TWI596218B

TWI596218B - Forged steel

Info

Publication number: TWI596218B
Application number: TW105102418A
Authority: TW
Inventors: Keisuke Ando; Kazuaki Fukuoka; Kunikazu Tomita
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2015-01-27
Filing date: 2016-01-26
Publication date: 2017-08-21
Also published as: CN107532252A; US20180030563A1; TW201629243A; EP3252182A4; KR20170106462A; MX2017009674A; WO2016121371A1; EP3252182B1; WO2016121371A8; JP6226071B2; KR101984041B1; CN107532252B; US11702716B2; JPWO2016121371A1; EP3252182A1

Description

膚鍛鋼

本發明是有關於一種進行滲碳淬火而使用的膚鍛鋼，尤其是有關於一種可應用於汽車等的驅動傳遞零件的、耐疲勞性及耐衝擊性優異的含硼的膚鍛鋼。

在被用作汽車、建設機械、其他各種產業機械的機械零件中，對被要求高疲勞強度或耐磨損性的零件，先前實施滲碳、氮化及滲碳氮化等表面硬化熱處理。該些用途中通常在日本工業標準（Japanese Industrial Standards，JIS）規格下使用SCr、SCM、SNCM等膚鍛鋼，藉由鍛造或切削等機械加工成形為所需的零件形狀後，實施所述表面硬化熱處理，然後，經過研磨等精加工步驟而製造成零件。近年來，強烈期望降低用於汽車、建設機械、其他產業機械等中的零件的製造成本，推進鋼材成本的降低、加工步驟的合理化及簡化。其中，關於鋼材成本的降低，提出了多種削減了膚鍛鋼中的Cr或Mo的含量的硼鋼。

例如，專利文獻1中揭示了一種膚鍛硼鋼，該膚鍛硼鋼添加Ti且以TiN的形態將N固定，確保固溶B的同時，能夠藉由TiN抑制晶粒的粗大化。

專利文獻2中提出如下：同樣地在Ti添加型的硼鋼中，藉由對Si、Mn、Cr的添加量進行調整而減小滲碳異常層深度，從而提高韌性。

專利文獻3中揭示了一種膚鍛硼鋼的製造方法，該製造方法藉由添加大量的Al來抑制BN的生成，且藉由因滲碳前的熱處理所獲得的微細的碳氮化物，來防止晶粒的異常粒成長。

專利文獻4中揭示了一種冷鍛造性優異的膚鍛鋼，該膚鍛鋼藉由Sb的添加來抑制滲碳異常層的產生，且藉由Ti-Mo系的碳化物，有效果地抑制晶粒的粗大化。而且，專利文獻5中揭示了一種機械結構用鋼及其製造方法，該機械結構用鋼藉由Sb的添加來抑制脫碳層厚度，且具有與現有的實施軟化退火的鋼材同等的冷加工（cold forming）性。 [現有技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開昭57-070261號公報專利文獻2：日本專利特開昭58-120719號公報專利文獻3：日本專利特開2003-342635號公報專利文獻4：日本專利特開2012-62536號公報專利文獻5：日本專利特開2004-250767號公報

[發明所欲解決之課題]

然而，所述專利文獻1～專利文獻4記載的發明均存在以下所述的問題。首先，專利文獻1及專利文獻2記載的技術中，被認為均是將N以TiN的形態進行固定，且B不與N鍵結。然而，TiN作為較大的方形夾雜物存在於鋼中，因而該TiN會成為疲勞的起點，使齒輪中孔蝕（pitting）等表面疲勞或齒根的彎曲疲勞強度降低。而且，方形的TiN使齒輪的耐衝擊性降低，在對齒輪施加衝擊性負載的情況下有導致齒輪的破損之虞。

專利文獻3記載的技術中，因利用微細的AlN或Nb（C、N）抑制晶粒的異常成長，故可提高耐衝擊特性。然而，存在如下問題：因滲碳條件的不同，而發生脫硼，從而表層部軟化，因此容易發生齒面的孔蝕。

專利文獻4記載的技術中，因藉由Sb的添加而滲碳異常層深度減小，故可提高旋轉彎曲疲勞特性。然而，在容易形成滲碳異常層的Si、Mn及Cr的含量多的情況下，無法獲得所述Sb的效果，結果存在疲勞強度降低的問題。

而且，專利文獻5記載的技術中，存在下述問題：因具有脫碳抑制效果的Sb與促進脫碳的Si的平衡，難以確實地避免表層的碳的減少，從而無法獲得所需的特性。

因此，本發明目的在於解決所述問題，以相對廉價的生產成本提供疲勞特性優異的膚鍛鋼。 [解決課題之手段]

發明者等人從所述觀點考慮，為了開發耐疲勞性優異的膚鍛鋼及其製造方法而反覆進行了積極研究。結果，有以下發現。（a）Al將N固定時所生成的AlN，與Ti將N固定而生成的比較大型的TiN夾雜物不同，為微細的析出物。因此，不但不會成為使疲勞強度或韌性降低的原因，相反具有藉由將晶粒微細化而提高疲勞強度或韌性的效果。（b）因不添加Ti，而固溶B的含量確保為對淬火性有效的3 ppm以上，故需要基於鋼中的Al-B-N的化學平衡，來嚴格控制Al含量。（c）B因其反應性，滲碳時會在鋼材表面產生氧化或脫硼、氮化等的變化，難以確保表層部的淬火性。與此相對，藉由添加Sb而可抑制所述反應。（d）Si、Mn及Cr對於提高回火軟化抵抗性有效，但若添加過剩，則會助長成為彎曲疲勞及疲勞龜裂的起點的晶界氧化。於此相對，藉由與Si、Mn及Cr的含量相應地添加Sb而可抑制所述反應。

本發明立足於所述發現而成。即，本發明的主旨構成為如下。 1.一種膚鍛鋼，其特徵在於：在滿足下述式的範圍內，以質量%計含有： C：0.10%～0.30%、 Si：0.10%～1.20%、 Mn：0.30%～1.50%、 S：0.010%～0.030%、 Cr：0.10%～1.00%、 B：0.0005%～0.0050%、 Sb：0.005%～0.020%及 N：0.0150%以下，進而在B-（10.8/14）N≧0.0003%的情況下，含有Al為0.010%≦Al≦0.120%，及在B-（10.8/14）N＜0.0003%的情況下，含有Al為27/14[N-（14/10.8）B+0.030]≦Al≦0.120%，且剩餘部分包含鐵及不可避免的雜質，所述不可避免的雜質中的Ti為 Ti：0.005%以下。 Sb≧｛Si/2+（Mn+Cr）/5｝/70

2.如所述1記載的膚鍛鋼，進而以質量%計含有 Nb：0.050%以下及 V：0.200%以下中的任一種或兩種。 [發明的效果]

根據本發明，可在量產化下實現較佳地用於汽車或產業機械等的疲勞強度優異的膚鍛鋼的提供。

以下，對本發明進行具體說明。首先，本發明中，對將鋼的成分組成限定為所述範圍的理由進行說明。另外，關於成分的「%」表達只要不作特別說明，則是指質量%。 C：0.10%～0.30% 為了藉由滲碳處理後的淬火來提高該淬火材的中心部（以下簡單表示為芯部）的硬度，而需要0.10%以上的C。另一方面，若含量超過0.30%，則芯部的韌性降低。因此，C量限定為0.10%～0.30%的範圍。較佳為0.15%～0.25%的範圍。

Si：0.10%～1.20% Si為對於提高推測為齒輪等到達轉動中的200℃～300℃的溫度區域的軟化抵抗性有效的元素。而且，亦具有滲碳時抑制粗大的碳化物的生成的效果，至少0.10%的添加不可缺少。另一方面，Si為肥粒鐵穩定化元素，過剩的添加會使Ac₃ 變態點上升，在通常的淬火溫度範圍中，在碳含量低的芯部容易出現肥粒鐵，齒根處的彎曲疲勞強度降低，因而將上限設為1.20%。較佳為0.20%～0.60%的範圍。

Mn：0.30%～1.50% Mn為對於淬火性的提高有效的元素，至少需要添加0.30%。然而，Mn容易形成滲碳異常層，且過剩的添加會導致殘留沃斯田鐵量過多而硬度降低，因此將上限設為1.50%。較佳為0.50%～1.20%的範圍。

S：0.010%～0.030% S與Mn形成硫化物，且具有提高可切削性的作用，因而至少含有0.010%以上。另一方面，過剩的添加會降低零件的疲勞強度及韌性，因此將上限設為0.030%。

Cr：0.10%～1.00% Cr為不僅對於淬火性、且對於回火軟化抵抗性的提高亦有效的元素，若含量未達到0.10%，則其添加效果不足。另一方面，若超過1.00%，則容易形成滲碳異常層。進而，淬火性變得過高，齒輪內部的韌性劣化，彎曲疲勞強度降低。因此，Cr量限定為0.10%～1.00%的範圍。較佳為0.10%～0.60%的範圍。

B：0.0005%～0.0050% B為對於藉由微量的添加而確保淬火性而言有效的元素，至少需要添加0.0005%。另一方面，若超過0.0050%，則BN的量會增加，使零件的疲勞強度及韌性降低，因此B量限定為0.0005%～0.0050%的範圍。較佳為0.0010%～0.0040%的範圍。

Sb：0.005%～0.020% Sb因對晶界的偏析傾向強，故對於抑制滲碳處理中的脫硼、氮化（BN形成）等的表層反應、確保淬火性而言為重要的元素。為了獲得所述效果，至少0.005%的添加不可缺少。然而，過剩的添加不僅會導致成本增加，亦會使韌性降低，因而將上限設為0.020%。較佳為0.005%～0.015%的範圍。

進而，對於Sb，重要的是滿足關於所述Si、Mn及Cr的含量的下式Sb≧｛Si/2+（Mn+Cr）/5｝/70的關係。即，所述式表示對晶界氧化層深度造成影響的因素，在Sb不滿足關於Si、Mn及Cr含量的規定值的情況下，晶界氧化的抑制效果不足，導致疲勞特性降低。此處，晶界氧化是指滲碳處理等熱處理中鋼材的表層部的結晶晶界發生內部氧化的現象，若鋼中存在容易選擇氧化的Si或Cr等，則會助長晶界氧化的生成。晶界氧化部中所述元素因氧化而被消耗，因而伴隨周邊部的淬火性降低，硬度會降低，從而容易引起以該周邊部為起點的疲勞斷裂。本發明中，與Si、Mn、Cr的含量相應地將具有晶界氧化的抑制作用的Sb的添加量的下限如所述式的右邊所示般加以指定，藉此可確保表層的淬火性，且可抑制疲勞強度的降低。

N：0.0150%以下 N為與Al鍵結而形成AlN，且有助於沃斯田鐵晶粒的微細化的元素。因此，較佳為添加0.0030%以上。然而，若過剩添加，則不僅難以確保固溶B，且凝固時的鋼塊中會產生氣泡，或導致鍛造性的劣化，因此將上限設為0.0150%。

Al的含量與B量相應而如以下般規定。在B-（10.8/14）N≧0.0003%的情況下：0.010%≦Al≦0.120% Al為作為去氧劑所必需的元素，與此同時，為本發明中對於確保固溶B而言必需的元素。此處，「B-（10.8/14）N」表示含有B中的以化學計量比計減去與N鍵結的B量的剩餘部分的B量（以下亦稱作固溶B量）。若該固溶B量為0.0003%以上，則能夠確保對於淬火性提高而言必需的固溶B。該情況下，若Al含量小於0.010%，則去氧不充分，並導致由氧化物系夾雜物引起的疲勞強度的降低。另一方面，若超過0.120%地添加Al，則因連續鑄造時的噴嘴堵塞的發生或氧化鋁團簇（alumina cluster）夾雜物的發現，而導致韌性的降低。由此，當固溶B量為0.0003%以上時，Al含量設為0.010%以上且0.120%以下的範圍。

B-（10.8/14）N＜0.0003%的情況下：27/14[N-（14/10.8）B+0.030]≦Al≦0.120% 與所述相對，在固溶B量小於0.0003%的情況下，只要不再有容易與N鍵結的合金元素，則N會全部與B鍵結，因而難以確保固溶B。該情況下，需要增加與N較容易鍵結的Al的量，以確保有助於淬火性提高的固溶B量。因此，將Al含量設為27/14[N-（14/10.8）B+0.030]%以上而確保0.0003%以上的固溶B量。另外，Al的上限與所述同樣地設為0.120%。

所述成分的剩餘部分為鐵及不可避免的雜質，但需要將該雜質中的Ti抑制為以下所示的上限。

Ti：0.005%以下 Ti與N的鍵結力強，而形成TiN。然而，因TiN作為較大的方形夾雜物而存在於鋼中，故該TiN會成為疲勞的起點，使齒輪中孔蝕等的表面疲勞或齒根的彎曲疲勞強度降低。因此，本發明中，Ti為雜質，宜儘可能地少。具體而言，若超過0.005%，則會出現所述危害，因此Ti量限定為0.005%以下。

此外，作為不可避免的雜質，可列舉P及O。即，P成為向晶界偏析而使滲碳層及內部的韌性降低的原因，因而越低越理想。具體而言，若超過0.020%，則會出現所述危害，因而P量較佳設為0.020%以下。

而且，O為作為氧化物系夾雜物而存在於鋼中，會破壞疲勞強度的元素。與TiN夾雜物同樣地，成為使疲勞強度及韌性降低的原因，因而越低越理想。具體而言，若超過0.0020%，則會出現所述危害，因而O量較佳設為0.0020%以下。

以上為本發明的基本成分組成，在進一步提高特性的情況下，亦可含有Nb及V中的任一種或兩種。 Nb：0.050%以下 Nb使晶粒微細化，強化晶界而有助於疲勞強度提高，因而可添加，在添加的情況下，較佳為至少含有0.010%以上。另一方面，所述效果在0.050%時飽和，且大量的添加會增加成本，因而較佳為將上限設為0.050%。

V：0.200%以下 V為提高淬火性並且與Si或Cr同樣地提高回火軟化抵抗性的元素，亦具有形成碳氮化物而抑制晶粒的粗大化的效果。為了發揮此種效果，較佳為添加0.030%以上。而且，所述效果在0.200%時飽和，且大量的添加會增加成本，因而在添加的情況下，較佳設為0.200%以下。另外，為了提高可切削性，可視需要含有Pb、Se、Ca等易切削元素（free cutting element）。

關於由本發明的膚鍛鋼製作機械結構用零件時的製造條件，無特別限制，較佳的製造條件為如下。將包含所述成分組成的鋼原材料熔解鑄造而形成鋼坯（billet），將該鋼坯熱軋後，進行用以形成齒輪的預備成形。然後，進行機械加工或在鍛造後進行機械加工而形成齒輪形狀，之後實施滲碳淬火處理，且視需要進而對齒面實施研磨加工而形成最終製品。進而，亦可附加珠擊加工（shot peening）等。滲碳淬火處理較佳設為滲碳溫度900℃～1050℃，淬火溫度800℃～900℃，回火為120℃～250℃的範圍。實施例

將表1所示的化學組成的鋼熔化且藉由鑄造而形成鋼坯，將該鋼坯藉由熱軋而加工成20 mmf、32 mmf及70 mmf的棒鋼（bar steel），對所獲得的圓鋼（round bar steel），以925℃實施正火（normalizing）處理。表1中所示的No.1～No.15為依據本發明的成分組成的發明鋼，No.16～No.33為包含超過本發明的規制值的含量的成分的比較鋼，No.34為JIS SCr420規格材。從正火處理後的圓棒中採取小野式旋轉彎曲疲勞試驗片及齒輪疲勞試驗片。對具有表1的成分組成的各試驗片，依據圖1所示的條件，實施滲碳淬火·回火，然後實施晶界氧化層深度、有效硬化層深度、表面硬度、內部硬度的各調查及旋轉彎曲疲勞試驗、齒輪疲勞試驗。以下，對各個調查內容進行詳細說明。

[晶界氧化層深度、有效硬化層深度、表面硬度、內部硬度] 在對發明鋼、比較鋼及SCr420的20 mmf圓棒實施滲碳淬火·回火處理後進行切斷，對該切斷面中為最大的晶界氧化層深度，不進行蝕刻而以光學顯微鏡在400倍的倍率下進行測定。而且，對相同剖面的硬度分佈進行測定，將從以維氏硬度計為550 HV的表面算起的深度作為有效硬化層深度。表面硬度取圓棒表面的維氏硬度（HV10 kgf）10點的平均值。進而，將距離表層為5 mm深度位置的維氏硬度（HV10 kgf）5點的平均值規定為內部硬度。

[旋轉彎曲疲勞特性] 從直徑為32 mm的圓鋼，以平行部與輥軋方向一致的方式，採取圖2所示的尺寸及形狀的平行部直徑8 mm的試驗片，製作出對平行部的整個周圍賦予與其成直角方向的深度2 mm的切口（切口係數：1.56）而成的旋轉彎曲疲勞試驗片。對所獲得的試驗片，進行滲碳淬火·回火處理，然後使用小野式旋轉彎曲疲勞試驗機，以轉數：3000 rpm實施旋轉彎曲疲勞試驗，將10⁷ 次設為疲勞限度，測定旋轉彎曲疲勞強度。

[齒輪疲勞特性] 將直徑70 mm的圓棒在熱鍛造後進行機械加工，製作模組2.5、間距直徑80 mm的螺旋齒輪。對所獲得的試驗片，使用動力循環式齒輪疲勞試驗機，將80℃的驅動橋潤滑油（transaxle oil）用於潤滑，施加規定的轉矩且在轉數：3000 rpm下實施試驗，將10⁷ 次設為疲勞限度，測定齒輪疲勞強度。

[調查結果] 將每個所述調查項目的調查結果表示於表2。可知本發明鋼（No.1～No.15）中，旋轉彎曲/齒輪疲勞特性均獲得與SCr420（No.34）同等以上的特性，且較比較鋼（No.16～No.33）更優異。

即，比較鋼No.16中，因C含量低於本發明範圍，故內部硬度會變得過低，從而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.17中，因C含量高於本發明範圍，故芯部的韌性會降低，從而旋轉彎曲疲勞強度及齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.18中，因Si含量低於本發明範圍，故耐回火軟化抵抗性降低，從而齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.19中，Si含量低於本發明的範圍且Cr含量高於本發明的範圍。因此，滲碳表層部的Ms點降低，殘留沃斯田鐵量增加。由此，表層硬度變低，旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.20中，Si含量高於本發明的範圍。因此，內部產生肥粒鐵，容易引起齒根處的彎曲疲勞斷裂，從而齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.21中，Mn含量低於本發明範圍。因此，淬火性降低，有效效果層深度變淺，因而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.22中，因Mn含量高於本發明的範圍，故滲碳表層部的Ms點降低，殘留沃斯田鐵量增加。由此，表面硬度變低，從而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.23中，S含量高於本發明範圍。因此，成為疲勞斷裂的起點的MnS的生成量增多，從而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.24中，Cr含量低於本發明的範圍。因此，芯部硬度及耐回火軟化抵抗性降低，從而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.25及比較鋼No.26中，因Cr含量高於本發明的範圍，故滲碳表層部的Ms點降低，殘留沃斯田鐵量增加。由此，表層硬度變低，旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.27中，B含量低於本發明的範圍。因此，淬火性降低，有效效果層深度變淺，因而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.28中，B含量高於本發明的範圍。因此，導致韌性降低的BN的生成量增多，從而旋轉彎曲疲勞強度及齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.29中，Al含量比根據本發明中規定的式（27/14[N-（14/10.8）B+0.030]≦Al≦0.120%）算出的下限值低。因此，無法確保有助於淬火性提高的固溶B量，有效效果層深度變淺，內部硬度亦降低，因此旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.30中，Sb含量低於本發明範圍。因此，滲碳時產生脫硼，表層硬度降低，因而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.31中，N含量高於本發明的範圍。結果，無法確保有助於淬火性提高的固溶B量，有效效果層深度變淺，內部硬度亦降低，因而旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.32中，Ti含量高於本發明的範圍。因此，容易引起TiN起點的疲勞斷裂，旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。比較鋼No.33為本發明成分範圍內，但因Sb量不滿足規定式（Sb≧｛Si/2+（Mn+Cr）/5｝/70），故晶界氧化層深。由此，表層硬度降低，旋轉彎曲疲勞強度與齒輪疲勞強度降低。

[表1] ※1 下劃線表示適用範圍外。 ※2 B-（10.8/14）N≧0.0003%的情況下：0.010% B-（10.8/14）B＜0.0003%的情況下：27/14[N-（14/10.8）B+0.030] ※3 {Si/2+（Mn+Cr）/5}/70 ※4 B-（10.8/14）N

[表2]

無

圖1是表示滲碳淬火·回火處理條件的圖。圖2是表示小野式旋轉彎曲疲勞試驗片的形狀的圖。

Claims

一種膚鍛鋼，其特徵在於：在滿足下述式的範圍內，以質量%計含有： C：0.10%～0.30%、 Si：0.10%～1.20%、 Mn：0.30%～1.50%、 S：0.010%～0.030%、 Cr：0.10%～1.00%、 B：0.0005%～0.0050%、 Sb：0.005%～0.020%及 N：0.0150%以下，進而在B-（10.8/14）N≧0.0003%的情況下，含有Al為0.010%≦Al≦0.120%，及在B-（10.8/14）N＜0.0003%的情況下，含有Al為27/14[N-（14/10.8）B+0.030]≦Al≦0.120%，且剩餘部分包含鐵及不可避免的雜質，所述不可避免的雜質中的Ti為 Ti：0.005%以下， Sb≧｛Si/2+（Mn+Cr）/5｝/70。
如申請專利範圍第1項所述的膚鍛鋼，其進而以質量%計含有 Nb：0.050%以下及 V：0.200%以下中的任一種或兩種。