表面硬化鋼及其制造方法、以及使用表面硬化鋼的機械構(gòu)造零件的制作方法
【專利摘要】提供一種表面硬化鋼，其冷鍛性以及滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性優(yōu)越，該表面硬化鋼以質(zhì)量％計算，含有C：0.05～0.20％，Si：0.01～0.1％，Mn：0.3～0.6％，P：0.03％以下(不含0％)，S：0.001～0.02％，Cr：1.2～2.0％，Al：0.01～0.1％，Ti：0.010～0.10％，N：0.010％以下(不含0％)，B：0.0005～0.005％，余量包括鐵以及不可避免雜質(zhì)，當量圓直徑小于20nm的Ti系析出物的密度是10～100個/μm2，且直徑20nm以上的Ti系析出物的密度是1.5～10個/μm2，維氏硬度是130HV以下。
【專利說明】表面硬化鋼及其制造方法、以及使用表面硬化鋼的機械構(gòu)造零件
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種在汽車等運輸機器、建設(shè)機械、其他產(chǎn)業(yè)機械等中，進行滲碳處理而使用的作為機械構(gòu)造零件的坯材的表面硬化鋼及其制造方法、以及使用該表面硬化鋼而得到的機械構(gòu)造零件，尤其，涉及一種顯現(xiàn)出冷鍛性以及滲碳處理后的結(jié)晶粒粗大化防止特性的表面硬化鋼及其制造方法、以及機械構(gòu)造零件。
【背景技術(shù)】
[0002]在運輸機器、建設(shè)機械、其他產(chǎn)業(yè)機械等各種產(chǎn)業(yè)機械中使用的機械構(gòu)造零件中，尤其要求高強度的機械 構(gòu)造零件的坯材，一直以來，使用SCr、SCM、SNCM等JIS標準確定的機械構(gòu)造用合金鋼鋼材(表面硬化鋼)。該表面硬化鋼在通過鍛造或切削等機械加工成形為希望的零件形狀后，實施滲碳或碳氮共滲等表面硬化處理(表面硬化處理)，之后，經(jīng)過研磨等工序而制造機械構(gòu)造零件。
[0003]近年來，在上述機械構(gòu)造零件的制造工序中，從現(xiàn)有的熱鍛或溫鍛希望變成冷鍛。所謂冷鍛，通常是指在200°C以下的環(huán)境中的加工，冷鍛具有如下優(yōu)點:與熱鍛或溫鍛相t匕，生產(chǎn)率高，而且尺寸精度以及鋼材的成品率都好。但是，在使用以上述的JIS標準規(guī)定的表面硬化鋼的情況下，產(chǎn)生如下問題:冷鍛性的不夠或由于冷鍛后的滲碳而使得結(jié)晶粒粗大而使零件強度等機械特性劣化。因此，作為結(jié)晶粒粗大化防止技術(shù)，公開有專利文獻I?3的技術(shù)。在這些文獻中公開了如下技術(shù):通過添加T1、Nb等元素，使TiC、Nb (CN)等析出物在鋼中微細地分散，由此發(fā)揮銷固(pinning)效果，防止結(jié)晶粒的粗大化。另外，例如在專利文獻4中提出，在實施這種結(jié)晶粒粗大化防止對策的同時，通過合金元素添加量的調(diào)整來提高冷鍛性的技術(shù)。
[0004]在先技術(shù)文獻
[0005]專利文獻
[0006]專利文獻1:日本特開平11一92868號公報
[0007]專利文獻2:日本特開2005— 200667號公報
[0008]專利文獻3:日本特開2007— 321211號公報
[0009]專利文獻4:日本特開2003—183773號公報
[0010]在機械構(gòu)造零件的領(lǐng)域，冷鍛化的需求日益強化，對于作為其坯材的表面硬化鋼，也希望提供冷鍛性以及滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性雙方比目前更加優(yōu)越的表面硬化鋼。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0011]本發(fā)明是著眼于上述這種情況而提出的，其目的在于，提供一種即便是復(fù)雜形狀零件或大型零件，也能夠確保足夠的冷鍛性，而且滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性也優(yōu)越的全新的表面硬化鋼及其制造方法、以及使用該表面硬化鋼得到的機械構(gòu)造零件。[0012]能夠解決上述問題的本發(fā)明的表面硬化鋼的要旨在于:以質(zhì)量％計算，含有C:0.05 ?0.20%，S1:0.01 ?0.1%，Μη:0.3 ?0.6%，P:0.03% 以下(不含 0% ) ,S:0.001 ?
0.02%, Cr:1.2 ?2.0%, Al:0.01 ?0.1%, Ti:0.010 ?0.10%, N:0.010% 以下(不含0% ),B:0.0005?0.005%，余量包括鐵以及不可避免雜質(zhì)，當量圓直徑小于20nm的Ti系析出物的密度是10?100個/ μ m2，且，當量圓直徑20nm以上的Ti系析出物的密度是1.5?10個/μ m2，維氏硬度是130HV以下。
[0013]在本發(fā)明的優(yōu)選實施方式中，上述表面硬化鋼還含有Mo:2%以下(不含0%)。
[0014]在本發(fā)明的優(yōu)選實施方式中，上述表面硬化鋼還含有Cu:0.1%以下(不含0% )及/或N1:3%以下(不含0% )。
[0015]另外，能夠解決上述問題的本發(fā)明的表面硬化鋼的制造方法的要旨在于，包括:準備上述任一項所述的化學成分的鋼，在1100°c?1280°C進行30分鐘以下的均熱處理的工序；以及在800?1000°C進行120分鐘以下的再熱加工的工序。
[0016]另外，本發(fā)明提供 一種機械構(gòu)造零件，其是對上述的表面硬化鋼進行冷加工后，實施滲碳處理的機械構(gòu)造零件，其中(a)從表面到深度200μπι位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為8?14號，且(b)從距離表面的深度200 μ m位置到深度500 μ m位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為6?12號，并且沒有舊奧氏體粒的結(jié)晶粒度為5.5號以下的粗大粒，這樣的機械構(gòu)造零件也包含于本發(fā)明的范圍內(nèi)。
[0017]發(fā)明效果
[0018]根據(jù)本發(fā)明的表面硬化鋼，當量圓直徑小于20nm的微細Ti系析出物和當量圓直徑20nm以上的粗大Ti系析出物以適當?shù)拿芏绕胶饬己玫胤稚?，因此，硬度硬，且冷鍛時的變形阻力得到抑制，冷鍛性提高，并且能夠防止之后的滲碳處理所引起的結(jié)晶粗大化。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0019]圖1是表示實施例1的滲碳處理條件的模式圖。
【具體實施方式】
[0020]如前所述，強烈希望提供滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性優(yōu)越，且冷鍛性也優(yōu)越的表面硬化鋼，但一般認為，兼顧它們兩者是困難的。如前述的專利文獻I?3公開的那樣，為了防止冷鍛后的滲碳時的結(jié)晶粒粗大化，生成TiC等微細析出物是有效的，但如果生成必要以上的對結(jié)晶粒粗大化防止有用的上述析出物，則反而硬度或冷鍛時的變形阻力增大，鋼材的塑性變形變難或模具壽命下降等，冷鍛性下降。
[0021]因此，本發(fā)明人為了提供不僅結(jié)晶粒粗大化防止特性優(yōu)越、冷鍛性也優(yōu)越的表面硬化鋼，積極研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如果使用鋼中的Ti系析出物對應(yīng)于其大小(當量圓直徑)而以適當?shù)钠胶夥稚⒌谋砻嬗不?，就能夠?qū)崿F(xiàn)期待的目的，從而完成本發(fā)明。
[0022]在本發(fā)明中著眼的Ti系析出物，如前所述是針對結(jié)晶粒的粗大化防止有效的析出物，但從冷鍛性的觀點看，則反而有害，且還是因Ti系析出物的析出強化而使鋼材的硬度或變形阻力增大的原因，因此導致冷鍛性的降低。為了防止冷鍛性的降低，例如考慮通過盡量降低對變形阻力影響大的當量圓直徑20nm以上的粗大Ti系析出物的密度，從而減少該粗大Ti系析出物所造成的析出強化的影響，提高冷鍛性。但是，根據(jù)本發(fā)明人的實驗可知，如果過于降低該粗大Ti系析出物的密度，則在滲碳后的滲碳材的表層部，雖然發(fā)揮結(jié)晶粒粗大化防止效果，但在內(nèi)部產(chǎn)生結(jié)晶粒粗大化，結(jié)果是，未充分發(fā)揮滲碳材的結(jié)晶粒粗大化防止特性。
[0023]因此，進一步進行實驗的結(jié)果是，發(fā)現(xiàn)只要通過將當量圓直徑20nm以上的粗大Ti系析出物的密度控制在規(guī)定范圍內(nèi)(1.5?10個/μ m2)，由此，不僅防止?jié)B碳材的表層部的結(jié)晶粒粗大化，還防止內(nèi)部的結(jié)晶粒粗大化，并且為了抑制因上述粗大Ti系析出物的存在而導致的冷鍛時的變形阻力增大，使當量圓直徑小于20nm的微細Ti系析出物的密度控制在規(guī)定范圍內(nèi)(10?100個/μ m2)(尤其，將微細Ti系析出物的密度的上限降低為100個/μ m2以下)，從而平衡良好地控制粗大Ti系析出物的密度與微細Ti系析出物的密度，則可得到一利具有適于冷鍛性的硬度，相比現(xiàn)有技術(shù)能夠進一步降低冷鍛時的變形阻力，并且不僅有效抑制滲碳材的表層部的結(jié)晶粒粗大化，還能夠有效抑制內(nèi)部的結(jié)晶粒粗大化，從而作為整體而言，滲碳材的結(jié)晶粒粗大化防止特性極其優(yōu)越的表面硬化鋼，從而完成本發(fā)明。
[0024]在本說明書中所謂“表面硬化鋼”，是指使用SCr、SCM等那樣含有Cr或Mn等合金元素的化學成分的鑄鋼，在均熱處理(溶體化處理)后進行熱鍛，進而再熱加工(例如熱軋)的鋼。另外，在本說明書中所謂機械構(gòu)造用零件，是指對如上所述制造的表面硬化鋼進行冷鍛，進行切削等而成形為希望的零件形狀后，實施滲碳或碳氮共滲等表面硬化處理(表面硬化處理)的零件。
[0025]另外在本說明書中，所謂“冷鍛性優(yōu)越”，是指在后述的實施例所述的條件下，在測定表面硬化鋼的維氏硬度以及直到55%的平均變形阻力時，維氏硬度為130HV以下，且直到55%的平均變形阻力為600MPa以下的意思。這些值越小越好，優(yōu)選的維氏硬度為125HV以下，優(yōu)選的平均變形阻力為590MPa以下。
[0026]另外在本說明書中，所謂“滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性優(yōu)越”是指，對于滲碳后的滲碳材，通過后述的實施 例中記載的方法，分別測定(a)在從表面到深度200μπι位置的最表層區(qū)域存在的平均結(jié)晶粒度、以及(b)在從距離表面的深度200 μ m位置到深度500μπι位置的內(nèi)部區(qū)域存在的平均結(jié)晶粒度時，滿足如下兩者:(a)在最表層區(qū)域存在的平均結(jié)晶粒度是8?14號、且(b)在內(nèi)部區(qū)域存在的平均結(jié)晶粒度是6?12號，并且沒有舊奧氏體粒的結(jié)晶粒度為5.5號以下的粗大粒。這些平均結(jié)晶粒度越大越好(即，平均結(jié)晶粒徑越小越好)，優(yōu)選的是，滿足如下兩者:(a)在最表層區(qū)域存在的平均結(jié)晶粒度是9?13號、且(b)在內(nèi)部區(qū)域存在的平均結(jié)晶粒度是7?11號，并且沒有舊奧氏體粒的結(jié)晶粒度為5.5號以下的粗大粒。
[0027]首先，對本發(fā)明最具特征的Ti系析出物進行說明。
[0028]在本發(fā)明中，所謂Ti系析出物，是指至少含有Ti的析出物。具體地說，例如，除了TiC (Ti的碳化物)、TiN(Ti的氮化物)、Ti (CN) (Ti的碳氮化物)那樣的只含Ti的析出物之外；在這些析出物中例如還含有B、Al等的碳化物?氮化物?碳氮化物形成元素的復(fù)合析出物也包含于上述Ti系析出物。
[0029]而且，本發(fā)明的表面硬化鋼的特征在于，當量圓直徑小于20nm的Ti系析出物的密度是10?100個/ μ m2，且當量圓直徑20nm以上的Ti系析出物的密度是1.5?10個/ym2。在本說明書中，為了便于說明，有時將當量圓直徑小于20nm的Ti系析出物稱為微細Ti系析出物，將當量圓直徑20nm以上的Ti系析出物稱為粗大Ti系析出物。
[0030]在此，對于本發(fā)明中的Ti系析出物的密度控制的考慮方法，重新說明。如反復(fù)描述的那樣，公知的是在表面硬化鋼中Ti系析出物一般具有滲碳時的結(jié)晶粒粗大化防止作用，認為Ti系析出物的粒徑越小、且密度越高，則這種結(jié)晶粒粗大化防止特性越提高。但是，由于因Ti系析出物的生成而產(chǎn)生析出強化，冷鍛性降低，因此為了發(fā)揮優(yōu)越的冷鍛性，需要盡可能減小Ti系析出物的粒徑，且形成為低密度。因此，為了兼顧優(yōu)越的冷鍛性和結(jié)晶粒粗大化防止特性，需要很好地調(diào)整Ti系析出物的粒徑以及密度。根據(jù)本發(fā)明人的實驗結(jié)果，判明了以當量圓直徑20nm的Ti系析出物為界，分別對當量圓直徑小于20nm的微細Ti系析出物的密度以及當量圓直徑20nm以上的粗大Ti系析出物的密度平衡良好地進行控制的表面硬化鋼，相比現(xiàn)有技術(shù)，在滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性以及冷鍛性雙方都優(yōu)越。
[0031]對于這一點稍微詳細地說明，根據(jù)本發(fā)明人的實驗結(jié)果可知，所有的Ti系析出物在冷鍛后的滲碳時，不是有效發(fā)揮結(jié)晶粒粗大化防止特性，而受其粒徑以及基質(zhì)的C濃度很大影響。即，如果Ti系析出物的粒徑(當量圓直徑)小，或基質(zhì)的C濃度低，則滲碳時的Ti系析出物變得不穩(wěn)定，無法有效發(fā)揮結(jié)晶粒粗大化防止特性。另外，通過滲碳而使鋼材的表層部與內(nèi)部的C濃度較大變化，即使是同一鋼材(滲碳材)，在C濃度低的鋼材內(nèi)部，與C濃度高的鋼材表層部相比，更容易產(chǎn)生結(jié)晶粒粗大化，因此為了防止這種情況，需要提高粒徑大的Ti系析出物的密度。但是，如果提高粒徑大的Ti系析出物的密度，則反而導致冷鍛性降低，因此，在本發(fā)明中，出于彌補伴隨于粗大Ti系析出物的生成的冷鍛性的降低的目的，限定了當量圓直徑小 于20nm的微細Ti系析出物的密度的上限。
[0032]另一方面，微細Ti系析出物在C濃度高的鋼材的表層特別有效地發(fā)揮結(jié)晶粒粗大化防止特性，但為了進一步提高滲碳后的鋼材強度，需要使表層的結(jié)晶粒度進一步微細化(即，使微細Ti系析出物的密度增大)。因此，在本發(fā)明中，生成較多的相比上述的粗大Ti系析出物對冷鍛性帶來的不良影響小的微細Ti系析出物，在C濃度高的表層為了有效發(fā)揮結(jié)晶粒微細化效果，限定了微細Ti系析出物的密度的下限。
[0033]以下，對于各Ti系析出物進行說明。
[0034]首先，當量圓直徑小于20nm的微細Ti系析出物的密度是10?100個/ μ m2。該微細Ti系析出物具有有效發(fā)揮滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性的作用，為了有效發(fā)揮這種作用，使上述微細Ti系析出物的密度的下限為10個/ μ m2以上。另一方面，如果微細Ti系析出物的密度過高，則由于Ti系析出物導致的析出強化，冷鍛性降低，因此，其上限設(shè)為100個/μ Hi2以下。如果考慮滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性與冷鍛性的平衡，則上述微細Ti系析出物的優(yōu)選的密度是20?90個/ μ m2，更優(yōu)選的密度是25?85個/ μ m2。
[0035]接著，當量圓直徑20nm以上的Ti系析出物的密度是1.5?10個/μ m2。當量圓直徑20nm以上的粗大Ti系析出物尤其對于C濃度低的鋼材(滲碳材)內(nèi)部的結(jié)晶粒粗大化防止特性的提高有用，為了有效發(fā)揮這種作用，使上述粗大Ti系析出物的密度的下限為
1.5個/μ m2以上。另一方面，粗大Ti系析出物對冷鍛性帶來大的不良影響，如果粗大Ti系析出物的密度過高，則由于Ti系析出物導致的析出強化，冷鍛性降低，因此其上限設(shè)為10個/y m2以下。如果考慮滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性與冷鍛性的平衡，則上述粗大Ti系析出物的優(yōu)選的密度是2.0?9.0個/ μ m2，更優(yōu)選的密度是2.5?8.5個/ μ m2。[0036]本發(fā)明的表面硬化鋼中的、微細Ti系析出物以及粗大Ti系析出物的密度如上述那樣，但存在于上述表面硬化鋼中的全部Ti系析出物的密度大體上優(yōu)選為11.5?110個/ μ m2,更優(yōu)選為20?100個/ μ m2。
[0037]以上，對本發(fā)明最具特征的Ti系析出物進行了說明。
[0038]本發(fā)明的表面硬化鋼的特征在于，如上所述，以規(guī)定的密度平衡良好地含有粗大Ti系析出物與微細Nb系析出物，但對于鋼的成分組成也需要適當調(diào)整。本發(fā)明的鋼中成分被控制在由JIS標準定義的表面硬化鋼的范圍內(nèi)，在本發(fā)明中，以相比現(xiàn)有技術(shù)降低冷鍛時的變形阻力為課題之一而描述，從這種觀點出發(fā)，較低地控制C含量。而且為了防止伴隨于C含量降低的淬火性降低，含有B等淬火性提高元素作為必需成分，此外，還根據(jù)需要含有Mo等淬火性提高元素作為選擇成分。
[0039]以下，對于本發(fā)明的表面硬化鋼的成分組成進行說明。
[0040][C:0.05 ?0.20% ]
[0041]C是為了確保作為零件所必要的芯部硬度而必要的元素，如果C量不到0.05%，則由于硬度不足而使·得作為零件的靜強度不足。另外，還存在對滲碳材內(nèi)部的結(jié)晶粒粗大化防止有用的粗大Ti系析出物的密度顯著降低這一問題。但是，如果過剩含有C，則硬度變得過高，微細Ti系析出物與粗大Ti系析出物的密度的平衡變差，冷鍛性降低，因此其上限設(shè)為0.20%以下。優(yōu)選的C含量是0.07%以上、0.18%以下，更優(yōu)選是0.08%以上、0.17%以下。
[0042][S1:0.01 ?0.1% ]
[0043]Si是對于抑制滲碳后回火處理爐時的硬度降低并確保滲碳零件(機械構(gòu)造用零件)的表層硬度而言有效的元素。為了有效發(fā)揮這種效果，設(shè)Si量的下限為0.01%以上。上述作用隨著Si量增加而提高，優(yōu)選是0.02%以上，更優(yōu)選是0.03%以上。但是如果過剩含有Si，則粗大Ti系析出物的密度顯著降低，對冷鍛性帶來不良影響，因此設(shè)Si量的上限為0.1%。Si量的優(yōu)選上限是0.08%以下，更優(yōu)選是0.06%以下。
[0044][Mn:0.3 ?0.6% ]
[0045]Mn是顯著提高滲碳處理時的淬火性的元素。另外，Mn還作為脫氧材料起作用，是具有降低鋼中的氧化物系夾雜物量并提高鋼材的內(nèi)部品質(zhì)的作用的元素。另外，如果Mn量少，則產(chǎn)生紅熱脆性，生產(chǎn)率降低。為了有效發(fā)揮這種作用，設(shè)Mn量的下限為0.3%以上。Mn量的優(yōu)選下限為0.33%以上，更優(yōu)選為0.35%以上。但是如果過剩含有Mn，則對冷鍛性帶來不良影響，此外，產(chǎn)生花紋狀的偏析變顯著、材質(zhì)的偏差變大等問題。進而，Mn的過剩添加將使鍛造性惡化，或生成花紋狀的偏析而使得材質(zhì)的偏差變大。因此，Mn量的上限設(shè)為0.6%。Mn量的優(yōu)選上限為0.55%以下，更優(yōu)選為0.5%以下。
[0046][P:0.03 % 以下(不含 O % )]
[0047]P是鋼中作為不可避免雜質(zhì)而含有的元素，由于在結(jié)晶粒界偏析而使機械構(gòu)造零件的沖擊疲勞特性劣化，因此設(shè)P量的上限為0.03%以下。P量優(yōu)選盡可能降低，優(yōu)選是0.025%以下，更優(yōu)選是0.020%以下。
[0048][S:0.001 ?0.02% ]
[0049]S是與Mn結(jié)合而形成MnS，改善在冷加工后進行切削加工時的切削性的元素。為了有效發(fā)揮這種作用，設(shè)S量的下限為0.001 %以上。S量的優(yōu)選下限為0.002%以上，更優(yōu)選為0.005%以上。但是如果過剩含有S，則存在沖擊疲勞強度降低的顧慮，因此設(shè)S量的上限為0.02%。S量的優(yōu)選上限為0.015%以下，更優(yōu)選為0.010%以下。
[0050][Cr:1.2 ?2.0% ]
[0051 ] Cr是為了促進滲碳，在鋼的表面形成硬化層而確保滲碳后的零件強度而言有用的元素，因此，設(shè)Cr量的下限為1.2%。Cr量的優(yōu)選下限為1.30%以上，更優(yōu)選為1.35%以上。但是如果過剩含有Cr，則產(chǎn)生過剩滲碳，生成Cr碳化物，滲碳后的零件強度增大，冷鍛性降低，因此設(shè)Cr量的上限為2.0%。優(yōu)選的Cr量的上限為1.90%以下，更優(yōu)選為1.80%以下。
[0052][Al:0.01 ?0.1% ]
[0053]Al是作為脫氧材料而起作用的元素，為了有效發(fā)揮這種作用，設(shè)Al量的下限為0.01%。Al量的優(yōu)選下限為0.02%，更優(yōu)選為0.03%以上。但是如果過剩含有Al，則鋼的變形阻力以及硬度增大，冷鍛性劣化，因此設(shè)Al量的上限為0.1 %。Al量的優(yōu)選上限為0.08%以下，更優(yōu)選為0.07%以下。
[0054][T1:0.010 ?0.10% ] [0055]Ti是與鋼中的C或N結(jié)合，發(fā)揮對滲碳時的結(jié)晶粒粗大化防止有用的銷固效果的Ti系析出物的形成所必要的元素。為了有效發(fā)揮這種作用，設(shè)Ti量的下限為0.010%。Ti量的優(yōu)選下限為0.02%，更優(yōu)選為0.030%以上。但是如果過剩含有Ti，則微細Ti系析出物的密度增大，冷鍛性降低，因此Ti量的上限設(shè)為0.10%。Ti量的優(yōu)選上限為0.06%以下，更優(yōu)選為0.050%以下。
[0056][N:0.010% 以下(不含 0% )]
[0057]N是在制鋼工序中必然含有的元素，但隨著N量的增加，固溶于基質(zhì)中而使得冷鍛性降低。另外，如果N量增加，則微細Ti系析出物的密度降低，無法得到希望的結(jié)晶粒粗大化防止特性，因此設(shè)N量的上限為0.010%以下。N量的優(yōu)選上限為0.008%以下，更優(yōu)選為
0.05%以下。
[0058][B:0.0005 ?0.005% ]
[0059]B是微量且使鋼材的淬火性大幅度提高的元素。另外，B還有對結(jié)晶粒界進行強化而提高沖擊疲勞強度的作用。為了有效發(fā)揮這種作用，設(shè)B量的下限為0.0005%。B量的優(yōu)選下限為0.0007%以上，更優(yōu)選為0.0009%以上。但是即便過剩含有B，上述作用也飽和，此外，容易生成B氮化物，反而冷加工性或熱加工性降低，因此設(shè)B量的上限為0.005%。B量的優(yōu)選上限為0.0045%以下，更優(yōu)選為0.0040%以下。
[0060]本發(fā)明的表面硬化鋼所含的合金元素如上所述，余量包括鐵以及不可避免雜質(zhì)。作為不可避免雜質(zhì)，例如有由于原料、資材、制造設(shè)備等的狀況而帶入的元素。
[0061]本發(fā)明的表面硬化鋼除了上述元素，根據(jù)需要，進而作為其他的元素，含有(a)Mo、(b)Cu及/或Ni等也有效，對應(yīng)于含有的元素的種類，表面硬化鋼的特性得到進一步改善。
[0062][(a)Mo:2% 以下(不含 0% )]
[0063]Mo是提高滲碳處理中的淬火性，對機械構(gòu)造零件的沖擊疲勞強度的提高有用的元素。為了有效發(fā)揮這種作用，Mo量的下限優(yōu)選為0.2%以上，更優(yōu)選為0.30%以上，進而優(yōu)選為0.40%以上。但是如果過剩含有Mo，則冷鍛時的變形阻力增大，使冷鍛性劣化，因此Mo量的上限優(yōu)選為2%以下。Mo量的更優(yōu)選的上限為1.5%以下，進而優(yōu)選為1.0%以下。[0064][(b) Cu:0.1% 以下(不含 0% )及 / 或 N1:3% 以下(不含 0% )]
[0065]Cu和Ni與上述Mo同樣，是提高滲碳處理中的淬火性，對機械構(gòu)造零件的沖擊疲勞強度提高有用的元素。另外，Cu和Ni是比Fe更難氧化的元素，因此還具有改善機械構(gòu)造零件的耐腐蝕性的作用。為了有效發(fā)揮這種作用，Cu優(yōu)選含有0.03%以上，更優(yōu)選為0.04%以上，進而優(yōu)選為0.05%以上。Ni優(yōu)選含有0.03%以上，更優(yōu)選為0.05%以上，進而優(yōu)選為0.08%以上。但是，如果過剩含有Cu，則熱軋性降低，容易產(chǎn)生裂紋等問題。因此Cu量的優(yōu)選上限設(shè)為0.1 %以下。更優(yōu)選的Cu量為0.08%以下，進而優(yōu)選為0.05%以下。另夕卜，如果過剩含有Ni，則成本變高，因此Ni量的優(yōu)選上限設(shè)為3%以下。更優(yōu)選的Ni量為2%以下，進而優(yōu)選為1%以下。Cu和Ni可以含有任一方，也可以含有兩方。
[0066]以上，對本發(fā)明的鋼中成分進行了說明。
[0067]接著，對上述表面硬化鋼的制造方法進行說明。本發(fā)明的表面硬化鋼的特征在于，包括:準備成分調(diào)整為上述范圍的鋼，在1100°c?1280°C進行30分鐘以下的均熱處理(溶體化處理)的工序；以及在800?1000°C進行120分鐘以下的再熱加工的工序。具體地說，只要熔煉上述鋼，對按照通常方法鑄造的鑄片在1100°C?1280°C下進行30分鐘以下的均熱處理(溶體化處理)后，對其熱鍛，空冷，在冷卻到室溫后，在800?1000°C下進行120分鐘以下的再熱加工(例如熱軋)即可。在此，前者的均熱處理(溶體化處理)相當于分塊軋制工序，后者的再熱加工相當于棒鋼軋制工序。
[0068]以下，對各工序詳細說明。
[0069]首先，準備上述鋼，在1100°C?1280°C下進行30分鐘以下的均熱處理(溶體化處理)。在熱鍛前，通過以上述的溫度加熱并進行分塊軋制，由此，盡可能不使鑄造時生成的Ti系析出物固溶于基質(zhì)中，通過接下來的再熱加工可使其核成長，其結(jié)果是，可以確保規(guī)定的Ti系析出物。
[0070]尤其在本發(fā)明中，將在上述溫度范圍的均熱處理時間縮短為30分鐘以下是重要的。通過這種短時間的均熱處理，鑄造時析出的Ti系析出物不完全固溶在基質(zhì)中而殘留一部分，因此，殘留的Ti系析出物成為生成核，在之后的棒鋼軋制時的加熱中，希望的粗大/微細的Ti系析出物平衡良好地生成。上述的均熱處理時間如果超過30分鐘，則鑄造時析出的Ti系析出物完全固溶，因此通過棒鋼軋制時的加熱，微細Ti系析出物的密度過于變多，另一方面，粗大Ti系析出物的密度過于變少，得不到希望的結(jié)晶粒粗大化防止特性，而且硬度降低，得不到希望的冷鍛性(參照后述的實施例)。優(yōu)選的均熱處理時間是28分鐘以下，更優(yōu)選為25分鐘以下。需要說明的是，如果均熱處理時間太短，則無法使鑄造時生成的Ti系析出物的一部分充分固溶，因此，通過棒鋼軋制時的加熱而可變成粗大Ti系析出物的生成核的微細Ti系析出物容易過于殘留。因此，在上述溫度范圍的均熱處理時間優(yōu)選為10分鐘以上，更優(yōu)選為15分鐘以上。
[0071]另外，在本發(fā)明中，從與控制均熱處理時間的理由同樣的觀點出發(fā)，將均熱處理溫度控制在1100°C?1280°C。如果上述的均熱處理溫度超過1280°c，則鑄造時析出的Ti系析出物完全固溶，因此通過棒鋼軋制時的加熱，微細Ti系析出物的密度過于變多，另一方面，粗大Ti系析出物的密度多余變少，得不到希望的結(jié)晶粒粗大化防止特性，此外硬度降低，得不到希望的冷鍛性(參照后述的實施例)。需要說明的是，如果均熱處理溫度低于1100°C，則無法使鑄造時生成的Ti系析出物的一部分充分固溶，因此通過棒鋼軋制時的加熱而可變成粗大Ti系析出物的生成核的微細Ti系析出物容易過剩殘留。優(yōu)選的均熱處理溫度為1150?1270°C，更優(yōu)選為1200?1260°C。
[0072]對如此進行分塊軋制而得到的鋼片進行熱鍛，通過空冷等冷卻到室溫后，再加熱，通過熱加工(例如，棒鋼軋制等的熱軋)得到本發(fā)明的表面硬化鋼。在本發(fā)明中，重要的是將該再加熱時的溫度設(shè)為與前述的均熱處理溫度(1100?1280°C )相比較低的溫度(800?1000°C )，進行120分鐘以下的處理，由此，可得到Ti系析出物的析出狀態(tài)得到適當控制的表面硬化鋼。
[0073]在此，如果再熱加工時的加熱溫度過高，則存在分塊軋制時得到的Ti系析出物在基質(zhì)中固溶的顧慮，粗大Ti系析出物的密度降低，微細Ti系析出物的密度變多，無法確保希望的粗大Ti系析出物的密度。其結(jié)果是，無法得到希望的結(jié)晶粒粗大化防止特性，此外冷鍛性降低(參照后述的實施例)。另一方面，如果再熱加工時的加熱溫度過低，則不會促進Ti系析出物的核成長，不會生成粗大的Ti系析出物，容易產(chǎn)生滲碳后的結(jié)晶粒粗大化。另外，如果再熱加工時的加熱時間過長，則引起奧斯特瓦爾德成長(Ostwald ripening),對滲碳時的結(jié)晶粒粗大化防止必要的、微細或粗大的Ti系析出物密度存在降低的顧慮(參照后述的實施例)。再熱加工時的優(yōu)選條件是溫度:825°C以上975°C以下，時間:60分鐘以下，更優(yōu)選的條件是，溫度:850°C以上950°C以下，時間:45分鐘以下。需要說明的是，如果再熱加工時的加熱時間太短，則出現(xiàn)不生成粗大的Ti系析出物、容易產(chǎn)生滲碳后的結(jié)晶粒粗大化等不良情況，因此，優(yōu)選設(shè)為10分鐘以上，更優(yōu)選為15分鐘以上。
[0074]如此得到的表面硬化鋼在按照通常方法進行冷加工(例如，冷鍛)而制成規(guī)定的零件形狀后，按照通常方法進 行滲碳處理，由此可以制造機械構(gòu)造零件。滲碳處理條件沒有特別限定，例如，在一般的滲碳環(huán)境下，以約850?950°C，保持約I?12小時即可。
[0075]如此得到的機械構(gòu)造零件，(a)從表面到深度200μπι位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為8?14號，且(b)從距離表面的深度200 μ m位置到深度500 μ m位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為6?12號，并且沒有舊奧氏體粒的結(jié)晶粒度為5.5號以下的粗大粒。在本發(fā)明中，在測定滲碳后的機械構(gòu)造零件的結(jié)晶粒度番號時，將滿足上述要件者評價為“滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性優(yōu)越”。
[0076]根據(jù)本發(fā)明，不僅能夠防止在從表面到深度200 μ m位置的最表層區(qū)域存在的結(jié)晶粒的粗大化，而且還能防止在從距離表面的深度200 μ m位置到深度500 μ m位置的內(nèi)部區(qū)域存在的結(jié)晶粒的粗大化，在這點上非常有用。在此，從表面到深度200 μ m位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的優(yōu)選平均結(jié)晶粒度為8?14號。另外，從距離表面的深度200μπι位置到深度500 μ m位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的優(yōu)選平均結(jié)晶粒度為6?12號，且不含結(jié)晶粒度為5.5號以下的舊奧氏體粒。
[0077]作為本發(fā)明得到的機械構(gòu)造零件的具體的形態(tài)，例如，有齒輪、帶軸齒輪、曲軸等軸類；無級變速器(CVT)滑輪；等速接頭(CVJ);軸承等。尤其，在齒輪中，可以適合作為用于差動單元的錐齒輪使用。
[0078]以下，舉出實施例對本發(fā)明更具體地說明，但本發(fā)明不受下述實施例限制，還可以在適于前.后述的主旨的范圍內(nèi)施加變更而實施，這些都包含于本發(fā)明的技術(shù)范圍。
[0079]【實施例】
[0080]通過熔煉爐熔煉鋼，制造含有下述表I或表2所示的化學成分的鋼片(余量包括鐵以及不可避免雜質(zhì))。
[0081]接著，將得到的鋼片加熱到下述表I或表2所示的分塊軋制溫度后，進行分塊軋制，接著冷卻到室溫。接著，加熱到下述表I或表2所示的棒鋼軋制溫度，進行棒鋼軋制，制造直徑55mm的棒鋼。
[0082]對如此得到的棒鋼，進行以下的測定。
[0083](I)棒鋼中的Ti系析出物的密度的測定
[0084]在上述棒鋼的橫截面(與棒鋼的軸心垂直的面)的D/4位置(D為棒鋼的直徑)中，對縱剖面(與棒鋼的軸心平行的面)進行拋光，在任意的0.9μπιΧ1.3μπι的觀察視野中，按照以下的條件進行(a)TEM(透過型電子顯微鏡)觀察以及(b)EDX(能量分散型X線分光)解析這兩方，對成分組成進行測定，對Ti系析出物進行同定。析出物的解析所使用的軟件是住友金屬科技公司制“粒子解析Ver.30”。
[0085]接著，(c)進行STEM — HAADE (高角度散射暗視野掃描一透過型電子顯微鏡)觀察，通過STEM像確認Ti系析出物的尺寸(當量圓直徑)，在HAADF像中測定Ti系析出物的析出狀態(tài)(密度)。在合計3視 野中進行與上述同樣的操作，算出其平均，對在觀察視野每I μ m2中存在的、當量圓直徑小于20nm的微細Ti系析出物的密度、以及當量圓直徑20nm以上的粗大Ti系析出物的密度分別進行測定。
[0086]詳細的測定條件如下所述。
[0087](a)透過型電子顯微鏡:HF-2200型電場放射型透過電子顯微鏡(日立制作所制)
[0088](加速電壓:200kV)
[0089](觀察倍率:100000倍)
[0090](b) EDX分析裝置:EMAX7000型EDX分析裝置(堀場制作所制)
[0091](c) STEM—HAADE觀察裝置:HF_2210型掃描透過像觀察裝置(日立制作所制)
[0092](加速電壓:200kV)
[0093](觀察倍率:100000倍)
[0094](2)變形阻力的測定
[0095]以上述棒鋼的橫截面的D/4位置為圓中心，制作與縱方向(與軸心垂直的面)平行的ct20mmX30mm的圓柱試驗片，進行從約束了該試驗片的端面的狀態(tài)進行壓縮加工的端面約束壓縮試驗，測定冷鍛中的變形阻力(直到55%的平均變形阻力)。詳細地說，對上述試驗片的長邊方向進行下述的壓縮試驗，基于得到的應(yīng)力-變形曲線測定O?55%為止的變形阻力。對合計3個試驗片進行同樣的操作，將其平均值設(shè)為“直到55%的平均變形阻力”。
[0096](壓縮試驗條件)
[0097]壓縮試驗機:LCH1600連桿式1600ton沖壓機(神戶制鋼所制)
[0098](平均變形速度:8.78sec_1)
[0099](最大壓縮率:85%)
[0100](壓縮溫度:室溫)
[0101]在本實施例中，如上所述測定的直到55%的平均變形阻力為600MPa以下者為合格。
[0102](3)維氏硬度的測定[0103]準備前述的⑵所記載的Φ 20mmX 30mm的圓柱試驗片(實施壓縮試驗前的試驗片)，切出與長邊方向垂直的面，測定剖面上的D/4位置(D表示半徑)。舊奧氏體粒內(nèi)的硬度測定使用微型維氏硬度測定器，以荷重IOg測定。測定在5部位進行，算出平均值。
[0104]接著，對上述⑵的測定所使用的壓縮試驗用試驗片，進行圖1所示的條件的滲碳處理。詳細地說，如圖1所示，加熱到950°C，在該溫度下，以碳勢(CP) 0.8%的條件保持350分鐘，接著，冷卻到860°C，在該溫度下，以碳勢(CP) 0.8%的條件，保持70分鐘，使用70°C的油浴淬火，冷卻到室溫。
[0105]在本實施例中，如上所述測定的維氏硬度為130HV以下者為合格。
[0106]對實施了滲碳處理的試驗片，研究⑷結(jié)晶粒度。
[0107](4)結(jié)晶粒度的測定
[0108]切出與上述試驗片的壓縮方向平行的剖面，用蝕刻液進行蝕刻后，對從中心在圓周方向16mm的表層部(從表面到深度200 μ m位置的區(qū)域)以及內(nèi)部區(qū)域(從距離表面的深度200 μ m位置到深度500 μ m位置的區(qū)域)，用光學顯微鏡，以觀察倍率400倍進行觀察，基于JISG0551判定舊奧氏體(舊Y)的粒度番號。
·[0109]在本實施例中，將(a)表層部中的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為8?14號，且(b)內(nèi)部中的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為6?12號，并且沒有舊奧氏體粒的結(jié)晶粒度為5.5號以下的粗大粒者評價為合格(滲碳后的結(jié)晶粒粗大化防止特性優(yōu)越)。
[0110]為了參考，在表3以及表4設(shè)置“粗大?！钡臋?，觀察視野中發(fā)現(xiàn)粗大粒(結(jié)晶粒度番號為5.5號以下)者記為“有”，而未發(fā)現(xiàn)粗大粒者，記為“無”。另外，僅對發(fā)現(xiàn)粗大粒者，記載存在于觀察視野的結(jié)晶粒之中的最大粒度番號。
[0111]在本實施例中，將滿足上述(2)的直到55%的平均變形阻力和上述(3)的維氏硬度這雙方者，評價為合格(冷鍛性優(yōu)越)。
[0112]這些結(jié)果在表3以及表4中示出。
[0113]【表I】
【權(quán)利要求】
1.一種表面硬化鋼，其特征在于， 以質(zhì)量％計算，含有:
C:0.05 ?0.20%,
Si:0.01 - 0.1%,
Mn:0.3 ?0.6%， P:0.03%以下(不含0% )，
S:0.001 ?0.02%,
Cr:1.2 ?2.0%,
Al:0.01 ?0.1%，
T1:0.010 ?0.10%, Ν:0.010% 以下(不含 0% )，
B:0.0005 ?0.005%, 余量包括鐵以及不可避免雜質(zhì)， 當量圓直徑小于20nm的Ti系析出物的密度是10?100個/ μ m2，且當量圓直徑20nm以上的Ti系析出物的密度是1.5?10個/ μ m2， 維氏硬度是130HV以下。
2.如權(quán)利要求1所述的表面硬化鋼，其特征在于， 所述表面硬化鋼還含有Mo:2%以下(不含O %)。
3.如權(quán)利要求1或2所述的表面硬化鋼，其特征在于， 所述表面硬化鋼還含有Cu:0.I %以下(不含0%)及/或N1:3%以下(不含0%)。
4.一種表面硬化鋼的制造方法，其特征在于，包括: 準備權(quán)利要求1?3中任一項所述的化學成分的鋼， 在1100°C?1280°C進行30分鐘以下的均熱處理的工序；以及 在800?1000°C進行120分鐘以下的再熱加工的工序。
5.一種機械構(gòu)造零件，是對權(quán)利要求1?3中任一項所述的表面硬化鋼進行冷加工后，實施滲碳處理的機械構(gòu)造零件，其特征在于， 從表面到深度200μπι位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為8?14號，且，從距離表面的深度200 μ m位置到深度500 μ m位置的范圍內(nèi)的舊奧氏體粒的平均結(jié)晶粒度為6?12號，并且沒有舊奧氏體粒的結(jié)晶粒度為5.5號以下的粗大粒。
【文檔編號】C22C38/54GK103443316SQ201280013740
【公開日】2013年12月11日 申請日期:2012年3月6日 優(yōu)先權(quán)日:2011年3月29日
【發(fā)明者】岡本成朗, 新堂陽介 申請人:株式會社神戶制鋼所