CN105339518A - 渗碳部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种渗碳部件，其中渗碳后，对于每1mm2的原始奥氏体晶粒的晶界面积，全部析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的量为4.5×10-10mol以下。本发明提供了一种通过将钢材加工为部件形状并对其进行渗碳而获得的渗碳部件，其中以质量％计，所述钢材的组成包含：0.10％至0.30％的C；0.01％至1.50％的Si；0.40％至1.50％的Mn；0.10％的S；0.03％以下的P；0.05％至1.00％的Cu；0.05％至1.00％的Ni；0.01％至2.00％的Cr；0.01％至0.50％的Mo；0.001％以下的Nb；0.005％至0.050％的s-Al；0.005％至0.030％的N；以及0.001％至0.150％的Ti和/或0.001％至0.300％的Zr，余量为Fe和不可避免的杂质，并且Ti、Zr和N含量[Ti]、[Zr]和[N]满足下式(1)。|[Ti]/47.9+[Zr]/91.2-[N]/14|/100≤3.5×10-6mol/g…式(1)。

Description

渗碳部件
技术领域
本发明涉及渗碳部件，尤其涉及具有有序晶粒结构的渗碳部件，其中在该晶粒结构中，晶粒的尺寸均一。
背景技术
例如，对于用在汽车中的齿轮、轴承部件和转轴之类的机械部件，通常将JIS钢种(如SCr420)加工为部件形状，然后通过渗碳硬化对其进行表面硬化处理以改善耐磨性、疲劳强度等从而加以使用。
渗碳硬化为长时间的高温热处理，其易于造成晶粒的粗化。
基于这一原因，一直以来，为了防止晶粒变粗，人们进行了各种研究并提出了各种建议。
作为防止晶粒变粗的有用的技术，这样一种技术是广泛已知的：其中，在渗碳处理之前的制造步骤中，通过析出呈分散状态的如AlN等的颗粒从而对晶界进行钉扎作用。
例如，在如下的专利文献1和2中披露了这种技术。
然而，对于这种通过利用析出物颗粒对晶界进行钉扎作用的技术，其并不能充分地抑制局部发生晶粒的异常粗化的异常晶粒生长。
本文中使用的术语“异常晶粒生长”是指由于如下原因而发生的现象，该原因为：尽管在渗碳初期析出物颗粒的钉扎力大于晶粒生长的驱动力，但是在渗碳过程中，这些力之间的大小关系发生逆转，并且晶粒生长的驱动力变得大于析出物颗粒的钉扎力。由于在渗碳过程中析出物颗粒的固溶体的形成、析出物通过奥氏成长(Ostwaldgrowth)而粗化等原因，钉扎力减小，因此发生了这些力的这种逆转。
此外，关于进行冷锻的部件，在锻造时向部件的内部引入了塑性变形分布，并且在变形显著的区域中，会发生钉扎力与晶粒生长驱动力之间的大小逆转，从而造成晶粒的异常晶粒生长。
图1(B)以模型的方式示出了异常生长晶粒的发生。
图1(B)中的(a)示出了渗碳初期的状态，p表示析出物颗粒(钉扎颗粒)。在渗碳初期的这种状态中，晶界之间插入有大量的析出物颗粒p，并且晶粒q之间的晶界被钉扎并受到约束，从而抑制了晶粒q生长至更大的尺寸。
然而，通过在渗碳过程中形成固溶体，一些钉扎晶界的析出物颗粒p会消失，并且这些析出物颗粒p的钉扎作用(约束)被破坏(被除去)，由此一些邻近的晶粒对的晶界处不存在钉扎作用，因此这些晶粒对发生接合并生长为一个晶粒。
通过这种方式实现尺寸增加的晶粒能够获得晶粒生长的动力，并且在析出物颗粒p的钉扎力相对降低的情况下，各晶粒分别破坏了析出物颗粒p对晶界的钉扎作用，并将相邻晶粒一个接一个地吞并，从而持续进行晶粒生长。
即，一旦由析出物颗粒p产生的晶界钉扎作用被破坏，则钉扎作用被破坏的晶界成为晶粒生长的中心，并且由该晶界开始，会连锁地发生晶粒的颗粒生长，从而发生如图1(B)中的(b)所示的异常晶粒生长，并最终异常地形成巨大晶粒Q。
图1(B)中的(c)示出了异常生长晶粒的实例(渗碳后的晶粒照片)。
顺带提及的是，该实例的照片为表1中列为比较例1的钢材的中心部分的照片，其中该钢材经过了1,100℃下的渗碳处理。
当发生这种异常晶粒生长时，由于硬化性的局部改善而造成热处理变形，因此造成了产生噪音和振动或降低疲劳强度的问题。
一直以来，在这种情况中，人们采取了一些手段，使更大量的处于分散状态的析出物颗粒析出，以进一步提高析出物颗粒的晶界钉扎力。然而，这些手段并不能充分抑制异常晶粒生长的发生。
尤其是近年来，如下技术被广泛采用：提高渗碳温度以缩短渗碳时间的技术；进行冷锻以降低部件的制造成本的技术；以及适应环境保护的技术，如在生产中进行真空渗碳以减少CO2排放并提高强度。然而，在这些技术中更易于发生异常晶粒生长。因此，需要能够有效抑制这种异常晶粒生长的手段。
此外，作为与本发明相关的另一背景技术，在如下专利文献3中披露了一项发明“具有优异的冷加工性和晶粒粗化性的表面硬化钢”，该文献披露了：由于目前用于钉扎晶粒晶界的AlN颗粒是固溶的，或者在900℃以上的温度区域中其尺寸会增加，因此在渗碳处理时AlN颗粒对于抑制晶粒粗化并不具有太大的效果，试图通过向钢中加入Nb和Al并使这些元素与C和N结合来形成微细的复合析出物，从而抑制晶粒的粗化。
然而，专利文献3中所披露的发明与本发明的根本不同之处在于：专利文献3中加入了过量的Nb，而与此相反的是，本发明中避免添加作为杂质的Nb。
作为与本发明相关的另一背景技术，如下专利文献4中披露了一项发明“具有优异的耐晶粒粗化性、疲劳性和加工性的表面硬化钢及其制造方法”，该文献披露了：可通过适当调节钢中Ti析出物的粒径分布，从而改善疲劳特性和加工性，而并不会损害耐晶粒粗化性。
然而，专利文献4中所披露的内容包括：析出10个/mm2以上的尺寸为1.0μm至5.0μm的Ti析出物，并且专利文献4中所披露的根据该发明的钢1至26均包含相比于N的量而言过量的Ti，并且不在本发明的式(1)的范围内。因此专利文献4中所披露的发明与本发明不同。
作为与本发明相关的另一背景技术，如下专利文献5中披露了一项发明“一种渗碳部件用钢，其具有优异的冷加工性，在渗碳时能够防止晶粒粗化，并且具有优异的耐冲击性和耐冲击疲劳性”，该文献披露了：将Ti或者将Ti以及Nb以不损害冷加工性和切削加工性的量加入到钢中，并且使其以碳化物或氮化物的形式析出，由此能够在渗碳时抑制晶粒粗化。
专利文献5的权利要求1披露了：Ti含量限制为0.1％至0.2％，N含量限制为0.01％以下，并且Al含量限制为0.005％至0.05％。然而，在该专利文献所实际披露的实施例1至11中，为了析出TiC，添加了与N的量相比过量的Ti(以摩尔比计)。因此该公开内容的观念与本发明相反，并且不在本发明的式(1)的范围内。
此外，在专利文献5的权利要求2中，Ti含量限制为0.025％至0.05％，Nb含量限制为0.03％至0.2％，N含量限制为0.01％以下，并且Al含量限制为0.005％至0.05％。因此，专利文献5与本发明的不同之处在于添加了过量的Nb。
背景技术文献
专利文献
专利文献1:JP-A-2001-303174
专利文献2:JP-A-08-199303
专利文献3:JP-A-09-78184
专利文献4:JP-A-2007-31787
专利文献5:JP-A-2006-213951
发明内容
本发明所解决的问题
在上述情况的背景下做出了本发明，本发明的目的是提供一种渗碳部件，该渗碳部件即使在渗碳处理时也能够有效抑制异常晶粒生长，并且能够解决由异常晶粒生长所导致的性能下降的问题。
解决问题的手段
本发明涉及如下[1]至[5]项。
[1]一种渗碳部件，渗碳后对于每1mm2的原始奥氏体晶粒的晶界面积，作为析出物颗粒的TiC、AlN和ZrC的总量为4.5×10-10摩尔以下。
[2]根据[1]所述的渗碳部件，其中渗碳后所述渗碳部件的结构为具有均匀晶体粒度的有序晶粒结构，其中原始奥氏体晶粒的晶体粒度差为6以下。
[3]根据[1]或[2]所述的渗碳部件，其通过将钢材加工成为部件的形状并对所述钢材进行渗碳处理而形成，以质量％计，所述钢材的组成包含：
0.10％至0.30％的C；
0.01％至1.50％的Si；
0.40％至1.50％的Mn；
0.01％至0.10％的S；
0.03％以下的P；
0.05％至1.00％的Cu；
0.05％至1.00％的Ni；
0.01％至2.00％的Cr；
0.01％至0.50％的Mo；
0.001％以下的Nb；
0.005％至0.050％的s-Al；
0.005％至0.030％的N；以及
选自0.001％至0.150％的Ti和0.001％至0.300％的Zr中的一种或两种元素，
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中分别代表Ti、Zr和N的含量的[Ti]、[Zr]和[N]满足下式(1)：
|[Ti]/47.9+[Zr]/91.2-[N]/14|/100≤3.5×10-6mol/g…式(1)。
[4]根据[1]或[2]所述的渗碳部件，其通过将钢材加工成为部件的形状并对所述钢材进行渗碳处理而形成，以质量％计，所述钢材的组成包含：
0.10％至0.30％的C；
0.01％至1.50％的Si；
0.40％至1.50％的Mn；
0.01％至0.10％的S；
0.03％以下的P；
0.05％至1.00％的Cu；
0.05％至1.00％的Ni；
0.01％至2.00％的Cr；
0.01％至0.50％的Mo；
0.001％以下的Nb；
0.001％至0.008％的s-Al；
小于0.001％的Ti；
小于0.001％的Zr；以及
0.005％至0.030％的N,
余量为Fe和不可避免的杂质。
[5]根据[3]或[4]所述的渗碳部件，
其中以质量％计，所述钢材还包含：
0.001％至0.010％的B。
发明效果
根据本发明，可提供一种渗碳部件，该渗碳部件即使在渗碳处理时也能够有效抑制异常晶粒生长，并且能够解决由异常晶粒生长所导致的性能下降的问题。
附图简要说明
[图1]图1(A)为用于示出本发明的原理的模型图。图1(B)为用于示出异常晶粒生长的形成的比较例示图。
[图2]图2为示出了用于晶体粒度测量和旋转弯曲疲劳测试中的试样的图。
[图3]图3为示出了每单位晶界面积的析出物颗粒量与疲劳强度间的关系的图。
具体实施方式
旨在抑制异常晶粒生长的本发明并未受到常规技术(通过析出大量呈分散状态的具有钉扎作用的颗粒(析出物颗粒)从而强化对晶体粒界的约束，即，钉扎)的约束，而是采用了与常规技术相反的技术思想。本发明采用了将析出物颗粒数降至最低的技术思想，即，将析出物颗粒的晶界钉扎作用降至最低。
具体而言，通过如下方式将析出物颗粒的密度最小化，即：对于每1mm2的渗碳后的原始奥氏体晶粒的晶界面积，将作为析出物颗粒的TiC、AlN和ZrC的总量限制为4.5×10-10mol以下(上述[1])。
在常规的常识性思维方式中，认为当在极端情况中将析出物颗粒的数量将至零时，晶粒的生长会不受约束，由此晶粒变粗。
事实上，背景技术中用于抑制晶粒生长的每一种技术的理论均为通过使析出物颗粒析出从而进行晶体粒界的钉扎。
在这种背景下，本发明的思想是与背景技术中的常识性观点截然相反的独特观点，其中本发明的思想为：通过将析出物颗粒的析出将至最低以不造成晶粒晶界的钉扎，从而抑制晶粒变粗。
换言之，在背景技术中，在渗碳的初期会产生这样的状态，即：析出物颗粒的钉扎力大于晶粒生长的驱动力。另一方面，本发明的特征在于：即使在渗碳的初期，也产生了晶粒生长的驱动力大于析出物颗粒的钉扎力的状态。
下面，将基于图1(A)的模型来说明这一点。
在图1(A)的模型图中(为了便于理解，假定不存在析出物颗粒的析出)，在(a)的渗碳初期，各晶粒q的大小基本相同，并且沿着各自的晶界彼此间相互接触。
随后，如上所述，在背景技术中的通过析出物颗粒钉扎晶界的技术中，一些析出物颗粒在渗碳时发生固溶并消失，因此发生了异常晶粒生长，其中某些晶粒持续进行异常生长并变粗，由此形成了巨大晶粒。
与这种结果相反的是，在根据本发明的图1(A)的模型图中，由于从渗碳开始便不存在析出物颗粒对晶界的约束或钉扎作用，因此在渗碳过程中，晶粒q趋向于自由生长，而不会受到析出物颗粒的钉扎作用。
然而，在不受析出物颗粒的钉扎作用而趋向于自由生长这一点上，所有晶粒q都是一样的。因此，每个晶粒q均受到了来自其周围的其他晶粒的晶粒生长压力以作为抑制晶粒生长的压力。因此，所有的晶粒q均不可能发生异常生长，并且所有晶粒q都被均等地约束至某种程度的生长。
因此，尽管停止晶粒生长的析出物颗粒不存在(要说有什么的话，这正是这样的析出物颗粒不存在的原因)，各晶粒q仍被约束至彼此相同的程度的微小生长，并且可有效抑制晶粒q中的任何特定晶粒异常地发生异常生长。
顺带提及的是，图1(A)中的(c)示出了这样的样品照片，在该样品中，通过将析出物颗粒的析出将至最低，从而抑制了异常晶粒生长(渗碳后的晶粒照片)。
此外，这种样品的照片为表1中实施例1的钢材的中心部分的照片，其中该钢材经过了1,100℃下的渗碳处理。
根据本发明人的研究，发现通过将每1mm2的渗碳后原始奥氏体晶粒的晶界面积中析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量降低至4.5×10-10mol以下，从而将钢中析出物颗粒的密度最小化，由此如上所述抑制了异常晶粒生长。
由下文所述的实施例的结果可清楚地看出，如上所述可通过将析出物颗粒的量最小化从而抑制异常晶粒生长，由此可使各晶粒的尺寸变化较小，并且可抑制任何晶粒发生异常生长至巨大晶粒。
尤其是，当将析出物颗粒的量限制为根据上述[1]的预定值以下时，作为渗碳处理后的结构，可获得具有均匀晶体粒度的有序晶粒结构，其中晶体粒度差为6以下(上述[2])。
此外，上述[1]使得硬化性得以均衡，并且可改善渗碳部件的性能，如将热处理变形控制为较小的值，并有效提高疲劳强度。
本文所用的术语“晶体粒度差”是指为了进行粒度测量而拍照的各晶粒界面面积所对应的最大晶粒度级别数与最小晶粒度级别之差。
按照如下方式获得晶体粒度差。
拍摄3mm×3mm的测量范围内的晶粒照片，测量各晶粒的截面积。接下来，基于JISG0551(1998)的表1获得与截面积对应的晶粒度级别数。
例如，在截面积为0.060mm2情况中，其在表中直接描述的截面积0.0625mm2之上，可将其晶粒度级别数定义为No.1。将通过这种方式确定的最大晶粒度级别数和最小晶粒度级别数之差称为晶粒度级别数差。
顺带提及的是，JISG0551(1998)的内容以引用的方式并入本文中。
在本发明中，对每1mm2的原始奥氏体晶粒的晶界面积中析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量加以限制的原因如下。
首先，析出物颗粒的钉扎作用会随着晶界面积的不同而改变，随着晶界面积增加，需要大量的析出物颗粒。相反，随着晶界面积降低，析出物颗粒的数目变小。
其次，析出物颗粒的量仅为渗碳部件中测得的析出物颗粒的量，析出物颗粒的量包括存在于原始奥氏体晶界处的析出物颗粒以及不存在于原始奥氏体晶界处的析出物颗粒。此处，随着析出量的增加，存在于晶界处的析出物颗粒的量自然也增加。
第三，在本发明中，晶界处的析出物颗粒的量是很重要的。然而，当析出物颗粒的总量较大时，存在于晶界处的析出物颗粒的量也增加，因此通过将析出物颗粒的总量转化并整理为每单位面积的原始奥氏体晶粒的量，由此可确定对析出物颗粒的钉扎的影响。
在本发明中，可利用具有上述[3]中定义的化学组成的钢来获得根据上述[1]或[2]所述的渗碳部件。
在这种情况中，可通过控制Ti、Zr和N的含量以满足上述式(1)，从而将对晶界产生钉扎作用的析出物颗粒的密度将至最低。
具体而言，通过向钢中加入选自Ti和Zr中的一种或两种元素，则在钢的锻造时，选自Ti和Zr中的至少一种元素与钢中所包含的N结合，并结晶化为TiN和ZrN中的至少一者的形式，其中TiN和ZrN对晶界的钉扎没有贡献。通过进行这种添加，可防止钢中的N与Al结合从而析出具有钉扎作用的AlN。
然而，当添加过量的Ti和/或Zr时，会造成TiC和/或ZrC的析出，从而导致具有钉扎作用的析出物颗粒的形成，因此控制这些元素的量以使其不过量并满足式(1)是重要的。
简而言之，式(1)具有如下含义。
即，在如下两种情况中，会在钢中形成不期望的量的析出物颗粒，其中这两种情况为：在钢中存在大量的N的情况，其中N可通过与钢中的Al反应而转化为AlN；以及在钢中存在大量的Ti和Zr的情况，其中Ti和Zr可通过与钢中的C反应而转化为TiC和ZrC。因此，在凝固时，选自Ti和Zr中的至少一种元素会与钢中的N结晶化并形成结晶物，由此选自N、Ti和Zr(其能够形成析出物颗粒)中的至少一种元素被固定(消耗)，因此通过式(1)规定了剩余的Ti、Zr和N，并且将其数值控制为3.5×10-6mol/g以下的目标值。
然而，也可在用于渗碳部件的钢材中采用上述[4]中定义的化学组成，从而将对晶界产生钉扎作用的析出物颗粒的密度最小化。
具体而言，在上述[4]中，在通过使Ti和Zr的添加量小于0.001％、优选不添加Ti和Zr的同时，使形成析出物颗粒的s-Al的添加量变小，从而将析出物颗粒的密度最小化，其中Ti和Zr通过形成结晶物而消耗钢中的N。
此外，在本发明中，以质量％计，钢可包含B：0.001％至0.010％作为可任选的成分[上述[5]]。
在本发明中，可通过如下方式获得原始奥氏体晶粒的晶界面积以及TiC、AlN和ZrC的析出量。
(获得晶界面积的方法)
垂直切割渗碳制品的表面，并从渗碳制品上切下观察用样品。对包括表面的截面进行抛光，从而使原始奥氏体晶界露出。然后，根据JISG0551(1998)中定义的方法测量平均晶体粒度n(当测量平均晶体粒度时，包括表层(渗碳层)在内进行测量)。由此，通过下式来计算原始奥氏体晶粒半径。
r＝(3/2×1/(2(n+3)×π))0.5…式(2)
此外，式(2)通过如下方式获得。
JISG0551中单位面积(1mm2)的晶粒数m与平均晶体粒度n之间的关系满足m＝2(n+3)。假设原始奥氏体晶粒呈半径为r的球状，由该关系式可得到晶粒的截面积为πr2＝3/2×1/m＝3/2×1/(2(n+3))。由此，可由式(2)表示半径r。
此处，系数“3/2”为考虑到所测量的截面通常偏离晶粒的中心而确定的系数。
晶界面积可由利用半径r的下式(3)表示。
晶界面积＝(单位质量(1g)的钢材中所包含的原始奥氏体晶粒的个数)×一个原始奥氏体晶粒的表面积×1/2＝(1000/7.8)/(4/3×π×r3)×4πr2×1/2…式(3)
此处，“(1000/7.8)”为钢的密度的倒数，“1/2”为考虑到相邻晶粒彼此接触而确定的系数。
由此，通过上述式(2)和(3)，可通过测量平均晶体粒度n来获得原始奥氏体的晶界面积。
(TiC的定量方法)
根据电解法，使用含有10％的乙酰丙酮和1％的四甲基氯化铵的甲醇溶液(10％AA溶液)来进行所有析出物的提取。在电解后，利用孔径为0.2μm的NucleporeFilter进行抽滤，并基于混合酸分解的熔融将所获得的部分残渣转变为溶液，然后通过ICP发射光谱对全部析出物中的金属元素成分进行定量，由此确定每预定质量中的Ti析出物的量，并且进一步将所述量转化为每克的量。将所获得的另一部分残余物在含有10％的溴的甲醇溶液中进行浸渍处理，从而仅提取出TiN作为残渣，并通过质量测量将该残渣的量转化为每克的量。由下式确定TiC的量(每克的TiC的量)
TiC的量＝(全部Ti析出物的量)-(TiN的量)
(ZrC的定量方法)
利用与TiC的定量中相同的方法来进行ZrC的定量。
(AlN的定量方法)
将母材溶解于含有14％的碘的甲醇溶液中，并根据ICP发射光谱，对溶解后剩余的残渣的一部分进行每克中全部Al(AlN和Al2O3)的定量。此外，利用硫酸对残渣的另一部分进行酸分解，由此使氮化物与氧化物分离，并且氧化物留在残渣中。可将通过元素分析获得的Al的量转化为Al2O3的量。因此，可由下式确定AlN的量：
AlN的量＝Al成分的总量(AlN和Al2O3)-Al2O3的量
由通过上述方法确定的晶界面积和析出物的量，可利用下式获得每1mm2的原始奥氏体晶界的析出物的量。
每1mm2的原始奥氏体晶界的析出物的量＝(析出物的量)/(原始奥氏体晶界的面积)
下面将说明本发明中限制各化学成分等的原因。
C：0.10％至0.30％
从确保硬度和强度的观点来看，C的含量为0.10％以上。然而，当C的含量过高，大于0.30％时，在通过机械加工(例如，热锻或冷锻和切削)将钢材加工成为齿轮等部件的形状时，加工性会劣化。因此，C含量的上限为0.30％。
C含量优选为0.15％至0.25％。
Si：0.01％至1.50％
从确保切削加工性的观点来看，Si的含量为0.01％以上。然而，当Si的含量过高，大于1.50％时，可锻性和切削加工性劣化，因此Si含量的上限为1.50％。
Si含量优选为0.10％至1.3％，更优选为0.20％至1.0％。
Mn：0.40％至1.50％
从控制夹杂物(如MnS)的形状并确保可硬化性的观点来看，Mn的含量为0.40％以上。此外，当Mn的含量低于0.40％时，Mn会引发在芯部形成铁素体，从而使强度降低。因此，从这一方面来看，Mn含量为0.40％以上。然而，当Mn的含量过高，大于1.50％时，切削加工性会劣化。因此，Mn含量的上限为1.50％。
Mn含量优选为0.50％至1.3％，更优选为0.7％至1.0％。
S:0.01％to0.10％
从确保切削加工性的观点来看，Si的含量为0.01％以上。然而，当S的含量过高，大于0.10％时，强度会降低。因此，S含量的上限为0.10％。
S含量优选为0.03％至0.07％。
P:0.03％以下
在本发明中，P为会造成强度降低的杂质成分，因此P含量限制为0.03％以下。P含量优选为0.025％以下，更优选为0.02％以下。
Cu:0.05％至1.00％
当Cu的含量为0.05％以上时，其可有效确保可硬化性。另一方面，当Cu的含量过高，大于1.00％时，热加工性会劣化。因此，Cu含量的上限为1.00％。
Cu含量优选为0.20％至0.70％，更优选为0.10％至0.50％。
Ni:0.05％至1.00％
当Ni的含量为0.05％以上时，其可有效确保可硬化性。另一方面，当Ni的含量过高，大于1.00％时，碳化物析出物的量降低，从而造成强度下降。因此，Ni含量的上限为1.00％。
Ni含量优选为0.10％至0.70％，更优选为0.20％至0.50％。
Cr:0.01％至2.00％
Cr元素可有效提高可硬化性并提高强度，因此其含量为0.01％以上。然而，当Cr的含量过高，大于2.00％时，加工性、尤其是切削加工性会劣化。因此，Cr含量的上限为2.00％。
Cr含量优选为0.30至1.50％，更优选为0.50％至1.00％。
Mo:0.01％至0.50％
Mo元素可提高强度，因此其含量为0.01％以上。在期望通过添加Mo从而获得更大的提高强度的效果时，Mo含量优选为0.15％以上。然而，当Mo的含量过高，大于0.50％时，加工性会劣化，并且成本也会增加。因此，Mo含量的上限为0.50％。
Mo含量优选为0.05％至0.30％，更优选为0.10％至0.20％。
Nb:0.001％以下
在本发明中，Nb为杂质元素。当存在Nb时，会析出NbC并且钉扎晶界。因此，将Nb的含量控制为0.001％以下。
s-Al：0.005％至0.050％(上述[3])或0.001％至0.008％(上述[4])
将Al引入钢中以用作脱氧剂。在上述[3]中，s-Al含量限制在0.005％至0.050％范围内。
另一方面，在上述[4]中，由于作为钢中的成分的Zr和Ti的含量小于0.001％，或者钢中优选基本上不含有Zr和Ti，因此为了避免形成AlN，将s-Al含量的上限控制为0.008％以下。
s-Al表示酸溶性铝，可通过JISG1257(1994)的附录15中所定义的方法进行定量。此外，JISG1257(1994)的内容以引用方式并入本文。
N:0.005％至0.030％
选自Ti：0.001％至0.150％和Zr：0.001％至0.300％中的至少一者(上述[3])
Ti:<0.001％，Zr:<0.001％(上述[4])
这些N、Ti和Zr均通过彼此间的相互作用从而将有害的析出物颗粒的析出密度最小化。这种最小化的条件在满足上述[3]中的式(1)的范围内。
此外，在上述[4]中，各含量在如上所述将有害的析出物颗粒的析出密度最小化所要求的范围内。
B:0.001％至0.010％
B为改善硬化性的元素，可根据需要包含0.001％以上的B。然而，当其含量大于0.010％时，在晶界处会形成B的析出物从而使强度降低。
作为析出物颗粒的TiC、AlN和ZrC的总量为：4.5×10-10mol以下
在渗碳后的部件中，在每1mm2的原始奥氏体晶粒的晶界面积中，作为析出物颗粒的TiC、AlN和ZrC的总量为4.5×10-10mol以下。这一点是非常重要的，这是因为将由渗碳初期的析出物颗粒的形成最小化，从而防止了晶界被析出物颗粒显著约束或者将钉扎力削弱。
实施例
下面将详细说明本发明的实施例。
将具有表1所示化学组成的各钢材熔融，在于1,250℃下加热的条件下保持4小时，然后在950℃以上的温度下进行热轧，从而将所述钢材形成为直径为30mm的钢筋。
由各钢筋制备如图2(A)中所示的尺寸为20mm×6mm的硬币状试样5。
然后，在如下条件下对试样5进行气体渗碳和淬火。具体而言，使用丙烷作为渗碳气体，将试样5在1,100℃下保持CP(碳势)为0.8％达3小时，随后继续使试样在850℃下使CP保持为0.8％达0.5小时，然后在80℃的油中进行淬火。
随后，将试样在550℃下保持16小时，从而使得易于出现原始奥氏体晶界，随后对其进行空气冷却。
“T-N”表示氮的总量。
在热处理之后，将试样对半切开(参见图2(B))，并将其截面进行镜面抛光。随后，用饱和的苦味酸溶液对抛光后的截面进行蚀刻，从而出现了原始奥氏体晶界。然后，根据JISG0551(1998)中定义的方法来测量平均晶体粒度。顺带提及的是，测量点可包括表层。然而，选择了由附图中的S1表示的中心部分作为测量点。
另外，通过上述方法来确定晶体粒度差。
另一方面，与硬币状试样类似的是，使用从钢筋上切下的各分析用样品，并通过上述方法对包含于钢材中的析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的量(mol)进行定量，并将其换算为每100g钢材中的量。此外，由所测得的平均晶体粒度n获得每1g钢材中的原始奥氏体晶粒的晶界面积(mm2)，并换算为每100g钢材中的面积。由此，由这些数值计算得到每1mm2的原始奥氏体晶粒的晶界面积中的析出物颗粒的量。
这些结果一同示出于表2中。
此处，为了评价渗碳部件的疲劳强度，如图2(C)所示，准备了具有1R(半径：1mm)的缺口底部12的小野型(Ono-type)旋转弯曲疲劳测试试样10(平行部分14的直径：8mm)。将试样10在与上述相同的条件下，在1,100℃下保持CP为0.8％达3小时，随后使试样在850℃下使CP保持为0.8％达0.5小时，然后将试样在80℃的油中进行淬火，以进行渗碳硬化处理。然后，使试样在180℃的温度下回火1.5小时，并进行空气冷却。
在小野型旋转弯曲疲劳测试试样10经过渗碳硬化处理和回火处理后，通过根据JISZ2274(1978)的方法对试样10进行小野型旋转弯曲疲劳测试。检测表1中的各实施例和比较例的钢材的疲劳强度。此外，在转数为3,500rpm且测试温度为室温的条件下进行该测试。顺带提及的是，JISZ2274(1978)的内容以引用方式并入本文。
表2中的各疲劳强度值为表示疲劳极限的数值，其定义为即使将应力重复施加次107时也不会造成断裂的最大应力。
另外，在渗碳后，从试样10上切下缺口部分，并对其进行切割，从而观察其纵向截面。对该截面进行镜面抛光，并利用饱和的苦味酸溶液进行蚀刻，从而出现了原始奥氏体晶界。利用光学显微镜观察该截面，并观察是否存在异常晶粒生长。此外，观察点为由图2(D)中的S2表示的缺口底部。
其结果一同示出于表2中。
表2中“是否存在粗晶粒”一栏中的“O”表示“发生了晶粒度级别数为3以下的晶粒粗化”，“X”表示“未观察到晶粒度级别数为3以下的晶粒粗化”。
从表2中所示结果可看出，在所有的比较例中，形成了晶粒度级别数为3以下的粗晶粒，并且观察到了异常晶粒生长。然而，在所有的实施例中，并未观察到晶粒度级别数为3以下的粗晶粒，并且未观察到异常晶粒生长。
表2中的晶体粒度差表示晶体粒度(晶粒尺寸)的变化程度。较大的晶体粒度差表示晶体粒度变化大，较小的晶体粒度差表示晶体粒度的变化小。即，其表示晶体粒度是均匀的，并且结构为有序的晶粒结构。
与比较例中的晶体粒度差相比，实施例中的晶体粒度差较小，为6以下。这表明各实施例中的每个晶粒的尺寸相对均匀。
各实施例所实现的结构处于这样的状态，在该状态中，未观察到巨大晶粒的形成和异常晶粒生长，并且晶粒的尺寸是有序的，其晶体粒度差为6以下。这种结构是通过将每1mm2的渗碳后原始奥氏体晶粒的晶界面积中的析出物颗粒TiC、AlN和ZrC的总量控制为4.5×10-10mol以下而获得的。
如图3所示，通过这种方式，可显著改善渗碳部件的疲劳强度。
此外，图3为通过将表1中的疲劳强度值绘制于纵坐标，并将单位晶界面积的析出物颗粒的量绘制于横坐标而获得的，其示出了这二者之间的关系。
如图所示，以析出物颗粒量(析出物密度)为4.5×10-10mol为界，疲劳强度值存在显著区别。
尽管上面已对本发明的实施方案进行了详细说明，但是这些实施方案仅为实例，可对其进行各种变更和修改。
工业适用性
根据本发明，可提供这样的渗碳部件，该渗碳部件即使在渗碳处理时也能够有效抑制异常晶粒生长，并且能够解决由异常晶粒生长所导致的性能下降的问题。
尽管已参照具体实施方案对本发明进行了详细说明，但是对于本领域的技术人员显而易见的是，可在不脱离本发明主旨和范围的前提下进行各种变更和修改。
本申请基于2013年6月26日提交的日本专利申请No.2013-134262，以及2014年4月8日提交的日本专利申请No.2014-079166，其全部内容以引用方式并入本文。
附图标记和符号说明
p:钉扎颗粒
q:晶粒
Q:巨大晶粒
10:小野型旋转弯曲疲劳测试试样

Claims (5)

1.一种渗碳部件，渗碳后对于每1mm2的原始奥氏体晶粒的晶界面积，作为析出物颗粒的TiC、AlN和ZrC的总量为4.5×10-10摩尔以下。
2.根据权利要求1所述的渗碳部件，其中渗碳后所述渗碳部件的结构为具有均匀晶体粒度的有序晶粒结构，其中原始奥氏体晶粒的晶体粒度差为6以下。
3.根据权利要求1或2所述的渗碳部件，其通过将钢材加工成为部件的形状并对所述钢材进行渗碳处理而形成，以质量％计，所述钢材的组成包含：
0.10％至0.30％的C；
0.01％至1.50％的Si；
0.40％至1.50％的Mn；
0.01％至0.10％的S；
0.03％以下的P；
0.05％至1.00％的Cu；
0.05％至1.00％的Ni；
0.01％至2.00％的Cr；
0.01％至0.50％的Mo；
0.001％以下的Nb；
0.005％至0.050％的s-Al；
0.005％至0.030％的N；以及
选自0.001％至0.150％的Ti和0.001％至0.300％的Zr中的一种或两种元素，
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中分别代表Ti、Zr和N的含量的[Ti]、[Zr]和[N]满足下式(1)：
|[Ti]/47.9+[Zr]/91.2-[N]/14|/100≤3.5×10-6mol/g…式(1)。
4.根据权利要求1或2所述的渗碳部件，其通过将钢材加工成为部件的形状并对所述钢材进行渗碳处理而形成，以质量％计，所述钢材的组成包含：
0.10％至0.30％的C；
0.01％至1.50％的Si；
0.40％至1.50％的Mn；
0.01％至0.10％的S；
0.03％以下的P；
0.05％至1.00％的Cu；
0.05％至1.00％的Ni；
0.01％至2.00％的Cr；
0.01％至0.50％的Mo；
0.001％以下的Nb；
0.001％至0.008％的s-Al；
小于0.001％的Ti；
小于0.001％的Zr；以及
0.005％至0.030％的N,
余量为Fe和不可避免的杂质。
5.根据权利要求3或4所述的渗碳部件，
其中以质量％计，所述钢材还包含：
0.001％至0.010％的B。
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