(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：０．０４〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ａｌ：０〜０．１０％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成で、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％以上であることを特徴とする被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材。
【請求項２】
素材が、請求項１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／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３】
請求項１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４】
請求項１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、更に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。
【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 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）が生じ易い。このため、焼入れ時の歪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６０−２１３５９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、ピン止め効果を十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、なかでも靭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】
【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、その素材となる鋼塊の表面性状が良好で且つ被削性にも優れた耐粗粒化肌焼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。
【００１２】
なお、本発明でいう「耐粗粒化鋼材」とは、「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以上の整細粒鋼材」のことを指す。
【００１３】
【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被削性に優れた耐粗粒化肌焼鋼材、（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。
【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：０．０４〜１．０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ａｌ：０〜０．１０％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成で、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％以上である耐粗粒化肌焼鋼材。
【００１５】
（２）素材が、上記（１）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／ｃｍ2 以上の衝撃値を有する表面硬化部品。
【００１６】
（３）上記（１）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による表面硬化部品の製造方法。
【００１７】
（４）上記（１）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、更に表面硬化処理することによる表面硬化部品の製造方法。
【００１８】
以下、上記（１）〜（４）に記載のものを（１）〜（４）の発明ということがある。
【００１９】
なお、本発明でいう「Ｔｉ炭硫化物」には単なるＴｉ硫化物をも含むものとする。又、「（Ｔｉの炭硫化物の）最大直径」とは「個々のＴｉ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。
【００２０】
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。
【００２１】
（４）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。
【００２２】
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について調査・研究を行った。
【００２３】
その結果、ＮｂとＴｉを複合添加した鋼において、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がわかった。
【００２４】
そこで本発明者らは更に詳細な研究を続け、その結果、次の知見を得るに到った。
【００２５】
（ａ）ＮｂとＴｉを複合添加した鋼において、凝固時に析出する合金炭窒化物はＮｂＣ、ＴｉＣ、ＮｂＮ、ＴｉＮ、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。
【００２６】
（ｂ）複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕の固溶と加熱温度（Ｔ）の関係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、Ｔｉ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。なお、複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（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）〕が微細に再析出する。
【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を添加し、鋼中の介在物制御として硫化物をＴｉ炭硫化物に変え、更にＴｉ炭硫化物を鋼材に微細に分散させれば、鋼材の被削性が飛躍的に向上する。
そこで、更に研究を続けた結果、下記の事項を見いだした。
【００３３】
（ｆ）Ｓとのバランスを考慮して鋼にＴｉを積極的に添加して行くと、鋼中にＴｉ炭硫化物が形成される。
【００３４】
（ｇ）鋼中に上記のＴｉ炭硫化物が生成すると、ＭｎＳの生成量が減少する。
【００３５】
（ｈ）鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔｉ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。
【００３６】
（ｉ）Ｔｉ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としてＴｉが固定されてしまい、Ｔｉ炭硫化物の生成が抑制されてしまうためである。
【００３７】
（Ｊ）製鋼時に生成したＴｉ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初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。
【００３８】
（Ｋ）Ｔｉ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。
【００３９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００４０】
【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。
【００４１】
（Ａ）素材鋼の化学組成
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、ＳとともにＴｉと結合してＴｉの炭硫化物を形成し、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〔ＮｂＴｉ（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。
【００４２】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
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０．０１〜０．５％とした。
【００４３】
Ｍｎ：０．６〜２．０％
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。
【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０．０３％以下とした。
【００４５】
Ｓ  ：０．００２〜０．２％
ＳはＣとともにＴｉと結合してＴｉの炭硫化物を形成し、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。
【００４６】
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との複合添加によってＴｉ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。
【００４７】
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｎｂは、Ｔｉとともに複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を形成し、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。
【００４８】
Ｔｉ：０．０４〜１．０％
Ｔｉは、Ｃ及びＳと結合してＴｉ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用を有する。更に、Ｔｉは、Ｎｂとともに複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細にして靭性を向上させる作用も有する。複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕は前記のＴｉ炭硫化物とともに、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である。なお、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０．０４％未満では所望の効果が得られない。一方、１．０％を超えて含有させても、Ｔｉ炭硫化物による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、Ｔｉ含有量を０．０４〜１．０％とした。なお、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。
【００４９】
Ｎ  ：０．００２〜０．００８％
Ｎは、Ｎｂ、Ｔｉ及びＣと結合して複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕を形成し、鋼の結晶粒を微細化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、ＮはＴｉとの親和力が大きいために容易にＴｉと結合してＴｉＮを形成し、Ｔｉ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炭硫化物の被削性向上効果が充分に発揮できないこととなる。更に、粗大なＴｉＮは靭性及び被削性を低下させてしまう。特に、Ｎ含有量が０．００８％を超えると靭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：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。
【００５１】
Ｍｏ：０〜１．０％
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：０〜１．０％
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含有量を０〜１．０％とした。
【００５３】
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。なお、Ｔｉ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】
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、必要に応じて焼準を施され、更に切削加工が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。
【００５５】
（Ｂ）Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度
上記の化学組成を有する鋼の被削性をＴｉ炭硫化物によって高めるとともに大きな強度と良好な靭性をも確保するためには、Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度を適正化しておくことが重要である。
【００５６】
Ｔｉ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炭硫化物の最大直径は７μｍ以下とすることが好ましい。このＴｉ炭硫化物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ので、Ｔｉ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。
【００５７】
最大直径が１０μｍ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できない。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。
【００５８】
Ｔｉ炭硫化物のサイズと清浄度を前記の値とするためには、Ｔｉ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。このための製鋼法としては、例えば、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し、最後にＴｉを添加する方法がある。
【００５９】
なお、Ｔｉ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炭硫化物の「色」は極めて薄い灰色で、「形状」はＪＩＳのＢ系介在物に相当する粒状（球状）として認められる。Ｔｉ炭硫化物の詳細判定は前記の被検面をＥＤＸ（エネルギ−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。
【００６０】
前記のＴｉ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。
【００６１】
（Ｃ）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（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）〕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。
【００６２】
既に述べたように、▲１▼ＮｂとＴｉ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の複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕である。▲２▼複合炭窒化物〔ＮｂＴｉ（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。
【００６３】
（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。
【００６４】
（ロ）１１５０℃≦Ｔ≦１３５０℃の場合：上記の複合炭窒化物のＮｂだけが固溶し、Ｔｉが濃化する。
【００６５】
（ハ）１３５０℃＜Ｔの場合：上記の複合炭窒化物は完全に固溶する（Ｔｉも固溶する）。
【００６６】
したがって、本発明においては、微細に再析出した〔ＮｂＴｉ（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。
【００６７】
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（（３）の発明）。
【００６８】
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（（４）の発明）。
【００６９】
なお、本発明においては、微細に再析出した〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕のピン止め作用を利用することに加えて、Ｔｉ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、Ｔｉ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。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。
【００７０】
なお、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。
【００７１】
（Ｄ）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。
【００７２】
（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／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。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。
【００７３】
（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。
【００７４】
【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試験炉を用いて溶製した。なお、鋼Ｏ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Ｏ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。
【００７５】
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〜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の鋼である。なお、比較例の鋼において、鋼Ｑ、鋼Ｒ及び鋼ＳはそれぞれＪＩＳのＳＭｎ４２０鋼、ＳＣｒ４２０鋼及びＳＣＭ４２０鋼に相当するものである。
【００７６】
【表１】
0003769918.tif 000002
【００７７】
【表２】
0003769918.tif 000003
【００７８】
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。
【００７９】
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。
【００８０】
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。
【００８１】
（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。
【００８２】
（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。
【００８３】
（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。
【００８４】
（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。
【００８５】
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。
【００８６】
【表３】
0003769918.tif 000004
【００８７】
表３から、化学組成及び最大直径が１０μｍ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Ｌ及び鋼Ｏ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。
【００８８】
（実施例２）
前記の実施例１で作製した鋼Ａ〜Ｓ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。
【００８９】
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。
【００９０】
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、１６０℃で焼戻しを行った。次いで、常温で衝撃試験を行う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。
【００９１】
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。
【００９２】
表４に各種試験の結果を示す。
【００９３】
【表４】
0003769918.tif 000005
【００９４】
表４から、化学組成及び最大直径が１０μｍ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。
【００９５】
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Ｌ及び鋼Ｏ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。
【００９６】
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Ｏ、並びにＴｉの含有量が本発明で規定する値を下回る鋼Ｋ、鋼Ｎ及び鋼Ｐ〜Ｓ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。
【００９７】
（実施例３）
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。
【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。
【０１００】
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。
【０１０１】
表５に各種試験の結果を示す。
【０１０２】
【表５】
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【０１０３】
表５から、化学組成及び最大直径が１０μｍ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。
【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粗粒化が生じなかった比較鋼の鋼Ｌ及び鋼Ｎを素材とするものは、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。
【０１０５】
【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。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。