表面硬化钢
阅读：599发布：2020-05-15
专利汇可以提供表面硬化钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提出了一种在低温下也显示良好的 可锻性 、同时在渗 碳 处理后具有优异的疲劳强度的表面硬化 钢 。提供一种表面硬化钢，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，从而 冷锻 性和疲劳强度优异。，下面是表面硬化钢专利的具体信息内容。
1.一种表面硬化钢，具有如下成分组成：
在满足下述式(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、Al：0.01～0.033质量％、Cr：1.3～3.0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，
3.0[％Si]+9.2[％Cr]+10.3[％Mn]≥10.0…(1)
3.0[％Si]+1.0[％Mn]≤0.88…(2)
其中，[％M]为元素M的含量，以质量％计。
2.根据权利要求1所述的表面硬化钢，其中，所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。
表面硬化钢
技术领域
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。
[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。
[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)一种表面硬化钢，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、Al：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]≥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] (2)根据上述(1)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。
[0019] 图1是表示含有0.048质量％Al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％Al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Al含量与硬度偏差的最大值的关系的图。
[0022] 图4是表示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0.80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0.012％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] Al：0.01～0.045质量％
[0036] 如果过量添加Al，则钢中的N形成AlN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10ppm的B和45ppm的N且使Al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，Al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Al：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10ppm的B和45ppm的N且改变Al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Al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Al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Al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℃下，实施3小时的碳势1.0质量％的浸碳后，在60℃下进行油冷，在180℃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，Al是对脱氧有效的元素，因此使下限为0.01质量％。优选为0.01～0.040质量％，进一步优选为0.015～0.035％。
[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。优选为0.7～2.5质量％的范围。
[0045] B：0.0005～0.0040质量％
[0046] B通过在钢中与N结合而有减少固溶N的效果，因此，能够减少基于固溶N的冷锻时的动态应变时效，有助于降低锻造时的变形抗力。因此，需要添加0.0005％以上，另一方面，如果超过0.0040％，则变形抗力减少效果饱和，反而导致韧性降低，因此将B量限定在0.0005～0.0040质量％的范围。更优选为0.0005～0.0030质量％的范围。
[0047] Nb：0.003～0.080质量％
[0048] Nb在钢中形成NbC，通过钉扎效应来抑制浸碳热处理时的奥氏体颗粒的粗粒化。为了得到该效果，需要添加至少0.003质量％以上。另一方面，如果添加超过0.080质量％，则可能导致由粗大的NbC的析出所致的粗粒化抑制能的降低、疲劳强度的恶化，因此，设为0.080质量％以下。优选为0.010～0.060质量％。进一步优选为0.015～0.045质量％。
[0049] Ti：0.005质量％以下
[0050] 极力避免Ti混入钢中是重要的。Ti与N结合容易形成粗大的TiN，并且与Nb同时添加更容易产生粗大析出物，导致疲劳强度降低，所以将作为杂质而含有的Ti量的上限设为0.005质量％。更优选为0.003质量％以下。
[0051] N：0.0080质量％以下
[0052] N固溶于钢中，在冷锻时产生动态应变时效，增大变形抗力，因此需要极力避免其混入。因此，将N的混入量限制在0.0080质量％以下。优选为0.0070质量％以下，进一步优选为0.0065质量％以下。
[0053] 以上，对本发明的基本成分的适当组成范围进行了说明，本发明中，各个元素仅满足上述范围是不充分的，特别是对于Si、Mn和Cr，重要的是满足下式(1)和(2)的关系。
[0054] 3.0[％Si]+9.2[％Cr]+10.3[％Mn]≧10.0…(1)
[0055] 3.0[％Si]+1.0[％Mn]＜1.0…(2)
[0056] 其中，[％M]为元素M的含量(质量％)
[0057] 上述(1)式是影响淬透性和回火软化抵抗性的因素，如果不满足该(1)式，则引起浸碳处理后的疲劳强度不足。另外，上述(2)式是影响冷锻性的因素，满足(2)式时，能够抑制Si和Mn引起的固溶强化，能够减少冷锻时的变形抗力且提高模具寿命。
[0058] 在此，关于仅改变Si和Mn的添加量的情况，以不添加Si和Mn的情况为基础算出了变形抗力上升量。如图4所示，其结果表明3.0[％Si]+1.0[％Mn]小于1时，可靠地抑制了变形抗力上升量。应予说明，在图4中示出结果的实验按以下条件进行。
[0059] 即，将含有C：0.18质量％、Si：不添加、Mn：不添加、P：0.012质量％、S：0.012质量％、Al：0.034质量％、Cr：1.7质量％、B：0.0013质量％、Nb：0.030质量％和N：0.0052质量％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质的钢为基础，对将Si在0.03～0.20质量％的范围内、Mn在0.34～1.2质量％的范围内进行各种变化的12种钢进行热轧，使直径为40mm后，通过后述的冷锻性评价方法测定变形抗力，以不添加Si和Mn时的变形抗力为基准来比较变形抗力上升量。
[0060] 以上，对本发明的基本成分进行了说明，但本发明中，除上述成分以外，可以根据需要进一步含有选自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。
[0061] 即，Cu是对提高淬透性有效的元素，优选添加0.05质量％以上，但大量添加会导致钢材表面性状的恶化，合金成本的增加，因此使上限为0.5质量％。
[0062] Ni和V是对提高淬透性、韧性有效的元素，优选分别为0.05质量％以上和0.01质量％以上，由于是高价的元素所以使其上限分别为0.5质量％和0.1质量％。
[0063] 实施例
[0064] 以下，根据实施例，对本发明的构成和作用效果进行更具体的说明。但是，本发明不受下述实施例的限制，在适于本发明主旨的范围内可以进行适当变更，这些都包含在本发明的技术范围内。
[0066] 这里，冷锻性采用变形抗力和极限镦锻率2个项目进行评价。
[0067] 即，以轧制状态的圆钢的离外周面的圆钢直径D的1/4的深度的位置(以下，称为1/4D位置)成为轴中心的方式采取直径15mm和高度：22.5mm的圆柱状的试验片。在得到的圆柱状的试验片的上下面的中心位置制成圆锥底面为2mmφ且中心角度为120°的圆锥状的槽，将其作为约束槽。另外，在圆柱状的试验片的侧面设置沿高度方向延伸的V字状的槽，成为带有切口的圆柱试验片。应予说明，图5(a)是表示用于冷锻性评价而使用的带有切口的圆柱试验片形状的上面图，图5(b)是其侧面图，图5(c)是表示图5(b)中示出的V字状的槽的详细尺寸的图。参照符号1为V字状的槽，2为被压缩面(上下面)和3为圆锥状的槽(约束槽)。
[0068] 冷锻性的评价在约束该试验片的上下面的状态下对被压缩面2施加压缩负荷而进行压缩试验，对变形能和变形抗力进行测定。变形能以从V槽1的槽底产生裂缝为止的最大压缩率(称为极限镦锻率)进行评价，变形抗力用压缩率：60％时的变形应力(称为60％变形抗力)进行评价。如果极限镦锻率为50％以上，变形抗力值为800MPa以下，则冷锻性可称之为优异。
[0069] 接下来，疲劳特性用弯曲疲劳和面疲劳这2个项目进行评价。
[0070] 即，从上述圆钢的1/4D位置采取弯曲疲劳强度评价用的旋转弯曲试验片和面疲劳强度评价用的辊点蚀(roller pitting)试验片，对这些试验片在930℃下，实施3小时的碳势1.0质量％的浸碳后，在60℃下进行油冷，在180℃下，实施1小时的回火处理。对浸碳后的各试验片，进行旋转弯曲疲劳试验和辊点蚀试验。旋转弯曲疲劳试验以转速3500rpm实施，对107次的疲劳极限强度进行评价。另外，辊点蚀试验在滑移率40％，油温80℃的条件下以107次强度(在试验片表面产生锈斑的极限强度)进行评价。将得到的结果示于表2。如果弯曲疲劳强度为800MPa以上，面疲劳强度为3500MPa以上，则疲劳强度可称为优异。
[0071] 如表2所示，可知根据本发明的发明例均为冷锻性优异且疲劳强度也优异的钢。
[0072]
[0073]
[0074] 符号说明
[0075] 1 V字状的槽
[0076] 2 被压缩面(上下面)
[0077] 3 圆锥状的槽(约束槽)
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