(57)【要約】【課題】低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性に優れた浸炭部品を提供する。【解決手段】本実施形態の浸炭部品は、芯部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．４０％、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であり、有効硬化層深さが０．３０〜０．６０ｍｍである。  Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６  （１）  ただし、  Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８  （２）  Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４  （３）  Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１  （４）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
芯部の化学組成が質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．４０％、
Ｐ：０．０３０％未満、
Ｓ：０．０３０％未満、
Ｃｒ：０．５０〜２．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｍｏ：０〜０．８０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、及び、
Ｎｂ：０〜０．１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であり、
表面から限界硬さがビッカース硬さで５５０ＨＶとなる位置までの距離である有効硬化層深さが０．３０〜０．６０ｍｍである、浸炭部品。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６  （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８  （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４  （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１  （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載の浸炭部品であって、
前記芯部の化学組成は、
Ｍｏ：０．０１〜０．８０％、及び、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、及び、
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％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、浸炭部品。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の浸炭部品であって、
Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、及び、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有することを特徴とする、浸炭部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、浸炭処理された部品である、浸炭部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年のエンジンの高出力化及び部品小型化に伴い、部品の高強度化が求められている。特に、自動車の歯車部品に用いられるトランスファーギヤ部品等は、車の極端な変速、急発進及び急停止時、及び、車が路面の段差に乗り上げた際に衝撃的な負荷を受ける。このため、これらの部品は数十〜数百回という非常に少ない繰り返し回数の衝撃（低サイクル衝撃疲労）で破壊に至る場合がある。したがって、これらの用途に用いられる部品には、低サイクルでの衝撃的な疲労破壊に対する抵抗（以下、低サイクル衝撃疲労特性）が求められる。
【０００３】
トランスファーギヤ部品の多くは、鋼材を所定の形状に機械加工した後、浸炭焼入れ処理を実施して製造される。この場合、使用される鋼材の多くは、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５３（２００８）に規定された機械構造用合金鋼鋼材であり、たとえばＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０である。したがって、これらの機械構造用合金鋼鋼材に近い化学組成を有する鋼材を用いて浸炭部品を製造し、低サイクル衝撃疲労特性を高めることが求められている。
【０００４】
ところで、従来の浸炭部品では一般的に、特開平１０‐８１９９号公報（特許文献１）に開示されているとおり、表面のＣ濃度が０．８％程度に設定される。表面のＣ濃度が０．８％未満であれば、浸炭部品表層の硬さが低下し、十分な疲労強度が得られないと考えられているためである。このような疲労強度の評価には、１０7回の高サイクルでの疲労強度試験が利用される。そのため、１０〜１０4回の低サイクル衝撃疲労特性については十分な検証ができていない。
【０００５】
浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性の向上技術が、特開２００７‐３３２４３８号公報（特許文献２）、特開２０１１‐６３８８６号公報（特許文献３）、及び、国際公開第２０１０／１３７６０７号（特許文献４）に提案されている。
【０００６】
特許文献２に記載された浸炭焼入れ鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０２〜１．３％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、及び、Ｎ：０．００３〜０．０２０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義される投影芯部硬さＨｐ‐ｃｏｒｅがＨＶ３９０以上であることを特徴とする。
Ｈｐ‐ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ／ｒ）  ・・・（１）
ただし、Ｈｃｏｒｅ；芯部硬さ、ｔ；有効硬化層深さ、ｒ；破損部位の半径または破損部位の肉厚の半分である。
これにより、浸炭焼入れ鋼材及び浸炭焼入れ部品において低サイクル衝撃疲労特性を安定して良くすることができる、と特許文献２に記載されている。
【０００７】
特許文献３に記載された浸炭焼入れ鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０２〜１．３％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、及び、Ｃｒ：１．８％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ジョミニ試験における焼入れ端より１３ｍｍの位置での硬さが、６０×Ｃ0.5−５（ＨＲＣ）以上であり、下記（２）式で定義されるＡ及び下記（３）式で定義されるＢが、Ａ−０．０００００２９３×Ｂ≧−１４の関係を有することを特徴とする。
Ａ＝Ｍｏ＋０．２２７Ｎｉ＋１９０Ｂ−０．０８７Ｓｉ−１７．２Ｐ−２．７４Ｖ−７．１８Ｃｓ−０．００９５５Ｈｓ＋０．０３４４Ｎγ  ・・・（２）
ただし、Ｃｓ；表層の浸炭濃度（質量％）、Ｈｓ；表面硬さ（ＨＶ）、Ｎγ；浸炭層の
旧オーステナイト結晶粒度。
Ｂ＝ｔ×（Ｈｃｏｒｅ）2  ・・・  （３）
ただし、Ｈｃｏｒｅ；芯部硬さ、ｔ；有効硬化層深さ。
これにより、浸炭焼入れ鋼材及び浸炭焼入れ部品において低サイクル衝撃疲労特性を安定して良くすることができる、と特許文献３に記載されている。
【０００８】
特許文献４に記載された鋼製の浸炭部品は、生地の鋼が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０％を超えて１．５％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．１０％、Ｎ：０．０３％以下及びＯ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼であり、表面硬化層部が下記（ａ）〜（ｃ）の条件を満たすことを特徴とする。
（ａ）Ｃ（ａｖｅ）：質量％で０．３５〜０．６０％、
（ｂ）表面粗さＲｚ：１５μｍ以下、ならびに、
（ｃ）σｒ（０）：−８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：−８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上。
ただし、
Ｃ（ａｖｅ）：最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度、
σｒ（０）：部品の最表面における圧縮残留応力、
σｒ（１００）：部品の最表面から１００μｍの位置における圧縮残留応力、
残留応力強度指数Ｉｒ：部品の最表面から１００μｍ深さまでの位置での最表面からの深さをｙμｍ、その部位における残留応力をσｒ（ｙ）として〔Ｉｒ＝∫｜σｒ（ｙ）｜ｄｙ〕で表される値を指す。
これにより、従来の浸炭焼入れ‐焼戻し処理した部品と比べて「低〜中サイクル域」での疲労強度が大幅に向上した浸炭部品が得られる、と特許文献４に記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平１０‐８１９９号公報
【特許文献２】特開２００７‐３３２４３８号公報
【特許文献３】特開２０１１‐６３８８６号公報
【特許文献４】国際公開第２０１０／１３７６０７号
【００１０】
ところで、これらの部品の歯面は絶えず摺動している。そのため、これらの部品は、繰り返しの摩擦により部品の表面が一部剥離して、ピッチングと呼ばれる破壊に至る場合がある。したがって、これらの部品には、上述の低サイクル衝撃疲労特性に加え、ピッチングに対する抵抗（以下、耐摩耗性）が求められる。
【００１１】
上述のとおり、低サイクル衝撃疲労特性については十分な検証ができていない。さらに、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性の両方を改善する技術についても十分な検証ができていない。そのため、上述の技術を用いても、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が十分に得られない場合がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明の目的は、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性に優れた浸炭部品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本実施形態による浸炭部品は、芯部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．４０％、Ｐ：０．０３０％未満、Ｓ：０．０３０％未満、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．８０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、及び、Ｎｂ：０〜０．１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であり、表面から限界硬さがビッカース硬さで５５０ＨＶとなる位置までの距離である有効硬化層深さが０．３０〜０．６０ｍｍである。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６  （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８  （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４  （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１  （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【発明の効果】
【００１４】
本実施形態による浸炭部品は、優れた低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、ガス浸炭焼入れ処理のヒートパターンの一例を示す図である。
【図２】図２は、真空浸炭焼入れ処理のヒートパターンの一例を示す図である。
【図３】図３は、実施例で作製した落錘試験片の側面図である。
【図４】図４は、実施例で作製したローラーピッチング試験片の平面図である。
【図５】図５は、ローラーピッチング試験の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性について調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。本明細書において、低サイクル衝撃疲労特性とは、材料の降伏応力を超える衝撃的な負荷を１０〜１０4回与えた場合の疲労強度をいう。
【００１７】
浸炭部品を繰り返し使用すれば、浸炭部品の表面にき裂が生じる（き裂発生工程）。き裂は伸展し、最終的には浸炭部品が破壊する（破断工程）。つまり、低サイクル衝撃疲労特性はき裂発生工程に対する浸炭部品の寿命（き裂発生寿命）と破断工程に対する浸炭部品の寿命（破断寿命）とに分けられる。き裂発生寿命と破断寿命とでは、それぞれの長寿命化に求められる特性が異なる。
【００１８】
き裂発生工程において、き裂は浸炭部品の表層で発生する。き裂の発生を抑制するためには、浸炭部品の表面のＣ濃度を低くして、浸炭部品の表層の靱性を高めることが有効である。低サイクル衝撃疲労は塑性変形を伴う疲労である。浸炭部品の表層の靱性が高ければ、き裂発生までに許容できる塑性変形量が大きい。そのため、浸炭部品表層でのき裂発生を抑制できる。具体的には、浸炭部品の表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であれば、表面のＣ濃度が十分に低いため、き裂発生工程でのき裂の発生を抑制できる。この場合、低サイクル衝撃疲労特性が高まる。
【００１９】
き裂発生工程でのき裂の発生は、浸炭部品の有効硬化層深さ（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ  Ｃａｓｅ  Ｄｅｐｔｈ：以下、ＥＣＤ）を深くすることでも抑制できる。
【００２０】
き裂発生工程でのき裂の発生は、上述の方法で抑制することができる。しかしながら、低サイクル衝撃疲労特性に対しては、き裂発生工程よりも、破断工程の方が大きく影響する。
【００２１】
低サイクル衝撃疲労試験において、初期き裂が発生したとき、初期き裂の深さは有効硬化層深さ（ＥＣＤ）とほぼ等しい。ＥＣＤを浅くすれば、初期き裂深さが浅くなる。この場合、き裂の進展速度が抑制される。そのため、破断工程については、ＥＣＤを浅くすることが有効である。ＥＣＤが浅ければ、低サイクル衝撃疲労特性の大部分を占める破断工程が延長され、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。
【００２２】
したがって、低サイクル衝撃疲労特性を高めるためには、最適なＥＣＤの範囲が存在する。具体的には、浸炭部品のＥＣＤを従来よりも浅い０．３０〜０．６０ｍｍとすれば、優れた低サイクル衝撃疲労特性が得られる。
【００２３】
一方で、浸炭部品の耐摩耗性を高めるには、浸炭部品の表面硬さを高めることが有効である。具体的には、鋼材のＳｉ含有量を０．５０〜１．５０％として、焼戻し軟化抵抗を高める。これにより、使用中の摩擦により発熱がある場合でも、浸炭部品の表面硬さの低下が抑制される。その結果、浸炭部品の耐摩耗性を高めることができる。
【００２４】
Ｓｉ含有量が高ければ、浸炭部品の耐摩耗性が高まる。しかしながら、Ｓｉは酸化されて粒界酸化層を形成する。そのため、Ｓｉ含有量が高ければ、粒界酸化層が厚くなる。この場合、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低下する。
【００２５】
そこで、浸炭部品の芯部の化学組成を、粒界酸化層が薄くなる化学組成とする。具体的には、浸炭部品の芯部の化学組成が式（１）を満たすようにする。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６  （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８  （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４  （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１  （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２６】
浸炭部品の芯部の化学組成が式（１）を満たせば、Ｓｉを多量に含有するにもかかわらず浸炭部品の粒界酸化層が薄くなる。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が高まる。
【００２７】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の浸炭部品は、芯部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．４０％、Ｐ：０．０３０％未満、Ｓ：０．０３０％未満、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．８０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、及び、Ｎｂ：０〜０．１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、表面のＣ濃度が０．５０〜０．７０％であり、表面から限界硬さがビッカース硬さで５５０ＨＶとなる位置までの距離である有効硬化層深さが０．３０〜０．６０ｍｍである。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６  （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８  （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４  （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１  （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２８】
本実施形態の浸炭部品は、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性に優れる。
【００２９】
上記浸炭部品の芯部の化学組成は、Ｍｏ：０．０１〜０．８０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、及び、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％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。上記浸炭部品の芯部の化学組成はまた、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
【００３０】
以下、本実施形態の浸炭部品について詳述する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００３１】
［浸炭部品の芯部及び表層部］
本実施形態による浸炭部品は、芯部と、表層とを含む。芯部は、浸炭部品のうち表層よりも内部の部分を意味する。より具体的には、浸炭部品の表面から２．０ｍｍよりも深い内部部分を芯部と定義する。浸炭部品の表面から２．０ｍｍ以内の部分を表層と定義する。
【００３２】
［浸炭部品の芯部の化学組成］
浸炭部品の芯部の化学組成は、次の元素を含有する。
【００３３】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、芯部の硬さを高める。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｃ含有量が０．１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えれば、鋼の被削性及び冷間鍛造性が低下する可能性がある。したがって、Ｃ含有量は０．１０〜０．３０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２３％である。
【００３４】
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の焼入れ性を高め、さらに、固溶強化により鋼の強度を高める。そのため、芯部の硬さが高まり、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｓｉはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。これにより、浸炭部品の耐摩耗性が高まる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％未満であれば、上記効果は十分に得られず、浸炭部品の耐摩耗性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えれば、鋼の浸炭を阻害する。この場合、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０〜１．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．５２％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。
【００３５】
Ｍｎ：０．３０〜１．４０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れ性及び強度を高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｍｎ含有量が０．３０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．４０％を超えれば、残留オーステナイト量が過多となり、表面硬さが低下して、浸炭部品の耐摩耗性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜１．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
【００３６】
Ｐ：０．０３０％未満
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは浸炭時にオーステナイト粒界に偏析して、浸炭層の粒界強度を低下する。浸炭層の粒界強度が低下すれば、低サイクル衝撃疲労特性が低下する。Ｐ含有量が０．０３０％未満であれば、芯部だけでなく表層のＰ含有量も低い。このため、表層の靱性が高まり、粒界き裂の発生が抑制される。その結果、低サイクル衝撃疲労特性が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％未満である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００３７】
Ｓ：０．０３０％未満
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは結晶粒界に残存して浸炭層の粒界強度を低下する。Ｓはさらに、粒界に粗大なＭｎＳを形成して低サイクル衝撃疲労特性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％未満である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００３８】
Ｃｒ：０．５０〜２．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高めて芯部硬さを高め、低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｃｒ含有量が０．５０％未満であれば、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えれば、粒界酸化層が厚くなり、低サイクル衝撃疲労特性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０〜２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８５％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
【００３９】
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。オーステナイト粒の粗大化が抑制されれば、鋼の体積当たりの粒界面積が高いまま維持される。き裂発生工程におけるき裂は粒界を起点として発生する。そのため、鋼の体積当たりの粒界面積が高ければ、低サイクル衝撃疲労試験における負荷が分散される。したがって、き裂発生工程におけるき裂の発生が抑制され、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であればこの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
【００４０】
Ｎ：０．００１〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、鋼中でＴｉ、Ａｌ、Ｖ及びＮｂと結合して窒化物や炭窒化物を形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｎ含有量が０．００１％未満であれば、十分な粗大化抑制効果は得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
【００４１】
本実施形態による浸炭部品の芯部の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、浸炭部品を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の浸炭部品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４２】
［任意元素について］
本実施形態の浸炭部品の芯部はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕ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。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の焼入れ性を高める。
【００４３】
Ｍｏ：０〜０．８０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めて芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｍｏはさらに、浸炭層の靱性を高める。Ｍｏはさらに、浸炭部品の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、これらの効果が得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．８０％を超えれば、これらの効果は飽和し、原料コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．８０％である。上記効果を安定して得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
【００４４】
Ｎｉ：０〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めて芯部高さを高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｎｉはさらに、粒界酸化層を浅くする。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｎｉはさらに、浸炭層の靱性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、これらの効果が得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えれば、残留オーステナイト量が増大して加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＮｉ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。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
【００４５】
Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高めて芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性を高める。Ｃｕが少しでも含有されればこの効果が得られる。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
【００４６】
本実施形態の浸炭部品の芯部はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、結晶粒の粗大化を抑制する。
【００４７】
Ｔｉ：０〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼中のＣ及びＳと結合して微細なＴｉＣ及びＴｉＳを形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１０％を超えれば、ＴｉＣが粗大化して鋼の靱性が低下する。この場合、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１０％である。上記効果を安定して得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
【００４８】
Ｎｂ：０〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼中のＣ及びＮと結合してＮｂ炭窒化物（Ｎｂ（ＣＮ））を形成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えれば、浸炭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１０％である。上記効果を安定して得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【００４９】
［式について］
本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦２６  （１）
ただし、
Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８  （２）
Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４  （３）
Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１  （４）
ここで、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００５０】
ここで、ｆｎ＝Ｘ＋Ｙ＋Ｚと定義する。ｆｎが大きい程、浸炭部品の粒界酸化層が厚くなる。ｆｎが２６より大きい場合、粒界酸化層が厚くなり過ぎて、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低下する。したがって、ｆｎ≦２６である。本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成は、式（１）を満たす。そのため、Ｓｉを多量に含有するにもかかわらず、浸炭部品の粒界酸化層が薄くなる。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。ｆｎの好ましい上限は２１であり、より好ましい上限は１９である。
【００５１】
［浸炭部品表面のＣ濃度］
浸炭部品表面のＣ濃度：０．５０〜０．７０％
浸炭部品表面のＣ濃度（以下、表面Ｃ濃度）は、質量％で０．５０〜０．７０％である。表面Ｃ濃度が０．７０％を超えれば、浸炭層の靱性が低くなるため、低サイクル衝撃疲労試験におけるき裂発生寿命が低下する。一方、表面Ｃ濃度が０．５０％未満であれば、浸炭部品の表面硬さが低すぎ、耐塑性変形能が低下する。この場合、低サイクル衝撃疲労試験における負荷一回当たりの浸炭部品の変形量が大きくなる。そのため、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が低下する。浸炭部品の表面硬さが低ければさらに、耐摩耗性が低下する。そのため、表面Ｃ濃度は０．５０〜０．７０％である。表面Ｃ濃度の好ましい下限は０．５４％であり、さらに好ましくは０．５６％である。表面Ｃ濃度の好ましい上限は０．６６％であり、さらに好ましくは０．６４％である。
【００５２】
浸炭部品表面のＣ濃度は次の方法で測定される。浸炭部品の表面のうち、任意の５箇所の測定位置を選定する。選定された測定位置のＣ濃度（質量％）を、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）により分析する。ＥＰＭＡにより得られた５箇所のＣ濃度の平均を、浸炭部品表面のＣ濃度（質量％）と定義する。
【００５３】
［有効硬化層深さ］
有効硬化層深さ：０．３０〜０．６０ｍｍ
低サイクル衝撃疲労試験において、初期き裂が発生したとき、初期き裂の深さは有効硬化層深さ（ＥＣＤ）とほぼ等しい。ここで、本明細書でいう有効硬化層深さ（ＥＣＤ）とは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５７７（２００６）で定義された有効硬化層深さであって、焼入れまま、又は、２００℃を超えない温度で焼戻しした硬化層の表面から限界硬さが５５０ＨＶとなる位置までの距離（深さ）を意味する。
【００５４】
ＥＣＤを浅くすれば、初期き裂深さが浅くなる。この場合、き裂の進展速度が抑制され、低サイクル衝撃疲労特性の大部分を占める破断工程が延長される。その結果、破断寿命が向上し、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性が高まる。ＥＣＤが０．６０ｍｍを超えれば、上記効果が得られない。一方、ＥＣＤが０．３０ｍｍ未満であれば、浸炭部品の耐塑性変形抵抗能が低下する。したがって、ＥＣＤは０．３０〜０．６０ｍｍである。ＥＣＤの好ましい下限は０．３１ｍｍであり、さらに好ましくは０．３３ｍｍであり、さらに好ましくは０．３５ｍｍであり、さらに好ましくは０．３９ｍｍである。ＥＣＤの好ましい上限は０．５７ｍｍであり、さらに好ましくは０．５５ｍｍであり、さらに好ましくは０．５０ｍｍである。
【００５５】
ＥＣＤは浸炭処理時間に依存する。浸炭処理時間が長ければ、ＥＣＤが深くなる。浸炭処理時間が長ければさらに、粒界酸化層が深く形成される。
【００５６】
ＥＣＤは次の方法で測定できる。１０個の浸炭部品を用意し、１個の浸炭部品に対して２箇所から観察面を含むサンプルを採取する。観察面は、浸炭部品の表面と垂直な断面であって浸炭部品の表面近傍部分を含む。サンプルの観察面を表面研磨した後、表面から深さ方向に０．１ｍｍピッチで、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は０．９８Ｎとする。得られた各位置での硬さを連続的に結んで、硬化層を含む表層付近の硬さプロファイルを作成する。作成された硬さプロファイルに基づいて、浸炭部品の表面から、限界硬さが５５０ＨＶとなる位置までの距離を求める。各測定で得られた結果の平均を、ＥＣＤと定義する。
【００５７】
［粒界酸化層の厚さ］
上述の式を満たす化学組成、表面Ｃ濃度及びＥＣＤを有する浸炭部品では、粒界酸化層の厚さが１５μｍ以下になる。粒界酸化層の厚さが１５μｍ以下であるため、き裂の発生が抑制される。その結果、低サイクル衝撃疲労特性が高まる。
【００５８】
粒界酸化層の厚さは、次の方法で測定できる。浸炭部品の表面と垂直な断面であって、浸炭部品の表面近傍部分を含む観察面を有するサンプルを採取する。サンプルの観察面を研磨した後、１０００倍の光学顕微鏡でサンプル（浸炭部品）の表面近傍の写真画像を作製する。写真画像を用いて、粒界酸化層深さ（μｍ）を求める。具体的には、写真画像において、母材と粒界酸化層とではコントラストが異なる。したがって、粒界酸化層は容易に特定できる。画像処理により、写真画像の１０箇所での粒界酸化層深さを求め、その平均を粒界酸化層深さ（μｍ）と定義する。
【００５９】
［製造工程］
本実施形態による浸炭部品の製造方法の一例を説明する。
【００６０】
上述の化学組成を満たす鋼材を製造する。たとえば、上記化学組成の溶鋼を製造し、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴット（鋼塊）を製造してもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼又は線材を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。製造された棒鋼又は線材を冷間鍛造又は機械加工して、所定の形状の中間品を製造する。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。中間品の形状は、周知の方法により形成される。
【００６１】
製造された中間品に対して、浸炭焼入れ処理を実施する。さらに、浸炭焼入れ処理後、中間品に対して焼戻しを実施して、浸炭部品を製造する。焼入れ後の中間品に対してさらに機械加工（切削加工等）を実施して、浸炭部品を製造してもよい。
【００６２】
浸炭焼入れ処理及び焼戻し処理を実施することにより、浸炭部品表面のＣ濃度を０．５０〜０．７０％に調整でき、ＥＣＤを０．３０〜０．６０ｍｍに調整できる。浸炭焼入れ処理の条件の一例は次のとおりである。
【００６３】
［浸炭焼入れ処理］
本実施形態の浸炭部品で実施される浸炭処理は、ガス浸炭処理でもよいし、真空浸炭処理でもよい。浸炭処理の諸条件を適宜調整することにより、浸炭部品表面のＣ濃度を０．５０〜０．７０％に調整できる。以下、一例として、ガス浸炭処理を説明する。
【００６４】
図１は、ガス浸炭焼入れ処理のヒートパターン例を示す図である。図１の縦軸は処理温度（℃）であり、横軸は時間である。図１を参照して、ガス浸炭処理は、加熱工程Ｓ０と、浸炭工程Ｓ１と、拡散工程Ｓ２と、均熱工程Ｓ３とを含む。
【００６５】
加熱工程Ｓ０では、炉内に装入された中間品を浸炭温度まで加熱する。浸炭工程Ｓ１では、所定のカーボンポテンシャルＣｐ１の雰囲気中において、浸炭温度Ｔｃで中間品を所定時間ｔ１保持して、浸炭処理を実施する。拡散工程Ｓ２では、浸炭工程でのカーボンポテンシャルＣｐ１よりも低く、かつ、浸炭部品表面のＣ濃度以上のカーボンポテンシャルＣｐ２の雰囲気中において、浸炭温度Ｔｃで所定時間ｔ２保持する。均熱工程Ｓ３は、中間品全体を所定の焼入れ温度に均熱化することを目的とした工程である。均熱工程Ｓ３では、浸炭温度Ｔｃよりも低い温度Ｔｓで所定時間ｔ３均熱する。ただし、均熱工程Ｓ３は省略してもよい。
【００６６】
拡散工程Ｓ２又は均熱工程Ｓ３後、中間品を急冷して焼入れを実施し、浸炭部品を製造する。焼入れは水焼入れでもよいし、油焼入れでもよい。
【００６７】
各工程の好ましい条件は次のとおりである。
浸炭温度Ｔｃ：Ａｃ3点〜１１００℃
浸炭工程Ｓ１での保持時間ｔ１：１．０〜３．５時間
拡散工程Ｓ２での保持時間ｔ２：０．５〜２．４時間
浸炭工程Ｓ１でのカーボンポテンシャルＣｐ１：０．８０〜１．００
拡散工程Ｓ２でのカーボンポテンシャルＣｐ２：０．６０〜０．８５
【００６８】
ただし、上記条件のいずれかが上記範囲から外れていても、その他の条件を調整することにより、浸炭部品表面のＣ濃度を０．５０〜０．７０％として、ＥＣＤを０．３０〜０．６０ｍｍとすることができる場合がある。
【００６９】
上述のとおり、図１のヒートパターンにおいて、均熱工程Ｓ３が省略されてもよい。さらに、図２に示す真空浸炭焼入れ処理を実施してもよい。図２では、加熱工程Ｓ０後であって、浸炭工程Ｓ１前に、均熱工程Ｓ４を実施する。この場合、均熱工程Ｓ４では、浸炭温度Ｔｃで所定時間ｔ４均熱する。さらに、図２の真空浸炭焼入れ処理では、炉内圧力を０．１ｋＰａ以下にする。
【００７０】
浸炭焼入れ処理された中間品に対して、周知の焼戻し処理を実施する。焼戻し温度はたとえば２００℃未満である。
【００７１】
以上の工程により、本実施形態の浸炭部品を製造できる。
【実施例】
【００７２】
種々の化学組成、製造条件で複数の浸炭部品を製造して、低サイクル衝撃疲労特性、粒界酸化層の厚さ、及び、耐摩耗性について調査した。
【００７３】
［浸炭部品用鋼材の製造］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。表１中、「ｆｎ」とは、Ｘ、Ｙ及びＺの合計値である（ｆｎ＝Ｘ＋Ｙ＋Ｚ）。ただし、Ｘ＝−１５．７×Ｓｉ4＋７４．４×Ｓｉ3−１１８．９×Ｓｉ2＋６１．６×Ｓｉ＋５．８  （２）、Ｙ＝−０．３×Ｍｎ3−３×Ｍｎ2＋１４．２×Ｍｎ−３．４  （３）、Ｚ＝−０．２×Ｃｒ4＋４．４×Ｃｒ3−１６．６×Ｃｒ2＋１７×Ｃｒ＋３．１  （４）であり、式（２）〜式（４）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００７４】
【表１】
2018199838.tif 000002
【００７５】
各鋼番号の鋼を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを製造した。
【００７６】
インゴットを１２５０℃で８時間均熱した。その後、インゴットを熱間鍛造して、直径５０ｍｍの棒鋼を製造した。
【００７７】
各棒鋼に対して次の工程を実施して浸炭部品を製造した。
【００７８】
［試験片の作製］
初めに、各棒鋼に対して、焼準処理を実施した。焼準処理での処理温度は９２５℃であり、保持時間は１時間であった。保持時間経過後の棒鋼を大気中で放冷した。焼準処理後の棒鋼から、２種類の試験片を作製した。
【００７９】
［落錘試験片］
焼準処理後の直径５０ｍｍの棒鋼に対して機械加工を実施して、図３に示す形状を有する落錘試験片を作製した。図３は、落錘試験片を水平方向から見た側面図である。図３の落錘試験片の形状は、実歯車の歯元Ｒ部を模擬した。図３中の数値は寸法を示し、単位はｍｍである。「Ｒ＝２」は、Ｒ部の曲率半径が２ｍｍであることを示す。落錘試験片の幅は２０ｍｍであった。
【００８０】
［ローラーピッチング試験片］
焼準処理後の直径５０ｍｍの棒鋼に対して機械加工を実施して、図４に示す形状を有するローラーピッチング試験片を作製した。図４中の数値は寸法を示し、単位はｍｍである。ローラーピッチング試験片は円柱状であり、中央に直径２６ｍｍの平行部を有していた。ローラーピッチング試験片の平行部以外の直径は２２ｍｍであった。ローラーピッチング試験片は、後述するローラーピッチング試験における小ローラーであった。
【００８１】
［浸炭焼入れ処理］
表２に示す試験番号の落錘試験片及びローラーピッチング試験片に対して、図１及び図２に示すヒートパターン、及び、表３に示す条件で浸炭処理を実施した。均熱工程Ｓ３でのカーボンポテンシャルは、カーボンポテンシャルＣｐ２と同じであった。さらに、真空浸炭であるパターン１１における炉内圧力は０．０５ｋＰａであった。
【００８２】
【表２】
2018199838.tif 000003
【００８３】
【表３】
2018199838.tif 000004
【００８４】
［焼戻し処理］
浸炭焼入れ後の落錘試験片及びローラーピッチング試験片に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は１８０℃であり、保持時間は１２０分であった。
【００８５】
以上の製造工程により、試験番号１〜４６の浸炭部品（落錘試験片及びローラーピッチング試験片）を作製した。
【００８６】
［評価試験］
［低サイクル衝撃疲労試験］
各試験番号の落錘試験片に対して、落錘型衝撃疲労試験機を用いて低サイクル衝撃疲労試験を行った。具体的には、所定の範囲の高さ（２０〜８０ｍｍ）から６１ｋｇの重錘を自由落下させて落錘試験片の厚さ１０ｍｍ側の端部より１０ｍｍ位置に衝突させ、衝撃的な応力負荷を与えた。図３中、矢印は重錘の衝突方向を示す。この衝突を繰り返し、１００回目の応力負荷で落錘試験片が破断に至る応力（１００回破断強度という）を求めた。１００回破断強度が３０００ＭＰａ以上であった試験片を評価Ａとし、２８００ＭＰａ〜３０００ＭＰａ未満であった試験片を評価Ｂ、２６００〜２８００ＭＰａ未満であった試験片を評価Ｃ、２４００〜２６００ＭＰａ未満であった試験片を評価Ｄ、２４００ＭＰａ未満であった試験片を評価×とした。評価Ａ〜Ｄの場合、低サイクル衝撃疲労特性に優れると判断した。評価×の場合、低サイクル衝撃疲労特性が低いと判断した。結果を表２に示す。
【００８７】
［ローラーピッチング試験］
図５は、ローラーピッチング試験の模式図である。各試験番号のローラーピッチング試験片に対して、ローラーピッチング試験を実施した。具体的には、コマツエンジニアリング社製ローラーピッチング疲労強度試験機を用いて、以下の条件で試験を実施した。すべり率：−４０％、潤滑剤：オートマチック用オイル、潤滑剤温度：９０℃、潤滑剤の流量：２Ｌ／分、回転数：１５００ｒｐｍ及び面圧：２０００ＭＰａ。図５に示すとおり、小ローラー２に大ローラー１を上記面圧で押し当てながら小ローラー２を回転させた。小ローラー２は上記試験片の作製で作製したローラーピッチング試験片であった。大ローラー１はＪＩＳ  Ｇ  ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４２０の規格を満たす鋼を用いて、共析浸炭後に低温焼戻しして表面研磨したものを使用した。大ローラー１の半径は１３０ｍｍであった。回転数１×１０6回における各試験片の摩耗深さＤｗを測定した。摩耗深さＤｗの測定には、触針式の表面粗さ計を用いた。測定長さは２４ｍｍとして、各試験片の軸方向に触針を走査して断面曲線を得た。各試験片において、円周方向に１８０°毎に２箇所測定を実施し、断面曲線を得た。得られた断面曲線から、各試験片において、大ローラー１が接触していない部分における断面曲線要素の平均高さ、及び、大ローラー１が接触して摩耗した部分における断面曲線要素の平均高さをそれぞれ算出した。そして、大ローラー１が接触していない部分と大ローラー１が接触していた部分との高さの差を算出した。得られた高さの差の上記測定箇所における平均値を、各試験番号の摩耗深さＤｗ（μｍ）とした。摩耗深さＤｗが２０μｍ未満であった試験片を評価Ａとし、２０〜４０μｍ未満であった試験片を評価Ｂ、４０〜６０μｍ未満であった試験片を評価Ｃ、６０〜８０μｍ未満であった試験片を評価Ｄ、８０μｍ以上であった試験片を評価×とした。評価Ａ〜Ｄの場合、耐摩耗性に優れると判断した。評価×の場合、耐摩耗性が低いと判断した。結果を表２に示す。
【００８８】
［表面Ｃ濃度測定］
試験前の落錘試験片に対して、上述の方法により表面Ｃ濃度を測定した。結果を表２に示す。
【００８９】
［有効硬化層深さ（ＥＣＤ）測定］
試験前の落錘試験片のＲ部の任意の２箇所において、上述の方法によりビッカース硬さ試験を実施して有効硬化層深さＥＣＤ（ｍｍ）を求めた。結果を表２に示す。
【００９０】
［粒界酸化層の厚さ測定］
試験前の落錘試験片のＲ部表面を含み、Ｒ部表面と垂直な断面（以下、観察面という）を有するサンプルを採取した。得られたサンプルに対して、上述の方法で粒界酸化層の厚さを測定した。結果を表２に示す。
【００９１】
［試験結果］
試験結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号１〜３１の浸炭部品は、化学組成が適切であり、かつ、表面Ｃ濃度及びＥＣＤが適切であった。そのため、これらの試験番号の浸炭部品は低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性に優れていた。
【００９２】
一方、試験番号３２の浸炭部品はＣ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９３】
試験番号３３の浸炭部品はＳｉ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９４】
試験番号３４の浸炭部品はＳｉ含有量が低すぎた。そのため、耐摩耗性が低かった。
【００９５】
試験番号３５の浸炭部品はＭｎ含有量が高すぎた。そのため、耐摩耗性が低かった。
【００９６】
試験番号３６の浸炭部品はＭｎ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９７】
試験番号３７の浸炭部品はＰ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９８】
試験番号３８の浸炭部品はＳ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９９】
試験番号３９の浸炭部品はＡｌ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１００】
試験番号４０の浸炭部品はＣｒ含有量が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１０１】
試験番号４１の浸炭部品はＣｒ含有量が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１０２】
試験番号４２の浸炭部品は、拡散工程Ｓ２におけるカーボンポテンシャルＣｐ２が高すぎたため表面Ｃ濃度が高すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１０３】
試験番号４３の浸炭部品は、拡散工程Ｓ２におけるカーボンポテンシャルＣｐ２が低すぎたため表面Ｃ濃度が低すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低かった。
【０１０４】
試験番号４４の浸炭部品は、拡散工程Ｓ２における保持時間ｔ２が長すぎたためＥＣＤが深すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１０５】
試験番号４５の浸炭部品は、浸炭工程Ｓ１における保持時間ｔ１が短すぎたためＥＣＤが浅すぎた。そのため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１０６】
試験番号４６の浸炭部品の芯部の化学組成は、ｆｎ＝２８であり、式（１）〜式（４）を満たさなかった。そのため、低サイクル衝撃疲労特性及び耐摩耗性が低かった。
【０１０７】
以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。
【産業上の利用可能性】
【０１０８】
本実施形態の浸炭部品は、広く部品用途に使用可能であり、特に、自動車、建設機械、産業機械等の動力伝達部品又はシャフト部品等の用途に適する。
【符号の説明】
【０１０９】
１  大ローラー
２  小ローラー
【図１】
2018199838.tif 000005
【図２】
2018199838.tif 000006
【図３】
2018199838.tif 000007
【図４】
2018199838.tif 000008
【図５】
2018199838.tif 000009