TWI412607B - 滲碳鋼零件 - Google Patents

Description

滲碳鋼零件 技術領域

本發明係有關於一種滲碳前可切削性及靜態彎曲強度優異之滲碳鋼零件。

本發明係根據2009年3月30日在日本所申請的特願2009－083228號主張優先權，且在此援用其內容。

背景技術

機械結構用之零件，特別是差動齒輪、傳動齒輪、具有齒輪之滲碳軸等之齒輪零件在車輛之緊急前進時或緊急停車時會有過度之外力作用，此時，在齒輪零件之齒根部內部會發生高應力，其結果，由於齒根部係承受靜態彎曲應力，因此有時會產生脫齒或斷齒。故，特別是在差動齒輪中，迫切地希望能提升靜態彎曲強度。以往，前述齒輪零件之母材(進行滲碳處理前之鋼材)一般會使用JIS-SCr420或JIS-SCM420等之表面硬化鋼，其係含有約0.2%之C，藉此，可降低、抑制母材之硬度，並確保在滲碳處理前所實施的切齒加工等之切削加工處理時之滲碳前可切削性。又，在切削加工處理後施行滲碳處理(滲碳淬火處理及150℃左右之低溫回火處理)，並使滲碳鋼零件表面之金屬組織，變態成含有約0.8%之C的回火麻田散體組織(吐粒散體組織或糙斑體組織)。第7圖係針對藉由此種處理而製得之滲碳鋼零件，顯示起自表面之深度與維氏硬度之關係圖。如該第7圖所示，由於可藉由前述處理而提高表層部硬度，因此，藉由對例如齒輪零件進行前述處理，可提升齒輪零件之高循環彎曲疲勞強度或耐磨損性。

以下詳述之專利文獻1至專利文獻3係揭示用以提升滲碳鋼零件之靜態彎曲強度之技術。

專利文獻1係揭示一種滲碳鋼零件，其係由母材所製造者，且該母材含有以下化學成分，即：C：0.1重量%至0.3重量%；Mn：0.35重量%至1.1重量%；Cr：0.1重量%至1.1重量%；Mn+Cr：0.6重量%至1.7重量%；及B：0.001重量%至0.005重量%；滲碳硬化層之表面部之C量為0.6重量%至1.1重量%，且於該滲碳硬化層中的吐粒散體之面積分率為5%至50%。

專利文獻2係揭示一種滲碳鋼零件，其係由母材所製造之滲碳零件，且該母材含有以下化學成分，即：C：0.1重量%至0.3重量%；Mn：0.5重量%至1.3重量%；Cr：0.1重量%至1.1重量%；Mn+Cr：0.9重量%至1.9重量%；及B：0.001重量%至0.005重量%；滲碳硬化層之表面部之C量為0.6重量%至1.1重量%，且於該滲碳硬化層中的吐粒散體之面積分率為5%至50%。

專利文獻3係揭示一種方法，其係對使用合金鋼材之成形品進行滲碳處理，且該合金鋼材含有0.5%以上之Ni，並藉由電解研磨等，將滲碳處理後之成形品之距離表面有深度20μm以上之領域除去。

先行技術文獻 專利文獻

[專利文獻1]日本專利公開公報特開平11-80882號公報

[專利文獻2]特開平9-256102號公報

[專利文獻3]特開平3-64500號公報

然而，於前述專利文獻1至專利文獻3之揭示技術中，並無法充分地提升靜態彎曲強度。再者，由於用以提升靜態彎曲強度之方法一般係利用母材硬度之提升或合金元素之大量添加來達成，因此，若由滲碳前可切削性之觀點來看，則並非是理想的方法，故，必須要能兼顧優異之滲碳前可切削性及優異之靜態彎曲強度。

為了能因應此種課題，本發明之目的係提供一種滲碳前可切削性及靜態彎曲強度比習知更優異之滲碳鋼零件。

為了解決前述課題，本發明係採用以下方法。

(1)本發明之第1態樣係一種滲碳鋼零件，其係對母材施行切削加工處理及滲碳處理而製得者，又，前述母材係含有以下化學成分；以及包含有鐵及不可避免之雜質之剩餘部分，即：C：大於0.3質量%至0.6質量%；Si：0.01質量%至1.5質量%；Mn：0.3質量%至2.0質量%；P：0.0001質量%至0.02質量%；S：0.001質量%至0.15質量%；N：0.001質量%至0.03質量%；Al：大於0.06質量%至0.3質量%；及O：0.0001質量%以上至0.005質量%；前述滲碳鋼零件係表層部硬度為HV550至HV800，芯部硬度為HV400至HV550。

(2)於如前述(1)之滲碳鋼零件中，前述母材更可含有以下化學成分之1種以上，即：Ca：0.0002質量%至0.005質量%；Zr：0.0003質量%至0.005質量%；Mg：0.0003質量%至0.005質量%；及Rem：0.0001質量%至0.015質量%。

(3)於如前述(1)或(2)之滲碳鋼零件中，前述母材更可含有以下化學成分，即：B：0.0002質量%至0.005質量%。

(4)於如前述(1)至(3)中任一項之滲碳鋼零件中，前述母材更可含有以下化學成分之1種以上，即：Cr：0.1質量%至3.0質量%；Mo：0.1質量%至1.5質量%；Cu：0.1質量%至2.0質量%；及Ni：0.1質量%至5.0質量%。

(5)於如前述(1)至(4)中任一項之滲碳鋼零件中，前述母材更可含有以下化學成分之1種以上，即：Ti：0.005質量%至0.2質量%；Nb：0.01質量%至0.1質量%；及V：0.03質量%至0.2質量%。

(6)如前述(1)至(5)中任一項之滲碳鋼零件可為齒輪。

若藉由如前述(1)之構造，則可製得能同時地發揮優異之滲碳前可切削性及優異之靜態彎曲強度之滲碳鋼零件。

若藉由如前述(2)之構造，則可取得滲碳前可切削性之改善效果，或是起因於MnS之機械性質之異方性減低效果。

若藉由如前述(3)之構造，則可取得利用淬火性或粒間強度之改善來達成的靜態彎曲強度之提升效果。

若藉由如前述(4)之構造，則可取得利用淬火性之提升來達成的靜態彎曲強度提升效果。

若藉由如前述(5)之構造，則可取得防止粒粗大化之效果。

若藉由如前述(6)之構造，則可製得同時具有優異之滲碳前可切削性及優異之靜態彎曲強度之齒輪。

又，若藉由本發明，則不會導致因滲碳鋼零件之滲碳前可切削性之劣化所造成的生產成本之大幅增加，且齒輪可大幅地小型輕量化，並可提升汽車之燃料消耗，以及透過其之CO₂ 排出量之削減。

圖式簡單說明

第1圖係顯示靜態彎曲試驗片之概略圖。

第2圖係顯示表層部硬度帶給靜態彎曲強度之影響圖。

第3圖係顯示芯部硬度帶給靜態彎曲強度之影響圖。

第4圖係顯示Al含量帶給滲碳前可切削性之影響圖。

第5圖係顯示Al含量與滲碳前可切削性之關係圖。

第6圖係以實線顯示依據本發明之滲碳鋼之硬度分布圖。

第7圖係顯示依據習知技術之滲碳鋼之硬度分布圖。

用以實施發明之形態

發明人為了解決前述課題，廣泛且有系統地改變鋼材之化學成分及滲碳材質特性，並精心調查有關滲碳前可切削性及靜態彎曲強度特性，同時發現以下事項。

(1)為了提升靜態彎曲強度，發現將滲碳鋼零件之表層部硬度(表層至深度50μm之領域之硬度)納入HV550至HV800之範圍是適當的。又，於該範圍內，發現該數值越低會越有效。

(2)為了提升靜態彎曲強度，發現將滲碳鋼零件之芯部硬度(母材之C含量增加10%以下之領域之硬度)納入HV400至HV550之範圍是適當的。又，於該範圍內，發現該數值越高會越有效，且為了提升靜態彎曲強度，宜於直到0.6質量%為止之範圍內提高C含量。

即，如第6圖所示，其係以實線顯示本發明之滲碳鋼零件之起自表面之深度與維氏硬度之關係，發現宜將表層部硬度納入HV550至HV800之範圍，且將芯部硬度納入HV400至HV550之範圍。又，第6圖之虛線係顯示習知滲碳鋼構件之硬度分布。

(3)以往說是當C含量大於0.3%時，滲碳鋼零件之韌性會降低，因此容易發生龜裂並降低靜態彎曲強度，然而，發明人發現，韌性降低之主要原因並非C含量，反而是大於HV550之芯部硬度。又，亦發現為了避免芯部硬度因母材中含有大於0.6%之C而大於HV550，必須將0.6%作為C之上限。

(4)為了提升靜態彎曲強度，發現在0.01%至1.5%之範圍內增加Si是較為有效的。以往，由於Si會帶來強度降低，其係起因於滲碳時之粒間氧化層之生成，因此，會推薦要限制在0.5%以下，然而，發明人發現，粒間氧化層帶給靜態彎曲強度之影響極小，反而是利用Si增加來達成的表層部硬度之降低、芯部硬度之增加，對於提升靜態彎曲強度是有效的。

(5)發現藉由盡可能地減少P及添加B，可進一步地提升前述(1)至(3)之效果。

(6)發現當母材含有大於0.06%之Al量時，於母材中生成的固溶Al可提升母材之滲碳前可切削性。特別是發現，若使用業已藉由覆膜來覆蓋之工具而進行切削加工處理，且該覆膜係包含有藉由與氧之親和力之大小為Al以下之金屬元素所構成的氧化物，即，標準生成自由能之絕對值為Al₂ O₃ 之值以下的氧化物，則於工具與鋼材之接觸面容易引發化學反應，其結果，可輕易地於工具表層形成Al₂ O₃ 覆膜，並具有作為工具保護膜之機能，且可使工具壽命大幅地延壽。

以下，參照圖式，說明用以實施根據前述發現所完成的本發明之形態。

有關本發明之一實施形態之滲碳鋼零件係藉由將含有C、Si、Mn、P、S、N、Al及O之母材進行切削加工處理及滲碳處理來製造。以下說明各化學成分之較佳含量，又，有關化學成分之含量的%係表示質量%。

(C：大於0.3%、0.6%以下)

C係賦予業經滲碳淬火處理之零件之芯部硬度，並有助於提升靜態彎曲疲勞強度。業經滲碳淬火處理之零件之芯部組織係以麻田散體為主體，又，滲碳淬火處理後之麻田散體之硬度係C量越多會越高。又，即使是相同之芯部硬度，C量較高者會透過微細碳化物之分散強化而增加屈服比。為了確實地取得該效果，必須將C量作成大於0.3%。再者，為了提升靜態彎曲疲勞強度，應將芯部硬度作成HV450以上，且宜將C量作成0.32%以上或0.35%以上。另一方面，若C量大於0.6%，則如前所述，由於芯部硬度會大於HV550，且會導致急遽之滲碳前可切削性之降低，因此必須將C量納入大於0.3%至0.6%之範圍。若由滲碳前可切削性之觀點來看，則C量宜作成0.40%以下，因此，C之適當範圍為0.32%至0.40%。

(Si：0.01%至1.5%)

Si係對於鋼之脫氧有效之元素，且對於提升回火軟化抵抗是有效之元素。又，Si係透過淬火性之提升，賦予業經滲碳淬火處理之零件之芯部硬度，並有助於提升低循環彎曲疲勞強度。若Si小於0.01%，則前述效果不足，若大於1.5%，則會阻礙滲碳性，因此必須將Si量納入0.01%至1.5%之範圍內。在採用一般的碳勢0.7至1.0之氣體滲碳法時，Si會透過使鋼材中的C活性增加之影響，在Si為0.5%至1.5%之範圍內具有抑制表層部硬度之效果，且對於進一步地提升靜態彎曲強度是有效的。Si之適當範圍為0.5%至1.5%。

(Mn：0.3%至2.0%)

Mn係對於鋼之脫氧有效之元素，同時透過淬火性之提升，賦予業經滲碳淬火處理之零件之芯部硬度，並有助於提升靜態彎曲強度。若Mn小於0.3%，則其效果不足，若大於2.0%，則前述效果飽和，因此必須將Mn量納入0.3%至2.0%之範圍內。

(P：0.0001%以上、0.02%以下)

P會向滲碳時之沃斯田體粒間偏析，因此會引起粒間破壞，藉此，由於會降低靜態彎曲強度，因此必須將其含量限制在0.02%以下，適當範圍為0.01%以下。另一方面，若由成本之觀點來看，則P之含量低於0.0001%時並不適當，因此，P之適當範圍為0.0001%以上、0.01%以下。第2圖中的A及第3圖中的A’係顯示靜態彎曲強度因P之過量添加而降低之例子。

(S：0.001%至0.15%)

S之添加目的係利用於鋼中形成的MnS來達成的滲碳前可切削性之提升，然而，若小於0.001%，則其效果不足，另一方面，若大於0.15%，則其效果飽和，反而會引發粒間偏析並引起粒間脆化。根據前述理由，必須將S之含量納入0.001%至0.15%之範圍內。適當範圍為0.01%至0.1%。

(N：0.001%至0.03%)

N係於鋼中與Al、Ti、Nb、V等結合而生成氮化物或碳氮化物，並抑制晶粒之粗大化。若N小於0.001%，則其效果不足，若大於0.03%，則除了其效果飽和外，在熱軋壓延或熱軋鍛造加熱時會殘留未固溶之碳氮化物，且對於抑制晶粒之粗大化有效之微細碳氮化物之增量會變得困難，因此必須將N之含量納入0.001%至0.03%之範圍內。適當範圍為0.003%至0.010%。

(Al：大於0.06%至0.3%)

第5圖係顯示含有業已限制在0.008%以下之N及0.02%、0.04%、0.08%、0.1%、0.18%、0.24%或0.3%之Al的8種母材之滲碳前可切削性之圖。如第5圖所示，可得知Al含量越大，越可提升滲碳前可切削性。該滲碳前可切削性之提升效果係根據利用Al₂ O₃ 來達成的保護膜效果，且該Al₂ O₃ 係藉由存在於母材中的固溶Al及切削工具表層部之氧化層(Fe₃ O₄ )之化學反應而形成於工具表面。另一方面，若Al過多，則Al₂ O₃ 夾雜物之尺寸會變大，對於高循環之疲勞強度而言會構成劣勢，因此，Al之含量必須納入大於0.06%至0.3%之範圍內。適當範圍為0.075%至0.25%，更為理想的是0.1%至0.15%。

(O：0.0001%以上、0.005%以下)

O係容易引發粒間偏析而引發粒間脆化，同時容易於鋼中形成硬的氧化物系夾雜物(例如Al₂ O₃ )而引發脆性破壞之元素。O必須限制在0.005%以下，另一方面，若由成本之觀點來看，則O之含量低於0.0001%時並不適當，因此，O之適當範圍為0.0001%以上、0.005%以下。

再者，於前述母材中亦可含有Ca、Zr、Mg、Rem之1種以上。此時，可取得滲碳前可切削性之改善效果，或是起因於MnS之機械性質之異方性減低效果。以下說明含有該等化學成分時之較佳含量。

(Ca：0.0002%至0.005%)

Ca係將氧化物低熔點化，並藉由切削加工環境下之溫度上升而軟質化，藉此，改善滲碳前可切削性，然而，若小於0.0002%則無效果，若大於0.005%，則會生成大量之CaS，並降低滲碳前可切削性，因此，宜將Ca量納入0.0002%至0.005%之範圍。

(Zr：0.0003%至0.005%)

Zr係脫氧元素並生成氧化物，然而，由於亦會生成硫化物，因此為具有與MnS之相互關係之元素。Zr系氧化物容易構成MnS之結晶/析出之核，因此，對於MnS之分散控制是有效的。若以MnS之球狀化為目標，則Zr添加量宜添加大於0.003%，然而，為了使其微細分散，反而宜添加0.0003%至0.005%。作成製品時為後者，若由製造上、品質安定性(成分良率等)之觀點來看，則後者，即，使MnS微細分散之0.0003%至0.005%者在現實上是較為理想的。若為0.0002%以下，則幾乎看不出Zr添加效果。

(Mg：0.0003%至0.005%)

Mg係脫氧元素並生成氧化物，然而，由於亦會生成硫化物，因此為具有與MnS之相互關係之元素。Mg系氧化物容易構成MnS之結晶/析出之核，又，硫化物會構成Mn與Mg之複合硫化物，藉此，抑制其變形並球狀化，因此，對於MnS之分散控制是有效的，然而，若小於0.0003%則無效果，若大於0.005%，則會生成大量之MgS，並降低滲碳前可切削性，因此，宜將Mg量納入0.0003%至0.005%之範圍。

(Rem：0.0001%至0.015%)

Rem(稀土類元素)係脫氧元素並生成低熔點氧化物，且抑制鑄造時噴嘴阻塞，不僅如此，亦具有以下作用，即：與MnS固溶或結合，並使其變形能降低而於壓延及熱軋鍛造時抑制MnS形狀之延伸。依此，Rem係對於異方性之減低有效之元素，然而，當Rem含量為總量小於0.0001%時，其效果並不明顯，又，若Rem添加大於0.015%，則會生成大量之Rem之硫化物，且滲碳前可切削性會惡化。依此，在添加Rem時，將其含量作成0.0001%至0.015%。

再者，為了提升利用淬火性或粒間強度之改善來達成的靜態彎曲強度，於前述母材中亦可含有B。含有B時之較佳含量係如以下所述。

(B：0.0002%至0.005%)

B係抑制P之粒間偏析，同時透過其本身之粒間強度與粒內強度之提升，以及淬火性之提升而有助於提升靜態彎曲強度。若B小於0.0002%，則其效果不足，若大於0.005%，則其效果飽和，因此，宜將其含量納入0.0002%至0.005%之範圍內。適當範圍為0.0005%至0.003%。

再者，為了提升利用淬火性之提升來達成的靜態彎曲強度，於前述母材中亦可含有Cr、Mo、Cu、Ni之1種以上。含有該等化學成分時之較佳含量係如以下所述。

(Cr：0.1%至3.0%)

Cr係透過淬火性之提升，賦予業經滲碳淬火處理之零件之芯部硬度，且對於靜態彎曲強度之提升是有效之元素。若Mn小於0.1%，則其效果不足，若大於3.0%，則其效果飽和，因此，宜將Cr量納入0.1%至3.0%之範圍內。

(Mo：0.1%至1.5%)

Mo係透過淬火性之提升，賦予業經滲碳淬火處理之零件之芯部硬度，且對於靜態彎曲強度之提升是有效之元素。若Mn小於0.1%，則其效果不足，若大於1.5%，則其效果飽和，因此，宜將Mo量納入0.1%至1.5%之範圍內。

(Cu：0.1%至2.0%)

Cu係透過淬火性之提升，賦予業經滲碳淬火處理之零件之芯部硬度，且對於靜態彎曲強度之提升是有效之元素。若Cu小於0.1%，則其效果不足，若大於2.0%，則其效果飽和，因此，宜將Cu量納入0.1%至2.0%之範圍內。

(Ni：0.1%至5.0%)

Ni係透過淬火性之提升，賦予業經滲碳淬火處理之零件之芯部硬度，且對於靜態彎曲強度之提升是有效之元素。若Ni小於0.1%，則其效果不足，若大於5.0%，則其效果飽和，因此，宜將Ni量納入0.1%至5.0%之範圍內。

再者，舉例言之，為了在以增加滲碳深度為目標之滲碳溫度之高溫化或長時間化時亦可防止粒粗大化，即，利用碳氮化物之增量來達成的沃斯田體粒之整細粒化，於前述母材中亦可含有Ti、Nb、V之1種以上。含有該等化學成分時之較佳含量係如以下所述。

(Ti：0.005%至0.2%)

Ti係藉由添加而於鋼中生成微細之TiC、TiCS，因此，亦可為了使滲碳時之沃斯田體粒微細化而添加。又，在添加Ti時，可取得防止BN析出之效果，其係利用於鋼中與N結合而生成TiN來達成，即，可確保固溶B。若Ti小於0.005%，則其效果不足，另一方面，若大於0.2%，則TiN主體之析出物會增多而降低轉動疲勞特性。根據前述理由，宜將其含量納入0.005%至0.2%之範圍內。適當範圍為0.01%至0.1%。

(Nb：0.01%至0.1%)

Nb係藉由添加而生成Nb碳氮化物，並抑制晶粒之粗大化。若Nb小於0.01%，則其效果不足，另一方面，若大於0.1%，則會使滲碳前可切削性劣化，因此將0.1%作為上限。

(V：0.03%至0.2%)

V係藉由添加而生成V碳氮化物，並抑制晶粒之粗大化。若V小於0.03%，則其效果不足，另一方面，若大於0.2%，則會使滲碳前可切削性劣化，因此將0.05%作為上限。

又，除了前述元素以外，於本發明之母材中亦可含有在製造步驟等中不可避免地摻入之雜質，然而，宜盡可能地作成不摻入雜質。

其次，說明有關本發明之一實施形態的對前述母材施行滲碳處理而製得之滲碳鋼零件之表層部硬度與芯部硬度。

(表層部硬度HV550至HV800)

發明人發現，如第2圖所示，於表層部硬度HV550至HV800之範圍內，表層部硬度越低，越可提升靜態彎曲強度。又，發明人自破損品之斷面觀察結果中發現，其理由係由於當表層部硬度高時，脆性斷面之龜裂會自表面發生，且該脆性斷面會急速地傳播之故。若大於HV800，則該傾向會明顯地顯現，因此，表層部硬度宜為HV800以下，且更為理想的是HV770以下。當表層部硬度低時，龜裂會同樣地自表面發生，然而，由於脆性斷面之發生率低，因此龜裂之傳播速度小，故，可提升靜態彎曲強度。然而，若表層部硬度小於HV550，則由於最表層之塑性變形量會明顯地增大(在齒輪之情形時，相當於齒面之大幅變形)，因此，除了會損害作為齒輪之機能外，最表層之硬度之降低會明顯地損害高循環彎曲疲勞強度或耐磨損性，因此，必須將表層部硬度納入HV550至HV800之範圍內。由於表層部硬度係滲碳層之硬度，因此，可藉由調整滲碳時之碳勢或調整滲碳淬火後之回火溫度而加以調整。調整之標準係以碳勢0.8將鋼零件進行滲碳淬火處理，然後，在以150℃進行回火後，實施靜態彎曲試驗。接著，當靜態彎曲強度低於所需時，調整成將碳勢降低至0.7或使回火溫度增加至180℃，藉此，降低表層部硬度並提升靜態彎曲強度。

(芯部硬度HV400至HV550)

發明人發現，如第3圖所示，於芯部硬度為HV400至HV550之範圍內，芯部硬度越高，越可提升靜態彎曲強度。發明人藉由斷面觀察等而發現，其理由係由於當芯部硬度低時，滲碳層正下方之芯部會屈服而無法承擔更甚之應力，且於構成滲碳層之鋼零件表面發生的應力會變大之故。以往，為了比一般所使用的JIS-SCr420、JIS-SCM420等更明顯地提升靜態彎曲強度，必須構成HV400以上，因此，芯部硬度必須納入HV400至HV550之範圍內，較為理想的是芯部硬度為HV430至HV550之範圍內，更為理想的是HV450至HV550之範圍內。另，若芯部硬度大於HV550，則芯部之韌性會明顯地降低，且透過芯部之龜裂傳播速度變大而降低靜態彎曲強度。

又，第2圖中的B₁ 、B₂ 、B₃ 係表示芯部硬度脫離前述範圍之滲碳鋼零件之靜態彎曲強度，第3圖中的B₁ ’、B₂ ’、B₃ ’係表示表層部硬度脫離前述範圍之滲碳鋼零件之靜態彎曲強度。由顯示該等點之第2及3圖中可知，當表層部硬度與芯部硬度中之任一者脫離各自之範圍時，無法取得充分之靜態彎曲強度。故，有關本實施形態之滲碳鋼零件係表層部硬度納入HV550至HV800之範圍內，且芯部硬度納入HV400至HV550之範圍內。

又，在此所定義的芯部係指藉由滲碳處理自零件表面滲入之C依據深度而構成微量之部分，具體而言，係指母材之C含量增加10%(當母材之C含量構成0.20%時為0.22%)以下之部分。在此所謂之母材係指滲碳處理前之鋼材。依此，芯部可藉由EPMA-C線分析等來識別。芯部硬度之調整可藉由利用母材之C濃度或合金元素之添加來達成的淬火性之調整來進行。

另，滲碳方法無需使用特別之方法，一般而言，藉由為滲碳方法之氣體滲碳法、真空滲碳法、氣體滲碳氮化法等中之任一種方法皆具有本發明之效果。

本發明之滲碳鋼零件係使用在機械結構用零件、差動齒輪、傳動齒輪、具有齒輪之滲碳軸等之齒輪零件，特別是在差動齒輪中是有用的。

實施例

以下，藉由實施例，具體地說明本發明。另，該等實施例係用以說明本發明，並非限制本發明之範圍。

將具有表1所示之化學成分之鋼塊鍛伸為φ35mm後，在業已施行均熱處理與正火(不過，業已藉由調整冷卻而調整成肥粒體-波來體組織)後，進行鑽頭切削用試驗片之加工，以及如第1圖所示(但除了魚眼坑加工外)般在中央凹部具有平行部1及切口(半圓弧)2之靜態彎曲試驗片(φ15)3之粗加工。

關於鑽頭切削用試驗片，切出直徑30mm且高度21mm之圓柱試驗片，並將業已施行銑刀精加工者作成鑽頭切削用試驗片。

其次，關於粗加工後之靜態彎曲試驗片，試驗片No.1至No.29及No.31係藉由轉化式氣體滲碳爐，進行930℃×5小時之滲碳處理，並進行130℃之油淬火。試驗片No.30係藉由轉化式氣體滲碳爐，進行930℃×5小時之滲碳處理，並進行220℃之油淬火。試驗片No.1至No.30係於油淬火後接著施行150℃×1.5小時之回火，試驗片No.31係於油淬火後接著施行120℃×1.5小時之回火。另，滲碳處理時之碳勢係0.5至0.8之範圍內，回火溫度係除了試驗片No.31外，於150℃至300℃之範圍內調整，藉此，調整表層部硬度與芯部硬度。然後，試驗片係施行1mm之魚眼坑加工4而製作靜態彎曲試驗片。又，粗加工後之靜態彎曲試驗片係扣除第1圖之虛線之形狀，精加工後之靜態彎曲試驗片係對粗加工後之試驗片施加相當於第1圖之虛線的魚眼坑加工之形狀。

表2係顯示前述正火後之硬度與滲碳處理後(滲碳淬火回火處理後)之材質調查結果。

關於滲碳前可切削性試驗，藉由表3所示之切削條件，對鑽頭切削用試驗片進行鑽頭穿孔試驗，並評價實施例及比較例之各鋼材之滲碳前可切削性。此時，評價指標係採用在鑽頭穿孔試驗中可切削至累積孔深1000mm之最大切削速度VL1000(m/min)。

靜態彎曲試驗係藉由將靜態彎曲試驗片彎曲4點來實施。本試驗係以0.1mm/min之壓縮速度來實施試驗，並求取直到斷裂為止之最大負載，且作成靜態彎曲強度。不過，在表層部硬度極低時，由於最表面之塑性變形量會明顯地增大，因此，將直到該時間點為止之最大負載作成靜態彎曲強度。表2係顯示靜態彎曲強度之結果。

如表2所示，可清楚明白本發明例之試驗No.1至No.23係靜態彎曲強度優異到11kN以上，除此之外，滲碳前可切削性(VL1000)係優異到35m/min以上。

相對於此，比較例之試驗No.24係靜態彎曲強度差。此係由於鋼材之C小於本發明規定範圍之0.3%，結果會低於本發明規定範圍之芯部硬度之故。

比較例之試驗No.25係靜態彎曲強度差。此係由於鋼材之C大於本發明規定範圍之0.6%，結果會高於本發明規定範圍之芯部硬度之故。

比較例之試驗No.26係靜態彎曲強度差。此係起因於鋼材之Si大於本發明規定範圍之1.5%而阻礙滲碳性，結果會低於本發明規定範圍之表層部硬度，且最表面之塑性變形量會明顯地增大，並將直到該時間點為止之最大負載作成靜態彎曲強度來評價之故。

比較例之試驗No.27係靜態彎曲強度差。此係起因於鋼材之P大於本發明規定範圍之0.02%而引起因P之粒間偏析所造成的粒間破壞之故。

比較例之試驗No.28、No.29係滲碳前可切削性差。此係起因於鋼材之Al小於本發明規定範圍之大於0.06%而無法發揮利用固溶Al來達成的滲碳前可切削性改善效果之故。

比較例之試驗No.30係靜態彎曲疲勞強度差。此係由於淬火油高到220℃，結果會構成淬火不足，且芯部硬度小於本發明規定範圍之HV400之故。

比較例之試驗No.31係靜態彎曲疲勞強度差。此係由於回火溫度低到120℃，結果，表層部硬度會大於本發明規定之HV800之故。

[表1]

[表2]

[表3]

(NACHI一般鑽頭係表示不二越股份有限公司製造之型號SD3.0之鑽頭。

※本工具之最表層為鐵系氧化物)

產業之可利用性

若藉由本發明，則可製造一種靜態彎曲強度及滲碳前可切削性比習知更優異之滲碳鋼零件，因此充分地具有產業之可利用性。

1．．．平行部

2．．．切口(半圓弧)

3．．．靜態彎曲試驗片

4．．．滲碳後魚眼坑加工

第1圖係顯示靜態彎曲試驗片之概略圖。

第2圖係顯示表層部硬度帶給靜態彎曲強度之影響圖。

第3圖係顯示芯部硬度帶給靜態彎曲強度之影響圖。

第4圖係顯示Al含量帶給滲碳前可切削性之影響圖。

第5圖係顯示Al含量與滲碳前可切削性之關係圖。

第6圖係以實線顯示依據本發明之滲碳鋼之硬度分布圖。

第7圖係顯示依據習知技術之滲碳鋼之硬度分布圖。

Claims (6)

1. 一種滲碳鋼零件，係對母材施行切削加工處理及滲碳處理而得者，其特徵在於前述母材係含有以下化學成分：C：大於0.3質量%至0.6質量%；Si：0.01質量%至1.5質量%；Mn：0.3質量%至2.0質量%；P：0.0001質量%至0.02質量%；S：0.001質量%至0.15質量%；N：0.001質量%至0.03質量%；Al：大於0.06質量%至0.3質量%；O：0.0001質量%至0.005質量%；以及包含有鐵及不可避免之雜質之剩餘部分；前述滲碳鋼零件係表層部硬度為HV550至HV800，芯部硬度為HV400至HV550。
2. 如申請專利範圍第1項之滲碳鋼零件，其中前述母材更含有1種以上之以下化學成分：Ca：0.0002質量%至0.005質量%；Zr：0.0003質量%至0.005質量%；Mg：0.0003質量%至0.005質量%；Rem：0.0001質量%至0.015質量%。
3. 如申請專利範圍第1項之滲碳鋼零件，其中前述母材更含有以下化學成分：B：0.0002質量%至0.005質量%。
4. 如申請專利範圍第1項之滲碳鋼零件，其中前述母材更含有1種以上之以下化學成分：Cr：0.1質量%至3.0質量%；Mo：0.1質量%至1.5質量%；Cu：0.1質量%至2.0質量%；Ni：0.1質量%至5.0質量%。
5. 如申請專利範圍第1項之滲碳鋼零件，其中前述母材更含有1種以上之以下化學成分：Ti：0.005質量%至0.2質量%；Nb：0.01質量%至0.1質量%；V：0.03質量%至0.2質量%。
6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項之滲碳鋼零件，其中前述滲碳鋼零件係齒輪。