CN103119189B - 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及渗碳用钢、以及具有钢部和在所述钢部的外表面生成的厚度超过0.4mm且低于2mm的渗碳层的渗碳钢部件，其中，渗碳用钢以及渗碳钢部件的钢部的化学成分同时满足硬度指标的式子、淬透性指标的式子、以及AlN析出量指标的式子。

Description

渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及冷锻时的变形阻力较小、极限加工率较大、而且在渗碳热处理后具有与以往钢同等的硬化层以及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法。 

本申请基于2011年2月10日提出的日本专利申请特愿2011-027279号并主张其优先权，这里引用其内容。 

背景技术

机械结构用部件中使用的钢一般组合添加有Mn、Cr、Mo以及Ni等。具有这样的化学成分、且通过铸造、锻造、轧制等而制造的渗碳用钢采用锻造、切削等机械加工进行成形，然后实施渗碳等热处理，从而形成渗碳钢部件，该渗碳钢部件具有作为表层部硬化层的渗碳层、和作为没有受到渗碳处理影响的母材的钢部。 

在制造该渗碳钢部件的成本中，与切削加工有关的成本非常大。切削加工不仅切削工具昂贵，而且因为切屑大量生成，因而从成品率的角度考虑也是不利的。因此，尝试将切削加工置换成锻造。锻造方法大致可分为热锻、中温锻造、冷锻。中温锻造所具有的特征是氧化皮的发生较少，而且尺寸精度比热锻更为改善。另外，冷锻所具有的特征是没有氧化皮的发生，而且尺寸精度接近于切削。因此，就在采用热锻进行粗略加工后采用冷锻进行精加工、进行中温锻造后作为精加工进行轻度的切削、或者只采用冷锻进行成形等情况进行了研究。然而，在将切削加工置换成中温锻造或者冷锻时，如果渗碳用钢的变形阻力较大，则施加在模具上的面压增加，模具寿命降低，因而相对于切削的成本优势减少。或者在成形为复杂形状的情况下，在进行较大加工的部位发生产生裂纹等问题。因此，为谋求渗碳用钢的软质化和极限加工率的提高而进行了各种技术的研究。 

例如，在专利文献1以及专利文献2中，记载着一种渗碳用钢的发明， 其通过降低Si以及Mn含量而谋求渗碳用钢的软质化，从而提高冷锻性。这些渗碳用钢在渗碳后的钢部硬度和有效硬化层深度（维氏硬度为HV550以上的深度）方面是充分的，而且作为渗碳钢部件具有满意的性能。但是，在锻造时的变形阻力大幅度降低这一点上是不充分的。与此相对照，在专利文献3中，记载着一种渗碳用钢的发明，其与以往的渗碳用钢相比，通过大幅度降低C含量而将其设定为0.001%以上且低于0.07%，热锻、中温锻造以及冷锻时的变形阻力大幅度降低，而且通过调整C以外的添加元素的含量，起因于C含量的降低而减少的渗碳后的有效硬化层得以改善。然而，该渗碳用钢因C含量过低而使作为钢的硬度降低，没有受到渗碳影响的渗碳钢部件在钢部的硬度不足。因此，所存在的问题是通用性受到限制。在专利文献4中，记载着一种延展性优良的渗碳用钢的发明，其采用球状化退火以改善形状为棒线状的渗碳用钢表层部的金属组织，从而能够供给加工率较大的冷锻。该渗碳用钢可谋求极限加工率的改善，从而可以防止冷锻时产生的裂纹。另外，关于渗碳后的钢部硬度和有效硬化层深度，作为渗碳钢部件具有满意的性能。然而，该渗碳用钢在锻造时的变形阻力的降低这一点上没有效果，对锻造载荷的降低、模具寿命的改善等还有改善的余地。 

由上可知，关于锻造时变形阻力的大幅度降低、极限加工率的改善、作为渗碳钢部件的性能、特别是有效硬化层深度和钢部硬度的确保，实际的情况是并没有看到具有全部满足的特性的技术。 

现有技术文献 

专利文献 

专利文献1：日本特开平11-335777号公报 

专利文献2：日本特开2001-303172号公报 

专利文献3：日本特开2009-108398号公报 

专利文献4：日本特开2001-240941号公报 

发明内容

发明所要解决的课题 

本发明的一实施方式鉴于上述的实际情况，其目的在于提供在渗碳 用钢的阶段，冷锻时的变形阻力比以往钢更小、极限加工率较大、而且在渗碳热处理后，具有与以往钢同等的硬化层以及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法。 

以下，只要没有特别说明，所谓“锻造”，仅指“冷锻”。 

用于解决课题的手段 

本发明人为解决这样的课题而进行了详细的研究，结果得到了以下的见解。为了降低渗碳用钢的硬度而提高极限加工率，有必要尽可能地降低C含量。另一方面，为了得到作为渗碳钢部件而需要的最低限度的钢部硬度，存在C含量的下限量，有必要将C含量控制在目标范围。在C含量比这样的以往钢少的成分体系中，要满足为得到作为渗碳钢部件所需要的钢部硬度而确保淬透性、以及作为渗碳用钢而谋求硬度的降低这两者，需要有效利用因B的添加而得到的淬透性的提高效果，而且需要为同时满足本发明人所导入的淬透性指标和硬度指标的化学成分。除此以外，为了稳定地得到因B的添加而产生的淬透性的提高效果，进而为了防止渗碳时晶粒的粗大化，需要满足本发明人所导入的AlN析出量指标。 

本发明的要旨如下所述。 

（1）本发明的一实施方式涉及一种渗碳用钢，其中，化学成分以质量%计，含有C：0.07%～0.13%、Si：0.0001%～0.50%、Mn：0.0001%～0.80%、S：0.0001%～0.100%、Cr：超过1.30%且在5.00%以下、B：0.0005%～0.0100%、Al：0.070%～0.200%、N：0.0030%～0.0100%，而且将Ti限制在0.020%以下、将P限制在0.050%以下、将O限制在0.0030%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；所述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量同时满足作为硬度指标的下述式1、作为淬透性指标的下述式2、以及作为AlN析出量指标的下述式3。 

0.10＜C＋0.194×Si＋0.065×Mn＋0.012×Cr＋0.078×Al＜0.235（式1） 

7.5＜（0.7×Si＋1）×（5.1×Mn＋1）×（2.16×Cr＋1）＜44  （式2） 

0.0003＜Al×（N－Ti×（14/48））＜0.0011  （式3） 

（2）根据上述（1）所述的渗碳用钢，其中，所述化学成分以质量 %计，进一步含有Nb：0.002%～0.100%、V：0.002%～0.20%、Mo：0.005%～0.50%、Ni：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%、稀土金属（Rare Earth Metal）：0.0002%～0.0050%、Sb：0.002%～0.050%之中的至少1种；所述硬度指标也可以定义为下述式4以代替所述式1，所述淬透性指标也可以定义为下述式5以代替所述式2。 

0.10＜C＋0.194×Si＋0.065×Mn＋0.012×Cr＋0.033×Mo＋0.067×Ni＋0.097×Cu＋0.078×Al＜0.235  （式4） 

7.5＜（0.7×Si＋1）×（5.1×Mn＋1）×（2.16×Cr＋1）×（3×Mo＋1）×（0.3633×Ni＋1）＜44  （式5） 

（3）根据上述（1）或（2）所述的渗碳用钢，其中，金属组织以面积%计，也可以合计含有85%～100%的铁素体和珠光体。 

（4）根据上述（3）所述的渗碳用钢，其中，所述金属组织以面积%计，也可以合计含有85%～100%的所述铁素体和球状化渗碳体。 

（5）根据上述（1）或（2）所述的渗碳用钢，其中，形状为与长度方向正交的截断面呈圆形的棒状或者线状，如果将从周面至所述截断面中心的距离以单位mm计设定为r，则从周面至r×0.01的区域的表层部的金属组织以面积%计，将铁素体和珠光体合计限制在10%以下，剩余部分也可以含有马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体之中的至少1种。 

（6）根据上述（5）所述的渗碳用钢，其中，在所述表层部的所述金属组织所含有的渗碳体中，也可以90%～100%是纵横尺寸比为3以下的渗碳体。 

（7）上述（1）～（3）中任一项所述的渗碳用钢的制造方法，其中，也可以具有以下工序：得到铸坯的铸造工序；对所述铸坯进行热塑性加工而得到热加工钢材的热加工工序；以及在所述热加工工序后，在所述热加工钢材的表面温度为800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且在1℃/秒以下的冷却速度进行缓冷的缓冷工序。 

（8）上述（1）～（4）以及（7）中任一项所述的渗碳用钢的制造 方法，其中，也可以具有对所述缓冷工序后的所述热加工钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。 

（9）上述（1）、（2）以及（5）中任一项所述的渗碳用钢的制造方法，其中，也可以具有以下工序：得到铸坯的铸造工序；控制为表面温度在最终精轧的出口侧为700℃～1000℃的条件而对所述铸坯进行热轧以得到热控制轧制钢材的热控制轧制工序；在所述热控制轧制工序后，以所述热控制轧制钢材的表面温度为超过0℃且在500℃以下的方式进行骤冷的骤冷工序；以及对所述骤冷工序后的所述热控制轧制钢材进行至少1次以上的回流换热的回流换热工序。 

（10）上述（1）、（2）、（5）、（6）以及（9）中任一项所述的渗碳用钢的制造方法，其中，也可以具有对所述回流换热工序后的所述热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。 

（11）本发明的一实施方式涉及一种渗碳钢部件，其具有钢部、和在所述钢部的外表面生成的厚度超过0.4mm且低于2mm的渗碳层，其中，在所述渗碳层中，在距表面深度50μm的位置的维氏硬度为HV650～HV1000，在距所述表面深度0.4mm的位置的维氏硬度为HV550～HV900，而且在距所述表面深度0.4mm的位置的金属组织以面积%计，含有90%～100%的马氏体；对于在距所述表面深度2mm的位置的所述钢部，由上述（1）或（2）所述的所述化学成分构成，而且维氏硬度为HV250～HV500。 

（12）上述（11）所述的渗碳用钢的制造方法，其中，也可以具有以下工序：对所述渗碳用钢实施冷塑性加工而赋予形状的冷加工工序；对所述冷加工工序后的所述渗碳用钢实施渗碳处理、或者渗碳氮化处理的渗碳工序；以及在所述渗碳工序后，实施淬火处理、或者淬火和回火处理的最终热处理工序。 

（13）上述（11）或者（12）所述的渗碳用钢的制造方法，其中，在所述冷加工工序之后所述渗碳工序之前，也可以进一步具有实施切削加工而赋予形状的切削工序。 

发明的效果 

根据本发明的上述实施方式的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方 法，可提供在渗碳用钢的阶段，冷锻时的变形阻力比以往钢更小、极限加工率较大、而且在渗碳热处理后，具有与以往钢同等的硬化层以及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法。其结果是，能够对以往通过热锻－正火－切削－渗碳等工序制造的齿轮等具有形状的渗碳钢部件采用冷锻－渗碳的工序来制造。由此，能够采用冷锻制造切削成本得以降低、成品率得以提高、而且具有以往的切削不能制造的形状的渗碳钢部件。另外，即使对于以往采用冷锻－渗碳的工序制造的渗碳钢部件，也可以谋求锻造加工性的大幅度改善。由此，能够成形为模具寿命得以改善、而且具有更为复杂的形状的渗碳钢部件。 

具体实施方式

下面就本发明优选的实施方式进行详细的说明。 

本发明人为了兼顾锻造前的渗碳用钢的变形阻力的降低（硬度的降低）以及极限加工率的改善、与渗碳热处理后的渗碳钢部件的优良的特性（例如有效硬化层深度、钢部硬度的提高）而进行了详细的研究，得到了以下（a）～（g）的见解。 

（a）C含量越少，越可谋求锻造前的渗碳用钢的软质化。但是，在极低C含量的化学成分体系中，将渗碳热处理后的渗碳钢部件的特性（例如有效硬化层深度、钢部硬度）设定为与C含量为0.20%左右的以往渗碳用钢（例如JIS-SCR420）同等水平是不可能的。为了得到作为渗碳钢部件所需要的最低限度的钢部硬度，存在C含量的下限值。 

（b）为了以尽量少的C含量得到尽可能大的有效硬化层深度和钢部硬度，有必要在渗碳钢部件的钢部提高金属组织的马氏体分数。 

（c）为了在渗碳钢部件的钢部提高金属组织的马氏体分数，有必要增加Mn、Cr、Mo、Ni等用于提高钢的淬透性的合金元素的含量，以便满足后述的淬透性指标的式子。 

（d）另一方面，如果增加上述合金元素的含量，则会产生因合金元素产生的铁素体的固溶强化等效果而增加渗碳用钢的硬度这一副作用。因此，虽然以极微量的添加而提高淬透性，但也有必要利用几乎不会提高铁素体硬度的B的添加效果，而且控制C以及合金元素的含量， 以满足发明人导出的后述的硬度指标的式子。 

（e）为了稳定地获得B的淬透性的提高效果，有必要通过在渗碳热处理时使钢中含有的大部分的N以AlN的形式固定下来，从而使B不以BN的形式析出，而且使B固溶于钢中。为此，有必要添加Al，使其以化学计量比计相对于N含量而过剩。另外，为了防止渗碳热处理时奥氏体晶粒的异常晶粒生长，有必要使AlN在金属组织中尽可能大量且微细地分散析出。这样一来，为了确保固溶B量，而且使AlN大量且微细地分散析出，有必要控制Al、N以及Ti的含量，以便满足发明人导出的后述的AlN析出量指标的式子。 

（f）如前所述，B的添加对于提高渗碳钢部件的钢部的淬透性是非常有效的。但是，在进行改性炉内气体方式的气体渗碳的情况下，在渗碳钢部件的表层部即渗碳层中，不能期待由B的添加产生的淬透性提高效果。这是因为在渗碳处理时，氮从气氛中侵入渗碳钢部件的表层部，从而固溶B以BN的形式析出，而且使有助于提高淬透性的固溶B量不足。因此，为了在渗碳钢部件的表层部即渗碳层确保淬透性，必须满足上述（c）所叙述的淬透性指标的式子。 

（g）为了使渗碳用钢进一步软质化，在制造渗碳用钢时的热轧或者热锻后，优选进行后述条件的缓冷。由此，可以控制渗碳用钢的金属组织，从而使渗碳用钢更加软质化。另外，也可以在制造渗碳用钢时的热轧后，进行后述条件的骤冷，然后，进行球状化热处理。由此，渗碳用钢的表层部的金属组织得以改善，延展性得以提高，可以得到极限加工率高的渗碳用钢。 

下面，就本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件中的钢部的基本成分、数值限定范围及其限定理由进行说明。这里记载的%为质量%。 

C：0.07%～0.13% 

C（碳）是为确保具有渗碳层和钢部的渗碳钢部件中的钢部的硬度而添加的。如上所述，以往的渗碳用钢的C含量为0.2%左右。在本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件的钢部中，将C含量限制在比该量少的0.13%。其原因在于：当C含量超过0.13%时，渗碳用钢的金属组织的渗碳体分数和珠光体分数增加，锻造前的渗碳用钢的硬度显著增加，而且 极限加工率也降低。然而，当C含量低于0.07%时，即使大量添加用于提高淬透性的后述合金元素而谋求硬度尽可能地增加，将渗碳钢部件钢部的硬度设定为以往的渗碳用钢的水平也是不可能的。因此，需要将C含量控制在0.07%～0.13%的范围。优选的范围是0.08%～0.12%。更优选的范围是0.08%～0.11%。 

Si：0.0001%～0.50% 

Si（硅）是显著增加渗碳钢部件之类的低温回火马氏体钢的抗回火软化性能、从而使齿面疲劳强度得以提高的元素。为了得到该效果，Si含量必须为0.0001%以上。但是，如果Si含量超过0.50%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。因此，需要将Si含量控制在0.0001%～0.50%的范围。在该范围内，在重视渗碳钢部件的齿面疲劳强度的情况下可积极地添加Si，在重视渗碳用钢的变形阻力的降低或极限加工性的提高的情况下可积极地降低Si。前者时的优选范围是0.10%～0.50%，后者时的优选范围是0.0001%～0.20%。 

Mn：0.0001%～0.80% 

Mn（锰）是提高钢的淬透性的元素。为了借助于该效果而提高渗碳热处理后的马氏体分数，Mn含量必须为0.0001%以上。但是，如果Mn含量超过0.80%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。因此，需要将Mn含量控制在0.0001%～0.80%的范围。优选的范围是0.25%～0.60%。 

S：0.0001%～0.100% 

S（硫）是与Mn结合而形成MnS、从而使切削性得以提高的元素。为了得到该效果，S含量必须为0.0001%以上。但是，如果S含量超过0.100%，则锻造时MnS往往成为起点而产生开裂，从而使极限压缩率降低。因此，需要将S含量控制在0.0001%～0.100%的范围。优选的范围是0.003%～0.020%。 

Cr：超过1.30%且在5.00%以下 

Cr（铬）是提高钢的淬透性的元素。为了借助于该效果而提高渗碳热处理后的马氏体分数，Cr含量必须超过1.30%。但是，如果Cr含量超过5.00%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限 加工率降低。因此，需要将Cr含量控制在超过1.30%且在5.00%以下的范围。另外，Cr与具有同样效果的Mn、Mo、Ni等其它元素相比，使渗碳用钢的硬度上升的程度较少，而且使淬透性得以提高的效果比较大。因此，在本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件的钢部中，比以往的渗碳用钢添加有大量的Cr。优选的范围是1.35%～2.50%。更优选的范围是超过1.50%且在2.20%以下。 

B：0.0005%～0.0100% 

B（硼）是在固溶于奥氏体中的情况下，即使微量也使钢的淬透性大大提高的元素。借助于该效果可提高渗碳热处理后的马氏体分数。另外，为了得到上述效果，B不需要大量添加，因而几乎不会使铁素体的硬度上升。也就是说，由于具有几乎不会使锻造前的渗碳用钢的硬度上升的特征，因而在本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件中的钢部可积极地利用B。当B含量低于0.0005%时，不能得到上述的淬透性提高效果。另一方面，如果B含量超过0.0100%，则上述效果达到饱和。因此，需要将B含量控制在0.0005%～0.0100%的范围。优选的范围是0.0010%～0.0025%。此外，在钢中存在一定量以上的N的情况下，B与N结合而形成BN，从而固溶B量减少。其结果是，有时不能得到提高淬透性的效果。因此，在添加B的情况下，需要同时适量地添加用于固定N的Al。 

Al：0.070%～0.200% 

Al（铝）是具有使钢中的N以AlN的形式固定的效果的元素。通过添加Al，可以防止BN的形成，从而可以确保有助于淬透性的固溶B。另外，所形成的AlN具有防止渗碳时的晶粒粗大化的钉扎效应。当Al含量低于0.070%时，不能得到由B的添加产生的淬透性提高效果。另一方面，如果Al含量超过0.200%，则AlN的析出量过于增多，从而使渗碳用钢或渗碳钢部件的塑性加工性降低。另外，如果Al含量超过0.200%，则AlN析出物不会微细分散，而每个的尺寸增大。因此，不能得到渗碳中防止晶粒粗大化的效果。因此，需要将Al含量控制在0.070%～0.200%的范围。优选的范围是0.075%～0.15%。 

N：0.0030%～0.0100% 

N（氮）是从大气中吸收、在钢中不可避免地含有的元素。当N含 量低于0.0030%时，AlN的析出量减少，从而不能得到渗碳时防止晶粒粗大化的效果。另一方面，如果N含量超过0.0100%，则即使添加Al，也不能使钢中的N以AlN的形式固定下来，从而不能确保有助于淬透性的固溶B。另外，还形成粗大的TiN，在塑性加工时成为破坏的起点。因此，需要将N含量控制在0.0030%～0.0100%的范围。优选的范围是0.0040%～0.0090。 

除上述的基本成分以外，本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件中的钢部还含有不可避免的杂质。这里，所谓不可避免的杂质，是指从废料等副原料或制造工序中不可避免地混入的Ti、P、O、Pb、Sn、Cd、Co、Zn等元素。其中，为了充分发挥本发明的一实施方式的效果，Ti、P、以及O有必要做如下的限制。这里记载的%为质量%。另外，杂质含量的限制范围包含0%，但在工业上稳定地成为0%是困难的。 

Ti：0.020%以下 

Ti（钛）是具有使钢中的N以TiN的形式固定的效果的元素。在含有Ti的情况下，钢中的N大致全部以TiN的形式固定下来。但是，Ti由于为高价的元素，因而在添加Ti的情况下，制造成本升高。但是，正如采用电炉制造的钢那样，在难以控制钢中的N含量的情况下，通过特意添加适量的Ti，可为控制固溶N量而加以利用。如果在此情况下也过剩地添加Ti，则制造成本升高。因此，从上述的角度考虑，需要将Ti含量限制在0.020%以下。优选的范围是0.015%以下。 

P：0.050%以下 

P（磷）是不可避免地含有的杂质，是在奥氏体晶界偏析而使原奥氏体晶界脆化、从而可能导致晶界开裂的元素。当P含量超过0.050%时，该影响变得显著。因此，有必要将P含量限制在0.050%以下。优选为0.020%以下。由于P含量越少越优选，因而上述限制范围包含0%。但是，使P含量为0%在技术上是不容易的，而且稳定地设定为低于0.003%也使炼钢成本升高。因此，P含量的限制范围优选为0.003%～0.050%。将P含量的限制范围进一步优选设定为0.003%～0.015%。此外，在通常的操作条件下，不可避免地含有0.025%左右的P。 

O：0.0030%以下 

O（氧）是不可避免地含有的杂质，为形成氧化物系夹杂物的元素。当O含量超过0.0030%时，成为疲劳破坏起点的较大的夹杂物增加，从而可能招致疲劳特性的降低。因此，有必要将O含量限制在0.0030%以下。优选为0.0015%以下。由于O含量越少越优选，因而上述限制范围包含0%。但是，使O含量为0%在技术上是不容易的，而且稳定地设定为低于0.0007%也使炼钢成本升高。因此，O含量的限制范围优选为0.0007%～0.0030%。将O含量的限制范围进一步优选设定为0.0007%～0.0015%。此外，在通常的操作条件下，不可避免地含有0.0020%左右的O。 

除上述的基本成分以及杂质元素以外，本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件中的钢部也可以进一步含有Nb、V、Mo、Ni、Cu、Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb之中的至少1种作为任选成分。下面就任选成分的数值限定范围及其限定理由进行说明。这里记载的%为质量%。 

在上述的任选成分中，Nb和V具有防止组织粗大化的效果。 

Nb：0.002%～0.100% 

Nb（铌）是在钢中与N、C结合而形成Nb（C、N）的元素。该Nb（C、N）通过钉扎在奥氏体晶界而抑制晶粒生长，而且防止组织的粗大化。当Nb含量低于0.002%时，不能得到上述的效果。如果Nb含量超过0.100%，则上述效果达到饱和。因此，优选将Nb含量设定为0.002%～0.100%。进一步优选为0.010%～0.050%。 

V：0.002%～0.20% 

V（钒）是在钢中与N、C结合而形成V（C、N）的元素。该V（C、N）通过钉扎在奥氏体晶界而抑制晶粒生长，而且防止组织的粗大化。当V含量低于0.002%时，不能得到上述的效果。如果V含量超过0.20%，则上述效果达到饱和。因此，优选将V含量设定为0.002%～0.20%。进一步优选为0.05%～0.10%。 

在上述的任选成分中，Mo、Ni、Cu具有在渗碳热处理时提高马氏体分数的效果。 

Mo：0.005%～0.50% 

Mo（钼）是提高钢的淬透性的元素。为了借助于该效果而提高渗 碳热处理后的马氏体分数，Mo含量优选为0.005%以上。另外，Mo是在气体渗碳的气氛中，不会形成氧化物且难以形成氮化物的元素。通过添加Mo，难以形成渗碳层表面的氧化物层或氮化物层、或者起因于此的渗碳异常层。然而，Mo的添加成本是昂贵的，除此以外，如果Mo含量超过0.50%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。因此，优选将Mo含量设定为0.005%～0.50%。进一步优选为0.05%～0.20%。 

Ni：0.005%～1.00% 

Ni（镍）是提高钢的淬透性的元素。为了借助于该效果而提高渗碳热处理后的马氏体分数，Ni含量优选为0.005%以上。另外，Ni是在气体渗碳的气氛气体气氛中，不会形成氧化物和氮化物的元素。通过添加Ni，难以形成渗碳层表面的氧化物层或氮化物层、或者起因于此的渗碳异常层。然而，Ni的添加成本是昂贵的，除此以外，如果Ni含量超过1.00%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。因此，优选将Ni含量设定为0.005%～1.00%。进一步优选为0.05%～0.50%。 

Cu：0.005%～0.50% 

Cu（铜）是提高钢的淬透性的元素。为了借助于该效果而提高渗碳热处理后的马氏体分数，Cu含量优选为0.005%以上。另外，Cu是在气体渗碳的气氛气体气氛中，不会形成氧化物和氮化物的元素。通过添加Cu，难以形成渗碳层表面的氧化物层或氮化物层、或者起因于此的渗碳异常层。然而，如果Cu含量超过0.50%，则在1000℃以上的高温区域的延展性下降，从而可能导致连续铸造、轧制时的成品率降低。另外，如果Cu含有量超过0.50%，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。因此，优选将Cu含量设定为0.005%～0.50%。进一步优选为0.05%～0.30%。此外，在添加Cu的情况下，为了改善上述高温区域的延展性，优选将Ni含量以质量%计，设定为Cu含量的1/2以上。 

在上述的任选成分中，Ca、Mg、Te、Zr、REM、Sb具有改善切削性的效果。 

Ca：0.0002%～0.0030% 

Ca（钙）是具有形态控制的效果的元素，其使起因于为改善切削性所添加的S而生成的MnS的形状不会伸长并成为球状。通过Ca的添加，MnS形状的各向异性得以改善，而且不会损害机械性质。另外，Ca是在切削时的切削工具表面形成保护覆盖膜、从而提高切削性的元素。为了得到这些效果，Ca含量优选为0.0002%以上。如果Ca含量超过0.0030%，则形成粗大的氧化物或硫化物，从而有时对渗碳钢部件的疲劳强度产生不良影响。因此，优选将Ca含量设定为0.0002%～0.0030%。进一步优选为0.0008%～0.0020%。 

Mg：0.0002%～0.0030% 

Mg（镁）是控制上述的MnS的形态、在切削时于切削工具表面形成保护覆盖膜而使切削性得以提高的元素。为了得到这些效果，Mg含量优选为0.0002%以上。如果Mg含量超过0.0030%，则形成粗大的氧化物，从而有时对渗碳钢部件的疲劳强度产生不良影响。因此，优选将Mg含量设定为0.0002%～0.0030%。进一步优选为0.0008%～0.0020%。 

Te：0.0002%～0.0030% 

Te（碲）是控制上述的MnS形态的元素。为了得到该效果，Te含量优选为0.0002%以上。如果Te含量超过0.0030%，则钢的热脆化变得显著。因此，优选将Te含量设定为0.0002%～0.0030%。进一步优选为0.0008%～0.0020%。 

Zr：0.0002%～0.0050% 

Zr（锆）是控制MnS形态的元素。为了得到该效果，Zr含量优选为0.0002%以上。如果Zr含量超过0.0050%，则形成粗大的氧化物，从而有时对渗碳钢部件的疲劳强度产生不良影响。因此，优选将Zr含量设定为0.0002%～0.0050%。进一步优选为0.0008%～0.0030%。 

REM：0.0002%～0.0050% 

REM（稀土金属）是控制MnS形态的元素。为了得到该效果，REM含量优选为0.0002%以上。如果REM含量超过0.0050%，则形成粗大的氧化物，从而有时对渗碳钢部件的疲劳强度产生不良影响。因此，优选将REM含量设定为0.0002%～0.0050%。进一步优选为0.0008%～ 0.0030%。 

此外，所谓REM，是指从原子序数57的镧到71的镥这15个元素、加上原子序数21的钪以及原子序数39的钇总计17个元素的总称。通常以这些元素的混合物即混合稀土的形式进行供给，从而添加于钢中。 

Sb：0.002%～0.050% 

Sb（锑）是防止渗碳用钢的制造工序（热轧、热锻、退火等）中的脱碳或渗碳现象的元素。为了得到这些效果，Sb含量优选为0.002%以上。如果Sb含量超过0.050%，则有时在渗碳处理时损害渗碳性。因此，优选将Sb含量设定为0.002%～0.050%。进一步优选为0.005%～0.030%。 

下面，就本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件中的钢部需要同时满足的硬度指标、淬透性指标、以及AlN析出量指标进行说明。 

硬度指标 

上述化学成分中各元素的以质量%表示的含量需要满足作为硬度指标的下述式A。此外，在含有作为任选成分的Mo、Ni、Cu的情况下，硬度指标再定义为下述式B以代替该式A。 

0.10＜C＋0.194×Si＋0.065×Mn＋0.012×Cr＋0.078×Al＜0.235 （式A） 

0.10＜C＋0.194×Si＋0.065×Mn＋0.012×Cr＋0.033×Mo＋0.067×Ni＋0.097×Cu＋0.078×Al＜0.235  （式B） 

在C含量少的情况下，锻造前的渗碳用钢的组织与上述以往的渗碳用钢（C含量为0.2%左右）相比，铁素体分数大幅度地增加。在此情况下，渗碳用钢的硬度不仅受到C含量（珠光体分数）的很大影响，而且受到铁素体硬度的很大影响。于是，发明人以一般文献（例如，F.B.Pickering著的《鉄鋼材料の設計と理論》（丸善、昭和56年发行）、以及William C.Leslie著的《レスリー鉄鋼材料学》（丸善、昭和60年发行）等）中记载的数据为基础，就各合金元素对铁素体的固溶强化量所作出的贡献进行了估计。然后，也考虑到C含量的影响，从而导出了上述的式A以及式B所示的独自的指标式。以这些渗碳用钢的硬度指标式为基础，对具有各种化学成分的渗碳用钢的硬度进行评价，从而得到了与以往技术相比可以更切实地谋求渗碳用钢的软质化的阈值。也就是说，当 硬度指标在0.235以上时，锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。其结果是，相对于以往材料的优势减小。另外，当硬度指标在0.10以下时，则作为渗碳钢部件的硬度不足。因此，硬度指标有必要为超过0.10且低于0.235。该硬度指标在满足后述的淬透性指标的范围内优选尽可能地减小。优选为超过0.10且低于0.230。更优选为超过0.10且在0.220以下。最优选为超过0.10且在0.210以下。 

淬透性指标 

上述化学成分中各元素的以质量%表示的含量需要满足作为淬透性的下述式C。此外，在含有作为任选成分的Mo、Ni的情况下，淬透性指标再定义为下述式D以代替该式C。 

7.5＜（0.7×Si＋1）×（5.1×Mn＋1）×（2.16×Cr＋1）＜44  （式C） 

7.5＜（0.7×Si＋1）×（5.1×Mn＋1）×（2.16×Cr＋1）×（3×Mo＋1）×（0.3633×Ni＋1）＜44  （式D） 

如前所述，B的添加对于提高渗碳钢部件的钢部的淬透性是非常有效的。但是，在进行改性炉内气体方式的气体渗碳的情况下，在渗碳钢部件的表层部即渗碳层中，不能期待由B的添加产生的淬透性提高效果。这是因为在渗碳处理时，氮从气氛中侵入渗碳钢部件的表层部，从而固溶B以BN的形式析出，而且使有助于提高淬透性的固溶B量不足。因此，为了在渗碳钢部件的表层部即渗碳层确保淬透性，需要有效利用B以外的提高钢的淬透性的元素。关于淬透性和合金元素之间的关系，人们提出了各种各样的指标。本发明的一实施方式采用上述专利文献3中记载的指标式。其原因在于：在本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件中的钢部与专利文献3中记载的钢中，虽然C含量不同，但在专利文献3中记载的钢是渗碳用钢，而且C含量比通常的渗碳用钢少这些方面是相同的。以作为淬透性指标的上述式C以及式D为基础，对具有各种化学成分的渗碳用钢进行渗碳淬火，与上述以往的渗碳用钢（C含量为0.2%左右）相比较，在同一的渗碳热处理条件下，得到了可以得到同等以上的渗碳层的硬度以及有效硬化层深度（维氏硬度为HV550以上的深度）的阈值。也就是说，当淬透性指标在7.5以下时，不能得到与上述以往钢（C含量为0.2%左右）同等的特性。另外，当淬透性指标在44以上时，锻造前的 渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。因此，淬透性指标需要超过7.5且低于44。该淬透性指标在满足上述硬度指标的范围内优选尽可能地大。优选为12.1以上且低于44。更优选为20.1以上且低于44。 

AlN析出量指标 

Al、N以及Ti的以质量%表示的含量需要满足作为AlN析出量指标的下述式E。 

0.0003＜Al×（N－Ti×（14/48））＜0.0011  （式E） 

钢中含有的N首先与Ti结合而形成TiN。也就是说，上述式E中的“（N－Ti×（14/48））”表示N在钢中处于TiN以外的形态的状态，也就是说，表示有可能成为AlN的可能性的N量。上述式E中的“14”表示N的原子量，“48”表示Ti的原子量。 

当AlN析出量指标在0.0003以下时，由于AlN的析出量不足，因而不能防止渗碳时晶粒的粗大化。另一方面，当AlN析出量指标在0.0011以上时，则AlN的析出量过于增多，从而使渗碳用钢或渗碳钢部件的塑性加工性降低。另外，AlN析出物没有微细分散而使每个尺寸增大，从而不能得到防止渗碳中的晶粒粗大化的效果。因此，AlN析出量指标需要超过0.0003且低于0.0011。优选为0.0005以上且低于0.0010。 

通过同时满足上述的硬度指标、淬透性指标、AlN析出量指标，便能够得到在渗碳用钢的阶段，冷锻时的变形阻力比以往钢更小、极限加工率较大、而且在渗碳热处理后，具有与以往钢同等的硬化层以及钢部硬度的渗碳用钢以及渗碳钢部件。 

接着，就本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件的金属组织进行说明。 

首先，就本实施方式的渗碳用钢的金属组织进行说明。 

在由上述的化学成分构成的渗碳用钢中，其金属组织以面积%计，优选合计含有85%～100%的铁素体和珠光体。 

如果合计含有85%～100%的铁素体和珠光体，则渗碳用钢的硬度进一步降低，变形阻力进一步下降，而且极限加工率进一步提高。进一步优选将铁素体和珠光体的合计设定为95%～100%。铁素体以及珠光体的 剩余部分包含比铁素体以及珠光体硬的组织如贝氏体、马氏体以及渗碳体等。为了得到由铁素体以及珠光体产生的上述效果，优选使作为剩余部分的贝氏体、马氏体以及渗碳体等的分数以面积%计，为0%以上且低于15%。 

为了形成这样的金属组织，在渗碳用钢的制造时，优选实施在热加工工序后的热加工钢材的表面温度为800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且在1℃/秒以下的冷却速度进行缓冷的缓冷工序。此外，关于制造方法，其详细情况容后叙述。 

由上述的化学成分构成的渗碳用钢以面积%计，也可以合计含有85%～100%的铁素体和球状化渗碳体以代替上述的金属组织。这里，所谓球状化渗碳体，是在金属组织观察面中，相对于将渗碳体的最大长度作为直径的圆，将其渗碳体面积率为54%以上时看作是球状化渗碳体。 

如果合计含有85%～100%的铁素体和球状化渗碳体，则渗碳用钢的硬度进一步降低，变形阻力进一步下降，而且极限加工率进一步提高。进一步优选将铁素体和球状化渗碳体的合计设定为90%～100%。铁素体以及球状化渗碳体的剩余部分包含珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体等。为了得到铁素体以及球状化渗碳体的上述效果，优选使作为剩余部分的珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体等的分数以面积%计，为0%以上且低于15%。 

为了形成这样的金属组织，优选对上述缓冷工序后的热加工钢材进一步实施球状化热处理。此外，关于制造方法，其详细情况容后叙述。 

由上述的化学成分构成的渗碳用钢也可以具有以下的金属组织以代替上述的金属组织。当渗碳用钢的形状为与长度方向正交的截断面呈圆形的棒状或者线状时，如果将从周面至所述截断面中心的距离以单位mm计设定为r，则从周面至r×0.01的区域的表层部的金属组织以面积%计，将铁素体和珠光体合计限制在10%以下，剩余部分也可以含有马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体之中的至少1种。 

如果将上述表层部的金属组织的铁素体和珠光体合计限制在10%以下，则球状化热处理后的渗碳体分散变得均匀，冷锻时的极限加工率得以提高。进一步优选将上述表层部的铁素体和珠光体的合计设定为 5%以下。此外，铁素体和珠光体的剩余部分包含马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体等。另外，在具有该金属组织的表层部的深度低于从周面至r×0.01的深度的情况下，由于使冷锻时的极限加工率得以提高的表层部的深度不足，因而冷锻时容易产生裂纹。因此，优选至少从周面至r×0.01的区域具有上述金属组织。更优选设定为从周面至截断面的半径×0.05的区域。最优选设定为从周面至截断面的半径×0.15的区域。此外，即使直至截断面的中心存在上述金属组织，也没有不良影响。 

为了形成这样的金属组织，在渗碳用钢的制造时，优选实施以下工序：控制为表面温度在最终精轧的出口侧为700℃～1000℃的条件而进行热轧以得到热控制轧制钢材的热控制轧制工序；在该热控制轧制工序后，以热轧制钢材的表面温度为超过0℃且在500℃以下的方式进行骤冷的骤冷工序；以及对该骤冷工序后的热控制轧制钢材进行至少1次以上的回流换热的回流换热工序。此外，关于制造方法，其详细情况容后叙述。 

由上述的化学成分构成的渗碳用钢的上述表层部也可以具有在其金属组织所含有的渗碳体中，90%～100%是纵横尺寸比为3以下的渗碳体的金属组织以代替上述的金属组织。这里，所谓纵横尺寸比，是指长径除以短径所得到的值。或者，也可以设定为由JIS G3507-2规定的No.2以内的球状化程度。 

如果在上述表层部的金属组织所含有的渗碳体中，90%～100%是纵横尺寸比为3以下的渗碳体，则冷锻时的极限加工率得到进一步的提高。进一步优选的是：将纵横尺寸比为3以下的渗碳体的比例设定为95%～100%。 

为了形成这样的金属组织，优选对上述回流换热工序后的热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理。此外，关于制造方法，其详细情况容后叙述。 

接着，就本实施方式的渗碳钢部件的金属组织进行说明。 

本实施方式的渗碳钢部件具备：钢部、和具有在该钢部的外表面生成的厚度超过0.4mm且低于2mm的有效硬化层深度（为HV550以上的深 度）的渗碳层。这里，所谓渗碳层，意味着维氏硬度为HV550以上的有效硬化层深度。在该渗碳层中，距表面深度50μm的位置的金属组织以面积%计，含有90%～100%的马氏体，而且维氏硬度优选为HV650～HV1000。除此以外，在该渗碳层中，距表面深度0.4mm的位置的金属组织以面积%计，含有90%～100%的马氏体，而且维氏硬度优选为HV550～HV900。 

在距表面深度50μm的位置的渗碳层的金属组织含有90%～100%的马氏体、且维氏硬度为HV650～HV1000的情况下，由于与上述以往的渗碳钢部件相比较，具有同等以上的耐磨性、面疲劳强度、弯曲疲劳强度（主要是高周疲劳）、以及扭转疲劳强度，因而是优选的。更优选的是：金属组织含有95%～100%的马氏体，且维氏硬度为HV700～HV1000。 

在距表面深度0.4mm的位置的渗碳层的金属组织含有90%～100%的马氏体、且维氏硬度为HV550～HV900的情况下，由于与上述以往的渗碳钢部件相比较，具有同等以上的面疲劳强度、弯曲疲劳强度（主要是低周疲劳）、以及扭转疲劳强度，因而是优选的。更优选的是：金属组织含有92%～100%的马氏体，且维氏硬度为HV560～HV900。 

另外，在上述钢部中，距表面深度2mm的位置的维氏硬度优选为HV250～HV500。除此以外，在上述钢部中，该位置的化学成分需要由上述的化学成分构成。 

在距表面深度2mm的位置的钢部的维氏硬度为HV250～HV500的情况下，与上述以往的渗碳钢部件相比较，尽管为低碳含量，但由于具有同等以上的钢部的硬度，因而是优选的。维氏硬度更优选为HV270～HV450。如果距表面深度2mm的位置的钢部的金属组织含有马氏体以及贝氏体之中的至少1种，则可以进一步得到上述效果，因而是优选的。 

为了得到这样的渗碳钢部件的金属组织以及维氏硬度，可以使用由上述化学成分构成的渗碳用钢，采用后述的渗碳用钢以及渗碳钢部件的制造方法来制造渗碳钢部件。 

上述的金属组织的观察可以通过实施硝酸乙醇腐蚀、或者苦味醇液腐蚀，采用光学显微镜来进行观察。此时，优选对实施过球状化热处理 的试料进行苦味醇液腐蚀。铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体等的分数可以通过图像解析来求出。另外，球状化渗碳体、渗碳体的个数以及纵横尺寸比也可以通过图像解析来求出。观察面并没有特别的限定，但可以将与长度方向正交的截断面设定为观察面。 

此外，金属组织的面积分数的计算将考虑铁素体、珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状化渗碳体以及渗碳体。上述的面积分数的计算不包括BN、TiC、TiN、AlN等氮化物和碳化物、其它的微细析出物、残余奥氏体等。 

上述维氏硬度的测定优选对一个试料，进行合计10次的测定而算出其平均值。测定面并没有特别的限定，但可以将与长度方向正交的截断面设定为测定面。 

接着，就本实施方式的渗碳用钢以及渗碳钢部件的制造方法进行说明。 

首先，就本实施方式的渗碳用钢的制造方法进行说明。 

作为铸造工序，对由上述的基本成分、任选成分以及不可避免的杂质构成的钢水进行铸造，从而制作出铸坯。铸造方法并没有特别的限定，但可以使用真空铸造法和连续铸造法等。 

另外，也可以根据需要，对铸造工序后的铸坯实施均热扩散处理、开坯轧制等。 

使用该铸坯，选择下述中的任一种制造方法，由此可以制造具有上述金属组织的渗碳用钢。 

为了形成上述以面积%计，具有合计含有85%～100%的铁素体和珠光体的金属组织的渗碳用钢，优选采用以下的制造方法。 

作为热加工工序，对铸造工序后的铸坯实施热轧、热锻等，便得到热加工钢材。该热加工工序中的加工温度、加工率、变形速度等的塑性加工条件并没有特别的限定，可以选择适当且优选的条件。 

作为缓冷工序，在该热加工工序之后不久，对尚未冷却的上述热加工钢材实施在该热加工钢材的表面温度为800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且在1℃/秒以下的冷却速度进行缓冷，从而得到渗碳用钢。 

如果在从奥氏体向铁素体以及珠光体相变的温度即800℃～500℃下的冷却速度超过1℃/秒，则贝氏体以及马氏体的组织分数增大。其结果是，渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且极限加工率降低。因此，优选将上述温度范围的冷却速度限制为超过0℃/秒且在1℃/秒以下。进一步优选设定为超过0℃/秒且在0.7℃/秒以下。此外，作为缓冷工序，为了减小热加工工序后的热加工钢材的冷却速度，也可以在轧制线或热锻线后，设置保温罩、带热源的保温罩或者保持炉等。 

为了形成上述以面积%计，具有合计含有85%～100%的铁素体和球状化渗碳体的金属组织的渗碳用钢，优选采用以下的制造方法。 

作为球状化热处理工序，对实施过上述缓冷的热加工钢材进一步实施球状化热处理，从而得到渗碳用钢。 

作为该球状化热处理，例如可以进行以下的热处理。将实施过上述缓冷的热加工钢材加热至Ac1点（加热时，奥氏体开始生成的温度）正下方、或者正上方的温度后慢慢冷却。将实施过上述缓冷的热加工钢材加热至Ac1点正上方的温度，然后冷却至Ar1点（冷却时，奥氏体向铁素体、或者铁素体和渗碳体的相变结束的温度）正下方的温度，对这样的处理反复进行几次。或者，对实施过上述缓冷的热加工钢材进行一下淬火，然后，在600℃～700℃的温度范围进行3小时～100小时的回火。此外，球状化热处理的方法只要适用上述以往公知的退火或者球状化热处理方法即可，并没有特别的限定。 

实施过上述球状化热处理工序的渗碳用钢与没有实施球状化热处理工序的渗碳用钢相比，硬度可能更为降低。其原因在于：球状化热处理工序前的金属组织中含有的珠光体组织中的薄片状渗碳体通过球状化热处理工序而分断、球状化和生长，然后，珠光体组织的部位的硬度降低。另外，其原因还在于：球状化热处理工序前的金属组织中含有的贝氏体、马氏体等硬组织通过球状化热处理工序而产生位错的回复以及渗碳体的析出和生长等，从而实现软质化。因此，为了更加降低渗碳用钢的硬度，使变形阻力更为下降，而且更加提高极限加工率，优选实施球状化热处理工序。 

为了形成如下的渗碳用钢，即上述的形状为与长度方向正交的截断 面呈圆形的棒状或者线状，从周面至r×0.01的区域的表层部的金属组织以面积%计，铁素体和珠光体合计被限制在10%以下，而且具有剩余部分含有马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体之中的至少1种的金属组织，优选采用以下的制造方法。 

作为热控制轧制工序，将铸造工序后的铸坯控制为表面温度在最终精轧的出口侧为700℃～1000℃的条件而进行热轧，从而得到热控制轧制钢材。 

作为骤冷工序，在该热控制轧制工序的最终精轧之后不久、对尚未冷却的上述热控制轧制钢材实施骤冷，从而使该热控制轧制钢材的表面温度超过0℃且在500℃以下。 

然后，作为回流换热工序，对上述骤冷工序后的热控制轧制钢材实施至少1次以上的回流换热处理，从而得到渗碳用钢。 

在上述热控制轧制工序中，之所以将最终精轧的出口侧的热控制轧制钢材的表面温度设定为700℃～1000℃，是因为这样能够使晶粒微细化。如果上述表面温度超过1000℃，则只能得到与通常的热轧钢材同样的粗大粒径。另外，当上述表面温度低于700℃时，则在上述表层部难以形成铁素体分数较小的金属组织。因此，优选将最终精轧的出口侧的热控制轧制钢材的表面温度设定在700℃～1000℃的温度范围。 

在上述骤冷工序中，之所以对上述热控制轧制钢材以其表面温度超过0℃且在500℃以下的方式进行骤冷，是为了在从周面至r×0.01的区域的上述表层部促进马氏体相变或者贝氏体相变，从而形成铁素体分数较小的金属组织。因此，在骤冷工序中，优选将热控制轧制钢材的表面温度骤冷至相变开始温度即Ms点（在冷却期间奥氏体开始相变为马氏体的温度）、或者Bs点（在冷却期间奥氏体开始相变为贝氏体的温度）以下的温度，即温度超过0℃且在500℃以下。更优选设定为超过0℃且在450℃以下。 

在上述回流换热工序中，之所以对上述骤冷工序后的热控制轧制钢材实施至少1次以上的回流换热处理，是为了进行组织控制，从而使上述表层部的马氏体或者贝氏体成为回火马氏体或者回火贝氏体。马氏体或者贝氏体通过接受回火，便可以减轻淬裂发生率或者自生裂纹发生率 等。作为该回流换热方法，通过在制造设备中增加用于回流换热的升温部，便可以积极地生成回火马氏体或者回火贝氏体。或者，上述骤冷工序后的热控制轧制钢材利用骤冷效果所不能达到的中心部的热而进行回流换热，使得上述表层部的温度再度上升，从而也可以生成回火马氏体或回火贝氏体。无论采用上述的哪一种方法，其效果都没有差别。但是，在实施多次回流换热处理的情况下，需要用于回流换热的升温部。另外，在上述回流换热处理时，优选上述表层部的温度不会超过800℃。如果上述表层部的温度超过800℃，则回火马氏体或者回火贝氏体再相变成奥氏体。更优选设定为720℃以下。另外，在上述回流换热处理时，上述表层部的温度优选为400℃以上。 

为了形成在上述表层部的金属组织所含有的渗碳体中，90%～100%是纵横尺寸比为3以下的渗碳体的渗碳用钢，优选采用以下的制造方法。 

作为球状化热处理工序，对上述回流换热后的热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理，从而得到渗碳用钢。此外，球状化热处理的方法只要适用上述以往公知的退火或者球状化热处理方法即可，并没有特别的限定。 

对于将马氏体以及贝氏体之类的低温相变组织、或者回火马氏体以及回火贝氏体之类的低温相变组织进行回火所形成的组织，如果进行球状化热处理，则可以得到基体的铁素体晶粒微细、且基体中球状化渗碳体均匀微细地分散的金属组织。如果在上述表层部的金属组织所含有的渗碳体中，90%～100%是纵横尺寸比为3以下的渗碳体，则冷锻时的极限加工率得到进一步的提高。 

接着，就本实施方式的渗碳钢部件的制造方法进行说明。 

作为冷加工工序，对于由上述的基本成分、任选成分以及不可避免的杂质构成、而且经由选自上述缓冷工序、上述回流换热工序、上述球状化热处理工序之中的工序所制造的渗碳用钢，实施冷塑性加工而赋予其形状。该冷加工工序中的加工率、变形速度等塑性加工条件并没有特别的限定，可以选择适当且优选的条件。 

作为渗碳工序，对冷加工工序后赋予了形状的渗碳用钢实施渗碳处理或者渗碳氮化处理。为了得到具有上述的金属组织和硬度的渗碳钢部 件，优选将渗碳处理或者渗碳氮化处理的条件设定成：温度为830℃～1100℃，碳势为0.5%～1.2%，渗碳时间为1小时以上。 

作为最终热处理工序，在渗碳工序后，实施淬火处理、或者淬火和回火处理，从而得到渗碳钢部件。为了得到具有上述的金属组织和硬度的渗碳钢部件，优选将淬火处理、或者淬火和回火处理的条件设定为淬火介质的温度是室温～250℃。另外，根据需要，也可以在淬火后进行低温处理。 

另外，作为退火工序，也可以根据需要，对上述冷加工工序前的渗碳用钢进一步进行退火处理。通过进行退火处理，渗碳用钢的硬度降低，变形阻力降低，而且极限加工率提高。退火条件并没有特别的限定，可以选择适当且优选的条件。 

另外，作为切削工序，也可以根据需要，在上述冷加工工序后，对上述渗碳工序前的渗碳用钢进一步实施切削加工而赋予其形状。通过进行切削加工，便可以对单凭冷塑性加工难以赋予精密形状的渗碳用钢赋予精密形状。 

另外，作为喷丸硬化工序，也可以根据需要，对上述最终热处理工序后的渗碳钢部件进一步进行喷丸硬化处理。通过进行喷丸硬化处理，便可以在渗碳钢部件表层部导入压缩残余应力。压缩残余应力可以抑制疲劳龟裂的发生和进展，可以进一步提高渗碳钢部件的齿根以及齿面疲劳强度。喷丸硬化处理优选使用直径为0.7mm以下的喷丸粒子，在弧高度为0.4mm以上的条件下进行。 

实施例1 

下面基于实施例就本发明的一实施方式的效果进行更具体的说明，但实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。 

（实验例1） 

作为铸造工序，采用连续铸造对具有表1所示的化学组成的转炉熔炼钢进行铸造，从而得到铸坯。对该铸坯实施均热扩散处理、开坯轧制， 从而制成162mm见方的钢材。作为热加工工序，使用该钢材而实施热轧，从而得到与长度方向正交的截断面呈圆形、且其截断面的直径为35mm的棒状热加工钢材。作为缓冷工序，使用在轧制线后设置的保温罩或者带热源的保温罩，以表2所示的冷却速度对该热加工钢材进行缓冷，从而得到渗碳用钢。然后，作为球状化热处理工序（SA工序：Spherodizing Annealing），进行球状化热处理。 

对于这样制造的渗碳用钢，就各种特性进行了评价。从棒状渗碳用钢的上述截断面距周面的直径1/4深度的位置，采集硬度测定用以及金属组织观察用试验片。另外，以渗碳用钢的长度方向成为压缩方向的方式，采集极限压缩率测定用试验片（6mmφ×9mm，缺口形状：30度、深度0.8mm、顶端部的曲率半径0.15mm）。缓冷工序后以及球状化热处理工序（SA工序）后的渗碳用钢的硬度、金属组织以及极限压缩率的测定结果如表2所示。 

硬度的测定使用维氏硬度计，进行合计10次的测定，然后算出其平均值。缓冷工序后的渗碳用钢的硬度为HV125以下的情况、而且球状化热处理工序后的渗碳用钢的硬度为HV110以下的情况因软质化充分而判定为合格。 

关于金属组织的观察，对缓冷工序后的渗碳用钢实施硝酸乙醇腐蚀，对球状化热处理工序后的渗碳用钢实施苦味醇液腐蚀，然后采用光学显微镜进行观察。铁素体和珠光体的合计分数以及铁素体和球状化渗碳体的合计分数采用图像解析来算出。此外，在金属组织中，上述以外的剩余部分为珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体或者渗碳体等。 

关于极限压缩率的测定，使用约束冲模以10mm/分钟的速度进行冷压缩，在缺口附近产生0.5mm以上的微小裂纹时停止压缩，然后算出此时的压缩率。该测定合计进行10次，求出累积破坏概率为50%时的压缩率，将该压缩率设定为极限压缩率。由于上述以往的渗碳用钢的极限压缩率大约为65%，因而将看作是比该值明显高的值的68%以上的情况判断为极限加工率优良。 

另外，采用以下的方法评价了渗碳特性。从采用上述方法制造的渗 碳用钢的上述截断面距周面的直径1/4深度的位置，以长度方向成为压缩方向的方式，采集渗碳用试验片（20mmφ×30mm）。作为冷加工工序，对该渗碳用试验片进行冷压缩率为50%的镦锻压缩。镦锻压缩的条件是：室温、使用约束冲模、变形速度1/秒。作为渗碳工序，对镦锻压缩后的渗碳用试验片进行采用转化炉气体方式的气体渗碳。关于该气体渗碳，将碳势设定为0.8%，在950℃保持5小时，接着在850℃保持0.5小时。作为最终热处理工序，在渗碳工序后，进行130℃下的油淬火，然后在150℃进行90分的回火，从而得到渗碳钢部件。 

对上述制造的渗碳钢部件的渗碳层以及钢部进行了特性的评价。其测定结果如表2所示。 

对于上述渗碳钢部件的渗碳层，使用维氏硬度计，对距表面深度50μm的位置的硬度和距表面深度0.4mm的位置的硬度进行合计10次的测定，然后算出其平均值。距表面深度50μm的位置的硬度为HV650～HV1000的情况、而且距表面深度0.4mm的位置的硬度为HV550～HV900的情况因硬度充分而判定为合格。 

对于上述渗碳钢部件的渗碳层，就距表面深度0.4mm的位置的金属组织进行了评价。关于金属组织，实施硝酸乙醇腐蚀，然后采用光学显微镜进行了观察。马氏体的分数采用图像解析来算出。此外，在金属组织中，上述以外的剩余部分为铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状化渗碳体或者渗碳体等。 

对于上述渗碳钢部件的钢部，就距表面深度2mm的位置的硬度和化学组成进行了评价。硬度使用维氏硬度计，进行合计10次的测定，然后算出其平均值。而且硬度为HV250～HV500的情况因硬度充分而判定为合格。关于化学组成，使用EPMA（电子探针显微分析仪，Electron Probe Micro Analyser），对原子序数为5以上的元素进行了定量分析。然后，将与作为起始原料的铸坯的化学成分大致相同的组成的情况判断为同等。 

对于上述渗碳钢部件的钢部，就距表面深度2mm的位置的原奥氏体晶粒进行了观察。关于原奥氏体结晶有无产生粗大粒，将观察面中直径为100μm以上的晶粒即便是一个也算存在的情况判定为“有粗大粒的发 生”。或者，也可以将JIS的结晶粒度号码为No.4以下的晶粒即便是一个也算存在的情况判定为“有粗大粒的发生”。 

如表1以及表2所示，实施例1～16实现了化学成分、硬度指标、淬透性指标以及AlN析出量指标的所有目标，其结果是，满足作为渗碳用钢以及渗碳钢部件所必需的性能。 

与此相对照，比较例17～28没有实现化学成分、硬度指标、淬透性指标以及AlN析出量指标中的任一个目标，其结果是，没有满足作为渗碳用钢以及渗碳钢部件所必需的性能。 

比较例No.17以及18是化学成分的C、Al、B、N的含量和硬度指标没有满足本发明的范围，因而渗碳用钢的硬度以及极限压缩率并不充分的例子。 

比较例No.19是硬度指标没有满足本发明的范围，因而渗碳用钢的硬度以及极限压缩率并不充分的例子。 

比较例No.20以及No.21是淬透性指标没有满足本发明的范围，因而渗碳钢部件的钢部的硬度并不充分的例子。 

比较例No.22是化学成分的B含量没有满足本发明的范围，因而渗碳钢部件的钢部的硬度并不充分的例子。 

比较例No.23是化学成分的C含量和硬度指标没有满足本发明的范围，因而渗碳用钢的硬度以及极限压缩率并不充分的例子。 

比较例No.24是化学成分的C含量没有满足本发明的范围，因而渗碳钢部件的钢部的硬度并不充分的例子。 

比较例No.25是化学成分的Al含量以及N含量和AlN析出量指标没有满足本发明的范围，因而渗碳用钢的极限压缩率和渗碳钢部件的钢部的硬度并不充分的例子。渗碳用钢的极限压缩率之所以并不充分，是因为N含量较多，从而生成粗大的TiN，其成为冷加工时的破坏的起点。渗碳钢部件的钢部的硬度之所以并不充分，起因于AlN析出量指标的值较小而不能得到因B的添加引起的淬透性提高效果、以及渗碳时由AlN引起的奥氏体晶粒的钉扎效应并不充分而产生粗大粒。 

比较例No.26是化学成分的Al含量超过本发明的范围，因而渗碳用钢的硬度以及极限压缩率并不充分的例子。 

比较例No.27是化学成分的N含量和AlN析出量指标没有满足本发明的范围，因而渗碳钢部件的钢部的硬度并不充分的例子。这起因于不能得到因B的添加引起的淬透性提高效果、以及渗碳时由AlN引起的奥氏体晶粒的钉扎效应并不充分而产生粗大粒。 

比较例No.28是AlN析出量指标超过本发明的范围，因而渗碳钢部件的钢部的硬度并不充分的例子。 

（实验例2） 

作为铸造工序，采用连续铸造对具有表1所示的钢No.B的化学组成的转炉熔炼钢进行铸造，从而得到铸坯。对该铸坯实施均热扩散处理、开坯轧制，从而制成162mm见方的钢材。作为热控制轧制工序，使用该钢材而在表3所示的精轧温度下实施热控制轧制，从而得到与长度方向正交的截断面呈圆形、且其截断面的直径为35mm的棒状热控制轧制钢材。作为骤冷工序，使用在轧制线后设置的水冷装置，对该热控制轧制钢材进行表层部的骤冷，直至表3所示的温度。然后，作为回流换热工序，利用骤冷效果所不能达到的中心部的热而进行回流换热，使得上述表层部的温度再度上升，从而得到渗碳用钢。然后，作为球状化热处理工序（SA工序），进行球状化热处理。 

对于这样制造的渗碳用钢，就各种特性进行了评价。从棒状渗碳用钢的上述截断面距周面的直径1/4深度的位置，采集硬度测定用试验片。从距周面r×0.01的深度位置，采集金属组织观察用试验片。另外，以渗碳用钢的长度方向成为压缩方向的方式，采集极限压缩率测定用试验片（6mmφ×9mm，缺口形状：30度、深度0.8mm、顶端部的曲率半径0.15mm）。回流换热工序后以及球状化热处理工序（SA工序）后的渗碳用钢的硬度、金属组织以及极限压缩率的测定结果如表3所示。 

硬度的测定方法和合格的判定基准与实验例1相同。极限压缩率的测定法和合格的判定基准也与实验例1相同。 

关于金属组织的观察，对回流换热工序后的渗碳用钢实施硝酸乙醇腐蚀，对球状化热处理工序后的渗碳用钢实施苦味醇液腐蚀，然后采用光学显微镜进行观察。铁素体和珠光体的合计分数以及渗碳体的个数和纵横尺寸比采用图像解析来算出。此外，在金属组织中，上述以外的剩 余部分为马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状化渗碳体以及渗碳体等。 

另外，也评价了渗碳特性。渗碳方法、评价方法以及合格的判定基准与实验例1相同。 

如表1以及表3所示，实施例29～36实现了化学成分、硬度指标、淬透性指标以及AlN析出量指标的所有目标，其结果是，满足作为渗碳用钢以及渗碳钢部件所必需的性能。 

产业上的可利用性 

根据本发明的上述实施方式的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法，可提供在渗碳用钢的阶段，冷锻时的变形阻力比以往钢更小、极限加工率较大、而且在渗碳热处理后，具有与以往钢同等的硬化层以及钢部硬度的渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法，因此，在产业上具有较高的可利用性。 

Claims (13)

1.一种渗碳用钢，其特征在于，化学成分以质量％计，含有 

C：0.07％～0.13％、 

Si：0.0001％～0.50％、 

Mn：0.0001％～0.80％、 

S：0.0001％～0.100％、 

Cr：超过1.30％且在5.00％以下、 

B：0.0005％～0.0100％、 

Al：0.070％～0.200％、 

N：0.0030％～0.0100％，而且 

将Ti限制在0.020％以下、 

将P限制在0.050％以下、 

将O限制在0.0030％以下， 

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成； 

所述化学成分中的各元素的以质量％表示的含量同时满足： 

作为硬度指标的下述式1、 

作为淬透性指标的下述式2、以及 

作为AlN析出量指标的下述式3； 

0.10＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al＜0.235(式1) 

7.5＜(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)＜44   (式2) 

0.0003＜Al×(N－Ti×(14/48))＜0.0011   (式3)。 

2.根据权利要求1所述的渗碳用钢，其特征在于： 

所述化学成分以质量％计，进一步含有 

Nb：0.002％～0.100％、 

V：0.002％～0.20％、 

Mo：0.005％～0.50％、 

Ni：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％、 

稀土金属：0.0002％～0.0050％、 

Sb：0.002％～0.050％之中的至少1种； 

所述硬度指标定义为下述式4以代替所述式1，所述淬透性指标定义为下述式5以代替所述式2； 

0.10＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235   (式4) 

7.5＜(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(0.3633×Ni+1)＜44   (式5)。 

3.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于：金属组织以面积％计，合计含有85％～100％的铁素体和珠光体。 

4.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于：金属组织以面积％计，合计含有85％～100％的铁素体和球状化渗碳体。 

5.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于： 

形状为与长度方向正交的截断面呈圆形的棒状或者线状， 

如果将从周面至所述截断面中心的距离以单位mm计设定为r，则从周面至r×0.01的区域的表层部的金属组织以面积％计，将铁素体和珠光体合计限制在10％以下， 

剩余部分含有马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体以及渗碳体之中的至少1种。 

6.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢，其特征在于： 

形状为与长度方向正交的截断面呈圆形的棒状或者线状， 

如果将从周面至所述截断面中心的距离以单位mm计设定为r，则从 周面至r×0.01的区域的表层部的金属组织所含有的渗碳体中，以个数％计，90％～100％是纵横尺寸比为3以下的渗碳体。 

7.一种权利要求1或2所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于，具有以下工序： 

得到铸坯的铸造工序； 

对所述铸坯进行热塑性加工而得到热加工钢材的热加工工序；以及 

在所述热加工工序后，在所述热加工钢材的表面温度为800℃～500℃的温度范围以超过0℃/秒且在1℃/秒以下的冷却速度进行缓冷的缓冷工序。 

8.根据权利要求7所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于：具有对所述缓冷工序后的所述热加工钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。 

9.一种权利要求1或2所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于：具有以下工序： 

得到铸坯的铸造工序； 

控制为表面温度在最终精轧的出口侧为700℃～1000℃的条件而对所述铸坯进行热轧以得到热控制轧制钢材的热控制轧制工序； 

在所述热控制轧制工序后，以所述热控制轧制钢材的表面温度为超过0℃且在500℃以下的方式进行骤冷的骤冷工序；以及 

对所述骤冷工序后的所述热控制轧制钢材进行至少1次以上的回流换热的回流换热工序。 

10.根据权利要求9所述的渗碳用钢的制造方法，其特征在于：具有对所述回流换热工序后的所述热控制轧制钢材进一步实施球状化热处理的球状化热处理工序。 

11.一种渗碳钢部件，其具有钢部、和在所述钢部的外表面生成的厚度超过0.4mm且低于2mm的渗碳层，其特征在于： 

在所述渗碳层中，在距表面深度50μm的位置的维氏硬度为HV 650～HV1000，在距所述表面深度0.4mm的位置的维氏硬度为HV550～HV900，而且在距所述表面深度0.4mm的位置的金属组织以面积％计，含有90％～100％的马氏体； 

对于在距所述表面深度2mm的位置的所述钢部，由权利要求1或2所述的化学成分构成，而且维氏硬度为HV250～HV500。 

12.一种权利要求11所述的渗碳钢部件的制造方法，其特征在于：具有以下工序： 

对所述渗碳用钢实施冷塑性加工而赋予形状的冷加工工序； 

对所述冷加工工序后的所述渗碳用钢实施渗碳处理、或者渗碳氮化处理的渗碳工序；以及 

在所述渗碳工序后，实施淬火处理、或者淬火和回火处理的最终热处理工序。 

13.根据权利要求12所述的渗碳钢部件的制造方法，其特征在于：在所述冷加工工序之后所述渗碳工序之前，进一步具有实施切削加工而赋予形状的切削工序。