(57)【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％未満、
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％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｐｂ：０〜０．５０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｂｉ：０〜０．３０％、
Ｔｅ：０〜０．０１００％、
Ｓｅ：０〜０．３０％、及び、
Ｓｂ：０〜０．０１５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
表面のＣ濃度は０．５０〜０．６６％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は０．３０〜０．５０ｍｍである、浸炭部品。
【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％からなる群から選択される１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、
前記芯部の化学組成は、
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴とする、浸炭部品。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項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種以上を含有することを特徴とする、浸炭部品。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の浸炭部品であって、
前記芯部の化学組成は、
Ｐｂ：０．０３〜０．５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｂｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｔｅ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｓｅ：０．１５〜０．３０％、及び、
Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％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。
【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、部品への強度特性の要求が高まっている。特に、自動車の歯車部品に用いられるディファレンシャルギヤ（以下、デフギヤという）や、トランスファーギヤ等の部品では、車の急発進、急停止や路面の段差に乗り上げた際に衝撃的な負荷を受けることが多く、数十〜数百回という非常に少ない繰り返し数（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という）が求められる。
【０００３】
デフギヤ及びトランスファーギヤの多くは、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、従来の疲労強度の評価では、１０〜１０４回の低サイクル衝撃疲労特性については検証できていない。
【０００５】
浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特性の向上技術については、特開２００８−２５５４７０号公報（特許文献２）に提案されている。特許文献２では、ショットピーニング処理により、加工硬化及び圧縮残留応力を発生し、これにより表層硬さを確保する。しかしながら、特許文献２に開示された浸炭部品でも、低サイクル衝撃疲労特性が十分に得られない場合がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１０−８１９９号公報
【特許文献２】特開２００８−２５５４７０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、低サイクル衝撃疲労特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】
【０００８】
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％未満、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％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｂｉ：０〜０．３０％、Ｔｅ：０〜０．０１００％、Ｓｅ：０〜０．３０％、及び、Ｓｂ：０〜０．０１５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、表面のＣ濃度は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は０．３０〜０．６０ｍｍである。
【発明の効果】
【０００９】
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を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【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平面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労特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。
【００１２】
低サイクル衝撃疲労特性は、き裂発生寿命と破断寿命に分けられ、それぞれの長寿命化に求められる特性は異なる。低サイクル衝撃疲労特性では、き裂の発生過程（き裂発生工程）よりも、き裂の発生から破断に至るまでの過程（破断工程）の方が大きく影響する。
【００１３】
き裂発生工程については、有効硬化層深さ（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ  Ｃａｓｅ  Ｄｅｐｔｈ：以下、ＥＣＤという）を深くすることが有効である。一方、破断工程については、有効硬化層深さを浅くすることが有効である。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。
【００１４】
さらに、き裂発生工程でのき裂の発生は、表層の粒界が破壊起点となる。このような粒界き裂を抑制するためには、浸炭部品の表層の靭性を高めることが有効である。浸炭部品の表面Ｃ濃度を０．５０〜０．７０％とすれば、き裂発生工程でのき裂の発生を抑制でき、低サイクル衝撃疲労特性が高まる。
【００１５】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の浸炭部材は、芯部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％未満、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％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｂｉ：０〜０．３０％、Ｔｅ：０〜０．０１００％、Ｓｅ：０〜０．３０％、及び、Ｓｂ：０〜０．０１５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、表面のＣ濃度は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は０．３０〜０．６０ｍｍである。
【００１６】
上記浸炭部品の芯部の化学組成は、Ｍｏ：０．０１〜０．８０％、及び、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよいし、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％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：０．０２〜０．１０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよいし、Ｐｂ：０．０３〜０．５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｂｉ：０．０１〜０．３０％、Ｔｅ：０．００５０〜０．０１００％、Ｓｅ：０．１５〜０．３０％、及び、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％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。
【００１７】
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。
【００１８】
［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し、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。
【００１９】
［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。
【００２０】
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。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。
【００２１】
Ｓｉ：０．５０％未満
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。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．５０％以上であれば、鋼の冷間加工性が低下する。Ｓｉ含有量が０．５０％以上であればさらに、浸炭部品の表層に粒界酸化層が生成して粒界強度が低下し、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％未満である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である
【００２２】
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、浸炭部品の表層に粒界酸化層が生成して、低サイクル衝撃疲労特性が低下する。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。
【００２３】
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。この粒界強度の低下により、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含有量の低いため、表層の靭性が高まり、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。
【００２４】
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する。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。
【００２５】
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、浸炭部品の表層部に粒界酸化層が生成して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。
【００２６】
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。これにより、浸炭部品の低サイクル衝撃疲労強度が高まる。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であればこれら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。
【００２７】
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、この効果が得られない。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。
【００２８】
本実施の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、また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。
【００２９】
［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。
【００３０】
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。
【００３１】
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硬さを高める。Ｎｉはさらに、粒界酸化層の深さを浅く抑える。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。
【００３２】
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。
【００３３】
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、結晶粒の粗大化を抑制する。
【００３４】
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、Ｓと結合して微細なＴｉＣ、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が粗大化して鋼の靭性が低下する。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。
【００３５】
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、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。
【００３６】
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、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｅ及びＳｂからなる群から選択される１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、鋼の被削性を高める。
【００３７】
Ｐｂ：０〜０．５０％
鉛（Ｐｂ）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、Ｐｂは鋼の被削性を高める。Ｐｂ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、Ｐｂ含有量が０．５０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｐｂ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＰｂ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
【００３８】
Ｃａ：０〜０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼の被削性を高める。Ｃａ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、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１０％である。上記効果を安定して得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００７％である。
【００３９】
Ｂｉ：０〜０．３０％
ビスマス（Ｂｉ）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、Ｂｉは鋼の被削性を高める。Ｂｉ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、Ｂｉ含有量が０．３０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂｉ含有量は０〜０．３０％である。上記効果を安定して得るためのＢｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【００４０】
Ｔｅ：０〜０．０１００％
テルル（Ｔｅ）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、Ｔｅは鋼の被削性を高める。Ｔｅ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、Ｔｅ含有量が０．０１００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｔｅ含有量は０〜０．０１００％である。上記効果を安定して得るためのＴｅ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
【００４１】
Ｓｅ：０〜０．３０％
セレン（Ｓｅ）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、Ｓｅは鋼の被削性を高める。Ｓｅ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、Ｓｅ含有量が０．３０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｓｅ含有量は０〜０．３０％である。上記効果を安定して得るためのＳｅ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｅ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【００４２】
Ｓｂ：０〜０．０１５０％
アンチモン（Ｓｂ）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、Ｓｂは鋼の被削性を高める。Ｓｂ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、Ｓｂ含有量が０．０１５０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｓｂ含有量は０〜０．０１５０％である。上記効果を安定して得るためのＳｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
【００４３】
［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、浸炭層の靭性が低くなるため、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特性が低下する。表面Ｃ濃度が０．５０〜０．７０％であれば、優れた低サイクル衝撃疲労特性が得られる。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。
【００４４】
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。
【００４５】
［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（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ  Ｃａｓｅ  Ｄｅｐｔｈ：以下、ＥＣＤという）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。
【００４６】
ＥＣＤを浅くすれば、初期き裂深さが浅くなる。この場合、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、つまり、低サイクル衝撃疲労特性が向上する。ＥＣＤが０．６０ｍｍを超えれば、上記効果が得られにくい。一方、ＥＣＤが０．３０ｍｍ未満であれば、浸炭部品の耐塑性変形抵抗が低下する。したがって、ＥＣＤは０．３０〜０．６０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。
【００４７】
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が深くなるとともに、粒界酸化層も深く形成される。
【００４８】
ＥＣＤ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が観察面となるようなサンプルを任意の２箇所で採取する。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  Ｚ２２４４（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。
【００４９】
作製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。１０個のサンプルで得られた結果の平均を、ＥＣＤと定義する。
【００５０】
［粒界酸化層厚さ］
上述の化学組成、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以下と浅いため、き裂の発生が抑制される。その結果、十分な低サイクル衝撃疲労特性が得られる。
【００５１】
粒界酸化層の厚さは、次の方法で測定できる。浸炭部品の表面から深さ方向の断面（以下、観察面という）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、粒界酸化層の深さ（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、写真画像の各位置での粒界酸化層の深さを求め、その平均を粒界酸化層深さ（μｍ）と定義する。
【００５２】
［製造工程］
本実施の形態による浸炭部品の製造方法の一例を説明する。
【００５３】
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。機械加工は例えば、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。
【００５４】
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。
【００５５】
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。
【００５６】
［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。
【００５７】
図１は、ガス浸炭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。
【００５８】
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は、浸炭工程Ｓ１後、中間品に侵入した炭素を鋼中で拡散する。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濃度と同じ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、所定の焼入れ温度に中間品全体を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。
【００５９】
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。
【００６０】
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ｔ１：０．５〜３．５時間
拡散工程Ｓ２での保持時間ｔ２：０．５〜２．５時間
浸炭工程Ｓ１でのカーボンポテンシャルＣｐ１：０．７〜０．９
拡散工程Ｓ２でのカーボンポテンシャルＣｐ２：０．５〜０．７かつＣｐ１未満
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
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】
【００６５】
種々の化学組成、製造条件で複数の浸炭部品を製造して、低サイクル疲労特性、酸化層厚さ、及び、被削性について調査した。
【００６６】
［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。
【００６７】
【表１】
0006658317.tif 000002
【００６８】
鋼番号１〜３１の化学組成は適切であった。一方、鋼３２〜４２は、いずれかの元素含有量が不適切であった。なお、鋼番号６の化学組成はＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０に相当し、鋼番号１９の化学組成はＳＣＭ４２０に相当した。
【００６９】
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。
【００７０】
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、及び直径６０ｍｍの複数の棒鋼を製造した。
【００７１】
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。
【００７２】
［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。
【００７３】
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。落錘試験片の厚さは１０ｍｍであった。
【００７４】
［浸炭焼入れ処理］
表２に示す試験番号１〜５２の落錘試験片に対して、図１及び図２に示すヒートパターンの浸炭処理を実施した。
【００７５】
【表２】
0006658317.tif 000003
【００７６】
いずれの試験番号においても、浸炭処理の浸炭温度Ｔｃは９３０℃であり、均熱工程Ｓ３での均熱温度Ｔｓは８７０℃であった。均熱工程Ｓ３での均熱時間ｔ３は３０分であった。ガス浸炭工程Ｓ１でのカーボンポテンシャルＣｐ１及び保持時間ｔ１、拡散工程Ｓ２でのカーボンポテンシャルＣｐ２及び保持時間ｔ２に関して、表３に示すパターンａ〜ｊを準備した。なお、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。各試験番号の落錘試験片に対して、表３に示すパターンで浸炭処理を実施した。なお、パターンａ〜ｊにおける均熱工程Ｓ３での処理時間ｔ３はいずれも２７〜３３分であった。さらに、真空浸炭であるパターンｋにおける浸炭工程Ｓ１での保持時間ｔ１は３０分、拡散工程Ｓ２での保持時間ｔ２は４５分、均熱工程Ｓ３での均熱時間は３０分、均熱工程Ｓ４での均熱時間ｔ４は６０分、炉内圧力は０．０５ｋＰａであった。
【００７７】
【表３】
0006658317.tif 000004
【００７８】
［焼戻し処理］
浸炭焼入れ後の試験片に対して、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。
【００７９】
以上の製造工程により、試験番号１〜５２の浸炭部品（落錘試験片）を作製した。
【００８０】
［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なった。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に衝突させ、衝撃的な応力負荷を与えた。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３２００ＭＰａ以上であった試験片を評価Ａとし、３０００〜３２００ＭＰａ未満であった試験片を評価Ｂ、２８００〜３０００未満ＭＰａであった試験片を評価Ｃ、２６００〜２８００Ｍ未満Ｐａであった試験片を評価Ｄ、２６００ＭＰａ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。
【００８１】
［表層Ｃ濃度測定］
試験前の落錘試験片のＲ部の表面のうち、任意の５箇所の測定位置を選定し、選定された測定位置のＣ濃度をＥＰＭＡにより分析した。分析結果の平均を、各試験番号の表面Ｃ濃度（質量％）と定義した。
【００８２】
［粒界酸化層厚さ測定］
落錘試験片のＲ部表面を含み、表面から深さ方向の断面（以下、観察面という）を有するサンプルを採取した。サンプルの観察面を研磨した後、１０００倍の光学顕微鏡でＲ部表面近傍の写真画像を作製した。写真画像を用いて、粒界酸化層の深さ（μｍ）を求めた。具体的には、画像処理により、写真画像の各位置での粒界酸化層の深さを求め、その平均を粒界酸化層深さ（μｍ）と定義した。
【００８３】
粒界酸化層深さが３μｍ未満の試験片を評価Ａ、３〜１０μｍ未満の試験片を評価Ｂ、１０〜１５μｍの試験片を評価Ｃとした。粒界酸化層深さが１５μｍを超える試験片を評価×とし、粒界酸化層深さが過剰に形成されたと判断した。
【００８４】
［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、ＥＣＤ（ｍｍ）を求めた。得られた値の平均を、その試験番号のＥＣＤ（ｍｍ）と定義した。
【００８５】
［被削性評価試験］
焼準処理後の直径６０ｍｍの棒鋼を用いて、被削性評価試験を実施した。被削性は、旋削加工を実施後の工具の摩耗量（μｍ）で評価した。工具には、超高合金のチップにＴｉ（Ｃ、Ｎ）−アルミナ−ＴｉＮのコーティングを施したものを用いた。旋削加工では、無潤滑、切削速度１６０ｍ／ｍｉｎ、送り量０．２５５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み３ｍｍ条件で、各試験番号の棒鋼を３０分切削した。試験後の工具の摩耗量は、チップ逃げ面にて測定した。
【００８６】
摩耗量が５０μｍ以下の試験片の評価をＡ、５０超〜１５０μｍの試験片を評価Ｂ、１５０超〜２５０μｍの試験片を評価Ｃとし、２５０μｍより深い試験片を評価×とした。評価Ａ〜評価Ｃの場合、被削性が高いと判断した。評価×の場合、被削性が低いと判断した。
【００８７】
［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１〜３７では、化学組成が適切であり、かつ、表層Ｃ濃度及びＥＣＤが適切であった。そのため、焼準処理後の棒鋼では、十分な被削性が得られた。さらに、酸化膜層が浅く、優れた低サイクル衝撃疲労特性が得られた。
【００８８】
一方、試験番号３８では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、棒鋼の硬さが高すぎ、被削性が低かった。
【００８９】
試験番号３９では、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。
【００９０】
試験番号４０では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、粒界酸化層が深く形成され、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９１】
試験番号４１では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、粒界酸化層が深く形成され、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９２】
試験番号４２では、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。
【００９３】
試験番号４３では、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。
【００９４】
試験番号４４では、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。
【００９５】
試験番号４５では、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。
【００９６】
試験番号４６では、Ｎ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４７では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、粒界酸化層が深く形成され、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【００９８】
試験番号４８では、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。
【００９９】
試験番号４９では、浸炭処理の拡散工程での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。
【０１００】
試験番号５０では、浸炭処理の拡散工程での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が低かった。
【０１０１】
試験番号５１では、浸炭処理の浸炭工程及び拡散工程が長すぎたため、ＥＣＤが深すぎた。そのため、粒界酸化層が深く形成され、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１０２】
試験番号５２では、浸炭処理の浸炭工程及び拡散工程が短すぎたため、低サイクル衝撃疲労特性が低かった。
【０１０３】
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の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の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の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】
【０１０４】
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用部品又はシャフト部品等の用途に適する。
【図１】
0006658317.tif 000005
【図２】
0006658317.tif 000006
【図３】
0006658317.tif 000007