BRPI0925071B1

BRPI0925071B1 - Aço de cementação e método de produção do mesmo

Info

Publication number: BRPI0925071B1
Application number: BRPI0925071-9A
Authority: BR
Inventors: Masayuki Hashimura; Kei Miyanishi; Shuji Kozawa; Manabu Kubota; Tatsuro Ochi
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2009-04-06
Filing date: 2009-10-14
Publication date: 2021-05-04
Also published as: CN102378822B; WO2010116555A1; KR101367350B1; CN102378822A; AU2009343864A1; US20120018063A1; CA2757393A1; EP2418296A4; AU2009343864B2; BRPI0925071A2; KR20110117261A; EP2418296A1; CA2757393C; EP2418296B1

Abstract

aço cementado superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após resfriamento carburado e método de produção do mesmo a presente invenção refere-se a um aço cementado trabalhado a frio, usinado, e com resfriamento carburado evitado de formar grãos brutos, isto é, aço cementado superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o resfriamento carburado caracterizado por limitar, em %em massa, s: 0,001 a 0,15%, ti: 0,05 a 0,2%, ai: 0,04% ou menos, e n: 0,0050% ou menos, contendo outros ingredientes específicos em faixas específicas, além disso contendo um ou mais elementos entre mg: 0,003% ou menos, zr: 0,01% ou menos, e ca: 0,005% ou menos, limitando a quantidade de precipitação de ain para 0,01% ou menos, e tendo uma densidade d (/mm2 ) de sulfetos com um diâmetro equivalente de círculo de mais de 20 j.lm e uma razão de aspecto de mais de 3 e um teor de s [s] (% em massa) que satisfaça d maior 1700[s]+20.

Description

Campo Técnico

[001] A presente invenção refere-se a um aço de cementação produzido por laminação a quente, forjamento a quente, ou outro trabalho a quente, e então forjado a frio, laminado, ou trabalhado a frio de outra forma, cortado, etc., e então tratado por tratamento de cementação e a um método de produção do mesmo.

Antecedentes da Técnica

[002] Engrenagens, mancais, e outras peças de laminação e juntas de velocidade constante, eixos, e outras partes de transmissão giratórias, requerem dureza de superfície, então são tratadas por tratamento de cementação. Essas peças carburadas são, por exemplo, produzidas pelo processo de usar aço de liga de médio carbono para estruturas de máquinas prescritos pela JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106, etc. e forjamento a quente, forjamento morno, forjamento a frio, laminação ou então trabalhando-o plasticamente ou cortando-o para obter uma forma predeterminada, e então tratando-o por tratamento de cementação.

[003] Quando produzem peças carburadas, a tensão de tratamento térmico que surge devido ao tratamento de cementação algumas vezes provoca a degradação da precisão da forma das peças. Em particular, com engrenagens, juntas de velocidade constante, ou outras peças, a tensão de tratamento térmico se torna a causa de ruído ou vibração. Além disso, ele algumas vezes provoca a deterioração das características de fadiga nas superfícies de contato.

[004] Além disso, com um eixo, etc. se a distorção devida à tensão de tratamento térmico se torna grande, a eficiência da transmissão de energia ou as características de fadiga são prejudicadas. A maior razão para essa tensão de tratamento térmico são os grãos brutos formados irregularmente devido ao aquecimento no momento do tratamento de cementação.

[005] No passado, era executado um recozimento após o forjamento e antes do tratamento de cementação de modo a suprimir a formação de grãos brutos. Entretanto, se houver o recozimento, o aumento nos custos de produção se torna um problema.

[006] Além disso, engrenagens, mancais, e outras peças rolantes são submetidas a altas pressões de superfície, então são tratadas por carburação profunda. Com carburação profunda, para encurtar o tempo de carburação, geralmente a temperatura de carburação de 930°C ou algo assim é aumentada para uma região de temperatura de 990° a 1090°C. Por essa razão, com carburação profunda, grãos brutos se formam facilmente.

[007] Para suprimir a formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação, a qualidade do aço de cementação, isto é, do material antes do trabalho plástico, é importante.

[008] Para suprimir o embrutecimento dos grãos de cristal a uma alta temperatura, os precipitados finos são eficazes. Foi proposto um aço de cementação que utilize precipitados de Nb e Ti, AlN, etc. (por exemplo, Literaturas de Patente 1 a 5).

Listagem de Citações Literatura de Patente

[009] PTL 1: Publicação de Patente Japonesa (A) n° 11-335777

[0010] PTL 2: Publicação de Patente Japonesa (A) n° 2001- 303174

[0011] PTL 3: Publicação de Patente Japonesa (A) n° 2004- 183064

[0012] PTL 4: Publicação de Patente Japonesa (A) n° 2004- 204263

[0013] PTL 5: Publicação de Patente Japonesa (A) n° 2005- 240175

Sumário da Invenção Problema Técnico

[0014] Entretanto, se forem utilizados precipitados finos para suprimir a formação de grãos brutos, o reforço da precipitação provocará o endurecimento do aço de cementação. Além disso, a adição de elementos de liga para formarem precipitados também fará o aço de cementação endurecer. Por essa razão, com o aço impedido de formar grãos brutos a uma alta temperatura, a deterioração da capacidade de forjamento a frio, corte, e outras trabalhabilidades a frio se torna um novo problema.

[0015] Em particular, o corte é um trabalho que requer uma alta precisão próximo da forma final. Um leve aumento na dureza tem um grande efeito na precisão. Portanto, quando se usa aço de cementação, é extremamente importante não apenas evitar a formação de grãos brutos, mas também considerar a usinabilidade (facilidade de corte do material).

[0016] No passado, para melhorar a usinabilidade, era sabido ser eficaz adicionar-se Pb, S, e outros elementos que melhoram a usinabilidade.

[0017] Entretanto, o Pb é uma substância que tem uma carga ambiental. Devido à importância de tecnologia ambientalmente amigável, a adição de Pb aos materiais de aço está sendo limitada.

[0018] Além disso, o S forma MnS, etc. no aço para melhorar a usinabilidade, mas as inclusões de MnS bruto alongadas pelo trabalho a quente se tornam origem de fraturas. Por essa razão, a adição de uma grande quantidade de S pode facilmente se tornar a causa da deterioração da capacidade de forjamento a frio ou fadiga dos contatos de rolagem ou de outras propriedades mecânicas.

[0019] A presente invenção, em vista dessa situação, evita a formação de grãos brutos em aço de cementação que é forjado, laminado, ou sofra qualquer outro trabalho a frio, cortado, e tratado por tratamento de cementação tal como em peças carburadas nas quais as características de fadiga são exigidas, em particular peças de mancais, peças de rolagem, etc., nas quais as características de fadiga do contato de rolagem são exigidas, e fornece aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade e características de fadiga após o tratamento de cementação e um método de produção do mesmo.

Solução para o Problema

[0020] Ao tratar-se aço ao qual o Ti foi adicionado por tratamento de cementação, os precipitados de Ti formarão origem da fratura de fadiga e as características da fadiga, em particular a característica de fadiga de contato de rolagem, serão facilmente degradadas. Entretanto, limitando-se o teor de N e aumentando-se a temperatura de laminação a quente, etc., de modo a fazer o Ti se precipitar para se dispersar finamente, é possível alcançar tanto a prevenção de grãos brutos quanto boas características de fadiga. Além disso, para melhorar a usinabilidade, é importante adicionar S e adicionar um ou mais entre Mg, Zr, e Ca para controlar o tamanho e a forma dos sulfetos.

[0021] A essência da presente invenção é como segue.

[0022] Aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o tratamento de cementação caracterizado por conter, em % em massa, C: 0,1 a 0,5%, Si: 0,01 a 1,5%, Mn: 0,3 a 1,8%, S: 0,001 a 0,15%, Cr: 0,4 a 2,0%, e Ti: 0,05 a 0,2%, limitando Al: 0,04% ou menos, N: 0,0050% ou menos, P: 0,025% ou menos, O: 0,0025% ou menos,

[0023] tendo também um ou mais elementos entre Mg: 0,003% ou menos, Zr: 0,01% ou menos, e Ca: 0,005% ou menos,

[0024] tendo um saldo de Fe e as inevitáveis impurezas,

[0025] limitando a quantidade de precipitação de AlN em 0,01% ou menos, e

[0026] tendo uma densidade d (/mm2) de sulfetos de um diâmetro de círculo equivalente de mais de 20 μ m e uma razão de aspecto de mais de 3 e um teor de S [S] (% em massa) que d<1700[S]+20.

[0027] Aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o tratamento de cementação conforme apresentado no item (1) acima, caracterizado por também conter, em % em massa,

[0028] Nb: menos de 0,04%.

[0029] Aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o tratamento de cementação conforme apresentado no item (1) ou (2) acima caracterizado por também conter, em % em massa, um ou mais elementos entre Mo: 1,5% ou menos, Ni: 3,5% ou menos, V: 0,5% ou menos, e B: 0,005% ou menos.

[0030] Aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o tratamento de cementação conforme apresentado em qualquer um dos itens (1) a (3) acima, caracterizado por limitar a fração estrutural de bainita em 30% ou menos.

[0031] Aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o tratamento de cementação conforme apresentado em qualquer um dos itens (1) a (4) acima, caracterizado pelo fato de que o número do tamanho de grão de ferrita é 8 a 11 conforme definido pela JIS G 0551.

[0032] Aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o tratamento de cementação conforme apresentado em qualquer um dos itens (1) a (5) acima, caracterizado pelo fato de que o tamanho máximo dos precipitados de Ti é 40 μ m ou menos.

[0033] Um método de produção de aço de cementação superior em trabalhabilidade a frio, usinabilidade, e características de fadiga após o tratamento de cementação caracterizado pelo aquecimento do material de aço compreendido dos ingredientes de qualquer um dos itens (1) a (3) acima até 1150°C ou mais, trabalhá- lo a quente a uma temperatura de acabamento de 840° a 1000°C, e bobiná-lo em uma faixa de temperaturas de 800° a 500°C por 1 °C/s ou menos.

Efeitos Vantajosos da Invenção

[0034] O aço de cementação da presente invenção é superior em capacidade de forjamento, usinabilidade, e outras capacidades de trabalho. Mesmo quando se produzem peças pelo processo de forjamento, o embrutecimento dos grãos de cristal devido ao aquecimento no momento do tratamento de cementação é suprimido. A deterioração da precisão dimensional devido à tensão de resfriamento é muito menor do que no passado.

[0035] Além disso, de acordo com o aço de cementação da presente invenção, o problema da deterioração da usinabilidade devido à prevenção da formação de grãos brutos no passado é resolvido. Além disso, é alcançada uma maior precisão das formas das peças. Além disso, a vida da ferramenta também se torna longa.

[0036] Além disso, peças feitas do aço de cementação da presente invenção são isentos da formação de grãos brutos mesmo em carburação a alta temperatura, características de resistência suficientes tais como característica de fadiga de contato de rolagem podem ser obtidas, etc. A contribuição para a indústria é extremamente notável.

Breve Descrição dos Desenhos

[0037] A figura 1 é uma vista para explicar o equilíbrio entre usinabilidade e trabalhabilidade a frio da presente invenção.

[0038] A figura 2 é uma vista mostrando a posição para medição da taxa de resfriamento no momento da solidificação.

[0039] A figura 3 é uma vista mostrando um corpo de prova usado para o teste de compressão coaxial.

Descrição das Modalidades

[0040] O embrutecimento dos grãos de cristal devido ao tratamento de cementação é evitado usando-se precipitados como partículas fixadoras para suprimir o crescimento do grão. Em particular, fazendo-se os precipitados de Ti compreendidos principalmente de TiC e TiCS precipitarem finamente no momento do resfriamento após o trabalho a quente é extremamente eficaz para evitar a formação de grãos brutos. Além disso, para evitar a formação de grãos brutos, é preferível fazer NbC e outros precipitados de Nb precipitarem finamente no aço de cementação.

[0041] Entretanto, se a quantidade de N contida no aço for grande, o TiN bruto formado no momento do lingotamento não será solubilizado pelo aquecimento da laminação a quente ou do forjamento a quente e algumas vezes permanecerá em grandes quantidades. Se TiN bruto permanecer, no momento do tratamento de cementação o TiN agirá como núcleo de precipitação resultando em TiC, TiCS, e também NbC precipitado e a dispersão dos precipitados sendo inibida. Portanto, para permitir precipitados finos de Ti e precipitados de Nb para evitar a formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação, é importante reduzir a quantidade de N e solubilizar os precipitados de Ti e os precipitados de Nb no momento do aquecimento no trabalho a quente.

[0042] Além disso, se AlN bruto permanece no momento do aquecimento no trabalho a quente, da mesma forma que o TiN, é inibida a formação de precipitados finos que agem como partículas de fixação.

[0043] Entretanto, a temperatura na qual AlN forma uma solução sólida é menor que a do TiN, então, comparado com o TiN, é mais fácil de solubilizar no momento do aquecimento no trabalho a quente. Além disso, durante o trabalho a quente e o tempo de resfriamento após o mesmo, o AlN precipita e cresce mais lentamente que os precipitados de Ti e os precipitados de Nb. Portanto, evitando-se que o AlN permaneça no momento do aquecimento no trabalho a quente, é possível limitar a quantidade de precipitação do AlN contido no aço de cementação.

[0044] Portanto, de acordo com o aço de cementação da presente invenção limitada em quantidade de precipitação de AlN, é possível utilizar precipitados finos de Ti e precipitados de Nb para evitar a formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação.

[0045] Além disso, para permitir que o efeito de fixação dos precipitados de Ti e dos precipitados de Nb seja apresentado estavelmente, é eficaz fazer-se os precipitados de Ti e os precipitados de Nb precipitarem por precipitação na borda de interfase no processo de resfriamento após o trabalho a quente e a difusão e transformação a partir da austenita. Entretanto, se a bainita se forma no processo de resfriamento após a laminação a quente, a precipitação na borda de interfase dos precipitados se tornará difícil.

[0046] Portanto, é preferível controlar a estrutura do aço após a laminação a quente e suprimir a formação de bainita e é mais preferível obter uma estrutura substancialmente não contendo qualquer bainita.

[0047] No método de produção, inicialmente, é necessário aquecer o material de aço de forma que Al, Ti e Nb se precipitem dissolvidos. Em particular, é importante aumentar a temperatura de aquecimento da laminação a quente, do forjamento a quente, ou outros trabalhos a quente e fazer os precipitados de Ti e os precipitados de Nb dissolverem.

[0048] A seguir, após o trabalho a quente, isto é, após a laminação a quente ou após o forjamento a quente, é necessário tornar o resfriamento lento na região de temperatura de precipitação dos precipitados de Ti e dos precipitados de Nb finamente dispersos no aço de cementação.

[0049] Além disso, se os grãos de ferrita do material de aço antes do tratamento de cementação são excessivamente finos, no momento do aquecimento para carburação grãos brutos se formarão facilmente. Por essa razão, é necessário controlar a temperatura de acabamento da laminação a quente ou do forjamento a quente para evitar a formação de ferrita fina.

[0050] Além disso, quando trabalhando o aço de cementação da presente invenção em uma engrenagem, etc., os dentes são formados por forjamento e corte da engrenagem antes do tratamento de cementação. Nesse momento, MnS e outros sulfetos fazem a capacidade de forjamento a frio cair, mas são extremamente eficazes para o corte da engrenagem. Isto é, os sulfetos apresentam o efeito de suprimir mudanças na forma da ferramenta devido ao desgaste das ferramentas de corte e estendem a assim chamada vida útil da ferramenta.

[0051] Em particular, no caso de formas de precisão tais como engrenagens, se a vida da ferramenta de corte é curta, a formação estável de formas de engrenagens não é possível. Por essa razão, a vida da ferramenta de corte tem um efeito não simplesmente na eficiência de produção ou de custo, mas também na precisão da forma das peças.

[0052] Portanto, para melhorar a usinabilidade, é desejável provocar a formação de sulfetos no aço.

[0053] Por outro lado, na laminação a quente ou no forjamento a quente, em particular o MnS bruto ou outros sulfetos são frequentemente alongados. Além disso, se os sulfetos aumentam de comprimento, a probabilidade de eles aparecerem como defeitos nas peças também se torna maior e a performance das peças é reduzida. Portanto, não apenas o tamanho dos sulfetos é importante, mas também o controle da forma de modo a não se alongarem.

[0054] Note que, para suprimir o embrutecimento dos sulfetos, é preferível controlar a velocidade de solidificação no momento do lingotamento.

[0055] Para reduzir o MnS e outros sulfetos macios, é também eficaz adicionar Ti e provocar a formação de TiCS e outros sulfetos de Ti. Entretanto, se o MnS macio é reduzido, o S adicionado não mais contribuirá para a melhora da usinabilidade.

[0056] Portanto, para melhorar a usinabilidade, é importante não apenas adicionar S, mas também controlar os sulfetos macios no aço fundido ao qual Ti é adicionado. .

[0057] Portanto, é preferível controlar a forma dos sulfetos pelo controle do AlN necessário para suprimir os grãos brutos, da adição de Ti, controle da quantidade de S e, além disso, da adição de Zr, Mg e Ca.

[0058] A usinabilidade e a trabalhabilidade a frio serão também explicadas.

[0059] No momento do trabalho a frio, os sulfetos compreendidos principalmente de MnS se deformam e se tornam origem de fratura. Em particular, o MnS bruto diminui o limite da taxa de compressão e outros aspectos de capacidade de forjamento a frio. Além disso, se o teor de MnS no aço for bruto, ocorrerá a anisotropia das características do material devido à forma do MnS.

[0060] Para aplicar aço de cementação para várias peças complicadas, propriedades mecânicas estáveis são exigidas em todas as direções. Por essa razão, no aço de cementação da presente invenção, é preferível fazer os sulfetos principalmente compreendidos de MnS mais finos e tornar suas formas substancialmente esféricas. Além disso, é mais preferível que a mudança na forma seja pequena mesmo após o forjamento e outros trabalhos a frio.

[0061] A adição de Zr, Mg, e Ca é eficaz para provocar a dispersão de sulfetos finos. Além disso, se Zr, Mg, Ca, etc. dissolvidos no MnS, a resistência à deformação se torna maior e os sulfetos não mais de deformam facilmente. Portanto, a adição de Zr, Mg e Ca é extremamente eficaz para supressão de alongamento.

[0062] Por outro lado, do ponto de vista da usinabilidade, o aumento da quantidade de S é importante. Devido à adição de S, a vida da ferramenta no momento do corte é melhorada. Esse efeito é determinado pela quantidade total de S. O efeito da forma dos sulfetos é pequeno. Por essa razão, aumentando-se a quantidade de adição de S e controlando-se a forma dos sulfetos, é possível alcançar tanto capacidade de forjamento a frio quando usinabilidade (vida da ferramenta).

[0063] No caso de aço de cementação, não apenas a prevenção da formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação, mas é importante também garantir a trabalhabilidade a frio e a usinabilidade. Se a quantidade de S for aumentada, a usinabilidade é melhorada, mas a deterioração da trabalhabilidade a frio é facilitada. Portanto, é também importante garantir uma boa trabalhabilidade a frio quando comparado pela mesma quantidade de S.

[0064] A figura 1 compara a relação de usinabilidade e a trabalhabilidade a frio para aço de cementação com uma boa característica de grão bruto suprimida na formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação. Na presente invenção, é possível manter uma boa característica de grão bruto (temperatura de formação do grão bruto > 970°C) enquanto se alcança tanto a boa trabalhabilidade (limite da taxa de compressão) e usinabilidade (capacidade de perfuração VL1000). Na figura 1, quanto mais próximo do canto superior direito, melhor o equilíbrio entre usinabilidade e trabalhabilidade a frio do material.

[0065] Abaixo a presente invenção será explicada em detalhes.

[0066] Inicialmente, será explicada a composição de ingredientes. Abaixo, "% em massa" será descrito simplesmente como "%".

[0067] C é um elemento que aumenta a resistência do aço. Na presente invenção, para garantir a resistência à tração, 0,1% ou mais de C é adicionado. Uma quantidade de C de 0,15% ou mais é preferível. Por outro lado, se o teor de C exceder 0,5%, o aço endurece notavelmente e a trabalhabilidade a frio é degradada, então o limite superior é feito 0,5%. Além disso, para garantir a tenacidade da parte de núcleo após a carburação, a quantidade de C é preferivelmente feita 0,4% ou menos. Uma quantidade de C de 0,3% ou menos é mais preferível.

[0068] Si é um elemento eficaz para desoxidação do aço. Na presente invenção, 0,01% ou mais é adicionado. Além disso, Si é um elemento que reforça o aço e que melhora a capacidade de resfriamento. A adição de 0,02% ou mais é preferível. Além disso, Si é um elemento eficaz para aumentar a resistência da borda dos grãos. Além disso, em peças de mancais e peças de rolagem, é um elemento eficaz para estender a vida útil pela supressão das mudanças estruturais e deterioração da qualidade no processo de fadiga de contato de rolagem. Por essa razão, quando se deseja aumentar a resistência, a adição de 0,1% ou mais é mais preferível. Em particular, para aumentar a resistência à fadiga de contato de rolagem, a adição de 0,2% ou mais de Si é preferível.

[0069] Por outro lado, se a quantidade de Si excede 1,5%, o endurecimento faz o forjamento a frio e outras capacidades de trabalho a frio deteriorarem, então o limite superior é feito 1,5%. Além disso, para aumentar a trabalhabilidade a frio, é preferível fazer a quantidade de Si 0,5% ou menos. Em particular, quando se salienta a capacidade de forjamento a frio, a quantidade de Si é preferivelmente 0,25% ou menos.

[0070] Mn é eficaz para desoxidação do aço. Além disso, é um elemento que melhora a resistência e capacidade de resfriamento do aço. Na presente invenção, 0,3% ou mais são adicionados. Por outro lado, se a quantidade de Mn exceder 1,8%, o aumento na dureza causa a degradação da capacidade de forjamento, então 1,8% é feito o limite superior. A faixa preferível da quantidade de Mn é 0,5 a 1,2%. Note que, quando se salienta a capacidade de forjamento a frio, é preferível fazer o limite superior da quantidade de Mn 0,75%.

[0071] S é um elemento que forma MnS no aço e melhora a usinabilidade. Na presente invenção, para melhorar a usinabilidade, o teor de S é feito 0,001% ou mais. O limite inferior preferível da quantidade de S é 0,1%. Por outro lado, se a quantidade de S estiver acima de 0,15%, a segregação nas bordas dos grãos provoca a facilitação da fragilização das bordas dos grãos, então o seu limite superior é feito 0,15%. Além disso, considerando-se o fato de que peças requerem alta resistência, a quantidade de S é preferivelmente 0,05% ou menos. Também, quando se considera a resistência ou a trabalhabilidade a frio e, além disso, a estabilidade do mesmo, a quantidade de S é preferivelmente feita 0,03% ou menos.

[0072] Note que, no passado, em peças de mancais e peças de rolagem, era considerado necessário reduzir o teor de S uma vez que o MnS causava a deterioração da vida de fadiga de rolagem. Entretanto, os inventores, etc. descobriram que, para melhorar a usinabilidade o teor de S tem um grande efeito, enquanto para melhorar a trabalhabilidade a frio, a forma dos sulfetos tem um grande efeito. Na presente invenção, um ou mais entre Mg, Zr, e Ca são adicionados para controlar a forma dos sulfetos, então é possível tornar a quantidade de S 0,01% ou mais. Quando se salienta a usinabilidade, a quantidade de S é preferivelmente feita 0,02% ou mais.

[0073] Cr é um elemento eficaz para melhorar a resistência e a capacidade de resfriamento do aço. Na presente invenção, 0,4% ou mais são adicionados. Além disso, nas peças de mancais e nas peças de rolagem, ele é eficaz para aumentar a quantidade residual de Y da camada de superfície após a carburação e aumentar a vida útil pela supressão das mudanças na estrutura e a degradação da qualidade no processo da fadiga de contato de rolagem, então a adição de 0,7% ou mais é preferível. A quantidade mais preferível de Cr é 1,0% ou mais. Por outro lado, adicionando-se Cr acima de 2,0%, o aumento na dureza provoca a degradação da trabalhabilidade a frio, então o limite superior é feito 2,0%. Para melhorar a capacidade de forjamento a frio, a quantidade de Cr é preferivelmente feita 1,5% ou menos.

[0074] Ti é um elemento que forma carbonetos, carbossulfetos, nitretos, e outros precipitados no aço. Na presente invenção, para utilizar o TiC fino e TiCS para evitar a formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação, 0,05% ou mais de Ti são adicionados. O limite inferior preferível da quantidade de Ti é 0,1%. Por outro lado, adicionando-se mais de 0,2% de Ti, o endurecimento da precipitação faz com que a trabalhabilidade a frio se degrade notavelmente, então o limite superior da quantidade de Ti é feito 0,2%. Também para suprimir a precipitação de TiN e melhorar a característica de fadiga de contato de rolagem, é preferível fazer a quantidade de Ti 0,15% ou menos.

[0075] Al é um agente desoxidante. A adição de 0,005% ou mais é preferível, mas a invenção não é limitada a isso. Por outro lado, se a quantidade de Al exceder 0,04%, o AlN permanecerá sem ser dissolvido pelo aquecimento do trabalho a quente. Por essa razão, o AlN bruto formará um núcleo de precipitação para precipitados de Ti e Nb e a formação de precipitados finos será inibida. Portanto, para evitar o embrutecimento dos grãos de cristal no momento do tratamento de cementação, a quantidade de Al tem que ser feita 0,04% ou menos.

[0076] N é um elemento que forma nitretos. Na presente invenção, para suprimir a formação de TiN e AlN brutos, o limite superior da quantidade de N é feito 0,0050%. Isto é porque TiN e AlN brutos formam núcleos de precipitação para precipitados de Ti compreendidos principalmente de TiC e TiCS e carbonitretos de Nb compreendidos principalmente de NbC, etc. e inibem a formação de precipitados finos.

[0077] P é uma impureza. É um elemento que aumenta a resistência à deformação no momento do trabalho a frio e degrada a tenacidade. Se incluído excessivamente, a capacidade de forjamento a frio é degradada, então o teor de P tem que ser limitado a 0,025% ou menos. Além disso, para suprimir a fragilização das bordas dos grãos de cristal e melhorar a resistência à fadiga, o teor de P é preferivelmente feito 0,015% ou menos.

[0078] O é uma impureza. Ele forma inclusões de óxidos no aço e prejudica a trabalhabilidade, então seu teor é limitado a 0,0025% ou menos. Além disso, o aço de cementação da presente invenção inclui Ti, então inclusões de óxidos incluindo Ti são formadas e agem como núcleos de precipitação fazendo o TiC se precipitar. Se as inclusões de óxido aumentam, a formação de TiC fino é algumas vezes suprimida no momento do trabalho a quente.

[0079] Portanto, para fazer os precipitados de Ti principalmente compreendidos de TiC e TiCS dispersarem finamente e suprimirem o embrutecimento dos grãos de cristal no momento do tratamento de cementação, o limite superior da quantidade de O é preferivelmente feito 0,0020%.

[0080] Além disso, nas peças de mancal e nas peças de rolagem, as inclusões de óxidos algumas vezes servem como origem de fratura de fadiga de contato de rolagem. Por essa razão, quando usado para peças de mancais e peças de rolagem, para melhorar a vida de rolagem. O teor de O é preferivelmente limitado em 0,0012% ou menos.

[0081] Além disso, no aço de cementação da presente invenção, para controlar a forma de sulfetos, é necessário adicionar um ou mais elementos entre Mg, Zr, e Ca. Mg, Zr, e Ca formam sulfetos grosseiramente esféricos e também aumentam a capacidade de deformação de MnS para suprimir o alongamento devido ao trabalho a quente. Em particular, Mg e Zr exibem efeitos notáveis mesmo quando incluídos em quantidades muito pequenas, então um cuidado é preferivelmente exercido em materiais secundários, etc. Além disso, para estabilizar as quantidades de adição de Mg e Zr, é preferível usar refratários contendo Mg e Zr para controlar o teor.

[0082] Mg é um elemento que forma óxidos e sulfetos. Devido à inclusão de Mg, sulfetos compostos (Mn, Mg)S com MgS ou MnS etc. são formados, então é possível suprimir o alongamento do MnS. Uma quantidade muito pequena de Mg é eficaz para o controle da forma do MnS. Para melhorar a trabalhabilidade, a adição de 0,0002% ou mais de Mg é preferível.

[0083] Além disso, óxidos de Mg dispersam finamente e formam o núcleo para a formação de MnS e outros sulfetos. Para utilizar óxidos de Mg para suprimir a formação de sulfetos brutos, a adição de 0,0003% ou mais de Mg é preferível. Além disso, adicionando-se Mg, os sulfetos se tornam um pouco duros e se tornam mais duros para alongar devido ao trabalho a quente.

[0084] Para controle da forma dos sulfetos para contribuir para a melhoria da usinabilidade e evitar que a trabalhabilidade a frio seja diminuída, a adição de 0,0005% ou mais de Mg é preferível. Note que o forjamento a quente tem o efeito de fazer os sulfetos finos se dispersarem uniformemente e é eficaz para a melhoria da trabalhabilidade a frio.

[0085] Por outro lado, óxidos de Mg flutuam facilmente no aço fundido, então o rendimento é baixo. Do ponto de vista de custo de produção, o limite superior do teor de Mg é preferivelmente 0,003%. Além disso, se adicionar-se Mg excessivamente, grandes quantidades de óxidos são formadas no aço fundido e a deposição nos refratários, entupindo os bocais, e outros problemas na produção de aço são algumas vezes provocados. Portanto, a quantidade de adição de Mg é mais preferivelmente feita 0,001% ou menos.

[0086] Zr é um elemento que forma óxidos, sulfetos e nitretos. Adicionando-se uma quantidade muito pequena de Zr, ele combina com o Ti no aço fundido para formar óxidos finos, sulfetos, e nitretos. Portanto, na presente invenção, a adição de Zr é extremamente eficaz para o controle de inclusões e precipitados. Para controlar a forma das inclusões e melhorar a trabalhabilidade, a adição de 0,0002% ou mais de Zr é preferível, mas a invenção não é limitada a isso.

[0087] Óxidos, sulfetos, e nitretos incluindo Zr e Ti formam núcleos de precipitação para o MnS no momento da solidificação. O Zr e o Ti se dissolvem no MnS precipitado em torno desses óxidos, sulfetos e nitretos incluindo Zr e Ti resultando na deterioração da capacidade de deformação. Portanto, para suprimir a deformação de MnS e evitar o alongamento devido ao trabalho a quente, a adição de 0,0003% ou mais de Zr é preferível.

[0088] Por outro lado, Zr é um elemento barato, então do ponto de vista de custos de produção, o limite superior da quantidade de Zr é preferivelmente feito 0,01%. A quantidade mais preferível de Zr é 0,005% ou menos, ainda mais preferivelmente 0,003% ou menos.

[0089] Ca é um elemento que forma óxidos e sulfetos. Para controlar a forma das inclusões e melhorar a trabalhabilidade, 0,0002% ou mais de Ca é preferivelmente adicionado. O CaS e (Mn, Ca)S e os sulfetos compostos com Ti formado pela adição de Ca agem como núcleos de precipitação para o MnS no momento da solidificação.

[0090] Em particular, o Ca e o Ti dissolvem no MnS precipitado em torno dos óxidos e sulfetos contendo Ca e Ti resultando na deterioração da capacidade de deformação. Portanto, para suprimir a deformação de MnS e evitar o alongamento devido ao trabalho a quente, a adição de 0,0003% ou mais de Ca é preferível.

[0091] Por outro lado, da mesma forma que o Mg, se o Ca for adicionado excessivamente, a deposição de óxidos nos refratários, entupindo os bocais, e outros problemas na produção de aço são algumas vezes causados. Portanto, a quantidade de Ca é preferivelmente feita 0,005% ou menos.

[0092] Além disso, a adição de dois ou mais entre Mg, Zr, e Ca é mais preferível. É possível fazer os sulfetos grosseiramente esféricos dispersarem finamente. Quando se adicionam dois ou mais elementos entre Mg, Zr, e Ca, é preferível fazer o teor total 0,0005% ou mais. Além disso, para evitar a deposição nos refratários, etc., mesmo quando se adicionam dois ou mais elementos entre Mg, Zr, e Ca, é preferível fazer o teor total 0,006% ou menos, mais preferível fazer 0,003% ou menos.

[0093] Além disso, para suprimir a formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação, da mesma forma que o Ti, a adição de Nb formando carbonitretos é preferível. Nb, da mesma forma que o Ti, é um elemento que se liga ao C e ao N no aço para formar carbonitretos. Devido à adição de Nb, o efeito de supressão da formação de grãos brutos devido aos precipitados de Ti se torna mais notável. Mesmo se a adição de Nb for muito pequena, comparado com o caso de não adição de Nb, a adição é extremamente eficaz para prevenção de grãos brutos.

[0094] Isto é porque o Nb forma uma solução sólida nos precipitados de Ti e suprime o embrutecimento dos precipitados de Ti. Para suprimir a formação de grãos brutos no momento do aquecimento no tratamento de cementação, a adição de 0,01% ou mais de Nb é preferível, mas a invenção não é limitada a isso. Por outro lado, adicionando-se Nb em uma quantidade de 0,04% ou mais, o aço endurece e a trabalhabilidade a frio, em particular a capacidade de forjamento a frio e a usinabilidade, e, além disso, as características de carburação são algumas vezes degradadas. Portanto , a quantidade de adição de Nb é preferivelmente feita a menos de 0,04%. Quando se salienta a capacidade de forjamento a frio e outras capacidades de trabalho a frio e usinabilidade, o limite superior preferível da quantidade de Nb é menos de 0,03%. Além disso, quando se salienta a capacidade de carburação em adição à trabalhabilidade, o limite superior preferível da quantidade de Nb é menor que 0,02%.

[0095] Além disso, para alcançar tanto a prevenção dos grãos brutos quanto a trabalhabilidade, é preferível ajustar o total da quantidade de adição de Nb e da quantidade de adição de Ti. A faixa preferível de Ti+Nb é 0,07% a menos de 0,17%. Em particular, na carburação a alta temperatura ou pelas forjadas a frio, a faixa preferível de Ti+Nb é acima de 0,09% a menos de 0,17%.

[0096] Além disso, para melhorar a resistência e a capacidade de resfriamento do aço, um ou mais elementos entre Mo, Ni, V, B, e Nb podem ser adicionados.

[0097] Mo é um elemento que melhora a resistência e a capacidade de resfriamento do aço. Na presente invenção, é eficaz para aumentar a quantidade de Y residual na camada de superfície das peças carburadas e também aumentar a vida útil pela supressão das mudanças estruturais e mudanças de qualidade no processo de fadiga de contato de rolagem. Entretanto, adicionando-se mais de 1,5% de Mo, o aumento na dureza faz a usinabilidade e a capacidade de forjamento a frio serem degradadas em alguns casos.

[0098] Portanto, fazer-se o teor de Mo 1,5% ou menos é preferível. Mo é um elemento caro. Do ponto de vista dos custos de produção, fazer a quantidade 0,5% ou menos é mais preferível.

[0099] Ni, da mesma maneira que o Mo, é um elemento eficaz para melhorar a resistência e a capacidade de resfriamento do aço. Entretanto se adicionar Ni acima de 3,5%, o aumento na dureza faz a capacidade de corte e a capacidade de forjamento deteriorarem em alguns casos, então fazer o teor de Ni 3,5% ou menos é preferível. Ni é também um elemento caro. Do ponto de vista de custo de produção, o limite superior preferível é 2,0%. O outro limite superior preferível da quantidade de Ni é 1,0%.

[00100] V é um elemento que melhora a resistência e a capacidade de resfriamento se formar uma solução sólida no aço. Se a quantidade de V estiver acima de 0,5%, o aumento na dureza provoca em alguns casos a deterioração da usinabilidade e da capacidade de forjamento, então fazer o limite superior do seu teor 0,5% é preferível. O limite superior preferível da quantidade de V é 0,2%.

[00101] B é um elemento eficaz para aumentar a capacidade de resfriamento do aço com adição em uma quantidade muito fina. Além disso, B forma carbonetos de boro-ferro no processo de resfriamento após a laminação a quente, aumenta a taxa de crescimento da ferrita, e promove o amolecimento. Além disso, é também eficaz para melhorar a resistência nas bordas dos grãos das peças carburadas e para melhorar a resistência à fadiga e a resistência ao impacto. Entretanto, adicionando-se B em mais de 0,005%, o efeito se torna saturado e a resistência ao impacto é degradada, Entretanto, adicionando-se B acima de 0,005%, o efeito se torna saturado e a resistência de impacto é degradada, então o limite superior do seu teor é preferivelmente 0,005%. O limite superior preferível da quantidade de B é 0,003%.

[00102] Note que o efeito da adição de Si e Cu e, além disso, da adição de Mo em suprimir as mudanças estruturais e as mudanças de qualidade nas peças de mancais e nas peças de rolagem no processo de fadiga de contato de rolagem é particularmente grande quando a austenita residual (Y residual) na camada de superfície após a carburação é 30 a 40%. Para controlar a quantidade residual de Y da camada de superfície para a faixa de 30 a 40%, o tratamento de carbonitretação é eficaz. O tratamento de carbonitretação é um tratamento para carburação, e então nitretação no processo de tratamento de difusão.

[00103] Para fazer a quantidade residual de y da camada de superfície 30 a 40%, é preferível executar a carbonitretação de forma que a concentração de nitrogênio na camada de superfície se torne a faixa de 0,2 a 0,6%. Note que, nesse caso, é preferível fazer o potencial de carbono no momento da carburação a faixa de 0,9 a 1,3%.

[00104] Além disso, no aço de cementação da presente invenção, o carbono e o nitrogênio que penetram a camada de superfície no momento do tratamento de cementação e o Ti dissolvido reagem e Ti(C,N) fino precipita em grandes quantidades na camada carburada. Em particular, nas peças de mancais e nas peças de rolagem, o Ti(C,N) na camada de superfície faz a vida de fadiga de rolagem ser melhorada.

[00105] Portanto, para melhorar a vida de fadiga de rolagem, é preferível ajustar o potencial de carbono no momento da carburação para 0,9 a 1,3%. Além disso, com a carburação, e então a nitretação no processo do tratamento de difusão, é preferível ajustar as condições de forma que a concentração de nitrogênio da superfície se torne a faixa de 0,2 a 0,6%.

[00106] A seguir, entre os precipitados incluídos no aço de cementação da presente invenção, serão explicados o AlN e sulfetos.

[00107] O AlN forma núcleos de precipitação para precipitados de Ti e precipitados de Nb e inibe a formação de precipitados finos. Portanto, na presente invenção, é necessário limitar a quantidade de precipitação de AlN incluída no aço de cementação. Se a quantidade de precipitação de AlN for excessiva, grãos brutos são passíveis de serem formados no momento do tratamento de cementação, então a quantidade de precipitação de AlN no aço de cementação é limitada a 0,01% ou menos. O limite superior preferível da quantidade de precipitação de AlN é 0,005%.

[00108] Para suprimir a quantidade de precipitação de AlN do aço de cementação, é necessário aumentar a temperatura de aquecimento do trabalho a quente e promover a dissolução. O aço de cementação da presente invenção é limitado em quantidade de N, então se for aquecido até uma temperatura em que o AlN é dissolvido, os precipitados de Ti e os precipitados de Nb podem também ser dissolvidos.

[00109] Note que a quantidade de precipitação de AlN pode ser medida pela análise química do resíduo de extração. O resíduo de extração é obtido causticando-se o aço por uma solução de bromo metanol e filtrando-se em um filtro de 0,2 μm. Note que, mesmo usando-se um filtro de 0,2 μ m, no processo de filtração o precipitado faz o filtro entupir, então a extração de 0,2 μ m ou precipitados finos menores é também possível.

[00110] MnS é útil para a melhoria da usinabilidade, então é necessário garantir a densidade. Por outro lado,o MnS alongado bruto prejudica a trabalhabilidade a frio, então o tamanho e a forma têm que ser controlados.

[00111] Os inventores, etc. estudaram a relação entre o teor de S, o tamanho e a forma das inclusões de MnS, e a usinabilidade e a trabalhabilidade a frio.

[00112] Como resultado, foi descoberto que quando as inclusões de MnS observadas em um microscópio ótico tem um diâmetro equivalente de círculo de mais de 20 μ m e uma razão de aspecto de mais de 3, elas se tornam origem de fratura no momento do trabalho a frio.

[00113] O diâmetro equivalente de círculo de uma inclusão de MnS é o diâmetro de um círculo que tenha uma área igual à área das inclusões de MnS e possa ser descoberto por análise de imagem. A razão de aspecto é a razão do comprimento da inclusão de MnS dividido pela espessura do MnS.

[00114] A seguir, os inventores etc. estudaram os efeitos da distribuição de sulfetos. As inclusões de MnS de um material laminado a quente de 30 mm de diâmetro foram observadas em um microscópio de varredura eletrônica e analisadas quanto à relação de tamanho, razão de aspecto e densidade, e trabalhabilidade a frio e usinabilidade. As inclusões de MnS foram examinadas em uma parte de % de raio a partir da superfície da seção transversal paralela à direção de laminação. Dez campos de 1 mm x 1 mm de área foram examinados e os diâmetros equivalentes de círculo, as razões de aspecto, e o número de inclusões de sulfeto presentes foram descobertos. Note que o fato de que as inclusões são sulfetos foi confirmado por um espectrômetro de raio-x de energia dispersiva ligado a um microscópio de varredura eletrônica.

[00115] O número de inclusões de MnS com o diâmetro equivalente de círculo de mais de 20 μ m e uma razão de aspecto acima de 3 foi contado e dividido pela área para descobrir a densidade d. Foi descoberto que a densidade d de sulfetos é influenciada pela quantidade de S, então para alcançar tanto usinabilidade quanto trabalhabilidade a frio, a relação a seguir deve ser satisfeita: d<1700[S]+20 (/mm2)

[00116] Aqui, [S] indica o teor (% em massa) de S. Além disso, se precipitados brutos de Ti estiverem presentes no aço, eles se tornam origem de fratura de fadiga de contato e as características de fadiga deterioram em alguns casos.

[00117] A resistência de fadiga de contato é uma característica necessária de uma peça carburada e é a característica de fadiga de contato de rolagem ou resistência à fadiga de superfície. Para aumentar a resistência de fadiga de contato, é preferível fazer o tamanho máximo do precipitado de Ti menos de 40 μ m.

[00118] O tamanho máximo dos precipitados de Ti é descoberto por estatísticas de medidas extremas na seção transversal da direção longitudinal do aço de cementação usando uma área de inspeção padrão de 100 mm2, inspeção de 16 campos, e uma área de predição de 30000 mm2.

[00119] O método de medição do tamanho máximo dos precipitados usando estatísticas de extremos é, por exemplo, conforme Yukitaka Murakami, "Metal Fatigue - Effects of Small Defects and Nonmetallic Inclusions", Yokendo, pag. 233 a 239 (1993), um método de teste bidimensional de estimar os maiores precipitados obtidos em uma área fixa, isto é, uma área de predição (30000 mm2).

[00120] Os valores são plotados em uma papel de probabilidade extrema, é descoberta a função principal do tamanho máximo do precipitado e as estatísticas de extremos padronizadas variáveis, e a linha de distribuição de precipitado máxima é extrapolada para predizer o tamanho do maior precipitado na área de predição.

[00121] A seguir, será explicada a estrutura do aço de cementação da presente invenção.

[00122] A fração de estrutura de bainita no aço de cementação é preferivelmente limitada a 30% ou menos. Isto é porque para evitar a formação de grãos brutos no momento do resfriamento de carburação, é preferível formar precipitados finos nas bordas dos grãos. Isto é, se a fração estrutural de bainita formada no momento do resfriamento após a laminação a quente exceder 30%, torna-se mais difícil para o precipitado de Ti e para o precipitado de Nb serem feitos precipitar pela precipitação da borda da interfase.

[00123] Suprimir a fração estrutural de bainita para 30% ou menos é também eficaz para melhorar a trabalhabilidade a frio.

[00124] No caso de carburação a alta temperatura ou por outro lado quando as condições de prevenção de grãos brutos são severas, o limite superior da fração estrutural de bainita é preferivelmente feito 20%, mais preferivelmente 10% ou menos. Além disso, quando forjando a frio, e então executando a carburação a alta temperatura, etc., o limite superior da fração estrutural de bainita é preferivelmente feito 5% ou menos.

[00125] Se os grãos de ferrita do aço de cementação da presente invenção são excessivamente finos, grãos brutos se formam facilmente. Isto é porque no momento do tratamento de cementação os grãos de austenita se tornam excessivamente finos. Em particular, se o número do tamanho de grão da ferrita exceder 11 conforme definido pela JIS G 0551, grãos brutos são facilmente formados. Por outro lado, se o número do tamanho de grão de ferrita do aço de cementação se tornar menor que 8 conforme definido pela JIS G 0551, a ductilidade cai e a trabalhabilidade a frio é prejudicada em alguns casos. Portanto, o número do tamanho de grão de ferrita do aço de cementação é preferivelmente 8 a 11 na faixa definida pela JIS G 0551.

[00126] A seguir será explicado o método de produção do aço de cementação da presente invenção.

[00127] O aço é produzido por um conversor, um forno elétrico, ou outro método usual, ajustado em ingredientes, e passado através de um processo de lingotamento e, se necessário, um processo de produção de blocos, para obter um material de aço. O material de aço é trabalhado a quente, isto é, laminado a quente ou forjado a quente, para produzir trilhos de aço ou barras de aço.

[00128] Os sulfetos do material de aço frequentemente se precipitam no aço fundido ou no momento da solidificação. O tamanho dos sulfetos é grandemente influenciado pela taxa de resfriamento no momento da solidificação. Portanto, para evitar o embrutecimento dos sulfetos, é importante controlar a taxa de resfriamento no momento da solidificação.

[00129] A taxa de resfriamento no momento da solidificação é definida como a taxa de resfriamento na parte de ^ da distância da superfície à linha central na direção da espessura na linha central da largura W do bloco fundido na seção transversal do bloco fundido na figura 2 fundid(posição desde a superfície T/4 a partir da superfície em relação à espessura do bloco fundido T). Para suprimir o embrutecimento dos sulfetos, a taxa de resfriamento no momento da solidificação é preferivelmente feita 3°C/minuto ou mais. Preferivelmente ela é feita 5°C/minuto ou mais, mai s preferivelmente 10°C/minuto ou mais. Note que a taxa de resfriamento no momento da solidificação pode ser confirmado pelo espaçamento do braço da dendrita secundária.

[00130] O bloco fundido é reaquecido no estado e é trabalhado a quente para produzir aço de cementação ou o material obtido pelo processo de produção de blocos é reaquecido e trabalhado a quente para produzir aço de cementação. Em geral, um bloco fundido é conformado para formar uma barra, resfriado até a temperatura ambiente. E então reaquecido para produzir aço de cementação. Além disso, na produção de engrenagens ou outras peças, é algumas vezes aplicado o forjamento a quente. Nesse momento, na laminação de blocos, é preferível manter o aço a uma alta temperatura de 1150°C ou mais por 10 minutos ou mais e fazer os precipitados de Ti e Nb se dissolverem.

[00131] Para produzir aço de cementação, o material de aço é aquecido. Se a temperatura de aquecimento for menor que 1150°C, não é possível fazer com que os precipitados de Ti, os precipitados de Nb e o AlN se dissolvam no aço, e precipitados brutos de Ti, precipitados brutos de Nb, e AlN bruto ainda permanecerão.

[00132] Para fazer os precipitados finos de Ti ou os precipitados de Nb se dispersarem no aço de cementação após o trabalho a quente e suprimir a formação de grãos brutos no momento do tratamento de cementação, é necessário fazer a temperatura de aquecimento 1150°C ou mais. O limite inferior preferível da tem peratura de aquecimento é 1180°C ou mais.

[00133] O limite superior da temperatura de aquecimento não é prescrito, mas considerando-se a carga do forno de aquecimento, 1300°C ou menos é preferível. Para tornar o materia l de aço uniforme em temperatura e fazer os precipitados se dissolverem, um tempo de retenção de 10 minutos ou mais é mais preferível. O tempo de retenção é preferivelmente 60 minutos ou menos do ponto de vista da produtividade.

[00134] Se a temperatura de acabamento do trabalho a quente for menor que 840°C, os cristais de ferrita se tornam f inos e grãos brutos se formam facilmente no momento do tratamento de cementação. Por outro lado, se a temperatura de acabamento exceder 1000°C, ocorre o endurecimento e a trabalhabilidade a frio deteriora. Portanto, a temperatura de acabamento do trabalho a quente é feita 840°C a 1000°C. Note que a faixa preferível da temperatura de acabamento é 900 a 970°C, e a faixa mais preferível é 920 a 950° C.

[00135] As condições de resfriamento após o trabalho a quente são importantes para fazer os precipitados de Ti e os precipitados de Nb dispersarem finamente. A faixa de temperaturas na qual a precipitação dos precipitados de Tie dos precipitados de Nb é promovida é de 500° a 800°C. Portanto, o resfriamento é executado lenta mente a 1°C/s ou menos em uma faixa de temperaturas de 800°C a 500°C para promover a formação de precipitados de Ti e precipitados de Nb.

[00136] Se a taxa de resfriamento exceder 1°C/s, o tempo de passagem através da região da temperatura de precipitação dos precipitados de Ti e dos precipitados de Nb se torna mais curto e a formação de precipitados finos se torna insuficiente. Além disso, se a taxa de resfriamento se tornar mais rápida, a fração estrutural de bainita se torna maior. Além disso, se a taxa de resfriamento for grande, a dureza do aço de cementação e a trabalhabilidade a frio deterioram, então a taxa de resfriamento é preferivelmente 0,7°C/s ou menos.

[00137] Note que, como método de redução da taxa de resfriamento, pode ser mencionado o método de fixar uma cobertura de retenção de calor ou uma cobertura de fixação de calor com uma fonte de calor após a linha de laminação, e assim diminuir o resfriamento.

[00138] O aço de cementação da presente invenção pode ser aplicado a peças produzidas por um processo de forjamento a frio ou peças produzidas por forjamento a quente. O processo de forjamento a quente, por exemplo, pode compreender o forjamento a quente de barras de aço, normalização, ou outro tratamento térmico, se necessário, corte, tratamento de cementação, e moagem ou polimento se necessário.

[00139] Usando-se o aço de cementação da presente invenção, forjando-se o mesmo, por exemplo, a uma temperatura de aquecimento de 1150°C ou maior, e então, conforme n ecessário, tratando-o por normalização, é possível suprimir a formação de grãos brutos mesmo se aplicar-se uma carburação a alta temperatura em uma região de temperatura de 950 a 1090°C. Por exem plo, no caso de peças de mancais ou peças de rolagem, mesmo se tratando as mesmas por carburação a alta temperatura, características superiores de fadiga de contato de rolagem podem ser obtidas.

[00140] O tratamento de cementação não é particularmente limitado, mas quando visa uma alta vida de fadiga de rolagem nas peças de mancais e nas peças de rolagem, é preferível ajustar o potencial de carbono a 0,9 a 1,3%. Além disso, a carburação, e então nitretação no processo de tratamento de difusão, isto é, o tratamento de carbonitretação, é também eficaz. Condições em que a concentração de nitrogênio da superfície se torna a faixa de 0,2 a 0,6% são adequadas. Selecionando-se essas condições, finos de Ti(C,N) se precipitam em grandes quantidades na camada carburada e a vida de rolagem é melhorada. Exemplo 1

[00141] Aços tendo as composições de ingredientes mostradas nas Tabelas 1 a 3 foram produzidas e fundidas a taxas de resfriamento de solidificação de 10 a 11°C/min. Os campos vazios no s ingredientes das Tabelas 1 a 3 significam que deliberadamente os elementos não foram adicionados, enquanto os valores sublinhados indicam dados que estão fora das faixas da presente invenção.

[00142] A taxa de resfriamento de solidificação foi ajustada previamente com base nos dados de análise da relação entre as condições de resfriamento e a taxa de resfriamento de solidificação quando se lingotam vários tamanhos de blocos fundidos. A taxa de resfriamento de solidificação de alguns dos blocos fundidos foi confirmada pelo espaçamento dos braços da dendrita secundária estar na faixa de 10 a 11°C/min. Alguns dos blocos fundid os foram fundidos de acordo com a necessidade. Tabela 1

Tabela 2

Tabela 3

[00143] A seguir, os aços foram trabalhados a quente para produzir barras de aço de diâmetros de 24 a 30 mm. Os aços foram observados sob um microscópio, as frações de bainita foram medidas, e os números de tamanho de grão de ferrita foram determinados com base nas provisões da JIS G 0551. As durezas Vickers foram medidas com base na JIS Z 2244 e usadas como indicadores de trabalhabilidade a frio e usinabilidade. As quantidades de precipitação de AlN foram descobertas pela análise química.

[00144] Além disso, as estatísticas de métodos extremos foram usadas para prever os tamanhos máximos dos precipitados de Ti. As Tabelas 4 a 6 mostram as temperaturas de aquecimento do trabalho a quente, as temperaturas de acabamento, as taxas de resfriamento, as frações de bainita, os números do tamanho de grão da ferrita, a precipitação de AlN, os tamanhos máximos dos precipitados de Ti, e as durezas Vickers. Note que a taxa de resfriamento é a taxa de resfriamento na faixa de 500° a 800°C. Isto foi descoberto pelo tempo necessário para resfriar de 800°C a 500°C.

[00145] Os tamanhos máximos dos precipitados de Ti foram descobertos conforme segue. Um microscópio ótico foi usado para observar estruturas metálicas e foi usado contraste para diferenciar os precipitados. Note que o contraste dos precipitados foi confirmado usando-se um microscópio de varredura eletrônica e um espectrômetro de raio-x de energia dispersiva.

[00146] Na seção transversal na direção longitudinal de cada peça, foram preparados previamente 16 campos de regiões de áreas de inspeção padrão de 100 mm2 (região de 10 mm x 10 mm). O maior precipitado de Ti em cada área de inspeção padrão de 100 milímetros quadrados foi detectado e fotografado por um microscópio ótico com ampliação de 1000X.

[00147] Isso foi repetido 16 vezes para os 16 campos de áreas de inspeção padrão de 100 mm2. Dessa forma, o teste foi conduzido para 16 campos e o tamanho do maior precipitado em cada área de inspeção padrão foi medido a partir das fotografias obtidas. Note que, no caso de uma elipse, a média geométrica do eixo maior e do eixo menor é descoberta e usada como tamanho do precipitado.

[00148] Os 16 campos de dados dos tamanhos máximo de precipitado obtidos foram plotados em um papel de probabilidade extrema pelo método descrito em Yukitaka Murakami, "Metal Fatigue - Effects of Small Defects and Nonmetallic Inclusions", Yokendo, pag. 233 a 239 (1993), a maior linha de distribuição de precipitado, isto é, a função primária do tamanho máximo de precipitado e estatísticas das variáveis padronizadas extremas, foi descoberta, a linha de distribuição de precipitados foi extrapolada, e os diâmetros dos maiores precipitados na área de predição (30000 mm2) foram descobertos.

[00149] Além disso, para avaliar a trabalhabilidade a frio pelo forjamento a frio, o corpo de prova foi recozido, e então submetido a um teste de compressão. O corpo de prova sulcado mostrado na figura 3 foi obtido e medido quanto à taxa de limite de compressão até a fratura. A taxa de compressão foi mudada e 10 corpos de prova foram usados para se descobrir a probabilidade de fratura. A taxa de compressão quando a probabilidade se tornou 50% foi feita o limite da taxa de compressão.

[00150] Quanto maior esse limite da taxa de compressão, melhor a capacidade de forjamento avaliada. Esse método de teste é um método para avaliação próximo do forjamento a frio, mas foi também considerado um indicador mostrando os efeitos dos sulfetos na capacidade de forjamento no forjamento a quente.

[00151] A usinabilidade foi avaliada por um teste para descobrir a vida útil até que a broca quebrasse. Note que a perfuração foi executada usando-se uma broca de haste reta de aço de alta velocidade tendo um diâmetro de 3 mm a uma alimentação de 0,25 mm, uma profundidade de furo de 9 mm, e uma projeção de broca de 35 mm usando-se um fluido de corte solúvel em água.

[00152] A velocidade da broca foi fixada na faixa de 10 a 70 m/min e a profundidade de furo cumulativa até a quebra foi medida enquanto se perfurava. Aqui, a profundidade cumulativa do furo é o produto da profundidade de um furo pelo número de furos perfurados.

[00153] A velocidade da broca foi trocada e medidas similares conduzidas. O valor máximo da velocidade da broca onde a profundidade cumulativa de furo excede 1000 mm foi descoberta como VL1000. Quanto maior o VL1000, melhor é a vida da ferramenta e mais superior é a usinabilidade do material avaliado.

[00154] Além disso, as características do grão bruto foram avaliadas tirando-se um corpo de prova a partir de uma barra de aço após o recozimento esferoidal, forjando-se o mesmo por compressão a frio por uma taxa de redução de 50%, então tratando-o termicamente simulando o tratamento de cementação(referido como "carburação simulada), e medindo o tamanho de grão da austenita antiga.

[00155] A simulação de carburação compreendeu tratamento térmico de aquecer o corpo de prova até 910° a 1010°C, mantê-lo ali por 5 horas, e então resfriá-lo a água. O tamanho de grão da austeniuta antiga foi medido de acordo com a JIS G 0551.

[00156] O tamanho de grão da austenita antiga foi medido e foi descoberta a temperatura na qual se formaram os grãos brutos (temperatura de embrutecimento). Note que o tamanho de grão da austenita antiga foi medido pela observação a uma ampliação de 400 X por cerca de 10 campos. Se até mesmo um grão bruto de um tamanho de grão número 5 ou menos estava presente, foi julgado que grãos brutos foram formados.

[00157] A temperatura de aquecimento do tratamento de tratamento de cementação é geralmente 930° a 950°C, de modo que um corpo de prova com uma temperatura de embrutecimento de 950°C ou menos foi julgada ser inferior em características de embrutecimento de cristal;

[00158] A seguir a taxa de redução foi feita 50%, o aço foi forjado a frio, e um corpo de prova de fadiga de contato de rolagem cilíndrico com um diâmetro de 12,2 mm foi obtido e tratado por tratamento de cementação. O tratamento de cementação foi executado pelo aquecimento do aço em uma atmosfera de um potencial de carbono de 0,8% a 950°C, mantendo-se o mesmo ali por 5 hora s, e resfriando- se o mesmo em óleo a uma temperatura de 130°C. Além disso, o aço foi mantido a 180°C por 2 horas e temperado. Esses materiais com tratamento de cementação foram investigados quanto à granularidade Y (número de tamanho de grão da austenita na camada carburada) das camadas carburadas com base na JIS G 0551.

[00159] Além disso, um tipo equipamento de teste de fadiga de um contato de rolagem do tipo contato pontual (estresse máximo de contato Hertz 5884 MPa) foi usado para avaliar a característica de fadiga de contato de rolagem. Como medida da vida de fadiga, foi usada a vida L10, definida como "o número de ciclos de estresse até a fratura de fadiga a uma probabilidade de falha de 10% obtida pela plotagem dos resultados dos testes em um papel de probabilidades Weibull", Entretanto, materiais com quebra frequente a uma taxa de redução de 50% não foram submetidos aos testes de fadiga subsequentes.

[00160] Os resultados dessas investigações estão resumidos nas Tabelas 4 a 6. A vida de fadiga de rolagem mostra o valor relativo da vida L10 de cada material indexado para a vida L10 do n° 5 (exemplo comparativo) como "1". Tabela 4

Tabela 5

Tabela 6

[00161] Fica claro que a temperatura de embrutecimento do grão de cristal dos exemplos da invenção é 990°C ou mais, os grãos Y de um material carburado a 950°C são grãos finos, regular es, e a característica da fadiga de contato de rolagem é também superior. Em relação à capacidade de forjamento a frio bem como usinabilidade, fica claro que elas são superiores se comparadas com os exemplos comparativos de quantidades similares de S.

[00162] Por outro lado, o exemplo comparativo n° 55 corresponde a SCr420 prescrito pela JIS. Ele não contém Ti, Mg, Zr, ou Ca, então tem uma baixa temperatura de embrutecimento e grãos y brutos.

[00163] Além disso, os nos 56 a 58 apresentam efeitos de prevenção de grãos brutos pelo Ti, mas não contêm Ti, Mg, Zr, ou Ca, então têm usinabilidade inferior e além disso uma capacidade de forjamento a frio insuficiente.

[00164] Os nos 59 e 60 são exemplos onde o S é aumentado para tentar melhorar a usinabilidade, mas não contêm Ti, Mg, Zr, ou Ca, então têm sulfetos alongados e capacidade de forjamento a frio inferiores.

[00165] Os nos 84 a 89 são exemplos onde Mo e Nb são adicionados e a capacidade de resfriamento é melhorada, enquanto o n° 87 corresponde ao SCM420 prescrito pela JIS. Entretanto, o n° 87 não contém Ti, Mg, Zr, ou Ca, então tem uma baixa temperatura de embrutecimento e grãos y finos. Além disso, os nos 84 a 86, 88, e 89 apresentam efeitos de prevenção de grãos brutos pelo Ti, mas não contêm Ti, Mg, Zr, ou Ca, então têm usinabilidade inferior e, além disso, capacidade de forjamento a frio insuficiente.

[00166] Os nos 71 a 76 têm grandes teores de N, precipitados de Ti bruto, e notável formação de grãos brutos. Além disso, os nos 71 a 73 têm características de fadiga de contato de rolagem reduzidas das peças carburadas, enquanto os nos 74 a 76 são exemplos inferiores em capacidade de forjamento a frio e não submetidos a testes de fadiga de contato de rolagem.

[00167] O n° 80 tem um grande teor de O, formação de grãos brutos, bem como não tem nenhuma boa característica de fadiga de contato de rolagem.

[00168] O n° 77 tem um pequeno teor de Ti e um pequeno efeito de fixação de Ti, então tem uma temperatura de embrutecimento reduzida.

[00169] O n° 78 tem um grande teor de Ti, precipitados brutos de Ti, temperatura de embrutecimento reduzida, e trabalhabilidade a frio degradada devido ao endurecimento de precipitação pelo TiC. Além disso, o n° 78 tem dissolução insuficiente dos precipitados de Ti e característica de fadiga de contato de rolagem reduzida de peças carburadas.

[00170] O n° 79 tem um grande teor de Nb, trabalhabilidade a frio degradada devido ao endurecimento da precipitação, e prevenção inferior de grãos brutos.

[00171] Os nos 61 a 70 têm baixas temperaturas de aquecimento, soluções sólidas insuficientes dos precipitados de Ti e dos precipitados de Nb, e efeitos inferiores de prevenção de grãos brutos.

[00172] O n° 81 tem uma taxa de resfriamento rápido após a laminação a quente, fração estrutural de bainita aumentada após o trabalho a quente, e formação de grãos brutos.

[00173] O n° 82 tem uma alta temperatura de acabamento no trabalho a quente, tamanho de grão de cristal de ferrita bruto, e prevenção degradada de grãos brutos.

[00174] O n° 83 tem uma baixa temperatura de acabamento no trabalho a quente, um tamanho de grão de ferrita fino, e prevenção inferior de grãos brutos.

Claims

1. Aço de cementação, caracterizado por consistir, em % em massa, C: 0,1 a 0,5%, Si: 0,01 a 1,5%, Mn: 0,3 a 1,8%, S: 0,001 a 0,15%, Cr: 0,4 a 2,0%, Ti: 0,05 a 0,2%, Al: 0,04% ou menos, N: 0,0050% ou menos, P: 0,025% ou menos, O: 0,0025% ou menos, Nb: menos de 0,04%, Mo: 1,5% ou menos, Ni: 3,5% ou menos, V: 0,5% ou menos, um ou mais elementos entre Mg: 0,0002 a 0,003%, Zr: 0,0002 a 0,01%, e Ca: 0,0002 a 0,005%, e um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, em que a quantidade de precipitação de AlN é limitada para 0,01% ou menos, uma densidade d (/mm2) de sulfetos de um diâmetro de círculo equivalente de mais de 20 μm e uma razão de aspecto de mais de 3 e um teor de S [S] (% em massa) que satisfaça d<1700[S]+20, e um tamanho máximo dos precipitados de Ti é 40 μm ou menos.

2. Aço de cementação de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por limitar a fração estrutural de bainita em 30% ou menos.

3. Aço de cementação de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que o número do tamanho de grão da ferrita é 8 a 11 conforme definido pela JIS G 0551.

4. Método de produção de aço de cementação, caracterizado por solidificação de um material de aço, após lingotamento, que consiste dos ingredientes conforme definidos na reivindicação 1 por taxa de resfriamento de 3°C/min ou mais, aquecimento do material de aço até 1150°C ou mais, trabalhá-lo a quente a uma temperatura de acabamento de 840 a 1000°C, e resfriá-lo em uma faixa de temperaturas de 800°C a 500°C por 1°C/s ou menos.