專利名稱：滲碳淬火部件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種疲勞強度以及尺寸精度優(yōu)異地滲碳淬火部件及其制造方法。
背景技術(shù)：
例如在自動變速器的動力傳遞用部件的齒輪等中，為同時提高表面硬度和韌性兩者，多采用實施了滲碳淬火的滲碳淬火部件。
現(xiàn)有的滲碳淬火部件，一般采用表面硬化鋼(JISSCM420H、SCR420H、SNCM220)等成形為所希望的形狀后，將其放置在滲碳氣氛中進行氣體滲碳，然后在油等中進行淬火制作而成。
然而，對上述滲碳淬火部件，要求更進一步能降低成本和提高性能。
由于降低成本和提高性能是相對立的，在通過采用上述現(xiàn)有的表面硬化鋼的通常的滲碳淬火方法所制作的滲碳淬火部件中，需要一個一個解決所存在的各種問題。
滲碳淬火部件所具有的課題之一是在進一步提高滲碳淬火后的強度的同時，更進一步抑制淬火變形，提高尺寸精度。
但是，眾所周知，要提高淬透性時，通常，與增大淬火變形相關(guān)聯(lián)。要提高到滲碳淬火之前的強度，有可能會降低加工性，增加加工成本。
本發(fā)明正是針對有關(guān)現(xiàn)有問題的發(fā)明，其目的在于提供一種在充分抑制淬火變形的情況下可以實現(xiàn)高強度化的滲碳淬火部件及其制造方法。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的第1方面，是一種滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于以含有作為主成分的Fe、同時含有0.10～0.50重量％的C和0.50～1.50重量％的Si的、并且端面淬火試驗的淬透性J在35～50(at12.5mm)的合金鋼作為鋼坯(素材)采用，將該鋼坯成形為所希望形狀的部件后，在防止氧化氣氛中通過滲碳處理形成滲碳層，
在滲碳處理后，在從珠光體相變點(A1點)到馬氏體相變開始點(Ms點)之間單調(diào)冷卻的條件下，并且在淬火急冷度H為0.01～0.08(cm-1)的條件下進行淬火處理。
在此，上述依據(jù)端面淬火試驗的淬透性J，是通過JISG0561所規(guī)定的末端淬透性(一般稱為Jominy端面淬火試驗法)獲得的值。另外，(at12.5mm)是指在Jominy端面淬火試驗用的棒狀試驗片中，從其水冷側(cè)端面距離12.5mm的位置上的淬透性J的值。
另外，上述淬火急冷值H是表示由Grossmann所建義的而被廣泛普及的淬火的強度的指標，當被處理材料的鋼的熱傳導率為γ(kcal/mh℃)，在淬火氣氛中上述鋼的表面熱傳遞系數(shù)為α(kcal/mh2℃)時，由H＝0.5×(α/γ)定義。
然后，在本發(fā)明中，C含量以及Si含量和淬透性處在上述特性范圍內(nèi)的特定合金鋼作為鋼坯采用，在防止氧化氣氛中通過滲碳處理形成滲碳層后，在同時滿足上述單調(diào)冷卻的條件以及上述特定的淬火急冷度H的條件兩者的情況下進行淬火。即，當確切具備所有這些材料特性以及制造條件時，可以獲得能充分抑制淬火應(yīng)變并且實現(xiàn)高強度化的滲碳淬火部件。
如果進一步對這一點進行說明，通過讓上述C含量為0.10～0.50重量％，可以確保滲碳淬火后非滲碳部(內(nèi)部)的適度韌性和強度。另一方面，當C含量不到0.1重量％時，不太能獲得上述效果，另外，當超過0.50重量％時，淬火前硬度太高，有可能增加加工成本以及降低韌性。另外，由于滲碳淬火后的非滲碳部內(nèi)部的組織相變率上升，增大相變應(yīng)力，由于大的淬火應(yīng)變，成為降低部件精度的主要原因。
另外，在本發(fā)明中，在其成分中積極含有Si，另外，其含量為0.50～1.50重量％。然后，上述滲碳處理，在防止氧化氣氛中進行。這樣，在抑制滲碳處理時容易產(chǎn)生的晶界氧化的情況下，可以提高面疲勞強度，提高淬透性，提高退火軟化抵抗等。在此，如果上述Si的含量不到0.50重量％時，將減少上述提高效果，特別是，存在降低滲碳處理中晶界防止氧化的效果的問題。另一方面，如果超過1.50重量％時，上述提高效果飽和，同時淬火前的均勻奧氏體化變得困難。另外，為了防止材料的塑性加工性、切削加工性、或者成形性的降低，優(yōu)選將Si的含量抑制到0.70重量％以下。因此，Si的含量更優(yōu)選在0.50重量％以上，0.70重量％以下的范圍內(nèi)。
另外，上述鋼坯的上述淬透性J限定在35～50(at12.5mm)。這樣，上述淬火急冷度H的范圍即使限定在上述范圍，可以獲得優(yōu)異淬火效果。另一方面，如果上述淬透性J不到35時，在滲碳處理后的淬火工藝中，不能對上述滲碳層以及非滲碳部(內(nèi)部)給予充分的淬火效果，不能實現(xiàn)所希望的高強度化。為此，更優(yōu)選上述淬透性J在38以上。另外，如果上述淬透性J超過50時，特別是，通過讓非滲碳部的內(nèi)部的組織相變率上升，增大相變應(yīng)力，存在容易產(chǎn)生淬火應(yīng)變的問題。另外，由于該淬透性J越高，滲碳淬火前的硬度越高，降低滲碳處理前的塑性加工性、切削加工性等加工性。為此，為了防止這些加工性的降低，優(yōu)選上述淬透性J在45以下。
另外，上述淬火急冷度H限定在0.01～0.08(cm-1)。然后，通過以具有上述特定碳量以及淬火性能的上述合金作為鋼坯使用，可以在淬火時抑制淬火應(yīng)變，確保優(yōu)異的尺寸精度。另一方面，如果上述淬火急冷度H不到0.01(cm-1)時，和上述淬透性J不到35時的情況同樣，在滲碳處理后的淬火工藝中，不能對上述滲碳層以及非滲碳部(內(nèi)部)給予充分的淬火效果，不能實現(xiàn)所希望的高強度化。另外，如果淬火急冷度H超過0.08(cm-1)時，和上述淬透性J超過50時的情況同樣，特別是，由于非滲碳部的內(nèi)部的組織相變率上升，增大相變應(yīng)力，存在容易產(chǎn)生淬火應(yīng)變的問題。
另外，上述淬火處理，不僅在上述淬火急冷度H的范圍，而且如上所述必須在從A1點到Ms點之間單調(diào)冷卻的條件下進行。在此所謂的單調(diào)冷卻，是指在冷卻途中不再被加熱，即，冷卻中的材料溫度不會再上升。因此作為滿足上述單調(diào)冷卻的條件時，含有材料溫度持續(xù)下降，或者即使在途中出現(xiàn)溫度下降停止的狀態(tài)也讓溫度保持一定而決不會上升，然后再次下降的情況，當然容許冷卻速度有變化。
然后，通過將這樣的單調(diào)冷卻作為必須條件，可以抑制碳化物的析出。
另外，在上述單調(diào)冷卻的條件下，可以選擇不與上述滲碳部中所謂的恒溫相變曲線所示的S曲線的鼻尖區(qū)域相交的情況下進行冷卻的條件。這樣，可以確保充分的馬氏體相變。
然后，在本發(fā)明中，如上所述，通過具備上述C含量、Si含量、淬透性J、防止氧化氣氛中的滲碳處理、同時滿足上述單調(diào)冷卻的條件以及上述特定的淬火急冷度H的條件兩者的淬火處理等所有條件，可以在充分抑制淬火應(yīng)變的情況下獲得實現(xiàn)高強度化的滲碳淬火部件，只要缺少上述要件中的一個，就可能達不到所希望的目的。這是由本案申請人經(jīng)過多次試驗而初次發(fā)現(xiàn)的。
本發(fā)明的第2方面，是采用上述制造方法制造的滲碳淬火部件，其特征在于上述滲碳層的表面硬度為700～900Hv，上述滲碳層內(nèi)側(cè)的非滲碳部的內(nèi)部硬度為250～450Hv。
該滲碳淬火部件，采用上述優(yōu)異制造方法，并且調(diào)整成分處理條件，如上述那樣將滲碳層的表面硬度以及非滲碳部的內(nèi)部硬度限定在上述特性范圍。這樣，對于將作用在部件上的附加負荷所產(chǎn)生的向部件的作用應(yīng)力、和由于部件形狀的凹凸、孔等所產(chǎn)生的在部件表面附近的集中應(yīng)力合成后附加在部件上的應(yīng)力分布，可以從表面直到內(nèi)部(心部)確保靜態(tài)強度(拉伸強度、彎曲強度、扭曲強度等)和動態(tài)強度(面疲勞強度、彎曲疲勞強度、扭曲疲勞強度等)。
如果上述滲碳層的表面強度不到700Hv時，對于部件表面附近的應(yīng)力集中，存在不能確保其強度的溫度。而且也可能出現(xiàn)在最表面上的耐磨耗性不足的問題。另一方面，如果表面硬度超過900Hv時，在表層上生成碳素體等碳化物，反而強度不夠，特別是存在韌性降低的問題。
另外，如果上述非滲碳部的內(nèi)部硬度不到250Hv時，特別是存在靜態(tài)強度不足的問題。另一方面，如果內(nèi)部硬度超過450Hv時，根據(jù)組織的相變率考慮，如果確保450Hv進行淬火處理時，產(chǎn)生大的相變應(yīng)力，由此形成大的淬火應(yīng)變，成為部件精度降低的主要原因。


圖1表示旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞實驗片的說明圖。
圖2(a)表示平價用齒輪的平面圖。
圖2(b)表示平價用齒輪的截面圖。
具體實施方案
在本發(fā)明的第1方面的滲碳淬火部件的制造方法中，上述滲碳處理，優(yōu)選在減壓到1～30hPa的減壓氣氛中進行。這樣，通過減壓可以容易獲得上述防止氧化的氣氛，可以充分防止?jié)B碳時的晶界氧化。在此，當上述減壓氣氛的減壓值不到1hPa時，對氧化抑制出現(xiàn)過剩，而用于加壓的裝置也成為高減壓裝置，存在成本增加的問題。另一方面，如果超過30hPa時，抑制氧化的效果降低，存在在滲碳爐中會產(chǎn)生煤的問題。
另外，上述滲碳處理，優(yōu)選在以惰性氣體為主成分的氣氛下進行。這時，也可以容易形成上述防止氧化的氣氛。作為上述非惰性氣體，例如有氮氣、氬氣等。
另外，優(yōu)選按照上述滲碳層的表面碳量到達0.6～1.5重量％那樣進行上述滲碳處理。滲碳層的表面碳濃度影響滲碳淬火材料的表面硬度，當滲碳層的表面碳濃度不到0.6重量％時，存在表面硬度不足的問題，另一方面，如果超過1.5重量％，碳化物的析出量增多，基底的淬透性能顯著下降，存在表面硬度不足的問題。
另外，從上述鋼坯的表面所產(chǎn)生的晶界氧化優(yōu)選在3μm以下。即，鋼坯的成分組成，優(yōu)選通過調(diào)整上述滲碳時的防止氧化氣氛、加熱溫度、加熱時間等，將上述晶界氧化抑制在距表面3μm以下。
如果生成晶界氧化物(部)會降低晶界強度，一般比滲碳淬火層(部)的強度要低，如果晶界氧化超過3μm，在深處產(chǎn)生時，由于部件的強度不足和硬度降低等，有可能引起磨耗性能的降低。另外，晶界氧化生成時，其周邊的合金元素也會由于化學性的化合物反應(yīng)而進入到晶界氧化物中。這樣，在晶界氧化物周邊的滲碳淬火層中提高淬透性能的元素進入到上述晶界氧化物中被消耗，在晶界氧化物層周圍出現(xiàn)添加物枯竭的區(qū)域，有可能出現(xiàn)滲碳淬火層本身的淬透性能不足，從而引起硬度不足，強度不足的情況。
另外，上述鋼坯的表面壓縮殘留應(yīng)力優(yōu)選在300～800MPa。即，鋼坯的成分組成，優(yōu)選通過調(diào)整上述滲碳時的防止氧化氣氛、加熱溫度、加熱時間等，讓上述表面壓縮殘留應(yīng)力在300MPa以上。這樣，表面附近的拉力作用應(yīng)力，由于部件表面附近的壓縮殘留應(yīng)力，可以緩和作用應(yīng)力，特別是可以提高動態(tài)強度(面疲勞強度、彎曲疲勞強度、扭曲疲勞強度)。另一方面，如果上述表面壓縮殘留應(yīng)力超過800Mpa時，馬氏體量增多，必須增大淬火處理時的冷卻速度，要超過限度。為此，存在產(chǎn)生大的淬火應(yīng)變，不能確保部件的尺寸精度的問題。
上述表面壓縮殘留應(yīng)力，可以通過對滲碳層淬火處理生成馬氏體，由伴隨相變的體積膨脹而產(chǎn)生壓縮應(yīng)力場而獲得。但是，當馬氏體的生成量較少時，即，殘留奧氏體較多時，或者屈氏體組織較多時，不能形成足夠的壓縮殘留應(yīng)力場。因此，減少殘留奧氏體(具體講在25％以下)和減少屈氏體組織(具體講在10％以下)，按照提高這樣的壓縮殘留應(yīng)力效果的觀點具有有利作用。此外，馬氏體相變時的體積膨脹的吸收，在馬氏體量較少時，不會對讓周圍的殘留奧氏體、或者屈氏體組織塑性變形而緩和壓力，增大表面壓縮殘留應(yīng)力有多大的作用。但是，如果象上述那樣增加馬氏體量而減少殘留奧氏體或者屈氏體組織，由于塑性變形導入的轉(zhuǎn)位密度增加，約束了滑動變形，會急速增加表面壓縮殘留應(yīng)力。
另外，有在淬火后實施噴丸硬化(shot peening)處理等表層加工以增加壓縮殘留應(yīng)力的方法。對于后者，通過噴丸硬化處理，如果讓殘留奧氏體馬氏體化后，對于提高壓縮殘留壓力是有利的。
另外，上述淬火處理優(yōu)選在從奧氏體區(qū)域的溫度到300℃之間、在上述淬火急冷度H的范圍內(nèi)單調(diào)冷卻的條件下進行淬火。這樣，可以獲得充分的淬火效果。另一方面，在從奧氏體區(qū)域的溫度到300℃之間的冷卻中，上述淬火急冷度H不到0.01(cm-1)時，成為淬火不足，不能確保所希望的淬火組織、特性，引起部件強度不足。另外，在從奧氏體區(qū)域的溫度到300℃之間的冷卻中，上述淬火急冷度H如果超過0.08(cm-1)時，急冷過剩，增大組織相變應(yīng)力以及熱應(yīng)力，有可能會增大淬火變形，降低部件精度。
另外，上述淬火處理優(yōu)選利用氣體冷卻進行淬火。這時，比較容易確保上述淬火急冷度H。
另外，上述氣體冷卻優(yōu)選在惰性氣體中進行。這樣，可以確保淬火時的安全性能。
另外，上述惰性氣體優(yōu)選是氮氣。氮氣，按照在批量生產(chǎn)時容易獲取性、成本、容易處理性等觀點，優(yōu)選被采用。
然后，在本發(fā)明的第2方面的滲碳淬火部件中，上述滲碳層的殘留奧氏體面積率優(yōu)選在25％以下。如果殘留奧氏體面積率超過25％時，在滲碳淬火工藝之后的加工工藝、或者伴隨部件使用中的作用應(yīng)力、溫度變化，讓殘留奧氏體發(fā)生向馬氏體的組織相變，由這時的相變應(yīng)力產(chǎn)生應(yīng)變，有可能降低部件精度。此外，殘留奧氏體面積率更優(yōu)選在20％以下。另外，為了減少了殘留奧氏體面積率，例如可以通過噴丸硬化處理等，讓殘留奧氏體強制馬氏體化，以減少面積率。
另外，上述滲碳層表層的屈氏體組織的面積率優(yōu)選在10％以下。上述屈氏體，是在滲碳淬火后的滲碳層中生成的不完全淬火組織，由于硬度小，當組織的面積率超過10％時，由于低強度的屈氏體有可能降低部件的強度。
另外，上述滲碳淬火部件，優(yōu)選其內(nèi)部組織是貝氏體。更具體講，在截面組織中優(yōu)選貝氏體的面積率在50％以上。貝氏體與馬氏體不同，成為晶格的鐵原子在部分擴散的情況下進行相變。因此，由于與馬氏體相比較伴隨相變所產(chǎn)生的應(yīng)變小，并且，進一步比減少冷卻速度時所生成的珠光體的硬度大，可以適度提高內(nèi)側(cè)的非滲碳部的強度。為了以貝氏體為主體構(gòu)成內(nèi)層側(cè)，通過將上述冷卻急冷度設(shè)定在0.01～0.08(cm-1)的范圍，按照獲得以貝氏體為主體的組織那樣進行組成選定。這樣，可以獲得具有強度和韌性的部件。
另外，上述滲碳淬火部件，優(yōu)選是滲碳齒輪。齒輪，是要求各種各樣的嚴格條件的部件，利用上述制造方法獲得的優(yōu)異特性對齒輪是非常有效的。
實施例
對于有關(guān)本發(fā)明的實施例的滲碳淬火部件，進一步采用具體例進行詳細說明。
(實施例1)
作為實施例1，對為確認本發(fā)明的效果而進行的實驗結(jié)果進行說明。
首先，表1所示化學組成的鋼(鋼11～14)采用電弧爐熔煉后，通過熱軋形成直徑為150mm以及直徑為32mm的圓棒，在925℃保持1小時后進行空冷的正火。
鋼11、鋼12是本實施例中具有新開發(fā)的成分組成的鋼種，鋼13以及鋼14分別相當于JIS的表面硬化鋼SCM420以及SNCM815的鋼種。
首先，對于所有的鋼種，根據(jù)JISG0561進行Jominy末端淬透性實驗，求出淬透性。
其結(jié)果如表1所示。該特性是與后述的制造方法無關(guān)的鋼坯的特性。
(表1)
由表1表明，鋼11、鋼12按照材質(zhì)以及淬透性J的觀點，是可以作為本發(fā)明的鋼坯適用的合金鋼。另一方面，鋼13，其淬透性J和Si含量超出本發(fā)明范圍之外，而鋼14，其Si含量超出本發(fā)明范圍之外。
然后，采用上述鋼11～14，加工成直徑25mm、長度50mm的圓棒試驗片(圖中未畫出)，并且加工成圖1所示形狀的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗片1。
另外，從直徑150mm的正火材料，如圖2所示，通過機械加工制作成節(jié)圓半徑54mm，齒數(shù)27，模數(shù)4、齒寬9mm、軸孔半徑35mm(等價圓棒半徑10.5mmφ)的試驗用齒輪4。
然后將由上述鋼11、12以及鋼14制作的各試驗片以及齒輪，按照表2所示[制法1]的條件進行低壓滲碳(真空滲碳)以及氣體淬火。
另外，對由鋼13制作的各試驗片，按照表3所示[制法2]的條件進行氣體滲碳以及油淬火。
在此，上述[制法1]，如表1所示，滲碳處理后淬火急冷度H為0.05(cm-1)，具備了本發(fā)明的制造方法的主要條件。
另外，上述[制法2]，如表4所示，滲碳處理后淬火急冷度H為0.15(cm-1)，不具備本發(fā)明的制造方法的主要條件。
然后，對以上那樣制作的各試驗片進行以下的試驗。
首先，對于直徑25mm的圓棒試驗片，采用維氏硬度計測量橫截面的硬度分布(內(nèi)部硬度)。另外，滲碳淬火材料的表層硬度(表面硬度)，在從表面到0.02mm的位置上進行測定。進一步，與其同等位置的屈氏體的面積率，通過對電子掃描顯微鏡照片進行圖像分析進行測定。
另外，晶界氧化層，采用光學顯微鏡，測定從表面金屬組織到最大的氧化層深度。
另外，表面碳濃度，采用X射線微量分析儀在距表面50μm的位置上進行測定。
另外，殘留奧氏體面積率，在X射線衍射裝置中采用Co-Ka線對部件表面進行測定。
另外，表面殘留應(yīng)力，采用X射線應(yīng)力測定器采用Fe-Kα線利用半價寬度中點法進行測定。
這些測量結(jié)果如表4所示。
(表2)制法1
(表3)制法2
如表4所示，采用制法1對鋼11、鋼12進行處理后獲得的滲碳淬火材料「鋼11、12+制法1」(以下鋼種和制法的組合記為「鋼種+制法」)的中心部的硬度均在250Hv以上。表層以及中心部的組織均是馬氏體，不存在顯著不完全淬火組織。
(表4)
對此，「鋼13+制法2」的表層硬度以及中心部硬度，與上述「鋼11、12+制法1」的任一個相比都要低。
另外，「鋼14+制法1」的表層硬度以及中心部硬度，與上述「鋼11、12+制法1」雖然大致相等，但殘留奧氏體面積率大而表面殘留小。由此引起疲勞強度差。
然后，旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗，采用小野式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗機，求出以重復(fù)1千萬次為基準的疲勞強度。其結(jié)果作為彎曲疲勞、面疲勞在表4中表示。
從表4中表明，在「鋼11、12+制法1」中，得到對于旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞強度，具有比「鋼13+制法1」以及「鋼14+制法1」大得多的特性。
然后，對于齒輪，按照以下方式平價磁力精度以及尺寸精度。
在平價齒輪精度時，采用專用的精密齒輪精度測定儀，分別對左右齒面測定齒輪的各方向壓力的誤差量和扭角方向的誤差量。另外，全周測定齒槽高度，以最大值減最小值的差值作為齒槽的偏轉(zhuǎn)計算。
在平價尺寸精度時，在齒輪的相互嚙合的2個齒槽中放入球體，其外周尺寸采用專用的O.B.D測定儀進行測定。O.B.D測定，如圖2所示，圓周方向為垂直2方向(X，Y)，齒寬方向分上、中、下3處(A、B、C)。然后，作為O.B.D橢圓，求出在垂直2方向上的O.B.D的差的絕對值，作為O.B.D錐形，求出在齒寬方向上的上部O.B.D和下部O.B.D的差。其結(jié)果如表5所示。
(表5)
由表5表明，齒輪精度、尺寸精度均為，「鋼11、12+制法1」比其它具有更優(yōu)異的精度。
根據(jù)以上的結(jié)果，對于以C含量以及Si含量、和淬透性J處在上述特定范圍內(nèi)的特定合金鋼作為鋼坯采用，在防止氧化氣氛中通過滲碳處理形成滲碳層后，在上述特定的淬火急冷度H的條件下淬火后的「鋼11、12+制法1」的情況下，可以充分抑制淬火應(yīng)變，并且可以實現(xiàn)高強度化。
特別是對于合金鋼，以Fe作為主成分，作為副成分，設(shè)定成含有C0.12～0.22質(zhì)量％，Si0.5～1.5質(zhì)量％，Mn0.25～0.45質(zhì)量％，Ni0.5～1.5質(zhì)量％，Cr1.3～2.3質(zhì)量％，B0.001～0.003質(zhì)量％，Ti0.02～0.06質(zhì)量％，Nb0.02～0.12質(zhì)量％，Al0.005～0.05質(zhì)量％即可。
更具體講，作為上述合金鋼，
由N≡106×C(質(zhì)量％)+10.8×Si(質(zhì)量％)+19.9×Mn(質(zhì)量％)+16.7×Ni(質(zhì)量％)+8.55×Cr(質(zhì)量％)+45.5×Mo(質(zhì)量％)+28表示的成分參數(shù)N在95以下進行組成調(diào)整即可。
在此，上述鋼種11、12的N分別為87.6、93.4，在本發(fā)明的成分范圍之外的鋼種13、14，其N比95大。如果N超過95，鋼的扎制狀態(tài)的硬度和正火狀態(tài)的硬度顯著上升，不能獲得好的機械加工性以及冷加工性。因此，在重視可制造性時，需要將該成分參數(shù)控制在95以下。
成為上述本發(fā)明的成分范圍內(nèi)的合金鋼，冷卻速度至少在0.1℃/秒以下的范圍時不生成貝氏體，并且冷卻速度至少在12℃/秒以上的范圍時不生成鐵氧體。在上述冷卻速度范圍，鋼的連續(xù)冷卻相變曲線圖(Continuous Cooling Transformation diagramCCT曲線圖)可以通過對各種冷卻速度測定進行確定。
在本發(fā)明中，為了達到即使采用氣體冷卻也能對滲碳層充分淬火，讓鋼的組成被設(shè)定成在冷卻速度至少在12℃/秒以上(以下成為上限冷卻速度)的區(qū)域也不會生成鐵氧體。如果將冷卻速度增大到12℃/秒以上后生成鐵氧體，采用氣體冷卻就不能在滲碳層中充分形成馬氏體，會引起硬度不足。
但是，淬透性過度良好時，反而有不利作用，如果在沒有受到滲碳的影響的內(nèi)層部中也過剩生成馬氏體，部件整體的馬氏體生成量增大，會引起尺寸精度降低。為此，在氣體淬火時，按照能在滲碳層中生成足夠的馬氏體，而在內(nèi)層部中不形成過度的馬氏體那樣來選定組成，是非常重要的。具體講，當冷卻速度至少在0.1℃/秒以下的范圍時不生成貝氏體。如果在0.1℃/秒以下的冷卻速度時也生成貝氏體，對沒有受到滲碳的影響的內(nèi)層部淬火，結(jié)果會增大應(yīng)變。
另外，如果在不到0.1℃/秒的冷卻速度下不生成貝氏體，在實際的退火冷卻速度范圍可以充分抑制貝氏體的生成，可以獲得鐵氧體+珠光體多的富有加工性的組織。因此，退火狀態(tài)，即在從奧氏體的冷卻速度到放置冷卻或者相當于空冷的范圍，可以獲得能提高加工性能的足夠低的鋼坯硬度，容易進行滲碳淬火前的加工。
進一步，通過讓冷卻速度在0.1～10℃/s，希望按照內(nèi)層部可以獲得以貝氏體為主體的組織進行組成選定，特別是，希望成為以3℃/s冷卻時的貝氏體主體。
(實施例2)
在本例中，對表6所示化學成分的鋼(鋼21～24以及鋼31～38)熔煉制成塊鋼，然后分塊扎制，制造成直徑70mm的圓棒。
然后，對70mmφ的圓棒通過熱鍛造延伸成120mmφ，以925℃正火處理后，制作成和實施例1同樣的各試驗片以及齒輪(參見圖1、圖2)。
然后，對各試驗片以及齒輪按照3種制造方法(制法3～5)進行處理。
「制法3」的特點是采用氣體滲碳和油淬火，在滲碳氣體氣氛中按照930℃×5小時加熱→850℃×1小時擴散→130℃油淬火→180℃×1小時退火的條件進行滲碳淬火，退火。這時的淬火急冷度H為0.15(cm-1)。
「制法4」的特點是采用真空滲碳和氣體冷卻，在真空滲碳中按照930℃×5小時加熱→850℃×1小時擴散→氮氣冷卻→180℃×1小時退火的條件進行滲碳淬火，退火。這時的淬火急冷度H為0.05(cm-1)。
「制法5」是將上述制法4中的氮氣冷卻變更成130℃油淬火，這時的淬火急冷度H為0.15(cm-1)。
然后，對利用上述制法處理后的各試驗片以及齒輪，進行和實施例1相同的測定以及試驗。
其結(jié)果如表7、表8所示。
如表7、表8所示，對于鋼種31～38，彎曲疲勞強度或者面疲勞強度低，另外，采用油冷卻的部件，由于淬火應(yīng)變，精度的偏離增大，在實用上問題比較多。
對于鋼種31～34，由于氣體滲碳時的晶界氧化生成會形成不完全淬火組織，由此引起表面硬度低，降低了各強度。另外，采用油冷卻時，淬火比采用氣體冷卻要急劇，冷卻斑大，由于淬火應(yīng)變會增大精度的偏離性。
另外，對于鋼種37、38，對于鋼材的淬透性，采用油冷卻的淬火太強，內(nèi)部硬度上升過度。另外，表面的組織相變和內(nèi)部的組織相變之間的相對差減小，即，表面硬度和內(nèi)部硬度的差減小，其結(jié)果會減小表層壓縮殘留應(yīng)力，降低各強度。另外，采用油冷卻時，淬火比采用氣體冷卻要急劇，冷卻斑大，由于淬火應(yīng)變會增大精度的偏離性。
另一方面，在鋼種21～24中，均顯示出表面硬度高，而內(nèi)部硬度適當，并且可以將應(yīng)變抑制到較小，可以同時具有高強度和低應(yīng)變。
因此，在本例中，也是對于以C含量以及Si含量、和淬透性J處在上述特定范圍內(nèi)的特定合金鋼作為鋼坯采用，在防止氧化氣氛中通過滲碳處理形成滲碳層后，在上述特定的淬火急冷度H的條件下淬火后的情況，可以充分抑制淬火應(yīng)變，并且可以實現(xiàn)高強度化。
這時，對于合金鋼，以Fe作為主成分，作為副成分，設(shè)定成含有C0.1～0.5質(zhì)量％，Si0.5～1.0質(zhì)量％，Mn0.3～1.0質(zhì)量％，Cr0.1～1.0質(zhì)量％，P0.003～0.015質(zhì)量％，S0.005～0.03質(zhì)量％，Al0.01～0.06質(zhì)量％，N0.005～0.03質(zhì)量％，同時含有Mo0.3～1.3質(zhì)量％，Ni0.1～1.0質(zhì)量％的1種以上即可。進一步，作為副成分，也可以含有V0.05～1.5質(zhì)量％，Nb0.02～0.2質(zhì)量％，Ti0.01～0.2質(zhì)量％的1種以上，或者B0.0005～0.005質(zhì)量％，Ti0.005～0.1質(zhì)量％，或者B0.0005～0.005質(zhì)量％，Yi0.011～0.2質(zhì)量％。進一步作為其它元素，也可以按照質(zhì)量％，含有選自Ca0.01％以下，Mg0.01％以下，Zr0.05％以下，Te0.1％以下所構(gòu)成的群中的至少含有1種以上。
(表6)
(表7)
(表8)
權(quán)利要求
1.一種滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于
以含有作為主成分的Fe、同時含有0.10～0.50重量％的C和0.50～1.50重量％的Si的、并且端面淬火試驗的淬透性J在35～50(at12.5mm)的合金鋼作為鋼坯采用，將該鋼坯成形為所希望形狀的部件后，在防止氧化氣氛中通過滲碳處理形成滲碳層，
在滲碳處理后，在從珠光體相變點(A1點)到馬氏體相變開始點(Ms點)之間單調(diào)冷卻的條件下，并且在淬火急冷度H為0.01～0.08(cm-1)的條件下進行淬火處理。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于所述滲碳處理，在減壓到1～30hPa的減壓氣氛下進行。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于所述滲碳處理，在以惰性氣體為主成分的氣氛中進行。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于使所述滲碳層的表面碳量到0.6～1.5重量％那樣進行所述滲碳處理。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于從所述鋼坯的表面產(chǎn)生的晶界氧化在3μm以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于所述鋼坯的表面壓縮殘留應(yīng)力為300～800MPa。
7.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于所述淬火處理在從奧氏體區(qū)域的溫度到300℃之間，在所述淬火急冷度H的范圍進行淬火。
8.根據(jù)權(quán)利要求1所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于所述淬火處理通過氣體冷卻進行淬火。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于所述氣體冷卻在惰性氣體中進行。
10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的滲碳淬火部件的制造方法，其特征在于所述惰性氣體是氮氣。
11.一種滲碳淬火部件，是采用權(quán)利要求1所述制造方法制造的滲碳淬火部件，其特征在于所述滲碳層的表面硬度為700～900Hv，所述滲碳層內(nèi)側(cè)的非滲碳部的內(nèi)部硬度為250～450Hv。
12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的滲碳淬火部件，其特征在于所述滲碳層的殘留奧氏體面積率在25％以下。
13.根據(jù)權(quán)利要求11所述的滲碳淬火部件，其特征在于所述滲碳層的屈氏體組織的面積率在10％以下。
14.根據(jù)權(quán)利要求11所述的滲碳淬火部件，其特征在于所述內(nèi)部組織是貝氏體。
15.一種滲碳淬火部件的制造部件，其特征在于，在權(quán)利要求11中，所述滲碳淬火部件是滲碳齒輪。
全文摘要
提供一種不增大制造成本的情況下可以充分抑制淬火應(yīng)變并且實現(xiàn)高強度化的滲碳淬火部件及其制造方法。含有作為主成分的Fe、同時含有0.10～0.50重量的C、0.50～1.50重量的Si、并且端面淬火試驗的淬透性J在35～50(at12.5mm)的合金鋼作為鋼坯采用。將鋼坯成形為所希望形狀的部件后，在防止氧化氣氛中通過滲碳處理形成滲碳層，在滲碳處理后，在從珠光體相變點(A1點)到馬氏體相變開始點(Ms點)之間單調(diào)冷卻的條件下，并且在淬火急冷度H為0.01～0.08(cm－1)的條件下進行淬火處理。
文檔編號C23C8/08GK1539026SQ0280887
公開日2004年10月20日 申請日期2002年12月25日 優(yōu)先權(quán)日2001年12月25日
發(fā)明者谷口孝男, 塚本一雅, 大林巧治, 羽生田智紀, 紅林豐, 蟹澤秀雄, 伊藤誠司, 司, 智紀, 治, 雄, 雅 申請人:愛信艾達株式會社