TW201544608A - 可抑制滲碳處理時之異常粒產生的表面硬化鋼及使用其之機械構造零件 - Google Patents

可抑制滲碳處理時之異常粒產生的表面硬化鋼及使用其之機械構造零件 Download PDF

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Abstract

本發明之目的在於提供一種在滲碳處理或滲碳氮化處理等之表面硬化熱處理，可防止異常粒產生。本發明之表面硬化鋼，其特徵係以質量%計，含有特定量之C、Si、Mn、P、S、Cr、Al、N、Nb、Ti，以及含有Ti及Nb之相當圓徑10nm以上、未達200nm之碳化物及碳氮化物的密度為10個/μm2以上，含有Ti及Nb之相當圓徑未達10nm之碳化物及碳氮化物的密度為50個/μm2以上，更且，含有Ti及S之相當圓徑200nm以上之析出物之密度為0.20個/μm2以下，可抑制滲碳處理時之異常粒產生。

Description

可抑制滲碳處理時之異常粒產生的表面硬化鋼及使用其之機械構造零件
本發明係關於在汽車等之輸送機器、建設機械、其他之產業機械等中，進行滲碳處理或滲碳氮化處理(以下，有時歸納此等而稱為「滲碳處理」)等之表面硬化熱處理所製造之機械構造零件、及其材料等之表面硬化鋼。更詳而言之，係有關於可抑制滲碳處理時之異常粒產生的表面硬化鋼。
在輸送機器、建設機械、其他之產業機械等中，要求高強度之機械構造零件的材料，一般係使用以JIS規格所制定之SCr、SCM、SNCM等的機械構造用合金鋼鋼材即所謂表面硬化鋼。將此表面硬化鋼藉鍛造或切削等之機械加工成形為所希望的零件形狀後，實施滲碳處理或滲碳氮化處理等之表面硬化熱處理，其後進行研磨後而製造機械構造零件。
在如上述之表面硬化熱處理中，為縮短製造時之前置時間，藉由謀求高溫化，以進行熱處理時間之縮 短化等。但，若使表面硬化熱處理進行高溫化，會產生機械構造零件之結晶粒粗大化，機械特性劣化之問題。
就防止如此之結晶粒粗大化的技術而言，已提出例如專利文獻1、2。在此等之技術中，藉由使含有專利文獻1所揭示之Nb及Ti的複合氮化物、或專利文獻2所揭示之含有Nb及/或Ti的析出物分散於鋼中而發揮釘扎(pinning)效果，並防止結晶粒的粗大化。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2007-162128號公報
[專利文獻2]日本特開2007-321211號公報
如至今所提出之技術，在利用析出物所產生之效果的結晶粒粗大化防止技術中，可想到利用10nm以上之微細析出物。然而，經本發明人等調查，利用至今所提出之釘扎效果的技術中，在近年高溫化之滲碳條件中，可知析出物密度不足，結晶粒部分粗大化而產生異常粒。
本發明係有鑑於如上述之事情而成者，其目的係在於提供一種在滲碳處理或滲碳氮化處理等之表面硬化熱處理中，可防止異常粒產生之表面硬化鋼及使用其之機械構造零件。
達成上述課題之本發明的表面硬化鋼，其特徵係以質量%計，含有C：0.10~0.30%、Si：0.01~0.50%、Mn：0.80~2.00%、P：超過0%、0.030%以下、S：超過0%、0.030%以下、Cr：0.50~1.50%、Al：0.01~0.10%、N：0.0010~0.010%、Nb：0.040~0.150%、Ti：0.040~0.150%，殘餘部分為鐵及不可避免的雜質，含有Ti及Nb之相當圓徑10nm以上、未達200nm之碳化物及碳氮化物的密度為10個/μm2以上，含有Ti及Nb之相當圓徑未達10nm之碳化物及碳氮化物的密度為50個/μm2以上，更且，含有Ti及S之相當圓徑200nm以上之析出物之密度為0.20個/μm2以下，可抑制滲碳處理時之異常粒產生。
本發明的表面硬化鋼較佳係依需要而以質量%計，更含有屬於以下之(a)、(b)的任一者之1種以上； (a)Mo：超過0%、2.0%以下(b)選自由Cu：超過0%、0.10%以下及Ni：超過0%、3.0%以下所構成之群中的一種以上。
本發明亦包含機械構造零件，其係使用上述之任一者的表面硬化鋼所得到之表面經滲碳處理者，且滲碳層之舊沃斯田鐵(austenite)粒度編號的最小值為6.0以上。
若依本發明，適當調整化學組成，含有Ti及Nb之碳化物及碳氮化物之中，分別確保特定量以上之相當圓徑10nm以上、未達200nm者、及相當圓徑未達10nm者，同時為抑制含有Ti及S之特定大小的析出物之密度，故可防止滲碳處理時的異常粒產生。
圖1係表示滲碳處理前後之析出物的移動概念之模式圖。
圖2係表示滲碳處理時之熱處理圖型的模式圖。
[用以實施發明之形態]
如上述專利文獻1、2所揭示，含有Ti、Nb 之微細析出物對防止結晶粒粗大化有效，但若其密度不足，在不足之部分產生結晶粒的粗大化，成為產生異常粒之狀態。尤其，藉由近年之滲碳溫度的高溫化，至以往所提出之微細析出物所產生的釘扎效果，係無法充分抑制異常粒產生。
因此，本發明人等係研究微細析出物對異常粒產生之影響，累積專心研究有關可抑制異常粒產生之微細析出物的析出狀態。其結果，可知(i)微細析出物之中，防止結晶粒粗大化而抑制異常粒產生最有效者，係含有Ti及Nb之碳化物及碳氮化物(以下，有時稱為「(Ti、Nb)碳化物等」)之中，大小為10nm以上、未達200nm者，又，為確保特定量之前述(i)的碳化物等，(ii)抑制含有Ti及S之粗大析出物(以下，有時稱為粗大的「(Ti、S)析出物」)乃很重要。進而，滲碳處理時前述之(i)的碳化物等並非固熔於基質中，為有效地發揮釘扎效果而抑制異常粒產生，(iii)「(Ti、Nb)碳化物等之中」，必須確保特定量之大小為未達10nm者亦很明確。又，在本說明書中，碳化物等及析出物之大小係全部意指相當圓徑。
本發明人等係有關引起滲碳處理時之異常粒產生的原因，想到如圖1。圖1係表示滲碳處理前後之析出物的移動概念之模式圖。
Ti與S係結合而形成析出物，但若粗大的(Ti、S)析出物之密度高，於有效抑制異常粒產生之 10nm以上的(Ti、Nb)碳化物等，Ti未被有效利用。因此，必須降低粗大的(Ti、S)析出物之密度。
又，滲碳處理時相較於常溫，Ti及Nb的固熔限上昇，故奈米級之大小的(Ti、Nb)碳化物等易固熔於基質(Matrix)中。此時，尺寸小的(Ti、Nb)碳化物等易固熔於基質中。故充分確保未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等，滲碳時使此等優先地固熔而彌補至基質的固熔限之固熔量。認為藉此，有效抑制異常粒產生之10nm以上的(Ti、Nb)碳化物等，可防止滲碳處理時固熔於基質中。
依據如以上之想法，在本發明中，為抑制滲碳處理時之異常粒產生，具體上，使10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度設為10個/μm2以上，使未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度設為50個/μm2以上，更且使200nm以上之(Ti、S)析出物等的密度設為0.20個/μm2以下。
使10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等，亦即，含有Ti及Nb之碳化物及碳氮化物係可有效地作用於防止滲碳處理時之結晶粒粗大化，並可抑制異常粒產生。為有效發揮如此之效果，故其密度必須為10個/μm2以上，較佳係15個/μm2以上，更佳係20個/μm2以上。10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等之密度的上限並無特別限定，但一般為150個/μm2左右，以120個/μm2以下為佳，以100個/μm2以下為更佳。
使未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等，亦即含 有Ti及Nb之碳化物及碳氮化物係滲碳處理時固熔於基質中，同時使10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等奧斯華成長，並防止固熔於基質中。為有效發揮如此之效果，故未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等之密度必須為50個/μm2以上，較佳係100個/μm2以上，更佳係150個/μm2以上。未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等之密度的上限並無特別限定，但一般為300個/μm2左右。又，就未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等所測定之(Ti、Nb)碳化物等大小之下限並無特別限定，但因具有電子顯微鏡等之測定裝置的測定極限，故一般為2nm左右。
本發明之(Ti、Nb)碳化物等係意指藉由使用能量分散型X線分光法(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy、EDX)等之元素分析，檢測出顯示C或N之波峯，以及檢測出顯示Ti或Nb之波峯的析出物。
若200nm以上之(Ti、S)析出物之密度過多，無法確保有效抑制異常粒產生之10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的個數。因此，200nm以上之(Ti、S)析出物之密度必須設為0.20個/μm2以下，較佳係0.15個/μm2以下，更佳係0.10個/μm2以下。200nm以上之(Ti、S)析出物愈少愈佳，但一般為超過0個/μm2之值。本發明中之(Ti、S)析出物係意指藉由使用EDX等之元素分析，檢測出Ti及S之波峯的析出物。
本發明係不僅如上述之碳化物及析出物之控制，為發揮作為表面硬化鋼之基本特性，其化學組成亦必 須適當調整。說明於以下。在本說明書中，化學組成全部意指質量%。
C：0.10~0.30%
C係用以確保滲碳零件必需之芯部硬度必需的元素。C含量未達0.10%時，因硬度不足，作為滲碳零件之靜態強度不足。因此，C含量必須為0.10%以上，較佳為0.12%以上，更佳為0.15%以上。然而，若含有過剩C，硬度變過高，故韌性降低，衝擊特性劣化，以及冷間鍛造性亦降低。因此，C含量必須為0.30%以下，較佳為0.28%以下，更佳為0.25%以下。
Si：0.01~0.50%
Si係抑制退燒硬度的降低而改善機械構造零件之面疲勞特性有效之元素。為有效地發揮如此之效果，Si必須含有0.01%。Si含量較佳係0.03%以上，更佳係0.05%以上。然而，若含有過剩Si，對被削性或鍛造性等之零件成形性會造成不良影響。從如此之觀點，Si含量必須為0.50%以下，較佳係0.45%以下，更佳係0.40%以下。
Mn：0.80~2.00%
Mn係用以提高滲碳處理時之焠火性有效的元素。又，Mn亦作用為脫氧劑，具有降低鋼中之氧化物系介入物量而提高內部品質之作用的元素。進而，Mn係亦具有 防止紅熱脆性之作用。為有效地發揮如此之作用，Mn必須含有0.80%以上。Mn含量較佳係0.85%以上，更佳係0.90%以上。然而，若含有過剩Mn，鍛造性易惡化，同時材質之參差不齊變大。因此，Mn含量必須為2.00%以下，較佳係1.8%以下，更佳係1.7%以下。
P：超過0%、0.030%以下
P係於鋼中含有作為不可避免雜質的元素，於結晶粒界偏析而使機械構造零件之衝擊疲勞特性劣化。因此，P含量必須為0.030%以下，較佳係0.025%以下，更佳係0.020%以下。P含量愈少愈佳，但製造步驟之控制上很難設為0%，一般含有0.001%左右。
S：超過0%、0.030%以下
S係與Mn結合而形成MnS，改善切削加工時之被削性的元素。為有效地發揮如此之作用，S較佳係含有0.001%以上，更佳係0.002%以上。但，若S含量變成過剩而MnS之生成量變多，引起含有Ti及S之析出物密度的增大，或作為機械構造零件的強度劣化。從如此之觀點，S含量必須為0.030%以下，較佳係0.025%以下，更佳係0.020%以下。
Cr：0.50~1.50%
Cr係用以促進滲碳，於鋼的表面形成硬化層必須的 元素。為有效地發揮如此之作用，Cr必須為0.50%以上，較佳係0.60%以上，更佳係0.70%以上。然而，若含有過剩Cr，則引起過剩滲碳，降低機械構造零件的強度。從如此之觀點，Cr含量必須為1.50%以下，較佳係1.45%以下，更佳係1.40%以下。
Al：0.01~0.10%
Al係作用為脫氧劑之元素，為有效地發揮如此之作用，Al必須含有0.01%以上，Al含量較佳係0.015%以上，更佳係0.020%以上。然而，若含有過剩Al，鋼的變形阻抗增大，冷間鍛造性劣化。因此，Al含量必須設為0.10%以下，較佳係0.080%以下，更佳係0.060%以下。
N：0.0010~0.010%
N係為適當調整機械構造零件的結晶粒度，用以形成作用之TiNb碳氮化物必需的元素。為發揮如此之效果，N必須為含有0.0010%以上，較佳係0.0020%以上，更佳係0.0030%以上。然而，若含有過剩N，於鋼中大量形成AlN、TiN等的氮化物，使切削性或鍛造性劣化。從如此之觀點，N含量必須設為0.010%以下，較佳係0.009%以下，更佳係0.008%以下。
Nb：0.040~0.150%
Nb係為適當調整機械構造零件的結晶粒度，用以形 成作用之TiNb碳氮化物必需的元素。為發揮如此之效果，Nb必須為含有0.040%以上，較佳係0.045%以上，更佳係0.050%以上。然而，若含有過剩Nb，於鋼中過剩地形成TiNb碳化物及碳氮化物，使切削性或鍛造性劣化。從如此之觀點，Nb含量必須為0.150%以下，較佳係0.120%以下，更佳係0.100%以下。
Ti：0.040~0.150%
Ti係為適當調整機械構造零件的結晶粒度，用以形成作用之TiNb碳化物及碳氮化物必需的元素。為發揮如此之效果，Ti必須含有0.040%以上，較佳係0.045%以上，更佳係0.050%以上。然而，若含有過剩Ti，於鋼中過剩地形成TiN或TiNb碳化物及碳氮化物，使切削性或鍛造性劣化。從如此之觀點，Ti含量必須為0.150%以下，較佳係0.120%以下，更佳係0.100%以下。
本發明之表面硬化鋼的基本成分如上述，殘餘部分實質上為鐵。但，於鋼中含有依原材料、資材、製造設備等之狀況所攜入之不可避免雜質當然可被允許。
進一步，在本發明中依需要進一步亦可含有(a)Mo：超過0%、2.0%以下、(b)Cu：超過0%、0.10%以下及Ni：超過0%、3.0%以下之至少一種，依所含有之元素的種類而進一步改善表面硬化鋼的特性。
Mo：超過0%、2.0%以下
Mo係提高滲碳處理之焠火性的元素。為有效地發揮如此之作用，以含有Mo 0.05%以上較佳，更佳係0.08%以上，再更佳係0.10%以上。然而，若含有過剩Mo，使切削性或鍛造性劣化。因此，Mo含量以2.0%以下較佳，以1.5%以下更佳，再更佳係1.2%以下。
Cu：超過0%、0.10%以下及Ni：超過0%、3.0%以下之至少1種。
Cu及Ni係與上述Mo同樣地，為提高滲碳處理之淬火性有效的元素。又，Cu與Ni為較Fe更難氧化之元素，亦作用於改善機械構造零件之耐蝕性。為有效地發揮此等的作用，Cu係以含有0.03%以上為佳，以0.04%以上為更佳。Ni係以含有0.03%以上為佳，以0.05%以上為更佳，以0.08%以上為再更佳。但，若含有過剩Cu，熱間鍛造性降低，易產生龜裂等之問題。因此，Cu含量以0.10%以下為佳，以0.08%以下為更佳。若含有過剩Ni，成本變高，故Ni含量係以3.0%以下為佳，更佳係2.5%以下，再更佳係2.0%以下。Cu與Ni亦可含有任何一者，亦可含有兩者。
為製造本發明之表面硬化鋼，依據一般的熔製法而熔製特定之化學組成的鋼，鑄造、分塊壓延後，在棒鋼壓延之一連串的步驟中，特別宜適當地調整分塊壓延時及棒鋼壓延時之加熱溫度與加熱保持時間。具體上，使分塊壓延時之加熱設為在1000~1250℃、未達30分鐘，使棒鋼壓延時之加熱設為在800~1000℃、60分鐘以下。
在本發明中，在分塊壓延時，抑制(Ti、S)析出物的生成，同時不使鑄造階段生成之(Ti、Nb)碳化物等儘可能地不固熔於基質中，而確保於異常粒產生的抑制上有效之10nm以上未達200nm的(Ti、Nb)碳化物等成為核之析出物。又，在棒鋼壓延中，使在分塊壓延殘存之(Ti、Nb)碳化物等奧斯華成長，並使於異常粒產生的抑制上有效之10nm以上未達200nm的(Ti、Nb)碳化物等到達上述的密度。
若分塊壓延時之加熱溫度低於1000℃，對分塊壓延時之壓延機的負荷變大，很難壓延成所希望的形狀。因此，加熱溫度以1000℃以上為佳，加熱溫度以1120℃以上為更佳，最佳為1150℃以上。但，若加熱溫度太高，在鑄造階段生成之(Ti、Nb)碳化物等固熔於基質中，同時200nm以上之(Ti、S)析出物的密度增大。因此，分塊壓延時之加熱溫度以1250℃以下為佳，更佳為1230℃以下，最佳為1200℃以下。又，若在前述溫度範圍的加熱保持時間太長，在鑄造階段生成之(Ti、Nb)碳化物等固熔於基質中。因此，加熱保持時間以未達30分鐘為佳，更佳為未達25分鐘。另一方面，若加熱保持時間太短，形成鋼材之溫度不均，關連於材質之參差不齊，故加熱保持時間以5分鐘以上為佳，更佳為10分鐘以上。
若鋼棒壓延時之加熱溫度低於800℃，對鋼棒壓延機的負荷變大，難以壓延成所希望的形狀。因此，鋼 棒壓延時之加熱溫度以800℃以上為佳，以820℃以上為更佳，最佳為850℃以上。但，若鋼棒壓延時之加熱溫度超過1000℃，10nm以上未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度降低。因此，加熱溫度以1000℃以下為佳，更佳為980℃以下，最佳為950℃以下。又，若在前述溫度範圍的加熱保持時間太長，未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度降低。因此，加熱保持時間以60分鐘以下為佳，更佳為45分鐘以下。若加熱保持時間太短，形成鋼材之溫度不均，關連於材質之參差不齊，故加熱保持時間以5分鐘以上為佳，更佳為10分鐘以上。
如上述，藉由滿足分塊壓延時及棒鋼壓延時之加熱溫度與加熱保持時間之條件，而使10nm以上未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度為10個/μm2以上，使未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度為50個/μm2以上，進一步，使200nm以上之(Ti、S)析出物等的密度為0.20個/μm2以下。本發明之表面硬化鋼的形狀並特別限定，但例如為 10~150mm之棒鋼。對滿足如此之要件的本發明之表面硬化鋼實施滲碳處理而得，亦即，表面被滲碳處理之機械構造零件，可抑制異常粒產生，如此之機械構造零件亦包含於本發明中。尤其，本發明之機械構造零件係依據JIS G0551(2005)所測定之舊沃斯田鐵結晶粒度編號的最小值可為6號以上，亦即，使最大之舊沃斯田鐵結晶粒徑以粒度編號為6號以上，可抑制異常粒產生。前述結晶粒度編號的最小值之上限無特別限定，但一 般為9號左右。前述滲碳處理條件並無特限定，例如只要以900~1000℃之溫度進行即可，尤其，以930℃以上，更佳為950℃以上之高溫進行滲碳時，本發明之表面硬化鋼係可抑制異常粒產生，可得到抑制異常粒產生之機械構造零件。
使用本發明之表面硬化鋼的機械構造零件，具體上可舉例齒輪、軸類、無段變速機(Continuously Variable Transmission、CVT)滑車、等速接頭(Constant velocity Joint、CVJ)、軸承等。
本申請案係依據於2014年2月27日所提申請之日本國專利申請案第2014-036210號主張優先權的利益者。於2014年2月27日所提申請之日本國專利申請案第2014-036210號之說明書之全內容被援用以供本案參考。
[實施例]
以下，舉出實施例而更具體地說明本發明。本發明係不受以下之實施例而限制，於可適合於前述、後述之旨意的範圍，當然亦可加上適當變更而實施，其等任一者均包含於本發明之技術範圍。
將滿足下述表1所示之化學組成的鋼，依照一般之熔製法而以熔製爐熔製，製造鋼片。
將所得到之各種鋼片以下述表2所示的加熱溫度及加熱保持時間加熱後，進行分塊壓延，冷卻至室溫。然後，加熱至下述表2所示的加熱溫度及加熱保持時 間而進行棒鋼壓延，製造直徑23mm之棒鋼。
含有Ti及Nb之碳化物及碳氮化物、以及含有Ti及S之析出物的觀察以如下之順序進行。
(1)各析出物之密度的測定
將所得到之棒鋼的橫截面，亦即與棒鋼的軸心垂直之截面經機械研磨後，進行電解研磨，以乙醇與3%硝酸之混合液的硝太蝕劑(Nital)液進行蝕刻後，藉由進行碳蒸鍍之萃取複製法製作複製膜。析出物之觀察係以鋼棒的直徑為D，使用日立製作所製之穿透電子顯微鏡H-800以75000倍觀察前述橫截面之D/4位置來實施。所觀察到之析出物的構成元素係藉由場製作所製EDX分析裝置EMAX-7000之點分析來測定。檢測出顯示C或N之波峯，以及檢測出Ti及Nb之波峯之析出物判斷為「含有 Ti及Nb之碳化物及碳氮化物」，檢測出Ti及S之波峯之析出物判斷為「含有Ti及S之析出物」。又，以穿透圖像呈現同樣的樣相之析出物係藉由判定為相同的構成元素進行析出物之判定。又，各析出物之密度係藉由住友金屬Technology公司製粒子解析Ver.3.0測定。測定區域為1.35μm×1.60μm，觀察5區域，以其算術平均值作為各析出物之密度。結果表示於下述之表3中。
其次，從所得到之鋼棒，以長方向與壓延方向成為平衡之方式，製作 20mm×L30mm之圓柱試驗片，朝該圓柱試驗片的長方向進行50%之冷間壓縮，亦即冷間鍛造。使已進行此冷間壓縮之試驗片，如第2圖所示，以碳位能CP：0.8%、溫度：930、950、980℃之各溫度滲碳60分鐘再浸漬於100℃之油浴後，以170℃回燒120分鐘，進行處理，設為結晶粒度測定用之試驗片。結晶粒度測定之順序如以下述。
(2)舊沃斯田鐵粒之結晶粒度編號的判定
朝前述之結晶粒度測定用的試驗片的壓縮方向切出平行的面，以硝太蝕劑液蝕刻後，使用光學顯微鏡以倍率100倍觀察，依JIS G0551(2005)而測定舊沃斯田鐵粒之結晶粒度。粒度編號之測定係以壓縮端部的表層部，測定結晶粒最大之部分的粒度編號亦即最大γ粒度。繼而，最大γ粒度為6.0以上者評估為異常粒之「無產生」，結果表示於表3中。
表3之試驗No.1~30係以適當的製造條件亦 即適當的分塊壓延時及鋼棒壓延時之加熱溫度及加熱保持時間製造滿足本發明規定之化學組成的鋼，故可以滿足本發明之要件，調整(Ti、Nb)碳化物等或(Ti、S)析出物之密度，可抑制滲碳處理時之異常粒產生。
另一方面，表3之試驗No.31~44係因鋼的化學組成或製造條件為不適當，故無法將(Ti、Nb)碳化物等或(Ti、S)析出物之密度調整至本發明規定之範圍，而產生滲碳處理時之異常粒。
No.31係使用S量多之鋼Z1的例，200nm以上之(Ti、S)析出物增加，無法確保10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度，而產生異常粒。No.32係使用Nb量少之鋼Z2的例，無法確保未達10nm及10nm以上未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度，而產生異常粒。No.33係使用Ti量少之鋼Z3的例，200nm以上之(Ti、S)析出物增加，無法確保10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度，而產生異常粒。No.34係使用Nb及Ti量少之鋼Z4的例，無法確保未達10nm及10nm以上未達200nm之(Ti、Nb)析出物等的密度，而產生異常粒。No.35係使用N及Nb量多之鋼Z5的例，無法確保10nm以上未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度，而產生異常粒。此係因過剩的N量存在而析出粗大的TiN，用以形成(Ti、Nb)碳化物等之Ti量不足，故10nm以上未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度不足。
No.36~38係採用分塊壓延時之加熱保持時間長的製造條件B的例，200nm以上之(Ti、S)析出物增加，無法確保10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度，而產生異常粒。No.39~41係採用分塊壓延時之加熱保持時間長的製造條件C的例，無法確保10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度，而產生異常粒。No.42~44係採用分塊壓延時之加熱溫度高同時加熱保持時間長，進而棒鋼壓延時之加熱保持時間長之製造條件D的例，200nm以上之(Ti、S)析出物增加，無法確保10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度，而產生異常粒。又，No.42~44中雖鋼棒壓延時之加熱保持時間長，但可充分確保未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度。此係在No.42~44中分塊壓延時之加熱溫度高以及加熱保持時間長，故鑄造時所生成之(Ti、Nb)碳化物等充分固熔，其結果，分塊壓延時析出許多微細的未達10nm之(Ti、Nb)碳化物等。又，如製造條件D，若使鑄造時生成之(Ti、Nb)碳化物等於分塊壓延時暫時固熔，其後之鋼棒壓延時即使長時間加熱，亦無法充分確保10nm以上、未達200nm之(Ti、Nb)碳化物等的密度。
[產業上之利用可能性]
本發明之表面硬化鋼係可使用於齒輪、軸類、無段變速機(Continuously Variable Transmission、 CVT)、等速接頭(Constant Velocity Joint、CVJ)、軸承等之機械構造零件，並可使用於產業上。

Claims (3)

  1. 一種可抑制滲碳處理時之異常粒產生的表面硬化鋼，其特徵係以質量%計，含有C：0.10~0.30%、Si：0.01~0.50%、Mn：0.80~2.00%、P：超過0%、0.030%以下、S：超過0%、0.030%以下、Cr：0.50~1.50%、Al：0.01~0.10%、N：0.0010~0.010%、Nb：0.040~0.150%、Ti：0.040~0.150%，殘餘部分為鐵及不可避免的雜質，含有Ti及Nb之相當圓徑10nm以上、未達200nm之碳化物及碳氮化物的密度為10個/μm2以上，含有Ti及Nb之相當圓徑未達10nm之碳化物及碳氮化物的密度為50個/μm2以上，更且，含有Ti及S之相當圓徑200nm以上之析出物之密度為0.20個/μm2以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之表面硬化鋼，其中，以質量%計，更含有屬於以下之(a)、(b)的任一者之1種以上；(a)Mo：超過0%、2.0%以下， (b)選自由Cu：超過0%、0.10%以下及Ni：超過0%、3.0%以下所構成之群中的一種以上。
  3. 一種機械構造零件，係使用申請專利範圍第1或2項之表面硬化鋼所得到之表面經滲碳處理者，其特徵係滲碳層之舊沃斯田鐵(austenite)粒度編號的最小值為6.0以上。
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