CN104099518B - 渗碳部件、其制造方法、和渗碳部件用钢 - Google Patents

Abstract

本发明涉及渗碳部件、其制造方法、和渗碳部件用钢。本发明提供一种通过渗碳进行表面硬化处理的渗碳部件，其特别地具有优异的中循环疲劳强度。本发明提供一种渗碳部件，其包括通过对钢进行渗碳处理而形成的渗碳处理层，所述钢包括，以质量%计：0.15%至0.25%的C、0.15%以下的Si、0.4%至1.1%的Mn、0.8%至1.4%的Cr、0.25%至0.55%的Mo、0.015%以下的P和0.035%以下的S，余量为Fe和不可避免的杂质，并且所述钢满足以下关系：0.10≤[Mo]/(10[Si]+[Mn]+[Cr])≤0.40，其中[M]表示以质量%计的元素M的含量。

Description

渗碳部件、其制造方法、和渗碳部件用钢

技术领域

本发明涉及一种通过渗碳进行表面硬化处理的渗碳部件，一种渗碳部件的制造方法，和一种渗碳部件用钢。更具体地，本发明涉及一种具有优异的的中循环疲劳强度的渗碳部件，其制造方法，和渗碳部件用钢。

背景技术

通过渗碳进行表面硬化处理的渗碳部件已经用作汽车变速器(transmission)或差动装置(differential device)中的齿轮和轴承等部件。从由以约105以上次反复施加的载荷导致的疲劳失效(高循环疲劳)的观点以及由以约103以下次反复施加的载荷导致的疲劳失效(低循环疲劳)的观点，对于此类渗碳部件，已经进行了疲劳强度的各种研究。

例如，专利文献1已经公开了调整在渗碳部件用钢中的Si、Mn和Cr的组成比例能够改进通过渗碳进行表面硬化处理的渗碳部件的高循环疲劳强度。在将渗碳部件用钢如SCM21进行渗碳处理和接下来热处理的情况下，在渗碳钢表面附近产生不良淬火部分(渗碳异常层)，并且特别地导致高循环疲劳强度的劣化。关于此类由于Si、Mn和Cr的内部氧化而形成的渗碳异常层，专利文献1已经总结出对于钢中这些元素的组成比例的调整使得改进高循环疲劳强度。更具体地，专利文献1已经公开了，在具有以质量%计的，0.05%至0.50%的C含量、0.05%以下的Si含量、5%以下的Mn含量和5%以下的Cr含量并且能够以低于各个特定值的比例进一步包含其它元素诸如Ni、Mo、Ti、V、Nb、Al和B的钢中，要求对内部氧化具有影响的元素Si、Mn和Cr的含量满足以下关系：

10[Si]+0.1([Mn]+[Cr])≤1.00

其中[M]表示以质量%计的元素M的含量。

另一方面，例如，专利文献2已经公开了通过渗碳进行表面硬化处理的渗碳部件的低循环疲劳强度能够通过调整渗碳部件用钢的组成为Cr和Mn含量相对的高来改进。此外，专利文献2陈述了不仅韧性能够通过限定C含量为较低值仍确保渗碳表面附近的硬度来提高，而且低循环疲劳强度也能够通过控制渗碳表面附近和芯部之间的硬度差以致落入特定范围内来改进。更具体地，专利文献2已经公开了，在具有以质量%计的，0.05%至0.20%的C含量、0.7%以下的Si含量、1.41%至2.0%的Mn含量和1.0%至2.0%的Cr含量并且能够以低于各个特定值的比例进一步包含其它元素诸如Ni、Mo、Ti、Nb、Al和B的钢中，将渗碳表面的渗碳处理层中的C含量调整为落入0.4质量%至0.75质量%的范围内并且将渗碳表面附近和芯部之间的硬度差控制为200-至400-Hν范围。

顺便提及，近年来也进行了对于由于以约103至约105次反复施加的载荷而导致的疲劳失效或者相当于中循环疲劳失效的研究。通常中循环疲劳强度可以通过进行对低循环疲劳强度和高循环疲劳强度两者的改进来提高。

例如，专利文献3已经陈述了中循环疲劳强度可以通过将在渗碳类表面硬化处理后形成的渗碳异常层的深度调整为15μm以下和降低沿深度的变化同时控制渗碳部件用钢中Si、Mo和B的含量来提高。其中，低循环疲劳强度通过提高渗碳处理层中晶界(grainboundary)强度来改进，同时，疲劳龟裂的发生通过控制渗碳异常层的深度及其中的变化而降低，这有助于提高高循环疲劳强度。因此，专利文献3已经得出结论中循环疲劳强度也可以得到提高。

此外，例如，专利文献4已经公开了在渗碳类表面硬化处理后形成的渗碳异常层的深度可以通过控制渗碳部件用钢中Si、Mn和Cr的含量来调整至特定值以下。更具体地，专利文献4已经公开了，在具有以质量%计的，0.15%至0.25%的C含量、0.1%以下的Si含量、0.2%至0.8%的Mn含量和0.2%至0.8%的Cr含量并且能够以低于各个特定值的比例进一步包含其它元素诸如Ni、Mo、Ti、Nb、Al和B的钢中，渗碳异常层的深度可以通过如下而降低至6μm以下：将渗碳处理层中的C含量调整为落入0.7%至0.9%的范围内，将渗碳处理层中的结晶粒度调整为#9以上且将元素Si、Mn和Cr的含量调整为满足以下关系：

10[Si]+[Mn]+[Cr]≤2.0

其中[M]表示以质量%计的渗碳处理层的元素M的含量。

[专利文献1]JP-A-S51-90918

[专利文献2]JP-A-2008-248284

[专利文献3]JP-A-2010-150592

[专利文献4]JP-A-H6-306572

发明内容

发明要解决的问题

如上所述，为了改进中循环疲劳强度，应当提高低循环疲劳强度和高循环疲劳强度，并且这两种疲劳强度的提高需要控制在通过渗碳得到的有效硬化层中硬度的分布。

用于解决问题的方案

考虑到这些情况进行了本发明，本发明的目的是提供一种通过渗碳进行表面硬化处理的特别地具有优异的中循环疲劳强度的渗碳部件，其制造方法和此类渗碳部件用钢。

本发明提供一种渗碳部件，其包括通过对钢进行渗碳处理而形成的渗碳处理层，所述钢包括，以质量%计：0.15%至0.25%的C，0.15%以下的Si，0.4%至1.1%的Mn，0.8%至1.4%的Cr，0.25%至0.55%的Mo，0.015%以下的P，和0.035%以下的S，余量为Fe和不可避免的杂质，并且所述钢满足以下关系：0.10≤[Mo]/(10[Si]+[Mn]+[Cr])≤0.40，其中[M]表示以质量%计的元素M的含量，其中，在所述渗碳部件中，所述渗碳处理层的最大C含量以质量%计在0.45%至0.75%的范围内，在所述渗碳处理层的表面下方25μm的深度位置的硬度Hν_d=25μm为650Hν以上，在所述渗碳处理层的表面下方50μm的深度位置的硬度Hν_d=50μm为750Hν以下且在所述硬度Hν_d=25μm和所述硬度Hν_d=50μm之间的差为50Hν以下。

根据本发明，不仅低循环疲劳强度至中循环疲劳强度通过控制特别是在渗碳处理层中的最大C含量而增加渗碳处理层的韧性而提高，所述渗碳处理层的硬度通过对具有特定组成的钢进行渗碳类表面硬化处理而提高，而且中循环疲劳强度至高循环疲劳强度也通过在渗碳处理层的表面附近实现特定的硬度分布而提高。因此本发明的渗碳部件能够获得优异的中循环疲劳强度。

此外，在本发明中，优选所述渗碳部件由于所述渗碳处理而包括设置在所述渗碳处理层的表面下方350μm以内的深度位置的硬度为700Hν以上的区域。根据特征如上的本发明，所述渗碳部件能够获得特别优异的中循环疲劳强度。

此外，本发明提供一种渗碳部件的制造方法，所述方法至少包括：对钢进行预定的机械加工的预机械加工步骤，所述钢包括，以质量%计：0.15%至0.25%的C，0.15%以下的Si，0.4%至1.1%的Mn，0.8%至1.4%的Cr，0.25%至0.55%的Mo，0.015%以下的P，和0.035%以下的S，余量为Fe和不可避免的杂质，并且所述钢满足以下关系：0.10≤[Mo]/(10[Si]+[Mn]+[Cr])≤0.40，其中[M]表示以质量%计的元素M的含量；和渗碳处理步骤，其中将所述机械加工过的钢在预定温度下加热并且在具有预定碳势的渗碳气氛中进行渗碳和扩散处理后，在最高保持在80℃以下的温度下的低温油浴中淬火，由此提供渗碳处理层，其中，在所述渗碳处理步骤中，将所述渗碳处理层的以质量%计的最大C含量控制在0.45%至0.75%的范围内，并将在所述渗碳处理层的表面下方25μm的深度位置的硬度Hν_d=25μm控制为650Hν以上，在所述渗碳处理层的表面下方50μm的深度位置的硬度Hν_d=50μm控制为750Hν以下且在所述硬度Hν_d=25μm和所述硬度Hν_d=50μm之间的差控制为50Hν以下。

根据特征如上的本发明，特别是在渗碳处理层中的最大C含量的控制使得改进渗碳处理层的韧性，由此提高低循环疲劳强度至中循环疲劳强度，并且同时实现渗碳处理层表面附近的特定硬度分布，由此提高中循环疲劳强度至高循环疲劳强度。由此本发明能够提供具有优异的中循环疲劳强度的渗碳部件。

在本发明中，优选所述渗碳处理步骤提供在所述渗碳处理层的表面下方350μm以内的深度位置的硬度为700Hν以上的区域。根据特征如上的本发明，变得能够提供具有优异的中循环疲劳强度的渗碳部件。

此外，本发明提供一种渗碳部件用钢，其要用于通过借助渗碳的表面硬化处理而获得的渗碳部件，所述钢包括，以质量%计：0.15%至0.25%的C，0.15%以下的Si，0.4%至1.1%的Mn，0.8%至1.4%的Cr，0.25%至0.55%的Mo，0.015%以下的P，和0.035%以下的S，余量为Fe和不可避免的杂质，并且所述钢满足以下关系：0.10≤[Mo]/(10[Si]+[Mn]+[Cr])≤0.40，其中[M]表示以质量%计的元素M的含量。

发明的效果

根据特征如上的本发明，给出特定的渗碳处理，由此能够获得具有优异的中循环疲劳强度的渗碳部件。

附图说明

图1是示出渗碳部件的截面的硬度分布的图。

图2是根据本发明的渗碳部件的制造过程的流程图。

图3(A)-3(C)是示出在不同的渗碳和淬火条件下的热处理的图。

图4(A)-4(B)分别示出绘出在4点弯曲疲劳试验中载荷位置的试验片的正面图(A)和侧面图(B)。

具体实施方式

关于具有通过进行渗碳处理而形成的渗碳处理层的渗碳部件，渗碳处理层的硬度增加通常使得高循环疲劳强度相对提高，但是相反地带来低循环疲劳强度的降低。本发明人认为通过降低渗碳处理层整体的硬度同时增加渗碳处理层的最外表面的硬度而提高耐高循环疲劳和耐低循环疲劳两者的强度并且由此使得渗碳部件具有优异的中循环疲劳强度。

更具体地，如在图1中所示，在由渗碳得到的硬度分布L1中，在能够包含渗碳异常层的渗碳处理层的最外表面留意到硬度降低。然而，通过调整钢中Mo和Ni的组成比例而控制渗碳异常层的出现、并且进一步通过补偿由于随着在渗碳处理后的淬火的强烈度(intensity)增加出现渗碳异常层导致的淬火性能的劣化，可以防止渗碳处理层的最外表面的硬度降低(硬度分布L2)。另一方面，通过控制渗碳处理而将渗碳处理层中的碳含量调整为落入特定范围，由此降低渗碳处理层整体的硬度(硬度分布L3)。

为了找出用于制备如上所述的渗碳部件的钢的成分组成和渗碳处理条件，以下给出关于通过对分别根据示于表1的实施例1-10、比较例1-17和参考例1的渗碳部件成型后的试验片进行各种试验而获得的结果的说明，表1是示出实施例、比较例的成分组成和渗碳处理条件的表格。

首先，以下使用表1、图2和图3(A)-3(C)描述制备试验片的方法。

如图2所示，将具有给定组成(参见表1)的合金熔融(S1)、压延(S2)、正火(normalized)(S3)，然后通过机械加工成形为4点弯曲疲劳试验片和硬度试验片(S4)。将各个试验片在用作碳源的丙烷气体中进行渗碳处理和渗碳淬火(S5)，然后在160℃下保持120分钟，并且进一步通过空气冷却进行回火热处理(S6)。由此，获得最终的试验片。

此处，应用于各个试验片的渗碳和淬火(S5)方法包括对应于表1中表示“渗碳条件”的任何代号(A)、(B)和(C)中的处理，和在图3(A)、3(B)和3(C)任一个中描述的处理。更具体地，渗碳条件(a)包括渗碳和分散处理，其中将各个试验片在930℃和碳势(以下称为“Cp”)为1.05下保持150分钟，接着在930℃和Cp为0.55下保持20分钟，并且进一步在830℃和Cp为0.55下保持30分钟。随后，将试验片在保持在50℃下的低温油浴中淬火，或者相当于施加所谓的冷淬火。在(b)中，将各个试验片在930℃和Cp为1.05下保持35分钟，其它步骤与(a)中那些相同。此外，(c)包括渗碳和分散处理，其中将各个试验片在930℃和Cp为1.2下保持120分钟，接着在930℃和Cp为1.0下保持60分钟，并且进一步在830℃和Cp为0.75下保持120分钟。随后，将试验片在保持在120℃下的通常的油浴中淬火，或者相当于施加所谓的“半热淬火(semi-hot hardening)”。

其次，描述试验方法。并且示出在各种试验中的目标值。

在弯曲疲劳试验中，如在图4(A)-4(B)中所示使用前述试验片的4点弯曲疲劳试验片。所述4点弯曲疲劳试验片10是这样的棒，其直径为19mm且长度为100mm，具有通过以沿直径方向保留17mm的间隔的方式机械加工而在两侧上形成的平行平面11，并进一步具有通过在沿长度方向的中央部以在槽的底部保留13mm直径的方式机械加工而形成的槽12。使得4点弯曲疲劳试验片10的平面11中之一与具有80mm间隔的两个支持构件21相切，并且使得在另一侧上的平面11与使得间隔20mm并且跨越所述槽彼此面对地放置的两个载荷构件22相切。在此情况下，对试验片反复施加弯曲载荷，并测定在重复3×10⁴次时的时间强度(temporal strength)。将位移限制设为0.2mm，载荷处于载荷控制下，频率为1-2Hz。此处，时间强度的目标值为1,550MPa以上。

在硬度试验中，对各个硬度试验片进行维氏硬度试验。测定在硬度试验片截面中在表面下方的深度(沿垂直于试验片的表面并朝向试验片的中心部的方向距所述表面的距离)为25μm的位置的最外表面层硬度(Hν_d=25μm)。测定在硬度试验片截面中在表面下方50μm的深度位置的表面层硬度(Hν_d=50μm)。测定在硬度试验片截面中试验片中心部附近的芯部硬度。在试验片表面下方25μm和50μm的深度位置的硬度测量中的载荷分别为200g和300g重，在5个点处进行各个测量并且采用这5个测量值的平均值。另外，测量沿深度方向的硬度分布，并且测定700Hν深度即在硬度为700Hν处的深度。此处，最外表面层硬度(Hν_d=25μm)的目标值为650Hν以上，并且表面层硬度(Hν_d=50μm)的目标值为750Hν以下，优选720Hν以下，700Hν深度的目标值为0.35mm以下，优选0.30mm以下，ECD(有效表面深度，Effective Case Depth)的目标值在0.4mm至1.1mm的范围内，优选在0.5mm至0.8mm的范围内。此外，表面层硬度和最外表面层硬度之间的差(|Hν_d=50μm-Hν_d=25μm|)的目标值为50Hν以下。

关于在表面层中碳含量的测量，在各个硬度试验片的表面层附近的碳含量的最大值基于JIS G1253通过光学发射光谱分析来测定。C含量的测定使用可以测定高达1%例如0-1%(例如1%以下)的C含量的制作的校准曲线来进行。此处，表面层中C含量的目标值在0.45%至0.75%的范围内，优选在0.45%至0.70%的范围内。

在各个试验和测量中获得的结果示于表2。

实施例1-10中的各种试验的结果满足以上规定的目标值。更具体地，在实施例1-10中形成的以致具有示于表1的组成的合金已经在各个给定的渗碳条件下经历了渗碳和淬火，由此获得如上特定的硬度分布。因此，变得能够获得具有改进的中循环疲劳强度的渗碳部件。此外，在采用渗碳条件(b)的实施例7-10中，存在时间强度优于采用渗碳条件(a)的实施例1-6的时间强度的趋势。这样的趋势的原因是，可以认为与在渗碳条件(a)中相比较，在渗碳条件(b)中的早期渗碳的时间变短，并且，如在表2中所示，该情况使得表面层中的C含量降低至较低的值并且控制渗碳处理层整体的硬度，而且成为对时间强度的优越性负责的因素。

顺便提及，由渗碳和淬火产生的渗碳异常层的深度取决于由式(1)P_a=10[Si]+[Mn]+[Cr]给出的参数P_a，其中[M]表示以质量%计的元素M的含量。影响渗碳异常层的深度的参数P_a越大，越倾向于形成渗碳异常层。此外，中循环疲劳强度可以使用通过将Mo含量的质量%[Mo]除以由式(1)给出的参数P_a获得的参数，即由式(2)P_b=[Mo]/(10[Si]+[Mn]+[Cr])给出的P_b来评价。通过将该疲劳参数P_b调整为落入由式(3)0.10≤P_b≤0.40给出的范围内，在由于重复3×10⁴次的疲劳状态中的时间强度可以增加至1,550MPa以上。如表2中所示，在实施例1-10中，疲劳参数P_b的值在0.10至0.26的范围内，这满足式(3)。

接着，说明在比较例1-17和参考例1中的试验结果。

在比较例1、2、4和5中使用的合金与在实施例1-10中使用的合金具有大致相同的组成，但是在这些比较例各自中获得的时间强度变得低于时间强度的目标值。在比较例1中，表面层中的C含量变为0.77%的值，这高于目标值，并且700Hν深度变为0.41mm的值，这大于目标值。另一方面，在各比较例2和4中，表面层中的C含量已经在其目标值范围内，但接近于范围的上限。并且在比较例2和4中，表面层硬度的值已经分别变为752Hν和751Hν，这高于表面层硬度的目标值，并且700Hν深度的值已经分别变为0.44mm和0.41mm，这大于700Hν深度的目标值。在比较例5中，表面层中的C含量已经变为0.77%的值，这高于目标值，因此表面硬度已经变为高于目标值，具体为781Hν的值，700Hν深度已经变为0.46mm的值，这大于目标值。因此，可以认为在比较例1、2、4和5中的时间强度已经达到1,253MPa至1,510MPa的范围，或者相当于，它们都变得低于目标值。

比较例3、6和7中的各个Cr含量为1.40质量%或1.41质量%，并且这些Cr含量高于实施例1-10中的Cr含量。认为Cr促进晶界的氧化，由此导致形成渗碳异常层，此外认为Cr使得700Hν深度更深。比较例3和6中的700Hν深度已经达到目标值上限0.35mm，并且由此可以认为在这些比较例中的时间强度已经分别变为1,536MPa和1,533MPa，这低于时间强度的目标值。在比较例6中，疲劳参数P_b的值为0.09，这也低于P_b的目标值。并且还在比较例7中，表面层中的C含量变为0.77%，这高于目标值，并且700Hν深度变为0.48mm，这也大于目标值。因此，可以认为，在该比较例中的时间强度变为1,200MPa，远远少于时间强度的目标值。

在比较例8、9、11、14和15中，Mo含量与实施例1-10中相比要低，范围在0.11质量%至0.22质量%。Mo有助于改进淬火性能。在这些比较例中，因此认为淬火变得不充分，所得到的时间强度范围在1,503MPa至1,549MPa，这低于目标值。此外，在比较例8和9中的疲劳参数P_b的值是目标值的下限并且在比较例11、14和15中的疲劳参数P_b的值分别为0.03、0.05和0.07，这小于目标值。

比较例10中的Mn含量为0.39质量%，这与实施例1-10中的Mn含量相比要低。Mn也有助于改进淬火性能。换言之。认为在比较例10中，淬火变得不充分，并且所得到的时间强度变为1,505MPa的值，这低于目标值。

在比较例12和13中，Si含量分别为0.20质量%和0.21质量%，并且与在实施例1-10中的Si含量相比要高。在比较例12中的疲劳参数P_b的值尽管落入目标值的范围内，但是为该范围的下限0.10的程度，并且比较例13中的Pb的值为0.06，这小于目标值。因此，时间强度已经分别达到1,528MPa和1,545MPa，这低于目标值。可以认为通过借助Si促进的晶界氧化而形成的渗碳异常层特别地具有降低的高循环疲劳强度，并且，因此也降低了中循环疲劳强度。

在比较例16中，与实施例1-10的那些相比，使Cr含量低并且使Ni和Mo含量高。在比较例16中，施加在渗碳和淬火条件(a)中指出的渗碳和淬火处理，表面层中的C含量变为0.77%的值，这高于目标值，因此，认为表面层硬度变得高于目标值，具体为758Hν的值，700Hν深度变得大于目标值，具体为0.41mm的值，并且时间强度变得低于目标值，具体为1,455MPa的值。

在比较例17中使用的合金具有与在实施例1-10中使用的那些合金大致相同的组成，但是被施加在渗碳和淬火条件(c)中指出的渗碳和淬火处理，即“半热淬火”。在这里，渗碳和扩散处理已经成功使得表面层中的C含量等于在实施例1-10中的C含量，但是由于“半热淬火”，最外表面层硬度变得低于目标值，具体为637Hν的值。此外，表面层硬度和最外表面层硬度之间的差变为82，这远大于目标值。换言之，比较例17不能获得特定的硬度分布。此外，芯部硬度变为283Hν，这与实施例1-10中的芯部硬度相比明显要低。在这里，700Hν深度变为0.16mm，时间强度变为1,734MPa，其满足中循环疲劳的目标值。另一方面，表面层硬度和最外表面层硬度之间的差变大，因此认为所得的表面疲劳强度差。

此外，在参考例1中采用的合金具有与比较例16中的合金相同的组成，但是被施加了在渗碳和淬火条件(c)中指出的渗碳和淬火处理。尽管表面层中的C含量变为与比较例16中的C含量相同的值，但是表面层硬度和最外表面层硬度之间的差变为60的值，这大于目标值。换言之，如在图1中的关于硬度分布L2的说明，可以认为参考例1补偿由于随着通过在渗碳处理之后的淬火步骤中进行“冷淬火”得到的强烈度增加出现渗碳异常层而导致的淬火性能的劣化，并且由此使得防止渗碳处理层中最外表面的硬度降低。

从这些试验结果，我们认为，只要具有如在实施例1-10中采用的组成的钢满足疲劳参数P_b的目标值，在重复3×10⁴次时的时间强度的目标值就可以通过对钢施加特定的渗碳处理和渗碳淬火获得。已经控制该渗碳处理和渗碳淬火以致表面层中的C含量、最外表面层硬度、表面层硬度和尤其是最外表面层硬度和表面层硬度之间的差能够满足它们各自的目标值。此外，在更靠内部分的韧性值可以通过将700Hν深度调整为满足目标值来提高，由此可以获得尤其是具有优异的中循环疲劳强度的渗碳部件。此外，为了满足这些目标值，有效的是在渗碳和淬火处理中进行“冷淬火”，即通过浸入保持在不高于80℃下的低温油浴中的淬火。此外，通过渗碳处理，不论渗碳处理是在倾向于氧化钢表面的气体中的渗碳处理还是在真空中的渗碳处理，各个前述钢已经获得类似的结果。

基于上述结果和在不引起由具有在实施例1-10中规定的组成的钢获得的渗碳部件的性能损害的范围内，根据以下指导确定构成此类钢材料的各种元素的组成比例范围。

C是为了确保渗碳部件所需的机械强度的目的而添加的重要元素。在C含量太低的情况下，不可能确保机械强度，特别是在渗碳部件的中心部的机械强度。另一方面，在C含量太高的情况下，不仅带来韧性的劣化而且带来低循环疲劳强度的降低。因此C含量的范围以质量%计，为0.15%至0.25%，优选0.18%至0.22%。

可以添加Si作为在熔融时的脱氧剂。在Si含量太高的情况下，导致促进渗碳时晶界氧化，由此促进渗碳异常层的形成。结果，不可能确保渗碳部件所需的最外表面层硬度。因此Si含量的范围以质量%计，为0.15%以下，优选0.10%以下。

作为在熔融时的脱氧剂且为了确保钢的淬火性能添加Mn。在Mn含量太低的情况下，导致不充分淬火，并且不可能确保渗碳部件所需的韧性。另一方面，在Mn含量太高的情况下，导致促进渗碳时晶界氧化，由此促进渗碳异常层的形成。结果，不可能确保渗碳部件所需的最外表面层硬度。因此Mn含量的范围以质量%计，为0.4%至1.1%，优选0.55%至0.75%。

为了确保钢的淬火性能和获得渗碳部件所需的机械强度的需要而添加Cr。然而，在Cr含量太高的情况下，不仅导致促进渗碳时晶界氧化从而导致促进渗碳异常层的形成，而且提高钢的淬火性能，由此700Hν深度也变得更大，并且损害渗碳部件所需的中循环疲劳强度。因此，Cr含量的范围以质量%计，为0.8%至1.4%，优选0.8%至1.2%。

Mo导致提高钢的淬火性能而不促进晶界氧化，由此改进断裂韧性。在Mo含量太低的情况下，导致不能控制不稳定龟裂的生长，使得不可能确保渗碳部件所需的中循环疲劳强度。另一方面，在Mo含量太高的情况下，即使在较深的部分也能够淬火，并且导致700Hν深度增加和渗碳部件所需的中循环疲劳强度的损害。因此Mo含量的范围以质量%计，为0.25%至0.55%，优选0.3%至0.4%。

P氧化晶界。在P含量太高的情况下，导致机械强度降低和导致渗碳部件所需的低循环疲劳强度至中循环疲劳强度的降低。因此，P含量的范围以质量%计为0.015%以下。

S形成硫化物并且增加龟裂的生长速度。在S含量太高的情况下，导致渗碳部件所需的低循环疲劳强度至中循环疲劳强度的降低。因此，S含量的范围以质量%计为0.035%以下。

此外，Cu和Ni是原料为铁屑的钢中不可避免引入的元素，没有进行它们的主动添加。

虽然以上已经详细描述了进行本发明的方式，但本发明不限于这些实施方案，并且在不偏离本发明的主旨的情况下可以对其进行各种改变和修改。

此外，本申请是基于2013年4月8日提交的日本专利申请号2013-080732的，并且将其全部内容引入此以作参考。

Claims (4)

1.一种渗碳部件，其包括通过对钢的外表面进行渗碳处理而形成的渗碳处理层，所述钢由，以质量％计：

0.15％至0.25％的C，

0.15％以下的Si，

0.4％至1.1％的Mn，

0.8％至1.4％的Cr，

0.25％至0.55％的Mo，

0.015％以下的P，和

0.035％以下的S，

余量的Fe和不可避免的杂质组成，并且所述钢满足以下关系：

0.10≤[Mo]/(10[Si]+[Mn]+[Cr])≤0.40

其中[M]表示以质量％计的元素M的含量，

其中，在所述渗碳部件中，所述渗碳处理层的最大C含量以质量％计在0.45％至0.75％的范围内，

在钢的外表面下方25μm的深度位置的硬度Hν_d＝25μm为650Hν以上，

在钢的外表面下方50μm的深度位置的硬度Hν_d＝50μm为750Hν以下，

在所述硬度Hν_d＝25μm和所述硬度Hν_d＝50μm之间的差为50Hν以下，和

Hν_d＝25μm的硬度低于Hν_d＝50μm的硬度。

2.根据权利要求1所述的渗碳部件，硬度为700Hv处的任何深度距离钢的外表面为350μm以内。

3.一种渗碳部件的制造方法，其至少包括：

对钢的外表面进行预定的机械加工的预机械加工步骤，所述钢由，以质量％计：

0.15％至0.25％的C，

0.15％以下的Si，

0.4％至1.1％的Mn，

0.8％至1.4％的Cr，

0.25％至0.55％的Mo，

0.015％以下的P，和

0.035％以下的S，

余量的Fe和不可避免的杂质组成，并且所述钢满足以下关系：

0.10≤[Mo]/(10[Si]+[Mn]+[Cr])≤0.40

其中[M]表示以质量％计的元素M的含量；和

渗碳处理步骤，其中将机械加工过的钢在预定温度下加热并且在具有预定碳势的渗碳气氛中进行渗碳和扩散处理后，在最高保持在80℃以下的温度下的低温油浴中淬火，由此提供渗碳处理层，

其中，在所述渗碳处理步骤中，将所述渗碳处理层的以质量％计的最大C含量控制在0.45％至0.75％的范围内，

将在所述钢的外表面下方25μm的深度位置的硬度Hν_d＝25μm控制为650Hν以上，

在所述钢的外表面下方50μm的深度位置的硬度Hν_d＝50μm控制为750Hν以下，

在所述硬度Hν_d＝25μm和所述硬度Hν_d＝50μm之间的差控制为50Hν以下，和

Hν_d＝25μm的硬度低于Hν_d＝50μm的硬度。

4.根据权利要求3所述的渗碳部件的制造方法，其中所述渗碳处理步骤提供在所述钢的外表面下方350μm以内的深度位置的硬度为700Hν以上的区域。