表层硬化处理用钢及表层硬化钢部件及其制造方法

专利名称：表层硬化处理用钢及表层硬化钢部件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及表层硬化处理用钢及表层硬化钢部件及其制造方法。本申请基于2010年3月19日在日本申请的专利申请2010-064880号并主张优先权，将其内容引用于此。
背景技术：
在汽车、建筑机械、农业机械、发电用风车、其他的产业机械等中使用的传动部件 (例如、齿轮、轴承、CVT滑轮、旋转轴等)从部件的疲劳特性的提高、耐磨损性的提高等目的出发几乎都是在实施表面硬化处理后来使用。在已知的多种表面硬化处理中，渗碳处理从表面硬度、硬化层的深度、生产率等方面来看比其他表面硬化处理优良，因此适用部件非常
^^ O例如，在齿轮、轴承部件的通常的制造工序中，使用JISG4053中规定的SCM420、 SCR420、SNCM220等中碳合金钢，利用热锻、冷锻、切削、或它们的组合实施机械加工以得到规定的形状，然后，实施渗碳处理或渗碳氮化处理。渗碳齿轮的疲劳破坏大致分为弯曲疲劳(齿根疲劳)和齿面疲劳(点蚀 (pitting)等)。为了实现齿轮部件的高强度化，需要使这两种疲劳强度都提高。其中，已知弯曲疲劳强度可通过改善表层的组织(减少晶界氧化层、不完全淬火层)来改善，并且可通过实施喷丸硬化来大幅度改善。另一方面，齿面疲劳强度即使实施喷丸硬化也几乎无法改善，因此，齿面疲劳强度的提高成为课题。此外，不仅齿轮，对于CVT滑轮、轴承类也进一步要求高面压化，因此对于提高齿面疲劳或转动疲劳等面疲劳的要求较高。相对于此，最近报道了下述内容从在齿轮的使用中齿面的表面温度上升到 300°C左右的方面考虑，提高300°C下的硬度(或者300°C回火后的硬度，以下称为300°C回火硬度)对于改善齿面疲劳强度是有效的。由此，提出了增加Si或Cr的添加量而使300°C回火硬度提高的钢材。但是，仅通过钢材成分使300°C回火硬度提高是有限的，并且难以大幅度提高，因此要求进一步的改善技术。近年来，作为大幅度改善300°C回火硬度的技术，提出了在渗碳部件的表面使渗碳体积极地析出的“高碳渗碳(也称为高浓度渗碳)技术”。通常的渗碳处理为如下处理将气氛的碳势(以下也称为C. P.)设定为0. 70 0.90%左右，将部件的表层部的碳量控制为0. 80%左右，然后通过进行淬火，使部件的表层部的组织成为碳量为0. 80%左右的马氏体组织。相对于此，在其他的高碳渗碳技术中，通过将C.P.设定为比通常高(与共析碳量相当的值以上)，进行表面的碳量超过Acm组成那样的渗碳。由此，使渗碳体在表层部析出、 分散，最终得到在马氏体中分散有渗碳体的组织。这样的技术也被称为CD渗碳carbide dispersion carburizing(碳化物析出型渗碳)。
“碳势”是表示将钢加热的气氛的渗碳能力的用语。碳势的基本定义为“在某气体气氛中将钢加热至特定温度进行渗碳，达到与该气体气氛平衡时的钢的表面的碳浓度”。但是，在碳势的值超过进行渗碳处理的钢的Acm组成那样的条件下进行渗碳的情况下，碳势表示未发生渗碳体析出的假想的钢的表面的碳浓度的意思。该情况下，碳势与实际的钢的表面的碳固溶浓度未必一致。马氏体如果在部件的使用中被暴露于高温下，则受到回火而软化。另一方面，渗碳体等碳化物相比马氏体大幅度硬化，即使温度提高也不容易软化。因此，如果能使大量的碳化物在钢中分散，则能使上述300°C回火硬度大幅度提高。该方法是使齿面疲劳强度、转动疲劳强度等面疲劳强度提高的有力的手段。但是，在对于JISG4053中规定的SCM420、SCR420、SNCM220等中碳合金钢实施高碳渗碳的情况下，粗大的渗碳体必然沿着奥氏体晶界析出(所谓的先共析渗碳体)，成为疲劳龟裂的发生部位或传播路径。因此，弯曲疲劳强度降低，并且齿面疲劳强度也产生不均勻， 存在无法得到期待的疲劳强度的问题。因此，在通常的高碳渗碳的情况下，首先在较高温度下进行高碳渗碳(一次渗碳)，然后，以不生成先共析渗碳体的方式以充分大的冷却速度暂时冷却到室温附近。然后， 再次加热，在奥氏体+渗碳体的二相域进行碳化物的析出处理，然后进行淬火。该处理一般被称为“二次淬火”。例如，在专利文献1中提出了通过高频淬火进行二次淬火的方法。在专利文献2 中提出了通过规定二次淬火的加热模式来使碳化物微细分散的方法。但是，如果进行二次淬火，则不仅招致热处理成本增加，而且部件性能也劣化。即，通过反复进行热处理，由热处理引起的变形蓄积，部件的变形不可避免地增加，尺寸精度劣化。例如，在齿轮、轴承的情况下，若部件的尺寸精度劣化，则在将部件装入变速箱等单元中并使单元运转时，成为噪音、震动增加的原因。为了使部件的尺寸精度恢复，有时在二次淬火后再次进行切削加工(精加工)。但是，由于对通过高碳渗碳使表层部极度变硬的部件进行切削加工，因此切削加工变得非常困难且效率低下，成本增大。并且，为了在精加工中将表层部的一部分除去，需要与其相应地多余地形成较深的硬化层，因此，渗碳处理的时间也变长，渗碳处理的生产率降低。也就是说，在现有的技术中，为了得到所希望的性能必须进行二次淬火，但是，因进行二次淬火，会产生各种各样的问题，其结果是，极大地招致成本增大。为了解决上述问题，提出了高碳渗碳用的材料和高碳渗碳处理方法。在专利文献3及专利文献4中提出了一种耐高面压构件的制造方法，其规定渗碳处理时的表面碳浓度，在由化学成分规定的式子计算出的温度范围中进行渗碳处理，接着渗碳处理实施与渗碳处理温度具有所需要的关系的高温下的扩散处理。但是，通过将扩散处理在比渗碳温度高的温度下进行，招致碳化物的粗大化，因此，作为二次淬火的替代处理，是不够的。此外，作为这些文献的实施例的发明例示出的处理模式在渗碳处理间将钢骤冷到A1点以下。这实质上是与二次淬火相同的处理，通过该方法无法避免部件的尺寸精度的劣化。现有技术文献
专利文献专利文献1 日本特开2005-48270号公报专利文献2 日本特开2002-356738号公报专利文献3 日本特开2001-98343号公报专利文献4 日本专利第4022607号公报

发明内容
发明所要解决的课题本发明的目的在于，提供能够得到具有高的齿面疲劳强度且避免了由二次淬火引起的热处理变形的增加(部件的尺寸精度的劣化)的部件的表层硬化处理用钢及表面硬化钢部件及其制造方法。用于解决课题的手段本发明中，通过将渗碳时的C. P.设定成比通常高，不进行二次淬火，使碳化物微细地分散在渗碳层中，从而实现上述课题。高碳渗碳处理与通常渗碳处理的区别不明确，不存在严格的区别或一般的定义。 在本发明中，将高碳渗碳处理定义为“在总渗碳处理时间的50%以上的时间中C. P.为 0. 90%以上的渗碳处理”。此外，在本发明中，将高碳气体渗碳氮化处理定义为“在总渗碳处理时间的50%以上的时间中C. P.为0.90%以上的渗碳处理工序的某一阶段，增加了积极地使表面含有氮的工序的处理”。在本发明中，对以质量％计含有2. 00 5. 00%的Cr的钢材在800 900°C的温度区域中实施高碳气体渗碳或者高碳气体渗碳氮化处理。由此，在渗碳处理时的表层部使 (CnFe)23Cf^n/或(Cr、Fe)3C析出，将这些析出物作为渗碳体的析出核利用。其结果是，通过1次热处理，得到在部件表面微细地分散有碳化物(渗碳体与(CiNi^e)23C6和/或(Cr、 Fe)3C)的组织。以往，为了将粗大的碳化物微细分散化，需要多次的加热、淬火的热处理，但是，在本发明中，通过1次渗碳、淬火处理即可。由此，能够抑制伴随着热处理次数的增加而产生的各种问题、例如部件的热处理变形的增大、热处理成本的增大等。本发明的要点如下所述。(1)本发明的一个方式涉及的表层硬化处理用钢是在800 900°C的温度区域中进行渗碳处理的表层硬化处理用钢，所述钢的化学成分以质量％计含有C 0. 10 0. 60%, Si 0. 01 2. 50 %、Mn :0. 20 2. 00 %、S :0. 0001 0. 10 %、Cr :2. 00 5. 00 %、Al 0. 001 0. 50 %、N 0. 0020 0. 020 %、P :0. 001 0. 050 %、及 0 :0. 0001 0. 0030 %
含有，剩余部分包含狗及不可避免的杂质，Cr、Si, Mn的合计含量以质量％计满足 2. 0 彡 Cr+Si+Mn 彡 8. 0。(2)在上述(1)的表层硬化处理用钢中，上述化学成分以质量％计还可以含有Ca 0. 0005 0. 0030%,Mg :0. 0005 0. 0030%,Zr :0. 0005 0. 0030%中的 1 种或 2 种以上。(3)在上述⑴或⑵的表层硬化处理用钢中，上述化学成分以质量％计还可以含有 Mo 0. 01 1. 00%,B 0. 0005 0. 0050%,Cu :0. 05 1. 00%、及 Ni :0. 05 2. 00%中的1种或2种以上。(4)在上述(1) ⑶中任一项的表层硬化处理用钢中，上述化学成分以质量％计还可以含有 V :0. 005 0. 50%,Nb :0. 005 0. 10%、及 Ti :0. 005 0. 50%中的 1 种或 2 种以上。(5)本发明的其他方式涉及的钢部件是实施了渗碳处理或渗碳氮化处理的钢部件，上述钢部件的非渗碳部的钢的成分以质量％计含有C :0. 10 0. 60%, Si 0.01 2. 50 Mn 0. 20 2. 00 S :0. 0001 0. 100 Cr :2. 00 5. 00 Al :0. 001 0. 50%, N 0. 0020 0. 0200%, P :0. 001 0. 050%、及 0 :0. 0001 0. 0030%，剩余部分
包含Fe及不可避免的杂质，上述非渗碳部的钢的Cr、Si、Mn的合计含量以质量％计满足 2. 0 ( Cr+Si+Mn ( 8. 0，在从渗碳层的最表面至50 μ m深度为止的部分即表层部中，碳浓度的平均值以质量％计为1.00 6.7%，上述表层部的碳化物的面积率为15%以上，上述表层部具有(Cr、Fe)23C6& (Cr、Fe) 3C中的1种或2种的析出物，在上述表层部中，沿着原、 晶界的10 μ m以上的网状碳化物为2. 5个/mm2以下。(6)在上述(5)的钢部件中，上述非渗碳部的上述钢的成分以质量％计还可以含有 Ca 0. 0005 0. 0030%、Mg :0. 0005 0. 0030%、Zr :0. 0005 0. 0030% 中的 1 种或 2
种以上。(7)在上述( 或(6)的钢部件中，上述非渗碳部的上述钢的成分以质量％计还可以含有 Mo 0. 01 1. 00%, B 0. 0005 0. 0050%, Cu :0. 05 1. 00%、及 Ni :0. 05 2. 00%中的1种或2种以上。(8)在上述(5) (7)中的任一项的钢部件中，上述非渗碳部的上述钢的成分以质量％计还可以含有 V :0. 005 0. 50%,Nb :0. 005 0. 10%、及 Ti :0. 005 0. 50%中的 1 种或2种以上。(9)本发明的其他方式涉及的表层硬化钢部件的制造方法具有下述工序将上述 (1) 中任一项所述的表层硬化处理用钢加工而成型钢部件的成型工序；在处理时间的50%以上的时间中，在800 900°C的温度区域中对上述钢部件实施渗碳气氛的碳势为 0. 90%以上的气体渗碳处理或气体渗碳氮化处理，使(Cr、Fe)23C6& (Cr、Fe) 3C中的1种或 2种在渗碳层中析出的渗碳工序；以及，接着上述渗碳工序，在实施了上述渗碳处理或气体渗碳氮化处理的温度的状态下或者在冷却到渗碳处理温度以下的温度区域后实施淬火处理的淬火工序。(10)上述(9)的表层硬化钢部件的制造方法还可以具有下述工序在上述渗碳工序之前，在800 1100°C的温度区域中在渗碳气氛的碳势为0. 40 1. 20%的条件下对上述钢部件实施气体渗碳处理或气体渗碳氮化处理的预备渗碳工序。发明效果根据本发明，即使废止二次淬火，也能在部件的渗碳层中使碳化物微细地分散。由此，能以低成本得到具有高的齿面疲劳强度且避免了由二次淬火引起的热处理变形的增加 (部件的尺寸精度的劣化)的部件。因此，对于汽车等的传动部件(例如、齿轮、轴承、旋转轴、CVT滑轮等)的转速或传达转矩的增加或者小型、轻量化是极其有效的。


图IA是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图IB是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图IC是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图ID是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图IE是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图IF是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图IG是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图IH是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图II是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图IK是表示本发明的比较例涉及的渗碳条件的图。图IL是表示本发明的比较例涉及的渗碳条件的图。图IM是表示本发明的比较例涉及的渗碳条件的图。图IN是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图10是表示本发明的一个方式涉及的渗碳条件的图。图2(a)部分是表示以往技术涉及的高碳渗碳中的渗碳层的组织的粒子的图，表示存在网状的渗碳体的组织。(b)部分是表示本发明的一个方式涉及的高碳渗碳中的渗碳层的组织的例子的图，不存在网状的渗碳体，表示微细的碳化物大量分散的良好的高碳渗碳组织。图3是表示(Cr、Fe) 23C6和(Cr、Fe) 3C析出了的组织的图。
具体实施例方式本发明者们对与高碳渗碳处理中的渗碳层的碳化物的分散形态相关的各种因素进行了深入研究，发现了如下见解。(a)关于在高碳渗碳处理时在渗碳层中生成的碳化物，钢中的Cr量越多，析出量越多。(b)关于在高碳渗碳处理时在渗碳层中生成的碳化物，在钢中的Cr量低于2. 00 % 的情况下，主要是沿着奥氏体晶界作为粗大的网状渗碳体析出。相对于此，钢中的Cr量为 2. 00%以上的情况下，碳化物成为粒状、针状的微细的碳化物分散在奥氏体晶粒内的形态。(c)关于在高碳渗碳处理时在渗碳层中生成的碳化物，渗碳处理温度越低，析出量越多。(d)关于在高碳渗碳处理时在渗碳层中生成的碳化物，渗碳处理温度越低，析出物越是变得微细，并且以粒状或针状的微细的碳化物的形式分散在奥氏体晶粒内。特别是在渗碳处理温度为900°C以下的情况下，能得到碳化物充分微细地分散的组织。该理由如后所述。(e) Cr量添加量越多，并且渗碳处理温度越低，在渗碳处理的初期，在渗碳层中，微细的(Cr、Fe)23Cdn/或(Cr、Fe)3C越容易析出到奥氏体粒内，并且析出量也增加。此夕卜， 在渗碳处理的后期，以这些微细析出物为核，渗碳体析出。并且，由此，沿着奥氏体晶界的粗大的网状渗碳体的生成量也被抑制。(f)通过气体渗碳方式进行高碳渗碳处理时，在Cr添加量或Cr、Si、Mn的添加量较多、并且渗碳处理温度高的情况下，Cr氧化物及Cr、Si、Mn的复合氧化物在钢材表面生成， 阻碍碳从渗碳气氛向钢材中的转移。因此，渗碳层的碳量比目标值低，实质上有时无法进行高碳渗碳处理。该现像在渗碳处理温度超过900°C的情况下容易发生。(g)接着气体高碳渗碳处理，通过进一步进行在热处理气氛中添加氨的处理即渗氮工序(所谓的渗碳氮化处理)，能使齿面疲劳强度进一步提高。根据以上内容，增加Cr添加量、且使高碳渗碳处理的温度成为比现有技术的温度 (930 950°C附近)低的温度，对于渗碳层的碳化物的微细分散是极有效的。由此，无需进行用于碳化物的微细分散的二次淬火(不使部件的尺寸精度劣化)，能使部件的齿面疲劳
强度提高。下面，对本发明作详细说明。首先，对成分组成的限定理由进行说明。另外，成分的含量％是指质量％。C :0.10 0.60%C为了确保部件的芯部的硬度而添加。若C添加量少，则渗碳处理所需要的时间变得过长，另一方面，如果过量添加，则通过原材料的硬度的上升，进行部件的切削、锻造等加工时的加工性显著劣化。在本发明中，需要将C量设定在0. 10 0.60%的范围中。优选的 C量的范围为0. 15 0. 30%。Si :0. 01 2. 50%Si是对于通过使像渗碳部件那样的低温回火马氏体钢的回火软化阻力显著增加而提高齿面疲劳强度有效的元素。在本发明中，Si添加0.01%以上。但是，如果过量地添加Si，则在气体渗碳时，Cr、Si、Mn的复合氧化物在钢材表面生成，阻碍碳从渗碳气氛向钢材中的转移。因此，渗碳层的碳量有时低于目标值。此外，如果过量地添加Si，则通过原材料的硬度的上升，在进行部件的切削、锻造等加工时的加工性显著劣化。在本发明中，需要将Si量设定在0. 01 2. 50%的范围中。优选的Si量的范围为0. 03% 1. 50%，更优选为 0. 10% 1. 00%。Mn :0· 20 2. 00%Mn具有提高钢的淬透性的效果，因此，为了在渗碳淬火时得到马氏体组织，添加 0. 20%以上。另一方面，如果过量添加，则在气体渗碳时，Cr、Si、Mn的复合氧化物在钢材表面生成，阻碍碳从渗碳气氛向钢材中的转移。因此，渗碳层的碳量有时比目标值低。此外， 如果过量添加，则通过原材料的硬度的上升，在进行部件的切削、锻造等加工时的加工性显著劣化。在本发明中，需要将Mn量设定在0. 20 2. 00%的范围中。优选的Mn量的范围为 0. 40 1. 00%。S :0· 0001 0. 10% S与Mn结合而形成MnS，越是增加添加量，越具有使切削性提高的效果，但是，如果过量添加，则MnS成为疲劳龟裂的传播路径，齿轮的弯曲疲劳强度降低。此外，为了将S量限制在0. 0001%以下，需要花费过多的成本。因此，在本发明中，需要将S量设定在0. 0001 0. 10%的范围中。S量的优选的范围为0.010 0.02%。Cr 2. 00 5. 00%Cr的添加量越多，在高碳渗碳处理时，在渗碳层中生成的碳化物的析出量越是增加。此外，在Cr的添加量为规定量以上的情况下，在渗碳处理的初期在渗碳层中，微细的(CiNFe)23Cf^P/或(Cr、Fe)3C容易析出到奥氏体晶粒内，并且析出量也增加。在渗碳处理的后期，以这些微细析出物为核，渗碳体析出，因此，是对于碳化物的微细分散化和沿着奥氏体晶界的粗大的网状渗碳体的抑制是极其有效的元素，因此以较多量添加。这些效果难以通过其他添加元素来替代，因此，在本发明中，Cr是最重要的添加元素。另一方面，如果过量地添加，则在气体渗碳时，Cr、Si、Mn的复合氧化物在钢材表面生成， 阻碍碳从渗碳气氛向钢材中的转移。因此，渗碳层的碳量比目标值低。此外，如果过量地添加，则通过原材料的硬度的上升，在进行部件的切削、锻造等加工时的加工性显著劣化。因此，本发明中，需要将Cr量设定在2. 00 5. 00%的范围中。优选的Cr量的范围为2. 00 3.50%。更优选的范围为2. 25 3. 00%。另外，Cr量为上述范围的情况下，为了在渗碳层中确保充分的碳量，特别是将渗碳处理温度限制在900°C以下是重要的。Al :0. 001 0. 50%Al是用于钢的脱氧的有效的元素，并且在钢中与N结合而形成A1N。AlN将奥氏体晶体晶界钉扎而抑制晶粒成长，起到防止组织粗大化的作用。如果Al的添加量少，则无法得到上述效果，即使过量地添加，效果也饱和。因此，在本发明中，需要将Al量设定在 0. 001 0. 50%的范围内。Al量的优选的范围为0. 020 0. 15%。另外，在Ti添加0. 08% 以上的情况下，TiC的量增加，钉扎效果变得充分，Al的添加量可以少于0. 020%。N :0· 0020 0. 020%N在钢中与Al结合而形成A1N。AlN将奥氏体晶体晶界钉扎而抑制晶粒成长，起到防止组织粗大化的作用。如果N的添加量少，则无法得到上述效果，如果过量地添加， 则1000°C以上的高温区域中的延展性降低，成为连续铸造、轧制时的成品率降低的原因。 因此，在本发明中，需要将N量设定在0.0020 0.020%的范围中。N量的优选的范围为 0. 0050 0. 018%。P :0.050% 以下P在奥氏体晶界中偏析，使原奥氏体晶界脆化，成为晶界裂纹的原因，因此，优选尽量降低P量。因此，在本发明中，需要将P量设定在0.050%以下的范围中。P量的优选的范围为0.015%以下。为了将P量限制到0.001%以下需要花费过多的成本。因此，P量的优选的下限为0. 001%。0:0. 0030% 以下0形成氧化物系夹杂物。0含量多的情况下，成为疲劳破坏的起点的大的夹杂物增加，成为疲劳特性降低的原因，因此，优选尽量降低0量。因此，在本发明中需要将0量限制在0.0030%以下。0量的优选的范围为0.0015%以下。为了将0量限制到0.0001%以下需要花费过多的成本。因此，优选的0量的下限为0. 0001%。Ca、Mg、Zr 0. 0005 0. 0030 %Ca.Mg.Zr是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。Ca、 Mg.Zr具有通过MnS的形态控制及切削时的切削工具表面的保护被膜形成而提高钢的切削性的作用。为了得到该效果，可以将Ca、Mg、&中的1种或2种以上各添加0. 0005%以上。 另一方面，如果添加超过0. 0030%，则有时形成粗大的氧化物或硫化物而对部件的疲劳强度产生不良影响。因此，在本发明中，可以将Ca、Mg、&中的1种或2种以上分别在0. 0005 0.0030%的范围中添加。优选的范围为0.0008 0.0020%。在本发明这样的相比较而言Cr添加量多的钢种的情况下，与通常的渗碳用钢(JISG4053的SCR420、SCM420等)相比原材料的硬度增高。因此，在将部件通过切削加工进行成型的情况下，有时由于切削工具的寿命缩短，从而与切削相关的成本增高。即，通过添加Ca、Mg、Zr能延长切削工具的寿命，因此，本发明的在高碳渗碳用中添加Ca、Mg、Zr的方法在实际生产上的效果大。Mo :0. 01 1. 00%Mo是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。Mo具有提高钢的淬透性的效果，因此，在渗碳淬火时，为了得到马氏体组织，可以添加。Mo在气体渗碳的气氛气体气氛中不形成氧化物，难以形成氮化物，因此添加了 Mo的钢具有难以生成渗碳层表面的氧化物层或氮化物、由其引起的渗碳异常层的优异的特征。但是，由于添加成本高，因此过量的添加是不优选的。因此，在本发明中，可以将Mo量设定在0.01 1.00%的范围中。优选的Mo量的范围为0. 10 0.60%。B :0· 0005 0. 0050%B是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。B在奥氏体中固溶的状态下具有以微量就能大幅度提高钢的淬透性的效果，因此，在渗碳淬火时，为了得到马氏体组织，可以添加。如果添加量过少，则无法得到上述效果，另一方面，即使过量添加，效果也饱和。因此，在本发明中，可以将B量设定在0.0005 0.0050%的范围中。优选的B量的范围为0. 0010 0. 0025%。另外，在钢中存在一定量以上的N的情况下，B与N结合而生成BN，固溶B量减少， 有时无法得到淬透性提高的效果。在添加B的情况下优选同时适量地添加用于固定N的Ti 和Al。Cu :0. 05 1. 00%Cu是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。Cu具有提高钢的淬透性的效果，因此在渗碳淬火时，为了得到马氏体组织，可以添加。Cu在气体渗碳的气氛气体气氛中，是不形成氧化物或氮化物的元素，因此，添加了 Cu的钢具有难以生成渗碳层表面的氧化物层或氮化物、由其引起的渗碳异常层的特征。但是，如果过量地添加Cu，则1000°C以上的高温区域中的延展性降低，成为连续铸造、轧制时的成品率降低的原因。因此，在本发明中，可以将Cu在0. 05 1. 00%的范围中添加。Cu量的优选的范围为0.010 0.50%。另外，为了改善高温区域的延展性，在添加Cu的情况下，优选同时添加Cu添加量的1/2以上的量的Ni。Ni :0. 05 2. 00%Ni是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。M具有提高钢的淬透性的效果，因此在渗碳淬火时，为了得到马氏体组织，可以添加。Ni在气体渗碳的气氛气体气氛中，是不形成氧化物或氮化物的元素，因此，添加了 Ni的钢具有难以生成渗碳层表面的氧化物层或氮化物、由其引起的渗碳异常层的特征。但是，由于添加成本高，因此不优选添加过量的Ni。因而，在本发明中，可以将Ni 在0.05 2. 00%的范围中添加。优选的Ni量的范围为0.40 1.60%。V :0. 005 0. 50%V是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。V在钢中与 N、C结合而形成V(C、N)。V(C、N)将奥氏体晶体晶界钉扎而抑制晶粒成长，起到防止组织的粗大化的作用。若添加量少，则无法得到上述效果，另一方面，即使过量添加，效果也饱和。在本发明中，可以将V在0.005 0.50%的范围中添加。V量的优选的范围为0.05 0. 20%。Nb :0. 005 0. 10%Nb是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。Nb在钢中与N、C结合而形成Nb(C、N)。Nb(C、N)将奥氏体晶体晶界钉扎而抑制晶粒成长，起到防止组织粗大化的作用。如果添加量少，则无法得到上述效果，另一方面，即使过量添加，效果也饱和。在本发明中，可以将Nb在0. 005 0. 10%的范围中添加。Nb的优选的范围为0.010 0. 050%。Ti :0. 005 0. 50%Ti是可以根据需要在本发明的表层硬化处理用钢中添加的任意成分。Ti在钢中与N、C结合而形成Ti (C、N)。Ti (C、N)将奥氏体晶体晶界钉扎而抑制晶粒成长，起到防止组织的粗大化的作用。如果添加量少，则无法得到上述效果，另一方面，即使过量添加，效果也饱和。在本发明中，可以将Ti在0.005 0.50%的范围中添加。Ti量的优选的范围为 0. 015 0. 15%。2. 0%^ Cr+Si+Mn ^ 8. 0%与钢中的Cr、Si、Mn的各元素量相对应，在气体渗碳时，Cr、Si、Mn的复合氧化物在钢材表面生成，阻碍碳从渗碳气氛向钢材中的转移。因此，为了在高碳渗碳中确保部件的表层部的碳量，使(&、？叱3(6或(Cr、Fe) 3(析出，优选将这3种成分的合计量限制在一定的范围中。在本发明中，将上述3种成分的合计含量设为2.0% 8.0%。更优选的上述3 种成分的合计含量为3. 0% 4. 5%。在本发明中，除了上述成分之外，在不损害本发明的效果的范围内，可以添加Hk Te、Zn、Sn等。Pb、Te、Zn、Sn是可以根据需要在本发明的表面硬化处理用钢中添加的任意成分。通过添加这些元素，能改善切削加工性等。为了不损害本发明的效果，将这些添加成分的添加量的上限分别设定为1 0. 50%以下、Te 0. 0030%以下、Zn :0. 50%以下、Sn 0. 50%以下即可。本发明的表层硬化处理钢部件使用上述本发明的表面硬化处理用钢，实施了渗碳处理或渗碳氮化处理。在钢部件中，将不受渗碳处理或渗碳氮化处理的影响的部件的中央部(芯部)在这里称为非渗碳部。该非渗碳部的化学组成实质上与成为部件的材料的表层硬化处理钢部件的化学组成是相同的。在钢部件的渗碳层中，将从表面至50μπι深度的区域在这里称为表层部。在本发明的表层硬化处理钢部件中，渗碳层的表层部的碳浓度的平均值以质量％计为1.00 6.7%。表层部的碳浓度低于1.00%时，齿面疲劳强度的提高不充分，在6. 7%的情况下表层部全部成为渗碳体，因此，不会成为高于此的碳浓度。此外，上述表层部(从表面至50 μ m 深度的区域)的碳化物的面积率为15%以上。在碳化物的面积率低于15%的情况下，齿面疲劳强度的提高不充分。碳化物的面积率的优选的范围为20 80%。表层部在每100 μ m2 中具有100个以上的在(Cr、Fe)23Cjn (Cr、Fe) 3C中的1种或2种的析出物。本发明的高碳气体渗碳或高碳气体渗碳氮化条件为按照之前所述的“本发明中的高碳气体渗碳或高碳气体渗碳氮化的定义”的条件即可。
例如，在总渗碳时间中可以在C. P.为0.90%以上进行渗碳。也可以将前半段时间的C. P.设为0.80%、将后半段的C. P.设为高碳渗碳气氛即0.90%以上进行渗碳。相反，也可以将前半段的时间的C.P.设为0.90%以上的高碳渗碳气氛，将后半段的C.P.设为
0. 80%左右来进行。这样，通过将C. P.进行各种变化，可以对部件的渗碳层的碳化物分率、或残留奥氏体量任意地进行控制。高碳渗碳气氛的C. P.高者在渗碳层中微细的(ChFe)23Cf^n/或 (Cr、Fe) 3(容易析出，因此，优选设定为1.0%以上。适当的范围为1. 1 1.6%。此外，接着渗碳进行的淬火处理一般实施油冷却、盐浴冷却、气体冷却等，但是任一种方法均可。例如，在油冷却的情况下，淬火油的温度的优选的范围为50 180°C。在想要使伴随着淬火处理的热处理变形成为最小限度的情况下，优选冷却速度小(淬火油的温度高)的方法，在想要使表面的不完全淬火层成为最小限度而提高疲劳强度的情况下，优选冷却速度大(淬火油的温度低)的方法。对于通过渗碳处理制造的表层硬化钢部件，通常在渗碳淬火后实施低温回火 (300°C以下)。低温回火以部件的芯部的韧性的恢复、或尺寸精度和材质的稳定化为目的而进行。通常，如果回火的温度低于100°C，则无法得到上述效果，如果超过300°C，则硬化层的软化变得显著，有疲劳强度降低的可能，因此，低温回火在100 300°C的范围中进行的情况较多。在本发明的表层硬化钢部件中，当然通常也可以在渗碳淬火之后实施低温回火。本发明中的回火的优选的温度为120 200°C，优选的时间为30 180分钟。在本发明涉及的方法中，将高碳气体渗碳或高碳气体渗碳氮化处理的温度区域设为800 900°C。接着高碳气体渗碳或高碳气体渗碳氮化处理，在进行了渗碳处理的温度的状态下或冷却至渗碳处理温度以下的温度区域之后进行淬火处理。对该理由进行说明。在本发明中，没有进行用于碳化物的微细分散的二次淬火(不会使部件的尺寸精度劣化)，能使部件的齿面疲劳强度提高。因此，在高温渗碳处理时，需要将在渗碳层中生成的碳化物控制成大量、微细地分散的形态。关于在高碳渗碳处理时在渗碳层中生成的碳化物，渗碳处理温度越低，析出物变得越微细，并且成为粒状或针状的微细的碳化物分散在奥氏体晶粒内的形态。对于本发明的成分组成的钢进行高碳渗碳处理的情况下，渗碳处理温度越低，在渗碳处理的初期，在渗碳层中，微细的(Cr、Fe)23Cdn/或(Cr、Fe)3C越容易析出到奥氏体晶粒内，并且析出量也增加。在渗碳处理的后期，以这些微细析出物作为核，渗碳体析出。此外，通过上述处理，沿着奥氏体晶界的粗大的网状渗碳体的生成量也被抑制。特别是在渗碳处理温度为900°C以下的情况下，能得到碳化物充分微细分散的组织。此外，渗碳处理温度越低，整体的碳化物的析出量也越多，因此在提高齿面疲劳强度上是有利的。另一方面，如果渗碳处理温度过低，则为了得到所希望的渗碳硬化层深度，所需要的时间变得过长，生产率大幅度降低。因此，在本发明中，进行渗碳处理的温度需要设定在 800 900°C的范围中。进行渗碳处理的温度的优选的范围为820 880°C。在一般的技术中，在渗碳后进行淬火处理的情况下，在淬火前，为了降低部件的热处理变形，在从渗碳温度降温至某程度的较低温度后进行淬火处理。在本发明的渗碳处理中，由于原本渗碳处理温度低，因此无需降温，即使从进行了渗碳处理的温度开始进行淬火也没有问题。进而，在需要降低热处理变形的情况下，也可以在降温至比渗碳处理温度低的温度后进行淬火，但是该温度过低的情况下，在C. P.的控制或气氛的安全性上产生问题。淬火开始温度的优选的范围为760 850°C。本发明涉及的表层硬化钢部件的制造方法还可以具有下述工序在上述的800 9000C的高碳渗碳处理之前，在800 1100°C的温度区域中，在渗碳气氛的碳势为0. 40 1.20%的条件下对上述钢部件实施气体渗碳处理或气体渗碳氮化处理的预备渗碳工序。如上所述，在进行了高碳渗碳处理的情况下，渗碳处理温度越低，在渗碳处理的初期，在渗碳层中微细的(Cr，狗)23(6或/和(Cr，？03(越容易析出到奥氏体粒内，并且析出量也增加。并且，在渗碳处理的后期，以这些微细析出物为核，渗碳体析出。另外，在渗碳处理温度较低的情况下，碳的扩散距离短，因此存在有效硬化层深度变浅、用于得到所希望的有效硬化层深度的渗碳时间延长的缺点。但是，在该低温、高碳渗碳处理前，可以进行预备渗碳工序。该预备渗碳工序只要是粗大的网状渗碳体不会析出的渗碳条件，则即使在任意的条件下进行渗碳，对于接着进行的低温、高浓度渗碳处理不会产生不良影响。因此，为了使碳扩散到更深的位置，可以首先在通常的条件下进行渗碳或渗碳氮化，接着降温至800 900°C的范围实施高浓度渗碳或高浓度渗碳氮化处理。该情况下，能兼顾有效硬化层深度的提高和由高浓度渗碳带来的齿面疲劳强度的提高，因此， 伴随渗碳时间的缩短，能实现生产率的提高。通常渗碳的条件需要在800 1100°C的温度范围中进行。在低于800°C的情况下无法得到硬化层深度提高的效果，没有意义。如果超过1100°C，则晶粒显著粗大化，会损害作为渗碳部件的特性。优选的温度范围为900 1000°C。渗碳气氛的碳势需要在0. 40 1.20%的条件下进行。在低于0. 40%的情况下，硬化层深度提高的效果小，如果超过1. 20%，则在实施低温、高浓度渗碳处理前粗大的网状渗碳体析出，然后不会消失，从而会损害作为渗碳部件的特性。优选的碳势的范围为0. 60 1. 00%。在本发明涉及的表层硬化钢部件的制造方法中，使(CnFe)23Cf^n/或(Cr、Fe)3C 在高碳、低温渗碳处理时的渗碳层中析出。如上所述，在对于本发明的钢实施了高碳渗碳处理的情况下，在渗碳处理的初期， 在渗碳层中，微细的(ChFe)23Cf^n/或(Cr、Fe)3(^F出到奥氏体晶粒内。在渗碳处理的后期，以这些微细析出物为核，渗碳体析出，其结果是，能控制成在渗碳层中生成的碳化物大量、微细地分散的形态。并且，由此，沿着奥氏体晶界的粗大的网状渗碳体的生成量也被抑制。因此，在渗碳处理时的渗碳层中，需要使(CiNFe)23Cf^P/或(Cr、Fe)3C析出。另外，这里所说的(Cr， Fe)23C6是以Cr和狗为主要的构成元素的碳化物，但是并不限定于纯粹只含有Cr和狗和 C的化合物，也可以含有Mo或Mn这样的其他合金元素。对于通过本发明的钢制造的表面硬化处理部件，可以在渗碳处理后实施喷丸硬化处理。通过喷丸硬化处理导入的部件表层的压缩残留应力的增加抑制疲劳龟裂的产生及发展，因此，能使通过本发明的钢制造的部件的齿根及齿面疲劳强度进一步提高。喷丸硬化处理优选使用直径为0. 7mm以下的丸粒，在弧高为0. 4mm以上的条件下进行。
实施例接着，对本发明的实施例进行说明，但是，实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的要旨，实现本发明的目的，则能采用各种条件。(实施例)通过连续铸造制造具有表1、2所示的成分组成的转炉熔炼钢，根据需要实施均热扩散处理，经过开坯轧制工序，制成162mm见方的轧制原材料。接着，通过热轧而制成直径为35mm的棒钢形状。表权利要求
1. 一种表层硬化处理用钢，其特征在于，其是在800 900°C的温度区域中进行渗碳处理的表层硬化处理用钢，所述钢的化学成分以质量％计含有C 0. 10 0. 60%,Si 0. 01 --2. 50%,Mn 0. 20 --2. 00%,S 0. 0001 0. 10%,Cr 2. 00 --5. 00%,Al 0. 001 0. 50%、N 0. 0020 0. 020%,P 0. 001 --0. 050%、及0 0. 0001 0. 0030%,剩余部分包含及不可避免的杂质，Cr、Si、Mn的合计含量以质量％计满足2. Cr+Si+Mn < 8. 0。
2.根据权利要求1所述的表层硬化处理用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计还含有Ca 0. 0005 0. 0030%,Mg :0. 0005 0. 0030%,Zr 0. 0005 0. 0030%中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的表层硬化处理用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计还含有Mo 0. 01 1.00%、B 0. 0005 0. 0050%, Cu 0. 05 1. 00%、及Ni 0. 05 2. 00%中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的表层硬化处理用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计还含有V :0. 005 0. 50 %、Nb :0. 005 0. 10 %、及Ti 0. 005 0. 50%中的1种或2种以上。
5.一种表层硬化钢部件，其特征在于，其是实施了渗碳处理或渗碳氮化处理的钢部件， 所述钢部件的非渗碳部的钢的成分以质量％计含有C 0. 10 0. 60%,Si 0. 01 2. 50%,Mn 0. 20 2. 00%,S 0. 0001 0. 100%,Cr 2. 00 5. 00%,Al 0. 001 0. 50%,N 0. 0020 0. 0200%,P 0. 001 0. 050%、及O 0. 0001 0. 0030%,剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，所述非渗碳部的钢的Cr、Si、Mn的合计含量以质量％计满足2. 0 ( Cr+Si+Mn ( 8. 0， 在从渗碳层的最表面至50 μ m深度为止的部分即表层部中，碳浓度的平均值以质量％ 计为1. 00 6. 7%，所述表层部的碳化物的面积率为15%以上，所述表层部具有(Cr、Fe)23C6及(Cr、Fe) 3C中的1种或2种的析出物， 在所述表层部中，沿着原Y晶界的10 μ m以上的网状碳化物为2. 5个/mm2以下。
6.根据权利要求5所述的表面硬化钢部件，其特征在于，非渗碳部的所述钢的成分以质量％计还含有Ca 0. 0005 0. 0030%, Mg :0. 0005 0. 0030%, Zr 0. 0005 0. 0030%中的 1 种或 2 种以上。
7.根据权利要求5或6所述的表层硬化钢部件，其特征在于，非渗碳部的所述钢的成分以质量％计还含有Mo 0.01 1.00%、B :0. 0005 0. 0050%, Cu 0. 05 1.00%、及 Ni :0. 05 2. 00%中的 1 种或 2 种以上。
8.根据权利要求5或6所述的表层硬化钢部件，其特征在于，非渗碳部的所述钢的成分以质量％计还含有V 0. 005 0. 50 %、Nb :0. 005 0. 10 %、 及Ti 0. 005 0. 50%中的1种或2种以上。
9.一种表层硬化钢部件的制造方法，其特征在于，具有下述工序将权利要求1或2所述的表层硬化处理用钢加工而成型钢部件的成型工序； 在处理时间的50%以上的时间中，在800 900°C的温度区域中对所述钢部件实施渗碳气氛的碳势为0. 90%以上的气体渗碳处理或气体渗碳氮化处理，使(Cr、Fe)23C6& (Cr、 Fe)3C中的1种或2种在渗碳层中析出的渗碳工序；以及接着所述渗碳工序，在进行了所述渗碳处理或气体渗碳氮化处理的温度的状态下或者在冷却到渗碳处理温度以下的温度区域后实施淬火处理的淬火工序。
10.根据权利要求9所述的表层硬化钢部件的制造方法，其特征在于，还具有下述工序在所述渗碳工序之前，在800 1100°C的温度区域中在渗碳气氛的碳势为0. 40 1.20%的条件下对所述钢部件实施气体渗碳处理或气体渗碳氮化处理的预备渗碳工序。
全文摘要
在800～900℃的温度区域中进行渗碳处理的该表层硬化处理用钢的化学成分以质量％计含有C0.10～0.60％、Si0.01～2.50％、Mn0.20～2.00％、S0.0001～0.10％、Cr2.00～5.00％、Al0.001～0.50％、N0.0020～0.020％、P0.001～0.050％、及O0.0001～0.0030％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，Cr、Si、Mn的合计含量以质量％计满足2.0≤Cr+Si+Mn≤8.0。
文档编号C22C38/60GK102341520SQ201180001322
公开日2012年2月1日 申请日期2011年2月18日 优先权日2010年3月19日
发明者久保田学, 越智达朗 申请人:新日本制铁株式会社