CN115335544B - 钢材及渗碳钢部件 - Google Patents
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Abstract
一种钢材及使用了它的渗碳钢部件，所述钢材的化学组成以质量％计为C：0.10～0.30％、Si：0.13～0.30％、Mn：0.50～1.00％、S：0.003～0.020％、Cr：1.65～2.00％、Al：0.010～0.100％、N：0.0050～0.0250％、Ca：0.0002～0.0010％、P：0.020％以下、O：0.0020％以下、剩余部分：Fe及杂质，‑35.0≤38Si‑7Mn+7(Ni+Cu)‑17Cr‑10Mo≤‑24.0。
Description
技术领域
本公开涉及钢材及渗碳钢部件。
背景技术
汽车及产业机械的齿轮、轴等钢制动力传递部件为了应对燃料效率提高，小型化、轻量化在推进，存在对部件施加的负荷增加的倾向。其结果是，对于胜过以往而下述特性优异的部件的期望变大：滑动面的耐磨性、特别是反复高负荷下的耐疲劳磨损、转动疲劳寿命、及反复高负荷下的反复次数为104次级时的弯曲疲劳强度(以下称为“低循环弯曲疲劳强度”)。
因此，为了应对上述的期望，例如在专利文献1～6中提出了各种技术。
具体而言，在专利文献1中公开了一种渗碳钢部件，其将下述钢作为原材料，对通过该原材料制作的部件实施渗碳或渗碳氮化处理及淬火和回火处理，使表层部中析出平均粒径为5μm以下的碳化物或碳氮化物，所述钢以质量％计包含C：0.05～0.3％、Si：0.05～2％、Mn：0.3～2％、Cr：2～8％、S：0.03％以下、Al：0.015～0.06％、N：0.005～0.02％、根据需要进一步包含选自(a)Nb：0.01～0.5％及V：0.05～2％、(b)Ni：0.5～4％、(c)Mo：0.05～1％、以及(d)W：0.3～1％中所示的元素中的1种以上、和剩余部分为Fe及不可避免的杂质元素、且分别将该不可避的免杂质中的P控制为0.02％以下、将O控制为0.002％以下。
在专利文献2中公开了一种渗碳及渗碳氮化处理用铬钢，其特征在于，其通过下述方式得到：将下述钢加热至1200℃以上，在精轧温度为800℃以上结束热轧等热成形后，以30℃/分钟以上的平均冷却速度冷却至600℃以下，所述钢以质量％计包含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％以下及N：0.0100～0.0200％、根据需要进一步包含选自(a)Ni：0.15％以下及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％及Ca：0.0001～0.0100％中所示的元素中的1种以上、和剩余部分为Fe及不可避免的杂质元素。
在专利文献3中公开了一种轧制线材，其是坯料的钢以质量％计含有C：0.10～0.30％及Cr：1.0～3.0％的轧制线材，其中，线材表面的氧化皮与基底金属的界面的Cr浓集区域的厚度为3～10μm，Fe3O4在氧化皮中所占的体积率为40％以上及该Fe3O4中的空孔面积率为20～70％。
在专利文献4中公开了一种最大晶粒的缩小化特性优异的表面硬化钢，其以质量％计包含C：0.1～0.3％、Si：1.5％以下、Mn：2％以下、Cr2.5％以下及Nb：0.01～0.05％、根据需要进一步包含选自(a)Mo：2.0％以下、(b)B：0.005％以下、以及(c)Cu：0.1％以下及Ni：3％以下中所示的元素中的1种以上、和剩余部分为Fe及不可避免的杂质元素，将面积为20μm2以上的Nb系夹杂物的面积率(％)设定为A，满足A/Nb≤0.7。此外，上述的表面硬化钢也可以在其不可避免的杂质中包含P、S、Al及N，它们的含量为P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.06％以下及N：0.05％以下。
在专利文献5中公开了一种表面硬化钢钢材，其特征在于，具有下述化学组成：以质量％计包含C：0.10～0.24％、Si：0.16～0.35％、Mn：0.40～0.94％、S：0.005～0.050％、Cr：1.65～1.90％、Al：0.015～0.060％及N：0.0130～0.0250％和剩余部分为Fe及杂质，下述的(1)式、(2)式及(3)式所表示的Fn1、Fn2及Fn3分别为15≤Fn1≤150、0.75≤Fn2≤1.40及0.30≤Fn3≤0.65，杂质中的P、Ti及O分别为P：0.020％以下、Ti：0.005％以下及O：0.0020％以下，所述表面硬化钢钢材的热加工状态的硬度为HV300以下。
Fn1＝Mn/S (1)、
Fn2＝Cr/(Si+2Mn) (2)、
Fn3＝Si×Cr (3)。
其中，(1)式、(2)式及(3)式中的元素符号表示该元素的以质量％计的含量。
在专利文献6中公开了一种渗碳机械结构部件，其特征在于，以质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.01～0.25％、Mn：0.4～0.9％、S：0.003～0.050％、Cr：1.65～2.00％、Al：0.01～0.06％、Nb：0.01～0.06％、及N：0.010～0.025％，并且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，下述的(1)式所表示的Fn1满足-35≤Fn1≤-30，作为杂质的P及O的含量分别为P：0.020％以下、及O：0.002％以下，表层部的C含量(Cs)为0.65～1.0％，距离表面为20μm的深度的组织以马氏体及残留奥氏体的合计计为97％以上，距离表面为200μm深度的范围内的最大残留奥氏体体积率为13～28％，距离表面为20μm的深度位置处的残留奥氏体体积率与距离表面为200μm的范围内最大残留奥氏体体积率之比为0.8以下，在表面具有厚度为1～15μm的塑性流动组织，表面的算术平均粗糙度Ra为0.8μm以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-25823号公报
专利文献2：日本特开2001-152284号公报
专利文献3：日本特开2008-7853号公报
专利文献4：日本特开2010-222634号公报
专利文献5：日本特开2015-42766号公报
专利文献6：日本特开2016-183399号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在上述的专利文献1中公开的渗碳钢部件的情况下，通过表层的碳浓度变高，从而析出大量直径为数μm左右的粗大的碳化物，因此耐磨性提高。但是，特别是在部件的角部等碳浓度变高的部位处，沿着晶界产生的碳化物在再加热时无法溶解而以网状残存，因此晶界强度降低，存在产生低循环弯曲疲劳强度的降低这样的问题。此外，由于在奥氏体域中的保持中周围的合金元素会熔入上述的碳化物中，因此碳化物周围的淬透性降低，导致在渗碳淬火后在碳化物的周围形成贝氏体和/或珠光体等软质组织，产生低循环弯曲疲劳强度的降低。此外，专利文献1中关于转动疲劳寿命没有进行提及。
专利文献2中公开的技术虽然具有将Si的含量抑制得较低来降低晶界氧化的技术思想，但没有考虑到抑制导致低循环弯曲疲劳强度及耐磨性的降低的渗碳异常层的深度。因此，未必能够使部件确保高的低循环弯曲疲劳强度和耐磨性。此外，专利文献2中关于转动疲劳寿命没有进行提及。
专利文献3中公开的轧制线材含有1.0～3.0％的Cr来提高表面硬化部件的坯料的淬透性，而且通过Cr含量来控制生成于轧制后的线材表面的氧化皮与基底金属的界面处产生的Cr浓集区域的厚度。因此，通过去氧化皮处理、特别是酸洗处理，能够容易地在线材的圆周方向及长度方向上均匀并且稳定地除去氧化皮，拉丝加工性优异，因此可以用于轴及齿轮等表面硬化部件的原材料用。另一方面，专利文献3中关于耐磨性及转动疲劳寿命没有进行提及。
在专利文献4中公开的技术中示出了：为了大幅提高淬透性，也可以含有0.005％以下的B。确实，通过含有B能够大幅提高淬火后的部件硬度，但由于淬透性高，因此有可能正火后的组织成为贝氏体主体，因此未必能够确保高切削性。而且，即使单纯将满足专利文献4中提出的化学组成的表面硬化钢用于原材料，根据渗碳条件，也有可能无法使部件具备充分的低循环弯曲疲劳强度。此外，专利文献4中关于转动疲劳寿命没有进行提及。
在专利文献5中公开了一种表面硬化钢钢材，其能够确保弯曲疲劳强度和点蚀强度，并且成分成本低，还具备热轧及冷轧、锻造时的良好的加工性。但是，专利文献5所公开的钢由于假定了通过热锻造或冷锻造来进行部件加工，因此成为与切削性相比将重点放置于锻造性上的成分设计，而且将需要处理成本的球状化退火作为前提。
在专利文献6中公开了一种渗碳机械结构部件，其耐磨性、弯曲疲劳强度及低循环弯曲疲劳强度优异，切削性也优异，但关于转动疲劳寿命没有进行提及。
本公开鉴于上述现状而进行，其目的是提供正火处理后的切削性优异、进而在制成渗碳淬火品时部件滑动面的耐磨性、特别是反复高负荷下的耐疲劳磨损性、低循环弯曲疲劳强度及转动疲劳寿命优异的钢材及使用了它的渗碳钢部件。
用于解决课题的手段
本公开的主旨在于下述所示的钢材及渗碳钢部件。
<1>一种钢材，其化学组成以质量％计为：
C：0.10％～0.30％、
Si：0.13％～0.30％、
Mn：0.50％～1.00％、
S：0.003％～0.020％、
Cr：1.65％～2.00％、
Al：0.010％～0.100％、
N：0.0050％～0.0250％、
Ca：0.0002％～0.0010％、
P：0.020％以下、
O：0.0020％以下、以及
剩余部分：Fe及杂质，
下述的(1)式所表示的Fn1为-35.0～-24.0。
(1)式：Fn1＝38Si-7Mn+7(Ni+Cu)-17Cr-10Mo
其中，上述(1)式中的元素符号表示该元素的含量(质量％)，在不含相应元素的情况下代入0。
<2>根据<1>所述的钢材，其以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种以上来代替上述Fe的一部分：
Cu：0.30％以下、
Ni：0.30％以下、及
Mo：0.50％以下。
<3>根据<1>或<2>所述的钢材，其以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种以上来代替上述Fe的一部分：
B：低于0.0003％、
Ti：0.005％以下、
Nb：低于0.010％、
V：0.05％以下、及
Pb：0.09％以下。
<4>根据<1>～<3>中任一项所述的钢材，其在实施了加热至925℃并保持60分钟后、以0.5～1.0℃/秒的冷却速度放冷至室温为止的正火处理的情况下，组织如下：贝氏体分率：低于5％、以及剩余部分：铁素体及珠光体，所述钢材的平均硬度可成为：维氏硬度为190以下。
<5>根据<1>～<3>中任一项所述的钢材，其组织如下：贝氏体分率：低于5％、以及剩余部分：铁素体及珠光体，所述钢材的平均硬度：维氏硬度为190以下。
<6>根据<1>～<5>中任一项所述的钢材，其为棒钢。
<7>根据<5>所述的钢材，其为粗形材。
<8>根据<1>～<7>中任一项所述的钢材，其为渗碳用。
<9>一种渗碳钢部件，其是通过对<8>所述的钢材施加渗碳处理而得到的。
发明效果
本公开的钢材在正火处理后的切削性优异，进而在制成渗碳淬火品时部件滑动面的耐磨性、特别是反复高负荷下的耐疲劳磨损性、低循环弯曲疲劳强度及转动疲劳寿命优异。
附图说明
图1是表示实施例中供于磨损试验(双圆筒滚动疲劳试验)的“阶梯圆棒试验片”的形状的侧面图。
图2是表示实施例中供于旋转弯曲疲劳试验的“带缺口的旋转弯曲疲劳试验片”的形状的侧面图。
图3是表示实施例中供于转动疲劳试验的“转动疲劳试验片”的形状的侧面图。
图4是表示对实施例中用于制作图1的“阶梯圆棒试验片”而切取出的原材料、图2的“带缺口的旋转弯曲疲劳试验片”及图3的“转动疲劳试验片”所实施的“渗碳淬火-回火”的加热模式的图。
图5是表示在实施例的磨损试验(双圆筒滚动疲劳试验)中作为图1的“阶梯圆棒试验片”的对象材所使用的试验片的形状的侧面图。
具体实施方式
以下，对本公开的钢材及渗碳钢部件进行详细说明。
需要说明的是，本公开中的各元素的含量的“％”表述是指“质量％”。
此外，本公开中，使用“～”表示的数值范围只要没有特别说明，则是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值及上限值的范围。
在本公开中阶段性记载的数值范围内，某个阶段性的数值范围的上限值或下限值也可以置换成其他的阶段性记载的数值范围的上限值或下限值，此外，也可以置换成实施例中所示的值。
在本公开中，所谓“钢材”，不限定组织、形状、热处理的前后等，例如可列举出将钢液进行铸造而得到的钢锭、对其实施锻造、轧制等加工而得到的钢坯、对其进一步实施轧制等成形加工而得到的棒钢、线材等。可列举出进一步实施了正火处理等热处理的钢材、通过锻造、切削等而制成粗形状的钢材(粗形材)等。
本发明的发明者为了解决上述的课题，使用渗碳淬火品进行磨损试验，实施了各种研究。其结果是，得到了下述(a)～(g)的认知。
(a)据认为：渗碳淬火品的疲劳磨损通过下述方式产生：在对象材的表层中产生大量深度为5μm左右的微小龟裂，它们发生连结并剥离。
(b)龟裂发生部的硬度与磨损试验前相比显著增大，马氏体组织受到了塑性变形。另一方面，龟裂发生部的残留奥氏体量与试验前相比降低。
(c)据认为：由于上述的事项，在渗碳淬火品的表层中产生因塑性变形而引起的加工硬化和残留奥氏体的加工诱发马氏体相变这两者。
(d)另一方面，马氏体的硬度一般可以通过含有碳量来整理，但通常如果成为共析浓度以上，则残留奥氏体的量增大，因此相对于碳含量的硬度达到极限。
(e)但是，即使在渗碳淬火品的表层5μm以内碳浓度为共析浓度以上，但在磨损试验中残留奥氏体发生加工诱发马氏体相变的情况下，与磨损试验前相比硬度也增大。
(f)因此据认为：如果变更渗碳条件来提高表层的渗入碳量地进行淬火，则渗碳淬火品的表层的残留奥氏体量增加，在磨损试验时能够抑制微小龟裂的产生，因此耐疲劳磨损性提高。
(g)然而据认为：如果过度提高表层的渗入碳量，则会在渗碳淬火品的表层中生成渗碳体，因此低循环弯曲疲劳强度降低。进而，在利用最一般的气体渗碳而进行的量产的情况下，提高碳势从生成烟黑的观点出发未必是适当的。
于是，本发明的发明者进一步对于即使作为量产中的渗碳条件为一般的范围(例如，如果是气体渗碳，则碳势为0.7～0.9％的范围)也能够提高耐疲劳磨损性并且提高低循环弯曲疲劳强度的渗碳淬火品，实施了各种详细的研究。其结果是，得到了下述(h)的重要的认知。
(h)为了控制渗碳淬火后的残留奥氏体量、并且抑制表层中的渗碳体的生成而提高耐疲劳磨损性并且提高低循环弯曲疲劳强度，不仅将钢中所含的各个元素的含量进行优化，还需要调整Si、Cr、Mn、Ca、Ni及Mo的含量。更具体而言，下述事项是必要的：将式中的元素符号设定为该元素的以质量％计的含量，将[Fn1＝38Si-7Mn+7(Ni+Cu)-17Cr-10Mo]的式子所表示的Fn1设定为-35.0～-24.0的范围内。Mn、Ca、Cr及Mo是在使残留奥氏体量增加的方向上起作用的元素，但另一方面，Cr等也是下述元素：如果含量变多，则在渗碳中的表层中容易生成渗碳体。此外，Si、Cu、及Ni会提高淬透性，但另一方面，它们也是下述元素：如果含量变多，则相反在使残留奥氏体量降低的方向上起作用。据认为：通过基于这些元素的含量的上述式所表示的Fn1为规定的范围，从而能够抑制渗碳体的生成，并且提高耐疲劳磨损性。
本发明的发明者进一步对于在关于渗碳淬火品得到所期望的转动疲劳寿命时的硫化物系夹杂物也进行了研究。其结果是，得到了下述的认知(i)～(iv)。
(i)硫化物系夹杂物通常在高温下容易变形，因此在热加工时容易变形从而拉伸。拉伸后的硫化物系夹杂物在反复高负荷的使用环境下(例如在使用渗碳淬火品作为轴承部件的环境下等)成为疲劳起点，变得容易引起以表面作为起点的剥离，因此转动疲劳寿命变短。因此，为了延长转动疲劳寿命，提高高温下的硫化物系夹杂物的变形阻力是有效的。
(ii)即，据认为：如果提高高温下的硫化物系夹杂物的变形阻力，则在热加工时硫化物系夹杂物变得难以拉伸，维持球状，因此硫化物系夹杂物不易成为疲劳起点。
(iii)此外，如果Ca固溶于硫化物系夹杂物中，则高温下的变形阻力变高。因此，固溶有Ca的硫化物系夹杂物即使在热加工后也维持球状，长宽比(硫化物系夹杂物的长径/短径比)变小。具体而言，包含1摩尔％以上Ca的硫化物系夹杂物的热加工后的长宽比与Ca低于1摩尔％的硫化物系夹杂物的热加工后的长宽比相比更小。
(iv)为了得到以上的效果，需要适宜地调整Ca的含量。更具体而言，需要以质量％的含量计将Ca的范围设定为0.0002％～0.0010％的范围内。
本发明的发明者进一步对在切削加工成所期望的部件形状时的切削性也进行了研究。其结果是，得到了下述认知：在下述情况下，能够确保极为良好的切削性：在为规定的化学组成的范围内，且关于钢材的组织及平均硬度，分别为贝氏体分率低于5％，并且剩余部分为铁素体和珠光体的组织，以及以维氏硬度HV计为190以下的平均硬度。
本公开的钢材是基于上述认知而完成的。以下，对本公开的钢材进行详细说明。
(A)化学组成：
C：0.10％～0.30％
C是为了确保渗碳淬火时的部件的芯部强度所必需的元素。但是，其含量低于0.10％时是不充分的，低循环弯曲疲劳强度降低。另一方面，如果C的含量超过0.30％，则供于渗碳淬火的钢材(例如正火后的钢材)的组织成为贝氏体主体，硬度增加，切削性恶化。因此，将C的含量设定为0.10％～0.30％。C的含量优选设定为0.15％以上，进一步优选设定为0.18％以上。此外，C的含量优选设定为0.25％以下，进一步优选设定为0.23％以下。
Si：0.13％～0.30％
Si具有提高淬透性的作用，但在渗碳处理时，在表面形成氧化物，由此可能成为渗碳异常层的要因。特别是，如果其含量超过0.30％，则形成渗碳异常层从而阻碍碳的侵入，生成被称为不完全淬火组织的贝氏体和/或珠光体等软质组织从而低循环弯曲疲劳强度降低。但是，如果将Si的含量设定为低于0.13％，则提高淬透性的作用少，无法确保芯部强度，因此低循环弯曲疲劳强度降低。因此，将Si的含量设定为0.13％～0.30％。Si的含量优选设定为0.15％以上，进一步优选设定为0.17％以上。此外，Si的含量优选设定为0.28％以下，进一步优选设定为0.25％以下。
Mn：0.50％～1.00％
Mn提高淬透性的效果大，是为了确保渗碳淬火时的部件的芯部强度所必需的元素。此外，Mn具有帮助碳侵入的效果。但是，其含量低于0.50％时是不充分的，低循环弯曲疲劳强度降低，并且表面的残留奥氏体的形成变得不充分，得不到充分的耐磨性。另一方面，如果Mn的含量超过1.00％，则不仅会过度提高淬透性，供于渗碳淬火的钢材(例如正火后的钢材)的组织成为贝氏体主体从而硬度增加，切削性恶化，而且在渗碳(例如气体渗碳)淬火时形成渗碳异常层，低循环弯曲疲劳强度降低。因此，将Mn的含量设定为0.50％～1.00％。Mn的含量优选设定为0.55％以上，进一步优选设定为0.60％以上。此外，Mn的含量优选设定为0.95％以下，进一步优选设定为0.90％以下。
S：0.003％～0.020％
S与Mn及Ca结合而形成硫化物系夹杂物(Mn，Ca)S，提高切削性。但是，其含量低于0.003％时，难以得到上述的效果。另一方面，如果S的含量变多，则通过与Mn及Ca的结合从而(Mn，Ca)S的生成量增加，因此钢中的Mn量降低而使淬透性劣化。此外，在低循环弯曲疲劳试验及转动疲劳试验中，有可能以粗大的(Mn，Ca)S作为起点而产生疲劳破坏和/或转动疲劳。因此，将S的含量设定为0.003％～0.020％。S的含量优选设定为0.005％以上，进一步优选设定为0.007％以上。此外，S的含量优选设定为0.018％以下，进一步优选设定为0.015％以下。
Cr：1.65％～2.00％
Cr由于与碳的亲和性高，因此具有在渗碳(例如气体渗碳)时使表面碳浓度增大的效果，此外具有使渗碳层的Ms点降低的效果。其结果是，在渗碳淬火后的表层中生成残留奥氏体，因此是对于针对疲劳磨损的耐磨性提高而言有效的元素。但是，其含量低于1.65％时，上述的效果不充分，得不到作为目标的耐磨性。另一方面，如果Cr的含量超过2.00％，则在渗碳(例如气体渗碳)中的表层中变得容易生成渗碳体，低循环弯曲疲劳强度降低。此外，供于渗碳淬火的钢材(例如正火后的钢材)的组织成为贝氏体主体，硬度增加，切削性恶化。因此，将Cr的含量设定为1.65％～2.00％。Cr的含量优选设定为1.70％以上，进一步优选设定为1.75％以上。此外，Cr的含量优选设定为1.95％以下，进一步优选设定为1.90％以下。
Al：0.010％～0.100％
Al是具有脱氧作用、并且容易与N结合而形成AlN、对于渗碳加热时的奥氏体晶粒的粗大化抑制而言有效的元素。但是，Al含量低于0.010％时，无法稳定地得到奥氏体晶粒的粗大化抑制效果。另一方面，如果Al含量超过0.100％，则变得容易形成粗大的氧化物，转动疲劳寿命变短，并且低循环弯曲疲劳强度降低。因此，将Al的含量设定为0.010％～0.100％。Al的含量优选设定为0.015％以上，进一步优选设定为0.020％以上。此外，Al的含量优选设定为0.055％以下，进一步优选设定为0.050％以下。
N：0.0050％～0.0250％
N容易与Al结合而形成AlN，上述的AlN对于抑制渗碳加热时的奥氏体晶粒的粗大化而言是有效的。但是，N含量低于0.0050％时，无法稳定地抑制奥氏体晶粒的粗大化。另一方面，如果N含量超过0.0250％，则在炼钢工序中难以在量产中稳定地制造。此外，如果N的含量多，则有可能会提高钢的硬度，损害切削性。因此，将N的含量设定为0.0050％～0.0250％。N的含量优选设定为0.0080％以上，进一步优选设定为0.0100％以上。此外，N的含量优选设定为0.0200％以下，进一步优选设定为0.0180％以下。
Ca：0.0002％～0.0010％
Ca是起到下述作用的元素：置换MnS中的Mn的一部分，形成(Mn，Ca)S，将硫化物系夹杂物进行球状化。此外，Ca是起到下述作用的元素：提高高温下的硫化物系夹杂物的变形阻力，抑制热加工时的硫化物系夹杂物的拉伸而维持球状，延长转动疲劳寿命。
如果Ca低于0.0002％，则无法充分得到添加效果，因此Ca设定为0.0002％以上。Ca优选为0.0003％以上，更优选为0.0004％以上。另一方面，如果Ca超过0.0010％，则生成粗大的氧化物，转动疲劳寿命变短，并且低循环弯曲疲劳强度降低，因此Ca设定为0.0010％以下。Ca优选为0.0009％以下，更优选为0.0008％以下。
此外，在未有意添加Ca的情况下，钢材中的Ca(杂质)的含量处于0.0001％左右或其以下。
P：0.020％以下
P是容易进行晶界偏析而使晶界脆化的杂质元素，如果其含量超过0.020％，则使低循环弯曲疲劳强度降低。因此，将P含量设定为0.020％以下。此外，作为杂质元素的P含量优选尽可能减少，但如果为0.020％以下，则没有大的问题，因此将其上限设定为0.020％。但是，在想要确保更稳定的低循环弯曲疲劳强度的情况下，P的含量的上限优选设定为0.015％，进一步优选设定为0.010％。
O(氧)：0.0020％以下
O是杂质元素，容易与Al结合而形成硬质的氧化物系夹杂物，转动疲劳寿命变短，并且使低循环弯曲疲劳强度降低。特别是，如果O含量超过0.0020％，则低循环弯曲疲劳强度的降低变得显著。此外，作为杂质元素的O含量优选尽可能减少，但如果为0.0020％以下，则没有问题，因此将其上限设定为0.0020％。
剩余部分：Fe及杂质
所谓“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时非有意地含有、而是通过以矿石或废料等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分，是在不对本公开的钢材造成不良影响的范围内被容许的成分。
本公开的钢材也可以包含其他的元素来代替Fe的一部分。以下，对本公开的钢材中可包含的任选元素进行说明。需要说明的是，以下说明的元素是任选元素，它们的含量的下限值也可以为0％，也可以超过0％。
Cu：0.30％以下
Cu具有提高淬透性的作用，提高渗碳处理后的低循环弯曲疲劳强度及耐点蚀强度，因此也可以根据需要来含有。然而，如果Cu的含量超过0.30％，则由于淬透性过度变高，导致正火后的钢材的切削性恶化。此外，由于阻碍渗碳性，因此渗碳淬火后的残留奥氏体变得不易增加，耐磨性降低。因此，在含有Cu的情况下的Cu含量设定为0.30％以下。Cu的含量优选设定为0.25％以下，进一步优选设定为0.20％以下。
另一方面，为了稳定地得到上述的Cu的效果，Cu的含量优选设定为0.05％以上，进一步优选设定为0.10％以上。
Ni：0.30％以下
Ni具有提高淬透性的作用，进而还具有提高韧性的作用，提高低循环弯曲疲劳强度及耐点蚀强度，因此也可以根据需要来含有。然而，如果Ni的含量超过0.30％，则由于淬透性过度变高，导致正火后的钢材的切削性恶化。此外，由于阻碍渗碳性，因此渗碳淬火后的残留奥氏体变得不易增加，耐磨性降低。因此，在含有Ni的情况下的Ni含量设定为0.30％以下。Ni的含量优选设定为0.25％以下，进一步优选设定为0.20％以下。
另一方面，为了稳定地得到上述的Ni的效果，Ni的含量优选设定为0.05％以上，进一步优选设定为0.10％以上。
Mo：0.50％以下
Mo提高淬透性的效果大，会提高低循环弯曲疲劳强度及耐点蚀强度，因此也可以根据需要来含有。然而，如果Mo的含量超过0.50％，则由于淬透性过度变高，导致正火后的钢材的切削性恶化。此外，在供于渗碳淬火的钢材(例如正火后的钢材)的组织中变得容易生成贝氏体，因此切削性降低。因此，在含有Mo的情况下的Mo含量设定为0.50％以下。Mo的含量优选设定为0.15％以下，进一步优选设定为0.13％以下。
另一方面，为了稳定地得到上述的Mo的效果，Mo的含量优选设定为0.05％以上，进一步优选设定为0.07％以上。
Fn1：-35.0～-24.0的范围内
就本公开的钢材而言，下述(1)式所表示的Fn1为-35.0～-24.0的范围内。
(1)式：Fn1＝38Si-7Mn+7(Ni+Cu)-17Cr-10Mo
如上所述的那样，上述的(1)式中的元素符号是指该元素的以质量％计的含量。此外，在不含相应元素的情况下，代入0(零)。
据认为：在渗碳淬火品中，为了有效地表现出耐磨性，在渗碳淬火后稳定地生成残留奥氏体是重要的。因此，Fn1必须为上述的范围内。Fn1是渗碳(例如气体渗碳)中的碳侵入的容易度的指标，Fn1越小，则即使是相同的渗碳条件，表面的碳浓度也变得越高。然而，如果Fn1变得小于-35.0，则在表面生成渗碳体，低循环弯曲疲劳强度降低。此外，如果Fn1超过-24.0，则表面的碳浓度的上升不充分，在渗碳淬火时产生的残留奥氏体量变得不充分，无法表现出有效的耐磨性。因此，Fn1设定为-35.0～-24.0。Fn1优选为-33.0以上，此外优选为-25.0以下。
本公开的钢材也容许包含其他的元素，只要是不阻碍本公开中的效果的范围即可。作为那样的元素，例如可列举出B、Ti、Nb、V、Pb。
本公开的钢材也可以包含B。但是，如果过度包含B，则在渗碳淬火时可能成为形状应变的原因，因此B含量优选为低于0.0003％，更优选为0.0002％以下。
本公开的钢材也可以包含Ti。但是，如果过度包含Ti，则在渗碳处理中表层发生微细化，可能致密地生成晶界氧化物而阻碍渗碳，因此Ti含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。
Nb也可以以低于0.010％的范围被包含于钢中。但是，如果过度包含Nb，则在渗碳处理中表层发生微细化，可能致密地生成晶界氧化物而阻碍渗碳。Nb含量更优选为0.005％以下。
本公开的钢材也可以包含V。但是，如果过度包含V，则可能致密地生成晶界氧化物而阻碍渗碳，因此V含量优选为0.05％以下。
Pb通过被包含于钢中而具有改善切削性的效果，因此也可以被包含于本公开的钢材中。但是，Pb由于为环境有害物质，因此Pb含量优选为0.09％以下。
(B)正火处理后的组织和平均硬度：
本公开的正火处理后的钢材具有上述的(A)化学组成，进而组织如下：贝氏体分率低于5％，并且剩余部分为铁素体和珠光体，所述钢材的平均硬度以维氏硬度HV计为190以下。
正火后的钢材只要满足上述的组织和平均硬度的条件且S的含量为0.003％～0.020％的范围，则在通过切削而加工成想要得到的部件形状时，就能够确保极为良好的切削性。
上述组织的贝氏体分率越低越好，为0％是最佳的，但只要低于5％，则切削性没有问题。
此外，对于组织观察，使用扫描型电子显微镜(SEM)，将观察倍率设定为1000倍来拍摄照片，所得到的照片在图像处理软件上将贝氏体组织进行着色后，进行二值化处理来计算照片中的贝氏体的分率。关于贝氏体分率的测定的详细情况，会在下文叙述。
正火后的钢材的硬度优选以维氏硬度HV计为188以下，此外优选以维氏硬度HV计为140以上。
需要说明的是，维氏硬度是依据JIS Z 2244(2009)，将试验力设定为9.8N来测定。关于测定方法的详细情况，会在下文叙述。
(C)钢材的制造方法
本公开的钢材的制造方法没有特别限定，只要是能够制造具有上述的(A)化学组成的钢材，则可以适用任何制造方法。
此外，作为本公开的钢材，制造具有上述的化学组成(A)、组织中贝氏体分率低于5％、并且剩余部分为铁素体和珠光体、平均硬度以维氏硬度HV计为190以下的钢材的方法也没有特别限定。作为一个例子，可以如下那样操作来得到。
首先，使用电炉、真空感应加热炉等将钢液进行熔炼，并且调整为上述的(A)化学组成。
调整了化学组成的熔液接下来可以铸造成锭，通过之后的锻造等热加工而加工成板坯、钢锭、钢坯料等所谓的“钢坯”，此外，也可以进行连续铸造而直接制成板坯、钢锭、钢坯料等所谓的“钢坯”。进而，以上述的“钢坯”作为原材料，在将加热温度、保持时间等设定为通常的工业条件的加热炉中进行保持后，进一步将精轧温度等设定为通常的工业条件来进行热加工，精加工成棒钢等所期望的形状，暂且冷却至常温。
之后，通过进一步在将加热温度、保持时间等设定为通常的工业条件的加热炉中进行保持后放冷来进行正火，从而得到具有上述的组织和平均硬度的本公开的钢材。正火处理的条件按照可得到对最终制造的制品所要求的特性的方式来设定即可，例如可列举出加热至900～950℃并保持30～120分钟后、以0.3～2.0℃/秒的冷却速度放冷至室温。
此外，也可以不实施上述正火来制作本公开的钢材。
此外，在正火后，也可以通过锻造、切削等来制成加工成粗形状的粗形材。
通过对本公开的钢材实施渗碳处理，从而作为渗碳钢部件，例如能够得到提高了耐磨性的CVT带轮等滑动部件。
作为对本公开的钢材进行的渗碳处理的方法，没有特别限定，例如可列举出固体渗碳、液体渗碳、滴注式渗碳、气体渗碳、真空渗碳、等离子体渗碳等各种方法，其中优选气体渗碳。此外，伴随着渗碳处理，通过公知的方法进行淬火及回火，可得到渗碳淬火品。
实施例
以下，通过实施例对本公开进一步进行详细说明。
将具有表1、表2中所示的化学组成的钢1～46用100kg真空熔化炉进行熔炼后，进行铸锭来制作钢锭。
此外，表1、表2中的钢1～13、40～46是化学组成在本公开中规定的范围内的本公开的实施例的钢，另一方面，钢14～25、27～38是化学组成脱离了本公开中规定的条件的比较例的钢。在表1、表2中，下划线是指为本公开中规定的范围外。此外，在表1、表2中，剩余部分为Fe及杂质。
此外，钢26是参考例，其显示了虽然化学组成在本公开中规定的条件内，但如果在正火后进行球状化处理，则切削性降低。
[表1]
[表2]
将上述的各钢锭加热至1250℃后，保持120分钟，在1000～1200℃的温度区域中进行锻造拉伸，制作1根直径为35mm且长度为1000mm的棒钢、3根直径为25mm且长度为1000mm的棒钢及6根直径为60mm且长度为500mm的棒钢，放冷至室温。之后，实施再加热至925℃并保持60分钟后、放冷至室温的正火处理。正火时的冷却速度为0.5～1.0℃/秒。
<硬度测定>
从正火前及正火后的直径为35mm的棒钢的距离端部为50mm的位置分别切取出长度为10mm的横断样品，埋入树脂中，对切断面进行镜面研磨，使用维氏硬度计来调査HV。
具体而言，依据JIS Z 2244(2009)中记载的“维氏硬度试验-试验方法”，将试验力设定为9.8N，用维氏硬度计测定试验片的距离中心为6mm的部位处的任意4点处的HV，将其值进行算术平均来评价HV。
<组织观察>
接着，将测定了HV后的试验片的研磨面用2％硝酸乙醇液进行蚀刻，供于组织观察。
组织观察位置是与HV测定位置同样的试验片的距离中心为6mm的部位。对于组织观察，使用扫描型电子显微镜(SEM)，将观察倍率设定为1000倍，拍摄上述部位处的任意4点(各点处的视场面积：100μm×80μm)处的照片。所得到的照片在图像处理软件上将贝氏体组织进行着色后，进行二值化处理来计算照片中的贝氏体的分率，将其值进行算术平均来求出贝氏体分率。为了方便起见，将贝氏体分率低于5％、剩余部分为铁素体及珠光体的组织划分为“铁素体-珠光体”，将贝氏体分率为5％以上、剩余部分为铁素体及珠光体、并且铁素体及珠光体的合计分率为5％以上的组织划分为“铁素体-珠光体-贝氏体”，此外，将铁素体及珠光体的合计分率低于5％、剩余部分为贝氏体的组织划分为“贝氏体”。此外，不管上述贝氏体分率如何，在珠光体组织中的渗碳体被球状化的情况下，划分为与上述的任一者都不同的“球状化组织”。这里，所谓“渗碳体被球状化”是指：珠光体组织中存在的片层渗碳体通过热处理被截断，各渗碳体的平均长宽比成为3.0以下。
此外，正火后的平均硬度是将以HV计为190以下作为目标，此外正火后的组织是将上述的“铁素体-珠光体”作为目标。
<切削性试验>
将各钢编号的退火后(试验编号100、101为球状化处理后)的直径为60mm且长度为500mm的圆棒进行车削而制成直径为55mm的试验片，对切削性进行评价。所使用的刀片为超硬P20等级、无涂层，圆周速度为200m/分钟、进给为0.30mm/rev、切深为1.5mm，使用水溶性切削油，对切削距离2000m后的主切削刃的后隙面的磨损宽度进行评价。以后述的试验编号2号的后隙面磨损宽度作为基准，将呈现出1.2倍以上的磨损宽度者判断为无法确保极为良好的切削性。
<用于评价渗碳淬火后的特性的试验片的制作>
接着，对于各钢，从正火后的直径为35mm的棒钢中切取出4个图1中所示的阶梯圆棒试验片的原材料。此外，从直径为25mm的棒钢中切取出12个图2中所示的带缺口的旋转弯曲疲劳试验片。进而，从同样直径为25mm的棒钢中切取出10个图3中所示的转动疲劳试验片。阶梯圆棒试验片的原材料、带缺口的旋转弯曲疲劳试验片、转动疲劳试验片都按照使试验片的中心轴成为与原来的棒钢的中心轴相同方向的方式来进行切取。
用于制作上述阶梯圆棒试验片所切取出的原材料、带缺口的旋转弯曲疲劳试验片及转动疲劳试验片都通过图4中所示的加热模式供于利用气体渗碳的“渗碳淬火-回火”。需要说明的是，“Cp”是指碳势，此外“60℃油冷”是指投入到油温为60℃的油中进行冷却。进而，“AC”是指空气冷却。
即，对于各样品，在加热至930℃后，以气氛的碳势为0.8％的条件，在保持在930℃的状态下加热180分钟，接着在850℃的温度下加热30分钟后，在60℃的油中进行冷却。进而，在加热至160℃后，保持120分钟，进行空气冷却至室温。目标设定为：通过该渗碳处理，来将表层中的碳浓度调整为0.85％以上，此外将表层中的残留奥氏体量控制为15％以上。
接着，关于用于制作阶梯圆棒试验片所切取出的原材料，将表层的50μm研磨除去，精加工成图1中所示的形状的阶梯圆棒试验片。
另一方面，对于图2中所示的带缺口的旋转弯曲疲劳试验片，也包括缺口部在内没有进行研磨。
进而，对于图3中所示的形状的转动疲劳试验片，将表层的50μm研磨除去，制成抛光。
需要说明的是，图2中的尺寸的单位为“mm”，两种倒三角形的符号是JIS B 0601(1982)的解说表1中记载的表示表面粗糙度的“精加工符号”。此外，精加工符号所标注的“G”是指JIS B 0122(1978)中规定的表示“磨削”的加工方法的简称。进而，“～(波浪线)”为“波形符号”，是指为坯料、即为经上述的“渗碳淬火-回火”处理后的表面的状态。
此外，图3中的尺寸的单位为“mm”。
使用对于各钢如上述那样操作而制作的1个阶梯圆棒试验片，将直径为26mm的部位进一步进行50μm深度车削，采集切屑粉，进行化学分析来调査碳浓度。
此外，对于各钢，对于剩下的3个阶梯圆棒试验片，通过X射线衍射来测定表面的残留奥氏体量后供于磨损试验。对于磨损试验的对象材，使用了图5中所示形状的试验片。
需要说明的是，对于用于制作图5中所示形状的试验片的原材料，将JIS G 4805(2008)中规定的直径为140mm的市售的SUJ2的圆棒切断成长度为22mm的原材料，使用该原材料在870℃下保持60分钟后，在120℃的油中进行淬火后，磨削加工成图5的形状。此外，作为表面性状，按照使算术平均粗糙度Ra(JIS B 0601(2001))成为0.6～0.8μm、最大高度粗糙度Rz(JIS B 0601(2001))成为2.0～4.0μm的方式进行精加工。图5中的尺寸的单位为“mm”。
<磨损试验>
磨损试验通过双圆筒滚动疲劳试验来实施。该试验为下述方式：使上述图1中所示的阶梯圆棒试验片的直径为26mm的部位与使用上述SUJ2而制作的图5中所示形状的试验片(以下称为“SUJ2滚筒”)的直径为130mm的部位一边接触一边互相转动。接触时的面压设定为赫兹面压为2.4GPa，在转动反复次数为5×106次时取出阶梯圆棒试验片，测定与SUJ2滚筒的接触部的磨损深度。
对于磨损深度的测定，使用了触针式的表面粗糙度计。将测定长度设定为26mm，通过沿试验片的轴向扫描触针，得到了截面曲线。该截面曲线对每1个试验片沿圆周方向以90°刻度测定4次。由所得到的截面曲线，测定SUJ2滚筒未接触的非磨损部和发生了接触的磨损部处的高度之差，将由4个截面曲线得到的高度之差的数据的平均值设定为该试验片的磨损深度。
对于各钢，将上述3个试验片的测定值的平均值设定为“残留奥氏体量”及“磨损深度”。此外，磨损深度的目标设定为20μm以下，如果达成该目标，则设定为耐磨性优异。
<旋转弯曲疲劳试验>
此外，使用带缺口的旋转弯曲疲劳试验片，实施了旋转弯曲疲劳试验(JIS Z 2274(1978)中规定的“金属材料的旋转弯曲疲劳试验方法”)。此外，以各种载荷条件实施旋转弯曲疲劳试验直至试验片发生断裂为止，算出反复次数为1×104次时的疲劳强度。此外，1×104次时的旋转弯曲疲劳强度的目标设定为700MPa以上，如果达成该目标，则设定为低循环弯曲疲劳强度优异。
<转动疲劳试验>
此外，使用转动疲劳试验片来评价了转动疲劳寿命。试验为下述方式：使转动疲劳试验片的直径为12mm的部位与市售的直径为19.05mm的轴承钢球一边接触一边互相转动。接触时的面压以赫兹应力计设定为4.5GPa，算出L10寿命(即，试验片的总数(10个)的90％不发生剥离破坏地可旋转的总旋转数)。如果L10寿命达到转动反复次数为1×108次，则设定为转动疲劳寿命优异，在表3中记载为“Y”，在未达到1×108次的情况下记载为“N”。
表3中汇总示出了上述的各试验结果。此外，如上文所述的那样，将贝氏体分率低于5％、剩余部分为铁素体及珠光体的组织划分为“铁素体-珠光体”，将贝氏体分率为5％以上、剩余部分为铁素体及珠光体、并且铁素体及珠光体的合计分率为5％以上的组织划分为“铁素体-珠光体-贝氏体”，此外，将铁素体及珠光体的合计分率低于5％、剩余部分为贝氏体的组织划分为“贝氏体”。即使贝氏体分率为5％以下，但在珠光体组织中的渗碳体的平均长宽比为3.0以下的情况下，则划分为与上述的任一者都不同的“球状化组织”。在表3的“组织栏”中分别将“铁素体-珠光体”记载为“F+P”，将“铁素体-珠光体-贝氏体”记载为“F+P+B”，且将“贝氏体”记载为“B”。
[表3]
如由表3表明的那样，在使用了化学组成在本公开中规定的范围内的本公开的实施例的钢1～13、40～46的试验编号1～13、40～46的情况下，显然得到了作为目标的各种特性、即正火后的平均硬度、组织及切削性、以及渗碳淬火-回火后的耐磨性及低循环弯曲疲劳强度。
与此相对，在使用了化学组成脱离了本公开中规定的条件的比较例的钢14～25、27～38的试验编号14～25、27～38的情况下，未得到作为目标的特性中的至少1个。
在试验编号14的情况下，由于钢14的C的含量低于本公开中规定的范围，因此旋转弯曲疲劳试验片的芯部硬度变低，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。
在试验编号15的情况下，由于钢15的C的含量超过本公开中规定的范围，因此正火后的组织为“铁素体-珠光体-贝氏体”，而且正火后的平均硬度也以HV计为260，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。
在试验编号16的情况下，由于钢16的Si的含量低于本公开中规定的范围，因此旋转弯曲疲劳试验片的芯部硬度变低，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为660MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。
在试验编号17的情况下，由于钢17的Si的含量超过本公开中规定的范围，因此旋转弯曲疲劳试验片的渗碳异常层变深，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。进而，渗碳淬火后的阶梯圆棒试验片的表面碳浓度低，残留奥氏体量也少。其结果是，磨损深度为26μm，超过目标深度，耐磨性也低劣。
在试验编号18的情况下，由于钢18的Mn的含量低于本公开中规定的范围，因此旋转弯曲疲劳试验片的芯部硬度变低，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。进而，渗碳淬火后的阶梯圆棒试验片的表面碳浓度低，残留奥氏体量也少。其结果是，磨损深度为25μm，超过目标深度，耐磨性也低劣。
在试验编号19的情况下，由于钢19的Mn的含量超过本公开中规定的范围，因此正火后的组织为“铁素体-珠光体-贝氏体”，而且正火后的平均硬度也以HV计为260，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。此外，虽然1×104次的旋转弯曲疲劳强度达到了目标，但由于在气体渗碳淬火时形成渗碳异常层，因此上述强度为下限值的700MPa，低循环弯曲疲劳强度与作为本公开的实施例的试验编号1～13的情况相比低劣。
在试验编号20的情况下，由于钢20的S的含量超过本公开中规定的范围，因此MnS的生成量增加从而固溶于钢中的Mn量降低，淬透性降低，因此旋转弯曲疲劳试验片的芯部硬度低。进而，由于生成了粗大的MnS，产生了以该粗大MnS作为起点的疲劳破坏，从而导致1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。此外，在转动疲劳试验中产生以粗大MnS作为起点的剥离，极限反复次数未达到1×108次，转动疲劳寿命低劣。
在试验编号21的情况下，由于钢21的Cr的含量低于本公开中规定的范围，因此渗碳淬火后的阶梯圆棒试验片的表面碳浓度低，残留奥氏体量也低。其结果是，磨损深度为22μm，超过目标深度，耐磨性低劣。
在试验编号22的情况下，由于钢22的Cr的含量超过本公开中规定的范围，因此正火后的组织为“铁素体-珠光体-贝氏体”，而且正火后的平均硬度也以HV计为250，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。进而，在旋转弯曲疲劳试验片的表层中生成渗碳体，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度也低劣。
在试验编号23的情况下，由于钢23的Ni的含量超过本公开中规定的范围，因此渗碳淬火后的阶梯圆棒试验片的表面碳浓度低，残留奥氏体量也低。其结果是，磨损深度为23μm，超过目标深度，耐磨性低劣。
在试验编号24的情况下，由于钢24的Mo的含量超过本公开中规定的范围，因此正火后的组织为“贝氏体”，而且正火后的平均硬度也以HV计为320，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。
在试验编号25的情况下，由于钢25的P的含量超过本公开中规定的范围，因此晶界强度降低，变得容易发生晶界破坏，导致1×104次的旋转弯曲疲劳强度为660MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。
在试验编号27的情况下，虽然钢27的各个元素的含量为本公开中规定的范围内，但由于Fn1超过本公开中规定的范围，因此渗碳淬火后的阶梯圆棒试验片的表面碳浓度低，残留奥氏体量也少。其结果是，磨损深度为24μm，超过目标深度，耐磨性低劣。
在试验编号28的情况下，虽然钢28的各个元素的含量为本公开中规定的范围内，但由于Fn1低于本公开中规定的范围，因此在旋转弯曲疲劳试验片的表层中生成渗碳体，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。
在试验编号29的情况下，由于钢29的Ca的含量低于本公开中规定的范围，因此产生以粗大且拉伸的硫化物作为起点的剥离，极限反复次数未达到1×108次，转动疲劳寿命低劣。
在试验编号30的情况下，由于钢30的Ca的含量超过本公开中规定的范围，因此生成了粗大的Ca系氧化物。其结果是，产生了以Ca系氧化物作为起点的疲劳破坏，导致1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。此外，在转动疲劳试验中产生以Ca系氧化物作为起点的剥离，极限反复次数未达到1×108次，转动疲劳寿命低劣。
在试验编号31的情况下，钢31的S的含量低于本公开中规定的范围。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。
在试验编号32的情况下，由于钢32的Cu的含量超过本公开中规定的范围，因此渗碳淬火后的阶梯圆棒试验片的表面碳浓度低，残留奥氏体量也低。其结果是，磨损深度为27μm，超过目标深度，耐磨性低劣。此外，正火后的平均硬度也以HV计为195，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。
在试验编号33的情况下，由于钢33的Mo的含量超过了本公开中规定的范围，因此正火后的组织为“贝氏体”，而且正火后的平均硬度也以HV计为320，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。并且由于Fn1低于本公开中规定的范围，因此旋转弯曲疲劳试验片的表面碳浓度高，在表层中生成渗碳体，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为660MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。
在试验编号34的情况下，由于钢34的Al的含量低于本公开中规定的范围，因此正火加热时的奥氏体粒径变得粗大，正火后的组织为“铁素体-珠光体-贝氏体”。此外，正火后的平均硬度也以HV计为230，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。进而，由于奥氏体粒径粗大，因此1×104次的旋转弯曲疲劳强度为650MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度也低劣。
在试验编号35的情况下，由于钢35的Al的含量超过了本公开中规定的范围，因此生成粗大的氧化物，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。进而，以粗大的氧化物作为起点而产生转动疲劳剥离，极限反复次数未达到1×108次，转动疲劳寿命低劣。
在试验编号36的情况下，由于钢36的N的含量超过了本公开中规定的范围，因此在钢锭的表面容易形成瑕疵，在内部容易形成微细的开裂。其结果是，以开裂作为起点而产生转动疲劳剥离，极限反复次数未达到1×108次，转动疲劳寿命低劣。此外，正火后的平均硬度也以HV计为195，超过了目标。因此，在进行切削来加工成部件形状时无法确保极为良好的切削性。
在试验编号37的情况下，由于钢37的O的含量超过了本公开中规定的范围，因此生成粗大的氧化物，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为680MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。进而，以粗大的氧化物作为起点而产生转动疲劳剥离，极限反复次数未达到1×108次，转动疲劳寿命低劣。
在试验编号38的情况下，钢38的Nb含量过多，在试验片加工后的气体渗碳工序中表层发生微细化，致密地生成晶界氧化物而使渗碳层的状态恶化，1×104次的旋转弯曲疲劳强度为650MPa，低于目标值，低循环弯曲疲劳强度低劣。此外，在转动疲劳试验中，极限反复次数未达到1×108次，转动疲劳寿命低劣。
在试验编号100、101的情况下，在正火后进行了球状化退火。球状化退火后的硬度低(HV165)，铁素体分率大，在车削加工时切屑粉容易相连，切削性试验中的工具磨损量也大。
产业上的可利用性
本公开的钢材特别适合于渗碳用途，对于实施了渗碳的部件，能够使其具备良好的耐磨性、特别是反复高负荷下的良好的耐疲劳磨损性、高的低循环弯曲疲劳强度及长的转动疲劳寿命。进而，正火处理后的本公开的钢材的切削性极为良好。因此，适宜用作汽车及产业机械的齿轮、轴等动力传递部件、尤其是要求滑动面的耐磨性、特别是反复高负荷下的耐疲劳磨损性、高的低循环弯曲疲劳强度及长的转动疲劳寿命的部件的原材料。
Claims (9)
1.一种钢材，其化学组成以质量％计为：
C：0.10％～0.30％、
Si：0.13％～0.30％、
Mn：0.50％～1.00％、
S：0.003％～0.020％、
Cr：1.65％～2.00％、
Al：0.010％～0.100％、
N：0.0050％～0.0250％、
Ca：0.0002％～0.0010％、
P：0.020％以下、
O：0.0020％以下、以及
剩余部分：Fe及杂质，
下述的(1)式所表示的Fn1为-33.0～-24.0，
(1)式：Fn1＝38Si-7Mn+7(Ni+Cu)-17Cr-10Mo
其中，所述(1)式中的元素符号表示该元素的以质量％计的含量，在不含相应元素的情况下代入0。
2.根据权利要求1所述的钢材，其以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种以上来代替所述Fe的一部分：
Cu：0.30％以下、
Ni：0.30％以下、及
Mo：0.50％以下。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢材，其以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种以上来代替所述Fe的一部分：
B：低于0.0003％、
Ti：0.005％以下、
Nb：低于0.010％、
V：0.05％以下、及
Pb：0.09％以下。
4.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的钢材，其在实施了加热至925℃并保持60分钟后、以0.5～1.0℃/秒的冷却速度放冷至室温为止的正火处理的情况下，组织如下：贝氏体分率：低于5％、以及剩余部分：铁素体及珠光体，所述钢材的平均硬度可成为：维氏硬度为190以下。
5.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的钢材，其组织如下：贝氏体分率：低于5％、以及剩余部分：铁素体及珠光体，所述钢材的平均硬度：维氏硬度为190以下。
6.根据权利要求1～权利要求5中任一项所述的钢材，其为棒钢。
7.根据权利要求5所述的钢材，其为粗形材。
8.根据权利要求1～权利要求7中任一项所述的钢材，其为渗碳用。
9.一种渗碳钢部件，其是通过对权利要求8所述的钢材施加渗碳处理而得到的。
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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| GR01 | Patent grant | ||
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