CN103348031A - 氮化用钢以及氮化部件 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及的具有如下化学组成的氮化用钢,氮化前的切削加工容易且适宜用作汽车用环形齿轮等氮化部件的原材料:其含有C:0.07~0.14%、Si:0.10~0.30%、Mn:0.4~1.0%、S:0.005~0.030%、Cr:1.0~1.5%、Mo≤0.05%(包含0%)、Al:0.010~低于0.10%、V:0.10~0.25%,根据需要还含有Cu≤0.30%、Ni≤0.25%的1种以上且〔0.61Mn+1.11Cr+0.35Mo+0.47V≤2.30〕,余量由Fe及杂质组成,杂质中的P、N、Ti、O分别为P≤0.030%、N≤0.008%、Ti≤0.005%、O≤0.0030%。此外,具有上述化学组成、表面硬度为HV:650~900、芯部硬度为HV≥150、有效硬化层深度≥0.15mm的氮化部件具备即便将高价元素Mo的含量限制为以质量%计为0.05%以下,在氮化后也具有高弯曲疲劳强度和面疲劳强度并且具备由氮化导致的膨胀也小的优异特性。
Description
技术领域
本发明涉及氮化用钢以及实施过氮化的部件(以下称为“氮化部件”)。详细而言,涉及氮化前的切削加工容易且在氮化后具有高弯曲疲劳强度和面疲劳强度,进而还可抑制由氮化导致的膨胀(热处理变形)的、适宜作为汽车用环形齿轮等氮化部件的原材料来使用的氮化用钢及其氮化部件。
背景技术
从提高弯曲疲劳强度以及提高面疲劳强度的观点出发,通常对汽车变速器所使用的部件实施渗碳淬火、高频淬火、氮化等表面硬化处理。
在上述之中,“渗碳淬火”通常是使用低碳钢、在Ac3点以上的高温的奥氏体区域侵入/扩散C之后进行淬火的处理。具有可得到高表面硬度和深硬化层深度的优点,但由于是伴有相变的处理,因此存在热处理变形变大的问题。所以,要求高部件精度时,在渗碳淬火后需要磨削、珩磨等精加工。此外,还存在表层生成的晶界氧化层、不完全淬火层等所谓“渗碳异常层”成为弯曲疲劳等的破坏起点而使疲劳强度降低的问题。
“高频淬火”为急速加热至Ac3点以上的高温奥氏体区域再冷却进行淬火的处理。具有硬化层深度的调整比较容易的优点,但不是渗碳那样的侵入/扩散C的表面硬化处理。因此,为了得到必需的表面硬度、硬化层深度及芯部硬度,一般使用C量高于渗碳用钢的中碳钢。然而,由于中碳钢的原材料硬度比低碳钢高,因此存在切削性降低的问题。此外,还存在需要为每个部件制作高频加热线圈的问题。
“氮化”为在Ac1点以下的450~650℃左右的温度下使N侵入/扩散而得到高表面硬度和适度的硬化层深度的处理。与渗碳淬火及高频淬火相比,处理温度低,因此在氮化中具有即便例如进行油冷而热处理变形也小的优点。
“氮化”之中“软氮化”为在Ac1点以下的500~600℃左右的温度下使N及C侵入/扩散而得到高表面硬度的处理,不仅热处理变形小,而且与仅使N侵入/扩散时相比,处理时间短至数小时,因此是适于大量生产的处理。
然而,以往的氮化用钢存在下述<1>至<4>所示的问题。
<1>氮化是不进行始于高温奥氏体区域的淬火处理的处理,因此不能活用伴随马氏体相变的强化。所以,为了确保氮化部件有期望的强度,需要提高进行氮化之前的硬度。然而,使其含有大量的合金元素而提高硬度时,切削变得困难。
<2>代表性的氮化用钢即JIS G4053(2008)中规定的铝铬钼钢(SACM645)由于Cr、Al等在表面附近生成氮化物,因此能够得到高表面硬度。然而,硬化层薄,因此不能确保高的面疲劳强度。此外,表面硬度过高时,对配合齿轮的攻击性变高。
<3>Mo是氮化温度下与钢中的C结合形成碳化物使氮化后的芯部硬度上升的元素。然而,Mo为高价元素,因此大量使用在经济上不优选。
<4>此外,与渗碳淬火以及高频淬火相比,虽然氮化的热处理变形小,但为了确保氮化部件有期望的强度而使其含有合金元素时,因氮化而生成大量的合金氮化物,从而使氮化部件的表面膨胀。因此,即便是进行氮化,热处理变形也变大。尤其是汽车用的环形齿轮是在机械加工为薄壁的最终形状并经切齿加工之后进行氮化,因此即使是轻微的热处理变形也会产生问题。
作为氮化部件用原材料例如提出了专利文献1以及专利文献2的技术。
即,在专利文献1公开了“拉削加工性优异的氮化部件用原材料”以及使用该原材料的“氮化部件的制造方法”,其特征在于,其由铁素体硬度为HV190以上的铁素体珠光体组织形成,该原材料以质量%计含有C:0.10~0.40%、Si:0.50%以下、Mn:0.30~1.50%、Cr:0.30~2.00%、V:超过0.15~0.50%、Al:0.02~0.50%,根据需要还含有Ni:2.00%以下、Mo:0.50%以下、S:0.20%以下、Bi:0.30%以下、Se:0.30%以下、Ca:0.10%以下、Te:0.30%以下、Nb:0.50%以下以及Ti:1.00%以下中的1种或2种以上,余量由Fe以及杂质元素组成。
在专利文献2中公开了“拉削加工性优异的氮化部件用原材料”以及使用该原材料的“氮化部件的制造方法”,其特征在于,其由硬度为HV210以上的贝氏体组织形成,该原材料以质量%计含有C:0.10~0.40%、Si:0.50%以下、Mn:0.30~低于1.50%、Cr:0.30~2.00%、Al:0.02~0.50%,根据需要还含有Ni:2.00%以下、Mo:0.50%以下、S:0.20%以下、Bi:0.30%以下、Se:0.30%以下、Ca:0.10%以下、Te:0.30%以下、Nb:0.50%以下、Ti:1.00%以下以及V:0.50%以下中的1种或2种以上,余量由Fe以及杂质元素组成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2005-281857号公报
专利文献2:日本特开2006-249504号公报
发明内容
发明要解决的问题
上述的专利文献1中提出的氮化部件用原材料如其实施例所示的那样,氮化处理前的铁素体硬度以维氏硬度(以下有时将“维氏硬度”称为“HV”)计高达192以上,切削速度高时的切削性难以称之为良好。
专利文献2中提出的氮化部件用原材料也如其实施例所示的那样,氮化处理前的贝氏体硬度以维氏硬度计高达218以上,切削速度高时的切削性难以称之为良好。
本发明鉴于上述现状而做出,其目的在于提供适宜于作为氮化部件的原材料来使用的氮化用钢以及氮化部件,其氮化前的切削加工容易,且即便将高价元素Mo的含量限制在以质量%计为0.05%以下,在氮化后也具有高弯曲疲劳强度和面疲劳强度,此外还可抑制由氮化导致的膨胀(热处理变形)。
用于解决问题的方案
本发明人等为了解决上述的问题进行了各种研究。其结果得到下述(a)~(d)的见解。
(a)通过尽量减少C含量且将Mo含量抑制为较低,从而提高氮化处理前的切削性。
(b)由于C含量减少而降低的强度可通过增加Mn含量和/或Cr含量且含有V来补偿。
(c)通过限制Ti含量以及N含量,从而可抑制对弯曲疲劳强度和面疲劳强度造成不良影响的硬质夹杂物(TiN)的生成。
(d)由氮化产生的合金氮化物导致晶格变形、部件表面膨胀产生热处理变形。由该氮化导致的膨胀(热处理变形)可通过恰当地调整氮化时形成合金氮化物的Mn、Cr、Mo以及V的含量来抑制。
本发明是基于上述的见解而完成的发明,其主要内容是下述(1)以及(2)所示的氮化用钢以及(3)所示的氮化部件。
(1)一种氮化用钢,其特征在于,其具有如下化学组成:以质量%计含有C:0.07~0.14%、Si:0.10~0.30%、Mn:0.4~1.0%、S:0.005~0.030%、Cr:1.0~1.5%、Mo:0.05%以下(包含0%)、Al:0.010%以上且低于0.10%以及V:0.10~0.25%,并且下述式(1)所示的Fn1为2.30以下,余量由Fe以及杂质组成,杂质中的P、N、Ti以及O分别为P:0.030%以下、N:0.008%以下、Ti:0.005%以下以及O:0.0030%以下。
Fn1=0.61Mn+1.11Cr+0.35Mo+0.47V···(1)
其中,式(1)中的元素符号表示该元素的以质量%计的含量。
(2)根据上述(1)所述的氮化用钢,其特征在于,其以质量%计含有Cu:0.30%以下、Ni:0.25%以下中的1种以上代替部分Fe。
(3)一种氮化部件,其特征在于,其具有上述(1)或(2)所述的化学组成,表面硬度以维氏硬度计为650~900,芯部硬度以维氏硬度计为150以上,有效硬化层深度为0.15mm以上。
在本发明中,“氮化”不仅是指仅使N侵入/扩散的处理,还包括使N及C侵入/扩散的处理即“软氮化”。即,本发明中的“氮化”不仅包含JIS B6905(1995)中规定的“2411氮化”,还包含“2421软氮化”。
需要说明的是,余量的“Fe以及杂质”中的“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质。
此外,“表面硬度”是指下述值的算术平均值:基于JIS Z2244(2009)中所述的“维氏硬度试验-试验方法”,用维氏硬度试验机将试验力设为0.98N并测定距试验片表面0.03mm深的位置中任意10个点的维氏硬度值。
“有效硬化层深度”是指从表面到维氏硬度为420的位置的距离,该维氏硬度是使用将试验力设为1.96N并以距试验片表面规定间隔地测定时的维氏硬度的分布图(也就是说维氏硬度的推移曲线)而求出的。
发明的效果
关于本发明的氮化用钢,氮化前的切削加工容易,此外由氮化导致的膨胀量小。而且将该钢作为原材料的氮化部件尽管高价元素Mo的含量以质量%计低至0.05%以下,仍具备高弯曲疲劳强度和面疲劳强度。
附图说明
图1是表示在实施例中使用的膨胀量测定用试验片的形状的图。图中的尺寸单位为“mm”。
图2是表示实施例中使用的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片的从棒钢切出后状态的粗略形状的图。图中的尺寸单位为“mm”。
图3是表示实施例中使用的辊点蚀小辊试验片的从棒钢切出后状态的粗略形状的图。图中的尺寸单位为“mm”。
图4是表示实施例中使用的辊点蚀大辊试验片的从棒钢切出后状态的粗略形状的图。在该图4中,(a)是将粗略形状的辊点蚀大辊试验片沿中心线对半分割时的主视图,而(b)是中心线处的截面图。图中的尺寸单位为“mm”。
图5是表示在实施例中对以钢1~12作为原材料的图1~3所示试验片实施“气体软氮化”及其后的冷却的加热模式的图。
图6是表示在实施例中对以钢13作为原材料的图1~3所示试验片实施“渗碳淬火-回火”的加热模式的图。
图7是表示在实施例中对以钢13作为原材料的图4所示试验片实施“渗碳淬火-回火”的加热模式的图。
图8是表示在实施例中使用的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片的成品形状的图。图中的尺寸单位为“mm”。
图9是表示在实施例中使用的辊点蚀小辊试验片的成品形状的图。图中的尺寸单位为“mm”。
图10是表示在实施例中使用的辊点蚀大辊试验片的成品形状的图。在该图10中,(a)是将辊点蚀大辊试验片沿中心线对半分割时的主视图,而(b)是中心线处的截面图。图中的尺寸单位为“mm”。
图11是用来说明用于测定伴随实施例中的“气体软氮化”或“渗碳淬火-回火”的膨胀量而实施的调查方法的图。在该图11中,(a)表示“气体软氮化”或“渗碳”之前的状态,(b)表示进行“气体软氮化”之后再进行油冷后的状态或进行“渗碳淬火-回火”之后的状态。
具体实施方式
以下对本发明的各要件进行详细说明。需要说明的是,各元素的含量“%”是指“质量%”。
(A)钢的化学组成
C:0.07~0.14%
C是用于确保氮化部件强度所必须的元素,需要其含量在0.07%以上。然而,C的含量增多而超过0.14%时,氮化前的硬度变高而导致切削性降低。因此,将C的含量设为0.07~0.14%。为了更稳定地确保氮化部件的强度,C的含量优选设为0.09%以上。另外,更重视切削性时,C的含量优选设为0.12%以下。
Si:0.10~0.30%
Si具有脱氧作用。为了得到该效果,需要Si含量为0.10%以上。然而,Si的含量增多而超过0.30%时,氮化前的硬度变高而使切削性降低。所以,将Si的含量设为0.10~0.30%。Si的含量优选设为0.12%以上并且优选设为0.25%以下。
Mn:0.4~1.0%
Mn具有确保氮化部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度的作用及脱氧作用。为了得到这些效果,需要Mn含量为0.4%以上。然而,Mn的含量增多而超过1.0%时,氮化前的硬度变得过高,切削性降低。因此,将Mn的含量设为0.4~1.0%。为了更稳定地确保氮化部件的强度,Mn的含量优选设为0.5%以上。另外,更重视切削性时,Mn的含量优选设为0.6%以下。
S:0.005~0.030%
S与Mn结合形成MnS,具有使切削性上升的作用。然而,S的含量低于0.005%时,难以得到上述效果。另一方面,S的含量超过0.030%时,形成粗大的MnS而使热锻造性以及弯曲疲劳强度降低。因此,将S的含量设为0.005~0.030%。为了更稳定地确保切削性,S的含量优选设为0.010%以上。另外,更重视热锻造性以及弯曲疲劳强度时,S的含量优选设为0.025%以下。
Cr:1.0~1.5%
Cr具有提高氮化中的表面硬度及芯部硬度、确保部件的弯曲疲劳强度及面疲劳强度的作用。然而,Cr的含量低于1.0%时不能得到上述效果。另一方面,Cr的含量增多而超过1.5%时,氮化前的硬度变高而使切削性降低。所以,将Cr的含量设为1.0~1.5%。为了更稳定地提高氮化中的表面硬度及芯部硬度,Cr的含量优选设为1.1%以上。另外,更重视切削性时,Cr的含量优选设为1.4%以下。
Mo:0.05%以下(包含0%)
也可以不含有Mo。含有Mo时,Mo在氮化温度下与钢中的C结合形成碳化物,因此氮化后的芯部硬度上升。然而,Mo的含量增多而超过0.05%时,不仅原料成本增高,而且氮化前的硬度变高而使切削性降低。因此,将Mo的含量设为0.05%以下。需要说明的是,重视切削性时,优选将Mo的含量设为0.03%以下。
Al:0.010%以上且低于0.10%
Al具有脱氧作用。此外,Al具有氮化时与从表面侵入/扩散的N结合形成AlN从而使表面硬度上升的作用。为了得到这些效果,需要含有0.010%以上的Al。然而,Al的含量增多而超过0.10%以上时,形成硬质的Al2O3,不仅切削性降低,而且氮化中的硬化层变浅而产生弯曲疲劳强度、面疲劳强度降低的问题。因此,将Al的含量设为0.010%以上且低于0.10%。Al含量的优选的下限为0.020%且优选的上限为0.070%。
V:0.10~0.25%
V与Mo同样地具有氮化温度下与钢中的C结合形成碳化物而使氮化后的芯部硬度上升的作用。此外,V也具有氮化时与从表面侵入/扩散的N和/或C结合形成氮化物和/或碳氮化物而使表面硬度上升的作用。为了得到这些效果,需要含有0.10%以上的V。然而,V的含量增多而超过0.25%时,不仅氮化前的硬度变得过高而使切削性降低,而且在热锻造及其后的正火中V未固溶在基体中,因此上述效果饱和。因此,将V的含量设为0.10~0.25%。V的含量优选设为0.15%以上并且优选设为0.20%以下。
Fn1:2.30以下
与氮亲和力强的合金元素在氮化时与氮结合而在表层部生成合金氮化物。合金氮化物使晶格变形,因此部件表面膨胀而产生热处理变形。尤其是Mn、Cr、Mo及V容易在表层部析出合金氮化物,因此这些元素的含量即便处于上述范围内,也存在不能抑制由氮化导致的膨胀(热处理变形)的情况。然而,式(1)所示的Fn1为2.30以下时,氮化中的合金氮化物的过量析出被抑制,因此氮化中的膨胀量变小,可抑制热处理变形,式中的元素符号表示该元素的以质量%计的含量。
Fn1=0.61Mn+1.11Cr+0.35Mo+0.47V···(1)
所以,对于Mn、Cr、Mo以及V的合金量,在设为已述范围内的基础上将上述的Fn1设为2.30以下。Fn1优选为1.50以上并且优选为2.20以下。
本发明的一种氮化用钢是除上述元素之外余量由Fe以及杂质组成,杂质中的P、N、Ti及O分别为P:0.030%以下、N:0.008%以下、Ti:0.005%以下及O:0.0030%以下的钢。
以下,对于杂质中的P、N、Ti以及O进行说明。
P:0.030%以下
P是钢中含有的杂质,在晶粒界面偏析使钢脆化,尤其是其含量超过0.030%时,存在脆化程度变得显著的情况。所以,在本发明中,将杂质中的P的含量设为0.030%以下。需要说明的是,优选将杂质中的P的含量设为0.020%以下。
N:0.008%以下
钢中的N容易与C以及V等元素结合形成碳氮化物,在氮化前形成VCN等碳氮化物时,硬度变高、切削性降低,因此在本发明中N是不优选的元素。此外,该碳氮化物的固溶温度高,因此在热锻造及其后的正火中的加热下V难以固溶到基体中,钢中的N含量高时不能充分得到由氮化产生的上述V的效果。因此,在本发明中,将杂质中的N的含量设为0.008%以下。需要说明的是,杂质中的N的优选含量为0.006%以下。
Ti:0.005%以下
Ti与N的亲和性高,容易与钢中的N结合生成硬质氮化物即TiN。Ti的含量超过0.005%时,生成的粗大的TiN会使弯曲疲劳强度及面疲劳强度降低。所以,在本发明中,将杂质中的Ti的含量设为0.005%以下。需要说明的是,杂质中的Ti的优选含量为0.003%以下。
O:0.0030%以下
O形成成为源由夹杂物引起疲劳破坏的原因的氧化物系的夹杂物,会使弯曲疲劳强度及面疲劳强度降低。尤其是O的含量超过0.0030%时,上述疲劳强度会显著降低。因此,在本发明中,将杂质中的O的含量设为0.0030%以下。需要说明的是,杂质中的O的优选含量为0.0020%以下。
如已述那样,“杂质”是指工业上制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质。
本发明的另一种氮化用钢含有Cu以及Ni中的1种以上的元素代替部分Fe。
以下,对于作为任意元素的上述Cu和Ni的作用效果以及含量的限定理由进行说明。
Cu:0.30%以下
Cu具有使芯部硬度上升的作用,因此为了得到该效果还可含有Cu。然而,Cu的含量增多时,切削性降低。所以,对含有Cu时Cu的含量设置上限、设为0.30%以下。含有Cu时Cu的含量优选为0.20%以下。
另一方面,为了稳定地得到上述的Cu的效果,含有Cu时Cu的含量优选为0.10%以上,若为0.15%以上则更优选。
Ni:0.25%以下
Ni具有使芯部硬度上升的作用,因此为了得到该效果还可含有Ni。然而,Ni的含量增多时,切削性降低。所以,对含有Ni时Ni的含量设置上限、设为0.25%以下。含有Ni时Ni的含量优选为0.20%以下。
另一方面,为了稳定地得到上述的Ni的效果,含有Ni时Ni的含量优选为0.05%以上,若为0.10%以上则更优选。
上述的Cu以及Ni可以仅含有其中的任1种或复合含有2种。需要说明的是,这些元素的总含量可以为0.55%以下,优选设为0.50%以下。
(B)氮化部件的表面硬度
关于氮化部件、即实施过氮化的部件,其表面硬度低时,弯曲疲劳强度、面疲劳强度以及耐磨性降低,表面硬度以HV计为650以上时,可使氮化部件具备期望的强度。另一方面,表面硬度增高,特别是以HV计超过900时,对于配合齿轮的攻击性会增加。所以,氮化部件的表面硬度以HV计设为650~900。需要说明的是,表面硬度的优选的下限以HV计为700,并且优选的上限以HV计为800。
(C)氮化部件的芯部硬度
氮化部件的芯部硬度低时,施加负载时内部产生塑性变形,因内部产生的龟裂而发生点蚀,面疲劳强度会降低。为了抑制氮化部件内部的塑性变形,芯部硬度以HV计需要为150以上。因此,本发明的氮化部件的芯部硬度以HV计设为150以上。芯部硬度的优选下限以HV计为170。
需要说明的是,对于芯部硬度的上限没有必要特别地规定,不对本发明的氮化用钢进行淬火而进行氮化时能够达到的芯部硬度的上限以HV计为250左右。
(D)氮化部件的有效硬化层深度
氮化部件的有效硬化层深度浅时,引起以内部为起点的破坏,使弯曲疲劳强度及面疲劳强度降低。为了抑制以内部为起点的破坏,需要将有效硬化层深度设为0.15mm以上。因此,本发明的氮化部件的有效硬化层深度设为0.15mm以上。有效硬化层深度的优选下限为0.20mm。
需要说明的是,对于有效硬化层深度的上限没有必要特别地规定,为了加深有效硬化层深度,需要延长氮化处理时间,因此成本增大。所以,有效硬化层深度优选设为0.50mm以下、更优选设为0.45mm以下。
(E)氮化部件的制造方法
本发明的氮化部件可如下地制造:使用具有上述(A)项所述的化学组成的钢,例如按照下述条件进行加工、热处理以及氮化处理。
(E-1)热锻造
切断具有上述(A)项所述的化学组成的钢的钢坯、棒钢等,然后加热至1000~1270℃,热锻造为粗略形状。
(E-2)正火
本发明的氮化部件可保持热锻造状态地进行切削加工、实施氮化处理来制造,根据需要若进行正火则可制成更微小的晶粒。此时,正火处理优选在850~970℃的温度下进行。
在正火后的冷却中,进行炉冷等缓冷时,存在冷却过程中VCN等碳氮化物析出使硬度增高、切削性降低的情况。所以,在正火后的冷却中,优选谋求风冷等适当的方法来抑制冷却过程中的VCN等析出。
需要说明的是,为了抑制冷却过程中的VCN等析出来维持切削性,冷却速度的下限优选为0.5℃/秒,并且上限优选为5℃/秒。
(E-3)切削加工
用车床等对正火后的粗成形品进行切削加工,然后利用拉床、插齿机等加工机械加工成氮化部件的形状。
(E-4)氮化处理
对于用于得到本发明的氮化部件的氮化处理方法没有特别的规定,可使用气体氮化处理、盐浴氮化处理、离子氮化处理等。氮化处理的处理温度优选为500~650℃。在软氮化处理的情况下,例如组合使用NH3和RX气体,在NH3和RX气体为1:1的气氛中进行处理即可。
处理时间根据处理温度不同而不同,560℃下进行软氮化处理时,经9小时可得到期望的表面硬度、芯部硬度以及有效硬化层深度。
此外,希望抑制脆弱化合物的形成时,优选的是,使用氟气进行采用NH3氮化处理的前处理,或者在氮化处理中使用NH3与H2的混合气体。
氮化处理之后的冷却采用炉中冷却、油冷等适当的方法进行即可。
以下,通过采用气体软氮化进行处理的实施例来更具体地说明本发明,但本发明并不限定于这些实施例。
实施例
利用真空熔化炉、大气熔化炉或转炉将具有表1所示的化学组成的钢1~13熔化,制作钢锭或铸坯。
具体而言,对于钢1~9、钢11及钢12,利用180kg真空熔化炉进行熔炼之后,进行铸锭而制作钢锭。
对于钢10,利用180kg大气熔化炉进行熔炼之后,进行铸锭而制作钢锭。
对于钢13,利用70吨转炉进行熔炼之后,进行连铸而制作铸坯。
需要说明的是,表1中的钢1~5为化学组成在本发明规定的范围内的本发明例的钢,另一方面,钢6~13为化学组成偏离本发明规定的条件的比较例的钢。
在上述的比较例的钢中,钢13为与JIS G4052(2008)中规定的SCr420H相当的钢。
[表1]
上述钢1~12的钢锭在实施了1250℃下保持5小时的均质化处理之后,加热至1200℃进行热锻造,制作直径分别为25mm、35mm及60mm且长度均为1000mm的棒钢。
此外,上述的钢13的铸坯在1250℃下加热3小时进行初轧制成钢坯之后,加热至1200℃进行热锻造,制作直径分别为25mm、35mm、60mm及140mm且长度均为1000mm的棒钢。
上述的各棒钢中,对于钢3~13的直径25mm、直径35mm及直径60mm的棒钢实施在920℃下保持1小时之后进行风冷的“正火”。
此外,对于钢13的直径140mm的棒钢实施在900℃下保持4小时之后进行自然冷却的“正火”。
从如上述那样制作的、热锻造状态的钢1及钢2的棒钢中以及实施过正火的钢3~13的棒钢中选取各种试验片。面疲劳强度通过辊点蚀试验来评价。
具体而言,首先,对直径25mm的棒钢进行所谓“横截”即相对于轴方向(长度方向)垂直地切断,以切断面为检测面的方式埋入树脂中之后,对切断面进行研磨以达到镜面修饰,制成热锻造状态的或正火后的维氏硬度试验片及显微组织观察试样。
此外,从直径60mm的棒钢中取样直径50mm且长度为490mm的旋削试验片。
此外,从直径25mm的棒钢的中心部平行于轴向地切出图1所示的膨胀量测定用试验片和图2所示的粗略形状的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片。同样地从直径35mm的棒钢的中心部平行于轴向地切出图3所示的粗略形状的辊点蚀小辊试验片。
此外,从钢13的直径140mm的棒钢的中心部平行于轴向地切出图4所示的粗略形状的辊点蚀大辊试验片。在图4中,(a)是将粗略形状的辊点蚀大辊试验片沿中心线对半分割时的主视图,而(b)是中心线处的截面图。
需要说明的是,图1~4中示出的上述各切出的试验片中的尺寸单位全为“mm”。图中的3种精加工符号表示JIS B0601(1982)的解说表1所记载的表面粗糙度的“三角符号”。
此外,精加工符号所带的“G”是表示JIS B0122(1978)中规定的“磨削”的加工方法的省略符号。
上述那样制作的试验片中,采用图5所示的加热模式对钢1~12的粗略形状的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片及粗略形状的辊点蚀小辊试验片实施“气体软氮化”和“油冷”(以下称为“气体软氮化/油冷”)。需要说明的是,“120℃油冷却”表示投入到油温120℃的油中进行冷却的情况。
此外,对于钢1~12的膨胀量测定试验片,如后述那样在总计32个位置用维氏硬度试验机设置压痕之后,基于图5所示的加热模式实施“气体软氮化/油冷”。
另一方面,采用图6所示的加热模式对钢13的粗略形状的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片及粗略形状的辊点蚀小辊试验片实施“渗碳淬火-回火”。需要说明的是,图6中的“Cp”表示碳势。另外,“120℃油淬火”表示投入到油温120℃的油中进行淬火,此外“AC”表示进行空气冷却。
此外,对于钢13的膨胀量测定试验片,如后述那样在总计32个位置用维氏硬度试验机设置压痕之后,基于图6所示的加热模式实施“渗碳淬火-回火”。
此外,采用图7所示的加热模式对钢13的粗略形状的辊点蚀大辊试验片实施“渗碳淬火-回火”。需要说明的是,图7也与图6同样地,“Cp”表示碳势,“50℃油淬火”表示投入到油温50℃的油中进行淬火,此外“AC”表示空气冷却。
对进行过上述“气体软氮化/油冷”或“渗碳淬火-回火”的粗略形状的各试验片进行精加工,制作图8所示的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片、图9所示的辊点蚀小辊试验片及图10所示的辊点蚀大辊试验片。在图10中,(a)是将辊点蚀大辊试验片沿中心线对半分割时的主视图,而(b)是中心线处的截面图。
需要说明的是,图8~10所示的上述各试验片中的尺寸单位全为“mm”。上述各图中的2种精加工符号是与上述图1~4中同样地分别表示JIS B0601(1982)的解说表1所记载的表面粗糙度的“三角符号”。
此外,精加工符号所带的“G””是表示JIS B0122(1978)中规定的“磨削”的加工方法的省略符号。
此外,“~”为“波形符号”意指质地,即进行过上述“气体软氮化/油冷”或者“渗碳淬火-回火”后的表面的状态。
使用上述那样制作的各试验片进行下述《1》~《7》所示的试验。
《1》热锻造状态的或正火后的维氏硬度试验
基于JIS Z2244(2009)中所述的“维氏硬度试验-试验方法”,用维氏硬度试验机将试验力设为9.8N并测定热锻造状态的或正火后的维氏硬度试验片的中心部1点和R/2部分(“R”表示棒钢的半径)4点的合计5点的HV,将5点的算术平均值作为热锻造状态的或正火后的HV。
《2》热锻造状态的或正火后的显微组织观察
用硝酸乙醇腐蚀液(nital)腐蚀热锻造状态的或正火后的显微组织观察试样,将倍率设为400倍用光学显微镜观察R/2部分。
其结果,显微组织为贝氏体、由铁素体和贝氏体形成的2相混合组织、由铁素体和珠光体形成的2相混合组织、由铁素体、珠光体和贝氏体形成的3相混合组织中的任一种。
《3》旋削试验
使用旋削试验片,在如下的条件下进行旋削试验。
·工具:超硬工具(材料种类符号:CA5525)、
·圆周速度:360m/分钟、
·进给量:0.4mm/转、
·进刀量:1mm、
·润滑剂:水溶性润滑剂。
需要说明的是,测定旋削加工时的切削阻力,切削阻力为750N以下时,将切削性评价为良好。
此外,还对旋削时的切屑进行评价,将切屑被截断为很小、不发生“卷绕”试验材料等不良时记为“切屑处理性良好”,另一方面,将切屑长、发生卷绕试验材料的不良时记为“切屑处理性不好”。
《4》伴随“气体软氮化/油冷”或“渗碳淬火-回火”的膨胀量的测定
首先,在如下的总计32个位置中,使用维氏硬度试验机以0.98N的试验力设置压痕:如图11的(a)中示出的那样,距图1所示的膨胀量试验片的基准表面的深度为50μm且相互间隔为200μm的位置编号1A~16A的16个位置以及距上述各位置编号进一步深200μm的位置且相互间隔为200μm的位置编号1B~16B的16个位置。需要说明的是,图11中仅表示位置编号“1~16”,省略用于表示深度位置的符号“A”和“B”。
接着,对钢1~12的设置有上述压痕的试验片实施基于图5所示加热模式的“气体软氮化/油冷”,此外,对钢13的设置有上述压痕的试验片实施基于图6所示加热模式的“渗碳淬火-回火”。
进行上述的“气体软氮化/油冷”或“渗碳淬火-回火”之后,对各试验片测定设置在位置编号nA和位置编号nB(其中,n表示1~16的整数)的16个位置的压痕间的距离d(n)。需要说明的是,难以看到“气体软氮化/油冷”后或“渗碳淬火-回火”后的压痕时,对调查面轻轻地抛光研磨之后再测定压痕间的距离d(n)。
膨胀量由下式算出。
[{(d(1)+d(2)+···+d(16)}-16×200]/16
《5》“气体软氮化/油冷”或“渗碳淬火-回火”后的表面硬度、芯部硬度以及有效硬化层深度的测定
使用“气体软氮化/油冷”或“渗碳淬火-回火”后、进行精加工的试验前的辊点蚀小辊试验片,将其直径26mm的部分横截,以切断面为检测面的方式埋入树脂中之后,对上述面进行研磨以达到镜面修饰,使用维氏硬度试验机调查表面硬度、芯部硬度以及有效硬化层深度。
具体而言,基于JIS Z2244(2009)中所述的“维氏硬度试验-试验方法”,用维氏硬度试验机将试验力设为0.98N并测定距试验片表面0.03mm深的位置中任意10个点的HV,对这些值进行算术平均并作为“表面硬度”。
此外,使用同样的包埋试样,如上述情况相同地,用维氏硬度试验机将试验力设为1.96N并测定距试验片表面2mm深的位置中任意10个点的HV,对这些值进行算术平均并作为“芯部硬度”。
此外,使用同样的包埋试样,如上述情况相同地,对于从试验片的表面朝向中心的方向,用维氏硬度试验机将试验力设为1.96N、以规定的间隔测定HV,制作HV的分布图。然后,将从表面到以HV计为420的位置的距离作为“有效硬化层深度”。
《6》小野式旋转弯曲疲劳试验
使用进行过精加工的小野式旋转弯曲疲劳试验片,按照下述的试验条件实施小野式旋转弯曲疲劳试验,以重复数107次中没有断裂的最大强度来评价“旋转弯曲疲劳强度”。
具有与使用相当于JIS G4052(2008)中规定的SCr420H的钢13进行“渗碳淬火-回火”的试验编号13的情况同等或以上的旋转弯曲疲劳强度时,弯曲疲劳强度记为优异。
·温度:室温、
·气氛:大气中、
·转速:3000rpm。
《7》辊点蚀试验
使用精加工过的辊点蚀小辊试验片以及辊点蚀大辊试验片,按照下述的试验条件实施辊点蚀试验,测定产生长径为1mm以上大小的点蚀时的寿命。进行3次上述的试验,将3次的平均寿命作为“点蚀寿命”。需要说明的是,评价的重复数最大设为1×107次。
具有与使用相当于JIS G4052(2008)中规定的SCr420H的钢13进行“渗碳淬火-回火”的试验编号13的情况同等的超过1×107次的点蚀寿命时,记为具有高的面疲劳强度。
·滑动率:40%、
·表面压力:1600MPa、
·小辊试验片的转速:1000rpm、
·润滑:以2升/分钟的比例将油温100℃的自动变速器用润滑油喷出到辊点蚀小辊试验片和辊点蚀大辊试验片的接触部分来实施。
其中,上述的“滑动率”是指以“V1”代表辊点蚀小辊试验片表面的切线速度、以“V2”代表辊点蚀大辊试验片表面的切线速度并由下述式计算的值。
{(V2-V1)/V1}×100。
表2中总结示出使用采集自保持热锻造状态的试验片或“正火”后采集的试验片进行调查的各试验结果。
需要说明的是,表2的“显微组织”栏中的“B”、“F”以及“P”分别是指贝氏体、铁素体以及珠光体。此外,“切屑处理性”栏中的“○”以及“×”分别表示将切屑截断为很小、不发生“卷绕”试验材料等不良的“切屑处理性良好”的情况以及切屑长、发生卷绕试验材料的不良的“切屑处理性不良”的情况。
表3中总结示出使用在“气体软氮化/油冷”或“渗碳淬火-回火”后精加工过的试验片进行试验的各试验结果。
[表2]
[表3]
由表2以及表3表明,作为原材料使用满足本发明中规定的条件的钢1~5的试验编号1~5时,软氮化前的切削性良好,具有超过使用相当于JIS G4052(2008)中规定的SCr420H的钢13进行“渗碳淬火-回火”的试验编号13的430MPa的旋转弯曲疲劳强度以及与试验编号13同等的点蚀寿命,在软氮化后具有高弯曲疲劳强度且耐点蚀性也优异。
与之相对,偏离本发明中规定的条件的比较例的试验编号6~12的情况下,出现切削性的降低,氮化中的膨胀量变大,或者旋转弯曲疲劳强度以及点蚀寿命与使用上述钢13的试验编号13的情况相比差。
具体而言,试验编号6的情况下,使用的钢6的Fn1大至2.38,超过本发明中规定的值,因此氮化中的膨胀量大至2.6μm。
试验编号7的情况下,使用的钢7的C及Mn含量比本发明中规定的值多,正火后的HV高。因此,切削阻力为825N,切削性差。此外,钢7的Fn1大至2.82,超过本发明中规定的值,因此氮化中的膨胀量大至3.0μm。
试验编号8的情况下,使用的钢8的C以及Cr含量比本发明中规定的值少,因此旋转弯曲疲劳强度及点蚀寿命分别为350MPa及1.5×105次,与使用钢13的试验编号13的情况相比差。此外,钢8的S含量比本发明中规定的范围少,因此切屑处理性差。
试验编号9的情况下,使用的钢9的Cr的含量比本发明中规定的值少,因此旋转弯曲疲劳强度及点蚀寿命分别为390MPa以及2.0×106次,与使用钢13的试验编号13的情况相比差。
试验编号10的情况下,使用的钢10的Ti、N以及O的含量比本发明中规定的值多,因此弯曲疲劳强度为420MPa、点蚀寿命为5.8×106次,与使用钢13的试验编号13的情况相比差。此外,N的含量比本发明中规定的值高,因此切削阻力为775N、切削性也差。
试验编号11的情况下,使用的钢11的V的含量比本发明中规定的值少,因此旋转弯曲疲劳强度及点蚀寿命分别为400MPa及6.1×106次,与使用钢13的试验编号13的情况相比差。
试验编号12的情况下,使用的钢12的Mn及Mo含量比本发明中规定的值多,正火后的HV高。因此,切削阻力为805N,切削性差。
产业上的可利用性
本发明的氮化用钢的氮化前的切削加工容易且以该氮化用钢作为原材料的氮化部件尽管高价的元素Mo的含量以质量%计少至0.05%以下,但是仍具备高弯曲疲劳强度和面疲劳强度。因此,本发明的氮化用钢适宜用作要求高弯曲疲劳强度和面疲劳强度的氮化部件的原材料。此外,本发明的氮化用钢的由氮化导致的膨胀量小,因此最适合作为汽车用的环形齿轮那样的薄壁氮化部件的原材料。
Claims (3)
1.一种氮化用钢,其特征在于,其具有如下化学组成:以质量%计含有C:0.07~0.14%、Si:0.10~0.30%、Mn:0.4~1.0%、S:0.005~0.030%、Cr:1.0~1.5%、Mo:0.05%以下(包含0%)、Al:0.010%以上且低于0.10%以及V:0.10~0.25%,并且下述式(1)所示的Fn1为2.30以下,余量由Fe以及杂质组成,杂质中的P、N、Ti以及O分别为P:0.030%以下、N:0.008%以下、Ti:0.005%以下以及O:0.0030%以下,
Fn1=0.61Mn+1.11Cr+0.35Mo+0.47V···(1)
其中,式(1)中的元素符号表示该元素的以质量%计的含量。
2.根据权利要求1所述的氮化用钢,其特征在于,其以质量%计含有Cu:0.30%以下、Ni:0.25%以下中的1种以上来代替部分Fe。
3.一种氮化部件,其特征在于,其具有权利要求1或2所述的化学组成,表面硬度以维氏硬度计为650~900,芯部硬度以维氏硬度计为150以上,有效硬化层深度为0.15mm以上。
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN106222570A (zh) * | 2016-08-16 | 2016-12-14 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种耐锈蚀性能优良的渗氮钢用基板及生产方法 |
CN109371332A (zh) * | 2018-02-02 | 2019-02-22 | 宝钢特钢长材有限公司 | 一种16MnCrS5齿轮钢及其生产方法 |
CN110699600A (zh) * | 2014-04-30 | 2020-01-17 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板 |
CN112983968A (zh) * | 2014-02-26 | 2021-06-18 | 日本制铁株式会社 | 铁道用车轴 |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103797144B (zh) * | 2011-08-31 | 2016-07-06 | 新日铁住金株式会社 | 热锻用轧制棒钢或线材 |
JP6551224B2 (ja) * | 2015-12-25 | 2019-07-31 | 日本製鉄株式会社 | 鋼管の製造方法 |
US10625405B2 (en) | 2016-09-13 | 2020-04-21 | Milwaukee Electric Tool Corporation | Powered ratcheting torque wrench |
US11453105B2 (en) | 2016-09-13 | 2022-09-27 | Milwaukee Electric Tool Corporation | Powered ratcheting torque wrench |
JP6822548B2 (ja) * | 2017-02-20 | 2021-01-27 | 日本製鉄株式会社 | 窒化処理部品及びその製造方法 |
JP7230651B2 (ja) * | 2019-04-05 | 2023-03-01 | 日本製鉄株式会社 | 窒化用鋼板 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09279296A (ja) * | 1996-04-16 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
CN101688279A (zh) * | 2007-07-11 | 2010-03-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05171347A (ja) * | 1991-12-18 | 1993-07-09 | Aichi Steel Works Ltd | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
JPH0971841A (ja) * | 1995-09-01 | 1997-03-18 | Aichi Steel Works Ltd | 軟窒化用鋼 |
JP2005281857A (ja) | 2004-03-04 | 2005-10-13 | Aichi Steel Works Ltd | ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材及びその素材を用いた窒化部品の製造方法 |
JP4962695B2 (ja) * | 2004-12-15 | 2012-06-27 | 住友金属工業株式会社 | 軟窒化用鋼及び軟窒化部品の製造方法 |
JP4997709B2 (ja) | 2005-03-10 | 2012-08-08 | 愛知製鋼株式会社 | ブローチ加工性に優れた窒化部品用素材及びその製造方法 |
CN1840287A (zh) * | 2005-03-31 | 2006-10-04 | 住友金属工业株式会社 | 高强度高韧性管道用无缝钢管的制造方法 |
JP4737601B2 (ja) | 2005-06-14 | 2011-08-03 | 大同特殊鋼株式会社 | 高温窒化処理用鋼 |
JP4872846B2 (ja) * | 2007-07-30 | 2012-02-08 | 住友金属工業株式会社 | 窒化歯車用粗形品および窒化歯車 |
WO2009054530A1 (ja) * | 2007-10-24 | 2009-04-30 | Nippon Steel Corporation | 高温での面圧疲労強度に優れた浸炭窒化高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法 |
JP5368885B2 (ja) * | 2009-06-05 | 2013-12-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間加工性及び被削性に優れた機械構造用鋼 |
-
2011
- 2011-02-01 JP JP2011019868A patent/JP5597563B2/ja active Active
-
2012
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-
2017
- 2017-06-15 US US15/623,434 patent/US10370747B2/en active Active
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09279296A (ja) * | 1996-04-16 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
CN101688279A (zh) * | 2007-07-11 | 2010-03-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法 |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN112983968A (zh) * | 2014-02-26 | 2021-06-18 | 日本制铁株式会社 | 铁道用车轴 |
CN110699600A (zh) * | 2014-04-30 | 2020-01-17 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板 |
CN110699600B (zh) * | 2014-04-30 | 2021-12-07 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板 |
CN106222570A (zh) * | 2016-08-16 | 2016-12-14 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种耐锈蚀性能优良的渗氮钢用基板及生产方法 |
CN106222570B (zh) * | 2016-08-16 | 2018-03-20 | 武汉钢铁有限公司 | 一种耐锈蚀性能优良的渗氮钢用基板及生产方法 |
CN109371332A (zh) * | 2018-02-02 | 2019-02-22 | 宝钢特钢长材有限公司 | 一种16MnCrS5齿轮钢及其生产方法 |
Also Published As
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