阅读说明：本技术 渗碳部件及其制造方法 (Carburized component and method for manufacturing same ) 是由 梅原美百合 山崎真吾 于 2019-03-29 设计创作，主要内容包括：本发明提供使用Cr含量高的钢并通过真空渗碳处理而得到以极高的水平实现了弯曲疲劳强度的渗碳部件的方法。一种渗碳部件,通过对具有规定的成分组成的钢材实施真空渗碳处理,其后进行淬火、回火处理而得到,所述真空渗碳处理具备在850～1100℃保持10～200分钟的渗碳期和在850～1100℃保持15～300分钟的扩散期。(The invention provides a method for obtaining a carburized component that realizes bending fatigue strength at an extremely high level by vacuum carburization using a steel having a high Cr content. A carburized component is obtained by subjecting a steel material having a predetermined composition to a vacuum carburization treatment including a carburization period of holding at 850-1100 ℃ for 10-200 minutes and a diffusion period of holding at 850-1100 ℃ for 15-300 minutes, and then quenching and tempering the carburized component.)

具体实施方式

以下，对本发明涉及的真空渗碳部件以及真空渗碳部件的制造方法的各构成要件进行详细说明。再者，以下，各元素的含量的“％”意指“质量％”。

＜真空渗碳部件＞

首先，对本发明涉及的真空渗碳部件进行详细叙述。在此，真空渗碳部件意指受到弯曲应力的部件，作为其原料的钢的成分组成的限定理由如以下所述。

[成分元素]

以下，本发明涉及的真空渗碳部件的成分组成如下。但是，在此所说的成分组成意指距真空渗碳部件的表面为1.5mm以上的深度区域(芯部)中的成分元素。并不意指距表面为小于1.5mm的深度区域中的成分元素。

(必需元素)

C：0.10～0.40％

C是用于得到作为机械部件所需要的强度的元素。若C的含量小于0.10％，则无法得到作为机械部件所需要的强度，另一方面，若C的含量多于0.40％，则钢的韧性劣化，而且，起因于原料硬度的上升，疲劳强度显著劣化。因此，C量设为0.10～0.40％。

为了以更高的水平得到提高强度和防止由韧性劣化引起的疲劳强度劣化的效果，C量优选为0.15％以上，另外，优选为0.30％以下。

Si：0.10～3.00％

Si是用于抑制回火时析出的ε碳化物向粗大的渗碳体过渡、使低温回火马氏体钢的回火软化抗力显著增加的元素。为了得到该效果，需要使Si的含量为0.10％以上。另一方面，若含有超过3.00％的Si，则不仅回火软化抗力的增加效果饱和，而且，起因于原料硬度的上升，疲劳强度显著劣化。因此，Si量设为0.10～3.00％。

为了以更高的水平得到防止钢的疲劳强度劣化的效果，Si量优选为0.20％以上，另外，优选为2.00％以下。

Mn：0.50～3.00％

Mn是对提高钢的淬火性有效的元素。为了得到马氏体组织，需要使Mn的含量为0.50％以上。另一方面，若Mn的添加量多于3.00％，则钢的韧性劣化，而且，起因于原料硬度的上升，疲劳特性显著劣化。因此，Mn量设为0.50～3.00％。

为了更高效地得到马氏体，并以更高的水平防止疲劳特性的劣化，Mn量优选为0.70％以上，另外，优选为2.00％以下。

Cr：0.30～3.00％

Cr是对提高钢的淬火性有效的元素。若Cr的含量小于0.30％，则无法得到提高淬火性的效果。另一方面，若Cr的含量大于3.00％，则在晶界优先地生成渗碳体(晶界渗碳体)，由此疲劳裂纹的产生提前，疲劳特性显著劣化。而且，Cr在渗碳体中浓化从而稳定化，由此其周边的合金成分不足，生成不完全淬火组织。因此，Cr量设为0.30～3.00％。

为了以更高的水平得到淬火性提高等效果、防止渗碳体和不完全淬火组织的效果，Cr量优选为0.90％以上，另外，优选为2.00％以下。

Al：0.010～0.050％

Al是与N结合而形成AlN，抑制在奥氏体区域中的晶粒的粗大化的元素。为了抑制晶粒的粗大化，Al的含量需要设为0.010％以上。但是，若过量地含有Al，则Al形成粗大的氧化物从而容易残留，疲劳特性降低。因此，Al量设为0.010～0.050％。

为了以更高的水平得到抑制晶粒粗大化的效果、抑制疲劳特性降低的效果，Al量优选为0.020％以上，另外，优选为0.040％以下。

N：0.003～0.030％

N是与Al结合而形成AlN，抑制在奥氏体区域中的结晶晶粒粗大化的元素。为了抑制晶粒的粗大化，需要使N的含量为0.0030％以上。但是，若过量地含有N，则生成粗大AlN、粗大BN，由此母材显著脆化，疲劳强度显著劣化。因此，N含量设为0.003～0.030％。

为了以更高的水平得到抑制晶粒粗大化的效果、抑制疲劳强度劣化的效果，N量优选为0.005％以上，另外，优选为0.030％以下。

S：0.003～0.030％

S是在制造机械部件方面确保切削性的元素。但是，S与Mn结合而形成MnS，该MnS成为疲劳裂纹的传播路径，起因于此，使疲劳强度、韧性降低。因此，若过量地含有S，则母材显著脆化，疲劳强度显著劣化，并且，韧性也劣化。因此，S含量设为0.003～0.030％。

为了以更高的水平得到抑制疲劳强度劣化的效果、抑制韧性劣化的效果，S量优选为0.005％以上，另外，优选为0.020％以下。

P：0.030％以下

P在奥氏体晶界偏析而使原始奥氏体晶界脆化，由此成为晶界裂纹的原因，因此希望尽可能降低。因此，需要将P量限制在0.030％以下。因此，P含量设为0.030％以下。再者，在解决本发明的课题方面，不需要特别设定P量的下限，P量也可以为0。但是，若要将P量限制为小于0.001％，则成本增加。考虑成本的情况下的下限为0.001％。

(余量)

余量为Fe和杂质。杂质是指在工业性制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质。另外，作为杂质，可列举As、Co、O等，而且，可列举Mg、Zr、Te、Sn、Ca、W、Sb、Ta和Zn等。这些元素被限制在不损害本发明的效果的程度。

再者，O形成Al₂O₃、SiO₂等氧化物，该氧化物成为疲劳裂纹的传播路径，起因于此，使疲劳强度、韧性降低。因此，作为杂质的O的含量尽可能降低很重要。优选的O含量为0.005％以下，进一步优选为0.002％以下。

另外，作为改善被切削性的元素已知的Sn和Te即使分别含有0.01％以下，对疲劳强度和韧性的影响也小。

(任意选择的元素)

Mo：0～3.00％

Mo是使淬火性提高，提高回火软化抗力的元素。只要含有少量的Mo，就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.05％以上。在解决本发明的课题方面，不需要特别设定Mo量的上限，但若含有3.00％以上的Mo，则不仅与淬火性等相关的效果饱和，而且制造成本增加。因此Mo含量为0～3.00％。

B：0～0.0050％

B仅凭微量地固溶于奥氏体中就能提高钢的淬火性，因此是在渗碳淬火时能够高效地得到马氏体组织的元素。只要含有少量的B就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.0005％以上。另一方面，若添加超过0.0050％的B，则形成大量BN而消耗N，因此奥氏体粒粗大化。因此，B含量为0～0.0050％。

Nb：0～0.100％

Nb是钢中与N、C结合而形成碳氮化物的元素。该碳氮化物钉扎奥氏体晶界，进而抑制晶粒生长，防止组织的粗大化。为了得到防止该组织粗大化的效果，可以含有0.100％以下的Nb。只要含有少量的Nb就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.005％以上。另一方面，若含有超过0.100％的Nb，则起因于原料硬度的上升，机械部件的切削、锻造等加工性显著劣化。另外，若含有超过0.100％的Nb，则大量地形成碳氮化物，在渗碳淬火时产生淬火区域的硬度不均。而且，若大量地含有Nb，则在1000℃以上的高温区域中的延展性降低，连续铸造、轧制时的成品率降低。因此，Nb含量为0～0.100％。

Ti：0～0.100％

Ti是在钢中与N、C结合而形成碳氮化物的元素。该碳氮化物钉扎奥氏体晶界，进而抑制晶粒生长，防止组织的粗大化。为了得到防止该组织粗大化的效果，可以含有0.100％以下的Ti。只要含有少量的Ti就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.005％以上。另一方面，若含有超过0.100％的Ti，则起因于原料硬度的上升，机械部件的切削、锻造等加工性显著劣化。另外，若含有超过0.100％的Ti，则大量地形成碳氮化物，在渗碳淬火时产生淬火区域的硬度不均。因此，Ti含量为0～0.100％。

V：0～0.30％

V是在钢中与N、C结合而形成碳氮化物的元素。该碳氮化物钉扎奥氏体晶界，进而抑制晶粒生长从而将组织微细化。另外，含有V的碳氮化物引起析出强化，进而内部硬度增加。只要含有少量的V就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.01％以上。另一方面，若添加超过0.30％的V，则添加成本变得过大，并且，起因于原料硬度的上升，机械部件的切削、锻造等加工性显著劣化。因此，V含量为0～0.30％。

Ni：0～0.40％

Ni是抑制钢的过量渗碳的元素。Ni进一步提高钢的韧性，提高低循环弯曲疲劳强度。只要含有少量的Ni就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.10％以上。即使含有超过0.40％的Ni，该效果也饱和，只是制造成本变高。因此，Ni含量为0～0.40％。

In：0～0.02％

In是在表层浓化而抑制表层的C量的降低的元素。只要含有少量的In就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.01％以上。若含有超过0.02％的In，则这些成分在钢中偏析，渗碳部件的特性降低。因此，In含量为0～0.02％。

Cu：0～0.20％

Cu是抑制钢的过量渗碳的元素。Cu进一步提高钢的韧性。只要含有少量的Cu就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.05％以上。即使含有超过0.20％的Cu，该效果也饱和，只是制造成本变高。因此，Cu含量为0～0.20％。

Bi：0～0.300％

Bi是提高钢的被切削性的元素。如果含有少量的Bi就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.005％以上。即使含有超过0.300％的Bi，该效果也饱和，只是制造成本变高。因此，Bi含量为0～0.300％。

Pb：0～0.50％

Pb是提高钢的被切削性的元素。只要含有少量的Pb就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.03％以上。即使含有超过0.50％的Pb，该效果也饱和，只是制造成本变高。因此，Pb含量为0～0.50％。

REM：0～0.020％

REM(稀土元素)是指从原子序数为57的镧到原子序数为71的镥的15种元素和原子序数为21的钪及原子序数为39的钇共计17种元素的总称。若在钢中含有REM，则在轧制时和热锻时MnS粒子的延伸被抑制。只要含有少量的REM就能得到该效果，但为了以更高的水平得到效果，含量优选设为0.005％以上。但是，若REM含量大于0.020％，则大量生成含有REM的硫化物，钢的被切削性劣化。因此REM含量为0～0.020％。

[硬度和金属组织等]

接着，对本发明涉及的真空渗碳部件的硬度和金属组织等进行说明。

一般地，在制造齿轮等的承受高表面压力的机械部件时，为了给予弯曲疲劳特性、耐点蚀特性、耐磨损性，在将作为原料的钢加工成部件形状后，实施表面硬化处理。

对于本发明涉及的机械部件而言，作为表面硬化处理，实施真空渗碳处理。经过本发明涉及的真空渗碳处理而得到的机械部件，相对于经过通常的真空渗碳处理而得到的机械部件，能够提高弯曲疲劳特性。

(从表面起直到0.10mm为止的深度区域(表层)的钢成分和组织)

在本发明涉及的真空渗碳部件中，从表面起直到0.10mm为止的深度区域(表层)被渗碳，C量与距表面为1.5mm以上的深度区域中的钢成分不同。

在本发明涉及的真空渗碳部件中，从其表面起直到0.10mm为止的深度区域(表层)中的C含量为0.60％以上且1.20％以下。由此，能得到高硬度，抑制疲劳裂纹，从而获得提高弯曲疲劳强度的效果。C以外的成分组成只要为在距上述的真空渗碳部件的表面为1.5mm以上的深度区域中的各元素的含量的范围内即可。如果为上述的范围内，则距表面为1.5mm以上的深度区域中的含量与表层的含量也可以不同。

为了与通常的真空渗碳部件相比提高弯曲疲劳特性，使从表面起直到0.10mm为止的深度区域中的渗碳部的组织以面积率计晶界渗碳体分率为0.50％以下、不完全淬火组织为0.50％以下是很重要的。如果晶界渗碳体超过0.50％、或者不完全淬火组织超过0.50％，则它们成为疲劳裂纹的产生源，弯曲疲劳强度降低。不完全淬火组织是指铁素体及珠光体。

从表面起直到0.10mm为止的深度区域的组织中，99.00％以上是淬火组织即回火马氏体、残余奥氏体和贝氏体。由此，能得到高硬度，确保弯曲疲劳强度。

(距表面为0.10mm深度处的硬度)

另外，在本发明涉及的真空渗碳部件中，能够使表层的维氏硬度成为700HV以上。由此，能抑制疲劳裂纹，获得提高弯曲疲劳强度的效果。表层的维氏硬度是指：利用依据JISZ 2244(2009)的方法以2.94N的测定应力测定5点的距表面为0.10mm深度的位置的硬度所得到的平均值。通过将压头压入而产生的压痕的凹坑中心间的距离设为凹坑的平均对角线长度的3倍以上。

再者，在回火后的组织测定中，对与真空渗碳部件的表面平行的、从该表面到0.10mm的深度的截面进行观察。在测定时，以能够观察与部件表面垂直的截面的方式切出后，实施镜面研磨，在常温下在硝酸与乙醇的混合溶液(相对于乙醇100ml，硝酸为1.5ml)中浸渍5秒，腐蚀后，立即进行水洗。其后，连续地观察从该表面到0.10mm(100μm)的深度范围。

在观察中，使用将倍率设定为5000倍的扫描型电子显微镜(SEM)，拍摄宽度10×深度100μm的范围，通过图像分析求出晶界渗碳体和不完全淬火组织各自的总面积率。将晶界渗碳体及不完全淬火组织相对于观察视场的总面积之比以百分率表示，并作为晶界渗碳体分率及不完全淬火组织分率。在此，作为观察对象的晶界渗碳体及不完全淬火组织，为等效外切圆直径(外切圆相当直径)为200nm以上的晶界渗碳体及不完全淬火组织，比其小的晶界渗碳体及不完全淬火组织由于对弯曲疲劳强度的影响小，因此不计入上述的总面积率。

再者，在对采用SEM取得的图像进行解析来获得组织分率时，只要是本领域技术人员，就能够容易地从其他的组织中判别出晶界渗碳体和不完全淬火组织。作为具体的指标的一例，可以采用以下的指标。

·晶界渗碳体：沿着晶界形成的组织

·不完全淬火组织：符合后述的铁素体或珠光体的组织

·珠光体：在内部能观察到珠光体组织所特有的层状结构的组织

·铁素体：球状且在内部观察不到层状结构和板条结构的组织

或者，也可以从所取得的图像中将淬火组织(回火马氏体、残余奥氏体、贝氏体)和作为晶界渗碳体的部分排除在外，将剩余的区域确定为“不完全淬火组织”。

(距表面为1.5mm深度(芯部)的硬度)

在本发明涉及的真空渗碳部件中，距表面为1.5mm深度处的维氏硬度为200～400HV。在芯部的硬度不充分的情况下，内部起点的疲劳强度、弯曲疲劳强度变低。因此，芯部的硬度需要设为200HV以上。另一方面，在芯部的硬度过度地高的情况下，机械部件的韧性变低。因此，芯部的硬度为200～400HV。再者，若在芯部的维氏硬度为250HV以上，则弯曲疲劳强度进一步提高，因此优选。另外，若在芯部的维氏硬度为350HV以下，则能够以更高的水平确保韧性。

在维氏硬度测定中，在距渗碳表面为1.5mm深度的位置，利用依据JIS Z 2244(2009)，以2.94N的载荷测定5处，取其平均值。通过将压头压入而产生的压痕的凹坑中心间的距离设为凹坑的平均对角线长度的3倍以上。

如以上所示，在本发明涉及的真空渗碳部件中，很适当地控制了表层的金属组织和硬度。特别是，通过降低金属组织中的晶界渗碳体和不完全淬火组织的面积率，能够得到抑制表层中的疲劳裂纹产生的效果，得到高的弯曲疲劳特性。

＜机械部件的制造方法＞

接着，对本发明涉及的真空渗碳部件的制造方法进行详细叙述。在此，真空渗碳部件的制造方法是指上述的真空渗碳部件的制造方法，包括：将由规定的成分构成的钢材成形为真空渗碳部件形状的工序(成形工序)；在真空中进行渗碳处理从而调整表层中的碳量和钢材组织的工序(真空渗碳处理工序)；从850℃以上的温度进行淬火的工序(淬火工序)；以及，以规定温度进行回火的工序(回火工序)。以下，对上述各工序进行详细叙述。

(成形工序)

机械部件的成形方法不特别限定。例如，将以质量％计含有C：0.10～0.40％、Si：0.10～3.00％、Mn：0.50～3.00％、Cr：0.30～3.00％、Al：0.010～0.050％、N：0.003～0.030％、S：0.003～0.030％、P：0.001～0.030％、余量为Fe和杂质的钢材成形为机械部件形状。在钢材中，除了上述成分以外，以质量％计也可以进一步含有Mo：0～3.00％、B：0～0.0050％、Nb：0～0.100％、Ti：0～0.100％、V：0～0.30％、Ni：0～0.40％、In：0～0.02％、Cu：0～0.20％、Bi：0～0.300％、Pb：0～0.50％、REM：0～0.020％之中的1种以上。

作为加工成机械部件的规定形状的加工方法，可列举：热锻、冷锻以及车削、铣削、镗削、开孔、攻螺纹、精铰孔、切齿、刨削、插削、拉削、以及插齿等切削加工、磨削、精珩磨、超精加工、以及研磨、滚磨、以及液体珩磨等磨削加工、以及放电加工、电解加工、电子束加工、激光加工、以及增材制造(积层造型)等特殊加工等。例如能够由钢材采用以上的加工方法得到齿轮形状的成形体。

(真空渗碳处理工序)

成形工序后，对成形体在渗碳处理温度850～1100℃实施真空渗碳处理。真空渗碳处理是为了在成形体的表层部(从表面起直到0.10mm为止的深度区域)抑制晶界氧化层的生成、并且使成形体的表面硬化、确保作为机械部件所需要的弯曲疲劳特性而必不可少的处理。

真空渗碳处理是具有在渗碳性气体气氛下使碳渗透的渗碳期和停止渗碳性气体的供给并使碳扩散的扩散期的、利用扩散现象的处理，使用乙炔、丙烷和乙烯等烃气体。当渗碳温度低于850℃时，为了使充分的碳扩散到机械部件中，需要长时间的加热处理，成本增加。另一方面，若渗碳温度超过1100℃，则产生显著的粗粒化、混粒化。因此，渗碳在850～1100℃的温度区域进行。为了以更高的水平实现成本的低廉化、粗粒化的抑制以及混粒化的抑制，优选将渗碳温度设为900～1050℃的温度区域来进行。

在此，在本发明中采用真空渗碳的理由如下。

1)在成形体的表层未生成晶界氧化层，与气体渗碳相比，能够得到较高的疲劳强度。

2)由于能够进行高温下的渗碳处理，因此与气体渗碳相比，能够缩短处理时间。

如上述那样，本发明的渗碳部件含有0.30％以上的Cr。由此，能够提高钢的淬火性。但是，在对以高的浓度含有Cr的钢进行真空渗碳的情况下，需要研究渗碳条件。其理由如下。

真空渗碳处理，由向成形体(钢)的表面导入碳的渗碳期和使碳从成形体的表面向成形体的内部扩散的扩散期的组合构成。通过渗碳期和扩散期的组合，从成形体的表面向内部来提高碳浓度。

在渗碳期，在成形体表面碳浓度上升至数％(在本发明中为2～10％程度)，生成晶界渗碳体等碳化物。在渗碳期生成的碳化物，通过扩散期中的碳的扩散而溶解于钢中。由于碳化物在晶界优先地析出，因此若碳化物未充分溶解而残存，则残存的碳化物使晶界脆化，成为疲劳破坏的起点。因此，需要使碳化物充分溶解。

但是，Cr具有容易浓化在渗碳体中的性质，浓化在渗碳体中的Cr的扩散速度慢。大量浓化有Cr的渗碳体，在钢中的溶解速度降低。因此，在大量地含有Cr的钢的情况下，与Cr量少的钢相比，在扩散期难以使在渗碳期生成的碳化物充分溶解，渗碳体等碳化物容易残存。

为了在以高浓度含有Cr的钢中使碳化物充分溶解、使在真空渗碳处理后残存的碳化物降低，需要延长扩散期的时间。以下，对本发明的渗碳条件进行说明。

在向成形体的表面导入碳的渗碳期中，将成形体在850～1100℃保持10分钟～200分钟。若使渗碳期小于10分钟，则不能够向成形体的表面及其内部供给充分的碳，不能得到目标的表层硬度。另一方面，若使渗碳期超过200分钟，则成形体表面的碳浓度变得过度高，生成粗大的晶界渗碳体，其在扩散期未被分解，成为疲劳破坏的起点。另外，由于合金元素向渗碳体的浓化而导致其周边组织的合金成分不足，生成作为不完全淬火组织的铁素体和珠光体，这成为疲劳破坏的起点。再者，为了减少晶界渗碳体和不完全淬火组织，优选将上述处理时间设为10分钟～150分钟。

另外，在作为较低的温度的850～970℃的温度区域进行渗碳处理的情况下，为了使碳充分扩散，优选将渗碳期的时间设为50～200分钟。另一方面，在作为较高的温度的大于970℃且为1100℃以下的温度区域进行渗碳处理的情况下，通过将渗碳期的时间设为10～200分钟，能够使碳充分地扩散。即，可以将渗碳期中的保持条件设为(i)在850～970℃保持50～200分钟、或者(ii)在大于970℃且为1100℃以下的温度保持10～200分钟。

在停止气体的供给并使碳从成形体的表面向成形体的内部扩散的扩散期，为了分解在之前的渗碳期形成的碳化物(晶界渗碳体)，需要采取充分的时间。在作为较低的温度的850～970℃的温度区域进行渗碳处理的情况下，为了充分分解晶界渗碳体，需要将扩散期的时间设为50～300分钟。另一方面，在作为较高的温度的大于970℃且为1100℃以下的温度区域进行渗碳处理的情况下，通过将扩散期的时间设为15～300分钟，能够充分地分解晶界渗碳体。即，需要将扩散期中的保持条件设为(iii)在850～970℃保持50～300分钟、或者(iv)在大于970℃且为1100℃以下的温度保持15～300分钟。

在将扩散期设为比上述条件短的时间的情况下，在渗碳期在成形体的平滑部中在原始奥氏体晶界上析出的晶界渗碳体未充分分解，在回火后也残存，其成为破坏起点。另外，由于合金元素向渗碳体的浓化而导致其周边组织的合金成分不足，生成作为不完全淬火组织的铁素体和珠光体，其成为疲劳破坏的起点。另一方面，若将扩散期设为大于300分钟，则碳向部件内部的扩散加剧，由此从部件表面到0.10mm的深度区域中的碳浓度降低，表层硬度降低，从而部件性能降低。再者，为了减少目标的晶界渗碳体和不完全淬火组织，优选将上述处理时间设为在上述(iii)中在850～970℃保持70～250分钟、或者在上述(iv)中在大于970℃且为1100℃以下的温度保持25分钟～250分钟。

(扩散期结束后的保持)

扩散期结束后，也可以在规定的温度保持一定时间后进行淬火。扩散期结束后保持一定时间的目的是防止淬火时的淬裂、降低应变。为了使C高效地扩散，保持温度设为在850℃以上的温度保持10分钟以上。另一方面，即使在大于900℃的温度保持大于60分钟的时间，防止淬火时的淬裂、降低应变的效果也饱和。

(淬火工序)

在真空渗碳处理中，在扩散期结束后紧接着进行淬火、或者在与扩散期接续的保持期结束后紧接着进行淬火。进行淬火是为了使表层的组织成为马氏体来使硬度提高。另外，在淬火时，在从850℃以上的温度区域到200℃的范围中冷却速度优选为10℃/秒以上。优选为10℃/秒以上的原因是为了能够防止在冷却中渗碳体等碳化物在原始奥氏体晶界析出。如果冷却速度为20℃/秒以上，则是更优选的。淬火方法优选冷却特性优异的油淬火。也能够利用水进行淬火。另外，如果是小的部件，则也能够利用高压的不活性气体进行淬火。

(回火工序)

在上述的淬火结束后，在130～200℃进行回火。在将回火温度设为130℃以上的情况下，能够得到韧性高的回火马氏体。另外，通过将回火温度设为200℃以下，能够防止由回火引起的硬度降低。再者，为了分别以更高的水平获得这些效果，优选将回火温度设为150～180℃。通过经过该回火工序，能够得到本发明涉及的真空渗碳部件。

如以上说明的那样，本发明涉及的真空渗碳部件的制造方法，是包括成形工序、真空渗碳处理工序、淬火工序和回火工序，特别是将真空渗碳处理工序中的各加热条件设为规定的范围的方法。由此，提高了所得到的真空渗碳部件的表层硬度，并且，使晶界渗碳体分率成为0.50％以下，而且使不完全淬火组织成为0.50％以下。其结果，根据本制造方法，能够得到具有优异的弯曲疲劳特性的真空渗碳部件。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明，但在实施例中使用的各条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一条件例，本发明并不被该一个条件例限定。本发明能够在不脱离其要旨、且达到其目的的限度下采用各种条件。

分别熔炼具有表1中所示的成分组成的钢(钢No.A～AM)，通过热锻造而成形为Φ40的棒钢。再者，表1中的空栏部意指未添加各元素。另外，表1中的带有下划线的数值表示该数值在本发明的范围外。

接着，从所得到的各棒钢，通过机械加工，制作了Φ12mm×80mm且在中心部带有10mmR的半圆的缺口的小野式旋转弯曲试样。而且，由所得到的各棒钢制作了Φ10mm×50mm的圆棒试样。

对上述的小野式旋转弯曲试样进行了真空渗碳处理。在表2-1所示的条件下进行了真空渗碳处理(对一部分试样进行了气体渗碳处理)、油淬火。其后，在180℃×120分钟的条件下进行了回火处理。再者，表2-1所示的气体种类、流量为真空渗碳、气体渗碳的一般的条件。

回火后，为了提高试验精度，对小野式旋转弯曲试样的夹持部实施了精加工。

小野式旋转弯曲疲劳试验依据JIS Z2274(1978)来实施。以转速3000rpm、最大1000万次的条件进行，制作出S-N线图，求出旋转弯曲疲劳极限。旋转弯曲疲劳极限未达到500MPa(相当于SCM420渗碳品)的试样判断为弯曲疲劳强度差。

将进行了真空渗碳、回火处理的各试验水准的圆棒试样的长度方向上的中央部与长度方向垂直地切断，利用基于JIS Z 2244(2009)的方法对截面上的距表面为0.10mm深度的位置的维氏硬度进行5点测定，将其平均值作为表层的硬度。测定应力设为2.94N。另外，同样地对截面上的距表层为1.5mm深度的位置的维氏硬度进行5点测定，将其平均值作为芯部的硬度。

将渗碳期结束后进行了淬火的各试验水准的圆棒试样的中央部切断，研磨截面后，与前述的方法同样地使其在硝酸与乙醇的混合溶液(相对于乙醇100ml，硝酸为1.5ml)中浸渍5秒钟后，用SEM连续地观察从表面到0.10mm深度的范围，求出在所观察的范围中存在的碳化物的面积率。

将进行了真空渗碳、回火处理的各试验水准的圆棒试样的中央部切断，研磨截面后，使其在硝酸与乙醇的混合溶液(相对于乙醇100ml，硝酸为1.5ml)中浸渍5秒钟后，连续地观察从表面到0.10mm深度的范围，求出所观察的范围的晶界渗碳体和不完全淬火组织各自的总面积率。

这些评价结果示于表2-1、表2-2。表2-1和表2-2中的带有下划线的数值表示该数值在本发明的范围外。再者，虽然在表2-2中没有明示，但是表层中的淬火组织的分率为从100.00％减去晶界渗碳体分率和不完全淬火组织的分率而得到的值。

表2-1

表2-2

制造No.1～10的本发明例，芯部的化学组成在本发明的范围内，从表面起直到0.10mm为止的深度区域的碳浓度、晶界渗碳体分率、不完全淬火组织、表层硬度、芯部硬度、旋转弯曲疲劳极限均达到了目标。

另一方面，制造No.11，部件芯部的钢成分的C量不足，表层硬度、芯部硬度未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.12，部件芯部的钢成分的C量过量，芯部硬度在目标范围外，钢的韧性劣化，而且，过量地生成晶界渗碳体和不完全淬火组织，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.13，部件芯部的钢成分的Si量不足，提高淬火性元素的总量也少，因此不能确保淬火性，生成不完全淬火组织，表层硬度未达到目标。其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.14的部件芯部的钢成分的Si量过量，芯部硬度在目标范围外，起因于芯部硬度的上升，钢的韧性劣化，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.15，部件芯部的钢成分的Mn量不足，提高淬火性元素的总量也少，因此不能确保淬火性，生成不完全淬火组织，表层硬度未达到目标。其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.16，部件芯部的钢成分的Mn量过量，芯部硬度在目标范围外，起因于芯部硬度的上升，钢的韧性劣化，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.17，部件芯部的钢成分的Cr量不足，伴随着扩散期的向钢材内部的碳扩散，钢材表层的碳量降低，由此表层硬度未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.18，部件芯部的钢成分的Cr量过量，在扩散期结束后，晶界渗碳体和不完全淬火组织过量地残存，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.19，部件芯部的钢成分的Al量过量，残存了粗大的氧化物，因此旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.20，部件芯部的钢成分的N量不足，不能够抑制在奥氏体区域中的晶粒粗大化，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.21，部件芯部的钢成分的N量过量，生成了粗大AlN，因此不能够抑制在奥氏体区域中的晶粒粗大化，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.22，部件芯部的钢成分的S量过量，MnS成为疲劳裂纹的传播路径，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.23，由于进行了气体渗碳，因此在部件表层中生成不完全淬火组织，其成为疲劳试验时的破坏起点，因此旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.24，由于真空渗碳时的温度高于1100℃，因此产生显著的粗粒化，且碳的扩散被进一步促进，表层的碳浓度变得过度高，晶界渗碳体分率、不完全淬火组织未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.25，由于渗碳时间短于10分钟，因此在表层中的C含量不充分，表层硬度未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.26，由于渗碳时间长于200分钟，因此表层的碳浓度变得过度高，晶界渗碳体分率、不完全淬火组织未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.27，由于扩散时间短于15分钟，因此在原始奥氏体晶界上析出的晶界渗碳体未充分地分解，晶界渗碳体分率、不完全淬火组织未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.28，冷却速度小于5℃/秒，在冷却中晶界渗碳体析出，由此晶界渗碳体分率、不完全淬火组织未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.29，由于扩散时间长于300分钟，因此伴随着扩散期的向钢材内部的碳扩散，部件表层的碳量降低，由此表层硬度未达到目标，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

制造No.30，部件芯部的钢成分的Al量不足，不能够抑制在奥氏体区域中的晶粒粗大化，其结果，旋转弯曲疲劳极限未达到目标。

产业上的可利用性

根据以上所述，在本发明涉及的真空渗碳部件中，与以往部件相比，平滑部中的晶界渗碳体分率和不完全淬火组织少，因此能够使部件的弯曲疲劳强度提高。