JPH10168543A - 耐粗粒化肌焼鋼及び強度と靱性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法 - Google Patents
耐粗粒化肌焼鋼及び強度と靱性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法Info
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- JPH10168543A JPH10168543A JP33366996A JP33366996A JPH10168543A JP H10168543 A JPH10168543 A JP H10168543A JP 33366996 A JP33366996 A JP 33366996A JP 33366996 A JP33366996 A JP 33366996A JP H10168543 A JPH10168543 A JP H10168543A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】1050℃での表面硬化処理時にも粗粒化発生が防
止でき、熱処理歪の小さい高強度・高靭性の表面硬化部
品とその母材となる肌焼鋼及びその表面硬化部品の製造
方法の提供。 【解決手段】 C：0.10〜0.30％、Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.6〜2.0％、Cr：0〜2.0％、Mo：0〜1.0％、Nb：0.
005〜0.10％、Ti：0.005〜0.10％、N：0.002〜0.05％、
Al：0〜0.01％を含有するとともに、｛Nb（％）＋2Ti
（％）｝＜（4/7）｛（14C（％）＋12N（％）｝、0.02
％≦Nb（％）＋2Ti（％）≦0.25％及び0.85％＜（4/7）
｛（14C（％）＋12N（％）｝＜2.6％を満たし、残部はF
e及び不純物からなり、不純物中のP≦0.03％、S≦0.04
％である肌焼鋼。表面硬化処理後にHv300以上の芯部
硬度と20J/cm2以上の衝撃値を有する表面硬化部品。
表面硬化処理に先立って1150℃以上に加熱してから熱間
鍛造する表面硬化部品の製造方法。分塊、圧延及び熱処
理の少なくとも１つの工程を1150℃以上の温度に加熱し
て行い、その後鍛造し表面硬化処理しても良い。
止でき、熱処理歪の小さい高強度・高靭性の表面硬化部
品とその母材となる肌焼鋼及びその表面硬化部品の製造
方法の提供。 【解決手段】 C：0.10〜0.30％、Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.6〜2.0％、Cr：0〜2.0％、Mo：0〜1.0％、Nb：0.
005〜0.10％、Ti：0.005〜0.10％、N：0.002〜0.05％、
Al：0〜0.01％を含有するとともに、｛Nb（％）＋2Ti
（％）｝＜（4/7）｛（14C（％）＋12N（％）｝、0.02
％≦Nb（％）＋2Ti（％）≦0.25％及び0.85％＜（4/7）
｛（14C（％）＋12N（％）｝＜2.6％を満たし、残部はF
e及び不純物からなり、不純物中のP≦0.03％、S≦0.04
％である肌焼鋼。表面硬化処理後にHv300以上の芯部
硬度と20J/cm2以上の衝撃値を有する表面硬化部品。
表面硬化処理に先立って1150℃以上に加熱してから熱間
鍛造する表面硬化部品の製造方法。分塊、圧延及び熱処
理の少なくとも１つの工程を1150℃以上の温度に加熱し
て行い、その後鍛造し表面硬化処理しても良い。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、肌焼鋼及び表面硬
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、耐粗粒化肌焼鋼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。
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、耐粗粒化肌焼鋼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、
肌焼鋼を母材としてこれを熱間鍛造や冷間鍛造、更には
機械加工により所望の形状に成形加工した後、耐磨耗性
及び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、
肌焼鋼を母材としてこれを熱間鍛造や冷間鍛造、更には
機械加工により所望の形状に成形加工した後、耐磨耗性
及び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】表面硬化部品の母材となる機械構造用肌焼
鋼としては、従来、JIS G 4106に規定された機械構造用
マンガン鋼（ＳＭｎ鋼）及びマンガンクロム鋼（ＳＭｎ
Ｃ鋼）、JIS G 4105に規定されたクロムモリブデン鋼
（ＳＣＭ鋼）、JIS G 4104に規定されたクロム鋼（ＳＣ
ｒ鋼）、JIS G 4103に規定されたニッケルクロムモリブ
デン鋼（ＳＮＣＭ鋼）、JIS G 4102に規定されたニッケ
ルクロム鋼（ＳＮＣ鋼）などが用いられてきた。
鋼としては、従来、JIS G 4106に規定された機械構造用
マンガン鋼（ＳＭｎ鋼）及びマンガンクロム鋼（ＳＭｎ
Ｃ鋼）、JIS G 4105に規定されたクロムモリブデン鋼
（ＳＣＭ鋼）、JIS G 4104に規定されたクロム鋼（ＳＣ
ｒ鋼）、JIS G 4103に規定されたニッケルクロムモリブ
デン鋼（ＳＮＣＭ鋼）、JIS G 4102に規定されたニッケ
ルクロム鋼（ＳＮＣ鋼）などが用いられてきた。
【０００４】しかし、前記のＪＩＳ規格鋼を母材として
所定の部品形状に加工された鋼材の場合には、浸炭処理
や浸炭窒化処理などの表面硬化処理時に９００〜９５０
℃の温度に加熱されると結晶粒の粗大化や異常粒成長
（以下、結晶粒の粗大化と異常粒成長をまとめて「粗粒
化」という）が生じ易い。このため、焼入れ時の歪み発
生や強度や靭性など材料特性の低下が生ずるという問題
がある。
所定の部品形状に加工された鋼材の場合には、浸炭処理
や浸炭窒化処理などの表面硬化処理時に９００〜９５０
℃の温度に加熱されると結晶粒の粗大化や異常粒成長
（以下、結晶粒の粗大化と異常粒成長をまとめて「粗粒
化」という）が生じ易い。このため、焼入れ時の歪み発
生や強度や靭性など材料特性の低下が生ずるという問題
がある。
【０００５】このため、従来のＪＩＳ規格鋼に代わっ
て、Ｎｂを添加した鋼、例えば、特開昭６０−２１３５
９号公報に記載のＮｂ添加鋼などが浸炭部品の母材とな
る肌焼鋼として重用されてきた。こうした鋼は、Ｎｂの
添加によって析出した微細なＮｂＣのピン止め効果を利
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粗粒化を防止
しようとするものである。既に述べたように、従来の浸
炭処理や浸炭窒化処理などの表面硬化処理は９００〜９
５０℃程度の温度で行われていたために、ＮｂＣのピン
止め効果によって粗粒化を防止することが可能であっ
た。しかしながら、単にＮｂを添加しただけの鋼の場合
には鋼塊（ここでいう「鋼塊」にはJIS G 0203に規定さ
れているように連鋳鋼片（鋳片）を含む）の表面性状が
悪いという問題がある。したがって、鋼片や各種の鋼材
に加工した後に疵が生じるので、疵の手入れをしなけれ
ばならず、この疵手入れのために歩留りが低下するとと
もにコストが嵩んでいた。
て、Ｎｂを添加した鋼、例えば、特開昭６０−２１３５
９号公報に記載のＮｂ添加鋼などが浸炭部品の母材とな
る肌焼鋼として重用されてきた。こうした鋼は、Ｎｂの
添加によって析出した微細なＮｂＣのピン止め効果を利
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粗粒化を防止
しようとするものである。既に述べたように、従来の浸
炭処理や浸炭窒化処理などの表面硬化処理は９００〜９
５０℃程度の温度で行われていたために、ＮｂＣのピン
止め効果によって粗粒化を防止することが可能であっ
た。しかしながら、単にＮｂを添加しただけの鋼の場合
には鋼塊（ここでいう「鋼塊」にはJIS G 0203に規定さ
れているように連鋳鋼片（鋳片）を含む）の表面性状が
悪いという問題がある。したがって、鋼片や各種の鋼材
に加工した後に疵が生じるので、疵の手入れをしなけれ
ばならず、この疵手入れのために歩留りが低下するとと
もにコストが嵩んでいた。
【０００６】近年、表面硬化処理の能率を大幅に向上さ
せるために、所謂「プラズマ浸炭処理」など高温での表
面硬化処理が採用されるようになってきた。上記の「プ
ラズマ浸炭処理」は、１０５０℃もの高温で浸炭処理を
行うものであり、こうした高温に加熱される場合には、
前記の単にＮｂを添加しただけの鋼では粗粒化を防止す
ることは不可能である。すなわち、１０５０℃でのプラ
ズマ浸炭処理時には、従来の９００〜９５０℃程度の処
理の場合には粗粒化防止に有効であったＮｂＣが凝集・
粗大化してしまい、ピン止め効果を充分に発揮すること
ができないからである。
せるために、所謂「プラズマ浸炭処理」など高温での表
面硬化処理が採用されるようになってきた。上記の「プ
ラズマ浸炭処理」は、１０５０℃もの高温で浸炭処理を
行うものであり、こうした高温に加熱される場合には、
前記の単にＮｂを添加しただけの鋼では粗粒化を防止す
ることは不可能である。すなわち、１０５０℃でのプラ
ズマ浸炭処理時には、従来の９００〜９５０℃程度の処
理の場合には粗粒化防止に有効であったＮｂＣが凝集・
粗大化してしまい、ピン止め効果を充分に発揮すること
ができないからである。
【０００７】そこで、例えば特開平４−１７６８１６号
公報に記載されているような、Ｎｂと、Ｔｉ及び／又は
Ｖとを複合添加した浸炭用鋼が提案されている。しか
し、前記公報に記載されているような単に、Ｎｂと、Ｔ
ｉ及び／又はＶとを複合添加しただけの浸炭用鋼の場合
には、浸炭時に粗粒化が生じてしまう場合もあった。
公報に記載されているような、Ｎｂと、Ｔｉ及び／又は
Ｖとを複合添加した浸炭用鋼が提案されている。しか
し、前記公報に記載されているような単に、Ｎｂと、Ｔ
ｉ及び／又はＶとを複合添加しただけの浸炭用鋼の場合
には、浸炭時に粗粒化が生じてしまう場合もあった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、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
耐え得る表面硬化部品及びその母材となる耐粗粒化肌焼
鋼と、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。なかでも、本発明は、鋼材表面の温度が１０
５０℃にも到るようなプラズマ浸炭処理を初めとする高
い温度での表面硬化処理を受ける場合にも粗粒化を生ず
ることがなく、熱処理歪の小さい高強度・高靭性の表面
硬化部品と、その母材となる鋼塊の表面性状が優れた耐
粗粒化肌焼鋼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。なお、本発明でいう「耐粗粒化
鋼」とは、「オーステナイト結晶粒度番号５以上の整細
粒鋼」のことを指す。
−靭性バランスを有して、過酷な環境下での使用に充分
耐え得る表面硬化部品及びその母材となる耐粗粒化肌焼
鋼と、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。なかでも、本発明は、鋼材表面の温度が１０
５０℃にも到るようなプラズマ浸炭処理を初めとする高
い温度での表面硬化処理を受ける場合にも粗粒化を生ず
ることがなく、熱処理歪の小さい高強度・高靭性の表面
硬化部品と、その母材となる鋼塊の表面性状が優れた耐
粗粒化肌焼鋼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。なお、本発明でいう「耐粗粒化
鋼」とは、「オーステナイト結晶粒度番号５以上の整細
粒鋼」のことを指す。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）に示す化学組成を有する耐粗粒化肌焼鋼、（２）
に示す強度と靭性に優れた表面硬化部品及び（３）、
（４）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）に示す化学組成を有する耐粗粒化肌焼鋼、（２）
に示す強度と靭性に優れた表面硬化部品及び（３）、
（４）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。
【００１０】（１）重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．
０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ｎ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．
１０％を含有するとともに、｛Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ
（％）｝＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ
（％）｝、０．０２％≦Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）≦
０．２５％及び０．８５％＜（４／７）｛（１４Ｃ
（％）＋１２Ｎ（％）｝＜２．６％を満たし、残部はＦ
ｅ及び不可避不純物からなり、不純物中のＰは０．０３
％以下、Ｓは０．０４％以下であることを特徴とする耐
粗粒化肌焼鋼。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．
０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ｎ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．
１０％を含有するとともに、｛Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ
（％）｝＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ
（％）｝、０．０２％≦Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）≦
０．２５％及び０．８５％＜（４／７）｛（１４Ｃ
（％）＋１２Ｎ（％）｝＜２．６％を満たし、残部はＦ
ｅ及び不可避不純物からなり、不純物中のＰは０．０３
％以下、Ｓは０．０４％以下であることを特徴とする耐
粗粒化肌焼鋼。
【００１１】（２）母材が、上記（１）に記載の鋼であ
って、表面硬化処理後にＨｖ３００以上の芯部硬度と２
０Ｊ／ｃｍ2 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。
って、表面硬化処理後にＨｖ３００以上の芯部硬度と２
０Ｊ／ｃｍ2 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。
【００１２】（３）上記（１）に記載の鋼を、表面硬化
処理に先立って１１５０℃以上の温度に加熱してから熱
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。
処理に先立って１１５０℃以上の温度に加熱してから熱
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。
【００１３】（４）上記（１）に記載の鋼を、分塊、圧
延及び熱処理の少なくとも１つの工程を１１５０℃以上
の温度に加熱して行い、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。
延及び熱処理の少なくとも１つの工程を１１５０℃以上
の温度に加熱して行い、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。
【００１４】なお、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。
されていない部分のことをいう。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明者らは、プラズマ浸炭処理
を初めとする高い温度での表面硬化処理時にも粗粒化を
防止することができるように、１０５０℃でも成長・凝
集せず微細に分散している析出物を調査した。その結
果、ＮｂとＴｉの複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が
１０５０℃でも成長・凝集せず、微細に分散している場
合があることを見いだした。
を初めとする高い温度での表面硬化処理時にも粗粒化を
防止することができるように、１０５０℃でも成長・凝
集せず微細に分散している析出物を調査した。その結
果、ＮｂとＴｉの複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が
１０５０℃でも成長・凝集せず、微細に分散している場
合があることを見いだした。
【００１６】そこで、ＮｂとＴｉを複合添加した各種の
鋼を溶製し、凝固時に析出する合金炭化物、窒化物及び
炭窒化物について調査した。その結果、下記の事項が
判明し。
鋼を溶製し、凝固時に析出する合金炭化物、窒化物及び
炭窒化物について調査した。その結果、下記の事項が
判明し。
【００１７】ＮｂとＴｉを複合添加した鋼において、
凝固時に析出するのはＮｂＣ、ＴｉＣ、ＮｂＮ、Ｔｉ
Ｎ、Ｎｂ（ＣＮ）及びＴｉ（ＣＮ）といった単独合金に
よる炭化物、窒化物や炭窒化物ではなく、ＮｂとＴｉの
複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕である。しかし、凝
固時に析出した複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕は粗
大であるので、粗粒化防止のためのピン止め作用を有し
ない。
凝固時に析出するのはＮｂＣ、ＴｉＣ、ＮｂＮ、Ｔｉ
Ｎ、Ｎｂ（ＣＮ）及びＴｉ（ＣＮ）といった単独合金に
よる炭化物、窒化物や炭窒化物ではなく、ＮｂとＴｉの
複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕である。しかし、凝
固時に析出した複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕は粗
大であるので、粗粒化防止のためのピン止め作用を有し
ない。
【００１８】各種鋼板の母材となるＮｂ添加鋼にＴｉを
複合添加して鋼塊の表面性状を改善し、コストアップの
要因となる表面手入れを行うことなく製品鋼板の表面性
状を高めることは良く知られた技術である。そこで、本
発明者らは、次に、ＮｂとＴｉとを複合添加して単に鋼
塊の表面性状を優れたものにするだけではなく、凝固時
に粗大に析出した〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を固溶させると
ともに〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に再析出させること
がことができ、しかも１０５０℃でも前記の再析出した
〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を凝集・粗大化させずに安定して
微細に分散させておき、粗粒化を防止することが可能な
鋼の化学組成と加熱温度条件に関して種々検討した。
複合添加して鋼塊の表面性状を改善し、コストアップの
要因となる表面手入れを行うことなく製品鋼板の表面性
状を高めることは良く知られた技術である。そこで、本
発明者らは、次に、ＮｂとＴｉとを複合添加して単に鋼
塊の表面性状を優れたものにするだけではなく、凝固時
に粗大に析出した〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を固溶させると
ともに〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に再析出させること
がことができ、しかも１０５０℃でも前記の再析出した
〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を凝集・粗大化させずに安定して
微細に分散させておき、粗粒化を防止することが可能な
鋼の化学組成と加熱温度条件に関して種々検討した。
【００１９】その結果、母材の化学組成が特定の範囲に
あり、且つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満
足する組み合わせの時に、再析出したＮｂとＴｉの複合
炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が１０５０℃でも凝集・
粗大化せず、微細に分散していることがわかった。
あり、且つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満
足する組み合わせの時に、再析出したＮｂとＴｉの複合
炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が１０５０℃でも凝集・
粗大化せず、微細に分散していることがわかった。
【００２０】更に、母材の化学組成が特定の範囲にあ
り、且つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満足
する組み合わせの時、ＮｂとＴｉの複合炭窒化物〔Ｎｂ
Ｔｉ（ＣＮ）〕の固溶と加熱温度（Ｔ）の関係は、以下
の通りであることもわかった。
り、且つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満足
する組み合わせの時、ＮｂとＴｉの複合炭窒化物〔Ｎｂ
Ｔｉ（ＣＮ）〕の固溶と加熱温度（Ｔ）の関係は、以下
の通りであることもわかった。
【００２１】（イ）Ｔ＜１１５０℃の場合には、上記の
複合炭窒化物は鋼中で安定して存在する。
複合炭窒化物は鋼中で安定して存在する。
【００２２】（ロ）１１５０℃≦Ｔ≦１３５０℃の場合
には、上記の複合炭窒化物中のＮｂが優先的に固溶し
て、Ｔｉが濃化する。
には、上記の複合炭窒化物中のＮｂが優先的に固溶し
て、Ｔｉが濃化する。
【００２３】（ハ）１３５０℃＜Ｔの場合には、上記の
複合炭窒化物はほぼ完全に固溶する（Ｔｉも固溶す
る）。
複合炭窒化物はほぼ完全に固溶する（Ｔｉも固溶す
る）。
【００２４】そして、鋼材が上記（ロ）及び（ハ）のよ
うにＮｂとＴｉの複合炭窒化物が固溶する温度域に加熱
された場合、母材の化学組成が特定の範囲にあって、し
かも、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮの含有量が特定の関係式を
満足する組み合わせの時には、その後の冷却過程、ある
いは冷却後に行われる処理の加熱過程での前の〔ＮｂＴ
ｉ（ＣＮ）〕が微細に再析出する。なお、複合炭窒化物
が完全に固溶しなくても、複合炭窒化物中のＮｂが優先
的に固溶しさえすれば、その後の冷却過程、あるいは冷
却後に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
が微細に再析出する。
うにＮｂとＴｉの複合炭窒化物が固溶する温度域に加熱
された場合、母材の化学組成が特定の範囲にあって、し
かも、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮの含有量が特定の関係式を
満足する組み合わせの時には、その後の冷却過程、ある
いは冷却後に行われる処理の加熱過程での前の〔ＮｂＴ
ｉ（ＣＮ）〕が微細に再析出する。なお、複合炭窒化物
が完全に固溶しなくても、複合炭窒化物中のＮｂが優先
的に固溶しさえすれば、その後の冷却過程、あるいは冷
却後に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
が微細に再析出する。
【００２５】すなわち、下記の重要な事項が判明し
た。
た。
【００２６】母材の化学組成が特定の範囲にあり、且
つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満足する組
み合わせの時、表面硬化処理の前に母材及び／又は表面
硬化部品が１１５０℃以上の温度域に加熱されると、凝
固時に析出した粗大な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が固溶する
とともに、その後の冷却過程、あるいは冷却後に行われ
る処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が微細に再析
出し、そのピン止め効果で表面硬化処理時の異常粒成長
を防止することができる。
つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満足する組
み合わせの時、表面硬化処理の前に母材及び／又は表面
硬化部品が１１５０℃以上の温度域に加熱されると、凝
固時に析出した粗大な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が固溶する
とともに、その後の冷却過程、あるいは冷却後に行われ
る処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が微細に再析
出し、そのピン止め効果で表面硬化処理時の異常粒成長
を防止することができる。
【００２７】更に、母材の化学組成が特定の範囲にあ
り、且つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満足
する組み合わせの表面硬化処理後の部品について調査し
たところ、下記が明らかになった。
り、且つ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮが特定の関係式を満足
する組み合わせの表面硬化処理後の部品について調査し
たところ、下記が明らかになった。
【００２８】表面硬化処理後、Ｈｖ３００以上の芯部
硬度と２０Ｊ／ｃｍ2 以上の衝撃値を有すれば、その表
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示す。
硬度と２０Ｊ／ｃｍ2 以上の衝撃値を有すれば、その表
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示す。
【００２９】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。
【００３０】以下、本発明の各要件について詳しく説明
する。なお、成分含有量の「％」は「重量％」を意味す
る。
する。なお、成分含有量の「％」は「重量％」を意味す
る。
【００３１】（Ａ）化学組成 Ｃ：０．１０〜０．３０％ Ｃは鋼の静的強度を確保するとともに複合炭窒化物〔Ｎ
ｂＴｉ（ＣＮ）〕を形成させるために添加するが、その
含有量が０．１０％未満では添加効果に乏しく、一方、
０．３０％を超えて含有すると鋼の靭性が低下すること
になるので、その含有量を０．１０〜０．３０％とし
た。
ｂＴｉ（ＣＮ）〕を形成させるために添加するが、その
含有量が０．１０％未満では添加効果に乏しく、一方、
０．３０％を超えて含有すると鋼の靭性が低下すること
になるので、その含有量を０．１０〜０．３０％とし
た。
【００３２】Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｓｉは、鋼の焼入れ性の向上、静的強度の向上及び高温
での表面酸化の防止に有効な元素である。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する。
一方、０．５０％を超えると靭性の劣化を招くこととな
る。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．５０％
とした。
での表面酸化の防止に有効な元素である。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する。
一方、０．５０％を超えると靭性の劣化を招くこととな
る。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．５０％
とした。
【００３３】Ｍｎ：０．６〜２．０％ Ｍｎは、鋼の焼入れ性向上及び熱間延性向上の作用を有
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
を起こし、却っ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。
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
を起こし、却っ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】Ｃｒ：０〜２．０％ Ｃｒは添加しなくても良い。添加すれば鋼の焼入れ性が
向上するとともに、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が向上す
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。
向上するとともに、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が向上す
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。
【００３５】Ｍｏ：０〜１．０％ Ｍｏも添加しなくても良い。添加すれば鋼の焼入れ性が
向上するとともに、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０．０
５％以上の含有量とすることが望ましい。しかし、その
含有量が１．０％を超えると被削性が大幅に劣化するよ
うになるので、Ｍｏ含有量を０〜１．０％とした。
向上するとともに、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０．０
５％以上の含有量とすることが望ましい。しかし、その
含有量が１．０％を超えると被削性が大幅に劣化するよ
うになるので、Ｍｏ含有量を０〜１．０％とした。
【００３６】Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂは、Ｔｉとともに複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（Ｃ
Ｎ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靭性を向上さ
せるとともに、表面硬化処理のための加熱時の粗粒化を
防止するのに有効な元素である。しかし、その含有量が
０．００５％未満では添加効果に乏しく、一方、０．１
０％を超えて含有させても前記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０．００５〜０．１０％とした。
Ｎ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靭性を向上さ
せるとともに、表面硬化処理のための加熱時の粗粒化を
防止するのに有効な元素である。しかし、その含有量が
０．００５％未満では添加効果に乏しく、一方、０．１
０％を超えて含有させても前記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０．００５〜０．１０％とした。
【００３７】Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｔｉは、Ｎｂとともに複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（Ｃ
Ｎ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靭性を向上さ
せるとともに、表面硬化処理のための加熱時の粗粒化を
防止するのに有効な元素である。更に、Ｔｉには、Ｎｂ
添加鋼の鋼塊の表面性状を改善する作用もある。しか
し、その含有量が０．００５％未満では添加効果に乏し
く、一方、０．１０％を超えて含有させても前記の効果
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、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．１０
％とした。
Ｎ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靭性を向上さ
せるとともに、表面硬化処理のための加熱時の粗粒化を
防止するのに有効な元素である。更に、Ｔｉには、Ｎｂ
添加鋼の鋼塊の表面性状を改善する作用もある。しか
し、その含有量が０．００５％未満では添加効果に乏し
く、一方、０．１０％を超えて含有させても前記の効果
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、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．１０
％とした。
【００３８】Ｎ：０．００２〜０．０５％ Ｎは、Ｎｂ、Ｔｉ及びＣと結合して複合炭窒化物〔Ｎｂ
Ｔｉ（ＣＮ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靭性
を向上させるとともに、表面硬化処理のための加熱時の
粗粒化を防止するのに有効な元素である。しかし、その
含有量が０．００２％未満では添加効果に乏しい。一
方、０．０５％を超えて含有させると冷間鍛造性や熱間
鍛造性の著しい劣化を招くし、前記した効果が飽和して
しまう。このため、Ｎの含有量を０．００２〜０．０５
％とした。
Ｔｉ（ＣＮ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靭性
を向上させるとともに、表面硬化処理のための加熱時の
粗粒化を防止するのに有効な元素である。しかし、その
含有量が０．００２％未満では添加効果に乏しい。一
方、０．０５％を超えて含有させると冷間鍛造性や熱間
鍛造性の著しい劣化を招くし、前記した効果が飽和して
しまう。このため、Ｎの含有量を０．００２〜０．０５
％とした。
【００３９】Ａｌ：０〜０．１０％ Ａｌは添加しなくてもよい。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０．００５％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０〜０．１０％とし
た。
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０．００５％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０〜０．１０％とし
た。
【００４０】Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）＜（４／７）
｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝ 凝固時に析出した粗大な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（Ｃ
Ｎ）〕の高温での安定性は、鋼中のＮｂ、Ｔｉ、Ｃ及び
Ｎの含有量によって左右される。そして、鋼中のＮｂ及
びＴｉの含有量に関するＮｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値
が、鋼中のＣ及びＮの含有量に関する（４／７）｛（１
４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝の値以上になった場合に、
前記の複合炭窒化物は非常に安定となって固溶温度が極
めて高くなる。つまり、鋼を高温に加熱しても凝固時に
析出した粗大な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が安
定して存在し、既に述べたように粗粒化防止のためのピ
ン止め効果が得られない。したがって、Ｎｂ（％）＋２
Ｔｉ（％）＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ
（％）｝とした。
｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝ 凝固時に析出した粗大な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（Ｃ
Ｎ）〕の高温での安定性は、鋼中のＮｂ、Ｔｉ、Ｃ及び
Ｎの含有量によって左右される。そして、鋼中のＮｂ及
びＴｉの含有量に関するＮｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値
が、鋼中のＣ及びＮの含有量に関する（４／７）｛（１
４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝の値以上になった場合に、
前記の複合炭窒化物は非常に安定となって固溶温度が極
めて高くなる。つまり、鋼を高温に加熱しても凝固時に
析出した粗大な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕が安
定して存在し、既に述べたように粗粒化防止のためのピ
ン止め効果が得られない。したがって、Ｎｂ（％）＋２
Ｔｉ（％）＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ
（％）｝とした。
【００４１】０．０２％≦Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）≦
０．２５％ 粗粒化防止に有効な、微細な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕の実質的な再析出量は、鋼中のＮｂ及びＴｉ
の含有量に関するＮｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値によっ
て決定される。Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値が０．０
２％未満の場合には、微細な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕の再析出量が少なく、所望の粗粒化防止効果
が得られない。一方、Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値が
０．２５％を超えるＮｂとＴｉを含有させても粗粒化防
止効果は飽和し、コストが嵩むばかりとなる。したがっ
て、０．０２％≦Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）≦０．２５
％とした。
０．２５％ 粗粒化防止に有効な、微細な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕の実質的な再析出量は、鋼中のＮｂ及びＴｉ
の含有量に関するＮｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値によっ
て決定される。Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値が０．０
２％未満の場合には、微細な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕の再析出量が少なく、所望の粗粒化防止効果
が得られない。一方、Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）の値が
０．２５％を超えるＮｂとＴｉを含有させても粗粒化防
止効果は飽和し、コストが嵩むばかりとなる。したがっ
て、０．０２％≦Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）≦０．２５
％とした。
【００４２】０．８５％＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）
＋１２Ｎ（％）｝＜２．６％ 微細に再析出した複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕の
安定性は、鋼中のＣ及びＮの含有量によって左右され
る。そして、鋼中のＣ及びＮの含有量に関する（４／
７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝の値が０．８５
％を超える場合に、前記の複合炭窒化物は１０５０℃で
も凝集・粗大化しない。したがって、鋼材表面の温度が
１０５０℃にも到るようなプラズマ浸炭処理を初めとす
る高い温度での表面硬化処理を受ける場合にも粗粒化を
生ずることがない。一方、（４／７）｛（１４Ｃ（％）
＋１２Ｎ（％）｝の値が２．６％を超えるＣとＮを含有
させた場合には粗粒化防止効果が飽和することに加えて
靭性や冷間鍛造性が劣化する。したがって、０．８５％
＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝＜２．
６％とした。
＋１２Ｎ（％）｝＜２．６％ 微細に再析出した複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕の
安定性は、鋼中のＣ及びＮの含有量によって左右され
る。そして、鋼中のＣ及びＮの含有量に関する（４／
７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝の値が０．８５
％を超える場合に、前記の複合炭窒化物は１０５０℃で
も凝集・粗大化しない。したがって、鋼材表面の温度が
１０５０℃にも到るようなプラズマ浸炭処理を初めとす
る高い温度での表面硬化処理を受ける場合にも粗粒化を
生ずることがない。一方、（４／７）｛（１４Ｃ（％）
＋１２Ｎ（％）｝の値が２．６％を超えるＣとＮを含有
させた場合には粗粒化防止効果が飽和することに加えて
靭性や冷間鍛造性が劣化する。したがって、０．８５％
＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝＜２．
６％とした。
【００４３】不純物元素Ｐ及びＳはその含有量を次のと
おり制限する。
おり制限する。
【００４４】Ｐ ：０．０３％以下 Ｐは鋼の靭性を劣化させるとともに、冷間及び熱間鍛造
性を低下させ、特にその含有量が０．０３％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、不純物元素としてのＰの含有量の上限を０．０３
％とした。
性を低下させ、特にその含有量が０．０３％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、不純物元素としてのＰの含有量の上限を０．０３
％とした。
【００４５】Ｓ ：０．０４％以下 Ｓは表面硬化層の靭性を劣化させるばかりか、冷間及び
熱間鍛造性を低下させ、特にその含有量が０．０４％を
超えると靭性劣化、冷間及び熱間鍛造性の低下が著しく
なる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量の上
限を０．０４％とした。
熱間鍛造性を低下させ、特にその含有量が０．０４％を
超えると靭性劣化、冷間及び熱間鍛造性の低下が著しく
なる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量の上
限を０．０４％とした。
【００４６】上記の化学組成を有する母材は、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、必要に応じて焼準や
機械加工を施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施されることとな
る。
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、必要に応じて焼準や
機械加工を施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施されることとな
る。
【００４７】（Ｂ）熱間鍛造、分塊、圧延及び熱処理 本発明は、１０５０℃にも到る高温での表面硬化処理の
加熱時に、複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に
析出させておき、そのピン止め効果により表面硬化処理
時の粗粒化の発生を抑制しようとするものである。そし
て、表面硬化処理の加熱時に、複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕を微細に析出させておくためには、溶製後の
凝固時に粗大に析出した複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（Ｃ
Ｎ）〕を、表面硬化処理の前段階で一旦鋼中に固溶さ
せ、微細な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕析出の素地を作ってお
く必要がある。このためには、表面硬化処理の前工程
で、一旦高温に加熱しておけば良い。
加熱時に、複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に
析出させておき、そのピン止め効果により表面硬化処理
時の粗粒化の発生を抑制しようとするものである。そし
て、表面硬化処理の加熱時に、複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕を微細に析出させておくためには、溶製後の
凝固時に粗大に析出した複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（Ｃ
Ｎ）〕を、表面硬化処理の前段階で一旦鋼中に固溶さ
せ、微細な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕析出の素地を作ってお
く必要がある。このためには、表面硬化処理の前工程
で、一旦高温に加熱しておけば良い。
【００４８】既に述べたように、前記（Ａ）に記載の化
学組成を有する肌焼鋼においては、表面硬化処理の前に
母材及び／又は表面硬化部品が１１５０℃以上の温度域
に加熱されると、凝固時に析出した粗大な〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕が固溶するとともに、その後の冷却過程、あ
るいは冷却後に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕が微細に再析出する。そして、そのピン止め
効果で表面硬化処理時の異常粒成長を防止することがで
きる。したがって、本発明においては、表面硬化処理の
前工程で一旦１１５０℃以上の温度に加熱する。
学組成を有する肌焼鋼においては、表面硬化処理の前に
母材及び／又は表面硬化部品が１１５０℃以上の温度域
に加熱されると、凝固時に析出した粗大な〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕が固溶するとともに、その後の冷却過程、あ
るいは冷却後に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕が微細に再析出する。そして、そのピン止め
効果で表面硬化処理時の異常粒成長を防止することがで
きる。したがって、本発明においては、表面硬化処理の
前工程で一旦１１５０℃以上の温度に加熱する。
【００４９】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℃以上として粗大な〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕を固溶させるとともに、その後の冷却過程、
あるいは浸炭処理前の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
を微細に再析出させれば良いことになる（請求項３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℃以上として粗大な〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕を固溶させるとともに、その後の冷却過程、
あるいは浸炭処理前の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
を微細に再析出させれば良いことになる（請求項３の発
明）。
【００５０】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℃以上として粗大な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
を固溶させるとともに、その後の冷却過程、あるいは冷
却後に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
を微細に再析出させれば良いことになる（請求項４の発
明）。
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℃以上として粗大な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
を固溶させるとともに、その後の冷却過程、あるいは冷
却後に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕
を微細に再析出させれば良いことになる（請求項４の発
明）。
【００５１】なお、上記した請求項３の発明及び同４の
発明における加熱温度の上限は、加熱時の表面酸化を低
減するために１３５０℃とするのが良い。前記（Ａ）に
記載の化学組成を有する肌焼鋼においては、１３５０℃
を超える温度に加熱して粗大な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕を完全に固溶させなくとも、１１５０℃以上
の温度域での加熱で複合炭窒化物中のＮｂを優先的に固
溶させさえすれば、その後の冷却過程、あるいは冷却後
に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微
細に再析出させることができるからである。
発明における加熱温度の上限は、加熱時の表面酸化を低
減するために１３５０℃とするのが良い。前記（Ａ）に
記載の化学組成を有する肌焼鋼においては、１３５０℃
を超える温度に加熱して粗大な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ
（ＣＮ）〕を完全に固溶させなくとも、１１５０℃以上
の温度域での加熱で複合炭窒化物中のＮｂを優先的に固
溶させさえすれば、その後の冷却過程、あるいは冷却後
に行われる処理の加熱過程で〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微
細に再析出させることができるからである。
【００５２】プラズマ浸炭処理を初めとする高い温度で
の表面硬化処理のための加熱時に、ＮｂとＴｉの複合炭
窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に析出させておくた
めには、上記した請求項３の発明及び請求項４の発明に
おいて、１１５０℃以上の温度に加熱した後の冷却速度
を０．２℃／ｓ以上とすることが望ましい。
の表面硬化処理のための加熱時に、ＮｂとＴｉの複合炭
窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を微細に析出させておくた
めには、上記した請求項３の発明及び請求項４の発明に
おいて、１１５０℃以上の温度に加熱した後の冷却速度
を０．２℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００５３】（Ｃ）表面硬化処理 本発明が対象とする表面硬化処理は、処理の能率を大幅
に高めることができる「プラズマ浸炭処理」を初めとす
る高温での表面硬化処理である。この表面硬化処理は、
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。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良い。なお、当然のことながら、本
発明は、表面硬化処理が９００〜９５０℃の温度に加熱
される従来の浸炭処理や浸炭窒化処理などの場合にも適
用できる。
に高めることができる「プラズマ浸炭処理」を初めとす
る高温での表面硬化処理である。この表面硬化処理は、
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。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良い。なお、当然のことながら、本
発明は、表面硬化処理が９００〜９５０℃の温度に加熱
される従来の浸炭処理や浸炭窒化処理などの場合にも適
用できる。
【００５４】（Ｄ）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には、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。
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には、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。
【００５５】（Ｅ）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。
【００５６】
（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７０ｔ転炉を用いて溶製した。表１における
鋼Ａ〜Ｈは化学組成が本発明で規定する範囲内の鋼（以
下、本発明鋼という）、表２における鋼Ｉ〜Ｔ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鋼
（以下、比較鋼という）である。比較鋼において、鋼
Ｒ、鋼Ｓ及び鋼ＴはそれぞれＪＩＳのＳＭｎ４２０、Ｓ
Ｃｒ４２０及びＳＣＭ４２０に相当する鋼である。
法によって７０ｔ転炉を用いて溶製した。表１における
鋼Ａ〜Ｈは化学組成が本発明で規定する範囲内の鋼（以
下、本発明鋼という）、表２における鋼Ｉ〜Ｔ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鋼
（以下、比較鋼という）である。比較鋼において、鋼
Ｒ、鋼Ｓ及び鋼ＴはそれぞれＪＩＳのＳＭｎ４２０、Ｓ
Ｃｒ４２０及びＳＣＭ４２０に相当する鋼である。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】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℃の温度で直径３０ｍｍ
の丸棒に熱間鍛造した。なお、鋼片に加工した後一部の
ものについては表面の手入れを行った。この表面の手入
れの有無を表１、表２に併せて示す。
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℃の温度で直径３０ｍｍ
の丸棒に熱間鍛造した。なお、鋼片に加工した後一部の
ものについては表面の手入れを行った。この表面の手入
れの有無を表１、表２に併せて示す。
【００６０】上記のようにして得られた熱間鍛造後の丸
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、粗粒化の発生率を光学顕微鏡観察によっ
て調査した。
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、粗粒化の発生率を光学顕微鏡観察によっ
て調査した。
【００６１】（条件１）真空中で、試験片を１１００
℃、１１７５℃及び１２５０℃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
常温（室温）まで１．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。
この後、１０５０℃×４ｈｒ（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。
℃、１１７５℃及び１２５０℃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
常温（室温）まで１．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。
この後、１０５０℃×４ｈｒ（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。
【００６２】（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、一旦常温まで２．０℃／ｓの冷却速度で冷却
した。この後、更に、１１００℃、１１７５℃及び１２
５０℃の温度で１５分間加熱した後、常温まで１．０℃
／ｓの冷却速度で冷却した。次いで、１０５０℃×４ｈ
ｒ（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。
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、一旦常温まで２．０℃／ｓの冷却速度で冷却
した。この後、更に、１１００℃、１１７５℃及び１２
５０℃の温度で１５分間加熱した後、常温まで１．０℃
／ｓの冷却速度で冷却した。次いで、１０５０℃×４ｈ
ｒ（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。
【００６３】（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、常温まで１．０℃／ｓの冷
却速度で冷却した。この後、１０５０℃×４ｈｒ（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。
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、常温まで１．０℃／ｓの冷
却速度で冷却した。この後、１０５０℃×４ｈｒ（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。
【００６４】（条件４）真空中で、試験片を１１００
℃、１１７５℃及び１２５０℃の温度でそれぞれ１５分
間加熱した後、一旦常温まで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、常温
まで２．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。この後、１０
５０℃×４ｈｒ（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。
℃、１１７５℃及び１２５０℃の温度でそれぞれ１５分
間加熱した後、一旦常温まで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、常温
まで２．０℃／ｓの冷却速度で冷却した。この後、１０
５０℃×４ｈｒ（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。
【００６５】表３に、粗粒化発生率の調査結果を示す。
なお、粗粒化の発生率は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。
なお、粗粒化の発生率は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。
【００６６】
【表３】
【００６７】表３から本発明鋼である鋼Ａ〜Ｈと比較鋼
のうちの鋼Ｌ、鋼Ｏ及び鋼Ｐだけが本発明で規定した条
件で加熱処理した場合に粗粒化を生じないことが明らか
である。
のうちの鋼Ｌ、鋼Ｏ及び鋼Ｐだけが本発明で規定した条
件で加熱処理した場合に粗粒化を生じないことが明らか
である。
【００６８】（実施例２）前記の実施例１で作製した鋼
Ａ〜Ｔの鋼片を１１９０℃に加熱してから、１１９０〜
１０００℃の温度で直径３０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し
た。こうして得られた熱間鍛造後の丸棒の中心部からＪ
ＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を切り出し、表面硬化処
理として１０５０℃×４ｈｒ（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、常温での衝撃試験ととも
に試験片中心部すなわち芯部の硬度測定を行った。
Ａ〜Ｔの鋼片を１１９０℃に加熱してから、１１９０〜
１０００℃の温度で直径３０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し
た。こうして得られた熱間鍛造後の丸棒の中心部からＪ
ＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を切り出し、表面硬化処
理として１０５０℃×４ｈｒ（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、常温での衝撃試験ととも
に試験片中心部すなわち芯部の硬度測定を行った。
【００６９】表４に試験結果を示す。表４から本発明鋼
である鋼Ａ〜ＨはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／
ｃｍ2 以上の衝撃値を有し、これらの鋼を母材とする表
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がわかる。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
処理した場合に粗粒化を生じなかった比較鋼の鋼Ｌ、鋼
Ｏ及び鋼Ｐは芯部硬さ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。
である鋼Ａ〜ＨはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／
ｃｍ2 以上の衝撃値を有し、これらの鋼を母材とする表
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がわかる。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
処理した場合に粗粒化を生じなかった比較鋼の鋼Ｌ、鋼
Ｏ及び鋼Ｐは芯部硬さ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。
【００７０】
【表４】
【００７１】（実施例３）前記の実施例１で作製した鋼
Ａ〜Ｔの鋼片を１１８０℃で真空中の熱処理を行い、一
旦常温まで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℃
の温度で直径３０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、更に、こう
して得られた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
１０５０℃×４ｈｒ（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、常温での衝撃試験とともに試験片
中心部硬度すなわち芯部硬度の測定を行った。
Ａ〜Ｔの鋼片を１１８０℃で真空中の熱処理を行い、一
旦常温まで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℃
の温度で直径３０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、更に、こう
して得られた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
１０５０℃×４ｈｒ（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、常温での衝撃試験とともに試験片
中心部硬度すなわち芯部硬度の測定を行った。
【００７２】表５に試験結果を示す。表５から本発明鋼
である鋼Ａ〜ＨはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／
ｃｍ2 以上の衝撃値を有し、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がわかる。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
処理した場合に粗粒化を生じなかった比較鋼の鋼Ｌ、鋼
Ｏ及び鋼Ｐは芯部硬さ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。
である鋼Ａ〜ＨはＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／
ｃｍ2 以上の衝撃値を有し、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がわかる。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
処理した場合に粗粒化を生じなかった比較鋼の鋼Ｌ、鋼
Ｏ及び鋼Ｐは芯部硬さ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。
【００７３】
【表５】
【００７４】
【発明の効果】本発明による表面硬化部品は強度と靭性
に優れ、粗粒化も生じないので、自動車や産業機械など
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。この表面硬化部品は、
本発明の耐粗粒化肌焼鋼を素材とし、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。
に優れ、粗粒化も生じないので、自動車や産業機械など
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。この表面硬化部品は、
本発明の耐粗粒化肌焼鋼を素材とし、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。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｂ：０．
００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０〜０．１０％を
含有するとともに、｛Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）｝＜
（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝、０．０
２％≦Ｎｂ（％）＋２Ｔｉ（％）≦０．２５％及び０．
８５％＜（４／７）｛（１４Ｃ（％）＋１２Ｎ（％）｝
＜２．６％を満たし、残部はＦｅ及び不可避不純物から
なり、不純物中のＰは０．０３％以下、Ｓは０．０４％
以下であることを特徴とする耐粗粒化肌焼鋼。 - 【請求項２】母材が、請求項１に記載の鋼であって、表
面硬化処理後にＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃ
ｍ2 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３】請求項１に記載の鋼を、表面硬化処理に先
立って１１５０℃以上の温度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４】請求項１に記載の鋼を、分塊、圧延及び熱
処理の少なくとも１つの工程を、１１５０℃以上の温度
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)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33366996A JP3760535B2 (ja) | 1996-12-13 | 1996-12-13 | 耐粗粒化肌焼鋼及び強度と靱性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33366996A JP3760535B2 (ja) | 1996-12-13 | 1996-12-13 | 耐粗粒化肌焼鋼及び強度と靱性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10168543A true JPH10168543A (ja) | 1998-06-23 |
| JP3760535B2 JP3760535B2 (ja) | 2006-03-29 |
Family
ID=18268653
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33366996A Expired - Fee Related JP3760535B2 (ja) | 1996-12-13 | 1996-12-13 | 耐粗粒化肌焼鋼及び強度と靱性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3760535B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007291497A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-11-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温浸炭用鋼材 |
| CN104911607A (zh) * | 2014-03-11 | 2015-09-16 | 沈阳透平机械股份有限公司 | 一种压缩机用38CrMoAl钢热处理工艺 |
| EP2927340A1 (en) * | 2010-05-31 | 2015-10-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel material for hardening and method for producing the same |
-
1996
- 1996-12-13 JP JP33366996A patent/JP3760535B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007291497A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-11-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温浸炭用鋼材 |
| EP2927340A1 (en) * | 2010-05-31 | 2015-10-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel material for hardening and method for producing the same |
| EP3266899A3 (en) * | 2010-05-31 | 2018-01-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel material for hardening and method for producing the same |
| CN104911607A (zh) * | 2014-03-11 | 2015-09-16 | 沈阳透平机械股份有限公司 | 一种压缩机用38CrMoAl钢热处理工艺 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3760535B2 (ja) | 2006-03-29 |
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