实施渗碳淬火而制成渗碳钢部件。
[0111] 实施例
[0112] 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。
[0113] 在将具有表1 一 1以及表1 一 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(50mmX50mm)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10mmX10mmX55mm且 具有曲率半径为l〇mm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°C、处理时间为5小时、且碳势为 〇. 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°C、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°C且回火时间为90分钟的条件下实施了回火。
[0114] 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5~50ym的区域（表面C浓度测量区域1)中以5ym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（i>5ym。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％。
[0115] 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°C实 施了夏氏冲击试验。
[0116] 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。
[0117] 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50mmX50mm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30ym的试样被判断为具有充 分的耐磨性。
[0118] 辊的材质：轴承用钢（SUJ2)
[0119] 辊的硬度：HV700~800
[0120] 棍直径：130_
[0121] 棍宽度：18mm
[0122] 辊形状：在外周形成有R= 150mm的凸面
[0123] 辊接触力：赫兹应力1500MPa(面压）
[0124] 滑移率：一 100%
[0125] 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，21X[Si% ]+5X[Ni% ]+40X[Sn% ]+32X[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 lOJ/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 21X[Si% ]+5X[Ni% ]+40X[Sn% ]+32X[A1% ]为 41. 1，表面C浓度 为0. 46%，因此获得了良好的冲击值。
[0126] 与此相对，比较例26~35不具有令人满意的特性。
[0127] 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。
[0128] 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21X[Si% ] +5X [Ni% ] +40X[Sn% ] +32X[A1 % ]超出了本发明的规定范围。由此，比较例27的耐磨性低。
[0129] 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21X[Si% ] +5X [Ni% ]+40X[Sn% ]+32X[A1 % ]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。
[0130] 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。
[0131] 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。
[0132] 关于比较例34，A1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。
[0133] 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。
[0134]表1-1
[0135]
[0136] ※表中的记号表示元素的含量为0或者是被视作杂质的量。
[0137] 表 1-2
[0138]
[0139] ※表中的记号表示元素的含量为0或者是被视作杂质的量。
[0140] 表 2
[0141]
[0142] ※比较例29的渗碳条件与其他例子不同
[0143] 符号说明
[0144] 1表面C浓度测量区域
[0145] 2 缺口（凹口）
[0146] 3夏氏冲击试验片（渗碳材料）
【主权项】
1. 一种钢，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：〇~0. 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% ]、[A1% ]、[Sn% ] 时，满足下述式（1)， 42 彡 21X [Si% ]+5X [Ni% ]+40X [Sn% ]+32X [A1% ]彡 8. 5 (1)。2. 根据权利要求1所述的钢，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有Mo :0. 05~ I. 0%、Cu :0? 01~L 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~L 0%中的一种或两种以上。4. 根据权利要求1~3中任一项所述的钢，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。
【专利摘要】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。
【IPC分类】C22C38/00, C21D1/06, C22C38/60
【公开号】CN104884660
【申请号】CN201380067800
【发明人】小山达也, 久保田学, 吉田卓
【申请人】新日铁住金株式会社
【公开日】2015年9月2日
【申请日】2013年12月25日
【公告号】WO2014104113A1