CN104302799A - 表面渗碳用钢钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及表面渗碳用钢钢材，其具有如下的化学组成：以质量％计，C：0.15～0.23％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.65～0.90％、S：0.010～0.030％、Cr：1.65～1.80％、Al：0.015～0.060％以及N：0.0100～0.0250％，根据需要进一步选自特定量的Cu和Ni中的1种以上，以及余量由Fe和杂质组成，[25≤Mn/S≤85]、[0.90≤Cr/(Si+2Mn)≤1.20]以及[1.16Si+0.70Mn+Cr≥2.20]，且杂质中的P、Ti以及O为P≤0.020％、Ti≤0.005％、O≤0.0015％；以面积比例计组织的20～70％为铁素体，且上述铁素体以外的部分为包含珠光体和贝氏体中的1种以上的组织，该表面渗碳用钢钢材的成分成本低、具有良好的热加工性并且切削性也优异，而且可以确保渗碳部件有良好的弯曲疲劳强度和耐磨耗性，因此适宜用作CVT皮带轮轴等渗碳部件的原材料。

Description

表面渗碳用钢钢材
技术领域
本发明涉及表面渗碳用钢钢材。详细而言，本发明涉及成分成本低并且弯曲疲劳强度以及耐磨耗性优异、适宜作为汽车用带式无级变速器用皮带轮轴(以下，称为“CVT皮带轮轴”)等渗碳部件的原材料使用的表面渗碳用钢钢材。
背景技术
从提高弯曲疲劳强度以及提高耐磨耗性的观点出发，汽车部件、其中的变速器所使用的CVT皮带轮轴等部件通常是进行渗碳淬火等表面硬化处理之后实施回火而制造的。
需要说明的是，上述的“渗碳淬火”通常是指如下的处理：使用低碳的“表面渗碳用钢”作为原料钢(坯料钢)，在Ac3点以上的高温的奥氏体域使C侵入/扩散之后进行淬火。
近年来，汽车要求轻量化/高扭矩化。因此，上述CVT皮带轮轴等渗碳部件必须有比以往更高的弯曲疲劳强度和更高的耐磨耗性。需要说明的是，本说明书中，以下有时以“CVT皮带轮轴”来代表“渗碳部件”进行说明。
若在表面渗碳用钢中大量添加Ni、Cr以及Mo等合金元素，则可以确保CVT皮带轮轴有高的弯曲疲劳强度和高的耐磨耗性，但由于合金元素增量而导致成分成本上升。
然而，Ni和Mo均为增大渗碳层的深度以及芯部(坯料)的硬度的重要元素，且为提高回火软化阻力的元素。而且，Ni和Mo均为非氧化性的元素，因此还具有在气体渗碳的过程中不使于表面生成的晶界氧化层的深度增大而会使渗碳层的淬透性提升的效果。
因此，作为CVT皮带轮轴的原材料的“表面渗碳用钢”大多使用JIS G4052(2008)中规定的SCM420H等的“铬钼钢”。然而，尤其鉴于近年来Mo的价格高涨的状况，对于能够极力抑制Mo的添加量来使成分成本降低，且使CVT皮带轮轴具备高的弯曲疲劳强度和高的耐磨耗性的表面渗碳用钢钢材的需求极大。
因此，为了回应前述需求，例如专利文献1以及专利文献2中分别提出了“渗碳以及渗碳氮化处理用高铬钢”以及“高疲劳强度表面渗碳用物品的制造方法”。
具体而言，专利文献1中公开了一种“渗碳以及渗碳氮化处理用铬钢”，其特征在于如下地得到，将以质量百分比计C：0.10～0.30％、Si：0.15％以下、Mn：0.90～1.40％、P：0.015％以下、Cr：1.25～1.70％、Al：0.010～0.050％、Nb：0.001～0.050％、O：0.0015％以下和N：0.0100～0.0200％、根据需要进一步选自(a)Ni：0.15％以下以及Mo：0.10％以下、(b)Ti：0.005～0.015％、以及(c)S：0.005～0.035％、Pb：0.01～0.09％、Bi：0.04～0.20％、Te：0.002～0.050％、Zr：0.01～0.20％以及Ca：0.0001～0.0100％所示元素中的1种以上、以及余量由Fe和不可避免的杂质元素组成的钢加热至1200℃以上，以最终温度800℃以上终止热轧等热成形之后，以30℃/分钟以上的平均冷却速度冷却至600℃以下。
此外，专利文献2中公开了一种“高疲劳强度表面渗碳用物品的制造方法”，其特征在于，将以质量比计限制为Si：0.10％以下、P：0.010％以下以及O：0.005％以下，C：0.10～0.30％、Mn：0.50～2.0％、S：0.01～0.20％、Cr：0.50～1.50％、Al：0.02～0.10％以及N：0.010～0.025％，根据需要进一步选自(a)Nb：0.020～0.120％以及Ti：0.005～0.10％、以及(b)Ni：4.0％以下、Mo：1.0％以下、V：1.0％以下以及Cu：3.0％以下所示元素中的1种以上，和余量由Fe和不可避免的杂质组成的钢材加工为所需的制品形状，以表层0.02mm处的残留奥氏体量以面积分数计为20～60％的范围的条件进行渗碳处理之后，对应力集中部赋予以最表面处的实质最大应力计70～120kgf/mm2(686～1176MPa)的范围的反复弯曲应力103次以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-152284号公报
专利文献2：日本特开平2-259012号公报
发明内容
发明要解决的问题
前述的专利文献1中公开的技术虽然具有压低Si的含量而减少晶界氧化的技术的思想，但并没有考虑到抑制致使弯曲疲劳强度以及耐磨耗性降低的晶界氧化层以及不完全淬火层(以下，有时总称为“渗碳异常层”)的深度。因此，专利文献1的技术并不一定是能够确保CVT皮带轮轴等部件有高的弯曲疲劳强度和高的耐磨耗性的技术。
专利文献2中公开的技术虽然也具有将Si的含量限制为0.1％以下而降低晶界氧化的技术思想，但并没有考虑到抑制使弯曲疲劳强度降低的渗碳异常层的深度。此外，专利文献2中也没有考虑到表面渗碳用钢的高温强度、即暴露于高温下的钢材表面部分的回火软化阻力。因此，专利文献2的技术也并不一定是能够确保CVT皮带轮轴等部件有高的弯曲疲劳强度和高的耐磨耗性的技术。
而且，该专利文献2中所公开的技术的情况下，没有考虑到抑制在将原料钢热锻为期望的制品形状时作为裂纹的起点的粗大的MnS的生成，因此热加工性不充分。进而，上述的粗大的MnS其自身降低弯曲疲劳强度，因此还存在不能确保期望的高弯曲疲劳强度的情况。
本发明是鉴于上述现状而完成的，其目的在于提供下述切削性优异的表面渗碳用钢钢材，即便不添加昂贵的元素Mo，也能够使CVT皮带轮轴确保基于以JIS G 4052(2008)中规定的“铬钼钢”的SCM420H为原料钢时评价得到的良好的弯曲疲劳强度及耐磨耗性，并且成分成本低，而且还具备良好的热加工性。
用于解决问题的方案
本发明人等为了解决前述的课题而进行了各种研究。其结果，首先得到下述(a)～(d)的见解。
(a)为了确保高的弯曲疲劳强度和高耐磨耗性却不添加Mo，需要将钢的成分组成设置为能够抑制由于Mo含量降低而产生的淬透性的降低。
(b)粗大的MnS的生成导致产生弯曲疲劳强度的降低，因此为了确保高的弯曲疲劳强度，需要抑制粗大的MnS的生成。
(c)粗大的MnS成为热加工时的裂纹的起点。因此，为了抑制热加工时的裂纹而需要极力减少粗大的MnS。
(d)为了极力减少粗大的MnS，不仅需要控制Mn和S各自的含量，而且需要将Mn与S的含量平衡适当化。具体而言，将式中的元素符号视为该元素的以质量％计的含量，对于由式[Fn1＝Mn/S]表示的Fn1，通过控制为[25≤Fn1≤85]，可以抑制粗大的MnS的生成。因此，为了确保良好的热加工性、抑制热加工时的裂纹，并且为了确保高的弯曲疲劳强度，控制Mn以及S各自的含量、并且它们必须满足前述的关系式。
因此，本发明人等进而对于确保与Mo的含量降低相应的淬透性、而且将Mn和S的含量以及它们的平衡适当化而抑制了粗大的MnS的生成的钢进行各种研究。其结果，得到下述(e)～(j)的见解。
(e)仅抑制由于Mo含量降低而产生的淬透性降低、以及粗大的MnS的生成，不能确保高的弯曲疲劳强度。在确保淬透性并抑制粗大的MnS的生成的基础上，还需要减小渗碳异常层的深度、即减小晶界氧化层以及不完全淬火层的深度。
(f)通过将氧化性的元素、其中如Cr、Si以及Mn的含量平衡适当化，从而可以减小渗碳异常层的晶界氧化层以及不完全淬火层的深度。具体而言，将式中的元素符号视为该元素的以质量％计的含量，对于由式[Fn2＝Cr/(Si+2Mn)]表示的Fn2，通过控制为[0.90≤Fn2≤1.20]，从而可以减小渗碳异常层的深度，可以确保高的弯曲疲劳强度。
(g)为了确保高的弯曲疲劳强度，需要抑制基于ASTM-E45-11的A法测定的类型B以及类型D的大型的硬质夹杂物、即需要抑制主要为Al2O3系夹杂物的类型B的夹杂物以及主要为TiN系夹杂物的类型D的夹杂物之中厚度大的夹杂物。这是由于上述的类型B以及类型D的大型的硬质夹杂物成为疲劳破坏的起点。
(h)为了抑制上述的类型B以及类型D的大型的硬质夹杂物，需要将杂质之中尤其是Ti以及O(氧)的含量分别控制为0.005％以下以及0.0015％以下。此外，为了抑制类型B以及类型D的大型的硬质夹杂物，期望的是使用真空熔化炉熔炼、或使用转炉熔炼时反复二次冶炼、或在连铸时进行电磁搅拌。
(i)为了稳定地确保良好的切削性，需要以面积比例计使组织的20～70％为铁素体。
(j)为了确保高的耐磨耗性，抑制振动表面的回火软化是有效的。具体而言，将式中的元素符号视为该元素的以质量％计的含量，对于由式[Fn3＝1.16Si+0.70Mn+Cr]表示的Fn3，通过控制为[Fn3≥2.20]，可以使回火软化阻力变大、确保高的耐磨耗性。
本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨在于下述所示的表面渗碳用钢钢材。
(1)一种表面渗碳用钢钢材，其特征在于，具有如下的化学组成：
以质量％计，C：0.15～0.23％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.65～0.90％、S：0.010～0.030％、Cr：1.65～1.80％、Al：0.015～0.060％和N：0.0100～0.0250％，以及
余量由Fe和杂质组成，
下述式〈1〉、式〈2〉和式〈3〉所示的Fn1、Fn2和Fn3分别为25≤Fn1≤85、0.90≤Fn2≤1.20和Fn3≥2.20，
杂质中的P、Ti和O为P：0.020％以下、Ti：0.005％以下和O：0.0015％以下；
以面积比例计，组织的20～70％为铁素体，
上述铁素体以外的部分为包含珠光体和贝氏体中的1种以上的组织。
Fn1＝Mn/S···〈1〉
Fn2＝Cr/(Si+2Mn)···〈2〉
Fn3＝1.16Si+0.70Mn+Cr···〈3〉
其中，式〈1〉、式〈2〉和式〈3〉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)所述的表面渗碳用钢钢材，其特征在于，以质量％计含有选自Cu：0.20％以下和Ni：0.20％以下中的1种以上来代替一部分Fe。
发明的效果
本发明的表面渗碳用钢钢材的成分成本低、具有良好的热加工性并且切削性也优异。而且，将该表面渗碳用钢钢材作为原材料的渗碳部件具备基于将JIS G 4052(2008)中规定的“铬钼钢”的SCM420H作为原材料的渗碳部件评价的良好的弯曲疲劳强度和耐磨耗性。因此，本发明的表面渗碳用钢钢材适宜用作为了轻量化/高扭矩化而要求高弯曲疲劳强度和高耐磨耗性的CVT皮带轮轴等渗碳部件的原材料。
附图说明
图1所示为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中切取状态的粗略形状图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图2所示为实施例的块对环试验中使用的块试验片的从棒钢中切取状态的粗略形状图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图3所示为实施例的块对环试验中使用的环试验片的从棒钢中切取状态的粗略形状图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图4所示为实施例中对图1～3所示的试验片实施的“渗碳淬火-回火”的加热曲线图。
图5所示为实施例中使用的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片的最终形状图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图6所示为实施例的块对环试验中使用的块试验片的最终形状图。关于图中的尺寸的单位，只有记载为“试验面：Rq＝0.10～0.20”的位置为“μm”、其它为“mm”。
图7所示为实施例的块对环试验中使用的环试验片的最终形状图。关于图中的尺寸的单位，只有记载为“试验面：Rq＝0.15～0.30”的位置为“μm”、其它为“mm”。
图8为对于实施例中进行的热压缩试验进行说明的图，图中的(a)以及(b)分别为示意性地表示利用热的压缩试验前以及压缩试验后的试验片的尺寸及形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图9为对于实施例的由使用NC车床的车削加工而产生的切屑的长度进行说明的图。
具体实施方式
以下，对于本发明的各技术特征进行详细地说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”意味着“质量％”。
(A)关于化学组成：
C：0.15～0.23％
C为用于确保CVT皮带轮轴等渗碳部件的强度的必要元素，需要0.15％以上的含量。然而，C的含量过多时，硬度变高而导致切削性降低，特别是其含量超过0.23％时，伴随硬度上升的切削性的降低显著。因此，将C的含量设为0.15～0.23％。
另外，要求更良好的切削性时，优选将C的含量设为0.22％以下。
Si：0.01～0.15％
Si具有提高淬透性的作用以及脱氧作用。此外，Si对于回火软化有阻碍，在CVT皮带轮轴等的滑动表面暴露于高温的状况下，具有防止表面软化的效果。为了得到这些效果，需要含有0.01％以上Si。然而，Si为氧化性的元素，因此其含量变多时，由于渗碳气体中含有的微量的H2O或CO2选择氧化Si，在钢表面生成Si氧化物，因此渗碳异常层的晶界氧化层以及不完全淬火层的深度变大。并且，渗碳异常层的深度变大时，导致弯曲疲劳强度的降低。此外，Si的含量变多时，不仅对于回火软化的阻碍效果饱和，而且阻碍渗碳性，进而降低切削性。尤其，Si的含量超过0.15％时，由于渗碳异常层的深度增大以及渗碳性的阻碍导致表面硬度降低，因此弯曲疲劳强度的降低变得显著、切削性的降低也变得显著。因此，将Si的含量设为0.01～0.15％。
要求更高的弯曲疲劳强度时，优选将Si的含量设为0.10％以下。
Mn：0.65～0.90％
Mn具有提高淬透性的作用以及脱氧作用。此外，Mn也具有抑制回火软化的效果。为了得到这些效果，Mn含量需要为0.65％以上。然而，Mn的含量变多时，硬度变高而导致切削性的降低，尤其是其含量超过0.90％时，伴随硬度上升的切削性的降低变得显著。而且，Mn与Si同样地为氧化性的元素，因此其含量变多时，在钢表面生成Mn氧化物，因此渗碳异常层的晶界氧化层以及不完全淬火层的深度变大。而且，渗碳异常层的深度变大时，导致弯曲疲劳强度的降低，尤其是Mn的含量超过0.90％时，由于渗碳异常层的深度增大导致的弯曲疲劳强度的降低变得显著。因此，将Mn的含量设为0.65～0.90％。另外，Mn的含量优选设为0.70％以上。
S：0.010～0.030％
S与Mn键合形成MnS，具有提高切削性的作用。为了得到该切削性提高的效果，需要0.010％以上的S含量。另一方面，S的含量超过0.030％时，形成粗大的MnS，热加工性以及弯曲疲劳强度降低。因此，将S的含量设为0.010～0.030％。
需要说明的是，为了稳定地得到前述的S的切削性提高效果，优选将S的含量设为0.015％以上。
要求更良好的热加工性、弯曲疲劳强度的情况下，S的含量优选为0.025％以下。
Cr：1.65～1.80％
Cr具有提高淬透性的效果。Cr对于回火软化有阻碍，在CVT皮带轮轴等的滑动表面暴露于高温的状况下，还具有防止表面软化的效果。为了得到这些效果，需要1.65％以上的Cr含量。然而，Cr的含量变多时，硬度变高而导致切削性的降低，尤其是其含量超过1.80％时，伴随硬度上升的切削性的降低变得显著。而且，Cr与Si以及Mn同样地为氧化性的元素，因此其含量变多时，在钢表面生成Cr氧化物，因此渗碳异常层的晶界氧化层以及不完全淬火层的深度变大。而且，渗碳异常层的深度变大时，导致弯曲疲劳强度以及耐磨耗性的降低，尤其是Cr的含量超过1.80％时，由于渗碳异常层的深度增大导致的弯曲疲劳强度的降低变得显著。因此，将Cr的含量设为1.65～1.80％。
要求更良好的切削性的情况下，优选将Cr的含量设为不足1.80％。
Al：0.015～0.060％
Al具有脱氧作用。此外，Al与N键合形成AlN，也具有将晶粒微细化而使钢强化的作用。然而，Al的含量不足0.015％时，难以得到前述的效果。另一方面，Al的含量过量时，由于硬质且粗大的Al2O3形成而导致切削性的降低，此外弯曲疲劳强度和耐磨耗性也降低。尤其，Al的含量超过0.060％时，切削性、弯曲疲劳强度以及耐磨耗性的降低变得显著。因此，将Al的含量设为0.015～0.060％。另外，Al的含量优选为0.020％以上，此外优选为0.055％以下。
N：0.0100～0.0250％
N通过形成氮化物从而具有使晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的效果。为了得到该效果，需要含有0.0100％以上的N。然而，N的含量过量时，形成粗大的氮化物而导致韧性降低，尤其是其含量超过0.0250％时，韧性的降低变得显著。因此，将N的含量设为0.0100～0.0250％。另外，N的含量优选为0.0130％以上，此外优选为0.0200％以下。
本发明的表面渗碳用钢钢材具有如下的化学组成：上述的C～N的元素、以及余量由Fe和杂质组成，进而满足后述的关于Fn1、Fn2以及Fn3的条件，将杂质中的P、Ti以及O(氧)的含量限制在后述的范围。
需要说明的是，作为余量的“Fe和杂质”中的“杂质”是指工业上制造钢材时从作为原料的矿石、废料、或制造环境等中混入的物质。
Fn1：25～85
Mn以及S的含量即便处于上述的范围而却生成粗大的MnS时，产生弯曲疲劳强度的降低。为了确保高的弯曲疲劳强度，需要抑制粗大的MnS的生成。而且，上述的粗大的MnS成为热加工时的裂纹的起点，因此为了抑制热加工时的裂纹而需要极力减少粗大的MnS。因此，Mn以及S的含量的平衡是重要的，需要将由前述式〈1〉表示的Fn1设为一定范围内。
Fn1小于25时，S的含量过量，不能避免粗大的MnS的生成。另一方面，Fn1大于85时，Mn的含量过量，在中心偏析部生成粗大的MnS。因此，任意情况下，导致弯曲疲劳强度的降低，而且热加工时容易产生裂纹。因此，对于Fn1，设为25≤Fn1≤85。
Fn2：0.90～1.20
为了具备的高弯曲疲劳强度却不添加Mo，需要确保淬透性、并且减小渗碳异常层的晶界氧化层以及不完全淬火层的深度。为此，在氧化性的元素之中，尤其是将Cr、Si以及Mn的含量设为前述的范围，并且作为这些元素的含量平衡的由前述式〈2〉表示的Fn2必须在0.90～1.20的范围内。
Fn2小于0.90时以及大于1.20时，均使渗碳异常层的深度变大，因此弯曲疲劳强度降低。因此，对于Fn2，设为0.90≤Fn2≤1.20。
Fn3：2.20以上
为了确保高的耐磨耗性，增大暴露于高温中的滑动表面的回火软化阻力是有效的。为此，将具有抑制回火软化的效果的元素Si、Mn以及Cr的含量设为前述的范围，并且作为这些元素的含量平衡的由前述式〈3〉表示的Fn3必须在2.20以上。Fn3小于2.20的情况下，耐磨耗性降低。另外，Fn3优选为2.60以下。
此外，本发明中，杂质中的P、Ti以及O需要特别限制，需要使它们的含量分别为P：0.020％以下、Ti：0.005％以下以及O：0.0015％以下。
以下，对于该情况进行说明。
P：0.020％以下
P为钢中含有的杂质，在晶界发生偏析而使钢脆化。尤其，其含量超过0.020％时，脆化的程度变得显著。因此，将杂质中的P的含量设为0.020％以下。另外，杂质中的P的含量优选设为0.015％以下。
Ti：0.005％以下
对于Ti，与N的亲和性高，因此与钢中的N键合形成硬质且粗大的非金属夹杂物的D系夹杂物TiN，使弯曲疲劳强度和耐磨耗性降低，进而还使切削性降低。因此，将杂质中的Ti的含量设为0.005％以下。
O：0.0015％以下
O与钢中的Si、Al等键合，生成氧化物。氧化物之中，尤以B系夹杂物Al2O3是硬质的，因此使切削性降低，进而还导致弯曲疲劳强度以及耐磨耗性的降低。因此，将杂质中的O的含量设为0.0015％以下。另外，杂质中的O的含量优选设为0.0013％以下。
本发明的表面渗碳用钢钢材根据需要可以含有选自Cu以及Ni中的1种以上的元素来代替其中一部分Fe。
以下，对于作为任意元素的上述Cu以及Ni的作用效果及含量的限定理由进行说明。
Cu：0.20％以下
Cu具有提高淬透性的作用，因此为了进一步提高淬透性而可以含有Cu。然而，Cu为昂贵的元素，并且含量变多时，导致热加工性的降低，尤其是超过0.20％时，热加工性的降低变得显著。因此，将含有Cu的情况下的Cu的量设为0.20％以下。另外，含有Cu的情况下的Cu的量优选为0.15％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述的Cu的淬透性提高效果，含有Cu的情况下的Cu的量优选为0.05％以上。
Ni：0.20％以下
Ni具有提高淬透性的作用。Ni具有提高韧性的作用，并且为非氧化性的元素，因此在渗碳时还可以不增加晶界氧化层的深度地使钢表面强韧化。因此，为了得到这些效果而可以含有Ni。然而，Ni为昂贵的元素，过度的添加带来成分成本的上升，尤其是Ni的含量超过0.20％时，成本上升变大。因此，将含有Ni的情况下的Ni的量设为0.20％以下。另外，含有Ni的情况下的Ni的量优选为0.15％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述的Ni的特性提高效果，含有Ni的情况下的Ni的量优选为0.05％以上。
需要说明的是，上述的Cu以及Ni可以只含有其中的任意1种或复合含有2种。这些元素的合计含量可以为0.40％、优选为0.30％以下。
(B)关于组织：
对于本发明的表面渗碳用钢钢材，具有前述(A)项中记载的化学组成，并且以面积比例计组织的20～70％为铁素体、上述铁素体以外的部分必须为包含珠光体和贝氏体中的1种以上的组织。这是由于以下理由。
钢材组织中的铁素体的面积比例对切削性产生影响。以面积比例计组织中的铁素体不足20％时，促进切削时的工具磨耗、降低切削性。另一方面，铁素体的面积比例超过70％时，车削时的切屑连结，切屑处理性变差，此时也使切削性降低。因此，以面积比例计使组织的20～70％为铁素体。另外，铁素体的面积比例优选为30％以上。
上述铁素体以外的部分中马氏体混合存在时，硬度上升、切削性降低。因此，使上述铁素体以外的部分为包含珠光体和贝氏体中的1种以上的组织。
具有前述(A)项中记载的化学组成的表面渗碳用钢例如在热轧或热锻之后，在870～950℃下进行正火，以800～500℃之间的平均冷却速度为0.1～3℃/s的方式在大气中放冷或者用风扇进行风冷，从而可以制成上述的以面积比例计组织的20～70％为铁素体、上述铁素体以外的部分为包含珠光体和贝氏体中的1种以上的组织。
以下，通过实施例进一步详细地说明本发明。
实施例
利用转炉或真空熔化炉将具有表1中示出的化学组成的钢1～21熔化，制作铸坯或铸锭。
具体而言，对于钢1，利用70吨转炉熔炼后，实施两次二次冶炼而进行成分调整之后，进行连铸来制作铸坯。需要说明的是，连铸时，进行电磁搅拌的控制使夹杂物漂浮，充分地去除。
对于钢2～16以及钢18～21，利用150kg真空熔化炉熔炼后，进行浇铸来制作铸锭。
对于钢17，利用150kg大气熔化炉熔炼后，进行浇铸来制作铸锭。
需要说明的是，表1中的钢1～12为化学组成处于本发明中规定的范围内的本发明例的钢。
另一方面，钢13以及钢19均为各成分元素的含量满足本发明中规定的条件，但是Fn2偏离本发明中规定的条件的比较例的钢；钢15为各成分元素的含量满足本发明中规定的条件，但Fn3偏离本发明中规定的条件的比较例的钢。此外，钢20以及钢21均为各成分元素的含量满足本发明中规定的条件，但Fn1偏离本发明中规定的条件的比较例的钢。此外，钢14以及钢16～18为至少成分元素的含量偏离本发明中规定的条件的比较例的钢。
上述的比较例的钢之中，钢14为相对于JIS G 4052(2008)中规定的SCM420H的钢。
[表1]
由上述的铸坯以及各铸锭通过下面的[1]以及[2]所示的工序来制作直径分别为25mm以及45mm的棒钢。
[1]初轧：
铸坯在1250℃下保持2小时之后，进行初轧而制造180mm见方的钢坯。
[2]热加工：
用研磨机去除进行上述初轧而制造的180mm见方的钢坯的表面瑕疵，在1250℃下保持50分钟之后，进行热轧而制作直径分别为25mm以及45mm的棒钢。
此外，各铸锭在1250℃下保持2小时之后，进行热锻而制作直径分别为25mm以及45mm的棒钢。
由如此操作而得到的直径分别为25mm以及45mm的棒钢通过下面的[3]～[6]所示的工序来制作各种试验片。
[3]正火：
直径为25mm的各棒钢在900℃下保持1小时之后在大气中放冷而进行正火。
关于直径为45mm的各棒钢，对于钢1～5以及钢13～15来说在900℃下保持1小时之后在大气中放冷而进行正火，对于钢6～12以及钢16～21来说在900℃下保持1小时之后用风扇风冷而进行正火。
将直径为25mm的棒钢在大气中放冷时的800℃～500℃之间的平均冷却速度为0.89℃/s。
将直径为45mm的棒钢在大气中放冷时的800℃～500℃之间的平均冷却速度为0.46℃/s。此外，用风扇将直径为45mm的棒钢风冷时的800℃～500℃之间的平均冷却速度为0.85℃/s。
[4]机械加工(粗加工或精加工)：
由前述正火后的直径为25mm的各棒钢的中心部，与轧制方向或锻造轴平行地切取图1所示粗略形状的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片以及图2所示粗略形状的块对环试验用块试验片、以及具有直径为20mm且长度为30mm的最终形状的热压缩试验用的试验片。
此外，由前述正火后的直径为45mm的棒钢的中心部，与锻造轴平行地切取图3所示粗略形状的块对环试验用环试验片以及直径为40mm、长度为450mm的切削性试验用的试验片。
需要说明的是，图1～3中示出的上述的各切取试验片中的尺寸的单位全部为“mm”，图中倒三角形的3种加工符号是JIS B 0601(1982)的解说表1中记载的表示表面粗糙度的“三角符号”。
前述正火后的直径为25mm的各棒钢余下中的一部分进行水淬火之后，供于非金属夹杂物调查。需要说明的是，后面对于调查方法的详细情况进行描述。
[5]渗碳淬火-回火：
对于全部的上述[4]中切取的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片、块对环试验用的块试验片以及环试验片，实施基于图4中示出的加热曲线的“渗碳淬火-回火”。需要说明的是，图4中的“Cp”表示碳势。另外，“130℃油淬火”表示在油温130℃的油中进行淬火，此外“AC”表示进行空冷。
需要说明的是，对于带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片，在用来悬挂而加工的孔中穿钢丝，以悬挂状态实施上述的处理。另一方面，块对环试验用的块试验片以及环试验片以平放在铁丝网上的夹具之上的状态实施上述的处理。
对于油淬火，在正在搅拌的淬火油中投入试验片来进行，以便能够均匀地淬火处理。
[6]机械加工(渗碳淬火-回火材的精加工)：
对实施了渗碳淬火-回火处理的上述的各试验片进行精加工，制作图5所示的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片、图6所示的块对环试验用的块试验片以及图7所示的块对环试验用的环试验片。
需要说明的是，关于图5～7中示出的前述的各试验片中的尺寸的单位，除了图6的记载为“试验面：Rq＝0.10～0.20”以及图7的记载为“试验面：Rq＝0.15～0.30”的位置之外，均为“mm”。此外，图5～7中的倒三角形的3种加工符号与先前图1～3中的同样，分别是JIS B 0601(1982)的解说表1中记载的表示表面粗糙度的“三角符号”。
此外，图5中加工符号上带的“G”意味着JIS B 0122(1978)中规定的表示“研削”的加工方法的省略符号。
进而，图5中的“～(波浪线)”为“波形记号”、为坯料，即意味着进行了前述[5]的渗碳淬火-回火处理的表面状态。
上述的图6中的“Rq＝0.10～0.20”以及图7中的“Rq＝0.15～0.30”意味着JIS B0601(2001)中规定的均方根粗糙度“Rq”分别为0.10～0.20μm以及0.15～0.30μm。
对于钢1～21分别进行显微组织的调查、利用热压缩试验的热加工性的调查、非金属夹杂物的调查、表面硬度的调查、芯部硬度的调查、有效硬化层深度的调查、晶界氧化层深度的调查、不完全淬火层的深度的调查、利用小野式旋转弯曲疲劳试验的疲劳特性的调查、利用块对环试验的耐磨耗性的调查以及利用车削加工的切削性的调查。
以下，对于上述各调查的内容进行详细地说明。
《1》显微组织的调查：
由前述[3]制作的直径为45mm的正火后的棒钢的横截面(相对于轧制方向或锻造轴垂直地截断的面)的R/2部(“R”是指棒钢的半径)切取试样。
以上述截断面成为检测面的方式埋入到树脂中之后，对于前述面进行研磨以实现镜面精加工，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀之后，利用光学显微镜以倍率400倍观察显微组织。观察任意的5个视场，鉴定“相”，并且利用图像分析测定铁素体的面积比例。
《2》热加工性的调查：
将如前述[4]那样操作而制作的直径为20mm且长度为30mm的热压缩用的试验片在1200℃下保持30分钟，然后如图8的(a)以及(b)所示，将长度方向作为高度，利用曲轴压力机进行压缩，制成高度3.75mm。
图8的(a)以及(b)分别为示意性地表示利用热的压缩试验前以及压缩试验后的试验片的尺寸及形状的图。
需要说明的是，各钢各5个进行上述使用曲轴压力机的压缩试验，用目视观察外周表面的裂纹，将在全部5个试验片中没有1个确认到开口宽2mm以上的裂纹的情况下评价为热加工性优异。
《3》非金属夹杂物的调查：
对于如前述[3]那样操作而进行了正火处理的直径为25mm的棒钢，将切取了图2所示的粗略形状的块对环试验用的块试验片后剩余的部分在900℃下保持30分钟之后，进行水淬火。
水淬火后以棒钢的纵截面(与轧制方向或锻造轴平行地沿其中心线截断的面)为检测面的方式埋入树脂中，对于前述面进行研磨以实现镜面精加工。
接着，根据ASTM-E45-11的A法，类型B以及类型D的非金属夹杂物之中，测定厚度大的夹杂物、具体而言厚度分别为超过4μm且12μm以下、以及超过8μm且13μm以下的夹杂物，进行各自的等级判定。
需要说明的是，以下的说明中，将上述的厚度大的类型B以及类型D的非金属夹杂物分别称为“BH”以及“DH”。
《4》表面硬度以及芯部硬度的调查：
使用如前述[5]那样操作而进行了渗碳淬火-回火处理的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片，将其直径8mm的切槽部横截，以截断面成为检测面的方式埋入树脂之后，对于前述面进行研磨以实现镜面精加工，使用显微维氏硬度计，调查表面硬度以及芯部硬度。
具体而言，基于JIS Z 2244(2009)中记载的“维氏硬度试验-试验方法”，对于在距试验片的表面0.03mm的深度位置的任意10个点的维氏硬度(以下，称为“HV”)，将试验力设为0.98N，用显微维氏硬度计、具体而言FUTURE-TECH制微小硬度计FM-700来测定，对它们的值进行算术平均来评价表面硬度。
同样地基于上述JIS的规定，对在不受渗碳影响的坯料部分的芯部中的任意10个点的HV，将试验力设为2.94N，用显微维氏硬度计进行测定，将其值进行算术平均来评价芯部硬度。
对于如前述[5]那样操作而进行了渗碳淬火-回火处理的块对环试验用的块试验片，还将其长度为15.75mm的中央部横截，以截断面成为检测面的方式埋入树脂之后，对前述面进行研磨以实现镜面精加工，使用显微维氏硬度计，以与使用上述的带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片的情况同样的方法调查表面硬度以及芯部硬度。
需要说明的是，对于如前述[5]那样操作而进行了渗碳淬火-回火处理的块对环试验用的块试验片，进一步使用真空炉在300℃下回火1小时后进行水冷的处理的情况也用与上述同样的方法来测定表面硬度。
《5》有效硬化层深度的调查：
使用只进行前述[5]的渗碳淬火-回火处理的、上述《4》的表面硬度以及芯部硬度的调查中使用的、带切槽的小野式旋转弯曲疲劳试验片及块对环试验用的块试验片的树脂包埋的试验片，进行有效硬化层深度的调查。
具体而言，与上述《4》的表面硬度的调查时同样地基于JIS Z 2244(2009)中记载的“维氏硬度试验-试验方法”，对于从经过镜面精加工的试验片的表面向中心的方向，将试验力设为2.94N，用显微维氏硬度计进行测定，测定HV达到550时的距表面的深度，将对任意10个位置测定得到的最小值作为有效硬化层深度。
《6》晶界氧化层深度以及不完全淬火层深度的调查：
使用前述《4》以及《5》中使用的树脂包埋的小野式旋转弯曲疲劳试验片，进行晶界氧化层深度以及不完全淬火层深度的调查。
具体而言，对上述的树脂包埋的试验片进行再次研磨，在镜面精加工后不腐蚀的状态下，以1000倍的倍率利用光学显微镜对试验片的表面部分进行任意10个视场观察，表面部分中将沿晶界所观察的氧化层作为晶界氧化层，对它们的深度进行算术平均，评价晶界氧化层深度。
进而，用硝酸乙醇腐蚀液对同样的试验片进行0.2～2秒腐蚀，以1000倍的倍率利用光学显微镜对试验片的表面部分进行任意10个视场观察，表面部分中将与周围相比腐蚀程度明显的部分作为不完全淬火层，对它们的深度进行算术平均，评价不完全淬火层深度。
《7》基于小野式旋转弯曲疲劳试验的疲劳特性的调查：
使用前述[6]的经过精加工的小野式旋转弯曲疲劳试验片，利用下述的试验条件实施小野式旋转弯曲疲劳试验，用在反复次数为107次下未断裂的最大的强度评价弯曲疲劳强度。
·温度：室温、
·气氛：大气中、
·转速：3000rpm。
需要说明的是，以与JIS G 4052(2008)中规定的SCM420H相当的钢的钢14的值为参考，弯曲疲劳强度为510MPa以上的情况下，视为弯曲疲劳特性优异，将其作为目标。
《8》基于块对环试验的耐磨耗性调查：
使用前述[6]的经过精加工的块对环试验用的块试验片以及环试验片，以下述的试验条件实施块对环试验，调查耐磨耗性。
·载荷：1000N、
·滑动速度：0.1m/秒、
·润滑：油温90℃的CVT用润滑油、
·总滑动距离：8000m。
即，将块试验片按压在于CVT用的润滑油中旋转的环试验片上，进行块对环试验至总滑动距离8000m为止，评价试验后的块试验片的磨耗量。需要说明的是，使用触针前端的半径为2μm、前端的圆锥的锥角为60°的接触式表面粗糙度测定机，将通过使该粗糙度计的触针按照块试验片的与环试验片的非接触部、块试验片的与环试验片的接触部、块试验片的与环试验片的非接触部移动而得到的最大深度作为磨耗量。
以与JIS G 4052(2008)中规定的SCM420H相当的钢的钢14的值为参考，上述的磨耗量为7.0μm以下的情况下视为耐磨耗性优异，将其作为目标。
《9》切削性试验：
使用NC车床对于前述[4]中制作的直径为40mm、长度为450mm的试验片的外周部进行车削加工来评价切削性。
车削加工以切削速度：200m/分钟、切深：1.5mm、进给量：0.3mm/转、不使用润滑剂的状态来实施。使用切削测力计，根据车削加工时的切削阻力和切屑处理性来评价切削性。
切削阻力是通过下式求出主分力、进给分力和背分力的合力而进行评价的。
切削阻力＝(主分力2+进给分力2+背分力2)0.5
需要说明的是，切削阻力若为900N以下，则视为切削阻力小。
切屑处理性如下地进行评价：对于各钢，在车削后的任意10个切屑之中，选择图9所示的切屑长度达到最大的切屑，测定其长度。切屑处理性在切屑长度为5mm以下的情况下、超过5mm且10mm以下的情况下以及超过10mm的情况下分别评价为“特别良好(○○)”、“良好(○)”以及“不良(×)”。
切削阻力小为900N以下并且切屑处理性为良好以上的评价(“○○”或“○”)的情况下，视为切削性优异，将其作为目标。
表2～4中总结示出上述的各调查结果。需要说明的是，表2中将直径为45mm的棒钢在900℃下保持1小时之后的冷却条件一并记作“在大气中放冷”或“用风扇风冷”。
[表2]
表2
[表3]
[表4]
表4
由表2～4可知，满足本发明中规定的条件的试验编号1～12的情况下，具有良好的热加工性并且切削性也优异，而尽管钢1～12不添加Mo，弯曲疲劳强度以及磨耗量仍各自充分地实现了以使用与“铬钼钢”的SCM420H相当的钢14的试验编号14的情况为标准进行评价的510MPa以上以及7.0μm以下的目标，可以确保高的弯曲疲劳强度和高的耐磨耗性。
与之相对，偏离本发明中规定的条件的比较例的试验编号13以及试验编号15～21的情况下，对于弯曲疲劳强度和耐磨耗性的任意一者或两者，不能达成以上述使用钢14的试验编号14的情况为参考而规定的前述目标(即，弯曲疲劳强度：510MPa以上、磨耗量：7.0μm以下)。此外，试验编号16以及试验编号17的情况下，热加工性也低、切削性也差。此外，试验编号18的情况下，切削性也差。
即，试验编号13的情况下，钢13的Fn2、即[Cr/(Si+2Mn)]超过本发明中规定的范围，因此弯曲疲劳强度低至490MPa、不能达成目标。
试验编号15的情况下，钢15的Fn3、即[1.16Si+0.70Mn+Cr]低于本发明中规定的范围。因此，磨耗量大至7.8μm、耐磨耗性差。
试验编号16的情况下，钢16的Si以及Mn含量高于本发明中规定的值、Cr含量低于本发明中规定的值。此外，Fn1、即[Mn/S]高于本发明中规定的范围，而且Fn2、即[Cr/(Si+2Mn)]低于本发明中规定的范围。因此，弯曲疲劳强度低至460MPa、弯曲疲劳强度差。此外，由于使用曲轴压力机的压缩试验产生开口宽2mm以上的裂纹，热加工性也差。此外，组织为完全不含铁素体的贝氏体单相组织，因此切削阻力大、切削性也差。
试验编号17的情况下，钢17的S、Ti以及O的含量均高于本发明中规定的值，Mn以及Cr的含量低于本发明中规定的值。此外，Fn1、即[Mn/S]低于本发明中规定的范围，而且Fn2、即[Cr/(Si+2Mn)]低于本发明中规定的范围，以及Fn3、即[1.16Si+0.70Mn+Cr]低于本发明中规定的值。因此，弯曲疲劳强度低至420MPa、磨耗量大至15.4μm，弯曲疲劳强度以及耐磨耗性差。此外，观察到等级2.5的类型B的非金属夹杂物以及等级1.0的类型D的非金属夹杂物。此外，由于使用曲轴压力机的压缩试验产生开口宽2mm以上的裂纹，热加工性也差。此外，铁素体的面积比例高于本发明中规定的范围，因此切屑处理性差、切削性也差。
试验编号18的情况下，钢18的Si的含量、Cr的含量以及Ti的含量高于本发明中规定的值，而且Fn2、即[Cr/(Si+2Mn)]也超过本发明中规定的范围，因此弯曲疲劳强度低至450MPa、不能达成目标。此外，铁素体的面积比例低于本发明中规定的范围，因此切削阻力大、切削性也差。
试验编号19的情况下，钢19的Fn2、即[Cr/(Si+2Mn)]低于本发明中规定的范围，因此弯曲疲劳强度低至490MPa、不能达成目标。
试验编号20的情况下，钢20的Fn1、即[Mn/S]低于本发明中规定的范围。因此，弯曲疲劳强度低至490MPa、不能达成目标。
试验编号21的情况下，钢21的Fn1、即[Mn/S]高于本发明中规定的值。因此，弯曲疲劳强度低至490MPa、不能达成目标。
产业上的可利用性
本发明的表面渗碳用钢钢材的成分成本低、具有良好的热加工性并且切削性也优异。而且，将该表面渗碳用钢钢材作为原材料的渗碳部件具备基于将JIS G 4052(2008)中规定的“铬钼钢”的SCM420H作为原材料的渗碳部件评价的良好的弯曲疲劳强度和耐磨耗性。因此，本发明的表面渗碳用钢钢材适宜用作为了轻量化/高扭矩化而要求高弯曲疲劳强度和高耐磨耗性的CVT皮带轮轴等渗碳部件的原材料。

Claims (2)

1.一种表面渗碳用钢钢材，其特征在于，具有如下的化学组成：
以质量％计，C：0.15～0.23％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.65～0.90％、S：0.010～0.030％、Cr：1.65～1.80％、Al：0.015～0.060％和N：0.0100～0.0250％，以及
余量由Fe和杂质组成，
下述式〈1〉、式〈2〉和式〈3〉所示的Fn1、Fn2和Fn3分别为25≤Fn1≤85、0.90≤Fn2≤1.20和Fn3≥2.20，
杂质中的P、Ti和O为P：0.020％以下、Ti：0.005％以下和O：0.0015％以下；
以面积比例计，组织的20～70％为铁素体，
上述铁素体以外的部分为包含珠光体和贝氏体中的1种以上的组织，
Fn1＝Mn/S···〈1〉
Fn2＝Cr/(Si+2Mn)···〈2〉
Fn3＝1.16Si+0.70Mn+Cr···〈3〉
其中，式〈1〉、式〈2〉和式〈3〉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所述的表面渗碳用钢钢材，其特征在于，以质量％计含有选自Cu：0.20％以下和Ni：0.20％以下中的1种以上来代替一部分Fe。
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