用于机械部件的钢，由所述钢生产机械部件的方法以及由此获得的机械部件

摘要

本发明涉及一种用于机械部件的钢，其特征在于，其组成为，以重量百分比计：0.19％≤C≤0.25％；1.1％≤Mn≤1.5％；0.8％≤Si≤1.2％；0.01％≤S≤0.09％；痕量≤P≤0.025％；痕量≤Ni≤0.25％；1％≤Cr≤1.4％；0.10％≤Mo≤0.25％；痕量≤Cu≤0.30％；0.010％≤Al≤0.045％；0.010％≤Nb≤0.045％；0.0130％≤N≤0.0300％；任选地，痕量≤Bi≤0.10％和/或痕量≤Pb≤0.12％和/或痕量≤Te≤0.015％和/或痕量≤Se≤0.030％和/或痕量≤Ca≤0.0050％；余量为铁和由生产操作产生的杂质，调节该化学组成使得五次Jominy测试的平均值J

说明书

技术领域

本发明涉及钢铁冶金领域，更具体地，涉及用于机械部件如小齿轮的钢。

背景技术

用于齿轮制造的钢必须具有高水平的耐接触疲劳性。大多数情况下，由这些钢生产的部件进行渗碳或碳氮共渗处理，所述处理意在给它们提供足够的表面硬度和机械强度，同时保持高水平的核心强度，这尤其归因于仅大约0.10-0.30％的碳含量。渗碳层的碳含量可高达约1％。

各种文件描述了预期被渗碳的齿轮制造钢。这些文件包括US-A-5518 685，其中Si和Mn的含量保持在相对低的限度内(分别为0.45-1％和0.40-0.70％)，以防止渗碳操作过程中的晶间氧化。JP-A-4-21757描述了用于齿轮制造的钢，其预期使用等离子体或在减压下被渗碳，然后进行喷丸处理，并且其可具有高于前述钢的Si和Mn的含量。它们具有高水平的耐受作用于小齿轮上的表面压力的性质，由此增加了小齿轮的使用期限。

WO-A-03 012 156提出了用于机械部件如小齿轮的钢，其组成为：0.12％≤C≤0.30％；0.8％≤Si≤1.5％；1.0％≤Mn≤1.6％；0.4％≤Cr≤1.6％；Mo≤0.30％；Ni≤0.6％；Al≤0.06％；Cu≤0.30％；S≤0.10％；P≤0.03％；Nb≤0.050％。这种钢的优点是使部件整体的操作塑性变形最小化，这尤其归因于硅和锰含量的恰当的平衡。渗碳或碳氮共渗必须优选在非氧化条件下进行，例如在减压下，从而硅和锰的相对高含量不会引起晶间氧化的问题。

通常，渗碳或碳氮共渗在大约850-930℃的温度下进行。但是，目前的趋势是试图在大约950-1050℃的更高温度下(高温渗碳或碳氮共渗)进行此操作。这种加工温度的升高能够在相同渗碳深度的情况下使加工时间的长度减少，或者能够在相同的加工时间长度的情况下使渗碳深度增加。因此生产商能够进行选择，以便提高设备的生产率或者提高所获得产品的有效性。

但是，在将高温渗碳或碳氮共渗操作应用到已描述的已知钢时出现了许多问题。第一，高温可能导致控制不足的晶粒增加，其对部件的机械性能有害。第二，渗碳或碳氮共渗之后进行淬火，在淬火过程中部件经受变形。这些可能要求部件被重新机械加工，或者在最极端的情况下导致它被弃用。当在高温和非正常温度下刚进行过渗碳或碳氮共渗操作的部件上进行淬火时，这些问题尤为严重。

发明内容

本发明的目的是为进行机械部件尤其是小齿轮的高温渗碳或碳氮共渗的冶金工作者提供一种钢，所述钢克服了上述问题，同时保持需要的机械强度，并且其还与正常温度下进行的渗碳和碳氮共渗操作相容。

为此，本发明的主题是用于机械部件的钢，其特征在于其组成为，以重量百分比计：

-0.19％≤C≤0.25％；

-1.1％≤Mn≤1.5％；

-0.8％≤Si≤1.2％；

-0.01％≤S≤0.09％；

-痕量≤P≤0.025％；

-痕量≤Ni≤0.25％；

-1％≤Cr≤1.4％；

-0.10％≤Mo≤0.25％；

-痕量≤Cu≤0.30％；

-0.010％≤Al≤0.045％；

-0.010％≤Nb≤0.045％；

-0.0130％≤N≤0.0300％；

-任选地，痕量≤Bi≤0.10％和/或痕量≤Pb≤0.12％和/或痕量≤Te≤0.015％和/或痕量≤Se≤0.030％和/或痕量≤Ca≤0.0050％；余量为铁和由生产操作产生的杂质，调节该化学组成使得五次Jominy测试的平均值J_3m、J_11m、J_15m和J_25m为：

α＝|J_11m-J_3m×14/22-J_25m×8/22|≤2.5 HRC；和

β＝J_3m-J_15m≤9 HRC。

优选地，调节其组成使得

β＝J_3m-J_15m≤8 HRC。

优选地，其组成为：

-0.19％≤C≤0.25％；

-1.2％≤Mn≤1.5％；

-0.85％≤Si≤1.2％；

-0.01％≤S≤0.09％；

-痕量≤P≤0.025％；

-0.08％≤Ni≤0.25％；

-1.1％≤Cr≤1.4％；

-0.10％≤Mo≤0.25％；

-0.06％≤Cu≤0.30％；

-0.010％≤Al≤0.045％；

-0.015％≤Nb≤0.045％；

-0.0130％≤N≤0.0300％；

任选地，痕量≤Bi≤0.07％和/或痕量≤Pb≤0.12％和/或痕量≤Te≤0.010％和/或痕量≤Se≤0.020％和/或痕量≤Ca≤0.045％，余量为铁和由生产操作产生的杂质。

最优地，其组成为：

-0.20％≤C≤0.25％；

-1.21％≤Mn≤1.45％；

-0.85％≤Si≤1.10％；

-0.01％≤S≤0.08％；

-痕量≤P≤0.020％；

-0.08％≤Ni≤0.20％；

-1.10％≤Cr≤1.40％；

-0.11％≤Mo≤0.25％；

-0.08％≤Cu≤0.30％；

-0.010％≤Al≤0.035％；

-0.025％≤Nb≤0.040％；

-0.0130％≤N≤0.0220％；

任选地，痕量≤Bi≤0.07％和/或痕量≤Pb≤0.12％和/或痕量≤Te≤0.010％和/或痕量≤Se≤0.020％和/或痕量≤Ca≤0.045％，余量为铁和由生产操作产生的杂质。

本发明的主题还在于一种用于由渗碳或碳氮共渗的钢生产机械部件的方法，其特征在于使用上述类型的钢用于此目的，对其进行机械加工操作，渗碳操作或碳氮共渗操作，然后进行淬火操作。

该渗碳或碳氮共渗优选在950-1050℃的温度下进行。

本发明的主题还在于钢机械部件，如齿轮部件，其特征在于该部件通过上述方法获得。

应该理解，本发明是基于主要合金元素的含量范围的调节，以及同时存在含量明确限定的铝、铌和氮。

期望的效果基本上是两种。第一，主要合金元素的含量选择预期获得没有十分明显的拐点的Jominy曲线。这种条件能够使得在淬火操作过程中获得最小的变形。在这方面，如已提及的，在高温下进行的渗碳或碳氮共渗是尤其需要的。

应该指出，使用常规标准化测试产生的钢的Jominy曲线可以表征钢的可淬性。它是通过沿着其生成装置之一测量圆柱形测试件的硬度来产生的，该测试件已使用喷射其一端的水喷射流进行了淬火。在离被喷射端的几个距离x(以mm计)处测量硬度，并且相应的值表示为J_xo J_xm是指在距离x处测量硬度的5个测试中获得的平均值。

如文件EP-A-0 890 653中所公开的(读者可参考该文件获得进一步的细节)，申请人证明，为了在渗碳或碳氮共渗操作之后的淬火操作过程中产生显著减少的变形，产生没有拐点的Jominy曲线的钢的组成是有利的。当值J_11m、J_3m、J_25m和J_15m满足以下关系时，产生这种没有拐点的Jominy曲线：

-α＝|J_11m-J_3m×14/22-J_25m×8/22|≤2.5 HRC；

-β＝J_3m-J_15m≤9HRC或优选≤8 HRC。

因此调节本发明钢的组成，从而在这种情况下也产生这种关系。

还调节该组成，尤其是归因于确定含量的铝、铌和氮的组合存在，从而使得晶粒尺寸保持被控制，即使是在高温下进行渗碳或碳氮共渗操作的情况下。

最后，所述钢组成当然必须为部件的使用提供期望的机械性能。监控的标准更具体地包括渗碳深度(通常定义为所测量的硬度为550HV时的深度)，渗碳部件的表面与核心之间的硬度偏差(其必须尽可能低，以使淬火过程中的变形最小化)，以及核心硬度(其必须高，以致部件有效地响应操作过程中的应力，并因此具有良好的耐久性和抗疲劳性)。

附图说明

通过阅读以下描述，并参考附图将更好地理解本发明，附图表示四种参考钢和三种本发明钢的Jominy曲线。

具体实施方式

本发明的钢主要用于生产经受高水平应力的机械部件如齿轮元件，并且该机械部件预期在约850-930℃的正常温度下和约950-1050℃的温度下进行渗碳或碳氮共渗(优选在低压下或在非氧化性气氛中，以防止大多数可氧化元素被氧化)。这些部件必须具有高抗疲劳性，高强度，并且在热处理如渗碳或碳氮共渗之后的淬火操作过程中必须仅轻微变形。它具有以下组成(所有百分比均是重量百分比)。

其碳含量为0.19-0.25％。这些含量对于齿轮制造钢来说是正常的。而且，该范围使得能够调节其它元素的含量，这使得Jominy曲线能够产生所期望的形状。由在淬火之后可以获得的核心硬度进一步证明了0.19％的最小含量是恰当的。在大于0.25％时，则存在硬度太高以致不能保持钢所期望的机械加工性的风险。优选范围是0.20-0.25％。

其锰含量为1.1-1.5％。通过结合其它元素含量获得所希望的Jominy曲线证明了该最小值是恰当的。在大于1.5％时，则存在出现偏析并且还在退火操作过程中出现带状构造的风险。而且，如此高含量将在生产操作过程中导致盛钢桶的耐热涂层过度腐蚀。进一步限制这个含量范围是不希望的，因为在炼钢厂获得所希望的精确钢等级可能是极其困难的。优选范围是1.2-1.5％，优选1.21-1.45％。

其硅含量为0.8-1.2％。在此范围中，结合其它元素含量可获得所希望的Jominy曲线形状。通过产生期望的核心硬度和通过在渗碳或碳氮共渗之后限制表面与核心之间的硬度偏差证明了0.8％的最小值是恰当的。在大于1.2％时，则存在出现过度偏析的风险，因为硅虽然本身仅稍微偏析，但往往会强化其它元素的偏析。另外在渗碳或碳氮共渗过程中氧化的风险增加。优选范围是0.85-1.20％，优选0.85-1.10％。

其硫含量为0.01-0.09％，通过产生合适的机械加工性能证明了最小值是恰当的。在大于0.09％时，则存在热可锻性过度降低的风险。优选范围是0.01-0.08％。

磷含量为痕量至0.025％。通常，现行的标准往往需要这个等级的最大磷含量。另外，超过此值时，则存在与铌相互作用的风险，这使得大钢坯或者钢锭形式的钢在热成形和/或连续浇铸过程中变脆。磷含量优选至多0.020％。

其镍含量为痕量至0.25％。有意以较高含量引入的这种元素将不必要地增加金属成本。在实际中，从浇铸原材料的熔化自然得到的镍含量是足够的，不需要有意添加。优选范围是0.08-0.20％。

其铬含量为1.00-1.40％。在此范围中，结合其它元素的含量，可产生期望的Jominy曲线形状。而且，1.00％的最小含量能够产生高水平的核心硬度。在大于1.40％时，生产操作成本将不必要地增加。优选范围是1.10-1.40％。

其钼含量为0.10-0.25％。在此范围中，结合其它元素的含量，可产生期望的Jominy曲线形状和核心硬度。优选范围是0.11-0.25％。

其铜含量为痕量至0.30％。还是在这种情况下，与针对镍一样，通常完全且简单地保持原材料熔融之后所产生的含量。在大于0.30％时，将会损害部件的延展性和核心强度。优选范围是0.06-0.30％，优选0.08-0.30％，以优化Jominy曲线形状和淬火之后的硬度。

其铝、铌和氮含量必须控制在精确限度内。这些元素在相互作用时会引起金属晶粒的细度控制。这种细度是所希望的，目的是为了导致渗碳或碳氮共渗层的高强度，高的抗疲劳性和淬火过程中变形分散的减少。而且，其对于产生期望的Jominy曲线形状来说也是重要的。在本发明的上下文中，控制晶粒尺寸是更加重要的，因为钢必须能够在高温下经受渗碳或碳氮共渗操作，而不发生晶粒尺寸的过度增大。

所述晶粒控制基本上利用铝和/或铌的氮化物和碳氮化物的析出来进行。为了产生这种控制，因此需要大量存在这两种元素，以及明显高于通常在正常条件下进行生产操作之后所产生的含量的氮含量。

铝含量必须为0.010-0.045％。除了其上述晶粒控制作用以外，这种元素控制钢的脱氧及其氧化物夹杂物的清净度。在小于0.010％时，从以上的角度来看，其作用将不足。在大于0.045％时，氧化物夹杂物的清净度对于主要预期的应用来说存在不足的风险。优选范围是0.010-0.035％。

铌含量必须为0.010-0.045％。在小于0.010％时，晶粒控制的效果将不足，尤其是对于最低含量的铝来说。在大于0.045％时，则在钢的连续浇铸过程中存在出现裂缝的风险，尤其是如果可能发生与磷的相互作用时，这正如以上所说明的。优选范围是0.015-0.045％，优选0.015-0.040％。

结合所述的铝和铌的含量，氮含量必须为0.0130-0.0300％(130-300ppm)，从而实现晶粒尺寸和Jominy曲线形状的期望调节。优选范围是0.0130-0.0220％。

如果期望的话，可向钢中加入通常已知的一种或多种元素，以提高其机械加工性：尤其是铅、碲、硒、钙、铋。最大含量对于Bi为0.10％，优选为0.07％，对于Pb为0.12％，对于Te为0.015％，优选为0.010％，对于Se为0.030％，优选为0.020％，对于Ca为0.0050％，优选为0.0045％。

其它元素是通常作为由生产操作产生的杂质存在于钢中的那些元素，它们不是有意添加的。尤其是必须保证，钛含量不超过0.005％。由于本发明钢非常富含氮，超出此含量将有形成粗氮化钛和/或碳氮化钛(这些物质可以通过显微镜看到)的风险，这将降低抗疲劳性并损害机械加工性。而且，钛由此将捕获氮，则氮将不再能够用于控制晶粒。

现在将利用实施例说明本发明。附图所示为四种钢的Jominy曲线，所述四种钢的组成在表1中列出。钢A、B、C和D是参考钢。钢E、F和G是本发明钢。

                                                                   表1：样品的组成

  钢  C％  Mn％  Si％  S％  P％  Ni％  Cr％  Mo％  Cu％  Al％  Ti％  Nb％  N％  A(参考)  0.236  0.888  0.224  0.015  0.011  0.011  1.194  0.014  0.010  0.021  痕量  痕量  0.0124  B(参考)  0.195  1.188  0.069  0.023  0.012  0.208  1.228  0.096  0.162  0.021  痕量  0.030  0.0179  C(参考)  0.192  1.205  0.845  0.029  0.014  0.080  0.995  0.099  0.110  0.025  痕量  0.011  0.0110  D(参考)  0.245  1.215  0.840  0.035  0.012  0.085  0.980  0.103  0.098  0.035  痕量  0.012  0.0090  E(本发明)  0.230  1.287  0.920  0.018  0.017  0.201  1.269  0.200  0.211  0.032  痕量  0.025  0.0174  F(本发明)  0.201  1.453  1.191  0.041  0.014  0.139  1.381  0.246  0.122  0.031  0.002  0.038  0.0243  G(本发明)  0.241  1.254  0.852  0.015  0.010  0.189  1.121  0.111  0.109  0.012  痕量  0.016  0.0141

对于样品A，如上所定义的量值α等于8.7，如上所定义的量值β等于19.1。因此它们远远高于本发明要求的最大值。可看出，Jominy曲线具有非常明显的拐点。

对于样品B，α等于2.38，β等于11.1。因此β不满足本发明的要求，并且Jominy曲线也有明显的拐点，虽然这种钢包含在前述限度内的铌和氮。这种情况的基本原因是其硅含量不足。

对于样品C，α等于3.38，β等于10.7。α和β都不在规定的限度内，Jominy曲线具有明显的拐点。Cr和Mo刚好低于所需最小值，尤其是氮含量不足。

对于样品D，α等于2.845，β等于9.5，其又在规定限度外。因为Cr和氮的含量不足，Jominy曲线具有明显的拐点。

但是，对于根据本发明的样品E，α等于0.41，β等于2.7。所需条件得到满足，并且可看出，Jominy曲线几乎是呈直线的，没有拐点。

以相同的方式，对于根据本发明的样品F，α等于0.23，β等于3.7。在这种情况下，其Jominy曲线也几乎是呈直线的，没有拐点。

以相同的方式，对于根据本发明的样品G，α等于0.83，β等于6.6。其Jominy曲线几乎是呈直线的，没有明显拐点。

在正常温度条件下和高温下还研究了表1中的钢A、B和E在渗碳过程中的性质。

正常温度(930℃)下的渗碳操作在低压和使用圆柱形试样的类似条件下进行，以在渗碳表面赋予0.75％的碳含量。在这些渗碳操作之后，接着在气相介质中(在这种情况下是在氮气中，但是例如可以使用包含10％氢的氮/氢混合物)，在两种不同的压力条件：5巴和20巴下进行淬火操作。因此预期获得700-800HV的表面硬度和0.50mm的渗碳深度(也就是说，硬度为550HV时的深度)。结果在表2(在5巴下测试)和表3(在20巴下测试)中给出。

          表2：在5巴下气相介质中淬火时的渗碳性质

  钢  表面硬度HV  渗碳深度(mm)  渗碳区域外面的核  心硬度HV  A(参考)  760  0.35  263  B(参考)  760  0.50  408  E(本发明)  780  0.48  426

         表3：在20巴下气相介质中淬火时的渗碳性质

  钢  表面硬度HV  渗碳深度(mm)  渗碳区域外面的核  心硬度HV  A(参考)  780  0.45  318  B(参考)  720  0.55  423  C(参考)  738  0.53  408  E(本发明)  750  0.55  524

这些测试说明，参考钢A不能容易地获得期望的渗碳深度。这是由于其缺乏可淬性。

参考钢B和C以及本发明钢E这三种钢均能够在渗碳的正常温度条件下产生预期的渗碳深度。

对于5巴下的淬火介质，表面硬度与核心硬度之间的偏差ΔHV对于参考钢B和本发明钢E(ΔHV分别等于352和354)是非常相当的，并且比参考钢A(ΔHV＝497)低得多。但是，对于20巴下的淬火介质，ΔHV对于参考钢B和C比对本发明的钢E(ΔHV分别等于297、330和226)明显不利。结果是这些硬度偏差产生残余应力，这导致当渗碳部件在严格条件下淬火时发生变形，该残余应力可通过使用本发明钢而最小化。

最后，本发明钢E产生最高水平的核心硬度。因此，对于在操作过程中经受高水平应力的齿轮部件，并且对于该齿轮部件寻求高水平的机械性能(尤其是在渗碳层下和在核心处的高水平硬度)，其比部件在操作过程中经受的应力更大，为了保证操作过程中的高水平抗疲劳性，本发明钢在给定的渗碳条件下最适合于操作过程中的高水平抗疲劳性。

渗碳测试也在高温(980℃)下在上述参考钢A和D及本发明钢E的圆柱形样品上进行。在这种情况下，渗碳表面又具有0.75％的碳含量。在两种情况下，寻求700-800HV的表面硬度和550HV硬度下0.50mm的渗碳深度。渗碳之后在气相介质(氮气)中的淬火对于钢A和D在20巴的压力下进行，对于钢E仅在1.5巴下进行。结果在表4中列出。晶粒尺寸的评价也根据ASTM标准给出。

表4：在气相介质中20巴(钢A和C)和1.5巴(钢E)下淬火时的渗碳性质

  钢  表面硬度  HV  渗碳深度  (mm)  渗碳区域外  面的核心硬  度HV  渗碳层中的  晶粒尺寸  ASTM  渗碳层外的  晶粒尺寸  ASTM  A(参考)  740  0.50  312  7/9  8/9  D(参考)  735  0.59  461  7/8  8/9  E(本发明)  740  0.70  500  8/9  9/10

对于在930℃的正常温度下的渗碳操作，两种钢能够获得预期的表面硬度。

本发明能够产生明显比参考A更大的渗碳深度，虽然参考A已经在更严格得多的条件下淬火，已知这会增加渗碳深度，其中所有其它方面是相同的。

表面与核心之间的硬度偏差对于本发明来说比对于参考A和D(ΔHV分别对于E等于240，对于A等于428，对于D等于274)明显更小。上述关于在正常温度下渗碳之后的淬火过程中的变形方面的优点在这种情况下也进一步被加强。

核心硬度对于本发明来说比对于参考钢来说更高，虽然淬火介质的压力低得多。在这种情况下也发现在正常温度下淬火的上述操作过程中的抗疲劳性提高方面的结果。

最后，在渗碳区中和渗碳区外，本发明钢都具有比参考钢A和D更细的ASTM晶粒尺寸。因此，其更加不易于有高温下渗碳过程中晶粒尺寸增加的风险。这是非常重要的优点，因为渗碳部件上晶粒尺寸的增加对齿状物底部处的抗疲劳性和渗碳部件的强度有非常有害的影响。因此本发明钢完全适合用于生产在高温下被渗碳或碳氮共渗的齿轮部件(或需要相当性质的任何其它部件)，并且这带来所有的经济优点，而不会以任何方式牺牲部件的有效性。

其它渗碳测试也在低压下在参考钢A和本发明钢E上进行。

对于之后为20巴下气体淬火的930℃下在钢A上进行的低压渗碳操作来说，需要72分钟的渗碳，以产生对于HV＝550为0.50mm的预期渗碳深度。使用本发明钢E，对于之后为1.5巴下气体淬火(与对于钢A相同的气体)的930℃下的低压渗碳，30分钟的渗碳足以产生对于HV＝550为0.50mm的相同渗碳深度。

对于980℃的高温下在参考钢A上进行的低压渗碳，需要30分钟的渗碳和20巴下的气体淬火，以产生对于HV＝550为0.50mm的预期渗碳深度。980℃和低压下20分钟的渗碳时间对于本发明钢E来说足以产生对于HV＝550为0.5mm的相同渗碳深度，并且气体淬火在仅1.5巴的压力下进行。当然，用于钢A和E的淬火气体是相同的。

这表明，本发明钢E在正常渗碳温度(930℃)和高温(980℃)下都能够减少渗碳时间，这能够降低渗碳成本(渗碳气体的量、渗碳时间......)，并能够提高生产渗碳部件的生产率。

本发明钢由于其受控的可淬性还能够降低淬火气体的压力，以产生相同的渗碳深度，这能够进一步减少或消除渗碳部件中的变形，并且能够在气体淬火炉的腔室中气体淬火部件的技术方面获得节约和简化。

在低压和高温(980℃)下，还在没有切口的冲击强度样品(尺寸：L＝55mm，横截面10×10mm)上进行渗碳，一方面在20巴的压力下气体淬火之前在参考钢A上进行，另一方面在本发明钢E上进行，但是在这种情况下在仅1.5巴的压力下气体淬火之前进行。期望的渗碳深度是相同的，因为淬火气体的类型是相同的。然后，以这种方式被渗碳和淬火的样品通过在室温下冲击而断裂。以这种方式获得的断裂时的能量结果分别为：

-对于参考钢A，19焦耳，

-对于本发明钢E，29焦耳。

同时，参考钢A的冲击强度样品在低压和正常温度(930℃)下渗碳，以获得如上的相同渗碳深度。然后用相同的气体在20巴的压力下对它们进行淬火。然后如上在室温下使这些样品断裂，以这种方式获得的断裂时的能量为17焦耳，也就是说，比对于在高温下渗碳的本发明钢E要小得多。

这表明，虽然参考钢A的样品的核心硬度(312HV)比本发明钢E(500HV)更低，但对于相同的最终渗碳深度来说，在高温下渗碳的钢E的韧性比在高温或正常温度下渗碳的参考钢A更高。也就是说，使用本发明钢来进行预期产生特定渗碳深度的高温渗碳操作与使用参考钢相比不会损害由这种钢生产的渗碳部件的韧性，其中该参考钢也已经在高温或正常渗碳温度下渗碳以获得相同的渗碳深度。两种钢之间核心硬度方面的差异在此方面并不是不利的。这也表明，本发明钢尤其适合于高温下的渗碳，与在正常温度或高温下渗碳的已知钢相比，本发明钢减少渗碳时间、提高生产率和降低渗碳成本。这些部件所获得的使用性质(如韧性)与参考钢相比不受损害。

在上述条件下，本发明钢E的疲劳弯曲(fatigue-flexion)样品还在低压和高温(980℃)下渗碳，在其中心包括加宽的U形切口。渗碳之后是在仅1.5巴压力下的气体淬火，预期渗碳深度和淬火气体类型都与针对冲击强度样品的测试相同。以相同的方式，在930℃的正常渗碳温度下在根据现有技术的钢A上进行气体渗碳，以获得如上相同的渗碳深度，在疲劳弯曲样品上进行的气体渗碳与钢E的相同。在渗碳之后，对它们进行油淬火操作，以提高钢A的疲劳弯曲方面的硬度和强度。然后对以此方式渗碳的钢E和A的两批样品在4个点比较在疲劳弯曲方面的疲劳极限，其中这些样品的加宽U形切口在根据疲劳弯曲施加负荷的区域的中心。对在以上条件下渗碳和淬火的每种钢A和E进行疲劳弯曲测试高达1000万次循环。

在这些条件下，在1000万次循环下的疲劳极限为本发明钢E的1405MPa，而钢A仅为1165MPa。

这表明，使用本发明钢来进行预期获得特定渗碳深度的高温渗碳操作并不会损害疲劳弯曲方面的强度，相反，与在正常渗碳温度下在现有技术的钢上进行的正常渗碳操作相比，其反而是非常有利的，其中所述现有技术的钢已被渗碳至相同的深度并且还在油中淬火，以提高其疲劳弯曲方面的强度。

在这一点上应该补充的是，这些疲劳弯曲的测试意在模拟齿轮齿底部，机动车变速箱中使用的齿轮机构或齿轮部件。这还表明，本发明的钢尤其适合于高温渗碳，与已在正常温度下渗碳的已知钢相比，本发明的钢减少渗碳时间、提高生产率、降低渗碳成本，而不损害利用部件所获得的使用性能，如小齿轮或齿轮机构的齿轮齿渗碳底部的疲劳弯曲方面的强度。