JPH11236646A

JPH11236646A - 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

Publication number: JPH11236646A
Application number: JP10094210A
Authority: JP
Inventors: Yasuo Kurokawa; 八寿男黒川; Yoshihiko Kamata; 芳彦鎌田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-12-15
Filing date: 1998-04-07
Publication date: 1999-08-31
Anticipated expiration: 2018-04-07
Also published as: JP3395642B2

Abstract

(57)【要約】【課題】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。【解決手段】C：0.1〜0.3％、Si：0.01〜0.5％、Mn：
0.6〜2.0％、P≦0.025％、S：0.002〜0.2％、Nb：0.02
〜0.08％、Ti：0.04〜1.0％、B：0.001〜0.01％、N≦0.
008％、Cr：0〜2.0％、Mo：0〜1.0％、Ni： 0〜2.0％、
Al：0〜0.10％、3S−Ti＋4N≦0％、残部は Feと不純物
の組成で、鋼中のTi炭硫化物の最大直径が10μｍ以下、
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。W：0〜1.0％、Ti≦1.0％、Zr≦1.0
％、3S−Ti−Zr＋4N≦0％で、Ti炭硫化物とZr炭硫化物
の最大直径が10μｍ以下、その量の和が清浄度で0.05％
以上でも良い。

Description

【発明の詳細な説明】

【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。

【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。

【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。

【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。

【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。

【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。

【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。

【０００９】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（ｖｏ
ｌ．６２（１９７６年）ｐ．８８５）に記されているよ
うに、Ｚｒ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。

【００１０】

【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。

【００１１】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。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）、（２）に示す被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼
材、（３）に示す強度と靭性に優れた表面硬化部品及び
（４）、（５）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。

【００１３】（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％、Ｎ：０．００８％以
下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｉ：
０〜２．０％及びＡｌ：０〜０．１０％を含み、下記
式で表されるｆｎ１の値が０％以下、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。

【００１４】ｆｎ１＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）＋４Ｎ（％）・・・（２）重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０
１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０２
５％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：０．０２
〜０．０８％、Ｔｉ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以
下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４〜１．
０％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００８％
以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：
０〜１．０％、Ｎｉ：０〜２．０％及びＡｌ：０〜０．
１０％を含み、下記式で表されるｆｎ２の値が０％以
下、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。

【００１５】ｆｎ２＝３Ｓ（％）−Ｔｉ（％）−Ｚｒ（％）＋４Ｎ（％）・・・（３）素材が、上記（１）又は（２）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。

【００１６】（４）上記（１）又は（２）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。

【００１７】（５）上記（１）又は（２）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１
１５０℃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。

【００１８】なお、本発明でいう「Ｔｉ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。Ｔ
ｉ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、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。

【００１９】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。

【００２０】以下、上記の（１）〜（５）に記載のもの
をそれぞれ（１）〜（５）の発明という。

【００２１】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。

【００２２】その結果、先ず、次の重要な事項が判明し
た。

【００２３】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。

【００２４】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。

【００２５】（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、Ｔ
ｉＣやＺｒＣ、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
（ＣＮ）〕である。

【００２６】（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。

【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。

【００２９】（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）。

【００３０】（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。

【００３１】（ｄ）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。

【００３２】（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。

【００３３】そこで、更に研究を続けた結果、下記の事
項を見いだした。

【００３４】（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。

【００３５】（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。

【００３６】（ｉ）鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔ
ｉ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ＭｎＳ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。

【００３７】（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Ｚ
ｒＮとしてＴｉ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。

【００３８】（ｋ）製鋼時に生成したＴｉ炭硫化物やＺ
ｒ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。

【００３９】（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。

【００４０】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００４１】

【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。

【００４２】（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。

【００４３】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。

【００４４】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。

【００４５】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。

【００４６】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。

【００４７】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。

【００４８】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。

【００４９】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。

【００５０】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、靭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、良好な被削性と靭性を安定
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、靭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、靭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１．０％以下で、且つ、Ｔｉ
（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０４〜１．０％とした。
なお、（２）の発明の場合に、良好な被削性と靭性を安
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。

【００５１】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。

【００５２】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ＺｒＮ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。

【００５３】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）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。

【００５４】Ｃｒ：Ｃｒは添加しなくても良い。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。

【００５５】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくても良い。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。

【００５６】Ｗ：Ｗは添加しなくても良い。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、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、Ｗ
の含有量を０〜１．０％とした。

【００５７】Ｎｉ：Ｎｉは添加しなくても良い。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０．０
３％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、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。

【００５８】Ａｌ：Ａｌは添加しなくても良い。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
有量とすることが望ましい。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。

【００５９】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、Ｔ
ｉ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。

【００６０】（２）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Ｚ
ｒ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）の発明においてはｆ
ｎ２≦０％の制限を設ける。

【００６１】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。

【００６２】（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。

【００６３】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。

【００６４】（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。

【００６５】（２）の発明において、最大直径が１０μ
ｍ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）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Ｔ
ｉ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。

【００６６】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。

【００６７】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。

【００６８】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。

【００６９】（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。

【００７０】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。

【００７１】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。

【００７２】（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。

【００７３】（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。

【００７４】（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）。

【００７５】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。

【００７６】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（（４）の発明）。

【００７７】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（（５）の
発明）。

【００７８】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（４）の発明及び（５）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。

【００７９】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。

【００８０】（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。

【００８１】（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。

【００８２】（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。

【００８３】

【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１５０ｋｇ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。

【００８４】表１、表２において、鋼Ａ〜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。

【００８５】

【表１】

【００８６】

【表２】

【００８７】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。

【００８８】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。

【００８９】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。

【００９０】（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
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。

【００９１】（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、１１００℃、１１７５℃及び１２
５０℃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。

【００９２】（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。

【００９３】（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、９３
０℃×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。

【００９４】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。

【００９５】

【表３】

【００９６】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Ａ〜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。

【００９７】（実施例２）前記の実施例１で作製した鋼
Ａ〜Ｗの鋼片を１１９０℃に加熱してから、１１９０〜
１０００℃の温度で３０ｍｍ直径の丸棒に熱間鍛造し
た。

【００９８】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。

【００９９】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。

【０１００】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。

【０１０１】表４に各種試験の結果を示す。

【０１０２】

【表４】

【０１０３】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Ａ〜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。

【０１０４】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。

【０１０５】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。

【０１０６】（実施例３）前記の実施例１で作製した鋼
Ａ〜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、１１００℃に加熱してから、１１０
０〜１０００℃の温度で３０ｍｍ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。

【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。

【０１０９】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。

【０１１０】表５に各種試験の結果を示す。

【０１１１】

【表５】

【０１１２】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Ａ〜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。

【０１１３】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。

【０１１４】（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１５０ｋｇ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、Ｔｉ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。

【０１１５】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。

【０１１６】

【表６】

【０１１７】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。

【０１１８】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。

【０１１９】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。

【０１２０】

【表７】

【０１２１】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。

【０１２２】（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３０ｍｍ直径の丸棒に熱間鍛造し
た。

【０１２３】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。

【０１２４】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。

【０１２５】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。

【０１２６】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。

【０１２７】

【表８】

【０１２８】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。

【０１２９】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。

【０１３０】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。

【０１３１】（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。

【０１３２】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。

【０１３３】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。

【０１３４】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。

【０１３５】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。

【０１３６】

【表９】

【０１３７】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。

【０１３８】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。

【０１３９】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。

【０１４０】

【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。

Claims

【特許請求の範囲】

【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％、Ｎ：０．００８％以下、
Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜
２．０％及びＡｌ：０〜０．１０％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：１．０％以下、Ｚｒ：
１．０％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．
０４〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：
０．００８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜
１．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜２．０％及び
Ａｌ：０〜０．１０％を含み、下記式で表されるｆｎ
２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３】素材が、請求項１又は２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。
【請求項４】請求項１又は２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５】請求鋼１又は２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。