CN102317490A - 渗碳钢部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种通过对母材实施切削加工处理及渗碳处理而得到的渗碳钢部件，所述母材含有C：超过0.3～0.6质量％、Si：0.01～1.5质量％、Mn：0.3～2.0质量％、P：0.0001～0.02质量％、S：0.001～0.15质量％、N：0.001～0.03质量％、Al：超过0.06～0.3质量％、O：0.0001～0.005质量％的化学成分，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，所述渗碳钢部件的表层部硬度为HV550～HV800，芯部硬度为HV400～HV550。

Description

渗碳钢部件
技术领域
本发明涉及渗碳前被切削性和静态弯曲强度优良的渗碳钢部件。
本申请基于2009年3月30日提出的日本专利申请第2009-083228号公报并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
在车辆的快速起动时或急刹车时，对机械结构用的部件、特别是差动齿轮、传动齿轮、带齿轮渗碳轴等齿轮部件施加过剩的外力。此时，齿轮部件的齿根部的内部发生高的应力。其结果是，齿根部接受静态弯曲应力，因而有时产生倒齿或折齿。所以，特别是在差动齿轮中，迫切希望提高静态弯曲强度。以往，作为上述齿轮部件的母材(进行渗碳处理前的钢材)，一般使用JIS-SCr420或JIS-SCM420等含有大约0.2％的C的表面渗碳钢。由此，将母材的硬度抑制在低水平，确保渗碳处理前实施的切齿加工等切削加工处理时的渗碳前的被切削性。而且，通过在切削加工处理后实施渗碳处理(渗碳淬火处理及150℃前后的低温回火处理)，使渗碳钢部件表面的金属组织向含有大约0.8％的C的回火马氏体组织(屈氏体组织或索氏体组织)相变。图7是表示关于通过如此的处理得到的渗碳钢部件的距离表面的深度与维氏硬度的关系的图。如该图7所示，通过上述处理能够提高表层部硬度，因此例如通过对齿轮部件进行上述处理，能够提高齿轮部件的高循环弯曲疲劳强度或耐磨损性。
以下详细叙述的专利文献1～3公开了用于提高渗碳钢部件的静态弯曲强度的技术。
专利文献1中公开了一种渗碳钢部件，是从含有C：0.1～0.3重量％、Mn：0.35～1.1重量％、Cr：0.1～1.1重量％、Mn+Cr：0.6～1.7重量％、B：0.001～0.005重量％的化学成分的母材而制造的渗碳钢部件，其中，渗碳硬化层的表面部的C量为0.6～1.1重量％，该渗碳硬化层中的屈氏体的面积分率为5～50％。
专利文献2中公开了一种渗碳钢部件，是从含有C：0.1～0.3重量％、Mn：0.5～1.3重量％、Cr：0.1～1.1重量％、Mn+Cr：0.9～1.9重量％、B：0.001～0.005重量％的化学成分的母材而制造的渗碳钢部件，其中，渗碳硬化层的表面部的C量为0.6～1.1重量％，该渗碳硬化层中的屈氏体的面积分率为5～50％。
专利文献3中公开了对使用了含有0.5％以上的Ni的合金钢材的成形品进行渗碳处理，然后利用电解研磨等从渗碳处理后的成形品的表面将深度为20μm以上的区域除去的方法。
专利文献1：日本特开平11-80882号公报
专利文献2：日本特开平9-256102号公报
专利文献3：日本特开平3-645000号公报
但是，在上述专利文献1～3的公开技术中，不能充分提高静态弯曲强度。而且，用于提高静态弯曲强度的方法一般依据母材硬度的提高或合金元素的大量添加，所以从渗碳前被切削性的观点出发，不是所希望的方法。因此，要求使优良的渗碳前被切削性和优良的静态弯曲强度两立。
发明内容
本发明的目的是为回应上述课题，提供一种渗碳前被切削性和静态弯曲强度比以往优良的渗碳钢部件。
本发明为了解决上述的课题，采取了以下的手段。
(1)本发明的第1形态涉及一种渗碳钢部件，是通过对母材实施切削加工处理及渗碳处理而得到的渗碳钢部件，所述母材的含有C：超过0.3～0.6质量％、Si：0.01～1.5质量％、Mn：0.3～2.0质量％、P：0.0001～0.02质量％、S：0.001～0.15质量％、N：0.001～0.03质量％、Al：超过0.06～0.3质量％、O：0.0001～0.005质量％的化学成分，剩余为Fe及不可避免的杂质；所述渗碳钢部件的表层部硬度为HV550～HV800，芯部硬度为HV400～HV550。
(2)在上述(1)所述的渗碳钢部件中，所述母材也可以进一步含有Ca：0.0002～0.005质量％、Zr：0.0003～0.005质量％、Mg：0.0003～0.005质量％、Rem：0.0001～0.015质量％的化学成分中的1种以上。
(3)在上述(1)或(2)中的任一项所述的渗碳钢部件中，所述母材也可以进一步含有B：0.0002～0.005质量％的化学成分。
(4)在上述(1)～(3)中的任一项所述的渗碳钢部件中，所述母材也可以进一步含有Cr：0.1～3.0质量％、Mo：0.1～1.5质量％、Cu：0.1～2.0质量％、Ni：0.1～5.0质量％的化学成分中的1种以上。
(5)在上述(1)～(4)中的任一项所述的渗碳钢部件中，所述母材也可以进一步含有Ti：0.005～0.2质量％、Nb：0.01～0.1质量％、V：0.03～0.2质量％的化学成分中的1种以上。
(6)上述(1)～(5)中的任一项所述的渗碳钢部件也可以是齿轮。
根据上述(1)所述的构成，能够得到可一并发挥优良的渗碳前被切削性和优良的静态弯曲强度的渗碳钢部件。
根据上述(2)所述的构成，能够得到渗碳前被切削性的改善效果或起因于MnS的机械性质的各向异性降低效果。
根据上述(3)所述的构成，能够得到由改善淬火性或晶界强度而带来的静态弯曲强度的提高效果。
根据上述(4)所述的构成，能够得到由提高淬火性而带来的静态弯曲强度的提高效果。
根据上述(5)所述的构成，能够得到防止晶粒粗大化的效果。
根据上述(6)所述的构成，能够得到一并发挥优良的渗碳前被切削性和优良的静态弯曲强度的齿轮。
根据本发明，不会招致由渗碳钢部件的渗碳前被切削性的劣化造成的生产成本的大幅度增加，可进行齿轮的大幅度的小型轻量化，可提高汽车的燃油效率，并可由此削减CO2排放量。
附图说明
图1是表示静态弯曲试验片的概略图。
图2是表示表层部硬度波及静态弯曲强度的影响的图示。
图3是表示芯部硬度波及静态弯曲强度的影响的图示。
图4是表示Al含量波及渗碳前被切削性的影响的图示。
图5是表示Al含量与渗碳前被切削性的关系的图示。
图6是用实线表示根据本发明的渗碳钢的硬度分布的图示。
图7是表示以往技术的渗碳钢的硬度分布的图示。
符号说明
1-平行部
2-缺口(半圆弧)
3-静态弯曲试验片
4-渗碳后锪(孔)加工
具体实施方式
本发明者们为了解决上述课题，通过使钢材的化学成分及渗碳材质特性大范围且系统地变化，对渗碳前被切削性和静态弯曲强度特性进行了深入研究，搞清了以下几点。
(1)明确了：为了提高静态弯曲强度，将渗碳钢部件的表层部硬度(从表层到50μm深的区域的硬度)控制在HV550～HV800的范围是适当的。此外，明确了在该范围内，其数值越低越有效。
(2)明确了：为了提高静态弯曲强度，将渗碳钢部件的芯部硬度(母材的C含量增加10％以下的区域的硬度)控制在HV400～HV550的范围是适当的。此外，明确了：在该范围内其数值越高越有效，为了提高静态弯曲强度，优选将C含量提高到至0.6质量％为止的范围内。
也就是说，明确了：如图6所示用实线表示本发明的渗碳钢部件的距表面的深度与维氏硬度的关系，优选的是使表层部硬度控制在HV550～HV800的范围，且使芯部硬度控制在HV400～HV550的范围。另外，图6的虚线表示以往的渗碳钢部件的硬度分布。
(3)以往认为如果C含量超过0.3％，则因渗碳钢部件的韧性降低而容易发生裂纹，静态弯曲强度降低。可是，本发明者们明确了：韧性的降低的主要原因不是C含量，而是超过HV550的芯部硬度。此外，还明确了：为了避免因母材中含有超过0.6％的C而使芯部硬度超过HV550，有必要将0.6％作为C的上限。
(4)明确了：对于提高静态弯曲强度，在0.01～1.5％的范围内增加Si是有效的。以往，因Si波及到起因于渗碳时的晶界氧化层的生成的强度降低，因而推荐限制在0.5％以下。可是，本发明者们明确了：晶界氧化层波及到静态弯曲强度的的影响非常小，反而是Si增加造成的表层部硬度的降低、芯部硬度的增加对于提高静态弯曲强度是有效的。
(5)明确了：通过尽量减少P及添加B，可更加提高上述(1)～(3)的效果。
(6)明确了：在母材含有超过0.06％的Al量时，母材中生成的固溶Al能够提高母材的渗碳前被切削性。特别是明确了：如果采用被覆有含有由与氧的亲和力的强弱在Al以下的金属元素构成的氧化物、即标准生成自由能的绝对值在Al2O3的值以下的氧化物的被膜的工具进行切削加工处理，则在工具与钢材的接触面容易引起化学反应，其结果是，容易在工具表层形成Al2O3被膜，作为工具保护膜发挥作用，可大幅度延长工具寿命。
下面参照附图，对用于实施基于上述发现而完成的本发明的方式进行说明。
本发明的一个实施方式的渗碳钢部件是通过对含有C、Si、Mn、P、S、N、Al及O的母材进行切削加工处理及渗碳处理而制造的。以下，对各化学成分的优选的含量进行说明。另外，有关化学成分的含量的％表示质量％。
(C：超过0.3％且在0.6％以下)
C提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度，有助于静态弯曲疲劳强度的提高。经过渗碳淬火处理的部件的芯部的组织主体为马氏体。此外，C量越多，经过渗碳淬火处理的马氏体的硬度越高。此外，即使是相同的芯部硬度，也是C量高的一方通过微细碳化物的分散强化使屈服比增加。要确实得到此效果，需要使C量超过0.3％。为了更加提高静态弯曲疲劳强度，应使芯部硬度在HV450以上，优选将C量规定为0.32％以上或0.35％以上。另一方面，如果C量超过0.6％，则如上所述，芯部硬度超过HV550，此外，招致渗碳前被切削性的急剧降低，因此需要将C量规定在超过0.3％～0.6％的范围。从渗碳前被切削性的观点出发，优选将C量规定为0.40％以下，因此C的合适范围为0.32～0.40％。
(Si：0.01～1.5％)
Si对于钢脱氧是有效的元素，对于提高抗回火软化性也是有效的元素。此外，Si通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度，有助于低循环弯曲疲劳强度的提高。在Si低于0.01％时上述效果不充分，如果超过1.5％则阻碍渗碳性，因此需要将Si量规定在0.01～1.5％的范围内。在采用普通的碳势为0.7～1.0的气体浸碳法时，Si使钢材中的C的活量增加，通过该影响，Si在0.5～1.5％的范围内具有抑制表层部硬度的效果，对于静态弯曲强度的进一步提高是有效的。Si的合适范围为0.5～1.5％。
(Mn：0.3～2.0％)
Mn对于钢脱氧是有效的元素，同时通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度，有助于静态弯曲强度的提高。在Mn低于0.3％时，其效果不充分，如果超过2.0％则上述效果饱和，因此需要将Mn量规定在0.3～2.0％的范围内
(P：0.0001％以上0.02％以下)
P向渗碳时的奥氏体晶界偏析，因此因引起晶界破坏而使静态弯曲强度降低，所以需要将其含量限制在0.02％以下。合适范围为0.01％以下。另一方面，使P含量低于0.0001％从成本的观点出发是不合适的。所以，P的合适范围为0.0001％以上0.01％以下。图2中的A及图3中的A’表示因P的过剩添加而使静态弯曲强度降低的例子。
(S：0.001～0.15％)
S是以利用钢中形成的MnS来提高渗碳前被切削性的目的而添加的，但在低于0.001％时其效果不充分。另一方面，如果超过0.15％，不但其效果饱和，而且反而产生晶界偏析，引起晶界脆化。基于以上的理由，需要将S含量规定在0.001～0.15％的范围内。合适范围为0.01～0.1％。
(N：0.001～0.03％)
N在钢中与Al、Ti、Nb、V等结合，生成氮化物或碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。在N低于0.001％时其效果不充分，如果超过0.03％，则不仅其效果饱和，而且在热轧或热锻加热时残存未固溶的碳氮化物，难以使对于抑制晶粒的粗大化有效的微细的碳氮化物增量。所以，需要将N含量规定在0.001～0.03％的范围内。合适范围为0.003～0.010％。
(Al：超过0.06～0.3％)
图5是表示含有被限制在0.008％以下的N和0.02％、0.04％、0.08％、0.1％、0.18％、0.24％或0.3％的Al的8种母材的渗碳前被切削性的图示。如图5所示，得知：Al含量越大渗碳前被切削性越提高。该渗碳前被切削性提高效果基于存在于母材中的固溶Al与切削工具的表层部的氧化层(Fe3O4)的化学反应而形成于工具表面的Al2O3的保护膜效果。相反，如果Al过多，则Al2O3夹杂物的尺寸增大，相对于高循环的疲劳强度为低劣。所以，有必要将Al含量规定在超过0.06～0.3％的范围内。合适范围为0.075～0.25％。更优选为0.1～0.15％。
(O：0.0001以上且0.005％以下)
O是因进行晶界偏析而容易产生晶界脆化，同时因在钢中形成硬的氧化物系夹杂物(例如Al2O3)而容易产生脆性破坏的元素。需要将O限制在0.005％以下。另一方面，使O含量低于0.0001％从成本的观点出发是不合适的。所以，O的合适范围为0.0001％以上且0.005％以下。
另外，也可以在上述母材中含有Ca、Zr、Mg、Rem中的1种以上。在这种情况下，可得到渗碳前被切削性的改善效果或起因于MnS的机械性质的各向异性降低效果。以下，对含有这些化学成分时的优选的含量进行说明。
(Ca：0.0002～0.005％)
Ca通过使氧化物低熔点化，通过切削加工环境下的温度上升进行软质化，可改善渗碳前被切削性，但在低于0.0002％时没有效果，如果超过0.005％则大量生成CaS，使渗碳前被切削性降低。因此，最好将Ca量规定在0.0002～0.005％的范围。
(Zr：0.0003～0.005％)
Zr是脱氧元素，虽生成氧化物，但因还生成硫化物而是与MnS具有相互关系的元素。Zr系氧化物容易成为MnS的结晶/析出的核。因此对于控制MnS的分散是有效的。作为Zr添加量，为了进行MnS的球状化，优选添加超过0.003％，但为了使其微细分散，相反优选添加0.0003～0.005％。作为制品，从后者一方在制造上的品质稳定性(成分合格率等)的观点出发，现实中优选后者，即优选使MnS微细分散的0.0003～0.005％。在0.0002％以下时，几乎没有发现添加Zr的效果。
(Mg：0.0003～0.005％)
Mg是脱氧元素，虽生成氧化物，但因还生成硫化物而是与MnS具有相互关系的元素。Mg系氧化物容易成为MnS的结晶/析出的核。此外，因硫化物为Mn和Mg的复合硫化物，而抑制其变形，使其球状化。因此对于MnS的分散控制是有效的，但在低于0.0003％时没有效果，如果超过0.005％则大量生成MgS，使渗碳前被切削性降低，因此最好将Mg量规定在0.0003～0.005％的范围。
(Rem：0.0001～0.015％)
Rem(稀土类元素)是脱氧元素，生成低熔点氧化物，不仅抑制铸造时喷嘴的堵塞，而且还具有在MnS中固溶或结合，使其变形能降低，在轧制及热锻造时抑制MnS形状延伸的作用。如此，Rem对于各向异性的降低是有效的元素。但是，在Rem含量以总量计低于0.0001％时，其效果不显著，此外，如果添加Rem超过0.015％，则大量生成Rem的硫化物，使渗碳前被切削性恶化。因而，在添加Rem时，将其含量规定为0.0001～0.015％。
另外，也可以在上述母材中为了通过淬火性或晶界强度的改善来提高静态弯曲强度而含有B。含B时的优选的含量如下。
(B：0.0002～0.005％)
B抑制P的晶界偏析，同时有助于通过提高其本身的晶界强度和晶内强度、及提高淬火性来提高静态弯曲强度。在B低于0.0002％时其效果不充分，但如果超过0.005％则其效果饱和。所以，最好将其含量规定在0.0002～0.005％的范围内。合适范围为0.0005～0.003％。
另外，也可以在上述母材中为了通过提高淬火性来提高静态弯曲强度而含有Cr、Mo、Cu、Ni中的1种以上。含有这些化学成分时的优选的含量如下。
(Cr：0.1～3.0％)
Cr通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度，对于静态弯曲强度的提高是有效的元素。在Mn低于0.1％时其效果不充分，但如果超过3.0％则其效果饱和。所以，最好将Cr量规定在0.1～3.0％的范围内。
(Mo：0.1～1.5％)
Mo通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度，对于静态弯曲强度的提高是有效的元素。在Mn低于0.1％时其效果不充分，但如果超过1.5％则其效果饱和。所以，最好将Mo量规定在0.1～1.5％的范围内。
(Cu：0.1～2.0％)
Cu通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度，对于静态弯曲强度的提高是有效的元素。在Cu低于0.1％时其效果不充分，但如果超过2.0％则其效果饱和。所以，最好将Cu量规定在0.1～2.0％的范围内。
(Ni：0.1～5.0％)
Ni通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度，对于静态弯曲强度的提高是有效的元素。在Ni低于0.1％时其效果不充分，但如果超过5.0％则其效果饱和。所以，最好将Ni量规定在0.1～5.0％的范围内。
另外，在上述母材中，例如为了在以增加渗碳深度为目的渗碳温度的高温化或长时间化时防止晶粒粗大化，也就是说为了通过碳氮化物的增加而进行奥氏体晶粒的整细粒化，也可以含有Ti、Nb、V中的1种以上。含有这些化学成分时的优选的含量如下。
(Ti：0.005～0.2％)
Ti通过添加可在钢中生成微细的TiC、TiCS，由此也可以为谋求渗碳时的奥氏体晶粒的微细化而添加。此外，在添加Ti时，通过在钢中与N结合生成TiN可得到防止BN析出的效果。也就是说，能够确保固溶B。在Ti低于0.005％时其效果不充分。另一方面，如果超过0.2％则主体为TiN的析出物增多，使转动疲劳特性降低。基于以上的理由，最好将其含量规定在0.005～0.2％的范围内。合适范围为0.01～0.1％。
(Nb：0.01～0.1％)
Nb通过添加而生成Nb碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。在Nb低于0.01％时其效果不充分。另一方面，如果超过0.1％则使渗碳前被切削性劣化，因此将0.1％作为上限。
(V：0.03～0.2％)
V通过添加而生成V碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。在V低于0.03％时其效果不充分。另一方面，如果超过0.2％则使渗碳前被切削性劣化，因此将0.05％作为上限。
另外，在本发明的母材中，除了上述元素以外，也可以含有在制造工序等中不可避免地混入的杂质，但优选尽量不混入杂质。
接着，对本发明的一个实施方式的通过对上述母材实施渗碳处理得到的渗碳钢部件的表层部硬度和芯部硬度进行说明。
(表层部硬度HV550～HV800)
本发明者们明确了：如图2所示，在表层部硬度为HV550～HV800的范围内，表层部硬度越低则静态弯曲强度越提高。此外，本发明者们从破坏品的断口观察结果搞明：这是因为如果表层部硬度高，则从表面发生脆性断口的裂纹，并且该脆性断口急速传播的缘故。此倾向在超过HV800时显著现出。因此，优选表层部硬度为HV800以下，更优选为HV770以下。在表层部硬度低时，同样从表面发生裂纹，但因脆性断口的发生率低而使得裂纹的传播速度低，因而静态弯曲强度提高。可是，在表层部硬度低于HV550时最表层的塑性变形量明显增大(在为齿轮时，相当于齿面的大幅度变形)，因此除了损害作为齿轮的功能以外，而且最表层的硬度的下降也显著损害高循环弯曲疲劳强度或耐磨损性。因此，有必要将表层部硬度规定在HV550～HV800的范围内。由于表层部硬度是渗碳层的硬度，因此可通过渗碳时的碳势的调整、或渗碳淬火后的回火温度的调整来调整。作为调整的目标，对钢部件以碳势为0.8进行渗碳淬火处理，然后在150℃进行了回火后实施静态弯曲试验。因而在静态弯曲强度比所要求的低时，可通过使碳势降低到0.7，或使回火温度增加至180℃来进行调整，使表层部硬度降低，使静态弯曲强度提高。
(芯部硬度HV400～HV550)
本发明者们搞清楚：如图3所示，在芯部硬度为HV400～HV550的范围内，芯部硬度越高则静态弯曲强度越提高。本发明者们通过观察断口等弄清楚：这是因为如果芯部硬度低，则渗碳层正下的芯部屈服，不能接受此以上的应力，发生在渗碳层即钢部件表面的应力增大的缘故。要比以往一般所用的JIS-SCr420、JIS-SCM420等显著提高静态弯曲强度，需要HV400以上，因此有必要将芯部硬度规定在HV400～HV550的范围内。优选芯部硬度在HV430～HV550的范围内，更优选在HV450～HV550的范围内。再有，如果芯部硬度超过HV550，则因芯部的韧性明显降低，芯部的裂纹传播速度加快而使静态弯曲强度降低。
另外，图2中的B1、B2、B3表示芯部硬度超出上述范围的渗碳钢部件的静态弯曲强度，图3中的B1’、B2’、B3’表示表层部硬度超出上述范围的渗碳钢部件的静态弯曲强度。从示出这些点的图2及图3得知：在即使是表层部硬度和芯部硬度中的任何一方超出各自的范围时，也不能得到良好的静态弯曲强度。因而，本实施方式的渗碳钢部件将表层部硬度规定在HV550～HV800的范围内，且将芯部硬度规定在HV400～HV550的范围内。
另外，这里定义的芯部是通过渗碳处理从部件表面渗入的C随着深度成为微量的部分。具体而言，指的是母材的C含量增加10％(母材的C含量为0.20％时为0.22％)以下的部分。这里所谓母材是渗碳处理前的钢材。因而，可通过EPMA-C射线分析等来识别芯部。芯部的硬度调整可通过根据母材的C浓度或合金元素添加的淬火性的调整来进行。
再有，作为渗碳方法没有必要采用特别的方法，无论采用一般渗碳方法即气体渗碳、真空渗碳、气体渗碳氮化法等中的哪种方法都具有本发明的效果。
本发明的渗碳钢部件可用于机械结构用部件、差动齿轮、传动齿轮、带齿轮渗碳轴等齿轮部件，特别是对差动齿轮有用。
实施例
以下通过实施例具体地说明本发明。再有，这些实施例是用于说明本发明的，并不限定本发明的范围。
在将具有表1所示的化学成分的钢块伸锻成φ35mm后，实施均热处理和正火(但是，通过调整冷却来调整成铁素体-珠光体组织。)，然后进行钻切削用试验片的加工和如图1所示(但是除去锪孔加工)在中央凹部具有平行部1和缺口(半圆弧)2的静态弯曲试验片(φ15)3的粗加工。
关于钻切削用试验片，切下直径为30mm、高为21mm的圆柱试验片，将实施了铣削精加工的试验片作为钻切削用试验片。
接着，关于粗加工后的静态弯曲试验片，试验片No.1～29及31用转化式气体渗碳炉进行930℃×5小时的渗碳处理，进行130℃的油淬火。试验片No.30用转化式气体渗碳炉进行930℃×5小时的渗碳处理，进行220℃的油淬火。对试验片No.1～30，在油淬火后继续实施150℃×1.5小时的回火。对试验片No.31，在油淬火后继续实施120℃×1.5小时的回火。再有，在渗碳处理时的碳势为0.5～0.8的范围内，除了试验片No.31，都在150～300℃的范围内调整回火温度，由此调整了表层部硬度和芯部硬度。然后，通过对试验片实施1mm的锪孔加工4来制成静态弯曲试验片。另外，粗加工后的静态弯曲试验片为除去图1的虚线的形状，精加工后的静态弯曲试验片为相对于粗加工后的试验片增加了相当于图1的虚线的锪孔加工的形状。
上述正火后的硬度和渗碳处理后的(渗碳淬火回火处理后)的材质调查结果见表2。
关于渗碳前被切削性试验，通过对钻切削用试验片，在表3所示的切削条件下进行钻穿孔试验，评价了实施例及比较例的各钢材的渗碳前被切削性。此时，作为评价指标，在钻穿孔试验中采用直到累计孔深为1000mm为止可切削的最大切削速度VL1000(m/min)。
通过对静态弯曲试验片进行4点弯曲而实施了静态弯曲试验。本试验以0.1mm/min的压缩速度实施试验，求出直到断裂的最大负荷，作为静态弯曲强度。但是，在表层部硬度非常低时，最表层的塑性变形量显著增大，因此将直到此时刻为止的最大负荷作为静态弯曲强度。静态弯曲强度的结果见表2。
如表2所示，明确了本发明例的试验No.1～23除了静态弯曲强度优良为11kN以上以外，渗碳前被切削性(VL1000)也优良为35m/min以上。
与此相对照，比较例的试验No.24静态弯曲强度差。这是因为钢材的C低于本发明规定范围即0.3％，结果芯部硬度低于本发明规定范围的芯部硬度的缘故。
比较例的试验No.25静态弯曲强度差。这是因为钢材的C超过本发明规定范围即0.6％，结果芯部硬度高于本发明规定范围的芯部硬度的缘故。
比较例的试验No.26静态弯曲强度差。这是因为钢材的Si超过本发明规定范围的1.5％，因此阻碍渗碳性，结果表层部硬度低于本发明规定范围的表层部硬度，最表面的塑性变形量显著增大，将到此时点为止的最大负荷作为静态弯曲强度评价。
比较例的试验No.27静态弯曲疲劳强度差。这是因为钢材的P超过本发明规定范围的0.02％，因此产生由P的晶界偏析而造成的晶界破坏的缘故。
比较例的试验No.28、29渗碳前被切削性差。这是因为钢材的Al低于本发明规定范围的0.06％，因此不能发挥由固溶Al带来的对渗碳前被切削性的改善效果的缘故。
比较例的试验No.30静态弯曲疲劳强度差。这是因为淬火油高于220℃，结果淬火不足，芯部硬度低于本发明规定范围的HV400的缘故。
比较例的试验No.31静态弯曲疲劳强度差。这是因为回火温度低到120℃，结果表层部硬度超过本发明规定的HV800的缘故。
Figure BPA00001233277400141
表2：
Figure BPA00001233277400151
表3
Figure BPA00001233277400152
(所谓NACHI普通钻头，为株式会社不二越制的型号SD3.0的钻头
※本工具的最表层为铁系氧化物)
根据本发明，能够制造静态弯曲强度和渗碳前被切削性比以往优良的渗碳钢部件。所以，充分具有产业上的利用可能性。

Claims (6)

1.一种渗碳钢部件，是通过对母材实施切削加工处理及渗碳处理而得到的渗碳钢部件，其特征在于：
所述母材含有：
C：超过0.3质量％且小于等于0.6质量％、
Si：0.01～1.5质量％、
Mn：0.3～2.0质量％、
P：0.0001～0.02质量％、
S：0.001～0.15质量％、
N：0.001～0.03质量％、
Al：超过0.06质量％且小于等于0.3质量％、
O：0.0001～0.005质量％的化学成分，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
所述渗碳钢部件的表层部硬度为HV550～HV800，芯部硬度为HV400～HV550。
2.根据权利要求1所述的渗碳钢部件，其特征在于，所述母材还含有以下化学成分中的1种以上：
Ca：0.0002～0.005质量％、
Zr：0.0003～0.005质量％、
Mg：0.0003～0.005质量％、
Rem：0.0001～0.015质量％。
3.根据权利要求1所述的渗碳钢部件，其特征在于，所述母材还含有B：0.0002～0.005质量％的化学成分。
4.根据权利要求1所述的渗碳钢部件，其特征在于，所述母材还含有以下化学成分中的1种以上：
Cr：0.1～3.0质量％、
Mo：0.1～1.5质量％、
Cu：0.1～2.0质量％、
Ni：0.1～5.0质量％。
5.根据权利要求1所述的渗碳钢部件，其特征在于，所述母材还含有以下化学成分中的1种以上：
Ti：0.005～0.2质量％、
Nb：0.01～0.1质量％、
V：0.03～0.2质量％。
6.根据权利要求1～5中的任一项所述的渗碳钢部件，其特征在于：所述渗碳钢部件是齿轮。
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