CN103119188A - 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及渗碳用钢及具备钢部和在上述钢部的外表面生成的厚度超过0.4mm且低于2mm的渗碳层的渗碳钢部件，渗碳用钢及渗碳钢部件的钢部的化学成分同时满足硬度指标的式子、淬火性指标的式子和TiC析出量指标的式子。

Description

渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及冷锻时的变形阻力小、极限加工率大、并且在渗碳热处理后具有与现有钢同等的硬化层及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法。

本申请基于在2011年02月10日在日本申请的专利申请2011-027278号而主张优先权，并将其内容引用于此。

背景技术

在机械结构用部件中使用的钢一般组合地添加Mn、Cr、Mo及Ni等。具有这样的化学成分且通过铸造、锻造、轧制等而制造的渗碳用钢通过锻造、切削等机械加工而成型，然后，实施渗碳等热处理，成为具备表层部的硬化层即渗碳层和未受渗碳处理影响的母材即钢部的渗碳钢部件。

在制造该渗碳钢部件的成本中，有关切削加工的成本非常大。切削加工不仅切削的工具高价，而且由于大量生成切削屑，所以从成品率的观点出发也是不利的。因此，尝试将切削加工置换成锻造。锻造方法大致可以分为热锻、温锻、冷锻。温锻具有氧化皮的产生少、与热锻相比尺寸精度得到改善的特征。此外冷锻具有无氧化皮的产生、尺寸精度接近切削的特征。因此，研究了通过热锻进行粗略的加工后通过冷锻进行精加工的方法、进行温锻后进行作为精加工的轻度的切削的方法、或者仅通过冷锻进行成型等。然而，在将切削加工置换成温锻或冷锻时，若渗碳用钢的变形阻力大，则由于对模具施加的表面压力增加，模具寿命降低，所以相对于切削的成本优点变小。或者在成型为复杂的形状的情况下，发生在施加大加工的部位产生裂纹等问题。因此，为了谋求渗碳用钢的软质化和极限加工率的提高，研究了各种技术。

例如，专利文献1及专利文献2中，记载了通过降低Si及Mn含量来谋求渗碳用钢的软质化、提高冷锻性的渗碳用钢的发明。这些渗碳用钢关于渗碳后的钢部硬度和有效硬化层深度（维氏硬度达到HV550以上的深度）是充分的，具有作为渗碳钢部件令人满意的性能。但是，在锻造时的变形阻力的大幅降低的方面并不充分。相对于此，在专利文献3中，记载了以下渗碳用钢的发明：通过与现有的渗碳用钢相比大幅降低C含量，设定为0.001%以下且低于0.07%，从而大幅降低热锻、温锻及冷锻时的变形阻力，并且，通过调整除C以外的添加元素的含量，从而改善起因于C含量的降低而减少的渗碳后的有效硬化层。然而，该渗碳用钢由于C含量过低，所以作为钢的硬度降低，未受渗碳影响的渗碳钢部件的钢部中的硬度不足。因此，存在通用性有限的问题。专利文献4中记载了延性优异的渗碳用钢的发明，其通过将形状为棒线状的渗碳用钢的表层部的金属组织利用球状化退火进行改善，从而也能够供于加工率大的冷锻。该渗碳用钢可谋求极限加工率的改善，能够防止在冷锻时产生的裂纹。此外关于渗碳后的钢部硬度和有效硬化层深度，也具有作为渗碳钢部件令人满意的性能。然而，该渗碳用钢在锻造时的变形阻力的降低方面没有效果，对于锻造负荷的降低、模具寿命的改善等存在改善的余地。

根据以上内容，实际情况是，关于锻造时的变形阻力的大幅降低、极限加工率的改善、作为渗碳钢部件的性能、特别是有效硬化层深度和钢部硬度的确保，尚未发现具有满足全部要求的特性的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-335777号公报

专利文献2：日本特开2001-303172号公报

专利文献3：日本特开2009-108398号公报

专利文献4：日本特开2001-240941号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明的一实施方式鉴于上述实际情况，目的在于提供在渗碳用钢的阶段与现有钢相比冷锻时的变形阻力小、极限加工率大、并且在渗碳热处理后具有与现有钢同等的硬化层及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法。

以下，只要没有特别说明，“锻造”仅表示“冷锻”。

用于解决问题的手段

本发明人为了解决这样的课题，进行了详细的研究，结果得到以下的见解。为了降低渗碳用钢的硬度而提高极限加工率，必须尽可能降低C含量。另一方面，为了得到作为渗碳钢部件最低限必要的钢部硬度，存在C含量的下限量，有必要将C含量控制在目标范围内。为了以这种与现有钢相比C含量少的成分体系，满足为了得到作为渗碳钢部件必要的钢部硬度而确保淬火性（也称“淬透性”）、和作为渗碳用钢谋求硬度的降低这两方面，有必要有效利用通过添加B得到的淬火性提高的效果，并且为同时满足本发明人导出的淬火性指标和硬度指标的化学成分。此外，为了稳定地得到由添加B带来的淬火性提高的效果，进而，为了防止渗碳时的晶粒粗大化，有必要满足本发明人导出的TiC析出量指标。

本发明的主旨如下。

（1）本发明的一实施方式所述的渗碳用钢，其化学成分以质量%计含有C：0.07%～0.13%、Si：0.0001%～0.50%、Mn：0.0001%～0.80%、S：0.0001%～0.100%、Cr：超过1.30%且为5.00%以下、B：0.0005%～0.0100%、Al：0.0001%～1.0%、Ti：0.010%～0.10%，将N限制为0.0080%以下，将P限制为0.050%以下，将O限制为0.0030%以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，上述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量同时满足作为硬度指标的下述式1、作为淬火性指标的下述式2、及作为TiC析出量指标的下述式3。

0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235   （式1）

7.5<（0.7×Si+1）×（5.1×Mn+1）×（2.16×Cr+1）<44    （式2）

0.004<Ti-N×（48/14）<0.030    （式3）

（2）根据上述（1）所述的渗碳用钢，其中，上述化学成分以质量%计进一步含有Nb：0.002%～0.100%、V：0.002%～0.20%、Mo：0.005%～0.50%、Ni：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%、稀土金属：0.0002%～0.0050%、Sb：0.002%～0.050%中的至少1种，上述硬度指标可以被定义为下述式4来代替上述式1，上述淬火性指标可以被定义为下述式5来代替上述式2。

0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235    （式4）

7.5<（0.7×Si+1）×（5.1×Mn+1）×（2.16×Cr+1）×（3×Mo+1）×（0.3633×Ni+1）<44    （式5）

（3）根据上述（1）或（2）所述的渗碳用钢，其金属组织以面积%计可以包含合计为85%以上且100%以下的铁素体和珠光体。

（4）根据上述（3）所述的渗碳用钢，其中，上述金属组织以面积%计可以包含合计为85%以上且100%以下的上述铁素体和球状化渗碳体。

（5）根据上述（1）或（2）所述的渗碳用钢，其形状为与长度方向垂直的切断面成为圆形的棒状或线状，将从圆周面至上述切断面的中心为止的距离以单位mm计设为r时，从圆周面至r×0.01为止的区域即表层部的金属组织中，将铁素体和珠光体以面积%计限制为合计10%以下，剩余部分可以包含马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体及渗碳体中的至少1种。

（6）根据上述（5）所述的渗碳用钢，其中，上述表层部的上述金属组织中包含的渗碳体中，90%以上且100%以下可以是长宽比为3以下的渗碳体。

（7）上述（1）～（3）中任一项所述的渗碳用钢的制造方法，其可以具有以下工序：得到铸坯的铸造工序；将上述铸坯进行热塑性加工而得到热加工钢材的热加工工序；在上述热加工工序后，在上述热加工钢材的表面温度达到800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且为1℃/秒以下的冷却速度进行缓慢冷却的缓慢冷却工序。

（8）上述（1）～（4）及（7）中任一项所述的渗碳用钢的制造方法，其中，可以具有对上述缓慢冷却工序后的上述热加工钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。

（9）上述（1）、（2）及（5）中任一项所述的渗碳用钢的制造方法，其可以具有以下工序：得到铸坯的铸造工序；控制为表面温度在最终精轧的出口侧达到700℃～1000℃的条件来对上述铸坯进行热轧而得到热控制轧制钢材的热控制轧制工序；在上述热控制轧制工序后，按照上述热控制轧制钢材的表面温度超过0℃且为500℃以下的方式进行骤冷的骤冷工序；使上述骤冷工序后的上述热控制轧制钢材至少回热1次以上的回热工序。

（10）上述（1）、（2）、（5）、（6）、及（9）中任一项所述的渗碳用钢的制造方法，其中，可以具有对上述回热工序后的上述热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。

（11）本发明的一实施方式所述的渗碳钢部件，其是具备钢部、和在上述钢部的外表面生成的厚度超过0.4mm且低于2mm的渗碳层的渗碳钢部件，在上述渗碳层中，距离表面的深度为50μm的位置处的维氏硬度为HV650以上且HV1000以下，距离上述表面的深度为0.4mm的位置处的维氏硬度为HV550以上且HV900以下，并且，距离上述表面的深度为0.4mm的位置处的金属组织以面积%计包含90%以上且100%以下的马氏体；距离上述表面的深度为2mm的位置处的上述钢部由上述（1）或（2）记载的上述化学成分构成，并且维氏硬度为HV250以上且HV500以下。

（12）根据上述（11）所述的渗碳用钢的制造方法，其可以具有以下工序：对上述渗碳用钢实施冷塑性加工而赋予形状的冷加工工序；对上述冷加工工序后的上述渗碳用钢实施渗碳处理、或渗碳氮化处理的渗碳工序；在上述渗碳工序后，实施淬火处理、或淬火和回火处理的精加工热处理工序。

（13）根据上述（11）或（12）所述的渗碳用钢的制造方法，其中，在上述冷加工工序后且上述渗碳工序前可以进一步具有实施切削加工而赋予形状的切削工序。

发明的效果

根据本发明的上述方式所述的渗碳用钢、渗碳钢部件、及其制造方法，能够提供在渗碳用钢的阶段与现有钢相比冷锻时的变形阻力小、极限加工率大、并且在渗碳热处理后具有与现有钢同等的硬化层及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件、及其制造方法。其结果是，可以通过冷锻-渗碳的工序来制造以往通过热锻-正火-切削-渗碳等工序而制造的具有齿轮等形状的渗碳钢部件。由此，切削成本降低，成品率提高，并且能够通过冷锻来制造以往通过切削无法制造的形状的渗碳钢部件。此外，关于以往通过冷锻-渗碳的工序制造的渗碳钢部件，也能够谋求大幅的锻造加工性的改善。由此，能够改善模具寿命，并且能成型为具有更复杂的形状的渗碳钢部件。

具体实施方式

以下，对本发明的适宜的实施方式进行详细地说明。

本发明人为了兼顾锻造前的渗碳用钢的变形阻力的降低（硬度的降低）、及极限加工率的改善、和渗碳热处理后的渗碳钢部件的优异的特性（例如，有效硬化层深度、钢部硬度的提高）进行了详细的研究，得到以下的（a）～（g）的见解。

（a）C含量越少则越能够谋求锻造前的渗碳用钢的软质化。但是，在极低C含量的化学成分体系中，不可能使渗碳热处理后的渗碳钢部件的特性（例如、有效硬化层深度、钢部硬度）达到与C含量为0.20%左右的以往的渗碳用钢（例如、JIS-SCR420）同等的水平。为了得到作为渗碳钢部件最低限必要的钢部硬度，存在C含量的下限值。

（b）为了以极少的C含量，得到尽可能大的有效硬化层深度和钢部硬度，在渗碳钢部件的钢部中，有必要提高金属组织的马氏体分率。

（c）为了在渗碳钢部件的钢部中，提高金属组织的马氏体分率，必须按照满足后述的淬火性指标的式子的方式增加Mn、Cr、Mo、Ni等提高钢的淬火性的合金元素的含量。

（d）另一方面，若上述合金元素的含量增加，则因由合金元素带来的铁素体的固溶强化等效果而产生渗碳用钢的硬度增加的副作用。因此，通过极微量的添加来提高淬火性，但还必须利用基本不提高铁素体的硬度的B的添加效果，并且按照满足发明人导出的后述的硬度指标的式子的方式控制C及合金元素的含量。

（e）为了稳定地得到B的淬火性提高效果，必须通过在渗碳热处理时以TiN的形式固定钢中包含的大部分的N，使B不作为BN析出，并且，使B在钢中固溶。此外，有必要相对于N含量在化学计量上过量地添加Ti。此外，为了防止渗碳热处理时的奥氏体晶粒的异常晶粒生长，有必要使TiC在金属组织中尽可能大量且微细地分散析出。这样，为了确保固溶B量、并且使TiC大量且微细地分散析出，有必要按照满足发明人导出的后述的TiC析出量指标的式子的方式控制Ti及N的含量。

（f）如上所述，添加B对于提高渗碳钢部件的钢部的淬火性是非常有效的。但是，当进行改性炉气体方式的气体渗碳时，在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中，无法期待由添加B带来的淬火性提高效果。这是由于在渗碳处理时氮从气氛中向渗碳钢部件的表层部侵入，固溶B作为BN析出，这样有助于淬火性提高的固溶B量不足。因此，为了在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中确保淬火性，必须满足上述（c）中所述的淬火性指标的式子。

（g）为了将渗碳用钢进一步软质化，优选在制造渗碳用钢时的热轧、或热锻后，进行后述的条件的缓慢冷却。由此，能够控制渗碳用钢的金属组织，将渗碳用钢进一步软质化。此外，也可以在制造渗碳用钢时的热轧后，进行后述的条件的骤冷，然后，进行球状化热处理。由此，能够得到渗碳用钢的表层部的金属组织被改善而延性提高、极限加工率高的渗碳用钢。

以下，关于本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部的基本成分，对数值限定范围和其限定理由进行说明。这里，记载的%为质量%。

C：0.07%～0.13%

C（碳）是为了确保具备渗碳层和钢部的渗碳钢部件中的钢部的硬度而添加的。如上所述，以往的渗碳用钢的C含量为0.2%左右。本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部中，将C含量限制为比该量少的0.13%。其理由是，当C含量超过0.13%时，渗碳用钢的金属组织的渗碳体分率和珠光体分率增加，锻造前的渗碳用钢的硬度显著增加，并且极限加工率也降低。然而，当C含量低于0.07%时，即使大量地添加提高淬火性的后述的合金元素，尽可能谋求硬度的增加，也不可能使渗碳钢部件的钢部的硬度达到以往的渗碳用钢的水平。因此，有必要将C含量控制为0.07%～0.13%的范围。适宜范围为0.08%～0.12%。更优选的范围为0.08%～0.11%。

Si：0.0001%～0.50%

Si（硅）是通过使渗碳钢部件那样的低温回火马氏体钢的回火软化阻力显著增加而提高齿面疲劳强度的元素。为了得到该效果，Si含量必须为0.0001%以上。但是，若Si含量超过0.50%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，有必要将Si含量控制在0.0001%～0.50%的范围。在该范围内，在重视渗碳钢部件的齿面疲劳强度的情况下积极地添加Si，在重视渗碳用钢的变形阻力的降低或极限加工性的提高的情况下积极地降低Si。前者的情况的适宜范围为0.10%～0.50%，后者的情况的适宜范围为0.0001%～0.20%。

Mn：0.0001%～0.80%

Mn（锰）是提高钢的淬火性的元素。为了通过该效果来提高渗碳热处理后的马氏体分率，Mn含量必须为0.0001%以上。但是，若Mn含量超过0.80%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，有必要将Mn含量控制在0.0001%～0.80%的范围。适宜范围为0.25%～0.60%。

S：0.0001%～0.100%

S（硫）是与Mn结合而形成MnS，使被削性提高的元素。为了得到其效果，S含量必须为0.0001%以上。但是，若S含量超过0.100%，则在锻造时MnS成为起点而产生裂纹，有时降低极限压缩率。因此，有必要将S含量控制在0.0001%～0.100%的范围。适宜范围为0.003%～0.020%。

Cr：超过1.30%且为5.00%以下

Cr（铬）是提高钢的淬火性的元素。为了通过该效果来提高渗碳热处理后的马氏体分率，Cr含量必须超过1.30%。但是，若Cr含量超过5.00%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，有必要将Cr含量控制在超过1.30%且为5.00%以下的范围。此外，Cr与具有同样的效果的Mn、Mo、Ni等其它的元素相比，使渗碳用钢的硬度上升的程度少，并且使淬火性提高的效果比较大。因而，在本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部中，与以往的渗碳用钢相比，大量地添加Cr。适宜范围为1.35%～2.50%。更优选的范围为超过1.50%且为2.20%以下。

B：0.0005%～0.0100%

B（硼）是在奥氏体中固溶的情况下即使微量也大大提高钢的淬火性的元素。通过该效果能提高渗碳热处理后的马氏体分率。此外，为了得到上述效果没有必要大量地添加B，所以基本不会使铁素体的硬度上升。即，由于具有基本不会使锻造前的渗碳用钢的硬度上升的特征，所以在本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部中积极地利用B。B含量低于0.0005%时，得不到上述的淬火性提高效果。另一方面，若B含量超过0.0100%，则上述效果饱和。因此，有必要将B含量控制在0.0005%～0.0100%的范围。适宜范围为0.0010%～0.0025%。另外，在钢中存在一定量以上的N的情况下，B与N结合而形成BN，固溶B量减少。其结果是，有时得不到提高淬火性的效果。因而，在添加B的情况下，必须同时适量添加固定N的Ti。

Al：0.0001%～1.0%

在钢中存在固溶N的情况下，Al（铝）是形成AlN的元素。但是，在本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部中，由于钢中的N通过Ti的添加而作为TiN被固定，所以在钢中基本不存在固溶N。因此，Al不会形成AlN，在钢中作为固溶Al存在。以固溶状态存在的Al具有提高钢的被削性的效果。在渗碳钢部件的制造时实施精加工的切削等的情况下，优选将Al含量设定为0.0001%以上。然而，若Al含量超过1.0%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，有必要将Al含量控制在0.0001%～1.0%的范围。适宜范围为0.010%～0.20%。

Ti：0.010%～0.10%

Ti（钛）是具有将钢中的N作为TiN固定的效果的元素。通过添加Ti，可防止BN的形成，确保有助于淬火性的固溶B。此外，相对于N在化学计量上过量的Ti形成TiC。该TiC具有防止渗碳时的晶粒的粗大化的钉扎效果。Ti含量低于0.010%时，得不到由添加B带来的淬火性提高效果，此外无法防止渗碳时的晶粒的粗大化。另一方面，若Ti含量超过0.10%，则TiC的析出量变得过多，锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，有必要将Ti含量控制在0.010%～0.10%的范围。适宜范围为0.025%～0.050%。

除了上述的基本成分以外，本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部含有不可避免的杂质。这里，所谓不可避免的杂质是指从废料等副原料或制造工序中不可避免地混入的N、P、O、Pb、Sn、Cd、Co、Zn等元素。其中，为了充分发挥本发明的一方式的效果，N、P、及O有必要如下进行限制。这里，记载的%为质量%。此外，杂质含量的限制范围中包括0%，但在工业上难以稳定地设定为0%。

N：0.0080%以下

N（氮）是不可避免地含有的杂质，是形成BN而使固溶B量降低的元素。N含量超过0.0080%时，即使添加Ti，也无法将钢中的N作为TiN固定，无法确保有助于淬火性的固溶B。此外，N含量超过0.0080%时，形成粗大的TiN，在锻造时成为裂纹的起点，锻造前的渗碳用钢的极限加工率降低。因此，有必要将N含量限制为0.0080%以下。优选为0.0050%以下。由于N含量越少则越优选，所以上述限制范围中包括0%。但是，使N含量成为0%在技术上不容易，此外，稳定地设定为低于0.0030%时，炼钢成本也变高。因而，N含量的限制范围优选为0.0030%～0.0080%。进一步优选将N含量的限制范围设定为0.0030%～0.0055%。另外，在通常的操作条件下，不可避免地含有0.0060%左右的N。

P：0.050%以下

P（磷）是不可避免地含有的杂质，是在奥氏体晶界中偏析而使原奥氏体晶界脆化，成为晶界裂纹的原因的元素。P含量超过0.050%时，其影响变得显著。因此，有必要将P含量限制为0.050%以下。优选为0.020%以下。由于P含量越少则越优选，所以上述限制范围中包括0%。但是，使P含量成为0%在技术上不容易，此外，稳定地设定为低于0.003%时，炼钢成本也变高。因而，P含量的限制范围优选为0.003%～0.050%。进一步优选将P含量的限制范围设定为0.003%～0.015%。另外，在通常的操作条件下，不可避免地含有0.025%左右的P。

O：0.0030%以下

O（氧）是不可避免地含有的杂质，是形成氧化物系夹杂物的元素。O含量超过0.0030%时，成为疲劳破坏的起点的大的夹杂物增加，成为疲劳特性的降低的原因。因此，有必要将O含量限制为0.0030%以下。优选为0.0015%以下。由于O含量越少则越优选，所以上述限制范围中包括0%。但是，使O含量成为0%在技术上不容易，此外，稳定地设定为低于0.0007%时，炼钢成本也变高。因而，O含量的限制范围优选为0.0007%～0.0030%。进一步优选将O含量的限制范围设定为0.0007%～0.0015%。另外，在通常的操作条件下，不可避免地含有0.0020%左右的O。

除了上述基本成分及杂质元素以外，本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部也可以进一步含有Nb、V、Mo、Ni、Cu、Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb中的至少1种作为选择成分。以下，对选择成分的数值限定范围和其限定理由进行说明。这里，记载的%为质量%。

上述的选择成分中，Nb和V具有防止组织的粗大化的效果。

Nb：0.002%～0.100%

Nb（铌）是在钢中与N、C结合而形成Nb（C，N）的元素。该Nb（C、N）通过钉扎奥氏体晶界而抑制晶粒生长，并且防止组织的粗大化。Nb含量低于0.002%时，得不到上述效果。若Nb含量超过0.100%，则上述效果饱和。因此，优选将Nb含量设定为0.002%～0.100%。进一步优选为0.010%～0.050%。

V：0.002%～0.20%

V（钒）是在钢中与N、C结合而形成V（C，N）的元素。该V（C、N）通过钉扎奥氏体晶界而抑制晶粒生长，并且防止组织的粗大化。V含量低于0.002%时，得不到上述效果。若V含量超过0.20%，则上述效果饱和。因此，优选将V含量设定为0.002%～0.20%。进一步优选为0.05%～0.10%。

上述选择成分中，Mo、Ni、Cu具有在渗碳热处理时提高马氏体分率的效果。

Mo：0.005%～0.50%

Mo（钼）是提高钢的淬火性的元素。为了通过该效果来提高渗碳热处理后的马氏体分率，Mo含量优选为0.005%以上。此外，Mo是在气体渗碳的气氛中，不形成氧化物，且难以形成氮化物的元素。通过添加Mo，不易形成渗碳层表面的氧化物层或氮化物层、或者由它们引起的渗碳异常层。然而，不仅Mo的添加成本为高价，而且若Mo含量超过0.50%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，优选将Mo含量设定为0.005%～0.50%。进一步优选为0.05%～0.20%。

Ni：0.005%～1.00%

Ni（镍）是提高钢的淬火性的元素。为了通过该效果来提高渗碳热处理后的马氏体分率，Ni含量优选为0.005%以上。此外，Ni是在气体渗碳的气氛气体气氛中，不会形成氧化物或氮化物的元素。通过添加Ni，不易形成渗碳层表面的氧化物层或氮化物层、或者由它们引起的渗碳异常层。然而，不仅Ni的添加成本为高价，而且若Ni含量超过1.00%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，优选将Ni含量设定为0.005%～1.00%。进一步优选为0.05%～0.50%。

Cu：0.005%～0.50%

Cu（铜）是提高钢的淬火性的元素。为了通过该效果来提高渗碳热处理后的马氏体分率，Cu含量优选为0.005%以上。此外，Cu是在气体渗碳的气氛气体气氛中，不会形成氧化物或氮化物的元素。通过添加Cu，不易形成渗碳层表面的氧化物层或氮化物层、或者由它们引起的渗碳异常层。然而，若Cu含量超过0.50%，则1000℃以上的高温区域中的延性降低，成为连续铸造、轧制时的成品率降低的原因。此外，若Cu含量超过0.50%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，优选将Cu含量设定为0.005%～0.50%。进一步优选为0.05%～0.30%。另外，在添加Cu的情况下，为了改善上述的高温区域的延性，优选将Ni含量设定为以质量%计为Cu含量的1/2以上。

上述的选择成分中，Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb具有改善被削性的效果。

Ca：0.0002%～0.0030%

Ca（钙）是具有将起因于为了改善被削性而添加的S而生成的MnS的形状不伸长地制成球状的形态控制的效果的元素。通过添加Ca，可改善MnS形状的各向异性，不会损害机械性质。此外，Ca是在切削时的切削工具表面形成保护被膜而提高被削性的元素。为了得到这些效果，Ca含量优选为0.0002%以上。若Ca含量超过0.0030%，则形成粗大的氧化物或硫化物，有时给渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将Ca含量设定为0.0002%～0.0030%。进一步优选为0.0008%～0.0020%。

Mg：0.0002%～0.0030%

Mg（镁）是控制上述MnS的形态，在切削时在切削工具表面形成保护被膜而提高被削性的元素。为了得到这些效果，Mg含量优选为0.0002%以上。若Mg含量超过0.0030%，则形成粗大的氧化物，有时给渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将Mg含量设定为0.0002%～0.0030%。进一步优选为0.0008%～0.0020%。

Te：0.0002%～0.0030%

Te（碲）是控制上述MnS的形态的元素。为了得到该效果，Te含量优选为0.0002%以上。若Te含量超过0.0030%，则钢的热的脆化变得显著。因此，优选将Te含量设定为0.0002%～0.0030%。进一步优选为0.0008%～0.0020%。

Zr：0.0002%～0.0050%

Zr（锆）是控制MnS的形态的元素。为了得到该效果，Zr含量优选为0.0002%以上。若Zr含量超过0.0050%，则形成粗大的氧化物，有时给渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将Zr含量设定为0.0002%～0.0050%。进一步优选为0.0008%～0.0030%。

REM：0.0002%～0.0050%

REM（稀土金属）是控制MnS的形态的元素。为了得到该效果，REM含量优选为0.0002%以上。若REM含量超过0.0050%，则形成粗大的氧化物，有时给渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将REM含量设定为0.0002%～0.0050%。进一步优选为0.0008%～0.0030%。

另外，REM是从原子序号为57的镧到71的镥为止的15种元素加上原子序号为21的钪和原子序号为39的钇的合计17种元素的总称。通常以这些元素的混合物即混合稀土合金的形式供给，添加到钢中。

Sb：0.002%～0.050%

Sb（锑）是防止渗碳用钢的制造工序（热轧、热锻、退火等）中的脱碳或渗碳现象的元素。为了得到这些效果，Sb含量优选为0.002%以上。若Sb含量超过0.050%，则有时在渗碳处理时损害渗碳性。因此，优选将Sb含量设定为0.002%～0.050%。进一步优选为0.005%～0.030%。

接着，对本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部必须同时满足的硬度指标、淬火性指标和TiC析出量指标进行说明。

硬度指标

上述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量有必要满足作为硬度指标的下述式A。另外，当包含作为选择成分的Mo、Ni、Cu时，代替该式A，硬度指标被再定义为下述式B。

0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235    （式A）

0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235    （式B）

当C含量少时，锻造前的渗碳用钢的组织与上述的以往的渗碳用钢（C含量为0.2%左右）相比，铁素体分率大幅增加。这样的情况下，渗碳用钢的硬度不仅受到C含量（珠光体分率）的影响，还受到铁素体的硬度的很大影响。因此发明人基于一般文献（例如、F.B.Pickering著“铁钢材料的设计和理论”（丸善、昭和56年发行）、及WilliamC.Leslie著“レスリー鉄鋼材料学”（丸善、昭和60年发行）等）中记载的数据，对于各合金元素给铁素体的固溶强化量带来的贡献进行了估量。并且，还考虑了C含量的影响，导出上述式A及式B所示的单独的指标式。基于这些渗碳用钢的硬度指标式，评价具有各种化学成分的渗碳用钢的硬度，得到与现有技术相比能够可靠地谋求渗碳用钢的软质化的阈值。即，硬度指标为0.235以上时，锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。其结果是，相对于以往材料的优势性变小。此外，硬度指标为0.10以下时，作为渗碳钢部件的硬度不足。因此，硬度指标必须超过0.10且低于0.235。该硬度指标优选在满足后述的淬火性指标的范围内尽可能小。优选为超过0.10且低于0.230。更优选为超过0.10且为0.220以下。最优选为超过0.10且为0.210以下。

淬火性指标

上述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量必须满足作为淬火性指标的下述式C。另外，当包含作为选择成分的Mo、Ni时，代替该式C，淬火性指标被再定义为下述式D。

7.5<（0.7×Si+1）×（5.1×Mn+1）×（2.16×Cr+1）<44    （式C）

7.5<（0.7×Si+1）×（5.1×Mn+1）×（2.16×Cr+1）×（3×Mo+1）×（0.3633×Ni+1）<44    （式D）

如上所述，添加B对于提高渗碳钢部件的钢部的淬火性是非常有效的。但是，当进行改性炉气体方式的气体渗碳时，在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中，无法期待由添加B带来的淬火性提高效果。这是由于在渗碳处理时氮从气氛中向渗碳钢部件的表层部侵入，固溶B作为BN析出，这样，有助于淬火性提高的固溶B量不足。因此，为了在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中确保淬火性，必须有效利用B以外的提高钢的淬火性的元素。关于淬火性与合金元素的关系，提出了各种指标。在本发明的一方式中，采用上述专利文献3中记载的指标式。其理由是，本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件中的钢部与专利文献3中记载的钢相比，虽然C含量不同，但共同点是：专利文献3中记载的钢为渗碳用钢，此外，与通常的渗碳用钢相比C含量较少。基于作为淬火性指标的上述式C及式D，进行具有各种化学成分的渗碳用钢的渗碳淬火，在同一渗碳热处理条件下，与上述的以往的渗碳用钢（C含量为0.2%左右）相比，得到了能够得到同等以上的渗碳层的硬度及有效硬化层深度（维氏硬度达到HV550以上的深度）的阈值。即，淬火性指标为7.5以下时，无法得到与上述的现有钢（C含量为0.2%左右）同等的特性。此外，淬火性指标为44以上时，锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，淬火性指标必须超过7.5且低于44。该淬火性指标优选在满足上述的硬度指标的范围内尽可能大。优选为12.1以上且低于44。更优选为20.1以上且低于44。

TiC析出量指标

Ti及N的以质量%表示的含量有必要满足作为TiC析出量指标的下述式E。

0.004<Ti-N×（48/14）<0.030    （式E）

当相对于N在化学计量上过量地添加Ti时，N全部以TiN的形式固定。即，上述式E中的“Ti-N×（48/14）”表示为了形成TiN所消耗的以外的过量的Ti量。上述式E中的“14”表示N的原子量，“48”表示Ti的原子量。

该过量的Ti在渗碳时几乎都与C结合而变成TiC。该TiC具有防止渗碳时的晶粒的粗大化的钉扎效果。即，TiC析出量指标为0.004以下时，由于TiC的析出量不足，所以无法防止渗碳时的晶粒的粗大化。此外，TiC析出量指标为0.030以上时，TiC的析出量变得过多，锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，TiC析出量指标必须超过0.004且低于0.030。优选为0.008以上且低于0.028。

通过同时满足上述的硬度指标、淬火性指标和TiC析出量指标，能够得到在渗碳用钢的阶段与现有钢相比冷锻时的变形阻力小、极限加工率大、并且在渗碳热处理后具有与现有钢同等的硬化层及钢部硬度的渗碳用钢、及渗碳钢部件。

接着，对本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件的金属组织进行说明。

首先，对本实施方式所述的渗碳用钢的金属组织进行说明。

由上述的化学成分构成的渗碳用钢优选其金属组织以面积%计含有合计为85%以上且100%以下的铁素体和珠光体。

若包含合计为85%以上且100%以下的铁素体和珠光体，则进一步地渗碳用钢的硬度降低，变形阻力降低，并且，极限加工率提高。进一步优选将铁素体和珠光体设定为合计95%以上且100%以下。在铁素体及珠光体的剩余部分中，包含比铁素体及珠光体硬的组织即贝氏体、马氏体、及渗碳体等。为了得到由铁素体及珠光体带来的上述效果，优选将作为剩余部分的贝氏体、马氏体、及渗碳体等的分率设定为以面积%计为0%以上且低于15%。

为了制成这样的金属组织，优选实施对在渗碳用钢的制造时的热加工工序后的热加工钢材的表面温度达到800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且为1℃/秒以下的冷却速度进行缓慢冷却的缓慢冷却工序。另外，关于制造方法，在后面叙述详细内容。

代替上述的金属组织，由上述的化学成分构成的渗碳用钢也可以以面积%计包含合计为85%以上且100%以下的铁素体和球状化渗碳体。这里，球状化渗碳体是将在金属组织观察面中，相对于以渗碳体的最大长度为直径的圆，该渗碳体的面积率为54%以上的情况作为球状化渗碳体。

若合计包含85%以上且100%以下的铁素体和球状化渗碳体，则进一步地渗碳用钢的硬度降低，变形阻力降低，并且，极限加工率提高。进一步优选将铁素体和球状化渗碳体设定为合计90%以上且100%以下。在铁素体及球状化渗碳体的剩余部分中，包含珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、及渗碳体等。为了得到铁素体及球状化渗碳体的上述效果，优选将作为剩余部分的珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、及渗碳体等的分率设定为以面积%计为0%以上且低于15%。

为了制成这样的金属组织，优选对上述缓慢冷却工序后的热加工钢材进一步实施球状化热处理。另外，关于制造方法，在后面叙述详细内容。

代替上述的金属组织，由上述的化学成分构成的渗碳用钢也可以具有以下的金属组织。当渗碳用钢的形状为与长度方向垂直的切断面成为圆形的棒状或线状时，将从圆周面至上述切断面的中心为止的距离以单位mm计设为r，从圆周面至r×0.01为止的区域即表层部的金属组织将铁素体和珠光体以面积%计限制为合计10%以下，剩余部分可以包含马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、及渗碳体中的至少1种。

若将上述表层部的金属组织的铁素体和珠光体限制为合计10%以下，则球状化热处理后的渗碳体分散变得均一，冷锻时的极限加工率提高。进一步优选将上述表层部的铁素体和珠光体设定为合计5%以下。另外，在铁素体和珠光体的剩余部分中，包含马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、及渗碳体等。此外，当具有该金属组织的表层部的深度低于从圆周面至r×0.01为止的深度时，由于冷锻时的极限加工率提高的表层部的深度不足，所以在冷锻时容易产生裂纹。因此，优选至少从圆周面至r×0.01为止的区域具有上述金属组织。更优选设定为从圆周面至切断面的半径×0.05。最优选设定为从圆周面至切断面的半径×0.15。另外，即使至切断面的中心为止存在上述金属组织，也没有不良影响。

为了制成这样的金属组织，在渗碳用钢的制造时，优选实施以下工序：控制为表面温度在最终精轧的出口侧达到700℃～1000℃的条件进行热轧而得到热控制轧制钢材的热控制轧制工序；在该热控制轧制工序后，按照热轧钢材的表面温度超过0℃且为500℃以下的方式进行骤冷的骤冷工序；使该骤冷工序后的热控制轧制钢材至少回热1次以上的回热工序。另外，关于制造方法，在后面叙述详细内容。

代替上述的金属组织，由上述的化学成分构成的渗碳用钢的上述表层部也可以具有在金属组织中包含的渗碳体中90%以上且100%以下为长宽比为3以下的渗碳体的金属组织。这里，长宽比是指长径除以短径得到的值。或者，也可以设定为JIS G3507-2中规定的No.2以内的球状化程度。

若在上述表层部的金属组织中包含的渗碳体中，90%以上且100%以下为长宽比为3以下的渗碳体，则冷锻时的极限加工率进一步提高。进一步优选将长宽比为3以下的渗碳体的比例设定为95%以上且100%以下。

为了制成这样的金属组织，优选对上述回热工序后的热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理。另外，关于制造方法，在后面叙述详细内容。

接着，对本实施方式所述的渗碳钢部件的金属组织进行说明。

本实施方式所述的渗碳钢部件具备钢部、和在该钢部的外表面生成的具有厚度超过0.4mm且低于2mm的有效硬化层深度（达到HV550以上的深度）的渗碳层。这里，渗碳层是指维氏硬度达到HV550以上的有效硬化层深度。该渗碳层中，距离表面的深度为50μm的位置处的金属组织以面积%计包含90%以上且100%以下的马氏体，并且，维氏硬度优选为HV650以上且HV1000以下。此外，在该渗碳层中，距离表面的深度为0.4mm的位置处的金属组织以面积%计包含90%以上且100%以下的马氏体，并且，维氏硬度优选为HV550以上且HV900以下。

当距离表面的深度为50μm的位置的渗碳层中的金属组织包含90%以上且100%以下的马氏体、并且维氏硬度为HV650以上且HV1000以下时，由于与上述的以往的渗碳钢部件相比较，达到同等以上的耐磨性、面疲劳强度、弯曲疲劳强度（主要是高循环）、扭转疲劳强度，所以优选。更优选金属组织包含95%以上且100%以下的马氏体，并且，维氏硬度为HV700以上且HV1000以下。

当距离表面的深度为0.4mm的位置的渗碳层中的金属组织包含90%以上且100%以下的马氏体、并且维氏硬度为HV550以上且HV900以下时，由于与上述的以往的渗碳钢部件相比较，达到同等以上的面疲劳强度、弯曲疲劳强度（主要是低循环）、扭转疲劳强度，所以优选。更优选金属组织包含92%以上且100%以下的马氏体，并且，维氏硬度为HV560以上且HV900以下。

此外，在上述钢部中，距离表面的深度为2mm的位置处的维氏硬度优选为HV250以上且HV500以下。此外，在上述钢部中，该位置的化学成分必须由上述的化学成分构成。

当距离表面的深度为2mm的位置的钢部中的维氏硬度为HV250以上且HV500以下时，由于与上述的以往的渗碳钢部件相比较，尽管为低碳含量，也达到同等以上的钢部的硬度，所以优选。更优选维氏硬度为HV270以上且HV450以下。若距离表面的深度为2mm的位置的钢部中的金属组织包含马氏体及贝氏体中的至少1种，则进一步得到上述效果，所以优选。

为了得到这样的渗碳钢部件的金属组织及维氏硬度，只要使用由上述的化学成分构成的渗碳用钢，通过后述的渗碳用钢及渗碳钢部件的制造方法来制造渗碳钢部件即可。

上述的金属组织的观察可以实施硝酸化乙醇（nital）腐蚀、或苦醇腐蚀，用光学显微镜进行观察。此时，优选对实施过球状化热处理的试样实施苦醇腐蚀。铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、回火贝氏体、及渗碳体等的分率可以通过图像解析求出。此外，球状化渗碳体、渗碳体的个数、及长宽比也可以通过图像解析求出。观察面没有特别限定，但将与长度方向垂直的切断面作为观察面较佳。

另外，在金属组织的面积分率的计算中，考虑铁素体、珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状化渗碳体、及渗碳体。在上述的面积分率的计算中，不包括BN、TiC、TiN、AlN等氮化物或碳化物、其它的微细析出物、残留奥氏体等。

上述的维氏硬度的测定优选对于一个试样进行合计10次的测定，算出平均值。测定面没有特别限定，但将与长度方向垂直的切断面作为测定面较佳。

接着，对本实施方式所述的渗碳用钢、及渗碳钢部件的制造方法进行说明。

首先，对本实施方式所述的渗碳用钢的制造方法进行说明。

作为铸造工序，将由上述的基本成分、选择成分、及不可避杂质构成的钢液进行铸造来制造铸坯。铸造方法没有特别限定，但采用真空铸造法或连续铸造法等即可。

此外，根据需要，也可以对铸造工序后的铸坯实施均热扩散处理、开坯轧制等。

通过使用该铸坯，选择下述的任一种制造方法，可以制造具有上述的金属组织的渗碳用钢。

为了制成具有上述的以面积%计包含合计为85%以上且100%以下的铁素体和珠光体的金属组织的渗碳用钢，优选进行以下的制造方法。

作为热加工工序，对铸造工序后的铸坯实施热轧、热锻等，得到热加工钢材。该热加工工序中的加工温度、加工率、变形速度等塑性加工条件没有特别限定，只要适当选择适宜的条件即可。

在该热加工工序之后，作为缓慢冷却工序，立即对尚未冷却的上述热加工钢材，在该热加工钢材的表面温度达到800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且为1℃/秒以下的冷却速度实施缓慢冷却而得到渗碳用钢。

若从奥氏体向铁素体及珠光体发生相变的温度即800℃～500℃中的冷却速度超过1℃/秒，则贝氏体及马氏体的组织分率变大。其结果是，渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，并且，极限加工率降低。因此，优选将上述温度范围中的冷却速度限制为超过0℃/秒且为1℃/秒以下。进一步优选设定为超过0℃/秒且0.7℃/秒以下。另外，作为缓慢冷却工序，为了减小热加工工序后的热加工钢材的冷却速度，只要在轧制线或热锻线后，设置保温套、带热源的保温套、或保持炉等即可。

为了制成具有上述的以面积%计包含合计为85%以上且100%以下的铁素体和球状化渗碳体的金属组织的渗碳用钢，优选进行以下的制造方法。

对实施过上述缓慢冷却的热加工钢材，进一步实施球状化热处理作为球状化热处理工序，得到渗碳用钢。

作为该球状化热处理，例如进行以下的热处理即可。将实施过上述缓慢冷却的热加工钢材加热至稍低于Ac1点（加热时，开始生成奥氏体的温度）、或稍高于Ac1点的温度后缓慢冷却。反复进行多次将实施过上述缓慢冷却的热加工钢材加热至稍高于Ac1点的温度、并冷却至稍低于Ar1点（冷却时，完成奥氏体向铁素体或铁素体、渗碳体相变的温度）的温度的处理。或者，对实施过上述缓慢冷却的热加工钢材进行一次淬火，然后，在600℃～700℃的温度范围内进行3小时以上且100小时以下的回火。另外，球状化热处理的方法只要适用上述那样的以往公知的退火或球状化热处理方法即可，没有特别限定。

实施过上述球状化热处理工序的渗碳用钢与没有实施球状化热处理工序的渗碳用钢相比，能够进一步降低硬度。其理由是，球状化热处理工序前的金属组织中包含的珠光体组织中的薄片状的渗碳体通过球状化热处理工序而分裂、球状化、生长，并且，曾为珠光体组织的部位的硬度降低。此外，球状化热处理工序前的金属组织中包含的贝氏体、马氏体等较硬的组织通过球状化热处理工序，利用位错的恢复、及渗碳体的析出和生长等而软质化。因此，为了进一步降低渗碳用钢的硬度、进一步降低变形阻力、并且进一步提高极限加工率，优选实施球状化热处理工序。

为了制成上述的具有形状为与长度方向垂直的切断面成为圆形的棒状或线状、从圆周面至r×0.01为止的区域即表层部的金属组织将铁素体和珠光体以面积%计限制为合计10%以下、剩余部分包含马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、及渗碳体中的至少1种的金属组织的渗碳用钢，优选进行以下的制造方法。

作为热控制轧制工序，控制为表面温度在最终精轧的出口侧达到700℃～1000℃的条件对铸造工序后的铸坯进行热轧而得到热控制轧制钢材。

在该热控制轧制工序中的最终精轧之后，立即对尚未冷却的上述热控制轧制钢材，按照该热控制轧制钢材的表面温度超过0℃且为500℃以下的方式实施骤冷作为骤冷工序。

然后，对上述骤冷工序后的热控制轧制钢材，实施至少1次以上的回热处理作为回热工序而得到渗碳用钢。

在上述热控制轧制工序中，将最终精轧的出口侧处的热控制轧制钢材的表面温度设定为700℃～1000℃是由于能够将晶粒微细化。若上述表面温度超过1000℃，则仅得到与通常的热轧钢材同样的粗大的晶粒。此外，上述表面温度低于700℃时，难以制成上述表层部中铁素体分率小的金属组织。因此，优选将最终精轧的出口侧的热控制轧制钢材的表面温度设定为700℃～1000℃的温度范围。

在上述骤冷工序中，将上述热控制轧制钢材按照其表面温度超过0℃且为500℃以下的方式进行骤冷是为了在从圆周面至r×0.01为止的区域即上述表层部中，促进马氏体相变、或贝氏体相变，制成铁素体分率小的金属组织。因此，在骤冷工序中，优选将热控制轧制钢材的表面温度骤冷至相变开始温度即Ms点（冷却期间奥氏体开始相变为马氏体的温度）、或者Bs点（冷却期间奥氏体开始相变为贝氏体的温度）以下的温度即超过0℃且为500℃以下。更优选设定为超过0℃且为450℃以下。

在上述回热工序中，对上述骤冷工序后的热控制轧制钢材实施至少1次以上回热处理是为了按照上述表层部的马氏体、或贝氏体变成回火马氏体、或回火贝氏体的方式进行组织控制。通过使马氏体、或贝氏体受到回火，从而减轻烧裂发生率和自然干裂发生率等。作为该回热方法，也可以通过在制造设备中追加用于回热的升温部，积极地生成回火马氏体、或回火贝氏体。或者，也可以通过由上述骤冷工序后的热控制轧制钢材的未受到骤冷效果的中心部的热引起的回热，使上述表层部的温度再次上升，生成回火马氏体或回火贝氏体。采用上述的任一种方法，其效果均不会产生差异。但是，在实施多次的回热处理的情况下，需要用于回热的升温部。此外，在上述回热处理时，优选上述表层部的温度不超过800℃。若上述表层部的温度超过800℃，则回火马氏体、或回火贝氏体再次相变为奥氏体。更优选设定为720℃以下。此外，在上述回热处理时，优选上述表层部的温度达到400℃以上。

为了制成上述的在表层部的金属组织中包含的渗碳体中90%以上且100%以下为长宽比为3以下的渗碳体的渗碳用钢，优选进行以下的制造方法。

对上述回热工序后的热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理作为球状化热处理工序而得到渗碳用钢。另外，球状化热处理的方法只要适用上述那样的以往公知的退火或球状化热处理方法即可，没有特别限定。

若对马氏体及贝氏体那样的低温相变组织、或回火马氏体及回火贝氏体那样的低温相变组织进行回火，对回火得到的组织进行球状化热处理，则可得到基体的铁素体晶粒微细、且在基体中球状化渗碳体均一微细地分散的金属组织。若上述表层部的金属组织中包含的渗碳体中，将90%以上且100%以下设定为长宽比为3以下的渗碳体，则冷锻时的极限加工率进一步提高。

接着，对本实施方式所述的渗碳钢部件的制造方法进行说明。

对由上述的基本成分、选择成分、及不可避杂质构成、并且经由选自上述缓慢冷却工序、上述回热工序、上述球状化热处理工序中的工序而制造的渗碳用钢实施冷塑性加工作为冷加工工序而赋予形状。该冷加工工序中的加工率、变形速度等塑性加工条件没有特别限定，只要适当选择适宜的条件即可。

对冷加工工序后的赋予了形状的渗碳用钢实施渗碳处理、或渗碳氮化处理作为渗碳工序。为了得到具有上述的金属组织和硬度的渗碳钢部件，优选将渗碳处理或渗碳氮化处理的条件设定为温度为830℃～1100℃、碳势为0.5%～1.2%、渗碳时间为1小时以上。

在渗碳工序后，作为精加工热处理工序，实施淬火处理、或淬火和回火处理而得到渗碳钢部件。为了得到具有上述的金属组织和硬度的渗碳钢部件，优选将淬火处理、或淬火和回火处理的条件设定为淬火介质的温度为室温～250℃。此外，根据需要也可以在淬火后进行低温处理。

此外，根据需要也可以对上述冷加工工序前的渗碳用钢进一步进行退火处理作为退火工序。通过进行退火处理，渗碳用钢的硬度降低，变形阻力降低，并且，极限加工率提高。退火条件没有特别限定，只要适当选择适宜的条件即可。

此外，根据需要，在上述冷加工工序后，也可以对上述渗碳工序前的渗碳用钢进一步实施切削加工作为切削工序而赋予形状。通过进行切削加工，能够对渗碳用钢赋予仅通过冷塑性加工难以实现的精密形状。

此外，根据需要，也可以对上述精加工热处理工序后的渗碳钢部件进一步进行喷丸处理作为喷丸工序。通过进行喷丸处理，向渗碳钢部件表层部中导入压缩残留应力。由于压缩残留应力抑制疲劳龟裂的发生、进展，所以能够进一步提高渗碳钢部件的齿根及齿面疲劳强度。喷丸处理优选使用直径为0.7mm以下的丸粒，在弧高为0.4mm以上的条件下进行。

实施例1

通过实施例对本发明的一方式的效果进一步进行具体说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。在不脱离本发明的主旨的情况下，只要实现本发明的目的，本发明可以采用各种条件。

（实验例1）

作为铸造工序，将具有表1所示的化学组成的转炉铸钢通过连续铸造进行铸造而得到铸坯。对该铸坯实施均热扩散处理、开坯轧制，制成162mm见方的钢材。使用该钢材，作为热加工工序，实施热轧，得到与长度方向垂直的切断面为圆形、该切断面的直径达到35mm的棒状的热加工钢材。对该热加工钢材，作为缓慢冷却工序，使用设置在轧制线后的保温套或带热源的保温套，以表2所示的冷却速度进行缓慢冷却，得到渗碳用钢。然后，作为球状化热处理工序（SA工序：Spherodizing Annealing），进行球状化热处理。

对于这样制造的渗碳用钢，评价了各种特性。从棒状的渗碳用钢的距离圆周面为上述切断面的直径1/4深度的位置，采集硬度测定用及金属组织观察用的试验片。此外，按照渗碳用钢的长度方向成为压缩方向的方式，采集极限压缩率测定用的试验片（6mmφ×9mm、切口形状：30度、深度为0.8mm、前端部的曲率半径为0.15mm）。表2中示出缓慢冷却工序后及球状化热处理工序（SA工序）后的渗碳用钢的硬度、金属组织、及极限压缩率的测定结果。

硬度的测定中，使用维氏硬度计，进行合计10次的测定，算出平均值。将缓慢冷却工序后的渗碳用钢的硬度为HV125以下的情况、以及球状化热处理工序后的渗碳用钢的硬度为HV110以下的情况判定为软质化充分且合格。

金属组织的观察中，对缓慢冷却工序后的渗碳用钢实施硝酸化乙醇腐蚀，对球状化热处理工序后的渗碳用钢实施苦醇腐蚀，用光学显微镜进行观察。铁素体与珠光体的合计分率、及铁素体与球状化渗碳体的合计分率通过图像解析算出。另外，在金属组织中，上述以外的剩余部分为珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、或渗碳体等。

极限压缩率的测定中，使用约束模以10mm/分钟的速度进行冷压缩，在切口附近产生0.5mm以上的微小裂纹时停止压缩，算出此时的压缩率。将该测定合计进行10次，求出累积破损概率达到50%的压缩率，以该压缩率作为极限压缩率。由于上述的以往的渗碳用钢的极限压缩率大约为65%，所以将达到视为比该值明显高的值的68%以上的情况判断为极限加工率优异。

此外，通过以下的方法评价渗碳特性。从通过上述方法制造的渗碳用钢的距离圆周面为上述切断面的直径1/4深度的位置，按照长度方向成为压缩方向的方式，采集渗碳用的试验片（20mmφ×30mm）。对于该渗碳用的试验片，作为冷加工工序，在冷的状态下进行压缩率为50%的镦锻压缩。镦锻压缩的条件为室温、使用约束模、应变速度为1/秒。对于镦锻压缩后的渗碳用的试验片，作为渗碳工序，进行利用改性炉气体方式的气体渗碳。该气体渗碳中，将碳势设定为0.8%，在950℃下进行5小时的保持，接着，在850℃下进行0.5小时的保持。在渗碳工序后，作为精加工热处理工序，进行向130℃的油淬火，然后，在150℃下进行90分钟的回火，得到渗碳钢部件。

对于上述制造的渗碳钢部件的渗碳层及钢部，评价特性。表2中示出其测定结果。

对于上述渗碳钢部件的渗碳层，对于距离表面的深度为50μm的位置处的硬度和距离表面的深度为0.4mm的位置处的硬度，使用维氏硬度计，进行合计10次的测定，算出平均值。将距离表面的深度为50μm的位置处的硬度为HV650以上且HV1000以下的情况、以及距离表面的深度为0.4mm的位置处的硬度为HV550以上且HV900以下的情况判定为硬度充分且合格。

对于上述渗碳钢部件的渗碳层，评价距离表面的深度为0.4mm的位置处的金属组织。对金属组织实施硝酸化乙醇腐蚀，用光学显微镜进行观察。马氏体的分率通过图像解析算出。另外，在金属组织中，上述以外的剩余部分为铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状化渗碳体、或渗碳体等。

对于上述渗碳钢部件的钢部，评价距离表面的深度为2mm的位置的硬度和化学组成。硬度使用维氏硬度计进行合计10次的测定，算出平均值。并且，将硬度为HV250以上且HV500以下的情况判定为硬度充分且合格。关于化学组成，使用EPMA（电子探针显微分析仪、Electron Probe MicroAnalyser），关于原子序号为5以上的元素进行定量分析。并且，将为与作为起始材料的铸坯中的化学成分大致相同的组成的情况判断为同等。

对于上述渗碳钢部件的钢部，进行距离表面的深度为2mm的位置处的原奥氏体晶粒的观察。关于有无产生原奥氏体晶体的粗大晶粒，将在观察面中即使存在一个直径为100μm以上的晶粒的情况判定为“有粗大晶粒产生”。或者，在即使存在一个以JIS的晶体粒度序号计为No.4以下的晶粒的情况下也可以判定为“有粗大晶粒产生”。

如表1及表2所示那样，实施例1～16的化学成分、硬度指标、淬火性指标、及TiC析出量指标全都达成目标，其结果是，满足作为渗碳用钢及渗碳钢部件所需的性能。

与此相对，比较例17～28的化学成分、硬度指标、淬火性指标、及TiC析出量指标中的任一者没有达成目标，其结果是，不满足作为渗碳用钢及渗碳钢部件所需的性能。

比较例No.17及18是由于化学成分的C、Ti、B、N的含量、硬度指标和TiC析出量指标不满足本发明的范围，所以渗碳用钢的硬度及极限压缩率不充分的例子。

比较例No.19是由于硬度指标不满足本发明的范围，所以渗碳用钢的硬度及极限压缩率不充分的例子。

比较例No.20及No.21是由于淬火性指标不满足本发明的范围，所以渗碳钢部件的钢部的硬度不充分的例子。

比较例No.22是由于化学成分的B含量不满足本发明的范围，所以渗碳钢部件的钢部的硬度不充分的例子。

比较例No.23是由于化学成分的C含量和硬度指标不满足本发明的范围，所以渗碳用钢的硬度及极限压缩率不充分的例子。

比较例No.24是由于化学成分的C含量不满足本发明的范围，渗碳钢部件的钢部的硬度不充分的例子。

比较例No.25是由于化学成分的N含量和TiC析出量指标不满足本发明的范围，所以渗碳用钢的极限压缩率和渗碳钢部件的钢部的硬度不充分的例子。渗碳用钢的极限压缩率变得不充分是由于N含量多，所以生成粗大的TiN，其成为冷加工时的破坏的起点。渗碳钢部件的钢部的硬度变得不充分起因于，由于TiC析出量指标的值小，所以无法得到由添加B带来的淬火性提高效果，在渗碳时由TiC带来的奥氏体晶粒的钉扎效果不充分，产生粗大晶粒。

比较例No.26是由于TiC析出量指标超出本发明的范围，所以渗碳用钢的硬度及极限压缩率不充分的例子。

比较例No.27及No.28是由于TiC析出量指标小于本发明的范围，所以渗碳钢部件的钢部的硬度不充分的例子。这起因于，无法得到由添加B带来的淬火性提高效果，在渗碳时由TiC带来的奥氏体晶粒的钉扎效果不充分，产生粗大晶粒。

（实验例2）

作为铸造工序，将具有表1所示的钢No.B的化学组成的转炉铸钢通过连续铸造进行铸造，得到铸坯。对该铸坯实施均热扩散处理、开坯轧制，制成162mm见方的钢材。使用该钢材，作为热控制轧制工序，在表3所示的精加工温度下实施热控制轧制，得到与长度方向垂直的切断面为圆形、其切断面的直径达到35mm的棒状的热控制轧制钢材。对于该热控制轧制钢材，作为骤冷工序，使用设置在轧制线后的水冷装置，进行表层部的骤冷直至达到表3所示的温度。然后，作为回热工序，通过由未受骤冷效果影响的中心部的热产生的回热，使上述表层部的温度再次上升，得到渗碳用钢。然后，作为球状化热处理工序（SA工序），进行球状化热处理。

对于这样制造的渗碳用钢，评价各种特性。从棒状的渗碳用钢的距离圆周面为上述切断面的直径1/4深度的位置，采集硬度测定用的试验片。从距离圆周面为r×0.01的深度的位置，采集金属组织观察用的试验片。此外，按照渗碳用钢的长度方向成为压缩方向的方式，采集极限压缩率测定用的试验片（6mmφ×9mm、切口形状：30度、深度为0.8mm、前端部的曲率半径为0.15mm）。表3中示出回热工序后及球状化热处理工序（SA工序）后的渗碳用钢的硬度、金属组织、及极限压缩率的测定结果。

硬度的测定方法和合格的判定基准与实验例1相同。极限压缩率的测定法和合格的判定基准也与实验例1相同。

金属组织的观察中，对回热工序后的渗碳用钢实施硝酸化乙醇腐蚀，对球状化热处理工序后的渗碳用钢实施苦醇腐蚀，用光学显微镜进行观察。铁素体与珠光体的合计分率、及渗碳体的个数和长宽比通过图像解析算出。另外，在金属组织中，上述以外的剩余部分为马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状化渗碳体、及渗碳体等。

此外，还评价了渗碳特性。渗碳方法、评价方法、及合格的判定基准与实验例1相同。

如表1及表3所示那样，实施例29～36的化学成分、硬度指标、淬火性指标、及TiC析出量指标全都达成目标，其结果是，满足作为渗碳用钢及渗碳钢部件所需的性能。

产业上的可利用性

根据本发明的上述方式所述的渗碳用钢、渗碳钢部件、及其制造方法，能够提供在渗碳用钢的阶段与现有钢相比冷锻时的变形阻力小、极限加工率大、并且在渗碳热处理后具有与现有钢同等的硬化层及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件、及其制造方法，因此产业上的可利用性高。

Claims (13)

1.一种渗碳用钢，其特征在于，其化学成分以质量%计含有：

C：0.07%～0.13%、

Si：0.0001%～0.50%、

Mn：0.0001%～0.80%、

S：0.0001%～0.100%、

Cr：超过1.30%且为5.00%以下、

B：0.0005%～0.0100%、

Al：0.0001%～1.0%、

Ti：0.010%～0.10%，

将N限制为0.0080%以下，

将P限制为0.050%以下，

将O限制为0.0030%以下，

剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

上述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量同时满足：

作为硬度指标的下述式1、

作为淬火性指标的下述式2、及

作为TiC析出量指标的下述式3，

0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235   （式1）

7.5<（0.7×Si+1）×（5.1×Mn+1）×（2.16×Cr+1）<44    （式2）

0.004<Ti-N×（48/14）<0.030    （式3）。

2.根据权利要求1所述的渗碳用钢，其特征在于，上述化学成分以质量%计进一步含有：

Nb：0.002%～0.100%、

V：0.002%～0.20%、

Mo：0.005%～0.50%、

Ni：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%、

稀土金属：0.0002%～0.0050%、

Sb：0.002%～0.050%中的至少1种，

上述硬度指标被定义为下述式4来代替上述式1，上述淬火性指标被定义为下述式5来代替上述式2，

0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235    （式4）

7.5<（0.7×Si+1）×（5.1×Mn+1）×（2.16×Cr+1）×（3×Mo+1）×（0.3633×Ni+1）<44    （式5）。

3.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于，该渗碳用钢的金属组织以面积%计包含合计为85%以上且100%以下的铁素体和珠光体。

4.根据权利要求3所述的渗碳用钢，其特征在于，上述金属组织以面积%计包含合计为85%以上且100%以下的上述铁素体和球状化渗碳体。

5.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于，该渗碳用钢的形状为与长度方向垂直的切断面成为圆形的棒状或线状，

将从圆周面至上述切断面的中心为止的距离以单位mm计设为r时，从圆周面至r×0.01为止的区域即表层部的金属组织中，将铁素体和珠光体以面积%计限制为合计10%以下，

剩余部分包含马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、及渗碳体中的至少1种。

6.根据权利要求5所述的渗碳用钢，其特征在于，

在上述表层部的上述金属组织中包含的渗碳体中，90%以上且100%以下为长宽比为3以下的渗碳体。

7.权利要求1或2所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

得到铸坯的铸造工序；

将上述铸坯进行热塑性加工而得到热加工钢材的热加工工序；

在上述热加工工序后，在上述热加工钢材的表面温度达到800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且为1℃/秒以下的冷却速度进行缓慢冷却的缓慢冷却工序。

8.根据权利要求7所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于，具有对上述缓慢冷却工序后的上述热加工钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。

9.权利要求1或2所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

得到铸坯的铸造工序；

控制为表面温度在最终精轧的出口侧达到700℃～1000℃的条件来对上述铸坯进行热轧而得到热控制轧制钢材的热控制轧制工序；

在上述热控制轧制工序后，按照上述热控制轧制钢材的表面温度超过0℃且为500℃以下的方式进行骤冷的骤冷工序；

使上述骤冷工序后的上述热控制轧制钢材至少回热1次以上的回热工序。

10.根据权利要求9所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于，具有对上述回热工序后的上述热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。

11.一种渗碳钢部件，其特征在于，其是具备钢部、和在上述钢部的外表面生成的厚度超过0.4mm且低于2mm的渗碳层的渗碳钢部件，

在上述渗碳层中，

距离表面的深度为50μm的位置处的维氏硬度为HV650以上且HV1000以下，距离上述表面的深度为0.4mm的位置处的维氏硬度为HV550以上且HV900以下，并且，距离上述表面的深度为0.4mm的位置处的金属组织以面积%计包含90%以上且100%以下的马氏体；

距离上述表面的深度为2mm的位置处的上述钢部由权利要求1或2所述的上述化学成分构成，并且，维氏硬度为HV250以上且HV500以下。

12.根据权利要求11所述的渗碳钢部件的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

对上述渗碳用钢实施冷塑性加工而赋予形状的冷加工工序；

对上述冷加工工序后的上述渗碳用钢实施渗碳处理或渗碳氮化处理的渗碳工序；

在上述渗碳工序后，实施淬火处理、或淬火和回火处理的精加工热处理工序。

13.根据权利要求12所述的渗碳钢部件的制造方法，其特征在于，

在上述冷加工工序后且上述渗碳工序前，进一步具有实施切削加工而赋予形状的切削工序。