TWI579390B - Carburizing nitriding steel and carburized nitriding parts - Google Patents

Carburizing nitriding steel and carburized nitriding parts Download PDF

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Description

滲碳氮化用鋼材以及滲碳氮化零件
本發明有關一種滲碳氮化用鋼材、以及將該鋼材滲碳氮化處理所獲得的零件。本發明之滲碳氮化零件，例如適用於齒輪、傳動軸等之等速連接零件，或是軸承、無段變速機變速箱(Continuously Variable Transmission,CVT)皮帶輪等之動力傳遞零件。
按，動力傳遞零件一般被要求具有對於點蝕損傷之耐久壽命(以下稱為點蝕壽命)。點蝕係指表面起點型之疲勞剝離損傷，其係在零件間之接觸面發生滑動時所引起的現象。點蝕損傷係因滑動表面處所發生之重複性剪切應力造成稱為微起伏的微小剝離產生，而由此等微小剝離連結或是龜裂發展而導致其發生。
近年，動力源之高輸出化及動力傳遞單元之小型化方興未艾，伴隨於此，對於各零件之負荷荷重增大。此外，因汽車之混合動力車化或電動車化，齒輪彼此間之滑動速度增大。而且，為了提高傳遞效率，作動油的方針也直指低黏度化。基於此等事實，滑動之環境日益嚴 苛，因此點蝕壽命優異之鋼材實為業界所越發期盼者。
為了防止點蝕損傷之發生，可考慮的是將零件表面硬化。作為表面硬化處理，滲碳氮化處理業已為人所知。然而，若對鋼材施以滲碳氮化處理，滲碳氮化處理時，氛圍中之氧、氮將與鋼材中之合金元素反應，而於零件之表層部生成氧化物或碳氮化物。零件表面生成之氧化物或碳氮化物會降低淬火性，因此變得易於形成不完全淬火組織，而使得零件表面軟質化，反而有點蝕壽命減短之情形。此外，滲碳氮化處理零件，因滑動時之摩擦熱，麻田散鐵會恢復而易於軟化，故而點蝕壽命反而會有減短之情形。
作為提升點蝕壽命之技術，專利文獻1業已為人所知。亦即，專利文獻1中曾揭示一種藉由含有Si：0.40~1.50%及Ti：0.10~0.25%，並設為使Si+5Ti：1.0~2.5%，而提升高強度齒輪用表面硬化鋼之點蝕壽命的技術。
非為點蝕壽命之改善技術，專利文獻2中曾揭示一種將自表面以至100μm深度之範圍處的壓縮殘留應力之峰值設為1600MPa以上，藉而提高抗彎疲勞強度，而據以提供鍛造性亦屬優異之鋼零件的技術。又，專利文獻3中，曾揭示一種提供機械構造用鋼之技術，其係藉由使選自由Nb、Ti、Zr、Ta、Hf所組成之群的至少1種元素以符合特定關係之範圍含有，而具有以下之特性：使Cr、Mo、Ni等之高價淬火性提升元素的添加量儘量減 少並同時發揮優異之淬火性，而且在熱處理前之狀態下熱鍛或冷鍛等之加工性優異。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2005-163148號公報
[專利文獻2]日本特開2009-249700號公報
[專利文獻3]日本特開2006-299383號公報
且說滲碳氮化時，因加熱之故會有熱處理應變導入。導入之熱處理應變為點蝕壽命減短之原因。因此，在滲碳氮化處理之後，為了除去零件表面所生成之氧化物、碳氮化物及熱處理應變，通常有必要研磨零件表面。
另一方面，生產成本之降低也是被要求者，若是省略滲碳氮化處理後之研磨步驟，可期待大幅之成本削減。然而，若是省略研磨步驟，如上所述，將無法除去零件表面之氧化物、碳氮化物以及熱處理應變，故而點蝕壽命反而減短。
為了提升點蝕壽命，如上述專利文獻1所示，可考量的是積極添加合金元素。然而，若是多量含有合金元素，則熱軋後之冷卻時，或加工成零件形狀前所進 行之軟化退火後之冷卻時，肥粒鐵以及波來鐵變態並未終了，而形成變韌鐵等之過冷組織。因過冷組織為硬質，故會發生對於零件形狀之加工顯著變得困難此一新問題。
本發明係著眼於上述般之情事而完成者，其目的係在提供一種加工成零件形狀之加工性優異，且即使省略滲碳氮化處理後之研磨步驟但點蝕壽命仍然優異之鋼材，以及使用該鋼材之零件。
為了解決上述課題而完成的本發明相關之滲碳氮化用鋼材，其要旨在於以下各點：以質量%計含有：C：0.15~0.25%、Si：0.03~1.0%、Mn：0.2~0.5%、P：大於0%且0.030%以下、S：大於0%且0.030%以下、Cr：0.35~1.15%、Mo：0.25~0.9%、Al：0.01~0.08%、及N：大於0%且0.014%以下，其餘部分包含鐵及不可避免之雜質，且下式(1)所示之A值為0.24以下，下式(2)所示之B值為48以上，下式(3)所示之C1值為100以下。式中，[ ]表示各元素之含量(質量%)。
A值=0.102×[Si]+0.084×[Mn]+0.149×[Cr]...(1)
B值=21.538×[Cr]+71.825×[Mo]...(2)
C1值=22.29×[Si]+60.60×[Mn]+18.09×[Cr]+121.99×[Mo]-50.12...(3)
上述課題也可藉由以下之滲碳氮化用鋼材而獲解決，此滲碳氮化用鋼材以質量%計含有：C：0.15~ 0.25%、Si：0.03~1.0%、Mn：0.2~0.5%、P：大於0%且0.030%以下、S：大於0%且0.030%以下、Cr：0.35~1.15%、Mo：0.25~0.9%、Al：0.01~0.08%、及N：大於0%且0.014%以下，且進而含有以質量%計選自由：Nb：大於0%且0.1%以下、Ti：大於0%且0.10%以下、及B：大於0%且0.005%以下所組成之群組中的至少一種，其餘部分包含鐵及不可避免之雜質，且下式(1)所示之A值為0.24以下，下式(2)所示之B值為48以上，下式(4)所示之C2值為100以下。式中，[ ]表示各元素之含量(質量%)。
A值=0.102×[Si]+0.084×[Mn]+0.149×[Cr]...(1)
B值=21.538×[Cr]+71.825×[Mo]...(2)
C2值=22.29×[Si]+60.60×[Mn]+18.09×[Cr]+121.99×[Mo]+132.11×[Ti]+56.20×[Nb]+9455.95×[B]-50.12...(4)
前述A值，具體而言較佳的是0.07以上。前述B值，具體而言較佳的是89以下。前述C1值，具體而言較佳的是-0.5以上。前述C2值，具體而言較佳的是6.1以上。
本發明中亦包含將上述鋼材滲碳氮化處理所獲得之滲碳氮化零件。
根據本發明，藉由將鋼材之成分組成適當地 控制，可獲得一種加工成零件形狀之加工性優異，且即使省略滲碳氮化處理後之研磨步驟但點蝕壽命仍屬優異之滲碳氮化用鋼材。又，根據本發明，藉由對上述鋼材施以滲碳氮化處理，即使省略滲碳氮化處理後之研磨步驟，亦仍能獲得點蝕壽命優異之滲碳氮化零件。
1‧‧‧試驗片輥子
2‧‧‧荷重輥子
第1a圖係顯示試驗片的外觀之示意圖，第1b圖係用以說明測定突出山部高Rpk的程序之示意圖。
第2圖係顯示點蝕試驗進行時的狀態之示意圖。
第3圖係利用光學顯微鏡拍攝試驗片之表層部的截面而成之圖面代用照片；第3a圖係拍攝試驗片No.65所得之照片，第3b圖係拍攝試驗片No.1所得之照片。
本發明人為了提供加工成零件形狀之加工性優異，且即使省略滲碳氮化處理後之研磨步驟其點蝕壽命仍屬優異之鋼材，以及使用該鋼材之滲碳氮化零件，乃進行銳意之研討至今。研討之結果發現，為了改善點蝕壽命，將鋼材之成分組成之中基於Si、Mn及Cr量算出的A值、以及基於Cr及Mo量算出的B值適當地控制即可，而且為了改善加工成零件形狀之加工性，將基於Si、Mn、Cr及Mo量算出之C1值適當地控制即可，於是完成 本發明。又，作為上述成分組成，含有選自由Nb、Ti及B所組成之群的至少1種之情況下，如後所述，代替上述C1值，將基於Si、Mn、Cr、Mo、Ti、Nb及B量算出之C2值適當地控制即可。
首先，針對完成本發明之經緯進行說明。
本發明中，作為表面硬化處理係以實施滲碳氮化處理為前提。滲碳氮化處理，係指在滲碳氮化處理氛圍中，以A3點以上之溫度予以加熱保持，而在零件表面將C原子及N原子擴散之處理，滲碳氮化處理後，係藉由急冷而將表面淬火使其硬化。藉由滲碳氮化處理而擴散侵入之C原子與N原子，係與鋼材中之Cr鍵結而形成硬質之碳氮化物，而滑動時因摩擦熱而固溶之N原子係以Fe4N微細地析出。其結果，軟化抵抗性提升，可期待點蝕壽命的改善。然而，若是省略滲碳氮化處理後之研磨步驟，則會產生點蝕壽命減短之情事。
滲碳氮化處理後之原狀，因形成於表層部之氧化物、碳氮化物、及熱處理應變之影響，表面粗度增大。表面粗度若是增大，則零件彼此接觸之面積減小，因此接觸應力變大，以致點蝕遭到促進。研討表面粗度對於點蝕所帶來的影響時了解，特別是確認到突出山部高度Rpk與點蝕壽命之間有負的相關關係時，突出山部高度Rpk變得愈高，則點蝕壽命愈是減短。因此明瞭，為了使突出山部高度Rpk降低，於滲碳氮化用鋼材之成分組成之中，將基於Si、Mn及Cr量如後所述般算出之A值控制 於0.24以下即可。
然而，為了改善省略滲碳氮化處理後之研磨步驟時之點蝕壽命，只是調整上述A值並不充分。亦即，滲碳氮化處理時，零件之表層部形成有氧化物、碳氮化物，若是熱處理應變被導入，則淬火性低落，表層部將會形成不完全淬火組織。因此，為了提高淬火性而抑制不完全淬火組織之生成，本發明中，含有特定量之Mo有其必要。又，若是防止了滑動時之軟化，則可改善滲碳氮化零件之點蝕壽命。已判明的是，滑動時之軟化，與300℃下之回火處理後的零件表面以至深度0.01mm位置之硬度有正相關關係，上述硬度愈硬，則點蝕壽命愈是增長。此外又明瞭的是，為了提高上述硬度，滲碳氮化用鋼材之成分組成之中，將基於Cr及Mo量如後所述般算出之B值控制於48以上即可。
另一方面，為了改善加工成零件形狀之加工性，重要的是在加工前不形成過冷組織。為了不使過冷組織形成，於加工前所進行之軟化退火後之冷卻時，有必要使肥粒鐵及波來鐵變態終了。是以，為了使肥粒鐵及波來鐵變態終了，本發明中明確化的是，於滲碳氮化用鋼材之成分組成之中，將基於對變態速度帶來影響之Si、Mn、Cr及Mo量如後所述般算出之C1值調整於100以下即可。
以上，針對本發明完成之經緯已進行說明。以下，茲就本發明進行詳細說明。
首先，針對本發明相關之滲碳氮化用鋼材中的基本成分進行說明。
本發明之滲碳氮化用鋼材，以質量%計含有：C：0.15~0.25%、Si：0.03~1.0%、Mn：0.2~0.5%、P：大於0%且0.030%以下、S：大於0%且0.030%以下、Cr：0.35~1.15%、Mo：0.25~0.9%、Al：0.01~0.08%、及N：大於0%且0.014%以下。
C係為了確保滲碳氮化零件之芯部硬度而有必要之元素，設為0.15%以上。C量宜為0.17%以上，更好的是0.18%以上。然而，C若是過量含有，則加工成零件形狀前，波來鐵等之過冷組織的分率增加，加工成零件形狀之加工性降低。因此，本發明中將C量設為0.25%以下。C量宜為0.23%以下，更好的是0.22%以下。
Si若是以大於1.0%含有，則滲碳氮化處理時表面氧化物之形成遭到促進，突出山部高度Rpk增大，以致點蝕壽命減短。又，因加工成零件形狀前之熱處理，過冷組織變得易於生成，加工成零件形狀之加工性降低。因此本發明中，將Si量設為1.0%以下。Si量宜為0.95%以下，更好的是0.90%以下。Si量較佳的是儘可能降低，但因愈是要提高純度則製造成本愈是增加，故本發明中設為0.03%以上。Si量可為0.05%以上，也可為0.07%以上。
Mn係與鋼中之S鍵結而生成MnS，而抑制會降低加工成零件形狀之加工性的FeS之生成的元素。本發明中，Mn設為0.2%以上。Mn量宜為0.3%以上，更好的 是0.35%以上。然而，Mn若是過量含有，則會使加工成零件形狀前之熱處理中的變態速度顯著降低，而導致過冷組織過量生成，使得加工成零件形狀之加工性降低。此外，滲碳氮化處理時，表面氧化物會形成，突出山部高度Rpk也會增大，使得點蝕壽命減短。因此本發明中，Mn量設為0.5%以下。Mn量宜為0.47%以下，更好的是0.45%以下。
P為鋼中不可避免地含有之元素，會於結晶粒界偏析而減短點蝕壽命，有必要儘可能減低。因此本發明中，將P量設為0.030%以下。P量宜為0.025%以下，更好的是0.02%以下。P雖以儘量減低為宜，然愈是提高純度製造成本愈是增加，因此P量可為0.003%以上，也可為0.005%以上。
S為鋼中不可避免地含有之元素，會與鋼中之Mn鍵結而形成MnS系夾雜物，以致降低疲勞強度之元素。因此本發明中，S量設為0.030%以下。S量宜為0.025%以下，更好的是0.02%以下。然而，少量之S會有提升切削性之作用。為了有效發揮如此之作用，S量宜為0.003%以上，更好的是0.005%以上。
Cr係對提升滲碳氮化處理後之軟化抵抗性，且對點蝕壽命之提升有貢獻之元素。本發明中，Cr量設為0.35%以上。Cr量宜為0.38%以上，更好的是0.4%以上。然而，Cr若是過量含有，則在加工成零件形狀前之熱處理中，過冷組織會過量地生成，加工成零件形狀之加 工性降低。又，因表面氧化物之形成，突出山部高度Rpk增加，使表面粗度增大，點蝕壽命反而減短。因此本發明中，Cr量設為1.15%以下。Cr量宜為1.12%以下，更好的是1.1%以下。
Mo係可在不增大滲碳氮化處理後之突出山部高度Rpk下，抑制不完全淬火組織之生成，且提升軟化抵抗性之元素。其結果為提升點蝕壽命。因此，本發明中，Mo量設為0.25%以上。Mo量宜為0.3%以上，更好的是0.35%以上。然而，Mo若是過量含有，則加工成零件形狀前之熱處理時，過冷組織之生成遭到促進，而降低加工成零件形狀之加工性。又，其過量之添加會導致鋼材之成本提高。因此本發明中，Mo量設為0.9%以下。Mo量宜為0.85%以下，更好的是0.8%以下。
Al為鋼中不可避免地含有之元素，若是過量含有，則熱間加工性降低。因此本發明中，Al量設為0.08%以下。Al量宜為0.06%以下，更好的是0.05%以下。Al除可有用地作為脫氧劑作用以外，還會與鋼中之N鍵結而生成AlN，而有抑制滲碳氮化處理時結晶粒粗大化之作用。為了發揮此一作用，Al有必要設為0.01%以上。Al量宜為0.015%以上，更好的是0.02%以上。
N為若是過量含有，則會降低熱間加工性之元素。因此本發明中，N量設為0.014%以下。N量宜為0.013%以下，更好的是0.012%以下。N會與鋼中之Al、Ti、Nb鍵結而形成微細之碳氮化物，而有抑制滲碳氮化 處理時結晶粒粗大化之作用。為了有效發揮此一作用，N量宜為0.001%以上，更好的是0.005%以上。
本發明相關之滲碳氮化用鋼材之基本成分係如上所述，其餘部分為鐵及不可避免之雜質。
本發明相關之鋼材，於符合上述成分組成後，下式(1)所表示之A值為0.24以下，下式(2)所表示之B值為48以上，下式(3)所表示之C1值為100以下。式中，[ ]表示各元素之含量(質量%)。
A值=0.102×[Si]+0.084×[Mn]+0.149×[Cr]...(1)
B值=21.538×[Cr]+71.825×[Mo]...(2)
C1值=22.29×[Si]+60.60×[Mn]+18.09×[Cr]+121.99×[Mo]-50.12...(3)
上式(1)所表示之A值，代表鋼材之成分組成對於滲碳氮化處理所獲得之滲碳氮化零件表面之突出山部高度Rpk所帶來的影響。亦即，根據本發明人等之研討了解，滲碳氮化零件表面之突出山部高度Rpk會因鋼材中之Si、Mn、Cr量而變化，基於Si、Mn、Cr量所算出之A值愈大，則突出山部高度Rpk增大，導致點蝕壽命減短。因此本發明中，上述A值設為0.24以下。上述A值宜為0.23以下，更好的是0.22以下。又，上述A值之下限係依Si、Mn、Cr量而決定。具體而言，上述A值宜為0.07以上。
上述式(2)所示之B值，代表鋼材之成分組成對於滲碳氮化處理時之軟化抵抗性所帶來之影響。亦 即，根據本發明人等之研討了解，Cr具有藉由於滲碳氮化零件之表層形成微細之碳氮化物而有提升軟化抵抗性之作用，Mo則有抑制滲碳氮化處理時軟質之不完全淬火組織形成之作用。而且，藉由含有Cr與Mo特定量以上，於將滲碳氮化處理零件在300℃下回火時，可將自該滲碳氮化處理零件之表面以至深度0.01mm位置處之硬度提高。溫度300℃係意味著滑動時發熱而滲碳氮化處理零件所到達之溫度，點蝕係以因滑動發熱而軟化之表面為起點所發生，因此若是可將300℃回火時之硬度維持為高，則軟化抵抗性提高，而可提升點蝕壽命。因此本發明中，上述B值設為48以上。上述B值宜為50以上，更好的是52以上。又，上述B值之上限係依Cr、Mo量而決定。具體而言，上述B值宜為89以下。
上式(3)所示之C1值，代表鋼材之成分組成對於加工成零件形狀時之加工性所帶來之影響。亦即，雖說是鋼中添加合金元素淬火性會提升，於其反面，自沃斯田鐵組織冷卻時之變態速度會降低。其結果為，輥壓後或退火處理後，變韌鐵等之過冷組織形成。過冷組織與肥粒鐵或波來鐵組織相比較為硬質，因此加工成零件形狀之加工性降低。過冷組織之分率若是超過10%，則加工成零件形狀之加工性顯著降低。因此，根據本發明人等之研討發現，若是控制合金元素量，將C1值控制於100以下，則可將過冷組織之分率設為10%以下，可改善加工成零件形狀之加工性。上述C1值宜為95以下，更好的是90以 下。又，上述C1值之下限係依Si、Mn、Cr、Mo量而決定。具體而言，上述C1值宜為-0.5以上。
本發明相關之滲碳氮化用鋼材，其金屬組織整體中所佔之變韌鐵之面積率為10%以下，因此加工成零件形狀之加工性優異。加工成零件形狀之加工性，還受到變韌鐵以外之過冷組織，例如還受到麻田散鐵等之影響，根據本發明之滲碳氮化用鋼材，變韌鐵以外之過冷組織幾乎不會生成，因此可以變韌鐵之面積率作為基準。
本發明之上述鋼材，可進一步含有以質量%計，選自由Nb：大於0%且0.1%以下、Ti：大於0%且0.10%以下、及B：大於0%且0.005%以下所組成之群組中的至少1種。Nb、Ti及B，宜單獨含有，或是含有2種以上。
特別的是，Nb係與鋼中之C及N鍵結，而形成作為釘扎粒子發揮作用之Nb(C,N)，而對於滲碳氮化處理時之結晶粒粗大化的防止有其作用之元素。為了有效發揮此一效果，Nb量宜設為0.01%以上。Nb量更好的是0.015%以上，再好的是0.02%以上。然而，即便是令Nb過量含有，其結晶粒粗大化防止特性也維持於飽和，招致鋼材成本之增加。因此本發明中，Nb量宜設為0.1%以下。Nb量更好的是0.09%以下，再好的是0.08%以下。
特別的是，Ti係與鋼中之C鍵結而形成TiC，與上述Nb(C,N)相同，作為釘扎粒子發揮作用，而對於滲碳氮化處理時之結晶粒粗大化的防止有其作用之 元素。又，添加B時，為抑制BN之形成使B固溶，推薦的是添加Ti。為了有效發揮如此之效果，Ti宜含有0.01%以上。Ti量更好的是0.015%以上，再好的是0.02%以上。然而，即便是令Ti過量含有，其結晶粒粗大化防止特性也維持於飽和，招致鋼材成本之增加。因此，Ti量宜設為0.10%以下。Ti量更好的是0.09%以下，再好的是0.08%以下。
特別的是，B係提高舊沃斯田鐵粒之粒界強度而提升點蝕壽命之元素。為了有效發揮如此之效果，B量宜含有0.0005%以上。B量更好的是0.001%以上，再好的是0.0015%以上。然而，即便是令B過量含有，上述效果也維持於飽和，且B氮化物會過量生成而導致熱間加工性低落。因此，本發明中，B量宜設為0.005%以下。B量更好的是0.004%以下，再好的是0.003%以下。
上述鋼材含有選自由Nb、Ti、B所組成之群組中的至少1種之情況下，代替上式(3)所示之C1值，下式(4)所示之C2值宜為100以下。式中，[ ]表示各元素之含量(質量%)。
C2值=22.29×[Si]+60.60×[Mn]+18.09×[Cr]+121.99×[Mo]+132.11×[Ti]+56.20×[Nb]+9455.95×[B]-50.12...(4)
上述C2值之較佳範圍係與上述C1值相同。亦即，本發明中，係將上述C2值控制為100以下。上述C2值宜為95以下，更好的是90以下。又，上述C2值之 下限係依Si、Mn、Cr、Mo、Ti、Nb、B量而決定。具體而言，上述C2值例如宜為6.1以上。
其次，針對本發明相關之滲碳氮化用鋼材之製造方法進行說明。
本發明之鋼材，可將依常法熔製之鋼，依據常法鑄造、分塊輥壓、以及精軋而製造。具體而言，將鑄造所得之扁鋼胚片，以1100~1300℃加熱保持30分鐘~5小時後，再予分塊輥壓即可。分塊輥壓後之鋼片，例如係以平均冷卻速度0.01~5℃/秒冷卻至A1點以下之溫度，再進而於加熱保持於800~1100℃之狀態下進行精軋，再進一步於平均冷卻速度0.01~5℃/秒下冷卻至室溫，藉而獲得本發明之鋼材。
將上述鋼材依常法利用選自由切削、冷鍛及熱鍛所組成之群組中的1種以上之方法進行加工而形成為中間品，藉由對於此中間品實施滲碳氮化處理而可製造本發明之滲碳氮化零件。
上述鋼材，於被加工成中間品之前，可因應必要依據常法對其實施退火處理。又，對於中間品亦可因應必要依據常法實施退火處理。退火處理之條件並未特別限定，例如以600~950℃保持30分鐘~10小時即可。
上述中間品，在進行滲碳氮化處理之前，可因應必要依常法實施熔體化處理及正火處理。熔體化處理之條件並無特別限定，例如可於900~1300℃下保持30分鐘~3小時。正火處理之條件並無特別限定，例如在 800~1000℃下保持30分鐘~3小時即可。
滲碳氮化處理條件並無特別限定，可應用公知之條件。具體而言，可於碳平衡濃度為0.5~1.0質量%且以體積分率2~15%含NH3之丙烷氣體氛圍中，於800~1000℃下於其中保持30分鐘~6小時即可。滲碳氮化處理後，可依常法進行淬火，再進而加熱至100~300℃保持30分鐘~3小時進行回火即可。
滲碳氮化處理，可於進行滲碳處理之後再進行滲碳氮化處理。例如，作為滲碳處理，可採碳平衡濃度CP為0.5~1.0質量%，於850~1000℃下保持30分鐘~3小時後，作為滲碳氮化處理，於碳平衡濃度CP為0.5~1.0質量%且以體積分率2~15%含NH3之丙烷氣體氛圍中，於800~900℃下保持30分鐘~3小時。又，上述滲碳處理可分成2次以上進行。加熱至上述滲碳氮化處理溫度時之氛圍，設為滲碳氮化氛圍即可。
滲碳氮化之種類並無特別限定，可採用氣體滲碳氮化、真空滲碳氮化等公知之方法。真空滲碳氮化時之真空度，例如設為0.01MPa程度以下即可。
滲碳氮化處理後，因應必要可依常法施以潤滑被膜處理或噴丸硬化處理等。
本申請案主張2015年3月27日申請之日本發明專利申請第2015-67613號之優先權之利益。上述日本發明專利申請第2015-67613號之說明書之所有內容，為參考之故於本申請案中援用。
[實施例]
以下，茲舉實施例將本發明作更具體說明，然本發明不受下述實施例之限制，無疑可在能夠符合前述及後述趣旨的範圍內附加變更而實施，其等亦均包含於本發明之技術範圍內。
將含有下述表1所示成分組成、且其餘部分包含鐵及不可避免之雜質的鋼以小型熔爐熔製，製造鑄錠。於下述表1中，「-」意味著未檢出。下述表1中，一併表示基於各成分組成及上述式(1)~(4)算出A值、B值、C1值、C2值之結果。又，下述表1中，C1值與C2值未區別地記載於C值之欄內。
將所獲得之鑄錠於1100~1300℃下加熱保持30分鐘~5小時後，以0.02~1℃/秒之平均冷卻速度冷卻於A1點以下之溫度，再進一步於加熱保持於800~1100℃之狀態下進行精軋，然後再以0.02~1℃/秒之平均冷卻速度冷卻至室溫，藉而製造鋼材。
其次，將所獲得之鋼材熱鍛而製造 32mm之鋼材。進而，作為熔體化處理以1250℃加熱保持60分鐘後，予以放置冷卻，其次，作為正火處理將其以900℃加熱保持60分鐘後，予以放置冷卻。
使用上述正火處理所得之 32mm之鋼材評估其加工成零件形狀之加工性，並測定表面粗度、300℃下回火處理後之硬度、以及點蝕壽命。
加工成零件形狀之加工性，係依以下之程序評估。
對於上述正火處理所得之 32mm之鋼材施以軟化退火處理。軟化退火處理，係以900℃將鋼材加熱保持1小時，而後再以650℃加熱保持4小時後，放置冷卻至室溫而進行。
將上述軟化退火處理所得之鋼材的長度方向中央部以與長度方向垂直之方式切斷，以可觀察到切斷面之方式埋入樹脂。將切斷面研磨，並以苦味酸乙醇溶液將其腐蝕後，將鋼材之直徑設為D時，自圓周表面將其D/4位置以光學顯微鏡作400倍之照片拍攝。拍攝係在任意之10個部位進行，使用圖像解析軟體自拍攝之照片，分別測定相對觀察面積之變韌鐵的面積率，求取其平均值。測定結果係示於下述表2中。變韌鐵之面積率係成為評估加工成零件形狀之加工性的指標，變韌鐵之面積率若超過10%則加工成零件形狀之加工性顯著地惡化。因之，本發明中，以變韌鐵之面積率為10%以下視為合格，評估其加工成零件形狀之加工性優異。
表面粗度、300℃下回火處理時之硬度、以及點蝕壽命，係依以下之程序測定。
將上述正火處理所得之 32mm之鋼材加工成第1a圖所示形狀之試驗片。加工後之試驗片中， 26mm位置之圓周面的突出山部高度Rpk為0.20mm以下。
將所得之試驗片於氣體滲碳爐中進行滲碳氮 化處理。亦即，首先作為滲碳處理，係將碳平衡濃度設為0.9質量%在930℃下保持90分鐘後，接著將碳平衡濃度設為0.75質量%在930℃下保持60分鐘而進行。60分鐘保持後，降溫至850℃，作為滲碳氮化處理，在含體積分率12%之NH3的丙烷氣體氛圍下保持2小時後立刻進行油淬火。油淬火後，進一步加熱至170℃並保持2小時，並予放置冷卻而進行回火。
(表面粗度之測定)
將經回火處理之試驗片的表面粗度，利用Mitutoyo公司製之表面性狀測定器「CS-3200」進行測定。表面粗度係測定突出山部高度Rpk。突出山部高度Rpk係於第1a圖所示之試驗片中之 26mm位置的圓周面測定。突出山部高度Rpk之測定程序將利用第1b圖進行說明。第1b圖僅示出第1a圖所示之試驗片的 26mm位置。包含第1b圖中以虛線所示之試驗片表面的軸向中央部，測定自此一軸向中央部於軸向左右2mm之範圍，亦即長度4mm之突出山部高度Rpk。其次，自測定突出山部高度Rpa之測定位置起180°位置，亦即相對測定位置180°相反側之位置，亦測定突出山部高度Rpk。求取2個部位所測定之突出山部高度Rpk的平均值。算出結果係示於下述表2中。
又，本實施例中，回火處理後，針對試驗片中之 26mm位置，不進行研磨步驟下測定其表面粗 度。
(以300℃回火處理時之硬度之測定)
將回火處理所得之試驗片，進而以300℃加熱保持3小時後予以放置冷卻，進行第2次之回火處理。
其次，將試驗片中央部相對軸向垂直地予以切斷，以可測定切斷面之硬度的方式埋入樹脂。將切斷面研磨後，於自試驗片表面朝截面中心深度0.01mm之位置測定5個部位之維氏硬度，求取其平均值。維氏硬度之測定係採用100gf。測定結果係示於下表2。
(點蝕壽命之測定)
點蝕壽命係使用小松工程股份有限公司製之「RP-201型輥子點蝕試驗機」進行測定。第2圖中係顯示作為試驗時之外觀，試驗片輥子1與荷重輥子2接觸，一面滑動一面滾動之狀態。
荷重輥子2係使用JIS G4805所規定之高碳鉻鋼SUJ 2，試驗油係使用市售之自動變速箱油。測定條件為試驗面壓：3.5GPa、滑動率：-40%、轉數：1000rpm。
將點蝕發生而試驗機停止時之循環數作為點蝕壽命，到達1000萬循環時，於該到達之時點中止試驗。就各鋼種分取2支進行試驗，求取其平均值。結果係示於下表2中。點蝕壽命200萬次以上之情況下視為合 格，評估為點蝕壽命優異。
評估加工成零件形狀之加工性的指標即變韌鐵分率、及點蝕壽命二者，均符合本發明所推薦之基準的情況下評估為合格，至少一者不符合本發明所推薦之基準的情況下評估為不合格，評估結果記載於下表2之判定欄內。
基於表2，可以下述方式進行考察。No.1~45係符合本發明所規定之要件的例子，可知其等加工成零件形狀之加工性以及點蝕壽命優異。
No.46~65為不符合本發明所規定之任一要件的例子，加工成零件形狀之加工性與點蝕壽命之中，至少有一者未能改善。細節係如下所述。
No.46為C量過少之例子，點蝕壽命未能提升。
No.47為Si過量含有，且A值及C值均不符合本發明所規定之範圍的例子。由於A值超出本發明所規定之範圍，故而突出山部高度Rpk變大。其結果為，點蝕壽命未能提升。又，由於C值超出本發明所規定之範圍，故而作為過冷組織之變韌鐵過量生成。其結果為，未能改善加工成零件形狀之加工性。
No.48為Mn量過少之例子，點蝕壽命未能提升。
No.49為Mn過量含有，且A值及C值均不符合本發明所規定之範圍的例子。由於A值超出本發明所規 定之範圍，故而突出山部高度Rpk變大。其結果為，點蝕壽命未能提升。又，由於C值超出本發明所規定之範圍，故而作為過冷組織之變韌鐵過量生成。其結果為，未能改善加工成零件形狀之加工性。
No.50為P過量含有之例子，點蝕壽命未能提升。
No.51為S過量含有之例子，點蝕壽命未能提升。
No.52為Cr量過少，且B值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於B值低於本發明所規定之範圍，故而300℃下回火時之硬度變小。其結果為，點蝕壽命未能提升。
No.53為Cr過量含有，且A值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於A值超出本發明所規定之範圍，故而突出山部高度Rpk變大。其結果為，點蝕壽命未能提升。
No.54為Mo量過少，且B值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於B值低於本發明所規定之範圍，故而300℃下回火時之硬度變小。其結果為，點蝕壽命未能提升。
No.55為Mo過量含有，且C值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於C值超出本發明所規定之範圍，故而作為過冷組織之變韌鐵過量生成。其結果為，未能改善加工成零件形狀之加工性。
No.56為A值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於A值超出本發明所規定之範圍，故而突出山部高度Rpk變大。其結果為，點蝕壽命未能提升。
No.57~59為B值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於B值低於本發明所規定之範圍，故而300℃下回火時之硬度變小。其結果為，點蝕壽命未能提升。
No.60~64為C值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於C值超出本發明所規定之範圍，故而作為過冷組織之變韌鐵過量生成。其結果為，未能改善加工成零件形狀之加工性。
No.65為不含Mo，且B值不符合本發明所規定之範圍的例子。由於B值低於本發明所規定之範圍，故而硬度變小。其結果為，點蝕壽命未能提升。
此處，滲碳氮化處理後，如上所述，針對已進行油淬火及回火之No.65之試驗片，露出表層部之截面並進行硝酸乙醇溶液腐蝕，利用光學顯微鏡以400倍觀察之。拍攝之圖面代用照片係示於第3a圖中。又，作為含有Mo之例子，利用相同條件拍攝之No.1之圖面代用照片係示於第3b圖中。
不含Mo之情況，如第3a圖中箭頭所示，可知發生不完全淬火組織。另一方面，含有Mo之情況下，如第3b圖所示，可知不完全淬火組織消失。

Claims (7)

  1. 一種滲碳氮化用鋼材，其特徵在於：以質量%計含有：C：0.15~0.25%、Si：0.03~1.0%、Mn：0.2~0.5%、P：大於0%且0.030%以下、S：大於0%且0.030%以下、Cr：0.35~1.15%、Mo：0.25~0.9%、Al：0.01~0.08%、及N：大於0%且0.014%以下，其餘部分包含鐵及不可避免之雜質，且下式(1)所示之A值為0.24以下，下式(2)所示之B值為48以上，下式(3)所示之C1值為100以下：A值=0.102×[Si]+0.084×[Mn]+0.149×[Cr]...(1) B值=21.538×[Cr]+71.825×[Mo]...(2) C1值=22.29×[Si]+60.60×[Mn]+18.09×[Cr]+121.99×[Mo]-50.12...(3)[式中，[ ]表示各元素之含量(質量%)]。
  2. 一種滲碳氮化用鋼材，其特徵在於以質量%計含有：C：0.15~0.25%、 Si：0.03~1.0%、Mn：0.2~0.5%、P：大於0%且0.030%以下、S：大於0%且0.030%以下、Cr：0.35~1.15%、Mo：0.25~0.9%、Al：0.01~0.08%、及N：大於0%且0.014%以下，且進而含有以質量%計選自由：Nb：大於0%且0.1%以下、Ti：大於0%且0.10%以下、及B：大於0%且0.005%以下所組成之群組中的至少1種，其餘部分包含鐵及不可避免之雜質，且下式(1)所示之A值為0.24以下，下式(2)所示之B值為48以上，下式(4)所示之C2值為100以下：A值=0.102×[Si]+0.084×[Mn]+0.149×[Cr]...(1) B值=21.538×[Cr]+71.825×[Mo]...(2) C2值=22.29×[Si]+60.60×[Mn]+18.09×[Cr]+121.99×[Mo]+132.11×[Ti]+56.20×[Nb]+9455.95×[B]-50.12...(4)[式中，[ ]表示各元素之含量(質量%)]。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之鋼材，其中前述A 值為0.07以上。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之鋼材，其中前述B值為89以下。
  5. 如申請專利範圍第1項之鋼材，其中前述C1值為-0.5以上。
  6. 如申請專利範圍第2項之鋼材，其中前述C2值為6.1以上。
  7. 一種滲碳氮化零件，其特徵為：其係將如申請專利範圍第1或2項之鋼材滲碳氮化處理而獲得。
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