本發明涉及非調質型軟氮化部件。更詳細而言，涉及具有高的彎曲疲勞強度和優異的彎曲矯正性的非調質型軟氮化部件。

“非調質型軟氮化部件”是指在機械加工后不經受所謂“調質處理”即“淬火-回火處理”而實施軟氮化處理的部件。以下，將上述的“實施了軟氮化處理的部件”簡稱為“軟氮化部件”。

背景技術：

汽車、工業機械以及建筑機械等中使用的曲軸、連桿等如下制造：在鍛造以及機械加工為所需的形狀之后，不進行淬火-回火的調質處理，而實施軟氮化處理來制造。特別是，在要求高疲勞強度、耐摩耗性等的汽車部件的制造中，大多在鍛造和機械加工之后實施作為表面硬化處理的高頻淬火處理、軟氮化處理等處理。

上述的“軟氮化處理”為以a1相變點以下的溫度使氮和碳進行擴散滲透處理的處理，以熱處理溫度低、與“高頻淬火處理”相比熱處理變形小為較大的特征。在實施了軟氮化處理的部件的表層形成用硝酸乙醇腐蝕液進行腐蝕時可觀察到發白的“化合物層”(fe3n等氮化物析出的層)。在上述的化合物層和坯料(以下，也稱為“母材”)之間形成“擴散層”。

對于軟氮化處理中的熱處理變形，雖然小但并非完全沒有，對尺寸精度產生很多不良影響。尤其，在作為轉軸部件的曲軸等中，尺寸精度的降低即便輕微也存在問題。因此，需要在軟氮化處理后進行彎曲矯正來提高尺寸精度。

然而，對軟氮化部件進行彎曲矯正時，存在自表層起產生龜裂的情況。因此，對于曲軸那樣的軟氮化部件，在彎曲疲勞強度高的基礎上還要求即便進行彎曲矯正時也不產生龜裂、即彎曲矯正性優異。

在以下的說明中，有時以“曲軸”為代表來說明上述的軟氮化部件。

近年來，隨著要求對于環境的照顧，作為發動機的主要部件的曲軸也不例外地要求輕量小型化，例如要求800mpa以上的極高的彎曲疲勞強度。

此外，從低成本化、節省資源化等觀點出發，對于在制造時不實施“淬火-回火處理”(調質處理)的非調質型曲軸的期望也變大。

為了確保非調質型的曲軸有上述的800mpa以上的彎曲疲勞強度，需要使距部件表面0.05mm位置的硬度(以下，有時稱為“表層硬度”)在軟氮化處理后至少為以維氏硬度(以下，稱為“hv硬度”)計為410以上。

然而，使距曲軸的表面0.05mm位置的hv硬度為410以上的情況下，進行彎曲矯正時，表層產生龜裂。對這樣的曲軸實施彎曲疲勞試驗時，以該龜裂為起點而產生疲勞破壞。

而且，如上所述，對于曲軸來說向著進一步輕量化的要求逐漸增大，對于曲軸形狀的設計也要求等于或超過至今為止的自由度。因此，對于曲軸用鋼材，要求即便對于在軟氮化時容易產生比以往大的彎曲的形狀的曲軸也可以進行彎曲矯正、即高的彎曲矯正性。

因此，對于在800mpa以上的彎曲疲勞強度的基礎上具有足夠的彎曲矯正性的曲軸的期望變得極大。

為了對應前述的期望，例如，在日本特開2002-226939號公報(專利文獻1)中，公開了一種“軟氮化用非調質鋼”，其以質量％計，含有c：0.2～0.6％、si：0.05～1.0％、mn：0.25～1.0％、s：0.03～0.2％、cr：0.2％以下、s-al：0.045％以下、ti：0.002～0.010％、n：0.005～0.025％以及o：0.001～0.005％，根據需要還含有pb：0.01～0.40％、ca：0.0005～0.0050％以及bi：0.005～0.40％之中的1種或2種以上，并且滿足0.12×ti％<o％<2.5×ti％以及0.04×n％<o％<0.7×n％的條件，余量由fe以及不可避免的雜質組成，熱鍛后的組織為鐵素體與珠光體的混合組織。

日本特開2007-177309號公報(專利文獻2)中公開了一種曲軸，其為由表面被施以氮化處理或軟氮化處理的鋼形成的、具有銷部以及軸頸部的曲軸。前述鋼作為合金成分含有c：0.07質量％以上且0.12質量％以下、si：0.05質量％以上且0.25質量％以下、mn：0.1質量％以上且0.5質量％以下、cu：0.8質量％以上且1.5質量％以下、ni：2.4質量％以上且4.5質量％以下、al：0.8質量％以上且1.5質量％以下、ti：0.5質量％以上且1.5質量％以下，根據需要還含有s：0.01質量％以上且0.10質量％以下、ca：0.0010質量％以上且0.0050質量％以下之中的1種或2種，余量由fe以及不可避免的雜質組成。對于前述曲軸，將從不受到氮化處理的影響的中心部采樣的鋼試樣在1200℃下進行1小時熔體化之后，以設定為0.3℃/秒以上且1.5℃/秒以下的適當的冷卻速度在900℃以上至300℃以下的溫度范圍冷卻，從而可以使貝氏體占據鋼組織的比率為80％以上、使hv硬度為200以上且300以下，被施以前述氮化處理或軟氮化處理的前述銷部以及前述軸頸部的內部硬度以hv硬度計為350以上且500以下，并且距表面0.05mm的位置的hv硬度為650以上且950以下。

本發明人等在日本特開2012-26005號公報(專利文獻3)中提出了一種“非調質型氮化曲軸”，其為坯料鋼材以質量％計含有c：0.25～0.60％、si：0.10～1.0％、mn：0.60～2.0％、p：0.08％以下、s：0.10％以下、al：0.05％以下、cr：0.20～1.0％以及n：0.0030～0.0250％，余量由fe以及雜質組成，滿足40-c+2mn+5.5cr≥43.0的非調質型氮化曲軸，距表面深度0.05mm位置的hv硬度為380～600，并且至少銷圓角部、軸頸圓角部以及銷部的化合物層深度為5μm以下。

該非調質型氮化曲軸還可以含有選自cu、ni、mo、v、ti以及ca中的1種以上，此時，需要滿足〔40-c+2mn+5.5cr+26mo≥43.0〕。

本發明人等進而在日本特開2011-42846號公報(專利文獻4)4中提出了一種“調質型軟氮化部件”，其為坯料鋼材以質量％計含有c：0.25～0.40％、si：0.10～0.35％、mn：0.60～1.0％、p：0.08％以下、s：0.10％以下、al：0.05％以下、cr：0.30～1.10％以及n：0.0030～0.0250％，余量由fe以及雜質組成的調質型軟氮化部件，距表面0.05mm位置的hv硬度為400～600、并且應力集中部的化合物層深度為5μm以下。

該調質型氮化部件還可以含有選自cu、mo、v、ni以及ti中的1種以上。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2002-226939號公報

專利文獻2：日本特開2007-177309號公報

專利文獻3：日本特開2012-26005號公報

專利文獻4：日本特開2011-42846號公報

技術實現要素：

發明要解決的問題

對于專利文獻1中記載的化學組成，不能得到足夠的表層硬度。因此，如專利文獻1的實施例所示，彎曲疲勞強度低、未達到800mpa。

對于專利文獻2中記載的化學組成，如其的實施例所示的那樣，軟氮化處理后的表層硬度變得過高。因此，實施彎曲矯正處理時不能說有足夠的彎曲矯正性。

對于專利文獻3中記載的化學組成，如其的實施例所示，得到高疲勞強度以及彎曲矯正性。然而，曲軸還志在輕量小型化，要求更嚴格的疲勞強度以及彎曲矯正性。

專利文獻4中所公開的調質型軟氮化部件的軟氮化處理后的彎曲矯正性優異，而且在彎曲疲勞試驗中具有800mpa以上的高的彎曲疲勞強度。因此，可以用作汽車、工業機械以及建筑機械等的部件例如曲軸，可以應付輕量小型化。然而，對于專利文獻4的發明，在進行機械加工之后、軟氮化處理之前，需要進行淬火-回火的調質處理。

本發明是為了解決上述的問題而成的，所以目的在于提供具有優異的彎曲矯正性、并且在彎曲疲勞試驗中具有800mpa以上的高的彎曲疲勞強度的非調質型軟氮化部件。

用于解決問題的方案

本發明人等為了解決前述的問題而進行了各種研究。其結果，弄清了下述的1)～7)的事項。

1)從經過軟氮化處理的鋼材的表層采取薄板試驗片進行拉伸試驗，結果去除了化合物層的試驗片與未去除化合物層的試驗片相比，拉伸試驗的伸長率大幅提高。

2)觀察上述拉伸試驗后的薄板試驗片的斷面的結果，對于未去除化合物層的試驗片的斷面，化合物層發生脆性破壞、成為裂紋的起點，與之相對，去除了化合物層的試驗片的情況下成為延性斷面。

3)若去除經過軟氮化處理的鋼材的表層的化合物層，則彎曲矯正時的破壞形態從以化合物層為起點的脆性破壞變化為延性破壞。因此，能夠改善軟氮化部件的彎曲矯正性。

4)另一方面，關于彎曲疲勞強度，在化合物層去除前后幾乎沒有變化。非調質型軟氮化部件的情況下，若距部件表面0.05mm位置的硬度以hv硬度計為410以上、并且距部件表面1.0mm位置的硬度(以下，有時稱為“內部硬度”)以hv硬度計為200以上，坯料的金相組織(以下也稱為“母材組織”)為貝氏體組織，則可以穩定地得到800mpa以上的高的彎曲疲勞強度。

5)非調質型部件與調質型部件相比，母材的耐久比(疲勞強度/拉伸強度)低。因此，非調質型部件即便具有與調質型部件同等的內部硬度，母材的疲勞強度也低于調質型部件。尤其是，非調質型軟氮化部件的內部硬度以hv硬度計低至不足200，母材組織以鐵素體與珠光體的混合組織(以下，稱為“鐵素體·珠光體組織”)為主體的情況下，即便具有以hv硬度計410以上的高表層硬度，也存在在疲勞試驗時引起以內部為起點的破壞，難以得到800mpa以上的高疲勞強度的情況。

6)即便使軟氮化處理后的表層硬度以hv硬度計為410以上，若去除軟氮化部件的表層的化合物層，則也可以得到實用上足夠的彎曲矯正性。

7)其中，要求高的彎曲矯正性的曲軸的情況下，軟氮化部件的表層硬度以hv硬度計超過480時，例如有時即便去除化合物層也不能得到足夠的彎曲矯正性。

本發明是基于上述的見解而完成的，其主旨在于下述示出的非調質型軟氮化部件。

(1)一種非調質型軟氮化部件，其坯料鋼材的化學組成以質量％計為：

c：0.35～0.50％、

si：0.10～0.35％、

mn：2.3～2.8％、

s：0.10％以下、

n：0.0030～0.0250％、

cu：0～1.0％、

mo：0～0.3％、

ni：0～0.5％、

ti：0～0.020％、

余量：fe和雜質，

下述式[1]所示的fn1為3.10≤fn1≤6.00，

雜質中的p、al和cr分別為p：0.08％以下、al：0.05％以下和cr：低于0.20％；

在應力集中部，

距表面0.05mm位置的hv硬度為410～480，

距表面1.0mm位置的hv硬度為200以上，

化合物層深度為5μm以下；且

坯料的金相組織為貝氏體組織。

fn1＝(0.316c+0.122)×(0.7si+1)×(5.1mn-1.12)×(0.364ni+1)×(2.16cr+1)×(3mo+1)···[1]

其中，式[1]中的元素符號表示該元素的以質量％計的鋼中含量。

(2)根據上述(1)所述的非調質型軟氮化部件，其中，前述坯料鋼材的化學組成以質量％計含有選自cu：0.05～1.0％和mo：0.05～0.3％中的1種以上。

(3)根據上述(1)或(2)所述的非調質型軟氮化部件，其中，前述坯料鋼材的化學組成以質量％計含有選自ni：0.05～0.5％和ti：0.005～0.020％中的1種以上。

“雜質”是指在工業上制造鋼鐵材料時，從作為原料的礦石、廢料或從制造環境等中混入的物質。

“應力集中部”是指在進行基于彎曲的疲勞破壞以及彎曲矯正時產生龜裂的部位。若列舉出具體的例子，則“非調質型軟氮化部件”為圖1中示出的形狀的曲軸的情況下，“應力集中部”是指“銷圓角部”或“軸頸圓角部”。

發明的效果

對于本發明的非調質型軟氮化部件，軟氮化處理后的彎曲矯正性優異、而且在彎曲疲勞試驗中具有800mpa以上的高的彎曲疲勞強度，因此可以用作汽車、工業機械以及建筑機械等的部件例如曲軸，可以實現這些部件的輕量小型化。

附圖說明

圖1是例示作為非調質型軟氮化部件的曲軸的一部分，說明成為其的“應力集中部”的“銷圓角部”以及“軸頸圓角部”的圖。

圖2為示出實施例中使用的帶槽小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的形狀的圖。圖中的尺寸的單位為“mm”。

圖3為示出實施例中使用的4點彎曲試驗片的形狀的圖。圖中的尺寸的單位為“mm”。

圖4為示出實施例中使用的4點彎曲試驗片的被檢面形狀的圖。

圖5為示意性示出實施例中使用的4點彎曲試驗片的維氏硬度試驗中的硬度的測定位置的圖。

圖6為示意性示出實施例中使用的4點彎曲試驗片的化合物層深度的測定位置的圖。

具體實施方式

以下，對本發明的各特征進行詳細說明。需要說明的是，各元素的含量的“％”是指“質量％”。

(a)對于坯料鋼材的化學組成：

c：0.35～0.50％

c具有提高內部硬度、提高彎曲疲勞強度的作用。為了得到期望的彎曲疲勞強度，需要含有0.35％以上的c。然而，c的含量過多時，表層硬度變得太大，應力集中部的化合物層深度即便為5μm以下也不能得到足夠的彎曲矯正性。因此，將c的含量設為0.35～0.50％。c的含量優選設為0.38％以上，此外，優選設為0.45％以下。

si：0.10～0.35％

si為作為熔煉時的脫氧用的必要的元素，為了得到所述效果，需要設為至少0.10％的含量。然而，si的含量過多時，應力集中部的化合物層深度即便為5μm以下也會導致彎曲矯正性的過度的降低。因此，將si的含量設為0.10～0.35％。si的含量優選設為0.15％以上，此外，優選設為0.30％以下。

mn：2.3～2.8％

mn為與si同樣地具有脫氧作用的元素。對于mn，在軟氮化時增加表層的固溶氮量而提高表層硬度，從而具有提高彎曲疲勞強度的作用。為了發揮這樣的效果，需要含有2.3％以上的mn。另一方面，mn的含量超過2.8％時，表層硬度過度提高，應力集中部的化合物層深度即便為5μm以下，彎曲矯正性也過度地降低。因此，mn的含量設為2.3～2.8％。mn的含量優選設為2.4％以上，此外，優選設為2.7％以下。

s：0.10％以下

s如果積極地含有，則具有提高切削性的效果。然而，s的含量超過0.10％時，引起彎曲疲勞強度和彎曲矯正性的顯著降低。因此，將s的含量設為0.10％以下。s的含量優選設為0.08％以下。得到切削性的提高效果的情況下，s的含量優選設為0.04％以上。

n：0.0030～0.0250％

n為提高彎曲疲勞強度以及彎曲矯正性的元素。為了得到這樣的效果，需要含有0.0030％以上的量的n。另一方面，即便含有超過0.0250％的n，其效果也會飽和。因此，n的含量設為0.0030～0.0250％。n的含量優選設為0.0080％以上，此外，優選設為0.0220％以下。

cu：0～1.0％

cu為提高內部硬度、提高彎曲疲勞強度的元素。因此，也可以根據需要含有cu。然而，cu的含量超過1.0％時，帶來熱加工性的降低。因此，將含有的情況下的cu的量設為1.0％以下。cu的量優選設為0.4％以下，若設為0.3％以下則是進一步優選的。

另一方面，為了穩定地得到前述的效果，cu的量優選設為0.05％以上，若設為0.1％以上則是進一步優選的。

mo：0～0.3％

mo具有強化鐵素體、提高內部硬度、提高彎曲疲勞強度的作用。因此，也可以根據需要含有mo。然而，即便含有超過0.3％的量的mo，上述的效果也會飽和，只會損害經濟性。因此，將含有的情況下的mo的量設為0.3％以下。mo的量優選設為0.2％以下。

另一方面，為了穩定地得到前述的效果，mo的量優選設為0.05％以上，若設為0.1％以上則是進一步優選的。

上述的cu以及mo可以僅含有它們之中的任1種、或復合含有2種。復合含有的情況下的總量即便為1.30％也沒有關系，優選設為0.30％以下。

ni：0～0.5％

ni為提高韌性、提高彎曲矯正性的元素。因此，也可以根據需要含有ni。然而，即便含有超過0.5％的量的ni，上述的效果也會飽和，只會損害經濟性。因此，將含有的情況下的ni的量設為0.5％以下。ni的量優選設為0.3％以下，若設為0.2％以下則是進一步優選的。

另一方面，為了穩定地得到前述的效果，ni的量優選設為0.05％以上，若設為0.08％以上則是進一步優選的。

需要說明的是，含有cu的情況下，容易產生被稱為“cu龜裂”的熱裂，因此為了防止這種情況，優選以滿足ni/cu≥0.5的方式復合含有ni。

ti：0～0.020％

ti為形成氮化物、使晶粒微細化而在彎曲矯正時使裂紋不易發展，從而提高彎曲矯正性的元素。因此，可以根據需要含有ti。然而，ti的含量超過0.020％時，氮化物變得粗大，反而是應力集中部的化合物層深度即便為5μm以下，彎曲矯正性也顯著降低。因此，將含有的情況下的ti的量設為0.020％以下。ti的量優選設為0.015％以下。

另一方面，為了穩定地得到前述的效果，ti的量優選設為0.005％以上。

需要說明的是，上述ni和ti可以僅含有它們之中的任1種、或復合含有2種。復合含有的情況下的總量即便為0.520％也沒有關系，優選設為0.30％以下。

fn1：3.10～6.00的范圍內

對于本發明的非調質型軟氮化部件，使式中的元素符號為該元素的以質量％計的鋼中含量，

fn1＝(0.316c+0.122)×(0.7si+1)×(5.1mn-1.12)×(0.364ni+1)×(2.16cr+1)×(3mo+1)···[1]

所示的fn1為3.10～6.00的范圍內。

fn1為關于母材組織的指標。c、si、mn、ni、cr和mo均提高鋼的淬透性。fn1如果為3.10以上，則鋼材的淬透性充分變高，母材組織變為貝氏體組織，從而可以對母材賦予高的耐久比。然而，超過6.00時，母材組織變為馬氏體組織，硬度過度變高，對彎曲矯正性造成不良影響。因此，設為3.10≤fn1≤6.00。fn1優選為3.50以上，另外，優選為5.00以下。

對于本發明的非調質型軟氮化部件，坯料鋼材的化學組成為，上述各元素和余量為fe和雜質，雜質中的p、al和cr分別為p：0.08％以下，al：0.05％以下和cr：低于0.20％。

p：0.08％以下

p為鋼中所含有的雜質，會使彎曲疲勞強度降低。尤其是，其含量超過0.08％時，彎曲疲勞強度的降低變得顯著。因此，將p的含量設為0.08％以下。p的含量優選設為0.04％以下。

al：0.05％以下

al為鋼中所含有的雜質。al的含量變多時，帶來彎曲矯正性的降低。尤其是，其的含量超過0.05％時，應力集中部的化合物層深度即便為5μm以下，彎曲矯正性的降低也變得顯著。因此，將al的含量設為0.05％以下。al的含量優選設為0.03％以下。

cr：低于0.20％

cr為鋼中所含有的雜質。含有cr時，表層硬度過度變高，使彎曲矯正性降低，因此期望使cr的含量盡量低。因此，將cr的含量設為低于0.20％。cr的含量優選設為0.10％以下。

(b)對于硬度、化合物層深度和組織：

對于本發明的非調質型軟氮化部件，<1>在應力集中部，距表面0.05mm位置、即表層的hv硬度為410～480，距表面1.0mm位置、即內部的hv硬度為200以上，化合物層深度為5μm以下，且<2>坯料的金相組織為貝氏體組織。

(b-1)對于應力集中部的表層硬度：

為了得到800mpa以上的高的彎曲疲勞強度，必須使應力集中部的表層的hv硬度為410以上。另一方面，應力集中部的表層的hv硬度超過480時，對于在軟氮化時容易產生比以往還大的彎曲的曲軸形狀，即便應力集中部的化合物層深度為5μm以下，有時也無法得到實用上充分的彎曲矯正性。

因此，對于本發明的非調質型軟氮化部件，設為應力集中部的距表面0.05mm位置的hv硬度為410～480。需要說明的是，應力集中部的距表面0.05mm位置的hv硬度優選為420以上，另外，優選為470以下。

(b-2)對于應力集中部的內部硬度：

非調質型軟氮化部件的情況下，與調質型軟氮化部件相比，母材的耐久比低，因此，在應力集中部，即使具有與調質型軟氮化部件同等的內部硬度，母材的疲勞強度也低于調質型軟氮化部件。因此，非調質型軟氮化部件中，在應力集中部，內部的hv硬度低于200時，即便內部硬度與調質型部件同等，并且具有以hv硬度計410以上的高的表層硬度，也引起以內部為起點的疲勞破壞，有時難以得到800mpa以上的高的疲勞強度。

因此，對于本發明的非調質型軟氮化部件，應力集中部的距表面1.0mm位置的hv硬度設為200以上。應力集中部的距表面1.0mm位置的hv硬度優選為210以上，另外，從切削性的方面出發，優選為320以下。

(b-3)對于應力集中部的化合物層深度：

通過減薄應力集中部的化合物層，從而可以改善彎曲矯正性而不降低彎曲疲勞強度。如果深度超過5μm的化合物層殘留，則無法期待彎曲矯正性的大的改善。

因此，對于本發明的非調質型軟氮化部件，應力集中部的化合物層深度設為5μm以下。需要說明的是，應力集中部的化合物層深度優選為3μm以下，最優選完全沒有化合物層，即化合物層深度為0μm。

(b-4)對于坯料的金相組織：

如上述那樣，對于坯料鋼材為前述(a)項中所述的化學組成即本發明的非調質型軟氮化部件，坯料的金相組織(母材組織)為貝氏體組織。本發明中，貝氏體組織是指，坯料的金相組織的80％以上為貝氏體組織的組織。

如前述那樣，非調質型軟氮化部件與調質型軟氮化部件相比，母材的耐久比低，因此，在應力集中部，即便具有與調質型軟氮化部件同等的內部硬度，母材的疲勞強度也低于調質型軟氮化部件。然而，非調質型軟氮化部件的母材組織為貝氏體組織的情況下，與為鐵素體·珠光體組織的情況相比，母材的耐久比變高。因此，貝氏體非調質鋼與在應力集中部具有相同內部硬度的鐵素體·珠光體非調質鋼相比，可以得到高的疲勞強度。

需要說明的是，滿足上述(b-1)～(b-4)的部件例如如下得到，對滿足本發明中所規定的化學組成的鋼材在1000℃以上的溫度下進行熱鍛，形成軸直徑為8～80mm的熱鍛品后放置冷卻，進行機械加工后，在將rx氣體與氨氣按1：1混合的溫度為600℃的氣氛中保持2小時，進行軟氮化處理，在90℃的油中進行冷卻，然后對應力集中部利用拋光等機械加工進行研磨。

需要說明的是，上述的“rx氣體”為改性氣體的1種，是氣體的商標名。

更具體而言，若列舉出“曲軸”作為非調質型軟氮化部件的一個例子，則例如如下得到，對將滿足本發明中所規定的化學組成條件的原材料熱鍛而制作的曲軸實施機械加工之后，在將rx氣體與氨氣按1：1混合的溫度為600℃的氣氛中保持2小時，進行軟氮化處理，在90℃的油中進行冷卻，然后對銷圓角部以及軸頸圓角部利用拋光等機械加工來進行研磨。

以下，根據實施例對本發明進一步進行詳細說明，但本發明不限定于這些實施例。

實施例

用70噸轉爐熔煉具有表1中所示的化學組成的鋼a～n，進行連續鑄造，進而初軋成截面的尺寸為180mm×180mm的鋼坯。

接著，將各鋼坯在加熱溫度1200℃、最終溫度1000～1050℃的條件下進行熱鍛而加工為直徑90mm的棒鋼。熱鍛后的棒鋼在大氣中放置冷卻、冷卻至室溫。

表1中的鋼a～h是化學組成為本發明中所規定的范圍內的鋼，鋼i～n是化學組成為本發明中所規定的范圍外的鋼。

[表1]

表1

將如此操作而得到的直徑90mm的棒鋼加熱至1200℃，在1000～1050℃的最終溫度下進行熱鍛，制作直徑50mm的棒鋼。精加工后的棒鋼均在大氣中放置冷卻、冷卻至室溫。

對于鋼a～n，從熱鍛狀態的直徑50mm的棒鋼的d/4部位(“d”表示棒鋼的直徑)與鍛煉軸平行地切取圖2中示出的形狀的帶槽小野式旋轉彎曲疲勞試驗片以及圖3中示出的形狀的4點彎曲試驗片。

在圖2的試驗片中，r3的槽底成為應力集中部。同樣地，在圖3的試驗片中，r3的切口底成為應力集中部。

將如上所述操作而得到的帶槽小野式旋轉彎曲疲勞試驗片以及4點彎曲試驗片在將rx氣體和氨氣按1：1混合的溫度為600℃的氣氛中保持2小時，進行軟氮化處理，然后在90℃的油中冷卻。

對于試驗編號1～14，上述的軟氮化處理后，進一步對于帶槽小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的槽底以及4點彎曲試驗片的切口底，將目標研磨深度設為0.03mm，在下述的條件下進行電解研磨。

·電解液：高氯酸(hclo4)：乙酸(ch3cooh)＝1：9、

·電流值：0.14a、

·研磨面積：小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的情況：160mm²、

4點彎曲試驗片的情況：96mm²、

·研磨時間：小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的情況：970秒、

4點彎曲試驗片的情況：590秒。

對于試驗編號15和16，上述的軟氮化處理后，進一步對于帶槽小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的槽底以及4點彎曲試驗片的切口底，將目標研磨深度設為0.015mm，在下述的條件下進行電解研磨。

·電解液：高氯酸(hclo4)：乙酸(ch3cooh)＝1：9、

·電流值：0.14a、

·研磨面積：小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的情況：160mm²、

4點彎曲試驗片的情況：96mm²、

·研磨時間：小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的情況：490秒、

4點彎曲試驗片的情況：300秒。

使用如上述操作而得到的軟氮化處理狀態的試驗片(試驗編號17)以及軟氮化處理后進一步電解研磨的試驗片(試驗編號1～16)，進行基于小野式旋轉彎曲疲勞試驗的彎曲疲勞強度的調查以及基于4點彎曲試驗的彎曲矯正性的調查。

此外，使用軟氮化處理狀態(試驗編號17)或者軟氮化處理后進一步電解研磨的小野式旋轉彎曲疲勞試驗片以及4點彎曲試驗片(試驗編號1～16)，調查作為應力集中部的槽底和切口底的、表層硬度(即，距試驗片的表面0.05mm位置的硬度)、內部硬度(即，距試驗片的表面1.0mm位置的硬度)以及化合物層深度。進而，也調查母材組織。

以下，對于上述各調查的內容進行說明。

〈1〉彎曲疲勞強度的調查：

在室溫、大氣中、轉速3000rpm的對稱循環交變的條件下進行小野式旋轉彎曲疲勞試驗，調查彎曲疲勞強度(以下，稱為“σw”)。

σwd的目標設為800mpa以上。

〈2〉彎曲矯正性的調查：

在4點彎曲試驗片的切口底粘接2mm的應變檢測器，賦予彎曲矯正應變直至檢測器斷路為止。將在檢測器斷路時的檢測器的讀數評價為彎曲矯正性。

對于彎曲矯正性的目標，設為檢測器的讀數為22000μ(相當于彎曲矯正應變2.2％)以上。

〈3〉應力集中部的表層硬度和內部硬度：

對于小野式旋轉彎曲疲勞試驗片，以顯露通過試驗片的中心部、且與試驗片的長度方向平行的截面的方式進行切斷。另外，對于4點彎曲試驗片，以顯露與試驗片的長度方向平行、且與槽的方向垂直的截面的方式進行切斷。然后，以各切斷面作為被檢面的方式，將小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的r3的槽附近和4點彎曲試驗片的r3的切口附近埋入樹脂，然后對前述面以進行鏡面精加工的方式進行研磨，使用維氏硬度計，調查應力集中部的表面硬度(以下，簡稱為“表面硬度”)和應力集中部的內部硬度(以下，簡稱為“內部硬度”)。將4點彎曲試驗片的被檢面示于圖4。對于小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的被檢面也是同樣的(省略圖示)。

對于硬度，依據jisz2244：2009中記載的“維氏硬度試驗-試驗方法”，將試驗力設為2.94n，用維氏硬度計測定距離r3的槽底和r3的切口底0.05mm的位置和1.0mm的位置中的分別任意6個點的hv硬度，將其值進行算術平均來評價表層硬度和內部硬度。圖5中示意性示出4點彎曲試驗片中的硬度的測定位置。對于小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的被檢面也是同樣的(省略圖示)。

〈4〉應力集中部的化合物層深度：

使用前述〈3〉中使用的樹脂填埋的試驗片，進行應力集中部的化合物層深度(以下，簡稱為“化合物層深度”)的調查。

具體而言，再次研磨上述的樹脂填埋的試驗片，用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，以400倍的倍率利用光學顯微鏡分別任意地觀察5個視場的r3的槽底以及r3的切口底，將觀察到發白的部分視為“化合物層”，測定它們的深度，進行算術平均，作為化合物層深度。圖6中示意性示出4點彎曲試驗片中的化合物層深度的測定位置。對于小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的被檢面也是同樣的(省略圖示)。

〈5〉母材組織：

使用前述〈3〉中使用的樹脂填埋的試驗片，進行母材組織的調查。

具體而言，使用上述中硝酸乙醇腐蝕液腐蝕了的試驗片，以400倍的倍率利用光學顯微鏡觀察母材組織。

表2中歸納示出上述各調查結果。表2中，記載為“貝氏體”的情況是指貝氏體組織占80％以上，記載為“鐵素體·珠光體”的情況是指鐵素體·珠光體組織占80％以上，記載為“馬氏體”的情況是指馬氏體組織占80％以上。

[表2]

表2

如表2所示，表明：坯料鋼材的化學組成、表層硬度、內部硬度和化合物層深度、以及母材組織滿足本發明中規定的條件的試驗編號1～8的情況下，滿足σw和彎曲矯正性的目標，彎曲疲勞特性和彎曲矯正性優異。

另一方面，試驗編號9～14的情況下，鋼i～n的化學組成偏離本發明中規定的條件，因此彎曲疲勞特性或彎曲矯正性差。

即，試驗編號9的情況下，作為坯料鋼材的鋼i的c含量低于本發明中規定的范圍。因此，小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的內部硬度以hv硬度計低至195，σw沒有達到800mpa以上的目標，彎曲疲勞特性差。

試驗編號10的情況下，作為坯料鋼材的鋼j的mn含量低于本發明中規定的范圍。因此，小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的表層硬度以hv硬度計低至405，σw沒有達到800mpa以上的目標，彎曲疲勞特性差。

試驗編號11的情況下，作為坯料鋼材的鋼k的mn含量高于本發明中規定的范圍。因此，化合物層深度雖然小至3μm，但是4點彎曲試驗片的表層硬度以hv硬度計高至512，彎曲矯正性沒有達到以檢測器的讀數計為22000μ以上的目標，彎曲矯正性差。

試驗編號12的情況下，作為坯料鋼材的鋼l的cr含量高于本發明中規定的范圍。因此，化合物層深度雖然小至2μm，但是4點彎曲試驗片的表層硬度以hv硬度計高至505，彎曲矯正性沒有達到以檢測器的讀數計為22000μ以上的目標，彎曲矯正性差。

試驗編號13的情況下，作為坯料鋼材的鋼m的fn1低于本發明中規定的范圍。因此，母材組織變為鐵素體·珠光體組織，小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的表層硬度以hv硬度計高至412，內部硬度以hv硬度計具有210，但是σw沒有達到800mpa以上的目標，彎曲疲勞特性差。

試驗編號14的情況下，作為坯料鋼材的鋼n的fn1高于本發明中規定的范圍。因此，母材組織變為馬氏體組織，化合物層深度小至1μm，但是4點彎曲試驗片的表層硬度以hv硬度計高至542，彎曲矯正性沒有達到以檢測器的讀數計為22000μ以上的目標，彎曲矯正性差。

試驗編號15～17的情況下，4點彎曲試驗片的化合物層深度偏離本發明中規定的條件，因此彎曲矯正性差。

試驗編號15的情況下，作為坯料鋼材的鋼a的化學組成為本發明中規定的范圍內，但4點彎曲試驗片的化合物層深度大至12μm，彎曲矯正性沒有達到以檢測器的讀數計為22000μ以上的目標，彎曲矯正性差。

試驗編號16的情況下，作為坯料鋼材的鋼b的化學組成為本發明中規定的范圍內，但4點彎曲試驗片的化合物層深度大至9μm，彎曲矯正性沒有達到以檢測器的讀數計為22000μ以上的目標，彎曲矯正性差。

試驗編號17的情況下，作為坯料鋼材的鋼c的化學組成為本發明中規定的范圍內，但4點彎曲試驗片的化合物層深度大至20μm，彎曲矯正性沒有達到以檢測器的讀數計為22000μ以上的目標，彎曲矯正性差。

產業上的可利用性

本發明的非調質型軟氮化部件不僅軟氮化處理后的彎曲矯正性優異，而且彎曲疲勞試驗中具有800mpa以上的高的彎曲疲勞強度，因此可以用作汽車、工業機械和建筑機械等的部件例如曲軸，可以應付輕量小型化。