CN104884660B - 渗碳用钢 - Google Patents

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Abstract

本发明的钢的化学组成以质量％计含有C：0.16～0.30％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.35～1.45％、Cr：0.05～3.0％、Al：0.001～0.2％、Ni：0.04～5.0％、Sn：0.015％～1.0％、S：0.004～0.05％、N：0.003～0.03％、O：0.005％以下、P：0.025％以下、Mo：0～1.0％、Cu：0～1.0％、B：0～0.005％、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～1.0％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％以及稀土类元素：0～0.005％，并且剩余部分为Fe以及杂质，在将Si、Ni、Al以及Sn的含量以质量％计表示为[Si％]、[Ni％]、[Al％]、[Sn％]时，满足下述关系：42≥21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]≥8.5。

Description

渗碳用钢
技术领域
本发明涉及不需要针对每个渗碳钢部件进行渗碳条件的调整就能够提高各种渗碳钢部件的耐冲击特性的渗碳用钢。
本申请基于2012年12月28日在日本提出申请的特愿2012－288131号主张优先权，并将其内容引用于此。
背景技术
机械构造用部件有时因急剧地受到较大的应力而破损。特别是在差动齿轮、传动齿轮以及带齿轮的渗碳轴等车辆用齿轮中，有时由于车辆的紧急启动以及紧急停车时的负载而使齿根因冲击破坏而破损。为了防止这种现象，特别是对于差动齿轮以及传动齿轮，期望进一步提高其冲击值(耐冲击特性)。通过充分地提高这些机械构造用部件的冲击值，能够减少机械构造用部件所用的材料的量，达到机械构造用部件的轻量化。
以往，对于上述部件，通常通过将例如JIS SCr420以及JIS SCM420等C含量为0.2％左右的表面渗碳硬化钢用作原材料来确保芯部的韧性。并且，对于上述部件，实施渗碳淬火处理和150℃左右的低温回火，使部件表面的金相组织成为C含量为0.8％左右的回火马氏体组织。由此，提高部件的高循环弯曲疲劳强度以及耐磨性。
以下对用于使冲击值提高的现有技术进行说明。在专利文献1中，提出了如下齿轮用钢以及使用了该齿轮用钢的齿轮，在该齿轮用钢中，规定Al、B以及N的含量，通过固溶B来提高了耐冲击疲劳特性以及面疲劳强度。不过，专利文献1所记载的齿轮在渗碳时引起脱B现象，齿轮表层的固溶B消失，因此其冲击值的提高较小。
在专利文献2中，提出了如下耐冲击性优异的齿轮，该齿轮是通过规定Mo、Si、P、Mn以及Cr的含量、特别是提高Mo的含量而得到的。不过，在使Mo含量增大时，需要降低Si、Mn以及Cr的含量，因此专利文献2所记载的齿轮由于淬透性的降低而导致强度降低。
在专利文献3中，提出有通过含有适量的Cu而得到的、具有高强度且高韧性的表面渗碳硬化钢。不过，在高温下钢中的Cu成为液层，促进钢的脆化。因而，专利文献3所记载的表面渗碳硬化钢的制造条件存在制约。
本发明者们专心地实施了渗碳特性和耐冲击特性之间的关系的调查。其结果是，本发明者们得到如下见解：如后述那样，在渗碳时使C渗入钢的渗入量降低并使渗碳材料的表面C浓度降低的做法用于提高冲击值是有效的。但是，在渗碳材料的表面C浓度过低的情况下，无法达到作为渗碳处理的本来的目的的疲劳强度以及耐磨性等特性的提高。因而，为了使渗碳钢部件兼顾耐冲击特性、疲劳强度以及耐磨性等特性，需要将渗碳钢部件的表面C浓度控制为适当的水平。
表面C浓度的减少是可通过在渗碳处理时使碳势降低来实现的。不过，在使用了渗碳炉的实际的生产工序中难以将其实施。其原因在于，在实际的生产工序中，渗碳炉需要对用途不同的各种部件同时且连续地进行大量处理。进行渗碳的部件所要求的特性并不如上述那样限于耐冲击特性。例如，渗碳钢部件也要求耐磨性以及疲劳强度等特性。因而，在渗碳处理时使碳势降低的做法对主要要求耐冲击特性的部件是有效的，但在主要要求疲劳强度的部件中带来不良影响，产生由疲劳强度的降低而导致的问题。如果尝试通过在未怎么发挥渗碳性的条件下进行渗碳来控制渗碳钢部件的表面C浓度，此时需要针对每个部件调整渗碳条件。不过，这导致生产率的降低，因此在工业实用性方面并不理想。
因而，寻求即使在能够与各种部件的渗碳相对应的强有力的渗碳条件下进行渗碳处理、也能够将C的渗入量控制在适当水平的渗碳用钢。
作为表面C浓度的控制技术，在专利文献4中提出了通过规定Si、Ni、Cu以及Cr的含量的关系来抑制过度渗碳的渗碳钢部件。不过，在该文献中成为对象的渗碳气氛是将钢的表面C浓度设定为1.0％左右的渗碳气氛。在将钢的表面C浓度设定为这样的值的情况下，在钢的表面产生碳化物。在该情况下，无法实现对冲击值提高有效的表面C浓度的降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008－179848号公报
专利文献2:日本特开平1－108347号公报
专利文献3:日本专利3927355号公报
专利文献4:日本特开2007－291486号公报
发明内容
发明所要解决的问题
如上所述，对于机械构造用的渗碳钢部件来说，需要兼顾耐冲击特性和耐磨性。能够变更部件的设计，以使得通过充分地提高渗碳钢部件所用的渗碳材料的耐冲击特性，从而在抑制使用材料量的同时还确保部件的耐冲击特性。并且，需要在单一的渗碳条件下、或者在尽可能少的种类的渗碳条件下对用途不同的各种部件进行机械构造用的渗碳钢部件的实际的生产工序中的渗碳处理。
在专利文献1～4的公开技术中，无法充分地满足兼顾冲击值的提高和避免生产率降低的需求，具体而言是下述需求：不需要针对每个部件调整渗碳条件就能够得到耐冲击特性优异的渗碳钢部件。
本发明提供一种钢，在将该钢用作渗碳钢部件的材料时能够获得冲击值(耐冲击特性)和耐磨性这两者优异的渗碳钢部件，而且，在制造该渗碳钢部件时无需变更渗碳条件。
解决问题的手段
本发明者们为了实现能够获得避免使生产率降低而且具有优异的冲击值的渗碳钢部件的钢，对使化学组成和渗碳材料质特性在大范围地且***性地变化的钢实施了渗碳以及冲击试验。其结果是，获得了以下说明的见解。
图1是表示对钢进行渗碳处理而获得的渗碳材料的表面C浓度和冲击值之间的关系的图表。通过渗碳处理使钢的表面C浓度上升。获得了如下见解：为了使渗碳材料的冲击值提高，如图1所示，将渗碳后的表面C浓度控制在适当的水平是有效的。
并且，本发明者们获得了如下见解：如上所述那样控制渗碳材料的表面C浓度能够通过对固溶于钢中的合金元素的含量进行调整来实现。具体而言，在将各合金元素的含量分别设定为规定范围内、且将钢中的合金元素中的Si、Ni、Al以及Sn的钢中含量(单位：质量％)设定为[Si％]、[Ni％]、[Al％]、[Sn％]时，本发明者们弄清楚了如下内容而完成了本发明：通过满足下述式(A)，渗碳材料的表面C浓度成为适当的值，冲击值得以提高。
42≥21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]≥8.5 (A)
本发明是基于以上的新见解而完成的，本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一技术方案的钢，其化学组成以质量％计含有C：0.16～0.30％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.35～1.45％、Cr：0.05～3.0％、Al：0.001～0.2％、Ni：0.04～5.0％、Sn：0.015～1.0％、S：0.004～0.05％、N：0.003～0.03％、O：0.005％以下、P：0.025％以下、Mo：0～1.0％、Cu：0～1.0％、B：0～0.005％、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～1.0％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％以及稀土类元素：0～0.005％，并且剩余部分为Fe以及杂质，在将Si、Ni、Al以及Sn的含量以质量％计表示为[Si％]、[Ni％]、[Al％]、[Sn％]时，满足下述式(A)。
42≥21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]≥8.5 (A)
(2)根据上述(1)所记载的钢，所述化学组成也可以以质量％计含有Mo：0.05～1.0％、Cu：0.01～1.0％以及B：0.0002～0.005％中的一种或两种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所记载的钢，所述化学组成也可以以质量％计含有Nb：0.005～0.3％、Ti：0.005～0.3％以及V：0.01～1.0％中的一种或两种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所记载的钢，所述化学组成也可以以质量％计含有Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％以及稀土类元素：0.0001～0.005％中的一种或两种以上。
发明效果
若使用本发明的钢来制造渗碳钢部件，则不需要为了提高渗碳钢部件的冲击值而针对每个渗碳钢部件调整渗碳条件。因而，能够通过渗碳方法的统一来提高制造效率，并且能够获得优异的冲击值的渗碳钢部件，由本发明带来的工业上的效果极大。
附图说明
图1是表示冲击值和表面C浓度之间的关系的图表。
图2是表示在本发明使用的夏氏冲击试验片的与缺口的延伸方向垂直的截面的示意图。
图3是表示表面C浓度的测量区域的示意图。
图4是表示表面C浓度和冲击值比之间的关系的半对数图表。
图5是表示21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]与表面C浓度和冲击值比之间的关系的图表。
具体实施方式
以下详细地说明用于实施本发明的方式。
首先，对本实施方式的钢的化学成分的限定理由进行说明。以下，将作为合金元素的含量的单位的“质量％”简记为“％”。在以下的说明中，只要没有特别说明，关于钢(渗碳用钢)的说明也适合于渗碳钢部件(渗碳材料)。
C：0.16～0.30％
C含量决定渗碳钢部件的芯部的强度，并且也对有效硬化层的深度产生影响。为了确保所需的芯部强度，将C含量的下限值设定为0.16％。另一方面，若C含量过多，则制造性降低，因此将C含量的上限值设定为0.30％。C含量优选为0.18～0.25％。
Si：0.01～2.0％
Si是对钢的脱氧有效的元素，并且是对作为机械构造用部件的渗碳钢部件赋予所需的强度以及淬透性有效的元素。并且，通过Si含量的增加，渗碳时的渗碳性降低，渗碳钢部件的冲击值提高。在Si含量小于0.01％时，其效果并不充分。另外，若Si含量超过2.0％，则制造时的脱碳变得显著，渗碳钢部件的强度以及有效硬化层深度不足。基于以上理由，需要使Si含量在0.01～2.0％的范围内。Si含量优选为0.2～1.5％。
Mn：0.35～1.45％
Mn是对钢的脱氧有效的元素，并且是对钢赋予所需的强度以及淬透性有效的元素。在Mn含量小于0.35％时，马氏体相变开始温度变高，引起自回火，使硬度降低。另外，若Mn含量超过1.45％，则即使是在零下处理后，残余奥氏体也稳定地存在于钢中，从而钢的强度降低。基于以上理由，需要使Mn含量在0.35～1.45％的范围内。Mn含量优选为0.50～1.10％。
Cr：0.05～3.0％
Cr是对钢赋予所需的强度以及淬透性有效的元素。在Cr含量小于0.05％时，其效果不充分。若Cr含量超过3.0％，则其效果饱和。基于以上理由，需要将Cr含量设在0.05～3.0％的范围内。Cr含量优选为0.2～1.5％。
Al：0.001～0.2％
Al是对钢的脱氧有效的元素，并且是成为氮化物而在钢中析出、起到晶粒微细化效果的元素。并且，若增加Al含量，则钢的渗碳性降低，由此渗碳钢部件的冲击值提高。在Al含量小于0.001％时，其效果不充分。另外，若Al含量超过0.2％，则析出物(Al氮化物)粗大化，成为钢以及渗碳钢部件的脆化的原因。基于以上理由，需要将Al含量设在0.001～0.2％的范围内。Al含量的适宜范围为0.01～0.15％。
Ni：0.04～5.0％
Ni是对钢赋予所需的强度以及淬透性有效的元素。并且，通过增加Ni含量，渗碳时的渗碳性降低，由此渗碳钢部件的冲击值提高。在Ni含量小于0.04％时，其效果不充分。若Ni含量超过5.0％，即使对钢实施零下处理，残余奥氏体也稳定地存在于钢中，从而钢的强度降低。基于以上理由，需要将Ni含量设在0.04～5.0％的范围内。优选的是Ni含量为1.0～2.0％。
Sn：0.015～1.0％
通过Sn含量的增加，渗碳时的渗碳性降低，由此渗碳钢部件的冲击值提高。在Sn含量小于0.015％时，其效果不充分。另一方面，若Sn含量超过1.0％，则钢的热延展性降低。基于以上理由，需要将Sn的含量设在0.015～1.0％的范围内。Sn含量的适宜范围为0.02～0.1％。
S：0.004～0.05％
S在钢中形成MnS，由此使钢的切削性提高。在S含量小于0.004％时，其效果不充分。另一方面，若S含量超过0.05％，则其效果饱和，反倒产生晶界偏析并引起晶界脆化。基于以上理由，需要将S的含量设在0.004～0.05％的范围内。S含量的适宜范围为0.01～0.04％。
N：0.003～0.03％
N在钢中与Al、Ti、Nb以及V等结合而生成氮化物或碳氮化物。这些氮化物以及碳氮化物具有抑制晶粒的粗大化的效果。在N含量小于0.003％时，其效果不充分。若N含量超过0.03％，则其效果饱和。基于以上理由，需要将N含量设在0.003～0.03％的范围内。N含量的适宜范围为0.005～0.008％。
O：0.005％以下
O在钢中形成氧化物。有时该氧化物使晶界偏析而引起晶界脆化。另外，O是易于在钢中形成较硬的氧化物系夹杂物而引起脆性破坏的元素。需要将O含量限制在0.005％以下。O含量的适宜范围为0.0025％以下。O含量越少越优选，因此O含量的下限值为0％。
P：0.025％以下
P在渗碳时偏析于奥氏体晶界，由此引起晶界破坏。也就是，P使渗碳钢部件的冲击值降低。因而，需要将P含量限制在0.025％以下。P含量的适宜范围为0.01％以下。P含量越少越优选，因此P含量的下限值为0％。不过，在P的除去进行了所需程度以上的情况下，制造成本增大。因而，P含量的实质上的下限值通常约为0.004％。
本实施方式的钢为了提高冲击值，也可以含有Mo、Cu以及B中的一种或者两种以上。但是，含有这些元素并不是必需的。
Mo：0～1.0％
Mo用于抑制P在晶界偏析，因此是对提高钢的冲击值有效的元素。若Mo含量超过1.0％，则其效果饱和，因此需要将Mo含量的上限设定为1.0％。Mo含量的下限值为0％，但在使钢含有Mo而获得上述效果的情况下，优选Mo含量为0.05％以上。Mo含量的更适宜的范围为0.05～0.25％。
Cu：0～1.0％
Cu是对提高钢的淬透性有效的元素，并是通过提高淬透性而使钢的冲击值提高的元素。若Cu含量超过1.0％，则热延展性降低，因此需要将Cu含量的上限设定为1.0％。Cu含量的下限值为0％，但在使钢含有Cu而获得上述效果的情况下，优选Cu含量为0.01％以上。Cu含量的更适宜的范围为0.01～0.2％。
B：0～0.005％
B具有抑制P的晶界偏析的作用。另外，B也具有晶界强度以及粒内强度的提高效果以及淬透性的提高效果，这些效果使钢的冲击值提高。若B含量超过0.005％，则其效果饱和，因此需要将B含量的上限值设定为0.005％。B含量的下限值为0％，但在使钢含有B而获得上述效果的情况下，优选B含量为0.0002％以上。B含量的更适宜的范围为0.0005～0.003％。
本实施方式的钢为了在进行了长时间渗碳的情况下也能防止冲击值的降低，也可以在以下所示的范围内含有Nb、Ti以及V中的一种或者两种以上。但是，含有这些元素并不是必需的。
Nb：0～0.3％
Nb在钢中生成Nb碳氮化物。在应用了渗碳温度为980℃以上的所谓的高温渗碳的情况下以及在应用了渗碳时间为10小时以上的所谓的长时间渗碳的情况下，均通过使适宜的量的Nb碳氮化物存在于钢中，能够使奥氏体粒细粒化，能够防止冲击值的降低。若Nb含量超过0.3％，则切削性变差，将Nb含量的上限设定为0.3％。Nb含量的下限值为0％，但在使钢含有Nb而获得上述效果的情况下，优选Nb含量为0.005％以上。Nb含量的更适宜的范围为0.02～0.05％。
Ti：0～0.3％
Ti在钢中生成微细的TiC和/或TiCS。在应用了渗碳温度为980℃以上的所谓的高温渗碳的情况下以及在应用了渗碳时间为10小时以上的所谓的长时间渗碳的情况下，均通过使适宜的量的TiC以及TiCS存在于钢中，能够使奥氏体粒细粒化，能够防止钢的冲击值的降低。若Ti含量超过0.3％，则TiN主体的析出物变多，钢的疲劳特性降低。基于以上理由，需要将Ti含量的上限值设定为0.3％。Ti含量的下限值为0％，但在使钢含有Ti而获得上述效果的情况下，优选Ti含量为0.005％以上。Ti含量的更适宜的范围为0.02～0.2％。
V：0～1.0％
V在钢中生成V碳氮化物。在应用了渗碳温度为980℃以上的所谓的高温渗碳的情况下以及应用了渗碳时间为10小时以上的所谓的长时间渗碳的情况下，均通过使适宜的量的V碳氮化物存在于钢中，能够使奥氏体粒细粒化，能够防止钢的冲击值的降低。若V含量超过1.0％，则使钢的切削性变差。基于以上理由，需要将V含量的上限值设定为1.0％。V含量的下限值为0％，但在使钢含有V而获得上述效果的情况下，优选V含量为0.01％以上。V含量的更适宜的范围为0.03～0.1％。
本实施方式的钢为了改善切削性，也可以在以下所示的范围内含有Ca、Mg、Zr、Te以及稀土类元素中的一种或者两种以上。但是，含有这些元素并不是必需的。
Ca：0～0.01％
Ca使氧化物的熔点降低，在切削加工时由于温度上升而发生软化，因此改善切削性。不过，若Ca含量超过0.01％，则CaS大量生成，切削性降低。基于以上理由，期望的是将Ca含量的上限值设定为0.01％。Ca含量的下限值为0％，但在使钢含有Ca而获得上述效果的情况下，优选Ca含量为0.0005％以上。Ca含量的更适宜的范围为0.0005～0.0015％。
Mg：0～0.01％
Mg是脱氧元素，在钢中生成氧化物。并且，Mg所形成的Mg系氧化物易于成为MnS的结晶和/或析出的核。另外，Mg的硫化物成为Mn以及Mg的复合硫化物，从而使MnS球状化。这样一来，Mg是对控制MnS的分散、改善切削性有效的元素。不过，若Mg含量超过0.01％，则MgS大量生成，钢的切削性降低，因此期望的是将Mg含量的上限值设定为0.01％。Mg含量的下限值为0％，但在使钢含有Mg而获得上述效果的情况下，优选Mg含量为0.0005％以上。Mg含量的更适宜的范围为0.0005～0.0015％。
Zr：0～0.05％
Zr是脱氧元素，生成氧化物。并且，Zr所形成的Zr系氧化物易于成为MnS的结晶和/或析出的核。这样一来，Zr是对控制MnS的分散、改善切削性有效的元素。不过，若Zr量超过0.05％，则其效果饱和，因此期望的是将Zr含量的上限值设定为0.05％。Zr含量的下限值为0％，但在使钢含有Zr而获得上述效果的情况下，优选Zr含量为0.0005％以上。另外，为了促进MnS的球状化，特别优选Zr含量的下限值设定为超过0.003％。
Te：0～0.1％
Te促进MnS的球状化，因此改善钢的切削性。若Te含量超过0.1％，则其效果饱和，因此优选将Te含量的上限值设定为0.1％。Te含量的下限值为0％，但在使钢含有Te而获得上述效果的情况下，优选Te含量为0.0005％以上。Te含量的更适宜的范围为0.0005～0.0015％。
稀土类元素：0～0.005％
稀土类元素在钢中生成硫化物，该硫化物成为MnS的析出核，因此稀土类元素是促进MnS的生成的元素，改善钢的切削性。不过，若稀土类元素的合计含量超过0.005％，则硫化物***大，使钢的疲劳强度降低，因此需要将稀土类元素的合计含量的上限值设定为0.005％。稀土类元素的合计含量的下限值为0％，但在含有稀土类元素而获得上述效果的情况下，优选稀土类元素的合计含量为0.0001％以上。稀土类元素的合计含量的更适宜的范围为0.001～0.003％。
本实施方式的钢含有上述的合金成分，剩余部分含有Fe以及杂质。上述的合金成分以外的元素作为杂质从原材料以及制造装置混入钢中的这种情况只要是其混入量不对钢的特性带来影响的水平，则是容许的。
以上对本实施方式的钢所含有的各合金成分的含量进行了论述。但是，仅通过对各合金成分的含量进行单独控制，无法实现如下的钢，该钢用于得到无论渗碳钢部件的形状如何均能够在单一的渗碳条件下获得具有充分的冲击值的渗碳钢部件。本发明者们发现了如下见解：需要基于式(1)来控制合金成分的含量。
42≥21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]≥8.5 (1)
在式(1)中，[Si％]、[Ni％]、[Sn％]以及[Al％]是指，以质量％表示Si、Ni、Sn以及Al的含量。以下对式(1)的导出的根据进行说明。
首先，以下说明本发明者们为了评价渗碳材料的耐冲击性而进行的研究的内容。
首先，将含有C：0.20质量％、Si：0.24质量％、Mn：0.79质量％、P：0.014质量％、S：0.015质量％、Cr：1.21质量％、Al：0.031质量％、Ni：0.05质量％、Sn：0质量％、N：0.005质量％以及O：0.001质量％并且剩余部分为Fe以及杂质的渗碳用钢定义为基准钢。其次，将图2所示的、外形尺寸为10mm×10mm×55mm、且具有曲率半径为10mm以及深度为2mm的圆弧状的缺口(凹口)的夏氏冲击试验片定义为本实施方式中的夏氏冲击试验片3。针对以基准钢为材料而形成的夏氏冲击试验片3，首先在处理温度为930℃、处理时间为5小时且碳势为0.8的渗碳条件(以下有时称为基准渗碳条件)进行气体渗碳，接着进行回火温度为150℃且回火时间为90分钟的回火，将由此获得的渗碳材料的在25℃时的夏氏冲击吸收能定义为基准冲击值。
并且，将冲击值比定义为如下的值：根据在获得基准冲击值时应用的渗碳条件(即、基准渗碳条件)对夏氏冲击试验片3进行渗碳以及回火而获得的得渗碳材料的25℃时的夏氏冲击吸收能除以基准冲击值而得到的值。
上述基准钢是通常被用作齿轮用钢的具有相当于SCr420的化学成分的钢，与后述的比较例26的钢相同。在上述基准渗碳条件下进行的气体渗碳是为了制造机械构造用部件而进行的通常的渗碳处理。
上述夏氏冲击试验片3的侧面形状(与缺口的延伸方向垂直的截面的形状)表示在图2中。缺口2的曲率半径为10mm。夏氏冲击试验片3的形状与通常的夏氏冲击试验片的形状(例如JIS－Z2242“金属材料的夏氏冲击试验方法”中规定的形状)不同。夏氏冲击试验片3的缺口2的形状意欲模拟齿轮的齿根部的形状来决定。通过对具有这种缺口的试验片进行夏氏冲击试验，能够推定齿轮的齿根部的耐冲击特性。具有这种缺口的试验片例如像日本特开2013－40376号公报所记载那样被广泛用作对已渗碳的钢材的耐冲击特性进行测量的试验片形状。除了夏氏冲击试验片3的形状以外，根据JIS－Z2242“金属材料的夏氏冲击试验方法”进行了夏氏冲击吸收能的测量。夏氏冲击试验的实施温度为25℃。夏氏冲击试验片3是通过机械加工制作成的。
接着，本发明者们对在上述成分范围内(其中未考虑与式1相关的规定)含有合金元素的各种钢进行锻造、机械加工以及渗碳，求出从这些钢获得的渗碳材料的冲击值比。并且，本发明者们对各渗碳材料的表面C浓度进行了测量。
以下说明表面C浓度的测量方法。首先，沿着与在基准渗碳条件下进行了气体渗碳处理的夏氏冲击试验片3的凹口面(形成有缺口的面)以及缺口2垂直的方向切断夏氏冲击试验片3，对切断面进行了研磨。图3中示出了切断面的概略图。接着，在朝向夏氏冲击试验片3的高度方向距离缺口2的底部表面5～50μm的区域(表面C浓度测量区域1)中以5μm间隔测量了C浓度。通过EPMA进行了C浓度的测量。测量点的大小(EPMA的电子束直径)为φ5μm。由此，将所获得的10个测量数据的平均值设定为表面C浓度。表面C浓度的单位为质量％。
这样，对使钢的化学成分以及渗碳材料质特性大范围地且***性地变化时的渗碳后的表面C浓度进行了测量的结果是，本发明者们发现了如下见解：表面C浓度随着合金元素的添加量的变化而相应地变化。据认为该现象是利用合金元素与通过渗碳而渗入钢表面的C之间的化学相互作用来产生的。Si、Ni、Al以及Sn特别是对表面C浓度的影响较强，随着这些元素的含量的增加，表面C浓度降低了。根据上述见解，在本实施方式的钢的化学组成中，Si、Ni、Al以及Sn的含量的关系性由式1规定，从而能够控制钢的渗碳性。
基于以下理由，冲击值比需要为1.2以上。如上所述，能够变更部件的设计，以使得通过使渗碳钢部件所用的渗碳材料的耐冲击特性充分地提高，从而在抑制使用材料量的同时还确保耐冲击破坏性。在机械构造部件的技术领域中，为了实施这样的设计变更，需要相对于上述基准冲击值(在通常的渗碳条件下进行了渗碳的SCr420的冲击值)将冲击值提高20％。
如上所述，在冲击值比和表面C浓度之间存在相关关系。图4是表示渗碳材料的表面C浓度和冲击值比之间的相关关系的半对数图表。在图4中，虚线之下的数据点的冲击值比小于1.2。如图4所示，可知：为了获得具有1.2以上的冲击值比的渗碳材料，需要将在基准渗碳条件进行了气体渗碳的渗碳材料的表面C浓度控制在0.75％以下。
在此，以Si、Ni、Al以及Sn的各自含量作为因子对表面C浓度进行了多元回归分析。其结果是，在以基准渗碳条件进行了气体渗碳的情况下，作为用于获得表面C浓度为0.75质量％的渗碳材料的临界条件，获得了下述式(1’)以及式(2’)。
21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]＝α (1’)
α＝8.5 (2’)
图5是表示α值和表面C浓度之间的关系、以及α值和冲击值比之间的关系的图表。在图5中，比左虚线靠左的数据点的α值小于8.5，比右虚线靠右的数据点的α值超过42。从该图表可知，若α值为8.5以上，则在以基准渗碳条件进行了气体渗碳的情况下，表面C浓度成为0.75质量％以下。随着α值增加，渗碳材料的表面C浓度降低，因此与此相应，渗碳材料的冲击值随之增加。优选α值为12以上。
另一方面，在渗碳性显著降低的情况下，由于表面硬度降低而使耐磨性显著地降低，作为渗碳钢部件的强度变得并不充分。在以基准渗碳条件进行了气体渗碳的情况下，期望的是渗碳材料的表面硬度高于HV550。为了达到这一表面硬度，需要以基准渗碳条件进行了气体渗碳的渗碳材料的表面C浓度为0.4质量％以上。并且，可知：为了使以基准渗碳条件进行了气体渗碳的渗碳材料的表面C浓度为0.4质量％以上，需要α值为42以下。此外，进一步优选以基准渗碳条件进行了气体渗碳的渗碳材料的表面C浓度为0.55质量％以上，为了达到该表面C浓度，优选α值为25以下。
用于从本实施方式的钢获得渗碳钢部件的渗碳方法优选气体渗碳(也可以是改性炉方式以及滴注式中的任一方式)。另外，除了实施渗碳之外还可以实施渗氮。
此外，也有时对作为渗碳钢部件的评价基准的有效硬化层深度进行研究，但差动齿轮等车辆用齿轮这样的部件所要求的特性相比于有效硬化层深度更与表面硬度强烈地相关联。因而，采用将渗碳钢部件的表面C浓度控制为适当的水平、由此能够使表面硬度最优化的本实施方式的钢，可获得在工业实用方面有利的效果。
本实施方式的钢也可以是例如首先通过热轧而被制成圆棒钢，接着，被施加锻造、切削加工而制成为齿轮等的形状，然后实施渗碳淬火而制成渗碳钢部件。
实施例
接着，说明本发明的实施例，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一个条件例子，本发明并不限于该一个条件例子。只要不脱离本发明的主旨并达到本发明的目的，本发明可采用各种条件。
在将具有表1－1以及表1－2所示的化学成分的各种钢坯锻造拉伸为长度方向的截面尺寸为纵50mm以及横50mm(50mm×50mm)的方棒形状之后，实施均热处理和正火(常化)之后，进一步将其分割成4个长度方向的截面尺寸为纵25mm以及横25mm的方棒形状。从所获得的各棒沿着其中心轴线采集了图2所示的外形尺寸为10mm×10mm×55mm且具有曲率半径为10mm以及深度为2mm的圆弧状的缺口(凹口)的夏氏冲击试验片。该试验片形状与上述夏氏冲击试验片3相同。接着，对该夏氏冲击试验片实施了渗碳处理。在比较例29以外的实施例以及比较例中，以处理温度为930℃、处理时间为5小时、且碳势为0.8的渗碳条件进行了气体渗碳。该处理条件与上述基准渗碳条件相同。在比较例29中，以处理温度为930℃、处理时间为5小时、且碳势为0.6的渗碳条件进行了气体渗碳。在回火温度为150℃且回火时间为90分钟的条件下实施了回火。
在回火后，测量了各试样的表面C浓度。表面C浓度的测量方法如下所述。首先，沿着与夏氏冲击试验片的凹口面(形成有缺口的面)以及缺口垂直的方向切断夏氏冲击试验片，对切断面进行了研磨。接着，在朝向夏氏冲击试验片的高度方向距离缺口2的底部表面5～50μm的区域(表面C浓度测量区域1)中以5μm间隔测量了C浓度。通过EPMA进行了C浓度的测量。测量点的大小(EPMA的电子束直径)设定为φ5μm。由此，将获得的10个测量数据的平均值作为表面C浓度。表面C浓度的单位为质量％。
另外，在回火后实施夏氏冲击试验，对夏氏冲击吸收能(冲击值)进行了测量。除了夏氏冲击试验片的凹口的形状以外，按照JIS－Z2242所规定的方法以试验温度25℃实施了夏氏冲击试验。
并且，通过将各试样的冲击值除以比较例26的冲击值来计算了各试样的冲击值比。此外，比较例26的钢是上述基准钢。
此外，为了评价各试样的耐磨性，对各试样进行磨耗试验而对磨耗深度进行了测量。从以上述方法制作成的正火后的50mm×50mm的方棒沿着其中心轴线采集了下述形状的磨耗试验片：具有直径为26mm和长度为28mm的圆筒部以及与该圆筒部具有同一的中心轴线的直径为24mm和长度为51mm的圆筒状抓手部。抓手部被配置于圆筒部的长度方向的两端。并且，对该磨耗试验片以与前述的夏氏冲击试验片相同的条件实施了渗碳处理。磨耗深度是指，将辊按压于磨耗试验片的圆筒部并使该辊旋转了100万次之后在磨耗试验片产生的磨耗的深度。磨耗试验条件如下所述。磨耗深度小于30μm的试样被判断为具有充分的耐磨性。
辊的材质：轴承用钢(SUJ2)
辊的硬度：HV700～800
辊直径：130mm
辊宽度：18mm
辊形状：在外周形成有R＝150mm的凸面
辊接触力：赫兹应力1500MPa(面压)
滑移率：－100％
表2中示出了各试样的表面C浓度、冲击值比以及磨耗深度。比较例26具有相当于通常用作齿轮用钢的JIS－G4053所规定的SCr420的化学组成，21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]为6.3，在以基准渗碳条件进行了气体渗碳的情况下，冲击值为10J/cm2。可明确的是：发明例1～25的冲击值比均为1.3以上，具有优异的耐冲击强度。例如发明例1中的21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]为41.1，表面C浓度为0.46％，因此获得了良好的冲击值。
与此相对，比较例26～35不具有令人满意的特性。
比较例26以及28不含有Sn，因此渗碳被过度地进行了，与实施例相比，只有较低的冲击值。另外，比较例31的Sn含量低于本发明的规定范围，因此与比较例26以及28同样，渗碳被过度地进行了，与实施例相比，只有较低的冲击值。
关于比较例27，各合金元素的含量处于本发明的规定范围内，但21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]超出了本发明的规定范围。由此，比较例27的耐磨性低。
关于比较例30，各合金元素的含量处于本发明的规定范围内，但21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]低于本发明的规定范围，因此渗碳被过度地进行了。由此，比较例30与实施例相比，只有较低的冲击值。
关于比较例32，Sn含量超过了本发明的规定范围，因此热延展性降低了。由此，比较例32中所获得的渗碳材料的表面上裂纹多发。
关于比较例33，Ni含量超过本发明的规定范围，因此强度降低了。由此，比较例33的耐磨性低。
关于比较例34，Al含量超过本发明的规定范围，因此产生了脆化。由此，比较例34的冲击值比低。
参考例29是与比较例26相同的钢，但渗碳条件不同、将碳势(0.6的渗碳处理)设定得较低，因此可知：表面C浓度较低，获得了良好的冲击值。不过，在实际的生产中将碳势设定得较低会导致生产率降低，因此不佳。
表1-1
※表中的记号″-″表示元素的含量为0或者是被视作杂质的量。
表1-2
※表中的记号″-″表示元素的含量为0或者是被视作杂质的量。
表2
※比较例29的渗碳条件与其他例子不同
符号说明
1 表面C浓度测量区域
2 缺口(凹口)
3 夏氏冲击试验片(渗碳材料)

Claims (6)

1.一种渗碳用钢，其特征在于，其化学组成以质量％计含有：
C：0.16～0.30％、
Si：0.01～2.0％、
Mn：0.35～1.45％、
Cr：0.05～3.0％、
Al：0.001～0.2％、
Ni：0.04～5.0％、
Sn：0.015～1.0％、
S：0.004～0.05％、
N：0.003～0.03％、
O：0.005％以下、
P：0.025％以下、
Mo：0～1.0％、
Cu：0～1.0％、
B：0～0.005％、
Nb：0～0.3％、
Ti：0～0.3％、
V：0～1.0％、
Ca：0～0.01％、
Mg：0～0.01％、
Zr：0～0.05％、
Te：0～0.1％、以及
稀土类元素：0～0.005％，
并且，剩余部分为Fe以及杂质，
在将Si、Ni、Al以及Sn的含量以质量％计表示为[Si％]、[Ni％]、[Al％]、[Sn％]时，满足下述式(1)，
42≥21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]≥8.5 (1)。
2.根据权利要求1所述的渗碳用钢，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有Mo：0.05～1.0％、Cu：0.01～1.0％以及B：0.0002～0.005％中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有Nb：0.005～0.3％、Ti：0.005～0.3％以及V：0.01～1.0％中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％以及稀土类元素：0.0001～0.005％中的一种或两种以上。
5.根据权利要求3所述的渗碳用钢，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％以及稀土类元素：0.0001～0.005％中的一种或两种以上。
6.一种渗碳用钢，其特征在于，其化学组成以质量％计含有：
C：0.16～0.30％、
Si：0.01～2.0％、
Mn：0.35～1.45％、
Cr：0.05～3.0％、
Al：0.001～0.2％、
Ni：0.04～5.0％、
Sn：0.015～1.0％、
S：0.010～0.05％、
N：0.003～0.03％、
O：0.005％以下、
P：0.025％以下、
Mo：0～1.0％、
Cu：0～1.0％、
B：0～0.005％、
Nb：0～0.012％、
Ti：0～0.035％、
Ca：0～0.01％、
Mg：0～0.01％、
Zr：0～0.05％、
Te：0～0.1％、以及
稀土类元素：0～0.005％，
并且，剩余部分为Fe以及杂质，
在将Si、Ni、Al以及Sn的含量以质量％计表示为[Si％]、[Ni％]、[Al％]、[Sn％]时，满足下述式(2)，
42≥21×[Si％]+5×[Ni％]+40×[Sn％]+32×[Al％]≥8.5 (2)。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105420456A (zh) * 2015-11-10 2016-03-23 宁波市鸿博机械制造有限公司 一种泵轴的制备方法
CN105420467A (zh) * 2015-11-10 2016-03-23 宁波市鸿博机械制造有限公司 一种钢制滑阀的制备方法
CN105349897A (zh) * 2015-11-10 2016-02-24 宁波市鸿博机械制造有限公司 一种钢制滑阀
CN105443545A (zh) * 2015-11-18 2016-03-30 宁波金鹏高强度紧固件有限公司 一种长螺母
CN105420474A (zh) * 2015-11-18 2016-03-23 宁波金鹏高强度紧固件有限公司 一种长螺母的加工方法
CN105671434A (zh) * 2016-03-19 2016-06-15 上海大学 一种含镁钙硫的20MnCr易切削齿轮钢及其制备方法
CN106399847B (zh) * 2016-06-15 2018-05-22 山东钢铁股份有限公司 一种车轴轴头用钢及其制备方法
CN109554617B (zh) * 2016-08-18 2020-10-09 江苏鼎泰工程材料有限公司 低合金超高强度钢铸件及其生产方法
CN107604253A (zh) * 2017-08-30 2018-01-19 东风商用车有限公司 一种高淬透性Mn‑Cr系列渗碳钢
CN110218949A (zh) * 2019-07-12 2019-09-10 东北大学 利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法
CN111979494B (zh) * 2020-08-28 2021-11-12 东风商用车有限公司 一种薄壁内齿圈用含Ti渗碳钢、其制造方法及薄壁内齿圈成型方法
CN112593166B (zh) * 2020-12-22 2022-05-03 河南中原特钢装备制造有限公司 超高强度高韧性合金结构钢及其冶炼工艺
CN113462986B (zh) * 2021-07-16 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 2000MPa环保耐热农机用钢及其制造方法
CN117089771B (zh) * 2023-10-19 2023-12-15 北京科技大学 镁碲复合微合金化齿轮钢

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003034843A (ja) * 2001-05-14 2003-02-07 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度肌焼鋼および高強度肌焼鋼部品
JP2006307271A (ja) * 2005-04-27 2006-11-09 Kobe Steel Ltd 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法
JP2011042859A (ja) * 2009-08-24 2011-03-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性厚板用低合金鋼の連続鋳造方法及び連続鋳造鋳片
CN102149839A (zh) * 2009-03-27 2011-08-10 新日本制铁株式会社 渗碳淬火性优异的碳钢板及其制造方法
CN102341520A (zh) * 2010-03-19 2012-02-01 新日本制铁株式会社 表层硬化处理用钢及表层硬化钢部件及其制造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014019908A (ja) * 2012-07-18 2014-02-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal 防食被覆鋼材

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003034843A (ja) * 2001-05-14 2003-02-07 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度肌焼鋼および高強度肌焼鋼部品
JP2006307271A (ja) * 2005-04-27 2006-11-09 Kobe Steel Ltd 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法
CN102149839A (zh) * 2009-03-27 2011-08-10 新日本制铁株式会社 渗碳淬火性优异的碳钢板及其制造方法
JP2011042859A (ja) * 2009-08-24 2011-03-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性厚板用低合金鋼の連続鋳造方法及び連続鋳造鋳片
CN102341520A (zh) * 2010-03-19 2012-02-01 新日本制铁株式会社 表层硬化处理用钢及表层硬化钢部件及其制造方法

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