CN102686759B - 机械结构用钢及其制造方法和表面硬化钢部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及机械结构用钢和在经过渗碳或碳氮共渗的部件表面析出的(BN/A1N)比为0.01以下的表面硬化钢部件及其制造方法，机械结构用钢含有C：0.05～0.8％、Si：0.03～2％、Mn：0.2～1.8％、Al：0.1～0.5％、B：0.0005～0.008％和N：0.002～0.015％，满足P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％以下(不含0％)和O：0.002％以下(不含0％)，余量由铁和不可避免的杂质构成。机械结构用钢，在使用了高速钢工具的低速下的断续切削和使用了超硬工具的高速下的连续切削中，均发挥出优异被削性，此外即使在实施淬火回火等热处理，仍显示出优异的冲击特性。另外，表面硬化钢部件其耐疲劳性，特别是耐俯仰性优异。

Description

机械结构用钢及其制造方法和表面硬化钢部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及用于进行切削加工而制造机械结构部件而使用的机械结构用钢及其制造方法，和切削加工成部件形状之后，进行渗碳或碳氮共渗而得到的表面硬化钢部件及其制造方法。

背景技术

以汽车用变速器和差动装置为首的各种齿轮传动装置所利用的齿轮、轴、滑轮和等速万向接头等，此外还有曲柄轴、连杆等的机械结构部件，一般是对于机械结构用钢实施锻造等之后，再通过切削加工而精加工成最终形状(部件形状)的。由于切削加工所需要的成本在制造费用整体中所占的比例很大，所以就要求上述机械结构用钢有良好的被削性。

另外在前述机械结构部件中，还期待其疲劳特性(特别是耐俯仰性(pitching resistance))优异。因此机械结构部件，在通过切削加工而精加工成最终形状(部件形状)后，为了提高疲劳特性，会实施渗碳处理和碳氮共渗处理(包括大气压、低压、真空、等离子体气氛)等的表面硬化处理而进行制造。

在上述机械结构部件之中，特别是制造齿轮时的切削加工中，一般由滚刀(hob)进行切齿，这时的切削被称为断续切削。作为用于滚刀加工的工具，现在的主流是使用对于高速工具钢实施了AlTiN等涂层的工具(以下简称为“高速钢工具”)。但是使用高速钢工具的滚刀加工(断续切削)进行的切齿为低速(具体来说，切削速度在150m/min左右以下)、低温(具体来说，200～600℃左右)，但因为是断续切削，所以容易与空气接触，存在工具容易氧化/磨损的弊端。因此供滚刀加工等的低速断续切削的机械结构用钢，在其被削性之中还特别要求延长工具寿命。

作为改善断续切削性的技术，专利文献1中提出有一种断续高速切削用钢，其含有Al：0.04～0.20％、O：0.0030％以下。在该技术中，以高速で断续切削提高了Al含量的钢，使工具面上附送Al氧化物，由此使工具寿命提高。但是该断续高速切削用钢，主要侧重的是切削速度200m/min以上的高速断续切削，没有关注滚刀加工这样的低速断续切削。

另一方面，作为用于切削加工的工具，除上述高速钢工具以外，也有对超硬合金实施AlTiN等涂层的工具(以下简称为“超硬工具”)。该超硬工具由于存在的问题是，若对于正火材应用，则容易发生“切屑”，由此多被应用于车削等的连续切削。车削等的连续切削，通常切削速度超过150m/min，大部分的情况是以200m/min以上的高速进行。

如此在上述断续切削和连续切削中切削机理不同，于是分别选择与各个切削相应的工具。但是作为被削材的机械结构用钢，则期望其在任何一种切削中都发挥出良好的被削性。

于是在精加工成最终形状后，实施渗碳处理和碳氮共渗处理(包括大气压、低压、真空、等离子体气氛)等的表面硬化处理，再实施淬火回火和高频淬火等的热处理而提高到规定的强度。但是若受到热影响，则韧性降低，冲击特性恶化。

作为改善冲击特性的技术，在专利文献2中提出有一种机械结构用钢，其在超过0.1％、0.3％以下的范围含有Al。在该文献中公开，通过降低固溶N量能够提高被削性和冲击特性，以及使Al含量适正化，适量确保对被削性提高效果有效的固溶Al和AlN，能够得到对于从低速到高速的宽泛的切削速度区域都有效的切削性能。在该文献中，通过测量摆锤冲击试验中的吸收能来评价机械结构用钢的冲击特性。但是该文献所能够达成的吸收能达不到50J/cm²，要求冲击特性进一步提高。

本申请人也在专利文献3中提出了一种机械结构用钢，其在高速钢工具下的断续切削和超硬工具下的连续切削的两方面都发挥出优异的被削性，此外在渗碳-油淬火后，即使在进行回火处理的情况下，仍显示出优异的冲击特性。在该技术中，通过适当地控制Cr和Al的含量及其含量的比，从而改善被削性和冲击特性。

另外如前述，在精加工成最终形状后，实施了渗碳处理和碳氮共渗处理等的表面硬化处理的机械结构部件中，还期望其疲劳特性(特别是耐俯仰性)优异。

作为提供实施了表面硬化处理的表面硬化钢的技术，已知有专利文献4。在该技术中，为了将热轧后的AlN析出量限制在0.01％以下，在渗碳时防止晶粒的粗大化，作为钉扎粒子不是活用AlN和NbN，而是活用以TiC和TiCS为主体的Ti系析出物。于是为了改善疲劳特性(在该文献中为滚动疲劳特性)，减小Ti析出物的最大尺寸。但是在该技术中在少至0.005～0.05％的范围规定Al量，不是改善在0.1％以上的范围含有Al的表面硬化钢部件的疲劳特性的技术。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-342539号公报

专利文献2：日本特开2008-13788号公报

专利文献3：日本特开2009-30160号公报

专利文献4：日本特开2005-240175号公报

发明内容

本发明的第一目的在于，通过与本申请人先前提出的上述专利文献3不同的方法，提供一种机械结构用钢及其制造方法，其在使用了高速钢工具的低速下的断续切削(例如滚刀加工)中发挥出优异的被削性(特别是工具寿命的延长)，而且在使用了超硬工具的高速下的连续切削(例如、车削)中也发挥出优异的被削性(特别是工具寿命的延长)，此外在实施了淬火回火等的热处理后仍显示出优异的冲击特性。

然后，本发明的第二目的在于，提供一种表面硬化钢部件及其制造方法，是通过进行渗碳或碳氮共渗得到的表面硬化钢制品，其疲劳特性(特别是耐俯仰性)优异。

能够解决上述课题的本发明的机械结构用钢，具有如下要旨：其含有C：0.05～0.8％(质量％的意思，下同)、Si：0.03～2％、Mn：0.2～1.8％、Al：0.1～0.5％、B：0.0005～0.008％、N：0.002～0.015％，满足P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％以下(不含0％)、O：0.002％以下(不含0％)，余量由铁和不可避免的杂质构成，在钢中析出BN和AlN的质量比(BN/AlN)为0.020～0.2。

在钢中析出的BN优选为，在旧奥氏体晶界析出的BN与在旧奥氏体晶内析出的BN的个数比(晶界BN/晶内BN)为0.50以下。

上述机械结构用钢，作为其他元素，也可以还含有如下等：

(a)Cr：3％以下(不含0％)；

(b)Mo：1％以下(不含0％)；

(c)Nb：0.15％以下(不含0％)；

(d)从Zr：0.02％以下(不含0％)、Hf：0.02％以下(不含0％)、Ta：0.02％以下(不含0％)和Ti：0.02％以下(不含0％)构成的群中选出至少1种；

(e)从V：0.5％以下(不含0％)、Cu：3％以下(不含0％)、和Ni：3％以下(不含0％)构成的群中选出至少1种。

本发明的机械结构用钢，能够根据具有如下工序的制造方法制造：加热工序，将满足上述成分组成的钢加热到1100℃以上；保持工序，在所述加热工序后，在900～1050℃的温度区域保持150秒以上；冷却工序，在所述保持工序后，从900℃至700℃以0.05～10℃/秒的平均冷却速度进行冷却。另外，在所述加热工序之后，也可以进行在1000℃以上进行热加工的热加工工序，并且，所述热加工工序中的加工时间和所述保持工序中的保持时间的合计为150秒以上。

能够解决上述课题的本发明的表面硬化钢部件，是对于含有C：0.05～0.8％、Si：0.03～2％、Mn：0.2～1.8％、Al：0.1～0.5％、B：0.0005～0.008％、N：0.002～0.015％，满足P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％以下(不含0％)、O：0.002％以下(不含0％)，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢，进行了渗碳或碳氮共渗的表面硬化钢部件，其具有的要旨在于，在部件表面析出的BN和AlN的质量比(BN/AlN)为0.01以下(不含0)这一点。

上述表面硬化钢部件，作为其他元素，也可以还含有如下等：

(a)Cr：3％以下(不含0％)；

(b)Mo：1％以下(不含0％)；

(c)Nb：0.15％以下(不含0％)；

(d)从Zr：0.02％以下(不含0％)、Hf：0.02％以下(不含0％)、Ta：0.02％以下(不含0％)和Ti：0.02％以下(不含0％)构成的群中选出的至少1种元素；

(e)从V：0.5％以下(不含0％)、Cu：3％以下(不含0％)、和Ni：3％以下(不含0％)构成的群中选出的至少1种元素。

本发明的表面硬化钢部件，能够通过具有如下工序的制造方法制造：切削加工工序，将满足上述成分组成的钢切削加工成部件形状；表面加工工序，对于所述进行了切削加工的部件实施渗碳处理或碳氮共渗处理；冷却工序，在渗碳处理或碳氮共渗处理的工序后进行冷却，并且在所述冷却工序中、从900℃至800℃以0.10℃/秒以下(不含0℃/秒)的平均冷却速度进行冷却。

在制造上述表面硬化钢部件时，优选使用前述的本发明的机械结构用钢制造。即，如果使用改善了切削加工成部件形状时的被削性(特别是工具寿命)的本发明的机械结构用钢，则可以更高效率地制造本发明的表面硬化钢部件。

具体来说，就是进行如下工序：加热工序，在所述切削工序之前，将满足所述成分组成的钢加热到1100℃以上；保持工序，在所述加热工序之后在900～1050℃的温度区域保持150秒以上保持；冷却工序，在所述保持工序后，从900℃至700℃以0.05～10℃/秒的平均冷却速度进行冷却。

根据本发明的机械结构用钢，因为抑制了AlN的析出，另一方面使BN积极地析出，将钢中析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)调整到适当的范围，所以能够提供如下机械结构用钢及其制造方法，其在低速下的断续切削和高速下的连续切削两方面都发挥出优异有被削性(特别是工具寿命的延长)，此外即使进行热处理，仍显示出优异的冲击特性。

根据本发明的表面硬化钢部件，因为适当地控制了渗碳处理或碳氮共渗处理条件，将在部件表面析出的BN和AlN的质量比(BN/AlN)抑制在0.01以下，因此能够提供疲劳特性(特别是耐俯仰性)优异的表面硬化钢部件。

附图说明

图1是表示进行小松式滑移率变动(roller pitching)试验时的试验片的状态的说明图，(A)是全景图，(B)是从(A)的箭头A方向观看的图。

具体实施方式

首先，对于本发明的机械结构用钢进行说明。

本发明者们，为了提供在低速下的断续切削和在高速下的连续切削两方面都发挥出优异的被削性(特别是工具寿命的延长)，此外即使实施淬火回火等热处理，仍显示出优异的冲击特性的机械结构用钢，而从各种角度反复研究。其结果发现，如果一边适当调整机械结构用钢的化学成分组成，一边适当地控制在钢中析出的BN和AlN的质量比(BN/AlN)，则在断续切削和连续切削这两方面都显示出良好的被削性，且也能够提高热处理后的冲击特性，从而完成了本发明。

对于本发明的机械结构用钢的化学成分组成进行说明之后，再说明对本发明赋予特征的BN和AlN的质量比。

本发明的机械结构用钢，含有C：0.05～0.8％、Si：0.03～2％、Mn：0.2～1.8％、Al：0.1～0.5％、B：0.0005～0.008％、和N：0.002～0.015％，满足P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％以下(不含0％)和O：0.002％以下(不含0％)。规定这样的范围的理由如下。

C是用于确保强度所需要的元素，需要含有0.05％以上。优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上。但是若C含量过剩，则硬度过度上升，被削性和韧性降低。因此C量为0.8％以下。优选为0.6％以下，更优选为0.5％以下。

Si作为脱氧元素起作用，是使内部品质提高的元素，需要使之含有0.03％以上。优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上。但是若Si含量过剩，加工成部件形状时的热加工性和冷加工性劣化，或在切削加工成部件形状后进行的渗碳处理时和碳氮共渗处理时，生成晶界氧化等的异常组织。因此Si量需要在2％以下，优选为1.5％以下，更优选为1％以下，进一步优选为0.6％以下。

Mn是使淬火性提高而提高强度的元素，需要使之含有0.2％以上。优选为0.4％以上，更优选为0.5％以上。但是若Mn含量过剩，则淬火性过度提高，在正火后仍生成过冷组织，被削性降低。因此Mn量需要在1.8％以下。优选为1.5％以下，更优选为1％以下。

Al通过在钢中以固溶状态存在，从而是用于提高断续切削时的被削性所需要的元素。另外、其与N结合而析出的AlN，在切削加工成部件形状之后进行的渗碳处理时和碳氮共渗处理时，抑制晶粒异常生长，另外还有助于防止因韧性的降低造成的冲击特性的恶化。另外Al是具有脱氧作用的元素，是用于使内部品质所需要的元素。因此在本发明中使Al含有0.1％以上，优选为0.13％以上。但是若过剩地含有Al，AlN大量析出，则连续切削时的被削性劣化。另外过剩的AlN使加工成部件形状时的热加工性降低。因此Al量为0.5％以下，优选为0.4％以下，更优选为0.35％以下。

B与N结合在钢中析出BN，是有助于改善断续切削时的被削性和连续切削时的被削性这两方的元素。另外、通过使BN析出，能够将固溶N量向少的方向调整，因此也能够改善加工成部件形状时的热加工性。另外、B在切削加工后进行淬火回火等热处理时，使淬火性提高，并且提高晶界强度，是有助于机械结构部件的强度提高的元素。因此B量需要使之含有0.0005％以上。优选为0.0007％以上，更优选为0.0010％以上。但是若过剩地含有，则变得过硬，因此被削性降低。因此B量需要在0.008％以下，优选为0.006％以下，更优选为0.0035％以下。

N与B结合在钢中析出BN，如上述，是有助于断续切削时和连续切削时的被削性提高的元素。另外N与Al结合在钢中析出AlN，是有助于在切削加工成部件形状之后进行的渗碳处理时和碳氮共渗处理时，防止晶粒异常生长的元素，在抑制韧性的降低，使冲击特性提高上发挥着作用。为了发挥这样的作用，N量为0.002％以上。优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。但是若过剩地含有N，AlN过多地析出，则连续切削时的被削性劣化。另外若AlN的析出量变多，则热加工性降低。因此N量为0.015％以下，优选为0.010％以下，更优选为0.008％以下。

P是不可避免地含有的杂质元素，在热加工时助长裂纹的发生，因此尽可能地低減。因此在本发明中，P量为0.03％以下，优选为0.02％以下，更优选为0.015％以下。还有，使P量达到0％在工业上困难。

S具有的作用是，若在钢中有Mn存在，则生成MnS系夹杂物，使被削性提高。但是，若过剩地含有MnS系夹杂物，则延展性和性降低。MnS系夹杂物容易在压延时向压延方向伸展，因此使相对于压延方向、特别是直角方向的韧性(横向的韧性)劣化。因此S量为0.03％以下，优选为0.02％以下。还有，S是不可避免地含有的杂质元素，因此使S量达到0％在工业上困难。

O是不可避免地含有的杂质元素，形成粗大的氧化物系夹杂物，是带给被削性、延展性、韧性和热加工性等以不利影响的元素。因此O量为0.002％以下，优选为0.0015％以下。还有，对于O量来说，达到0％在工业上也有困难。

本发明的机械结构用钢满足上述成分组成，余量为铁和不可避免的杂质。

本发明的机械结构用钢，作为其他元素，也可以含有如下等：

(a)Cr：3％以下(不含0％)；

(b)Mo：1％以下(不含0％)；

(c)Nb：0.15％以下(不含0％)；

(d)从Zr：0.02％以下(不含0％)、Hf：0.02％以下(不含0％)、Ta：0.02％以下(不含0％)、和Ti：0.02％以下(不含0％)构成的群中选择的至少1种元素；

(e)从V：0.5％以下(不含0％)、Cu：3％以下(不含0％)、和Ni：3％以下(不含0％)构成的群中选择的至少1种元素。

(a)Cr使淬火性提高，是提高强度的元素。另外通过复合添加Al，也是在改善断续切削时的被削性上发挥作用的元素。为了发挥这样的效果，Cr优选含有0.1％以上。优选为0.3％以上，更优选为0.7％以上。但是若过剩地含有，则使粗大的碳化物生成，或使过冷组织生成，使被削性劣化。因此Cr量优选为3％以下。更优选为2％以下，进一步优选为1.6％以下。

(b)Mo是提高淬火性，抑制不完全淬火组织生成的元素。这一效果随着Mo含量增加而增大，不过优选含有0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。但是若过剩地含有，则在正火后仍生成过冷组织，被削性降低。因此Mo量优选在1％以下。更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。

(c)Nb与C和N结合形成碳化物、氮化物和碳氮化物，这些化合物对于抑制在切削加工成部件形状后进行渗碳处理和碳氮共渗处理时晶粒发生异常生长发挥作用，提高冲击特性。这样的效果随着Nb量增加而增大する，但为了有效地发挥，优选含有0.05％以上。但是若过剩地含有，则硬质的碳化物和氮化物等过剩地析出，被削性降低。因此Nb量优选为0.15％以下，更优选为0.13％以下。

(d)Zr、Hf、Ta和Ti与上述Nb同样，是抑制晶粒异常生长的元素，有助于冲击特性提高。这一效果随着这些元素的含量增加而增大，但为了有效地发挥，优选各元素均分别单独计，含有0.002％以上。更优选各元素均分别单独计为0.005％以上。但是若过剩地含有，则硬质的碳化物和氮化物等大量析出，被削性降低。因此各元素均优选分别单独计为0.02％以下。更优选为0.015％以下。Zr、Hf、Ta、Ti也可以任意选择2种以上元素含有。含有2种以上元素时，优选使合计量为0.02％以下。合计量更优选为0.015％以下。

(e)V、Cu和Ni在使淬火性提高而提高强度上是有效发挥作用的元素。这一效果随着这些元素的含量增加而增大，但是为了有效地发挥，优选V含有0.05％以上，Cu含有0.1％以上，Ni含有0.3％以上。但是若过剩地含有，则过冷组织生成，或延展性和韧性降低，因此优选V为0.5％以下，Cu为3％以下，Ni为3％以下。更优选V为0.3％以下，Cu为2％以下，Ni为2％以下。

在本发明中，除了将机械结构用钢的化学成分组成调整到上述规定范围以外，在钢中析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)为0.020～0.2也很重要。

即在本发明中，在0.1～0.5％的范围内比较多地含有Al，使Al在钢中以固溶状态存在，从而使断续切削时的被削性提高。但是若大量含有Al，则固溶Al量增加的反面是，一部的Al与钢中的N结合而析出AlN，该AlN促进车床和钻头等的工具磨损，缩短工具寿命。因为AlN是硬质粒子，所以促进工具磨损，特别是使连续切削时的工具寿命(被削性)劣化。

因此在本发明中，积极地使钢中的N与B结合，在钢中使BN析出，抑制AlN的析出，使钢中析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)为0.020～0.2。通过使BN/AlN比为0.020～0.2，能够改善断续切削时的被削性和连续切削时的被削性两方面，而且也能够改善热处理后的冲击特性。

BN/AlN低于0.020时，AlN比BN更多地析出，因此连续切削时的被削性劣化。因此BN/AlN为0.020以上。优选为0.025以上，更优选为0.030以上。

优选BN/AlN的值大的方面，但若AlN过少，BN/AlN超过0.2，则热处理后的冲击特性劣化。因此BN/AlN为0.2以下。优选为0.15以下，更优选为0.1以下，进一步优选为0.08以下。

在钢中析出的BN，例如能够通过组合电解提取、酸溶解和吸光光度法进行定量。另一方面，钢中析出的AlN，例如能够通过溴乙酸甲酯法进行定量。

在钢中析出的BN之中，在旧奥氏体晶界析出的BN与在旧奥氏体晶内析出的BN的个数比(晶界BN/晶内BN)优选为0.50以下。降低在旧奥氏体(以下表述为旧γ)晶界析出的BN的个数，增加在旧γ晶内析出的BN的个数，特别是即使在切削加工成部件形状后进行淬火回火等的热处理，冲击特性也不会劣化，能够进一步改善冲击特性。晶界BN/晶内BN更优选为0.45以下，进一步优选为0.40以下。还有，晶界BN/晶内BN的下限值为0.30左右。

在旧γ晶界析出的BN的个数与在旧γ晶内析出的BN的个数，只要使用附属于扫描型电子显微镜(SEM)的能量色散型X射线分析装置(EDS)，进行存在位置和成分组成分析就能够测量。

接着，对于制造本发明的机械结构用钢的方法进行说明。

本发明的机械结构用钢，只要将满足上述成分组成的钢加热到1100℃以上之后，在900～1050℃的温度区域保持150秒以上，之后进行冷却时，使900℃至700℃的平均冷却速度为0.05～10℃/秒就能够制造。另外，只要将满足上述成分组成的钢加热到1100℃以上之后，以1000℃以上进行热加工，并且在900～1050℃的温度区域下的保持时间为150秒以上，使能够在其后的冷却过程中，在旧γ晶内积极地使BN析出，因此更为优选。对于规定这样的范围的理由进行说明。

[加热到1100℃以上]

需要将满足上述成分组成钢先加热到1100℃以上，使钢中所含的AlN和BN等的析出物再固溶。即，含有Al达0.1％的钢，根据其制造条件，Al、B和N的固溶状态和析出状态发生很大变体化，因此在本发明中，通过将钢加热到1100℃以上，使钢中所含的AlN和BN在钢中再固溶。

[在900～1050℃的温度区域保持150秒以上]

加热到1100℃以上之后，在900～1050℃的温度区域保持150秒以上，能够使BN析出。即，AlN的析出温度大致为低于900℃，BN的析出温度大致为1050℃以下，因此在900～1050℃的温度区域进行保持，能够选择性地使析出。

但是，保持时间低于150秒时，BN的析出无法充分进行，BN不足，不能改善连续切削时的被削性。另外，热处理后的冲击特性也劣化。因此保持时间为150秒以上，优选为170秒以上，更优选为200秒以上。保持时间的上限没有特别限定，但即使长时间保持，BN的析出量也是饱和，另外生产率差，因此例如为600秒以下。

在900～1050℃的温度区域的保持可以在恒温下进行，也可以在该温度区域内加热和/或冷却，在该温度区域的保持时间为150秒以上即可。

[从900℃到700℃的平均冷却速度为0.05～10℃/秒]

以900～1050℃保持而使BN析出后，缩短通过900～700℃的温度区域的时间，从而能够抑制AlN的析出，并且防止BN向AlN变化，确保BN的析出量。即，在900～700℃的温度区域，与BN相比，AlN一方热力学上稳定，因此即使在900～1050℃的高温域选择性地使BN析出，若通过900～700℃的低温域的时间变长，BN也会变化成AlN，BN的析出量减少。因此不能将BN/AlN比控制在上述范围。因此在本发明中，对于900℃至700℃的低温域进行冷却时的平均冷却速度为0.05℃/秒以上。优选为0.1℃/秒以上，更优选为0.5℃/秒以上，进一步优选为1℃/秒以上。但是若该温度区域的平均冷却速度过大，则马氏体和贝氏体等过冷组织生成，被削反而降低。因此从900℃到700℃的平均冷却速度为10℃/秒以下。优选为9.5℃/秒以下，更优选为8℃/秒以下，进一步优选为5℃/秒以下，特别优选为3℃/秒以下。

[在1000℃以上进行热加工]

在本发明中，也可以将满足上述成分组成的钢加热至1100℃以上后，在1000℃以上进行热加工，并且在900～1050℃的温度区域下的保持时间为150秒以上。通过加热到1100℃以上而使AlN和BN再固溶之后，在1000℃以上实施热加工，能够向钢中导放加工应变。该加工应变成为BN的析出点，在其后的冷却过程中，BN在γ晶内比在γ晶界更容易析出。其结果是，能够使BN在旧γ晶内析出，能够进一步改善进行淬火回火等的热处理之后的冲击特性。上述热加工更优选在1050℃以上进行。热加工温度的上限只要比上述加热温度低即可。热加工例如为热锻即可。

还有，在1000～1050℃的温度区域进行上述热加工时，进行该热加工的时间和在上述900～1050℃的温度区域进行的保持时间的合计为前述保持时间。

如此得到的本发明的机械结构用钢，因为BN与AlN的平衡得到适当地控制，所以在低速下的断续切削和高速下的连续切削这两方面都发挥出优异的被削性(特别是工具寿命的延长)。

另外，本发明的机械结构用钢，因为BN与AlN的平衡得到适当地控制，所以将该机械结构用钢切削加工成部件形状之后，实施淬火回火等的热处理而得到的机械结构部件，冲击特性优异。

热处理条件，是制造机械结构部件时通常所采用的条件即可。例如，加热到800～1000℃左右之后进行淬火，接着在150～600℃左右，保持20分钟～1小时左右来进行回火即可。

切削加工成部件形状之后，在进行淬火回火等的热处理之前，也可以遵循常规方法进行渗碳处理和碳氮共渗处理。这时渗碳处理或碳氮共渗处理，例如可以在上述900～1050℃的温度区域进行。渗碳处理或碳氮共渗处理之后，继续以上述条件进行淬火回火等的热处理即可。

接下来，对于本发明的表面硬化钢部件进行说明。

本发明者们，为了改善经渗碳或碳氮共渗而得到的表面硬化钢部件的疲劳特性(特别是耐俯仰性)，从各种角度反复进行研究。其结果发现，如果一边适当调整钢的化学成分组成，一边调整渗碳处理或碳氮共渗处理的条件而将部件表面析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)抑制在0.01以下，则能够提高表面硬化钢部件的疲劳特性，从而完成了本发明。

另外，本发明者们还发现，在制造这样的表面硬化钢部件时，如果使用前述的本发明的机械结构用钢，则能够在切削加工工序中以低速进行断续切削时，和以高速进行连续切削时这两方面都发挥出优异的被削性(特别是工具寿命)，能够高效率地制造本发明的表面硬化钢部件。

以下，对于赋予本发明的表面硬化钢部件以特征的BN和AlN的质量比进行说明。

还有，关于本发明的表面硬化钢部件的化学成分组成，与前述的本发明的机械结构用钢及其范围共通同，其成分限定理由也重复，因此省略说明。

在本发明中，除了将表面硬化钢部件的化学成分组成调整到前述的规定范围之外，重要的还有使在部件表面析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)为0.01以下。

即在本发明中，使B在0.0005～0.008％的范围含有，但因为B与N结合而析出的BN容易粗大化，所以若在表面硬化钢部件的表面有粗大的BN析出同，则粗大的BN成为疲劳断裂的起点，引起表面剥离而成为耐俯仰性(疲劳特性)降低的原因。另外，若BN大量析出，则钢中的固溶B量减少，因此淬火性降低，其结果是表面硬化钢部件的强度降低。

因此在本发明中，使钢中的N与Al积极地结合而使AlN析出，从而抑制BN的析出，使在部件表面析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)为0.01以下。优选为0.0080以下，更优选为0.0070以下，进一步优选为0.0060以下。BN/AlN的下限优选为0.0040左右。

在部件表面析出的BN，例如能够通过组合电解提取、酸溶解和吸光光度法来进行定量。另一方面，在部件表面析出的AlN，例如能够通过溴乙酸甲酯法进行定量。

在本发明中所谓部件表面，意思是从部件的最表面至深1mm位置的区域。因此部件表面的BN量与AlN量，以上述方法定量如下部分即可，即，对于从部件表面至深1mm位置的部分进行切削加工，对于削掉的部分进行定量。

还有，在前述的本发明的机械结构用钢中，使钢中的(追加)BN与AlN的质量比(BN/AlN)为0.020～0.2。这是由于，如前述，以提高切削加工性为主要目，另一方面，在本发明的表面硬化钢部件中，以提高作为部件的疲劳特性为目的，而使表面的(追加)BN与AlN的质量比(BN/AlN)为0.01以下。即，在切削加工成部件之前的段階，预先使BN比较大量地析出，在加工的观点上虽然重要，但作为实际的部件使用时(切削加工结束之后)，从部件特性的观点出发，重要的是使BN减少，为了满足这样不同的两种特性面的要求，在部件制造的经过途中规定完全相反的状态。

如此，使加工前的状态下为完全相反的状态(BN多的状态)的钢，在加工后的部件状态下成为BN低的状态很重要，这是以下进行说明的制造条件。

本发明的表面硬化钢部件，如果能够将满足上述成分组成的钢切削加工成部件形状之后，进行渗碳处理或碳氮共渗处理，在其的后冷却时，使900℃至800℃的平均冷却速度在0.10℃/秒以下(不含0℃/秒)，则能够制造。

即，AlN的析出温度大约750～900℃，BN的析出温度大约600～1050℃，但在800～900℃的温度区域，相比BN，AlN这一方在热力学上稳定，因此延长通过该温度区域时的时间，能够使钢中析出的BN变成AlN。其结果是，不使BN析出，而能够选择性地使AlN析出，因此能够将BN/AlN比控制在0.01以下。因此在本发明中，使900℃至800℃的平均冷却速度在0.10℃/秒以下。优选为0.08℃/秒以下，更优选为0.05℃/秒以下。

从900℃向800℃冷却时，从900℃向800℃可以以一定的速度冷却，也可以在途中使冷却速度变化。另外，也可以在900～800℃的温度区域一旦保持之后再冷却至低于800℃的温度，只要从900℃至800℃的平均冷却速度满足上述范围即可。

上述平均冷却速度以外的渗碳处理条件或碳氮共渗处理条件没有特别限定，但渗碳(或碳氮共渗)时的温度优选为900～950℃左右。若渗碳(或碳氮共渗)温度超过950℃，则AlN容易固溶中，发生异常粒生长，疲劳特性降低。在上述渗碳(或碳氮共渗)温度下的保持时间，例如为30分钟～8小时左右即可。还有，加热至上述渗碳(或碳氮共渗)温度时的气氛为渗碳(或碳氮共渗)气氛即可。

渗碳或碳氮共渗的种类没有特别限定，可以采用气体渗碳(气体碳氮共渗)、真空渗碳(真空碳氮共渗)、高浓度渗碳(高碳渗碳)等公知的方法。真空渗碳(真空碳氮共渗)时的真空度，例如为0.01MPa左右以下即可。

渗碳处理或碳氮共渗处理之后，除了使900℃至800℃的平均冷却速度在0.10℃/秒以下以外，遵循常规方法进行淬火回火处理即可。

淬火回火条件为制造机械结构部件电霸通常所采用条件即可，例如，渗碳(或碳氮共渗)后，在800～850℃程度的温度区域保持之后，进行淬火，接着在150～400℃左右，保持20分钟～1小时左右而进行回火即可。渗碳(或碳氮共渗)后，调整在800～850℃左右的温度区域保持的时间，将900℃至800℃的平均冷却速度控制在0.10℃/秒以下即可。

那么在制造上述表面硬化钢部件时，如前述，如果使用本发明的机械结构用钢，则也能够改善切削加工时的被削性(特别是工具寿命)。

具体来说，如本发明的机械结构用钢的制造方法的说明处详细记述的，将满足上述成分组成的钢加热至1100℃以上后，在900～1050℃的温度区域保持150秒以上，在其后冷却时，使900℃至700℃的平均冷却速度为0.05～10℃/秒，以这样的条件进行热处理，制造本发明的机械结构用钢，即，降低钢中的AlN量，使BN量的增加的机械结构用钢，之后进行切削加工，从而能够改善以低速断续切削时的被削性，和以高速连续切削时的被削性这两方。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内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的范围同内。

(实施例1：关于本发明的机械结构用钢的实施例)

将下述表1所示的No.18～22以外的化学成分组成的钢150kg以真空感应炉进行熔融，铸造成上面：

480mm的铸锭，进行锻造(均热(soaking)：1250℃×3小时左右、锻造加热：1100℃×1小时左右)和切断，经由一边150mm×长680mm的四角材形状，加工成下述(a)、(b)这2种锻造材。

(a)板材：厚30mm、宽155mm、长100mm

(b)圆棒材：

长350mm

【表1】

加热所得取的(a)板材和(b)圆棒材之后进行冷却。冷却时，在900～1050℃的温度区域保持规定时间。另外在冷却时，使900℃至700℃的平均冷却速度变化。在下述表2中分别显示加热温度(℃)、900～1050℃的温度区域下的保持时间(秒)、从900℃到700℃的平均冷却速度(℃/秒)。

另一方面，对于上述表1所示的No.18～22的化学成分组成的钢，以与上述相同的条件加工成一边150mm×长680mm的四角材形状之后，加热至1200℃，接着以1100℃进行从150mm角向

锻伸的热加工之后，加工成上述(a)、(b)这两种锻造材，进行冷却。冷却时，在900～1050℃的温度区域保持规定时间保持。另外在冷却时，使900℃至700℃的平均冷却速度变化。在下述表2中分别显示加热温度(℃)、900～1050℃的温度区域的保持时间(秒)、从900℃到700℃的平均冷却速度(℃/秒)。

定量分析冷却后的圆棒材所含的BN和AlN，以质量比计算BN/AlN比。BN量与AlN量，是准备从同一部位提取的2个试样，以下面的步骤进行定量。

试样所含的BN量，组合电解提取、酸溶解和吸光光度法进行定量。具体来说，是使用AA系电解液(含有10质量％的乙酰丙酮和1质量％的四甲基氯化铵的甲醇溶液)，对试样进行电解之后过滤，提取未溶解残渣，用盐酸和硝酸对该残渣进行分解后，添加硫酸和磷酸进行加热分解。其后，依据JIS G1227以硼作为硼酸甲酯进行蒸馏，使氢氧化钠吸收。依据JISG1227，以硼酸甲酯蒸馏分离姜黄素吸光光度法，定量吸收的硼酸甲酯所含的硼量。定量的硼全部生成BN，计算与该硼结合的N量，在定量的硼中添加所计算的结合N量，以其为BN量。

另外，试样所含的AlN量，由溴乙酸甲酯法定量。具体来说，将试样放入烧瓶中，在溴和乙酸甲酯中加热至70℃而溶解后，进行过滤，提取未溶解残渣，用乙酸甲酯充分清洗该残渣后，使之干燥。依据JIS G1228，在氨蒸馏器中添加氢氧化钠，对干燥的残渣进行蒸馏，0以.1％硼作为吸收液使之吸收，依据JIS G1228以氨基磺酸标准液滴定所得到的吸收液，根据吸收液中的N量和试样的量取量，定量AlN量。

基于定量结果，以质量比计算BN/AlN比。计算结果显示在下述表2中。

另外，从冷却后的圆棒材的表面，以10mm位置为中心，使用扫描型电子显微镜(SEM)进行观察，使用附属于SEM的能量色散型X射线分析装置(EDS)分析观察视野内所确认到的析出物的成分组成，并且测量存在于旧γ晶界的BN的个数和存在于旧γ晶内的BN的个数，计算晶界BN/晶内BN的个数比。BN的个数，是使检测界限为直径0.1μm，以10000倍的观察倍率，将10个视野测量的结果进行平均而计算。计算结果显示在下述表2中。

【表2】

接着，使用冷却后的板材圆棒材，评价以下述条件进行断续切削时的被削性和连续切削时的被削性。

[断续切削时的被削性评价(立铣刀切削试验)]

为了评价断续切削时的被削性，测量立铣刀加工时的工具磨损量。在立铣刀切削试验中，对于上述板材进行氧化皮除去后，磨削表面约2mm，以其作为试验片(被削材)使用。具体来说，就是在铣床主轴上安装立铣刀工具，由老虎钳固定以上述方式制造的厚25mm×宽150mm×长100mm的试验片，在干式切削气氛下进行顺铣加工。详细的加工条件显示在下述表3中。进行断续切削200削之后，以光学顕微镜下以100倍观察工具表面，测量平均后刀面磨损量(工具磨损量)Vb。结果显示在上述表2中。在本发明中，断续切削后的Vb为80μm以下的评价为“断续切削时的被削性优异”。

【表3】

[连续切削时的被削性评价(车削试验)]

为了评价连续切削时的被削性，对于上述圆棒材

进行氧化皮除去后，磨削表面约2mm，以其作为车削试验片(被削材)使用，进行外周车削加工。外周车削加工的条件如下。

(外周车削加工条件)

工具：超硬合金P10(JIS B4053)

切削速度：200m/min

进给量：0.25mm/rev

切入：1.5mm

润滑方式：干式

外周车削加工后，在光学顕微镜下以100倍观察工具表面，测量平均后刀面磨损量(工具磨损量)Vb。结果显示在上述表2中。在本发明中，连续切削后的Vb为100μm以下的评价为“连续切削时的被削性优异”，Vb为70μm以下的评价为“连续切削时的被削性特别优异”。

接着，使用冷却后的圆棒材，以下述条件进行摆锤冲击试验，评价热处理后的冲击特性。

[冲击特性的评价]

为了评价热处理后的冲击特性，从冷却后的上述圆棒材上，切下宽12mm×宽12mm×长55mm的试样，将其加热至850℃后，进行淬火，接着以500℃进行30分钟回火的热处理，从其上切出JIS4号U切口，作为摆锤冲击试验片。使用该试验片，依据JIS Z2242进行摆锤冲击试验。结果显示在上述表2中。

由表2能够进行如下考察。No.1～22是满足本发明规定的要件例子，将钢中析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)调整到适当的范围，因此低速下的断续切削和高速下的连续切削两方面都发挥出优异的被削性(特别是工具寿命的延长)，即使淬火回火后，冲击特性也优异。

特别是No.18～22，是加热到1200℃之后，以1100℃进行热锻，并且以900～1050℃保持规定时间的例子，该No.18～22的化学成分组成分别与No.3、6、7、8、9相同。若将No.3和No.18、No.6和No.19、No.7和No.20、No.8和No.21、No.9和No.22进行比较，则通过进行热锻，能够将晶界BN/晶内BN控制在0.50以下，热处理后的冲击特性与没有经过热锻的情况相比，能够相对地有所提高。

相对于此，No.23和No.28，因此加热温度低于1100℃，BN的析出不充分，BN/AlN比低于0.020，所以连续切削时的被削性和热处理后的冲击特性差。No.24因为900～1050℃的温度区域下的保持时间比150秒短，BN的析出不充分，BN/AlN比低于0.020，所以连续切削时的被削性和热处理后的冲击特性差。No.25因为从900℃至700℃的温度区域的平均冷却速度低于0.05℃/秒，AlN大量生成，BN/AlN比低于0.020，所以连续切削时的被削性和热处理后的冲击特性差。No.26是Al量少的例子，固溶Al量不足，因此断续切削时的被削性差。No.27是B量少例子，BN的析出不充分，BN/AlN比低于0.020，因此连续切削时的被削性和热处理后的冲击特性差。

(实施例2：关于本发明的表面硬化钢部件的实施例)

以真空感应炉熔融下述表4所示的化学成分组成的钢150kg，铸造成上面：

480mm的铸锭，进行锻造(均热：1250℃×3时间左右，锻造加热：1100℃×1小时左右)和切断，经由一边150mm×长680mm的四角材形状，加工成下述(a)、(b)的两种锻造材。

(a)板材：厚30mm、宽155mm、长100mm

(b)圆棒材：

长350mm

【表4】

所得到的(a)板材和(b)圆棒材加热到规定的温度后进行冷却。这时进行冷却时，在900～1050℃的温度区域保持规定时间。另外在保持后，使900℃至700℃的平均冷却速度变化。在下述表5中分别显示加热温度(℃)、900～1050℃的温度区域的保持时间(秒)、900℃至700℃的平均冷却速度(℃/秒)。

【表5】

使用冷却后的板材和圆棒材，评价以下述条件进行断续切削时的被削性和连续切削时的被削性。

[断续切削时的被削性评价(立铣刀切削试验)]

为了评价断续切削时的被削性，测量立铣刀加工时的工具磨损量。在立铣刀切削试验中，对于上述板材进行氧化皮除去后，磨削表面约2mm，以其作为试验片(被削材)使用。具体来说，就是在铣床主轴上安装立铣刀工具，由老虎钳固定以上述方式制造的厚25mm×宽150mm×长100mm的试验片，在干式的切削气氛下进行顺铣加工。详细的加工条件与前述实施例1时一样，即如前述表3。进行断续切削200切后，在光学顕微镜下以100倍观察工具表面，测量平均后刀面磨损量(工具磨损量)Vb。结果显示在上述表5中。在本发明中，断续切削后的Vb为80μm以下的评价为“断续切削时的被削性优异”。

[连续切削时的被削性评价(车削试验)]

为了评价连续切削时的被削性，对于上述圆棒材进行氧化皮除去后，磨削表面约2mm，以其作为车削试验片(被削材)使用，进行外周车削加工。外周车削加工的条件如下。

(外周车削加工条件)

工具：超硬合金P10(JIS B4053)

切削速度：200m/min

进给量：0.25mm/rev

切入：1.5mm

润滑方式：干式

外周车削加工后，在光学顕微镜下以100倍观察工具表面，测量平均后刀面磨损量(工具磨损量)Vb。结果显示在上述表5中。在本发明中，连续切削后的Vb为100μm以下的评价为“连续切削时的被削性优”，Vb为70μm以下的评价为“连续切削时的被削性特别优异”。

接着，将冷却后的圆棒材切削加工成图1(A)、(B)所示的试验片1的形状后，实施渗碳处理或碳氮共渗处理，制造表面硬化钢部件。

图1(A)、(B)是表示进行小松式roller pitching(滑移率变动)试验时的试验片的状况的说明图，(A)全景图，(B)是从(A)的箭头A方向观看的图。图1(A)、(B)中，1表示试验片，2表示对手材。试验片1是小辊，与对手材2接触的部分的直径为26mm，接触部的宽度为28mm。对手材2是大辊，直径130mm，宽8mm，在宽方向施加150R的凸面加工。对手材2是对于JIS G4805所规定的SUJ2进行了淬火回火的材料。

经切削加工而得到的试验片1，以下面的条件实施渗碳处理或碳氮共渗处理。

《气体渗碳》

将经过切削加工所得到的试验片1升温至930℃，以该温度保持5小时，进行气体渗碳之后，以820℃保持10～90分钟后，放入60℃的油槽进行淬火，以190℃回火30分钟。气体渗碳后，从900℃至800℃的平均冷却速度显示在上述表5中。还有，气体渗碳时的碳势为0.85。

《高浓度渗碳(高碳渗碳)》

将切削加工得到的试验片1升温至945℃，以该温度保持7小时进行高浓度渗碳后，以820℃保持30分钟后，放入60℃的油槽淬火，以190℃回火30分钟。高浓度渗碳后，从900℃至800℃的平均冷却速度显示在上述表5中。还有，高浓度渗碳时的碳势为1.2。

《真空渗碳》

将切削加工得到的试验片1升温至930℃，以该温度保持4小时进行真空渗碳后，以820℃保持30分钟之后，放入60℃的油槽淬火，以190℃回火30分钟。真空渗碳之后，从900℃至800℃的平均冷却速度显示在上述表5中。还有，真空渗碳时的碳势为0.85，压力为0.005MPa以下。

《碳氮共渗》

将切削加工所得到的试验片1升温至900℃，以该温度保持5小时进行碳氮共渗后，以820℃保持30分钟之后，放入60℃的油槽淬火，以190℃回火30分钟。碳氮共渗后，从900℃至800℃的平均冷却速度显示在上述表5中。还有，碳氮共渗时的碳势为0.5。

以下述条件量定在所得到的表面硬化钢部件的表面析出的BN量和AlN量，并且进行小松式滑移率变动试验，测量直至剥离的表面硬化钢部件的寿命，评价疲劳特性。

[BN/AlN比]

通过切削加工，削掉表面硬化钢部件的表面(从最表面到深1mm位置的区域)，以其作为试样。准备2个从同一部位提取的试样，按以下步骤定量试样中所含的BN量和AlN量。

试样中所含的BN量，通过组合电解提取、酸溶解和吸光光度法进行定量。具体来说，使用AA系电解液(含有10质量％的乙酰丙酮和1质量％的四甲基氯化铵的甲醇溶液)，对试样电解后，进行过滤，提取未溶解残渣，以盐酸和硝酸分解该残渣后，添加硫酸和磷酸进行加热分解。其后，依据JIS G1227以硼作为硼酸甲酯进行蒸馏，使氢氧化钠吸收。依据JISG1227，以硼酸甲酯蒸馏分离姜黄素吸光光度法，定量吸收的硼酸甲酯所含的硼量。定量的硼全部生成BN，计算与该硼结合的N量，在定量的硼中添加所计算的结合N量，以其为BN量。

另外，试样所含的AlN量，由溴乙酸甲酯法定量。具体来说，将试样放入烧瓶中，在溴和乙酸甲酯中加热至70℃而溶解后，进行过滤，提取未溶解残渣，用乙酸甲酯充分清洗该残渣后，使之干燥。依据JIS G1228，在氨蒸馏器中添加氢氧化钠，对干燥的残渣进行蒸馏，以0.1％硼作为吸收液使之吸收，依据JIS G1228以氨基磺酸标准液滴定所得到的吸收液，根据吸收液中的N量和试样的量取量，定量AlN量。

基于定量结果，以质量比计算BN/AlN比。计算结果显示在上述表5中。

[疲劳特性的评价]

表面硬化钢部件的疲劳特性，通过进行小松式滑移率变动试验，测量直至发生表面剥离的寿命(旋转次数)来进行评价。试验条件为，表面压力2.5GPa，滑动率-30％，作为润滑油使用市场销售的AT油，由振动传感器检测试验片表面无有剥离，测量直至表面剥离发生的寿命(试验片1的旋转次数)，评价表面硬化钢部件的疲劳特性。直至表面剥离发生的试验片1的旋转次数显示在上述表5中。在本发明中，旋转次数为200万次以上时为合格，评价为疲劳特性优异。

由上述表5能够进行如下考察。

No.1～18是满足本发明规定的要件的例子，在部件表面析出的BN与AlN的质量比(BN/AlN)调整到适当的范围，因此面疲劳强度提高，疲劳特性(特别是耐俯仰性)优异。特别是No.1～16，因为适当地控制了切削加工前的热处理条件，所以以低速进行断续切削时和以高速进行连续切削时这两方均发挥出优异的被削性(特别是工具寿命的延长)。

相对于此，No.19因为在气体渗碳后，在淬火前的820℃下的保持小时短达10分钟，所以从900℃至800的平均冷却速度超过0.10℃/秒，BN/AlN比超过0.01。因此不能改善表面硬化钢部件的疲劳特性。No.20是Al量少的例子，固溶Al量不足，因此断续切削时的被削性差。另外，因为Al量少，所以部件表面的BN/AlN变大而超过0.01，疲劳特性差。No.21是B量少的例子，来自B的淬火性提高效果得不到发挥，因此疲劳特性劣化。另外，连续切削时的被削性差。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够施加各种变更和修改，这一点对于从业者来说应该清楚。

本申请基于2009年10月2日申请的日本专利申请(专利申请2009-230910)、2009年10月2日申请的日本专利申请(专利申请2009-230911)，其内容在此参照并援引。

产业上的可利用性

本发明能够适用于例如以汽车用变速机和差动装置为首的各种齿轮传动装置所利用的齿轮、轴、滑轮和等速万向接头等，此外还能够适用于曲柄轴、连杆等的机械结构部件。

Claims (9)

1.一种机械结构用钢，其特征在于，以质量%计含有C：0.05～0.8%、Si：0.03～2%、Mn：0.2～1.8%、Al：0.1～0.5%、B：0.0005～0.008%、N：0.002～0.015%，满足P：0.03%以下但不含0%、S：0.03%以下但不含0%、O：0.002%以下但不含0%，余量是铁和不可避免的杂质，

并且，在钢中析出的BN与AlN的质量比即BN/AlN为0.020～0.2。

2.根据权利要求1所述的机械结构用钢，其中，在钢中析出的BN之中，在旧奥氏体晶界析出的BN与在旧奥氏体晶内析出的BN的个数比即晶界BN/晶内BN为0.50以下。

3.根据权利要求1或2所述的机械结构用钢，其中，除了上述组成以外，以质量%计还含有以下的（a）～（e）群中的至少1群，

（a）Cr：3%以下但不含0%；

（b）Mo：1%以下但不含0%；

（c）Nb：0.15%以下但不含0%；

（d）从Zr：0.02%以下但不含0%、Hf：0.02%以下但不含0%、Ta：0.02%以下但不含0%和Ti：0.02%以下但不含0%构成的群中选择的至少1种元素；

（e）从V：0.5%以下但不含0%、Cu：3%以下但不含0%和Ni：3%以下但不含0%构成的群中选择的至少1种元素。

4.一种表面硬化钢部件，其特征在于，其是将如下的钢进行渗碳或碳氮共渗而成，该钢以质量%计含有Ｃ：0.05～0.8%、Si：0.03～2%、Mn：0.2～1.8%、Al：0.1～0.5%、B：0.0005～0.008%、N：0.002～0.015%，满足P：0.03%以下但不含0%、S：0.03%以下但不含0%、O：0.002%以下但不含0%，余量是铁和不可避免的杂质，

并且，在部件表面析出的BN与AlN的质量比即BN/AlN为0.01以下。

5.根据权利要求4所述的表面硬化钢部件，其中，除了上述组成以外，以质量%计还含有以下的（a）～（e）群中的至少1群，

（a）Cr：3%以下但不含0%；

（b）Mo：1%以下但不含0%；

（c）Nb：0.15%以下但不含0%；

（d）从Zr：0.02%以下但不含0%、Hf：0.02%以下但不含0%、Ta：0.02%以下但不含0%和Ti：0.02%以下但不含0%构成的群中选择的至少1种元素；

（e）从V：0.5%以下但不含0%、Cu：3%以下但不含0%和Ni：3%以下但不含0%构成的群中选择的至少1种元素。

6.一种机械结构用钢的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1～3中任一项所述的机械结构用钢的方法，具有：

将满足所述成分组成的钢加热到1100℃以上的加热工序；

在所述加热工序后，在900～1050℃的温度区域保持150秒以上的保持工序；

在所述保持工序后，从900℃至700℃以0.05～10℃/秒的平均冷却速度进行冷却的冷却工序。

7.一种机械结构用钢的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1～3中任一项所述的机械结构用钢的方法，具有：

将满足所述成分组成的钢加热到1100℃以上的加热工序；

在所述加热工序后，进行在1000℃以上进行热加工的热加工工序、在900～1050℃的温度区域进行保持的保持工序，并且，所述热加工工序的加工时间和所述保持工序的保持时间的合计为150秒以上；

在所述保持工序后，从900℃至700℃以0.05～10℃/秒的平均冷却速度进行冷却的冷却工序。

8.一种表面硬化钢部件的制造方法，其特征在于，是制造权利要求4或5所述的表面硬化钢部件的方法，具有：

将满足所述成分组成的钢切削加工成部件形状的切削加工工序；

对经过所述切削加工的部件进行渗碳处理或碳氮共渗处理的表面加工工序；

在渗碳处理或碳氮共渗处理的工序后进行冷却的冷却工序，并且

在所述冷却工序中，从900℃至800℃以0.10℃/秒以下但不含0℃/秒的平均冷却速度进行冷却。

9.根据权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在所述切削工序之前，进行如下工序：

将满足所述成分组成的钢加热至1100℃以上的加热工序；

在所述加热工序之后，在900～1050℃的温度区域保持150秒以上的保持工序；

在所述保持工序后，从900℃至700℃以0.05～10℃/秒的平均冷却速度进行冷却的冷却工序。

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