CN105899697A - 渗碳钢部件的制造方法和渗碳钢部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供能够提高对Si含量高的钢部件的气体渗碳性，且抑制生产率的降低的渗碳钢部件的制造方法。本制造方法具备：预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序。预备气体渗碳工序中，对钢部件以满足式(A)的渗碳温度Tp℃实施10分钟～低于20小时的气体渗碳处理，该钢部件具有以质量％计含有C、Si、Mn、Cr，且满足式(1)的化学组成。主气体渗碳工序中，以满足式(B)的渗碳温度Tr℃和渗碳时间tr分钟实施气体渗碳处理。6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18(1)800≤Tp<163×ln(CP+0.6)‑41×ln(3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％])+950(A)4<13340/(Tr+273.15)‑ln(tr)<7(B)其中，式中的CP中代入预备气体渗碳工序中的渗碳时的碳势。

Description

渗碳钢部件的制造方法和渗碳钢部件
技术领域
本发明涉及钢部件的制造方法和钢部件，更详细而言，涉及实施渗碳处理而制造的渗碳钢部件的制造方法和渗碳钢部件。
背景技术
以齿轮、轴承为代表的钢部件在恶劣的环境下使用，会通过扭矩的传递等承受较大的负荷。因此，对于这种钢部件要求有高表面疲劳强度。
通常，钢部件如下进行制造。首先，将原材料成型为目标形状而制造中间产物。对中间产物实施表面硬化处理而制成钢部件。实施了表面硬化处理的钢部件具有高表面疲劳强度。
作为提高表面疲劳强度的方法，日本特开2013-204645号公报(专利文献1)中有：通过酸洗处理在钢部件的表面形成凹凸。然而，该方法与通常的钢部件的制造方法相比较，由于追加了酸洗处理，从而导致工序数量增加。工序数量的增加会使制造成本提高。
作为提高表面疲劳强度的其它方法，具有提高钢部件中的Si含量的方法。Si能够提高钢部件的淬透性，进而在马氏体中提高抗回火软化。因此，Si可提高钢部件的芯部的强度，从而提高表面疲劳强度。
作为提高表面疲劳强度的另一其它方法，具有以表面硬化处理的形式实施渗碳处理的方法。渗碳处理是在钢部件的表面形成渗碳层，从而提高钢部件的表面疲劳强度。
日本特开2008-280610号公报(专利文献2)公开了：提高Si含量的钢部件的制造方法。专利文献2中：对含有0.5～3.0％Si的钢实施真空渗碳处理。然而，在真空渗碳处理中，难以进行连续处理。此外，真空渗碳处理中容易产生焦油化(tarring)。此外，难以控制钢部件的特性。因此，对于真空渗碳处理来说，难以批量生产钢部件，生产率较低。
作为与真空渗碳处理不同的其它渗碳处理，有气体渗碳处理。气体渗碳处理不具有上述真空渗碳处理的缺点。因此，气体渗碳处理适于钢部件的批量生产。
然而，钢中的Si会降低气体渗碳处理中的渗碳性。例如，准备具有相当于JIS G4052规定的SCr420的化学组成的表面硬化钢(以下，称为通常表面硬化钢)、和与SCr420相比较Si含量高的表面硬化钢(以下，称为高含Si钢)。在相同条件下对通常表面硬化钢和高含Si钢实施气体渗碳处理。在该情况下，高含Si钢的有效硬化层深度与通常表面硬化钢相比变浅。
「鉄と鋼」第58年(1972)第7号(昭和47年6月1日、The Iron and SteelInstitute of Japan发行)、第926页(非专利文献1)中报告有：若Si含量增大，则气体渗碳深度降低。因此，期望开发如下制造方法：即使对高含Si钢实施气体渗碳处理，也能够得到足够的有效硬化层深度。
日本特开平2-156063号公报(专利文献3)和国际公开第12/077705号(专利文献4)中公开了提高钢部件的疲劳强度的气体渗碳方法。
专利文献3中，以高于A1相变点的渗碳温度对钢材实施预备渗碳以使表面碳浓度成为1.0％以上。接着，将钢材缓冷至略高于A1相变点，进行均热。接着，再次加热至低于预备渗碳时的渗碳温度的温度，进行淬火。
然而，作为专利文献3的对象的钢材为JIS标准规定的SCr钢、SCM钢、SNCM钢、表面硬化钢。这些钢的Si含量较低。因此，对Si含量高的钢实施专利文献3的气体渗碳处理的情况下，有时无法获得足够的表面疲劳强度。
专利文献4中，关于包括高含Si钢的气体渗碳处理的制造方法，公开了如下内容。在对高含Si钢实施通常的气体渗碳处理的情况下，渗碳初始在表面形成有氧化覆膜。氧化覆膜会降低气体渗碳性。因此，专利文献4中实施了如下的气体渗碳处理。首先，在生成氧化覆膜的气氛下，对钢材实施1次渗碳。接着，通过喷丸处理、化学研磨等将在钢材上形成的氧化覆膜去除。接着，对去除了氧化覆膜的钢材实施2次渗碳。
然而，专利文献4的方法与通常的渗碳处理相比较，追加了去除氧化覆膜的工序。工序数量的增加会降低生产率，且会提高制造成本。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-204645号公报
专利文献2：日本特开2008-280610号公报
专利文献3：日本特开平2-156063号公报
专利文献4：国际公开第12/077705号
非专利文献
非专利文献1：「鉄と鋼」第58年(1972)第7号(昭和47年6月1日，TheIron and Steel Institute of Japan发行)，第926页
发明内容
本发明的目的在于，提供能够提高对Si含量高的钢部件的气体渗碳性，且抑制生产率的降低的渗碳钢部件的制造方法。
本实施方式的渗碳钢部件的制造方法具备：预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序。预备气体渗碳工序是对钢部件以满足式(A)的渗碳温度Tp℃实施10分钟～低于20小时的气体渗碳处理，该钢部件具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.1～0.4％、Si：0.7～4.0％、Mn：0.2～3.0％、Cr：0.5～5.0％、Al：0.005～0.15％、S：0.3％以下、N：0.003～0.03％、O：0.0050％以下、P：0.025％以下、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～0.3％、Ni：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Co：0～3.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.005％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％、和稀土元素：0～0.005％、余量由Fe和杂质构成，且满足式(1)。主气体渗碳工序是紧接预备气体渗碳工序而实施的。主气体渗碳工序中，以满足式(B)的渗碳温度Tr℃和渗碳时间tr分钟实施气体渗碳处理。
6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18(1)
800≤Tp<163×ln(CP+0.6)-41×ln(3.5×[Si％]+[Mn％]+3×[Cr％])+950(A)
4<13340/(Tr+273.15)-ln(tr)<7(B)
其中，式中的[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中代入钢部件中的Si含量、Mn含量和Cr含量(质量％)。ln()为自然对数。CP中代入预备渗碳工序中的渗碳时的碳势。
本实施方式的制造方法能够提高对Si含量高的钢部件的气体渗碳性，且抑制生产率的降低。
附图说明
图1为本实施方式的渗碳钢部件的表层的截面照片。
具体实施方式
本发明人等针对即使提高钢部件中的Si含量也能够抑制气体渗碳性的降低的方法进行了调查和研究。
如上所述，若钢部件中的Si含量提高，则抗回火软化提高，但是气体渗碳时在钢部件的表面形成氧化覆膜，从而气体渗碳性降低。可认为：对于氧化覆膜的形成而言，容易形成氧化物的合金元素与对合金元素和氧的扩散系数产生影响的渗碳温度、和对氧分压产生影响的碳势存在相关性。
对钢部件实施通常的渗碳处理，结果：在钢部件的表面形成有氧化覆膜，该钢部件以质量％计含有C：0.1～0.4％、Si：0.7～4.0％、Mn：0.2～3.0％、Cr：0.5～5.0％、Al：0.005～0.15％、S：0.3％以下、N：0.003～0.03％、O：0.0050％以下、P：0.025％以下、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～0.3％、Ni：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Co：0～3.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.005％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％、和稀土元素：0～0.005％，余量由Fe和杂质构成。使用特定X射线对氧化覆膜进行元素分析，结果：氧化覆膜中含有的主要元素为Si、Mn、Cr和O(氧)。
Si、Mn和Cr与氧的亲和力高，容易发生氧化。具体而言，上述化学组成中，与Si、Mn和Cr相比与氧的亲和力弱的元素(例如，Ni、Cu等)不会发生氧化，故不会对氧化覆膜的形成产生影响。另一方面，比起Si、Mn和Cr相比与氧的亲和力高的元素(例如Ti、V等)的含量与Si、Mn和Cr含量相比较是微量的，故实质上不会对氧化覆膜的形成产生影响。因此，上述化学组成的钢部件中，对氧化覆膜的形成产生影响的元素为Si、Mn和Cr。以下，将Si、Mn和Cr称为“特定元素”。
特定元素均会提高钢的强度和淬透性，且提高抗回火软化。因此，如果这些特定元素的含量过低，则渗碳钢部件的表面疲劳强度降低。
F1如下定义。
F1＝3.5×[Si％]+[Mn％]+3×[Cr％]
其中，[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中分别代入钢部件中的Si含量、Mn含量和Cr含量。
若F1高于6.5，则能够获得齿轮、轴承等渗碳钢部件所需要的强度和抗回火软化，得到优异的表面疲劳强度。因此，本实施方式中的渗碳钢部件中，需要使F1高于6.5。
另一方面，如上所述，特定元素会形成氧化覆膜而降低气体渗碳性。因此，本发明人等进一步通过如下试验方法针对通常的气体渗碳处理中的特定元素的含量与气体渗碳性的关系进行了调查。
准备如下各种钢材：含有C：0.1～0.4％、Al：0.005～0.15％、S：0.3％以下、N：0.003～0.03％、O：0.0050％以下、P：0.025％以下，且含有0.1～4.0％的Si、0.1～3.0％的Mn、0.1～5.0％的Cr。对各钢材实施热锻和热处理。然后，实施机械加工，制作20mm×20mm方柱状的钢部件。
在相同气体渗碳条件(950℃-碳势0.8)下，对各钢部件实施通常的气体渗碳处理而制作渗碳钢部件。利用EPMA测定渗碳钢部件的表层的C含量。通过多元回归分析求出作为观察对象的表层的C含量成为0.5％以上的特定元素含量的条件。
试验结果：在通常的气体渗碳处理的情况下，若F1不是6.5以下，则无法获得表层的C含量成为0.5％以上的渗碳钢部件。在F1高于6.5时，在钢部件的表面会形成氧化覆膜，故渗碳性低，难以形成渗碳层。
然而，渗碳钢部件中，为了获得足够的表面疲劳强度，F1必须高于6.5。因此，本发明人等针对即使F1高于6.5，也能够抑制氧化覆膜的形成，获得充分的气体渗碳性的气体渗碳处理方法进行了研究。其结果，本发明人等得到如下见解。
渗碳温度的降低会抑制氧化覆膜的形成。渗碳温度低时，氧化物容易形成于钢部件的表层的内部而不是钢部件的表面。也就是说，此时，难以形成氧化覆膜，取而代之，在表层的内部形成有氧化物。以下，将在钢部件的表层的内部的晶界和晶粒内所形成的氧化物称为“内部氧化物”。
图1为基于本实施方式的渗碳钢部件的表层的截面照片。图1中，在钢部件的表层的内部形成有多个氧化物(图1中的黑点)。若在气体渗碳处理中形成这种内部氧化物，则在钢部件的表层中能够抑制因扩散而导致特定元素浓度的增大。因此，若某种程度形成内部氧化物，则在此后的气体渗碳处理中，在表面不易形成氧化覆膜，从而气体渗碳性提高。
因此，作为用于即便F1高于6.5也能抑制氧化覆膜的形成的方法，实施如下两阶段的气体渗碳工序。本实施方式的气体渗碳工序包含：预备气体渗碳工序和紧接预备气体渗碳处理而实施的主气体渗碳工序。
预备气体渗碳工序将内部氧化物的形成作为主要目的。预备气体渗碳工序中，根据特定元素含量和碳势而调整渗碳温度，从而促进内部氧化物的生成。
具体而言，预备气体渗碳工序中，使用具有满足下式(1)的化学组成的钢部件，以满足式(A)的渗碳温度Tp(℃)实施气体渗碳处理。
6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18(1)
800≤Tp<163×ln(CP+0.6)-41×ln(3.5×[Si％]+[Mn％]+3×[Cr％])+950(A)
其中，式中的[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中带入钢部件中的Si含量、Mn含量和Cr含量(质量％)。式中的ln()为自然对数，CP中带入预备气体渗碳工序中的渗碳时的碳势。
如式(1)所示，即便F1高于6.5，若在18以下，则将以满足式(A)的渗碳温度T实施10分钟～低于20小时的预备气体渗碳处理作为条件，能够抑制氧化覆膜的形成。
预备气体渗碳工序后，紧接着实施主气体渗碳工序。主气体渗碳工序中，在钢部件的母材的表面上形成渗碳层。
主气体渗碳工序中，为了提高渗碳钢部件的表面疲劳强度，以满足下式(B)的渗碳温度Tr(℃)和渗碳时间tr(分钟)实施气体渗碳处理。
4<13340/(Tr+273.15)-ln(tr)<7(B)
若渗碳温度Tr(℃)和渗碳时间tr(分钟)满足式(B)，则渗碳钢部件的有效硬化层会成为适合的深度，渗碳钢部件的表面疲劳强度会提高。
优选的是，将主气体渗碳工序的渗碳温度Tr(℃)设成高于预备气体渗碳工序的渗碳温度Tp(℃)。本实施方式中，通过满足式(A)的预备气体渗碳工序生成内部氧化物。因此，主气体渗碳工序时的钢部件的表层中，特定元素浓度被抑制得较低。因此，主气体渗碳工序中，即使将渗碳温度Tr(℃)设成高于渗碳温度Tp(℃)，若主气体渗碳工序满足式(B)，则不易形成氧化覆膜，也可以维持气体渗碳性。其结果，即使是Si含量高的钢部件，也能够在短时间内形成足够厚的渗碳层，抑制生产率的降低，且能够制造具有优异表面疲劳强度的渗碳钢部件。
基于以上见解而完成的本实施方式的渗碳钢部件的制造方法具备：预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序。预备气体渗碳工序中，对钢部件以满足式(A)的渗碳温度Tp℃实施10分钟～低于20小时的气体渗碳处理，该钢部件具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.1～0.4％、Si：0.7～4.0％、Mn：0.2～3.0％、Cr：0.5～5.0％、Al：0.005～0.15％、S：0.3％以下、N：0.003～0.03％、O：0.0050％以下、P：0.025％以下、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～0.3％、Ni：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Co：0～3.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.005％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％、和稀土元素：0～0.005％，余量由Fe和杂质构成，且满足式(1)。主气体渗碳工序是紧接预备气体渗碳工序而实施的。主气体渗碳工序中，以满足式(B)的渗碳温度Tr℃和渗碳时间tr分钟实施气体渗碳处理。
6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18(1)
800≤Tp<163×ln(CP+0.6)-41×ln(3.5×[Si％]+[Mn％]+3×[Cr％])+950(A)
4<13340/(Tr+273.15)-ln(tr)<7(B)
其中，式中的[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中带入钢部件中的Si含量、Mn含量和Cr含量(质量％)。ln()为自然对数。CP中代入预备气体渗碳工序中的渗碳时的碳势。
基于本实施方式的渗碳钢部件具备：母材和在母材的表面上形成的渗碳层，该母材具有如下的化学组成：以质量％计含有C：0.1～0.4％、Si：0.7～4.0％、Mn：0.2～3.0％、Cr：0.5～5.0％、Al：0.005～0.15％、S：0.3％以下、N：0.003～0.03％、O：0.0050％以下、P：0.025％以下、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～0.3％、Ni：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Co：0～3.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.005％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％、和稀土元素：0～0.005％，余量由Fe和杂质构成，且满足式(1)。渗碳层的表层的C含量为0.5％以上，渗碳层的表层的Si含量、Mn含量和Cr含量满足式(2)。有效硬化层深度为0.3～低于1.5mm，在距离渗碳层的表面的深度为10μm±3μm范围中的氧化物的面积率为7～50％。
6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18(1)
3.5[Sis％]+[Mns％]+3[Crs％]≤9(2)
其中，式(1)中的[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中分别代入母材中的Si含量、Mn含量和Cr含量(质量％)，式(2)中的[Sis％]、[Mns％]和[Crs％]中分别代入渗碳层的表层的Si含量、Mn含量和Cr含量(质量％)。
上述化学组成可以含有选自由Nb：0.02～0.3％、Ti：0.02～0.3％和V：0.02～0.3％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成可以含有选自由Ni：0.2～3.0％、Cu：0.2～3.0％、Co：0.2～3.0％、Mo：0.05～1.0％、W：0.05～1.0％和B：0.0006～0.005％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成可以含有选自由Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％和稀土元素：0.0001～0.005％组成的组中的1种或2种以上。
以下，对基于本实施方式的渗碳钢部件的制造方法进行说明。本制造方法包含：预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序。预备气体渗碳工序中，在Si含量高的钢部件的表层的内部形成氧化物(内部氧化物)，抑制在表面形成氧化覆膜。主气体渗碳工序中，对于能够抑制氧化覆膜的形成的钢部件，以高于预备气体渗碳工序中的渗碳温度的渗碳温度实施气体渗碳处理，从而提高生产率。以下，对预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序进行详细说明。
[预备气体渗碳工序]
预备气体渗碳工序中，准备具有如下所示的化学组成的钢部件。对准备好的钢部件实施预备气体渗碳，在钢中生成内部氧化物，抑制表层的特定元素浓度。
[钢部件的化学组成]
钢部件的化学组成含有如下元素。以下，涉及元素的“％”是指质量％。
C：0.1～0.4％
碳(C)是提高钢的强度的。更具体而言，C提高钢部件的芯部的强度。若C含量过低，则无法有效地获得上述效果。C含量还对有效硬化层的深度也产生影响。另一方面，若C含量过高，则钢的韧性降低。因此，C含量为0.1～0.4％。C含量的优选下限为0.16％、进一步优选为0.18％。C含量的优选上限为0.30％、进一步优选为0.28％。
Si：0.7～4.0％
硅(Si)对钢进行脱氧。Si还提高钢的强度和淬透性，且提高抗回火软化。因此，Si提高钢部件的芯部的强度，且提高表面疲劳强度。Si还通过满足下述制造条件而形成内部氧化物。内部氧化物提高钢的表面疲劳强度。若Si含量过低，则无法有效地获得上述效果。另一方面，若Si含量过高，则在热锻等热加工时钢容易变得脱碳。因此，Si含量为0.7～4.0％。Si含量的优选下限为0.8％、进一步优选为1.0％。Si含量的优选上限为3.0％、进一步优选为2.5％。
Mn：0.2～3.0％
锰(Mn)对钢进行脱氧。Mn还提高钢的强度和淬透性，且提高抗回火软化。因此，Mn提高钢部件的芯部的强度，且提高表面疲劳强度。Mn还与钢中的S结合而形成MnS，使S无害化。Mn还通过满足下述制造条件而形成内部氧化物。内部氧化物提高钢的表面疲劳强度。若Mn含量过低，则无法有效地获得上述效果。另一方面，若Mn含量过高，则即使实施零下处理，残留奥氏体也会残留在钢中，从而导致强度降低。因此，Mn含量为0.2～3.0％。Mn含量的优选下限为0.4％、进一步优选为0.5％。Mn含量的优选上限为2.0％、进一步优选为1.5％。
Cr：0.5～5.0％
铬(Cr)提高钢的强度和淬透性，且提高抗回火软化。因此，Cr提高钢部件的芯部的强度，且提高表面疲劳强度。Cr还通过满足下述制造条件而形成内部氧化物。内部氧化物提高钢的表面疲劳强度。若Cr含量过低，则无法有效地获得上述效果。另一方面，若Cr含量过高，则钢的硬度提高，冷加工性降低。因此，Cr含量为0.5～5.0％。Cr含量的优选下限为0.6％、进一步优选为0.8％。Cr含量的优选上限为3.0％、进一步优选为2.5％。
Al：0.005～0.15％
铝(Al)对钢进行脱氧。Al还与氮结合而形成氮化物，使晶粒微小化。若Al含量过低，则无法有效地获得上述效果。另一方面，若Al含量过高，则氮化物粗化而导致钢发生脆化。因此，Al含量为0.005～0.15％。Al含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.02％。Al含量的优选上限为0.10％、进一步优选为0.05％。需要说明的是，上述Al含量是指总Al含量。
S：0.3％以下
硫(S)是不可避免含有的。S由于具有提高钢的切削性的效果，故可以积极地含有。若S含量过高，则钢的锻造性降低。因此，S含量为0.3％以下。为了获得提高钢的切削性的效果，S含量的优选下限为0.005％、进一步优选为0.01％。S含量的优选上限为0.15％、进一步优选为0.1％。
N：0.003～0.03％
氮(N)与Al结合而形成氮化物，使晶粒微小化。若N含量过低，则无法有效地获得该效果。另一方面，若N含量过高，则钢的锻造性降低。因此，N含量为0.003～0.03％。N含量的优选下限为0.004％、进一步优选为0.005％。N含量的优选上限为0.025％、进一步优选为0.02％。
O：0.0050％以下
氧(O)为杂质。氧以氧化铝、二氧化钛等氧化物系夹杂物的形式存在于钢中。若O含量过高，则氧化物系夹杂物粗化。粗大的氧化物系夹杂物成为断裂的起点。因此，在钢部件为动力传递部件时，有时断裂扩展而发生破损。因此，O含量为0.0050％以下。优选O含量尽可能地低。O含量优选为0.0020％以下，在实现钢部件的高寿命化时，进一步优选为0.0015％以下。
P：0.025％以下
磷(P)为杂质。P在晶界偏析而使钢的韧性降低。因此，P含量为0.025％以下。优选P含量尽可能地低。P含量优选为0.020％以下，在实现钢部件的高寿命化时，进一步优选为0.015％以下。
基于本实施方式的钢部件的化学组成的余量由Fe和杂质构成。其中，杂质是在工业上制造钢时，从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质，是指在不会对本实施方式的钢部件产生不良影响的范围内所容许的物质。
基于本实施方式的钢部件的化学组成还可以含有选自由Nb、Ti和V组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。
Nb：0～0.3％
Ti：0～0.3％
V：0～0.3％
铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)均为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，这些元素与C和/或N结合而形成碳化物、氮化物和碳氮化物，使晶粒微小化。然而，若这些元素含量过高，则上述效果饱和。进而，钢的热加工性和切削性降低。因此，Nb含量为0～0.3％，Ti含量为0～0.3％，V含量为0～0.3％。
为了更有效地获得上述效果，Nb含量的优选下限为0.02％，Ti含量的优选下限为0.02％，V含量的优选下限为0.02％。Nb含量的优选上限为0.1％，Ti含量的优选上限为0.1％，V含量的优选上限为0.1％。
基于本实施方式的钢部件的化学组成也可以进一步含有选自由Ni、Cu、Co、Mo、W和B组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。
Ni：0～3.0％
Cu：0～3.0％
Co：0～3.0％
Mo：0～1.0％
W：0～1.0％
B：0～0.005％
镍(Ni)、铜(Cu)、钴(Co)、钼(Mo)、钨(W)和硼(B)均为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，这些元素均提高钢的淬透性。然而，若这些元素含量过高，则上述效果饱和，制造成本变高。因此，Ni含量为0～3.0％，Cu含量为0～3.0％，Co含量为0～3.0％，Mo含量为0～1.0％，W含量为0～1.0％，B含量为0～0.005％。
为了更有效地获得上述效果，Ni含量的优选下限为0.2％，Cu含量的优选下限为0.2％，Co含量的优选下限为0.2％，Mo含量的优选下限为0.05％，W含量的优选下限为0.05％，B含量的优选下限为0.0006％。Ni含量的优选上限为2.0％，Cu含量的优选上限为2.0％，Co含量的优选上限为2.0％，Mo含量的优选上限为0.3％，W含量的优选上限为0.3％，B含量的优选上限为0.001％。
基于本实施方式的钢部件的化学组成也可以进一步含有选自由Ca、Mg、Zr、Te和稀土元素(REM)组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。
Ca：0～0.01％
Mg：0～0.01％
Zr：0～0.05％
Te：0～0.1％
稀土元素(REM)：0～0.005％
钙(Ca)、镁(Mg)、锆(Zr)、碲(Te)和稀土元素(REM)均为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，这些元素提高钢的切削性。
具体而言，Ca会降低氧化物的融点。此时，由于切削加工时的钢材的放热，使氧化物发生软质化而钢的切削性提高。然而，若Ca含量过高，则大量生成硬质的CaS，钢的切削性反而降低。因此，Ca含量为0～0.01％。为了更有效地获得上述效果，Ca含量的优选下限为0.0005％。
Mg、Zr、Te和REM控制MnS的形态，提高钢的切削性。然而，若Mg含量过高，则生成MgS而钢的切削性降低。因此，Mg含量为0～0.01％。若Zr含量过高，则上述效果饱和。因此，Zr含量为0～0.05％。若Te含量过高，则上述效果饱和。因此，Te含量为0～0.1％。若REM含量过高，则生成粗化的硫化物而使钢的切削性降低。因此，REM含量为0～0.005％。
为了更有效地获得上述效果，Mg含量的优选下限为0.0005％，Zr含量的优选下限为0.0005％，Te含量的优选下限为0.0005％，REM含量的优选下限为0.0001％。
本说明书中所说的REM是在从元素周期表中的原子序数57的镧(La)至原子序数71的镥(Lu)中，添加钇(Y)和钪(Sc)而得到的17个元素的总称。REM的含量是指这些1种或2种以上元素的总含量。
[关于式(1)]
本实施方式的钢部件的化学组成还满足式(1)。
6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18(1)
其中，式(1)中的[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中代入钢部件中的Si含量、Mn含量和Cr含量(质量％)。
如上所述，式(1)是涉及特定元素(Si、Mn和Cr)的含量的指标。特定元素会提高钢的表面疲劳强度，相反在气体渗碳处理中容易形成氧化覆膜。
若F1(＝3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％])过低，则钢部件中的特定元素含量不足。因此，渗碳钢部件的抗回火软化降低，表面疲劳强度降低。另一方面，若F1过高，则即使在后述的制造条件下实施气体渗碳处理，也会在钢部件的表面形成氧化覆膜，从而使气体渗碳性降低。若F1为超过6.5～18，则表面疲劳强度充分提高，且即使实施后述的气体渗碳处理，也不易形成氧化覆膜。因此，也能够维持气体渗碳性。
上述钢部件例如按照如下方法制造。制造具有上述化学组成的钢水。通过连铸法将钢水制成铸坯。也可以通过铸锭法将钢水制成钢锭(钢块)。也可以将铸坯或钢锭热加工，制成钢坯(钢片)、棒钢。
利用加热炉加热铸坯、钢锭、钢坯或棒钢。将加热好的铸坯、钢锭、钢坯或棒钢进行热加工，制造钢部件。热加工例如为热轧或热锻。也可以实施多次热加工来制造钢部件。还可以实施热轧和热锻来制造钢部件。
也可以对于热锻后的中间产物实施以冷锻为代表的冷加工而制造钢部件。还可以对经过热加工和/或冷加工的中间产物实施切削加工而制造钢部件。在实施冷加工而制造钢部件时，对于冷加工前的中间产物，优选在700～800℃下实施球化退火。此时，成型性提高。
[预备气体渗碳处理]
对制造出的钢部件实施预备气体渗碳处理。预备气体渗碳处理时使用气体渗碳炉而实施的。将钢部件装入气体渗碳炉后，在如下条件下实施气体渗碳处理。
[预备气体渗碳温度Tp]
渗碳温度Tp满足下式(A)。
800≤Tp<163×ln(CP+0.6)-41×ln(3.5×[Si％]+[Mn％]+3×[Cr％])+950(A)
定义为：FA＝163×ln(CP+0.6)-41×ln(3.5×[Si％]+[Mn％]+3×[Cr％])+950。若渗碳温度Tp与FA相比过高，则气体渗碳炉内的氧分压变得过高。进而，特定元素和氧的扩散系数也变高。因此，即使是具有满足式(1)的化学组成的钢部件，在预备气体渗碳处理时，也会在表面形成氧化覆膜。此时，气体渗碳性降低，因此即使实施下一工序的主气体渗碳工序，也无法得到足够的渗碳层。其结果，渗碳钢部件的表面疲劳强度变低。
另一方面，若渗碳温度Tp低于800℃，则预备气体渗碳处理中的渗碳能率降低。此时，生产率降低。因此，渗碳温度T的下限为800℃。
若渗碳温度Tp满足式(A)，则在预备气体渗碳处理中，在钢部件的表层的内部的晶界和晶粒内形成包含Si、Mn和Cr的内部氧化物。其结果，表层的内部的特定元素的浓度被抑制。因此，在下一工序的主气体渗碳工序中，能够抑制形成氧化覆膜。
[碳势CP]
对于预备气体渗碳处理中的碳势CP，若渗碳温度Tp满足式(A)，则没有特别限制。碳势的优选下限为0.6、优选上限为1.2。
[预备气体渗碳时间]
将上述渗碳温度T下的渗碳时间(预备气体渗碳时间)设为10分钟～低于20小时。若渗碳时间低于10分钟，则不会充分生成内部氧化物，表层的内部的特定元素的浓度依然很高。此时，主气体渗碳处理中变得容易形成氧化覆膜。另一方面，若渗碳时间为20小时以上，则生产率降低。因此，渗碳时间为10分钟～低于20小时。
[主气体渗碳工序]
实施上述预备气体渗碳工序后，紧接着实施主气体渗碳工序。主气体渗碳工序与预备气体渗碳工序相同是利用气体渗碳炉实施的。具体而言，预备气体渗碳工序后，将气体渗碳炉的温度上升。为了得到高的表面疲劳强度，需要适当地管理由渗碳工序得到的有效硬化层深度。因此，主气体渗碳工序中的渗碳温度Tr(℃)和渗碳时间tr(分钟)满足下述式(B)。
4<13340/(Tr+273.15)-ln(tr)<7(B)
定义为：FB＝13340/(Tr+273.15)-ln(tr)。若FB与7相比过高，则有效硬化层深度变得过浅，渗碳钢部件的表面疲劳强度变低。另一方面，若FB与4相比过低，则有效硬化层深度变得过深，渗碳钢部件的表面疲劳强度变低。
优选的是，将主气体渗碳工序的渗碳温度Tr设成高于预备气体渗碳工序的渗碳温度Tp。此时，能够缩短气体渗碳处理的时间，生产率提高。本实施方式中，首先在满足式(A)的条件下实施预备气体渗碳工序而生成内部氧化物，故可以抑制钢部件的表层的内部的特定元素浓度。由于实施这种预备气体渗碳工序，因此在满足式(B)的主气体渗碳工序中即使以短时间提高渗碳温度Tr而实施气体渗碳处理，也能够得到足够的有效硬化层深度，且能够得到高表面疲劳强度。
对于主气体渗碳工序中的碳势没有特别限制。在众所周知的碳势的范围内实施渗碳处理即可。
主气体渗碳工序中的渗碳温度Tr的优选下限为820℃、进一步优选为850℃。渗碳温度Tr的优选上限为1050℃。此外，主气体渗碳工序中的渗碳时间tr的优选下限为20分钟。
[对于主气体渗碳工序之后的工序]
在实施上述预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序后，实施淬火和回火。
实施本渗碳气体工序后，通过众所周知的方法实施淬火处理。淬火处理例如为水淬火或油淬火。实施淬火处理后，实施回火处理。若实施回火处理，则产品构件的韧性提高。回火处理是在众所周知的条件下实施的。
通过以上制造工序，制造渗碳钢部件。制造出的渗碳钢部件即使Si含量高，也具有足够深度的有效硬化层深度。因此，本渗碳钢部件具有优异的表面疲劳强度。以下，针对渗碳钢部件进行详细说明。
[渗碳钢部件]
由上述制造方法制造出的渗碳钢部件具备母材和渗碳层。
[母材]
母材具有上述钢部件的化学组成。即，母材的化学组成含有与上述钢部件相同的元素，且满足式(1)。
[渗碳层]
渗碳层是在母材的表面上形成的。渗碳层的表层的C含量为0.5％以上。渗碳层的表层的C含量是通过如下方法测定的。在渗碳钢部件的表面采取具有垂直的截面的样品。样品中，在距包含渗碳钢部件的表面的截面(以下，称为观察面)的表面深至30μm深度的区域中，使用EPMA(电子射线显微分析仪)在深度方向以5μm间距测定C浓度。将所得的C浓度的平均定义为渗碳钢部件的表层的C含量。
若表层的C含量低于0.5％，则表层部的硬度变低，无法得到优异的表面疲劳强度。表层的C含量的优选下限为0.6％、优选上限为1.0％。
进而，渗碳钢部件的有效硬化层深度为0.3～低于1.5mm。有效硬化层是以距离得到维氏硬度550Hv的表面的深度(mm)而定义的。有效硬化层深度是通过如下方法测定的。在渗碳钢部件的截面中，在从表面至中心的区域中，基于JIS Z2244(2009)，使用维氏硬度计制作硬度分布。此时，试验力F设为1.96N。在得到的硬度分布中，求出维氏硬度成为550Hv的深度，将其定义为有效硬化深度(mm)。
若有效硬化层深度低于0.3mm，则无法获得优异的表面疲劳强度。另一方面，若有效硬化层深度为1.5mm以上，则压缩残留应力降低，从而表面疲劳强度降低。因此，有效硬化层深度为0.3～低于1.5mm。
进而，渗碳层的表层的Si含量、Mn含量和Cr含量满足式(2)。
3.5[Sis％]+[Mns％]+3[Crs％]≤9(2)
其中，式(2)中的[Sis％]、[Mns％]和[Crs％]中分别代入渗碳层的表层的Si含量、Mn含量和Cr含量(质量％)。
渗碳层的表层的Si含量、Mn含量和Cr含量是通过与上述表层的C含量相同的方法而定义的。即，在距样品的观察面的表面深至30μm深度的区域中，使用EPMA，在深度方向以5μm间距测定Si浓度、Mn浓度和Cr浓度。将所得的各元素浓度的平均定义为渗碳层的表层的Si含量、Mn含量和Cr含量(％)。
定义为：F2＝3.5[Sis％]+[Mns％]+3[Crs％]。通过在上述条件下实施预备气体渗碳工序，形成内部氧化物。此时，在钢部件内固溶的特定元素被消耗。因此，认为：主气体渗碳工序开始时的钢部件的表层的特定元素含量降低至F2满足式(2)的水平。由于能够抑制表层的特定元素的含量，因此能够维持主气体渗碳工序中的气体渗碳性，得到足够深度的渗碳层。若实施上述制造方法，则作为结果，在渗碳钢部件的表层(渗碳层的表层)中，F2满足式(2)。
[内部氧化物的面积率]
渗碳钢部件中，进而在距离渗碳层的表面的深度为10μm±3μm范围中的氧化物(内部氧化物)的面积率为7～50％。以下，将在距离渗碳层的表面的深度为10μm±3μm范围中的氧化物得面积率称为“内部氧化物率”。
内部氧化物率是通过如下方法测定的。在上述样品的观察面(400μm×400μm)中，使用EPMA以0.3μm×0.3μm的间隔获得氧的元素映射。其中，提取距离表面的200μm深度的O浓度分布，在除了夹杂物等第二相之外的金属铁中将成为最大氧浓度的数值作为阈值来进行二值化。其后，裁切距离渗碳层的表面的深度为10μm±3μm的范围，并在所裁切的范围中，由阈值求出高氧浓度区域的面积率。将求出的面积率定义为内部氧化物率(％)。
若在上述条件下实施预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序，则内部氧化物率达到7～50％。在预备气体渗碳工序中，若渗碳温度T超过FA，则氧化物的面积率低于7％。另一方面，在实施本实施方式的气体渗碳处理(预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序)时，内部氧化物率不会超过50％。
需要说明的是，在对Si含量为0.7％以上的钢部件实施以往的气体渗碳处理时，内部氧化物不会在晶粒内形成，仅少量形成于晶界。因此，在实施以往的气体渗碳处理时，内部氧化物率低于7％。
实施例
[渗碳钢部件的有效硬化层深度测定和内部氧化物率的测定]
准备具有表1示出的化学组成的钢号1～34的钢材。对各钢材实施热锻和热处理来制造中间产物。对中间产物实施切削加工(机械加工)，从而制造20mm×20mm方柱状的钢部件。
表1
如表2所示，对各试验编号的钢部件，在表2示出的条件下实施预备气体渗碳和主气体渗碳。
[表2]
表2
在试验编号1～30、33～36中，在表2示出的条件(渗碳温度、渗碳时间、碳势CP)下实施预备气体渗碳工序。进而，紧接着预备气体渗碳工序，在表2示出的条件(渗碳温度、渗碳时间和CP)下实施主气体渗碳工序。对主气体渗碳工序后的钢部件，利用130℃的油实施淬火，并在150℃下实施回火，从而制造渗碳钢部件。
试验编号31和32中，未实施预备气体渗碳工序，而在表2的条件下实施了主气体渗碳工序。主气体渗碳工序后，对钢部件实施130℃的油淬火，并实施150℃的回火。通过以上工序，制造试验编号1～36的渗碳钢部件(试验片)。
[评价试验]
[渗碳层的表层的C含量和特定元素含量的测定]
使用EPMA，通过上述方法求出各试验编号的渗碳钢部件的渗碳层的表层中的C含量、Si含量、Mn含量和Cr含量。基于所得Si含量、Mn含量和Cr含量，通过上述方法求出F2。EPMA装置使用了JEOL Ltd.制的商品名JXA-8200。
[有效硬化层深度和内部氧化物率的测定]
通过上述方法，求出渗碳钢部件的有效硬化层深度(mm)。进而，通过上述方法，求出在距离渗碳钢部件的渗碳层的表面的深度为10μm±3μm的范围内的氧化物的面积率(内部氧化物率)。
[滚轴点蚀(roller pitting)疲劳试验]
为了评价制造出的渗碳钢部件的表面疲劳强度，使用大滚轴试验片和小滚轴试验片，进行滚轴点蚀疲劳试验。具体而言，对表1的钢号1～34的钢材实施热锻和热处理而制造中间产物。对中间产物实施机械加工，从而制作小滚轴试验片和大滚轴试验片。小滚轴试验片的直径为26mm，宽度为28mm。大滚轴试验片的直径为130mm，宽度为18mm。大滚轴试验片在外周还具有150mm的凸起。
对于制作的小滚轴试验片和大滚轴试验片，在试验编号1～30、33～36中，在表2所示的条件下实施预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序，进而实施130℃下的油淬火、以及150℃下的回火。在试验编号31和32中，对小滚轴试验片和大滚轴试验片不实施预备气体渗碳工序，而在表2示出的条件下实施主气体渗碳工序，并实施130℃下的油淬火、以及150℃下的回火。
使用回火后的小滚轴试验片和大滚轴试验片，如下实施了滚轴点蚀试验。将大滚轴试验片按压到小滚轴试验片上。此时，将面压设为赫兹应力(Hertz stress)3000MPa。将在小滚轴试验片与大滚轴试验片的接触部的两滚轴的圆周速度方向设为相同方向，将滑动率设为-40％，旋转各滚轴。具体而言，将接触部的大滚轴试验片的圆周速度与小滚轴试验片的圆周速度相比设为大40％。求出至小滚轴试验片上产生点蚀的旋转数，将所得旋转数设为表面疲劳强度的评价指标。
滚轴点蚀试验中，供给至接触部的齿轮油的油温设为80℃。通过配备的振动计检测点蚀的产生。振动检测后，停止两滚轴试验片的旋转，确认点蚀的产生和旋转数。将即使旋转数达到1000万次也未产生点蚀的情况，判断为具有优异的表面疲劳强度，在1000万次时停止试验。
[试验结果]
将试验结果示于表3。
[表3]
表3
试验编号1～26中，钢材的化学组成是适当的，F1满足式(1)。进而，制造条件也是适当的，预备气体渗碳工序的渗碳温度低于FA，FB满足式(2)。因此，渗碳钢部件的渗碳层表层的C含量为0.5％以上，F2满足式(2)。进而，有效硬化层为0.3～低于1.5mm，内部氧化物率为7～50％。因此，在这些试验编号中，利用滚轴点蚀试验耐受1000万次，示出优异的表面疲劳强度。进而，气体渗碳工序(预备气体渗碳工序和主气体渗碳工序)的渗碳时间低于50小时，不逊色于通常的气体渗碳处理。
另一方面，试验编号27中，钢材的C含量过低。因此，滚轴点蚀疲劳试验中，在达到1000万次之前就发生损坏，表面疲劳强度低。C含量过低，因此认为作为渗碳钢部件的非渗碳层的芯部的强度低。
试验编号28中，Si含量过低。因此，滚轴点蚀疲劳试验中，在达到1000万次之前就发生损坏，表面疲劳强度低。Si含量过低，因此抗回火软化低，其结果，认为表面疲劳强度降低。
试验编号29中，虽然钢材中的各元素含量是适当的，但F1超出了式(1)的上限。因此，内部氧化物率低于7％，有效硬化层为0mm，表层的C含量低于5％。其结果，表面疲劳强度低。认为：F1超出了式(1)的上限，故特定元素的含量过多，在主气体渗碳处理中，在钢材表面形成了氧化覆膜。
试验编号30中，虽然钢材中的各元素含量是适当的，但F1低于式(1)的下限。因此，表面疲劳强度低。由于抗回火软化低，因此认为表面疲劳强度降低。
试验编号31中，F1低于式(1)的下限。进而，未实施预备气体渗碳工序。因此，表面疲劳强度低。
试验编号32中，化学组成是适当的，虽然F1满足式(1)，但是未实施预备气体渗碳工序。因此，有效硬化层深度为0mm，内部氧化物率也低。其结果，表面疲劳强度低。认为在本渗碳处理时形成了氧化覆膜，未进行渗碳。
试验编号33中，化学组成是适当的，虽然F1满足式(1)，但预备气体渗碳工序中的渗碳时间过短。因此，F2不满足式(2)，有效硬化层为0mm。其结果，表面疲劳强度低。
试验编号34中，化学组成是适当的，虽然F1满足式(1)，但是预备气体渗碳处理中的渗碳温度Tp为FA以上。因此，F2不满足式(2)，有效硬化层为0mm。其结果，表面疲劳强度低。
试验编号35中，FB超出了式(B)的上限。因此，有效硬化层深度过低，从而表面疲劳强度降低。
试验编号36中，FB低于式(B)的下限。因此，有效硬化层深度超过1.5mm，表面疲劳强度低。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式只不过是用于实施本发明的示例。因此，本发明并不限定于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以对上述实施方式加以适当变更来实施。
产业上的可利用性
基于本实施方式的渗碳钢部件的制造方法可以广泛地适用于渗碳钢部件的制造。特别是，由该制造方法制造出的渗碳钢部件能够使汽车、建筑车辆、产业机械等高输出化，从而提高燃料经济性。因此，该制造方法适用于上述领域中利用的渗碳钢构件的制造。

Claims (5)

1.一种渗碳钢部件的制造方法，其具备：
预备气体渗碳工序：对钢部件以满足式(A)的渗碳温度Tp℃实施10分钟～低于20小时的气体渗碳处理，该钢部件具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.1～0.4％、Si：0.7～4.0％、Mn：0.2～3.0％、Cr：0.5～5.0％、Al：0.005～0.15％、S：0.3％以下、N：0.003～0.03％、O：0.0050％以下、P：0.025％以下、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～0.3％、Ni：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Co：0～3.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.005％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％、和稀土元素：0～0.005％，余量由Fe和杂质构成，且满足式(1)；和
主气体渗碳工序：紧接预备气体渗碳工序，以满足式(B)的渗碳温度Tr℃和渗碳时间tr分钟实施气体渗碳处理，
6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18 (1)
800≤Tp<163×ln(CP+0.6)-41×ln(3.5×[Si％]+[Mn％]+3×[Cr％])+950 (A)
4<13340/(Tr+273.15)-ln(tr)<7 (B)
其中，式中的[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中分别代入所述钢部件中的以质量％计的Si含量、Mn含量和Cr含量，ln()为自然对数，CP中代入预备气体渗碳工序中的渗碳时的碳势。
2.一种渗碳钢部件，其具备：
母材：其具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.1～0.4％、Si：0.7～4.0％、Mn：0.2～3.0％、Cr：0.5～5.0％、Al：0.005～0.15％、S：0.3％以下、N：0.003～0.03％、O：0.0050％以下、P：0.025％以下、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.3％、V：0～0.3％、Ni：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Co：0～3.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.005％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Zr：0～0.05％、Te：0～0.1％、和稀土元素：0～0.005％，余量由Fe和杂质构成，且满足式(1)；和
渗碳层：其形成于所述母材的表面上，
所述渗碳层的表层的C含量为0.5％以上，
所述渗碳层的表层的Si含量、Mn含量和Cr含量满足式(2)，
有效硬化层深度为0.3～低于1.5mm，
在距离所述渗碳层的表面的深度为10μm±3μm的范围中的氧化物的面积率为7～50％，
6.5<3.5[Si％]+[Mn％]+3[Cr％]≤18 (1)
3.5[Sis％]+[Mns％]+3[Crs％]≤9 (2)
其中，式(1)中的[Si％]、[Mn％]和[Cr％]中分别代入所述母材中的以质量％计的Si含量、Mn含量和Cr含量，式(2)中的[Sis％]、[Mns％]和[Crs％]中分别代入所述渗碳层的表层的以质量％计的Si含量、Mn含量和Cr含量。
3.根据权利要求2所述的渗碳钢部件，其中，
所述化学组成中含有选自由Nb：0.02～0.3％、Ti：0.02～0.3％和V：0.02～0.3％组成的组中的1种或2种以上。
4.根据权利要求2或权利要求3所述的渗碳钢部件，其中，
所述化学组成中含有选自由Ni：0.2～3.0％、Cu：0.2～3.0％、Co：0.2～3.0％、Mo：0.05～1.0％、W：0.05～1.0％和B：0.0006～0.005％组成的组中的1种或2种以上。
5.根据权利要求2～权利要求4中任一项所述的渗碳钢部件，其中，
所述化学组成中含有选自由Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Zr：0.0005～0.05％、Te：0.0005～0.1％和稀土元素：0.0001～0.005％组成的组中的1种或2种以上。
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