铁系密封滑动构件及其制造方法

专利名称：铁系密封滑动构件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及在建筑机械用滚轮，惰轮，减速装置等中使用的铁系密封滑动构件及其制造方法。
背景技术：
装入到建筑机械的下滚轮辊组件及齿轮减速装置中的铁系浮动密封件，防止其内部的润滑油的泄漏，同时防止砂土向其内部的侵入。因此，大多通过将该密封滑动面进行淬火处理形成高硬度的马氏体组织，或者在将硬质渗碳体、Cr7C3碳化物以大约30体积％大量结晶的同时通过淬火处理，将母相制成马氏体组织，制造成其防烧伤性及耐磨损性得到改进的铁系浮动密封件。例如，利用高碳高Cr铸铁，镍铬冷硬铸铁(Ni-Hard)的铁系浮动密封件就是它的例子(例如，参照专利文献1)。进而，根据不同的目的，使用在前述密封滑动面上喷镀耐磨损性材料的铁系浮动密封件。[专利文献1]特开昭51-59007号公报将上述齿轮减速机装置及下滚轮辊组件中的润滑油密封的铁系浮动密封件，在该机构中，由于在砂土中的碾压运动，微细的砂土粒子一面侵入密封面，一面进行磨损。此外， 前述铁系浮动密封件，由于利用密封的润滑油润滑其密封面，所以，在极为严苛的润滑条件下使用。从而，即使在耐磨损性及防烧伤性更优异、最通用的利用高硬度的高碳高Cr铸铁制的铁系浮动密封件中，存在着当将其装入时的调定压力(推压力)增高时，在其滑动面上发生显著的烧裂(热裂纹)、烧熔、异常磨损，引起漏油的问题。此外，作为提高上述防烧伤性及耐磨损性的材料，即使在采用低温工具钢及高速钢(SKH材料)等各种工具钢的情况下，由于防烧伤性不足，也很容易发生粘着，其结果是， 存在着耐热裂性、耐磨损性不足的问题。此外，由于前述各种工具钢是价格极高的钢材，所以，在考虑到一直精加工到制品形状的材料利用率时，存在着材料费变成高价的问题。进而，在近年来的推土机等建筑机械中，希望通过更高速地移动，提高工作效率， 由于铁系浮动密封件的高速旋转，同样存在着会发生烧裂、烧熔、异常磨损，引起油的泄漏的问题。

发明内容
本发明考虑到上述情况，其目的是，提供一种耐热裂性、防烧伤性及耐磨损性优异的铁系密封滑动构件及其制造方法。为了解决上述课题，根据本发明的铁系密封滑动构件，在备有密封滑动面的密封滑动构件中，其特征在于，
在前述密封滑动面上，形成淬火硬化层，前述淬火硬化层具有如下所述的组织，即，在该组织中具备固溶有0. 15 0. 6重量％的碳的马氏体母相，和分散在前述马氏体母相中的3 50体积％的渗碳体。此外，前述密封滑动构件，包括铁系浮动密封件。根据本发明的铁系密封滑动构件，在备有密封滑动面的铁系密封滑动构件中，其特征在于，在前述密封滑动面上形成淬火硬化层，前述淬火硬化层具有如下所述的组织，即，在组织中，具备固溶有0. 15 0. 7重量％的碳的马氏体母相，和分散在前述马氏体母相中的3 50体积％的渗碳体，以及分散在前述马氏体母相中的3 15体积％的石墨。根据本发明的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，它包括准备含有 0. 5 1. 8重量％的C，进而含有从0. 3 3重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2 重量％的Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一组以上的钢材的工序，在超过Al温度之后以10秒钟以内的加热速度，将前述钢材加热到850 1100°C 的淬火温度之后，急剧冷却的淬火工序。此外，也可以将前述钢材，成形为铁系密封滑动构件的形状。根据本发明的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，它包括准备在含有 2 4. 5重量％的C，进而含有从0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一种以上的珠光体组织的母相中， 分散有石墨的灰铸铁、球墨铸铁、致密蠕虫状石墨铸铁、灰色可锻铸铁构成的组选择出来的一种构成的铸铁材料的工序，在超过Al温度之后以10秒钟以内的加热速度，将前述铸铁材料加热到850 1IOO0C的淬火温度之后，急剧冷却的淬火工序。此外，也可以将前述铸铁材料，成形为铁系密封滑动构件的形状。根据本发明的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，它包括准备含有2 4. 5重量％的C，进而含有从0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％ 的Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一种以上的白铸铁或者将前述白铸铁的渗碳体的一部分石墨化的铸铁材料的工序，在超过Al温度之后以10秒钟以内的加热速度，将前述铸铁材料加热到850 1IOO0C的淬火温度之后，急剧冷却的淬火工序。此外，也可以将前述铸铁材料，成形为铁系密封滑动构件的形状。根据上面说明的本发明，本发明考虑到了上述情况，其目的是可以提供一种耐热裂性、防烧伤性及耐磨损性优异的铁系密封滑动构件及其制造方法。


图1(a) (d)是表示含有珠光体组织的铁系浮动密封件用原材料的铸铁组织例的照片。图2是使用!^e-C-M系平衡相图和碳的等碳活度线图的、向、相中的固溶机理图。图3是!^e-C-Cr系等碳活度线图(在1000°C )。
图4是表示合金元素对 ^-3重量％ Si的影响的状态图。图5(a)是表示高频加热温度和淬火硬度的关系的曲线，(b)是表示高频加热温度与马氏体C浓度的关系的曲线，(c)是表示高频加热温度与θ相体积％的关系的曲线。图6是表示球状化处理No. 4试样的急速高频淬火组织的照片。图7是表示加热温度与淬火硬度及残留、量的各自的关系的曲线。图8是表示使珠光体状渗碳体和粒状渗碳体分散的No. 4试样的急速高频淬火组织的照片。图9是表示铁系浮动密封件的形状的剖视图。图10是浮动密封件试验机的简图。
具体实施例方式在本发明的实施形式中，通过急剧感应加热和冷却，至少在前述密封面上，形成淬火硬化层，在该淬火硬化层中，以20面积％以上的面积比例，形成由硬质的片状渗碳体和耐热冲击性优异的低碳浓度的马氏体相构成的层状的组织区域(珠光体的组织区域，也将该组织中的渗碳体称作珠光体状的渗碳体)，使含有片状渗碳体的渗碳体以3 50体积％ 分散。借此，提高密封滑动面上的润滑油的供应性能，进而，可以实现耐抗回火软化性能和耐热裂性优异的铁系密封滑动构件，进而，通过在铁系密封滑动构件的一部分上残留淬火未硬化层，可以实现高韧性的铁系密封滑动构件。此外，也可以代替前述急剧的感应加热， 应用激光等辐射加热及盐浴加热，但感应加热生产率及经济性优异。在作为铁系密封滑动构件的一个例子的铁系浮动密封件的使用环境下十分重要的密封滑动面的耐烧伤性，可以通过提高耐热裂性加以改进。因此，根据本实施形式的铁系浮动密封件，至少密封滑动面是通过感应加热淬火被淬火硬化的(淬火硬化层)。构成前述密封滑动面的部位，通过将马氏体母相中固溶的碳浓度调整到0. 15 0.6重量％的范围内，改进密封滑动面的耐热裂性，进而，具有使对于提高耐磨损性和防烧伤性有效的硬质渗碳体在前述马氏体母相中分散3 50体积％的组织。此外，根据本实施形式的铁系浮动密封件，备有密封滑动面，在前述密封滑动面上，形成0. 15 0. 7重量％的碳固溶的马氏体母相。在前述马氏体母相中除3 50体积％ 的渗碳体之外，还分散有3 15体积％的石墨。之所以令上述分散渗碳体的量的下限值为3体积％，是因为，通过分散作为硬质粒子的渗碳体提高防烧伤性的效果，在通常的滑动条件下可以得到充分的发挥，并且，作为其结果，可以同时改进其耐磨损性。进而，在进一步改进对砂土侵入的耐磨损性的情况下， 更多地分散更加硬质的碳化物、氮化物、碳氮化物等是有效的。例如，在高碳高Cr铸铁材料中，由于将Cr7C3碳化物调整到35 50体积％，所以，上述渗碳体的量的上限值优选地为50 体积％，进而，渗碳体量的下限值，优选地为10体积％。此外，令上述分散渗碳体量的上限值为50体积％的理由，是因为当上述分散渗碳体量超过50体积％时，铁系浮动密封件会过分脆化。此外，在前述高碳高Cr铸铁等的铁系浮动密封件中的耐热裂性优异的马氏体母相中的碳浓度，估计为约0.8重量％左右。从而，固溶到前述马氏体母相中的碳的上限浓度，优选地为0. 7重量％。此外，当参考要求耐热裂性的高温工具钢(SKD6、SKD7、SKD61、SKD8、3Ni-3Mo钢)等所含有的碳浓度时，更优选地，前述马氏体母相中固溶的碳的上限浓度为0.6重量％，下限浓度为0. 15重量％。进而，在考虑到耐砂土磨损性的情况下，优选地，前述马氏体母相的硬度在HRC50 以上，为了确保更稳定的耐热裂性，更优选地，将马氏体母相中的碳浓度调整到0. 2 0. 5
重量％。此外，可以认为，所分散的碳化物在MC、Cr7C3、M6C型特殊碳化物中，越是硬质的，越可以提高作为铁系浮动密封件的耐砂土磨损性。但是，在碳化物过分硬质的情况下，对于滑动面的对手材料的破坏性增大，容易发生因滑动面发热引起的烧伤及热裂。因此，在本实施形式中，优选地，分散HvlOOO 1300左右的比较软质的渗碳体。此外，石墨作为固体润滑剂和油槽，改进润滑性，改进防烧伤性。石墨量，优选地， 将明显地出现其润滑性的改进作用的3体积％作为其下限值。此外，令石墨量的上限值为 15体积％，这是因为在现有的铸铁中，石墨的最大量为15体积％。此外，当考虑到改进润滑性的效果的饱和、并且具有强的韧性时，更优选地，石墨的量，以10体积％作为其上限值。此外，在本实施形式中，为了改进作为上述铁系浮动密封件在过分严苛的滑动环境中的润滑性，具有在马氏体相中呈层状分散发挥滑动面润滑油的油槽功能的珠光体状 (片状)渗碳体的组织区域(集聚组织)。在密封滑动面上，以20面积％以上的面积比例， 在马氏体母相中形成前述组织区域。借此，改进密封滑动面上的防烧伤性和耐热裂性，进而，通过在硬质马氏体母相中，还分散含有除上述珠光体状之外的渗碳体，全部渗碳体的量为3 50体积％，可以改进耐砂土磨损性。此外，存在于上述珠光体状渗碳体之间的，是硬质马氏体相，但是，由于渗碳体是更硬质的，所以，在滑动面上的润滑油，在珠光体状的渗碳体之间，可以发挥油槽的作用，通过润滑性的改进，可以改进防烧伤性并抑制热裂纹的发生。图1 (a)是表示使大致共析碳浓度(0. 8重量％ )的钢材从奥氏体状态冷却引起珠光体相变时的组织(珠光体组织)的图示。该图中的灰色部分是渗碳体，白色部分是铁素体相。进而，从图1(a)可以看出，多个珠光体相变区域(集聚组织)集合起来，基本上在整个区域都变成珠光体相变组织。在本实施形式中的由渗碳体-马氏体相构成的珠光体状集聚组织，作为高频淬火(感应加热淬火)的前组织，通过将由上述渗碳体和铁素体相构成的珠光体相变组织急剧加热、冷却，一面在未熔化状态残留渗碳体，一面将铁素体马氏体化。由此，珠光体的渗碳体集聚组织所占的面积率，通常，根据相变图的关系，在该钢的共析浓度以上，大致在成为100面积％，这时的渗碳体的量不会以超过12体积％的量出现。从而，从耐磨损的观点出发，大量分散粒状渗碳体是优选的，在本实施形式中，在上述珠光体状渗碳体的分散区域中，可以一直分散到20体积％。从上述滑动面的润滑性的改进的观点出发， 通过在通常的轴承滑动面上形成15面积％左右的油槽，可以明显改进其润滑性。因此，优选地，珠光体状渗碳体集聚组织的面积％在20面积％以上，进而，更优选地，在50体积％以上。图1 (b) (d)，是表示以上述珠光体组织作为母相的代表性的铸铁组织的图示。 图1(b)表示分散片状石墨的灰铸铁(Gray Cast Iron)，图1 (c)表示分散球状石墨的铸铁 (Nodular Graphite Cast Iron)，图1 (d)表示由莱氏体中的渗碳体(白色相)和珠光体组织(黑色部)构成的白铸铁(White Cast Iron)，这些铸铁材料可以应用于本发明。
如上述本实施形式所述，在固溶0. 15 0. 7重量％的碳的淬火状态在马氏体母相中，高密度地分散渗碳体(粒状、珠光体状)，在平衡图中是很难的现象。为了实现这一点， 在本实施形式中，构成密封滑动面的部位，由包含以下元素的钢材形成，所述元素为至少 0. 5 1. 8重量％的C，作为在渗碳体中显著浓缩的合金元素的Cr、V、Mo及W构成的组中选择出来的一种以上，其中所述各个元素的含量范围为Cr在0. 3 3重量％，V在0. 1 0. 5重量％，Mo在0. 3 2重量％，W在0. 5 2重量％。在铁素体相及奥氏体相至少其中的一个相和渗碳体共存的加热状态，实行将这些钢中的渗碳体中的Cr含量，提高到至少在 2. 5重量％以上，更优选地，提高到3重量％以上的前热处理。借此，可以阻碍在感应加热淬火时，在加热过程中的渗碳体向奥氏体向中的固溶。此外，前述钢材，包含上述C及合金元素，残量实质上由铁构成，从确保本发明的主旨以外的作用的恰当的淬火性、抗回火软化性、耐腐蚀性、切削性能、耐磨损性、耐烧伤性的观点出发，可以适当地添加从由Si、Al、Mn、 Ni、Cr、V、Mo、W、Cu、Co、B、Ti、Nb、Zr、P、S、Ca、Pb及Mg构成的组中选择出来的一种以上的合金元素，进而有时不能避免作为前述合金元素及杂质元素的S、P、0、N构成的组中选择出来的一种以上元素，混入制钢原料中，在不影响本发明的主旨作用的范围内，其混入是可以允许的。前述残量实质上是由铁构成的(钢材)，指的是恰当地含有这些合金元素及杂质元素。此外，对于后面描述的铸铁材料，也是同样的。此外，根据本实施形式的铁系浮动密封件，备有滑动面，具有形成在前述滑动面上的固溶有0. 15 0. 7重量％的碳的马氏体母相，分散在前述马氏体母相中的3 50体积％ 的渗碳体，以及分散在前述马氏体母相中的3 15体积％的石墨。在该铁系浮动密封件中，前述密封滑动面的部位，也可以利用从以下各种铸铁组成的组中选择出来的一种构成的铸铁材料形成，组成该组的各种铸铁为至少含有2 4. 5 重量％的碳，进而在含有从0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo 及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一种以上的珠光体组织的母相中分散有3 15 体积 ％的石墨的灰铸铁(Gray Cast Iron)、球墨铸铁(Nodular Graphite Cast Iron)、 致密蠕虫状石墨铸铁(Compacted Vermicular Cast Iron)，珠光体可锻铸铁(Pearlite Malleable Cast Iron)。进而，在上述铁系浮动密封件中，构成前述密封滑动面的部位，利用至少含有 2. 0 4. 5重量％的C，进而含有从由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一种以上的白铸铁(White Cast Iron)或者将该白铸铁的渗碳体的一部分石墨化的铸铁材料形成，也可以用在固溶有 0. 15 0. 7重量％的碳的马氏体母相中、或者在珠光体状的渗碳体和马氏体构成的母相中，分散15 50体积％的渗碳体以及3 15体积％的石墨的材料构成。此外，由于在700°C平衡加热铁素体相和渗碳体相共存的淬火前组织时的合金元素M的分配系数α KM =(渗碳体中的M元素浓度重量％ /铁素体中的M元素浓度重量％ )， 为 α KCr = 28、α KMn = 10. 5、α Kv = 9、α KMo = 7· 5、α KW = 2、α KNi = 0. 34、α KCo =
0. 23、aKSi、Al三0，所以，就可以看出，Mn、Cr、Mo、V、W向渗碳体中浓缩，Si、Al、Ni、Co向铁素体中浓缩。从而，如前面所述，在以50体积％分散渗碳体的铁素体相中，例如，Si、Al约浓缩添加量的2倍，Ni约浓缩1. 5倍，Co约浓缩1. 6倍，相反地，Cr约稀释0. 07倍，Mn约稀释0. 17倍。
此外，作为使Cr在前述高频淬火处理前的渗碳体中浓化的热处理，优选地，有以下方法在(铁素体+渗碳体)二相区域加热处理马氏体或珠光体组织的方法，在珠光体组织形成的阶段、例如以空冷、炉冷等的冷却速度缓慢冷却的方法，以及从Al温度至600°C的范围内恒温处理的方法，进而，为了将渗碳体球状化的球状化退火处理(参照“钢的热处理改订版”日本铁钢协会编，丸善株式会社发行，P44 46)等。进而，在具有共析碳浓度以上的碳浓度的钢中，优选地，在Al温度 Acm温度的 (奥氏体+渗碳体)二相区域加热保持，在使Cr在其渗碳体中浓缩之后冷却，将母相制成马氏体、贝氏体和/或微细珠光体组织的前处理也是优选的。此外，在上述加热保持后，一面徐冷到600°C —面分散粒状渗碳体和/或珠光体状渗碳体的前热处理也是优选的。此外，可以看出，在750 850°C的(奥氏体+渗碳体)二相区域的渗碳体中的Cr的浓度浓缩到奥氏体中的Cr的浓度约8 10倍、例如i^e-0. 9重量％ C-1. 5重量％ Cr的钢中，通过加热保持在820°C，变成含有11重量％的Cr的渗碳体约2体积％分散的组织，如后面所述，通过感应淬火，在该状态分散的渗碳体未固溶残留下来。此外，使渗碳体分散到前述0. 15 0. 7重量％的低碳浓度的马氏体母相中的方法，可以根据通过感应加热等急剧加热将由前述Cr浓缩的渗碳体和铁素体相构成的组织体保持在淬火温度时，渗碳体向奥氏体中固溶时的渗碳体的固溶机理(速度)加以说明。该固溶机理，可以从在图2所示的加热温度时的!^e-C-M(M 合金元素)三元系平衡相图和该图中所示的碳的等活度线图(等碳活度线图)的关系加以理解。图2是示意地表示添加与碳亲和力强的Cr和类似的合金元素的 ^-C-M三元系平衡相图的图示。图2的A点表示，在本实施形式中，利用含有0. 5 1. 8重量％的C和0. 3 3重量％的0以及0. 1 0. 5重量％的至少其中之一，含有从Si、Al、Mn、Ni、Mo、W、Cu、Co、 B、Ti、P构成的组中选择出来的一种以上的合金元素以及S、0、N等不可避免的杂质元素，余量实质上由狗构成的钢材形成密封滑动面的部位铁系浮动密封件的代表性的组成。如图中通过A点的细线所示，由于通过M元素的添加，碳活度降低，所以碳等活度线向右肩上方推移，与渗碳体的固溶度线相交，与该组成的钢中的碳活度相等的碳活度，由连接其交点(B 点)与含有平衡的M元素的渗碳体组成点(C点)的直线表示。图2中的其它的等活度线(细线)，是根据各碳活度计算出来的，碳的浓度越高，碳活度越大，但是，Fe-C轴O^e-C 二元系)的石墨的固溶度(D点)，定义为碳活度Ac = 1。在前述图2中使用的钢材组成A点的淬火前组织中的铁素体和渗碳体的组成，由 E、F点给出，在急剧加热到淬火加热温度的温度的F点组成的渗碳体，合金元素M残留在该处，只有扩散性极大的碳急剧地固溶到奥氏体中。可以看出，与这种情况下的的渗碳体界面局部平衡的奥氏体界面组成，在G点给出，由于G点的碳活度比钢材组成的A点的碳活度大，所以，借助碳的化学势的梯度急剧扩散，在渗碳体固溶的位置和原铁素体所在的位置， 首先，沿着通过图中B点的等活度线碳均勻化之后(一，一号)，合金元素均勻化。但是，在向钢中更多地添加合金元素的添加量(H点)、在渗碳体中有更多的合金元素(J点)浓缩的情况下，渗碳体与合金元素M残留在该处、只有碳固溶时的渗碳体平衡的铁素体中的碳活度(K点)、比原来的H点的组成的碳活度低。由此，可以看出，碳沿着通过K点的等碳活度，在极短的时间迅速地扩散到L点的浓度，但是，在继续进一步进行固溶、 渗碳体的完全固溶的期间内，没有合金元素M从K点沿着渗碳体的固溶度线向B点的扩散，渗碳体不能固溶，可以看出，渗碳体的固溶一面受到合金元素M的扩散的速度的支配，一面急剧地变慢。此外，在通过A、H点组成的等碳活度与渗碳体固溶度线的交点B所示的M元素浓度以上，渗碳体中的M元素浓度变得越大，为了渗碳体完全固溶所用的时间变得越慢。可以看出，为了减少由高频加热(感应加热)、淬火引起的未固溶渗碳体的量，将渗碳体中的M元素的浓度抑制在B点的M元素的浓度以下，是必要的。进而，由于通过前述K点的等碳活度线上的L点的碳浓度，基本上与在未固溶状态分散渗碳体的马氏体母相中的碳浓度对应， 所以，可以看出，如果L点的碳浓度是本实施形式的0. 15 0. 7重量％的话，有必要对L点成为0. 15 0. 7重量％的渗碳体的J点进行控制。此外，可以看出，在未固溶状态分散的渗碳体的周边的渗碳体固溶部位的组成，基本上变成图2中的K点的组成，在该部位的合金元素浓度，即使与L点、H点比较浓度显著高，碳浓度也容易变高。因此，在该部位的马氏体开始温度Ms点向更低温度侧推移，在未固溶渗碳体周边以高韧性形成磨合性优异的残留奥氏体相。为了更加具体，使用图3所示的Fe-C-Cr三元系平衡相图和碳等活度线图(在 1000°C )，对于迅速加热到1000°C、进行淬火处理的高频淬火时的情况进行以下的研究。(1)渗碳体急剧固溶时的情况(渗碳体中的Cr浓度低时的情况)当以(渗碳体+铁素体)共存区域的700°C加热图中A点(0.8质量％(，0.4重量％ Cr)所示的钢时，变成B点(渗碳体，2. 6重量％ Cr)和C点(铁素体，0. 09重量％ Cr) 的组成。在该状态，例如当通过高频加热急剧加热到成为奥氏体状态的1000°C时，B点、C点沿着箭头的方向向A点变得均勻化。如前面所述，可以看出，在B点的渗碳体中的合金元素几乎不在奥氏体中扩散的期间内，碳在具有铁素体组成的奥氏体(C点)中，一面经由图中的D点如丨丨号所示急剧扩散，将渗碳体固溶后，在通过A点的碳等活度线上一面伴随着Cr 的扩散，Cr元素一面缓慢地向A点均勻化，但是，在借助更急剧的高频加热达到渗碳体的固溶的时刻，马氏体母相的碳浓度变成基本上与A点相同的碳浓度，获得更高硬度的马氏体。从而，可以看出，本发明的马氏体相中的固溶碳浓度变成0.7重量％时的渗碳体中的Cr浓度，大致为4. 5重量％，至少通过将渗碳体中的Cr控制在4. 5重量％以下，未固溶的渗碳体不会残留。(2)渗碳体的固溶被延迟很多的情况1当在铁素体和渗碳体共存区域的700°C充分加热图中E点(0. 8重量％ C，1重量％ Cr)所示的钢时，变成G点(铁素体，0. 24重量％ Cr)和F点(渗碳体、6. 61重量％ Cr)的组成。在这种状态，例如，当通过高频加热急剧加热到变成奥氏体状态的1000°C时，如前述例子那样，F点向H点固溶。可以看出，在H点(与渗碳体固溶的情况下的渗碳体处于等碳活度的关系的奥氏体界面)处的碳活度，变得比原来的E点的碳活度低，所以，首先，一直到通过H点的等碳活度线，渗碳体以碳扩散反应速率控制机构固溶后，与渗碳体平衡的γ相组成(H点)沿着渗碳体固溶度线，在与E点有等活度关系的渗碳体的固溶度线上的I点， 一面伴随着Cr的扩散一面将渗碳体固溶，在γ组成到达I点的时刻，渗碳体完全固溶。此外，可以看出，淬火后的马氏体母相中的碳浓度，变成约0. 5重量％，约5体积％的渗碳体以未固溶的状态分散在非常硬质的马氏体中。此外，前述马氏体母相中的碳浓度成为0. 15重量％的上限渗碳体中的Cr浓度，可以理解为约12重量％。由此，可以看出，在令淬火温度为1000°C、急剧加热后冷却的淬火条件下，通过将渗碳体中的Cr浓度调整到4. 5 13重量％，获得在碳浓度为0. 15 0. 7重量％的马氏体母相中分散未固溶渗碳体的淬火硬化层。(3)渗碳体的固溶被延迟很多的情况2此外，在上述O)的情况下的H点，与渗碳体不同的Cr7C3碳化物与、相平衡，假定在渗碳体固溶过程中，非平衡的渗碳体与Y相的二相平衡成立。在这种渗碳体的固溶过程中，一直到通过Cr7C3碳化物固溶度线上的J点的等碳活度线(约0. 2)，渗碳体以碳扩散反应速率固溶。但是，可以看出，在之后的渗碳体固溶中，在渗碳体消失前，为了没有形成 Cr7C3碳化物的必要性，由于γ相界面的组成，增加了至少从Cr7C3碳化物不析出的J点起、 沿着Cr7C3碳化物固溶度线，到达Cr7C3碳化物不析出也可以的(γ相+渗碳体+Cr7C3)三相共存区域的K点的约束条件，所以，渗碳体的固溶被进一步延迟。可以看出，在这种情况下的上述高频加热、淬火获得的马氏体母相中的碳浓度，变成约为0. 4重量％，约6体积％的渗碳体以未固溶状态分散到硬质(HRC57 61)的马氏体母相中。此外，根据上述研究结果，渗碳体的显著发生固溶延迟的临界点，是在1000°C的加热条件下、渗碳体中的Cr浓度浓缩到约3.5重量％以上时的情况，但是，在900°C加热时，约为2.5重量％ Cr (在800°C，2.0重量％ Cr)。例如，计算出在700°C加热含有C为0. 55重量％、Cr为0. 3重量％的钢的情况下的渗碳体中的[Cr浓度]=α KCr X钢中的Cr浓度/ (1-(钢中的碳浓度/6.67) X (1-α KCr))为2.6重量％。由此，可以看出Cr的下限添加量， 大致为0. 3重量％，优选地，在0. 5重量％以上。此外，为了稳定地分散未固溶的渗碳体所必要的渗碳体中的平均Cr浓度，2. 5 15重量％是恰当的，优选地为3. 5 13重量％。此外，α KCr是表示前述铁素体相和渗碳体之间的Cr的浓缩性的分配系数，在 600°C的Cr、Mn、Mo的分配系数，α KCr = 52、α KMn = 19、α KMo = 12，向渗碳体中浓缩的
倾向增大。进而，在将前述渗碳体中的Cr浓度控制在2. 5重量％以下的情况下，在实施急剧的高频加热时，除渗碳体以前述碳扩散反应速率控制进行固溶的机理之外，还要考虑到通过抵抗渗碳体相/奥氏体相界面的移动引起的渗碳体的固溶延迟，由于该影响造成的渗碳体向硬化层中的未固溶分散。在这种情况下，可以认为，也可以通过从Al温度以500°C / sec以上的加热速度急剧加热到淬火温度的温度范围之后，立即进行淬火，但是，由于不能控制向马氏体中固溶的碳的量，以及通过使Cr固溶到渗碳体中，渗碳体的硬度显著高硬度化( Hvl300)，所以，优选地，Cr的添加成为不可避免的。此外，Mn与V、Mo相比，α KMn更大，是渗碳体中显著浓缩的元素，但是，在通常的钢材的添加范围(0.3 2重量％)中，不存在奥氏体状态的特殊碳化物，并且，降低奥氏体中的碳活度的Mn的作用，只相当于Cr的约1/2以下。因此，前述渗碳体的固溶延迟作用少， 但是由于很有助于前述机理引起的残留奥氏体的生成和淬硬性，所以，优选地，适时地在通常钢材的添加范围(0. 1 2重量％ )内进行调整。此外，上述渗碳体和铁素体之间的分配系数α KM,如上所述，是在700°C充分加热时的系数，例如，在加热温度下降到600°C以下时，这些分配系数变得更大，Cr、Mn、V、Mo进一步被浓缩在渗碳体中，但是在其加热时间过短的情况下，由于不能充分浓缩，所以，优选地，预先在共析温度以下进行加热处理。进而，由于上述渗碳体即使是珠光体状的渗碳体，分配系数αΚΜ也不会变化，所以，优选地，在高频淬火前的珠光体相变组织状态，在钢的共析温度以下进行加热处理。进而，优选地，作为使珠光体状渗碳体和渗碳体粒子分散的前组织，通过在奥氏体和渗碳体平衡存在的温度区域，预先使渗碳体呈粒状分散后，一面冷却一面使之引起珠光体相变进行调整。进而，上述铁素体和渗碳体之间的合金元素的分配系数α KM大的V、Cr、Mo、W，不仅向渗碳体内的浓缩倾向大，而且和上述⑶的关系所描述的那样的Cr7C3碳化物的存在一样，由于Fe21Mo2C6、V4C3、WC等特殊碳化物存在，所以进行了和Cr7C3同样的研究。其结果是， 由于通过添加0. 1重量％以上的V、0. 3重量％以上的Mo以及0.5重量％以上的W，发现上述渗碳体的固溶的延迟，所以，在本实施形式中，当考虑到经济性时，优选地，至少添加0.3 重量％以上的Cr，V、Mo、W根据需要，复合添加。进而，当V超过0. 05重量％时，作为V4C3碳化物在高频淬火前的组织中析出，即使施行高频淬火，V4C3碳化物也几乎不固溶，残留在马氏体母相中。这种V4C3碳化物是极硬质的碳化物，在前述高速钢中，显著改进耐磨损性，所以，当参考高速钢时，作为V的添加范围，优选地为0. 05 5重量％ (约0. 1 约10体积％ )。因此，优选地，构成本实施形式的铁系浮动密封件中的密封滑动面的部位，以总计 0. 05 5重量％含有从V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf构成的组中选择出来的一种以上的合金元素， 前述一种以上的合金元素成为主体的平均粒径为0. 1 5 μ m的碳化物、氮化物以及碳氮化物的至少一种，以总计0. 1 10体积％进行分散。此外，从进一步改进耐磨损性的目的出发，优选地，V的添加量在0. 5重量％以上， 进而，更优选地，在1重量％以上。在上述珠光体状渗碳体之外的渗碳体中的平均Cr浓度，为2. 5 15重量％，其形式可以是析出在旧的奥氏体晶界的渗碳体，但从强度的观点出发，优选地，是平均粒径为 0. 1 10 μ m的粒状渗碳体。进而，通过观察滑动材料及工具钢材料的耐磨损性，在该钢材中的碳化物粒径大时获得很好地改进、滑动时的摩擦力集中在从滑动面起约10 μ m以内进行作用，所以，对于耐磨损性的改进而言，优选地，令渗碳体晶粒的上限平均粒径为IOym 左右ο此外，在使粒状渗碳体长大到平均粒径3 μ m以上的情况下，优选地，施行900°C以上的在上述(奥氏体+渗碳体)二相区域的加热处理，优选地，利用添加1.2重量％以上的碳的上述钢材或铸铁材料。如前面所述，在急剧感应加热后急剧冷却的热处理方法中，在未固溶渗碳体的周边，处于Cr等向渗碳体中浓缩的元素和碳浓化的状态，容易形成残留的奥氏体相。利用这一点，在本实施形式中，将该残留奥氏体相调整到母相的10 50体积％。借此，在缓和发生在大量分散的渗碳体的内部缺陷效果的同时，改进滑动面上的磨合性，可以抑制热裂的发生以及改进烧伤性。此外，之所以令残留奥氏体相的上限含量为50体积％，是因为超过 50体积％的过剩的残留奥氏体的生成，耐磨损性会恶化，优选地，令其上限值为35体积％。实施上述高频淬火利用的铁系浮动密封件，如前面所述，由于使Cr、Mo、V、W、Mn等浓缩到渗碳体中进行高频淬火，所以，在淬火硬化层的马氏体母相中的这些合金元素的浓度，处于极少的状态。由于该马氏体相的抗回火软化性低，所以由耐磨损性和防烧伤性恶化的危险性。因此，在本实施形式中，利用含有几乎不固溶到渗碳体中、前述马氏体母相的抗回火软化性提高的、0. 5 3. 5重量％的Si以及0. 25 2重量％的Al其中之一、或者Si 及Al总计为0. 5 3. 5重量％的钢材或铸铁，通过将其感应加热、淬火，制作铁系浮动密封件。此外，对于抗回火软化性的Si、Al，直到450°C显示出最显著的抗回火软化性，进而，在500 600°C的高温状态，也比Cr更有效地作用，是很经济的，所以，优选地，应该更积极地添加。进而，与上述Cr相反，由于Si显著提高奥氏体相中的碳活度，以0. IXSi重量％ 的关系，使固溶在马氏体相中的碳浓度降低，以及，提高Al、A3温度，所以，起着提高滑动面上耐热裂性的作用。从令固溶到马氏体相中的碳的上限浓度优选地为0.5重量％的观点出发，优选地，以令马氏体相中的Si浓度为3重量％的方式添加，以Si的添加量重量(马氏体相体积％ X:3)/100计算。此外，该马氏体母相中的上限浓度为6.5重量％，但是，优选地，积极地添加对奥氏体相中的碳活度影响小的Al，优选地，在不使马氏体母相中的碳浓度降低的情况下，提高抗回火软化性。此外，在本发明中，由于大量使用Si、Al等铁素体稳定化元素，所以，有必要首先研究在高频淬火时铁素体相残留在淬火硬化层中的危险性。如图4的Fe3重量％ Si-C系计算相图所示，可以看出，在添加3重量％ Si的钢中，通过将碳量添加到0. 35重量％以上、 更优选地添加到0. 55重量％以上，在高频淬火时的加热温度(850 1100°C )，充分奥氏体化。优选地，以总量2重量％以上添加Mn、Ni、Cu等。此外，在代替Si添加Al的情况下， 由于Al具有大约Si的2倍的铁素体稳定化能力，所以，在本实施形式中，优选地，以2. 0重量％作为Al上限添加量。此外，在使Al和Ni共存进行添加的情况下，显著改进其韧性，进而，由于显示出时效硬化，所以，在本实施形式中，优选地，共存添加1 6重量％ Ni和0. 25 2重量％ Al。 由此，在本实施形式中，优选地使用以总量计含有2 7重量％的Mn、Ni的钢材或铸铁材料制作铁系浮动密封件。此外，如前面所述，在马氏体分散渗碳体的情况下，Ni、Al、Si、Co、 Cu浓缩在马氏体相中，例如，在分散50体积％的渗碳体的情况下，马氏体相中的M浓度为 1. 5 9重量、马氏体相中的Si或(Si+Al)的浓度为1 7重量％，马氏体相中的Al浓度为0. 5 4重量％。从而，例如，如在析出硬化型的高温工具钢(5Ni-2Al工具钢)中所看到的那样，可以期待着显著的时效硬化性。进而，作为提高抗回火软化性的合金元素，Mo、W是有效的，但是Mo、W向渗碳体中的固溶限度为2重量％，是极少的，固溶到马氏体母相中、作用于抗回火软化性的Mo的浓度，变成0. 5重量％以下，所以，优选地，令Mo的上限添加量为2重量％。此外，对于W，由于具有和Mo大致相同的向马氏体中的固溶限度，所以，优选地，令Mo及W的总量添加量在
2重量％以下。作为前述高频淬火的前组织，是(铁素体+珠光体)组织，在粗大的铁素体存在的情况下，通过短时间的高频加热，有碳在奥氏体中不能充分扩散的危险性。因此，如前面所述，在本实施形式中，优选地，构成密封滑动面的部位，含有0. 05 5重量％的从V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf构成的组中选择出来的一种以上的合金元素，分散0. 1 10体积％的前述一种以上的合金元素为主体的平均粒径为0. 1 5 μ m的碳化物、氮化物及碳氮化物的至少一种， 将(铁素体+珠光体)组织细化，抑制粗大的铁素体的发生以及将钢材的碳量调整到0.6
重量％以上。此外，从V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf构成的组中选择出来的一种以上的合金元素的碳化物、氮化物及碳氮化物，与前述渗碳体相比，是在高频加热时几乎不固溶到奥氏体中、并且极其硬质的，对钢的防烧伤性极其优异的化合物。由此，通过它们的微量添加，可以使奥氏体结晶晶粒的微细化并改进防烧伤性。因此，在本实施形式中，考虑到有前述化合物引起的耐磨损性的改进效果，进而，当参考高速钢中的V4C3、WC碳化物的量时，优选地，令前述一种以上的合金元素的上限添加量为5重量％，令前述化合物的上限含量为10体积％。例如， 在作为TiC的情况下，由于TiC的比重基本上为4. 9gr/cm3，所以，通过5重量％的Ti的添加，形成6. 3重量％的TiC，其体积％变成10体积％。此外，为了有效地改进前述滑动面上的防烧伤性和耐磨损性，优选地，在前述钢的熔炼阶段析出的碳化物、氮化物及碳氮化物中至少一种化合物比较多。作为前述化合物的平均粒径，如在高速钢的碳化物的分布中看到的，优选地，在0. 1 μ m以上，并且，在考虑到在滑动时对与之匹配的材料的破坏性时，希望，在5μπι以下。此外，如前面所述，构成根据本实施形式的铁系浮动密封件中的密封滑动面的部位，可以利用从灰铸铁、球墨铸铁、致密蠕虫状石墨铸铁、珠光体可锻铸铁构成的组中选择出来的一种构成的铸铁材料形成，所述铸铁材料，在含有2 4. 5重量％的C、含有由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％ Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一种以上的珠光体组织的母相中，分散有石墨。在前述铸铁材料中，优选地， 含有5 15重量％的Cu，在滑动面上分散有3 10体积％的Cu合金相。借此，可以改进滑动时的磨合性、润滑性，并抑制热裂发生时的裂纹的传播。Cu合金相的下限值(3体积％ ) 和石墨分散时一样，是油槽效果明确出现时的体积，考虑到耐磨损性的恶化，上限为10体积％。此外，根据本实施形式的铁系浮动密封件的制造方法，通过将钢材或铸铁材料从室温或Al温度以下预热的状态，感应加热到850 1100°C的淬火温度，以6°C /sec以上的加热速度，在10秒钟之内进行急剧加热，然后急冷。通过这样感应加热淬火作业，至少使密封滑动面淬火硬化。前述钢材或前述铸铁材料，利用前面所述的材料。S卩，前述钢材或前述状态材料，(1)可以利用含有0.5 1.8重量％的C，进而含有从0. 3 3重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％ 的W构成的组织选择出来的一种以上的钢材，(2)可以利用从由灰铸铁、球墨铸铁、致密蠕虫状石墨铸铁、珠光体可锻铸铁构成的组中选择出来的一种构成的铸铁材料，所述铸铁材料在含有2 4. 5重量％的C、进而，含有由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、 0. 3 2重量％ Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一种以上的珠光体组织的母相中，分散有石墨。(3)可以利用从在含有2 4. 5重量％的C、进而，含有由0. 5 4 重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中选择出来的一种以上的白铸铁或者将前述白铸铁的渗碳体的一部分石墨化的铸铁材料，(4)可以使用在(1) (3)中含有0.5 3.5重量％ Si及0.25 2重量％ Al中之一，或者Si和Al两者总计0.5 3.5重量％的沟钢材和铸铁材料，(5)可以使用在(1) (3)中含有总量为2 7的Mn及Ni的钢材或铸铁材料。此外，优选地，(6)在上述O)、(3)的铸铁材料中，含有5 15重量％的Cu，以3 10体积％分散Cu合金相。进而，在(1) (6)的钢材或铸铁中，除指定的合金元素及其添加量之外，如前面所述，从确保本发明主旨之外的最佳淬火性、抗回火软化性、耐腐蚀性、切削性能、耐磨损性、防烧伤性的观点、以及调整分散在前述铸铁材料中的石墨形式及珠光体组织的形成容易程度的观点出发，可以恰当地添加从Si、Al、Mn、Ni、Cr、V、Mo、W、Cu、Co、B、 Ti、Nb、Zr、P、S、Ca、Pb、Mg、Sn、Ba以及Re (稀土元素)构成的组中选择出来的一种以上，进而，有时会有在作为前述合金元素和杂质的S、P、0及N构成的组中选择出来的一种以上不可避免地混入制钢原料的情况，在对本发明的主旨不产生影响的范围内，其混入是允许的， 但是，该合金元素的添加的总量不超过5重量％，优选地，抑制在2重量％以下。通过准备上面所述的钢材或铸铁材料工序，和将前述钢材或铸铁材料在超过Al 温度之后，以10秒钟以内的加热速度加热到850 1100°C的淬火温度后急剧冷却的淬火工序，实施本实施方式的表面的铁系浮动密封件的制造方法，但是，借助淬火工序，在钢材的情况下，前述钢材形成将3 50体积％的渗碳体分散到固溶有0. 15 0. 6重量％的碳的马氏体相中的组织，在铸铁材料的情况下，前述铸铁材料形成将3 50体积％的渗碳体和 3 15体积％的石墨分散到固溶有0. 15 0. 7重量％的碳的马氏体相中的组织。前述制造方法，优选地，进一步包括热处理工序，该热处理工序使从由前述Cr、V、 Mo、W构成的组中选择出来的一种以上浓缩到前述铁系浮动密封件中的渗碳体中。此外，前述制造方法，优选地，进一步包括热处理工序，该热处理工序以20面积％ 的面积比例将由片状渗碳体和铁素体构成的珠光体组织分散到淬火前组织中。此外，如后面所述，考察了以6°C /sec的加热速度将渗碳体充分球状化处理过的 SUJ2(1. 01重量％ C-1. 5重量％ Cr、Hv200)加热到各淬火温度后急剧冷却时的淬火硬化层的硬度、渗碳体残留量，马氏体相的固溶碳量。根据将结果，确认，充分形成作为本实施形式的主旨的、以高密度将5体积％以上的渗碳体分散到低碳马氏体相中的组织。可以看出，在这种情况下的最佳加热温度为900 1000°C。在Cr浓度比SUJ2低的情况下，渗碳体中的 Cr浓度降低，最佳加热下限温度变成约850°C左右，与此相反，在Cr浓度升高的情况下，最佳加热上限温度变成1100°C左右。此外，在从至少6°C /sec的加热速度推断的情况下，可以预期，能够恰当的应用由盐浴加热的加热方式，但是，当考虑到生产率及淬火作业的环境性能，以及经济性时，优选感应加热方式，特别是，根据感应加热速度换算，上述感应加热时间优选地在10秒钟以内。进而，将铁系浮动密封件的滑动面预热到300 不足Al温度，用60kHz以下的频率的高频加热，以150°C /sec以上(3秒钟以内)的加热速度。急速加热后，冷却。通过这种淬火作业，至少将密封滑动面淬火硬化。借此，珠光体状的渗碳体分散在马氏体相中，可以制造更高硬度、更低应变淬火处理的浮动密封构件。[实施例]其次，参照

根据本发明的铁系浮动密封件及其制造方法的具体实施例。(实施例1)
在本实施例中，为了验证以低碳马氏体作为母相，高密度分散渗碳体，铁系浮动密封件的滑动特性获得显著改进，利用表1所示的钢材，一面调整高频淬火前的组织，一面实施在各种条件下的高频淬火，考察这时的淬火组织。此外，表1中的渗碳体体积％及残留Y 体积％，是利用组织照片观察求出的，关于PV值，后面描述。[表1]供试验钢组成表(重量％ )及其特性kg/cm*m/
权利要求
1.一种铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，包括准备含有0. 5 1. 8重量％ 的C、进而含有选自由0. 3 3重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及 0. 5 2重量％的W构成的组中的一种以上的钢材的工序，以及在超过Al温度之后在10秒钟以内将前述钢材加热到850 1100°C的淬火温度之后， 急剧冷却的淬火工序，还包括使选自由前述Cr、V、Mo、W构成的组中的一种以上浓缩到前述滑动构件中的渗碳体中的工序，以50面积％以上的面积比例，将由片状渗碳体和铁素体构成的珠光体组织区域分散到淬火前的组织中的热处理工序。
2.一种铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，包括准备由选自灰铸铁、球墨铸铁、致密蠕虫状石墨铸铁、灰色可锻铸铁中的一种构成的铸铁材料的工序，其中，所述铸铁材料在含有2 4. 5重量％的C、进而含有选自由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％ 的V、0. 3 2重量％的Mo及0. 5 2重量％的W构成的组中的一种以上的珠光体组织的母相中，分散有石墨，以及在超过Al温度之后在10秒钟以内将前述铸铁材料加热到850 1100°C的淬火温度之后，急剧冷却的淬火工序，还包括使选自由前述Cr、V、Mo、W构成的组中的一种以上浓缩到前述滑动构件中的渗碳体中的工序，以50面积％以上的面积比例，将由片状渗碳体和铁素体构成的珠光体组织区域分散到淬火前的组织中的热处理工序。
3.一种铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，包括准备含有2 4. 5重量％的 C、进而含有选自由0. 5 4重量％的Cr、0. 1 0. 5重量％的V、0. 3 2重量％的Mo及 0. 5 2重量％的W构成的组中的一种以上的白铸铁或者将前述白铸铁的渗碳体的一部分石墨化的铸铁材料的工序，以及在超过Al温度之后在10秒钟以内将前述铸铁材料加热到850 1100°C的淬火温度之后，急剧冷却的淬火工序，还包括使选自由前述Cr、V、Mo、W构成的组中的一种以上浓缩到前述滑动构件中的渗碳体中的工序，以50面积％以上的面积比例，将由片状渗碳体和铁素体构成的珠光体组织区域分散到淬火前的组织中的热处理工序。
4.如权利要求1至3中任何一项所述的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于， 前述准备钢材和铸铁材料的工序是准备进一步含有0. 5 3. 5重量％的Si及0. 25 2重量％的Al中之一或者含有总计0. 5 3. 5重量％的Si和Al两者的钢材或铸铁材料的工序。
5.如权利要求1至3中任何一项所述的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，准备前述钢材或铸铁材料的工序，是准备进一步含有总量为2 7重量％的Mn及M的钢材或铸铁材料的工序。
6.如权利要求2或3所述的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，在前述铸铁材料中，含有5 15重量％的Cu，以3 10体积％分散Cu合金相。
7.如权利要求1至3中任何一项所述的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，前述加热速度在150°C /sec以上。
8.如权利要求1至3中任何一项所述的铁系密封滑动构件的制造方法，其特征在于，在前述准备工序和前述淬火工序之间，进一步包括将前述钢材或铸铁材料预热到300°C Al 温度的工序。
全文摘要
本发明提供一种耐热裂性、防烧伤性及耐磨损性优异的铁系密封滑动构件及其制造方法。根据本发明的铁系密封滑动构件，备有密封滑动面，其特征在于，在前述密封滑动面上形成淬火硬化层，前述淬火硬化层具有如下所述的组织，在该组织中，包括0.15～0.6重量％的碳固溶的马氏体母相，和分散到前述马氏体母相中的3～50体积％的渗碳体。
文档编号C21D1/18GK102242312SQ201110176889
公开日2011年11月16日 申请日期2005年3月1日 优先权日2004年3月1日
发明者中尾力, 高山武盛 申请人:株式会社小松制作所