滲碳鋼部件的製作方法

2023-11-11 22:39:42 1

專利名稱：滲碳鋼部件的製作方法
技術領域：
本發明涉及滲碳前被切削性和靜態彎曲強度優良的滲碳鋼部件。本申請基於2009年3月30日提出的日本專利申請第2009-0832 號公報並主張其優先權，這裡引用其內容。
背景技術：
在車輛的快速起動時或急剎車時，對機械結構用的部件、特別是差動齒輪、傳動齒輪、帶齒輪滲碳軸等齒輪部件施加過剩的外力。此時，齒輪部件的齒根部的內部發生高的應力。其結果是，齒根部接受靜態彎曲應力，因而有時產生倒齒或折齒。所以，特別是在差動齒輪中，迫切希望提高靜態彎曲強度。以往，作為上述齒輪部件的母材(進行滲碳處理前的鋼材)，一般使用JIS-SCr420或JIS-SCM420等含有大約0. 2%的C的表面滲碳鋼。由此， 將母材的硬度抑制在低水平，確保滲碳處理前實施的切齒加工等切削加工處理時的滲碳前的被切削性。而且，通過在切削加工處理後實施滲碳處理(滲碳淬火處理及150°C前後的低溫回火處理)，使滲碳鋼部件表面的金屬組織向含有大約0. 8%的C的回火馬氏體組織(屈氏體組織或索氏體組織)相變。圖7是表示關於通過如此的處理得到的滲碳鋼部件的距離表面的深度與維氏硬度的關係的圖。如該圖7所示，通過上述處理能夠提高表層部硬度，因此例如通過對齒輪部件進行上述處理，能夠提高齒輪部件的高循環彎曲疲勞強度或耐磨損性。以下詳細敘述的專利文獻1 3公開了用於提高滲碳鋼部件的靜態彎曲強度的技術。專利文獻1中公開了一種滲碳鋼部件，是從含有C :0. 1 0. 3重量％、Mn :0. 35 1. 1 重量％、Cr :0. 1 1. 1 重量％、Mn+Cr :0. 6 1. 7 重量％、B :0. 001 0. 005 重量％的化學成分的母材而製造的滲碳鋼部件，其中，滲碳硬化層的表面部的C量為0. 6 1. 1重量％，該滲碳硬化層中的屈氏體的面積分率為5 50%。專利文獻2中公開了一種滲碳鋼部件，是從含有C :0. 1 0. 3重量％、Mn :0. 5 1. 3 重量％、Cr :0. 1 1. 1 重量％、Mn+Cr :0. 9 1. 9 重量％、B :0. 001 0. 005 重量％的化學成分的母材而製造的滲碳鋼部件，其中，滲碳硬化層的表面部的C量為0. 6 1. 1重量％，該滲碳硬化層中的屈氏體的面積分率為5 50%。專利文獻3中公開了對使用了含有0.5%以上的Ni的合金鋼材的成形品進行滲碳處理，然後利用電解研磨等從滲碳處理後的成形品的表面將深度為20μπι以上的區域除去的方法。專利文獻1 日本特開平11-80882號公報專利文獻2 日本特開平9-256102號公報專利文獻3 日本特開平3-645000號公報但是，在上述專利文獻1 3的公開技術中，不能充分提高靜態彎曲強度。而且， 用於提高靜態彎曲強度的方法一般依據母材硬度的提高或合金元素的大量添加，所以從滲碳前被切削性的觀點出發，不是所希望的方法。因此，要求使優良的滲碳前被切削性和優良的靜態彎曲強度兩立。

發明內容
本發明的目的是為回應上述課題，提供一種滲碳前被切削性和靜態彎曲強度比以往優良的滲碳鋼部件。本發明為了解決上述的課題，採取了以下的手段。(1)本發明的第1形態涉及一種滲碳鋼部件，是通過對母材實施切削加工處理及滲碳處理而得到的滲碳鋼部件，所述母材的含有C:超過0.3 0.6質量％、Si 0.01 1. 5 質量％、Mn :0. 3 2. 0 質量％、P :0. 0001 0. 02 質量％、S :0. 001 0. 15 質量％、N 0. 001 0. 03質量％、A1 超過0. 06 0. 3質量％、0 :0. 0001 0. 005質量％的化學成分， 剩餘為Fe及不可避免的雜質；所述滲碳鋼部件的表層部硬度為HV550 HV800，芯部硬度為 HV400 HV550。(2)在上述(1)所述的滲碳鋼部件中，所述母材也可以進一步含有Ca :0. 0002 0. 005 質量 ％、Zr 0. 0003 0. 005 質量 ％、Mg :0. 0003 0. 005 質量 ％、Rem :0. 0001 0. 015質量％的化學成分中的1種以上。(3)在上述(1)或(2)中的任一項所述的滲碳鋼部件中，所述母材也可以進一步含有B :0. 0002 0. 005質量％的化學成分。(4)在上述(1) (3)中的任一項所述的滲碳鋼部件中，所述母材也可以進一步含有 Cr 0. 1 3. 0 質量％、Mo :0. 1 1. 5 質量％、Cu :0. 1 2. 0 質量％、Ni :0. 1 5. 0 質量％的化學成分中的1種以上。(5)在上述(1) (4)中的任一項所述的滲碳鋼部件中，所述母材也可以進一步含有Ti 0. 005 0. 2質量％、Nb :0. 01 0. 1質量％、V :0. 03 0. 2質量％的化學成分中的 1種以上。(6)上述(1) (5)中的任一項所述的滲碳鋼部件也可以是齒輪。根據上述(1)所述的構成，能夠得到可一併發揮優良的滲碳前被切削性和優良的靜態彎曲強度的滲碳鋼部件。根據上述(2)所述的構成，能夠得到滲碳前被切削性的改善效果或起因於MnS的機械性質的各向異性降低效果。根據上述C3)所述的構成，能夠得到由改善淬火性或晶界強度而帶來的靜態彎曲強度的提高效果。根據上述(4)所述的構成，能夠得到由提高淬火性而帶來的靜態彎曲強度的提高效果。根據上述( 所述的構成，能夠得到防止晶粒粗大化的效果。根據上述(6)所述的構成，能夠得到一併發揮優良的滲碳前被切削性和優良的靜態彎曲強度的齒輪。根據本發明，不會招致由滲碳鋼部件的滲碳前被切削性的劣化造成的生產成本的大幅度增加，可進行齒輪的大幅度的小型輕量化，可提高汽車的燃油效率，並可由此削減 CO2排放量。


圖1是表示靜態彎曲試驗片的概略圖。圖2是表示表層部硬度波及靜態彎曲強度的影響的圖示。圖3是表示芯部硬度波及靜態彎曲強度的影響的圖示。圖4是表示Al含量波及滲碳前被切削性的影響的圖示。圖5是表示Al含量與滲碳前被切削性的關係的圖示。圖6是用實線表示根據本發明的滲碳鋼的硬度分布的圖示。圖7是表示以往技術的滲碳鋼的硬度分布的圖示。符號說明1-平行部2-缺口(半圓弧)3-靜態彎曲試驗片4-滲碳後鍃(孔)加工
具體實施例方式本發明者們為了解決上述課題，通過使鋼材的化學成分及滲碳材質特性大範圍且系統地變化，對滲碳前被切削性和靜態彎曲強度特性進行了深入研究，搞清了以下幾點。(1)明確了 為了提高靜態彎曲強度，將滲碳鋼部件的表層部硬度(從表層到 50 μ m深的區域的硬度)控制在HV550 HV800的範圍是適當的。此外，明確了在該範圍內，其數值越低越有效。(2)明確了 為了提高靜態彎曲強度，將滲碳鋼部件的芯部硬度(母材的C含量增加10%以下的區域的硬度)控制在HV400 HV550的範圍是適當的。此外，明確了 在該範圍內其數值越高越有效，為了提高靜態彎曲強度，優選將C含量提高到至0. 6質量％為止的範圍內。也就是說，明確了 如圖6所示用實線表示本發明的滲碳鋼部件的距表面的深度與維氏硬度的關係，優選的是使表層部硬度控制在HV550 HV800的範圍，且使芯部硬度控制在HV400 HV550的範圍。另外，圖6的虛線表示以往的滲碳鋼部件的硬度分布。(3)以往認為如果C含量超過0.3%，則因滲碳鋼部件的韌性降低而容易發生裂紋，靜態彎曲強度降低。可是，本發明者們明確了 韌性的降低的主要原因不是C含量，而是超過HV550的芯部硬度。此外，還明確了 為了避免因母材中含有超過0.6%的C而使芯部硬度超過HV550，有必要將0. 6%作為C的上限。(4)明確了 對於提高靜態彎曲強度，在0.01 1.5%的範圍內增加Si是有效的。 以往，因Si波及到起因於滲碳時的晶界氧化層的生成的強度降低，因而推薦限制在0. 5% 以下。可是，本發明者們明確了 晶界氧化層波及到靜態彎曲強度的的影響非常小，反而是 Si增加造成的表層部硬度的降低、芯部硬度的增加對於提高靜態彎曲強度是有效的。(5)明確了 通過儘量減少P及添加B，可更加提高上述(1) (3)的效果。(6)明確了 在母材含有超過0.06%的Al量時，母材中生成的固溶Al能夠提高母材的滲碳前被切削性。特別是明確了 如果採用被覆有含有由與氧的親和力的強弱在Al以下的金屬元素構成的氧化物、即標準生成自由能的絕對值在Al2O3的值以下的氧化物的被膜的工具進行切削加工處理，則在工具與鋼材的接觸面容易引起化學反應，其結果是，容易在工具表層形成Al2O3被膜，作為工具保護膜發揮作用，可大幅度延長工具壽命。下面參照附圖，對用於實施基於上述發現而完成的本發明的方式進行說明。本發明的一個實施方式的滲碳鋼部件是通過對含有C、Si、Mn、P、S、N、Al及0的母材進行切削加工處理及滲碳處理而製造的。以下，對各化學成分的優選的含量進行說明。 另外，有關化學成分的含量的％表示質量％。(C:超過0.3%且在0.6%以下)C提供經過滲碳淬火處理的部件的芯部硬度，有助於靜態彎曲疲勞強度的提高。經過滲碳淬火處理的部件的芯部的組織主體為馬氏體。此外，C量越多，經過滲碳淬火處理的馬氏體的硬度越高。此外，即使是相同的芯部硬度，也是C量高的一方通過微細碳化物的分散強化使屈服比增加。要確實得到此效果，需要使C量超過0.3%。為了更加提高靜態彎曲疲勞強度，應使芯部硬度在HV450以上，優選將C量規定為0. 32%以上或0. 35 %以上。另一方面，如果C量超過0. 6%，則如上所述，芯部硬度超過HV550，此外，招致滲碳前被切削性的急劇降低，因此需要將C量規定在超過0. 3% 0. 6%的範圍。從滲碳前被切削性的觀點出發，優選將C量規定為0. 40%以下，因此C的合適範圍為0. 32 0. 40%。(Si :0. 01 1. 5% )Si對於鋼脫氧是有效的元素，對於提高抗回火軟化性也是有效的元素。此外，Si 通過提高淬火性來提供經過滲碳淬火處理的部件的芯部硬度，有助於低循環彎曲疲勞強度的提高。在Si低於0. 01%時上述效果不充分，如果超過1. 5%則阻礙滲碳性，因此需要將 Si量規定在0. 01 1. 5%的範圍內。在採用普通的碳勢為0. 7 1. 0的氣體浸碳法時，Si 使鋼材中的C的活量增加，通過該影響，Si在0. 5 1. 5%的範圍內具有抑制表層部硬度的效果，對於靜態彎曲強度的進一步提高是有效的。Si的合適範圍為0. 5 1. 5%。(Mn :0· 3 2. 0% )Mn對於鋼脫氧是有效的元素，同時通過提高淬火性來提供經過滲碳淬火處理的部件的芯部硬度，有助於靜態彎曲強度的提高。在Mn低於0.3%時，其效果不充分，如果超過 2. 0%則上述效果飽和，因此需要將Mn量規定在0. 3 2. 0%的範圍內(P :0· 0001% 以上 0. 02% 以下)P向滲碳時的奧氏體晶界偏析，因此因引起晶界破壞而使靜態彎曲強度降低，所以需要將其含量限制在0.02%以下。合適範圍為0.01%以下。另一方面，使P含量低於 0. 0001%從成本的觀點出發是不合適的。所以，P的合適範圍為0. 0001%以上0. 01%以下。 圖2中的A及圖3中的A』表示因P的過剩添加而使靜態彎曲強度降低的例子。(S :0. 001 0. 15% )S是以利用鋼中形成的MnS來提高滲碳前被切削性的目的而添加的，但在低於 0. 001%時其效果不充分。另一方面，如果超過0. 15 %，不但其效果飽和，而且反而產生晶界偏析，引起晶界脆化。基於以上的理由，需要將S含量規定在0.001 0. 15%的範圍內。 合適範圍為0.01 0. 1%。(N :0. 001 0. 03% )N在鋼中與Al、Ti、Nb、V等結合，生成氮化物或碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。在N低於0. 001 %時其效果不充分，如果超過0. 03 %，則不僅其效果飽和，而且在熱軋或熱鍛加熱時殘存未固溶的碳氮化物，難以使對於抑制晶粒的粗大化有效的微細的碳氮化物增量。 所以，需要將N含量規定在0. 001 0. 03%的範圍內。合適範圍為0. 003 0. 010%。
(Al 超過 0. 06 0. 3 % )圖5是表示含有被限制在0. 008%以下的N和0. 02%,0. 04%,0. 08%,0. 1%, 0. 18^^0.24%或0.3%的Al的8種母材的滲碳前被切削性的圖示。如圖5所示，得知A1 含量越大滲碳前被切削性越提高。該滲碳前被切削性提高效果基於存在於母材中的固溶Al 與切削工具的表層部的氧化層(Fe3O4)的化學反應而形成於工具表面的Al2O3的保護膜效果。相反，如果Al過多，則Al2O3夾雜物的尺寸增大，相對於高循環的疲勞強度為低劣。所以，有必要將Al含量規定在超過0. 06 0. 3 %的範圍內。合適範圍為0. 075 0. 25 %。更優選為0. 1 0. 15%。(0 0. 0001 以上且 0. 005% 以下)0是因進行晶界偏析而容易產生晶界脆化，同時因在鋼中形成硬的氧化物系夾雜物(例如Al2O3)而容易產生脆性破壞的元素。需要將0限制在0.005%以下。另一方面， 使0含量低於0. 0001 %從成本的觀點出發是不合適的。所以，0的合適範圍為0. 0001 %以上且0. 005%以下。另外，也可以在上述母材中含有Ca、Zr、Mg、Rem中的1種以上。在這種情況下，可得到滲碳前被切削性的改善效果或起因於MnS的機械性質的各向異性降低效果。以下，對含有這些化學成分時的優選的含量進行說明。(Ca :0· 0002 0. 005% )Ca通過使氧化物低熔點化，通過切削加工環境下的溫度上升進行軟質化，可改善滲碳前被切削性，但在低於0. 0002%時沒有效果，如果超過0. 005%則大量生成CaS，使滲碳前被切削性降低。因此，最好將Ca量規定在0. 0002 0. 005%的範圍。(Zr :0· 0003 0. 005% )Zr是脫氧元素，雖生成氧化物，但因還生成硫化物而是與MnS具有相互關係的元素。^ 系氧化物容易成為MnS的結晶/析出的核。因此對於控制MnS的分散是有效的。作為^ 添加量，為了進行MnS的球狀化，優選添加超過0. 003%，但為了使其微細分散，相反優選添加0. 0003 0. 005%。作為製品，從後者一方在製造上的品質穩定性(成分合格率等) 的觀點出發，現實中優選後者，即優選使MnS微細分散的0. 0003 0. 005%。在0. 0002% 以下時，幾乎沒有發現添加ττ的效果。(Mg :0· 0003 0. 005% )Mg是脫氧元素，雖生成氧化物，但因還生成硫化物而是與MnS具有相互關係的元素。Mg系氧化物容易成為MnS的結晶/析出的核。此外，因硫化物為Mn和Mg的複合硫化物，而抑制其變形，使其球狀化。因此對於MnS的分散控制是有效的，但在低於0.0003%時沒有效果，如果超過0. 005%則大量生成MgS，使滲碳前被切削性降低，因此最好將Mg量規定在0. 0003 0. 005%的範圍。(Rem :0· 0001 0. 015% )Rem(稀土類元素)是脫氧元素，生成低熔點氧化物，不僅抑制鑄造時噴嘴的堵塞， 而且還具有在MnS中固溶或結合，使其變形能降低，在軋制及熱鍛造時抑制MnS形狀延伸的作用。如此，Rem對於各向異性的降低是有效的元素。但是，在Rem含量以總量計低於 0. 0001 %時，其效果不顯著，此外，如果添加Rem超過0. 015%，則大量生成Rem的硫化物，使滲碳前被切削性惡化。因而，在添加Rem時，將其含量規定為0. 0001 0. 015%。另外，也可以在上述母材中為了通過淬火性或晶界強度的改善來提高靜態彎曲強度而含有B。含B時的優選的含量如下。(B :0· 0002 0. 005% )B抑制P的晶界偏析，同時有助於通過提高其本身的晶界強度和晶內強度、及提高淬火性來提高靜態彎曲強度。在B低於0. 0002%時其效果不充分，但如果超過0. 005%則其效果飽和。所以，最好將其含量規定在0. 0002 0. 005%的範圍內。合適範圍為0. 0005 0. 003%。另外，也可以在上述母材中為了通過提高淬火性來提高靜態彎曲強度而含有Cr、 Mo, Cu, Ni中的1種以上。含有這些化學成分時的優選的含量如下。(Cr :0. 1 3. 0% )Cr通過提高淬火性來提供經過滲碳淬火處理的部件的芯部硬度，對於靜態彎曲強度的提高是有效的元素。在Mn低於0. 時其效果不充分，但如果超過3.0%則其效果飽和。所以，最好將Cr量規定在0.1 3.0%的範圍內。(Mo :0. 1 1. 5% )Mo通過提高淬火性來提供經過滲碳淬火處理的部件的芯部硬度，對於靜態彎曲強度的提高是有效的元素。在Mn低於0. 時其效果不充分，但如果超過1.5%則其效果飽和。所以，最好將Mo量規定在0. 1 1.5%的範圍內。(Cu :0. 1 2. 0% )Cu通過提高淬火性來提供經過滲碳淬火處理的部件的芯部硬度，對於靜態彎曲強度的提高是有效的元素。在Cu低於0. 時其效果不充分，但如果超過2.0%則其效果飽和。所以，最好將Cu量規定在0. 1 2. 0%的範圍內。(Ni :0. 1 5. 0% )M通過提高淬火性來提供經過滲碳淬火處理的部件的芯部硬度，對於靜態彎曲強度的提高是有效的元素。在Ni低於0. 時其效果不充分，但如果超過5.0%則其效果飽和。所以，最好將Ni量規定在0. 1 5. 0%的範圍內。另外，在上述母材中，例如為了在以增加滲碳深度為目的滲碳溫度的高溫化或長時間化時防止晶粒粗大化，也就是說為了通過碳氮化物的增加而進行奧氏體晶粒的整細粒化，也可以含有Ti、Nb、V中的1種以上。含有這些化學成分時的優選的含量如下。(Ti :0· 005 0. 2% )Ti通過添加可在鋼中生成微細的TiC、TiCS,由此也可以為謀求滲碳時的奧氏體晶粒的微細化而添加。此外，在添加Ti時，通過在鋼中與N結合生成TiN可得到防止BN析出的效果。也就是說，能夠確保固溶B。在Ti低於0.005%時其效果不充分。另一方面，如果超過0.2%則主體為TiN的析出物增多，使轉動疲勞特性降低。基於以上的理由，最好將其含量規定在0.005 0.2%的範圍內。合適範圍為0.01 0. 1%。(Nb :0. 01 0. )Nb通過添加而生成Nb碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。在Nb低於0. 01 %時其效果不充分。另一方面，如果超過0. 則使滲碳前被切削性劣化，因此將0. 作為上限。(V :0· 03 0. 2% )V通過添加而生成V碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。在V低於0. 03%時其效果不充分。另一方面，如果超過0. 2%則使滲碳前被切削性劣化，因此將0. 05%作為上限。另外，在本發明的母材中，除了上述元素以外，也可以含有在製造工序等中不可避免地混入的雜質，但優選儘量不混入雜質。接著，對本發明的一個實施方式的通過對上述母材實施滲碳處理得到的滲碳鋼部件的表層部硬度和芯部硬度進行說明。(表層部硬度HV550 HV800)本發明者們明確了 如圖2所示，在表層部硬度為HV550 HV800的範圍內，表層部硬度越低則靜態彎曲強度越提高。此外，本發明者們從破壞品的斷口觀察結果搞明這是因為如果表層部硬度高，則從表面發生脆性斷口的裂紋，並且該脆性斷口急速傳播的緣故。 此傾向在超過HV800時顯著現出。因此，優選表層部硬度為HV800以下，更優選為HV770以下。在表層部硬度低時，同樣從表面發生裂紋，但因脆性斷口的發生率低而使得裂紋的傳播速度低，因而靜態彎曲強度提高。可是，在表層部硬度低於HV550時最表層的塑性變形量明顯增大(在為齒輪時，相當於齒面的大幅度變形)，因此除了損害作為齒輪的功能以外，而且最表層的硬度的下降也顯著損害高循環彎曲疲勞強度或耐磨損性。因此，有必要將表層部硬度規定在HV550 HV800的範圍內。由於表層部硬度是滲碳層的硬度，因此可通過滲碳時的碳勢的調整、或滲碳淬火後的回火溫度的調整來調整。作為調整的目標，對鋼部件以碳勢為0.8進行滲碳淬火處理，然後在150°C進行了回火後實施靜態彎曲試驗。因而在靜態彎曲強度比所要求的低時，可通過使碳勢降低到0. 7，或使回火溫度增加至180°C來進行調整，使表層部硬度降低，使靜態彎曲強度提高。(芯部硬度 HV400 HV550)本發明者們搞清楚如圖3所示，在芯部硬度為HV400 HV550的範圍內，芯部硬度越高則靜態彎曲強度越提高。本發明者們通過觀察斷口等弄清楚這是因為如果芯部硬度低，則滲碳層正下的芯部屈服，不能接受此以上的應力，發生在滲碳層即鋼部件表面的應力增大的緣故。要比以往一般所用的JIS-SCr420、JIS-SCM420等顯著提高靜態彎曲強度， 需要HV400以上，因此有必要將芯部硬度規定在HV400 HV550的範圍內。優選芯部硬度在HV430 HV550的範圍內，更優選在HV450 HV550的範圍內。再有，如果芯部硬度超過 HV550，則因芯部的韌性明顯降低，芯部的裂紋傳播速度加快而使靜態彎曲強度降低。另外，圖2中的Bp B2, B3表示芯部硬度超出上述範圍的滲碳鋼部件的靜態彎曲強度，圖3中的B/、B2』、B3』表示表層部硬度超出上述範圍的滲碳鋼部件的靜態彎曲強度。從示出這些點的圖2及圖3得知在即使是表層部硬度和芯部硬度中的任何一方超出各自的範圍時，也不能得到良好的靜態彎曲強度。因而，本實施方式的滲碳鋼部件將表層部硬度規定在HV550 HV800的範圍內，且將芯部硬度規定在HV400 HV550的範圍內。另外，這裡定義的芯部是通過滲碳處理從部件表面滲入的C隨著深度成為微量的部分。具體而言，指的是母材的C含量增加10% (母材的C含量為0.20%時為0.22%)以下的部分。這裡所謂母材是滲碳處理前的鋼材。因而，可通過EPMA-C射線分析等來識別芯部。芯部的硬度調整可通過根據母材的C濃度或合金元素添加的淬火性的調整來進行。CN 102317490 A
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8/11 頁再有，作為滲碳方法沒有必要採用特別的方法，無論採用一般滲碳方法即氣體滲碳、真空滲碳、氣體滲碳氮化法等中的哪種方法都具有本發明的效果。本發明的滲碳鋼部件可用於機械結構用部件、差動齒輪、傳動齒輪、帶齒輪滲碳軸等齒輪部件，特別是對差動齒輪有用。實施例以下通過實施例具體地說明本發明。再有，這些實施例是用於說明本發明的，並不限定本發明的範圍。在將具有表1所示的化學成分的鋼塊伸鍛成Φ 35mm後，實施均熱處理和正火(但是，通過調整冷卻來調整成鐵素體-珠光體組織。)，然後進行鑽切削用試驗片的加工和如圖1所示(但是除去鍃孔加工)在中央凹部具有平行部1和缺口(半圓弧)2的靜態彎曲試驗片(Φ 15) 3的粗加工。關於鑽切削用試驗片，切下直徑為30mm、高為21mm的圓柱試驗片，將實施了銑削精加工的試驗片作為鑽切削用試驗片。接著，關於粗加工後的靜態彎曲試驗片，試驗片No. 1 四及31用轉化式氣體滲碳爐進行930°C X 5小時的滲碳處理，進行130°C的油淬火。試驗片No. 30用轉化式氣體滲碳爐進行930°C X 5小時的滲碳處理，進行220°C的油淬火。對試驗片No. 1 30，在油淬火後繼續實施150°C X 1.5小時的回火。對試驗片No. 31，在油淬火後繼續實施120°C X 1. 5 小時的回火。再有，在滲碳處理時的碳勢為0. 5 0. 8的範圍內，除了試驗片No. 31，都在 150 300°C的範圍內調整回火溫度，由此調整了表層部硬度和芯部硬度。然後，通過對試驗片實施Imm的鍃孔加工4來製成靜態彎曲試驗片。另外，粗加工後的靜態彎曲試驗片為除去圖1的虛線的形狀，精加工後的靜態彎曲試驗片為相對於粗加工後的試驗片增加了相當於圖1的虛線的鍃孔加工的形狀。上述正火後的硬度和滲碳處理後的(滲碳淬火回火處理後)的材質調查結果見表 2。關於滲碳前被切削性試驗，通過對鑽切削用試驗片，在表3所示的切削條件下進行鑽穿孔試驗，評價了實施例及比較例的各鋼材的滲碳前被切削性。此時，作為評價指標， 在鑽穿孔試驗中採用直到累計孔深為IOOOmm為止可切削的最大切削速度VL1000 (m/min)。通過對靜態彎曲試驗片進行4點彎曲而實施了靜態彎曲試驗。本試驗以0. Imm/ min的壓縮速度實施試驗，求出直到斷裂的最大負荷，作為靜態彎曲強度。但是，在表層部硬度非常低時，最表層的塑性變形量顯著增大，因此將直到此時刻為止的最大負荷作為靜態彎曲強度。靜態彎曲強度的結果見表2。如表2所示，明確了本發明例的試驗No. 1 23除了靜態彎曲強度優良為IlkN以上以外，滲碳前被切削性(VL1000)也優良為35m/min以上。與此相對照，比較例的試驗No. 24靜態彎曲強度差。這是因為鋼材的C低於本發明規定範圍即0.3%，結果芯部硬度低於本發明規定範圍的芯部硬度的緣故。比較例的試驗No. 25靜態彎曲強度差。這是因為鋼材的C超過本發明規定範圍即 0.6%，結果芯部硬度高於本發明規定範圍的芯部硬度的緣故。比較例的試驗No.沈靜態彎曲強度差。這是因為鋼材的Si超過本發明規定範圍的1.5%，因此阻礙滲碳性，結果表層部硬度低於本發明規定範圍的表層部硬度，最表面的塑性變形量顯著增大，將到此時點為止的最大負荷作為靜態彎曲強度評價。比較例的試驗No. 27靜態彎曲疲勞強度差。這是因為鋼材的P超過本發明規定範圍的0. 02%，因此產生由P的晶界偏析而造成的晶界破壞的緣故。比較例的試驗No. 28、四滲碳前被切削性差。這是因為鋼材的Al低於本發明規定範圍的0. 06%，因此不能發揮由固溶Al帶來的對滲碳前被切削性的改善效果的緣故。比較例的試驗No. 30靜態彎曲疲勞強度差。這是因為淬火油高於220°C，結果淬火不足，芯部硬度低於本發明規定範圍的HV400的緣故。比較例的試驗No. 31靜態彎曲疲勞強度差。這是因為回火溫度低到120°C，結果表層部硬度超過本發明規定的HV800的緣故。
權利要求
1.一種滲碳鋼部件，是通過對母材實施切削加工處理及滲碳處理而得到的滲碳鋼部件，其特徵在於所述母材含有C 超過0. 3質量％且小於等於0. 6質量％、 Si 0. 01 1. 5 質量％、 Mn 0. 3 2. 0 質量％、 P 0. 0001 0. 02 質量％、 S 0. 001 0. 15 質量％、 N 0. 001 0. 03 質量％、 Al 超過0. 06質量％且小於等於0. 3質量％、 0 0. 0001 0. 005質量％的化學成分， 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質；所述滲碳鋼部件的表層部硬度為HV550 HV800，芯部硬度為HV400 HV550。
2.根據權利要求1所述的滲碳鋼部件，其特徵在於，所述母材還含有以下化學成分中的1種以上Ca 0. 0002 0. 005 質量％、 Zr 0. 0003 0. 005 質量％、 Mg 0. 0003 0. 005 質量％、 Rem :0. 0001 0. 015 質量％。
3.根據權利要求1所述的滲碳鋼部件，其特徵在於，所述母材還含有B0. 0002 0. 005質量％的化學成分。
4.根據權利要求1所述的滲碳鋼部件，其特徵在於，所述母材還含有以下化學成分中的1種以上Cr 0. 1 3. 0 質量％、 Mo 0. 1 1. 5 質量％、 Cu 0. 1 2. 0 質量％、 Ni 0. 1 5. 0 質量％。
5.根據權利要求1所述的滲碳鋼部件，其特徵在於，所述母材還含有以下化學成分中的1種以上Ti 0. 005 0. 2 質量％、 Nb 0. 01 0. 1 質量％、 V 0. 03 0. 2 質量％。
6.根據權利要求1 5中的任一項所述的滲碳鋼部件，其特徵在於所述滲碳鋼部件是齒輪。
全文摘要
本發明提供一種通過對母材實施切削加工處理及滲碳處理而得到的滲碳鋼部件，所述母材含有C超過0.3～0.6質量％、Si0.01～1.5質量％、Mn0.3～2.0質量％、P0.0001～0.02質量％、S0.001～0.15質量％、N0.001～0.03質量％、Al超過0.06～0.3質量％、O0.0001～0.005質量％的化學成分，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，所述滲碳鋼部件的表層部硬度為HV550～HV800，芯部硬度為HV400～HV550。
文檔編號C21D9/32GK102317490SQ201080001338
公開日2012年1月11日 申請日期2010年3月29日 優先權日2009年3月30日
發明者宮西慶, 間曾利治 申請人:新日本制鐵株式會社