(57)【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：０．０３％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％及びＡｌ：０〜０．１０％を含み、下記(1)式で表されるｆｎ１の値が０％を超え、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JIS G 0555に規定される清浄度で０．０５％以上である鋼材を、１１５０℃以上に加熱してから熱間鍛造し、０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した後、表面硬化処理することを特徴とする強度と靱性に優れた表面硬化部品の製造方法。
ｆｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２Ｓ（％）・・・・(1)
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％及びＡｌ：０〜０．１０％を含み、下記(1)式で表されるｆｎ１の値が０％を超え、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JIS G 0555に規定される清浄度で０．０５％以上である鋼材を、鍛造した後、１１５０℃以上に加熱して熱処理を行い、０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した後、表面硬化処理することを特徴とする強度と靱性に優れた表面硬化部品の製造方法。
ｆｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）-１．２Ｓ（％）・・・・(1)
【発明の詳細な説明】
【発明の属する技術分野】
【０００１】
本発明は、表面硬化部品の製造方法に関し、より詳しくは、強度と靱性に優れた表面硬化部品の製造方法に関する。
【従来の技術】
【０００２】
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 G 4106に規格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（ＳＭｎＣ鋼）、JIS G 4105に規格されたクロムモリブデン鋼（ＳＣＭ鋼）、JIS G 4104に規格されたクロム鋼（ＳＣｒ鋼）、JIS G 4103に規格されたニッケルクロムモリブデン鋼（ＳＮＣＭ鋼）、JIS G 4102に規格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。また、「JIS G 0551の表１に示されるオーステナイト結晶粒度番号５以上の整細粒」組織を呈することを「粗粒化を生じていない」という。）が生じ易い。このため、焼入れ時の歪発生や強度や靱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６０−２１３５９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９００〜９５０℃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まりが低下するとともにコストが嵩んでいた。
【０００６】
更に近年、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。この「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った。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、Ｔｉ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】
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。
【０００９】
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、前記した特開昭６０−２１３５９号公報に記載のＮｂ添加鋼や、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、なかでも靱性を確保できないことが多い。
【００１０】
鉄と鋼（ｖｏｌ．５７（１９７１年）Ｓ４８４）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、Ｔｉの多量の添加はＴｉＮが多量に生成す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％、Ｓｉ：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。
【００１１】
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、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。
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は上記現状に鑑みなされたもので、充分な強度−靱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１０５０℃にも到るようなプラズマ浸炭処理を始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・高靱性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。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の要旨は、下記（１）及び（２）に示す強度と靱性に優れた表面硬化部品の製造方法にある。
【００１４】
（１）重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％及びＡｌ：０〜０．１０％を含み、下記(1)式で表されるｆｎ１の値が０％を超え、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JIS G 0555に規定される清浄度で０．０５％以上である鋼材を、１１５０℃以上に加熱してから熱間鍛造し、０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した後、表面硬化処理することを特徴とする強度と靱性に優れた表面硬化部品の製造方法。
ｆｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２Ｓ（％）・・・・(1)。
【００１５】
（２）重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％及びＡｌ：０〜０．１０％を含み、下記(1)式で表されるｆｎ１の値が０％を超え、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JIS G 0555に規定される清浄度で０．０５％以上である鋼材を、鍛造した後、１１５０℃以上に加熱して熱処理を行い、０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した後、表面硬化処理することを特徴とする強度と靱性に優れた表面硬化部品の製造方法。
ｆｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）-１．２Ｓ（％）・・・・(1)。
【００１７】
以下、上記（１）及び（２）の強度と靱性に優れた表面硬化部品の製造方法に係る発明を、それぞれ、「（１）の発明」及び「（２）の発明」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【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。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、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】
（２）の発明における鍛造は、熱間、温間、冷間のいずれかで行われるもの、又は、これらを組み合わせたものを指す。
【００２０】
本発明者らは、プラズマ浸炭処理を始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について調査・研究を行った。
【００２１】
その結果、ＮｂとＴｉやＺｒとを複合添加した鋼において、ＮｂとＴｉの複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕やＮｂとＺｒの複合炭窒化物〔ＮｂＺｒ（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がわかった。
【００２２】
そこで本発明者らは更に詳細な研究を続け、その結果、次の知見を得るに到った。
【００２３】
（ａ）ＮｂとＴｉやＺｒとを複合添加した鋼において凝固時に析出する炭窒化物はＮｂＣ、ＴｉＣ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。しかし、凝固時に析出した〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（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。
【００２４】
（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。
【００２５】
（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。
【００２６】
（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。
【００２７】
（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）。
【００２８】
（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ると、凝固時に析出した粗大な〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（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）〕や〔ＮｂＺｒ（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。なお、複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕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）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕が微細に再析出する。
【００２９】
（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。なお、上記の表面硬化部品の芯部とは、表面硬化処理を受けても硬化していない部分のことをいう。又、上記の衝撃値とは、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を用いて常温（室温）で衝撃試験した場合のものをいう。
【００３０】
（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、こうした炭硫化物を微細に分散させれば、鋼材の被削性が飛躍的に向上する。
【００３１】
そこで、更に研究を続けた結果、下記の事項を見いだした。
【００３２】
（ｆ）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して行くと、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。
【００３３】
（ｇ）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。
【００３４】
（ｈ）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。
【００３５】
（ｉ）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。
【００３６】
（ｊ）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プラズマ浸炭処理を始めとする高温の表面硬化処理における１０５０℃程度の温度では基地に固溶しないし、凝集もしない。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に有効である。
【００３７】
（ｋ）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、特に、大きな疲労強度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。
【００３８】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【発明の実施の形態】
【００３９】
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。
【００４０】
（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は鋼の強度を確保するとともに複合炭窒化物の〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕を形成させ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靱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。
【００４１】
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、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％を超えると靱性の劣化を招くこととなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．５％とした。
【００４２】
Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに熱間延性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、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。
【００４３】
Ｐ：
Ｐは、鋼の靱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０．０３％を超えると靱性及び冷間・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０．０３％以下とした。
【００４４】
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。
【００４５】
従来、快削鋼にＳを添加する目的は、ＭｎＳ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炭硫化物やＺｒ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加工が困難になるし、靱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。なお、Ｓの好ましい含有量は０．００５〜０．１％である。
【００４６】
Ｎｂ：
Ｎｂは、ＴｉやＺｒとともに複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靱性を高めるとともに、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、０．１０％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０．００５〜０．１０％とした。
【００４７】
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。
【００４８】
上記の効果は、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（％）＋Ｚｒ（％）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、つまりＴｉを単独で添加する場合に、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、Ｔｉ炭硫化物が粗大化して却って靱性の低下を招いてしまう。逆に、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Ｚｒ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、Ｚｒ炭硫化物が粗大化して却って靱性の低下を招いてしまう。したがって、ＴｉとＺｒ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。なお、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。
【００４９】
Ｎ：
Ｎは、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＣと結合して複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細化して靱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、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を形成し、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は靱性及び被削性を低下させてしまう。特に、Ｎ含有量が０．００８％を超えると靱性及び被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００２〜０．００８％とした。なお、Ｔｉ炭硫化物や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。
【００５０】
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％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量を０〜２．０％とした。
【００５１】
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、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を微細に分散させた場合においても被削性が大幅に劣化するようになる。したがって、Ｍｏ含有量を０〜１．０％とした。
【００５２】
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０．１０％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、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を微細に分散させた場合においても被削性が大幅に劣化するようになる。したがって、Ｗの含有量を０〜１．０％とした。
【００５３】
Ａｌ：
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靱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。なお、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサイズと清浄度を所定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ので、Ｓｉ含有量が０．０５％未満の場合には、少なくとも０．００５％のＡｌを含有させることとするのが良い。
【００５４】
ｆｎ１：
Ｎ含有量の上限を０．００８％とし、前述の(1)式で表されるｆｎ１が０％を超える値（ｆｎ１＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２×Ｓ（％）＞０％）の場合に前記したＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の被削性向上効果が確保できる。ｆｎ１が０％以下の値（ｆｎ１≦０％）の場合には、Ｓ量が過剰となるため、その分ＭｎＳが過剰生成してＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物による被削性向上効果が低下してしまう。したがって、(1)式で表されるｆｎ１に関して０％を超える値（ｆｎ１＞０％）と規定した。このｆｎ１の値の上限は特に規定されるものではなく、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が１．０％でＳが０．００２％の場合の値であっても良い。
【００５５】
上記の化学組成を有する素材鋼から本発明に係る表面硬化部品を製造するには、例えば熱間で分塊を行って鋼片とし、次いで熱間で圧延した後、熱間あるいは冷間で鍛造し、必要に応じて焼準を施し、更に切削加工を施して所定の表面硬化部品の形状に加工を行い、最終的に表面硬化処理を施すこととなる。
【００５６】
（Ｂ）Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物のサイズと清浄度
上記の化学組成を有する鋼材の被削性をＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物によって高めるとともに本発明に係る表面硬化部品に、大きな強度と良好な靱性を確保させるためには、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。
【００５７】
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靱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。
【００５８】
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できない。したがって、本発明においては、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、且つその量の和を清浄度で０．０５％以上の鋼材を本発明に係る表面硬化部品の素材として用いることとした。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する場合があるので、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。
【００５９】
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ＴｉやＺｒを添加する製鋼法を採れば良い。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
（Ｃ）加熱温度と冷却速度
本発明に係る表面硬化部品は、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）〕や〔ＮｂＺｒ（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）〕や〔ＮｂＺｒ（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（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕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）〕や〔ＮｂＺｒ（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よい。
【００６３】
既に述べたように、(1)ＮｂとＴｉやＺｒとを複合添加した鋼において凝固時に析出する炭窒化物は、ＮｂとＴｉやＺｒの粗大な複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕である。(2)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。
【００６４】
（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。
【００６５】
（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。
【００６６】
（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）。
【００６７】
したがって、本発明においては、微細に再析出した〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕のピン止め作用を利用して粗粒化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１１５０℃以上に加熱する。
【００６８】
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を固溶させれば良いことになる。
【００６９】
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℃以上とすれば良いことになる。
【００７０】
したがって、（１）の発明においては、前記（Ａ）項に記載の化学組成を満たし、前記（Ｂ）項に記載のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物のサイズと清浄度を有する鋼材を、１１５０℃以上に加熱してから熱間鍛造し、冷却してから表面硬化処理することとした。
【００７１】
また、（２）の発明においては、前記（Ａ）項及び（Ｂ）項で述べた条件を満たす鋼材を、鍛造した後、１１５０℃以上に加熱して熱処理を行い、冷却してから表面硬化処理することとした。
【００７３】
なお、本発明に係る表面硬化部品においては、微細に再析出した〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕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（１）の発明における熱間鍛造の加熱温度の上限及び（２）の発明における熱処理の加熱温度の上限は、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。上記した各加熱温度の上限を１３５０℃とすれば、加熱時の表面酸化を低減することもできる。
【００７４】
なお、プラズマ浸炭処理を始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やＺｒとの複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＺｒ（ＣＮ）〕を微細に析出させておくためには、上記の各加熱後の冷却速度は０．２℃／ｓ以上とする必要がある。
【００７５】
したがって、（１）の発明においては、前記の熱間鍛造後に、０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することとした。
【００７６】
また、（２）の発明においては、前記の熱処理後に、０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することとした。
【００７７】
（Ｄ）表面硬化処理
本発明に係る表面硬化部品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」を始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。
【００７８】
（Ｅ）表面硬化処理後の表面硬化部品の芯部硬度と靱性
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／ｃｍ2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。
【００７９】
なお、既に述べたように、表面硬化部品の芯部とは表面硬化処理を受けても硬化していない部分を、又、衝撃値はＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を用いて常温（室温）で衝撃試験した場合のものを指す。
【００８０】
（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靱性を改善できるので、本発明に係る表面硬化部品は、表面硬化処理の後に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。
【実施例】
【００８１】
（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試験炉を用いて溶製した。なお、鋼Ｇと鋼Ｈを除いて、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。鋼Ｇと鋼ＨについてはＳｉ及びＡｌで脱酸する際に同時にＴｉとＺｒを添加した。
【００８２】
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にある本発明例に係る鋼、表２における鋼Ｊ〜Ｎ及び鋼Ｐ〜Ｓ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に係る鋼である。比較例に係る鋼のうち鋼Ｑ、鋼Ｒ及び鋼ＳはそれぞれＪＩＳのＳＭｎ４２０鋼、ＳＣｒ４２０鋼及びＳＣＭ４２０鋼に相当する鋼である。
【００８３】
【表１】
0003879251.tif 000002
【００８４】
【表２】
0003879251.tif 000003
【００８５】
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。
【００８６】
こうして得られた熱間鍛造後の丸棒から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２０ｍｍ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）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。
【００８７】
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、粗粒化の発生率を倍率１００倍の光学顕微鏡で１０視野観察して調査した。
【００８８】
（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した。
【００８９】
（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１２５０℃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℃×４ｈｒ（炭素ポテンシャル：０．８％）の浸炭処理を行った後油焼入した。
【００９０】
（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した。
【００９１】
（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、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した。
【００９２】
表３に、熱間鍛造後の丸棒におけるＴｉ炭硫化物及びＺｒ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粗粒化発生率の調査結果を示す。なお、表の「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、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ものである。
【００９３】
【表３】
0003879251.tif 000004
【００９４】
表３から、化学組成及び最大直径が１０μｍ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鋼材を用いた場合と、比較例に係る鋼のうち鋼Ｌ及び鋼Ｎを素材とする鋼材を用いた場合だけが本発明で規定した条件で処理すれば異常粒成長しないことが明らかである。
【００９５】
（実施例２）
前記の実施例１で作製した鋼Ａ〜Ｈ、鋼Ｌ及び鋼Ｎ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３０ｍｍ直径の丸棒に熱間鍛造した。
【００９６】
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２０ｍｍ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）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。
【００９７】
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。
【００９８】
被削性評価のための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。
【００９９】
表４に各種試験の結果を示す。なお、この表についても、「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。
【０１００】
【表４】
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【０１０１】
表４から、化学組成及び最大直径が１０μｍ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鋼材を用いた場合にＨｖ３００以上の芯部硬度と２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値が得られることが明らかである。更に、被削性も良好なことがわかる。したがって、本発明に係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。
【０１０２】
一方、前記実施例１において本発明で規定した条件で処理した場合に粗粒化が生じなかった比較例に係る鋼のうち鋼Ｌ及び鋼Ｎを素材とする鋼材を用いた場合は、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。
【発明の効果】
【０１０３】
本発明に係る表面硬化部品は強度と靱性に優れ、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。上記の表面硬化部品は、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。