專利名稱:表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼、機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域:
本發(fā)明涉及適用于汽車等的動(dòng)カ傳遞用部件、特別是在腐蝕環(huán)境下需要面疲勞強(qiáng)度高的部件,例如,齒輪、無(wú)級(jí)變速器、等速萬(wàn)向節(jié)、輪轂、軸承等的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼、由該鋼制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件以及該部件的制造方法。
背景技術(shù):
機(jī)械結(jié)構(gòu)用部件,例如自動(dòng)變速器的齒輪及無(wú)機(jī)變速器的滑輪、等速萬(wàn)向節(jié)、輪轂等動(dòng)カ傳遞用部件要求高的面疲勞強(qiáng)度。目前,通常對(duì)上述部件的坯料使用C為O. 2%左右的滲碳鋼(JIS SCr420、SCM420等)實(shí)施滲碳淬火處理,在部件的表面形成C為O. 8%左右的馬氏體硬化層,提高面疲勞強(qiáng)度。
但是,滲碳為伴隨在950°C左右的奧氏體變態(tài),且5 10小時(shí),根據(jù)情況,有時(shí)為10小時(shí)以上的長(zhǎng)時(shí)間處理,因此,希望避免由于結(jié)晶粒的粗大化而使熱處理變形(淬火變形)變大。因此,在要求高精度的部件時(shí),在滲碳淬火后,必須對(duì)部件實(shí)施研磨或珩磨等精加エ。另外,機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件在要求耐腐蝕性的環(huán)境下使用。該情況下采用以下解決方法(a)作為坯料,使用除了面疲勞強(qiáng)度,耐腐蝕性也優(yōu)異的鋼材;(b)通過(guò)熱處理實(shí)現(xiàn)部件特性的提高;或(C)通過(guò)鋼材和熱處理的組合實(shí)現(xiàn)部件特性的提高。近年來(lái),希望降低汽車發(fā)動(dòng)機(jī)等產(chǎn)生的噪音。在滿足耐腐蝕性的提高或降低噪音的要求上,在對(duì)SCr420、SCM420等實(shí)施滲碳處理的現(xiàn)有的方法中存在界限。因此,正在探討使用高頻淬火或軟氮化等熱處理,研發(fā)強(qiáng)度、耐腐蝕性優(yōu)異的鋼材。高頻淬火由于只對(duì)表層部短時(shí)間加熱而奧氏體化并進(jìn)行淬火,因此,可以得到淬火變形小的表面硬化部件。但是,若僅由高頻淬火要得到與滲碳淬火材同等的硬度,則需要O. 8%以上的C。當(dāng)增多鋼材的C量時(shí),在面疲勞強(qiáng)度的提高方面,不必要的內(nèi)部硬度上升,被切削性顯著降低,因此,不能不合理地増加鋼材的C量。因此,僅由高頻淬火提高面疲勞強(qiáng)度存在界限。軟氮化是在變態(tài)點(diǎn)以下的500 650°C的溫度區(qū)域,在鋼材表面使氮和碳擴(kuò)散滲透而形成硬化層,并使耐磨損性、耐燒結(jié)性、耐疲勞性等提高的表面硬化法。在鋼材的表層,通過(guò)擴(kuò)散滲透的氮生成氮化物。通常,在鋼材的最表層形成由Fe3N, Fe4N等氮化物形成的化合物層,在其內(nèi)部形成使N擴(kuò)散滲透后的氮化層。軟氮化可以以低溫進(jìn)行處理,而且,處理時(shí)間為O. 5 5小吋,比滲碳的時(shí)間短,因此,多適用于要求低變形的鋼部件的制造。而且,在實(shí)施了軟氮化的鋼材的表層,N濃度增カロ,耐腐蝕性提高。
但是,只是軟氮化處理,由于硬化層的深度小,因此,難以將軟氮化適用于被施加高面壓的傳動(dòng)齒輪等的制造。目前,作為彌補(bǔ)高頻淬火和軟氮化的缺點(diǎn),得到更優(yōu)異的機(jī)械性質(zhì),特別是提高面疲勞強(qiáng)度的方法,嘗試在軟氮化后實(shí)施高頻淬火的方法。專利文獻(xiàn)I提出有將高頻淬火和氣體軟氮化組合來(lái)彌補(bǔ)各自的缺點(diǎn),從而得到優(yōu)異的機(jī)械性質(zhì),特別是通過(guò)提高軟化抗カ得到高的面疲勞強(qiáng)度的方法。但是,在上述方法中,表面硬度高但氮化層中的N濃度低,因此,在高溫下的硬度低,且在工作中成為高溫的齒輪等的表面不能得到足夠的軟化抗力,不能得到高的面疲勞強(qiáng)度。專利文獻(xiàn)2提出有將高頻淬火和軟氮化組合來(lái)制造機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用 部件的方法。在該方法中,為了使氮化物固溶,進(jìn)行900 1200°C的高頻加熱。但是,因?yàn)榕cN的親和カ高且促進(jìn)氮化物的分解、擴(kuò)散的元素不足,所以,不得不進(jìn)行高溫加熱。因此,在鋼材表面生成氧化層,機(jī)械性質(zhì)變差。另外,在上述方法中,由于未考慮形成厚的化合物層,因此,不能在高的面壓下得到良好的面疲勞強(qiáng)度。專利文獻(xiàn)3提出有將高頻淬火和氮化組合而得到優(yōu)異的機(jī)械性質(zhì)的技木。但在該技術(shù)中,由于在600°C以上的高溫下進(jìn)行氮化,故而化合物層薄、而且其N濃度低,在高頻淬火時(shí)分解擴(kuò)散的N量少。在上述技術(shù)中,通過(guò)氮化即使可以形成化合物層,也難以形成厚且N濃度高的氮化層。因此,即使是與高頻淬火的組合,也不能形成軟化抗力高且疲勞強(qiáng)度良好的氮化層。專利文獻(xiàn)4提出有在軟氮化后進(jìn)行高頻淬火的基礎(chǔ)上,使Mn和S的量適當(dāng)平衡而制造的、機(jī)械強(qiáng)度和被切削性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用部件。但是,在上述機(jī)械結(jié)構(gòu)用部件中,機(jī)械強(qiáng)度,例如在含水的潤(rùn)滑環(huán)境下的持久性不足。在含水的潤(rùn)滑環(huán)境下,以在鋼部件的滑動(dòng)面產(chǎn)生的腐蝕為開始,鋼部件早期被破壞。因此,在該環(huán)境下使用的鋼材中,為了確保機(jī)械強(qiáng)度,特別是良好的疲勞特性,需要進(jìn)ー步提高耐腐蝕性。通常,齒輪等動(dòng)カ傳遞用部件為將鍛造后的鋼材(坯料)進(jìn)行切削加工,精加工成需要的形狀,在接下來(lái)的エ序中實(shí)施表面硬化處理而成為完成品。專利文獻(xiàn)I 4的技術(shù)為對(duì)添加有合金元素的中碳素鋼實(shí)施表面硬化處理而實(shí)現(xiàn)工作面的高強(qiáng)度化的技木。因此,在上述技術(shù)中,由于鋼材(坯料)的硬度過(guò)度上升,而且未考慮被切削性,故而切削加工性不可避免地變差,其結(jié)果,生產(chǎn)性降低,制造成本上升。因此,在用于上述鋼部件的制造的鋼材中,存在以下課題,S卩,在鍛造后的鋼材中,抑制硬度的上升,同時(shí)通過(guò)添加快削性元素來(lái)確保被切削性,實(shí)現(xiàn)表面硬化部的面疲勞強(qiáng)度的提高。專利文獻(xiàn)I :(日本)特開平06-172961號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 :(日本)特開平07-090363號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 :(日本)特開2007-077411號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 :國(guó)際公開W02010/082685號(hào)公報(bào)
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明基于上述課題,以開發(fā)彌補(bǔ)只由高頻淬火或僅由軟氮化時(shí),鋼材的表面硬度及內(nèi)部硬度低的缺點(diǎn)的方法為課題,其目的在于解決該課題,提供ー種具備由現(xiàn)有的軟氮化高頻淬火鋼部件不能得到的高表面硬度、淬火軟化抗カ以及被切削性,而且在工作面具備充分的潤(rùn)滑膜的、作為面疲勞強(qiáng)度和耐腐蝕性都優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件的坯料使用的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼、用該鋼制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件以及該部件的制造方法。為了提高鋼部件的面疲勞強(qiáng)度,有效方法為(i)提高表面硬度、(ii)增大鋼硬化層的深度、及(iii)提高用于在高溫化(300°C左右)的工作面維持高溫強(qiáng)度的軟化抗力。另外,為了不降低鋼部件的生產(chǎn)性,需要提高鋼材(坯料)的被切削性,提高零件加工性。而且,為了防止鋼部件的工作面彼此間的燒結(jié)或黏結(jié),在鋼部件的工作面形成充分的潤(rùn)滑膜較是有效的。因此,本發(fā)明者們對(duì)于通過(guò)組合軟氮化和高頻熱處理進(jìn)行鋼部件的表面硬化和通過(guò)調(diào)整鋼材的成分組成來(lái)提高被切削性和耐腐蝕性進(jìn)行了探討。其結(jié)果,得到以下(a) (e)的見解。 (a)為了増大軟化抗力,形成N濃度高的氮化層較是有效的。僅實(shí)施氮化處理,SP使可以形成化合物層,也難以形成N濃度高且厚的氮化層,不能増大軟化抗力。為了增大軟化抗力,需要以軟氮化時(shí)形成的化合物層(由Fe3N、Fe4N等氮化物構(gòu)成的層)為N源,通過(guò)之后的高頻加熱將氮化物分解,從而在鋼材中使足夠量的N擴(kuò)散。圖I中對(duì)比表示實(shí)施了軟氮化處理的鋼材的從表面向芯部方向的截面中的硬度的分布(參照?qǐng)D中“虛線”)和在軟氮化處理后實(shí)施了高頻淬火的鋼材的從表面向芯部方向的截面中的硬度的分布(參照?qǐng)D中“實(shí)線”)。如圖I所示,通過(guò)軟氮化,在鋼材的最表層形成了非常硬的化合物層,但其厚度薄。而且,通過(guò)高頻加熱,在最表層的化合物層,氮化物分解,N向內(nèi)部擴(kuò)散,最表層的硬度稍微降低,但對(duì)于提高面疲勞強(qiáng)度有效的硬化層(氮化層)増大(參照?qǐng)D中“實(shí)線”)。另外,在實(shí)施了高頻淬火的鋼材中,表層為馬氏體,芯部為鐵素體-珠光體。當(dāng)通過(guò)軟氮化形成厚度10 μ m以上的化合物層時(shí),通過(guò)高頻淬火可以形成N濃度高且厚的氮化層。通過(guò)軟氮化形成的化合物層由于氮化條件而變脆,使機(jī)械性質(zhì)變差,因此,通常減薄化合物層的厚度。但是,在本發(fā)明中,相反,形成期望厚度的化合物層,積極性活用該化合物層的特性。該點(diǎn)為本發(fā)明的特征。S卩,當(dāng)對(duì)通過(guò)軟氮化在鋼材的最表層形成的期望厚度的化合物層實(shí)施高頻淬火時(shí),鋼材的表層組織形成為N濃度高的馬氏體,高溫時(shí)的軟化抗カ飛躍性増大。(b)為了通過(guò)軟氮化形成厚的化合物層,降低妨礙Fe和N的結(jié)合的S的量。當(dāng)在鋼材中,S単獨(dú)固溶吋,向鋼材表面,S變濃,阻礙N的滲入。為了防止S向鋼材表面的變濃,向鋼材添加需要量的Mn,將S作為MnS固定。Mn量?jī)?yōu)選為滿足Mn/S彡70的量。(c)為了提高鋼材的被切削性,以表面硬化處理后的面疲勞強(qiáng)度不變差的程度抑制鋼材硬度的上升,而且,添加有利于面疲勞強(qiáng)度提高的快削性元素。為了抑制鋼材硬度的提高,不過(guò)多地添加Mn、N等合金元素較為有效。而且,復(fù)合添加有助于面疲勞強(qiáng)度的提高且使被切削性提高的Al和B。B與鋼材中的N結(jié)合而形成BN,在加工鋼材時(shí),有助于提高被切削性。B在冷卻速度慢的冷卻、例如在鍛造后的冷卻的中途形成BN,由于不使鋼材變硬,不會(huì)使被切削性變差。在高頻加熱吋,BN分解而生成固溶B,在淬火時(shí),鋼材的表層硬度提高,鋼材表層的面疲勞強(qiáng)度提高。Al以固溶狀態(tài)存在,使鋼材的被切削性顯著提高。Al也不影響鋼材硬度的提高。Al在軟氮化時(shí)與N結(jié)合而形成A1N,提高表層附近的N濃度,因此也有助于面疲勞強(qiáng)度的提聞。另外,當(dāng)復(fù)合添加Al和B吋,B形成對(duì)提高被切削性有效的BN,消耗鋼材中的N,其結(jié)果為,更多的固溶Al存在于鋼材中,成倍提高被切削性。
(d)為了在鋼部件的工作面防止燒結(jié)及黏結(jié),有效方法為設(shè)置不間斷地形成潤(rùn)滑劑油膜的儲(chǔ)油部。在本發(fā)明中,通過(guò)軟氮化在鋼材表層形成化合物層,然后通過(guò)高頻加熱進(jìn)行奧氏體化,并在實(shí)施淬火后形成氮化層。圖2表示在鋼材的表層形成的氮化層的組織形態(tài)。圖2(a)表示用光學(xué)顯微鏡觀察到的氮化層的組織形態(tài),圖2(b)表示用掃描型電子顯微鏡觀察到的氮化層的組織形態(tài)。氮化層為由于化合物層的分解而形成多個(gè)作為儲(chǔ)油部發(fā)揮作用的空孔(孔)的硬質(zhì)多孔質(zhì)層。在鋼材的表層存在硬質(zhì)多孔質(zhì)層,因此,鋼材表層的潤(rùn)滑效果提高,耐磨損性及耐久性進(jìn)一步提尚。通過(guò)控制軟氮化條件及高頻加熱條件,在距表面5μπι以上的深度區(qū)域,可以形成5000個(gè)/mm2以上的作為儲(chǔ)油部有效地發(fā)揮作用的等效圓徑O. I I μ m的空孔。(e)為了使鋼部件的表面的耐腐蝕性提高,有效方法為通過(guò)氮化或軟氮化處理提高表層部的N濃度,而且,有效方法為復(fù)合添加Cr和Sn。在鋼部件的表面的凹部,從鋼中溶出的N和使用環(huán)境中的水分反應(yīng)生成銨離子,并堆積于鋼部件表面的凹凸。通過(guò)該堆積,鋼材表面的PH上升,難以被腐蝕。通過(guò)按離子的堆積和Cr和Sn的復(fù)合添加,在鋼部件的表面生成的鈍性覆膜的、pH越高就越穩(wěn)定的配合效果下,使鋼部件的表面的耐腐蝕性提高。另外,在復(fù)合添加Cr和Sn的情況下,優(yōu)選Cr為O. 05%以上,及Sn為Cr的20%以上。本發(fā)明基于上述見解而完成的,其宗旨如下。(I) ー種表面硬化用機(jī)械構(gòu)造用鋼,其特征在干,以質(zhì)量%計(jì),含有C :0· 30 O. 60% ;Si :0· 02 2. 0% ;Mn :0· 35 I. 5% ;Al :0. 001 O. 5% ;Cr :0· 05 2. 0% ;Sn :0. 001 I. 0% ;S :0· 0001 O. 021% ;N :0· 0030 O. 0055% ;Ni :0. 01 2. 0% ;Cu :0. 01 2. 0% ;
P :0. 030% 以下;O :0. 005% 以下,剰余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成,且,Sn、Cu、Ni、Mn及S的含量滿足下式(I)及(2),-O. 19 く O. 12XSn+Cu-0. IXNi 彡 O. 15. · · (I)60 く Mn/S く 300. · · (2)。 (2)如上述(I)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼,其特征在干,所述Sn和Cr的含量滿足式(3),Sn 彡 O. 2 XCr. ·· (3)。(3)如上述(I)或(2)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼,其特征在干,所述鋼以質(zhì)量%計(jì),還含有B :0· 0003 O. 005% ;W :0· 0025 O. 5% ;Mo :0· 05 I. 0% ;V :0.05 1.0%;Nb :0· 005 O. 3% ;Ti 0. 005 O. 2%中的ー種或兩種以上。(4)如上述(I) (3)中任一項(xiàng)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼,其特征在干,所述鋼以質(zhì)量%計(jì),還含有Ca :0· 0005 O. 01% ;Mg :0· 0005 O. 01% ;Zr :0· 0005 O. 05% ;Te 0. 0005 O. I %中的ー種或兩種以上。(5) ー種機(jī)械構(gòu)造用鋼部件,其為將上述(I) (4)中任一項(xiàng)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼氮化或軟氮化,然后,實(shí)施高頻淬火制造而成的鋼部件,其特征在干,(a)距表面的深度為O. 4mm以上的表層為氮化層,且,(b)在從表面直至深度為O. 2mm的表層中,用300°C進(jìn)行退火處理后的維氏硬度為650以上。(6)如上述(5)所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件,特征在干,在所述氮化層內(nèi)的距表面的深度為5 μ m以上的層中,等效圓徑為O. I I μ m的空孔設(shè)有5000個(gè)/mm2以上。(7)如上述(5)或(6)所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件,特征在于,通過(guò)機(jī)械加工將所述氮化層內(nèi)的表面?zhèn)鹊?、與通過(guò)氮化或軟氮化形成的化合物層對(duì)應(yīng)的層除去。(8) 一種機(jī)械構(gòu)造用鋼部件的制造方法,其特征在干,通過(guò)鍛造或/及切削將上述(I) (4)中任一項(xiàng)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼形成為規(guī)定的形狀,然后,對(duì)成形后的鋼部件在550 650°C下實(shí)施O. 5 5小時(shí)的氮化或軟氮化處理,然后,在900 1100°C下進(jìn)行O. 05 5秒的高頻加熱、淬火,形成為(a)在距表面的深度為O. 2mm以上的表層形成氮化層,且(b)在從表面直至深度為O. 2mm的表層中,以300°C退火后的維氏硬度為650以上。(9)如上述(8)所述的機(jī)械構(gòu)造用鋼部件的制造方法,其特征在干,在所述高頻淬火之后,將表層以滿足式(4)的研磨除去量(mm)研磨除去,0.05X {1-0.006X (600-氮化或軟氮化溫度(°C ))} X {(氮化或軟氮化時(shí)間(hr)+1)/3} <研磨除去量< O. 2mm. · · (4)。根據(jù)本發(fā)明,可以提供一種具備在現(xiàn)有的軟氮化高頻淬火鋼部件中不能得到的高表面硬度、退火軟化抗力及被切削性,而且在工作面具備充分的潤(rùn)滑膜的、作為面疲勞強(qiáng)度進(jìn)而耐腐蝕性都優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件的坯料使用的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼和用該鋼制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件、及該部件的制造方法。特別是,本發(fā)明的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼可適用于汽車等的動(dòng)カ傳遞用部件,適于作為在腐蝕環(huán)境下需要高面壓疲勞強(qiáng)度的、齒輪、無(wú)級(jí)變速器、等速萬(wàn)向節(jié)、輪轂、軸承等的坯料,非常有利于汽車的高輸出化及低成本化等。
圖I是對(duì)比表示實(shí)施了軟氮化處理的鋼材的從表面向芯部方向的截面的硬度分布(參照?qǐng)D中“虛線”)和在軟氮化處理后實(shí)施了高頻淬火的鋼材的從表面向芯部方向的截面的硬度分布(參照?qǐng)D中“實(shí)線”)的圖;圖2是表示形成于鋼材的表層的氮化層的形態(tài)的圖,(a)表示用光學(xué)顯微鏡觀察到的氮化層的組織形態(tài),(b)表示用掃描型電子顯微鏡觀察到的氮化層的組織形態(tài);圖3是表示軟氮化后的Mn/S和氮化合物層的厚度的關(guān)系的圖;圖4是表示軟氮化(或氮化)條件和氮化合物層的厚度的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼(以下也稱為“本發(fā)明鋼”)的基本思想為,為了制造即使在腐蝕環(huán)境下也要求高的面疲勞強(qiáng)度的鋼部件,向鋼部件用鋼材適量添加Mn、B、A1、N來(lái)提高被切削性,然后,在軟氮化后實(shí)施高頻淬火,由此較厚地形成N濃度高的氮化層,提高硬度及軟化抗力,進(jìn)而,除了 Cr及Sn,還通過(guò)在表層部存在的N來(lái)提高耐腐蝕性。
具體而言,本發(fā)明鋼的特征在于,以質(zhì)量%計(jì),含有C :0. 30 O. 60%,Si :0. 02 20. 0%,Μη 0. 35 I. 5%, Al 0. 001 O. 5%, Cr 0. 05 2. 0%, Sn 0. 001 I. 0%, S O. 0001 O. 021%,N :0. 0030 O. 0055%,Ni :0. 01 2. 0%Xu :0. 01 2. 0%,P :0. 03%以下、O :0. 0050%以下,剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)組成,且Sn、Cu、Ni、Mn及S的含量滿足下式⑴及⑵。-O. 19 く O. 12XSn+Cu-0. IXNi く O. 15. · · (I)60 彡 Mn/S 彡 300. ·· (2)而且,本發(fā)明的鋼特征在于,上述Sn和Cr的含量滿足下式(3)。Sn ^ O. 2 X Cr …(3)首先,對(duì)本發(fā)明鋼的成分組成的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。下面,成分組成中的%指質(zhì)量%。C :0.30 O. 60%
為了得到鋼的強(qiáng)度,C很重要,特別是為了降低作為高頻淬火的前組織的鐵素體的分率,提高高頻淬火時(shí)的硬化能,較深地形成硬化層,C是必要的。若C低于O. 30 %,則鐵素體分率變高,高頻淬火時(shí)的硬化不足,因此,下限設(shè)為O. 30%。當(dāng)超過(guò)O. 60%時(shí),部件制作時(shí)的切削性及鍛造性顯著降低,而且在高頻淬火時(shí)產(chǎn)生淬致裂痕的可能性變大,因此,上限設(shè)為O. 60%。優(yōu)選C為O. 34 O. 56%。Si :0.02 2.0%Si的作用是提高淬火層的軟化抗力,提高面疲勞強(qiáng)度。為了顯現(xiàn)添加效果,添加
0.02%以上。優(yōu)選為O. 07%以上。若超過(guò)2.0%,鍛造時(shí)的脫碳明顯,因此上限為2.0%??紤]到制造性,優(yōu)選為I. 3%以下。Mn :0. 35 I. 5%
Mn對(duì)于淬火性的提高、及軟化抗力的增大帶來(lái)的面疲勞強(qiáng)度的提高是有效的。另夕卜,Mn將鋼中的S作為MnS固定,防止由于S向鋼材表面的變濃化而引起的N滲入阻礙現(xiàn)象的發(fā)生,促進(jìn)軟氮化導(dǎo)致的厚化合物層的形成。而且,Mn的作用在于使高頻淬火的前組織的鐵素體的分率降低,提高高頻淬火時(shí)的硬化能。為了顯現(xiàn)添加效果,添加MnO. 35%以上,但為了可靠地將S作為MnS固定而無(wú)害化,添加滿足Mn/S彡60的量。優(yōu)選Mn的添加量為O. 50%以上。當(dāng)過(guò)多添加Mn時(shí),高頻淬火時(shí)的淬火性提高,硬度上升,面疲勞強(qiáng)度提高,超過(guò)
1.5%時(shí),鋼材本體的硬度大幅上升,軟氮化前的鋼材的切削加工性顯著劣化。其結(jié)果,生產(chǎn)性降低,因此上限設(shè)為1.5%。優(yōu)選為I. 2%以下。60 彡 Mn/S 彡 300本發(fā)明中,重要的是,以一定比率對(duì)S添加Mn而形成MnS,防止S向鋼材表面的變濃化,防止由于S向鋼材表面的變濃化而引起的N滲入阻礙現(xiàn)象的發(fā)生,通過(guò)軟氮化形成厚的化合物層。因此,本發(fā)明者們調(diào)查軟氮化后的Mn/S和化合物層的厚度的關(guān)系。圖3表示其結(jié)
果O若Mn/S低于60,則MnS的生成不充分,S在鋼材表面變濃。其結(jié)果是,在軟氮化時(shí)阻礙N的滲入,妨礙形成厚度10 μ m以上的化合物層,因此,下限設(shè)為60。優(yōu)選為90以上。若Mn/S為60以上,優(yōu)選為90以上,則通過(guò)軟氮化可以形成厚度10 μ m以上的化合物層,添加效果顯著,但若超過(guò)300,則添加效果大致飽和,另外,顯現(xiàn)過(guò)多添加的弊害,因此上限設(shè)為300。優(yōu)選為250以下。若考慮到鋼材的被切削性,更優(yōu)選為223以下。Al :0. 001 O. 5%Al作為氮化物從鋼中析出并分散,在高頻淬火時(shí)將奧氏體微?;?,而且,提高淬火性,增厚硬化層的厚度。另外,Al在軟氮化時(shí)形成氮化物,提高表層附近的N濃度,有利于面疲勞強(qiáng)度的提高,同時(shí)也有利于被切削性的提高。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 001%以上,但從提高面疲勞強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā),優(yōu)選為添加O. 01%以上。更優(yōu)選為O. 05%以上。若超過(guò)0.5%。則析出后的氮化物粗大化,鋼材脆化,因此上限設(shè)為0.5%。優(yōu)選為O. 3%以下、更優(yōu)選為O. 1%以下。Cr :0.05 2.0%Cr形成鈍性覆膜,有利于耐腐蝕性的提高,同時(shí)使氮化特性和淬火層的軟化抗力提高,有利于面壓疲勞強(qiáng)度的提高。另外,若Cr與適當(dāng)量的Sn共存,則鈍性覆膜更穩(wěn)定,強(qiáng)化在腐蝕環(huán)境下的耐腐蝕功能,其結(jié)果,在腐蝕環(huán)境下的面疲勞強(qiáng)度提高。在軟氮化后實(shí)施高頻淬火的鋼部件中,鋼部件的表層的N濃度增加,滑動(dòng)面的pH上升。在該高PH環(huán)境下,易于生成Cr的鈍性覆膜,而且,通過(guò)后述的Sn添加,Cr的鈍性覆膜更穩(wěn)定化。即,通過(guò)高N濃度環(huán)境和添加Sn,即使少量的Cr也可以生成穩(wěn)定的鈍性覆膜,耐腐蝕性提高。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 05%以上。優(yōu)選為O. 10%以上。若超過(guò)2.0%,則鋼材的切削性變差,因此上限設(shè)為2. 0%。優(yōu)選為I. 5%以下。Sn :0. 001 I. 0%、Sn/Cr 彡 O. 2
Sn與Cr共存,使Cr氧化物的鈍性覆膜穩(wěn)定化,有利于提高鋼材的耐腐蝕性。為了得到該耐腐蝕性提高效果,添加O. 001%以上。優(yōu)選為O. 002%以上、更優(yōu)選為O. 003%以上。若過(guò)多添加Sn,則熱延性降低,由鋼材制造時(shí)的鑄造及/或軋制而產(chǎn)生瑕疵,因此,上限設(shè)為1.0%。為了可靠地避免瑕疵的產(chǎn)生,優(yōu)選Sn的添加量為O. 3%以下、更優(yōu)選為O. 1%以下。通過(guò)從鋼材溶出的N和使用環(huán)境中的水分生成銨離子并堆積于鋼部件的表面的凹凸,表面的pH提高并不易被腐蝕、和在鋼部件的表面生成的鈍性覆膜pH越高就越穩(wěn)定的配合,提高耐腐蝕性。即使少量添加Cr和Sn也能夠提高鋼材的耐腐蝕性,對(duì)于Cr量,只要添加滿足Sn/Cr ^ O. 2的量的S,則添加更少量的Cr也可以形成穩(wěn)定的鈍性覆膜。另外,Sn與Cu同樣地為使熱延性降低的元素,因此,為了確保鋼材的熱延性,需要含有改善熱延性的元素Ni,且滿足下式(I)。對(duì)于該方面,在后文中進(jìn)行說(shuō)明。-O. 19 く O. 12XSn+Cu-0. IXNi く O. 15. · · (I)Ni :0.01 2.0%Ni有利于朝性的提聞。為了顯現(xiàn)朝性提聞的效果,添加O. 01 %以上的Ni。優(yōu)選為O. 07%以上。若超過(guò)2.0%,鋼材的切削性變差,因此上限設(shè)為2.0%。優(yōu)選為I. 6%以下。另外,Ni改善熱延性,因此需要滿足上式(I)。Cu :0. 01 2.0%Cu強(qiáng)化鐵素體而提高淬火性,而且提高耐腐蝕性。在低于O. 01%時(shí),不能表現(xiàn)出添加效果,因此,下限設(shè)為O. 01 %。優(yōu)選為O. 08%以上。若超過(guò)2.0%,則機(jī)械性質(zhì)的提高飽和,因此上限設(shè)為2.0%。優(yōu)選為I. 6%以下。另外,Cu是與Sn同樣地使熱延性降低的元素,因此需要滿足上式(I)。Sn是提高耐腐蝕性但也使熱加工性降低的元素。Cu是與Sn相同地使熱加工性降低的元素。另ー方面,Ni是提高熱加工性的元素。在同時(shí)含有Sn、Cu及Ni的本發(fā)明鋼中,為了維持期望的熱加工性,在鋼材的制造、連續(xù)鑄造、熱軋及熱鍛造中,防止破裂或瑕疵的發(fā)生,確保生產(chǎn)性,使Sn量、Cu量及Ni量適當(dāng)平衡很重要。S卩,上式(I)是指通過(guò)Sn量、Cu量及Ni量的適當(dāng)平衡來(lái)確保必要的熱加工性的組成關(guān)系式。
另外,Sn的系數(shù)(O. 12)是將阻礙熱延性的程度與Cu比較而確定的系數(shù),Ni的系數(shù)(O. I)是依經(jīng)驗(yàn)確定改善熱延性的程度的系數(shù)。在上式(I)中,下限根據(jù)Sn及Cu的最小量、及Ni的最大量來(lái)確定,上限從維持確保生產(chǎn)性所需的熱加工性的觀點(diǎn)出發(fā)而設(shè)定為O. 15。對(duì)于上式(I),以下進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。Sn是成為高溫加工時(shí)的破裂、瑕疵的原因的元素。當(dāng)Sn和Cu共存時(shí),高溫延性顯著下降,在高溫加工時(shí)產(chǎn)生破裂、瑕疵,產(chǎn)生不合格件。即,當(dāng)要通過(guò)添加Sn實(shí)現(xiàn)耐腐蝕性的提聞時(shí),有時(shí)鋼材的制造性被損壞。因此,在實(shí)際的鋼材制造エ序中,在將鑄片分塊軋制的エ序中,存在產(chǎn)生破裂和瑕疵的問(wèn)題。含Sn鑄片的熱加工性比一般的鑄片的熱加工性差,因此在本發(fā)明中,模擬最嚴(yán)格的分塊軋制對(duì)熱加工性進(jìn)行評(píng)價(jià),為了防止柱鋼軋制時(shí)的破裂、及軋制后的瑕疵,確定將 Sn、Cu、及Ni的量設(shè)為變量的組成關(guān)系式的上限。受驗(yàn)鋼為將以質(zhì)量%計(jì),以 C :0. 28 O. 63%, Si :0. 01 2. 10%, Mn :0. 30 2. 10 Al 0. 010 5. 50 Cr 0. 10 2. 50 S 0. 005 O. 022 %、N 0. 0031 O. 0060%, B 0. 0001 O. 0052%為基本組成,以多種組合添加I. 05%以下的SnU. 50%以下的Cu、2. 10%以下的Ni而形成的鋼,通過(guò)真空溶解進(jìn)行溶解,鑄造為15kg的鋼錠,并對(duì)熱軋性進(jìn)行評(píng)價(jià)。通過(guò)切削加工從鋼錠切出截面為80_見方的試料,在試料的中心部安裝熱電偶。將該試料放入1050°C的電爐中,試料的中心部達(dá)到1045°C后經(jīng)過(guò)30分鐘后取出,在表面溫度達(dá)到1000°C的時(shí)刻對(duì)試料實(shí)施軋制加工。軋制加工以三通道連續(xù)進(jìn)行,將厚度80mm依次減薄為64mm、51mm、4Imm,并通過(guò)氣
冷冷卻至室溫。在由于軋制加工使試料破裂的情況下,將軋制加工在破裂的時(shí)刻中斷。對(duì)于未破裂的試料,在冷卻后切出試料的截面,觀察有無(wú)表面瑕疵。表面瑕疵的判定為將深度低于100 μ m的判定為“無(wú)瑕疵”,將深度超過(guò)100 μ m的判定為“有瑕疵”。從上述觀察結(jié)果判明,當(dāng)“O. 12XSn+Cu-0. lXNi”的值超過(guò)O. 15時(shí),在鋼材的制造エ序、或鋼部件的制造エ序產(chǎn)生破裂及瑕疵。S卩,在本發(fā)明鋼中,若在各自的組成范圍內(nèi)且以滿足O. 12XSn+Cu-0. IXNi彡O. 15的方式確定Sn、Cu及Ni的量,則能夠在鋼材的制造エ序、或鋼部件的制造エ序中防止破裂及瑕疵的產(chǎn)生。S :0· 0001 O. 021%S是使被切削性提高,另ー方面,在鋼材表面變濃并在軟氮化時(shí)阻礙N向鋼材的滲入,阻礙軟氮化的元素。為了提高被切削性而添加,但超過(guò)O. 021%吋,阻礙軟氮化的程度顯著,而且,鍛造性劣化,因此上限設(shè)為O. 021 %。優(yōu)選為0.015%以下。下限設(shè)為エ業(yè)上的界限即O. 0001%。優(yōu)選為O. 001%以上。另外,為了將S作為MnS固定而無(wú)害化,優(yōu)選滿足Mn/S 彡 70。N :0. 0030 O. 0055%N形成各種氮化物,將高頻淬火處理時(shí)的奧氏體組織微?;?。為了顯現(xiàn)微?;Ч砑覱. 0030%以上的N。優(yōu)選為O. 0035%以上。
當(dāng)過(guò)多添加N時(shí),硬度上升,另外,生成A1N,對(duì)提高被切削性有效的固溶Al減少,被切削性劣化。另外,高溫區(qū)域的延性降低,而且生成粗大AlN及粗大BN,鋼材顯著脆化,在軋制及鍛造時(shí)產(chǎn)生破裂。因此,將N添加量的上限設(shè)為O. 0055%。優(yōu)選為O. 0050%以下。P :0. 030% 以下P是不可避免地混入的雜質(zhì)元素,向晶界析出而使韌性降低。因此,需要盡量減少,設(shè)為O. 030%以下。優(yōu)選為O. 015%以下。雖然未特別地指定下限,但由于エ業(yè)上難以降低至低于O. 0001%,因此,不可避免地混入O. 0001%以上。 0:0. 005% 以下O是作為A1203、SiO2等氧化物系夾在物而不可避免地存在的元素。若O多,則上述氧化物大型化,成為動(dòng)カ傳遞用部件的破損的起因,因此,設(shè)為O. 005 %以下。優(yōu)選為O. 002%以下。在為了實(shí)現(xiàn)長(zhǎng)壽命的情況下,優(yōu)選為O. 001%以下。雖然未特別地指定下限,但由于エ業(yè)上難以降低至低于O. 0001%,因此不可避免地混入O. 0001%以上。下面,對(duì)限定本發(fā)明鋼的選擇成分的組成的理由進(jìn)行說(shuō)明。[鋼材強(qiáng)化元素]B :0· 0003 O. 005%B與鋼中的N結(jié)合,在鋼材加工時(shí)作為BN存在,有利于提高被切削性。另外,B在冷卻速度慢的冷卻中形成BN,因此具有不便鋼材硬化的作用。而且,在加工鋼材后實(shí)施的高頻加熱時(shí),BN分解而生成B,淬火性大幅度提高,面疲勞強(qiáng)度提高。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 0003%以上。優(yōu)選為O. 0008%以上。當(dāng)超過(guò)O. 005%時(shí),添加效果飽和,而且成為在軋制及鍛造時(shí)破裂的原因,因此上限設(shè)為O. 005%。優(yōu)選為O. 004% 以下。W :0· 0025 O. 5%W提高淬火性,有利于面疲勞特性的提高,另ー方面,其使硬度上升,使被切削性劣化。因此,限制W的添加量。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 0025%以上,但為了實(shí)現(xiàn)面疲勞強(qiáng)度的大幅提高,添加O. 01%以上。優(yōu)選為O. 03%以上。若超過(guò)0.5%,添加效果飽和且被切削性劣化,因此,上限設(shè)為O. 5%。優(yōu)選為O. 2%以下。Mo :0.05 1.0%Mo提高淬火層的軟化抗力,有利于面壓疲勞強(qiáng)度的提高,另外,使淬火層強(qiáng)韌,有利于彎曲疲勞強(qiáng)度的提高。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 05%以上。優(yōu)選為O. 10%以上。若超過(guò)1.0%,則添加效果飽和,因此上限設(shè)為1.0%。優(yōu)選為O. 7%以下。V :0.05 1.0%V作為氮化物在鋼材中析出分散,有利于高頻淬火時(shí)的奧氏體組織的微?;?。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 05%以上。優(yōu)選為O. 10%以上。若超過(guò)1.0%,則添加效果飽和,因此,上限設(shè)為1.0%。優(yōu)選為O. 7%以下。Nb :0· 005 O. 3%Nb作為氮化物在鋼材中析出分散,有利于高頻淬火時(shí)的奧氏體組織的微?;?。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 005%以上。優(yōu)選為O. 010%以上。若超過(guò)O. 3%,則添加效果飽和,因此,上限設(shè)為O. 3%。優(yōu)選為0.1%以下。Ti :0· 005 O. 2%Ti作為氮化物在鋼材中析出分散,有利于高頻淬火時(shí)的奧氏體組織的微?;?。為了顯現(xiàn)添加效果,添加O. 005%以上。優(yōu)選為O. 010%以上。若超過(guò)O. 2%,則析出物粗大化,使鋼材脆化,因此,上限設(shè)為O. 2%。優(yōu)選為O. I %以下。[提高彎曲強(qiáng)度的元素]在鋼部件中,在要求提高彎曲疲勞強(qiáng)度的情況下,添加Ca :0. 0005 O. 01%、Mg :O. 0005 O. 01%, Zr 0. 0005 O. 05%、及 Te 0. 0005 O. 1%中的ー種或兩種以上。這些元素均抑制MnS的延伸,進(jìn)ー步提高彎曲疲勞強(qiáng)度,防止齒輪的彎曲疲勞破 壞及軸部件的花鍵底的疲勞破壞。為了顯現(xiàn)MnS的延伸抑制效果,添加O. 0005%以上的Ca、Mg、Zr及Te。優(yōu)選任一元素都為O. 0010%以上。即使過(guò)多添加,由于添加效果飽和,Ca及Mg也設(shè)定上限為O. 01%、Zr設(shè)定上限為O. 05%、Te設(shè)定上限為O. I %。優(yōu)選Ca及Mg為O. 005%以下、Zr為O. 01 %以下、Te為O. 05%以下。另外,本發(fā)明鋼除了上述成分之外,在無(wú)損特性的范圍內(nèi),還可以含有Pb、Bi、Zn、REM, Sb 等。下面,對(duì)本發(fā)明的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件(以下也稱為“本發(fā)明鋼部件”)的氮化層的厚度和硬度進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明鋼部件為將本發(fā)明鋼氮化或軟氮化后實(shí)施了高頻淬火的鋼部件,其(a)距表面的深度為O. 4mm以上的表層為氮化層,且(b)在從表面直至深度為O. 2mm的表層中,以300°C進(jìn)行退火處理時(shí)的維氏硬度為650以上。在對(duì)鋼部件的表層進(jìn)行研磨加工后使用的情況下,為了不將由氮化或軟氮化生成的氮化合物層完全除去而在鋼部件的表層殘留有利于確保表面硬度及提高耐腐蝕性的含N層,將距表面的深度為O. 4mm以上的表層設(shè)為氮化層。若氮化層的厚度不足夠,則具有足夠硬度的表層的厚度變薄,在以表面為起點(diǎn)被破壞前,產(chǎn)生內(nèi)部破壞的散裂,壽命變低,另外,未發(fā)現(xiàn)耐腐蝕性提高的效果。面疲勞破壞是高溫化(300°C左右)的工作面上的、以表面為起點(diǎn)的破壞,因此,通過(guò)提高面疲勞強(qiáng)度可以防止面疲勞破壞。對(duì)于面疲勞強(qiáng)度的提高,有效的方法是維持高溫強(qiáng)度,即,増大退火軟化抗力。因此,在鋼部件的表面至深度O. 2mm的表層中,將以300°C退火處理后的維氏硬度設(shè)為650以上。在鋼部件的表面至O. 2mm的表層中,若以300°C退火處理后的維氏硬度低于650,則不能承受聞的面壓。在實(shí)際的鋼部件中,在軟氮化后實(shí)施高頻淬火的鋼部件可以根據(jù)從鋼部件采集微量試樣,用硝酸化こ醇腐蝕液腐蝕后,用光學(xué)顯微鏡觀察到的組織和從表面到芯部的硬度分布、以及用EPMA測(cè)定的從表面到芯部的N分布進(jìn)行判別。下面,對(duì)本發(fā)明鋼部件的表層組織進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明鋼部件為在氮化或軟氮化后實(shí)施了高頻淬火的鋼部件,在距表面的深度為5 μ m以上的層中存在5000個(gè)/mm2以上的等效圓徑為O. I I μ m的空孔(孔)。在由于滾動(dòng)產(chǎn)生的面疲勞而被破壞的鋼部件(齒輪)中,工作面的潤(rùn)滑很重要。若在工作面的潤(rùn)滑不足,則由于鋼材彼此的接觸而產(chǎn)生燒結(jié)及黏結(jié),面疲勞強(qiáng)度降低。在工作面上,為了形成充分的潤(rùn)滑膜,在工作面上以不間斷地形成潤(rùn)滑劑油膜的方式設(shè)置儲(chǔ)油是有效的。本發(fā)明鋼部件的特征在于,在鋼材表層通過(guò)軟氮化形成以Fe3N、Fe4N等Fe氮化物為主體的化合物層,之后,通過(guò)高頻加熱將其奧氏體化并淬火而形成氮化層。氮化層由通過(guò)在軟氮化時(shí)生成的化合物層的分解而生成的N、及軟氮化時(shí)向鋼材中擴(kuò)散滲透的N形成。此時(shí),化合物層在高頻淬火后形成為多個(gè)空孔分散存在的硬質(zhì)的多孔質(zhì)層(多孔層)。該空孔(多孔)作為儲(chǔ)油部而發(fā)揮作用,提高潤(rùn)滑效果,進(jìn)ー步提高耐磨損性及耐 久性。當(dāng)?shù)刃A徑為O. I I μ m的空孔在距表面5 μ m以上的深度的層以5000個(gè)/mm2以上存在時(shí),空孔作為儲(chǔ)油部而有效地發(fā)揮作用。為了形成作為儲(chǔ)油部有效地發(fā)揮作用的空孔,需要控制軟氮化條件、及/又高頻加熱條件。即使只是軟氮化,也可以在化合物層形成空孔,空孔作為儲(chǔ)油部發(fā)揮作用,但化合物層極脆,不能承受大的荷重,不能提高面疲勞強(qiáng)度。若空孔粗大,則其成為點(diǎn)蝕等的面疲勞的起點(diǎn),面疲勞強(qiáng)度降低,因此,空孔的等效圓徑設(shè)為I μ m以下。若空孔的等效圓徑過(guò)小,則不能作為儲(chǔ)油部充分發(fā)揮作用,因此,設(shè)定等效圓徑的下限為O. ιμπι。若空孔的數(shù)過(guò)少,則整體上作為儲(chǔ)油部不能有效發(fā)揮作用,因此,在鋼部件的距表面5μπι以上的深度的層中需要以5000個(gè)/mm2以上存在。齒輪的齒面等滑動(dòng)面在以正常運(yùn)轉(zhuǎn)下達(dá)到壽命的期間,通常磨損5μπι以上,因此,為了實(shí)現(xiàn)鋼部件的壽命延長(zhǎng),在鋼部件的距表面5 μ m以上深度的層上,需要存在5000個(gè)/mm2以上的等效圓徑為O. I I μ m的空孔??湛椎拇笮『蛡€(gè)數(shù)依賴于軟氮化條件及/或高頻加熱條件。為了形成有效發(fā)揮作用的多孔質(zhì)層,需要選擇得到高面疲勞強(qiáng)度的軟氮化條件及/或高頻淬火條件。優(yōu)選在550 650°C下,進(jìn)行O. 5 5小時(shí)的氮化或軟氮化處理,之后在900 1100°C下進(jìn)行O. 05 5秒的高頻加熱。本發(fā)明鋼部件的表層為馬氏體,芯部需要仍是鐵素體-珠光體。若只對(duì)表層進(jìn)行淬火而形成馬氏體,則在表層殘留壓縮應(yīng)力,面疲勞強(qiáng)度提高。若直至芯部形成為馬氏體,則在表層殘留的壓縮應(yīng)カ減小,面疲勞強(qiáng)度降低。本發(fā)明鋼部件中,優(yōu)選通過(guò)機(jī)械加工除去氮化層內(nèi)與氮化合物層對(duì)應(yīng)的層。在氮化或軟氮化時(shí)生成了氮化合物層的部位由于之后的高頻淬火而成為含有空孔的馬氏體,但比氮化合物層更靠?jī)?nèi)部的層(以下稱為“氮擴(kuò)散層”)為不含空孔的馬氏體,兩組織在硬度方面不同。在本發(fā)明鋼部件中,在熱處理后有時(shí)以去除變形為目而實(shí)施研磨加工,但若研磨加工不充分,則氮化合物層的馬氏體和氮擴(kuò)散層的馬氏體混合存在于研磨后的表面上,表面硬度不均。
因此,在對(duì)本發(fā)明鋼部件的表面進(jìn)行研磨加工后使用的情況下,為了消除表面硬度的不均,需要確保氮化合物層的厚度以上的研磨量。對(duì)除去氮化合物層的研磨量進(jìn)行說(shuō)明。氮化合物層的厚度依賴于氮化或軟氮化的溫度及/或時(shí)間。因此,調(diào)查氮化或軟氮化的溫度及/或時(shí)間和氮化或軟氮化后測(cè)定的氮化合物層的厚度的關(guān)系。結(jié)果表示于圖4。橫軸基于調(diào)查氮化或軟氮化的溫度(V )和時(shí)間(hr)的影響得到的結(jié)果,設(shè)為O. 05 X {1-0. 006 X (600-氮化或軟氮化溫度(V ))} X {(氮化或軟氮化時(shí)間(hr)+l)/3}。如圖4所示,得到了氮化合物層的厚度(mm) = O. 05X {1-0. 006X (600-氮化或軟 氮化處理溫度(V ))} X {(氮化或軟氮化處理時(shí)間(hr)+1)/3}的關(guān)系式。因此,在鋼部件的表面的研磨除去中,只要確保由上述關(guān)系式求得的厚度(_)以上的研磨除去量即可。另外,研磨除去量設(shè)定上限為O. 2mm,通過(guò)氮化或軟氮化可以顯現(xiàn)向鋼材添加N的效果。因此,除去氮化合物層的研磨量?jī)?yōu)選滿足下式(4)。0.05X {1-0.006X (600-氮化或軟氮化溫度(°C ))} X {(氮化或軟氮化時(shí)間(hr) +1)/3} <研磨除去量(mm) < O. 2mm …(4)下面,對(duì)本發(fā)明鋼部件的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。就本發(fā)明鋼部件而言,鍛造及/或切削本發(fā)明鋼而形成為規(guī)定的形狀,并對(duì)成形后的鋼部件實(shí)施氮化或軟氮化而進(jìn)行制造。為了形成N濃度高的氮化層,得到高的面疲勞強(qiáng)度,將在高頻加熱時(shí)分解而成為N供給源的化合物層(主要由Fe3N、Fe4N等Fe氮化物形成的層)通過(guò)軟氮化形成于鋼表面。為了在鋼材中使足夠量的N擴(kuò)散,較厚地形成硬且退火軟化抗力高的氮化層,需要將軟氮化后的化合物層的厚度設(shè)為10 μ m以上。若軟氮化溫度為高溫,則化合物層變薄,而且,化合物層中的N濃度變低,因此,軟氮化溫度設(shè)為650°C以下。當(dāng)軟氮化溫度為650°C以下時(shí),可以防止鋼材的熱處理變形及晶界氧化等。優(yōu)選為620°C以下。為了形成厚的化合物層,軟氮化溫度的下限設(shè)為550°C。優(yōu)選為580°C以上。氮化層的厚度隨著軟氮化時(shí)間而變厚,因此,軟氮化時(shí)間需要至少為O. 5小吋。若超過(guò)5小時(shí),則氮化層的厚度增大飽和,因此軟氮化時(shí)間設(shè)為5小時(shí)以下。優(yōu)選為I 4小時(shí)。軟氮化后的冷卻通過(guò)氣冷、N2氣冷卻、油冷等方法進(jìn)行。軟氮化可以使用氣體軟氮化、或、鹽浴軟氮化。向鋼材表面供給氮,在鋼材表層形成10 μ m以上的化合物層的方法可以是軟氮化、或、氮化的任ー種。本發(fā)明的氮化不是如軟氮化那樣在NH3和CO2 (根據(jù)情況,也含有N2)的混合環(huán)境下進(jìn)行處理的方法,而是作為只通過(guò)NH3進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間處理的表面硬化方法與エ業(yè)上劃分的方法。 本發(fā)明需要在軟氮化后通過(guò)高頻加熱奧氏體化并淬火,這是為了將通過(guò)軟氮化形成于鋼材表層的化合物層分解,使生成的N向鋼材中擴(kuò)散,并在距表面的深度為O. 4mm以上的區(qū)域?qū)有纬蒒濃度高的氮化層,在從表面至深度O. 2mm的層上,得到在以300°C退火后的維氏硬度為650以上的高硬度。
對(duì)于高頻淬火時(shí)的加熱,必須考慮氮化合物層的分解、固溶。為了確保奧氏體為單相且氮化合物層固溶的狀態(tài),需要將加熱溫度設(shè)為900 1100°C,將保持時(shí)間設(shè)為O. 05 5秒。若加熱溫度低于900°C,則氮化合物的分解、固溶不充分,不能確保必要的硬度。若加熱溫度超過(guò)1100°c,則N的擴(kuò)散擴(kuò)大到內(nèi)部,表面的N濃度低于O. 5%,在以300°C退火時(shí),不能確保維氏硬度650以上,而且,由于氧化層的増大,機(jī)械性質(zhì)劣化。若保持時(shí)間比O. 05秒短,則化合物層的分解及生成的N的擴(kuò)散不充分,另ー方面,若超過(guò)5秒,則N的擴(kuò)散擴(kuò)大到內(nèi)部,表面的N濃度低于O. 5 %,在以300°C退火時(shí),不能確保維氏硬度650以上。對(duì)于高頻的頻率,若是小型的鋼部件,則為400kHz左右,若是大型的鋼部件,則為5kHz左右。淬火用的冷卻劑為水、聚合物淬火材等水系冷卻能大的冷卻劑為好。優(yōu)選高頻淬火后,準(zhǔn)備一般的滲碳淬火件,實(shí)施150°C左右的低溫退火,確保鋼部 件的韌性。實(shí)施例下面,對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說(shuō)明,實(shí)施例中的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的可實(shí)施性及效果而采用的一條件例,本發(fā)明不限于該一條件例。本發(fā)明只要不脫落本發(fā)明的宗旨,只要可以實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的,則可以采用多種條件。(實(shí)施例I)制造表I和表2 (接表I)(發(fā)明例)、及表3 (比較例)所示的成分組成的鋼材。表I
權(quán)利要求
1.ー種表面硬化用機(jī)械構(gòu)造用鋼,其特征在干, 以質(zhì)量%計(jì),含有C 0. 30 O. 60% ;Si 0. 02 2. 0% ;Mn :0. 35 I. 5% ;Al 0. 001 O. 5% ;Cr 0. 05 2. 0% ;Sn 0. 001 L 0% ;S 0. 0001 O. 021% ;N 0. 0030 O. 0055% ;Ni :0. 01 2. 0% ;Cu 0. 01 2. 0% ; P :0. 030% 以下;O :0. 005% 以下, 剰余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成,且, Sn、Cu、Ni、Mn及S的含量滿足下式(I)及(2),—O. 19 ≤ O. 12XSn + Cu — O. IXNi く O. 15... (I)60 く Mn/S く 300··· (2)。
2.如權(quán)利要求I所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼,其特征在干, 所述Sn和Cr的含量滿足式(3),Sn ≤ O. 2XCr ... (3)。
3.如權(quán)利要求I或2所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼,其特征在干, 所述鋼以質(zhì)量%計(jì),還含有B :0. 0003 O. 005% ;W 0. 0025 O. 5% ;Mo :0. 05 I. 0% ;V 0. 05 I. 0% ;Nb 0. 005 ~ O. 3% ; Ti :0. 005 O. 2%中的ー種或兩種以上。
4.如權(quán)利要求I 3中任一項(xiàng)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼,其特征在干, 所述鋼以質(zhì)量%計(jì),還含有Ca :0. 0005 O. 01% ;Mg 0. 0005 ~ O. 01% ;Zr 0. 0005 O. 05% ; Te :0. 0005 O. I %中的ー種或兩種以上。
5.ー種機(jī)械構(gòu)造用鋼部件,其為將權(quán)利要求I 4中任一項(xiàng)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼氮化或軟氮化,然后,實(shí)施高頻淬火制造而成的鋼部件,其特征在干, Ca)距表面的深度為O. 4mm以上的表層為氮化層,且, (b)在從表面直至深度為O. 2mm的表層中,用300°C進(jìn)行退火處理后的維氏硬度為650以上。
6.如權(quán)利要求5所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件,特征在干, 在所述氮化層內(nèi)的距表面的深度為5μπι以上的層中,等效圓徑為O. I Ιμπι的空孔設(shè)有5000個(gè)/mm2以上。
7.如權(quán)利要求5或6所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件,特征在干, 通過(guò)機(jī)械加工將所述氮化層內(nèi)的表面?zhèn)鹊?、與通過(guò)氮化或軟氮化形成的化合物層對(duì)應(yīng)的層除去。
8.一種機(jī)械構(gòu)造用鋼部件的制造方法,其特征在干, 通過(guò)鍛造或/及切削將權(quán)利要求I 4中任一項(xiàng)所述的表面硬化用機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼形成為規(guī)定的形狀,然后,對(duì)成形后的鋼部件在550 650°C下實(shí)施O. 5 5小時(shí)的氮化或軟氮化處理,然后,在900 1100°C下進(jìn)行O. 05 5秒的高頻加熱、淬火,形成為(a)在距表面的深度為O. 2mm以上的表層形成氮化層,且(b)在從表面直至深度為O. 2mm的表層中,以300°C退火后的維氏硬度為650以上。
9.如權(quán)利要求8所述的機(jī)械構(gòu)造用鋼部件的制造方法,其特征在干, 在所述高頻淬火之后,將表層以滿足式(4)的研磨除去量(mm)研磨除去,O. 05X {I 一O.006 X (600 —氮化或軟氮化溫度(°C))} X {(氮化或軟氮化時(shí)間(hr) + I)/3}彡研磨除去量< 0.2mm…(4)。
全文摘要
本發(fā)明提供一種表面硬化用機(jī)械構(gòu)造用鋼、機(jī)械構(gòu)作用鋼部件及其制作方法,本發(fā)明的表面硬化用機(jī)械構(gòu)造用鋼以質(zhì)量%計(jì),含有C0.30~0.60%、Si0.02~2.0%、Mn0.35~1.5%、Al0.001~0.5%、Cr0.05~2.0%、Sn0.001~1.0%、S0.0001~0.021%、N0.0030~0.0055%、Ni0.01~2.0%、Cu0.01~2.0%、P0.030%以下、O0.005%以下,剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成,且,Sn、Cu、Ni、Mn及S的含量滿足下式(1)及(2),-0.19≤0.12×Sn+Cu-0.1×Ni≤0.15…(1);60≤Mn/S≤300…(2)。
文檔編號(hào)C21D9/32GK102695814SQ201180005175
公開日2012年9月26日 申請(qǐng)日期2011年8月2日 優(yōu)先權(quán)日2010年10月27日
發(fā)明者吉田卓 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社