mn、Cr、V、Mo的含量(质量％)满足0≤－2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V－1.5×Mo≤0.50。不含有的元素按0来计算。在此，根据以下数学式定义X的值，在以下的说明中，使用X来说明。

X＝－2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V－1.5×Mo

C、Mn、Cr、V和Mo是对化合物层的相结构和厚度造成影响的元素。C和Mo具有使ε相稳定化、提高厚度的效果。另一方面，Mn、Cr和V具有减薄化合物层的效果。因此，通过将这些元素设计在一定的范围，从而能够稳定地控制化合物层中的γ’相的比率和化合物层厚度，使面疲劳强度、耐磨性和旋转弯曲疲劳强度提高。

为了得到这些效果，X需要为0以上。若小于0，则不能得到对旋转弯曲疲劳强度有效的比例的γ’相。另一方面，若X大于0.50，则化合物层变薄，不能得到所期望的特性。关于γ’相的面积率，将在后文叙述。

接下来，对本发明的氮化处理部件进行说明。

本发明的氮化处理部件通过将钢材加工成坯材后在规定的条件下进行氮化处理来制造。本发明涉及的氮化处理部件具备钢芯部、形成于钢芯部上的氮扩散层和形成于氮扩散层上的化合物层。即，本发明涉及的氮化处理部件具有下述结构：在表面具有化合物层，在化合物层的内侧具有氮扩散层，在氮扩散层的内侧具有钢芯部。

钢芯部是在氮化处理中从表面侵入的氮未到达的部分。钢芯部具有与氮化处理部件的原材料钢材相同的化学组成。

氮扩散层是在氮化处理中从表面侵入的氮固溶于母相或以铁氮化物和合金氮化物的形式析出的部分。由于氮的固溶强化和铁氮化物、合金氮化物的粒子分散强化作用于氮扩散层，因此硬度比钢芯部的硬度高。

化合物层是主要包含通过氮化处理而使侵入至钢中的氮原子与原材料中所含的铁原子结合而形成的铁氮化物的层。化合物层主要由铁氮化物构成，除铁和氮外，从外界气体中混入的氧、和原材料的钢材中所含的各元素(即钢芯部中所含有的各元素)中的一种或两种以上也包含在化合物层中。一般而言，化合物层中所含的元素的90％以上(质量％)为氮和铁。化合物层中所含的铁氮化物为Fe_2～3N(ε相)或Fe₄N(γ’相)。

[化合物层的厚度：5～15μm]

化合物层的厚度对氮化处理部件的面疲劳强度、耐磨性、旋转弯曲疲劳强度有影响。化合物层与内侧的氮扩散层及钢芯部相比，具有硬质但容易破裂的性质。若化合物层过厚，则因点蚀、弯曲而容易产生龟裂，容易成为破坏起点，导致面疲劳强度、旋转弯曲疲劳强度的劣化。另一方面，若化合物层过薄，则硬的化合物层的贡献变小，因此面疲劳强度、旋转弯曲疲劳强度仍然降低。在本发明涉及的氮化处理部件中，从上述的观点出发，化合物层的厚度设为5～15μm。

关于化合物层的厚度，在气体氮化处理后，将供试材的垂直截面进行研磨、蚀刻并用扫描型电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM)进行观察来测定。蚀刻用3％硝酸乙醇溶液进行20～30秒钟。化合物层存在于低合金钢的表层，作为未腐蚀的层被观察到。从以4000倍拍摄得到的组织照片的10个视场(视场面积：6.6×10²μm²)观察化合物层，分别在水平方向上每隔10μm测定一次、测定3点的化合物层的厚度。然后，将测定得到的30点的平均值定义为化合物层厚度(μm)。在图1中示出测定方法的概略，在图2中示出化合物层和氮扩散层的组织照片的一例。如图2所示，在蚀刻中未被腐蚀的化合物层和被腐蚀了的氮扩散层的对比度明显不同，能够进行辨别。

在通过氮化处理而侵入了氮的氮扩散层与氮未侵入的钢芯部之间，未产生如化合物层－氮扩散层间的界面那样的明显的对比度的差别，难以确定氮扩散层与钢芯部的边界。在测定在深度方向上的硬度分布时，硬度随着深度连续地减少的区域是氮扩散层，硬度与深度无关而均为一定的区域是钢芯部。在氮化处理部件中，如果某地点A的维氏硬度的值与比地点A距表面进一步深50μm的地点B的维氏硬度的值之差为1％以内，则可以判断地点A与地点B两者处于钢芯部内。或者，如果是通常的氮化条件，则氮不会侵入距表面5.0mm以上的深度，因此距表面5.0mm深的地点可以看做是钢芯部。

[化合物层的γ’相的面积率：50％以上]

γ’相是fcc结构，与作为hcp结构的ε相相比，富有韧性。另一方面，ε相与γ’相相比，N和C的固溶范围广，且为高硬度。为此，本发明人反复进行了主要着眼于对面疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度有效的化合物层的结构的调查、研究。其结果得出下述见解：如图3所示，化合物层中的γ’相的比例越高，旋转弯曲疲劳强度越高。特别是得出对旋转弯曲疲劳强度有效的γ’相的比例以在表面的垂直的截面中的面积率计为50％以上的见解。

另一方面，得出下述见解：如图4所示，关于面疲劳强度，γ’相的比例在上述面积率中70％附近形成峰，即使γ’相比其更多，至少面疲劳强度也会降低。即，特别是在重视面疲劳强度的部件(齿轮部件等)中，希望将化合物层的γ’相的面积率设为80％以下。另一方面，在与面疲劳强度相比更重视旋转弯曲疲劳强度的部件(汽车中的CVT、凸轮轴部件等)中，希望化合物层的γ’相的面积率较高，特别希望设为80％以上。

γ’相的面积率通过对组织照片进行图像处理来求出。具体而言，利用电子背散射衍射法(ElectronBack Scatter Diffraction：EBSD)，对10张以4000倍拍摄得到的氮化处理部件表层的、与表面垂直的截面的组织照片，辨别化合物层中的γ’相、ε相，通过图像处理进行2值化来求出在化合物层中所占的γ’相的面积比率。而且，将所测定的10个视场的γ’相的面积比率的平均值定义为γ’相的面积率(％)。

[从表面到3μm的深度为止的范围的化合物层的空隙面积率：10％以下]

在从表面到3μm的深度为止的范围的化合物层中存在的空隙中，容易产生应力集中，成为点蚀、弯曲疲劳破坏的起点。因此，空隙面积率需要设为10％以下。

关于空隙，在由母材带来的拘束力小的钢材表面，从晶界等能量上稳定的部位，N₂气体沿着晶界从钢材表面脱离，由此形成空隙。关于N₂的产生，后述的氮化势K_N越高，越容易产生。这是由于：随着K_N变高而引起bcc→γ’→ε的相变，与γ’相相比，ε相的N₂的固溶量较大，因此ε相容易产生N₂气体。在图5中示出在化合物层形成有空隙的概略(ディーター·リートケ以及其他人：「鉄の窒化と軟窒化」，アグネ技術センター，东京，(2011)，第21页)，在图6中示出形成有空隙的组织照片。

空隙面积率能够利用扫描型电子显微镜(Scanning ElectronMicroscope：SEM)进行测定。通过使用图像处理应用解析求出从最外表面到3μm深度的范围的面积90μm²中所占的空隙的总面积的比例(空隙面积率、单位为％)。而且，将测定得到的10个视场的平均值定义为空隙面积率(％)。在化合物层小于3μm的情况下，也同样以从表面到3μm深度作为测定对象。

空隙面积率优选为5％以下，更优选为2％以下，进一步优选为1％以下，最优选为0。

接下来，对本发明涉及的氮化处理部件的制造方法的一个例子进行说明。

在本发明的氮化处理部件的制造方法中，对具有上述成分的钢材实施气体氮化处理。气体氮化处理的处理温度为550～620℃，气体氮化处理整体的处理时间为1.5～10小时。

[处理温度：550～620℃]

气体氮化处理的温度(氮化处理温度)主要与氮的扩散速度有相关关系，对表面硬度及硬化层深度造成影响。如果氮化处理温度过低，则氮的扩散速度慢，表面硬度变低，硬化层深度变浅。另一方面，如果氮化处理温度大于A_C1点，则在钢中生成与铁素体相(α相)相比氮的扩散速度小的奥氏体相(γ相)，表面硬度变低，硬化层深度变浅。因此，在本实施方式中，氮化处理温度为铁素体温度区域周围的550～620℃。在该情况下，能够抑制表面硬度变低，并且能够抑制硬化层深度变浅。

[气体氮化处理整体的处理时间：1.5～10小时]

气体氮化处理在包含NH₃、H₂、N₂的气氛下实施。氮化处理整体的时间、即从氮化处理的开始到结束为止的时间(处理时间)与化合物层的形成及分解和氮的扩散渗透具有相关关系，对表面硬度及硬化层深度造成影响。若处理时间过短，则表面硬度变低，硬化层深度变浅。另一方面，若处理时间过长，则化合物层表面的空隙面积率增加，面疲劳强度、旋转弯曲疲劳强度降低。若处理时间过长，则制造成本进一步变高。因此，氮化处理整体的处理时间为1.5～10小时。

再者，本实施方式的气体氮化处理的气氛中除了NH₃、H₂及N₂以外还不可避免地包含氧气、二氧化碳等杂质。优选的气氛是NH₃、H₂及N₂合计为99.5％(体积％)以上。若在气氛中杂质、特别是二氧化碳的含量变高，则因碳的存在而促进非γ’相(ε相)的形成，因此难以制成本发明的氮化处理部件。

[氮化处理的气体条件]

在本发明涉及的氮化处理部件的氮化处理方法中，控制氮势。由此，能够将化合物层中的γ’相的面积率设为规定的范围内，能够将在从表面到3μm的深度的范围的空隙面积率设为10％以下。

气体氮化处理的氮势K_N由下述式来定义。

K_N(atm^-1/2)＝(NH₃分压(atm))/[(H₂分压(atm))^3/2]

气体氮化处理的气氛的NH₃和H₂的分压能够通过调整气体的流量来控制。

本发明人的研究的结果发现：气体氮化处理的氮势对化合物层的厚度、相结构、空隙面积率有影响，最佳的氮势的下限为0.15、上限为0.40、平均为0.18以上且小于0.30。

这样，在将本发明的成分体系的钢氮化的情况下，无需使氮化处理条件变得复杂便能稳定地提高化合物层中的γ’相比率，并且能够将在从表面到3μm的深度的范围的空隙面积率设为10％以下。因此，能够得到优异的旋转弯曲疲劳强度、优选面疲劳强度为2400MPa以上、旋转弯曲疲劳强度为600MPa以上的氮化处理部件。

(2)面疲劳强度优异的氮化处理部件

如上所述，通过提高化合物层中的γ’相的比例，从而能够提高旋转弯曲疲劳强度。另一方面，判明：关于面疲劳(伴随由滑动产生的切线力而产生的接触疲劳)强度，γ’相的比例在以面积率计为70％附近形成峰，即使γ’相比其更多，至少面疲劳强度也会降低。认为这是由于在确保表面疲劳强度方面希望化合物层的硬度高。即认为：若γ’相过多而大于70％，则与γ’相相比硬的ε相的比例减少，尤其若大于80％，则化合物层的硬度变得不充分，其结果面疲劳强度降低。另一方面，如上所述，若富有韧性的γ’相变少而小于50％，则旋转弯曲疲劳强度变得不充分。在本发明涉及的氮化处理部件中，对于特别是要求面疲劳强度的氮化处理部件，规定化合物层中的γ’相的比例以在与表面垂直的截面中的面积率计为50％以上且80％以下。

本发明人得出下述见解：通过使CrN、VN等氮化物析出到化合物层中或者使置换型元素固溶于化合物层中，从而即使在γ’相为50－80％的化合物层中也能提高硬度。具体而言，通过使与C、Mn、Cr、V和Mo的含有比例有关的值X为0≤X≤0.25，从而能够提高化合物层的硬度，并且能够提高面疲劳强度。即，即使在本发明的氮化处理部件中，通过专门使0≤X≤0.25、且所述化合物层中的所述铁氮化物的γ’相的面积率设为50％以上且80％以下，与以往相比、能够以高水准兼备面疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度。在该氮化处理部件中，化合物层的硬度能够实现730HV以上，但是希望化合物层的硬度更坚固，具体而言，优选为750Hv以上。

(3)旋转弯曲疲劳强度优异的氮化处理部件

如上所述，通过提高化合物层中的γ’相的比例，从而能够提高旋转弯曲疲劳强度。因此，对于不那么要求表面疲劳强度的制品(切线力、接触面压为一定值以下的制品)，在本发明涉及的氮化部件中，进一步希望使化合物层中的γ'相的比例以与表面垂直的截面中的面积率计为80％以上。然而，在切线力、接触面压为一定值以下的制品中，在将γ’相设为80％以上的情况下，取代面疲劳强度，而耐磨性成为问题。如上所述，γ’相与ε相相比硬度较低，而且在γ’相为80％以上的情况下，化合物层的厚度变得不充分，结果有时耐磨性不充分。

本发明人得出下述见解：通过适当地控制所述X的值，具体而言设为0.25≤X≤0.50，从而不仅能优化化合物层的硬度，而且能够确保所需的化合物层的厚度。即，即使在本发明的氮化处理部件中，通过专门使0.25≤X≤0.50、且将所述化合物层中的所述铁氮化物的γ’相的面积率设为80％以上，与以往相比也能以高水准兼备旋转弯曲疲劳强度和耐磨性。在该氮化处理部件中，化合物层的硬度能够实现710HV以上，希望化合物层的硬度更坚固，具体而言，优选为730Hv以上。

实施例

[实施例1]

在实施例1中，尤其对旋转弯曲疲劳强度和面疲劳强度优异的氮化处理部件进行说明。在本发明涉及的氮化处理部件中，也尤其以0≤X≤0.25、且化合物层中的铁氮化物的γ’相的面积率为50％以上、80％以下作为特征。

使用50kg真空熔化炉制造了具有表1－1～1－2所示的化学成分的钢a～ag的钢锭。再者，表1－1中的a～y是具有本实施例中规定的化学成分的钢。另一方面，表1－2所示的钢z～ag是至少1个元素以上脱离本实施例中规定的化学成分的比较例的钢。

将该钢锭进行热锻造而制成直径40mm的圆棒。热锻造在1000℃～1100℃之间的温度下进行，锻造后在大气中进行了自然冷却。接着，将各圆棒退火后，实施切削加工，制作成用于评价图7所示的面疲劳强度的滚轴点蚀试验用的小滚轴。由一个钢锭制成面向滚轴点蚀试验的多个小滚轴，此时，设想为截面观察(面向化合物层厚度和空隙面积率的测定、γ’相比率的测定和化合物层硬度的测定)的对象，制成比滚轴点蚀试验所需的数量多的小滚轴。而且，以相同的圆棒作为原材料，制成用于评价图9所示的旋转弯曲疲劳强度的圆柱试验片。圆柱试验片也面向旋转弯曲疲劳试验而从一个钢锭制成多个。

如图7所示，作为滚轴点蚀试验片的小滚轴具备中央的φ26且宽度28mm的试验面部和设置于试验面部的两侧部的φ22的夹持部。在滚轴点蚀试验中，使试验面部与大滚轴接触，施加规定的面压后使其旋转。

对于所采集的试验片，在以下的条件下实施了气体氮化处理。将试验片装入气体氮化炉中，向炉内导入NH₃、H₂、N₂的各气体，在表2－1～2－2所示的条件下实施了氮化处理。但是，试验编号42设为在气氛中添加了以体积率计为3％的CO₂气体的气体软氮化处理。对气体氮化处理后的试验片，使用80℃的油实施了油冷。

气氛中的H₂分压使用直接安装于气体氮化炉体上的热传导式H₂传感器进行了测定。将标准气体与测定气体的热导度差异换算成气体浓度进行了测定。H₂分压在气体氮化处理的期间持续进行了测定。

另外，NH₃分压使用安装于炉外的红外线吸收式NH₃分析计进行了测定。NH₃分压在气体氮化处理的期间持续进行了测定。再者，对于CO₂气体混合的气氛下的试验编号42，在红外线吸收式NH₃分析计内析出(NH₄)₂CO₃，有装置发生故障的风险，因此使用玻璃管式NH₃分析计，每10分钟测定一次NH₃分压。

以在装置内运算的氮势K_N收敛于目标值的方式，调整了NH₃流量和N₂流量。每10分记录氮势K_N，导出了下限值、上限值和平均值。

表2-1

表2-2

下划线意指在旋转弯曲疲劳强度和面疲劳强度优异的氮化处理部件涉及的发明的范围外

*表示不满足目标。

※为在氮气氛中添加了以体积％计为3％的CO₂气体的气体软氮化处理。

[化合物层厚度和空隙面积率的测定]

在气体氮化处理后的小滚轴中，将试验面部(图7的φ26的位置)沿着与长度方向垂直的面切断，对所得到的截面进行镜面研磨并进行了蚀刻。使用扫描型电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM、日本电子公司制；JSM-7100F)，对已被蚀刻的截面进行观察，进行了化合物层厚度的测定和表层部有无空隙的确认。蚀刻用3％硝酸乙醇溶液进行20～30秒钟。

化合物层可以作为存在于表层的未腐蚀的层来确认。从用扫描型电子显微镜以4000倍拍摄得到的组织照片10个视场(视场面积：6.6×10²μm²)中观察化合物层，分别每隔10μm测定1点这样测定3点的化合物层的厚度。然后，将测定得到的30点的平均值定义为化合物层厚度(μm)。

通过用图像处理应用(日本电子公司制；AnalysisStation)解析上述的组织照片(10个视场)，从而求出在从最外表面到3μm深度的范围的面积90μm²中所占的空隙的总面积之比(空隙面积率、单位为％)，具体而言，抽取组织照片中的试样表面附近的、深度方向3μm×与表面平行的方向30μm的区域，算出在抽取的区域中成为空隙的部分的面积。所算出的面积除以所抽取的区域的面积(90μm²)，由此测定了该组织照片中的空隙面积率。该计算在所测定的10个视场中进行，将其平均值定义为空隙面积率(％)。即使在化合物层小于3μm的情况下，也同样以从表面到3μm深度为止作为测定对象。

[γ’相比率的测定]

γ’相比率通过对组织照片进行图像处理来求出。具体而言，利用电子背散射衍射法(Electron Back Scatter Diffraction：EBSD、EDAX公司制)，对以4000倍取得的氮化处理部件的与表面垂直的截面视场进行解析，制成相图。对10张该相图，辨别化合物层中的γ’相、ε相，通过图像处理进行2值化而求出在化合物层中所占的γ’相的面积比率。然后，将所测定的10个视场的γ’相的面积比率的平均值定义为γ’相比率(％)。

[化合物层的硬度]

化合物层的硬度采用纳米压痕装置(Hysitron公司制，TI950)按照以下的方法进行了测定。在化合物层的厚度方向中央附近位置，用压入载荷10mN随机压入50点。压头为三角锥(Bickbick)形状，关于硬度导出，依据ISO14577-1，根据下式进行了从纳米压痕硬度HIT向维氏硬度HV的换算。

HV＝0.0924×H_IT

将所测定的50点的平均值定义为化合物层的硬度(HV)。

[面疲劳强度评价试验]

面疲劳强度采用滚轴点蚀试验机(小松设备公司制；RP102)按照以下的方法进行了评价。出于除去热处理应变的目的而对滚轴点蚀试验用小滚轴进行夹持部的精加工后，分别供于滚轴点蚀试验。将精加工后的形状示于图7中。

通过上述的滚轴点蚀试验用小滚轴与图8所示的形状的滚轴点蚀试验用大滚轴的组合，在表3所示的条件下进行了滚轴点蚀试验。再者，大滚轴在与本发明不同的条件下制成，并不是本发明品。

再者，图7、8中的尺寸的单位为“mm”。上述滚轴点蚀试验用大滚轴是使用满足JISG 4053(2016)的SCM420标准的钢并通过一般的制造工序即“正火→试验片加工→利用气体渗碳炉的共析渗碳→低温回火→研磨”的工序而制作的滚轴，在距表面为0.05mm的位置即深度为0.05mm的位置处的维氏硬度Hv为740～760，另外，维氏硬度Hv为550以上的深度在0.8～1.0mm的范围内。

表3中示出进行了面疲劳强度的评价的试验条件。试验截止次数设定为表示一般的钢的疲劳极限的2×10⁷次，将在小滚轴试验片中没有产生点蚀且达到了2×10⁷次的最大面压设为小滚轴试验片的疲劳极限。在滚轴点蚀试验中，尤其在疲劳极限附近对面压以50MPa的间隔进行了试验。即，关于表2－1～2－2所示的点蚀强度的值，显示：在对象试验编号中，虽然在同面压下进行了试验的小滚轴试验片未产生点蚀，但是在比同面压高50MPa的面压下进行了试验的小滚轴试验片产生了点蚀。

表3

点蚀产生的检测通过试验机所配备的振动计来进行，在振动产生后，使小滚轴试验片和大滚轴试验片两者的旋转停止，对点蚀产生和转速进行了确认。在本实施例中，设想应用在齿轮部件中，以表3所示的滚轴点蚀试验中的疲劳极限下的面压为2400MPa以上作为目标。

[旋转弯曲疲劳强度评价试验]

对供于气体氮化处理的圆柱试验片，实施了依据JIS Z 2274(1978)的小野式旋转弯曲疲劳试验。转速设定为3000rpm，试验截止次数设为表示一般的钢的疲劳极限的1×10⁷次，将在旋转弯曲疲劳试验片中没有产生断裂且达到了1×10⁷次的最大应力设定为旋转弯曲疲劳试验片的疲劳极限。在旋转弯曲疲劳试验中，尤其在疲劳限附近对应力以10MPa的间隔进行了试验。即，关于表2－1～2－2所示的旋转弯曲疲劳强度的值，显示：在对象试验编号中，虽然在同应力下进行了试验的圆柱试验片未产生断裂，但是在比同应力高10MPa的应力下进行了试验的圆柱试验片产生了断裂。

在本实施例中，设想应用在齿轮部件中，以小野式旋转弯曲疲劳试验中的疲劳极限下的应力为600MPa以上作为目标。

[试验结果]

将结果示于表2－1～2－2中。试验编号1～31的钢的成分和气体氮化处理的条件为在本实施例中设想的范围内，化合物层厚度为5～15μm，化合物层的γ’相比率为50％以上且80％以下，化合物层空隙面积率为10％以下。其结果得到了化合物层的硬度为730Hv以上(测定载荷10mN)、面疲劳强度为2400MPa以上、旋转弯曲疲劳强度为600MPa以上这样的的良好结果。

试验编号32～50的钢的成分和气体氮化处理的条件的一部分在本实施例中设想的范围外，化合物层的厚度、γ’相、空隙面积率之中的任一种或多种的特性未达到目标值。其结果为面疲劳强度或旋转弯曲疲劳强度不满足目标。例如，试验编号42中，由于气体氮化处理的气氛含有二氧化碳，并且是软氮化处理，因此所形成的化合物层厚，并且γ’相的比例低(形成ε相)，空隙面积率变高，从点蚀强度和旋转弯曲疲劳强度的观点出发，不能得到充分的特性。

再者，试验编号46是面疲劳强度未达到目标值的比较例，但是是适合作为后述的实施例2的旋转弯曲疲劳强度和耐磨性优异的氮化处理部件的部件。试验编号46中使用的钢ac也是实施例2的本发明例的钢b。

[实施例2]

在实施例2中，特别对旋转弯曲疲劳强度和耐磨性优异的氮化处理部件进行说明。在本发明涉及的氮化处理部件中，也特别以0.25≤X≤0.50、且所述化合物层中的所述铁氮化物的γ’相的面积率为80％以上作为特征。

在50kg真空熔化炉中制造了具有表4－1～4－2所示的化学成分的钢a～ag的钢锭。再者，表4－1中的a～y是具有本实施例中规定的化学成分的钢。另一方面，表4－2所示的钢z～ag是至少1种元素以上脱离本实施例中规定的化学成分的比较例的钢。

将该钢锭进行热锻造而制成直径40mm的圆棒。与实施例1同样，热锻造在1000℃～1100℃之间的温度下进行，锻造后在大气中进行了自然冷却。接着，将各圆棒退火后，实施切削加工，制作成用于评价图7所示的耐磨性的滚轴点蚀试验用的小滚轴。与实施例1同样，不仅滚轴点蚀试验中所使用的数量在同条件下进行了制作，而且截面观察中所使用的数量也在同条件下进行了制作。而且，以相同的圆棒作为原材料，制成用于评价图9所示的旋转弯曲疲劳强度的圆柱试验片。

对于所采集的试验片，在以下的条件下实施了气体氮化处理。将试验片装入气体氮化炉中，向炉内导入NH₃、H₂、N₂的各气体，在表5－1～5－2所示的条件下实施了氮化处理。但是，试验编号42设为在气氛中添加以体积率计为3％的CO₂气体的气体软氮化处理。对气体氮化处理后的试验片，使用80℃的油实施了油冷。

气氛中的H₂、NH₃的分压分别用与实施例1相同的方法进行了测定。另外，关于氮化处理中的氮势K_N的控制，也利用与实施例1相同的方法来进行。

表5-1

表5-2

下划线意指在旋转弯曲疲劳强度和面疲劳强度优异的氮化处理部件涉及的发明的范围外。

*表示不满足目标。

※为在氮气氛中添加了以体积％计为3％的CO₂气体的气体软氮化处理。

使用气体氮化处理后的小滚轴，利用与实施例1同样的方法测定了化合物层的厚度、化合物层中的γ’相的比例(面积率)、空隙面积率、化合物层的硬度。

[耐磨性评价试验]

耐磨性采用滚轴点蚀试验机(小松设备公司制；RP102)按照以下的方法进行了评价。出于除去热处理应变的目的而对滚轴点蚀试验用小滚轴进行夹持部的精加工后，分别供于滚轴点蚀试验。精加工后的形状与图7所示的实施例1的情况相同。

通过上述的滚轴点蚀试验用小滚轴与图8所示的形状的滚轴点蚀试验用大滚轴的组合，在表6所示的条件下进行了滚轴点蚀试验。再者，大滚轴在与本发明不同的条件下制成，并不是本发明品。

再者，图7、8中的尺寸的单位为“mm”。上述滚轴点蚀试验用大滚轴是使用满足JISG 4053(2016)的SCM420标准的钢并通过一般的制造工序即“正火→试验片加工→利用气体渗碳炉的共析渗碳→低温回火→研磨”的工序而制作的滚轴，在距表面为0.05mm的位置即深度为0.05mm的位置处的维氏硬度Hv为740～760，另外，维氏硬度Hv为550以上的深度在0.8～1.0mm的范围内。

表6中示出进行了耐磨性的评价的试验条件。试验在重复次数为2×10⁶次时截止，使用粗糙度计，沿着主轴方向扫描小滚轴的磨损部，测定最大磨损深度，将N数设为5，算出磨损深度的平均值。在本实施例中，设想应用在CVT或凸轮轴部件中，以表6所示的基于滚轴点蚀试验的磨损深度为10μm以下作为目标。

表6

[旋转弯曲疲劳强度评价试验]

对供于气体氮化处理的圆柱试验片，实施了依据JIS Z 2274(1978)的小野式旋转弯曲疲劳试验。转速设定为3000rpm，试验截止次数设为表示一般的钢的疲劳极限的1×10⁷次，将在旋转弯曲疲劳试验片中没有产生断裂且达到了1×10⁷次的最大应力设定为旋转弯曲疲劳试验片的疲劳极限。

在旋转弯曲疲劳强度和耐磨性优异的氮化处理部件中，设想应用在CVT、凸轮轴部件中，以磨损深度为10μm以下、疲劳极限下的最大应力为640MPa以上作为目标。

[试验结果]

将结果示于表5－1～5－2中。试验编号1～31的钢的成分和气体氮化处理的条件为本实施例中设想的范围内，化合物层厚度为5～15μm，化合物层的γ’相比率为80％以上，化合物层空隙面积率为10％以下。其结果得到了化合物层的硬度为710Hv(测定载荷10mN)、磨损深度为10μm以下、旋转弯曲疲劳强度为640MPa以上这样的良好的结果。

试验编号32～50的钢的成分和气体氮化处理的条件的一部分在本实施例中设想的范围外，化合物层的厚度、γ’相、空隙面积率之中的任一种或多种的特性未达到目标值。其结果为耐磨性或旋转弯曲疲劳强度不满足目标。例如，试验编号42中，由于气体氮化处理的气氛含有二氧化碳，并且是软氮化处理，因此所形成的化合物层中的γ’相的比例变低(形成ε相)，从旋转弯曲疲劳强度的观点出发，不能得到充分的特性。

再者，试验编号46是旋转弯曲疲劳强度未达到目标值的比较例，但前述实施例1(设想了齿轮部件的实施例)中的旋转弯曲疲劳强度的目标值被实现，是适合作为旋转弯曲疲劳强度和面疲劳强度优异的氮化处理部件的部件。试验编号46中使用的钢ac也是实施例1的本发明例的钢k。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述的实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明并不受上述实施方式的限定，能够在不脱离其主旨的范围内将上述的实施方式适当变更而实施。

Claims (3)

1.一种氮化处理部件，其特征在于，具有钢芯部、形成于所述钢芯部上的氮扩散层、和形成于所述氮扩散层上的主要含有铁氮化物的厚度为5～15μm的化合物层，

所述钢芯部以质量％计含有

C：0.05～0.35％、

Si：0.05～1.50％、

Mn：0.20～2.50％、

P：0.025％以下、

S：0.050％以下、

Cr：0.50～2.50％、

V：0.05～1.30％、

Al：0.050％以下、

N：0.0250％以下、

Mo：0～1.50％、

Cu：0～0.50％、

Ni：0～0.50％、

Nb：0～0.100％、

Ti：0～0.050％、

B：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

Pb：0～0.50％、

Bi：0～0.50％、

In：0～0.20％、和

Sn：0～0.100％，

余量为Fe和杂质，

在与所述化合物层的表面垂直的截面中，在从表面到3μm为止的深度的范围的空隙面积率为10％以下，

若将基于所述钢芯部中的C、Mn、Cr、V、Mo的含量而确定的X定义为X＝－2.1×C+0.04×Mn+0.5×Cr+1.8×V－1.5×Mo，则

(i)0≤X≤0.25，且所述化合物层中的所述铁氮化物的γ’相的面积率为50％以上且80％以下；或者

(ii)0.25＜X≤0.50，且所述化合物层中的铁氮化物的γ’相的面积率为80％以上。

2.根据权利要求1所述的氮化处理部件，其特征在于，0≤X≤0.25，且所述化合物层中的所述铁氮化物的γ’相的面积率为50％以上且80％以下。

3.根据权利要求1所述的氮化处理部件，其特征在于，0.25＜X≤0.50，且所述化合物层中的铁氮化物的γ’相的面积率为80％以上。

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