CN1530450A - 转动部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种转动部件，使用至少含有0.45～1.5wt％的碳(C)的同时，还含有0.1～0.5wt％的钒(V)与0.3～1.5wt％的铬(Cr)的一种以上的钢材，转动面层是由通过高频加热与冷却所形成的固溶有0.25～0.8wt％的碳(C)的马氏体母相中分散有2～18vol％的渗碳体的在低温下回火的组织所构成。根据本发明，可以提供改善齿面的防烧结性、且在300℃的回火硬度在HRC50以上的各种耐高面压用廉价的高频淬火齿轮等转动部件。

Description

转动部件及其制造方法

技术领域

本发明是涉及由高频淬火法对转动面层淬火硬化，提高耐点状腐蚀强度的齿轮等转动部件及其制造方法。

背景技术

历来，在建筑、土木用机械的减速器等中，从重视高耐面压性(200kgf/mm²以上)的观点，一般使用对SCr、SCM、SNCM等低碳钢实施渗碳淬火或碳氮共渗淬火处理的齿轮，在比较低面压(～150kgf/mm²)条件下使用的情况下，一部分也使用对碳(C)浓度为0.35～0.55wt％的适合于高频淬火的钢(参照日本钢铁协会编，“钢的热处理，修订第5版”，丸善株式会社，p110，表2-38、2-39)实施了高频淬火处理的钢。

作为所述建筑、土木用机械中所使用的齿轮减速器，从进一步提高输出与紧凑化的观点看，希望能够承受更高的面压，同时具有更高强度、更低成本的齿轮。

而且，所述建筑、土木用机械在行走时大多会越过岩石及结构物等障碍物，或一边旋转一边将障碍物掘削，由于这些行走、旋转用的齿轮减速器的齿轮受到冲击的载荷，在渗碳淬火齿轮的情况下有破损的问题。

另一方面，在高频淬火硬化的齿轮中，虽然比渗碳淬火齿轮具有高的韧性，但在上述150kgf/mm²以上的高面压使用的情况下，容易发生点状腐蚀(pitting)、磨伤(scuffing)、以及齿面的磨损等耐面压强度方面不合适的情况。

发明内容

本发明是为了解决上述问题而提出，其目的在于，在伴随着滑动的转动条件下使用的齿轮中，着眼于该耐面压强度在境界润滑下伴随着滑动的局部黏附胶着而引起的磨损与发热而使齿面温度上升到300℃以上的现实，使用通过由转动面的高频淬火而使奥氏体中分散未固溶的微细渗碳体，改善转动时的滑动过程中所发生的局部黏附胶着性，进而大量添加能够有效地提高300℃低温回火下的回火软化抵抗性的铝(Al)和/或硅(Si)的钢材，提供300℃的回火硬度为HRC50以上的各种耐高面压用的廉价高频淬火齿轮等转动部件。进而，提供通过预先在齿面中分散0.1～0.5vol％的在奥氏体中几乎不固溶的钛(Ti)、锆(Zr)、铌(Nb)、钽(Ta)、铪(Hf)中的一种以上的碳化物、氮化物、和/或碳氮化物以改善齿面的防烧结性，而且通过更适当地组合添加铝(Al)和镍(Ni)，使其在高硬度状态下仍有高韧性的转动部件及其制造方法。

对实施了渗碳淬火处理的SNCM815、SCM420、SCr420、SMnB420钢(渗碳表面淬火钢)，在面压375～220kgf/mm²的范围内，对它们的伴随滑动的转动面压强度(点状腐蚀强度)进行了预备调查，结果表明，在10⁷次的旋转下，开始发生点状腐蚀的面压为210kgf/mm²，在各面压下发生了点状腐蚀的转动面最表面层的马氏体相的X射线半高宽减少至4～4.2°，同时在转动面最表面层有显著的软化。

另外，对于将S55C碳钢通过淬火回火处理调整至HRC61～62的碳钢，在面压250kgf/mm²下，对它的转动面压强度进行了预备调查，结果表明，在10⁷次的旋转下，开始发生点状腐蚀的面压大致为180kgf/mm²，在面压250kgf/mm²下发生了点状腐蚀的转动面的马氏体相的X射线半高宽与上述渗碳表面淬火钢大致相同，减少至3.6～4.2°。

进而，对共析碳钢①(0.77wt％碳(C))也进行了对其该转动面压强度的预备调查，结果表明，在10⁷次的旋转下，开始发生点状腐蚀的面压大体为230～240kgf/mm²，与由大体相同的含碳(C)量所构成的所述渗碳表面淬火钢的转动面压强度大体相同，渗碳表面淬火钢由于转动表面的晶界氧化层及不完全淬火层的存在所产生的转动面压强度的偏差而引起下降。

进而，对经球化处理的共析碳钢②(0.85wt％碳(C)、0.43wt％铬(Cr))转动面的高频淬火的面压强度也进行了预备调查，结果表明，在10⁷次的旋转下，开始发生点状腐蚀的面压大体为260～270kgf/mm²，与所述共析碳钢①(0.77wt％碳(C))的转动面压强度相比，达到了高强度化，可知其原因是由于在马氏体相中分散着约2vol％的微细渗碳体颗粒。

进而，基于分散有所述微细渗碳体颗粒(2vol％)的同时能够提高马氏体的硬度的观点看，对含有约1.0wt％的碳(C)与1.5wt％的铬(Cr)的SUJ2从840℃淬火后进行回火使硬度HRC为62.5的钢的转动面压强度也进行了预备调查，结果表明，在10⁷次的旋转下，开始发生点状腐蚀的面压大体为270kgf/mm²，表现出与上述共析钢大体相同的强度，可知发生点状腐蚀的转动面的马氏体相的X射线的半高宽与所述渗碳表面淬火钢的半高宽大体相同，减少至4.2～4.5°。而且，由于所述微细渗碳体颗粒更多的分散，所以实施了球化处理的SUJ2在加热温度920～980℃高频淬火的钢的转动面压强度与上述从840℃淬火的钢相比，强度提高到了290kgf/mm²。可知其原因是由于在转动面马氏体相中分散着约10vol％的渗碳体颗粒。

进而，将含碳(C)量分别为0.46、0.55、0.66、0.77、0.85wt％的碳钢从820℃淬火，在100～350℃各进行3小时的回火，测定了硬度与X射线半高宽，进而，参考已经公开的相关数据(例如“材料”，第26卷280号，p26)进行了讨论，结果表明，马氏体相的X射线半高宽为4～4.2°的硬度大体相当于回火为HRC51～53的状态。例如如果以将渗碳表面淬火钢的表面碳(C)浓度调整为大体0.7～0.9wt％为参考，则可知该回火温度大体相当于300℃。

由以上的预备试验结果可知，齿轮在高面压下啮合时所发生的热引起齿面的最表面部的回火，由此带来的软化使点状腐蚀发生，进而，作为为了得到与渗碳淬火齿轮并列的点状腐蚀强度的指标，在300℃的回火硬度为HRC53以上是必要的。

而且，在对SCM420钢实施渗碳淬火处理的渗碳硬化层的300℃回火硬度，与单纯实施淬火处理的共析碳钢的300℃回火硬度的比较中可知：由于几乎未确认铬(Cr)、钼(Mo)对于回火软化抵抗性的改善，所以为了由高频淬火法给予渗碳淬火齿轮上述的点状腐蚀强度，有必要进行在大体300℃的低温回火中提高回火软化抵抗性的新合金设计，以及，对所述共析碳钢②(0.85wt％碳(C))、SUJ2的转动面压强度有改善作用的、粒径为0.1～1.5μm的微细硬质渗碳体颗粒等在马氏体相中的分散可有效地改善面压强度。

境界润滑状态中伴随滑动的转动面上的防烧结性也能够由硬质渗碳体的分散而得到显著的改善，该转动面的最表面温度的降低与耐磨性的改善的作用是明显的(称为硬质颗粒的分散效果)，已知由0.1vol％以上的硬质颗粒的分散可以得到明显的改善效果。

而且，作为能够耐由所述渗碳淬火而得到的点状腐蚀强度同等以上(面压Pmax＝230kgf/mm²以上)的高频淬火齿轮设计，基于赫兹面压的解析理论，设定了能够耐面压值0.3倍的单振剪切应力(R＝0)的疲劳强度，该计算值大体为53.4，与所述预备试验中从发生点状腐蚀的转动面的马氏体相的X射线半高宽所求出的硬度(HRC＝53)极为一致，而且，由于该硬度由伴随着滑动的转动所发生的摩擦热，转动面的最表面部上升到大体300℃的时刻发生点状腐蚀，因此能够通过设计使300℃回火硬度至少为耐Pmax＝230kgf/mm²的HRC53以上，而开发与渗碳淬火齿轮同等以上的高面压齿轮。

还有，如后面的第二实施形式所述，含碳(C)为0.1～1.0wt％的碳钢的300℃回火马氏体相的硬度由下式记述。

$\mathrm{HRC}=36\×\sqrt{C}(\mathrm{wt}\%)+20.9$

以该硬度为基准研究了各种合金元素对于300℃回火马氏体相的硬度的影响，结果是，300℃回火马氏体相的硬度由下式记述。

$\mathrm{HRC}=(36\×\sqrt{C}(\mathrm{wt}\%)+20.9)+4.33\×\mathrm{Si}(\mathrm{wt}\%)+7.3\×\mathrm{Al}(\mathrm{wt}\%)+3.1\×V$

$(\mathrm{wt}\%)+1.53\×\mathrm{Mo}(\mathrm{wt}\%)+1.2\×\mathrm{Cr}(\mathrm{wt}\%)\×(0.45\÷C(\mathrm{wt}\%))$

显然，特别是浓缩于铁素体的硅(Si)、铝(Al)能够发挥显著的回火软化抵抗性。

基于上述结果，在本发明中对所述钢中各合金成分的含有量(wt％)做了下面的限定。

就是说，在本发明中，开发了具有以下特征的转动部件，使用在至少含有0.45～1.5wt％的碳(C)的同时，还含有0.1～0.5wt％的钒(V)与0.3～1.5wt％的铬(Cr)的一种以上的钢材，转动面层是由通过高频加热与冷却所形成的固溶有0.25～0.8wt％的碳(C)的马氏体母相中分散有2～18vol％的渗碳体的在低温下回火的组织所构成。

还有，所述硬质颗粒分散效果开始起作用通常是在0.1vol％以上，但由于渗碳体的硬度大体为850～1000Hv，与马氏体母相的硬度有很大的差异，所以对于对手材料的侵蚀性小，考虑到所述SUJ2高频淬火转动面层中渗碳体的分散量，明确了0.2～18vol％是有效的，但更优选下限的渗碳体的分散量为2vol％，进一步优选5vol％。而且，其上限的渗碳体的分散量，考虑到为了抑制在所述钢材的熔炼时发生粗大碳化物，以1.5wt％作为上限，计算固溶有所述0.3wt％碳(C)的马氏体母相中分散的渗碳体的量，为18vol％。进而，可知作为所述马氏体相中的下限碳(C)浓度，优选在0.25wt％以上、更优选在0.3wt％以上，使得到在淬火状态下Hv600以上的硬质马氏体相。而且，上限碳(C)含量，是马氏体相硬度饱和的0.8wt％，但考虑到淬火时的开裂性与滑动时的耐热裂纹性，使其小于所使用的钢材的共析碳浓度。更具体地，优选在亚共析碳(C)浓度区域的0.6wt％以下。

而且，由于所述高频淬火时的加热速度与单纯的炉加热的淬火温度相比，为极高的900～1100℃，所以，例如，就难以在调整使用所述高频淬火用钢的转动部件的表面层的马氏体相的碳(C)浓度的同时，形成渗碳体分散的淬火硬化层。为了解决这一问题，在本发明中，使用添加了显著浓缩于渗碳体的合金元素铬(Cr)与钒(V)的钢，在铁素体相(αFe相)和/或奥氏体相(γFe)与渗碳体共存的加热状态，通过实施前热处理使这些钢的渗碳体中铬(Cr)含量至少为2.5wt％，优选能够达到3wt％以上，由此达到在高频淬火加热中阻碍渗碳体相向奥氏体相固溶的作用。

还有，作为在所述高频淬火前的热处理，优选采用的方法有在马氏体与珠光体组织(铁素体+渗碳体)的两相区域的加热处理方法，在珠光体组织形成阶段以例如空冷、炉冷等冷却速度进行缓冷的方法，从Al温度开始在600℃范围内进行恒温处理的方法、以及使渗碳体球化的球化退火处理等(参照前日本钢铁协会编，“钢的热处理”，p44～46)。

进而可知，在共析碳(C)浓度以上的钢中，加热保持在Al温度～Acm温度(奥氏体+渗碳体)的两相区域，使铬(Cr)浓缩于该渗碳体中后冷却，实施前热处理使母相为马氏体、贝氏体及/或微细的珠光体组织也是优选的，而且，也优选在所述加热保持后缓冷到600℃的同时实施分散颗粒状渗碳体和/或珠光体状渗碳体的前热处理。还有，在750～850℃的(奥氏体+渗碳体)两相区域，渗碳体中铬(Cr)的浓度浓缩为奥氏体中铬(Cr)的浓度的8～10倍，例如，在Fe-0.9wt％C-1.56wt％Cr的钢中，通过在820℃的加热保持，成为分散有约2vol％的含11wt％Cr的渗碳体的组织。由后面的叙述可知，通过高频淬火以该状态分散的渗碳体是未固溶残留。

还有，(铁素体+渗碳体)两相组织的渗碳体中铬(Cr)浓度，例如已知在700℃浓缩为铁素体中铬(Cr)浓度的28倍(在600℃加热约为52倍)，该浓缩了铬(Cr)的渗碳体在高频淬火处理的加热中向奥氏体固溶时渗碳体的固溶机理(速度)可以由图1所示的加热温度下的Fe-C-M(M为合金元素)三元相图与该图中所表示的碳(C)的等活度线图(等碳活度线图)的关系来说明。

图1是添加了类似于与碳(C)的亲和力强的铬(Cr)的合金元素的Fe-C-M三元相图的模式图，与图中A点所示组成的钢中的碳(C)的活度相等的碳(C)活度如图中通过A点的细线所示，由M元素的添加使碳(C)活度下降，等碳活度线向右上方移动，与渗碳体的固溶度线相交，与含有与该交点(B点)平衡的M元素的渗碳体的组成点(C点)呈直线连接。

其它的等碳活度线(细线)是根据各碳(C)活度计算的结果，碳(C)浓度越高，碳活度越大，但Fe-C轴(Fe-C二元系)中石墨的固溶度(D点)定义为碳(C)活度Ac＝1。

在所述图1中使用的钢材组成A点，淬火前组织中铁素体与渗碳体的组成分别由E点、F点给出，在急剧加热到淬火加热温度的F点组成的渗碳体的合金元素M在该场所残留，由于仅有扩散性极大的碳(C)急剧向奥氏体中固溶的情况下的，与渗碳体界面局部平衡的奥氏体界面的组成G点的碳(C)活度比钢材组成A点的碳(C)活度要大，所以由化学位的梯度使碳(C)急剧扩散，在固溶渗碳体的位置与原来铁素体的位置，首先碳(C)沿着图1中的碳(C)等活度线而均质化(箭头←→所示)，之后合金元素均匀化。

但是，在钢中添加更多的合金元素(H点)，使渗碳体中浓缩更多的合金元素的情况(J点)下，由于渗碳体合金元素M在该场所残留仅碳(C)固溶时的与渗碳体平衡的奥氏体中碳(C)的活度(K点)比原来A点组成的碳(C)的活度要低，所以可知，碳(C)能够沿着通过K点的等碳(C)活度线在极短的时间内扩散，进行该平衡以上的固溶，在渗碳体完全固溶的时间内，没有从K点沿渗碳体的固溶度线向B点的合金元素的扩散，渗碳体也不能固溶，渗碳体的固溶受合金元素M的扩散速率的支配而急剧减少，而且可知，为了使渗碳体完全固溶的时间，随通过原C点组成的等碳活度线与渗碳体的固溶度线的交点同渗碳体中B点的合金元素浓度差的增大而减缓，可知由高频加热·淬火能够容易地使渗碳体分散。

进而，在实施将奥氏体(γ相)区域的加热控制在数秒之内的高频加热·淬火处理的情况下，所述渗碳体以未固溶状态分散的马氏体母相中的碳(C)浓度，与通过碳(C)扩散支配的K点的等碳活度线上的I点的合金成分相对应位置的碳(C)浓度大体相等，得到与此相对应的马氏体的硬度，该马氏体相组成的淬硬性由原来铁素体中的合金浓度(I点)与所述碳(C)浓度所决定，可知比由钢材的组成(H点)所计算的淬硬性(DI值)有大幅度的降低。而且可知，淬火前组织的渗碳体中合金元素的浓缩越大，该淬硬性所下降的比例也越大，铬(Cr)、锰(Mn)、钼(Mo)等易于浓缩于渗碳体的合金元素对该淬硬性的下降起着显著的作用。

更具体地，使用图2所示的Fe-C-Cr三元相图与等碳活度线图(在1000℃)，对迅速加热至1000℃而进行了淬火处理的高频淬火的情况做以下的讨论。

(1)渗碳体急速固溶的情况(渗碳体中铬(Cr)浓度低的情况)

对图2中A点(0.8wt％的碳(C)，0.4wt％的铬(Cr))所示的钢，在(渗碳体+铁素体)共存区域的700℃进行充分的加热，得到B点(渗碳体，2.6wt％铬(Cr))与C点(铁素体，0.09wt％铬(Cr))的组成，在这种状态下，例如由高频加热急速加热到奥氏体状态的1000℃，虽然B点、C点都发生向A点的均匀化，但如上所述，在B点的渗碳体中的合金元素几乎未向奥氏体中扩散期间，碳(C)经过D点向具有铁素体组成的奥氏体(C点)如箭头(↑↓)所示急剧扩散，渗碳体固溶之后，在通过A点的碳(C)的等活度线(等碳活度线)上平衡化，其后通过由加热使铬(Cr)元素向A点的均匀化能够更迅速地达到渗碳体的固溶，马氏体母相中的碳(C)浓度也几乎与A点的碳(C)浓度相同，所以可以得到更高硬度的马氏体。

(2)渗碳体的固溶大幅度延迟的情况1

对图2中E点(0.8wt％的碳(C)，1wt％的铬(Cr))所示的钢，在铁素体与渗碳体共存区域的700℃进行充分的加热，得到G点(铁素体，0.24wt％铬(Cr))与F点(渗碳体，6.61wt％铬(Cr))的组成，在这种状态下，例如由高频加热急速加热到奥氏体状态的1000℃，与上述例相同，发生F点向H点的固溶，但由于H点(与渗碳体固溶情况的渗碳体具有等碳(C)活度关系的奥氏体界面)的碳(C)的活度比原来E点的碳(C)的活度要低，所以可知，首先在渗碳体由碳(C)扩散控制机制固溶至通过H点的等碳活度线之后，与渗碳体平衡的γ相组成(H点)就沿着渗碳体的固溶度线，伴随着与E点具有等碳(C)活度关系的渗碳体的固溶度线上I点的铬(Cr)的扩散而固溶渗碳体，奥氏体(γ)的组成到达I点的时刻渗碳体完全固溶。而且可知，淬火后的马氏体母相中碳(C)的浓度为0.6wt％，铬(Cr)的浓度为0.24wt％。可知在非常硬的马氏体相中分散有未固溶状态的约3vol％的渗碳体，马氏体相的淬硬性(DI值)下降至钢材组成(E点，0.8wt％的碳(C)，1wt％的铬(Cr))的DI值的约1/5。而且，由于在未固溶的渗碳体周围的溶解部是高碳(C)浓度，高合金浓度，所以在未固溶的渗碳体周围容易形成稳定的残留奥氏体相，同时，能够抑制从未固溶的渗碳体界面的不完全淬火层的形成。

(3)渗碳体的固溶大幅度延迟的情况2

所述(2)的情况下的H点，与渗碳体不同的Cr₂C₃碳化物与奥氏体(γ相)平衡，假定在渗碳体的固溶过程中非平衡的渗碳体与奥氏体(γ相)两相平衡成立，但在该渗碳体的固溶过程中，到通过Cr₂C₃碳化物的固溶度线上J点的等碳活度线(约0.2)为止，渗碳体的固溶由碳(C)扩散所控制，但就其以后的渗碳体的固溶而言，为使在渗碳体消失之前没有必要形成Cr₂C₃碳化物，对奥氏体(γ相)界面组成附加了至少要达到Cr₂C₃碳化物不析出也可以的(奥氏体(γ相)+渗碳体+Cr₂C₃)三相共存区域的K点的约束条件，所以渗碳体的固溶更为延迟。可知这种情况下由所述高频加热、淬火所得到的马氏体母相中碳(C)的浓度约为0.45wt％，硬质的(HRC57～61)马氏体母相中以未固溶状态分散有约5vol％的渗碳体。

还有，从上述的讨论结果可知，在1000℃的加热条件下，渗碳体发生显著延迟的界限点是渗碳体中的Cr浓度浓缩至约3wt％的情况，900℃加热的条件下是约为2.5wt％，所以例如，在对含碳(C)0.55wt％，含铬(Cr)0.3wt％的钢在700℃加热的情况下，可计算出渗碳体中的铬(Cr)的浓度[铬(Cr)浓度]＝αKCr×钢中的铬(Cr)浓度/(1-(钢中的碳(C)浓度/6.67)×(1-αKCr))为2.6wt％，所以可知铬(Cr)的下限添加量大体为0.3wt％，优选为0.4wt％以上。这里，αKCr是表示铁素体与渗碳体之间铬(Cr)的浓缩性的分配系数，定义分配系数αKM＝渗碳体中M元素浓度(wt％)÷铁素体中M元素浓度(wt％)，可知700℃时各合金元素的分配系数为

αKCr＝28，αKMn＝10.5，αKV＝9.0，αKMo＝7.5，αKW＝2.0，αKNi＝0.34，αKSi、αKAl0。

可知铬(Cr)是各种合金中最向渗碳体浓缩的元素。

进而，为了将所述900～1100℃的高频加热淬火法适用于转动部件，必须将该淬火后在140℃以上低温回火处理的马氏体母相的硬度至少提高到HRC55以上，由此可知马氏体母相中的碳(C)浓度应为0.3wt％以上，所以应将渗碳体中的平均铬(Cr)浓度调整为10wt％以下(例如图2中L点)。因此，在本发明中，将高频淬火前组织的渗碳体中平均铬(Cr)浓度调整在2.5～10wt％的范围内。

而且，在所述(奥氏体+渗碳体)两相区域加热保持状态下的渗碳体中的铬(Cr)浓度被浓缩为约11wt％，由高频淬火使这些渗碳体以未固溶状态分散，作为高频淬火前的组织处于与铁素体平衡的渗碳体析出的状态，本发明是由这些渗碳体中的平均铬(Cr)浓度所定义，明确是为了使马氏体母相中的碳(C)浓度为0.3wt％以上。而且，优选使马氏体母相中的碳(C)浓度为0.4wt％以上，以进一步提高面压强度。此时渗碳体中合适的平均Cr浓度为2.5～9wt％。

而且，由所述碳(C)扩散速率控制的扩散固溶时的马氏体母相中的碳(C)浓度大致为0.8wt％以上时由所述高频加热淬火所残留的奥氏体的量过多，马氏体相的硬度达到饱和，所以优选将该碳(C)浓度调整为0.3～0.8wt％。由此可知，当未固溶的渗碳体的量为1～18vol％时，钢材中碳(C)含量应在0.45～1.5wt％的范围，更优选能够为0.53～1.5wt％。

所以，在添加0.53～1.5wt％的碳(C)时，作为铬(Cr)的含量优选在1.8wt％以下，从经济的观点来看优选被调整为1.5重量％以下。进而，如后面所述，将所述钢材用作齿轮用钢材，在制造由高频淬火沿着齿形而形成淬火硬化层的齿轮的情况下，为了抑制分散有渗碳体的马氏体相(高频加热状态下为奥氏体相)的淬硬性，优选使用0.8wt％以下的铬(Cr)。

进而，所述铁素体与渗碳体之间合金元素的分配系数αKM大的钒(V)、铬(Cr)、钼(Mo)、钨(W)等，不仅浓缩于渗碳体的倾向大，而且与所述(3)的关系中记载的Cr₇C₃化合物的存在同样，由于存在有Fe₂₁Mo₂C₆、V₄C₃、WC等特殊碳化物的存在，所以需要进行与Cr₂C₃同样的讨论，将渗碳体中钒(V)、钼(Mo)、钨(W)浓度分别调整为0.3wt％的钒(V)、1wt％的钼(Mo)、1wt％的钨(W)以上。结果是，由于发现了添加0.1wt％以上的钒(V)、0.3wt％以上的钼(Mo)、及0.5wt％以上的钨(W)能够延缓所述渗碳体的固溶，所以在本发明中优选至少添加0.3wt％以上的铬(Cr)和/或0.1wt％以上的钒(V)、根据需要将钼(Mo)及钨(W)复合添加。

进而，钒(V)的含量超过0.3wt％时，在高频淬火后的马氏体母相中会残留有V₄C₃，而且，从V₄C₃能够显著发挥所述硬质颗粒分散效果(～0.4vol％)可知，优选钒(V)的添加量范围为0.1～0.5wt％。

而且，虽然锰(Mn)比钒(V)、钼(Mo)的αKMn大，是显著浓缩于渗碳体中的元素，但在奥氏体状态下没有特殊碳化物的存在，且在通常添加的钢的组成范围(～1.5wt％)内(渗碳体中～8.5wt％Mn)，由阻碍渗碳体的碳(C)的流出的锰(Mn)引起的活度的下降也不显著，所以可知锰(Mn)的合适添加量为1.5wt％以下。而且，如后面所述，在适用于沿着齿形而形成淬火硬化层的齿轮部件的情况下，为了抑制马氏体的淬硬性，优选使用0.5wt％以下。

还有，所述渗碳体与铁素体之间的分配系数αKM是在如上所述的700℃充分加热时的分配系数，例如在加热温度下降到600℃时，虽然这些分配系数变得更大，铬(Cr)、锰(Mn)、钒(V)、钼(Mo)更向渗碳体中浓缩，但由于在加热时间过短的情况下不能充分地浓缩，所以可知，优选预先在钢的共析温度以下进行加热处理。

进而，可知所述转动面层的马氏体母相中分散的渗碳体，即使是珠光体组织中的板状渗碳体及粗大颗粒状渗碳体(平均粒径1.5～3μm)，转动面强度也能够很好，单从齿轮等对于弯曲应力的强度的观点，以及从避免由后面所述的喷丸硬化处理(shot peening)导致的渗碳体破损的观点看，可知优选通过高频淬火的前处理，使渗碳体成为颗粒状，微小化至平均粒径为1.5μm以下，该渗碳体颗粒的微小化优选添加αKM、γKM大的元素，以及向渗碳体浓缩倾向大的铬(Cr)。

而且，如上所述，在将高频淬火前的组织处理为渗碳体球状化组织的情况下，在由材料调质(淬火回火热处理)而达到球状化时，由于需要临时形成深的马氏体层，所以必然要求使用淬硬性高的钢，在本发明中优选通过球化退火处理而实施。而且，在多量添加显著提高共析温度(Al温度)的硅(Si)、铝的钢中，由于能够提高材料调质的回火温度或球化温度，所以具有其热处理时间能够大幅度缩短的特征。

还有，在将所述转动部件适用于齿轮的情况下，由于由所述渗碳体所引起的内部缺口的作用有使齿根的弯曲疲劳强度下降的危险性，所以在本发明中，即使是在将所述转动面层高频淬火之后，在转动面中分散着1vol％以上的平均粒径为0.1～1.5μm的粒状渗碳体，且仍残留有10～60vol％的残余奥氏体相，以减低渗碳体的内部缺口的作用，提高韧性，进而将原奥氏体的粒径细化为ASTM10号以上，且附加50kgf/mm²以上的压缩残余应力作为对策。进而通过对由齿尖、节圆、齿根、齿底所构成的齿形表面层实施喷丸硬化处理等物理加工处理，使在转动层的最表面部确实赋予50kgf/mm²以上的压缩残余应力。而且，进而通过对齿的端面部也实施喷丸硬化处理等物理加工处理，防止从端面部的淬火境界部的剥落破损。

而且，在滑动性大，容易产生擦伤(scoring)等破损问题的齿轮部件中，在有必要由润滑油改善滑动面的润滑性的情况下，由于所述马氏体母相中分散为珠光体组织状的渗碳体的分散有利于齿面的油袋的形成，所以在本发明中，开发了以在转动面至少含有珠光体状板状渗碳体为特征、防烧结性及耐磨性优异的转动部件。所述油袋是在由比马氏体相硬的板状渗碳体所夹持的马氏体相部存储油，改善润滑性的地方。

而且，在马氏体母相中分散有珠光体组织状渗碳体的转动部件中，容易想象出对于齿轮与齿轮的啮合时的振动的减振性优异，可知本发明的转动部件是适合于减振性优异的齿轮部件。还有，在所述马氏体母相中分散有珠光体组织状的板状渗碳体的组织的转动面点状腐蚀强度与分散有颗粒状的渗碳体组织的点状腐蚀强度相比，显示出优异的耐久性，这明显是由于转动滑动面的润滑性得到了改善，而且，即使是对于高负荷的轴承部件也是适用的，这都包含在本发明内。

实施利用所述高频淬火的转动部件，此时加热均匀化的时间大多在数秒以内，如前面所述，在浓缩有铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、锰(Mn)渗碳体高频淬火的情况下，由于马氏体母相中合金元素的均匀化大多几乎没有进展，回火软化抵抗性下降，所以未充分发现由渗碳体对所述转动面强度的颗粒分散效果，由于与渗碳淬火转动部件相比也有其面压强度不能得到改善的危险性，所以在本发明中，几乎不浓缩于渗碳体中，而是有效地残留于马氏体母相中，提高马氏体母相的回火软化抵抗性，开发了使用以下钢材的高频淬火转动部件。该钢材的特征为，将调整为含有0.5～3.0wt％的硅(Si)或0.25～1.5wt％的铝中的任一种，或含有0.5～3.0wt％的(硅(Si)+铝(Al))，进而含有铬(Cr)、钼(Mo)、铜(Cu)、钨(W)、硼(B)、钙(Ca)中一种以上的合金元素，与磷、硫、氮、氧等不可避免的杂质，其余部分为铁，同时，满足关系式

5≤4.3×硅(Si)(wt％)+7.3×Al(wt％)+3.1×V(wt％)+1.5×Mo(wt％)+1.2×Cr(wt％)×(0.45÷碳(C)(wt％))的钢材在淬火处理或高频淬火处理后实施300℃以下的回火处理，使其表面硬化层即使经过300℃的回火处理也能够确保HRC50以上的硬度。

而且，在本发明中，由于添加了多量的硅(Si)、铝(Al)等铁素体稳定化元素，所以首先有必要检讨高频淬火时铁素体相残留于淬火硬化层中的危险性，如图3所示，可知在添加了3wt％的硅(Si)的钢中，优选通过碳(C)含量为0.35wt％以上，更优选碳(C)含量为0.45wt％以上，使得在高频淬火时的加热温度(900～1100℃)下能够充分奥氏体化。而且，在添加铝以取代硅(Si)的情况下，由于铝具有硅(Si)的2倍以上的铁素体稳定化能力，所以可知在本发明中优选铝的添加上限为1.5wt％。

作为上述高频淬火的前组织，即使是(铁素体+珠光体)组织，在存在粗大的铁素体的情况下，难以由短时间的高频加热被均匀化，所以优选像本发明这样，含有所述Ti、V、Zr、Nb、Ta、Hf的碳化物、氮化物，且使(铁素体+珠光体)组织细化，抑制发生粗大的铁素体或者将钢中的碳量调整在0.6重量以上。

还有，由钛(Ti)、锆(Zr)、铌(Nb)、钽(Ta)、铪(Hf)中一种以上的合金元素所构成的碳化物、氮化物、和/或碳氮化物，与所述渗碳体相比，高频加热时几乎不固溶于奥氏体，且极为硬质，是对于钢的防烧结性极为优异的化合物，所以可知由这些元素的微量添加能够使奥氏体晶粒细化，以及取代渗碳体取得优异的所述硬质颗粒的分散效果，在本发明中考虑到经济性，以0.2wt％作为添加上限。

而且，例如在所述硬质颗粒为TiC的情况下，TiC的比重大约为4.9gr/cm³，所以通过添加0.2wt％的钛(Ti)能够形成0.25wt％的TiC，可知其体积(0.4vol％)对于对手滑动材料的侵蚀性很小。

而且，为了有效地改善所述转动面的防烧结性与耐磨损性，优选在所述钢的熔炼阶段所析出分散的碳化物、氮化物、和/或碳氮化物比较大，作为它们的平均粒径，在高速钢中的碳化物分布优选为0.1μm以上，且在考虑到滑动时对于对手材料的侵蚀性的情况下，优选为5μm以下。

锰(Mn)、铬(Cr)、钼(Mo)能够显著提高钢的淬硬性，容易引起在含有高浓度的碳(C)(一般0.55wt％以上)的钢中增大高频淬火时的淬裂性，以及在齿轮的节圆的硬化深度过深、穿透淬火的情况下，由于在该节圆位置的齿面表面产生残余拉伸应力，所以容易产生使齿面强度下降的问题。所以，在本发明中，通过所述球状化热处理及在Al～550℃(铁素体+渗碳体)两相区域的加热处理，使铬(Cr)、锰(Mn)、钼(Mo)浓缩于渗碳体中，使铁素体中的铬(Cr)、锰(Mn)、钼(Mo)浓度大幅度降低，通过残留该渗碳体的所述高频淬火时的加热而大幅度减低仅固溶有0.25wt％以上的碳(C)的奥氏体相的淬硬性，控制淬裂性与残余拉伸应力的的发生，至少使齿轮节圆的硬化深度不发生穿透淬火，作为此，从热处理计算，对此时齿轮的模数(M＝节圆长度÷齿数(mm))与DI值(英寸)的关系进行了解析，得到了具有满足下式的条件的所述奥氏体相的淬硬性(DI值)的结果。

DI≤0.12×M+0.2

例如，根据上式的关系，在M＝6的齿轮中，为了由高频加热而形成具有DI＝0.92(英寸)以下的淬硬性的所述奥氏体相，可以通过所述的对铁素体中的合金元素浓度的调整而达到。由于在实际中，作为大量使用的齿轮尺寸都是M≤6，所以在本发明中可知，在使马氏体相中的固溶碳(C)含量为0.3～0.8wt％的情况下，优选作为原铁素体相的马氏体相中含有0.05～0.2wt％的铬(Cr)、0.1～0.3wt％的锰(Mn)、0～0.1wt％的钼(Mo)，进而，在350℃的回火提高软化抵抗性的情况下，优选调整含有0.5～2wt％的硅(Si)，使DI＝0.92以下。

而且，更具体地，可知，利用不可避免地含有至少0.53～1.5wt％的碳(C)、与0.3～1.5wt％的铬(Cr)和/或0.1～0.3wt％的钒(V)，且控制锰(Mn)为0.2～0.5wt％，Si为0.5～2wt％，调整钼(Mo)及钨(W)分别为0.2wt％以下范围的钢材。而且，在更重视耐磨性与耐面压强度的情况下，优选利用不可避免地含有至少1.2～1.5wt％的碳(C)、与0.6～1.5wt％的铬(Cr)和/或0.1～0.3wt％的钒(V)，且控制锰(Mn)为0.2～0.5wt％，Si为0.5～2wt％，调整钼(Mo)及钨(W)分别为0.2wt％以下范围的钢材。

还有，在本发明的转动部件用和/或齿轮部件用的钢材中，由于含碳(C)量高，所以其部件的机械加工是不经济的，特别是0.6wt％碳(C)以上的珠光体组织状的板状渗碳体分散的所述部件等在经济上是不利的，在这种情况下，可以开发这样的转动部件用及/或齿轮部件，其特征在于：利用含碳(C)量为0.1～0.45wt％，其它合金元素在所述第一发明到第十五发明中任一项的范围内的钢材，对所述钢材进行机械加工，其后通过进行渗碳和/或碳氮共渗，调整使表面的碳(C)浓度至少为0.6～1.5wt％，碳(C)浓度为0.45wt％的位置距表面0.4mm以上，之后，进行所述颗粒状和/或珠光体状的渗碳体分散处理，使铬(Cr)浓缩于这些渗碳体，进行高频淬火处理。在本发明中，利用至少含有0.1～0.45wt％的碳(C)，同时含有0.1～0.5wt％的钒(V)及0.3～1.5wt％的铬(Cr)中的一种的钢材，通过进行渗碳或碳氮共渗，调整使转动面表面的碳(C)浓度至少为0.6～1.5wt％，碳(C)浓度为0.45wt％的位置距表面0.4mm以上，转动面层以由高频淬火所形成的、固溶有0.25～0.8wt％碳(C)的马氏体母相中分散有2～18vol％的渗碳体、由低温度回火组织所构成为特征。还有，优选该马氏体母相中的上限碳(C)浓度小于利用的钢的共析碳(C)浓度，或者是为0.6wt％，这一点与前述相同，进而，关于铬(Cr)向渗碳体中的浓缩也与前述相同。而且，考虑到转动面压作用时计算的最大剪断应力深度与该应力的分布，将所述0.45wt％碳(C)浓度位置设在0.4mm以上。

作为使用至少含有0.45～1.5wt％的碳(C)，同时含有0.1～0.5wt％的钒(V)及0.3～1.5wt％的铬(Cr)中的一种以上的钢材的转动部件的制造方法，本发明的特征为，具有：进行加热处理，使该钢材中的渗碳体的铬(Cr)的平均浓度为2.5～10wt％的铬(Cr)浓化处理工序；加热时间在10秒以下从Al以下的温度感应加热到900～1100℃的淬火温度、急冷的高频淬火处理工序；以及在100～300℃的温度下进行加热的回火处理工序。由此，开发了制造由固溶有0.25～0.8wt％碳(C)的马氏体母相中分散有2～18vol％渗碳体的低温回火组织所构成的转动部件的方法。这里，通过使该钢材中的渗碳体的平均铬(Cr)浓度为2.5～10wt％的热处理铬(Cr)浓化处理工序，与加热时间在10秒以下从Al以下的温度到900～1100℃的淬火温度的感应加热、急冷的高频淬火处理工序，考虑到渗碳体的向奥氏体的固溶速度的延迟与生产性，确保了在奥氏体中的充分的碳(C)扩散时间。而且，所述铬(Cr)浓化处理工序，以在加热温度为Al温度～900℃的[渗碳体+奥氏体]两相区域的加热处理和/或在加热温度为300℃～Al温度[渗碳体+铁素体]两相区域的加热处理为特征，进而，其特征还有，具有所述钢材至少含有0.8～1.5wt％的碳(C)，在所述铬(Cr)浓化处理工序的铬(Cr)向渗碳体浓缩的加热温度为Al温度～900℃的[渗碳体+奥氏体]两相区域的加热处理之后，通过实施缓冷或冷却到Al温度以下与再加热到Al温度以上，而分散平均粒径为0.1～1.5μm的粒状渗碳体的粒状化处理工序。这里，所谓高频淬火处理工序的急冷，是指为了使加热到既定温度的转动部件的表面层奥氏体化而由具有必要冷却能力的冷却剂(例如水、水溶性淬火液、油等)进行冷却。

进而，在所述高频淬火处理工序之前，有在300℃～Al温度的加热温度进行预备加热的前加热处理工序，以使从齿轮表面的感应加热深度尽量地浅，由高频淬火在齿轮节圆位置的淬火硬化深度不发生穿透淬火，沿该齿形形成淬火硬化层，所述高频淬火处理工序的从Al温度以下的温度到900～1100℃的淬火温度的加热速度为50℃/sec以上，以此为特征控制淬火时的淬裂及淬火变形等。

进而，作为使用至少含有0.1～.45wt％的碳(C)，同时含有0.1～0.5wt％的钒(V)及0.3～1.5wt％的铬(Cr)中的一种以上的钢材的转动部件的制造方法，在本发明中的特征为，具有：调整滑动面表面的碳(C)浓度为0.6～1.5wt％，碳(C)浓度为0.45wt％的位置自表面的深度为0.4mm以上的渗碳或碳氮共渗工序；进行使渗碳或碳氮共渗层中的渗碳体的平均铬(Cr)浓度为2.5～10wt％的加热处理的铬(Cr)浓化处理工序；和/或通过实施缓冷或向Al温度以下的温度冷却与向Al温度以上的再加热，使平均粒径为0.1～1.5μm的粒状渗碳体分散的粒状化处理工序；加热时间在10秒以下并从Al温度以下的温度到900～1100℃的淬火温度进行感应加热、急冷的高频淬火处理工序；以及在100～300℃的温度加热进行回火处理的工序。由此，由于能够使用比所述钢材含碳(C)量少的钢材制造转动部件，所以例如改善关于齿轮部件的机械加工的经济性的同时，由于不需要为了所述急剧加热的高价的高频淬火设备，所以能够对其经济性加以改善，这是优选的。这里，更优选的转动面表面的碳(C)浓度为0.9～1.5wt％。

进而，还可以具有这样的特征，即，在所述高频淬火处理工序之后，具有使在转动部件的一部分或全部的表面层上产生50kgf/mm²以上的压缩残余应力的喷丸硬化处理等物理加工处理工序。由此，能够提高转动部件表面层的弯曲疲劳强度与点状腐蚀强度。

还有，对所述各发明中各合金元素的作用进行了归纳，记述如下。

硅(Si)：0.5～3.0wt％

硅(Si)是在300～350℃以下的低温回火温度区域显著提高回火软化抵抗性的元素，作为其提高回火软化抵抗性的机制是通过使低温析出的ε碳化物更为稳定化，使渗碳体的析出更向高温侧移动而表现出防止软化。

硅(Si)的下限添加量，由于1wt％的硅(Si)的300℃回火的软化抵抗性ΔHRC为4.3，以及由0.55wt％的碳(C)所求出的300℃回火的基础硬度HRC为47.6，所以为了确保300℃回火硬度HRC为50的硅(Si)的添加量约为0.5wt％，进而，从0.15wt％的硅(Si)共存情况下的铝的添加量约为0.25wt％，以此设定了硅(Si)、铝(Al)的下限添加量。

而且，为了使在所述的碳(C)含量为0.3～0.8wt％的范围内，Ac3***温度不超过900℃，为了使高频淬火温度不过高，该硅(Si)的上限量设为3.0wt％。但由于在渗碳、碳氮共渗处理后由油淬火的情况下，需要该钢材的含碳(C)量在0.2～0.8wt％的范围，所以可知，为了使高频淬火温度不过高，优选该上限值抑制为2wt％。

铝(Al)：0.25～1.5wt％

铝(Al)显示出强的脱氧作用，并且由于具有强的将钢中含有的杂质元素P、S从晶界排斥的作用，所以对钢的净化是有效的，进而，在本发明中，确认了铝(Al)是比硅(Si)更提高低温回火软化抵抗性的元素(ΔHRC＝7.3)，并具有这样的特征，即在单独添加铝的情况下为0.25～1.5wt％，由0.15～1.5wt％的铝置换硅(Si)的一部分而利用的情况下(硅+铝)为0.5～3.0wt％。如前所述，由于铝是比硅(Si)更强力的铁素体稳定元素，具有把Ac3点温度相对于硅(Si)约提高1.6倍的作用，所以其最大的添加量为1.5wt％以下(2.5wt％/1.6)。而且，可知，为了使淬火温度不过高，优选将该上限值抑制为1wt％。

镍(Ni)：

在日本专利2002-240967号公报中已经报告了通过所述添加量的铝与镍(Ni)：0.3～2.5wt％的共存，发现了具有显著的强韧化的作用，特别是，含有0.6wt％及1.2wt％碳的高硬度马氏体组织表现出优异的夏比(Charpy)冲击特性，对齿轮的耐冲击载荷有显著的改善，作为齿轮材料是有效的。由于镍(Ni)的添加使钢材价格提高，所以在本发明中将其定为1.5wt％以下。

铬(Cr)：

铬(Cr)是显著提高钢的淬硬性的元素，但在利用高频淬火法对齿轮的齿面部进行淬火硬化的情况下，仅对由高频加热方法加热到Ac3***温度以上的表面层部进行急速冷却即可，所以作为齿轮材料的淬硬性(DI值)，没有必要超出通常碳钢水准的淬硬性DI值：2.0英寸以上，如上所述，作为无渗碳体分散的齿轮材料，为了减轻其淬裂性，大多将铬(Cr)调整为0.5wt％以下，但如上所述，在由高频淬火法使渗碳体分散的情况下，为了残留微细的渗碳体，优选添加0.3～1.5wt％的铬(Cr)。而且，在这种情况下，优选通过渗碳体的球化处理，使铬(Cr)充分地浓缩于渗碳体中，抑制高频加热时所发生的合金元素向奥氏体中的固溶，通过实质性地抑制奥氏体的淬硬性而抑制其淬裂性，但也优选由对淬硬性几乎没有影响的钒(V)实现渗碳体的分散，而使铬(Cr)的添加量在0.5wt％以下。

锰(Mn)：

由于锰(Mn)不仅表现出显著的脱硫作用，而且如上所述，还是能够显著提高钢的淬硬性的元素，所以根据目的添加适当的量，在利用高频淬火的本齿轮部件中，为了调整所述马氏体相的淬硬性，优选将锰(Mn)抑制为0.2～0.5wt％，积极地添加0.5～2wt％的硅(Si)以提高回火软化抵抗性。

钼(Mo)：

由于钼(Mo)是提高钢的淬硬性的有效元素，同时又是抑制回火脆性的元素，所以在本发明中添加与通常表面淬火SCM钢同样水准的0.35wt％以下的范围，在所述适用高频淬火法的转动部件中，添加0.3wt％以上就能够延缓高频加热时渗碳体向奥氏体中的固溶，考虑到其作用与经济的观点，可知它不是不可欠缺的元素，所以抑制在0.2wt％以下使用。关于钨(W)也几乎同样。

还有，在利用高频淬火法对齿轮齿面部进行淬火硬化的情况下，仅将由高频加热而加热到Ac3***温度以上的表面层部进行淬火硬化即可，所以作为齿轮材料的淬硬性(DI值)没有必要超越普通碳钢水准的淬硬性2.0英寸以上，具有能够利用廉价钢材的特征，所以可知，在本发明中优选将锰(Mn)、铬(Cr)的添加量调整为更低，调整硅(Si)、铝、镍(Ni)、钼(Mo)、钒(V)等合金元素，使钢材的DI值在2.0英寸以下。

由上述可知，根据本发明，能够提供在高面压下转动面的防烧结性优异、进而可提高耐点状腐蚀强度的转动部件。

附图说明

图1是使用Fe-C-M系相图和碳的等碳活度线图的向γ相的固溶机制图。

图2是Fe-C-M系的等碳活度线图。

图3是表示对于Fe-3wt％的合金元素的影响的状态图(相图)。

图4是表示辊点状腐蚀试验用的试验片的图，4(a)为小辊试验片，4(b)为大辊试验片。

图5(a)是表示高频加热温度与淬火硬度关系的图，图5(b)是表示高频加热温度与马氏体碳(C)浓度(6℃/sec)关系的图，图5(c)是表示高频加热温度与θ相体积百分数关系的图。

图6是表示辊点状腐蚀强度的预备试验结果的图。

图7是表示回火硬度的实测值与计算值比较的图。

图8是表示本发明转动部件的点状腐蚀强度的图。

图9是表示定速摩擦磨损试验片形状的图。

图10是表示高速高频淬火组织的照片，10(a)是表示颗粒状渗碳体分散的淬火硬化组织，10(b)是表示珠光体组织状渗碳体分散的淬火硬化组织。

具体实施方式

下面参照附图对本发明的转动部件及其制造方法的具体实施方式加以说明。

[实施例1：淬火回火碳钢及表面渗碳淬火钢的点状腐蚀强度(预备试验)]

在本实施例中，为了调查在齿轮的齿面伴随滑动的转动疲劳强度，使用图4所示的试验片进行了辊点状腐蚀试验，调查了各种淬火回火碳钢及表面渗碳淬火钢的点状腐蚀强度。表1给出了在本实施例中所使用的各种碳钢及渗碳钢的化学成分，各种钢材在加工成图4(a)所示的小辊形状之后，试样No.1、2、4在820℃加热30分钟后水淬，160℃回火3小时，供试验用。而且，试样No.3及4在材料调质处理后使用40kHz的高频电源对转动面进行淬火硬化，并实施了与上述同样的回火处理。进而，试样No.5在进行930℃5小时的渗碳处理(碳势0.8)后冷却至850℃，在850℃保温30分钟后在60℃的淬火油进行淬火，之后进行与上述同样的回火处理

                                      表1

	C	Si	Mn	Ni	Cr	Mo	备注
								No.1	0.55	0.23	0.71				S55C
No.2	0.77	0.21	0.74				共析碳钢(1)
								No.3	0.85	0.22	0.81		0.43		共析碳钢(2)
No.4	0.98	0.27	0.48		1.47		SUJ2
								No.5	0.19	0.22	0.75		0.97	0.15	SGM420H

还有，对试样No.4的经球化处理的SUJ2由高频加热在800℃以上的温度区域以5℃/sec的升温速度比较缓慢地升温，在既定的加热温度保持约5秒后水淬，对此时的淬火层硬度、马氏体中的碳(C)浓度、未溶的渗碳体量的关系等进行调查的结果示于图5(a)、(b)、(c)。由该图可知，由于铬(Cr)向渗碳体的浓缩，使渗碳体向奥氏体的固溶延迟，为了得到充分硬度的马氏体，需要设定至少900℃以上的加热温度，由于即使是在将加热温度提高到1000℃的情况下，也有6vol％以上的渗碳体以未固溶的状态而残留，所以对试样No.3、No.4在950～980℃的高频淬火温度下进行高频淬火处理之后，进行了160℃3小时的回火。此时所残留的渗碳体的量，试样No.3为2vol％，试样No.4为10vol％。

而且，大辊使用了将试样No.4的SUJ2材料在820℃加热30分钟后水淬、160℃3小时的回火的材料，辊点状腐蚀试验是在用70℃的#30发动机润滑油润滑的情况下，小辊转数为1050rpm，大辊(负载辊)转数为292rpm，给予40％的滑动率，面压为375～220kgf/mm²等条件下施加载荷而进行的。

图6是表示对在各种面压下发生点状腐蚀的重复次数所归纳的结果，在图中用实线表示将作为基准的表面渗碳淬火钢在各面压下的最小重复次数连接起来的寿命线，在将发生点状腐蚀的重复次数为10⁷时的面压定义为转动面疲劳强度的情况下，可知其点状腐蚀强度约为210kgf/mm²。而且，以同样的整理方法进行讨论，试样No.1的点状腐蚀强度约为175kgf/mm²，试样No.2的点状腐蚀强度约为240kgf/mm²，试样No.3(高频淬火)的点状腐蚀强度约为210kgf/mm²，试样No.4的点状腐蚀强度约为270kgf/mm²，试样No.4(高频淬火)的点状腐蚀强度约为290kgf/mm²，可知由高频淬火，分散有约2vol％与约10vol％的渗碳体颗粒的试样No.3、试样No.4的转动面疲劳强度有显著的改善。进而，表面渗碳淬火钢的偏差较大，是因转动面在渗碳时的晶界氧化、不完全淬火层的存在、残留奥氏体的量多等的缘故，并且在对平均点状腐蚀发生次数进行比较的情况下，可知与试样No.2的点状腐蚀强度相同。

而且，对发生点状腐蚀的转动面的马氏体相的X射线半高宽进行调查的结果为，No.1：3.6～4.0°，No.2：4～4.2°，No.3：4.2～4.4°，No.4：4.3～4.6°，No.5：4～4.2°。

进而，对实施了上述热处理的试样No.1～No.5的试验片在250～350℃分别进行3小时回火时的X射线半高宽调查的结果表明，上述点状腐蚀发生转动面的半高宽大体与300℃回火的半高宽相一致，而且，与“材料，第26卷，280号，p26”中所报告的各种碳(C)浓度的碳钢的回火硬度和半高宽的关系也大体相一致。

[实施例2：回火软化抵抗性的确认]

表2表示在本实施例中所使用的合金成分。热处理为，在810～870℃加热30分钟后水冷，在300℃、350℃进行3小时的回火，对试样的洛氏硬度HRC进行了测定，进而分析了合金元素的添加量对这些硬度的影响。

                                                      表2

TPNo.	C	Si	Al	Mn	Ni	Cr	Mo	V	B
										No.6	0.45	1.45		0.46		1.49	0.52	0.14	0.0018
No.7	0.49	1.45		0.46		1.01	1.03	0.15	0.0019
										No.8	0.47	0.31		0.46		2.01	1.03	0.15	0.0019
No.9	0.49	0.29		0.45		1.5	1.49	0.23	0.0019
										No.10	0.36	1.77		0.6		0.62	0.11		0.0026
No.11	0.45	0.95		0.66	0.01	1.29	0.5		0.0029
										No.12	0.39	0.93		1.02	0.08	0.97	0.95	0.5
No.13	0.43	0.26		0.44		1.01	0.48		0.001
										No.14	0.47	0.25		0.4		1.01	1.05		0.0018
No.15	0.46	1.5		0.4		1	0.51		0.002
										No.16	0.45	0.24		0.4		1.02	0.48	0.31	0.0011
No.17	0.45	1.46		0.39		0.96	0.98		0.001
										No.18	0.41	0.25		0.35		1	0.49		0.0017
No.19	0.52	2.3		0.57		0.11
										No.20	0.98	0.27		0.48		1.47
No.21	0.55	0.23		0.71
										No.22	0.77	0.21		0.74
No.23	0.45	0.21	1.26	0.53		1.51	0.21
										No.24	0.6	0.25	0.97	0.93	0.98	1.04	0.35

还有，作为预备试验，对含有0.1～1.0wt％的碳(C)、0.3～0.9wt％的锰(Mn)的碳钢也进行了调查，作为分析上述合金元素影响的基础数据。可知其结果近似如下。

在250℃， $\mathrm{HRC}=34\×\sqrt{C}(\mathrm{wt}\%)+26.5$

在300℃， $\mathrm{HRC}=36\×\sqrt{C}(\mathrm{wt}\%)+20.9$

在350℃， $\mathrm{HRC}=38\×\sqrt{C}(\mathrm{wt}\%)+15.3$

而且，以这些碳钢的硬度为基础对合金元素的影响进行分析的结果，可知回火软化抵抗ΔHRC，例如在300℃，可以由下式记述。

ΔHRC＝4.3×硅(Si)(wt％)+7.3×Al(wt％)+1.2×Cr(wt％)×(0.45÷碳(C)(wt％))+1.5×Mo(wt％)+3.1×V(wt％)

从该结果可知，发现铝具有硅(Si)的1.7倍的回火软化抵抗性，作为改善转动面压强度的元素是极为有效的。

图7表示了由上述分析结果所求出的回火硬度与实测回火硬度的一致性，可知其偏差宽度为HRC±1的范围，能够进行高精度的预测。而且，对于实施例1中的SCM420(No.5)的渗碳层(0.8wt％碳(C))的300℃回火硬度也在图7中以☆表示，可知与计算值非常一致。

[实施例3：由回火软化抵抗性优异的钢材的点状腐蚀强度的改善1]

表3表示在本实施例中所使用的钢材的合金成分。与实施例1同样，对各试验片在高频加热的条件下高频淬火之后，在160℃进行3小时回火，然后提供给辊点状腐蚀试验。

                                                            表3

	C	Si	Al	Mn	Ni	Cr	Mo	V	Ti	渗碳体体积百分数％	黏附胶着面压(kgf/mm2)
												NoPl	0.58	0.21	0.024	0.41		0.46				2	350
NoP2	0.63	0.58	0.021	0.38				0.46		2	350
												NoP3	0.61	0.25	1.47	0.93		1.04	0.35			3	400
NoP4	0.83	1.01	0.31	0.55	0.98	0.96		0.38		5	375
												NoP5	0.73	0.71	0.028	0.46		0.49			0.19	4	425
SCM420+GCQT											300
												SCM420+QT	275
SUJ2+QT											400
												S55C+QT	275

还有，转动表面层中的渗碳体分散量也记于表3，点状腐蚀强度的试验在与实施例1同样的条件下进行，其结果示于图8。而且在同图中用实线表示实施例1中所求出的点状腐蚀发生线，进而，本实施例中所求出的点状腐蚀发生线由虚线表示。

由这些结果可知，通过渗碳体的颗粒分散效果及铝、硅(Si)、钒(V)、钛(Ti)的单独或复合添加，能够显著改善转动面的耐点腐蚀强度。

[实施例4：由碳化物、氮化物、碳氮化物的分散改善滑动特性1]

在本实施例中使用与实施例3相同的钢材，使用图9所示的定速摩擦磨损滑动试验片，用80℃的发动机油#30润滑的状态下，圆周速度为10m/sec，而且，使用对SCM420实施渗碳淬火回火处理，调整其表面硬度为HRC60的钢作为对手材料，保持同样的推压力5分钟，使推压力每次增大25kgf/mm²，对摩擦系数急剧增大的时刻(黏附胶着状态)的推压力(kgf/mm²)进行了测定。

本发明的表3中的滑动试验片是与实施例3同样进行了高频淬火回火处理过的滑动试验片，而且，作为比较材料使用了SCM420的渗碳淬火回火的材料(SCM420+GCQT)、SCM44040(SCM420+QT)、S55C(S55C+QT)、SUJ2(SUJ2+QT)等淬火回火材料。

该结果一起表示于表3，明显可知，在试样P1～P5中，由硬质颗粒的分散效果使防烧结性得到显著的改善。特别是钛(Ti)的添加对黏附胶着性的改善更为显著。

[实施例5：耐磨损性的改善]

通常，高频淬火的转动部件的耐磨损性不充分已为人共知，所以在本实施例中，使用上述实施例的辊点状腐蚀试验对渗碳体的分散对于该耐磨损性的影响进行了评价。辊点状腐蚀试验的方法如上所述，磨损量以2×10⁶次试验后的小辊磨损深度(μm)进行了评价。使用的试验钢示于表4，高频淬火后的渗碳体的量、残留奥氏体的量、以及磨损量也示于表4。明显可知，渗碳体的分散能够显著改善耐磨损性。而且，在试样No.W3中，珠光体组织状的板状渗碳体分散的情况比颗粒状渗碳体具有更优异的耐磨损性，但这是由于在伴随滑动的转的面上油袋的形成而使润滑状况得到改善所致，该组织形态并不仅限于齿轮部件，也可以适用于轴承等转动部件。

                                                 表4

	C	Si	Al	Mn	Ni	Cr	Mo	渗碳体体积百分数％	磨损量(μm)	残留奥氏体体积百分数％
											NoW1	0.46	0.22	0.018	0.76		0.8		1.2(粒状)	4.1	12
NoW2	0.53	0.21	0.021	0.78		0.98	0.16	2.5(粒状)	2.3	17
											NoW3	0.98	0.55	0.023	1.11		1.08		5.8(粒状)	0.9	35
NoW3								6.2(珠光体状)	0.4	28
											NoW4	0.84	1.12	0.019	0.4		0.91		5.8(珠光体状)	0.7	33
NoW5	0.5	0.88	0.022	0.75		0.12		0	8.9	7
											S55C	0.55	0.23	0.025	0.71				0	12	5
S80C	0.79	0.22		0.75		0.13		0	7.3	12
											SCM420渗碳淬火		0.23	0.024	0.78		1.01	0.17	0	38	23

图10(a)(b)是表示将表4中的No.W3进行球化处理的材料(图10(a))与在820℃保温1.5小时后空冷的材料(图10(b))，以与通常的高频加热相比极快的加热速度1000℃/sec加热到1000℃后淬火时的转动面的组织，明显可知，在图10(b)中，受到淬火前组织的影响，马氏体母相中分散有珠光体组织状的板状渗碳体。

进而，对珠光体组织状的渗碳体与颗粒状的渗碳体中铬(Cr)的浓度进行测定的结果也表示于图10中，珠光体组织状的渗碳体中铬(Cr)浓缩至3.9wt％，如上所述，可知由高频淬火满足了充分残留的条件。另外对具有图10(b)组织的钢由电解萃取法求出了渗碳体中铬(Cr)的平均浓度，为6.32wt％。

进而，使用含有珠光体状的板状渗碳体的No.W3钢材，研究了分散珠光体组织状的板状渗碳体的加热速度与淬火温度(900℃、950℃、1000℃)的关系，结果表明，在加热速度为150℃/sec、淬火温度为900℃的淬火组织中也可确认珠光体状的板状渗碳体，可知此时的淬火硬化层的硬度可显著硬化至Hv945，明显可知，为了至少把珠光体状的板状渗碳体在马氏体母相中稳定地分散，在以850℃作为淬火温度的下限的情况下，必须有100℃/sec以上的加热速度，优选加热速度为150℃/sec以上、淬火温度为900℃以上。

Claims (22)

1.一种转动部件，其特征在于：使用至少含有0.45～1.5wt％的C的同时，还含有0.1～0.5wt％的V与0.3～1.5wt％的Cr的一种以上的钢材，并且转动面层是由通过高频加热与冷却所形成的固溶有0.25～0.8wt％的碳的马氏体母相中分散有2～18vol％的渗碳体的在低温下回火的组织所构成。

2.根据权利要求1所述的转动部件，其特征在于：分散于淬火硬化层中的渗碳体中Cr的平均浓度被调整为2.5～10wt％。

3.根据权利要求2所述的转动部件，其特征在于：分散于淬火硬化层中的渗碳体大体为颗粒状，其平均粒径为0.1～1.5μm。

4.根据权利要求2所述的转动部件，其特征在于：分散于淬火硬化层中的渗碳体至少具有形成珠光体组织状的部分。

5.根据权利要求2所述的转动部件，其特征在于：所述淬火硬化层含有10～60vol％的残留奥氏体。

6.根据权利要求1所述的转动部件，其特征在于：使用与所述转动面层成分大体相同组成的钢材，对其转动面层进行高频淬火处理得到马氏体组织，得到旧奥氏体晶粒度ASTM晶粒号10以上的微细化组织。

7.根据权利要求1所述的转动部件，其特征在于：作为所述钢材，使用了含有0.5～3.0wt％的Si或0.25～1.5wt％的Al的任意一方，或者是0.5～3.0wt％的(Si+Al)，进而还包含Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、W、B、Ca中一种以上的合金元素，以及P、S、N、O等不可避免的杂质元素，其余成分为铁的钢材。

8.根据权利要求7所述的转动部件，其特征在于：在所述含有0.25wt％以上的铝的钢中，添加有0.3～1.5wt％的镍。

9.根据权利要求1所述的转动部件，其特征在于：使用至少含有0.05～0.2wt％的Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素的同时，分散有0.1～0.5vol％的以这些合金元素为主体所构成、平均粒径为0.1～5μm的碳化物、氮化物、及碳氮化物中一种以上的钢材，在转动面层含有0.5～1.5wt％的C，转动面层在淬火之后、低温回火而成为马氏体组织的母相。

10.根据权利要求1～9中任一项所述的转动部件，其特征在于：使用于齿轮，并且表示所述作为含有0.25～0.8wt％碳的原铁素体相的马氏体相的淬硬性的DI值对于齿轮模数M，满足下式关系：

DI≤0.12×M+0.2

11.根据权利要求10所述的转动部件，其特征在于：所述钢材至少含有0.53～1.5wt％的C、0.3～1.5wt％的Cr和/或0.1～0.3wt％的V，并且含有0.2～0.5wt％的Mn、0.5～2wt％的Si、以及各0.2wt％以下的Mo及W。

12.根据权利要求10所述的转动部件，其特征在于：所述钢材至少含有1.2～1.5wt％的C、0.6～1.5wt％的Cr和/或0.1～0.3wt％的V，并且含有0.2～0.5wt％的Mn、0.5～2wt％的Si、以及各0.2wt％以下的Mo及W。

13.根据权利要求10所述的转动部件，其特征在于：至少在其齿根部的表面残留有50kgf/mm²以上的压缩残余应力。

14.根据权利要求13所述的转动部件，其特征在于：使用发生所述压缩残余应力的喷丸硬化等物理加工装置，在由齿尖、节圆、齿根、齿底所构成的齿形表面层残留有50kgf/mm²以上的压缩残余应力。

15.根据权利要求14所述的转动部件，其特征在于：使用发生所述压缩残余应力的喷丸硬化等物理加工装置，在齿形端面的表面层残留有50kgf/mm²以上的压缩残余应力。

16.一种转动部件，其特征在于：使用至少含有0.1～0.45wt％的C的同时，还含有0.1～0.5wt％的V与0.3～1.5wt％的Cr中一种以上的钢材，由渗碳或碳氮共渗的处理，调整滑动面表面的碳浓度为0.6～1.5wt％，0.45wt％碳浓度的位置自表面的深度为0.4mm以上，转动面层是由通过高频淬火所形成的固溶有0.25～0.8wt％的碳的马氏体母相中分散有2～18vol％的渗碳体的低温下回火的组织所构成。

17.一种转动部件的制造方法，其特征在于：是使用至少含有0.45～1.5wt％的C的同时，还含有0.1～0.5wt％的V或0.3～1.5wt％的Cr中一种以上的钢材的转动部件的制造方法，该制造方法具有：进行加热处理，使该钢材中的渗碳体中Cr的平均浓度为2.5～10wt％的Cr浓化处理工序；加热时间在10秒以下从A1温度以下的温度到900～1100℃的淬火温度感应加热、急冷的高频淬火处理工序；以及在100～300℃的温度下进行加热的回火处理工序。

18.根据权利要求17所述的转动部件的制造方法，其特征在于：所述Cr浓化处理工序，是加热温度在A1温度～900℃的“渗碳体+奥氏体”的两相区域的加热和/或是加热温度在300℃～A1温度的“渗碳体+铁素体”的两相区域的加热处理。

19.根据权利要求17所述的转动部件的制造方法，其特征在于：所述钢材至少含有0.8～1.5wt％的C，在所述Cr浓化处理工序的将渗碳体中Cr浓度的提高的、加热温度在A1温度～900℃的“渗碳体+奥氏体”的两相区域的加热处理后，具有通过实施缓冷或向A1温度以下的冷却与向A1温度以上的再加热，使平均粒径为0.1～1.5μm的粒状渗碳体分散的粒状化处理工序。

20.根据权利要求18所述的转动部件的制造方法，其特征在于：在所述高频淬火处理工序之前，有在300℃～A1温度的加热温度进行预备加热的前加热处理工序，所述高频淬火处理工序中从A1温度以下的温度到900～1100℃的淬火温度的加热速度在150℃/sec以上。

21.一种转动部件的制造方法，其特征在于：是使用至少含有0.1～0.45wt％的C的同时，还含有0.1～0.5wt％的V与0.3～1.5wt％的Cr中一种以上的钢材的转动部件的制造方法，该制造方法具有：调整滑动面表面的碳浓度为0.6～1.5wt％，碳浓度为0.45wt％的位置自表面的深度为0.4mm以上的渗碳或碳氮共渗工序；进行加热处理，使渗碳或碳氮共渗层中渗碳体的平均Cr浓度为2.5～10wt％的Cr浓化处理工序；和/或通过实施缓冷或向A1温度以下的温度冷却与向A1温度以上的再加热，使平均粒径为0.1～1.5μm的粒状渗碳体分散的粒状化处理工序；加热时间在10秒以下从A1温度以下的温度到900～1100℃的淬火温度感应加热、急冷的高频淬火处理工序；以及在100～300℃温度进行加热的回火处理工序。

22.根据权利要求17～21中任一项所述的转动部件的制造方法，其特征在于：在所述高频淬火处理工序之后，具有在转动部件的一部分或全部的表面层上产生50kgf/mm²以上的压缩残余应力的喷丸硬化处理等物理加工处理工序。

Images