CN1914350A - 层状铁基合金及其制造方法 - Google Patents

Abstract

分别将包含能够增强SKH51硬度的元素的物质的粉末和包含SKH51中所含有的并且不会增强SKH51硬度的元素的物质的粉末涂布于工件压制部位和包含SKH51(Fe基合金)的预成型部件(32)的小直径部(16)的各表面上。通过在上述涂布之后对预成型部件(32)进行热处理，涂布剂(34a)中所含有的W等扩散至工件压制部位的表面侧中，而在小直径部(16)中，SKH51中所含有的W等扩散进入表面侧。结果，将其硬度随距表面的距离减小而增大的扩散层(20)形成于工件压制部位的内侧，同时，将其韧度随距表面的距离减小而改善的浓度变化部(22)形成于小直径部(16)中。

Description

层状铁基合金及其制造方法

技术领域

本发明涉及层状铁基合金以及该层状铁基合金的制造方法，该层状铁基合金具有硬度从内部向表层部增大的设置有扩散层的一个部位、和韧度从内部向表面层部分改善的设置有浓度变化部分的另一部位中的至少一个部位。

背景技术

通过例如物理气相沉积(PVD)、化学气相沉积(CVD)、电镀、或阳极氧化等手段可以在由铁基合金构成的钢材的表面上设置涂层，从而改善包括诸如所述材料的耐磨损性、耐腐蚀性和强度等的各种特性。然而，在上述方法中，需要很长的时间来形成涂层，并且形成涂层的成本很高。

考虑到上述因素，例如，如专利文献I和专利文献2中所述，现已广泛进行以下工序，其中应用诸如渗碳、渗硫、渗氮和碳氮共渗等各种表面处理以改善未使用涂层的钢材的各种表面特性。此外，专利文献3建议可以通过诸如喷丸硬化处理或喷砂处理等机械处理向表面施加10kgf/cm²(约0.1MPa)的压缩应力，以改善加工用刀具的耐磨损性和耐破损性。

然而，由专利文献1、专利文献2和专利文献3中所描述的传统技术产生的对各种特性的改善仅限于金属材料的表面。例如，在渗氮和渗碳的情况中，元素仅能从金属材料的表面向内扩散数微米至最多约200μm。难以在比上述更深的内部位置改善所述特性。因而，不能确保耐磨损性和耐破损性得到显著改善。

此外，在该传统处理方法中，倾向于在已形成的氮化层等与金属基材之间存在界面。因而，当置于应力集中于界面处的条件下时恐怕会在界面处造成脆性破裂。

需要这样一种部件，该部件同时具有硬度得到改善的部位以及韧度得到改善的部位。然而，在前述已知的表面处理方法的情况中，尽管可以增大整个部件各处的硬度，但无法仅增大该部件的任意部位的硬度，并改善该部件另一部位的韧度。此外，以上述传统技术为代表的各种表面处理方法是主要用于改善硬度的表面处理方法。而用于改善韧度的简便处理方法仍不可知。

专利文献1：特开2003-129216

专利文献2：特开2003-239039

专利文献3：特开平5-171442

发明内容

本发明所解决的问题

本发明的一般目的是提供层状铁基合金，其中由于硬度和韧度均得到了改善，因此很少发生脆性破裂和应力集中。

本发明的主要目的是提供层状铁基合金，其中由于表层部的韧度得到了改善，因此很少发生脆性破裂和应力集中。

本发明的另一目的是提供层状铁基合金，其中由于该合金同时具有表层部硬度增大的部位和表层部韧度增大的另一部位，因此很少发生脆性破裂和应力集中。

本发明的再一目的是提供制造上述层状铁基合金的方法。

根据本发明的一个方面，提供了包含由铁基合金构成的基材和通过使碳化物扩散至基材中而形成的扩散层的层状铁基合金，所述扩散层的硬度高于基材的硬度，其中：

经测定，从层状铁基合金的表面基点起的扩散层的厚度大于或等于0.5mm。

在层状铁基合金中，碳化物扩散直至深达构成基材的铁基合金的内部。因而，从整个扩散区域直至基材的内部都显示出了优异的硬度和强度。此外，在层状铁基合金中，基材与其中的扩散的碳化物区域之间不存在界面。因而，应力集中以及由此产生的脆性破裂很少发生。

根据本发明的另一方面，提供了一种层状铁基合金，其中硬度由表层部向其内部增大，并且包含存在于表层部的外表面上的扩散层，其中：

所述扩散层包含通过将具有增大铁基合金硬度的性质的第一元素碳化而形成的碳化物；

铁基合金中还包含除第一元素之外的第二元素，该第二元素在表层部的量比其在内部的量大；和

第一元素的量从表层部向内部增加。

在层状铁基合金中，有助于增大铁基合金硬度的第一元素在表层部的量较少，而随着其位置靠近铁基合金的内部其量逐渐增大。韧度通常在有助于增大硬度的元素的量较少的部位较大。因而，形成了层状铁基合金，其中韧度在表层部较大，且硬度在内部较大。

此外，在层状铁基合金中，在材料的表层部与内部之间不存在界面。因而，应力集中以及由此产生的脆性破裂很少发生。

根据本发明的再一方面，提供了包含由铁基合金构成的基材和通过使碳化物扩散至基材中而形成的扩散层的层状铁基合金，所述扩散层的硬度比基材的硬度高，其中：

扩散层的硬度随着位置向内部的变深而减小，经测定，从基材的表面基点起的扩散层的厚度大于或等于0.5mm；和

在不存在扩散层的基材部，设有浓度变化部，该浓度变化部的硬度随具有增大基材硬度的性质的元素的量从基材的表层部向内部的增加而增大。

在扩散层中，扩散碳化物直至到达作为基材的铁基合金的较深的内部位置。因而，直到内部位置均显示出了优异的硬度和强度。另一方面，在浓度变化部中，有助于增大铁基合金的硬度的元素的量在表层部中较少，而随着位置向内部的变深而逐渐增大。韧度通常在有助于增大硬度的元素的含量较少的部位较大。因而，在浓度变化部中，表层部的韧度较大，而内部的硬度较大。

即，层状铁基合金同时具有硬度随着其位置接近表层部而增大的部位(扩散层)，和硬度随着其位置接近表层部而减小的另一部位(浓度变化部)。如上所述，根据本发明，展示出高硬度的部位和展示出高韧度的部位均形成在同一部件中。因而，该部件优选可以用作具有随部件中的部位或位置而不同的所需特性的部件，例如，其中其某一部位需要高硬度，而其另一部位需要高韧度的部件。该部件的一个例子是锻模。

此外，在层状铁基合金中，基材与扩散层或浓度变化部之间不存在界面。因而，应力集中以及由此产生的脆性破裂很少发生。

通过设置浓度变化部，使通过碳化具有增大基材硬度的性质的元素而形成的碳化物排出至浓度变化部的外表面。结果，形成了涂层。本发明的层状铁基合金或者是除去了涂层的合金，或者是存在涂层的合金。

金属碳化物本身不限于任何特定的碳化物材料，只要该碳化物是能够改善铁基合金硬度的物质即可。优选例包括Cr、W、Mo、V、Ni和Mn的碳化物。

由于下述原因，优选碳化物具有M₆C或M₂₃C₆的组成式，其中M表示金属元素。即，具有由上式表示的组成式的碳化物在改善铁基合金的硬度方面尤其优异。

碳化物可以通过使Fe与Cr、W、Mo、V、Ni和Mn中的至少一种元素的固溶体碳化而获得。在该情况中，前述金属碳化物的相对量减少。因而，可以抑制任何由金属碳化物的过度生成而造成的脆性的增大。

用于固溶体的优选的碳化物具有以(Fe，M)₆C或(Fe，M)₂₃C₆表示的组成式，其中M表示金属元素。

根据本发明的另一方面，提供了制造层状铁基合金的方法，该层状铁基合金包含由铁基合金构成的基材和通过使碳化物扩散至基材中而形成的扩散层，所述扩散层的硬度比基材的硬度高，其中，经测定，从层状铁基合金的表面基点起的扩散层的厚度大于或等于0.5mm，所述方法包括下述步骤：

以金属粉末涂布铁基合金的表面从而增大硬度；和

对涂布有金属粉末的铁基合金进行热处理，以使至少铁基合金中所包含的碳与金属相互反应以形成碳化物，其中使所述碳化物扩散至铁基合金中。

当进行上述步骤时，制得层状铁基合金，其中形成了具有较大厚度的扩散层，在扩散层与基材之间不存在任何界面。由于扩散层的存在，因此所得到的层状铁基合金具有优异的硬度和强度。

根据本发明的再一方面，提供了制造层状铁基合金的方法，该层状铁基合金具有从其表层部向内部增大的硬度，并且还包含存在于表层部外表面上的扩散层，其中所述扩散层包含通过碳化具有增大铁基合金硬度的性质的第一元素而形成的碳化物，其中在铁基合金中还包含除第一元素之外的第二元素，第二元素的量在铁基合金的表层部比在其内部更大，并且其中第一元素的量从铁基合金的表层部向其内部增大，所述方法包括下述步骤：

以由包含第二元素的物质构成的粉末涂布铁基合金的表面；和

对涂布有金属粉末的铁基合金进行热处理，以使第一元素扩散至表层部中，第一元素与存在于铁基合金的表层部中的碳反应以形成碳化物。

当对具有涂布有第二元素的表面的铁基合金进行热处理时，使第一元素开始朝向第二元素扩散。更具体地，能够增大铁基合金硬度的第一元素开始朝向表面扩散可能是由于下述原因。即，据推测第二元素具有捕捉第一元素的功能。

因而，当进行上述步骤时，第一元素扩散并且不均匀地分布在表层部的最上方区域中。因而，将第一元素含量最大的扩散层形成在表层部的外表面。

作为如上所述第一元素在表层部的外表面不均匀分布的结果，在表层部中在扩散层的正下方的位置第一元素的量最少，而所述的量随着位置向内部的变深而逐渐增加。即，所得到的层状铁基合金的硬度在扩散层的正下方最低。如上所述，铁基合金显示出低硬度的部位通常倾向于韧度较大。因而，与其内部相比层状铁基合金的韧度在表层部侧较大。换言之，可以获得这样的层状铁基合金，其中韧度在表层部侧较高，而硬度在其内部较高。

即，根据本发明，通过进行在将粉末涂布于铁基合金的表面之后进行热处理的简便操作，易于获得表层部的韧度得到改善的层状铁基合金。

根据本发明的再一方面，提供了制造层状铁基合金的方法，所述方法包括下述步骤：

将由含有能够增大硬度的第一元素的物质所构成的粉末涂布于铁基合金的表面，同时将由含有第二元素的物质所构成的粉末涂布于铁基合金的除了已经涂布有第一元素的部位之外的部位，其中所述第二元素不同于所述第一元素并且包含于铁基合金中，或将由包含第二元素的物质所构成的粉末涂布于铁基合金的表面，同时将包含第一元素的物质涂布于铁基合金的除了已经涂布有第二元素的部位之外的部位；

对其上涂布有分别包含第一元素或第二元素的各粉末的铁基合金进行热处理，以使厚度大于或等于0.5mm并且硬度高于基材的扩散层形成在涂布包含第一元素的物质的粉末的部位，同时将浓度变化部形成在涂布包含第二元素的物质的粉末的部位，其中浓度变化部的硬度随着具有增大基材硬度的性质的元素的量从基材的表层部向其内部增大而增大，

其中设置所述扩散层以使第一元素扩散至铁基合金中，由此通过与铁基合金的碳反应而使碳化物扩散至铁基合金中，和

其中设置浓度变化部以使铁基合金的第一元素从铁基合金的内部向表层部扩散，存在于表层部中的碳与第一元素反应以形成含有碳化物的涂层，由此从基材中排出第一元素。

当进行上述步骤时，可以制得层状铁基合金，其中形成具有较大厚度的扩散层，而在扩散层与基材之间不存在任何界面。层状铁基合金的存在扩散层的部位同时具有优异的硬度和强度。

另一方面，在已经涂布有由包含第二元素的物质所构成的粉末的部位，第一元素开始朝向第二元素扩散。更具体地，能够增大铁基合金硬度的第一元素开始朝向表面扩散的原因可能如下。即，据推测第二元素具有捕捉第一元素的功能。因而，第一元素扩散至表层部的最上方区域。此外，包含第一元素的涂层形成于表层部的外表面。

作为如上所述第一元素相对于表层部的外表面不均匀分布的结果，第一元素的量在涂层的正下方最少，而在从表层部向内部的方向上逐渐增大。即，所得到的层状铁基合金的硬度在涂层的正下方最低。如上所述，铁基合金具有低硬度的部位通常韧度较大。因而，与其内部相比，设有涂层的部位的韧度在表层部侧较大。换言之，可以获得这样的层状铁基合金，其中韧度在表层部侧较高，而硬度在其内部较高。

即，根据本发明，层状铁基合金同时具有在表层部具有增大的硬度的部位和在表层部具有改善的韧度的另一部位，其中所述层状铁基合金通过在涂布粉末之后进行热处理的简便操作而易于获得。

可以将粉末与包含第一元素的物质的粉末混合。在该情况中，根据热处理条件和所用的铁基合金的类型，可以适当地设定包含第一元素的物质的粉末与包含第二元素的物质的粉末之间的混合比。

优选将Cr、W、Mo、V、Ni或Mn用作第一元素，因为这样做时可以改善铁基合金的硬度。

另一方面，对第二元素不做具体限定，条件是它是包含存在于铁基合金中的元素的物质，并且不会增大铁基合金的硬度。然而，优选使用C、Si、Cu、Ti、Al和Mg。特别地，C和Si对于第一元素的扩散能够提供优异的效果。另一方面，Cu、Ti、Al和Mg对于氧气的阻断能够提供优异的效果。此外，由此制得的金属间化合物非常精细，并具有改善的耐热性。因此，可以得到具有优异的高温强度的铁基合金。

涂层的给定边缘可以例如通过切削加工而除去。在该情况中，具有高硬度的部位减少，而保留具有高韧度的部位。因而，能够得到易于对其进行弯曲加工等的层状铁基合金。

此外，热处理可以在氮气气氛下进行，其中使碳化物氮化以形成碳氮化物。在该情况中，可以改善层状铁基合金的表层部的韧度而不会降低其硬度。

当结合附图时由以下说明书可以使本发明的上述和其他目的、特征以及优点变得更为显而易见，其中本发明的优选实施方式将由描述性的例子来显示。

附图说明

图1显示了作为层状铁基合金的锻造冲杆的示意性整体透视图；

图2显示了如图1中所示的锻造冲杆的工件压制部位的主要部位的纵向截面放大图；

图3显示了如图1中所示的锻造冲杆的小直径部的躯干部的主要部位的纵向截面放大图；

图4A～4F描述了制造如图1中所示的锻造冲杆的制造过程；

图5显示了在由锻造冲杆的工件压制部位的切面的表面至内部的方向上所测定的HRC的曲线图；

图6显示了在由锻造冲杆的小直径部的躯干部的切面的表面至内部的方向上所测定的HRC的曲线图；

图7显示了涂布剂的组成及比例表；

图8显示了对于由DH31所构成的试样来说HRC与距表面的距离之间的关系图；

图9显示了涂布剂的组成及比例表；

图10显示了对于由SKH51所构成的试样来说HRC与距表面的距离之间的关系图；和

图11显示了对于由SKD11所构成的试样来说HRC与距表面的距离之间的关系图。

具体实施方式

下面将参考附图对本发明的层状铁基合金进行详细描述，其中例举了与其制造方法有关的本发明的优选实施方式。

图1示意性地显示了说明由第一实施方式的层状铁基合金形成的锻造冲杆的整体透视图。使用SKH51作为原料(基材)制造锻造冲杆10。锻造冲杆10具有大直径部12、与大直径部12连接且其直径以锥形逐渐减小的缩径部14、小直径部16、和从小直径部16的一端突出的弯曲突出部18。将弯曲突出部18和小直径部16的前端用来压制工件，其中将所述工件装在未示出的模具的空腔中，以使工件形成为预定形状。即，小直径部16的前端和弯曲突出部18共同用作工件压制部位。

将工件压制部的截面放大并示于图2中。如图2中所示，在工件压制部位的表层部具有通过使金属碳化物扩散至SKH51基材中而形成的扩散层20。

对用于形成碳化物的金属元素不作具体限定，条件是SKH51基材的硬度能够得到改善。然而，优选例包括Cr、W、Mo、V、Ni和Mn。通过上述金属元素的碳化物的扩散而形成的扩散层20展示出了高硬度和高强度。因而，与例如其中不存在扩散层20的大直径部12和缩径部14相比，其中存在扩散层20的锻造冲杆10的工件压制部位显示出了高硬度和高强度。换言之，与锻造冲杆10的其他部位相比，具有扩散层20的工件压制部位显示出了高硬度和高强度。

碳化物可以是具有以M₇C₃表示的组成式的碳化物，其中金属元素以M表示。然而，由于下述原因，优选使用以M₆C(诸如Cr₆C、W₆C和Mo₆C)表示的碳化物或以M₂₃C₆表示的碳化物。即，在该情况中，碳化物在改善硬度和强度方面具有非常优异的效果。

如果M₆C和/或M₂₃C₆使用过多并且过量存在，则锻造冲杆10显示出脆性。因而，优选由Fe和上述金属元素的固溶体来形成碳化物。即，碳化物例如可以由例如(Fe，M)₆C和(Fe，M)₂₃C₇来表示。当形成该碳化物时，M₆C和/或M₂₃C₆的相对量减少。因而，锻造冲杆10能够可靠地避免变脆。

在这种配置中，扩散层20的厚度，或换言之碳化物的扩散距离，为至少距锻造冲杆10的表面0.5mm(500μm)的深度。所述厚度或距离通常为3mm～7mm(3,000μm～7,000μm)，所述厚度或距离偶尔最大可以达到15mm(15,000μm)。与使用通常的渗氮或渗碳所得到的仅有数十微米，或最多达到约200μm的扩散距离相比，该值非常大。即，在本发明的实施方式中，与当使用传统的表面处理技术导入元素时得到的深度相比，碳化物扩散得极深。

在上述具有扩散层20的工件压制部位中，在碳化物扩散的整个深度处基材的硬度均得到了改善。即，硬度和强度在锻造冲杆10的整个内部渗透深度区域都增大。因而，内部的耐磨损性得到改善，可以防止锻造冲杆10变形。

形成扩散层20以使从基材表面扩散的金属元素生成碳化物，稍后将对此进行描述。因而，碳化物的浓度在表面最高，且碳化物浓度在朝向基材内部的方向上逐渐降低。

此外，因为碳化物的浓度如上所述逐渐降低，所以扩散层20与基材之间不存在明显的界面。因而，避免了应力集中，因此可以避免由于金属元素的扩散导致的脆性的增加。然而，在图2中为了说明的目的，在扩散层20与基材之间便利地显示有分界线，这仅仅是为了明确扩散层20的存在。

另一方面，在图3中显示了从工件压制部位延伸的小直径部16的躯干部的主要部分的截面放大图。如图所示，基材SKH51内部金属元素的浓度发生变化的浓度变化部22存在于工件压制部位的表层部。

其浓度在浓度变化部22中发生变化的金属元素是用于制造SKH51的元素，其中该元素有助于增大SKH51的硬度。具体地，以与上述相同的方式，所述元素包括例如Cr、W、Mo、V、Ni和Mn。

如上所述，金属元素通常以合金或碳化物的形式存在。碳化物可以是其组成式以M₆C(诸如Cr₆C、W₆C和Mo₆C)表示的碳化物或其组成式以M₂₃C₆表示的碳化物。然而，如果M₆C和/或M₂₃C₆使用过多并且过量存在，则锻造冲杆10显示出脆性。为了避免该不利之处，优选以Fe和M的固溶体的形式提供碳化物，即，例如以(Fe，M)₆C和(Fe，M)₂₃C₆表示的碳化物，从而减少M₆C和/或M₂₃C₆的相对量。

金属元素的浓度在从浓度变化部22的最上方的位置朝向内部的方向上逐渐增大。即，金属元素的浓度在浓度变化部22的最上方的位置最低。因而，浓度变化部22的硬度在最上方的位置最小，硬度在朝向内部的方向上逐渐增大。

如上所述，在小直径部16的表层部形成其中用于增大SKH5 1的硬度的元素在朝向内部的方向上逐渐增加的浓度变化部22。如稍后所述，设置浓度变化部22以使SKH51中所含有的元素从其内部向表层部扩散，且所述元素被排出。然后将在该过程中形成于表层部的涂层切掉并通过机械加工除去。

硬度和韧度彼此间通常显示出此消彼长的关系。即，当硬度减小时，韧度增大，反之亦然。如上所述，有助于增大硬度的元素的量在浓度变化部22的最上方的位置很少。因而，与其内部相比，韧度在小直径部16的躯干部的表层部很大。即，躯干部的表层部显示出了比其中没有形成浓度变化部22的SKH51材料更高的韧度。因而，由于躯干部自身具有增大的韧度，因此其中脆性破裂很少发生。因此，与在大直径部12等中不具有浓度变化部22的情况相比，在躯干部中很少出现断裂。

金属元素的浓度(或换言之，其合金和/或碳化物的浓度)在躯干部的表层部最低，其浓度随着位置向内部变深而逐渐增大。因而，在浓度变化部22与基材之间不存在明确界面。从而，可以避免出现应力集中，因此同样可以避免由设置浓度变化部22所造成的任何脆性的增加。然而，在图3中，为了更清楚地显示浓度变化部22的存在，为方便起见在浓度变化部22与基材之间绘出了分界线。

SKH51中所包含的无助于增大SKH51硬度的元素也以例如合金或碳化物的形式存在于浓度变化部22中，其具体实例例如有C、Si、Cu、Ti、Al和Mg。如后文所述，当在热处理过程中在表面侧提供该元素时，诸如Cr、W、Mo、V、Ni和Mn等的金属元素沿朝向小直径部16的外表面方向扩散。

如上所述建构的锻造冲杆10例如可以在当对工件进行温锻时使用。在该过程中，锻造冲杆10的工件压制部位对工件进行压制。如上所述，由于扩散层20的存在，工件压制部位显示出了高硬度和高强度，确保了工件压制部位的韧度。因而，即使当锻造反复进行时，工件压制部位也几乎不会磨损并很少出现破裂，因此工件压制部位的使用寿命较长。所述碳化物可以是碳氮化物。

同时，向小直径部16的躯干部施加荷重。如上所述，由于躯干部的表层部的高韧度，因此躯干部显示出了高韧度。因而，即使当锻造反复进行时，躯干部的破裂也很少出现。即，当有助于增大SKH51硬度的元素扩散并排出至表层部时，由此形成浓度变化部22，可以延长锻造冲杆10的使用寿命。

锻造冲杆10例如可以如下制造。

首先，如图4B中所示，使用切割工具30对工件W进行切削加工，其中，如图4A中所示，工件W为圆柱形并由SKH51构成，从而得到具有与锻造冲杆10的形状相应的形状的预成型部件32。

随后，如图4C中所示，将待扩散的金属粉末涂布至预成型部件32的将转换为工件压制部位的部位的表面上。例如，当W扩散时，可以涂布与W粉末混合的粉末，或当Cr扩散时，可以涂布与Cr粉末混合的粉末。粉末的涂布量应当为例如随后能生成W₆C或Cr₆C等的量。

另一方面，将包含另一种元素的物质的粉末涂布在预成型部件32的将转换成为小直径部16的躯干部的部位的表面上，所述另一种元素是存在于SKH51中并且不会增大SKH51的硬度的元素(即，除了Cr、W、Mo、V、Ni或Mn等元素之外的元素)。该粉末的优选例包括由C、Si、Cu、Ti、Al和Mg构成的粉末。

在任何情况中，粉末可以以涂布剂34a、34b的形式施用，每种涂布剂都是通过将粉末分散在溶剂中而制备。关于溶剂，优选选取易于蒸发或挥发的有机溶剂，包括例如丙酮和乙醇。当制备涂布于工件压制部位上的涂布剂34a时，可以将W或Cr等的粉末分散在溶剂中。当制备涂布于躯干部的涂布剂34b时，可以将C或Si等的粉末分散在溶剂中。

通常，氧化膜自发地形成并存在于SKH51基材的表面上。为了在该状态下扩散上述元素，必须使用极大量的热能，以使元素能够通过氧化膜。为了避免该不便，优选在各涂布剂34a、34b中混合能够还原氧化膜的还原剂。

具体地，将作为还原剂作用于氧化膜并且不与SKH51反应的物质分散或溶解在溶剂中。该还原剂的优选例包括但不限于硝化纤维、聚乙烯基化合物、丙烯酸、三聚氰胺、苯乙烯和环氧等各种树脂。还原剂的浓度应当约为5％或更大。

使用分别如图4C和4D中所示的刷子36，利用刷涂法将溶解或分散有上述物质的涂布剂34a和34b分别涂布于工件压制部位的表面和小直径部16的躯干部的表面。当然，也可以采用除了刷涂法之外的其他已知的涂布技术。当然涂布剂34a和34b的涂布顺序也可以颠倒。

然后，对预成型部件32进行热处理，所述预成型部件32中工件压制部位的表面涂布有涂布剂34a，并且小直径部16的躯干部的表面涂布有涂布剂34b。例如，可以通过在预成型部件32的一端面侧施加燃烧器火焰38来进行热处理，如图4E中所示。当然，也可以在热处理炉中在惰性气氛下进行热处理。

在该过程中随温度升高，还原剂在约250℃下开始分解，生成碳和氢。在碳和氢的作用下，预成型部件32上的氧化膜由于还原反应而消失。因而，W、Cr等不必通过工件压制部位上的氧化膜，同样，C、Si等也不必通过小直径部16的躯干部上的氧化膜。因而，扩散所需时间缩短，所需的热能减少。

随着升温过程的进行，SKH51基材的构成元素C和由还原剂的分解反应所生成的C在工件压制部位中与W、Cr等反应以生成例如W₆C、Cr₆C、W₂₃C₆和Cr₂₃C₆。当Fe进一步地参与该反应时，例如，还可以生成(Fe，W)₆C、(Fe，Cr)₆C、(Fe，W)₂₃C₆和(Fe，Cr)₂₃C₆。

所生成的碳化物，如W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆和(Fe，Cr)₆C瞬时分解，并变回作为Fe、W和Cr的状态。其中，W和Cr随后与存在于基材较深的内部位置的基材的构成元素C和Fe，以及以自由态或游离态存在于基材的较深的内部位置的C键合，再次重新生成例如W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C。这些材料，W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C也瞬时分解并变回作为W和Cr的状态。之后，它们与存在于基材更深的内部位置的基材的构成元素C和Fe，以及以自由态或游离态存在于基材的更深的内部位置的C键合以再次生成例如W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C。如上所述，碳化物反复分解并生成，因此碳化物扩散至基材的内部深处。

这样，W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C扩散进入基材的内部。结果，形成扩散层20(参见图2)。碳化物浓度在整个扩散层20中逐渐降低，并且在基材与基材内部碳化物扩散所到达的终端部之间不存在明确界面。因而，可以避免脆性破裂的出现，由此可以确保其中形成有扩散层20的工件压制部位的韧度。扩散层20的厚度，即碳化物扩散的距离，距表面的深度最大可达约15mm。

扩散层20可以以与上述相同的方式，通过使Mo、V或Ni的碳化物扩散进入基材的内部而形成。

另一方面，例如，在小直径部16的躯干部，SKH51的构成元素W和Cr与例如由还原剂分解所生成的C和SKH51中所包含的游离C发生反应。结果，例如可以生成W₆C、Cr₆C、W₂₃C₆和Cr₂₃C₆。当将Fe混合在涂布粉末中时，例如，可以进一步生成(Fe，W)₆C、(Fe，Cr)₆C、(Fe，W)₂₃C₆和(Fe，Cr)₂₃C₆。在该过程中，Fe开始扩散的速度比C、Si、Cu、Ti、Al和Mg时的扩散速度大。因而，涂布剂34b中所包含的Fe的浓度在浓度变化部22的内侧很大。

所生成的碳化物，如W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C，瞬时分解并变回Fe、W和Cr的状态。在这些材料中，W和Cr扩散并向表面移动，这可能是出于下列原因。即，据推测存在于表面侧的C和Si等极易形成碳化物或硅化物，因而具有捕获W和Cr等的功能。此外，当涂布剂中含有Cu、Ti、Al或Mg时，该元素也能够用于阻隔氧气，因而，SKH51材料也能避免被氧化。

在上述扩散过程中，W和Cr与存在于预成型部件32的表面侧的SKH51的构成元素C和Fe，以及以游离态存在于表面侧的C键合，再次重新生成例如W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C。该再次生成的W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C也瞬时分解，并变回作为W和Cr的状态。之后，它们与存在于预成型部件32的更外的表面侧的C和Fe，以及以游离态存在于所述表面侧的C键合，以再次生成例如W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C。如上所述，随着碳化物的反复分解和再生，碳化物向预成型部件32的外表面扩散。结果，在外表面上形成由碳化物构成的涂层，其中碳化物是化学稳定的。因而，预成型部件32转换为在表层部的外表面上形成有涂层的层状铁基合金。涂层的厚度约为0.5mm。

如上所述，存在于表层部侧的W和Cr，例如作为W₆C、Cr₆C、(Fe，W)₆C和(Fe，Cr)₆C扩散进入预成型部件32的外表面。结果，W、Cr等的浓度在位于涂层正下方的表层部最低，并且该浓度随着位置向内变深而逐渐增大。即，形成了浓度变化部22(参见图3)，其中W、Cr等的浓度逐渐增大。因而，如上所述，在基材与浓度变化部22的终端之间没有形成明确界面。因而，能够避免由于设置浓度变化部22而可能导致的脆性破裂。

另一方面，涂布剂中所含有的C、Si、Cu、Ti、Al、Mg等在浓度变化部22中扩散，并作为合金和碳化物保留在浓度变化部22中。该元素无助于增大SKH51的硬度。因而，该元素的扩散不会增大浓度变化部22中的硬度。

最后，如图4F中所示，使用切割工具30或砂轮对预成型部件32进行精加工，以制造锻造冲杆10。在该过程中，将涂层切割并从小直径部16的躯干部上除去。如上所述，涂层的厚度约为0.5mm，因而，可以相对容易地将涂层切割并除去。

作为切割并除去涂层的结果，浓度变化部22暴露出来。如上所述，韧度在浓度变化部22的最上方区域最大。因此，韧度在小直径部16的躯干部的表面增至最大。

图5显示了在将上述获得的锻造冲杆10纵向切割之后，在从表面侧指向内部的方向上所测定的与工件压制部位相应的部位的横截面的洛氏硬度C标度(HRC)，以及普通SKH51的HRC。根据图5，在该情况中，显然硬度一直增加直至到达距表面2.5mm的内部位置。

此外，当与具有相同尺寸但没有形成扩散层20的试样的JIS Z 22014强度相比时，以与上述相同方式形成扩散层20的试样的JIS Z 22014强度得到显著改善。具体地，未形成扩散层20的试样的抗张强度约为1,800MPa，而具有扩散层20的试样的抗张强度约为2,200MPa。更具体地，后一试样的抗张强度约为前者的抗张强度的1.2倍。

另一方面，图6显示了在从表面侧指向内部的方向上所测定的与小直径部16的躯干部相应的部位的横截面的洛氏硬度C标度(HRC)。根据图6，在该情况中，显然HRC在从表面至内部的方向上增大，直至到达约4mm的深度。换言之，显然表层部的韧度比内部更大。

如上所述，根据第一实施方式的冲杆10具有强度改善的部位(即，存在扩散层20的部位)和韧度改善的另一部位(即，存在浓度变化部22的部位)。然而，本发明也可以包括仅具有强度改善部位的实施方式，或仅具有韧度改善部位的实施方式。下面将该实施方式分别称为第二实施方式和第三实施方式。

即，除了小直径部16的躯干部中不存在浓度变化部22之外，根据第二实施方式的冲杆以与图1中所示的冲杆10相同的方式构造。第二实施方式的冲杆具有形成在工件压制部位处的扩散层20，该工件压制部位由小直径部16的前端部和弯曲突出部18构成。与冲杆10一样，与例如大直径部12和缩径部14相比，在根据第二实施方式的冲杆的工件压制部位处，由于扩散层20的存在，硬度和强度增大。

参考图4A～4F，可以理解可以通过仅以涂布剂34a涂布工件压制部位，之后对已涂布的部位进行热处理来制得根据第二实施方式的冲杆。

另一方面，除了在工件压制部位不存在扩散层20之外，根据第三实施方式的冲杆以与图1中所示的冲杆10相同的方式构造。根据第三实施方式的冲杆具有形成在小直径部16的躯干部处的浓度变化部22。与冲杆10一样，与例如工件压制部位、大直径部12和缩径部14相比，在第三实施方式的冲杆的小直径部16的躯干部处，由于浓度变化部22的存在，韧度增大。因而，不易发生破裂。

参考图4A～4F，可以理解可以通过仅以涂布剂34b涂布小直径部16的躯干部，之后对已涂布的部位进行热处理来制得根据第三实施方式的冲杆。

参考使用铁基合金制造的锻造冲杆已经对本发明的第一至第三实施方式进行了解释。然而，本发明本身并不限于锻造冲杆。本发明的原理当然也适用于其他装置或部件。

在上述实施方式中，将形成于小直径部16的躯干部的外表面上的涂层切割并除去。然而，也可以制造并使用产品而不除去涂层。

此外，可以将含有具有增大铁基合金硬度的性质的元素的物质的粉末添加至涂布剂34b中。在该情况中，根据所用的铁基合金的类型和热处理的条件，可以适当地设定粉末与C、Si、Cu、Ti、Al和Mg之间的混合比。

此外，可以在热处理炉中在氮气气氛下进行热处理。在该情况中，保留在浓度变化部22中的W或Cr等的碳化物被氮化以形成碳氮化物。构成该金属碳氮化物的颗粒具有包含圆形端部的形状。在具有上述形状的颗粒之间很少发生脆性破裂。因而，可以增大浓度变化部22的韧度，能够获得具有甚至更高韧度的层状铁基合金。

例如，可以通过施用涂布剂34b，并以与上述相同的方式进行操作也能够从钼钢中除去Mo。

此外，热处理也可以在施用涂布剂34b之后进行。之后，所得产品可以用作冲杆，或作为其他部件，而不用切割并除去形成于所涂布部位的扩散层。

实施例1

使用DH31热锻模钢制造底面直径为80mm，高80mm的圆柱体。

另一方面，将属于周期表第1II族至第VIII族的物质的粉末(粒径：10μm～70μm)，按照图7中所示的比例，添加至包含10％环氧树脂的丙酮溶液中，以制备两种涂布剂A和B。通常以DH31表示的能够改善各种钢材料硬度的物质主要包含于涂布剂A中。存在于各种钢材料中并且无助于增大硬度的物质主要包含于涂布剂B中。

之后，分别将涂布剂A和B涂布于同一圆柱体的表面上的不同部位。利用刷涂法进行该涂布，其中涂布剂A和B的厚度各自为1mm。

将涂布剂A和B分别自然干燥，然后在1,000℃～1,180℃的温度下保持2小时，以进行淬火处理。随后，在500℃～600℃的温度下保持2小时，以进行回火处理。

随后，沿圆柱体的高度方向对其进行切割。对于已经分别涂布有涂布剂A或涂布剂B的部位，从底面中心起，沿高度方向在每隔0.5mm的位置测定HRC。在切割并除去形成于已经涂布有涂布剂B的部位上的全部涂层之后进行该测定。

图8一并显示了对于各部位HRC与距表面的距离之间的关系。在未处理的DH31的情况中，HRC约为52～54。另一方面，显然当施用涂布剂A时硬度增大，而当施用涂布剂B时硬度减小。根据该事实，可以理解施用涂布剂B可以改善韧度。

此外，根据该事实，可以理解，通过改变所用涂布剂的种类，即使当对同一部件进行相同的热处理时，也可以分别制造硬度改善的部位和韧度改善的部位。

实施例2

使用SKH51高速工具钢和SKD11模具钢制造底面直径为80mm，高80mm的圆柱体。

另一方面，将属于周期表第III族至第VIII族的物质的粉末(粒径：10μm～70μm)按照图9中所示的比例，添加至包含10％环氧树脂的丙酮溶液中，以制备两种涂布剂A和B。

之后，将涂布剂A涂布于上述由SKH51构成的圆柱体的整个表面，而将涂布剂B涂布于上述由SKD11构成的圆柱体的整个表面。利用刷涂法进行该涂布，其中涂布剂A和B的厚度各自为1mm。

将涂布剂自然干燥，然后在1,000℃～1,180℃的温度下保持2小时，以进行淬火处理。随后，在500℃～600℃的温度保持2小时，以进行回火处理。

沿各圆柱体的高度方向对其进行切割。从底面中心起，沿高度方向在每隔0.5mm的位置测定HRC。图10和图11显示了表示HRC与距表面的距离之间的关系的曲线图，并结合有未使用涂布剂的SKH51和SKD11材料。考虑到HRC的测量误差，由图10和图11明显可知在各圆柱体中，硬度一直增大，直至到达距底面约6mm的深度为止。

此外，鉴别所生成的碳化物，结果是所鉴别的碳化物为(Fe，W)₆C、(Fe，W)₂₃C₆、(Fe，Cr)₆C和(Fe，Cr)₂₃C₆。

Claims (15)

1.一种层状铁基合金，所述层状铁基合金包含由铁基合金构成的基材、和通过使碳化物扩散至所述基材中而形成的扩散层(20)，所述扩散层的硬度比所述基材的硬度高，其中：

经测定，从所述层状铁基合金的表面基点起的所述扩散层(20)的厚度大于或等于0.5mm。

2.一种层状铁基合金，在所述层状铁基合金中硬度从该合金的表层部向内部增大，并且所述层状铁基合金包含存在于所述表层部的外表面上的扩散层(20)，其中：

所述扩散层(20)包含通过碳化具有增大所述铁基合金硬度的性质的第一元素而形成的碳化物；

在所述铁基合金中还包含除了所述第一元素之外的第二元素，所述第二元素在所述表层部中的量大于在所述内部中的量；和

所述第一元素的量从所述表层部向所述内部增大。

3.一种层状铁基合金，所述层状铁基合金包含由铁基合金构成的基材和通过使碳化物扩散至所述基材中而形成的扩散层(20)，所述扩散层的硬度比所述基材的硬度高，其中：

所述扩散层(20)的所述硬度随着位置向内部的变深而减小，而且，经测定，从所述基材的表面基点起的所述扩散层(20)的厚度大于或等于0.5mm；和

在不存在所述扩散层(20)的所述基材的部位中设置浓度变化部，所述浓度变化部的硬度随着具有增大所述基材的所述硬度的性质的元素的量从所述基材的表层部向内部的增大而增大。

4.如权利要求1～3任一项所述的层状铁基合金，其中所述碳化物是Cr、W、Mo、V、Ni或Mn的碳化物。

5.如权利要求4所述的层状铁基合金，其中所述碳化物具有M₆C或M₂₃C₆的组成式，其中M表示金属元素。

6.如权利要求1～3任一项所述的层状铁基合金，其中所述碳化物通过碳化Fe与选自Cr、W、Mo、V、Ni和Mn中的至少一种元素的固溶体而得到。

7.如权利要求6所述的层状铁基合金，其中所述碳化物具有(Fe，M)₆C或(Fe，M)₂₃C₆的组成式，其中M表示金属元素。

8.如权利要求2所述的层状铁基合金，其中所述第二元素是C、Si、Cu、Ti、Al或Mg。

9.一种层状铁基合金的制造方法，所述层状铁基合金包括由铁基合金构成的基材和通过使碳化物扩散至所述基材中而形成的扩散层(20)，所述扩散层的硬度比所述基材的硬度高，其中，经测定，从所述层状铁基合金的表面基点起的所述扩散层(20)的厚度大于或等于0.5mm，所述方法包括下述步骤：

以金属粉末涂布所述铁基合金的表面从而增大所述硬度；和

对涂布有所述金属粉末的所述铁基合金进行热处理，以使至少所述铁基合金中所包含的碳与所述金属相互反应以形成所述碳化物，其中，使所述碳化物扩散至所述铁基合金中。

10.如权利要求9所述的层状铁基合金的制造方法，其中使用Cr、W、Mo、V、Ni或Mn作为所述金属。

11.一种层状铁基合金的制造方法，所述层状铁基合金具有从该合金的表层部向内部增大的硬度，并且还包含存在于所述表层部的外表面上的扩散层(20)，其中所述扩散层(20)包含通过碳化具有增大铁基合金的硬度的性质的第一元素而形成的碳化物，其中在所述铁基合金中还包含除了所述第一元素之外的第二元素，所述第二元素在所述表层部中的量大于在所述内部中的量，并且其中所述第一元素的量由所述表层部向所述内部增大，所述方法包括下述步骤：

以由包含所述第二元素的物质构成的粉末涂布所述铁基合金的表面；和

对涂布有所述粉末的所述铁基合金进行热处理，以使所述第一元素扩散至所述表层部，所述第一元素与存在于所述铁基合金的所述表层部中的碳反应以形成所述碳化物。

12.一种层状铁基合金的制造方法，所述方法包括下述步骤：

将由含有能够增大硬度的第一元素的物质构成的粉末涂布于铁基合金的表面，同时将由含有第二元素的物质构成的粉末涂布于所述铁基合金的除了已经涂布有所述第一元素的部位之外的部位，其中所述第二元素与所述第一元素不同并且包含于所述铁基合金中，或将由包含所述第二元素的所述物质构成的所述粉末涂布于所述铁基合金的所述表面，同时将包含所述第一元素的所述物质涂布于所述铁基合金的除了已经涂布有所述第二元素的部位之外的部位；

对涂布有分别包含所述第一元素或所述第二元素的各粉末的所述铁基合金进行热处理，以便将厚度大于或等于0.5mm并且硬度比基材高的扩散层(20)设置在涂布有包含所述第一元素的所述物质的所述粉末的所述部位，同时将浓度变化部设置在涂布有包含所述第二元素的所述物质的所述粉末的所述部位，其中所述浓度变化部的硬度随着具有增大所述基材的所述硬度的性质的元素的量从所述基材的表层部向其内部的增大而增大，

其中设置所述扩散层(20)以使所述第一元素扩散至所述铁基合金中，由此通过与所述铁基合金的碳的反应而使所述碳化物扩散进入所述铁基合金中，和

其中设置所述浓度变化部以使所述铁基合金的所述第一元素从所述铁基合金的所述内部向所述表层部扩散，并且存在于所述表层部中的碳与所述第一元素反应以形成含有碳化物的涂层，由此从所述基材中排出所述第一元素。

13.如权利要求11或12所述的层状铁基合金的制造方法，其中使用Cr、W、Mo、V、Ni或Mn作为所述第一元素。

14.如权利要求11～13任一项所述的层状铁基合金的制造方法，其中使用C、Si、Cu、Ti、Al或Mg作为所述第二元素。

15.如权利要求10所述的层状铁基合金的制造方法，所述方法还包括除去所述涂层的步骤。

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