表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法 |
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| 申请号 | CN202410111883.7 | 申请日 | 2017-05-31 | 公开(公告)号 | CN117888030A | 公开(公告)日 | 2024-04-16 |
| 申请人 | 杰富意钢铁株式会社; | 发明人 | 安藤佳祐; 岩本隆; 富田邦和; 长谷和邦; 西村公宏; | ||||
| 摘要 | 本 申请 提供一种表面硬化 钢 及其制造方法以及 齿轮 部件的制造方法，该表面硬化钢适合作为用于以较低成本制作具有高旋转弯曲疲劳强度和 接触 疲劳强度的机械结构用部件的原材料。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种表面硬化钢，其特征在于，其具有下述成分组成：以质量％计，在满足下述(1)式和(2)式的范围的条件下包含C：0.15％以上0.30％以下、Si：1.54％以上2.00％以下、Mn： |
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| 说明书全文 | 表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法技术领域[0002] 本发明涉及作为汽车或各种工业机械等的机械结构用部件的原材料使用的表面硬化钢及其制造方法、以及齿轮部件的制造方法。特别是，涉及适合作为具有高旋转弯曲疲劳强度和接触疲劳强度的机械结构用部件的原材料的表面硬化钢及其制造方法。 背景技术[0003] 对于机械结构用部件、例如汽车等的驱动传动部件中使用的齿轮而言，近年来，伴随着节能带来的车身重量的减轻，要求其小型化；另一方面，由于发动机的高输出化而使负荷增加，因此耐久性的提高成为问题。 [0004] 通常，齿轮的耐久性由齿根的旋转弯曲疲劳断裂和齿面的接触疲劳断裂决定，因此，迄今为止，为了提高旋转弯曲疲劳强度和接触疲劳强度，提出了旨在通过添加微量元素来控制夹杂物的形态或抑制渗碳异常层的产生、或者赋予了抗回火软化性、即抑制由回火引起的硬度降低的各种渗碳表面硬化钢。 [0005] 例如，专利文献1中公开了下述方法：将钢中的Si降低至小于0.15％并控制Mn、Cr、Mo和Ni的量，由此减少渗碳热处理后的表层的晶界氧化层、减少龟裂的产生，并且通过抑制不完全淬火层的生成，抑制表面硬度的降低、提高疲劳强度，进而添加Ca而控制促进龟裂产生和扩展的MnS的延伸。 [0006] 专利文献2中公开了下述方法：使用添加有0.25％以上1.50％以下的Si的钢材作为原材料来提高抗回火软化性。 [0007] 专利文献3中公开了下述方法：将有助于回火软化阻力提高的Si、Mn和Cr的量设定为特定值以上，并且在钢材的表层形成由该元素构成的合金缺乏层，由此即使增加Si的量，也可抑制气体渗碳性的降低，提高接触疲劳强度。 [0008] 专利文献4中公开了下述方法：将由渗碳淬火后的芯部硬度、有效硬化层深度、和破损部位的半径或壁厚的一半求出的投影芯部硬度设定为特定值以上，由此延迟低周疲劳时的微小龟裂的产生。 [0009] 专利文献5中公开了下述方法：将渗碳处理时或碳氮共渗处理时的表面的碳量和氮量控制为特定范围内，在表层部促进微细的碳化物的生成，并且使表层部的残余奥氏体量为适当量，由此可在确保高疲劳强度的同时减少接触面的剥离、即提高抗点蚀性。 [0010] 现有技术文献 [0011] 专利文献 [0012] 专利文献1：日本特公平7‑122118号公报 [0013] 专利文献2：日本专利第2945714号公报 [0014] 专利文献3：日本专利第5099276号公报 [0015] 专利文献4：日本专利第5505263号公报 [0016] 专利文献5：日本特开平7‑188895号公报 发明内容[0017] 发明所要解决的课题 [0018] 但是，上述专利文献1～5中记载的发明均存在以下问题。 [0019] 首先，在专利文献1中，若使Si降低至小于0.15％则晶界氧化层和不完全淬火层减少，因此能够抑制齿轮的齿根处的旋转弯曲疲劳导致的龟裂产生。但是，相反地，回火软化阻力降低，断裂的产生从齿根移动到齿面侧，其结果，无法抑制齿面处的摩擦热导致的回火软化，表面发生软化，因此容易产生齿面的剥离损伤、即点蚀，接触疲劳强度降低成为问题。 [0020] 在专利文献2中，为了提高回火软化阻力而添加了Si，但由于Si的添加，在通常的气体渗碳中更多地形成了晶界氧化层，该晶界氧化层成为疲劳起点而使旋转弯曲疲劳强度降低。因此，不得不将渗碳处理限定为不形成晶界氧化层的等离子渗碳或真空渗碳。但是，这些特殊的渗碳处理存在制造成本高的缺点，不适合工业规模的批量生产。 [0021] 在专利文献3中，通过Si、Mn和Cr的添加而使回火软化阻力提高。但是，大幅降低Ms点的Mn、Cr量多的情况下，渗碳淬火后的残余奥氏体量增加，表层硬度降低，由此接触疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度降低成为问题。 [0022] 在专利文献4中，通过使投影芯部硬度为特定值以上，可以得到优异的低周疲劳特性。但是，根据Si、Mn、Cr和Mo添加量的平衡，有时无法得到充分的回火软化阻力，其结果，存在接触疲劳强度降低的问题。 [0023] 另外，在专利文献5中，昂贵的V是必要含有元素，并且，还允许大量添加昂贵的Mo，会导致制造成本的大幅增加。此外，这些元素会使碳氮化物的析出增加，担心会在连续铸造时产生裂纹。 [0024] 因此，鉴于上述课题，本发明的目的在于提供一种表面硬化钢及其制造方法，该表面硬化钢适合作为用于以较低成本制作具有高旋转弯曲疲劳强度和接触疲劳强度的机械结构用部件的原材料。 [0025] 用于解决课题的手段 [0026] 本发明人为了解决上述课题，对于成分、渗碳后各种特性和夹杂物对渗碳淬火/回火后的疲劳特性产生的影响进行了深入的研究。其结果，发现了下述(A)～(C)的事项。 [0027] (A)只要通过增加钢材中的Si、Mn、Cr和Mo的量，提高回火软化阻力，从而抑制例如形成齿轮时的接触面的发热导致的软化，就能够抑制齿轮驱动时发生的齿面的龟裂产生。 [0028] (B)关于会成为弯曲疲劳和疲劳龟裂的起点的晶界氧化层，通过添加特定量以上的Si、Mn、Cr和Mo，晶界氧化层的生长方向从深度方向变化为表面的密度增加方向。因此，成为起点的在深度方向生长的氧化层消失，所以难以成为弯曲疲劳和疲劳龟裂的起点。 [0029] (C)如上述(A)和(B)中所述，Si、Mn、Cr和Mo对于回火软化阻力的提高和晶界氧化层的控制是有效的；另一方面，若过量添加，则残余奥氏体量增多，会促进疲劳龟裂的生成。因此，关于Si、Mn、Cr和Mo，需要严格控制其含量。 [0030] 本发明的主旨构成如下所述。 [0031] [1]一种表面硬化钢，其特征在于，其具有下述成分组成：以质量％计，在满足下述(1)式和(2)式的范围的条件下包含C：0.15％以上0.30％以下、Si：0.80％以上2.00％以下、Mn：0.20％以上0.80％以下、P：0.003％以上0.030％以下、S：0.005％以上0.050％以下、Cr：1.00％以上且小于1.80％、Mo：0.03％以上0.30％以下、Al：0.020％以上0.060％以下、N： 0.0060％以上0.0300％以下和O：0.0003％以上0.0025％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，进而，其满足下述(3)式。 [0032] 记 [0033] [％Si]+([％Mn]+[％Cr]+[％Mo])/3≥1.5…(1) [0034] 180‑45[％Mn]‑14[％Cr]‑51[％Mo]+5[％Si]≥125…(2) [0035] √I≤80…(3) [0036] 其中，[％M]表示M元素的含量(质量％)，I表示在对上述表面硬化钢实施渗碳淬火和回火、之后进行旋转弯曲疲劳试验后的断面中位于鱼眼中心部的氧化物系夹杂物的面积2 (μm)。 [0037] [2]如上述[1]所述的表面硬化钢，其中，上述成分组成以质量％计进一步包含选自Nb：0.050％以下、Ti：小于0.025％和Sb：0.035％以下之中的一种以上。 [0038] [3]如上述[1]或[2]所述的表面硬化钢，其中，上述成分组成以质量％计进一步包含选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下和V：0.050％以下之中的一种以上。 [0039] [4]如上述[1]～[3]中任一项所述的表面硬化钢，其中，上述成分组成以质量％计进一步包含选自Ca：0.0050％以下、Sn：0.50％以下、Se：0.30％以下、Ta：0.10％以下、Hf：0.10％以下之中的一种以上。 [0040] [5]一种表面硬化钢的制造方法，其特征在于，对于下述钢的铸片，以满足下述(4)式的截面缩小率实施基于热锻和/或热轧的热加工，得到作为棒钢或线材的表面硬化钢，上述钢的铸片具有下述成分组成：以质量％计，在满足下述(1)式和(2)式的范围的条件下包含C：0.15％以上0.30％以下、Si：0.80％以上2.00％以下、Mn：0.20％以上0.80％以下、P：0.003％以上0.030％以下、S：0.005％以上0.050％以下、Cr：1.00％以上且小于1.80％、Mo： 0.03％以上0.30％以下、Al：0.020％以上0.060％以下、N：0.0060％以上0.0300％以下和O： 0.0003％以上0.0025％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。 [0041] 记 [0042] [％Si]+([％Mn]+[％Cr]+[％Mo])/3≥1.5…(1) [0043] 180‑45[％Mn]‑14[％Cr]‑51[％Mo]+5[％Si]≥125…(2) [0044] (S1‑S2)/S1≥0.960…(4) [0045] 其中，S1表示与热加工时的延伸方向垂直的截面的上述铸片的截面积(mm2)，S2表2 示与热加工时的延伸方向垂直的截面的上述棒钢或线材的截面积(mm)。 [0046] [6]如上述[5]所述的表面硬化钢的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计进一步包含选自Nb：0.050％以下、Ti：小于0.025％和Sb：0.035％以下之中的一种以上。 [0047] [7]如上述[5]或[6]所述的表面硬化钢的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计进一步包含选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下和V：0.050％以下之中的一种以上。 [0048] [8]如上述[5]～[7]中任一项所述的表面硬化钢的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计进一步包含选自Ca：0.0050％以下、Sn：0.50％以下、Se：0.30％以下、Ta：0.10％以下、Hf：0.10％以下之中的一种以上。 [0049] [9]一种齿轮部件的制造方法，其特征在于，对上述[1]～[4]中任一项所述的表面硬化钢实施机械加工、或实施锻造和之后的机械加工而形成齿轮形状，之后对上述表面硬化钢实施渗碳淬火和回火，得到齿轮部件。 [0050] [10]一种齿轮部件的制造方法，其特征在于，除了上述[5]～[8]中任一项所述的表面硬化钢的制造方法的工序以外，还对上述表面硬化钢实施机械加工、或实施锻造和之后的机械加工而形成齿轮形状，之后对上述表面硬化钢实施渗碳淬火和回火，得到齿轮部件。 [0051] 发明的效果 [0052] 根据本发明，可以提供一种表面硬化钢及其制造方法，该表面硬化钢适合作为用于以较低成本制作具有高旋转弯曲疲劳强度和接触疲劳强度的机械结构用部件的原材料。即，在使用本发明钢制作作为机械结构用部件的例如齿轮时，能够批量生产不仅其齿根的旋转弯曲疲劳特性优异、齿面的接触疲劳特性也优异的齿轮。 附图说明 [0053] 图1是示出旋转弯曲疲劳试片的图。 [0054] 图2是示出渗碳淬火/回火处理中的热处理条件的图。 [0055] 图3是示出辊点蚀疲劳试验的概况的图。 具体实施方式[0056] 首先，本发明中，对将钢的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。需要说明的是，若无特别说明，则涉及成分的“％”表示是指质量％。 [0057] C：0.15％以上0.30％以下 [0058] 为了通过渗碳处理后的淬火提高中心部的硬度，需要0.15％以上的C，但含量超过0.30％时，芯部的韧性会降低，因此将C量限定为0.15％以上0.30％以下的范围。优选为 0.15％以上0.25％以下的范围。 [0059] Si：0.80％以上2.00％以下 [0060] Si为下述元素：其可提高齿轮等在滚动中预测可到达的200～300℃的温度区域的回火软化阻力，并且可抑制引起渗碳表层部的硬度降低的残余奥氏体的生成，同时提高淬火性。另外，Si还具有下述效果：通过抑制上述温度区域的碳化物的生长，从而抑制有助于抑制疲劳龟裂发展的位错密度的减少。为了获得具有这种效果的钢，至少添加0.80％以上的Si是不可欠缺的。但是，另一方面，Si是铁素体稳定化元素，过量添加会使Ac3相变点上升，在通常的淬火温度范围，在碳含量低的芯部容易出现铁素体，会导致强度的降低。另外，过量添加会阻碍渗碳，引起渗碳表层部的硬度降低。关于这点，若Si量为2.00％以下，则不会产生上述弊端。由此，将Si量限定为0.80％以上2.00％以下的范围。优选为0.90％以上1.60％以下的范围。 [0061] Mn：0.20％以上0.80％以下 [0062] Mn是对提高淬火性有效的元素，至少需要添加0.20％以上。但是，Mn容易形成渗碳异常层，并且过量添加会使残余奥氏体量过多而导致硬度的降低，因此将上限设定为0.80％。优选为0.40％以上0.60％以下的范围。 [0063] P：0.003％以上0.030％以下 [0064] P偏析于晶界而使渗碳层和内部的韧性降低，因此P量越低越优选。具体而言，若超过0.030％，则上述弊端出现，因此将P量设定为0.030％以下。另一方面，从制造成本的方面出发，将下限设定为0.003％。 [0065] S：0.005％以上0.050％以下 [0066] S与Mn形成硫化物而具有提高切削性的作用，因此至少含有0.005％以上。另一方面，过量添加会使部件的疲劳强度和韧性降低，因此将上限设定为0.050％。优选为0.010％以上0.030％以下的范围。 [0067] Cr：1.00％以上且小于1.80％ [0068] Cr是不仅对淬火性有效、还对回火软化阻力的提高有效的元素，但含量小于1.00％时，其添加效果不足；另一方面，为1.80％以上时，提高回火软化阻力的效果饱和，反而容易形成渗碳异常层，导致旋转弯曲疲劳强度的降低。因此，将Cr量限定为1.00％以上且小于1.80％的范围。优选为1.20％以上1.60％以下的范围。 [0069] Mo：0.03％以上0.30％以下 [0070] Mo为具有下述效果的元素：在提高淬火性、回火软化阻力和韧性的同时，将渗碳处理后的结晶粒径微细化；在小于0.03％时其添加效果不足，因此将下限设定为0.03％。另一方面，若大量添加，则残余奥氏体量过多，由此不仅会导致硬度的降低，还会使制造成本上升，因此将上限设定为0.30％。需要说明的是，从进一步降低残余奥氏体量和制造成本的方面出发，上限值优选设定为0.20％。 [0071] Al：0.020％以上0.060％以下 [0072] Al与N结合而形成AlN，是有助于奥氏体晶粒的微细化的元素，为了获得该效果，需要添加0.020％以上，但含量超过0.060％时会促进对疲劳强度有害的Al2O3夹杂物的生成，因此将Al量限定为0.020％以上0.060％以下的范围。优选为0.020％以上0.040％以下的范围。 [0073] N：0.0060％以上0.0300％以下 [0074] N与Al结合而形成AlN，是有助于奥氏体晶粒的微细化的元素。因此，适当添加量由与Al量的平衡来决定，为了发挥出其效果，需要添加0.0060％以上。但是，若过量添加，则凝固时的钢锭会产生气泡，或者导致锻造性的劣化，因此将上限设定为0.0300％。优选为0.0090％以上0.0150％以下的范围。 [0075] O：0.0003％以上0.0025％以下 [0076] O在钢中以氧化物系夹杂物的形式存在，是有损疲劳强度的元素。因此，O量越低越优选，允许至0.0025％以下。优选为0.0015％以下。另一方面，从制造成本的方面出发，将下限设定为0.0003％。 [0077] 本发明中的钢中成分包含上述成分，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，在无损本发明的作用范围的范围内，为了赋予其他特性等，也可以添加以下的可选成分。 [0078] Nb：0.050％以下 [0079] Nb是碳氮化物形成元素，其将渗碳时的奥氏体粒径微细化而有助于接触疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度的提高。为了有效地发挥出这种作用，在添加的情况下，优选设定为0.010％以上。另一方面，在超过0.050％时其效果饱和，并且大量添加时成本会增加，因此上限优选设定为0.050％。更优选为0.010％以上且小于0.025％的范围。 [0080] Ti：小于0.025％ [0081] Ti与Nb同样是碳氮化物形成元素，其将渗碳时的奥氏体粒径微细化而有助于接触疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度的提高。为了有效地发挥出这种作用，在添加的情况下，优选设定为0.005％以上。另一方面，在0.025％以上时其效果饱和，并且大量添加时会生成粗大的碳氮化物，反而会导致上述疲劳强度的降低，因此上限优选设定为0.025％。 [0082] Sb：0.035％以下 [0083] Sb偏析于晶界的倾向强，可抑制在渗碳处理时有助于淬火性提高的Si、Mn、Cr等的晶界氧化，由此减少钢的极表层的渗碳异常层的产生，其结果，具有提高旋转弯曲疲劳强度的效果。为了有效地发挥出这种作用，在添加的情况下，优选设定为0.003％以上。但是，过量添加时不仅会引起成本增加，还会使韧性降低，因此优选设定为0.035％以下。更优选为0.005％以上0.020％以下的范围。 [0084] Cu：1.0％以下 [0085] Cu是有助于淬火性提高的元素，并且通过与Se一同添加，在钢中与Se结合，是显示出防止晶粒粗大化的效果的有用元素。为了获得这种效果，Cu含量优选设定为0.01％以上。另一方面，Cu含量超过1.0％时，轧制材料的表皮粗糙，有可能作为瑕疵残存。因此，上限优选设定为1.0％。更优选为0.10％以上0.50％以下的范围。 [0086] Ni：1.0％以下 [0087] Ni是有助于淬火性的提高、并且对韧性的提高有用的元素。为了获得这种效果，Ni含量优选设定为0.01％以上。另一方面，含有超过1.0％时，上述效果饱和。由此，上限优选设定为1.0％。更优选为0.10％以上0.50％以下的范围。 [0088] V：0.050％以下 [0089] V与Nb同样是碳氮化物形成元素，其将渗碳时的奥氏体粒径微细化，有助于疲劳强度的提高。另外，还具有减小晶界氧化层深度的效果。为了有效地发挥出这种作用，在添加的情况下，优选设定为0.005％以上。另一方面，在超过0.050％时，其效果饱和，并且在过量添加时会生成粗大的碳氮化物，反而会导致上述疲劳强度的降低，因此上限优选设定为0.050％。更优选为0.005％以上0.030％以下的范围。 [0090] Ca：0.0050％以下 [0091] Ca是控制硫化物的形态、对提高切削性有用的元素。为了获得这种效果，Ca含量优选设定为0.0005％以上。另一方面，Ca含量超过0.0050％时，不仅上述效果饱和，而且会促进成为疲劳断裂起点的粗大的氧化物系夹杂物的生成，因此上限优选设定为0.0050％。更优选为0.0005％以上0.0020％以下的范围。 [0092] Sn：0.50％以下 [0093] Sn是对提高钢材表面的耐腐蚀性有效的元素。从提高耐腐蚀性的方面出发，Sn含量优选设定为0.003％以上。另一方面，过量添加会使锻造性劣化，因此上限优选设定为0.50％。更优选为0.010％以上0.050％以下的范围。 [0094] Se：0.30％以下 [0095] Se与Mn、Cu结合，在钢中以析出物的形式分散。Se析出物在渗碳热处理温度区域几乎不发生析出物生长而稳定地存在，奥氏体粒径的钉扎效应高。因此，添加Se对于防止晶粒粗大化有效。为了获得该效果，优选至少添加0.001％的Se。另一方面，添加超过0.30％时，防止晶粒粗大化的效果饱和。因此，上限优选设定为0.30％。更优选为0.005％以上0.100％以下的范围。 [0096] Ta：0.10％以下 [0097] Ta在钢中形成碳化物，利用钉扎效应抑制渗碳热处理时的奥氏体粒径的粗粒化。为了获得该效果，优选至少添加0.003％的Ta。另一方面，添加超过0.10％时，在铸造凝固时容易产生裂纹，担心在轧制和锻造后也残存瑕疵，因此上限优选设定为0.10％。更优选为 0.005％以上0.050％以下的范围。 [0098] Hf：0.10％以下 [0099] Hf在钢中形成碳化物，利用钉扎效应抑制渗碳热处理时的奥氏体粒径的粗粒化。为了获得该效果，优选至少添加0.003％的Hf。另一方面，添加超过0.10％，在铸造凝固时会生成粗大的析出物，有可能导致粗粒化抑制能力的降低及疲劳强度的劣化，因此上限优选设定为0.10％。更优选为0.005％以上0.050％以下的范围。 [0100] 关于钢的成分组成，只要具有上述元素以及剩余部分的Fe和不可避免的杂质即可，优选由上述元素以及剩余部分的Fe和不可避免的杂质构成。 [0101] 本发明人发现：在具有上述成分组成的表面硬化钢中，在满足下述(1)式和(2)式的情况下，对该表面硬化钢实施渗碳淬火和回火而制造的机械结构用部件可发挥出以往未有的优异的弯曲疲劳强度和接触疲劳强度。 [0102] [％Si]+([％Mn]+[％Cr]+[％Mo])/3≥1.5…(1) [0103] 180‑45[％Mn]‑14[％Cr]‑51[％Mo]+5[％Si]≥125…(2) [0104] 其中，[％M]表示M元素的含量(质量％)。 [0105] 上述(1)式表示对抗回火软化性产生影响的因子，左边的值小于1.5时，抗回火软化性的改善效果不足。另外，上述(2)式表示对残余奥氏体量产生影响的因子，左边的值小于125时，渗碳表层部的硬度降低，因此会导致接触疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度的降低。本发明中，通过满足上述(1)式，可提高齿轮等在滚动中预测可到达的200℃以上300℃以下的温度区域的回火软化阻力，并且，通过满足上述(2)式，可以减少引起渗碳表层部的硬度降低的残余奥氏体量，因此可以抑制接触疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度的降低。 [0106] 但是，即便在各元素满足上述(1)式和(2)式的情况下，若旋转弯曲疲劳试验后的试片的位于断面的氧化物系夹杂物的尺寸大于某个值，则由于该氧化物系夹杂物也会使接触疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度降低，因此可知存在显示出过早疲劳断裂的问题。因此，对于本发明的表面硬化钢来说，在渗碳淬火和回火后满足下述(3)式很重要。上述(3)式的左边√I的值更优选为60以下、进一步优选为40以下。 [0107] √I≤80…(3) [0108] 上述(3)式的左边的I是表示疲劳断裂起点、即最大的氧化物系夹杂物的尺寸的指标，其如下求出。由表面硬化钢(棒钢或线材)采集7个试片。对于试片，与基于热加工的延伸方向(即，在利用热轧的情况下为轧制方向，在利用热锻的情况下为基于锻造的延伸方向)平行地由直径1/2位置进行采集，设为图1所示的平行部直径8mm×平行部长度16mm的尺寸。 [0109] 对于试片，在图2所示的条件(渗碳温度930℃下180分钟、淬火温度850℃下40分钟、回火温度170℃下60分钟)下实施渗碳淬火和回火，之后进行交变应力小野式旋转弯曲疲劳试验，使其产生鱼眼型断裂。关于试验条件，在渗碳后将表面研磨0.1mm，负荷应力设为1000MPa、转速设为3500rpm。对于7个试片中的疲劳寿命最低的试片，用扫描型电子显微镜观察断面，利用图像分析测定位于鱼眼中心部的氧化物系夹杂物、即最大的氧化物系夹杂物的面积，记为I。 [0110] 根据本发明中的这种夹杂物尺寸的求法，能够评价3.14×(7.8mm÷2)2×16mm×73 ＝5349mm 的体积中的最大氧化物系夹杂物的尺寸。在现有的待测面积中存在的氧化物系夹杂物的尺寸、数量或密度的测定法中，无法测定这种大体积中的氧化物系夹杂物的状态，无法进行对疲劳寿命产生影响的夹杂物的评价。利用本发明中的上述夹杂物的评价方法， 3 能够在5349mm的大体积中对实际上钢的疲劳断裂起点、即氧化物系夹杂物的尺寸进行评价，因此可以进一步提高疲劳寿命的预测精度。 [0111] 接着，对本发明的表面硬化钢的制造方法进行说明。 [0112] 为了得到满足上述(3)式的表面硬化钢，在其制造工序中，除了将铸片的成分组成调整为包括上述(1)式和(2)式的上述范围以外，需要对该铸片以满足下述(4)式的截面缩小率实施基于热锻和/或热轧的热加工，制成棒钢或线材。 [0113] (S1‑S2)/S1≥0.960…(4) [0114] 其中，S1为与热加工时的延伸方向垂直的截面的铸片的截面积(mm2)，S2为与热加2 工时的延伸方向垂直的截面的棒钢或线材的截面积(mm)。 [0115] 上述(4)式的左边是表示对铸片实施热加工时的断面缩小率的指标。此处，热加工可以为热锻，也可以为热轧。此外，也可以为热锻与热轧两者。上述(4)式的左边所表示的指标小于0.960时，由于尺寸大的氧化物系夹杂物，接触疲劳强度和旋转弯曲疲劳强度降低，结果显示出过早疲劳断裂。更优选上述(4)式的左边为0.970以上，进一步优选为0.985以上。这样，若以满足上述(4)式的截面缩小率对满足本发明的成分组成的钢的铸片实施热加工，则在后述渗碳淬火和回火后可以得到满足上述(3)式的表面硬化钢。 [0116] 对于如此制造的本发明的表面硬化钢(棒钢或线材)，实施或不实施热锻或冷锻，之后实施切削等机械加工，成型为部件形状(例如齿轮形状)。之后，对于该部件形状实施渗碳淬火/回火处理，由此得到所期望的部件(例如齿轮)。此外，可以对该部件实施喷丸硬化等加工。需要说明的是，在加工时实施了热锻或冷锻的情况下，氧化物系夹杂物的尺寸发生变化，但不会朝向使疲劳寿命恶化的方向变化，因此即使在实施了这些锻造而形成部件的情况下，使用本发明的表面硬化钢也是有效的。对于表面硬化钢的渗碳淬火/回火的条件没有特别限定，可以为公知或任意的条件，例如可以为：在渗碳温度900℃以上1050℃以下为60分钟以上600分钟以下，在淬火温度800℃以上900℃以下为10分钟以上120分钟以下，在回火温度120℃以上250℃以下为30分钟以上180分钟以下。 [0117] 实施例 [0118] 以下，根据实施例更具体地对本发明的构成和作用效果进行说明。但是，本发明并不受以下实施例的限制，也可以在能够适合于本发明的主旨的范围内进行适当变更，这些均包含在本发明的技术范围内。 [0119] 以表2所示的断面缩小率对表1所示的成分组成(各元素的含量的单位为质量％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的钢的铸片进行热轧，得到各种尺寸的圆棒钢。表1中所示的No.1～27是成分组成满足本发明的合格钢，No.28～52是成分组成不满足本发明的比较钢，表2中的No.53是截面缩小率不满足本发明的规定值的比较例。 [0120] (评价方法) [0121] 对于各合格钢和比较钢进行下述评价。 [0122] (1)旋转弯曲疲劳强度和I的评价 [0123] 由从合格钢和比较钢得到的圆棒钢各自的直径1/2的位置，利用上述方法采集7个试片，利用上述方法求出I。图像分析使用了Media‑Cybernetics公司制造的Image‑Pro_PLUS。在该步骤中的交变应力小野式旋转弯曲疲劳试验中，将至断裂为止的重复数(7个中的最短疲劳寿命)示于表2。需要说明的是，最短疲劳寿命为100,000次以上的情况下，可以视为具有优异的旋转弯曲疲劳强度。 [0124] (2)接触疲劳强度的评价 [0125] 在由合格钢和比较钢得到的 的圆棒钢各自中，从圆棒钢的直径1/2的位置采集图3所示的 的试片，作为辊点蚀疲劳试片(小辊)。对所得到的试片进行图2所示的渗碳淬火/回火处理。之后，使用辊点蚀疲劳试验机，将80℃的润滑油用于润滑，在滑动率：40％、转速：1500rpm的条件下进行辊点蚀疲劳试验。需要说明的是，大辊(冠R150mm)使7 用了SUJ2的淬火回火品。此时，设疲劳极限为10 次，测定接触疲劳强度并进行评价。本试验中，在具有2800MPa以上的疲劳强度的情况下，可以视为具有优异的接触疲劳强度。将评价结果示于表2。 [0126] [表1] [0127] 表1 [0128] [0129] ※1下划线表示适用范围外。 [0130] ※2[％Si]+([％Mn]+[％Cr]+[％Mo])/3 [0131] ※3 180‑45×[％Mn]‑14×[％Cr]‑51×[％Mo]+5×[％Si] [0132] [表2] [0133] 表2 [0134] [0135] ※1下划线表示适用范围外。 [0136] 工业实用性 [0137] 根据本发明，可以提供一种表面硬化钢及其制造方法，该表面硬化钢适合作为用于以较低成本制作具有高旋转弯曲疲劳强度和接触疲劳强度的机械结构用部件的原材料。 |
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