專利名稱：滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及冷鍛時(shí)的變形阻力小、極限加工率大、并且在滲碳熱處理后具有與現(xiàn)有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其制造方法。本申請(qǐng)基于在2011年02月10日在日本申請(qǐng)的專利申請(qǐng)2011-027278號(hào)而主張優(yōu)先權(quán)，并將其內(nèi)容引用于此。
背景技術(shù)：
在機(jī)械結(jié)構(gòu)用部件中使用的鋼一般組合地添加Mn、Cr、Mo及Ni等。具有這樣的化學(xué)成分且通過(guò)鑄造、鍛造、軋制等而制造的滲碳用鋼通過(guò)鍛造、切削等機(jī)械加工而成型，然后，實(shí)施滲碳等熱處理，成為具備表層部的硬化層即滲碳層和未受滲碳處理影響的母材即鋼部的滲碳鋼部件。在制造該滲碳鋼部件的成本中，有關(guān)切削加工的成本非常大。切削加工不僅切削的工具高價(jià)，而且由于大量生成切削屑，所以從成品率的觀點(diǎn)出發(fā)也是不利的。因此，嘗試將切削加工置換成鍛造。鍛造方法大致可以分為熱鍛、溫鍛、冷鍛。溫鍛具有氧化皮的產(chǎn)生少、與熱鍛相比尺寸精度得到改善的特征。此外冷鍛具有無(wú)氧化皮的產(chǎn)生、尺寸精度接近切削的特征。因此，研究了通過(guò)熱鍛進(jìn)行粗略的加工后通過(guò)冷鍛進(jìn)行精加工的方法、進(jìn)行溫鍛后進(jìn)行作為精加工的輕度的切削的方法、或者僅通過(guò)冷鍛進(jìn)行成型等。然而，在將切削加工置換成溫鍛或冷鍛時(shí)，若滲碳用鋼的變形阻力大，則由于對(duì)模具施加的表面壓力增加，模具壽命降低，所以相對(duì)于切削的成本優(yōu)點(diǎn)變小。或者在成型為復(fù)雜的形狀的情況下，發(fā)生在施加大加工的部位產(chǎn)生裂紋等問(wèn)題。因此，為了謀求滲碳用鋼的軟質(zhì)化和極限加工率的提高，研究了各種技術(shù)。例如，專利文獻(xiàn)I及專利文獻(xiàn)2中，記載了通過(guò)降低Si及Mn含量來(lái)謀求滲碳用鋼的軟質(zhì)化、提高冷鍛性的滲碳用鋼的發(fā)明。這些滲碳用鋼關(guān)于滲碳后的鋼部硬度和有效硬化層深度(維氏硬度達(dá)到HV550以上的深度)是充分的，具有作為滲碳鋼部件令人滿意的性能。但是，在鍛造時(shí)的變形阻力的大幅降低的方面并不充分。相對(duì)于此，在專利文獻(xiàn)3中，記載了以下滲碳用鋼的發(fā)明:通過(guò)與現(xiàn)有的滲碳用鋼相比大幅降低C含量，設(shè)定為0.001%以下且低于0.07%，從而大幅降低熱鍛、溫鍛及冷鍛時(shí)的變形阻力，并且，通過(guò)調(diào)整除C以外的添加元素的含量，從而改善起因于C含量的降低而減少的滲碳后的有效硬化層。然而，該滲碳用鋼由于C含量過(guò)低，所以作為鋼的硬度降低，未受滲碳影響的滲碳鋼部件的鋼部中的硬度不足。因此，存在通用性有限的問(wèn)題。專利文獻(xiàn)4中記載了延性優(yōu)異的滲碳用鋼的發(fā)明，其通過(guò)將形狀為棒線狀的滲碳用鋼的表層部的金屬組織利用球狀化退火進(jìn)行改善，從而也能夠供于加工率大的冷鍛。該滲碳用鋼可謀求極限加工率的改善，能夠防止在冷鍛時(shí)產(chǎn)生的裂紋。此外關(guān)于滲碳后的鋼部硬度和有效硬化層深度，也具有作為滲碳鋼部件令人滿意的性能。然而，該滲碳用鋼在鍛造時(shí)的變形阻力的降低方面沒(méi)有效果，對(duì)于鍛造負(fù)荷的降低、模具壽命的改善等存在改善的余地。

根據(jù)以上內(nèi)容，實(shí)際情況是，關(guān)于鍛造時(shí)的變形阻力的大幅降低、極限加工率的改善、作為滲碳鋼部件的性能、特別是有效硬化層深度和鋼部硬度的確保，尚未發(fā)現(xiàn)具有滿足全部要求的特性的技術(shù)?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1:日本特開平11-335777號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2:日本特開2001-303172號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3:日本特開2009-108398號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4:日本特開2001-240941號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問(wèn)題本發(fā)明的一實(shí)施方式鑒于上述實(shí)際情況，目的在于提供在滲碳用鋼的階段與現(xiàn)有鋼相比冷鍛時(shí)的變形阻力小、極限加工率大、并且在滲碳熱處理后具有與現(xiàn)有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其制造方法。以下，只要沒(méi)有特別說(shuō)明，“鍛造”僅表示“冷鍛”。用于解決問(wèn)題的手段本發(fā)明人為了解決這樣的課題，進(jìn)行了詳細(xì)的研究，結(jié)果得到以下的見解。為了降低滲碳用鋼的硬度而提高極限加工率，必須盡可能降低C含量。另一方面，為了得到作為滲碳鋼部件最低限必要的鋼 部硬度，存在C含量的下限量，有必要將C含量控制在目標(biāo)范圍內(nèi)。為了以這種與現(xiàn)有鋼相比C含量少的成分體系，滿足為了得到作為滲碳鋼部件必要的鋼部硬度而確保淬火性(也稱“淬透性”)、和作為滲碳用鋼謀求硬度的降低這兩方面，有必要有效利用通過(guò)添加B得到的淬火性提高的效果，并且為同時(shí)滿足本發(fā)明人導(dǎo)出的淬火性指標(biāo)和硬度指標(biāo)的化學(xué)成分。此外，為了穩(wěn)定地得到由添加B帶來(lái)的淬火性提高的效果，進(jìn)而，為了防止?jié)B碳時(shí)的晶粒粗大化，有必要滿足本發(fā)明人導(dǎo)出的TiC析出量指標(biāo)。本發(fā)明的主旨如下。(I)本發(fā)明的一實(shí)施方式所述的滲碳用鋼，其化學(xué)成分以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.07% 0.13%、Si:0.0001% 0.50%、Mn:0.0001% 0.80%、S:0.0001% 0.100%、Cr:超過(guò) 1.30%且為 5.00% 以下、B:0.0005% 0.0100%,Al:0.0001% 1.0%、T1:0.010% 0.10%，將 N 限制為0.0080%以下，將P限制為0.050%以下，將O限制為0.0030%以下，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，上述化學(xué)成分中的各元素的以質(zhì)量％表示的含量同時(shí)滿足作為硬度指標(biāo)的下述式1、作為淬火性指標(biāo)的下述式2、及作為TiC析出量指標(biāo)的下述式3。0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.078XAK0.235 (式 I)7.5< (0.7XSi+l) X (5.1ΧΜη+1) X (2.16XCr+l) <44 (式 2)0.004<T1-NX (48/14) <0.030 (式 3)(2)根據(jù)上述(I)所述的滲碳用鋼，其中，上述化學(xué)成分以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Nb:0.002% 0.100%、V:0.002% 0.20%、Mo:0.005% 0.50%、N1:0.005% 1.00%、Cu:
0.005% 0.50%,Ca:0.0002% 0.0030%、Mg:0.0002% 0.0030%,Te:0.0002% 0.0030%、Zr:0.0002% 0.0050%、稀土金屬:0.0002% 0.0050%、Sb:0.002% 0.050% 中的至少 I種，上述硬度指標(biāo)可以被定義為下述式4來(lái)代替上述式I，上述淬火性指標(biāo)可以被定義為下述式5來(lái)代替上述式2。0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.033XMo+0.067XNi+0.097XCu+0.078XAK0.235 (式 4)7.5<(0.7XSi+l)X (5.lXMn+l)X(2.16XCr+l)X (3XMo+l)X (0.3633XNi+l)〈44 (式 5)( 3 )根據(jù)上述(I)或(2 )所述的滲碳用鋼，其金屬組織以面積％計(jì)可以包含合計(jì)為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體。(4)根據(jù)上述(3)所述的滲碳用鋼，其中，上述金屬組織以面積％計(jì)可以包含合計(jì)為85%以上且100%以下的上述鐵素體和球狀化滲碳體。(5)根據(jù)上述(I)或(2)所述的滲碳用鋼，其形狀為與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀，將從圓周面至上述切斷面的中心為止的距離以單位mm計(jì)設(shè)為r時(shí)，從圓周面至rX0.01為止的區(qū)域即表層部的金屬組織中，將鐵素體和珠光體以面積％計(jì)限制為合計(jì)10%以下，剩余部分可以包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體及滲碳體中的至少I種。(6)根據(jù)上述(5)所述的滲碳用鋼，其中，上述表層部的上述金屬組織中包含的滲碳體中，90%以上且100%以下可以是長(zhǎng)寬比為3以下的滲碳體。(7)上述(I) (3)中任一項(xiàng)所述的滲碳用鋼的制造方法，其可以具有以下工序:得到鑄坯的鑄造工序；將上述鑄坯進(jìn)行熱塑性加工而得到熱加工鋼材的熱加工工序；在上述熱加工工序后，在上述 熱加工鋼材的表面溫度達(dá)到800°C 500°C的溫度范圍以超過(guò)(TC /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行緩慢冷卻的緩慢冷卻工序。(8)上述(I) (4)及(7)中任一項(xiàng)所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，可以具有對(duì)上述緩慢冷卻工序后的上述熱加工鋼材進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。(9)上述(I)、(2)及(5)中任一項(xiàng)所述的滲碳用鋼的制造方法，其可以具有以下工序:得到鑄坯的鑄造工序；控制為表面溫度在最終精軋的出口側(cè)達(dá)到700°C 1000°C的條件來(lái)對(duì)上述鑄坯進(jìn)行熱軋而得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制工序；在上述熱控制軋制工序后，按照上述熱控制軋制鋼材的表面溫度超過(guò)0°C且為500°C以下的方式進(jìn)行驟冷的驟冷工序；使上述驟冷工序后的上述熱控制軋制鋼材至少回?zé)酙次以上的回?zé)峁ば颉?10)上述(I)、(2)、(5)、(6)、及(9)中任一項(xiàng)所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，可以具有對(duì)上述回?zé)峁ば蚝蟮纳鲜鰺峥刂栖堉其摬倪M(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。(11)本發(fā)明的一實(shí)施方式所述的滲碳鋼部件，其是具備鋼部、和在上述鋼部的外表面生成的厚度超過(guò)0.4mm且低于2mm的滲碳層的滲碳鋼部件，在上述滲碳層中，距離表面的深度為50iim的位置處的維氏硬度為HV650以上且HVlOOO以下，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的維氏硬度為HV550以上且HV900以下，并且，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織以面積％計(jì)包含90%以上且100%以下的馬氏體；距離上述表面的深度為2mm的位置處的上述鋼部由上述(I)或(2)記載的上述化學(xué)成分構(gòu)成，并且維氏硬度為HV250以上且HV500以下。(12)根據(jù)上述(11)所述的滲碳用鋼的制造方法，其可以具有以下工序:對(duì)上述滲碳用鋼實(shí)施冷塑性加工而賦予形狀的冷加工工序；對(duì)上述冷加工工序后的上述滲碳用鋼實(shí)施滲碳處理、或滲碳氮化處理的滲碳工序；在上述滲碳工序后，實(shí)施淬火處理、或淬火和回火處理的精加工熱處理工序。(13)根據(jù)上述(11)或(12)所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，在上述冷加工工序后且上述滲碳工序前可以進(jìn)一步具有實(shí)施切削加工而賦予形狀的切削工序。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明的上述方式所述的滲碳用鋼、滲碳鋼部件、及其制造方法，能夠提供在滲碳用鋼的階段與現(xiàn)有鋼相比冷鍛時(shí)的變形阻力小、極限加工率大、并且在滲碳熱處理后具有與現(xiàn)有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、滲碳鋼部件、及其制造方法。其結(jié)果是，可以通過(guò)冷鍛_滲碳的工序來(lái)制造以往通過(guò)熱鍛_正火_切削_滲碳等工序而制造的具有齒輪等形狀的滲碳鋼部件。由此，切削成本降低，成品率提高，并且能夠通過(guò)冷鍛來(lái)制造以往通過(guò)切削無(wú)法制造的形狀的滲碳鋼部件。此外，關(guān)于以往通過(guò)冷鍛-滲碳的工序制造的滲碳鋼部件，也能夠謀求大幅的鍛造加工性的改善。由此，能夠改善模具壽命，并且能成型為具有更復(fù)雜的形狀的滲碳鋼部件。
具體實(shí)施例方式以下，對(duì)本發(fā)明的適宜的實(shí)施方式進(jìn)行詳細(xì)地說(shuō)明。本發(fā)明人為了兼顧鍛造前的滲碳用鋼的變形阻力的降低(硬度的降低)、及極限加工率的改善、和滲碳熱處理后的滲碳鋼部件的優(yōu)異的特性(例如，有效硬化層深度、鋼部硬度的提高)進(jìn)行了詳細(xì)的研究，得到以下的(a) (g)的見解。(a)C含量越少則越能夠謀求鍛造前的滲碳用鋼的軟質(zhì)化。但是，在極低C含量的化學(xué)成分體系中，不可能使?jié)B碳熱處理后的滲碳鋼部件的特性(例如、有效硬化層深度、鋼部硬度)達(dá)到與C含量為0.20%左右的以往的滲碳用鋼(例如、JIS-SCR420)同等的水平。為了得到作為滲碳鋼部件最低限必`要的鋼部硬度，存在C含量的下限值。(b)為了以極少的C含量，得到盡可能大的有效硬化層深度和鋼部硬度，在滲碳鋼部件的鋼部中，有必要提高金屬組織的馬氏體分率。(C)為了在滲碳鋼部件的鋼部中，提高金屬組織的馬氏體分率，必須按照滿足后述的淬火性指標(biāo)的式子的方式增加Mn、Cr、Mo、Ni等提高鋼的淬火性的合金元素的含量。(d)另一方面，若上述合金元素的含量增加，則因由合金元素帶來(lái)的鐵素體的固溶強(qiáng)化等效果而產(chǎn)生滲碳用鋼的硬度增加的副作用。因此，通過(guò)極微量的添加來(lái)提高淬火性，但還必須利用基本不提高鐵素體的硬度的B的添加效果，并且按照滿足發(fā)明人導(dǎo)出的后述的硬度指標(biāo)的式子的方式控制C及合金元素的含量。(e)為了穩(wěn)定地得到B的淬火性提高效果，必須通過(guò)在滲碳熱處理時(shí)以TiN的形式固定鋼中包含的大部分的N，使B不作為BN析出，并且，使B在鋼中固溶。此外，有必要相對(duì)于N含量在化學(xué)計(jì)量上過(guò)量地添加Ti。此外，為了防止?jié)B碳熱處理時(shí)的奧氏體晶粒的異常晶粒生長(zhǎng)，有必要使TiC在金屬組織中盡可能大量且微細(xì)地分散析出。這樣，為了確保固溶B量、并且使TiC大量且微細(xì)地分散析出，有必要按照滿足發(fā)明人導(dǎo)出的后述的TiC析出量指標(biāo)的式子的方式控制Ti及N的含量。(f)如上所述，添加B對(duì)于提高滲碳鋼部件的鋼部的淬火性是非常有效的。但是，當(dāng)進(jìn)行改性爐氣體方式的氣體滲碳時(shí)，在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中，無(wú)法期待由添加B帶來(lái)的淬火性提高效果。這是由于在滲碳處理時(shí)氮從氣氛中向滲碳鋼部件的表層部侵入，固溶B作為BN析出，這樣有助于淬火性提高的固溶B量不足。因此，為了在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中確保淬火性，必須滿足上述(c)中所述的淬火性指標(biāo)的式子。(g)為了將滲碳用鋼進(jìn)一步軟質(zhì)化，優(yōu)選在制造滲碳用鋼時(shí)的熱軋、或熱鍛后，進(jìn)行后述的條件的緩慢冷卻。由此，能夠控制滲碳用鋼的金屬組織，將滲碳用鋼進(jìn)一步軟質(zhì)化。此外，也可以在制造滲碳用鋼時(shí)的熱軋后，進(jìn)行后述的條件的驟冷，然后，進(jìn)行球狀化熱處理。由此，能夠得到滲碳用鋼的表層部的金屬組織被改善而延性提高、極限加工率高的滲碳用鋼。以下，關(guān)于本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部的基本成分，對(duì)數(shù)值限定范圍和其限定理由進(jìn)行說(shuō)明。這里，記載的％為質(zhì)量％。C:0.07% 0.13%C (碳)是為了確保具備滲碳層和鋼部的滲碳鋼部件中的鋼部的硬度而添加的。如上所述，以往的滲碳用鋼的C含量為0.2%左右。本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中，將C含量限制為比該量少的0.13%。其理由是，當(dāng)C含量超過(guò)0.13%時(shí)，滲碳用鋼的金屬組織的滲碳體分率和珠光體分率增加，鍛造前的滲碳用鋼的硬度顯著增加，并且極限加工率也降低。然而，當(dāng)C含量低于0.07%時(shí)，即使大量地添加提高淬火性的后述的合金元素，盡可能謀求硬度的增加，也不可能使?jié)B碳鋼部件的鋼部的硬度達(dá)到以往的滲碳用鋼的水平。因此，有必要將C含量控制為0.07% 0.13%的范圍。適宜范圍為0.08% 0.12%。更優(yōu)選的范圍為0.08% 0.11%。S1:0.0001% 0.50%
Si (娃)是通過(guò)使?jié)B碳鋼部件那樣的低溫回火馬氏體鋼的回火軟化阻力顯著增加而提高齒面疲勞強(qiáng)度的元素。為了得到該效果，Si含量必須為0.0001%以上。但是，若Si含量超過(guò)0.50%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，有必要將Si含量控制在0.0001% 0.50%的范圍。在該范圍內(nèi)，在重視滲碳鋼部件的齒面疲勞強(qiáng)度的情況下積極地添加Si，在重視滲碳用鋼的變形阻力的降低或極限加工性的提高的情況下積極地降低Si。前者的情況的適宜范圍為0.10% 0.50%，后者的情況的適宜范圍為0.0001% 0.20%OMn:0.0001% 0.80%Mn (錳)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過(guò)該效果來(lái)提高滲碳熱處理后的馬氏體分率，Mn含量必須為0.0001%以上。但是，若Mn含量超過(guò)0.80%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，有必要將Mn含量控制在0.0001% 0.80%的范圍。適宜范圍為0.25% 0.60%。S:0.0001% 0.100%S (硫)是與Mn結(jié)合而形成MnS，使被削性提高的元素。為了得到其效果，S含量必須為0.0001%以上。但是，若S含量超過(guò)0.100%，則在鍛造時(shí)MnS成為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂紋，有時(shí)降低極限壓縮率。因此，有必要將S含量控制在0.0001% 0.100%的范圍。適宜范圍為0.003% 0.020%。Cr:超過(guò) 1.30% 且為 5.00% 以下Cr (鉻)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過(guò)該效果來(lái)提高滲碳熱處理后的馬氏體分率，Cr含量必須超過(guò)1.30%。但是，若Cr含量超過(guò)5.00%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，有必要將Cr含量控制在超過(guò)1.30%且為5.00%以下的范圍。此外，Cr與具有同樣的效果的Mn、Mo、Ni等其它的元素相比，使?jié)B碳用鋼的硬度上升的程度少，并且使淬火性提高的效果比較大。因而，在本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中，與以往的滲碳用鋼相比，大量地添加Cr。適宜范圍為
1.35% 2.50%ο更優(yōu)選的范圍為超過(guò)1.50%且為2.20%以下。B:0.0005% 0.0100%B (硼)是在奧氏體中固溶的情況下即使微量也大大提高鋼的淬火性的元素。通過(guò)該效果能提高滲碳熱處理后的馬氏體分率。此外，為了得到上述效果沒(méi)有必要大量地添加B，所以基本不會(huì)使鐵素體的硬度上升。S卩，由于具有基本不會(huì)使鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升的特征，所以在本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中積極地利用B。B含量低于0.0005%時(shí)，得不到上述的淬火性提高效果。另一方面，若B含量超過(guò)0.0100%,則上述效果飽和。因此，有必要將B含量控制在0.0005% 0.0100%的范圍。適宜范圍為0.0010% 0.0025%。另外，在鋼中存在一定量以上的N的情況下，B與N結(jié)合而形成BN，固溶B量減少。其結(jié)果是，有時(shí)得不到提高淬火性的效果。因而，在添加B的情況下，必須同時(shí)適量添加固定N的Ti。Al:0.0001% 1.0%在鋼中存在固溶N的情況下，Al (鋁)是形成AlN的元素。但是，在本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中，由于鋼中的N通過(guò)Ti的添加而作為TiN被固定，所以在鋼中基本不存在固溶N。因此，Al不會(huì)形成A1N，在鋼中作為固溶Al存在。以固溶狀態(tài)存在的Al具有提高鋼的被削性的效果。在滲碳鋼部件的制造時(shí)實(shí)施精加工的切削等的情況下，優(yōu)選將Al含量設(shè)定為0.0001%以上。然而，若Al含量超過(guò)1.0%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，有必要將Al含量控制在0.0001% 1.0%的范圍。適宜范圍為0.010% 0.20%OT1:0.010% 0.10%Ti (鈦)是具有將鋼中的N作為TiN固定的效果的元素。通過(guò)添加Ti，可防止BN的形成，確保有助于淬火性的固溶B。此外，相對(duì)于N在化學(xué)計(jì)量上過(guò)量的Ti形成TiC。該TiC具有防止?jié)B碳時(shí)的晶粒的粗大化的釘扎效果。Ti含量低于0.010%時(shí)，得不到由添加B帶來(lái)的淬火性提高效果，此外無(wú)法防止?jié)B碳時(shí)的晶粒的粗大化。另一方面，若Ti含量超過(guò)0.10%，則TiC的析出量變得過(guò)多，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，有必要將Ti含量控制在0.010% 0.10%的范圍。適宜范圍為0.025% 0.050%。除了上述的基本成分以外，本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部含有不可避免的雜質(zhì)。這里，所謂不可避免的雜質(zhì)是指從廢料等副原料或制造工序中不可避免地混入的N、P、O、Pb、Sn、Cd、Co、Zn等元素。其中，為了充分發(fā)揮本發(fā)明的一方式的效果，N、P、及O有必要如下進(jìn)行限制。這里，記載的％為質(zhì)量％。此外，雜質(zhì)含量的限制范圍中包括0%，但在工業(yè)上難以穩(wěn)定地設(shè)定為0%。N:0.0080% 以下N (氮)是不可避免地含有的雜質(zhì)， 是形成BN而使固溶B量降低的元素。N含量超過(guò)0.0080%時(shí)，即使添加Ti，也無(wú)法將鋼中的N作為TiN固定，無(wú)法確保有助于淬火性的固溶B。此外，N含量超過(guò)0.0080%時(shí)，形成粗大的TiN，在鍛造時(shí)成為裂紋的起點(diǎn)，鍛造前的滲碳用鋼的極限加工率降低。因此，有必要將N含量限制為0.0080%以下。優(yōu)選為0.0050%以下。由于N含量越少則越優(yōu)選，所以上述限制范圍中包括0%。但是，使N含量成為0%在技術(shù)上不容易，此外，穩(wěn)定地設(shè)定為低于0.0030%時(shí)，煉鋼成本也變高。因而，N含量的限制范圍優(yōu)選為0.0030% 0.0080%o進(jìn)一步優(yōu)選將N含量的限制范圍設(shè)定為0.0030% 0.0055%。另外，在通常的操作條件下，不可避免地含有0.0060%左右的N。P:0.050% 以下P (磷)是不可避免地含有的雜質(zhì)，是在奧氏體晶界中偏析而使原奧氏體晶界脆化，成為晶界裂紋的原因的元素。P含量超過(guò)0.050%時(shí)，其影響變得顯著。因此，有必要將P含量限制為0.050%以下。優(yōu)選為0.020%以下。由于P含量越少則越優(yōu)選，所以上述限制范圍中包括0%。但是，使P含量成為0%在技術(shù)上不容易，此外，穩(wěn)定地設(shè)定為低于0.003%時(shí)，煉鋼成本也變高。因而，P含量的限制范圍優(yōu)選為0.003% 0.050%。進(jìn)一步優(yōu)選將P含量的限制范圍設(shè)定為0.003% 0.015%。另外，在通常的操作條件下，不可避免地含有0.025%左右的P。0:0.0030% 以下
·
0 (氧)是不可避免地含有的雜質(zhì)，是形成氧化物系夾雜物的元素。0含量超過(guò)0.0030%時(shí)，成為疲勞破壞的起點(diǎn)的大的夾雜物增加，成為疲勞特性的降低的原因。因此，有必要將0含量限制為0.0030%以下。優(yōu)選為0.0015%以下。由于0含量越少則越優(yōu)選，所以上述限制范圍中包括0%。但是，使0含量成為0%在技術(shù)上不容易，此外，穩(wěn)定地設(shè)定為低于0.0007%時(shí)，煉鋼成本也變高。因而，0含量的限制范圍優(yōu)選為0.0007% 0.0030%。進(jìn)一步優(yōu)選將0含量的限制范圍設(shè)定為0.0007% 0.0015%。另外，在通常的操作條件下，不可避免地含有0.0020%左右的O。除了上述基本成分及雜質(zhì)元素以外，本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部也可以進(jìn)一步含有Nb、V、Mo、N1、Cu、Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb中的至少I種作為選擇成分。以下，對(duì)選擇成分的數(shù)值限定范圍和其限定理由進(jìn)行說(shuō)明。這里，記載的％為質(zhì)量％。上述的選擇成分中，Nb和V具有防止組織的粗大化的效果。Nb:0.002% 0.100%Nb (鈮)是在鋼中與N、C結(jié)合而形成Nb (C，N)的元素。該Nb (C、N)通過(guò)釘扎奧氏體晶界而抑制晶粒生長(zhǎng)，并且防止組織的粗大化。Nb含量低于0.002%時(shí)，得不到上述效果。若Nb含量超過(guò)0.100%,則上述效果飽和。因此，優(yōu)選將Nb含量設(shè)定為0.002% 0.100%。進(jìn)一步優(yōu)選為0.010% 0.050%。V:0.002% 0.20%V (釩)是在鋼中與N、C結(jié)合而形成V (C，N)的元素。該V (C、N)通過(guò)釘扎奧氏體晶界而抑制晶粒生長(zhǎng)，并且防止組織的粗大化。V含量低于0.002%時(shí)，得不到上述效果。若V含量超過(guò)0.20%,則上述效果飽和。因此，優(yōu)選將V含量設(shè)定為0.002% 0.20%。進(jìn)一步優(yōu)選為0.05% 0.10%o上述選擇成分中，Mo、N1、Cu具有在滲碳熱處理時(shí)提高馬氏體分率的效果。
Mo:0.005% 0.50%Mo (鑰)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過(guò)該效果來(lái)提高滲碳熱處理后的馬氏體分率，Mo含量?jī)?yōu)選為0.005%以上。此外，Mo是在氣體滲碳的氣氛中，不形成氧化物，且難以形成氮化物的元素。通過(guò)添加Mo，不易形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者由它們引起的滲碳異常層。然而，不僅Mo的添加成本為高價(jià)，而且若Mo含量超過(guò)0.50%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，優(yōu)選將Mo含量設(shè)定為0.005% 0.50%ο進(jìn)一步優(yōu)選為0.05% 0.20%。N1:0.005% 1.00%Ni (鎳)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過(guò)該效果來(lái)提高滲碳熱處理后的馬氏體分率，Ni含量?jī)?yōu)選為0.005%以上。此外，Ni是在氣體滲碳的氣氛氣體氣氛中，不會(huì)形成氧化物或氮化物的元素。通過(guò)添加Ni，不易形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者由它們引起的滲碳異常層。然而，不僅Ni的添加成本為高價(jià)，而且若Ni含量超過(guò)1.00%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，優(yōu)選將Ni含量設(shè)定為0.005% 1.00%ο進(jìn)一步優(yōu)選為0.05% 0.50%οCu:0.005% 0.50%Cu (銅)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過(guò)該效果來(lái)提高滲碳熱處理后的馬氏體分率，Cu含量?jī)?yōu)選為0.005%以上。此外，Cu是在氣體滲碳的氣氛氣體氣氛中，不會(huì)形成氧化物或氮化物的元素。通過(guò)添加Cu，不易形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者由它們引起的滲碳異常層。然而，若Cu含量超過(guò)0.50%，則1000°C以上的高溫區(qū)域中的延性降低，成為連續(xù)鑄造、軋制時(shí)的成品率降低的原因。此外，若Cu含量超過(guò)0.50%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，優(yōu)選將Cu含量設(shè)定為0.005% 0.50%ο進(jìn)一步優(yōu)選為0.05% 0.30%。另外，在添加Cu的情況下，為了改善上述的高溫區(qū)域的延性，優(yōu)選 將Ni含量設(shè)定為以質(zhì)量％計(jì)為Cu含量的1/2以上。上述的選擇成分中，Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb具有改善被削性的效果。Ca:0.0002% 0.0030%Ca (鈣)是具有將起因于為了改善被削性而添加的S而生成的MnS的形狀不伸長(zhǎng)地制成球狀的形態(tài)控制的效果的元素。通過(guò)添加Ca，可改善MnS形狀的各向異性，不會(huì)損害機(jī)械性質(zhì)。此外，Ca是在切削時(shí)的切削工具表面形成保護(hù)被膜而提高被削性的元素。為了得到這些效果，Ca含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。若Ca含量超過(guò)0.0030%,則形成粗大的氧化物或硫化物，有時(shí)給滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度造成不良影響。因此，優(yōu)選將Ca含量設(shè)定為
0.0002% 0.0030%。進(jìn)一步優(yōu)選為 0.0008% 0.0020%。Mg:0.0002% 0.0030%Mg (鎂)是控制上述MnS的形態(tài)，在切削時(shí)在切削工具表面形成保護(hù)被膜而提高被削性的元素。為了得到這些效果，Mg含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。若Mg含量超過(guò)0.0030%,則形成粗大的氧化物，有時(shí)給滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度造成不良影響。因此，優(yōu)選將Mg含量設(shè)定為 0.0002% 0.0030%。進(jìn)一步優(yōu)選為 0.0008% 0.0020%。Te:0.0002% 0.0030%Te (碲)是控制上述MnS的形態(tài)的元素。為了得到該效果，Te含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。若Te含量超過(guò)0.0030%，則鋼的熱的脆化變得顯著。因此，優(yōu)選將Te含量設(shè)定為0.0002% 0.0030%。進(jìn)一步優(yōu)選為 0.0008% 0.0020%。Zr:0.0002% 0.0050%Zr(鋯)是控制MnS的形態(tài)的元素。為了得到該效果，Zr含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。若Zr含量超過(guò)0.0050%,則形成粗大的氧化物，有時(shí)給滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度造成不良影響。因此，優(yōu)選將Zr含量設(shè)定為0.0002% 0.0050%。進(jìn)一步優(yōu)選為0.0008% 0.0030%。REM:0.0002% 0.0050%REM (稀土金屬)是控制MnS的形態(tài)的元素。為了得到該效果，REM含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。若REM含量超過(guò)0.0050%，則形成粗大的氧化物，有時(shí)給滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度造成不良影響。因此，優(yōu)選將REM含量設(shè)定為0.0002% 0.0050%。進(jìn)一步優(yōu)選為0.0008% 0.0030%。另外，REM是從原子序號(hào)為57的鑭到71的镥為止的15種元素加上原子序號(hào)為21的鈧和原子序號(hào)為39的釔的合計(jì)17種元素的總稱。通常以這些元素的混合物即混合稀土合金的形式供給，添加到鋼中。Sb:0.002% 0.050%Sb (銻)是防止?jié)B碳用鋼的制造工序(熱軋、熱鍛、退火等)中的脫碳或滲碳現(xiàn)象的元素。為了得到這些效果，Sb含量?jī)?yōu)選為0.002%以上。若Sb含量超過(guò)0.050%，則有時(shí)在滲碳處理時(shí)損害滲碳性。因此，優(yōu)選將Sb含量設(shè)定為0.002% 0.050%。進(jìn)一步優(yōu)選為
0.005% 0.030%。接著，對(duì)本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部必須同時(shí)滿足的硬度指標(biāo)、淬火性指標(biāo) 和TiC析出量指標(biāo)進(jìn)行說(shuō)明。硬度指標(biāo)上述化學(xué)成分中的各元素的以質(zhì)量％表示的含量有必要滿足作為硬度指標(biāo)的下述式A。另外，當(dāng)包含作為選擇成分的Mo、N1、Cu時(shí)，代替該式A，硬度指標(biāo)被再定義為下述式B。0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.078XAK0.235 (式 A)0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.033XMo+0.067XNi+0.097XCu+0.078XAK0.235 (式 B)當(dāng)C含量少時(shí)，鍛造前的滲碳用鋼的組織與上述的以往的滲碳用鋼(C含量為
0.2%左右)相比，鐵素體分率大幅增加。這樣的情況下，滲碳用鋼的硬度不僅受到C含量(珠光體分率)的影響，還受到鐵素體的硬度的很大影響。因此發(fā)明人基于一般文獻(xiàn)(例如、F.B.Pickering著“鐵鋼材料的設(shè)計(jì)和理論”(丸善、昭和56年發(fā)行)、及WilliamC.Leslie著“ > ^ 'J 一鉄鋼材料學(xué)”(丸善、昭和60年發(fā)行)等)中記載的數(shù)據(jù)，對(duì)于各合金元素給鐵素體的固溶強(qiáng)化量帶來(lái)的貢獻(xiàn)進(jìn)行了估量。并且，還考慮了 C含量的影響，導(dǎo)出上述式A及式B所示的單獨(dú)的指標(biāo)式?；谶@些滲碳用鋼的硬度指標(biāo)式，評(píng)價(jià)具有各種化學(xué)成分的滲碳用鋼的硬度，得到與現(xiàn)有技術(shù)相比能夠可靠地謀求滲碳用鋼的軟質(zhì)化的閾值。即，硬度指標(biāo)為0.235以上時(shí)，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。其結(jié)果是，相對(duì)于以往材料的優(yōu)勢(shì)性變小。此外，硬度指標(biāo)為0.10以下時(shí)，作為滲碳鋼部件的硬度不足。因此，硬度指標(biāo)必須超過(guò)0.10且低于0.235。該硬度指標(biāo)優(yōu)選在滿足后述的淬火性指標(biāo)的范圍內(nèi)盡可能小。優(yōu)選為超過(guò)0.10且低于0.230。更優(yōu)選為超過(guò)0.10且為0.220以下。最優(yōu)選為超過(guò)0.10且為0.210以下。淬火性指標(biāo)上述化學(xué)成分中的各元素的以質(zhì)量％表示的含量必須滿足作為淬火性指標(biāo)的下述式C。另外，當(dāng)包含作為選擇成分的Mo、Ni時(shí)，代替該式C，淬火性指標(biāo)被再定義為下述式D07.5< (0.7XSi+l) X (5.1ΧΜη+1) X (2.16XCr+l) <44 (式 C)7.5〈(0.7XSi+l)X (5.1ΧΜη+1)Χ(2.16XCr+l)X (3XMo+l)X (0.3633ΧΝ +1)〈44 (式 D)如上所述，添加B對(duì)于提高滲碳鋼部件的鋼部的淬火性是非常有效的。但是，當(dāng)進(jìn)行改性爐氣體方式的氣體滲碳時(shí)，在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中，無(wú)法期待由添加B帶來(lái)的淬火性提高效果。這是由于在滲碳處理時(shí)氮從氣氛中向滲碳鋼部件的表層部侵入，固溶B作為BN析出，這樣，有助于淬火性提高的固溶B量不足。因此，為了在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中確保淬火性，必須有效利用B以外的提高鋼的淬火性的元素。關(guān)于淬火性與合金元素的關(guān)系，提出了各種指標(biāo)。在本發(fā)明的一方式中，采用上述專利文獻(xiàn)3中記載的指標(biāo)式。其理由是，本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部與專利文獻(xiàn)3中記載的鋼相比，雖然C含量不同，但共同點(diǎn)是:專利文獻(xiàn)3中記載的鋼為滲碳用鋼，此夕卜，與通常的滲碳用鋼相比C含量較少?；谧鳛榇慊鹦灾笜?biāo)的上述式C及式D，進(jìn)行具有各種化學(xué)成分的滲碳用鋼的滲碳淬火，在同一滲碳熱處理?xiàng)l件下，與上述的以往的滲碳用鋼(C含量為0.2%左右)相比，得到了能夠得到同等以上的滲碳層的硬度及有效硬化層深度(維氏硬度達(dá)到HV550以上的深度)的閾值。即，淬火性指標(biāo)為7.5以下時(shí)，無(wú)法得到與上述的現(xiàn)有鋼(C含量為0.2%左右)同等的特性。此外，淬火性指標(biāo)為44以上時(shí)，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，淬火性指標(biāo)必須超過(guò)7.5且低于44。該淬火性指標(biāo)優(yōu)選在滿足上述的硬度指標(biāo)的范圍內(nèi)盡可能大。優(yōu)選為12.1以上且低于44。更優(yōu)選為20.1以上且低于44。TiC析出量指標(biāo)Ti及N的以質(zhì)量％表示的含量有必要滿足作為TiC析出量指標(biāo)的下述式E。0.004<T1-NX (48/14) <0.030 G^E)當(dāng)相對(duì)于N在化學(xué)計(jì)量上過(guò)量地添加Ti時(shí)，N全部以TiN的形式固定。S卩，上述式E中的“T1-NX (48/14)”表示為了形成TiN所消耗的以外的過(guò)量的Ti量。上述式E中的“ 14”表不N的原子量，“48”表不Ti的原子量。該過(guò)量的Ti在滲碳時(shí)幾乎都與C結(jié)合而變成TiC。該TiC具有防止?jié)B碳時(shí)的晶粒的粗大化的釘扎效果。即，TiC析出量指標(biāo)為0.004以下時(shí)，由于TiC的析出量不足，所以無(wú)法防止?jié)B碳時(shí)的晶粒的粗大化。此外，TiC析出量指標(biāo)為0.030以上時(shí)，TiC的析出量變得過(guò)多，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，TiC析出量指標(biāo)必須超過(guò)0.004且低于0.030。優(yōu)選為0.008以上且低于0.028。通過(guò)同時(shí)滿足上述的硬度指標(biāo)、淬火性指標(biāo)和TiC析出量指標(biāo)，能夠得到在滲碳用鋼的階段與現(xiàn)有鋼相比冷鍛時(shí)的變形阻力小、極限加工率大、并且在滲碳熱處理后具有與現(xiàn)有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件。

接著，對(duì)本實(shí)施方式所 述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。
首先，對(duì)本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。由上述的化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼優(yōu)選其金屬組織以面積％計(jì)含有合計(jì)為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體。若包含合計(jì)為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體，則進(jìn)一步地滲碳用鋼的硬度降低，變形阻力降低，并且，極限加工率提高。進(jìn)一步優(yōu)選將鐵素體和珠光體設(shè)定為合計(jì)95%以上且100%以下。在鐵素體及珠光體的剩余部分中，包含比鐵素體及珠光體硬的組織即貝氏體、馬氏體、及滲碳體等。為了得到由鐵素體及珠光體帶來(lái)的上述效果，優(yōu)選將作為剩余部分的貝氏體、馬氏體、及滲碳體等的分率設(shè)定為以面積％計(jì)為0%以上且低于15%。為了制成這樣的金屬組織，優(yōu)選實(shí)施對(duì)在滲碳用鋼的制造時(shí)的熱加工工序后的熱加工鋼材的表面溫度達(dá)到800°C 500°C的溫度范圍以超過(guò)(TC /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行緩慢冷卻的緩慢冷卻工序。另外，關(guān)于制造方法，在后面敘述詳細(xì)內(nèi)容。代替上述的金屬組織，由上述的化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼也可以以面積％計(jì)包含合計(jì)為85%以上且100%以下的鐵素體和球狀化滲碳體。這里，球狀化滲碳體是將在金屬組織觀察面中，相對(duì)于以滲碳體的最大長(zhǎng)度為直徑的圓，該滲碳體的面積率為54%以上的情況作為球狀化滲碳體。若合計(jì)包含85%以上且100%以下的鐵素體和球狀化滲碳體，則進(jìn)一步地滲碳用鋼的硬度降低，變形阻力降低，并且，極限加工率提高。進(jìn)一步優(yōu)選將鐵素體和球狀化滲碳體設(shè)定為合計(jì)90%以上且100%以下。在鐵素體及球狀化滲碳體的剩余部分中，包含珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等。為了得到鐵素體及球狀化滲碳體的上述效果，優(yōu)選將作為剩余部分的珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等的分率設(shè)定為以面積％計(jì)為0%以上且低于15%。

為了制成這樣的金屬組織，優(yōu)選對(duì)上述緩慢冷卻工序后的熱加工鋼材進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理。另外，關(guān)于制造方法，在后面敘述詳細(xì)內(nèi)容。代替上述的金屬組織，由上述的化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼也可以具有以下的金屬組織。當(dāng)滲碳用鋼的形狀為與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀時(shí)，將從圓周面至上述切斷面的中心為止的距離以單位mm計(jì)設(shè)為r，從圓周面至rX0.01為止的區(qū)域即表層部的金屬組織將鐵素體和珠光體以面積％計(jì)限制為合計(jì)10%以下，剩余部分可以包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體中的至少I種。若將上述表層部的金屬組織的鐵素體和珠光體限制為合計(jì)10%以下，則球狀化熱處理后的滲碳體分散變得均一，冷鍛時(shí)的極限加工率提高。進(jìn)一步優(yōu)選將上述表層部的鐵素體和珠光體設(shè)定為合計(jì)5%以下。另外，在鐵素體和珠光體的剩余部分中，包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等。此外，當(dāng)具有該金屬組織的表層部的深度低于從圓周面至rX0.01為止的深度時(shí)，由于冷鍛時(shí)的極限加工率提高的表層部的深度不足，所以在冷鍛時(shí)容易產(chǎn)生裂紋。因此，優(yōu)選至少?gòu)膱A周面至rX0.01為止的區(qū)域具有上述金屬組織。更優(yōu)選設(shè)定為從圓周面至切斷面的半徑X0.05。最優(yōu)選設(shè)定為從圓周面至切斷面的半徑X0.15。另外，即使至切斷面的中心為止存在上述金屬組織，也沒(méi)有不良影響。為了制成這樣的金屬組織，在滲碳用鋼的制造時(shí)，優(yōu)選實(shí)施以下工序:控制為表面溫度在最終精軋的出口側(cè)達(dá)到700°C 1000°C的條件進(jìn)行熱軋而得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制工序；在該熱控制軋制工序后，按照熱軋鋼材的表面溫度超過(guò)0°C且為500°C以下的方式進(jìn)行驟冷的驟冷工序；使該驟冷工序后的熱控制軋制鋼材至少回?zé)酙次以上的回?zé)峁ば?。另外，關(guān)于制造方法，在后面敘述詳細(xì)內(nèi)容。代替上述的金屬組織，由上述的化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼的上述表層部也可以具有在金屬組織中包含的滲碳體中90%以上且100%以下為長(zhǎng)寬比為3以下的滲碳體的金屬組織。這里，長(zhǎng)寬比是指長(zhǎng)徑除以短徑得到的值?；蛘?，也可以設(shè)定為JIS G3507-2中規(guī)定的N0.2以內(nèi)的球狀化程度。若在上述表層部的金屬組織中包含的滲碳體中，90%以上且100%以下為長(zhǎng)寬比為3以下的滲碳體，則冷鍛時(shí)的極限加工率進(jìn)一步提高。進(jìn)一步優(yōu)選將長(zhǎng)寬比為3以下的滲碳體的比例設(shè)定為95%以上且100%以下。為了制成這樣的金屬組織，優(yōu)選對(duì)上述回?zé)峁ば蚝蟮臒峥刂栖堉其摬倪M(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理。另外，關(guān)于制造方法，在后面敘述詳細(xì)內(nèi)容。接著，對(duì)本實(shí)施方式所述的滲碳鋼部件的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。本實(shí)施方式所述的滲碳鋼部件具備鋼部、和在該鋼部的外表面生成的具有厚度超過(guò)0.4mm且低于2mm的有效硬化層深度(達(dá)到HV550以上的深度)的滲碳層。這里，滲碳層是指維氏硬度達(dá)到HV550以上的有效硬化層深度。該滲碳層中，距離表面的深度為50i!m的位置處的金屬組織以面積％計(jì)包含90%以上且100%以下的馬氏體，并且，維氏硬度優(yōu)選為HV650以上且HV1000以下。此外，在該滲碳層中，距離表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織以面積％計(jì)包含90%以上且100%以下的馬氏體，并且，維氏硬度優(yōu)選為HV550以上且HV900以下。當(dāng)距離表面的深度為50 ii m的位置的滲碳層中的金屬組織包含90%以上且100%以下的馬氏體、并且維氏硬度為HV650以上且HV1000以下時(shí)，由于與上述的以往的滲碳鋼部件相比較，達(dá)到同等以上的耐磨性、面疲勞強(qiáng)度、彎曲疲勞強(qiáng)度(主要是高循環(huán))、扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度，所以優(yōu)選。更優(yōu)選金屬組織包含95%以上且100%以下的馬氏體，并且，維氏硬度為HV700以上且HV1000以下。當(dāng)距離表面的深度為0.4mm的位置的滲碳層中的金屬組織包含90%以上且100%以下的馬氏體、并且維氏硬度為HV550以上且HV900以下時(shí)，由于與上述的以往的滲碳鋼部件相比較，達(dá)到同等以上的面疲勞強(qiáng)度、彎曲疲勞強(qiáng)度(主要是低循環(huán))、扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度，所以優(yōu)選。更優(yōu)選金屬組織包含92%以上且100%以下的馬氏體，并且，維氏硬度為HV560以上且HV900以下。此外，在上述鋼部中，距離表面的深度為2mm的位置處的維氏硬度優(yōu)選為HV250以上且HV500以下。此外，在上述鋼部中，該位置的化學(xué)成分必須由上述的化學(xué)成分構(gòu)成。當(dāng)距離表面的深度為2mm的位置的鋼部中的維氏硬度為HV250以上且HV500以下時(shí)，由于與上述的以往的滲碳鋼部件相比較，盡管為低碳含量，也達(dá)到同等以上的鋼部的硬度，所以優(yōu)選。更優(yōu)選維氏硬度為HV270以上且HV450以下。若距離表面的深度為2mm的位置的鋼部中的金屬組織包含馬氏體及貝氏體中的至少I種，則進(jìn)一步得到上述效果，所以優(yōu)選。為了得到這樣的滲碳鋼部件的金屬組織及維氏硬度，只要使用由上述的化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼，通過(guò)后述的滲碳用鋼及滲碳鋼部件的制造方法來(lái)制造滲碳鋼部件即可。上述的金屬組織的觀察可以實(shí)施硝酸化乙醇(nital)腐蝕、或苦醇腐蝕，用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。此時(shí)，優(yōu)選對(duì)實(shí)施過(guò)球狀化熱處理的試樣實(shí)施苦醇腐蝕。鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等的分率可以通過(guò)圖像解析求出。此外，球狀化滲碳體、滲碳體的個(gè)數(shù)、及長(zhǎng)寬比也可以通過(guò)圖像解析求出。觀察面沒(méi)有特別限定，但將與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面作為觀察面較佳。另外，在金屬組織的面積分率的計(jì)算中，考慮鐵素體、珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體、及滲碳體。在上述的面積分率的計(jì)算中，不包括BN、TiC、TiN、AlN等氮化物或碳化物、其它的微細(xì)析出物、殘留奧氏體等。上述的維氏硬度的測(cè)定優(yōu)選對(duì)于一個(gè)試樣進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定，算出平均值。測(cè)定面沒(méi)有特別限定，但將與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面作為測(cè)定面較佳。接著，對(duì)本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。首先，對(duì)本實(shí)施方式所述的滲碳用鋼的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。作為鑄造工序，將由上述的基本成分、選擇成分、及不可避雜質(zhì)構(gòu)成的鋼液進(jìn)行鑄造來(lái)制造鑄坯。鑄造方法沒(méi)有特別限定，但采用真空鑄造法或連續(xù)鑄造法等即可。此外，根據(jù)需要，也可以對(duì)鑄造工序后的鑄坯實(shí)施均熱擴(kuò)散處理、開坯軋制等。通過(guò)使用該鑄坯，選擇下述的任一種制造方法，可以制造具有上述的金屬組織的滲碳用鋼。為了制成具有上述的以面積％計(jì)包含合計(jì)為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體的金屬組織的滲碳用鋼，優(yōu)選進(jìn)行以下的制造方法。作為熱加工工序，對(duì)鑄造工序后的鑄坯實(shí)施熱軋、熱鍛等，得到熱加工鋼材。該熱加工工序中的加工溫度、 加工率、變形速度等塑性加工條件沒(méi)有特別限定，只要適當(dāng)選擇適宜的條件即可。在該熱加工工序之后，作為緩慢冷卻工序，立即對(duì)尚未冷卻的上述熱加工鋼材，在該熱加工鋼材的表面溫度達(dá)到800°C 500°C的溫度范圍以超過(guò)(TC /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度實(shí)施緩慢冷卻而得到滲碳用鋼。若從奧氏體向鐵素體及珠光體發(fā)生相變的溫度即800°C 500°C中的冷卻速度超過(guò)1°C /秒，則貝氏體及馬氏體的組織分率變大。其結(jié)果是，滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，并且，極限加工率降低。因此，優(yōu)選將上述溫度范圍中的冷卻速度限制為超過(guò)(TC/秒且為1°C/秒以下。進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為超過(guò)0°C/秒且0.7°C/秒以下。另外，作為緩慢冷卻工序，為了減小熱加工工序后的熱加工鋼材的冷卻速度，只要在軋制線或熱鍛線后，設(shè)置保溫套、帶熱源的保溫套、或保持爐等即可。為了制成具有上述的以面積％計(jì)包含合計(jì)為85%以上且100%以下的鐵素體和球狀化滲碳體的金屬組織的滲碳用鋼，優(yōu)選進(jìn)行以下的制造方法。對(duì)實(shí)施過(guò)上述緩慢冷卻的熱加工鋼材,進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理作為球狀化熱處理工序，得到滲碳用鋼。作為該球狀化熱處理，例如進(jìn)行以下的熱處理即可。將實(shí)施過(guò)上述緩慢冷卻的熱加工鋼材加熱至稍低于Acl點(diǎn)(加熱時(shí)，開始生成奧氏體的溫度)、或稍高于Acl點(diǎn)的溫度后緩慢冷卻。反復(fù)進(jìn)行多次將實(shí)施過(guò)上述緩慢冷卻的熱加工鋼材加熱至稍高于Acl點(diǎn)的溫度、并冷卻至稍低于Arl點(diǎn)(冷卻時(shí)，完成奧氏體向鐵素體或鐵素體、滲碳體相變的溫度)的溫度的處理?；蛘?，對(duì)實(shí)施過(guò)上述緩慢冷卻的熱加工鋼材進(jìn)行一次淬火，然后，在600°C 700°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行3小時(shí)以上且100小時(shí)以下的回火。另外，球狀化熱處理的方法只要適用上述那樣的以往公知的退火或球狀化熱處理方法即可，沒(méi)有特別限定。實(shí)施過(guò)上述球狀化熱處理工序的滲碳用鋼與沒(méi)有實(shí)施球狀化熱處理工序的滲碳用鋼相比，能夠進(jìn)一步降低硬度。其理由是，球狀化熱處理工序前的金屬組織中包含的珠光體組織中的薄片狀的滲碳體通過(guò)球狀化熱處理工序而分裂、球狀化、生長(zhǎng)，并且，曾為珠光體組織的部位的硬度降低。此外，球狀化熱處理工序前的金屬組織中包含的貝氏體、馬氏體等較硬的組織通過(guò)球狀化熱處理工序，利用位錯(cuò)的恢復(fù)、及滲碳體的析出和生長(zhǎng)等而軟質(zhì)化。因此，為了進(jìn)一步降低滲碳用鋼的硬度、進(jìn)一步降低變形阻力、并且進(jìn)一步提高極限加工率，優(yōu)選實(shí)施球狀化熱處理工序。為了制成上述的具有形狀為與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀、從圓周面至rX0.01為止的區(qū)域即表層部的金屬組織將鐵素體和珠光體以面積％計(jì)限制為合計(jì)10%以下、剩余部分包含馬氏體、貝 氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體中的至少I種的金屬組織的滲碳用鋼，優(yōu)選進(jìn)行以下的制造方法。作為熱控制軋制工序，控制為表面溫度在最終精軋的出口側(cè)達(dá)到700°C 1000°C的條件對(duì)鑄造工序后的鑄坯進(jìn)行熱軋而得到熱控制軋制鋼材。在該熱控制軋制工序中的最終精軋之后，立即對(duì)尚未冷卻的上述熱控制軋制鋼材，按照該熱控制軋制鋼材的表面溫度超過(guò)0°C且為500°C以下的方式實(shí)施驟冷作為驟冷工序。然后，對(duì)上述驟冷工序后的熱控制軋制鋼材，實(shí)施至少I次以上的回?zé)崽幚碜鳛榛責(zé)峁ば蚨玫綕B碳用鋼。在上述熱控制軋制工序中，將最終精軋的出口側(cè)處的熱控制軋制鋼材的表面溫度設(shè)定為700°C 1000°c是由于能夠?qū)⒕ЯＮ⒓?xì)化。若上述表面溫度超過(guò)1000°c，則僅得到與通常的熱軋鋼材同樣的粗大的晶粒。此外，上述表面溫度低于700°C時(shí)，難以制成上述表層部中鐵素體分率小的金屬組織。因此，優(yōu)選將最終精軋的出口側(cè)的熱控制軋制鋼材的表面溫度設(shè)定為700°C 1000°C的溫度范圍。在上述驟冷工序中，將上述熱控制軋制鋼材按照其表面溫度超過(guò)0°C且為500°C以下的方式進(jìn)行驟冷是為了在從圓周面至rX0.01為止的區(qū)域即上述表層部中，促進(jìn)馬氏體相變、或貝氏體相變，制成鐵素體分率小的金屬組織。因此，在驟冷工序中，優(yōu)選將熱控制軋制鋼材的表面溫度驟冷至相變開始溫度即Ms點(diǎn)(冷卻期間奧氏體開始相變?yōu)轳R氏體的溫度)、或者Bs點(diǎn)(冷卻期間奧氏體開始相變?yōu)樨愂象w的溫度)以下的溫度即超過(guò)0°C且為500°C以下。更優(yōu)選設(shè)定為超過(guò)0°C且為450°C以下。在上述回?zé)峁ば蛑?，?duì)上述驟冷工序后的熱控制軋制鋼材實(shí)施至少I次以上回?zé)崽幚硎菫榱税凑丈鲜霰韺硬康鸟R氏體、或貝氏體變成回火馬氏體、或回火貝氏體的方式進(jìn)行組織控制。通過(guò)使馬氏體、或貝氏體受到回火，從而減輕燒裂發(fā)生率和自然干裂發(fā)生率等。作為該回?zé)岱椒?，也可以通過(guò)在制造設(shè)備中追加用于回?zé)岬纳郎夭?，積極地生成回火馬氏體、或回火貝氏體?；蛘?，也可以通過(guò)由上述驟冷工序后的熱控制軋制鋼材的未受到驟冷效果的中心部的熱引起的回?zé)幔股鲜霰韺硬康臏囟仍俅紊仙?，生成回火馬氏體或回火貝氏體。采用上述的任一種方法，其效果均不會(huì)產(chǎn)生差異。但是，在實(shí)施多次的回?zé)崽幚淼那闆r下，需要用于回?zé)岬纳郎夭?。此外，在上述回?zé)崽幚頃r(shí)，優(yōu)選上述表層部的溫度不超過(guò)800°C。若上述表層部的溫度超過(guò)800°C，則回火馬氏體、或回火貝氏體再次相變?yōu)閵W氏體。更優(yōu)選設(shè)定為720°C以下。此外，在上述回?zé)崽幚頃r(shí)，優(yōu)選上述表層部的溫度達(dá)到400°C以上。為了制成上述的在表層部的金屬組織中包含的滲碳體中90%以上且100%以下為長(zhǎng)寬比為3以下的滲碳體的滲碳用鋼，優(yōu)選進(jìn)行以下的制造方法。對(duì)上述回?zé)峁ば蚝蟮臒峥刂栖堉其摬倪M(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理作為球狀化熱處理工序而得到滲碳用鋼。另外，球狀化熱處理的方法只要適用上述那樣的以往公知的退火或球狀化熱處理方法即可，沒(méi)有特別限定。若對(duì)馬氏體及貝氏體那樣的低溫相變組織、或回火馬氏體及回火貝氏體那樣的低溫相變組織進(jìn)行回火，對(duì)回火得到的組織進(jìn)行球狀化熱處理，則可得到基體的鐵素體晶粒微細(xì)、且在基體中球狀化滲碳體均一微細(xì)地分散的金屬組織。若上述表層部的金屬組織中包含的滲碳體中，將90%以上且100%以下設(shè)定為長(zhǎng)寬比為3以下的滲碳體，則冷鍛時(shí)的極
限加工率進(jìn)一步提高。接著，對(duì)本實(shí)施方式所述的滲碳鋼部件的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。對(duì)由上述的基 本成分、選擇成分、及不可避雜質(zhì)構(gòu)成、并且經(jīng)由選自上述緩慢冷卻工序、上述回?zé)峁ば?、上述球狀化熱處理工序中的工序而制造的滲碳用鋼實(shí)施冷塑性加工作為冷加工工序而賦予形狀。該冷加工工序中的加工率、變形速度等塑性加工條件沒(méi)有特別限定，只要適當(dāng)選擇適宜的條件即可。對(duì)冷加工工序后的賦予了形狀的滲碳用鋼實(shí)施滲碳處理、或滲碳氮化處理作為滲碳工序。為了得到具有上述的金屬組織和硬度的滲碳鋼部件，優(yōu)選將滲碳處理或滲碳氮化處理的條件設(shè)定為溫度為830°C 1100°C、碳勢(shì)為0.5% 1.2%、滲碳時(shí)間為I小時(shí)以上。在滲碳工序后，作為精加工熱處理工序，實(shí)施淬火處理、或淬火和回火處理而得到滲碳鋼部件。為了得到具有上述的金屬組織和硬度的滲碳鋼部件，優(yōu)選將淬火處理、或淬火和回火處理的條件設(shè)定為淬火介質(zhì)的溫度為室溫 250°C。此外，根據(jù)需要也可以在淬火后進(jìn)行低溫處理。此外，根據(jù)需要也可以對(duì)上述冷加工工序前的滲碳用鋼進(jìn)一步進(jìn)行退火處理作為退火工序。通過(guò)進(jìn)行退火處理，滲碳用鋼的硬度降低，變形阻力降低，并且，極限加工率提高。退火條件沒(méi)有特別限定，只要適當(dāng)選擇適宜的條件即可。此外，根據(jù)需要，在上述冷加工工序后，也可以對(duì)上述滲碳工序前的滲碳用鋼進(jìn)一步實(shí)施切削加工作為切削工序而賦予形狀。通過(guò)進(jìn)行切削加工，能夠?qū)B碳用鋼賦予僅通過(guò)冷塑性加工難以實(shí)現(xiàn)的精密形狀。此外，根據(jù)需要，也可以對(duì)上述精加工熱處理工序后的滲碳鋼部件進(jìn)一步進(jìn)行噴丸處理作為噴丸工序。通過(guò)進(jìn)行噴丸處理，向滲碳鋼部件表層部中導(dǎo)入壓縮殘留應(yīng)力。由于壓縮殘留應(yīng)力抑制疲勞龜裂的發(fā)生、進(jìn)展，所以能夠進(jìn)一步提高滲碳鋼部件的齒根及齒面疲勞強(qiáng)度。噴丸處理優(yōu)選使用直徑為0.7mm以下的丸粒，在弧高為0.4mm以上的條件下進(jìn)行。實(shí)施例1通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的一方式的效果進(jìn)一步進(jìn)行具體說(shuō)明，但實(shí)施例中的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的可實(shí)施性及效果而采用的一條件例，本發(fā)明并不限定于該一條件例。在不脫離本發(fā)明的主旨的情況下，只要實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的，本發(fā)明可以采用各種條件。(實(shí)驗(yàn)例I)作為鑄造工序，將具有表I所示的化學(xué)組成的轉(zhuǎn)爐鑄鋼通過(guò)連續(xù)鑄造進(jìn)行鑄造而得到鑄坯。對(duì)該鑄坯實(shí)施均熱擴(kuò)散處理、開坯軋制，制成162mm見方的鋼材。使用該鋼材，作為熱加工工序，實(shí)施熱軋，得到與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面為圓形、該切斷面的直徑達(dá)到35mm的棒狀的熱加工鋼材。對(duì)該熱加工鋼材，作為緩慢冷卻工序，使用設(shè)置在軋制線后的保溫套或帶熱源的保溫套，以表2所示的冷卻速度進(jìn)行緩慢冷卻，得到滲碳用鋼。然后，作為球狀化熱處理工序(SA工序:Spherodizing Annealing),進(jìn)行球狀化熱處理。對(duì)于這樣制造的滲碳用鋼，評(píng)價(jià)了各種特性。從棒狀的滲碳用鋼的距離圓周面為上述切斷面的直徑1/4深度的位置，采集硬度測(cè)定用及金屬組織觀察用的試驗(yàn)片。此夕卜，按照滲碳用鋼的長(zhǎng)度方向成為壓縮方向的方式，采集極限壓縮率測(cè)定用的試驗(yàn)片(6ι πιΦ X9mm、切口形狀:30度、深度為0.8mm、前端部的曲率半徑為0.15mm)。表2中不出緩慢冷卻工序后及球狀化熱處理工序(SA工序)后的滲碳用鋼的硬度、金屬組織、及極限壓縮率的測(cè)定結(jié)果。硬度的測(cè)定中，使用維氏硬度計(jì)，進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定，算出平均值。將緩慢冷卻工序后的滲碳用鋼的硬度為HV125以下的情況、以及球狀化熱處理工序后的滲碳用鋼的硬度為HVllO以下的情況判定為軟質(zhì)化充分且合格。金屬組織的觀察中，對(duì)緩慢冷卻工序后的滲碳用鋼實(shí)施硝酸化乙醇腐蝕，對(duì)球狀化熱處理工序后的滲碳用鋼實(shí)施苦醇腐蝕，用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。鐵素體與珠光體的合計(jì)分率、及鐵素體與球狀化滲碳體的合計(jì)分率通過(guò)圖像解析算出。另外，在金屬組織中，上述以外的剩余部分為珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、或滲碳體等。極限壓縮率的測(cè)定中`，使用約束模以IOmm/分鐘的速度進(jìn)行冷壓縮，在切口附近產(chǎn)生0.5mm以上的微小裂紋時(shí)停止壓縮，算出此時(shí)的壓縮率。將該測(cè)定合計(jì)進(jìn)行10次，求出累積破損概率達(dá)到50%的壓縮率，以該壓縮率作為極限壓縮率。由于上述的以往的滲碳用鋼的極限壓縮率大約為65%，所以將達(dá)到視為比該值明顯高的值的68%以上的情況判斷為極限加工率優(yōu)異。此外，通過(guò)以下的方法評(píng)價(jià)滲碳特性。從通過(guò)上述方法制造的滲碳用鋼的距離圓周面為上述切斷面的直徑1/4深度的位置，按照長(zhǎng)度方向成為壓縮方向的方式，采集滲碳用的試驗(yàn)片(20mm Φ X 30mm)。對(duì)于該滲碳用的試驗(yàn)片，作為冷加工工序，在冷的狀態(tài)下進(jìn)行壓縮率為50%的鐓鍛壓縮。鐓鍛壓縮的條件為室溫、使用約束模、應(yīng)變速度為I/秒。對(duì)于鐓鍛壓縮后的滲碳用的試驗(yàn)片，作為滲碳工序，進(jìn)行利用改性爐氣體方式的氣體滲碳。該氣體滲碳中，將碳勢(shì)設(shè)定為0.8%，在950°C下進(jìn)行5小時(shí)的保持，接著，在850°C下進(jìn)行0.5小時(shí)的保持。在滲碳工序后，作為精加工熱處理工序，進(jìn)行向130°C的油淬火，然后，在150°C下進(jìn)行90分鐘的回火，得到滲碳鋼部件。對(duì)于上述制造的滲碳鋼部件的滲碳層及鋼部，評(píng)價(jià)特性。表2中示出其測(cè)定結(jié)果。對(duì)于上述滲碳鋼部件的滲碳層，對(duì)于距離表面的深度為50 μ m的位置處的硬度和距離表面的深度為0.4mm的位置處的硬度，使用維氏硬度計(jì)，進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定，算出平均值。將距離表面的深度為5(^111的位置處的硬度為取650以上且HV1000以下的情況、以及距離表面的深度為0.4mm的位置處的硬度為HV550以上且HV900以下的情況判定為硬度充分且合格。對(duì)于上述滲碳鋼部件的滲碳層，評(píng)價(jià)距離表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織。對(duì)金屬組織實(shí)施硝酸化乙醇腐蝕，用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。馬氏體的分率通過(guò)圖像解析算出。另外，在金屬組織中，上述以外的剩余部分為鐵素體、珠光體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體、或滲碳體等。對(duì)于上述滲碳鋼部件的鋼部，評(píng)價(jià)距離表面的深度為2mm的位置的硬度和化學(xué)組成。硬度使用維氏硬度計(jì)進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定，算出平均值。并且，將硬度為HV250以上且HV500以下的情況判定為硬度充分且合格。關(guān)于化學(xué)組成，使用EPMA (電子探針顯微分析儀、Electron Probe Micro Analyser),關(guān)于原子序號(hào)為5以上的元素進(jìn)行定量分析。并且，將為與作為起始材料的鑄坯中的化學(xué)成分大致相同的組成的情況判斷為同等。對(duì)于上述滲碳鋼部件的鋼部，進(jìn)行距離表面的深度為2mm的位置處的原奧氏體晶粒的觀察。關(guān)于有無(wú)產(chǎn)生原奧氏體晶體的粗大晶粒，將在觀察面中即使存在一個(gè)直徑為IOOym以上的晶粒的情況判定為“有粗大晶粒產(chǎn)生”。或者，在即使存在一個(gè)以JIS的晶體粒度序號(hào)計(jì)為N0.4以下的晶粒的情況下也可以判定為“有粗大晶粒產(chǎn)生”。如表I及表2所示那樣，實(shí)施例1 16的化學(xué)成分、硬度指標(biāo)、淬火性指標(biāo)、及TiC析出量指標(biāo)全都達(dá)成目標(biāo)，其結(jié)果是，滿足作為滲碳用鋼及滲碳鋼部件所需的性能。與此相對(duì)，比較例17 28的化學(xué)成分、硬度指標(biāo)、淬火性指標(biāo)、及TiC析出量指標(biāo)中的任一者沒(méi)有達(dá)成目標(biāo)，其結(jié)果是，不滿足作為滲碳用鋼及滲碳鋼部件所需的性能。比較例N0.17及18是由于化 學(xué)成分的C、T1、B、N的含量、硬度指標(biāo)和TiC析出量指標(biāo)不滿足本發(fā)明的范圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.19是由于硬度指標(biāo)不滿足本發(fā)明的范圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.20及N0.21是由于淬火性指標(biāo)不滿足本發(fā)明的范圍，所以滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。比較例N0.22是由于化學(xué)成分的B含量不滿足本發(fā)明的范圍，所以滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。比較例N0.23是由于化學(xué)成分的C含量和硬度指標(biāo)不滿足本發(fā)明的范圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.24是由于化學(xué)成分的C含量不滿足本發(fā)明的范圍，滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。比較例N0.25是由于化學(xué)成分的N含量和TiC析出量指標(biāo)不滿足本發(fā)明的范圍，所以滲碳用鋼的極限壓縮率和滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。滲碳用鋼的極限壓縮率變得不充分是由于N含量多，所以生成粗大的TiN，其成為冷加工時(shí)的破壞的起點(diǎn)。滲碳鋼部件的鋼部的硬度變得不充分起因于，由于TiC析出量指標(biāo)的值小，所以無(wú)法得到由添加B帶來(lái)的淬火性提高效果，在滲碳時(shí)由TiC帶來(lái)的奧氏體晶粒的釘扎效果不充分，產(chǎn)生粗大晶粒。比較例N0.26是由于TiC析出量指標(biāo)超出本發(fā)明的范圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.27及N0.28是由于TiC析出量指標(biāo)小于本發(fā)明的范圍，所以滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。這起因于，無(wú)法得到由添加B帶來(lái)的淬火性提高效果，在滲碳時(shí)由TiC帶來(lái)的奧氏體晶粒的釘扎效果不充分，產(chǎn)生粗大晶粒。(實(shí)驗(yàn)例2)作為鑄造工序，將具有表I所示的鋼N0.B的化學(xué)組成的轉(zhuǎn)爐鑄鋼通過(guò)連續(xù)鑄造進(jìn)行鑄造，得到鑄坯。對(duì)該鑄坯實(shí)施均熱擴(kuò)散處理、開坯軋制，制成162mm見方的鋼材。使用該鋼材，作為熱控制軋制工序，在表3所示的精加工溫度下實(shí)施熱控制軋制，得到與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面為圓形、其切斷面的直徑達(dá)到35mm的棒狀的熱控制軋制鋼材。對(duì)于該熱控制軋制鋼材，作為驟冷工序，使用設(shè)置在軋制線后的水冷裝置，進(jìn)行表層部的驟冷直至達(dá)到表3所示的溫度。然后，作為回?zé)峁ば?，通過(guò)由未受驟冷效果影響的中心部的熱產(chǎn)生的回?zé)?，使上述表層部的溫度再次上升，得到滲碳用鋼。然后，作為球狀化熱處理工序(SA工序)，進(jìn)行球狀化熱處理。對(duì)于這樣制造的滲碳用鋼，評(píng)價(jià)各種特性。從棒狀的滲碳用鋼的距離圓周面為上述切斷面的直徑1/4深度的位置，采集硬度測(cè)定用的試驗(yàn)片。從距離圓周面為rX0.01的深度的位置，采集金·屬組織觀察用的試驗(yàn)片。此外，按照滲碳用鋼的長(zhǎng)度方向成為壓縮方向的方式，采集極限壓縮率測(cè)定用的試驗(yàn)片(6ι πιΦ X9mm、切口形狀:30度、深度為0.8mm、前端部的曲率半徑為0.15_)。表3中示出回?zé)峁ば蚝蠹扒驙罨療崽幚砉ば?SA工序)后的滲碳用鋼的硬度、金屬組織、及極限壓縮率的測(cè)定結(jié)果。硬度的測(cè)定方法和合格的判定基準(zhǔn)與實(shí)驗(yàn)例I相同。極限壓縮率的測(cè)定法和合格的判定基準(zhǔn)也與實(shí)驗(yàn)例I相同。金屬組織的觀察中，對(duì)回?zé)峁ば蚝蟮臐B碳用鋼實(shí)施硝酸化乙醇腐蝕，對(duì)球狀化熱處理工序后的滲碳用鋼實(shí)施苦醇腐蝕，用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。鐵素體與珠光體的合計(jì)分率、及滲碳體的個(gè)數(shù)和長(zhǎng)寬比通過(guò)圖像解析算出。另外，在金屬組織中，上述以外的剩余部分為馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體、及滲碳體等。此外，還評(píng)價(jià)了滲碳特性。滲碳方法、評(píng)價(jià)方法、及合格的判定基準(zhǔn)與實(shí)驗(yàn)例I相同。如表I及表3所示那樣，實(shí)施例29 36的化學(xué)成分、硬度指標(biāo)、淬火性指標(biāo)、及TiC析出量指標(biāo)全都達(dá)成目標(biāo)，其結(jié)果是，滿足作為滲碳用鋼及滲碳鋼部件所需的性能。
權(quán)利要求
1.一種滲碳用鋼，其特征在于，其化學(xué)成分以質(zhì)量％計(jì)含有:C:0.07% 0.13%、S1:0.0001% 0.50%、Mn:0.0001% 0.80%、S:0.0001% 0.100%、 Cr:超過(guò)1.30%且為5.00%以下、B:0.0005% 0.0100%、Al:0.0001% 1.0%、T1:0.010% 0.10%, 將N限制為0.0080%以下， 將P限制為0.050%以下， 將O限制為0.0030%以下， 剩余部分由Fe及不可`避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 上述化學(xué)成分中的各元素的以質(zhì)量％表示的含量同時(shí)滿足: 作為硬度指標(biāo)的下述式1、 作為淬火性指標(biāo)的下述式2、及 作為TiC析出量指標(biāo)的下述式3，0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.078XAK0.235 (式 I)7.5< (0.7XSi+l) X (5.lXMn+1) X (2.16XCr+l) <44 (式 2)0.004<T1-NX (48/14) <0.030 (式 3)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳用鋼，其特征在于，上述化學(xué)成分以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有:Nb:0.002% 0.100%、V:0.002% 0.20%、Mo:0.005% 0.50%、N1:0.005% 1.00%、`Cu:0.005% 0.50%、Ca:0.0002% 0.0030%、Mg:0.0002% 0.0030%、Te:0.0002% 0.0030%、Zr:0.0002% 0.0050%、 稀土金屬:0.0002% 0.0050%、 Sb:0.002% 0.050%中的至少I種， 上述硬度指標(biāo)被定義為下述式4來(lái)代替上述式I，上述淬火性指標(biāo)被定義為下述式5來(lái)代替上述式2， ` 0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.033XMo+0.067XNi+0.097XCu+0.078XAK0.235 (式 4)`7.5< (0.7XSi+l)X (5.lXMn+l)X (2.16XCr+l)X (3XMo+l)X (0.3633XNi+l)〈44 (式 5)。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的滲碳用鋼，其特征在于，該滲碳用鋼的金屬組織以面積％計(jì)包含合計(jì)為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的滲碳用鋼，其特征在于，上述金屬組織以面積％計(jì)包含合計(jì)為85%以上且100%以下的上述鐵素體和球狀化滲碳體。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的滲碳用鋼，其特征在于，該滲碳用鋼的形狀為與長(zhǎng)度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀， 將從圓周面至上述切斷面的中心為止的距離以單位mm計(jì)設(shè)為r時(shí)，從圓周面至rX0.01為止的區(qū)域即表層部的金屬組織中，將鐵素體和珠光體以面積％計(jì)限制為合計(jì)10%以下， 剩余部分包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體中的至少I種。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的滲碳用鋼，其特征在于， 在上述表層部的上述金屬組織中包含的滲碳體中，90%以上且100%以下為長(zhǎng)寬比為3以下的滲碳體。
7.權(quán)利要求1或2所述的滲碳用鋼的制造方 法，其特征在于，具有以下工序: 得到鑄還的鑄造工序； 將上述鑄坯進(jìn)行熱塑性加工而得到熱加工鋼材的熱加工工序； 在上述熱加工工序后，在上述熱加工鋼材的表面溫度達(dá)到800°C 500°C的溫度范圍以超過(guò)0°C /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行緩慢冷卻的緩慢冷卻工序。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的滲碳用鋼的制造方法，其特征在于，具有對(duì)上述緩慢冷卻工序后的上述熱加工鋼材進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。
9.權(quán)利要求1或2所述的滲碳用鋼的制造方法，其特征在于，具有以下工序: 得到鑄還的鑄造工序； 控制為表面溫度在最終精軋的出口側(cè)達(dá)到700°C 1000°C的條件來(lái)對(duì)上述鑄坯進(jìn)行熱軋而得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制工序； 在上述熱控制軋制工序后，按照上述熱控制軋制鋼材的表面溫度超過(guò)0°C且為500°C以下的方式進(jìn)行驟冷的驟冷工序； 使上述驟冷工序后的上述熱控制軋制鋼材至少回?zé)酙次以上的回?zé)峁ば颉?br> 10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的滲碳用鋼的制造方法，其特征在于，具有對(duì)上述回?zé)峁ば蚝蟮纳鲜鰺峥刂栖堉其摬倪M(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。
11.一種滲碳鋼部件，其特征在于，其是具備鋼部、和在上述鋼部的外表面生成的厚度超過(guò)0.4mm且低于2mm的滲碳層的滲碳鋼部件， 在上述滲碳層中， 距離表面的深度為5(^!11的位置處的維氏硬度為取650以上且HVlOOO以下，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的維氏硬度為HV550以上且HV900以下，并且，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織以面積％計(jì)包含90%以上且100%以下的馬氏體； 距離上述表面的深度為2mm的位置處的上述鋼部由權(quán)利要求1或2所述的上述化學(xué)成分構(gòu)成，并且，維氏硬度為HV250以上且HV500以下。
12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的滲碳鋼部件的制造方法，其特征在于，具有以下工序: 對(duì)上述滲碳用鋼實(shí)施冷塑性加工而賦予形狀的冷加工工序；對(duì)上述冷加工工序后的上述滲碳用鋼實(shí)施滲碳處理或滲碳氮化處理的滲碳工序； 在上述滲碳工序后，實(shí)施淬火處理、或淬火和回火處理的精加工熱處理工序。
13.根據(jù)權(quán)利要求12所述的滲碳鋼部件的制造方法，其特征在于， 在上述冷加工工序后且上述滲碳工序前，進(jìn)一步具有實(shí)施切削加工而賦予形狀的切削 工序。
全文摘要
本發(fā)明涉及滲碳用鋼及具備鋼部和在上述鋼部的外表面生成的厚度超過(guò)0.4mm且低于2mm的滲碳層的滲碳鋼部件，滲碳用鋼及滲碳鋼部件的鋼部的化學(xué)成分同時(shí)滿足硬度指標(biāo)的式子、淬火性指標(biāo)的式子和TiC析出量指標(biāo)的式子。
文檔編號(hào)C23C8/22GK103119188SQ201280002860
公開日2013年5月22日 申請(qǐng)日期2012年2月8日 優(yōu)先權(quán)日2011年2月10日
發(fā)明者久保田學(xué) 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社