TWI609090B - 滲碳用鋼材及滲碳元件 - Google Patents

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Description

滲碳用鋼材及滲碳元件
本發明係關於滲碳用鋼材、及滲碳處理該鋼材所得之元件。本發明之滲碳元件適合用在例如齒輪或軸等之等速接頭元件、軸承或無段變速機傳送器(Continuously Variable Transmission、CVT)皮帶輪等。
於用在汽車之齒輪、等速接頭元件、軸承及CVT皮帶輪等之元件，由於車輛之突然加速或突然停止時加上衝擊荷重，故有時於低循環有破損。又，近年來，指向高輸出化及單位之小型化，上述元件中更期望低循環疲勞強度的提昇。目前為止，從使高循環疲勞強度提昇的觀點來看，藉由於JIS所規定之SCr或SCM等之JIS鋼實施滲碳淬火或回火處理，於元件的表面確保硬度，於元件的芯部確保韌性。惟，如此進行所得之滲碳元件的低循環疲勞強度不一定有提高。
作為改善低循環疲勞特性之技術，已知專利文獻1及2。此等當中，於專利文獻1，揭示有作為脫氧 材，係由以0.001~0.05%的範圍含有Al之鋼所成，規定投影芯部硬度之滲碳淬火鋼材。專利文獻2中，揭示有將脫氧作為目的，係由以0.001~0.06%的範圍含有Al之鋼所成，規定表面之硬度及心部之硬度的滲碳鋼元件。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2007-332438號公報
[專利文獻2]日本特開2010-285689號公報
所以，作為成形成元件形狀之方法，進行有切削加工、熱鍛及冷鍛等。從減低製造成本，同時改善產出率的觀點來看，此等當中，冷鍛正成為主流。冷鍛由於係於室溫進行成形加工，故於鍛造時模具承受高應力負荷，模具之早期破損成為問題。因此，一般而言於鍛造前，對鋼材實施球狀化退火或恆溫退火，軟質化鋼材。惟，冷鍛與其他方法不同，於成形加工時，對元件的內部導入大量的變形。經導入之變形，於滲碳時之加熱中成為沃斯田鐵之核生成側，成為助長不均勻粒成長的原因。因此，發生於滲碳淬火後之元件內部散在不均勻經粗大化之結晶粒，增大最終製品所包含之變形量的問題。又，在近年來之滲碳溫度的高溫化亦成為促進結晶粒的粗大化之原 因。
惟，上述之JIS鋼由於未假設於冷鍛後進行滲碳，無法抑制結晶粒的粗大化。又，於上述專利文獻1及2，對於在滲碳時之結晶粒的粗大化抑制並未考慮。
本發明係著手於上述之各樣情況而完成者，其目的係提供一種低循環疲勞強度及結晶粒粗大化耐性優異之滲碳用鋼材、及滲碳元件。
所謂可以解決上述課題之有關本發明之低循環疲勞強度及結晶粒粗大化耐性優異之滲碳用鋼材，係於以質量%含有C：0.15~0.25%、Si：超過0%且0.15%以下、Mn：1.5~2.0%、P：超過0%且0.03%以下、S：超過0%且0.02%以下、Cr：0.9~1.2%、Al：超過0.06%且0.10%以下、Ti：0.05~0.10%、Nb：0.004~0.015%、B：0.001~0.005%、及N：0.002~0.008%，殘餘部分由鐵及不可避免雜質所成之點上具有要旨。
上述鋼材進一步以質量%可含有(a)選自由Mo：超過0%且0.05%以下、Cu：超過0%且0.2%以下、及Ni：超過0%且0.20%以下所成之群組中之至少1種、(b)選自由V：超過0%且0.1%以下、及Hf：超過0%且0.1%以下所成之群組中之至少1種、(c)選自由Ca：超過0%且0.005%以下、Mg：超過 0%且0.005%以下、Zr：超過0%且0.15%以下、Te：超過0%且0.10%以下、及REM：超過0%且0.02%以下所成之群組中之至少1種、(d)選自由Pb：超過0%且0.10%以下、Bi：超過0%且0.10%以下、及Sb：超過0%且0.10%以下所成之群組中之至少1種、等。
本發明中，係於亦包含滲碳處理上述滲碳用鋼材之元件，芯部硬度為350~500HV，在從表面至深度0.3mm位置的區域之殘留沃斯田鐵的平均值為20~50體積%的點具有要旨。
根據本發明，藉由適當調控鋼材之成分組成，而得到低循環疲勞強度高，且結晶粒粗大化耐性亦優異之滲碳用鋼材。又，根據本發明，藉由於上述鋼材實施滲碳處理，由於適當調控芯部硬度、與在從表面至深度0.3mm位置的區域之殘留沃斯田鐵量，而得到低循環疲勞強度及結晶粒粗大化耐性優異之滲碳元件。
1‧‧‧試驗片
2‧‧‧治具
3‧‧‧表示荷重方向之箭頭
[圖1]圖1係表示試驗片形狀之模式圖。
[圖2]圖2係用以說明芯部硬度之測定順序的模式 圖。
[圖3]圖3係用以說明低循環疲勞強度之測定順序的模式圖。
[圖4]圖4係表示試驗片形狀之模式圖。
[圖5]圖5係表示冷壓後之試驗片形狀的模式圖。
本發明者們為了得到提高低循環疲勞強度，同時於冷鍛後即使進行滲碳亦抑制結晶粒的粗大化之滲碳用鋼材，已重複努力研究。其結果，發現藉由鋼材之成分組成當中，除了加入Ti及Nb並積極添加Al，可提供結晶粒粗大化耐性優異之滲碳用鋼材，又，只要能適當調控Mn、Cr、B量，而得到可提供低循環疲勞強度優異之滲碳元件的滲碳用鋼材，而完成本發明。
首先，針對至完成本發明的經過進行說明。
由本發明者們的研究可清楚明白為了防止滲碳元件的結晶粒粗大化，滲碳用鋼材的成分組成當中，除了添加Ti及Nb外，只要能積極添加Al即可。即，已知AlN、TiC、Nb(C,N)等之碳氮化物作為釘扎粒子，係於滲碳時具有抑制結晶粒粗大化的作用。因此，若大量添加Ti及Nb，雖成為結晶粒粗大化耐性優異者，但由於對環境造成負荷，且原料成本高漲故不期望。又，於本發明，如後述，藉由抑制BN的生成，使B固溶，為了提高滲碳元件之低循環疲勞強度，正積極添加Ti。因此，原料成本 漸漸增大。另一方面，本發明者們指出注重之Al由於與Ti相比較難以與N進行反應，故於添加Ti的情況下，即使添加Al，亦不析出釘扎粒子之AlN。惟，本發明者們重複研究時，瞭解到若添加一定量以上Al，即使添加Ti的情況下，析出AlN，即，有效利用存在於鋼中之有害N，可防止結晶粒的粗大化。
又，Nb雖對抑制結晶粒的粗大化有效進行作用，但易形成粗大之結晶物，粗大之結晶物不具有結晶粒之粗大化抑制作用。因此，即使大量添加Nb，作用在結晶粒之粗大化抑制的微細Nb析出物由於反而減少，故無法承受如冷鍛變形之導入或高溫滲碳之過度嚴格製造條件。因此，本發明者們進行研究時，判斷只要將Nb量調控在預定的範圍，可抑制粗大結晶物的生成，可生成作為釘扎粒子作用之微細Nb析出物。
另一方面，為了提高滲碳元件之低循環疲勞強度，只要滲碳用鋼材之成分組成當中，適當調控尤其是Mn、Cr及B量即可。如此只要滲碳處理調整成分組成之滲碳用鋼材，則芯部硬度為350~500HV，在從表面至深度0.3mm位置之區域的殘留沃斯田鐵的平均值成為20~50體積%，可提高滲碳元件之低循環疲勞強度。
即，於低循環荷重區域，有時因高負荷導致滲碳元件本身塑性變形。塑性變形時，變成無法有效果傳達動力，又由於早期破損，而降低低循環疲勞強度。另一方面，雖滲碳元件之芯部硬度越提高越難塑性變形，但芯 部硬度過高時，降低韌性。韌性降低時，由於增大龜裂傳播速度，而降低低循環疲勞強度。於此在本發明，以滲碳元件之芯部硬度成為預定的範圍的方式來調控滲碳用鋼材之成分組成。
又，本發明之滲碳用鋼材係藉由適當調控成分組成當中，尤其是Mn及Cr量，使滲碳元件生成預定量之殘留沃斯田鐵。係因為藉由使殘留沃斯田鐵生成預所定量，由於可於低循環負荷時抑制龜裂的發生開口，可使低循環疲勞強度提昇。即，滲碳淬火時之油溫成為Mf點以上時，未完全麻田散鐵變態之沃斯田鐵作為殘留沃斯田鐵存在。殘留沃斯田鐵由於不安定，加入應力時，誘導變態成硬質之麻田散鐵。此變態已伴隨體積膨脹，體積膨脹時，抑制龜裂之發生開口。因此，於本發明，利用這樣的現象，藉由於滲碳時使預定量之殘留沃斯田鐵生成，於低循環負荷時使殘留沃斯田鐵誘導變態，以提高低循環疲勞強度。
又，本發明之滲碳用鋼材係藉由成分組成當中適當調控B、N及Ti量，使B固溶，並藉此可提高滲碳元件之低循環疲勞強度。即，於沃斯田鐵粒界偏析P時，脆化粒界，且降低低循環疲勞強度。另一方面，固溶狀態之B係具有防止P偏析在沃斯田鐵粒界的作用。因此，於本發明，藉由使B固溶，防止P偏析在沃斯田鐵粒界。惟，B易與鋼中之N結合形成BN。因此，於本發明，預定量添加較B與N的反應性更高之Ti，必須使B 固溶。
以上，已針對完成本發明的狀況進行說明。
其次，針對有關本發明在滲碳用鋼材之基本成分進行說明。
本發明之滲碳用鋼材係以質量%含有C：0.15~0.25%、Si：超過0%且0.15%以下、Mn：1.5~2.0%、P：超過0%且0.03%以下、S：超過0%且0.02%以下、Cr：0.9~1.2%、Al：超過0.06%且0.10%以下、Ti：0.05~0.10%、Nb：0.004~0.015%、B：0.001~0.005%、及N：0.002~0.008%。
C係為了確保進行滲碳所得之最終製品的芯部硬度所必要之元素。C量過少時，由於無法確保芯部硬度，故定為0.15%以上。C量較佳為0.17%以上，更佳為0.18%以上。惟，過剩含有時，進行滲碳所得之最終製品的芯部硬度過高而降低韌性，反而降低低循環疲勞強度。所以於本發明，C量定為0.25%以下，較佳為0.23%以下，更佳定為0.22%以下。
Si由於固溶於亞鐵鹽而使加工性降低，故盡可能必須減低，成為0.15%以下。Si量較佳為0.13%以下，更佳為0.11%以下。惟，減低Si量提高純度中，由於增大製造成本，故Si量較佳為0.02%以上，更佳為0.04%以上。
Mn係提高鋼材之淬火性，確保進行滲碳所得之最終製品的芯部硬度，同時降低鋼材之Ms點，於滲碳 後使殘留沃斯田鐵形成，係為了改善低循環疲勞強度之重要元素。於本發明，Mn量定為1.5%以上，較佳為1.55%以上，更佳定為1.6%以上。惟，過剩含有Mn時，於滲碳後所生成之殘留沃斯田鐵量變過剩，反而降低低循環疲勞強度。所以Mn量為2.0%以下，較佳為1.9%以下，更佳為1.8%以下。
P係於鋼中不可避免所包含之元素，偏析在結晶粒界，由於使進行滲碳所得之最終製品的低循環疲勞強度降低，故必須成為0.03%以下。P量較佳為0.025%以下，更佳為0.020%以下。P量雖推薦盡可能減低，但由於為了減低P量提高純度，增大製造成本，P量若為0.003%以上即可。P量為0.005%以上亦無妨。
S係於鋼中不可避免所包含之元素，與Mn結合成為MnS介在物，作用在切削性的提昇之反面，為了使低循環疲勞強度降低，而成為0.02%以下。S量較佳為0.018%以下，更佳為0.016%以下。S量雖推薦盡可能減低，但由於為了減低S量提高純度，增大製造成本，且亦降低切削性，故S量較佳為0.003%以上。S量更佳為0.005%以上。
Cr係提高鋼材之淬火性，確保進行滲碳所得之最終製品的芯部硬度，同時於滲碳後使殘留沃斯田鐵形成，係為了改善低循環疲勞強度之重要元素。於本發明，Cr量定為0.9%以上，較佳為0.95%以上，更佳定為1.0%以上。惟，過剩含有Cr時，進行滲碳所得之最終製品的 芯部硬度變過高，反而降低低循環疲勞強度。所以，Cr量為1.2%以下，較佳為1.15%以下，更佳為1.1%以下。
Al係生成AlN，滲碳時為了抑制結晶粒的粗大化之重要元素。即，即使添加易與N反應之Ti，藉由添加超過0.06%之Al，可使AlN生成。又，N量為上述範圍內，由於降低AlN之固溶溫度，於鑄造時經晶出之粗大AlN固溶於軋製時，於滲碳時可抑制結晶粒粗大化。Al量過少時，由於未形成AlN，於滲碳時結晶粒粗大化。所以，Al量定為超過0.06%，較佳為0.065%以上，更佳定為0.07%以上。惟，由於過剩之添加使製造性、加工性降低，故Al量成為0.10%以下，較佳為0.09%以下，更佳為0.085%以下。
Ti係與鋼中之C結合形成TiC，此TiC作為釘扎粒子進行作用，防止滲碳時之結晶粒粗大化。又，Ti係藉由優先與N結合，形成TiN，確保固溶B，作用在低循環疲勞強度提昇之元素。Ti量未滿0.05%時，TiC的生成量變少，得不到充分之釘扎效果，於滲碳時結晶粒粗大化。所以，於本發明，Ti量成為0.05%以上，較佳為0.055%以上，更佳為0.06%以上。惟，即使過剩添加Ti，結晶粒粗大化防止特性飽和，增大鋼材成本。所以Ti量成為0.10%以下，較佳為0.09%以下，更佳為0.080%以下。
Nb係與鋼中之C及N結合形成Nb(C,N)之元素。Nb(C,N)係與上述之TiC相同作為釘扎粒子進行 作用，防止滲碳時之結晶粒粗大化。Nb量未滿0.004%時，Nb(C,N)之生成量變少，得不到充分之釘扎效果，於滲碳時結晶粒粗大化。於本發明，Nb量成為0.004%以上，較佳為0.005%以上，更佳為0.006%以上。惟，即使過剩含有亦形成不作用在結晶粒粗大化防止之結晶物，結晶粒粗大化防止特性飽和。所以Nb量成為0.015%以下，較佳為0.013%以下，更佳為0.011%以下。
B係提高鋼之淬火性，同時抑制P偏析在粒界的元素，作用在低循環疲勞強度提昇的元素。為了發揮如此效果，B量必須成為0.001%以上。B量較佳為0.0013%以上，更佳為0.0015%以上。惟，即使過剩含有B如此效果飽和，成為使加工性降低的原因。所以，於本發明，B量定為0.005%以下，較佳為0.004%以下，更佳為0.003%以下。
N係與鋼中之Al或Nb結合，形成微細之氮化物或微細之碳氮化物，於滲碳時抑制結晶粒粗大化之元素。為了發揮如此效果，N量必須成為0.002%以上。N量較佳為0.0025%以上，更佳為0.003%以上。惟，過剩含有時，形成不作用在結晶粒的粗大化防止之TiN，於滲碳時結晶粒粗大化。所以於本發明，N量成為0.008%以下。N量較佳為0.007%以下，更佳為0.006%以下。
有關本發明之滲碳用鋼材的基本成分係如上述，殘餘部分為鐵及不可避免雜質。
本發明之上述鋼材可進一步以質量%含有 (a)選自由Mo：超過0%且0.05%以下、Cu：超過0%且0.2%以下、及Ni：超過0%且0.20%以下所成之群組中之至少1種、(b)選自由V：超過0%且0.1%以下、及Hf：超過0%且0.1%以下所成之群組中之至少1種、(c)選自由Ca：超過0%且0.005%以下、Mg：超過0%且0.005%以下、Zr：超過0%且0.15%以下、Te：超過0%且0.10%以下、及REM：超過0%且0.02%以下所成之群組中之至少1種、(d)選自由Pb：超過0%且0.10%以下、Bi：超過0%且0.10%以下、及Sb：超過0%且0.10%以下所成之群組中之至少1種、等。
(a)Mo、Cu、及Ni皆為使鋼之淬火性提昇為了使滲碳元件之強度及韌性提昇有效進行作用之元素，較佳為含有單獨、或者2種以上。為了有效發揮如此效果，Mo較佳為0.005%以上，更佳為0.01%以上。Cu較佳為0.02%以上，更佳為0.03%以上。Ni較佳為0.02%以上，更佳為0.05%以上。惟，過剩含有時，增大鋼材的成本。又，有時於軋製時或退火時形成過冷組織，於滲碳時使結晶粒粗大化。所以，Mo較佳為0.05%以下，更佳為0.04%以下，再更佳為0.03%以下。Cu較佳為0.2%以下，更佳為0.15%以下，再更佳為0.1%以下。Ni較佳為0.20%以下，更佳為0.18%以下，再更佳為0.15%以下。
(b)V及Hf係藉由與Ti或Nb一起添加，提高抑制於滲碳時結晶粒粗大化的效果之元素，較佳為含有單獨、或者併用。為了有效發揮如此效果，V較佳為0.01%以上，更佳為0.03%以上。Hf較佳為0.01%以上，更佳為0.03%以上。惟，即使過剩含有其效果飽和，增大鋼材成本。所以V較佳為0.1%以下，更佳為0.08%以下，再更佳為0.075%以下。Hf較佳為0.1%以下，更佳為0.08%以下，再更佳為0.075%以下。
(c)Ca、Mg、Zr、Te、及REM皆為抑制於鋼中生成之MnS的伸長，為了使滲碳元件之韌性提昇有效進行作用之元素，較佳為含有單獨、或者2種以上。為了有效發揮如此作用，Ca較佳為0.0005%以上，更佳為0.001%以上。Mg較佳為0.0005%以上，更佳為0.001%以上。Zr較佳為0.015%以上，更佳為0.03%以上。Te較佳為0.01%以上，更佳為0.03%以上。REM較佳為0.002%以上，更佳為0.005%以上。惟，過剩含有時，有時生成粗大之氧化物，降低低循環疲勞強度。所以於本發明，Ca較佳為0.005%以下，更佳為0.004%以下，再更佳為0.003%以下。Mg較佳為0.005%以下，更佳為0.004%以下，再更佳為0.003%以下。Zr較佳為0.15%以下，更佳為0.13%以下，再更佳為0.11%以下。Te較佳為0.10%以下，更佳為0.08%以下，更佳為0.07%以下。REM較佳為0.02%以下，更佳為0.018%以下，再更佳為0.015%以下。
(d)Pb、Bi、及Sb皆為使被削性提昇之元 素，較佳為含有單獨、或者2種以上。為了有效發揮如此作用，Pb較佳為0.01%以上，更佳為0.02%以上。Bi較佳為0.01%以上，更佳為0.02%以上。Sb較佳為0.01%以上，更佳為0.02%以上。惟，過剩含有時，有時降低低循環疲勞強度。所以於本發明，Pb較佳為0.10%以下，更佳為0.08%以下，再更佳為0.05%以下。Bi較佳為0.10%以下，更佳為0.08%以下，再更佳為0.07%以下。Sb較佳為0.10%以下，更佳為0.08%以下，再更佳為0.07%以下。
以上，已針對有關本發明之滲碳用鋼材的成分組成進行說明。
其次，針對有關本發明之滲碳元件進行說明。
本發明之滲碳元件係於上述滲碳用鋼材進行滲碳處理所得之元件，滿足芯部硬度為350~500HV，在從表面至深度0.3mm位置的區域(以下有時稱為表層部)之殘留沃斯田鐵的平均值為20~50體積%。
(芯部硬度)
芯部硬度係影響在高應力負荷時之塑性變形及疲勞龜裂的傳播。芯部硬度過低時，由於於高應力負荷時進行塑性變形，極度降低低循環疲勞強度，故於本發明，將芯部硬度定為350HV以上。芯部硬度較佳為360HV以上，更佳為370HV以上。惟，芯部硬度過高時，降低芯部之韌性，促進疲勞龜裂的傳播，反而降低低循環疲勞強度。所 以於本發明，將芯部硬度定為500HV以下。芯部硬度較佳成為480HV以下，更佳為460HV以下。
所謂芯部硬度，係意指於滲碳時在未增加C量之深度位置的硬度。即，在滲碳元件，若測定彎曲應力在該厚度方向之中心部的硬度，可測定芯部硬度。
(殘留沃斯田鐵)
殘留沃斯田鐵係為了使滲碳元件之低循環疲勞強度提昇之重要組織。高應力負荷時，尤其是在表層部之殘留沃斯田鐵誘導變態於麻田散鐵，藉由局部性進行體積膨脹，由於抑制初期龜裂發生時之開口發生，提昇低循環疲勞強度。為了發揮如此效果，相對於全金屬組織，將在表層部之殘留沃斯田鐵定為20體積%以上，較佳為25體積%以上，更佳為30體積%以上。惟，在表層部之殘留沃斯田鐵過多時，由於滲碳元件的表面軟化，早期發生初期龜裂，故降低低循環疲勞強度。所以，上述殘留沃斯田鐵相對於全金屬組織定為50體積%以下，較佳為45體積%以下，更佳為40體積%以下。
在表層部之殘留沃斯田鐵量，例如可在X光殘留應力測定裝置測定。
其次，針對有關本發明之滲碳用鋼材的製造方法進行說明。
本發明之鋼材可將藉由常法溶製之鋼藉由常法進行鑄造、分塊軋製、及精軋製來製造。具體而言，將 進行鑄造所得之鑄片於1100~1300℃加熱保持30分鐘~5小時後，再進行分塊軋製即可。藉由將平均冷卻速度定為0.01~5℃/秒，將分塊軋製後之鋼片冷卻至A1點以下之溫度後，進而以加熱保持在850~1100℃之狀態進行精軋製，再將平均冷卻速度定為0.01~5℃/秒冷卻至室溫，而得到本發明之鋼材。
本發明之滲碳元件可藉由將上述鋼材藉由常法以選自由切削、冷鍛、及熱鍛所成之群組中之1種以上的方法進行加工以作為中間品，在將此中間品進行滲碳淬火回火或滲碳氮化淬火回火製造。尚，於本說明書，有時將滲碳淬火回火及滲碳氮化淬火回火單稱為滲碳處理。
上述鋼材係於對中間品進行加工之前，如有必要可藉由常法實施退火處理。
又，上述中間品於滲碳處理之前，如有必要可藉由常法實施溶體化處理及正火(Normalizing)處理。
作為滲碳氣體，例如使用轉化氣體與丙烷氣體之混合氣體即可。
滲碳淬火例如以從表面至0.05mm深度之平均C濃度成為0.50~0.90%及有效硬化層深度ECD(Effective Case.Depth)成為0.25~1.5mm的方式，將環境中之碳勢CP調整至0.40~1.00，在800~1000℃保持1~3小時，然後在800~900℃保持0.5~2小時後立即進行淬火即可。
滲碳淬火後於150~200℃保持0.5~3小時後 進行放冷，並回火處理即可。
又，於滲碳處理後，如有必要可藉由常法實施研磨、潤滑被膜處理、或珠擊處理等即可。
[實施例]
以下，雖列舉實施例更具體說明本發明，但本發明並非藉由下述實施例而受到限制者，於可適合前述及後述趣旨的範圍加上變更來實施當然可能，該等皆包含在本發明之技術的範圍。
將含有下述表1及表2所示之成分組成，殘餘部分由鐵及不可避免雜質所構成之鋼在溶解爐溶製，以製造錠。在下述表1及表2，「-」係意指未檢出。
將所得之錠於1100~1300℃加熱保持後，進行熱鍛製造24mm平方及24mm之鋼材。
進而作為溶體化處理於1250℃加熱保持1小時後，再放冷，作為正火處理於1000℃加熱保持1小時後，再放冷。
將經正火處理之24mm平方之鋼材加工成圖1所示之形狀的試驗片。
將所得之試驗片在氣體滲碳爐進行滲碳處理。
滲碳處理係將碳勢定為1.0%於950℃保持80分鐘後，接著將碳勢定為0.8%於950℃保持60分鐘。保持60分鐘後，直接以碳勢0.8%降溫至845℃，於此溫度 保持30分鐘後再進行油淬火，進而加熱至150℃保持2小時進行回火。
使用經回火之試驗片，進行芯部硬度之測定、殘留沃斯田鐵量之測定及低循環疲勞強度之測定。
(芯部硬度之測定)
將上述試驗片如圖2所示，如包含切口中央般切斷，再將此進一步研磨填充樹脂者。將2等分從切口底至下降至法線方向的底面之線分的長度之點定為芯部，芯部、與將包含此芯部，與底面平行之直線上任意5點的維氏(Vickers)硬度在荷重300gf依JIS Z2244：2009測定。將經測定之5點平均定為芯部硬度。將芯部硬度示於下述表3、表4。
尚，C量與滲碳前相比較正增加之滲碳層，由於即使深也只有2mm左右，若以此方法測定，可測定非滲碳層即芯部硬度。
(殘留沃斯田鐵量之測定)
將上述試驗片的切口底中央部在電解研磨腐蝕深度25μm之區域的殘留沃斯田鐵量，在理學社製之X光殘留應力測定裝置測定。將測定結果示於下述表3、表4。尚，於下述表3及表4表記為殘留γ。
(低循環疲勞強度之測定)
上述試驗片之低循環疲勞強度係在4點彎曲試驗測定。即，將上述試驗片如圖3所示以4點支持之狀態，於該試驗片加入重複應力，在各應力下測定試驗片至破斷為止之重複次數。在圖3，1表示試驗片，2表示治具，3表示荷重之方向。應力為1000~3500MPa，且頻率為1Hz，應力比成為0.1。所謂應力比，係意指對於最大應力之最小應力的比。將至試驗片破斷為止之重複次數定為彎曲疲勞壽命。將附加在試驗片之應力與彎曲疲勞壽命的關係式藉由單回歸求得，將彎曲疲勞壽命成為100次時之應力定為低循環疲勞強度。於下述表3及表4示出算出結果。尚，於下述表3及表4，表記為100次循環強度。將100次循環強度為2500MPa以上定為合格，未滿2500MPa定為不合格。
尚，於JIS Z2273，將時間強度的範圍定為104~2×107循環，又於日本特開2010-285689號公報以500次循環測定強度。對於此，於本發明以，100次循環測定強度，可說是充分低循環。又，認為高負荷者為短壽命時，亦相較JIS Z2273及日本特開2010-285689號公報所記載之條件，本發明者可說是嚴酷的條件。
其次，於經正火處理之24mm鋼材，為了使其軟質化以使加工性提昇，而實施退火處理。退火處理係在900℃加熱保持1小時後，降溫至660℃，進而保持4小時後放冷來進行。尚，退火處理不一定必須。
將經退火處理之鋼材加工成圖4所示形狀之 試驗片。
將所得之試驗片在1600ton沖壓機冷壓。冷壓係至試驗片之試驗後之高度成為試驗前之高度的30%為止來進行。將冷壓後之試驗片的形狀示於圖5之A。圖5之B係表示將圖5之A所示之試驗片於點線之位置切斷之試驗片。
將經冷壓之試驗片在氣體滲碳爐，以與上述24mm平方相同之條件，進行滲碳處理、油淬火、及回火。
使用經回火之試驗片，評估結晶粒粗大化耐性。
(結晶粒粗大化耐性之評估)
以包含上述試驗片之中心般切斷，研磨切斷面，進而蝕刻。將蝕刻面在光學顯微鏡觀察，算出原沃斯田鐵粒之最大結晶粒度型號。將算出結果示於下述表3及表4。最大結晶粒度型號為5以上定為合格，4以下定為不合格。
由下述表3及表4可以如以下般考察。
No.1~27係滿足本發明規定之要件之例，瞭解到最大結晶粒度型號為5以上，且結晶粒粗大化耐性優異，同時100次循環強度為2500MPa以上，且低循環疲勞強度優異。
No.28~58係未滿足本發明規定之任一個要件之例，結晶粒粗大化耐性或低循環疲勞強度當中，至少一 方無法改善。細節如以下所述。
No.28係C量過少之例，滲碳元件之芯部硬度變低，無法提昇低循環疲勞強度。
No.29係過剩含有C之例，滲碳元件之芯部硬度變過高而降低韌性，無法提昇低循環疲勞強度。
No.30係Mn量過少之例，由於滲碳元件之芯部硬度變低，又滲碳後所生成之殘留γ量減少，故無法提昇低循環疲勞強度。
No.31係過剩含有Mn之例，由於滲碳後所生成之殘留γ量變過剩，而降低低循環疲勞強度。
No.32係過剩含有P之例，無法提昇低循環疲勞強度。
No.33係過剩含有S之例，無法提昇低循環疲勞強度。
No.34係Cr量過少之例，由於滲碳元件之芯部硬度變低，又滲碳後所生成之殘留γ量減少，無法提昇低循環疲勞強度。
No.35係過剩含有Cr之例，由於滲碳元件之芯部硬度變過高，無法提昇低循環疲勞強度。
No.36係Al量過少之例，由於不會形成AlN，於滲碳時結晶粒粗大化。
No.37係Ti量過少之例，得不到釘扎效果，於滲碳時結晶粒粗大化。
No.38係未含有Nb之例，得不到釘扎效果， 於滲碳時結晶粒粗大化。
No.39係Ti量過少，且未含有Nb之例，得不到釘扎效果，於滲碳時結晶粒粗大化。
No.40係未含有B之例，無法提昇滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.41係B量過少之例，無法提昇滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.42係過剩含有N之例，於滲碳時結晶粒粗大化。
No.43~53係將任意添加之元素，以超過本發明所推薦之範圍來添加之例。
具體而言，No.43係過剩含有Mo之例，於滲碳時結晶粒粗大化。
No.44係過剩含有Cu之例，於滲碳時結晶粒粗大化。
No.45係過剩含有Ni之例，於滲碳時結晶粒粗大化。
No.46係過剩含有Ca之例，降低滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.47係過剩含有Mg之例，降低滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.48係過剩含有Zr之例，降低滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.49係過剩含有Te之例，降低滲碳元件之 低循環疲勞強度。
No.50係過剩含有REM之例，降低滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.51係過剩含有Pb之例，降低滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.52係過剩含有Bi之例，降低滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.53係過剩含有Sb之例，降低滲碳元件之低循環疲勞強度。
No.54~58係至少基本成分未滿足本發明規定之要件之例，於滲碳時結晶粒粗大化，且無法提昇低循環疲勞強度。
本申請案係伴隨將申請日為2015年3月27日之日本國專利申請、日本特願第2015-067609號作為基礎申請之優先權主張。日本特願第2015-067609號藉由參照而擷取至本說明書。

Claims (3)

  1. 一種滲碳用鋼材，其特徵為以質量%含有C：0.15~0.25%、Si：超過0%且0.15%以下、Mn：1.5~2.0%、P：超過0%且0.03%以下、S：超過0%且0.02%以下、Cr：0.9~1.2%、Al：超過0.06%且0.10%以下、Ti：0.05~0.10%、Nb：0.004~0.015%、B：0.001~0.005%、及N：0.002~0.008%，殘餘部分為由鐵及不可避免雜質所成。
  2. 如請求項1之滲碳用鋼材，其係進一步含有屬於以下(a)~(d)之任一種中之1種以上，(a)選自由Mo：超過0%且0.05%以下、Cu：超過0%且0.2%以下、及Ni：超過0%且0.20%以下所成之群組中之至少1種(b)選自由V：超過0%且0.1%以下、及Hf：超過0%且0.1%以下所成之群組中之至少1種(c)選自由Ca：超過0%且0.005%以下、Mg：超過0%且0.005%以下、Zr：超過0%且0.15%以下、Te：超過0%且0.10%以下、及REM：超過0%且0.02%以下所成之 群組中之至少1種(d)選自由Pb：超過0%且0.10%以下、Bi：超過0%且0.10%以下、及Sb：超過0%且0.10%以下所成之群組中之至少1種。
  3. 一種滲碳元件，其係滲碳處理如請求項1或2之滲碳用鋼材的元件，其特徵為芯部硬度為350~500HV，在從表面至深度0.3mm位置的區域之殘留沃斯田鐵的平均值為20~50體積%。
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Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102365380A (zh) * 2009-03-25 2012-02-29 新日本制铁株式会社 加工性及淬火后的疲劳特性优异的电焊钢管
TW201425598A (zh) * 2012-12-25 2014-07-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 合金化熔融鍍鋅鋼板與其製造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5530763B2 (ja) * 2009-05-13 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品
JP5558887B2 (ja) * 2010-03-30 2014-07-23 山陽特殊製鋼株式会社 低サイクル疲労強度に優れるＴｉ、Ｂ添加鋼を用いた高強度部品の製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102365380A (zh) * 2009-03-25 2012-02-29 新日本制铁株式会社 加工性及淬火后的疲劳特性优异的电焊钢管
TW201425598A (zh) * 2012-12-25 2014-07-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 合金化熔融鍍鋅鋼板與其製造方法

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