(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．０３０〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０２５％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物を２．０〜１０．０個／ｍｍ2、
面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物を０．１〜０．７個／ｍｍ2含有することを特徴とする肌焼鋼。
【請求項２】
更に、他の元素として、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／または
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の肌焼鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理した機械構造部品であり、表面から深さ５０μｍ位置における旧オーステナイト粒の結晶粒度が０〜４番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが７２０ＨＶ以上であることを特徴とする機械構造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車などの輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械構造部品、およびこの素材となる肌焼鋼に関するものであり、特に、衝撃疲労特性に優れた機械構造部品を提供する技術に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、高強度が要求される機械構造部品の素材には、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳ規格で定められた機械構造用合金鋼鋼材（肌焼鋼）が使用される。この肌焼鋼には、鍛造や切削などの機械加工により所望の部品形状に成形された後、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理を施され、その後研磨などの工程を経て機械構造部品が製造される。
【０００３】
近年、上記機械構造部品製造時のリードタイムを短縮することが望まれており、上記表面硬化処理を高温化することによって熱処理時間を短縮することが行われている。しかし上記表面硬化処理を高温化すると機械構造部品の結晶粒が粗大化し、機械的特性が劣化するという問題が生じている。そこで結晶粒の粗大化を防止する技術が特許文献１、２に提案されており、本出願人も同様の技術を特許文献３〜８に提案している。これらの文献には、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣなどの析出物を鋼中に微細に分散させることによってピンニング効果を発揮させ、結晶粒の粗大化を防止する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１１−３３５７７７号公報
【特許文献２】特開２００４−１８３０６４号公報
【特許文献３】特開２００６−１６１１４２号公報
【特許文献４】特開２００６−３０７２７０号公報
【特許文献５】特開２００６−３０７２７１号公報
【特許文献６】特開２００７−１６２１２８号公報
【特許文献７】特開２００７−２１７７６１号公報
【特許文献８】特開２００７−３２１２１１号公報
【特許文献９】特開２００５−３６２５７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
ところで、上記機械構造部品には、その用途によって衝撃強度（即ち、強い衝撃に耐えられる特性）のみならず、衝撃疲労強度（即ち、衝撃が繰返し加わる場合に、それに耐えられる特性）が要求される。そこで衝撃強度と衝撃疲労強度の両方を改善した浸炭歯車が、特許文献９に開示されている。この文献には、衝撃強度を高くするには、組織を微細化すべきであるが、衝撃疲労強度を高くするには、組織を粗大化する方が有益であると記載されている。この機構としては、結晶粒度を適度に粗大化させることによって、衝撃疲労亀裂が発生した後の亀裂伝播速度を遅延させることができるため、衝撃疲労強度が向上すると記載されている。そして、この文献では、浸炭の条件を最適化することによって、歯底組織におけるＪＩＳオーステナイト結晶粒度番号を４〜６番に制御している。しかし本発明者が上記特許文献９に開示されている浸炭歯車の衝撃疲労特性について調べたところ、更なる改善の余地が残されていることが判明した。
【０００６】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、衝撃疲労特性に優れた機械構造部品、およびこの素材となる肌焼鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼である。そしてこの鋼は、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物（以下、粗大Ｎｂ系析出物ということがある）を２．０〜１０．０個／ｍｍ2、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物（以下、微細Ｎｂ系析出物ということがある）を０．１〜０．７個／ｍｍ2含有しているところに特徴を有している。
【０００８】
上記肌焼鋼は、更に、他の元素として、
（ａ）Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）
等を含有することが好ましい。
【０００９】
本発明には、上記肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理した機械構造部品も包含され、この機械構造部品は、表面から深さ５０μｍ位置における旧オーステナイト粒の結晶粒度が０〜４番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが７２０ＨＶ以上である。
【発明の効果】
【００１０】
本発明では、肌焼鋼に粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を適切な密度でバランス良く分散させている。この肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理することによって、機械構造部品の表面近傍（表層部）に高硬度の粗大な結晶粒を生成させることができるため、機械構造部品の衝撃疲労特性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、試験片に形成した切り欠き形状を示す模式図である。
【図２】図２は、試験片の形状を示す模式図である。
【図３】図３は、浸炭処理条件を示す模式図である。
【図４】図４は、衝撃疲労特性を測定するときの様子を示した模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
上記特許文献９に開示されているように、浸炭歯車の衝撃強度と衝撃疲労強度を改善するには、結晶粒を粗大化させることが有効である。しかし同文献に指摘されているように、結晶粒を粗大化し過ぎると、結晶粒界で亀裂が進展し、破壊寿命が短くなる。
【００１３】
そこで本発明者は、上記特許文献９に開示されているよりも結晶粒を粗大化したうえで、上記特許文献９で指摘されている問題点を改善し、機械構造部品（特に、歯車）の衝撃疲労特性を改善するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、機械構造部品の表層部における結晶粒の硬度を高めれば、結晶粒を粗大化しても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できること、こうした機械構造部品を製造するには、粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を適切なバランスで分散させた肌焼鋼を用意し、この肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理すればよいことを見出し、本発明を完成した。
【００１４】
即ち、衝撃疲労亀裂は、結晶粒内よりも結晶粒界を伝播し易いが、機械構造部品の表層部における結晶粒を粗大化して結晶粒界の量を低減することによって、衝撃疲労亀裂の伝播を抑制できる。そのため、衝撃疲労特性が向上する。そこで本発明では、機械構造部品の表層部における結晶粒を粗大化させるために、機械構造部品の素材として、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物を２．０〜１０．０個／ｍｍ2の範囲で含有した肌焼鋼を用いる。粗大Ｎｂ系析出物の密度をこの範囲に制御することによって、Ｎｂ系析出物によるピンニング効果により、結晶粒の粒度を０〜４番の範囲に制御できる。
【００１５】
ところが、機械構造部品の結晶粒を粗大化して結晶粒界を減少させたとしても衝撃疲労特性を充分に改善できなかった。この理由ついて調べたところ、結晶粒が大きくなると、結晶粒内に初期の衝撃疲労亀裂が発生し易くなり、この亀裂が結晶粒内を伝播し、結晶粒界へと進展して衝撃疲労特性が低下することが判明した。
【００１６】
そこで本発明では、初期亀裂の発生を抑制するために、粗大化させた結晶粒の硬度を高めることを目指して更に検討した。その結果、Ｎｂ系析出物のなかでも、特に面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物を、浸炭処理時にマトリックスに固溶する範囲で分散させた肌焼鋼を用いれば、結晶粒の焼入性を高めることができ、結晶粒の硬度を高めることを見出した。
【００１７】
以上の通り、本発明の機械構造部品は、その表層部における結晶粒を粗大化し、且つその結晶粒の硬度を高めているところに特徴があり、この機械構造部品は、粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を、夫々適切な密度で分散させた肌焼鋼を用いることによって得ることができる。
【００１８】
以下、本発明で用いる肌焼鋼およびこの肌焼鋼を用いて得られる機械構造部品について説明する。
【００１９】
本発明の肌焼鋼は、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物を２．０〜１０．０個／ｍｍ2、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物を０．１〜０．７個／ｍｍ2含有している。
【００２０】
面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物（粗大Ｎｂ系析出物）は、浸炭処理後においてもその一部は固溶せずに残り、残ったＮｂ系析出物のピンニング効果によりオーステナイト粒の結晶粒度を適切な範囲（具体的には、結晶粒度が０〜４番）に調整できる。また、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物は、浸炭処理時にオーステナイト温度域に加熱されることによって、周辺のＮｂ系析出物を吸収してオストワルド成長する。そのため、微細なＮｂ系析出物を低減できるため、微細なＮｂ系析出物によるピンニング効果が発揮されるのを防止できるため、結晶粒を粗大化できる。従って粗大Ｎｂ系析出物は２．０個／ｍｍ2以上とする。好ましくは３．０個／ｍｍ2以上であり、より好ましくは４．０個／ｍｍ2以上である。
【００２１】
しかし粗大Ｎｂ系析出物を過剰に含有すると、浸炭処理後に固溶せずに残留しているＮｂ系析出物量が増大するため、ピンニング効果によりオーステナイト粒が微細化し、結晶粒界を低減できない。そのため衝撃疲労特性を改善できない。従って粗大Ｎｂ系析出物は１０．０個／ｍｍ2以下とする。好ましくは９．０個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは８．０個／ｍｍ2以下である。
【００２２】
なお、上記オストワルド成長は、析出物の大きさに律速するため、本発明ではオストワルド成長するか否かの基準として面積１０μｍ2を閾値としている。
【００２３】
一方、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物（微細Ｎｂ系析出物）は、浸炭処理時にマトリックスに固溶し、結晶粒の焼入性を高め、オーステナイト粒内の硬度を高めるのに作用する。従って微細Ｎｂ系析出物は０．１個／ｍｍ2以上とする。好ましくは０．２個／ｍｍ2以上であり、より好ましくは０．３個／ｍｍ2以上である。
【００２４】
しかしマトリックスに固溶するＮｂ系析出物の量には限界があるため、微細Ｎｂ系析出物を過剰に含有すると、浸炭処理後においても固溶せずにＮｂ系析出物が残留する。残留した微細Ｎｂ系析出物が過剰になると、ピンニング効果によりオーステナイト粒が微細化し、結晶粒界を減少させることができず、衝撃疲労特性を改善できない。従って微細Ｎｂ系析出物は０．７個／ｍｍ2以下とする。好ましくは０．６個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは０．５個／ｍｍ2以下である。
【００２５】
本発明において上記Ｎｂ系析出物とは、Ｎｂを５質量％以上含有する析出物であり、例えば、Ｎｂ（ＣＮ）、ＮｂＣ、ＮｂＮなどが挙げられる。
【００２６】
本発明の肌焼鋼は、上述したように、粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を所定の密度でバランス良く含有しているところに特徴があるが、鋼の成分組成についても適切に調整する必要がある。以下、肌焼鋼の成分組成について説明する。
【００２７】
［Ｃ：０．１０〜０．３０％］
Ｃは、部品として必要な芯部硬さを確保するために必要な元素であり、Ｃ量が０．１０％未満では硬さ不足により部品としての静的強度が不足する。従ってＣ量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし過剰にＣを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Ｃ量が多過ぎると硬さが過度に高くなるため、靱性が低下し、衝撃疲労特性が劣化する。従ってＣ量は０．３％以下に抑える必要がある。好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
【００２８】
［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、硬さの低下を抑えて機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし過剰にＳｉを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、過剰なＳｉ添加は、被削性や鍛造性に悪影響を及ぼす。従って、Ｓｉ量は１．０％以下、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。
【００２９】
［Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｎは、浸炭処理時の焼入性を高め、表層部における結晶粒の硬度を高め、衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。また、Ｍｎは、脱酸材としても作用し、鋼中の酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。更に、Ｍｎは赤熱脆性を防止するのにも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎは０．２０％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上、更に好ましくは０．４％以上である。しかし過剰にＭｎを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Ｍｎの過剰添加は、鍛造性を悪化させたり、縞状の偏析が生成して材質のばらつきが大きくなる。従ってＭｎ量は２．０％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下である。
【００３０】
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して機械構造部品の衝撃疲労特性を劣化させる。従ってＰは０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
【００３１】
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工後に切削加工するときの被削性を改善する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかしＳを過剰に含有してＭｎＳの生成量が多くなると、機械構造部品の衝撃疲労特性が劣化する。従ってＳ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
【００３２】
［Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、浸炭を促進し、鋼の表面に硬化層を形成するために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは０．８％以上である。しかし過剰にＣｒを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Ｃｒ量が多すぎると、過剰浸炭を引き起こし、機械構造部品の強度を低下させる。従ってＣｒ量は２．０％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
【００３３】
［Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、こうした作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上、更に好ましくは０．０３０％以上である。しかし過剰に含有すると鋼の変形抵抗が増大し、冷間加工性が劣化する。従ってＡｌ量は０．０６％以下、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下とする。
【００３４】
［Ｎｂ：０．０２〜０．１０％］
Ｎｂは、鋼中に所望密度のＮｂ系析出物を生成させて、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに必要な元素である。しかしＮｂ量が０．０２％未満では、所望のＮｂ系析出物を析出させることができず、また焼入れ性が悪くなるため、結晶粒の硬度を高めることができない。従って衝撃疲労特性が劣化する。従ってＮｂ量は０．０２％以上、好ましくは０．０２５％以上、より好ましくは０．０３０％以上含有する。しかし過剰に含有すると鋼中に微細Ｎｂ系析出物が多く生成するため、浸炭処理時にマトリックスに固溶しなかったＮｂ系析出物によるピンニング効果が発揮され、機械構造部品の表層部における結晶粒が微細化する。その結果、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。従ってＮｂ量は０．１０％以下、好ましくは０．０９０％以下、より好ましくは０．０８０％以下とする。
【００３５】
［Ｎ：０．００５〜０．０２５％］
Ｎは、機械構造部品の表層部における結晶粒度を適切に調整するために作用するＡｌＮやＮｂ系析出物（ＮｂＣＮ）を形成するために必要な元素である。従ってＮは０．００５％以上、好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし過剰にＮ量を含有すると、鋼中に窒化物（例えば、ＡｌＮ）や炭窒化物（例えば、ＮｂＣＮ）が多量に形成され、冷間加工性を劣化させる。従ってＮは０．０２５％以下、好ましくは０．０２３％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
【００３６】
本発明の肌焼鋼に含まれる合金元素は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、原料、資材、製造設備などの状況によって持ち込まれる元素が挙げられる。
【００３７】
本発明の肌焼鋼は、上記合金元素に加えて、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ、（ｂ）Ｃｕおよび／またはＮｉ、等を含有させることも有効であり、含有させる元素に応じて肌焼鋼の特性がさらに改善される。
【００３８】
［（ａ）Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、浸炭処理における焼入性を向上し、結晶粒の硬度を高め、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｏは０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３０％以上、更に好ましくは０．４０％以上である。しかし過剰にＭｏを含有させると、冷間加工時の変形抵抗が増大し、冷間加工性を劣化させる。従ってＭｏは２％以下であることが好ましく、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．９％以下である。
【００３９】
［（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
ＣｕとＮｉは、上記Ｍｏと同様に、浸炭処理における焼入性を高め、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。また、ＣｕとＮｉは、Ｆｅよりも酸化され難い元素であるため、機械構造部品の耐食性を改善するのにも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０４％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、熱間圧延性が低下し、割れなどの問題が発生し易くなる。従ってＣｕは０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下である。また、Ｎｉを過剰に含有すると、コスト高となるため、Ｎｉは０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下である。ＣｕとＮｉは、何れか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。
【００４０】
次に、上記肌焼鋼の製造方法について説明する。本発明の肌焼鋼は、上記範囲に成分調整した鋳片を、温度１１００〜１２８０℃に加熱して分塊圧延することによって、鋳造時に生成したＮｂ系析出物を部分的に固溶させることができ、Ｎｂ系析出物の析出状態を本発明で規定する範囲に制御できる。そして分塊圧延して得られた鋼片を、比較的低い温度（具体的には、Ａｃ3点の温度〜９００℃）に再加熱してから熱間圧延することによって分塊圧延時に適切に制御したＮｂ系析出物の析出状態を維持した肌焼鋼を製造できる。
【００４１】
上記加熱温度が１１００℃を下回ると鋳造時に生成したＮｂ系析出物の一部を充分に固溶させることができないため、棒鋼圧延時の加熱により粗大Ｎｂ系析出物の生成核となり得る微細Ｎｂ系析出物が過剰に残留しやすくなる。従って加熱温度は１１００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは１１５０℃以上、更に好ましくは１２００℃以上である。しかし加熱温度が１２８０℃を超えると鋳造時に析出したＮｂ系析出物が必要以上にマトリックスに固溶してしまうため、所望のＮｂ系析出物を確保できにくくなる。従って加熱温度は１２８０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１２７０℃以下、更に好ましくは１２６０℃以下である。
【００４２】
上記鋳片を１１００〜１２８０℃に加熱した後は、速やかに分塊圧延することが推奨される。鋳片を１１００〜１２８０℃の温度域で長時間保持すると、Ｎｂ系析出物がマトリックスに固溶し、Ｎｂ系析出物の密度を適切な範囲に制御できにくくなるからである。上記加熱温度に加熱した後、分塊圧延するまでの時間は、例えば、５分以内（０分を含む）とすることが推奨される。
【００４３】
分塊圧延して得られた鋼片は、Ａｃ3点の温度〜９００℃に再加熱して熱間圧延（例えば、棒鋼圧延）することが好ましい。熱間圧延温度が９００℃を超えると、Ｎｂ系析出物がマトリックスに固溶し、所望の析出状態に制御できにくくなる。従って熱間圧延温度は９００℃以下とすることが好ましい。しかし熱間圧延温度が低過ぎると圧延が困難になるため、下限値はＡｃ3点とすることが好ましい。
【００４４】
上記Ａｃ3点は、鋼中成分に基づいて下記式（１）によって算出できる。なお、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を意味している。
Ａｃ3点（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−３１．５［Ｍｏ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｎｉ］      ・・・（１）
【００４５】
得られた肌焼鋼は、常法に従って冷間加工（例えば、冷間鍛造）して所定の部品形状とした後、常法に従って浸炭処理することによって機械構造部品を製造できる。浸炭処理条件は特に限定されず、例えば、一般的な浸炭雰囲気下で、約８５０〜９５０℃で、約２〜６時間保持して行えばよい。
【００４６】
こうして得られた機械構造部品は、表層部における旧オーステナイト粒の結晶粒度が０〜４番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが７２０ＨＶ以上になっている。旧オーステナイト粒を粗大化して結晶粒界を低減することによって、機械構造部品の表面から発生する粒界割れを抑制でき、また旧オーステナイト粒内における硬さを７２０ＨＶ以上とすることによって粒内割れの発生を防止できるため、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できる。
【００４７】
上記旧オーステナイト粒が微細化し、上記結晶粒度が４番を超えて大きくなると、結晶粒界が増加するため、粒界割れの発生を低減できず、旧オーステナイト粒内の硬さを高めても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できない。上記結晶粒度は、好ましくは３．８以下、より好ましくは３．５以下である。結晶粒度は数値が小さいほど好ましい。
【００４８】
また、旧オーステナイト粒内の硬さが７２０ＨＶを下回ると、粒内割れが発生しやすくなるため、旧オーステナイト粒の結晶粒度を４番以下に制御しても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できない。旧オーステナイト粒内の硬さは、好ましくは７５０ＨＶ以上であり、より好ましくは７８０ＨＶ以上である。旧オーステナイト粒内の硬さの上限は特に限定されないが、硬くなり過ぎると靱性が低下するため、例えば、８５０ＨＶ以下であることが好ましい。より好ましくは８４０ＨＶ以下、更に好ましくは８３０ＨＶ以下である。
【００４９】
なお、本発明において旧オーステナイト粒の結晶粒度および旧オーステナイト粒内の硬さは、表面から深さ５０μｍ位置において測定する。機械構造部品の最表面で測定すると、測定結果にバラツキが生じ易いからである。
【００５０】
本発明で得られる機械構造部品の具体的な形態としては、例えば、歯車、シャフト類、無段変速機（ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（ＣＶＪ）、軸受などが挙げられる。特に、歯車のなかでも、ディファレンシャルユニットに用いられる傘歯車として好適に用いることができる。
【００５１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００５２】
溶製炉で鋼を溶製し、下記表１または表２に示す化学成分を含有する鋼片（残部は、鉄および不可避不純物）を製造した。下記表１および表２には、上記式（１）に基づいて算出したＡｃ3点の温度を示す。
【００５３】
次に、得られた鋼片を下記表３または表４に示す分塊圧延温度に加熱した後、分塊圧延を行い、次いで室温まで冷却した。なお、分塊圧延温度に加熱した後は、５分以内に分塊圧延を行なった。
【００５４】
次に、下記表３または表４に示す棒鋼圧延温度に加熱し、棒鋼圧延を行ない、直径３０ｍｍの棒鋼を製造した。得られた棒鋼について、Ｎｂ系析出物の密度を次の手順で測定した。
【００５５】
《Ｎｂ系析出物の密度》
得られた棒鋼の横断面（棒鋼の軸心と垂直な面）のＤ／４位置（Ｄは棒鋼の直径）において、縦断面（棒鋼の軸心と平行な面）を研磨し、任意の１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲について電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ）で、面積が２μｍ2以上の析出物についてその成分組成を測定した。面積が２μｍ2未満の析出物は検出限界に近く、正確な測定ができないため面積が２μｍ2未満の析出物は測定対象から外している。ＥＰＭＡによる測定条件は以下の通りである。
【００５６】
《測定条件》
ＥＰＭＡ分析装置  ：ＪＸＡ−８１００型電子マイクロプローブアナライザー（日本電気株式会社製）
分析装置（ＥＤＳ）：ＳｙｓｔｅｍＳｉｘ（サーモフィシャーサイエンティフィック社製）
加速電圧          ：１５ｋＶ
操作電流          ：４ｎＡ
観察倍率          ：２００倍
【００５７】
面積２μｍ2以上の析出物のうち、Ｎｂ含有量が５質量％以上のものをＮｂ系析出物とし、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満の個数、および面積１０μｍ2以上の個数を測定し、観察視野１ｍｍ2あたりの密度に換算した。結果を表３または表４に示す。
【００５８】
次に、得られた棒鋼の横断面から１７ｍｍ×１７ｍｍの角材を切り出し、冷間鍛造により図１に示す切り欠き形状を形成した。次いで、図２に示す形状（幅１３ｍｍ、長さ１００ｍｍ×厚み１３ｍｍ）に整え、切り欠き形状を形成した面に対して垂直な面にＣｕメッキを施した後、浸炭処理を施した。浸炭処理は、図３に示すように、９５０℃に加熱し、この温度で、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８％の条件で、７０分間保持し、次いで８５０℃に冷却し、この温度で、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８％の条件で、６０分間保持し、９０℃の油浴を用いて焼入れし、室温に冷却した。
【００５９】
浸炭処理を施した試験片について、（１）結晶粒度、（２）硬さ、（３）衝撃疲労特性を調べた。
【００６０】
［（１）結晶粒度］
試験片に形成した切り欠きの筋方向に垂直な面を切り出し、ナイタール液（エタノールと３％硝酸との混合液）でエッチングした後、光学顕微鏡で、観察倍率１００倍で観察を行い、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を測定した。粒度番号の測定は、切り欠き形状の底からの深さが５０μｍ位置（以下、表３、表４では表層と表記する）で行った。
【００６１】
また、参考として、切り欠き形状の底からの深さが２ｍｍ位置（以下、表３、表４では内部と表記する）における旧オーステナイト粒の結晶粒度を測定した。
【００６２】
測定結果を下記表３および表４に示す。
【００６３】
［（２）硬さ］
試験片に形成した切り欠きの筋方向に垂直な面を切り出し、切り欠き形状の底からの深さが５０μｍ位置（以下、表３、表４では表層と表記する）において旧オーステナイト粒内の硬さを測定した。旧オーステナイト粒内の硬さ測定には、マイクロビッカース硬度測定器を用い、荷重１０ｇで測定した。測定は５箇所で行い、平均値を算出した。なお、下記表４に示したＮｏ．４１〜４８、５１については、表層における旧オーステナイトの結晶粒が小さ過ぎる（粒度番号が大き過ぎる）ため、粒内の硬さを測定できなかった。
【００６４】
また、参考として、上記深さ５０μｍ入った位置（表層）において、試験片全体の硬さも測定した。また、参考として、切り欠き形状の底からの深さが２ｍｍ位置（内部）において、試験片全体の硬さを測定した。
【００６５】
試験片全体の硬さ測定には、ビッカース硬度測定器を用い、荷重３００ｇで測定した。測定は３箇所で行い、平均値を算出した。
【００６６】
結果を下記表３および表４に示す。
【００６７】
［（３）衝撃疲労特性］
試験片の衝撃疲労特性は、切り欠きを形成した面を図４に示すように地面に向けて配置し、これを直径１３ｍｍの丸棒で４点保持した。試験片の上方には、丸棒を介して幅１３ｍｍ×長さ１００ｍｍ×厚み１５ｍｍの鋼板を配置し、この鋼板に上下方向の繰返し荷重を与えたときに、試験片に初期亀裂が発生したときの回数、および試験片が破断したときの回数を測定した。測定は室温で行った。
【００６８】
鋼板に付与する繰返し荷重は、最大値（Ｐmax）を１８０００Ｎとし、荷重の最大値（Ｐmax）に対する最小値（Ｐmin）の比（応力比＝Ｐmin／Ｐmax）は０．１となるように制御した。繰り返し荷重は、周波数が５Ｈｚとなるように付与した。
【００６９】
試験片に初期亀裂が発生したときの回数は、アコースティックエミッション測定によって行なった。アコースティックエミッション測定とは、試験片に取り付けたセンサーによって、初期亀裂が発生したときに発生するアコースティックエミッション（弾性波）を測定する方法である。本実験では、図４に示した試験片の両端にセンサーを取り付け、繰返し荷重の付与を開始してから最初に５５ｄｂ以上のアコースティックエミッションが測定されたときにおける試験片に繰返し荷重を与えた回数を、初期亀裂が発生したときの回数と判断した。測定結果を下記表３または表４に示す。
【００７０】
また、試験片に初期亀裂が発生した後、試験片が破断するまで上記鋼板に繰返し荷重を付与し、試験片が破断するときの回数を測定した。測定結果を下記表３または表４に示す。
【００７１】
下記表３および表４から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜４０は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物と、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物の密度が適切に制御されているため、初期亀裂が発生するまでの回数が多く、また破断するまでの回数が多くなり、衝撃疲労特性が良好になっていることが分かる。
【００７２】
一方、Ｎｏ．４１〜５１は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例である。
【００７３】
Ｎｏ．４１は、本発明で推奨する製造条件のうち、棒鋼圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物と粗大Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００７４】
Ｎｏ．４２は、本発明で推奨する製造条件のうち、分塊圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物と粗大Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００７５】
Ｎｏ．４３は、Ｎｂを過剰に含有しているため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００７６】
Ｎｏ．４４は、Ｎｂ含有量が少な過ぎるため、浸炭処理前の鋼に、粗大Ｎｂ系析出物を所定量生成させることができていない。また、Ｎｂ量の不足により焼入れ性が悪くなり、結晶粒の硬度を充分に高めることができていない。従って衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００７７】
Ｎｏ．４５は、本発明で推奨する製造条件のうち、分塊圧延温度と棒鋼圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物と粗大Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００７８】
Ｎｏ．４６は、Ｃを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００７９】
Ｎｏ．４７は、Ｓｉを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００８０】
Ｎｏ．４８は、Ｍｎを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００８１】
Ｎｏ．４９は、Ｐを過剰に含有しているため、Ｐが結晶粒界に偏析する結果、衝撃疲労特性が劣化している。
【００８２】
Ｎｏ．５０は、Ｓを過剰に含有しているため、鋼中にＭｎＳが多量に形成される結果、衝撃疲労特性が劣化している。
【００８３】
Ｎｏ．５１は、Ｃｒを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。
【００８４】
【表１】
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【００８５】
【表２】
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【００８６】
【表３】
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【００８７】
【表４】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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