CN102459678B - 渗碳部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供渗碳部件及其制造方法。该渗碳部件的原料钢是具有下述化学组成的钢：按质量％计含有C：0.15％～0.25％、Si：0.03％～0.50％、Mn：大于0.60％且小于等于1.5％、P≤0.015％、S：0.006％～0.030％、Cr：0.05％～2.0％、Al≤0.10％、N≤0.03％及O≤0.0020％，根据需要含有指定量的Mo、Cu、Ni、B、Ti、Nb及V中的1种以上，余量由Fe和杂质构成，表面硬化层部满足下述(a)～(c)的条件的渗碳部件的“低～中循环区域”中的疲劳强度优良。(a)从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度：0.35％～0.60％；(b)表面粗糙度Rz≤15μm；(c)部件最表面的压缩残余应力≤-800MPa，距部件最表面100μm的位置的压缩残余应力≤-800MP a、及Ir≥80000。其中，Ir是指将从部件最表面到100μm深度的位置的距最表面的深度设为yμm，将该部位的残余应力设为σr(y)，使积分区间为0～100地由[∫|σr(y)|dy]求出的值。

Description

渗碳部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及实施了渗碳的部件(以下称作“渗碳部件”)及其制造方法。详细地讲，是涉及可用作汽车、建筑工程机械、工业机械等的各种轴类或者动力传递用部件等的高强度钢制渗碳部件及其制造方法。更详细地讲，是提高了强度、特别是随着冲击负荷而产生的所谓的“低～中循环区域”中的疲劳强度、即“在为了付与塑性变形而施加反复的冲击负荷的情况下，在10³～10⁴循环左右以下的反复次数下产生疲劳破坏的强度”的高强度钢制渗碳部件及其制造方法。

背景技术

汽车桥轴(axle shaft)、驱动轴、等速接头用轴承座圈(outer race)或者动力传递用的齿轮等汽车部件、建筑工程机械部件及工业机械部件通常在机械加工成规定形状之后，为了具有期望的机械性质而实施表面硬化处理或者采用通常的“淬火-回火”的硬化处理来制造。

对于上述部件中的特别是汽车部件，从近年来的汽车的燃烧消耗率提高或者废气降低等应对环境问题的方面考虑，越来越谋求小型化、轻量化。因此，部件承受的负荷越发增大，特别是在冲击负荷成为问题的“低～中循环区域”中，提高疲劳强度非常重要。

对于部件的高疲劳强度化，通常大多采用作为表面硬化处理的“渗碳淬火”。

但是，在通常的“渗碳淬火”处理的情况下，表面被硬化处理后的部位的碳浓度按质量％计为0.8％左右，淬火后的微观组织是高碳马氏体组织。因此，虽然能够实现较高的硬度，但是很难避免由高碳马氏体组织引起的“脆化”。

本说明书中说明的“马氏体”是指利用等温相变及连续冷却相变得到的所谓的“新生马氏体(フレツシユマルテンサイト)”、“进行了自热回火后的马氏体”及将它们回火而得到的“回火马氏体”中的、“板条状组织形态”的组织，在上述“板条状组织”中也包含析出有ε或者θ等的碳化物的组织。

在将上述“新生马氏体”及“进行了自热回火后的马氏体”回火的情况下，也实施高温下的回火、例如超过700℃这样的较高温度下的回火，在“板条状组织”再结晶而成为等轴状的铁素体的情况下，不包含在“回火马氏体”中。

在非专利文献1中，对以“渗碳淬火”处理为前提的材料进行了研究。但是，在这样的仅变更材料的情况下，很难避免由上述高碳马氏体组织引起的“脆化”。因此，不能充分提高随着冲击负荷而产生的“低～中循环区域”中的疲劳强度。

因此，作为实现较高的疲劳强度的方法之一，研究了在实施渗碳淬火等表面硬化处理之后，进行喷丸强化处理，对部件表面付与压缩残余应力。具体地讲，例如在专利文献1～4中提出了组合渗碳淬火等表面硬化处理和喷丸强化处理的高疲劳强度部件及其制造方法。在专利文献5中，作为实现较高的疲劳强度的另一种方法提出了在实施渗碳淬火的表面硬化处理之后，再对制品的特定部位进行高频淬火的高疲劳强度部件及其制造方法。

即，在专利文献1中公开了一种“疲劳强度较高的驱动系统机械部件的制造方法”，其特征在于，使用含有0.1％～0.3％的碳的钢成形为机械部件，进行渗碳处理或者渗碳氮化处理而使维氏硬度大于等于400且小于700的不完全淬火层存在于从表面起到10μm～50μm的深度之后，或者使用含有0.35％～0.75％的碳的钢成形为机械部件，进行淬火而使维氏硬度大于等于400且小于700的不完全淬火层存在于从表面起到10μm～50μm的深度并再进行回火之后，利用具有维氏硬度为500以上的硬度的投射材料进行喷丸强化处理。

在专利文献2中公开了一种“高疲劳强度渗碳淬火品的制造方法”，其特征在于，对按质量％计分别含有C：0.1％～0.4％、Si：0.3％以下、Al：0.02％～0.08％、并以满足[6.4％≤2[Mn]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤8.2％]的式子的方式含有从由Mn：0.3％～3.1％、Ni：0％～6％、Cr：0％～1.2％、Mo：0％～1.2％构成的组中选择的两种以上元素、并且根据需要含有从由Nb：0.005％～0.2％和V：0.03％～0.8％构成的组中选择的一种或者两种、余量由铁和不可避免的杂质构成的钢材，实施满足[0.55％≤表面碳量(质量％)+表面氮量(质量％)≤0.90％]的式子的渗碳或者渗碳氮化处理，接着自奥氏体单相区域进行淬火，从而得到渗碳淬火硬化层的最高硬度按维氏硬度计为550～620、且从表面到300μm深度的残留奥氏体面积率不会达到20％以下的钢材，之后在弧高：0.6mmA以上的条件下进行喷丸强化处理。

在专利文献3中公开了一种“耐剥离性(耐ピツチング性)和耐磨损性优良的高表面压力用部件”，其特征在于，由按质量％计含有C：0.15％～0.60％、Si：0.01％～2.00％、Mn：0.01％～2.00％、Al：0.003％～0.050％、N：0.005％～0.100％、Cr：1.50％～6.00％、Mo：0.01％～3.00％、且Cr+2Mo：2.00％～8.00％的钢构成，并且，根据需要含有从Ni：0.1％～2.0％、B：0.0001％～0.0020％、V：0.01％～0.50％、Nb： 0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.20％中选择的一种或者两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，在表层中长径和短径之积的平方根为2μm以上的碳化物按面积率计为2％以下；以及一种“高表面压力用部件的制造方法”，其特征在于，对于该高表面压力用部件，将加热温度控制在930℃～1050℃、渗碳表层的C浓度控制在0.60％～0.80％、淬火温度控制在850℃～900℃地实施渗碳淬火、回火处理，或者实施渗碳氮化淬火、回火处理，或者在实施上述回火处理之后，再进行研磨、喷丸强化、高能喷丸(HardShot Peening)、微粒子喷丸强化中的任一种或者其中多种表面硬化处理。

在专利文献4中公开了一种“低循环疲劳特性优良的渗碳部件”，其特征在于，按质量％计含有C：大于等于0.10％且小于0.30％、Si：0.1％以下、Mn：0.20％～0.60％、P：0.015％以下、S：0.035％以下、Cr：0.50％～1.00％、Mo：0.50％～1.00％、B：0.0005％～0.0030％、Ti：0.010％～0.100％、Nb：0.010％～0.100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，气体渗碳处理之后的表层C浓度为0.40％～0.60％，使极限硬度按维氏硬度计为513的有效硬化层深度为0.6mm～1.2mm，而且，喷丸强化处理后的表面硬度按维氏硬度计为700以上。

在专利文献5中公开了一种“高疲劳强度渗碳强化处理品的制造方法”，其特征在于，将按质量比含有C：0.15％～0.35％、Al：0.01％～0.15％、N：0.005％～0.025％、Mn：0.30％～1.2％、Cr：0.30％～1.20％、S：0.01％～0.20％、根据需要还组合一种或者两种以上地含有(a)Nb：0.020％～0.120％及Ti：0.005％～0.10％、(b)Mo：1.0％以下、Ni：4.0％以下、Cu：2.0％以下、V：1.0％以下这两组元素、限制为P：0.01％以下、Si：0.50％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢加工为所需的制品形状，在碳势Cp为0.4质量％～0.9质量％的范围、且以碳势和材料的碳浓度之差为0.2质量％以上的碳势进行渗碳淬火之后，进行使制品的一部分或者整个制品的渗碳时的全硬化层深度的0.3倍～1.5倍的部分奥氏体化的高频淬火。

专利文献1：日本特开平5-140726号公报

专利文献2：日本特开平5-156421号公报

专利文献3：日本特开2007-246941号公报

专利文献4：日本特开2008-255470号公报

专利文献5：日本特开昭64-36779号公报

非专利文献1：松岛等：R&D神户制钢技报，Vol.50，No.1(Apr.2000)，P.57～60

在上述专利文献1中提出的技术利用这样的方式，即，作为表面硬化处理以渗碳淬火或者渗碳氮化淬火为前提，通过使表层部的特定部位存在软质的“不完全淬火层”，在喷丸强化加工时，表层的软质层与内部的硬质层相比比较容易塑性变形，结果表层的压缩残余应力升高。因而，利用该技术，能够提高例如小野式旋转弯曲疲劳试验这样的、1×10⁶循环左右以上的反复次数的疲劳破坏为对象的所谓的“高循环区域”中的疲劳强度。但是，在冲击性且施加比较大的负荷的所谓的“低～中循环区域”中，存在即使能够对表层部付与较大的压缩残余应力，若存在不完全淬火层，则该“不完全淬火层”自身会促进产生疲劳龟裂，也无法避免产生疲劳破坏的情况。因此，并不一定能够得到“低～中循环区域”中的疲劳强度的提高效果。

在专利文献2中提出的技术中，Mn、Ni、Cr和Mo的含有量总量、以及表面C量和表面N量限制在特定的范围内，使渗碳淬火时生成的残留奥氏体量适当化，使通过喷丸强化产生的表面压缩残余应力付与的效果到达材料内部的更深的位置。因而，利用该技术，也能够提高“高循环区域”中的疲劳强度。但是，在残留奥氏体量大于20％地存在的情况下，在喷丸强化处理时，由残留奥氏体的加工诱发相变引起的变形量变大，因此，无法避免部件产生应变。因而，需要用于校正应变的作业。

在专利文献3中提出的高表面压力部件将钢材成分中的、特别是比较昂贵的Cr和Mo调整到Cr为1.50％～6.00％的范围、将Mo调整为0.01％～3.00％的范围、将[Cr+2Mo]的值调整为2.00％～8.00％。因此，存在无法避免随着合金元素含有量的增加而引起制造成本增加的情况。在该专利文献3中提出的技术通过在渗碳表层的C浓度、即碳势为0.60％～0.80％的条件下进行渗碳淬火，并根据需要进行各种喷丸强化处理，能够提高高循环区域中的疲劳强度。但是，由于碳势较高，因此，很难避免表面硬化层部中的“脆化”。因此，并不一定能够得到“低～中循环区域”中的疲劳强度的提高效果。

在专利文献4中提出的技术中，通过付与压缩残余应力来补偿随着降低渗碳部件的表层C浓度而引起的表层硬度的降低，并且，使压缩残余应力最大的深度位置为距表层100μm以内，出于抑制因弯曲疲劳而产生龟裂、并除去作为龟裂起点的表层的晶界氧化层的目的，实施喷丸强化处理。在该专利文献4中，对于在两个阶段中进行喷丸强化处理也进行了公开。但是，完全没有考虑部件的表面粗糙度，因此，在部件的表面粗糙较大的情况下，认为因“缺口效应”容易产生疲劳龟裂。因此，并不一定能够得到“低～中循环区域”中的疲劳强度的提高效果。

在专利文献5中提出的技术通过以特定的碳势进行渗碳淬火，接着在特定的条件下进行高频淬火，能够将表层的旧奥氏体结晶粒径做成JIS粒径编号为10号以上的细粒，并付与-294MPa(-30kgf/mm²)以下的表层压缩残余应力。因此，能够实现使用平滑试验片通过小野式旋转弯曲疲劳试验评价的疲劳极限为941MPa(96kgf/mm²)以上的疲劳强度。但是，该方法作为表面硬化处理同时进行了“渗碳淬火”和“高频淬火”这两种处理，因此会导致制造成本升高。另外，关于低～中循环区域中的疲劳强度没有公开。

发明内容

本发明即是鉴于上述现状而做成的，其目的在于提供大幅度提高了“低～中循环区域”中的疲劳强度的渗碳部件及其制造方法。

本发明人为了提高“低～中循环区域”中的疲劳特性，对实施了硬化处理后的部件的硬化层部微观组织进行了详细调查。

结果可判明，为了提高“低～中循环区域”中的疲劳强度，需要至少使硬化层部“高韧性化”。

因此，进行用于实现硬化层部的高韧性化的研究，发现抑制硬化层部的脆性破坏及抑制不完全淬火组织非常重要。

推断为，为了抑制上述硬化层部的脆性破坏，使硬化层部的马氏体组织的C量适当化即可。与其相关联，G.Krauss在“Materials Science and Engineering A273-275(1999)”的第40～第57页中报告了只要调质处理的情况下的马氏体组织中的C量为0.50％以下，就能抑制脆性破坏而产生延展性破坏。

但是，在进行“渗碳淬火”这样的表面硬化处理的情况下，从部件表面朝向内部地产生碳浓度的分布。该碳浓度的分布根据渗碳淬火条件而变化，因此，存在内部的碳浓度高于表面的碳浓度的情况。因而，可认为硬化层部的特性仅利用部件的极表面的碳浓度无法评价。

因此，本发明人将具有表1所示的化学组成的钢A真空炉熔炼，制作150kg钢块，利用4点弯曲疲劳试验对渗碳处理品的碳浓度分布与疲劳试验中的破坏形态的相关性进行了调查。

上述钢A是相当于JIS G 4053(2008)所记载的SCr420的钢。

表1

如下地实施对采用钢A的渗碳处理品的碳浓度分布与4点弯曲疲劳试验中的破坏形态的相关性的具体调查。

即，在将上述钢块加热到1250℃之后进行热锻造，做成直径30mm的圆棒。热锻造后的冷却是大气中的放冷。

接着，对热锻造而得到的上述直径30mm的圆棒实施在加热温度900℃下均热保持60min之后在大气中放冷的常化处理。

利用机械加工自上述常化处理后的直径30mm的圆棒的中心部切取截面为13mm×13mm、长度为100mm的长方体，之后再在上述长方体的一个面的长度方向中央的部位设置半径2mm的半圆切口，制成4点弯曲试验片。

接着，作为“渗碳淬火”，改变处理温度、保持时间、碳势地对上述4点弯曲试验片进行渗碳处理，之后投入到120℃的油中。在进行了上述渗碳淬火之后，再以加热温度180℃均热保持120min，之后实施在大气中放冷的回火处理。

使用上述“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片，在应力比0.1、支点间距离45mm、试验频率5Hz的条件下进行4点弯曲疲劳试验，调查5×10³次强度的破坏形态。

并且，使用在与调查上述破坏形态的条件相同的条件下渗碳淬火-回火处理后的4点弯曲试验片，利用以下的方法调查碳浓度分布。为了能够调查设有半圆切口的部位的横截面而将4点弯曲试验片埋入到树脂中进行研磨。之后，将切口底作为最表面，使用波长分散型EPMA装置，利用检量线测定向试验片中心方向的碳浓度分布。

使用钢A对上述渗碳处理品的碳浓度分布与4点弯曲疲劳试验中的破坏形态的相关性进行了调查，结果得到下述<1>的见解。

<1>在从最表面到深度0.2mm的位置的质量％的平均碳浓度(以下也称作“C(ave)”)和4点弯曲疲劳试验中的破坏形态之间存在良好的相关性，只要C(ave)为0.45％以下，就能够抑制脆性破坏。

上述从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度是指将从最表面向中心方向的距离设为xmm、该部位的质量％的碳浓度设为C(x)％，以下式表示的值。

C(ave)＝{∫C(x)dx}/0.2＝5×∫C(x)dx

在上述式中，积分区间、即“x”的范围为0(mm)～0.2(mm)。

基于上述见解<1>，本发明人将从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度用作表示硬化层部的高韧性化的参数之一，实施如下所示的试验。

即，将具有表2所示的化学组成的钢A～钢E真空炉熔炼，制成150kg钢块。表2中的钢A再次表示上述表1中的钢A。

表2

在将上述各钢的钢块加热到1250℃之后进行热锻造，做成直径30mm的圆棒。热锻造后的冷却是大气中的放冷。

接着，对热锻造而得到的上述直径30mm的圆棒实施在加热温度900℃下均热保持60min之后在大气中放冷的常化处理。

利用机械加工自上述常化处理后的直径30mm的圆棒的中心部切取截面为13mm×13mm、长度为100mm的长方体。之后，在上述长方体的一个面的长度方向中央的部位设置半径2mm的半圆切口，制成4点弯曲试验片。

接着，对于上述各钢，使均热温度为930℃地对4点弯曲试验片进行渗碳处理，之后投入到120℃的油中，进行“渗碳淬火”。在进行了上述渗碳淬火之后，再以加热温度180℃均热120min，之后实施在大气中放冷的回火处理。

对于钢A，对4点弯曲试验片也进行通常条件下的“渗碳淬火-回火”处理。具体地讲，作为“渗碳淬火”，对于上述4点弯曲试验片，在930℃下使碳势为1.1％地均热100min，接着使碳势为0.8％地均热50min之后，在碳势为0.8％的状态下暂时冷却至870℃，在该温度下再保持60min地进行渗碳处理，之后投入到120℃的油中。在进行了上述渗碳淬火之后，以加热温度180℃均热120min，之后实施在大气中放冷的回火处理。

表3表示渗碳条件的详细内容。另外，表3的“Cp1”及“Cp2”表示渗碳处理中的“碳势”，首先，在Cp1的条件下以“均热时间1”所示的时间进行渗碳，接着，在Cp2的条件下以“均热时间2”所示的时间进行渗碳。表3中的试验编号17相当于上述通常条件下的“渗碳淬火-回火”的处理。在该试验编号17的渗碳条件下，上述的“在碳势为0.8％的状态下暂时冷却至870℃，在该温度下再保持60min”的处理的记载在表3中省略。

表3

使用上述“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片调查了硬度和碳浓度分布。

硬度是在为了能够调查设有半圆切口的部位的横截面而将4点弯曲试验片埋入到树脂中进行研磨之后，测定维氏硬度(以下也称作“HV硬度”)。HV硬度试验利用JIS Z 2244(2009)所规定的方法使试验力为2.94N地进行，求出中心部的硬度(以下称作“中心硬度”)和表面部的硬度(以下称作“表面硬度”)。

中心硬度以构成埋入到树脂中的试验片横截面的一个边的、实施了半圆切口的面为基准，在距该面深度10mm的位置选择5点进行测定，以其平均值表示中心硬度。表面硬度以上述实施了半圆切口的面为基准，在距该面深度0.05mm的位置选择5点进行测定，以其平均值表示表面硬度。

碳浓度分布如下地求出。首先，与上述硬度测定同样地为了能够调查设有半圆切口的部位的横截面而将4点弯曲试验片埋入到树脂中进行研磨。之后，将切口底作为最表面，使用波长分散型EPMA装置，利用检量线测定向试验片中心方向的碳浓度分布。接着，使用上述测定结果，利用上述“5×∫C(x)dx”的式子求出从最表面向中心方向直到深度0.2mm的位置的平均碳浓度C(ave)。

表3同时表示像上述那样地求出的表面硬度、中心硬度和C(ave)。

对于表3所示的试验编号1～试验编号9及试验编号11～试验编号13的“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片的设有半圆切口的面，出于付与压缩残余应力的目的，实施下述[SP条件I]的喷丸强化处理。对于表3所示的试验编号14～试验编号16的“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片的设有半圆切口的面，实施下述[SP条件II]的喷丸强化处理。

[SP条件I]和[SP条件II]的各喷丸强化处理在如下所示的条件下分两阶段实施。

关于[SP条件I]：

第1阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料：HV硬度：700，平均粒径：0.6mm；

·投射时间：12s；

·投射空气压力：0.35MPa；

·覆盖率：500％；

第2阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料：HV硬度：800，平均粒径：0.1mm；

·投射时间：20s；

·投射空气压力：0.2MPa；

·覆盖率：500％。

关于[SP条件II]：

第1阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料：HV硬度：780，平均粒径：1.2mm；

·投射时间：10s；

·投射空气压力：0.35MPa；

·覆盖率：500％；

第2阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料：HV硬度：800，平均粒径：0.1mm；

·投射时间：8s；

·投射空气压力：0.2MPa；

·覆盖率：200％。

接着，使用在上述表3所示的试验编号1～试验编号9及试验编号11～试验编号16的“渗碳淬火-回火”处理之后又实施了各条件的喷丸强化处理后的4点弯曲试验片、以及保持表3所示的试验编号10及试验编号17的“渗碳淬火-回火”处理后的状态未实施喷丸强化处理的4点弯曲试验片，在

·应力比：0.1；

·支点间距离：45mm；

·试验频率：5Hz；

的条件下进行4点弯曲疲劳试验。

在上述4点弯曲疲劳试验中，将重复次数为5×10³次时的龟裂产生强度作为“弯曲疲劳强度”进行评价。

弯曲疲劳强度以作为表面硬化处理部件的代表例的试验编号17的弯曲疲劳强度(即，作为渗碳钢使用相当于通常的SCr420的钢A，在以通常的条件进行“渗碳淬火-回火”处理后的状态下供于弯曲疲劳试验的试验编号17的弯曲疲劳强度)为基准，将比其提高50％以上作为目标。

表4表示上述弯曲疲劳试验结果。表4同时表示了将试验编号17的弯曲疲劳强度作为基准值的情况下的、自该值的提高率。

表4

图1表示用从最表面到0.2mm的位置的质量％的平均碳浓度C(ave)整理将试验编号17的弯曲疲劳强度作为基准值的情况下的弯曲疲劳强度的提高率。

基于上述图1，本发明人得出了下述<2>的结论。

<2>只要从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度按质量％计为0.35％～0.60％的范围，例如通过实施喷丸强化处理而对部件表面付与压缩残余应力，就能够将以通常渗碳处理品的弯曲疲劳强度为基准的情况下的弯曲疲劳强度提高50％以上。特别是，在硬化层部的断面形态为“脆性”的硬化层部的平均碳浓度为0.45％～0.60％的情况下，只要通过喷丸强化处理等对部件表面付与压缩残余应力，就也能够抑制脆性破坏，从而能够提高疲劳强度。

但是，虽然能够通过喷丸强化处理付与压缩残余应力，但是残余应力也与碳浓度同样地存在分布，可认为该残余应力分布根据喷丸强化的处理条件而变化。

通常，可以说“高循环区域”中的疲劳强度与通过喷丸强化处理导入的压缩残余应力的最小值(用绝对值表示的情况下的最大值)之间存在相关性。但是，相同的相关关系在“低～中循环区域”中的疲劳强度与压缩残余应力的最小值之间是否也成立并不明确。

并且，喷丸强化处理是在通常的情况下对使碳势为0.8％左右的渗碳处理品所代表的、硬化层部的硬度按HV硬度计为720％以上这样的部件进行的。因此，对于随着喷丸强化处理而产生的表面粗糙度的变化，可认为没有什么问题。

但是，上述<2>的按质量％计为0.35％～0.60％这样的C(ave)的值低于使上述碳势为0.8％左右的渗碳处理的情况下的平均碳浓度。因此，C(ave)为0.35％～0.60％的情况下的硬化层部的硬度低于以0.8％左右的碳势渗碳处理后的通常的渗碳品硬化层部的硬度，因此，可认为在为了付与压缩残余应力而进行喷丸强化处理后的情况下，表面粗糙度的变化也变大。

而且，在“低～中循环”区域中的疲劳的情况下，冲击性地施加有比较大的负荷应力。因此，假定在表面粗糙度较粗的情况下，成为“缺口效应”而导致疲劳强度降低。

因此，本发明人进一步对“低～中循环区域”中的疲劳强度与压缩残余应力及表面粗糙度的相关性进行了研究调查。

即，首先，使用在与表4中表示了弯曲疲劳特性的4点弯曲试验片相同的条件下处理后的4点弯曲试验片(具体地讲，是在与进行了上述弯曲疲劳试验的4点弯曲试验片相同的条件下实施了“渗碳淬火-回火”处理和喷丸强化处理后的试验编号1～试验编号9及试验编号11～试验编号16的4点弯曲试验片、以及仅实施了“渗碳淬火-回火”处理后的试验编号10及试验编号17的4点弯曲试验片)，对导入到其半圆切口底的表面中的压缩残余应力、即最表面的压缩残余应力(以下称作“σr(0)”)的值及距最表面100μm的位置的压缩残余应力(以下称作“σr(100)”)的值进行调查。

利用电解研磨从表面研磨至规定的深度位置，在各深度位置测定衍射X射线的强度，由利用该测定得到的峰值强度的半值宽度和峰值中心位置的关系求出压缩残余应力。

表5表示上述残余应力调查结果。另外，表5中同时表示了对于从最表面到深度为100μm的位置，将距该最表面的深度(以下也简称作“深度”)设为yμm、残余应力设为σr(y)，以下式表示的残余应力强度指数Ir。

Ir＝∫|σr(y)|dy

另外，上述式中的“|σr(y)|”是指距最表面的深度为yμm的部位的压缩残余应力的绝对值。另外，积分区间、即“y”的范围为0(μm)～100(μm)。

残余应力强度指数Ir例如能够利用以下的(1)～(8)所示的方法求得。

(1)将作为对象的试验片的最表面设为作为基准位置的0μm。

(2)利用电解研磨研磨至深度y(1)μm的位置。

(3)使用X射线测定深度y(1)μm的部位的压缩残余应力。利用该X射线进行的压缩残余应力测定方法是通常的方法即可。

(4)接着，再次利用电解研磨研磨至深度y(2)μm的位置。

(5)与上述(3)同样地测定深度y(2)μm的部位的压缩残余应力。

(6)直到深度100μm的位置重复上述电解研磨，测定电解研磨后的各深度部位的压缩残余应力。

(7)对于深度0μm～100μm的位置，将横轴取作深度、纵轴取作压缩残余应力的绝对值地绘制得到的深度与压缩残余应力的关系，将深度与压缩残余应力的绝对值的关系作为函数求出(换言之是以曲线近似)。

(8)只要算出在上述(7)中得到的曲线被纵轴和横轴夹着的部分的面积，就能够求出作为压缩残余应力的绝对值的积分的残余应力强度指数Ir。

表5所示的Ir是在上述(1)～(8)所示的方法中，对深度0μm、10μm、30μm、50μm、80μm、100μm的各位置测定压缩残余应力而求出的值。

表5也同时记录上述表4中的“弯曲疲劳强度提高率”。

表5

由表5重新判明下述<3>的事项。

<3>σr(0)、σr(100)和残余应力的分布状态对弯曲疲劳强度提高率影响很大。而且，上述弯曲疲劳强度提高率能够达到50％以上这样的目标是σr(0)和σr(100)均满足-800MPa以下、且上述残余应力强度指数Ir为80000以上的情况。

可认为上述σr(0)、σr(100)和残余应力强度指数Ir影响弯曲疲劳强度提高率的原因在于，这些参数对疲劳龟裂的产生有影响。

但是，由表5可明确，即便满足上述<3>的条件，也存在像试验编号14～试验编号16那样弯曲疲劳强度提高率较低、未达到50％以上这样的目标的情况。

作为上述弯曲疲劳强度提高率的降低原因，可认为是试验片的表面粗糙度。即，可认为试验片的表面粗糙度对疲劳龟裂的产生有影响，在部件的表面粗糙度较粗的情况下，因“缺口效应”而容易发生疲劳龟裂，因此疲劳强度降低。

因此，接着，与测定压缩残余应力的情况同样地使用在与表4中表示了弯曲疲劳特性的4点弯曲试验片相同的条件下处理后的4点弯曲试验片(具体地讲，是在相同的条件下实施了“渗碳淬火-回火”处理和喷丸强化处理后的试验编号1～试验编号9及试验编号11～试验编号16的4点弯曲试验片、以及仅实施了“渗碳淬火-回火”处理后的试验编号10及试验编号17的4点弯曲试验片)，测定表面粗糙度(具体地讲，是JIS B 0601(2001)所规定的最大高度粗糙度Rz)。

表6表示上述Rz测定结果。表6同时记录上述表4中的“弯曲疲劳强度提高率”、表5中的“σr(0)”、“σr(100)”和“残余应力强度指数Ir”。

表6

由表6重新明确下述<4>的事项。

<4>JIS B 0601(2001)所规定的最大高度粗糙度Rz对“低～中循环区域”中的弯曲疲劳强度提高率影响很大。而且，上述弯曲疲劳强度提高率能够达到50％以上这样的目标是Rz为15μm以下的情况。因此，在通过喷丸强化处理付与压缩残余应力的情况下，最终需要在能够满足[Rz≤15μm]的条件下进行喷丸强化处理。

本发明即是基于上述见解而完成的，其主旨在于下述(1)～(3)所示的渗碳部件及(4)所示的渗碳部件的制造方法。

(1)一种渗碳部件，该渗碳部件为钢制，其特征在于，原料钢是具有按质量％计含有C：0.15％～0.25％、Si：0.03％～0.50％、Mn：大于0.60％且小于等于1.5％、P：0.015％以下、S：0.006％～0.030％、Cr：0.05％～2.0％、Al：0.10％以下、N：0.03％以下及O：0.0020％以下、余量由Fe和杂质构成的化学组成的钢，表面硬化层部满足下述(a)～(c)的条件。

(a)C(ave)：按质量％计为0.35％～0.60％；

(b)表面粗糙度Rz：15μm以下；以及

(c)σr(0)：-800MPa以下、σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上。

“C(ave)”是从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度，是指将从最表面向中心方向的mm单位的距离设为x、该部位的质量％的碳浓度设为C(x)％，以[C(ave)＝5×∫C(x)dx]表示的值。在此，积分区间、即“x”的范围为0(mm)～0.2(mm)。

表面粗糙度“Rz”是指JIS B 0601(2001)所规定的“最大高度粗糙度”。

“σr(0)”是指部件最表面的压缩残余应力，“σr(100)”是指距部件最表面100μm的位置的压缩残余应力。

残余应力强度指数“Ir”是指将从部件最表面到100μm深度的位置的距最表面的深度设为yμm，该部位的残余应力设为σr(y)，用[Ir＝∫|σr(y)|dy]表示的值。在此，积分区间、即“y”的范围为0(μm)～100(μm)。

(2)根据上述(1)所述的渗碳部件，其特征在于，原料钢是具有替代作为余量的Fe的一部分而按质量％计含有从Mo：小于0.50％、Cu：1.0％以下、Ni：3.0％以下及B：0.0030％以下中选择的1种以上的化学组成的钢。

(3)根据上述(1)或(2)所述的渗碳部件，其特征在于，原料钢是具有替代作为余量的Fe的一部分而按质量％计含有从Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下及V：0.30％以下中选择的1种以上的化学组成的钢。

(4)一种渗碳部件的制造方法，其特征在于，对使用具有上述(1)～(3)中任一项所述的原料的化学组成的钢成形加工为期望形状的部件依次实施下述工序(a)及(b)所述的处理。

工序(a)：通过在碳势为0.35％～0.90％的气氛中进行渗碳处理，使从部件的最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度达到按质量％计为0.35％～0.60％，然后进行淬火处理，或者在上述淬火处理之后再以200℃以下的温度进行回火处理。

工序(b)：实施满足下述条件的两阶段喷丸强化处理。

第1阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料的HV硬度：650～750；

·投射材料的平均粒径：0.6mm～1.0mm；

·覆盖率：500％以上；

第2阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料的HV硬度：700～850；

·投射材料的平均粒径：0.05mm～0.25mm；

·覆盖率：500％以上。

本说明书中所说的作为余量的“Fe及杂质”中的“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料等或者环境等混入的物质。

本发明的渗碳部件的“低～中循环区域”中的疲劳强度与以往的渗碳淬火-回火处理后的部件的疲劳强度相比大幅度提高。因此，本发明的渗碳部件适合用作有时会施加有冲击性的且较大的负荷的汽车、建设机械、工业机械等的各种轴类或者动力传递用部件等。

附图说明

图1是表示用从最表面到0.2mm的位置的质量％的平均碳浓度C(ave)整理将表3中的试验编号17的弯曲疲劳强度作为基准值的情况下的弯曲疲劳强度的提高率的图。

具体实施方式

下面，详细说明本发明的各条件。另外，各元素的含有量的“％”是指“质量％”的意思。

(A)原料钢的化学组成

C：0.15％～0.25％

C具有确保钢的强度的作用及确保渗碳淬火之后的硬化层硬度的作用。但是，在以渗碳处理为前提的情况下，在C含有量小于0.15％时，无法得到适合用作汽车、建设机械、工业机械等的各种轴类或者动力传递用部件等的强度。另一方面，在C含有量大于0.25％时，进行成形为规定形状的加工时的可切削性降低。因而，使C含有量为0.15％～0.25％。

部件的中心硬度也会对疲劳强度产生影响。于是，特别是为了用作各种轴类或者动力传递用部件等，优选部件的中心硬度按HV硬度计为350以上。因而，C含有量的下限优选为0.20％。C含有量的上限优选为0.24％。

Si：0.03％～0.50％

Si是脱氧元素，并且，是具有抑制对马氏体组织进行回火处理时的硬度降低的、所谓的“回火软化抗力”作用的元素。但是，在Si含有量小于0.03％时，难以得到这样的效果。另一方面，随着Si含有量的增加，A₃相变点上升，难以产生脱碳及渗碳时的异常层，特别是在Si含有量大于0.50％时，会明显生成脱碳及渗碳异常层。因而，使Si含有量为0.03％～0.50％。Si含有量的下限优选为0.08％。Si含有量的上限优选为0.35％。

Mn：大于0.60％且小于等于1.5％

Mn是有助于提高淬透性的元素。并且，Mn具有增大渗碳处理后的硬化层部的残留奥氏体量的作用，特别是在Mn含有量大于0.60％时，在渗碳处理后的硬化层部形成残留奥氏体。因此，在通过喷丸强化处理付与压缩残余应力的情况下，能够将该压缩残余应力较深且稳定地导入。但是，即使含有Mn大于1.5％，除了上述效果饱和之外，由于过量地生成残留奥氏体，喷丸强化加工后的表面粗糙度也会变粗。此外，成本也会升高。因而，使Mn含有量大于0.60％且小于等于1.5％。在通过喷丸强化处理付与压缩残余应力的情况下，为了将该压缩残余应力更深且更稳定地导入，特别优选使Mn含有量的下限为0.70％，优选使其上限为1.20％。

P：0.015％以下

P使淬火时的硬化层的韧性变差，特别是在P含有量大于0.015％时，硬化层的韧性显著降低。因而，使P含有量为0.015％以下。另外，P含有量优选为0.010％以下。

S：0.006％～0.030％

S与Mn结合而形成MnS，具有提高可切削性、特别是切屑处理性的作用。但是，在S含有量小于0.006％时，难以得到这样的效果。另一方面，在S含有量增多而形成的MnS增多时，即使改善了可切削性，也会导致疲劳强度降低，特别是在S含有量大于0.030％时，疲劳强度显著降低。因而，使S含有量为0.006％～0.030％。S含有量的下限优选为0.008％。S含有量的上限优选为0.020％。

Cr：0.05％～2.0％

Cr具有提高钢的淬透性的效果。Cr在渗碳处理等的表面硬化处理时与C结合而形成复合碳化物，因此，也具有提高耐磨损性的效果。为了可靠地得到这些效果，Cr的含有量需要为0.05％以上。但是，在Cr含有量大于2.0％时，韧性变差。因而，使Cr含有量为0.05％～2.0％。Cr含有量的下限优选为0.10％。Cr含有量的上限优选为1.85％。

Al：0.10％以下

Al具有谋求钢脱氧的稳定化及均匀化的作用。但是，在Al含有量大于0.10％时，除了上述效果饱和之外，韧性也会变差。因而，使Al含有量为0.10％以下。Al含有量优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。

对于Al含有量，不必特别地设置下限。但是，Al含有量的过度降低导致无法充分得到脱氧效果，钢的清洁性降低，并导致制造成本增大。因此，Al含有量的优选下限为0.005％。若至少含有0.005％的Al，则脱氧的稳定化及均匀化效果就很充分。

N：0.03％以下

N固溶在钢中，在该固溶N量增加时，会导致热变形能降低。因而，使N含有量为0.03％以下。N含有量优选尽可能地降低。

O：0.0020％以下

O(氧)作为杂质存在于钢中，与钢中的元素结合而形成氧化物，导致强度降低、特别是疲劳强度降低。特别是在O含有量大于0.0020％时，形成的氧化物增多，并且，MnS粗大化，疲劳强度显著降低。因而，使O含有量为0.0020％以下。O含有量优选为0.0015％以下。

本发明的渗碳部件的原料钢之一具有除了上述元素之外、余量由Fe和杂质构成的化学组成。

本发明的渗碳部件的原料钢的另一个具有替代作为上述余量的“Fe和杂质”中的Fe的一部分，含有从Mo、Cu、Ni、B、Ti、Nb和V中选择的一种以上元素的化学组成。

下面，对作为任意元素的上述Mo、Cu、Ni、B、Ti、Nb和V的作用效果及含有量的限定理由进行说明。

Mo、Cu、Ni和B具有提高淬透性的作用。因此，在欲确保更大的淬透性的情况下，也可以含有这些元素。下面，对上述Mo、Cu、Ni和B进行说明。

Mo：小于0.50％

Mo是有助于提高钢的淬透性的元素。Mo也是有助于提高导致晶界脆化的晶界渗碳体的生成抑制及回火软化抗力来提高表面疲劳强度的元素。但是，即使含有0.50％以上的Mo，上述效果也会饱和，只是成本升高。因此，在含有Mo的情况下，使其量小于0.50％。Mo含有量的上限优选为0.35％。

另一方面，为了稳定地提高钢的淬透性、且得到晶界渗碳体的抑制效果及表面疲劳强度的提高效果，Mo含有量的下限优选为0.10％。

Cu：1.0％以下

Cu具有提高淬透性的作用。因而，为了得到该效果，也可以含有Cu。但是，在Cu含有量大于1.0％时，会使热加工性变差。因而，在含有Cu的情况下，使其量为1.0％以下。Cu含有量优选为0.50％以下。

另一方面，为了可靠地得到上述Cu的效果，优选使Cu含有量的下限为0.05％，若为0.10％则更优选。

Ni：3.0％以下

Ni具有提高淬透性的作用。因而，为了得到该效果，也可以含有Ni。但是，即使含有大于3.0％的量的Ni，上述效果也会饱和，只是成本升高。因而，在含有Ni的情况下，使其量为3.0％以下。Ni含有量优选为2.0％以下。

另一方面，为了可靠地得到上述Ni的效果，优选使Ni含有量的下限为0.05％，若为0.10％则更优选。

B：0.0030％以下

B具有提高淬透性的作用。B也具有抑制淬火时奥氏体晶界中的P和S的偏析的作用。因而，为了得到该效果，也可以含有B。但是，即使含有大于0.0030％的量的B，上述效果也会饱和，只是成本升高。因而，在含有B的情况下，使其量为0.0030％以下。另外，B含有量优选为0.0020％以下。

另一方面，为了可靠地得到上述B的效果，优选使B含有量的下限为0.0005％，若为0.0010％则更优选。

即使在含有上述范围的量的B的情况下，B与钢中的N结合而形成BN时，也无法期待上述效果。因而，为了发挥B的效果、即淬透性提高效果以及抑制在奥氏体晶界偏析有P和S的效果，需要降低钢中的N含有量。

上述Mo、Cu、Ni和B可以仅含有其中的任一种，也可以复合含有两种以上。这些元素的合计含有量也可以小于4.5030％，但优选为4.0％以下。

接着，Ti、Nb和V具有使晶粒微细化的作用。因此，在欲确保该效果的情况下，也可以含有这些元素。下面，对上述Ti、Nb和V进行说明。

Ti：0.10％以下

Ti具有使晶粒微细化的作用。即，Ti具有与钢中的C或者N结合而形成碳化物、氮化物或者碳氮化物，在淬火时使晶粒微细化的作用。因而，为了得到该效果，也可以含有Ti。但是，在含有大于0.10％的量的Ti的情况下，虽然能够得到晶粒的微细化效果及N的固定效果，但会使韧性降低。因而，在含有Ti的情况下，使其量为0.10％以下。Ti含有量优选为0.08％以下。

另一方面，为了可靠地得到上述Ti的效果，优选使Ti含有量的下限为0.010％，若为0.015％则更优选。

Nb：0.10％以下

Nb具有使晶粒微细化的作用。即，Nb具有与钢中的C或者N结合而形成碳化物、氮化物或者碳氮化物，使晶粒微细化的作用。Nb也具有提高钢的强度的作用。因而，为了得到这些效果，也可以含有Nb。但是，即使含有大于0.10％的量的Nb，上述效果也会饱和，只是成本升高，并且也发生韧性降低。因而，在含有Nb的情况下，使其量为0.10％以下。另外，Nb含有量优选为0.08％以下。

另一方面，为了可靠地得到上述Nb的效果，优选使Nb含有量的下限为0.01％，若为0.015％则更优选。

V：0.30％以下

V具有使晶粒微细化的作用。即，V具有与钢中的C或者N结合而形成碳化物、氮化物或者碳氮化物，使晶粒微细化的作用。V也具有提高钢的强度的作用。因而，为了得到这些效果，也可以含有V。但是，即使含有大于0.30％的量的V，上述效果也会饱和，因此会导致成本升高，并且也发生韧性降低。因而，在含有V的情况下，使其量为0.30％以下。V含有量优选为0.25％以下。

另一方面，为了可靠地得到上述V的效果，优选使V含有量的下限为0.005％，若为0.010％则更优选。

上述Ti、Nb和V可以仅含有其中的任一种，也可以复合含有两种以上。这些元素的合计含有量也可以为0.50％以下，但优选为0.40％以下。

(B)表面的硬化层部的特性

原料钢具有上述(A)项目所述的化学组成的本发明的渗碳部件的表面的硬化层部必须满足下述(a)～(c)的条件。

(a)C(ave)：0.35％～0.60％；

(b)表面粗糙度Rz：15μm以下；

(c)σr(0)：-800MPa以下，σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上。

下面，分别说明上述(a)～(c)。

(a)C(ave)：

渗碳部件的表面硬化层部的碳浓度对疲劳强度产生很大的影响。在从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度C(ave)小于0.35％的情况下，不会发生脆性破坏，但疲劳强度较低，另一方面，在C(ave)大于0.60％的情况下，会发生脆性破坏，即便在付与了压缩残余应力的情况下，也很难提高疲劳强度。因而，使C(ave)为0.35％～0.60％。C(ave)的下限优选为0.38％。C(ave)的上限优选为0.58％。

(b)表面粗糙度Rz：

渗碳部件的表面粗糙度对疲劳龟裂的发生产生影响。在部件的表面粗糙度较粗的情况下，因“缺口效应”而容易发生疲劳龟裂，因此疲劳强度降低。特别是，在“低～中循环区域”中，在JIS B 0601(2001)所规定的“最大高度粗糙度”Rz大于15μm的情况下，缺口效应显著，无法提高疲劳强度。因而，使表面粗糙度Rz为15μm以下。Rz的上限优选为13μm。在Rz小于2.0μm时，滑动时发生粘着(焼付き)的危险性升高。因此，Rz的下限优选为2.0μm。

(c)残余应力(σr(0)、σr(100)和残余应力强度指数 Ir)：

通过对部件表面付与压缩残余应力，虽然能够提高疲劳强度，但是从最表面到100μm的位置的残余应力的分布状态影响很大。

若最表面的压缩残余应力“σr(0)”及距最表面100μm的位置的压缩残余应力“σr(100)”均大于-800MPa(即，若它们的绝对值均小于800MPa)，则无法期望提高疲劳强度。并且，即便满足“σr(0)≤-800MPa”及“σr(100)≤-800MPa”，在残余应力强度指数Ir小于80000的情况下，也无法期待疲劳强度提高效果。

因而，满足σr(0)：-800MPa以下、σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上的全部条件。

σr(0)的上限优选为-850MPa。σr(100)的上限优选为-850MPa。并且，残余应力强度指数Ir的下限优选为82000。

另一方面，压缩残余应力σr(0)及σr(100)越小(即，绝对值越大)，越有助于提高疲劳强度。因此，它们的下限并没有特别的限定。

对于从最表面到深度为100μm的位置，将距该最表面的深度设为yμm，残余应力设为σr(y)，以下式表示的残余应力强度指数Ir是有助于提高疲劳强度的压缩残余应力的积分值，残余应力强度指数越大，疲劳强度上升的比例越大。

Ir＝∫|σr(y)|dy

因此，残余应力强度指数Ir的上限也没有特别的限定。

(C)关于制造条件

以下详细说明的制造条件是用于在工业规格下经济且要领较佳地实现本发明的渗碳部件的方法之一，渗碳部件自身的技术范围不受该制造条件限制。

本发明的渗碳部件能够通过对使用具有(A)项所述的原料的化学组成的钢成形加工为期望形状的部件例如依次实施下述工序(a)及(b)所述的处理来制造。

对于实施工序(a)的处理之前的成形加工部件的制造，不必特别地指定其条件。

(C-1)工序(a)的“渗碳淬火”处理或者“渗碳淬火 -回火”处理：

在工序(a)中，通过在碳势为0.35％～0.90％的气氛中进行渗碳处理，在使从部件的最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度达到按质量％计为0.35％～0.60％之后进行淬火处理，或者在上述淬火处理之后再以200℃以下的温度进行回火处理。

即，在作为“渗碳淬火”处理或者“渗碳淬火-回火”处理的工序(a)中，只要在碳势为0.35％～0.90％的气氛中进行渗碳处理，例如仅通过管理渗碳的温度和均热时间，就能够容易地将作为上述(B)项的表面硬化层部的特性的从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度C(ave)调整为0.35％～0.60％。

上述气氛中的渗碳处理例如使温度为890℃～950℃、均热时间为120min～300min地进行即可。

上述回火处理中的温度的优选下限值为100℃。通过使上述回火处理中的温度为100℃以上，能够在低浓度渗碳淬火之后充分地防止隔一段时间裂开的现象(隔裂)。

(C-2)工序(b)的喷丸强化处理

作为对渗碳部件的表面硬化层部付与压缩残余应力的一个方法的喷丸强化，按工序(b)的以下两阶段喷丸强化处理进行较佳，即

第1阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料的HV硬度：650～750；

·投射材料的平均粒径：0.6mm～1.0mm；

·覆盖率：500％以上；

第2阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料的HV硬度：700～850；

·投射材料的平均粒径：0.05mm～0.25mm；

·覆盖率：500％以上。

本发明的渗碳部件的表面硬化层部如上所述其C(ave)为0.35％～0.60％，因此，表面硬化层部的硬度低于以往的渗碳部件的硬度。

对于该硬化层部的硬度低于以往的渗碳部件的硬度的部件，与对于以往的渗碳部件、即硬化层部的硬度按HV硬度计为720以上的部件同样地，使用硬质的投射材料(以下也称作“丸粒”)进行作为付与压缩残余应力的一个方法的喷丸强化时，虽然能够付与压缩残余应力，但是难以同时满足作为上述(B)项的表面硬化层部的特性的σr(0)：-800MPa以下、σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上这样的全部条件。而且，由于存在部件的表面粗糙度Rz变大而大于15μm的情况，因此，也存在不仅无法提高作为本发明的目的的“低·中循环疲劳强度”、反而会相反地使其降低的情况。

但是，只要能够进行上述两阶段喷丸强化处理，就能够稳定且容易地达到作为上述(B)项的表面硬化层部的特性的表面粗糙度Rz：15μm以下、σr(0)：-800MPa以下、σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上这样的全部条件。

下面，详细说明本发明的上述工序(b)的两阶段喷丸强化处理。

(C-2-1)第1阶段的喷丸强化处理：

工序(b)的两阶段喷丸强化处理中的第1阶段的喷丸强化处理主要使渗碳部件的表面硬化层塑性变形至较深的位置，为了同时满足作为上述(B)项的表面硬化层部的特性的σr(0)：-800MPa以下、σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上这样的3个条件而进行。上述喷丸强化处理以下述条件实施较佳。

·投射材料的HV硬度：650～750；

·投射材料的平均粒径：0.6mm～1.0mm；

·覆盖率：500％以上。

在投射材料的HV硬度小于650时，难以塑性变形至表面硬化层的较深位置，存在无法付与期望的压缩残余应力的情况。另一方面，在投射材料的HV硬度大于750的情况下，有时渗碳部件的表面粗糙度Rz变大而大于15μm，存在无法得到期望的疲劳强度的情况。因而，投射材料的硬度按HV硬度计为650～750较佳。为了抑制表面粗糙度Rz变大，更优选投射材料的硬度的上限按HV硬度计为700。更优选投射材料的硬度的下限按HV硬度计为680。

使丸粒冲撞于渗碳部件的表面时形成的塑性变形区域、即距最表面的深度被丸粒的平均粒径所影响，平均粒径越大，自部件最表面越深地塑性变形。在第1阶段的喷丸强化处理中的丸粒的平均粒径小于0.6mm的情况下，有时无法使σr(100)为-800MPa以下。另一方面，在丸粒的平均粒径大于1.0mm时，渗碳部件的表面粗糙度Rz变大而大于15μm，存在无法得到期望的疲劳强度的情况。因而，投射材料的平均粒径为0.6mm～1.0mm较佳。为了抑制渗碳部件的表面粗糙度Rz变大，更优选投射材料的平均粒径的上限为0.8mm。更优选投射材料的平均粒径的下限为0.65mm。

即使投射材料的HV硬度及平均粒径分别为上述的650～750及0.6mm～1.0mm，在覆盖率小于500％的情况下，也会残留因投射材料的冲撞而形成的渗碳部件表面的较大凹凸，因此，即便进行第2阶段的喷丸强化处理，也存在无法使表面粗糙度按最大高度粗糙度Rz计为15μm以下的情况。因而，覆盖率为500％以上较佳。更优选覆盖率的下限为550％。只要增大覆盖率，就能够减小表面粗糙度Rz，但喷丸强化处理时间增加，因此，从生产率的方面考虑，优选覆盖率的上限为700％。

覆盖率能够由投射材料的投射痕迹面积(压痕面积)的总和与渗碳部件的被喷丸强化面积之比求得。在1次喷丸强化的覆盖率为C1时，n次喷丸强化的覆盖率以下式表示。

Cn＝[1-(1-C1)ⁿ]×100

在其计算值达到98％左右时，将其看作全覆盖率，为100％。而且，覆盖率500％是指时间为使覆盖率达到100％的时间的5倍的状态。

第1阶段的喷丸强化处理进一步优选使弧高为0.30mmN～0.60mmN地进行。其原因在于，在弧高小于0.30mmN时，渗碳部件表面的塑性变形区域变小，有时无法付与压缩残余应力至期望的深度，另一方面，在弧高大于0.60mmN时，虽然能够付与压缩残余应力至渗碳部件的较深位置，但是有时付与的压缩残余应力的绝对值变小，在任一种情况下都无法得到期望的疲劳强度。更优选弧高的下限为0.50mmN。

(C-2-2)第2阶段的喷丸强化处理：

工序(b)的两阶段喷丸强化处理中的第2阶段的喷丸强化处理通过使用平均粒径比第1阶段的投射材料小的投射材料，主要对进行了第1阶段的喷丸强化处理后的渗碳部件的表面硬化层的极表面附近付与压缩残余应力，为了同时、稳定且可靠地满足作为上述(B)项的表面硬化层部的特性的σr(0)：-800MPa以下、σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上这样的3个条件、以及表面粗糙度Rz：15μm以下的条件而进行。上述喷丸强化处理可以如下条件实施。

·投射材料的HV硬度：700～850；

·投射材料的平均粒径：0.05mm～0.25mm；

·覆盖率：500％以上。

在投射材料的HV硬度小于700时，难以塑性变形至表面硬化层的较深位置，存在无法付与期望的压缩残余应力的情况。另一方面，在投射材料的HV硬度大于850的情况下，有时渗碳部件的表面粗糙度Rz变大而大于15μm，存在无法得到期望的疲劳强度的情况。因而，第2阶段的喷丸强化处理中的投射材料的硬度按HV硬度计为700～850较佳。为了抑制表面粗糙度Rz变大，更优选投射材料的硬度的上限按HV硬度计为800。更优选投射材料的硬度的下限按HV硬度计为720。

在第2阶段的喷丸强化处理中，为了付与期望的压缩残余应力，与第1阶段的喷丸强化处理相反地减小丸粒的平均粒径较佳。但是，在丸粒的平均粒径小于0.05mm时，难以使渗碳部件的表层部产生塑性变形，存在无法付与期望的压缩残余应力的情况。另一方面，在丸粒的平均粒径大于0.25mm时，存在渗碳部件的表面粗糙度Rz变大而大于15μm的情况。因而，第2阶段的喷丸强化处理中的投射材料的平均粒径为0.05mm～0.25mm较佳。为了抑制渗碳部件的表面粗糙度Rz变大，更优选投射材料的平均粒径的上限为0.15mm。更优选投射材料的平均粒径的下限为0.08mm。

在第2阶段的喷丸强化处理的情况下，也与第1阶段的喷丸强化处理的情况同样，在覆盖率小于500％的情况下，也存在无法使表面粗糙度按最大高度粗糙度Rz计为15μm以下的情况。因而，第2阶段的喷丸强化处理中的覆盖率也为500％以上较佳。更优选覆盖率的下限为550％。只要增大覆盖率，就能够减小表面粗糙度Rz，但喷丸强化处理时间会增加，因此，从生产率的方面考虑，优选覆盖率的上限为700％。

如上所述，覆盖率500％是指使覆盖率达到100％的时间为5倍的状态。

第2阶段的喷丸强化处理进一步优选使弧高为0.20mmN～0.40mmN地进行。其原因在于，在弧高小于0.20mmN的情况下，渗碳部件表面的塑性变形区域变小，有时无法付与压缩残余应力至期望的深度，另一方面，在弧高大于0.40mmN的情况下，存在无法使表面粗糙度按最大高度粗糙度Rz计为15μm以下的情况，在任一种情况下都无法得到期望的疲劳强度。更优选弧高的下限为0.25mmN。更优选弧高的上限为0.35mmN。

下面，利用实施例更具体地说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。

实施例

将具有表7所示的化学组成的钢A和钢F～钢N真空炉熔炼，制成150kg钢块。

表7中的钢A和钢F～钢K是化学组成处于本发明中规定的范围内的钢。钢L～钢M是成分中的任一种超出本发明中规定的含有量范围的比较例的钢。

钢A是相当于JIS G 4053(2008)所记载的SCr420的钢，再次表示上述表1中的钢A。

表7

在将上述各钢的钢块加热到1250℃之后进行热锻造，做成直径30mm的圆棒。热锻造后的冷却是大气中的放冷。

接着，对热锻造而得到的上述直径30mm的圆棒实施在加热温度900℃下均热保持60min之后在大气中放冷的常化处理。

利用机械加工自上述常化处理后的直径30mm的圆棒的中心部切取截面为13mm×13mm、长度为100mm的长方体，之后，再在上述长方体的一个面的长度方向中央的部位设置半径2mm的半圆切口，制成4点弯曲试验片。

接着，对于上述各钢，作为“渗碳淬火”，使均热温度为930℃地对4点弯曲试验片进行渗碳处理，之后投入到120℃的油中。在进行了上述渗碳淬火之后，再以加热温度180℃均热120min，之后实施在大气中放冷的回火处理。

表8表示渗碳条件的详细内容。表8的“Cp1”及“Cp2”表示渗碳处理中的“碳势”，首先，在Cp1的条件下以“均热时间1”所示的时间进行渗碳，接着，在Cp2的条件下以“均热时间2”所示的时间进行渗碳。

表8再次表示对钢A实施通常的“渗碳淬火-回火”条件下的处理的上述表3的试验编号17的处理。在表8中，对于试验编号17的处理，也与上述表3的情况同样地进行“使碳势为0.8％地暂时冷却至870℃，在该温度下再保持60min”的处理的记载省略。

表8

使用上述“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片调查了硬度和碳浓度分布。

硬度是在为了能够调查设有半圆切口的部位的横截面而将4点弯曲试验片埋入到树脂中地研磨之后，测定HV硬度。HV硬度试验利用JIS Z 2244(2009)所规定的方法使试验力为2.94N地进行，求出中心硬度和表面硬度。

中心硬度以构成埋入到树脂中的试验片横截面的一个边的、实施了半圆切口的面为基准，在5点测定了距该面深度10mm的位置，以其平均值表示。

表面硬度以上述实施了半圆切口的面为基准，在5点测定了距该面深度0.05mm的位置，以其平均值表示。

碳浓度分布如下地求出。首先，与上述硬度测定同样地为了能够调查设有半圆切口的部位的横截面而将4点弯曲试验片埋入到树脂中地研磨。之后，将切口底作为最表面，使用波长分散型EPMA装置，利用检量线测定向试验片中心方向的碳浓度分布。接着，使用上述测定结果，利用上述“5×∫C(x)dx”的式子求出从最表面向中心方向直到深度0.2mm的位置的平均碳浓度C(ave)。

表8同时表示像上述那样地求出的表面硬度、中心硬度和C(ave)。

对于表8所示的试验编号17～试验编号30及试验编号33～试验编号41的“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片，在表9所示的条件下对设有该半圆切口的面实施两阶段的喷丸强化处理。

在表8所示的试验编号31的“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片的情况下，对设有该半圆切口的面仅实施表9所示的第1阶段的喷丸强化处理，未对试验编号32的“渗碳淬火-回火”处理后的4点弯曲试验片实施喷丸强化处理。在表9中也同时对上述表3的试验编号17有所记载。

表9

使用实施了上述处理后的试验编号18～试验编号41的4点弯曲试验片调查σr(0)、σr(100)、残余应力强度指数Ir及JISB 0601(2001)所规定的最大高度粗糙度Rz。利用电解研磨从表面研磨至规定的深度位置，在各深度位置测定衍射X射线的强度，由利用该测定得到的峰值强度的半值宽度和峰值中心位置的关系求出半圆切口底的表面中的σr(0)和σr(100)。

残余应力强度指数Ir是在已述的(1)～(8)所示的方法中，对深度0μm、10μm、30μm、50μm、80μm、100μm的各位置测定压缩残余应力而求出的。

接着，使用实施了上述处理后的试验编号18～试验编号41的4点弯曲试验片，在

·应力比：0.1；

·支点间距离：45mm；

·试验频率：5Hz；

的条件下进行4点弯曲疲劳试验。

在上述4点弯曲疲劳试验中，将重复次数为5×10³次时的龟裂产生强度作为“弯曲疲劳强度”进行评价。

弯曲疲劳强度以上述试验编号17的弯曲疲劳强度、即作为渗碳钢使用相当于通常的SCr420的钢A在以通常的条件进行“渗碳淬火-回火”处理的状态下供于弯曲疲劳试验的情况下的弯曲疲劳强度为基准，将比其提高50％以上作为目标。

表10归纳表示上述各试验结果。表10同时记录与上述表6所示的试验编号17相关性的试验结果。也表示了将试验编号17的弯曲疲劳强度作为基准值的情况下的、自该值的提高率。

表10

由表10可明确，满足本发明中规定的条件的试验编号18～试验编号30的情况下的弯曲疲劳强度作为渗碳钢使用相当于通常的SCr420的钢A，与以往的在通常条件下进行渗碳淬火-回火后的试验编号17的弯曲疲劳强度相比提高了50％以上，“低～中循环区域”中的疲劳强度与以往的渗碳淬火-回火处理部件的疲劳强度相比大幅度提高。

相对于此，在违背本发明中规定的条件的试验编号的情况下，未达到作为目标的弯曲疲劳强度。

即，在试验编号31的情况下，σ(0)为-570MPa，大于本发明中规定的上限值-800MPa。因此，没有看到作为目标的疲劳强度的提高。

在试验编号32的情况下，残余应力σ(0)及σ(100)的值两者均大于本发明中规定的上限值-800MPa，而且，残余应力强度指数Ir为7000，小于本发明中规定的下限值80000。因此，没有看到作为目标的疲劳强度的提高。

在试验编号33、试验编号34、试验编号37及试验编号38的情况下，表面粗糙度Rz分别为18.00μm、16.00μm、21.00μm及17.50μm，均大于本发明中规定的上限值。因此，在任一种情况下均没有看到疲劳强度的提高。

在试验编号35的情况下，表面粗糙度Rz为16.00μm，较大，而且，残余应力σ(0)的值为-750MPa，大于本发明中规定的上限值-800MPa。因此，无法达到疲劳强度的提高目标。

在试验编号36的情况下，残余应力σ(100)的值为-720MPa，大于本发明中规定的上限值-800MPa。因此，无法达到作为目标的疲劳强度。

在试验编号39的情况下，钢L的C含有量为0.12％，小于本发明中规定的下限值的0.15％。因此，中心硬度降低，没有看到疲劳强度的提高。

在试验编号40的情况下，钢M的Mn含有量为0.30％，小于本发明中规定的条件，因此，残余应力σ(100)的值为-750MPa，大于本发明中规定的上限值-800MPa，在较深的部位无法确保充分的压缩残余应力。因此，无法达到作为目标的疲劳强度。

在试验编号41的情况下，钢N的Mn含有量为1.80％，大于本发明中规定的条件，因此，表面粗糙度Rz为17.00μm，大于本发明中规定的上限值。因此，没有看到疲劳强度的提高。

产业上的可利用性

本发明的渗碳部件的“低～中循环区域”中的疲劳强度与以往的渗碳淬火-回火处理后的部件的疲劳强度相比大幅度提高。因此，本发明的渗碳部件适合用作有时会施加有冲击性的且较大的负荷的汽车、建设机械、工业机械等的各种轴类或者动力传递用部件等。

Claims (5)

1.一种渗碳部件，该渗碳部件为钢制，其特征在于，

原料钢是具有按质量％计含有C：0.15％～0.25％、Si：0.03％～0.50％、Mn：大于0.60％且小于等于1.5％、P：0.015％以下、S：0.006％～0.030％、Cr：0.05％～2.0％、Al：0.10％以下、N：0.03％以下及O：0.0020％以下、余量由Fe和杂质构成的化学组成的钢；

表面硬化层部满足下述(a)～(c)的条件；

(a)C(ave)：按质量％计为0.35％～0.60％；

(b)表面粗糙度Rz：15μm以下；以及

(c)σr(0)：-800MPa以下、σr(100)：-800MPa以下及残余应力强度指数Ir：80000以上；

其中，

C(ave)：从最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度；

表面粗糙度Rz：JIS B 0601(2001)所规定的最大高度粗糙度；

σr(0)：部件最表面的压缩残余应力；

σr(100)：距部件最表面100μm的位置的压缩残余应力；

残余应力强度指数Ir：将从部件最表面到100μm深度的位置的距最表面的深度设为yμm，将该部位的残余应力设为σr(y)，用[Ir＝∫|σr(y)|dy]表示的值；

在此，积分区间、即“y”的范围为0(μm)～100(μm)。

2.根据权利要求1所述的渗碳部件，其特征在于，

原料钢是具有替代作为余量的Fe的一部分而按质量％计含有从Mo：小于0.50％、Cu：1.0％以下、Ni：3.0％以下及B：0.0030％以下中选择的1种以上的化学组成的钢。

3.根据权利要求1所述的渗碳部件，其特征在于，

原料钢是具有替代作为余量的Fe的一部分而按质量％计含有从Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下及V：0.30％以下中选择的1种以上的化学组成的钢。

4.根据权利要求2所述的渗碳部件，其特征在于，

原料钢是具有替代作为余量的Fe的一部分而按质量％计含有从Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下及V：0.30％以下中选择的1种以上的化学组成的钢。

5.一种渗碳部件的制造方法，其特征在于，对使用具有权利要求1～4中任一项所述的原料的化学组成的钢成形加工为期望形状的部件依次实施下述工序(a)及(b)所述的处理；

工序(a)：通过在碳势为0.35％～0.90％的气氛中进行渗碳处理，使从部件的最表面到深度0.2mm的位置的平均碳浓度达到按质量％计为0.35％～0.60％，然后进行淬火处理，或者在上述淬火处理之后再以200℃以下的温度进行回火处理；

工序(b)：实施满足下述条件的两阶段喷丸强化处理；

第1阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料的HV硬度：650～750；

·投射材料的平均粒径：0.6mm～1.0mm；

·覆盖率：500％以上；

第2阶段的喷丸强化处理条件：

·投射材料的HV硬度：700～850；

·投射材料的平均粒径：0.05mm～0.25mm；

·覆盖率：500％以上。

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