渗碳钢部件 技术领域 本发明涉及渗碳前被切削性和静态弯曲强度优良的渗碳钢部件。
本申请基于 2009 年 3 月 30 日提出的日本专利申请第 2009-083228 号公报并主张 其优先权， 这里引用其内容。
背景技术
在车辆的快速起动时或急刹车时， 对机械结构用的部件、 特别是差动齿轮、 传动齿 轮、 带齿轮渗碳轴等齿轮部件施加过剩的外力。 此时， 齿轮部件的齿根部的内部发生高的应 力。其结果是， 齿根部接受静态弯曲应力， 因而有时产生倒齿或折齿。所以， 特别是在差动 齿轮中， 迫切希望提高静态弯曲强度。以往， 作为上述齿轮部件的母材 ( 进行渗碳处理前的 钢材 )， 一般使用 JIS-SCr420 或 JIS-SCM420 等含有大约 0.2％的 C 的表面渗碳钢。由此， 将母材的硬度抑制在低水平， 确保渗碳处理前实施的切齿加工等切削加工处理时的渗碳前 的被切削性。 而且， 通过在切削加工处理后实施渗碳处理 ( 渗碳淬火处理及 150℃前后的低 温回火处理 )， 使渗碳钢部件表面的金属组织向含有大约 0.8％的 C 的回火马氏体组织 ( 屈 氏体组织或索氏体组织 ) 相变。图 7 是表示关于通过如此的处理得到的渗碳钢部件的距离 表面的深度与维氏硬度的关系的图。如该图 7 所示， 通过上述处理能够提高表层部硬度， 因 此例如通过对齿轮部件进行上述处理， 能够提高齿轮部件的高循环弯曲疲劳强度或耐磨损 性。
以下详细叙述的专利文献 1 ～ 3 公开了用于提高渗碳钢部件的静态弯曲强度的技 术。
专利文献 1 中公开了一种渗碳钢部件， 是从含有 C ： 0.1 ～ 0.3 重量％、 Mn ： 0.35 ～ 1.1 重量％、 Cr ： 0.1 ～ 1.1 重量％、 Mn+Cr ： 0.6 ～ 1.7 重量％、 B： 0.001 ～ 0.005 重量％的 化学成分的母材而制造的渗碳钢部件， 其中， 渗碳硬化层的表面部的 C 量为 0.6 ～ 1.1 重 量％， 该渗碳硬化层中的屈氏体的面积分率为 5 ～ 50％。
专利文献 2 中公开了一种渗碳钢部件， 是从含有 C ： 0.1 ～ 0.3 重量％、 Mn ： 0.5 ～ 1.3 重量％、 Cr ： 0.1 ～ 1.1 重量％、 Mn+Cr ： 0.9 ～ 1.9 重量％、 B： 0.001 ～ 0.005 重量％的 化学成分的母材而制造的渗碳钢部件， 其中， 渗碳硬化层的表面部的 C 量为 0.6 ～ 1.1 重 量％， 该渗碳硬化层中的屈氏体的面积分率为 5 ～ 50％。
专利文献 3 中公开了对使用了含有 0.5％以上的 Ni 的合金钢材的成形品进行渗碳 处理， 然后利用电解研磨等从渗碳处理后的成形品的表面将深度为 20μm 以上的区域除去 的方法。
专利文献 1 ： 日本特开平 11-80882 号公报
专利文献 2 ： 日本特开平 9-256102 号公报
专利文献 3 ： 日本特开平 3-645000 号公报
但是， 在上述专利文献 1 ～ 3 的公开技术中， 不能充分提高静态弯曲强度。而且， 用于提高静态弯曲强度的方法一般依据母材硬度的提高或合金元素的大量添加， 所以从渗碳前被切削性的观点出发， 不是所希望的方法。 因此， 要求使优良的渗碳前被切削性和优良 的静态弯曲强度两立。 发明内容 本发明的目的是为回应上述课题， 提供一种渗碳前被切削性和静态弯曲强度比以 往优良的渗碳钢部件。
本发明为了解决上述的课题， 采取了以下的手段。
(1) 本发明的第 1 形态涉及一种渗碳钢部件， 是通过对母材实施切削加工处理及 渗碳处理而得到的渗碳钢部件， 所述母材的含有 C ： 超过 0.3 ～ 0.6 质量％、 Si ： 0.01 ～ 1.5 质量％、 Mn ： 0.3 ～ 2.0 质量％、 P： 0.0001 ～ 0.02 质量％、 S： 0.001 ～ 0.15 质量％、 N： 0.001 ～ 0.03 质量％、 Al ： 超过 0.06 ～ 0.3 质量％、 O： 0.0001 ～ 0.005 质量％的化学成分， 剩余为 Fe 及不可避免的杂质 ； 所述渗碳钢部件的表层部硬度为 HV550 ～ HV800， 芯部硬度 为 HV400 ～ HV550。
(2) 在上述 (1) 所述的渗碳钢部件中， 所述母材也可以进一步含有 Ca ： 0.0002 ～ 0.005 质量％、 Zr ： 0.0003 ～ 0.005 质量％、 Mg ： 0.0003 ～ 0.005 质量％、 Rem ： 0.0001 ～ 0.015 质量％的化学成分中的 1 种以上。
(3) 在上述 (1) 或 (2) 中的任一项所述的渗碳钢部件中， 所述母材也可以进一步含 有B： 0.0002 ～ 0.005 质量％的化学成分。
(4) 在上述 (1) ～ (3) 中的任一项所述的渗碳钢部件中， 所述母材也可以进一步含 有 Cr ： 0.1 ～ 3.0 质量％、 Mo ： 0.1 ～ 1.5 质量％、 Cu ： 0.1 ～ 2.0 质量％、 Ni ： 0.1 ～ 5.0 质 量％的化学成分中的 1 种以上。
(5) 在上述 (1) ～ (4) 中的任一项所述的渗碳钢部件中， 所述母材也可以进一步含 有 Ti ： 0.005 ～ 0.2 质量％、 Nb ： 0.01 ～ 0.1 质量％、 V： 0.03 ～ 0.2 质量％的化学成分中的 1 种以上。
(6) 上述 (1) ～ (5) 中的任一项所述的渗碳钢部件也可以是齿轮。
根据上述 (1) 所述的构成， 能够得到可一并发挥优良的渗碳前被切削性和优良的 静态弯曲强度的渗碳钢部件。
根据上述 (2) 所述的构成， 能够得到渗碳前被切削性的改善效果或起因于 MnS 的 机械性质的各向异性降低效果。
根据上述 (3) 所述的构成， 能够得到由改善淬火性或晶界强度而带来的静态弯曲 强度的提高效果。
根据上述 (4) 所述的构成， 能够得到由提高淬火性而带来的静态弯曲强度的提高 效果。
根据上述 (5) 所述的构成， 能够得到防止晶粒粗大化的效果。
根据上述 (6) 所述的构成， 能够得到一并发挥优良的渗碳前被切削性和优良的静 态弯曲强度的齿轮。
根据本发明， 不会招致由渗碳钢部件的渗碳前被切削性的劣化造成的生产成本的 大幅度增加， 可进行齿轮的大幅度的小型轻量化， 可提高汽车的燃油效率， 并可由此削减 CO2 排放量。
附图说明
图 1 是表示静态弯曲试验片的概略图。 图 2 是表示表层部硬度波及静态弯曲强度的影响的图示。 图 3 是表示芯部硬度波及静态弯曲强度的影响的图示。 图 4 是表示 Al 含量波及渗碳前被切削性的影响的图示。 图 5 是表示 Al 含量与渗碳前被切削性的关系的图示。 图 6 是用实线表示根据本发明的渗碳钢的硬度分布的图示。 图 7 是表示以往技术的渗碳钢的硬度分布的图示。 符号说明 1- 平行部 2- 缺口 ( 半圆弧 ) 3- 静态弯曲试验片 4- 渗碳后锪 ( 孔 ) 加工具体实施方式
本发明者们为了解决上述课题， 通过使钢材的化学成分及渗碳材质特性大范围且 系统地变化， 对渗碳前被切削性和静态弯曲强度特性进行了深入研究， 搞清了以下几点。
(1) 明确了 ： 为了提高静态弯曲强度， 将渗碳钢部件的表层部硬度 ( 从表层到 50μm 深的区域的硬度 ) 控制在 HV550 ～ HV800 的范围是适当的。此外， 明确了在该范围 内， 其数值越低越有效。
(2) 明确了 ： 为了提高静态弯曲强度， 将渗碳钢部件的芯部硬度 ( 母材的 C 含量增 加 10％以下的区域的硬度 ) 控制在 HV400 ～ HV550 的范围是适当的。此外， 明确了 ： 在该 范围内其数值越高越有效， 为了提高静态弯曲强度， 优选将 C 含量提高到至 0.6 质量％为止 的范围内。
也就是说， 明确了 ： 如图 6 所示用实线表示本发明的渗碳钢部件的距表面的深度 与维氏硬度的关系， 优选的是使表层部硬度控制在 HV550 ～ HV800 的范围， 且使芯部硬度控 制在 HV400 ～ HV550 的范围。另外， 图 6 的虚线表示以往的渗碳钢部件的硬度分布。
(3) 以往认为如果 C 含量超过 0.3％， 则因渗碳钢部件的韧性降低而容易发生裂 纹， 静态弯曲强度降低。 可是， 本发明者们明确了 ： 韧性的降低的主要原因不是 C 含量， 而是 超过 HV550 的芯部硬度。此外， 还明确了 ： 为了避免因母材中含有超过 0.6％的 C 而使芯部 硬度超过 HV550， 有必要将 0.6％作为 C 的上限。
(4) 明确了 ： 对于提高静态弯曲强度， 在 0.01 ～ 1.5％的范围内增加 Si 是有效的。 以往， 因 Si 波及到起因于渗碳时的晶界氧化层的生成的强度降低， 因而推荐限制在 0.5％ 以下。可是， 本发明者们明确了 ： 晶界氧化层波及到静态弯曲强度的的影响非常小， 反而是 Si 增加造成的表层部硬度的降低、 芯部硬度的增加对于提高静态弯曲强度是有效的。
(5) 明确了 ： 通过尽量减少 P 及添加 B， 可更加提高上述 (1) ～ (3) 的效果。
(6) 明确了 ： 在母材含有超过 0.06％的 Al 量时， 母材中生成的固溶 Al 能够提高母 材的渗碳前被切削性。 特别是明确了 ： 如果采用被覆有含有由与氧的亲和力的强弱在 Al 以下的金属元素构成的氧化物、 即标准生成自由能的绝对值在 Al2O3 的值以下的氧化物的被 膜的工具进行切削加工处理， 则在工具与钢材的接触面容易引起化学反应， 其结果是， 容易 在工具表层形成 Al2O3 被膜， 作为工具保护膜发挥作用， 可大幅度延长工具寿命。
下面参照附图， 对用于实施基于上述发现而完成的本发明的方式进行说明。
本发明的一个实施方式的渗碳钢部件是通过对含有 C、 Si、 Mn、 P、 S、 N、 Al 及 O 的 母材进行切削加工处理及渗碳处理而制造的。 以下， 对各化学成分的优选的含量进行说明。 另外， 有关化学成分的含量的％表示质量％。
(C ： 超过 0.3％且在 0.6％以下 )
C 提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度， 有助于静态弯曲疲劳强度的提高。 经 过渗碳淬火处理的部件的芯部的组织主体为马氏体。此外， C 量越多， 经过渗碳淬火处理的 马氏体的硬度越高。此外， 即使是相同的芯部硬度， 也是 C 量高的一方通过微细碳化物的分 散强化使屈服比增加。要确实得到此效果， 需要使 C 量超过 0.3％。为了更加提高静态弯曲 疲劳强度， 应使芯部硬度在 HV450 以上， 优选将 C 量规定为 0.32％以上或 0.35％以上。另 一方面， 如果 C 量超过 0.6％， 则如上所述， 芯部硬度超过 HV550， 此外， 招致渗碳前被切削性 的急剧降低， 因此需要将 C 量规定在超过 0.3％～ 0.6％的范围。从渗碳前被切削性的观点 出发， 优选将 C 量规定为 0.40％以下， 因此 C 的合适范围为 0.32 ～ 0.40％。 (Si ： 0.01 ～ 1.5％ )
Si 对于钢脱氧是有效的元素， 对于提高抗回火软化性也是有效的元素。此外， Si 通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度， 有助于低循环弯曲疲劳强度 的提高。在 Si 低于 0.01％时上述效果不充分， 如果超过 1.5％则阻碍渗碳性， 因此需要将 Si 量规定在 0.01 ～ 1.5％的范围内。在采用普通的碳势为 0.7 ～ 1.0 的气体浸碳法时， Si 使钢材中的 C 的活量增加， 通过该影响， Si 在 0.5 ～ 1.5％的范围内具有抑制表层部硬度的 效果， 对于静态弯曲强度的进一步提高是有效的。Si 的合适范围为 0.5 ～ 1.5％。
(Mn ： 0.3 ～ 2.0％ )
Mn 对于钢脱氧是有效的元素， 同时通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部 件的芯部硬度， 有助于静态弯曲强度的提高。在 Mn 低于 0.3％时， 其效果不充分， 如果超过 2.0％则上述效果饱和， 因此需要将 Mn 量规定在 0.3 ～ 2.0％的范围内
(P ： 0.0001％以上 0.02％以下 )
P 向渗碳时的奥氏体晶界偏析， 因此因引起晶界破坏而使静态弯曲强度降低， 所 以需要将其含量限制在 0.02％以下。合适范围为 0.01％以下。另一方面， 使 P 含量低于 0.0001％从成本的观点出发是不合适的。 所以， P 的合适范围为 0.0001％以上 0.01％以下。 图 2 中的 A 及图 3 中的 A’ 表示因 P 的过剩添加而使静态弯曲强度降低的例子。
(S ： 0.001 ～ 0.15％ )
S 是以利用钢中形成的 MnS 来提高渗碳前被切削性的目的而添加的， 但在低于 0.001％时其效果不充分。另一方面， 如果超过 0.15％， 不但其效果饱和， 而且反而产生晶 界偏析， 引起晶界脆化。基于以上的理由， 需要将 S 含量规定在 0.001 ～ 0.15％的范围内。 合适范围为 0.01 ～ 0.1％。
(N ： 0.001 ～ 0.03％ )
N 在钢中与 Al、 Ti、 Nb、 V 等结合， 生成氮化物或碳氮化物， 抑制晶粒的粗大化。在 N
低于 0.001％时其效果不充分， 如果超过 0.03％， 则不仅其效果饱和， 而且在热轧或热锻加 热时残存未固溶的碳氮化物， 难以使对于抑制晶粒的粗大化有效的微细的碳氮化物增量。 所以， 需要将 N 含量规定在 0.001 ～ 0.03％的范围内。合适范围为 0.003 ～ 0.010％。
(Al ： 超过 0.06 ～ 0.3％ )
图 5 是表示含有被限制在 0.008 ％以下的 N 和 0.02 ％、 0.04 ％、 0.08 ％、 0.1 ％、 0.18％、 0.24％或 0.3％的 Al 的 8 种母材的渗碳前被切削性的图示。如图 5 所示， 得知 ： Al 含量越大渗碳前被切削性越提高。 该渗碳前被切削性提高效果基于存在于母材中的固溶 Al 与切削工具的表层部的氧化层 (Fe3O4) 的化学反应而形成于工具表面的 Al2O3 的保护膜效 果。相反， 如果 Al 过多， 则 Al2O3 夹杂物的尺寸增大， 相对于高循环的疲劳强度为低劣。所 以， 有必要将 Al 含量规定在超过 0.06 ～ 0.3％的范围内。合适范围为 0.075 ～ 0.25％。更 优选为 0.1 ～ 0.15％。
(O ： 0.0001 以上且 0.005％以下 )
O 是因进行晶界偏析而容易产生晶界脆化， 同时因在钢中形成硬的氧化物系夹杂 物 ( 例如 Al2O3) 而容易产生脆性破坏的元素。需要将 O 限制在 0.005％以下。另一方面， 使 O 含量低于 0.0001％从成本的观点出发是不合适的。所以， O 的合适范围为 0.0001％以 上且 0.005％以下。 另外， 也可以在上述母材中含有 Ca、 Zr、 Mg、 Rem 中的 1 种以上。在这种情况下， 可 得到渗碳前被切削性的改善效果或起因于 MnS 的机械性质的各向异性降低效果。以下， 对 含有这些化学成分时的优选的含量进行说明。
(Ca ： 0.0002 ～ 0.005％ )
Ca 通过使氧化物低熔点化， 通过切削加工环境下的温度上升进行软质化， 可改善 渗碳前被切削性， 但在低于 0.0002％时没有效果， 如果超过 0.005％则大量生成 CaS， 使渗 碳前被切削性降低。因此， 最好将 Ca 量规定在 0.0002 ～ 0.005％的范围。
(Zr ： 0.0003 ～ 0.005％ )
Zr 是脱氧元素， 虽生成氧化物， 但因还生成硫化物而是与 MnS 具有相互关系的元 素。Zr 系氧化物容易成为 MnS 的结晶 / 析出的核。因此对于控制 MnS 的分散是有效的。作 为 Zr 添加量， 为了进行 MnS 的球状化， 优选添加超过 0.003％， 但为了使其微细分散， 相反优 选添加 0.0003 ～ 0.005％。 作为制品， 从后者一方在制造上的品质稳定性 ( 成分合格率等 ) 的观点出发， 现实中优选后者， 即优选使 MnS 微细分散的 0.0003 ～ 0.005％。在 0.0002％ 以下时， 几乎没有发现添加 Zr 的效果。
(Mg ： 0.0003 ～ 0.005％ )
Mg 是脱氧元素， 虽生成氧化物， 但因还生成硫化物而是与 MnS 具有相互关系的元 素。Mg 系氧化物容易成为 MnS 的结晶 / 析出的核。此外， 因硫化物为 Mn 和 Mg 的复合硫化 物， 而抑制其变形， 使其球状化。因此对于 MnS 的分散控制是有效的， 但在低于 0.0003％时 没有效果， 如果超过 0.005％则大量生成 MgS， 使渗碳前被切削性降低， 因此最好将 Mg 量规 定在 0.0003 ～ 0.005％的范围。
(Rem ： 0.0001 ～ 0.015％ )
Rem( 稀土类元素 ) 是脱氧元素， 生成低熔点氧化物， 不仅抑制铸造时喷嘴的堵塞， 而且还具有在 MnS 中固溶或结合， 使其变形能降低， 在轧制及热锻造时抑制 MnS 形状延伸
的作用。如此， Rem 对于各向异性的降低是有效的元素。但是， 在 Rem 含量以总量计低于 0.0001％时， 其效果不显著， 此外， 如果添加 Rem 超过 0.015％， 则大量生成 Rem 的硫化物， 使 渗碳前被切削性恶化。因而， 在添加 Rem 时， 将其含量规定为 0.0001 ～ 0.015％。
另外， 也可以在上述母材中为了通过淬火性或晶界强度的改善来提高静态弯曲强 度而含有 B。含 B 时的优选的含量如下。
(B ： 0.0002 ～ 0.005％ )
B 抑制 P 的晶界偏析， 同时有助于通过提高其本身的晶界强度和晶内强度、 及提高 淬火性来提高静态弯曲强度。 在 B 低于 0.0002％时其效果不充分， 但如果超过 0.005％则其 效果饱和。所以， 最好将其含量规定在 0.0002 ～ 0.005％的范围内。合适范围为 0.0005 ～ 0.003％。
另外， 也可以在上述母材中为了通过提高淬火性来提高静态弯曲强度而含有 Cr、 Mo、 Cu、 Ni 中的 1 种以上。含有这些化学成分时的优选的含量如下。
(Cr ： 0.1 ～ 3.0％ )
Cr 通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度， 对于静态弯曲强 度的提高是有效的元素。在 Mn 低于 0.1％时其效果不充分， 但如果超过 3.0％则其效果饱 和。所以， 最好将 Cr 量规定在 0.1 ～ 3.0％的范围内。 (Mo ： 0.1 ～ 1.5％ )
Mo 通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度， 对于静态弯曲强 度的提高是有效的元素。在 Mn 低于 0.1％时其效果不充分， 但如果超过 1.5％则其效果饱 和。所以， 最好将 Mo 量规定在 0.1 ～ 1.5％的范围内。
(Cu ： 0.1 ～ 2.0％ )
Cu 通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度， 对于静态弯曲强 度的提高是有效的元素。在 Cu 低于 0.1％时其效果不充分， 但如果超过 2.0％则其效果饱 和。所以， 最好将 Cu 量规定在 0.1 ～ 2.0％的范围内。
(Ni ： 0.1 ～ 5.0％ )
Ni 通过提高淬火性来提供经过渗碳淬火处理的部件的芯部硬度， 对于静态弯曲强 度的提高是有效的元素。在 Ni 低于 0.1％时其效果不充分， 但如果超过 5.0％则其效果饱 和。所以， 最好将 Ni 量规定在 0.1 ～ 5.0％的范围内。
另外， 在上述母材中， 例如为了在以增加渗碳深度为目的渗碳温度的高温化或长 时间化时防止晶粒粗大化， 也就是说为了通过碳氮化物的增加而进行奥氏体晶粒的整细粒 化， 也可以含有 Ti、 Nb、 V 中的 1 种以上。含有这些化学成分时的优选的含量如下。
(Ti ： 0.005 ～ 0.2％ )
Ti 通过添加可在钢中生成微细的 TiC、 TiCS， 由此也可以为谋求渗碳时的奥氏体 晶粒的微细化而添加。此外， 在添加 Ti 时， 通过在钢中与 N 结合生成 TiN 可得到防止 BN 析 出的效果。也就是说， 能够确保固溶 B。在 Ti 低于 0.005％时其效果不充分。另一方面， 如 果超过 0.2％则主体为 TiN 的析出物增多， 使转动疲劳特性降低。基于以上的理由， 最好将 其含量规定在 0.005 ～ 0.2％的范围内。合适范围为 0.01 ～ 0.1％。
(Nb ： 0.01 ～ 0.1％ )
Nb 通过添加而生成 Nb 碳氮化物， 抑制晶粒的粗大化。在 Nb 低于 0.01％时其效果
不充分。另一方面， 如果超过 0.1％则使渗碳前被切削性劣化， 因此将 0.1％作为上限。
(V ： 0.03 ～ 0.2％ )
V 通过添加而生成 V 碳氮化物， 抑制晶粒的粗大化。在 V 低于 0.03％时其效果不 充分。另一方面， 如果超过 0.2％则使渗碳前被切削性劣化， 因此将 0.05％作为上限。
另外， 在本发明的母材中， 除了上述元素以外， 也可以含有在制造工序等中不可避 免地混入的杂质， 但优选尽量不混入杂质。
接着， 对本发明的一个实施方式的通过对上述母材实施渗碳处理得到的渗碳钢部 件的表层部硬度和芯部硬度进行说明。
( 表层部硬度 HV550 ～ HV800)
本发明者们明确了 ： 如图 2 所示， 在表层部硬度为 HV550 ～ HV800 的范围内， 表层 部硬度越低则静态弯曲强度越提高。 此外， 本发明者们从破坏品的断口观察结果搞明 ： 这是 因为如果表层部硬度高， 则从表面发生脆性断口的裂纹， 并且该脆性断口急速传播的缘故。 此倾向在超过 HV800 时显著现出。因此， 优选表层部硬度为 HV800 以下， 更优选为 HV770 以 下。 在表层部硬度低时， 同样从表面发生裂纹， 但因脆性断口的发生率低而使得裂纹的传播 速度低， 因而静态弯曲强度提高。可是， 在表层部硬度低于 HV550 时最表层的塑性变形量明 显增大 ( 在为齿轮时， 相当于齿面的大幅度变形 )， 因此除了损害作为齿轮的功能以外， 而 且最表层的硬度的下降也显著损害高循环弯曲疲劳强度或耐磨损性。因此， 有必要将表层 部硬度规定在 HV550 ～ HV800 的范围内。由于表层部硬度是渗碳层的硬度， 因此可通过渗 碳时的碳势的调整、 或渗碳淬火后的回火温度的调整来调整。 作为调整的目标， 对钢部件以 碳势为 0.8 进行渗碳淬火处理， 然后在 150℃进行了回火后实施静态弯曲试验。 因而在静态 弯曲强度比所要求的低时， 可通过使碳势降低到 0.7， 或使回火温度增加至 180℃来进行调 整， 使表层部硬度降低， 使静态弯曲强度提高。
( 芯部硬度 HV400 ～ HV550)
本发明者们搞清楚 ： 如图 3 所示， 在芯部硬度为 HV400 ～ HV550 的范围内， 芯部硬 度越高则静态弯曲强度越提高。本发明者们通过观察断口等弄清楚 ： 这是因为如果芯部硬 度低， 则渗碳层正下的芯部屈服， 不能接受此以上的应力， 发生在渗碳层即钢部件表面的应 力增大的缘故。要比以往一般所用的 JIS-SCr420、 JIS-SCM420 等显著提高静态弯曲强度， 需要 HV400 以上， 因此有必要将芯部硬度规定在 HV400 ～ HV550 的范围内。优选芯部硬度 在 HV430 ～ HV550 的范围内， 更优选在 HV450 ～ HV550 的范围内。再有， 如果芯部硬度超过 HV550， 则因芯部的韧性明显降低， 芯部的裂纹传播速度加快而使静态弯曲强度降低。
另外， 图 2 中的 B1、 B2、 B3 表示芯部硬度超出上述范围的渗碳钢部件的静态弯曲强 度， 图 3 中的 B1’ 、 B2’ 、 B3’ 表示表层部硬度超出上述范围的渗碳钢部件的静态弯曲强度。从 示出这些点的图 2 及图 3 得知 ： 在即使是表层部硬度和芯部硬度中的任何一方超出各自的 范围时， 也不能得到良好的静态弯曲强度。 因而， 本实施方式的渗碳钢部件将表层部硬度规 定在 HV550 ～ HV800 的范围内， 且将芯部硬度规定在 HV400 ～ HV550 的范围内。
另外， 这里定义的芯部是通过渗碳处理从部件表面渗入的 C 随着深度成为微量的 部分。具体而言， 指的是母材的 C 含量增加 10％ ( 母材的 C 含量为 0.20％时为 0.22％ ) 以 下的部分。这里所谓母材是渗碳处理前的钢材。因而， 可通过 EPMA-C 射线分析等来识别芯 部。芯部的硬度调整可通过根据母材的 C 浓度或合金元素添加的淬火性的调整来进行。再有， 作为渗碳方法没有必要采用特别的方法， 无论采用一般渗碳方法即气体渗 碳、 真空渗碳、 气体渗碳氮化法等中的哪种方法都具有本发明的效果。
本发明的渗碳钢部件可用于机械结构用部件、 差动齿轮、 传动齿轮、 带齿轮渗碳轴 等齿轮部件， 特别是对差动齿轮有用。
实施例
以下通过实施例具体地说明本发明。 再有， 这些实施例是用于说明本发明的， 并不 限定本发明的范围。
在将具有表 1 所示的化学成分的钢块伸锻成 φ35mm 后， 实施均热处理和正火 ( 但 是， 通过调整冷却来调整成铁素体 - 珠光体组织。)， 然后进行钻切削用试验片的加工和如 图 1 所示 ( 但是除去锪孔加工 ) 在中央凹部具有平行部 1 和缺口 ( 半圆弧 )2 的静态弯曲 试验片 (φ15)3 的粗加工。
关于钻切削用试验片， 切下直径为 30mm、 高为 21mm 的圆柱试验片， 将实施了铣削 精加工的试验片作为钻切削用试验片。
接着， 关于粗加工后的静态弯曲试验片， 试验片 No.1 ～ 29 及 31 用转化式气体渗 碳炉进行 930℃ ×5 小时的渗碳处理， 进行 130℃的油淬火。试验片 No.30 用转化式气体渗 碳炉进行 930℃ ×5 小时的渗碳处理， 进行 220℃的油淬火。对试验片 No.1 ～ 30， 在油淬火 后继续实施 150℃ ×1.5 小时的回火。对试验片 No.31， 在油淬火后继续实施 120℃ ×1.5 小时的回火。再有， 在渗碳处理时的碳势为 0.5 ～ 0.8 的范围内， 除了试验片 No.31， 都在 150 ～ 300℃的范围内调整回火温度， 由此调整了表层部硬度和芯部硬度。然后， 通过对试 验片实施 1mm 的锪孔加工 4 来制成静态弯曲试验片。另外， 粗加工后的静态弯曲试验片为 除去图 1 的虚线的形状， 精加工后的静态弯曲试验片为相对于粗加工后的试验片增加了相 当于图 1 的虚线的锪孔加工的形状。
上述正火后的硬度和渗碳处理后的 ( 渗碳淬火回火处理后 ) 的材质调查结果见表2。 关于渗碳前被切削性试验， 通过对钻切削用试验片， 在表 3 所示的切削条件下进 行钻穿孔试验， 评价了实施例及比较例的各钢材的渗碳前被切削性。此时， 作为评价指标， 在钻穿孔试验中采用直到累计孔深为 1000mm 为止可切削的最大切削速度 VL1000(m/min)。
通过对静态弯曲试验片进行 4 点弯曲而实施了静态弯曲试验。本试验以 0.1mm/ min 的压缩速度实施试验， 求出直到断裂的最大负荷， 作为静态弯曲强度。 但是， 在表层部硬 度非常低时， 最表层的塑性变形量显著增大， 因此将直到此时刻为止的最大负荷作为静态 弯曲强度。静态弯曲强度的结果见表 2。
如表 2 所示， 明确了本发明例的试验 No.1 ～ 23 除了静态弯曲强度优良为 11kN 以 上以外， 渗碳前被切削性 (VL1000) 也优良为 35m/min 以上。
与此相对照， 比较例的试验 No.24 静态弯曲强度差。这是因为钢材的 C 低于本发 明规定范围即 0.3％， 结果芯部硬度低于本发明规定范围的芯部硬度的缘故。
比较例的试验 No.25 静态弯曲强度差。这是因为钢材的 C 超过本发明规定范围即 0.6％， 结果芯部硬度高于本发明规定范围的芯部硬度的缘故。
比较例的试验 No.26 静态弯曲强度差。这是因为钢材的 Si 超过本发明规定范围 的 1.5％， 因此阻碍渗碳性， 结果表层部硬度低于本发明规定范围的表层部硬度， 最表面的
塑性变形量显著增大， 将到此时点为止的最大负荷作为静态弯曲强度评价。
比较例的试验 No.27 静态弯曲疲劳强度差。这是因为钢材的 P 超过本发明规定范 围的 0.02％， 因此产生由 P 的晶界偏析而造成的晶界破坏的缘故。
比较例的试验 No.28、 29 渗碳前被切削性差。这是因为钢材的 Al 低于本发明规定 范围的 0.06％， 因此不能发挥由固溶 Al 带来的对渗碳前被切削性的改善效果的缘故。
比较例的试验 No.30 静态弯曲疲劳强度差。 这是因为淬火油高于 220℃， 结果淬火 不足， 芯部硬度低于本发明规定范围的 HV400 的缘故。
比较例的试验 No.31 静态弯曲疲劳强度差。 这是因为回火温度低到 120℃， 结果表 层部硬度超过本发明规定的 HV800 的缘故。
表2：
表3( 所谓 NACHI 普通钻头， 为株式会社不二越制的型号 SD3.0 的钻头
※ 本工具的最表层为铁系氧化物 )
根据本发明， 能够制造静态弯曲强度和渗碳前被切削性比以往优良的渗碳钢部 件。所以， 充分具有产业上的利用可能性。