渗碳部件的制造方法及钢部件 【技术领域】
本发明涉及渗碳部件的制造方法及钢部件。背景技术 例如对于像齿轮这种要求高表面硬度的机械部件， 在以往， 将 SCR420 等的 JIS 钢 加工成部件形状后， 实施渗碳淬火， 进行表面硬化处理而使用。
这时， 如果通过渗碳淬火可以在表面微细地生成碳化物， 或可以大量地生成碳化 物， 则可以使表面硬度更高、 使强度变成更高强度。
但是， 实际情况是， 在以往中未能充分实现通过渗碳淬火在表面大量生成这种微 细的碳化物而使表面强度变成更高强度。
作为渗碳淬火的方法， 以往公知的是在渗碳处理后进行高频淬火的方法。该方法 可以说是兼具了渗碳处理的优点和高频淬火的优点的优异的方法。
当采用渗碳处理后经直接急冷进行淬火的通常的方法进行渗碳淬火时， 由于部件 的内部为止发生马氏体化， 所以存在残余应变变大的问题， 然而渗碳处理后进行高频淬火 时， 由于高频淬火能够在不使部件的内部组织发生变化的情况下仅使表面硬化， 所以能够 得到应变小这样的优点。
但是， 当使用 SCR420 作为渗碳用钢时， 由于大量含有易于形成碳化物的 Cr， 所以 在渗碳阶段容易生成碳化物， 并且该碳化物在之后的高频淬火过程中难以熔解， 因此难以 使渗碳部件的表面制成均匀的组织。
于是， 以表面的残存碳化物作为起点容易发生破坏， 使强度降低。
对于以往通常的气体渗碳的情况， 在表面碳浓度为 0.8％左右硬度显示最高值， 难 以将表面碳浓度提高到其以上。
另一方面， 作为渗碳处理的方式进行真空渗碳时， 能够将表面碳浓度提高到其以 上。
但是， 对于 SCR420 的情况， 由于大量含有容易形成碳化物的 Cr， 所以当用真空渗 碳提高表面碳浓度时， 更进一步容易生成 Cr 的碳化物并且这些物质粗大化， 在其后的高频 淬火过程中 Cr 碳化物不熔解， 以碳化物为起点的破坏更进一步加深， 结果造成强度的下 降。
正因如此， 以往作为对策通过使渗碳处理的表面碳浓度下降， 防止碳化物的生成， 但这样的情况下表面硬度不充分， 得不到充分的强度。
另外， 作为本发明的现有技术， 在下述专利文献 1 中公开了使用具有与本发明类 似的组成的钢的渗碳部件。
但是， 该专利文献 1 所公开的技术的渗碳处理之后的淬火的方式与本发明完全不 同， 并且对于渗碳部件表面的碳化物生成的方式也与本发明完全不同。
另外， 在下述专利文献 2 中， 作为轨道部件的制造方法公开了在渗碳氮化工序之 后进行高频淬火工序这点， 但该专利文献 2 所公开的发明的钢材的组成与本发明完全不
同， 因此碳化物生成的方式也不同， 所以与本发明不同。
专利文献 1 ： 日本特开 2007-291486 号公报
专利文献 2 ： 日本特开 2008-63603 号公报 发明内容 本发明是将以上的情况作为背景， 以提供一种通过渗碳淬火处理而在表面大量生 成微细的碳化物， 从而得到高硬度、 高强度的渗碳部件的渗碳部件的制造方法及钢部件为 目的进行的。
于是， 技术方案 1 涉及一种渗碳部件的制造方法， 其特征在于， 以压力 2kPa 以下 的减压条件对具有如下组成的钢进行以使渗碳后的缓冷后的表面碳浓度成为 0.9 ～ 1.5％ 的范围内的真空渗碳处理之后， 以引起珠光体转变的冷却速度进行利用空气冷却的上述缓 冷， 使表层的组织成为珠光体， 然后， 以使珠光体组织中的渗碳体细小地分裂而在从表面到 0.1mm 为止的范围内生成碳化物中 1μm 以下的碳化物占 90％以上的微细碳化物的加热及 冷却条件下进行高频淬火，
该钢的组成 ： 以 质 量 ％ 计， C： 0.15 ～ 0.25 ％、 Si ： 0.90 ～ 1.30 ％、 Mn ： 0.70 ～ 1.10 ％、 P： 0.030 ％以下、 S： 0.100 ％以下、 Cu ： 0.01 ～ 0.50 ％、 Ni ： 0.01 ～ 0.50 ％、 Cr ： 0.20 ～ 0.50％、 Mo ： 0.50％以下、 Al ： 0.30％以下、 N： 0.05％以下， 并且， 满足下述式 (1) 的 条件， 剩余部分是 Fe 及不可避免的杂质，
式 (1) ： [Si]+[Ni]+[Cu]-[Cr] ＞ 0.5
( 其中， 式 (1) 中各元素记号表示含有质量％ )。
技术方案 2 的制造方法的特征在于， 在技术方案 1 中， 以 5℃ /s ～ 0.2℃ /s 的冷 却速度进行利用所述空气冷却的所述缓冷， 以加热温度 750 ～ 850℃进行所述高频淬火。
技术方案 3 的制造方法的特征在于， 在技术方案 1 ～ 2 的任一项中， 所述钢进一步 含有 ： 以质量％计， Nb ： 0.02 ～ 0.20％、 Ti ： 0.02 ～ 0.20％、 B： 0.0005 ～ 0.0100％中的 1 种 或 2 种以上。
技术方案 4 的制造方法的特征在于， 在技术方案 1 ～ 3 的任一项中， 以所述缓冷后 的表面碳浓度成为 1.0％以上的方式进行所述真空渗碳。
技术方案 5 涉及一种钢部件， 其特征在于， 表面碳浓度是 0.9 ～ 1.5％， 且从表面 到 0.1mm 为止的范围内生成有由珠光体组织的渗碳体分裂而生成的 1μm 以下的碳化物在 碳化物中占 90％以上的微细碳化物。
技术方案 6 的钢部件的特征在于， 在技术方案 5 中， 具有以下组成， 且通过真空渗 碳和其后的冷却以及高频淬火， 在从上述表面到 0.1mm 为止的范围内生成有所述微细碳化 物，
组成 ： 以质量％计， C： 0.15 ～ 0.25％、 Si ： 0.90 ～ 1.30％、 Mn ： 0.70 ～ 1.10％、 P： 0.030％以下、 S： 0.100％以下、 Cu ： 0.01 ～ 0.50％、 Ni ： 0.01 ～ 0.50％、 Cr ： 0.20 ～ 0.50％、 Mo ： 0.50％以下、 Al ： 0.30％以下、 N： 0.05％以下， 并且满足下述式 (1) 的条件， 剩余部分是 Fe 及不可避免的杂质，
式 (1) ： [Si]+[Ni]+[Cu]-[Cr] ＞ 0.5，
( 其中， 式 (1) 中各元素记号表示含有质量％ )。
技术方案 7 的钢部件的特征在于， 在技术方案 5 ～ 6 的任一项中， 所述碳化物生成 在马氏体组织以面积％计占 50％以上的组织中。
技术方案 8 的钢部件的特征在于， 在技术方案 5 ～ 7 的任一项中， 所述钢进一步含 有： 以质量％计， Nb ： 0.02 ～ 0.20％、 Ti ： 0.02 ～ 0.20％、 B： 0.0005 ～ 0.0100％中的任意 1 种或 2 种以上。
技术方案 9 的钢部件的特征在于， 在技术方案 5 ～ 8 的任一项中， 所述表面碳浓度 是 1.0％以上。
如上所述， 本发明的渗碳部件的制造方法是将低 C 钢材预先加工成齿轮等的部件 形状后， 进行真空渗碳， 其后缓冷， 然后进行高频淬火对表面进行硬化处理， 得到渗碳部件。
本发明中， 通过真空渗碳处理缓冷后的表面碳浓度成为 0.9 ～ 1.5％的方式向渗 碳部件的表面导入 C， 通过其后的缓冷将表面的组织制成珠光体单相的组织。
然后通过其后的过高频淬火， 将在珠光体组织中的以层状细长延伸的渗碳体细小 地分裂， 在其后的冷却中使其发生马氏体转变、 进行淬火。由此， 在表面 ( 表层 ) 以分散状 态生成无数的微细的碳化物。
于是经过这些， 将渗碳部件的表面的碳化物尽可能地微细化并且使其大量生成， 将渗碳部件的表面硬度在以往基础之上进一步提高， 使表面强度进一步提高。
即， 本发明的制造方法的特征在于， 通过将珠光体组织中的渗碳体分裂， 使渗碳部 件表面的碳化物细小且微细地析出。
本发明中， 使用真空渗碳的方式作为渗碳处理的方法。
通常的气体渗碳中， 表面碳浓度的极限是 0.8％左右， 但本发明中通过使用真空渗 碳， 将表面碳浓度提高至其以上。
再次， 真空渗碳是指， 通常， 对炉内环境减压， 将烃系的气体作为渗碳气体 ( 例如 甲烷、 丙烷、 乙烯、 乙炔等 ) 直接通入炉内， 利用气体接触钢表面而分解的活性的碳， 在向钢 表面供给碳的渗碳期生成碳化物蓄积碳， 在接下来的扩散期碳化物进行分解， 蓄积的碳熔 解至基体， 由此碳向内部扩散从而进行渗碳的方法。碳的供给途径并不局限于经由碳化物 的途径， 还有直接熔解这样的途径。本发明中， 在 2kPa 以下的减压状态下进行。
这样完成时， 可以在渗碳部件的表面大量地生成微细的碳化物， 其与渗碳部件表 面的高硬度化、 高强度化有很大关系。
然而， 作为钢材使用以往的 SCR420 等钢时， 由于大量含有易于形成碳化物的 Cr， 所以通过真空渗碳向表面导入大量的 C， 则在渗碳处理的阶段 Cr 就形成碳化物。
这种情况下， 其碳化物将成为圆而大的粗大碳化物。这种粗大的碳化物在渗碳部 件表面成为异物， 变成破坏的起点反而降低表面强度。
因此在本发明中， 对于钢材的组成进行如下调整， 即减少容易形成碳化物的 Cr， 另 外使其大量含有难于产生碳化物的 Si， 从而在真空渗碳处理时不形成碳化物， 即使在通过 真空渗碳将 C 以高浓度导入至表面的情况下， 也能经其后的缓冷而形成珠光体单相组织。
本发明中， 从利用通过真空渗碳向表面以高浓度将 C 进行渗碳后的缓冷而形成珠 光体单相组织这点来看， 优选渗碳后的冷却速度为 5℃ /s ～ 0.2℃ /s 的范围内。
如果冷却速度比 0.2℃ /s 慢， 则在晶粒边界生成粗大的碳化物， 不能充分实现作 为本发明的目的的表面硬度、 强度的高硬度化。另一方面， 如果冷却速度比 5℃ /s 快， 则由于渗碳后的冷却产生淬火效应， 结果组 织发生马氏体化。
在实施如上的渗碳处理后， 本发明中， 对渗碳部件表面进行高频淬火处理。
通过该利用高频的短时间加热 ( 加热时间是 20 ～ 30 秒左右 )， 将珠光体组织中的 渗碳体在长度方向上细小地分裂， 使碳化物微细化。
对于该高频淬火， 优选渗碳部件表面的加热温度为 750 ～ 850℃的范围内。
如果变成高于 850℃的温度， 则渗碳体不仅发生分裂， 而且分裂生成的碳化物将熔 入基体， 不能充分地达成本发明的目的。
另一方面， 如果是低于 750℃的温度， 则由于经高频加热组织将不发生奥氏体化， 所以在其后的冷却中无法得到充分的淬火效应。即组织不能良好地马氏体化。
即， 在本发明中， 优选将通常的高频淬火中进行 1150℃以上的高温度的加热的条 件改为在 750 ～ 850℃的低温度下进行加热。
另外， 高频淬火时的冷却优选为 10℃ /s 以上， 优选为水冷。
在如上的本发明的制造方法中， 如在后的实施例的表中的表面碳浓度的高度所示 ( 本实施例中的表面碳浓度的高度直接表示碳化物量的多少 )， 可以在渗碳部件表面生成 大量的碳化物， 而且可以制成碳化物尺寸为 1μm 以下碳化物占 90％ ( 面积率 ) 以上的微细 碳化物。 另外， 本发明中， 因为钢材是低 C 的软质物质， 所以在将钢材加工成齿轮等部件 时， 不需要在此之前进行球状化退火。 因此， 不会由于该球状化退火而导致生成圆且大的碳 化物。
本发明中， 可以使上述钢制成以上述范围含有 Nb、 Ti、 B 中任意 1 种或 2 种以上。
另外， 在上述真空渗碳时， 可以使缓冷后的表面碳浓度成为 1.0％以上的方式进行 渗碳。
技术方案 5 ～ 9 涉及钢部件， 该钢部件可以通过在表面大量生成微细的碳化物而 使表面硬度及强度在以往基础之上增加成高硬度及高强度。
接着， 详述本发明中的钢材的各化学成分等的限定理由。
C： 0.15 ～ 0.25％
如果 C 的含量少于下限值， 则在芯部生成铁酸盐， 强度会下降。另一方面， 如果超 过上限值 0.25％， 则加工性、 特别是切削性会变差。
另外， 如果 C 的含量多至超过一定量， 则钢变硬， 在加工为齿轮等部件时， 根据情 况需要进行球状化退火处理。而此时在球状化退火处理时将生成圆且大的碳化物。
Si ： 0.90 ～ 1.30％
在本发明中 Si 是用于通过真空渗碳后的冷却而使组织珠光体化的重要的成分。 如果 Si 的含量少于 0.90％， 则在真空渗碳后的空气冷却时， 易于生成碳化物。另外淬火性 降低， 带来强度下降。
另外， 如果 Si 的含量是超过 1.30％这样的大量， 则加工性、 特别是切削性会变差。
Si 是在通常的气体渗碳时促进晶粒边界氧化的元素， 而该晶粒边界氧化层是使齿 根的冲击强度、 疲劳强度下降的原因。但是在本发明中， 通过应用真空渗碳 ( 环境压力例如 在 2kPa 以下 )， 即使在含有 Si 的情况下， 也有效地抑制了晶粒边界氧化的问题。
在本发明中， Si 的更优选的范围是 1.00 ～ 1.30％。
Mn ： 0.70 ～ 1.10％
Mn 是作为脱氧材料在钢的熔制时被添加的， 但如果其含量多至超过 1.10％， 则加 工性、 特别是切削性会变差。
另一方面， 如果含量小于 0.70％， 则在芯部生成铁酸盐， 将带来强度下降。
P： 0.030％以下
S： 0.100％以下
这些是杂质， 是对渗碳部件的机械性质不利的成分， 规定其含量在上述的上限值 以下。
特别是在需要韧性及热加工性的时候， S 的更优选的范围在 0.030％以下。
Cu ： 0.01 ～ 0.50％
Ni ： 0.01 ～ 0.50％
Cu、 Ni 是抑制碳化物的生成的成分， 分别使其含作为下限值的 0.01％以上。
另一方面， 超过 0.50％的大量的添加将使热加工性下降。
Cu 的更优选的范围是 0.05 ～ 0.30％， 另外 Ni 的更优选的范围是 0.04 ～ 0.30％。 通过分别使 Cu、 Ni 含 0.05％、 0.04％以上而可以提高芯部强度。 Cr ： 0.20 ～ 0.50％
Cr 是促进碳化物的生成的成分， 如果大量地添加超过 0.50％， 则在渗碳后处理时 Cr 将形成碳化物。并且变成得不到作为本发明目的的珠光体单相的组织。另外， 大量的添 加也使加工性、 特别是使切削性变差。
另一方面， 如果是小于 0.20％， 则淬火性降低， 将带来强度下降。
Cr 的更优选的范围是 0.20 ～ 0.40％。 进一步通过控制在 0.25％以上而可以使芯 部强度提高。
Mo ： 0.50％以下
Mo 是提高淬火性的成分。但是如果大量地添加超过 0.50％， 则钢的加工性、 特别 是切削性会变差。
应予说明， 如果 Mo 的添加量小于 0.01％， 则在淬火时马氏转变不充分， 因淬火不 完全而强度回下降， 因此优选添加 0.01％以上。
Mo 的更优选的范围是 0.05 ～ 0.40％。 进一步通过控制在 0.30％以下而可以抑制 碳化物的生成。
Al ： 0.30％以下
Al 作为脱氧剂被添加。另外， 具有使晶粒微细化提高强度的作用。
但是如果大量地含有超过 0.30％， 则在钢中形成氧化铝导致强度的下降。
从确保使晶粒微细化提高强度的作用这点来看， 优选添加 0.01％以上的 Al。
Al 的更优选的范围是 0.01 ～ 0.04％。
N： 0.05％以下
N 具有防止晶粒的粗大化的作用。因为该效果在 0.05％左右饱和， 所以控制在其 以下。
其中， N 的含量优选在 0.002％以上。若想进一步降低含量至其以下， 则会使成本
变高。 N 的更优选的范围是 0.01 ～ 0.03％。
[Si]+[Ni]+[Cu]-[Cr] ＞ 0.5…式 (1)
Si、 Ni 及 Cu 抑制碳化物的生成， 另一方面 Cr 增加碳化物的生成。
本发明中， 通过使这些 Si、 Ni、 Cu 及 Cr 的添加量平衡， 从而即使在利用真空渗碳进 行高浓度渗碳的情况下， 也能够通过其后的冷却而生成珠光体组织单相。
表面碳浓度 ： 0.9 ～ 1.5％ ( 质量％ )
如果碳化物量少于 0.9％， 则不能有效地使渗碳部件的表面高强度化。另一方面， 即使表面碳浓度超过 1.5％也不会得到这以上的强度， 相反， 在渗碳时附着石墨并污染渗碳 炉， 所以以 1.5％作为上限。
真空渗碳后的冷却速度 ： 5℃ /s ～ 0.2℃ /s
如果冷却速度比上限值更快则组织马氏体化， 不形成珠光体。 另一方面， 如果冷却 速度比下限值更慢， 则在晶粒边界上析出粗大的碳化物。
冷却速度的更优选的范围是 4℃ /s ～ 0.4℃ /s。
高频淬火温度 ： 750 ～ 850℃
如果淬火温度比下限值低则不发生奥氏体化， 成为淬火不良， 强度将下降。
另一方面， 如果是比上限值高的温度， 则碳化物过度熔解而变成在渗碳部件表面 上不残留。
附图说明
[ 图 1] 是关于实施例 1 的扫描式电子显微镜照片。具体实施方式
接着， 在以下详述本发明的实施方式。
熔制如表 1 所示的化学组成的渗碳用钢， 将各材料机械加工成下述的试验用齿轮 的形状。
将该部件以 900 ～ 1050℃的温度条件， 具体的是以表 2 的温度条件进行真空渗碳 后， 以 5℃ /s ～ 0.2℃ /s 的冷却速度， 具体的是以表 2 所示的冷却速度进行冷却， 进一步在 其后， 以表 2 所示的加热条件及 10℃ /s 以上的冷却条件进行冷却， 实施高频淬火。
然后对得到的渗碳部件， 如下进行疲劳强度试验， 评价齿面疲劳强度和齿根疲劳 强度。
将这些结果一并示于表 2。
< 试验用齿轮的形状 >
模数 ： 2.5
齿数 ： 30
节圆径 ： 82.753mm
齿宽 ： 20mm
扭转角 ： 25 度
< 真空渗碳 >使用乙炔气， 进行压力 1/100 气压以下的减压下保持 900 ～ 1050℃的真空渗碳。
渗碳后， 进行空气冷却使组织成为珠光体单相。
< 高频淬火 >
在加热温度 750 ～ 850℃下加热 20 ～ 30 秒， 之后以 10℃ /s 以上的冷却速度进行 冷却 ( 具体地说这里是水冷 )。
< 疲劳强度试验 >
对试验用齿轮施加载荷使其旋转， 评价以 107 次旋转达到齿根折损的齿根应力， 作 为齿根疲劳强度的尺度。对另取样品齿轮的齿根进行喷丸处理强化齿根， 与上述同样地施 7 加载荷使其旋转， 同样地评价以 10 次旋转达到齿面折损的齿面应力， 作为齿面疲劳强度的 尺度。
< 表面碳浓度的测定 >
利用火花放电发射光谱法 (spark discharge optical emission spectrometry) (JIS G 1253) 直接测定齿轮的端面 ( 齿面中央部 ) 的表面。
< 碳化物面积率测定 >
镜面研磨高频淬火后的渗碳部件的表层部， 用苦味酸乙醇溶液腐蚀， 以 SEM( 扫描 2 式电子显微镜 ) 进行观察， 对观察的碳化物进行 10000 倍、 面积 0.1mm 部分的观察， 求出截 面的尺寸在 1μm 以下的碳化物的总面积相对于全碳化物面积的比率。
表1
表2从表 2 的结果可看出， 在 Si 含量低至为 0.71％且式 (1) 的值为低于本发明的下限 值的 0.28 的比较例 1 中， 1μm 以下的碳化物的比例低， 为 8％， 其结果是齿根疲劳强度低。
另外， 在 Cr 的含量为高于本发明的上限值 0.50％的 0.80％且式 (1) 的值为低于 本发明的下限值 0.5 的 0.30 的比较例 2 中， 微细 (1μm 以下 ) 碳化物的比例低， 为 61％， 齿 面疲劳强度、 齿根疲劳强度均低。
另外， 在表面碳浓度低至为 0.70 且在表面不生成碳化物的比较例 3， 以及， 表面碳 浓度低至 0.85 且表面的微细碳化物少至为 28％的比较例 4 中， 两个例子的齿面疲劳强度均 低。
另外， 在高频淬火时的加热温度低至为 710 ℃且表面的微细碳化物的量少至为 42％的比较例 5 中， 齿面疲劳强度低。
另外， 在高频淬火的加热温度高至为 910℃且在表面不生成碳化物的比较例 6 中， 齿面疲劳强度低。
与此相对， 本发明的实施例的样品， 任何一个均在表面大量生成微细碳化物， 齿面 疲劳强度及齿根疲劳强度都高， 非常优异。
图 1(A) 表示对实施例 1 的真空渗碳及缓冷后的电子显微镜照片， 另外 (B) 表示其 后进行高频淬火后的电子显微镜照片 ( 倍率都均为 10000 倍 )。
从图 1(A) 可以看出， 真空渗碳及缓冷后的组织良好地成为珠光体单相的组织， 另 外从 (B) 可以看出通过其后进行高频淬火， 由渗碳体的分裂而生成的微细的碳化物以细小 地大量分散的方式被生成 ( 图 1(B) 中的粒状的白点是碳化物 )。
以上详述了本发明的实施方式， 但这些仅仅是一个例示， 本发明可以在不脱离其 宗旨的范围内进行了各种变更的方式被实施。