CN102037159A - 表层部淬火的钢铁材料及其制造方法以及淬火零件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供表层部淬火的钢铁材料及其制造方法以及高频淬火零件，以便避免形成于钢铁材料的表面的化合物层因淬火而氧化。该表层部淬火的钢铁材料(10)由钢铁材料(11)、形成在其表面的化合物层(12)和形成在该化合物层(12)上的防氧化用包覆层(13)构成，钢铁材料(11)具有规定深度的硬化层，提高了钢铁材料(11)的表面上的硬度。钢铁材料(10)通过下述方法得到，该方法包括在表面形成有化合物层(12)的钢铁材料(11)上形成防氧化用包覆层(13)的第一阶段和对具有化合物层(12)和防氧化用包覆层(13)的钢铁材料(11)进行高频淬火的第二阶段，在第二阶段中，在规定的加热时间内升温至规定的加热温度，在达到加热温度之后立即进行冷却。

Description

表层部淬火的钢铁材料及其制造方法以及淬火零件
技术领域
本发明涉及作为表面压力强度、耐磨损性、弯曲疲劳强度等机械强度优良的机械构造零件所使用的表层部淬火的钢铁材料及其制造方法以及淬火零件。
背景技术
以往，为了提高机械强度，对铸铁、钢的机械构造零件实施氮化处理、软氮化处理、渗碳淬火、高频淬火等表面硬化处理。其中，众所周知，通过氮化处理等形成于最表面的氮化物层、特别是表面侧的化合物层的耐滑动性优良，并且耐磨损，抗咬粘(seizure)性也较高。
但是，以往的氮化处理或软氮化处理与渗碳淬火、高频淬火相比，硬化层深度较浅，表面压力强度、疲劳强度等存在改良的余地。
因此，近年来，利用氮的特性开发出一种这样的复合硬化处理，即，在氮化处理或软氮化处理之后，实施高频淬火处理，加深硬化深度并提高表面压力强度，从而提高疲劳强度。
在此，例如通过氮化处理在钢铁材料的表面形成氮化膜等化合物层之后实施高频淬火处理的情况下，化合物层所含有的氮扩散到钢铁材料的表层部，所谓的N扩散层扩大。
在这种情况下，在高频淬火过程中，淬火温度至少需要成为奥氏体组织的Ac1相变点以上的温度，通常从750～1050℃的温度范围中选择。例如，以氮化温度570℃形成的氮化物层是铁与氮的结合，再加热到650℃以上时，该氮化物被氧化而分解，导致氮化物层的氮在最表面作为氮气被放出，并在内部扩散。
因而，化合物层的表层部因高频淬火而被氧化，导致化合物层的表面成为氧化层。在此，相对于化合物层的致密，氧化层为多孔质。因此，化合物层的表面被氧化层覆盖而没有露出来，有时还出现化合物层的至少一部分消失而使化合物层变薄，从而使基于化合物层的特性的机械强度、耐滑动性、耐磨损性受损。
相对于此，在专利文献1中公开了一种这样的方法，即，为了解决由于对通过氮化处理形成于表面的氮化物层未施任何处理地进行高频淬火而导致在高温加热条件下氮化物层的损伤、消失这样的问题，在氮化处理后的表面上以1～3mm的厚度包覆以氧化硅为成分的防气体氮化·离子氮化剂、防渗碳剂、防氧化剂等，再进行淬火。
另外，例如，在专利文献2中公开了一种这样的淬火钢铁构件，其特征在于，在钢铁材料的表面形成有由较硬的氮化物构成的化合物层，并且，作为该化合物层的上层形成有无机化合物层，该无机化合物层含有从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、W、Mo及Al构成的组中选出的至少一种金属氧化物。
专利文献1：日本特开昭58-096815号公报
专利文献2：日本特开2008-038220号公报
但是，采用专利文献1的淬火方法，虽然能够防止加热时的氧化现象，但需要1mm以上的厚膜，致使导热性变低、冷却速度变慢、淬火时的冷却温度不充分，而难以获得目标硬度。另外，由于该防氧化膜的摩擦阻力较大，因此，在淬火处理之后需要除去，导致生产效率降低。
对于专利文献2的钢铁材料，利用在淬火工序之前施加的无机化合物层的表面保护剂，来保护形成于钢铁材料的表面的、由较硬的氮化物构成的化合物层防止该化合物层在淬火工序中损伤、消失，但即使采用该发明，自大于800℃的高温下淬火3秒以上时，也很有可能无法防止该化合物层的氧化。
发明内容
本发明即是鉴于上述课题而做成的，其目的在于通过避免形成于钢铁材料的表面的化合物层因高频淬火而氧化地实施淬火，来提供表层部淬火的钢铁材料及其制造方法以及淬火零件。
本发明人等基于反复进行深入研究的结果，得到能够通过在短时间内进行高频加热处理来避免形成于钢铁材料的表面的化合物层氧化这样的见解，得以完成本发明。
为了达到上述目的，本发明的表层部淬火的钢铁材料由基材、形成于上述基材的表面的化合物层、及形成在上述化合物层上的防氧化用包覆层构成，其特征在于，从上述基材的表面到规定深度具有淬火硬化层，而且，在上述化合物层的表层部未形成多孔质的氧化层。
在上述构造中，化合物层优选由从Fe、Ti、Zr、Mo、W、Cr、B及Si中选出的至少一种元素的氮化物层构成，防氧化用包覆层优选由含有如下金属元素的氧化物构成，该金属元素为从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、W、Mo及Al构成的组中选出的至少1种的金属元素。
本发明的淬火零件的特征在于，采用了上述钢铁材料。淬火零件例如是动力传动系统零件。
为了达到上述目的，本发明的钢铁材料高频淬火方法包括：第一处理工序，在该处理工序中以包覆形成于基材表面的化合物层的方式形成防氧化用包覆层；第二处理工序，在该处理工序中对在上述基材的表面形成化合物层及防氧化用包覆层而成的钢铁材料进行高频淬火，其特征在于，在上述第二处理工序中，在规定的加热时间(t1)内将上述钢铁材料加热至规定的加热温度(T1)，在达到上述规定的加热温度之后立即进行冷却。
在上述构造中，优选加热温度T1为760℃≤T1≤880℃的范围，加热时间t1为0.6秒≤t1≤2秒的范围。优选以金属附着量为150～200mg/m2的方式形成第一处理工序的防氧化用包覆层。
采用上述构造，在形成于基材表面的化合物层上形成有防氧化用包覆层、优选为氧化钛层，之后对钢铁材料的表层部进行高频淬火，因此，利用防氧化用包覆层来阻止化合物层的表面氧化。
因而，能够抑制化合物层的表层部变成多孔质的氧化层，因此，与以往相比，进一步较厚地残留化合物层，且利用高频淬火提高了硬度，而能够维持基于化合物层的特性的机械强度、耐滑动性、耐磨损性等。
采用本发明的表层部淬火的钢铁材料及其制造方法以及淬火零件，能够抑制在化合物层的表面因高频淬火形成氧化层。因而，不会发生剩余的化合物层变薄、或者其一部分消失，残留比较厚的化合物层，而使基于化合物层的特性的机械强度、耐滑动性、耐磨损性等不会受损。
附图说明
图1是表示本发明的一个实施方式的表层部淬火的钢铁材料的高频淬火前的状态的概略剖视图。
图2是表示图1的钢铁材料的制造方法的一个实施方式的流程图。
图3是示意地表示高频淬火的加热条件的图。
图4是表示图1的钢铁材料在高频淬火之后的状态的概略剖视图。
图5是表示在实施例及比较例中以各种高频淬火时间和温度制造的钢铁材料的各层厚度的表。
图6是表示实施例4的高频淬火后的钢铁材料和各种钢铁材料的截面硬度分布的坐标图。
图7是表示实施例4的高频淬火后的钢铁材料和各种钢铁材料的S-N线图的坐标图。
图8是表示实施例3的高频淬火后的钢铁材料和各种钢铁材料的法维(Faville)摩擦磨损试验的结果的坐标图。
图9是表示实施例4的高频淬火后的钢铁材料和各种钢铁材料的法列克司摩擦磨损试验的结果的坐标图。
图10是表示实施例4的高频淬火后的钢铁材料和各种钢铁材料的SRV试验的结果的坐标图。
具体实施方式
下面，参照附图详细说明本发明的几个实施方式。
图1是表示本发明的表层部淬火的钢铁材料10的一个实施方式的高频淬火前的状态的概略剖视图。
在图1中，钢铁材料10在高频淬火之前由钢铁材料(以下称作基材)11、形成于基材11表面的化合物层12、及形成在化合物层12上的防氧化用包覆层13构成。
另外，发明名称中的“钢铁材料”是称呼在表面层叠有化合物层12和防氧化用包覆层13的钢铁材料，“基材”仅是称呼在表面未层叠化合物层12和防氧化用包覆层13的钢铁材料。
基材11例如是碳钢、低合金钢、高合金钢、铸铁等钢铁材料，优选例如使用高碳钢、低合金钢等。
化合物层12通过对基材11进行表面处理而形成。该化合物层12优选为例如从Fe、Ti、Zr、Mo、W、Cr、B及Si中选出的至少一种元素的氮化物层。
形成化合物层12的表面处理的方法并没有特别的限定，例如通过氮化扩散处理、CVD(Chemical Vapor Deposition：化学气相沉积法)、PVD(Physical Vapor Deposition：物理气相沉积法)等形成。较为优选ISONITE(注册商标)处理、低温盐浴软氮化处理等盐浴软氮化处理、气体软氮化处理、离子氮化处理、等离子氮化处理等方法。
防氧化用包覆层13由金属元素的氧化物形成，该金属元素的氧化物含有例如从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、W、Mo及Al构成的组中选出的至少1种。其中，优选为Ti的氧化物(TiO2)，例如能够使用将被处理物浸渍于含有Ti化合物的溶液中并将其提起、之后使其干燥的浸涂法(dip coat method)等涂敷方法形成在化合物层12上。
为了使上述防氧化用包覆层13能够可靠地防止处于其下面的化合物层12因高频淬火而氧化，例如将该防氧化用包覆层13形成为金属附着量为150～200mg/m2左右。
本发明的实施方式的钢铁材料10在高频淬火之前如上所述地构成，下面，说明其制造方法。
图2是表示图1的钢铁材料10的制造方法的一个实施方式的流程图。
首先，在步骤ST1中，例如通过ISONITE(注册商标)处理在基材11的表面形成化合物层12。
其次，在步骤ST2中，在化合物层12的表面形成防氧化用包覆层13。
接着，在步骤ST3中，对包括化合物层12和防氧化用包覆层13的基材11实施高频淬火处理。
图3是示意地表示高频淬火的加热条件的图。图中的横轴表示加热时间(秒)，图中的纵轴表示加热温度(℃)。如图3所示，高频淬火通过这样的方式来进行，即，在规定的加热时间(t1)达到规定的加热温度(T1)为止地在短时间内进行加热，达到规定的加热温度(T1)之后立即急速冷却。图示的情况是以加热速度(℃/秒)恒定的情况为例来表示的。
优选加热温度T1为760℃以上、880℃以下的温度(760℃≤T1≤880℃)的范围，加热时间t1为0.6秒～2秒的范围(0.6秒≤t1≤2秒)。只要加热时间t1在0.6秒～2秒的范围内，则加热速度也可以不恒定。
由此，基材11的含有化合物层12的表层部通过淬火来提高硬度，并且，利用防氧化用包覆层13包覆化合物层12，因此，利用防氧化用包覆层13来抑制化合物层12的表面部氧化，不形成氧化层。
图4是表示图1的钢铁材料10在高频淬火之后的状态的概略剖视图。高频淬火后的钢铁材料10的基材11的与化合物层12接触的表层部通过高频淬火变为N浓化层11a。由于该N浓化层11a比较柔软，因此，提高了化合物层12的相对于基材11的保持性。
另外，氮原子自化合物层12扩散到该N浓化层11a的正下方，而形成N扩散层11b。
以上，完成了表层部淬火的钢铁材料10。
在步骤ST3中，在上述范围(760℃≤T1≤880℃、0.6秒≤t1≤2秒)内进行高频淬火的情况下，淬火后的化合物层12、N浓化层11a均良好，而且，形成于基材11表面的硬化层的硬度也良好。
在加热时间t1和加热温度T1在上述范围之外的情况下，形成于基材11表面部的硬化层的硬度降低，而且，淬火后的化合物层12的表面、N浓化层11a不良，因而不优选该种方式。在加热温度T1过高时和即使加热温度T1低于规定温度范围的下限值但加热时间t1过长时，这种情况下的化合物层12的不良表现为因过热导致防氧化用包覆层13的表面成为多孔质。
在通过步骤ST3的高频淬火使基材11的与化合物层12接触的表层部变为N浓化层11a的情况下，由于形成N浓化层11a而提高基材11的表层部的硬度。
采用本发明的表层部淬火的钢铁材料10，通过在化合物层12的表面又包覆了防氧化用包覆层13，能够抑制在化合物层12的表面因高频淬火而形成氧化层。因而，不会发生剩余的化合物层12变薄、或者其一部分消失，残留比较厚的化合物层12，而使基于化合物层12的特性的机械强度、耐滑动性、耐磨损性等不会受损。另外，防氧化用包覆层13既可以在高频淬火之后除去，也可以不除去，能够根据需要来选定。
由此，本发明的钢铁材料10即使在高表面压力下的试验中也不会发生弯曲，能够应用于各种齿轮、CVT零件、或者小齿轮轴(pinion shaft)等在高负荷状态下使用的零件。例如，能够应用于汽车等的从发动机到轮胎的驱动系统零件、即所谓的动力传动系统用零件。
实施例1
下面，详细说明本发明的表层部淬火的钢铁材料(以下简称作钢铁材料)10的实施例。
作为基材11，使用直径6.5mm、长度40mm的铬钼钢(SCM440)，在对其表面进行脱脂清洗之后，在熔融盐浴中以570℃对基材11进行两小时的盐浴软氮化处理(ISONITE(注册商标)处理：日本帕卡濑精(株式会社)制)，之后油冷，从而在基材11的表面形成厚度约11μm的由氮化铁构成的化合物层12。
在这样地在表面形成了化合物层12的基材11上再浸涂浓度4％的氧化钛中性水分散溶胶(パルチタン5603：锐钛矿(anatase)+非晶质溶胶(Amorphous sol)，日本帕卡濑精(株式会社)制)，在除去多余的液体之后，在180℃温度下使其干燥。用荧光X射线分析装置测量Ti的附着量，结果附着150mg/m2。
接着，利用高频淬火装置对这样地形成了由氧化钛层构成的防氧化用包覆层13和由氮化铁构成的化合物层12的基材11进行加热，在开始加热后的0.6秒达到780℃之后，立即停止加热、即进行冷却，制作出实施例1的钢铁材料10。
实施例2
作为高频淬火的条件，在开始加热后的0.6秒达到800℃之后立即停止加热来进行淬火，除此之外与实施例1同样地制作出实施例2的钢铁材料10。
实施例3
作为高频淬火的条件，在开始加热后的1秒达到780℃之后立即停止加热来进行淬火，除此之外与实施例1同样地制作出实施例3的钢铁材料10。
实施例4
作为高频淬火的条件，在开始加热后的1秒达到800℃之后立即停止加热来进行淬火，除此之外与实施例1同样地制作出实施例4的钢铁材料10。
比较例1
在与实施例相对应的比较例1中，作为高频淬火的条件，在开始加热后的3秒达到760℃之后立即停止加热来进行淬火，除此之外与实施例1同样地制作出钢铁材料。
比较例2
作为高频淬火的条件，在开始加热后的3秒达到880℃之后立即停止加热来进行淬火。除此之外，与实施例1同样地制作出比较例2的钢铁材料。
在此，在对高频淬火的条件进行了各种变更的实施例及比较例中，用扫描型电子显微镜(SEM)观察钢铁材料10的面，在截面中，测量从表面侧起的防氧化用包覆层13、化合物层12、形成于基材11表面的N浓化层11a的厚度。
图5是表示在实施例及比较例中以各种高频淬火时间和高频淬火温度制造出的钢铁材料的各层厚度的表。由图5明确可知高频淬火温度越高，化合物层12越薄，且N浓化层11a越厚。在高频淬火温度T为760℃和780℃的条件下，化合物层12没有变薄，并良好地形成N浓化层11a。
图5表中的数值表示化合物层12和N浓化层11a的维氏硬度。维氏硬度使用微小硬度计以施加10秒钟0.49N的载荷来测量。在高频淬火时间为0.6秒和1秒的情况下，高频淬火温度上升时，化合物层12和N浓化层11a的维氏硬度有降低的趋势。另一方面，在高频淬火温度为780℃和800℃的条件下，能得到良好的利用淬火形成于基材11表面的硬化层的维氏硬度值。
表1是表示实施例和比较例的高频淬火条件、淬火后的钢铁材料10的化合物层12、N浓化层11a、硬化层各层的维氏硬度的评价和钢铁材料10的综合判断的表。由表1明确可知在实施例1～4中，化合物层12、N浓化层11a、硬化层各层的维氏硬度均较高，良好地实施了淬火。另一方面，在高频淬火的温度T1为760℃、加热时间t1为3秒的比较例1中，硬化层的维氏硬度降低。在高频淬火的温度T1为880℃、加热时间t1为3秒的比较例2中，硬化层的维氏硬度较高，对含有化合物层12的钢铁材料10进行了良好的淬火，但N浓化层11a的维氏硬度较低。
像以上说明的那样，可知相对于在实施例1～4中能够对含有化合物层12的钢铁材料10进行良好的高频淬火，在比较例1和比较例2中，化合物层12或硬化层的维氏硬度不足，无法作为钢铁材料10。
表1
Figure BPA00001256898700111
图6～图10表示按照本发明实施了高频淬火处理后的钢铁材料10和以往的钢铁材料的试验结果。
图6是表示实施例4的钢铁材料10和各种钢铁材料的截面硬度分布的坐标图。图6中的横轴表示距表面的深度(μm)，图6中的纵轴表示维氏硬度(HV0.05)。在这种情况下，试验方法使用微小硬度计作为硬度试验机，施加10秒钟0.49N的载荷来测量维氏硬度。
在图6中，附图标记A1表示在实施例4中被高频淬火处理后的钢铁材料10，附图标记A2表示通过ISONITE(注册商标)处理在基材11上仅形成化合物层12且未进行高频淬火的材料，附图标记A3表示对基材11进行了高频淬火处理(以下称作IH处理)后的材料，附图标记A4表示对基材11进行了渗碳淬火处理(以下称作CQ处理)后的材料(SCM415，有效深度0.5mm)，附图标记A5表示对基材11进行了调质处理(以下称作QT处理)后的材料。
根据图6，可知实施例4的钢铁材料10(附图标记A1)在表面附近具有较高的硬度、以维氏硬度HV来表示为870左右，与附图标记A2所表示的材料相比硬度较高。另外，实施例4的钢铁材料10的硬化层变深，具有与附图标记A4所表示的进行了CQ处理后的材料大致相同的硬度特性。
图7是表示实施例4的钢铁材料10和各种钢铁材料的S-N线图的坐标图。S-N线图也称作韦勒(Wohler)曲线，是表示造成破坏所需的应力(S)与重复次数(N)的关系的图。图7中的横轴表示次数，图7中的纵轴表示疲劳强度(MPa)。这种情况的试验方法使用小野式旋转弯曲疲劳试验机，在室温气氛下以截止次数1×107对由材质SCM440构成的直径8mm的平滑试验片进行试验。
在图7中，附图标记B1表示实施例4的钢铁材料10，附图标记B2表示通过ISONITE(注册商标)处理在基材11上仅形成化合物层12且未进行高频淬火的材料，附图标记B3表示对基材11进行了IH处理后的材料，附图标记A4表示对基材11进行了QT处理后的材料。
根据图7，可知实施例4的钢铁材料10(附图标记B1)的疲劳强度为860MPa，与疲劳强度为575MPa的附图标记B2所表示的钢铁材料相比仅提高了1.59倍，与疲劳强度为680MPa的附图标记B3所表示的钢铁材料相比仅提高了1.26倍。
图8是表示实施例3的钢铁材料10和各种钢铁材料的法维摩擦磨损试验的结果的坐标图。图8中的横轴表示载荷(N)，图8中的纵轴表示转矩(N·m)。这种情况的试验方法使用法维摩擦磨损试验机，在使由SCM440(CQ：SCM415)构成的直径6.5mm的销和由SCM415(CQ)构成的V块以圆周速度0.1m/秒旋转的同时、使用发动机油(engine oil)(10W-30)作为润滑油，自初始载荷200kg起以25kg/秒逐渐增加来测量转矩。
在图8中，附图标记C1表示实施例3的钢铁材料10，附图标记C2表示通过ISONITE(注册商标)处理在基材11上仅形成化合物层12且未进行高频淬火的材料，附图标记C3表示对基材11进行了IH处理后的材料，附图标记C4表示对基材11进行了CQ处理后的材料。根据图8，实施例3的钢铁材料10(附图标记C1)与附图标记C2所表示的钢铁材料相同，即使在2300kg的载荷下也未发生咬粘。相对于此，附图标记C3所表示的钢铁材料约在700kg、附图标记C4所表示的钢铁材料约在350kg发生咬粘。
图9是表示实施例4的钢铁材料10和各种钢铁材料的法列克司摩擦磨损试验的结果的坐标图。图9中的纵轴表示极限咬粘载荷(kg)。这种情况的试验方法使用法列克司摩擦磨损试验机，在使由SCM440(CQ：SCr420)构成的直径10mm的销和由SCr420(CQ处理+磷酸锰处理)构成的V块以圆周速度0.4m/秒旋转的同时、一边使用CVT油(NS2)作为润滑油以50kg/分钟施加阶段载荷，一边测量极限咬粘载荷。
在图9中，附图标记D1表示实施例4的钢铁材料10，附图标记D2表示对基材11进行了CQ处理后的材料。附图标记D3表示对基材11进行了QPQ处理后的材料。QPQ处理是在对基材11进行了软氮化处理之后进行氧化处理和研磨的组合处理的方法。例如，在实施了软氮化处理之后，将基材11浸渍在以碱金属氢氧化物及碱金属硝酸盐为主要成分的熔融盐中来进行氧化处理，之后，利用喷砂处理等研磨表面，之后再次浸渍在熔融盐中，来在氮化物层上生成氧化被膜。QPQ处理的特长在于，在基材11上残留着氮化的化合物层12的状态下做成平滑状且最表层氧化，因此提高了滑动特性。附图标记D4表示对基材11实施了无电解镀镍(Ni-P处理)后的材料。
由图9明确可知对于实施例4的钢铁材料10(附图标记D1)与实施了CQ处理和磷酸锰处理后的V块的组合，即使在800kg载荷下也未发生咬粘，但附图标记D2、D3、D4所表示的钢铁材料均发生了咬粘。由此可知实施例4的钢铁材料10与对基材11进行了QPQ处理后的材料相比，其滑动特性上升。
图10是表示实施例4的钢铁材料10和各种钢铁材料的SRV试验的结果的坐标图。图10中的横轴表示时间(秒)，图10中的纵轴表示摩擦系数(μ)。这种情况的试验方法使用SRV试验机，在使由SCM440(CQ：SCM420)构成的销和由SCM420(CQ)构成的圆板以速度30Hz移动2mm的同时、在温度110℃的油中测量摩擦。
在图10中，附图标记E1表示实施例4的钢铁材料10，附图标记E2表示对基材11进行了CQ处理后的材料，附图标记E3表示对基材11进行了CQ处理和磷酸锰处理后的材料，附图标记E4表示对基材11进行了CQ处理、磷酸锰处理和固体润滑处理后的材料。
根据图10，如附图标记E1所示，实施例4的钢铁材料10在超过300秒之后发生咬粘，显示出最佳的耐咬粘性。附图标记E2所表示的进行了CQ处理后的基材11和附图标记E4所表示的进行了CQ处理、磷酸锰处理和固体润滑处理后的基材11在几十秒就发生了咬粘，附图标记E3所表示的被实施了CQ处理和磷酸锰处理后的基材11也在100～200秒就发生了咬粘。
由此，附图标记E1所表示的实施例4的钢铁材料10即使在高表面压力下的试验中也不会发生弯曲，能够应用于各种齿轮、CVT零件、或者小齿轮轴等在高负荷状态下使用的零件。
如上所述，采用本发明，能够提供一种利用防氧化用包覆层13防止形成于基材11的表面的化合物层12因高频淬火而氧化的、极其优良的钢铁材料10及其制造方法以及高频淬火零件。
附图标记说明
10、表层部淬火的钢铁材料；11、基材(钢铁材料)；11a、N浓化层；11b、N扩散层；12、化合物层；13、防氧化用包覆层。

Claims (9)

1.一种表层部淬火的钢铁材料，该表层部淬火的钢铁材料由基材、形成于上述基材的表面的化合物层和形成在上述化合物层上的防氧化用包覆层构成，其中，
从上述基材的表面到规定深度具有淬火硬化层，而且，在上述化合物层的表层部未形成多孔质的氧化层。
2.根据权利要求1所述的表层部淬火的钢铁材料，其特征在于，
上述化合物层由从Fe、Ti、Zr、Mo、W、Cr、B及Si中选出的至少一种元素的氮化物层构成。
3.根据权利要求1或2所述的表层部淬火的钢铁材料，其特征在于，
上述防氧化用包覆层由从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、W、Mo及Al所构成的组中选出的至少一种金属元素的氧化物构成。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的表层部淬火的钢铁材料，其特征在于，
上述淬火硬化层通过实施这样的高频淬火而形成，即，在加热温度T1为760℃≤T1≤880℃的范围、且上述加热时间t1为0.6秒≤t1≤2秒的范围内升温加热，在达到加热温度T1之后立即进行冷却。
5.一种钢铁材料的高频淬火方法，该钢铁材料的高频淬火方法包括：第一处理工序，在该处理工序中以包覆形成于基材表面的化合物层的方式形成防氧化用包覆层；第二处理工序，在该处理工序中对在上述基材的表面形成化合物层及防氧化用包覆层而成的钢铁材料进行高频淬火；其特征在于，
在上述第二处理工序中，在规定的加热时间t1内将上述钢铁材料加热至规定的加热温度T1，在达到上述规定的加热温度之后立即进行冷却。
6.根据权利要求5所述的钢铁材料的高频淬火方法，其特征在于，
上述加热温度T1为760℃≤T1≤880℃的范围，上述加热时间t1为0.6秒≤t1≤2秒的范围。
7.根据权利要求5或6所述的钢铁材料的高频淬火方法，其特征在于，
以金属附着量为150～200mg/m2的方式形成上述第一处理工序的防氧化用包覆层。
8.一种高频淬火零件，其特征在于，
该高频淬火零件采用权利要求1～4中任一项所述的表层部淬火的钢铁材料而形成。
9.根据权利要求8所述的高频淬火零件，其特征在于，
上述淬火零件是动力传动系统零件。
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