CN103124801A - 表面硬化钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

具有良好的冷锻性、并且表面硬化处理后的冲击特性优异的表面硬化钢，含有C、Si、Mn、S、Cr、Al、Ti、Nb、B、N，余量是铁和不可避免的杂质，含有Ti和/或Nb的析出物之中20μm2以上的析出物，个数密度为1.0个/mm2以下，含有Ti和/或Nb的析出物之中，作为超过5μm2、低于20μm2并含有Mn和S的析出物，其个数密度超过0.7个/mm2、在3.0个/mm2以下，铁素体分率超过77面积％。

Description

表面硬化钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车等的运输机器、建筑机械和其他的工业机械等之中，进行表面硬化处理而被使用的成为机械零件的原材的表面硬化钢及其制造方法，特别是涉及对于齿轮(带轴齿轮等)、轴类、轴承、CVT用滑轮用的，进行表面硬化处理时显示出优异的冲击特性，并且显示出优异的冷锻性的表面硬化钢及其制造方法。
背景技术
在作为汽车、建筑机械、其他的各种工业机械用所使用的机械零件之中，特别是对于要求高强度的零件，历来会进行渗碳、渗碳氮化、氮化等的表面硬化热处理(表面硬化处理)。在这些用途中，通常使用的是SCr、SCM、SNCM等由JIS规格所规定的表面硬化钢，通过切削、锻造等机械加工而成形为期望的零件形状后，实施上述这样的表面硬化热处理，其后经过研磨等精整工序而制造成零件。
近年来，对于上述这样的机械零件，期望制造成本价的降低，订货周期的缩短、制造时的CO2排放量消减等，零件成形方法正在从以往的切削和热锻向冷锻变更，从而要求有良好的冷锻性。另外，在JIS规格所规定的表面硬化钢中，由于冷锻后的表面硬化热处理而发生晶粒粗大化，因此抑制晶粒的粗大化也重要。为了改善晶粒粗大化的问题，一直以来所采用的技术是，通过添加Al、Nb、Ti等元素，使AlN、Nb(CN)、TiC这样的析出物微细地分散，利用该微细析出物使结晶晶界的移动停止(例如专利文献1～8)。
专利文献1～8公开的要旨均是，将具有规定的粒径和组成的、含有Nb和/或Ti的析出物(碳化物、碳氮化物等)的个数控制在规定范围，由此能够防止晶粒的粗大化，虽然能够在一定程度上取得晶粒粗大化防止效果，但是冷锻性不充分。
以往技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-217761号公报
专利文献2：日本特开2006-307271号公报
专利文献3：日本特开2006-307270号公报
专利文献4：日本特开2007-321211号公报
专利文献5：日本特开2004-183064号公报
专利文献6：日本特开平11-335777号公报
专利文献7：日本特开2006-161142号公报
专利文献8：日本特开2007-162128号公报
发明内容
本发明鉴于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供如下的表面硬化钢以及一种用于制造该表面硬化钢的有用的方法，该表面硬化刚在确保与以往同程度的晶粒粗大化防止特性的基础上，还具有良好的冷锻性，并且上述机械零件通常所要求的表面硬化处理后的冲击特性也优异。
达成上述课题的本发明的表面硬化钢，满足C：0.05～0.3％(质量％的意思。以下，涉及化学组成均同。)、Si：0.01～0.6％、Mn：0.20～1.0％、S：0.001～0.025％、Cr：1～2.5％、Al：0.01～0.10％、Ti：0.01～0.10％、Nb：0.01～0.10％、B：0.0005～0.005％、N：0.002～0.02％，余量是铁和不可避免的杂质，含有Ti和/或Nb的析出物之中20μm2以上的析出物的个数密度为1.0个/mm2以下，含有Ti和/或Nb的析出物之中，超过5μm2、低于20μm2并含有Mn和S的析出物的个数密度为超过0.7个/mm2、且在3.0个/mm2以下，铁素体分率超过77面积％。
本发明的表面硬化钢，根据需要，还优选含有(a)Mo：2％以下(不含0％)和(b)Cu：0.1％以下(不含0％)和/或Ni：0.3％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类，表面硬化钢的特性进一步得到改善。
本发明也包括制造上述表面硬化钢的方法，本发明的制造方法，其特征在于，使1500℃至800℃的冷却速度为2.5℃/分以上而铸造上述任意一种化学组成的钢，以加热温度1100～1200℃进行开坯轧制，以970～1150℃的轧制温度进行第一次热轧后，冷却至Ac3点～950℃，再以轧制温度Ac3点～950℃进行第二次热轧。
根据本发明，因为将钢的化学组成调整至规定范围，并且在含有Ti和/或Nb的析出物中，将含有Mn和S的复合析出物的形态(大小)和个数调节到规定范围，因此能够在确保与以往同程度的晶粒粗大化防止特性的基础上，实现良好的冷锻性，并且能够在表面硬化热处理后实现优异的冲击特性。因此，本发明的表面硬化钢作为各种机械零件的原材有用。另外，如果使用本发明的表面硬化钢，则能够将通过切削进行的零件成形置换为冷锻，能够达成零件成形的订货周期缩短和成本降低。
附图说明
图1是表示后述的实施例中，冷锻性测量的试验片的形状的概略图。
图2是表示后述的实施例中，球状化处理的热处理条件的图解。
图3是表示后述的实施例中，用于冲击特性的测量的摆锤冲击试验片的形状的概略图。
图4是表示后述的实施例中，渗碳处理条件的图。
具体实施方式
本发明者们，为了使表面硬化钢的冷锻性提高，并且确保表面硬化热处理后的冲击特性，特别着眼于钢的化学成分和析出物的存在形态(大小、个数等)而进行反复研究。其结果发现，如果适当控制C、Si、Mn、S、Cr、Al、Ti、Nb、B、N的各成分的含量，并且将含有Ti和/或Nb的析出物且含有Mn和S的复合析出物(以下，称为“(Ti、Nb)系复合析出物”。)的形态(大小)和个数密度调整到规定范围，则能够在确保与现有同程度的晶粒粗大化防止特性的基础上，实现比以往优异的冷锻性，此外还能够确保表面硬化热处理后的冲击特性，从而完成了本发明。
以下，对于本发明的表面硬化钢的化学成分进行说明。
C：0.05～0.3％
C在确保作为零件所需要的芯部硬度上是重要的元素，低于0.05％时，由于硬度不足，导致作为零件的静态强度不足。另一方面，若C量变得过剩，硬度变得过高，锻造性和被削性降低。因此，C量定为0.05％以上、0.3％以下。C量优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上。另外，C量优选为0.27％以下，更优选为0.25％以下。
Si：0.01～0.6％
Si是使钢材的软化阻抗性提高的元素，具有抑制表面硬化后零件的表面硬度的降低的效果。因此，Si量需要达到0.01％以上。更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。但是，若过度添加Si，则原材的变形阻抗增加，锻造性和切削性降低，因此Si量为0.6％以下。更优选为0.55％以下，进一步优选为0.5％以下。
Mn：0.20～1.0％
Mn作为脱氧剂起作用，发挥着降低氧化物系夹杂物而提高钢材的内部品质的作用，并且具有显著提高渗碳淬火等的表面硬化时的淬火性的作用。另外，通过形成MnS，使之与含有Nb和/或Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物(以下，称为“碳化物等”。)复合析出，能够抑制含有Nb和/或Ti的粗大的碳化物等造成的冷锻性的劣化。此外若Mn量少，则发生红热脆性，制造性降低。因此Mn量定为0.20％以上。Mn量优选为0.30％以上，更优选为0.35％以上。另一方面，若Mn量过剩，则产生冷锻时的变形阻抗增大，和条纹状的偏析显著，材质的偏差变大等不良影响。因此Mn量定为1.0％以下。Mn量优选为0.85％以下，更优选为0.80％以下。
S：0.001～0.025％
S与Mn和Ti等结合，形成MnS和TiS等，是用于形成含有Mn和Ti的复合析出物所需要的元素。另一方面，若S量过剩，则给冲击特性带来不良影响。因此S量定为0.001～0.025％。S量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。另外，S量优选为0.022％以下，更优选为0.020％以下。
Cr：1～2.5％
Cr是在渗碳等的表面硬化时用于得到有效硬化层所需要的元素。另一方面，若Cr量变得过剩，则引起过剩渗碳，对表面硬化后的零件的滑动特性造成不良影响。因此，Cr含量定为1～2.5％。Cr量优选为1.2％以上，更优选为1.3％以上。另外，Cr量优选为2.2％以下，更优选为2.0％以下(进一步优选为1.9％以下)。
Al：0.01～0.10％
Al与N结合而形成AlN，是对于抑制热处理时的钢材的晶粒生长有效的元素。另外，通过与后述的Ti和Nb复合添加，AlN与含有Ti和Nb的析出物复合析出，与单独析出时相比，发挥出稳定的晶粒粗大化防止效果。另一方面，若Al量变得过剩，则固溶Al量增大，招致冷锻时的变形阻抗的增大。因此，Al量定为0.01～0.10％。Al量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。另外，Al量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。
Ti：0.01～0.10％
Ti在钢中生成微细的Ti的碳化物等(Ti(C、N))，具有抑制表面硬化时的晶粒粗大化的效果。另一方面，若Ti量变得过剩，则招致钢材的制造成本的上升和由粗大的Ti系夹杂物的生成造成的冷锻性和冲击特性(由摆锤吸收能代表的冲击强度等)的降低。因此，Ti量定为0.01～0.10％。Ti量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。另外，Ti量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。
Nb：0.01～0.10％
Nb在钢中生成微细的Nb的碳化物等(Nb(C、N))，具有抑制表面硬化时的晶粒粗大化的效果。另一方面，若Nb量变得过剩，则招致钢材的制造成本的上升，和由粗大的Nb系夹杂物的生成造成的冷锻性和冲击特性(冲击强度等)的降低。因此，Nb量定为0.01～0.10％。Nb量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。另外，Nb量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。
B：0.0005～0.005％
B具有微量下使钢材的淬火性大幅提高的效果，除此之外，还具有强化结晶晶界，提高冲击强度的效果。另一方面，即使B量过剩，所述效果也是饱和，并且容易生成B氮化物，冷态和热态加工性恶化。因此，B量定为0.0005～0.005％。B量优选为0.0007％以上，更优选为0.0010％以上。另外，B量优选为0.004％以下，更优选为0.0035％以下。
N：0.002～0.02％
N是用于与Ti和Nb生成氮化物或碳氮化物所需要的元素，但若N量变得过剩，则Ti系氮化物容易粗大化，其结果是招致冲击强度的降低，和由变形阻抗的增大造成的冷锻性的降低。因此，N量定为0.002～0.02％。N量优选为0.003％以上，更优选为0.005％以上。另外N量优选为0.018％以下，更优选为0.015％以下。
本发明的表面硬化钢的基本成分如上所述，余量实质上是铁。但是，当然允许在钢中含有因原材料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质。此外在本发明中，在不阻碍本发明的作用效果的范围内，也可以含有以下的任意元素，根据所含有的元素的种类，可以使表面硬化钢的特性进一步提高。
Mo：2％以下(不含0％)
Mo具有使渗碳淬火等的表面硬化时的淬火性显著提高的效果，此外还是对于冲击强度的提高有效的元素。因此，Mo量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，若Mo量变得过剩，则钢材的硬度变高，因此被削性不良。因此，Mo量优选为2％以下，更优选为1.5％以下，进一步优选为1.0％以下(特别优选为0.8％以下)。
Cu：0.1％以下(不含0％)和/或Ni：0.3％以下(不含0％)
Cu和Ni与Fe相比，均是难以被氧化的元素，因此是使钢材的耐腐蚀性提高的元素。另外Ni也具有使钢材的耐冲击性提高的效果。因此Cu量和Ni量均优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，若Cu量变得过剩，则钢材的热延展性降低，若Ni量变得过剩，则招致钢材的成本的上升。因此，Cu量优选为0.1％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.05％以下。Ni量优选为0.3％以下，更优选为0.2％以下，进一步优选为0.1％以下。Cu和Ni可以单独添加，也可以并用，但是添加Cu时，优选也添加Ni。
本发明的目的在于，取得与以往同等的晶粒粗大化防止特性，并且得到比以往更高的冷锻性，此外在表面硬化热处理后得到优异的冲击特性。根据本发明者们的研究认为，为了得到优异的冲击特性，需要抑制晶粒的粗大化。为了抑制晶粒的粗大化，需要使Ti、Nb的碳化物等微细地分散，但Ti、Nb的碳化物等并不是全部变得微细，粗大的碳化物等也析出。这样的粗大的碳化物等比基体硬，带给冷锻性以不良影响，因此不为优选。因此，本发明者们研究的结果判明，即使为粗大的碳化物等，如果为MnS与Ti的碳化物等和/或Nb的碳化物等的复合析出物((Ti、Nb)系复合析出物)，则在比基体软的MnS的作用下，能够抑制冷锻性的恶化。
具体来说，在含有Ti和/或Nb的析出物之中，使超过5μm2、低于20μm2并含有Mn和S的析出物的个数密度超过0.7个/mm2，并在3.0个/mm2以下。在本发明中，之所以将超过5μm2、低于20μm2的尺寸的(Ti、Nb)系复合析出物作为对象，是由于这一尺寸的复合析出物所含的Ti和/或Nb的碳化物等对晶粒粗大化防止特性和冷锻性这两种特性的影响大。即，5μm2以下的析出物对冷锻性造成的影响少，另一方面，20μm2以上的尺寸的析出物说起来对冷锻性造成的不良影响非常大。因此，通过利用超过5μm2、低于20μm2的尺寸的析出物使冷锻性提高，能够在保持晶粒粗大化防止效果的状态下使冷锻性提高。含有Ti和/或Nb的析出物本身为硬质，但通过使作为软质的MnS复合析出而成为(Ti、Nb)系复合析出物，能够使作为一个析出物的变形能力提高，并且在Ti和/或Nb的碳化物等的作用下，能够确保表面硬化时的晶粒粗大化防止特性。为了使冷锻性和晶粒粗大化防止特性的提高效果充分地发挥，含有Ti和/或Nb的析出物中，超过5μm2、低于20μm2并含有Mn和S的析出物的个数密度超过0.7个/mm2。个数密度优选为1.0个/mm2以上，更优选为1.1个/mm2以上，进一步优选为1.2个/mm2以上。另一方面，在这样的析出物中，若过剩地析出，则表面硬化后的强度不充分。因此个数密度为3.0个/mm2以下。个数密度优选为2.5个/mm2以下，更优选为2.0个/mm2以下。另外，含有Ti和/或Nb的析出物中，超过5μm2、低于20μm2且不含Mn和S的个数密度大体为1.0～10.0个/mm2左右。
另外，含有Ti和/或Nb的析出物中，20μm2以上的尺寸的析出物(析出物的尺寸的上限，通常为30μm2左右)因为对冷锻性的不良影响大，所以需要使其数量尽可能地少。因此，使含有Ti和/或Nb的析出物中，20μm2以上的析出物的个数密度为1.0个/mm2以下。含有Ti和/或Nb的析出物中，20μm2以上的析出物的个数密度优选为0.9个/mm2以下，更优选为0.8个/mm2以下。还有只要使用本发明的成分系和后述的制造方法，含有Ti和/或Nb的析出物中，20μm2以上的析出物通常不含Mn和S，即使含有这些元素时，也没有不良影响，在本发明的范围内。20μm2以上的尺寸的析出物的个数，能够通过调整在钢中的Ti和/或Nb的量，或在后述的制造方法中，通过调整开坯轧制前的加热温度、加热时间、还有热轧的加工温度等来进行控制。
还有，在现有技术中，为含有Ti和/或Nb的析出物且在5μm2以下(但是，如后述的实施例中所述，为2μm2以上)的个数密度为，(i)含有Mn和S的复合析出物为0.0～0.5个/mm2左右，(ii)Mn和S均不含有的析出物为0.1～1.5个/mm2左右。
本发明的表面硬化钢中，铁素体分率超过77面积％。这是由于若铁素体分率低，则损害冷锻性。铁素体分率优选为80面积％以上，更优选为82面积％以上，进一步优选为83面积％以上。另外，铁素体组织以外的其余组织，例如为珠光体、贝氏体、马氏体等。
在制造本发明的表面硬化钢时，在熔炼、铸造、均热处理、开坯轧制、热轧这样一系列的工序之中，特别重要的是，加快铸造时的冷却速度，使开坯轧制前的均热处理温度不要过高，热轧作为两个阶段而适当控制各自的温度范围。各工序的详细的条件如下。
在铸造中，重要的是使冷却时结晶出来的MnS微细地分散，具体来说，从铸造时的1500℃至800℃的冷却速度为2.5℃/分以上。为了使冷却速度为2.5℃/分以上，例如在连续铸造时的冷却带中使喷雾量相对于通常情况增加而即可。所述冷却速度优选为2.8℃/分以上，更优选为3.0℃/分以上。
在开坯轧制前的加热(均热)中，重要的是使所述铸造时的冷却时微细地分散的MnS不会固溶，使加热(均热)温度为1100～1200℃。加热温度优选为1180℃以下，更优选为1170℃以下。另外，开坯轧制后，优选以5℃/秒以下冷却至室温，更优选以3℃/秒以下进行冷却。加热时间没有特别限定，但例如在均热温度中为0～100分左右。
在热轧中重要的是，改变温度范围而在两个阶段进行轧制，通过第一次，使铸造时微细分散的MnS与Ti和/或Nb的碳化物等复合析出，第二次则确保铁素体分率。具体来说，使第一次加工温度为970～1150℃而进行热轧后，冷却至Ac3点～950℃，第二次是使加工温度为Ac3点～950℃而进行热轧。第一次加工温度优选为1000～1130℃，更优选为1020～1100℃。另外，第二次加工温度优选为800～930℃。从第一次加工温度到第二次加工温度的冷却速度没有特别限定，但例如为10℃/秒左右。第二次轧制后的冷却速度，以不使贝氏体和马氏体生成的方式而优选为5℃/秒以下。
实施例
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内。
遵循通常的熔炼法，熔炼表1～3所示的化学成分的钢，铸造后，在均热之后进行热锻(模拟上述的开坯轧制)并冷却至室温(冷却速度为5℃/秒)。之后，再加热而进行第一次锻造(模拟上述的第一次热轧)，冷却至第二次锻造温度(模拟上述的第二次热轧)后，进行第二次锻造并冷却至室温(冷却速度为5℃/秒)，得到直径30mm的棒钢。将铸造时的冷却速度(℃/分)、均热温度(℃)、均热时间(分)、第一次和第二次锻造温度(℃)显示在表1～3中。
Figure BDA00002971159100111
根据以下的方法，测量所得到的棒钢。
(1)析出物的测量
对于所得到的棒钢的D/4位置(D为棒钢的直径)的纵截面(与轴心平行的面)进行研磨，在任意的10mm×10mm的范围，利用自动EPMA进行测量。关于2μm2以上的夹杂物，将Ti含量为5质量％以上的情况判断为“含有Ti”，将Nb含量为5质量％以上的情况判断为“含有Nb”。另外关于Mn和S，也是将含量为5质量％以上的情况，分别判断为“含有Mn”、“含有S”。详细的测量条件如下。
EPMA分析装置：JXA-8100型电子微探分析仪(日本电气株式会社制)
分析装置(EDS)：SystemSix(默飞世尔科技：サ一モフイツシヤ一サイエンテイフイツク社制)
加速电压：15kV
操作电流：4nA
观察倍率：200倍
(2)冷锻性的测量
从所得到的棒钢上，如图1所示，切下
Figure BDA00002971159100131
的试验片，对于该试验片实施图2所示的球状化处理，即，实施如下热处理：加热至740℃，以该温度保持4小时，以5℃/小时的冷却速度冷却至650℃，从650℃至室温进行炉冷。对于经过球状化处理的试验片，以压下率50％进行端面拘束压缩试验，测量变形阻抗值(N/mm2)。
(3)冲击特性的测量
从所得到的棒钢上提取图3所示的形状的试验片，对于该试验片，以图4所示的渗碳条件(渗碳期条件为，温度：950℃、时间：100分钟、碳势：0.8％，渗碳气体：丙烷。扩散期条件为温度：850℃、时间：60分钟、碳势：0.8％、渗碳气体：丙烷。淬火条件为油冷至80℃。)进行气体渗碳，其后以160℃回火180分钟后，进行空冷。对于所述回火后的试验片，遵循JIS Z2242，以常温进行摆锤冲击试验，测量摆锤冲击试验值(J/cm2)。
(4)组织的观察
以棒钢的D/4位置(D为棒钢的直径)的纵截面(与轴心平行的面)露出的状态，埋入支承基材内，研磨后，在硝酸乙醇腐蚀液中浸渍约5秒钟而使之腐蚀后，利用光学显微镜观察和拍摄700μm×900μm的范围，进行组织的鉴定和面积率的测量。
(5)晶粒度的测量
从上述棒钢上提取的圆柱试验片，将所述圆柱试验片在室温下沿高度方向压缩(压缩率：85％，高度：3mm)，其后以与上述(3)同样的条件(图4所述的条件)，进行渗碳和回火，测量结晶粒度。结晶粒度的测量，是将进行了渗碳和回火处理的试验片截面的等效应变1.2之处的渗碳层作为镜检位置而进行蚀刻后，以光学显微镜进行观察(倍率：200倍)，遵循JIS G0551求得旧奥氏体晶粒的粒度编号。
结果显示在表4～6中。还有，在表4～6中，在含有Ti和/或Nb的析出物之中，也一并显示本发明所规定的个数以外的个数。
Figure BDA00002971159100151
Figure BDA00002971159100161
No.1～49因为成分组成和制造方法得到恰当地控制，所以超过5μm2、低于20μm2的尺寸的(Ti、Nb)系复合析出物和20μm2以上的(Ti、Nb)系析出物满足本发明的要件，另外铁素体分率也超过77面积％，因此可实现良好的冷锻性和冲击特性。还有，如表4～6所示，No.1～49中的20μm2以上的(Ti、Nb)系析出物均不含Mn和S。
另一方面，No.50～61因为成分组成和制造方法的至少任意一项不满足本发明的要件，所以冷锻性和冲击特性的至少某一项不充分。
No.50因为Mn和Al量多，另外只以第二次的条件进行相当于热轧的锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物和铁素体分率不足，冷锻性不充分。
No.51因为没有进行第一次锻造，另外第二次锻造温度高，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物和铁素体分率不足，另外20μm2以上的(Ti、Nb)系析出物过剩，冷锻性不充分。
No.52因为相当于开坯轧制的锻造之前的均热温度高，另外没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物和铁素体分率不足，冷锻性不充分。
No.53因为Ti量多，另外没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物和铁素体分率不足，另外20μm2以上的(Ti、Nb)系析出物过剩，冷锻性不充分。
No.54因为Cr量多，另外没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物不足，冷锻性不充分。No.55因为Nb量多，另外没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物和铁素体分率不足，冷锻性和冲击特性不充分。
No.56因为没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物和铁素体分率不足，冷锻性不充分。
No.57因为没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以铁素体分率不足，冲击特性不充分。
No.58因为铸造时的冷却速度慢，相当于开坯轧制的锻造之前的均热温度高，另外没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物不足，冷锻性和冲击特性不充分。
No.59因为相当于开坯轧制的锻造之前的均热温度高，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物不足，另外20μm2以上的(Ti、Nb)系析出物过剩，冷锻性不充分。
No.60、61因为相当于开坯轧制的锻造之前的均热温度高，另外没有进行相当于热轧的第一次锻造，所以超过5μm2、低于20μm2的(Ti、Nb)系复合析出物均不足，No.61中20μm2以上的(Ti、Nb)系析出物还过剩，因此冷锻性均不充分。

Claims (4)

1.一种表面硬化钢，其特征在于，满足：
C：0.05～0.3质量％、
Si：0.01～0.6质量％、
Mn：0.20～1.0质量％、
S：0.001～0.025质量％、
Cr：1～2.5质量％、
Al：0.01～0.10质量％、
Ti：0.01～0.10质量％、
Nb：0.01～0.10质量％、
B：0.0005～0.005质量％、
N：0.002～0.02质量％，余量是铁和不可避免的杂质，
含有Ti和/或Nb的析出物中，20μm2以上的析出物的个数密度为1.0个/mm2以下，
含有Ti和/或Nb的析出物中，超过5μm2且低于20μm2并含有Mn和S的析出物的个数密度超过0.7个/mm2且在3.0个/mm2以下，
铁素体分率超过77面积％。
2.根据权利要求1所述的表面硬化钢，其还含有Mo：超过0质量％且2质量％以下。
3.根据权利要求1所述的表面硬化钢，其还含有Cu：超过0质量％且0.1％质量以下，和/或Ni：超过0质量％且0.3质量％以下。
4.一种表面硬化钢的制造方法，其特征在于，
在1500℃至800℃的冷却速度为2.5℃/分钟以上的条件下，铸造权利要求1所述的化学成分组成的钢，
以1100～1200℃的加热温度进行开坯轧制，
以970～1150℃的轧制温度进行第一次热轧后，冷却至Ac3点～950℃，再以Ac3点～950℃的轧制温度进行第二次热轧。
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