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CN103097561A - 抗回火软化性优良的钢部件 - Google Patents

抗回火软化性优良的钢部件 Download PDF

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CN103097561A CN2011800168539A CN201180016853A CN103097561A CN 103097561 A CN103097561 A CN 103097561A CN 2011800168539 A CN2011800168539 A CN 2011800168539A CN 201180016853 A CN201180016853 A CN 201180016853A CN 103097561 A CN103097561 A CN 103097561A
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Abstract

本发明涉及确保了300℃时的抗回火软化性的钢部件，其特征在于，（a）将钢中的Si含量规定为0.7%以上；（b）实施使渗碳层中的C含量达到0.9～1.1%的过共析的C含量的渗碳处理；（c）在渗碳处理后不存在外径为0.1μm以上的碳化物（初析渗碳体或球状碳化物）；（d）将渗碳淬火回火后的残留奥氏体量规定为低于30%。本发明的主旨是一种抗回火软化性优良的钢部件，其是在规定成分的钢中Mn及Cr的合计含量为2.5%以下、对表面实施了渗碳淬火回火而得到的钢部件，对于钢部件，在距表面深度为50μm的部分中，C含量为0.9～1.1%，且不含有平均粒径为0.1μm以上的初析渗碳体及球状碳化物、或者在含有时其面积率低于1%，而且不含有残留奥氏体、或者在含有时其面积率低于30%。

Description

抗回火软化性优良的钢部件
技术领域
本发明涉及在汽车用途的无级变速器用带轮或齿轮等的使用过程中需要对因该部件的环境温度上升而导致的该部件表面的硬度下降进行抑制的钢（特别是表面渗碳钢）制的部件。
背景技术
例如，汽车用途的无级变速器用带轮或齿轮等多采用JIS SCr420、SCM420等表面渗碳用铬钢或铬钼钢来进行部件加工，在进行了气体渗碳淬火回火后使用。
近年来，更强烈地要求通过削减CO2排放量来防止全球变暖或资源节省，为了进一步提高燃烧效率，要求车辆的轻量化。为此，需要使部件尺寸小型化，或者用相同尺寸的部件提高能够传递的负荷。在此种情况下，由于与以往相比施加给部件的负荷增大，所以要求进一步的高强度化。
此外，由于部件的使用环境温度上升到大约300℃，因此部件表面的硬度下降，产生点蚀（pitting）破坏。因此，为了提高抗点蚀疲劳特性（也称为面压疲劳强度的提高、高面压化等），一直要求抗回火软化优良的表面渗碳钢（也称为表面渗碳硬化钢）。
与此相对应，提出了多种为提高抗回火软化而增加Si等的含量的方法。例如，SCr420钢或SCM420钢的Si含量为0.15～0.35%。
专利文献1中提出了一种齿轮，其对含有Si：0.5～1.5%、Mn：0.3～1%、Cr：0.2～0.5%的钢施加C含量为0.6%以上的渗碳淬火回火。但是，根据本发明者们进行的评价，因Cr含量小而无法得到充分的抗回火软化。
专利文献2中提出了一种齿轮，其对含有Si：1%以下、Mn：1%以下、Cr：1.5～5.0%的钢施加C含量为0.7～1.3%的渗碳淬火回火。
专利文献3中公开了一种钢，其含有Si：0.7～1.5%、Mn：0.5～1.5%、Cr：0.1～3.0%，且含有超过1.3%的Si+0.2Cr。
但是，根据本发明者们进行的评价，专利文献2、3所述的钢中，如果Mn、Cr的含量高，渗碳处理中C含量也变高，则残留奥氏体量过多。所以，未必达到充分的抗回火软化。此外，如果Cr超过1.5%，则在渗碳处理后的淬火前保持（大约850℃）的阶段生成初析渗碳体，从而还具有使强度劣化的问题。该淬火前保持是为了减轻淬火应力而通常使用的。
专利文献4中公开了一种钢，其中添加Si：0.4～1.5%、Mn：0.3～2.0%、Cr：0.5～3.0%、Ti：0.02～0.2%。但是，根据本发明者们进行的评价，未必能得到充分的抗回火软化。此外，由于添加Ti，在某种程度上担心以不可避免地生成的粗大的TiC为起点的齿轮破坏。
专利文献5中公开了一种部件，其在对含有Si：0.5～1.5%、Mn：0.2～1.5%、Cr：0.5～1.5%的钢施加C含量为0.8～1.2%的渗碳淬火回火后，通过再次在奥氏体区加热，使平均粒径1.2μm以下的碳化物以面积率计为2～8%析出，从而将基体中的固溶碳含量调整到0.60～0.95%。但是，根据本发明者们进行的评价，基体的抗回火软化未必能说是充分的。
专利文献6中提出了一种转动部件，其特征在于，使Si、Al、Be、Co、P、Sn中的至少一种以上扩散渗透在含有1.0～5.0%的Si的钢中，同时对其表面层进行渗碳、渗碳渗氮及/或渗氮处理，然后实施淬火或淬火回火处理。其中对残留奥氏体没有任何考虑。另外，需要新的扩散渗透工序，所以导致生产率恶化及生产成本的上升。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-27142号公报
专利文献2：日本特开平7-242994号公报
专利文献3：日本特开2003-231943号公报
专利文献4：日本特开2001-329337号公报
专利文献5：日本特开2005-68453号公报
专利文献6：日本特开2004-107709号公报
发明内容
发明要解决的课题
专利文献1～6的公开技术中，抗回火软化不充分，不能维持300℃时的渗碳层表面硬度。此外，专利文献1～6的公开技术中，需要附加新的制造工序，有生产率下降及需要新的设备投资等问题。
因而，本发明解决了上述问题，提供一种抗回火软化性优良的表面渗碳钢部件。具体地讲，将成为抗点蚀疲劳强度（齿轮的面压疲劳强度）的指标的“300℃时的抗回火软化”定义为在气体渗碳淬火回火后，再次以300℃×2小时的温度保持后进行回火时的渗碳层表面硬度，以提供其“抗回火软化”为HV700以上的表面渗碳钢为课题。
用于解决课题的手段
本发明者们为解决上述课题反复进行了锐意研究，结果发现：为了确保充分的300℃时的抗回火软化，需要全部满足以下的事项：
（a）将钢中的Si含量规定为0.7%以上。
（b）实施使渗碳层中的C含量达到0.9～1.1%的过共析的C含量的渗碳处理。
（c）在渗碳处理后不存在外径为0.1μm以上的碳化物（初析渗碳体或球状碳化物）。
（d）将渗碳淬火回火后的残留奥氏体量规定为低于30%。换句话讲，由于除了残留奥氏体以外为回火马氏体，因此与回火马氏体为70%以上的意思相同。
图1中示出在满足上述（b）、（c）、（d）的状态下，Si含量和C含量对300℃回火后的硬度的影响。如图1所示，本发明者们明确了：过共析的状态下的300℃回火后的硬度对Si含量的依存性大。通常，进行C含量为0.8%的共析点附近的渗碳处理。
本发明者们为了使C过共析而敢于提高了渗碳层的碳势。通常，如果过于提高碳势，则因Ms点的降低而使残留奥氏体量过于增加，不能确保作为部件所需要的硬度。此外，初析渗碳体或球状碳化物会析出，这成为破坏的起点，是不好的。
在本发明中发现：通过限定各种合金元素的成分范围，能够使初析渗碳体或球状碳化物不析出。本发明的要点在于，与增加了碳相对应，在马氏体的回火的第1阶段析出的纳米尺寸级的微细的ε碳化物的析出量也增加，能够维持300℃时的抗回火软化。
总之，通过在高碳下不存在初析渗碳体或球状碳化物，可使马氏体中的纳米尺寸级的ε碳化物比通常更多地存在。进而，因为是高Si材料而使该ε碳化物在从300℃进行回火时也难以向渗碳体转变，通过这些协同效应，使抗回火软化大大提高。
如图1所示，本发明者们为了作为抗回火软化而确保HV700，从实验中得出：渗碳层的C含量为0.9～1.1%、Si含量为0.7%以上为好。
此外，本发明者们还发现：为了稳定地以过共析的C含量（0.9～1.1%）渗碳，从防止气体渗碳处理中的煤的附着（日语原文为ス一テイング）的观点出发，有必要将Si量规定为1.0%以下。也就是说，得出Si含量的合适的范围为0.7%～1.0%。可知这与上述专利文献中所记载的Si含量范围相比大幅缩小。
另外，本发明者们还发现：为了通过气体渗碳处理而形成过共析的C含量（0.9～1.1%），而且，即使进行大约850℃的淬火前保持，也不会使初析渗碳体析出，需要将Cr含量规定为1.5%以下。可是如果Cr含量小，则有使抗回火软化降低的可能性，因此需要至少含有1.0%。所以，Cr含量的合适的范围为1.0～1.5%。可知这与上述专利文献中所记载的Cr含量范围相比也大幅缩小。
而且，本发明者们得出：为了通过气体渗碳处理而对过共析的C含量（0.9～1.1%）的钢部件进行淬火回火，而且，使残留奥氏体量低于30%，需要使Mn、Cr、Mo、Ni的总量在2.5%以下，以抑制Ms点的下降。
本发明是基于以上的见识而完成的，本发明的要旨如下。
（1）一种抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，其是由下述钢构成的、对该钢的表面实施了渗碳淬火回火而得到的钢部件，所述钢的化学成分以质量%计含有：
C：0.1～0.3%、
Si：0.7～1.0%、
Mn：0.2～1.5%、
Cr：1.0～1.5%、
S：0.001～015%、
Al：0.001～1%、
N：0.001～0.03%，
而且，Mn及Cr的合计含量满足2.5%以下，
剩余部分含有铁及不可避免的杂质；
对于钢部件，距表面深度为50μm的部分中，其C含量为0.9～1.1%，且不含有平均粒径为0.1μm以上的初析渗碳体及球状碳化物、或者在含有时其面积率低于1%，而且不含有残留奥氏体、或者在含有时其面积率低于30%（或者马氏体的面积率为70%以上）。
平均粒径为0.1μm以上的初析渗碳体及球状碳化物的面积率是指，在距表面深度为50μm的部分，在与表面平行的平面上的10μm见方的范围内，其面积率低于1%。
此外，残留奥氏体的面积率也同样是指，在距表面深度为50μm的部分，在与表面平行的平面上的10μm见方的范围内，其面积率低于30%。由于残留奥氏体以外是马氏体，因此换句话讲，与马氏体以面积率计存在70%以上的意思相同。
此外，面积率可在利用扫描型电子显微镜以2000倍拍照后，通过图像分析装置来得到。
（2）根据上述（1）所述的抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量%计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Mo：0.02～0.6%、
Ni：0.1～1.0%、
B：0.0002～0.005%；
而且，Mn、Cr、Mo及Ni的合计含量满足2.5%以下。
（3）根据上述（1）或（2）所述的抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量%计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.01～0.05%、
Nb：0.001～0.04%、
V：0.02～0.1%。
（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量%计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Ca：0.0002～0.005%、
Zr：0.0003～0.005%、
Mg：0.0003～0.005%、
REM（稀土类元素）：0.0001～0.005%。
（5）一种使用上述（1）～（4）中任一项所述的抗回火软化性优良的钢制造而成的带式无级变速器用带轮。
发明效果
根据本发明，可得到“抗回火软化”为HV700以上的表面渗碳钢，由此能够得到高温下的抗点蚀疲劳性良好的齿轮等部件。这是抗回火软化性非常优异的表面渗碳钢部件。如果使用该表面渗碳钢部件，可进行汽车用途的无级变速器用带轮或齿轮等的高强度化，部件能够小型化。由此，通过使车辆轻量化可提高燃烧效率等，从而能够实现CO2排放量的削减，谋求防止全球变暖或谋求资源节省。本发明的产业上的效果是非常显著的。
附图说明
图1是表示Si含量和C含量对300℃回火后的硬度的影响的图。
具体实施方式
以下，作为实施本发明的方式，对抗回火软化性优良的表面渗碳钢部件进行详细说明。
首先，对本发明的钢的化学成分的限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，组成中的质量%只记载为%。
C：0.1～0.3%、
C对于赋予钢必要的强度是有效的元素，但在低于0.1%时，不能确保必要的强度，如果超过0.3%，则切削加工前的原材料的硬度增大，使切削性劣化，因此需要使C在0.1～0.3%的范围内。适当的范围为0.15～0.25%。
Si：0.7～1.0%
Si在本发明中是最重要的元素。也就是说，Si对于提高300℃的温度区的抗软化是最有效的元素。
渗碳层的Ms点（马氏体相变温度）在高C含量时降低。因此，通过回火，残留奥氏体增加。在将渗碳层的C含量规定为0.9～1.1%的过共析时，从图1可知，Si的合适的范围需要在0.7%以上。
但是，Si是阻碍渗碳性的元素，从防止气体渗碳炉的煤的附着的观点出发，为了稳定地以0.9～1.1%的过共析的高C含量渗碳，从经验上得知，Si量需要将1.0%作为上限。
基于以上的理由，需要使Si含量在0.7～1.0%的范围内。作为Si含量的下限的合适的范围，从确保抗回火软化的观点出发，优选为0.75%，如果为0.8%，则更优选。Si的上限由煤的附着界限决定，因此考虑到余量（margin），优选为0.98%，更优选为0.95%。
Mn：0.2～1.5%
Mn是对钢的脱氧有效的元素，而且对于赋予钢必要的强度、淬火性也是有效的元素。在低于0.2%时不能充分发挥其效果。此外，如果超过1.5%，不仅其效果饱和，而且因切削加工前的原材料的硬度增大而使切削性劣化。因此需要使其在0.2～1.5%的范围内。关于Mn含量的下限，从发挥其效果的观点出发，考虑到余量（margin），优选为0.3%，更优选为0.4%。关于Mn含量的上限，从饱和引起的经济上的观点出发，优选为1.4%，更优选为1.3%。
此外，Mn是使钢的Ms点下降的元素。除此以外，Ni、Cr、Mo等也是使Ms点下降的元素。在较多地添加这些促进Ms点下降的元素的情况下，可抑制向马氏体的相变，有时气体渗碳处理后的残留奥氏体量超过30%。因此，需要将这样的促进Ms点下降的元素的总量限制在2.5%以下。从抑制Ms点下降的观点出发，优选为2.3%，更优选为2.0%以下。
Cr：1.0～1.5%
Cr对于通过添加而赋予钢强度、淬火性是有效的元素。为了得到其效果，需要1.0%以上。
但是，在规定为过共析的C含量（0.9～1.1%）的渗碳处理条件下，而且，为了即使进行大约850℃的淬火前保持也不会使初析渗碳体析出，需要使Cr量低于1.5%。基于以上的理由，需要使Cr含量在1.0～1.5%的范围内。关于Cr含量的下限，从发挥其效果的观点出发，考虑到余量（margin），优选为1.05%，更优选为1.1%。关于Cr含量的上限，从抑制渗碳体析出的观点出发，优选为1.4%，更优选为1.3%。
以往指出过：Cr在气体渗碳处理时与Si一同在被处理物表层形成氧化物，使渗碳性降低的弊端（例如专利文献1）。但是，本发明的特征在于，实施控制为高C含量（0.9～1.1%）的气体渗碳处理，在此种情况下，与以使被处理物的表面的C含量达到0.8%作为目标的一般的气体渗碳处理相比，渗碳气氛中的氧浓度降低20～50%（例如，对于丙烷转化导致的930℃下的气体渗碳中的炉内的氧浓度，在碳势为0.8时为1.8×－20atm，在碳势为0.9时为1.4×－20atm，在碳势为1.0时为1.1×-20atm，在碳势为1.1时为0.9×－20atm。）。因此确认了：Cr形成氧化物的弊端不会明显存在，Cr含量在1.0～1.5%的范围内没有问题。
S：0.001～0.15%
S在钢中形成MnS，是以由其产生的提高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%，则其效果饱和，当然也产生晶界偏析，招致晶界脆化。基于以上理由，需要使S含量在0.001～0.15%的范围内。重视切削性时的合适的范围为0.005～0.15%，重视晶界强度时的合适的范围为0.001～0.030%，重视切削性和晶界强度双方时的合适的范围为0.005～0.070%。
Al：0.001～1%
Al是以脱氧材及提高切削性的目的而添加。在低于0.001%时脱氧效果不充分。一部分的Al（钢中的总Al）与N结合以AlN的形式析出，剩余的Al以固溶Al的形式存在。固溶Al对于提高切削性有效地发挥作用，因此在重视切削性时，需要规定为超过0.05%，但如果超过1%，则对相变特性产生较大影响，因此将上限规定为1.0%。重视切削性时的合适的范围为0.05～1%，不那么重视切削性时的合适的范围为0.02～0.05%。
N：0.001～0.03%
N是不可避免地混入的元素，但也有通过形成Al与N的化合物而使晶粒微细化的效果，因此需要0.001%以上。但是如果超过0.03%，则显著阻碍锻造性，因此将0.03%作为上限。合适的范围为0.004～0.015%。更合适的范围为0.005～0.012%。
P：限制在0.03%以下
P是不可避免地混入的杂质元素，因向晶界偏析而使韧性降低，所以需要限制在0.03%以下。合适的范围为0.015%以下。更合适的范围为0.01%以下。
O：限制在0.005%以下
O是不可避免地混入的杂质元素，是产生晶界偏析而容易引起晶界脆化、而且在钢中形成硬的氧化物系的夹杂物而容易引起脆性破坏的元素。需要将O限制在0.005%以下。合适的范围为0.0025%以下。更合适的范围为0.001%以下。
如前所述，Mn、Cr、Mo及Ni都是使Ms点下降的元素。有随着这些元素的合计含量的增加，Ms点下降、渗碳淬火回火后的残留奥氏体增加的倾向。在本发明中，需要将残留奥氏体量规定为30%以下，因此，Mn、Cr、Mo及Ni的合计含量需要在2.5%以下。从抑制Ms点下降的观点出发，优选为2.3%以下，更优选为2.0%以下。
接着，在本发明的第二发明中，在第一发明的基础上，为了提高淬火性而含有Mo、Ni、B中的1种或2种以上。
Mo：0.02～0.6%
Mo具有通过添加对钢赋予强度、淬火性的效果，但在低于0.02%时其效果不充分。但是，如果添加超过0.6%，则不仅其效果饱和，而且切削加工前的原材料的硬度增大，使切削性劣化，因此需要使其在0.02～0.6%的范围内。合适的范围的下限为0.15%，上限为0.25%。更合适的范围的下限为0.17%，上限为0.23%。
Ni：0.1～1.0%
Ni具有通过添加对钢赋予强度、淬火性的效果，但在低于0.1%时其效果不充分。但是，如果添加超过1.0%，则其效果饱和。此外，与添加量相对应，切削加工前的原材料的硬度增大而使切削性劣化。所以需要使Ni在0.1～1.0%的范围内。合适的范围为0.2%以上且低于0.5%，更优选为0.2～0.3%的范围。
B：0.0002～0.005%
B具有通过添加对钢赋予强度、淬火性的效果，但为了得到其效果，需要0.0002%以上。但是，如果超过0.005%地添加B，则其效果饱和，反而担心有冲击强度劣化等不良影响，因此需要使其含量在0.005%以下的范围内。合适的范围为0.0010～0.003%，更优选0.0015～0.0025%的范围。
接着，在本发明的第三发明中，在第一发明或第二发明的基础上，为了谋求晶粒的微细化而含有Ti、Nb、V中的1种或2种以上。
Ti：0.01～0.05%
Ti与钢中的C、S结合而生成几纳米～几十纳米的尺寸的微细的TiC、TiCS，其是为由此谋求渗碳时的奥氏体晶粒的微细化而添加的。但是，在低于0.01%时其效果不充分。但是，如果超过0.05%地添加Ti，则因TiC导致的C的损失而使300℃回火后的硬度下降，因而将上限规定为0.05%。合适的范围为0.015～0.04%，更优选的范围为0.02～0.03%的范围。
Nb：0.001～0.04%
Nb是与钢中的C、N结合而生成几纳米～几十纳米的尺寸的微细的Nb（CN），对抑制晶粒粗大化有效的元素，但为了得到其效果，需要0.001%以上。但是，如果超过0.04%地添加，则因Nb（CN）导致的C的损失而使300℃回火后的硬度下降，因而将上限规定为0.04%。基于以上的理由，需要使其含量在0.001～0.04%的范围。合适的范围为0.005～0.03%，更优选为0.01～0.025%的范围。
V：0.02～0.1%
V是与钢中的C、N结合而生成几纳米～几十纳米的尺寸的微细的V（CN），对抑制晶粒粗大化有效的元素，但为了得到其效果，需要0.02%以上。但是，如果超过0.1%地添加，则因V（CN）的生成所导致的C的损失而使300℃回火后的硬度下降，因而将上限规定为0.1%。基于以上的理由，需要使其含量在0.02～0.1%的范围。适合的范围为0.03～0.08%，更优选为0.05～0.07%的范围。
接着，在本发明的第四发明中，在第一发明～第三发明中的任一发明的基础上，为了改善切削性而含有Ca、Zr、Mg、REM中的1种或2种以上。
Ca：0.0002～0.005%
Ca使氧化物低熔点化，因切削加工环境下的温度上升而软质化，从而改善切削性，但在低于0.0002%时没有效果，如果超过0.005%，则大量生成CaS，使切削性下降，因此希望将Ca量规定为0.0002～0.005%。合适的范围为0.0005～0.004%，更优选为0.001～0.003%的范围。
Zr：0.0003～0.005%
Zr是脱氧元素，生成氧化物，但也生成硫化物，因而是与MnS具有相互关系的元素，对改善切削性是有效的。Zr系氧化物容易成为MnS的结晶/析出的核。因此对于MnS的分散控制是有效的。作为Zr的添加量，为了MnS的球状化，优选超过0.003%地添加，但为了使MnS微细地分散，相反优选以0.0003～0.005%添加。作为制品，从制造上、品质稳定性（成分有效利用率等）的观点出发，优选后者，也就是说，现实中优选使MnS微细分散的0.0003～0.005%。在0.0002%以下时，几乎没有发现Zr的添加效果。合适的范围为0.0005～0.004%，更优选为0.001～0.003%的范围。
Mg：0.0003～0.005%
Mg是脱氧元素，生成氧化物，但也生成硫化物，因而是与MnS具有相互关系的元素，对改善切削性是有效的。Mg系氧化物容易成为MnS的结晶/析出的核。此外，硫化物通过形成Mn和Mg的复合硫化物，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%时没有其效果，如果超过0.005%，则大量生成MgS，使切削性降低，因此希望将Mg量规定为0.0003～0.005%。合适的范围为0.0005～0.004%，更优选为0.001～0.003%的范围。
REM（稀土类元素）：0.0001～0.005%
REM（稀土类元素）是具有通过添加使MnS微细分散的作用的元素，对改善切削性是有效的。为了得到其效果需要0.0001%以上。但是，如果超过0.005%，则其效果饱和。适合的范围为0.0005～0.003%。更合适的范围为0.0005～0.004%，更优选为0.001～0.003%的范围。
接着，对渗碳层内部的渗碳体及碳化物的面积率的限定进行说明。为了得到渗碳层的抗回火软化指标即300℃时的渗碳层表面硬度（维氏硬度），最好抑制初析渗碳体或球状碳化物的生成，取而代之的是使纳米尺寸级的微细的ε碳化物析出。这是因为：由此能够不成为破坏的起点而维持300℃时的抗回火软化。所以，通过规定初析渗碳体或球状碳化物的量，能够维持渗碳层表面硬度。
本发明者们发现：关于渗碳层表面硬度，优选在距渗碳层表面深度为50μm的部分不生成平均粒径为0.1μm以上的初析渗碳体及球状碳化物，即使生成只要抑制在以其面积所占的比例（面积率）计低于1%就可以。
另外，为了确保渗碳层的强度，最好抑制残留奥氏体量而使其马氏体化。因此发现：优选在距渗碳层表面深度为50μm的部分不存在残留奥氏体，即使存在只要将其抑制在低于30%就可以。以下对如此限定的理由进行叙述。
实施了气体渗碳处理的表面渗碳钢部件因渗碳处理气氛中的微量氧（大约10～20atm）而从表面产生氧化。此时，Si、Mn、Cr等的合金成为氧化物，因从钢中脱离（合金损失）而不可避免地生成20μm～40μm左右的不完全淬火层。该不完全淬火层在部件使用时的最初期磨损，因此关于部件强度，其正下方的渗碳层的性状成为支配因子。作为该正下方的渗碳层的性状的指标，规定了距表面深度为50μm的部分的初析渗碳体及球状碳化物、残留奥氏体量。
本发明采用将Si提高到0.7%以上的钢，将C含量规定为0.9～1.1%，优选规定为超过0.95且小于1.1%的过共析。此时，如果形成初析渗碳体及球状碳化物实质上不存在的状态，而且进行残留奥氏体量低于30%这样的渗碳淬火回火，则抗回火软化大大提高。残留奥氏体量也可以为0%。
如果渗碳层的C含量低于0.9%，则有时300℃回火后的硬度不能满足HV700以上，因此C含量以0.9%作为下限。如果C含量超过1.1%，则在渗碳处理后继续进行的大约850℃的淬火前保持的阶段，初析渗碳体析出。因此，C含量以1.1%作为上限。通过C以ε碳化物的形式存在，有助于提高抗回火软化。如果C以初析渗碳体或球状碳化物的形式结合，则ε碳化物仅以该结合的程度减少，因此优选形成初析渗碳体及球状碳化物实质上不存在的状态。
这里，所谓初析渗碳体是指在从高温对过共析钢进行冷却时，在共析相变之前从奥氏体中析出的渗碳体，其在JIS G 0201中有定义。所谓球状碳化物是指成为球状的碳化物，在这里是指用光学显微镜可识别的粒径（按粒子的长径和短径的平均值求出的平均粒径）为0.1μm以上的尺寸的碳化物。如果粒径为0.1μm以上的尺寸的初析渗碳体及球状碳化物以面积率计低于1%（包含0%），则可得到与不存在时同样的效果。
平均粒径为0.1μm以上的初析渗碳体及球状碳化物的面积率是指，在距表面深度为50μm的部分，在与表面平行的平面上的10μm见方的范围内，其面积率低于1%。
关于面积率，通过例如在用扫描型电子显微镜以2000倍的倍率拍照后，可通过图像分析装置测定面积率来得到。此外，面积率的测定方法并不限定于上述方法，只要是能够识别初析渗碳体及球状碳化物，不论其方法均可以。
如图1所示，本发明者们明确了：过共析状态下的300℃回火后的硬度对Si含量的依存性大。此外，在以过共析状态（C含量为0.9～1.1%）的高C含量渗碳的情况下，组织为马氏体和残留奥氏体的双相。而且，通过形成减少渗碳层的残留奥氏体量（即增加马氏体量）的气体渗碳条件，与通常的C含量为0.8%时相比，能够使马氏体中的ε碳化物更多的存在。另外，由于Si含量高，在300℃对ε碳化物进行回火时也难以向渗碳体转变。通过这些协同效应，抗回火软化大大提高。此时，由于通过高C化而使Ms点下降，因此可以以Ms点不过于下降的方式将Mn、Cr、Mo、Ni的合计含量限制在2.5%以下。
此外，关于气体渗碳处理方法，只要能够得到上述的本发明的表面渗碳钢部件就没有特别限定。但是，为了稳定地使距表面深度为50μm的部分的C含量在0.9～1.1%的范围内，最好确保渗碳时间在30分钟以上。气体渗碳处理后的淬火时的油温也最好是130℃这样的一般的热淬火或60℃这样的所谓冷淬火中的任一种。本发明者们对130℃油淬火品和60℃淬火品进行了比较，结果发现130℃油淬火品有残留奥氏体量以百分之几增加的倾向。但是，通过适宜设定淬火条件，可将残留奥氏体量调整到低于30%，因此油温没有限制。
对于汽车部件用途的气体渗碳处理，一般接在950℃前后的温度的渗碳处理之后，在降温到大约850℃后进行淬火前保持，然后进行油淬火。但是，以在一部分中使晶粒微细化等为目的，进行在渗碳处理后再次加热至850℃以上的奥氏体区进行淬火的所谓的二次淬火。本发明的气体渗碳处理中的C含量为0.9～1.1%的过共析状态，因此与一般的共析C含量（0.8%）不同，如果在渗碳处理后再次加热至850℃以上的奥氏体区，则有球状碳化物析出的问题。因此，不推荐二次淬火。在无论怎样都想要进行二次淬火的情况下，需要将再加热温度提高至900℃以上，优选提高至930℃，使再加热时析出的碳化物再次固溶在奥氏体中。
当然，在为本发明的表面渗碳钢的情况下，即使不进行二次淬火，也能够使微细的ε碳化物在马氏体组织中析出，这也是一大的特征。
也就是说，只要在本发明的成分范围内，通过设定一般的气体渗碳处理的过共析中的渗碳条件，能够使初析渗碳体及球状碳化物实质上不存在，而且使残留奥氏体量低于30%。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行具体的说明。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锭伸锻后，实施均热处理和正火，然后加工各钢种的两根Φ15×45mm的圆棒试验片。将该圆棒试验片在转化式气体渗碳炉（丙烷转化）中实施930℃×5小时的渗碳处理，接着进行850℃×30分钟的淬火前保持，然后进行130℃的油淬火。
这里通过按渗碳处理中的相对于纯铁的碳势为0.9～1.2%进行处理，将试验片的表面附近（距表面深度为50μm）的C含量调整到0.8～1.1%。
在130℃油淬火后，实施150℃×2小时的回火处理，形成相当于实际的表面渗碳钢部件的试验片。这里，将试验片的各两根之中的各1根，从表面电解研磨到50μm深，然后用微小区域X射线衍射装置测定残留奥氏体量。
另外，从轴向中心部切断，通过EPMA测定距表面深度为50μm的部分的C含量，此外，用扫描型电子显微镜以2000倍观察碳化物的存在状态。如果平均粒径为0.1μm以上的尺寸的初析渗碳体及球状碳化物以面积率计在1%以上，就规定为“有”，同时用显微维氏硬度计（载荷300gf）测定距表面深度为50μm的部分的硬度。如上所述，面积率可通过例如在用扫描型电子显微镜以2000倍的倍率拍照后，用图像分析装置测定面积率来得到。
将该残留奥氏体量、该C含量测定结果、该碳化物的存在状态的调查结果示于表2中。再对试验片的各两根之中的另一根实施300℃×2小时的回火，再现实际部件的部件环境。然后，从轴向中心部切断，用显微维氏硬度计测定距表面深度为50μm的部分的硬度，结果示于表2中。
如表2所示，本发明例的试验No.1～32中，表面附近（距表面深度为50μm）的300℃回火后的硬度为HV700以上，则得到了抗回火软化性优良的结果。
与此相对，比较例的试验No.33中，表面附近（距表面深度为50μm）的300℃回火后的硬度低达HV685。这是因为：起因于钢材的Si低于0.7%而使抗回火软化性不足。
比较例的试验No.34中，表面附近（距表面深度为50μm）的300℃回火后的硬度低达HV696。这是因为：起因于钢材的Si超过1.0%而使渗碳性降低，通过表面附近（距表面深度为50μm的部分）的C含量低于0.9%，从而使抗回火软化性不足。
比较例的试验No.35中，表面附近（距表面深度为50μm）的300℃回火后的硬度低达HV680。这是因为：起因于钢材的Cr低于1.0%而使抗回火软化性不足。
比较例的试验No.36中，表面附近（距表面深度为50μm）的300℃回火后的硬度低达HV671。这是因为：起因于钢材的Cr超过1.5%，在850℃×30分钟的淬火前保持时产生初析渗碳体，通过由该初析渗碳体产生的ε碳化物的减少，从而使抗回火软化性不足。
比较例的试验No.37中，表面附近（距表面深度为50μm）的300℃回火后的硬度低达HV675。这是因为：由于钢材的Mn、Cr、Mo及Ni的合计含量超过2.5%，所以起因于150℃回火材的残留奥氏体量达到30%以上，从而使抗回火软化性不足。
比较例的试验No.38中，表面附近（距表面深度为50μm）的300℃回火后的硬度低达HV671。这是因为：由于钢材的Mn及Cr的合计含量超过2.5%，所以起因于150℃回火材的残留奥氏体量为30%以上，从而使抗回火软化性不足。
表1
Figure BDA00002207233400161
表2
Figure BDA00002207233400171
产业上的利用可能性
本发明的表面渗碳钢部件能够用于汽车用部件或机械部件。特别是，在用于汽车用部件时，可使无极变速器用带轮或齿轮等高强度化，能使部件小型化。由此，通过使车辆轻量化可提高燃烧效率等，从而能够实现CO2排放量的削减，谋求防止全球变暖或谋求资源节省。本发明的产业上的效果是非常显著的。

Claims (5)

1.一种抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，其是由下述钢构成的、对该钢的表面实施了渗碳淬火回火而得到的钢部件，所述钢的化学成分以质量%计含有：
C：0.1～0.3%、
Si：0.7～1.0%、
Mn：0.2～1.5%、
Cr：1.0～1.5%、
S：0.001～0.15%、
Al：0.001～1%、
N：0.001～0.03%，
而且，Mn及Cr的合计含量满足2.5%以下，
剩余部分含有铁及不可避免的杂质；
对于所述钢部件，距表面深度为50μm的部分中，C含量为0.9～1.1%，且不含有平均粒径为0.1μm以上的初析渗碳体及球状碳化物、或者在含有时其面积率低于1%，而且不含有残留奥氏体、或者在含有时其面积率低于30%。
2.根据权利要求1所述的抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量%计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Mo：0.02～0.6%、
Ni：0.1～1.0%、
B：0.0002～0.005%；
而且，Mn、Cr、Mo及Ni的合计含量满足2.5%以下。
3.根据权利要求1或2所述的抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量%计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.01～0.05%、
Nb：0.001～0.04%、
V：0.02～01%。
4.根据权利要求1或2所述的抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量%计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Ca：0.0002～0.005%、
Zr：0.0003～0.005%、
Mg：0.0003～0.005%、
REM（稀土类元素）：0.0001～0.005%。
5.根据权利要求3所述的抗回火软化性优良的钢部件，其特征在于，钢的化学成分以质量%计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Ca：0.0002～0.005%、
Zr：0.0003～0.005%、
Mg：0.0003～0.005%、
REM（稀土类元素）：0.0001～0.005%。
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