专利名称：具有改善的耐磨性和疲劳强度的用于氮化的钢和滑动构件的制作方法
技术领域：
本发明涉及用于氮化的钢和由氮化钢制成的滑动构件。更具体地说，本发明涉及在其表面实施氮化或软氮化的钢。氮化或者软氮化的钢显示高耐磨性和疲劳强度，并适合于滑动构件。
有许多的部件同时需要令人满意的滑动性能和耐疲劳性，例如弹簧、活塞环和齿轮。耐擦伤和耐磨性能共同被认作为滑动性能。如同以下所述，一般而言滑动性能和疲劳强度彼此矛盾。硬度的增加导致滑动性能的改善，但招致材料变脆和强度减小。由于疲劳强度通常被认为是抗拉强度的一半，所以该强度的减小易导致疲劳强度的减小。氮化处理目前用于解决上述的矛盾。换言之，由用于氮化的钢制成的产品在其滑动表面接受氮化。氮化的钢的表面硬度与钢内部的相比，得到了极大的增强。结果，滑动性能例如耐磨和耐擦伤性能得到了极大提高。
除了硬度增强之外，在氮化的钢的表面产生大量残余的压缩应力。因此，与未氮化的钢相比，氮化钢的疲劳强度得到极大提高。当氮化的钢的表面进一步接受喷丸硬化处理或者渗碳时，叠加了更大的压缩应力，使得能够提供具有较高疲劳强度的部件。
作为用于氮化的钢，迄今公知采用马氏体的13Cr不锈钢，以及加入Al和Cr的低合金钢。
迄今，几乎没有进行为增强疲劳强度到需要水平的有关氮化组织的讨论或者思考。换言之，如果氮化的疲劳强度不令人满意，氮化钢通常进行后氮化处理，例如喷丸硬化处理或者渗碳。然而后氮化处理增加了工艺步骤和费用。
因此，本发明的一个目的是提供这样一种用于氮化的钢，它所需的疲劳强度水平可通过无后氮化处理(例如喷丸硬化处理或者渗碳)的氮化获得。
本发明的另一个目的是提供未经后氮化处理(例如喷丸硬化处理或者渗碳)而具有满意的疲劳强度的滑动构件。
按照本发明的目的，提供了一种用于氮化的钢，它的组成为0.5至1.0％C、1.0％或更少的Si、0.3至1.0％的Mn、5.0至12.0％的Cr、0.5至2.0％的Mo、0.1至0.3％的V、其余为铁和不可避免的杂质。
这里也提供一种由上述氮化或者软氮化的钢制成的滑动构件。
按照本发明的滑动构件的实施方案，氮化层包含结晶晶粒，沿着晶粒边界沉淀的(铁)化合物层，和基本上由分散在晶粒中的碳氮化物组成而且尺寸小于10μm的沉淀，并且，进一步地，尺寸为1至10μm的沉淀的面积百分比是5％或者更少。
本发明的钢的氮化层的断裂韧性较高。因此，氮化的滑动构件即使未经后氮化处理也具有高疲劳抗力。下文参照其组成描述本发明。
部分合金Cr取代铁晶格中的Fe，Fe和Cr形成取代的固溶体。取代的固溶体的溶质Cr促进氮化。其它部分的Cr与C反应并在钢中形成碳化铬。氮化或软氮化之后在氮化层形成细的碳氮化物。结果，通过该细的碳氮化物，氮化层中的基质适当地变硬。如同以下更详细描述的那样，氮化层中的基质提供对材料中产生的裂纹的扩散的抗力。通过本发明得到的裂纹扩散的抗力和疲劳强度高于具有少于5％Cr或者未氮化的钢构件的抗力和疲劳强度。当Cr含量是12.0％或者更多时，氮化之后由于几乎全部的Cr的碳化物被转化成了碳氮化物，很容易形成粗碳氮化物或者细碳氮化物的聚合组织。从而降低了疲劳强度。因此，Cr含量是12％或者更少。优选的Cr含量是7至11％。在形成氮化层的钢的表面附近(假定的氮化层)，下列组织是优选的。即，表面层(假定的氮化层)的Cr的碳化物的尺寸是10μm或者更少，1至10μm尺寸的Cr的碳化物的面积比是5％或者更少。具有如此细碳化物组织的用于氮化的钢，例如可通过提高浇涛时的冷却速度制造。
部分C溶解在用于氮化的钢的基质中，并通过间隙固溶硬化增加硬度，同时其它部分的C与Cr和其它的形成碳化物的元素反应并形成碳化物。从而增强了耐磨性。C的含量因.此应是0.5％或者更多。另一方面，当C的含量为1.0％或者更多时，碳化物显著趋于变粗以致于妨碍氮化。更显著的事实是，在C的含量1.0％或者更多时，会极其损害冷加工性。C含量不少于0.5％并不超过1.0％。优选的C的含量是0.7至0.8％。
Si作为脱氧剂加入并也溶解在Fe基质中。Si溶质改善了耐热整定性。因此，也可以在某种程度上含有Si。然而，当Si含量大于1.0％时，由于脆化会损害冷加工性。因此，Si含量是1.0％或者更小。
如Mn也随Si作为脱氧剂加入。0.3％或者更多的Mn含量对于脱氧是必需的。当Mn含量是1.0％或者更多时，会损害耐氧化性和热加工性以及冷加工性。因此，Mn的含量不小于0.3％，不超过1.0％。
0.5％或者更多的Mo对于氮化期间抑制回火软化是必需的。Mo形成小尺寸的碳化物并增强了硬度。因此，Mo有益于增强耐磨性。然而，当加入2.0％或者更多的Mo(它是一种强的生成碳化物的元素)时，形成粗碳化物。结果不可能得到具有高疲劳抗力的组织。因此，Mo的含量不小于0.3％，不超过1.0％。
痕量的V极大地增强氮化层的氮化速率和硬度。当V含量小于0.1％时不能实现该效应。另一方面，当V含量是0.3或者更多时，在晶界形成碳化钒，因此减小了韧性。因此，V含量是不小于0.1％，不超过0.3％。
本发明的滑动构件至少在钢的外围滑动面上包含具有5至200μm厚度的氮化层。沉淀物主要由碳氮化物组成，并分散在氮化层基质的晶粒中。基质相是马氏体，其中含有溶质Cr等。其它的是碳化物等。在本发明中，沉淀物尺寸控制在10μm或者更小，以便增强氮化层自身的滑动性。此外，控制尺寸不小于1μm且不超过10μm的沉淀物的面积比小于5％，以便抑制碳氮化物相互的聚结。
相对大的铁化合物沿着晶界沉淀。当Cr的碳化物存在于微观组织时，氮化期间它转化成Cr的碳氮化物。碳化物的碳部分变得过多。这些过量的碳从碳化物朝晶界排出，并与Fe和N在晶界反应。所得到的化合物是一种非常硬的化合物。由于以上描述的原因，该晶界化合物是三维连续的。对于在非金属化合物产生的经氮化层扩散的裂纹，它必定横穿晶界化合物。换言之，由于该化合物沿着氮化层的晶界沉淀，所以该化合物对于防止裂纹的扩散是有效的。特别地，均匀沉淀的化合物显示网状组织。从而疲劳抗力进一步增强。
本发明的可应用于钢的氮化方法有多种，例如气体氮化、软氮化和盐浴氮化。
图1是显示氮化层表面部分附近的应力分布的曲线图。
图2显示Ono-型旋转弯曲样品。
图3是显示位于材料内部的断口的本发明产品A的断裂表面的显微照片(400倍放大率)。
图4是本本发明产品A的氮化层的表面和横截面的显微照片(400倍放大率)。
图5是本本发明产品B的氮化层的表面和横截面的显微照片(400倍放大率)。
图6是对比产品A的氮化层的表面和横截面的显微照片(400倍放大率)。
图7是对比产品B的氮化层的表面和横截面的显微照片(400倍放大率)。
图8显示擦伤试验样品。
图9是超高压磨损试验机的部分横截面视图。
图10是图9的A-A′线视图。
图11显示其它磨损试验机的一部分。
参照图1，现在介绍在本发明氮化的钢中怎样发生不受欢迎的疲劳断裂。在氮化层的表面产生残余的压缩应力。当向氮化钢施加外部应力时，外部的应力在表面最大，并在内部随着与表面的距离而减弱。因此，钢内的实际应力是残余压缩应力和外部拉伸应力的矢量总和。最高的应力不是在材料(钢)表面而是在材料略微里面的部分产生。这意味着疲劳断口并不是在材料(钢)表面而是在略微里面的部分开始。众所周知，裂口发自非金属杂质。
当裂纹发自材料(钢)的略微里面部分的非金属杂质时，裂纹在两个方向扩散。即，裂纹朝内部和表面扩散。钢的内部并未氮化，并且因此具有满意地高的断裂韧性。另一方面，氮化表面部分是脆的并且断裂韧性较低。所以裂纹易于在氮化层中扩散。因此，裂纹的扩散能量取决于氮化层自身的断裂韧性值。当裂纹到达氮化钢的表面时，氮化层的压缩应力对于阻止裂纹的扩散没有大的效果。由于这些裂纹已经穿过氮化层延伸，所以因切口效应朝内部扩散。随后的裂纹扩散速度以加速的方式提高，从而最终导致疲劳断口。
如图1介绍的那样，为了研制具有改善疲劳强度的用于氮化的钢，钢的氮化组织应该阻止在钢内部产生的裂纹的扩散。如上述那样调整钢的Cr和C含量对于提供该氮化组织是重要的。
以下参照实施例介绍本发明。
在电炉内熔炼具有表1所示组成的马氏体不锈钢，然后浇涛成锭。将该钢锭粗轧成钢坯。通过热轧该钢坯成为具有15mm直径的圆钢。圆钢成形至如图1所示的Ono-型旋转弯曲样品。对比产品A和B分别具有比本发明较低和较高的Cr含量。
表1样品的化学组成
随后，在570℃的条件下在实施狭义的气体氮化360分钟。氮化之后，以砂纸清除在样品表面形成的表面化合物层(称为白层)。然后通过连续地采用#180、#320、#360和#1200砂纸实施表面抛光。如此制备的疲劳样品采用Ono-型旋转弯曲试验机进行疲劳试验。通过在107周期未引起疲劳断口的应力定义疲劳极限(MPa)。本发明和对比产品的疲劳极限如表2所示。此外，开始断口的位置和尺寸为1μm或者更大的碳氮化物沉淀物的面积比如表2所示。
表2本发明和对比产品的疲劳极限
尽管本发明的产品与对比产品仅在Cr含量上不同，但前者的疲劳极限比后者大约高100MPa至230Mpa。这是由于氮化层显微组织的改变。
参照图3，显示了发明材料A断口表面SEM照片。裂纹自非金属杂质产生，它位于氮化层(即，氮的扩散层)边界稍内侧。此事实证明了图1图解说明的断口模型。
图4显示了本发明产品A、图5显示了本发明产品B、图6显示了对比产品A以及图7显示了对比产品B的氮化层的横截面显微组织。如图4和5所示，大量的化合物层位于晶界，位于晶粒中的粗碳氮化物的尺寸是10μm或者更小。此外，如表2所示，本发明产品A和B中，尺寸不小于1m不超过10μm的碳氮化物的面积比是5％或者更少。
参照图6，对比产品A满足本发明的如下要求化合物层位于晶界中；晶粒中没有粗沉淀物；1mm至10μm尺寸的碳氮化物的面积比是5％或者更少。然而，由于对比产品A的Cr含量小于5％，氮化层的基质是低强度的，从而是低疲劳强度的。在图7的对比产品B中，存在非常大的碳氮化物，并且沉淀物的面积比是11.9％，大大超过5％。由于这些原因疲劳强度是可能低的。
滑动性能试验(耐擦伤性试验)由本发明产品A和B以及对比产品A和B制备如图8所示用于试验耐擦伤性的样品。适当地预处理该样品，然后在570℃进行气体氮化360分钟。接着从表面清除表面化合物层(白层)，并将滑动面抛光至R20mm和Ra0.4μm或者更小的粗糙度。采用如图9和10所示的试验机评价如此处理的样品的耐擦伤性。在图9和10中，参考数字表示下列元件16-扭距-传动轴；17-负荷元件，18-放大器；19-记录器。逐步增加接触负荷和测量摩擦力的急剧增加的时间。此时以擦伤负荷评估接触负荷。同时，通过显微镜测量接触面积。由(擦伤负荷/接触面积)确定擦伤负荷。该试验条件和结果(表3)如下所示。
试验条件滑动速度8m/s接触负荷自1.0Pa起，每次增加0.2Pa润滑油电动机油#20油温80℃油量5cc/分钟对应材料FC250等效品(表面粗糙度Rz1-2μm)表3
将本发明产品A和B的擦伤负荷与对比产品A和B的比较。这些擦伤负荷对于滑动构件是令人满意的。
(抗磨损性试验)采用如图11所示的试验机实施磨损试验。样品25大小是5mm×5mm×20mm。如同耐擦伤性试验的样品一样处理光滑动表面。即，实施氮化，清除白层，和抛光至20R曲面。在图11中，参考数字表示下列元件21-对应材料(FC250等效品)；22-电热器；23-润滑油；24-样品容器。试验条件如下。
试验机芯杆滚筒磨损试验机摩擦速度0.5m/s时间4小时负荷490N滚筒表面温度180℃润滑剂电动机油#30，0.15cc/分钟表4
本发明产品A和B的耐磨性等于和满意地高于对比产品B的性能。
如上描述的，本发明用于氮化的钢，同时显示高滑动性和耐疲劳性，因此，它特别适用于这样的部件，如汽车的弹簧、活塞环以及耐磨部件，它们都需要上述两种性能。
权利要求
1.用于氮化的钢，氮化处理后它显示改善的耐磨性和疲劳强度，它的组成为0.5至1.0％C、1.0％或更少的Si、0.3至1.0％的Mn、5.0至12.0％的Cr、0.5至2.0％的Mo、0.1至0.3％的V、其余为铁和不可避免的杂质。
2.按照权利要求1的用于氮化的钢，其中C的含量是0.7至0.8％，Cr含量为7至11％。
3.按照权利要求2的用于氮化的钢，其中它包含Cr的碳化物，并且，位于表面层(假定的氮化层)接受氮化的Cr的碳化物的尺寸是10μm或者更小，表面(假定的氮化层)内的1至10μm的Cr的碳化物的面积比为5％或者更小。
4.按照权利要求3的用于氮化的钢，其中表面层(假定的氮化层)的厚度为5至200μm。
5.滑动构件，由组成为0.5至1.0％C、1.0％或更少的Si、0.3至1.0％的Mn、5.0至12.0％的Cr、0.5至2.0％的Mo、0.1至0.3％的V、其余为铁和不可避免的杂质的钢构成，并且至少在所述钢的外围滑动面形成氮化层。
6.按照权利要求5的滑动构件，其中氮化层厚度为5至200μm。
7.按照权利要求5或6的滑动构件，其中所述的氮化层包含晶粒、沿着晶粒边界沉淀的化合物层、和基本上由分散在晶粒中的碳氮化物组成而尺寸小于10μm的沉淀，并且进而尺寸为1至10μm的沉淀的面积百分比是5％或者更小。
8.按照权利要求7的滑动构件，其中氮化层随后不进行如喷丸硬化处理或者渗碳的后处理。
全文摘要
用于氮化的钢,其组成为:0.5至1.0%C、1.0%或更少的Si、0.3至1.0%的Mn、5.0至12.0%的Cr、0.5至2.0%的Mo、0.1至0.3%的V、其余为铁和不可避免的杂质,它显示出了改善的耐磨性和疲劳强度。
文档编号C23C8/24GK1328170SQ0112070
公开日2001年12月26日 申请日期2001年4月25日 优先权日2000年4月25日
发明者井上茂夫, 小贯亨 申请人:株式会社理研