表面硬化钢、渗碳部件及表面硬化钢的制造方法

摘要

本发明提供一种表面硬化钢，其化学成分以质量％计含有C：0.1～0.6％、Si：0.02～1.5％、Mn：0.3～1.8％、P：0.025％以下、S：0.001～0.15％、Al：超过0.05且小于等于1.0％、Ti：0.05～0.2％、N：0.01％以下及O：0.0025％以下，进一步含有Cr：0.4～2.0％、Mo：0.02～1.5％、Ni：0.1～3.5％、V：0.02～0.5％、B：0.0002～0.005％中的1种或2种以上，剩余部分包含铁及不可避免的杂质。

说明书

技术领域

本发明涉及渗碳时的粗大粒防止特性和疲劳特性优良的表面硬化钢及其制造方法。

本申请基于2009年1月16日在日本提出申请的特愿2009-008174号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

在齿轮、轴承部件、转动部件、轴、等速连接部件中，通常，使用例如日本工业标准(JIS)中JIS G 4052、JIS G 4104、JIS G 4105、JIS G 4106等中规定的中碳的机械结构用合金钢。这些部件通常通过利用冷锻(包含旋锻)或热锻-切削加工成规定的形状，然后进行渗碳淬火的工序来制造。对于冷锻，制品的表面、尺寸精度好，与热锻相比制造成本低，成品率也良好。因此，将以往通过热锻制造的部件转换到冷锻的倾向在增强。其结果是，通过冷锻-渗碳工序制造的渗碳部件的应用对象或用途近年来显著增加。作为渗碳部件制造中的大的课题，可列举出热处理变形的减低。该课题例如是为解决以下问题而要求的。在采用渗碳部件作为轴的情况下，如果因热处理变形而发生弯曲变形，则损害作为轴的功能。此外在采用渗碳部件作为齿轮或等速连接部件的情况下，在热处理变形增大的情况下，引起噪音及振动的原因。这里，渗碳部件中发生的热处理变形的最大原因是基于渗碳时发生的粗大粒。为了对该渗碳时发生的粗大粒进行抑制，以往，在冷锻后、渗碳淬火前进行退火。但是，特别是近年来，从削减成本的观点出发，省略退火的倾向在增强。所以，强烈要求即使在省略退火的情况下，在渗碳部件内也不产生粗大粒的钢材。

另一方面，对于齿轮、轴承部件、转动部件中的负载高面压的轴承部件、转动部件，一直在进行高深度渗碳。高深度渗碳通常需要十几小时到几十小时的长时间，因此从减少能量的消耗量的观点出发，渗碳时间的缩短化是重要的课题。为了渗碳时间的缩短化，渗碳温度的高温化和渗碳前的坯材碳量的增加是有效的。通常的渗碳温度为930℃左右，但如果假定在990～1090℃的温度区进行所谓的高温渗碳，则发生产生粗大粒、得不到所需的疲劳特性、转动疲劳特性等问题。因此，要求即使在高温渗碳中也不产生粗大粒的、即适合高温渗碳的表面硬化钢。例如，为了得到与通常渗碳时相同的有效硬化层深度，通过将渗碳前的坯材碳量进行高碳化以达到通常表面硬化钢水平的0.2％至0.3％的C浓度，则成为能够缩短渗碳时间的计算。

特别是负载高面压的齿轮、轴承部件、转动部件多是大型部件，通常通过“棒钢-热锻-根据需要的正火等热处理-切削-渗碳淬火-根据需要的研磨”的工序来制造。为了抑制渗碳时的粗大粒的产生，需要在热锻后的状态下，即在热锻部件的状态下，锻入合适的材质以抑制粗大粒。为此，需要在棒钢线材的坯材的状态下锻入合适的材质以抑制粗大粒。

作为以往用于稳定地抑制表面硬化钢的粗大粒的技术，公开了含有规定量的Al、N，并使与热轧方向平行的截面的组织的铁素体带的状态适当化而得到的粗大粒防止特性优良的表面硬化钢(例如参照专利文献1。)。但是，在该专利文献1的公开技术中，现状是：对于经由球状化退火-冷锻工序制造的部件，有时不能稳定地发挥抑制粗大粒的能力，而且即使在高温渗碳中有时也不能抑制粗大粒的产生。

此外，在专利文献2的公开技术中公开了一种表面硬化钢的制造方法，该方法采用除了含有规定量的C、Si等、以质量％计进一步含有Ti：0.10～0.30％、N：低于0.01％的钢材，在1250～1400℃的温度范围进行钢坯热轧加热，同时在Ac3～1050℃进行制品轧制加热。此外，专利文献3的公开技术中公开了一种通过使由与专利文献2相同的成分构成的表面硬化钢中的Ti碳化物微细分散，来提高转动疲劳寿命及旋转弯曲疲劳寿命的技术。

另外，专利文献4中公开了一种高强度表面硬化钢，该表面硬化钢除了含有规定量的C或Si等外，以质量％计进一步含有Ti：超过0.1且小于等于0.2％、N：0.015％以下，由原奥氏体结晶粒度被微细化到以JIS G0551计为No.11以上的马氏体组织构成。此外，还公开了一种高强度表面硬化钢，该表面硬化钢以质量％计含有N：0.020％以下，含有“Ti：0.05～0.2％、V：0.02～0.10％、Nb：0.02～0.1％”中的1种或2种以上，由原奥氏体结晶粒度被微细化到以JIS G0551计为No.11以上的马氏体组织构成。

另外，专利文献5中公开了一种渗碳时的粗大粒防止特性和疲劳特性优良的表面硬化钢，该表面硬化钢以质量％计含有Ti：0.05～0.2％，以特定范围含有其它特定成分，以质量％计限制在N：低于0.0051％，或以质量％计进一步含有Nb：低于0.04％，将热轧后的AlN的析出量限制在0.01％以下，或进一步将热轧后的贝氏体的组织分数限制在30％以下，或进一步使热轧后的铁素体结晶粒度号为按JIS G0552规定的8～11号，或进一步将热轧后的钢的基体中的长度方向截面中按下述条件测定的根据极值统计的Ti系析出物的最大直径设为40μm以下。

但是，上述专利文献1～5中示出的Ti大量添加型的粗大粒防止钢存在因大量添加Ti而使切削性劣化的问题。切削性劣化的主要原因有两个，即1)坯材硬度的上升、2)Ti系碳氮化物的生成引起具有高切削性改善效果的MnS的减少。因为这些原因，产生例如容易引起钢加工中所用的工具的破损、不容易切削等问题，即切削性劣化。

此外，作为缩短渗碳时间的方法，除了升高渗碳温度以外，还有渗碳前坯材的高碳化，但在这种情况下坯材硬度的上升造成的切削性劣化也成为问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-106866号公报

专利文献2：日本特开平11-92863号公报

专利文献3：日本特开平11-92824号公报

专利文献4：日本特开2003-34843号公报

专利文献5：日本特开2005-240175号公报

专利文献6：日本特开2000-87179号公报

专利文献7：日本特开2001-152280号公报

专利文献8：日本特开2001-220645号公报

专利文献9：日本特开2001-180184号公报

发明内容

发明所要解决的问题

在上述专利文献1～5的公开技术中，为了防止渗碳时发生的粗大粒而进行大量的Ti添加。可是，其结果是，因产生切削性劣化问题而难以工业应用。另一方面，在为了缩短渗碳时间而提高坯材碳量时，切削性有可能进一步劣化，因此这样的技术难以应用。本发明解决上述问题，提供热处理变形小的渗碳时的渗碳时的粗大粒防止特性和疲劳特性优良的表面硬化钢和其制造方法。

解决问题所采用的手段

本发明是基于本说明书中说明的新发现而完成的，是渗碳时的粗大粒防止特性和疲劳特性优良的表面硬化钢，本发明的要旨如下。

(1)本发明的一形态的表面硬化钢，其中，化学成分以质量％计含有：C：0.1～0.6％、Si：0.02～1.5％、Mn：0.3～1.8％、P：0.025％以下、S：0.001～0.15％、Al：超过0.05且小于等于1.0％、Ti：0.05～0.2％、N：0.01％以下及O：0.0025％以下；进一步含有Cr：0.4～2.0％、Mo：0.02～1.5％、Ni：0.1～3.5％、V：0.02～0.5％、B：0.0002～0.005％中的1种或2种以上；剩余部分包含铁及不可避免的杂质。

(2)上述(1)所述的表面硬化钢，化学成分以质量％计可以进一步含有Nb：低于0.04％。

(3)上述(1)或(2)所述的表面硬化钢，可以将热轧后的贝氏体的组织分数规定为30％以下。

(4)上述(1)或(2)所述的表面硬化钢，热轧后的铁素体结晶粒度号可以为JIS G0552中规定的8～11号。

(5)上述(1)或(2)所述的表面硬化钢，在热轧后的钢的基体中的长度方向截面，Ti系析出物的最大直径可以为40μm以下。

(6)本发明的一形态的渗碳部件，其中，采用上述(1)或(2)所述的表面硬化钢来加工成部件形状。

(7)本发明的一形态的表面硬化钢的制造方法，其中，准备钢，所述钢的化学成分以质量％计含有：C：0.1～0.6％、Si：0.02～1.5％、Mn：0.3～1.8％、P：0.025％以下、S：0.001～0.15％、Al：超过0.05且小于等于1.0％、Ti：0.05～0.2％、N：0.01％以下及O：0.0025％以下，进一步含有Cr：0.4～2.0％、Mo：0.02～1.5％、Ni：0.1～3.5％、V：0.02～0.5％、B：0.0002～0.005％中的1种或2种以上，剩余部分包含铁及不可避免的杂质；在1150℃以上的温度下、保温时间为10分钟以上的条件下对所述钢进行加热，然后热轧成线材或棒钢。

(8)在上述(7)所述的表面硬化钢的制造方法中，可以使用化学成分以质量％计进一步含有Nb：低于0.04％的上述钢。

(9)在上述(7)或(8)所述的表面硬化钢的制造方法中，可以在上述热轧后，以1℃/秒以下的冷却速度在800～500℃的温度范围进行缓冷；热轧后的所述钢的贝氏体的组织分数可以为30％以下。

(10)在上述(7)或(8)所述的表面硬化钢的制造方法中，热轧的精轧温度可以为840～1000℃；热轧后的所述钢的铁素体结晶粒度号可以为JIS G0552中规定的8～11号。

发明的效果

根据上述(1)的表面硬化钢、上述(6)的渗碳部件及上述(7)的表面硬化钢的制造方法，即使通过冷锻工序制造部件，由于可抑制渗碳时的晶粒的粗大化，因此能够提高疲劳强度特性。与此同时，与以往相比可大大减少淬火变形造成的尺寸精度的劣化。因此，可对以前因粗大粒的问题而难以进行冷锻化的部件进行冷锻化，而且还能省略冷锻后的退火。此外，通过在利用热锻工序制造的部件中应用本钢材，即使在高温渗碳中也能防止粗大粒的产生，能够得到转动疲劳特性等充分的强度特性。此外，关于切削加工性，根据适用于本发明的表面硬化钢，就可发挥良好的切削性，因此可得到良好的切削加工性。

附图说明

图1是表示夏比冲击试验片的图。

具体实施方式

本发明人等为解决上述课题，对晶粒粗大化的支配因子和为抑制粗大化而大量添加Ti造成的切削性劣化的改善方法进行了锐意调查，弄清了以下几点。

(1)为了防止渗碳时的晶粒的粗大化，与应用AlN、NbN作为钉扎粒子相比，使以TiC、TiCS为主体的Ti系析出物在渗碳时微细析出是有效的。除此以外，通过使以NbC为主体的Nb的碳氮化物在渗碳时微细析出，粗大粒防止特性进一步提高。

(2)在使上述的Ti系析出物、或进而使Nb的碳氮化物在渗碳时微细析出的方法中，为了稳定地发挥Ti系析出物或进而NbC的析出物的钉扎效果，需要在渗碳之前的工序即热轧后阶段的基体中预先使这些析出物微细地析出。因此，在热轧时的冷却过程中，在从奥氏体的扩散相变时，需要使析出物在相界面析出。如果在保持热轧的组织中生成贝氏体，则上述析出物在相界面的析出变得困难，因此必须形成实质上不含贝氏体的组织。

(3)为了在热轧后的钢材中预先使Ti系析出物或进而使NbC的析出物微细地析出，只要使轧制加热温度及轧制后的冷却条件最佳化即可。也就是说，通过使轧制加热温度达到高温，使Ti系析出物或进而使NbC的析出物暂且在基体中固溶，通过在热轧后对Ti系析出物或进而对NbC的析出物的析出温度区进行缓冷，能够使这些碳氮化物大量、微细地分散。

(4)进而，如果热轧后的钢材的铁素体粒子过度微细，则在渗碳加热时容易产生粗大粒，因此精轧温度的适当化也重要。

(5)在添加Ti的钢中Ti析出物成为疲劳破坏的起点，因此疲劳特性、特别是转动疲劳特性容易劣化。可是，通过低N化、热轧温度的高温化等，Ti析出物的最大尺寸缩小，由此可改善疲劳特性。在这种情况下，可兼顾粗大粒防止特性和疲劳特性。

(6)进而，通过将Al量调整到超过0.05且小于等于1.0％，充分确保有助于改善切削性的固溶Al量，可改善切削性。

再有，作为相关的公知技术，已知在分别个别地进行大量添加Ti、添加Al中任一个时，有时对切削性产生不良影响。

关于添加Al对切削性的影响，例如，在专利文献6～9中有记载。在专利文献7中记载有在含有0.05％以上的Al时，氧化铝系氧化物量增加，结果切削性降低这样的内容。

本发明基于推翻上述以往常识的新的技术思想。如以下详述，在本发明的条件中，即使添加0.05％以上的Al，氧化铝系氧化物也不一定增加，添加Al可确保固溶状态。因此，伴随着切削时的发热的氧化铝等氧化物的生成非常活跃地发生，其结果是，产生切削性的大幅改善所带来的非常显著的效果。

以下，作为实施本发明的方式，对渗碳时的粗大粒防止特性和疲劳特性优良的表面硬化钢进行详细说明。

首先，对适用于本发明的表面硬化钢中的化学成分的限定理由进行说明。以下，在组成的记载中，将质量％只记载为％。

碳(C)：0.1～0.6％

C是对钢赋予必要的强度有效的元素，但在低于0.1％时则不能确保必要的抗拉强度，如果超过0.6％则变硬，因而冷加工性劣化，而且渗碳后的芯部韧性也劣化，因此需要使其在0.1～0.6％的范围内。

硅(Si)：0.02～1.5％

Si是对钢的脱氧有效的元素，而且也是对钢赋予必要的强度、淬火性，提高抗回火软化性有效的元素。在Si含量低于0.02％时，不能充分得到上述效果。另一方面，如果超过1.5％，则导致硬度上升，使冷锻性劣化。基于上述理由，需要使其含量在0.02～1.5％的范围内。接受冷加工的钢材的优选范围为0.02～0.3％。在特别重视冷锻性时，优选为0.02～0.15％的范围。另一方面，Si是对增加晶界强度有效的元素，另外在轴承部件、转动部件中，是对转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化的抑制带来的高寿命化有效的元素。因此，在以高强度化为目标时，0.2～1.5％的范围是优选的。特别是为了得到转动疲劳强度高的水平，优选为0.4～1.5％的范围。再有，Si添加造成的轴承部件、转动部件的转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化的抑制效果，在渗碳后的组织中的残留奥氏体量(通称残留γ量)为30～40％时特别大。对于按该范围控制残留γ量，进行所谓的渗碳渗氮处理是有效的。渗碳渗氮处理是在渗碳后的扩散处理的过程中进行渗氮的处理。表面的氮浓度为0.2～0.6％的范围的条件是优选的。再有，优选将此时的渗碳时的碳势规定为0.9～1.3％的范围。

锰(Mn)：0.3～1.8％

Mn是对钢的脱氧有效的元素，同时也是对钢赋予必要的强度、淬火性有效的元素，但在Mn含量低于0.3％时效果不充分。如果Mn含量超过1.8％，则不仅其效果饱和，而且导致硬度上升，使冷锻性劣化。因此，需要使Mn含量在0.3～1.8％的范围内。优选的范围为0.5～1.2％。再有，在重视冷锻性时，优选规定为0.5～0.75％的范围。

磷(P)：0.025％以下

P是提高冷锻时的变形阻力、使韧性劣化的元素。因此，冷锻性劣化。此外，因使淬火、回火后的部件的晶界脆化，而使疲劳强度劣化，因而优选尽量减少磷。所以，需要将其含量限制在0.025％以下。优选范围为0.015％以下。

硫(S)：0.001～0.15％

S在钢中形成MnS，是以由此提高切削性为目的而添加的。可是，在S含量低于0.001％时其效果不充分。另一方面，如果S含量超过0.15％则其效果饱和，引起晶界偏析，导致晶界脆化。基于以上理由，需要将S含量规定在0.001～0.15％的范围内。再有，在轴承部件、转动部件中，由于MnS使转动疲劳寿命劣化，因而需要尽量降低S。因此，优选将S含量规定在0.001～0.01％的范围。

铝(Al)：超过0.05且小于等于1.0％

Al(钢中的全部Al)的一部分与N结合作为AlN析出，剩余作为固溶Al存在。该固溶Al量有助于改善切削性，因此优选尽量多。为了发挥良好的切削性，需要确保超过0.05％的充分的固溶Al量。另一方面，如果固溶Al量超过1.0％，则对相变特性有较大影响。因此，将固溶Al量的上限规定为1.0％。更优选将固溶Al量规定为0.08～1.0％，进一步优选规定为0.1～1.0％的范围。

钛(Ti)：0.05～0.2％

Ti在钢中生成微细的TiC、TiCS，是为由此谋求渗碳时的γ粒的微细化、期待粗大粒防止效果而添加的。但是，在Ti含量低于0.05％时，其效果不充分。另一方面，如果超过0.2％地添加Ti，则TiC造成的析出硬化显著。其结果是，在冷加工性显著劣化的同时，TiN主体的析出物显著，转动疲劳特性劣化。基于以上的理由，需要使其含量在0.05～0.2％的范围内。Ti含量的优选范围为大于等于0.05且低于0.1％。再有，在本申请发明的钢及热锻部件中，渗碳加热时侵入的碳及氮与固溶Ti反应，微细的Ti(CN)在渗碳层大量析出。因此，在轴承部件、转动部件中，这些Ti(CN)有助于转动疲劳寿命的提高。所以，在轴承部件、转动部件中，特别是在以高水平的转动疲劳寿命为目标的情况下，在0.9～1.3％的范围较高地设定渗碳时的碳势、或者进行所谓的渗碳渗氮处理是有效的。渗碳渗氮处理是按上述在渗碳后的扩散处理的过程中进行渗氮的处理。在该处理中，表面的氮浓度达到0.2～0.6％的范围的条件是优选的。本发明人发现：如果将Ti规定为0.05～0.2％的范围内，则通过生成TiCS，MnS变得微细且减少，由此可提高冲击值。

氮(N)：0.01％以下

N如果与钢中的Ti结合，则生成几乎无助于粒子控制的粗大的TiN。由于该TiN成为TiC、以TiCS为主体的Ti系析出物、NbC、以NbC为主体的Nb(CN)的析出位点，因此反而阻碍这些Ti系析出物、Nb的碳氮化物的微细析出。其结果是，粗大的TiN的生成带来促进粗大粒生成的不良影响。该基于TiN的不良影响在N量超过0.01％时特别显著。基于以上的理由，需要使N含量在0.01％以下。更优选将N含量限制在低于0.0051％。

氧(O)：0.0025％以下

在本发明这样的高Ti钢中，O在钢中形成Ti系的氧化物系夹杂物。

如果氧化物系夹杂物大量存在于钢中，则该夹杂物成为TiC的析出位点。其结果是，在热轧时TiC粗大地析出，渗碳时变得不能抑制晶粒的粗大化。因此，优选O量尽量减低。基于以上的理由，需要将O含量限制在0.0025％以下。优选的范围为0.0020％以下。再有，在轴承部件、转动部件中，氧化物系夹杂物成为转动疲劳破不良起点，因此O含量越低转动寿命越提高。因此，在轴承部件、转动部件中，优选将O含量限制在0.0012％以下。

此外，在本发明中，钢材中含有按下述成分范围规定的铬(Cr)、钼(Mo)、镍(Ni)、钒(V)、硼(B)中的1种或2种以上。

Cr：0.4～2.0％

Cr是对钢赋予强度、淬火性有效的元素，另外在轴承部件、转动部件中，是使渗碳后的残留γ量增加，同时对转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化的抑制带来的高寿命化有效的元素。在低于0.4％时其效果不充分。另一方面，如果添加超过2.0％，则导致硬度上升，使冷锻性劣化。基于以上理由，优选使其含量在0.4～2.0％的范围内。更优选的含量范围为0.7～1.6％。再有，添加Cr带来的轴承部件、转动部件的转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化的抑制效果，在渗碳后的组织中的残留γ量为30～40％时特别大。对于按此范围控制残留γ量，进行所谓的渗碳渗氮处理、使表面的氮浓度达到0.2～0.6％的范围是有效的。

Mo：0.02～1.5％

Mo通过添加具有对钢赋予强度、淬火性的效果，另外在轴承部件、转动部件中，是使渗碳后的残留γ量增加、同时对转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化的抑制带来的高寿命化有效的元素，为了得到其效果，优选为0.02％以上的含量。但是，如果添加超过1.5％，则导致硬度上升，使切削性、冷锻性劣化。基于以上理由，优选使其含量在1.5％以下的范围内。更优选的范围为0.5％以下。对于添加Mo带来的轴承部件、转动部件的转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化的抑制效果，也与Cr同样，在进行所谓的渗碳渗氮处理、渗碳后的组织中的残留γ量为30～40％时特别大。

Ni：0.1～3.5％

Ni通过添加具有对钢赋予强度、淬火性的效果，为了得到其效果，优选0.1％以上的含量。但是，如果添加超过3.5％，则导致硬度上升，使切削性、冷锻性劣化。基于以上理由，优选使Ni含量在3.5％以下的范围内。更优选的Ni含量范围为2.0％以下。

V：0.02～0.5％

V通过添加具有对钢赋予强度、淬火性的效果，为了得到其效果，优选0.02％以上的含量。但是，如果添加V超过0.5％，则导致硬度上升，使切削性、冷锻性劣化。基于以上理由，优选使其含量在0.5％以下的范围内。更优选的V含量范围为0.2％以下。

B：0.0002～0.005％

B是通过添加对钢赋予强度、淬火性的有效的元素。另外B还具有下述效果：1)在棒钢、线材轧制中，通过在轧制后的冷却过程中生成硼铁碳化合物，使铁素体的生长速度加快，在轧制的状态下促进软质化的效果，2)通过提高渗碳材的晶界强度，提高作为渗碳部件的疲劳强度、冲击强度的效果。为了得到其效果，B优选0.0002％以上的含量。

但是，如果添加B超过0.005％，则其效果饱和，反而可能有冲击强度劣化等不良影响，因此优选使其含量在0.005％以下的范围内。更优选的B含量的范围为0.003％以下。

接着，在本发明的一方式中，可以含有铌(Nb)：低于0.04％。对此方式的效果说明如下。

Nb是在渗碳加热时与钢中的C、N结合形成Nb(CN)、对抑制晶粒粗大化有效的元素。通过添加Nb，“利用Ti系析出物的粗大粒防止”效果更为有效。这是因为Nb在Ti系析出物中固溶，抑制Ti系析出物的粗大化。在本申请发明的添加量的范围内，效果依赖于Nb的添加量而增大。即使添加低于0.03％、或低于0.02％、进而低于0.01％的微量的Nb时，与不添加Nb时相比，也显著提高粗大粒防止特性。但是，Nb的添加引起切削性及冷锻性的劣化、渗碳特性的劣化。

特别是，如果Nb的添加量在Nb：0.04％以上，则坯材的硬度变硬，切削性及冷锻性劣化。与此同时，棒钢、线材轧制加热时的溶体化变得困难。基于以上理由，优选使Nb的含量在低于0.04％的范围内。重视切削性、冷锻性等加工性时的优选范围为低于0.03％。此外，除了加工性，重视渗碳性时的优选范围为低于0.02％。进而，特别重视渗碳性时的优选范围为低于0.01％。此外，为了谋求粗大粒防止特性和加工性的兼顾，优选Nb添加量根据Ti添加量来调整。例如，Ti+Nb的优选范围为大于等于0.07％且低于0.17％。特别是在高温渗碳或冷锻部件中，优选的范围为超过0.091％且低于0.17％。

接着，在本发明的一方式中，可以将热轧后的贝氏体的组织分数限制在30％以下。此方式的效果说明如下。如果在热轧后的钢材中混入贝氏体组织，则成为渗碳加热时的粗大粒产生的原因。此外，从改善冷加工性的观点出发，优选抑制贝氏体混入。它们的不良影响在贝氏体的组织分数超过30％时特别显著。基于以上理由，优选将热轧后的贝氏体的组织分数限制在30％以下。在高温渗碳等中对防止粗大粒的渗碳条件严格时，优选范围为20％以下。在经由冷锻等对防止粗大粒的渗碳条件更加严格时，优选范围为10％以下。

接着，在本发明的一方式中，可以将热轧后的铁素体结晶粒度号设定为JIS G0552中规定的8～11号。此方式的效果说明如下。如果热轧后的铁素体粒过度微细，则在渗碳时奥氏体粒过度微细化。如果奥氏体粒过度微细，则容易生成粗大粒，特别是如果铁素体晶粒度超过11号，此倾向变得显著。此外，如果奥氏体粒过度微细到超过JIS G0551中规定的11号，则与专利文献4记载的钢材同样，产生淬火性劣化造成的强度不足等弊病。另一方面，如果形成热轧后的铁素体结晶粒度号低于JIS G0552中规定的8号的粗粒，则热轧材的延展性劣化，冷锻性劣化。基于以上理由，优选使热轧后的铁素体结晶粒度号在JIS G0552中规定的8～11号的范围内。

在本发明的一方式中，在热轧后的钢的基体中的长度方向截面，可以将在检查基准面积为100mm²、检查次数为16个视野、进行预测的面积为30000mm²的条件下测定的极值统计的Ti系析出物的最大直径规定为40μm以下。通过此方式的方法得到的效果说明如下。作为本发明中作为对象的渗碳部件的要求特性之一，有转动疲劳特性或面疲劳特性这样的接触疲劳强度。如果在钢中存在粗大的Ti系析出物，则成为接触疲劳破坏的起点，疲劳特性劣化。根据极值统计，如果在检查基准面积为100mm²、检查次数为16个视野、进行预测的面积为30000mm²的条件下测定时的Ti系析出物的最大直径超为40μm，则特别是影响接触疲劳特性的Ti系析出物的不良影响变得显著。基于以上理由，优选将根据极值统计的Ti系析出物的最大直径规定为40μm以下。根据极值统计的析出物的最大直径的测定、预测方法例如根据村上敬宜“金属疲劳微小缺陷和夹杂物的影响”养贤堂pp233～239(1993年)中记载的方法。再有，本申请发明中采用的方法是通过二维检查来推断在一定面积内(进行预测的面积为30000mm²)可观察到的最大析出物的二维检查方法。详细的测定步骤在下述的实施例栏中详述。

接着，对适用于本发明的表面硬化钢的制造方法中的热轧条件进行说明。

利用转炉、电炉等通常的方法熔炼含有上述化学成分的本发明钢，进行成分调整，经由铸造工序、根据需要的开坯轧制工序，热轧成线材或棒钢，由此制造轧制坯材。

接着，在本发明的一方式中，可以在1150℃以上的温度下，用保温时间为10分钟以上的加热温度对该制造的轧制坯材进行加热。在这种情况下，与加热条件低于1150℃、或加热温度即使在1150℃以上但保温时间低于10分钟时相比，能够使Ti系析出物、Nb的析出物及AlN暂且在基体中高效率地固溶。其结果是，能够在热轧后的钢材中使一定量以上的Ti系析出物、Nb的析出物预先高效率地微细析出。由此，能够在热轧后使粗大的Ti系析出物、Nb的析出物及AlN存在，在渗碳时能够抑制粗大粒的产生。所以，在热轧时，优选在1150℃以上的温度下、保温时间为10分钟以上的条件下进行加热。更优选的条件是在1180℃以上的热轧温度下保温时间为10分钟以上。

接着，在本发明的一方式中，可以在热轧后以1℃/秒以下的冷却速度在800～500℃的温度范围进行缓冷。如果冷却条件超过1℃/秒，则只能以不充分的时间通过Ti系析出物的析出温度区。因此，热轧后的微细的TiC系析出物的析出量不充分，进而贝氏体的组织分数增大。因此，渗碳时不能抑制粗大粒的产生。此外，如果冷却速度增大，则轧制材的硬度上升，冷锻性劣化。因此，优选尽量减小冷却速度。该冷却速度的优选范围为0.7℃/秒以下。再有，作为使冷却速度降低的方法，可以采用在轧制线的后段设置保温罩或带热源的保温罩，由此进行缓冷的方法等。

接着，在本发明的一方式中，可以将热轧的精轧温度设定为840～1000℃。在精轧温度低于840℃时，铁素体晶粒度变得过度微细，在其后的渗碳时容易产生粗大粒。另一方面，如果精轧温度超过1000℃，则轧制材的硬度增加，冷锻性劣化。基于以上理由，优选将热轧的精轧温度设定为840～1000℃。在冷锻用途中，在无退火地使用时，作为该精轧温度，优选840～920℃的范围，在其之外优选920～1000℃的范围。

在本发明中，关于铸坯的尺寸、凝固时的冷却速度、开坯轧制条件，没有特别的限定，只要满足添附的权利要求书中记载的本发明的技术特征，任何的条件都可以。本发明还可适用于通过冷锻工序制造的部件、通过热锻制造的部件中的任何一种。作为热锻工序的例子，可列举出“棒钢-热锻-根据需要的正火等热处理-切削-渗碳淬火-根据需要的研磨”的工序。采用本申请发明的钢材，例如能够在1150℃以上的加热温度下进行热锻，然后根据需要进行正火处理。由此，即使在950℃～1090℃的温度区的渗碳这样的严格条件下的渗碳淬火热处理中，也可抑制粗大粒的产生，得到优良的材质特性。其结果是，例如，如果在轴承部件、转动部件的情况下，即使进行高温渗碳，也可得到优良的转动疲劳特性。

在本发明中，不特别限定渗碳条件。在轴承部件、转动部件中，特别是在以高水平的转动疲劳寿命为目标时，如上所述，可以在0.9～1.3％的范围较高地设定渗碳时的碳势、或者进行所谓的渗碳渗氮处理。渗碳渗氮处理是在渗碳后的扩散处理的过程中进行渗氮的处理。在进行该处理时，优选表面的氮浓度达到0.2～0.6％的范围这样的条件。通过选择这些条件，微细的Ti(CN)在渗碳层大量析出，此外导入30～40％的残留γ有助于提高转动寿命。

再有，在本发明中，也包括采用包含上述构成的表面硬化钢来加工成部件形状的渗碳部件。

实施例1

以下，对本发明的实施例进行说明。

对具有表1所示组成的转炉钢锭进行连续铸造，根据需要经由开坯轧制工序，形成162mm见方的轧制坯材。接着，通过热轧，制造了直径为24～30mm的棒钢。

[表1]

表1中，各化学成分以质量％表示。

对热轧后的棒钢，进行显微观察，进行贝氏体分数测定，按照JIS G0552的规定进行铁素体晶粒度的测定。另外，测定维氏硬度，作为冷加工性的指标。

对通过上述工序制造的棒钢，在进行了球状化退火后，制成镦锻试验片，在进行了压下率为50％的镦锻后，进行渗碳模拟。渗碳模拟的条件为在910℃～1010℃下加热-水冷5小时。然后，对切断面进行研磨-腐蚀，观察原奥氏体粒径，求出粗粒产生温度(晶粒粗大化温度)。也就是说，在上述范围内的不同温度下进行多种渗碳模拟，当在通过某特定温度以上的渗碳模拟制作的试验片中发现晶粒粗大化时，将该温度作为粗粒产生温度。渗碳处理通常在930～950℃的温度区进行，因此将粗粒产生温度为950℃以下的判定为晶粒粗大化特性劣化。再有，原奥氏体粒度的测定按照JIS G0551进行，以400倍观察10个视野左右，只要粒度号为5号以下的粗粒存在1个，就判定为粗粒产生。

此外，根据极值统计法的Ti系析出物的最大直径的预测按以下的方法进行。析出物是否是Ti系，从光学显微镜中的对比度的差异来判别。根据对比度的差异的判别法的妥当性用预先装有能量分散型X射线分光分析装置的扫描型电子显微镜来确认。在试验片长度方向截面，将检查基准面积为100mm²(10mm×10mm的区域)的区域预先准备16个视野部分。然后检测各检查基准面积为100mm²中的Ti系的最大析出物，用光学显微镜，以1000倍对其进行照片摄影。对各检查基准面积为100mm²的16个视野分别将此重复进行16次(即检查次数为16个视野)。从得到的照片测量各检查基准面积中的最大析出物的直径。为椭圆形时，求出长径和短径的几何平均值，作为该析出物的直径。利用村上敬宜“金属疲劳微小缺陷和夹杂物的影响”养贤堂pp233～239(1993年)中记载的方法，将得到的最大析出物直径的16个数据，描绘在极值概率用纸上，求出最大析出物分布直线(最大析出物直径和极值统计标准化变量的一次函数)，通过外插最大析出物分布直线，预测了进行预测的面积为30000mm²中的最大析出物的直径。

另外，对热轧后的直径为24～30mm的棒钢实施正火及调整冷却的热处理，形成全数铁素体-珠光体组织。然后，切下直径为22～28mm、高度为21mm的圆柱试验片，将实施了铣刀精加工的试验片作为钻头切削(穿孔)用试验片。对钻头切削用试验片，在表2所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，评价了本发明钢和比较钢的各钢材的切削性。

[表2]

在表2中，所谓NACHI普通钻头，表示株式会社不二越制造的型号为SD3.0的钻头。该钻头的特征例如记载于株式会社不二越2008年工具手册等中，为直径3.0mm、槽长42mm、全长71mm的通用钻头。

此时，作为评价指标，在钻头穿孔试验中，采用可切削到累积孔深度为1000mm的最大切削速度VL1000。

这里，所谓表示钻头寿命的指标VL1000，指的是可穿孔到累积孔深度为1000mm的最大的钻圆周速度。此值越大越可以高速切削，意味着切削性越优良。求出达到累积孔深度为1000mm的最大圆周速度即VL1000的步骤如下。采用不同的切削速度，每次使用新的NACHI普通钻头，在表2的条件下多次进行钻头穿孔试验。其结果是，观察了各试验中使用的钻头是否破损。通过重复上述试验，求出在不使钻头破损的情况下能够稳定地结束1000mm的穿孔的最大切削速度，将其作为VL1000。

接着，从进行了压下率为50％的冷锻的各钢材，制作直径为12.2mm的圆柱状的转动疲劳试验片，在950℃×5小时、碳势为0.8％的条件下进行了渗碳。淬火油的温度为130℃，回火为180℃×2小时。对这些渗碳淬火材调查了渗碳层的γ粒度。另外，采用点接触型转动疲劳试验机(赫兹最大接触应力为5884MPa)，评价了转动疲劳特性。作为疲劳寿命的尺度，采用作为“通过将试验结果描绘在威布尔概率坐标纸上得到的累积破损概率为10％的直到疲劳破不良应力重复次数”定义的L10寿命。

上述调查结果汇总并示于表3。转动疲劳寿命表示将比较钢的钢No.23的L10寿命作为1时的各钢No.的L10寿命的相对值。

[表3]

本发明钢的晶粒粗大化温度为990℃以上，950℃渗碳材的γ粒也为细整粒，转动疲劳特性也优良。此外，按切削性的指标即VL1000评价的切削性在本发明例中全部为36m/分钟以上，为良好，切削性优良。

另一方面，比较钢No.18、20、21、26、27、28、29中的Al量在本发明的范围之外，因此切削性恶化，VL1000都在31m/分钟以下。比较钢No.19中的N量在本申请的规定之外，因此Ti系夹杂物的最大尺寸相对于发明例的40μm也增大到59μm，转动疲劳寿命恶化，进而晶粒粗大化温度也低。比较钢No.22虽是本申请规定范围内的成分，但因热轧后的冷却速度快，因此热轧后的贝氏体组织分数超过本申请规定的范围，粗大粒特性恶化。关于比较钢No.23、24，Ti量低于本发明的范围，除了粗大粒特性差以外，冲击值也低。此外，关于比较钢No.25，Ti量超过本发明的范围，除了粗大粒特性差以外，切削性也恶化。

实施例2

从实施例1中采用的表1所示组成的162mm见方的轧制坯材的一部分，通过热轧制造直径为70mm的棒钢。以该棒钢作为坯材进行热锻，精加工成直径为40mm的热锻部件。热锻的加热温度为1100～1290℃。

对通过上述工序制造的热锻部件，在900℃×1小时的加热空冷条件下进行正火处理。然后，在加热时间为5小时的条件下进行渗碳模拟，与实施例1同样地求出粗大粒产生温度。

此外，在对上述热锻部件进行了正火后，制成直径为12.2mm的圆柱状的转动疲劳试验片和图1所示的10R带缺口夏比冲击试验片，在1050℃×1小时、碳势为1.0％的条件下进行渗碳淬火。淬火油的温度为130℃，回火是180℃×2小时的条件。关于转动疲劳寿命试验，在与实施例1相同的条件下进行。关于夏比冲击试验，在室温下实施，通过吸收能进行整理。

上述调查结果汇总并示于表3。转动疲劳寿命表示将比较钢No.12的L10寿命作为1时的各材料的L10寿命的相对值。

如表3所示，在本发明钢中，所有晶粒粗大化温度都超过1010℃。

此外，1050℃渗碳材的γ粒为8号以上的细粒，转动疲劳寿命也比比较钢良好。

另一方面，比较钢与实施例1同样脱离本申请发明的技术特征的范围，从切削性的指标即VL1000的评价结果得知切削性也劣化，或粗大粒防止特性劣化，因此与本发明相比转动疲劳特性也降低。

工业上的可利用性

根据本发明的表面硬化钢、渗碳部件及表面硬化钢的制造方法，即使通过冷锻工序制造部件，也可抑制渗碳时的晶粒的粗大化，因此能够提高疲劳强度特性。与此同时，与以往相比可大大减小淬火变形造成的尺寸精度的劣化。因此，可对以前因粗大粒的问题而难以进行冷锻化的部件进行冷锻化，而且还能省略冷锻后的退火。此外，通过在利用热锻工序制造的部件中应用本钢材，即使在高温渗碳中也能防止粗大粒的产生，能够得到转动疲劳特性等充分的强度特性。此外，关于切削加工性，通过适用于本发明的表面硬化钢，可发挥良好的切削性，因此也可得到良好的切削加工性。