CN106062227A - 表面硬化钢及由其获得的渗碳部件 - Google Patents

Abstract

本发明解决了以下问题：即提供冷锻性和硬化性优异的表面硬化钢以及由其获得的渗碳部件。该表面硬化钢满足以下关系式(1)：σ_MAX＜12.8×DI+745关系式(1)，其中DI为通过乔米尼末端淬透性试验确定的值，σ_MAX(MPa)是按照以下方式确定的最大变形阻力：从经受了球化退火的材料中切出尺寸为15mm(直径)×22.5mm的试验片，并在保持各试验片的端面被约束的状态下以70％的压缩比进行冷压使其变形。所述渗碳部件是通过对表面硬化钢进行渗碳淬火而获得的。

Description

表面硬化钢及由其获得的渗碳部件

技术领域

本发明涉及具有优异冷锻性和硬化性的表面硬化钢，还涉及利用其所得到的渗碳部件。

背景技术

作为将钢材加工成齿轮及其它部件形状的一种方法，广泛使用了在高温下锻造钢材的热锻造。

然而，在热锻造中，需要在高温条件下加热被锻造材料，并且需要加热模具。因此，由于消耗大量的热能并且加工步骤的数目增加，从而存在所需成本增加的问题。

已经将加工方法从热锻造转变为冷锻造。在冷锻造中，不需要加热并且加工步骤的数目减少。因此，有可能降低所需的成本。

然而，与热锻造相比，在冷锻造过程中被锻造材料的变形阻力增加，因此存在模具磨损或断裂等显著问题。

为了解决这一问题，通常采用的策略是通过抑制合金元素的添加以降低材料(钢材)的硬度，从而降低锻造加工时的变形阻力，或类似的策略。

然而，通过减少合金元素的添加以降低硬度和变形阻力会导致部件强度下降。

顺带提及，例如，齿轮是通过以下方式制造以供使用的：通常通过切割、锻造及类似的步骤将钢成型为部件形状，然后对钢进行渗碳淬火以提高其耐磨性和疲劳强度，并对钢进行表面处理。

一直以来，作为在渗碳时的淬火，油淬是主流。然而近年来，在一些情况下也采用在小渗碳炉中通过气体冷却进行淬火。通过气体冷却进行淬火的优势在于气淬时的变形量比常规油淬时的变形量小。

然而，由于气体冷却的冷却速度比油冷却的冷却速度低，因此为了获得能够确保其强度的硬度，需要加入大量合金元素。当为了提高硬化性而添加大量合金元素时，钢材的硬度增加，因而上述提到的冷锻性劣化。

即，冷锻性和硬化性通常是需要权衡的关系，并且同时满足这两种特性还存在技术困难。

此外，以下专利文献1披露了的发明涉及“具有优异冷加工性能和防止渗碳时的粗粒形成性能的表面硬化钢材及其制造方法”，其中披露了：为了确保冷加工性，将Cr含量限制在1.25％以下，为了确保硬化性而添加B，以及为了抑制晶粒的异常颗粒生长，以使直径为0.2μm以下的TiC和NbC析出物颗粒的密度在10颗粒/μm²以上的方式限定Ti和Nb析出物颗粒的量。

专利文献1与本发明的不同之处在于其添加了大量的Ti以使TiC析出(Ti和N的平衡与本发明不同)，并且其添加了在本发明中被视为杂质组分的Nb。

背景技术文献

专利文献

专利文献1：JP-A-2004-183064

发明内容

本发明所解决的问题

以上述情况为背景做出了本发明，并且本发明的目的在于提供一种表面硬化钢以及利用其得到的渗碳部件，所述表面硬化钢具有优异的冷锻性、并且能够提高使利用气淬(气体冷却)进行渗碳淬火成为可能所需的硬化性。

解决问题的手段

本发明涉及如下[1]至[7]项。

[1]一种表面硬化钢，其满足表示最大变形阻力σ_MAX(MPa)和DI值之间的关系的下式(1)，所述最大变形阻力σ_MAX(MPa)是对于从球化退火后的材料中切出的尺寸为φ15×22.5mm的试验片，在其端面受约束的状态下以70％的压缩比进行冷锻造从而使其压缩变形时而获得的值，并且所述DI值是由乔米尼末端淬透性试验(Jomimy quenching test)获得的：

σ_MAX＜12.8×DI+745…式(1)。

[2]一种渗碳部件，其通过冷锻造将表面硬化钢加工为部件形状、随后进行渗碳淬火而得到，所述表面硬化钢满足表示最大变形阻力σ_MAX(MPa)和DI值之间的关系的下式(1)，所述最大变形阻力σ_MAX(MPa)是对于从球化退火后的材料中切出的尺寸为φ15×22.5mm的试验片，在其端面受约束的状态下以70％的压缩比进行冷锻造从而使其压缩变形时而获得的值，并且所述DI值是由乔米尼末端淬透性试验获得的：

σ_MAX＜12.8×DI+745...式(1)，

其中，对于每1mm²渗碳淬火后的原始奥氏体晶粒的晶界面积，析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量为4.5×10^-10mol以下。

[3]根据[2]所述的渗碳部件，其中所述渗碳淬火为利用气淬进行的渗碳淬火。

[4]根据[2]和[3]中任一项所述的渗碳部件，其中，在所述渗碳淬火后的结构中，原始奥氏体晶粒的平均晶粒度为No.6以下。

[5]根据[2]至[4]中任一项所述的渗碳部件，其是通过冷锻造将所述表面硬化钢加工为部件形状，随后进行渗碳淬火而形成的，按质量％计算，所述表面硬化钢的组成包含：

0.10％至0.30％的C；

0.01％至1.50％的Si；

0.40％至1.50％的Mn；

0.01％至0.10％的S；

0.03％以下的P；

0.05％至1.00％的Cu；

0.05％至1.00％的Ni；

0.01％至2.00％的Cr；

0.01％至0.50％的Mo；

0.001％以下的Nb；

0.005％至0.050％的s-Al；

0.005％至0.030％的N；

0.001％至0.150％的Ti；以及

0.000％至0.300％的Zr，

余量为Fe和不可避免的杂质，

其中分别代表Ti、Zr和N的含量的[Ti]、[Zr]和[N]满足以下式(2)：

|[Ti]/47.9+[Zr]/91.2-[N]/14|/100≤3.5×10^-6mol/g...式(2)。

[6]根据[2]至[4]中任一项所述的渗碳部件，其是通过冷锻造将所述表面硬化钢加工为部件形状，随后进行渗碳淬火而形成的，按质量％计算，所述表面硬化钢的组成包含：

0.10％至0.30％的C；

0.01％至1.50％的Si；

0.40％至1.50％的Mn；

0.01％至0.10％的S；

0.03％以下的P；

0.05％至1.00％的Cu；

0.05％至1.00％的Ni；

0.01％至2.00％的Cr；

0.01％至0.50％的Mo；

0.001％以下的Nb；

0.001％至0.008％的s-Al；

0.005％至0.030％的N；

小于0.001％的Ti；以及

小于0.001％的Zr，

余量为Fe和不可避免的杂质。

[7]根据[5]和[6]中任一项所述的渗碳部件，其中按质量％计算，所述表面硬化钢进一步包含：

0.001％至0.010％的B。

发明效果

根据本发明，能够提供一种表面硬化钢以及利用其得到的渗碳部件，所述表面硬化钢具有优异冷锻性、并且能够提高使利用气体冷却进行渗碳淬火成为可能所需的硬化性。

附图说明

图1(a)为示出钉扎颗粒(析出物颗粒)数目最少时晶粒变化行为的示意性模式图。图1(b)为用于说明异常晶粒生长的形成而示出的比较例的图示。

图2为用于说明实施例中冷锻造的步骤的图示。

图3为示出了实施例和比较例中DI值和最大变形阻力之间的关系的图示。

图4为示出了实施例和比较例中球化退火后的硬度和进行油淬或气淬时的淬火后硬度之间的关系的图示。

具体实施方式

上述[1]中，理想临界直径(DI)值为表示硬化性的指标。

本发明中，该DI值基于由JIS G 0561(2011)规定的乔米尼末端淬透性试验的结果来确定。

具体而言，首先，通过乔米尼末端淬透性试验得到JI值。在此，该JI值定义为50％马氏体下的硬度。

在乔米尼末端淬透性试验中，将加热至预定的淬火温度的状态下的圆柱状试验片的下端面通过喷水冷却并淬火。然后，切割其侧面得到具有预定厚度的平坦表面，并测定在距离下端面1.5mm高度的位置的硬度(HRC)。按照以下方式由1.5mm高度(位置)处的硬度得到所述JI值。

JI＝1.5mm位置硬度(HRC)-12(HRC)

将由此得到的JI值代入下式以计算DI值。

[算式1]

$DI=232\×{\[\frac{JI}{JI+18.8}\]}^{1.24}$

另一方面，最大变形阻力σ_MAX是表示进行冷锻造时的可锻性的指标。当该值下降时，冷锻性变得更令人满意。相反，当该值上升时，冷锻性变得更差。

通常，为了提高钢材的硬化性，如上所述，会添加大量淬火相关的合金元素。此时，钢材的DI值会上升。

同时，钢材的冷锻性劣化，并且上述σ_MAX值变大。也就是说DI值和σ_MAX值都增加。

此外，JIS G 0561(2011)的内容以引用方式并入本文。

进一步地，“φ”是指直径。

在本发明中，制造渗碳部件时使用DI值和σ_MAX值均满足式(1)的关系的钢材(表面硬化钢)。

在该表面硬化钢中，即使通过增加DI值而使硬化性提高时，最大变形阻力σ_MAX仍然处于预定水平以下的低值。由此，可以确保令人满意的冷锻性和令人满意的硬化性这两个特性，并且可以在通过冷锻造成型部件的同时，提高渗碳处理时利用气体冷却进行淬火所需要的硬化性。

在此，气体冷却是指将非氧化性气体(例如氮气和氩气等惰性气体)喷到目标对象上以使其进行冷却的方法。

本发明中，对于每1mm²渗碳后的原始奥氏体晶粒的晶界面积，TiC、AlN和ZrC的总析出量为4.5×10^-10mol以下，并且也尽可能地避免了渗碳时析出物颗粒对晶界的钉扎，由此降低了晶粒的粒度级别数，即，通过晶粒粗化可以提高DI值并且冷锻性也可以提高。

为了防止晶粒变粗，这样一种技术是广泛使用的：其中，在渗碳处理之前的制造步骤中，通过析出分散状态的如AlN等的颗粒从而对晶界进行钉扎。

然而，对于这种通过利用该类析出物颗粒对晶界进行钉扎的技术，其并不能充分地抑制其中局部发生晶粒的异常粗化的异常晶粒生长。

本文中使用的术语“异常晶粒生长”是指由于如下原因而发生的现象，该原因为：尽管在渗碳初期析出物颗粒的钉扎力大于晶粒生长的驱动力，但是在渗碳过程中，这些力之间的大小关系发生逆转，并且晶粒生长的驱动力变得大于析出物颗粒的钉扎力。由于在渗碳过程中析出物颗粒的固溶，析出物通过奥斯特瓦尔德生长(Ostwald growth)而粗化等原因，钉扎力减小，因此发生了这些力的逆转。

此外，关于进行冷锻造的部件，在锻造时向部件的内部引入了塑性变形分布，并且在变形显著的区域中，会发生钉扎力与晶粒生长驱动力之间的大小逆转，从而造成晶粒的异常晶粒生长。

图1(b)以模型的方式示出了异常生长晶粒的发生。

图1(b)中的(A)示出了渗碳初期的状态，p表示析出物颗粒(钉扎颗粒)。在渗碳初期的这种状态中，晶界之间插入有大量的析出物颗粒p，并且晶粒q之间的晶界被钉扎并受到约束，从而抑制了晶粒q生长至更大的尺寸。

然而，一些钉扎晶界的析出物颗粒p会由于在渗碳过程中形成固溶体而消失，并且这些析出物颗粒p引起的钉扎(约束)被破坏(解钉)，由此在晶界处不存在钉扎的一些邻近的晶粒对发生聚结并生长为一个晶粒。

通过这种方式实现尺寸增加的晶粒能够获得晶粒生长的动力，并且在析出物颗粒p的钉扎力相对降低的情况下，各晶粒分别破坏了析出物颗粒p对晶界的钉扎，并将相邻晶粒一个接一个地吞并，从而持续进行晶粒生长。

即，一旦由析出物颗粒p产生的晶界钉扎被破坏，则钉扎被破坏的晶界成为晶粒生长的中心，并且由该晶界开始，会连锁地发生晶粒的颗粒生长，从而发生如图1(b)中的(B)所示的异常晶粒生长，并最终异常地形成巨大晶粒Q。

图1(b)中的(C)示出了异常生长晶粒的实例(渗碳后的晶粒照片)。

当发生这种异常晶粒生长时，由于硬化性的局部改善而造成热处理变形，因此造成了产生噪音和振动或降低疲劳强度的问题。

一直以来，在这种情况中，人们采取了一些手段，使更大量的析出物颗粒以分散状态析出，以进一步提高析出物颗粒的晶界钉扎力。然而，这些手段并不能充分抑制异常晶粒生长的发生。

此外，如上所述，当大量析出物颗粒以分散的状态析出时，析出物颗粒本身是冷锻造时导致变形阻力增加的因素之一。

尤其是近年来，如下技术被广泛采用：提高渗碳温度以缩短渗碳时间的技术；进行冷锻以降低部件的制造成本的技术；以及适应环境保护的技术，如在生产中进行真空渗碳以减少CO₂排放并提高强度。然而，在这些技术中更易于发生异常晶粒生长。

在上述[2]中，由于通过将每1mm²渗碳后的原始奥氏体晶粒的晶界面积中析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量限制为4.5×10^-10mol以下，从而使析出物颗粒的密度最小化，由此在渗碳初期即实现“析出物颗粒的钉扎力＜晶粒生长的驱动力”的状态。

下面，将基于图1(a)的模型图来说明这一点。

在图1(a)的模型图中(为了便于理解，基于不存在析出物颗粒的析出这一假定来呈现)，在(A)的渗碳初期，各晶粒q的大小基本相同，并且沿着各自的晶界彼此间相互接触。

随后，在背景技术中的通过析出物颗粒钉扎晶界的技术中，如上所述，一些析出物颗粒在渗碳时发生固溶并消失，因此发生了异常晶粒生长，其中某些晶粒持续进行异常生长并变粗，由此形成了巨大晶粒。

与这种结果相反的是，在根据本发明的图1(a)的模型图的情况中，由于从渗碳开始便不存在析出物颗粒对晶界的约束或钉扎，因此在渗碳过程中，晶粒q趋向于自由生长，而不会受到析出物颗粒的钉扎作用。

然而，在不受析出物颗粒的钉扎作用而趋向于自由生长这一点上，所有晶粒q都是一样的。因此，每个晶粒q均受到了来自其周围的其他晶粒的晶粒生长压力以作为抑制晶粒生长的压力。因此，所有的晶粒q均不可能发生异常生长，并且所有晶粒q都被约束至在某种程度上均等地生长。

因此，尽管停止晶粒生长的析出物颗粒不存在(要说有什么的话，这正是这样的析出物颗粒不存在的原因)，各晶粒q仍被约束至彼此在相同的程度上微小生长，并且可有效抑制晶粒q中的任何特定晶粒异常地发生异常生长。

顺带提及的是，图1(a)中的(C)示出了这样的样品照片，在该样品中，通过将析出物颗粒的析出降至最少，从而抑制了异常晶粒生长(渗碳后的晶粒照片)。

此外，本申请的申请人的另两项专利申请日本专利申请No.2013-134262和日本专利申请No.2013-134263(两项均未公开)披露了通过使析出物颗粒数目降至最少，从而抑制异常晶粒生长同时使单个晶粒均匀生长的方面。

如上文所述，在上述[2]中，通过将析出物颗粒的析出降至最低，在抑制了异常晶粒生长的同时使得晶粒均匀生长。因此，通过降低变形阻力，冷锻性提高，并且硬化性也提高。通过使析出物颗粒数目降至最低，抑制了析出物颗粒本身成为冷锻时变形阻力增加的原因，从而提高了冷锻性。

根据本发明人的研究已发现，通过使钢中的析出物颗粒密度降至最低，使得每1mm²的渗碳后原始奥氏体晶粒的晶界面积中析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量在4.5×10^{- 10}mol以下，从而能够获得在抑制异常晶粒生长的状态下的晶粒生长。

在本发明中，对原始奥氏体晶粒的晶界面积的1mm²单位面积中析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量加以限制的原因如下。

首先，析出物颗粒的钉扎作用会随着晶界面积的不同而改变，随着晶界面积增加，需要大量的析出物颗粒。相反，随着晶界面积降低，析出物颗粒的数目可能变小。

其次，析出物颗粒的量仅为渗碳部件中测得的析出物颗粒的量，并且析出物颗粒的量包括存在于原始奥氏体晶界处的析出物颗粒以及不存在于原始奥氏体晶界处的析出物颗粒。此处，随着析出量的增加，存在于晶界处的析出物颗粒的量自然也增加。

再次，在本发明中，晶界处的析出物颗粒的量是很重要的。然而，当析出物颗粒的总量较大时，存在于晶界处的析出物颗粒的量也增加，因此通过将析出物颗粒的总量换算并整理为每单位面积的原始奥氏体晶粒的量，由此可确定析出物颗粒对钉扎的影响。

在本发明中，关于上述渗碳淬火，可以为使用气淬进行的渗碳淬火(上述[3])。

在这种情况下，可以减少渗碳淬火过程中产生的变形。

在本发明中，可以将渗碳淬火后结构中的原始奥氏体晶粒的平均晶粒度设为No.6以下(上述[4])。

以这种方式，可以降低渗碳前的平均晶粒度级别数，即，可以提高晶粒尺寸，由此，可以提高冷锻性和硬化性。

在本发明中，渗碳部件可使用具有上述[5]所限定的化学组成的钢材(表面硬化钢)来获得。

在具有上述[5]所限定的化学组成的表面硬化钢中，通过控制Ti、Zr和N的含量以满足以上表达式(2)，可以最小化作用于晶界的钉扎的析出物颗粒的密度。

具体而言，例如，通过向钢中添加Ti和Zr，在钢锻造时，通过Ti和Zr与钢中所包含的N的结合，从而使对晶界的钉扎没有贡献的TiN和ZrN结晶，并且通过钢中的N与Al结合从而抑制析出具有钉扎作用的AlN。

然而，当添加过量的Ti和Zr时，会造成TiC和ZrC的析出，从而导致具有钉扎作用的析出物颗粒的形成，因此控制这些元素的量以使其不过量并满足式(2)是重要的。

简而言之，式(2)具有如下含义。

即，在如下两种情况的任意一种中，会在钢中形成不期望的量的析出物颗粒，其中这两种情况为：在钢中存在大量的N的情况，其中N可通过与钢中的Al反应而转化为AlN；以及在钢中存在大量的Ti和Zr的情况，其中Ti和Zr可通过与钢中的C反应而转化为TiC和ZrC。因此，在凝固时，Ti和Zr会与钢中的N结晶化并形成结晶物，由此N、Ti和Zr(其能够形成析出物颗粒)被固定(消耗)，因此通过式(2)规定了剩余的Ti、Zr和N，并且将其数值控制为3.5×10^-6mol/g以下的目标值。

然而，也可在用于渗碳部件的钢材中采用上述[6]中定义的化学组成，从而将对晶界产生钉扎作用的析出物颗粒的密度最小化。

具体而言，在上述[6]中，在通过使Ti和Zr的添加量分别小于0.001％、优选不添加Ti和Zr的同时，使形成析出物颗粒的s-Al的添加量变小，从而将析出物颗粒的密度最小化，其中Ti和Zr通过形成结晶物而消耗钢中的N。

此外，在本发明中，按质量％计，钢材可包含B：0.001％至0.010％作为可任选的成分(上述[7])。

在本发明中，可通过如下方式获得原始奥氏体晶粒的晶界面积以及TiC、AlN和ZrC的析出量。

(获得晶界面积的方法)

垂直切割渗碳制品的表面，并从渗碳制品上切下观察用样品。对包括表面的截面进行抛光，从而使原始奥氏体晶界露出。然后，根据JIS G 0551(1998)中定义的方法测量平均晶体粒度n(当测量平均晶体粒度时，包括表层(渗碳层)在内进行测量)。由此，通过下式来计算原始奥氏体晶粒半径r。

r＝(3/2×1/(2⁽ⁿ⁺³⁾×π))^0.5...式(3)

此外，通过如下方式获得式(3)。

JIS G 0551(1998)中单位面积(1mm²)的晶粒级别数m与平均晶体粒度n之间的关系满足m＝2⁽ⁿ⁺³⁾。假设原始奥氏体晶粒呈半径为r的球状，由该关系式可得到晶粒的截面积为πr²＝3/2×1/m＝3/2×1/(2⁽ⁿ⁺³⁾)。由此，可由式(3)表示半径r。

此处，系数“3/2”为考虑到所测量的截面通常偏离晶粒的中心而确定的系数。

此外，通过引用的方式将JIS G 0551(1998)的内容引入本文。

晶界面积可由利用半径r的下式(4)表示。

晶界面积＝(单位质量(1g)的钢材中所包含的原始奥氏体晶粒的个数)×一个原始奥氏体晶粒的表面积×1/2＝(1000/7.8)/(4/3×π×r³)×4πr²×1/2...式(4)

此处，“(1000/7.8)”为钢的密度的倒数，“1/2”为考虑到相邻晶粒彼此接触而确定的系数。

由此，通过上述式(3)和(4)，可通过测量平均晶体粒度n来获得原始奥氏体的晶界面积。

(TiC的定量方法)

根据电解法，使用含有10％的乙酰丙酮和1％的四甲基氯化铵的甲醇溶液(10％AA溶液)来进行所有析出物的提取。在电解后，利用孔径为0.2μm的Nuclepore Filter进行抽滤，并通过基于混合酸分解的熔融将所获得的部分残渣转变为溶液，然后通过ICP发射光谱对全部析出物中的金属元素成分进行定量，由此确定每预定质量中的Ti析出物的量，并且进一步将所述量换算为每克的量。将所获得的另一部分残渣在含有10％的溴的甲醇溶液中进行浸渍处理，从而仅提取出TiN作为残渣，通过质量测量定量每预定质量中的TiN的量，并将该量换算为每克的量。然后，由下式确定TiC的量(每克的TiC的量)。

TiC的量＝(全部Ti析出物的量)-(TiN的量)

(ZrC的定量方法)

利用与TiC的定量中相同的方法来进行ZrC的定量。

(AlN的定量方法)

将母材溶解于含有14％的碘的甲醇溶液中，并根据ICP发射光谱，对溶解后剩余的残渣的一部分进行每单位克中全部Al(AlN和Al₂O₃)的定量。此外，利用硫酸对残渣的另一部分进行酸分解，由此使氮化物与氧化物分离，并且氧化物留在残渣中。可将通过元素分析进行的定量Al转化为定量Al₂O₃。因此，可由下式确定AlN的量：

AlN的量＝Al成分(AlN和Al₂O₃)的总量-Al₂O₃的量

由通过上述方法确定的晶界面积和析出物的量，可利用下式获得每1mm²的原始奥氏体晶界的析出物的量。

每1mm²的原始奥氏体晶界的析出物的量＝(析出物的量)/(原始奥氏体晶界的面积)

下面将说明本发明中限制各化学成分等的原因。在此，每种化学组分的组成中的“％”是指“质量％”。

C：0.10％至0.30％

从确保硬度和强度的观点来看，C的含量为0.10％以上。然而，当C的含量过高，大于0.30％时，通过冷锻法将钢材加工成为像齿轮等部件的形状时，加工性会劣化。因此，C含量的上限为0.30％。

Si：0.01％至1.50％

从确保硬化性和强度的观点来看，Si的含量为0.01％以上。然而，当Si的含量过高，大于1.50％时，可锻性和切削加工性劣化，因此Si含量的上限为1.50％。

Mn：0.40％至1.50％

从控制夹杂物(如MnS)的形状并确保硬化性的观点来看，Mn的含量为0.40％以上。此外，当Mn的含量低于0.40％时，Mn会引发在芯部形成铁素体，从而使强度降低。因此，从这一方面来看，Mn含量为0.40％以上。然而，当Mn的含量过高，大于1.50％时，切削加工性会劣化。因此，Mn含量的上限为1.50％。

S：0.01％至0.10％

从确保切削加工性的观点来看，Si的含量为0.01％以上。然而，当S的含量过高，大于0.10％时，强度会降低。因此，S含量的上限为0.10％。

P：0.03％以下

在本发明中，P为会造成强度降低的杂质成分，因此P含量限制为0.03％以下。

Cu：0.05％至1.00％

当Cu的含量为0.05％以上时，其可有效确保硬化性。另一方面，当Cu的含量过高，大于1.00％时，热加工性会劣化。因此，Cu含量的上限为1.00％。

Ni：0.05％至1.00％

当Ni的含量为0.05％以上时，其可有效确保硬化性。另一方面，当Ni的含量过高，大于1.00％时，碳化物析出物的量降低，从而造成强度下降。因此，Ni含量的上限为1.00％。

Cr：0.01％至2.00％

Cr元素可有效提高硬化性并提高强度，因此其含量为0.01％以上。然而，当Cr的含量过高，大于2.00％时，加工性、尤其是切削加工性会劣化。因此，Cr含量的上限为2.00％。

Mo：0.01％至0.50％

Mo元素可提高强度，因此其含量为0.01％以上。在期望通过添加Mo从而获得更大的提高强度的效果时，Mo含量优选为0.15％以上。然而，当Mo的含量过高，大于0.50％时，加工性会劣化，并且成本也会增加。因此，Mo含量的上限为0.50％。

Nb：0.001％以下

在本发明中，Nb为杂质元素。当存在Nb时，会析出NbC并且钉扎晶界。因此，将Nb的含量控制为0.001％以下。

s-Al：0.005％至0.050％(上述[5])或0.001％至0.008％(上述[6])。

将Al引入钢中以用作脱氧剂。在上述[5]中，s-Al含量限制在0.005％至0.050％范围内。

另一方面，在上述[6]中，由于作为钢中的成分的Zr和Ti的含量分别小于0.001％，或者钢中优选不含有Zr和Ti，因此为了避免形成AlN，将s-Al含量的上限控制为0.008％以下。

s-Al表示酸溶性铝，可通过JIS G 1257(1994)的附录15中所定义的方法进行定量。此外，JIS G 1257(1994)的内容以引用方式并入本文。

N：0.005％至0.030％

Ti：0.001％至0.150％(上述[5])，＜0.001％(上述[6])。

Zr：0.000％至0.300％(上述[5])，＜0.001％(上述[6])。

这些N、Ti和Zr均通过彼此间的相互作用从而将有害的析出物颗粒的析出密度最小化。最小化的条件在满足上述[5]中的式(2)的范围内。

此外，在上述[6]中，各含量位于以相同的方式将有害的析出物颗粒的析出密度最小化所要求的范围内。

进一步地，在上述[5]中，可以通过在Ti和Zr中只含有Ti来满足式(2)。在这种情况下，不需要含有Zr。即，在上述[5]中，Zr是任选的组分，其含量在包括0.000％的范围内。

B：0.001％至0.010％

B为改善硬化性的元素，可根据需要包含0.001％以上的B。然而，当其含量大于0.010％时，在晶界处会形成B的析出物从而使强度降低。

作为析出物颗粒的TiC、AlN和ZrC的总量为：4.5×10^-10mol以下

在渗碳后的部件中，在每1mm²的原始奥氏体晶粒的晶界面积中，作为析出物颗粒的TiC、AlN和ZrN的总量为4.5×10^-10mol以下。这一点是非常重要的，这是因为从渗碳初期开始将析出物颗粒形成最小化，从而防止了晶界被析出物颗粒的钉扎显著约束或者将钉扎力削弱以抑制异常晶粒生长同时使晶粒生长。

实施例

将具有表1所示化学组成的各钢材熔融，在于1,250℃加热的条件下保持4小时，然后在950℃以上的温度下进行热轧，从而将所述钢材制成圆柱状的试验片和直径φ为30mm的钢棒，用于JIS G 0561(2011)中所定义的乔米尼末端淬透性试验。

采用乔米尼末端淬透性试验用的各试验片并进行乔米尼末端淬透性试验以获得DI值。

此外，采用直径φ为30mm的各钢棒并进行包括锻造试验在内的下述多种试验。

通常情况下，由于待冷锻的部件在锻造前进行了软化热处理，因此之后进行了将钢棒在760℃下保持4小时、然后温度以15℃/h的速度降低至650℃并进行了空气冷却的软化处理，测量软化处理后的硬度(洛氏硬度HRB)。

此外，由已经经过软化热处理的钢棒制备尺寸为φ15×22.5Lmm的用于冷锻的试验片10(参考图2(I))。通过以下方式对试验片10进行冷锻：如图2(II)和2(III)中所示，采用一对锻模12A和12B，将锻模12A和12B与试验片10的各端面接触，并在端面被约束的状态下以70％的缩小比和6.7(1/S)的压缩速率(变形速率)挤压试验片10，并测量最大变形阻力。通过对各钢材在n＝3下进行试验，并将所得的值取平均值，得到最大变形阻力。

接下来，对冷锻后的试验片在950℃下进行渗碳淬火，并且测量原始奥氏体晶粒的硬度和晶粒度。

渗碳条件如下，将试验片在950℃的温度和0.8％的碳势(CP)的条件下保持2小时，然后在850℃和0.8％的CP的条件下保持0.5小时。此后，将试验片在80℃的油中进行淬火(油淬)和气体冷却(通过吹气进行冷却)，即气淬，并且测量各淬火后的硬度(HRC)。

此外，在气体冷却中使用N₂气作为冷却气体，并且在气压为9巴(bar)且冷却风扇的转数为60Hz的条件下通过冷却风扇将气体吹到目标对象上。

进一步，通过以下方式测量硬度：对经过冷锻、渗碳淬火后得到横断面的试验片进行切割，使用洛氏硬度计在沿圆周方向相隔90°的4个点测量R/2(R：半径)部分的硬度，并获得其平均值。

另一方面，为了观察晶粒，将试验片(经过冷锻后通过油淬进行了渗碳淬火处理)切掉一半以获得垂直的截面，将该截面镜面抛光，其后用饱和苦味酸溶液对抛光的截面进行蚀刻，由此出现原始奥氏体的晶界。然后，测量晶粒度。在垂直截面的中心部分进行测量，并采用JIS G 0551(1998)中定义的方法作为测量方法。使用100倍放大倍率的光学显微镜以5个视野进行观察，并得到了平均值。

此外，对于实施例1、6和11，为了确保晶粒度的稳定性，也在1,050℃下进行了渗碳，并测量了晶粒度。

此外，在与上述条件相同的条件(淬火采用油淬)下，在1,050℃下进行渗碳处理，不同之处在于在1,050℃下进行渗碳来代替950℃下的渗碳。

在1,050℃下的渗碳和950℃下的渗碳之间，晶粒度没有显著差异，并且即使在高温条件下，由实施例中的钢材制备的部件也具有稳定的晶粒度特性。

此外，对于在950℃温度条件下经过渗碳处理(淬火方式为油淬)的试验片，根据上述方法对钢材中包含的析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的量(mol)进行定量，并将其换算为每100g钢材中的量。此外，由所测得的原始奥氏体晶粒的平均晶粒度n获得每1g钢材中的原始奥氏体晶粒的晶界面积(mm²)，并将其换算为每100g钢材中的面积。由此，由这些数值计算得到每1mm²的原始奥氏体晶粒的晶界面积中的析出物颗粒的量。

这些结果如表2和表3、及图3和图4所示。

[表3]

1050℃下渗碳时的晶粒度

实施例	渗碳后原始γ的平均晶粒度
		1	4.3
6	4.8
		11	4.8

“T-N”表示氮的总量。

如表1和2的结果所示，在所有比较例中，式(2)的值不能满足上述[5]的条件，并且对于渗碳后的原始奥氏体晶粒的每单位面积晶界，析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量多达超过4.5×10^-10mol。

在所有比较例中，渗碳后的原始奥氏体晶粒的平均晶粒度为8以上，即，晶粒细，并且在冷锻时的最大变形阻力值较大。即，冷锻性不是令人满意的。

另一方面，在所有实施例中，式(2)的值满足上述[5]的条件，并且对于渗碳后的原始奥氏体晶粒的每单位面积晶界，析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量小至4.5×10^-10mol以下。

在所有实施例中，渗碳后的原始奥氏体晶粒的平均晶粒度为6以下，即，晶粒很大。由此，由于晶粒大，所以冷锻时压缩的最大变形阻力σ_MAX的值小至800(MPa)以下，并且显示出令人满意的冷锻性。

顺带提及，图3示出了表2的实施例和比较例中水平轴的DI值和竖直轴的最大变形阻力σ_MAX之间的关系。

从该图中可以看出，与比较例相比，实施例中相同DI值下的最大变形阻力较小。或者，也可以看出实施例中相同最大变形阻力σ_MAX下的DI值较高。

该图中，在所有实施例中，σ_MAX值小于12.8×DI+745并且DI值和σ_MAX值之间的关系满足式(1)的关系。

相反，在所有比较例中，σ_MAX值大于12.8×DI+745并且DI值和σ_MAX值之间的关系不满足式(1)的关系。

即，在所有比较例和实施例中，当DI值升高时，σ_MAX的值也随着DI值的升高而升高。然而，在比较例中，σ_MAX值的水平高于实施例，并且当硬化性提高时，在σ_MAX值维持在较高水平的同时，σ_MAX值进一步增加。由此，难以在保持高硬化性的同时进行冷锻。另一方面，在实施例中，发现可以在确保令人满意的冷锻性的同时有效提高硬化性。

图4示出了在各实施例和比较例中球化退火后的硬度和利用油淬或气淬进行渗碳淬火处理后的硬度之间的关系。

从图4的结果可以看出，实施例中利用气淬进行渗碳淬火后的硬度与比较例中利用油淬进行渗碳淬火后的硬度几乎相同。

尽管以上已对本发明的实施方案进行了描述，但这些实施方案仅仅是实施例，并且可获得在不脱离本发明的主旨的范围内进行了各种变更的实施方案。

工业应用性

根据本发明，可提供一种表面硬化钢以及利用其获得的渗碳部件，该表面硬化钢具有优异的冷锻性，且能够提高使利用气体冷却进行渗碳淬火成为可能所需要的硬性化。

尽管已参照具体实施方案对本发明进行了详细说明，但是对于本领域的技术人员显而易见的是，可在不脱离本发明主旨和范围的前提下进行各种变更和修改。

本申请基于2014年1月30日提交的日本专利申请No.2014-016210，其全部内容以引用方式并入本文。

附图标记和符号说明

p：钉扎颗粒

q：晶粒

Q：巨大晶粒

10：试验片

12A、12B：锻模

Claims (7)

1.一种表面硬化钢，其满足表示最大变形阻力σ_MAX(MPa)和DI值之间的关系的下式(1)，所述最大变形阻力σ_MAX(MPa)是对于从球化退火后的材料中切出的尺寸为φ15×22.5mm的试验片，在其端面受约束的状态下以70％的压缩比进行冷锻造从而使其压缩变形时而获得的值，并且所述DI值是由乔米尼末端淬透性试验获得的：

σ_MAX＜12.8×DI+745…式(1)。

2.一种渗碳部件，其通过冷锻造将表面硬化钢加工为部件形状、随后进行渗碳淬火而得到，所述表面硬化钢满足表示最大变形阻力σ_MAX(MPa)和DI值之间的关系的下式(1)，所述最大变形阻力σ_MAX(MPa)是对于从球化退火后的材料中切出的尺寸为φ15×22.5mm的试验片，在其端面受约束的状态下以70％的压缩比进行冷锻造从而使其压缩变形时而获得的值，并且所述DI值是由乔米尼末端淬透性试验获得的：

σ_MAX＜12.8×DI+745...式(1)，

其中，对于每1mm²渗碳淬火后的原始奥氏体晶粒的晶界面积，析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量为4.5×10^-10mol以下。

3.根据权利要求2所述的渗碳部件，其中，所述渗碳淬火为利用气淬进行的渗碳淬火。

4.根据权利要求2和3中任一项所述的渗碳部件，其中，在所述渗碳淬火后的结构中，原始奥氏体晶粒的平均晶粒度为No.6以下。

5.根据权利要求2至4中任一项所述的渗碳部件，其是通过冷锻造将所述表面硬化钢加工为部件形状，随后进行渗碳淬火而形成的，按质量％计，所述表面硬化钢的组成包含：

0.10％至0.30％的C；

0.01％至1.50％的Si；

0.40％至1.50％的Mn；

0.01％至0.10％的S；

0.03％以下的P；

0.05％至1.00％的Cu；

0.05％至1.00％的Ni；

0.01％至2.00％的Cr；

0.01％至0.50％的Mo；

0.001％以下的Nb；

0.005％至0.050％的s-Al；

0.005％至0.030％的N；

0.001％至0.150％的Ti；以及

0.000％至0.300％的Zr，

余量为Fe和不可避免的杂质，

其中分别代表Ti、Zr和N的含量的[Ti]、[Zr]和[N]满足下式(2)：

|[Ti]/47.9+[Zr]/91.2-[N]/14|/100≤3.5×10^-6mol/g...式(2)。

6.根据权利要求2至4中任一项所述的渗碳部件，其是通过冷锻造将所述表面硬化钢加工为部件形状，随后进行渗碳淬火而形成的，按质量％计，所述表面硬化钢的组成包含：

0.10％至0.30％的C；

0.01％至1.50％的Si；

0.40％至1.50％的Mn；

0.01％至0.10％的S；

0.03％以下的P；

0.05％至1.00％的Cu；

0.05％至1.00％的Ni；

0.01％至2.00％的Cr；

0.01％至0.50％的Mo；

0.001％以下的Nb；

0.001％至0.008％的s-Al；

0.005％至0.030％的N；

小于0.001％的Ti；以及

小于0.001％的Zr，

余量为Fe和不可避免的杂质。

7.根据权利要求5和6中任一项所述的渗碳部件，其中，按质量％计，所述表面硬化钢进一步包含：

0.001％至0.010％的B。