CN101058864A - 渗碳部件及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种在低合金、低碳的材料中改善抗软化性和表面疲劳强度(尤其是耐点蚀性)良好的渗碳部件。含有C：0.10质量％～0.40质量％、Si：0.05质量％～0.8质量％，Mn：0.35质量％～1.2质量％、Cr：2.0质量％～6.0质量％，残留部分包括Fe和不可避免杂质的钢构成母材。在该母材的表层部分重，形成表面的颗粒间氧化层深度位1μm以下，由从表面至深度25μm位置的平均C浓度SC为1.5质量％～4.0质量％的渗碳层。调整形成上述母材的钢的Cr含量WCr，使其满足1.76SC－1.06＜WCr＜1.76SC+0.94。渗碳层在其深度方向截面组织中，从表面至深度25μm位置的碳化物面积率为15％～60％，相对于碳化物总面积的尺寸为0.5μm～10μm的微细碳化物的面积比率为80％以上，此外，该微细碳化物的70体积％以上为M3C型碳化物。
Description
技术领域
本发明涉及渗碳部件及其制造方法。
背景技术
作为自行车等的动力传输部件的齿轮，存在由弯曲应力作用的齿根上产生齿根损坏和因打滑而在节距点附近产生损坏(点蚀现象)等问题。其中，为了满足耐受性的特点，广泛采用在部件表面施加渗碳处理而改善表面疲劳强度的方法，此外，试图通过组合各种材料和热处理而实现进一步的改善。此外，近年来，开发了用于抑制因齿根损坏而被视为有害的渗碳时的颗粒间氧化层和渗碳异常层的材料，此外，通过珠击处理而实现高强度化。
另一方面，对于点蚀现象，发现主要是由于如果在齿轮的齿轮面反复发生打滑，则由于其摩擦热，齿轮面的正下部分会升温至200℃～300℃左右的温度区域，会产生淬火组织(马氏体)的软化。因此，在200～300℃左右的温度区域中防止材料软化对于改善点蚀损坏是有效的，作为该温度区域抗软化性优异的合金元素，开发了添加Si、Mo、V等的材料。
发明内容
发明要解决的课题
然而，如果为了改善马氏体自身的抗软化性而添加Si、Mo、V，则材料会高合金化，在制造性(加工性)上会产生问题，且材料成本也较高。此外，还有通过材料的高碳化，而在马氏体中分散碳化物以改善抗软化性的方法，在该情况下，由于该高碳化，导致发生了制造性(加工性)变差和产生粗大结晶碳化物以及韧性降低等问题。
本发明的课题是提供一种在低合金、低碳的材料中改善抗软化性，以及表面疲劳强度(尤其是耐点蚀性)良好的渗碳部件及其制造方法。
用于解决课题的方法·发明效果
为了解决上述课题，本发明渗碳部件的特征在于通过含有C：0.10质量％～0.40质量％、Si：0.05质量％～0.8质量％，Mn：0.3质量％～1.2质量％、Cr：2.0质量％～6.0质量％，残留部分包括Fe和不可避免杂质的钢构成母材，在该母材的表层部分中，表面的颗粒间氧化层深度在1μm以下，形成从表面至深度25μm位置的平均C浓度(以下称为“表面C浓度”)SC为1.5质量％～4.0质量％的渗碳层，调整形成上述母材的钢的Cr含量WCr，使之满足
1.76SC-1.06＜WCr＜1.76SC+0.94…(1)，
且渗碳层在其深度方向截面组织中，由表面至深度25μm位置的碳化物面积率为15％～60％，相对于碳化物总面积的尺寸为0.5μm～10μm以下的微细碳化物的面积比率为80％以上，并且，该微细碳化物的70体积％以上为M3C型碳化物。
此外，本发明渗碳部件制造方法，其特征在于，为制造本发明的渗碳部件，在对上述由钢构成的母材，在Acm点(对奥氏体相的过共析侧碳化物固溶温度)以上的温度下，通过真空渗碳进行一次渗碳处理后，在A1点(奥氏体相→珠光体共析转变点)以下急速冷却，然后在A1点～Acm点的温度下通过真空渗碳进行二次渗碳处理。
在本发明中，基本思想是通过提高渗碳层的C浓度，在母材基底中析出较多的微细碳化物，从而提高部件的表盘疲劳强度，特别是耐点蚀性。在通常的渗碳处理中，通常是以共析C组成(C：0.8质量％)的钢材表面为目标进行共析渗碳处理，在本发明中，通过以过共析C组成(C：0.8质量％)为渗碳层的目标C组成，从而增大碳化物生成量。因此，在钢中添加适量(2.0质量％～6.0质量％)作为碳化物形成元素的Cr是不可缺少的。此外，通过添加Cr能提高淬火性，此外，部件在由于摩擦热等而导致升温时，也难以引起渗碳层淬火组织的软化(马氏体的分解是主要原因)。
然而，在如上所述添加Cr的钢组成中，仅单纯提高渗碳层的C浓度，无法良好地获得可以提高部件表面疲劳强度的碳化物组织。即，这是由于在含有Cr的钢中，Cr类碳化物容易在奥氏体颗粒边界析出，因此如果直至过共析层均提高形成渗碳层的奥氏体的碳固溶量，则粗大的网眼状Cr类碳化物会沿颗粒边界成长，表面疲劳强度和弯曲疲劳强度反而会降低。此外，Cr在高浓度渗碳层中容易分配至碳化物中，从而与碳化物析出同时，基底的Cr量降低，因此淬火性降低，尤其是在基底与碳化物的边界处容易产生不完全淬火相。因此，为了确保基底的淬火性，根据作为目的的渗碳后的表面C浓度和碳化物量，谋求Cr量的适当化也是重要的。
本发明者们对如何能实现即使采用过共析C浓度，也能尽可能抑制如上述网状碳化物的生成，深入地研究了为了使其主要产生能够提高表面疲劳强度的微细碳化物而该如何去做。并有了下述的研究结果，从而完成本发明。
(a)为了确保必要碳化物的生成量，在过共析区域(1.5质量％～4.0质量％)提高渗碳层的C浓度，将母材的Cr含量下限值提高至2质量％，另一方面，为了抑制网状碳化物的生成，将Cr含量的上限值限制为6质量％。
(b)由于如(a)的Cr含量范围和渗碳层C浓度在高浓度渗碳层中容易分配到碳化物中，从而碳化物析出且基底的Cr量降低，因此淬火性降低，尤其是在基底与碳化物的边界中容易产生不完全淬火相。因此，根据作为目的的渗碳后表面C浓度SC，对Cr量进行控制(上述(1)式)，确保基底的淬火性。由此，难以引起在部件在由于摩擦热等升温时的渗碳层淬火组织的软化。
(c)通过向母材中适量添加对碳化物中固溶度低的Si，从而能提高基底的Si浓度，可以抑制碳化物的粗大成长。由该观点出发，向母材添加Si的量为0.05质量％～0.8质量％。然而，Si在通常气体渗碳的情况下是促进颗粒边界氧化的元素，该颗粒边界氧化层是齿根冲击强度和疲劳强度降低的原因。但是，在本发明中，通过使用真空渗碳(氛围气压例如为2000Pa以下)，从而即使含有Si，也能有效抑制颗粒边界氧化的问题，可以将渗碳层表面的颗粒氧化层深度控制在1μm以下。
(d)通过本发明特有的二阶段渗碳处理，能实现目前不能实现的大量碳化物微细分散的渗碳层钢组织(碳化物面积率为15％～60％，相对于碳化物总面积的尺寸为0.5μm～10μm的微细碳化物的面积比率为80％以上)。即，通过在碳化物固溶区域(Acm点以上)中的一次渗碳处理，能将奥氏体的碳固溶量提高至过共析区域，然后通过急冷获得抑制粗大碳化物析出的C过饱和固溶基底组织。然后，如果将其再度升温至A1点(共析转变点)和Acm点之间，则能在过饱和基底组织中高密度产生碳化物析出核，因此，通过在该状态下进行二次渗碳处理，各个析出核不会粗大成长，能获得微细碳化物大量分散的组织，显著提高表面疲劳强度。
即，如图2(a)和(b)所示，首先，在C的固溶限增大且碳化物不会析出的Acm点以上的高温下，按照碳化物不会析出的方式进行一次渗碳处理(ab间)。然后，急冷至A1点以下，形成C过饱和固溶的状态(bc间)。然后，再次加热至A1点以上的温度，从C的过饱和基材中均匀析出碳化物的微细析出核(de间：参见图3上段)，进行二次渗碳处理，使析出核成长(ef间：参见图3下段)。通过进行这样的多阶段渗碳处理，不会析出网状碳化物，能进行对碳化物微细分散控制的高C浓度的渗碳。与此相反，如图4所示，如果渗碳至不足Acm点的高C浓度区域，则非常容易生成网眼状的粗大碳化物。另外，一次渗碳处理温度的上限为1100℃。
以下，对本发明中各数值范围的限定理由进行说明。
[母材]
(1)C：0.10质量％～0.40质量％
C是用于确保部件强度必须的元素，必须含有0.10质量％以上。另一方面，过量含有会增加基材硬度，因此机械加工性较差，部件加工变得困难，因而使其含有量为0.40质量％以下。
(2)Si：0.05质量％～0.8质量％
Si是作为溶制时脱氧剂而含有的元素。此外，如上所述，通过适量添加，具有抑制碳化物粗大成长的效果。此外，如本发明所述，在碳化物较多量析出的情况下，对碳化物中固溶度低的Si在基底中浓化，因此还能实现基底抗软化性进一步提高的效果。为了获得这些效果，必须含有0.05质量％以上(最好为0.3质量％以上)的Si。另一方面，过量的含有会显著阻碍碳化物的析出和渗碳表面反应，渗碳性降低，同时还导致延展性降低，在塑性加工时容易产生裂缝，因此使其含有量为0.8质量％以下(最好为0.5质量％以下)。
(3)Cr：2.0质量％～6.0质量％
Cr是作为碳化物形成元素和淬火性改善元素而必需的。Cr含量如果不足2.0质量％，则由于碳化物形成量不足且淬火性降低，会导致渗碳层的表面疲劳强度不足和抗软化性的不足。另一方面，如果含有超过6.0质量％的Cr，则由于基材硬度增加而机械加工性降低，且在颗粒边界容易产生网状碳化物，反而会损害表面疲劳强度。另外，由于随着Cr量的增加，Acm点向低C侧移动，因此如果Cr量过渡增加，则在一次渗碳处理时难以抑制碳化物生成。母材的Cr含量最好为2.5质量％～5.0质量％。
(4)Cr含量WCr与表面C浓度SC的关系：
1.76SC-1.06＜WCr＜1.76SC+0.94……(1)
C通过与Cr结合而生成Cr碳化物。其结果，在碳化物的周围产生Cr的缺乏层，在该部分中无法确保淬火性，恐怕会引起不完全淬火。作为目标的渗碳后的表面C浓度(或碳化物量)越高，该Cr量的下限值就必须设定成更大的值。在本发明中，考虑渗碳后的基底组成，按照其淬火性至少相当于JIS-SCR420H以上的方式设定Cr量的下限。另一方面，如果相对于表面C浓度过量添加Cr，则基底的固溶Cr量增加，材料硬度增加，导致母材的加工性较差，因此如上述确定Cr量的上限。另外，满足上述(1)式的范围在上述图1的图表中示出。此外，Cr含量WCr与表面C浓度SC之间的关系最好满足下式：
1.76SC-1.06＜WCr＜1.76SC+0.94……(1)’
(5)Mn：0.35质量％～1.2质量％
Mn含有作为溶制时的脱氧剂，同时具有改善淬火性的效果。但是，如果Mn含量不足0.35质量％，则无法确保足够的淬火性(尤其是在大型部件的情况下)。另一方面，在本发明中，主要通过Cr确保淬火性，因此为了降低基材硬度、确保机械加工性，使其含有量为1.2质量％以下，优选含有量为0.5质量％以下。
[渗碳层]
(6)从表面至25μm深度的平均C浓度(表面C浓度)为1.5质量％～4.0质量％
如果表面C浓度不足1.5质量％，则碳化物形成量不足，无法充分确保表面疲劳强度(这是由于从钢表面至25μm的深度对于表面疲劳强度来说，在该区域中硬度很重要)。另一方面，C的过量含有会导致粗大碳化物的生成，同时产生基底淬火性的不足，从而强度降低。因此，表面C浓度为4.0质量％以下。表面C浓度的下限值期望大于1.6质量％，最好为1.7质量％以上，更进一步优选为1.8质量％以上。另一方面，表面C浓度的上限值最好为3.0质量％以下。
(7)在深度方向截面组织中，从表面至深度25μm位置的碳化物面积率为15％～60％。
碳化物的析出会引起表面硬度上升，同时改善抗软化性，从而提高表面疲劳强度。然而，如果从表面至25μm深度的碳化物面积率不足15％，则表面硬度不会充分提升，抗软化性也不会充分改善。另一方面，如果碳化物面积率超过60％，则碳化物随着大型化，会容易沿结晶颗粒边界以网状析出，因此表面疲劳强度和弯曲强度降低。上述碳化物面积率最好为20％～45％。
(8)相对于碳化物面积的尺寸为0.5μm～10μm的微细碳化物的面积比率为80％以上。
碳化物为硬颗粒，与Al氧化物和Ti氮化物等非金属夹杂物同样，会成为疲劳损坏的起点。因此，最好碳化物较少，为了不会以疲劳损坏起点的状态存在，需要将碳化物微细分散析出，使得10μm以下的碳化物在全部碳化物中占80％以上。另外，碳化物的面积率特定按照下述方式进行，即，在深度方向截面组织的通过扫描型电子显微镜(SEM)的观察图像上，抽出可以肉眼确认的碳化物。因此，在图像上不能以肉眼确认的尺寸不足0.5μm的碳化物从面积率计算中去除(此外，该不足尺寸的碳化物对渗碳层表面疲劳强度的影响也小)。此外，从表面至25μm深度的碳化物面积率是根据以深度25μm位置为中心，向深度方向在±20μm的视野范围内的观察图像测定的值。此外，所谓的碳化物尺寸，是指以图像上作为外接最大平行线间隔而被测定的尺寸。另外，0.5μm～10μm的微细碳化物的面积比率最好为90％以上，更优选为95％以上，进一步优选为98％以上。此外，最好不存在超过15μm的碳化物。
(9)上述微细碳化物的70体积％以上是M3C型碳化物(M：金属元素)
通过渗碳处理生成的Cr类碳化物随着母材中Cr浓度的提高，经历如下变化：M3C型→M7C3型→M23C6型。M23C6型是在Cr含量显著高的不锈钢等中作为颗粒边界腐蚀敏感化的要因等问题较多的碳化物，但不会在渗碳用钢中采用的Cr含有区域中生成，与本发明没有实质关系。另一方面，M7C3型是即使在现有的渗碳用钢中，也是在Cr含量高的情况下容易生成的碳化物，由于Cr浓度和渗碳C量的不规则，从而生成量明显不稳定，在量产程度上稳定地确保面疲劳强度的观点中，是很不合适的。在图1中示出表示由于表面C浓度和Cr浓度而碳化物种类变化的图表，在本发明中，本发明的表面C浓度(1.5质量％～4.0质量％)和Cr浓度(2.0质量％～8.0质量％)通过采用根据(1)式的组成范围，可以主要形成比较不会受到Cr浓度和渗碳C量的不规则的影响的M3C型碳化物(尤其是70％以上)，可以使得表面疲劳强度的不规则难以产生。另外，生成的碳化物是M7C3型还是M3C型，可以通过采用衍射法测定渗碳层表面的X射线衍射分布图而容易地确定，从M3C型碳化物的最强峰面积与从衍射基线突出的各碳化物的最强衍射峰总面积的比能计算出M3C型碳化物占微细碳化物的体积比。
(10)颗粒边界氧化层深度为1μm以下
颗粒边界氧化层会导致表面疲劳强度的降低，随着其深度的增加，降低的程度加大。因此，通过施加真空渗碳处理，使得处理后从钢的表面开始的颗粒边界氧化层深度为1μm以下。
以下，对可以向构成母材的钢中进一步添加的元素进行说明。
(11)Mo：0.2质量％～1.0质量％
Mo与Cr同样可以与C结合生成碳化物，同时，具有提高于200℃～300℃的温度区域中的抗软化性，从而改善表面疲劳强度的效果。为了获得这些效果，优选含有0.2质量％以上。另一方面，过量含有会由于基材硬度的增加而降低机械加工性，同时会增加材料成本，因此优选含有1.5质量％以下。此外，如上所述，在本发明中需要抑制Cr以外的合金元素的添加，因此更优选含有0.65质量％以下的Mo。
(12)V：0.2质量％～1.0质量％
V与Cr、Mo同样，可以与C结合生成碳化物，同时，具有通过生成MC类碳化物，从而提高抗软化性，改善点蚀特性的效果。为了获得这些效果，优选含有0.2质量％以上。另一方面，过量含有会由于基材硬度的增加而降低机械加工性，因此优选含有1.0质量％以下。此外，如上所述，在本发明中需要抑制Cr以外的合金元素的添加，因此更优选含有0.65质量％以下的V。
(13)Nb：0.02质量％～0.12质量％
Nb具有使结晶颗粒微细化而提高韧性的效果，因此为了获得这些效果，可以在0.12质量％以下的范围内添加。另外，为了获得足够的效果，优选含有0.02质量％以上。
另外，在本发明渗碳部件的制造方法中，在二次渗碳处理后，根据需要，还可以施加喷丸硬化(peening)处理，由此能获得更高的强度。喷丸硬化处理可以采用例如珠击处理(S/P)和水柱喷击处理(WJ/P)。
此外，作为参考，以下以专利文献2中公开的发明和本发明进行对比。
在专利文献2的表1和2中公开了包括本发明成分范围和表面C浓度范围的实施例。此外，对于这些实施例的表面生成的碳化物的比例，公开了以30％以上的比例生成M7C3组成的碳化物。然而，如上述图1的图表所示，根据本发明的表面C浓度范围和Cr范围，在表面中生成的碳化物中含有至少70％以上M3C组成的碳化物，在后述本发明的实施例中也确认了这一点。因此，在专利文献2中公开的实施例无法满足本发明“在10μm以下的碳化物中，70％以上是M3C组成”这样的要素。此外，在专利文献2中，通过气体渗碳获得实施例(参见段落0029)，针对此，本发明是以真空渗碳为要素，这一点也是不同的。
附图说明
图1：表示根据表面C浓度和Cr浓度碳化物种类的变化的图表。
图2：渗碳处理的说明图。
图3：在渗碳处理中的钢的截面模式图及截面观察图。
图4：与本发明不相同的渗碳处理的实施例的说明图及截面观察图。
实施例
以下，对用于确认本发明效果而进行的试验进行说明。
首先，通过150kg高循环真空诱导炉溶制具有表1所示化学组成的钢。所得钢块在直径90mm的圆棒中压延或热锻造，此外，根据需要，还可对直径为22mm～32mm的棒钢进行热锻造，作为试验用的基材。
表1
| C | Si | Mn | Cr | Mo | V | Nb | 退火硬度 | 表面C浓度 | 碳化物面积率 | ≤10μm面积率 | 有无≥15μm碳化物 | 碳化物种类 | |
| wt％ | wt％ | wt％ | wt％ | wt％ | wt％ | wt％ | HRB | wt％ | ％ | ％ | |||
| 1* | 0.07* | 0.41 | 0.49 | 3.44 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 76 | 2.32％ | 35％ | 92％ | 无 | 100％M3C |
| 2 | 0.22 | 0.31 | 0.39 | 3.02 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 74 | 1.91％ | 25％ | 95％ | 无 | 100％M3C |
| 3* | 0.49* | 0.63 | 0.50 | 5.90 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 93* | 3.31％ | 66％ | 87％ | 无 | 100％M3C |
| 4* | 0.21 | 0.03* | 0.55 | 5.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 75 | 3.42％ | 61％ | 62％* | 有 | 100％M3C |
| 5 | 0.22 | 0.13 | 0.44 | 4.30 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 77 | 2.88％ | 51％ | 93％ | 无 | 100％M3C |
| 6 | 0.23 | 0.46 | 0.40 | 3.20 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 80 | 2.39％ | 37％ | 100％ | 无 | 100％M3C |
| 7 | 0.20 | 0.77 | 0.35 | 3.30 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 82 | 2.42％ | 40％ | 98％ | 无 | 100％M3C |
| 8* | 0.18 | 1.25* | 0.52 | 2.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 88 | 1.15％* | 10％ | 100％ | 无 | 100％M3C |
| 9* | 0.21 | 0.46 | 0.10* | 2.30 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 73 | 1.92％ | 28％ | 93％ | 无 | 100％M3C |
| 10 | 0.18 | 0.67 | 0.55 | 4.48 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 81 | 2.43％ | 42％ | 98％ | 无 | 100％M3C |
| 11* | 0.23 | 0.65 | 1.54* | 4.21 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 92* | 2.27％ | 38％ | 94％ | 无 | 100％M3C |
| 12* | 0.22 | 0.36 | 0.52 | 1.85* | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 74 | 1.82％ | 24％ | 96％ | 无 | 100％M3C |
| 13 | 0.23 | 0.53 | 0.53 | 2.52 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 78 | 2.01％ | 33％ | 97％ | 无 | 100％M3C |
| 14* | 0.19 | 0.78 | 0.48 | 6.44* | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 91* | 3.03％ | 58％ | 82％ | 无 | 100％M3C |
| 15 | 0.21 | 0.52 | 0.59 | 3.57 | 0.25 | 0.00 | 0.00 | 82 | 1.83％ | 25％ | 94％ | 无 | 100％M3C |
| 16 | 0.19 | 0.45 | 0.38 | 4.64 | 0.00 | 0.44 | 0.00 | 77 | 2.44％ | 38％ | 96％ | 无 | 100％M3C |
| 17 | 0.25 | 0.70 | 0.45 | 3.42 | 0.27 | 0.40 | 0.00 | 84 | 2.37％ | 43％ | 98％ | 无 | 100％M3C |
| 18 | 0.30 | 0.11 | 0.49 | 4.02 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 87 | 2.33％ | 35％ | 93％ | 无 | 100％M3C |
| 19 | 0.31 | 0.21 | 0.98 | 3.21 | 0.00 | 0.22 | 0.03 | 86 | 2.41％ | 40％ | 93％ | 无 | 100％M3C |
| 20* | 0.23 | 0.77 | 0.53 | 8.52* | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 91* | 4.22％* | 70％ | 80％ | 无 | 100％M3C |
| 21 | 0.22 | 0.31 | 0.39 | 3.02 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 74 | 2.01％ | 24％ | 95％ | 无 | 100％M3C |
| 22 | 0.19 | 0.65 | 0.55 | 2.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 75 | 1.65％ | 21％ | 100％ | 无 | 100％M3C |
| 23 | 0.20 | 0.53 | 0.55 | 2.33 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 74 | 1.70％ | 22％ | 100％ | 无 | 100％M3C |
| 24 | 0.21 | 0.4 | 0.55 | 2.85 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 74 | 1.75％ | 25％ | 100％ | 无 | 100％M3C |
*表示为本发明的范围以外
对所得试验材料进行以下的评价。
(1)制造性评价(基材加工性)
根据退火后的硬度对制造性进行评价。即，在直径32mm×长度100mm的圆棒试验片中进行920℃×1小时的常化处理，然后再进行720℃×5小时的退火处理。所得试验品在横截面(轴垂直截面)中的半径的1/2位置处，根据JIS：Z2245测定洛氏国际B等级硬度HRB，如果为HRB90以下，则判定加工性良好。
(2)渗碳基础特性研究
(2-1)渗碳处理方法
用直径10mm和20mm的锻造棒钢分别制备长度100mm的圆棒试验片，形成渗碳性试验片。渗碳处理使用真空渗碳炉，作为渗碳气体使用乙炔，通过调整丙烷气体流量、渗碳扩散时间和渗碳温度，将表面C浓度控制在1.15质量％～4.01质量％的范围内。另外，渗碳条件如下所述。
一次渗碳处理：在1100℃下进行70分钟的渗碳处理，使得最表面的C浓度为1.0质量％后，通过气体冷却急冷至500℃以下的温度区域，将C浸入钢中直至碳化物不会析出的高浓度区域。
二次渗碳处理：根据目标渗碳浓度，保持在850℃～900℃的温度区域进行析出处理后，再根据目标的C浓度，在850℃～900℃的温度范围内再进行60分～120分的渗碳处理，在130℃的油槽中进行淬火处理。此外，在淬火处理后进行180℃×120分的回火处理。另外，对于标号21的试验品，使用直径0.6mm，硬度700Hv的钢球，在有效区300％，弧高度0.5mmA的条件下渗碳后，进行珠击处理。
(2-2)评价项目
以下，针对进行评价的项目进行说明。评价结果在表2中示出。
表面C浓度：渗碳处理后，通过组合了SEM的EPMA(电子束探针微小分析)测定从处理试验片的表面至25μm深度的C浓度。
碳化物面积率：研磨进行了渗碳淬火、回火处理的棒试验片的横截面，通过苦味酸饱和醇溶液腐蚀后，用SEM拍摄从最表面至25μm的位置(观察倍率3000倍)，通过图像解析测定面积率。
碳化物尺寸：在与上述同样的条件下观察，测定10μm以下的碳化物所占的面积率。
有无网状碳化物：在与上述同样的条件下观测，检查有无网状碳化物。
有无不完全淬火组织：研磨进行了渗碳淬火、回火处理的棒试验片的横截面，用硝酸醇溶液腐蚀后，用光学显微镜观察从最表面至25μm的位置，检查有无不完全淬火组织。
颗粒边界氧化层深度：研磨进行了渗碳淬火、回火处理的棒试验片的横截面，用光学显微镜观察未腐蚀的状态，测定沿最表面的颗粒边界看见黑色的层的深度。
回火抗软化性：对进行了渗碳淬火、回火处理的棒试验片再进行300℃×180分的回火处理，研磨横截面，在从最表面至25μm的位置中根据在JIS：Z2244中规定的方法测定维氏硬度(试验负荷：200g)Hv，同时，在获得Hv750以上的情况下，认为强度提高效果充分(与SCR420材料的气体共析渗碳品相比，强度提高30％以上)。
碳化物的体积率确定：通过上述的X射线衍射分布图的测定进行。
以上试验均使用直径10mm的试验片进行。
非渗碳层强度：
使用直径20mm的试验片，测定该试验片横截面中心部分的洛氏国际C等级硬度HRC，如果是HRC30以上，则判定非渗碳层强度合格。
表面疲劳强度评价：通过公知的辊点蚀试验机进行疲劳试验，通过将在107循环下不产生点蚀的负荷面压力定义为表面疲劳强度进行评价。具体地说，首先，将直径32mm的圆棒在950℃下加热保持后，缓慢冷却软化，然后通过机械加工制备试验部分直径26mm的辊点蚀试验片。此外，作为试验片的对照辊的材料，使用轴承钢(SUJ2)，进行淬火回火处理，使其形成HRC61的硬度。另外，大辊的曲率半径为150R和700R。对试验品的渗碳处理与用于进行发明钢的上述基础评价试验而实施的渗碳处理同时进行。另外，将渗碳处理后的辊点蚀试验片的一部分进行持续300℃×3小时的回火，对表面C浓度、碳化物面积率、最大碳化物尺寸和回火硬度等进行评价。此外，表面疲劳强度以JIS：SCR420的气体共析渗碳材料的疲劳强度作为标准值(1.0)，以相对于该标准值的倍率指数表示各材料的强度，同时，在获得相对于该标准值30％以上的表面疲劳强度的情况下，判定强度改善效果充分。以上结果在表2中示出。
表2
| 网状碳化物 | 不完全淬火组织 | 颗粒边界氧化层深度 | 芯部硬度 | 300℃回火硬度 | 式1 | 表面疲劳强度比 | 附记 | ||||
| Hv | Cr下限 | Cr上限 | 判定 | 指数 | 判定 | ||||||
| 1* | 无 | 无 | 无 | NG* | 803 | 3.02 | 5.02 | ○ | 1.42 | ○ | 非渗碳层强度NG |
| 2 | 无 | 无 | 无 | OK | 757 | 2.30 | 4.30 | ○ | 1.30 | ○ | OK |
| 3 | 无 | 无 | 无 | OK | 899 | 4.77 | 6.77 | ○ | 1.63 | ○ | 基材加工性NG |
| 4* | 无 | 无 | 无 | OK | 877 | 4.92 | 6.92 | ○ | 1.21* | ×* | 表面疲劳强度不足 |
| 5 | 无 | 无 | 无 | OK | 832 | 4.01 | 6.01 | ○ | 1.47 | ○ | OK |
| 6 | 无 | 无 | 无 | OK | 803 | 3.15 | 5.15 | ○ | 1.35 | ○ | OK |
| 7 | 无 | 无 | 无 | OK | 835 | 3.20 | 5.20 | ○ | 1.44 | ○ | OK |
| 8* | 无 | 无 | 无 | OK | 740* | 0.96 | 2.96 | ○ | 1.22* | ×* | 表面C没有提高，没有出现表面强度 |
| 9* | 无 | 有* | 无 | OK | 720* | 2.32 | 4.32 | × | 0.90* | ×* | 淬火性NG |
| 10 | 无 | 无 | 无 | OK | 841 | 3.22 | 5.22 | ○ | 1.43 | ○ | OK |
| 11 | 无 | 无 | 无 | OK | 820 | 2.94 | 4.94 | ○ | 1.42 | ○ | 基材加工性NG |
| 12* | 无 | 有* | 无 | OK | 702* | 2.14 | 4.14 | ×* | 0.90* | ×* | 淬火性NG |
| 13 | 无 | 无 | 无 | OK | 792 | 2.48 | 4.48 | ○ | 1.33 | ○ | OK |
| 14* | 无 | 无 | 无 | OK | 897 | 4.27 | 6.27 | ×* | 1.51 | ○ | 基材加工性NG |
| 15 | 无 | 无 | 无 | OK | 796 | 2.16 | 4.16 | ○ | 1.33 | ○ | OK |
| 16 | 无 | 无 | 无 | OK | 811 | 3.23 | 5.23 | ○ | 1.34 | ○ | OK |
| 17 | 无 | 无 | 无 | OK | 827 | 3.11 | 5.11 | ○ | 1.41 | ○ | OK |
| 18 | 无 | 无 | 无 | OK | 793 | 3.04 | 5.04 | ○ | 1.33 | ○ | OK |
| 19 | 无 | 无 | 无 | OK | 810 | 3.18 | 5.18 | ○ | 1.40 | ○ | OK |
| 20* | 无 | 无 | 无 | OK | 934 | 6.37 | 8.37 | ×* | 1.71 | ○ | 如果满足相对于表面C的Cr量，则基材加工性NG |
| 21 | 无 | 无 | 无 | OK | 866 | 2.48 | 4.48 | ○ | 1.76 | ○ | OK(珠击处理) |
| 22 | 无 | 无 | 无 | OK | 750 | 1.84 | 3.84 | ○ | 1.30 | ○ | OK |
| 23 | 无 | 无 | 无 | OK | 766 | 1.93 | 3.93 | ○ | 1.34 | ○ | OK |
| 24 | 无 | 无 | 无 | OK | 786 | 2.02 | 4.02 | ○ | 1.39 | ○ | OK |
*表示为本发明的范围以外
根据以上结果发现，实施例样品均没有发现导致强度劣化的不完全淬火组织和网状碳化物、颗粒边界氧化等，制造性(退火硬度≤HRB90)良好，也能充分获得在300℃的回火硬度(≥750Hv)，同时疲劳强度也良好。
Claims (5)
1、一种渗碳部件，其特征在于通过含有C：0.10质量％～0.40质量％、Si：0.05质量％～0.8质量％，Mn：0.35质量％～1.2质量％、Cr：2.0质量％～6.0质量％，残留部分包括Fe和不可避免杂质的钢构成母材，
在该母材的表层部分中，表面的颗粒间氧化层深度在1μm以下，形成从表面至深度25μm位置的平均C浓度SC为1.5质量％～4.0质量％的渗碳层，
调整形成上述母材的钢的Cr含量WCr，使其满足
1.76SC-1.06＜WCr＜1.76SC+0.94…(1)，
且，上述渗碳层在其深度方向截面组织中，从表面至深度25μm位置的碳化物面积率为15％～60％，相对于碳化物总面积的尺寸为0.5μm～10μm的微细碳化物的面积比率为80％以上，此外，该微细碳化物的70体积％以上为M3C型碳化物。
2、如权利要求1所述的渗碳部件，其特征在于上述钢还含有Mo：0.2质量％～1.0质量％、V：0.2质量％～1.0质量％中的一种或二种。
3、如权利要求1所述的渗碳部件，其特征在于上述钢还含有Nb：0.02质量％～0.12质量％。
4、一种涉及权利要求1～3任一项所述渗碳部件的制造方法，其特征在于，在对上述由钢构成的母材，在Acm点以上的温度中，通过真空渗碳进行一次渗碳处理后，在A1点以下急冷，然后在A1点～Acm点的温度中通过真空渗碳进行二次渗碳处理。
5、如权利要求4所述的渗碳部件的制造方法，其中，在上述二次渗碳处理后，在上述渗碳层的表面进行喷丸硬化处理。
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