CN104480399A - 表面硬化钢和渗碳材料 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种表面硬化钢和渗碳材料，其成分组成为：含有C：0.10～0.35质量％、Si：0.01～0.50质量％、Mn：0.40～1.50质量％、P：0.02质量％以下、S：0.03质量％以下、Al：0.04～0.10质量％、Cr：0.5～2.5质量％、B：0.0005～0.0050质量％、Nb：0.003～0.080质量％、Ti：0.003质量％以下、以及N：低于0.0080质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

Description

表面硬化钢和渗碳材料
本申请为专利申请201180011314.6(申请日：2011年1月26日，发明创造名称：表面硬化钢和渗碳材料)的分案申请。
技术领域
本发明涉及一种供于施工机械、汽车领域中使用的机械结构用材料的、冷锻性优异且通过渗碳而具有高疲劳强度的表面硬化钢和高疲劳强度渗碳材料。
背景技术
对于将棒钢冷成型而制造的、例如汽车等的部件材料，要求高的冷锻性。由此，进行了实施球状化热处理来使碳化物球状化而提高冷锻性的实践。另外，从钢的成分组成的观点出发，还提出了减少对变形阻力影响大的Si的方案等。进而，也提出了有效活用B的淬硬性的钢。
例如，在专利文献1中提出了一种渗碳齿轮用钢，其通过根据提高B的淬硬性效果的程度而减少其它合金元素的量，从而由正火工序开始降低硬度，与以往的钢相比，使切齿性飞跃性地提高。
另外，在专利文献2中提出了一种表面硬化钢，其通过将减少作为固溶强化元素的Si和Mn而用B来确保淬硬性的成分体系与制造条件进行组合而确保冷加工性。
另一方面，近年来，对于汽车等所用的齿轮等而言，伴随着由节能化引起的车体重量的轻量化，要求尺寸的小型化，另外伴随着发动机的高输出化，施加于齿轮的负荷也增大。齿轮的耐久性主要由齿根弯曲疲劳破坏和齿面的表面压力疲劳破坏决定。对于齿根弯曲疲劳强度，渗碳时在表层产生的不完全淬火层的减少、原奥氏体粒径的微细化被认为是有效的。另外，对于表面压力疲劳强度的提高，指出了与回火软化抗性的关系，分别提出了提高了Si的成分、添加了Mo的成分、或者使微细的碳化物分散在渗碳表层的钢。
例如，在专利文献3中提出了通过使原奥氏体粒径为7μm以下而改善疲劳强度和韧性的渗碳用钢。另外，在专利文献4中提出了使碳化物微细分散于表面的渗碳层中的方案。
专利文献1：日本专利第3551573号
专利文献2：日本专利第3764586号
专利文献3：日本专利第3063399号
专利文献4：日本专利第4056709号
发明内容
但是，在上述专利文献1和2中，虽然冷加工性和冲击特性的提高得到确认，但是疲劳特性与以往的钢为同等程度。
另外，在专利文献3和4中，大量使用Nb、Ti及V等碳化物生成元素，在微细析出的情况下存在使加工时的变形阻力显著上升等问题。
本发明是鉴于上述实际情况而开发的，其目的在于提供一种不仅冷锻性优异而且在渗碳处理后具有高耐疲劳强度的表面硬化钢、以及使用该表面硬化钢的渗碳材料。
本发明人等为了解决上述课题而反复进行深入的研究，结果得到如下所述的见解。首先，深入查明了用于在为了提高耐疲劳强度而使C浓度为0.85质量％以上的高C浓度渗碳层(以下称为高浓度渗碳层)形成于表面硬化钢时，在渗碳表层中抑制粗大碳化物(主要为渗碳体)的生成而使碳化物微细分散的方法。
即，图1中表示在表面硬化钢的高浓度渗碳层表层中的影响到碳化物最大粒径的Al、B及Ti的关系。由该图可知，为了抑制粗大碳化物的生成而使碳化物微细地分散，重要的是Al和B量的控制及Ti添加量的控制。在此，图1中还示出了对一部分钢测定表面疲劳强度的结果，而还可知通过控制粗大碳化物的生成，可得到高的表面疲劳强度。
另外，对于使C浓度为0.70～0.84质量％的渗碳层(以下称为一般渗碳层)形成于表面硬化钢的情况，对于影响到表面疲劳强度的Al、Ti及B量的关系也进行了研究。将其结果一并示于图1中。可知：即使在形成一般渗碳层时，如果将Al和B量控制在特定范围且将Ti控制在0.003质量％以下，则也可得到高的表面疲劳强度。
应予说明，在图1中示出结果的实验为如下实验：将0.2质量％C-0.1质量％Si-0.6质量％Mn-1.5质量％Cr-0.02质量％Nb钢作为基本，准备向该基本组成中添加了各种含量的Al和B的钢坯料(余量为铁和不可避免的杂质)，对这些钢坯料实施以下条件的处理后，评价碳化物的最大粒径(μm)和表面疲劳强度(MPa)。
即，对于高浓度渗碳，由钢坯料加工25mmφ的圆棒，在碳势2％、950℃下进行5小时的高浓度渗碳，暂时冷却至600℃后，再次在850℃下保持30分钟，在60℃下油冷后，在170℃下进行2小时的回火处理。切断进行了该处理的样品后，用苦醇液腐蚀切断面，用扫描型电子显微镜在6000μm2的范围内观察从表面到30μm深的区域，利用图像解析求出碳化物的最大粒径。另外，从上述圆棒采集滚轴点蚀试验片，对其实施了从上述高浓度渗碳到回火处理的各处理，对由此得到的样品在滑移率40％和油温80℃的条件下进行了滚轴点蚀试验，评价了107次强度(试验片表面发生点蚀的临界强度)。
另外，对于一般渗碳，由钢坯料加工25mmφ的圆棒，从该圆棒采集滚轴点蚀试验片，对其在930℃、7小时、碳势1.1质量％的条件下实施渗碳后，在60℃下油冷，在170℃下实施2小时的回火处理。对由此得到的样品在滑移率40％和油温80℃的条件下进行了滚轴点蚀试验，评价了107次强度(试验片表面发生点蚀的临界强度)。
即，本发明的主要构成如下所述。
(1)一种冷锻性优异的表面硬化钢，具有如下的成分组成，
含有：
C：0.10～0.35质量％，
Si：0.01～0.50质量％，
Mn：0.40～1.50质量％，
P：0.02质量％以下，
S：0.03质量％以下，
Al：0.04～0.10质量％，
Cr：0.5～2.5质量％，
B：0.0005～0.0050质量％，
Nb：0.003～0.080质量％，
Ti：0.003质量％以下，以及
N：低于0.0080质量％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成。
(2)根据上述(1)所述的冷锻性优异的表面硬化钢，其中，上述成分组成进一步含有选自如下成分中的1种或2种以上：
Cu：1.0质量％以下，
Ni：0.50质量％以下，
Mo：0.50质量％以下，以及
V：0.5质量％以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的冷锻性优异的表面硬化钢，其中，上述成分组成进一步含有如下成分的1种或2种：
Ca：0.0005～0.0050质量％，以及
Mg：0.0002～0.0020质量％中。
综上所述，本发明的表面硬化钢是一种冷锻性优异的表面硬化钢，其具有如下的成分组成：含有C：0.10～0.35质量％、Si：0.01～0.50质量％、Mn：0.40～1.50质量％、P：0.02质量％以下、S：0.03质量％以下、Al：0.04～0.10质量％、Cr：0.5～2.5质量％、B：0.0005～0.0050质量％、Nb：0.003～0.080质量％、Ti：0.003质量％以下以及N：低于0.0080质量％，或者进一步含有选自Cu：1.0质量％以下、Ni：0.50质量％以下、Mo：0.50质量％以下、以及V：0.5质量％以下中的1种或2种以上，或者进一步含有Ca：0.0005～0.0050质量％和Mg：0.0002～0.0020质量％中的1种或2种，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
(4)一种高疲劳强度渗碳材料，是对上述(1)～(3)中任一项所述的表面硬化钢实施渗碳而成的，在从表面到0.4mm的表层区域中的碳量为0.70质量％以上。
(5)一种高疲劳强度渗碳材料，是对上述(1)～(3)中任一项所述的表面硬化钢实施渗碳而成的，在从表面到0.4mm的表层区域中的碳量为0.85质量％以上，该表层区域中的碳化物的最大直径为10μm以下、且平均粒径为4μm以下。
根据本发明，能够提供一种不仅冷锻性优异、而且渗碳处理后的耐疲劳强度也优异的表面硬化钢，在工业上非常有用。
附图说明
图1是表示影响碳化物析出状态的Al、B及Ti的量的图。
具体实施方式
以下，具体说明本发明的表面硬化钢。
首先，对在本发明中将钢的成分组成限定在上述范围的理由，每个成分地进行详细说明。
C：0.10～0.35质量％
为了利用渗碳热处理后的淬火来提高中心部的硬度，需要0.10质量％以上的C，但如果含量超过0.35质量％，则芯部的韧性降低，因此C量限定在0.10～0.35质量％的范围。优选为0.3质量％以下的范围。
Si：0.01～0.50质量％
Si作为脱氧剂是必需的，需要添加至少0.01质量％以上。但是，Si为在渗碳表层优先氧化并促进晶粒边界氧化的元素。另外，使铁素体固溶强化而提高变形阻力并使冷锻性劣化，因此将上限设为0.50质量％。优选的下限为0.03质量％。优选的上限为0.35质量％。
Mn：0.40～1.50质量％
Mn为对淬硬性的提高有效的元素，需要至少添加0.40质量％。但是，Mn易于引起晶粒边界氧化，另外过量添加使残留奥氏体增多，导致表面硬度降低，因此将上限设为1.50质量％。优选的下限为0.60质量％。优选的上限为1.40质量％。
P：0.02质量％以下
P在晶体晶粒边界偏析，使韧性降低，因此其混入越少越好，但容许至0.02质量％。优选为0.018％以下。
S：0.03质量％以下
S是作为硫化物系夹杂物存在而对可切削性的提高有效的元素。但是，过量添加导致疲劳强度降低，因此将上限设为0.03质量％。
Al：0.04～0.10质量％
Al为用于通过将钢中的N固定为AlN而得到B的淬硬性效果的重要元素。为了得到该效果，至少需要添加0.04质量％。但是，如果含量超过0.10质量％，则助长对疲劳强度有害的Al2O3夹杂物的生成，因此Al量限定在0.04～0.10质量％的范围。
Cr：0.5～2.5质量％
Cr为不仅有助于淬硬性的提高，也有助于回火软化阻力的提高，进而对促进碳化物的球状化也有用的元素，但如果含量不足0.5质量％，则其添加效果不足，另一方面，如果超过2.5质量％，则存在促进在渗碳部的残留奥氏体的生成而对疲劳强度造成不良影响的情况。因此Cr量限定在0.5～2.5质量％的范围。优选的下限为0.6质量％。优选的上限为2.0质量％。
B：0.0005～0.0050质量％
B为本发明中最重要的元素。B通过在淬火热处理时在奥氏体晶粒边界产生偏析而提高淬硬性，有助于坯料硬度的提高。通过该效果，能够削减其它强化元素，其结果是可得到由变形阻力降低所致的冷锻性提高。为了发挥该效果，至少需要添加0.0005质量％以上。另一方面，过量添加导致韧性、锻造性等的降低，因此将上限设为0.0050质量％。优选的B含量的上限为0.0030质量％。
Nb：0.003～0.080质量％
Nb在钢中形成NbC，通过钉扎效果来抑制渗碳热处理时的奥氏体粒径的粗粒化。为了得到该效果，至少需要添加0.003质量％以上。另一方面，如果超过0.080质量％地进行添加，则有可能导致由粗大的NbC的析出所致的粗粒化抑制能力的降低、疲劳强度的劣化，因此设为0.080质量％以下。优选的下限为0.010质量％。优选的上限为0.060质量％。
Ti：0.003质量％以下
Ti为优选极力避免混入钢中的成分。Ti与N结合，容易形成粗大的TiN。这样导致渗碳表层的碳化物的粗大化、疲劳强度的降低，因此将上限设为0.003质量％。
N：低于0.008质量％
N为优选极力避免混入钢中的成分。因此为了确保B的淬硬性和抑制TiN的形成，N设为低于0.008质量％。
另外，在本发明中，为了提高淬硬性，可在上述成分中进一步含有选自Cu：1.0质量％以下、Ni：0.50质量％以下、Mo：0.50质量％以下、以及V：0.5质量％以下中的1种或2种以上。
Cu为对淬硬性的提高有效的元素，优选以0.1质量％以上进行添加，但大量添加导致钢材表面性状的劣化、合金成本的增加，因此将上限设为1.0质量％。
Ni、Mo以及V为对淬硬性、韧性的提高有效的元素，分别优选为0.1质量％以上、0.05质量％以上以及0.02质量％以上，但由于高价而分别将上限设为0.50质量％。
另外，在本发明中，为了控制硫化物的形态并提高可切削性、冷锻性，可在上述成分中进一步含有Ca：0.0005～0.0050质量％和Mg：0.0002～0.0020质量％中的1种或2种。
即，要得到由Ca和Mg产生的上述效果，至少分别需要添加0.0005质量％、0.0002质量％。另一方面，过量添加时，形成粗大的夹杂物，对疲劳强度造成不良影响，因此对于Ca和Mg，将上限分别设为0.0050质量％和0.0020质量％。
应予说明，余量组成为铁和不可避免的杂质。
对以上说明的成分组成的表面硬化钢实施冷加工而形成部件形状后，实施渗碳处理。渗碳处理可以在对表面硬化钢通常进行的条件(以下称为一般渗碳)下实施。即，通过以碳势0.8～1.1质量％、900℃以上保持3～7小时，在表层形成至表层0.4mm的C浓度至少成为0.7质量％以上的渗碳层。形成渗碳层后，实施对一般表面硬化钢实施的淬火、回火。即，用60～140℃的油进行淬火，使表层(渗碳层)的组织形成含有10～40％的残留奥氏体的马氏体组织，然后在160～200℃下实施1～2小时的回火，从而能够得到旋转弯曲疲劳强度和表面疲劳强度优异的渗碳材料。应予说明，为了不使渗碳层形成长时间化，用于形成渗碳层的温度优选设为900℃以上，从渗碳炉耐久性的观点出发优选设为950℃以下。另外，从抑制淬火时材料变形的观点出发，淬火处理时的油的温度优选设为60℃以上，从得到必需的钢组织(含有10～40％的残留奥氏体的马氏体组织)而确保硬度的观点出发优选设为140℃以下。一般渗碳中的渗碳层的C浓度低于0.85质量％。
另外，本发明的表面硬化钢材与上述一般渗碳相比，特别适合如下的高浓度渗碳：通过将渗碳层的C浓度提高至0.85质量％以上，从而以使碳化物析出来进一步提高渗碳层的硬度而提高表面疲劳强度为目的。在高浓度渗碳的情况下，在以往使用的表面硬化钢中，粗大碳化物的量变多，无法期待表面疲劳强度的进一步提高。但是，在本发明的表面硬化钢中，即使将渗碳层的C浓度提高至0.85质量％以上也能够抑制粗大碳化物的析出，提高表面疲劳强度。即，渗碳处理后，在表面下至0.4mm的表层区域中，碳量为0.85质量％以上，在此形成的碳化物的最大直径可以为10μm以下且平均粒径可以为4μm以下。只要在该范围内，就对表面疲劳强度的提高特别有效。相反，如果超出该范围，则无法期待进一步的表面疲劳强度的提高。
如果表层区域中的碳量低于0.85质量％，则得不到充分量的碳化物，不能实现表面疲劳强度的进一步提高。另外，如果碳化物的最大直径超过10μm，则由于粗大碳化物成为疲劳龟裂的起点等而导致疲劳寿命降低。在平均粒径超过4μm的情况下也同样会导致疲劳寿命的降低。
应予说明，要得到符合上述规定的碳化物，优选在以下条件下进行渗碳热处理。即，优选在碳势1.2～2.5质量％、930～1050℃下保持1～5小时左右，进行渗碳，暂时冷却至550～650℃，然后再次在830～880℃下保持30～60分钟后，以60～140℃的油实施淬火，然后实施回火，回火温度优选170～200℃的范围。通过进行以上处理，在表层形成的渗碳层的钢组织如上所述成为碳化物微细分散成最大直径为10μm且平均粒径为4μm的、含有10～40％的残留奥氏体的马氏体组织。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。
对表1所示的成分组成的钢(余量为铁和不可避免的杂质)进行熔炼，暂时加热至1150℃以上后，成为170mm×170mm方形截面的中间坯料，进一步加热至Ac3+100℃以上后，利用热轧而成型成直径为60mm的圆棒。对得到的圆棒进行冷锻性的评价。
表1
此处，对于冷加工性，用临界镦锻率和变形阻力这两个项目进行评价。
即，从距棒钢表面的深度为1/4直径的位置(1/4D位置)，采集直径为10mm且高度为15mm的试验片，使用300t压力机来测定60％镦锻时的压缩负荷，利用日本塑性加工学会提倡的端面限制压缩而使用变形阻力测定方法求出。
另外，临界镦锻率是将用测定变形阻力的方法进行压缩加工而在端部出现裂纹时的镦锻率作为临界镦锻率的。只要变形阻力值为899MPa以下、临界裂纹率为74％以上，就可以说冷锻性良好。
接着，对于疲劳特性，用旋转弯曲疲劳和表面疲劳这两个项目进行评价。
即，从上述棒钢的1/4D位置采集旋转弯曲试验片和滚轴点蚀试验片，对这些试验片进行一般渗碳和用于使碳化物大量生成的高浓度渗碳这两种热处理。对于一般渗碳，在930℃、7小时、碳势1.1质量％的条件下实施渗碳后，在60℃下进行油冷，在170℃下实施2小时的回火处理。另一方面，对于高浓度渗碳，在950℃、5小时、碳势2质量％的条件下保持，暂时冷却至600℃后，再次于850℃保持30分钟，在60℃下进行油冷后，在170℃实施2小时的回火处理。
此处，对于渗碳后的碳化物的测定，用苦醇液蚀刻后，用扫描电子显微镜在6000μm2的范围内观察从表面到30μm深的区域，用图像解析求出碳化物的最大直径至和平均直径。即，以圆相当直径的最大值作为最大直径，另外以圆相当直径的平均值作为平均直径。应予说明，对从表面到0.4mm的其它深度区域也进行了碳化物的观察，但是确认了从表面到30μm深的最大直径和平均直径均是最大的。此处，在碳化物的观察中，圆相当直径为0.5μm以上时，可识别作为碳化物。
应予说明，对于碳浓度的测定，通过对从表面到0.4mm深进行EPMA线性分析来进行。
对上述渗碳后的各试验片进行旋转弯曲试验和滚轴点蚀试验。首先，旋转弯曲疲劳试验在3500rpm的转速下实施，以107次的耐疲劳强度评价。另外，滚轴点蚀试验在滑移率为40％和油温为80℃的条件下，以107次强度(在试验片表面发生点蚀的临界强度)评价。
将得到的评价结果示于表2。
表2
如表2所示，可知根据本发明的发明例均是冷加工性优异且耐疲劳强度也优异的。

Claims (4)

1.一种表面硬化钢，含有：
C：0.10～0.35质量％，
Si：0.01～0.50质量％，
Mn：0.40～1.50质量％，
P：0.02质量％以下，
S：0.03质量％以下，
Al：0.04～0.10质量％，
Cr：1.45～2.5质量％，
B：0.0005～0.0050质量％，
Nb：0.003～0.080质量％，
Ti：0.003质量％以下，以及
N：低于0.0080质量％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的表面硬化钢，其中，所述表面硬化钢进一步含有选自以下成分中的1种或2种以上：
Cu：1.0质量％以下，
Ni：0.50质量％以下，
Mo：0.50质量％以下，以及
V：0.5质量％以下。
3.根据权利要求1或2所述的表面硬化钢，其中，所述表面硬化钢进一步含有以下成分中的1种或2种：
Ca：0.0005～0.0050质量％，以及
Mg：0.0002～0.0020质量％。
4.一种渗碳材料，是对权利要求1～3中任一项所述的表面硬化钢实施渗碳而成的，在从表面到0.4mm的表层区域中的碳量为0.70质量％以上。
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