專利名稱：低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件的制作方法
技術領域：
本發明涉及低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件。
背景技術：
對于機械結構用部件、差動齒輪、傳動齒輪、帶齒輪滲碳軸等齒輪，因車輛的快速起動、急剎車時的負荷，有時齒根因低循環疲勞(幾百到幾千次循環范圍的疲勞)而破損。 特別是，對于差動齒輪或傳動齒輪，希望進一步提高低循環疲勞強度。以往，對于上述鋼部件，通過采用JIS SCr420、SCM420等C為0. 2%左右的表面滲碳鋼作為鋼材，來確保芯部的韌性，通過滲碳淬火和150°C左右的低溫回火，使表面形成C 為0. 8%左右的回火馬氏體組織，從而提高高循環彎曲疲勞強度及耐磨損性。作為提高了低循環彎曲疲勞強度的鋼部件，專利文獻1中公開了一種滲碳部件， 其含有C :0. 1 0. 3%、B :0. 005%以下，限制Si :0. 3%以下、P :0. 03%以下，芯部硬度為 HV350以上。專利文獻2中公開了一種表面滲碳鋼，其通過限制C :0. 15 0.3%、Si :0. 5%以下、P :0. 01 %以下，使從成分組成計算的塑性變形阻力及晶界強度的和在一定值以上，從而提高了低循環疲勞強度。專利文獻3中公開了一種低循環疲勞強度優良的滲碳齒輪，其通過限制C :0. 1 0. 3%, B 0. 001 0. 005%, Si :0. 5%以下、P :0. 03%以下，使齒根部的芯部硬度為HV300 以上。專利文獻4中公開了一種滲碳部件，其通過限制C :0. 15 0. 3%、B :0. 0003 0. 005%, Si 0. 03 0. 25%, P :0. 02%以下，使與從成分組成計算得到的芯部硬度相關聯的值在一定值以上，從而提高了低循環沖擊疲勞特性。專利文獻5中公開了一種滲碳氮化軸承鋼，其含有C :0. 1 0. 4%、Si :1. 0%以下、Mn 超過 1. 5 3%、P 0. 03% 以下、S :0. 03% 以下、Cr :0. 3 2. 5%、Al :0. 005 0. 050%, Ti 0. 003%以下、0 0. 0015%以下、N :0. 025%以下，剩余部分包含不可避免的雜質及狗，滲碳氮化處理后或其后的2次淬火回火處理后的表面硬度為58HRC以上，且表面殘余奧氏體量為20 50%。專利文獻6中公開了一種低循環疲勞特性優良的滲碳淬火鋼材，其含有C :0. 1 0. 4%, Si 0. 02 1. 3%、Mn :0. 3 — 1. 8%, S :0. 001 0. 15%, Al :0. 001 0. 05%, N 0. 003 0. 020%,P 0. 025% 以下、0 :0. 0025% 以下，進一步含有 Cr :1. 8% 以下、Mo :1. 5% 以下、Ni :3. 5% 以下、B 0. 006% 以下、V :0. 5% 以下、Nb :0. 04% 以下、Ti :0. 2% 以下中的1種或2種以上，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質，由下式(1)定義的投影芯部硬度 Hp-core ( = Hcore/(1-t/r) [Hcore 芯部硬度、t 有效硬化層深度、r 破損部位的半徑或破損部位的厚度的一半])為HV390以上。專利文獻7中公開了一種氫蝕脆性型的面疲勞強度優良的表面滲碳鋼，其含有C 0. 1 0. 4%、Si :0. 5% 以下、Mn :1. 5% 以下、P :0. 03% 以下、S :0. 03% 以下、Cr :0. 3 2. 5%,Mo :0. 1 2. 0%,V :0. 1 2. 0%,A1 :0. 050% 以下、0 :0. 0015% 以下、N :0. 025% 以下、V+Mo :0. 4 3. 0%，剩余部分包含狗及不可避免的雜質，該表面滲碳鋼是實施了滲碳淬火回火處理而得到的鋼，其回火處理后的表層C濃度為0. 6 1. 2%，表面硬度為HRC58以上且低于64，且在表層分散析出的V系碳化物中的粒徑低于IOOnm的微細的V系碳化物的個數比例為80%以上。可是，在所有滲碳鋼部件中，低循環彎曲疲勞強度都沒有達到現今所要求的低循環彎曲疲勞強度的水準。現有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特開平8_擬690號公報專利文獻2 日本特開平10-259450號公報專利文獻3 國際公開W002/44435號公報專利文獻4 日本特開2004-238702號公報專利文獻5 日本特開2005-042188號公報專利文獻6 日本特開2007-332438號公報專利文獻7 日本特開2008-280583號公報
發明內容
發明所要解決的問題專利文獻1 7所公開的技術都不能應對現今所要求的低循環彎曲疲勞強度的提高。因而，本發明的課題是提供一種與以往的低循環彎曲疲勞強度相比，低循環彎曲疲勞強度得到顯著提高的滲碳鋼部件。用于解決問題的手段本發明人等為解決上述課題，通過對鋼材的成分組成及滲碳特性進行大范圍且系統的變化，銳意地實施了低循環彎曲疲勞試驗。其結果是，得到了以下的(a) (d)的見識。(a)要提高低循環彎曲疲勞強度，最好將表面硬度規定為HV550 HV800，在該范圍內，對于降低表面硬度是有效的。(b) (bl)要提高低循環彎曲疲勞強度，最好將芯部硬度規定為HV400 HV500，在該范圍內，對于提高芯部硬度是有效的，此外，(b2)在C為0. 6 %以下時，越提高芯部硬度越優選。以往，認為如果C超過0.3%，則韌性降低，低循環彎曲疲勞強度下降，但本發明人等發現，(b!3)韌性降低不是C量造成的，而是在芯部硬度超過HV500時，芯部硬度超過 HV500的0.6%是C的上限。(c) (cl)要提高低循環彎曲疲勞強度，使Si在0.01 1.5%的范圍內增加是有效的。以往，關于Si，基于在滲碳時形成晶界氧化層而招致強度下降的理由，而推薦 0. 5%以下。可是，本發明人等發現，(c2)即使有晶界氧化層對低循環彎曲疲勞強度的影響，影響也非常小，Si的增加對于表面硬度的降低及/或芯部硬度的上升是有效的。
(d)如果盡量降低P，且添加B，則上述(a) (c)的效果進一步提高。本發明是基于上述見識而完成的，其要旨如下。(1) 一種低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，其是對鋼材實施滲碳淬火、接著實施回火而得到的鋼部件，所述鋼材以質量％計含有C :0.1 0.6%、Si :0. 01 1. 5%、Mn :0.3 2.0%、P :0.02% 以下、S :0. 001 0. 15%、N :0. 001 0. 03%、Al :0. 001 0. 06%、以及0:0. 005% 以下，剩余部分實質上包含鐵及不可避免的雜質；其中，所述滲碳鋼部件的表面硬度為HV550 HV800，芯部硬度為HV400 HV500。(2)根據上述(1)所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述低循環彎曲疲勞強度為20kN以上。(3)根據上述⑴或(2)所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有B 0. 0002 0. 005%。(4)根據所述(1) C3)中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件， 其特征在于，所述鋼以質量％計進一步含有Cr :1. 20 3. 0%。(5)根據所述(1) (4)中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件， 其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Ti 0. 01 0. 2%。(6)根據所述(1) ( 中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件， 其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Mo 低于0. 1%、Cu 低于0. 及Ni 低于 0. 中的1種或2種以上作為不可避免的成分。(7)根據所述(1) (5)中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Mo 0. 1 1.5%、Cu:0. 1 2.0%及Ni 0. 1 5.0%中的1種或2種以上。(8)根據所述⑴ (7)中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件， 其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Nb 0. 01 0. 2%及V 0. 03 0. 2%中的1 種或2種。(9)根據所述(1) (8)中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Ca 0. 0002 0. 005%, Zr :0. 0003 0. 005%及Mg 0. 0003 0. 005%中的1種或2種以上。(10)根據所述(1) (9)中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述滲碳鋼部件為差動齒輪或傳動齒輪。發明效果采用本發明的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，能夠使汽車用的差動齒輪等齒輪大幅度小型化、輕量化，其結果是，可提高汽車的燃料效率，并削減ω2排放量。
圖1是表示低循環彎曲疲勞試驗片和低循環彎曲疲勞試驗方法的圖。圖2是表示殘余壓縮應力(MPa)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響的圖。圖3是表示晶界氧化層深度(μπι)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響的圖。圖4是表示表面硬度(HV)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響的圖。圖5是表示芯部硬度(HV)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響的圖。
具體實施例方式以下，對本發明的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件進行詳細說明。首先，對本發明中采用的鋼材(本發明鋼材)的成分組成的限定理由進行說明。以下，成分組成中涉及的％指質量％。C :0.1 0.6%C是對實施了滲碳淬火的鋼部件的芯部付與硬度、提高低循環彎曲疲勞強度的元素。芯部的組織是以馬氏體為主體的淬火組織，C量越高淬火后的馬氏體越硬。此外，在芯部硬度相同的情況下，如果C量高，則因微細碳化物的分散強化使屈服比上升。為得到添加效果，將C規定為0. 1 0. 6%。為提高低循環彎曲疲勞強度，使芯部硬度在HV450以上，C優選為0. 2%以上，更優選超過0.3%。再有，從切削性的觀點出發，C優選為0. 4 %以下。為提高表面滲碳鋼的疲勞強度，付與殘余壓縮應力是有效的。在表面滲碳鋼的滲碳淬火中，C為0. 2%左右的芯部先通過馬氏體相變膨脹，然后，C為0. 8%左右的滲碳層通過馬氏體相變膨脹，在鋼部件的表面附近殘余壓縮應力。通常，在表面滲碳鋼中，如本發明那樣增加C量時，芯部和滲碳層的C量的差減小， 馬氏體相變的膨脹差減小，殘余的壓縮應力減小，其結果是，推測鋼部件的疲勞強度降低。因而，本發明人等對殘余壓縮應力(MPa)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響進行了調查。其結果示于圖2。如圖2所示，判明不能說殘余壓縮應力對500次循環彎曲疲勞強度有影響。Si :0.01 1.5%Si對于鋼材的脫氧是有效的元素，此外，也是對提高回火軟化阻力有效的元素。另夕卜，Si是提高淬火性，從而提高滲碳淬火后的鋼部件的芯部硬度，有助于低循環彎曲疲勞強度的提高的元素。在低于0.01%時添加效果不充分，另一方面，如果超過1.5%，則阻礙滲碳性，因此將Si規定為0. 01 1. 5%。在滲碳處理中，在采用通常碳勢為0. 7 1. 0的氣體滲碳法的情況下，Si在0. 5 1. 5%的范圍內，使鋼材中的C的活度增大，起到抑制表面硬度的作用，因此對于進一步提高低循環彎曲疲勞強度是有效的元素。因此，Si優選為0. 5 1. 5%。以往，Si在滲碳時形成晶界氧化層，引起強度下降，因此推薦將其限制在0. 5%以下。這是基于如果限制Si量，就能減小晶界氧化層深度，提高高循環區的彎曲疲勞強度這樣的以往見識的類推。因而，本發明人等對晶界氧化層深度(ym)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響進行了調查。其結果示于圖3。如圖3所示，判明晶界氧化層深度的大小不影響500次循環彎曲疲勞強度。Mn :0.3 2.0%Mn對于鋼材的脫氧是有效的元素，而且是提高鋼材的淬火性，從而提高滲碳淬火后的鋼部件的芯部硬度，有助于低循環彎曲疲勞強度的提高的元素。在低于0. 3%時添加效果不充分，另一方面，如果超過2. 0%則添加效果飽和，因此將Mn規定為0. 3 2. 0%。優選為0.8 1.5%。P :0.02% 以下P是雜質，滲碳時在奧氏體晶界偏析，成為晶界破壞的原因，從而使低循環彎曲疲勞強度降低。因此，將P限制在0.02%以下。優選為0.01%以下。S :0. 001 0. 15%S是在鋼材中形成MnS，有助于提高切削性的元素。在低于0. 001%時添加效果不充分，另一方面，如果超過0. 15%則添加效果飽和，此外，因在晶界偏析而引起晶界脆化，因此將S規定為0. 001 0. 15%。優選為0. 01 0. 1%。N :0. 001 0. 03%N是在鋼材中與Al、Ti、Nb、V等結合，形成起到抑制晶粒粗大化的作用的氮化物或碳氮化物的元素。在低于0. 001 %時添加效果不充分，另一方面，如果超過0. 03%則添加效果飽和， 因此將N規定為0. 001 0. 03%。優選為0. 003 0. 008%。Al :0. 001 0. 06%Al是以鋼材的脫氧為目的而添加的元素。在低于0. 001 %時添加效果不充分， 另一方面，如果超過0. 06%則添加效果飽和，因此將Al規定為0. 001 0. 06%。優選為 0. 01 0. 04%。0:0. 005% 以下0是不可避免地含有的、容易在晶界偏析而引起晶界脆化的元素，同時也是容易在鋼材中形成成為脆性破壞原因的硬質氧化物系夾雜物的元素。為了防止晶界脆化或脆性破壞，將0規定為0.005%以下。優選為0.002%以下。本發明鋼材為了進一步提高低循環彎曲疲勞強度(20kN以上)而含有B。B :0· 0002 0. 005%B是通過抑制P的晶界偏析，同時提高晶界強度和晶粒內強度及淬火性，從而有助于提高低循環彎曲疲勞強度(20kN以上)的元素。在低于0. 0002%時添加效果不充分，另一方面，如果超過0. 005%則添加效果飽和，因此將B規定為0. 0002 0. 005%。優選為0. 0005 0. 003%。本發明鋼材為了提高淬火性、從而進一步提高低循環彎曲疲勞強度而進一步含有 Cr。Cr :1.20 3.0%Cr是通過提高鋼材的淬火性，從而提高滲碳淬火后的鋼部件的芯部硬度，有助于提高低循環彎曲疲勞強度的元素。在低于1.20%時添加效果不充分，另一方面，如果超過 3. 0%則添加效果飽和，因此將Cr規定為1. 20 3. 0%。優選為1. 50 2. 5%。本發明鋼材為了防止在高溫滲碳時因晶粒粗大化而使低循環疲勞強度劣化而含有Ti。Ti :0· 005 0. 2%Ti是在鋼材中生成微細的TiC及/或TiS的元素。通過存在TiC及/或TiS，在滲碳溫度為980°C以上的高溫滲碳、或滲碳時間為10 小時以上的長時間滲碳中，能夠穩定地進行奧氏體晶粒的細粒化，因而能夠防止低循環疲勞強度的劣化。 此外，Ti是在鋼材中與N結合生成TiN，從而防止BN析出，有助于確保固溶B的元
ο在低于0. 005%時添加效果不充分，另一方面，如果超過0. 2%，則TiN主體的析出物大量析出，轉動疲勞特性下降，因此將Ti規定為0. 005 0. 2%。優選為0. 01 0. 1 %。在本發明鋼材中，將不可避免地混入的Mo、Cu及Ni限制在低于0. 1%。優選限制在0. 05%以下，更優選限制在0. 01 %以下。Mo、Cu及Ni也是起到通過提高淬火性從而提高低循環彎曲疲勞強度的作用的元素，也可以含有所需量的Mo、Cu及Ni中的1種或2種以上。Mo :0. 1 1.5%Mo是通過提高鋼材的淬火性，從而提高滲碳淬火后的鋼部件的芯部硬度，有助于提高低循環彎曲疲勞強度的元素。在低于0. 時沒有效果，另一方面，如果超過1.5%則添加效果飽和，因此將Mo規定為0. 1 1. 5%。優選為0. 3 1. 2%。Cu :0.1 2.0%Cu是通過提高鋼材的淬火性，從而提高滲碳淬火后的鋼部件的芯部硬度，有助于提高低循環彎曲疲勞強度的元素。在低于0. 時添加效果不充分，另一方面，如果超過 2. 0%則添加效果飽和，因此將Cu規定為0. 1 2. 0%。優選為0. 3 1. 5%。Ni :0. 1 5.0%M是通過提高鋼材的淬火性，從而提高滲碳淬火后的鋼部件的芯部硬度，有助于提高低循環彎曲疲勞強度的元素。在低于0. 時沒有效果，另一方面，如果超過5.0%則添加效果飽和，因此將Ni規定為0. 1 5. 0%。優選為0. 5 3. 5%。本發明鋼材為了防止在高溫滲碳時因晶粒粗大化而使低循環疲勞強度劣化，可以進一步含有Nb及V中的1種或2種。Nb :0. 01 0.2%Nb是在鋼材中生成Nb碳氮化物的元素。通過存在Nb碳氮化物，在滲碳溫度為 980°C以上的高溫滲碳、或滲碳時間為10小時以上的長時間滲碳中，能夠穩定地進行奧氏體晶粒的細粒化，因而能夠防止低循環疲勞強度的劣化。在低于0.01%時添加效果不充分，另一方面，如果超過0.2%則切削性劣化，因此將Ti規定為0. 01 0. 2%。優選為0. 02 0. 1%。V :0.03 0.2%V是在鋼材中生成V碳氮化物的元素。通過存在V碳氮化物，在滲碳溫度為980°C以上的高溫滲碳、或滲碳時間為10小時以上的長時間滲碳中，能夠穩定地進行奧氏體晶粒的細粒化，因而能夠防止低循環疲勞強度的劣化。在低于0. 03%時添加效果不充分，另一方面，如果超過0. 2%則切削性劣化，因此將V規定為0.03 0.2%。優選為0. 05 0. 1%。本發明鋼材為了改善切削性，可以含有所需量的Ca、^ 及Mg中的1種或2種以上。Ca :0. 0002 0. 005%Ca是使鋼材中的氧化物低熔點化的元素。低熔點氧化物因切削加工環境下的溫度上升而軟質化，從而改善鋼材的切削性。在低于0. 0002%時沒有添加效果，另一方面，如果超過0. 005%則大量生成CaS， 使鋼材的切削性降低，因此將Ca規定為0. 0002 0. 005% ο優選為0. 0008 0. 003%。Zr :0· 0003 0. 005%^ 是對鋼材脫氧、生成氧化物的元素，此外，也是生成硫化物的元素。硫化物與 MnS協作有助于改善切削性。ττ系氧化物成為MnS的結晶/析出的核，因此&對于MnS的分散控制也是有效的元素。^ 為了 MnS的球狀化而添加超過0. 003 %，相反，為了使MnS微細分散而添加 0. 0003 0. 005%。在制造上，從質量的穩定性(成分的成品率等)的觀點出發，添加用于使MnS微細分散的0. 0003 0. 005%的^ 在現實中是優選的。再有，在低于0. 0003%時，基本沒有的添加效果。Mg :0. 0003 0. 005%Mg是對鋼材脫氧、生成氧化物的元素，此外，也是生成硫化物的元素。硫化物與 MnS協作有助于改善切削性。Mg系氧化物成為MnS的結晶/析出的核，此外，硫化物通過形成Mn和Mg的復合硫化物，抑制復合硫化物的變形，使其球狀化，因此Mg對于MnS的分散控制是有效的元素。在低于0. 0003%時沒有添加效果，另一方面，如果超過0. 005%則大量生成MgS， 使鋼材的切削性下降，因此將Mg規定為0. 0003 0. 005%。優選為0. 0008 0. 003%。接著，關于對本發明鋼材實施了滲碳淬火、接著實施了回火而得到的鋼部件分別規定表面硬度和芯部硬度的理由進行說明。表面硬度HV550 HV800本發明人等在表面硬度為HV500 HV800的范圍內，對表面硬度(HV)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響進行了調查。其結果示于圖4。從圖4得知在表面硬度為HV500 HV800的范圍內，表面硬度越低，低循環彎曲
疲勞強度越提高。驗證了破損品的斷面，結果判明(i)如果表面硬度高，則從表面發生脆性斷面的裂紋，并快速傳播，( )如果表面硬度低，則即使從表面發生裂紋，脆性斷面的發生率也低， 因此裂紋的傳播速度慢，其結果是，(iii)低循環彎曲疲勞強度提高。可是，如果表面硬度低于HV550，則損害耐磨損性，因此將表面硬度規定為 HV550 HV800(參照圖中“<"“。，)。優選為HV600 HV750，更優選為HV620 HV720。
再有，如果表面硬度超過HV800，則表面的韌性顯著下降，因而裂紋的傳播速度加快，低循環彎曲疲勞強度下降。表面硬度是形成滲碳層的滲碳組織的硬度，因此通過調整滲碳時的碳勢或滲碳淬火后的回火溫度，能夠調整表面硬度。例如，以碳勢為0.8對鋼部件進行滲碳淬火，接著，在150°C進行回火，然后，實施低循環彎曲疲勞試驗，在低循環彎曲疲勞強度比所要求值更低的情況下，將碳勢降到0. 7， 或將回火溫度提高到180°C，通過使表面硬度降低，謀求提高低循環彎曲疲勞強度。芯部硬度HV400 HV500本發明人等在芯部硬度為HV270 HV650的范圍內，對芯部硬度(HV)對500次循環彎曲疲勞強度(kN)的影響進行了調查。其結果示于圖5。從圖5得知在芯部硬度為HV400 HV500的范圍內，芯部硬度越高，低循環彎曲
疲勞強度越提高。驗證了破損品的斷面，結果判明如果芯部硬度低，則滲碳層正下的芯部(淬火組織)屈服，不承受屈服時的應力以上的應力，施加到滲碳層即鋼部件的表面的應力提高。為了使低循環彎曲疲勞強度顯著地高于以往的JIS SCr420、SCM420等的低循環彎曲疲勞強度，芯部硬度需要在HV400以上，因此將芯部硬度規定為HV400 HV500 (參照圖中“<"“)。優選為HV430 HV500，更優選為HV450 HV500。再有，如果芯部硬度超過HV500，則因芯部的韌性顯著下降，而使芯部的裂紋傳播速度加快，低循環彎曲疲勞強度降低。所謂芯部，是指在滲碳處理中從鋼部件的表面滲入的C所到達的部位。例如，是從相對于基材的C增加10% (在原材料的C為0. 20%時為0. 22% )的部位直到達到基材的 C的部位。芯部可通過EPMA-C射線分析等來識別。再有，作為滲碳方法，不需要采用特別的方法，即使采用通常的滲碳方法即氣體滲碳法、真空滲碳法、氣體滲碳氮化法等，也能表現出本發明的效果。滲碳后，如果通過加熱到奧氏體區(850°C左右)進行淬火(二次淬火)，則晶粒細粒化，使低循環彎曲疲勞強度進一步提高。在本發明中，表面硬度由滲碳組織承擔，芯部硬度由淬火組織承擔，因此通過調整成分組成，對鋼材付與所需的滲碳性及淬火性，能夠分別調整表面硬度和芯部硬度。此點也為本發明的特征。實施例接著，對本發明的實施例進行說明，但實施例中的條件是為確認本發明的可實施性及效果而采用的一條件例，本發明并不限定于該一條件例。本發明在不脫離本發明的要旨、實現本發明的目的的范圍內，可采用多種條件。(實施例)對具有表1及表2所示的成分組成的鋼材進行鍛造拉伸，接著，實施均熱處理和正火，制作了低循環彎曲疲勞試驗用的粗加工試驗片和磨損試驗用的粗加工試驗片。
權利要求
1.一種低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，其是對鋼材實施滲碳淬火、接著實施回火而得到的鋼部件，所述鋼材以質量％計含有 C :0. 1 0. 6%, Si 0. 01 1. 5%、 Mn 0. 3 2. 0%、 P 0. 02% 以下、 S 0. 001 0. 15%, N 0. 001 0. 03%, Al 0. 001 0. 06%、以及 0 0. 005% 以下，剩余部分實質上包含鐵及不可避免的雜質；其中，所述滲碳鋼部件的表面硬度為HV550 HV800，芯部硬度為HV400 HV500。
2.根據權利要求1所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述低循環彎曲疲勞強度為20kN以上。
3.根據權利要求1或2所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有B :0. 0002 0. 005%。
4.根據權利要求1 3中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼以質量％計進一步含有Cr :1. 20 3. 0%。
5.根據權利要求1 4中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Ti :0.01 0.2%。
6.根據權利要求1 5中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Mo 低于0. 1%>Cu 低于0. 及Ni 低于0. 1% 中的1種或2種以上作為不可避免的成分。
7.根據權利要求1 5中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Mo 0. 1 1. 5%, Cu 0. 1 2.0%及Ni :0. 1 5.0%中的1種或2種以上。
8.根據權利要求1 7中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Nb 0. 01 0. 2%及V 0. 03 0. 2%中的1種或 2種。
9.根據權利要求1 8中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述鋼材以質量％計進一步含有Ca 0. 0002 0. 005%, Zr :0. 0003 0. 005%及 Mg 0. 0003 0. 005%中的1種或2種以上。
10.根據權利要求1 9中任一項所述的低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，所述滲碳鋼部件是差動齒輪或傳動齒輪。
全文摘要
本發明提供一種低循環彎曲疲勞強度優良的滲碳鋼部件，其特征在于，其是對鋼材實施滲碳淬火、接著實施回火而得到的鋼部件，所述鋼材以質量％計含有C0.1～0.6％、Si0.01～1.5％、Mn0.3～2.0％、P0.02％以下、S0.001～0.15％、N0.001～0.03％、Al0.001～0.06％、以及O0.005％以下，剩余部分實質上包含鐵及不可避免的雜質；其中，所述滲碳鋼部件的表面硬度為HV550～HV800，芯部硬度為HV400～HV500。
文檔編號C22C38/00GK102471842SQ20108002945
公開日2012年5月23日 申請日期2010年11月11日 優先權日2010年3月10日
發明者久保田學, 加田修, 小澤修司, 常陰典正, 田中高志, 西川元裕 申請人:山陽特殊制鋼株式會社, 新日本制鐵株式會社