TWI544090B - A surface hardened steel having excellent cold forging and capable of suppressing the occurrence of abnormal particles in the carburizing treatment - Google Patents

Description

具有優異冷鍛性且可抑制滲碳處理時之異常粒發生的表面硬化鋼

本發明係關於在汽車等之輸送機器、建設機械、其他產業機械等，成為進行冷鍛後之滲碳處理或滲碳氮化處理(以下有時集中此等稱為「滲碳處理」)等表面硬化熱處理所製造之機械構造零件材料的表面硬化鋼。更詳細而言，係關於具有優異冷鍛性且可抑制滲碳處理時之異常粒發生的表面硬化鋼。

在輸送機器、建設機械、其他產業機械等，被要求高強度之機械構造零件的材料中，一般係使用以JIS標準所定義之SCr、SCM、SNCM等之機械構造用合金鋼鋼材，亦即表面硬化鋼。將此表面硬化鋼藉由冷鍛或切削等之機械加工成形成所期望之零件形狀後，實施滲碳處理或滲碳氮化處理等之表面硬化熱處理，然後藉由進行研磨等以製造機械構造零件。

在如上述之表面硬化熱處理，為了縮短製造時之前置時間(Lead time)，藉由企圖高溫化，進行熱處 理時間之短縮化等。然而，高溫化表面硬化熱處理時，產生機械構造零件之結晶粒粗大化，且機械特性劣化之問題。

作為防止如此之結晶粒粗大化的技術，例如專利文獻1、2已提案。於此等之技術，藉由使AlN、Nb(CN)、TiC等之析出物分散於鋼中，發揮釘扎效果，以防止結晶粒的粗大化。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2005-146303號公報

[專利文獻2]日本特開2012-207244號公報

如目前為止所提案之技術，認為於利用藉由析出物之釘扎效果之結晶粒粗大化防止技術，係利用10nm以上之微細析出物。然而，本發明者們調查時，目前為止已提案之利用釘扎效果之技術，在近年來高溫化之滲碳條件，發現析出物密度不足，部分結晶粒粗大化而發生異常粒。於以往技術在高溫化之近年來的滲碳條件，發現在析出物密度不足，產生舊沃斯田鐵(以下有時稱為「舊γ」)粒之粗大化、或加熱速度緩慢之滲碳條件，由 於波來鐵先肥粒鐵進行沃斯田鐵(以下有時稱為「γ」)變態，於過度凝聚波來鐵之部位，易發生部分性舊γ粒成長即異常粒成長。

本發明係鑑於如上述之事情而完成者，其目的係提供一種冷鍛性優異，且在滲碳處理或滲碳氮化處理等之表面硬化熱處理，且抑制結晶粒粗大化可防止異常粒發生之表面硬化鋼。

有關可解決上述課題之本發明之表面硬化鋼，係具有以下之要旨。一種具有優異冷鍛性且可抑制滲碳處理時之異常粒發生的表面硬化鋼，其係含有C：0.10~0.30%(質量%的意義以下相同)、Si：0.01~0.50%、Mn：0.30~0.80%、P：超過0%~0.030%、S：超過0%~0.020%、Cr：0.80~2.00%、Al：0.01~0.10%、N：超過0%~0.005%、Ti：0.038~0.200%、B：0.0005~0.0050%，殘餘為鐵、及不可避免的雜質，其特徵為含有Ti之等效圓直徑為10nm以上且未達200nm之碳化物、及碳氮化物的密度為10個/μm²以上、含有Ti、及S之等效圓直徑200nm以上之析出物的密度為0.2個/μm²以下，金屬組織係波來鐵肥粒鐵混合組織，該混合組織的面積率為80%以上，波來鐵的面積率，相對於金屬組織整體為25%以下，且等效圓直徑為100μm以上之波來鐵的面積率，相對於為金屬組織整體為10%以下。

本發明的表面硬化鋼如有必要，進一步作為其他元素，含有(I)Mo：超過0%~2.0%、(II)Cu：超過0%~0.10%及Ni：超過0%~3.0%中之至少1種等亦有用，因應所含有之元素的種類，進一步改善表面硬化鋼的特性。

根據本發明，適當調整化學組成，含有Ti之碳化物、及碳氮化物當中，確保等效圓直徑為10nm以上且未達200nm之該碳化物、及該碳氮化物的密度為特定量以上，同時抑制含有Ti及S之粗大析出物的密度，進而由於金屬組織將波來鐵肥粒鐵混合組織作為主體，將波來鐵調控在特定之面積率，同時抑制粗大之波來鐵的面積率，具有優異冷鍛性，又可防止滲碳處理時之異常粒發生。

1‧‧‧熱處理圖型

2‧‧‧未達10nm之Ti碳化物或是Ti碳氮化物

3‧‧‧10nm以上之Ti碳化物或是Ti碳氮化物

4‧‧‧含有Ti、S之粗大析出物

5‧‧‧波來鐵粒

6‧‧‧塊狀波來鐵

7‧‧‧肥粒鐵粒

8‧‧‧沃斯田鐵粒

9‧‧‧油冷

[圖1]表示滲碳處理時之熱處理圖型與滲碳處理前後之析出物與組織特性的概念之模式圖。

[圖2]表示滲碳處理時之熱處理圖型之模式圖。

如上述專利文獻1、2所揭示，含有Ti之微細析出物於結晶粒粗大化防止雖有效，但其密度不足時， 於不足部分發生結晶粒的粗大化，變成發生異常粒之狀態。尤其是近年來藉由滲碳溫度之高溫化，以往為止所提案之藉由微細析出物之釘扎效果，無法充分抑制異常粒發生。

於此本發明者們，研究微細析出物、及金屬組織發生異常粒所帶來的影響，對於可抑制異常粒發生之微細析出物的析出狀態、及金屬組織，進行努力研究。其結果，發現(i)微細析出物當中，有效作用防止結晶粒的粗大化，抑制異常粒發生，含有Ti之碳化物、及碳氮化物當中，等效圓直徑為10nm以上、未達200nm者(以下有時稱為「10nm以上之Ti碳化物等」)，又為了確保上述(i)之10nm以上Ti碳化物等為特定量，(ii)抑制含有Ti、及S之等效圓直徑200nm以上之粗大析出物(以下有時稱為「粗大之Ti-S析出物」)為重要、(iii)又進一步藉由適當調控金屬組織，減低上述(i)之10nm以上Ti碳化物等之固溶量，可抑制滲碳處理時之異常粒發生，而完成本發明。

本發明者們，對於在滲碳處理時引起異常粒發生的原因，認為係如圖1。圖1為表示滲碳處理時之熱處理圖型1與滲碳處理前後之析出物與組織特性的概念之模式圖。滲碳前之狀態，亦即在熱處理圖型1之STAGE1，金屬組織中存在塊狀波來鐵6，亦即等效圓直徑100μm以上之波來鐵(以下有時稱為「波來鐵凝聚部分」)時，滲碳加熱期之2相域，亦即於熱處理圖型1之 STAGE2，波來鐵5進行沃斯田鐵變態，成為肥粒鐵7+沃斯田鐵8之狀態。在此期間STAGE1所析出未達10nm之Ti碳化物、或是Ti碳氮化物2(以下有時稱為(「未達10nm之Ti碳化物等」)隨著固溶限的上昇，同時緩慢固溶於基質中。此時，加熱速度不夠充分，且2相域之逗留時間增長時，波來鐵凝聚部分由於對較肥粒鐵固溶限更高之沃斯田鐵進行變態，有效抑制異常粒發生之10nm以上Ti碳化物等3對基質中進行固溶，失去釘扎效果之局部性結晶粒粗大化，而變成易發生異常粒。進而γ單相域，亦即使溫度上昇至熱處理圖型之STAGE3並保持時，由於進一步提昇基質之固溶限，使更多的10nm以上之Ti碳化物等3固溶於基質中，而變成易發生異常粒。

如以上之過程，結晶粒成長係與波來鐵之凝聚與微細之Ti碳化物等之固溶有深度相關連，為了防止結晶粒粗大化，認為波來鐵凝聚部分之減低、與減低發揮在滲碳過程之釘扎效果對10nm以上之Ti碳化物等之基質的固溶為有效。尤其是為了減低發揮釘扎效果對10nm以上之Ti碳化物等之基質的固溶，更有效利用經添加之Ti係為重要。因此，必須減低對釘扎效果並非有效之粗大Ti-S析出物4的密度。

本發明者們進一步努力研究的結果，藉由滿足以下3要件，發現確保優異之冷鍛性，並且可抑制滲碳處理時之異常粒發生。

(a)含有Ti之等效圓直徑為10nm以上未達200nm 之碳化物、及碳氮化物，亦即10nm以上之Ti碳氮化物的密度為10個/μm²以上

(b)含有Ti、及S之等效圓直徑200nm以上之析出物，亦即粗大之Ti-S析出物的密度為0.2個/μm²以下

(c)(c-1)金屬組織為波來鐵肥粒鐵混合組織，該混合組織的面積率為80%以上，(c-2)波來鐵的面積率，相對於金屬組織整體為25%以下，且(c-3)等效圓直徑為100μm以上之波來鐵，亦即波來鐵凝聚部分的面積率，相對於金屬組織整體為10%以下

以下，對於各要件進行說明。

(a)10nm以上之Ti碳化物等的密度為10個/μm²以上

10nm以上之Ti碳化物等，有效作用在防止滲碳處理時之結晶粒粗大化，可抑制異常粒發生。為了有效發揮如此之效果，其密度為10個/μm²以上，較佳為15個/μm²以上，再更佳為20個/μm²以上。10nm以上之Ti碳化物等之密度的上限雖並未特別限定，但通常為150個/μm²以下，較佳為120個/μm²以下，更佳為100個/μm²以下。

尚，滲碳處理時，上述10nm以上之Ti碳化物等並非固溶於基質中，為了更有效發揮釘扎效果抑制異常粒發生，確保未達10nm之Ti碳化物等為特定量亦有效。據此未達10nm之Ti碳化物等之密度較佳為10個/μm²以上，更佳為15個/μm²以上。未達10nm之Ti碳化物等之密度的上限雖並未特別限定，但通常為300個/μm² 左右。尚，未達10nm之Ti碳化物之尺寸的下限雖並未特別限定，但由於有電子顯微鏡等之測定裝置之測定界限，故通常為2nm左右。

在本發明之Ti碳化物等，藉由使用能量分散型X光分光法(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy、EDX)等之元素分析，係意指檢出表示C或N之峰值，同時檢出Ti之峰值之析出物。

(b)粗大之Ti-S析出物的密度為0.2個/μm²以下

粗大之Ti-S析出物的密度過多時，無法確保有效抑制異常粒發生之上述(a)10nm以上之Ti碳化物等之個數。因此粗大之Ti-S析出物的密度為0.2個/μm²以下，較佳為0.15個/μm²以下，更佳為0.10個/μm²以下。粗大之Ti-S析出物雖越少越好，但通常為超過0個/μm²之值。在本發明之粗大之Ti-S析出物，係意指藉由使用EDX等之元素分析，檢出Ti、及S之峰值之析出物。

(c)(c-1)金屬組織為波來鐵肥粒鐵混合組織，該混合組織的面積率為80%以上

供於冷鍛之表面硬化鋼的組織，大量包含變韌鐵或麻田散鐵時，由於增加冷鍛時之變形阻力、或然後之滲碳時，易產生結晶粒的粗粒化，故有必要將波來鐵肥粒鐵混合組織作為主體。具體而言，波來鐵肥粒鐵混合組織之面積率為全金屬組織之80%以上，更佳為90%以上，再更佳 為100%。尚，波來鐵肥粒鐵混合組織以外的組織雖並未特別限定，但例如為變韌鐵或麻田散鐵之單相或此等之複合組織。

(c-2)波來鐵的面積率相對於金屬組織整體為25%以下

又為了減低冷鍛時之變形阻力，波來鐵之面積率相對於金屬組織整體為25%以下，較佳為23%以下，更佳為20%以下。

(c-3)波來鐵凝聚部分的面積率相對於金屬組織整體為10%以下

波來鐵凝聚部分過多時，有效抑制異常粒發生之對上述(a)10nm以上之Ti碳化物等之基質中的固溶量增大，失去釘扎效果。據此，波來鐵凝聚部分之面積率相對於金屬組織整體為10%以下，較佳為8%以下，更佳為5%以下。

於本發明如上述，為了確保在鋼中之10nm以上的Ti碳化物等，除了抑制粗大之Ti-S析出物，同時調控金屬組織之外，為了發揮作為表面硬化鋼之基本特性，有必要亦適當調整其化學組成。說明於以下。

C：0.10~0.30%

C係為了確保作為滲碳零件所必要之核心硬度之必要元素。C含量未達0.10%，由於硬度不足導致作為滲碳零 件之靜態強度不足。為了有效發揮如此效果，C含量為0.10%以上，較佳為0.12%以上，更佳為0.15%以上。然而，過剩含有C時，波來鐵量增大使冷鍛性惡化。據此，C含量為0.30%以下，較佳為0.28%以下，更佳為0.25%以下。

Si：0.01~0.50%

Si係抑制回火硬度降低改善機械構造零件之面疲勞特性而作用之元素。為了有效發揮如此效果，Si含量為0.01%以上，較佳為0.03%以上，更佳為0.05%以上。然而，過剩含有Si時，帶給被削性或鍛造性等之零件成形性不良影響。據此，Si含量為0.50%以下，較佳為0.45%以下，更佳為0.40%以下。

Mn：0.30~0.80%

Mn係為了有效提高滲碳處理時之燒入性之元素。又Mn亦作用為脫氧劑，係減低鋼中之氧化物系介在物量，具有提高內零件質作用之元素。進而，Mn亦具有防止紅熱脆性之作用。為了有效發揮如此效果，Mn含量為0.30%以上，較佳為0.35%以上，更佳為0.400%以上。然而，過剩含有Mn時，冷鍛性易惡化，同時材質的變異增大。據此，Mn含量為0.80%，較佳為0.70%以下，更佳為0.60%以下。

P：超過0%~0.030%

P係於鋼中包含作為不可避免雜質之元素，偏析於結晶粒界使機械構造零件之衝撃疲勞特性劣化。據此，P含量為0.030%以下，較佳為0.025%以下，更佳為0.020%以下。P含量雖越少越好，但製造步驟之限制上成為0%困難，據此P含量為超過0%，通常至少包含0.0001%左右。

S：超過0%~0.020%

S係與Mn鍵結而形成MnS，改善進行切削加工時之被削性之元素。為了有效發揮如此效果，S含量為超過0%，較佳為0.0001%以上，更佳為0.0003%以上。然而，過剩含有S時，有時藉由粗大之Ti-S析出物密度的增大、或10nm以上之Ti碳化物等之密度的降低，而使結晶粒粗大化。據此，S含量為0.020%以下，較佳為0.015%以下，更佳為0.013%以下，再更佳為0.010%以下。

Cr：0.80~2.00%

Cr係促進滲碳，為了於鋼之表面形成硬化層之必要元素。為了有效發揮如此之效果，Cr含量為0.80%以上，較佳為0.90%以上，更佳為1.00%以上。然而，過剩含有Cr時，引起過剩滲碳，使機械構造零件的強度降低。據此，Cr含量為2.00%以下，較佳為1.95%以下，更佳為1.90%以下，再更佳為1.80%以下。

Al：0.01~0.10%

Al係作為脫氧劑進行作用之元素，為了有效發揮如此效果，Al含量為0.01%以上，較佳為0.015%以上，更佳為0.020%以上。然而，過剩含有Al時，增大鋼之變形阻力，冷鍛性劣化。據此，Al含量為0.10%以下，較佳為0.080%以下，更佳為0.060%以下。

N：超過0%~0.005%

N係為了適當調整機械構造零件之結晶粒度，而作用之為了形成10nm以上之Ti碳化物等之必要元素。為了發揮如此之效果，N含量為超過0%，較佳為0.0001%以上，更佳為0.0005%以上，再更佳為0.0010%以上。然而，過剩含有N時，於鋼中大量形成AlN、TiN等之氮化物，使切削性或冷鍛性劣化。據此，N含量為0.005%以下，較佳為0.0045%以下，更佳為0.0040%以下。

Ti：0.038~0.200%

Ti係為了適當調整機械構造零件之結晶粒度，而作用之為了形成10nm以上之Ti碳化物等之必要元素。為了發揮如此之效果，Ti含量為0.038%以上，較佳為0.040%以上，更佳為0.045%以上，再更佳為0.050%以上。然而，過剩含有Ti時，於鋼中過剩形成TiN，使切削性或冷鍛性劣化。據此，Ti含量為0.200%以下，較佳為0.180%以 下，更佳為0.150%以下。

B：0.0005~0.0050%

B係即使微量亦特別有效作用在滲碳處理之燒入性提昇之元素，又係強化結晶粒界有效作用在衝撃強度提昇之元素。為了有效發揮如此效果，B含量為0.0005%以上，較佳為0.0007%以上，更佳為0.0010%以上。然而，即使過剩含有B，上述效果飽和，同時生成B氮化物而使冷鍛性劣化。據此，B含量為0.0050%以下，較佳為0.0040%以下，更佳為0.0030%以下。

有關本發明之表面硬化鋼的基本成分係如上述，殘餘實質上為鐵。惟，因原料、資材、製造設備等之狀況所帶來之不可避免的雜質包含於鋼中當然是被容許的。

進而於本發明，如有必要進一步含有(a)Mo：超過0%~2.0%、(b)Cu：超過0%~0.10%、及Ni：超過0%~3.0%中之至少1種亦有用，因應所含有之元素的種類進一步改善表面硬化鋼的特性。

Mo：超過0%~2.0%

Mo係有效作用在滲碳處理之燒入性提昇之元素。為了有效發揮如此效果，Mo含量為超過0%，較佳為0.05%以上，更佳為0.08%以上，再更佳為0.10%以上。然而，過剩含有Mo時，使切削性或鍛造性劣化。據此，Mo含 量較佳為2.0%以下，更佳為1.5%以下，再更佳為1.2%以下。

Cu：超過0%~0.10%、及Ni：超過0%~3.0%中之至少1種

Cu、及Ni係與上述Mo相同，係有效作用在滲碳處理之燒入性提昇之元素。又Cu與Ni由於是較Fe更難氧化之元素，亦為有效作用在機械構造零件之耐腐蝕性改善之元素。為了有效發揮此等之作用，Cu含量為超過0%，較佳為0.03%以上，更佳為0.04%以上，再更佳為0.05%以上。Ni含量為超過0%，較佳為0.03%以上，更佳為0.05%以上，再更佳為0.08%以上。然而，過剩含有Cu時，降低熱鍛性，亦產生破裂等之問題。據此，Cu含量較佳為0.10%以下，更佳為0.08%以下。又過剩含有時Ni，由於成本變高，故Ni含量較佳為3.0%以下，更佳為2.5%以下，再更佳為2.0%以下。Cu與Ni係可含有任一方，亦可含有雙方。

為了製造本發明的表面硬化鋼，將特定化學組成之鋼依通常之熔製法進行熔製、鑄造、分塊軋延後，再進行鋼條軋延之一連串步驟中，尤其是以適當調整分塊軋延時、及鋼條軋延時之加熱溫度與加熱保持時間、以及鋼條軋延後之冷卻速度較佳。具體而言，首先於600~未達750℃進行預備加熱後，分塊時之加熱係於1150~1250℃定為0.5~1.0小時，鋼條軋延時之加熱800~1100℃定 為0.5~1.5小時。又鋼條軋延後之平均冷卻速度為40℃/小時以下。

在本發明，於分塊軋延，抑制粗大之Ti-S析出物的生成，同時將於鑄造階段生成之Ti碳化物等盡可能不使其固溶於基質中，確保成為有效抑制異常粒發生之10nm以上之Ti碳化物等之核的析出物。

又於鋼條軋延，使在分塊軋延殘存之Ti碳化物等進行奧士華成長，使於異常粒成長有效之10nm以上之Ti碳化物等到達上述密度，同時於其冷卻過程，進行異常粒成長的抑制以及用以確保冷鍛性之波來鐵調控。

於以往之分塊軋延，將鋼材對本加熱爐插入後，雖從室溫至分塊軋延溫度為止進行加熱，但由於Ti碳化物等之固溶量增多於750℃以上之逗留時間長，故10nm以上之Ti碳化物等固溶於基質中。但是到達分塊軋延溫度為止以特定之溫度進行預備加熱，使鋼材之溫度成為均一後，藉由加熱至分塊軋延溫度，可抑制10nm以上之Ti碳化物等之固溶。為了發揮如此之效果，預備加熱溫度較佳為600℃以上，更佳為630℃以上。然而預備加熱溫度過高時，10nm以上之Ti碳化物等之固溶量增多。據此，預備加熱溫度較佳為未達750℃，更佳為730℃以下。預備加熱時間並未特別限定，雖然鋼材之溫度調整成為均一即可，但預備加熱時間過短時，由於鋼材之溫度產生變異，預備加熱時間較佳為0.5小時以上，更佳為1.0小時以上。另一方面，預備加熱時間過長時，由於未達 10nm之Ti碳化物等對基質中進行固溶，故較佳為5.0小時以下，更佳為3.0小時以下。進行預備加熱時，提前於預備加熱爐以特定溫度保持加熱後，於本加熱爐加熱至特定之分塊軋延溫度即可。

分塊軋延時之加熱溫度低於1150℃時，對分塊軋延時之軋延機的負荷增大，對所期望形狀的軋延變困難。因此，加熱溫度較佳為1150℃以上，更佳為1160℃以上，再更佳為1170℃以上。然而，加熱溫度變過高時，於鑄造階段生成之10nm以上之Ti碳化物等對基質中進行固溶，同時粗大之Ti-S析出物的密度增大。據此，分塊軋延時之加熱溫度較佳為1250℃以下，更佳為1230℃以下，再更佳為1200℃以下。又，於前述溫度範圍之加熱保持時間過長時，於鑄造階段生成之10nm以上之Ti碳化物等對基質中進行固溶。據此加熱保持時間較佳為1小時以下，更佳為50分鐘以下。另一方面，加熱保持時間過短時，出現鋼材溫度不均，由於與材質的變異有關，故加熱保持時間較佳為30分鐘以上，更佳為35分鐘以上。

上述鋼條軋延時之加熱溫度低於800℃時，對鋼條軋延機的負荷增大，對所期望形狀的軋延變困難。因此，鋼條軋延時之加熱溫度較佳為800℃以上，更佳為820℃以上，再更佳為850℃以上。然而，鋼條軋延時之加熱溫度超過1100℃時，10nm以上之Ti碳化物等的密度降低。因此，加熱溫度較佳為1100℃以下，更佳為1050 ℃以下，再更佳為1000℃以下。又，於前述溫度範圍之加熱保持時間過長時，未達10nm之Ti碳化物等的密度降低。因此，加熱保持時間較佳為1.5小時以下，更佳為1.25小時以下。另一方面，加熱保持時間過短時，有鋼材之溫度不均，由於與材質的變異有關，故加熱保持時間較佳為0.5小時以上，更佳為0.75小時以上。

鋼條軋延後，雖冷卻至室溫，但鋼條軋延後之冷卻速度過快時，過剩生成波來鐵、及波來鐵凝聚部分，分別成為引起冷鍛性惡化、異常粒成長的發生之要因。因此，平均冷卻速度較佳為40℃/小時以下，更佳為30℃/小時以下，再更佳為25℃/小時以下。

如上述，藉由滿足分塊軋延時、及鋼條軋延時之加熱溫度與加熱保持時間、以及鋼條軋延後之冷卻速度的條件，而得到上述本發明的表面硬化鋼。

本發明的表面硬化鋼的形狀雖並未特別限定，但例如為 10~150mm之鋼條。於滿足如此要件之本發明的表面硬化鋼，實施滲碳處理所得到，亦即表面經滲碳處理之機械構造零件，可抑制異常粒發生，又成為冷鍛性優異者。

作為使用本發明的表面硬化鋼之機械構造零件，具體而言，可列舉齒輪、軸類、無段變速機(Continuously Variable Transmission、CVT)滑輪、等速接頭(Constant Velocity Joint、CVJ)、軸承等。

本案係根據2014年3月27日所申請之日本 國專利申請第2014-066098號而主張優先權權益者。2014年3月27日所申請之日本國專利申請第2014-066098號之說明書的全部內容係為了本案參考而援用。

[實施例]

以下，雖列舉實施例更具體說明本發明，但本發明並非因下述實施例而受到限制者，當然有可能於可適合於前‧後述之趣旨的範圍加入適當變更來實施，該等皆包含於本發明的技術範圍。

將滿足下述表1所示之化學組成之鋼，依通常之熔製法於熔製爐進行熔製，而製得鋼片。

使用所得之各種鋼片，以下述表2所示之分塊軋延溫度、及加熱保持時間加熱後，進行分塊軋延，冷卻至室溫。尚，於條件A以700℃進行1小時之預備加熱後，再加熱至分塊軋延溫度。其次，以下述表2所示之鋼條軋延溫度、及加熱保持時間加熱進行鋼條軋延，製得直徑：23mm之鋼條。

將未達10nm之Ti碳化物等、10nm以上之Ti碳化物等、及粗大之Ti-S析出物的觀察用以下之順序進行。

(1)各析出物的密度的測定

所得之鋼條的橫剖面，亦即機械研磨與鋼條之軸心垂直的剖面後，進行電解研磨，藉由硝酸浸蝕液，亦即乙醇與3%硝酸的混合液蝕刻後，再藉由進行碳蒸鍍之萃取複印法製作複印膜。析出物的觀察係將前述橫剖面之鋼條直徑D/4位置，藉由使用日立製作所製之透射電子顯微鏡H-800於75000倍下觀察來進行。經觀察之析出物的構成元素，係藉由由堀場製作所製EDX分析裝置EMAX-7000之點分析測定。將檢出表示C或N峰值，同時檢出Ti峰值之析出物判斷為「含有Ti之碳化物及碳氮化物」，將檢出Ti及S峰值之析出物判斷為「含有Ti及S之析出物」。尚，在透射圖像藉由呈現同樣形態之析出物判定為同一構成元素，來進行析出物的判定。又，各析出物的密度係由住友金屬技術公司製粒子解析Ver.3.0測定。測定視野定為1.35μm×1.60μm，進行5視野觀察，將其算術平均值作為各析出物的密度。將結果示於下述表3。尚，表中，含有Ti之碳化物及碳氮化物的個數密度因應等效圓直徑，「Ti碳(氮)化物密度(個/μm²)」之各欄、含有Ti及S之等效圓直徑200nm以上之析出物的個數密度記載為「Ti、S析出物密度(個/μm²)」。尚，表3中，「10- 200nm」表示10nm以上、未達200nm。

(波來鐵面積率(%)、肥粒鐵面積率(%)、及等效圓直徑100μm以上之波來鐵面積率(%)的測定)

其次，在所得之鋼條的D/4位置，機械研磨鋼條之橫剖面後，藉由苦味醇液(picral)進行蝕刻，由光學顯微鏡於100倍下進行觀察。金屬組織分率的判定係藉由住友金屬技術公司製粒子解析Ver.3.0進行。進而，測定在等效圓直徑為100μm以上之波來鐵的視野內之面積率，記入於「波來鐵凝聚部分面積率(%)」欄。

其次，將所得之鋼條的D/4位置作為中心，試驗片之縱向方向以與軋延方向並行的方式製作 20mm×30mm之圓柱試驗片，於圓柱試驗片之縱向方向進行50%之冷間壓縮、亦即冷鍛。此時，對於產生破裂之試驗片，於表中記入「冷鍛時破裂產生」，同時並未進行下述結晶粒度編號的判定。另一方面，冷鍛時未產生破裂之試驗片係如圖2所示，於CP(碳勢)0.8%、溫度930℃、950℃、980℃之各溫度滲碳6小時，浸漬於100℃之油浴，油冷9後，於170℃進行120分鐘之回火處理，而作為結晶粒度測定用之試驗片。結晶粒度測定的順序係如以下所述。

(2)舊沃斯田鐵粒之結晶粒度編號的判定

於前述之結晶粒度測定用之試驗片的壓縮方向切出平 行的面，以硝酸浸蝕液蝕刻後，使用光學顯微鏡於倍率100倍觀察，依JIS G0551(2005)測定舊沃斯田鐵粒的粒度編號。粒度編號的測定係於壓縮端部的表層部，亦即從表面至2mm深度進行，測定結晶粒變最大部分的粒度編號，作為最大γ粒度。而且將最大γ粒度為6.0以上者評價為異常粒之「無發生」。將結果示於表3。

表3之試驗No.1~43，由於係將滿足本發明所規定之化學組成的鋼，以適當製造條件製造，故可將10nm以上之Ti碳化物等、粗大之Ti-S析出物的密度、及金屬組織調整成滿足本發明的要件，可抑制滲碳處理時之異常粒發生。

另一方面，表3之試驗No.44~60，由於鋼之化學組成或製造條件不適當，無法將10nm以上之Ti碳化物等或粗大之Ti-S析出物的密度、金屬組織，調整成本發明所規定之範圍，故於冷鍛時產生破裂、或是於滲碳處理時發生異常粒。

No.44係使用C量多之鋼Z1之例，波來鐵面積率提高，冷鍛性惡化。

No.45係使用Si量多之鋼Z2之例，於冷鍛時產生破裂。

No.46係使用Mn量多之鋼Z3之例，於冷鍛時產生破裂。

No.47係使用S量多之鋼Z4之例，粗大之Ti-S析出物增加，無法確保10nm以上之Ti碳化物等之密度，而發生異常粒。

No.48係使用Al量多之鋼Z5之例，鋼之變形阻力增大，於冷鍛時產生破裂。

No.49係使用N量多之鋼Z6之例，於冷鍛時產生破裂。此被認為係因為於鋼中過剩形成AlN或TiN等之氮化物。

No.50係使用Ti量少之鋼Z7之例，無法確保10nm以上之Ti碳化物等之密度，而發生異常粒。

No.51係使用Ti量多之鋼Z8之例，於冷鍛時產生破裂。此被認為係因為於鋼中析出過剩之TiN。

No.52~54係採用於分塊軋延時未進行預備加 熱之製造條件B之例，無法確保10nm以上之Ti碳化物等之密度，而發生異常粒。

No.55~57係採用未進行預備加熱，又分塊軋延時之加熱保持時間長，以特定溫度未進行鋼條軋延之製造條件C之例，無法確保10nm以上之Ti碳化物等之密度，而發生異常粒。

No.58~60係採用未進行預備加熱，又分塊軋延時之加熱溫度高，同時加熱保持時間長，進而鋼條軋延後之冷卻速度快之製造條件D之例，無法確保10nm以上之Ti碳化物等之密度，又波來鐵凝聚部分的面積率高而發生異常粒。

1‧‧‧熱處理圖型

2‧‧‧未達10nm之Ti碳化物或是Ti碳氮化物

3‧‧‧10nm以上之Ti碳化物或是Ti碳氮化物

4‧‧‧含有Ti、S之粗大析出物

5‧‧‧波來鐵粒

6‧‧‧塊狀波來鐵

7‧‧‧肥粒鐵粒

8‧‧‧沃斯田鐵粒

Claims (3)

1. 一種具有優異冷鍛性且可抑制滲碳處理時之異常粒發生的表面硬化鋼，其係含有C：0.10~0.30%(質量%的意義以下相同)、Si：0.01~0.50%、Mn：0.30~0.80%、P：超過0%~0.030%、S：超過0%~0.020%、Cr：0.80~2.00%、Al：0.01~0.10%、N：超過0%~0.005%、Ti：0.038~0.200%、B：0.0005~0.0050%，殘餘為鐵、及不可避免的雜質，其特徵為含有Ti之等效圓直徑為10nm以上且未達200nm之碳化物、及碳氮化物的密度為10個/μm²以上、含有Ti、及S之等效圓直徑200nm以上之析出物的密度為0.2個/μm²以下，金屬組織係波來鐵肥粒鐵混合組織，該混合組織的面積率為80%以上，波來鐵的面積率，相對於金屬組織整體為25%以下，且等效圓直徑為100μm以上之波來鐵的面積率，相對於金屬組織整體為10%以下。
2. 如請求項1之表面硬化鋼，其係進一步含有Mo： 超過0%~2.0%。
3. 如請求項1或2之表面硬化鋼，其係進一步含有Cu：超過0%~0.10%、及Ni：超過0%~3.0%之至少1種。