TWI545205B - Peel strength and low cycle fatigue strength of high-temperature carburizing steel parts - Google Patents

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Description

剝落強度及低循環疲勞強度優異之高溫滲碳用鋼製零件
本發明係關於剝落強度及低循環疲勞強度優異之高溫滲碳用鋼製零件。詳而言之，係關於一種可使用來作為高溫滲碳處理之鋼製零件，尤其可用來作為齒輪、軸承、軸及CVT(Continuously Variable Transmission：無段變速機)滑輪等之動力傳達零件等之材料的滲碳用鋼製零件。
可使用於上述各種用途之滲碳用鋼製零件，要求對於剝落發生之強度(稱此為「剝落強度」)優異。所謂剝落係零件彼此間不產生滑動，或很少之情形，藉由滑動接觸荷重而於內部產生剪切應力，隨此而於內部產生龜裂，龜裂再進展而達到剝離之疲勞破壞現象。近年，隨動力傳達零件之高輸出化及小型化之負荷荷重的增大，以往之表面起點型損傷(pitching)至剝落損傷形態持續變化。
就提昇剝落強度之對策而言，一般係有效地增大有效硬化層深度(滲碳硬化層深度)及提昇芯部硬度 (提昇淬火性)。然而，在另一方面，產生低循環疲勞強度及零件加工性之降低。尤其，在如上述之用途所使用的鋼製零件係亦必須循環數為104~105次左右的低循環之疲勞強度優異。
近年，以提高生產性或降低零件成本為目的而指向滲碳處理之高溫化。藉由謀求滲碳處理之高溫化，而於鋼材表面C(碳)入侵及擴散之速度增大，可縮短至得到特定的材料特性(表面硬度、有效硬化層深度)止之處理時間。然而，若藉由高溫化以使沃斯田鐵結晶粒粗大化，則顯現低循環疲勞強度降低的傾向。
用以改善進行高溫滲碳所得到之鋼製零件的特性之來自材料側的對策，主要對策有：(i)控制介入物之析出狀態、(ii)控制滲碳後之材質、(iii)防止例如Nb或Ti等之結晶粒粗大化的元素添加等。
從如此之觀點，用以改善鋼製零件的特性之技術，至今已有各種提案。例如在專利文獻1中，已提出藉由含有比較多S，以及將Mn與S之原子比控制在特定的範圍，使以MnS作為主成分之硫化物系介入物存在每單位面積5000個/mm2以上，謀求零件的強度提昇之技術。
又，在專利文獻2中，從實現冷間鍛造性及防止結晶粒粗大化特性優異之表面硬化鋼的觀點，已提出藉由含有特定量之Ti，以及規定Ti與N之含有比率，儘可能地使Ti析出為TiC的技術。
於專利文獻3中，已提出一種藉由使Nb量降低至0.04%以下，以及使Mo、Ni、B、Si、P、V之含量、與鋼材表層之滲碳濃度或表面硬度之關係規定成滿足特定的關係式，以實現低循環疲勞強度優異之滲碳淬火鋼及滲碳淬火零件。
另外，在專利文獻4中已提出一種藉由將Ti含量降低至0.05%以下同時並適當地控制化學成分組成，以謀求齒根強度與齒面強度兼具的齒輪零件。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
[專利文獻1]日本特開2005-105390號公報
[專利文獻2]日本特開2008-81841號公報
[專利文獻3]日本特開2011-63886號公報
[專利文獻4]日本特開2010-1527號公報
〔發明之概要〕
在上述日本專利文獻1之技術中，因S之含量多，故剝落強度反而降低。如上述專利文獻2記載，僅規定Ti或N之含量，無法避免結晶粒之粗大化，而顯示鋼材之強度降低的傾向。又，不與C結合而殘存之Ti、以一般的製造方法易析出為粗大的TiN，顯示剝落強度降 低的傾向。上述專利文獻3之技術基本上為Nb之含量少者，有無法避免結晶粒之粗大化，而鋼材之強度降低的問題。上述專利文獻4之技術中，因Ti含量基本上少，故無法謀求防止結晶粒之粗大化，而齒輪本身之強度降低。又，以此技術，易形成BN，且因淬火性降低所造成的芯部硬度降低，而顯示剝落強度降低之傾向。
如此，至今用以改善鋼製零件之特性的技術，已有各種提案，從改善鋼材強度提昇或低循環疲勞強度之任一者的面來看，可看出符合預期的成果。但，謀求剝落強度與低循環疲勞強度兼備的技術仍未被確立。
本發明係有鑑於如上述之事情而創作出者，其目的在於提供一種不使剝落強度降低，並發揮優異之低循環疲勞強度，可用來作為齒輪、軸承、軸及CVT滑輪等之動力傳達零件等之材料的高溫滲碳用鋼製零件。
可解決上述課題之本發明的高溫滲碳用鋼製零件，其特徵係以質量%計，分別含有C：0.10~0.3%、Si：0.03~1.50%、Mn：0.2~1.8%、P：超過0%且0.03%以下、S：超過0%且0.03%以下、Cr：0.30~2.50%、Al：超過0%且0.08%以下、N：超過0%且0.0150%以下、Nb：0.05~0.3%、Ti：0.05~0.1%、及B：0.0005~0.005%，殘餘部分為鐵及不可避免的雜質，表面至0.05mm深度之平均C濃度為0.50%以上，且，分別以下述(1)式~(3)式 規定下述A、B及C時，此等滿足下述(4)式及(5)式；A=exp{Dm/10+Nm1/2/50}×exp{Dt/15+Nt1/2/50}…(1)
B=exp{Hs/650+ECD1/2+Hi/250}…(2)
C=exp[Hs/650-ECD-{(0.89×Hi-202.16)/250}2]…(3)
3.7×A-0.47×B+1.14≦0…(4)
C≧0.66…(5)
其中，Dm表示在非滲碳部之MnS的平均圓相當徑(μm)，Nm表示在非滲碳部之MnS之個數密度(個/mm2)，Dt表示在非滲碳部之TiN之平均圓相當徑(μm)，Nt表示在非滲碳部之TiN之個數密度(個/mm2)，Hs表示以試驗力300gf測定之表面至深度0.05mm位置的維氏硬度(HV)，ECD表示有效硬化層深度(mm)，Hi表示以試驗力300gf測定之非滲碳部的維氏硬度(HV)。
又，MnS及TiN之平均圓相當徑係意指將MnS及TiN之大小換算成同一面積的圓時之直徑(圓相當徑)之平均。又，上述「非滲碳部」係從有效硬化層深度ECD進一步至0.5~2.0mm之深處(與硬化層相反側之位置)的意義，但例如在軸零件係意指直徑D之1/4的位置至內部側(中心側)。進一步，有效硬化層深度ECD意指JIS G 0557(2006)所規定的滲碳硬化層深度。
本發明的高溫滲碳用鋼製零件，較佳係以試驗力300gf測定之表面至深度0.05mm位置的維氏硬度Hs為650HV以上，有效硬化層深度ECD為0.4mm以上，以 試驗力300gf測定之非滲碳部的維氏硬度Hi為300HV以上。
本發明的之高溫滲碳用鋼製零件，依需要進一步，就質量%計，亦宜含有Ni：超過0%且2.0%以下、及Mo：超過0%且1.00%以下之至少一種。
若根據本發明，藉由適當規定化學成分組成，同時表面至0.05mm深度之平均C濃度為0.50%以上，且MnS及TiN之大小或個數密度，與在零件各部位之維氏硬度的關係控制成滿足特定的式，可得到剝落強度及低循環疲勞強度優異之高溫滲碳用鋼製零件。如此之高溫滲碳用鋼製零件係可用來作為齒輪、軸承、軸及CVT滑輪等之動力傳達零件等之材料。
1‧‧‧試驗片
2‧‧‧荷重輥輪
3‧‧‧試驗片
4‧‧‧治具
5‧‧‧荷重之方向
圖1係表示實施例中之滲碳熱處理條件的圖型圖。
圖2係表示回火處理條件之圖型圖。
圖3係表示TiN及MnS之析出比率與溫度之關係的圖表。
圖4係表示在滾輪節距(Roller pitching)試驗使用之試驗片形狀的概略說明圖。
圖5係表示滾輪節距試驗之實施狀況之概略說明圖。
圖6係表示在4點彎曲疲勞試驗使用之試驗片形狀的概略說明圖。
圖7係表示4點彎曲疲勞試驗之實施狀況的概略說明圖。
圖8係在實施例1中表示(4)式之左邊的值(3.7×A-0.47×B+1.14)與剝落強度之關係的圖表。
圖9係在實施例1中，表示以(3)式所規定之C的值與低循環疲勞強度的關係的圖表。
圖10係在實施例2中，表示以(4)式之左邊的值(3.7×A-0.47×B+1.14)與剝落強度之關係的圖表。
圖11係在實施例2中，表示以(3)式所規定之C的值與低循環疲勞強度的關係的圖表。
本發明人等係為實現剝落強度及低循環疲勞強度之兩特性優異的高溫滲碳用鋼製零件，從各種之角度研究。尤其，專心調查有關MnS及TiN之大小或個數密度對零件之上述特性造成的影響。其結果，發現適當規定化學成分組成，同時表面至0.05mm深度之平均C濃度設為0.50%以上，且依據非滲碳部之MnS及TiN之大小(Dm、Dt)或個數密度(Nm、Nt)，分別設為以上述(1)式~(3)式所規定的A~C時，若控制成此等滿足上述(4)式及(5)式，可達成上述目的，終完成本發明。
首先，說明有關規定上述(1)式~(5)式之 理由。
若於鋼材中存在介入物，負荷有應力時，於介入物附近應力會集中而促進內部龜裂的產生及進展，故剝落強度降低。以上述(1)式所規定的A之值係表示以介入物產生內部龜裂及進展之感受性，介入物之尺寸愈大，個數密度愈大，A之值愈大，低循環疲勞強度降低。規定如此之關係者為上述(1)式。
剝落係有效硬化層深度ECD愈淺，表面至0.05mm深度位置之維氏硬度Hs(以下，有時稱為「表面硬度Hs」)、與於非滲碳部之硬度Hi(以下，有時稱為「芯部硬度Hi」)愈低，愈易產生，剝落強度降低。以上述(2)式所規定的B之值表示因剪切應力產生內部龜裂及進展之阻抗性，表面硬度Hs、芯部硬度Hi愈高，及有效硬化層深度ECD愈深，B之值愈大。規定如此之關係者為上述(2)式。
又，表面硬度Hs成為未達650HV，芯部硬度Hi未達300HV，或有效硬化層深度ECD未達0.4mm時，即使不產生剝落，有時零件表面會陷落，低循環疲勞強度更降低。從此事，較佳係表面硬度Hs為650HV以上，芯部硬度Hi為300HV以上，及有效硬化層深度ECD為0.4mm以上。表面硬度Hs更佳係680HV以上，再更佳係700HV以上。從滲碳後之切削性降低的觀點而言，表面硬度Hs宜為850HV以下。芯部硬度Hi更佳係350HV以上，再更佳係400HV以上。藉由促進內部龜裂進展，從 剝落強度飽和之觀點而言，芯部硬度Hi較佳為500HV以下。有效硬化層深度ECD更佳係0.7mm以上，最佳係1.0mm以上。從隨滲碳處理之長時間化之成本增加的觀點而言，有效硬化層深度ECD以1.5mm以下為佳。
在低循環之負荷環境下，衝擊的荷重施加於動力傳達零件，故有效硬化層深度ECD深，或芯部硬度Hi高時，因促進龜裂的產生及進展，故低循環疲勞強度降低。以上述(3)式所規定之C的值係表示在低循環的荷重下產生龜裂及進展之阻抗性，表面硬度Hs愈高愈大，另一方面，若有效硬化層深度ECD愈深，及芯部硬度Hi明顯變高，則變愈小。表面硬度Hs變低，或芯部硬度Hi變低時，有時龜裂產生之前進行塑性變形，低循環疲勞強度更降低。規定如此之關係者為上述(3)式。又，即使在(3)式中，表面硬度Hs較佳的範圍係與上述相同。另外，芯部硬度Hi係從不產生「塑性變形」(後述)之觀點，較佳係250HV以上，更佳係300HV以上。如後述，若從不產生「脆性斷裂」之觀點而言，芯部硬度Hi較佳係450HV以下。有效硬化層深度ECD較佳係0.25mm以上，更佳係0.5mm以上。若從不產生「脆性斷裂」之觀點而言，有效硬化層深度ECD以1.30mm以下為佳。
又，在本說明書中，表面硬度Hs及芯部硬度Hi係以試驗力300gf，亦即300×9.8N測定時之值。
藉組合上述參數A、B及C，可知得到剝落強 度及低循環疲勞強度、及高的相關關係，使介入物形態及材質適合化，藉由滿足下述(4)及(5)，可實現剝落強度及低循環疲勞強度之兩特性優異的高溫滲碳用鋼製零件。又，(4)式之左邊的值較佳為-5.0以下，更佳為-10.0以下。(4)式之左邊的值之下限依據上述A值及B值而決定，但較佳為-20以上，更佳為-15以上。C值較佳為0.80以上，更佳為1.00以上。C值之上限較佳為2.00以下，更佳為1.50以下。
3.7×A-0.47×B+1.14≦0…(4)
C≧0.66…(5)
對於高溫滲碳用鋼製零件之組織(滲碳淬火回火處理後之組織)，係滲碳層為由麻田散鐵(Martensite)、殘留沃斯田鐵、及一部分錳矽鋅礦(Troostite)或變韌鐵(bainite)組織所構成，非滲碳層為由麻田散鐵及一部分變韌鐵或肥粒鐵組織所構成。
本發明之高溫滲碳用鋼製零件適用於齒輪、軸承、軸及CVT滑輪等之動力傳達零件等之材料時，從發揮所要求之機械特性上，必須亦適當調整其化學成分組成。其基本化學成分組成如以下。
(C：0.10~0.3%)
C為用以確保最終製品之芯部硬度Hi必要的元素。但，若過剩地含有，加工性降低，以及因低循環疲勞強度降低，故必須設為0.3%以下。C量未達0.10%時，芯部硬 度Hi太低，無法得到充分的剝落強度。從如此之觀點，C量設為0.10~0.3%。C量較佳的下限為0.13%以上，更佳為0.15%以上。又，C量較佳的上限為0.27%以下，更佳為0.25%以下。
(Si：0.03~1.50%)
Si係為抑制回火處理時之硬度降低，以及提昇鋼材之淬火性而確保最終製品之芯部硬度Hi為有效的元素。但，若過剩地含有，阻礙滲碳時之C入侵，招致滲碳不良，以及藉肥粒體強化以降低加工性，故其上限設為1.50%以下。Si量未達0.03%時，芯部硬度Hi之提昇不足。從如此之觀點，Si量設為0.03~1.50%。Si量較佳的下限為0.05%以上，更佳為0.07%以上。又，Si量較佳的上限為1.0%以下，更佳為0.60%以下。
(Mn：0.2~1.8%)
Mn係與S結合而抑制FeS之生成，抑制壓延時之鍛造性降低，以及提高鋼材之淬火性而於最終製品之芯部硬度Hi確保上為有效的元素。但，過剩之添加係以條狀偏析使材質之參差不齊明顯化，又，藉由降低麻田散鐵變態開始溫度(Ms點)，以使滲碳後之殘留沃斯田鐵量增加而降低表面硬度。從如此之事來看，Mn量設為1.8%以下。另一方面，Mn量未達0.2%時，FeS之形成或芯部硬度不足，Mn較佳的下限為0.30%以上，更佳為0.35%以 上。又，Mn量較佳的上限為1.70%以下，更佳為1.60%以下。
(P：超過0%且0.03%以下)
P係為於結晶粒界偏析而使低循環疲勞強度降低，其含量愈少愈佳。從如此之觀點來看，P量設為0.03%以下。P量較佳為0.020%以下，更佳為0.015%以下。另一方面，P係於鋼中不可避免地含有的元素，愈提高純度，製造成本愈增加，故P量以設為0.001%以上為佳，更佳為0.005%以上。
(S：超過0%且0.03%以下)
S係為了與Mn結合而成為MnS介入物，並使低循環疲勞強度降低，宜儘可能地降低。從如此之觀點來看，S量之上限設為0.03%以下。S量較佳為0.025%以下，更佳為0.020%以下。另一方面，S係於鋼中不可避免地含有的元素，愈提高純度，製造成本愈增加，而且，為降低切削性，S量以設為0.001%以上為佳，更佳為0.005%以上。
(Cr：0.30~2.50%)
Cr係與Mn同樣地提昇鋼材之淬火性而確保最終製品之芯部硬度Hi上為有效的元素。但，若過剩地含有，滲碳時促進粗大碳化物之形成而降低低循環疲勞強度，故設為2.50%以下。另一方面，Cr量未達0.30%時，無法充分 得到最終製品之芯部硬度Hi。Cr量較佳的下限為0.50%以上，更佳為0.80%以上。又，Cr量較佳的上限為2.00%以下，更佳為1.80%以下。
(Al：超過0%且0.08%以下)
Al係與鋼材中之N結合而生成AlN，抑制滲碳時之結晶粒粗大化。但，過剩之添加係生成Al2O3，降低加工性。從如此之觀點來看，Al量設為0.08%以下。Al量較佳為0.060%以下，更佳為0.050%以下。另一方面，Al係可用來作為脫氧作用，為於鋼中不可避免地含有的元素，愈提高純度，製造成本愈增加，更且，促進結晶粒粗大化，故Al量較佳為0.001%以上，更佳為0.005%以上。
(N：超過0%且0.0150%以下)
N係與鋼材中之Al或Ti結合而形成氮化物，成為剝落之起點而降低低循環疲勞強度。又，N量若多於Ti量之0.3倍，未與Ti完全結合之N會與B結合而形成BN，不僅鋼材之淬火性降低，作為釘扎粒子之TiC不會析出，故結晶粒粗大化，剝落強度降低。從如此之觀點來看，N量設為0.0150%以下。N量較佳為0.010%以下，更佳為0.008%以下。N係於鋼中不可避免地含有的元素，愈提高純度，製造成本愈增加，N量以設為0.001%以上為佳，更佳為0.002%以上。
(Nb：0.05~0.3%)
Nb係與鋼材中之C及N結合而形成Nb(CN)，再作用為釘扎粒子，於防止滲碳時之結晶粒粗大化上為有效的元素。但，即使過剩地含有，防止結晶粒粗大化之特性會飽和，鋼材成本大增之外，因粗大的晶析物，致鍛造性降低，故Nb量設為0.3%以下。Nb量較佳係0.20%以下，更佳係0.10%以下。另一方面，Nb量未達0.05%時，無法得到充分的釘扎力而結晶粒粗大化，伴隨此，剝落強度及低循環疲勞強度會降低。從如此之觀點來看，Nb量設為0.05%以上。Nb量較佳為0.06%以上，更佳為0.07%以上。
(Ti：0.05~0.1%)
Ti係與鋼材中之C結合而形成TiC，與Nb(CN)同等地，作用為釘扎粒子，於防止滲碳時之結晶粒粗大化上為有效的元素。但，即使過剩地含有，防止結晶粒粗大化之特性會飽和，鋼材成本大增，或因生成粗大的晶析物而招致鍛造性降低，故Ti量設為0.1%以下。Ti量較佳係0.09%以下，更佳係0.08%以下。另一方面，Ti量未達0.05%時，無法得到充分的釘扎力而結晶粒粗大化，致強度降低。又，不與Ti完全結合而殘餘之N生成為BN，鋼材之淬火性明顯降低，招致強度降低，故Ti量設為0.05%以上。Ti量較佳為0.06%以上，更佳為0.07%以上。
(B：0.0005~0.005%)
B係以微量大幅地提高鋼材之淬火性，同時於衝擊強度之提昇上為有效的元素。但，若B量超過0.005%，其效果會飽和，以及降低零件加工性，故設為0.005%以下。B量更佳為0.004%以下，更佳係0.003%以下。另一方面，B量未達0.0005%時，無法得到上述之效果，故設為0.0005%以上。B量較佳為0.0010%以上，更佳為0.0015%以上。
本發明之高溫滲碳用鋼製零件中之基本成分如上述，其餘部分實質上為鐵。但，於鋼中含有依原料、資材、製造設備等之狀況而帶入之不可避免的雜質當然可被容許。
又，於本發明之高溫滲碳用鋼製零件中為更提昇作為鋼製零件之特性，依需要而進一步就質量%計，亦宜為含有Ni：超過0%且2.0%以下及Mo：超過0%且1.00%以下之至少一種。含有此等時之範圍設定理由如下述。
(Ni：超過0%且2.0%以下)
Ni係有提昇滲碳層之韌性的效果。但，若過剩地含有，會增大鋼材成本，以及伴隨加工性之降低或芯部硬度Hi之增加，招致低循環疲勞強度之降低。從如此之觀點來看，含有Ni時，較佳係使其上限設為2.0%以下。Ni量 更佳為1.80%以下，最佳為1.60%以下。又，為使Ni發揮上述效果，Ni量較佳為0.01%以上，更佳為0.05%以上。
(Mo：超過0%且1.00%以下)
Mo係提昇鋼材之淬火性的元素，有提昇滲碳層之韌性的效果。但，若過剩地含有，會增大鋼材成本，以及伴隨加工性之降低或芯部硬度Hi之增加，招致低循環疲勞強度之降低。從如此之觀點來看，含有Mo時，較佳係使其上限設為1.00%以下。Mo量更佳為0.80%以下，最佳為0.60%以下。又，為使Mo發揮上述效果，Mo量較佳為0.01%以上，更佳為0.05%以上。
又，Ni及Mo係任一者在提昇鋼製零件的韌性上為有效的元素，可分別單獨含有，或亦可併用2種而含有。
在本發明之高溫滲碳用鋼製零件中，在增大表面硬度Hs而提高剝落強度上，亦必須表面至0.05mm深度止之平均C濃度為0.50%以上。若此平均C濃度低於0.50%，增大表面硬度Hs而無法確保良好的剝落強度。平均C濃度較佳係0.60%以上，更佳係0.70%以上。又，平均C濃度的上限係依碳位能等之滲碳條件而自己決定。
本發明之高溫滲碳用鋼製零件係其特徵在於：MnS及TiN之大小或個數密度控制成在零件各部位之硬度(維氏硬度)的關係滿足上述式(4)及上述式(5)。為滿足如此之要件，可適當地控制在鋼材製造階 段的條件及滲碳淬火處理條件。
在鋼材製造階段的條件較佳係將(a)使熔鋼凝固時之平均冷卻速度、(b)從鑄片壓延或鍛造成特定的大小時之鍛壓比、(c)分塊壓延前之均熱處理(soaking處理)
等之條件控制成如下述。但不須滿足此等之條件(a)~(c)的全部，依需要而藉由組合1個以上之條件而製造，可得到本發明之高溫滲碳用鋼製零件。
(a)使熔鋼凝固時之平均冷卻速度
使熔鋼凝固時之平均冷卻速度較佳係0.06℃/秒以上。MnS及TiN係於熔鋼內晶析，使熔鋼凝固時之平均冷卻速度愈快愈微細。從如此之觀點，使熔鋼凝固時之平均冷卻速度較佳係0.08℃/秒以上，更佳係0.10℃/秒以上。使熔鋼凝固時之平均冷卻速度之上限無特別限定，但一般為0.10℃/秒程度。
(b)從鑄片壓延或鍛造成特定的大小時之鍛壓比
鍛壓比以25以上為佳。從鑄片壓延或鍛造成特定的大小時，最終大小(若為軸零件，為直徑)愈小，亦即，鍛壓比愈大，MnS或TiN愈微細化，上述A的值愈小。從如此之觀點，鍛壓比更宜為50以上。上述鍛壓比之上限並無特別限定，但例如為500左右。上述鍛壓比意指「垂直於鑄片的鑄造方向之截面積/垂直於壓延材或鍛造 材之加工方向的截面積」。
(c)分塊壓延前之均熱處理(soaking處理)
均熱處理溫度較佳係設為1100~1300℃。若於分塊壓延前施予均熱處理，所晶析之MnS及TiN微細化，上述A之值變小。均熱處理溫度未達1100℃時，MnS及TiN係不固熔，另一方面若均熱處理溫度超過1300℃，有於保持中鑄片表面融解之虞。從如此之觀點，均熱處理溫度更佳的下限為1150℃以上，更佳之上限為1250℃以下。
又，均熱處理之保持時間以0.5~3小時左右為佳。若保持時間未達0.5小時，則MnS及TiN的微細化不足。又，若保持時間超過3小時，招致生產性降低及成本增加，保持時間較佳係1小時以上，2小時以下。
又，上述均熱處理係在分塊壓延前進行，但未進行分塊壓延時，只要於壓延或鍛造之前進行均熱處理即可。
壓延或鍛造所得到之鋼材係加工成特定的形狀後，以滲碳爐進行滲碳淬火處理即可。
滲碳淬火處理條件例如從表面至0.05mm深度之平均C濃度為0.50%以上，有效硬化層深度ECD(Effective Case.Depth)成為0.40~1.5mm，只要適當控制環境中之碳位能CP、滲碳溫度、及滲碳時間即可。具體上，將環境中之碳位能CP調整成0.50以上，以800~1000℃保持0.5小時以上、未達5小時，其後，直接 使碳位能CP設為0.50以上，以800~900℃保持0.5~2小時後焠火即可。
滲碳氣體只要使用例如改質氣體(RX氣體)與丙烷氣體之混合氣體即可。
滲碳淬火後，以100~250保持0.5~3小時後放置冷卻，進行回火處理即可。
本案係依據2014年3月28日所申請之日本國專利申請案第2014-069866號主張優先權的利益者。日本國專利申請案第2014-069866號之說明書的全部內容乃可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，在可適合前述、後述之旨意的範圍，適當地加上變更而實施當然亦可，其等係任一者均包含於本發明之技術範圍。
(實施例1)
將具有下述表1所示之化學成分組成的鋼塊，以旋轉爐及容量為50kg或150kg之小型熔解爐熔製。又，表1中，「-」係意指無添加。
有關此等之鋼塊，組合下述表2所示之製造條件No.1~11而得到後述表3、表4之試驗No.1~27的鋼材。
此時，在以轉爐熔製之旋轉爐材中，將鑄片以加熱爐加熱保持1250℃×60分鐘而進行均熱處理，或，不加熱保持而實施分塊壓延。進而，以下述表2所示之鍛壓比熱間壓延成直徑：32~80mm之特定的徑。
又，即使在以小型熔解爐熔製之少量熔製材(在下述表2中，50kg者表記為「少量1」，使150kg者表記為「少量2、少量3」)，以加熱爐加熱保持1250℃×60分鐘而進行均熱處理，或，不加熱保持而以下述表2所示之鍛壓比熱間鍛造成直徑：32~80mm之特定的徑。又，少量2與少量3之容量為相同，但如下述表2所示，改變凝固時之平均冷卻速度。
將所得到之鋼材(熱間壓延材或熱間鍛造材)加工成特定的形狀後，以氣體滲碳爐進行滲碳淬火處理。滲碳氣體係使用RX氣體與丙烷氣體之混合氣體。此時，從表面至0.05mm深度之平均C濃度(以下，有時表記為「表層C濃度Cs」：0.60%、有效硬化層深度ECD：0.75mm，將環境中之碳位能CP調整成0.65，以950℃保持0.4~3.0小時，其後，不改變碳位能CP，而以850℃保持0.5小時後，焠火。於下述表5表示具體之滲碳條件。進一步，以170℃保持2小時後放置冷卻，進行回火處理。圖1係表示此時之滲碳熱處理條件的圖型圖。圖2係表示回火處理條件之圖型圖。又，一般之滲碳溫度為920℃左右，上述950℃係結晶粒易粗大化之保持溫度。
調查上述所得到之滲碳零件的縱截面，從各 試樣的直徑D之1/4位置朝長方向切出(相當於押延方向)10mm(半徑方向)×10mm(長方向)的試料而研磨截面。從研磨面之任意位置至經掃描的面積15μm2存在之短徑3μm以上的介入物，以EPMA(Electron Probe Micro Analyzer：電子束探針微小分析器)進行組成分析，鑑定MnS及TiN。進一步，測定MnS及TiN的面積及個數，個數密度(每1mm2之個數：Nm、Nt)以(各檢測個數/掃描面積)評估，平均圓相當徑(Dm、Dt)係從每1個之平均面積分別算出。
調查對象係壓延材及鍛伸材，但MnS及TiN為晶析物，融點係非常高達1500~2000℃左右，在滲碳處理之溫度範圍中未固熔，故在滲碳前後其等之徑及個數密度無變化。就參考而言，於圖3中，表示以熱力學計算軟體「Thermo-calc」(商品名：Thermo-calc software公司製)，計算MnS及TiN之析出量比例的溫度變化之結果。此結果，係支持在滲碳處理之溫度範圍未固熔。此時之EPMA的測定條件如下述(1)~(4)。
(1)EPMA裝置：JXA 8500F(商品名：日本電子股份公司製)
(2)EDS分析(能量分散型X線分析)：Thermofisher Scientific system Six
(3)加速電壓：15kV
(4)掃描電流：1.76nA
對於上述所得到之滲碳零件，以下述的方法 評估剝落強度及低循環疲勞強度，以及測定硬度、有效硬化層深度ECD及表層C濃度Cs。硬度係測定表面硬度Hs及芯部硬度Hi。
(剝落強度之評估)
使用「RP-201型」輥輪節距試驗機(商品名：Komatsu Engineering股份公司製)而實施試驗。此時，以2.0~6.3GPa的面壓測定至剝落產生的壽命，依單回歸算出壽命成為200萬次時之試驗面壓作為剝落強度(GPa)。在此試驗使用之試驗片，加工成圖4所示之形狀後，實施滲碳淬火處理，進一步研磨滑動面而製作。於圖5中，表示試驗外觀而試驗片1(輥輪)與荷重輥輪2一邊接觸一邊滾動的狀態(輥輪節距試驗之實施狀況)。試驗條件如以下。
(1)旋轉數：2000rpm
(2)滑動率：0%(壽命係判斷為僅剝落所產生者)
(3)荷重滾輪：JIS G4805(2013)的高碳鉻軸承鋼SUJ2
(4)試驗油溫：120℃
(低循環疲勞強度)
使用油壓伺服試驗機(島津製作所製股份公司)及4點彎曲支撐的治具，以1.0~3.0GPa的應力測定試驗片折損止的壽命，藉單回歸算出以2000循環折損之強度作為 低循環疲勞強度(GPa)。試驗片係加工成圖6所示之形狀後，實施滲碳淬火處理而製作。於圖7中係表示4點彎曲試驗的外觀(以○表示之部分為支撐點)。在圖7中，3表示試驗片，4表示治具，5表示荷重的方向。以2點支撐試驗片缺口側的水平部之狀態從背面施加單向荷重。此時之頻率為20Hz。
(硬度(表面硬度Hs、芯部硬度Hi)、及有效硬化層深度ECD的評估)
將輥輪節距試驗片切斷成橫斷滑動部中央，研磨切斷面後，測定硬度。硬度係以試驗力：300gf(300×9.8N)測定維氏硬度HV。表面硬度Hs係採取測定5點從表面至深度方向0.05mm位置的平均值。又，芯部硬度Hi係採取在輥輪節距試驗片中測定5點直徑D的1/4位置之平均值。又，有效硬化層深度ECD係依據JIS G0557而算出。
(表層C濃度Cs的測定)
以經截面調查之試樣蒸鍍金後，藉EPMA分析，測定表層C濃度Cs。此時，表面朝深度方向至0.05mm的位置以0.005mm節距進行測定，以其平均值設為表層C濃度Cs。
將使用之鋼種及製造條件、以及MnS的平均圓相當徑Dm、TiN的平均圓相當徑Dt、MnS的個數密度Nm、TiN的個數密度Nt表示於下述表3中。又，將剝落 強度及低循環疲勞強度、與所使用之鋼種、製造條件、及滲碳條件、滲碳零件的材質(表層C濃度Cs、表面硬度Hs、芯部硬度Hi、有效硬化層深度ECD)、參數(A、B及C之值)、(4)式的左邊之值(3.7×A-0.47×B+1.14)一起表示於下述表4中。
從此等之結果，可如以下考察。首先，試驗No.1~3、5~9、12~14、16~19、21係滿足本發明規定之要件的實施例。可知剝落強度為3.70GPa以上、低循環疲勞強度為2.10GPa以上，剝落強度及低循環疲勞強度之任一者均優異。
相對於此，試驗No.4、10、11、15、20、22~27係不滿足本發明的要件之任一者的比較例，可知至 少剝落強度降低。
試驗No.4、11、15、20、22係製造條件超出本發明推薦的條件，無法滿足(4)式之關係，而剝落強度劣化。
試驗No.10係滲碳條件超出本發明推薦的條件，無法滿足(4)式之關係，而剝落強度劣化。
試驗No.23~27係使用不滿足本發明規定的化學成分組成之鋼種No.6、7的鋼材之比較例，不管製造條件及滲碳條件如何，均成為不滿足(4)式之關係者，剝落強度劣化。
依據此等之結果，將(4)式之左邊的值(3.7×A-0.47×B+1.14)與剝落強度之關係表示於圖8中。又，將以(3)式規定的C值與低循環疲勞強度之關係表示於圖9中。在圖8、9中，試驗No.1~3、5~9、12~14、16~19、21的實施例以◇表示，試驗No.4、10、11、15、20、22~27的比較例以◆表示。從此等之結果明顯可知，滿足(4)式係在提昇剝落強度上為有效。又，使以(3)式規定的C值設為0.66以上係在確保低循環疲勞強度上為有效。
(實施例2)
熔製具有下述表6所示之化學成分組成的鋼塊，以前述表2所示之製造條件No.4得到鋼材。進一步，熱間壓延成直徑：32~80mm的特定之徑。又，於下述表6所示 之鋼種No.1~5係與上述表1所示之鋼種No.1~5相同。
將所得到之鋼材(熱間壓延材)加工成特定的形狀後，與上述實施例1同樣地，以氣體滲碳爐(滲碳氣體：RX氣體+丙烷氣體)進行滲碳淬火處理。滲碳氣體係使用RX氣體與丙烷氣體之混合氣體。此時，成為從表面至0.05mm深度之表層C濃度Cs：0.44~0.80%、有效硬化層深度ECD：0.29~1.33mm，將環境中之碳位能CP調整成0.45~0.75的範圍，以930~960℃保持0.3~6.0小時，其後，不改變碳位能CP，而以850℃保持0.5小時後，立即淬火。於上述表5中一併表示具體之滲碳條件。進一步，以170℃保持2小時後放置冷卻，進行回火處理。
對於上述所得到之滲碳零件，與上述實施例 1同樣方式，評估MnS及TiN的形態、及剝落強度及低循環疲勞強度，以及測定硬度(表面硬度Hs、芯部硬度Hi)、有效硬化層深度ECD及從表面至深度0.05mm的表層C濃度Cs。
將使用之鋼種、以及MnS的平均圓相當徑Dm、TiN的平均圓相當徑Dt、MnS的個數密度Nm、TiN的個數密度Nt表示於下述表7中。又，將剝落強度及低循環疲勞強度、與所使用之鋼種、滲碳條件、滲碳零件的材質(表層C濃度Cs、表面硬度Hs、芯部硬度Hi、有效硬化層深度ECD)、參數(A、B及C之值)、(4)式的左邊之值(3.7×A-0.47×B+1.14)一起表示於下述表8中。又，以下述表8之「備註」的項目表示之「陷落」、「塑性變形」、「脆性斷裂」及「GG」係意指產生下述的現象。
(陷落)
在試驗片中，在輥輪節距試驗片以試驗力300gf測定之表面硬度Hs低於650HV時，僅管滿足(4)式，有時於試驗中滑動表面會陷落而面全體早期剝離。
(塑性變形)
在4點彎曲試驗片中，以試驗力300gf測定之表面硬度Hs低於650HV時，或以試驗力300gf測定之芯部硬度Hi低於300HV時，以(3)式規定之C值為0.66以上， 僅管滿足(5)式，試驗中試驗片朝荷重方向塑性變形而早期斷裂。一般，無塑性變形，於表面產生龜裂，朝芯部方向進展，最終到達斷裂。
(脆性斷裂)
在4點彎曲試驗片中，以試驗力300gf測定之芯部硬度Hi較450HV更硬時，以(3)式規定之C值為0.66以上，儘管滿足(5)式，但早期斷裂，其時之斷裂面成為脆性斷面。
(GG：結晶粒粗大化)
使滲碳處理後之試驗片的最大結晶粒度為6.0號以下者設為結晶粒粗大化(GG)，結晶粒會粗大化。在如此之試驗片中，雖然滿足(4)式及(5)式，但早期斷裂。
從此等之結果，可如下考察。首先，試驗No.32、34、35、37~39、42~45、48、49係亦滿足本發明規定的要件之任一者。剝落強度為3.70GP以上，低循環疲勞強度為2.10GPa以上，剝落強度及低循環疲勞強度之任一者均優。
相對於此，試驗No.31、33、36、40、41、46、47、50~70係未滿足本發明之要件的任一者之例。
試驗No.31係表層C濃度Cs低，表面硬度Hs比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更低，產生前述之「陷落」或「塑性變形」，剝落強度及低循環疲勞強度之任一者均降低。
試驗No.33係以(3)式規定之C值變小而不滿足(5)式，低循環疲勞強度降低。
試驗No.36係表層C濃度Cs變低，以及表面硬度Hs比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更低，以(3)式規定之C值變小，低循環疲勞強度降低。試驗No.36中，為表面硬度Hs低者，但芯部硬度Hi比較高，故陷落未發生。
試驗No.40係表層C濃度Cs變低，以及表面硬度Hs比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更低，成為不滿足(4)式者，且剝落強度及低循環疲勞強度之任一者均降低。
試驗No.41、47係有效硬化層深度ECD比對低循環疲勞強度之較佳的下限更淺，成為不滿足(4)式 者，且剝落強度降低。
試驗No.46係以(3)式規定之C值變小，低循環疲勞強度降低。
試驗No.50~70係使用不滿足在本發明規定之化學成分組成的鋼種No.8~17之鋼材的例。其中，試驗No.50係表層C濃度Cs變低，以及表面硬度Hs比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更低，以(3)式規定之C值變小，低循環疲勞強度降低。又，試驗No.50係表面硬度Hs比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更低者，但，芯部硬度Hi比對低循環疲勞強度之較佳的上限亦更非常高，故陷落未發生。
試驗No.51係有效硬化層深度ECD比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更淺，試驗No.52係以(3)式規定之C值變小，任一者均芯部硬度Hi比對低循環疲勞強度之較佳的上限亦更高。其結果，任一者均低循環疲勞強度降低。
試驗No.53~55係使用C量低之鋼種No.9之鋼材的例。基本上，芯部硬度Hi比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更低。其中，試驗No.53係有效硬化層深度ECD比對低循環疲勞強度之較佳的下限亦更淺，成為不滿足(4)式者，且剝落強度降低。試驗No.54係成為不滿足(4)式者，且剝落強度降低。試驗No.55係有效硬化層深度ECD比對低循環疲勞強度之較佳的上限亦更深，低循環疲勞強度降低。又，亦產生脆性斷裂。
試驗No.56、57係使用Si量過剩之鋼種No.10之鋼材的例，任一者均因滲碳不良而表層C濃度Cs降低。其中，試驗No.56係有效硬化層深度ECD比對於低循環疲勞強度之較佳的下限亦更淺，成為不滿足(4)式者，且剝落強度及低循環疲勞強度降低。又，產生陷落及塑性變形。試驗No.57係以(3)式規定之C值變小，低循環疲勞強度降低。
試驗No.58、59係使用Mn量過剩之鋼種No.11之鋼的例。試驗No.58係有效硬化層深度ECD比對於低循環疲勞強度之較佳的下限亦更淺，試驗No.59係以(3)式規定之C值變小，任一者均低循環疲勞強度降低。
試驗No.60~62係使用較佳之成分的Ni量為過剩之鋼種No.12之鋼材的例。其中，試驗No.60係芯部硬度Hi比對於低循環疲勞強度之較佳的上限亦更高，因脆性斷裂而低循環疲勞強度降低。試驗No.61、62係芯部硬度Hi比對於低循環疲勞強度之較佳的上限亦更高，且以(3)式規定之C值變小，低循環疲勞強度降低。
試驗No.63、64係使用Cr量過剩之鋼種No.13之鋼材的例。試驗No.63係有效硬化層深度ECD比對於低循環疲勞強度之較佳的下限亦更淺，試驗No.64係以(3)式規定之C值變小，任一者均低循環疲勞強度降低。
試驗No.65、66係使用Cr量少之鋼種No.14之鋼材的例。其中，試驗No.65係成為不滿足(4)式規定者，低循環疲勞強度降低。試驗No.66係有效硬化層深度ECD比對於低循環疲勞強度之較佳的上限亦更深，低循環疲勞強度降低。又，亦產生脆性斷裂。
試驗No.67、68係使用較佳之成分的Mo量過剩之鋼種No.15之鋼材的例。試驗No.67係有效硬化層深度ECD比對於低循環疲勞強度之較佳的下限亦更淺，試驗No.68係以(3)式規定之C值變小，任一者均低循環疲勞強度降低。
試驗No.69係使用Ti量少之鋼種No.16之鋼材的例，但產生結晶粒之粗大化(GG)，剝落強度及低循環疲勞強度之任一者均降低。
試驗No.70係使用Nb量少之鋼種No.17之鋼材的例，但產生結晶粒之粗大化(GG)，低循環疲勞強度降低。
依據此等之結果，(4)式的左邊之值(3.7×A-0.47×B+1.14)與剝落強度之關係表示於圖10中。在圖10中，試驗No.32、34、35、37~39、42~45、48、49之實施例以◇表示，試驗No.31、33、36、40、41、46、47、50~70的比較例以◆表示。
又，以(3)式規定的C值與低循環疲勞強度之關係表示於圖11中。在圖11中，試驗No.32、34、35、37~39、42~45、48、49之實施例以◇表示，試驗 No.31、33、36、40、41、46、47、50~70的比較例以◆表示。
從此等之結果明顯可知，滿足(4)式係在提升剝落強度上為有效。又，使以(3)式規定的C值設為0.66以上係在確保低循環疲勞強度上為有效。

Claims (3)

  1. 一種剝落強度及低循環疲勞強度優異之高溫滲碳用鋼製零件，其特徵係以質量%計，分別含有C：0.10~0.3%、Si：0.03~1.50%、Mn：0.2~1.8%、P：超過0%且0.03%以下、S：超過0%且0.03%以下、Cr：0.30~2.50%、Al：超過0%且0.08%以下、N：超過0%且0.0150%以下、Nb：0.05~0.3%、Ti：0.05~0.1%、及B：0.0005~0.005%，殘餘部分為鐵及不可避免的雜質，從表面至0.05mm深度之平均C濃度為0.50%以上，且，分別以下述(1)式~(3)式規定下述A、B及C時，此等滿足下述(4)式及(5)式；A=exp{Dm/10+Nm1/2/50}×exp{Dt/15+Nt1/2/50}…(1) B=exp{Hs/650+ECD1/2+Hi/250}…(2) C=exp[Hs/650-ECD-{(0.89×Hi-202.16)/250}2]…(3) 3.7×A-0.47×B+1.14≦0…(4) C≧0.66…(5)其中，Dm表示在非滲碳部之MnS的平均圓相當徑(μm)，Nm表示在非滲碳部之MnS之個數密度(個 /mm2)，Dt表示在非滲碳部之TiN之平均圓相當徑(μm)，Nt表示在非滲碳部之TiN之個數密度(個/mm2)，Hs表示以試驗力300gf測定之表面至深度0.05mm位置的維氏硬度(HV)，ECD表示有效硬化層深度(mm)，Hi表示以試驗力300gf測定之非滲碳部的維氏硬度(HV)。
  2. 如申請專利範圍第1項之高溫滲碳用鋼製零件，其中以試驗力300gf測定之表面至深度0.05mm位置的維氏硬度Hs為650HV以上，有效硬化層深度ECD為0.4mm以上，以試驗力300gf測定之非滲碳部的維氏硬度Hi為300HV以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之高溫滲碳用鋼製零件，其中進一步，就質量%計，含有Ni：超過0%且2.0%以下、及Mo：超過0%且1.00%以下之至少一種。
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