表面硬化钢的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种供于在建设产业用机械、汽车领域中使用的机械结构部件的表面 硬化钢，特别涉及一种冷锻性优异且渗碳处理后的疲劳强度优异的表面硬化钢。
【背景技术】
[0002] 例如，汽车部件等是对圆钢进行冷成型制造得到的，所以该坯料要求高的冷锻性。 因此，对坯料实施软化退火而进行碳化物球状化，从而提高冷锻性。另外，从钢的成分组成 的观点考虑，已提出有减少极大影响变形抗力的Si等的方案。
[0003] 在此，专利文献1中记载了通过减少Si、并且将其它合金元素减量到具有由固溶B 带来的淬透性提高效果的程度，从而使硬度降低，提高冷锻性的技术。
[0004] 另外，专利文献2中提出了一种表面硬化钢，其通过组合减少了作为固溶强化元 素的Si和Mn从而利用固溶B来确保淬透性的成分体系和制造条件来确保冷加工性。
[0005] 现有技术文献
[0006] 专利文献
[0007] 专利文献1:日本专利第3623313号公报
[0008] 专利文献2:日本专利第3764586号公报
【发明内容】
[0009] 上述专利文献1和2中记载的技术中，虽然利用了由B带来的淬透性提高效果，但 B的淬透性提高效果受冷却速度的影响较大，另一方面，由于冷锻制品具有复杂的形状的情 况较多，浸碳淬火时的部件内部的冷却速度容易变得不均匀，其结果，存在浸碳处理后的尺 寸精度下降、发生部件强度不足这样的问题。另外，出于不减少B的淬透性效果的目的而添 加了Ti，但由于在铸造时的凝固阶段生成Ti氮化物，因此还存在Ti的氮化物容易变得粗大 而成为疲劳破坏的起点，使部件寿命降低这样的问题。
[0010] 本发明是鉴于上述的实际情况而研发的，目的在于提供一种低温下也显示出良好 的可锻性且在渗碳处理后具有优异的疲劳强度的表面硬化钢。
[0011] 发明人等为了达成上述目的而对表面硬化钢的成分组成进行了深入研究，结果发 现通过在适当的成分组成下对Si、Cr和Mn的添加量进行适当管理则能够得到冷锻性和疲 劳强度优异的表面硬化钢。
[0012] 本发明是基于上述见解而得到的。即，本发明的主旨构成如下。
[0013] (1) -种表面硬化钢，具有如下成分组成：在满足下述（1)和（2)的范围的条件下 含有C:0? 10 ~0? 35 质量％、Si:0? 01 ~0? 13 质量％、Mn:0? 30 ~0? 80 质量％、P:0? 02 质量％以下、S:0? 03质量％以下、A1 :0? 01~0? 045质量％、Cr:0? 5~3. 0质量％、B: 0. 0005~0. 0040质量％、Nb:0. 003~0. 080质量％和N:0. 0080质量％以下，并且，将作 为杂质含有的Ti抑制在0. 005质量％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
[0014] 3. 0[%Si]+9. 2[%Cr]+10. 3[%Mn]彡 10. 0…（1)
[0015] 3. 0[%Si]+1. 0[%Mn] < 1. 0- (2)
[0016] 其中，[%M]为元素M的含量（质量％ )
[0017] ⑵根据上述⑴所述的表面硬化钢，上述成分组成进一步含有选自Cu:0. 5质 量％以下、Ni:0. 5质量％以下和V:0. 1质量％以下中的1种或2种以上。
[0018] 根据本发明，能够提供一种兼具优异的冷锻性和高的疲劳强度的表面硬化钢。
【附图说明】
[0019] 图1是表示含有0. 048质量％A1的钢材的浸碳后部件的从表面到内部4mm的位 置的平均硬度和所测定的硬度范围的图。
[0020] 图2是表示含有0. 043质量％A1的钢材的浸碳后部件的从表面到内部4mm的位 置的平均硬度和所测定的硬度范围的图。
[0021] 图3是表示A1含量与硬度偏差的最大值的关系的图。
[0022] 图4是表不Si和Mn的添加量平衡与变形抗力上升量的关系的图。
[0023] 图5是表示极限镦锻率评价用的带有V槽的冷锻试验片的形状的图。
【具体实施方式】
[0024] 以下，对将本发明的表面硬化钢的钢组成限定在上述范围的理进行详细说明。
[0025] C:0? 10 ~0? 35 质量％
[0026] 为了通过对冷锻品实施的浸碳热处理后的淬火而提高该锻造品中心部的硬度，需 要0. 10质量％以上的C。另一方面，如果C的含量超过0. 35质量％，则芯部的韧性降低，因 此将C量限定在0.10~0.35质量％的范围。优选为0.25质量％以下的范围。更优选为 0.20质量％以下的范围。
[0027] Si:0? 01 ~0? 13 质量％
[0028] Si是作为脱氧剂必须的元素，需要至少添加0. 01质量％以上。然而，Si是在浸 碳表层优先氧化而促进晶界氧化的元素，另外，对铁素体进行固溶强化而提高变形抗力，使 冷锻性恶化。因此，使上限为0.13质量％。优选为0.02~0.10质量％。进一步优选为 0? 02 ~0? 09 质量％。
[0029] Mn:0? 30 ~0? 80 质量％
[0030] Mn是对提高淬透性有效的元素，需要至少添加0. 30质量％。但是，过量添加Mn会 导致基于固溶强化的变形抗力的上升，因此使上限为〇. 80质量％。优选为0. 60质量％以 下，更优选为0.55质量％以下。
[0031] P:0.02 质量％ 以下
[0032] P在晶体晶界产生偏析，使韧性降低，因此其混入量越低越优选，允许到0. 02质 量％。优选为0.018质量％以下。另外，对下限不设特别限定也没有不存在问题，但不必要 的低P化使精炼时间增长，精炼成本上升，因此从实用性的观点考虑，优选为〇. 012%以上。
[0033] S:0.03 质量％ 以下
[0034]S是以硫化物系夹杂物的形式存在而对提高切削性有效的元素，过量的添加会导 致冷锻性的降低，因此使上限为0.03质量％。另外，对下限没有特别限定，但为了确保切削 性可以为0.012%以上。
[0035] A1 :0? 01 ~0? 045 质量％
[0036] 如果过量添加A1，则钢中的N形成A1N而被固定，从而显现B的淬透性效果。为 了使浸碳处理后的部件强度稳定化，重要的是不出现B的淬透性效果，为此，需要使上限为 0.045 质量％。
[0037] 在此，将含有lOppm的B和45ppm的N且使A1的添加量为0? 048质量％和0? 043 质量％情况下的、从浸碳后部件的表面到内部4mm的位置的平均硬度和测定的硬度范围分 别示于图1和图2。
[0038] 由图1和图2可知，A1量为0. 048质量％时（图1)，距离表面各深度位置（图中 的横轴）的测定的硬度范围（图中的上虚线和下虚线的间隔）比A1:0. 043质量％时测定 的硬度范围大（图2)，在各深度位置的硬度的偏差大。
[0039] 在图3中示出了含有lOppm的B和45ppm的N且改变A1的添加量时的硬度偏差 的最大值（图1或图2中的上虚线和下虚线在纵轴上的间隔的最大值）的变化。
[0040] 由该图可知，通过使A1的添加量为0.045质量％以下，从而从浸碳后部件的表面 朝向内部的硬度的偏差幅度变小。根据以上结果，使A1量的上限值为0. 045质量％。
[0041] 应予说明，在图1~图3中示出结果的实验按以下条件进行。即，实验中使用的钢 为如下组成的钢，含有C:0. 16质量％、Si:0. 09质量％、Mn:0. 53质量％、P:0. 012质量％、 S:0? 012 质量％、Cr:1. 9 质量％、B:0? 0015 质量％、Nb:0? 025 质量％和N:0? 0065 质量％， 此外使A1为如上所述的添加量，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。将这些钢加工为直径 25mm的圆棒后，在930°C下，实施3小时的碳势1. 0质量％的浸碳后，在60°C下进行油冷，在 180°C下实施1小时的回火处理。对实施了该回火处理的圆棒的剖面的从表面直到内部4mm 位置的硬度，在相同剖面内以每个深度位置各10处进行测定，求出各离表面的深度位置的 维氏硬度的平均值、最大值和最小值。
[0042] 另一方面，A1是对脱氧有效的元素，因此使下限为0. 01质量％。优选为0. 01~ 〇? 040质量％，进一步优选为〇? 015~0? 035%。
[0043] Cr:0? 5 ~3. 0 质量％
[0044] Cr是不仅有助于淬透性，还有助于提高回火软化抗力，进而对促进碳化物的球状 化有用的元素，如果含量小于0. 5质量％，则其添加效果欠缺，另一方面，如果超过3. 0质 量％，则会促进过量浸碳、残留奥氏体的生成，并对疲劳强度带来负面影响。因此，将Cr量 限定在0. 5~3. 0质量％的范围