CN109689911B

CN109689911B - 表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法

Info

Publication number: CN109689911B
Application number: CN201780054506.2A
Authority: CN
Inventors: 安藤佳祐; 岩本隆; 西村公宏; 一宫克行
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-09-09
Filing date: 2017-09-08
Publication date: 2021-10-12
Anticipated expiration: 2037-09-08
Also published as: JP2019052376A; US11332799B2; JP6468402B2; MX2019002741A; US20190218633A1; KR102279838B1; JPWO2018047955A1; WO2018047955A1; JP6741060B2; CN109689911A; KR20190045314A

Abstract

本发明提供一种表面硬化钢及其制造方法，所述表面硬化钢适合作为用于以较低廉的成本制作具有高的旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度的机械结构用部件的原材料。表面硬化钢，其特征在于，具有下述成分组成：以质量％计，在规定的关系下含有C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、B、Ti、N、及O，以与B、N、Ti含量的关系的方式含有规定量以上的Al，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，满足

(其中，I表示在对表面硬化钢实施渗碳淬火及回火、之后进行旋转弯曲疲劳试验后的断面中位于鱼眼中心部的氧化物系夹杂物的面积(μm²)。)。

Description

表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法

技术领域

本发明涉及作为汽车、各种产业机械等机械结构用部件的原材料使用的表面硬化钢及其制造方法、以及齿轮部件的制造方法。特别是，涉及适合作为具有高的旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度的机械结构用部件的原材料的表面硬化钢及其制造方法。

背景技术

对于机械结构用部件、例如汽车等的驱动传动部件中使用的齿轮而言，近年来，伴随着节能化带来的车身重量的减轻，要求其小型化，另一方面，由于发动机的高输出化而使负荷增大，因此耐久性的提高成为课题。

通常，齿轮的耐久性由齿的冲击疲劳破坏、齿根的旋转弯曲疲劳破坏及齿面的表面压力疲劳(surface fatigue)破坏决定。特别是就负载冲击性应力的、汽车的差动齿轮等而言，存在因高的冲击负荷而过早发生破坏的情况，因此，已对提高作为原材料的表面硬化钢的冲击疲劳强度的技术进行各种研究。

专利文献1中公开了：为了提高渗碳层的韧性，添加Mo并减少使渗碳层的晶界强度降低的Mn、Cr、P，对由Mo/(10Si+100P+Mn+Cr)求出的值的下限进行规定，以及对渗碳硬化层深度的范围进行规定，由此提高冲击特性。

专利文献2中公开了：通过将淬火的冷却速度范围控制在与成分组成相应的适当范围内，由此使齿轮的内部成为马氏体与贝氏体的混合组织，从而使韧性提高。

专利文献3中公开了下述方法：与专利文献2同样地规定显微组织，从而使显微组织成为马氏体与提高内部韧性的屈氏体的混合组织，规定Mn和Cr的添加量的范围并控制Mo添加量，从而限制屈氏体的量，由此抑制内部硬度的降低。

专利文献4中提出了向专利文献3所记载的成分组成中添加Mo的钢。专利文献5中提出了下述伞齿轮用钢材：在成分组成中，限制Mn、Cr、Mo的复合添加量来抑制钢材的硬度，在不损害冷锻性的情况下使冲击特性提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平7-100840号公报

专利文献2：日本专利第3094856号公报

专利文献3：日本专利第3329177号公报

专利文献4：日本专利第3733504号公报

专利文献5：日本专利第3319648号公报

发明内容

发明要解决的课题

然而，就专利文献1所记载的方法而言，虽然能够提高冲击特性，但添加大量作为昂贵合金的Mo、或者在不大量加入Mo时需要大幅延长渗碳时间，导致制品成本或制造成本的大幅增加。

就专利文献2所记载的方法而言，由于在显微组织中包含贝氏体组织，因此能够使韧性提高，提高冲击值。但是，在钢的内部区域中包含贝氏体组织时，内部硬度降低，因此齿轮变得容易因冲击而发生变形，若反复施加冲击力，存在损坏的可能。

就专利文献3所记载的方法而言，由于指定Mn与Cr的复合添加量并控制Mo添加量，因此表层附近处产生的晶界氧化增多，形成Mn、Cr的氧化物，因此淬透性降低，在表层形成不完全淬火层。因此，即使能够确保内部硬度，但变得容易因表层的硬度降低而从表层起发生破坏，结果，包括冲击疲劳在内的全部疲劳强度降低。

专利文献4所记载的方法的情况下，尽管添加了Mo，但仍因屈氏体而使得齿轮内部发生硬度降低，因此虽然提高了冲击特性，但内部引起的弯曲疲劳等疲劳强度降低。专利文献5所记载的方法的情况下，通过热锻将齿轮成型时，硬度低，冲击以外的疲劳强度降低。

因此，鉴于上述课题，本发明的目的在于提供一种表面硬化钢及其制造方法，所述表面硬化钢适合作为用于以较低廉的成本制作具有高的旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度的机械结构用部件的原材料。

用于解决课题的手段

本申请的发明人为解决上述课题，针对成分、渗碳后各种特性及夹杂物对渗碳淬火/回火后的疲劳特性产生的影响进行了深入研究。结果，发现了以下的(A)～(C)的事项。

(A)关于可成为冲击疲劳及弯曲疲劳的裂纹起点的晶界氧化层，通过添加规定量以上的Si、Mn、Cr及Mo，晶界氧化层的生长方向从深度方向变化为表面的密度增加方向。因此，成为上述起点的在深度方向上生长的氧化层消失，因此变得不易成为疲劳裂纹的起点。

(B)如上述(A)所述，Si、Mn、Cr及Mo对于晶界氧化层的控制是有效的，但另一方面，若过量地添加，则残余奥氏体量增多，促进疲劳裂纹的生成。因此，关于Si、Mn、Cr及Mo，必须严格控制其含量。

(C)为了将有助于晶界强化的固溶B的含量确保为对淬透性有效的3ppm以上，必须基于钢中的Ti-Al-B-N的化学平衡来严格控制各元素的含量。

本发明立足于上述见解，其主旨构成如下所述。

[1]表面硬化钢，其特征在于，具有下述成分组成，

在满足下述式(1)的范围的条件下，所述成分组成以质量％计含有C：0.15％以上且0.30％以下、Si：0.50％以上且1.50％以下、Mn：0.20％以上且0.80％以下、P：0.003％以上且0.020％以下、S：0.005％以上且0.050％以下、Cr：0.30％以上且1.20％以下、Mo：0.03％以上且0.30％以下、B：0.0005％以上且0.0050％以下、Ti：0.002％以上且小于0.050％、N：0.0020％以上且0.0150％以下及O：0.0003％以上且0.0025％以下，

在[％B]-[(10.8/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]}]≥0.0003％的情况下，以0.010％≤[％Al]≤0.100％的方式含有Al，在[％B]-[(10.8/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]}]＜0.0003％的情况下，以(27/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]-(14/10.8)[％B]+0.02}≤[％Al]≤0.100％的方式含有Al，

余量为Fe及不可避免的杂质，

并且，所述表面硬化钢满足下述式(2)。

记

1.8×[％Si]+1.5×[％Mo]-([％Mn]+[％Cr])/2≥0.50……(1)

其中，[％M]表示M元素的含量(质量％)，I表示在对上述表面硬化钢实施渗碳淬火及回火、之后进行旋转弯曲疲劳试验后的断面中位于鱼眼中心部的氧化物系夹杂物的面积(μm²)。

[2]如上述[1]所述的表面硬化钢，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、及Sb：0.035％以下之中的一种以上。

[3]如上述[1]或[2]所述的表面硬化钢，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Cu：1.0％以下、及Ni：1.0％以下之中的一种以上。

[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的表面硬化钢，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Ca：0.0050％以下、Sn：0.50％以下、Se：0.30％以下、Ta：0.10％以下、Hf：0.10％以下之中的一种以上。

[5]表面硬化钢的制造方法，其特征在于，以满足下述式(3)的断面收缩率的方式对下述钢的铸片实施基于热锻及/或热轧的热加工，从而得到作为棒钢或线材的表面硬化钢，所述钢具有下述成分组成，

余量为Fe及不可避免的杂质。

1.8×[％Si]+1.5×[％Mo]-([％Mn]+[％Cr])/2≥0.50……(1)

(S1-S2)/S1≥0.960……(3)

其中，[％M]表示M元素的含量(质量％)，S1表示与热加工时的拉伸方向正交的截面中上述铸片的截面积(mm²)，S2表示与热加工时的拉伸方向正交的截面中上述棒钢或线材的截面积(mm²)。

[6]如上述[5]所述的表面硬化钢的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、及Sb：0.035％以下之中的一种以上。

[7]如上述[5]或[6]所述的表面硬化钢的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Cu：1.0％以下、及Ni：1.0％以下之中的一种以上。

[8]如上述[5]～[7]中任一项所述的表面硬化钢的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Ca：0.0050％以下、Sn：0.50％以下、Se：0.30％以下、Ta：0.10％以下、Hf：0.10％以下之中的一种以上。

[9]齿轮部件的制造方法，其特征在于，对上述[1]～[4]中任一项所述的表面硬化钢实施机械加工、或实施锻造和之后的机械加工从而形成齿轮形状，然后对上述表面硬化钢实施渗碳淬火及回火从而得到齿轮部件。

[10]齿轮部件的制造方法，其特征在于，除了上述[5]～[8]中任一项所述的表面硬化钢的制造方法的工序以外，还对上述表面硬化钢实施机械加工、或实施锻造和之后的机械加工从而形成齿轮形状，然后对上述表面硬化钢实施渗碳淬火及回火从而得到齿轮部件。

发明的效果

根据本发明，能够提供下述表面硬化钢及其制造方法，所述表面硬化钢适合作为用于以较低廉的成本制作具有高的旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度的机械结构用部件的原材料。即，在使用本发明钢制作作为机械结构用部件的例如齿轮时，能够批量生产不仅其齿根的旋转弯曲疲劳特性优异、而且齿面的冲击疲劳特性也优异的齿轮。

附图说明

[图1]为示出旋转弯曲疲劳试验片的图。

[图2]为示出渗碳淬火·回火处理中的热处理条件的图。

[图3]为示出冲击疲劳试验片的图。

具体实施方式

首先，对于在本发明中将钢的成分组成限定在上述范围内的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则涉及成分的“％”表述是指质量％。

C：0.15％以上且0.30％以下

为了通过渗碳处理后的淬火来提高中心部的硬度，需要0.15％以上的C。另一方面，含量超过0.30％时，芯部的韧性降低，因此C量限定在0.15％以上且0.30％以下的范围内。优选为0.15％以上且0.25％以下的范围。

Si：0.50％以上且1.50％以下

Si为下述元素：其可提高齿轮等在滚动中预期可达到的200～300℃的温度区域中的回火软化阻力，并且可在抑制残余奥氏体(其引起渗碳表层部的硬度降低)的生成的同时提高淬透性。为了得到具有这种效果的钢，添加至少0.50％以上的Si是必不可少的。然而，另一方面，Si是铁素体稳定化元素，过量添加会使Ac3相变点上升，在通常的淬火温度范围内在碳含量低的芯部变得容易出现铁素体，导致强度的降低。另外，过量添加会阻碍渗碳，引起渗碳表层部的硬度降低。关于这一点，若Si量为1.50％以下，则不会产生上述弊端。由此，Si量限定在0.50％以上且1.50％以下的范围内。优选为0.80％以上且1.20％以下的范围。

Mn：0.20％以上且0.80％以下

Mn是对于提高淬透性有效的元素，需要添加至少0.20％以上。然而，Mn容易形成渗碳异常层，并且过量添加会使残余奥氏体量过多而导致硬度的降低，因此将上限设定为0.80％。优选为0.30％以上且0.60％以下的范围。

P：0.003％以上且0.020％以下

P向晶界偏析、并成为使渗碳层及内部的韧性降低的原因，因此P量越低越好。具体而言，超过0.020％时，上述弊端出现，因此P量设定为0.020％以下。另一方面，从制造成本的观点考虑，将0.003％作为下限。

S：0.005％以上且0.050％以下

S与Mn形成硫化物、且具有提高切削性的作用，因此含有至少0.005％以上。另一方面，过量添加会使部件的疲劳强度及韧性降低，因此将上限设定为0.050％。优选为0.010％以上且0.030％以下的范围。

Cr：0.30％以上且1.20％以下

Cr也是对于提高淬透性有效的元素，但含量小于0.30％时其添加效果不足，另一方面，超过1.20％时，容易形成渗碳异常层。另外，由于淬透性变得过高，因此将会使得韧性劣化、疲劳强度降低。因此，Cr量限定在0.30％以上且1.20％以下的范围内。优选为0.40％以上且0.80％以下的范围。

Mo：0.03％以上且0.30％以下

Mo是具有提高淬透性及韧性、并且使渗碳处理后的结晶粒径微细化的效果的元素，小于0.03％时，其添加效果不足，因此将0.03％作为下限。另一方面，大量添加时，残余奥氏体量变得过多，由此不仅导致硬度的降低，而且使制造成本上升，因此将0.30％作为上限。需要说明的是，从进一步降低残余奥氏体量及制造成本的观点考虑，上限值优选设定为0.20％。

B：0.0005％以上且0.0050％以下

B是对于通过微量添加而确保淬透性而言有效的元素，需要添加至少0.0005％。另一方面，超过0.0050％时，该效果饱和，因此B量限定在0.0005％以上且0.0050％以下的范围内。优选为0.0010％以上且0.0040％以下的范围。

Ti：0.002％以上且小于0.050％

Ti是最容易与N结合、对于确保固溶B而言有效的元素，需要添加至少0.002％。但是，过量添加时，形成大量硬质且粗大的TiN，成为冲击疲劳、弯曲疲劳破坏的起点，使强度降低。该影响在0.050％以上时变得显著，因此Ti量限定在0.002％以上且小于0.050％的范围内。优选为0.004％以上且小于0.025％的范围。进一步优选为0.005％以上且小于0.025％的范围。

N：0.0020％以上且0.0150％以下

N与Al结合而形成AlN，是有助于奥氏体晶粒的微细化的元素，需要添加至少0.0020％以上。但是，过量添加时，不仅难以确保固溶B，而且在凝固时的钢锭中产生气泡，或者导致锻造性的劣化，因此将上限设定为0.0150％。优选为0.0030％以上且0.0070％以下的范围。

O：0.0003％以上且0.0025％以下

O在钢中以氧化物系夹杂物的形式存在，是有损疲劳强度的元素。因此，O量越低越好，但允许至多为0.0025％。优选为0.0015％以下。另一方面，从制造成本的观点考虑，将0.0003％作为下限。

就Al含量而言，以与B、N、Ti含量的关系的方式如下进行规定。

在[％B]-[(10.8/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]}]≥0.0003％的情况下：0.010％≤[％Al]≤0.100％

Al是作为脱氧剂所必需的元素，同时也是本发明中用于确保固溶B所必需的元素。此处，[％B]-[(10.8/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]}]表示B减去以化学计量计与N结合的量而得到的剩余的B量(以下，表述为[B]量。)。该[B]量为0.0003％以上时，能够确保对于提高淬透性所需的固溶B。在该情况下，Al含量小于0.010％时，脱氧变得不充分，导致由氧化物系夹杂物带来的旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度的降低。另一方面，添加超过0.100％的Al时，导致连续铸造时发生喷嘴堵塞、出现氧化铝团簇夹杂物而导致韧性降低。因此，[B]量为0.0003％以上时，Al含量设定为0.010％以上且0.100％以下的范围。

在[％B]-[(10.8/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]}]＜0.0003％的情况下：(27/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]-(14/10.8)[％B]+0.02}≤[％Al]≤0.100％

另一方面，在根据上式计算的[B]量小于0.0003％的情况下，需要增加较容易与N结合的Al的量、确保有助于提高淬透性的固溶B量。为此，将Al含量设定为(27/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]-(14/10.8)[％B]+0.02}％以上来确保有助于提高淬透性的0.0003％以上的固溶B量。需要说明的是，Al的上限与上述同样地设定为0.100％。

本发明的钢中成分包含上述成分，余量包含Fe及不可避免的杂质，也可以在不损害本发明的作用效果的范围内，以赋予其他特性等作为目的，添加以下的可选成分。

Nb：0.050％以下

Nb是碳氮化物形成元素，其将渗碳时的奥氏体粒径微细化而有助于表面压力疲劳强度及冲击弯曲疲劳强度的提高。为了有效地发挥出这种作用，在添加的情况下，优选设定为0.005％以上。另一方面，超过0.050％时，可能由于粗大的NbC的析出而导致粗粒化抑制能力的降低、疲劳强度的劣化，因此优选将上限设定为0.050％。更优选为0.005％以上且小于0.025％的范围。

V：0.050％以下

V与Nb同样为碳氮化物形成元素，其将渗碳时的奥氏体粒径微细化而有助于疲劳强度的提高。另外，还具有减小晶界氧化层深度的效果。为了有效地发挥这样的作用，在添加的情况下，优选设定为0.005％以上。另一方面，为0.050％时该效果饱和，并且在过量添加时会生成粗大的碳氮化物，反而会导致上述疲劳强度的降低，因此上限优选设定为0.050％。更优选为0.005％以上且0.030％以下的范围。

Sb：0.035％以下

Sb向晶界偏析的倾向强、且抑制Si、Mn、Cr等(其在渗碳处理时有助于淬透性提高)的晶界氧化，由此减少钢的最外表层的渗碳异常层的产生，结果，具有提高旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度的效果。为了有效地发挥这种作用，在添加的情况下，优选设定为0.003％以上。然而，过量添加时，不仅会引起成本的增加，还会使韧性降低，因此优选设定为0.035％以下。更优选为0.005％以上且0.020％以下的范围。

Cu：1.0％以下

Cu是有助于淬透性提高的元素，另外，还是通过与Se一同添加而在钢中与Se结合、并显示出防止晶粒粗大化的效果的有用元素。为了获得这种效果，Cu含量优选设定为0.01％以上。另一方面，Cu含量超过1.0％时，轧制材料的表面皮层变得粗糙，可能作为缺陷而残留。因此，上限优选设定为1.0％。更优选为0.10％以上且0.50％以下的范围。

Ni：1.0％以下

Ni是有助于淬透性的提高、并且对于提高韧性而言有用的元素。为了获得这种效果，Ni含量优选设定为0.01％以上。另一方面，即使含有超过1.0％的Ni，上述效果也已饱和。因此，上限优选设定为1.0％。更优选为0.10％以上且0.50％以下的范围。

Ca：0.0050％以下

Ca是控制硫化物的形态、对于提高切削性而言有用的元素。为了获得这种效果，Ca含量优选设定为0.0005％以上。另一方面，Ca含量超过0.0050％时，不仅上述效果饱和，而且会促进成为疲劳破坏起点的粗大氧化物系夹杂物的生成，因此上限优选设定为0.0050％。更优选为0.0005％以上且0.0020％以下的范围。

Sn：0.50％以下

Sn是对于提高钢材表面的耐腐蚀性有效的元素。从提高耐腐蚀性的观点考虑，Sn含量优选设定为0.003％以上。另一方面，过量添加会使锻造性劣化，因此上限优选设定为0.50％。更优选为0.010％以上且0.050％以下的范围。

Se：0.30％以下

Se与Mn、Cu结合，在钢中以析出物的形式分散。Se析出物在渗碳热处理温度区域几乎不发生析出物生长而稳定地存在，并利用钉轧效应抑制奥氏体晶粒的粗大化。因此，添加Se对于防止晶粒粗大化有效。为了获得该效果，优选添加至少0.001％的Se。另一方面，即使添加超过0.30％的Se，防止晶粒粗大化的效果也已饱和。因此，上限优选设定为0.30％。更优选为0.005％以上且0.100％以下的范围。

Ta：0.10％以下

Ta在钢中形成碳化物，利用钉轧效应抑制渗碳热处理时的奥氏体晶粒的粗大化。为了获得该效果，优选添加至少0.003％的Ta。另一方面，若添加超过0.10％的Ta，则在铸造凝固时容易产生裂纹，在轧制及锻造后仍可能残留缺陷，因此上限优选设定为0.10％。更优选为0.005％以上且0.050％以下的范围。

Hf：0.10％以下

Hf在钢中形成碳化物，利用钉轧效应抑制渗碳热处理时的奥氏体晶粒的粗大化。为了获得该效果，优选添加至少0.003％的Hf。另一方面，若添加超过0.10％的Hf，则铸造凝固时生成粗大的析出物，可能导致粗粒化抑制能力的降低、疲劳强度的劣化，因此上限优选设定为0.10％。更优选为0.005％以上且0.050％以下的范围。

就本发明的表面硬化钢的成分组成而言，以上说明的元素以外的余量优选为Fe及不可避免的杂质。

本申请的发明人发现，在具有上述成分组成的表面硬化钢中，在满足以下式(1)的情况下，对该表面硬化钢实施渗碳淬火及回火而制造的机械结构用部件发挥出以往未有的优异弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度。

1.8×[％Si]+1.5×[％Mo]-([％Mn]+[％Cr])/2≥0.50……(1)

其中，〔％M〕表示M元素的含量(质量％)。

上述式(1)表示对晶界氧化层深度产生影响的因子，左边的值小于0.50时，减小晶界氧化层深度的效果不足。本发明中，通过满足上述式(1)，能够使渗碳处理后的晶界氧化层及在其周围形成的低硬度的渗碳异常层的深度减小，能够提高旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度。

然而，已探明即使在各元素满足上述式(1)的情况下，若旋转弯曲疲劳试验后的试验片的位于断面的氧化物系夹杂物的尺寸大于某个值，则也会因该氧化物系夹杂物而引起旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度降低，因此存在显示出过早疲劳破坏的问题。因此，本发明的表面硬化钢在渗碳淬火及回火后满足以下的式(2)是重要的。下述式(2)的左边

的值更优选为60以下，进一步优选为40以下。

上述式(2)的左边的I是表示成为疲劳破坏起点的最大的氧化物系夹杂物的尺寸的指标，通过以下方式求出。从表面硬化钢(棒钢或线材)采集7个试验片。对于试验片，与热加工中的拉伸方向(即，在利用热轧的情况下为轧制方向，在利用热锻的情况下为基于锻造的拉伸方向)平行地从直径1/2位置进行采集，形成图1所示的平行部直径8mm×平行部长度16mm的尺寸。

针对试验片，在图2所示的条件下实施渗碳淬火及回火，然后进行交变应力小野式旋转弯曲疲劳试验，使其产生鱼眼型破坏。关于试验条件，在渗碳后将表面研磨0.1mm，负荷应力设为1000MPa，转速设为3500rpm。在以这种方式研磨表层而进行的疲劳试验中，与表层破坏相比而以内部起点破坏(即以夹杂物作为起点的破坏)为主，因此，在试验后观察到鱼眼型破坏。然后，对于7个试验片中疲劳寿命最低的试验片，用扫描电子显微镜对断面进行观察，通过图像分析来测定位于鱼眼中心部的氧化物系夹杂物、即最大氧化物系夹杂物的面积，设为I。

根据本发明中的这种夹杂物的大小的求法，能够对3.14×(7.8mm÷2)²×16mm×7＝5349mm³的体积中的最大氧化物系夹杂物的大小进行评价。在以往的待测面积中存在的氧化物系夹杂物的大小、数量或密度的测定方法中，无法进行对这种大体积中的氧化物系夹杂物的状态的测定，无法进行对疲劳寿命产生影响的夹杂物的评价。就本发明的上述夹杂物的评价方法而言，能够在5349mm³这样的大体积中对实际上成为钢的疲劳破坏的起点的氧化物系夹杂物的大小进行评价，因此进一步提高疲劳寿命的预测精度。

接着，对本发明涉及的表面硬化钢的制造方法进行说明。

为了得到满足上述式(2)的表面硬化钢，在其制造工序中，除了将铸片的成分组成调节为包括上述式(1)在内的上述范围内以外，还需要以满足以下式(3)的断面收缩率对该铸片实施基于热锻及/或热轧的热加工，制成棒钢或线材。

(S1-S2)/S1≥0.960……(3)

其中，S1是与热加工时的拉伸方向正交的截面中铸片的截面积(mm²)，S2是与热加工时的拉伸方向正交的截面中棒钢或线材的截面积(mm²)。

上述式(3)的左边是表示对铸片实施热加工时的断面收缩率的指标。此处，热加工可以为热锻，或者也可以为热轧。此外，也可以进行热锻和热轧这两者。上述式(3)的左边所表示的指标小于0.960时，因尺寸大的氧化物系夹杂物而引起旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度降低，结果，显示出过早疲劳破坏。更优选上述式(3)的左边为0.970以上，进一步优选为0.985以上。这样，以满足上述式(3)的断面收缩率对满足本发明的成分组成的钢的铸片实施热加工时，能够在后述渗碳淬火及回火后得到满足上述式(2)的表面硬化钢。

对于以上述方式制造的本发明的表面硬化钢(棒钢或线材)，实施或不实施热锻或冷锻，之后实施切削等机械加工，成型为部件形状(例如齿轮形状)。然后针对该部件形状实施渗碳淬火·回火处理，由此得到期望的部件(例如齿轮)。此外，还可以对该部件实施喷丸硬化等加工。需要说明的是，在加工时实施了热锻、冷锻的情况下，氧化物系夹杂物的尺寸发生变化，但不会朝向使疲劳寿命变差的方向变化，因此即使在实施了上述锻造而形成部件的情况下，使用本发明的表面硬化钢也是有效的。对于表面硬化钢的渗碳淬火·回火的条件没有特别限定，只要设定为已知或任意的条件即可，例如可以是：在渗碳温度900℃以上且1050℃以下的条件下设定为60分钟以上且600分钟以下，在淬火温度800℃以上且900℃以下的条件下设定为10分钟以上且120分钟以下，在回火温度120℃以上且250℃以下的条件下设定为30分钟以上且180分钟以下。

实施例

以下，利用实施例对本发明的构成及作用效果更具体地进行说明。但是，本发明并不受下述实施例的限制，也可以在能够适于本发明的主旨的范围内进行适当变更，这些均包括在本发明的技术范围内。

以表2所示的断面收缩率，对表1所示的成分组成(各元素的含量的单位为质量％、余量为Fe及不可避免的杂质)的钢的铸片进行热轧，得到各种尺寸的圆棒钢。表1中所示的钢No.1～29是成分组成满足本发明的合格钢，钢No.30～52是成分组成不满足本发明的比较钢，表2中的试验No.51是断面收缩率处于本发明的限定值以外的比较例。

(评价方法)

对于各合格钢及比较钢进行以下的评价。

(1)旋转弯曲疲劳强度及I的评价

从由合格钢及比较钢得到的圆棒钢各自的直径1/2的位置，利用上述方法采集7个试验片，利用上述方法求出I。图像分析中使用了Media-Cybernetics公司制Image-Pro#PLUS。在该步骤的交变应力小野式旋转弯曲疲劳试验中，将直至断裂为止的重复数(7个中的最短疲劳寿命)示于表2。需要说明的是，最短疲劳寿命为100,000次以上的情况下，可以视为具有优异的旋转弯曲疲劳强度。

(2)冲击疲劳强度的评价

从由合格钢及比较钢得到的圆棒钢各自的直径1/2的位置，采集图3所示的10×10×110mm的试验片，作为冲击疲劳试验片。针对得到的试验片，进行图2所示的渗碳淬火·回火处理。然后使用落锤型冲击疲劳试验机，以1000次的重复数对发生破坏的冲击能量进行调查。本试验中，具有3.5J以上的冲击疲劳强度的情况下，可视为具有优异的冲击疲劳强度。将评价结果示于表2。

[表2]

※1下划线表示适用范围以外。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供下述表面硬化钢及其制造方法，所述表面硬化钢适合作为用于以较低廉的成本制作具有高的旋转弯曲疲劳强度及冲击疲劳强度的机械结构用部件的原材料。

Claims

1.表面硬化钢，其特征在于，具有下述成分组成，

在满足下述式(1)的范围的条件下，所述成分组成以质量％计含有C：0.15％以上且0.30％以下、Si：0.80％以上且1.50％以下、Mn：0.20％以上且0.80％以下、P：0.003％以上且0.020％以下、S：0.005％以上且0.050％以下、Cr：0.30％以上且1.20％以下、Mo：0.03％以上且0.30％以下、B：0.0005％以上且0.0050％以下、Ti：0.002％以上且小于0.050％、N：0.0020％以上且0.0150％以下及O：0.0003％以上且0.0025％以下，

在[％B]-[(10.8/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]}]≥0.0003％的情况下，以0.010％≤[％Al]≤0.100％的方式含有Al，在[％B]-[(10.8/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]}]<0.0003％的情况下，以(27/14)×{[％N]-(14/48)[％Ti]-(14/10.8)[％B]+0.02}≤[％Al]≤0.100％的方式含有Al，

余量为Fe及不可避免的杂质，

并且，所述表面硬化钢满足下述式(2)，

1.8×[％Si]+1.5×[％Mo]-([％Mn]+[％Cr])/2≥0.50······(1)

其中，[％M]表示M元素的含量(质量％)，I表示在对所述表面硬化钢实施渗碳淬火及回火、之后进行旋转弯曲疲劳试验后的断面中位于鱼眼中心部的氧化物系夹杂物的面积(μm²)。

2.如权利要求1所述的表面硬化钢，其中，所述成分组成还含有选自下述(A)～(C)中的至少一组：

(A)以质量％计，选自Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、及Sb：0.035％以下之中的一种以上；

(B)以质量％计，选自Cu：1.0％以下、及Ni：1.0％以下之中的一种以上；

(C)以质量％计，选自Ca：0.0050％以下、Sn：0.50％以下、Se：0.30％以下、Ta：0.10％以下、Hf：0.10％以下之中的一种以上。

3.表面硬化钢的制造方法，其特征在于，以满足下述式(3)的断面收缩率的方式对下述钢的铸片实施基于热锻及/或热轧的热加工，从而得到作为棒钢或线材的表面硬化钢，所述钢具有下述成分组成，

余量为Fe及不可避免的杂质，

1.8×[％Si]+1.5×[％Mo]-([％Mn]+[％Cr])/2≥0.50······(1)

(S1-S2)/S1≥0.960······(3)

其中，[％M]表示M元素的含量(质量％)，S1表示与热加工时的拉伸方向正交的截面中的所述铸片的截面积(mm²)，S2表示与热加工时的拉伸方向正交的截面中的所述棒钢或线材的截面积(mm²)。

4.如权利要求3所述的表面硬化钢的制造方法，其中，所述成分组成还含有选自下述(A)～(C)中的至少一组：

5.齿轮部件的制造方法，其特征在于，对权利要求1或2所述的表面硬化钢实施机械加工、或实施锻造和之后的机械加工从而形成齿轮形状，然后对所述表面硬化钢实施渗碳淬火及回火从而得到齿轮部件。

6.齿轮部件的制造方法，其特征在于，除了权利要求3或4所述的表面硬化钢的制造方法的工序以外，还对所述表面硬化钢实施机械加工、或实施锻造和之后的机械加工从而形成齿轮形状，然后对所述表面硬化钢实施渗碳淬火及回火从而得到齿轮部件。