CN103382538A - 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件 - Google Patents

低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件 Download PDF

Info

Publication number
CN103382538A
CN103382538A CN2013102784841A CN201310278484A CN103382538A CN 103382538 A CN103382538 A CN 103382538A CN 2013102784841 A CN2013102784841 A CN 2013102784841A CN 201310278484 A CN201310278484 A CN 201310278484A CN 103382538 A CN103382538 A CN 103382538A
Authority
CN
China
Prior art keywords
fatigue strength
steel
low
reversed bending
bending fatigue
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN2013102784841A
Other languages
English (en)
Inventor
小泽修司
久保田学
加田修
西川元裕
田中高志
常阴典正
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sanyo Special Steel Co Ltd
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Sanyo Special Steel Co Ltd
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2010053555A external-priority patent/JP5530763B2/ja
Application filed by Sanyo Special Steel Co Ltd, Nippon Steel Corp filed Critical Sanyo Special Steel Co Ltd
Publication of CN103382538A publication Critical patent/CN103382538A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/58—Oils
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16H—GEARING
    • F16H55/00—Elements with teeth or friction surfaces for conveying motion; Worms, pulleys or sheaves for gearing mechanisms
    • F16H55/02—Toothed members; Worms
    • F16H55/06—Use of materials; Use of treatments of toothed members or worms to affect their intrinsic material properties

Abstract

本发明提供一种低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，其是对钢材实施渗碳淬火、接着实施回火而得到的钢部件，所述钢材以质量%计含有：C：0.1～0.6%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.3～2.0%、P：0.02%以下、S：0.001～0.15%、N：0.001～0.03%、Al：0.001～0.06%、以及O：0.005%以下，剩余部分实质上包含铁及不可避免的杂质；其中，所述渗碳钢部件的表面硬度为HV550～HV800，芯部硬度为HV400～HV500。

Description

低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件
技术领域
本发明涉及低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件。 
背景技术
对于机械结构用部件、差动齿轮、传动齿轮、带齿轮渗碳轴等齿轮，因车辆的快速起动、急刹车时的负荷，有时齿根因低循环疲劳（几百到几千次循环范围的疲劳）而破损。特别是，对于差动齿轮或传动齿轮，希望进一步提高低循环疲劳强度。 
以往，对于上述钢部件，通过采用JIS SCr420、SCM420等C为0.2%左右的表面渗碳钢作为钢材，来确保芯部的韧性，通过渗碳淬火和150℃左右的低温回火，使表面形成C为0.8%左右的回火马氏体组织，从而提高高循环弯曲疲劳强度及耐磨损性。 
作为提高了低循环弯曲疲劳强度的钢部件，专利文献1中公开了一种渗碳部件，其含有C：0.1～0.3%、B：0.005%以下，限制Si：0.3%以下、P：0.03%以下，芯部硬度为HV350以上。 
专利文献2中公开了一种表面渗碳钢，其通过限制C：0.15～0.3%、Si：0.5%以下、P：0.01%以下，使从成分组成计算的塑性变形阻力及晶界强度的和在一定值以上，从而提高了低循环疲劳强度。 
专利文献3中公开了一种低循环疲劳强度优良的渗碳齿轮，其通过限制C：0.1～0.3%、B：0.001～0.005%、Si：0.5%以下、P：0.03%以下，使齿根部的芯部硬度为HV300以上。 
专利文献4中公开了一种渗碳部件，其通过限制C：0.15～0.3%、B：0.0003～0.005%、Si：0.03～0.25%、P：0.02%以下，使与从成分组成计算得到的芯部硬度相关联的值在一定值以上，从而提高了低循环冲击疲劳特性。 
专利文献5中公开了一种渗碳氮化轴承钢，其含有C：0.1～0.4%、Si： 1.0%以下、Mn：超过1.5～3%、P：0.03%以下、S：0.03%以下、Cr：0.3～2.5%、Al：0.005～0.050%、Ti：0.003%以下、O：0.0015%以下、N：0.025%以下，剩余部分包含不可避免的杂质及Fe，渗碳氮化处理后或其后的2次淬火回火处理后的表面硬度为58HRC以上，且表面残余奥氏体量为20～50%。 
专利文献6中公开了一种低循环疲劳特性优良的渗碳淬火钢材，其含有C：0.1～0.4%、Si：0.02～1.3%、Mn：0.3～1.8%、S：0.001～0.15%、Al：0.001～0.05%、N：0.003～0.020%、P：0.025%以下、O：0.0025%以下，进一步含有Cr：1.8%以下、Mo：1.5%以下、Ni：3.5%以下、B：0.006%以下、V：0.5%以下、Nb：0.04%以下、Ti：0.2%以下中的1种或2种以上，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，由下式（1）定义的投影芯部硬度Hp-core（＝Hcore／（1－t／r）[Hcore：芯部硬度、t：有效硬化层深度、r：破损部位的半径或破损部位的厚度的一半]）为HV390以上。 
专利文献7中公开了一种氢蚀脆性型的面疲劳强度优良的表面渗碳钢，其含有C：0.1～0.4%、Si：0.5%以下、Mn：1.5%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、Cr：0.3～2.5%、Mo：0.1～2.0%、V：0.1～2.0%、Al：0.050%以下、O：0.0015%以下、N：0.025%以下、V＋Mo：0.4～3.0%，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，该表面渗碳钢是实施了渗碳淬火回火处理而得到的钢，其回火处理后的表层C浓度为0.6～1.2%，表面硬度为HRC58以上且低于64，且在表层分散析出的V系碳化物中的粒径低于100nm的微细的V系碳化物的个数比例为80%以上。 
可是，在所有渗碳钢部件中，低循环弯曲疲劳强度都没有达到现今所要求的低循环弯曲疲劳强度的水准。 
现有技术文献 
专利文献 
专利文献1：日本特开平8－92690号公报 
专利文献2：日本特开平10－259450号公报 
专利文献3：国际公开WO02／44435号公报 
专利文献4：日本特开2004－238702号公报 
专利文献5：日本特开2005－042188号公报 
专利文献6：日本特开2007－332438号公报 
专利文献7：日本特开2008－280583号公报 
发明内容
发明所要解决的问题 
专利文献1～7所公开的技术都不能应对现今所要求的低循环弯曲疲劳强度的提高。因而，本发明的课题是提供一种与以往的低循环弯曲疲劳强度相比，低循环弯曲疲劳强度得到显著提高的渗碳钢部件。 
用于解决问题的手段 
本发明人等为解决上述课题，通过对钢材的成分组成及渗碳特性进行大范围且系统的变化，锐意地实施了低循环弯曲疲劳试验。其结果是，得到了以下的（a）～（d）的见识。 
（a）要提高低循环弯曲疲劳强度，最好将表面硬度规定为HV550～HV800，在该范围内，对于降低表面硬度是有效的。 
（b）（b1）要提高低循环弯曲疲劳强度，最好将芯部硬度规定为HV400～HV500，在该范围内，对于提高芯部硬度是有效的，此外，（b2）在C为0.6%以下时，越提高芯部硬度越优选。 
以往，认为如果C超过0.3%，则韧性降低，低循环弯曲疲劳强度下降，但本发明人等发现，（b3）韧性降低不是C量造成的，而是在芯部硬度超过HV500时，芯部硬度超过HV500的0.6%是C的上限。 
（c）（c1）要提高低循环弯曲疲劳强度，使Si在0.01～1.5%的范围内增加是有效的。 
以往，关于Si，基于在渗碳时形成晶界氧化层而招致强度下降的理由，而推荐0.5%以下。 
可是，本发明人等发现，（c2）即使有晶界氧化层对低循环弯曲疲劳强度的影响，影响也非常小，Si的增加对于表面硬度的降低及／或芯部硬度的上升是有效的。 
（d）如果尽量降低P，且添加B，则上述（a）～（c）的效果进一步提高。 
本发明是基于上述见识而完成的，其要旨如下。 
（1）一种低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，其是对钢材实施渗碳淬火、接着实施回火而得到的钢部件， 
所述钢材以质量%计含有： 
C：0.1～0.6%、 
Si：0.01～1.5%、 
Mn：0.3～2.0%、 
P：0.02%以下、 
S：0.001～0.15%、 
N：0.001～0.03%、 
Al：0.001～0.06%、以及 
O：0.005%以下， 
剩余部分实质上包含铁及不可避免的杂质； 
其中，所述渗碳钢部件的表面硬度为HV550～HV800，芯部硬度为HV400～HV500。 
（2）根据上述（1）所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述低循环弯曲疲劳强度为20kN以上。 
（3）根据上述（1）或（2）所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述钢材以质量%计进一步含有B：0.0002～0.005%。 
（4）根据所述（1）～（3）中任一项所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述钢以质量%计进一步含有Cr：1.20～3.0%。 
（5）根据所述（1）～（4）中任一项所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述钢材以质量%计进一步含有Ti：0.01～0.2%。 
（6）根据所述（1）～（5）中任一项所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述钢材以质量%计进一步含有Mo：低于0.1%、Cu：低于0.1%及Ni：低于0.1%中的1种或2种以上作为不可避免的成分。 
（7）根据所述（1）～（5）中任一项所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述钢材以质量%计进一步含有Mo：0.1～1.5%、Cu：0.1～2.0%及Ni：0.1～5.0%中的1种或2种以上。 
（8）根据所述（1）～（7）中任一项所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述钢材以质量%计进一步含有Nb：0.01～0.2%及V：0.03～0.2%中的1种或2种。 
（9）根据所述（1）～（8）中任一项所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述钢材以质量%计进一步含有Ca：0.0002～0.005%、Zr：0.0003～0.005%及Mg：0.0003～0.005%中的1种或2种以上。 
（10）根据所述（1）～（9）中任一项所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述渗碳钢部件为差动齿轮或传动齿轮。 
发明效果 
采用本发明的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，能够使汽车用的差动齿轮等齿轮大幅度小型化、轻量化，其结果是，可提高汽车的燃料效率，并削减CO2排放量。 
附图说明
图1是表示低循环弯曲疲劳试验片和低循环弯曲疲劳试验方法的图。 
图2是表示残余压缩应力（MPa）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响的图。 
图3是表示晶界氧化层深度（μm）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响的图。 
图4是表示表面硬度（HV）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响的图。 
图5是表示芯部硬度（HV）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响的图。 
具体实施方式
以下，对本发明的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件进行详细说明。 
首先，对本发明中采用的钢材（本发明钢材）的成分组成的限定理由进行说明。以下，成分组成中涉及的%指质量%。 
C：0.1～0.6% 
C是对实施了渗碳淬火的钢部件的芯部付与硬度、提高低循环弯曲疲劳强度的元素。芯部的组织是以马氏体为主体的淬火组织，C量越高淬火后的马氏体越硬。 
此外，在芯部硬度相同的情况下，如果C量高，则因微细碳化物的分散强化使屈服比上升。为得到添加效果，将C规定为0.1～0.6%。 
为提高低循环弯曲疲劳强度，使芯部硬度在HV450以上，C优选为0.2%以上，更优选超过0.3%。再有，从切削性的观点出发，C优选为0.4%以下。 
为提高表面渗碳钢的疲劳强度，付与残余压缩应力是有效的。在表面渗碳钢的渗碳淬火中，C为0.2%左右的芯部先通过马氏体相变膨胀，然后，C为0.8%左右的渗碳层通过马氏体相变膨胀，在钢部件的表面附近残余压缩应力。 
通常，在表面渗碳钢中，如本发明那样增加C量时，芯部和渗碳层的C量的差减小，马氏体相变的膨胀差减小，残余的压缩应力减小，其结果是，推测钢部件的疲劳强度降低。 
因而，本发明人等对残余压缩应力（MPa）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响进行了调查。其结果示于图2。如图2所示，判明：不能说残余压缩应力对500次循环弯曲疲劳强度有影响。 
Si：0.01～1.5% 
Si对于钢材的脱氧是有效的元素，此外，也是对提高回火软化阻力有效的元素。另外，Si是提高淬火性，从而提高渗碳淬火后的钢部件的芯部硬度，有助于低循环弯曲疲劳强度的提高的元素。 
在低于0.01%时添加效果不充分，另一方面，如果超过1.5%，则阻碍渗碳性，因此将Si规定为0.01～1.5%。 
在渗碳处理中，在采用通常碳势为0.7～1.0的气体渗碳法的情况下，Si在0.5～1.5%的范围内，使钢材中的C的活度增大，起到抑制表面硬度的作用，因此对于进一步提高低循环弯曲疲劳强度是有效的元素。因此，Si优选为0.5～1.5%。 
以往，Si在渗碳时形成晶界氧化层，引起强度下降，因此推荐将其限制在0.5%以下。这是基于如果限制Si量，就能减小晶界氧化层深度，提高高循环区的弯曲疲劳强度这样的以往见识的类推。 
因而，本发明人等对晶界氧化层深度（μm）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响进行了调查。其结果示于图3。如图3所示，判明：晶界氧化层深度的大小不影响500次循环弯曲疲劳强度。 
Mn：0.3～2.0% 
Mn对于钢材的脱氧是有效的元素，而且是提高钢材的淬火性，从而提高渗碳淬火后的钢部件的芯部硬度，有助于低循环弯曲疲劳强度的提高的元素。 
在低于0.3%时添加效果不充分，另一方面，如果超过2.0%则添加效果饱和，因此将Mn规定为0.3～2.0%。优选为0.8～1.5%。 
P：0.02%以下 
P是杂质，渗碳时在奥氏体晶界偏析，成为晶界破坏的原因，从而使低循环弯曲疲劳强度降低。因此，将P限制在0.02%以下。优选为0.01%以下。 
S：0.001～0.15% 
S是在钢材中形成MnS，有助于提高切削性的元素。在低于0.001%时添加效果不充分，另一方面，如果超过0.15%则添加效果饱和，此外，因在晶界偏析而引起晶界脆化，因此将S规定为0.001～0.15%。优选为0.01～0.1%。 
N：0.001～0.03% 
N是在钢材中与Al、Ti、Nb、V等结合，形成起到抑制晶粒粗大化的作用的氮化物或碳氮化物的元素。 
在低于0.001%时添加效果不充分，另一方面，如果超过0.03%则添加效果饱和，因此将N规定为0.001～0.03%。优选为0.003～0.008%。 
Al：0.001～0.06% 
Al是以钢材的脱氧为目的而添加的元素。在低于0.001%时添加效果不充分，另一方面，如果超过0.06%则添加效果饱和，因此将Al规定为0.001～0.06%。优选为0.01～0.04%。 
O：0.005%以下 
O是不可避免地含有的、容易在晶界偏析而引起晶界脆化的元素，同时也是容易在钢材中形成成为脆性破坏原因的硬质氧化物系夹杂物的元素。为了防止晶界脆化或脆性破坏，将O规定为0.005%以下。优选为0.002% 以下。 
本发明钢材为了进一步提高低循环弯曲疲劳强度（20kN以上）而含有B。 
B：0.0002～0.005% 
B是通过抑制P的晶界偏析，同时提高晶界强度和晶粒内强度及淬火性，从而有助于提高低循环弯曲疲劳强度（20kN以上）的元素。 
在低于0.0002%时添加效果不充分，另一方面，如果超过0.005%则添加效果饱和，因此将B规定为0.0002～0.005%。优选为0.0005～0.003%。 
本发明钢材为了提高淬火性、从而进一步提高低循环弯曲疲劳强度而进一步含有Cr。 
Cr：1.20～3.0% 
Cr是通过提高钢材的淬火性，从而提高渗碳淬火后的钢部件的芯部硬度，有助于提高低循环弯曲疲劳强度的元素。在低于1.20%时添加效果不充分，另一方面，如果超过3.0%则添加效果饱和，因此将Cr规定为1.20～3.0%。优选为1.50～2.5%。 
本发明钢材为了防止在高温渗碳时因晶粒粗大化而使低循环疲劳强度劣化而含有Ti。 
Ti：0.005～0.2% 
Ti是在钢材中生成微细的TiC及／或TiS的元素。 
通过存在TiC及／或TiS，在渗碳温度为980℃以上的高温渗碳、或渗碳时间为10小时以上的长时间渗碳中，能够稳定地进行奥氏体晶粒的细粒化，因而能够防止低循环疲劳强度的劣化。 
此外，Ti是在钢材中与N结合生成TiN，从而防止BN析出，有助于确保固溶B的元素。 
在低于0.005%时添加效果不充分，另一方面，如果超过0.2%，则TiN主体的析出物大量析出，转动疲劳特性下降，因此将Ti规定为0.005～0.2%。优选为0.01～0.1%。 
在本发明钢材中，将不可避免地混入的Mo、Cu及Ni限制在低于0.1%。优选限制在0.05%以下，更优选限制在0.01%以下。 
Mo、Cu及Ni也是起到通过提高淬火性从而提高低循环弯曲疲劳强度 的作用的元素，也可以含有所需量的Mo、Cu及Ni中的1种或2种以上。 
Mo：0.1～1.5% 
Mo是通过提高钢材的淬火性，从而提高渗碳淬火后的钢部件的芯部硬度，有助于提高低循环弯曲疲劳强度的元素。在低于0.1%时没有效果，另一方面，如果超过1.5%则添加效果饱和，因此将Mo规定为0.1～1.5%。优选为0.3～1.2%。 
Cu：0.1～2.0% 
Cu是通过提高钢材的淬火性，从而提高渗碳淬火后的钢部件的芯部硬度，有助于提高低循环弯曲疲劳强度的元素。在低于0.1%时添加效果不充分，另一方面，如果超过2.0%则添加效果饱和，因此将Cu规定为0.1～2.0%。优选为0.3～1.5%。 
Ni：0.1～5.0% 
Ni是通过提高钢材的淬火性，从而提高渗碳淬火后的钢部件的芯部硬度，有助于提高低循环弯曲疲劳强度的元素。在低于0.1%时没有效果，另一方面，如果超过5.0%则添加效果饱和，因此将Ni规定为0.1～5.0%。优选为0.5～3.5%。 
本发明钢材为了防止在高温渗碳时因晶粒粗大化而使低循环疲劳强度劣化，可以进一步含有Nb及V中的1种或2种。 
Nb：0.01～0.2% 
Nb是在钢材中生成Nb碳氮化物的元素。通过存在Nb碳氮化物，在渗碳温度为980℃以上的高温渗碳、或渗碳时间为10小时以上的长时间渗碳中，能够稳定地进行奥氏体晶粒的细粒化，因而能够防止低循环疲劳强度的劣化。 
在低于0.01%时添加效果不充分，另一方面，如果超过0.2%则切削性劣化，因此将Ti规定为0.01～0.2%。优选为0.02～0.1%。 
V：0.03～0.2% 
V是在钢材中生成V碳氮化物的元素。通过存在V碳氮化物，在渗碳温度为980℃以上的高温渗碳、或渗碳时间为10小时以上的长时间渗碳中，能够稳定地进行奥氏体晶粒的细粒化，因而能够防止低循环疲劳强度的劣化。 
在低于0.03%时添加效果不充分，另一方面，如果超过0.2%则切削性劣化，因此将V规定为0.03～0.2%。优选为0.05～0.1%。 
本发明钢材为了改善切削性，可以含有所需量的Ca、Zr及Mg中的1种或2种以上。 
Ca：0.0002～0.005% 
Ca是使钢材中的氧化物低熔点化的元素。低熔点氧化物因切削加工环境下的温度上升而软质化，从而改善钢材的切削性。 
在低于0.0002%时没有添加效果，另一方面，如果超过0.005%则大量生成CaS，使钢材的切削性降低，因此将Ca规定为0.0002～0.005%。优选为0.0008～0.003%。 
Zr：0.0003～0.005% 
Zr是对钢材脱氧、生成氧化物的元素，此外，也是生成硫化物的元素。硫化物与MnS协作有助于改善切削性。Zr系氧化物成为MnS的结晶／析出的核，因此Zr对于MnS的分散控制也是有效的元素。 
Zr为了MnS的球状化而添加超过0.003%，相反，为了使MnS微细分散而添加0.0003～0.005%。 
在制造上，从质量的稳定性（成分的成品率等）的观点出发，添加用于使MnS微细分散的0.0003～0.005%的Zr在现实中是优选的。再有，在低于0.0003%时，基本没有Zr的添加效果。 
Mg：0.0003～0.005% 
Mg是对钢材脱氧、生成氧化物的元素，此外，也是生成硫化物的元素。硫化物与MnS协作有助于改善切削性。 
Mg系氧化物成为MnS的结晶／析出的核，此外，硫化物通过形成Mn和Mg的复合硫化物，抑制复合硫化物的变形，使其球状化，因此Mg对于MnS的分散控制是有效的元素。 
在低于0.0003%时没有添加效果，另一方面，如果超过0.005%则大量生成MgS，使钢材的切削性下降，因此将Mg规定为0.0003～0.005%。优选为0.0008～0.003%。 
接着，关于对本发明钢材实施了渗碳淬火、接着实施了回火而得到的钢部件分别规定表面硬度和芯部硬度的理由进行说明。 
表面硬度：HV550～HV800 
本发明人等在表面硬度为HV500～HV800的范围内，对表面硬度（HV）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响进行了调查。其结果示于图4。 
从图4得知：在表面硬度为HV500～HV800的范围内，表面硬度越低，低循环弯曲疲劳强度越提高。 
验证了破损品的断面，结果判明：（i）如果表面硬度高，则从表面发生脆性断面的裂纹，并快速传播，（ii）如果表面硬度低，则即使从表面发生裂纹，脆性断面的发生率也低，因此裂纹的传播速度慢，其结果是，（iii）低循环弯曲疲劳强度提高。 
可是，如果表面硬度低于HV550，则损害耐磨损性，因此将表面硬度规定为HV550～HV800（参照图中“←→”）。优选为HV600～HV750，更优选为HV620～HV720。 
再有，如果表面硬度超过HV800，则表面的韧性显著下降，因而裂纹的传播速度加快，低循环弯曲疲劳强度下降。 
表面硬度是形成渗碳层的渗碳组织的硬度，因此通过调整渗碳时的碳势或渗碳淬火后的回火温度，能够调整表面硬度。 
例如，以碳势为0.8对钢部件进行渗碳淬火，接着，在150℃进行回火，然后，实施低循环弯曲疲劳试验，在低循环弯曲疲劳强度比所要求值更低的情况下，将碳势降到0.7，或将回火温度提高到180℃，通过使表面硬度降低，谋求提高低循环弯曲疲劳强度。 
芯部硬度：HV400～HV500 
本发明人等在芯部硬度为HV270～HV650的范围内，对芯部硬度（HV）对500次循环弯曲疲劳强度（kN）的影响进行了调查。其结果示于图5。 
从图5得知：在芯部硬度为HV400～HV500的范围内，芯部硬度越高，低循环弯曲疲劳强度越提高。 
验证了破损品的断面，结果判明：如果芯部硬度低，则渗碳层正下的芯部（淬火组织）屈服，不承受屈服时的应力以上的应力，施加到渗碳层即钢部件的表面的应力提高。 
为了使低循环弯曲疲劳强度显著地高于以往的JIS SCr420、SCM420等的低循环弯曲疲劳强度，芯部硬度需要在HV400以上，因此将芯部硬度规 定为HV400～HV500（参照图中“←→”）。优选为HV430～HV500，更优选为HV450～HV500。 
再有，如果芯部硬度超过HV500，则因芯部的韧性显著下降，而使芯部的裂纹传播速度加快，低循环弯曲疲劳强度降低。 
所谓芯部，是指在渗碳处理中从钢部件的表面渗入的C所到达的部位。例如，是从相对于基材的C增加10%（在原材料的C为0.20%时为0.22%）的部位直到达到基材的C的部位。芯部可通过EPMA-C射线分析等来识别。 
再有，作为渗碳方法，不需要采用特别的方法，即使采用通常的渗碳方法即气体渗碳法、真空渗碳法、气体渗碳氮化法等，也能表现出本发明的效果。 
渗碳后，如果通过加热到奥氏体区（850℃左右）进行淬火（二次淬火），则晶粒细粒化，使低循环弯曲疲劳强度进一步提高。 
在本发明中，表面硬度由渗碳组织承担，芯部硬度由淬火组织承担，因此通过调整成分组成，对钢材付与所需的渗碳性及淬火性，能够分别调整表面硬度和芯部硬度。此点也为本发明的特征。 
实施例 
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。 
本发明在不脱离本发明的要旨、实现本发明的目的的范围内，可采用多种条件。 
（实施例） 
对具有表1及表2所示的成分组成的钢材进行锻造拉伸，接着，实施均热处理和正火，制作了低循环弯曲疲劳试验用的粗加工试验片和磨损试验用的粗加工试验片。 
Figure BDA00003462321700131
Figure BDA00003462321700141
对试验No.1～21（发明例）、试验No.23～25（比较例）及试验No.28～44（发明例）的粗加工试验片，用转化式气体渗碳炉，实施了930℃×5小时的渗碳处理，接着，实施了130℃的油淬火。 
对试验No.22（发明例）的粗加工试验片，用转化式气体渗碳炉，实施了930℃×5小时的渗碳处理，接着，实施了130℃的油淬火，然后，实施了850℃×0.5小时的加热，接着，实施了130℃的油淬火。 
对试验片No.26（比较例）的粗加工试验片，用转化式气体渗碳炉，实施了930℃×5小时的渗碳处理，接着，实施了220℃的油淬火。 
对试验No.27（比较例）的粗加工试验片，用转化式气体渗碳炉，实施了930℃×5小时的渗碳处理，接着，实施了20℃的油淬火，然后，实施了1.5小时的回火。 
再有，在0.5～0.8的范围内对渗碳处理时的碳势进行了调整，在150～300℃的范围内对回火温度进行了调整，由此调整了表面硬度和芯部硬度。 
在热处理后，对于低循环弯曲疲劳试验用的粗加工试验片，通过机械加工只将侧面的渗碳层除去，制作图1所示的13mm见方的带缺口试验片1（低循环弯曲疲劳试验片）。 
对于磨损试验用的粗加工试验片，通过机械加工只将夹紧部除去，制成具有直径26mm、宽28mm的圆筒部的试验片（磨损试验片）。 
测定了低循环弯曲疲劳试验片的表面硬度（HV）和芯部硬度（HV）。其结果示于表3。再有，磨损试验片的表面硬度与低循环弯曲疲劳试验片的表面硬度为同等程度。 
关于低循环弯曲疲劳试验，如图1所示，通过对具有缺口X的13mm见方的低循环弯曲疲劳试验片1，以频率1Hz的正弦波施加应力比为0.1的载荷2的4点弯曲疲劳试验来进行。 
频率1Hz（按应变速度计为0.01s-1左右）小于实际施加给汽车用齿轮的应变速度，但通常重复速度影响疲劳试验值的是应变速度为10s-1以上的区域，且10s-1远大于实际施加给汽车用齿轮的应变速度，因此对于采用频率1Hz的评价没有障碍。 
再有，在频率1Hz的试验时，通过另外实测试验片的温度确认了试验片不发热。 
实际的汽车用齿轮的应力比为0，在本试验中将应力比规定为0.1的理由，是为了在试验中的去载荷时不使试验片横向滑动。 
本试验是按102～104次循环，在试验片发生断裂的载荷下实施的，将通过内插试验结果求出的500次循环弯曲疲劳强度（kN）作为低循环弯曲疲劳强度。表3中一并示出低循环弯曲疲劳强度。 
表3 
Figure BDA00003462321700171
关于磨损试验，将直径130mm、宽18mm、外周具有R＝150mm的凸起的轴承钢制（SUJ2）的辊，以表面压力计赫兹应力为1500MPa的方式按压在磨损试验片上，使接触部的两辊的圆周速度方向相同，将滑动率规定为－100%（与磨损试验片相比辊一方的接触部的圆周速度大100%）使辊转动，对转动数达到100万次后的磨损试验片的磨损深度进行测定。表3中一并示出磨损深度。 
如表3所示，在发明例的试验No.1～22、28～44中，低循环弯曲疲劳强度为20kN以上，是优异的，此外，磨损深度为20μm以下，也是优异的。 
与此相对，在比较例的试验No.23中，低循环弯曲疲劳强度低。这是因为起因于钢材的C超过0.6%，使芯部硬度提高。 
在比较例的试验No.24中，磨损深度大。这是因为起因于钢材的Si超过1.5%，阻碍渗碳性，使表面硬度下降。 
在比较例的试验No.25中，低循环弯曲疲劳强度低。这是因为起因于钢材的P超过0.02%，P在晶界偏析而产生晶界破坏。 
在比较例的试验No.26中，低循环弯曲疲劳强度低。这是因为钢材的成分组成虽然在本发明的范围内，但芯部硬度低于HV400。 
芯部硬度低于HV400的理由是因淬火油的温度高达220℃，淬火不足。 
在比较例的试验No.27中，低循环弯曲疲劳强度低。这是因为钢材的成分组成虽然在本发明的范围内，但芯部硬度高于HV550。 
芯部硬度高于HV550的理由是，除了C量比较高即为0.6%以外，还因为淬火油的温度低至20℃。 
产业上的可利用性 
如前所述，采用本发明的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，能够使汽车用的差动齿轮等齿轮大幅度小型化、轻量化，其结果是，可提高汽车的燃料效率，且可削减CO2排放量。因而，本发明的效果是非常显著的，本发明在产业上的可利用性是大的。 
符号说明 
1  试验片 
2  载荷 
X  缺口。 

Claims (3)

1.一种低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，其是对钢材实施渗碳淬火、接着实施回火而得到的钢部件，
所述钢材以质量%计含有：
C：0.1～0.6%、
Si：0.01～1.5%、
Mn：0.3～2.0%、
P：0.02%以下、
S：0.001～0.15%、
N：0.001～0.03%、
Al：0.001～0.06%、
Ti：0.01～0.2%、
B：0.0002～0.005%、
Cr：1.20～3.0%、
Ca：0.0002～0.005%、以及
O：0.005%以下，
进一步含有Nb：0.01～0.2%及V：0.03～0.2%中的1种或2种，
剩余部分实质上是铁及不可避免的杂质；
其中，所述渗碳钢部件的表面硬度为HV550～HV800，芯部硬度为HV400～HV500。
2.根据权利要求1所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述低循环弯曲疲劳强度为20kN以上。
3.根据权利要求1或2所述的低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件，其特征在于，所述渗碳钢部件是差动齿轮或传动齿轮。
CN2013102784841A 2010-03-10 2010-11-11 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件 Pending CN103382538A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-053555 2010-03-10
JP2010053555A JP5530763B2 (ja) 2009-05-13 2010-03-10 低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2010800294541A Division CN102471842A (zh) 2010-03-10 2010-11-11 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN103382538A true CN103382538A (zh) 2013-11-06

Family

ID=44572404

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2013102784841A Pending CN103382538A (zh) 2010-03-10 2010-11-11 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件
CN2010800294541A Pending CN102471842A (zh) 2010-03-10 2010-11-11 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2010800294541A Pending CN102471842A (zh) 2010-03-10 2010-11-11 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件

Country Status (3)

Country Link
KR (1) KR20120012837A (zh)
CN (2) CN103382538A (zh)
WO (1) WO2011111269A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109402498A (zh) * 2018-08-29 2019-03-01 宝钢特钢韶关有限公司 一种高温渗碳齿轮钢及其制造方法
US20220042156A1 (en) * 2019-03-29 2022-02-10 Nippon Steel Corporation Carburized part and method for manufacturing same

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5783101B2 (ja) 2012-03-22 2015-09-24 新日鐵住金株式会社 窒化用鋼材
CN103361559B (zh) * 2013-07-18 2016-06-29 首钢总公司 一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢
CN103643117B (zh) * 2013-12-11 2016-05-25 江苏大学 一种超低铝钢及其冶炼方法
JP2015166616A (ja) * 2014-03-04 2015-09-24 Ntn株式会社 インホイールモータ駆動装置
JP2015175391A (ja) * 2014-03-13 2015-10-05 Ntn株式会社 インホイールモータ駆動装置
JP6301694B2 (ja) * 2014-03-24 2018-03-28 株式会社神戸製鋼所 真空浸炭用鋼材及びその製造方法
CN104294178A (zh) * 2014-09-30 2015-01-21 合肥恒泰钢结构有限公司 一种渗碳锰钢
CN105671434A (zh) * 2016-03-19 2016-06-15 上海大学 一种含镁钙硫的20MnCr易切削齿轮钢及其制备方法
CN106834960B (zh) * 2017-01-24 2018-06-01 中天钢铁集团有限公司 一种汽车用含硼高级齿轮钢及其生产工艺
CN111334722B (zh) * 2018-12-18 2022-01-25 南京工程学院 一种组织均匀及晶粒细化的渗碳齿轮及其制造方法
JP7175182B2 (ja) * 2018-12-20 2022-11-18 山陽特殊製鋼株式会社 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材による自動車用機械部品
CN110373607B (zh) * 2019-07-25 2021-04-02 广东韶钢松山股份有限公司 一种高温渗碳钢、高温渗碳钢构件以及其制备方法
CN111850412A (zh) * 2020-08-03 2020-10-30 苏州亚太金属有限公司 一种渗碳齿轮用钢材料及其制备方法
CN111979494B (zh) * 2020-08-28 2021-11-12 东风商用车有限公司 一种薄壁内齿圈用含Ti渗碳钢、其制造方法及薄壁内齿圈成型方法
CN113106341B (zh) * 2021-03-31 2022-04-12 武汉科技大学 一种高强韧性可焊接耐腐蚀磨损钢板及其制备方法
CN115522121B (zh) * 2022-08-31 2023-06-23 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低硅Nb-V复合微合金化齿轮钢及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0770646A (ja) * 1993-08-31 1995-03-14 Toa Steel Co Ltd 歯車の製造方法
JPH0953149A (ja) * 1995-08-11 1997-02-25 Kobe Steel Ltd 高強度高靭性肌焼き用鋼
JP2005036269A (ja) * 2003-07-18 2005-02-10 Daido Steel Co Ltd 短時間で浸炭可能な肌焼鋼および浸炭部品
CN1782117A (zh) * 2004-11-24 2006-06-07 株式会社Cf 一种高弹性、高强度钢及其制造方法
JP2007332438A (ja) * 2006-06-16 2007-12-27 Nippon Steel Corp 低サイクル疲労特性に優れた浸炭焼入れ鋼材及び浸炭焼入れ部品

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4964001B2 (ja) * 2007-03-29 2012-06-27 株式会社神戸製鋼所 低サイクル疲労強度に優れた歯車
TWI494445B (zh) * 2009-03-30 2015-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 滲碳鋼零件（一）

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0770646A (ja) * 1993-08-31 1995-03-14 Toa Steel Co Ltd 歯車の製造方法
JPH0953149A (ja) * 1995-08-11 1997-02-25 Kobe Steel Ltd 高強度高靭性肌焼き用鋼
JP2005036269A (ja) * 2003-07-18 2005-02-10 Daido Steel Co Ltd 短時間で浸炭可能な肌焼鋼および浸炭部品
CN1782117A (zh) * 2004-11-24 2006-06-07 株式会社Cf 一种高弹性、高强度钢及其制造方法
JP2007332438A (ja) * 2006-06-16 2007-12-27 Nippon Steel Corp 低サイクル疲労特性に優れた浸炭焼入れ鋼材及び浸炭焼入れ部品

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109402498A (zh) * 2018-08-29 2019-03-01 宝钢特钢韶关有限公司 一种高温渗碳齿轮钢及其制造方法
CN109402498B (zh) * 2018-08-29 2020-08-28 宝钢特钢韶关有限公司 一种高温渗碳齿轮钢及其制造方法
US20220042156A1 (en) * 2019-03-29 2022-02-10 Nippon Steel Corporation Carburized part and method for manufacturing same
US11952668B2 (en) * 2019-03-29 2024-04-09 Nippon Steel Corporation Carburized part and method for manufacturing same

Also Published As

Publication number Publication date
WO2011111269A1 (ja) 2011-09-15
KR20120012837A (ko) 2012-02-10
CN102471842A (zh) 2012-05-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103382538A (zh) 低循环弯曲疲劳强度优良的渗碳钢部件
JP5530763B2 (ja) 低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品
CN101652494B (zh) 在高温下的面压疲劳强度优异的渗碳氮化高频淬火钢部件及其制造方法
EP2966189B1 (en) Semi-finished material for induction hardened component and method for producing same
CN101586216B (zh) 一种超高强韧贝氏体钢及其制造方法
CN103119188B (zh) 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法
WO2010140696A1 (ja) ブレーキディスク用鋼板およびブレーキディスク
CN103097561B (zh) 抗回火软化性优良的钢部件
US9890446B2 (en) Steel for induction hardening roughly shaped material for induction hardening
WO2011061812A1 (ja) 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
EP2530178A1 (en) Case-hardened steel and carburized material
JP6628014B1 (ja) 浸炭処理が行われる部品用の鋼材
JP7168003B2 (ja) 鋼材
JP2007177317A (ja) 強度、延性、靭性、耐磨耗性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法およびこれを用いた金属ベルト
CN112292471B (zh) 机械部件
JP5076535B2 (ja) 浸炭部品およびその製造方法
JP5541048B2 (ja) 耐ピッチング性に優れた浸炭窒化鋼部品
JP6733269B2 (ja) 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法
JP4645307B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
JP5402711B2 (ja) 浸炭窒化層を有する鋼製品およびその製造方法
JP4645306B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
JPH0967644A (ja) 歯切り性に優れた浸炭歯車用鋼
JP2016102253A (ja) 鋼部品
JP5287183B2 (ja) 浸炭用鋼の製造方法
JP6838422B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C02 Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001)
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20131106