專利名稱：表面硬化鋼和滲碳材料的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種供于施工機(jī)械、汽車領(lǐng)域中使用的機(jī)械結(jié)構(gòu)用材料的、冷鍛性優(yōu)異且通過滲碳而具有高疲勞強(qiáng)度的表面硬化鋼和高疲勞強(qiáng)度滲碳材料。
背景技術(shù)：
對于將棒鋼冷成型而制造的、例如汽車等的部件材料，要求高的冷鍛性。由此，進(jìn)行了實施球狀化熱處理來使碳化物球狀化而提高冷鍛性的實踐。另外，從鋼的成分組成的觀點出發(fā)，還提出了減少對變形阻力影響大的Si的方案等。進(jìn)而，也提出了有效活用B的淬硬性的鋼。例如，在專利文獻(xiàn)I中提出了一種滲碳齒輪用鋼，其通過根據(jù)提高B的淬硬性效果的程度而減少其它合金元素的量，從而由正火工序開始降低硬度，與以往的鋼相比，使切齒性飛躍性地提高。 另外，在專利文獻(xiàn)2中提出了一種表面硬化鋼，其通過將減少作為固溶強(qiáng)化元素的Si和Mn而用B來確保淬硬性的成分體系與制造條件進(jìn)行組合而確保冷加工性。另一方面，近年來，對于汽車等所用的齒輪等而言，伴隨著由節(jié)能化引起的車體重量的輕量化，要求尺寸的小型化，另外伴隨著發(fā)動機(jī)的高輸出化，施加于齒輪的負(fù)荷也增大。齒輪的耐久性主要由齒根彎曲疲勞破壞和齒面的表面壓力疲勞破壞決定。對于齒根彎曲疲勞強(qiáng)度，滲碳時在表層產(chǎn)生的不完全淬火層的減少、原奧氏體粒徑的微細(xì)化被認(rèn)為是有效的。另外，對于表面壓力疲勞強(qiáng)度的提高，指出了與回火軟化抗性的關(guān)系，分別提出了提高了 Si的成分、添加了 Mo的成分、或者使微細(xì)的碳化物分散在滲碳表層的鋼。例如，在專利文獻(xiàn)3中提出了通過使原奧氏體粒徑為7 U m以下而改善疲勞強(qiáng)度和韌性的滲碳用鋼。另外，在專利文獻(xiàn)4中提出了使碳化物微細(xì)分散于表面的滲碳層中的方案。專利文獻(xiàn)I :日本專利第3551573號專利文獻(xiàn)2 日本專利第3764586號專利文獻(xiàn)3 日本專利第3063399號專利文獻(xiàn)4 :日本專利第4056709號

發(fā)明內(nèi)容
但是，在上述專利文獻(xiàn)I和2中，雖然冷加工性和沖擊特性的提高得到確認(rèn)，但是疲勞特性與以往的鋼為同等程度。另外，在專利文獻(xiàn)3和4中，大量使用Nb、Ti及V等碳化物生成元素，在微細(xì)析出的情況下存在使加工時的變形阻力顯著上升等問題。本發(fā)明是鑒于上述實際情況而開發(fā)的，其目的在于提供一種不僅冷鍛性優(yōu)異而且在滲碳處理后具有高耐疲勞強(qiáng)度的表面硬化鋼、以及使用該表面硬化鋼的滲碳材料。本發(fā)明人等為了解決上述課題而反復(fù)進(jìn)行深入的研究，結(jié)果得到如下所述的見解。首先，深入查明了用于在為了提高耐疲勞強(qiáng)度而使C濃度為0. 85質(zhì)量％以上的高C濃度滲碳層(以下稱為高濃度滲碳層)形成于表面硬化鋼時，在滲碳表層中抑制粗大碳化物(主要為滲碳體)的生成而使碳化物微細(xì)分散的方法。S卩，圖I中表示在表面硬化鋼的高濃度滲碳層表層中的影響到碳化物最大粒徑的A1、B及Ti的關(guān)系。由該圖可知，為了抑制粗大碳化物的生成而使碳化物微細(xì)地分散，重要的是Al和B量的控制及Ti添加量的控制。在此，圖I中還示出了對一部分鋼測定表面疲勞強(qiáng)度的結(jié)果，而還可知通過控制粗大碳化物的生成，可得到高的表面疲勞強(qiáng)度。另外，對于使C濃度為0. 70 0. 84質(zhì)量％的滲碳層(以下稱為一般滲碳層)形成于表面硬化鋼的情況，對于影響到表面疲勞強(qiáng)度的Al、Ti及B量的關(guān)系也進(jìn)行了研究。將其結(jié)果一并示于圖I中?？芍词乖谛纬梢话銤B碳層時，如果將Al和B量控制在特定范圍且將Ti控制在0. 003質(zhì)量％以下，則也可得到高的表面疲勞強(qiáng)度。應(yīng)予說明，在圖I中示出結(jié)果的實驗為如下實驗將0. 2質(zhì)量％C_0. I質(zhì)量％Si-0. 6質(zhì)量％Mn-l. 5質(zhì)量％Cr-0. 02質(zhì)量％Nb鋼作為基本，準(zhǔn)備向該基本組成中添加了各種含量的 Al和B的鋼坯料(余量為鐵和不可避免的雜質(zhì))，對這些鋼坯料實施以下條件的處理后，評價碳化物的最大粒徑(U m)和表面疲勞強(qiáng)度(MPa)。即，對于高濃度滲碳，由鋼坯料加工25mmcj5的圓棒，在碳勢2%、950°C下進(jìn)行5小時的高濃度滲碳，暫時冷卻至600°C后，再次在850°C下保持30分鐘，在60°C下油冷后，在170°C下進(jìn)行2小時的回火處理。切斷進(jìn)行了該處理的樣品后，用苦醇液腐蝕切斷面，用掃描型電子顯微鏡在6000 u m2的范圍內(nèi)觀察從表面到30 y m深的區(qū)域，利用圖像解析求出碳化物的最大粒徑。另外，從上述圓棒采集滾軸點蝕試驗片，對其實施了從上述高濃度滲碳到回火處理的各處理，對由此得到的樣品在滑移率40%和油溫80°C的條件下進(jìn)行了滾軸點蝕試驗，評價了 IO7次強(qiáng)度(試驗片表面發(fā)生點蝕的臨界強(qiáng)度)。另外，對于一般滲碳，由鋼還料加工25mm的圓棒，從該圓棒采集滾軸點蝕試驗片，對其在930°C、7小時、碳勢I. I質(zhì)量％的條件下實施滲碳后，在60°C下油冷，在170°C下實施2小時的回火處理。對由此得到的樣品在滑移率40%和油溫80°C的條件下進(jìn)行了滾軸點蝕試驗，評價了 IO7次強(qiáng)度(試驗片表面發(fā)生點蝕的臨界強(qiáng)度)。即，本發(fā)明的主要構(gòu)成如下所述。(I) 一種冷鍛性優(yōu)異的表面硬化鋼，具有如下的成分組成，含有C :0. 10 0. 35 質(zhì)量 ％，Si :0. 01 0. 50 質(zhì)量 ％，Mn :0. 40 I. 50 質(zhì)量 ％,P :0. 02 質(zhì)量 ％ 以下，S :0. 03 質(zhì)量 ％ 以下，Al :0. 04 0. 10 質(zhì)量 ％，Cr :0. 5 2. 5 質(zhì)量 ％，B :0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 %,Nb :0. 003 0. 080 質(zhì)量 ％，Ti :0. 003質(zhì)量％以下，以及N :低于 0. 0080 質(zhì)量 ％，
余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。(2)根據(jù)上述(I)所述的冷鍛性優(yōu)異的表面硬化鋼，其中，上述成分組成進(jìn)一步含有選自如下成分中的I種或2種以上Cu :1. 0 質(zhì)量 ％ 以下，Ni :0. 50 質(zhì)量 ％ 以下，Mo :0. 50質(zhì)量％以下，以及V :0. 5 質(zhì)量 ％ 以下。( 3 )根據(jù)上述(I)或(2 )所述的冷鍛性優(yōu)異的表面硬化鋼，其中，上述成分組成進(jìn)一步含有如下成分的I種或2種
Ca :0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 ％，以及Mg :0. 0002 0. 0020 質(zhì)量 ％ 中。綜上所述，本發(fā)明的表面硬化鋼是一種冷鍛性優(yōu)異的表面硬化鋼，其具有如下的成分組成含有c :0. 10 0. 35質(zhì)量％、Si :0. 01 0. 50質(zhì)量％、Mn :0. 40 I. 50質(zhì)量％、P :0. 02質(zhì)量％以下、S :0. 03質(zhì)量％以下、Al :0. 04 0. 10質(zhì)量％、Cr :0. 5 2. 5質(zhì)量％、B :0. 0005 0. 0050質(zhì)量％、Nb :0. 003 0. 080質(zhì)量％、Ti :0. 003質(zhì)量％以下以及N :低于0. 0080質(zhì)量％，或者進(jìn)一步含有選自Cu :1. 0質(zhì)量％以下、Ni :0. 50質(zhì)量％以下、Mo :0. 50質(zhì)量％以下、以及V :0. 5質(zhì)量％以下中的I種或2種以上，或者進(jìn)一步含有Ca :0. 0005 0. 0050質(zhì)量％和Mg :0. 0002 0. 0020質(zhì)量％中的I種或2種，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。( 4 ) 一種高疲勞強(qiáng)度滲碳材料，是對上述(I) (3 )中任一項所述的表面硬化鋼實施滲碳而成的，在從表面到0. 4mm的表層區(qū)域中的碳量為0. 70質(zhì)量％以上。(5 ) —種高疲勞強(qiáng)度滲碳材料，是對上述(I) (3 )中任一項所述的表面硬化鋼實施滲碳而成的，在從表面到0. 4mm的表層區(qū)域中的碳量為0. 85質(zhì)量％以上，該表層區(qū)域中的碳化物的最大直徑為10 y m以下、且平均粒徑為4 y m以下。根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種不僅冷鍛性優(yōu)異、而且滲碳處理后的耐疲勞強(qiáng)度也優(yōu)異的表面硬化鋼，在工業(yè)上非常有用。


圖I是表示影響碳化物析出狀態(tài)的Al、B及Ti的量的圖。
具體實施例方式以下，具體說明本發(fā)明的表面硬化鋼。首先，對在本發(fā)明中將鋼的成分組成限定在上述范圍的理由，每個成分地進(jìn)行詳細(xì)說明。C :0. 10 0. 35 質(zhì)量 ％為了利用滲碳熱處理后的淬火來提高中心部的硬度，需要0. 10質(zhì)量％以上的C，但如果含量超過0. 35質(zhì)量％，則芯部的韌性降低，因此C量限定在0. 10 0. 35質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選為0. 3質(zhì)量％以下的范圍。Si :0. 01 0. 50 質(zhì)量 ％
Si作為脫氧劑是必需的，需要添加至少0. 01質(zhì)量％以上。但是，Si為在滲碳表層優(yōu)先氧化并促進(jìn)晶粒邊界氧化的元素。另外，使鐵素體固溶強(qiáng)化而提高變形阻力并使冷鍛性劣化，因此將上限設(shè)為0.50質(zhì)量％。優(yōu)選的下限為0.03質(zhì)量％。優(yōu)選的上限為0.35質(zhì)量％。Mn :0. 40 I. 50 質(zhì)量 ％Mn為對淬硬性的提高有效的元素,需要至少添加0. 40質(zhì)量％。但是,Mn易于引起晶粒邊界氧化，另外過量添加使殘留奧氏體增多，導(dǎo)致表面硬度降低，因此將上限設(shè)為1.50質(zhì)量％。優(yōu)選的下限為0. 60質(zhì)量％。優(yōu)選的上限為I. 40質(zhì)量％。 :0.02質(zhì)量％ 以下
P在晶體晶粒邊界偏析，使韌性降低，因此其混入越少越好，但容許至0. 02質(zhì)量％。優(yōu)選為0. 018%以下。5:0.03質(zhì)量％ 以下S是作為硫化物系夾雜物存在而對可切削性的提高有效的元素。但是，過量添加導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度降低，因此將上限設(shè)為0. 03質(zhì)量％。Al :0. 04 0. 10 質(zhì)量 ％Al為用于通過將鋼中的N固定為AlN而得到B的淬硬性效果的重要元素。為了得到該效果，至少需要添加0. 04質(zhì)量％。但是，如果含量超過0. 10質(zhì)量％，則助長對疲勞強(qiáng)度有害的Al2O3夾雜物的生成，因此Al量限定在0. 04 0. 10質(zhì)量％的范圍。 Cr :0. 5 2. 5 質(zhì)量 %Cr為不僅有助于淬硬性的提高，也有助于回火軟化阻力的提高，進(jìn)而對促進(jìn)碳化物的球狀化也有用的元素，但如果含量不足0. 5質(zhì)量％，則其添加效果不足，另一方面，如果超過2.5質(zhì)量％，則存在促進(jìn)在滲碳部的殘留奧氏體的生成而對疲勞強(qiáng)度造成不良影響的情況。因此Cr量限定在0. 5 2. 5質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選的下限為0. 6質(zhì)量％。優(yōu)選的上限為2. 0質(zhì)量％。B :0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 %B為本發(fā)明中最重要的元素。B通過在淬火熱處理時在奧氏體晶粒邊界產(chǎn)生偏析而提高淬硬性，有助于坯料硬度的提高。通過該效果，能夠削減其它強(qiáng)化元素，其結(jié)果是可得到由變形阻力降低所致的冷鍛性提高。為了發(fā)揮該效果，至少需要添加0. 0005質(zhì)量％以上。另一方面，過量添加導(dǎo)致韌性、鍛造性等的降低，因此將上限設(shè)為0.0050質(zhì)量％。優(yōu)選的B含量的上限為0. 0030質(zhì)量％。Nb :0. 003 0. 080 質(zhì)量 ％Nb在鋼中形成NbC，通過釘扎效果來抑制滲碳熱處理時的奧氏體粒徑的粗?；?。為了得到該效果，至少需要添加0. 003質(zhì)量％以上。另一方面，如果超過0. 080質(zhì)量％地進(jìn)行添加，則有可能導(dǎo)致由粗大的NbC的析出所致的粗?；种颇芰Φ慕档汀⑵趶?qiáng)度的劣化，因此設(shè)為0. 080質(zhì)量％以下。優(yōu)選的下限為0.010質(zhì)量％。優(yōu)選的上限為0. 060質(zhì)量％。Ti :0. 003 質(zhì)量 ％ 以下Ti為優(yōu)選極力避免混入鋼中的成分。Ti與N結(jié)合，容易形成粗大的TiN。這樣導(dǎo)致滲碳表層的碳化物的粗大化、疲勞強(qiáng)度的降低，因此將上限設(shè)為0. 003質(zhì)量％。N :低于 0. 008 質(zhì)量 ％
N為優(yōu)選極力避免混入鋼中的成分。因此為了確保B的淬硬性和抑制TiN的形成，N設(shè)為低于0. 008質(zhì)量％。另外，在本發(fā)明中，為了提高淬硬性，可在上述成分中進(jìn)一步含有選自Cu :1.0質(zhì)量％以下、Ni :0. 50質(zhì)量％以下、Mo :0. 50質(zhì)量％以下、以及V :0. 5質(zhì)量％以下中的I種或2種以上。Cu為對淬硬性的提高有效的元素，優(yōu)選以0. I質(zhì)量％以上進(jìn)行添加，但大量添加導(dǎo)致鋼材表面性狀的劣化、合金成本的增加，因此將上限設(shè)為I. 0質(zhì)量％。Ni、Mo以及V為對淬硬性、韌性的提高有效的元素，分別優(yōu)選為0. I質(zhì)量％以上、0. 05質(zhì)量％以上以及0. 02質(zhì)量％以上，但由于高價而分別將上限設(shè)為0. 50質(zhì)量％。另外，在本發(fā)明中，為了控制硫化物的形態(tài)并提高可切削性、冷鍛性，可在上述成分中進(jìn)一步含有Ca :0. 0005 0. 0050質(zhì)量％和Mg :0. 0002 0. 0020質(zhì)量％中的I種或2 種。即，要得到由Ca和Mg產(chǎn)生的上述效果，至少分別需要添加0. 0005質(zhì)量％、() 0002質(zhì)量％。另一方面，過量添加時，形成粗大的夾雜物，對疲勞強(qiáng)度造成不良影響，因此對于Ca和Mg，將上限分別設(shè)為0. 0050質(zhì)量%和0. 0020質(zhì)量％。應(yīng)予說明，余量組成為鐵和不可避免的雜質(zhì)。對以上說明的成分組成的表面硬化鋼實施冷加工而形成部件形狀后，實施滲碳處理。滲碳處理可以在對表面硬化鋼通常進(jìn)行的條件(以下稱為一般滲碳)下實施。即，通過以碳勢0. 8 I. I質(zhì)量％、900°C以上保持3 7小時，在表層形成至表層0. 4mm的C濃度至少成為0. 7質(zhì)量％以上的滲碳層。形成滲碳層后，實施對一般表面硬化鋼實施的淬火、回火。S卩，用60 140°C的油進(jìn)行淬火，使表層(滲碳層)的組織形成含有10 40%的殘留奧氏體的馬氏體組織，然后在160 200°C下實施I 2小時的回火，從而能夠得到旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞強(qiáng)度和表面疲勞強(qiáng)度優(yōu)異的滲碳材料。應(yīng)予說明，為了不使?jié)B碳層形成長時間化，用于形成滲碳層的溫度優(yōu)選設(shè)為900°C以上，從滲碳爐耐久性的觀點出發(fā)優(yōu)選設(shè)為950°C以下。另外，從抑制淬火時材料變形的觀點出發(fā)，淬火處理時的油的溫度優(yōu)選設(shè)為60°C以上，從得到必需的鋼組織(含有10 40%的殘留奧氏體的馬氏體組織)而確保硬度的觀點出發(fā)優(yōu)選設(shè)為140°C以下。一般滲碳中的滲碳層的C濃度低于0. 85質(zhì)量％。另外，本發(fā)明的表面硬化鋼材與上述一般滲碳相比，特別適合如下的高濃度滲碳通過將滲碳層的C濃度提高至0. 85質(zhì)量％以上，從而以使碳化物析出來進(jìn)一步提高滲碳層的硬度而提高表面疲勞強(qiáng)度為目的。在高濃度滲碳的情況下，在以往使用的表面硬化鋼中，粗大碳化物的量變多，無法期待表面疲勞強(qiáng)度的進(jìn)一步提高。但是，在本發(fā)明的表面硬化鋼中，即使將滲碳層的C濃度提高至0. 85質(zhì)量％以上也能夠抑制粗大碳化物的析出，提高表面疲勞強(qiáng)度。即，滲碳處理后，在表面下至0. 4mm的表層區(qū)域中，碳量為0. 85質(zhì)量％以上，在此形成的碳化物的最大直徑可以為IOym以下且平均粒徑可以為4 以下。只要在該范圍內(nèi)，就對表面疲勞強(qiáng)度的提高特別有效。相反，如果超出該范圍，則無法期待進(jìn)一步的表面疲勞強(qiáng)度的提高。如果表層區(qū)域中的碳量低于0. 85質(zhì)量％，則得不到充分量的碳化物，不能實現(xiàn)表面疲勞強(qiáng)度的進(jìn)一步提高。另外，如果碳化物的最大直徑超過10 ym，則由于粗大碳化物成為疲勞龜裂的起點等而導(dǎo)致疲勞壽命降低。在平均粒徑超過4 u m的情況下也同樣會導(dǎo)致疲勞壽命的降低。應(yīng)予說明，要得到符合上述規(guī)定的碳化物，優(yōu)選在以下條件下進(jìn)行滲碳熱處理。即，優(yōu)選在碳勢I. 2 2. 5質(zhì)量％、930 1050°C下保持I 5小時左右，進(jìn)行滲碳，暫時冷卻至550 650°C，然后再次在830 880°C下保持30 60分鐘后，以60 140°C的油實施淬火，然后實施回火，回火溫度優(yōu)選170 200°C的范圍。通過進(jìn)行以上處理，在表層形成的滲碳層的鋼組織如上所述成為碳化物微細(xì)分散成最大直徑為10 且平均粒徑為4
的、含有10 40%的殘留奧氏體的馬氏體組織。實施例 接著，對本發(fā)明的實施例進(jìn)行說明。對表I所示的成分組成的鋼(余量為鐵和不可避免的雜質(zhì))進(jìn)行熔煉，暫時加熱至11500C以上后，成為170mmX 170mm方形截面的中間坯料，進(jìn)一步加熱至Ac3+100°C以上后，利用熱軋而成型成直徑為60mm的圓棒。對得到的圓棒進(jìn)行冷鍛性的評價。表I
權(quán)利要求
1.一種表面硬化鋼，具有如下成分組成， 含有C :0. 10 0. 35 質(zhì)量 ％，Si :0. 01 0. 50 質(zhì)量 ％，Mn :0. 40 I. 50 質(zhì)量 ％， P :0. 02質(zhì)量％以下， S :0. 03質(zhì)量％以下，Al :0. 04 0. 10 質(zhì)量 ％，Cr :0. 5 2. 5 質(zhì)量 ％，B :0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 ％，Nb :0. 003 0. 080 質(zhì)量 ％， Ti :0. 003質(zhì)量％以下，以及 N:低于0. 0080質(zhì)量％， 余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的表面硬化鋼，其中，所述成分組成進(jìn)一步含有選自以下成分中的I種或2種以上 Cu :1.0質(zhì)量％以下， Ni :0. 50質(zhì)量％以下， Mo :0. 50質(zhì)量％以下，以及V:0. 5 質(zhì)量 ％。
3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的表面硬化鋼，其中，所述成分組成進(jìn)一步含有以下成分中的I種或2種 Ca :0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 ％，以及 Mg :0. 0002 0. 0020 質(zhì)量 ％。
4.一種滲碳材料，是對權(quán)利要求I 3中任一項所述的表面硬化鋼實施滲碳而成的，在從表面到0. 4mm的表層區(qū)域中的碳量為0. 70質(zhì)量％以上。
5.一種滲碳材料，是對權(quán)利要求I 3中任一項所述的表面硬化鋼實施滲碳而成的，在從表面到0. 4mm的表層區(qū)域中的碳量為0. 85質(zhì)量％以上，該表層區(qū)域中的碳化物的最大直徑為IOiim以下、且平均粒徑為4 iim以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種表面硬化鋼和滲碳材料，其成分組成為含有C0.10～0.35質(zhì)量%、Si0.01～0.50質(zhì)量%、Mn0.40～1.50質(zhì)量%、P0.02質(zhì)量%以下、S0.03質(zhì)量%以下、Al0.04～0.10質(zhì)量%、Cr0.5～2.5質(zhì)量%、B0.0005～0.0050質(zhì)量%、Nb0.003～0.080質(zhì)量%、Ti0.003質(zhì)量%以下、以及N低于0.0080質(zhì)量%，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
文檔編號C22C38/00GK102770570SQ20118001131
公開日2012年11月7日 申請日期2011年1月26日 優(yōu)先權(quán)日2010年1月27日
發(fā)明者一宮克行, 木村秀途, 長谷和邦 申請人:杰富意鋼鐵株式會社