CN102884212A - 表面硬化钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种表面硬化钢，其以质量%计含有C：0.1～0.5%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.3～1.8%、S：0.001～0.15%、Cr：0.4～2.0%、Ti：0.05～0.2%，将以下元素限制在Al：0.2%以下、N：0.0050%以下、P：0.025%以下、O：0.0025%以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质，每1mm²中当量圆直径超过5μm的硫化物的个数d和S含量的质量百分数[S]满足d≤500×[S]＋1。

Description

表面硬化钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及在进行了热锻等热加工、冷锻或滚压成形等冷加工、切削等后实施渗碳淬火的表面硬化钢及其制造方法。

本申请基于2010年10月6日提出的日本专利申请特愿2010-226478号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

对于齿轮、轴承等转动部件、等速万向接头或轴等旋转传递部件要求表面的硬度，因而实施渗碳淬火。这些渗碳部件例如通过利用热锻、中温锻造、冷锻、滚压成形等塑性加工或切削而将JIS G 4052、JIS G4104、JIS G 4105、JIS G 4106等中规定的中碳的机械结构用合金钢成形为规定的形状，然后进行渗碳淬火的工序来制造。

在制造渗碳部件时，在起因于渗碳淬火的热处理应变的作用下，部件形状的精度有时劣化。特别是，在齿轮或等速万向接头等部件中，热处理应变成为噪音或振动的原因，进而有时使接触面的疲劳特性下降。此外，在轴等中，如果由热处理应变导致的弯曲增大，则损害动力传递效率及疲劳特性。该热处理应变的最大的原因是由于渗碳淬火时的加热而不均匀地产生的粗大晶粒。

以往，在锻造后，在渗碳淬火前进行退火，以抑制粗大晶粒的发生。可是，如果进行退火则有制造成本增加的问题。此外，由于对齿轮、轴承等转动部件负载高面压，因而进行高深度渗碳。在高深度渗碳中，为了缩短渗碳时间，通常将930℃左右的渗碳温度提高到990～1090℃的温度区。因此，在高深度渗碳中容易产生粗大晶粒。

为了对渗碳淬火时的粗大晶粒的产生进行抑制，重要的是表面硬化钢即塑性加工前的基材的材质。对于抑制高温下的晶粒的粗大化，微细的析出物是有效的，从而提出了利用Nb、Ti的析出物、AlN等的表面硬化钢（例如专利文献1～5）。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-335777号公报

专利文献2：日本特开2001-303174号公报

专利文献3：日本特开2004-183064号公报

专利文献4：日本特开2004-204263号公报

专利文献5：日本特开2005-240175号公报

发明内容

发明所要解决的课题

可是，如果为了抑制粗大晶粒的发生而利用微细的析出物，则表面硬化钢通过析出强化而硬化。此外，通过添加生成析出物的合金元素也使表面硬化钢硬化。因此，在能够防止高温下的粗大晶粒发生的钢中，作为新课题可列举出对于冷锻、切削等的冷加工性的降低。

特别是，切削是要求接近最终形状的高精度的加工，微小的硬度上升对切削的精度都有较大的影响。因此，在使用表面硬化钢时，非常重要的是不仅防止粗大晶粒的发生，而且要考虑切削性（材料的易切削度）。以往，对于改善切削性，已知添加Pb、S等提高切削性的元素是有效的。

可是，Pb是环境负荷物质，从环境对应技术的重要性出发，正在限制在钢材中添加Pb。此外，S通过在钢中形成MnS而使切削性得以提高，但通过热加工而延伸的粗大的MnS容易成为轧制或热锻、冷锻时的破坏的起点，大多成为加工不良的原因。因此，大量S的添加容易成为使热轧、冷轧时的加工性及冷锻性或转动疲劳等机械性质下降的原因。

在本发明中，为适用于要求疲劳特性的渗碳部件，特别是要求转动疲劳特性的轴承部件、转动部件、齿轮等，提供一种通过实施热锻等热加工、冷锻或滚压成形等冷加工、切削、渗碳淬火而使用的，粗大晶粒防止特性、冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人为解决上述课题而进行了潜心的研究。结果发现：如果对添加了Ti的钢进行渗碳淬火，则Ti系析出物作为疲劳破坏的起点而作用，疲劳特性、特别是转动疲劳特性容易劣化。于是，本发明人得到以下的见解，从而完成了本发明。首先，如果通过N量的限制、热轧温度的高温化等而使Ti系析出物微细地分散，则可兼顾粗大晶粒防止特性和疲劳特性。此外，对于提高切削性，在钢中添加S是有效的，但重要的是通过添加Ti控制硫化物的大小及形状。另外，Ti通过形成硫化物，与MnS复合化，还对MnS的微细化具有效果。

本发明的要旨如下。

（1）本发明的一方式涉及一种表面硬化钢，其化学组成以质量%计，含有C：0.1～0.5%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.3～1.8%、S：0.001～0.15%、Cr：0.4～2.0%、Ti：0.05～0.2%，将以下元素限制在Al：0.2%以下、N：0.0050%以下、P：0.025%以下、O：0.0025%以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；每1mm²中当量圆直径超过5μm的硫化物的个数d和S含量的质量百分数[S]满足d≤500×[S]＋1。

（2）根据上述（1）所述的表面硬化钢，其中，所述化学组成以质量%计，也可以进一步含有选自Nb：低于0.04%、Mo：1.5%以下、Ni：3.5%以下、V：0.5%以下、B：0.005%以下、Ca：0.005%以下、Mg：0.003%以下、Zr：0.005%以下中的至少1种。

（3）根据上述（2）所述的表面硬化钢，其中，Al的质量百分数[Al]与Ca的质量百分数[Ca]之比率即[Al]/[Ca]也可以为1～100。

（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的表面硬化钢，其中，硫化物的最大当量圆直径D μm和S含量的质量百分数[S]也可以满足D≤250×[S]＋10。

（5）根据上述（1）～（4）中任一项所述的表面硬化钢，其中，Mn量为1.0%以下，S含量的质量百分数[S]与Mn含量的质量百分数[Mn]之比率即[Mn]/[S]也可以为100以下。

（6）根据上述（1）～（5）中任一项所述的表面硬化钢，其中，贝氏体的组织分数也可以为30%以下

（7）根据上述（1）～（6）中任一项所述的表面硬化钢，其中，Ti系析出物的最大当量圆直径也可以为40μm以下。

（8）本发明的一方式涉及一种表面硬化钢的制造方法，其中，以12～100℃/分钟的平均冷却速度对钢进行铸造，所述钢具有以质量%计含有C：0.1～0.5%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.3～1.8%、S：0.001～0.15%、Cr：0.4～2.0%、Ti：0.05～0.2%，将以下元素限制在Al：0.2%以下、N：0.0050%以下、P：0.025%以下、O：0.0025%以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质的化学组成；在1250～1320℃的均热温度范围将所述钢保持3～180分钟；在将所述钢加热到1150～1320℃的温度范围后，对所述钢进行热轧，以便在840～1000℃的精加工温度范围进行精轧；以800～500℃的温度范围的平均冷却速度达到1℃/秒以下的方式对所述钢进行冷却。

（9）根据上述（8）所述的表面硬化钢的制造方法，其中，所述化学组成以质量%计，也可以进一步含有选自Nb：低于0.04%、Mo：1.5%以下、Ni：3.5%以下、V：0.5%以下、B：0.005%以下、Ca：0.005%以下、Mg：0.003%以下、Zr：0.005%以下中的至少1种。

（10）根据上述（9）所述的表面硬化钢的制造方法，其中，Al的质量百分数[Al]与Ca的质量百分数[Ca]之比率即[Al]/[Ca]也可以为1～100。

（11）根据上述（8）～（10）中任一项所述的制造方法，其中，Mn量为1.0%以下，S含量的质量百分数[S]与Mn含量的质量百分数[Mn]之比率即[Mn]/[S]也可以为100以下。

发明的效果

本发明的表面硬化钢具有优良的渗碳淬火后的疲劳特性及锻造性、切削性等加工性。也就是说，在本发明的表面硬化钢中，在热锻工序和接着进行的切削工序中，可得到良好的加工性，而且即使在渗碳时进行比以往温度高且时间短的渗碳，也能够抑制晶粒的粗大化，可得到良好的疲劳特性。另外，在本发明的表面硬化钢中，即使在进行冷锻工序时，冷变形特性也良好，即使省略冷锻后的正火工序，也能够抑制渗碳中的晶粒的异常晶粒生长，从而淬火应变导致的尺寸精度的劣化及与之相伴随的疲劳强度的下降非常小。此外，在本发明的表面硬化钢中，如果为了防止粗大晶粒的发生而添加各种各样的合金元素，则可解决以往的切削性下降的问题，可实现部件形状的高精度化，进而延长工具寿命。

也就是说，采用本发明的表面硬化钢作为基材的部件即使在进行高温渗碳时或将渗碳之前的正火省略时，也可防止粗大晶粒的发生，可得到转动疲劳特性等充分的强度特性等，对产业上的贡献是非常显著的。

具体地说，在使用本发明的表面硬化钢的情况下，假定图1所示的工序，在采用热锻的情况下，切削后可在比以往更高的温度下进行渗碳，而且用比以往更短的时间完成渗碳。此外，在采用冷锻的情况下，为了避免渗碳时的异常晶粒生长，一般在冷锻后进行正火，但通过采用本发明的表面硬化钢，能够省略该正火工序，能够对渗碳部件赋予高的作为齿轮或轴承的性能。

附图说明

图1是表示使用本发明的表面硬化钢时假定的热加工（热锻）或冷加工（冷锻）、切削加工、渗碳淬火的工序的概要的一个例子的图示。

图2A是用于对在相当于SCr420的钢中使S量及硫化物的形态变化时的表面硬化钢的切削性和冷加工性的平衡进行说明的图示。

图2B是用于对在相当于SCM420的钢中使S量及硫化物的形态变化时的表面硬化钢的切削性和冷加工性的平衡进行说明的图示。

图3是表示测定钢凝固时的冷却速度的位置的图示。

图4是假定热锻的镦锻试验中使用的试验片的图示。

图5是假定冷锻的镦锻试验中使用的试验片的图示。

图6是表示铸坯内的平均冷却速度与MnS的平均面积的关系的一个例子的图示。

图7是表示本发明的一实施方式的表面硬化钢的制造方法的一个例子的流程图。

具体实施方式

通过采用析出物作为钉扎粒子，抑制晶粒生长，可防止渗碳淬火导致的晶粒的粗大化。特别是，在热加工后的冷却时使以TiC、TiCS为主体的Ti系析出物微细地析出，对于防止发生粗大晶粒是非常有效的。另外，为了防止发生粗大晶粒，优选在表面硬化钢中使NbC等Nb系析出物微细地析出。

可是，如果钢中所含的N量高，则铸造时产生的粗大的TiN在热轧或热锻的加热时不会固溶，有时大量残存。如果在钢中残存粗大的TiN，则在渗碳淬火时，以TiN作为析出核而析出TiC、TiCS，进而析出NbC，妨碍析出物的微细分散。因此，为了利用微细的Ti系析出物、Nb系析出物来防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，重要的是降低N量，在热加工的加热时使Ti系析出物及Nb系析出物固溶。

在表面硬化钢的制造方法中，在控制连续铸造的凝固速度（冷却速度为12～100℃/min）进行铸造后，首先需要将钢材均热加热到1250～1320℃的加热温度，以便使Ti、Nb、Al的析出物固溶在钢中。特别地，重要的是将热轧或热锻等热加工的加热温度提高到1150～1320℃，使Ti系析出物及Nb系析出物固溶在钢中。接着，在热加工后，即热轧后或热锻后，以1℃/s以下的冷却速度对Ti系析出物及Nb系析出物的析出温度区进行缓冷。其结果是，能够使Ti系析出物及Nb系析出物微细地分散在表面硬化钢中。此外，如果渗碳淬火前的钢材的铁素体晶粒过度微细，则在渗碳加热时容易产生粗大晶粒。因此，为了不生成微细的铁素体，需要将热轧或热锻的精加工温度控制在840～1000℃。

此外，在将本发明的表面硬化钢加工成齿轮等的部件形状时，例如，如图1所示，在将连续铸造的铸坯轧制后，在渗碳淬火之前进行热锻或冷锻和切削（在为齿轮时进行利用刨齿切削的齿形成形）。此时，MnS等硫化物使冷锻性降低，但对于切削（例如刨齿切削）是极为有效的。也就是说，表面硬化钢（切削材）中的硫化物表现出对切削工具的磨损导致的工具形状变形进行抑制、从而延长所谓工具寿命的效果。特别是，在齿轮这样的精密形状的情况下，如果切削工具的寿命短，则不能稳定地成形齿形形状。因此，切削工具的寿命不仅影响制造效率及成本，而且影响部件的形状精度。

因此，为了提高切削性，优选在钢中产生硫化物。另一方面，在热轧或热锻中，特别是粗大的MnS等硫化物大多被延伸。另外，如果硫化物的尺寸（长度）增大，则硫化物作为部件中的缺陷而暴露的概率提高，从而部件性能下降。因此，重要的是不仅控制硫化物的大小，而且还要控制硫化物的形状，以便不使硫化物延伸。再有，为了抑制硫化物的粗大化，优选对铸造时的凝固速度进行控制。铸造时的冷却速度（平均冷却速度）对MnS的尺寸有较大影响，随着冷却速度的提高MnS的尺寸减小，相反随着冷却速度的降低MnS的尺寸增大。因此，如后所述，从控制MnS的尺寸的观点出发应提高冷却速度。另一方面，在高冷却速度下，往往在铸坯表面产生裂纹而发生铸造事故，或需要对铸造后的缺陷进行修理。

为了有效地使以MnS为主成分的硫化物微细地生成，将凝固冷却速度（平均凝固冷却速度）的范围控制在12～100℃/min。在该冷却速度低于12℃/min时，因凝固过于缓慢而使以结晶的MnS为主成分的硫化物粗大化，难于以满足后述的式（2）的方式使该硫化物微细地分散。此外，在该冷却速度超过100℃/min时，以生成的微细的MnS为主成分的硫化物的密度达到饱和，铸坯（轧制前的钢）的硬度上升，有发生裂纹的可能性。因此，铸造时的冷却速度需要为12～100℃/min。特别是，为了更确实使硫化物微细地分散，优选铸造时的冷却速度为15～100℃/min。这样的冷却速度可通过将铸模截面的尺寸、铸入速度等控制为适当的值来得到。这样的冷却控制在连续铸造法、铸锭法中都适用。

这里所说的凝固冷却速度，是指在图3所示的铸坯的横截面（与铸造方向垂直的截面），在铸坯的宽度的中心线上、且在铸坯的厚度的1/4部上的从液相线温度冷却到固相线温度时的速度。该凝固冷却速度可采用下式（1）由凝固后的铸坯的横截面的凝固组织的2次枝晶臂间距来计算求出。

Rc＝（λ₂／770）^-1/0.41（1）

这里，Rc为凝固冷却速度（℃/min）、λ₂为2次枝晶臂间距（μm）。

为了通过钢成分设计降低MnS等软质的硫化物，在钢中添加Ti，以生成TiCS等Ti系硫化物也是有效的。可是，如果软质的MnS减少，则添加的S无助于切削性的提高。因此，为了提高切削性，除了添加S以外，在添加了Ti的钢水中控制软质的硫化物的尺寸及形状也是重要的。于是，优选通过添加抑制晶粒生长、使硫化物微细化所需的Ti和控制S量来控制硫化物的尺寸及形状。

下面对切削性及冷加工性进行进一步说明。

在冷加工时，以MnS为中心的硫化物因变形而成为破坏的起点。特别是，粗大的MnS使极限压缩率等冷锻性降低。此外，如果钢中的MnS粗大，则钢特性因MnS形状的不同而产生各向异性。为了将表面硬化钢应用于多种多样的复杂的部件，对哪个方向都要求稳定的机械性质。因此，在本发明的表面硬化钢中，优选使以MnS为中心的硫化物微细化，将该硫化物的形状控制为大致球状。此外，更优选在锻造等冷加工的前后形状的变化小。

另一方面，从切削性的观点出发，S量的增加是重要的。通过添加S，切削时的工具寿命得以提高，该效果由S的总量来决定，不易受硫化物形状的影响。因此，通过增加S的添加量，以控制硫化物的形状，能够兼顾冷锻性和切削性（工具寿命）。在表面硬化钢中，重要的是不仅在渗碳淬火时防止产生粗大晶粒，而且还要确保冷加工性及切削性。如果增加S量，则切削性得以提高，但招致冷加工性的下降。于是，重要的是与含有相同量的S的钢相比，确保更好的冷加工性。

图2A及图2B就抑制渗碳淬火时的粗大晶粒的发生的钉扎特性良好的表面硬化钢，示出了切削性与冷加工性的关系。这里，在图2A中，在相当于SCr420的钢中使S量变化。此外，在图2B中，在相当于SCr420的钢中添加了Mo的、从而相当于SCM420的钢中使S量变化。在本发明中，能够维持良好的钉扎特性（粗大晶粒发生温度超过1000℃），同时使热锻性或冷锻性（极限压缩率）和切削性（钻头切削性VL₁₀₀₀）得以兼顾。在图2A及图2B中，越是位于右上方的钢，切削性和冷加工性的平衡越优良，该平衡根据钢种（特别是提高淬透性的元素的量）而变化。

以下，对本发明的一实施方式的表面硬化钢进行详细的说明。首先，对成分进行说明。以下将组成中的质量%（化学成分的量）仅记载为%。

[C]

C是提高钢的强度的元素。为了确保充分的抗拉强度，C量必须在0.1%以上，优选为0.15%以上。另一方面，如果C量超过0.5%，则冷加工性因显著的硬化而劣化，因此C量必须在0.5%以下。此外，为了在渗碳后确保芯部的韧性，优选C量为0.4%以下，更优选为0.3%以下。

[Si]

Si是对钢的脱氧有效的元素，Si量必须在0.01%以上。此外，Si是强化钢、提高淬透性的元素，优选Si量为0.02%以上。另外，Si是对增加晶界强度有效的元素，而且在轴承部件及转动部件中，可抑制转动疲劳过程中的组织变化及材质劣化，因而是对高寿命化有效的元素。因此，在指向高强度化的情况下，更优选Si量为0.1%以上。特别是，为了提高转动疲劳强度，优选Si量为0.2%以上。

另一方面，如果Si量超过1.5%，则冷锻等冷加工性因硬化而劣化，因而Si量必须在1.5%以下。此外，为了提高冷加工性，优选Si量为0.5%以下。特别是，在重视冷锻性时，优选Si量为0.25%以下。

[Mn]

Mn是对钢的脱氧有效的，是提高钢的强度及淬透性的元素，Mn量需要在0.3%以上。另一方面，如果Mn量超过1.8%，则冷锻性因硬度的上升而劣化，因而需要在1.8%以下。Mn量的合适范围是0.5～1.2%。再有，在重视冷锻性时，优选使Mn量在0.75%以下。此外，Mn是提高淬透性的元素，但在生成硫化物方面是与S一同在钢中生成MnS的元素。关于Mn，具有在淬透性方面提高贝氏体分数，从而使钢***的效果，在加工方面使冷锻性或切削性降低。因此，在生成硫化物方面，如果Mn量高，从而S量[S]与Mn量[Mn]之比率即[Mn]/[S]增大，则容易产生粗大的MnS。特别是，为了降低贝氏体分数，从而充分确保冷锻性，优选Mn量为1.0%以下，优选[Mn]/[S]为100以下。再有，[Mn]/[S]也可以为2以上。

[S]

S是在钢中形成MnS，提高切削性的元素。为提高切削性，S量必须在0.001%以上，优选为0.01%以上。另一方面，如果S量超过0.15%，则因晶界偏析而招致晶界脆化，因此S量必须在0.15%以下。此外，如果考虑到是高强度部件，则S量优选为0.05%以下。另外，在考虑强度或冷加工性以及它们的稳定性时，更优选使S量在0.03%以下。

再有，以往在轴承部件及转动部件中，由于MnS使转动疲劳寿命劣化，因而认为需要降低S。可是，本发明人发现：S量对提高切削性有较大影响，硫化物的形状对提高冷加工性有较大影响。在本实施方式中，通过添加Ti或Nb、控制凝固时的冷却速度（凝固冷却速度）及均热时的加热来控制硫化物的形状。Ti与Mn生成复合硫化物，该复合硫化物不像单独的MnS那样延伸。此外，如果凝固冷却速度低，则在凝固结束前的液相中产生粗大的MnS。另外，均热时的加热对于生成这些复合硫化物，或微细地生成从固溶Mn和S析出的MnS是重要的。在低温时，因不充分生成MnS而生成FeS等，使钢脆化，而且不能确保必要的MnS量。因此，S量优选为0.01%以上。在重视切削性时，更优选使S量在0.02%以上。

[Cr]

Cr是提高钢的强度及淬透性的有效的元素，Cr量必须在0.4%以上。另外，在轴承部件及转动部件中，Cr使渗碳后的表层的残留γ量增大，对于通过抑制转动疲劳过程中的组织变化及材质劣化实现高寿命化是有效的。因此，Cr量优选为0.7%以上，更优选为1.0%以上。另一方面，如果在钢中添加超过2.0%的Cr，则冷加工性因硬度上升而劣化，因此，Cr量必须在2.0%以下。为提高冷锻性，优选使Cr量在1.5%以下。

[Ti]

Ti是在钢中生成碳化物、碳硫化物、氮化物等析出物的元素。为了利用微细的TiC、TiCS防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，Ti量必须在0.05%以上，优选为0.1%以上。另一方面，如果在钢中添加超过0.2%的Ti，则冷加工性因析出硬化而显著劣化，因此Ti量必须在0.2%以下。此外，为了通过抑制TiN的析出而提高转动疲劳特性，优选使Ti量在0.15%以下。另外，通过添加Ti，能够使MnS的析出物微细化。

[Al]

Al是脱氧剂，Al量优选为0.005%以上，但也并不限定于此。另一方面，如果Al量超过0.2%，则AlN通过热加工的加热也不固溶而残存在钢中。因此，粗大的AlN作为Ti或Nb的析出物的析出核起作用，阻碍微细的析出物的生成。因此，为了防止渗碳淬火时的晶粒的粗大化，Al量必须在0.2%以下。只要Al量在0.05%以下的范围，正火或渗碳淬火时的热处理特性就与以往钢没有大的变化，因此，实用上优选Al量为0.05%以下。另一方面，Al还具有提高切削性的效果，因此在要求更高的切削性的情况下，Al量优选为0.03%以上。在考虑到热处理特性和切削性的平衡时，Al量优选为0.15%以下。

如果在热加工的加热时残留粗大的AlN，则与TiN同样，该粗大的AlN阻碍作为钉扎粒子作用的微细的析出物的生成。因此，对表面硬化钢中所含的AlN的析出量进行限制在现实上是有效的。如果AlN的析出量过剩，则在渗碳淬火时容易产生粗大的晶粒，因此优选将表面硬化钢的AlN的析出量限制在0.01%以下，更优选限制在0.005%以下。

对于抑制表面硬化钢的AlN的析出量，提高热加工的加热温度、从而促进固溶是有效的。AlN固溶在钢中的温度比TiN低，因此与TiN相比，在热轧的加热时容易使AlN固溶。在本实施方式中，限制表面硬化钢的N量，因此如果将钢加热到使AlN固溶的温度，则Ti系析出物、Nb系析出物也能够固溶。

具体地说，通过在铸坯阶段等极初期的阶段的热处理中将钢充分加热而使AlN固溶，能够抑制接着进行的轧制、锻造及渗碳中的AlN的恶劣影响。因此，在从铸坯制造钢坯等的阶段，将钢充分加热保持在1250℃以上。优选本温度（保持温度）更高，优选在超过1250℃的温度下对钢进行加热保持。如果该保持温度超过1350℃，则使耐火材料等加热炉的材料显著损伤，因此保持温度必须在1320℃以下。

另外，在轧制后的热加工中或其后的冷却时，AlN的析出及生长的速度与Ti系析出物及Nb系析出物相比比较慢。因此，通过在热加工的加热时防止残留AlN，能够减少表面硬化钢所含的AlN的析出量，通过利用微细的Ti系析出物及Nb系析出物，能够防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生。

再有，AlN的析出量能够通过对提取的钢残渣进行化学分析来测定。提取残渣可通过用溴甲醇溶液溶解钢，用0.2μm的过滤器过滤该溶液来采集。再有，即使采用0.2μm的过滤器，由于在过滤的过程中发生析出物堵塞过滤器，所以也可提取0.2μm以下的微细的析出物。

[N]

N是生成氮化物的元素。为了抑制粗大的TiN或AlN的生成，将N量限制在0.0050%以下。这是因为粗大的TiN或AlN作为以TiC、TiCS为主体的Ti系析出物、以NbC为主体的Nb系析出物等的析出核作用，阻碍微细的析出物的分散。因此，该N量优选为0.0040%以下，更优选为0.0035%以下。该N量的下限不需要特别的限制，可以为0%。

[P]

P是杂质，是提高冷加工时的变形阻力，并使韧性劣化的元素。如果在钢中过剩地含有P，则使冷锻性劣化，因此必须将P量限制在0.025%以下。此外，为了抑制晶界的脆化，提高疲劳强度，优选使P量在0.015%以下。该P量的下限不需要特别的限制，可以为0%。

[O]

O是杂质，在钢中形成氧化物系夹杂物，损害加工性，因而将O量限制在0.0025%以下。此外，由于本实施方式的表面硬化钢含有Ti，因此生成含有Ti的氧化物系夹杂物，以其作为析出核析出TiC。如果氧化物系夹杂物增加，则有时在热加工时抑制微细的TiC的生成。因此，为了使以TiC、TiCS为主体的Ti系析出物微细地分散，在渗碳淬火时抑制晶粒的粗大化，优选将O量限制在0.0020%以下。另外，在轴承部件及转动部件中，有时以氧化物系夹杂物为起点而产生转动疲劳破坏。因此，在将表面硬化钢用于轴承部件或转动部件时，为了提高转动寿命，更优选将O量限制在0.0012%以下。该O量的下限不需要特别的限制，可以为0%。

再有，含有上述基本的化学成分（基本元素），剩余部分包括Fe及不可避免的杂质的化学组成为本发明的基本组成。但是，除了该基本组成以外（取代剩余Fe的一部分），在本发明中也可以再根据需要含有以下的元素（选择元素）。再有，即使这些选择元素不可避免地混入钢中，也不损害本实施方式中的效果。

[Nb]

除了上述基本元素以外，为了抑制渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，优选添加与Ti同样生成碳氮化物的Nb。

Nb与Ti同样是与钢中的C、N结合而生成碳氮化物的元素。通过添加Nb，Ti系析出物导致的产生粗大晶粒的抑制效果更加显著。即使Nb的添加量为微量，与不添加Nb的情况相比，对于防止粗大晶粒也是非常有效的。这是因为Nb固溶于Ti系析出物中，抑制Ti系析出物的粗大化。为在渗碳淬火的加热时抑制粗大晶粒的发生，优选Nb量为0.005%以上，但也并不局限于此。另一方面，如果在钢中添加0.04%以上的过剩的Nb，则有时在热加工时使钢脆化，容易成为缺陷的原因，在冷加工中因钢硬化而使冷锻性、切削性或渗碳特性劣化。因此，Nb量优选低于0.04%。在重视冷锻性等冷加工性及切削性时，更优选Nb量低于0.03%。此外，在除了加工性以外还重视渗碳性时，Nb量优选低于0.02%。

另外，已知Nb即使微量也影响热延性，在用于齿轮的钢中，热延性对Nb量更加敏感。因此，在Ti系析出物或显微组织的控制中添加Nb是有效的，但从轧制或热锻等热加工中的延性的观点出发，也要注意Nb的添加。这样，由于添加0.005%以上的Nb就可发现Nb的添加效果，因此应避免添加超过0.04%的过剩的Nb。再有，在降低合金成本的情况下，不需要有意在钢中添加Nb，Nb的下限为0%。

此外，为了谋求粗大晶粒防止特性（钉扎特性）和加工性的兼顾，优选对Nb量[Nb]和Ti量[Ti]的合计进行调整，[Ti]＋[Nb]的合适范围是0.07%以上且低于0.17%。特别是，在实施了高温渗碳或冷锻的部件中，[Ti]＋[Nb]的更优选的范围是超过0.09%且低于0.17%。

另外，为了提高钢的强度或淬透性，也可以添加Mo、Ni、V、B中的1种以上。

[Mo]

Mo是提高钢的强度或淬透性的元素，也可以根据需要在钢中添加。Mo对于使渗碳部件的表层的残留γ的量增大，进而通过抑制转动疲劳过程中的组织变化及材质变化来谋求高寿命化也是有效的。可是，如果在钢中添加超过1.5%的Mo，则有时因硬度的上升而使切削性及冷锻性劣化。因此，优选使Mo量在1.5%以下。Mo是高价元素，因此从制造成本的观点出发，优选使Mo量在0.5%以下。这样，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加Mo，Mo的下限为0%。此外，在有效利用添加Mo的情况下，Mo量优选为0.05%以上，更优选为0.1%以上。

[Ni]

Ni与Mo同样，是对提高钢的强度及淬透性有效的元素，也可以根据需要在钢中添加。可是，如果在钢中添加超过3.5%的Ni，则有时因硬度的上升而使切削性及冷锻性劣化，因此优选使Ni量在3.5%以下。Ni也是高价元素，因此从制造成本的观点出发，Ni量优选为2.0%以下，更优选为1.0%以下。这样，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加Ni，Ni的下限为0%。此外，在有效利用添加Ni的情况下，Ni量优选为0.1%以上，更优选为0.2%以上。

[V]

V是如果固溶在钢中就可提高强度及淬透性的元素，也可以根据需在钢中添加。如果V量超过0.5%，则有时因硬度的上升而使切削性及冷锻性劣化，因此V量优选为0.5%以下，更优选为0.2%以下。为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加V，V的下限为0%。此外，在有效利用添加V的情况下，V量优选为0.05%以上，更优选为0.1%以上。

[B]

B是添加微量就可提高钢的淬透性的有效元素，也可以根据需要在钢中添加。此外，B在热轧后的冷却过程中生成硼铁碳化物，使铁素体的生长速度提高，促进软质化。另外，B对于提高渗碳部件的晶界强度、疲劳强度及冲击强度也是有效的。可是，如果在钢中添加超过0.005%的B，则上述效果达到饱和，有时使冲击强度劣化，因此B量优选为0.005%以下，更优选为0.003%以下。为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加B，B的下限为0%。

此外，为了脱氧及控制硫化物的形态，也可以添加Ca、Mg、Zr中的1种以上。

[Ca]

Ca是在钢中生成氧化物的脱氧元素，也可以根据需要在钢中添加。一般地说，Al脱氧在钢中形成的氧化物为Al₂O₃，而Al₂O₃是硬质的，因而有使切削性下降的弊病。可是，如果添加Ca，则基本的氧化物即Al₂O₃与Ca生成Al-Ca系复合氧化物，能够稍微使钢软质化。因此，能够对Al脱氧导致的切削性下降进行抑制。此外，即使在炼钢阶段也能够抑制Al₂O₃在耐火材料上的附着，能够抑制水口堵塞等弊病。

另外，Ca通过与MnS生成复合硫化物，使MnS稍微硬化，因此在轧制或锻造时能够抑制MnS的延伸，在冷锻时能够抑制以硫化物为起点的裂纹。但是，如果在钢中太过剩地添加Ca，则大量生成CaS，钢变得硬质，从而损害切削性。这样，Ca对于作为熔损对策的氧化物控制和作为锻造裂纹对策的硫化物控制这两方面都是有效的元素。为了得到添加Ca的这些效果，Ca量优选为0.0003%以上，更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。此外，从切削性的观点出发，Ca量优选为0.005%以下，更优选为0.003%以下，进一步优选为0.002%以下。再有，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加Ca，Ca量的下限为0%。

Al量[Al]与该Ca量[Ca]之比率也是重要的。如果表示该比率的[Al]/[Ca]过小，则利用Al的脱氧不足，作为氧化物消耗掉Ca。在此种情况下，Ca相对于硫化物控制的效果不足。相反，如果[Al]/[Ca]过大，则Ca相对于氧化物控制的效果不足。因此，在钢中添加Ca的情况下，[Al]/[Ca]的范围优选为1～100以下，更优选为6～100以下。

[Mg]及[Zr]

Mg及Zr是生成氧化物及硫化物的元素，也可以根据需要添加在钢中。这些Mg及Zr可控制MnS的变形能，从而可控制热加工导致的MnS的延伸。特别是，Mg及Zr即使在钢中微量含有也可表现出显著的效果。再有，为了使钢中的Mg及Zr的量稳定，优选考虑含有Mg或Zr的耐火材料而控制Mg量或Zr量。

Mg是生成氧化物及硫化物的元素。通过在钢中含有Mg，生成MgS或与Mn的复合硫化物（Mn、Mg）S等，能够抑制MnS的延伸。微量的Mg对于控制MnS的形态是有效的，在通过将Mg添加于钢中而提高加工性时，Mg量优选为0.0002%以上。此外，Mg的氧化物微细地分散，作为MnS等硫化物的生成核发挥作用。在利用Mg的氧化物而抑制粗大的硫化物的生成时，Mg量优选为0.0003%以上。另外，如果在钢中添加Mg，则硫化物稍微变得硬质，不易因热加工而延伸。在以提高切削性、不损害冷加工性的方式控制硫化物的形状时，Mn量优选为0.0005%以上。再有，热锻具有使微细的硫化物均匀分散的效果，对于提高冷加工性是有效的。再有，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加Mg，Mg量的下限为0%。

另一方面，Mg的氧化物容易上浮到钢水上，因而成品率低，从制造成本的观点出发，Mg量优选为0.003%以下。此外，如果过剩地添加Mg，则在钢水中生成大量的氧化物，有时引起在耐火材料上的附着或堵塞水口等炼钢上的故障。因此，Mg量更优选为0.001%以下。

Zr是除了氧化物、硫化物以外还生成氮化物的元素。如果在钢水中添加微量的Zr，就在钢水中与Ti复合，生成微细的氧化物、硫化物及氮化物。因此，添加Zr对于控制夹杂物及析出物是非常有效的。在通过将Zr添加于钢中，控制夹杂物的形态，从而提高加工性时，Zr量优选为0.0002%以上。此外，含有Zr及Ti的氧化物、硫化物、氮化物在凝固时作为MnS的析出核发挥作用。在这些含有Zr及Ti的氧化物、硫化物、氮化物的周围析出的MnS中溶入Zr及Ti，从而使变形能下降。因此，在通过添加Zr抑制MnS的变形，防止因热加工使MnS延伸时，Zr量优选为0.0003%以上。另一方面，Zr是高价元素，从制造成本的观点出发，Zr量优选为0.005%以下，更优选为0.003%以下。再有，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加Zr，Zr量的下限为0%。

如上所述，本实施方式的表面硬化钢具有如下的化学组成：含有上述基本元素、剩余部分包括Fe及不可避免的杂质，或含有上述基本元素和选自上述选择元素中的至少1种、剩余部分包括Fe及不可避免的杂质。

[硫化物]

MnS对于提高切削性是有用的，因此需要确保其个数密度。另一方面，延伸的粗大的MnS损害冷加工性，因此需要控制其尺寸及形状。本发明人对S含量、MnS的尺寸及形状等有关硫化物的特征点与切削性及冷加工性等加工性之间的关系进行了研究。结果得知：如果用光学显微镜观察得到的MnS的平均当量圆直径超过5μm，则该MnS成为在冷加工时产生裂纹的起点。MnS的平均当量圆直径为具有与MnS的面积相等的面积的圆的直径，可通过图像分析来求出。

接着，本发明人对硫化物的分布的影响进行了研究。用扫描型电子显微镜观察了直径为30mm的热轧材料中的MnS等硫化物，对尺寸、纵横尺寸比及个数密度等硫化物的特征点与冷加工性及切削性等加工性之间的关系进行了整理。硫化物的观察在与轧制方向平行的断面的1/2半径部（热轧材料的表面与中心之间的部分）上进行。10个视场观察50μm×50μm的面积，求出存在于视场中的硫化物系夹杂物的平均当量圆直径、纵横尺寸比及个数。再有，通过附属于扫描电子显微镜的能量分散型X射线分析，确认夹杂物为硫化物。

测量平均当量圆直径超过5μm的硫化物的个数，用测定面积相除，便求出个数密度d。这些硫化物如果微细地分散，则能够在渗碳时作为奥氏体晶粒生长时的钉扎粒子发挥作用。因此，如果当量圆直径为5μm以上的比较大的硫化物的个数密度小，则意味着微细的硫化物多，能够兼顾对于锻造、切削等的加工性与渗碳特性及疲劳特性。该硫化物的个数密度d（个/mm²）（每1mm²中当量圆直径超过5μm的硫化物的个数）受S量的影响，因此为了兼顾切削性和冷加工性，从有关硫化物的个数密度d与S量[S]的关系的各种实验得知：硫化物的个数密度d（个/mm²）必须满足下述实验式（2）。

d≤500[S]＋1（2）

（式中，[S]表示S的含量（质量%））

此外，关于MnS及Mn和Ti的复合硫化物，在锻造中的变形时及作为部件的使用时以及渗碳后的疲劳时施加负荷的区域中的最大尺寸的硫化物作为破坏的起点起作用。该倾向受S量的影响，S量高者，最大的硫化物的尺寸增大。关于该最大的硫化物，不仅应考虑Ti系硫化物，还应考虑含有Ti含量低的Mn系硫化物（MnS）。

本发明人对S量与最大硫化物尺寸之间的关系进行了各种实验，结果确认，在要观察的硫化物的最大当量圆直径D（μm）满足下述式（3）的情况下，与同一S量的钢相比，能够得到良好的锻造性（热锻、冷锻），而且能够得到良好的疲劳特性。

D≤250[S]＋10（3）

（式中，[S]表示S的含量（质量%））

在本实施方式中，能够通过从铸造阶段的成分设计而控制硫化物的尺寸，使该硫化物的最大当量圆直径D（μm）满足上述式（3）。

如果D（μm）超过250[S]＋10，则锻造性以及疲劳特性下降，有时只能发挥与含有同一量的S的以往钢同等的性能，因此，D（μm）的上限优选为250[S]＋10。

[Ti系析出物]

另外，如果粗大的Ti系析出物存在于钢中，则作为接触疲劳破坏的起点发挥作用，有时使疲劳特性劣化。接触疲劳强度为渗碳部件的要求特性，为转动疲劳特性或面疲劳强度。为了提高接触疲劳强度，优选观察的Ti系析出物的最大当量圆直径（最大直径）低于40μm。

接着，对本实施方式的表面硬化钢的组织进行说明。

[贝氏体]

优选将表面硬化钢的贝氏体的组织分数限制在30%以下。这是因为，为了防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，优选在晶界生成微细的析出物。也就是说，如果热加工后的冷却时生成的贝氏体的组织分数超过30%，则难以使Ti系析出物及Nb系析出物在相界面析出。此外，对于改善冷加工性或切削性，将贝氏体的组织分数抑制在30%以下也是有效的。此外，在高温渗碳等对于防止粗大晶粒条件苛刻的情况下，优选将贝氏体的组织分数限制在20%以下，更优选限制在10%以下。另外，在冷锻后进行高温渗碳等时，优选将贝氏体的组织分数限制在5%以下。

[铁素体晶粒]

如果表面硬化钢的铁素体晶粒过度地微细，则在渗碳淬火时容易发生粗大晶粒。这是因为在渗碳淬火时奥氏体晶粒过度地粗大化。特别是，如果铁素体的粒度号码超过JIS G0551（2005）中规定的11，则容易发生粗大晶粒。另一方面，如果表面硬化钢的铁素体的粒度号码低于JISG0551中规定的8，则延性下降，有时损害冷加工性。因此，表面硬化钢的铁素体的粒度号码优选在JIS G0551中规定的8～11的范围内。如果S量增加，则硫化物增多，以该硫化物为核而生成的铁素体晶粒的数量增加，因而有铁素体晶粒变得微细的倾向。

[制造方法/凝固冷却速度]

接着，对本发明的一实施方式的表面硬化钢的制造方法进行说明。

通过采用转炉、电炉等的通常的方法熔炼钢，进行成分调整，经过铸造工序、根据需要进行的开坯轧制工序而得到钢材。对钢材实施热加工即热轧或热锻，以制造线材或棒钢。

钢材中的硫化物多在凝固前（钢水中）或凝固时结晶，硫化物的大小严重受到凝固时的冷却速度的影响。在本实施方式中，着眼于凝固前的热过程对硫化物的生成及生长的影响，采用与以往不同的制造方法。也就是说，为了防止硫化物的粗大化，控制凝固时的冷却速度是重要的。凝固时的冷却速度定义为：在图3所示的铸坯1的铸坯截面2上，在铸坯宽度W的中心线上（W/2），从铸坯表面3到铸坯厚度T的中心线的距离的1/2部（用涂黑的圆圈表示的位置，也就是说，相对于铸坯厚度T的方向距表面T/4的位置X）上的冷却速度。

为了控制以MnS或TiS为主成分的硫化物的生成，最好对凝固冷却速度（平均凝固冷却速度）的范围进行控制。具体地说，为了抑制硫化物的粗大化，凝固时的冷却速度必须在12℃/min以上，优选为15℃/min以上。再有，凝固时的冷却速度如上所述，能够通过2次枝晶臂间距来确认。在冷却速度低于12℃/min时，以因凝固过慢而结晶的MnS或TiS为主成分的硫化物粗大化，难以使这些硫化物微细地分散。另一方面，在冷却速度超过100℃/min时，以微细的MnS为主成分的硫化物的个数密度饱和，铸坯的硬度上升，有可能产生裂纹。因此，铸造时的冷却速度必须为12～100℃/min。此外，为了更切实地防止铸坯裂纹，铸造时的冷却速度优选为50℃/min以下，更优选为20℃/min以下。

这样的冷却速度可通过将铸模截面的尺寸、铸入速度等控制为适当值来得到。此外，这样的冷却控制在连续铸造法、铸锭法中都适用。

再有，可以认为MnS在钢的凝固点附近于液相中结晶，因此MnS的尺寸随着冷却速度的加快而减小，随着冷却速度的减慢而增大。因此，在本实施方式中，与以往的连续铸造机的冷却条件及以往的批量型铸锭的制造方法相比，以非常快的冷却速度使钢水凝固，将MnS的尺寸抑制在较小的水平。

图6中示出了在铸入试验中一边考虑以往的连续铸造或批量型铸锭的铸造时的铸造条件与冷却速度之间的关系、一边通过调整铸模尺寸或冷却条件等铸造条件来控制冷却速度时，铸坯内的平均冷却速度与MnS的平均面积之间的关系的一个例子。如该图6所示，如果加快铸坯的平均冷却速度，则能够减小MnS的平均面积（即平均当量圆直径）。

这里，为了提高凝固时的冷却速度，作为单纯的方法可以采用减小铸模尺寸的方法，但在此方法中难以维持制品品质。也就是说，在铸模尺寸小的情况下，由于从铸坯到制品轧制材料（棒钢）的轧制的压下比减小，因而难以得到通过轧制压接气泡缺陷或使偏析均质化等高品质化的效果，容易在制品（表面硬化钢）中残留许多缺陷或偏析。因此，在此种情况下，缺陷或偏析导致的不均质部作为破坏的起点而起作用，或者在淬透性方面产生偏差，因而表面硬化钢的品质有时劣化。

直接对铸坯进行再加热，通过进行热加工而制造表面硬化钢，或对通过开坯工序从铸坯得到的钢进行再加热，进行热加工，以制造表面硬化钢。一般地说，通过开坯轧制将铸坯成形成钢坯，在冷却到室温后进行再加热，从而制造出表面硬化钢。另外，在齿轮等部件的制造中，有时也施加热锻。

[制造方法/均热-轧制-锻造]

在凝固完成后，为了缓和铸坯中的合金元素的浓化部，尽量在高温下保持铸坯，以能使P、Mn等脆化元素均匀地扩散。因此，在铸造后将铸坯的温度维持在600℃以上，直接将铸坯***开坯轧制时的加热炉，另外在开坯轧制中在1200℃以上的高温下将该铸坯保持20分钟以上，以促进P、Mn及S的扩散。另外，该加热及保持还具有使Ti、Nb系析出物固溶的效果。

在采用凝固后一下子冷却到室温的铸坯或铸锭的情况下，优选通过再加热到1250～1320℃，并保持3分钟以上，使P、Mn、Cr等合金元素充分扩散，同时使在凝固过程中析出的Ti、Nb系碳化物固溶在钢中。如前所述，均热时的加热对于生成Ti、Mn等的复合硫化物，或者微细地生成从固溶Mn和S中析出的MnS是重要的。这些硫化物在低温下不充分生成，因而生成FeS等而使钢脆化，而且不能确保必要的MnS量。因此，上述温度（保持温度）必须在1250℃以上。另一方面，如果保持温度超过1320℃，则工业加热炉的耐火材料的损伤严重，难以进行稳定的热处理，因此保持温度必须在1320℃以下。

为了能进行上述化合物的充分固溶，保持时间（均热时间）在到达上述温度后需要在3分钟以上，优选为10分钟以上。特别是，为了能够稳定地发挥上述效果，工业上更优选保持时间为20分钟以上。另外，在大量含有合金元素的情况下或需要高温下的固溶的情况下，保持时间优选尽量地长。可是，如果保持时间超过180分钟，则材料表面的损伤增大，同时耐火材料的损伤也增大，因此保持时间必须在180分钟以下，工业上优选为120分钟以下。

另外，即使在将钢坯轧制到制品直径的所谓制品轧制（热加工、热轧）中，如果加热温度低于1150℃，则不能使Ti系析出物、Nb系析出物及AlN在钢中固溶，粗大的Ti系析出物、Nb系析出物及AlN残存在钢中。为了使微细的Ti系析出物及Nb系析出物分散在热加工后的表面硬化钢中，以抑制渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，必须使加热温度在1150℃以上。优选的加热温度的下限为1180℃。如果加热温度超过1320℃，则工业加热炉的耐火材料的损伤严重，难以进行稳定的热处理，因此，加热温度必须在1320℃以下。如果考虑到加热炉的负荷，优选该加热温度为1300℃以下。为了均匀地保持钢材的温度，使析出物固溶在钢中，优选使制品轧制中的保持时间在10分钟以上。从生产率的观点出发，该保持时间优选为60分钟以下。

如果热加工的精加工温度低于840℃，则铁素体的晶粒变得微细，在渗碳淬火时容易发生粗大晶粒。如果该精加工温度超过1000℃，则因钢硬化而使冷加工性劣化。因此，将热加工的精加工温度控制在840～1000℃。再有，精加工温度的优选范围是900～970℃，更优选的范围是920～950℃。

热加工后的冷却条件对于使Ti系析出物及Nb系析出物微细地分散是重要的。可促进Ti系析出物、Nb系析出物的析出的温度范围是500～800℃。因此，以1℃/秒以下的平均冷却速度对从800℃到500℃的温度范围进行缓冷，从而促进Ti系析出物、Nb系析出物的生成。如果该平均冷却速度超过1℃/秒，则钢通过Ti系析出物、Nb系析出物的析出温度区的时间缩短，微细的析出物的量并不充分。此外，如果平均冷却速度加快，则贝氏体的组织分数增大。此外，如果平均冷却速度快，则表面硬化钢硬化，使冷加工性劣化，因此，平均冷却速度优选为0.7℃/秒以下。再有，作为降低平均冷却速度的方法，可列举出在轧制线的后方（下游）设置保温盖或带热源的保温盖，由此进行缓冷的方法。

再有，作为参考，图7中示出了本实施方式的表面硬化钢的制造方法的一个例子的流程图。

[渗碳]

接着，对本发明的一实施方式的渗碳部件的制造方法（表面硬化钢的应用方法）进行说明。

上述实施方式的表面硬化钢对于通过冷锻工序制造的部件、通过热锻工序制造的部件均可适用。作为热锻工序，例如可列举出棒钢-热锻-根据需要进行的正火等热处理-切削-渗碳淬火-根据需要进行的磨削或研磨这样的工序。采用上述实施方式的表面硬化钢，通过例如在1150℃以上的加热温度下进行热锻，然后根据需要进行正火处理，即使实施950～1090℃的温度区的高温渗碳，也能够抑制粗大晶粒的发生。例如，在轴承部件、转动部件的情况下，即使进行高温渗碳，也可得到优良的转动疲劳特性。

渗碳淬火的条件没有特别的限定，但在轴承部件及转动部件中，在指向高的转动疲劳寿命的情况下，优选将碳势设定在0.8～1.3%。此外，在渗碳后的扩散处理的过程中进行渗氮的渗碳渗氮处理对于转动疲劳寿命也是有效的。在此种情况下，部件表面的氮浓度（氮势）为0.2～0.6%的范围的条件是合适的。关于Si和Cr的添加、以及根据需要的Mo的添加对轴承部件或转动部件在转动疲劳过程中的组织变化及材质劣化的抑制效果，在渗碳后的部件表层上的残留奥氏体（残留γ）为30～40%时特别大。为了将部件表层的残留γ量控制在30～40%的范围，进行渗碳渗氮处理是有效的。此时，优选以部件表层的氮浓度达到0.2～0.6%的范围的方式进行渗碳渗氮处理。通过选择这些渗碳渗氮条件，在渗碳层大量析出微细的Ti（C、N），转动寿命得以提高。

实施例

以下，基于实施例对本发明进行详细的说明。

用真空熔炼炉熔炼具有表1～3所示的组成的钢，除No.54～56以外，以12～20℃/min的平均凝固冷却速度进行铸造。表1～3中的化学成分的空栏意味着不是有意添加化学成分，下划线意味着没有满足本发明的化学成分的条件。再有，这些表1～3所示的化学成分的剩余部分包括铁和不可避免的杂质。铸坯的凝固冷却速度基于预先对铸造各种尺寸的铸坯时的冷却条件与凝固冷却速度的关系进行整理得出的数据进行调整。实际的铸坯的凝固冷却速度通过2次枝晶臂间距确认在12～20℃/min的范围内。图3中示出了其确认位置。对一部分铸坯根据需要实施了开坯轧制。

表4～6中示出了钢中的硫化物的最大当量圆直径（最大尺寸、最大直径）D、超过0.5μm的硫化物密度（个数密度）d及Ti系析出物的最大当量圆直径（最大尺寸、最大直径）。这里，表4～6中的下划线意味着没有满足本发明的硫化物密度d的条件。用极值统计法对Ti系析出物的最大当量圆直径及硫化物的最大当量圆直径D进行了预测。也就是说，按以下方法求出Ti系析出物的最大直径和硫化物的粒径分布及最大直径。用光学显微镜观察了钢的金属组织，从组织中的对比度判别了析出物。再有，采用扫描型电子显微镜和能量分散型X射线光谱分析装置（EDS）对析出物进行了鉴定。从后述的试验片的包含长度方向的断面制作了10个长10mm×宽10mm的研磨试验片，用光学显微镜以100倍对这些研磨试验片的规定位置进行照相摄影，将0.9mm²的检查基准面积（区域）的图像准备10个视场。检测该观察视场（图像）中的硫化物的粒径分布及最大直径和Ti系析出物的最大直径。将这些尺寸（直径）换算成表示具有与析出物的面积相同的面积的圆的直径的当量圆直径。

表4

表5

表6

接着，进行热加工，制造直径为24～30mm的棒钢。对棒钢进行显微观察，测定贝氏体分数和根据JIS G0551的规定的铁素体粒度号码。另外，按照JIS Z2244（2003）测定维氏硬度，将其作为冷加工性或切削性的指标。表7～9中示出了热加工的加热温度、精加工温度、平均冷却速度、贝氏体分数、铁素体的粒度号码、维氏硬度等。再有，平均冷却速度为500～800℃的范围的冷却速度，从由800℃到500℃的冷却所需的时间来求出。这里，表7～9中的下划线意味着没有满足本发明的制造条件。

通过镦锻试验进行了热锻性及冷锻性。为了评价热锻性，在将图4所示的底面为Φ30mm、高为45mm的试验片4加热到1250℃后进行镦锻，测定了发生裂纹的压缩率（极限压缩率）。再有，图4中的点划线表示（a）和（b）所共通的中心线。为了评价冷锻性，在对钢实施了球状化退火后，采集尺寸如图5所示的带槽试验片5，进行镦锻试验，测定了直到发生裂纹的极限压缩率。对各种压缩率，采用10个试验片求出发生裂纹的概率，将该概率为50%时的压缩率定为极限压缩率。该极限压缩率越高，评价为锻造性越好。本试验方法是接近冷锻的评价方法，但也能够用作表示硫化物对热锻中的锻造性的影响的指标。

关于切削性，通过进行求出直到钻头折损的寿命的试验而进行了评价。在事前的热处理中，假设热锻而将钢加热到1250℃，以规定的冷却速度进行冷却。在该切削性的评价中，采用直径为3mm的高速钢直柄钻头和水溶性切削油，在进给量为0.25mm、孔深为9mm、钻头突出量为35mm的条件下进行了穿孔。在10～70m/min的范围内恒定地控制钻头的圆周速度，对钢进行穿孔，测定直到钻头折损的累计孔深。这里，累计孔深为1个孔的深度和通过穿孔形成的孔的个数之积。使钻头的圆周速度变化而进行了同样的测定。在累计孔深超过1000mm的钻头的圆周速度中，求出钻头的圆周速度的最大值作为VL₁₀₀₀。该VL₁₀₀₀越大，工具寿命越好，能够将钢评价为切削性优良的材料。

此外，从加热到假设热锻的1250℃的棒钢采集试验片，在进行了压下率为50%的冷镦锻造后，通过实施模拟渗碳淬火的热处理（称为渗碳模拟），测定试验片的原奥氏体粒径，评价了粗大晶粒防止特性。渗碳模拟是将试验片加热到910～1060℃，保持5小时，然后进行水冷的热处理。原奥氏体粒度按照JIS G0551（2005）来进行测定。

另外，测定原奥氏体粒径，求出发生粗大晶粒的温度（粗大化温度）。再有，以400倍观察10个视场左右的试验片断面，测定原奥氏体粒径，如果即使一个也存在粒度号码为5以下的粗粒，就将该试验片的试验结果判断为发生粗粒，从而决定粗大化温度。渗碳淬火的加热温度通常为930～950℃，因此将粗大化温度为950℃以上的试验片判定为粗大化防止特性差。

接着，进行压下率为50%的冷锻，然后，省略正火工序，采集直径12.2mm的圆柱状的转动疲劳试验片，进行渗碳淬火。在该渗碳淬火中，在碳势为0.8%的气氛中将该试验片加热到950℃，保持5小时，在温度为130℃的油中淬火。另外，在180℃将试验片保持2小时，进行回火。对这些试验片（渗碳淬火材料），按照JIS G0551调查了渗碳层的γ粒度（渗碳层奥氏体粒度号码）。另外，采用点接触型转动疲劳试验机（赫兹最大接触应力为5884MPa）评价了转动疲劳特性。作为疲劳特性的尺度，采用定义为“通过将试验结果绘制在威布尔概率坐标纸上而得到的累积破坏概率为10%时的到疲劳破坏的应力重复次数”的L₁₀寿命。但是，对于在压下率50%时多发生裂纹的材料，没有进行其后的疲劳试验。

表7～9中汇总示出了上述调查结果。关于转动疲劳寿命，将No.48（比较例）的L₁₀寿命定义为1，通过相对于No.48的L₁₀寿命的相对值评价了各材料（各No.）的L₁₀寿命。

在疲劳试验中，在哪个试验时都将渗碳前的正火省略，而且采用能够比较高效率地渗碳的利用高渗碳温度的同一处理条件。因此，在No.1～47（实施例）中，能够高效率地进行渗碳，能够得到良好的疲劳试验结果。另一方面，在No.48～79（比较例）中，有时TiN、Ti系复合硫化物等Ti系析出物、MnS等硫化物的粗大粒子作为破坏起点发挥作用，或伴随着粗大晶粒（原奥氏体的粗晶粒）的发生的应变使试验精度降低，或粗大晶粒（原奥氏体的粗晶粒）本身成为破坏的起点，有时不能得到良好的试验结果。

在实施例（No.1～47）中，晶粒粗大化温度为990℃以上，950℃下渗碳的钢的原γ晶粒也为细整粒，转动疲劳特性与No.48相比也优良。关于冷锻性和切削性，表明No.1～47与相同组成（特别是S量）的比较例相比也优良。

No.48～53（比较例，以往钢）为一般的渗碳用钢即SCr420及相当于SCM420的钢和在这些渗碳用钢中添加了S的钢。为了与No.1～47相比较，在No.48～53中，通过充分加热而确保了与No.1～47相同的均热温度，但一般的均热温度为1150℃左右。另外，在No.48～53中，将热加工的加热温度控制在一般的加热温度即1050℃。

其结果是，与No.48～53相比，可知如图2A及图2B的以往例所示，随着切削性的增加，冷锻性及热锻性下降。

也就是说，在这些No.48～53中，S的影响较大。在钢中的S量少，锻造性、粗大化防止特性或疲劳特性优良的情况下，切削性差，因此，对于需要切削的齿轮等中的用途不得不降低生产率。在为了提高切削性而在钢中添加S的情况下，MnS的尺寸增大，损害锻造性。这样，锻造性和切削性具有这种折衷的关系，难使它们兼顾。

与此相对照，在本发明中，能够使锻造性和切削性得以兼顾。图2A及图2B中示出了其平衡。在图2A中，在含有0.2质量%左右量的C和1质量%左右的Cr的相当于SCr420的钢中使S量变化。此外，在图2B中，在相当于SCr420的钢中添加了0.2%左右的Mo的相当于SCM420的钢中使S量变化。此外，在图2A及图2B中的发明钢中，通过控制铸造时的冷却速度来控制MnS的形状及粒度分布（个数基准），通过在钢（相当于SCr420的钢及相当于SCM420的钢）中添加Ti等而提高了钉扎特性。从这些图2A及图2B得知：本发明钢与以往钢相比在切削性和锻造性两方面都优良。

这里，为了适合渗碳及淬火而设计了相当于SCr420的钢及相当于SCM420的钢，相当于SCM420的钢与相当于SCr420的钢相比淬透性高，因此能够在更大型的部件或更高强度的部件中使用。但是，在该相当于SCM420的钢中，通过添加Mo而提高渗碳淬火前的加工时的硬度，因此与相当于SCr420的钢相比，冷锻性和切削性两者都低。这样，有时冷锻性和切削性的平衡随钢种的变化而变化，还考虑到淬透性，可确保它们的平衡。

在No.54～59（比较例）中，均热温度低于1250℃，硫化物的粗大化进展，在考虑到上述式（2）的情况下，大的硫化物的个数增多。其中，在比较例54～56中，通过在铸模中卷入保温材料等将凝固时的冷却速度控制在0.3℃/min，因此在考虑上述式（3）的情况下，最大硫化物尺寸也大。

这样，在No.54～59中，与具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.2和No.54的比较）相比，因没有适当地控制硫化物的粒径而使锻造性劣化，而且因Ti的固溶也不充分，因而粗大化温度也低。

在No.60～62（比较例）中，Ti添加量少，在渗碳时没有得到充分的钉扎粒子，而且渗碳前的热加工时的加热并不充分，Ti的固溶也不充分，因而粗大化温度降低。

在No.63～65（比较例）中，N量大于0.0050%，Ti容易生成TiN，因而固溶Ti减少，由此作为渗碳时的钉扎粒子的重要的TiCN及TiC等微细析出物的生成量（个数）减少。其结果是，钉扎效应不足，渗碳时的原γ晶粒的粗大化温度下降。此外，在No.63～65中，钢中大量含有N，因而该大量的N成为热轧或热锻时的缺陷的原因。另外，在No.63～65中，与除N量以外具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.1或2和No.63的比较）相比，热锻时的极限压缩率降低。从它们的实用方面出发，N量优选尽量小，优选为0.0040%以下。

No.66～71是0.4%C等级的比较例，但在该No.66～71中，与所述No.54～59同样，均热温度低于1250℃，没有适当地控制硫化物的粒径分布。此外，在No.66～71中，由于Ti的固溶并不充分，因而粗大化温度也低。

在No.72～74（比较例）中，在钢中添加了0.04%以上的Nb。该Nb与Ti同样作为渗碳时的钉扎粒子是有效的，但大量Nb的添加招致热延性的下降，成为热轧或热锻中的缺陷的原因。因此，在No.72～74中，与除Nb量以外具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.24和No.72的比较）相比，热锻时的极限压缩率相当低，冷锻中的极限压缩率也低。

在No.75～77（比较例）中，Ti量小于0.05%，渗碳时没有得到充分的钉扎粒子，因此与除Ti量以外具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.1和No.75的比较）相比，粗大化温度降低。

在No.78（比较例）中，Ti量小于0.05%，渗碳时没有得到充分的钉扎粒子，因而粗大化温度降低。此外，在该No.75中，渗碳前的加热后的冷却速度过快，因此如果与No.1～47相比，则硬度高、切削性低。再有，在No.78中，贝氏体分数超过30%。

在No.79（比较例）中，因Ti量大于0.2%，生成粗大的Ti系析出物而使粗大化温度降低。也就是说，如果Ti量过剩，则在均热处理及热加工时不能使Ti（Ti系析出物）充分固溶在钢中，因而固溶Ti优先在未固溶的粗大的Ti系析出物上析出。因此，没有充分得到渗碳时的钉扎粒子（微细的Ti系析出物），所以粗大化温度降低。此外，在No.79中，生成粗大的Ti系析出物，因此与No.1相比不仅切削性差，而且在疲劳试验中粗大的Ti系析出物作为破坏的起点而起作用，疲劳特性不稳定，从而疲劳寿命也低。

另外，在用真空熔炼炉熔炼了具有表10～13所示的组成的钢后，以表18～21所示的平均凝固冷却速度进行铸造。表10～13中的化学成分的空栏意味着不是有意添加化学成分，下划线意味着没有满足本发明的化学成分的条件。再有，这些表10～13所示的化学成分的剩余部分包括铁和不可避免的杂质。

对上述铸造的钢进行热加工，制造直径24～30mm的棒钢。表18～21中示出了平均凝固速度、热加工的加热温度、精加工温度、平均冷却速度、贝氏体分数、铁素体的粒度号码。这里，表18～21中的下划线意味着没有满足本发明的制造条件。再有，制造条件的评价方法（平均凝固冷却速度的确认方法、平均冷却速度的定义）及组织的评价方法（贝氏体分数、铁素体粒度号码）与在上述的No.1～79的说明中所述的方法相同。

表14～17中示出了钢中的硫化物的最大当量圆直径（最大尺寸、最大直径）D、超过0.5μm的硫化物密度（个数密度）d、AlN的析出量、Ti系析出物的最大当量圆直径（最大尺寸、最大直径）。这里，表14～17中的下划线意味着没有满足本发明的硫化物密度d的条件。再有，硫化物的最大当量圆直径、超过0.5μm的硫化物密度及Ti系析出物的最大当量圆直径的测定方法与在上述的No.1～79的说明中所述的方法相同。此外，通过上述的采用溴甲醇的化学分析测定了AlN的析出量。

此外，表18～21中示出了维氏硬度、极限压缩率、切削性VL₁₀₀₀、渗碳时的粗大化温度、渗碳材的疲劳寿命。对这些钢的特性，利用与在上述的No.1～79的说明中所述的方法相同的测定方法（评价方法）进行了测定（评价）。

如表18～21中所示，在No.101～133（实施例）及No.150～173（实施例）中，能够高效率地进行渗碳，能够得到良好的疲劳试验结果。另一方面，在No.137～146（比较例）、174～197（比较例）中，有时TiN、Ti系复合硫化物等Ti系析出物、MnS等硫化物的粗大粒子作为破坏的起点而起作用，或伴随着粗大晶粒（原奥氏体的粗晶粒）的发生的应变使试验精度降低，或粗大晶粒（原奥氏体的粗晶粒）本身成为破坏的起点，有时不能得到良好的试验结果。

表14

表15

表16

表17

在No.101～133（实施例）及No.150～173（实施例）中，晶粒粗大化温度为990℃以上，950℃下渗碳的钢的原γ晶粒也为细整粒，转动疲劳特性与No.48相比也优良。关于冷锻性和切削性，已经表明在No.101～133及No.150～173中，与相同组成（特别是S量）的比较例相比也优良。再有，在No.101～129中，Ti系析出物的最大当量圆直径为40μm以下，因此与具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.102和No.131的比较）相比，能够更加提高粗大化温度。

在No.137（比较例）中，Ti低于0.05%，因此钉扎效应不足，渗碳时的原γ晶粒的粗大化温度降低。

在No.138及139（比较例）中，均热温度低于1250℃，硫化物的粗大化进展，在考虑上述式（2）的情况下，大的硫化物的个数增多。在No.138及139中，与具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.109和No.138的比较）相比，没有适当地控制硫化物的粒径分布，因而锻造性劣化。

在No.140及141（比较例）中，N量大于0.0050%，在均热处理及热加工时不能够使Ti（Ti系析出物）充分地固溶在钢中，因此作为渗碳时的钉扎粒子重要的微细的析出物的生成量（个数）降低。其结果是，在No.140及141中，钉扎效应不足，渗碳时的原γ晶粒的粗大化温度降低。此外，在No.140及141中，与除N量以外具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.102和No.140的比较）相比，热锻时的极限压缩率低。

在No.142（比较例）中，因Ti量大于0.2%，生成粗大的Ti系析出物而使粗大化温度降低。此外，在该No.142中，由于生成粗大的Ti系析出物，因而与No.102相比，不仅切削性差，而且在疲劳试验中粗大的Ti系析出物作为破坏的起点作用，从而疲劳特性不稳定，还使疲劳寿命降低。

在No.143及144（比较例）中，Nb量为0.04%以上。Nb与Ti同样作为渗碳时的钉扎粒子是有效的，但大量的Nb招致热延性的下降，成为热轧或热锻中的缺陷的原因。因此，在No.143及144中，与除Nb量以外具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.110和No.143的比较）相比，热锻时的极限压缩率相当低，冷锻时的极限压缩率也低。

在No.145（比较例）中，O量超过0.0025%，因此与No.106相比切削性降低。再有，在该No.145中，氧化物生成行为与No.101～133不同，容易发生水口堵塞。

在No.146（比较例）中，Mn量超过1.8%，热加工后的平均冷却速度超过1℃/秒，因此与No.101～133相比，硬度高，切削性低。再有，在No.146中，贝氏体分数超过30%。

在No.174～197（比较例）中，平均凝固速度低于12℃/min，因而超过5μm的硫化物的个数密度d没有满足上述式（2）。因此，在这些No.174～197中，与具有同程度水准的化学组成的实施例的钢（例如No.150和No.174的比较）相比，锻造性及耐疲劳性低。再有，在No.174～197中，硫化物的最大当量圆直径D没有满足上述式（3）。

在No.1～47、101～133、150～173中，在钢中添加Ti、Nb等元素（形成钉扎粒子的元素），渗碳时的粗大化温度高，疲劳特性优良。另一方面，在大多数No.48～79、137～146、174～197中，粗大化温度低，γ晶粒粗大化。另外，在No.1～47、101～133、150～173中，在通过冷锻工序成形的部件的制造中，即使将渗碳前的正火工序省略，也能够进行一边抑制晶粒的异常晶粒生长一边进行渗碳，能够抑制起因于粗大晶粒的疲劳特性的下降，从而能够高效率地制造部件。

如上所述，能够确认No.1～47、101～133、150～173的钢为热锻性或冷锻性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢。

产业上的可利用性

本发明能够提供一种渗碳淬火时（特别是高温渗碳时）的粗大晶粒防止特性、渗碳淬火后的疲劳特性（例如转动疲劳）及锻造性或切削性等加工性（强度特性）优良的表面硬化钢及其制造方法。

符号说明

1铸坯

2铸坯截面

3铸坯表面

4试验片

5带槽试验片

T铸坯厚度

W铸坯宽度

Claims (11)

1.一种表面硬化钢，其特征在于：化学组成以质量%计，含有

C：0.1～0.5%、

Si：0.01～1.5%、

Mn：0.3～1.8%、

S：0.001～0.15%、

Cr：0.4～2.0%、

Ti：0.05～0.2%，

将以下元素限制在：

Al：0.2%以下、

N：0.0050%以下、

P：0.025%以下、

O：0.0025%以下，

剩余部分包括铁和不可避免的杂质；

每1mm²中当量圆直径超过5μm的硫化物的个数d和S含量的质量百分数[S]满足d≤500×[S]＋1。

2.根据权利要求1所述的表面硬化钢，其特征在于：所述化学组成以质量%计，进一步含有选自

Nb：低于0.04%、

Mo：1.5%以下、

Ni：3.5%以下、

V：0.5%以下、

B：0.005%以下、

Ca：0.005%以下、

Mg：0.003%以下、

Zr：0.005%以下中的至少1种。

3.根据权利要求2所述的表面硬化钢，其特征在于：Al的质量百分数[Al]与Ca的质量百分数[Ca]之比率即[Al]/[Ca]为1～100。

4.根据权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于：硫化物的最大当量圆直径D μm和S含量的质量百分数[S]满足D≤250×[S]＋10。

5.根据权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于：Mn量为1.0%以下，S含量的质量百分数[S]与Mn含量的质量百分数[Mn]之比率即[Mn]/[S]为100以下。

6.根据权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于：贝氏体的组织分数为30%以下。

7.根据权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于：Ti系析出物的最大当量圆直径为40μm以下。

8.一种表面硬化钢的制造方法，其特征在于：以12～100℃/分钟的平均冷却速度对钢进行铸造，所述钢具有以质量%计含有C：0.1～0.5%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.3～1.8%、S：0.001～0.15%、Cr：0.4～2.0%、Ti：0.05～0.2%，将以下元素限制在Al：0.2%以下、N：0.0050%以下、P：0.025%以下、O：0.0025%以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质的化学组成；

在1250～1320℃的均热温度范围将所述钢保持3～180分钟；

在将所述钢加热到1150～1320℃的温度范围后，对所述钢进行热轧，以便在840～1000℃的精加工温度范围进行精轧；以及

以800～500℃的温度范围的平均冷却速度达到1℃/秒以下的方式对所述钢进行冷却。

9.根据权利要求8所述的表面硬化钢的制造方法，其特征在于：所述化学组成以质量%计，进一步含有选自

Nb：低于0.04%、

Mo：1.5%以下、

Ni：3.5%以下、

V：0.5%以下、

B：0.005%以下、

Ca：0.005%以下、

Mg：0.003%以下、

Zr：0.005%以下中的至少1种。

10.根据权利要求9所述的表面硬化钢，其特征在于：Al的质量百分数[Al]与Ca的质量百分数[Ca]之比率即[Al]/[Ca]为1～100。

11.根据权利要求8或9所述的表面硬化钢，其特征在于：Mn量为1.0%以下，S含量的质量百分数[S]与Mn含量的质量百分数[Mn]之比率即[Mn]/[S]为100以下。

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