表面硬化钢及其制造方法、以及使用表面硬化钢的机械构造零件

摘要

提供一种表面硬化钢，其冷锻性以及渗碳后的结晶粒粗大化防止特性优越，该表面硬化钢以质量％计算，含有C：0.05～0.20％，Si：0.01～0.1％，Mn：0.3～0.6％，P：0.03％以下(不含0％)，S：0.001～0.02％，Cr：1.2～2.0％，Al：0.01～0.1％，Ti：0.010～0.10％，N：0.010％以下(不含0％)，B：0.0005～0.005％，余量包括铁以及不可避免杂质，当量圆直径小于20nm的Ti系析出物的密度是10～100个/μm

说明书

技术领域

本发明涉及一种在汽车等运输机器、建设机械、其他产业机械等中， 进行渗碳处理而使用的作为机械构造零件的坯材的表面硬化钢及其制造 方法、以及使用该表面硬化钢而得到的机械构造零件，尤其，涉及一种显 现出冷锻性以及渗碳处理后的结晶粒粗大化防止特性的表面硬化钢及其 制造方法、以及机械构造零件。

背景技术

在运输机器、建设机械、其他产业机械等各种产业机械中使用的机械 构造零件中，尤其要求高强度的机械构造零件的坯材，一直以来，使用S Cr、SCM、SNCM等JIS标准确定的机械构造用合金钢钢材(表 面硬化钢)。该表面硬化钢在通过锻造或切削等机械加工成形为希望的零 件形状后，实施渗碳或碳氮共渗等表面硬化处理(表面硬化处理)，之后， 经过研磨等工序而制造机械构造零件。

近年来，在上述机械构造零件的制造工序中，从现有的热锻或温锻希 望变成冷锻。所谓冷锻，通常是指在200℃以下的环境中的加工，冷锻具 有如下优点：与热锻或温锻相比，生产率高，而且尺寸精度以及钢材的成 品率都好。但是，在使用以上述的JIS标准规定的表面硬化钢的情况下， 产生如下问题：冷锻性的不够或由于冷锻后的渗碳而使得结晶粒粗大而使 零件强度等机械特性劣化。因此，作为结晶粒粗大化防止技术，公开有专 利文献1～3的技术。在这些文献中公开了如下技术：通过添加Ti、N b等元素，使TiC、Nb(CN)等析出物在钢中微细地分散，由此发 挥销固(pinning)效果，防止结晶粒的粗大化。另外，例如在专利文献4 中提出，在实施这种结晶粒粗大化防止对策的同时，通过合金元素添加量 的调整来提高冷锻性的技术。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11—92868号公报

专利文献2：日本特开2005—200667号公报

专利文献3：日本特开2007—321211号公报

专利文献4：日本特开2003—183773号公报

在机械构造零件的领域，冷锻化的需求日益强化，对于作为其坯材的 表面硬化钢，也希望提供冷锻性以及渗碳后的结晶粒粗大化防止特性双方 比目前更加优越的表面硬化钢。

发明内容

本发明是着眼于上述这种情况而提出的，其目的在于，提供一种即便 是复杂形状零件或大型零件，也能够确保足够的冷锻性，而且渗碳后的结 晶粒粗大化防止特性也优越的全新的表面硬化钢及其制造方法、以及使用 该表面硬化钢得到的机械构造零件。

能够解决上述问题的本发明的表面硬化钢的要旨在于：以质量％计 算，含有C：0.05～0.20％，Si：0.01～0.1％，Mn：0.3～0.6％， P：0.03％以下(不含0％)，S：0.001～0.02％，Cr：1.2～2.0％，A l：0.01～0.1％，Ti：0.010～0.10％，N：0.010％以下(不含0％)， B：0.0005～0.005％，余量包括铁以及不可避免杂质，当量圆直径小于 20nm的Ti系析出物的密度是10～100个/μm²，且，当量圆直径20 nm以上的Ti系析出物的密度是1.5～10个/μm²，维氏硬度是130H V以下。

在本发明的优选实施方式中，上述表面硬化钢还含有Mo：2％以下 (不含0％)。

在本发明的优选实施方式中，上述表面硬化钢还含有Cu：0.1％以 下(不含0％)及/或Ni：3％以下(不含0％)。

另外，能够解决上述问题的本发明的表面硬化钢的制造方法的要旨在 于，包括：准备上述任一项所述的化学成分的钢，在1100℃～1280℃进行 30分钟以下的均热处理的工序；以及在800～1000℃进行120分钟以下的 再热加工的工序。

另外，本发明提供一种机械构造零件，其是对上述的表面硬化钢进行 冷加工后，实施渗碳处理的机械构造零件，其中(a)从表面到深度200 μm位置的范围内的旧奥氏体粒的平均结晶粒度为8～14号，且(b)从 距离表面的深度200μm位置到深度500μm位置的范围内的旧奥氏体粒 的平均结晶粒度为6～12号，并且没有旧奥氏体粒的结晶粒度为5.5号以 下的粗大粒，这样的机械构造零件也包含于本发明的范围内。

发明效果

根据本发明的表面硬化钢，当量圆直径小于20nm的微细Ti系析出 物和当量圆直径20nm以上的粗大Ti系析出物以适当的密度平衡良好 地分散，因此，硬度硬，且冷锻时的变形阻力得到抑制，冷锻性提高，并 且能够防止之后的渗碳处理所引起的结晶粗大化。

附图说明

图1是表示实施例1的渗碳处理条件的模式图。

具体实施方式

如前所述，强烈希望提供渗碳后的结晶粒粗大化防止特性优越，且冷 锻性也优越的表面硬化钢，但一般认为，兼顾它们两者是困难的。如前述 的专利文献1～3公开的那样，为了防止冷锻后的渗碳时的结晶粒粗大化， 生成TiC等微细析出物是有效的，但如果生成必要以上的对结晶粒粗大 化防止有用的上述析出物，则反而硬度或冷锻时的变形阻力增大，钢材的 塑性变形变难或模具寿命下降等，冷锻性下降。

因此，本发明人为了提供不仅结晶粒粗大化防止特性优越、冷锻性也 优越的表面硬化钢，积极研究。其结果发现，如果使用钢中的Ti系析出 物对应于其大小(当量圆直径)而以适当的平衡分散的表面硬化钢，就能 够实现期待的目的，从而完成本发明。

在本发明中着眼的Ti系析出物，如前所述是针对结晶粒的粗大化防 止有效的析出物，但从冷锻性的观点看，则反而有害，且还是因Ti系析 出物的析出强化而使钢材的硬度或变形阻力增大的原因，因此导致冷锻性 的降低。为了防止冷锻性的降低，例如考虑通过尽量降低对变形阻力影响 大的当量圆直径20nm以上的粗大Ti系析出物的密度，从而减少该粗大 Ti系析出物所造成的析出强化的影响，提高冷锻性。但是，根据本发明 人的实验可知，如果过于降低该粗大Ti系析出物的密度，则在渗碳后的 渗碳材的表层部，虽然发挥结晶粒粗大化防止效果，但在内部产生结晶粒 粗大化，结果是，未充分发挥渗碳材的结晶粒粗大化防止特性。

因此，进一步进行实验的结果是，发现只要通过将当量圆直径20nm 以上的粗大Ti系析出物的密度控制在规定范围内(1.5～10个/μm²)， 由此，不仅防止渗碳材的表层部的结晶粒粗大化，还防止内部的结晶粒粗 大化，并且为了抑制因上述粗大Ti系析出物的存在而导致的冷锻时的变 形阻力增大，使当量圆直径小于20nm的微细Ti系析出物的密度控制在 规定范围内(10～100个/μm²)(尤其，将微细Ti系析出物的密度的 上限降低为100个/μm²以下)，从而平衡良好地控制粗大Ti系析出物 的密度与微细Ti系析出物的密度，则可得到一利具有适于冷锻性的硬 度，相比现有技术能够进一步降低冷锻时的变形阻力，并且不仅有效抑制 渗碳材的表层部的结晶粒粗大化，还能够有效抑制内部的结晶粒粗大化， 从而作为整体而言，渗碳材的结晶粒粗大化防止特性极其优越的表面硬化 钢，从而完成本发明。

在本说明书中所谓“表面硬化钢”，是指使用SCr、SCM等那样 含有Cr或Mn等合金元素的化学成分的铸钢，在均热处理(溶体化处理) 后进行热锻，进而再热加工(例如热轧)的钢。另外，在本说明书中所谓 机械构造用零件，是指对如上所述制造的表面硬化钢进行冷锻，进行切削 等而成形为希望的零件形状后，实施渗碳或碳氮共渗等表面硬化处理(表 面硬化处理)的零件。

另外在本说明书中，所谓“冷锻性优越”，是指在后述的实施例所述 的条件下，在测定表面硬化钢的维氏硬度以及直到55％的平均变形阻力 时，维氏硬度为130HV以下，且直到55％的平均变形阻力为600MPa 以下的意思。这些值越小越好，优选的维氏硬度为125HV以下，优选的 平均变形阻力为590MPa以下。

另外在本说明书中，所谓“渗碳后的结晶粒粗大化防止特性优越”是 指，对于渗碳后的渗碳材，通过后述的实施例中记载的方法，分别测定(a) 在从表面到深度200μm位置的最表层区域存在的平均结晶粒度、以及(b) 在从距离表面的深度200μm位置到深度500μm位置的内部区域存在的 平均结晶粒度时，满足如下两者：(a)在最表层区域存在的平均结晶粒度 是8～14号、且(b)在内部区域存在的平均结晶粒度是6～12号，并且 没有旧奥氏体粒的结晶粒度为5.5号以下的粗大粒。这些平均结晶粒度越 大越好(即，平均结晶粒径越小越好)，优选的是，满足如下两者：(a) 在最表层区域存在的平均结晶粒度是9～13号、且(b)在内部区域存在 的平均结晶粒度是7～11号，并且没有旧奥氏体粒的结晶粒度为5.5号以 下的粗大粒。

首先，对本发明最具特征的Ti系析出物进行说明。

在本发明中，所谓Ti系析出物，是指至少含有Ti的析出物。具体 地说，例如，除了TiC(Ti的碳化物)、TiN(Ti的氮化物)、T i(CN)(Ti的碳氮化物)那样的只含Ti的析出物之外；在这些析 出物中例如还含有B、Al等的碳化物·氮化物·碳氮化物形成元素的复 合析出物也包含于上述Ti系析出物。

而且，本发明的表面硬化钢的特征在于，当量圆直径小于20nm的T i系析出物的密度是10～100个/μm²，且当量圆直径20nm以上的T i系析出物的密度是1.5～10个/μm²。在本说明书中，为了便于说明， 有时将当量圆直径小于20nm的Ti系析出物称为微细Ti系析出物，将 当量圆直径20nm以上的Ti系析出物称为粗大Ti系析出物。

在此，对于本发明中的Ti系析出物的密度控制的考虑方法，重新说 明。如反复描述的那样，公知的是在表面硬化钢中Ti系析出物一般具有 渗碳时的结晶粒粗大化防止作用，认为Ti系析出物的粒径越小、且密度 越高，则这种结晶粒粗大化防止特性越提高。但是，由于因Ti系析出物 的生成而产生析出强化，冷锻性降低，因此为了发挥优越的冷锻性，需要 尽可能减小Ti系析出物的粒径，且形成为低密度。因此，为了兼顾优越 的冷锻性和结晶粒粗大化防止特性，需要很好地调整Ti系析出物的粒径 以及密度。根据本发明人的实验结果，判明了以当量圆直径20nm的Ti 系析出物为界，分别对当量圆直径小于20nm的微细Ti系析出物的密度 以及当量圆直径20nm以上的粗大Ti系析出物的密度平衡良好地进行 控制的表面硬化钢，相比现有技术，在渗碳后的结晶粒粗大化防止特性以 及冷锻性双方都优越。

对于这一点稍微详细地说明，根据本发明人的实验结果可知，所有的 Ti系析出物在冷锻后的渗碳时，不是有效发挥结晶粒粗大化防止特性， 而受其粒径以及基质的C浓度很大影响。即，如果Ti系析出物的粒径(当 量圆直径)小，或基质的C浓度低，则渗碳时的Ti系析出物变得不稳定， 无法有效发挥结晶粒粗大化防止特性。另外，通过渗碳而使钢材的表层部 与内部的C浓度较大变化，即使是同一钢材(渗碳材)，在C浓度低的钢 材内部，与C浓度高的钢材表层部相比，更容易产生结晶粒粗大化，因此 为了防止这种情况，需要提高粒径大的Ti系析出物的密度。但是，如果 提高粒径大的Ti系析出物的密度，则反而导致冷锻性降低，因此，在本 发明中，出于弥补伴随于粗大Ti系析出物的生成的冷锻性的降低的目 的，限定了当量圆直径小于20nm的微细Ti系析出物的密度的上限。

另一方面，微细Ti系析出物在C浓度高的钢材的表层特别有效地发 挥结晶粒粗大化防止特性，但为了进一步提高渗碳后的钢材强度，需要使 表层的结晶粒度进一步微细化(即，使微细Ti系析出物的密度增大)。 因此，在本发明中，生成较多的相比上述的粗大Ti系析出物对冷锻性带 来的不良影响小的微细Ti系析出物，在C浓度高的表层为了有效发挥结 晶粒微细化效果，限定了微细Ti系析出物的密度的下限。

以下，对于各Ti系析出物进行说明。

首先，当量圆直径小于20nm的微细Ti系析出物的密度是10～100 个/μm²。该微细Ti系析出物具有有效发挥渗碳后的结晶粒粗大化防止 特性的作用，为了有效发挥这种作用，使上述微细Ti系析出物的密度的 下限为10个/μm²以上。另一方面，如果微细Ti系析出物的密度过高， 则由于Ti系析出物导致的析出强化，冷锻性降低，因此，其上限设为100 个/μm²以下。如果考虑渗碳后的结晶粒粗大化防止特性与冷锻性的平 衡，则上述微细Ti系析出物的优选的密度是20～90个/μm²，更优选 的密度是25～85个/μm²。

接着，当量圆直径20nm以上的Ti系析出物的密度是1.5～10个/ μm²。当量圆直径20nm以上的粗大Ti系析出物尤其对于C浓度低的 钢材(渗碳材)内部的结晶粒粗大化防止特性的提高有用，为了有效发挥 这种作用，使上述粗大Ti系析出物的密度的下限为1.5个/μm²以上。 另一方面，粗大Ti系析出物对冷锻性带来大的不良影响，如果粗大Ti 系析出物的密度过高，则由于Ti系析出物导致的析出强化，冷锻性降低， 因此其上限设为10个/μm²以下。如果考虑渗碳后的结晶粒粗大化防止 特性与冷锻性的平衡，则上述粗大Ti系析出物的优选的密度是2.0～9.0 个/μm²，更优选的密度是2.5～8.5个/μm²。

本发明的表面硬化钢中的、微细Ti系析出物以及粗大Ti系析出物 的密度如上述那样，但存在于上述表面硬化钢中的全部Ti系析出物的密 度大体上优选为11.5～110个/μm²，更优选为20～100个/μm²。

以上，对本发明最具特征的Ti系析出物进行了说明。

本发明的表面硬化钢的特征在于，如上所述，以规定的密度平衡良好 地含有粗大Ti系析出物与微细Nb系析出物，但对于钢的成分组成也需 要适当调整。本发明的钢中成分被控制在由JIS标准定义的表面硬化钢 的范围内，在本发明中，以相比现有技术降低冷锻时的变形阻力为课题之 一而描述，从这种观点出发，较低地控制C含量。而且为了防止伴随于C 含量降低的淬火性降低，含有B等淬火性提高元素作为必需成分，此外， 还根据需要含有Mo等淬火性提高元素作为选择成分。

以下，对于本发明的表面硬化钢的成分组成进行说明。

[C：0.05～0.20％]

C是为了确保作为零件所必要的芯部硬度而必要的元素，如果C量不 到0.05％，则由于硬度不足而使得作为零件的静强度不足。另外，还存在 对渗碳材内部的结晶粒粗大化防止有用的粗大Ti系析出物的密度显著 降低这一问题。但是，如果过剩含有C，则硬度变得过高，微细Ti系析 出物与粗大Ti系析出物的密度的平衡变差，冷锻性降低，因此其上限设 为0.20％以下。优选的C含量是0.07％以上、0.18％以下，更优选是 0.08％以上、0.17％以下。

[Si：0.01～0.1％]

Si是对于抑制渗碳后回火处理炉时的硬度降低并确保渗碳零件(机 械构造用零件)的表层硬度而言有效的元素。为了有效发挥这种效果，设 Si量的下限为0.01％以上。上述作用随着Si量增加而提高，优选是 0.02％以上，更优选是0.03％以上。但是如果过剩含有Si，则粗大Ti 系析出物的密度显著降低，对冷锻性带来不良影响，因此设Si量的上限 为0.1％。Si量的优选上限是0.08％以下，更优选是0.06％以下。

[Mn：0.3～0.6％]

Mn是显著提高渗碳处理时的淬火性的元素。另外，Mn还作为脱氧 材料起作用，是具有降低钢中的氧化物系夹杂物量并提高钢材的内部品质 的作用的元素。另外，如果Mn量少，则产生红热脆性，生产率降低。为 了有效发挥这种作用，设Mn量的下限为0.3％以上。Mn量的优选下限 为0.33％以上，更优选为0.35％以上。但是如果过剩含有Mn，则对冷 锻性带来不良影响，此外，产生花纹状的偏析变显著、材质的偏差变大等 问题。进而，Mn的过剩添加将使锻造性恶化，或生成花纹状的偏析而使 得材质的偏差变大。因此，Mn量的上限设为0.6％。Mn量的优选上限 为0.55％以下，更优选为0.5％以下。

[P：0.03％以下(不含0％)]

P是钢中作为不可避免杂质而含有的元素，由于在结晶粒界偏析而使 机械构造零件的冲击疲劳特性劣化，因此设P量的上限为0.03％以下。P 量优选尽可能降低，优选是0.025％以下，更优选是0.020％以下。

[S：0.001～0.02％]

S是与Mn结合而形成MnS，改善在冷加工后进行切削加工时的切 削性的元素。为了有效发挥这种作用，设S量的下限为0.001％以上。S 量的优选下限为0.002％以上，更优选为0.005％以上。但是如果过剩含 有S，则存在冲击疲劳强度降低的顾虑，因此设S量的上限为0.02％。S 量的优选上限为0.015％以下，更优选为0.010％以下。

[Cr：1.2～2.0％]

Cr是为了促进渗碳，在钢的表面形成硬化层而确保渗碳后的零件强 度而言有用的元素，因此，设Cr量的下限为1.2％。Cr量的优选下限 为1.30％以上，更优选为1.35％以上。但是如果过剩含有Cr，则产生 过剩渗碳，生成Cr碳化物，渗碳后的零件强度增大，冷锻性降低，因此 设Cr量的上限为2.0％。优选的Cr量的上限为1.90％以下，更优选为 1.80％以下。

[Al：0.01～0.1％]

Al是作为脱氧材料而起作用的元素，为了有效发挥这种作用，设A l量的下限为0.01％。Al量的优选下限为0.02％，更优选为0.03％以 上。但是如果过剩含有Al，则钢的变形阻力以及硬度增大，冷锻性劣化， 因此设Al量的上限为0.1％。Al量的优选上限为0.08％以下，更优选 为0.07％以下。

[Ti：0.010～0.10％]

Ti是与钢中的C或N结合，发挥对渗碳时的结晶粒粗大化防止有用 的销固效果的Ti系析出物的形成所必要的元素。为了有效发挥这种作 用，设Ti量的下限为0.010％。Ti量的优选下限为0.02％，更优选为 0.030％以上。但是如果过剩含有Ti，则微细Ti系析出物的密度增大， 冷锻性降低，因此Ti量的上限设为0.10％。Ti量的优选上限为0.06％ 以下，更优选为0.050％以下。

[N：0.010％以下(不含0％)]

N是在制钢工序中必然含有的元素，但随着N量的增加，固溶于基质 中而使得冷锻性降低。另外，如果N量增加，则微细Ti系析出物的密度 降低，无法得到希望的结晶粒粗大化防止特性，因此设N量的上限为 0.010％以下。N量的优选上限为0.008％以下，更优选为0.05％以下。

[B：0.0005～0.005％]

B是微量且使钢材的淬火性大幅度提高的元素。另外，B还有对结晶 粒界进行强化而提高冲击疲劳强度的作用。为了有效发挥这种作用，设B 量的下限为0.0005％。B量的优选下限为0.0007％以上，更优选为 0.0009％以上。但是即便过剩含有B，上述作用也饱和，此外，容易生成 B氮化物，反而冷加工性或热加工性降低，因此设B量的上限为0.005％。 B量的优选上限为0.0045％以下，更优选为0.0040％以下。

本发明的表面硬化钢所含的合金元素如上所述，余量包括铁以及不可 避免杂质。作为不可避免杂质，例如有由于原料、资材、制造设备等的状 况而带入的元素。

本发明的表面硬化钢除了上述元素，根据需要，进而作为其他的元素， 含有(a)Mo、(b)Cu及/或Ni等也有效，对应于含有的元素的 种类，表面硬化钢的特性得到进一步改善。

[(a)Mo：2％以下(不含0％)]

Mo是提高渗碳处理中的淬火性，对机械构造零件的冲击疲劳强度的 提高有用的元素。为了有效发挥这种作用，Mo量的下限优选为0.2％以 上，更优选为0.30％以上，进而优选为0.40％以上。但是如果过剩含有 Mo，则冷锻时的变形阻力增大，使冷锻性劣化，因此Mo量的上限优选 为2％以下。Mo量的更优选的上限为1.5％以下，进而优选为1.0％以下。

[(b)Cu：0.1％以下(不含0％)及/或Ni：3％以下(不含0％)]

Cu和Ni与上述Mo同样，是提高渗碳处理中的淬火性，对机械构 造零件的冲击疲劳强度提高有用的元素。另外，Cu和Ni是比Fe更难 氧化的元素，因此还具有改善机械构造零件的耐腐蚀性的作用。为了有效 发挥这种作用，Cu优选含有0.03％以上，更优选为0.04％以上，进而 优选为0.05％以上。Ni优选含有0.03％以上，更优选为0.05％以上， 进而优选为0.08％以上。但是，如果过剩含有Cu，则热轧性降低，容易 产生裂纹等问题。因此Cu量的优选上限设为0.1％以下。更优选的Cu 量为0.08％以下，进而优选为0.05％以下。另外，如果过剩含有Ni， 则成本变高，因此Ni量的优选上限设为3％以下。更优选的Ni量为2％ 以下，进而优选为1％以下。Cu和Ni可以含有任一方，也可以含有两 方。

以上，对本发明的钢中成分进行了说明。

接着，对上述表面硬化钢的制造方法进行说明。本发明的表面硬化钢 的特征在于，包括：准备成分调整为上述范围的钢，在1100℃～1280℃进 行30分钟以下的均热处理(溶体化处理)的工序；以及在800～1000℃进 行120分钟以下的再热加工的工序。具体地说，只要熔炼上述钢，对按照 通常方法铸造的铸片在1100℃～1280℃下进行30分钟以下的均热处理 (溶体化处理)后，对其热锻，空冷，在冷却到室温后，在800～1000℃ 下进行120分钟以下的再热加工(例如热轧)即可。在此，前者的均热处 理(溶体化处理)相当于分块轧制工序，后者的再热加工相当于棒钢轧制 工序。

以下，对各工序详细说明。

首先，准备上述钢，在1100℃～1280℃下进行30分钟以下的均热处 理(溶体化处理)。在热锻前，通过以上述的温度加热并进行分块轧制， 由此，尽可能不使铸造时生成的Ti系析出物固溶于基质中，通过接下来 的再热加工可使其核成长，其结果是，可以确保规定的Ti系析出物。

尤其在本发明中，将在上述温度范围的均热处理时间缩短为30分钟 以下是重要的。通过这种短时间的均热处理，铸造时析出的Ti系析出物 不完全固溶在基质中而残留一部分，因此，残留的Ti系析出物成为生成 核，在之后的棒钢轧制时的加热中，希望的粗大/微细的Ti系析出物平 衡良好地生成。上述的均热处理时间如果超过30分钟，则铸造时析出的 Ti系析出物完全固溶，因此通过棒钢轧制时的加热，微细Ti系析出物 的密度过于变多，另一方面，粗大Ti系析出物的密度过于变少，得不到 希望的结晶粒粗大化防止特性，而且硬度降低，得不到希望的冷锻性(参 照后述的实施例)。优选的均热处理时间是28分钟以下，更优选为25分 钟以下。需要说明的是，如果均热处理时间太短，则无法使铸造时生成的 Ti系析出物的一部分充分固溶，因此，通过棒钢轧制时的加热而可变成 粗大Ti系析出物的生成核的微细Ti系析出物容易过于残留。因此，在 上述温度范围的均热处理时间优选为10分钟以上，更优选为15分钟以上。

另外，在本发明中，从与控制均热处理时间的理由同样的观点出发， 将均热处理温度控制在1100℃～1280℃。如果上述的均热处理温度超过 1280℃，则铸造时析出的Ti系析出物完全固溶，因此通过棒钢轧制时的 加热，微细Ti系析出物的密度过于变多，另一方面，粗大Ti系析出物 的密度多余变少，得不到希望的结晶粒粗大化防止特性，此外硬度降低， 得不到希望的冷锻性(参照后述的实施例)。需要说明的是，如果均热处 理温度低于1100℃，则无法使铸造时生成的Ti系析出物的一部分充分固 溶，因此通过棒钢轧制时的加热而可变成粗大Ti系析出物的生成核的微 细Ti系析出物容易过剩残留。优选的均热处理温度为1150～1270℃，更 优选为1200～1260℃。

对如此进行分块轧制而得到的钢片进行热锻，通过空冷等冷却到室温 后，再加热，通过热加工(例如，棒钢轧制等的热轧)得到本发明的表面 硬化钢。在本发明中，重要的是将该再加热时的温度设为与前述的均热处 理温度(1100～1280℃)相比较低的温度(800～1000℃)，进行120分钟 以下的处理，由此，可得到Ti系析出物的析出状态得到适当控制的表面 硬化钢。

在此，如果再热加工时的加热温度过高，则存在分块轧制时得到的T i系析出物在基质中固溶的顾虑，粗大Ti系析出物的密度降低，微细T i系析出物的密度变多，无法确保希望的粗大Ti系析出物的密度。其结 果是，无法得到希望的结晶粒粗大化防止特性，此外冷锻性降低(参照后 述的实施例)。另一方面，如果再热加工时的加热温度过低，则不会促进 Ti系析出物的核成长，不会生成粗大的Ti系析出物，容易产生渗碳后 的结晶粒粗大化。另外，如果再热加工时的加热时间过长，则引起奥斯特 瓦尔德成长(Ostwald ripening)，对渗碳时的结晶粒粗大化防止必要的、 微细或粗大的Ti系析出物密度存在降低的顾虑(参照后述的实施例)。 再热加工时的优选条件是温度：825℃以上975℃以下，时间：60分钟以 下，更优选的条件是，温度：850℃以上950℃以下，时间：45分钟以下。 需要说明的是，如果再热加工时的加热时间太短，则出现不生成粗大的T i系析出物、容易产生渗碳后的结晶粒粗大化等不良情况，因此，优选设 为10分钟以上，更优选为15分钟以上。

如此得到的表面硬化钢在按照通常方法进行冷加工(例如，冷锻)而 制成规定的零件形状后，按照通常方法进行渗碳处理，由此可以制造机械 构造零件。渗碳处理条件没有特别限定，例如，在一般的渗碳环境下，以 约850～950℃，保持约1～12小时即可。

如此得到的机械构造零件，(a)从表面到深度200μm位置的范围内 的旧奥氏体粒的平均结晶粒度为8～14号，且(b)从距离表面的深度200 μm位置到深度500μm位置的范围内的旧奥氏体粒的平均结晶粒度为 6～12号，并且没有旧奥氏体粒的结晶粒度为5.5号以下的粗大粒。在本 发明中，在测定渗碳后的机械构造零件的结晶粒度番号时，将满足上述要 件者评价为“渗碳后的结晶粒粗大化防止特性优越”。

根据本发明，不仅能够防止在从表面到深度200μm位置的最表层区 域存在的结晶粒的粗大化，而且还能防止在从距离表面的深度200μm位 置到深度500μm位置的内部区域存在的结晶粒的粗大化，在这点上非常 有用。在此，从表面到深度200μm位置的范围内的旧奥氏体粒的优选平 均结晶粒度为8～14号。另外，从距离表面的深度200μm位置到深度500 μm位置的范围内的旧奥氏体粒的优选平均结晶粒度为6～12号，且不含 结晶粒度为5.5号以下的旧奥氏体粒。

作为本发明得到的机械构造零件的具体的形态，例如，有齿轮、带轴 齿轮、曲轴等轴类；无级变速器(CVT)滑轮；等速接头(CVJ)； 轴承等。尤其，在齿轮中，可以适合作为用于差动单元的锥齿轮使用。

以下，举出实施例对本发明更具体地说明，但本发明不受下述实施例 限制，还可以在适于前·后述的主旨的范围内施加变更而实施，这些都包 含于本发明的技术范围。

【实施例】

通过熔炼炉熔炼钢，制造含有下述表1或表2所示的化学成分的钢片 (余量包括铁以及不可避免杂质)。

接着，将得到的钢片加热到下述表1或表2所示的分块轧制温度后， 进行分块轧制，接着冷却到室温。接着，加热到下述表1或表2所示的棒 钢轧制温度，进行棒钢轧制，制造直径55mm的棒钢。

对如此得到的棒钢，进行以下的测定。

(1)棒钢中的Ti系析出物的密度的测定

在上述棒钢的横截面(与棒钢的轴心垂直的面)的D/4位置(D为 棒钢的直径)中，对纵剖面(与棒钢的轴心平行的面)进行抛光，在任意 的0.9μm×1.3μm的观察视野中，按照以下的条件进行(a)TEM(透 过型电子显微镜)观察以及(b)EDX(能量分散型X线分光)解析这 两方，对成分组成进行测定，对Ti系析出物进行同定。析出物的解析所 使用的软件是住友金属科技公司制“粒子解析Ver.30”。

接着，(c)进行STEM—HAADE(高角度散射暗视野扫描—透 过型电子显微镜)观察，通过STEM像确认Ti系析出物的尺寸(当量 圆直径)，在HAADF像中测定Ti系析出物的析出状态(密度)。在合 计3视野中进行与上述同样的操作，算出其平均，对在观察视野每1μm²中存在的、当量圆直径小于20nm的微细Ti系析出物的密度、以及当量 圆直径20nm以上的粗大Ti系析出物的密度分别进行测定。

详细的测定条件如下所述。

(a)透过型电子显微镜：HF-2200型电场放射型透过电子显微镜 (日立制作所制)

(加速电压：200kV)

(观察倍率：100000倍)

(b)EDX分析装置：EMAX7000型EDX分析装置(堀场制作 所制)

(c)STEM—HAADE观察装置：HF-2210型扫描透过像观 察装置(日立制作所制)

(加速电压：200kV)

(观察倍率：100000倍)

(2)变形阻力的测定

以上述棒钢的横截面的D/4位置为圆中心，制作与纵方向(与轴心 垂直的面)平行的φ20mm×30mm的圆柱试验片，进行从约束了该试验 片的端面的状态进行压缩加工的端面约束压缩试验，测定冷锻中的变形阻 力(直到55％的平均变形阻力)。详细地说，对上述试验片的长边方向进 行下述的压缩试验，基于得到的应力-变形曲线测定0～55％为止的变形 阻力。对合计3个试验片进行同样的操作，将其平均值设为“直到55％的 平均变形阻力”。

(压缩试验条件)

压缩试验机：LCH1600连杆式1600ton冲压机(神户制钢所制)

(平均变形速度：8.78sec^-1)

(最大压缩率：85％)

(压缩温度：室温)

在本实施例中，如上所述测定的直到55％的平均变形阻力为600MP a以下者为合格。

(3)维氏硬度的测定

准备前述的(2)所记载的φ20mm×30mm的圆柱试验片(实施压 缩试验前的试验片)，切出与长边方向垂直的面，测定剖面上的D/4位置 (D表示半径)。旧奥氏体粒内的硬度测定使用微型维氏硬度测定器，以 荷重10g测定。测定在5部位进行，算出平均值。

接着，对上述(2)的测定所使用的压缩试验用试验片，进行图1所 示的条件的渗碳处理。详细地说，如图1所示，加热到950℃，在该温度 下，以碳势(CP)0.8％的条件保持350分钟，接着，冷却到860℃，在 该温度下，以碳势(CP)0.8％的条件，保持70分钟，使用70℃的油浴 淬火，冷却到室温。

在本实施例中，如上所述测定的维氏硬度为130HV以下者为合格。

对实施了渗碳处理的试验片，研究(4)结晶粒度。

(4)结晶粒度的测定

切出与上述试验片的压缩方向平行的剖面，用蚀刻液进行蚀刻后，对 从中心在圆周方向16mm的表层部(从表面到深度200μm位置的区域) 以及内部区域(从距离表面的深度200μm位置到深度500μm位置的区 域)，用光学显微镜，以观察倍率400倍进行观察，基于JISG0551判 定旧奥氏体(旧γ)的粒度番号。

在本实施例中，将(a)表层部中的旧奥氏体粒的平均结晶粒度为8～ 14号，且(b)内部中的旧奥氏体粒的平均结晶粒度为6～12号，并且没 有旧奥氏体粒的结晶粒度为5.5号以下的粗大粒者评价为合格(渗碳后的 结晶粒粗大化防止特性优越)。

为了参考，在表3以及表4设置“粗大粒”的栏，观察视野中发现粗 大粒(结晶粒度番号为5.5号以下)者记为“有”，而未发现粗大粒者， 记为“无”。另外，仅对发现粗大粒者，记载存在于观察视野的结晶粒之 中的最大粒度番号。

在本实施例中，将满足上述(2)的直到55％的平均变形阻力和上述 (3)的维氏硬度这双方者，评价为合格(冷锻性优越)。

这些结果在表3以及表4中示出。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

从表3以及表4可以如下这样考察。No.1～50都是满足本发明所规 定的要件的例子，微细Ti系析出物的密度和粗大Ti系析出物的密度分 别被适当控制，因此，渗碳时的结晶粒度粗大化防止特性优越，且维氏硬 度以及变形阻力双方低，冷锻性也极其优越。

相对于此，No.51～65是不满足本发明所规定的某一要件的例子。

No.51是Cr量少，且分块轧制时间以及棒钢轧制时间这双方过长 的例子，微细Ti系析出物的密度多，且粗大Ti系析出物的密度低。其 结果是，维氏硬度以及变形阻力这双方变高，冷锻性降低。

No.52是C量多的例子，微细Ti系析出物的密度多，且粗大Ti 系析出物的密度低。其结果是，维氏硬度以及变形阻力双方变高，冷锻性 降低。

No.53是C量少的例子，粗大Ti系析出物的密度变低。其结果是， 在钢材(渗碳材)内部生成粗大粒，无法确保希望的结晶粒粗大化防止特 性。

No.54是Si量多的例子，完全未生成粗大Ti系析出物。其结果 是，硬度变硬，冷锻性降低。

No.55是Mn量多的例子，粗大Ti系析出物的密度变低。其结果 是，维氏硬度以及变形阻力这双方变高，冷锻性降低。

No.56是Mn量少的例子，粗大Ti系析出物的密度变低。其结果 是，维氏硬度以及变形阻力这双方变高，冷锻性降低。另外，在钢材(渗 碳材)内部生成粗大粒，无法确保希望的结晶粒粗大化防止特性。

No.57是Cr量多的例子，硬度变硬，冷锻性降低。

No.58是Al量多的例子，硬度变硬，冷锻性降低。

No.59是Ti量多的例子，微细Ti系析出物的密度变高。其结果 是，维氏硬度以及变形阻力这双方变高，冷锻性降低。

No.60是Ti量少的例子，微细Ti系析出物的密度低，且完全未 生成粗大Ti系析出物。其结果是，在钢材(渗碳材)内部生成粗大粒， 无法确保希望的结晶粒粗大化防止特性。

No.61是N量少的例子，微细Ti系析出物的密度变低。其结果是， 在钢材(渗碳材)内部生成粗大粒，无法确保希望的结晶粒粗大化防止特 性。另外，由于N量少，维氏硬度变高，冷锻性降低。

No.62是棒钢轧制温度高的例子，微细Ti系析出物的密度高，且 完全不生成粗大Ti系析出物。其结果是，维氏硬度以及变形阻力这双方 变高，冷锻性降低。另外，在钢材(渗碳材)内部生成粗大粒，无法确保 希望的结晶粒粗大化防止特性。

No.63是分块轧制时间长的例子，微细Ti系析出物的密度高，且 完全不生成粗大Ti系析出物。其结果是，维氏硬度以及变形阻力这双方 变高，冷锻性降低。另外，在钢材(渗碳材)内部生成粗大粒，无法确保 希望的结晶粒粗大化防止特性。

No.64是棒钢轧制时间长的例子，微细Ti系析出物的密度变低， 且粗大Ti系析出物的密度也低。其结果是，在钢材(渗碳材)内部生成 粗大粒，无法确保希望的结晶粒粗大化防止特性。

No.65是Cr量少的例子，粗大Ti系析出物的密度变低。其结果 是，在钢材(渗碳材)内部生成粗大粒，无法确保希望的结晶粒粗大化防 止特性。