TWI424067B - 膚鍛鋼、滲碳零件及膚鍛鋼之製造方法 - Google Patents

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Description

膚鍛鋼、滲碳零件及膚鍛鋼之製造方法 發明領域
本發明係有關一種滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼及其製造方法。
本申請案是以2009年1月16日在日本提出申請的特願2009-008174號為基礎主張優先權，其內容引用於此。
 發明背景
在齒輪、軸承零件、轉動零件、軸、等速接頭零件中，通常，係使用例如日本工業標準(JIS)中，JIS G 4052、JIS G 4104、JIS G 4105、JIS G 4106等所規定之中碳的機械結構用合金鋼。這些零件通常係利用冷鍛(亦包含滾壓)或熱鍛-切削來加工成所需之形狀後，進行滲碳淬火的步驟加以製造。冷鍛製品的表面質量、尺寸精度好，且比熱鍛製造成本低，成品率亦良好。因此，將過去以來利用熱鍛製造而成之零件向冷鍛改變的傾向變強。其結果，利用冷鍛-滲碳步驟所製造的滲碳零件的適用對象和用途近年一直顯著增加。作為滲碳零件在製造中的重大課題，可例舉熱處理變形的降低。該課題要求為解決例如類似以下的問題。將滲碳零件應用於軸時，若因熱處理變形導致彎曲變形就會損害作為軸的機能。另外，將滲碳零件應用於齒輪或等速接頭零件時，熱處理變形增加之情形是引起噪音或震動的原因。這裡，滲碳零件產生熱處理變形的最大原因是，基於滲碳時產生的粗大晶粒。為抑制這種滲碳時產生的粗大晶粒，在過去以來，是在冷鍛後，滲碳淬火之前施行退火。但是，特別是在近年，從減少成本的觀點來看，省略退火的傾向愈強。所以，即使在省略退火時，在滲碳零件內也不產生粗大晶粒的鋼材受到強烈需求。
另一方面，齒輪、軸承零件、轉動零件之中，在負荷高接觸壓力的軸承零件、轉動零件中，施行高深度滲碳。因為高深度滲碳通常需要十餘小時到數十小時的長時間，從減少能源的消費量之觀點來看，縮短滲碳時間是重要的課題。為縮短滲碳時間，滲碳溫度的高溫化和滲碳前的坯料碳量之增加是有效的。一般的滲碳溫度為930℃左右，假定在990～1090℃的溫度範圍施行所謂的高溫滲碳，粗大晶粒就會產生，且出現無法獲得必要的疲勞特性、轉動疲勞特性等問題。因此，即使高溫滲碳也不產生粗大晶粒，即適合高溫滲碳的膚鍛鋼受到需求。例如，通常為獲得與滲碳時相同的有效硬化層深度，估計利用施行高碳化使滲碳前的坯料碳量達到通常膚鍛鋼水平的從0.2%到0.3%之C濃度的方式，可以縮短滲碳時間。
特別是負荷高接觸壓力的齒輪、軸承零件、轉動零件多為大型零件，通常係利用「棒鋼-熱鍛-依需要而做正常化處理等之熱處理-切削-滲碳淬火-依需要而進行研磨」的步驟加以製造。為抑制滲碳時產生粗大晶粒，必須在熱鍛後的狀態，也就是在熱鍛零件之狀態下先讓適當的材質成為組成部分以抑制粗大晶粒。因此，為了抑制粗大晶粒必須在棒鋼線材的坯料狀態下先讓適當的材質成為組成部分。
作為過去以來的為安定地抑制膚鍛鋼之粗大晶粒的技術，揭示了含有所需量的Al、N，將與熱軋方向平行之斷面組織的肥粒鐵帶狀狀態進行了適當處理的，防止晶粒粗大的特性優良之膚鍛鋼(例如，參見專利文獻1。)。但是，在該專利文獻1的揭示技術中，現實情況是，關於經由球化退火-冷鍛製程加以製造的零件，有時會無法安定地發揮抑制粗大晶粒的能力，且有時即使在高溫滲碳中也無法抑制粗大晶粒的產生。
另外，在專利文獻2的揭示技術中，揭示除了所需量的C、Si等以外，使用以質量%計含有，Ti：0.10～0.30%，N：不足0.01%的鋼材，將鋼片熱軋加熱在1250～1400℃的溫度範圍進行，同時，在製品壓延加熱Ac3～1050℃進行加熱的膚鍛鋼之製造方法。另外，專利文獻3的揭示技術，揭示了藉由將與專利文獻2同樣成分形成的膚鍛鋼中的Ti碳化物進行微細分散的方式，使轉動疲勞壽命及回轉彎曲疲勞壽命提高的技術。
此外，在專利文獻4中，揭示除了由所需量形成之C和Si等以外，還以質量%計含有，Ti：超過0.1～0.2%，N：0.015%以下，初晶沃斯田鐵(Prior Austenite)晶粒度微細化達到JIS G 0551中No.11以上而成之麻田散鐵組織形成的高強度膚鍛鋼。另外，揭示了以質量%計含，N：0.020%以下，且含有「Ti：0.05～0.2%，V：0.02～0.10%，Nb：0.02～0.1%」之中的1種或2種以上，初晶沃斯田鐵晶粒度微細化達到JIS G 0551中No. 11以上而成之麻田散鐵組織形成的高強度膚鍛鋼。
另外，專利文獻5中揭示以質量%計含，Ti：0.05～0.2%，且含有特定範圍之其他特定成分，限制於以質量%計N：不足0.0051%，或進一步含有以質量%計Nb：不足0.04%，熱軋後的AlN析出量限制在0.01%以下，或進一步將熱軋後的變韌鐵組織分率限制在30%以下，或進一步，熱軋後的肥粒鐵晶粒度號數為JIS G 0552所規定的8～11號，或進一步，在熱軋後的鋼基體中之縱向斷面，通過以下述條件所測定之極值統計得到的Ti系析出物的最大直徑為40μm以下之，滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼。
但是，如上所述的專利文獻1～5所示之大量添加Ti型的防止晶粒粗大鋼，有因大量添加Ti導致被削性劣化的問題。被削性劣化的主要原因是1)坯料硬度的上升，2)因生成Ti系碳氮化物造成改善被削性效果高的MnS減少這2點。由於這些原因，產生例如，用於鋼的加工之工具容易發生破壞，被削變得不容易等的問題，也就是說，被削性發生劣化。
另外，作為用以縮短滲碳時間的技術，雖然也有在滲碳溫度上升以外對滲碳前坯料的高碳化，惟該情形也因坯料硬度的上升產生被削性劣化之問題。
先前技術文獻 專利文獻
【專利文獻1】特開平11-106866號公報
【專利文獻2】特開平11-92863號公報
【專利文獻3】特開平11-92824號公報
【專利文獻4】特開2003-34843號公報
【專利文獻5】特開2005-240175號公報
【專利文獻6】特開2000-87179號公報
【專利文獻7】特開2001-152280號公報
【專利文獻8】特開2001-220645號公報
【專利文獻9】特開2001-180184號公報
在如上所述的專利文獻1～5的揭示技術中，為防止滲碳時產生的粗大晶粒，進行大量Ti的添加。但是，其結果是因為產生被削性的劣化問題而難以適用工業化。另一方面，在用以縮短滲碳時間而進行坯料碳量的提高時，因為擔心被削性更加劣化，所以這些技術難以適用。本發明解決了這樣的問題，提供一種熱處理變形小，滲碳時的滲碳時的防止晶粒粗大特性和疲勞特性優良的膚鍛鋼及其製造方法。
本發明係以本說明書中說明的新穎見解為基礎提出的，是一種滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良的膚鍛鋼，本發明之要旨如下所述。
(1)　有關本發明之一態樣的膚鍛鋼，其化學成分以質量%計含有：C：0.1～0.6%；Si：0.02～1.5%；Mn：0.3～1.8%；P：0.025%以下；S：0.001～0.15%；Al：超過0.05～1.0%；Ti：0.05～0.2%；N：0.01%以下；O：0.0025%以下，此外，含有Cr：0.4～2.0%，Mo：0.02～1.5%，Ni：0.1～3.5%，V：0.02～0.5%，B：0.0002～0.005%的1種或2種以上，且剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成。
(2)　上述(1)記載的膚鍛鋼，其化學成分以質量%計亦可進一步含有，Nb：不滿0.04%。
(3)　上述(1)或(2)記載的膚鍛鋼，其熱軋後的變韌鐵之組織分率亦可在30%以下。
(4)　上述(1)或(2)記載的膚鍛鋼，其熱軋後的肥粒鐵晶粒度號數亦可為JIS G 0552所規定的8～11號。
(5)　上述(1)或(2)記載的膚鍛鋼，其在熱軋後的鋼基體中之縱向斷面，Ti系析出物的最大直徑亦可為40μm以下。
(6)　有關本發明之一態樣的滲碳零件，係利用上述(1)或(2)記載的膚鍛鋼加工成零件的形狀。
(7)　有關本發明之一態樣的膚鍛鋼之製造方法，準備化學成分以質量%計含有：C：0.1～0.6%；Si：0.02～1.5%；Mn：0.3～1.8%；P：0.025%以下；S：0.001～0.15%；Al：超過0.05～1.0%；Ti：0.05～0.2%；N：0.01%以下；O：0.0025%以下；此外，含有Cr：0.4～2.0%，Mo：0.02～1.5%，Ni：0.1～3.5%，V：0.02～0.5%，B：0.0002～0.005%的1種或2種以上，且剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成之鋼，在1150℃以上之溫度以10分鐘以上的保熱時間加熱前述鋼，再熱軋成線材或棒鋼。
(8)在上述(7)記載之膚鍛鋼的製造方法中，亦可使用化學成分以質量%計進一步含有Nb：不足0.04%的上述鋼。
(9)在上述(7)或(8)記載之膚鍛鋼的製造方法中，係於上述熱軋後以1℃/秒以下的冷卻速度緩冷到800~500℃的溫度範圍，熱軋後的前述鋼之變韌鐵組織分率亦可為30%以下。
(10)在上述(7)或(8)記載之膚鍛鋼的製造方法中，其中熱軋的完成溫度亦可為840~1000℃，熱軋後的前述鋼之肥粒鐵晶粒度號數亦可為JIS G 0552所規定的8~11號。
若利用上述(1)的膚鍛鋼、上述(6)的滲碳零件、及上述(7)之膚鍛鋼的製造方法，即使在冷鍛製程製造零件，因為滲碳時的晶粒粗大化受到抑制，亦可使疲勞強度特性提高。與此同時，因淬火變形造成的尺寸精度之劣化與習知相比可以變得極少。因此，至今為止由粗大晶粒之問題使冷鍛化困難的零件之冷鍛化成為可能，此外亦可省略冷鍛後的退火。另外，將本鋼材用於以熱鍛製程加以製造的零件，即使高溫滲碳中亦可防止粗大晶粒的產生，且可以獲得轉動疲勞特性等之足夠的強度特性。另外，對於切削加工性，若利用應用了本發明的膚鍛鋼，因為可以發揮良好的被削性，所以亦可獲得良好切削加工性。
圖式簡單說明
第1圖為夏比衝擊試驗片之示意圖。
 用以實施發明之形態
本發明人等為解決上述課題，針對晶粒粗大化的支配因子和用以抑制粗大化而大量添加Ti造成被削性之劣化的改善方法進行悉心調查，終而明確以下點。
(1)滲碳時為防止晶粒的粗大化，與其有效利用AlN、NbN作為釘扎粒子，使以TiC、TiCS為主體的Ti系析出物在滲碳時微細析出更為有效。在此以外，使NbC為主體的Nb之碳氮化物在滲碳時微細析出，藉以進一步提高防止晶粒粗大特性。
(2)使上述Ti系析出物、或還有Nb的碳氮化物在滲碳時微細析出的方法中，為安定地發揮Ti系析出物或還有NbC的析出物之釘扎效果，在滲碳前的步驟之，熱軋後階段的基體中，必須使這些析出物微細析出。為此，在熱軋時的冷卻過程由沃斯田鐵的擴散變態時，必須使析出物發生相界面析出。因為假定在保持熱軋狀態的組織中若生成變韌鐵，上述析出物的相界面析出就會變得困難，所以必須形成實質上不含變韌鐵的組織。
(3)熱軋後的鋼材中，為使Ti系析出物或還有NbC的析出物預先微細析出，將壓延加熱溫度及壓延後的冷卻條件最佳化即可。即利用將壓延加熱溫度設為高溫，使Ti系析出物或還有NbC的析出物暫時固溶到基體中，在熱軋後藉由將Ti系析出物或還有NbC的析出物在析出溫度範圍緩冷的作法，可以使這些碳氮化物大量、微細分散。
(4)　此外，如果熱軋後的鋼材之肥粒鐵晶粒過度微細，滲碳加熱時就容易產生粗大晶粒，所以壓延完成溫度的適當化也是重要的。
(5)　因為Ti添加鋼中Ti析出物成為疲勞破壞的起點，所以疲勞特性，特別是轉動疲勞特性容易劣化。但是，可以利用低N化、熱軋溫度的高溫化等使Ti析出物最大尺寸變小以改善疲勞特性。這時，可以兼具防止晶粒粗大特性和疲勞特性。
(6)　此外，通過將Al量調整為超過0.05～1.0%，並充分確保有助於改善被削性的固溶Al量，可以改善被削性。
再者，已知作為相關聯的公知技術，大量添加Ti、Al的添加無論哪個，在各自分別進行時，都有時會對被削性給予惡劣影響。
關於Al的添加對被削性的影響，記載在例如專利文獻6～9中。在專利文獻7中有，含有0.05%以上的Al時，氧化鋁系氧化物量會增加，結果使被削性降低之內容記載。
本發明係基於顛覆該等之習知常識的新穎技術思想的發明。如以下所詳述，在本發明的條件下，即使施行0.05%以上的Al添加，氧化鋁系氧化物也未必會增加，添加的Al可以保持固溶狀態。因此，伴隨切削時的發熱，氧化鋁等氧化物的生成非常活躍地發生，其結果，產生與被削性的大幅改善緊密相關之非常顯著的效果。
以下，將就滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼詳細地做說明以作為實施本發明的態樣。
首先，就應用本發明的膚鍛鋼中之化學成分的限定理由做說明。以下，組成的記載中質量%簡單地記載為%。
碳(C)：0.1～0.6%
C在賦予鋼必要的強度上是有效的元素，但是不足0.1%時無法確保必要的拉伸強度，如果超過0.6%則是會變硬，使冷加工性劣化，同時滲碳後的芯部韌性劣化，所以必須設在0.1～0.6%的範圍內。
矽(Si)：0.02～1.5%
Si對於鋼的脫氧是有效的元素，同時，在賦予鋼必要的強度、淬火性，提高回火軟化抵抗上是有效的元素。不足0.02%的Si含量無法充分獲得上述效果。另一方面，若超過1.5%會導致硬度上升，冷鍛性劣化。基於以上理由，其含量必須在0.02～1.5%之範圍內。承受冷加工之鋼材的合適範圍是0.02～0.3%。特別重視冷鍛性的情形宜在0.02～0.15%的範圍。另一方面，Si對於晶界強度的增加是有效的元素，此外在軸承零件、轉動零件中，對於通過抑制轉動疲勞過程中的組織變化、材質劣化而獲得的高命化是有效的元素。因此，在以高強度化為目標的情形中，0.2～1.5%之範圍是合適的。特別是為獲得高水平的轉動疲勞強度時，宜採0.4～1.5%的範圍。再者，添加Si所得到之軸承零件、轉動零件在轉動疲勞過程中的組織變化、材質劣化之抑制效果，當滲碳後的組織中殘餘沃斯田鐵量(通稱殘餘γ量)為30～40%時特別大。將殘餘γ量控制在該範圍時，施行所謂的滲碳滲氮處理是有效的。滲碳滲氮處理是在滲碳後的擴散處理過程施行滲氮的處理。以表面的氮濃度落在0.2～0.6%之範圍的條件為合適。再者，該情形之滲碳時的碳勢宜採0.9～1.3%之範圍。
錳(Mn)：0.3～1.8%
Mn對於鋼的脫氧是有效的元素，同時是賦予鋼必要的強度、淬火性之有效元素，惟Mn含量不足0.3%時效果並不充分。Mn含量若超過1.8%，不僅其效果會飽和，還會導致硬度的上升使冷鍛性劣化。因此，Mn含量必須在0.3～1.8%的範圍內。合適範圍是0.5～1.2%。再者，重視冷鍛性的場合宜採0.5～0.75%之範圍。
磷(P)：0.025%以下
P是提高冷鍛時的變形抵抗，使韌性劣化的元素。因此，冷鍛性會劣化。另外，由於淬火、回火後會讓零件的結晶晶界脆化，使得疲勞強度劣化，故宜儘可能地降低。因此其含量必須控制在0.025%以下。合適範圍是0.015%以下。
硫(S)：0.001～0.15%
添加S的目的是要在鋼中形成MnS，藉此提高被削性。但是，S含量不足0.001%時該效果不充分。另一方面，S含量若超過0.15%，要說該效果會飽和，毋寧說會引起晶界偏析導致晶界脆化。基於以上的理由，S的含量必須在0.001～0.15%之範圍內。再者，在軸承零件、轉動零件中，因為MnS會使轉動疲勞壽命劣化，所以必須極力降低S。因此，宜使S含量落在0.001～0.01%的範圍。
鋁(Al)：超過0.05～1.0%
Al(鋼中的全部Al)一部分與N結合以AlN的形式析出，剩餘的以固溶Al的形式存在。因為該固溶Al量有助於改善切削性，故宜儘可能的多。為了發揮良好的切削性，必須確保超過0.05%之足夠的固溶Al量。另一方面，固溶Al量若超過1.0%，會對變態特性造成重大影響。因此，固溶Al量的上限定在1.0%。再者固溶Al量宜在0.08～1.0%，較佳為0.1%～1.0%的範圍。
鈦(Ti)：0.05～0.2%
Ti在鋼中是為了使微細的TiC、TiCS生成，藉此達到滲碳時γ晶粒微細化的目的，以期獲得防止晶粒粗大的效果而添加。但是，Ti含量不足0.05%時，該效果不充分。另一方面，Ti添加若超過0.2%，TiC所造成的析出硬化會變得顯著。其結果，冷加工性顯著劣化，同時TiN主體的析出物變顯著，轉動疲勞特性劣化。基於以上理由，其含量必須在0.05～0.2%的範圍內。Ti含量的合適範圍是0.05～不足0.1%。再者，在本案發明的鋼及熱鍛零件中，固溶Ti會與滲碳加熱時滲入的碳及氮發生反應，在滲碳層大量地析出微細的Ti(CN)。因此，在軸承零件、轉動零件中，這些Ti(CN)有助於轉動疲勞壽命的提高。從而，在軸承零件、轉動零件中，特別是以高水平的轉動疲勞壽命為目標之情形中，滲碳時的碳勢設定在0.9～1.3%的範圍的高水平的作法，或者，施行所謂的滲碳滲氮處理是有效的。滲碳滲氮處理係如上所述，在滲碳後的擴散處理過程進行滲氮的處理。對於該處理，表面的氮濃度落在0.2～0.6%的範圍之條件是合適的。本發明人通過Ti如果落在0.05～0.2%的範圍內，TiCS就會生成的情形，實際地得知MnS會變得既微細且少，衝擊值因此而提高。
氮(N)：0.01%以下
N如果與鋼中的Ti結合，會生成對晶粒控制幾乎沒有幫助的粗大TiN。因為該TiN會成為TiC、TiCS主體的Ti系析出物，NbC、NbC主體的Nb(CN)之析出點，這些Ti系析出物、Nb的碳氮化物的微細析出反而受到阻礙。其結果，粗大TiN的生成帶來了所謂促進粗大晶粒生成的惡劣影響。以該TiN為前提條件的惡劣影響在N量超過0.01%時特別顯著。基於以上理由，N的含量必須為0.01%以下。更好的是，N的含量限制宜不足0.0051%。
氧(O)：0.0025%以下
在如本發明的高Ti鋼中，O在鋼中形成Ti系的氧化物系夾雜物。
氧化物系夾雜物若在鋼中大量存在，該夾雜物就會變成TiC的析出點。其結果，熱軋時TiC會粗大析出，無法抑制滲碳時的晶粒之粗大化。因此，希望O量盡可能降低。基於以上理由，O的含量必須限制在0.0025%以下。合適範圍是0.0020%以下。再者，在軸承零件、轉動零件中，由於氧化物系夾雜物成為轉動疲勞破壞的起點，所以O含量越低轉動壽命越會提高。因此，在軸承零件、轉動零件中，宜限制O含量在0.0012%以下。
另外，本發明中，使鋼材含有以下述之成分範圍所規定的鉻(Cr)、鉬(Mo)、鎳(Ni)、釩(V)、硼(B)的1種或2種以上。
Cr：0.4～2.0%
Cr是賦予鋼強度、淬火性的有效元素，且在軸承零件、轉動零件中，使滲碳後的殘餘γ量增加，同時是在轉動疲勞過程中因抑制組織變化、材質劣化而得到的高壽命化之有效元素。不足0.4%時，其效果不充分。另一方面，添加超過2.0%就會導致硬度的上升使冷鍛性劣化。基於以上理由，將其含量定在0.4～2.0%的範圍內是合適的。更合適的含量範圍是0.7～1.6%。再者，因添加Cr造成的在軸承零件、轉動零件的轉動疲勞過程中組織變化、材質劣化之抑制效果，當滲碳後的組織中殘餘γ量為30～40%時特別大。為將殘餘γ量控制在該範圍，進行所謂的滲碳滲氮處理，使表面的氮濃度落在0.2～0.6%之範圍是有效的。
Mo：0.02～1.5%
藉由Mo的添加，有賦予鋼強度、淬火性之效果，且在軸承零件、轉動零件中，使滲碳後的殘餘γ量增加，同時是在轉動疲勞過程中因抑制組織變化、材質劣化而得到的高壽命化之有效元素，為獲得該效果，以0.02%以上的含量為佳。但是，若添加超過1.5%就會導致硬度的上升，切削性、冷鍛性會劣化。基於以上理由，其含量在1.5%以下的範圍內是合適的。更加合適的是0.5%以下。關於因添加Mo產生的軸承零件、轉動零件在轉動疲勞過程中的組織變化、材質劣化之抑制效果，也和Cr同樣地，進行所謂的滲碳滲氮處理，滲碳後之組織中的殘餘γ量在30～40%時特別大。
Ni：0.1～3.5%
藉由Ni的添加，有賦予鋼強度、淬火性之效果，為獲得該效果，以0.1%以上的含量為佳。但是，若添加超過3.5%，會導致硬度的上升，切削性、冷鍛性劣化。基於以上理由，Ni的含量在3.5%以下之範圍內是合適的。更加合適的是Ni含量之範圍在2.0%以下。
V：0.02～0.5%
藉由V的添加，有賦予鋼強度、淬火性之效果，為獲得該效果，以0.02%以上的含量為佳。但是，若添加V超過0.5%，會導致硬度的上升，切削性、冷鍛性劣化。基於以上理由，其含量在0.5%以下之範圍內是合適的。更加合適的是V含量之範圍在0.2%以下。
B：0.0002～0.005%
藉由B的添加，是對鋼賦予強度、淬火性有效的元素。而且B還有1)在棒鋼‧線材壓延中，在壓延後的冷卻過程藉由生成硼鐵碳化物，使肥粒鐵的成長速度增加，在保持壓延之狀態下促進軟質化之效果，2)藉由提高滲碳材料的晶界強度，使作為滲碳零件的疲勞強度‧衝擊強度提高的效果。為獲得該效果，以0.0002%以上的含量為佳。
但是，若添加B超過0.005%，不僅該效果飽和，反而還會擔心衝擊強度劣化等的惡劣影響，所以其含量在0.005%以下之範圍內為佳。更加合適的B含量之範圍在0.003%以下。
接著，在本發明之一態樣中，亦可含有鈮(Nb)：不足0.04%。以下，將敘述這種態樣之效果。
Nb在滲碳加熱之際與鋼中的C、N結合形成Nb(CN)，是抑制晶粒粗大化的有效元素。藉由添加Nb使「因Ti系析出物產生的防止晶粒粗大」效果更加有效。這是因為Nb固溶在Ti系析出物中，抑制Ti系析出物的粗大化。在本案發明的添加量之範圍內，效果的增加取決於Nb的添加量。即使在進行不足0.03%，或不足0.02%，乃至不足0.01%的微量Nb添加之情形，與不添加Nb時相比，防止晶粒粗大的特性也會顯著提高。但是，添加Nb會引起切削性或冷鍛性的劣化，滲碳特性的劣化。
特別是Nb的添加量若為Nb：0.04%以上，坯料的硬度就會變硬，切削性、冷鍛性劣化。與此同時，棒鋼‧線材壓延加熱時的熔體化變得困難。基於以上理由，Nb的含量在不足0.04%之範圍內為佳。在重視切削性、冷鍛性等之加工性時的合適範圍是不足0.03%。另外，在加工性以外，重視滲碳性時的合適範圍是不足0.02%。此外，在特別重視滲碳性時的合適範圍是不足0.01%。另外，為達到防止晶粒粗大的特性和加工性並存，Nb的添加量宜根據Ti的添加量做調整。例如，Ti+Nb的合適範圍為0.07～不足0.17%。特別是在高溫滲碳或冷鍛零件中，希望的範圍是超過0.091%～不足0.17%。
接著，在本發明之一態樣中，亦可將熱軋後的變韌鐵之組織分率限制在30%以下。以下，敘述這種態樣之效果。如果熱軋後的鋼材中混入變韌鐵組織，會成為滲碳加熱時產生粗大晶粒的原因。另外，從改善冷加工性之觀點也希望抑制變韌鐵的混入。這些惡劣影響在變韌鐵之組織分率超過30%時特別顯著。基於以上的理由，將熱軋後的變韌鐵組織分率限制在30%以下是合適的。在高溫滲碳等作業下對防止晶粒粗大有嚴格的滲碳條件時，合適範圍是20%以下。在通過冷鍛等作業下進一步對防止晶粒粗大有嚴格的滲碳條件時，合適範圍是10%以下。
接著，在本發明之一態樣中，熱軋後的肥粒鐵晶粒度號數為JIS G 0552所規定的8～11號亦可。以下，敘述這種態樣之效果。如果熱軋後的肥粒鐵晶粒過度微細，滲碳時沃斯田鐵晶粒會過度微細化。如果沃斯田鐵晶粒過度微細化，粗大晶粒就容易生成，特別是如果肥粒鐵晶粒度超過11號，該傾向會變得顯著。另外，如果沃斯田鐵晶粒像超過JIS G 0551所規定的11號那樣變得過度微細，就會產生與專利文獻4記載的鋼材同樣的，由淬火性劣化引起的強度不足等之弊端。另一方面，若形成熱軋後的肥粒鐵晶粒度號數為JIS G 0552所規定的不足8號之粗粒，熱軋材料的延性會劣化，冷鍛性劣化。基於以上理由，熱軋後的肥粒鐵晶粒度號數在JIS G 0552所規定的8～11號的範圍內為佳。
本發明之一態樣中，在熱軋後的鋼之基體中的縱向斷面，利用檢測基準面積：100mm2 、檢測次數16視場、進行推測的面積：30000mm2 的條件所測定之極值統計得到的Ti系析出物之最大直徑為40μm以下亦可。以下，敘述利用有關這種態樣的方法所獲得之效果。本發明中，作為對象的滲碳零件之要求特性之一，有如同轉動疲勞特性和面疲勞強度的接觸疲勞強度。粗大的Ti系析出物如果存在於鋼中，會成為接觸疲勞破壞的起點，疲勞特性會劣化。利用極值統計，以檢測基準面積：100mm2 、檢測次數16視場、進行推測的面積：30000mm2 的條件做測定時的Ti系析出物之最大直徑如果超過40μm，Ti系析出物給特別是接觸疲勞特性帶來的惡劣影響變得顯著。基於以上理由，利用極值統計得到的Ti系析出物的最大直徑以40μm以下為佳。利用極值統計得到的析出物的最大直徑之測定、推測方法，係利用例如村上敬宜「金属疲労　微小欠陥介在物影響(Metal Fatigue：Effects of Small Defects and Nonmetallic Inclusions)」養賢堂pp233～239(1993年)記載的方法。再者，本案發明所使用的，是利用二次元檢測判斷在一定面積內(進行推測的面積：30000mm2 )所觀察的最大析出物的，二次元檢測方法。詳細的測定順序將在下述的實施例欄進行詳述。
接著，就應用本發明之膚鍛鋼的製造方法中的熱軋條件做說明。
將由上述化學成分形成的本發明鋼利用轉爐、電爐等之通常的方法溶製，進行成分調整，經由鑄造步驟、依需要的分塊壓延步驟，熱軋成線材或棒鋼以製造壓延坯料。
接著，在本發明之一態樣中，亦可將該製造成的壓延坯料在1150℃以上的溫度且保熱時間10分鐘以上加熱的溫度來加熱。此時，加熱條件與不足1150℃，或即使加熱溫度為1150℃以上，惟保熱時間不足10分鐘之情形相比，Ti系析出物、Nb的析出物及AlN可以高效地暫且固溶到基體中。其結果，可以使一定量以上的Ti系析出物、Nb的析出物預先在熱軋後的鋼材中高效地微細析出。藉此，使熱軋後存在粗大的Ti系析出物、Nb的析出物、AlN，可以抑制滲碳時粗大晶粒的產生。所以，熱軋之際，在1150℃以上的溫度以保熱時間10分鐘以上來加熱是合適的。更合適的的條件是1180℃以上的熱軋溫度且保熱時間10分鐘以上。
接著，在本發明之一態樣中，亦可在熱軋後800～500℃的溫度範圍以1℃/秒以下的冷卻速度進行緩冷。冷卻條件若超過1℃/秒，Ti系析出物的析出溫度範圍就只能經過並不足夠的時間。因此，熱軋後的微細TiC系析出物的析出量會不夠，此外還有，變韌鐵的組織分率變大。因此，就會無法抑制滲碳時粗大晶粒的產生。另外，若冷卻速度大，壓延材料的硬度會上升，同時冷鍛性會劣化。因此，希望冷卻速度盡可能小。該冷卻速度的合適範圍為0.7℃/秒以下。再者，降低冷卻速度的方法亦可使用在壓延生產線的後段設置保溫罩或帶熱源的保溫罩，藉以進行緩冷的方法等。
接著，在本發明之一態樣中，熱軋的完成溫度亦可為840～1000℃。完成溫度若不足840℃，會使肥粒鐵晶粒度變得過度地微細，在之後的滲碳時會容易產生粗大晶粒。另一方面，完成溫度若超過1000℃，壓延材料的硬度會增加，冷鍛性劣化。基於以上理由，熱軋的完成溫度以840～1000℃為佳。在冷鍛用途中，沒有退火地使用時，該完成溫度以840～920℃之範圍，其以外以920～1000℃之範圍為佳。
在本發明中，關於鑄片的尺寸、凝固時的冷卻速度、分塊壓延條件並無特殊限定，只要滿足附屬的申請項中記載的本發明之要點，則無論何種條件均可。本發明在冷鍛製程所製造的零件、熱鍛所製造的零件無論何種均可適用。熱鍛製程之例可以例舉，「棒鋼-熱鍛-依需要而做正常化處理等之熱處理-切削-滲碳淬火-依需要而進行研磨」的步驟。使用本案發明的鋼材，可以在例如1150℃以上的加熱溫度進行熱鍛，之後依需要進行正常化處理。藉此，即使在如同950℃～1090℃之溫度範圍下的滲碳般嚴格條件之滲碳淬火熱處理中，也可以抑制粗大晶粒的產生，獲得優異的材質特性。其結果，若為例如軸承零件、轉動零件之情形，即使進行高溫滲碳，亦可獲得優異的轉動疲勞特性。
本發明中，滲碳條件並無特殊限定。在軸承零件、轉動零件中，特別是在以高水平的轉動疲勞壽命為目標時，如上所述，將滲碳時的碳勢設定在高達0.9～1.3%的範圍亦可，或者，亦可進行所謂的滲碳滲氮處理。滲碳滲氮處理是在滲碳後的擴散處理過程施行滲氮的處理。進行該處理時，表面的氮濃度以落在0.2～0.6%的範圍之條件為佳。藉由選擇這些條件，Ti(CN)在滲碳層會大量地析出，且殘餘γ引入30～40%，有助於轉動壽命的提高。
再者，本發明中，亦包含使用由上述結構形成的膚鍛鋼，加工成零件形狀的滲碳零件。
實施例1
以下，就本發明之實施例做說明。
連續鑄造具有表1所示組成的轉爐溶製鋼，依需要經由分塊壓延步驟，製成162mm角的壓延坯料。繼而，利用熱軋製造直徑24~30mm的棒鋼。
表1中，各化學成分用質量%表示。
針對熱軋後的棒鋼，進行顯微觀察，進行變韌鐵分率的測定，遵循JIS G 0552之規定進行肥粒鐵晶粒度的測定。 此外，測定維氏硬度，作為冷加工性的指標。
針對利用上述的步驟製造成的棒鋼，施行球化退火後，製成鍛粗試驗片，進行減縮率50%的鍛粗後，施行滲碳模擬。滲碳模擬之條件為，在910℃~1010℃進行5小時加熱-水冷。之後，在切斷面進行研磨-腐蝕，觀察初晶沃斯田鐵粒徑，求得粗粒產生溫度(晶粒粗大化溫度)。也就是說，在上述範圍內的不同溫度施行複數次滲碳模擬，當利用某特定溫度以上的滲碳模擬所製成之試驗片上看到晶粒粗大化時，以該溫度作為粗粒產生溫度。因為滲碳處理通常在930~950℃之溫度範圍進行，所以判斷粗粒產生溫度在950℃以下者為晶粒粗大化特性差。再者，初晶沃斯田鐵粒度之測定係遵循JIS G 0551進行，在400倍10視場左右觀察，粒度號數5號以下的粗粒即使有1個存在也判斷為粗粒產生。
另外，採用極值統計法得到的Ti系析出物的最大直徑之推測係以下述方法進行。析出物是否為Ti系，是從光學顯微鏡中的對比度之差異判斷的。利用對比度差異的判斷法之準確性，預先利用帶有能量分散式X射線分光分析裝置的掃描型電子顯微鏡確認過。在試驗片縱向斷面中檢測基準面積100mm2 (10mm×10mm之區域)之區域預先準備16視場。再查找各檢測基準面積100mm2 中的Ti系最大析出物，將其用光學顯微鏡以1000倍進行相片拍照。將其關於分別的各檢測基準面積100mm2 的16視場，反復進行16次(也就是檢測次數16視場)。從所得相片計算各檢測基準面積中最大析出物的直徑。在橢圓形之情形係求得長徑與短徑的幾何平均作為該析出物的直徑。將所得最大析出物直徑的16個數據，利用村上敬宜「金属疲労　微小欠陥介在物影響」養賢堂pp233～239(1993年)記載的方法，標繪在極值概率紙上，求取最大析出物分布直線(最大析出物直徑與極值統計基準化變數的一次函數)，並外推最大析出物分布直線，藉以推測出進行推測之面積：30000mm2 中最大析出物的直徑。
此外，對熱軋後的直徑24～30mm的棒鋼施行正常化及調整冷卻的熱處理，形成全部肥粒鐵‧波來鐵組織。之後，以在直徑22～28mm切出高21mm的圓柱試驗片，並施行了精銑加工的工件，作為鑽頭切削(穿孔)用試驗片。對於鑽頭切削用試驗片，係以表2所示的切削條件進行鑽頭穿孔試驗，以評估本發明鋼及比較鋼之各鋼材的被削性。
表2中，NACHI一般鑽頭係表示株式會社不二越製的型號SD3.0的鑽頭。該鑽頭之特徵係如，例如株式會社不二越，2008年工具手冊等記載，直徑3.0mm，溝長42mm，全長71mm的通用鑽頭。)
此時，評估指標係採用鑽頭穿孔試驗中，累積孔深直至1000mm可以切削的最大切削速度VL1000。
這裡表示鑽頭壽命的指標VL1000係指，累積孔深直至1000mm為止可以穿孔的最大鑽頭圓周轉速。這個值越大就越可以在高速切削，意味著被削性優異。求取累積孔深達到1000mm的最大圓周轉速VL1000之順序如下所述。用不同切削速度，每次使用新的NACHI一般鑽頭，以表2的條件進行複數次鑽頭穿孔試驗。該結果，觀察各試驗中使用的鑽頭是否發生破損。藉由反復進行上述的試驗，求得鑽頭不發生破損的，可以安定地完成1000mm之穿孔的最大切削速度，以此作為VL1000。
接著，由在減縮率50%進行冷鍛的各鋼材製成直徑12.2mm的圓柱狀轉動疲勞試驗片，以950℃×5小時、碳勢0.8%之條件進行滲碳。淬火油之溫度為130℃，回火為180℃×2小時。針對這些滲碳淬火材料，調查滲碳層的γ粒度。此外，利用點接觸型轉動疲勞試驗機(赫茲最大接觸應力5884MPa)評估轉動疲勞特性。疲勞壽命的尺度使用「試驗結果標繪在韋伯概率紙(Weibull Probability Paper)上所得之累積破損概率10%中直至疲勞破壞為止的應力重複數」所定義的L10壽命。
歸納這些調查結果，示於表3。轉動疲勞壽命表示以比較鋼的鋼No 23的L10壽命為1時的各鋼No的L10壽命之相對值。
明確本發明鋼的晶粒粗大化溫度為990℃以上，950℃滲碳材料的γ粒亦為細整粒，且轉動疲勞特性亦優。另外，明確用被削性的指標之VL1000做評估的被削性在本發明例中亦全部為36m/分鐘以上的良好，被削性優異。
另一方面，因為比較鋼的No18、20、21、26、27、28、29之Al量從本發明之範圍脫離，所以被削性惡化，VL1000全部都在31m/分鐘以下。因為比較鋼的No19之N量從本案規定脫離，所以Ti系夾雜物的最大尺寸相對於發明例的40μm增大到59μm，轉動疲勞壽命差，而且晶粒粗大化溫度也低。雖然比較鋼的No22是本案規定範圍內的成分，惟因熱軋後的冷卻速度快，熱軋後的變韌鐵組織分率超出本案規定的範圍，粗大晶粒特性差。關於比較鋼的No23、24係Ti量低於本發明之範圍，除粗大晶粒特性差以外，衝擊值也低。另外，關於比較鋼的No25係Ti量超出本發明之範圍，除粗大晶粒特性差以外，被削性也發生惡化。
實施例2
由實施例1中使用的表1所示之組成的162mm角的壓延坯料的一部分，利用熱軋製造直徑70mm的棒鋼。以該棒鋼作為坯料，進行熱鍛做成直徑40mm的熱鍛零件。熱鍛的加熱溫度為1100℃~1290℃。
針對上述步驟中製造成的熱鍛零件，以900℃×1小時加熱空冷的條件進行正常化處理。之後，以加熱時間5小時的條件進行滲碳模擬，與實施例1同樣地，求得粗大晶粒產生溫度。
另外，將上述的熱鍛零件施行正常化以後，作成直徑12.2mm的圓柱狀轉動疲勞試驗片和第1圖所示的帶10R凹痕的夏比衝擊試驗片，以1050℃×1小時，碳勢1.0%之條件進行滲碳淬火。淬火油的溫度為130℃，回火為180℃×2小時之條件。關於轉動疲勞壽命試驗係以和實施例1同樣的條件進行。關於夏比衝擊試驗係在室溫實施，以吸收能做整理。
歸納這些調查結果，示於表3。轉動疲勞壽命表示以比較鋼No12的L10壽命為1時的各材料之L10壽命的相對值。
如表3所示，在本發明鋼中，晶粒粗大化溫度全部超過1010℃。
另外，1050℃滲碳材料的γ晶粒是8號以上的細粒，轉動疲勞壽命與比較鋼相比亦為良好。
另一方面，比較鋼與實施例1同樣地從本案發明之要件的範圍偏離，從被削性的指標VL1000的評估結果亦可得知也有被削性差的鋼，或者因為防止晶粒粗大的特性差而使轉動疲勞特性與本發明例相比也發生降低。
 產業之可利用性
如果利用本發明之膚鍛鋼、滲碳零件及膚鍛鋼的製造方法，即使以冷鍛製程製造零件，依然會因為滲碳時的晶粒粗大化受到抑制，而可以使疲勞強度特性提高。與此同時，因淬火變形造成的尺寸精度之劣化與習知相比可以減到極少。因此，至今為止因粗大晶粒的問題以致冷鍛化困難的零件也變成可以施行冷鍛化，而且也能夠省略冷鍛後的退火。另外，即使將本鋼材應用在以熱鍛製程製造的零件中，依然可以獲得即便在高溫滲碳中也會防止粗大晶粒的產生，轉動疲勞特性等足夠的強度特性。另外，關於切削加工性，如果也利用應用本發明之膚鍛鋼就可以發揮良好的被削性，所以可以獲得良好的切削加工性。
第1圖為夏比衝擊試驗片之示意圖。

Claims (8)

  1. 一種滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼，其特徵在於：化學成分以質量%計含有：C：0.1~0.6%；Si：0.02~1.5%；Mn：0.3~1.8%；P：0.025%以下；S：0.001~0.15%；Al：超過0.05~1.0%；Ti：0.05~0.2%；N：0.01%以下；及O：0.0025%以下；且進一步含有Cr：0.4~2.0%，Mo：0.02~1.5%，Ni：0.1~3.5%，V：0.02~0.5%，B：0.0002~0.005%的1種或2種以上；並且，剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成。
  2. 如申請專利範圍第1項之滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼，其熱軋後的變韌鐵組織分率在30%以下。
  3. 如申請專利範圍第1項之滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼，其熱軋後的肥粒鐵晶粒度號數為JIS G 0552所規定的8~11號。
  4. 如申請專利範圍第1項之滲碳時防止晶粒粗大的特性和 疲勞特性優良之膚鍛鋼，其在熱軋後的鋼基體中之縱向斷面，Ti系析出物的最大直徑為40μm以下。
  5. 一種滲碳零件，其特徵在於：該滲碳零件係使用如申請專利範圍第1項之膚鍛鋼並加工成零件的形狀。
  6. 一種滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼的製造方法，其特徵在於：準備一滿足下述條件之鋼，於1150℃以上之溫度下以10分鐘以上的保熱時間加熱前述鋼，再熱軋成線材或棒鋼；該鋼之化學成分以質量%計含有：C：0.1~0.6%；Si：0.02~1.5%；Mn：0.3~1.8%；P：0.025%以下；S：0.001~0.15%；Al：超過0.05~1.0%；Ti：0.05~0.2%；N：0.01%以下；及O：0.0025%以下；且進一步含有Cr：0.4~2.0%，Mo：0.02~1.5%，Ni：0.1~3.5%，V：0.02~0.5%，B：0.0002~0.005%中的1種或2種以上；並且，剩餘部分由鐵及不可避免的雜質組成。
  7. 如申請專利範圍第6項之滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼的製造方法，其係於上述熱軋 後，以1℃/秒以下的冷卻速度緩冷到800~500℃的溫度範圍；並且，熱軋後的前述鋼之變韌鐵組織分率為30%以下。
  8. 如申請專利範圍第6項之滲碳時防止晶粒粗大的特性和疲勞特性優良之膚鍛鋼的製造方法，其中熱軋的完成溫度為840~1000℃；並且，熱軋後的前述鋼之肥粒鐵晶粒度號數為JIS G 0552所規定的8~11號。
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