CN107406943A - 表面硬化钢部件 - Google Patents

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Abstract

本发明的表面硬化钢部件是具备母材和渗碳层的表面硬化钢部件，其中，上述母材具有给定的化学组成，从表面至0.1mm深度的表层区域中，等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度为0.5个/μm2以上，上述表层区域中，等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN的个数密度为0.5个/μm2以下。

Description

表面硬化钢部件
技术领域
本发明涉及一种表面硬化钢部件。
本申请基于2015年03月31日在日本提出申请的特愿2015-070701号并主张其优先权，在此引用其内容。
背景技术
机械结构用部件有时会因急剧地受到大应力而破损。特别是，对于差动齿轮、传动齿轮、及带齿轮的渗碳轴等车辆用齿轮而言，由于车辆的突然启动及突然停车时的负荷，齿根有时会因冲击破坏而破损。为了防止这样的现象，特别是在差动齿轮及传动齿轮中，期望进一步提高其冲击值(耐冲击特性)。通过充分地提高这些机械结构用部件的冲击值，能够减少用于机械结构用部件的材料量，实现机械结构用部件的轻质化。
通常已知晶粒的微细化对提高冲击值是有效的。晶粒的微细化能够通过在钢中微细且大量地形成析出物而实现。
以下，对钢中微细且大量地析出析出物的现有技术进行说明。例如，在专利文献1中，提出了为了防止渗碳时的晶粒粗大化而在钢中分散AlN、或分散AlN和Nb(CN)的技术。然而，由于AlN的热稳定性低，容易在钢中溶体化而粗大化，形成比在钢中形成的其它析出物更粗大的析出物。因此，AlN的晶粒的微细化效果不足。另外，形成Nb(CN)所需要的Nb能够在钢中形成微细的Nb(CN)，另一方面，钢材的热轧性下降，成为铸造时及热轧时产生瑕疵的原因，因此不优选大量含有。
在专利文献2中提出了通过降低热锻后的AlN析出量而在渗碳中得到微细AlN的技术。然而，由于AlN的热稳定性低且容易粗大化，因此，晶粒的微细化效果不足。
如上所述，在专利文献1及专利文献2的公开技术中，不能充分应对得到冲击值优异、且具有高热轧性的表面硬化钢部件的需求。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3738004号公报
专利文献2：日本专利第3954772号公报
发明内容
发明要解决的问题
鉴于上述问题，本发明的目的在于，提供一种不会损害制造性且耐冲击特性优异的表面硬化钢部件。
解决问题的方法
本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方式的表面硬化钢部件是具备母材和渗碳层的表面硬化钢部件，其中，上述母材的化学组成以质量％计含有：
C：0.16～0.30％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.30～2.00％、Cr：0.20～3.00％、S：0.001～0.100％、N：0.003～0.010％、Ti：0.020～0.200％、Nb：0.010％以上且小于0.050％、B：0.0005～0.0050％、Ni：0～3.00％、Mo：0～0.80％、Cu：0～1.00％、Co：0～3.00％、W：0～1.00％、V：0～0.30％、Pb：0～0.50％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、Te：0～0.1000％、及稀土元素：0～0.0050％，且将以下元素限制为Al：0.010％以下、O：0.0050％以下、P：0.025％以下，余量为Fe及杂质，从表面至0.1mm深度的表层区域中，等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度为0.5个/μm2以上，在上述表层区域中，等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN的个数密度为0.5个/μm2以下。
(2)上述(1)所述的表面硬化钢部件，其中，上述母材的上述化学组成以质量％计可以含有选自下述中的1种或2种以上：
Ni：大于0％且3.00％以下、Mo：大于0％且0.80％以下、Cu：大于0％且1.00％以下、Co：大于0％且3.00％以下、W：大于0％且1.00％以下、及V：大于0％且0.30％以下。
(3)上述(1)或(2)所述的表面硬化钢部件，其中，上述母材的上述化学组成以质量％计可以含有选自下述中的1种或2种以上：
Pb：大于0％且0.50％以下、Ca：大于0％且0.0100％以下、Mg：大于0％且0.0100％以下、Zr：大于0％且0.0500％以下、Te：大于0％且0.1000％以下、及稀土元素：大于0％且0.0050％以下。
发明的效果
根据本发明的上述方式，可以提供一种耐冲击特性优异的表面硬化钢部件。该表面硬化钢部件使用于机械结构用部件的材料量减少，有助于机械结构用部件的轻质化。因此，本发明在工业上的效果极大。
附图说明
图1是本实施方式的表面硬化钢部件的渗碳层的示意图。
图2是由Al量过量的钢得到的表面硬化钢部件的渗碳层的示意图。
图3是通过不合适的渗碳处理而得到的表面硬化钢部件的渗碳层的示意图。
图4是说明渗碳处理时的温度变化的图。
图5是用于评价冲击值比的试验片的侧面图。
符号说明
1 渗碳层
2 Ti系析出物
3 粗大的AlN
具体实施方式
本发明人等对通过使热稳定性高的析出物存在于钢部件的表层且不损害制造性而实现具有优异的耐冲击特性的表面硬化钢部件的方法进行了研究。具体而言，对化学组成和渗碳材质特性宽范围且系统地变化的钢实施了气体渗碳及冲击试验。其结果，得到了以下说明的见解。
本发明人等对渗碳后的结晶粒径与钢中的析出物的关系进行了研究。其结果，通过钢中的析出物控制渗碳后的结晶粒径的微细化效果的主要原因是气体渗碳在加热时向γ逆相变时、即700～800℃的升温时析出物的分布状态及渗碳加热时温度保持中的析出物的稳定性。
此外，本发明人等得到了如下见解：在气体渗碳的加热中，渗碳气体氛围中所含的N2气体分解，N浸入钢中，对向γ逆相变时的行为造成影响。本发明人等为了研究利用该浸入的N进行晶粒的微细化的方法，对化学成分及渗碳加热条件的影响进行了深入研究。其结果，本发明人等得到了如下见解：钢中含有大于0.010％的Al时，浸入的N与Al反应而生成粗大的AlN，另一方面，钢中的Al含量为0.010％以下且钢中的Ti含量为0.020％以上时，浸入至钢中的N不形成粗大的AlN，且晶粒微细化，冲击值提高。
本发明人等推测，由于AlN妨碍TiC、(Ti,Nb)(C,N)、TiN、及Ti4C2S2等Ti系析出物、特别是主要由Ti及N构成的Ti系析出物带来的晶粒微细化效果，因此，产生了上述现象。此外，本发明人等得到了如下见解：在700～800℃的范围内的平均升温速度为5～50℃/分时，Ti系析出物及粗大的AlN的直径及个数密度最优，晶粒能够微细化。
另外，本发明人等得到了如下见解：由Nb导致的热轧性的降低能够通过将Nb含量控制为小于0.050％并使Ti含量为0.020％以上来控制。
以下，对基于上述见解的本发明的一个实施方式的表面硬化钢部件(本实施方式的表面硬化钢部件)进行详细说明。
本实施方式的表面硬化钢部件具备母材和渗碳层。本实施方式的表面硬化钢部件通过对具有给定化学成分的钢进行加工并对该钢进行气体渗碳而得到。
对本实施方式的表面硬化钢部件的母材的化学成分(化学组成)的限定理由进行说明。母材的化学成分与加工前的钢相同。以下，合金元素的含量的单位“％”表示“质量％”。
(C：0.16～0.30％)
C(碳)含量决定表面硬化钢部件的芯部(母材)的强度，此外也影响有效硬化层深度。为了确保所需的芯部强度，使C含量的下限为0.16％。另一方面，C含量过多时，切削加工及冷加工时的效率降低。因此，使C含量的上限为0.30％。C含量的优选下限为0.18％，进一步优选的下限为0.19％。C含量的优选上限为0.26％，进一步优选的上限为0.24％。
(Si：0.10～2.00％)
Si(硅)是对钢的脱氧有效的元素，并且是对提高钢的淬火性、确保作为机械结构用部件所需的强度有效的元素。Si含量小于0.10％时，上述效果不充分。另一方面，Si含量大于2.00％时，制造时的脱碳变得显著，渗碳钢部件(表面硬化钢部件)的强度及有效硬化层深度不足。由于以上理由，需要使Si含量为0.10～2.00％的范围内。Si含量的优选下限为0.15％，进一步优选的下限为0.20％。Si含量的优选上限为1.00％，进一步优选的上限为0.50％。
(Mn：0.30～2.00％)
Mn(锰)是对钢的脱氧有效的元素，并且是对提高淬火性、赋予钢所需的强度有效的元素。另外，Mn与S化合而在钢中形成MnS，具有提高切削性的效果。Mn含量小于0.30％时，上述效果不充分。另一方面，Mn含量大于2.00％时，残留奥氏体稳定地存在于钢中，钢的强度下降。由于以上理由，需要使Mn含量为0.30～2.00％的范围内。Mn含量的优选下限为0.35％，进一步优选的下限为0.40％。Mn含量的优选上限为1.50％，进一步优选的上限为1.20％。
(Cr：0.20～3.00％)
Cr(铬)是对提高淬火性、对钢赋予需要的强度有效的元素。Cr含量小于0.20％时，上述效果不充分。另一方面，Cr含量大于3.00％时，上述效果饱和。由于以上理由，需要使Cr含量为0.20～3.00％的范围内。Cr含量的优选下限为0.50％，进一步优选的下限为0.80％。Cr含量的优选上限为2.20％，进一步优选的上限为2.00％。
(S：0.001～0.100％)
S(硫)在钢中形成MnS，由此提高钢的切削性。S含量小于0.001％时，上述效果不充分。另一方面，S含量大于0.100％时，不仅上述效果饱和，而且反而S在晶界偏析而成为晶界脆化的原因。出于以上理由，需要使S的含量为0.001～0.100％的范围内。S含量的优选下限为0.010％，进一步优选的下限为0.013％。S含量的优选上限为0.050％，进一步优选的上限为0.040％。
(N：0.003～0.010％)
在钢的铸造工序中的凝固时，N(氮)在钢中与Ti、Nb、及V等键合而生成粗大的氮化物。该粗大的氮化物大量地存在时，成为破坏的起点。因此，需要使N含量降低为0.010％以下。本实施方式的表面硬化钢部件的表层部具有的Ti系析出物主要由渗碳处理时浸入钢中的N形成，而不是由渗碳处理前的钢中所含的N形成。因此，本实施方式的表面硬化钢部件的母材不需要含有N。然而，将N含量降低为小于0.003％时会增加制造上的成本，因此，使N含量的下限为0.003％即可。也可以使N含量的下限为0.0035％、或0.004％。N含量的优选上限为0.009％，进一步优选的上限为0.008％。
(Ti：0.020～0.200％)
Ti(钛)在钢中生成微细的TiC、TiN、Ti(CN)及TiCS等Ti系析出物，有助于晶粒的微细化。另外，Ti与渗碳处理时浸入钢中的C、N键合，主要生成由Ti、C和/或N构成的Ti系析出物，有助于晶粒的微细化。此外，Ti具有改善由Nb导致的热轧性下降的效果。这些效果在Ti含量小于0.020％时不充分。另一方面，Ti含量大于0.200％时，上述效果饱和。出于以上理由，需要使Ti的含量为0.020～0.200％的范围内。Ti含量的优选下限为0.025％，进一步优选的下限为0.030％。Ti含量的优选上限为0.180％，进一步优选的上限为0.160％。
(Nb：0.010％以上且小于0.050％)
Nb(铌)固溶于Ti系析出物，有助于析出物量的增加及析出物的微细化，促进晶粒的微细化。该效果在Nb含量小于0.010％时不充分。为了得到该效果，使Nb含量为0.010％以上。Nb含量的优选下限为0.012％，进一步优选的下限为0.015％。另一方面，Nb通过降低热轧性而降低钢的生产性。像本实施方式的钢的母材那样，通过含有0.020％以上的Ti而能够抑制由Nb导致的热轧性的降低，但Nb含量达到0.050％以上时，即使Ti含量为0.020％以上，钢材的热轧性也会下降，成为铸造时及热轧时产生瑕疵的原因。因此，需要使Nb含量小于0.050％。Nb含量的优选上限为0.040％，进一步优选的上限为0.030％。
(B：0.0005～0.0050％)
B(硼)具有抑制P的晶界偏析的效果，而且，B也具有提高晶界强度及粒内强度的效果、及提高淬火性的效果。这些效果的结果是，提高钢的冲击值。这些效果在B含量小于0.0005％时不能充分地得到。另一方面，B含量大于0.0050％时，上述效果饱和。出于以上理由，使B的含量为0.0005～0.0050％的范围内。B含量的优选下限为0.0010％，进一步优选为0.0013％。B含量的优选上限为0.0045％，进一步优选为0.0040％。
(Al：0.010％以下)
Al(铝)通常成为AlN而在钢中析出。然而，在本实施方式的表面硬化钢部件中，通过与Ti共存而固溶于钢中。渗碳处理前的钢的Al含量(即母材的Al含量)对渗碳层的特性造成大的影响。如图1所示，本实施方式的表面硬化钢部件的渗碳层1具有直径(等效圆直径)为5～50nm的微细的Ti系析出物2。该Ti系析出物2由在气体渗碳的加热中从渗碳气体氛围浸入钢中的C及N形成。然而，渗碳处理前的钢的Al含量大于0.010％时，如图2所示，在气体渗碳的加热中，从渗碳气体氛围浸入的N与Al化合，形成比较粗大的AlN3。形成粗大的AlN3时，不能得到充分的晶粒微细化效果。因此，需要将Al含量限制为0.010％以下。Al含量的优选上限为0.009％，进一步优选为0.007％。优选Al含量较少的情况，因此，Al含量的下限为0％。
(O：0.0050％以下)
O(氧)在钢中形成氧化物。该氧化物有时会进行晶界偏析并引起晶界脆化。另外，O是在钢中形成硬的氧化物系夹杂物且容易引起脆性破坏的元素。因此，需要将O含量限制为0.0050％以下。O含量的优选上限为0.0030％，进一步优选的上限为0.0025％。优选O含量较少的情况，因此，O含量的下限为0％。
(P：0.025％以下)
P(磷)在渗碳时偏析于奥氏体晶界，由此引起晶界破坏。也就是说，P是降低渗碳钢部件的冲击值的元素。因此，需要将P含量限制为0.025％以下。P含量的优选上限为0.022％以下，进一步优选的上限为0.020％。优选P含量少的情况，因此，P含量的下限为0％。然而，过度进行P的除去时，制造成本增加。因此，通常P含量的实质上的下限约为0.004％。
以本实施方式的表面硬化钢部件的母材的化学组成基本上由上述元素、Fe及杂质构成。然而，为了提高淬火性或冲击值，也可以进一步含有选自Ni、Mo、Cu、Co、W、及V中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。另外，也可以含有选自Pb、Ca、Mg、Zr、Te及稀土元素(REM)中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。然而，Ni、Mo、Cu、Co、W、V、Pb、Ca、Mg、Zr、Te及稀土元素(REM)均为任意元素，也可以在本实施方式的表面硬化钢部件的母材中不含有。即，Ni、Mo、Cu、Co、W、V、Pb、Ca、Mg、Zr、Te及稀土元素(REM)的下限为0％，但也可以含有大于0％。
(Ni：0～3.00％)
Ni(镍)是对提高钢的淬火性及冲击值有效的元素。含有Ni而得到上述效果时，优选Ni含量的下限为0.20％，进一步优选的下限为0.50％。另一方面，Ni含量大于3.00％时，残留奥氏体在钢中稳定地存在，钢的强度下降。因此，在含有的情况下，使Ni含量的上限为3.00％。Ni含量的上限优选为2.00％，进一步优选为1.80％。
(Mo：0～0.80％)
Mo(钼)除了提高钢的淬火性以外，抑制P在晶界偏析，因此，是对钢的冲击值的提高有效的元素。含有Mo而得到上述效果时，Mo含量的优选下限为0.05％，进一步优选的下限为0.10％。另一方面，Mo含量大于0.80％时，上述效果饱和，因此，在含有的情况下，使Mo含量的上限为0.80％。
(Cu：0～1.00％)
Cu(铜)是对钢的淬火性的提高有效的元素。含有Cu而得到上述效果时，Cu含量的优选下限为0.05％，进一步优选为0.10％。另一方面，Cu含量大于1.00％时，热轧性下降，因此，在含有的情况下，使Cu含量的上限为1.00％。
(Co：0～3.00％)
Co(钴)是对钢的淬火性的提高有效的元素。含有Co而得到上述效果时，Co含量的优选下限为0.05％，进一步优选为0.10％。另一方面，Co含量大于3.00％时，上述效果饱和，因此，在含有的情况下，使Co含量的上限为3.00％。
(W：0～1.00％)
W(钨)是对钢的淬火性的提高有效的元素。含有W而得到上述效果时，W含量的优选下限为0.05％，进一步优选为0.10％。另一方面，W含量大于1.00％时，上述效果饱和，因此，在含有的情况下，使W含量的上限为1.00％。
(V：0～0.30％)
V(钒)固溶于Ti系析出物，有助于析出物量的增加及析出物的微细化，促进晶粒的微细化。含有V而得到上述效果时，V含量的优选下限为0.10％，进一步优选的下限为0.20％。另一方面，V含量大于0.30％时，析出物在气体渗碳中粗大化，晶粒粗大化，因此，在含有的情况下，使V含量的上限为0.30％。
(Pb：0～0.50％)
Pb(铅)是通过切削时熔融、脆化而提高钢的切削性的元素。含有Pb而得到上述效果时，Pb含量的优选下限为0.05％，进一步优选的下限为0.10％。另一方面，过量地含有Pb时，制造性降低，因此，在含有的情况下，使Pb含量的上限为0.50％。
(Ca：0～0.0100％)
Ca(钙)具有降低氧化物的熔点的效果。含有Ca的氧化物在切削加工时由于温度上升而软化，因此，改善了钢的切削性。含有Ca而得到上述效果时，Ca含量的优选下限为0.0003％，进一步优选的下限为0.0005％。另一方面，Ca含量大于0.0100％时，大量地生成CaS，切削性下降。因此，在含有的情况下，使Ca含量的上限为0.0100％。
(Mg：0～0.0100％)
Mg(镁)是脱氧元素，在钢中生成氧化物。此外，Mg形成的Mg系氧化物容易成为MnS的结晶和/或析出的核。另外，Mg的硫化物通过成为Mn及Mg的复合硫化物而使MnS球状化。这样一来，Mg控制MnS的分散，是对改善钢的切削性有效的元素。得到这些效果时，Mg含量的优选下限为0.0005％，进一步优选的下限为0.0010％。另一方面，Mg含量大于0.0100％时，大量生成MgS，钢的切削性下降。因此，在含有的情况下，使Mg含量的上限为0.0100％。Mg含量的优选上限为0.0080％，进一步优选的上限为0.0060％。
(Zr：0～0.0500％)
Zr(锆)是脱氧元素，与O键合而生成氧化物。该Zr形成的Zr系氧化物容易成为MnS的结晶和/或析出的核。因此，Zr抑制MnS的分散，是对改善钢的切削性有效的元素。得到上述效果时，Zr含量的优选下限为0.0005％，进一步优选的下限为0.0010％。另一方面，Zr含量大于0.0500％时，上述效果饱和。因此，在含有的情况下，使Zr含量的上限为0.0500％。Zr含量的优选上限为0.0400％，进一步优选的上限为0.0300％。
(Te：0.1000％以下)
Te(碲)是促进MnS的球状化、并改善钢的切削性的元素。得到上述效果时，Te含量的优选下限为0.0005％，进一步优选的下限为0.0010％。另一方面，Te含量大于0.1000％时，上述效果饱和，因此，在含有的情况下，使Te含量的上限为0.1000％。Te含量的优选上限为0.0800％，进一步优选的上限为0.0600％。
(稀土元素：0～0.0050％)
稀土元素(REM)在钢中生成硫化物。该硫化物通过成为MnS的析出核而促进MnS的生成，改善钢的切削性。得到上述效果时，稀土元素的总含量优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。另一方面，稀土元素的总含量大于0.0050％时，硫化物变得粗大，钢的疲劳强度降低。因此，在含有的情况下，使稀土元素的总含量的上限为0.0050％。稀土元素的总含量的优选上限为0.0040％，进一步优选的上限为0.0030％
在本实施方式中，稀土元素是从元素周期表中的原子序号57的镧(La)至原子序号71的镥(Lu)的15种元素加上钇(Y)及钪(Sc)的17种元素的总称。稀土元素的含量是指这些1种或2种以上的元素的总含量。
本实施方式的表面硬化钢部件的母材含有上述合金成分，余量含有Fe及杂质。上述合金成分以外的元素作为杂质从原材料及制造装置混入钢中时，只要其混入量为不对钢的特性造成影响的水平就可以容许。
(渗碳层)
本实施方式的表面硬化钢部件在表层部具有由气体渗碳形成的渗碳层。在本实施方式中，渗碳层是指C含量比母材的C含量更高的区域，且表示C含量为0.60％以上的区域。本实施方式中所说的气体渗碳是指，使用了丙烷等气体与空气混合而产生的吸热型气体的渗碳，气体渗碳时的氛围中含有N2。该气体渗碳中不包括在氛围中投入NH3的气体氮化渗碳。
渗碳层的深度(有效硬化层深度)优选为至少0.5mm以上，更优选为1.0mm或1.0mm以上，例如1.0mm左右。
(等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度：从表面至0.1mm深度的区域中为0.5个/μm2以上)
如图1所示，在本实施方式的表面硬化钢部件的渗碳层1中分散有等效圆直径5～50nm的微细的Ti系析出物2。在本实施方式中，Ti系析出物是指，TiC、(Ti,Nb)(C,N)、TiN、及Ti4C2S2等主成分为Ti的析出物(包括复合析出物)。等效圆直径5～50nm的Ti系析出物在相变时发挥钉扎(flux pinning)效果，因此，具有使相变后得到的晶粒微细化的效果。晶粒的微细化会提高钢的冲击值。从表面至0.1mm深度的区域中等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度小于0.5个/μm2时，不能得到具有充分的冲击值的表面硬化钢部件。
等效圆直径小于5nm的Ti系析出物对本实施方式的表面硬化钢部件的特性不造成影响，因此，也可以不考虑。另外，等效圆直径大于50nm的Ti系析出物(粗大的Ti系析出物)不具有晶粒的微细化效果，进而减少等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度，因此，更优选不含有。然而，只要能够充分得到等效圆直径5～50nm的Ti系析出物，容许含有等效圆直径大于50nm的Ti系析出物，因此，也可以不考虑等效圆直径大于50nm的Ti系析出物的个数密度。另外，优选等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度多的情况，因此，对等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度的上限没有特殊限定。
从表面至0.1mm深度的区域(表层区域)中所含的等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度可以通过例如以下方式测量。首先，相对于钢部件的表面垂直地切断钢，接下来，从距钢部件的表面0.02mm、0.05mm及0.09mm深度的位置通过FIB加工采取能够观察7μm×7μm的区域的样品，制作厚度100nm以上且300nm以下的薄膜试样，然后，通过场致发射型透射电子显微镜并使用HAADF-STEM法以倍率20万倍对各深度位置的试样观察7μm×7μm的区域，对以等效圆直径计为5～50nm且不是Fe的相进行EDS分析，对这些相中检测出了Ti的相的个数进行计数。可以将该个数除以观察面积而得的值作为各深度位置的Ti系析出物的个数密度，将该值进行平均而得到的值作为钢部件的从表面至0.1mm深度的区域中所含的等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度。
(等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN的个数密度：0.5个/μm2以下)
如上所述，在气体渗碳的升温加热中，C及N浸入钢中。浸入的N与固溶于钢中的Al化合并析出AlN时，AlN成为粗大的析出物。此时，晶粒不充分地微细化，韧性降低。推定这是由于，AlN阻碍Ti系析出物、特别是主要由Ti及N构成的Ti系析出物带来的晶粒微细化效果。为了避免韧性的降低，需要使以等效圆直径计为50nm以上且100nm以下的粗大的AlN为0.5个/μm2以下。该特征通过将钢的母材的Al含量(即渗碳处理前的钢的Al含量)限制为0.010％以下、且合适地控制渗碳时的升温速度而得到。
等效圆直径小于50nm的AlN不对本实施方式的表面硬化钢部件的特性造成影响，因此，也可以不考虑。另外，更优选不含等效圆直径大于100nm的AlN，但合适地控制等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN的个数密度时，实质上不产生等效圆直径大于100nm的AlN，因此，也可以不考虑等效圆直径大于100nm的AlN的个数密度。优选等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN的个数密度少的情况，因此，等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN的个数密度的下限为0个/μm2。
从表面至0.1mm深度的区域中所含的等效圆直径50～100nm的AlN的个数密度可以通过例如以下方式测量。首先，相对于钢部件的表面垂直地切断钢，接下来，从距钢部件的表面0.02mm、0.05mm及0.09mm的深度的位置通过FIB加工采取能够观察7μm×7μm的区域的样品，制作厚度100nm以上300nm以下的薄膜试样，然后，使用场致发射型透射电子显微镜和其中的EDS(能量分散型X射线分析)，以7μm×7μm的范围对各深度位置的试样制作了薄膜试样的Al及N的元素映射。AlN析出的位置与未析出的位置相比，Al及N的检测数量显著升高，因此，将Al及N的检测数量高的区域判断为AlN，对等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN区域的个数进行计数，用该个数除以观察面积，由此可以求出各深度位置的等效圆直径50～100nm的AlN的个数密度，将它们的平均值作为钢部件的从表面至0.1mm深度的区域中所含的等效圆直径50～100nm的AlN的个数密度。
接下来，对本实施方式的表面硬化钢部件的优选制造方法进行说明。本实施方式的表面硬化钢部件的制造方法包括：制造具有上述表面硬化钢部件的母材的化学成分的钢的工序、对该钢进行加工的工序、以及对该钢进行气体渗碳的工序。对制造钢的工序、及对钢进行加工的工序没有特殊限定。然而，为了提高对钢进行加工的工序的生产效率，优选以降低加工前的钢的硬度的方式进行钢的制造。
另外，在进行气体渗碳的工序中，优选通过以下条件进行气体渗碳。
(气体渗碳的氛围：N2的分压为40～50％)
在制造本实施方式的表面硬化钢部件时进行的气体渗碳是使用了将丙烷等气体与空气混合而产生的吸热型气体的渗碳，气体渗碳时的氛围中含有N2。该气体渗碳中不含有在氛围中投入NH3的气体氮化渗碳、真空渗碳。使氛围的压力与大气压大致相同即可。需要使氛围中的N2的分压为40～50％。N2的分压小于40％时，钢中不浸入足够量的N，因此，不能充分地生成等效圆直径为5～50nm的Ti系析出物并使晶粒微细化。另一方面，N2的分压大于50％时，钢中过量地浸入N，Ti系析出物粗大化，等效圆直径为5～50nm的Ti系析出物的量不足，因此，不能使晶粒微细化。
(气体渗碳时的升温速度：在700～800℃的温度范围中为5℃/分～50℃/分)
气体渗碳时，如图4所示，钢(钢部件的原材料)加热至渗碳温度，在渗碳温度下保持恒温，然后冷却。气体渗碳时的升温过程中，渗碳气体氛围中的C、N2浸入钢中，同时，钢的组织中发生向γ的逆相变。浸入的C、N影响AlN及Ti系析出物等的析出，由此对结晶粒径造成影响。C、N的浸入量受到升温速度的影响，特别是主要由在发生向γ(奥氏体)的逆相变的700～800℃下的平均升温速度支配。因此，对于本实施方式的表面硬化钢部件的制造方法所包含的气体渗碳而言，需要严密地控制700～800℃的温度范围(图4的画阴影的范围)内的升温速度。
以下，在渗碳处理的升温中，700～800℃的温度范围内每约30℃测定3次试验片的温度，将对这些测定温度使用最小二乘法而得的斜率定义为“700～800℃的温度范围内的平均升温速度”。本实施方式的表面硬化钢部件的制造方法中，700～800℃下的平均升温速度大于50℃/分时，浸入的C、N少，因此，不能得到由组织微细化带来的冲击值提高的效果。700～800℃下的平均升温速度小于5℃/分时，晶粒粗大化，不能得到冲击值提高的效果。认为该现象是由下述原因引起的：浸入的C、N变得过多，因此，如图3所示，Ti系析出物2粗大化，具有5～50nm的结晶粒径的Ti系析出物的个数密度不足。由此，需要使加热气体渗碳时在700～800℃下的平均升温速度的上限为50℃/分且下限为5℃/分。平均升温速度的优选上限为40/分、进一步优选的上限为35/分。平均升温速度的优选下限为7℃/分、进一步优选的下限为10℃/分。不限定从室温加热至700℃时的升温速度，也可以在小于700℃下保持来进行预热。
(气体渗碳时的渗碳温度：900～1050℃)
(气体渗碳时的保持时间：1～10小时)
气体渗碳时的渗碳温度T及保持时间t影响渗碳层的厚度，由此影响表面硬化钢部件的冲击值等。本实施方式的表面硬化钢部件的制造方法中，需要使气体渗碳时的渗碳温度T为900～1050℃，需要使保持时间t为1～10小时。渗碳温度T小于900℃时、或保持时间t小于1小时时，不能充分地形成渗碳层，因此，作为表面硬化钢部件的基本性能的硬度不足。这里所说的渗碳层是指C含量比母材的C含量更高的区域，且表示C含量为0.60％以上的区域。另一方面，渗碳温度T大于1050℃时，渗碳炉内的耐火物的损伤变得显著，因此，不能实施气体渗碳处理。另外，保持时间为长时间时，存在析出物成长、且晶粒粗大化的隐患，而保持时间为10小时以下时观测不到这样的问题，因此，使保持时间的上限为10小时即可。
优选在实施气体渗碳后，对表面硬化钢部件进行例如回火温度为150℃且回火时间为90分钟的回火，确保表面硬化钢部件的韧性。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是用于确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明不限定于该一个条件例。即，只要不脱离本发明的主旨、能够达到本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
首先，以下，对本发明人等为了评价渗碳材料的耐冲击特性而进行的研究的内容进行说明。
首先，将含有C：0.20质量％、Si：0.24质量％、Mn：0.79质量％、P：0.020质量％、S：0.018质量％、Cr：1.06质量％、Al：0.032质量％、N：0.014质量％、及O：0.003质量％、且余量为Fe及杂质的渗碳用钢定义为基准钢。接下来，如图1所示，外形尺寸为10mm×10mm×55mm、且具有曲率半径10mm及深度2mm的圆弧状的切口(凹口)的夏比(Charpy)冲击试验片定义为本实施方式中的夏比冲击试验片。使从700℃至800℃的升温速度为20℃/min，对以基准钢为材料形成的夏比冲击试验片进行加热，接下来，在处理温度(渗碳温度)为930℃、处理时间(保持时间)为2小时、且碳势为0.8的渗碳条件(以下，有时称为基准渗碳条件)下进行气体渗碳，再进行回火温度为150℃且回火时间为90分钟的回火。而且，对该渗碳材料进行夏比冲击试验，将其吸收能量定义为基准冲击值。
上述基准钢是通常作为齿轮用钢使用的具有与SCr420相当的化学组成的钢，与后面所述的试验No.15的钢相同。上述基准渗碳条件下进行的气体渗碳是为了制造机械结构用部件而进行的一般的渗碳处理。
将上述夏比冲击试验片的侧面形状(与切口的延伸方向垂直的截面的形状)示于图5。切口的曲率半径为10mm，切口的深度为2mm。夏比冲击试验片的形状与一般的夏比冲击试验片的形状(例如，JIS-Z2242“金属材料的夏比冲击试验方法”中规定的形状)不同。图5中记载的夏比冲击试验片的意图是，通过模拟齿轮的齿根部，推定将成为试验对象的钢加工成齿轮形状时齿根部的耐冲击特性，如例如日本特开2013-40376号公报中所记载，作为测定渗碳的钢材的耐冲击特性的试验片形状而被广泛使用。夏比吸收能的测定除了夏比冲击试验片的形状以外，基于“JIS-Z2242金属材料的夏比冲击试验方法”进行。使夏比冲击试验的实施温度为25℃。夏比冲击试验片通过机械加工而制作。
此外，将对各种条件下制造的夏比冲击试验片进行渗碳及回火而得到的渗碳材料在25℃下的夏比吸收能除以基准冲击值而得的值，定义为该条件下的冲击值比。
冲击值比为1.20以上的表面硬化钢部件的耐冲击特性充分地提高，因此，可以通过使用冲击值比为1.20以上的表面硬化钢部件来变更部件的设计，从而抑制使用材料量并确保耐冲击破坏性。机械结构部件的技术领域中，为了实施这样的设计变更，需要相对于上述基准冲击值(一般的渗碳条件下渗碳的SCr420的冲击值)，使冲击值提高20％。因此，在本发明中，冲击值比为1.20以上时，则判断耐冲击特性优异。
基于上述方法，本发明人等在各种添加下制造了模拟表面硬化钢部件的试验片，进行了耐冲击特性的评价。
具体而言，首先，将具有表1及表2所示化学成分的各种钢块热锻成直径35mm。使热锻的加热温度为1250℃。然后，在950℃下保持2小时后，在空冷条件下实施正火处理，加工成如图1所示的外形尺寸为10mm×10mm×55mm且具有曲率半径10mm及深度2mm的圆弧状的切口(凹口)的夏比冲击试验片的形状。该试验片形状与图5中记载的夏比冲击试验片相同。接下来，对该夏比冲击试验片实施渗碳处理。渗碳处理中，以表3所示的升温速度加热至930℃。对于升温速度而言，将在升温时、从700至800℃之间使用放射温度计测定3次试验片的温度，通过最小二乘法求出的斜率作为升温速度。使碳势为0.8，在渗碳温度下进行2小时的保持后，在130℃的油中进行了淬火。回火在回火温度为150℃且回火时间为90分钟的条件下实施。回火后实施夏比冲击试验，测定了夏比吸收能(冲击值)。除了夏比冲击试验片的凹口的形状以外，夏比冲击试验按照JIS-Z2242中规定的方法进行。另外，使试验温度为25℃。
此外，用各试样的冲击值除以试验No.15的冲击值，从而算出各试样的冲击值比。试验No.15的钢为上述基准钢。
另外，使用夏比冲击试验后的试验片，测量了各试样的从表面至0.1mm深度的AlN的析出个数。测量方法如下所述。首先，为了得到凹口底的截面，在相对于凹口垂直、且包括长度方向的截面进行了试验片的切断。接下来，从距凹口底的表面0.02mm、0.05mm、及0.09mm的深度中，通过FIB加工采取能够观察7μm×7μm的区域的样品，制成厚度100nm以上且300nm以下的薄膜试样。然后，使用场致发射型透射电子显微镜和其中的EDS(能量分散型X射线分析)，以7μm×7μm的范围制作了薄膜试样的Al及N的元素映射。AlN析出的位置与未析出的位置相比，Al及N的检测数量显著升高，因此，将Al及N的检测数量高的区域判断为AlN，对等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN区域的个数进行计数，用该个数除以观察面积，由此可以求出各深度位置的等效圆直径50～100nm的AlN的个数密度，通过对它们的个数密度进行平均，从而求出从表面至0.1mm深度的区域中所含的AlN的个数密度。
另外，使用夏比冲击试验后的试验片，测量了试样的从表面至0.1mm深度的区域中所含的等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度。测量方法如下所述。首先，为了得到凹口底的截面，在相对于凹口垂直、且包括长度方向的截面进行了试验片的切断。接下来，从距凹口底的表面0.02mm、0.05mm、及0.09mm的深度中，通过FIB加工采取能够观察7μm×7μm的区域的样品，制成厚度100nm以上且300nm以下的薄膜试样。然后，通过场致发射型透射电子显微镜并使用HAADF-STEM法以倍率20万倍观察7μm×7μm的区域，对以等效圆直径计为5～50nm的、不是Fe的相进行EDS分析，对这些相中检测出了Ti的相的个数进行计数。将该个数除以观察面积而得的值作为各深度位置的等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度，将该值进行平均而得的值作为从表面至0.1mm深度的区域中所含的等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度。
另外，使用夏比冲击试验后的试验片，进行了从表面起0.05mm的位置的原奥氏体晶粒的结晶粒度的测定。具体而言，对上述凹口底的截面使用含有苦味酸和盐酸的腐蚀液使原奥氏体晶界显现，以JIS-G0551所规定的比较方法为基准求出5处的结晶粒度，并将这些结晶粒度进行平均，从而评价原奥氏体晶粒的结晶粒度。
另外，为了评价钢块的热轧性，从钢块中切取直径10mm且长度120mm的试验片。对该试验片进行通电加热，在10-1～10-2Pa的真空氛围下加热至1350℃并保持1分钟后，以1℃/s冷却至800℃，以应变速度0.005s-1进行拉伸试验后，测定最终断裂部的直径，计算断面收缩率，将其作为热轧性的指标。将具有50％以上的热轧性的试样判断为具有良好的热轧性。
表3示出各试样的热轧性、渗碳后的表层AlN量(即，从表面至0.1mm深度的区域所包含的AlN的个数密度)、渗碳后的表层Ti系析出物量(即，从表面至0.1mm深度的区域所包含的Ti系析出物的个数密度)、结晶粒度、及冲击值比。
[表3]
作为发明例的试验No.1～14、23中，在表层区域中，给定尺寸的AlN、Ti系析出物的个数密度为合适的范围，晶粒微细化，具有良好的耐冲击特性。而且，热轧性也良好。与此相对，作为比较例的试验No.15～22不具有优选的特性。
试验No.15中，母材的Al含量及N含量过量，渗碳加热时AlN过量地析出。此外，由于试验No.15不含Ti及Nb，因此，不产生Ti系析出物。此外，试验No.15不含B。由此，试验No.15与实施例相比，只具有低冲击值。试验No.16及试验No.17中，母材的Al含量过量，渗碳加热时AlN过量地析出，因此，与实施例相比，只具有低冲击值。
试验No.18中，母材的Ti含量不足，因此，由Nb导致的热轧性的降低没有得到抑制，只具有低制造性，不合适。而且，试验No.18中，母材的Ti含量不足，因此，不产生Ti系析出物，晶粒粗大化，因此，与实施例相比，只具有低冲击值。
试验No.19中，Ti不足，Nb含量少，因此，未发生热轧性的降低。然而，试验No.19中，由Ti不足导致不产生Ti系析出物，晶粒粗大化，因此，与实施例相比，只具有低冲击值。
试验No.20中，渗碳时的升温速度不足，AlN的析出量增大，因此，晶粒粗大化，与实施例相比，只具有低冲击值。
试验No.21中，渗碳时的升温速度过大，升温时浸入的N少，因此，Ti系析出物变少，其结果，晶粒过大，与实施例相比，只具有低冲击值。
试验No.22中，不含B。由此，试验No.22与实施例相比，只具有低冲击值。
工业实用性
根据本发明，能提供耐冲击特性优异的表面硬化钢部件。该表面硬化钢部件减少用于机械结构用部件的材料的量，有助于机械结构用部件的轻质化。因此，本发明带来的工业上的效果极大。

Claims (3)

1.一种表面硬化钢部件，其具备母材和渗碳层，其中，
所述母材的化学组成以质量％计含有：
C：0.16～0.30％、
Si：0.10～2.00％、
Mn：0.30～2.00％、
Cr：0.20～3.00％、
S：0.001～0.100％、
N：0.003～0.010％、
Ti：0.020～0.200％、
Nb：0.010％以上且小于0.050％、
B：0.0005～0.0050％、
Ni：0～3.00％、
Mo：0～0.80％、
Cu：0～1.00％、
Co：0～3.00％、
W：0～1.00％、
V：0～0.30％、
Pb：0～0.50％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
Zr：0～0.0500％、
Te：0～0.1000％、及
稀土元素：0～0.0050％，
且将以下元素限制为：
Al：0.010％以下、
O：0.0050％以下、
P：0.025％以下，
余量为Fe及杂质，
从表面至0.1mm深度的表层区域中，等效圆直径5～50nm的Ti系析出物的个数密度为0.5个/μm2以上，
所述表层区域中，等效圆直径为50nm以上且100nm以下的AlN的个数密度为0.5个/μm2以下。
2.根据权利要求1所述的表面硬化钢部件，其中，
所述母材的所述化学组成以质量％计含有选自下述中的1种或2种以上：
Ni：大于0％且3.00％以下、
Mo：大于0％且0.80％以下、
Cu：大于0％且1.00％以下、
Co：大于0％且3.00％以下、
W：大于0％且1.00％以下、及
V：大于0％且0.30％以下。
3.根据权利要求1或2所述的表面硬化钢部件，其中，所述母材的所述化学组成以质量％计含有选自下述中的1种或2种以上：
Pb：大于0％且0.50％以下、
Ca：大于0％且0.0100％以下、
Mg：大于0％且0.0100％以下、
Zr：大于0％且0.0500％以下、
Te：大于0％且0.1000％以下、及
稀土元素：大于0％且0.0050％以下。
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