真空渗碳用钢材及其制造方法

摘要

本发明的目的在于得到具有充分的表面疲劳强度的渗碳零件，此外具有表面疲劳强度和弯曲疲劳强度的渗碳零件，并且得到用于取得该渗碳零件的钢材。本发明是含有C、Si、Mn、S、P、Cr、Mo、V、Al、N，钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下的真空渗碳用钢材。另外本发明也包括该钢材的制造方法，具体来说，是将具有规定的化学成分组成的钢在1200℃以上保持30～300分钟而进行开坯轧制，使热轧前的加热温度为950℃以上，使加热保持时间为30分钟～5小时而进行热轧的真空渗碳用钢材的制造方法。

权利要求

1.一种真空渗碳用钢材，是以质量％计，含有C：0.15～0.35％、

Si：0.6～2.0％、

Mn：0.3～1.3％、

S：高于0％并在0.020％以下、P：高于0％并在0.015％以下、Cr：0.7～1.7％、

Mo：0.3～0.8％、

V：0.10～0.4％、

Al：0.005～0.05％、N：0.004～0.025％，余量由铁和不可避免的杂质构成的真空渗碳用钢材，其特征在于，钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下。

2.根据权利要求1所述的真空渗碳用钢材，其中，还含有属于以下的(a)、(b)的任意一项的一种以上，(a)Nb：高于0质量％并在0.06质量％以下和Ti：高于0质量％并在0.2质量％以下的至少一种；

b)B：高于0质量％并在0.005质量％以下。

3.一种真空渗碳用钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所述的化学成分组成的钢在1200℃以上保持30～300分钟而进行开坯轧制，使热轧前的加热温度为950℃以上，加热保持时间为30分钟～5小时而进行热轧。

4.一种表面疲劳强度优异的渗碳零件，其特征在于，具有权利要求1或2所述的化学成分组成，表面晶界氧化层深度为3μm以下，以400℃回火时的表面硬度以维氏硬度计为600以上。

5.一种表面疲劳强度和弯曲疲劳强度优异的渗碳零件，其特征在于，具有权利要求1或

2所述的化学成分组成，

表面晶界氧化层深度为3μm以下，从表面至30μm深度位置的残余应力积分值为40MPa·mm以上，以400℃回火时的表面硬度以维氏硬度计为600以上。

6.一种表面疲劳强度和弯曲疲劳强度优异的渗碳零件的制造方法，是对于权利要求1或2所述的钢材，进行真空渗碳、淬火回火及喷丸硬化的渗碳零件的制造方法，其特征在于，喷丸硬化的发射材的粒径为0.10～0.5mm，所述发射材的硬度以维氏硬度计为800～1000。

说明书

真空渗碳用钢材及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及真空渗碳用钢材，更详细地说，是涉及用于得到真空渗碳后的表面疲劳特性及弯曲疲劳特性优异的渗碳零件的钢材，此外还涉及其制造方法及使用了该钢材的渗碳零件，以及该零件的制造方法。本发明的钢材，作为汽车、建筑机械及其他各种工业机械所使用的齿轮和轴类等的原材有用，以下，以适用于汽车用齿轮的情况为例列举说明，但没有限定于此的意思。

背景技术

[0002] 环顾汽车、建筑机械、其他的各种工业机械的环境，节能化和性能进一步提高有社会性要求，近年来，对于汽车车体的轻量化和发动机输出功率增大的努力尝试日益推进。因此，汽车和建筑机械等所使用的齿轮，特别是驱动系统传动部所使用的齿轮的使用环境变得更加严酷，要求具备优异的疲劳强度的齿轮。

[0003] 现有的齿轮，作为制作它的齿轮用钢，采用的是作为铬钢的JIS－SCr420钢，或作为铬钼钢的JIS－SCM420钢等的表面硬化钢。所述JIS－SCr420钢中也包含SCr420H钢，另外在所述JIS－SCM420钢中也包含SCM420H钢。这些表面硬化钢，在成形为齿轮形状后，实施渗碳、淬火回火处理(以下，将渗碳、淬火、回火统称为“渗碳处理”)，作为所谓的渗碳齿轮使用。

[0004] 但是，在上述现有的齿轮中，可指出以下这样的问题点。即，近年来，由于汽车和建筑机械等所要求的汽车车体的轻量化和发动机的高输出功率要求日益加强，所以，仅按过去的标准对于现有钢进行渗碳处理的渗碳齿轮，正处于不能满足表面疲劳强度及弯曲疲劳强度的状况。

[0005] 例如，在专利文献1中，公开有一种满足规定的化学组成，并且在渗碳或碳氮共渗后实施喷丸硬化，具有规定的表层部的硬度及硬化层深度的渗碳零件或碳氮共渗零件。但是，表层部的软化特性的提高不充分，以表面附近的硬化技术，并不能获得能够充分应对近来所要求的零件的小型化、高应力负载这样的表面疲劳强度及弯曲疲劳强度。

[0006] 另外，在专利文献2中，公开有一种满足规定的化学组成的高强度齿轮用表面硬化钢。记述的宗旨是，对于该表面硬化钢，也可以进行气体渗碳、真空渗碳、碳氮共渗、高浓度渗碳(过共析渗碳)等的表面硬化处理和喷丸硬化，但在专利文献2的技术中，表层部的软化特性的提高被认为并不充分。因此，根据专利文献2的技术，也不能获得能够充分应对近来所要求的零件的小型化、高应力负载这样的表面疲劳强度及弯曲疲劳强度。

[0007] 先行技术文献

[0008] 专利文献

[0009] 专利文献1：日本特开2008－261037号公报

[0010] 专利文献2：日本特开2005－163148号公报

发明内容

[0011] 本发明鉴于上述这样的课题而形成，其目的在于，得到具有充分的表面疲劳强度的渗碳零件，此外得到具有表面疲劳强度和弯曲疲劳强度的渗碳零件，并且获得用于得到该渗碳零件的钢材。

[0012] 达成上述课题的本发明，是真空渗碳用钢材，其特征在于，其以质量％计含有[0013] C：0.15～0.35％、

[0014] Si：0.6～2.0％、

[0015] Mn：0.3～1.3％、

[0016] S：高于0％并在0.020％以下、

[0017] P：高于0％并在0.015％以下、

[0018] Cr：0.7～1.7％、

[0019] Mo：0.3～0.8％、

[0020] V：0.10～0.4％、

[0021] Al：0.005～0.05％、

[0022] N：0.004～0.025％，

[0023] 余量由铁和不可避免的杂质构成，

[0024] 钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下。

[0025] 本发明也优选还含有属于以下的(a)、(b)任意一项中的一种以上：

[0026] (a)Nb：高于0质量％并在0.06质量％以下及Ti：高于0质量％并在0.2质量％以下中的至少一种；

[0027] (b)B：高于0质量％并在0.005质量％以下。

[0028] 本发明也包括上述钢材的制造方法，所谓该制造方法，具体来说，是真空渗碳用钢材的制造方法，其特征在于，

[0029] 将具有上述任意一项所述的化学成分组成的钢，在1200℃以上保持30～300分钟进行开坯轧制，

[0030] 使热轧前的加热温度为950℃以上，加热保持时间为30分钟～5小时而进行热轧。

[0031] 本发明也包括由上述真空渗碳用钢材得到的渗碳零件，所谓该渗碳零件，具体来说，

[0032] 具有上述任意一项所述的化学成分组成，

[0033] 表面晶界氧化层深度为3μm以下，

[0034] 以400℃回火时的表面硬度以维氏硬度计为600以上。该渗碳零件的表面疲劳强度优异。

[0035] 此外，对于所述渗碳零件进一步实施喷丸硬化的零件也包含在本发明中，该零件具体来说，

[0036] 具有上述任意一项所述的化学成分组成，

[0037] 表面晶界氧化层深度在3μm以下，

[0038] 从表面至30μm深度位置的残余应力积分值为40MPa·mm以上，

[0039] 以400℃回火时的表面硬度以维氏硬度计为600以上。该零件其表面疲劳强度及弯曲疲劳强度优异。

[0040] 本发明也包括上述实施了喷丸硬化的零件的制造方法，该制造方法具体来说，是表面疲劳强度及弯曲疲劳强度优异的渗碳零件的制造方法，其是对于上述任一项所述的真空渗碳用钢材，进行真空渗碳、淬火回火及喷丸硬化的渗碳零件的制造方法，其中，[0041] 喷丸硬化的发射材的粒径为0.10～0.5mm，

[0042] 所述发射材的硬度以维氏硬度计为800～1000。

[0043] 根据本发明的真空渗碳用钢材，因为适当调整化学成分组成，并且使钒碳化物的平均当量圆直径处于规定值以下，所以能够得到真空渗碳处理后的表面疲劳强度优异，并且真空渗碳及喷丸硬化后的弯曲疲劳强度优异的渗碳零件。

附图说明

[0044] 图1是表示后述的实施例中的弯曲疲劳试验用的试验片的形状的图。

[0045] 图2是表示后述的实施例中的弯曲疲劳试验的要领的概略图。

[0046] 图3是说明后述的实施例中的弯曲疲劳试验中10万次强度的意义的图。

具体实施方式

[0047] 本发明者们，为了确保渗碳零件的表面疲劳强度，还有弯曲疲劳强度，而从各种角度进行研究。其结果是得出下述的(i)～(v)这样的认识。

[0048] (i)近来，在伴随汽车的低油耗化，油的低粘度化和对零件的高表面压力负载进展的环境之中，可知为了使表面疲劳强度提高，重要的是提高零件的接触面的软化阻抗性，特别是使400℃下的回火硬度提高有效。特别是通过使零件表面在400℃下的回火硬度以维氏硬度计达到HV600以上，通过大幅提高表面疲劳强度。

[0049] 另外，本发明的渗碳零件，在能够通过真空渗碳而取得这一点上也具有特征。如果不实施真空渗碳，而实施气体渗碳、气体碳氮共渗等，则在表面生成晶界氧化层，表面疲劳强度及后述的弯曲疲劳强度降低。在由真空渗碳得到的本发明的渗碳零件中，能够使表面晶界氧化层深度为3μm以下。

[0050] (ii)为了使零件表面的400℃下的回火硬度为HV600以上，在渗碳前的钢材中，需要将Si、Mo及V调整到规定范围，并且需要调整钒碳化物的大小。Si抑制回火时的ε碳化物、χ碳化物、η碳化物等的碳化物生成，Mo及V在回火时使Mo2C和VC析出而有助于二次硬化。渗碳前的钢材中的Si、Mo及V的量分别为，Si：0.6～2.0％，Mo：0.3～0.8％，V：0.10～0.4％。

[0051] 此外，在渗碳前的钢材中，需要使钒碳化物的平均当量圆直径处于25nm以下。通过使钒碳化物的平均当量圆直径处于25nm以下，能够在真空渗碳处理中使钒碳化物充分地固溶，在回火时和零件使用时使钒碳化物析出而使零件二次硬化，其结果是能够提高表面疲劳强度。

[0052] (iii)为了在渗碳前的钢材中使钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下，需要适当调整轧制前的加热条件。即，通过使轧制前的加热温度及保持时间达到规定值以上，则能够使轧制前析出的钒碳化物充分固溶，能够在轧制后的冷却中确保微细的钒碳化物，即，能够使钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下。

[0053] (iv)除了渗碳零件的表面疲劳强度以外，为了还提高弯曲疲劳强度，有效的是，对于钢材经真空渗碳而得到的零件实施喷丸硬化，赋予规定的残余应力。具体来说，通过使从渗碳零件的表面至30μm深度位置的残余应力积分值为40MPa·mm以上，能够抑制初始龟裂的发生及龟裂传播，大幅提高弯曲疲劳强度。

[0054] (v)为了使从渗碳零件的表面至30μm深度位置的残余应力积分值为40MPa·mm以上，需要在真空渗碳之后进行的喷丸硬化中，适当调整发射材的尺寸及硬度。发射材的粒径为0.10～0.5mm，硬度以维氏硬度计为HV800～1000。

[0055] 本发明的钢材，即在热轧后并在真空渗碳前的钢材，如上述，在规定钢中的钒碳化物的大小这一点上具有特征，但为了发挥作为渗碳零件的基本的特性，也需要对于钢材的化学成分组成进行适当地调整。以下，对于本发明的钢材的化学成分组成进行说明。本说明书中，化学成分组成均意味着质量％。

[0056] C：0.15～0.35％

[0057] C是能够赋予钢材以强度的元素。为了得到需要的强度，将C量定为0.15％以上。C量优选为0.17％以上，更优选为0.19％以上。另一方面，若C量过剩，则可切削性和韧性降低。因此将C量定为0.35％以下。C量优选为0.33％以下，更优选为0.31％以下。

[0058] Si：0.6～2.0％

[0059] Si作为回火软化阻抗提高元素起作用，在齿轮等之中，驱动中在接触部位的温度上升时，通过软化抑制来维持硬度，有助于点蚀(ピッチング)强度等的疲劳强度提高、耐磨耗性提高。为了有效地发挥这样的效果，将Si量定为0.6％以上。Si量优选为0.8％以上，更优选为1.0％以上。但是，若Si量过剩，则强度上升显著，冷加工性和可切削性降低。因此，将Si量定为2.0％以下。Si量优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下。

[0060] Mn：0.3～1.3％

[0061] Mn作为脱氧剂和脱硫剂以及淬火性提高元素而被添加。为了有效地发挥这样的效果，将Mn量定为0.3％以上。Mn量优选为0.4％以上，更优选为0.5％以上。但是，若Mn量过剩，则招致冷锻性和韧性的降低，并且可切削性也劣化。因此，Mn量定为1.3％以下。Mn量优选为1.2％以下，更优选为1.1％以下。

[0062] S：高于0％并在0.020％以下

[0063] S是作为不可避免的杂质包含在钢中的元素，作为MnS析出，使疲劳特性和冲击特性降低，因此希望极力减少。但是，极端减少会招致炼钢成本的增大。从这一观点出发，将S量定为0.020％以下。S量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。如上述，S是不可避免被含有的杂质，使其量达到0％在工业生产上有困难，S量的下限为0.0005％左右。

[0064] P：高于0％并在0.015％以下

[0065] P是作为不可避免的杂质包含在钢中的元素，在晶界偏析，使加工性和疲劳特性降低，因此希望极力减少。但是，极端减少会招致炼钢成本的增大。从这一观点出发，将P量定为0.015％以下。P量优选为0.010％以下，更优选为0.008％以下。如上述，P是不可避免被含有的杂质，使其量达到0％在工业生产上有困难，P量的下限为0.0005％左右。

[0066] Cr：0.7～1.7％

[0067] Cr与Mn同样，作为淬火性提高元素被添加，另外还作为回火软化阻抗元素起作用。为了有效地发挥这样的效果，将Cr量定为0.7％以上。Cr量优选为0.8％以上，更优选为
0.9％以上。但是，若Cr量过剩，则招致冷锻性和韧性的降低，并且也使可切削性劣化。从这一观点出发，将Cr量定为1.7％以下。Cr量优选为1.6％以下，更优选为1.5％以下。

[0068] Mo：0.3～0.8％

[0069] Mo在回火时析出Mo2C，具有使软化阻抗提高的效果，在齿轮等之中，驱动中接触部位的温度上升时，通过软化抑制而维持硬度，有助于点蚀强度等的疲劳强度提高。另外，Mo也具有使韧性提高的效果。为了有效地发挥这样的效果，将Mo量定为0.3％以上。Mo量优选为0.35％以上，更优选为0.4％以上。另一方面，若Mo量过剩，则强度上升显著，冷加工性和可切削性降低。因此，将Mo量定为0.8％以下。Mo量优选为0.75％以下，更优选为0.7％以下。

[0070] V：0.10～0.4％

[0071] V在回火时析出钒碳化物，具有使软化阻抗提高的效果，在齿轮等之中，驱动中接触部位的温度上升时，通过软化抑制来维持硬度，有助于点蚀强度等的疲劳强度提高。为了有效地发挥这样的效果，将V量定为0.10％以上。V量优选为0.15％以上，更优选为0.2％以上。但是，若V量过剩，则强度上升显著，冷加工性和可切削性降低，此外在轧制后有粗大的钒碳化物析出，不利于真空渗碳处理后的软化阻抗性提高。因此，将V量定为0.4％以下。V量优选为0.35％以下，更优选为0.3％以下。

[0072] Al：0.005～0.05％

[0073] Al是脱氧剂，同时形成微细的Al系氮化物，由此使晶粒微细化，也具有使韧性提高的效果。为了有效地发挥这样的效果，将Al量定为0.005％以上。Al量优选为0.01％以上，更优选为0.012％以上。但是，若Al量过剩，则对可切削性造成不利影响，除了使加工性降低以外，还生成粗大的氮化物，因此无法作为钉扎粒子有所贡献，却引起晶粒粗大化。从这一观点出发，将Al量定为0.05％以下。Al量优选为0.045％以下，更优选为0.043％以下。

[0074] N：0.004～0.025％

[0075] N与Al等形成氮化物，使晶粒微细化，发挥着使韧性提高的效果。为了有效地发挥这样的效果，将N量定为0.004％以上。N量优选为0.0060％以上，更优选为0.010％以上。但是，若N量过剩，则特别是Al系氮化物等的粗大的氮化物生成，作为钉扎粒子没有贡献，却引起晶粒粗大化。从这一观点出发，将N量定为0.025％以下。N量优选为0.020％以下，更优选为0.017％以下。

[0076] 本发明的真空渗碳用钢材的基本成分如上述，余量实质上是铁。但是，因原材料、物资、制造设备等的状况而混入的P、S以外的不可避免的杂质，当然也允许包含在钢中。此外在本发明中，在不阻碍本发明的作用的范围内，也可以根据需要含有以下的任意元素。根据以下的元素的种类，钢材的特性得到进一步改善。

[0077] Nb：高于0％并在0.06％以下及Ti：高于0％并在0.2％以下中的一种以上[0078] Nb和Ti使渗碳后的晶粒微细化，使钢材的韧性提高，并且对于提高弯曲疲劳强度有用。这些元素根据需要含有任意一种或两种而发挥上述的效果。为了有效地发挥这样的效果，Nb量优选为0.01％以上，Ti量优选为0.005％以上。优选的Nb量和Ti量均为0.015％以上。但是，若这些元素过剩，则不仅其效果饱和，而且形成粗大的析出物，使强度降低。因此，Nb量优选为0.06％以下，Ti量优选为0.2％以下。Nb量更优选为0.05％以下，Ti量更优选为0.1％以下，进一步优选为0.08％以下。

[0079] B：高于0％并在0.005％以下

[0080] B具有提高渗碳处理中的淬火性的作用，另外使晶界强化，是使弯曲疲劳强度提高的元素。B通过微量添加就可以提高淬火性，因此对加工性等的影响低。为了有效地发挥这样的作用，B量优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。但是，若B量过剩，则与N的结合而生成BN，渗碳零件的强度降低。因此，B量优选为0.005％以下，更优选为0.0045％以下，进一步优选为0.0040％以下。

[0081] 在本发明的真空渗碳用钢材中，钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下。钒碳化物利用回火时的加热，另外利用零件使用时产生的滑动放热而析出，具有使软化阻抗提高的效果。就是说，在齿轮等之中，在驱动中接触部位的温度上升时，借助来自钒碳化物的软化抑制而维持硬度，有助于点蚀强度等的疲劳强度的提高。为了有效地发挥这样的效果，需要在热轧后并在真空渗碳前的钢材中使钒碳化物微细分散，在真空渗碳时时使之固溶。若真空渗碳用钢材的钒碳化物粗大，则无助于真空渗碳处理后的软化阻抗性提高，因此钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下。钒碳化物的平均当量圆直径优选为20nm以下，更优选为15nm以下。钒碳化物的平均当量圆直径的下限没有特别限定，但通常为1nm左右。还有，本发明中的所谓钒碳化物，意思是检测出V(钒)和C(碳)的析出物，意味着也包括含有V和C以外的元素的情况。

[0082] 为了调整上述钒碳化物，重要的是遵循通常的熔炼法熔炼钢，开坯轧制后，在进行热轧这一系列的制造工序中，调整热轧前的加热条件。热轧前的加热温度优选为950℃以上。若热轧前的加热温度低于950℃，则不能使轧制前存在的钒碳化物充分地固溶，未固溶的钒碳化物粗大化，不能使轧制后的钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下。加热温度更优选为1000℃以上，进一步优选为1050℃以上。加热温度的上限，从脱碳的观点出发，优选为1250℃以下，更优选为1200℃以下。

[0083] 另外，热轧前的加热保持时间优选为30分钟～5小时。加热保持时间低于30分钟时，不能使轧制前存在的钒碳化物充分地固溶，未固溶的钒碳化物变得粗大化，不能使轧制后的钒碳化物的平均当量圆直径为25nm以下。加热保持时间更优选为1时间以上，进一步优选为1.5小时以上。另一方面，若加热保持时间超过5小时，则钒碳化物由于Ostwald生长而粗大化，不能使轧制后的钒碳化物的平均当量圆直径在25nm以下。加热保持时间更优选为4.5小时以下，进一步优选为4小时以下。

[0084] 还有，上述的开坯轧制的条件未特别限定，例如在1200℃以上，优选在1250℃以上保持30～300分钟进行开坯轧制即可。开坯轧制的加热温度的上限没有特别限定，但例如为1300℃以下。

[0085] 对于上述的化学成分组成及钒碳化物的大小经过调整的本发明的钢材进行真空渗碳，由此能够得到表面疲劳强度优异的零件，此外在真空渗碳之后再进行具备规定的条件的喷丸硬化，从而能够得到弯曲疲劳强度优异的渗碳零件。

[0086] 在本发明中，作为渗碳处理采用真空渗碳。在本发明的渗碳用钢材中，如上述，将Si量提高到0.6％以上。若对于这样的钢材，通过真空渗碳以外的气体渗碳、气体碳氮共渗等进行渗碳处理，则表面生成晶界氧化层，零件的表面疲劳强度降低，此外零件的弯曲疲劳强度也降低。进行真空渗碳而得到的本发明的零件，表面晶界氧化层深度在3μm以下。表面晶界氧化层深度优选为2μm以下，更优选为1μm以下，最优选为0μm。真空渗碳处理的条件未特别限定，例如使渗碳温度为900～1000℃，优选为930～980℃即可。渗碳后，(a)也可以直接淬火，(b)也可以在渗碳放冷后，进行再加热淬火。此外，无论所述(a)、(b)的哪种情况，都是在投入50～150℃左右，优选为60～130℃的油浴等进行淬火之后，例如以150～200℃左右，优选以160～180℃进行回火即可。另外所述(a)的情况下，在真空渗碳后，炉冷至750～900℃，优选至780～880℃之后，进行淬火回火即可。

[0087] 为了提高渗碳零件的点蚀强度等的疲劳强度，有效的是提高硬度。但是，在齿轮等之中，若驱动中接触部位的温度上升，则硬度降低，因此并不是要提高初始硬度，而是要提高发热温度附近、即在400℃左右的硬度，这对疲劳强度的提高有效。对于本发明的真空渗碳用钢材进行真空渗碳而得到的本发明的零件，以400℃回火时的表面硬度，以维氏硬度计能够达到HV600以上。所述表面硬度优选为HV620以上，更优选为HV650以上。所述表面硬度的上限没有特别限定，但通常为HV900左右。

[0088] 由真空渗碳得到的零件，通过再实施喷丸硬化，能够赋予压缩残余应力。压缩残余应力抑制重复应力施加时的初始龟裂的发生及龟裂传播，能够大幅提高弯曲疲劳强度。为了有效地发挥这样的效果，需要使从表面至30μm深度位置的残余应力积分值为40MPa·mm以上。残余应力积分值优选为42MPa·mm以上，更优选为45MPa·mm以上。残余应力积分值的上限没有特别限定，但通常为100MPa·mm左右。

[0089] 为了对渗碳零件，赋予上述这样的压缩残余应力，需要适当控制在喷丸硬化中使用的发射材的粒径和硬度。发射材的粒径为0.10～0.5mm。粒径低于0.10mm时，只是对表层赋予压缩残余应力，因此不能提高从表面至30μm深度位置的压缩残余应力。另外，若粒径高于0.5mm，则压缩残余应力被赋予到内部侧，不能使表面至30μm深度位置的压缩残余应力处于上述的范围。

[0090] 发射材的硬度，以维氏硬度计为HV800～1000。硬度低于HV800时，无法充分赋予压缩残余应力，不能使表面至30μm深度位置的压缩残余应力处于上述的范围。发射材的硬度优选为HV820以上，更优选为HV850以上。另外若硬度高于HV1000，则钢材的磨削侵蚀量增加，因此得不到规定的零件形状。发射材的硬度优选为HV980以下，更优选为HV950以下。

[0091] 本发明的真空渗碳用钢材，能够通过真空渗碳得到表面疲劳强度优异的零件，此外通过在真空渗碳之后再进行喷丸硬化，能够得到弯曲疲劳强度优异的零件。表面疲劳强度，例如，以滚轴点蚀试验中的100万次强度计，即以100万次试验时没有发生破损的最大的应力计，能够达到3.3GPa以上，优选为3.4GPa以上，弯曲疲劳强度以4点弯曲疲劳试验中的10万次强度计，即以10万次试验时没有发生破损的最大的应力计，能够为1260MPa以上，优选为1300MPa以上。

[0092] 本申请基于2014年3月24日申请的日本国专利申请第2014－060210号主张优先权的利益。2014年3月24日申请的日本国专利申请第2014－060210号的说明书的全部内容，在本申请中注于参考而援引。

[0093] 实施例

[0094] 以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下的实施例限制，在能够符合前述、后述的宗旨的范围，当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[0095] 熔炼下述表1所示的化学成分组成的钢，以1250℃保持30分钟～300分钟后进行开坯轧制。表1所示的化学成分组成的余量是铁及不可避免的杂质。其后，如表2、3所示，使轧制前加热温度为920℃～1100℃，加热保持时间为0.3～6小时而进行热轧，得到 的热轧材，即棒钢。还有，表1所示的钢No.1，是相当于现有钢SCr420H的钢。

[0096] [表1]

[0097]

[0098] 对于所得到的各热轧材，以下述(1)的方法测量钒碳化物的大小。另外，以表2、3所示的渗碳条件，对于上述的热轧材进行真空渗碳或气体渗碳后，对于试验No.26～34再使用表3所示的粒径及硬度的发射材进行喷丸硬化，制作试验片。真空渗碳处理，在表2、3所述的930～980℃的温度范围进行真空渗碳处理，其后，炉冷到780～880℃后，投入60～130℃的油中淬火，再加热至170℃实施回火。喷丸硬化中，投射压：0.4MPa，覆盖范围：400％以上，使用表3所述的发射材进行。所述发射材使用由筛子进行了分级的0.05～0.06mm、0.11～
0.13mm、0.18～0.21mm、0.36～0.43mm和0.60～0.71mm的粒度的。

[0099] 还有，作为比较的气体渗碳，是在碳势Cp：0.8％的渗碳气体气氛中，以930℃进行渗碳处理后，实施油冷，再以170℃进行2小时的回火处理。

[0100] 对于这些试验片，以下述的方法，测量(2)400℃回火硬度，(3)从表面至30μm深度位置的残余应力积分值及(4)表面晶界氧化层的深度，并且评价(5)滚轴点蚀疲劳特性及(6)弯曲疲劳特性。

[0101] (1)热轧材的钒碳化物的大小的测量

[0102] 在热轧材的D/4位置切割出横断面，研磨后，进行碳沉积，实施用FE－TEM(Field-Emission Transmission Electron Microscope)进行的复型观察。所述D意思是轧制材的直径。这时，利用TEM的EDX(EnergyDispersive X-ray Analysis)特定V和C被测量出的析出物，以10万倍的倍率进行1.0μm×1.2μm的视野的观察。观察在任意的3个视野进行，将观察到的钒碳化物的当量圆直径的算术平均值，作为钒碳化物的平均当量圆直径。还有，从FE－TEM的测量极限考虑，作为测量对象的钒碳化物的大小的下限，以当量圆直径计大约1nm左右。

[0103] (2)400℃回火硬度的测量

[0104] 研磨上述热轧材的表面，为 之后进行渗碳，再度研磨而成为对于试验No.26～34再实施喷丸硬化，作为400℃回火硬度的测量用的试验片。关于试验No.1～25是渗碳后的试验片，关于No.26～34是渗碳及喷丸硬化后的试验片，对其以400℃进行3小时回火，在横断面距表面50μm位置，以维氏硬度计测量硬度。维氏硬度计的试验载荷为300gf，测量5处求得其算术平均值，将其作为各试验片的400℃回火硬度。

[0105] (3)距表面30μm深度位置的残余应力积分值的测量

[0106] 对于后述的图1的4点弯曲试验片实施渗碳，对于试验No.26～34再进行喷丸硬化，作为残余应力测量用的试验片。关于试验No.1～25是渗碳后的试验片，关于No.26～34是渗碳及喷丸硬化后的试验片，对其使用PSPC(Position-Sensitive Proportional Counter：位置灵敏正比计数器)微小部X射线应力测量装置，测量距试验片的切口底表面分别为10μm、20μm、30μm的位置的残余应力，根据下述的算式计算出从表面至30μm深度位置的残余应力积分值。PSPC微小部X射线应力测量装置的测量条件为，准直仪： 测量部位：轴向中央位置，测量方向：圆周方向。

[0107] 距表面30μm深度位置的残余应力积分值σ

[0108] ＝{σ(0mm)+σ(0.01mm)}/2×0.01mm

[0109] +{σ(0.01mm)+σ(0.02mm)}/2×0.01mm

[0110] +{σ(0.02mm)+σ(0.03mm)}/2×0.01mm

[0111] 其中，σ(Xmm)意思是距表面Xmm的位置下的残余应力的值。

[0112] (4)表面晶界氧化层的深度的测量

[0113] 研磨上述热轧材的表面而成为 之后进行渗碳，再度研磨成为对于试验No.26～34再进行喷丸硬化，作为试验片。关于试验No.1～25是渗碳后的试验片，关于No.26～34是渗碳及喷丸硬化后的试验片，将其以相对于轧制方向垂直地切割，埋入树脂并研磨后，使用光学显微镜，以倍率1000倍观察试验片的最表面，测量晶界氧化层的最深的位置的深度。

[0114] (5)滚轴点蚀疲劳特性的评价

[0115] 准备与上述(4)同样的试验片，对于所得到的试验片，以表面压力：2.7、3.0、3.3GPa，转速：1500rpm，滑移率：－40％，使用自动机润滑油的条件进行滚轴点蚀试验，制成应力S－重复次数N线图(以下，称S－N线图)，根据100万次强度评价点蚀强度。还有，所述自动机润滑油的油温是80℃，所述所谓100万次强度，意思是在100万次试验时未发生破损的最大的应力。这时使用的对立滚轴，是由SUJ2构成的调质品，使用表面硬度：HV700，隆起面R：150mm的。

[0116] (6)弯曲疲劳特性的评价

[0117] 从上述热轧材上切下图1所示形状的试验片之后进行渗碳，对于试验No.26～34再进行喷丸硬化，作为弯曲疲劳试验用的试验片。使用该试验片，如图2所示，利用4点支承的夹具，以频率20Hz、重复负载应力的最大应力：1371、1523、1675、1828MPa的条件，制成S－N线图，基于此S－N线图，如图3所示求得10万次强度，将该值作为弯曲疲劳强度。

[0118] 上述(1)～(6)的结果显示在表2、3中。

[0119] [表2]

[0120]

[0121] [表3]

[0122]

[0123] 试验No.3、5、14～18、22～29、31～34，是满足本发明中规定的化学成分组成，并以恰当的热轧条件得到的钢材。因此，其VC的平均当量圆直径在25nm以下，经真空渗碳而得到的钢或经真空渗碳及喷丸硬化得到的钢以400℃回火时的表面硬度，以维氏硬度计为600以上，以100万次强度表示的表面疲劳强度在3.3GPa以上，与试验No.1相比，能够达成其1.20倍以上的表面疲劳强度。其中，特别是试验No.26、31～34，是在真空渗碳之后，以适当的条件进行了喷丸硬化的例子，因为能够充分地赋予压缩残余应力，所以由10万次强度表示的弯曲疲劳强度为1260MPa以上，与试验No.1相比，能够达成其1.20倍以上的弯曲疲劳强度。还有，未进行喷丸硬化的3、5、14～18、22～25，及喷丸硬化的发射材的特性未得到恰当调整的No.27～29，如上述虽然表面疲劳强度良好，但是弯曲疲劳强度若与No.26、31～34相比，则为差的结果。

[0124] 试验No.1、2是Si、V和Mo少的例子，未形成钒碳化物，渗碳后的400℃回火硬度低，因此由100万次强度表示的表面疲劳强度为差的结果。另外No.1因为作为渗碳处理采用气体渗碳，所以形成晶界氧化层，表面疲劳强度比No.2更差。No.4因为采用气体渗碳，所以形成晶界氧化层，表面疲劳强度差。

[0125] No.6是Si量少的例子，No.7是Cr量少的例子，No.8是Mn量少的例子，No.9是P量多的例子，No.10是S量多的例子，No.11是V量少的例子，No.12是V量多的例子，No.13是Mo量少的例子，均为表面疲劳强度差的结果。

[0126] No.19是热轧前的加热温度低的例子，No.20是热轧前的加热保持时间短的例子，No.21是热轧前的加热保持时间长的例子，均为钒碳化物的平均当量圆直径大，表面疲劳强度差的结果。No.30是进行气体渗碳的例子，形成晶界氧化层而造成表面疲劳强度差的结果。

[0127] 产业上的可利用性

[0128] 使用本发明的真空渗碳用钢材得到的渗碳零件，适合于汽车、建筑机械和其他的各种工业机械所使用的齿轮和轴类，在工业上有用。