(57)【要約】この肌焼鋼部品は、母材と浸炭層とを備える肌焼鋼部品であって、前記母材が所定の化学組成を有し、表面から０．１ｍｍ深さまでの表層領域において、円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度が０．５個／μｍ２以上であり、前記表層領域において、円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮの個数密度が０．５個／μｍ２以下である。
2016159391.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材と浸炭層とを備える肌焼鋼部品であって、
前記母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１６〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｃｒ：０．２０〜３．００％、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ：０．００３〜０．０１０％、
Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％、
Ｎｂ：０．０１０％以上、０．０５０％未満、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎｉ：０〜３．００％、
Ｍｏ：０〜０．８０％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｃｏ：０〜３．００％、
Ｗ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜０．３０％、
Ｐｂ：０〜０．５０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｚｒ：０〜０．０５００％、
Ｔｅ：０〜０．１０００％、及び、
希土類元素：０〜０．００５０％、
を含有し、
Ａｌ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｐ：０．０２５％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、
表面から０．１ｍｍ深さまでの表層領域において、円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度が０．５個／μｍ２以上であり、
前記表層領域において、円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮの個数密度が０．５個／μｍ２以下である
ことを特徴とする肌焼鋼部品。
【請求項２】
前記母材の前記化学組成が、質量％で、
Ｎｉ：０％超３．００％以下、
Ｍｏ：０％超０．８０％以下、
Ｃｕ：０％超１．００％以下、
Ｃｏ：０％超３．００％以下、
Ｗ：０％超１．００％以下、及び、
Ｖ：０％超０．３０％以下、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼部品。
【請求項３】
前記母材の前記化学組成が、質量％で、
Ｐｂ：０％超０．５０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、
Ｚｒ：０％超０．０５００％以下、
Ｔｅ：０％超０．１０００％以下、及び、
希土類元素：０％超０．００５０％以下
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、肌焼鋼部品に関する。
本願は、２０１５年０３月３１日に、日本に出願された特願２０１５−０７０７０１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
機械構造用部品は、急激に大きな応力を受けることによって破損する場合がある。特に、差動歯車、トランスミッション歯車、および歯車付き浸炭シャフトなどの車両用歯車では、車両の急発進および急停車の際の負荷により、歯元が衝撃破壊で破損することがある。このような現象を防止するために、特に差動歯車およびトランスミッション歯車においては、その衝撃値（耐衝撃特性）の向上がより一層望まれている。これら機械構造用部品の衝撃値を十分に向上させることにより、機械構造用部品に用いられる材料の量を減少させ、機械構造用部品の軽量化を達成することができる。【０００３】
衝撃値を向上させるには、結晶粒の微細化が有効であることが一般に知られている。結晶粒の微細化は、鋼中に析出物を微細かつ多量に形成することで実現できる。【０００４】
鋼中に析出物を微細かつ多量に析出させる従来の技術について以下に説明する。例えば、特許文献１では、浸炭時の結晶粒粗大化防止のため、鋼中にＡｌＮ、またはＡｌＮとＮｂ（ＣＮ）とを分散させる技術が提案されている。しかしながら、ＡｌＮは熱的安定性が低いので鋼中へ容易に溶体化して粗大化し、鋼中に形成する他の析出物よりも粗大な析出物を形成する。そのため、ＡｌＮは結晶粒の微細化効果に乏しい。またＮｂ（ＣＮ）を形成させるために必要なＮｂは、微細なＮｂ（ＣＮ）を鋼中に形成することができる一方で、鋼材の熱間延性を低下させ、鋳造時および熱間圧延時のきず発生の原因となるので、多量に含有させることは好ましくない。【０００５】
特許文献２では、熱間鍛造後のＡｌＮ析出量を低減することで浸炭中に微細なＡｌＮを得る技術が提案されている。しかしながら、ＡｌＮは熱的安定性が低く粗大化しやすいので、結晶粒の微細化効果は乏しい。【０００６】
上述のように、特許文献１及び特許文献２の開示技術では、衝撃値に優れ、かつ高い熱間延性を有する肌焼鋼部品を得るというニーズには十分に応えることができなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】日本国特許第３７３８００４号公報
【特許文献２】日本国特許第３９５４７７２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記の課題に鑑み、本発明は、製造性を損なうことなく、耐衝撃特性に優れる肌焼鋼部品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】
【０００９】
本発明の要旨は以下の通りである。【００１０】
（１）本発明の一態様に係る肌焼鋼部品は、母材と浸炭層とを備える肌焼鋼部品であって、前記母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１６〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｃｒ：０．２０〜３．００％、Ｓ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００３〜０．０１０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％、Ｎｂ：０．０１０％以上、０．０５０％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎｉ：０〜３．００％、Ｍｏ：０〜０．８０％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｃｏ：０〜３．００％、Ｗ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０５００％、Ｔｅ：０〜０．１０００％、及び、希土類元素：０〜０．００５０％、を含有し、Ａｌ：０．０１０％以下、０：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、表面から０．１ｍｍ深さまでの表層領域において、円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度が０．５個／μｍ２以上であり、前記表層領域において、円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮの個数密度が０．５個／μｍ２以下である。
（２）上記（１）に記載の肌焼鋼部品は、前記母材の前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０％超３．００％以下、Ｍｏ：０％超０．８０％以下、Ｃｕ：０％超１．００％以下、Ｃｏ：０％超３．００％以下、Ｗ：０％超１．００％以下、及び、Ｖ：０％超０．３０％以下、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の肌焼鋼部品は、前記母材の前記化学組成が、質量％で、Ｐｂ：０％超０．５０％以下、Ｃａ：０％超０．０１００％以下、Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、Ｚｒ：０％超０．０５００％以下、Ｔｅ：０％超０．１０００％以下、及び、希土類元素：０％超０．００５０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の上記態様によれば、耐衝撃特性に優れる肌焼鋼部品を提供できる。この肌焼鋼部品は、機械構造用部品に用いられる材料の量を減少させ、機械構造用部品の軽量化に寄与する。そのため、本発明による産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】本実施形態に係る肌焼鋼部品の浸炭層の概念図である。
【図２】Ａｌ量が過剰な鋼から得られた肌焼鋼部品の浸炭層の概念図である。
【図３】不適切な浸炭処理によって得られた肌焼鋼部品の浸炭層の概念図である。
【図４】浸炭処理の際の温度変化を説明するグラフである。
【図５】衝撃値比を評価するために用いられる試験片の側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは、製造性を損なうことなく、熱的安定性の高い析出物を鋼部品の表層に存在させることで、優れた耐衝撃特性を有する肌焼鋼部品を実現する方法について検討した。具体的には、化学組成と浸炭材質特性とを広範囲かつ系統的に変化させた鋼に対してガス浸炭および衝撃試験を実施した。その結果、以下に説明する知見が得られた。
【００１４】
本発明者らは、浸炭後の結晶粒径と鋼中の析出物との関係について調査した。その結果、鋼中の析出物による浸炭後の結晶粒径の微細化効果を制御する要因は、ガス浸炭における加熱時のγへの逆変態時、すなわち７００〜８００℃の昇温時における析出物の分布状態、及び浸炭加熱の際の温度保持中の析出物の安定性であることを知見した。
【００１５】
さらに、本発明者らは、ガス浸炭の加熱中に、浸炭ガス雰囲気に含まれるＮ２ガスが分解し、鋼中にＮが浸入して、γへの逆変態時の挙動に影響を与えることを知見した。本発明者らは、この浸入するＮを利用して結晶粒の微細化を行う方法を検討するため、化学成分および浸炭加熱条件の影響について鋭意調査を行った。その結果、本発明者らは、鋼中に０．０１０％を超えてＡｌを含有する場合は、浸入したＮとＡｌとが反応し粗大なＡｌＮを作る一方、鋼中のＡｌ含有量が０．０１０％以下、かつ鋼中のＴｉ含有量が０．０２０％以上の場合には、鋼中に浸入させたＮは粗大なＡｌＮを形成せず、かつ結晶粒が微細化し、衝撃値が向上することを知見した。
【００１６】
本発明者らは、ＡｌＮが、ＴｉＣ、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、およびＴｉ４Ｃ２Ｓ２等のＴｉ系析出物、特に主にＴｉおよびＮからなるＴｉ系析出物による結晶粒微細化効果を妨げるので、上述の現象が生じたものと推測する。さらに、本発明者らは、７００〜８００℃の範囲内における平均昇温速度が５〜５０℃／ｍｉｎである場合に、Ｔｉ系析出物および粗大なＡｌＮの、径および個数密度を最適化し、結晶粒を微細化できることを知見した。
【００１７】
また、本発明者らは、Ｎｂによる熱間延性の低下は、Ｎｂ含有量を０．０５０％未満に制限した上で、Ｔｉ含有量を０．０２０％以上とすることにより抑制できることを知見した。
【００１８】
以下に、上述の知見に基づく本発明の一実施形態に係る肌焼鋼部品（本実施形態に係る肌焼鋼部品）について詳細に説明する。
【００１９】
本実施形態に係る肌焼鋼部品は、母材と浸炭層とを備える。本実施形態に係る肌焼鋼部品は、所定の化学成分を有する鋼を加工し、この鋼にガス浸炭を行うことによって得られたものである。
【００２０】
本実施形態に係る肌焼鋼部品の母材の化学成分（化学組成）の限定理由について説明する。母材の化学成分は、加工前の鋼と同じである。以下、合金元素の含有量に係る単位である「％」は、「質量％」を示す。
【００２１】
（Ｃ：０．１６〜０．３０％）
Ｃ含有量は、肌焼鋼部品の芯部（母材）の強度を決定し、さらに有効硬化層深さにも影響する。所要の芯部強度を確保するために、Ｃ含有量の下限を０．１６％とする。一方、Ｃ含有量が多すぎると切削加工および冷間加工時の効率が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．３０％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましい下限は０．１９％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２６％であり、さらに好ましい上限は０．２４％である。
【００２２】
（Ｓｉ：０．１０〜２．００％）
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼の焼入れ性を向上させ、機械構造用部品として必要な強度を確保するために有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、その効果が不十分である。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、製造時の脱炭が著しくなり、浸炭鋼部品（肌焼鋼部品）の強度および有効硬化層深さが不足する。以上の理由によって、Ｓｉ含有量を０．１０〜２．００％の範囲内にする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましい下限は０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．００％であり、さらに好ましい上限は０．５０％である。
【００２３】
（Ｍｎ：０．３０〜２．００％）
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、焼入れ性を高め、鋼に必要な強度を付与するために有効な元素である。また、Ｍｎは、Ｓと化合して鋼中にＭｎＳを形成し、被削性を向上させる効果がある。Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、この効果が不十分である。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、残留オーステナイトが安定的に鋼中に存在して、鋼の強度が低下する。以上の理由によって、Ｍｎ含有量を０．３０〜２．００％の範囲内にする必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、さらに好ましい下限は０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましい上限は１．２０％である。
【００２４】
（Ｃｒ：０．２０〜３．００％）
Ｃｒは、焼入れ性を高め、鋼に必要な強度を付与するために有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．２０％未満では、その効果が不十分である。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、その効果が飽和する。以上の理由によって、Ｃｒ含有量を０．２０〜３．００％の範囲内にする必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましい下限は０．８０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．２０％であり、さらに好ましい上限は２．００％である。
【００２５】
（Ｓ：０．００１〜０．１００％）
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これにより鋼の被削性を向上させる。Ｓ含有量が０．００１％未満では、その効果は不十分である。一方、Ｓ含有量が０．１００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、むしろＳが粒界に偏析して粒界脆化の原因となる。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．１００％の範囲内にする必要がある。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましい下限は０．０１３％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましい上限は０．０４０％である。
【００２６】
（Ｎ：０．００３〜０．０１０％）
Ｎは、鋼の鋳造工程における凝固時に、鋼中でＴｉ、Ｎｂ、およびＶ等と結合して粗大な窒化物を生成する。この粗大な窒化物は、多量に存在すると破壊の起点となる。そのため、Ｎ含有量を０．０１０％以下に低減する必要がある。本実施形態に係る肌焼鋼部品の表層部が有するＴｉ系析出物は、主に浸炭処理時に鋼中に浸入するＮによって形成されるものであり、浸炭処理前の鋼に含まれるＮによって形成されるものではない。従って、本実施形態に係る肌焼鋼部品の母材は、Ｎを含有する必要がない。しかしながら、Ｎ含有量を０．００３％未満へ低減することは製造上のコストが大きくなるので、Ｎ含有量の下限を０．００３％としてもよい。Ｎ含有量の下限は０．００３５％、または０．００４％としてもよい。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましい上限は０．００８％である。
【００２７】
（Ｔｉ：０．０２０〜０．２００％）
Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）およびＴｉＣＳ等のＴｉ系析出物を生成し、結晶粒の微細化に寄与する。また、Ｔｉは、浸炭処理時に鋼中に浸入するＣ、Ｎと結合して、主にＴｉと、Ｃ及び／又はＮとからなるＴｉ系析出物を生成し、結晶粒の微細化に寄与する。さらに、Ｔｉは、Ｎｂによる熱間延性の低下を改善する効果を有する。これらの効果は、Ｔｉ含有量が０．０２０％未満では不十分である。一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、その効果は飽和する。以上の理由から、Ｔｉの含有量を０．０２０〜０．２００％の範囲内にする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましい下限は０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１８０％であり、さらに好ましい上限は０．１６０％である。
【００２８】
（Ｎｂ：０．０１０％以上、０．０５０％未満）
Ｎｂは、Ｔｉ系析出物に固溶して、析出物量の増加および析出物の微細化に寄与し、結晶粒の微細化を促進する。この効果はＮｂ含有量が０．０１０％未満では不十分である。この効果を得るため、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましい下限は０．０１５％である。一方、Ｎｂは熱間延性を低下させることにより鋼の生産性を低下させる。本実施形態に係る鋼の母材のようにＴｉを０．０２０％以上含有させることにより、Ｎｂによる熱間延性の低下を抑制できるが、Ｎｂ含有量が０．０５０％以上になると、Ｔｉ含有量が０．０２０％以上であっても、鋼材の熱間延性が低下し、鋳造時および熱間圧延時のきず発生の原因となる。そのため、Ｎｂ含有量を０．０５０％未満にする必要がある。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましい上限は０．０３０％である。
【００２９】
（Ｂ：０．０００５〜０．００５０％）
Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制する働きを有する。また、Ｂは粒界強度および粒内強度の向上効果、及び焼入れ性の向上効果も有する。これらの効果は結果として、鋼の衝撃値を向上させる。これらの効果は、Ｂ含有量が０．０００５％未満では十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その効果は飽和する。以上の理由から、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００５０％の範囲内にする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
【００３０】
（Ａｌ：０．０１０％以下）
Ａｌは、通常ＡｌＮとなって鋼中に析出する。しかしながら、本実施形態に係る肌焼鋼部品においては、Ｔｉと共存することで鋼中に固溶している。浸炭処理前の鋼のＡｌ含有量（即ち母材のＡｌ含有量）は、浸炭層の特性に大きな影響を与える。本実施形態に係る肌焼鋼部品の浸炭層１は、図１に示されるように、直径（円相当径）５〜５０ｎｍである微細なＴｉ系析出物２を有している。このＴｉ系析出物２は、ガス浸炭の加熱中に浸炭ガス雰囲気から鋼中に浸入するＣ及びＮによって形成される。しかしながら、浸炭処理前の鋼のＡｌ含有量が０．０１０％を超えると、図２に示されるように、ガス浸炭の加熱中に、浸炭ガス雰囲気から浸入するＮとＡｌとが化合して比較的粗大なＡｌＮ３が形成される。粗大なＡｌＮ３が形成された場合、十分な結晶粒の微細化効果が得られない。従って、Ａｌ含有量は０．０１０％以下に制限される必要がある。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ａｌ含有量は少ない方が好ましいので、Ａｌ含有量の下限は０％である。
【００３１】
（Ｏ：０．００５０％以下）
Ｏは、鋼中で酸化物を形成する。この酸化物は、粒界偏析して粒界脆化を起こす場合がある。また、Ｏは鋼中で硬い酸化物系介在物を形成して脆性破壊を起こしやすくする元素である。そのため、Ｏ含有量は０．００５０％以下に制限される必要がある。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましい上限は０．００２５％である。Ｏ含有量は少ない方が好ましいので、Ｏ含有量の下限は０％である。
【００３２】
（Ｐ：０．０２５％以下）
Ｐは、浸炭時にオーステナイト粒界に偏析し、それにより粒界破壊を引き起こす。つまり、Ｐは浸炭鋼部品の衝撃値を低下させる元素である。したがって、Ｐ含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２２％以下であり、さらに好ましい上限は０．０２０％である。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、Ｐ含有量の下限は０％である。しかし、Ｐの除去を必要以上に行った場合、製造コストが増大する。従って、Ｐ含有量の実質的な下限は約０．００４％となるのが通常である。
【００３３】
本実施形態に係る肌焼鋼部品の母材の化学組成は、上述した元素とＦｅ及び不純物とからなることを基本とする。しかしながら、焼入れ性または衝撃値を高めるために、さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、及び、Ｖからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。また、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。しかしながら、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ及び希土類元素（ＲＥＭ）はいずれも任意元素であり、本実施形態に係る肌焼鋼部品の母材中に含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ及び希土類元素（ＲＥＭ）の下限は０％であるが、０％超含有させてもよい。
【００３４】
（Ｎｉ：０〜３．００％）
Ｎｉは、鋼の焼入れ性及び衝撃値を向上させるために有効な元素である。Ｎｉを含有させて上述の効果を得る場合には、好ましいＮｉ含有量の下限は０．２０％であり、さらに好ましい下限は０．５０％である。一方、Ｎｉ含有量が３．００％を超えると、残留オーステナイトが鋼中に安定的に存在して、鋼の強度が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限を３．００％とする。Ｎｉ含有量の上限は好ましくは、２．００％であり、さらに好ましくは１．８０％である。
【００３５】
（Ｍｏ：０〜０．８０％）
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めることに加え、Ｐが粒界に偏析することを抑制するので、鋼の衝撃値の向上のために有効な元素である。Ｍｏを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましい下限は０．１０％である。一方、Ｍｏ含有量が０．８０％を超えると、その効果が飽和するので、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限を０．８０％とする。
【００３６】
（Ｃｕ：０〜１．００％）
Ｃｕは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｕを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間延性が低下するので、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量の上限を１．００％とする。
【００３７】
（Ｃｏ：０〜３．００％）
Ｃｏは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｏを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。一方、Ｃｏ含有量が３．００％を超えると、その効果が飽和するので、含有させる場合でも、Ｃｏ含有量の上限を３．００％とする。
【００３８】
（Ｗ：０〜１．００％）
Ｗは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｗを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｗ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、その効果が飽和するので、含有させる場合でも、Ｗ含有量の上限を１．００％とする。
【００３９】
（Ｖ：０〜０．３０％）
Ｖは、Ｔｉ系析出物に固溶して、析出物量の増加、および析出物の微細化に寄与し、結晶粒の微細化を促進する。Ｖを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｖ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましい下限は０．２０％である。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、ガス浸炭中に析出物が粗大化して、結晶粒が粗大化するので、含有させる場合でも、Ｖ含有量の上限を０．３０％とする。
【００４０】
（Ｐｂ：０〜０．５０％）
Ｐｂは、切削時に溶融、脆化することで鋼の被削性を向上させる元素である。Ｐｂを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましい下限は０．１０％である。一方、Ｐｂを過剰に含有させると製造性が低下するので、含有させる場合でも、Ｐｂ含有量の上限を０．５０％とする。
【００４１】
（Ｃａ：０〜０．０１００％）
Ｃａは、酸化物の融点を低下させる効果を有する。Ｃａを含む酸化物は、切削加工の際に温度上昇により軟質化するので、鋼の被削性を改善する。Ｃａを含有させて上述の効果を得る場合には、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましい下限は０．０００５％である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、ＣａＳが多量に生成されて、被削性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｃａ含有量の上限を０．０１００％とする。
【００４２】
（Ｍｇ：０〜０．０１００％）
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中に酸化物を生成する。さらに、Ｍｇが形成するＭｇ系酸化物は、ＭｎＳの晶出および／または析出の核になりやすい。また、Ｍｇの硫化物は、ＭｎおよびＭｇの複合硫化物となることにより、ＭｎＳを球状化させる。このように、ＭｇはＭｎＳの分散を制御し、鋼の被削性を改善するために有効な元素である。これらの効果を得る場合、Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましい下限は０．００１０％である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、ＭｇＳが大量に生成され、鋼の被削性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましい上限は０．００６０％である。
【００４３】
（Ｚｒ：０〜０．０５００％）
Ｚｒは脱酸元素であり、Ｏと結合して酸化物を生成する。このＺｒが形成するＺｒ系酸化物は、ＭｎＳの晶出および／または析出の核になりやすい。したがって、Ｚｒは、ＭｎＳの分散を制御し、鋼の被削性を改善するために有効な元素である。この効果を得る場合、Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましい下限は０．００１０％である。一方、Ｚｒ含有量が０．０５００％を超えると、その効果が飽和する。そのため、含有させる場合でも、Ｚｒ含有量の上限を０．０５００％とする。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましい上限は０．０３００％である。
【００４４】
（Ｔｅ：０．１０００％以下）
Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進し、鋼の被削性を改善する元素である。この効果を得る場合、Ｔｅ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましい下限は０．００１０％である。一方、Ｔｅ含有量が０．１０００％を超えるとその効果が飽和するので、含有させる場合でも、Ｔｅ含有量の上限を０．１０００％とする。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましい上限は０．０６００％である。
【００４５】
（希土類元素：０〜０．００５０％）
希土類元素（ＲＥＭ）は、鋼中に硫化物を生成する。この硫化物は、ＭｎＳの析出核となることで、ＭｎＳの生成を促進し、鋼の被削性を改善する。この効果を得る場合、希土類元素の合計含有量は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。一方、希土類元素の合計含有量が０．００５０％を超えると、硫化物が粗大になり、鋼の疲労強度を低下させる。そのため、含有させる場合でも、希土類元素の合計含有量の上限を０．００５０％とする。希土類元素の合計含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましい上限は０．００３０％である
【００４６】
本実施形態において、希土類元素は、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素に、イットリウム（Ｙ）及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。希土類元素の含有量は、これらの１種又は２種以上の元素の合計含有量を意味する。
【００４７】
本実施形態に係る肌焼鋼部品の母材は、上述の合金成分を含有し、残部がＦｅおよび不純物を含む。上述の合金成分以外の元素が、不純物として、原材料および製造装置から鋼中に混入することは、その混入量が鋼の特性に影響を及ぼさない水準である限り許容される。
【００４８】
（浸炭層）
本実施形態に係る肌焼鋼部品は、表層部にガス浸炭によって形成された浸炭層を有する。本実施形態において、浸炭層とは、Ｃ含有量が母材のＣ含有量よりも高い領域であり、かつＣ含有量が０．６０％以上である領域を表す。本実施形態でいうガス浸炭とは、プロパン等のガスと空気とを混合して発生させた吸熱型のガスを用いた浸炭であり、ガス浸炭時の雰囲気中にＮ２を含有する。このガス浸炭には、雰囲気にＮＨ３を投入するガス浸炭窒化は含まれない。
浸炭層の深さ（有効硬化層深さ）は、少なくとも０．５ｍｍ以上が好ましく、より好ましくは１．０ｍｍまたはそれ以上、例えば１．０ｍｍ程度である。
【００４９】
（円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度：表面から０．１ｍｍ深さまでの領域において０．５個／μｍ２以上）
図１に示されるように、本実施形態に係る肌焼鋼部品の浸炭層１には、円相当径５〜５０ｎｍである微細なＴｉ系析出物２が分散されている。本実施形態において、Ｔｉ系析出物とは、ＴｉＣ、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、およびＴｉ４Ｃ２Ｓ２等の、主な成分Ｔｉである析出物（複合析出物を含む）を意味する。円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物は、相変態時にピン止め効果を発揮するので、相変態後に得られる結晶粒を微細化させる効果を有する。結晶粒の微細化は、鋼の衝撃値を向上させる。表面から０．１ｍｍ深さまでの領域において円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度が０．５個／μｍ２未満である場合、十分な衝撃値を有する肌焼鋼部品が得られない。
【００５０】
円相当径が５ｎｍ未満であるＴｉ系析出物は、本実施形態に係る肌焼鋼部品の特性に影響を及ぼさないので、考慮しなくてもよい。また、円相当径が５０ｎｍ超であるＴｉ系析出物（粗大なＴｉ系析出物）は、結晶粒の微細化効果を有せず、さらに円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度を減少させるので、含まれないほうが良い。しかし、円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物が十分に得られている限り、円相当径が５０ｎｍ超であるＴｉ系析出物の含有は許容されるので、円相当径が５０ｎｍ超であるＴｉ系析出物の個数密度は考慮しなくても良い。また、円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度は多い方が好ましいので、円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度の上限は特に規定されない。
【００５１】
表面から０．１ｍｍ深さまでの領域（表層領域）に含まれる円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度は、例えば以下の手段により計測可能である。まず、鋼部品の表面に対して垂直に鋼を切断する。次に、鋼部品の表面から０．０２ｍｍ、０．０５ｍｍ、及び０．０９ｍｍの深さの箇所から、ＦＩＢ加工により７μｍ×７μｍの領域を観察できるサンプルを採取し、厚さ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下の薄膜試料を作成する。その後、各深さ位置の試料を、電界放出形透過電子顕微鏡でＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ法を用いて、倍率２０万倍で７μｍ×７μｍの領域を観察し、円相当径で５〜５０ｎｍの、Ｆｅではない相に対してＥＤＳ分析を行い、これら相のうちＴｉが検出されるものの個数を数える。この個数を観察面積で割って得た値を、各深さ位置でのＴｉ系析出物の個数密度とし、これらを平均した値を、鋼部品の表面から０．１ｍｍ深さまでの領域に含まれる円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度とすることができる。
【００５２】
（円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮの個数密度：０．５個／μｍ２以下）
上述のように、ガス浸炭の昇温加熱中に鋼中にＣ及びＮが浸入する。浸入したＮが鋼中に固溶したＡｌと化合してＡｌＮが析出した場合、ＡｌＮが粗大な析出物となる。この場合、結晶粒が十分に微細化しなくなり、靱性が低下する。これは、ＡｌＮがＴｉ系析出物、特に主にＴｉおよびＮからなるＴｉ系析出物による結晶粒微細化効果を阻害するからであると推定される。靱性の低下を回避するためには、円相当径で５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の粗大なＡｌＮが０．５個／μｍ２以下である必要がある。この特徴は、鋼の母材のＡｌ含有量（即ち、浸炭処理前の鋼のＡｌ含有量）を０．０１０％以下に制限するとともに、浸炭時の昇温速度を適切に制御することにより得られる。
【００５３】
円相当径が５０ｎｍ未満であるＡｌＮは、本実施形態に係る肌焼鋼部品の特性に影響を及ぼさないので、考慮しなくてもよい。また、円相当径が１００ｎｍ超であるＡｌＮは含まれないほうが良いが、円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮの個数密度を適切に制御した場合、円相当径が１００ｎｍ超であるＡｌＮは実質的に生じないので、円相当径が１００ｎｍ超であるＡｌＮの個数密度は考慮しなくても良い。円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮの個数密度は少ない方が好ましいので、円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮの個数密度の下限は０個／μｍ２である。
【００５４】
表面から０．１ｍｍ深さまでの領域に含まれる円相当径５０〜１００ｎｍのＡｌＮの個数密度は、例えば以下の手段により計測可能である。まず、鋼部品の表面に対して垂直に鋼を切断する。次に、鋼部品の表面から０．０２ｍｍ、０．０５ｍｍ、及び０．０９ｍｍの深さの箇所から、ＦＩＢ加工により７μｍ×７μｍの領域を観察できるサンプルを採取し、厚さ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下の薄膜試料を作成する。その後、各深さ位置の試料を、電界放出形透過電子顕微鏡とその中のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）とを用いて、薄膜試料のＡｌおよびＮの元素マッピングを７μｍ×７μｍの範囲で作成する。ＡｌＮが析出している場所では、析出していない場所と比較してＡｌおよびＮの検出数が顕著に高くなるので、ＡｌおよびＮの検出数が高い領域をＡｌＮと判断し、円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮ領域の個数を計数し、この個数を観察面積で割ることで、各深さ位置での円相当径５０〜１００ｎｍのＡｌＮの個数密度を求め、これらの平均値を、鋼部品の表面から０．１ｍｍ深さまでの領域に含まれる円相当径５０〜１００ｎｍのＡｌＮの個数密度とすることができる。
【００５５】
次に、本実施形態に係る肌焼鋼部品の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る肌焼鋼部品の製造方法は、上述した肌焼鋼部品の母材の化学成分を有する鋼を製造する工程と、この鋼を加工する工程と、この鋼にガス浸炭を行う工程とを含む。鋼を製造する工程、および鋼を加工する工程は特に限定されない。しかしながら、鋼を加工する工程における生産効率を高めるためには、加工前の鋼の硬度が低くなるように鋼の製造を行うことが好ましい。
また、ガス浸炭を行う工程では、以下の条件でガス浸炭を行うことが好ましい。
【００５６】
（ガス浸炭の雰囲気：Ｎ２の分圧が４０〜５０％）
本実施形態に係る肌焼鋼部品の製造において行うガス浸炭は、プロパン等のガスと空気とを混合して発生させた吸熱型のガスを用いた浸炭であり、ガス浸炭時の雰囲気中にＮ２を含有する。このガス浸炭には、雰囲気にＮＨ３を投入するガス浸炭窒化や、真空浸炭は含まない。雰囲気の圧力は、大気圧と略同一とすればよい。雰囲気中のＮ２の分圧は、４０〜５０％とする必要がある。Ｎ２の分圧が４０％未満であった場合、鋼中に十分な量のＮが浸入しないので、円相当径が５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物を十分に生成させて結晶粒を微細化することができなくなる。一方、Ｎ２の分圧が５０％超であった場合、鋼中にＮが過剰に浸入して、Ｔｉ系析出物が粗大化し、円相当径が５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の量が不足するので、結晶粒を微細化することができなくなる。
【００５７】
（ガス浸炭時の昇温速度：７００〜８００℃の温度範囲において５℃／ｍｉｎ〜５０℃／ｍｉｎ）
ガス浸炭時は、図４に示されるように、鋼（鋼部品の素材）が浸炭温度まで加熱され、浸炭温度において一定の温度で保定され、その後冷却される。ガス浸炭時の昇温過程では、浸炭ガス雰囲気中のＣ、Ｎ２が鋼中に浸入すると同時に、鋼の組織においてγへの逆変態が生じる。浸入したＣ、Ｎは、ＡｌＮおよびＴｉ系析出物等の析出に影響することで、結晶粒径に影響を与える。Ｃ、Ｎの浸入量は昇温速度の影響を受け、特に、γ（オーステナイト）への逆変態が生じる７００〜８００℃における平均昇温速度に主に支配される。従って、本実施形態に係る肌焼鋼部品の製造方法が含むガス浸炭では、７００〜８００℃の温度範囲（図４の、ハッチングされた範囲）における昇温速度を厳密に制御する必要がある。
【００５８】
以降、浸炭処理の昇温中に７００〜８００℃の温度範囲内で試験片の温度を約３０℃毎に３回測定し、これら測定温度に最小二乗法を適用して得られた傾きを「７００〜８００℃の温度範囲での平均昇温速度」と定義する。本実施形態に係る肌焼鋼部品の製造方法において、７００〜８００℃における平均昇温速度が５０℃／ｍｉｎより高い場合は、浸入するＣ、Ｎが少なくなるので、組織微細化による衝撃値向上効果は得られない。７００〜８００℃における平均昇温速度が５℃／ｍｉｎより低い場合は結晶粒が粗大化し、衝撃値向上効果が得られない。この現象は、浸入するＣ、Ｎが多くなりすぎるので、図３に示されるようにＴｉ系析出物２が粗大化し、５〜５０ｎｍの結晶粒径を有するＴｉ系析出物の個数密度が不足したために起こると考えられる。このことから、ガス浸炭の加熱時の７００〜８００℃における平均昇温速度の上限は５０℃／ｍｉｎ、下限は５℃／ｍｉｎである必要がある。平均昇温速度の好ましい上限は４０／ｍｉｎ、さらに好ましい上限は３５／ｍｉｎである。平均昇温速度の好ましい下限は７℃／ｍｉｎで、さらに好ましい下限は１０℃／ｍｉｎである。室温から７００℃までの加熱時の昇温速度は問わず、７００℃未満であれば予熱のため保定を行ってもよい。
【００５９】
（ガス浸炭時の浸炭温度：９００〜１０５０℃）
（ガス浸炭時の保定時間：１〜１０時間）
ガス浸炭時の浸炭温度Ｔおよび保定時間ｔは、浸炭層の厚さに影響し、これにより肌焼鋼部品の衝撃値等に影響する。本実施形態に係る肌焼鋼部品の製造方法において、ガス浸炭時の浸炭温度Ｔは９００〜１０５０℃とする必要があり、保定時間ｔは１〜１０時間とする必要がある。浸炭温度Ｔが９００℃未満である場合、または保定時間ｔが１時間未満である場合、浸炭層が十分に形成されないので、肌焼鋼部品としての基本性能である硬さが不足する。ここで述べる浸炭層とは、Ｃ含有量が母材のＣ含有量よりも高い領域であり、かつＣ含有量が０．６０％以上である領域を表す。一方、浸炭温度Ｔが１０５０℃超である場合、浸炭炉内の耐火物の損傷が著しくなるため、ガス浸炭処理を実施できない。また、保定時間が長時間になると、析出物が成長して結晶粒が粗大化するおそれがあるが、保定時間が１０時間以下の場合はこのような問題が見られなかったので、保定時間の上限を１０時間とすればよい。
ガス浸炭の実施後は、肌焼鋼部品に、例えば焼戻し温度が１５０℃であり且つ焼戻し時間が９０分である焼戻しを行って、肌焼鋼部品の靱性を確保することが好ましい。
【実施例】
【００６０】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。すなわち、本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。【００６１】
まず、本発明者らが、浸炭材の耐衝撃特性を評価するために行った検討の内容を以下に説明する。【００６２】
まず、Ｃ：０．２０質量％、Ｓｉ：０．２４質量％、Ｍｎ：０．７９質量％、Ｐ：０．０２０質量％、Ｓ：０．０１８質量％、Ｃｒ：１．０６質量％、Ａｌ：０．０３２質量％、Ｎ：０．０１４質量％、およびＯ：０．００３質量％を含有し、残部がＦｅおよび不純物である浸炭用鋼を基準鋼と定義した。次に、図１に示される、外形寸法が１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍであり、且つ曲率半径１０ｍｍおよび深さ２ｍｍの円弧状の切欠き（ノッチ）を有するシャルピー衝撃試験片を、本実施形態におけるシャルピー衝撃試験片と定義した。基準鋼を材料として形成されたシャルピー衝撃試験片に対して、７００℃から８００℃までの昇温速度を２０℃／ｍｉｎとして加熱し、次いで処理温度（浸炭温度）が９３０℃であり、処理時間（保定時間）が２時間であり、且つカーボンポテンシャルが０．８である浸炭条件（以下、基準浸炭条件と称する場合がある）でガス浸炭を行い、さらに焼戻し温度が１５０℃であり且つ焼戻し時間が９０分である焼戻しを行った。そしてこの浸炭材に対し、シャルピー衝撃試験を行い、その吸収エネルギーを、基準衝撃値と定義した。【００６３】
上述の基準鋼は、歯車用鋼として一般に用いられる、ＳＣｒ４２０に相当する化学組成を有する鋼であり、後述する試験Ｎｏ．１５の鋼と同一である。上述の基準浸炭条件の下で行われるガス浸炭は、機械構造用部品の製造のために行われる一般的な浸炭処理である。【００６４】
上述のシャルピー衝撃試験片の側面形状（切欠きの延伸方向に垂直な断面の形状）を図５に示す。切欠きの曲率半径は１０ｍｍであり、切欠きの深さは２ｍｍである。シャルピー衝撃試験片の形状は、一般的なシャルピー衝撃試験片の形状（例えば、ＪＩＳ−Ｚ２２４２「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」中に規定された形状）とは異なる。図５に記載のシャルピー衝撃試験片は、歯車の歯元部を模擬することにより、試験対象となる鋼を歯車形状に加工した際の歯元部の耐衝撃特性を推定することを意図しており、例えば日本国特開２０１３−４０３７６号公報に記載されているように、浸炭した鋼材の耐衝撃特性を測定する試験片形状としては広く用いられている。シャルピー吸収エネルギーの測定は、シャルピー衝撃試験片の形状以外は、ＪＩＳ−Ｚ２２４２「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準じて行われた。シャルピー衝撃試験の実施温度は２５℃とした。シャルピー衝撃試験片は機械加工によって作成された。【００６５】
さらに、各種の条件で製造したシャルピー衝撃試験片に浸炭および焼戻しを行って得られた浸炭材の、２５℃でのシャルピー吸収エネルギーを基準衝撃値で除した値を、その条件における衝撃値比であると定義した。【００６６】
衝撃値比が、１．２０以上である肌焼鋼部品は、耐衝撃特性が十分に向上しているので、衝撃値比が１．２０以上である肌焼鋼部品を適用することで、使用材料量を抑制しながらも耐衝撃破壊性が確保されるように、部品の設計を変更することができる。機械構造部品の技術分野では、このような設計変更を実施するためには、上述した基準衝撃値（一般的な浸炭条件で浸炭されたＳＣｒ４２０の衝撃値）に対して、衝撃値が２０％向上している必要があるとされている。そのため、本発明において、衝撃値比が１．２０以上であれば、耐衝撃特性に優れると判断した。【００６７】
上述の方法に基づいて、本発明者らは、種々の条件で肌焼鋼部品を模擬した試験片を製造し、耐衝撃特性の評価を行った。
具体的には、まず、表１及び表２に示す化学成分を有する種々の鋼塊を直径３５ｍｍに熱間鍛造した。熱間鍛造の加熱温度は１２５０℃とした。その後、９５０℃で２時間保持後、空冷する条件で焼準処理を施してから、図１に示す、外形寸法が１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍであり、且つ曲率半径１０ｍｍおよび深さ２ｍｍの円弧状の切欠き（ノッチ）を有するシャルピー衝撃試験片の形状に加工した。この試験片形状は、図５に記載のシャルピー衝撃試験片と同一である。次に、このシャルピー衝撃試験片に浸炭処理を施した。浸炭処理は、表３に示す昇温速度で９３０℃まで加熱した。昇温速度は、昇温時の７００から８００℃の間で放射温度計を用いて試験片の温度を３回測定し、最小二乗法で求めた傾きを昇温速度とした。カーボンポテンシャルを０．８とし、浸炭温度での保持を２時間行った後に、１３０℃の油中で焼入れを行った。焼戻しは、焼戻し温度が１５０℃であり且つ焼戻し時間が９０分である条件下で実施した。焼戻し後にシャルピー衝撃試験を実施して、シャルピー吸収エネルギー（衝撃値）を測定した。シャルピー衝撃試験は、シャルピー衝撃試験片のノッチの形状以外はＪＩＳ−Ｚ２２４２に規定の方法に則って行った。また、試験温度は２５℃とした。【００６８】
さらに、各試料の衝撃値を試験Ｎｏ．１５の衝撃値で除すことにより、各試料の衝撃値比を算出した。試験Ｎｏ．１５の鋼は、上述した基準鋼である。【００６９】
また、シャルピー衝撃試験後の試験片を用い、各試料の表面から０．１ｍｍ深さまでのＡｌＮの析出個数を計測した。計測方法は以下の通りである。まず、ノッチ底の断面を得るため、ノッチに対して垂直であり、かつ長手方向を含む断面で、試験片の切断を行った。次に、ノッチ底の表面から０．０２ｍｍ、０．０５ｍｍ、及び０．０９ｍｍの深さから、ＦＩＢ加工により７μｍ×７μｍの領域を観察できるサンプルを採取し、厚さ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下の薄膜試料を作成した。その後、電界放出形透過電子顕微鏡とその中のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）とを用いて、薄膜試料のＡｌおよびＮの元素マッピングを７μｍ×７μｍの範囲で作成した。ＡｌＮが析出している場所では、析出していない場所と比較してＡｌおよびＮの検出数が顕著に高くなるので、ＡｌおよびＮの検出数が高い領域をＡｌＮと判断し、円相当径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるＡｌＮ領域の個数を計数し、この個数を観察面積で割ることで、各深さ位置でのＡｌＮの個数密度を求め、これらを平均することで、表面から０．１ｍｍ深さまでの領域が含むＡｌＮの個数密度を求めた。【００７０】
また、シャルピー衝撃試験後の試験片を用い、試料の表面から０．１ｍｍ深さまでの領域に含まれる円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度を計測した。計測方法は以下の通りである。まず、ノッチ底の断面を得るため、ノッチに対して垂直であり、かつ長手方向を含む断面で、試験片の切断を行った。次に、ノッチ底の表面から０．０２ｍｍ、０．０５ｍｍ、及び０．０９ｍｍの深さの箇所から、ＦＩＢ加工により７μｍ×７μｍの領域を観察できるサンプルを採取し、厚さ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下の薄膜試料を作成した。その後、電界放出形透過電子顕微鏡でＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ法を用いて、倍率２０万倍で７μｍ×７μｍの領域を観察し、円相当径で５〜５０ｎｍの、Ｆｅではない相に対してＥＤＳ分析を行い、これら相のうちＴｉが検出されるものの個数を数えた。この個数を観察面積で割って得た値を、各深さ位置での円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度とし、これらを平均することで、表面から０．１ｍｍ深さまでの領域に含まれる円相当径５〜５０ｎｍのＴｉ系析出物の個数密度とした。【００７１】
また、シャルピー衝撃試験後の試験片を用いて、表面から０．０５ｍｍの位置の旧オーステナイト粒の結晶粒度の測定を行った。具体的には、上記のノッチ底の断面に対し、ピクリン酸と塩酸とを含む腐食液を用いて旧オーステナイト粒界を現出し、ＪＩＳ−Ｇ０５５１に規定の比較法に準拠して５ヶ所の結晶粒度を求め、これらを平均することで旧オーステナイト粒の結晶粒度を評価した。【００７２】
また、鋼塊の熱間延性を評価するために、鋼塊から直径１０ｍｍで長さが１２０ｍｍの試験片を切り出した。この試験片に通電加熱を行って１０−１〜１０−２Ｐａの真空雰囲気下で１３５０℃まで加熱して１分保持後、１℃／ｓで８００℃まで冷却し、歪速度０．００５ｓ−１で引張試験を行った後の最終破断部の径を測定して絞りを計算し、これを熱間延性の指標とした。５０％以上の熱間延性を有する試料は、良好な熱間延性を有すると判断した。【００７３】
表３に各試料の熱間延性、浸炭後の表層ＡｌＮ量（即ち、表面から０．１ｍｍ深さまでの領域が含むＡｌＮの個数密度）、浸炭後の表層Ｔｉ系析出物量（即ち、表面から０．１ｍｍ深さまでの領域が含むＴｉ系析出物の個数密度）、結晶粒度、及び衝撃値比を示す。【００７４】
【表１】
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【００７５】
【表２】
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【００７６】
【表３】
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【００７７】
発明例である試験Ｎｏ．１〜１４、２３は、表層領域において、所定のサイズのＡｌＮ、Ｔｉ系析出物の個数密度が適切な範囲であり、結晶粒が微細化され、良好な耐衝撃特性を有していた。また、熱間延性も良好であった。これに対し、比較例である試験Ｎｏ．１５〜２２は好ましい特性を有しなかった。【００７８】
試験Ｎｏ．１５は、母材のＡｌ含有量およびＮ含有量が過剰であり、浸炭加熱時にＡｌＮが過剰に析出した。さらに、試験Ｎｏ．１５はＴｉおよびＮｂを含まなかったので、Ｔｉ系析出物が生じなかった。さらに試験Ｎｏ．１５はＢを含まなかった。これにより、試験Ｎｏ．１５は実施例と比較して低い衝撃値しか有しなかった。試験Ｎｏ．１６および試験Ｎｏ．１７は、母材のＡｌ含有量が過剰であり、浸炭加熱時にＡｌＮが過剰に析出したので、実施例と比較して低い衝撃値しか有しなかった。【００７９】
試験Ｎｏ．１８は、母材のＴｉ含有量が不足したので、Ｎｂによる熱間延性の低下が抑制されず、低い製造性しか有しないので、不適であった。また、試験Ｎｏ．１８は、母材のＴｉ含有量が不足したので、Ｔｉ系析出物が生じず結晶粒が粗大化したので、実施例と比較して低い衝撃値しか有しなかった。【００８０】
試験Ｎｏ．１９は、Ｔｉが不足したが、Ｎｂ含有量が少なかったので、熱間延性の低下は生じなかった。しかしながら、試験Ｎｏ．１９は、Ｔｉ不足によりＴｉ系析出物が生じず結晶粒が粗大化したので、実施例と比較して低い衝撃値しか有しなかった。【００８１】
試験Ｎｏ．２０は、浸炭時の昇温速度が不足し、ＡｌＮの析出量が増大したので、結晶粒が粗大化して、実施例と比較して低い衝撃値しか有しなかった。【００８２】
試験Ｎｏ．２１は、浸炭時の昇温速度が大きすぎて、昇温時に浸入するＮが少なくなったので、Ｔｉ系析出物が少なくなり、その結果、結晶粒が肥大化して実施例と比較して低い衝撃値しか有しなかった。【００８３】
試験Ｎｏ．２２は、Ｂを含まなかった。これにより、試験Ｎｏ．２２は実施例と比較して低い衝撃値しか有しなかった。
【産業上の利用可能性】
【００８４】
本発明によれば、耐衝撃特性に優れる肌焼鋼部品を提供できる。この肌焼鋼部品は、機械構造用部品に用いられる材料の量を減少させ、機械構造用部品の軽量化に寄与する。そのため、本発明による産業上の効果は極めて大きい。
【符号の説明】
【００８５】
１  浸炭層
２  Ｔｉ系析出物
３  粗大なＡｌＮ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【国際調査報告】
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