(57)【要約】【課題】本発明は、高い耐疲労特性と耐ピッチング性とを兼ね備える減圧浸炭部品とその製造方法を提供することを課題とする。【解決手段】本発明の減圧浸炭部品は、質量比で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、およびＮｂ：０．００５〜０．１％、ＡＬ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．４％のうち一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる肌焼き鋼を所定形状に成形し減圧浸炭してなり、該減圧浸炭後に８０μｍ以上の結晶粒を含む結晶粒粗大化領域の深さが６５０ＨＶ以上に硬化した浸炭層の深さの０．２５以下であることを特徴とし、高温で熱間鍛造し、炭窒化物の析出処理を施した後減圧浸炭処理する。【選択図】図２
2008069436.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、およびＮｂ：０．００５〜０．１％、ＡＬ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．４％のうち一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる肌焼き鋼を所定形状に成形し減圧浸炭してなり、該減圧浸炭後に８０μｍ以上の結晶粒を含む結晶粒粗大化領域の深さが６５０ＨＶ以上に硬化した浸炭層の深さの０．２５以下であることを特徴とする減圧浸炭部品。
【請求項２】
質量比で、Ｃｒ：０．２〜２．０％をさらに含有する請求項１に記載の減圧浸炭部品。
【請求項３】
質量比で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、およびＮｂ：０．００５〜０．１％、ＡＬ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．４％のうち一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を溶製・鋳造して熱間圧延する素材製造工程と、該素材を加熱して熱間鍛造する熱間鍛造工程と、該熱間鍛造後の鋼材を加熱冷却して固溶した炭窒化物を析出させる析出処理工程と、該析出処理した鋼材を所定形状に成形する成形工程と、浸炭層を形成して該成形した鋼材を強化する減圧浸炭処理工程を有することを特徴とする減圧浸炭部品の製造方法。
【請求項４】
前記素材の加熱は、１２００〜１３００℃で１０分以上加熱保持する処理である請求項３に記載の減圧浸炭部品の製造方法。
【請求項５】
前記析出処理は、前記熱間鍛造工程の冷却段階で９００〜６５０℃の範囲を５℃／分以下の冷却速度で冷却する処理である請求項３または４に記載の減圧浸炭部品の製造方法。
【請求項６】
前記析出処理は、９００〜１０００℃で２０分以上加熱保持する処理である請求項３または４に記載の減圧浸炭部品の製造方法。
【請求項７】
前記減圧浸炭処理は、減圧下において９００〜１０５０℃で浸炭処理する請求項３〜６のいずれかに記載の減圧浸炭部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は所定形状に形成された肌焼鋼に減圧浸炭処理を施した減圧浸炭部品とその製造方法とに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建設車両、建設機械等に使用される歯車やシャフトなどの動力伝達に使用される鋼部品には、浸炭処理により表面に硬化層を形成する肌焼鋼が多用されている。これは、前記部品には優れた耐疲労特性と耐ピッチング性とを同時に要求されるため、表面は浸炭処理により硬い組織として耐ピッチング性を確保し、内部は低Ｃのままとして高い耐疲労特性を持たせるためである。
【０００３】
近年、これら部品の高強度化とともに大幅な製造コスト低減が大きな課題となっており、浸炭処理時間が短縮できる高温減圧浸炭処理が注目されている。
【０００４】
このような高温減圧浸炭処理は、処理時間の短縮には極めて効果的な処理方法であるが、従来からよく知られているように、浸炭処理後にオーステナイト粒が粗大化したり、混粒が生じるという問題がある。これは、減圧下での浸炭処理ではピン止め粒子である炭窒化物（ＡｌＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））が脱窒素により表層部で欠落してしまい、このため表層部の結晶粒の粗大化が生じるからである。
【０００５】
特許文献１には、高温減圧浸炭処理であっても結晶粒の粗大化を防止することができ、熱処理コストの低減を可能とする高温減圧浸炭による熱間鍛造部品の製造方法が提案されている。この製造方法は、特定組成の肌焼き鋼を用いて熱間鍛造後に浸炭処理する際に、熱間鍛造する直前の加熱温度および鍛造温度を高温度化するとともに、熱間鍛造母材を製造するための仕上圧延時の加熱および圧延温度をも高温度化することによって、浸炭処理前における炭窒化物を可能な限り固溶させることを特徴としている。
【０００６】
しかし、特許文献１では、結晶粒の粗大化と減圧浸炭部品の耐疲労特性や耐ピッチング性との関係についての記載がなく、どのような浸炭層を形成すれば、所要の耐疲労特性や耐ピッチング性を有する減圧浸炭部品が得られるかは不明である。また、仕上圧延時の加熱や圧延温度、あるいは、熱間鍛造する直前の加熱温度や鍛造温度を所定の高温範囲に管理することは、極めて煩雑であり且つ製造コストを増加させる要因ともなる。
【特許文献１】特開２００５−１３９５２３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記の問題に鑑みてなされたもので、高い耐疲労特性と耐ピッチング性とを兼ね備える減圧浸炭部品とその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の減圧浸炭部品は、質量比で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、およびＮｂ：０．００５〜０．１％、ＡＬ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．４％のうち一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる肌焼き鋼を所定形状に成形し減圧浸炭してなり、該減圧浸炭後に８０μｍ以上の結晶粒を含む結晶粒粗大化領域の深さが６５０ＨＶ以上に硬化した浸炭層の深さの０．２５以下であることを特徴とする。
【０００９】
本発明の減圧浸炭部品は、結晶粒の粒径が８０μｍ以上の結晶粒を含む結晶粒粗大化領域の深さが、６５０ＨＶ以上に硬化した浸炭層の深さの０．２５以下であるので、曲げ疲労強度が高くかつ、ピッチング強度が高い。
【００１０】
本発明の減圧浸炭部品は、上記の合金組成に加えて、質量比で、Ｃｒ：０．２〜２．０％をさらに含有することができる。ＣｒはＭｎとともに焼入れ性を向上させる効果を有するので所望の内部硬さを得ることができる。
【００１１】
本発明の減圧浸炭部品の製造方法は、質量比で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、およびＮｂ：０．００５〜０．１％、ＡＬ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．４％のうち一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を溶製・鋳造して熱間圧延する素材製造工程と、該素材を加熱して熱間鍛造する熱間鍛造工程と、該熱間鍛造後の鋼材を加熱冷却して固溶した炭窒化物を析出させる析出処理工程と、該析出処理した鋼材を所定形状に成形する成形工程と、浸炭層を形成して該成形した鋼材を強化する減圧浸炭処理工程を有することを特徴とする。
【００１２】
本発明の減圧浸炭部品の製造方法は、熱間圧延後の素材を高温に加熱してから熱間鍛造を施すので、ピン止め効果を発揮する炭窒化物を完全に固溶するとともに、その後の析出処理で炭窒化物を均一微細に析出させることができる。このため減圧浸炭処理部品の結晶の粗大化を抑制することができる。
【００１３】
本発明の製造方法において、熱間鍛造時の素材の加熱は、１２００〜１３００℃で１０分以上加熱保持することが望ましい。素材をこの温度範囲で加熱してから熱間鍛造することで、熱間鍛造中に炭窒化物を完全に固溶させることができる。
【００１４】
本発明の製造方法において、析出処理工程は、熱間鍛造工程の冷却段階で９００〜６５０℃の範囲を５℃／分以下の冷却速度で冷却する工程であることが望ましい。熱間鍛造工程の冷却段階で冷却速度を制御して炭窒化物を析出させることで、全体の工程を短縮することができ生産性を向上できる。
【００１５】
また、析出処理工程は、熱間鍛造終了後、再度９００〜１０００℃で２０分以上加熱保持する工程としてもよい。析出処理工程を熱間鍛造工程と切り離すことで生産の自由度を増すことができる。
【００１６】
本発明の製造方法において、減圧浸炭処理工程は、減圧下において９００〜１０５０℃で浸炭処理する工程であることが望ましい。かかる高温で浸炭処理することで浸炭時間を短縮して製造コストを大幅に低減することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明の減圧浸炭部品は、その化学成分組成と、減圧浸炭処理後における結晶粒粗大化領域の有効硬化層深さに対する比率とを所望の耐疲労特性と耐ピッキング性とを具備するように限定したところに特徴がある。
【００１８】
まず、本発明における減圧浸炭用鋼の化学成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．４％
浸炭処理を行った部品に要求される強度と内部硬さを確保するためには、０．０５％以上のＣを含有する必要がある。しかし、０．４％を超えて含有させると内部の靱性が劣化し、また、被削性をも低下させるため、上限を０．４％とした。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜０．７％
Ｓｉは鋼の製造時において脱酸のために必要な元素であり、最低でも０．０５％以上の含有が必要である。しかしながら、多量に含有させると冷間鍛造性を低下させるので上限を０．７％とした。
【００２０】
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて必要な内部硬さを得るために必須の元素であり、最低でも０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、多量に含有させると、内部の靱性が劣化するとともに、被削性が低下するので上限を２．０％とした。
【００２１】
Ｃｒ：０．２〜２．０％
ＣｒはＭｎと同様に焼入れ性を向上させる効果を有する元素であり、Ｍｎと同時添加する場合には、０．２％以上含有させるとよい。しかしながら、多量に含有させると、内部の靱性が劣化するとともに、被削性が低下するので上限を２．０％とした。
【００２２】
Ｎ：０．００３〜０．０２０％
Ｎは、ＡｌやＮｂと結合してＡｌＮやＮｂ（Ｃ，Ｎ）となって鋼中に存在し、浸炭処理後の異常粒成長を防止するために効果のある元素である。この効果を十分に得るためには、０．００３％以上のＮを含有させる必要がある。しかし、ＡｌＮやＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出量には適量があり、多すぎると浸炭初期粒径が細かくなってかえって異常粒成長が起きやすくなってしまう。これ故、上限を０．０２０％とした。
【００２３】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは炭窒化物となって鋼中に存在し、特にＡｌに比べて高温での浸炭処理における結晶粒異常成長を防止する効果の大きい元素である。Ｎｂの添加量が少ない場合、特に１０５０℃以上の浸炭では、浸炭処理前に析出していた炭窒化物の一部が固溶し、ピン止め効果に寄与する炭窒化物の量が不足して粗粒化抑制効果が充分得られなくなるので、下限を０．００５％とした。一方、多量に含有させると熱間鍛造時の加熱によってＮｂ（Ｃ，Ｎ）が十分に固溶した状態とならずに、粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出物が残存した状態となってピン止め効果が低下する。よって、上限を０．１％に規定した。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは酸素と結合しやすい元素であり、Ｓｉと同様に溶製時の脱酸に必要な元素である。また、鋼中でＡｌＮとして存在し、ピン止め効果により浸炭処理後の異常粒成長を防止する効果もある。従って、これらの効果を十分に得られるようにするために下限を０．０１％とした。しかしながら、多量に含有させると、鋼中に硬質なＡｌ２Ｏ３介在物が増加して、疲労強度や被削性への悪影響が大きくなるため、上限を０．１％とした。
【００２５】
Ｔｉ：０．０１〜０．４％
Ｔｉは、ＣやＮと結合して炭化物や窒化物を生成し結晶粒を微細化して靱性や疲労強度を向上させる効果を有する。その効果を有効に発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、多量に含有させるとその効果は飽和してしまい、大型の介在物が生成してかえって靱性を低下させるため、上限を０．４％とした。
【００２６】
次に、８０μｍ以上の結晶粒を含む結晶粒粗大化領域の深さを６５０ＨＶ以上に硬化した浸炭層の深さの０．２５以下に限定する理由について説明する。
【００２７】
減圧浸炭部品の曲げ疲労強度は、浸炭処理後のオーステナイト粒の粗大化や混粒層の発生によって低下する。
【００２８】
本発明者は、浸炭処理後の表面結晶粒の粗大化部における平均結晶粒径と曲げ疲労強度との関係を検討し、図１に示すように最大結晶粒径が８０μｍを境にして曲げ疲労強度が大きく変化することに着目した。すなわち、平均結晶粒径が８０μｍ未満では曲げ疲労強度が高く、平均結晶粒径が８０μｍ以上になると曲げ疲労強度は急激に低下し、破面観察により曲げ疲労強度が高い場合には、疲労破断が浸炭層の表面を起点として生じており、曲げ疲労強度が低い場合には、内部を起点とする疲労破断であることを見出した。
【００２９】
また、８０μｍ以上の結晶粒が存在する粗大化部を有する場合には、減圧浸炭部品の曲げ疲労強度は、図２に示すように結晶粒の粗大化領域の最大深さｔとビッカース硬さが６５０ＨＶ以上である有効硬化層深さＴとの割合によって変化し、この割合が０．２５を境にして大きく変化することを見出した。ここで、結晶粒粗大化領域の最大深さｔとは、８０μｍ以上の結晶粒が存在する領域の１０視野、すなわち、８０μｍ以上の結晶粒が存在する１０箇所の粗大化部の中で最も深いものと定義される減圧浸炭後の部品表面からの距離である。また、ビッカース硬さが６５０ＨＶ以上である有効硬化層深さＴとは、部品表面から厚さ方向にビッカース硬さ分布を測定したときに、その分布がＨＶ６５０以上である部品表面からの距離である。そして、粗大化領域最大深さ／６５０ＨＶ以上硬化層厚さ（ｔ／Ｔ）が０．２５以下であれば、曲げ疲労による破断の起点が表面起点であり、０．２５を超えると内部起点となるという知見を得た。
【００３０】
この理由は現状では明らかではないが、通常、自動車部品の多く、とりわけ浸炭処理を施すトランスミッションギヤは複雑な形状のため、表面への応力集中が発生して表面起点破壊を生じるが、表面近傍に結晶粒の粗大化が発生すると粒内すべりの発生により、内部起点破壊が生じるためと推察される。
【００３１】
以上の特徴を有する本発明の減圧浸炭部品は、優れた耐疲労特性と耐ピッチング性とを有する。従来は、実際にこれらの試験を実施しなければ減圧浸炭部品の曲げ耐疲労特性や耐ピッチング性を保証できなかった。しかし、かかる試験には大がかりな装置と高度な試験技術が必要であり、さらに評価に時間がかかるという問題があった。ところが、本発明の減圧浸炭部品では、減圧浸炭部品の一部を試験片として採取し、その結晶粒や断面の硬さ分布を測定することで、容易に減圧浸炭部品の耐疲労特性や耐ピッチング性を評価してその適否を判断することができる。すなわち、簡便で且つ高精度の減圧浸炭部品の品質管理が可能となるわけである。
【００３２】
このような減圧浸炭部品の製造方法は、上記の特定組成を有する鋼材を溶製・鋳造して熱間圧延する素材製造工程と、この素材を加熱して熱間鍛造する熱間鍛造工程と、熱間鍛造後の鋼材を加熱冷却して固溶した炭窒化物を析出させる析出処理工程と、析出処理した鋼材を所定形状に成形する成形工程と、浸炭層を形成して成形した鋼材を強化する減圧浸炭処理工程を有する。
【００３３】
本発明においては、特定組成の鋼塊を調製してこの鋼塊を圧延などで所望の圧延素材とするまでは、周知の方法で行うことができる。
【００３４】
本発明では、熱間鍛造前の圧延素材に１２００〜１３００℃で１０分以上の加熱保持を施す。従って、熱間鍛造中に炭窒化物（ＡｌＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））を完全に固溶させることができる。ここで、加熱温度を１２００〜１３００℃としたのは、加熱温度が１２００℃未満では未固溶の炭窒化物が残存して異常粒成長を完全に防止できなくなる場合があるからであり、１３００℃を超えて高温では、設備的制約を生じることがあるからである。
【００３５】
本発明の製造方法では、以上の加熱工程に続いて炭窒化物を析出させる析出処理工程を有するが、その形態は以下のいずれでも良い。
【００３６】
析出処理工程の第１の形態は、熱間鍛造後の冷却段階で９００〜６５０℃の間を５℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で徐冷する形態である。この温度範囲で徐冷することで鋼中に微細な炭窒化物（ＡｌＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））を均一に分散析出させることができる。ここで、冷却速度が５℃／ｍｉｎを超えて速いと炭窒化物の析出が不十分となることがあるので好ましくない。また、徐冷温度範囲を９００〜６５０℃の間としたのは、徐冷開始温度が９００℃より高温では冷却に長時間を要して生産性を阻害する虞があり、また、６５０℃未満では炭窒化物の析出が不十分となることがあるので適当ではない。
【００３７】
また、析出処理工程の第２の形態は、熱間鍛造終了後、鍛造された鋼材を一旦冷却してから再度９００〜１０００℃に加熱して２０分以上保持する形態である。このように炭窒化物の析出温度で再加熱しても、第１の形態と同様に鋼中に微細な炭窒化物（ＡｌＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））を均一に分散析出することができる。
【００３８】
ここで、温度の下限を９００℃としたのは、９００℃未満では、析出する炭窒化物が微細になりすぎ、且つ数が多くなるため、浸炭初期の結晶粒径が細かくなり、粒成長の駆動力が高くなって高温浸炭中の異常粒成長を防止できなくなる可能性が高くなるからであり、上限を１０００℃としたのは、析出した炭窒化物が大きく、且つ少なくなってしまうために浸炭初期から粒径が大きくなって処理後においても大きい状態のままとなってしまうからである。
【００３９】
本発明の製造方法では、減圧浸炭処理工程は、減圧下の雰囲気に浸炭ガスを導入して所定形状の鋼材を９００〜１０５０℃の範囲で加熱する工程であり、加熱時間は従来の減圧浸炭処理と同様とすればよい。
【００４０】
本発明の減圧浸炭部品の製造方法によれば、析出処理工程は上記のいずれの形態であっても、炭窒化物は母材内に均一微細に析出するので、その後に９００〜１０５０℃の範囲で加熱する高温減圧浸炭処理を施しても、結晶粒の粗大化を抑制することができる。
【実施例】
【００４１】
以下、本発明について実施例によってさらに詳しく説明する。
【００４２】
（１）供試材の作製
所定の原料を溶製・鋳造して表１に示す化学成分組成を有する供試鋼Ａ〜Ｄを得た。表１に示す供試鋼のうち、Ａ鋼とＢ鋼とは本発明の要件を満足する鋼であり、Ｃ鋼とＤ鋼は一部の成分が本発明の規定範囲を逸脱する比較鋼である。
【００４３】
【表１】
2008069436.tif 000003
【００４４】
これらの供試鋼を熱間圧延して直径５０ｍｍの圧延素材を得た。次いでこの圧延素材を加熱条件１で加熱し、直ちに熱間鍛造して直径３０ｍｍの鍛造材を得た。鍛造後、加熱条件２で析出処理を行うとともに、この析出処理材を所定形状に機械加工して後述する各試験用の試験片を作製した。続いてこれらの試験片にそれぞれの浸炭条件で減圧浸炭処理を施して供試材１〜１７を得た。各供試材の加熱条件１、加熱条件２、浸炭条件を表２に示す。
【００４５】
【表２】
2008069436.tif 000004
【００４６】
（２）試験方法
各々の供試材について（ａ）８０μｍ以上の結晶粒が存在する結晶粒粗大化領域の
最大深さｔ／６５０ＨＶ以上硬化層深さＴ、（ｂ）回転曲げ疲労強度、および（ｃ）ピッチング強度を測定した。以下に各試験方法を説明する。
【００４７】
（ａ）８０μｍ以上の結晶粒が存在する結晶粒粗大化領域の最大深さｔ／６５０ＨＶ以上硬化層深さＴ（ｔ／Ｔ）
組織観察用試験片の仕上げ加工面をピクリン酸で腐食して、光学顕微鏡（倍率は５０倍）で８０μｍ以上の結晶粒が存在する粗大化部の１０視野を観察した。粗大化部の断面１０を図３に模式的に示す。図３は結晶粒径が８０μｍ以上の結晶粒Ｃを含む断面である。なお、図３ａで１１は組織観察用試験片の仕上げ面（表面）であり、１２は浸炭層、１３は母相である。
【００４８】
図３ａにおいて、結晶粒粗大化領域の最大深さｔは、８０μｍ以上の結晶粒が存在する領域の１０視野中で最大の表面１１からの距離（μｍ）である。
【００４９】
また、６５０ＨＶ以上硬化層深さＴは、マイクロビッカース硬度が６５０ＨＶ以上である組織観察用試料片断面１０の表面１１からの距離である。図３では仕上げ面１１から試料片断面の深さ方向に０．１μｍピッチで（×で示す）順次マイクロビッカース硬度（荷重：３００ｇ）を測定し、図３ｂに示すような深さ方向の硬度分布グラフを作成して６５０ＨＶ以上の深さＴ（μｍ）を求める。
【００５０】
このようにして得られたｔとＴからｔ／Ｔを算出した。
【００５１】
（ｂ）回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）
回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）は、小野式回転曲げ疲労試験により求めた。小野式回転曲げ疲労試験は、図４に示す形状の試験片２０を用い、ＪＩＳ−Ｚ２２７４の「金属材料の回転曲げ疲れ試験方法」に準じて行った。なお、回転数は３０００ｒｐｍとし、ノッチ部における応力集中係数は１．７８とした。そして、１０７回以上回転させても破断しない曲げ応力（１０７回耐久応力）を回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）とした。
【００５２】
なお、破断起点箇所は破断した各試験片の破断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察して判定した。表面を起点として破断面が内部に向かって流れているものを表面起点、表面から数百μｍ入ったところから内部及び表面に向かって破面が流れているものを内部起点と判定した。なお、起点部にはフィッシュアイが認められることが多い。
【００５３】
（ｃ）ピッチング強度（ＭＰａ）
ピッチング強度（ＭＰａ）は、図５、６に示すローラピッチング試験により求めた。ローラピッチング試験は、図５、６に示すごとく、中央部分に試験部３１１を有する小ローラ３１と、円盤状の大ローラ３２とを用いて行った。なお、大ローラ３２は小ローラ３１の相手材であり、本実施例ではＳＣＭ２０材に浸炭処理を施して作製した。
【００５４】
小ローラ３１には、図６ａに示すごとく、全長Ｌが１３０ｍｍの中央部分に、幅Ｗが２８ｍｍ、外径Ｄ１が２６ｍｍの試験部３１１が形成されている。また、大ローラ３２は、図６ｂに示すように、厚みＦが１８ｍｍ、外径Ｄ２が１３０ｍｍの円板であって、その端部３２１は図６ｃに示すごとく、クラウニング半径３００ｍｍの曲面に形成されている。
【００５５】
そして、図５に示すように、軸３２９にセットした大ローラ３２の端部３２１と小ローラ３１の試験部３１１とを当接させた状態で、それぞれの周速に差を付けて回転させる。具体的には、小ローラ３１の回転数を２０００ｒｐｍとし、すべり率（周速差）を−２０％とした。また、潤滑は油温１２０℃のＡＴＦ（オートマチックトランスミッションフルード）により行った。
【００５６】
そして、小ローラ３１と大ローラ３２との間に一定の面圧を負荷した状態で回転させてピッチング発生までの小ローラ３１の総回転数を求める。これを面圧を変化させて繰り返し行い、小ローラ３１を１０７回以上回転させてもピッチングが発生しない面圧（１０７回耐久面圧）をピッチング強度（ＭＰａ）とした。なお、ローラピッチング試験機としては、コマツエンジニアリング（株）製のものを用いた。
【００５７】
（３）試験結果
結果を表２に併記した。表２から、ｔ／Ｔが０．２５以下である本発明例は、いずれも回転曲げ疲労強度が４００ＭＰａ以上、ピッチング強度も２４００ＭＰａ以上であり比較例に比べて優れていることが分かる。そして、破断起点はいずれも表面であった。      
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明の減圧浸炭部品は、高い曲げ疲労強度やピッチング強度を要求される歯車などの動力伝達部品に好適である。例えば、自動車、建設車両、建設機械等に使用される歯車やシャフトなどの動力伝達に使用される鋼部品であって、特に自動車のトランスミッション歯車やＣＶＴのシーブなどには最適である。また、曲げ疲労試験やローラピッチング試験といった多大な時間を要する試験を行うことなく、その耐久性やピッチング性を判定することができるので減圧浸炭部品の品質管理手段として有用である。
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】粗大化部平均結晶粒径と曲げ疲労強度との関係を概念的に示すグラフである。
【図２】結晶粒の粗大化領域深さｔ／６５０ＨＶ以上に硬化した浸炭層の深さＴによる曲げ疲労強度の変化を概念的に示すグラフである。
【図３】浸炭層の断面を説明する模式図である。（ａ）は結晶粒の粗大化領域深さｔ、（ｂ）は６５０ＨＶ以上に硬化した浸炭層の深さＴを説明する図である。
【図４】曲げ疲労試験に供する試験片形状を示す図である。
【図５】ローラピッチング試験方法を説明する概要図である。
【図６】ローラピッチング試験の試験片形状を説明する概要図である。（ａ）は小ローラ、（ｂ）は大ローラ、（ｃ）は大ローラの端部形状である。
【符号の説明】
【００６０】
１１：表面  １２：浸炭層  １３：母相  ２０：曲げ疲労試験片  ３１：小ローラ  ３１１：試験部  ３２：大ローラ  ３２１：大ローラの端部
【図１】
2008069436.tif 000005
【図２】
2008069436.tif 000006
【図３】
2008069436.tif 000007
【図４】
2008069436.tif 000008
【図５】
2008069436.tif 000009
【図６】
2008069436.tif 000010