CN104583438B

CN104583438B - 渗碳部件

Info

Publication number: CN104583438B
Application number: CN201380043361.8A
Authority: CN
Inventors: 藤堂尚二; 大桥徹也; 今高秀树; 末野秀和
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-09-03
Filing date: 2013-09-02
Publication date: 2016-10-12
Anticipated expiration: 2033-09-02
Also published as: CN104583438A; WO2014034150A1; JP5660259B2; JPWO2014034150A1

Abstract

本发明提供实施真空渗碳处理而制造的、边缘部和平坦部的弯曲疲劳强度优异的渗碳部件。本实施方式的渗碳部件是对钢材实施真空渗碳处理而制造的。渗碳部件的表面包括顶点部、边缘部和平坦部。钢材按质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.05～0.8％、Mn：0.3～2.0％、P：0.06％以下、S：0.006～0.1％、Cr：0.5～3.0％、Al：0.01～0.1％、N：0.025％以下、Cu：0～0.5％、Ni：0～0.5％和Mo：0～1.0％，余量由Fe和杂质构成。从平坦部起至深度0.05mm的平坦表层部中的碳浓度按质量％计为0.7％以上且低于1.0％，从边缘部起至深度80μm的边缘表层部含有具有3.0μm以下的长度的一个或多个渗碳体，边缘部的渗碳体百分率为5～15％。

Description

渗碳部件

技术领域

本发明涉及渗碳部件，更具体地涉及通过实施真空渗碳处理而制造的渗碳部件。

背景技术

为了提高机械部件的弯曲疲劳强度、耐磨耗性，对机械部件实施表面硬化处理。例如，对于作为汽车的变速器使用的齿轮、带式无级变速器(CVT)用滑轮，作为表面硬化处理，有时实施渗碳淬火处理。

作为渗碳淬火处理，以往大多利用气体渗碳淬火处理。然而，最近真空渗碳淬火处理开始普及。在真空渗碳淬火处理中，在与气体渗碳淬火处理相比压力减低的气氛内，使用烃气体实施渗碳处理。在真空渗碳淬火处理中，利用与真空炉结构相同的热处理炉。因此，与气体渗碳淬火处理比较，可以提高渗碳温度，可以缩短处理时间。另外，由于在减压下渗碳处理，因此晶界氧化被抑制，容易获得高疲劳强度。此外，由于碳收率高，因此可以抑制二氧化碳的排出量。

然而，在通过真空渗碳处理所制造的渗碳部件中，各部中的碳浓度有时不均。尤其，包括边角部的边缘部的碳浓度与平坦部相比容易变高。这样，碳浓度增高的现象称为过量渗碳。在发生过量渗碳的边缘部中，容易残留粗大的渗碳体。由于粗大的渗碳体容易构成裂纹的起点，因此，边缘部的弯曲疲劳强度有时降低。

国际公开第2009/131202号(专利文献1)、日本特开2007-291486号公报(专利文献2)、日本特开2006-349055号公报(专利文献3)、日本特开2000-129418号公报(专利文献4)、日本特开2008-81781号公报(专利文献5)和日本特开2009-57597号公报(专利文献6)提出了真空渗碳处理的改善策略。

具体而言，专利文献1目的是抑制渗碳部件的大致整个表面的表面碳浓度的不均。在专利文献1公开的真空渗碳处理中，以使平坦部的碳浓度在0.65±0.1质量％的范围内的渗碳条件实施真空渗碳处理。此后，在冷却气体中将渗碳部件缓慢冷却。此后，对渗碳部件实施高频加热，实施水淬火。

专利文献2的目的是抑制边缘部的过量渗碳。在专利文献2公开的真空渗碳处理中，钢材的化学组成按质量％计含有Si：0.5～3.0％、Ni：0.01～3.0％、Cu：0.01～1.00％和Cr：0.3～1.0％，满足[Si％]+[Ni％]+[Cu％]-[Cr％]>0.5。总之，专利文献2中，提高Si含量，减低Cr含量，抑制边缘部的过量渗碳。

专利文献3也提出了实施真空渗碳处理，使齿轮的表面部与角部的表面碳浓度差异减小的齿轮。专利文献3中，对位于齿根附近的应力集中部分实施倒角(chamfering)加工，此后实施真空渗碳处理。

专利文献4的目的是抑制渗碳不均的发生。专利文献4中，实施真空渗碳处理之后，将钢部件冷却到Ar₃相变点以下。此后，将钢部件再加热至奥氏体化温度区，实施淬火。在专利文献4的图2中，上述冷却时的冷却速度为2℃/秒。

专利文献5的目的是改善晶粒的粗大化，获得具有规定的物性值的被处理物。专利文献5中，在扩散工序与淬火工序之间，使被处理物(工件，workpiece)的温度从第1温度下降到规定温度(正火工序)。接着，将被处理物保持在规定温度。此后，使被处理物的温度上升至第2温度。在专利文献5的图4和图6中，正火工序时的冷却速度为1.5℃/秒。

专利文献6的目的是提供抑制粗大渗碳体的残留，提高耐点蚀性(pittingresistance)的齿轮。在专利文献6中，齿轮的化学组成按质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：1.0～1.5％、Mn：0.20～1.5％、Cr：0.31％以下、Mo：0.1～1.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。将上述齿轮加热至A_c3点以上，实施真空渗碳处理，在齿轮的表层上形成具有1质量％以上的碳浓度的渗碳层。此后，将齿轮冷却至A_r1点以下的温度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2009/131202号

专利文献2：日本特开2007-291486号公报

专利文献3：日本特开2006-349055号公报

专利文献4：日本特开2000-129418号公报

专利文献5：日本特开2008-81781号公报

专利文献6：日本特开2009-57597号公报

专利文献7：日本特开2008-223060号公报

然而，专利文献1的通过真空渗碳处理而制造的渗碳部件的碳浓度由于较低，弯曲疲劳强度有可能较低。另外，如专利文献2公开的化学组成那样，如果Si含量过高或者Cr含量过低，则弯曲疲劳强度有可能变低。另外，如专利文献3中公开的齿根附近的倒角加工是非常困难的。此外，即使在实施倒角加工的情况下，弯曲疲劳强度也有可能较低。

此外，在实施专利文献4和专利文献5的真空渗碳处理的情况下，渗碳体变得粗大，弯曲疲劳强度有可能较低。

专利文献6的齿轮由于Si含量过高，弯曲疲劳强度有时较低。

发明内容

本发明的目的是提供实施真空渗碳处理而制造的、边缘部和平坦部的弯曲疲劳强度优异的渗碳部件。

本实施方式的渗碳部件是对钢材实施真空渗碳处理而制造的。渗碳部件的表面包括顶点部、边缘部和平坦部。顶点部包括由3个以上的面形成的顶点和距离顶点1mm以内的表面部分。边缘部是如下的表面部分：距离上述顶点超过1mm、且距离表面的边1mm以内的表面部分之中，垂直于边的截面中与以边为中心的半径1mm的假想圆重叠的部分的面积OA(mm²)、和重叠的部分中的渗碳部件的表面长度SL(mm)满足式(1)的表面部分。平坦部是上述表面中除了顶点部和边缘部以外的表面部分。钢材按质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.05～0.8％、Mn：0.3～2.0％、P：0.06％以下、S：0.006～0.1％、Cr：0.5～3.0％、Al：0.01～0.1％、和N：0.025％以下、Cu：0～0.5％、Ni：0～0.5％以及Mo：0～1.0％，余量由Fe和杂质构成。从平坦部起至深度0.05mm的平坦表层部中的碳浓度按质量％计为0.7％以上且低于1.0％。从边缘部起至深度80μm的边缘表层部内的渗碳体的长度为3.0μm以下。边缘表层部的渗碳体百分率为5～15％。

OA/SL≤0.7 (1)

本实施方式的渗碳部件中，边缘部和平坦部的弯曲疲劳强度优异。

附图说明

图1为本实施方式的渗碳部件的立体图。

图2为图1中的渗碳部件的截面图。

图3为渗碳部件的一个例子的齿轮的齿部分的立体图。

图4所示为图1中的渗碳部件的边缘表层部内的渗碳体的长度与4点弯曲疲劳强度的关系图。

图5所示为图1中的渗碳部件的平坦表层部的碳浓度与小野式旋转弯曲疲劳强度的关系图。

图6所示为本实施方式的真空渗碳处理和淬火处理的处理模式的示意图。

图7为实施例中使用的小野式旋转弯曲试验片的侧面图。

具体实施方式

以下参照附图详细说明本发明的实施方式。图中相同或相当部分给与相同的附图标记，并省略其说明。

本发明人对于实施真空渗碳处理而制造的渗碳部件的弯曲疲劳强度进行了调查和研究，获得了以下的认识。

(A)实施了真空渗碳处理的渗碳部件的表面包括顶点部、平坦部和边缘部时，边缘部容易发生过量渗碳。

在渗碳部件的表面中，顶点部包括由3个以上的面形成的顶点和距离顶点1mm以内的表面部分。

渗碳部件的表面中的边缘部如下所述来定义。在渗碳部件的表面中，着眼于上述顶点部以外(即距离顶点超过1mm)、且距离表面的边1mm以内的表面部分。将该表面部分称为“边缘表面部分”。边缘表面部分中，假定包括边上的任意的点、与边垂直的截面。在该截面中，假定以渗碳部件的上述边上的点为中心的半径1mm的假想圆。而且，用下式定义FI(mm)。

FI＝与假想圆重叠的截面部分的面积OA(mm²)/与假想圆重叠的截面部分的表面长度SL(mm)

在边缘表面部分中，将满足下述式(1)的表面部分定义为“边缘部”。

FI＝OA/SL≤0.7 (1)

将渗碳部件的表面中除了顶点部和边缘部以外的部分定义为“平坦部”。例如，即使是边缘表面部分，FI大于0.7mm时，该部分也是平坦部。

如图1所示，假定渗碳部件100为4点弯曲试验片的情况。着眼于渗碳部件100的表面中的距离顶点10超过1mm、距离切口部分的边2在1mm以内的表面部分(边缘表面部分)。

在边缘表面部分中，将边2上的任意的点定义为“点Pc”。点Pc位于距离由3个以上的面形成的顶点10超过1mm的边上。

在图1中，假定点Pc所在的垂直于边的截面CS。图2是截面CS的示意图。在截面CS中，假定以角的点Pc为中心的半径1mm的假想圆VC。在截面CS中，将与以点Pc为中心的假想圆VC重叠的区域定义为部分区域Ac。求出部分区域Ac的面积OA(mm²)。在本例中，部分区域Ac的面积OA＝π/4(mm²)。进一步求出部分区域Ac内的表面长度SL(mm)。在本例中，部分区域Ac在表面上具有以点Pc为顶点的2条边。因此，部分区域Ac的表面长度SL＝2(mm)。因此，FI如下所述来计算。

FI＝OA/SL＝π/8＝0.39(mm)≤0.7(mm)

因此，图1中的包括点Pc的边缘表面部分为“边缘部”。

通过以上的方法，将边缘表面部分中距离由满足式(1)的多个点的集合所构成的边1mm以内的部分定义为边缘部。

另外，图1中的顶点部1包括由3个面形成的顶点和距离顶点1mm以内的表面部分。将除了顶点部和边缘部以外的表面部分定义为“平坦部”(图1中的附图标记3)。

图3为渗碳部件的一个例子的齿轮的齿附近部分的立体图。齿轮可以是外齿轮，也可以是内齿轮。在图3所示的齿中，齿尖具有包括顶点10的4个顶点部。另外，边2从顶点10向齿底延伸。边2在齿根处弯曲。着眼于距离顶点10超过1mm且距离边2在1mm以内的区域、即边缘表面部分。在包括边2上的任意的点Pc、且与边2垂直的截面CS中，满足式(1)。因此，包括点Pc的边缘表面部分为边缘部。边缘表面部分的边2中，距离由满足式(1)的点构成的边部分1mm以内的区域相当于“边缘部”。

在图3的渗碳部件中，4个顶点部和边缘部以外的表面部分相当于平坦部3。

通过以上的方法，在渗碳部件的表面上，可以划分为顶点部、平坦部和边缘部。

包括发生过量渗碳的边缘部的表层部分(称为边缘表层部)中，由于碳浓度高，因此渗碳体析出和生长，容易变得粗大。粗大的渗碳体容易成为裂纹发生的起点。因此，在渗碳部件的尤其是边缘表层部中，弯曲疲劳强度降低。

(B)如果降低渗碳部件整体的碳含量，则不容易发生边缘表层部中的过量渗碳。然而，在该情况下，由于包括平坦部的表层部分(以下称为平坦表层部)的碳浓度也降低，因此平坦表层部的弯曲疲劳强度降低。因此，并非减低边缘表层部的碳浓度，而是抑制边缘表层部中的粗大渗碳体的发生，在渗碳部件的弯曲疲劳强度的提高上是有效的。

(C)微细渗碳体不容易影响弯曲疲劳强度。如果将边缘表层部析出的渗碳体微细化，则能够抑制粗大渗碳体的发生，还可以提高弯曲疲劳强度。

图4所示为渗碳部件的边缘表层部内的渗碳体的长度(μm)与4点弯曲疲劳强度(MPa)的关系图。图4基于由下述实施例中记载的4点弯曲疲劳试验获得的结果。图4中的区域200的点均为边缘表层部中的渗碳体的长度为5.0μm以上时的试验结果。

4点弯曲疲劳强度为渗碳部件中边缘表层部的弯曲疲劳强度的指标。在本文中，将边缘表层部定义为从边缘部起至深度80μm的范围。参照图4，边缘表层部中的渗碳体的长度为3.0μm以下时，与边缘表层部的渗碳体长度超过3.0μm的情况(区域200的点的情况下)比较，4点弯曲疲劳强度显著增高。因此，通过将边缘表层部的渗碳体微细化，渗碳部件的边缘表层部的弯曲疲劳强度增高。

(D)边缘表层部中的渗碳体长度为3.0μm以下，即使渗碳体是微细的，如果渗碳体的析出量太少，则边缘表层部的弯曲疲劳强度也有可能较低。如果渗碳体的析出量太少，则基体中的碳浓度较高。如果碳浓度太高，碳在晶界偏析，减低了晶界强度。因此，边缘表层部的弯曲疲劳强度降低。因此，优选析出较多的渗碳体长度为3μm以下的微细渗碳体。

具体而言，如果边缘表层部中的渗碳体百分率为5～15％，则基体的碳浓度充分降低，边缘表层部的弯曲疲劳强度增高。在本文中，渗碳体百分率如下所述定义。观察用上述的方法确定的截面CS内的包括边缘部的边缘表层部内的任意的5个视野(区域)。观察使用将倍率设定在10000倍的扫描型电子显微镜(SEM)。在各视野中，测定渗碳体的面积率(＝渗碳体的总面积/视野的总面积×100)。将所测定的渗碳体的面积率的平均值(即，5个渗碳体面积率的平均值)定义为渗碳体百分率(％)。

(E)为了提高包括平坦部的部分的弯曲疲劳强度，将从平坦部起至深度0.05mm的表层部(以下称为平坦表层部)的碳浓度设定为按质量％计0.7％以上且低于1.0％。图5所示为平坦表层部的碳浓度(％)与小野式旋转弯曲疲劳强度(MPa)的关系图。图5基于下述实施例中记载的小野式旋转弯曲疲劳试验所获得的结果。

小野式旋转弯曲疲劳强度为平坦表层部的弯曲疲劳强度的指标。参照图5，平坦表层部的碳浓度为0.7％以上时，与平坦表层部的碳浓度低于0.7％的情况比较，弯曲疲劳强度显著增高。因此，通过将平坦表层部的碳浓度设定为0.7％以上且低于1.0％，可以提高平坦表层部的弯曲疲劳强度。

(F)为了将平坦表层部的碳浓度设定为0.7％以上且低于1.0％且将边缘表层部的渗碳体的长度设定为3.0μm以下，在真空渗碳处理的扩散工序后的冷却工序中，将渗碳部件的冷却速度设定为3.5℃/秒以上。通过设定该冷却速度，渗碳部件的组织相变，形成珠光体、贝氏体、或者马氏体。

此外，在真空渗碳处理后(即，冷却工序后)，将渗碳部件再加热，进行淬火。此时，将淬火温度减低至800～900℃。边缘表层部的显微组织为珠光体或贝氏体的情况下，再加热时，钢中的渗碳体开始熔解，渗碳体被分割。因此，在边缘部形成了微细的渗碳体。边缘部的显微组织为马氏体的情况下，马氏体相变，生成了微细的渗碳体。

如以上所述，通过将扩散工序后的冷却速度设定为3.5℃/秒以上，进而将淬火工序中的淬火温度设定为800～900℃，抑制了粗大的渗碳体的生成，边缘表层部的渗碳体的长度达到3.0μm以下。此外，如果是适当的化学组成，则根据上述冷却速度使边缘表层部的渗碳体百分率为适当的量。

详细描述根据以上的认识完成的本实施方式的渗碳部件。

[渗碳部件的构成]

本实施方式的渗碳部件通过对钢材实施真空渗碳处理来制造。

[钢材的化学组成]

钢材具有如下的化学组成。

C：0.10～0.30％

碳(C)提高渗碳部件的芯部的强度。如果C含量太低，不能有效地获得上述效果。另一方面，如果C含量太高，热加工(热轧、热锻等)后的钢材的强度过度增高，切削性降低。因此，C含量为0.10～0.30％。C含量的优选下限高于0.10％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％，进一步优选为0.17％。C含量的优选上限低于0.30％，更优选为0.26％，进一步优选为0.24％。

Si：0.05～0.8％

硅(Si)提高钢材的淬透性和回火软化阻力，提高弯曲疲劳强度和面疲劳强度。如果Si含量太低，则不能有效获得上述效果。另一方面，如果Si含量太高，渗碳处理后的钢材的过量渗碳部中的渗碳体的析出被抑制，基体的碳浓度增高。结果，钢材的弯曲疲劳强度减低。因此，Si含量为0.05～0.8％。Si含量的优选下限高于0.05％，更优选为0.1％，进一步优选为0.15％。Si含量的优选上限低于0.8％，更优选为0.55％，进一步优选为0.35％。

Mn：0.3～2.0％

锰(Mn)提高钢材的淬透性和回火软化阻力，提高弯曲疲劳强度。如果Mn含量太低，则不能有效地获得上述效果。另一方面，如果Mn含量太高，则热加工后的钢材的强度变得过高，切削性减低。因此，Mn含量为0.3～2.0％。Mn含量的优选下限高于0.3％，更优选为0.4％，进一步优选为0.5％。Mn含量的优选上限低于2.0％，更优选为1.5％，进一步优选为1.1％。

P：0.06％以下

磷(P)是杂质。P是在晶界偏析，将晶界脆化。因此，P降低钢材的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。P含量优选尽可能低。因此，P含量为0.06％以下。优选的P含量低于0.06％，更优选为0.03％以下。

S：0.006～0.1％

硫(S)与Mn键合而形成MnS，提高钢材的切削性。如果S含量太低，则难以获得上述效果。另一方面，如果S含量太高，形成粗大的MnS，钢材的弯曲疲劳强度和面疲劳强度降低。因此，S含量为0.006～0.1％。S含量的优选下限高于0.006％，更优选为0.01％。S含量的优选上限低于0.1％，更优选为0.06％，进一步优选为0.03％。

Cr：0.5～3.0％

铬(Cr)提高钢材的淬透性和回火软化阻力，提高钢材的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。Cr进一步促进微细渗碳体的析出。如果Cr含量太低，则很难获得上述效果。另一方面，如果Cr含量太高，则高温渗碳时渗碳部件的边缘表层部过量渗碳。此外，热加工后(热轧和热锻)的钢材的强度过度增高，切削性降低。因此，Cr含量为0.5～3.0％。Cr含量的优选下限高于0.5％，更优选为1.0％。Cr含量的优选上限低于3.0％，更优选为2.5％，进一步优选为2.0％。

Al：0.01～0.1％

铝(Al)将钢材脱氧。Al进一步与N(氮)键合而形成AlN，将晶粒微细化。如果Al含量太低，则难以获得上述效果。另一方面，如果Al含量太高，容易生成硬质的氧化物系夹杂物。这些氧化物系夹杂物降低钢材的弯曲疲劳强度。因此，Al含量为0.01～0.1％。Al含量的优选下限高于0.01％，更优选为0.02％。Al含量的优选上限低于0.1％，更优选为0.05％，进一步优选为0.04％。本说明书中的Al含量是酸可溶Al(sol.Al)的含量。

N：0.025％以下

氮(N)不可避免地在钢中含有。N与Al键合而形成AlN，将晶粒微细化。然而，如果N含量太高，则钢材的热锻性和冲击特性降低。因此，N含量为0.025％以下。N含量的优选下限为0.010％，更优选为0.014％。N含量的优选上限低于0.025％，更优选为0.020％，进一步优选为0.018％。

本实施方式的钢材的余量为Fe和杂质。此处所述的杂质是指从作为钢材的原料利用的矿石或废料、或者从制造过程的环境等中混入的元素。

本实施方式的钢材可以进一步含有选自Cu和Ni所组成的组中的一种以上来代替一部分的Fe。这些元素是任选元素。这些元素均抑制钢材的过量渗碳，提高韧性。

Cu：0～0.5％

铜(Cu)是任选元素。Cu抑制钢材的过量渗碳，进而提高钢材的韧性。如果Cu少量含有，也可一定程度获得上述效果。另一方面，如果Cu含量过高，则钢材的热加工性降低。因此，Cu含量为0～0.5％。如果Cu含量为0.1％以上地含有，则显著地获得上述效果。Cu含量的优选上限低于0.5％，进一步优选为0.3％。

Ni：0～0.5％

镍(Ni)是任选元素。Ni抑制钢材的过量渗碳，进而提高钢材的韧性。如果含有少量的Ni，也可一定程度获得上述效果。另一方面，如果Ni含量太高，则钢材的制造成本上升。因此，Ni含量为0～0.5％。如果Ni含量为0.1％以上地含有，则显著地获得上述效果。Ni含量的优选上限低于0.5％，进一步优选为0.2％。

本实施方式的钢材可以进一步含有Mo代替一部分的Fe。Mo是任选元素。

Mo：0～1.0％

钼(Mo)提高钢材的淬透性和回火软化阻力，提高钢材的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。如果Mo少量含有，也可一定程度获得上述效果。另一方面，如果Mo含量过高，则热加工后的钢材的强度过度增高，钢材的切削性降低。因此，Mo含量为0～1.0％。如果Mo含量为0.03％以上，则显著地获得上述效果。Mo含量的优选下限为0.06％，更优选为0.10％。Mo含量的优选上限低于0.5％，更优选为0.36％。

[渗碳部件]

本实施方式的渗碳部件通过对具有上述化学组成的钢材实施真空渗碳处理来制造。渗碳部件包括根据上述定义划分的顶点部、平坦部和边缘部。例如，即使渗碳部件为齿轮或滑轮的情况下，根据上述定义，渗碳部件也包括顶点部、平坦部和边缘部。

[渗碳部件的平坦表层部的碳浓度]

从平坦部起至深度0.05mm的表层部(平坦表层部)中的碳浓度按质量％计为0.7％以上且低于1.0％。

平坦表层部的碳浓度通过以下的方法来测定。通过切削加工等切出平坦表层部，使用其切屑定量碳浓度。或者，通过EPMA(电子束微量分析仪)分析平坦表层部的碳浓度。

如果平坦表层部的碳浓度太低，则表面硬度变低，弯曲疲劳强度下降。另一方面，如果平坦表层部的碳浓度过高，在边缘表层部中碳浓度变得过高，粗大的渗碳体析出。结果，边缘表层部的弯曲疲劳强度降低。因此，平坦表层部的碳浓度为0.7％以上且低于1.0％。平坦表层部的碳浓度的优选下限高于0.7％，进一步优选为0.73％。平坦表层部的碳浓度的优选上限为0.9％，更优选为0.86％。

在下述的真空渗碳处理中，通过调整真空渗碳条件，可以使平坦表层部的碳浓度为0.7％以上且低于1.0％。其中，平坦表层部的碳浓度为0.7％以上且低于1.0％的情况下，平坦表层部的弯曲疲劳强度增高。

[边缘表层部的渗碳体的最大长度]

渗碳部件100的边缘表层部含有多个渗碳体。在本实施方式的渗碳部件100中，从边缘部起至深度80μm的范围内的边缘表层部中的渗碳体的长度为3.0μm以下。

边缘表层部内的渗碳体的长度用以下的方法来测定。用硝酸乙醇溶液等腐蚀截面CS内的边缘部。此后，观察从边缘部起至深度80μm的范围(边缘表层部。观察使用将倍率设定在2000倍的扫描型电子显微镜(SEM)。在上述范围内，确定长度最大的渗碳体，测定其长度，将在各渗碳体的界面的任意2点之间的距离中最大的距离定义为该渗碳体的长度。

粗大的渗碳体成为疲劳破坏的起点，降低渗碳部件的边缘表层部的弯曲疲劳强度。然而，如果渗碳体的长度较小，即如果渗碳体是微细的，则不容易构成疲劳破坏的起点。如果渗碳体的长度为3.0μm以下，则由于渗碳体是充分微细的，边缘表层部的弯曲疲劳强度增高。

[边缘表层部的渗碳体百分率]

边缘表层部的渗碳体百分率为5～15％。渗碳体百分率可以根据上述的定义来求出。

即使渗碳体是微细的，如果渗碳体的析出量太少，则边缘表层部的基体中的碳浓度有可能过高。在该情况下，碳在晶界偏析，容易发生晶界裂纹。结果，边缘表层部的弯曲疲劳强度降低。

如果边缘表层部的渗碳体百分率为5％以上，则渗碳体的析出量充分多。因此，基体中的碳浓度被充分压低，弯曲疲劳强度的降低被抑制。

渗碳体百分率的上限对弯曲疲劳强度没有特别影响。然而，在本实施方式的化学组成的情况下，边缘表层部中的渗碳体百分率很难超过15％。因此，边缘表层部中的渗碳体百分率的上限为15％。渗碳体百分率的优选下限为5％。

[制造方法]

以下说明本实施方式的渗碳部件的制造方法的一个实例。

制造满足上述化学组成的钢材。例如，制造上述化学组成的钢水，使用钢水通过连铸法制造铸坯(板坯或初轧坯(bloom))。也可以使用钢水通过铸锭法来制造钢锭(钢块)。将铸坯或钢锭热加工，制造钢坯(钢片)。将钢坯热加工，制造棒钢或线材。热加工可以是热轧，也可以是热锻。将所制造的棒钢或线材冷锻、机械加工，制造包括顶点部、平坦部和边缘部的规定形状的钢材。机械加工例如是切削或穿孔，顶点部、平坦部和边缘部通过公知的方法来形成。

对所制造的钢材实施真空渗碳处理。进一步，在真空渗碳处理后，将钢材再加热，实施淬火处理。通过实施真空渗碳处理和淬火处理，平坦表层部的碳浓度达到0.7％以上且低于1.0％。此外，边缘表层部中微细的渗碳体析出，也获得了适当的渗碳体百分率。以下详细叙述真空渗碳处理和淬火处理。

[真空渗碳处理]

图6示出了本实施方式的真空渗碳处理和淬火处理的处理模式实例。图中的左侧的纵轴和实线的图表示热处理温度(渗碳温度和淬火温度)。右侧的纵轴和虚线的图表示炉压。横轴表示时间。

参照图6，真空渗碳处理包括加热工序S1、均热工序S2、渗碳工序S3、扩散工序S4和冷却工序S5。在加热工序S1中，将装入到炉内的钢材加热至渗碳温度Ts(℃)。在均热工序S2中，在渗碳温度Ts下将钢材均热。在渗碳工序S3中，均热工序后将钢材渗碳处理。在扩散工序S4中，在渗碳工序后，将侵入到钢材中的碳在钢中扩散。在冷却工序S5中，将扩散工序后的钢材以冷却速度Vc(℃/秒)冷却至500℃以下。

渗碳工序S3和扩散工序S4可以重复两次以上。例如，进行渗碳工序S3、扩散工序S4之后，再次实施渗碳工序S3，此后，可以实施扩散工序S4。另外，渗碳工序S3和扩散工序S4可以只各实施一次。

在真空渗碳处理中，在加热工序S1中，将炉内减压，将炉内设定为大致真空(例如Pv＝10Pa以下)。可以边排气边引入氮气，达到1托(约133Pa)左右。另外，可以在100～700hPa氮气气氛中实施对流加热。在对流加热的情况下，可以提高升温速度。其中，图6中的炉压Pref为大气压以下。将炉内设定为大致真空，实施均热工序S2之后，在渗碳工序S3中，将烃气体引入到炉内，将炉内设定为规定的气压(渗碳气压)Ps(kPa)，实施渗碳处理。进一步，在扩散工序S4中将炉内减压，返回到大致真空(Pv)。

真空渗碳处理中的各条件如下所述。

渗碳温度Ts：980～1200℃

为了提高渗碳工序S3和扩散工序S4后的边缘部的碳的固溶度，渗碳温度Ts优选较高。如果渗碳温度Ts太低，则边缘部的碳的固溶度变低，粗大的渗碳体析出。另一方面，如果渗碳温度Ts过高，上述效果饱和，加热的成本也增高。因此，渗碳温度Ts为980～1200℃。渗碳温度Ts的优选下限高于980℃，更优选为1000℃，进一步优选为1020℃。渗碳温度Ts的优选上限低于1200℃，更优选为1100℃，进一步优选为1050℃。

渗碳气压Ps：10kPa以下

如上所述，渗碳气体是烃气体。烃气体例如是乙炔、丙烷、乙烯等。如果渗碳气压Ps太高，容易在炉内产生煤。因此，渗碳气压Ps为10kPa以下。优选的渗碳气压Ps为1kPa以下。

冷却速度Vc：3.5℃/秒以上

如果冷却工序S5中的冷却速度Vc太小，则边缘表层部的渗碳体难以微细化，渗碳体的长度有时超过3.0μm。因此，冷却速度Vc为3.5℃/秒以上。此处所述的冷却速度Vc是指钢材的表面温度的冷却速度(℃/秒)，进一步具体而言，在冷却工序S5中，是指从渗碳温度Ts到500℃的平均冷却速度(℃/秒)。

在本实施方式中，在冷却工序S5中实施气体冷却。冷却气体例如是氮气。其中，只要是冷却速度为3.5℃/秒以上，则可以通过其他的冷却方法来冷却。

优选的冷却速度为4℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。在该情况下，渗碳体进一步被微细化。

冷却停止温度Tcs：500℃以下

在冷却工序S5中，优选将钢材冷却到500℃以下。即，冷却停止温度Tcs设定为500℃以下。由此，边缘部的钢组织相变，渗碳体析出。冷却停止温度Tcs可以是常温(25℃)。总之，只要是渗碳体析出的温度，则对冷却停止温度Tcs没有特别限制。

对以上述冷却速度冷却到冷却停止温度Tcs之后的冷却方法没有特别限制。可以是放冷，也可以是其他的冷却方法。

[渗碳工序S3和扩散工序S4的规定时间的确定]

渗碳工序S3的时间TIS和扩散工序S4的时间TID例如通过真空渗碳模拟来设定。真空渗碳模拟例如通过以下的方法来实施。

根据菲克(Fick)的第2定律，使用差分法求解下述的扩散方程式，求出真空渗碳热处理后的钢材的各部的碳浓度分布。

δC/δt＝-▽J

J＝-D▽C

其中，D表示扩散常数，t表示时间(秒)，C表示碳浓度(质量％)。上述扩散方程式是碳在奥氏体中的扩散方程式。

在上述扩散方程式的计算中，对于渗碳工序时的钢材表面，假定碳浓度上升到与石墨平衡为止。平衡相和平衡组成使用市售的热力学计算软件(例如商品名Thermo-Calc(商标))求出即可。

根据以上的条件求出的碳浓度分布中，以使平坦表层部的碳浓度为0.7％以上且低于1.0％的方式来确定渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID和渗碳温度Ts(其中，渗碳温度Ts为980～1200℃)。例如，根据预定的渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID和渗碳温度Ts，求解上述扩散方程式，求出平坦表层部的碳浓度。如果碳浓度是在0.7％以上且低于1.0％的范围内，则按照预定的渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID和渗碳温度Ts，实施实际的真空渗碳处理。求出的碳浓度在上述范围以外时，改变渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID、渗碳温度Ts，再次求解扩散方程式，求出平坦表层部的碳浓度。总之，求出扩散方程式的解，直至平坦表层部的碳浓度为0.7％以上且低于1.0％为止，确定渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID和渗碳温度Ts。

另外，代替上述真空渗碳模拟，可以使用所需形状的渗碳部件用的钢材，实际反复实施真空渗碳处理试验，确定平坦表层部的碳浓度达到0.7％以上且低于1.0％的渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID和渗碳温度Ts。

也可以同时实施上述真空渗碳模拟及实际的真空渗碳处理试验来确定渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID和渗碳温度Ts。例如，可以用真空渗碳模拟结果在平坦表层部的碳浓度达到0.80％的条件下实际实施真空渗碳处理，结果在平坦表层部的碳浓度达到0.75％的情况下，根据实际的真空渗碳处理的结果来校正渗碳条件。

如上所述，通过真空渗碳模拟和/或利用实机进行事先试验，确定使平坦表层部的碳浓度在上述范围内的条件(渗碳工序时间TIS、扩散工序时间TID和渗碳温度Ts)。然后，使用所确定的条件，实施真空渗碳处理。由此，可以将平坦表层部的碳浓度设定为0.7％以上且低于1.0％。

[淬火处理]

对真空渗碳处理后的钢材再加热至淬火温度Tq，实施淬火处理。通过淬火处理，提高渗碳部件的芯部的硬度，提高渗碳部件的强度。进一步，通过冷却工序S5析出的渗碳体在再加热时开始熔解、被分割，形成微细的渗碳体。显微组织包括马氏体时，微细渗碳体进一步析出。因此，可以在边缘表层部形成微细的渗碳体、抑制粗大的渗碳体形成。

如果淬火温度Tq太低，则芯部的组织没有形成奥氏体单相，淬火后的强度没有增高。此外，渗碳体难以熔解，难以被分割，因此边缘表层部的渗碳体难以变微细。另一方面，如果淬火温度Tq太高，边缘表层部的渗碳体基本上全部熔解。因此，边缘表层部的渗碳体百分率变低，淬火后的边缘表层部的基体的碳浓度增高。结果，弯曲疲劳强度降低。因此，淬火温度Tq为800～900℃。此处所述的淬火温度是指渗碳部件的表面温度。即，在淬火处理中，渗碳部件的表面温度保持在800～900℃。

如果淬火温度Tq下的保持时间短，则钢材没有被均一地加热。因此，淬火温度下的优选保持时间为10分钟以上。

将钢材在上述淬火温度Tq下保持上述保持时间之后，将钢材淬火。此时，可以将钢材水冷来淬火，也可以进行油冷来淬火。另外，淬火后可以实施回火处理。

通过以上的工序，可制造本实施方式的渗碳部件。

实施例

使用具有各种化学组成的多种钢材，制造多个渗碳部件。调查所制造的多个渗碳部件的弯曲疲劳强度。

[试验方法]

制造具有表1所示的钢A～I的化学组成的钢水。使用所制造的钢水，制造钢锭。

[表1]

参照表1，钢A～H均在上述本实施方式的钢材的化学组成的范围内。然而，钢I的Si含量高于本实施方式的Si含量的上限。将所制造的各钢锭热锻，制造直径35mm的多个圆棒原材料。进一步，将各圆棒原材料机械加工，制造直径30mm、长度70mm的多根圆棒。

[边缘表层部和平坦表层部的弯曲疲劳强度的评价方法]

边缘表层部和平坦表层部的弯曲疲劳强度用以下的方法来评价。边缘表层部的弯曲疲劳强度根据4点弯曲疲劳试验结果进行评价。具体而言，对于包括平坦部和边缘部的4点弯曲疲劳试验片实施下述的真空渗碳处理和淬火处理，制造渗碳部件。使用所制造的4点弯曲疲劳试验片，实施4点弯曲疲劳试验，将所得弯曲疲劳强度作为边缘表层部的弯曲疲劳强度的指标。

另一方面，平坦表层部的弯曲疲劳强度根据小野式旋转弯曲试验结果来评价。对小野式旋转弯曲疲劳试验片的缺口底部施加大的应力。缺口底部不存在边缘部，存在平坦部。因此，对于平坦部的弯曲疲劳强度，用小野式旋转弯曲疲劳试验进行评价。

[4点弯曲疲劳试验片的制作]

从所制造的圆棒采取图1所示的形状的多个4点弯曲疲劳试验片。4点弯曲疲劳试验片的高度和宽度均为13mm，长度为100mm。4点弯曲疲劳试验片在长度中央形成了截面形状为半圆弧的切口。切口的半径为2mm。

[小野式旋转弯曲疲劳试验片的制作]

从所制造的圆棒的R/2部采取图7所示的小野式旋转弯曲疲劳试验片。R/2部是将圆棒的横截面(圆形状)的中心与外周之间2等分的部分。旋转弯曲疲劳试验片的形状符合JIS Z2274(1974)。旋转弯曲疲劳试验片的横截面是圆形状，中央部具有直径10mm的平行部。平行部的中央形成了半径R1＝1mm的环状半圆槽。图7中的各数值表示尺寸(单位mm)。

[真空渗碳处理和淬火处理]

对于各钢A～I的多个4点弯曲疲劳试验片和小野式旋转弯曲疲劳试验片，用表2所示的条件、渗碳温度Ts(℃)、渗碳工序时间TIS(分钟)、渗碳时的渗碳气压Ps(kPa)、扩散工序时间TID(分钟)、冷却速度Vc(℃/秒)、和淬火温度Tq(℃)，对试验序号1～25的试验片(各试验序号有多个4点弯曲疲劳试验片和小野式旋转弯曲疲劳试验片)实施真空渗碳处理、淬火和回火处理。

[表2]

关于表2中的条件I，按以下的条件实施真空渗碳处理、淬火和回火。在均热工序S2中，在表2所示的渗碳温度Ts(℃)下将试验片均热60分钟。实施均热工序S2之后，实施渗碳工序S3。渗碳工序时间TIS(分钟)和渗碳工序时的渗碳气压Ps(kPa)如表2所示。渗碳工序S3之后，实施扩散工序S4。扩散工序时间TID(分钟)如表2所示。渗碳工序S3和扩散工序S4各实施1次。扩散工序之后，以表2所示的冷却速度Vc实施气体冷却至500℃。冷却气体利用氮气。达到500℃以下之后，继续气体冷却，继续冷却直至合计的气体冷却时间为20分钟。气体冷却时间经过20分钟之后，停止冷却。

冷却后对各试验片按以下的条件实施淬火和回火处理。将钢材再次加热至淬火温度Tq(参照表2)。此时的炉内气氛为氮气。此后，在淬火温度Tq(℃)下均热30分钟。均热后，将钢材油淬火。淬火后，对钢材实施回火。回火温度为170℃，回火温度下的保持时间为2小时。

关于表2中的条件II，按以下的条件实施真空渗碳处理、淬火和回火处理。在均热工序S2中，在950℃的渗碳温度Ts下均热60分钟。实施均热工序S2之后，实施渗碳工序S3。渗碳工序时间TIS(分钟)和渗碳气压Pv(kPa)如表2所示。渗碳工序S3之后，实施扩散工序S4。扩散工序时间TID(分钟)如表2所示。渗碳工序S3和扩散工序S4分别实施1次。扩散工序之后，将钢材炉冷(缓慢冷却)至860℃。因此，在条件II下，不实施气体冷却。

将钢材温度炉冷至860℃之后，将钢材在860℃下均热30分钟，实施油淬火。淬火之后，对钢材实施回火。回火温度为170℃，回火温度下的保持时间为2小时。

通过以上的工序制造经过真空渗碳处理的试验片(各试验序号有多个4点弯曲疲劳试验片和多个小野式旋转弯曲疲劳试验片)。

[平坦表层部的碳浓度测定试验]

经过真空渗碳处理、淬火和回火处理的多个试验片中，各试验序号使用1个4点弯曲疲劳试验片和1个小野式旋转弯曲疲劳试验片，测定各试验片的平坦表层部的碳浓度。具体而言，在4点弯曲疲劳试验片中，在图1所示的包括点Pf的平坦部中，通过EPMA(电子束微量分析仪)测定平坦表层部的碳浓度Cc(％)。

同样地，在小野式旋转弯曲疲劳试验片的包括环状半圆槽的槽底的任意点的部分区域中，通过EPMA(电子束微量分析仪)测定平坦表层部的碳浓度Cc(％)。表2中的“4点弯曲SP”栏的“Cc(％)”栏示出了4点弯曲疲劳试验片的平坦表层部的碳浓度(％)，在“小野式SP”栏的“Cc(％)”栏示出了小野式旋转弯曲疲劳试验片的平坦表层部的碳浓度(％)。

[边缘表层部的组织观察试验]

使用所制造的4点弯曲疲劳试验片的渗碳部件，通过上述方法，求出边缘表层部的渗碳体的长度Lce(μm)和渗碳体百分率Rce(％)。其中，在析出了粗大的渗碳体的情况下，用1000倍的光学显微镜观察上述视野，求出渗碳体百分率。

[4点弯曲疲劳试验]

使用各试验序号的多个4点弯曲疲劳试验片中没有用于上述平坦表层部的碳浓度测定试验和边缘表层部的组织观察试验的其他的4点弯曲疲劳试验片的渗碳部件，实施4点弯曲疲劳试验。试验使用伺服型疲劳试验机。4点弯曲疲劳试验片的支点间距离为45mm。最大负荷应力为1373MPa，最大负荷应力与最小负荷应力的应力比为0.1。频率为10Hz。将应力负荷重复次数为1×10⁴次的断裂强度作为4点弯曲疲劳强度FS4(MPa)来评价。

[小野式旋转弯曲疲劳试验]

对于各试验序号的多个小野式旋转弯曲疲劳试验片中没有用于上述平坦表层部的碳浓度测定试验的其他的小野式旋转弯曲疲劳试验片，按照JISZ2274(1974)，以室温(25℃)、在大气中、转速3400rpm的条件实施小野式旋转弯曲疲劳试验。并且，将应力施加重复次数为1×10⁷次下不断裂的最大的应力(MPa)定义为小野式旋转弯曲疲劳强度FSo(MPa)。

[试验结果]

表2示出了试验结果。

试验序号1～13的渗碳部件的化学组成是适当的，渗碳温度Ts(℃)、渗碳气压Ps(kPa)、冷却速度Vc(℃/秒)和淬火温度Tq(℃)也是适当的，各试验片的平坦部的碳浓度也是在0.7％以上且低于1.0％的范围内。因此，试验序号1～13的渗碳部件(4点弯曲疲劳试验片)的边缘表层部的渗碳体的长度Lce是在3.0μm以内，渗碳体百分率Rce为5％以上。因此，作为边缘部的弯曲疲劳强度的指标的4点弯曲疲劳强度FS4高达850MPa以上。此外，作为平坦部的弯曲疲劳强度的指标的小野式旋转弯曲疲劳强度FSo也高达520MPa以上。

另一方面，在试验序号14、15和20中，渗碳温度Ts太低，边缘表层部的渗碳体的长度Lce超过5μm。因此，试验序号14、15和20的4点弯曲疲劳强度FS4低。

在试验序号16～18中，渗碳工序时间TIS和/或扩散工序时间TID是不适当的。具体而言，试验序号16的渗碳时间比试验序号1短。同样地，试验序号17的渗碳工序时间TIS比试验序号2短，试验序号18的渗碳工序时间TIS比试验序号3短。因此，试验序号16～18的平坦表层部的碳浓度低于0.7％。结果，小野式旋转弯曲疲劳试验中获得的弯曲疲劳强度低于520MPa，平坦部的弯曲疲劳强度FSo低。此外，在试验序号16～18中，由于平坦表层部的碳浓度太低，因此在边缘表层部没有发生过量渗碳。因此，边缘表层部中没有析出渗碳体。

在试验序号19中，真空渗碳处理中的气体冷却速度Vc低于3.5℃/秒。因此，边缘表层部中析出粗大的渗碳体，渗碳体的长度Lce超过5μm。因此，4点弯曲疲劳强度FS4低。

在试验序号21中，冷却速度Vc太低。因此，渗碳体的长度Lce超过5μm。因此，4点弯曲疲劳强度FS4低。

在试验序号22中，虽然各制造条件是适当的，但Si含量太高。因此，边缘部的渗碳体百分率Rce太低。因此，4点弯曲疲劳强度FS4低。

在试验序号23中，由于渗碳工序时间TIS和/或扩散工序时间TID是不适当的，因此平坦表层部的碳浓度为1.0％以上。因此，在边缘部生成了粗大的渗碳体，渗碳体的长度Lce超过3.0μm。因此，4点弯曲疲劳强度FS4低。

在试验序号24中，淬火温度Tq太高。因此，边缘部的许多渗碳体熔解，渗碳体百分率Rce低。因此，4点弯曲疲劳强度FS4低。

在试验序号25中，淬火温度Tq太低。因此，边缘部的渗碳体没有熔解、没有被分割。因此，渗碳体的长度Lce超过超过3.0μm，4点弯曲疲劳强度FS4低。

以上说明了本发明的实施方式，但上述实施方式不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限于上述实施方式，在不偏离其主旨的范围内可以对上述实施方式做出适当改变来实施。

附图标记说明

Ac 边缘部

Af 平坦部

Vc 假想圆

Claims

1.一种渗碳部件，其是对钢材实施真空渗碳处理而制造的渗碳部件，

所述渗碳部件的表面包括顶点部、边缘部和平坦部，

所述顶点部包括由3个以上的面形成的顶点和距离所述顶点1mm以内的表面部分，

所述边缘部是如下的表面部分：距离所述顶点超过1mm、且距离所述渗碳部件的表面的边1mm以内的表面部分之中，垂直于所述边的截面中与以所述边为中心的半径1mm的假想圆重叠的部分的面积OA、和所述重叠的部分中的所述渗碳部件的表面长度SL满足式(1)的表面部分，

所述平坦部是除了所述顶点部和所述边缘部以外的表面部分，

所述钢材按质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.05～0.8％、Mn：0.3～2.0％、P：0.06％以下、S：0.006～0.1％、Cr：0.5～3.0％、Al：0.01～0.1％、N：0.025％以下、Cu：0～0.5％、Ni：0～0.5％和Mo：0～1.0％，余量由Fe和杂质构成，

从所述平坦部起至深度0.05mm的平坦表层部中的碳浓度按质量％计为0.7％以上且低于1.0％，

从所述边缘部起至深度80μm的边缘表层部内的渗碳体的长度为3.0μm以下，

所述边缘表层部的渗碳体百分率为5～15％，

OA/SL≤0.7 (1)

所述面积OA的单位为mm²，所述表面长度SL的单位为mm。

2.根据权利要求1所述的渗碳部件，其中，所述钢材含有选自Cu：0.1～0.5％和Ni：0.1～0.5％以下所组成的组中的一种以上。

3.根据权利要求1或2所述的渗碳部件，其中，所述钢材含有Mo：0.03～1.0％以下。