CN105121687A - 表面硬化用钢材和表面硬化钢部件 - Google Patents

Abstract

本发明的表面硬化用钢材在使用了极值统计法的夹杂物评价中，当使预测面积S为30000mm²时，所述预测面积S中存在的最大的硫化物系夹杂物直径(√area)S的预测值为49μm以下、所述预测面积S中存在的最大的氧化物系夹杂物直径(√area)_Ox的预测值为80μm以下；具有超过20μm的长度及超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物限制在每1mm²为200个以下。

Description

表面硬化用钢材和表面硬化钢部件

技术领域

本发明涉及表面硬化用钢材和表面硬化钢部件，特别是涉及冷锻性优异且渗碳或渗碳氮化淬火、回火处理后可获得优异的回火软化阻力的适于汽车、建筑设备、工业机器用部件的表面硬化用钢材及表面硬化钢部件。

本申请基于2013年04月18日在日本提出的日本特愿2013-087857号主张优先权，在此援引其内容。

背景技术

汽车、建筑设备等中使用的变速器及工业机器等中使用的减速器主要是由齿轮类构成。这些部件作为原料使用JISSCr420、SCM420等中碳合金钢，利用热锻、切削、冷锻或它们的组合，将原料成型为部件的形状之后，通过实施渗碳淬火、回火等表面硬化处理，从而获得。其中，通过冷锻成型的部件以通过原料的软质化来提高金属模具的寿命为目的，在冷锻之前进行球状化退火。进行冷锻时的课题为防止冷锻时的断裂的发生及金属模具寿命的提高。因此，只要是能够达成作为断裂起点的夹杂物的生成的抑制和原料的软质化这两者，则可以降低冷锻所需要的成本。

另一方面，为了汽车等的高功率化及燃烧效率的提高，强烈要求齿轮类的高强度化。一直以来，为了提高这些部件的强度，开发了提高作为高强度化下的重大课题的齿轮的齿根弯曲疲劳强度的技术。但是，近年来随着能够显著提高齿根弯曲疲劳强度的硬喷丸的应用扩大，用于达成齿轮的高强度化的课题重点从提高齿根弯曲疲劳强度向提高点蚀强度转移。

为了改善(提高)点蚀强度，有效的是提高齿轮的渗碳层的回火软化阻力。作为提高回火软化阻力的手段，提出了对钢的成分进行改良的技术。例如，专利文献1中公开了，规定Si、Cr、Mo的含量，当这些元素的总含量超过一定值时、则回火软化阻力提高。但是，这些元素的总含量增多时，冷锻前的原料硬度提高、变形阻力提高。另外，例如专利文献2中公开了，当Si的含量超过0.15％时，冷锻时的变形阻力增大。如此，一般来说，当提高钢的各成分(特别是Si)的含量时，虽然可获得回火软化阻力提高效果，但原料硬度提高。即，回火软化阻力的提高与冷锻性的确保成权衡的关系。因此，期待开发兼顾回火软化阻力和冷锻性的钢材。专利文献3中提出了，通过在增加Si、Cr的含量而提高回火软化阻力之后，将Si、Mn、Cr、Mo的总含量限制为由规定的关系式规定的值以下，从而兼顾回火软化阻力和冷锻性的方法。但是，专利文献3的技术对于防止冷锻时的断裂的发生并未考虑。因此，在冷锻时加工率增大的部位存在大的夹杂物时，有发生以夹杂物为起点的断裂的问题，依然有改善的余地。专利文献4～11记载了限制了夹杂物的大小的机械构造用钢。但是，在任何文献中均未对冷锻进行记载。专利文献12记载了对硫化物系、氧化物系、氮化物系夹杂物或它们的复合夹杂物的大小进行限制，兼顾冷锻性和切削性的棒钢、线材。但是，对于提高回火软化阻力的技术并未记载。专利文献13中记载了真空渗碳或真空渗碳氮化用的钢材。记载了该钢材中利用极值统计法预想的累积分布函数为99％时的〔(πLW/4)^0.5〕所示的氧化物、以氧化物为主体的复合夹杂物、氮化物及以氮化物为主体的复合夹杂物的最大等效圆直径为35μm以下。但是，专利文献13中以真空渗碳或真空渗碳氮化为前提。

因此，依然期待开发满足回火软化阻力的提高和冷锻性(防止断裂及防止原料硬度提高)这两个特性的钢材。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-231943号公报

专利文献2：日本特开平6-299241号公报

专利文献3：日本特开2006-199993号公报

专利文献4：日本特开2001-234275号公报

专利文献5：日本特开2001-131685号公报

专利文献6：日本特开2001-131686号公报

专利文献7：日本特开2003-269460号公报

专利文献8：日本特开2006-63402号公报

专利文献9：日本特开2007-289979号公报

专利文献10：日本特开2004-143550号公报

专利文献11：日本特开2005-154886号公报

专利文献12：日本特开2007-63589号公报

专利文献13：日本特开2010-150566号公报

发明内容

发明要解决的技术问题

本发明鉴于上述事实，其目的在于提供冷锻性和回火软化阻力优异的表面硬化用钢材、由该表面硬化用钢材形成的表面硬化钢部件。

另外，本发明中回火软化阻力优异是指渗碳层的300℃回火硬度比JISSCr420或SCM420高。

用于解决技术问题的方法

本发明人们为了解决上述技术问题，对适于提高回火软化阻力的化学成分的调整和对于防止冷锻时的断裂发生所必要的夹杂物的尺寸控制进行了深入研究。结果发现，(i)Si、Cr增加渗碳层的回火软化阻力的作用大，(ii)球状化退火后的硬度依赖于Si、Mn、Cr、Mo的总含量，各个元素的贡献率不同，(iii)通过适当地限制钢中存在的非金属夹杂物、特别是硫化物系夹杂物的尺寸，可以防止冷锻时的断裂发生等，进而完成了本发明。

本发明的要旨如下所述。

(1)本发明的一个方式的表面硬化用钢材的化学成分以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.40～1.5％、Mn：0.2～1.0％、S：0.001～0.050％、Cr：1.0～2.0％、Mo：0.02～0.8％、Al：0.001～0.20％、N：0.003～0.03％、Nb：0～0.10％、Cu：0～0.2％、Ni：0～1.5％、V：0～0.20％、Ca：0～0.0050％、Mg：0～0.0050％、Sb：0～0.050％，限制为P：0.030％以下、O：0.0020％以下、Ti：0.005％以下，剩余部分为铁及杂质，满足下述(α)式及(β)式；在使用了极值统计法的夹杂物评价中，当使预测面积S为30000mm²时，上述预测面积S中存在的最大的硫化物系夹杂物直径的预测值为49μm以下、上述预测面积S中存在的最大的氧化物系夹杂物直径的预测值为80μm以下；具有超过20μm的长度及超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物限制在每1mm²为200个以下。

12×Si(％)+25×Mn(％)+Cr(％)+2×Mo(％)≤25(α)

31×Si(％)+15×Mn(％)+23×Cr(％)≥50(β)

其中，(α)式及(β)式中的Si(％)、Mn(％)、Cr(％)、Mo(％)是各个元素的以质量％计的含量。

(2)上述(1)所述的表面硬化用钢材，其中，上述化学成分以质量％计可以含有Nb：0.015～0.10％。

(3)上述(1)所述的表面硬化用钢材，其中，上述化学成分以质量％计可以含有Si：0.55～1.5％。

(4)上述(1)～(3)中任一项所述的表面硬化用钢材，其中，上述化学成分以质量％计可以含有Cu：0.001～0.2％、Ni：0.001～1.5％中的1种或2种。

(5)上述(1)～(4)中任一项所述的表面硬化用钢材，其中，上述化学成分以质量％计可以含有V：0.01～0.20％。

(6)上述(1)～(5)中任一项所述的表面硬化用钢材，其中，上述化学成分以质量％计可以含有Ca：0.0001～0.0050％、Mg：0.0001～0.0050％中的1种或2种。

(7)上述(1)～(6)中任一项所述的表面硬化用钢材，其中，上述化学成分以质量％计可以含有Sb：0.0001～0.050％。

(8)上述(1)～(7)中任一项所述的表面硬化用钢材，其中，微观组织可以具有球状化碳化物组织。

(9)本发明的另一方式的表面硬化钢部件由上述(1)～(8)中任一项所述的表面硬化用钢材形成，具有通过渗碳淬火回火或渗碳氮化淬火回火的处理所形成的表面硬化层。

发明效果

根据本发明的上述方式，可以提供渗碳层的300℃回火硬度比JISSCr420或SCM420优异、且冷锻性优异的表面硬化用钢材及表面硬化钢部件。即，可以提供回火软化阻力及冷锻性优异的表面硬化用钢材及表面硬化钢部件。另外，通过使用这些表面硬化用钢材或表面硬化钢部件，可以降低齿轮的制造成本，且能够大大有助于汽车、建筑设备、工业机器用的高功率化及燃烧效率提高等。

附图说明

图1是表示本发明实施例中应用的球状化退火(SA：Spheroidizingannealing)的模式的图。

具体实施方式

本发明人们进行研究的结果可知以下的(a)～(d)。

(a)冷锻性的界限(冷锻前的硬度的界限)可以通过Si、Mn、Cr、Mo的考虑了各自的硬度提高作用之后的含量指标来决定。

本发明人们对在0.2％C钢(C含量为0.2％的钢)中含有各种合金元素的多个钢种进行了球状化退火(SA)，定量地对各合金元素对球状化退火后的硬度产生的影响进行了评价。当进行球状化退火时，构成珠光体等的钢中的碳化物发生球状化、变成微观组织具有球状化碳化物组织。当碳化物进行球状化时，成为位错运动障碍的碳化物之间的间隔增大，由此硬度降低，因此优选。

调查的结果为，本发明人们发现球状化退火后的钢的硬度可以通过下述(1)式的左边形式得以表现。Si、Mn的系数较高的理由在于，这些合金元素固溶在铁素体中，通过固溶强化提高球状化退火材料的硬度。另一方面，Cr、Mo的系数较小的理由在于，这些合金元素在球状化退火时在渗碳体中进行富集、以合金碳化物的形式析出，因此固溶强化量小；以及由于这些碳化物大，因此作为析出强化量相对地小。

本发明人们发现，在下述(1)式的左边的值为25以下时，球状化退火后的钢的硬度不会过度地增高，但当下述(1)式的左边的值超过25时，球状化退火后的钢的硬度过度地增高、会损害冷锻性。

12×Si(％)+25×Mn(％)+Cr(％)+2×Mo(％)≤25(1)

其中，(1)式中的Si(％)、Mn(％)、Cr(％)、Mo(％)是各个成分的钢中含量(质量％)。

(b)钢(特别是渗碳层)的回火软化阻力(300℃回火硬度)可以通过考虑了Si、Mn、Cr的各自的回火软化阻力增加作用之后的含量指标来表示。

Si、Mn、Cr增加渗碳层的回火软化阻力的作用大。其原因在于，当含有Si、Mn、Cr时，会抑制在回火时析出的铁碳化物的粗大化。本发明人们为了定量地评价各合金元素的影响，模拟渗碳层，对在0.8％C钢中含有各种合金元素的钢种进行300℃回火，调查了影响回火后的硬度(300℃回火硬度)的各种合金元素的影响。结果，本发明人们发现利用各合金元素产生的渗碳层的300℃回火硬度的增加作用可以用下述(2)式的左边形式得以表现。另外发现，当其左边的值为50以上时，300℃回火硬度比一般的渗碳部件明显地提高，获得了优异的点蚀强度，而小于50时，点蚀强度的改善不充分。

31×Si(％)+15×Mn(％)+23×Cr(％)≥50(2)

其中，(2)式中的Si(％)、Mn(％)、Cr(％)为各个成分在钢中的含量(质量％)。

由上可知，通过在同时满足上述(1)式和上述(2)式的范围内含有Si、Mn、Cr、Mo，可以兼顾回火软化阻力的增加和原料硬度的降低(冷锻性的确保)。

(c)通过限制钢中存在的非金属夹杂物(硫化物系、氧化物系、氮化物系)、特别是硫化物系夹杂物的尺寸，可以防止冷锻时的断裂的发生。

存在于钢中的大的夹杂物成为断裂的起点。因此，为了以工业规模进行稳定的量产，需要对部件的原料在大区域内评价夹杂物的分布状况。成为断裂起点的大的夹杂物的存在可以通过“极值统计法”进行推测。极值统计法是指下述方法：从某个母集团中采集多个试验片、使用显微镜法测定各个试验片中存在的最大夹杂物的大小，通过将其面积的平方根标绘在极值概率纸上，从而预测母集团或任意面积(或体积)中存在的最大夹杂物的粒径。作为在钢中的非金属夹杂物的评价中应用极值统计法的具体手段，例如可以根据非专利文献；金属疲劳微小缺陷和夹杂物的影响、村上敬宜著等所记载的方法进行。本实施方式中如下所述。(i)例如使1个视野的面积(检查标准面积：S₀)为10mm×10mm、按照面积S₀不重复的方式对各个供试材料分别进行30个视野的光学显微镜观察。(ii)对存在于30个视野的各个视野中的最大夹杂物的粒径进行测定，将其面积的平方根标绘在极值概率纸上。(iii)使预测面积S为30000mm²，预测最大夹杂物的粒径。

另外，夹杂物的测定需要对氧化物、硫化物的各个夹杂物进行。其原因在于，氧化物的粒径分布、硫化物的粒径分布各不相同，应该分别地进行评价。极值统计法比较简单且可靠性高。

(d)对于硫化物系夹杂物而言，其存在频率大。因此，为了防止冷锻时的断裂的发生，除了通过极值统计法推测的最大尺寸之外，对某个大小以上的硫化物系夹杂物的每单位面积的个数(个数密度)也需要进行限制。

以下，对本发明的一个实施方式的表面硬化用钢材(也有称作本实施方式的表面硬化用钢材的情况)及本发明的一个实施方式的表面硬化钢部件(也有称作本实施方式的表面硬化钢部件的情况)详细地进行说明。首先，对本实施方式的表面硬化用钢材的成分的限定理由进行说明。成分是指不会受到因表层部的渗碳导致的碳量增加的影响的芯部成分。成分的含量的％是指质量％。

(C：0.05～0.30％)

C是为了获得渗碳淬火、回火后的部件的芯部的强度所必须的元素。另外，C含量决定芯部的硬度、也对渗碳层的有效硬化层深度造成影响。因此，本实施方式中使C含量的下限为0.05％。但是，当C含量过多时，则韧性降低。因此，使C含量的上限为0.30％。更优选的C含量为0.10～0.25％。

(Si：0.40～1.5％)

Si是对于提高渗碳层的回火软化阻力有效的元素。因此，使Si含量的下限为0.40％。但是，当Si含量过多时，球状化退火后的硬度提高、冷锻性降低。因此，使Si含量的上限为1.5％。优选的Si含量为0.45～1.0％。当抑制成本的增加、提高回火软化阻力时，更优选使Si含量的下限为0.55％。

(Mn：0.2～1.0％)

Mn是对于提高钢的淬火性有效的元素。另外，Mn通过使钢中的S以MnS的形式进行固定，改善热延展性、防止钢的制造工序(连续铸造、热轧制)中产生伤痕。进而，MnS具有提高切削性的作用。为了获得这些效果，使Mn含量的下限为0.2％。但是，当Mn含量过多时，则球状化退火后的硬度提高、冷锻性降低。因此，使Mn含量的上限为1.0％。优选的Mn含量为0.4～0.7％。

(S：0.001～0.050％)

S具有在钢中形成MnS、提高切削性的效果。为了获得该效果，使S含量的下限为0.001％。但是，当S含量过多时，则MnS等所谓的硫化物系夹杂物的量增多，另外其尺寸也发生粗大化。如后所述，当存在个数多的粗大的硫化物系夹杂物时，在冷锻时该粗大的硫化物系夹杂物成为断裂的起点。因此，使S含量的上限为0.050％。优选的S含量为0.005～0.020％。

(Cr：1.0～2.0％)

Cr不仅提高淬火性、对于提高回火软化阻力也是有效的元素。而且，Cr具有即便含量较多，对球状化退火后的硬度上升造成的影响也很小的特征。因此，使Cr含量的下限为1.0％。但是，当Cr含量超过2.0％时，回火软化阻力的提高效果饱和，因此使Cr含量的上限为2.0％。优选的Cr含量为1.3～1.6％。

(Mo：0.02～0.8％)

Mo是对于提高淬火性有效的元素。Si、Mn、Cr在渗碳加热时在钢表层部被选择性地氧化，因此有降低表层部的淬火性的情况。此时，在淬火时形成不完全淬火层，导致弯曲疲劳强度、点蚀强度降低。另一方面，Mo比上述元素的氧化倾向低，因此是对于减少表层部的不完全淬火层有效的元素。为了获得该效果，使Mo含量的下限为0.02％。但是，当Mo含量过多时，则球状化退火后的硬度提高、冷锻性下降，因此使Mo含量的上限为0.8％。优选的Mo含量为0.05～0.5％。

(Al：0.001～0.20％)

Al具有通过在钢中形成微细的氮化物、将奥氏体晶粒微细化的效果。为了获得该效果，使Al含量的下限为0.001％。但是，当Al含量超过0.20％时，其效果饱和。因此，使Al含量的上限为0.20％。优选的Al含量为0.015～0.050％。

(N：0.003～0.03％)

N具有通过在钢中与Al或Nb、V形成氮化物、将奥氏体晶粒微细化的效果。为了获得该效果，使N含量的下限为0.003％。但是，当N含量变得过剩时，则钢的热延展性下降、钢的制造工序(连续铸造、热轧制)中伤痕的产生变得明显。因此，使N含量的上限为0.03％。优选的N含量为0.007～0.02％。

(P：0.030％以下)

P是杂质元素，其是使钢的韧性降低的元素。因此，P含量限制为0.030％以下。优选限制为0.020％以下。

(O：0.0020％以下)

O是杂质元素，与Al、Si等形成氧化物。O含量增加时，则所谓的氧化物系夹杂物的量增多、且其尺寸也变得粗大。如后所述，当存在粗大的氧化物系夹杂物时，其成为冷锻时断裂的起点。因此，将O含量限制为0.0020％以下。优选将O含量限制为0.0015％以下、更优选限制为0.0005％以下。

(Ti：0.005％以下)

Ti在本实施方式中是不可避免地混入、形成TiN等氮化物的元素。Ti的量增加时，则所谓的氮化物系夹杂物的量增多、且其尺寸也变得粗大。当存在粗大的氧化物系夹杂物时，其成为冷锻时断裂的起点。因此，将Ti含量限制为0.005％以下。优选将Ti含量限制为0.003％以下。

本实施方式的表面硬化用钢材以具有上述化学成分为基本，但也可进一步含有以下的成分。以下的元素并非必须含有。因此，不需要特别地限制含量的下限，它们的下限为0％。

(Cu：0.2％以下)

Cu与Mo同样，是对于提高淬火性有效的元素。另外，Cu是氧化倾向低的元素，是对于减少表层部的不完全淬火层有效的元素。为了获得这些效果，优选使Cu含量的下限为0.001％。但是，当Cu含量变得过多时，则钢的热延展性下降、钢的制造工序(连续铸造、热轧制)中伤痕的产生变得显著。因此，使Cu含量的上限为0.2％。另外，在含有Cu时、同时含有Cu含量的1/2左右的Ni时，减轻了热延展性的下降。更优选的Cu含量为0.05～0.15％。

(Ni：1.5％以下)

Ni与Mo、Cu同样，是对于提高淬火性有效的元素。另外，Ni是氧化倾向低的元素、是对于减少表层部的不完全淬火层有效的元素。获得这些效果时，优选使Ni含量的下限为0.001％。但是，Ni由于是对成本影响很大的元素，因此使Ni含量的上限为1.5％。更优选的Ni含量为0.05～1.0％。

(Nb：0.10％以下)

Nb具有在钢中形成微细的碳化物、氮化物、将奥氏体晶粒微细化的效果。获得该效果时，优选使Nb含量的下限为0.001％。特别是，在冷锻后未进行正火或退火的情况或者渗碳温度是高于930℃的高温的情况等，易于引起奥氏体晶粒的粗大化，因此为了防止粗大化，有效的是增加Nb碳氮化物的量。因而，更优选使Nb含量的下限为0.015％。但是，Nb含量超过0.10％时，其效果饱和。因此，使Nb含量的上限为0.10％。优选的Nb含量上限为0.050％。

(V：0.20％以下)

V具有在钢中形成微细的碳化物、氮化物、将奥氏体晶粒微细化的效果。获得该效果时，优选使V含量的下限为0.01％。但是，V含量超过0.20％时，其效果饱和。因此，使V含量的上限为0.20％。更优选的V含量为0.05～0.15％。

(Ca：0.0050％以下)

Ca具有通过将所谓的硫化物系夹杂物微细化来防止硫化物系夹杂物在冷锻时成为断裂起点的效果。获得该效果时，优选使Ca含量的下限为0.0001％。但是，当Ca含量超过0.0050％时，其效果饱和。因此使Ca含量的上限为0.0050％。更优选的Ca含量为0.0005～0.0015％。

(Mg：0.0050％以下)

Mg具有通过将所谓的硫化物系夹杂物微细化来防止硫化物系夹杂物在冷锻时成为断裂起点的效果。获得该效果时，优选使Mg含量的下限为0.0001％。但是，当Mg含量超过0.0050％时，其效果饱和。因此使Mg含量的上限为0.0050％。更优选的Mg含量为0.0005～0.0015％。

(Sb：0.050％以下)

Sb具有抑制热轧制、球状化退火时的脱碳的效果。获得该效果时，优选使Sb含量的下限为0.0001％。但是，当Sb含量超过0.050％时，其效果饱和。因此，使Sb含量的上限为0.050％。更优选的Sb含量为0.001～0.010％。

接着，从冷锻性及回火软化阻力的观点出发，对本实施方式的表面硬化用钢材中的Si、Mn、Cr及Mo的含量进行说明。

本实施方式的表面硬化用钢材中，从冷锻性的观点出发，需要进行控制使得Si、Mn、Cr及Mo的含量满足下述(1)式，即下述(1)式的左边的值达到25以下。其原因在于，球状化退火材料的冷锻性(冷锻前的硬度)的界限必须考虑Si、Mn、Cr、Mo各自对球状化退火材料的硬度的影响度进行决定。下述(1)的左边中，Si、Mn、Cr及Mo的各元素的系数不同的原因在于，元素对冷锻性(冷锻前的硬度)起作用的程度不同。

另外，下述(1)式的左边的优选的范围为24.5以下、更优选的范围为23以下。

12×Si(％)+25×Mn(％)+Cr(％)+2×Mo(％)≤25(1)

另外，本实施方式的表面硬化用钢材中从回火软化阻力的观点出发，需要按照下述(2)式的左边的值达到50以上的方式控制Si、Mn、Cr的含量。对于齿轮或CVT等动力传动系统部件来说，在使用中与其他部件接触的位置因接触而局部发热，受到回火而发生软化。该软化是点蚀疲劳特性劣化的支配因子。因此为了提高点蚀疲劳强度，提高作为渗碳层的回火软化阻力的300℃回火硬度是有效的。(2)式的左边的值为50以上时，则点蚀疲劳强度提高。左边的值优选为53以上、更优选为55以上。

31×Si(％)+15×Mn(％)+23×Cr(％)≥50(2)

接着，对本实施方式的表面硬化用钢材中的硫化物系夹杂物的大小及个数进行说明。

本实施方式中，硫化物系夹杂物是含有S的夹杂物，例如是指MnS、CaS、MgS、(Mn，Ca，Mg)S、TiS、Ti(C，S)、FeS等。

本实施方式的表面硬化用钢材中，在进行使用极值统计法的夹杂物评价时，预测面积S＝30000mm²中存在的最大的硫化物系夹杂物直径的预测值为49μm以下、且具有超过20μm的长度和超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物需要每1mm²为200个以下。

通过冷锻受到大的塑性加工时，当大的硫化物系夹杂物存在于钢中时，则有夹杂物与基质的界面变成断裂的起点、最终成长为大的冷锻断裂的情况。但是，硫化物系夹杂物的直径为49μm以下时，则不会成为断裂的起点、是无害的。另一方面，超过49μm的硫化物系夹杂物成为断裂的起点。因此，使的上限为49μm。

硫化物系夹杂物与后述的氧化物系夹杂物或氮化物系夹杂物相比，量多，因此存在频率高。另外，硫化物系夹杂物由于通过热加工细长地伸长，因此对冷锻断裂的影响大。例如，长度为20μm、厚度为2μm的硫化物系夹杂物的为6.3μm、比上述中限制的最大的硫化物系夹杂物直径(49μm)小，但当具有这以上的长度、厚度的硫化物系夹杂物以每1mm²超过200个地存在时，与实质上存在大的夹杂物的情况相同，在冷加工时频频发生断裂。因此，对于硫化物系夹杂物而言，不仅对夹杂物直径，对某个大小以上的夹杂物的个数也需要进行规定。即，需要使具有超过20μm的长度及超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物在每1mm²为200个以下。硫化物系夹杂物的长度及厚度或个数超过上述范围时，易于发生断裂。在测量硫化物系夹杂物的尺寸时，使长径为长度、短径为厚度。

长度为20μm以下的MnS在其厚度为小的范围内，不适用于该限制，然而假设当其厚度极大时，例如考虑到存在超过20μm者时，厚度变成长度、长度变成厚度，因此适用于该限制。

另外，对于硫化物系夹杂物、氧化物系夹杂物，优选小者，因此其粒径的下限为0μm。另外，具有超过20μm的长度及超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物由于优选少者，因此其个数密度的下限为0个/mm²。

接着，对本实施方式的表面硬化用钢材中的氧化物系夹杂物的大小进行说明。

本发明中所说的氧化物系夹杂物是指含有O的夹杂物，例如是指Al₂O₃、CaO、Cr₂O₃、MnO、NbO、SiO₂、MgO、ZrO₂、Ti_xO_y、Nb₂O₅、FeO_x或它们的复合物等。

本实施方式的表面硬化用钢材中，在使用极值统计法的夹杂物评价中，优选存在于预测面积S＝30000mm²中的最大的氧化物系夹杂物直径的预测值为80μm以下。

这是由于，在因冷锻而受到大的塑性加工的情况下，当大的氧化物系夹杂物存在于钢中时，则夹杂物与基质的界面成为断裂的起点、最终成长为大的冷锻断裂。为80μm以下的氧化物系夹杂物是无害的，但超过80μm的氧化物系夹杂物变成断裂的起点。因此，需要如上那样规定氧化物系夹杂物的尺寸。

本实施方式的表面硬化钢部件通过对上述的表面硬化用钢材实施渗碳淬火回火或渗碳氮化淬火回火的处理来获得。即，表面硬化钢部件由表面硬化用钢材形成。因此，本实施方式的表面硬化钢部件具有与上述本实施方式的表面硬化用钢材的化学成分、夹杂物实质上相同的化学成分、夹杂物。因此，为了控制表面硬化钢部件的化学成分、夹杂物，在表面硬化用钢材中按照具有规定的化学成分、夹杂物的方式进行控制即可。

但是，表面硬化钢部件由于经过渗碳淬火回火或渗碳氮化淬火回火处理，因此具有表面硬化层，此方面与表面硬化用钢材不同。

对本实施方式的表面硬化用钢材及表面硬化钢部件的优选制造条件进行说明。

本实施方式中，在二次精炼中在总处理时间为30分钟以上、其中1Torr以下的减压气氛下的处理时间为15分钟以上的条件下进行RH真空脱气处理(精炼工序)。通过在上述条件下进行精炼，可以将氧化物系夹杂物的大小及个数控制为规定的范围。另外，在该精炼工序中，按照化学成分达到上述优选范围的方式进行调整。

接着，在精炼工序中通过连续铸造将调整了化学成分的钢水制成铸坯(铸造工序)。通过连续铸造制造铸坯时，优选使铸造速度为0.45m/分钟以上。通过使铸造速度为0.45m/分钟以上，可以将硫化物系夹杂物的大小及个数控制在上述范围内。当铸造速度小于0.45m/分钟时，在钢的凝固时，粗大的硫化物系夹杂物进行晶体析出。优选的铸造速度为0.50～1.5m/分钟。

进而，在铸造时，优选按照铸坯厚度方向1/4部处的液相线温度至固相线温度的冷却速度达到5～200℃/分钟的方式对铸坯进行冷却。冷却速度小于5℃/分钟时，不仅硫化物系夹杂物会粗大地析出，而且连续铸造的生产率也恶化，因此不优选。另外，当冷却速度超过200℃/分钟时，在连续铸造时在铸坯上发生断裂的可能性提高，因此不优选。

冷却条件与二次枝晶臂(arm)间距有相关性。因此，通过测定二次枝晶臂间距，可以计算出上述冷却速度。具体地说，冷却速度可以使用凝固后的铸坯厚度方向凝固组织的二次枝晶臂间距，利用下述(3)式通过计算来求得。

Rc＝(λ2/770)^(-1/0.41)(3)

Rc：冷却速度(℃/分钟)、λ2：二次枝晶臂间距(μm)

对通过上述铸造工序获得的铸坯进行开坯轧制，获得钢坯(开坯轧制工序)。为了使不可避免地产生的粗大硫化物暂时固溶在基质中，开坯轧制时的加热温度优选为1240℃以上。更优选的加热温度为1260℃以上。为了减小硫化物系夹杂物的厚度，开坯轧制的断面收缩率需要为40％以上。优选的断面收缩率为45％以上。另外，当开坯轧制中或开坯轧制后的冷却速度慢时，发生了固溶的MnS再次作为粗大的硫化物析出，因此需要使开坯轧制及之后的冷却过程的1240～1000℃的冷却速度为0.7℃/s以上。更优选的冷却速度为1.5℃/s以上。该冷却速度是由表面温度的实测值求得的冷却速度。

为了将上述钢坯制成表面硬化用钢材(棒钢或线材)，进行棒钢轧制或线材轧制。棒钢轧制或线材轧制时的加热时，为了防止MnS的成长、粗大化，优选使加热温度为1200℃以下。更优选的加热温度为1000～1150℃。另外，从铸坯至棒钢轧制或线材轧制结束的总断面收缩率(开坯轧制与棒钢轧制或线材轧制的总的断面收缩率)为65％以上。总断面收缩率小于65％时，伴随硫化物系夹杂物伸长的厚度减少变得不充分，无法减少对于冷锻断裂的发生有害的、具有大的厚度的硫化物系夹杂物的个数。总断面收缩率的优选范围为90％以上。

对于上述表面硬化用钢材进一步进行渗碳淬火回火或渗碳氮化淬火回火的处理，从而获得表面硬化钢部件。渗碳淬火回火、渗碳氮化淬火回火利用公知的方法进行即可。

实施例

以下通过实施例进一步说明本发明。

对于具有表1-1、表1-2所示的组成(化学成分)的转炉熔炼钢，在表2的条件下进行RH真空脱气处理，接着在表3的条件下进行连续铸造，之后根据需要进行均热扩散处理，经过开坯轧制工序，获得162mm见方的轧制原料(钢坯)。另外，表1-1、表1-2的剩余部分是铁及杂质，空栏表示未特意地进行添加。

接着，通过表4所示的条件的热轧制进行加工，制成棒钢形状，之后在图1的条件下对一部分的棒钢进行了球状化退火处理(SA)。另外，对于一部分的棒钢而言，对未进行SA的棒钢进行热锻(加热温度：1250℃、镦锻率为50％)，成型为圆盘状的锻造毛坯，之后对该锻造毛坯进行了SA。另外，对于一部分的棒钢及锻造毛坯未进行SA。将如此制造的棒钢及锻造毛坯作为原料，评价了各种的特性。

另外，之后从原料中通过切削加工采集了直径为16mm、长度为24mm的圆柱试验片。以镦锻率为50％、变形速度为1.0的条件对该圆柱试验片进行镦锻冷加工。接着，为了模拟渗碳，在950℃下对进行了冷加工的圆柱试验片加热保持了5小时，之后立即进行水冷，将模拟渗碳后的奥氏体组织作为马氏体组织的旧奥氏体晶界进行冻结。接着，对进行了模拟渗碳的试验片的轧制方向截面的旧奥氏体粒组织进行观察，测定了JIS晶粒号。粗大粒子的定义根据JISG0551的晶粒号为5号以下、在截面内的全部视野内即便是产生了1个粗大粒子也判定为有粗大粒子。

本发明的表面硬化用钢材及表面硬化钢部件可以进行SA，但并非必须。实际上，在制造部件时未进行冷加工的情况，或者即便未进行SA也可进行冷加工的情况下，可以不进行SA，此时可作为高强度钢进行使用。

首先，根据JISZ2244测定了棒钢及锻造毛坯的直径的1/4深度位置的维氏硬度(测定载荷为10kgf)。测定点数是每一个材料为4点，求得平均值。对于硬度为HV155以上者而言，由于冷锻时的变形阻力增大、金属模具的寿命显著降低，因此判定为冷锻性差。

在棒钢的直径的1/4附近的位置、在锻造毛坯的情况下在锻造毛坯的直径的1/4附近的位置上，通过光学显微镜进行观察，进行了夹杂物测定。存在于预测面积S＝30000mm²中的最大的硫化物系夹杂物直径及最大的氧化物系夹杂物直径的预测值如下决定：使1个视野的面积(检查标准面积：S₀)为10mm×10mm，按照面积S₀不重复的方式进行30个视野的光学显微镜观察，测定30个视野中分别存在的最大夹杂物的直径标绘在极值概率纸上，使预测面积S为30000mm²，预测最大夹杂物的直径夹杂物的测定是对氧化物(氧化物系夹杂物)、硫化物(硫化物系夹杂物)分别独立地进行评价。

在上述夹杂物的测定的同时，测定各视野中具有20μm的长度及超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物的个数。对全部30个视野加和其个数，除以总测定面积(3000mm²)，从而测定了具有超过20μm的长度及超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物在面积1mm²中的存在个数。

接着，作为相对于钢材在冷锻时的断裂发生的指标，测定了极限压缩率。从平行于棒钢及锻造毛坯的长度方向的方向制作了极限压缩率测定用的试验片(φ6mm×9mm、刻痕形状：30°、深度为0.8mm、前端部的曲率半径为0.15mm)。极限压缩率的测定为：使用约束模，以10mm/分钟的速度进行冷压缩，当在刻痕附近产生长度为0.5mm以上的微小断裂时停止压缩，计算出此时的压缩率，将其作为断裂发生的压缩率。以1个水准进行该试验n＝10，通过求得累积破损概率为50％的压缩率，作为极限压缩率，作为极限加工率的指标。JIS-SCr420的SA材料的极限压缩率约为65％，因此将显示比该值明显高的值的68％以上的高值者判断为极限加工率优异，相反小于68％者判断为差。

接着，测定了作为渗碳后的部件的耐点蚀特性的指标的300℃回火硬度。为了测定300℃回火硬度，首先从原料的棒钢(SA材料及未SA的材料)中采集了渗碳用的试验片(φ20mm×30mm)。之后，利用吹炼炉气体方式进行了气体渗碳。气体渗碳在碳势为0.8％、气氛温度：950℃、保持时间：5小时→气氛温度：850℃、保持时间：0.5小时→130℃油淬火→回火温度：150℃、保持时间：90分钟的条件下进行。之后，为了调查表层部的组织，将试验片的长度方向的中央部附近在垂直于长度方向的方向上剪切，制作了截面的显微镜试样。为了进行组织观察，对该试样用2％硝酸酒精溶液进行腐蚀，利用显微镜观察了渗碳层的表层部。测定了在渗碳层的表层部中生成的不完全淬火层(存在主要是由珠光体及/或贝氏体构成的非马氏体组织的层)的深度。由于不完全淬火层的深度很深时，会对点蚀特性造成不良影响以及JIS-SCr420的不完全淬火层的深度为25μm左右，因此将不完全淬火层的深度比25μm深者判定为点蚀特性的提高不充分。

另外，为了求得300℃回火硬度，进一步进行了回火温度：300℃、保持时间：90分钟的回火。之后，将试验片的长度方向的中央部附近在与长度方向的成直角方向上剪切，测定了截面的维氏硬度。硬度的测定位置是距离表面50μm深度的位置，测定载荷为300gf。另外，对1个试验片测定5处，求得平均值。由于JIS-SCr420的300℃回火硬度为HV640，因此将显示比该值明显高的值的HV670以上的值者判断为点蚀特性优异，将小于HV670者判断为点蚀特性不足。

表2总结了RH条件的影响。表2的RH条件No.1-3下，RH真空脱气处理的总处理时间和1Torr以下的减压气氛下的处理时间均脱离了所优选的范围。另外，1-4是1Torr以下的减压气氛下的处理时间脱离了所优选的范围。另外，RH条件No.1-B是RH真空脱气处理的总处理时间脱离了所优选的范围。采用了这些条件的制造条件No.20、23、42、a、b、c、d、e、f中，钢水中的氧化物的浮起除去不足、棒钢中存在的氧化物系夹杂物大。另外，作为结果，极限压缩率差。与此相对，采用了RH条件恰当的RH条件No.1-1、1-2、1-A的制造No.1、9、2中，氧化物系夹杂物小、SA材料的极限压缩率也良好。

表3总结了铸造条件的影响。表3的铸造条件No.2-8是铸造速度脱离了所优选的范围。另外，对于铸造条件No.2-9而言，由于铸坯厚度方向1/4部处的液相线温度至固相线温度的冷却速度小，因此棒钢中存在的硫化物系夹杂物大。结果，采用了铸造条件No.2-8或No.2-9的制造No.64、65、66、67的极限压缩率均降低。与此相对，采用了连续铸造条件适当的铸造条件No.2-1～2-7的制造No.1、2、53～58中，硫化物系夹杂物小、极限压缩率也良好。

表4总结了轧制条件的影响。表4的轧制条件No.3-6、3-B是热轧制的总断面收缩率脱离了所优选的范围。结果，采用了这些条件的制造No.68、69中，因轧制导致的MnS的厚度减少变得不足、厚度大的硫化物系夹杂物大量存在。由此，制造No.68、69的极限压缩率降低。与此相对，采用了热轧制的总断面收缩率适当的轧制条件No.3-1～3-5、3-A的制造No.1、59～63中，厚度大、且伸长的硫化物系夹杂物个数少、极限压缩率也良好。

表4

表5-1、表5-2、表6、表7示出在各制造条件下获得的钢的夹杂物测定结果及特性。表5-1、表5-2、表6示出进行了SA的原料的结果，表7示出未进行SA的原料的结果。

由表5-1、表5-2、表6可知，全部为本发明的范围的制造No.1～15、53～63的SA后硬度、极限压缩率、渗碳层的300℃回火硬度、不完全淬火层厚度全部优异。另外，对于包含Nb的制造No.1、8、9、11而言，进而未观察到粗大粒子。

与此相对，对于化学成分或制造条件的至少1个脱离了所优选范围的制造No.16～52、64～69、a～f而言，SA后硬度、极限压缩率、渗碳层的300℃回火硬度、不完全淬火层厚度均不满足目标值。进而，制造No.20、23、31、34、42、45中，O含量高、氧化物系夹杂物的最大脱离了本发明的范围。另外，对于制造No.22、33、44而言，由于S含量超过本发明的范围，因此硫化物系夹杂物的最大脱离了本发明的范围。

另外，由表7可知，对于未进行SA的原料而言，全部为本发明范围的制造No.101～115的渗碳层的300℃回火硬度、不完全淬火层厚度优异。另一方面，化学成分或制造条件的至少1个脱离了所优选的范围的制造No.116～118、124、126、128、129、135、136、138、139、146、148、150、151中，300℃回火硬度或不完全淬火层硬度差。此倾向与SA材料相同。

表7

产业上的利用可能性

使用本发明的表面硬化用钢材及表面硬化钢部件时，可以提供回火软化阻力和冷锻性优异的表面硬化用钢材及表面硬化钢部件。另外，通过使用它们，可以降低齿轮的制造成本，且能够大大有助于汽车、建筑设备、工业机器用的高功率化及燃烧效率提高等。

Claims (9)

1.一种表面硬化用钢材，其特征在于，

化学成分以质量％计含有：

C：0.05～0.30％、

Si：0.40～1.5％、

Mn：0.2～1.0％、

S：0.001～0.050％、

Cr：1.0～2.0％、

Mo：0.02～0.8％、

Al：0.001～0.20％、

N：0.003～0.03％、

Nb：0～0.10％、

Cu：0～0.2％、

Ni：0～1.5％、

V：0～0.20％、

Ca：0～0.0050％、

Mg：0～0.0050％、

Sb：0～0.050％，

限制为：

P：0.030％以下、

O：0.0020％以下、

Ti：0.005％以下，

剩余部分为铁及杂质，满足下述(1)式及(2)式；

在使用极值统计法的夹杂物评价中，当使预测面积S为30000mm²时，所述预测面积S中存在的最大的硫化物系夹杂物直径的预测值为49μm以下、所述预测面积S中存在的最大的氧化物系夹杂物直径的预测值为80μm以下；

具有超过20μm的长度及超过2μm的厚度的硫化物系夹杂物限制在每1mm²为200个以下，

12×Si(％)+25×Mn(％)+Cr(％)+2×Mo(％)≤25(1)

31×Si(％)+15×Mn(％)+23×Cr(％)≥50(2)

其中，(1)式及(2)式中的Si(％)、Mn(％)、Cr(％)、Mo(％)是各个元素的以质量％计的含量。

2.根据权利要求1所述的表面硬化用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有Nb：0.015～0.10％。

3.根据权利要求1所述的表面硬化用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有Si：0.55～1.5％。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的表面硬化用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有Cu：0.001～0.2％、Ni：0.001～1.5％中的1种或2种。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的表面硬化用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有V：0.01～0.20％。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的表面硬化用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有Ca：0.0001～0.0050％、Mg：0.0001～0.0050％中的1种或2种。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的表面硬化用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有Sb：0.0001～0.050％。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的表面硬化用钢材，其特征在于，微观组织具有球状化碳化物组织。

9.一种表面硬化钢部件，其由权利要求1～8中任一项所述的表面硬化用钢材形成，具有通过渗碳淬火回火或渗碳氮化淬火回火的处理所形成的表面硬化层。