碳氮共渗构件的制造方法

专利名称：碳氮共渗构件的制造方法
技术领域：
本发明涉及一种被实施了碳氮共渗处理后的构件(以下称作“碳氮共渗构件”) 的制造方法。更详细地讲，是涉及一种适合作为动力传递部件的、耐磨损性、相对于点蚀 (pitting)的极限强度和弯曲疲劳强度优良的碳氮共渗构件的制造方法。
背景技术：
被用作汽车的变速器的齿轮、带式无级变速器(CVT)用带轮等动力传递部件以往这样来制造通过锻造、切削等加工将JIS G 4053(2008)所规定的机械构造用合金钢钢材成形为规定的形状，实施渗碳淬火、碳氮共渗淬火等表面硬化处理，之后再进行回火。近年来，对于提高汽车的燃料消耗率的要求愈发严格，为了实现与提高燃料消耗率直接相关的车体的轻量化，对于上述部件也寻求进一步的小型化和高强度化，提高相对于作为接触疲劳(contact fatigue)的一种的点蚀的极限强度(以下称作“点蚀强度”)和耐磨损性的做法受到重视。在以质量％计含有0. 2%左右的碳、可用作渗碳部件和碳氮共渗部件的原料的机械构造用合金钢钢材中存在SMn420所代表的锰系、SMnC420所代表的锰铬系、SCr420所代表的铬系和SCM420所代表的铬钼系等。近年来稀有金属元素的价格上涨明显，特别是钼发生了显著的价格上涨。在“碳氮共渗”中存在向渗碳性的气氛中混合氨气而在渗碳的同时进行渗氮的“气体碳氮共渗”等，氮具有提高所谓的“回火软化阻力”的效果。但是，氮具有抑制碳扩散的作用，此外，与渗碳处理相比，渗氮处理在更低的温度下实施，因此，存在硬化深度变小这样的问题。并且，氮是奥氏体稳定化元素，其与C同样地降低Ms点，因此易于存在残留奥氏体， 也存在难以得到硬质的马氏体这样的问题。因此，在专利文献1 4中，分别作为“齿面强度优良的齿轮的制造方法”、“高强度齿轮”、“耐点蚀性优良的碳氮共渗处理构件的热处理方法”及“高硬度部件”公开了解决碳氮共渗中的上述问题的技术。专利文献1 日本特开平11-51155号公报专利文献2 日本特开平7-190173号公报专利文献3 日本特开2001-140020号公报专利文献4 日本特开2002-194492号公报在上述专利文献1所公开的齿轮制造方法的情况下，为了加深氮的进入深度而增大有效硬化深度，需要进行再加热淬火。因此，在制造工序和能量消耗的方面效率很低。专利文献2所公开的高强度齿轮将含有氮的致密的马氏体或者含有氮的致密的马氏体和下部贝氏体作为主要的组织，因此，专利文献2所公开的仅是将残留奥氏体量限制在10% 40%的技术。因而，并不一定能够得到充分的耐磨损性和点蚀强度。专利文献3所公开的热处理方法基于这样的技术思想通过在比以往的150°C 180°C高的200°C 560°C的温度下回火，柔软的残留奥氏体被分解成马氏体和η碳化物，能够提高表面硬度，并且，CrN, AlN等氮化物微细地析出而发生析出硬化，由此耐点蚀性得到提高。但是，在200°C 560°C的温度范围内回火时，为了分解成能够提高表面硬度的马氏体和η碳化物的混合组织，虽然控制原本的残留奥氏体中的氮浓度非常重要，但是对于在碳氮共渗工序中应该导入何种程度的氮(即，最优的氮势)完全没有公开。因此，仅凭氮势的选择方法，存在完全无法得到上述混合组织的情况。此外，在甚至也会发生CrN、AlN等合金元素氮化物的析出这样的、指定的温度范围中的高温侧的温度下进行回火时，存在如下问题残留奥氏体不分解成马氏体和Π碳化物而分解成铁素体和渗碳体或者析出有粗大的Y ‘ -Fe4N氮化物，从而硬度显著降低，点蚀强度反而降低。专利文献4所公开的高硬度部件所应用的碳氮共渗用钢基于增大Si的含有量来提高回火软化阻力这样的技术思想。但是，在不控制碳氮共渗的气氛而仅应用通常的气体碳氮共渗的情况下，由于Si的含有量较高，因此无法避免促进内部氧化(日文粒界酸化)，因此，存在无法得到充分的表面硬度这样的问题。如上所述，在迄今提出的碳氮共渗技术中，对于高效地提供耐磨损性和点蚀强度这两者优良的碳氮共渗构件并不充分。并且，在上述碳氮共渗技术中，有时也无法确保充分的弯曲疲劳强度。

发明内容
本发明即是鉴于上述现状而做成的，其目的在于提供即使降低作为昂贵的合金元素的Mo的含有量或者不添加Mo、也具有优良的耐磨损性、很大的点蚀强度和优良的弯曲疲劳强度的碳氮共渗构件的制造方法。本发明人使用SCr420所代表的铬系和SCM420所代表的铬钼系的渗碳钢，在各种条件下进行碳氮共渗实验，调查了碳氮共渗构件的耐磨损性及点蚀强度与表面硬化层的微观组织之间的关系。结果，得到了通过碳氮共渗能够体现优良的耐磨损性和很大的点蚀强度的关于微观组织的见解，基于该见解，之前在日本特愿2008-307250的申请中提出了“碳氮共渗构件及碳氮共渗构件的制造方法”。本发明人在通过碳氮共渗能够体现优良的耐磨损性和很大的点蚀强度的见解的基础上，继续对弯曲疲劳强度也很优良的微观组织反复进行了深入研究。结果，得到了下述 (a) (c)的见解。(a)在对于由于碳氮共渗之后的淬火而在硬化层中生成的残留奥氏体在大于 250°C且小于等于350°C的温度范围内进行回火时，发生等温贝氏体相变，将上述残留奥氏体分解成宽度约为50nm 200nm、长度约为200nm 1 μ m左右的微细的贝氏体铁素体和 !^e3C及a" -Fe16N2。但是，在回火温度下的保持时间较短的情况下，很多残留奥氏体有时不分解而残存，其会导致点蚀强度和弯曲疲劳强度降低。(b)若对等温贝氏体相变进行不充分、残存有残留奥氏体的状态的钢材实施喷丸硬化，残留奥氏体会相变为应变诱发马氏体，在该状态下能够改善点蚀强度和弯曲疲劳强度。(c)与未对残留奥氏体实施喷丸硬化而使其等温贝氏体相变的情况相比，若对残留奥氏体实施喷丸硬化并使其等温贝氏体相变，则表层部的硬度显著增大。结果，能够大幅度改善点蚀强度和弯曲疲劳强度。
本发明即是基于上述见解而完成的，其主旨在于下述(1) (4)所示的碳氮共渗构件的制造方法。(1) 一种碳氮共渗构件的制造方法，该碳氮共渗构件的坯料钢材以质量％计含有 C 0. 10% 0. 35%、Si :0· 15% 1. 0%、Mn :0· 30% 1. 0%、Cr :0· 40% 2. 0%及 S 0. 05 %以下，其余部分由Fe和杂质构成，其特征在于，对于具有上述组成的钢部件，进行保持为900°C 950°C的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800°C 900°C、氮势为 0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，再实施喷丸硬化处理。(2) 一种碳氮共渗构件的制造方法，该碳氮共渗构件的坯料钢材以质量％计含有 C 0. 10% 0. 35%、Si :0· 15% 1. 0%、Mn :0· 30% 1. 0%、Cr :0· 40% 2. 0%及 S 0. 05%以下，其余部分由!^e和杂质构成，其特征在于，对于具有上述组成的钢部件，进行保持为900°C 950°C的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800°C 900°C、氮势为 0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，再在加热到350°C以下的温度的同时或者加热到350°C以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理。(3) 一种碳氮共渗构件的制造方法，该碳氮共渗构件的坯料钢材以质量％计含有 C :0· 10% 0. 35%、Si 0. 15% 1. 0%、Mn :0· 30% 1. 0%、Cr :0· 40% 2. 0%及 S 0. 05 %以下，其余部分由Fe和杂质构成，其特征在于，对于具有上述组成的钢部件，进行保持为900°C 950°C的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800°C 900°C、氮势为0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，再在大于250°C且小于等于 350°C的温度范围内进行回火之后实施喷丸硬化处理。(4)根据上述(1) (3)中任一项所述的碳氮共渗构件的制造方法，其特征在于， 坯料的钢材替代狗的一部分，以质量％计还含有Mo 0. 50%以下。上述O)中的“加热到350°C以下的温度之后立即”是指，“在加热到350°C以下的温度T°C之后，在该温度T°C下”以及“在加热到350°C以下的温度T°C之后，自加热炉取出后立即”。采用本发明的碳氮共渗构件的制造方法，即使将作为昂贵的合金元素的Mo的含有量较低或者未添加Mo这样的低廉的钢作为原料，也能够得到具有优良的耐磨损性、很大的点蚀强度和优良的弯曲疲劳强度的碳氮共渗构件。因此，利用本发明的碳氮共渗构件的制造方法得到的碳氮共渗构件能够用于为了实现与提高燃料消耗率直接相关的车体的轻量化而寻求进一步小型化和高强度化的汽车的变速器用的齿轮、带式无级变速器用带轮等动力传递部件。并且，与以往的动力传递部件相比，也能够实现降低制造成本。


图1是示意地说明在实施例中进行的“渗碳”工序、“碳氮共渗”工序、碳氮共渗之后的“淬火”工序和淬火之后的“加热”工序的条件的图。图1中的“Cp”和“Np”分别表示碳势和氮势。在图1中，用“回火”工序例示“加热”工序，将“回火”时的冷却标记为“大气中放冷”。图2是表示实施例的小野式旋转弯曲疲劳试验所采用的试验片的形状的图。尺寸的单位是mm。图3是表示实施例的氮浓度测定所采用的切屑(日文切粉)采集用试验片的形状的图。尺寸的单位是mm。图4是利用表1中的试验记号Ι-a和试验记号l_e来比较表示在实施例中进行的硬度测定的结果的图。图5是利用表1中的试验记号l_b和试验记号l_f来比较表示在实施例中进行的硬度测定的结果的图。图6是利用表1中的试验记号I-C和试验记号l_h来比较表示在实施例中进行的硬度测定的结果的图。
具体实施例方式下面，详细说明本发明的各要件。⑷坏料钢材的化学组成以下所示的各元素含有量的“ ％，，是指“质量％ ”的意思。C 0. 10% 0. 35%C是对于决定钢材强度最重要的元素，为了确保坯料的强度、即因碳氮共渗之后的淬火而未硬化的芯部的强度，需要含有0. 10%以上的C。另一方面，在C含有量大于0. 35% 时，芯部的韧性降低或者切削性降低。因而，使C的含有量为0. 10% 0.35%。C的含有量期望为0. 20% 0. 30%。Si 0. 15% 1. 0%Si是具有抑制渗碳体析出而提升回火软化阻力的效果、并且作为固溶强化元素也有助于芯部强度增大的元素。Si也具有抑制奥氏体向珠光体相变的作用。在Si的含有量为0. 15%以上的条件下，能够得到上述效果。但是，在Si的含有量变多时，会导致渗碳速度降低及延展性降低，特别是在Si的含有量大于1. 0%时，不仅渗碳速度明显降低，而且热加工性也会显著变差。因而，使Si的含有量为0. 15 % 1. 0 %。Si的含有量期望为0. 20 % 0. 90%。Mn 0. 30% 1. 0%Mn是奥氏体稳定化元素，是降低奥氏体中的C的活度来促进渗碳的元素。Mn也具有与S—起形成MnS来提高切削性的作用。为了得到这些效果，需要含有0. 30%以上的Mn。 但是，即使含有大于1.0%的Mn，该效果也会饱和而导致成本上升，切削性也会变差。因而， 使Mn的含有量为0.30% 1.0%，Mn的含有量期望为0. 50% 0.90%。Cr 0. 40% 2. 0%Cr是与碳和氮的亲和力较大、具有降低碳氮共渗时奥氏体中的C和N的活度来促进碳氮共渗的效果的元素。Cr也具有利用固溶强化的作用增大因碳氮共渗之后的淬火而未硬化的芯部强度的效果。在Cr的含有量为0.40%以上的条件下能够得到上述效果。但是，在Cr的含有量变多时，会在晶界中生成Cr碳化物及/或Cr氮化物而导致晶界附近的 Cr匮乏，结果，在构件的表层易于生成不完全淬火组织及/或由晶界氧化引起的异常层，导致点蚀强度和耐磨损性变差。特别是在Cr的含有量大于2. 0%时，由于在构件的表层生成不完全淬火组织及/或由晶界氧化引起的异常层，点蚀强度和耐磨损性显著变差。因而，使 Cr的含有量为0.40% 2.0%。Cr的含有量期望为0. 50% 1.80%。S 0. 05% 以下
S是作为杂质而含有的元素。另外，S是与Mn —起生成MnS来提高切削性的元素。 在得到该效果的情况下，S的含有量期望为0. 01%以上。另一方面，在S的含有量过剩、特别是大于0. 05%时，热延展性降低而在锻造时易于产生裂纹。因而，使S的含有量为0. 05% 以下。S的含有量期望为0.03%以下。本发明的坯料钢材中的一种除了上述元素之外，其余部分由狗和杂质构成。“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时，自作为原料的矿石和废料或者环境等混入的成分。本发明的坯料钢材中的另一种除了上述元素之外，还含有下述量的Mo。Mo 0. 50% 以下Mo是具有抑制在构件的表层生成不完全淬火组织及/或由晶界氧化引起的异常层的效果、并且也具有提高芯部硬度的效果的元素。为了得到这些效果，也可以含有Mo。 但是，在Mo的含有量大于0.50%时，不仅原料成本升高，切削性也会显著降低。因而，在含有Mo的情况下，使Mo的含有量为0. 50%以下。在含有Mo的情况下，Mo的含有量期望为 0. 30%以下。另一方面，为了可靠地得到上述Mo的抑制在构件表层生成不完全淬火组织及/或由晶界氧化引起的异常层的效果以及提高芯部硬度的效果，在含有Mo的情况下，Mo的含有量期望为0. 05%以上，更期望为0. 10%以上。在本发明的坯料钢材中，作为杂质含有P，P的含有量若为0.05%以下则能够容许。作为杂质含有的P的量期望为0.03%以下。(B)制造条件本发明的制造条件由如下所示的(i) (iii)中的任一个工序构成。( )保持为900°C 950°C的渗碳气氛的“渗碳”工序接着上述渗碳，进行保持为使温度降低到800°C 900°C、在维持着渗碳气氛的状态下、例如混合有氨气等而也同时具有渗氮性的、氮势为0.2% 0.6%的气氛的“碳氮共渗”工序；碳氮共渗之后的“淬火”工序；以及实施喷丸硬化处理的工序。(ii)保持为900°C 950°C的渗碳气氛的“渗碳”工序接着上述渗碳，进行保持为使温度降低到800°C 900°C、在维持着渗碳气氛的状态下也同时具有渗氮性的、氮势为0. 2% 0. 6%的气氛的“碳氮共渗”工序；碳氮共渗之后的“淬火”工序；以及在加热到350°C以下的温度的同时或者加热到350°C以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理的工序。(iii)保持为900°C 950°C的渗碳气氛的“渗碳”工序接着上述渗碳，进行保持为使温度降低到800°C 900°C、在维持着渗碳气氛的状态下也同时具有渗氮性的、氮势为0. 2% 0. 6%的气氛的“碳氮共渗”工序；碳氮共渗之后的“淬火”工序；在大于250°C且小于等于350°C的温度范围内的“回火”工序；以及实施喷丸硬化处理的工序。
气氛的渗碳能力和渗氮能力分别被定义为碳势和氮势，用在处理温度下与处理气氛达到平衡时被处理构件表面的碳浓度和氮浓度表示。处理温度和处理时间相结合地决定自被处理构件的表面向深度方向的碳浓度分布和氮浓度分布。但是，在本发明中，在处理之后对构件的表层部的氮浓度进行分析来推断处理过程中的氮势。因而，将在处理温度下与处理气氛达到平衡时从被处理构件的最表面到50 μ m的位置的氮平均浓度称作“氮势”。在图1中，作为“渗碳”工序、“碳氮共渗”工序、碳氮共渗之后的“淬火”工序和淬火之后的“加热”工序的一例子，示意地表示在本发明的实施例中实施的条件。图中的“Cp” 和“Np”分别表示碳势和氮势。在该实施例的图中，“淬火”工序为“油淬火”地进行了例示， 而且“加热”工序为“回火”地进行了例示，还回火时的冷却为“大气中放冷”地进行了例示。碳势并不一定如图1所示地在渗碳和碳氮共渗这两个工序中保持在恒定的状态。 也可以从作为目标的表面碳浓度、有效硬化层深度和高效作业的方面考虑，适当地变化。例如，通过将渗碳工序中的碳势设定得高于碳氮共渗构件的目标表面碳浓度，在过渡到接下来的碳氮共渗工序时将碳势降低到目标的表面碳浓度，能够缩短渗碳和碳氮共渗的合计处理时间。在“渗碳”工序中，例如可以应用将作为C0、H2和N2的混合气体的吸热性气体(该气体通常被称作“RX气体”)与丁烷、丙烷等被称作“富化气”的气体一起添加来进行渗碳的 “气体渗碳”，上述作为COj2和队的混合气体的吸热性气体通过将丁烷、丙烷等碳氢化合物气体与空气混合进行变性而得到。该“渗碳”工序中的处理温度、即渗碳气氛的保持温度为 900°C 950°C。若上述温度大于950°C，则晶粒易于发生粗大化，易于导致淬火之后的强度降低。若上述温度小于900°C，则难以得到充分的硬化层深度。保持为上述温度的时间取决于期望的硬化层深度的大小，例如为2小时 15小时左右即可。上述碳势能够完全通过富化气的添加量来控制。接着“渗碳”工序的“碳氮共渗”工序在温度为800°C 900°C、氮势为0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛下进行。通过在比以往通常的“碳氮共渗”工序高出约50°C的、氮向奥氏体的溶解度变小的 SOO0C 900°C的温度下，使氮势为0. 2%以上地实施碳氮共渗，能够使长径为几十nm 几百nm、特别是50nm 300nm的作为铁氮化物的粒子ε -Fe3N及/或ζ -Fe2N析出·分散。 通过使氮势为0.2%以上地实施碳氮共渗，奥氏体稳定化而易于生成残留奥氏体。若氮势小于0. 2%，则不仅无法使长径为几十nm 几百nm、特别是50nm 300nm的作为铁氮化物的粒子或ζ-Fe2N这两者析出 分散，也有可能产生除残留奥氏体和马氏体之外的不完全淬火组织。在氮势大于0. 6%时，上述铁氮化物粒子易于粗大化，其长径会大于 300nm,无法利用铁氮化物粒子谋求弥散强化。上述“碳氮共渗”工序例如在保持着渗碳工序的气体气氛的状态下使炉内温度降低至进行碳氮共渗的温度即800°C 900°C之后、添加氨气来进行即可。此时的氮势能够利用氨气的添加量来控制。保持为上述碳氮共渗气氛的时间为几小时、例如1小时 2小时即可。碳氮共渗之后的“淬火”工序为图1所例示的“油淬火”工序来进行即可。在碳氮共渗工序中，由于氮固溶于奥氏体中，因此，奥氏体稳定化。因此，即使通过油淬火进行骤冷，也易于生成不会相变为马氏体的奥氏体、即残留奥氏体。由于上述残留奥氏体降低碳氮共渗构件的表层硬度，因此点蚀强度会降低。因此，以往，在改变油淬火的条件来避免生成残留奥氏体或者在油淬火之后进行低温处理而使生成的残留奥氏体相变为马氏体的基础上，在淬火之后在150°C 180°C左右的低温下进行淬火。但是，在作为(i) (iii)的工序说明的条件下碳氮共渗之后进行淬火的情况下生成的残留奥氏体通过在淬火之后进行以下的任一个处理，相变为应变诱发马氏体，硬度上升。 在上述淬火之后，再实施喷丸硬化处理。·在上述淬火之后，再在加热到350°C以下的温度的同时或者加热到350°C以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理。·在上述淬火之后，再在大于250°C且小于等于350°C以下的温度范围内淬火之后实施喷丸硬化处理。S卩，分散有上述长径为几十nm 几百nm、特别是50nm 300歷的铁氮化物粒子
或(-Fe2N)的残留奥氏体通过(i)的“在淬火之后实施喷丸硬化处理”，相变为应变诱发马氏体，硬度增大。上述残留奥氏体在加热到大于350 °C的温度时，会分解成铁素体、Fe3C及 Y ‘ -Fe4N,因此，即使在加热之后立即进行喷丸硬化处理，硬度提升效果也很小。但是，上述残留奥氏体通过(ii)的“在淬火之后，在加热到350°C以下的温度的同时或者加热到350°C以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理”，或者通过(iii)的“进行淬火，再在大于250°C且小于等于350°C的温度下淬火之后实施喷丸硬化处理”，其表层硬度如下地增大。在淬火之后加热的上述(ii)中的温度T°C为大于250°C且小于等于350°C、以该温度保持的时间为1小时以上的情况下，由等温贝氏体相变引起相分解，残留奥氏体成为宽度约为50nm 200nm、长度约为200nm 1 μ m左右的微细的贝氏体铁素体和!^e3C及 α “ -Felf^2，硬度上升。而且，在上述情况下，即便等温贝氏体相变尚在进行过程中，残留奥氏体并未完全分解而一部分仍残存，只要在加热的同时或者加热之后立即实施喷丸硬化处理，也能够利用机械能量促进等温贝氏体相变，因此能够得到更高的硬度增大效果。在上述(ii)中的温度T°C为大于250°C且小于等于350°C、保持时间小于1小时的情况下，即便等温贝氏体相变尚在进行过程中，上述残留奥氏体并未完全分解而一部分仍残存，只要在加热的同时或者加热之后立即实施喷丸硬化处理，也能够利用机械能量促进等温贝氏体相变，因此能够得到硬度增大效果。在上述(ii)中的温度T°C小于250°C的情况下，虽然在上述残留奥氏体中基本上不会发生由等温贝氏体相变引起的分解，但是通过与(i)的在淬火之后实施喷丸硬化处理的情况同样地实施喷丸硬化处理，也会相变为应变诱发马氏体，因此能够得到硬度增大效^ ο在上述(iii)中的淬火之后的回火温度为大于250°C且小于等于350°C、且以该温度保持的时间为1小时以上的情况下，如上所述地由等温贝氏体相变引起相分解，残留奥氏体成为宽度约为50nm 200nm、长度约为200nm 1 μ m左右的微细的贝氏体铁素体和 !^e3C及α “ _Fe16N2，硬度上升。在这种情况下，在回火结束之后，即便残留奥氏体并未完全分解而一部分仍残存，通过在回火之后实施喷丸硬化处理，残存的残留奥氏体也会相变为应变诱发马氏体，硬度进一步上升，此外，通过喷丸硬化处理，利用等温贝氏体相变生成的贝氏体铁素体也加工硬化，因此，其表层的硬度进一步增大。在上述(iii)中的温度T°C为大于250°C且小于等于350°C、保持时间小于1小时的情况下，即便等温贝氏体相变尚在进行过程中，上述残留奥氏体并未完全分解而一部分仍残存，通过在回火之后实施喷丸硬化处理，也能够利用机械能量促进等温贝氏体相变，因此能够得到硬度增大效果。从(i)工序的喷丸硬化之前就存在的上述长径为几十nm 几百nm的作为铁氮化物粒子的或ζ-Fe2N不会因喷丸硬化处理而发生变化。从(ii)工序的加热之前及(iii)工序的回火之前就存在的上述长径为几十nm 几百nm的作为铁氮化物粒子的
或ζ-Fe2N也同样地不会因喷丸硬化处理而发生变化。即，上述铁氮化物粒子所具有的、其自身硬度较高这样的效果及所谓的“弥散强化”的效果不会因喷丸硬化处理而受到任何损害。因此，利用上述铁氮化物粒子的作用与喷丸硬化所产生的硬度增大的协同作用， 或者除此之外再与由等温贝氏体相变引起的相分解所产生的硬度增大的协同作用，碳氮共渗构件的耐磨损性和点蚀强度大幅度上升。而且，通过喷丸硬化处理导入的压缩残余应力对于提高弯曲疲劳强度是有效的。 其原因在于，在淬火过程中生成的马氏体坯料、因残留奥氏体的等温贝氏体相变而生成的铁素体坯料或者由残留奥氏体应变诱发相变而成的马氏体坯料中的、存在于表层的物质因丸粒的冲击而受到塑性变形，结果，在与不会发生塑性变形的区域的边界产生弹性的约束。 而且，由于压缩残余应力具有抑制在疲劳过程中产生并传播龟裂的效果，因此，能够改善点蚀强度和弯曲疲劳强度。在(ii)的淬火之后，在加热到350°C以下的温度的同时或者加热到350°C以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理的情况下，也存在能够获得利用之前说明的机械能量促进等温贝氏体相变的效果、即所谓的“形变热处理(ausform)，，的效果的情况。形变热处理是在钢材的所谓的“加工热处理(TMCP =Thermo-Mechanically Controlled Process) ”的领域中广为知晓的技术。是只要在比较低的温度下对过冷后的奥氏体进行加工、之后冷却而形成贝氏体组织就能够使组织更加微细化而形成强度、韧性平衡优良的钢材的技术。只要提高冷却速度地淬火，就能够使马氏体微细化。这样地利用形变热处理生成的微细的贝氏体和马氏体分别被称作奥氏体形变贝氏体(Ausformed Bainite, 才一才一 Λ^fl卜)及奥氏体形变马氏体(Ausformed Martensite,才一义7 才一Λ Κ··7>〒 >寸〗卜)。在本发明中，由于构件在被喷丸硬化之前通过碳氮共渗淬火而被暂时冷却至室温，因此，与在钢材的冷却工序中进行加工的形变热处理有所不同，但由于残留奥氏体被看作“过冷后的奥氏体”，因此，对其实施加工的处理在冶金学上可以称作形变热处理。通过进行碳氮共渗淬火并在加热到350°C以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理，有时也能够附带形变热处理的效果。在上述(ii)的工序的情况下，开始喷丸硬化之前的加热温度和开始喷丸硬化之后的加热保持温度也可以不同。例如也可以在放入到300°C的电炉中加热之后，将其取出， 在放置在设定为250°C的热板上进行“加热保持”的同时进行喷丸硬化。
作为喷丸硬化的方法，可以应用采用空气喷嘴或者叶轮推动器(impeller)的公知的喷丸硬化。下面，表示本发明的喷丸硬化的代表性条件的一例。·投射材料的直径(丸粒的粒径):0. 2mm 0. 8mm ；·投射材料的硬度维氏硬度为600 800 ；·投射压力0. IMPa 0. 5MPa ；·投射速度30m/s 100m/s ；·覆盖率(coverage) :200% 500% ； 弧高0. 4mmA 0. 6mmA。鉴于上述理由，本发明的制造条件由上述的(i) (iii)中的任一个工序构成。对于εζ -Fe2N的铁氮化物，例如通过采集薄膜试样并用透射电子显微镜 (以下称作“ΤΕΜ”)进行观察，能够确认它们的尺寸。通过从含有这些铁氮化物的区域拍摄电子衍射图形并对其衍射图案进行解析来求出晶体构造和晶格常数，能够辨认是ε -Fe3N 或ζ-Fe2N中的哪一个。对于残留奥氏体的分解，例如通过采集薄膜试样并用TEM进行观察，能够确认相的形态和尺寸，通过在包含指定的相的限制视场中拍摄电子衍射图形并对其进行解析，能够辨认各相。下面，利用实施例更详细地说明本发明。本发明人利用之前作为“碳氮共渗构件及碳氮共渗构件的制造方法”提出的日本特愿2008-307250的申请，表示了如下内容即使降低作为昂贵的合金元素的Mo的含有量或者不添加Mo，也能够确保优良的耐磨损性和很大的点蚀强度。上述申请中的碳氮共渗构件的制造方法具体地讲为，“一种碳氮共渗构件的制造方法，其坯料钢材以质量％计含有C 0. 10% 0. 35%, Si 0. 15% 1. 0%, Mn :0. 30% 1.0%, Cr 0. 40% 2.0%、S :0. 05%以下，根据需要还含有Mo :0. 50%以下，其余部分由 Fe和杂质构成，其中，进行保持为900°C 950°C的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800°C 900°C、氮势为0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，之后再在大于250°C且小于等于350°C的温度范围内进行回火。”。本发明人表示了如下内容利用上述制造方法，即使降低作为昂贵的合金元素的Mo的含有量或者不添加Mo，也能够得到具有优良的耐磨损性和很大的点蚀强度的碳氮共渗构件。因此，在以下的实施例中，集中说明作为本发明特征的弯曲疲劳强度的改善。实施例利用50kg真空熔炼解炉将具有表1所示的化学组成的钢1和钢2熔炼，制成钢锭。上述钢1是相当于JIS G 4053(2008)所记载的SCr420的钢元素中的、提高了 Cr 含有量的钢。钢2在SCr420中含有Mo而成，是相当于上述JIS所记载的SCM420的钢。任一种钢的作为杂质的Ni的含有量均为0. 03%以下，Cu的含有量也均为0. 02%以下。表权利要求
1.一种碳氮共渗构件的制造方法，该碳氮共渗构件的坯料钢材以质量％计含有C: 0. 10% 0. 35%,Si 0. 15% 1. 0%,Mn :0. 30% 1. 0%Xr :0. 40% 2. 0%及S :0. 05% 以下，其余部分由Fe和杂质构成，其特征在于，对于具有上述组成的钢部件，进行保持为900°C 950°C的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800°C 900°C、氮势为0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，再实施喷丸硬化处理。
2.一种碳氮共渗构件的制造方法，该碳氮共渗构件的坯料钢材以质量％计含有C: 0. 10% 0. 35%,Si 0. 15% 1. 0%,Mn :0. 30% 1. 0%Xr :0. 40% 2. 0%及S :0. 05% 以下，其余部分由狗和杂质构成，其特征在于，对于具有上述组成的钢部件，进行保持为900°C 950°C的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800°C 900°C、氮势为0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，再在加热到350°C以下的温度的同时或者加热到350°C以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理。
3.一种碳氮共渗构件的制造方法，该碳氮共渗构件的坯料钢材以质量％计含有C: 0. 10% 0. 35%,Si 0. 15% 1. 0%,Mn :0. 30% 1. 0%Xr :0. 40% 2. 0%及 S :0. 05% 以下，其余部分由Fe和杂质构成，其特征在于，对于具有上述组成的钢部件，进行保持为900°C 950°C的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800°C 900°C、氮势为0. 2% 0. 6%的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，再在大于250°C且小于等于350°C以下的温度范围内进行回火之后实施喷丸硬化处理。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的碳氮共渗构件的制造方法，其特征在于，坯料的钢材替代狗的一部分，以质量％计还含有Mo 0. 50%以下。
全文摘要
本发明提供一种碳氮共渗构件的制造方法。其坯料钢材以质量％计含有C0.10％～0.35％、Si0.15％～1.0％、Mn0.30％～1.0％、Cr0.40％～2.0％、S≤0.05％，根据需要含有Mo≤0.50％，其余部分由Fe和杂质构成，其中，进行保持为900℃～950℃的渗碳气氛的渗碳，接着实施保持为温度为800℃～900℃、氮势为0.2％～0.6％的碳氮共渗气氛的碳氮共渗，接着进行淬火，之后再进行喷丸硬化处理。采用该方法，即使将Mo的含有量较低或者未添加Mo这样的低廉的钢作为原料，也能够得到具有优良的耐磨损性、很大的点蚀强度和优良的弯曲疲劳强度的碳氮共渗构件。可以在淬火之后再在加热到350℃以下的温度的同时或者加热到350℃以下的温度之后立即实施喷丸硬化处理。也可以在淬火之后再在大于250℃且小于等于350℃的温度范围内进行回火之后实施喷丸硬化处理。
文档编号C21D7/06GK102482756SQ201080040230
公开日2012年5月30日 申请日期2010年9月9日 优先权日2009年9月11日
发明者二宫彬仁, 佐野直幸, 冈田善成, 堀本雅之, 天野政树 申请人:住友金属工业株式会社, 本田技研工业株式会社