TWI352126B - Steel for mechanical components, method for produc - Google Patents
Steel for mechanical components, method for produc Download PDFInfo
- Publication number
- TWI352126B TWI352126B TW094108852A TW94108852A TWI352126B TW I352126 B TWI352126 B TW I352126B TW 094108852 A TW094108852 A TW 094108852A TW 94108852 A TW94108852 A TW 94108852A TW I352126 B TWI352126 B TW I352126B
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- steel
- trace
- trace level
- level
- quenching
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
1352126. (1) 九、發明說明 【發明所屬之技術領域】 本發明係有關於鋼冶金學之領域,及特而 如小齒輪之機械組件用鋼。 【先前技術】 前案 齒輪製造用鋼必須具有高度之抗接觸疲勞 時候,由這些鋼所生成的組件加以滲碳或碳氮 而意圖對這些鋼提供充份的表面硬度和機械強 持高度型芯強度,這特別是由於其中之碳含 0.1至0.3 %。經滲碳層的碳含量可至多約1 %。 各種不同的文獻述及意圖進行滲碳之齒輪 它們包括US-A-5 518 685,其中之Si和Μη含 相當低的限度內(分別由0.45至1 %及由0.40 ,因此可避免滲碳操作期間的晶間氧化。Jp-A 及之齒輪製造用鋼係使用電漿或在減壓下進行 噴九,因此Si和Μη的含量較前述之鋼更高。 在小齒輪上的表面壓力具有高度阻抗性’因此 壽命。 言之地爲例
性。大部份 共滲處理, 度,同時維 量級次僅爲 製造用鋼。 量被維持在 至 0.7 0 % ) -4-21757 描 滲碳,然後 它們對作用 增長了使用 械組件用鋼 1.5%; 1.0% ;Nis 0.6% 03% ; Nb< W Ο - A · 0 3 0 1 2 1 5 6揭示了例如小齒輪之機 其組 成爲: 0.1 2 % < C< 0.30% ; 0.8 % < Sis Μ η < 1 . 6 % ;0.4% < Cr < 1.6%; Mo < 0.30% ;A1 s 0.06%; C u < 0.30%; S < 0.10%; Pi 〇 · (2) (2)
1352126. 0.050%。特別是由於此種鋼在矽和錳含量 體而言具有將組件之操作塑性變形降至最 或碳氮共滲較佳地需進行在非氧化情況下 ,所以相當高含量之矽和錳並不造成晶間 通常,滲碳或碳氮共滲進行於由850 溫度》然而,目前的趨向是嘗試由95 0至 高溫度下進行此步驟(高溫滲碳或碳氮共 溫度的增加或可在相同滲碳深度時降低加 可在相同的加工時間長度時增加滲碳深度 得以選擇是否爲增加裝置的生產力或爲增 率。 然而,已述及的對習用鋼應用高溫滲 作存在有諸多的問題。第一,高溫可能導 子控制,此即損害組件的機械性質。第二 滲之後爲淬火,其間組件會變形。這些均 再切削加工,或在嚴重情況下被退貨。當 件剛完成高溫滲碳或碳氮共滲操作而非一 問題將更爲強化。 【發明內容】 本發明 本發明的標的即爲提供一種鋼,其可 是小齒輪之機械組件進行高溫滲碳或碳氮 述之問題同時維持必需的機械性質,及其 的極度平衡,整 低的優點。滲碳 ,例如在減壓下 化的問題。 至9 3 0 °C級次的 l〇5〇t級次的更 滲)。這種加工 工時間長度,或 。製造業者因此 加所得產物的效 碳或碳氮共滲操 致提高的粗劣粒 ,滲碳或碳氮共 可能需要組件之 淬火是進行在組 般溫度時,這些 在治金家對特別 共滲時可克服上 亦可與在正常溫 (3) 1352126 度進行之滲碳和碳氮共滲操作相容^ 至此’本發明的標的爲一種機械組件用鋼,其特徵在 於其組成,以重量百分率計,爲: -0.1 9 % < C < 0.25%; -1 . 1 % < Μ η < 1.5%; -0.8 % < S i < 1.2%; -0.0 1 % < S s 0.09%;
-微量級 5 P s 0.0 2 5 % ; -微量級 s Nis 0.25%; -1%S Cr< 1.4% ; -0.1 0 % < Μ o ^ 0.25%; -微量級 < CuS 0.30%; -0.0 1 0 % < A U 0.045%; -0.0!0%< Nbs 0.045% ; -0.0 1 3 0%< N< 0.03 00% ; -選擇性使用之微量級s Bis 0.10%及/或微量級s pb s 0.12%及/或微量級s Tes 0.015%及/或微量級s Ses 0.030%及/或微量級 s Cas 0.0050%; 餘量爲來自製造操作之鐵和雜質,該化學組成係經調 整以使五次頂端淬火試驗(Jominy test)的平均値j3m、 Jllm、Jl5m和】25m符合下述· α = I Jiim-J3mXl4/22_J25mx8/22 I s 2.5HRC ;及 /5 = J3m-Ji5n^ 9HRC。 較佳者爲,該組成經調整使 -8 - (4)1352126. β = i 3m - h 8HRC° 較佳者爲,該組成爲: -Ο . 1 9 % < C < 0.25%; -1 . 2 % < Μ η < 1.5%; -Ο . 8 5 % < S i < 1.2%; -0.0!%< S< 0.09% ;
-微量級 S PS 0.025% ; -0.0 8%< Ni< 0.25% ; -1 . 1 % < C r < 1.4%; -0 · 1 0 % s Μ o 玄 0 · 2 5 % ; -0.0 6 % < Cu< 0.3 0% ; -0.0 10% < Als 0.045% ; -0.0 15%< Nb< 0.045 % ; -0.0 1 3 0%< N< 0.03 00% ; -選擇性使用之微量級< 〇.〇7°/。及/或微量
級s Pb < S e < 造操作 s 0.12%及/或微量級s Tes 0.010%及/或微量級 0.020%及/或微量級s Cas 0.045 %,餘量爲來自製 之鐵和雜質。 最佳者爲,該組成爲: -0.20%< Cs 0.25% ; -1 . 2 1 % < Μ η < 1.45% ; -0.8 5 % < S i < 1.10%; -0.0!%< S< 0.08% ; -微量級 s PS 0.020% ; (5)1352126. -0.0 8%s Ni< 0.2 0% ; -1 . 1 0 % s C r < 1.40%; -0.1 1 % s Μ o < 0.2 5 % ; -0.08%s Cu< 0.30%; -0.0 1 0 % < A \<, 0.03 5%; -0.02 5%s Nb< 0.040% ; -0.0 1 3 0%s Ns 0.0220%;
•選擇性使用之微量級s Bis 0.〇7%及/或微量級< pb έ 0.12%及/或微量級s Tes 0.010%及/或微量級客Se$ 0.020%及/或微量級s Cai 0〇45%,餘量爲來自製造操作 之鐵和雜質。
本發明的標的亦爲一種由經滲碳或碳氮共滲之鋼製造 機械組件的方法,其特徵在於依此目的係使用上述種類的 鋼’其中對該鋼進行切削加工操作,滲碳操作或碳氮共滲 操作’接著進行淬火操作。 該滲碳或碳氮共滲較佳係在由950至1050 °C的溫度下 進行。 本發明的標的亦爲一種鋼的機械組件,例如齒輪組件 ’其特徵在於其使用上述方法製造。 如同將理解者爲,本發明是基於精確調整主要合金元 素的含量範圍,同時存有明確定義含量的鋁、鈮和氮。 所需的效果實質爲二種類型。 第一 ’主要合金元素含量的選擇爲意圖達到沒有顯著 標記著轉折點的頂端淬火(Jominy )曲線。這種情況使淬 -10- (6) 1352126 火操作期間可達到最小的變形。在此方面,在已提及高溫 進行之滲碳或碳氮共滲特別需要。
値得注意者爲所製得鋼之頂端淬火曲線係利用習知標 準化測試而得,其可鑑定鋼的可淬火性。該曲線係爲測量 圓柱形試樣在淬火後的硬度,其中之淬火係由試樣沿著其 中一條生產線長度以水柱噴灑其中一端。硬度的測量是在 噴霧端的數個距離X (以mm計),且相對應値指定爲Jx 。Jxm.爲五個試樣在距離X測量硬度期間所得到的平均値 如同在讀者可參見進一步細節之文獻ΕΡ-Α-0 890 653 所揭示者,該案申請人示範一種鋼組成可得到沒有轉折點 的頂端淬火曲線,該組成可有利地在滲碳或碳氮共滲隨後 的淬火操作期間大幅降低變形。這種沒有轉折點的頂端淬 火曲線是在J 1 1 m、J 3 m、J 2 5 m和J 1 5 m數値符合下列關係時 產生: -a = | Jiim-J3m x 14/22-J25m x 8/22 | s 2.5 HRC ; -/5 = J3m - Ji5mS 9 HRC 或較佳爲 s 8 HRC。 因此本發明之鋼組成係經調整以使此關係亦在此案例 中產生。 此組成亦經過調整,特別是因爲合倂有存在既定含量 之鋁、鈮和氮,致使即令在高溫進行滲碳或碳氮共滲,仍 可控制顆粒的大小。 最後,該種鋼組成當然必須對該組件的使用提供所需 之機械性質。受到檢測的準則更特別地包括滲碳深度(習 -11 - (7) 1352126 用地定義爲所度量硬度爲550HV時的深度)、經滲碳組 件的表面和型芯之間的硬度偏差,其必須儘可能地低使淬 火期間的變形降至最低、及型芯硬度,其必須很高使組件 在加工期間可有效反應爲應力,因此在耐久性和疲勞性上 可具有局強度。
本發明將可由閱讀下列參考用之附圖敘述而得到更佳 的理解,該附圖顯示四種參考例鋼和三種本發明鋼的頂端 淬火曲線。 本發明鋼主要的意圖爲可用於高度應力的機械組件, 例如齒輪元件,且其意圖可同時在由約8 5 0至93 0 °C之一 般溫度及由95 0至1 05 0°C級次的高溫中進行滲碳或碳氮共 滲(較佳在低壓或在非氧化氣.圍中以避免大多數的可氧化 元素氧化)。這些組件必須具有高度耐疲勞性、高強度、 及必須在熱處理期間,例如滲碳或碳氮共滲操作隨之的淬 火操作,僅能有稍微的變形。它具有下列各組成(所有百 分率爲重量百分率)。 其中之碳含量爲介於0.19和0.25 %之間。這些含量對 齒輪製造用鋼而言爲常態。此外,此範圍可允許其他元素 含量的調整,而得到所需的頂端淬火曲線形狀。最小含量 0.19%可藉由淬火後所達到的型芯硬度來調整。當超過 0.25%時,則將會有硬度過高而無法保留鋼所需的可切削 加工性之風險。較佳的範圍爲由0.20至0.25%。 其中之錳含量爲介於1.1和1.5%之間。最小量數値的 調整係利用生成所需的頂端淬火曲線組合其他元素的含量 -12- (8) 1352126 。當超過1 .5%時,則有外觀偏析以及淬火操作期間彎曲 的風險。此外,如此高的含量將會在製造期間導致鋼杓耐 熱塗佈的過度腐蝕。並沒有必要進一步限定此含量範圍, 因爲要生成鋼廠中所需的精確等級是極度地困難。較佳的 範圍爲由K2至1.5%,較佳由1.21至1.45%。
其中之矽含量爲介於0.8和1.2%之間。在此範圍中, 所需頂端淬火曲線的形狀可組合其他元素的含量而生成。 最小數値〇 . 8%的調整是利用滲碳或碳氮共滲之後所得到 之所需型芯硬度、及藉由限定表面和型芯之間的硬度偏差 。當超過1.2%時,將有顯現過度偏析的風險,雖然矽本 身僅稍微地偏析但傾向於加速其他元素的偏析。其中亦有 在滲碳或碳氮共滲期間增加氧化作用的風險。較佳的範圍 爲由0.85至1.20%,更佳由0.85至1.10%。 其中之硫含量爲介於〇.〇1和0.0 9 %之間,最小量數値 可依據得到正確之可切削加工性來調整。當超過〇.〇9%時 ,具有熱可鍛造性過度實質降低的風險。較佳的範圍爲由 0.0 1 至 0.0 8 %。 磷含量爲介於微量級和0.025%之間。通常,強度的 標準傾向於需有此級次的最大磷含量。此外,超過此數値 ,具有與鈮內作用的風險,其將使鋼在方坯或鋼坯形式的 熱模塑及/或連續鑄造期間造成鋼脆裂。較佳之磷含量大 多爲 0.0 2 0 %。 其中之鎳含量爲介於微量級和0.2 5 %之間。當意圖導 入較高含量之此元素時會無必要地增加金屬成本。在應用 -13- (9) 1352126. 時’自然地來自熔融鑄造原料的鎳含量即已足夠,並無必 要添加。較佳範圍爲由0.08至0.20%。 其中之鉻含量爲介於1.00和1.40%之間。在此範圍內 ’可得到其他元素的含量連同所需形狀的頂端淬火曲線^ 此外,在最小含量1 .〇〇%可得到高型芯硬度。當超過 1.40%時,則會增加不必要的生產成本。較佳的範圍爲由 1 . 1 0 至 1 _ 4 0 %。
其中之鉬含量爲介於0.10和(K25 %之間。在此範圍內 ’可得到其他元素的含量連同所需形狀的頂端淬火曲線及 型芯硬度。較佳的範圍爲由0.11至0.25%。 其中之銅含量爲介於微量級和0.30%之間。對於鎳, 再次地在本例中可一般性地以單純和簡單方式維持來自熔 融原料後的含量。當超過0 · 3 0 %時,該組件的延展性和型 芯強度將受到損害。較佳範圍爲由〇.〇6至0.30%,較佳爲 由0.08至0.30% ’因此可使淬火後的頂端淬火曲線形狀 和硬度最佳化。 其中之鋁、鈮和氮含量必須控制在精確的限度內。它 們是在相互作用時控制金屬粒精細度的元素。爲了使經滲 碳或碳氮共滲層產生高強度、在淬火期間產生高度疲勞強 度和降低變形分散性’這種精細度有其必要性。此外,其 對得到所需的頂端淬火曲線亦有其重要性。在本發明內文 中’顆粒大小的控制最爲重要,因爲本發明的鋼需能耐受 高溫下所進行之滲碳或碳氮共滲操作而不會產生顆粒大小 的過度增加。 -14- (10) 1352126. 這種粒子控制之施行係實質地藉由氮化鋁及/或鈮和 碳氮化物的沈澱作用。爲了得到此種控制,顯然需要存有 這二種元素,以及氮含量實質地高於在一般條件下進行生 產操作時所得到者。
鋁含量必須介於0.010和0.045 %之間。除了上述的粒 子控制功能之外,此示素亦可控制鋼的去氧化作用及其純 度,亦稱爲氧化物夾雜物。當低於0.010%時,上述之效 果無法符合所需。在超過0.045%時,在本案中主要所需 的稱之爲氧化物夾雜物的純度則有不足的風險。較佳的範 圍爲由0.010至0.035 %。 鈮含量必須介於 0.010和 0.045%之間。當低於 0.0 10%時,粒子的控制並不足夠,特別是當鋁在最低含量 時。在超過0.045 %時,則在鋼連續鑄造期間會有裂縫出 現的風險,尤其是發生如上文述及之與磷相互作用時。較 佳的範圍爲由0.015至0.045%,更佳爲由0.015至0.040% 〇 連同上文所提及之鋁和鈮含量’氮含量必須介於 0.0 1 30和0.0300%之間(1 30至3 OOppm ),因此可得到所 需要的粒子大小和頂端淬火曲線形狀的調整。較佳的範圍 爲由 0.0130 至 0.0220%。 如果必要時’一或多種習知元素可加至鋼內用以改良 可切削加工性:特別是鉛、碲、硒、鈣 '鉍。最大含量爲 Bi 爲 0.10%、較佳爲 0.07%,Pb 爲 0.12%,Te 爲 0.015% 、較佳爲 0.0 1 〇 % ’ s e 爲 0 _ 0 3 0 %、較佳爲 0.0 2 0 %,及 C a -15- (11) 1352126 爲 0.0050%、較佳爲 0.0045%。 其他元素則爲通常存於鋼中、來自製造操作之雜質, 因此並不需刻意加入。特別需確定者爲鈦含量並不該超過 0.005%。由於本發明的鋼非常富含氮,因此超過此含量時 ,當然會有由顯微照像術中看到形成粗氮化鈦及/或碳氮 化物的風險,因而降低疲勞強度且損害切削加工性。此外 ,鈦將會捕抓氮而無法再用於控制粒子。
本發明將藉由實施例說明。所附圖1說明示於表1組 成之四種鋼的頂端淬火曲線。A、B、C和D鋼爲參考例鋼 。E、F和G鋼則爲本發明者。 【實施方式】 具體實例敘述 鋼 C% Μη% Si% S% P% Ni% Cr% Mo% Cu% Al% Ti% Nb% N% A ί參考例) 0.236 0.888 0.224 0.015 0.011 0.011 1.194 0.014 0.010 0.021 traces traces 0.0124 Β (赛稱 0.195 1.188 0.069 0.023 0.012 0.208 1.228 0.096 0.162 0.021 traces 0.030 0.0179 C 1參芍例) 0.192 1.205 0.645 0.029 0.014 0.080 0.995 0.099 0.110 0.025 traces 0.011 0.0110 D (參考例> 0.245 1.215 0.840 0.035 0.012 0.085 0.980 0.103 0.098 0.035 traces 0.012 0.0090 Ε (本發明) 0.230 1.287 0.920 0.018 0.017 0.201 1.269 0.200 0.211 0.032 traces 0.025 0.0174 F (本 SW) 0.201 1.453 1.191 0.041 0.014 0.139 1.381 0.246 0.122 0.031 0.002 0.038 0.0243 G (本發明) 0.241 1.254 0.852 0.015 0.010 0.169 1.121 0.111 0.109 0.012 traces 0.016 0.0141 表1-各試樣組成 於試樣A中,於上文中所定義之〇:大小等於8.7,及 -16- (12) 1352126 於上文中所定義之;3大小等於19.1。因此它們爲遠大於本 發明所要求的最大値。由之可見頂端淬火曲線具有非常顯 著的轉折點。 於試樣B中,ct等於2.38及石等於11.1。因此雖然 此種鋼含有的鈮和氮含量是在所述範圍以內,Θ仍不符合 本發明的要求,且頂端淬火曲線亦有一個顯著的轉折點。 此結果的根本理由爲其中的矽含量並不足夠。
於試樣C中,α等於3.38及yS等於10.7。α和泠均 未在所述範圍以內,且頂端淬火曲線亦有一個顯著的轉折 點。Cr和Mo恰好低於所需的最小値,而且特別是氮含量 並不足夠。 . 於試樣D中,α等於2.845及;δ等於9.5,它們再次 地在所述範圍之外。由於Cr和氮的含量不足使頂端淬火 曲線具有一個顯著的轉折點》 然而對於本發明之試樣Ε,α等於0.41及/3等於2.7 鲁·。其滿足所需條件’同時由之可見其頂端淬火曲線幾乎成 一直線且未有轉折點。 依相同方式,本發明試樣F之α等於0.23及/9等於 3.7。本例同樣地爲頂端淬火曲線幾乎成一直線且未有轉 折點。 依相同方式,本發明試樣G 等於0.83及/3等於 0.6。該頂端淬火曲線幾乎成一直線且未有顯著的轉折點 在表1中的A、Β和Ε鋼亦在一般溫度條件和在高溫 -17- (13) 1352126, 下觀測滲碳期間的行爲。 —般溫度(930 °C )之滲碳操作係使用圓柱形試樣, 以相似條件進行在低壓下以探討在經滲碳表面上的0.75% 碳含量。在這些滲碳操作之後即爲淬火操作,其係進行於 氣態介質(於本例中係於氮中,但亦曾使用例如具有1 0% 氫的氮/氫混合物),於兩種不同的壓力條件:5巴和20
巴。因此所預期得到者爲表面硬度由700至8 00HV,及經 滲碳深度(亦即在硬度55 0HV時之深度)爲0.50mm。結 果示於表2 (於5巴下測試)和表3 (於20巴下測試)^ 鋼 表面硬度HV 滲碳深度(mm) 滲碳區以外之型芯硬度HV A (參考例) 760 0.35 263 B (參考例) 760 0.50 408 E (本發明) 780 0.48 426 表2 :於5巴氣態介質中淬火的滲碳期間行爲 -18- (14) 1352126. Γ---- 鋼 表面硬度HV 滲碳深度(mm) 滲碳區以外之型芯硬度HV A (參考例) 780 0.45 318 ___- B (參考例) 720 0.55 423 .—— C (參考例) 738 0.53 408 E ί本發明) 750 0.55 524 表3 :於20巴氣態介質中淬火的滲碳期間行爲
這些測試說明參考例A鋼並不能輕易地達到所需的滲 碳深度。這是由於其缺乏可淬火性。 參考例B和C鋼及本發明E鋼則可在一般溫度條件 下的滲碳得到所需的滲碳深度。 當淬火之介質在5巴時,表面硬度和型芯硬度間之偏 差AHV極爲相當,參考例Β鋼和本發明Ε鋼(AHV分 , 別等於352和354),其等遠低於參考例Α鋼(ΔΗν = 497)。然而,當淬火之介質在20巴時,AHV對參考例 B和C鋼相較於本發明E鋼爲實質地不利(△ HV分別等 於2 9 7、3 3 0和226 )。此結果爲由這些硬度偏差所產生的 殘餘應力可由於本發明鋼的使用而降至最低,其中之硬度 偏差即是在經滲碳組件在嚴苛條件下淬火時造成變形的因 -19- (15) 1352126 .
最後’最高級位的型芯硬度是由本發明E鋼所生成。 因此’於操作期間需高級位應力之齒輪組件以及欲尋求高 級位機械性質者(尤其是在經滲碳層下及型芯之高級位硬 度),它們具有之應力比爲確使操作期間得到高級位耐疲 勞性的組件所具有者更大,在既定滲碳條件下之本發明鋼 則在操作期間最適合高級位耐疲勞性。
滲碳測試亦以高溫(980 °C )如本發明前文已述及者 進行於參考例A和D鋼及本發明E鋼的圓柱形試樣。在 此例中,經滲碳表面再次地具有0.75%的碳含量。在這二 個例子中,所欲得到由 700至800HV的表面硬度及在 5 5 0HV硬度時爲〇.5〇mm之滲碳深度。滲碳之後於氣態介 質(氮)中淬火,對A和D鋼而言係進行於20巴的壓力 ,對 E鋼則僅爲1·5巴。結果示於表4。亦包括依據 A S Τ Μ標準的粒子大小評估。
-20- (16) 1352126 _ 鋼 表面硬 度HV 滲碳深度 (mm) 滲碳區以外之 型芯硬度HV 於已滲碳層中之 ASTM粒子大小 於已滲碳層外之 ASTM粒子大小 A (參考例) 740 0.50 312 7/9 8/9 D (參考例) 735 0.59 461 7/8 8/9 E 体發明) 740 0.70 500 8/9 9/10 表4:於20巴(A和C鋼)和1.5巴(A鋼)氣態介質中
* 淬火的滲碳期間行爲 在930 °C的一般溫度下滲碳操作時,兩種鋼均可達到 所欲的表面硬度。 雖然參考例A係在其他條件相同但以習用於增加滲碳 深度的更嚴苛條件下完成淬火,本發明仍得到實質地大於 參考例A的滲碳深度。 本發明之表面和型芯間硬度偏差△ HV實質地低於參 .考例A和D ( △ HV分別等於E爲240、A爲42 8和D爲 2 74 )。於上文中述及有關於在一般溫度下滲碳後在隨即 之淬火期間變形優勢,在本例中更爲強化。 雖然淬火介質係使用更低的壓力,本發明之型芯硬度 更高於參考例。對於上文中述及在一般溫度下淬火操作期 間之耐疲勞性改良結果再次見於本例。 -21 - (17) 1352126
最後,無論在經滲碳區和經滲碳區以外’本發明鋼之 ASTM粒子大小更細於參考例A和D鋼。源由於此,較未 有在高溫下的滲碳期間使粒子大小增加的風險。這是一個 相當重要的優點,因爲在經滲碳組件上粒子大小增加時對 鋸齒底部的疲勞強度和經滲碳組件上的強度具有極不利的 效果。因此本發明之鋼完全適用於在高溫下製造經滲碳或 碳氮共滲之齒輪組件(或需要相容性質的任何其他組件) ,其可帶來所有的經濟優點而不必以任何方式犧牲組件效 倉巨。 其他的滲碳測試亦以低壓進行於參考例A鋼和本發明 E鋼。 對於低壓滲碳操作,其係於93 0°C下進行於A鋼接著 在20巴以氣體淬火,其需72分鐘之滲碳以達到所欲HV = 550之滲碳深度0.50mm。使用本發明E鋼時,則於930 °C下進行低壓滲碳接著在1 . 5巴以氣體淬火(相同於a鋼 之氣體),3 0分鐘之滲碳即足以得到Η V = 5 5 0之相同滲 碳深度0 · 5 0 m m。 對於進行於參考例A鋼之在980 °C高溫下低壓滲碳, ,需30分鐘之滲碳及在20巴之氣體淬火以得到所欲HV = 5 5 0之滲碳深度0.50mm。對於本發明E鋼,當壓力僅爲 1.5巴之氣體淬火時,則在980 °C及低壓下之20分鐘滲碳 時間即足以得到HV= 550之相同滲碳深度〇.5mm。當然, A和E鋼所使用的淬火氣體爲相同。 此結果表示’本發明E鋼在一般滲碳溫度(9 3 〇) -22- (18) 1352126 和高溫(980艺)下均可使滲碳時間降低,因此可降低滲 碳成本(滲碳氣體、滲碳時間…之數量),並使製造經滲 碳組件的生產力增加。 本發明之鋼由於受控制之淬火能力,可使淬火氣體之 壓力降低而得到相同的滲碳深度,其可使經滲碳組件的變 形進一步降低或消除,及可使在氣體淬火爐室內的氣體淬 火組件所使用之技術達到節約和簡化°
【圖式簡單說明】 圖1顯示表1組成之三四種鋼的頂端淬火曲線。A、B 、(:和D鋼爲參考例圖。E、F和G鋼則爲本發明者。
-23-
Claims (1)
1352126 附件3A :第094108852號申請專利範圍修正本 民國100年8月26 十、申請專利範圍 1· 一種機械組件用鋼,其特徵在於其組成,以: 分率計,爲: -0.1 9 % < C ^ 0.25% ; -1 . 1 % < Μ η ^ 1.5% ;
日修正 量百 -0.8%^ S i ^ 1.2%; -0.0 1%< 0.09% ; -微量級s P幺〇. 〇 2 5 % ; -微量級 s NiS 0.25%; -1%< CrS 1.4% ; -0.1 0 % < Μ ο ^ 0.2 5 % ; -微量級 s C u S 0.3 0 % ; -0.010%^ A1 ^ 0.0 4 5 % ; -0.010%^ N b < 0.0 4 5 % ; -0.0130%^ N < 0.0 3 0 0 % ; Ti< 0.005 % ; 5 Pb Se < 經調 -選擇性使用之微量級s B i S 0 · 1 0 %及/或微量級 < 0.12°/。及/或微量級$ Te< 〇.015%及/或微量級客 0.030%及/或微量級<〇&€ 0.0050%; 餘量爲來自製造操作之鐵和雜質,該化學組成係 整以使五次頂端淬火試驗(Jominy test)的平均値, Jllm、Jl5m 和·Γ25ιη 符合下述: 1352126 α = I Jiim-J3m X 14/22-J25m x 8/22 I S 2.5 HRC ;及 冷=J3m - Jl5mS 9 HRC。 2·如申請專利範圍第1項之機械組件用鋼,其中其組 成係經調整以符合下述: 冷=J3m — Jl5m 幺 8 HRC。 3. 如申請專利範圍第1項之機械組件用鋼,其組成爲 -〇.19%< C< 0.25% ; -1.2 % < Μ η < 1 . 5 % ; -0.8 5 % < S i ^ 1.2%; -0.0 1%^ S< 0.09% ; -微量級s P幺0.0 2 5 % ; -0.08%^ Ni^ 0.25% ; -1 . 1 % < C r ^ 1.4 % ; -0.1 0 % < Μ o < 0.2 5 % ; -0.06%^ Cu< 0.3 0% ; -0.01 〇%< Al^ 0.045% ; -0.015%^ N b < 0.0 4 5 % ; -0.01 3 0%< 0.0 3 00% ; -選擇性使用之微量級s Bi<〇.〇7%及/或微量級$ μ S 0.12%及/或微量級s TeS 0·〇1〇%及/或微量級 连 A5K S S β 2 0.020% 及 / 或微量級 s CaS 0.045%; 餘量爲來自製造操作之鐵和雜質。 4. 如申請專利範圍第2項之機械組件用鋼,其組成爲 -2- 1352126 -0.19%< C< 0.25% ; -1 . 2 % < Μ n < 1. 5 % ; -0.8 5 % < S i < 1.2 % ; -0.0 1%< S< 0.09% ; -微量級 < 0.025%; -0.08%< Ni< 0.25% ;
-1 . 1 % < C r < 1.4 % ; -0.1 0%< Mo< 0.25% ; -0.06%< Cu< 0.30% ; -0.0!0%< A1 < 0.0 4 5 % ; -0.0 1 5% < Nb< 0.04 5% ; -0.0 1 30% < N< 0.03 00% ;
級s Pb < Se < 組成爲 -選擇性使用之微量級s Bi< 0.07%及/或微量 < 0.12%及/或微量級s Te< 0.010%及/或微量級 0 · 0 2 0 % 及 / 或微量級 s C a S 0.0 4 5 % ; 餘量爲來自製造操作之鐵和雜質。 5 .如申請專利範圍第3項之機械組件用鋼,其 -0.2 0%< C< 0.25% ; -1 ,2 1%< Mn< 1.45%; -0.8 5 % < S i < 1 . 1 0 % ; -0.0 1 % < S < 0.0 8 % ; -微量級< P《〇 . 〇 2 0 % ; 1352126 -0.08%< Ni< 0.2 0% ; -1 . 1 0 % < C r < 1.4 0 % ; -0 . 1 1 % < Μ o < 0.2 5 % ; -0.08%< Cu< 0.3 0% ; -0.0 1 0 % < A1 < 0.0 3 5 % ; -0.025%< Nb< 0.040% ; -0.0 1 3 0 % < N < 0.0 2 2 0 % ; 級s Pb < S e < 組成爲 -選擇性使用之微量級s Bi<0.07%及/或微量 < 0.12%及/或微量級s Te< 0.010%及/或微量級 0.020% 及 / 或微量級 s Ca< 0.045%; 餘量爲來自製造操作之鐵和雜質。 6.如申請專利範圍第4項之機械組件用鋼,其 -0.2 0 % < C < 0.25%; -1.2 1 % < Μ η < 1.4 5 % ; -0.85%< Si< 1.10% ; -0.01%^ S < 0.08%; -微量級 s 0.020% ; -0.08% < Ni< 0.20% ; -1 . 1 % < C r < 1.40%; -0.11%^ Μ o < 0.2 5 % ; -0.08%^ Cu< 0.30% ; -0.010%< Al< 0.0 35 % ; -0.025 %< Nb< 0.0 40% ; -4- 1352126 . -0.0 130%< N< 0.0220% ; •選擇性使用之微量級s BiS〇.〇7%及/或微量級< pb € 0.12°/。及/或微量級2 Teg 〇·〇1〇%及/或微量級$ 0.020%及/或微量級 < Ca< 0.045%; 餘量爲來自製造操作之鐵和雜質。
7. —種由經滲碳或碳氮共滲之鋼製造機械組件的方法 ,其特徵在於使用申請專利範圍第1至6項中任一項之鋼 ,其中對該鋼進行切削加工操作,滲碳操作或碳氮共滲操 作,接著進行淬火操作。 8. 如申請專利範圍第7項之方法,其中滲碳或碳氮共 滲係在950至1050 °C的溫度下進行。 9. —種鋼機械組件,其特徵在於其係使用申請專利範 圍第7項之方法製造。 10. —種鋼機械組件,其特徵在於其係使用申請專利 範圍第8項之方法製造。 11.如申請專利範圍第9項之機械組件’其爲齒輪組 件。 1 2 .如申請專利範圍第1 〇項之機械組件’其爲齒輪組 件。 -5- 1352126 附件4A:第094108852號專利申請案 中文圖式替換頁民國1〇〇年8月26日修正 囫
ocvl 0T- 0 %s)m <s (ss)鍵mls InT- 0 Lf . AY i— ss OS s寸 0寸 sfo οε SCNI ocvl
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR0403038A FR2868083B1 (fr) | 2004-03-24 | 2004-03-24 | Acier pour pieces mecaniques, procede de fabrication de pieces mecaniques l'utilisant et pieces mecaniques ainsi realisees |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
TW200600589A TW200600589A (en) | 2006-01-01 |
TWI352126B true TWI352126B (en) | 2011-11-11 |
Family
ID=34944604
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
TW094108852A TWI352126B (en) | 2004-03-24 | 2005-03-22 | Steel for mechanical components, method for produc |
Country Status (14)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20070193658A1 (zh) |
EP (1) | EP1727919A2 (zh) |
JP (1) | JP5020066B2 (zh) |
CN (1) | CN100519811C (zh) |
AR (1) | AR049793A1 (zh) |
AU (1) | AU2005232002B2 (zh) |
BR (1) | BRPI0508776A (zh) |
CA (1) | CA2559562C (zh) |
FR (1) | FR2868083B1 (zh) |
RU (1) | RU2381295C2 (zh) |
TW (1) | TWI352126B (zh) |
UA (1) | UA84195C2 (zh) |
WO (1) | WO2005098070A2 (zh) |
ZA (1) | ZA200607903B (zh) |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2935988B1 (fr) * | 2008-09-12 | 2010-10-08 | Ascometal Sa | Acier, notamment pour roulements et pieces mecaniques aptes a la cementation ou a la carbonitruration, et pieces realisees avec cet acier. |
DE102009041041B4 (de) * | 2009-09-10 | 2011-07-14 | ALD Vacuum Technologies GmbH, 63450 | Verfahren und Vorrichtung zum Härten von Werkstücken, sowie nach dem Verfahren gehärtete Werkstücke |
JP5432105B2 (ja) * | 2010-09-28 | 2014-03-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 肌焼鋼およびその製造方法 |
JP5458048B2 (ja) * | 2011-03-29 | 2014-04-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品 |
CN108531804A (zh) * | 2018-03-20 | 2018-09-14 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种含硫铝镇静齿轮钢及其硫化物形貌控制方法 |
JP7323791B2 (ja) * | 2019-08-09 | 2023-08-09 | 日本製鉄株式会社 | 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法 |
WO2024003593A1 (en) | 2022-06-28 | 2024-01-04 | Arcelormittal | Forged part of steel and a method of manufacturing thereof |
Family Cites Families (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2634894B2 (ja) * | 1989-01-23 | 1997-07-30 | 新日本製鐵株式会社 | 浸炭―ショットピーニング用鋼 |
JP2945714B2 (ja) * | 1990-05-15 | 1999-09-06 | 日産自動車株式会社 | 高面圧歯車 |
US5746842A (en) * | 1995-09-29 | 1998-05-05 | Toa Steel Co., Ltd. | Steel gear |
JP2769135B2 (ja) * | 1995-10-11 | 1998-06-25 | トーア・スチール株式会社 | 低歪み型浸炭焼入れ歯車用鋼材 |
JP3517515B2 (ja) * | 1996-04-23 | 2004-04-12 | エヌケーケー条鋼株式会社 | 高強度、低熱処理変形歯車およびその製造方法 |
JP3329210B2 (ja) * | 1996-10-16 | 2002-09-30 | 住友金属工業株式会社 | 肌焼鋼の製造方法及びその方法により製造された肌焼鋼 |
FR2765890B1 (fr) * | 1997-07-10 | 1999-08-20 | Ascometal Sa | Procede de fabrication d'une piece mecanique en acier cementee ou carbonitruree et acier pour la fabrication de cette piece |
JP4050829B2 (ja) * | 1998-07-30 | 2008-02-20 | 新日本製鐵株式会社 | 転動疲労特性に優れた浸炭材 |
CN1113973C (zh) * | 1999-01-28 | 2003-07-09 | 住友金属工业株式会社 | 机械结构用钢材 |
JP2000273574A (ja) * | 1999-03-25 | 2000-10-03 | Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk | 浸炭あるいは浸炭窒化処理用鋼 |
JP3954772B2 (ja) * | 2000-04-26 | 2007-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素形材とその製造方法 |
EP1167561A3 (en) * | 2000-06-28 | 2009-03-04 | Mitsubishi Steel Muroran Inc. | Carburizing and carbonitriding steel |
JP3932102B2 (ja) * | 2001-07-17 | 2007-06-20 | 大同特殊鋼株式会社 | 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 |
FR2827875B1 (fr) * | 2001-07-24 | 2006-09-15 | Ascometal Sa | Acier pour pieces mecaniques, et pieces mecaniques cementees ou carbonitrurees realisees a partir de cet acier |
-
2004
- 2004-03-24 FR FR0403038A patent/FR2868083B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
2005
- 2005-03-21 US US10/593,463 patent/US20070193658A1/en not_active Abandoned
- 2005-03-21 EP EP05742733A patent/EP1727919A2/fr not_active Withdrawn
- 2005-03-21 RU RU2006137376/02A patent/RU2381295C2/ru not_active IP Right Cessation
- 2005-03-21 CA CA2559562A patent/CA2559562C/fr not_active Expired - Fee Related
- 2005-03-21 CN CNB2005800140260A patent/CN100519811C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2005-03-21 BR BRPI0508776-7A patent/BRPI0508776A/pt active Search and Examination
- 2005-03-21 WO PCT/FR2005/000684 patent/WO2005098070A2/fr active Application Filing
- 2005-03-21 UA UAA200610060A patent/UA84195C2/ru unknown
- 2005-03-21 AU AU2005232002A patent/AU2005232002B2/en not_active Ceased
- 2005-03-21 JP JP2007504447A patent/JP5020066B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2005-03-22 TW TW094108852A patent/TWI352126B/zh active
- 2005-03-23 AR ARP050101143A patent/AR049793A1/es not_active Application Discontinuation
-
2006
- 2006-09-21 ZA ZA200607903A patent/ZA200607903B/en unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP5020066B2 (ja) | 2012-09-05 |
CA2559562A1 (fr) | 2005-10-20 |
EP1727919A2 (fr) | 2006-12-06 |
CN1950533A (zh) | 2007-04-18 |
UA84195C2 (ru) | 2008-09-25 |
ZA200607903B (en) | 2008-03-26 |
FR2868083B1 (fr) | 2006-07-21 |
FR2868083A1 (fr) | 2005-09-30 |
AU2005232002A1 (en) | 2005-10-20 |
TW200600589A (en) | 2006-01-01 |
BRPI0508776A (pt) | 2007-09-04 |
US20070193658A1 (en) | 2007-08-23 |
AR049793A1 (es) | 2006-09-06 |
RU2381295C2 (ru) | 2010-02-10 |
WO2005098070A3 (fr) | 2006-10-05 |
RU2006137376A (ru) | 2008-05-10 |
CN100519811C (zh) | 2009-07-29 |
CA2559562C (fr) | 2013-09-03 |
JP2007530780A (ja) | 2007-11-01 |
AU2005232002B2 (en) | 2010-07-29 |
WO2005098070A2 (fr) | 2005-10-20 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
TWI352126B (en) | Steel for mechanical components, method for produc | |
EP2003222B1 (en) | A quenched and tempered steel for spring-use | |
CN105492642B (zh) | 低合金油井用钢管及其制造方法 | |
KR100968938B1 (ko) | 고강도 스프링용 강 및 고강도 스프링용 열처리 강선 | |
JP3817105B2 (ja) | 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 | |
EP2530178B1 (en) | Case-hardened steel and carburized material | |
EP2284287B1 (en) | Method for manufacturing a carburized part and steel part | |
JP5556151B2 (ja) | 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法 | |
WO1999005333A1 (fr) | Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees | |
JP4964063B2 (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品 | |
JP6628014B1 (ja) | 浸炭処理が行われる部品用の鋼材 | |
EP2412839B1 (en) | Electric resistance welded steel pipe having excellent deformability and fatigue properties after quenching | |
CN109563578A (zh) | 高频淬火用钢 | |
CN109477176A (zh) | 高频淬火用钢 | |
CN109477179A (zh) | 高频淬火用钢 | |
EP2551367B1 (en) | Prehardened steel for mold for plastic molding | |
JP4380487B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 | |
EP3330398A1 (en) | Steel pipe for line pipe and method for manufacturing same | |
CN102796959A (zh) | 一种耐腐蚀塑料模具钢及其制造方法 | |
JP4569961B2 (ja) | ボールネジまたはワンウェイクラッチ用部品の製造方法 | |
JP2010236049A (ja) | 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法 | |
JP6271310B2 (ja) | 鉄基焼結材およびその製造方法 | |
JP2007314837A (ja) | 時効硬化型フェライト系ステンレス鋼板およびそれを用いた時効処理鋼材 | |
JP5402711B2 (ja) | 浸炭窒化層を有する鋼製品およびその製造方法 | |
CA2659249A1 (en) | Hot-working steel |