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碳氮共渗部件及碳氮共渗部件的制造方法

阅读：321发布：2020-05-12

专利汇可以提供碳氮共渗部件及碳氮共渗部件的制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明提供了碳氮共渗部件，该碳氮共渗部件的钢材坯料含有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，此外，根据需要还含有Mo≤0.50％以下，其余部分由Fe和杂质构成。从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒，且残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2，该碳氮共渗部件中，即使降低昂贵的Mo的含量或不添加Mo，也能确保优异的耐磨耗性与高的点蚀强度。该碳氮共渗部件可以如下制造：保持于例如900～950℃的渗碳性气氛中渗碳，接着保持于温度 800～900℃、氮势0.2～0.6％的碳氮共渗气氛中进行碳氮共渗，接着，进行淬火，此后进一步在超过250℃且350℃以下的温度范围内回火。，下面是碳氮共渗部件及碳氮共渗部件的制造方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种碳氮共渗部件，其特征在于，该碳氮共渗部件的钢材坯料按质量％计含有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，其余部分由Fe和杂质构成，
在从该碳氮共渗部件的硬化层的表面到有效硬化深度位置的区域中，分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒，且残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2，
2.根据权利要求1所述的碳氮共渗部件，其特征在于，钢材坯料按质量％计进一步含有Mo：0.50％以下。
3.一种碳氮共渗部件的制造方法，其特征在于，该制造方法是使用下述钢材的碳氮共渗部件的制造方法：按质量％计含有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，其余部分由Fe和杂质构成的钢材，所述制造方法依次包括以下步骤1到步骤4的处理：
步骤1：保持于温度为900～950℃的渗碳性气氛中，从而对该钢材进行渗碳，步骤2：保持于温度为800～900℃、氮势为0.2～0.6％的碳氮共渗气氛中，从而对该实施过渗碳的钢材实施碳氮共渗，
步骤3：对该实施过碳氮共渗的钢材进行淬火，
步骤4：将该实施过淬火的钢材在超过250℃且350℃以下的温度下回火。
4.根据权利要求3所述的碳氮共渗部件的制造方法，其特征在于，钢材按质量％计进一步含有Mo：0.50％以下。

说明书全文

碳氮共渗部件及碳氮共渗部件的制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及实施了碳氮共渗处理的部件(以下称为“碳氮共渗部件”)和碳氮共渗部件的制造方法。更具体而言，本发明涉及适合作为要求具有优异的接触疲劳强度(contact pressure fatigue strength)尤其是对于点蚀(pitching)而言的高强度与优异的耐磨耗性的动力传输部件的碳氮共渗部件及该碳氮共渗部件的制造方法。

背景技术

[0002] 作为汽车的变速器使用的齿轮、带式无级变速器(CVT)用滑轮等动力传输部件目前如下制造：通过锻造、切削等加工，将JIS G4053(2003)规定的机械结构用合金钢钢材成型为规定的形状，进行渗碳淬火、碳氮共渗淬火，此后进一步回火。

[0003] 近年来，对改善汽车燃料消耗率的要求越来越严格。在该状况下，为了实现与燃料消耗率改进直接相关的车体的轻量化，对上述部件提出了进一步小型化和高强度化的要求，提高作为接触疲劳之一的点蚀的极限强度(以下称为“点蚀强度”)与耐磨耗性被重视。

[0004] 一般，为了提高点蚀强度与耐磨耗性，有效的是，通过渗碳或碳氮共渗使部件表面硬化。因此，以含有0.2％左右(质量％)的碳的SMn420为代表的锰系、以SMnC420为代表的锰铬系、以SCr420为代表的铬系和以SCM420为代表的铬钼系等机械结构用合金钢钢材作为渗碳部件和碳氮共渗部件的原料使用。然而，在上述钢材中含有的元素当中，稀有金属元素在近年来价格显著高涨，尤其是钼，发生了显著的价格高涨。

[0005] “碳氮共渗”包括在渗碳性气氛中混合氨气，在渗碳的同时进行渗氮的“气体碳氮共渗”等，氮被视为具有提高所谓的“抗回火软化性(temper softening resistance)”的效果。然而，氮具有抑制碳扩散的作用，而且，渗氮处理在比渗碳处理更低的温度下实施，因此，具有硬化深度变小的问题。此外，氮是奥氏体稳定化元素，由于与C同样地Ms点降低，因此，容易存在残留奥氏体，还存在难以获得硬质的马氏体的问题。

[0006] 因此，例如在专利文献1～4中公开了解决碳氮共渗中的上述问题的技术。

[0007] 具体而言，专利文献1中公开了“一种齿面强度优异的齿轮的制造方法，其特征在于，该齿轮以机械结构用表面硬化钢(case hardening steel)为原料，具有如下的表面硬化组织：最表面的C量为0.5重量％以上且0.9重量％以下，且最表面的N量为0.3重量％以上且0.8重量％以下，N量为与C量同等程度的同时，N的侵入深度达到能获得硬度Hv550的有效深度即有效硬化深度的至少80％的深度。该方法中，在800℃以上且950℃以下的温度下对由机械结构用表面硬化钢构成的齿轮原料进行渗碳处理的同时进行渗氮处理，之后冷却，进一步再加热至800以上且930以下的奥氏体化温度，再次进行渗氮处理，之后淬火，从而使表面硬化组织由不仅固溶有C而且固溶有N的致密马氏体组织构成”。

[0008] 专利文献2中公开了“一种高强度齿轮，其特征在于，该齿轮以化学成分为C、Si、Mn、P、S、Cr或在这些成分中添加有Mo或Mo和V的机械结构用表面硬化钢为原料，对齿轮成型体实施过碳氮共渗处理，该处理是依次进行渗碳工序、利用NH3气体的氮化工序、在盐中的浸渍工序和回火工序的表面硬化热处理，从表面到至少150μm深度的氮含量为0.2％以上且0.8％以下，而且具有由含氮的致密马氏体和10～40％的残留奥氏体的混合组织，或者含氮的致密马氏体、下部贝氏体(bainite)和10～40％的残留奥氏体的混合组织构成的表面硬化层”。

[0009] 专利文献3中公开了“耐点蚀性优异的碳氮共渗处理部件的热处理方法，其特征在于，将按重量％计(以下相同)含有C：0.10～0.35％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.30～1.50％、S：0.005～0.03％、Cr：0.50～4.00％和Al：0.02～0.60％，根据需要含有Ni：
0.05～3.00％、Mo：0.05～4.00％、V：0.05～1.00％和W：0.05～1.00％中的一种或两种以上，此外根据需要还含有Nb：0.005～0.10％，其余部分基本上由Fe构成的钢的部件渗碳后碳氮共渗或直接碳氮共渗，此后淬火，在200～560℃的温度下回火”。(“耐点蚀性”与本发明中的“点蚀强度”同义)。

[0010] 专利文献4中公开了“一种耐磨耗性、接触疲劳特性优异的、适用于研磨部件的碳氮共渗钢，其中，合金元素的含量按质量％计为C：0.10～0.30％、Si：0.50～1.50％、Mn：0.50～1.50％、P：≤0.020％、S：0.003～0.020％、Cr：0.50～3.00％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成”。

[0011] 现有技术文献

[0012] 专利文献

[0013] 专利文献1：日本特开平11-51155号公报

[0014] 专利文献2：日本特开平7-190173号公报

[0015] 专利文献3：日本特开2001-140020号公报

[0016] 专利文献4：日本特开2002-194492号公报

发明内容

[0017] 发明要解决的问题

[0018] 在前述的专利文献1中公开的齿轮的制造方法的情况下，为了加深氮的侵入深度、增大有效硬化深度，需要进行再加热淬火。因此，专利文献1中公开的技术从制造工序、能量消耗的观点来看并非有效。

[0019] 专利文献2中公开的高强度齿轮由于以含氮的致密马氏体为主要组织或以含氮的致密马氏体与下部贝氏体为主要组织，因此只是将残留奥氏体的量限制在10～40％的技术。因此，专利文献2中公开的技术未必能够获得充分的耐磨耗性与点蚀强度。

[0020] 专利文献3中公开的热处理方法基于以下技术思想：通过在比以往的150～180℃高的200～560℃的温度下回火，从而使柔软的残留奥氏体被分解为马氏体与η碳化物，能够提高表面硬度，同时，CrN、AlN等氮化物微细地析出，发生析出硬化，由此提高了耐点蚀性。在上述的200～560℃的温度范围回火时，为了使其分解为能够提高表面硬度的马氏体与η碳化物的混合组织，重要的是控制原来的残留奥氏体中的氮浓度。不过，专利文献3中完全没有公开在碳氮共渗工序中应该引入何种程度的氮(即，最适合的氮势)，因此，根据氮势的选择方式，有时完全不能获得如上所述的混合组织。而且，在指定的温度范围中的高温侧的温度下进行回火，直到发生CrN、AlN等合金元素氮化物的析出时，残留奥氏体不是分解为马氏体与η碳化物，而是分解为铁素体与渗碳体(cementite)，或者析出粗大的γ’-Fe4N氮化物，导致硬度显著降低，点蚀强度反而降低的问题。

[0021] 专利文献4中公开的碳氮共渗用钢基于使Si的含量增大从而提高抗回火软化性的技术思想。然而，在不控制碳氮共渗的气氛，仅仅应用一般性气体碳氮共渗时，由于Si的含量高，因此不可避免地促进晶界氧化，因此，具有不能获得充分的表面硬度的问题。

[0022] 如上所述，迄今为止提出的碳氮共渗技术中，不足以有效地提供耐磨耗性与点蚀强度二者均优异的碳氮共渗部件。

[0023] 因此，本发明的目的是提供碳氮共渗部件，其解决了这些课题，而且，进一步通过降低近年来价格显著高涨的昂贵合金元素Mo的含量或不添加Mo，从而比以往的钢低廉，同时，可以确保优异的耐磨耗性和大的点蚀强度。本发明的目的也在于提供碳氮共渗部件的制造方法，该方法可以有效地获得上述碳氮共渗部件。

[0024] 用于解决问题的方案

[0025] 本发明人等为了解决上述问题，使用以SCr320为代表的铬系和以SCM420为代表的铬钼系的表面硬化钢，在各种条件下进行碳氮共渗实验，调查了碳氮共渗部件的耐磨耗性和点蚀强度与表面硬化层的微组织的关系。

[0026] 结果，关于在碳氮共渗中能够表现优异的耐磨耗性与高的点蚀强度的微组织，获得了下述(a)～(d)的见解。

[0027] (a)在进行碳氮共渗、淬火时，在硬化层中容易生成残留奥氏体。迄今已知的是，含N的残留奥氏体比不含N的残留奥氏体稳定，不容易相变，但硬化层中的残留奥氏体的体积分数越小，可以获得越优异的耐磨耗性和越高的点蚀强度。

[0028] (b)在碳氮共渗中引入氮的工序中，通过将温度和氮势限制在适当的范围，可以使长径约50～300nm的ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的颗粒析出。这些铁氮化物颗粒在硬化层中稳定存在，即使在碳氮共渗之后淬火，此后进一步进行回火也没有变化，，有助于增大碳氮共渗部件的表面硬度，尤其具有提高耐磨耗性的作用。另外，上述铁氮化物颗粒还具有提高碳氮共渗部件的点蚀强度的效果。

[0029] (c)通过碳氮共渗后淬火而在硬化层中生成的残留奥氏体，其在150～180℃下保持1～2小时的一般回火条件的情况下也基本上不分解。然而，在超过250℃且350℃以下的温度范围，如果保持1～2小时进行回火，残留奥氏体分解为宽度约50～200nm、长度约200nm～1μm左右的微细“小竹叶”形状的贝氏体铁素体和Fe3C和α”-Fe16N2，残留奥氏体的面积率大致降低至低于约5％。从铁素体的形状来推测，认为这种残留奥氏体的分解行为是等温贝氏体相变。此时，硬度显著增大，碳氮共渗部件的耐磨耗性和点蚀强度提高。另外，回火温度超过350℃时，残留奥氏体分解为铁素体、Fe3C和γ’-Fe4N，此时的硬度没怎么增大。另一方面，在该情况下，由于淬火处理而相变为马氏体的部分分解为等轴粒状的铁素体与粒状的Fe3C，因此，总体上的硬度降低。因此，回火温度超过350℃时，碳氮共渗部件的耐磨耗性和点蚀强度降低。

[0030] (d)如果碳氮共渗部件的微组织为下述微组织，即，在硬化层中，尤其在从表面直到有效硬化深度(定义为能获得维氏硬度550处距离表面的深度)位置的区域中分散有长径约50～300nm的ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒，且残留奥氏体分解为宽度约50～200nm、长度约200nm～1μm左右的微细贝氏体铁素体以及Fe3C和α”-Fe16N2，即使在以铬系的表面硬化钢为原料的情况下，其碳氮共渗部件也具有与以铬钼系表面硬化钢为原料在通常的气体渗碳之后淬火和回火的部件同等以上的耐磨耗性和点蚀强度。

[0031] 本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨是下述第(1)和(2)项中所示的碳氮共渗部件以及第(3)和(4)项中所示的碳氮共渗部件的制造方法。

[0032] (1)一种碳氮共渗部件，其特征在于，该碳氮共渗部件的钢材坯料按质量％计含有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，其余部分由Fe和杂质构成，

[0033] 在从该碳氮共渗部件的硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域中，分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒，且残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2。

[0034] (2)根据上述第(1)项所述的碳氮共渗部件，其特征在于，钢材坯料按照质量％计进一步含有Mo：0.50％以下。

[0035] (3)一种碳氮共渗部件的制造方法，其特征在于，该制造方法是使用下述钢材的碳氮共渗部件的制造方法：按质量％计含有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，其余部分由Fe和杂质构成的钢材，该制造方法依次包括以下步骤1到步骤4的处理：

[0036] 步骤1：保持于温度为900～950℃的渗碳性气氛中，从而对该钢材进行渗碳，[0037] 步骤2：保持于温度800～900℃、氮势0.2～0.6％的碳氮共渗气氛中，从而对该实施过渗碳的钢材实施碳氮共渗，

[0038] 步骤3：对该实施过碳氮共渗的钢材进行淬火，

[0039] 步骤4：将该实施过淬火的钢材在超过250℃且350℃以下的温度下回火。

[0040] (4)根据上述第(3)项所述的碳氮共渗部件的制造方法，其特征在于，钢材按质量％计进一步含有Mo：0.50％以下。

[0041] 其中，“有效硬化深度”是指能获得维氏硬度550处距离表面的深度。

[0042] 另外，由于ε-Fe3N、ζ-Fe2N、α”-Fe16N2和γ’-Fe4N具有表1所示的晶体结构与晶格常数，因此拍摄电子束衍射图形，分析该图像，可以鉴定各相。

[0043] [表1]

[0044]

[0045] <出处>

[0046] a)ASTM Card 6-0696

[0047] b)H.Tanaka，S.Nagakura，Y.Nakamura and Y.Hirotsu，Acta mater.，45(1997)1401，“Electron crystallography study of tempered iron-nitrogen martensite and structure refinement of precipitated α”-Fe16N2”[0048] c)ASTM Card 6-0627

[0049] d)ASTM Card 49-1663

[0050] e)ASTM Card 50-958

[0051] 发明的效果

[0052] 本发明的碳氮共渗部件具备优异的耐磨耗性和高的点蚀强度。因此，可以用于为了实现与改善燃料消耗率直接相关的车体的轻量化而要求进一步小型化和高强度化的汽车的变速器用的齿轮、带式无级变速器用滑轮等动力传输部件。而且，本发明的碳氮共渗部件可以通过本发明的方法来制造，另外，由于以昂贵的合金元素Mo的含量低或者不添加Mo的低廉的钢为原料，与目前的动力传输部件相比，还可以实现制造成本的降低。附图说明

[0053] 图1所示为用透射电子显微镜观察以实施例中使用的钢3为原料，在碳氮共渗之后油淬火后的状态的试料的距离表面70μm深的位置处生成的残留奥氏体中存在的铁氮化物颗粒的照片的图。其中，图中用圆圈起的地方为铁氮化物颗粒。

[0054] 图2为示意性说明本发明中的“渗碳”工序、“碳氮共渗”工序和碳氮共渗后的“淬火”工序的一个例子的图。在该图中，将“淬火”工序例示为“油淬火”。另外，图中的“Cp”与“Np”各自表示碳势和氮势。

[0055] 图3所示为用透射电子显微镜观察以实施例中使用的钢3为原料，在碳氮共渗之后油淬火后的状态的碳氮共渗部件的距离表面70μm深的位置处的微组织和在油淬火之后在300℃下回火1小时时的碳氮共渗部件的距离表面70μm深的位置处的微组织。(a)为油淬火后的状态的微组织，“残留奥氏体”用“γR”表示。(b)为在300℃下回火1小时时的微组织。

[0056] 图4所示为实施例的辊点蚀试验(roller pitting test)中使用的小辊试验片的形状的图。其中，尺寸的单位为mm。

[0057] 图5所示为实施例的环块试验(block on ring)中使用的块状试验片的形状的图。其中，尺寸的单位为mm。

[0058] 图6所示为用于测定实施例的氮浓度的切削屑泥采集用试验片的形状的图。其中，尺寸的单位为mm。

[0059] 图7为示意性地说明实施例中进行的“渗碳”工序、“碳氮共渗”工序、碳氮共渗后的“淬火”工序和淬火工序后的“回火”工序的条件的图。其中，图中的“Cp”与“Np”各自表示碳势和氮势。另外，图中将在大气中的自然冷却标记为“空气冷却”。

[0060] 图8为示意性地说明实施例中实施的环块试验方法和块状试验片的接触面上发生的磨耗痕迹的宽度的图。

具体实施方式

[0061] 以下详细描述在本发明中如上所述规定钢材坯料的化学组成、微组织和制造条件的理由。其中，各成分元素的含量的“％”是指“质量％”。

[0062] (A)钢材坯料的化学组成

[0063] C：0.10～0.35％

[0064] C是决定钢材的强度的最重要的元素，为了确保坯料的强度，即未被碳氮共渗后淬火硬化的芯部的强度，需要含有0.10％以上的C。另一方面，其含量超过0.35％时，芯部的延展性降低，或者切削加工性(machinability)降低。因此，将C的含量设定为0.10～0.35％。其中，C含量的理想下限为0.20％。另外，理想上限为0.30％。

[0065] Si：0.15～1.0％

[0066] Si具有抑制渗碳体的析出而升高抗回火软化性的效果，并且作为固溶强化元素是有助于芯部强度增大的元素。Si还具有抑制奥氏体向珠光体(pearlite)相变的作用。这些效果在Si的含量为0.15％以上时获得。然而，Si的含量增多时，导致渗碳速度降低、延展性降低，尤其，Si的含量超过1.0％时，热加工性劣化，渗碳速度也显著降低。因此，Si的含量设定为0.15～1.0％。另外，Si含量的理想下限为0.20％，另外，理想上限为0.90％。

[0067] Mn：0.30～1.0％

[0068] Mn是奥氏体稳定化元素，是降低奥氏体中的C的活度、促进渗碳的元素。Mn与S一起形成MnS从而还具有提高切削加工性的作用。为了获得这些效果，需要0.30％以上的Mn含量。然而，即使含有超过1.0％的Mn，其效果饱和，成本增加，而且，切削加工性也劣化。因此，将Mn的含量设定为0.30～1.0％。其中，Mn含量的理想下限为0.50％，另外，理想上限为0.90％。

[0069] Cr：0.40～2.0％

[0070] Cr具有增大碳与氮的亲和力、降低碳氮共渗时的奥氏体中的C和N的活度，促进碳氮共渗的效果。Cr还具有通过固溶强化增大未被碳氮共渗后淬火硬化的芯部的强度的效果。这些效果在Cr的含量为0.40％以上时获得。因此，Cr的含量增多时，在晶界中生成Cr碳化物、Cr氮化物，晶界附近缺乏Cr。其结果，在部件的表层中容易生成不完全淬火组织和/或氧化异常层，导致点蚀强度和耐磨耗性的劣化。尤其，Cr的含量超过2.0％时，由于部件的表层中生成不完全淬火组织和/或晶界氧化导致的异常层，使得点蚀强度和耐磨耗性的劣化变得显著。因此，将Cr的含量设定为0.40～2.0％。其中，Cr含量的理想下限为0.50％，另外，理想上限为1.80％。

[0071] S：0.05％以下

[0072] S是通常作为杂质含有的元素，如上所述，与Mn一起形成MnS而具有提高切削加工性的作用。在获得该效果的情况下，理想的是，S的含量为0.01％以上。另一方面，S的含量变得过剩，尤其超过0.05％时，热延展性降低，在锻造时容易产生裂纹。因此，将S的含量设定为0.05％以下。其中，S含量的理想上限为0.03％。

[0073] 本发明的坯料的化学组成之一是，除了上述元素以外，其余部分由Fe和杂质构成。本发明的坯料的另一化学组成是，除了上述元素以外，进一步含有下述量的Mo。其中，作为其余部分的“Fe和杂质”中的“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料、环境等混入的物质。

[0074] Mo：0.50％以下

[0075] Mo具有抑制部件的表层中的不完全淬火组织和/或由晶界氧化导致的异常层的生成的效果，另外，还具有提高芯部硬度的效果，因此，为了获得这些效果，可以含有Mo。然而，Mo的含量超过0.50％时，不仅原料成本增高，而且切削加工性显著降低。因此，含有Mo时，将Mo的量设定为0.50％以下。另外，Mo含量的上限理想地为0.30％。另一方面，为了可靠地获得上述Mo的抑制部件表层中的不完全淬火组织和/或由晶界氧化导致的异常层的生成的效果以及提高芯部硬度的效果，Mo的含量的下限理想地为0.05％，更为理想地为0.10％。

[0076] 另外，关于本发明的坯料的化学组成中的杂质，尤其理想的是，将P的含量限制在0.05％以下，更理想地限制在0.03％以下。

[0077] (B)微组织

[0078] 本发明的碳氮共渗部件必需具有下述微组织：即，从硬化层的表面到有效硬化深度位置的区域中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒，且残留奥氏体被分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2的微组织。以下详细说明。

[0079] 首先，在碳氮共渗时，如果通过碳氮共渗后淬火使作为铁的氮化物的ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的颗粒析出和分散到成为硬化层的部件表层部中，即使在碳氮共渗后淬火，另外，即使在该淬火之后进一步进行回火，这些铁氮化物也不发生变化，因此碳氮共渗部件的表层硬度增大，耐磨耗性提高，同时点蚀强度也提高。另外，即使表层硬度为同一程度，在硬化层上分散有上述铁氮化物颗粒的情况下，尤其分散在从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域中时，由于上述的铁氮化物颗粒本身硬度高，而且通过所谓的“分散强化”的效果，可以在碳氮共渗部件中确保极为良好的耐磨耗性。

[0080] 另外，上述从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域中分散的ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒优选具有几十～几百纳米，特别是50～300nm的长径。这些铁氮化物例如采用薄膜试料，用透射电子显微镜(以下称为“TEM”)观察，可以确认它们的尺寸。另外，从这些含有铁氮化物的区域拍摄电子束衍射图形，分析其衍射图，求出晶体结构和晶格常数，可以鉴定其为ε-Fe3N或ζ-Fe2N中的哪一种。

[0081] 另外，图1中，作为上述从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域中分散的ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒的一个例子，示出了后述实施例中所示的使用钢3的情况。该图1是薄膜试料的TEM观察照片，示出了碳氮共渗后油淬火后的状态的试料的距离表面70μm深位置处生成的残留奥氏体中存在的铁氮化物颗粒。图中用圆圈起的物质是铁氮化物颗粒。

[0082] 接着，如果通过回火，将通过碳氮共渗后淬火而在硬化层中生成的残留奥氏体分解为Fe3C和α”-Fe16N2，碳氮共渗部件的表层硬度显著增大，与原本存在的上述ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒的作用相互结合，极大地提高了耐磨耗性与点蚀强度。

[0083] 即，使通过碳氮共渗后淬火而在硬化层中生成的含有碳和氮的残留奥氏体通过回火分解时，若生成铁氮化物的稳定相γ’-Fe4N，则硬度降低，若生成铁氮化物的亚稳相α”-Fe16N2，则硬度增大。

[0084] 关于上述残留奥氏体的分解，例如通过采用薄膜试料，进行TEM观察，可以确认相的形态、尺寸。在含有特定的相的有限范围中，拍摄电子束衍射图形，分析该图形，可以鉴定各相。

[0085] 从以上可以看出，本发明的碳氮共渗部件在从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域中，分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒，且残留奥氏体被分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2。

[0086] 另外，该(B)项中所描述的微组织可以通过对具有上述(A)项中所述的化学组成的钢材实施以下(C)项中所述的条件的热处理来获得。

[0087] (C)制造条件

[0088] 本发明的制造工序中的热处理包括：保持于900～950℃的渗碳性气氛中的“渗碳”工序；在该渗碳之后的“碳氮共渗”工序，其中，在将温度降低到800～900℃、维持渗碳性气氛的状态下，在混合例如氨气等而兼有渗氮性的、氮势为0.2～0.6％的气氛中保持；碳氮共渗后的“淬火”工序；以及在超过250℃且350℃以下的温度范围的“回火”工序。

[0089] 气氛的渗碳能力和渗氮能力各自用碳势和氮势来定义。即，以在特定的气氛温度下与该气氛达到平衡时的处理部件的表面的碳浓度和氮浓度来表示。从处理部件的表面到深度方向的碳浓度分布和氮浓度分布由碳势、氮势、处理温度和处理时间来决定。其中，在本发明中，如下述实施例所示，将在特定的气氛温度下与该气氛达到平衡时的处理部件的最表面到50μm位置的氮的平均浓度称为“氮势”。这是因为，对作为处理部件的直径30mm、高度50mm的圆柱状试料的外周曲面部，对从其最表面沿着半径方向向中心刮削深度50μm得到的切削屑泥进行化学分析，求出氮浓度，将其定义为“表面氮浓度”。

[0090] 图2示意性地示出了本发明的“渗碳工序”、“碳氮共渗”工序和碳氮共渗后的“淬火”工序的一个例子。另外，在该图中，将“淬火”工序例示为“油淬火”。图中的“Cp”与“Np”各自表示碳势和氮势。

[0091] 另外，碳势不一定必须保持为如图2所示的状态，即，在渗碳和碳氮共渗这两个工序中碳势不一定必须保持为一定的状态。从目标表面碳浓度、有效硬化深度和有效操作的观点来看，可以适当变化。

[0092] 例如，通过将渗碳工序中的碳势设定为比碳氮共渗部件的目标表面碳浓度更高的值，在转移到后续的碳氮共渗工序中时，将碳势降低到目标表面碳浓度，从而可以缩短渗碳与碳氮共渗的合计处理时间。

[0093] “渗碳”工序可以应用“气体渗碳”，“气体渗碳”使用例如在由丁烷、丙烷等烃气体与空气混合而变成的CO、H2和N2的混合气体的吸热性气体(该气体通常称为“RX气体”)中添加丁烷、丙烷等所谓的“富煤气(enriched gas)”的气体而成的气氛，进行渗碳。该“渗碳”工序中的处理温度，即保持于渗碳气氛中的温度为900～950℃。这是因为，如果上述温度高于950℃，则容易发生晶粒的粗大化，容易导致淬火后的强度降低。另一方面，如果低于900℃，难以获得充分的硬化层深度。保持于上述温度的时间取决于所需的硬化层深度的大小，例如，可以设定为2～15小时左右。上述碳势可以专门用富煤气的添加量来控制。

[0094] “渗碳”工序之后的“碳氮共渗”工序在温度800～900℃、氮势0.2～0.6％的碳氮共渗气氛中进行。

[0095] 通过在比以往的普通“碳氮共渗”工序高约50℃、氮在奥氏体中的溶解度变小的800～900℃的温度下，氮势为0.2％以上进行碳氮共渗，从而可以使长径几十～几百纳米，尤其50～300nm的铁氮化物颗粒ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N析出和分散。另外，通过将氮势设定为0.2％以上进行碳氮共渗，奥氏体被稳定化，容易获得残留奥氏体。如果氮势低于
0.2％，不仅不能使长径几十～几百纳米，尤其50～300nm的属于铁氮化物颗粒的ε-Fe3N和ζ-Fe2N二者析出和分散，而且有时产生残留奥氏体与马氏体以外的不完全淬火组织。然而，氮势过高时，尤其超过0.6％时，上述的铁氮化物颗粒容易粗大化，由于长径超过300nm导致不能谋求铁氮化物颗粒的分散强化。因此，上述温度区域中的氮势必需为0.6％以下。

[0096] 上述的“碳氮共渗”可以如下进行：在例如渗碳工序的气氛的状态下，将炉内温度降低至碳氮共渗温度的800～900℃之后，添加氨气来进行。此时的氮势可以通过氨气的添加量来控制。保持在上述碳氮共渗气氛中的时间可以为几小时，例如1～2小时。

[0097] 碳氮共渗后的“淬火”工序如图2所例示可以为油淬火。

[0098] 在碳氮共渗工序中，由于氮在奥氏体中固溶，奥氏体被稳定化，即使通过油淬火骤冷，也容易生成不会相变为马氏体的奥氏体，即，残留奥氏体。该残留奥氏体由于使碳氮共渗部件的表层硬度降低，因此点蚀强度降低。因此，以往改变油淬火的条件，避免残留奥氏体生成，或者在油淬火之后进行低温处理(subzero treatment)，使所生成的残留奥氏体相变为马氏体，之后在淬火之后在150～180℃左右的低温下进行回火。然而，在上述条件下进行碳氮共渗时，不需要通过改变淬火条件或进行低温处理来控制残留奥氏体量。只要在“淬火”工序之后在超过250℃且350℃以下的温度范围进行回火即可。

[0099] 上述分散有长径为几十～几百纳米，尤其50～300nm的铁氮化物颗粒(ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N)的残留奥氏体即使在250℃以下的温度下进行1～2小时的回火也基本上不分解。然而，如果在超过250℃且350℃以下的温度范围保持1～2小时，进行回火，则发生等温贝氏体相变，残留奥氏体分解为宽度约50～200nm、长度约200nm～1μm左右的微细贝氏体铁素体以及Fe3C和α”-Fe16N2。而且，通过该残留奥氏体的分解，硬度显著增大，而且，回火前就已经存在的长径几十～几百纳米的ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒没有因该回火而变化，因此，通过与这些铁氮化物颗粒的作用的协同效果，大幅提高了碳氮共渗部件的耐磨耗性与点蚀强度。

[0100] 回火温度超过350℃时，残留奥氏体分解为铁素体、Fe3C和γ’-Fe4N，不仅此时的硬度没增大多少，而且，相变为马氏体的部分分解为等轴晶粒形状的铁素体和粒状的Fe3C，因此，总体的硬度下降。因此，回火温度超过350℃时，碳氮共渗部件的耐磨耗性和点蚀强度降低。

[0101] 由于上述理由，本发明的碳氮共渗部件的制造方法为，在保持于900～950℃的渗碳性气氛中的渗碳之后，进行保持于温度800～900℃下、氮势0.2～0.6％的碳氮共渗气氛中的碳氮共渗，接着，进行淬火，此后，进一步在超过250℃且350℃以下的温度范围进行回火。

[0102] 如上所述，碳氮共渗工序中要生成的含有碳与氮的奥氏体相分解时，若铁氮化物的稳定相γ’-Fe4N生成时，则硬度降低，而铁氮化物的亚稳相α”-Fe16N2生成时，则硬度增大，此时的相分解的机制具有等温贝氏体相变的特征。这可以如下来解释。

[0103] α”-Fe16N2是过饱和地含有氮的铁在低温下老化时出现的相，长时间保持时，转变为γ’-Fe4N。另一方面，过饱和地含有氮的铁在高温下老化时，直接生成γ’-Fe4N，因此，在Fe-N相图上，可以描绘α”-Fe16N2和γ’-Fe4N各自的溶解度曲线，α”-Fe16N2的溶解度曲线位于低温侧，而γ’-Fe4N的溶解度曲线位于高温侧。即，可以认为，“低温相”为α”-Fe16N2，而“高温相”为γ’-Fe4N。

[0104] 用含有碳的奥氏体发生贝氏体相变的情况类推来考虑上述含有氮的奥氏体发生贝氏体相变的情况，生成“低温相”的α”-Fe16N2的状态相当于“下部贝氏体”，而生成“高温相”的γ’-Fe4N的情况相当于“上部贝氏体”。而且，碳氮共渗中生成的残留奥氏体为与“下部贝氏体”组织相对应的组织时，硬度增大，碳氮共渗部件的耐磨耗性或点蚀强度增大。

[0105] 图3中，作为碳氮共渗后油淬火后的状态的碳氮共渗部件的距离表面70μm深的位置的微组织与油淬火之后在300℃下进行1小时回火时的碳氮共渗部件的距离表面70μm深的位置处的微组织的一个例子，示出了后述实施例中所示的使用钢3的情况。另外，该图3是用TEM观察的薄膜试料的照片。

[0106] 在图3中，(a)为油淬火状态的微组织，“残留奥氏体”为主要的构成相，除此以外的部分，例如夹杂在残留奥氏体的区域中的部分，呈现板条(lath)状的组织，由该形状判断，考虑它们是相变为马氏体的部分。另外，在图中，“残留奥氏体”用“γR”表示。另外，(b)是在300℃下进行1小时回火时的微组织，上述的残留奥氏体是分解为微细贝氏体铁素体以及Fe3C和α”-Fe16N2的组织，可以看出类似于Fe-C系的“下部贝氏体”组织。

[0107] 另外，在以下的说明中，为了方便起见，将类似于上述Fe-C系的“下部贝氏体”组织的图3的(b)中所示的组织，即残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2的混合组织称为“板条状贝氏体”。

[0108] 以下通过实施例来进一步详细说明本发明。

[0109] 实施例

[0110] 通过真空熔解炉将具有表2所示的化学组成的50kg钢1～5 熔化，制作铸锭。

[0111] 上述的钢1～5均为化学组成在本发明规定的范围内的钢，钢1为相当于JIS G4053(2003)中记载的SCr420的钢。钢2～4分别是SCr420的元素中Si含量提高的钢、Cr含量提高的钢、Si和Cr的含量提高的钢。钢5是SCr420中含有Mo的钢，是相当于上述JIS中记载的SCM420的钢。另外，所有的钢中，作为杂质的Ni的含量为0.02％，另外，Cu的含量为0.02％。

[0112] [表2]

[0113]

[0114] 这样获得的铸锭在加热至1250℃之后，以使得最终温度达到1000℃的方式进行热锻造，形成直径35mm的圆棒，热锻造结束之后，在大气中自然冷却。

[0115] 接着，对上述直径35mm的圆棒实施加热至925℃，保持120分钟后在大气中自然冷却的正火(normalizing)处理，形成铁素体和珠光体的混合组织。

[0116] 从正火后的直径35mm的各圆棒的中心部与锻造方向(锻造轴)平行地切出图4所示形状的辊点蚀试验(双圆筒滚动疲劳试验)用小辊试验片、图5所示形状的块状试验片和图6所示形状的切削屑泥采集用试验片。其中，图5中所示的块状试验片用于环块磨耗试验、微组织观察和硬度测定。图4～6中所示的试验片的尺寸单位全部为“mm”。

[0117] 切削屑泥采集用试验片在刚切出的状态下在图7中示意性示出的热处理条件下进行渗碳、碳氮共渗、油淬火，此后进行回火。另外，辊点蚀试验用的小辊试验片和块状试验片分别如图4和图5所示，在磨削出与大辊试验片和环状试验片接触的面之后，在上述图7中示意性示出的条件下进行热处理。

[0118] 渗碳工序的温度为930℃，保持时间为180分钟，另外，碳势固定在0.8％。

[0119] 在碳氮共渗工序中，碳势与渗碳工序相同，固定在0.8％，另外，保持时间也固定为90分钟，保持温度T1(℃)和氮势进行各种变化。此时，使炉内引入的氨气的流量变化来调整氮势。另外，各钢在图7的热处理条件的碳氮共渗工序中在炉内不流入氨气，在实质上与气体渗碳相同的条件下进行处理。

[0120] 氮势使用碳氮共渗后油淬火后的切削屑泥采集用试验片测定。即，将图6所示的直径30mm、高度50mm的圆柱状试料的曲面部从最外周向中心方向旋削50μm，将采集的切削屑泥在氦气气氛中用基于熔融热导法的分析装置Leco TC-136分析，将该分析所求出的氮气的浓度作为“氮势”。对于碳氮共渗工序中炉内不流入氨气，在实质上与气体渗碳相同条件下处理后得到的物质，不进行上述“氮势”的分析调查。

[0121] 在烧成工序中，使保持温度T2(℃)与保持时间t2(分钟)发生各种变化，进行处理，然后，从炉中取出，在大气中自然冷却。其中，在图7中，上述大气中的自然冷却标记为“空气冷却”。

[0122] 在表3和表4中示出了各钢的上述碳氮共渗工序中的保持温度T1(℃)和氮势以及回火工序中的保持温度T2(℃)与保持时间t2(分钟)的具体情况。另外，在表3和表4中，氮势标记为“Np”。

[0123] [表3]

[0124]

[0125]

[0126] 如上所述制作的小辊试验片在表5中所示的条件下实施辊点蚀试验，调查点蚀强度。

[0127] [表5]

[0128]

[0129] 使用块状试验片的一部分，在表6中所示的条件下实施环块磨耗试验，调查耐磨耗性，使用其余的块状试验片，实施微组织观察和硬度测定。

[0130] [表6]

[0131]

[0132] 作为用于辊点蚀试验的大辊试验片和环块磨耗试验的环状试验片，使用通过以下步骤获得的材料：将JIS G4053(2003)中规定的SCM822 机械加工，在温度930℃、保持时间180分钟、碳势0.8％的条件下进行气体渗碳之后油淬火，接着，在180℃下回火120分钟，在大气中自然冷却之后，将表层磨削50μm得到的材料。

[0133] 持续进行辊点蚀试验直到发生疲劳剥离，或者没有发生疲劳剥离时，持续试验直7
到累积转数达到2.0×10 次，将耐久性更长者判定为点蚀强度高。

[0134] 就环块磨耗试验而言，持续磨耗试验直至延伸接触距离达到8000m，试验后，测定块状试验片的接触面上产生的磨耗痕迹的宽度，磨耗痕迹的宽度越窄，磨耗越不容易发生，判定为耐磨耗性高。图8中示出了环块试验方法和块状试验片的接触面上产生的磨耗痕迹的宽度的示意图。

[0135] 用TEM观察从块状试验片采集的薄膜试料从而调查微组织。即，制作含有碳氮共渗过的表面层的厚度约0.1mm的薄片，将其电解抛光(electrolytic polishing)，形成薄膜试料，用TEM观察距离表面70μm深的位置处的微组织，调查是否分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒以及残留奥氏体是否分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2。

[0136] 以将块状试验片在长度16mm的中央半分而成的6mm×10mm的面为检测面，使用显微维氏硬度计进行硬度测定。即，以上述面为检测面，用树脂包埋，进行镜面抛光，以上述图5中所示的“与环形试验片接触的面”为表面侧，用2.94N(300gf)的试验力，求出距表面30μm、50μm、100μm深的位置的硬度。在这以后，向深度方向以100μm间距推进，求出直到1mm深度位置的硬度，进一步，在此以后，向深度方向以200μm间距推进，求出直到2mm深度位置的硬度，通过将各位置处的硬度连续地连接而测定包含硬化层的表面附近的硬度分布。从该硬度分布求出定义为能获得维氏硬度550处距离表面的深度的“有效硬化深度”。以下将上述距离表面30μm深的位置的硬度称为“表层硬度”。

[0137] 关于钢1～5的各自的上述试验结果在表7～11中整理和示出。

[0138]

[0139]

[0140]

[0141]

[0142]

[0143] 表7中为使用相当于JIS中记载的SCr420的钢即钢1时的试验结果。表7中，试验编号1-a到1-j为本发明例。

[0144] 如表3所示，在上述本发明例的各试验编号的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”高达0.20～0.60％，满足本发明的热处理条件，因此，发现距离表面70μm深的位置处的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。另外，由于淬火后的回火温度为260～340℃，满足本发明的热处理条件，这些试验编号的情况下的微组织均为“板条状贝氏体”，即，是如图3(b)所示的残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2的混合组织。

[0145] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为720～750μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0146] 在上述试验编号1-a到1-j中，可以看出，由于均具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计高达700～740，在接触压力2800MPa的辊点蚀试验中，即使累积7
转数达到2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，具有高的点蚀强度。此外，在上述试验编号的情况下，作为耐磨耗性指标的磨耗沟的宽度为750～910μm，低于1000μm，可以看出耐磨耗性也是优异的。

[0147] 与此相反，在试验编号1-p到1-v的比较例的情况下，耐磨耗性与点蚀强度二者均是低劣的(试验编号1-q～1-t)，或者耐磨耗性低劣(试验编号1-u和1-v)。

[0148] 如表3所示，在试验编号1-p、1-s和1-t的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.10～0.14％，不满足本发明的热处理条件。因此，在上述试验编号的情况下，不仅没有发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者，而且还产生了不完全淬火组织。此外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”。

[0149] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为640～650μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为相当于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0150] 在如上所述的试验编号1-p、1-s和1-t的情况下，由于均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计低至620～635，在接触压力2800MPa下的辊点蚀试验6
中，在累积转数1.8～2.8×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度为1520～1630μm，远远超过1000μm，可以看出耐磨耗性也低劣。

[0151] 如表3所示，在试验编号1-u的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.04％，此外，回火温度为180℃，不满足本发明的热处理条件。另外，在试验编号1-v的情况下，碳氮共渗工序中炉内不流入氨气，在基本上与渗碳相同的条件下进行处理，而且，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。因此，在试验编号1-u和1-v的情况下，距离表面70μm深的位置的微组织中没有发现分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者。另外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”，而是“回火马氏体”。

[0152] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为720μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0153] 在试验编号1-u和1-v的情况下，表层硬度按维氏硬度计分别高达700和710，与上述本发明例的试验编号1-a到1-j的情况基本上等同，因此在接触压力为2800MPa的辊7
点蚀试验中，即使累积转数达到2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，具有高的点蚀强度。然而，在试验编号1-u和1-v的情况下，如上所述，由于不具有本发明中规定的微组织，因此磨耗沟的宽度分别为1150μm和1190μm，超过1000μm，耐磨耗性低劣。

[0154] 如表3所示，在试验编号1-q和1-r的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”均高达0.55％，满足本发明中规定的条件，因此，发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。

[0155] 然而，在试验编号1-q的情况下，回火温度为180℃，不满足本发明的热处理条件，因此残留奥氏体没有充分发生贝氏体相变，不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。另外，在试验编号1-r的情况下，回火温度高达400℃，不满足本发明的热处理条件，因此，残留奥氏体分解为铁素体、渗碳体和棒状的粗大γ’-Fe4N氮化物，还是不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。

[0156] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为600～640μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0157] 在如上所述的试验编号1-q和1-r的情况下，由于均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计低至520～605，在接触压力为2800MPa下的辊点蚀试验中，5
在累积转数1.5～8.2×10 次时发生疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度分别为2100μm和1860μm，远远超过1000μm，耐磨耗性也低劣。

[0158] 表8为使用与提高了JIS中记载的SCr420的Si含量的钢即钢2时的试验结果。表8中，试验编号2-a到2-j为本发明例。

[0159] 如表3所示，在上述本发明例的各试验编号的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”高达0.20～0.59％，满足本发明的热处理条件，因此发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。另外，淬火后的回火温度为260～340℃，满足本发明的热处理条件，因此这些试验编号的情况下的微组织均为“板条状贝氏体”，即，是如图3(b)所示的残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2的混合组织。

[0160] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为710～760μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0161] 在上述试验编号2-a到2-j中，可以看出，由于均具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计高达710～740，在接触压力为2800MPa的辊点蚀试验中，即使累7
积转数达到2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，具有高的点蚀强度。此外，在上述试验编号的情况下，作为耐磨耗性指标的磨耗沟的宽度为730～900μm，低于1000μm，可以看出耐磨耗性也是优异的。

[0162] 与此相反，在试验编号2-p到2-v的比较例的情况下，耐磨耗性与点蚀强度二者均是低劣的(试验编号2-q～2-t)，或者耐磨耗性低劣(试验编号2-u和2-v)。

[0163] 即，如表3所示，在试验编号2-p、2-s和2-t的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.11～0.13％，不满足本发明的热处理条件。因此，在上述试验编号的情况下，不仅没有发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者，而且还产生了不完全淬火组织。此外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”。

[0164] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为650～660μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为相当于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0165] 在如上所述的试验编号2-p、2-s和2-t的情况下，由于均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计均低至630，在接触压力为2800MPa下的辊点蚀试验6
中，在累积转数2.0～3.5×10 次时发生疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度为1470～1520μm，远远超过1000μm，可以看出耐磨耗性也低劣。

[0166] 如表3所示，在试验编号2-u的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.04％，此外，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。另外，在试验编号2-v的情况下，碳氮共渗工序中炉内不流入氨气，在实质上与气体渗碳相同的条件下进行处理，而且，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。因此，在试验编号2-u和2-v的情况下，距离表面70μm深的位置的微组织中没有发现分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者。另外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”，而是“回火马氏体”。

[0167] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为720～730μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为相当于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0168] 在试验编号2-u和2-v的情况下，表层硬度按维氏硬度计分别高达705和715，与上述本发明例的试验编号2-a到2-j的情况基本上等同，因此在接触压力为2800MPa的辊7
点蚀试验中，即使累积转数达到2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，具有高的点蚀强度。然而，在试验编号2-u和2-v的情况下，如上所述，由于不具有本发明中规定的微组织，因此磨耗沟的宽度分别为1180μm和1170μm，超过1000μm，耐磨耗性低劣。

[0169] 如表3所示，在试验编号2-q和2-r的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”均高达0.54％，满足本发明中规定的条件，因此，发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。

[0170] 然而，在试验编号2-q的情况下，回火温度为180℃，不满足本发明的热处理条件，因此残留奥氏体没有充分发生贝氏体相变，不能获得上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。另外，在试验编号2-r的情况下，回火温度高达400℃，不满足本发明的热处理条件，因此，残留奥氏体分解为铁素体、渗碳体和棒状的粗大γ’-Fe4N氮化物，还是不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。

[0171] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为590～630μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0172] 在如上所述的试验编号2-q和2-r的情况下，均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计分别低至515和610，在接触压力为2800MPa下的辊点蚀试验中，5
在累积转数1.6～9.6×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度分别为2050μm和1800μm，远远超过1000μm，耐磨耗性也低劣。

[0173] 表9为使用相当于提高了JIS中记载的SCr420的Cr含量的钢即钢3时的试验结果。表9中，试验编号3-a到3-j为本发明例。

[0174] 如表3所示，在上述本发明例的各试验编号的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”高达0.21～0.58％，满足本发明的热处理条件，因此发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。另外，淬火后的回火温度为260～340℃，满足本发明的热处理条件，因此这些试验编号的情况下的微组织均为“板条状贝氏体”，即，是如图3(b)所示的残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2的混合组织。

[0175] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为720～760μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0176] 在上述试验编号3-a到3-j中，均具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计高达715～745，在接触压力为2800MPa的辊点蚀试验中，即使累积转数达到7
2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，可见具有高的点蚀强度。此外，在上述试验编号的情况下，作为耐磨耗性指标的磨耗沟的宽度为720～890μm，低于1000μm，可以看出耐磨耗性也是优异的。

[0177] 与此相反，在试验编号3-p到3-v的比较例的情况下，耐磨耗性与点蚀强度二者均是低劣的(试验编号3-q～3-t)，或者耐磨耗性低劣(试验编号3-u和3-v)。

[0178] 即，如表3所示，在试验编号3-p、3-s和3-t的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.11～0.15％，不满足本发明的热处理条件。因此，在上述试验编号的情况下，不仅没有发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者，而且还产生了不完全淬火组织。此外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”。

[0179] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为660～680μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0180] 在如上所述的试验编号3-p、3-s和3-t的情况下，均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计低至635～645，在接触压力为2800MPa下的辊点蚀试验中，6
在累积转数3.2～4.1×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度为1490～1560μm，远远超过1000μm，可以看出耐磨耗性也低劣。

[0181] 如表3所示，在试验编号3-u的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.04％，此外，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。另外，在试验编号3-v的情况下，碳氮共渗工序中炉内不流入氨气，在实质上与气体渗碳相同的条件下进行处理，而且，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。因此，在试验编号3-u和3-v的情况下，距离表面70μm深的位置处的微组织中没有发现分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者。另外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”，而是“回火马氏体”。

[0182] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为730～740μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0183] 在试验编号3-u和3-v的情况下，表层硬度按维氏硬度计分别高达710和720，与上述本发明例的试验编号3-a到3-j的情况基本上等同，因此在接触压力为2800MPa的辊7
点蚀试验中，即使累积转数达到2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，具有高的点蚀强度。然而，在试验编号3-u和3-v的情况下，如上所述，由于不具有本发明中规定的微组织，因此磨耗沟的宽度分别为1170μm和1120μm，超过1000μm，耐磨耗性低劣。

[0184] 如表3所示，在试验编号3-q和3-r的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”均高达0.56％，满足本发明中规定的条件，因此，发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。

[0185] 然而，在试验编号3-q的情况下，回火温度为180℃，不满足本发明的热处理条件，因此残留奥氏体没有充分发生贝氏体相变，不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。另外，在试验编号3-r的情况下，回火温度高达400℃，不满足本发明的热处理条件，因此，残留奥氏体分解为铁素体、渗碳体和棒状的粗大γ’-Fe4N氮化物，还是不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。

[0186] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为600～640μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0187] 在如上所述的试验编号3-q和3-r的情况下，均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计分别低至520和610，在接触压力2800MPa下的辊点蚀试验中，在5 6
累积转数分别为2.8×10 次和1.9×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度分别为2150μm和1780μm，远远超过1000μm，耐磨耗性也低劣。

[0188] 表10为使用相当于提高了JIS中记载的SCr420的Si和Cr含量的钢即钢4时的试验结果。表10中，试验编号4-a到4-j为本发明例。

[0189] 如表4所示，在上述本发明例的各试验编号的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”高达0.20～0.57％，满足本发明的热处理条件，因此发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。另外，淬火后的回火温度为260～340℃，满足本发明的热处理条件，因此这些试验编号的情况下的微组织均为“板条状贝氏体”，即，是如图3(b)所示的残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2的混合组织。

[0190] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为720～770μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0191] 在上述试验编号4-a到4-j中，均具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计高达720～750，在接触压力为2800MPa的辊点蚀试验中，即使累积转数达到7
2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，可见具有高的点蚀强度。此外，在上述试验编号的情况下，作为耐磨耗性指标的磨耗沟的宽度为690～880μm，低于1000μm，可以看出耐磨耗性也是优异的。

[0192] 另外，在上述试验编号中，在试验编号4-a和4-j的情况下，获得了按维氏硬度计为750的表层硬度，因此虽然在接触压力3000MPa下的辊点蚀试验中的累积转数没有达到7 7 7
2.0×10 次，但分别高达1.5×10 次和1.8×10 次，具有与使用相当于下述的JIS中记载的SCM420钢即钢5时的同等的点蚀强度。

[0193] 与此相反，在试验编号4-p到4-v的比较例的情况下，耐磨耗性与点蚀强度二者均是低劣的(试验编号4-q～4-t)，或者耐磨耗性低劣(试验编号4-u和4-v)。

[0194] 即，如表4所示，在试验编号4-p、4-s和4-t的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.11～0.13％，不满足本发明的热处理条件。因此，在上述试验编号的情况下，不仅没有发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者，而且还产生了不完全淬火组织。此外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”。

[0195] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为650～690μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0196] 在如上所述的试验编号4-p、4-s和4-t的情况下，均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计低至640～650，在接触压力为2800MPa下的辊点蚀试验中，6
在累积转数4.8～5.2×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度为1500～1570μm，远远超过1000μm，可以看出耐磨耗性也低劣。

[0197] 如表4所示，在试验编号4-u的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.04％，此外，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。另外，在试验编号4-v的情况下，碳氮共渗工序中炉内不流入氨气，在实质上与气体渗碳相同的条件下进行处理，而且，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。因此，在试验编号4-u和4-v的情况下，没有发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者。另外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”，而是“回火马氏体”。

[0198] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为720～730μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0199] 在试验编号4-u和4-v的情况下，表层硬度按维氏硬度计分别高达715和725，与上述本发明例的试验编号4-a到4-j的情况基本上等同，因此在接触压力为2800MPa的辊7
点蚀试验中，即使累积转数达到2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，具有高的点蚀强度。然而，如上所述，在试验编号4-u和4-v的情况下，不具有本发明中规定的微组织，因此磨耗沟的宽度分别为1120μm和1100μm，超过1000μm，耐磨耗性低劣。

[0200] 如表4所示，在试验编号4-q和4-r的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”均高达0.57％，满足本发明中规定的条件，因此，发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。

[0201] 然而，在试验编号4-q的情况下，回火温度为180℃，不满足本发明的热处理条件，因此残留奥氏体没有充分发生贝氏体相变，不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。另外，在试验编号4-r的情况下，回火温度高达400℃，不满足本发明的热处理条件，因此，残留奥氏体分解为铁素体、渗碳体和棒状的粗大γ’-Fe4N氮化物，还是不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。

[0202] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为580～630μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0203] 在如上所述的试验编号4-q和4-r的情况下，均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计分别低至515和610，在接触压力2800MPa下的辊点蚀试验中，在5 6
累积转数2.6×10 次和1.4×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度分别为1980μm和1620μm，远远超过1000μm，耐磨耗性也低劣。

[0204] 表11为使用相当于JIS中记载的SCM420钢即钢5时的试验结果。表11中，试验编号5-a到5-j为本发明例。

[0205] 如表4所示，在上述本发明例的各试验编号的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”高达0.22～0.57％，满足本发明的热处理条件，因此发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。另外，淬火后的回火温度为260～340℃，满足本发明的热处理条件，因此这些试验编号的情况下的微组织均为“板条状贝氏体”，即，是如图3(b)所示的残留奥氏体分解为贝氏体铁素体、Fe3C和α”-Fe16N2的混合组织。

[0206] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为740～800μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0207] 在上述试验编号5-a到5-j中，均具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计高达730～770，在接触压力2800MPa的辊点蚀试验中，即使累积转数达到7
2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离。另外，在其中半数的试验编号的情况下，即使在接触压
7
力3000MPa下的辊点蚀试验中，在累积转数2.0×10 次时没有发生疲劳剥离，可见具有极高的点蚀强度。此外，在上述试验编号5-a到5-j的情况下，作为耐磨耗性指标的磨耗沟的宽度为680～870μm，低于1000μm，可以看出耐磨耗性也是优异的。

[0208] 与此相反，在试验编号5-p到5-v的比较例的情况下，耐磨耗性与点蚀强度二者均是低劣的(试验编号5-q～5-t)，或者耐磨耗性低劣(试验编号5-u和5-v)。

[0209] 即，如表4所示，在试验编号5-p、5-s和5-t的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.09～0.12％，不满足本发明的热处理条件。因此，在上述试验编号的情况下，没有发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者。另外，虽然没有产生不完全淬火组织，但在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”。

[0210] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为670～700μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0211] 在如上所述的试验编号5-p、5-s和5-t的情况下，均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计低至650～690，在接触压力2800MPa下的辊点蚀试验中，在6
累积转数4.8～5.2×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度为1350～1440μm，远远超过1000μm，可以看出耐磨耗性也低劣。

[0212] 如表4所示，在试验编号5-u的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”低至0.04％，此外，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。另外，在试验编号5-v的情况下，碳氮共渗工序中炉内不流入氨气，在实质上与气体渗碳相同的条件下进行处理，而且，回火温度也为180℃，不满足本发明的热处理条件。因此，没有发现在试验编号5-u和5-v的情况下距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒二者。另外，在这些试验编号的情况下，即使进行回火，也没有形成上述本发明例那样的“板条状贝氏体组织”，而是“回火马氏体”。

[0213] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为740～750μm，因此上述的“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层的表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0214] 在试验编号5-u和5-v的情况下，表层硬度按维氏硬度计分别高达730和740，与上述本发明例的试验编号5-a到5-j的情况基本上同样，因此在接触压力2800MPa的辊点7
蚀试验中，即使累积转数达到2.0×10 次，也没有发生疲劳剥离，具有高的点蚀强度。然而，如上所述，在试验编号5-u和5-v的情况下，不具有本发明中规定的微组织，因此磨耗沟的宽度分别为1070μm和1050μm，超过1000μm，耐磨耗性低劣。

[0215] 如表4所示，在试验编号5-q和5-r的情况下，碳氮共渗工序中的“氮势”均高达0.56％，满足本发明中规定的条件，因此，发现距离表面70μm深的位置的微组织中分散有ε-Fe3N和/或ζ-Fe2N的铁氮化物颗粒。

[0216] 然而，在试验编号5-q的情况下，回火温度为180℃，不满足本发明的热处理条件，因此残留奥氏体没有充分发生贝氏体相变，不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。另外，在试验编号5-r的情况下，回火温度高达400℃，不满足本发明的热处理条件，因此，残留奥氏体分解为铁素体、渗碳体和棒状的粗大γ’-Fe4N氮化物，还是不能获得如上述本发明例时那样的“板条状贝氏体组织”。

[0217] 另外，上述试验编号的有效硬化深度为610～640μm，因此上述“距离表面70μm深的位置”均为处于本发明中规定的“从硬化层表面到有效硬化深度的位置的区域”的部位。

[0218] 在如上所述的试验编号5-q和5-r的情况下，均不具有本发明中规定的微组织，因此表层硬度按维氏硬度计分别低至535和625，在接触压力为2800MPa下的辊点蚀试验中，5 6
在累积转数分别为2.6×10 次和1.4×10 次时发生了疲劳剥离，点蚀强度低。此外，在上述试验编号的情况下，磨耗沟的宽度分别为2020μm和1580μm，远远超过1000μm，耐磨耗性也低劣。

[0219] 产业上的可利用性

[0220] 本发明的碳氮共渗部件具有优异的耐磨耗性与高点蚀强度。因此，可以用于为了实现与改进燃料消耗率直接相关的车体的轻量化而要求进一步小型化和高强度化的汽车变速器用的齿轮或带式无级变速器用滑轮等动力传输部件。而且，本发明的碳氮共渗部件可以通过本发明的方法来制造，另外，由于以昂贵合金元素Mo的含量低的钢或者不添加Mo的低廉的钢为原料，因此与以往的动力传输部件相比，还可以实现制造成本的降低。

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