專利名稱：碳氮共滲構(gòu)件的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種被實(shí)施了碳氮共滲處理后的構(gòu)件(以下稱作“碳氮共滲構(gòu)件”) 的制造方法。更詳細(xì)地講，是涉及一種適合作為動力傳遞部件的、耐磨損性、相對于點(diǎn)蝕 (pitting)的極限強(qiáng)度和彎曲疲勞強(qiáng)度優(yōu)良的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法。
背景技術(shù)：
被用作汽車的變速器的齒輪、帶式無級變速器(CVT)用帶輪等動力傳遞部件以往這樣來制造通過鍛造、切削等加工將JIS G 4053(2008)所規(guī)定的機(jī)械構(gòu)造用合金鋼鋼材成形為規(guī)定的形狀，實(shí)施滲碳淬火、碳氮共滲淬火等表面硬化處理，之后再進(jìn)行回火。近年來，對于提高汽車的燃料消耗率的要求愈發(fā)嚴(yán)格，為了實(shí)現(xiàn)與提高燃料消耗率直接相關(guān)的車體的輕量化，對于上述部件也尋求進(jìn)一步的小型化和高強(qiáng)度化，提高相對于作為接觸疲勞(contact fatigue)的一種的點(diǎn)蝕的極限強(qiáng)度(以下稱作“點(diǎn)蝕強(qiáng)度”)和耐磨損性的做法受到重視。在以質(zhì)量％計含有0. 2%左右的碳、可用作滲碳部件和碳氮共滲部件的原料的機(jī)械構(gòu)造用合金鋼鋼材中存在SMn420所代表的錳系、SMnC420所代表的錳鉻系、SCr420所代表的鉻系和SCM420所代表的鉻鉬系等。近年來稀有金屬元素的價格上漲明顯，特別是鉬發(fā)生了顯著的價格上漲。在“碳氮共滲”中存在向滲碳性的氣氛中混合氨氣而在滲碳的同時進(jìn)行滲氮的“氣體碳氮共滲”等，氮具有提高所謂的“回火軟化阻力”的效果。但是，氮具有抑制碳擴(kuò)散的作用，此外，與滲碳處理相比，滲氮處理在更低的溫度下實(shí)施，因此，存在硬化深度變小這樣的問題。并且，氮是奧氏體穩(wěn)定化元素，其與C同樣地降低Ms點(diǎn)，因此易于存在殘留奧氏體， 也存在難以得到硬質(zhì)的馬氏體這樣的問題。因此，在專利文獻(xiàn)1 4中，分別作為“齒面強(qiáng)度優(yōu)良的齒輪的制造方法”、“高強(qiáng)度齒輪”、“耐點(diǎn)蝕性優(yōu)良的碳氮共滲處理構(gòu)件的熱處理方法”及“高硬度部件”公開了解決碳氮共滲中的上述問題的技術(shù)。專利文獻(xiàn)1 日本特開平11-51155號公報專利文獻(xiàn)2 日本特開平7-190173號公報專利文獻(xiàn)3 日本特開2001-140020號公報專利文獻(xiàn)4 日本特開2002-194492號公報在上述專利文獻(xiàn)1所公開的齒輪制造方法的情況下，為了加深氮的進(jìn)入深度而增大有效硬化深度，需要進(jìn)行再加熱淬火。因此，在制造工序和能量消耗的方面效率很低。專利文獻(xiàn)2所公開的高強(qiáng)度齒輪將含有氮的致密的馬氏體或者含有氮的致密的馬氏體和下部貝氏體作為主要的組織，因此，專利文獻(xiàn)2所公開的僅是將殘留奧氏體量限制在10% 40%的技術(shù)。因而，并不一定能夠得到充分的耐磨損性和點(diǎn)蝕強(qiáng)度。專利文獻(xiàn)3所公開的熱處理方法基于這樣的技術(shù)思想通過在比以往的150°C 180°C高的200°C 560°C的溫度下回火，柔軟的殘留奧氏體被分解成馬氏體和η碳化物，能夠提高表面硬度，并且，CrN, AlN等氮化物微細(xì)地析出而發(fā)生析出硬化，由此耐點(diǎn)蝕性得到提高。但是，在200°C 560°C的溫度范圍內(nèi)回火時，為了分解成能夠提高表面硬度的馬氏體和η碳化物的混合組織，雖然控制原本的殘留奧氏體中的氮濃度非常重要，但是對于在碳氮共滲工序中應(yīng)該導(dǎo)入何種程度的氮(即，最優(yōu)的氮勢)完全沒有公開。因此，僅憑氮勢的選擇方法，存在完全無法得到上述混合組織的情況。此外，在甚至也會發(fā)生CrN、AlN等合金元素氮化物的析出這樣的、指定的溫度范圍中的高溫側(cè)的溫度下進(jìn)行回火時，存在如下問題殘留奧氏體不分解成馬氏體和Π碳化物而分解成鐵素體和滲碳體或者析出有粗大的Y ‘ -Fe4N氮化物，從而硬度顯著降低，點(diǎn)蝕強(qiáng)度反而降低。專利文獻(xiàn)4所公開的高硬度部件所應(yīng)用的碳氮共滲用鋼基于增大Si的含有量來提高回火軟化阻力這樣的技術(shù)思想。但是，在不控制碳氮共滲的氣氛而僅應(yīng)用通常的氣體碳氮共滲的情況下，由于Si的含有量較高，因此無法避免促進(jìn)內(nèi)部氧化(日文粒界酸化)，因此，存在無法得到充分的表面硬度這樣的問題。如上所述，在迄今提出的碳氮共滲技術(shù)中，對于高效地提供耐磨損性和點(diǎn)蝕強(qiáng)度這兩者優(yōu)良的碳氮共滲構(gòu)件并不充分。并且，在上述碳氮共滲技術(shù)中，有時也無法確保充分的彎曲疲勞強(qiáng)度。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明即是鑒于上述現(xiàn)狀而做成的，其目的在于提供即使降低作為昂貴的合金元素的Mo的含有量或者不添加Mo、也具有優(yōu)良的耐磨損性、很大的點(diǎn)蝕強(qiáng)度和優(yōu)良的彎曲疲勞強(qiáng)度的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法。本發(fā)明人使用SCr420所代表的鉻系和SCM420所代表的鉻鉬系的滲碳鋼，在各種條件下進(jìn)行碳氮共滲實(shí)驗(yàn)，調(diào)查了碳氮共滲構(gòu)件的耐磨損性及點(diǎn)蝕強(qiáng)度與表面硬化層的微觀組織之間的關(guān)系。結(jié)果，得到了通過碳氮共滲能夠體現(xiàn)優(yōu)良的耐磨損性和很大的點(diǎn)蝕強(qiáng)度的關(guān)于微觀組織的見解，基于該見解，之前在日本特愿2008-307250的申請中提出了“碳氮共滲構(gòu)件及碳氮共滲構(gòu)件的制造方法”。本發(fā)明人在通過碳氮共滲能夠體現(xiàn)優(yōu)良的耐磨損性和很大的點(diǎn)蝕強(qiáng)度的見解的基礎(chǔ)上，繼續(xù)對彎曲疲勞強(qiáng)度也很優(yōu)良的微觀組織反復(fù)進(jìn)行了深入研究。結(jié)果，得到了下述 (a) (c)的見解。(a)在對于由于碳氮共滲之后的淬火而在硬化層中生成的殘留奧氏體在大于 250°C且小于等于350°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行回火時，發(fā)生等溫貝氏體相變，將上述殘留奧氏體分解成寬度約為50nm 200nm、長度約為200nm 1 μ m左右的微細(xì)的貝氏體鐵素體和 !^e3C及a" -Fe16N2。但是，在回火溫度下的保持時間較短的情況下，很多殘留奧氏體有時不分解而殘存，其會導(dǎo)致點(diǎn)蝕強(qiáng)度和彎曲疲勞強(qiáng)度降低。(b)若對等溫貝氏體相變進(jìn)行不充分、殘存有殘留奧氏體的狀態(tài)的鋼材實(shí)施噴丸硬化，殘留奧氏體會相變?yōu)閼?yīng)變誘發(fā)馬氏體，在該狀態(tài)下能夠改善點(diǎn)蝕強(qiáng)度和彎曲疲勞強(qiáng)度。(c)與未對殘留奧氏體實(shí)施噴丸硬化而使其等溫貝氏體相變的情況相比，若對殘留奧氏體實(shí)施噴丸硬化并使其等溫貝氏體相變，則表層部的硬度顯著增大。結(jié)果，能夠大幅度改善點(diǎn)蝕強(qiáng)度和彎曲疲勞強(qiáng)度。
本發(fā)明即是基于上述見解而完成的，其主旨在于下述(1) (4)所示的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法。(1) 一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，該碳氮共滲構(gòu)件的坯料鋼材以質(zhì)量％計含有 C 0. 10% 0. 35%、Si :0· 15% 1. 0%、Mn :0· 30% 1. 0%、Cr :0· 40% 2. 0%及 S 0. 05 %以下，其余部分由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，對于具有上述組成的鋼部件，進(jìn)行保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800°C 900°C、氮勢為 0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，再實(shí)施噴丸硬化處理。(2) 一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，該碳氮共滲構(gòu)件的坯料鋼材以質(zhì)量％計含有 C 0. 10% 0. 35%、Si :0· 15% 1. 0%、Mn :0· 30% 1. 0%、Cr :0· 40% 2. 0%及 S 0. 05%以下，其余部分由!^e和雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，對于具有上述組成的鋼部件，進(jìn)行保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800°C 900°C、氮勢為 0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，再在加熱到350°C以下的溫度的同時或者加熱到350°C以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理。(3) 一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，該碳氮共滲構(gòu)件的坯料鋼材以質(zhì)量％計含有 C :0· 10% 0. 35%、Si 0. 15% 1. 0%、Mn :0· 30% 1. 0%、Cr :0· 40% 2. 0%及 S 0. 05 %以下，其余部分由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，對于具有上述組成的鋼部件，進(jìn)行保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800°C 900°C、氮勢為0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，再在大于250°C且小于等于 350°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行回火之后實(shí)施噴丸硬化處理。(4)根據(jù)上述(1) (3)中任一項(xiàng)所述的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，其特征在于， 坯料的鋼材替代狗的一部分，以質(zhì)量％計還含有Mo 0. 50%以下。上述O)中的“加熱到350°C以下的溫度之后立即”是指，“在加熱到350°C以下的溫度T°C之后，在該溫度T°C下”以及“在加熱到350°C以下的溫度T°C之后，自加熱爐取出后立即”。采用本發(fā)明的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，即使將作為昂貴的合金元素的Mo的含有量較低或者未添加Mo這樣的低廉的鋼作為原料，也能夠得到具有優(yōu)良的耐磨損性、很大的點(diǎn)蝕強(qiáng)度和優(yōu)良的彎曲疲勞強(qiáng)度的碳氮共滲構(gòu)件。因此，利用本發(fā)明的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法得到的碳氮共滲構(gòu)件能夠用于為了實(shí)現(xiàn)與提高燃料消耗率直接相關(guān)的車體的輕量化而尋求進(jìn)一步小型化和高強(qiáng)度化的汽車的變速器用的齒輪、帶式無級變速器用帶輪等動力傳遞部件。并且，與以往的動力傳遞部件相比，也能夠?qū)崿F(xiàn)降低制造成本。


圖1是示意地說明在實(shí)施例中進(jìn)行的“滲碳”工序、“碳氮共滲”工序、碳氮共滲之后的“淬火”工序和淬火之后的“加熱”工序的條件的圖。圖1中的“Cp”和“Np”分別表示碳勢和氮勢。在圖1中，用“回火”工序例示“加熱”工序，將“回火”時的冷卻標(biāo)記為“大氣中放冷”。圖2是表示實(shí)施例的小野式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)所采用的試驗(yàn)片的形狀的圖。尺寸的單位是mm。圖3是表示實(shí)施例的氮濃度測定所采用的切屑(日文切粉)采集用試驗(yàn)片的形狀的圖。尺寸的單位是mm。圖4是利用表1中的試驗(yàn)記號Ι-a和試驗(yàn)記號l_e來比較表示在實(shí)施例中進(jìn)行的硬度測定的結(jié)果的圖。圖5是利用表1中的試驗(yàn)記號l_b和試驗(yàn)記號l_f來比較表示在實(shí)施例中進(jìn)行的硬度測定的結(jié)果的圖。圖6是利用表1中的試驗(yàn)記號I-C和試驗(yàn)記號l_h來比較表示在實(shí)施例中進(jìn)行的硬度測定的結(jié)果的圖。
具體實(shí)施例方式下面，詳細(xì)說明本發(fā)明的各要件。⑷壞料鋼材的化學(xué)組成以下所示的各元素含有量的“ ％，，是指“質(zhì)量％ ”的意思。C 0. 10% 0. 35%C是對于決定鋼材強(qiáng)度最重要的元素，為了確保坯料的強(qiáng)度、即因碳氮共滲之后的淬火而未硬化的芯部的強(qiáng)度，需要含有0. 10%以上的C。另一方面，在C含有量大于0. 35% 時，芯部的韌性降低或者切削性降低。因而，使C的含有量為0. 10% 0.35%。C的含有量期望為0. 20% 0. 30%。Si 0. 15% 1. 0%Si是具有抑制滲碳體析出而提升回火軟化阻力的效果、并且作為固溶強(qiáng)化元素也有助于芯部強(qiáng)度增大的元素。Si也具有抑制奧氏體向珠光體相變的作用。在Si的含有量為0. 15%以上的條件下，能夠得到上述效果。但是，在Si的含有量變多時，會導(dǎo)致滲碳速度降低及延展性降低，特別是在Si的含有量大于1. 0%時，不僅滲碳速度明顯降低，而且熱加工性也會顯著變差。因而，使Si的含有量為0. 15 % 1. 0 %。Si的含有量期望為0. 20 % 0. 90%。Mn 0. 30% 1. 0%Mn是奧氏體穩(wěn)定化元素，是降低奧氏體中的C的活度來促進(jìn)滲碳的元素。Mn也具有與S—起形成MnS來提高切削性的作用。為了得到這些效果，需要含有0. 30%以上的Mn。 但是，即使含有大于1.0%的Mn，該效果也會飽和而導(dǎo)致成本上升，切削性也會變差。因而， 使Mn的含有量為0.30% 1.0%，Mn的含有量期望為0. 50% 0.90%。Cr 0. 40% 2. 0%Cr是與碳和氮的親和力較大、具有降低碳氮共滲時奧氏體中的C和N的活度來促進(jìn)碳氮共滲的效果的元素。Cr也具有利用固溶強(qiáng)化的作用增大因碳氮共滲之后的淬火而未硬化的芯部強(qiáng)度的效果。在Cr的含有量為0.40%以上的條件下能夠得到上述效果。但是，在Cr的含有量變多時，會在晶界中生成Cr碳化物及/或Cr氮化物而導(dǎo)致晶界附近的 Cr匱乏，結(jié)果，在構(gòu)件的表層易于生成不完全淬火組織及/或由晶界氧化引起的異常層，導(dǎo)致點(diǎn)蝕強(qiáng)度和耐磨損性變差。特別是在Cr的含有量大于2. 0%時，由于在構(gòu)件的表層生成不完全淬火組織及/或由晶界氧化引起的異常層，點(diǎn)蝕強(qiáng)度和耐磨損性顯著變差。因而，使 Cr的含有量為0.40% 2.0%。Cr的含有量期望為0. 50% 1.80%。S 0. 05% 以下
S是作為雜質(zhì)而含有的元素。另外，S是與Mn —起生成MnS來提高切削性的元素。 在得到該效果的情況下，S的含有量期望為0. 01%以上。另一方面，在S的含有量過剩、特別是大于0. 05%時，熱延展性降低而在鍛造時易于產(chǎn)生裂紋。因而，使S的含有量為0. 05% 以下。S的含有量期望為0.03%以下。本發(fā)明的坯料鋼材中的一種除了上述元素之外，其余部分由狗和雜質(zhì)構(gòu)成。“雜質(zhì)”是指在工業(yè)上制造鋼鐵材料時，自作為原料的礦石和廢料或者環(huán)境等混入的成分。本發(fā)明的坯料鋼材中的另一種除了上述元素之外，還含有下述量的Mo。Mo 0. 50% 以下Mo是具有抑制在構(gòu)件的表層生成不完全淬火組織及/或由晶界氧化引起的異常層的效果、并且也具有提高芯部硬度的效果的元素。為了得到這些效果，也可以含有Mo。 但是，在Mo的含有量大于0.50%時，不僅原料成本升高，切削性也會顯著降低。因而，在含有Mo的情況下，使Mo的含有量為0. 50%以下。在含有Mo的情況下，Mo的含有量期望為 0. 30%以下。另一方面，為了可靠地得到上述Mo的抑制在構(gòu)件表層生成不完全淬火組織及/或由晶界氧化引起的異常層的效果以及提高芯部硬度的效果，在含有Mo的情況下，Mo的含有量期望為0. 05%以上，更期望為0. 10%以上。在本發(fā)明的坯料鋼材中，作為雜質(zhì)含有P，P的含有量若為0.05%以下則能夠容許。作為雜質(zhì)含有的P的量期望為0.03%以下。(B)制造條件本發(fā)明的制造條件由如下所示的(i) (iii)中的任一個工序構(gòu)成。( )保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏摹皾B碳”工序接著上述滲碳，進(jìn)行保持為使溫度降低到800°C 900°C、在維持著滲碳?xì)夥盏臓顟B(tài)下、例如混合有氨氣等而也同時具有滲氮性的、氮勢為0.2% 0.6%的氣氛的“碳氮共滲”工序；碳氮共滲之后的“淬火”工序；以及實(shí)施噴丸硬化處理的工序。(ii)保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏摹皾B碳”工序接著上述滲碳，進(jìn)行保持為使溫度降低到800°C 900°C、在維持著滲碳?xì)夥盏臓顟B(tài)下也同時具有滲氮性的、氮勢為0. 2% 0. 6%的氣氛的“碳氮共滲”工序；碳氮共滲之后的“淬火”工序；以及在加熱到350°C以下的溫度的同時或者加熱到350°C以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理的工序。(iii)保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏摹皾B碳”工序接著上述滲碳，進(jìn)行保持為使溫度降低到800°C 900°C、在維持著滲碳?xì)夥盏臓顟B(tài)下也同時具有滲氮性的、氮勢為0. 2% 0. 6%的氣氛的“碳氮共滲”工序；碳氮共滲之后的“淬火”工序；在大于250°C且小于等于350°C的溫度范圍內(nèi)的“回火”工序；以及實(shí)施噴丸硬化處理的工序。
氣氛的滲碳能力和滲氮能力分別被定義為碳勢和氮勢，用在處理溫度下與處理氣氛達(dá)到平衡時被處理構(gòu)件表面的碳濃度和氮濃度表示。處理溫度和處理時間相結(jié)合地決定自被處理構(gòu)件的表面向深度方向的碳濃度分布和氮濃度分布。但是，在本發(fā)明中，在處理之后對構(gòu)件的表層部的氮濃度進(jìn)行分析來推斷處理過程中的氮勢。因而，將在處理溫度下與處理氣氛達(dá)到平衡時從被處理構(gòu)件的最表面到50 μ m的位置的氮平均濃度稱作“氮勢”。在圖1中，作為“滲碳”工序、“碳氮共滲”工序、碳氮共滲之后的“淬火”工序和淬火之后的“加熱”工序的一例子，示意地表示在本發(fā)明的實(shí)施例中實(shí)施的條件。圖中的“Cp” 和“Np”分別表示碳勢和氮勢。在該實(shí)施例的圖中，“淬火”工序?yàn)椤坝痛慊稹钡剡M(jìn)行了例示， 而且“加熱”工序?yàn)椤盎鼗稹钡剡M(jìn)行了例示，還回火時的冷卻為“大氣中放冷”地進(jìn)行了例示。碳勢并不一定如圖1所示地在滲碳和碳氮共滲這兩個工序中保持在恒定的狀態(tài)。 也可以從作為目標(biāo)的表面碳濃度、有效硬化層深度和高效作業(yè)的方面考慮，適當(dāng)?shù)刈兓?。例如，通過將滲碳工序中的碳勢設(shè)定得高于碳氮共滲構(gòu)件的目標(biāo)表面碳濃度，在過渡到接下來的碳氮共滲工序時將碳勢降低到目標(biāo)的表面碳濃度，能夠縮短滲碳和碳氮共滲的合計處理時間。在“滲碳”工序中，例如可以應(yīng)用將作為C0、H2和N2的混合氣體的吸熱性氣體(該氣體通常被稱作“RX氣體”)與丁烷、丙烷等被稱作“富化氣”的氣體一起添加來進(jìn)行滲碳的 “氣體滲碳”，上述作為COj2和隊的混合氣體的吸熱性氣體通過將丁烷、丙烷等碳?xì)浠衔餁怏w與空氣混合進(jìn)行變性而得到。該“滲碳”工序中的處理溫度、即滲碳?xì)夥盏谋３譁囟葹?900°C 950°C。若上述溫度大于950°C，則晶粒易于發(fā)生粗大化，易于導(dǎo)致淬火之后的強(qiáng)度降低。若上述溫度小于900°C，則難以得到充分的硬化層深度。保持為上述溫度的時間取決于期望的硬化層深度的大小，例如為2小時 15小時左右即可。上述碳勢能夠完全通過富化氣的添加量來控制。接著“滲碳”工序的“碳氮共滲”工序在溫度為800°C 900°C、氮勢為0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛下進(jìn)行。通過在比以往通常的“碳氮共滲”工序高出約50°C的、氮向奧氏體的溶解度變小的 SOO0C 900°C的溫度下，使氮勢為0. 2%以上地實(shí)施碳氮共滲，能夠使長徑為幾十nm 幾百nm、特別是50nm 300nm的作為鐵氮化物的粒子ε -Fe3N及/或ζ -Fe2N析出·分散。 通過使氮勢為0.2%以上地實(shí)施碳氮共滲，奧氏體穩(wěn)定化而易于生成殘留奧氏體。若氮勢小于0. 2%，則不僅無法使長徑為幾十nm 幾百nm、特別是50nm 300nm的作為鐵氮化物的粒子或ζ-Fe2N這兩者析出 分散，也有可能產(chǎn)生除殘留奧氏體和馬氏體之外的不完全淬火組織。在氮勢大于0. 6%時，上述鐵氮化物粒子易于粗大化，其長徑會大于 300nm,無法利用鐵氮化物粒子謀求彌散強(qiáng)化。上述“碳氮共滲”工序例如在保持著滲碳工序的氣體氣氛的狀態(tài)下使?fàn)t內(nèi)溫度降低至進(jìn)行碳氮共滲的溫度即800°C 900°C之后、添加氨氣來進(jìn)行即可。此時的氮勢能夠利用氨氣的添加量來控制。保持為上述碳氮共滲氣氛的時間為幾小時、例如1小時 2小時即可。碳氮共滲之后的“淬火”工序?yàn)閳D1所例示的“油淬火”工序來進(jìn)行即可。在碳氮共滲工序中，由于氮固溶于奧氏體中，因此，奧氏體穩(wěn)定化。因此，即使通過油淬火進(jìn)行驟冷，也易于生成不會相變?yōu)轳R氏體的奧氏體、即殘留奧氏體。由于上述殘留奧氏體降低碳氮共滲構(gòu)件的表層硬度，因此點(diǎn)蝕強(qiáng)度會降低。因此，以往，在改變油淬火的條件來避免生成殘留奧氏體或者在油淬火之后進(jìn)行低溫處理而使生成的殘留奧氏體相變?yōu)轳R氏體的基礎(chǔ)上，在淬火之后在150°C 180°C左右的低溫下進(jìn)行淬火。但是，在作為(i) (iii)的工序說明的條件下碳氮共滲之后進(jìn)行淬火的情況下生成的殘留奧氏體通過在淬火之后進(jìn)行以下的任一個處理，相變?yōu)閼?yīng)變誘發(fā)馬氏體，硬度上升。 在上述淬火之后，再實(shí)施噴丸硬化處理。·在上述淬火之后，再在加熱到350°C以下的溫度的同時或者加熱到350°C以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理?！ぴ谏鲜龃慊鹬?，再在大于250°C且小于等于350°C以下的溫度范圍內(nèi)淬火之后實(shí)施噴丸硬化處理。S卩，分散有上述長徑為幾十nm 幾百nm、特別是50nm 300歷的鐵氮化物粒子
或(-Fe2N)的殘留奧氏體通過(i)的“在淬火之后實(shí)施噴丸硬化處理”，相變?yōu)閼?yīng)變誘發(fā)馬氏體，硬度增大。上述殘留奧氏體在加熱到大于350 °C的溫度時，會分解成鐵素體、Fe3C及 Y ‘ -Fe4N,因此，即使在加熱之后立即進(jìn)行噴丸硬化處理，硬度提升效果也很小。但是，上述殘留奧氏體通過(ii)的“在淬火之后，在加熱到350°C以下的溫度的同時或者加熱到350°C以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理”，或者通過(iii)的“進(jìn)行淬火，再在大于250°C且小于等于350°C的溫度下淬火之后實(shí)施噴丸硬化處理”，其表層硬度如下地增大。在淬火之后加熱的上述(ii)中的溫度T°C為大于250°C且小于等于350°C、以該溫度保持的時間為1小時以上的情況下，由等溫貝氏體相變引起相分解，殘留奧氏體成為寬度約為50nm 200nm、長度約為200nm 1 μ m左右的微細(xì)的貝氏體鐵素體和!^e3C及 α “ -Felf^2，硬度上升。而且，在上述情況下，即便等溫貝氏體相變尚在進(jìn)行過程中，殘留奧氏體并未完全分解而一部分仍殘存，只要在加熱的同時或者加熱之后立即實(shí)施噴丸硬化處理，也能夠利用機(jī)械能量促進(jìn)等溫貝氏體相變，因此能夠得到更高的硬度增大效果。在上述(ii)中的溫度T°C為大于250°C且小于等于350°C、保持時間小于1小時的情況下，即便等溫貝氏體相變尚在進(jìn)行過程中，上述殘留奧氏體并未完全分解而一部分仍殘存，只要在加熱的同時或者加熱之后立即實(shí)施噴丸硬化處理，也能夠利用機(jī)械能量促進(jìn)等溫貝氏體相變，因此能夠得到硬度增大效果。在上述(ii)中的溫度T°C小于250°C的情況下，雖然在上述殘留奧氏體中基本上不會發(fā)生由等溫貝氏體相變引起的分解，但是通過與(i)的在淬火之后實(shí)施噴丸硬化處理的情況同樣地實(shí)施噴丸硬化處理，也會相變?yōu)閼?yīng)變誘發(fā)馬氏體，因此能夠得到硬度增大效^ ο在上述(iii)中的淬火之后的回火溫度為大于250°C且小于等于350°C、且以該溫度保持的時間為1小時以上的情況下，如上所述地由等溫貝氏體相變引起相分解，殘留奧氏體成為寬度約為50nm 200nm、長度約為200nm 1 μ m左右的微細(xì)的貝氏體鐵素體和 !^e3C及α “ _Fe16N2，硬度上升。在這種情況下，在回火結(jié)束之后，即便殘留奧氏體并未完全分解而一部分仍殘存，通過在回火之后實(shí)施噴丸硬化處理，殘存的殘留奧氏體也會相變?yōu)閼?yīng)變誘發(fā)馬氏體，硬度進(jìn)一步上升，此外，通過噴丸硬化處理，利用等溫貝氏體相變生成的貝氏體鐵素體也加工硬化，因此，其表層的硬度進(jìn)一步增大。在上述(iii)中的溫度T°C為大于250°C且小于等于350°C、保持時間小于1小時的情況下，即便等溫貝氏體相變尚在進(jìn)行過程中，上述殘留奧氏體并未完全分解而一部分仍殘存，通過在回火之后實(shí)施噴丸硬化處理，也能夠利用機(jī)械能量促進(jìn)等溫貝氏體相變，因此能夠得到硬度增大效果。從(i)工序的噴丸硬化之前就存在的上述長徑為幾十nm 幾百nm的作為鐵氮化物粒子的或ζ-Fe2N不會因噴丸硬化處理而發(fā)生變化。從(ii)工序的加熱之前及(iii)工序的回火之前就存在的上述長徑為幾十nm 幾百nm的作為鐵氮化物粒子的
或ζ-Fe2N也同樣地不會因噴丸硬化處理而發(fā)生變化。即，上述鐵氮化物粒子所具有的、其自身硬度較高這樣的效果及所謂的“彌散強(qiáng)化”的效果不會因噴丸硬化處理而受到任何損害。因此，利用上述鐵氮化物粒子的作用與噴丸硬化所產(chǎn)生的硬度增大的協(xié)同作用， 或者除此之外再與由等溫貝氏體相變引起的相分解所產(chǎn)生的硬度增大的協(xié)同作用，碳氮共滲構(gòu)件的耐磨損性和點(diǎn)蝕強(qiáng)度大幅度上升。而且，通過噴丸硬化處理導(dǎo)入的壓縮殘余應(yīng)力對于提高彎曲疲勞強(qiáng)度是有效的。 其原因在于，在淬火過程中生成的馬氏體坯料、因殘留奧氏體的等溫貝氏體相變而生成的鐵素體坯料或者由殘留奧氏體應(yīng)變誘發(fā)相變而成的馬氏體坯料中的、存在于表層的物質(zhì)因丸粒的沖擊而受到塑性變形，結(jié)果，在與不會發(fā)生塑性變形的區(qū)域的邊界產(chǎn)生彈性的約束。 而且，由于壓縮殘余應(yīng)力具有抑制在疲勞過程中產(chǎn)生并傳播龜裂的效果，因此，能夠改善點(diǎn)蝕強(qiáng)度和彎曲疲勞強(qiáng)度。在(ii)的淬火之后，在加熱到350°C以下的溫度的同時或者加熱到350°C以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理的情況下，也存在能夠獲得利用之前說明的機(jī)械能量促進(jìn)等溫貝氏體相變的效果、即所謂的“形變熱處理(ausform)，，的效果的情況。形變熱處理是在鋼材的所謂的“加工熱處理(TMCP =Thermo-Mechanically Controlled Process) ”的領(lǐng)域中廣為知曉的技術(shù)。是只要在比較低的溫度下對過冷后的奧氏體進(jìn)行加工、之后冷卻而形成貝氏體組織就能夠使組織更加微細(xì)化而形成強(qiáng)度、韌性平衡優(yōu)良的鋼材的技術(shù)。只要提高冷卻速度地淬火，就能夠使馬氏體微細(xì)化。這樣地利用形變熱處理生成的微細(xì)的貝氏體和馬氏體分別被稱作奧氏體形變貝氏體(Ausformed Bainite, 才一才一 Λ^fl卜)及奧氏體形變馬氏體(Ausformed Martensite,才一義7 才一Λ Κ··7>〒 >寸〗卜)。在本發(fā)明中，由于構(gòu)件在被噴丸硬化之前通過碳氮共滲淬火而被暫時冷卻至室溫，因此，與在鋼材的冷卻工序中進(jìn)行加工的形變熱處理有所不同，但由于殘留奧氏體被看作“過冷后的奧氏體”，因此，對其實(shí)施加工的處理在冶金學(xué)上可以稱作形變熱處理。通過進(jìn)行碳氮共滲淬火并在加熱到350°C以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理，有時也能夠附帶形變熱處理的效果。在上述(ii)的工序的情況下，開始噴丸硬化之前的加熱溫度和開始噴丸硬化之后的加熱保持溫度也可以不同。例如也可以在放入到300°C的電爐中加熱之后，將其取出， 在放置在設(shè)定為250°C的熱板上進(jìn)行“加熱保持”的同時進(jìn)行噴丸硬化。
作為噴丸硬化的方法，可以應(yīng)用采用空氣噴嘴或者葉輪推動器(impeller)的公知的噴丸硬化。下面，表示本發(fā)明的噴丸硬化的代表性條件的一例?！ね渡洳牧系闹睆?丸粒的粒徑):0. 2mm 0. 8mm ；·投射材料的硬度維氏硬度為600 800 ；·投射壓力0. IMPa 0. 5MPa ；·投射速度30m/s 100m/s ；·覆蓋率(coverage) :200% 500% ； 弧高0. 4mmA 0. 6mmA。鑒于上述理由，本發(fā)明的制造條件由上述的(i) (iii)中的任一個工序構(gòu)成。對于εζ -Fe2N的鐵氮化物，例如通過采集薄膜試樣并用透射電子顯微鏡 (以下稱作“ΤΕΜ”)進(jìn)行觀察，能夠確認(rèn)它們的尺寸。通過從含有這些鐵氮化物的區(qū)域拍攝電子衍射圖形并對其衍射圖案進(jìn)行解析來求出晶體構(gòu)造和晶格常數(shù)，能夠辨認(rèn)是ε -Fe3N 或ζ-Fe2N中的哪一個。對于殘留奧氏體的分解，例如通過采集薄膜試樣并用TEM進(jìn)行觀察，能夠確認(rèn)相的形態(tài)和尺寸，通過在包含指定的相的限制視場中拍攝電子衍射圖形并對其進(jìn)行解析，能夠辨認(rèn)各相。下面，利用實(shí)施例更詳細(xì)地說明本發(fā)明。本發(fā)明人利用之前作為“碳氮共滲構(gòu)件及碳氮共滲構(gòu)件的制造方法”提出的日本特愿2008-307250的申請，表示了如下內(nèi)容即使降低作為昂貴的合金元素的Mo的含有量或者不添加Mo，也能夠確保優(yōu)良的耐磨損性和很大的點(diǎn)蝕強(qiáng)度。上述申請中的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法具體地講為，“一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，其坯料鋼材以質(zhì)量％計含有C 0. 10% 0. 35%, Si 0. 15% 1. 0%, Mn :0. 30% 1.0%, Cr 0. 40% 2.0%、S :0. 05%以下，根據(jù)需要還含有Mo :0. 50%以下，其余部分由 Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，其中，進(jìn)行保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800°C 900°C、氮勢為0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，之后再在大于250°C且小于等于350°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行回火?！薄１景l(fā)明人表示了如下內(nèi)容利用上述制造方法，即使降低作為昂貴的合金元素的Mo的含有量或者不添加Mo，也能夠得到具有優(yōu)良的耐磨損性和很大的點(diǎn)蝕強(qiáng)度的碳氮共滲構(gòu)件。因此，在以下的實(shí)施例中，集中說明作為本發(fā)明特征的彎曲疲勞強(qiáng)度的改善。實(shí)施例利用50kg真空熔煉解爐將具有表1所示的化學(xué)組成的鋼1和鋼2熔煉，制成鋼錠。上述鋼1是相當(dāng)于JIS G 4053(2008)所記載的SCr420的鋼元素中的、提高了 Cr 含有量的鋼。鋼2在SCr420中含有Mo而成，是相當(dāng)于上述JIS所記載的SCM420的鋼。任一種鋼的作為雜質(zhì)的Ni的含有量均為0. 03%以下，Cu的含有量也均為0. 02%以下。表權(quán)利要求
1.一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，該碳氮共滲構(gòu)件的坯料鋼材以質(zhì)量％計含有C: 0. 10% 0. 35%,Si 0. 15% 1. 0%,Mn :0. 30% 1. 0%Xr :0. 40% 2. 0%及S :0. 05% 以下，其余部分由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，對于具有上述組成的鋼部件，進(jìn)行保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800°C 900°C、氮勢為0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，再實(shí)施噴丸硬化處理。
2.一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，該碳氮共滲構(gòu)件的坯料鋼材以質(zhì)量％計含有C: 0. 10% 0. 35%,Si 0. 15% 1. 0%,Mn :0. 30% 1. 0%Xr :0. 40% 2. 0%及S :0. 05% 以下，其余部分由狗和雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，對于具有上述組成的鋼部件，進(jìn)行保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800°C 900°C、氮勢為0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，再在加熱到350°C以下的溫度的同時或者加熱到350°C以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理。
3.一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，該碳氮共滲構(gòu)件的坯料鋼材以質(zhì)量％計含有C: 0. 10% 0. 35%,Si 0. 15% 1. 0%,Mn :0. 30% 1. 0%Xr :0. 40% 2. 0%及 S :0. 05% 以下，其余部分由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，其特征在于，對于具有上述組成的鋼部件，進(jìn)行保持為900°C 950°C的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800°C 900°C、氮勢為0. 2% 0. 6%的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，再在大于250°C且小于等于350°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行回火之后實(shí)施噴丸硬化處理。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的碳氮共滲構(gòu)件的制造方法，其特征在于，坯料的鋼材替代狗的一部分，以質(zhì)量％計還含有Mo 0. 50%以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種碳氮共滲構(gòu)件的制造方法。其坯料鋼材以質(zhì)量％計含有C0.10％～0.35％、Si0.15％～1.0％、Mn0.30％～1.0％、Cr0.40％～2.0％、S≤0.05％，根據(jù)需要含有Mo≤0.50％，其余部分由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，其中，進(jìn)行保持為900℃～950℃的滲碳?xì)夥盏臐B碳，接著實(shí)施保持為溫度為800℃～900℃、氮勢為0.2％～0.6％的碳氮共滲氣氛的碳氮共滲，接著進(jìn)行淬火，之后再進(jìn)行噴丸硬化處理。采用該方法，即使將Mo的含有量較低或者未添加Mo這樣的低廉的鋼作為原料，也能夠得到具有優(yōu)良的耐磨損性、很大的點(diǎn)蝕強(qiáng)度和優(yōu)良的彎曲疲勞強(qiáng)度的碳氮共滲構(gòu)件?？梢栽诖慊鹬笤僭诩訜岬?50℃以下的溫度的同時或者加熱到350℃以下的溫度之后立即實(shí)施噴丸硬化處理。也可以在淬火之后再在大于250℃且小于等于350℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行回火之后實(shí)施噴丸硬化處理。
文檔編號C21D7/06GK102482756SQ201080040230
公開日2012年5月30日 申請日期2010年9月9日 優(yōu)先權(quán)日2009年9月11日
發(fā)明者二宮彬仁, 佐野直幸, 岡田善成, 堀本雅之, 天野政樹 申請人:住友金屬工業(yè)株式會社, 本田技研工業(yè)株式會社