CN112292471B - 机械部件 - Google Patents

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Abstract

本发明的机械部件具备：由机械结构用钢制成的芯部、以及由该机械结构用钢形成的中含碳层和高含碳层，所述中含碳层覆盖该芯部，所述高含碳层覆盖该中含碳层且具有0.8～1.5％的碳浓度。该高含碳层包含分散有碳化物的马氏体组织及残留奥氏体组织，长径比为1.5以下的球状化碳化物为该碳化物的总数的90％以上，原奥氏体晶界上的球状化碳化物的个数为该碳化物的总数的40％以下。

Description

机械部件
技术领域
本发明涉及承受高面压的部件所使用的、具有通过渗碳而固化的表面层且韧性优异的机械部件。
本申请基于2018年6月18日提出申请的日本申请第2018-115349号主张优先权，援引该日本申请中记载的全部内容。
背景技术
对于机械部件、例如齿轮、轴等受到高面压的部件而言，通过热锻、冷锻、切削等工法将钢材成型为部件形状后，实施气体渗碳、真空渗碳等渗碳处理后供于使用。有时根据需要进一步实施磨削、喷丸硬化等追加处理。渗碳处理是通过将钢加热至奥氏体化温度以上的高温，从而在提高了碳相对于钢的固溶限度的状态下使碳从钢部件的表面进入内部的处理。
一般而言，通过渗碳使0.7～0.8％的碳进入钢部件的表面。然后，进行以下处理步骤的淬火、以及随后的回火，所述处理步骤为：从渗碳温度直接进行淬火、或者从渗碳温度冷却至一般的淬火温度后进行淬火、或者在渗碳处理后暂时冷却并再加热后进行淬火。
近年来，随着将燃油效率的提高作为目的的以汽车等的传动装置为代表的驱动系单元的小型轻质化，存在对齿轮、轴类的负荷不断增大的倾向。特别是对于齿轮而言，存在因齿面发生点蚀而导致的短寿命化、发生齿根折损的可能性。
与此相对，在专利文献1中提出了一种以质量％计C的含量为0.55～1.10％的大量含有碳的钢，所述钢的淬火后的组织由马氏体组织和球状化碳化物的两相组织构成，通过控制全部渗碳体中所占的球状化渗碳体率、原奥氏体(旧奥氏体，prior austenite)晶界上的渗碳体率，从而使该钢为高硬度且韧性优异。对于该钢而言，由于至钢部件内部的碳浓度高，因此，有时会无法获得要求的韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2017-57479号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本申请的发明所要解决的问题在于提供经表面固化处理、且具有与现有技术相比得到了改善的韧性的机械部件。
解决课题的方法
用于解决上述的课题的本发明的以下记载的机械部件。
机械部件具备：由机械结构用钢制成的芯部、以及由该机械结构用钢形成的中含碳层和高含碳层，所述中含碳层覆盖该芯部，所述高含碳层覆盖该中含碳层且具有0.8～1.5％的碳浓度，所述机械结构用钢具有如下化学成分：以质量％计含有C：0.13～0.30％、Si：0.15～0.80％、Mn：0.20～0.90％、Cr：0.90～2.00％、Al：0.020～0.050％、N：0.002～0.025％，而且作为杂质含有的P和S为P：0.030％以下、S：0.030％以下，进一步任选含有第1组任选成分和/或第2组任选成分，余量为Fe及不可避免的杂质，所述第1组任选成分为选自Ni：0.10～2.00％、Mo：0.05～0.50％、Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.20％中的1种或2种以上，所述第2组任选成分为Ti：0.01～0.05％及B：0.0010～0.0050％。该高含碳层包含分散有碳化物的马氏体组织及残留奥氏体组织。在该高含碳层中，碳化物总数的90％以上是长径比为1.5以下的球状化碳化物。在该高含碳层中，原奥氏体晶粒的晶界上的球状化碳化物的个数为碳化物总数的40％以下。
原奥氏体晶界上的90％以上的球状化碳化物可以为1μm以下的粒径。
原奥氏体晶界的粒径可以为15μm以下。
另外，可以至少在从机械部件的表面起至0.3mm的深度形成有高含碳层。
发明的效果
具备由上述方式所述的化学成分的机械结构用钢制成的芯部、且在表层具备该机械结构用钢形成的碳浓度满足0.8～1.5％的高含碳层的上述方式的机械部件的耐点蚀特性及韧性优异，因此，可以适宜地得到承受高面压的机械部件。
附图说明
图1示出了实施方式的机械部件的截面。
图2放大示出了实施方式的机械部件的一部分截面。
图3示出了实施方式的机械部件的高碳层的组织。
图4示出了辊点蚀试验片的形状。
图5示出了辊点蚀试验的概念。
符号说明
1齿轮(机械部件)、2中含碳层、3高含碳层、4芯部、5球状化渗碳体(球状化碳化物)、6原奥氏体晶界、7马氏体组织或残留奥氏体组织、8辊点蚀试验片(小辊)、9试验部、10握持部、11大辊试验片、A粒径。
具体实施方式
举出齿轮作为机械部件的一例，将其截面图示于图1及图2。发明的实施方式的机械部件1由以下部分构成：由机械结构用钢制成的芯部4、以覆盖芯部的方式形成的中含碳层2、以及以覆盖中含碳层2的方式形成的高碳碳层3。通过对由机械结构用钢形成的机械部件形状的原材料进行渗碳处理，可以在原材料的表层生成中含碳层2及高含碳层3。在记载用于实施发明的方式之前，对构成本申请发明的芯部4的钢材的化学成分的限定原因及高含碳层组织的限定原因进行说明。
C：0.13～0.30％
C(碳)是影响钢部件的芯部的淬火性、锻造性及机械加工性的元素。而且，C小于0.13％时，无法获得足够的芯部的硬度，强度降低，因此，需要添加0.13％以上的C，期望可以添加0.16％以上。另一方面，C是在含量多时增加原材料的硬度而妨害被切削性及锻造性等加工性的元素，因此，C过多时，原材料的芯部硬度变得过度，韧性变差。因此，需要将C设为0.30％以下，期望可以设为0.28％以下。因此，将C设为0.13～0.30％，期望设为0.16～0.28％。
Si：0.15～0.80％
Si(硅)是脱氧所需要的，而且是提高钢部件的抗回火软化性、对提高点蚀特性也有效的元素。此外，Si添加量为0.15％以上时，晶界氧化深度降低，因此，为了提高点蚀特性，Si需要为0.15％以上，期望可以为0.20％以上。另一方面，Si是在含量多时增加原材料的硬度而妨害被切削性及锻造性等加工性、且引起渗碳抑制而导致耐点蚀强度变差的元素。因此，需要将Si设为0.80％以下，期望可以设为0.70％以下。因此，将Si设为0.15～0.80％，期望设为大于0.30％且为0.70％以下。
Mn：0.20～0.90％
Mn(锰)是确保淬火性所需要的，而且是在渗碳时通过晶界氧化、富集于合金氧化物而形成不完全淬火层的元素。此外，为了形成充分的不完全淬火层，Mn最低需要为0.20％以上，期望可以设为0.25％以上。另一方面，Mn是在含量多时增加原材料的硬度而妨碍被切削性及锻造性等加工性、并且使韧性降低的元素。因此，Mn需要设为0.90％以下，期望可以设为0.85％以下。因此，Mn设为0.20～0.90％，期望设为0.25～0.85％。
P：0.030％以下
P(磷)是钢中不可避免地含有的杂质元素，是在晶界偏析、使韧性变差的元素。因此，将P设为大于0.000％且为0.030％以下。
S：0.030％以下
S(硫)是钢中不可避免地含有的杂质元素，是与Mn键合形成MnS而使韧性变差的元素。因此，S设为大于0.000％且为0.030％以下。不可避免的杂质的总量优选限定为小于1.0％。
Cr：0.90～2.00％
Cr(铬)是提高淬火性的元素，而且是容易通过球状化退火使碳化物球状化的元素。为了获得这些效果，Cr需要设为0.90％以上，期望可以设为1.00％以上。另一方面，Cr是过量添加时渗碳体变脆、使韧性变差的元素。另外，Cr是含量多时引起渗碳抑制而导致原材料硬度降低、并且在渗碳时形成粗大碳化物而导致耐点蚀性降低的元素。因此，Cr需要设为2.00％以下，期望可以设为1.90％以下。因此，Cr的含量设为0.90～2.00％，期望设为大于1.50％且为1.90％以下。
Al：0.020～0.050％
Al(铝)是对炼钢时的脱氧有效的元素，此外，由于与N键合而生成AlN，因此是对于抑制晶粒的粗大化有效的元素。为了获得抑制晶粒粗大化的效果，Al需要为0.020％以上。另一方面，大量添加Al时，Al2O3类氧化物在钢中增加而成为破裂的起点，因此设为0.050％以下。因此，Al设为0.020～0.050％。
N：0.002～0.025％
N(氮)是在钢中以Al氮化物、Nb氮化物这样的氮化物的形式微细地析出、且对于成为降低钢部件的韧性等强度的原因的晶粒粗大化的抑制有效的元素。为了获得该效果，N需要为0.002％以上。另一方面，N大于0.025％时，大型的氮化物增加，钢的强度、加工性降低。因此，N设为0.002～0.025％。
Ni：0.10～2.00％
Ni(镍)是用于提高钢的淬火性和韧性的有效的元素。另一方面，Ni是价格昂贵的元素，因此，大量的含有会增加成本。因此，Ni设为0.10～2.00％。
Mo：0.05～0.50％
Mo(钼)是用于提高钢的淬火性和韧性的有效的元素。另一方面，Mo是价格高昂的元素，因此，大量的含有会增加成本。因此，Mo设为0.05～0.50％。
Nb：0.01～0.10％
Nb(铌)是在渗碳时形成碳化物或碳氮化物、且对于使晶粒微细化有效的元素。另外，Nb通过将晶粒微细化，从而减小晶界氧化的深度，并且在生成了成为晶界氧化的裂纹时，裂纹长度也变短。然而，Nb小于0.01％时，无法获得裂纹长度变小的效果。另一方面，Nb超过0.10％时，晶粒微细化的效果饱和，成本增高。此外，Nb超过0.10％时，可以大量形成碳氮化物，使加工特性变差。因此，Nb设为0.01～0.10％。
V：0.01～0.20％
V(钒)是在渗碳时形成碳化物或碳氮化物、且对于使晶粒微细化有效的元素。另外，V通过使晶粒微细化，从而减小晶界氧化的深度，并且在生成了成为晶界氧化的裂纹时，裂纹长度也变短。然而，V小于0.01％时，无法获得裂纹长度变小的效果。另一方面，V超过0.20％时，晶粒微细化的效果饱和，成本增高。此外，V超过0.20％时，可以大量形成碳氮化物，使加工特性变差。因此，V设为0.01～0.20％。
Ti：0.01～0.05％
Ti(钛)是在添加B时发挥由B带来的淬火性改善效果的元素。为了改善该淬火性，需要使氮与Ti键合而形成Ti氮化物。因此，添加0.01％以上的Ti。需要说明的是，期望该Ti的添加量为N的添加量的3.4倍以上。另一方面，Ti是添加量超过0.05％时形成大量微细的碳化物而使加工特性变差的元素。因此，Ti设为0.01～0.05％。
B：0.0010～0.0050％
B(硼)是通过极小量的含有而显著地提高钢的淬火性的元素。然而，B小于0.0010％时，其效果小。另一方面，B是大量含有时会降低强度的元素。因此，将B的含有设为0.0050％以下。因此，B设为0.0010～0.0050％。
本发明的实施方式的机械部件1中使用的钢材例如为以下的机械结构用钢。以下记载的组成是机械部件1的芯部4的组成。
(a)以质量％计含有C：0.13～0.30％、Si：0.15～0.80％、Mn：0.20～0.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.90～2.00％、Al：0.020～0.050％、N：0.002～0.025％，余量为Fe及不可避免的杂质的机械结构用钢；或者
(b)以质量％计含有C：0.13～0.30％、Si：0.15～0.80％、Mn：0.20～0.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.90～2.00％、Al：0.020～0.050％、N：0.002～0.025％，
进一步含有选自Ni：0.10～2.00％、Mo：0.05～0.50％、Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.20％中的1种或2种以上，余量为Fe及不可避免的杂质的机械结构用钢；或者
(c)以质量％计含有C：0.13～0.30％、Si：0.15～0.80％、Mn：0.20～0.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.90～2.00％、Al：0.020～0.050％、N：0.002～0.025％，
进一步含有Ti：0.01～0.05％、B：0.0010～0.0050％，余量为Fe及不可避免的杂质的机械结构用钢；或者
(d)以质量％计含有C：0.13～0.30％、Si：0.15～0.80％、Mn：0.20～0.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.90～2.00％、Al：0.020～0.050％、N：0.002～0.025％，
进一步含有选自Ni：0.10～2.00％、Mo：0.05～0.50％、Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.20％中的1种或2种以上，
而且进一步含有Ti：0.01～0.05％、B：0.0010～0.0050％，余量为Fe及不可避免的杂质的机械结构用钢。
对于使用了上述成分组成的钢材的本发明的机械部件，以下，对限定其特性的原因进行详细说明。特性主要来自于位于机械部件1的最表面的高含碳层3的组织。以下，对与高含碳层3的组织相关的限定进行说明。高含碳层中的碳化物的主体为渗碳体(Fe3C)，因此，在以下的说明中，将碳化物作为渗碳体。碳化物除渗碳体以外，还可以含有M23C6型碳化物、(FeCr)3C等。将高含碳层3的组织示于图3。
(A)由分散有球状化渗碳体5的马氏体组织7及残留奥氏体组织7构成、且长径比为1.5以下的球状化渗碳体5为全部渗碳体的90％以上
以球状化渗碳体5的长径/短径之比定义的长径比是球状化的指标。而且，长径比大的形状、例如与板状或柱状接近的形状的渗碳体因其形状而在变形时成为应力集中源，进而成为裂纹产生的起点而使韧性降低。因此，从提高韧性的观点考虑，期望渗碳体接近球状。因此，长径比为1.5以下时，可以降低成为裂纹产生起点的有害性。因此，长径比为1.5以下的球状化渗碳体的比例越大越优选。
因此，长径比为1.5以下的球状化渗碳体设为全部渗碳体数的90％以上，期望设为95～100％。
(B)对于原奥氏体晶界6上的渗碳体，原奥氏体晶界6上的球状化渗碳体5的个数所占的比例为全部渗碳体数的40％以下
从碳浓度的观点考虑，高含碳层3的组织为过共析的范围。另外，在过共析钢中，使耐冲击特性变差的脆性破坏的方式主要是沿着原奥氏体晶界6的晶界破裂。成为其原因的是原奥氏体晶界6上的渗碳体，即特别是沿着晶界的网状的碳化物，在该晶界析出并存在的渗碳体比晶粒内的渗碳体更容易成为破坏的起点，而且有害性更高。因此，如果晶界上存在这样的渗碳体，则是不优选的。因此，使原奥氏体晶界上的球状化渗碳体5的个数所占的比例为全部渗碳体的40％以下，期望设为20％以下，进一步期望设为5％以下～0％。
(C)原奥氏体晶界6上的90％以上球状化渗碳体5的粒径大小为1μm以下的粒径
不优选在原奥氏体晶界6上存在渗碳体。特别是沿着晶界的网状的渗碳体、与其类似的粗大的渗碳体成为晶界破裂起点的危险增加。因此，球状化渗碳体5将有害性低的粒径1μm以下粒径大小者设为90％以上，期望设为95～100％。
需要说明的是，这里的％是指，将可以用扫描电子显微镜以5000倍左右观察到的碳化物的总个数设为100％时的比例。不能用上述倍率观察到的非常微细的碳化物对韧性造成的影响小，因此不考虑。
(D)原奥氏体晶界6的粒径的大小为15μm以下
通过将作为原奥氏体晶界6的直径的粒径A微细化，可以减小晶界破裂或解理断裂的断面单位，增大破裂所需的能量，因此可以提高韧性。因此，结晶粒径的微细化作为提高韧性而不降低硬度的方法是非常有效的。
本申请的制造方法在使该微细的渗碳体析出的状态下进行最终的淬火，此时，以较低的温度进行淬火，由此，可以微细地保持原奥氏体的粒径，是有利的。
另一方面，如果原奥氏体晶界6的粒径超过15μm，则使韧性提高的效果变小。特别是将渗碳时的加热温度设为1050℃以上时，即使进行了最终的淬火，也会使原奥氏体晶粒粒径变粗。因此，将原奥氏体晶界6的粒径大小设为15μm以下。
在上述的组织中，析出了微细的碳化物，但在一般的渗碳处理中，通常几乎无法得到。专利文献1中对析出了碳化物的C含量为0.55～1.10％的钢材进行了记载，但至此为止并未预想到上述实施方式中的C含量(0.13～0.30％)这样的低碳组成的钢中的微细碳化物的析出。
中含碳层2是位于芯部4与高含碳层3之间的层。中含碳层2具有比芯部4高且比高含碳层3低的中间的C含量。中含碳层2的组织实质上为马氏体。中含碳层2在接近高含碳层3的区域具有密度低、且析出的微细碳化物。
接着，使用实施例对用于实施发明的方式进行说明。需要说明的是，化学成分的％为质量％。
将具有表1所示的化学成分、且余量为Fe及不可避免的杂质的钢在100kg真空熔炉中熔炼。将这些钢在1250℃下锻造伸长为直径32mm的棒钢，然后在925℃下进行了1小时的正火。
在表1所示的试验材料中，试验材料No.1～10具有本申请权利要求书的化学成分。试验材料No.11～18脱离本申请权利要求书的化学成分。标记有下划线的数值表示脱离本申请权利要求书。0.09％以下的Ni及0.04％以下的Mo为杂质。
加工(粗加工)成图4所示的辊点蚀(roller pitting)试验片(小辊)(1)的大致形状。在该粗加工时，实施了试验部(2)的精加工，为了在随后的热处理后进行磨削精加工，仅对握持部(3)单独赋予了0.2mm的多余厚度。另外，加工成10RC缺口的夏比冲击试验片(1)的大致形状。在粗加工时，为了在随后的热处理后进行去除渗碳层的加工，对除缺口面以外的部分单独赋予了2mm的多余厚度。
[表1](单位为质量％)
Figure BDA0002845996910000091
表2是记载了使用了表1中示出的No.1～18的试验材料的各部件的热处理等的条件的表。表2的实施钢部件No.1～10及比较钢部件No.11～18的部件的成分组成与表1中示出的各试验材料No.1～18对应。
首先，对于上述各部件，分别在表2中记载的加热条件下，以试验片的表面碳浓度成为表2中的记载的方式实施了气体渗碳后，以表2中记载的冷却速度冷却至200℃以下。通过气体渗碳，在部件表面形成渗碳层。通过以下的处理，由渗碳层生成高含碳层和中含碳层。
对于各部件，分别实施了在表2中示出的再加热温度下进行保持的球状化退火。在本发明中，需要预先使碳化物生长为适度的大小，并以适度的面积率分布。为此，需要在Acm点(℃)以下的加热温度下进行球状化退火。因此，本实施中的球状化退火温度全部为Acm点(℃)以下。
在以表2所示的再加热温度进行保持后，进行淬火，然后实施以180℃保持1.5小时后进行风冷的回火，对辊点蚀试验片(小辊)(1)和夏比冲击试验片分别进行精加工。
在本实施中，对于从气体渗碳经过球状化退火直至淬火的过程，在每个工序中暂时冷却至室温，但在低于A1点时，也可以接着进行随后的工序。
「表2]
Figure BDA0002845996910000101
再加热温度是指球状化退火温度和最终的淬火温度。
接下来，使用上述制作的图4所示的辊点蚀试验片(小辊)8、和在赋予了滑动的状态下隔着油膜与小辊8接触的图5中观察到的大辊试验片11，在表3所示的条件下，进行了图5所示的辊点蚀试验。在示出的条件下，滑移率为-40％是指，相对于小辊8的圆周速度，大辊11的圆周速度慢40％。润滑油ATF(自动变速器油，Automatic Transmission Fluid)是指，在车辆的自动变速装置中使用的润滑油。凸起(crowning)量150R是指，辊外周的转轴方向的形状为半径150mm的圆弧形状。
[表3]
滑移率 -40％
面压 3，3GPa
小辊转速 2000rpm
大辊试验片(对象材料) SCM420渗碳抛光材料
大辊凸起量 15OR
润滑油 ATF
油温 80℃
辊点蚀试验采用了使用振动计检测因剥离及过度变形导致的振动过多并停止试验的方法，将试验停止循环作为试验片的寿命值。另外，进行了用于韧性评价的室温下的夏比冲击试验。
需要说明的是，结晶粒度的调查如下所述地进行：将结束了至上述的回火为止的辊点蚀试验片(小辊)8切断，作为试片，以可观察到从表层至内部的截面的方式将该试片埋入树脂中，然后进行被检测部位的镜面抛光，进行晶界腐蚀后，通过光学显微镜拍摄从最表面至表面下0.3mm为止的范围内的平均视野，求出了平均结晶粒径(直径)。
另外，对于碳化物的观察，与上述同样地将试片埋入树脂中后，进行被检测部位的镜面抛光，然后，用硝酸乙醇液进行腐蚀，通过扫描电子显微镜拍摄从最表面至表面下0.3mm为止的范围内的平均视野，得到了识别并示出图3所示的碳化物的微观组织的图像。对于识别到的碳化物，分别通过图像分析确认了碳化物的长径比为1.5以下的渗碳体百分率(％)、原奥氏体晶界上的渗碳体的个数百分率(％)、原奥氏体晶界上的粒径超过1μm的渗碳体百分率(％)、原奥氏体粒径(μm)。
需要说明的是，在回火后进行切削、磨削、抛光、喷丸处理、喷丸硬化、硬喷丸硬化、微粒喷丸硬化中的任意一种或多种表面处理时，将该处理面作为表层，进行与上述同样的观察。
将上述的试验结果示于表4。夏比冲击值和耐点蚀性以表1的试验材料No.13的使用与JIS标准的SCr420相当的钢制造的比较钢部件No.13作为基准。表4的实施钢部件No.和比较钢部件No.的夏比冲击值以比较钢部件No.13的夏比冲击值的值作为基准，示于表4。此时，如果夏比冲击值比为1.5以上，则韧性为良好。表4的实施钢部件No.和比较钢部件No.的耐点蚀性以将比较钢部件No.13发生点蚀为止的循环数设为1时的比例的形式示于表4。此时，如果发生点蚀为止的循环数之比为2.0以上，则耐点蚀性为良好。
「表4]
Figure BDA0002845996910000121
如表1、表2所示，在表2中记载的条件下对表1的成分组成的试验材料No.1～10进行制造而得到的实施钢部件No.1～10如表4所示，首先，在实施钢部件No.1～10中，长径比为1.5以下的渗碳体显示为90～98％，为90％以上。即，长径比大的渗碳体在变形时因其形状而成为应力集中源，成为裂纹产生的起点，使韧性降低，但由于这样的渗碳体少，因此韧性没有降低而有所提高。
另外，对于实施钢部件No.1～10而言，原奥氏体晶界上的球状化渗碳体的个数所占的比例为全部渗碳体数的11～40％，为40％以下。另外，在实施钢部件No.1～10中，粒径大小超过1μm粒径的原奥氏体晶界上的球状化渗碳体为3～7％，即，原奥氏体晶界上的90％以上球状化渗碳体的粒径大小为1μm以下的粒径。在原奥氏体晶界中析出并存在的渗碳体(特别是沿着晶界的网状的碳化物)与晶粒内的渗碳体相比，更容易成为破坏的起点，且有害性更高，但在本发明中，将晶界上的渗碳体降低至40％以下，有害性小的1μm以下者占90％以上。
另外，实施钢部件No.1～10的原奥氏体的粒径大小为4～8μm，均为8μm以下。通过将原奥氏体粒径微细化，可以减小晶界破裂或解理断裂的断面单位，能够增大破坏所需的能量，因此可以提高韧性，因此，本发明的机械部件的韧性提高。
而且，将比较钢部件No.13设为1.0时，实施钢部件No.1～10的夏比冲击比为1.6～2.9，显示出1.5以上的高韧性。
同样，在将比较钢部件No.13设为1.0的情况下，实施钢部件No.1～10的发生点蚀为止的循环数之比显示为2.2～2.9，耐点蚀性良好。
由此，本发明的机械部件均为耐点蚀特性和韧性优异的机械部件。
应该理解，本次公开的实施方式及实施例在所有方面均为示例，从任何方面考虑都是非限制性的。本发明的范围并不由上述的说明限定，而由权利要求书限定，包含与权利要求书同等的含义及范围内的全部变更。

Claims (4)

1.一种机械部件，其具备：
由机械结构用钢制成的芯部、以及
由该机械结构用钢形成的中含碳层和高含碳层，其中，
所述中含碳层覆盖该芯部，所述高含碳层覆盖该中含碳层且具有0.8～1.5％的碳浓度，
该机械结构用钢以质量％计含有C：0.13～0.30％、Si：0.15～0.80％、Mn：0.20～0.90％、Cr：0.90～2.00％、Al：0.020～0.050％、N：0.002～0.025％，而且作为杂质含有的P和S为P：0.030％以下、S：0.030％以下，进一步任选含有第1组任选成分和/或第2组任选成分，余量为Fe及不可避免的杂质，
所述第1组任选成分为选自Ni：0.10～2.00％、Mo：0.05～0.50％、Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.20％中的1种或2种以上，所述第2组任选成分为Ti：0.01～0.05％及B：0.0010～0.0050％，
该高含碳层包含分散有碳化物的马氏体组织及残留奥氏体组织，长径比为1.5以下的球状化碳化物为该碳化物的总数的90％以上，原奥氏体晶界上的球状化碳化物的个数为该碳化物的总数的40％以下。
2.根据权利要求1所述的机械部件，其中，
原奥氏体晶界上的90％以上的球状化碳化物为1μm以下的粒径。
3.根据权利要求1或2所述的机械部件，其中，
原奥氏体晶界的粒径为15μm以下。
4.根据权利要求1所述的机械部件，其中，
至少在从机械部件的表面起至0.3mm的深度形成有高含碳层。
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