滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其製造方法

2023-07-27 01:53:51

專利名稱：滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其製造方法
技術領域：
本發明涉及冷鍛時的變形阻力小、極限加工率大、並且在滲碳熱處理後具有與現有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其製造方法。本申請基於在2011年02月10日在日本申請的專利申請2011-027278號而主張優先權，並將其內容引用於此。
背景技術：
在機械結構用部件中使用的鋼一般組合地添加Mn、Cr、Mo及Ni等。具有這樣的化學成分且通過鑄造、鍛造、軋制等而製造的滲碳用鋼通過鍛造、切削等機械加工而成型，然後，實施滲碳等熱處理，成為具備表層部的硬化層即滲碳層和未受滲碳處理影響的母材即鋼部的滲碳鋼部件。在製造該滲碳鋼部件的成本中，有關切削加工的成本非常大。切削加工不僅切削的工具高價，而且由於大量生成切削屑，所以從成品率的觀點出發也是不利的。因此，嘗試將切削加工置換成鍛造。鍛造方法大致可以分為熱鍛、溫鍛、冷鍛。溫鍛具有氧化皮的產生少、與熱鍛相比尺寸精度得到改善的特徵。此外冷鍛具有無氧化皮的產生、尺寸精度接近切削的特徵。因此，研究了通過熱鍛進行粗略的加工後通過冷鍛進行精加工的方法、進行溫鍛後進行作為精加工的輕度的切削的方法、或者僅通過冷鍛進行成型等。然而，在將切削加工置換成溫鍛或冷鍛時，若滲碳用鋼的變形阻力大，則由於對模具施加的表面壓力增加，模具壽命降低，所以相對於切削的成本優點變小。或者在成型為複雜的形狀的情況下，發生在施加大加工的部位產生裂紋等問題。因此，為了謀求滲碳用鋼的軟質化和極限加工率的提高，研究了各種技術。例如，專利文獻I及專利文獻2中，記載了通過降低Si及Mn含量來謀求滲碳用鋼的軟質化、提高冷鍛性的滲碳用鋼的發明。這些滲碳用鋼關於滲碳後的鋼部硬度和有效硬化層深度(維氏硬度達到HV550以上的深度)是充分的，具有作為滲碳鋼部件令人滿意的性能。但是，在鍛造時的變形阻力的大幅降低的方面並不充分。相對於此，在專利文獻3中，記載了以下滲碳用鋼的發明:通過與現有的滲碳用鋼相比大幅降低C含量，設定為0.001%以下且低於0.07%，從而大幅降低熱鍛、溫鍛及冷鍛時的變形阻力，並且，通過調整除C以外的添加元素的含量，從而改善起因於C含量的降低而減少的滲碳後的有效硬化層。然而，該滲碳用鋼由於C含量過低，所以作為鋼的硬度降低，未受滲碳影響的滲碳鋼部件的鋼部中的硬度不足。因此，存在通用性有限的問題。專利文獻4中記載了延性優異的滲碳用鋼的發明，其通過將形狀為棒線狀的滲碳用鋼的表層部的金屬組織利用球狀化退火進行改善，從而也能夠供於加工率大的冷鍛。該滲碳用鋼可謀求極限加工率的改善，能夠防止在冷鍛時產生的裂紋。此外關於滲碳後的鋼部硬度和有效硬化層深度，也具有作為滲碳鋼部件令人滿意的性能。然而，該滲碳用鋼在鍛造時的變形阻力的降低方面沒有效果，對於鍛造負荷的降低、模具壽命的改善等存在改善的餘地。

根據以上內容，實際情況是，關於鍛造時的變形阻力的大幅降低、極限加工率的改善、作為滲碳鋼部件的性能、特別是有效硬化層深度和鋼部硬度的確保，尚未發現具有滿足全部要求的特性的技術。現有技術文獻專利文獻專利文獻1:日本特開平11-335777號公報專利文獻2:日本特開2001-303172號公報專利文獻3:日本特開2009-108398號公報專利文獻4:日本特開2001-240941號公報

發明內容
發明所要解決的問題本發明的一實施方式鑑於上述實際情況，目的在於提供在滲碳用鋼的階段與現有鋼相比冷鍛時的變形阻力小、極限加工率大、並且在滲碳熱處理後具有與現有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、滲碳鋼部件及其製造方法。以下，只要沒有特別說明，「鍛造」僅表示「冷鍛」。用於解決問題的手段本發明人為了解決這樣的課題，進行了詳細的研究，結果得到以下的見解。為了降低滲碳用鋼的硬度而提高極限加工率，必須儘可能降低C含量。另一方面，為了得到作為滲碳鋼部件最低限必要的鋼 部硬度，存在C含量的下限量，有必要將C含量控制在目標範圍內。為了以這種與現有鋼相比C含量少的成分體系，滿足為了得到作為滲碳鋼部件必要的鋼部硬度而確保淬火性(也稱「淬透性」)、和作為滲碳用鋼謀求硬度的降低這兩方面，有必要有效利用通過添加B得到的淬火性提高的效果，並且為同時滿足本發明人導出的淬火性指標和硬度指標的化學成分。此外，為了穩定地得到由添加B帶來的淬火性提高的效果，進而，為了防止滲碳時的晶粒粗大化，有必要滿足本發明人導出的TiC析出量指標。本發明的主旨如下。(I)本發明的一實施方式所述的滲碳用鋼，其化學成分以質量％計含有C:0.07% 0.13%、Si:0.0001% 0.50%、Mn:0.0001% 0.80%、S:0.0001% 0.100%、Cr:超過 1.30%且為 5.00% 以下、B:0.0005% 0.0100%,Al:0.0001% 1.0%、T1:0.010% 0.10%，將 N 限制為0.0080%以下，將P限制為0.050%以下，將O限制為0.0030%以下，剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成，上述化學成分中的各元素的以質量％表示的含量同時滿足作為硬度指標的下述式1、作為淬火性指標的下述式2、及作為TiC析出量指標的下述式3。0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.078XAK0.235 (式 I)7.5< (0.7XSi+l) X (5.1ΧΜη+1) X (2.16XCr+l) <44 (式 2)0.004<T1-NX (48/14) <0.030 (式 3)(2)根據上述(I)所述的滲碳用鋼，其中，上述化學成分以質量％計進一步含有Nb:0.002% 0.100%、V:0.002% 0.20%、Mo:0.005% 0.50%、N1:0.005% 1.00%、Cu:
0.005% 0.50%,Ca:0.0002% 0.0030%、Mg:0.0002% 0.0030%,Te:0.0002% 0.0030%、Zr:0.0002% 0.0050%、稀土金屬:0.0002% 0.0050%、Sb:0.002% 0.050% 中的至少 I種，上述硬度指標可以被定義為下述式4來代替上述式I，上述淬火性指標可以被定義為下述式5來代替上述式2。0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.033XMo+0.067XNi+0.097XCu+0.078XAK0.235 (式 4)7.5<(0.7XSi+l)X (5.lXMn+l)X(2.16XCr+l)X (3XMo+l)X (0.3633XNi+l)〈44 (式 5)( 3 )根據上述(I)或(2 )所述的滲碳用鋼，其金屬組織以面積％計可以包含合計為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體。(4)根據上述(3)所述的滲碳用鋼，其中，上述金屬組織以面積％計可以包含合計為85%以上且100%以下的上述鐵素體和球狀化滲碳體。(5)根據上述(I)或(2)所述的滲碳用鋼，其形狀為與長度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀，將從圓周面至上述切斷面的中心為止的距離以單位mm計設為r時，從圓周面至rX0.01為止的區域即表層部的金屬組織中，將鐵素體和珠光體以面積％計限制為合計10%以下，剩餘部分可以包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體及滲碳體中的至少I種。(6)根據上述(5)所述的滲碳用鋼，其中，上述表層部的上述金屬組織中包含的滲碳體中，90%以上且100%以下可以是長寬比為3以下的滲碳體。(7)上述(I) (3)中任一項所述的滲碳用鋼的製造方法，其可以具有以下工序:得到鑄坯的鑄造工序；將上述鑄坯進行熱塑性加工而得到熱加工鋼材的熱加工工序；在上述熱加工工序後，在上述 熱加工鋼材的表面溫度達到800°C 500°C的溫度範圍以超過(TC /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度進行緩慢冷卻的緩慢冷卻工序。(8)上述(I) (4)及(7)中任一項所述的滲碳用鋼的製造方法，其中，可以具有對上述緩慢冷卻工序後的上述熱加工鋼材進一步實施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。(9)上述(I)、(2)及(5)中任一項所述的滲碳用鋼的製造方法，其可以具有以下工序:得到鑄坯的鑄造工序；控制為表面溫度在最終精軋的出口側達到700°C 1000°C的條件來對上述鑄坯進行熱軋而得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制工序；在上述熱控制軋制工序後，按照上述熱控制軋制鋼材的表面溫度超過0°C且為500°C以下的方式進行驟冷的驟冷工序；使上述驟冷工序後的上述熱控制軋制鋼材至少回熱I次以上的回熱工序。(10)上述(I)、(2)、(5)、(6)、及(9)中任一項所述的滲碳用鋼的製造方法，其中，可以具有對上述回熱工序後的上述熱控制軋制鋼材進一步實施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。(11)本發明的一實施方式所述的滲碳鋼部件，其是具備鋼部、和在上述鋼部的外表面生成的厚度超過0.4mm且低於2mm的滲碳層的滲碳鋼部件，在上述滲碳層中，距離表面的深度為50iim的位置處的維氏硬度為HV650以上且HVlOOO以下，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的維氏硬度為HV550以上且HV900以下，並且，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織以面積％計包含90%以上且100%以下的馬氏體；距離上述表面的深度為2mm的位置處的上述鋼部由上述(I)或(2)記載的上述化學成分構成，並且維氏硬度為HV250以上且HV500以下。(12)根據上述(11)所述的滲碳用鋼的製造方法，其可以具有以下工序:對上述滲碳用鋼實施冷塑性加工而賦予形狀的冷加工工序；對上述冷加工工序後的上述滲碳用鋼實施滲碳處理、或滲碳氮化處理的滲碳工序；在上述滲碳工序後，實施淬火處理、或淬火和回火處理的精加工熱處理工序。(13)根據上述(11)或(12)所述的滲碳用鋼的製造方法，其中，在上述冷加工工序後且上述滲碳工序前可以進一步具有實施切削加工而賦予形狀的切削工序。發明的效果根據本發明的上述方式所述的滲碳用鋼、滲碳鋼部件、及其製造方法，能夠提供在滲碳用鋼的階段與現有鋼相比冷鍛時的變形阻力小、極限加工率大、並且在滲碳熱處理後具有與現有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、滲碳鋼部件、及其製造方法。其結果是，可以通過冷鍛_滲碳的工序來製造以往通過熱鍛_正火_切削_滲碳等工序而製造的具有齒輪等形狀的滲碳鋼部件。由此，切削成本降低，成品率提高，並且能夠通過冷鍛來製造以往通過切削無法製造的形狀的滲碳鋼部件。此外，關於以往通過冷鍛-滲碳的工序製造的滲碳鋼部件，也能夠謀求大幅的鍛造加工性的改善。由此，能夠改善模具壽命，並且能成型為具有更複雜的形狀的滲碳鋼部件。
具體實施例方式以下，對本發明的適宜的實施方式進行詳細地說明。本發明人為了兼顧鍛造前的滲碳用鋼的變形阻力的降低(硬度的降低)、及極限加工率的改善、和滲碳熱處理後的滲碳鋼部件的優異的特性(例如，有效硬化層深度、鋼部硬度的提高)進行了詳細的研究，得到以下的(a) (g)的見解。(a)C含量越少則越能夠謀求鍛造前的滲碳用鋼的軟質化。但是，在極低C含量的化學成分體系中，不可能使滲碳熱處理後的滲碳鋼部件的特性(例如、有效硬化層深度、鋼部硬度)達到與C含量為0.20%左右的以往的滲碳用鋼(例如、JIS-SCR420)同等的水平。為了得到作為滲碳鋼部件最低限必`要的鋼部硬度，存在C含量的下限值。(b)為了以極少的C含量，得到儘可能大的有效硬化層深度和鋼部硬度，在滲碳鋼部件的鋼部中，有必要提高金屬組織的馬氏體分率。(C)為了在滲碳鋼部件的鋼部中，提高金屬組織的馬氏體分率，必須按照滿足後述的淬火性指標的式子的方式增加Mn、Cr、Mo、Ni等提高鋼的淬火性的合金元素的含量。(d)另一方面，若上述合金元素的含量增加，則因由合金元素帶來的鐵素體的固溶強化等效果而產生滲碳用鋼的硬度增加的副作用。因此，通過極微量的添加來提高淬火性，但還必須利用基本不提高鐵素體的硬度的B的添加效果，並且按照滿足發明人導出的後述的硬度指標的式子的方式控制C及合金元素的含量。(e)為了穩定地得到B的淬火性提高效果，必須通過在滲碳熱處理時以TiN的形式固定鋼中包含的大部分的N，使B不作為BN析出，並且，使B在鋼中固溶。此外，有必要相對於N含量在化學計量上過量地添加Ti。此外，為了防止滲碳熱處理時的奧氏體晶粒的異常晶粒生長，有必要使TiC在金屬組織中儘可能大量且微細地分散析出。這樣，為了確保固溶B量、並且使TiC大量且微細地分散析出，有必要按照滿足發明人導出的後述的TiC析出量指標的式子的方式控制Ti及N的含量。(f)如上所述，添加B對於提高滲碳鋼部件的鋼部的淬火性是非常有效的。但是，當進行改性爐氣體方式的氣體滲碳時，在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中，無法期待由添加B帶來的淬火性提高效果。這是由於在滲碳處理時氮從氣氛中向滲碳鋼部件的表層部侵入，固溶B作為BN析出，這樣有助於淬火性提高的固溶B量不足。因此，為了在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中確保淬火性，必須滿足上述(c)中所述的淬火性指標的式子。(g)為了將滲碳用鋼進一步軟質化，優選在製造滲碳用鋼時的熱軋、或熱鍛後，進行後述的條件的緩慢冷卻。由此，能夠控制滲碳用鋼的金屬組織，將滲碳用鋼進一步軟質化。此外，也可以在製造滲碳用鋼時的熱軋後，進行後述的條件的驟冷，然後，進行球狀化熱處理。由此，能夠得到滲碳用鋼的表層部的金屬組織被改善而延性提高、極限加工率高的滲碳用鋼。以下，關於本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部的基本成分，對數值限定範圍和其限定理由進行說明。這裡，記載的％為質量％。C:0.07% 0.13%C (碳)是為了確保具備滲碳層和鋼部的滲碳鋼部件中的鋼部的硬度而添加的。如上所述，以往的滲碳用鋼的C含量為0.2%左右。本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中，將C含量限制為比該量少的0.13%。其理由是，當C含量超過0.13%時，滲碳用鋼的金屬組織的滲碳體分率和珠光體分率增加，鍛造前的滲碳用鋼的硬度顯著增加，並且極限加工率也降低。然而，當C含量低於0.07%時，即使大量地添加提高淬火性的後述的合金元素，儘可能謀求硬度的增加，也不可能使滲碳鋼部件的鋼部的硬度達到以往的滲碳用鋼的水平。因此，有必要將C含量控制為0.07% 0.13%的範圍。適宜範圍為0.08% 0.12%。更優選的範圍為0.08% 0.11%。S1:0.0001% 0.50%
Si (娃)是通過使滲碳鋼部件那樣的低溫回火馬氏體鋼的回火軟化阻力顯著增加而提高齒面疲勞強度的元素。為了得到該效果，Si含量必須為0.0001%以上。但是，若Si含量超過0.50%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，有必要將Si含量控制在0.0001% 0.50%的範圍。在該範圍內，在重視滲碳鋼部件的齒面疲勞強度的情況下積極地添加Si，在重視滲碳用鋼的變形阻力的降低或極限加工性的提高的情況下積極地降低Si。前者的情況的適宜範圍為0.10% 0.50%，後者的情況的適宜範圍為0.0001% 0.20%OMn:0.0001% 0.80%Mn (錳)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過該效果來提高滲碳熱處理後的馬氏體分率，Mn含量必須為0.0001%以上。但是，若Mn含量超過0.80%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，有必要將Mn含量控制在0.0001% 0.80%的範圍。適宜範圍為0.25% 0.60%。S:0.0001% 0.100%S (硫)是與Mn結合而形成MnS，使被削性提高的元素。為了得到其效果，S含量必須為0.0001%以上。但是，若S含量超過0.100%，則在鍛造時MnS成為起點而產生裂紋，有時降低極限壓縮率。因此，有必要將S含量控制在0.0001% 0.100%的範圍。適宜範圍為0.003% 0.020%。Cr:超過 1.30% 且為 5.00% 以下Cr (鉻)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過該效果來提高滲碳熱處理後的馬氏體分率，Cr含量必須超過1.30%。但是，若Cr含量超過5.00%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，有必要將Cr含量控制在超過1.30%且為5.00%以下的範圍。此外，Cr與具有同樣的效果的Mn、Mo、Ni等其它的元素相比，使滲碳用鋼的硬度上升的程度少，並且使淬火性提高的效果比較大。因而，在本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中，與以往的滲碳用鋼相比，大量地添加Cr。適宜範圍為
1.35% 2.50%ο更優選的範圍為超過1.50%且為2.20%以下。B:0.0005% 0.0100%B (硼)是在奧氏體中固溶的情況下即使微量也大大提高鋼的淬火性的元素。通過該效果能提高滲碳熱處理後的馬氏體分率。此外，為了得到上述效果沒有必要大量地添加B，所以基本不會使鐵素體的硬度上升。S卩，由於具有基本不會使鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升的特徵，所以在本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中積極地利用B。B含量低於0.0005%時，得不到上述的淬火性提高效果。另一方面，若B含量超過0.0100%,則上述效果飽和。因此，有必要將B含量控制在0.0005% 0.0100%的範圍。適宜範圍為0.0010% 0.0025%。另外，在鋼中存在一定量以上的N的情況下，B與N結合而形成BN，固溶B量減少。其結果是，有時得不到提高淬火性的效果。因而，在添加B的情況下，必須同時適量添加固定N的Ti。Al:0.0001% 1.0%在鋼中存在固溶N的情況下，Al (鋁)是形成AlN的元素。但是，在本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部中，由於鋼中的N通過Ti的添加而作為TiN被固定，所以在鋼中基本不存在固溶N。因此，Al不會形成A1N，在鋼中作為固溶Al存在。以固溶狀態存在的Al具有提高鋼的被削性的效果。在滲碳鋼部件的製造時實施精加工的切削等的情況下，優選將Al含量設定為0.0001%以上。然而，若Al含量超過1.0%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，有必要將Al含量控制在0.0001% 1.0%的範圍。適宜範圍為0.010% 0.20%OT1:0.010% 0.10%Ti (鈦)是具有將鋼中的N作為TiN固定的效果的元素。通過添加Ti，可防止BN的形成，確保有助於淬火性的固溶B。此外，相對於N在化學計量上過量的Ti形成TiC。該TiC具有防止滲碳時的晶粒的粗大化的釘扎效果。Ti含量低於0.010%時，得不到由添加B帶來的淬火性提高效果，此外無法防止滲碳時的晶粒的粗大化。另一方面，若Ti含量超過0.10%，則TiC的析出量變得過多，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，有必要將Ti含量控制在0.010% 0.10%的範圍。適宜範圍為0.025% 0.050%。除了上述的基本成分以外，本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部含有不可避免的雜質。這裡，所謂不可避免的雜質是指從廢料等副原料或製造工序中不可避免地混入的N、P、O、Pb、Sn、Cd、Co、Zn等元素。其中，為了充分發揮本發明的一方式的效果，N、P、及O有必要如下進行限制。這裡，記載的％為質量％。此外，雜質含量的限制範圍中包括0%，但在工業上難以穩定地設定為0%。N:0.0080% 以下N (氮)是不可避免地含有的雜質， 是形成BN而使固溶B量降低的元素。N含量超過0.0080%時，即使添加Ti，也無法將鋼中的N作為TiN固定，無法確保有助於淬火性的固溶B。此外，N含量超過0.0080%時，形成粗大的TiN，在鍛造時成為裂紋的起點，鍛造前的滲碳用鋼的極限加工率降低。因此，有必要將N含量限制為0.0080%以下。優選為0.0050%以下。由於N含量越少則越優選，所以上述限制範圍中包括0%。但是，使N含量成為0%在技術上不容易，此外，穩定地設定為低於0.0030%時，煉鋼成本也變高。因而，N含量的限制範圍優選為0.0030% 0.0080%o進一步優選將N含量的限制範圍設定為0.0030% 0.0055%。另外，在通常的操作條件下，不可避免地含有0.0060%左右的N。P:0.050% 以下P (磷)是不可避免地含有的雜質，是在奧氏體晶界中偏析而使原奧氏體晶界脆化，成為晶界裂紋的原因的元素。P含量超過0.050%時，其影響變得顯著。因此，有必要將P含量限制為0.050%以下。優選為0.020%以下。由於P含量越少則越優選，所以上述限制範圍中包括0%。但是，使P含量成為0%在技術上不容易，此外，穩定地設定為低於0.003%時，煉鋼成本也變高。因而，P含量的限制範圍優選為0.003% 0.050%。進一步優選將P含量的限制範圍設定為0.003% 0.015%。另外，在通常的操作條件下，不可避免地含有0.025%左右的P。0:0.0030% 以下
·
0 (氧)是不可避免地含有的雜質，是形成氧化物系夾雜物的元素。0含量超過0.0030%時，成為疲勞破壞的起點的大的夾雜物增加，成為疲勞特性的降低的原因。因此，有必要將0含量限制為0.0030%以下。優選為0.0015%以下。由於0含量越少則越優選，所以上述限制範圍中包括0%。但是，使0含量成為0%在技術上不容易，此外，穩定地設定為低於0.0007%時，煉鋼成本也變高。因而，0含量的限制範圍優選為0.0007% 0.0030%。進一步優選將0含量的限制範圍設定為0.0007% 0.0015%。另外，在通常的操作條件下，不可避免地含有0.0020%左右的O。除了上述基本成分及雜質元素以外，本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部也可以進一步含有Nb、V、Mo、N1、Cu、Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb中的至少I種作為選擇成分。以下，對選擇成分的數值限定範圍和其限定理由進行說明。這裡，記載的％為質量％。上述的選擇成分中，Nb和V具有防止組織的粗大化的效果。Nb:0.002% 0.100%Nb (鈮)是在鋼中與N、C結合而形成Nb (C，N)的元素。該Nb (C、N)通過釘扎奧氏體晶界而抑制晶粒生長，並且防止組織的粗大化。Nb含量低於0.002%時，得不到上述效果。若Nb含量超過0.100%,則上述效果飽和。因此，優選將Nb含量設定為0.002% 0.100%。進一步優選為0.010% 0.050%。V:0.002% 0.20%V (釩)是在鋼中與N、C結合而形成V (C，N)的元素。該V (C、N)通過釘扎奧氏體晶界而抑制晶粒生長，並且防止組織的粗大化。V含量低於0.002%時，得不到上述效果。若V含量超過0.20%,則上述效果飽和。因此，優選將V含量設定為0.002% 0.20%。進一步優選為0.05% 0.10%o上述選擇成分中，Mo、N1、Cu具有在滲碳熱處理時提高馬氏體分率的效果。
Mo:0.005% 0.50%Mo (鑰)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過該效果來提高滲碳熱處理後的馬氏體分率，Mo含量優選為0.005%以上。此外，Mo是在氣體滲碳的氣氛中，不形成氧化物，且難以形成氮化物的元素。通過添加Mo，不易形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者由它們引起的滲碳異常層。然而，不僅Mo的添加成本為高價，而且若Mo含量超過0.50%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，優選將Mo含量設定為0.005% 0.50%ο進一步優選為0.05% 0.20%。N1:0.005% 1.00%Ni (鎳)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過該效果來提高滲碳熱處理後的馬氏體分率，Ni含量優選為0.005%以上。此外，Ni是在氣體滲碳的氣氛氣體氣氛中，不會形成氧化物或氮化物的元素。通過添加Ni，不易形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者由它們引起的滲碳異常層。然而，不僅Ni的添加成本為高價，而且若Ni含量超過1.00%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，優選將Ni含量設定為0.005% 1.00%ο進一步優選為0.05% 0.50%οCu:0.005% 0.50%Cu (銅)是提高鋼的淬火性的元素。為了通過該效果來提高滲碳熱處理後的馬氏體分率，Cu含量優選為0.005%以上。此外，Cu是在氣體滲碳的氣氛氣體氣氛中，不會形成氧化物或氮化物的元素。通過添加Cu，不易形成滲碳層表面的氧化物層或氮化物層、或者由它們引起的滲碳異常層。然而，若Cu含量超過0.50%，則1000°C以上的高溫區域中的延性降低，成為連續鑄造、軋制時的成品率降低的原因。此外，若Cu含量超過0.50%，則鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，優選將Cu含量設定為0.005% 0.50%ο進一步優選為0.05% 0.30%。另外，在添加Cu的情況下，為了改善上述的高溫區域的延性，優選 將Ni含量設定為以質量％計為Cu含量的1/2以上。上述的選擇成分中，Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb具有改善被削性的效果。Ca:0.0002% 0.0030%Ca (鈣)是具有將起因於為了改善被削性而添加的S而生成的MnS的形狀不伸長地製成球狀的形態控制的效果的元素。通過添加Ca，可改善MnS形狀的各向異性，不會損害機械性質。此外，Ca是在切削時的切削工具表面形成保護被膜而提高被削性的元素。為了得到這些效果，Ca含量優選為0.0002%以上。若Ca含量超過0.0030%,則形成粗大的氧化物或硫化物，有時給滲碳鋼部件的疲勞強度造成不良影響。因此，優選將Ca含量設定為
0.0002% 0.0030%。進一步優選為 0.0008% 0.0020%。Mg:0.0002% 0.0030%Mg (鎂)是控制上述MnS的形態，在切削時在切削工具表面形成保護被膜而提高被削性的元素。為了得到這些效果，Mg含量優選為0.0002%以上。若Mg含量超過0.0030%,則形成粗大的氧化物，有時給滲碳鋼部件的疲勞強度造成不良影響。因此，優選將Mg含量設定為 0.0002% 0.0030%。進一步優選為 0.0008% 0.0020%。Te:0.0002% 0.0030%Te (碲)是控制上述MnS的形態的元素。為了得到該效果，Te含量優選為0.0002%以上。若Te含量超過0.0030%，則鋼的熱的脆化變得顯著。因此，優選將Te含量設定為0.0002% 0.0030%。進一步優選為 0.0008% 0.0020%。Zr:0.0002% 0.0050%Zr(鋯)是控制MnS的形態的元素。為了得到該效果，Zr含量優選為0.0002%以上。若Zr含量超過0.0050%,則形成粗大的氧化物，有時給滲碳鋼部件的疲勞強度造成不良影響。因此，優選將Zr含量設定為0.0002% 0.0050%。進一步優選為0.0008% 0.0030%。REM:0.0002% 0.0050%REM (稀土金屬)是控制MnS的形態的元素。為了得到該效果，REM含量優選為0.0002%以上。若REM含量超過0.0050%，則形成粗大的氧化物，有時給滲碳鋼部件的疲勞強度造成不良影響。因此，優選將REM含量設定為0.0002% 0.0050%。進一步優選為0.0008% 0.0030%。另外，REM是從原子序號為57的鑭到71的鑥為止的15種元素加上原子序號為21的鈧和原子序號為39的釔的合計17種元素的總稱。通常以這些元素的混合物即混合稀土合金的形式供給，添加到鋼中。Sb:0.002% 0.050%Sb (銻)是防止滲碳用鋼的製造工序(熱軋、熱鍛、退火等)中的脫碳或滲碳現象的元素。為了得到這些效果，Sb含量優選為0.002%以上。若Sb含量超過0.050%，則有時在滲碳處理時損害滲碳性。因此，優選將Sb含量設定為0.002% 0.050%。進一步優選為
0.005% 0.030%。接著，對本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部必須同時滿足的硬度指標、淬火性指標 和TiC析出量指標進行說明。硬度指標上述化學成分中的各元素的以質量％表示的含量有必要滿足作為硬度指標的下述式A。另外，當包含作為選擇成分的Mo、N1、Cu時，代替該式A，硬度指標被再定義為下述式B。0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.078XAK0.235 (式 A)0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.033XMo+0.067XNi+0.097XCu+0.078XAK0.235 (式 B)當C含量少時，鍛造前的滲碳用鋼的組織與上述的以往的滲碳用鋼(C含量為
0.2%左右)相比，鐵素體分率大幅增加。這樣的情況下，滲碳用鋼的硬度不僅受到C含量(珠光體分率)的影響，還受到鐵素體的硬度的很大影響。因此發明人基於一般文獻(例如、F.B.Pickering著「鐵鋼材料的設計和理論」(丸善、昭和56年發行)、及WilliamC.Leslie著「 > ^ 'J 一鉄鋼材料學」(丸善、昭和60年發行)等)中記載的數據，對於各合金元素給鐵素體的固溶強化量帶來的貢獻進行了估量。並且，還考慮了 C含量的影響，導出上述式A及式B所示的單獨的指標式。基於這些滲碳用鋼的硬度指標式，評價具有各種化學成分的滲碳用鋼的硬度，得到與現有技術相比能夠可靠地謀求滲碳用鋼的軟質化的閾值。即，硬度指標為0.235以上時，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。其結果是，相對於以往材料的優勢性變小。此外，硬度指標為0.10以下時，作為滲碳鋼部件的硬度不足。因此，硬度指標必須超過0.10且低於0.235。該硬度指標優選在滿足後述的淬火性指標的範圍內儘可能小。優選為超過0.10且低於0.230。更優選為超過0.10且為0.220以下。最優選為超過0.10且為0.210以下。淬火性指標上述化學成分中的各元素的以質量％表示的含量必須滿足作為淬火性指標的下述式C。另外，當包含作為選擇成分的Mo、Ni時，代替該式C，淬火性指標被再定義為下述式D07.5< (0.7XSi+l) X (5.1ΧΜη+1) X (2.16XCr+l) <44 (式 C)7.5〈(0.7XSi+l)X (5.1ΧΜη+1)Χ(2.16XCr+l)X (3XMo+l)X (0.3633ΧΝ +1)〈44 (式 D)如上所述，添加B對於提高滲碳鋼部件的鋼部的淬火性是非常有效的。但是，當進行改性爐氣體方式的氣體滲碳時，在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中，無法期待由添加B帶來的淬火性提高效果。這是由於在滲碳處理時氮從氣氛中向滲碳鋼部件的表層部侵入，固溶B作為BN析出，這樣，有助於淬火性提高的固溶B量不足。因此，為了在作為滲碳鋼部件的表層部的滲碳層中確保淬火性，必須有效利用B以外的提高鋼的淬火性的元素。關於淬火性與合金元素的關係，提出了各種指標。在本發明的一方式中，採用上述專利文獻3中記載的指標式。其理由是，本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件中的鋼部與專利文獻3中記載的鋼相比，雖然C含量不同，但共同點是:專利文獻3中記載的鋼為滲碳用鋼，此夕卜，與通常的滲碳用鋼相比C含量較少。基於作為淬火性指標的上述式C及式D，進行具有各種化學成分的滲碳用鋼的滲碳淬火，在同一滲碳熱處理條件下，與上述的以往的滲碳用鋼(C含量為0.2%左右)相比，得到了能夠得到同等以上的滲碳層的硬度及有效硬化層深度(維氏硬度達到HV550以上的深度)的閾值。即，淬火性指標為7.5以下時，無法得到與上述的現有鋼(C含量為0.2%左右)同等的特性。此外，淬火性指標為44以上時，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，淬火性指標必須超過7.5且低於44。該淬火性指標優選在滿足上述的硬度指標的範圍內儘可能大。優選為12.1以上且低於44。更優選為20.1以上且低於44。TiC析出量指標Ti及N的以質量％表示的含量有必要滿足作為TiC析出量指標的下述式E。0.004<T1-NX (48/14) <0.030 G^E)當相對於N在化學計量上過量地添加Ti時，N全部以TiN的形式固定。S卩，上述式E中的「T1-NX (48/14)」表示為了形成TiN所消耗的以外的過量的Ti量。上述式E中的「 14」表不N的原子量，「48」表不Ti的原子量。該過量的Ti在滲碳時幾乎都與C結合而變成TiC。該TiC具有防止滲碳時的晶粒的粗大化的釘扎效果。即，TiC析出量指標為0.004以下時，由於TiC的析出量不足，所以無法防止滲碳時的晶粒的粗大化。此外，TiC析出量指標為0.030以上時，TiC的析出量變得過多，鍛造前的滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，TiC析出量指標必須超過0.004且低於0.030。優選為0.008以上且低於0.028。通過同時滿足上述的硬度指標、淬火性指標和TiC析出量指標，能夠得到在滲碳用鋼的階段與現有鋼相比冷鍛時的變形阻力小、極限加工率大、並且在滲碳熱處理後具有與現有鋼同等的硬化層及鋼部硬度的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件。

接著，對本實施方式所 述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件的金屬組織進行說明。
首先，對本實施方式所述的滲碳用鋼的金屬組織進行說明。由上述的化學成分構成的滲碳用鋼優選其金屬組織以面積％計含有合計為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體。若包含合計為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體，則進一步地滲碳用鋼的硬度降低，變形阻力降低，並且，極限加工率提高。進一步優選將鐵素體和珠光體設定為合計95%以上且100%以下。在鐵素體及珠光體的剩餘部分中，包含比鐵素體及珠光體硬的組織即貝氏體、馬氏體、及滲碳體等。為了得到由鐵素體及珠光體帶來的上述效果，優選將作為剩餘部分的貝氏體、馬氏體、及滲碳體等的分率設定為以面積％計為0%以上且低於15%。為了製成這樣的金屬組織，優選實施對在滲碳用鋼的製造時的熱加工工序後的熱加工鋼材的表面溫度達到800°C 500°C的溫度範圍以超過(TC /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度進行緩慢冷卻的緩慢冷卻工序。另外，關於製造方法，在後面敘述詳細內容。代替上述的金屬組織，由上述的化學成分構成的滲碳用鋼也可以以面積％計包含合計為85%以上且100%以下的鐵素體和球狀化滲碳體。這裡，球狀化滲碳體是將在金屬組織觀察面中，相對於以滲碳體的最大長度為直徑的圓，該滲碳體的面積率為54%以上的情況作為球狀化滲碳體。若合計包含85%以上且100%以下的鐵素體和球狀化滲碳體，則進一步地滲碳用鋼的硬度降低，變形阻力降低，並且，極限加工率提高。進一步優選將鐵素體和球狀化滲碳體設定為合計90%以上且100%以下。在鐵素體及球狀化滲碳體的剩餘部分中，包含珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等。為了得到鐵素體及球狀化滲碳體的上述效果，優選將作為剩餘部分的珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等的分率設定為以面積％計為0%以上且低於15%。

為了製成這樣的金屬組織，優選對上述緩慢冷卻工序後的熱加工鋼材進一步實施球狀化熱處理。另外，關於製造方法，在後面敘述詳細內容。代替上述的金屬組織，由上述的化學成分構成的滲碳用鋼也可以具有以下的金屬組織。當滲碳用鋼的形狀為與長度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀時，將從圓周面至上述切斷面的中心為止的距離以單位mm計設為r，從圓周面至rX0.01為止的區域即表層部的金屬組織將鐵素體和珠光體以面積％計限制為合計10%以下，剩餘部分可以包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體中的至少I種。若將上述表層部的金屬組織的鐵素體和珠光體限制為合計10%以下，則球狀化熱處理後的滲碳體分散變得均一，冷鍛時的極限加工率提高。進一步優選將上述表層部的鐵素體和珠光體設定為合計5%以下。另外，在鐵素體和珠光體的剩餘部分中，包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等。此外，當具有該金屬組織的表層部的深度低於從圓周面至rX0.01為止的深度時，由於冷鍛時的極限加工率提高的表層部的深度不足，所以在冷鍛時容易產生裂紋。因此，優選至少從圓周面至rX0.01為止的區域具有上述金屬組織。更優選設定為從圓周面至切斷面的半徑X0.05。最優選設定為從圓周面至切斷面的半徑X0.15。另外，即使至切斷面的中心為止存在上述金屬組織，也沒有不良影響。為了製成這樣的金屬組織，在滲碳用鋼的製造時，優選實施以下工序:控制為表面溫度在最終精軋的出口側達到700°C 1000°C的條件進行熱軋而得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制工序；在該熱控制軋制工序後，按照熱軋鋼材的表面溫度超過0°C且為500°C以下的方式進行驟冷的驟冷工序；使該驟冷工序後的熱控制軋制鋼材至少回熱I次以上的回熱工序。另外，關於製造方法，在後面敘述詳細內容。代替上述的金屬組織，由上述的化學成分構成的滲碳用鋼的上述表層部也可以具有在金屬組織中包含的滲碳體中90%以上且100%以下為長寬比為3以下的滲碳體的金屬組織。這裡，長寬比是指長徑除以短徑得到的值。或者，也可以設定為JIS G3507-2中規定的N0.2以內的球狀化程度。若在上述表層部的金屬組織中包含的滲碳體中，90%以上且100%以下為長寬比為3以下的滲碳體，則冷鍛時的極限加工率進一步提高。進一步優選將長寬比為3以下的滲碳體的比例設定為95%以上且100%以下。為了製成這樣的金屬組織，優選對上述回熱工序後的熱控制軋制鋼材進一步實施球狀化熱處理。另外，關於製造方法，在後面敘述詳細內容。接著，對本實施方式所述的滲碳鋼部件的金屬組織進行說明。本實施方式所述的滲碳鋼部件具備鋼部、和在該鋼部的外表面生成的具有厚度超過0.4mm且低於2mm的有效硬化層深度(達到HV550以上的深度)的滲碳層。這裡，滲碳層是指維氏硬度達到HV550以上的有效硬化層深度。該滲碳層中，距離表面的深度為50i!m的位置處的金屬組織以面積％計包含90%以上且100%以下的馬氏體，並且，維氏硬度優選為HV650以上且HV1000以下。此外，在該滲碳層中，距離表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織以面積％計包含90%以上且100%以下的馬氏體，並且，維氏硬度優選為HV550以上且HV900以下。當距離表面的深度為50 ii m的位置的滲碳層中的金屬組織包含90%以上且100%以下的馬氏體、並且維氏硬度為HV650以上且HV1000以下時，由於與上述的以往的滲碳鋼部件相比較，達到同等以上的耐磨性、面疲勞強度、彎曲疲勞強度(主要是高循環)、扭轉疲勞強度，所以優選。更優選金屬組織包含95%以上且100%以下的馬氏體，並且，維氏硬度為HV700以上且HV1000以下。當距離表面的深度為0.4mm的位置的滲碳層中的金屬組織包含90%以上且100%以下的馬氏體、並且維氏硬度為HV550以上且HV900以下時，由於與上述的以往的滲碳鋼部件相比較，達到同等以上的面疲勞強度、彎曲疲勞強度(主要是低循環)、扭轉疲勞強度，所以優選。更優選金屬組織包含92%以上且100%以下的馬氏體，並且，維氏硬度為HV560以上且HV900以下。此外，在上述鋼部中，距離表面的深度為2mm的位置處的維氏硬度優選為HV250以上且HV500以下。此外，在上述鋼部中，該位置的化學成分必須由上述的化學成分構成。當距離表面的深度為2mm的位置的鋼部中的維氏硬度為HV250以上且HV500以下時，由於與上述的以往的滲碳鋼部件相比較，儘管為低碳含量，也達到同等以上的鋼部的硬度，所以優選。更優選維氏硬度為HV270以上且HV450以下。若距離表面的深度為2mm的位置的鋼部中的金屬組織包含馬氏體及貝氏體中的至少I種，則進一步得到上述效果，所以優選。為了得到這樣的滲碳鋼部件的金屬組織及維氏硬度，只要使用由上述的化學成分構成的滲碳用鋼，通過後述的滲碳用鋼及滲碳鋼部件的製造方法來製造滲碳鋼部件即可。上述的金屬組織的觀察可以實施硝酸化乙醇(nital)腐蝕、或苦醇腐蝕，用光學顯微鏡進行觀察。此時，優選對實施過球狀化熱處理的試樣實施苦醇腐蝕。鐵素體、珠光體、貝氏體、馬氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體等的分率可以通過圖像解析求出。此外，球狀化滲碳體、滲碳體的個數、及長寬比也可以通過圖像解析求出。觀察面沒有特別限定，但將與長度方向垂直的切斷面作為觀察面較佳。另外，在金屬組織的面積分率的計算中，考慮鐵素體、珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體、及滲碳體。在上述的面積分率的計算中，不包括BN、TiC、TiN、AlN等氮化物或碳化物、其它的微細析出物、殘留奧氏體等。上述的維氏硬度的測定優選對於一個試樣進行合計10次的測定，算出平均值。測定面沒有特別限定，但將與長度方向垂直的切斷面作為測定面較佳。接著，對本實施方式所述的滲碳用鋼、及滲碳鋼部件的製造方法進行說明。首先，對本實施方式所述的滲碳用鋼的製造方法進行說明。作為鑄造工序，將由上述的基本成分、選擇成分、及不可避雜質構成的鋼液進行鑄造來製造鑄坯。鑄造方法沒有特別限定，但採用真空鑄造法或連續鑄造法等即可。此外，根據需要，也可以對鑄造工序後的鑄坯實施均熱擴散處理、開坯軋制等。通過使用該鑄坯，選擇下述的任一種製造方法，可以製造具有上述的金屬組織的滲碳用鋼。為了製成具有上述的以面積％計包含合計為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體的金屬組織的滲碳用鋼，優選進行以下的製造方法。作為熱加工工序，對鑄造工序後的鑄坯實施熱軋、熱鍛等，得到熱加工鋼材。該熱加工工序中的加工溫度、 加工率、變形速度等塑性加工條件沒有特別限定，只要適當選擇適宜的條件即可。在該熱加工工序之後，作為緩慢冷卻工序，立即對尚未冷卻的上述熱加工鋼材，在該熱加工鋼材的表面溫度達到800°C 500°C的溫度範圍以超過(TC /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度實施緩慢冷卻而得到滲碳用鋼。若從奧氏體向鐵素體及珠光體發生相變的溫度即800°C 500°C中的冷卻速度超過1°C /秒，則貝氏體及馬氏體的組織分率變大。其結果是，滲碳用鋼的硬度上升，變形阻力上升，並且，極限加工率降低。因此，優選將上述溫度範圍中的冷卻速度限制為超過(TC/秒且為1°C/秒以下。進一步優選設定為超過0°C/秒且0.7°C/秒以下。另外，作為緩慢冷卻工序，為了減小熱加工工序後的熱加工鋼材的冷卻速度，只要在軋制線或熱鍛線後，設置保溫套、帶熱源的保溫套、或保持爐等即可。為了製成具有上述的以面積％計包含合計為85%以上且100%以下的鐵素體和球狀化滲碳體的金屬組織的滲碳用鋼，優選進行以下的製造方法。對實施過上述緩慢冷卻的熱加工鋼材,進一步實施球狀化熱處理作為球狀化熱處理工序，得到滲碳用鋼。作為該球狀化熱處理，例如進行以下的熱處理即可。將實施過上述緩慢冷卻的熱加工鋼材加熱至稍低於Acl點(加熱時，開始生成奧氏體的溫度)、或稍高於Acl點的溫度後緩慢冷卻。反覆進行多次將實施過上述緩慢冷卻的熱加工鋼材加熱至稍高於Acl點的溫度、並冷卻至稍低於Arl點(冷卻時，完成奧氏體向鐵素體或鐵素體、滲碳體相變的溫度)的溫度的處理。或者，對實施過上述緩慢冷卻的熱加工鋼材進行一次淬火，然後，在600°C 700°C的溫度範圍內進行3小時以上且100小時以下的回火。另外，球狀化熱處理的方法只要適用上述那樣的以往公知的退火或球狀化熱處理方法即可，沒有特別限定。實施過上述球狀化熱處理工序的滲碳用鋼與沒有實施球狀化熱處理工序的滲碳用鋼相比，能夠進一步降低硬度。其理由是，球狀化熱處理工序前的金屬組織中包含的珠光體組織中的薄片狀的滲碳體通過球狀化熱處理工序而分裂、球狀化、生長，並且，曾為珠光體組織的部位的硬度降低。此外，球狀化熱處理工序前的金屬組織中包含的貝氏體、馬氏體等較硬的組織通過球狀化熱處理工序，利用位錯的恢復、及滲碳體的析出和生長等而軟質化。因此，為了進一步降低滲碳用鋼的硬度、進一步降低變形阻力、並且進一步提高極限加工率，優選實施球狀化熱處理工序。為了製成上述的具有形狀為與長度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀、從圓周面至rX0.01為止的區域即表層部的金屬組織將鐵素體和珠光體以面積％計限制為合計10%以下、剩餘部分包含馬氏體、貝 氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體中的至少I種的金屬組織的滲碳用鋼，優選進行以下的製造方法。作為熱控制軋制工序，控制為表面溫度在最終精軋的出口側達到700°C 1000°C的條件對鑄造工序後的鑄坯進行熱軋而得到熱控制軋制鋼材。在該熱控制軋制工序中的最終精軋之後，立即對尚未冷卻的上述熱控制軋制鋼材，按照該熱控制軋制鋼材的表面溫度超過0°C且為500°C以下的方式實施驟冷作為驟冷工序。然後，對上述驟冷工序後的熱控制軋制鋼材，實施至少I次以上的回熱處理作為回熱工序而得到滲碳用鋼。在上述熱控制軋制工序中，將最終精軋的出口側處的熱控制軋制鋼材的表面溫度設定為700°C 1000°c是由於能夠將晶粒微細化。若上述表面溫度超過1000°c，則僅得到與通常的熱軋鋼材同樣的粗大的晶粒。此外，上述表面溫度低於700°C時，難以製成上述表層部中鐵素體分率小的金屬組織。因此，優選將最終精軋的出口側的熱控制軋制鋼材的表面溫度設定為700°C 1000°C的溫度範圍。在上述驟冷工序中，將上述熱控制軋制鋼材按照其表面溫度超過0°C且為500°C以下的方式進行驟冷是為了在從圓周面至rX0.01為止的區域即上述表層部中，促進馬氏體相變、或貝氏體相變，製成鐵素體分率小的金屬組織。因此，在驟冷工序中，優選將熱控制軋制鋼材的表面溫度驟冷至相變開始溫度即Ms點(冷卻期間奧氏體開始相變為馬氏體的溫度)、或者Bs點(冷卻期間奧氏體開始相變為貝氏體的溫度)以下的溫度即超過0°C且為500°C以下。更優選設定為超過0°C且為450°C以下。在上述回熱工序中，對上述驟冷工序後的熱控制軋制鋼材實施至少I次以上回熱處理是為了按照上述表層部的馬氏體、或貝氏體變成回火馬氏體、或回火貝氏體的方式進行組織控制。通過使馬氏體、或貝氏體受到回火，從而減輕燒裂發生率和自然乾裂發生率等。作為該回熱方法，也可以通過在製造設備中追加用於回熱的升溫部，積極地生成回火馬氏體、或回火貝氏體。或者，也可以通過由上述驟冷工序後的熱控制軋制鋼材的未受到驟冷效果的中心部的熱引起的回熱，使上述表層部的溫度再次上升，生成回火馬氏體或回火貝氏體。採用上述的任一種方法，其效果均不會產生差異。但是，在實施多次的回熱處理的情況下，需要用於回熱的升溫部。此外，在上述回熱處理時，優選上述表層部的溫度不超過800°C。若上述表層部的溫度超過800°C，則回火馬氏體、或回火貝氏體再次相變為奧氏體。更優選設定為720°C以下。此外，在上述回熱處理時，優選上述表層部的溫度達到400°C以上。為了製成上述的在表層部的金屬組織中包含的滲碳體中90%以上且100%以下為長寬比為3以下的滲碳體的滲碳用鋼，優選進行以下的製造方法。對上述回熱工序後的熱控制軋制鋼材進一步實施球狀化熱處理作為球狀化熱處理工序而得到滲碳用鋼。另外，球狀化熱處理的方法只要適用上述那樣的以往公知的退火或球狀化熱處理方法即可，沒有特別限定。若對馬氏體及貝氏體那樣的低溫相變組織、或回火馬氏體及回火貝氏體那樣的低溫相變組織進行回火，對回火得到的組織進行球狀化熱處理，則可得到基體的鐵素體晶粒微細、且在基體中球狀化滲碳體均一微細地分散的金屬組織。若上述表層部的金屬組織中包含的滲碳體中，將90%以上且100%以下設定為長寬比為3以下的滲碳體，則冷鍛時的極
限加工率進一步提高。接著，對本實施方式所述的滲碳鋼部件的製造方法進行說明。對由上述的基 本成分、選擇成分、及不可避雜質構成、並且經由選自上述緩慢冷卻工序、上述回熱工序、上述球狀化熱處理工序中的工序而製造的滲碳用鋼實施冷塑性加工作為冷加工工序而賦予形狀。該冷加工工序中的加工率、變形速度等塑性加工條件沒有特別限定，只要適當選擇適宜的條件即可。對冷加工工序後的賦予了形狀的滲碳用鋼實施滲碳處理、或滲碳氮化處理作為滲碳工序。為了得到具有上述的金屬組織和硬度的滲碳鋼部件，優選將滲碳處理或滲碳氮化處理的條件設定為溫度為830°C 1100°C、碳勢為0.5% 1.2%、滲碳時間為I小時以上。在滲碳工序後，作為精加工熱處理工序，實施淬火處理、或淬火和回火處理而得到滲碳鋼部件。為了得到具有上述的金屬組織和硬度的滲碳鋼部件，優選將淬火處理、或淬火和回火處理的條件設定為淬火介質的溫度為室溫 250°C。此外，根據需要也可以在淬火後進行低溫處理。此外，根據需要也可以對上述冷加工工序前的滲碳用鋼進一步進行退火處理作為退火工序。通過進行退火處理，滲碳用鋼的硬度降低，變形阻力降低，並且，極限加工率提高。退火條件沒有特別限定，只要適當選擇適宜的條件即可。此外，根據需要，在上述冷加工工序後，也可以對上述滲碳工序前的滲碳用鋼進一步實施切削加工作為切削工序而賦予形狀。通過進行切削加工，能夠對滲碳用鋼賦予僅通過冷塑性加工難以實現的精密形狀。此外，根據需要，也可以對上述精加工熱處理工序後的滲碳鋼部件進一步進行噴丸處理作為噴丸工序。通過進行噴丸處理，向滲碳鋼部件表層部中導入壓縮殘留應力。由於壓縮殘留應力抑制疲勞龜裂的發生、進展，所以能夠進一步提高滲碳鋼部件的齒根及齒面疲勞強度。噴丸處理優選使用直徑為0.7mm以下的丸粒，在弧高為0.4mm以上的條件下進行。實施例1通過實施例對本發明的一方式的效果進一步進行具體說明，但實施例中的條件是為了確認本發明的可實施性及效果而採用的一條件例，本發明並不限定於該一條件例。在不脫離本發明的主旨的情況下，只要實現本發明的目的，本發明可以採用各種條件。(實驗例I)作為鑄造工序，將具有表I所示的化學組成的轉爐鑄鋼通過連續鑄造進行鑄造而得到鑄坯。對該鑄坯實施均熱擴散處理、開坯軋制，製成162mm見方的鋼材。使用該鋼材，作為熱加工工序，實施熱軋，得到與長度方向垂直的切斷面為圓形、該切斷面的直徑達到35mm的棒狀的熱加工鋼材。對該熱加工鋼材，作為緩慢冷卻工序，使用設置在軋制線後的保溫套或帶熱源的保溫套，以表2所示的冷卻速度進行緩慢冷卻，得到滲碳用鋼。然後，作為球狀化熱處理工序(SA工序:Spherodizing Annealing),進行球狀化熱處理。對於這樣製造的滲碳用鋼，評價了各種特性。從棒狀的滲碳用鋼的距離圓周面為上述切斷面的直徑1/4深度的位置，採集硬度測定用及金屬組織觀察用的試驗片。此夕卜，按照滲碳用鋼的長度方向成為壓縮方向的方式，採集極限壓縮率測定用的試驗片(6ι πιΦ X9mm、切口形狀:30度、深度為0.8mm、前端部的曲率半徑為0.15mm)。表2中不出緩慢冷卻工序後及球狀化熱處理工序(SA工序)後的滲碳用鋼的硬度、金屬組織、及極限壓縮率的測定結果。硬度的測定中，使用維氏硬度計，進行合計10次的測定，算出平均值。將緩慢冷卻工序後的滲碳用鋼的硬度為HV125以下的情況、以及球狀化熱處理工序後的滲碳用鋼的硬度為HVllO以下的情況判定為軟質化充分且合格。金屬組織的觀察中，對緩慢冷卻工序後的滲碳用鋼實施硝酸化乙醇腐蝕，對球狀化熱處理工序後的滲碳用鋼實施苦醇腐蝕，用光學顯微鏡進行觀察。鐵素體與珠光體的合計分率、及鐵素體與球狀化滲碳體的合計分率通過圖像解析算出。另外，在金屬組織中，上述以外的剩餘部分為珠光體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、或滲碳體等。極限壓縮率的測定中`，使用約束模以IOmm/分鐘的速度進行冷壓縮，在切口附近產生0.5mm以上的微小裂紋時停止壓縮，算出此時的壓縮率。將該測定合計進行10次，求出累積破損概率達到50%的壓縮率，以該壓縮率作為極限壓縮率。由於上述的以往的滲碳用鋼的極限壓縮率大約為65%，所以將達到視為比該值明顯高的值的68%以上的情況判斷為極限加工率優異。此外，通過以下的方法評價滲碳特性。從通過上述方法製造的滲碳用鋼的距離圓周面為上述切斷面的直徑1/4深度的位置，按照長度方向成為壓縮方向的方式，採集滲碳用的試驗片(20mm Φ X 30mm)。對於該滲碳用的試驗片，作為冷加工工序，在冷的狀態下進行壓縮率為50%的鐓鍛壓縮。鐓鍛壓縮的條件為室溫、使用約束模、應變速度為I/秒。對於鐓鍛壓縮後的滲碳用的試驗片，作為滲碳工序，進行利用改性爐氣體方式的氣體滲碳。該氣體滲碳中，將碳勢設定為0.8%，在950°C下進行5小時的保持，接著，在850°C下進行0.5小時的保持。在滲碳工序後，作為精加工熱處理工序，進行向130°C的油淬火，然後，在150°C下進行90分鐘的回火，得到滲碳鋼部件。對於上述製造的滲碳鋼部件的滲碳層及鋼部，評價特性。表2中示出其測定結果。對於上述滲碳鋼部件的滲碳層，對於距離表面的深度為50 μ m的位置處的硬度和距離表面的深度為0.4mm的位置處的硬度，使用維氏硬度計，進行合計10次的測定，算出平均值。將距離表面的深度為5(^111的位置處的硬度為取650以上且HV1000以下的情況、以及距離表面的深度為0.4mm的位置處的硬度為HV550以上且HV900以下的情況判定為硬度充分且合格。對於上述滲碳鋼部件的滲碳層，評價距離表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織。對金屬組織實施硝酸化乙醇腐蝕，用光學顯微鏡進行觀察。馬氏體的分率通過圖像解析算出。另外，在金屬組織中，上述以外的剩餘部分為鐵素體、珠光體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體、或滲碳體等。對於上述滲碳鋼部件的鋼部，評價距離表面的深度為2mm的位置的硬度和化學組成。硬度使用維氏硬度計進行合計10次的測定，算出平均值。並且，將硬度為HV250以上且HV500以下的情況判定為硬度充分且合格。關於化學組成，使用EPMA (電子探針顯微分析儀、Electron Probe Micro Analyser),關於原子序號為5以上的元素進行定量分析。並且，將為與作為起始材料的鑄坯中的化學成分大致相同的組成的情況判斷為同等。對於上述滲碳鋼部件的鋼部，進行距離表面的深度為2mm的位置處的原奧氏體晶粒的觀察。關於有無產生原奧氏體晶體的粗大晶粒，將在觀察面中即使存在一個直徑為IOOym以上的晶粒的情況判定為「有粗大晶粒產生」。或者，在即使存在一個以JIS的晶體粒度序號計為N0.4以下的晶粒的情況下也可以判定為「有粗大晶粒產生」。如表I及表2所示那樣，實施例1 16的化學成分、硬度指標、淬火性指標、及TiC析出量指標全都達成目標，其結果是，滿足作為滲碳用鋼及滲碳鋼部件所需的性能。與此相對，比較例17 28的化學成分、硬度指標、淬火性指標、及TiC析出量指標中的任一者沒有達成目標，其結果是，不滿足作為滲碳用鋼及滲碳鋼部件所需的性能。比較例N0.17及18是由於化 學成分的C、T1、B、N的含量、硬度指標和TiC析出量指標不滿足本發明的範圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.19是由於硬度指標不滿足本發明的範圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.20及N0.21是由於淬火性指標不滿足本發明的範圍，所以滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。比較例N0.22是由於化學成分的B含量不滿足本發明的範圍，所以滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。比較例N0.23是由於化學成分的C含量和硬度指標不滿足本發明的範圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.24是由於化學成分的C含量不滿足本發明的範圍，滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。比較例N0.25是由於化學成分的N含量和TiC析出量指標不滿足本發明的範圍，所以滲碳用鋼的極限壓縮率和滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。滲碳用鋼的極限壓縮率變得不充分是由於N含量多，所以生成粗大的TiN，其成為冷加工時的破壞的起點。滲碳鋼部件的鋼部的硬度變得不充分起因於，由於TiC析出量指標的值小，所以無法得到由添加B帶來的淬火性提高效果，在滲碳時由TiC帶來的奧氏體晶粒的釘扎效果不充分，產生粗大晶粒。比較例N0.26是由於TiC析出量指標超出本發明的範圍，所以滲碳用鋼的硬度及極限壓縮率不充分的例子。比較例N0.27及N0.28是由於TiC析出量指標小於本發明的範圍，所以滲碳鋼部件的鋼部的硬度不充分的例子。這起因於，無法得到由添加B帶來的淬火性提高效果，在滲碳時由TiC帶來的奧氏體晶粒的釘扎效果不充分，產生粗大晶粒。(實驗例2)作為鑄造工序，將具有表I所示的鋼N0.B的化學組成的轉爐鑄鋼通過連續鑄造進行鑄造，得到鑄坯。對該鑄坯實施均熱擴散處理、開坯軋制，製成162mm見方的鋼材。使用該鋼材，作為熱控制軋制工序，在表3所示的精加工溫度下實施熱控制軋制，得到與長度方向垂直的切斷面為圓形、其切斷面的直徑達到35mm的棒狀的熱控制軋制鋼材。對於該熱控制軋制鋼材，作為驟冷工序，使用設置在軋制線後的水冷裝置，進行表層部的驟冷直至達到表3所示的溫度。然後，作為回熱工序，通過由未受驟冷效果影響的中心部的熱產生的回熱，使上述表層部的溫度再次上升，得到滲碳用鋼。然後，作為球狀化熱處理工序(SA工序)，進行球狀化熱處理。對於這樣製造的滲碳用鋼，評價各種特性。從棒狀的滲碳用鋼的距離圓周面為上述切斷面的直徑1/4深度的位置，採集硬度測定用的試驗片。從距離圓周面為rX0.01的深度的位置，採集金·屬組織觀察用的試驗片。此外，按照滲碳用鋼的長度方向成為壓縮方向的方式，採集極限壓縮率測定用的試驗片(6ι πιΦ X9mm、切口形狀:30度、深度為0.8mm、前端部的曲率半徑為0.15_)。表3中示出回熱工序後及球狀化熱處理工序(SA工序)後的滲碳用鋼的硬度、金屬組織、及極限壓縮率的測定結果。硬度的測定方法和合格的判定基準與實驗例I相同。極限壓縮率的測定法和合格的判定基準也與實驗例I相同。金屬組織的觀察中，對回熱工序後的滲碳用鋼實施硝酸化乙醇腐蝕，對球狀化熱處理工序後的滲碳用鋼實施苦醇腐蝕，用光學顯微鏡進行觀察。鐵素體與珠光體的合計分率、及滲碳體的個數和長寬比通過圖像解析算出。另外，在金屬組織中，上述以外的剩餘部分為馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、球狀化滲碳體、及滲碳體等。此外，還評價了滲碳特性。滲碳方法、評價方法、及合格的判定基準與實驗例I相同。如表I及表3所示那樣，實施例29 36的化學成分、硬度指標、淬火性指標、及TiC析出量指標全都達成目標，其結果是，滿足作為滲碳用鋼及滲碳鋼部件所需的性能。
權利要求
1.一種滲碳用鋼，其特徵在於，其化學成分以質量％計含有:C:0.07% 0.13%、S1:0.0001% 0.50%、Mn:0.0001% 0.80%、S:0.0001% 0.100%、 Cr:超過1.30%且為5.00%以下、B:0.0005% 0.0100%、Al:0.0001% 1.0%、T1:0.010% 0.10%, 將N限制為0.0080%以下， 將P限制為0.050%以下， 將O限制為0.0030%以下， 剩餘部分由Fe及不可`避免的雜質構成， 上述化學成分中的各元素的以質量％表示的含量同時滿足: 作為硬度指標的下述式1、 作為淬火性指標的下述式2、及 作為TiC析出量指標的下述式3，0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.078XAK0.235 (式 I)7.5< (0.7XSi+l) X (5.lXMn+1) X (2.16XCr+l) <44 (式 2)0.004<T1-NX (48/14) <0.030 (式 3)。
2.根據權利要求1所述的滲碳用鋼，其特徵在於，上述化學成分以質量％計進一步含有:Nb:0.002% 0.100%、V:0.002% 0.20%、Mo:0.005% 0.50%、N1:0.005% 1.00%、`Cu:0.005% 0.50%、Ca:0.0002% 0.0030%、Mg:0.0002% 0.0030%、Te:0.0002% 0.0030%、Zr:0.0002% 0.0050%、 稀土金屬:0.0002% 0.0050%、 Sb:0.002% 0.050%中的至少I種， 上述硬度指標被定義為下述式4來代替上述式I，上述淬火性指標被定義為下述式5來代替上述式2， ` 0.10<C+0.194XSi+0.065XMn+0.012XCr+0.033XMo+0.067XNi+0.097XCu+0.078XAK0.235 (式 4)`7.5< (0.7XSi+l)X (5.lXMn+l)X (2.16XCr+l)X (3XMo+l)X (0.3633XNi+l)〈44 (式 5)。
3.根據權利要求1或2所述的滲碳用鋼，其特徵在於，該滲碳用鋼的金屬組織以面積％計包含合計為85%以上且100%以下的鐵素體和珠光體。
4.根據權利要求3所述的滲碳用鋼，其特徵在於，上述金屬組織以面積％計包含合計為85%以上且100%以下的上述鐵素體和球狀化滲碳體。
5.根據權利要求1或2所述的滲碳用鋼，其特徵在於，該滲碳用鋼的形狀為與長度方向垂直的切斷面成為圓形的棒狀或線狀， 將從圓周面至上述切斷面的中心為止的距離以單位mm計設為r時，從圓周面至rX0.01為止的區域即表層部的金屬組織中，將鐵素體和珠光體以面積％計限制為合計10%以下， 剩餘部分包含馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、回火貝氏體、及滲碳體中的至少I種。
6.根據權利要求5所述的滲碳用鋼，其特徵在於， 在上述表層部的上述金屬組織中包含的滲碳體中，90%以上且100%以下為長寬比為3以下的滲碳體。
7.權利要求1或2所述的滲碳用鋼的製造方 法，其特徵在於，具有以下工序: 得到鑄還的鑄造工序； 將上述鑄坯進行熱塑性加工而得到熱加工鋼材的熱加工工序； 在上述熱加工工序後，在上述熱加工鋼材的表面溫度達到800°C 500°C的溫度範圍以超過0°C /秒且為1°C /秒以下的冷卻速度進行緩慢冷卻的緩慢冷卻工序。
8.根據權利要求7所述的滲碳用鋼的製造方法，其特徵在於，具有對上述緩慢冷卻工序後的上述熱加工鋼材進一步實施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。
9.權利要求1或2所述的滲碳用鋼的製造方法，其特徵在於，具有以下工序: 得到鑄還的鑄造工序； 控制為表面溫度在最終精軋的出口側達到700°C 1000°C的條件來對上述鑄坯進行熱軋而得到熱控制軋制鋼材的熱控制軋制工序； 在上述熱控制軋制工序後，按照上述熱控制軋制鋼材的表面溫度超過0°C且為500°C以下的方式進行驟冷的驟冷工序； 使上述驟冷工序後的上述熱控制軋制鋼材至少回熱I次以上的回熱工序。
10.根據權利要求9所述的滲碳用鋼的製造方法，其特徵在於，具有對上述回熱工序後的上述熱控制軋制鋼材進一步實施球狀化熱處理的球狀化熱處理工序。
11.一種滲碳鋼部件，其特徵在於，其是具備鋼部、和在上述鋼部的外表面生成的厚度超過0.4mm且低於2mm的滲碳層的滲碳鋼部件， 在上述滲碳層中， 距離表面的深度為5(^!11的位置處的維氏硬度為取650以上且HVlOOO以下，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的維氏硬度為HV550以上且HV900以下，並且，距離上述表面的深度為0.4mm的位置處的金屬組織以面積％計包含90%以上且100%以下的馬氏體； 距離上述表面的深度為2mm的位置處的上述鋼部由權利要求1或2所述的上述化學成分構成，並且，維氏硬度為HV250以上且HV500以下。
12.根據權利要求11所述的滲碳鋼部件的製造方法，其特徵在於，具有以下工序: 對上述滲碳用鋼實施冷塑性加工而賦予形狀的冷加工工序；對上述冷加工工序後的上述滲碳用鋼實施滲碳處理或滲碳氮化處理的滲碳工序； 在上述滲碳工序後，實施淬火處理、或淬火和回火處理的精加工熱處理工序。
13.根據權利要求12所述的滲碳鋼部件的製造方法，其特徵在於， 在上述冷加工工序後且上述滲碳工序前，進一步具有實施切削加工而賦予形狀的切削 工序。
全文摘要
本發明涉及滲碳用鋼及具備鋼部和在上述鋼部的外表面生成的厚度超過0.4mm且低於2mm的滲碳層的滲碳鋼部件，滲碳用鋼及滲碳鋼部件的鋼部的化學成分同時滿足硬度指標的式子、淬火性指標的式子和TiC析出量指標的式子。
文檔編號C23C8/22GK103119188SQ201280002860
公開日2013年5月22日 申請日期2012年2月8日 優先權日2011年2月10日
發明者久保田學 申請人:新日鐵住金株式會社