JP3395642B2 - 耐粗粒化肌焼鋼材並びに強度と靭性に優れた表面硬化部品及びその製造方法 - Google Patents
耐粗粒化肌焼鋼材並びに強度と靭性に優れた表面硬化部品及びその製造方法Info
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
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- C23C8/20—Carburising
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C8/30—Carbo-nitriding
- C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、肌焼鋼材及び表面
硬化部品と、その表面硬化部品の製造方法に関し、より
詳しくは、被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材及び強度と
靭性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法に関す
る。
硬化部品と、その表面硬化部品の製造方法に関し、より
詳しくは、被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材及び強度と
靭性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用や産業機械用などの各種
機械構造部品、特に歯車を代表とする表面硬化部品は、
肌焼鋼を素材として、これを熱間鍛造や冷間鍛造した後
に切削加工して所望の形状に成形加工し、次いで、耐摩
耗性や疲労強度を向上させる目的で部品表面に浸炭処理
や浸炭窒化処理などの表面硬化処理を施してから使用に
供されている。
機械構造部品、特に歯車を代表とする表面硬化部品は、
肌焼鋼を素材として、これを熱間鍛造や冷間鍛造した後
に切削加工して所望の形状に成形加工し、次いで、耐摩
耗性や疲労強度を向上させる目的で部品表面に浸炭処理
や浸炭窒化処理などの表面硬化処理を施してから使用に
供されている。
【０００３】表面硬化部品の素材鋼となる機械構造用肌
焼鋼としては、従来、ＪＩＳ規格鋼（機械構造用マンガ
ン鋼（ＳＭｎ鋼）及びマンガンクロム鋼（ＳＭｎＣ鋼）
（いずれもJIS G 4106）、クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ
鋼）（JIS G 4105）、クロム鋼（ＳＣｒ鋼）（JIS G 41
04）、ニッケルクロムモリブデン鋼（ＳＮＣＭ鋼）（JI
S G 4103）、ニッケルクロム鋼（ＳＮＣ鋼）（JIS G 41
02）など）が用いられてきた。しかし、こうしたＪＩＳ
規格鋼では、合金元素を多量に含み、又、通常の表
面硬化処理において長時間を要する、ためにコスト面で
問題があった。すなわち、近年の経済事情の下、産業界
からは各種表面硬化部品の素材コストの低減に対する要
請があるが、この要請に充分応えられるものではなかっ
た。
焼鋼としては、従来、ＪＩＳ規格鋼（機械構造用マンガ
ン鋼（ＳＭｎ鋼）及びマンガンクロム鋼（ＳＭｎＣ鋼）
（いずれもJIS G 4106）、クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ
鋼）（JIS G 4105）、クロム鋼（ＳＣｒ鋼）（JIS G 41
04）、ニッケルクロムモリブデン鋼（ＳＮＣＭ鋼）（JI
S G 4103）、ニッケルクロム鋼（ＳＮＣ鋼）（JIS G 41
02）など）が用いられてきた。しかし、こうしたＪＩＳ
規格鋼では、合金元素を多量に含み、又、通常の表
面硬化処理において長時間を要する、ためにコスト面で
問題があった。すなわち、近年の経済事情の下、産業界
からは各種表面硬化部品の素材コストの低減に対する要
請があるが、この要請に充分応えられるものではなかっ
た。
【０００４】そのため、素材鋼に添加する各種合金成分
を削減する検討がなされ、この合金成分削減による焼入
れ性の低下を補うために、少量のＢ（ボロン）を添加す
るボロン鋼が注目されてきた。しかし、従来型の、単に
合金成分量を減じたボロン鋼では、浸炭処理や浸炭窒化
処理などの表面硬化処理時に９３０℃程度まで加熱され
た場合に異常粒成長が生じ、焼入れ時の歪み発生や材料
強度の低下が生ずるという問題がある。
を削減する検討がなされ、この合金成分削減による焼入
れ性の低下を補うために、少量のＢ（ボロン）を添加す
るボロン鋼が注目されてきた。しかし、従来型の、単に
合金成分量を減じたボロン鋼では、浸炭処理や浸炭窒化
処理などの表面硬化処理時に９３０℃程度まで加熱され
た場合に異常粒成長が生じ、焼入れ時の歪み発生や材料
強度の低下が生ずるという問題がある。
【０００５】上記の産業界からの要請に対して、一方で
は、高温で表面硬化処理を行い処理時間の短縮を図る浸
炭用鋼材の製造方法が特開平４−１７６８１６号公報に
提案されている。しかしこの公報で開示された技術は、
単に、高温浸炭時の結晶粒の粗大化を防止し、これによ
り熱処理歪みの発生や強度低下の防止を図ろうとするも
のである。そのため、自動車や産業機械の使用環境が過
酷となった現状においては、必ずしも使用に耐えられる
だけの充分な強度−靭性バランスを備えたものが得られ
るというわけではない。
は、高温で表面硬化処理を行い処理時間の短縮を図る浸
炭用鋼材の製造方法が特開平４−１７６８１６号公報に
提案されている。しかしこの公報で開示された技術は、
単に、高温浸炭時の結晶粒の粗大化を防止し、これによ
り熱処理歪みの発生や強度低下の防止を図ろうとするも
のである。そのため、自動車や産業機械の使用環境が過
酷となった現状においては、必ずしも使用に耐えられる
だけの充分な強度−靭性バランスを備えたものが得られ
るというわけではない。
【０００６】又、近年、機械構造部品の高強度化に伴っ
て、熱間鍛造や冷間鍛造した後に所望の形状に成形する
ための切削加工のコストが嵩むという問題が生じてい
る。このため、切削加工を容易にし、低コスト化を図る
ために被削性に優れた快削肌焼鋼に対する要求がますま
す大きくなっている。
て、熱間鍛造や冷間鍛造した後に所望の形状に成形する
ための切削加工のコストが嵩むという問題が生じてい
る。このため、切削加工を容易にし、低コスト化を図る
ために被削性に優れた快削肌焼鋼に対する要求がますま
す大きくなっている。
【０００７】従来、被削性を高めるために、鋼にＰｂ、
Ｔｅ、Ｂｉ、Ｃａ及びＳなどの快削元素を単独あるいは
複合添加することが行われてきた。しかし、ＪＩＳ規格
鋼である機械構造用鋼や、前記したボロン鋼などに、単
に上記の快削元素を添加しただけの場合には、所望の機
械的性質、なかでも靭性を確保できないことが多い。
Ｔｅ、Ｂｉ、Ｃａ及びＳなどの快削元素を単独あるいは
複合添加することが行われてきた。しかし、ＪＩＳ規格
鋼である機械構造用鋼や、前記したボロン鋼などに、単
に上記の快削元素を添加しただけの場合には、所望の機
械的性質、なかでも靭性を確保できないことが多い。
【０００８】鉄と鋼（ｖｏｌ．５７（１９７１年）Ｓ４
８４）には、脱酸調整快削鋼にＴｉを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、Ｔ
ｉの多量の添加はＴｉＮが多量に生成されることもあっ
て工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくない
ことも述べられている。例えば、Ｃ：０．４５％、Ｓ
ｉ：０．２９％、Ｍｎ：０．７８％、Ｐ：０．０１７
％、Ｓ：０．０４１％、Ａｌ：０．００６％、Ｎ：０．
００８７％、Ｔｉ：０．２２８％、Ｏ：０．００４％及
びＣａ：０．００１％を含有する鋼では却ってドリル寿
命が低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単
にＴｉを添加するだけでは被削性は向上するものではな
い。又、硫黄快削鋼の硫化物形態制御の目的でＺｒが添
加されることがあるが、例えば、鉄と鋼（ｖｏｌ．６２
（１９７６年）ｐ．８８５）に記されているように、Ｚ
ｒは被削性に対してはほとんど影響を及ぼさない。つま
り、鋼に単にＺｒを添加するだけでは被削性は向上する
ものではない。
８４）には、脱酸調整快削鋼にＴｉを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、Ｔ
ｉの多量の添加はＴｉＮが多量に生成されることもあっ
て工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくない
ことも述べられている。例えば、Ｃ：０．４５％、Ｓ
ｉ：０．２９％、Ｍｎ：０．７８％、Ｐ：０．０１７
％、Ｓ：０．０４１％、Ａｌ：０．００６％、Ｎ：０．
００８７％、Ｔｉ：０．２２８％、Ｏ：０．００４％及
びＣａ：０．００１％を含有する鋼では却ってドリル寿
命が低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単
にＴｉを添加するだけでは被削性は向上するものではな
い。又、硫黄快削鋼の硫化物形態制御の目的でＺｒが添
加されることがあるが、例えば、鉄と鋼（ｖｏｌ．６２
（１９７６年）ｐ．８８５）に記されているように、Ｚ
ｒは被削性に対してはほとんど影響を及ぼさない。つま
り、鋼に単にＺｒを添加するだけでは被削性は向上する
ものではない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記現状に鑑
みなされたもので、充分な強度−靭性バランスを有し
て、過酷な環境下での使用に充分耐え得る低コスト型の
表面硬化部品及びその素材となる耐粗粒化肌焼鋼材と、
その表面硬化部品の製造方法を提供すること、なかで
も、表面硬化処理時の異常粒成長がなく熱処理歪みの少
ない高強度・高靭性の表面硬化部品とその素材となる被
削性に優れた耐粗粒化肌焼ボロン鋼材及びその表面硬化
部品の製造方法を提供することを目的とする。
みなされたもので、充分な強度−靭性バランスを有し
て、過酷な環境下での使用に充分耐え得る低コスト型の
表面硬化部品及びその素材となる耐粗粒化肌焼鋼材と、
その表面硬化部品の製造方法を提供すること、なかで
も、表面硬化処理時の異常粒成長がなく熱処理歪みの少
ない高強度・高靭性の表面硬化部品とその素材となる被
削性に優れた耐粗粒化肌焼ボロン鋼材及びその表面硬化
部品の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】なお、本発明でいう「耐粗粒化鋼材」と
は、「オ−ステナイト結晶粒度番号５以上の整細粒鋼
材」のことを指す。
は、「オ−ステナイト結晶粒度番号５以上の整細粒鋼
材」のことを指す。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）〜（３）に示す被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼
材、（４）に示す強度と靭性に優れた表面硬化部品及び
（５）、（６）に示す強度と靭性に優れた表面硬化部品
の製造方法にある。
（１）〜（３）に示す被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼
材、（４）に示す強度と靭性に優れた表面硬化部品及び
（５）、（６）に示す強度と靭性に優れた表面硬化部品
の製造方法にある。
【００１２】（１）重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０４〜１．０
％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．０３〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．０
０８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％及びＭｏ：０〜１．０
％を含み、下記式で表されるｆｎ１の値が０％以下を
満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、更
に、鋼中のＴｉ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以下で、
且つ、その量が清浄度で０．０５％以上である被削性に
優れた耐粗粒化肌焼鋼材。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０４〜１．０
％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．０３〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．０
０８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％及びＭｏ：０〜１．０
％を含み、下記式で表されるｆｎ１の値が０％以下を
満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、更
に、鋼中のＴｉ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以下で、
且つ、その量が清浄度で０．０５％以上である被削性に
優れた耐粗粒化肌焼鋼材。
【００１３】
ｆｎ１＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）＋４Ｎ（％）・・・。
【００１４】（２）重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚ
ｒ：０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：
０．０４〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０５〜１．０％及びＮｉ：０．０３〜２．０％
の１種以上、Ａｌ：０．０ ０５〜０．１０％、Ｎ：０．
００８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％及びＭｏ：０〜１．
０％を含み、下記式で表されるｆｎ２の値が０％以下
を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、
更に、鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径
が１０μｍ以下で、且つ、その量の和が清浄度で０．０
５％以上である被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚ
ｒ：０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：
０．０４〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｗ：０．０５〜１．０％及びＮｉ：０．０３〜２．０％
の１種以上、Ａｌ：０．０ ０５〜０．１０％、Ｎ：０．
００８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％及びＭｏ：０〜１．
０％を含み、下記式で表されるｆｎ２の値が０％以下
を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、
更に、鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径
が１０μｍ以下で、且つ、その量の和が清浄度で０．０
５％以上である被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材。
【００１５】
ｆｎ２＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）−Ｚｒ（％）＋４Ｎ（％）・・・。
【００１６】（３）重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０〜０．９２９％、
Ｚｒ：０．０７１〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）：０．０７１〜１．０％、Ｂ：０．００１〜
０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．
００８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０
％、Ｗ：０〜１．０％及びＮｉ：０〜２．０％を含み、
下記式で表されるｆｎ２の値が０％以下を満たし、残
部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、更に、鋼中の
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以
下で、且つ、その量の和が清浄度で０．０５％以上であ
る被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎ
ｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０〜０．９２９％、
Ｚｒ：０．０７１〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）：０．０７１〜１．０％、Ｂ：０．００１〜
０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．
００８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０
％、Ｗ：０〜１．０％及びＮｉ：０〜２．０％を含み、
下記式で表されるｆｎ２の値が０％以下を満たし、残
部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、更に、鋼中の
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以
下で、且つ、その量の和が清浄度で０．０５％以上であ
る被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材。
【００１７】
ｆｎ２＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）−Ｚｒ（％）＋４Ｎ（％）・・・。
【００１８】（４）素材が、上記（１）から（３）まで
のいずれかに記載の鋼材であって、表面硬化処理後にＨ
ｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ ２ 以上の衝撃
値を有することを特徴とする強度と靭性に優れた表面硬
化部品。
のいずれかに記載の鋼材であって、表面硬化処理後にＨ
ｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ ２ 以上の衝撃
値を有することを特徴とする強度と靭性に優れた表面硬
化部品。
【００１９】（５）上記（１）から（３）までのいずれ
かに記載の鋼材を、表面硬化処理に先立って１１５０℃
以上に加熱してから熱間鍛造することを特徴とする強度
と靭性に優れた表面硬化部品の製造方法。
かに記載の鋼材を、表面硬化処理に先立って１１５０℃
以上に加熱してから熱間鍛造することを特徴とする強度
と靭性に優れた表面硬化部品の製造方法。
【００２０】（６）上記（１）から（３）までのいずれ
かに記載の鋼材を、分塊、圧延及び熱処理の少なくとも
１つの工程を１１５０℃以上に加熱して行い、その後鍛
造し表面硬化処理することを特徴とする強度と靭性に優
れた表面硬化部品の製造方法。なお、本発明でいう「Ｔ
ｉ炭硫化物」には単なるＴｉ硫化物を、又、「Ｚｒ炭硫
化物」には単なるＺｒ硫化物をそれぞれ含むものとす
る。又、「（Ｔｉ及びＺｒの炭硫化物の）最大直径」と
は「個々のＴｉ及びＺｒの炭硫化物における最も長い
径」のことを指す。Ｔｉ炭硫化物の清浄度やＺｒ炭硫化
物の清浄度は、光学顕微鏡の倍率を４００倍として、JI
S G 0555に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験
方法」によって６０視野測定した値をいう。
かに記載の鋼材を、分塊、圧延及び熱処理の少なくとも
１つの工程を１１５０℃以上に加熱して行い、その後鍛
造し表面硬化処理することを特徴とする強度と靭性に優
れた表面硬化部品の製造方法。なお、本発明でいう「Ｔ
ｉ炭硫化物」には単なるＴｉ硫化物を、又、「Ｚｒ炭硫
化物」には単なるＺｒ硫化物をそれぞれ含むものとす
る。又、「（Ｔｉ及びＺｒの炭硫化物の）最大直径」と
は「個々のＴｉ及びＺｒの炭硫化物における最も長い
径」のことを指す。Ｔｉ炭硫化物の清浄度やＺｒ炭硫化
物の清浄度は、光学顕微鏡の倍率を４００倍として、JI
S G 0555に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験
方法」によって６０視野測定した値をいう。
【００２１】表面硬化処理後の芯部とは表面硬化されて
いない部分のことをいう。
いない部分のことをいう。
【００２２】以下、上記の（１）〜（６）に記載のもの
をそれぞれ（１）〜（６）の発明という。
をそれぞれ（１）〜（６）の発明という。
【００２３】本発明者らは、表面硬化部品の素材となる
鋼材の化学組成、並びに表面硬化部品の組織及び熱処理
方法について調査・研究を行った。
鋼材の化学組成、並びに表面硬化部品の組織及び熱処理
方法について調査・研究を行った。
【００２４】その結果、先ず、次の重要な事項が判明し
た。
た。
【００２５】従来、低合金鋼における異常粒成長の発生
を防止する手段として少量のＮｂを添加すればよいこと
が知られている。これはＮｂの添加で析出した微細なＮ
ｂＣのピン止め作用を利用することで、浸炭処理や浸炭
窒化処理などの表面硬化処理における加熱時のオーステ
ナイト粒の異常成長を防止するものである。一方、ボロ
ン鋼の場合、添加したＢ（ボロン）が鋼中のＮと結びつ
きやすくＢＮとして析出するので、焼入れ性に有効な固
溶Ｂ量が減少する。このため、ＴｉやＺｒを添加してＴ
ｉＮやＺｒＮとし、鋼中のＮをＴｉやＺｒにより固定し
てＢと結合するＮ量を減少させることにより固溶Ｂ量を
確保する方法が一般に行われている。しかし、異常粒成
長の防止と固溶Ｂの確保を同時に達成するために、Ｎｂ
とＴｉやＺｒを複合添加した鋼では溶製時にニオブチタ
ン炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕やニオブジルコニウム
炭窒化物〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕が粗大に析出し、この炭
窒化物はその後の分塊、圧延及び鍛造の加熱時や熱処理
時に容易には溶解しないことが本発明者らの検討により
明らかになった。したがって、異常粒成長の防止に有効
な所謂「ピン止め作用」をする微細なＮｂＣの析出量が
減少し、表面硬化処理時に粗粒が発生することが考えら
れる。
を防止する手段として少量のＮｂを添加すればよいこと
が知られている。これはＮｂの添加で析出した微細なＮ
ｂＣのピン止め作用を利用することで、浸炭処理や浸炭
窒化処理などの表面硬化処理における加熱時のオーステ
ナイト粒の異常成長を防止するものである。一方、ボロ
ン鋼の場合、添加したＢ（ボロン）が鋼中のＮと結びつ
きやすくＢＮとして析出するので、焼入れ性に有効な固
溶Ｂ量が減少する。このため、ＴｉやＺｒを添加してＴ
ｉＮやＺｒＮとし、鋼中のＮをＴｉやＺｒにより固定し
てＢと結合するＮ量を減少させることにより固溶Ｂ量を
確保する方法が一般に行われている。しかし、異常粒成
長の防止と固溶Ｂの確保を同時に達成するために、Ｎｂ
とＴｉやＺｒを複合添加した鋼では溶製時にニオブチタ
ン炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕やニオブジルコニウム
炭窒化物〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕が粗大に析出し、この炭
窒化物はその後の分塊、圧延及び鍛造の加熱時や熱処理
時に容易には溶解しないことが本発明者らの検討により
明らかになった。したがって、異常粒成長の防止に有効
な所謂「ピン止め作用」をする微細なＮｂＣの析出量が
減少し、表面硬化処理時に粗粒が発生することが考えら
れる。
【００２６】そこで本発明者らは更に詳細な研究を続
け、その結果、次の知見を得るに至った。 （ａ）ＮｂとＴｉやＺｒを複合添加した鋼において凝固
時に析出する粗大な炭窒化物はＮｂＣ、ＴｉＣやＺｒ
Ｃ、ＮｂＮ、ＴｉＮやＺｒＮ、Ｎｂ（ＣＮ）及びＴｉ
（ＣＮ）やＺｒ（ＣＮ）といった単独元素の炭化物、窒
化物や炭窒化物ではなく、ＮｂとＴｉやＺｒの複合炭窒
化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（Ｃ
Ｎ）〕である。 （ｂ）複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ
（ＣＮ）〕の固溶と加熱温度（Ｔ）の関係については以
下のとおりである。
け、その結果、次の知見を得るに至った。 （ａ）ＮｂとＴｉやＺｒを複合添加した鋼において凝固
時に析出する粗大な炭窒化物はＮｂＣ、ＴｉＣやＺｒ
Ｃ、ＮｂＮ、ＴｉＮやＺｒＮ、Ｎｂ（ＣＮ）及びＴｉ
（ＣＮ）やＺｒ（ＣＮ）といった単独元素の炭化物、窒
化物や炭窒化物ではなく、ＮｂとＴｉやＺｒの複合炭窒
化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（Ｃ
Ｎ）〕である。 （ｂ）複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ
（ＣＮ）〕の固溶と加熱温度（Ｔ）の関係については以
下のとおりである。
【００２７】（イ）Ｔ＜１１５０℃の場合：上記の複合
炭窒化物は鋼中で安定に存在する。
炭窒化物は鋼中で安定に存在する。
【００２８】（ロ）１１５０℃≦Ｔ≦１３５０℃の場
合：上記の複合炭窒化物のＮｂだけが固溶し、炭窒化物
中にＴｉやＺｒが濃化する。 （ハ）１３５０℃＜Ｔの場合：上記の複合炭窒化物は完
全に固溶する（Ｔｉ、Ｚｒも固溶する）。 （ｃ）表面硬化処理の前に素材鋼及び／又は表面硬化部
品が１１５０℃以上の温度域に加熱された場合に、微細
に析出したＮｂＣのピン止め作用で表面硬化処理時の異
常粒成長を防止できる。 （ｄ）表面硬化処理後、Ｈｖ３００以上の芯部硬度と２
０Ｊ／ｃｍ２ 以上の衝撃値を有すれば、その表面硬化
処理部品は自動車や産業機械が使用される過酷な環境に
おいても充分な耐久性を示す。 （ｅ）鋼に適正量のＴｉやＺｒを添加し、鋼中の介在物
制御として硫化物をＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物に変
え、上記Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を微細に分散さ
せ、更に、前記したｆｎ１あるいはｆｎ２の値を０％以
下にすれば、鋼材の被削性が飛躍的に向上する。 （ｆ）ｆｎ１あるいはｆｎ２の値が０％以下であれば、
焼入れ性に有効な固溶Ｂ量を確保することもできる。
合：上記の複合炭窒化物のＮｂだけが固溶し、炭窒化物
中にＴｉやＺｒが濃化する。 （ハ）１３５０℃＜Ｔの場合：上記の複合炭窒化物は完
全に固溶する（Ｔｉ、Ｚｒも固溶する）。 （ｃ）表面硬化処理の前に素材鋼及び／又は表面硬化部
品が１１５０℃以上の温度域に加熱された場合に、微細
に析出したＮｂＣのピン止め作用で表面硬化処理時の異
常粒成長を防止できる。 （ｄ）表面硬化処理後、Ｈｖ３００以上の芯部硬度と２
０Ｊ／ｃｍ２ 以上の衝撃値を有すれば、その表面硬化
処理部品は自動車や産業機械が使用される過酷な環境に
おいても充分な耐久性を示す。 （ｅ）鋼に適正量のＴｉやＺｒを添加し、鋼中の介在物
制御として硫化物をＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物に変
え、上記Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を微細に分散さ
せ、更に、前記したｆｎ１あるいはｆｎ２の値を０％以
下にすれば、鋼材の被削性が飛躍的に向上する。 （ｆ）ｆｎ１あるいはｆｎ２の値が０％以下であれば、
焼入れ性に有効な固溶Ｂ量を確保することもできる。
【００２９】そこで、更に研究を続けた結果、下記の事
項を見いだした。 （ｇ）Ｓとのバランスを考慮して鋼にＴｉとＺｒのいず
れかを積極的に添加すると、鋼中にＴｉ炭硫化物あるい
はＺｒ炭硫化物が形成され、Ｔｉ及びＺｒを添加する
と、鋼中にはＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物とが形成され
る。 （ｈ）鋼中に上記したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物が生
成すると、ＭｎＳの生成量が減少する。 （ｉ）鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物はＭｎＳよりも大きな被削性改善効果を有
する。これは、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の融点がＭ
ｎＳのそれよりも低いため、切削加工時に工具のすくい
面での潤滑作用が大きくなることに基づく。 （ｊ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の効果を充分発揮さ
せるためには、Ｎ含有量を低く制限することが重要であ
る。これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮやＺｒＮとしてＴ
ｉやＺｒが固定されてしまい、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫
化物の生成が抑制されてしまうためである。 （ｋ）製鋼時に生成したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物
は、通常の熱間加工のための加熱温度及び調質処理や表
面硬化処理における通常の加熱温度では基地に固溶しな
い。したがって、オーステナイト領域において所謂「ピ
ン止め作用」が発揮されるので、オーステナイト粒の粗
大化防止や表面硬化処理時の異常粒成長の防止に有効で
ある。 （ｌ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物によって被削性を高
めるとともに大きな強度と良好な靭性を確保するために
は、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサイズと、その清浄
度で表される量（以下、単に「清浄度」という）を適正
化しておくことが重要である。
項を見いだした。 （ｇ）Ｓとのバランスを考慮して鋼にＴｉとＺｒのいず
れかを積極的に添加すると、鋼中にＴｉ炭硫化物あるい
はＺｒ炭硫化物が形成され、Ｔｉ及びＺｒを添加する
と、鋼中にはＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物とが形成され
る。 （ｈ）鋼中に上記したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物が生
成すると、ＭｎＳの生成量が減少する。 （ｉ）鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物はＭｎＳよりも大きな被削性改善効果を有
する。これは、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の融点がＭ
ｎＳのそれよりも低いため、切削加工時に工具のすくい
面での潤滑作用が大きくなることに基づく。 （ｊ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の効果を充分発揮さ
せるためには、Ｎ含有量を低く制限することが重要であ
る。これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮやＺｒＮとしてＴ
ｉやＺｒが固定されてしまい、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫
化物の生成が抑制されてしまうためである。 （ｋ）製鋼時に生成したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物
は、通常の熱間加工のための加熱温度及び調質処理や表
面硬化処理における通常の加熱温度では基地に固溶しな
い。したがって、オーステナイト領域において所謂「ピ
ン止め作用」が発揮されるので、オーステナイト粒の粗
大化防止や表面硬化処理時の異常粒成長の防止に有効で
ある。 （ｌ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物によって被削性を高
めるとともに大きな強度と良好な靭性を確保するために
は、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサイズと、その清浄
度で表される量（以下、単に「清浄度」という）を適正
化しておくことが重要である。
【００３０】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。
たものである。
【００３１】
【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「重
量％」を意味する。 （Ａ）素材鋼の化学組成 Ｃ： Ｃは、ＳとともにＴｉやＺｒと結合してＴｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用及びオース
テナイト粒の粗大化防止や表面硬化処理時の異常粒成長
の防止作用を有する。又、Ｎｂと結合してＮｂＣを形成
し、そのピン止め作用で表面硬化処理時の異常粒成長を
防止する作用を有する。更に、Ｃは強度を確保するのに
も有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未
満では添加効果に乏しく、一方、０．３％を超えて含有
させると鋼の靭性が低下することになるので、その含有
量を０．１〜０．３％とした。
しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「重
量％」を意味する。 （Ａ）素材鋼の化学組成 Ｃ： Ｃは、ＳとともにＴｉやＺｒと結合してＴｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用及びオース
テナイト粒の粗大化防止や表面硬化処理時の異常粒成長
の防止作用を有する。又、Ｎｂと結合してＮｂＣを形成
し、そのピン止め作用で表面硬化処理時の異常粒成長を
防止する作用を有する。更に、Ｃは強度を確保するのに
も有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未
満では添加効果に乏しく、一方、０．３％を超えて含有
させると鋼の靭性が低下することになるので、その含有
量を０．１〜０．３％とした。
【００３２】Ｓｉ：
Ｓｉは、鋼の脱酸及び焼入れ性を高める作用を有する。
更に、静的強度の向上及び高温での表面酸化の防止にも
有効な元素である。しかし、その含有量が０．０１％未
満では所望の静的強度が確保できないことに加えて高温
での表面の耐酸化性が劣化し、０．５％を超えると靭性
の劣化を招くこととなるので、その含有量を０．０１〜
０．５％とした。
更に、静的強度の向上及び高温での表面酸化の防止にも
有効な元素である。しかし、その含有量が０．０１％未
満では所望の静的強度が確保できないことに加えて高温
での表面の耐酸化性が劣化し、０．５％を超えると靭性
の劣化を招くこととなるので、その含有量を０．０１〜
０．５％とした。
【００３３】Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに強度を向上させ
る効果を有する。しかし、その含有量が０．６％未満で
は充分な焼入れ性が得られず、２．０％を超えて含有さ
せると偏析を生じて熱間延性が低下するようになる。し
たがって、Ｍｎの含有量を０．６〜２．０％とした。
る効果を有する。しかし、その含有量が０．６％未満で
は充分な焼入れ性が得られず、２．０％を超えて含有さ
せると偏析を生じて熱間延性が低下するようになる。し
たがって、Ｍｎの含有量を０．６〜２．０％とした。
【００３４】Ｐ：
Ｐは、鋼の靭性を劣化させるとともに、冷間及び熱間で
の鍛造性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．
０２５％を超えると靭性及び冷間・熱間鍛造性の劣化が
著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以
下とした。
の鍛造性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．
０２５％を超えると靭性及び冷間・熱間鍛造性の劣化が
著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以
下とした。
【００３５】Ｓ：
Ｓは、ＣとともにＴｉやＺｒと結合してＴｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用を有する。
しかし、その含有量が０．００２％未満では所望の効果
が得られない。
Ｚｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用を有する。
しかし、その含有量が０．００２％未満では所望の効果
が得られない。
【００３６】従来、快削鋼にＳを添加する目的は、Ｍｎ
Ｓを形成させて被削性を改善させることにあった。しか
し、本発明者らの検討によると、上記のＭｎＳの被削性
向上作用は、切削時の切り屑と工具表面との潤滑性を高
める機能に基づくことが判明した。しかもＭｎＳは巨大
化し、鋼材本体の地疵を大きくし、欠陥となる場合があ
る。本発明におけるＳの被削性改善作用は、適正量のＣ
とＴｉやＺｒとの複合添加によってＴｉやＺｒの炭硫化
物を形成させることで初めて得られる。このためには、
上記したように０．００２％以上のＳの含有量が必要で
ある。一方、Ｓを０．２％を超えて含有させても被削性
に与える効果に変化はないが、鋼中に粗大なＭｎＳが再
び生じるようになり、地疵等の問題が生じる。更に、熱
間での加工性が著しく劣化し熱間での塑性加工が困難に
なるし、靭性が低下することもある。したがって、Ｓの
含有量を０．００２〜０．２％とした。Ｓの好ましい含
有量は０．００５〜０．１％である。
Ｓを形成させて被削性を改善させることにあった。しか
し、本発明者らの検討によると、上記のＭｎＳの被削性
向上作用は、切削時の切り屑と工具表面との潤滑性を高
める機能に基づくことが判明した。しかもＭｎＳは巨大
化し、鋼材本体の地疵を大きくし、欠陥となる場合があ
る。本発明におけるＳの被削性改善作用は、適正量のＣ
とＴｉやＺｒとの複合添加によってＴｉやＺｒの炭硫化
物を形成させることで初めて得られる。このためには、
上記したように０．００２％以上のＳの含有量が必要で
ある。一方、Ｓを０．２％を超えて含有させても被削性
に与える効果に変化はないが、鋼中に粗大なＭｎＳが再
び生じるようになり、地疵等の問題が生じる。更に、熱
間での加工性が著しく劣化し熱間での塑性加工が困難に
なるし、靭性が低下することもある。したがって、Ｓの
含有量を０．００２〜０．２％とした。Ｓの好ましい含
有量は０．００５〜０．１％である。
【００３７】Ｎｂ：
Ｎｂは、鋼の結晶粒を微細にして靭性を高めるととも
に、表面硬化処理のための加熱時の異常粒成長の防止に
有効な元素である。しかし、その含有量が０．０２％未
満では添加効果に乏しく、一方、０．０８％を超えて含
有させても結晶粒微細化の効果が飽和して経済性を損な
うばかりであるし、変形抵抗が上昇して冷間鍛造性や熱
間鍛造性が劣化するようにもなる。したがって、Ｎｂの
含有量を０．０２〜０．０８％とした。
に、表面硬化処理のための加熱時の異常粒成長の防止に
有効な元素である。しかし、その含有量が０．０２％未
満では添加効果に乏しく、一方、０．０８％を超えて含
有させても結晶粒微細化の効果が飽和して経済性を損な
うばかりであるし、変形抵抗が上昇して冷間鍛造性や熱
間鍛造性が劣化するようにもなる。したがって、Ｎｂの
含有量を０．０２〜０．０８％とした。
【００３８】Ｔｉ、Ｚｒ：
Ｔｉ、Ｚｒは本発明において介在物を制御するための重
要な合金元素であって、それぞれＣ及びＳと結合してＴ
ｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作
用を有する。
要な合金元素であって、それぞれＣ及びＳと結合してＴ
ｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作
用を有する。
【００３９】Ｔｉを単独で添加する場合、その含有量が
０．０４％未満ではＳを充分Ｔｉ炭硫化物に変えること
ができないので、被削性を高めることができない。一
方、１．０％を超えて含有させても、被削性改善効果が
飽和してコストが嵩むばかりか、靱性及び熱間加工性が
著しく劣化してしまう。したがって、（１）の発明にあ
ってはＴｉの含有量を０．０４〜１．０％とした。な
お、（１）の発明の場合に、良好な被削性と靱性を安定
して得るためには、Ｔｉの含有量を０．０６〜０．８％
とすることが好ましい。一方、上記の被削性を高める効
果は、ＴｉとＺｒの含有量に関し、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ
（％）の値が０．０４％以上の場合にも確実に得られ
る。しかし、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値で１．０％を
超えるＴｉとＺｒを含有させても被削性向上効果は飽和
するのでコストが嵩んでしまう。なお、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）の値が０．０４〜１．０％でありさえすれば良
いので、必ずしもＴｉとＺｒを複合して含有させる必要
はない。Ｚｒを添加しない場合は前記した（１）の発明
になり、この場合はＴｉを１．０％を超えて含有させる
とＴｉ炭硫化物による被削性向上効果が飽和してコスト
が嵩むばかりか、靱性及び熱間加工性の著しい低下を招
いてしまう。Ｔｉを添加しない、つまりＺｒを単独で添
加する場合に、Ｚｒを１．０％を超えて含有させるとＺ
ｒ炭硫化物による被削性向上効果が飽和してコストが嵩
むばかりか、靱性及び熱間加工性の著しい低下を招いて
しまう。したがって（２）の発明にあっては、ＴｉとＺ
ｒの含有量をいずれも０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ
（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０４〜１．０％とした。
又、（３）の発明にあっては、Ｔｉの含有量が０〜０．
９２９％、Ｚｒの含有量が０．０７１〜１．０％で、且
つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０７１〜１．０
％とした。なお、（２）及び（３）の発明の場合に、良
好な被削性と靱性を安定して得るためには、ＴｉとＺｒ
の含有量の上限はそれぞれ０．８％とすることが好まし
い。
０．０４％未満ではＳを充分Ｔｉ炭硫化物に変えること
ができないので、被削性を高めることができない。一
方、１．０％を超えて含有させても、被削性改善効果が
飽和してコストが嵩むばかりか、靱性及び熱間加工性が
著しく劣化してしまう。したがって、（１）の発明にあ
ってはＴｉの含有量を０．０４〜１．０％とした。な
お、（１）の発明の場合に、良好な被削性と靱性を安定
して得るためには、Ｔｉの含有量を０．０６〜０．８％
とすることが好ましい。一方、上記の被削性を高める効
果は、ＴｉとＺｒの含有量に関し、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ
（％）の値が０．０４％以上の場合にも確実に得られ
る。しかし、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値で１．０％を
超えるＴｉとＺｒを含有させても被削性向上効果は飽和
するのでコストが嵩んでしまう。なお、Ｔｉ（％）＋Ｚ
ｒ（％）の値が０．０４〜１．０％でありさえすれば良
いので、必ずしもＴｉとＺｒを複合して含有させる必要
はない。Ｚｒを添加しない場合は前記した（１）の発明
になり、この場合はＴｉを１．０％を超えて含有させる
とＴｉ炭硫化物による被削性向上効果が飽和してコスト
が嵩むばかりか、靱性及び熱間加工性の著しい低下を招
いてしまう。Ｔｉを添加しない、つまりＺｒを単独で添
加する場合に、Ｚｒを１．０％を超えて含有させるとＺ
ｒ炭硫化物による被削性向上効果が飽和してコストが嵩
むばかりか、靱性及び熱間加工性の著しい低下を招いて
しまう。したがって（２）の発明にあっては、ＴｉとＺ
ｒの含有量をいずれも０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ
（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０４〜１．０％とした。
又、（３）の発明にあっては、Ｔｉの含有量が０〜０．
９２９％、Ｚｒの含有量が０．０７１〜１．０％で、且
つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０７１〜１．０
％とした。なお、（２）及び（３）の発明の場合に、良
好な被削性と靱性を安定して得るためには、ＴｉとＺｒ
の含有量の上限はそれぞれ０．８％とすることが好まし
い。
【００４０】Ｂ：
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させて強度と靭性を高めるの
に有効な元素である。しかし、その含有量が０．００１
％未満では所望の効果が得難い。一方、０．０１％を超
えて含有させるとその効果が飽和してコストの上昇を招
くばかりか、却って焼入れ性の低下をきたす場合もある
ので、Ｂの含有量を０．００１〜０．０１％とした。
に有効な元素である。しかし、その含有量が０．００１
％未満では所望の効果が得難い。一方、０．０１％を超
えて含有させるとその効果が飽和してコストの上昇を招
くばかりか、却って焼入れ性の低下をきたす場合もある
ので、Ｂの含有量を０．００１〜０．０１％とした。
【００４１】Ｎ：
本発明においてはＮの含有量を低く制御することが極め
て重要である。すなわち、ＮはＴｉやＺｒとの親和力が
大きいために容易にＴｉやＺｒと結合してＴｉＮやＺｒ
Ｎを生成し、ＴｉやＺｒを固定してしまうので、Ｎを多
量に含有する場合には前記したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫
化物の被削性向上効果が充分に発揮できないこととな
る。特に、ＴｉやＺｒの含有量が低めの場合には、Ｎ含
有量の影響が顕著となる。更に、粗大なＴｉＮやＺｒＮ
は靭性及び被削性を低下させてしまう。したがって、Ｎ
含有量を０．００８％以下とした。
て重要である。すなわち、ＮはＴｉやＺｒとの親和力が
大きいために容易にＴｉやＺｒと結合してＴｉＮやＺｒ
Ｎを生成し、ＴｉやＺｒを固定してしまうので、Ｎを多
量に含有する場合には前記したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫
化物の被削性向上効果が充分に発揮できないこととな
る。特に、ＴｉやＺｒの含有量が低めの場合には、Ｎ含
有量の影響が顕著となる。更に、粗大なＴｉＮやＺｒＮ
は靭性及び被削性を低下させてしまう。したがって、Ｎ
含有量を０．００８％以下とした。
【００４２】なお、（１）の発明においては、Ｔｉ炭硫
化物の効果を高めるために、Ｎ含有量の上限は０．００
６％とすることが好ましい。又、（２）及び（３）の発
明においても、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の効果を高
めるために、Ｎ含有量の上限は０．００６％とすること
が好ましい。
化物の効果を高めるために、Ｎ含有量の上限は０．００
６％とすることが好ましい。又、（２）及び（３）の発
明においても、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の効果を高
めるために、Ｎ含有量の上限は０．００６％とすること
が好ましい。
【００４３】Ａｌ：
Ａｌは、添加すれば鋼の脱酸の安定化及び均質化を図る
作用がある。この効果を確実に得るには、Ａｌは０．０
０５％以上の含有量を必要とする。しかし、その含有量
が０．１０％を超えると前記効果が飽和することに加え
て靭性が劣化するようになる。したがって、Ａｌの含有
量を０．００５〜０．１０％とした。
作用がある。この効果を確実に得るには、Ａｌは０．０
０５％以上の含有量を必要とする。しかし、その含有量
が０．１０％を超えると前記効果が飽和することに加え
て靭性が劣化するようになる。したがって、Ａｌの含有
量を０．００５〜０．１０％とした。
【００４４】Ｎｉ： Ｎｉは添加しなくてもよいが、添加すれば鋼の焼入れ性
を高めるとともに、靭性を向上させる作用がある。この
効果を確実に得るには、Ｎｉは０．０３％以上の含有と
することが望ましい。しかし、その含有量が２．０％を
超えると、前記の効果が飽和するのでコストが嵩んでし
まう。したがって、（１）及び（２）の発明にあって
は、Ｎｉの含有量を０．０５〜２．０％とした。又、必
ずしもＮｉを添加しなくてもよい（３）の発明の場合に
は、Ｎｉの含有量を０〜２．０％とした。なお、Ｎｉを
添加する場合のより好ましい含有量の下限値は０．１％
である。
を高めるとともに、靭性を向上させる作用がある。この
効果を確実に得るには、Ｎｉは０．０３％以上の含有と
することが望ましい。しかし、その含有量が２．０％を
超えると、前記の効果が飽和するのでコストが嵩んでし
まう。したがって、（１）及び（２）の発明にあって
は、Ｎｉの含有量を０．０５〜２．０％とした。又、必
ずしもＮｉを添加しなくてもよい（３）の発明の場合に
は、Ｎｉの含有量を０〜２．０％とした。なお、Ｎｉを
添加する場合のより好ましい含有量の下限値は０．１％
である。
【００４５】Ｗ： Ｗは添加しなくてもよいが、添加すれば、鋼の焼入れ性
を向上させるとともに、表面硬化処理後の芯部硬度を上
げる作用がある。この効果を確実に得るには、Ｗは０．
０５％以上の含有とすることが望ましい。しかし、その
含有量が１．０％を超えると、むしろ硬くなりすぎて靭
性が低下するようになるし、コストも嵩んでしまう。し
たがって、（２）の発明においては、Ｗの含有量を０．
０５〜１．０％とした。又、必ずしもＷを添加する必要
がない（３）の発明の場合には、Ｗの含有量を０〜１．
０％とした。
を向上させるとともに、表面硬化処理後の芯部硬度を上
げる作用がある。この効果を確実に得るには、Ｗは０．
０５％以上の含有とすることが望ましい。しかし、その
含有量が１．０％を超えると、むしろ硬くなりすぎて靭
性が低下するようになるし、コストも嵩んでしまう。し
たがって、（２）の発明においては、Ｗの含有量を０．
０５〜１．０％とした。又、必ずしもＷを添加する必要
がない（３）の発明の場合には、Ｗの含有量を０〜１．
０％とした。
【００４６】Ｃｒ： Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば鋼の焼入れ性を
向上させるとともに、浸炭処理などの表面硬化処理時に
Ｃと結合して複合炭化物を形成するので耐摩耗性を向上
させる効果がある。この効果を確実に得るには、Ｃｒは
０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が２．０％を超えると靭性が劣化する。
したがって、Ｃｒ含有量を０〜２．０％とした。
向上させるとともに、浸炭処理などの表面硬化処理時に
Ｃと結合して複合炭化物を形成するので耐摩耗性を向上
させる効果がある。この効果を確実に得るには、Ｃｒは
０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が２．０％を超えると靭性が劣化する。
したがって、Ｃｒ含有量を０〜２．０％とした。
【００４７】Ｍｏ： Ｍｏは添加しなくてもよい。添加すれば鋼の焼入れ性を
向上させるとともに、表面硬化処理後の芯部硬度を上げ
る作用がある。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．
０５％以上の含有とすることが望ましい。しかし、その
含有量が１．０％を超えると、むしろ硬くなりすぎて靭
性が低下するようになるし、コストも嵩んでしまう。し
たがって、Ｍｏの含有量を０〜１．０％とした。
向上させるとともに、表面硬化処理後の芯部硬度を上げ
る作用がある。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．
０５％以上の含有とすることが望ましい。しかし、その
含有量が１．０％を超えると、むしろ硬くなりすぎて靭
性が低下するようになるし、コストも嵩んでしまう。し
たがって、Ｍｏの含有量を０〜１．０％とした。
【００４８】ｆｎ１、ｆｎ２：
（１）の発明において、前記式で表されるｆｎ１の値
が０％以下の場合に、Ｔｉ炭硫化物の被削性向上効果及
び焼入れ性を高めるために有効な固溶Ｂ量を確保するこ
とができる。更に、上記の条件が満たされ、且つ、表面
硬化処理の前に素材鋼及び／又は表面硬化部品が１１５
０℃以上の温度域に加熱された場合に、微細に析出した
ＮｂＣとＴｉ炭硫化物のピン止め作用で表面硬化処理時
の異常粒成長が防止できる。したがって（１）の発明に
おいてはｆｎ１≦０％の制限を設ける。
が０％以下の場合に、Ｔｉ炭硫化物の被削性向上効果及
び焼入れ性を高めるために有効な固溶Ｂ量を確保するこ
とができる。更に、上記の条件が満たされ、且つ、表面
硬化処理の前に素材鋼及び／又は表面硬化部品が１１５
０℃以上の温度域に加熱された場合に、微細に析出した
ＮｂＣとＴｉ炭硫化物のピン止め作用で表面硬化処理時
の異常粒成長が防止できる。したがって（１）の発明に
おいてはｆｎ１≦０％の制限を設ける。
【００４９】（２）及び（３）の発明において、前記
式で表されるｆｎ２の値が０％以下の場合に、Ｔｉ炭硫
化物やＺｒ炭硫化物の被削性向上効果及び焼入れ性を高
めるために有効な固溶Ｂ量を確保することができる。更
に、上記の条件が満たされ、且つ、表面硬化処理の前に
素材鋼及び／又は表面硬化部品が１１５０℃以上の温度
域に加熱された場合に、微細に析出したＮｂＣとＴｉ炭
硫化物やＺｒ炭硫化物のピン止め作用で表面硬化処理時
の異常粒成長が防止できる。したがって（２）及び
（３）の発明においてはｆｎ２≦０％の制限を設ける。
式で表されるｆｎ２の値が０％以下の場合に、Ｔｉ炭硫
化物やＺｒ炭硫化物の被削性向上効果及び焼入れ性を高
めるために有効な固溶Ｂ量を確保することができる。更
に、上記の条件が満たされ、且つ、表面硬化処理の前に
素材鋼及び／又は表面硬化部品が１１５０℃以上の温度
域に加熱された場合に、微細に析出したＮｂＣとＴｉ炭
硫化物やＺｒ炭硫化物のピン止め作用で表面硬化処理時
の異常粒成長が防止できる。したがって（２）及び
（３）の発明においてはｆｎ２≦０％の制限を設ける。
【００５０】上記の化学組成を有する素材鋼は、例えば
熱間で分塊されて鋼片となり、次いで熱間で圧延された
後、熱間あるいは冷間で鍛造され、必要に応じて焼準さ
れ、更に切削加工されて所定の表面硬化部品の形状に加
工される。そして最終的に表面硬化処理を受けることと
なる。 （Ｂ）Ｔｉ炭硫化物、Ｚｒ炭硫化物のサイズと量 上記の化学組成を有する非調質鋼材の被削性をＴｉ炭硫
化物やＺｒ炭硫化物によって高めるとともに良好な強度
−靭性バランスをも確保するためには、Ｔｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物のサイズと清浄度（ＴｉとＺｒを複合添加
する場合にはＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の清浄度の
和）で表される量を適正化しておくことが重要である。
熱間で分塊されて鋼片となり、次いで熱間で圧延された
後、熱間あるいは冷間で鍛造され、必要に応じて焼準さ
れ、更に切削加工されて所定の表面硬化部品の形状に加
工される。そして最終的に表面硬化処理を受けることと
なる。 （Ｂ）Ｔｉ炭硫化物、Ｚｒ炭硫化物のサイズと量 上記の化学組成を有する非調質鋼材の被削性をＴｉ炭硫
化物やＺｒ炭硫化物によって高めるとともに良好な強度
−靭性バランスをも確保するためには、Ｔｉ炭硫化物や
Ｚｒ炭硫化物のサイズと清浄度（ＴｉとＺｒを複合添加
する場合にはＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の清浄度の
和）で表される量を適正化しておくことが重要である。
【００５１】鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最
大直径が１０μｍを超えると疲労強度や靭性が低下して
しまう。なお、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直
径はいずれも７μｍ以下とすることが好ましい。Ｔｉ炭
硫化物とＺｒ炭硫化物は、それらの最大直径が小さすぎ
ると被削性向上効果が小さくなってしまう。したがっ
て、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の最大直径の下限値は
０．５μｍ程度とすることが好ましい。
大直径が１０μｍを超えると疲労強度や靭性が低下して
しまう。なお、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直
径はいずれも７μｍ以下とすることが好ましい。Ｔｉ炭
硫化物とＺｒ炭硫化物は、それらの最大直径が小さすぎ
ると被削性向上効果が小さくなってしまう。したがっ
て、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の最大直径の下限値は
０．５μｍ程度とすることが好ましい。
【００５２】（１）の発明において、最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の量が清浄度で０．０５％未満の
場合には、Ｔｉ炭硫化物による被削性向上効果が発揮さ
れない。したがって、（１）の発明にあっては、Ｔｉ炭
硫化物の最大直径が１０μｍ以下で清浄度を０．０５％
以上とした。なお、前記の清浄度は０．０８％以上とす
ることが好ましい。上記のＴｉ炭硫化物の清浄度の値が
大きすぎると疲労強度が低下する場合があるので、上記
のＴｉ炭硫化物の清浄度の上限値は２．０％程度とする
ことが好ましい。
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の量が清浄度で０．０５％未満の
場合には、Ｔｉ炭硫化物による被削性向上効果が発揮さ
れない。したがって、（１）の発明にあっては、Ｔｉ炭
硫化物の最大直径が１０μｍ以下で清浄度を０．０５％
以上とした。なお、前記の清浄度は０．０８％以上とす
ることが好ましい。上記のＴｉ炭硫化物の清浄度の値が
大きすぎると疲労強度が低下する場合があるので、上記
のＴｉ炭硫化物の清浄度の上限値は２．０％程度とする
ことが好ましい。
【００５３】（２）及び（３）の発明において、最大直
径が１０μｍ以下のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の量
の和が清浄度で０．０５％未満の場合には、Ｔｉ炭硫化
物及びＺｒ炭硫化物による被削性向上効果が発揮されな
い。したがって、（２）及び（３）の発明にあっては、
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以
下で、且つその量の和を清浄度で０．０５％以上とし
た。なお、前記の清浄度の和は０．０８％以上とするこ
とが好ましい。上記のＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の清
浄度の和の値が大きすぎると疲労強度が低下してしまう
ので、上記の清浄度の和の上限値は２．０％程度とする
ことが好ましい。
径が１０μｍ以下のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の量
の和が清浄度で０．０５％未満の場合には、Ｔｉ炭硫化
物及びＺｒ炭硫化物による被削性向上効果が発揮されな
い。したがって、（２）及び（３）の発明にあっては、
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以
下で、且つその量の和を清浄度で０．０５％以上とし
た。なお、前記の清浄度の和は０．０８％以上とするこ
とが好ましい。上記のＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の清
浄度の和の値が大きすぎると疲労強度が低下してしまう
ので、上記の清浄度の和の上限値は２．０％程度とする
ことが好ましい。
【００５４】上記したようなＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化
物の形態は基本的にはＴｉ、Ｚｒ、Ｓ及びＮの含有量で
決定される。しかし、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサ
イズと清浄度（清浄度の和）を上述の値とするために
は、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に生成することを防ぐこ
とが重要である。このためには、鋼が前記（Ａ）項で述
べた化学組成を有しているだけでは充分でない場合があ
るので、例えば、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し、最後にＴ
ｉやＺｒを添加する製鋼法を採れば良い。なお、Ｔｉ炭
硫化物とＺｒ炭硫化物は、鋼材から採取した試験片を鏡
面研磨し、その研磨面を被検面として倍率４００倍以上
で光学顕微鏡観察すれば、色と形状から容易に他の介在
物と識別できる。すなわち、前記の条件で光学顕微鏡観
察すれば、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の「色」は極
めて薄い灰色で、「形状」はＪＩＳのＢ系介在物やＣ系
介在物に相当する粒状（球状）として認められる。Ｔｉ
炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の詳細判定は、前記の被検面
をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）などの分析
機能を備えた電子顕微鏡で観察することによって行うこ
ともできる。
物の形態は基本的にはＴｉ、Ｚｒ、Ｓ及びＮの含有量で
決定される。しかし、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサ
イズと清浄度（清浄度の和）を上述の値とするために
は、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に生成することを防ぐこ
とが重要である。このためには、鋼が前記（Ａ）項で述
べた化学組成を有しているだけでは充分でない場合があ
るので、例えば、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し、最後にＴ
ｉやＺｒを添加する製鋼法を採れば良い。なお、Ｔｉ炭
硫化物とＺｒ炭硫化物は、鋼材から採取した試験片を鏡
面研磨し、その研磨面を被検面として倍率４００倍以上
で光学顕微鏡観察すれば、色と形状から容易に他の介在
物と識別できる。すなわち、前記の条件で光学顕微鏡観
察すれば、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の「色」は極
めて薄い灰色で、「形状」はＪＩＳのＢ系介在物やＣ系
介在物に相当する粒状（球状）として認められる。Ｔｉ
炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の詳細判定は、前記の被検面
をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）などの分析
機能を備えた電子顕微鏡で観察することによって行うこ
ともできる。
【００５５】前記のＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の清浄
度は、既に述べたように、光学顕微鏡の倍率を４００倍
として、JIS G 0555に規定された「鋼の非金属介在物の
顕微鏡試験方法」によって６０視野測定した値をいう。
なお、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査すれば
良い。 （Ｃ）熱間鍛造、分塊、圧延及び熱処理 既に述べた特開平４−１７６８１６号公報にはＮｂ、Ｔ
ｉ及びＶのうちの１種以上を添加した肌焼鋼を用いて、
高温浸炭時の結晶粒の粗大化を防止する製造方法が開示
されている。この公報に記載の肌焼鋼におけるものを初
めとして、一般に、微細な合金炭窒化物を析出させれ
ば、そのピン止め作用により表面硬化処理時の結晶粒成
長を抑制することは可能である。
度は、既に述べたように、光学顕微鏡の倍率を４００倍
として、JIS G 0555に規定された「鋼の非金属介在物の
顕微鏡試験方法」によって６０視野測定した値をいう。
なお、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査すれば
良い。 （Ｃ）熱間鍛造、分塊、圧延及び熱処理 既に述べた特開平４−１７６８１６号公報にはＮｂ、Ｔ
ｉ及びＶのうちの１種以上を添加した肌焼鋼を用いて、
高温浸炭時の結晶粒の粗大化を防止する製造方法が開示
されている。この公報に記載の肌焼鋼におけるものを初
めとして、一般に、微細な合金炭窒化物を析出させれ
ば、そのピン止め作用により表面硬化処理時の結晶粒成
長を抑制することは可能である。
【００５６】浸炭や浸炭窒化などの所謂表面硬化処理時
の加熱時に、微細な合金炭窒化物を、表面硬化処理の前
段階で充分に鋼中に固溶させ、微細な合金炭窒化物析出
の素地を作っておく必要がある。このためには、表面硬
化処理の前の工程で、一旦高温に加熱しておけばよい。
従来、結晶粒成長を抑制するためのこの高温加熱温度
は、各合金炭窒化物の溶解度積から求めた固溶温度から
１２００℃に設定されていた。
の加熱時に、微細な合金炭窒化物を、表面硬化処理の前
段階で充分に鋼中に固溶させ、微細な合金炭窒化物析出
の素地を作っておく必要がある。このためには、表面硬
化処理の前の工程で、一旦高温に加熱しておけばよい。
従来、結晶粒成長を抑制するためのこの高温加熱温度
は、各合金炭窒化物の溶解度積から求めた固溶温度から
１２００℃に設定されていた。
【００５７】しかし既に述べたように、ＮｂとＴｉや
Ｚｒを複合添加した鋼において凝固時に析出する粗大な
合金炭窒化物は、ＮｂとＴｉやＺｒの複合炭窒化物〔Ｎ
ｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕である。複
合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（Ｃ
Ｎ）〕の固溶と加熱温度（Ｔ）の関係については以下の
とおりである。
Ｚｒを複合添加した鋼において凝固時に析出する粗大な
合金炭窒化物は、ＮｂとＴｉやＺｒの複合炭窒化物〔Ｎ
ｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕である。複
合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（Ｃ
Ｎ）〕の固溶と加熱温度（Ｔ）の関係については以下の
とおりである。
【００５８】（イ）Ｔ＜１１５０℃の場合：上記の複合
炭窒化物は鋼中で安定に存在する。
炭窒化物は鋼中で安定に存在する。
【００５９】（ロ）１１５０℃≦Ｔ≦１３５０℃の場
合：上記の複合炭窒化物のＮｂだけが固溶し、炭窒化物
中にＴｉやＺｒが濃化する。 （ハ）１３５０℃＜Ｔの場合：上記の複合炭窒化物は完
全に固溶する（Ｔｉ、Ｚｒも固溶する）。
合：上記の複合炭窒化物のＮｂだけが固溶し、炭窒化物
中にＴｉやＺｒが濃化する。 （ハ）１３５０℃＜Ｔの場合：上記の複合炭窒化物は完
全に固溶する（Ｔｉ、Ｚｒも固溶する）。
【００６０】したがって、本発明においては、微細に析
出したＮｂＣのピン止め作用を利用して異常粒成長の発
生を防止するために、表面硬化処理の前の工程で一旦１
１５０℃以上に加熱する。
出したＮｂＣのピン止め作用を利用して異常粒成長の発
生を防止するために、表面硬化処理の前の工程で一旦１
１５０℃以上に加熱する。
【００６１】そこで、表面硬化部品への加工工程に熱間
鍛造が含まれる場合には、少なくともこの熱間鍛造にお
ける加熱温度を１１５０℃以上としてＮｂを固溶させれ
ばよいことになる（（５）の発明）。
鍛造が含まれる場合には、少なくともこの熱間鍛造にお
ける加熱温度を１１５０℃以上としてＮｂを固溶させれ
ばよいことになる（（５）の発明）。
【００６２】あるいは既に述べた表面硬化処理の前工程
のうち、熱間鍛造以外で「加熱」処理を伴うものは分
塊、圧延及び所謂「熱処理」であるため、これら分塊、
圧延及び熱処理の少なくとも１つの工程において加熱温
度を１１５０℃以上とすればよいことになる（（６）の
発明）。
のうち、熱間鍛造以外で「加熱」処理を伴うものは分
塊、圧延及び所謂「熱処理」であるため、これら分塊、
圧延及び熱処理の少なくとも１つの工程において加熱温
度を１１５０℃以上とすればよいことになる（（６）の
発明）。
【００６３】なお、本発明においては、微細に析出した
ＮｂＣのピン止め作用を利用することに加えて、Ｔｉ炭
硫化物やＺｒ炭硫化物のピン止め作用も利用して表面硬
化処理時の異常粒成長の防止を図る。このＴｉ炭硫化物
やＺｒ炭硫化物は１３５０℃以下の温度では基地に固溶
し難い。このため、上記した（５）の発明及び（６）の
発明における加熱温度の上限は、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭
硫化物のピン止め作用を確保するために１３５０℃とす
るのが良い。
ＮｂＣのピン止め作用を利用することに加えて、Ｔｉ炭
硫化物やＺｒ炭硫化物のピン止め作用も利用して表面硬
化処理時の異常粒成長の防止を図る。このＴｉ炭硫化物
やＺｒ炭硫化物は１３５０℃以下の温度では基地に固溶
し難い。このため、上記した（５）の発明及び（６）の
発明における加熱温度の上限は、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭
硫化物のピン止め作用を確保するために１３５０℃とす
るのが良い。
【００６４】なお、浸炭や浸炭窒化などの所謂表面硬化
処理の加熱時に、微細な合金炭窒化物を析出させておく
ためには、上記の加熱後の冷却速度は０．２℃／ｓ以上
とすることが望ましい。
処理の加熱時に、微細な合金炭窒化物を析出させておく
ためには、上記の加熱後の冷却速度は０．２℃／ｓ以上
とすることが望ましい。
【００６５】（Ｄ）表面硬化処理
表面硬化処理は、所定の表面硬化部品の表面を硬化さ
せ、製品として必要な耐摩耗性や疲労強度を確保するの
に必要不可欠の処理である。しかし、この処理方法は特
に規定されるものではなく、通常の方法で行えばよい。
せ、製品として必要な耐摩耗性や疲労強度を確保するの
に必要不可欠の処理である。しかし、この処理方法は特
に規定されるものではなく、通常の方法で行えばよい。
【００６６】（Ｅ）表面硬化処理後の表面硬化部品の芯
部硬度と靭性 表面硬化部品が、自動車や産業機械が使用される過酷な
環境においても充分な耐久性を発揮するためには、表面
硬化処理後、Ｈｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ
２ 以上の衝撃値を有することが必要である。これらの
一方及び／又は両方から外れる場合は表面硬化部品の実
環境での耐久性は極めて劣化したものとなってしまう。
したがって、表面硬化部品の芯部硬度はＨｖ３００以
上、且つ、衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２ 以上とした
（（４）の発明）。
部硬度と靭性 表面硬化部品が、自動車や産業機械が使用される過酷な
環境においても充分な耐久性を発揮するためには、表面
硬化処理後、Ｈｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ
２ 以上の衝撃値を有することが必要である。これらの
一方及び／又は両方から外れる場合は表面硬化部品の実
環境での耐久性は極めて劣化したものとなってしまう。
したがって、表面硬化部品の芯部硬度はＨｖ３００以
上、且つ、衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２ 以上とした
（（４）の発明）。
【００６７】（Ｆ）焼戻し
低温で焼戻しを行うと表面硬度の大きな低下を伴うこと
なく靭性を改善できるので、本発明の表面硬化部品は、
表面硬化処理の後必要に応じて焼戻しを実施したもので
あっても良い。焼戻しをする場合は、表面硬度を確保す
るためにその温度を１５０〜２００℃とするのが望まし
い。
なく靭性を改善できるので、本発明の表面硬化部品は、
表面硬化処理の後必要に応じて焼戻しを実施したもので
あっても良い。焼戻しをする場合は、表面硬度を確保す
るためにその温度を１５０〜２００℃とするのが望まし
い。
【００６８】
【実施例】（実施例１）
表１，表２に示す化学組成の鋼を通常の方法によって１
５０ｋｇ真空炉を用いて溶製した。なお、鋼Ｉ、鋼Ｋと
鋼Ｒを除いて、Ｔｉ酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及
びＡｌで充分脱酸し種々の元素を添加した最後にＴｉを
添加して、Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度を調整するよ
うにした。鋼Ｉ、鋼Ｋと鋼ＲについてはＳｉ及びＡｌで
脱酸する際に同時にＴｉを添加した。
５０ｋｇ真空炉を用いて溶製した。なお、鋼Ｉ、鋼Ｋと
鋼Ｒを除いて、Ｔｉ酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及
びＡｌで充分脱酸し種々の元素を添加した最後にＴｉを
添加して、Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度を調整するよ
うにした。鋼Ｉ、鋼Ｋと鋼ＲについてはＳｉ及びＡｌで
脱酸する際に同時にＴｉを添加した。
【００６９】表１、表２において、鋼Ｆ〜Ｈは化学組成
が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼Ｉ〜
Ｗは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲か
ら外れた比較例の鋼である。なお、比較例の鋼におい
て、鋼Ｕ、鋼Ｖ及び鋼ＷはそれぞれＪＩＳのＳＭｎ４２
０鋼、ＳＣｒ４２０鋼及びＳＣＭ４２０鋼に相当するも
のである。
が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼Ｉ〜
Ｗは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲か
ら外れた比較例の鋼である。なお、比較例の鋼におい
て、鋼Ｕ、鋼Ｖ及び鋼ＷはそれぞれＪＩＳのＳＭｎ４２
０鋼、ＳＣｒ４２０鋼及びＳＣＭ４２０鋼に相当するも
のである。
【００７０】
【表１】
【００７１】
【表２】
【００７２】次いで、これらの鋼を１１４０℃に加熱し
た後に通常の方法によって鋼片とし、更に１１００℃に
加熱して、１１００〜１０００℃の温度で３０ｍｍ直径
の丸棒に熱間鍛造した。
た後に通常の方法によって鋼片とし、更に１１００℃に
加熱して、１１００〜１０００℃の温度で３０ｍｍ直径
の丸棒に熱間鍛造した。
【００７３】こうして得られた熱間鍛造後の丸棒からJI
S G 0555の図１に則って試験片を採取し、鏡面研磨した
幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率が４０
０倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物を
他の介在物と区分しながらその清浄度を測定した。Ｔｉ
炭硫化物の最大直径も、倍率が４００倍の光学顕微鏡で
６０視野観察して調査した。
S G 0555の図１に則って試験片を採取し、鏡面研磨した
幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率が４０
０倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物を
他の介在物と区分しながらその清浄度を測定した。Ｔｉ
炭硫化物の最大直径も、倍率が４００倍の光学顕微鏡で
６０視野観察して調査した。
【００７４】又、上記の熱間鍛造後の丸棒から８ｍｍ直
径×１２ｍｍ長さの粗粒化測定試験片を切り出し、この
試験片を用いて下記の４条件の加工熱処理試験を行い、
異常粒成長の発生率を倍率１００倍の光学顕微鏡で１０
視野観察して調査した。
径×１２ｍｍ長さの粗粒化測定試験片を切り出し、この
試験片を用いて下記の４条件の加工熱処理試験を行い、
異常粒成長の発生率を倍率１００倍の光学顕微鏡で１０
視野観察して調査した。
【００７５】（条件１）
真空中で、試験片を１１００℃、１１７５℃及び１２５
０℃の温度でそれぞれ１５分間加熱した後、圧縮加工に
より３０％の変形量を与えて室温まで１．０℃／ｓの冷
却速度で冷却した。この後、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポ
テンシャル：０．８％）の浸炭処理を行った後油焼入れ
した。
０℃の温度でそれぞれ１５分間加熱した後、圧縮加工に
より３０％の変形量を与えて室温まで１．０℃／ｓの冷
却速度で冷却した。この後、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポ
テンシャル：０．８％）の浸炭処理を行った後油焼入れ
した。
【００７６】（条件２）
真空中で、試験片を１１００℃で１５分間加熱し、続い
て圧縮加工により３０％の変形量を与え、一旦室温まで
２．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。この後、更に、１
１００℃、１１７５℃及び１２５０℃の温度で１５分間
加熱した後、室温まで１．０℃／ｓの冷却速度で冷却し
た。次いで、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：
０．８％）の浸炭処理を行った後油焼入れした。
て圧縮加工により３０％の変形量を与え、一旦室温まで
２．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。この後、更に、１
１００℃、１１７５℃及び１２５０℃の温度で１５分間
加熱した後、室温まで１．０℃／ｓの冷却速度で冷却し
た。次いで、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：
０．８％）の浸炭処理を行った後油焼入れした。
【００７７】（条件３）
大気中で、試験片に常温で圧縮加工により３０％の変形
量を与えた。次いで、真空中で、１１００℃、１１７５
℃及び１２５０℃の温度でそれぞれ１５分間加熱した
後、室温まで１．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。この
後、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８％）
の浸炭処理を行った後油焼入れした。
量を与えた。次いで、真空中で、１１００℃、１１７５
℃及び１２５０℃の温度でそれぞれ１５分間加熱した
後、室温まで１．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。この
後、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８％）
の浸炭処理を行った後油焼入れした。
【００７８】（条件４）
真空中で、試験片を１１００℃、１１７５℃及び１２５
０℃の温度でそれぞれ１５分間加熱した後、一旦室温ま
で１．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。次いで、真空中
で１１００℃で１５分間加熱し、更に、圧縮加工により
３０％の変形量を与え、室温まで２．０℃／ｓの冷却速
度で冷却した。この後、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテン
シャル：０．８％）の浸炭処理を行った後油焼入れし
た。
０℃の温度でそれぞれ１５分間加熱した後、一旦室温ま
で１．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。次いで、真空中
で１１００℃で１５分間加熱し、更に、圧縮加工により
３０％の変形量を与え、室温まで２．０℃／ｓの冷却速
度で冷却した。この後、９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテン
シャル：０．８％）の浸炭処理を行った後油焼入れし
た。
【００７９】表３に、熱間鍛造後の丸棒におけるＴｉ炭
硫化物の清浄度及び最大直径の調査結果、並びに条件１
〜４の加工熱処理試験を行った場合の異常粒成長の発生
率調査結果を示す。なお、異常粒成長の発生率は１００
倍の倍率で１０視野検鏡した場合の面積割合で表示し
た。
硫化物の清浄度及び最大直径の調査結果、並びに条件１
〜４の加工熱処理試験を行った場合の異常粒成長の発生
率調査結果を示す。なお、異常粒成長の発生率は１００
倍の倍率で１０視野検鏡した場合の面積割合で表示し
た。
【００８０】
【表３】
【００８１】表３から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼Ｆ〜Ｈを素材とするものと、比較
例の鋼のうち鋼Ｑと鋼Ｓを素材とするものだけが本発明
で規定した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しない
ことが明らかである。
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼Ｆ〜Ｈを素材とするものと、比較
例の鋼のうち鋼Ｑと鋼Ｓを素材とするものだけが本発明
で規定した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しない
ことが明らかである。
【００８２】（実施例２）
前記の実施例１で作製した鋼Ｆ〜Ｗの鋼片を１１９０℃
に加熱してから、１１９０〜１０００℃の温度で３０ｍ
ｍ直径の丸棒に熱間鍛造した。
に加熱してから、１１９０〜１０００℃の温度で３０ｍ
ｍ直径の丸棒に熱間鍛造した。
【００８３】こうして得られた熱間鍛造後の丸棒から実
施例１の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物を他の介在物と区分しながらそ
の清浄度を測定した。Ｔｉ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。
施例１の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物を他の介在物と区分しながらそ
の清浄度を測定した。Ｔｉ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。
【００８４】又、上記の熱間鍛造後の丸棒の中心部から
ＪＩＳ３号シャルピ−衝撃試験片を切り出し、表面処理
として９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８
％）の浸炭処理を行った後油焼入れし、更に、１６０℃
で焼戻しを行った。次いで、衝撃試験を行うと共に試験
片中心部すなわち芯部の硬度測定を行った。
ＪＩＳ３号シャルピ−衝撃試験片を切り出し、表面処理
として９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８
％）の浸炭処理を行った後油焼入れし、更に、１６０℃
で焼戻しを行った。次いで、衝撃試験を行うと共に試験
片中心部すなわち芯部の硬度測定を行った。
【００８５】被削性評価のため、ドリル穿孔試験も実施
した。すなわち、前記した熱間鍛造後の３０ｍｍ直径の
丸棒を２５ｍｍの長さに輪切りにしたものを用いて、Ｒ
／２部（Ｒは丸棒の半径）についてその長さ方向に貫通
孔をあけ、刃先摩損により穿孔不能となったときの貫通
孔の個数を数え、被削性の評価を行った。穿孔条件は、
ＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１のφ５ｍｍストレ−トシ
ャンクドリルを使用し、水溶性の潤滑剤を用いて、送り
０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数９８０ｒｐｍで行った。
した。すなわち、前記した熱間鍛造後の３０ｍｍ直径の
丸棒を２５ｍｍの長さに輪切りにしたものを用いて、Ｒ
／２部（Ｒは丸棒の半径）についてその長さ方向に貫通
孔をあけ、刃先摩損により穿孔不能となったときの貫通
孔の個数を数え、被削性の評価を行った。穿孔条件は、
ＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１のφ５ｍｍストレ−トシ
ャンクドリルを使用し、水溶性の潤滑剤を用いて、送り
０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数９８０ｒｐｍで行った。
【００８６】表４に各種試験の結果を示す。
【００８７】
【表４】
【００８８】表４から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼Ｆ〜Ｈを素材とするものはＨｖ３
００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上の衝撃値を
有している。更に、被削性も良好なことが明らかであ
る。したがって、これらの鋼を素材とする表面硬化部品
は自動車や産業機械が使用される過酷な環境においても
充分な耐久性を発揮できることになる。
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼Ｆ〜Ｈを素材とするものはＨｖ３
００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上の衝撃値を
有している。更に、被削性も良好なことが明らかであ
る。したがって、これらの鋼を素材とする表面硬化部品
は自動車や産業機械が使用される過酷な環境においても
充分な耐久性を発揮できることになる。
【００８９】一方、前記実施例１において本発明で規定
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼の鋼Ｑと鋼Ｓを素材とするものは、芯部硬度と
衝撃値のいずれかが低く、表面硬化部品の実環境での耐
久性は極めて劣化したものとなってしまう。
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼の鋼Ｑと鋼Ｓを素材とするものは、芯部硬度と
衝撃値のいずれかが低く、表面硬化部品の実環境での耐
久性は極めて劣化したものとなってしまう。
【００９０】又、比較例の鋼のうち最大直径が１０μｍ
以下のＴｉ炭硫化物の量が清浄度で０．０５％を下回る
鋼Ｉ、鋼Ｋ、鋼Ｒ、鋼Ｕ、鋼Ｖ及び鋼Ｗではドリル貫通
孔の個数が１００個に達せず被削性が劣っている。
以下のＴｉ炭硫化物の量が清浄度で０．０５％を下回る
鋼Ｉ、鋼Ｋ、鋼Ｒ、鋼Ｕ、鋼Ｖ及び鋼Ｗではドリル貫通
孔の個数が１００個に達せず被削性が劣っている。
【００９１】（実施例３）
前記の実施例１で作製した鋼Ｆ〜Ｈ、鋼Ｑ及び鋼Ｓの鋼
片を１１８０℃で真空中の熱処理を行い、一旦室温まで
０．２５℃／ｓの冷却速度で冷却した。その後、１１０
０℃に加熱してから、１１００〜１０００℃の温度で３
０ｍｍ直径の丸棒に熱間鍛造した。
片を１１８０℃で真空中の熱処理を行い、一旦室温まで
０．２５℃／ｓの冷却速度で冷却した。その後、１１０
０℃に加熱してから、１１００〜１０００℃の温度で３
０ｍｍ直径の丸棒に熱間鍛造した。
【００９２】こうして得られた熱間鍛造後の丸棒から実
施例１の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物を他の介在物と区分しながらそ
の清浄度を測定した。Ｔｉ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。
又、上記の熱間鍛造後の丸棒の中心部からＪＩＳ３号シ
ャルピ−衝撃試験片を切り出し、表面硬化処理として９
３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８％）の浸炭
処理を行った後油焼入れし、更に、１７０℃で焼戻しを
行った。次いで、衝撃試験を行うと共に試験片中心部硬
度すなわち芯部硬度の測定を行った。
施例１の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物を他の介在物と区分しながらそ
の清浄度を測定した。Ｔｉ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。
又、上記の熱間鍛造後の丸棒の中心部からＪＩＳ３号シ
ャルピ−衝撃試験片を切り出し、表面硬化処理として９
３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８％）の浸炭
処理を行った後油焼入れし、更に、１７０℃で焼戻しを
行った。次いで、衝撃試験を行うと共に試験片中心部硬
度すなわち芯部硬度の測定を行った。
【００９３】被削性評価のためのドリル穿孔試験も実施
した。その試験片、試験方法及び評価方法は実施例２で
述べたとおりである。
した。その試験片、試験方法及び評価方法は実施例２で
述べたとおりである。
【００９４】表５に各種試験の結果を示す。
【００９５】
【表５】
【００９６】表５から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼Ｆ〜Ｈを素材とするものはＨｖ３
００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上の衝撃値を
有している。更に、被削性も良好なことが明らかであ
る。したがって、これらの鋼を素材とする表面硬化部品
は自動車や産業機械が使用される過酷な環境においても
充分な耐久性を発揮できることになる。
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼Ｆ〜Ｈを素材とするものはＨｖ３
００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上の衝撃値を
有している。更に、被削性も良好なことが明らかであ
る。したがって、これらの鋼を素材とする表面硬化部品
は自動車や産業機械が使用される過酷な環境においても
充分な耐久性を発揮できることになる。
【００９７】一方、前記実施例１において本発明で規定
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼のＱとＳを素材とするものは、芯部硬度と衝撃
値のいずれかが低く、表面硬化部品の実環境での耐久性
は極めて劣化したものとなってしまう。
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼のＱとＳを素材とするものは、芯部硬度と衝撃
値のいずれかが低く、表面硬化部品の実環境での耐久性
は極めて劣化したものとなってしまう。
【００９８】（実施例４）
表６に示す化学組成の鋼を通常の方法によって１５０ｋ
ｇ真空炉を用いて溶製した。なお、Ｔｉ酸化物及びＺｒ
酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し
種々の元素を添加した最後にＴｉとＺｒを添加して、Ｔ
ｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物のサイズと清浄度（清浄度の
和）を調整するようにした。
ｇ真空炉を用いて溶製した。なお、Ｔｉ酸化物及びＺｒ
酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し
種々の元素を添加した最後にＴｉとＺｒを添加して、Ｔ
ｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物のサイズと清浄度（清浄度の
和）を調整するようにした。
【００９９】表６において、鋼ａ〜ｄは化学組成が本発
明で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼ｅ〜ｇは成
分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れ
た比較例の鋼である。
明で規定する範囲内にある本発明例の鋼、鋼ｅ〜ｇは成
分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れ
た比較例の鋼である。
【０１００】
【表６】
【０１０１】次いで、これらの鋼を１１４０℃に加熱し
た後に通常の方法によって鋼片とし、更に１１００℃に
加熱して、１１００〜１０００℃の温度で３０ｍｍ直径
の丸棒に熱間鍛造した。
た後に通常の方法によって鋼片とし、更に１１００℃に
加熱して、１１００〜１０００℃の温度で３０ｍｍ直径
の丸棒に熱間鍛造した。
【０１０２】こうして得られた熱間鍛造後の丸棒からJI
S G 0555の図１に則って試験片を採取し、鏡面研磨した
幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率が４０
０倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物及
びＺｒ炭硫化物を他の介在物と区分しながらその清浄度
（清浄度の和）を測定した。Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫
化物の最大直径も、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０
視野観察して調査した。又、上記の熱間鍛造後の丸棒か
ら８ｍｍ直径×１２ｍｍ長さの粗粒化測定試験片を切り
出し、この試験片を用いて前記の実施例１におけるのと
同じ条件１〜４で加工熱処理試験を行い、異常粒成長の
発生率を倍率１００倍の光学顕微鏡で１０視野観察して
調査した。
S G 0555の図１に則って試験片を採取し、鏡面研磨した
幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率が４０
０倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物及
びＺｒ炭硫化物を他の介在物と区分しながらその清浄度
（清浄度の和）を測定した。Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫
化物の最大直径も、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０
視野観察して調査した。又、上記の熱間鍛造後の丸棒か
ら８ｍｍ直径×１２ｍｍ長さの粗粒化測定試験片を切り
出し、この試験片を用いて前記の実施例１におけるのと
同じ条件１〜４で加工熱処理試験を行い、異常粒成長の
発生率を倍率１００倍の光学顕微鏡で１０視野観察して
調査した。
【０１０３】表７に、上記の各種試験の結果を示す。な
お、「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄において、Ｔｉと
Ｚｒとを複合添加した場合には「最大直径」はいずれか
大きい方の炭硫化物の値であり、清浄度は清浄度の和を
意味する。又、異常粒成長の発生率は１００倍の倍率で
１０視野検鏡した場合の面積割合で表示した。
お、「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄において、Ｔｉと
Ｚｒとを複合添加した場合には「最大直径」はいずれか
大きい方の炭硫化物の値であり、清浄度は清浄度の和を
意味する。又、異常粒成長の発生率は１００倍の倍率で
１０視野検鏡した場合の面積割合で表示した。
【０１０４】
【表７】
【０１０５】表７から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例の鋼ａ〜ｄを素材とするも
のと、比較例の鋼ｇを素材とするものだけが本発明で規
定した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しないこと
が明らかである。
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例の鋼ａ〜ｄを素材とするも
のと、比較例の鋼ｇを素材とするものだけが本発明で規
定した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しないこと
が明らかである。
【０１０６】（実施例５）
前記の実施例４で作製した鋼ａ〜ｇの鋼片を１１９０℃
に加熱してから、１１９０〜１０００℃の温度で３０ｍ
ｍ直径の丸棒に熱間鍛造した。
に加熱してから、１１９０〜１０００℃の温度で３０ｍ
ｍ直径の丸棒に熱間鍛造した。
【０１０７】こうして得られた熱間鍛造後の丸棒から実
施例４の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物を他の介在物
と区分しながらその清浄度（清浄度の和）も測定した。
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率が４
００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。
施例４の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物を他の介在物
と区分しながらその清浄度（清浄度の和）も測定した。
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率が４
００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。
【０１０８】又、上記の熱間鍛造後の丸棒の中心部から
ＪＩＳ３号シャルピ−衝撃試験片を切り出し、表面処理
として９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８
％）の浸炭処理を行った後油焼入れし、更に、１６０℃
で焼戻しを行った。次いで、衝撃試験を行うと共に試験
片中心部すなわち芯部の硬度測定を行った。
ＪＩＳ３号シャルピ−衝撃試験片を切り出し、表面処理
として９３０℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８
％）の浸炭処理を行った後油焼入れし、更に、１６０℃
で焼戻しを行った。次いで、衝撃試験を行うと共に試験
片中心部すなわち芯部の硬度測定を行った。
【０１０９】被削性評価のため、ドリル穿孔試験も実施
した。その試験片、試験方法及び評価方法は実施例２で
述べたとおりである。
した。その試験片、試験方法及び評価方法は実施例２で
述べたとおりである。
【０１１０】表８に各種試験の結果を示す。なお、「Ｔ
ｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄において、ＴｉとＺｒとを
複合添加した場合には「最大直径」はいずれか大きい方
の炭硫化物の値であり、清浄度は清浄度の和を意味する
ことは、前記の表７と同じである。
ｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄において、ＴｉとＺｒとを
複合添加した場合には「最大直径」はいずれか大きい方
の炭硫化物の値であり、清浄度は清浄度の和を意味する
ことは、前記の表７と同じである。
【０１１１】
【表８】
【０１１２】表８から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例の鋼ａ〜ｄを素材とするも
のはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上
の衝撃値を有している。更に、被削性も良好なことが明
らかである。したがって、これらの鋼を素材とする表面
硬化部品は自動車や産業機械が使用される過酷な環境に
おいても充分な耐久性を発揮できることになる。
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例の鋼ａ〜ｄを素材とするも
のはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上
の衝撃値を有している。更に、被削性も良好なことが明
らかである。したがって、これらの鋼を素材とする表面
硬化部品は自動車や産業機械が使用される過酷な環境に
おいても充分な耐久性を発揮できることになる。
【０１１３】一方、前記実施例４において本発明で規定
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼の鋼ｇを素材とするものは、衝撃値が低く、表
面硬化部品の実環境での耐久性は極めて劣化したものと
なってしまう。
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼の鋼ｇを素材とするものは、衝撃値が低く、表
面硬化部品の実環境での耐久性は極めて劣化したものと
なってしまう。
【０１１４】又、比較例の鋼ｅ、鋼ｆを素材とするもの
は最大直径が１０μｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の
量が清浄度で０．０５％を下回り、ドリル貫通孔の個数
が１００個に達せず被削性が劣っている。
は最大直径が１０μｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の
量が清浄度で０．０５％を下回り、ドリル貫通孔の個数
が１００個に達せず被削性が劣っている。
【０１１５】（実施例６）
前記の実施例４で作製した鋼ａ〜ｇの鋼片を１１８０℃
で真空中の熱処理を行い、一旦室温まで０．２５℃／ｓ
の冷却速度で冷却した。その後、１１００℃に加熱して
から、１１００〜１０００℃の温度で３０ｍｍ直径の丸
棒に熱間鍛造した。
で真空中の熱処理を行い、一旦室温まで０．２５℃／ｓ
の冷却速度で冷却した。その後、１１００℃に加熱して
から、１１００〜１０００℃の温度で３０ｍｍ直径の丸
棒に熱間鍛造した。
【０１１６】こうして得られた熱間鍛造後の丸棒から実
施例４の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物を他の介在物
と区分しながらその清浄度（清浄度の和）も測定した。
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率が４
００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。又、
上記の熱間鍛造後の丸棒の中心部からＪＩＳ３号シャル
ピ−衝撃試験片を切り出し、表面硬化処理として９３０
℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８％）の浸炭処理
を行った後油焼入れし、更に、１７０℃で焼戻しを行っ
た。次いで、衝撃試験を行うと共に試験片中心部硬度す
なわち芯部硬度の測定を行った。
施例４の場合と同様に、JIS G 0555の図１に則って試験
片を採取し、鏡面研磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍ
ｍの被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野
観察して、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物を他の介在物
と区分しながらその清浄度（清浄度の和）も測定した。
Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率が４
００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。又、
上記の熱間鍛造後の丸棒の中心部からＪＩＳ３号シャル
ピ−衝撃試験片を切り出し、表面硬化処理として９３０
℃×６ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８％）の浸炭処理
を行った後油焼入れし、更に、１７０℃で焼戻しを行っ
た。次いで、衝撃試験を行うと共に試験片中心部硬度す
なわち芯部硬度の測定を行った。
【０１１７】被削性評価のためのドリル穿孔試験も実施
した。その試験片、試験方法及び評価方法は実施例２で
述べたとおりである。
した。その試験片、試験方法及び評価方法は実施例２で
述べたとおりである。
【０１１８】表９に各種試験の結果を示す。なお、「Ｔ
ｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄において、ＴｉとＺｒとを
複合添加した場合には「最大直径」はいずれか大きい方
の炭硫化物の値であり、清浄度は清浄度の和を意味する
ことは、前記の表７及び表８と同じである。
ｉ、Ｚｒ炭硫化物」とした欄において、ＴｉとＺｒとを
複合添加した場合には「最大直径」はいずれか大きい方
の炭硫化物の値であり、清浄度は清浄度の和を意味する
ことは、前記の表７及び表８と同じである。
【０１１９】
【表９】
【０１２０】表９から、化学組成及び最大直径が１０μ
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例の鋼ａ〜ｄを素材とするも
のはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上
の衝撃値を有している。更に、被削性も良好なことが明
らかである。したがって、これらの鋼を素材とする表面
硬化部品は自動車や産業機械が使用される過酷な環境に
おいても充分な耐久性を発揮できることになる。
ｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」の清浄度が本発明で規
定する範囲内にある本発明例の鋼ａ〜ｄを素材とするも
のはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ２ 以上
の衝撃値を有している。更に、被削性も良好なことが明
らかである。したがって、これらの鋼を素材とする表面
硬化部品は自動車や産業機械が使用される過酷な環境に
おいても充分な耐久性を発揮できることになる。
【０１２１】一方、前記実施例４において本発明で規定
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼の鋼ｇを素材とするものは、衝撃値が低く、表
面硬化部品の実環境での耐久性は極めて劣化したものと
なってしまう。
した条件で加熱処理した場合に異常粒成長しなかった比
較例の鋼の鋼ｇを素材とするものは、衝撃値が低く、表
面硬化部品の実環境での耐久性は極めて劣化したものと
なってしまう。
【０１２２】又、比較例の鋼ｅ及び鋼ｆを素材とするも
のは最大直径が１０μｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」
の量が清浄度で０．０５％を下回り、ドリル貫通孔の個
数が１００個に達せず被削性が劣っている。
のは最大直径が１０μｍ以下の「Ｔｉ、Ｚｒ炭硫化物」
の量が清浄度で０．０５％を下回り、ドリル貫通孔の個
数が１００個に達せず被削性が劣っている。
【０１２３】
【発明の効果】本発明による低コスト型の表面硬化部品
は強度と靭性に優れ、異常粒成長も生じないので、自動
車や産業機械用などの各種機械構造部品、特に歯車を代
表とする表面硬化部品として利用することができる。本
発明の耐粗粒化肌焼鋼材は被削性に優れるので、上記の
表面硬化部品は、本発明の耐粗粒化肌焼鋼材を素材と
し、これに本発明方法を適用することによって、比較的
容易に製造することができる。
は強度と靭性に優れ、異常粒成長も生じないので、自動
車や産業機械用などの各種機械構造部品、特に歯車を代
表とする表面硬化部品として利用することができる。本
発明の耐粗粒化肌焼鋼材は被削性に優れるので、上記の
表面硬化部品は、本発明の耐粗粒化肌焼鋼材を素材と
し、これに本発明方法を適用することによって、比較的
容易に製造することができる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：
０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０４〜１．０％、
Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．０３〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００８％
以下、Ｃｒ：０〜２．０％及びＭｏ：０〜１．０％を含
み、下記式で表されるｆｎ１の値が０％以下を満た
し、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、更に、
鋼中のＴｉ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以下で、且
つ、その量が清浄度で０．０５％以上である被削性に優
れた耐粗粒化肌焼鋼材。 ｆｎ１＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）＋４Ｎ（％）・・・ - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：
０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０
〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０
４〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｗ：０．
０５〜１．０％及びＮｉ：０．０３〜２．０％の１種以
上、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００８％
以下、Ｃｒ：０〜２．０％及びＭｏ：０〜１．０％を含
み、下記式で表されるｆｎ２の値が０％以下を満た
し、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、更に、
鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径が１０
μｍ以下で、且つ、その量の和が清浄度で０．０５％以
上である被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材。 ｆｎ２＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）−Ｚｒ（％）＋４Ｎ（％）・・・ - 【請求項３】重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：
０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０〜０．９２９％、Ｚ
ｒ：０．０７１〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ
（％）：０．０７１〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．
０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００
８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜１．０％及びＮｉ：０〜２．０％を含み、下記
式で表されるｆｎ２の値が０％以下を満たし、残部は
Ｆｅ及び不可避不純物の化学組成で、更に、鋼中のＴｉ
炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以下
で、且つ、その量の和が清浄度で０．０５％以上である
被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材。 ｆｎ２＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）−Ｚｒ（％）＋４Ｎ（％）・・・ - 【請求項４】素材が、請求項１から３までのいずれかに
記載の鋼材であって、表面硬化処理後にＨｖ３００以上
の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ ２ 以上の衝撃値を有するこ
とを特徴とする強度と靭性に優れた表面硬化部品。 - 【請求項５】請求項１から３までのいずれかに記載の鋼
材を、表面硬化処理に先立って１１５０℃以上に加熱し
てから熱間鍛造することを特徴とする強度と靭性に優れ
た表面硬化部品の製造方法。 - 【請求項６】請求鋼１から３までのいずれかに記載の鋼
材を、分塊、圧延及び熱処理の少なくとも１つの工程を
１１５０℃以上に加熱して行い、その後鍛造し表面硬化
処理することを特徴とする強度と靭性に優れた表面硬化
部品の製造方法。
Priority Applications (1)
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Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-344833 | 1997-12-15 | ||
| JP34483397 | 1997-12-15 | ||
| JP09421098A JP3395642B2 (ja) | 1997-12-15 | 1998-04-07 | 耐粗粒化肌焼鋼材並びに強度と靭性に優れた表面硬化部品及びその製造方法 |
Publications (2)
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| JPH11236646A JPH11236646A (ja) | 1999-08-31 |
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ID=26435490
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| KR101294900B1 (ko) * | 2010-03-16 | 2013-08-08 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연질화용 강 및 연질화 강 부품 및 그 제조 방법 |
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-
1998
- 1998-04-07 JP JP09421098A patent/JP3395642B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11236646A (ja) | 1999-08-31 |
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