渗碳钢构件及其制造方法

专利名称：渗碳钢构件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种渗碳钢构件及其制造方法，所述渗碳钢构件例如是齿轮等的通过施行渗碳处理来制造而成的渗碳钢构件。
背景技术：
例如，齿轮等钢构件，作为用于保持韧性并提高表面硬度的处理，在多数情况下施行渗碳处理和淬火处理(下面，将适当施加了渗碳处理的钢构件称为渗碳钢构件)。渗碳处理，是在加热钢构件至奥氏体化温度以上的状态下使表面的碳浓度增大的处理，通常，在施行该渗碳处理后紧接着进行淬火处理。通过实施该渗碳处理和淬火处理，可以在确保钢构件芯部韧性的同时还能够提高表面硬度。作为以往的渗碳钢构件，采用了添加有Cr和Mo的材质以达到提高淬火性和抗回火软化性等目的。另外，作为施行渗碳处理之后施行淬火处理而制造钢构件的方法，有人提 出了有利于品质提高的新方法，而不是以往的渗碳处理和淬火处理的连续而单纯性的组合(參照专利文献I)。在专利文献I的制造方法中，采用了“渗碳-缓冷(缓慢冷却)-高频淬火处理”，即所谓在渗碳处理后暂时缓冷，然后，对所需部分经高频加热后就紧接着急冷(快速冷却)而进行淬火。通过采用该“渗碳-缓冷-高频淬火处理”，不仅使特定部位的表层部确保高硬度，而且可抑制伴随着淬火处理而发生的变形。下面，在本说明书中，对包含“渗碳处理”和“淬火处理”的热处理在广义上表述为“渗碳淬火处理”，若无特别标明，则作为包含以往在渗碳处理后就紧接着进行淬火处理的方法和上述渗碳-缓冷-高频淬火处理的术语来使用。在需要进行区分的情况下，毎次都对其加以说明。现有技术文献专利文献专利文献I :W02006/118242号公报

发明内容
发明要解决的课题对渗碳淬火处理后的渗碳钢构件而言，理想的情况是至少表面附近的内部组织成为均匀的马氏体组织。但是，特别是，当渗碳处理后的淬火エ序的加热是利用高密度能量而在非常短的时间内施行加热处理时，已知在淬火处理后的内部组织中，容易产生诸如马氏体中残留有合金碳化物等组织不均匀现象。这种组织的不均匀会影响到渗碳钢构件的耐久性等，因此是不优选的。例如，当使用从以往以来为得到高硬度且高精度的钢构件所用的Cr含量高的(例如Cr为0. 2质量％以上的)钢材并采用上述的渗碳-缓冷-高频淬火处理的情况下，在渗碳处理后进行缓冷时，在渗碳层中生成Cr碳化物。若在渗碳处理和缓冷处理之后接着用较高的温度(例如950°C以上)进行高频加热，则该Cr碳化物会熔透于基质中而形成均匀的奥氏体转变，获得均匀的淬火组织，硬度也会变得均匀。另一方面，当采用较低的温度(例如，低于950°C)加热时，Cr碳化物难以熔透于基质中，难以获得均匀的奥氏体转变，有时会发生硬度不均匀现象。当Mo的含量高(例如0. I重量％以上)时，虽然比不上Cr含量高时的程度，但也会生成Mo碳化物，并成为与Cr同样地引起硬度不均匀的原因之一。采用高频加热等的高密度能量来进行加热时，要根据零部件的形状、所需特性等来改变被处理品的渗碳层在升温至何等温度后施行淬火。例如，当要求齿轮有高精度并且需要齿轮表层部达到高硬度而内部成为高韧性、低硬度时，需要在高频淬火中以轮廓状方式只加热齿轮表层部后进行淬火。为了实现这一点，需要实施高输出且短时间的高频加热。基于短时间内加热即结束的方式，能够抑制向内部的热传导而达到轮廓状的加热。此时设定为高输出加热，因此表层部与整体相比温度较高，特别是齿轮尖端部有时会成为接近熔点的温度。在该加热方法中，如上所述，Cr碳化物和Mo碳化物容易熔透于基质中，在表层部中获得硬度均匀的淬火组织。 另一方面，例如差速器环齿轮之类的高转矩传动齿轮，在使用该齿轮时，应力不仅施加在表层而且还施加到齿轮内部，因此内部硬度也需要提高。因此，当高频加热高转矩传动齿轮时，需要不仅对表层而且对齿轮内部也加热至奥氏体转变温度以上。此时会积极利用向内部的热传导并加热到内部，因此，与前者相反地，采用低输出且较长时间的加热。于是，还能够抑制齿轮尖端的温度上升，并能得到温度分布比较均匀的加热。但是，因为在较低的温度下使奥氏体转变，特别是在难以升温的齿轮根部等处，若存在大量Cr碳化物或Mo碳化物，则会导致无法完全熔透于奥氏体中而残留下来，在这种情况下，有时会引起硬度降低和不均匀现象。对这种问题而言，重要的是对渗碳淬火处理中的各处理方法进行最优化。但是，还强烈地要求对渗碳钢构件其本身的化学成分进行最优化而且要求即使处理条件不同也能抑制组织不均匀和由此引起的硬度不均匀的现象。本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供一种渗碳钢构件的制造方法，其积极采用了能够与渗碳淬火处理条件无关地抑制硬度不均匀现象的化学成分，并且还进一步提供一种渗碳钢构件的制造方法，其包括更加适于发挥上述化学成分的制造条件。解决课题的方法本发明的第一实施方式提供一种渗碳钢构件，其特征在于，该渗碳钢构件通过施行下列工序制造而成渗碳工序，该工序将钢构件在比大气中氧浓度低的渗碳环境中加热至奥氏体化温度以上而在表层形成渗碳层；冷却工序，该工序继上述渗碳工序后，接着通过与进行马氏体转变的冷却速度相比慢的冷却速度来冷却上述钢构件，并且，对上述钢构件进行冷却直至由冷却引起的组织转变结束的温度以下；以及淬火工序，该工序在采用高密度能量将上述钢构件中的所需部分加热至奥氏体区域后，通过进行马氏体转变的冷却速度以上的冷却速度来进行冷却，并且，上述钢构件的基本化学成分，以质量％计，含有C为0. I 0.4%、Si为0. 35 3. 0%、Mn 为 0. I 3. 0%、P 为 0. 03% 以下、S 为 0. 15% 以下、Al 为 0. 05% 以下、N 为0. 03%以下，并且Cr含量低于0. 2%，Mo含量为0. 1%以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成，并且，在施行了上述淬火エ序的上述所需部分的表层中，具有第一层，该层的碳浓度比上述基本化学成分范围高，并且该层含有不存在由Si引起的晶界氧化层的马氏体组织；第二层，该层位于上述第一层内部侧，该层的碳浓度处于上述基本化学成分范围内，并且该层含有马氏体组织；以及第三层，该层位于上述第二层的内部侧，该层的碳浓度处于上述基本化学成分范围内，并且该层不含有马氏体组织。本发明的第二实施方式提供一种渗碳钢构件的制造方法，其特征在于， 所述渗碳钢构件的制造方法包括渗碳エ序，该エ序将钢构件在比大气中氧浓度低的渗碳环境中加热至奥氏体化温度以上而在表层形成渗碳层；冷却エ序，该エ序继上述渗碳エ序后，接着通过与进行马氏体转变的冷却速度相比慢的冷却速度来冷却上述钢构件，并且，对上述钢构件进行冷却直至由冷却引起的组织转变结束的温度以下；以及淬火エ序，该エ序在采用高密度能量将上述钢构件中的所需部分加热至奥氏体区域后，通过进行马氏体转变的冷却速度以上的冷却速度来进行冷却，并且，上述钢构件的基本化学成分，以质量％计，含有C为0. I 0.4%、Si为0. 35 3. 0%、Mn 为 0. I 3. 0%、P 为 0. 03% 以下、S 为 0. 15% 以下、Al 为 0. 05% 以下、N 为0. 03%以下，并且，Cr含量低于0. 2%，Mo含量为0. 1%以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成。本发明的第三实施方式提供ー种表面硬化钢(肌焼鋼渗碳钢)，其用于上述渗碳钢构件，其特征在于，基本化学成分以质量％计，含有C为0. I 0. 4%、Si为0. 35 3. 0%、Mn为0. I 3. 0%、P为0. 03%以下、S为0. 15%以下、Al为0. 05%以下、N为0. 03%以下；并且，Cr含量为低于0. 2%, Mo含量为0. 1%以下,余量由Fe和不可避免的杂质组成。发明的效果如上所述，本发明是针对经过如下エ序所制作的渗碳钢构件及其制造方法进行限定化的发明，所经过的エ序为在低氧浓度环境下进行的渗碳エ序、在上述特定的条件下进行缓冷的冷却エ序、以及采用在上述高密度能量下进行加热的淬火エ序。并且，作为采用该制造方法进行制作时最适当的化学成分，使用了上述范围的化学成分。对上述化学成分应该注意的问题是对Cr和Mo而言作为杂质的含有或者即使进行添加也分别限制其含量为低于0. 2%和0. 1%以下，并且Si含量增加至0. 35% 3. 0%的范围。Cr是既能提高淬火性又能提高抗回火软化性的有效元素，但若添加0. 2%以上，则会在渗碳处理后的缓冷时容易生成Cr碳化物。一旦生成Cr碳化物，则在此后利用高密度能量进行加热时会发生难以使其固溶于基质中的情況。另外，Mo也是既能提高淬火性又能提高抗回火软化性的有效元素，但若添加超过0. 1%，则在渗碳处理后的缓冷时容易生成Mo碳化物。一旦生成Mo碳化物，则在此后利用高密度能量进行加热时会发生难以使其固溶于基质中的情況。当Cr碳化物或Mo碳化物在组织中残留时，会成为组织不均匀现象发生的原因，最终导致硬度不均匀现象发生。因此，如上所述，积极地设定Cr为任选成分，即使对其含有，其含量也限制在低于0. 2%。同样地，将Mo作为任选成分，即使对其含有，其含量也限制在0. 1%以下。并且，在添加Cr和Mo情况下提高淬火性和抗回火软化性的效果，是通过将能够发挥这些作用的Si的含量增至0. 35% 3. 0%的范围来进行维持。由此，在确保淬火性和抗回火软化性的前提下，再使渗碳处理后在缓冷时的Cr碳化物和Mo碳化物的生成受到抑制。因此，即使将上述淬火エ序的加热方法限定为利用高密度能量进行加热的情况下，另外，即使加热条件设定为较低温度，也由于原本Cr碳化物和Mo碳化物的生成本身就受到抑制，所以能够减少它们的存在所引起的组织不均匀现象，并同时能够获得所需的硬度。另外，通过减少高价的Cr和Mo的添加量，可降低原料成本。

另外，Si含量的増加，在以往有可能导致渗碳处理时由Si引起的晶界氧化问题发生。对此，如上所述那样限制渗碳エ序的处理条件以使其在氧浓度低于大气的渗碳环境中进行，由此能够抑制晶界氧化的发生，并可防止组织的性状伴随着Si含量增加而降低。并且，其结果是，所获得的渗碳钢构件，在施行了上述淬火エ序的上述所需部分的表层中，包括第一层，该层的碳浓度比上述基本化学成分范围高，并且该层含有不存在由Si引起的晶界氧化层的马氏体组织；第二层，该层位于上述第一层内部侧，该层的碳浓度处于上述基本化学成分范围内，并且该层含有马氏体组织；以及第三层，该层位于上述第二层的内部侧，该层的碳浓度处于上述基本化学成分范围内，并且该层不含有马氏体组织。此外，优选上述第二层的厚度(从表面向纵深方向的尺寸)比上述第一层的厚度厚。由此，能够使渗碳层的内部侧的硬度也在较宽的范围内得到高硬度化。此外，为了增加上述第二层厚度，即增加在渗碳层内部侧的以保持母材碳浓度的方式获得有淬火组织的层的厚度，需要在淬火エ序中在较低温度下进行长时间加热，以使深处得到奥氏体化。如上所述，在这种场合下也能够抑制Cr碳化物和Mo碳化物的生成，因此能够实现组织不均匀现象的減少。因此，所得到的渗碳钢构件的硬度不均匀现象随着组织不均匀现象的減少而减少，并且性能价格比变得优良。


图I是表示实施例中所用的热处理设备的结构的说明图。图2是表示实施例中渗碳エ序和冷却エ序的加热曲线的说明图。图3是表示实施例中淬火エ序的加热曲线的说明图。图4是表示实施例中渗碳钢构件(差速器环齿轮)的说明图。图5是表示实施例中差速器环齿轮的齿形部的详细状态的说明图。图6是表示实施例中试验No. 3的齿形部附近的金属组织状态的照片。图7是说明实施例中图6的金属组织结构的说明图。
具体实施方式
首先，针对上述基本化学成分的限定理由进行说明。下面，将组成中的“质量％”只记作“％”。在此，所谓“基本化学成分”的表述，是指经渗碳处理而使表层的碳浓度增加前的母材、即钢本身的基本的化学成分。C 为 0. I 0. 4%C是用于确保钢的强度、特别是芯部的强度而添加的元素。因此，将C量的下限设定为0. 1%以确保内部强度。但是，若C含量超过0. 4%，则使硬度增加而引起韧性降低以及使原料的切削性变差，因此设定C含量上限为0. 4%。最优选的添加量为0. 15 0. 3%。Si 为 0.35 3.0%Si是对钢的脱氧有效的元素，并且如上所述还是赋予钢所必需的强度、淬火性并提高其抗回火软化性的有效元素。本发明所开发的钢，其特征在于能够大幅度地削减高价的Cr和Mo，但对于如同齿轮的点蚀强度一样将抗回火软化性作为必需特性的零部件而言， 在削减作为以往的钢材料的Cr Mo钢中的Cr和Mo的情况下，有时会造成不利因素。因此，为了在削减Cr和Mo的情况下也能得到需要的抗回火软化性，设定Si含量为0. 35%以上。但是，若超过3. 0%，则不仅使效果达到饱和而且导致硬度增大并使原料的切削性变差，因此需要设在0. 35% 3. 0%的范围内。最优选的范围为超过0. 45%且I. 5%以下。另外，若使用大量添加了 Si的材料，则使用氧化性气体进行气体渗碳处理时，在渗碳工序中，基于容易形成氧化物的Si，在表层产生晶界氧化和渗碳异常层，因此会使渗碳层的强度降低，并造成弯曲疲劳强度和面压疲劳强度也降低。在此，在上述渗碳钢构件的制造方法中，如上所述，采用在氧浓度降低的渗碳环境中进行渗碳处理的工序。基于此能够消除晶界氧化的问题，因此可积极地提高Si的含量。Mn 为 0. I 3. 0%Mn是对钢的脱氧有效的元素，同时也是对淬火性的提高有效的元素，但低于0. 1%时效果不充分。但是，若超过3. 0%，则不仅使效果达到饱和而且会导致硬度增大并使原料的切削性变差，因此需要设在0. 1% 3. 0%的范围内。最优选的范围为0. 5% I. 5%。P 为 0. 03% 以下P在晶界发生偏析而使韧性降低，因此需要尽可能减少P，尽管减少至0很困难，但有必要限制在0. 03%以下。S 为 0. 15% 以下S是在钢中形成MnS并以据此提高原料的切削性作为目的而添加的元素。其中，若S含量超过0. 15%，则含S带来的效果达到饱和，倒是引起晶界偏析并导致晶界脆化。因此，需要设定S的含量在0. 15%以下。此外，若S量为低于0. 001%，则提高切削性的效果不显著。因此，若规定下限则设在0.001%以上。更优选的范围为0.005 0.06%范围内。Al 为 0. 05% 以下Al是作为氮化物在钢中进行析出和分散。因此，Al被认为是有效防止渗碳处理时奥氏体组织粗大化的元素。其中，若Al含量超过0.05%则析出物粗大化而使钢脆化。因此，设定上限为0. 05%。此外，使施加过高密度能量淬火处理的部位发生再结晶，并使粗大化的奥氏体组织得以微细化。因此，只在施加过高密度能量淬火处理的部位需要具有高强度，当不用高密度能量进行加热的区域不需要高强度时，没有必要使其含有Al。但是，当不用高密度能量进行加热的区域也需要具有高强度时，就需要使其含有Al，此时，若Al含量低于0. 005%，则防止奥氏体组织粗大化的效果不显著。因此，若规定下限则设在0. 005%以上。更优选的范围为0.02 0.04%。N 为 0. 03% 以下N通过形成各种氮化物而具有防止渗碳处理时奥氏体组织粗大化的效果。但是，若N含量超过0. 03%则可锻性显著变差。因此，设定上限为0. 03%。此外，使施加过高密度能量淬火处理的部位发生再结晶，并使粗大化的奥氏体组织得以微细化。因此，只在施加过高密度能量淬火处理的部位需要具有高強度，当不用高密度能量进行加热的区域不需要高强度时，没有必要使其含有N。但是，当不用高密度能量进行加热的区域也需要具有高強度吋，就需要使其含有N，此时，若N含量低于0. 003%，则防止奥氏体组织粗大化的效果不显著。因此，若规定下限则需要设在0.003%以上。更优选的范围为0.005 0.02%。Cr 为低于 0. 2%
如上所述，Cr是对淬火性和抗回火软化性提高有效的元素，但当其添加量在0. 2%以上的情况下，在渗碳缓冷时容易生成Cr碳化物。特别是，当渗碳缓冷后施行淬火エ序时的加热温度较低的情况下，难以使暂时生成的Cr碳化物固溶于基质中，并容易导致发生组织不均匀现象以及基于此发生硬度不均匀现象。通过使Cr含量设为需要的最小限度，能够抑制Cr碳化物的生成本身，因此，即使此后基于高密度能量进行加热的条件发生了各种变化，也可防止Cr碳化物给组织带来不良影响。即使在Cr为0. 2%以上时，也会使化学成分满足[Si%] + [Ni%] + [Cu%]-[Cr%] > 0. 5的条件，由此能够相当地抑制Cr碳化物的生成，但对上述硬度不均匀现象的抑制而言，不能说是已经充分。Cr的最优选范围为0. 1%以下。Mo 为 0. 1% 以下本专利申请的目标之ー是削减作为稀有金属中比较昂贵的Mo，但也能够添加极少量的Mo。Mo是对淬火性和抗回火软化性的提高有效的元素。但是，若含有大量的Mo，则不仅使成本上升而且还有可能如前面所述发生硬度不均匀的问题，因此需要设定上限为0. 1%。若基于其它元素能够确保需要的淬火性，则优选不添加Mo，此时可以采取不积极添加的条件而设定成为低于0. 01%。另外，优选上述基本化学成分进ー步含有Ti为0. 005 0. 2%、B为0. 0006 0.005%。Ti 为 0. 005 0. 2%Ti是容易与N键合的元素，因此其具有对B形成BN后B的淬火性提高效果丧失进行防止的效果，并且是通过作为碳氮化物在钢中析出分散而有效防止在渗碳处理时和高频淬火处理时奥氏体组织粗大化的元素，但该效果在Ti低于0. 005%的情况下不充分。但是，若Ti超过0. 2%则析出物粗大化而使钢脆化，因此设定上限为0. 2%。最优选的添加范围为0. 01 0. 03%。B 为 0. 0006 0. 005%B是通过添加而赋予淬火性并对强化晶界强度有效的元素，但该效果在B低于0. 0006%的情况下不充分。但是，若B超过0. 005%则效果达到饱和，因此需要设定在0. 0006% 0. 005%的范围内。最优选的范围为0. 001% 0. 003%。另外，优选上述基本化学成分进一步含有Nb为0. 01 0. 3%、V为0. 01 0. 2%中的一种或者两种。Nb 为 0. 01 0. 3%, V 为 0. 01 0. 2%Nb、V是通过作为碳氮化 物在钢中析出分散而有效防止在渗碳处理时和高频淬火处理时奥氏体组织粗大化的元素，但该效果在Nb、V都低于0. 01%的情况下不充分。但是，若过度增大添加量则会使析出物粗大化而致使钢脆化，因此设定Nb的上限为0. 3%、V的上限为0. 2%,最优选添加Nb为0. 01 0. 02%、V为0. 01 0. 05%。另外，上述基本化学成分能够进一步含有Ni为0. I 3. 0%。Ni 为 0. I 3. 0%Ni是对韧性的提高有效的元素，但该效果在Ni低于0. 1%的情况下不充分。但是，若超过3. 0%，则不仅使效果达到饱和而且会导致硬度增大并使原料的切削性变差，因此需要设在0. 1% 3. 0%的范围内。最优选的范围为0. 5% I. 5%。接着，优选按如下方式施行上述制造方法中的各工序。即，首先，上述渗碳工序在氧浓度低于大气的渗碳环境中进行。作为具体的方法有在减压至低于大气压的减压下的渗碳气体中施行的方法。即，采用减压渗碳工序是有效的。在减压渗碳工序中，在维持高温渗碳炉内部处于减压状态下的同时能够采用较少量的渗碳气体进行渗碳处理，因此与以往相比能够效率更高地进行渗碳处理。另外，不需要采用以往的大型热处理炉来长时间进行加热处理，因此缩短了处理时间并且减少了能量消耗，而且能够实现渗碳淬火设备其本身的小型化。并且，当应用上述减压渗碳工序时，通过积极地将Cr作为任选成分并限制其上限值来特别有效地发挥其效果。即，在通常的气体渗碳时是在平衡反应中进行渗碳，因此能够通过预先计算碳势来进行条件设定。但是，减压渗碳处理是非平衡反应，因此难以根据上述计算来进行条件设定。另外，当对诸如齿轮之类的具有凹凸部分的钢构件进行减压渗碳处理时，根据部位的不同会在渗入的碳的扩散速度上产生差异，所获得的表面的渗碳浓度根据部位不同而不均匀，在采用渗碳处理应该得到表面改性的部位上，有时得不到所需的改性效果。当上述渗碳程度与通常的气体渗碳时相比不均匀程度增大时，若Cr的含量很大则可更显著地促进上述Cr碳化物的生成。因此，对Cr的含量限制，在采用减压渗碳工序时是特别有效的。另外，在渗碳工序中，通过采用减压渗碳来相对于大气压使渗碳环境减压，由此能够压低环境中的含氧量。基于此能够防止渗碳层的晶界氧化。另外，作为在氧浓度低于大气的渗碳环境中进行渗碳的方法，不限于上述减压渗碳方法，例如，还可以采用如下方法对环境不进行减压而填充氮气、惰性气体等，由此压低环境中的氧量，从而防止渗碳层的晶界氧化。上述减压渗碳，也称为真空渗碳，是通过对炉内的环境进行减压，将烃类气体(例如，甲烷、丙烷、乙烯、乙炔等)作为渗碳气体通入直接炉内进行渗碳处理。减压渗碳处理，通常由渗碳期和扩散期构成在该渗碳期中，渗碳气体在接触钢的表面时进行分解，所产生的活性的碳在钢的表面生成碳化物，然后蓄积于钢中；在该扩散期中，碳化物发生分解，蓄积的碳在基质中熔解并向内部扩散。此外，碳的供给途径不限于经由碳化物的供给途径，通常认为还存在经由直接熔解于基质中进行供给的途径。另外，优选上述渗碳エ序在I IOOhPa的减压条件下施行。当减压渗碳エ序中渗碳时的减压为低于IhPa时，有可能出现为了保持真空度而需要高价设备的问题。另一方面，若超过IOOhPa,则有可能在渗碳中产生烟尘并且出现渗碳浓度不均匀的问题发生。另外，作为上述渗碳气体，例如能够使用こ炔、丙烷、丁烷、甲烷、こ烯、こ烷等烃类气体。另外，优选上述渗碳エ序在扩散后的上述钢构件的表面渗碳浓度成为0. 8%以下的条件下施行。此时，将渗碳层的碳量设为共析钢以下的碳量，在淬火时的加热下进行奥氏体转变，在此后的急冷下，不析出渗碳体而能够形成马氏体组织。另外，供给上述渗碳エ序的上述钢构件，优选具有因其形状而引起的在渗碳处理时侵入碳的扩散速度不同的第一部位和第二部位，并且呈现出与上述第一部位相比上述第二部位的侵入碳的扩散速度慢的形状，并且，上述渗碳エ序在上述第一部位的表面渗碳浓 度成为0. 65±0. I质量％的范围内的条件下施行。如上所述，减压渗碳处理是非平衡反应，因此，已知当对诸如齿轮之类的具有凹凸部分的钢构件进行减压渗碳处理时，根据部位的不同会在渗入的碳的扩散速度上产生差异，所获得的表面的渗碳浓度根据部位不同而不均匀，在采用渗碳处理应该得到表面改性的部位上，有时得不到所需的改性效果。此外，由于减压渗碳处理是非平衡反应，因此，所获得的表面的渗碳浓度，在进行渗碳的渗碳期刚结束后以及在其后经历进入内部的碳进行扩散的扩散期之后发生变化。上述渗碳浓度，最终是使用经历扩散期之后的值来进行表现。因此，本申请说明书中的渗碳浓度，全部采用经历扩散期之后的渗碳浓度的值而不是刚结束渗碳期之后的渗碳浓度的值(下同)。鉴于上述情况，为了设定具有由形状引起的渗碳处理时侵入的碳的扩散速度不同的第一部位(碳易于扩散的部位)和第二部位(碳难以扩散的部位)的钢构件在施行减压渗碳エ序时的条件为最适条件，发现了如上所述在第一部位的表面渗碳浓度为0. 65±0. I质量％范围内的条件下施行是有效的。经过大量实验的结果首次发现，在上述条件下进行减压渗碳处理，能够将所获得的钢构件的第二部位的表面渗碳浓度抑制在0. 85质量％以下的范围，所述第二部位是扩散速度比第一部位慢且渗碳处理后的表面的渗碳浓度比第一部位高的部位。并且，由此能够将钢构件上需要经过渗碳处理来进行表面改性的部位的几乎整个表面的碳浓度限制在0. 55 0. 85质量％的范围内。基于限制表面碳浓度在该范围内，并通过施行此后的利用了高频能量的加热后进行急冷的特殊淬火エ序，能够在表面渗碳浓度接近下限的部分(第一部位)也得到充分的淬火效果，井能够在表面渗碳浓度接近上限的部分(第二部位)抑制由过量碳引起的不良状況，而且淬火后能获得优良的改性面。上述渗碳条件，需要通过改变减压渗碳处理工序中的温度、渗碳气体的种类、压力、处理时间等来进行多次预备实验，以发现上述第一部位的表面渗碳浓度成为上述特定范围的条件。此外，若作为被处理材料的钢构件是形状相同的构件，则可以根据数据的积累来减少预备实验的次数。另外，对上述钢构件的上述第一部位和第二部位的确定，可以根据上述预备实验中实际测定多个部位的渗碳浓度来进行判断，但由于能够从形状上较容易地判断，因而也可以根据形状的观察来确定。另外，上述冷却工序至少在比上述钢构件在冷却中进行马氏体转变的冷却速度慢的缓冷条件下进行。由此能够抑制伴随马氏体转变而发生的变形，能够在形状精度优良的状态下结束渗碳处理。更具体而言，优选上述冷却工序至少在上述钢构件的温度处于Al转变点温度以上的期间的冷却速度成为0. rc /秒 3. (TC /秒的缓冷条件下施行。当上述冷却工序的冷却速度在钢构件的Al转变点温度以上的期间超过3. (TC /秒时，有可能无法充分获得抑制冷却时发生变形的效果。另一方面，冷却工序的冷却速度在钢构件的Al转变点温度以上的期间低于0. 1°C /秒时，需要花费长时间来达到Al转变点温度，并且在该期间造成已渗碳的碳在钢材中的扩散增进。冷却中的扩散因部位不同而产生温度差，扩散速度也产生不均匀现象，结果有可能产生碳量不均匀现象。
另外，优选上述冷却工序为减压冷却工序，即在冷却气体中使该冷却气体减压至低于大气压的状态下施行。由此，能够更进一步抑制冷却时变形的发生。S卩，当冷却时搅拌冷却气体时，通过使冷却气体处于减压状态，能够与大气压状态时相比减少循环的冷却气体在上风(逆风)和下风(顺风)处的冷却速度的差别。即，当在大气压下进行冷却时，只要将被冷却构件与大气压中的冷却气体接触，就使热交换增进并且开始对被冷却构件进行冷却。此时，由积极的气体搅拌或者热量引起气体发生对流，从而产生上风和下风，并产生冷却速度差。由冷却速度差引起被冷却构件产生温度差，并发生热处理变形。与此相对，通过将冷却气体设在减压状态下，不论是上风还是下风，在根本上热交换速度都慢，难以产生冷却速度差。因此，当采用将冷却气体设在减压状态下的减压冷却时，以比较均匀地方式进行冷却，因此热处理变形发生得少。另外，即使在完全不搅拌的情况下，与大气压时相比，在减压状态时也能够减少因滞留温度不同的冷却气体而引起的冷却速度差。对已施行上述减压冷却工序的钢构件而言，通过利用这种冷却气体减压所产生的效果，能够抑制变形发生，并能够在保持高精度的尺寸精度的状态下进行上述淬火工序。当采用冷却速度慢的缓冷，施行减压缓冷工序时，上述效果会达到最高。并且，由此通过发挥基于上述对高密度能量加以利用的淬火工序的优点，能够使淬火后的钢构件也成为变形少且高精度的构件。另外，采用上述减压渗碳工序作为上述渗碳工序，采用上述减压冷却工序作为冷却工序，并连续施行这些工序，据此能够在实际的设备中直接将减压渗碳室和缓冷室连接起来，并不需要设置调节两者间的减压程度的预备室等。即，上述减压渗碳工序和上述缓冷工序两者均在减压状态下施行，因而能够减小两者间的压力差。因此，对减压渗碳处理结束的产品不置于常压状态下而能够进行减压缓冷处理，能够成为可抑制变形发生的、效率良好的处理。另外，更具体而言，优选上述冷却工序的上述冷却气体的减压条件为IOOhPa 650hPa。对上述减压冷却处理而言，若此时的压力高于100 650hPa的范围，则有时不能充分获得减压产生的效果，另一方面，若压力低于该范围，则可能在设备结构上有困难。因此，更优选上述缓冷工序中上述冷却气体的减压状态可以设在IOOhPa 300hPa的范围。
另外，对上述淬火工序的实施而言，重要的是利用高密度能量对上述钢构件的所需部分加热至奥氏体化温度以上，然后以至少在上述渗碳层中进行马氏体转变的急冷的临界冷却速度以上的速度进行急冷。作为上述高密度能量，例如可以举出电子束、激光束等高密度能量束，还有不是射束的高频加热等高密度能量。利用高密度能量不仅可实现短时间加热，而且可以通过减少Cr量来调节容易进行奥氏体化的成分，因此能够可靠地获得充分的硬化效果。另外，优选采用高频加热来进行上述淬火工序中的加热。此时，采用高频加热能够以不接触方式基于感应加热来精度更好地进行加热，并且能够达到高效化。另外，作为上述高频加热能够采用公知的方法。另外，优选上述急冷通过水冷(用水冷却)来进行。即若利用高密度能量，则能够精度良好地进行加热零部件的局部而非整体，然后，即使利用冷却效果非常高的水来进行淬火，也能够与既有的气体加热相比大幅度地抑制淬火变形的发生。并且，利用水冷产生的优良急冷效果能够提高淬火特性，能够使淬火部分达到进一步的高强度化。另外，利用该高 强度化，有时能够使渗碳处理简易化(缩短处理时间)、即能够在渗碳层薄壁化的情况下也具备要求的强度，此时可使整个热处理工序的时间得到进一步缩短。另外，优选采用上述高频加热进行的加热时，将上述钢构件通过一个流水作业进行处理，并在加热后进行冷却时在旋转钢构件的同时从周围向上述钢构件喷射冷却水进行冷却。此时，在冷却时能够均匀地进行冷却，能够进一步抑制变形的发生。另外，对上述淬火工序中的加热而言，优选在表面不发生熔融而使整个从表面至Imm以上深度的范围进行奥氏体化的条件下来施行。采用高密度能量的加热，例如在10秒以内的极短时间内投入密度非常高的能量，由此能够对钢构件的最外表面进行加热。因此，可以只针对从表面至深度低于Imm的区域加热至所需的高温。但是，通过作为钢的奥氏体化温度选择较低范围的温度(例如750°C 950°C)，并且使高密度能量的能量投入也设定得比较小，从而将加热时间加长至较长的时间(例如超过10秒左右)，由此能够通过传热对表面至Imm以上深度的部分进行加热。如此以来采用高密度能量进行低温且长时间加热，由此不仅在渗碳层的区域而且直至深度超过Imm的深处都能够获得淬火效果，而且，奥氏体化温度越低则淬火工序中抑制变形的效果越高。此外，即使此时，若不将Cr含量限定在上述特定范围内则有可能产生组织不均匀现象，从这个角度考虑，减少Cr所产生的效果是大的。另外，当上述渗碳钢构件是具有多个突出的齿部的齿轮零部件时，优选上述加热是在上述齿部的表面和整个内部都进行奥氏体化的条件下施行。对齿轮构件而言，优选齿部的表面硬度高、内部的韧性高，并优选齿部的形状精度优良。因此，如上所述，将上述淬火工序的加热作为钢的奥氏体化温度选择较低范围的温度(例如750°C 950°C)、使高密度能量的能量投入也设定得较小，并将加热时间加长至较长的时间，由此不仅在渗碳层的区域而且直至其深处都能够获得淬火效果，并且还提高了变形抑制效果，因此是非常优选的。另外，作为上述渗碳钢构件，可以举出汽车的驱动系统零部件。对汽车的驱动系统零部件而言，除要求低成本化以外还在强度方面和尺寸形状精度方面有严格的要求，而上述制造方法对满足该要求是非常的有效的。作为上述汽车的驱动系统零部件，例如可以举出自动变速器中的齿轮、环形构件、其它零部件。另外，如上所述包括上述渗碳工序、冷却工序和淬火工序的热处理，是能够抑制变形发生的处理方法。即，在渗碳后的冷却工序中，采用比发生马氏体转变的速度还慢的速度进行冷却。由此不仅在渗碳层而且在芯部均不生成马氏体组织，而成为铁氧体、珠光体、贝氏体中的任一者或者它们的混合组织。因此，在冷却工序的冷却中不会引起马氏体转变而且不发生马氏体转变引起的变形，因此，能够防止热处理变形而造成产品精度变差的现象。另外，在冷却工序后是利用高频淬火等高密度能量进行淬火，但是，利用了高频加热等高密度能量的加热，可以只加热从表面至指定深度的部分并且只加热局部，由于能够只对产品体积的局部进行加热，所以能够减少因此后的急冷引起的马氏体转变而硬化的范围，并能够减少马氏体转变所产生的变形，能够防止产品的精度变差。实施例下面，具体说明有关上述渗碳钢构件的制造方法的实施例。此外，这些实施例只是 用于说明本发明而并非用于限定本发明的范围。在本例中，准备具有表I所示的基本化学成分(试验No. I 32)的热轧原料，在热锻后施以退火处理之后，如图4所示，通过机械加工来制作钢构件(差速器环齿轮)8。利用该机械加工来作为判定钢构件切削性的试验(切削试验)。对原料的基本化学成分而言，从表I可知，试验No. I 23是实施例,试验No. 24 32是比较例。在比较例中，试验No. 31,32是以以往的钢SCM420作为原料来使用的例子。接着施行如下工序渗碳工序，该工序在渗碳环境中对机械加工后的钢构件8加热而在其表面上形成渗碳层；冷却工序，该工序在上述渗碳工序后，至少冷却至通过冷却而组织转变结束的温度以下；以及淬火工序，该工序采用高密度能量加热所需部分至奥氏体区域后进行急冷。对所得到的钢构件(渗碳钢构件)8进行了材质研究和疲劳试验。表I
权利要求
1.一种渗碳钢构件，其特征在于， 该渗碳钢构件通过施行下列工序制造而成 渗碳工序，该工序将钢构件在比大气中氧浓度低的渗碳环境中加热至奥氏体化温度以上而在表层形成渗碳层； 冷却工序，该工序继上述渗碳工序后，接着通过与进行马氏体转变的冷却速度相比慢的冷却速度来冷却上述钢构件，并且，对上述钢构件进行冷却直至由冷却引起的组织转变结束的温度以下；以及 淬火工序，该工序在采用高密度能量将上述钢构件中的所需部分加热至奥氏体区域后，通过进行马氏体转变的冷却速度以上的冷却速度来进行冷却， 上述钢构件的基本化学成分，以质量％计，含有C为0. I 0. 4%、Si为0. 35 3. 0%、Mn为0. I 3. 0%、P为0. 03%以下、S为0. 15%以下、Al为0. 05%以下、N为0. 03%以下，并且Cr含量低于0. 2%, Mo含量为0. 1%以下,余量由Fe和不可避免的杂质组成， 在施行了上述淬火工序的上述所需部分的表层中，具有 第一层，该层的碳浓度比上述基本化学成分范围高，并且该层含有不存在由Si引起的晶界氧化层的马氏体组织； 第二层，该层位于上述第一层内部侧，该层的碳浓度处于上述基本化学成分范围内，并且该层含有马氏体组织；以及 第三层，该层位于上述第二层的内部侧，该层的碳浓度处于上述基本化学成分范围内，并且该层不含有马氏体组织。
2.如权利要求I所述的渗碳钢构件，其特征在于，所述第一层，在表面部的碳浓度处于0.6 0. 85质量％的范围内，在朝向与所述第二层的分界的方向上，碳浓度在慢慢地以接近所述基本化学成分范围内的方式降低。
3.如权利要求I或2所述的渗碳钢构件，其特征在于，所述第二层的厚度比所述第一层的厚度厚。
4.如权利要求I 3中任一项所述的渗碳钢构件，其特征在于，所述基本化学成分还含有 Ti 为 0. 005 0. 2%、B 为 0. 0006 0. 005%。
5.如权利要求I 4中任一项所述的渗碳钢构件，其特征在于，所述基本化学成分的Mo含量为低于0.01%。
6.如权利要求I 5中任一项所述的渗碳钢构件，其特征在于，所述基本化学成分还含有Nb为0. 01 0. 3%、V为0. 01 0. 2%中的一种或者两种。
7.如权利要求I 6中任一项所述的渗碳钢构件，其特征在于，所述基本化学成分还含有 Ni 为 0. I 3. 0%。
8.—种渗碳钢构件的制造方法，其特征在于， 所述渗碳钢构件的制造方法包括 渗碳工序，该工序将钢构件在比大气中氧浓度低的渗碳环境中加热至奥氏体化温度以上而在表层形成渗碳层； 冷却工序，该工序继上述渗碳工序后，接着通过与进行马氏体转变的冷却速度相比慢的冷却速度来冷却上述钢构件，并且，对上述钢构件进行冷却直至由冷却引起的组织转变结束的温度以下；以及淬火工序，该工序在采用高密度能量将上述钢构件中的所需部分加热至奥氏体区域后，通过进行马氏体转变的冷却速度以上的冷却速度来进行冷却， 上述钢构件的基本化学成分，以质量％计，含有C为0. I 0. 4%、Si为0. 35 3. 0%、Mn为0. I 3. 0%、P为0. 03%以下、S为0. 15%以下、Al为0. 05%以下、N为0. 03%以下，并且，Cr含量低于0. 2%, Mo含量为0. 1%以下,余量由Fe和不可避免的杂质组成。
9.如权利要求8所述的渗碳钢构件的制造方法，其特征在于，所述冷却工序在所述渗碳工序刚结束后就紧接着开始冷却，以使所述渗碳工序中固溶于奥氏体中的碳不作为石墨粒析出。
10.如权利要求8或9所述的渗碳钢构件的制造方法，其特征在于，所述渗碳工序是在扩散后的所述钢构件的表面渗碳浓度成为0. 8%以下的条件下施行。
11.如权利要求8 10中任一项所述的渗碳钢构件的制造方法，其特征在于，供给所述渗碳工序的所述钢构件，具有因钢构件的形状而引起的在渗碳处理时侵入碳的扩散速度不同的第一部位和第二部位，并呈现出与所述第一部位相比所述第二部位的侵入碳的扩散速度慢的形状； 所述渗碳工序在所述第一部位的表面渗碳浓度成为0. 65±0. I质量％的范围内的条件下施行。
12.—种表面硬化钢，其用于权利要求I所述的渗碳钢构件，其特征在于，基本化学成分以质量％计，含有C为0. I 0. 4%、Si为0. 35 3. 0%、Mn为0. I 3. 0%、P为0. 03%以下、S为0. 15%以下、Al为0. 05%以下、N为0. 03%以下，并且，Cr含量为低于0. 2%, Mo含量为0. 1%以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成。
13.如权利要求12所述的表面硬化钢，其特征在于，所述基本化学成分还含有Ti为0.005 0. 2%、B 为 0. 0006 0. 005%。
14.如权利要求12或13所述的表面硬化钢，其特征在于，所述基本化学成分的Mo含量为低于0.01%。
15.如权利要求12 14中任一项所述的表面硬化钢，其特征在于，所述基本化学成分还含有Nb为0. 01 0. 3%、V为0. 01 0. 2%中的一种或者两种。
16.如权利要求12 15中任一项所述的表面硬化钢，其特征在于，所述基本化学成分还含有Ni为0. I 3. 0%。
全文摘要
本发明涉及一种渗碳钢构件，其通过特定的渗碳工序、冷却工序和淬火工序进行制造而成。其含有C为0.1～0.4%、Si为0.35～3.0%、Mn为0.1～3.0%、P为0.03%以下、S为0.15%以下、Al为0.05%以下、N为0.03%以下，并且Cr含量为低于0.2%，Mo含量为0.1%以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成。其表层具有第一层，该层碳浓度为0.60～0.85质量%并且含有不存在由Si引起的晶界氧化层的马氏体组织；第二层，该层碳浓度为0.1～0.4质量%并且含有马氏体组织；以及第三层，该层碳浓度为0.1～0.4质量%并且不包含马氏体组织。
文档编号C21D9/32GK102770567SQ20118001022
公开日2012年11月7日 申请日期2011年3月30日 优先权日2010年3月30日
发明者久保田学, 佐藤裕和, 加藤进, 大林巧治, 安达裕司, 小泽修司, 田口圭太 申请人:新日本制铁株式会社, 爱信艾达株式会社