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)的變形阻カ較小、極限加工率較大、而且在滲碳熱處理后具有與以往鋼同等的硬化層以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2011年2月10日提出的日本專利申請(qǐng)?zhí)卦?011-027279號(hào)并主張其優(yōu)先權(quán)，這里引用其內(nèi)容。
背景技術(shù)：
機(jī)械結(jié)構(gòu)用部件中使用的鋼一般組合添加有Mn、Cr、Mo以及Ni等。具有這樣的化學(xué)成分、且通過鋳造、鍛造、軋制等而制造的滲碳用鋼采用鍛造、切削等機(jī)械加工進(jìn)行成形，然后實(shí)施滲碳等熱處理，從而形成滲碳鋼部件，該滲碳鋼部件具有作為表層部硬化層的滲碳層、和作為沒有受到滲碳處理影響的母材的鋼部。在制造該滲碳鋼部件的成本中，與切削加工有關(guān)的成本非常大。切削加工不僅切削工具昂貴，而且因?yàn)榍行即罅可?，因而從成品率的角度考慮也是不利的。因此，嘗試將切削加工置換成鍛造。鍛造方法大致可分為熱鍛、中溫鍛造、冷鍛。中溫鍛造所具有的特征是氧化皮的發(fā)生較少，而且尺寸精度比熱鍛更為改善。另外，冷鍛所具有的特征是沒有氧化皮的發(fā)生，而且尺寸精度接近于切削。因此，就在采用熱鍛進(jìn)行粗略加工后采用冷鍛進(jìn)行精加工、進(jìn)行中溫鍛造后作為精加工進(jìn)行輕度的切削、或者只采用冷鍛進(jìn)行成形等情況進(jìn)行了研究。然而，在將切削加工置換成中溫鍛造或者冷鍛時(shí)，如果滲碳用鋼的變形阻力較大，則施加在模具上的面壓增加，模具壽命降低，因而相對(duì)于切削的成本優(yōu)勢(shì)減少?；蛘咴诔尚螢閺?fù)雜形狀的情況下，在進(jìn)行較大加工的部位發(fā)生產(chǎn)生裂紋等問題。因此，為謀求滲碳用鋼的軟質(zhì)化和極限加工率的提高而進(jìn)行了各種技術(shù)的研究。例如，在專利文獻(xiàn)I以及專利文獻(xiàn)2中，記載著一種滲碳用鋼的發(fā)明，其通過降低Si以及Mn含量而謀求滲碳用鋼的軟質(zhì)化，從而提高冷鍛性。這些滲碳用鋼在滲碳后的鋼部硬度和有效硬化層深度(維氏硬度為HV550以上的深度)方面是充分的，而且作為滲碳鋼部件具有滿意的性能。但是，在鍛造時(shí)的變形阻力大幅度降低這一點(diǎn)上是不充分的。與此相對(duì)照，在專利文獻(xiàn)3中，記載著一種滲碳用鋼的發(fā)明，其與以往的滲碳用鋼相比，通過大幅度降低C含量而將其設(shè)定為0.001%以上且低于0.07%，熱鍛、中溫鍛造以及冷鍛時(shí)的變形阻力大幅度降低，而且通過調(diào)整C以外的添加元素的含量，起因于C含量的降低而減少的滲碳后的有效硬化層得以改善。然而，該滲碳用鋼因C含量過低而使作為鋼的硬度降低，沒有受到滲碳影響的滲碳鋼部件在鋼部的硬度不足。因此，所存在的問題是通用性受到限制。在專利文獻(xiàn)4中，記載著ー種延展性優(yōu)良的滲碳用鋼的發(fā)明，其采用球狀化退火以改善形狀為棒線狀的滲碳用鋼表層部的金屬組織，從而能夠供給加工率較大的冷鍛。該滲碳用鋼可謀求極限加工率的改善，從而可以防止冷鍛時(shí)產(chǎn)生的裂紋。另外，關(guān)于滲碳后的鋼部硬度和有效硬化層深度，作為滲碳鋼部件具有滿意的性能。然而，該滲碳用鋼在鍛造時(shí)的變形阻力的降低這一點(diǎn)上沒有效果，對(duì)鍛造載荷的降低、模具壽命的改善等還有改善的余地。

由上可知，關(guān)于鍛造時(shí)變形阻力的大幅度降低、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，實(shí)際的情況是并沒有看到具有全部滿足的特性的技木?，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)明所要解決的課題本發(fā)明的ー實(shí)施方式鑒于上述的實(shí)際情況，其目的在于提供在滲碳用鋼的階段，冷鍛時(shí)的變形阻力比以往鋼更小、極限加工率較大、而且在滲碳熱處理后，具有與以往鋼同等的硬化層以及鋼部硬度的滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其制造方法。以下，只要沒有特別說明，所謂“鍛造”，僅指“冷鍛”。用于解決課題的手段本發(fā)明人為解決這樣的課題而進(jìn)行了詳細(xì)的研究，結(jié)果得到了以下的見解。為了降低滲碳用鋼的硬度而提高極限加工率，有必要盡可能地降低C含量。另ー方面，為了得到作為滲碳鋼部件而需要的最低限度的鋼部硬度，存在C含量的下限量，有必要將C含量控制在目標(biāo)范圍。在C含量比這樣的以往鋼少的成分體系中，要滿足為得到作為滲碳鋼部件所需要的鋼部硬度而確保淬透性、以及作為滲碳用鋼而謀求硬度的降低這兩者，需要有效利用因B的添加而得到的淬透性的提高效果，而且需要為同時(shí)滿足本發(fā)明人所導(dǎo)入的淬透性指標(biāo)和硬度指標(biāo)的化學(xué)成分。除此以外，為了穩(wěn)定地得到因B的添加而產(chǎn)生的淬透性的提高效果，進(jìn)而為了防止?jié)B碳時(shí)晶粒的粗大化，需要滿足本發(fā)明人所導(dǎo)入的AlN析出量指標(biāo)。本發(fā)明的要旨如下所述。(I)本發(fā)明的ー實(shí)施方式涉及ー種滲碳用鋼，其中，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 1.30% 且在 5.00% 以下、B:0.0005% 0.0100%、Al:0.070% 0.200%、N:0.0030% 0.0100%,而且將Ti限制在0.020%以下、將P限制在0.050%以下、將0限制在0.0030%以下，剰余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；所述化學(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、作為淬透性指標(biāo)的下述式2、以及作為AlN析出量指標(biāo)的下述式3。
0.10 < C + 0.194XSi + 0.065XMn + 0.012XCr + 0.078XA1 < 0.235(式 I)7.5 < (0.7XSi + I) X (5.1XMn + I) X (2.16XCr + I) < 44 (式 2)0.0003 < Al X (N —TiX (14/48)) < 0.0011 (式 3)(2)根據(jù)上述(I)所述的滲碳用鋼，其中，所述化學(xué)成分以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一歩含有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(Rare Earth Metal ):0.0002% 0.0050%、Sb:0.002% 0.050%之中的至少I種；所述硬度指標(biāo)也可以定義為下述式4以代替所述式I，所述淬透性指標(biāo)也可以定義為下述式5以代替所述式2。0.10 < C + 0.194XSi + 0.065XMn + 0.012XCr + 0.033XMo + 0.067XNi +0.097XCu + 0.078XAl < 0.235 (式 4)7.5 < (0.7XSi + I) X (5.1XMn + I) X (2.16XCr + I) X (3XMo + I) X(0.3633XNi + I) < 44 (式5)( 3 )根據(jù)上述(I)或(2 )所述的滲碳用鋼，其中，金屬組織以面積％計(jì)，也可以合計(jì)含有85% 100%的鐵素體和珠光體。(4)根據(jù)上述(3)所述的滲碳用鋼，其中，所述金屬組織以面積％計(jì)，也可以合計(jì)含有85% 100%的所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，其中，形狀為與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝娉蕡A形的棒狀或者線狀，如果將從周面至所述截?cái)嗝嬷行牡木嚯x以単位mm計(jì)設(shè)定為r，則從周面至rX0.01的區(qū)域的表層部的金屬組織以面積％計(jì)，將鐵素體和珠光體合計(jì)限制在10%以下，剰余部分也可以含有馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體之中的至少I種。(6)根據(jù)上述(5)所述的滲碳用鋼，其中，在所述表層部的所述金屬組織所含有的滲碳體中，也可以90% 100%是縱橫尺寸比為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，其中，也可以具有以下エ序:得到鑄坯的鑄造エ序；對(duì)所述鑄坯進(jìn)行熱塑性加工而得到熱加工鋼材的熱加工エ序；以及在所述熱加工エ序后，在所述熱加工鋼材的表面溫度為800°C 500°C的溫度范圍以超過0°C /秒且在1°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行緩冷的緩冷エ序。(8)上述(I) (4)以及(7)中任一項(xiàng)所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，也可以具有對(duì)所述緩冷エ序后的所述熱加工鋼材進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。(9)上述(1)、(2)以及(5)中任一項(xiàng)所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，也可以具有以下エ序:得到鑄坯的鑄造エ序；控制為表面溫度在最終精軋的出ロ側(cè)為700°C 1000°C的條件而對(duì)所述鑄坯進(jìn)行熱軋以得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制エ序；在所述熱控制軋制エ序后，以所述熱控制軋制鋼材的表面溫度為超過0°C且在500°C以下的方式進(jìn)行驟冷的驟冷エ序；以及對(duì)所述驟冷エ序后的所述熱控制軋制鋼材進(jìn)行至少I次以上的回流換熱的回流換熱エ序。(10)上述(I)、(2)、(5)、(6)以及(9)中任一項(xiàng)所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，也可以具有對(duì)所述回流換熱エ序后的所述熱控制軋制鋼材進(jìn)ー步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。(11)本發(fā)明的ー實(shí)施方式涉及ー種滲碳鋼部件，其具有鋼部、和在所述鋼部的外表面生成的厚度超過0.4mm且低于2mm的滲碳層，其中，在所述滲碳層中，在距表面深度50 um的位置的維氏硬度為HV650 HV1000，在距所述表面深度0.4mm的位置的維氏硬度為HV550 HV900，而且在距所述表面深度0.4mm的位置的金屬組織以面積％計(jì)，含有90% 100%的馬氏體；對(duì)于在距所述表面深度2mm的位置的所述鋼部，由上述(I)或(2)所述的所述化學(xué)成分構(gòu)成，而且維氏硬度為HV250 HV500。(12)上述(11)所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，也可以具有以下エ序:對(duì)所述滲碳用鋼實(shí)施冷塑性加工而賦予形狀的冷加工エ序；對(duì)所述冷加工エ序后的所述滲碳用鋼實(shí)施滲碳處理、或者滲碳氮化處理的滲碳エ序；以及在所述滲碳エ序后，實(shí)施淬火處理、或者淬火和回火處理的最終熱處理工序。( 13 )上述(11)或者(12 )所述的滲碳用鋼的制造方法，其中，在所述冷加工エ序之后所述滲碳エ序之前，也可以進(jìn)一歩具有實(shí)施切削加工而賦予形狀的切削エ序。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明的上述實(shí)施方式的滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其制造方法，可提供在滲碳用鋼的階段，冷鍛時(shí)的變形阻力比以往鋼更小、極限加工率較大、而且在滲碳熱處理后，具有與以往鋼同等的硬化層以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，能夠?qū)σ酝ㄟ^熱鍛一正火一切削一滲碳等エ序制造的齒輪等具有形狀的滲碳鋼部件采用冷鍛ー滲碳的エ序來制造。由此，能夠采用冷鍛制造切削成本得以降低、成品率得以提高、而且具有以往的切削不能制造的形狀的滲碳鋼部件。另外，即使對(duì)于以往采用冷鍛ー滲碳的エ序制造的滲碳鋼部件，也可以謀求鍛造加工性的大幅度改善。由此，能夠成形為模具壽命得以改善、而且具有更為復(fù)雜的形狀的滲碳鋼部件。
具體實(shí)施方式
下面就本發(fā)明優(yōu)選的實(shí)施方式進(jìn)行詳細(xì)的說明。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)以及極限加工率的改善、與滲碳熱處理后的滲碳鋼部件的優(yōu)良的特性(例如有效硬化層深度、鋼部硬度的提高)而進(jìn)行了詳細(xì)的研究，得到了以下(a) (g)的見解。(a) C含量越少，越可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，將滲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)設(shè)定為與C含量為0.20%左右的以往滲碳用鋼(例如JIS-SCR420)同等水平是不可能的。為了得到作為滲碳鋼部件所需要的最低限度的鋼部硬度，存在C含量的下限值。(b)為了以盡量少的C含量得到盡可能大的有效硬化層深度和鋼部硬度，有必要在滲碳鋼部件的鋼部提高金屬組織的馬氏體分?jǐn)?shù)。(C)為了在滲碳鋼部件的鋼部提高金屬組織的馬氏體分?jǐn)?shù)，有必要増加Mn、Cr、Mo、Ni等用于提高鋼的淬透性的合金元素的含量，以便滿足后述的淬透性指標(biāo)的式子。(d)另ー方面，如果增加上述合金元素的含量，則會(huì)產(chǎn)生因合金元素產(chǎn)生的鐵素體的固溶強(qiáng)化等效果而增加滲碳用鋼的硬度這ー副作用。因此，雖然以極微量的添加而提高淬透性，但也有必要利用幾乎不會(huì)提高鐵素體硬度的B的添加效果，而且控制C以及合金元素的含量，以滿足發(fā)明人導(dǎo)出的后述的硬度指標(biāo)的式子。(e)為了穩(wěn)定地獲得B的淬透性的提高效果，有必要通過在滲碳熱處理時(shí)使鋼中含有的大部分的N以AlN的形式固定下來，從而使B不以BN的形式析出，而且使B固溶于鋼中。為此，有必要添加Al，使其以化學(xué)計(jì)量比計(jì)相對(duì)于N含量而過剰。另外，為了防止?jié)B碳熱處理時(shí)奧氏體晶粒的異常晶粒生長(zhǎng)，有必要使AlN在金屬組織中盡可能大量且微細(xì)地分散析出。這樣ー來，為了確保固溶B量，而且使AlN大量且微細(xì)地分散析出，有必要控制Al、N以及Ti的含量，以便滿足發(fā)明人導(dǎo)出的后述的AlN析出量指標(biāo)的式子。(f)如前所述，B的添加對(duì)于提高滲碳鋼部件的鋼部的淬透性是非常有效的。但是，在進(jìn)行改性爐內(nèi)氣體方式的氣體滲碳的情況下，在滲碳鋼部件的表層部即滲碳層中，不能期待由B的添加產(chǎn)生的淬透性提高效果。這是因?yàn)樵跐B碳處理時(shí)，氮從氣氛中侵入滲碳鋼部件的表層部，從而固溶B以BN的形式析出，而且使有助于提高淬透性的固溶B量不足。因此，為了在滲碳鋼部件的表層部即滲碳層確保淬透性，必須滿足上述(c)所敘述的淬透性指標(biāo)的式子。(g)為了使?jié)B碳用鋼進(jìn)ー步軟質(zhì)化，在制造滲碳用鋼時(shí)的熱軋或者熱鍛后，優(yōu)選進(jìn)行后述條件的緩冷。由此，可以控制滲碳用鋼的金屬組織，從而使?jié)B碳用鋼更加軟質(zhì)化。另夕卜，也可以在制造滲碳用鋼時(shí)的熱軋后，進(jìn)行后述條件的驟冷，然后，進(jìn)行球狀化熱處理。由此，滲碳用鋼的表層部的金屬組織得以改善，延展性得以提高，可以得到極限加工率高的滲碳用鋼。下面，就本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件中的鋼部的基本成分、數(shù)值限定范圍及其限定理由進(jìn)行說明。這里記載的％為質(zhì)量％。C:0.07% 0.13%C (碳)是為確保具有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。在本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件的鋼部中，將C含量限制在比該量少的0.13%。其原因在于:當(dāng)C含量超過0.13%時(shí)，滲碳用鋼的金屬組織的滲碳體分?jǐn)?shù)和珠光體分?jǐn)?shù)増加，鍛造前的滲碳用鋼的硬度顯著增加，而且極限加工率也降低。然而，當(dāng)C含量低于0.07%吋，即使大量添加用于提高淬透性的后述合金元素而謀求硬度盡可能地増加，將滲碳鋼部件鋼部的硬度設(shè)定為以往的滲碳用鋼的水平也是不可能的。因此，需要將C含量控制在0.07% 0.13%的范圍。優(yōu)選的范圍是0.08% 0.12%。更優(yōu)選的范圍是0.08% 0.11%。

S1:0.0001% 0.50%Si (硅)是顯著増加滲碳鋼部件之類的低溫回火馬氏體鋼的抗回火軟化性能、從而使齒面疲勞強(qiáng)度得以提高的元素。為了得到該效果，Si含量必須為0.0001%以上。但是，如果Si含量超過0.50%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，需要將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)度的情況下可積極地添加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可積極地降低Si。前者時(shí)的優(yōu)選范圍是0.10% 0.50%，后者時(shí)的優(yōu)選范圍是0.0001% 0.20%OMn:0.0001% 0.80%Mn(錳)是提高鋼的淬透性的元素。為了借助于該效果而提高滲碳熱處理后的馬氏體分?jǐn)?shù)，Mn含量必須為0.0001%以上。但是，如果Mn含量超過0.80%,則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，需要將Mn含量控制在0.0001% 0.80%的范圍。優(yōu)選的范圍是0.25% 0.60%。S:0.0001% 0.100%S (硫)是與Mn結(jié)合而形成MnS、從而使切削性得以提高的元素。為了得到該效果，S含量必須為0.0001%以上。但是，如果S含量超過0.100%,則鍛造時(shí)MnS往往成為起點(diǎn)而產(chǎn)生開裂，從而使極限壓縮率降低。因此，需要將S含量控制在0.0001% 0.100%的范圍。優(yōu)選的范圍是0.003% 0.020%。
Cr:超過 1.30% 且在 5.00% 以下Cr(鉻)是提高鋼的淬透性的元素。為了借助于該效果而提高滲碳熱處理后的馬氏體分?jǐn)?shù)，Cr含量必須超過1.30%o但是,如果Cr含量超過5.00%,則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，需要將Cr含量控制在超過1.30%且在5.00%以下的范圍。另外，Cr與具有同樣效果的Mn、Mo、Ni等其它元素相比，使?jié)B碳用鋼的硬度上升的程度較少，而且使淬透性得以提高的效果比較大。因此，在本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件的鋼部中，比以往的滲碳用鋼添加有大量的Cr。優(yōu)選的范圍是1.35%
2.50%。更優(yōu)選的范圍是超過1.50%且在2.20%以下。B:0.0005% 0.0100%B (硼)是在固溶于奧氏體中的情況下，即使微量也使鋼的淬透性大大提高的元素。借助于該效果可提高滲碳熱處理后的馬氏體分?jǐn)?shù)。另外，為了得到上述效果，B不需要大量添加，因而幾乎不會(huì)使鐵素體的硬度上升。也就是說，由于具有幾乎不會(huì)使鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升的特征，因而在本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件中的鋼部可積極地利用B。當(dāng)B含量低于0.0005%時(shí)，不能得到上述的淬透性提高效果。另ー方面，如果B含量超過0.0100%,則上述效果達(dá)到飽和。因此，需要將B含量控制在0.0005% 0.0100%的范圍。優(yōu)選的范圍是0.0010% 0.0025%。此外，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，從而固溶B量減少。其結(jié)果是，有時(shí)不能得到提高淬透性的效果。因此，在添加B的情況下，需要同時(shí)適量地添加用于固定N的Al。Al:0.070% 0.200%Al (鋁)是具有使鋼中的N以AlN的形式固定的效果的元素。通過添加Al，可以防止BN的形成，從而可以確保有助于淬`透性的固溶B。另外，所形成的AlN具有防止?jié)B碳時(shí)的晶粒粗大化的釘扎效應(yīng)。當(dāng)Al含量低于0.070%吋，不能得到由B的添加產(chǎn)生的淬透性提高效果。另ー方面，如果Al含量超過0.200%，則AlN的析出量過于增多，從而使?jié)B碳用鋼或滲碳鋼部件的塑性加工性降低。另外，如果Al含量超過0.200%，則AlN析出物不會(huì)微細(xì)分散，而每個(gè)的尺寸増大。因此，不能得到滲碳中防止晶粒粗大化的效果。因此，需要將Al含量控制在0.070% 0.200%的范圍。優(yōu)選的范圍是0.075% 0.15%。N:0.0030% 0.0100%N (氮)是從大氣中吸收、在鋼中不可避免地含有的元素。當(dāng)N含量低于0.0030%吋，AlN的析出量減少，從而不能得到滲碳時(shí)防止晶粒粗大化的效果。另ー方面，如果N含量超過0.0100%,則即使添加Al，也不能使鋼中的N以AlN的形式固定下來，從而不能確保有助于淬透性的固溶B。另外，還形成粗大的TiN，在塑性加工時(shí)成為破壞的起點(diǎn)。因此，需要將N含量控制在0.0030% 0.0100%的范圍。優(yōu)選的范圍是0.0040% 0.0090。除上述的基本成分以外，本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件中的鋼部還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エ序中不可避免地混入的T1、P、O、Pb、Sn、Cd、Co、Zn等元素。其中，為了充分發(fā)揮本發(fā)明的ー實(shí)施方式的效果，T1、P、以及0有必要做如下的限制。這里記載的％為質(zhì)量％。另外，雜質(zhì)含量的限制范圍包含0%，但在エ業(yè)上穩(wěn)定地成為0%是困難的。T1:0.020% 以下Ti(鈦)是具有使鋼中的N以TiN的形式固定的效果的元素。在含有Ti的情況下，鋼中的N大致全部以TiN的形式固定下來。但是，Ti由于為高價(jià)的元素，因而在添加Ti的情況下，制造成本升高。但是，正如采用電爐制造的鋼那樣，在難以控制鋼中的N含量的情況下，通過特意添加適量的Ti，可為控制固溶N量而加以利用。如果在此情況下也過剩地添加Ti，則制造成本升高。因此，從上述的角度考慮，需要將Ti含量限制在0.020%以下。優(yōu)選的范圍是0.015%以下。P:0.050% 以下P (磷)是不可避免地含有的雜質(zhì)，是在奧氏體晶界偏析而使原奧氏體晶界脆化、從而可能導(dǎo)致晶界開裂的元素。當(dāng)P含量超過0.050%吋，該影響變得顯著。因此，有必要將P含量限制在0.050%以下。優(yōu)選為0.020%以下。由于P含量越少越優(yōu)選，因而上述限制范圍包含0%。但是，使P含量為0%在技術(shù)上是不容易的，而且穩(wěn)定地設(shè)定為低于0.003%也使煉鋼成本升高。因此，P含量的限制范圍優(yōu)選為0.003% 0.050%。將P含量的限制范圍進(jìn)ー步優(yōu)選設(shè)定為0.003% 0.015%。此外，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)，為形成氧化物系夾雜物的元素。當(dāng)0含量超過0.0030%時(shí)，成為疲勞破壞起點(diǎn)的較大的夾雜物增加，從而可能招致疲勞特性的降低。因此，有必要將0含量限制在0.0030%以下。優(yōu)選為0.0015%以下。由于0含量越少越優(yōu)選，因而上述限制范圍包含0%。但是，使0含量為0%在技術(shù)上是不容易的，而且穩(wěn)定地設(shè)定為低于0.0007%也使煉鋼成本升高。因此，0含量的限制范圍優(yōu)選為0.0007% 0.0030%。將0含量的限制范圍進(jìn)一步優(yōu)選 設(shè)定為0.0007% 0.0015%。此外，在通常的操作條件下，不可避免地含有0.0020%左右的O。除上述的基本成分以及雜質(zhì)元素以外，本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件中的鋼部也可以進(jìn)ー步含有Nb、V、Mo、N1、Cu、Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb之中的至少I種作為任選成分。下面就任選成分的數(shù)值限定范圍及其限定理由進(jìn)行說明。這里記載的％為質(zhì)量％。在上述的任選成分中，Nb和V具有防止組織粗大化的效果。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)通過釘扎在奧氏體晶界而抑制晶粒生長(zhǎng)，而且防止組織的粗大化。當(dāng)Nb含量低于0.002%吋，不能得到上述的效果。如果Nb含量超過0.100%，則上述效果達(dá)到飽和。因此，優(yōu)選將Nb含量設(shè)定為0.002% 0.100%。進(jìn)ー步優(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)通過釘扎在奧氏體晶界而抑制晶粒生長(zhǎng)，而且防止組織的粗大化。當(dāng)V含量低于0.002%時(shí)，不能得到上述的效果。如果V含量超過0.20%，則上述效果達(dá)到飽和。因此，優(yōu)選將V含量設(shè)定為0.002% 0.20%O進(jìn)ー步優(yōu)選為0.05% 0.10%O在上述的任選成分中，Mo、N1、Cu具有在滲碳熱處理時(shí)提高馬氏體分?jǐn)?shù)的效果。Mo:0.005% 0.50%Mo(鑰)是提高鋼的淬透性的元素。為了借助于該效果而提高滲碳熱處理后的馬氏體分?jǐn)?shù)，Mo含量?jī)?yōu)選為0.005%以上。另外，Mo是在氣體滲碳的氣氛中，不會(huì)形成氧化物且難以形成氮化物的元素。通過添加Mo，難以形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者起因于此的滲碳異常層。然而，Mo的添加成本是昂貴的，除此以外，如果Mo含量超過0.50%,則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，優(yōu)選將Mo含量設(shè)定為0.005% 0.50%o進(jìn)ー步優(yōu)選為0.05% 0.20%。N1:0.005% 1.00%Ni(鎳)是提高鋼的淬透性的元素。為了借助于該效果而提高滲碳熱處理后的馬氏體分?jǐn)?shù)，Ni含量?jī)?yōu)選為0.005%以上。另外，Ni是在氣體滲碳的氣氛氣體氣氛中，不會(huì)形成氧化物和氮化物的元素。通過添加Ni，難以形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者起因于此的滲碳異常層。然而，Ni的添加成本是昂貴的，除此以外，如果Ni含量超過1.00%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，優(yōu)選將Ni含量設(shè)定為0.005% 1.00%o進(jìn)ー步優(yōu)選為0.05% 0.50%oCu:0.005% 0.50%Cu (銅)是提高鋼的淬透性的元素。為了借助于該效果而提高滲碳熱處理后的馬氏體分?jǐn)?shù)，Cu含量?jī)?yōu)選為0.005%以上。另外，Cu是在氣體滲碳的氣氛氣體氣氛中，不會(huì)形成氧化物和氮化物的元素。通過添加Cu，難以形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者起因于此的滲碳異常層。然而，如果Cu含量超過0.50%,則在1000°C以上的高溫區(qū)域的延展性下降，從而可能導(dǎo)致連續(xù)鑄造、軋制時(shí)的成品率降低。另外，如果Cu含有量超過0.50%,則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，優(yōu)選將Cu含量設(shè)定為0.005% 0.50%。進(jìn)ー步優(yōu)選為0.05% 0.30%。此外，在添加Cu的情況下，為了改善上述高溫區(qū)域的延展性，優(yōu)選將Ni含量以質(zhì)量％計(jì)，設(shè)定為Cu含量的1/2以上。在上述的任選成分中，Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb具有改善切削性的效果。Ca:0.0002% 0.0030%Ca (鈣)是具有形態(tài)控制的效果的元素，其使起因于為改善切削性所添加的S而生成的MnS的形狀不會(huì)伸長(zhǎng)并成為球狀。通過Ca的添加，MnS形狀的各向異性得以改善，而且不會(huì)損害機(jī)械性質(zhì)。另外，Ca是在切削時(shí)的切削工具表面形成保護(hù)覆蓋膜、從而提高切削性的元素。為了得到這些效果，Ca含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。如果Ca含量超過0.0030%,則形成粗大的氧化物或硫化物，從而有時(shí)對(duì)滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度產(chǎn)生不良影響。因此，優(yōu)選將Ca含量設(shè)定為0.0002% 0.0030%。進(jìn)ー步優(yōu)選為0.0008% 0.0020%。Mg:0.0002% 0.0030%Mg (鎂)是控制上述的MnS的形態(tài)、在切削時(shí)于切削工具表面形成保護(hù)覆蓋膜而使切削性得以提高的元素。為了得到這些效果，Mg含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。如果Mg含量超過0.0030%，則形成粗大的氧化物，從而有時(shí)對(duì)滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度產(chǎn)生不良影響。因此，優(yōu)選將Mg含量設(shè)定為0.0002% 0.0030%。進(jìn)ー步優(yōu)選為0.0008% 0.0020%。Te:0.0002% 0.0030%Te (碲)是控制上述的MnS形態(tài)的元素。為了得到該效果，Te含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。如果Te含量超過0.0030%，則鋼的熱脆化變得顯著。因此，優(yōu)選將Te含量設(shè)定為0.0002% 0.0030%。進(jìn)ー步優(yōu)選為 0.0008% 0.0020%。

Zr:0.0002% 0.0050%Zr (鋯)是控制MnS形態(tài)的元素。為了得到該效果，Zr含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。如果Zr含量超過0.0050%，則形成粗大的氧化物，從而有時(shí)對(duì)滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度產(chǎn)生不良影響。因此,優(yōu)選將Zr含量設(shè)定為0.0002% 0.0050%。進(jìn)ー步優(yōu)選為0.0008% 0.0030%。REM:0.0002% 0.0050%REM(稀土金屬)是控制MnS形態(tài)的元素。為了得到該效果，REM含量?jī)?yōu)選為0.0002%以上。如果REM含量超過0.0050%,則形成粗大的氧化物，從而有時(shí)對(duì)滲碳鋼部件的疲勞強(qiáng)度產(chǎn)生不良影響。因此，優(yōu)選將REM含量設(shè)定為0.0002% 0.0050%。進(jìn)ー步優(yōu)選為0.0008% 0.0030%。此外，所謂REM，是指從原子序數(shù)57的鑭到71的镥這15個(gè)元素、加上原子序數(shù)21的鈧以及原子序數(shù)39的釔總計(jì)17個(gè)元素的總稱。通常以這些元素的混合物即混合稀土的形式進(jìn)行供給，從而添加于鋼中。Sb:0.002% 0.050%
Sb (銻)是防止?jié)B碳用鋼的制造エ序(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。如果Sb含量超過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)ー步優(yōu)選為0.005% 0.030%。下面，就本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件中的鋼部需要同時(shí)滿足的硬度指標(biāo)、淬透性指標(biāo)、以及AlN析出量指標(biāo)進(jìn)行說明。硬度指標(biāo)上述化學(xué)成分中各元素的以質(zhì)量％表示的含量需要滿足作為硬度指標(biāo)的下述式A。此外，在含有作為任選成分的Mo、N1、Cu的情況下，硬度指標(biāo)再定義為下述式B以代替該式A。0.10 < C + 0.194XSi + 0.065XMn + 0.012XCr + 0.078XA1 < 0.235 (式 A)0.10 < C + 0.194XSi + 0.065XMn + 0.012XCr + 0.033XMo + 0.067XNi +0.097 X Cu + 0.078 XAl < 0.235 (式 B)在C含量少的情況下，鍛造前的滲碳用鋼的組織與上述以往的滲碳用鋼(C含量為0.2%左右)相比，鐵素體分?jǐn)?shù)大幅度地增加。在此情況下，滲碳用鋼的硬度不僅受到C含量(珠光體分?jǐn)?shù))的很大影響，而且受到鐵素體硬度的很大影響。于是，發(fā)明人以一般文獻(xiàn)(例如，F(xiàn).B.Pickering著的《鉄鋼材料の設(shè)計(jì)と理論》(丸善、昭和56年發(fā)行)、以及WilliamC.Leslie著的《レスリ一鉄鋼材料學(xué)》(丸善、昭和60年發(fā)行)等)中記載的數(shù)據(jù)為基礎(chǔ)，就各合金元素對(duì)鐵素體的固溶強(qiáng)化量所作出的貢獻(xiàn)進(jìn)行了估計(jì)。然后，也考慮到C含量的影響，從而導(dǎo)出了上述的式A以及式B所示的獨(dú)自的指標(biāo)式。以這些滲碳用鋼的硬度指標(biāo)式為基礎(chǔ)，對(duì)具有各種化學(xué)成分的滲碳用鋼的硬度進(jìn)行評(píng)價(jià)，從而得到了與以往技術(shù)相比可以更切實(shí)地謀求滲碳用鋼的軟質(zhì)化的閾值。也就是說，當(dāng)硬度指標(biāo)在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，而且極限加工率降低。其結(jié)果是，相對(duì)于以往材料的優(yōu)勢(shì)減小。另外，當(dāng)硬度指標(biāo)在0.10以下吋，則作為滲碳鋼部件的硬度不足。因此，硬度指標(biāo)有必要為超過0.10且低于0.235。該硬度指標(biāo)在滿足后述的淬透性指標(biāo)的范圍內(nèi)優(yōu)選盡可能地減小。優(yōu)選為超過0.10且低于0.230。更優(yōu)選為超過0.10且在0.220以下。最優(yōu)選為超過0.10且在0.210以下。
淬透性指標(biāo)上述化學(xué)成分中各元素的以質(zhì)量％表示的含量需要滿足作為淬透性的下述式C。此外，在含有作為任選成分的Mo、Ni的情況下，淬透性指標(biāo)再定義為下述式D以代替該式C。7.5 < (0.7XSi + I) X (5.1XMn + I) X (2.16XCr + I) < 44 (式 C)7.5 < (0.7XSi + I) X (5.1XMn + I) X (2.16XCr + I) X (3XMo + I) X(0.3633XNi + I) < 44 (式 D)如前所述，B的添加對(duì)于提高滲碳鋼部件的鋼部的淬透性是非常有效的。但是，在進(jìn)行改性爐內(nèi)氣體方式的氣體滲碳的情況下，在滲碳鋼部件的表層部即滲碳層中，不能期待由B的添加產(chǎn)生的淬透性提高效果。這是因?yàn)樵跐B碳處理時(shí)，氮從氣氛中侵入滲碳鋼部件的表層部，從而固溶B以BN的形式析出，而且使有助于提高淬透性的固溶B量不足。因此，為了在滲碳鋼部件的表層部即滲碳層確保淬透性，需要有效利用B以外的提高鋼的淬透性的元素。關(guān)于淬透性和合金元素之間的關(guān)系，人們提出了各種各樣的指標(biāo)。本發(fā)明的ー實(shí)施方式采用上述專利文獻(xiàn)3中記載的指標(biāo)式。其原因在于:在本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件中的鋼部與專利文獻(xiàn)3中記載的鋼中，雖然C含量不同，但在專利文獻(xiàn)3中記載的鋼是滲碳用鋼，而且C含量比通常的滲碳用鋼少這些方面是相同的。以作為淬透性指標(biāo)的上述式C以及式D為基礎(chǔ)，對(duì)具有各種化學(xué)成分的滲碳用鋼進(jìn)行滲碳淬火，與上述以往的滲碳用鋼(C含量為0.2%左右)相比較，在同一的滲碳熱處理?xiàng)l件下，得到了可以得到同等以上的滲碳層的硬度以及有效硬化層深度(維氏硬度為HV550以上的深度)的閾值。也就是說，當(dāng)淬透性指標(biāo)在7.5以下吋，不能得到與上述以往鋼(C含量為0.2%左右)同等的特性。另外，當(dāng)淬透性指標(biāo)在44以上時(shí)，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，淬透性指標(biāo)需要超過7.5且低于44。該淬透性指標(biāo)在滿足上述硬度指標(biāo)的范圍內(nèi)優(yōu)選盡可能地大。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。AlN析出量指標(biāo)
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A1、N以及Ti的以質(zhì)量％表示的含量需要滿足作為AlN析出量指標(biāo)的下述式E。0.0003 < AlX (N-TiX (14/48)) < 0.0011 (式 E)鋼中含有的N首先與Ti結(jié)合而形成TiN。也就是說，上述式E中的“(N — TiX(14/48))”表示N在鋼中處于TiN以外的形態(tài)的狀態(tài)，也就是說，表示有可能成為AlN的可能性的N量。上述式E中的“14”表示N的原子量，“48”表示Ti的原子量。當(dāng)AlN析出量指標(biāo)在0.0003以下時(shí)，由于AlN的析出量不足，因而不能防止?jié)B碳時(shí)晶粒的粗大化。另ー方面，當(dāng)AlN析出量指標(biāo)在0.0011以上時(shí)，則AlN的析出量過于增多，從而使?jié)B碳用鋼或滲碳鋼部件的塑性加工性降低。另外，AlN析出物沒有微細(xì)分散而使每個(gè)尺寸増大，從而不能得到防止?jié)B碳中的晶粒粗大化的效果。因此，AlN析出量指標(biāo)需要超過0.0003且低于0.0011。優(yōu)選為0.0005以上且低于0.0010。通過同時(shí)滿足上述的硬度指標(biāo)、淬透性指標(biāo)、AlN析出量指標(biāo)，便能夠得到在滲碳用鋼的階段，冷鍛時(shí)的變形阻力比以往鋼更小、極限加工率較大、而且在滲碳熱處理后，具有與以往鋼同等的硬化層以及鋼部硬度的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件。接著，就本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件的金屬組織進(jìn)行說明。首先，就本實(shí)施方式的滲碳用鋼的金屬組織進(jìn)行說明。
在由上述的化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼中，其金屬組織以面積％計(jì)，優(yōu)選合計(jì)含有85% 100%的鐵素體和珠光體。如果合計(jì)含有85% 100%的鐵素體和珠光體，則滲碳用鋼的硬度進(jìn)ー步降低，變形阻力進(jìn)ー步下降，而且極限加工率進(jìn)ー步提高。進(jìn)ー步優(yōu)選將鐵素體和珠光體的合計(jì)設(shè)定為95% 100%。鐵素體以及珠光體的剰余部分包含比鐵素體以及珠光體硬的組織如貝氏體、馬氏體以及滲碳體等。為了得到由鐵素體以及珠光體產(chǎn)生的上述效果，優(yōu)選使作為剩余部分的貝氏體、馬氏體以及滲碳體等的分?jǐn)?shù)以面積％計(jì)，為0%以上且低于15%。為了形成這樣的金屬組織，在滲碳用鋼的制造時(shí)，優(yōu)選實(shí)施在熱加工エ序后的熱加工鋼材的表面溫度為800°C 500°C的溫度范圍以超過(TC /秒且在1°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行緩冷的緩冷エ序。此外，關(guān)于制造方法，其詳細(xì)情況容后敘述。由上述的化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼以面積％計(jì)，也可以合計(jì)含有85% 100%的鐵素體和球狀化滲碳體以代替上述的金屬組織。這里，所謂球狀化滲碳體，是在金屬組織觀察面中，相對(duì)于將滲碳體的最大長(zhǎng)度作為直徑的圓，將其滲碳體面積率為54%以上時(shí)看作是球狀化滲碳體。如果合計(jì)含有85% 100%的鐵素體和球狀化滲碳體，則滲碳用鋼的硬度進(jìn)ー步降低，變形阻力進(jìn)ー步下降，而且極限加工率進(jìn)ー步提高。進(jìn)ー步優(yōu)選將鐵素體和球狀化滲碳體的合計(jì)設(shè)定為90% 100%。鐵素體以及球狀化滲碳體的剰余部分包含珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體等。為了得到鐵素體以及球狀化滲碳體的上述效果，優(yōu)選使作為剩余部分的珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體等的分?jǐn)?shù)以面 積％計(jì)，為0%以上且低于15%。為了形成這樣的金屬組織，優(yōu)選對(duì)上述緩冷エ序后的熱加工鋼材進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理。此外，關(guān)于制造方法，其詳細(xì)情況容后敘述。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以代替上述的金屬組織。當(dāng)滲碳用鋼的形狀為與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝娉蕡A形的棒狀或者線狀時(shí)，如果將從周面至所述截?cái)嗝嬷行牡木嚯x以単位mm計(jì)設(shè)定為r，則從周面至rX0.01的區(qū)域的表層部的金屬組織以面積％計(jì)，將鐵素體和珠光體合計(jì)限制在10%以下，剰余部分也可以含有馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體之中的至少I種。如果將上述表層部的金屬組織的鐵素體和珠光體合計(jì)限制在10%以下，則球狀化熱處理后的滲碳體分散變得均勻，冷鍛時(shí)的極限加工率得以提高。進(jìn)ー步優(yōu)選將上述表層部的鐵素體和珠光體的合計(jì)設(shè)定為5%以下。此外，鐵素體和珠光體的剰余部分包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體等。另外，在具有該金屬組織的表層部的深度低于從周面至rX0.01的深度的情況下，由于使冷鍛時(shí)的極限加工率得以提高的表層部的深度不足，因而冷鍛時(shí)容易產(chǎn)生裂紋。因此，優(yōu)選至少從周面至rX0.01的區(qū)域具有上述金屬組織。更優(yōu)選設(shè)定為從周面至截?cái)嗝娴陌霃絏0.05的區(qū)域。最優(yōu)選設(shè)定為從周面至截?cái)嗝娴陌霃絏0.15的區(qū)域。此外，即使直至截?cái)嗝娴闹行拇嬖谏鲜鼋饘俳M織，也沒有不良影響。為了形成這樣的金屬組織，在滲碳用鋼的制造吋，優(yōu)選實(shí)施以下エ序:控制為表面溫度在最終精軋的出口側(cè)為700°C 1000°C的條件而進(jìn)行熱軋以得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制エ序；在該熱控制軋制エ序后，以熱軋制鋼材的表面溫度為超過0°C且在500°C以下的方式進(jìn)行驟冷的驟冷エ序；以及對(duì)該驟冷エ序后的熱控制軋制鋼材進(jìn)行至少I次以上的回流換熱的回流換熱エ序。此外，關(guān)于制造方法，其詳細(xì)情況容后敘述。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其金屬組織所含有的滲碳體中，90% 100%是縱橫尺寸比為3以下的滲碳體的金屬組織以代替上述的金屬組織。這里，所謂縱橫尺寸比，是指長(zhǎng)徑除以短徑所得到的值?；蛘?，也可以設(shè)定為由JISG3507-2規(guī)定的N0.2以內(nèi)的球狀化程度。如果在上述表層部的金屬組織所含有的滲碳體中，90% 100%是縱橫尺寸比為3以下的滲碳體，則冷鍛時(shí)的極限加工率得到進(jìn)ー步的提高。進(jìn)ー步優(yōu)選的是:將縱橫尺寸比為3以下的滲碳體的比例設(shè)定為95% 100%。為了形成這樣的金屬組織，優(yōu)選對(duì)上述回流換熱エ序后的熱控制軋制鋼材進(jìn)一歩實(shí)施球狀化熱處理。此外，關(guān)于制造方法，其詳細(xì)情況容后敘述。接著，就本實(shí)施方式的滲碳鋼部件的金屬組織進(jìn)行說明。本實(shí)施方式的滲碳鋼部件具備:鋼部、和具有在該鋼部的外表面生成的厚度超過0.4mm且低于2mm的有效硬化層深度(為HV550以上的深度)的滲碳層。這里，所謂滲碳層，意味著維氏硬度為HV550以上的有效硬化層深度。在該滲碳層中，距表面深度50 y m的位置的金屬組織以面積％計(jì)，含有90% 100%的馬氏體，而且維氏硬度優(yōu)選為HV650 HV1000。除此以外，在該滲碳層中，距表面深度0.4mm的位置的金屬組織以面積％計(jì)，含有90% 100%的馬氏體，而且維氏硬度優(yōu)選為HV550 HV900。在距表面深度50 ii m的位置的滲碳層的金屬組織含有90% 100%的馬氏體、且維氏硬度為HV650 HV1000的情況下，由干與上述以往的滲碳鋼部件相比較，具有同等以上的耐磨性、面疲勞強(qiáng)度、彎曲疲勞強(qiáng)度(主要是高周疲勞)、以及扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度，因而是優(yōu)選的。更優(yōu)選的是:金屬組 織含有95% 100%的馬氏體，且維氏硬度為HV700 HV1000。在距表面深度0.4mm的位置的滲碳層的金屬組織含有90% 100%的馬氏體、且維氏硬度為HV550 HV900的情況下，由干與上述以往的滲碳鋼部件相比較，具有同等以上的面疲勞強(qiáng)度、彎曲疲勞強(qiáng)度(主要是低周疲勞)、以及扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度，因而是優(yōu)選的。更優(yōu)選的是:金屬組織含有92% 100%的馬氏體，且維氏硬度為HV560 HV900。另外，在上述鋼部中，距表面深度2mm的位置的維氏硬度優(yōu)選為HV250 HV500。除此以外，在上述鋼部中，該位置的化學(xué)成分需要由上述的化學(xué)成分構(gòu)成。在距表面深度2mm的位置的鋼部的維氏硬度為HV250 HV500的情況下，與上述以往的滲碳鋼部件相比較，盡管為低碳含量，但由于具有同等以上的鋼部的硬度，因而是優(yōu)選的。維氏硬度更優(yōu)選為HV270 HV450。如果距表面深度2mm的位置的鋼部的金屬組織含有馬氏體以及貝氏體之中的至少I種，則可以進(jìn)一歩得到上述效果，因而是優(yōu)選的。為了得到這樣的滲碳鋼部件的金屬組織以及維氏硬度，可以使用由上述化學(xué)成分構(gòu)成的滲碳用鋼，采用后述的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件的制造方法來制造滲碳鋼部件。上述的金屬組織的觀察可以通過實(shí)施硝酸こ醇腐蝕、或者苦味醇液腐蝕，采用光學(xué)顯微鏡來進(jìn)行觀察。此時(shí)，優(yōu)選對(duì)實(shí)施過球狀化熱處理的試料進(jìn)行苦味醇液腐蝕。鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體等的分?jǐn)?shù)可以通過圖像解析來求出。另外，球狀化滲碳體、滲碳體的個(gè)數(shù)以及縱橫尺寸比也可以通過圖像解析來求出。觀察面并沒有特別的限定，但可以將與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝嬖O(shè)定為觀察面。
此外，金屬組織的面積分?jǐn)?shù)的計(jì)算將考慮鐵素體、珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體以及滲碳體。上述的面積分?jǐn)?shù)的計(jì)算不包括BN、TiC、TiN、AlN等氮化物和碳化物、其它的微細(xì)析出物、殘余奧氏體等。上述維氏硬度的測(cè)定優(yōu)選對(duì)ー個(gè)試料，進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定而算出其平均值。測(cè)定面并沒有特別的限定，但可以將與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝嬖O(shè)定為測(cè)定面。接著，就本實(shí)施方式的滲碳用鋼以及滲碳鋼部件的制造方法進(jìn)行說明。首先，就本實(shí)施方式的滲碳用鋼的制造方法進(jìn)行說明。作為鑄造エ序，對(duì)由上述的基本成分、任選成分以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼水進(jìn)行鑄造，從而制作出鑄坯。鋳造方法并沒有特別的限定，但可以使用真空鋳造法和連續(xù)鑄造法等。另外，也可以根據(jù)需要，對(duì)鑄造エ序后的鑄坯實(shí)施均熱擴(kuò)散處理、開坯軋制等。使用該鑄坯，選擇下述中的任一種制造方法，由此可以制造具有上述金屬組織的滲碳用鋼。為了形成上述以面積％計(jì)，具有合計(jì)含有85% 100%的鐵素體和珠光體的金屬組織的滲碳用鋼，優(yōu)選采用以下的制造方法。作為熱加工エ序，對(duì)鑄造エ序后的鑄坯實(shí)施熱軋、熱鍛等，便得到熱加工鋼材。該熱加工エ序中的加工溫度、加工率、變形速度等的塑性加工條件并沒有特別的限定，可以選擇適當(dāng)且優(yōu)選的條件。作為緩冷エ序，在該熱加工エ序之后不久，對(duì)尚未冷卻的上述熱加工鋼材實(shí)施在該熱加工鋼材的表面溫度為 800°C 500°C的溫度范圍以超過(TC /秒且在1°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行緩冷，從而得到滲碳用鋼。如果在從奧氏體向鐵素體以及珠光體相變的溫度即800°C 500°C下的冷卻速度超過l°c/秒，則貝氏體以及馬氏體的組織分?jǐn)?shù)増大。其結(jié)果是，滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，而且極限加工率降低。因此，優(yōu)選將上述溫度范圍的冷卻速度限制為超過o°c /秒且在1°C/秒以下。進(jìn)ー步優(yōu)選設(shè)定為超過0°C/秒且在0.7°C/秒以下。此外，作為緩冷エ序，為了減小熱加工エ序后的熱加工鋼材的冷卻速度，也可以在軋制線或熱鍛線后，設(shè)置保溫罩、帶熱源的保溫罩或者保持爐等。為了形成上述以面積％計(jì),具有合計(jì)含有85% 100%的鐵素體和球狀化滲碳體的金屬組織的滲碳用鋼，優(yōu)選采用以下的制造方法。作為球狀化熱處理工序，對(duì)實(shí)施過上述緩冷的熱加工鋼材進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理，從而得到滲碳用鋼。作為該球狀化熱處理，例如可以進(jìn)行以下的熱處理。將實(shí)施過上述緩冷的熱加工鋼材加熱至Acl點(diǎn)(加熱時(shí)，奧氏體開始生成的溫度)正下方、或者正上方的溫度后慢慢冷卻。將實(shí)施過上述緩冷的熱加工鋼材加熱至Acl點(diǎn)正上方的溫度，然后冷卻至Arl點(diǎn)(冷卻時(shí)，奧氏體向鐵素體、或者鐵素體和滲碳體的相變結(jié)束的溫度)正下方的溫度，對(duì)這樣的處理反復(fù)進(jìn)行幾次?；蛘?，對(duì)實(shí)施過上述緩冷的熱加工鋼材進(jìn)行ー下淬火，然后，在600°C 700°C的溫度范圍進(jìn)行3小時(shí) 100小時(shí)的回火。此外,球狀化熱處理的方法只要適用上述以往公知的退火或者球狀化熱處理方法即可，并沒有特別的限定。實(shí)施過上述球狀化熱處理工序的滲碳用鋼與沒有實(shí)施球狀化熱處理工序的滲碳用鋼相比，硬度可能更為降低。其原因在于:球狀化熱處理工序前的金屬組織中含有的珠光體組織中的薄片狀滲碳體通過球狀化熱處理工序而分?jǐn)?、球狀化和生長(zhǎng)，然后，珠光體組織的部位的硬度降低。另外，其原因還在于:球狀化熱處理工序前的金屬組織中含有的貝氏體、馬氏體等硬組織通過球狀化熱處理工序而產(chǎn)生位錯(cuò)的回復(fù)以及滲碳體的析出和生長(zhǎng)等，從而實(shí)現(xiàn)軟質(zhì)化。因此，為了更加降低滲碳用鋼的硬度，使變形阻カ更為下降，而且更加提高極限加工率，優(yōu)選實(shí)施球狀化熱處理工序。為了形成如下的滲碳用鋼，即上述的形狀為與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝娉蕡A形的棒狀或者線狀，從周面至r X 0.01的區(qū)域的表層部的金屬組織以面積％計(jì)，鐵素體和珠光體合計(jì)被限制在10%以下，而且具有剰余部分含有馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體之中的至少I種的金屬組織，優(yōu)選采用以下的制造方法。作為熱控制軋制エ序，將鑄造エ序后的鑄坯控制為表面溫度在最終精軋的出ロ側(cè)為700°C 1000°C的條件而進(jìn)行熱軋，從而得到熱控制軋制鋼材。作為驟冷エ序，在該熱控制軋制エ序的最終精軋之后不久、對(duì)尚未冷卻的上述熱控制軋制鋼材實(shí)施驟冷，從而使該熱控制軋制鋼材的表面溫度超過0°C且在500°C以下。然后，作為回流換熱エ序，對(duì)上述驟冷エ序后的熱控制軋制鋼材實(shí)施至少I次以上的回流換熱處理，從而得到滲碳用鋼。在上述熱控制軋制エ序中，之所以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，是因?yàn)檫@樣能夠使晶粒微細(xì)化。如果上述表面溫度超過1000°C，則只能得到與通常的熱軋鋼材同樣的粗大粒徑。另外，當(dāng)上述表面溫度低于700°C吋，則在上述表層部難以形成鐵素體 分?jǐn)?shù)較小的金屬組織。因此，優(yōu)選將最終精軋的出ロ側(cè)的熱控制軋制鋼材的表面溫度設(shè)定在700°C 1000°C的溫度范圍。在上述驟冷エ序中，之所以對(duì)上述熱控制軋制鋼材以其表面溫度超過0°C且在500°C以下的方式進(jìn)行驟冷，是為了在從周面至rX0.0l的區(qū)域的上述表層部促進(jìn)馬氏體相變或者貝氏體相變，從而形成鐵素體分?jǐn)?shù)較小的金屬組織。因此，在驟冷エ序中，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)(在冷卻期間奧氏體開始相變?yōu)轳R氏體的溫度)、或者Bs點(diǎn)(在冷卻期間奧氏體開始相變?yōu)樨愂象w的溫度)以下的溫度，即溫度超過0°C且在500°C以下。更優(yōu)選設(shè)定為超過0°C且在450°C以下。在上述回流換熱エ序中，之所以對(duì)上述驟冷エ序后的熱控制軋制鋼材實(shí)施至少I次以上的回流換熱處理，是為了進(jìn)行組織控制，從而使上述表層部的馬氏體或者貝氏體成為回火馬氏體或者回火貝氏體。馬氏體或者貝氏體通過接受回火，便可以減輕淬裂發(fā)生率或者自生裂紋發(fā)生率等。作為該回流換熱方法，通過在制造設(shè)備中増加用于回流換熱的升溫部，便可以積極地生成回火馬氏體或者回火貝氏體?；蛘?，上述驟冷エ序后的熱控制軋制鋼材利用驟冷效果所不能達(dá)到的中心部的熱而進(jìn)行回流換熱，使得上述表層部的溫度再度上升，從而也可以生成回火馬氏體或回火貝氏體。無論采用上述的哪ー種方法，其效果都沒有差別。但是，在實(shí)施多次回流換熱處理的情況下，需要用于回流換熱的升溫部。另外，在上述回流換熱處理時(shí)，優(yōu)選上述表層部的溫度不會(huì)超過800°C。如果上述表層部的溫度超過800°C，則回火馬氏體或者回火貝氏體再相變成奧氏體。更優(yōu)選設(shè)定為720°C以下。另外，在上述回流換熱處理時(shí)，上述表層部的溫度優(yōu)選為400°C以上。為了形成在上述表層部的金屬組織所含有的滲碳體中，90% 100%是縱橫尺寸比為3以下的滲碳體的滲碳用鋼，優(yōu)選采用以下的制造方法。作為球狀化熱處理工序，對(duì)上述回流換熱后的熱控制軋制鋼材進(jìn)ー步實(shí)施球狀化熱處理，從而得到滲碳用鋼。此外，球狀化熱處理的方法只要適用上述以往公知的退火或者球狀化熱處理方法即可，并沒有特別的限定。對(duì)于將馬氏體以及貝氏體之類的低溫相變組織、或者回火馬氏體以及回火貝氏體之類的低溫相變組織進(jìn)行回火所形成的組織，如果進(jìn)行球狀化熱處理，則可以得到基體的鐵素體晶粒微細(xì)、且基體中球狀化滲碳體均勻微細(xì)地分散的金屬組織。如果在上述表層部的金屬組織所含有的滲碳體中，90% 100%是縱橫尺寸比為3以下的滲碳體，則冷鍛時(shí)的極限加工率得到進(jìn)ー步的提高。接著，就本實(shí)施方式的滲碳鋼部件的制造方法進(jìn)行說明。作為冷加工エ序，對(duì)于由上述的基本成分、任選成分以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成、而且經(jīng)由選自上述緩冷エ序、上述回流換熱エ序、上述球狀化熱處理工序之中的エ序所制造的滲碳用鋼，實(shí)施冷塑性加工而賦予其形狀。該冷加工エ序中的加工率、變形速度等塑性加エ條件并沒有特別的限定，可以選擇適當(dāng)且優(yōu)選的條件。作為滲碳エ序，對(duì)冷加工エ序后賦予了形狀的滲碳用鋼實(shí)施滲碳處理或者滲碳氮化處理。為了得到具有上述的金屬組織和硬度的滲碳鋼部件，優(yōu)選將滲碳處理或者滲碳氮化處理的條件設(shè)定成: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。作為最終熱處理工序，在滲碳エ序后，實(shí)施淬火處理、或者淬火和回火處理，從而得到滲碳鋼部件。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、或者淬火和回火處理的條件設(shè)定為淬火介質(zhì)的溫度是室溫 250°C。另外，根據(jù)需要，也可以在淬火后進(jìn)行低溫處理 。另外，作為退火エ序，也可以根據(jù)需要，對(duì)上述冷加工エ序前的滲碳用鋼進(jìn)ー步進(jìn)行退火處理。通過進(jìn)行退火處理，滲碳用鋼的硬度降低，變形阻力降低，而且極限加工率提高。退火條件并沒有特別的限定，可以選擇適當(dāng)且優(yōu)選的條件。另外，作為切削エ序，也可以根據(jù)需要，在上述冷加工エ序后，對(duì)上述滲碳エ序前的滲碳用鋼進(jìn)ー步實(shí)施切削加工而賦予其形狀。通過進(jìn)行切削加工，便可以對(duì)單憑冷塑性加工難以賦予精密形狀的滲碳用鋼賦予精密形狀。另外，作為噴丸硬化工序，也可以根據(jù)需要，對(duì)上述最終熱處理工序后的滲碳鋼部件進(jìn)ー步進(jìn)行噴丸硬化處理。通過進(jìn)行噴丸硬化處理，便可以在滲碳鋼部件表層部導(dǎo)入壓縮殘余應(yīng)カ。壓縮殘余應(yīng)カ可以抑制疲勞龜裂的發(fā)生和進(jìn)展，可以進(jìn)ー步提高滲碳鋼部件的齒根以及齒面疲勞強(qiáng)度。噴丸硬化處理優(yōu)選使用直徑為0.7mm以下的噴丸粒子，在弧高度為0.4mm以上的條件下進(jìn)行。實(shí)施例1下面基于實(shí)施例就本發(fā)明的ー實(shí)施方式的效果進(jìn)行更具體的說明，但實(shí)施例的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的實(shí)施可能性以及效果而采用的ー個(gè)條件例，本發(fā)明并不局限于該ー個(gè)條件例。本發(fā)明只要不脫離本發(fā)明的宗_，可以實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的，就可以采用各種條件。(實(shí)驗(yàn)例I)
作為鑄造エ序，采用連續(xù)鑄造對(duì)具有表I所示的化學(xué)組成的轉(zhuǎn)爐熔煉鋼進(jìn)行鑄造，從而得到鑄坯。對(duì)該鑄坯實(shí)施均熱擴(kuò)散處理、開坯軋制，從而制成162_見方的鋼材。作為熱加工エ序，使用該鋼材而實(shí)施熱軋，從而得到與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝娉蕡A形、且其截?cái)嗝娴闹睆綖?5_的棒狀熱加工鋼材。作為緩冷エ序，使用在軋制線后設(shè)置的保溫罩或者帶熱源的保溫罩，以表2所示的冷卻速度對(duì)該熱加工鋼材進(jìn)行緩冷，從而得到滲碳用鋼。然后，作為球狀化熱處理工序(SAエ序:Spherodizing Annealing),進(jìn)行球狀化熱處理。對(duì)于這樣制造的滲碳用鋼，就各種特性進(jìn)行了評(píng)價(jià)。從棒狀滲碳用鋼的上述截?cái)嗝婢嘀苊娴闹睆?/4深度的位置，采集硬度測(cè)定用以及金屬組織觀察用試驗(yàn)片。另外，以滲碳用鋼的長(zhǎng)度方向成為壓縮方向的方式，采集極限壓縮率測(cè)定用試驗(yàn)片(emmc^Xgmm，缺ロ形狀:30度、深度0.8mm、頂端部的曲率半徑0.15mm)。緩冷エ序后以及球狀化熱處理工序(SAエ序)后的滲碳用鋼的硬度、金屬組織以及極限壓縮率的測(cè)定結(jié)果如表2所示。硬度的測(cè)定使用維氏硬度計(jì)，進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定，然后算出其平均值。緩冷エ序后的滲碳用鋼的硬度為HV125以下的情況、而且球狀化熱處理工序后的滲碳用鋼的硬度為HVllO以下的情況因軟質(zhì)化充分而判定為合格。關(guān)于金屬組織的觀察，對(duì)緩冷エ序后的滲碳用鋼實(shí)施硝酸こ醇腐蝕，對(duì)球狀化熱處理工序后的滲碳用鋼實(shí)施苦味醇液腐蝕，然后采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。鐵素體和珠光體的合計(jì)分?jǐn)?shù)以及鐵素體和球狀化滲碳體的合計(jì)分?jǐn)?shù)采用圖像解析來算出。此外，在金屬組織中，上述以外的剰余部分為珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體或者滲碳體等。關(guān)于極限壓縮率的測(cè)定，使用約束沖模以IOmm/分鐘的速度進(jìn)行冷壓縮，在缺ロ附近產(chǎn)生0.5mm以上的微小裂紋時(shí)停止壓縮，然后算出此時(shí)的壓縮率。該測(cè)定合計(jì)進(jìn)行10次，求出累積破壞概率為50%時(shí)的壓縮率，將該壓縮率設(shè)定為極限壓縮率。由于上述以往的滲碳用鋼的極限壓縮率大約為65% ，因而將看作是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)良。另外，采用以下的方法評(píng)價(jià)了滲碳特性。從采用上述方法制造的滲碳用鋼的上述截?cái)嗝婢嘀苊娴闹睆?/4深度的位置，以長(zhǎng)度方向成為壓縮方向的方式，采集滲碳用試驗(yàn)片(20mmcj5 X30mm) 作為冷加工エ序，對(duì)該滲碳用試驗(yàn)片進(jìn)行冷壓縮率為50%的鐓鍛壓縮。鐓鍛壓縮的條件是:室溫、使用約束沖模、變形速度I/秒。作為滲碳エ序，對(duì)鐓鍛壓縮后的滲碳用試驗(yàn)片進(jìn)行采用轉(zhuǎn)化爐氣體方式的氣體滲碳。關(guān)于該氣體滲碳，將碳勢(shì)設(shè)定為0.8%，在950°C保持5小時(shí)，接著在850°C保持0.5小吋。作為最終熱處理工序，在滲碳エ序后，進(jìn)行130°C下的油淬火，然后在150°C進(jìn)行90分的回火，從而得到滲碳鋼部件。對(duì)上述制造的滲碳鋼部件的滲碳層以及鋼部進(jìn)行了特性的評(píng)價(jià)。其測(cè)定結(jié)果如表2所示。對(duì)于上述滲碳鋼部件的滲碳層，使用維氏硬度計(jì)，對(duì)距表面深度50 Pm的位置的硬度和距表面深度0.4mm的位置的硬度進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定，然后算出其平均值。距表面深度50 ii m的位置的硬度為HV650 HV1000的情況、而且距表面深度0.4mm的位置的硬度為HV550 HV900的情況因硬度充分而判定為合格。對(duì)于上述滲碳鋼部件的滲碳層，就距表面深度0.4mm的位置的金屬組織進(jìn)行了評(píng)價(jià)。關(guān)于金屬組織，實(shí)施硝酸こ醇腐蝕，然后采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行了觀察。馬氏體的分?jǐn)?shù)采用圖像解析來算出。此外，在金屬組織中，上述以外的剰余部分為鐵素體、珠光體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體或者滲碳體等。對(duì)于上述滲碳鋼部件的鋼部，就距表面深度2mm的位置的硬度和化學(xué)組成進(jìn)行了評(píng)價(jià)。硬度使用維氏硬度計(jì)，進(jìn)行合計(jì)10次的測(cè)定，然后算出其平均值。而且硬度為HV250 HV500的情況因硬度充分而判定為合格。關(guān)于化學(xué)組成，使用EPMA(電子探針顯微分析儀，Electron Probe Micro Analyser),對(duì)原子序數(shù)為5以上的元素進(jìn)行了定量分析。然后，將與作為起始原料的鑄坯的化學(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，就距表面深度2mm的位置的原奧氏體晶粒進(jìn)行了觀察。關(guān)于原奧氏體結(jié)晶有無產(chǎn)生粗大粒，將觀察面中直徑為100 以上的晶粒即便是ー個(gè)也算存在的情況判定為“有粗大粒的發(fā)生”?；蛘撸部梢詫IS的結(jié)晶粒度號(hào)碼為N0.4以下的晶粒即便是ー個(gè)也算存在的情況判定為“有粗大粒的發(fā)生”。如表I以及表2所示，實(shí)施例1 16實(shí)現(xiàn)了化學(xué)成分、硬度指標(biāo)、淬透性指標(biāo)以及AlN析出量指標(biāo)的所有目標(biāo)，其結(jié)果是，滿足作為滲碳用鋼以及滲碳鋼部件所必需的性能。與此相對(duì)照，比較例17 28沒有實(shí)現(xiàn)化學(xué)成分、硬度指標(biāo)、淬透性指標(biāo)以及AlN析出量指標(biāo)中的任一個(gè)目標(biāo)，其結(jié)果是，沒有滿足作為滲碳用鋼以及滲碳鋼部件所必需的性能。比較例N0.17以及18是化學(xué)成分的C、Al、B、N的含量和硬度指標(biāo)沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳用鋼的硬度以及極限壓縮率并不充分的例子。比較例N0.19是硬度指標(biāo)沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳用鋼的硬度以及極限壓縮率并不充分的例子。比較例N0.20以及N0.21是淬透性指標(biāo)沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳鋼部件的鋼部的硬度并不充分的例子。比較例N0.22是化學(xué)成分的B含量沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳鋼部件的鋼部的硬度并不充分的例子。比較例N0.23是化學(xué)成分的C含量和硬度指標(biāo)沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳用鋼的硬度以及極限壓縮率并不充分的例子。比較例N0.24是化學(xué)成分的C含量沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳鋼部件的鋼部的硬度并不充分的例子。比較例N0.25是化學(xué)成分的Al含量以及N含量和AlN析出量指標(biāo)沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳用鋼的極限壓縮率和滲碳鋼部件的鋼部的硬度并不充分的例子。滲碳用鋼的極限壓縮率之所以并不充分，是因?yàn)镹含量較多，從而生成粗大的TiN，其成為冷加エ時(shí)的破壞的起點(diǎn)。滲碳鋼部件的鋼部的硬度之所以并不充分，起因于AlN析出量指標(biāo)的值較小而不能得到因B的添加引起的淬透性提高效果、以及滲碳時(shí)由AlN引起的奧氏體晶粒的釘扎效應(yīng)并不充分而產(chǎn)生粗大粒。比較例N0.26是化學(xué)成分的Al含量超過本發(fā)明的范圍，因而滲碳用鋼的硬度以及極限壓縮率并不充分的例子 。比較例N0.27是化學(xué)成分的N含量和AlN析出量指標(biāo)沒有滿足本發(fā)明的范圍，因而滲碳鋼部件的鋼部的硬度并不充分的例子。這起因于不能得到因B的添加引起的淬透性提高效果、以及滲碳時(shí)由AlN引起的奧氏體晶粒的釘扎效應(yīng)并不充分而產(chǎn)生粗大粒。
比較例N0.28是AlN析出量指標(biāo)超過本發(fā)明的范圍，因而滲碳鋼部件的鋼部的硬度并不充分的例子。(實(shí)驗(yàn)例2)作為鑄造エ序，采用連續(xù)鑄造對(duì)具有表I所示的鋼N0.B的化學(xué)組成的轉(zhuǎn)爐熔煉鋼進(jìn)行鑄造，從而得到鑄坯。對(duì)該鑄坯實(shí)施均熱擴(kuò)散處理、開坯軋制，從而制成162_見方的鋼材。作為熱控制軋制エ序，使用該鋼材而在表3所示的精軋溫度下實(shí)施熱控制軋制，從而得到與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝娉蕡A形、且其截?cái)嗝娴闹睆綖?5mm的棒狀熱控制軋制鋼材。作為驟冷エ序，使用在軋制線后設(shè)置的水冷裝置，對(duì)該熱控制軋制鋼材進(jìn)行表層部的驟冷，直至表3所示的溫度。然后，作為回流換熱エ序，利用驟冷效果所不能達(dá)到的中心部的熱而進(jìn)行回流換熱，使得上述表層部的溫度再度上升，從而得到滲碳用鋼。然后，作為球狀化熱處理工序(SAエ序)，進(jìn)行球狀化熱處理。對(duì)于這樣制造的滲碳用鋼，就各種特性進(jìn)行了評(píng)價(jià)。從棒狀滲碳用鋼的上述截?cái)嗝婢嘀苊娴闹睆?/4深度的位置，采集硬度測(cè)定用試驗(yàn)片。從距周面rX0.0l的深度位置，采集金屬組織觀察用試驗(yàn)片。另外，以滲碳用鋼的長(zhǎng)度方向成為壓縮方向的方式，采集極限壓縮率測(cè)定用試驗(yàn)片(6mm4) X9mm,缺ロ形狀:30度、深度0.8mm、頂端部的曲率半徑
0.15_)。回流換熱エ序后以及球狀化熱處理工序(SAエ序)后的滲碳用鋼的硬度、金屬組織以及極限壓縮率的測(cè)定結(jié)果如表3所示。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。關(guān)于金屬組織的觀察，對(duì)回流換熱エ序后的滲碳用鋼實(shí)施硝酸こ醇腐蝕，對(duì)球狀化熱處理工序后的滲碳用鋼實(shí)施苦味醇液腐蝕，然后采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。鐵素體和珠光體的合計(jì)分?jǐn)?shù)以及滲碳體的個(gè)數(shù)和縱橫尺寸比采用圖像解析來算出。此外，在金屬組織中，上述以外的剰余部分為馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體以及滲碳體等。另外，也評(píng)價(jià)了滲碳特性。滲碳方法、評(píng)價(jià)方法以及合格的判定基準(zhǔn)與實(shí)驗(yàn)例I相同。

如表I以及表3所示，實(shí)施例29 36實(shí)現(xiàn)了化學(xué)成分、硬度指標(biāo)、淬透性指標(biāo)以及AlN析出量指標(biāo)的所有目標(biāo)，其結(jié)果是，滿足作為滲碳用鋼以及滲碳鋼部件所必需的性能。____
權(quán)利要求
1.ー種滲碳用鋼，其特征在于，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1.30%且在5.00%以下、B:0.0005% 0.0100%、Al:0.070% 0.200%、N:0.0030% 0.0100%,而且將Ti限制在0.020%以下、 將P限制在0.050%以下、 將O限制在0.0030%以下， 剰余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成； 所述化學(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、 作為淬透性指標(biāo)的下述式2、以及 作為AlN析出量指標(biāo)的下述式3 ；0.10 < C + 0.194XSi + 0.065XMn + 0.012XCr + 0.078XA1 < 0.235 (式 I) .7.5 <(0.7XSi + I) X (5.1XMn + I) X (2.16XCr + I) < 44 (式 2) 0.0003 < Al X (N-TiX (14/48)) < 0.0011 (式 3)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳用鋼，其特征在于: 所述化學(xué)成分以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)ー步含有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%之中的至少I種； 所述硬度指標(biāo)定義為下述式4以代替所述式I，所述淬透性指標(biāo)定義為下述式5以代替所述式2 ； .0.10 < C + 0.194XSi + 0.065XMn + 0.012XCr + 0.033XMo + 0.067XNi +0.097XCu + 0.078XAl <0.235 (式 4) .7.5 <(0.7XSi + I) X (5.1XMn + I) X (2.16XCr + I) X (3XMo + I) X(0.3633XNi + I) < 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:金屬組織以面積％計(jì)，合計(jì)含有85% 100%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:所述金屬組織以面積％計(jì)，合計(jì)含有85% 100%的所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: 形狀為與長(zhǎng)度方向正交的截?cái)嗝娉蕡A形的棒狀或者線狀， 如果將從周面至所述截?cái)嗝嬷行牡木嚯x以単位mm計(jì)設(shè)定為r，則從周面至r X0.01的區(qū)域的表層部的金屬組織以面積％計(jì)，將鐵素體和珠光體合計(jì)限制在10%以下， 剰余部分含有馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體以及滲碳體之中的至少I種。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的滲碳用鋼，其特征在于:在所述表層部的所述金屬組織所含有的滲碳體中，90% 100%是縱橫尺寸比為3以下的滲碳體。
7.—種權(quán)利要求1或2所述的滲碳用鋼的制造方法，其特征在于，具有以下エ序: 得到鑄還的鑄造エ序； 對(duì)所述鑄坯進(jìn)行熱塑性加工而得到熱加工鋼材的熱加工エ序；以及在所述熱加工エ序后，在所述熱加工鋼材的表面溫度為800°C 500°C的溫度范圍以超過0°C /秒且在1°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行緩冷的緩冷エ序。
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)所述緩冷エ序后的所述熱加工鋼材進(jìn)一步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。
9.一種權(quán)利要求1或2所述的滲碳用鋼的制造方法，其特征在于:具有以下エ序: 得到鑄還的鑄造エ序； 控制為表面溫度在最終精軋的出口側(cè)為700°C 1000°C的條件而對(duì)所述鑄坯進(jìn)行熱車L以得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制エ序； 在所述熱控制軋制エ序后，以所述熱控制軋制鋼材的表面溫度為超過0°c且在500°C以下的方式進(jìn)行驟冷的驟冷エ序；以及 對(duì)所述驟冷エ序后的所述熱控制軋制鋼材進(jìn)行至少I次以上的回流換熱的回流換熱ェ序。
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)所述回流換熱エ序后的所述熱控制軋制鋼材進(jìn)ー步實(shí)施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。
11.ー種滲碳鋼部件，其具有鋼部、和在所述鋼部的外表面生成的厚度超過0.4mm且低于2mm的滲碳層，其特征在于: 在所述滲碳層中，在距表面深度50 ii m的位置的維氏硬度為HV650 HV1000，在距所述表面深度0.4mm的位置的維氏硬度為HV550 HV900，而且在距所述表面深度0.4mm的位置的金屬組織以面積％計(jì)，含有90% 100%的馬氏體； 對(duì)于在距所述表面深度2_的位置的所述鋼部，由權(quán)利要求1或2所述的所述化學(xué)成分構(gòu)成，而且維氏硬度為HV250 HV500。
12.—種權(quán)利要求11所述的滲碳鋼部件的制造方法，其特征在于:具有以下エ序: 對(duì)所述滲碳用鋼實(shí)施冷塑性加工而賦予形狀的冷加工エ序； 對(duì)所述冷加工エ序后的所述滲碳用鋼實(shí)施滲碳處理、或者滲碳氮化處理的滲碳エ序；以及在所述滲碳エ序后，實(shí)施淬火處理、或者淬火和回火處理的最終熱處理工序。
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:在所述冷加工エ序之后所述滲碳エ序之前，進(jìn)ー 步具有實(shí)施切削加工而賦予形狀的切削エ序。
全文摘要
本發(fā)明涉及滲碳用鋼、以及具有鋼部和在所述鋼部的外表面生成的厚度超過0.4mm且低于2mm的滲碳層的滲碳鋼部件，其中，滲碳用鋼以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、淬透性指標(biāo)的式子、以及AlN析出量指標(biāo)的式子。
文檔編號(hào)C22C38/60GK103119189SQ201280003024
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