專利名稱：滲碳鋼構(gòu)件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種滲碳鋼構(gòu)件及其制造方法，所述滲碳鋼構(gòu)件例如是齒輪等的通過施行滲碳處理來制造而成的滲碳鋼構(gòu)件。
背景技術(shù)：
例如，齒輪等鋼構(gòu)件，作為用于保持韌性并提高表面硬度的處理，在多數(shù)情況下施行滲碳處理和淬火處理(下面，將適當(dāng)施加了滲碳處理的鋼構(gòu)件稱為滲碳鋼構(gòu)件)。滲碳處理，是在加熱鋼構(gòu)件至奧氏體化溫度以上的狀態(tài)下使表面的碳濃度增大的處理，通常，在施行該滲碳處理后緊接著進(jìn)行淬火處理。通過實施該滲碳處理和淬火處理，可以在確保鋼構(gòu)件芯部韌性的同時還能夠提高表面硬度。作為以往的滲碳鋼構(gòu)件，采用了添加有Cr和Mo的材質(zhì)以達(dá)到提高淬火性和抗回火軟化性等目的。另外，作為施行滲碳處理之后施行淬火處理而制造鋼構(gòu)件的方法，有人提 出了有利于品質(zhì)提高的新方法，而不是以往的滲碳處理和淬火處理的連續(xù)而單純性的組合(參照專利文獻(xiàn)I)。在專利文獻(xiàn)I的制造方法中，采用了“滲碳-緩冷(緩慢冷卻)-高頻淬火處理”，即所謂在滲碳處理后暫時緩冷，然后，對所需部分經(jīng)高頻加熱后就緊接著急冷(快速冷卻)而進(jìn)行淬火。通過采用該“滲碳-緩冷-高頻淬火處理”，不僅使特定部位的表層部確保高硬度，而且可抑制伴隨著淬火處理而發(fā)生的變形。下面，在本說明書中，對包含“滲碳處理”和“淬火處理”的熱處理在廣義上表述為“滲碳淬火處理”，若無特別標(biāo)明，則作為包含以往在滲碳處理后就緊接著進(jìn)行淬火處理的方法和上述滲碳-緩冷-高頻淬火處理的術(shù)語來使用。在需要進(jìn)行區(qū)分的情況下，毎次都對其加以說明?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :W02006/118242號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的課題對滲碳淬火處理后的滲碳鋼構(gòu)件而言，理想的情況是至少表面附近的內(nèi)部組織成為均勻的馬氏體組織。但是，特別是，當(dāng)滲碳處理后的淬火エ序的加熱是利用高密度能量而在非常短的時間內(nèi)施行加熱處理時，已知在淬火處理后的內(nèi)部組織中，容易產(chǎn)生諸如馬氏體中殘留有合金碳化物等組織不均勻現(xiàn)象。這種組織的不均勻會影響到滲碳鋼構(gòu)件的耐久性等，因此是不優(yōu)選的。例如，當(dāng)使用從以往以來為得到高硬度且高精度的鋼構(gòu)件所用的Cr含量高的(例如Cr為0. 2質(zhì)量％以上的)鋼材并采用上述的滲碳-緩冷-高頻淬火處理的情況下，在滲碳處理后進(jìn)行緩冷時，在滲碳層中生成Cr碳化物。若在滲碳處理和緩冷處理之后接著用較高的溫度(例如950°C以上)進(jìn)行高頻加熱，則該Cr碳化物會熔透于基質(zhì)中而形成均勻的奧氏體轉(zhuǎn)變，獲得均勻的淬火組織，硬度也會變得均勻。另一方面，當(dāng)采用較低的溫度(例如，低于950°C)加熱時，Cr碳化物難以熔透于基質(zhì)中，難以獲得均勻的奧氏體轉(zhuǎn)變，有時會發(fā)生硬度不均勻現(xiàn)象。當(dāng)Mo的含量高(例如0. I重量％以上)時，雖然比不上Cr含量高時的程度，但也會生成Mo碳化物，并成為與Cr同樣地引起硬度不均勻的原因之一。采用高頻加熱等的高密度能量來進(jìn)行加熱時，要根據(jù)零部件的形狀、所需特性等來改變被處理品的滲碳層在升溫至何等溫度后施行淬火。例如，當(dāng)要求齒輪有高精度并且需要齒輪表層部達(dá)到高硬度而內(nèi)部成為高韌性、低硬度時，需要在高頻淬火中以輪廓狀方式只加熱齒輪表層部后進(jìn)行淬火。為了實現(xiàn)這一點，需要實施高輸出且短時間的高頻加熱?；诙虝r間內(nèi)加熱即結(jié)束的方式，能夠抑制向內(nèi)部的熱傳導(dǎo)而達(dá)到輪廓狀的加熱。此時設(shè)定為高輸出加熱，因此表層部與整體相比溫度較高，特別是齒輪尖端部有時會成為接近熔點的溫度。在該加熱方法中，如上所述，Cr碳化物和Mo碳化物容易熔透于基質(zhì)中，在表層部中獲得硬度均勻的淬火組織。 另一方面，例如差速器環(huán)齒輪之類的高轉(zhuǎn)矩傳動齒輪，在使用該齒輪時，應(yīng)力不僅施加在表層而且還施加到齒輪內(nèi)部，因此內(nèi)部硬度也需要提高。因此，當(dāng)高頻加熱高轉(zhuǎn)矩傳動齒輪時，需要不僅對表層而且對齒輪內(nèi)部也加熱至奧氏體轉(zhuǎn)變溫度以上。此時會積極利用向內(nèi)部的熱傳導(dǎo)并加熱到內(nèi)部，因此，與前者相反地，采用低輸出且較長時間的加熱。于是，還能夠抑制齒輪尖端的溫度上升，并能得到溫度分布比較均勻的加熱。但是，因為在較低的溫度下使奧氏體轉(zhuǎn)變，特別是在難以升溫的齒輪根部等處，若存在大量Cr碳化物或Mo碳化物，則會導(dǎo)致無法完全熔透于奧氏體中而殘留下來，在這種情況下，有時會引起硬度降低和不均勻現(xiàn)象。對這種問題而言，重要的是對滲碳淬火處理中的各處理方法進(jìn)行最優(yōu)化。但是，還強(qiáng)烈地要求對滲碳鋼構(gòu)件其本身的化學(xué)成分進(jìn)行最優(yōu)化而且要求即使處理條件不同也能抑制組織不均勻和由此引起的硬度不均勻的現(xiàn)象。本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的，其目的在于提供一種滲碳鋼構(gòu)件的制造方法，其積極采用了能夠與滲碳淬火處理條件無關(guān)地抑制硬度不均勻現(xiàn)象的化學(xué)成分，并且還進(jìn)一步提供一種滲碳鋼構(gòu)件的制造方法，其包括更加適于發(fā)揮上述化學(xué)成分的制造條件。解決課題的方法本發(fā)明的第一實施方式提供一種滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，該滲碳鋼構(gòu)件通過施行下列工序制造而成滲碳工序，該工序?qū)摌?gòu)件在比大氣中氧濃度低的滲碳環(huán)境中加熱至奧氏體化溫度以上而在表層形成滲碳層；冷卻工序，該工序繼上述滲碳工序后，接著通過與進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度相比慢的冷卻速度來冷卻上述鋼構(gòu)件，并且，對上述鋼構(gòu)件進(jìn)行冷卻直至由冷卻引起的組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下；以及淬火工序，該工序在采用高密度能量將上述鋼構(gòu)件中的所需部分加熱至奧氏體區(qū)域后，通過進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度以上的冷卻速度來進(jìn)行冷卻，并且，上述鋼構(gòu)件的基本化學(xué)成分，以質(zhì)量％計，含有C為0. I 0.4%、Si為0. 35 3. 0%、Mn 為 0. I 3. 0%、P 為 0. 03% 以下、S 為 0. 15% 以下、Al 為 0. 05% 以下、N 為0. 03%以下，并且Cr含量低于0. 2%，Mo含量為0. 1%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，并且，在施行了上述淬火エ序的上述所需部分的表層中，具有第一層，該層的碳濃度比上述基本化學(xué)成分范圍高，并且該層含有不存在由Si引起的晶界氧化層的馬氏體組織；第二層，該層位于上述第一層內(nèi)部側(cè)，該層的碳濃度處于上述基本化學(xué)成分范圍內(nèi)，并且該層含有馬氏體組織；以及第三層，該層位于上述第二層的內(nèi)部側(cè)，該層的碳濃度處于上述基本化學(xué)成分范圍內(nèi)，并且該層不含有馬氏體組織。本發(fā)明的第二實施方式提供一種滲碳鋼構(gòu)件的制造方法，其特征在于， 所述滲碳鋼構(gòu)件的制造方法包括滲碳エ序，該エ序?qū)摌?gòu)件在比大氣中氧濃度低的滲碳環(huán)境中加熱至奧氏體化溫度以上而在表層形成滲碳層；冷卻エ序，該エ序繼上述滲碳エ序后，接著通過與進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度相比慢的冷卻速度來冷卻上述鋼構(gòu)件，并且，對上述鋼構(gòu)件進(jìn)行冷卻直至由冷卻引起的組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下；以及淬火エ序，該エ序在采用高密度能量將上述鋼構(gòu)件中的所需部分加熱至奧氏體區(qū)域后，通過進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度以上的冷卻速度來進(jìn)行冷卻，并且，上述鋼構(gòu)件的基本化學(xué)成分，以質(zhì)量％計，含有C為0. I 0.4%、Si為0. 35 3. 0%、Mn 為 0. I 3. 0%、P 為 0. 03% 以下、S 為 0. 15% 以下、Al 為 0. 05% 以下、N 為0. 03%以下，并且，Cr含量低于0. 2%，Mo含量為0. 1%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。本發(fā)明的第三實施方式提供ー種表面硬化鋼(肌焼鋼滲碳鋼)，其用于上述滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，基本化學(xué)成分以質(zhì)量％計，含有C為0. I 0. 4%、Si為0. 35 3. 0%、Mn為0. I 3. 0%、P為0. 03%以下、S為0. 15%以下、Al為0. 05%以下、N為0. 03%以下；并且，Cr含量為低于0. 2%, Mo含量為0. 1%以下,余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。發(fā)明的效果如上所述，本發(fā)明是針對經(jīng)過如下エ序所制作的滲碳鋼構(gòu)件及其制造方法進(jìn)行限定化的發(fā)明，所經(jīng)過的エ序為在低氧濃度環(huán)境下進(jìn)行的滲碳エ序、在上述特定的條件下進(jìn)行緩冷的冷卻エ序、以及采用在上述高密度能量下進(jìn)行加熱的淬火エ序。并且，作為采用該制造方法進(jìn)行制作時最適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)成分，使用了上述范圍的化學(xué)成分。對上述化學(xué)成分應(yīng)該注意的問題是對Cr和Mo而言作為雜質(zhì)的含有或者即使進(jìn)行添加也分別限制其含量為低于0. 2%和0. 1%以下，并且Si含量增加至0. 35% 3. 0%的范圍。Cr是既能提高淬火性又能提高抗回火軟化性的有效元素，但若添加0. 2%以上，則會在滲碳處理后的緩冷時容易生成Cr碳化物。一旦生成Cr碳化物，則在此后利用高密度能量進(jìn)行加熱時會發(fā)生難以使其固溶于基質(zhì)中的情況。另外，Mo也是既能提高淬火性又能提高抗回火軟化性的有效元素，但若添加超過0. 1%，則在滲碳處理后的緩冷時容易生成Mo碳化物。一旦生成Mo碳化物，則在此后利用高密度能量進(jìn)行加熱時會發(fā)生難以使其固溶于基質(zhì)中的情況。當(dāng)Cr碳化物或Mo碳化物在組織中殘留時，會成為組織不均勻現(xiàn)象發(fā)生的原因，最終導(dǎo)致硬度不均勻現(xiàn)象發(fā)生。因此，如上所述，積極地設(shè)定Cr為任選成分，即使對其含有，其含量也限制在低于0. 2%。同樣地，將Mo作為任選成分，即使對其含有，其含量也限制在0. 1%以下。并且，在添加Cr和Mo情況下提高淬火性和抗回火軟化性的效果，是通過將能夠發(fā)揮這些作用的Si的含量增至0. 35% 3. 0%的范圍來進(jìn)行維持。由此，在確保淬火性和抗回火軟化性的前提下，再使?jié)B碳處理后在緩冷時的Cr碳化物和Mo碳化物的生成受到抑制。因此，即使將上述淬火エ序的加熱方法限定為利用高密度能量進(jìn)行加熱的情況下，另外，即使加熱條件設(shè)定為較低溫度，也由于原本Cr碳化物和Mo碳化物的生成本身就受到抑制，所以能夠減少它們的存在所引起的組織不均勻現(xiàn)象，并同時能夠獲得所需的硬度。另外，通過減少高價的Cr和Mo的添加量，可降低原料成本。

另外，Si含量的増加，在以往有可能導(dǎo)致滲碳處理時由Si引起的晶界氧化問題發(fā)生。對此，如上所述那樣限制滲碳エ序的處理條件以使其在氧濃度低于大氣的滲碳環(huán)境中進(jìn)行，由此能夠抑制晶界氧化的發(fā)生，并可防止組織的性狀伴隨著Si含量增加而降低。并且，其結(jié)果是，所獲得的滲碳鋼構(gòu)件，在施行了上述淬火エ序的上述所需部分的表層中，包括第一層，該層的碳濃度比上述基本化學(xué)成分范圍高，并且該層含有不存在由Si引起的晶界氧化層的馬氏體組織；第二層，該層位于上述第一層內(nèi)部側(cè)，該層的碳濃度處于上述基本化學(xué)成分范圍內(nèi)，并且該層含有馬氏體組織；以及第三層，該層位于上述第二層的內(nèi)部側(cè)，該層的碳濃度處于上述基本化學(xué)成分范圍內(nèi)，并且該層不含有馬氏體組織。此外，優(yōu)選上述第二層的厚度(從表面向縱深方向的尺寸)比上述第一層的厚度厚。由此，能夠使?jié)B碳層的內(nèi)部側(cè)的硬度也在較寬的范圍內(nèi)得到高硬度化。此外，為了增加上述第二層厚度，即增加在滲碳層內(nèi)部側(cè)的以保持母材碳濃度的方式獲得有淬火組織的層的厚度，需要在淬火エ序中在較低溫度下進(jìn)行長時間加熱，以使深處得到奧氏體化。如上所述，在這種場合下也能夠抑制Cr碳化物和Mo碳化物的生成，因此能夠?qū)崿F(xiàn)組織不均勻現(xiàn)象的減少。因此，所得到的滲碳鋼構(gòu)件的硬度不均勻現(xiàn)象隨著組織不均勻現(xiàn)象的減少而減少，并且性能價格比變得優(yōu)良。


圖I是表示實施例中所用的熱處理設(shè)備的結(jié)構(gòu)的說明圖。圖2是表示實施例中滲碳エ序和冷卻エ序的加熱曲線的說明圖。圖3是表示實施例中淬火エ序的加熱曲線的說明圖。圖4是表示實施例中滲碳鋼構(gòu)件(差速器環(huán)齒輪)的說明圖。圖5是表示實施例中差速器環(huán)齒輪的齒形部的詳細(xì)狀態(tài)的說明圖。圖6是表示實施例中試驗No. 3的齒形部附近的金屬組織狀態(tài)的照片。圖7是說明實施例中圖6的金屬組織結(jié)構(gòu)的說明圖。
具體實施方式
首先，針對上述基本化學(xué)成分的限定理由進(jìn)行說明。下面，將組成中的“質(zhì)量％”只記作“％”。在此，所謂“基本化學(xué)成分”的表述，是指經(jīng)滲碳處理而使表層的碳濃度增加前的母材、即鋼本身的基本的化學(xué)成分。C 為 0. I 0. 4%C是用于確保鋼的強(qiáng)度、特別是芯部的強(qiáng)度而添加的元素。因此，將C量的下限設(shè)定為0. 1%以確保內(nèi)部強(qiáng)度。但是，若C含量超過0. 4%，則使硬度增加而引起韌性降低以及使原料的切削性變差，因此設(shè)定C含量上限為0. 4%。最優(yōu)選的添加量為0. 15 0. 3%。Si 為 0.35 3.0%Si是對鋼的脫氧有效的元素，并且如上所述還是賦予鋼所必需的強(qiáng)度、淬火性并提高其抗回火軟化性的有效元素。本發(fā)明所開發(fā)的鋼，其特征在于能夠大幅度地削減高價的Cr和Mo，但對于如同齒輪的點蝕強(qiáng)度一樣將抗回火軟化性作為必需特性的零部件而言， 在削減作為以往的鋼材料的Cr Mo鋼中的Cr和Mo的情況下，有時會造成不利因素。因此，為了在削減Cr和Mo的情況下也能得到需要的抗回火軟化性，設(shè)定Si含量為0. 35%以上。但是，若超過3. 0%，則不僅使效果達(dá)到飽和而且導(dǎo)致硬度增大并使原料的切削性變差，因此需要設(shè)在0. 35% 3. 0%的范圍內(nèi)。最優(yōu)選的范圍為超過0. 45%且I. 5%以下。另外，若使用大量添加了 Si的材料，則使用氧化性氣體進(jìn)行氣體滲碳處理時，在滲碳工序中，基于容易形成氧化物的Si，在表層產(chǎn)生晶界氧化和滲碳異常層，因此會使?jié)B碳層的強(qiáng)度降低，并造成彎曲疲勞強(qiáng)度和面壓疲勞強(qiáng)度也降低。在此，在上述滲碳鋼構(gòu)件的制造方法中，如上所述，采用在氧濃度降低的滲碳環(huán)境中進(jìn)行滲碳處理的工序?；诖四軌蛳Ы缪趸膯栴}，因此可積極地提高Si的含量。Mn 為 0. I 3. 0%Mn是對鋼的脫氧有效的元素，同時也是對淬火性的提高有效的元素，但低于0. 1%時效果不充分。但是，若超過3. 0%，則不僅使效果達(dá)到飽和而且會導(dǎo)致硬度增大并使原料的切削性變差，因此需要設(shè)在0. 1% 3. 0%的范圍內(nèi)。最優(yōu)選的范圍為0. 5% I. 5%。P 為 0. 03% 以下P在晶界發(fā)生偏析而使韌性降低，因此需要盡可能減少P，盡管減少至0很困難，但有必要限制在0. 03%以下。S 為 0. 15% 以下S是在鋼中形成MnS并以據(jù)此提高原料的切削性作為目的而添加的元素。其中，若S含量超過0. 15%，則含S帶來的效果達(dá)到飽和，倒是引起晶界偏析并導(dǎo)致晶界脆化。因此，需要設(shè)定S的含量在0. 15%以下。此外，若S量為低于0. 001%，則提高切削性的效果不顯著。因此，若規(guī)定下限則設(shè)在0.001%以上。更優(yōu)選的范圍為0.005 0.06%范圍內(nèi)。Al 為 0. 05% 以下Al是作為氮化物在鋼中進(jìn)行析出和分散。因此，Al被認(rèn)為是有效防止?jié)B碳處理時奧氏體組織粗大化的元素。其中，若Al含量超過0.05%則析出物粗大化而使鋼脆化。因此，設(shè)定上限為0. 05%。此外，使施加過高密度能量淬火處理的部位發(fā)生再結(jié)晶，并使粗大化的奧氏體組織得以微細(xì)化。因此，只在施加過高密度能量淬火處理的部位需要具有高強(qiáng)度，當(dāng)不用高密度能量進(jìn)行加熱的區(qū)域不需要高強(qiáng)度時，沒有必要使其含有Al。但是，當(dāng)不用高密度能量進(jìn)行加熱的區(qū)域也需要具有高強(qiáng)度時，就需要使其含有Al，此時，若Al含量低于0. 005%，則防止奧氏體組織粗大化的效果不顯著。因此，若規(guī)定下限則設(shè)在0. 005%以上。更優(yōu)選的范圍為0.02 0.04%。N 為 0. 03% 以下N通過形成各種氮化物而具有防止?jié)B碳處理時奧氏體組織粗大化的效果。但是，若N含量超過0. 03%則可鍛性顯著變差。因此，設(shè)定上限為0. 03%。此外，使施加過高密度能量淬火處理的部位發(fā)生再結(jié)晶，并使粗大化的奧氏體組織得以微細(xì)化。因此，只在施加過高密度能量淬火處理的部位需要具有高強(qiáng)度，當(dāng)不用高密度能量進(jìn)行加熱的區(qū)域不需要高強(qiáng)度時，沒有必要使其含有N。但是，當(dāng)不用高密度能量進(jìn)行加熱的區(qū)域也需要具有高強(qiáng)度吋，就需要使其含有N，此時，若N含量低于0. 003%，則防止奧氏體組織粗大化的效果不顯著。因此，若規(guī)定下限則需要設(shè)在0.003%以上。更優(yōu)選的范圍為0.005 0.02%。Cr 為低于 0. 2%
如上所述，Cr是對淬火性和抗回火軟化性提高有效的元素，但當(dāng)其添加量在0. 2%以上的情況下，在滲碳緩冷時容易生成Cr碳化物。特別是，當(dāng)滲碳緩冷后施行淬火エ序時的加熱溫度較低的情況下，難以使暫時生成的Cr碳化物固溶于基質(zhì)中，并容易導(dǎo)致發(fā)生組織不均勻現(xiàn)象以及基于此發(fā)生硬度不均勻現(xiàn)象。通過使Cr含量設(shè)為需要的最小限度，能夠抑制Cr碳化物的生成本身，因此，即使此后基于高密度能量進(jìn)行加熱的條件發(fā)生了各種變化，也可防止Cr碳化物給組織帶來不良影響。即使在Cr為0. 2%以上時，也會使化學(xué)成分滿足[Si%] + [Ni%] + [Cu%]-[Cr%] > 0. 5的條件，由此能夠相當(dāng)?shù)匾种艭r碳化物的生成，但對上述硬度不均勻現(xiàn)象的抑制而言，不能說是已經(jīng)充分。Cr的最優(yōu)選范圍為0. 1%以下。Mo 為 0. 1% 以下本專利申請的目標(biāo)之ー是削減作為稀有金屬中比較昂貴的Mo，但也能夠添加極少量的Mo。Mo是對淬火性和抗回火軟化性的提高有效的元素。但是，若含有大量的Mo，則不僅使成本上升而且還有可能如前面所述發(fā)生硬度不均勻的問題，因此需要設(shè)定上限為0. 1%。若基于其它元素能夠確保需要的淬火性，則優(yōu)選不添加Mo，此時可以采取不積極添加的條件而設(shè)定成為低于0. 01%。另外，優(yōu)選上述基本化學(xué)成分進(jìn)ー步含有Ti為0. 005 0. 2%、B為0. 0006 0.005%。Ti 為 0. 005 0. 2%Ti是容易與N鍵合的元素，因此其具有對B形成BN后B的淬火性提高效果喪失進(jìn)行防止的效果，并且是通過作為碳氮化物在鋼中析出分散而有效防止在滲碳處理時和高頻淬火處理時奧氏體組織粗大化的元素，但該效果在Ti低于0. 005%的情況下不充分。但是，若Ti超過0. 2%則析出物粗大化而使鋼脆化，因此設(shè)定上限為0. 2%。最優(yōu)選的添加范圍為0. 01 0. 03%。B 為 0. 0006 0. 005%B是通過添加而賦予淬火性并對強(qiáng)化晶界強(qiáng)度有效的元素，但該效果在B低于0. 0006%的情況下不充分。但是，若B超過0. 005%則效果達(dá)到飽和，因此需要設(shè)定在0. 0006% 0. 005%的范圍內(nèi)。最優(yōu)選的范圍為0. 001% 0. 003%。另外，優(yōu)選上述基本化學(xué)成分進(jìn)一步含有Nb為0. 01 0. 3%、V為0. 01 0. 2%中的一種或者兩種。Nb 為 0. 01 0. 3%, V 為 0. 01 0. 2%Nb、V是通過作為碳氮化 物在鋼中析出分散而有效防止在滲碳處理時和高頻淬火處理時奧氏體組織粗大化的元素，但該效果在Nb、V都低于0. 01%的情況下不充分。但是，若過度增大添加量則會使析出物粗大化而致使鋼脆化，因此設(shè)定Nb的上限為0. 3%、V的上限為0. 2%,最優(yōu)選添加Nb為0. 01 0. 02%、V為0. 01 0. 05%。另外，上述基本化學(xué)成分能夠進(jìn)一步含有Ni為0. I 3. 0%。Ni 為 0. I 3. 0%Ni是對韌性的提高有效的元素，但該效果在Ni低于0. 1%的情況下不充分。但是，若超過3. 0%，則不僅使效果達(dá)到飽和而且會導(dǎo)致硬度增大并使原料的切削性變差，因此需要設(shè)在0. 1% 3. 0%的范圍內(nèi)。最優(yōu)選的范圍為0. 5% I. 5%。接著，優(yōu)選按如下方式施行上述制造方法中的各工序。即，首先，上述滲碳工序在氧濃度低于大氣的滲碳環(huán)境中進(jìn)行。作為具體的方法有在減壓至低于大氣壓的減壓下的滲碳?xì)怏w中施行的方法。即，采用減壓滲碳工序是有效的。在減壓滲碳工序中，在維持高溫滲碳爐內(nèi)部處于減壓狀態(tài)下的同時能夠采用較少量的滲碳?xì)怏w進(jìn)行滲碳處理，因此與以往相比能夠效率更高地進(jìn)行滲碳處理。另外，不需要采用以往的大型熱處理爐來長時間進(jìn)行加熱處理，因此縮短了處理時間并且減少了能量消耗，而且能夠?qū)崿F(xiàn)滲碳淬火設(shè)備其本身的小型化。并且，當(dāng)應(yīng)用上述減壓滲碳工序時，通過積極地將Cr作為任選成分并限制其上限值來特別有效地發(fā)揮其效果。即，在通常的氣體滲碳時是在平衡反應(yīng)中進(jìn)行滲碳，因此能夠通過預(yù)先計算碳勢來進(jìn)行條件設(shè)定。但是，減壓滲碳處理是非平衡反應(yīng)，因此難以根據(jù)上述計算來進(jìn)行條件設(shè)定。另外，當(dāng)對諸如齒輪之類的具有凹凸部分的鋼構(gòu)件進(jìn)行減壓滲碳處理時，根據(jù)部位的不同會在滲入的碳的擴(kuò)散速度上產(chǎn)生差異，所獲得的表面的滲碳濃度根據(jù)部位不同而不均勻，在采用滲碳處理應(yīng)該得到表面改性的部位上，有時得不到所需的改性效果。當(dāng)上述滲碳程度與通常的氣體滲碳時相比不均勻程度增大時，若Cr的含量很大則可更顯著地促進(jìn)上述Cr碳化物的生成。因此，對Cr的含量限制，在采用減壓滲碳工序時是特別有效的。另外，在滲碳工序中，通過采用減壓滲碳來相對于大氣壓使?jié)B碳環(huán)境減壓，由此能夠壓低環(huán)境中的含氧量?；诖四軌蚍乐?jié)B碳層的晶界氧化。另外，作為在氧濃度低于大氣的滲碳環(huán)境中進(jìn)行滲碳的方法，不限于上述減壓滲碳方法，例如，還可以采用如下方法對環(huán)境不進(jìn)行減壓而填充氮?dú)?、惰性氣體等，由此壓低環(huán)境中的氧量，從而防止?jié)B碳層的晶界氧化。上述減壓滲碳，也稱為真空滲碳，是通過對爐內(nèi)的環(huán)境進(jìn)行減壓，將烴類氣體(例如，甲烷、丙烷、乙烯、乙炔等)作為滲碳?xì)怏w通入直接爐內(nèi)進(jìn)行滲碳處理。減壓滲碳處理，通常由滲碳期和擴(kuò)散期構(gòu)成在該滲碳期中，滲碳?xì)怏w在接觸鋼的表面時進(jìn)行分解，所產(chǎn)生的活性的碳在鋼的表面生成碳化物，然后蓄積于鋼中；在該擴(kuò)散期中，碳化物發(fā)生分解，蓄積的碳在基質(zhì)中熔解并向內(nèi)部擴(kuò)散。此外，碳的供給途徑不限于經(jīng)由碳化物的供給途徑，通常認(rèn)為還存在經(jīng)由直接熔解于基質(zhì)中進(jìn)行供給的途徑。另外，優(yōu)選上述滲碳エ序在I IOOhPa的減壓條件下施行。當(dāng)減壓滲碳エ序中滲碳時的減壓為低于IhPa時，有可能出現(xiàn)為了保持真空度而需要高價設(shè)備的問題。另一方面，若超過IOOhPa,則有可能在滲碳中產(chǎn)生煙塵并且出現(xiàn)滲碳濃度不均勻的問題發(fā)生。另外，作為上述滲碳?xì)怏w，例如能夠使用こ炔、丙烷、丁烷、甲烷、こ烯、こ烷等烴類氣體。另外，優(yōu)選上述滲碳エ序在擴(kuò)散后的上述鋼構(gòu)件的表面滲碳濃度成為0. 8%以下的條件下施行。此時，將滲碳層的碳量設(shè)為共析鋼以下的碳量，在淬火時的加熱下進(jìn)行奧氏體轉(zhuǎn)變，在此后的急冷下，不析出滲碳體而能夠形成馬氏體組織。另外，供給上述滲碳エ序的上述鋼構(gòu)件，優(yōu)選具有因其形狀而引起的在滲碳處理時侵入碳的擴(kuò)散速度不同的第一部位和第二部位，并且呈現(xiàn)出與上述第一部位相比上述第二部位的侵入碳的擴(kuò)散速度慢的形狀，并且，上述滲碳エ序在上述第一部位的表面滲碳濃 度成為0. 65±0. I質(zhì)量％的范圍內(nèi)的條件下施行。如上所述，減壓滲碳處理是非平衡反應(yīng)，因此，已知當(dāng)對諸如齒輪之類的具有凹凸部分的鋼構(gòu)件進(jìn)行減壓滲碳處理時，根據(jù)部位的不同會在滲入的碳的擴(kuò)散速度上產(chǎn)生差異，所獲得的表面的滲碳濃度根據(jù)部位不同而不均勻，在采用滲碳處理應(yīng)該得到表面改性的部位上，有時得不到所需的改性效果。此外，由于減壓滲碳處理是非平衡反應(yīng)，因此，所獲得的表面的滲碳濃度，在進(jìn)行滲碳的滲碳期剛結(jié)束后以及在其后經(jīng)歷進(jìn)入內(nèi)部的碳進(jìn)行擴(kuò)散的擴(kuò)散期之后發(fā)生變化。上述滲碳濃度，最終是使用經(jīng)歷擴(kuò)散期之后的值來進(jìn)行表現(xiàn)。因此，本申請說明書中的滲碳濃度，全部采用經(jīng)歷擴(kuò)散期之后的滲碳濃度的值而不是剛結(jié)束滲碳期之后的滲碳濃度的值(下同)。鑒于上述情況，為了設(shè)定具有由形狀引起的滲碳處理時侵入的碳的擴(kuò)散速度不同的第一部位(碳易于擴(kuò)散的部位)和第二部位(碳難以擴(kuò)散的部位)的鋼構(gòu)件在施行減壓滲碳エ序時的條件為最適條件，發(fā)現(xiàn)了如上所述在第一部位的表面滲碳濃度為0. 65±0. I質(zhì)量％范圍內(nèi)的條件下施行是有效的。經(jīng)過大量實驗的結(jié)果首次發(fā)現(xiàn)，在上述條件下進(jìn)行減壓滲碳處理，能夠?qū)⑺@得的鋼構(gòu)件的第二部位的表面滲碳濃度抑制在0. 85質(zhì)量％以下的范圍，所述第二部位是擴(kuò)散速度比第一部位慢且滲碳處理后的表面的滲碳濃度比第一部位高的部位。并且，由此能夠?qū)摌?gòu)件上需要經(jīng)過滲碳處理來進(jìn)行表面改性的部位的幾乎整個表面的碳濃度限制在0. 55 0. 85質(zhì)量％的范圍內(nèi)?；谙拗票砻嫣紳舛仍谠摲秶鷥?nèi)，并通過施行此后的利用了高頻能量的加熱后進(jìn)行急冷的特殊淬火エ序，能夠在表面滲碳濃度接近下限的部分(第一部位)也得到充分的淬火效果，井能夠在表面滲碳濃度接近上限的部分(第二部位)抑制由過量碳引起的不良狀況，而且淬火后能獲得優(yōu)良的改性面。上述滲碳條件，需要通過改變減壓滲碳處理工序中的溫度、滲碳?xì)怏w的種類、壓力、處理時間等來進(jìn)行多次預(yù)備實驗，以發(fā)現(xiàn)上述第一部位的表面滲碳濃度成為上述特定范圍的條件。此外，若作為被處理材料的鋼構(gòu)件是形狀相同的構(gòu)件，則可以根據(jù)數(shù)據(jù)的積累來減少預(yù)備實驗的次數(shù)。另外，對上述鋼構(gòu)件的上述第一部位和第二部位的確定，可以根據(jù)上述預(yù)備實驗中實際測定多個部位的滲碳濃度來進(jìn)行判斷，但由于能夠從形狀上較容易地判斷，因而也可以根據(jù)形狀的觀察來確定。另外，上述冷卻工序至少在比上述鋼構(gòu)件在冷卻中進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度慢的緩冷條件下進(jìn)行。由此能夠抑制伴隨馬氏體轉(zhuǎn)變而發(fā)生的變形，能夠在形狀精度優(yōu)良的狀態(tài)下結(jié)束滲碳處理。更具體而言，優(yōu)選上述冷卻工序至少在上述鋼構(gòu)件的溫度處于Al轉(zhuǎn)變點溫度以上的期間的冷卻速度成為0. rc /秒 3. (TC /秒的緩冷條件下施行。當(dāng)上述冷卻工序的冷卻速度在鋼構(gòu)件的Al轉(zhuǎn)變點溫度以上的期間超過3. (TC /秒時，有可能無法充分獲得抑制冷卻時發(fā)生變形的效果。另一方面，冷卻工序的冷卻速度在鋼構(gòu)件的Al轉(zhuǎn)變點溫度以上的期間低于0. 1°C /秒時，需要花費(fèi)長時間來達(dá)到Al轉(zhuǎn)變點溫度，并且在該期間造成已滲碳的碳在鋼材中的擴(kuò)散增進(jìn)。冷卻中的擴(kuò)散因部位不同而產(chǎn)生溫度差，擴(kuò)散速度也產(chǎn)生不均勻現(xiàn)象，結(jié)果有可能產(chǎn)生碳量不均勻現(xiàn)象。
另外，優(yōu)選上述冷卻工序為減壓冷卻工序，即在冷卻氣體中使該冷卻氣體減壓至低于大氣壓的狀態(tài)下施行。由此，能夠更進(jìn)一步抑制冷卻時變形的發(fā)生。S卩，當(dāng)冷卻時攪拌冷卻氣體時，通過使冷卻氣體處于減壓狀態(tài)，能夠與大氣壓狀態(tài)時相比減少循環(huán)的冷卻氣體在上風(fēng)(逆風(fēng))和下風(fēng)(順風(fēng))處的冷卻速度的差別。即，當(dāng)在大氣壓下進(jìn)行冷卻時，只要將被冷卻構(gòu)件與大氣壓中的冷卻氣體接觸，就使熱交換增進(jìn)并且開始對被冷卻構(gòu)件進(jìn)行冷卻。此時，由積極的氣體攪拌或者熱量引起氣體發(fā)生對流，從而產(chǎn)生上風(fēng)和下風(fēng)，并產(chǎn)生冷卻速度差。由冷卻速度差引起被冷卻構(gòu)件產(chǎn)生溫度差，并發(fā)生熱處理變形。與此相對，通過將冷卻氣體設(shè)在減壓狀態(tài)下，不論是上風(fēng)還是下風(fēng)，在根本上熱交換速度都慢，難以產(chǎn)生冷卻速度差。因此，當(dāng)采用將冷卻氣體設(shè)在減壓狀態(tài)下的減壓冷卻時，以比較均勻地方式進(jìn)行冷卻，因此熱處理變形發(fā)生得少。另外，即使在完全不攪拌的情況下，與大氣壓時相比，在減壓狀態(tài)時也能夠減少因滯留溫度不同的冷卻氣體而引起的冷卻速度差。對已施行上述減壓冷卻工序的鋼構(gòu)件而言，通過利用這種冷卻氣體減壓所產(chǎn)生的效果，能夠抑制變形發(fā)生，并能夠在保持高精度的尺寸精度的狀態(tài)下進(jìn)行上述淬火工序。當(dāng)采用冷卻速度慢的緩冷，施行減壓緩冷工序時，上述效果會達(dá)到最高。并且，由此通過發(fā)揮基于上述對高密度能量加以利用的淬火工序的優(yōu)點，能夠使淬火后的鋼構(gòu)件也成為變形少且高精度的構(gòu)件。另外，采用上述減壓滲碳工序作為上述滲碳工序，采用上述減壓冷卻工序作為冷卻工序，并連續(xù)施行這些工序，據(jù)此能夠在實際的設(shè)備中直接將減壓滲碳室和緩冷室連接起來，并不需要設(shè)置調(diào)節(jié)兩者間的減壓程度的預(yù)備室等。即，上述減壓滲碳工序和上述緩冷工序兩者均在減壓狀態(tài)下施行，因而能夠減小兩者間的壓力差。因此，對減壓滲碳處理結(jié)束的產(chǎn)品不置于常壓狀態(tài)下而能夠進(jìn)行減壓緩冷處理，能夠成為可抑制變形發(fā)生的、效率良好的處理。另外，更具體而言，優(yōu)選上述冷卻工序的上述冷卻氣體的減壓條件為IOOhPa 650hPa。對上述減壓冷卻處理而言，若此時的壓力高于100 650hPa的范圍，則有時不能充分獲得減壓產(chǎn)生的效果，另一方面，若壓力低于該范圍，則可能在設(shè)備結(jié)構(gòu)上有困難。因此，更優(yōu)選上述緩冷工序中上述冷卻氣體的減壓狀態(tài)可以設(shè)在IOOhPa 300hPa的范圍。
另外，對上述淬火工序的實施而言，重要的是利用高密度能量對上述鋼構(gòu)件的所需部分加熱至奧氏體化溫度以上，然后以至少在上述滲碳層中進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的急冷的臨界冷卻速度以上的速度進(jìn)行急冷。作為上述高密度能量，例如可以舉出電子束、激光束等高密度能量束，還有不是射束的高頻加熱等高密度能量。利用高密度能量不僅可實現(xiàn)短時間加熱，而且可以通過減少Cr量來調(diào)節(jié)容易進(jìn)行奧氏體化的成分，因此能夠可靠地獲得充分的硬化效果。另外，優(yōu)選采用高頻加熱來進(jìn)行上述淬火工序中的加熱。此時，采用高頻加熱能夠以不接觸方式基于感應(yīng)加熱來精度更好地進(jìn)行加熱，并且能夠達(dá)到高效化。另外，作為上述高頻加熱能夠采用公知的方法。另外，優(yōu)選上述急冷通過水冷(用水冷卻)來進(jìn)行。即若利用高密度能量，則能夠精度良好地進(jìn)行加熱零部件的局部而非整體，然后，即使利用冷卻效果非常高的水來進(jìn)行淬火，也能夠與既有的氣體加熱相比大幅度地抑制淬火變形的發(fā)生。并且，利用水冷產(chǎn)生的優(yōu)良急冷效果能夠提高淬火特性，能夠使淬火部分達(dá)到進(jìn)一步的高強(qiáng)度化。另外，利用該高 強(qiáng)度化，有時能夠使?jié)B碳處理簡易化(縮短處理時間)、即能夠在滲碳層薄壁化的情況下也具備要求的強(qiáng)度，此時可使整個熱處理工序的時間得到進(jìn)一步縮短。另外，優(yōu)選采用上述高頻加熱進(jìn)行的加熱時，將上述鋼構(gòu)件通過一個流水作業(yè)進(jìn)行處理，并在加熱后進(jìn)行冷卻時在旋轉(zhuǎn)鋼構(gòu)件的同時從周圍向上述鋼構(gòu)件噴射冷卻水進(jìn)行冷卻。此時，在冷卻時能夠均勻地進(jìn)行冷卻，能夠進(jìn)一步抑制變形的發(fā)生。另外，對上述淬火工序中的加熱而言，優(yōu)選在表面不發(fā)生熔融而使整個從表面至Imm以上深度的范圍進(jìn)行奧氏體化的條件下來施行。采用高密度能量的加熱，例如在10秒以內(nèi)的極短時間內(nèi)投入密度非常高的能量，由此能夠?qū)︿摌?gòu)件的最外表面進(jìn)行加熱。因此，可以只針對從表面至深度低于Imm的區(qū)域加熱至所需的高溫。但是，通過作為鋼的奧氏體化溫度選擇較低范圍的溫度(例如750°C 950°C)，并且使高密度能量的能量投入也設(shè)定得比較小，從而將加熱時間加長至較長的時間(例如超過10秒左右)，由此能夠通過傳熱對表面至Imm以上深度的部分進(jìn)行加熱。如此以來采用高密度能量進(jìn)行低溫且長時間加熱，由此不僅在滲碳層的區(qū)域而且直至深度超過Imm的深處都能夠獲得淬火效果，而且，奧氏體化溫度越低則淬火工序中抑制變形的效果越高。此外，即使此時，若不將Cr含量限定在上述特定范圍內(nèi)則有可能產(chǎn)生組織不均勻現(xiàn)象，從這個角度考慮，減少Cr所產(chǎn)生的效果是大的。另外，當(dāng)上述滲碳鋼構(gòu)件是具有多個突出的齒部的齒輪零部件時，優(yōu)選上述加熱是在上述齒部的表面和整個內(nèi)部都進(jìn)行奧氏體化的條件下施行。對齒輪構(gòu)件而言，優(yōu)選齒部的表面硬度高、內(nèi)部的韌性高，并優(yōu)選齒部的形狀精度優(yōu)良。因此，如上所述，將上述淬火工序的加熱作為鋼的奧氏體化溫度選擇較低范圍的溫度(例如750°C 950°C)、使高密度能量的能量投入也設(shè)定得較小，并將加熱時間加長至較長的時間，由此不僅在滲碳層的區(qū)域而且直至其深處都能夠獲得淬火效果，并且還提高了變形抑制效果，因此是非常優(yōu)選的。另外，作為上述滲碳鋼構(gòu)件，可以舉出汽車的驅(qū)動系統(tǒng)零部件。對汽車的驅(qū)動系統(tǒng)零部件而言，除要求低成本化以外還在強(qiáng)度方面和尺寸形狀精度方面有嚴(yán)格的要求，而上述制造方法對滿足該要求是非常的有效的。作為上述汽車的驅(qū)動系統(tǒng)零部件，例如可以舉出自動變速器中的齒輪、環(huán)形構(gòu)件、其它零部件。另外，如上所述包括上述滲碳工序、冷卻工序和淬火工序的熱處理，是能夠抑制變形發(fā)生的處理方法。即，在滲碳后的冷卻工序中，采用比發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的速度還慢的速度進(jìn)行冷卻。由此不僅在滲碳層而且在芯部均不生成馬氏體組織，而成為鐵氧體、珠光體、貝氏體中的任一者或者它們的混合組織。因此，在冷卻工序的冷卻中不會引起馬氏體轉(zhuǎn)變而且不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變引起的變形，因此，能夠防止熱處理變形而造成產(chǎn)品精度變差的現(xiàn)象。另外，在冷卻工序后是利用高頻淬火等高密度能量進(jìn)行淬火，但是，利用了高頻加熱等高密度能量的加熱，可以只加熱從表面至指定深度的部分并且只加熱局部，由于能夠只對產(chǎn)品體積的局部進(jìn)行加熱，所以能夠減少因此后的急冷引起的馬氏體轉(zhuǎn)變而硬化的范圍，并能夠減少馬氏體轉(zhuǎn)變所產(chǎn)生的變形，能夠防止產(chǎn)品的精度變差。實施例下面，具體說明有關(guān)上述滲碳鋼構(gòu)件的制造方法的實施例。此外，這些實施例只是 用于說明本發(fā)明而并非用于限定本發(fā)明的范圍。在本例中，準(zhǔn)備具有表I所示的基本化學(xué)成分(試驗No. I 32)的熱軋原料，在熱鍛后施以退火處理之后，如圖4所示，通過機(jī)械加工來制作鋼構(gòu)件(差速器環(huán)齒輪)8。利用該機(jī)械加工來作為判定鋼構(gòu)件切削性的試驗(切削試驗)。對原料的基本化學(xué)成分而言，從表I可知，試驗No. I 23是實施例,試驗No. 24 32是比較例。在比較例中，試驗No. 31,32是以以往的鋼SCM420作為原料來使用的例子。接著施行如下工序滲碳工序，該工序在滲碳環(huán)境中對機(jī)械加工后的鋼構(gòu)件8加熱而在其表面上形成滲碳層；冷卻工序，該工序在上述滲碳工序后，至少冷卻至通過冷卻而組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下；以及淬火工序，該工序采用高密度能量加熱所需部分至奧氏體區(qū)域后進(jìn)行急冷。對所得到的鋼構(gòu)件(滲碳鋼構(gòu)件)8進(jìn)行了材質(zhì)研究和疲勞試驗。表I
權(quán)利要求
1.一種滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于， 該滲碳鋼構(gòu)件通過施行下列工序制造而成 滲碳工序，該工序?qū)摌?gòu)件在比大氣中氧濃度低的滲碳環(huán)境中加熱至奧氏體化溫度以上而在表層形成滲碳層； 冷卻工序，該工序繼上述滲碳工序后，接著通過與進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度相比慢的冷卻速度來冷卻上述鋼構(gòu)件，并且，對上述鋼構(gòu)件進(jìn)行冷卻直至由冷卻引起的組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下；以及 淬火工序，該工序在采用高密度能量將上述鋼構(gòu)件中的所需部分加熱至奧氏體區(qū)域后，通過進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度以上的冷卻速度來進(jìn)行冷卻， 上述鋼構(gòu)件的基本化學(xué)成分，以質(zhì)量％計，含有C為0. I 0. 4%、Si為0. 35 3. 0%、Mn為0. I 3. 0%、P為0. 03%以下、S為0. 15%以下、Al為0. 05%以下、N為0. 03%以下，并且Cr含量低于0. 2%, Mo含量為0. 1%以下,余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成， 在施行了上述淬火工序的上述所需部分的表層中，具有 第一層，該層的碳濃度比上述基本化學(xué)成分范圍高，并且該層含有不存在由Si引起的晶界氧化層的馬氏體組織； 第二層，該層位于上述第一層內(nèi)部側(cè)，該層的碳濃度處于上述基本化學(xué)成分范圍內(nèi)，并且該層含有馬氏體組織；以及 第三層，該層位于上述第二層的內(nèi)部側(cè)，該層的碳濃度處于上述基本化學(xué)成分范圍內(nèi)，并且該層不含有馬氏體組織。
2.如權(quán)利要求I所述的滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，所述第一層，在表面部的碳濃度處于0.6 0. 85質(zhì)量％的范圍內(nèi)，在朝向與所述第二層的分界的方向上，碳濃度在慢慢地以接近所述基本化學(xué)成分范圍內(nèi)的方式降低。
3.如權(quán)利要求I或2所述的滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，所述第二層的厚度比所述第一層的厚度厚。
4.如權(quán)利要求I 3中任一項所述的滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，所述基本化學(xué)成分還含有 Ti 為 0. 005 0. 2%、B 為 0. 0006 0. 005%。
5.如權(quán)利要求I 4中任一項所述的滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，所述基本化學(xué)成分的Mo含量為低于0.01%。
6.如權(quán)利要求I 5中任一項所述的滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，所述基本化學(xué)成分還含有Nb為0. 01 0. 3%、V為0. 01 0. 2%中的一種或者兩種。
7.如權(quán)利要求I 6中任一項所述的滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，所述基本化學(xué)成分還含有 Ni 為 0. I 3. 0%。
8.—種滲碳鋼構(gòu)件的制造方法，其特征在于， 所述滲碳鋼構(gòu)件的制造方法包括 滲碳工序，該工序?qū)摌?gòu)件在比大氣中氧濃度低的滲碳環(huán)境中加熱至奧氏體化溫度以上而在表層形成滲碳層； 冷卻工序，該工序繼上述滲碳工序后，接著通過與進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度相比慢的冷卻速度來冷卻上述鋼構(gòu)件，并且，對上述鋼構(gòu)件進(jìn)行冷卻直至由冷卻引起的組織轉(zhuǎn)變結(jié)束的溫度以下；以及淬火工序，該工序在采用高密度能量將上述鋼構(gòu)件中的所需部分加熱至奧氏體區(qū)域后，通過進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度以上的冷卻速度來進(jìn)行冷卻， 上述鋼構(gòu)件的基本化學(xué)成分，以質(zhì)量％計，含有C為0. I 0. 4%、Si為0. 35 3. 0%、Mn為0. I 3. 0%、P為0. 03%以下、S為0. 15%以下、Al為0. 05%以下、N為0. 03%以下，并且，Cr含量低于0. 2%, Mo含量為0. 1%以下,余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。
9.如權(quán)利要求8所述的滲碳鋼構(gòu)件的制造方法，其特征在于，所述冷卻工序在所述滲碳工序剛結(jié)束后就緊接著開始冷卻，以使所述滲碳工序中固溶于奧氏體中的碳不作為石墨粒析出。
10.如權(quán)利要求8或9所述的滲碳鋼構(gòu)件的制造方法，其特征在于，所述滲碳工序是在擴(kuò)散后的所述鋼構(gòu)件的表面滲碳濃度成為0. 8%以下的條件下施行。
11.如權(quán)利要求8 10中任一項所述的滲碳鋼構(gòu)件的制造方法，其特征在于，供給所述滲碳工序的所述鋼構(gòu)件，具有因鋼構(gòu)件的形狀而引起的在滲碳處理時侵入碳的擴(kuò)散速度不同的第一部位和第二部位，并呈現(xiàn)出與所述第一部位相比所述第二部位的侵入碳的擴(kuò)散速度慢的形狀； 所述滲碳工序在所述第一部位的表面滲碳濃度成為0. 65±0. I質(zhì)量％的范圍內(nèi)的條件下施行。
12.—種表面硬化鋼，其用于權(quán)利要求I所述的滲碳鋼構(gòu)件，其特征在于，基本化學(xué)成分以質(zhì)量％計，含有C為0. I 0. 4%、Si為0. 35 3. 0%、Mn為0. I 3. 0%、P為0. 03%以下、S為0. 15%以下、Al為0. 05%以下、N為0. 03%以下，并且，Cr含量為低于0. 2%, Mo含量為0. 1%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。
13.如權(quán)利要求12所述的表面硬化鋼，其特征在于，所述基本化學(xué)成分還含有Ti為0.005 0. 2%、B 為 0. 0006 0. 005%。
14.如權(quán)利要求12或13所述的表面硬化鋼，其特征在于，所述基本化學(xué)成分的Mo含量為低于0.01%。
15.如權(quán)利要求12 14中任一項所述的表面硬化鋼，其特征在于，所述基本化學(xué)成分還含有Nb為0. 01 0. 3%、V為0. 01 0. 2%中的一種或者兩種。
16.如權(quán)利要求12 15中任一項所述的表面硬化鋼，其特征在于，所述基本化學(xué)成分還含有Ni為0. I 3. 0%。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種滲碳鋼構(gòu)件，其通過特定的滲碳工序、冷卻工序和淬火工序進(jìn)行制造而成。其含有C為0.1～0.4%、Si為0.35～3.0%、Mn為0.1～3.0%、P為0.03%以下、S為0.15%以下、Al為0.05%以下、N為0.03%以下，并且Cr含量為低于0.2%，Mo含量為0.1%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。其表層具有第一層，該層碳濃度為0.60～0.85質(zhì)量%并且含有不存在由Si引起的晶界氧化層的馬氏體組織；第二層，該層碳濃度為0.1～0.4質(zhì)量%并且含有馬氏體組織；以及第三層，該層碳濃度為0.1～0.4質(zhì)量%并且不包含馬氏體組織。
文檔編號C21D9/32GK102770567SQ20118001022
公開日2012年11月7日 申請日期2011年3月30日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月30日
發(fā)明者久保田學(xué), 佐藤裕和, 加藤進(jìn), 大林巧治, 安達(dá)裕司, 小澤修司, 田口圭太 申請人:新日本制鐵株式會社, 愛信艾達(dá)株式會社