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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023037454
(43)【公開日】2023-03-15
(54)【発明の名称】浸炭部品とその製造方法
(51)【国際特許分類】
C21D 1/10 20060101AFI20230308BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20230308BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20230308BHJP
C21D 1/06 20060101ALI20230308BHJP
C21D 9/32 20060101ALI20230308BHJP
C23C 8/22 20060101ALI20230308BHJP
C23C 8/80 20060101ALI20230308BHJP
C21D 8/06 20060101ALN20230308BHJP
【ＦＩ】
C21D1/10 A
C22C38/00 301N
C22C38/60
C21D1/06 A
C21D9/32 A
C23C8/22
C23C8/80
C21D8/06 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】5
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021144225
(22)【出願日】2021-09-03
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100106909
【弁理士】
【氏名又は名称】棚井 澄雄
(74)【代理人】
【識別番号】100175802
【弁理士】
【氏名又は名称】寺本 光生
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(72)【発明者】
【氏名】和田 愛
(72)【発明者】
【氏名】祐谷 将人
(72)【発明者】
【氏名】堀本 雅之
【テーマコード（参考）】
4K028
4K032
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K028AA01
4K028AB01
4K028AC08
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA03
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA09
4K032AA11
4K032AA12
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA28
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA33
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA37
4K032AA40
4K032BA02
4K032CA02
4K032CB00
4K032CD05
4K032CF03
4K042AA18
4K042BA02
4K042BA03
4K042BA04
4K042CA02
4K042CA03
4K042CA04
4K042CA05
4K042CA06
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA10
4K042CA12
4K042CA13
4K042CA14
4K042DA01
4K042DA02
4K042DB01
4K042DC02
4K042DC03
4K042DD02
4K042DE02
4K042DE04
4K042DE05
4K042DE06
(57)【要約】
【課題】本発明は、低サイクル疲労強度に優れる浸炭部品およびその製造方法を提供する。
【解決手段】芯部の組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．０３～０．８０％、Ｍｎ：０．４０～１．３０％、Ｐ：０．００５～０．０２０％、Ｓ：０．００３～０．０６０％、Ｃｒ：０．１０～２．００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００３０～０．０３００％、及びＯ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、芯部のＰ量である鋼材Ｐ濃度Ｐｍに対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量である粒界Ｐ濃度Ｐｂの比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下であり、部品表面下０．１０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、部品表面下１．５ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが３００ＨＶ以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】芯部の組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．０３～０．８０％、Ｍｎ：０．４０～１．３０％、Ｐ：０．００５～０．０２０％、Ｓ：０．００３～０．０６０％、Ｃｒ：０．１０～２．００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００３０～０．０３００％、及びＯ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、芯部のＰ量である鋼材Ｐ濃度Ｐｍに対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量である粒界Ｐ濃度Ｐｂの比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下であり、部品表面下０．１０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、部品表面下１．５ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが３００ＨＶ以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
芯部の組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３０～０．０３００％、及び
Ｏ ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
前記芯部のＰ量である鋼材Ｐ濃度Ｐｍに対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量である粒界Ｐ濃度Ｐｂの比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下であり、
部品表面下０．１０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
部品表面下１．５ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが３００ＨＶ以上であることを特徴とする浸炭部品。
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３０～０．０３００％、及び
Ｏ ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
前記芯部のＰ量である鋼材Ｐ濃度Ｐｍに対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量である粒界Ｐ濃度Ｐｂの比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下であり、
部品表面下０．１０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
部品表面下１．５ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが３００ＨＶ以上であることを特徴とする浸炭部品。
【請求項2】
さらに、前記芯部の組成が、質量％で、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、及び
Ｂ ：０～０．００５％
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の浸炭部品。
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、及び
Ｂ ：０～０．００５％
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の浸炭部品。
【請求項3】
請求項１に記載の浸炭部品の製造方法であって、
組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％以下、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３～０．０３０％以下、
Ｏ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物である鋼材を部品形状に成形する成形工程と、
浸炭処理温度８７０℃～１０５０℃にて浸炭処理を行い、次いで、オーステナイト域から冷却する浸炭工程と、
下記式（１）、（２）を満足する条件で、高周波焼入れ処理を行う高周波焼入れ工程と、
次いで、１３０～２００℃で焼戻しする焼戻し工程と、
を有することを特徴とする浸炭部品の製造方法。
１０００＜Ｔ１ ・・・（１）
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％以下、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３～０．０３０％以下、
Ｏ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物である鋼材を部品形状に成形する成形工程と、
浸炭処理温度８７０℃～１０５０℃にて浸炭処理を行い、次いで、オーステナイト域から冷却する浸炭工程と、
下記式（１）、（２）を満足する条件で、高周波焼入れ処理を行う高周波焼入れ工程と、
次いで、１３０～２００℃で焼戻しする焼戻し工程と、
を有することを特徴とする浸炭部品の製造方法。
１０００＜Ｔ１ ・・・（１）
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
【請求項4】
前記組成が、質量％で、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．２０％、及び
Ｂ ：０～０．００５０％
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項３に記載の浸炭部品の製造方法。
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．２０％、及び
Ｂ ：０～０．００５０％
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項３に記載の浸炭部品の製造方法。
【請求項5】
機械構造用部品であることを特徴とする、請求項１または２に記載の浸炭部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、浸炭部品とその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、自動車の燃費向上の観点から、ギヤ部品（歯車部品）などの機械構造用の部品の小型化、軽量化の需要が高まっており、それに伴い、部品の強度の向上が求められている。特に、自動車のディファレンシャルギヤやトランスミッションギヤ等の歯車部品は、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い。そのため、このような歯車部品は、数十～数千回という非常に少ない繰返し数で破壊に至る、低サイクル疲労で破損することがある。したがって、これらの用途に用いられる部品には、強度の中でも、特に、低サイクル疲労破壊に対する強度の向上が求められる。
【0003】
上記の部品の多くは、鋼材を所定の形状に機械加工した後、浸炭焼き入れ処理を実施して製造される。この場合に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る。一般的には例えば、鋼材としてＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０等の肌焼き鋼を用いることで、部品の芯部の靭性を確保するとともに、浸炭焼入れと１８０℃前後の低温焼戻しによって部品表層をＣ：０．８％前後の焼戻しマルテンサイト組織とし、曲げ疲労強度や耐摩耗性を高めている。
【0004】
低サイクル曲げ疲労強度を向上することを目的として、種々の歯車用鋼や歯車部品およびそれらの製造方法が提案されている。歯車部品の低サイクル疲労破壊は、表層の粒界が破壊起点となり発生する。そのため、例えば、浸炭硬化層のオーステナイト粒界を強化するためにＰやＳなどの不純物元素を低減した歯車用鋼や、オーステナイト粒径の微細化により耐衝撃性を高めた歯車部品およびその製造方法が提案されている。
【0005】
例えば、特許文献１では浸炭焼入れ後に、鋼全体をオーステナイト領域に再加熱してから焼入れし、浸炭硬化層のオーステナイト結晶粒度を微細化することで耐衝撃性を増加させることが提案されている。加えて、特許文献１ではＮｉ，ＭｏおよびＢの添加により粒界強化の効果を増大させることを提案している。
【0006】
また、特許文献２では、素材に対して浸炭処理を施す第一工程と、第一工程の後、オーステナイト化温度未満に冷却する第二工程と、第二工程で冷却された素材の表面浸炭部および素材内部をオーステナイト化温度の直上に急速加熱する第三工程と、第三工程に続いて焼き入れ処理を施す第四工程とを有する浸炭焼き入れ方法により、オーステナイト結晶粒度を♯１０以上とし、かつ粒界強度を低下させるＰ，Ｓまたは炭化物等の偏析を防止する浸炭焼き入れ方法を提案している。
【0007】
また、特許文献３では、鋼材Ｐ量を０．０１５％超、０．０３０％以下に規定し、さらに高周波焼き入れによってオーステナイト粒径を細粒化することで、単位体積当たりの粒界偏析量を低減させた鋼材およびその製造方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】特開平８－９２６９０号公報
【特許文献2】特開２００５－０４８２９２号公報
【特許文献3】特開平９－２４１７９８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
しかしながら、上述した従来の技術には、以下に示す問題点がある。
特許文献１では、再加熱焼入れによる結晶粒微細化と短時間熱処理とにより粒界強度を向上させると言及されている。しかしながら、特許文献１では、浸炭後の再加熱焼入れを油冷で行っている。そのため、得られる部品の粒界のＰ濃度が油冷中に増加してしまい、粒界強度が低下するおそれがある。つまり、特許文献１に記載の部品は、低サイクル疲労強度を従来よりも大きく向上させるのに不十分である。
特許文献１では、再加熱焼入れによる結晶粒微細化と短時間熱処理とにより粒界強度を向上させると言及されている。しかしながら、特許文献１では、浸炭後の再加熱焼入れを油冷で行っている。そのため、得られる部品の粒界のＰ濃度が油冷中に増加してしまい、粒界強度が低下するおそれがある。つまり、特許文献１に記載の部品は、低サイクル疲労強度を従来よりも大きく向上させるのに不十分である。
【0010】
特許文献２では、短時間熱処理により、得られる部品の粒界強度を向上させると言及されている。しかしながら、特許文献２では、焼入れ時の冷却を油冷で行っているため、得られる部品の粒界のＰ濃度が増加して、粒界強度が低下するおそれがある。つまり特許文献２に記載の部品は、低サイクル疲労強度を従来よりも大きく向上させるのに不十分である。
【0011】
特許文献３では、高周波焼入れによる結晶粒微細化により、単位体積当たりの粒界偏析量を低減させると言及されている。しかしながら、特許文献３の技術では、粒界Ｐ濃度の低減が不十分であり、低サイクル疲労強度を従来よりも大きく向上させるには至らない。
【0012】
本発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであって、低サイクル疲労強度に優れた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】
【0013】
本発明者は、上記の課題を解決するために鋭意研究した結果、以下の新たな知見を見出した。
【0014】
（ａ）浸炭部品の低サイクル曲げ疲労強度を高くするには、疲労破壊の起点となる表層（浸炭後の部品表面から５０μｍ深さ範囲まで）の粒界のＰ濃度（以下、粒界Ｐ濃度、という。）と、芯部のＰ濃度（以下、鋼材Ｐ濃度、という。）の比を３０．００以下に低減することが有効である。
【0015】
（ｂ）浸炭部品の低サイクル曲げ疲労強度を高くするには、表面下０．１０ｍｍでのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、表面下１．５ｍｍでのビッカース硬さが３００ＨＶ以上であり、表層の組織が焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトで構成されることが有効である。
【0016】
（ｃ）粒界Ｐ濃度／鋼材Ｐ濃度を３０．００以下に低減するためには、所定の鋼組成を持つ浸炭処理後の部品に対して、下記式（１）、（２）を満足する高周波焼入れを行うことが重要である。
【0017】
１０００＜Ｔ１・・・（１）
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
【0018】
ここで、上記（ｃ）の知見に関し、さらに詳細に説明する。
粒界偏析の学術的分野では、一般的に、Ｆｅ－ＰやＦｅ－Ｃなどの単純組成において、高温ほど粒界偏析量が少なく、低温ほど粒界偏析量が増加する傾向があることが知られている。しかしながら、浸炭部品や浸炭用鋼のような、粒界偏析元素以外にも多量の合金元素を含む実用鋼において、同様の温度に対する粒界偏析傾向が見られるかは明らかではなかった。
粒界偏析の学術的分野では、一般的に、Ｆｅ－ＰやＦｅ－Ｃなどの単純組成において、高温ほど粒界偏析量が少なく、低温ほど粒界偏析量が増加する傾向があることが知られている。しかしながら、浸炭部品や浸炭用鋼のような、粒界偏析元素以外にも多量の合金元素を含む実用鋼において、同様の温度に対する粒界偏析傾向が見られるかは明らかではなかった。
【0019】
そこで本発明者らは、当該実用鋼を用いて鋭意研究した結果、焼入れ温度を高温化するほど粒界Ｐ濃度は低いこと、及び、たとえ焼入れ温度を高温化しても、５００℃までの平均冷却速度が５０℃／秒よりも遅い場合、オーステナイト粒界中の粒界Ｐ濃度は増加することを見出した。
【0020】
また、浸炭部品では焼入れ後に１８０℃程度で２時間ほど低温焼戻しを実施することが一般的であるが、低温焼戻しでは、Ｐの体拡散が遅いため粒界Ｐ濃度の変化は見られない。すなわち、粒界Ｐ濃度／鋼材Ｐ濃度を低減するためには、焼入れ工程の高温化および水冷による高速冷却が重要であることを見出した。
【0021】
しかしながら、浸炭処理を高温化すること及び水冷することは、工業的に困難である。その理由は、浸炭処理の処理時間や昇温に時間がかかることに加え、浸炭処理時に高温保持した場合、オーステナイト粒の粗粒化が生じ疲労強度が低下するためである。さらに、浸炭処理はそもそも、１０００℃以上の加熱が難しいこと及び水冷を実施することが難しい。そこで本発明者らは、浸炭工程の後に実施する、高温からの焼入れおよび冷却速度が十分速い水冷を工業的に実施可能と考えられる「高周波焼入れ処理」に着目した。
【0022】
本発明者らの検討によれば、高周波焼入れを行う工程で、１０００℃超の高温に加熱することにより、鋼材中のオーステナイト粒界の粒界Ｐ濃度が低減される。さらに、１０００℃超の高温から焼入れる際の平均冷却速度を５０℃／秒超にすることで、焼入れ中のオーステナイト粒界の粒界Ｐ濃度の増加を抑制でき、結果、粒界強度が高い状態を保持できる。また、焼入れは、５０℃／秒超の平均冷却速度を比較的容易に達成できる水冷がより好ましい。この浸炭後の高周波焼入れ工程において、高温からの焼入れを行わない場合、もしくは、平均冷却速度を遅くした場合、オーステナイト粒界中の粒界Ｐ濃度は増加し、粒界強度は低下する。
【0023】
本発明は、上記知見に基づき、さらに詳細に検討した結果得られたものであり、その要旨は以下のとおりである。
【0024】
（１）本発明の一態様に係る浸炭部品は、芯部の組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３０～０．０３００％、及び
Ｏ ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
前記芯部のＰ量である鋼材Ｐ濃度Ｐｍに対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量である粒界Ｐ濃度Ｐｂの比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下であり、
部品表面下０．１０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
部品表面下１．５ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが３００ＨＶ以上である。
（２）上記（１）の浸炭部品は、さらに、前記芯部の組成が、質量％で、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、及び
Ｂ ：０～０．００５％
のうち１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３０～０．０３００％、及び
Ｏ ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
前記芯部のＰ量である鋼材Ｐ濃度Ｐｍに対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量である粒界Ｐ濃度Ｐｂの比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下であり、
部品表面下０．１０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが６５０ＨＶ以上であり、
部品表面下１．５ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが３００ＨＶ以上である。
（２）上記（１）の浸炭部品は、さらに、前記芯部の組成が、質量％で、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．２００％、及び
Ｂ ：０～０．００５％
のうち１種または２種以上を含有してもよい。
【0025】
（３）本発明の一態様に係る浸炭部品の製造方法は、上記（１）に記載の浸炭部品の製造方法であって、
組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％以下、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３～０．０３０％以下、
Ｏ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物である鋼材を部品形状に成形する成形工程と、
浸炭処理温度８７０℃～１０５０℃にて浸炭処理を行い、次いで、オーステナイト域から冷却する浸炭工程と、
下記式（１）、（２）を満足する条件で、高周波焼入れ処理を行う高周波焼入れ工程と、
次いで、１３０～２００℃で焼戻しする焼戻し工程と、
を有する。
１０００＜Ｔ１ ・・・（１）
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
（４）上記（３）の浸炭部品の製造方法は、前記組成が、質量％で、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．２０％、及び
Ｂ ：０～０．００５０％
のうち１種または２種以上を含有してもよい。
組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０３～０．８０％、
Ｍｎ：０．４０～１．３０％、
Ｐ ：０．００５～０．０２０％、
Ｓ ：０．００３～０．０６０％以下、
Ｃｒ：０．１０～２．００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ ：０．００３～０．０３０％以下、
Ｏ：０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物である鋼材を部品形状に成形する成形工程と、
浸炭処理温度８７０℃～１０５０℃にて浸炭処理を行い、次いで、オーステナイト域から冷却する浸炭工程と、
下記式（１）、（２）を満足する条件で、高周波焼入れ処理を行う高周波焼入れ工程と、
次いで、１３０～２００℃で焼戻しする焼戻し工程と、
を有する。
１０００＜Ｔ１ ・・・（１）
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
（４）上記（３）の浸炭部品の製造方法は、前記組成が、質量％で、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．２０％、及び
Ｂ ：０～０．００５０％
のうち１種または２種以上を含有してもよい。
【0026】
（５）上記（１）または（２）の浸炭部品は、機械構造用部品であってもよい。
【発明の効果】
【0027】
本実施形態による浸炭部品では、低サイクル疲労強度に優れた浸炭部品とその製造方法を提供することができる。そのため、本発明の浸炭部品は、例えば、自動車や産業機械、特に電動機を動力とする機械の歯車として好適である。
【図面の簡単な説明】
【0028】
【発明を実施するための形態】
【0029】
以下、本発明の一実施形態に係る浸炭部品およびその製造方法について、詳述する。なお、各成分元素の含有量の「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。
【0030】
本実施形態に係る浸炭部品（以下、単に「部品」という場合がある。）は、部品の深さ方向の中心部である芯部（以下、単に「芯部」という場合がある。）と、部品の表層に位置する硬化層とを有する。
ここで芯部とは、浸炭処理により炭素の侵入が及ばなかった部分、および高周波焼入れにより組織がマルテンサイト変態しなかった部分を指す。すなわち、芯部とは、浸炭処理および高周波焼入れ処理を経たにも関わらず、化学組成および金属組織の変動がなく、もしくは変動が無視できる程度に小さい領域で、部品の母材と同等の成分組成を有する部位である。なお、芯部の組成とは、例えば、部品表面から深さ１．５ｍｍにおける組成であるとも言える。
ここで芯部とは、浸炭処理により炭素の侵入が及ばなかった部分、および高周波焼入れにより組織がマルテンサイト変態しなかった部分を指す。すなわち、芯部とは、浸炭処理および高周波焼入れ処理を経たにも関わらず、化学組成および金属組織の変動がなく、もしくは変動が無視できる程度に小さい領域で、部品の母材と同等の成分組成を有する部位である。なお、芯部の組成とは、例えば、部品表面から深さ１．５ｍｍにおける組成であるとも言える。
【0031】
［化学組成］
本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成について説明する。通常、浸炭部品の芯部の成分は、部品の素材（鋼材）の成分と同じとなる。つまり、以下説明する芯部の化学組成は、部品素材の化学組成とも言える。
本実施形態の浸炭部品の芯部の化学組成について説明する。通常、浸炭部品の芯部の成分は、部品の素材（鋼材）の成分と同じとなる。つまり、以下説明する芯部の化学組成は、部品素材の化学組成とも言える。
【0032】
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作用を有する。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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、素材である鋼材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％以上である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２８％以下である。
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、芯部の硬さを高める作用を有する。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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、素材である鋼材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％以上である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２８％以下である。
【0033】
Ｓｉ：０．０３％～０．８０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する作用を有する。またＳｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有し、さらに、固溶強化により鋼の強度を高める作用も有する。これらにより、芯部の硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％超であれば、素材である鋼材の被削性および冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３～０．８０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５０％以下である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する作用を有する。またＳｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有し、さらに、固溶強化により鋼の強度を高める作用も有する。これらにより、芯部の硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％超であれば、素材である鋼材の被削性および冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０３～０．８０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％以上である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５０％以下である。
【0034】
Ｍｎ：０．４０～１．３０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する作用を有する。またＭｎは、鋼の焼入れ性及び強度を高める作用を有するため、芯部の硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｍｎ含有量が０．４０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．３０％を超えれば、素材である鋼材の被削性および冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４０～１．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６０％以上である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．００％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する作用を有する。またＭｎは、鋼の焼入れ性及び強度を高める作用を有するため、芯部の硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｍｎ含有量が０．４０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．３０％を超えれば、素材である鋼材の被削性および冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４０～１．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６０％以上である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．００％以下である。
【0035】
Ｐ：０．００５～０．０２０％
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させる作用を有する。この粒界強度の低下により、低サイクル疲労強度が低下する。本実施形態では、高周波焼入れ工程の条件を最適化することで、浸炭時に粒界に偏析したＰの濃度を低減させ、粒界Ｐ濃度／鋼材Ｐ濃度を低減させることができる。しかし、素材のＰ含有量が過度に多いと、高周波焼入れ工程の条件を最適化して粒界Ｐ濃度／鋼材Ｐ濃度を低減しても、低サイクル疲労強度の向上に寄与する水準まで粒界Ｐ濃度を十分に低減できない場合がある。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量が０．０２０％以下であれば、芯部だけでなく表層のＰ含有量も低いため、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、低サイクル疲労強度が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかし、Ｐを過度に低減することは脱Ｐのための費用の増大につながる。そのため精錬の経済性を考慮し、Ｐ含有量を０．００５％以上とする。好ましくは、０．００６％以上である。
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させる作用を有する。この粒界強度の低下により、低サイクル疲労強度が低下する。本実施形態では、高周波焼入れ工程の条件を最適化することで、浸炭時に粒界に偏析したＰの濃度を低減させ、粒界Ｐ濃度／鋼材Ｐ濃度を低減させることができる。しかし、素材のＰ含有量が過度に多いと、高周波焼入れ工程の条件を最適化して粒界Ｐ濃度／鋼材Ｐ濃度を低減しても、低サイクル疲労強度の向上に寄与する水準まで粒界Ｐ濃度を十分に低減できない場合がある。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。Ｐ含有量が０．０２０％以下であれば、芯部だけでなく表層のＰ含有量も低いため、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、低サイクル疲労強度が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかし、Ｐを過度に低減することは脱Ｐのための費用の増大につながる。そのため精錬の経済性を考慮し、Ｐ含有量を０．００５％以上とする。好ましくは、０．００６％以上である。
【0036】
Ｓ：０．００３％～０．０６０％
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させる作用を有する。Ｓはさらに、粒界に粗大なＭｎＳを形成して低サイクル疲労強度を低下させる作用を有する。したがって、Ｓ含有量は０．０６０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０３０％以下、より好ましい上限は０．０１５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかし、Ｓ量を過度に低減することは脱Ｓのための費用の増大につながる。そのため精錬の経済性を考慮し、Ｓ含有量を０．００３％以上とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００５％以上である。
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させる作用を有する。Ｓはさらに、粒界に粗大なＭｎＳを形成して低サイクル疲労強度を低下させる作用を有する。したがって、Ｓ含有量は０．０６０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０３０％以下、より好ましい上限は０．０１５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかし、Ｓ量を過度に低減することは脱Ｓのための費用の増大につながる。そのため精錬の経済性を考慮し、Ｓ含有量を０．００３％以上とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００５％以上である。
【0037】
Ｃｒ：０．１０～２．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。そのため、芯部硬さを高め、低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｃｒ含有量が０．１０％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、素材である鋼材の被削性および冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０～２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．５０％以上である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５０％以下である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。そのため、芯部硬さを高め、低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｃｒ含有量が０．１０％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、素材である鋼材の被削性および冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０～２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．５０％以上である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５０％以下である。
【0038】
Ａｌ：０．０５０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する作用を有する。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作用を有する。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、介在物の粗大化によりオーステナイト粒の粗大化を抑制できず、低サイクル疲労強度が劣化するおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％以下である。Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ａｌ量の下限値は特に限定しないが、脱酸作用を享受するために、０．００５％以上としてもよい。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する作用を有する。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作用を有する。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、介在物の粗大化によりオーステナイト粒の粗大化を抑制できず、低サイクル疲労強度が劣化するおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％以下である。Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ａｌ量の下限値は特に限定しないが、脱酸作用を享受するために、０．００５％以上としてもよい。
【0039】
Ｎ：０．００３０～０．０３００％
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することで、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｎ含有量が０．００３０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０～０．０３００％である。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．０２００％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限値は０．００３５％以上である。
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することで、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｎ含有量が０．００３０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０～０．０３００％である。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．０２００％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限値は０．００３５％以上である。
【0040】
Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は、不可避的に含有され、粒界に偏析して粒界脆化を起こしやすくする元素である。またＯは、鋼材中で、脆性破壊の原因となる硬い酸化物系介在物を形成しやすい元素である。このような粒界脆化や、脆性破壊を防止するため、Ｏは、０．００２０％以下とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ量の下限値は特に限定しないが、例えば、０．０００１％以上としてもよい。
酸素（Ｏ）は、不可避的に含有され、粒界に偏析して粒界脆化を起こしやすくする元素である。またＯは、鋼材中で、脆性破壊の原因となる硬い酸化物系介在物を形成しやすい元素である。このような粒界脆化や、脆性破壊を防止するため、Ｏは、０．００２０％以下とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ量の下限値は特に限定しないが、例えば、０．０００１％以上としてもよい。
【0041】
本実施の形態の浸炭部品の芯部の化学組成は、上記元素を含有し、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、意図的に含有されたものではない元素も含む。またここでいう不純物は、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、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ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る。すなわち、以下に例示される任意元素を含むことなく、本実施形態に係る浸炭部品は、その課題を解決することができる。従って、以下に例示される元素の含有量の下限値は０％である。
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、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ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る。すなわち、以下に例示される任意元素を含むことなく、本実施形態に係る浸炭部品は、その課題を解決することができる。従って、以下に例示される元素の含有量の下限値は０％である。
【0043】
Ｍｏ：０～１．００％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｍｏはさらに、浸炭層の靱性を高める作用を有する。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１．００％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０～１．００％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０．０３％以上である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．５０％以下である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｍｏはさらに、浸炭層の靱性を高める作用を有する。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１．００％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０～１．００％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０．０３％以上である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．５０％以下である。
【0044】
Ｖ：０～０．５０％以下
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｖが含有される場合、Ｖは鋼中のＣ、Ｎと結合してＶ炭窒化物（Ｖ（ＣＮ））を形成することにより、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｖ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、Ｖ含有量が０．５０％を超えれば、浸炭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．０１％以上である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４８％以下である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｖが含有される場合、Ｖは鋼中のＣ、Ｎと結合してＶ炭窒化物（Ｖ（ＣＮ））を形成することにより、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｖ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、Ｖ含有量が０．５０％を超えれば、浸炭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．０１％以上である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４８％以下である。
【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。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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０．０１％以上である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４８％以下である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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０．０１％以上である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４８％以下である。
【0046】
Ｎｉ：０～１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高めることができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度特性を高めることができる。Ｎｉはさらに、浸炭層の靱性を高める作用も有する。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１．００％を超えれば、浸炭処理をした後の表層で残留オーステナイト量が増大し、表層硬さが低下し、その結果、低サイクル曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％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０．０１％以上である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．８０％以下である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高めることができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度特性を高めることができる。Ｎｉはさらに、浸炭層の靱性を高める作用も有する。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１．００％を超えれば、浸炭処理をした後の表層で残留オーステナイト量が増大し、表層硬さが低下し、その結果、低サイクル曲げ疲労強度が低下する場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％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０．０１％以上である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．８０％以下である。
【0047】
Ｂｉ：０～０．１０％
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｂｉが含有される場合、Ｂｉによって鋼の被削性を高めることができる。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０．１０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．１０％である。被削性を安定して得るためのＢｉ含有量の好ましい下限は０．００１％以上である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．０８％以下である。
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｂｉが含有される場合、Ｂｉによって鋼の被削性を高めることができる。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０．１０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．１０％である。被削性を安定して得るためのＢｉ含有量の好ましい下限は０．００１％以上である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．０８％以下である。
【0048】
Ｎｂ：０～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｎｂが含有される場合、Ｎｂは鋼中のＣ、Ｎと結合してＮｂ炭窒化物（Ｎｂ（ＣＮ））を形成することにより、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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０．１００％を超えれば、浸炭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％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０．００１％以上である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６０％以下である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｎｂが含有される場合、Ｎｂは鋼中のＣ、Ｎと結合してＮｂ炭窒化物（Ｎｂ（ＣＮ））を形成することにより、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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０．１００％を超えれば、浸炭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％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０．００１％以上である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６０％以下である。
【0049】
Ｔｉ：０～０．２００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｔｉが含有される場合、Ｔｉは鋼中のＣ、Ｓと結合して微細なＴｉＣ、ＴｉＳを形成することにより、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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０．２００％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疲労強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．２００％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０．００１％以上である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１５０％以下である。
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｔｉが含有される場合、Ｔｉは鋼中のＣ、Ｓと結合して微細なＴｉＣ、ＴｉＳを形成することにより、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。これにより、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。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０．２００％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疲労強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．２００％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０．００１％以上である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１５０％以下である。
【0050】
Ｂ：０～０．００５％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｂが含有される場合、Ｂは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｂ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、Ｂ含有量が０．００５％を超えれば、これらの効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５％である。上記効果を安定して得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００１％以上である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３％以下である。
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｂが含有される場合、Ｂは、鋼の焼入れ性を高める作用を有するため、芯部硬さを高め、浸炭部品の低サイクル疲労強度を高めることができる。Ｂ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、Ｂ含有量が０．００５％を超えれば、これらの効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５％である。上記効果を安定して得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００１％以上である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３％以下である。
【0051】
なお、不純物として部品中に混入しうる元素として、例えば、Ｐｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｗ、Ｓｂ、Ｃｏ、ＴａおよびＲＥＭが挙げられる。これらの元素を含む場合であっても、その含有量が、それぞれ、Ｐｂ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００１％以下、Ｍｇ：０．００１％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．００５％以下、Ｃｏ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、およびＲＥＭ：０．００１％以下であれば、問題なく本発明を実施することができ、本発明の効果を享受しうる。
【0052】
次に、本実施形態の浸炭部品における、表層硬さ、芯部硬さ、粒界Ｐ濃度および金属組織について説明する。
【0053】
［表層硬さ：６５０ＨＶ以上］
部品において、表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さ（表層硬さ）を６５０ＨＶ以上とする。
部品表面から深さ０．１０ｍｍまでの深さ領域（表層）の硬さは部品の低サイクル疲労強度に影響を及ぼす。つまり、表層の硬さが高いほど、表層の塑性ひずみ量が低減し、低サイクル疲労強度は向上する。しかしながら、表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さが６５０ＨＶ未満であると、表層の塑性ひずみ量が増加し、低サイクル疲労強度が低下するほか、耐摩耗性が損なわれる。したがって、表層硬さは６５０ＨＶ以上である。また、本実施形態で「表面から深さ０．１０ｍｍ位置」は、硬化層内に位置する。
部品において、表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さ（表層硬さ）を６５０ＨＶ以上とする。
部品表面から深さ０．１０ｍｍまでの深さ領域（表層）の硬さは部品の低サイクル疲労強度に影響を及ぼす。つまり、表層の硬さが高いほど、表層の塑性ひずみ量が低減し、低サイクル疲労強度は向上する。しかしながら、表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さが６５０ＨＶ未満であると、表層の塑性ひずみ量が増加し、低サイクル疲労強度が低下するほか、耐摩耗性が損なわれる。したがって、表層硬さは６５０ＨＶ以上である。また、本実施形態で「表面から深さ０．１０ｍｍ位置」は、硬化層内に位置する。
【0054】
なお、本実施形態の部品は浸炭部品であるため、部品表層には、浸炭処理により炭素が侵入した部分、および高周波焼入れ処理により組織がマルテンサイト変態した部分である硬化層（例えば、部品表面から深さ約１．０ｍｍまでの領域）が形成されている。ただし、上記のように、低サイクル疲労強度に影響を及ぼす硬さの領域は、部品表面から深さ０．１０ｍｍまでの深さ領域（表層）であるため、本実施形態では、当該領域におけるビッカース硬さを規定する。なお、本実施形態では、表層硬さの代表として表面から深さ０．１０ｍｍ位置のビッカース硬さについて規定するが、一般的に浸炭部品では、部品表面ほど硬さが大きくなるのが一般的であるため、深さ０．１０ｍｍ位置より浅い位置も当然ながら、６５０ＨＶ以上である。
【0055】
［芯部硬さ：３００ＨＶ以上］
部品において、表面から深さ１．５ｍｍ位置のビッカース硬さ（芯部硬さ）を３００ＨＶ以上とする。部品表面からの深さが１．５ｍｍ以上の深さの内部領域（芯部）は、浸炭処理および高周波焼入れ処理を経たにも関わらず、化学組成および金属組織の変動がない領域で、部品の素材（母材）と同等の成分組成を有する部位である。この芯部硬さが低いと、内部起点の破壊を呈し、低サイクル疲労強度は低下する。したがって、芯部硬さは３００ＨＶ以上である。
部品において、表面から深さ１．５ｍｍ位置のビッカース硬さ（芯部硬さ）を３００ＨＶ以上とする。部品表面からの深さが１．５ｍｍ以上の深さの内部領域（芯部）は、浸炭処理および高周波焼入れ処理を経たにも関わらず、化学組成および金属組織の変動がない領域で、部品の素材（母材）と同等の成分組成を有する部位である。この芯部硬さが低いと、内部起点の破壊を呈し、低サイクル疲労強度は低下する。したがって、芯部硬さは３００ＨＶ以上である。
【0056】
本実施形態におけるビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠したビッカース硬さ（ＨＶ）を指す。
【0057】
表層硬さ、芯部硬さは、以下の方法で算出できる。
表層硬さおよび芯部硬さはともに、まず、高周波焼入れ後の浸炭部品を、主軸方向あるいは長手方向に対し垂直に切断することで現出した断面を鏡面研磨する。その後、表層硬さについて、部品表面から０．１０ｍｍ（１００μｍ）深さ位置（部品表面に垂直方向の位置）に相当する面における任意の３点を、３００ｇｆの測定荷重で測定する。芯部硬さについては、部品表面から１．５ｍｍ深さ位置に相当する面における任意の３点を、３００ｇｆの測定荷重で測定する。それぞれ得られたビッカース硬さの平均値を算出することで、表層硬さ、芯部硬さを得る。
表層硬さおよび芯部硬さはともに、まず、高周波焼入れ後の浸炭部品を、主軸方向あるいは長手方向に対し垂直に切断することで現出した断面を鏡面研磨する。その後、表層硬さについて、部品表面から０．１０ｍｍ（１００μｍ）深さ位置（部品表面に垂直方向の位置）に相当する面における任意の３点を、３００ｇｆの測定荷重で測定する。芯部硬さについては、部品表面から１．５ｍｍ深さ位置に相当する面における任意の３点を、３００ｇｆの測定荷重で測定する。それぞれ得られたビッカース硬さの平均値を算出することで、表層硬さ、芯部硬さを得る。
【0058】
［粒界Ｐ濃度Ｐｂ（％）／鋼材Ｐ濃度Ｐｍ（％）：３０．００以下］
部品において、芯部のＰ量（鋼材Ｐ濃度Ｐｍ，質量％）に対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量（粒界Ｐ濃度Ｐｂ，質量％）の比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下である。粒界Ｐ濃度Ｐｂが低いほど、粒界強度が向上し低サイクル疲労強度は向上する。また、鋼材Ｐ濃度Ｐｍと粒界Ｐ濃度Ｐｂには相関があることが知られており、鋼材Ｐ濃度Ｐｍが低減されれば、おのずと粒界Ｐ濃度Ｐｂも低減できる。しかし、素材であるＰ量を低減するだけでは、低サイクル疲労強度の向上に限界があったため、さらなる特性向上のために検討したところ、後述する高周波焼入れ処理時の条件を制御することで、粒界Ｐ濃度Ｐｂをさらに低減できることを知見した。すなわち、本実施形態の浸炭部品は、同等の鋼材Ｐ量である従来の浸炭部品と比べ、粒界Ｐ濃度を大幅に低減させることができる。具体的には、Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下である場合、同等の鋼材Ｐ量である従来の浸炭部品と比較して粒界強度が高く、低サイクル疲労強度は大幅に向上する。Ｐｂ／Ｐｍは好ましくは２６．００以下である。粒界Ｐ濃度Ｐｂは低いほど好ましいため、Ｐｂ／Ｐｍも低いことが好ましい。もっとも、現実的に実現可能な水準として、Ｐｂ／Ｐｍは２．００以上、または８．００以上、１２．００以上、または１５．００以上であってもよい。
部品において、芯部のＰ量（鋼材Ｐ濃度Ｐｍ，質量％）に対する、部品表面下５０μｍ深さ位置の粒界のＰ量（粒界Ｐ濃度Ｐｂ，質量％）の比Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下である。粒界Ｐ濃度Ｐｂが低いほど、粒界強度が向上し低サイクル疲労強度は向上する。また、鋼材Ｐ濃度Ｐｍと粒界Ｐ濃度Ｐｂには相関があることが知られており、鋼材Ｐ濃度Ｐｍが低減されれば、おのずと粒界Ｐ濃度Ｐｂも低減できる。しかし、素材であるＰ量を低減するだけでは、低サイクル疲労強度の向上に限界があったため、さらなる特性向上のために検討したところ、後述する高周波焼入れ処理時の条件を制御することで、粒界Ｐ濃度Ｐｂをさらに低減できることを知見した。すなわち、本実施形態の浸炭部品は、同等の鋼材Ｐ量である従来の浸炭部品と比べ、粒界Ｐ濃度を大幅に低減させることができる。具体的には、Ｐｂ／Ｐｍが３０．００以下である場合、同等の鋼材Ｐ量である従来の浸炭部品と比較して粒界強度が高く、低サイクル疲労強度は大幅に向上する。Ｐｂ／Ｐｍは好ましくは２６．００以下である。粒界Ｐ濃度Ｐｂは低いほど好ましいため、Ｐｂ／Ｐｍも低いことが好ましい。もっとも、現実的に実現可能な水準として、Ｐｂ／Ｐｍは２．００以上、または８．００以上、１２．００以上、または１５．００以上であってもよい。
【0059】
また、浸炭部品の特性に直接影響しているのは粒界Ｐ濃度Ｐｂであり、粒界強度の向上の観点から、粒界Ｐ濃度Ｐｂは低ければ低いほど好ましい。そのため、粒界Ｐ濃度Ｐｂは０．４５質量％以下であることが好ましく、０．３５質量％であることがより好ましい。
【0060】
粒界Ｐ濃度Ｐｂ（質量％）は以下に示すオージェ分析によって求めることができる。
まず、浸炭部品の表面から、図２に示す形状を有するオージェ試験片を作製する。得られた各試験片をオージェ電子分光分析装置（「ＰＨＩ－７００」、アルバックファイ社製、ＦＥ型）に格納し、装置内部で冷却破断させる。その後、浸炭表面から５０μｍ深さ範囲までの粒界破面に対してスペクトル解析を行う。粒界濃度にはある程度のばらつきがあるため、少なくとも７か所の粒界について濃度測定を行い、得られた濃度の平均値を算出することで、粒界Ｐ濃度Ｐｂを得る。なお、粒界濃度の算出には測定エネルギー範囲を狭め、各測定における積算回数を１０回に増やしたナロースキャンを用いる。また上記の方法で検出した元素の相対感度係数から粒界Ｐ濃度Ｐｂを算出する。オージェ分析の試験条件は表３に示す通りとする。
まず、浸炭部品の表面から、図２に示す形状を有するオージェ試験片を作製する。得られた各試験片をオージェ電子分光分析装置（「ＰＨＩ－７００」、アルバックファイ社製、ＦＥ型）に格納し、装置内部で冷却破断させる。その後、浸炭表面から５０μｍ深さ範囲までの粒界破面に対してスペクトル解析を行う。粒界濃度にはある程度のばらつきがあるため、少なくとも７か所の粒界について濃度測定を行い、得られた濃度の平均値を算出することで、粒界Ｐ濃度Ｐｂを得る。なお、粒界濃度の算出には測定エネルギー範囲を狭め、各測定における積算回数を１０回に増やしたナロースキャンを用いる。また上記の方法で検出した元素の相対感度係数から粒界Ｐ濃度Ｐｂを算出する。オージェ分析の試験条件は表３に示す通りとする。
【0061】
［金属組織］
本実施形態の浸炭部品の表層の金属組織は、主に焼戻しマルテンサイト組織である。具体的には、主に焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとから構成される。焼戻しマルテンサイト組織は針状の金属組織であり、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の割合を測定することは難しい。仮に焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織が明らかに含まれる場合も、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の割合が２０％以下であれば、本発明の効果は得られる。好ましくは、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の割合は１０％以下である。
本実施形態の浸炭部品の表層の金属組織は、主に焼戻しマルテンサイト組織である。具体的には、主に焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとから構成される。焼戻しマルテンサイト組織は針状の金属組織であり、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の割合を測定することは難しい。仮に焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織が明らかに含まれる場合も、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の割合が２０％以下であれば、本発明の効果は得られる。好ましくは、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の割合は１０％以下である。
【0062】
以上、本実施形態の浸炭部品について説明したが、上記で述べた表層硬さ、芯部硬さ、粒界Ｐ濃度および金属組織は、上記化学組成を有する鋼材に対し、例えば、以下に説明する条件の熱処理を施すことによって得ることができる。
【0063】
［製造方法］
本実施形態に係る製造方法は、上記化学組成を有する鋼を素材とし、歯車等の部品形状に成形する成形工程と、得られた成形体（中間品）に対して浸炭焼入れを行う浸炭工程と、浸炭後の成形体に対して高周波焼き入れを行う高周波焼入れ工程と、１３０～２００℃で焼戻しを行う焼戻し工程とを含む。ただし、本実施形態に係る浸炭部品の製造方法は、この態様に限定されることはない。
本実施形態に係る製造方法は、上記化学組成を有する鋼を素材とし、歯車等の部品形状に成形する成形工程と、得られた成形体（中間品）に対して浸炭焼入れを行う浸炭工程と、浸炭後の成形体に対して高周波焼き入れを行う高周波焼入れ工程と、１３０～２００℃で焼戻しを行う焼戻し工程とを含む。ただし、本実施形態に係る浸炭部品の製造方法は、この態様に限定されることはない。
【0064】
［成形工程］
まず、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。もしくは、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。次いで、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。
まず、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。もしくは、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。次いで、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。
【0065】
なお、熱間加工後の組織の結晶粒径を均一化させる目的で、後述する加工前にＪＩＳ Ｂ ６９１１：２０１０「鉄鋼の焼ならし及び焼なまし加工」に準拠した焼きならしや、素材硬さの低減を目的とした等温焼きなまし（ＩＡ）を行ってもよい。熱間加工後もしくは焼ならし後の組織は、フェライト＋パーライト、もしくはフェライト＋パーライト＋ベイナイトの混合組織であり、平均のビッカース硬さは１３０～２２０ＨＶであることが好ましい。
【0066】
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。例えば、部品が歯車の場合には、ブローチ加工等により加工する。
【0067】
［浸炭工程］
製造された中間品に対して、浸炭処理温度８７０℃～１０５０℃にて浸炭処理を行い、オーステナイト域から冷却する。浸炭方法は真空浸炭でも良いし、ガス浸炭でも良い。本実施形態では、窒化は行わない。浸炭条件は一般的に行なわれている周知の条件により処理されてよい。また、後工程の高周波焼入れ工程において、表面下１．５ｍｍ深さの芯部までオーステナイト域まで再加熱される場合、浸炭工程における冷却は焼入れでも良いし、徐冷でも良い。また、浸炭工程後にただちに高周波焼入れ工程を実施できない場合、浸炭熱処理時に生じた残留応力によるいわゆる置き割れが発生する可能性がある。そのような場合には、１３０～２００℃で低温焼戻しを実施するのが望ましい。また、本実施形態では、浸炭工程と高周波焼入れ工程との間に、黒鉛化処理等の他処理は行わない。
製造された中間品に対して、浸炭処理温度８７０℃～１０５０℃にて浸炭処理を行い、オーステナイト域から冷却する。浸炭方法は真空浸炭でも良いし、ガス浸炭でも良い。本実施形態では、窒化は行わない。浸炭条件は一般的に行なわれている周知の条件により処理されてよい。また、後工程の高周波焼入れ工程において、表面下１．５ｍｍ深さの芯部までオーステナイト域まで再加熱される場合、浸炭工程における冷却は焼入れでも良いし、徐冷でも良い。また、浸炭工程後にただちに高周波焼入れ工程を実施できない場合、浸炭熱処理時に生じた残留応力によるいわゆる置き割れが発生する可能性がある。そのような場合には、１３０～２００℃で低温焼戻しを実施するのが望ましい。また、本実施形態では、浸炭工程と高周波焼入れ工程との間に、黒鉛化処理等の他処理は行わない。
【0068】
［高周波焼入れ工程］
浸炭工程後、下記式（１）、（２）を満足する条件で、高周波焼入れを１回以上実施し、その後、１３０～２００℃で焼戻しする焼戻し工程を行う。
浸炭工程後、下記式（１）、（２）を満足する条件で、高周波焼入れを１回以上実施し、その後、１３０～２００℃で焼戻しする焼戻し工程を行う。
【0069】
１０００＜Ｔ１ ・・・（１）
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は、部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
５０＜ｙ ・・・（２）
但し、上記式（１）、（２）中のＴ１は、部品の表面における焼入れ温度（℃）、ｙは高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度（℃／秒）である。
【0070】
高周波焼入れ時の焼入れ温度Ｔ１と、平均冷却速度ｙをそれぞれ規定する理由について以下、説明する。
【0071】
＜焼入れ温度Ｔ１：１０００℃超＞
高周波焼入れ時の焼入れ温度Ｔ１が高いほど、熱処理中の粒界Ｐ濃度Ｐｂは減少して粒界強度が向上するため、低サイクル疲労強度は向上する。しかし、焼入れ温度が１０００℃未満であると、粒界Ｐ濃度Ｐｂが０．８ａｔ％を超え、Ｐｂ／Ｐｍの低減が不十分となり、低サイクル疲労強度を十分に向上させることが困難となる。したがって、高周波焼入れ時の焼入れ温度Ｔ１は１０００℃超である。好ましくは１０２０℃以上である。より好ましくは、１０３０℃以上である。また、焼入れ温度Ｔ１の上限は、オーステナイト単相領域の上限である液相線温度以下であればよい。ただし、実際にはオーステナイト粒径の粗大化を抑制するため、好ましい焼入れ温度Ｔ１の上限は１１００℃程度である。
高周波焼入れ時の焼入れ温度Ｔ１が高いほど、熱処理中の粒界Ｐ濃度Ｐｂは減少して粒界強度が向上するため、低サイクル疲労強度は向上する。しかし、焼入れ温度が１０００℃未満であると、粒界Ｐ濃度Ｐｂが０．８ａｔ％を超え、Ｐｂ／Ｐｍの低減が不十分となり、低サイクル疲労強度を十分に向上させることが困難となる。したがって、高周波焼入れ時の焼入れ温度Ｔ１は１０００℃超である。好ましくは１０２０℃以上である。より好ましくは、１０３０℃以上である。また、焼入れ温度Ｔ１の上限は、オーステナイト単相領域の上限である液相線温度以下であればよい。ただし、実際にはオーステナイト粒径の粗大化を抑制するため、好ましい焼入れ温度Ｔ１の上限は１１００℃程度である。
【0072】
＜平均冷却速度：５０℃／秒超＞
高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が大きいほど、冷却中の粒界上のＰの拡散が抑制されて、粒界Ｐ濃度の増加は避けられる。この効果を得るためには、最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒超とする。したがって、本実施形態では、たとえ焼入れ温度Ｔ１を十分に高めることで粒界Ｐ濃度Ｐｂを十分に低減できたとしても、平均冷却速度が５０℃／秒以下の場合、冷却中にＰ拡散が活発に生じて粒界Ｐ濃度が再び増加し、低サイクル疲労強度は低下する。よって、Ｐｂ／Ｐｍを十分に低減するためには、焼入れ温度Ｔ１の高温化と平均冷却速度の高速化を両立させることが重要である。なお、冷却の制御する温度範囲は最高加熱温度から５００℃までとするが、これは、Ｐの拡散が活発となる温度域が５００℃より高い温度域であるからである。そのため、本実施形態では、この５００℃を目安として、高周波焼入れ時の５００℃までの平均冷却速度を規定する。
高周波焼入れ工程時の最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度が大きいほど、冷却中の粒界上のＰの拡散が抑制されて、粒界Ｐ濃度の増加は避けられる。この効果を得るためには、最高加熱温度から５００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒超とする。したがって、本実施形態では、たとえ焼入れ温度Ｔ１を十分に高めることで粒界Ｐ濃度Ｐｂを十分に低減できたとしても、平均冷却速度が５０℃／秒以下の場合、冷却中にＰ拡散が活発に生じて粒界Ｐ濃度が再び増加し、低サイクル疲労強度は低下する。よって、Ｐｂ／Ｐｍを十分に低減するためには、焼入れ温度Ｔ１の高温化と平均冷却速度の高速化を両立させることが重要である。なお、冷却の制御する温度範囲は最高加熱温度から５００℃までとするが、これは、Ｐの拡散が活発となる温度域が５００℃より高い温度域であるからである。そのため、本実施形態では、この５００℃を目安として、高周波焼入れ時の５００℃までの平均冷却速度を規定する。
【0073】
なお、水冷および油冷時の平均冷却速度は、部品の寸法によって変わってくる。例えば、Φ２０ｍｍ程度の小型部品の場合、５００℃までの平均冷却速度は、油冷では３０℃／秒程度、水冷では１５０℃／秒程度である。Φ９５ｍｍ程度の大型部材の場合、５００℃までの平均冷却速度は、油冷では１０℃／秒程度、水冷では５０℃／秒程度である。Φ２０ｍｍより小さな部材では油冷でも５０℃／秒以上の冷却速度になる可能性があるが、５００℃までの平均冷却速度を安定して５０℃／秒超にするためには、水冷が望ましい。
【0074】
また、上記の高周波焼入れ処理の実施回数は、１回でもよく、複数回行ってもよい。高周波焼入れ処理を複数回行うことにより、結晶粒の微細化を図ることができる。なお、高周波焼入れ処理を複数回行う場合は、最後の１回の処理が、上記条件を満たせばよく、それ以外の処理は、一般的な条件にて実施されてよい。
【0075】
以上の工程により、本実施形態の浸炭部品を製造できる。
【0076】
以上、本実施形態の浸炭部品およびその製造方法について説明したが、本実施形態によれば、製造コストの増大を招く鋼材Ｐ濃度の低減を図らずとも、最適な熱処理を行うことで、粒界Ｐ濃度を低減し、粒界強度を向上させることができる。その結果、従来よりも、低サイクル疲労強度が大幅に向上した浸炭部品を提供できる。そのため、本実施形態の浸炭部品は、例えば、自動車や産業機械、特に電動機を動力とする機械の歯車として好適である。
【実施例0077】
次に、本発明の実施例について説明するが、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。
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ものである。
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ものである。
【0078】
（浸炭部品用鋼材の製造）
表１に示す化学成分を有する鋼ａ～ｚを、５０ｋｇ真空溶解炉で溶解して溶鋼を製造し、前記溶鋼を鋳造してインゴットを製造した。表１中の鋼ａ～оは、本発明で規定する化学成分を有する鋼である。一方、鋼ｐ～ｚは、少なくとも１元素以上、本発明で規定する化学成分から外れた比較例の鋼である。また表１における下線は、本発明の範囲外の組成であることを示し、空欄は合金元素を意図的に添加しないことを示す。また、表１に示す鋼ａ～ｚの組成のうち、表１に示す成分以外の成分（残部）は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、鋼ａおよびｂの化学組成は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２：２００８に規定されているＳＣＭ４２０に相当する。
表１に示す化学成分を有する鋼ａ～ｚを、５０ｋｇ真空溶解炉で溶解して溶鋼を製造し、前記溶鋼を鋳造してインゴットを製造した。表１中の鋼ａ～оは、本発明で規定する化学成分を有する鋼である。一方、鋼ｐ～ｚは、少なくとも１元素以上、本発明で規定する化学成分から外れた比較例の鋼である。また表１における下線は、本発明の範囲外の組成であることを示し、空欄は合金元素を意図的に添加しないことを示す。また、表１に示す鋼ａ～ｚの組成のうち、表１に示す成分以外の成分（残部）は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、鋼ａおよびｂの化学組成は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２：２００８に規定されているＳＣＭ４２０に相当する。
【0079】
得られたインゴットを熱間鍛造して直径６０ｍｍの棒鋼とした。熱間鍛造は、まず前記インゴットを加熱炉で１１００℃から１２００℃の間の温度に５時間保定し、次いで鍛造により前述の棒鋼に加工した。鍛造後は大気中で放冷した。その後、棒鋼（真空溶解材）に対して、焼準処理を実施した。焼準処理での加熱温度は９２５℃であり、保持時間は２時間であった。その後、棒鋼を大気中で放冷した。
【0080】
（試験片の作成）
焼準処理後の直径６０ｍｍの棒鋼に対して機械加工を実施して、図１に示す形状を有する片持ち梁疲労試験片を作製した。各試験片は、Ｒ／２（Ｒ：棒鋼の半径）の位置より採取した。なお、棒鋼から片持ち梁疲労試験片を作製する際、長手方向が、棒鋼の長手方向と一致するように試験片を採取した。
ただし、鋼ｗ～ｚの４鋼種（試験番号２８～３１）はいずれも、その化学組成に由来し、焼準後硬さが高くなり（ＨＶ２３０以上）、冷間加工性が悪かった。そのため、これらは加工不適と判断し、これ以降の処理を行わなかった。
焼準処理後の直径６０ｍｍの棒鋼に対して機械加工を実施して、図１に示す形状を有する片持ち梁疲労試験片を作製した。各試験片は、Ｒ／２（Ｒ：棒鋼の半径）の位置より採取した。なお、棒鋼から片持ち梁疲労試験片を作製する際、長手方向が、棒鋼の長手方向と一致するように試験片を採取した。
ただし、鋼ｗ～ｚの４鋼種（試験番号２８～３１）はいずれも、その化学組成に由来し、焼準後硬さが高くなり（ＨＶ２３０以上）、冷間加工性が悪かった。そのため、これらは加工不適と判断し、これ以降の処理を行わなかった。
【0081】
（浸炭処理）
作製した試験片に対して、次の２条件でガス浸炭焼入れ処理を実施した。
＜１＞Ｃｐ値０．８％狙い：９３０℃×８０ｍｉｎ（Ｃｐ値１．０％）→９３０℃×６０ｍｉｎ（Ｃｐ値０．８％）→８３０℃×３０ｍｉｎ（Ｃｐ値０.８％）→油冷（油温度：８０℃）
＜２＞Ｃｐ値１．０％狙い：９３０℃×８０ｍｉｎ（Ｃｐ値１．０％）→９３０℃×６０ｍｉｎ（Ｃｐ値１.０％）→８３０℃×３０ｍｉｎ（Ｃｐ値１．０％）→油冷（油温度：８０℃）
作製した試験片に対して、次の２条件でガス浸炭焼入れ処理を実施した。
＜１＞Ｃｐ値０．８％狙い：９３０℃×８０ｍｉｎ（Ｃｐ値１．０％）→９３０℃×６０ｍｉｎ（Ｃｐ値０．８％）→８３０℃×３０ｍｉｎ（Ｃｐ値０.８％）→油冷（油温度：８０℃）
＜２＞Ｃｐ値１．０％狙い：９３０℃×８０ｍｉｎ（Ｃｐ値１．０％）→９３０℃×６０ｍｉｎ（Ｃｐ値１.０％）→８３０℃×３０ｍｉｎ（Ｃｐ値１．０％）→油冷（油温度：８０℃）
【0082】
油冷による焼入れ時の５００℃までの冷却速度は３０℃／秒であった。試験番号と浸炭条件の対応を表２に示す。浸炭後の表層炭素濃度は０．６５～０．８０％程度であることをＥＰＭＡ測定より確認した。また、本実施例では、浸炭焼入れ処理後、高周波焼入れ処理を２４時間以内に行うことができなかったため、浸炭焼入れ後に２００℃、１２０分の低温焼戻しを実施した。なお、浸炭焼入れ後すぐに高周波焼入れ処理を行う場合、この低温焼戻しは実施しなくてもよい。
【0083】
（高周波焼入れ処理）
ガス浸炭焼入れした試験片に対して、表２の条件（ＩＨ条件）で高周波焼入れ処理を１回実施した。高周波加熱時における加熱保持時間は、γ粒の粒成長や脱炭を防ぐため１０秒以下とした。冷却方法が水冷の場合、焼入れ時の最高加熱温度（焼入れ温度）から５００℃までの平均冷却速度は１００℃／秒であった。また、冷却方法が油冷の場合、平均冷却速度は３０℃／秒であった。
ガス浸炭焼入れした試験片に対して、表２の条件（ＩＨ条件）で高周波焼入れ処理を１回実施した。高周波加熱時における加熱保持時間は、γ粒の粒成長や脱炭を防ぐため１０秒以下とした。冷却方法が水冷の場合、焼入れ時の最高加熱温度（焼入れ温度）から５００℃までの平均冷却速度は１００℃／秒であった。また、冷却方法が油冷の場合、平均冷却速度は３０℃／秒であった。
【0084】
（焼戻し処理）
高周波焼入れ処理後の試験片に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は２００℃であり、保持時間は１２０分であった。
高周波焼入れ処理後の試験片に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は２００℃であり、保持時間は１２０分であった。
【0085】
以上の製造工程より、試験番号１～２７の浸炭部品（片持ち梁疲労試験片）を作製した。なお、いずれの試験片においても、浸炭表層の金属組織は、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトで構成され、残部組織は確認されなかった、もしくは１０面積％以下であった。
【0086】
（評価試験）
（硬さ測定）
上記処理を行った片持ち梁疲労試験片の長手方向に対し垂直に切断し、現出した断面を鏡面研磨した。その後、断面上において、試験片表面下０．１０ｍｍの位置で、３か所の硬さ測定を行い、その平均値を表面下０．１０ｍｍでのビッカース硬さ（表層硬さ）として算出した。測定荷重は３００ｇｆとした。
また、同断面上において、表面下１．５ｍｍの位置で３か所の硬さ測定を行い、その平均値を表面下１．５ｍｍでのビッカース硬さ（芯部硬さ）として算出した。
（硬さ測定）
上記処理を行った片持ち梁疲労試験片の長手方向に対し垂直に切断し、現出した断面を鏡面研磨した。その後、断面上において、試験片表面下０．１０ｍｍの位置で、３か所の硬さ測定を行い、その平均値を表面下０．１０ｍｍでのビッカース硬さ（表層硬さ）として算出した。測定荷重は３００ｇｆとした。
また、同断面上において、表面下１．５ｍｍの位置で３か所の硬さ測定を行い、その平均値を表面下１．５ｍｍでのビッカース硬さ（芯部硬さ）として算出した。
【0087】
（粒界Ｐ濃度測定）
上記処理を行った片持ち梁疲労試験片の表面から、図２Ａに示す採取位置から、図２Ｂに示す形状を有するオージェ試験片を採取した。具体的には、オージェ試験片のノッチ部の背面３．７×１８ｍｍが片持ち梁疲労試験片の２０×１００ｍｍの面を含み、かつオージェ試験片の背面（ノッチ部と反対の面）３．７×１８ｍｍの中心と片持ち梁疲労試験片の２０×１００ｍｍの面の中心がそろうように試験片を作製した。なお、図２Ａ、２Ｂ中の数値の単位はいずれも、ｍｍである。オージェ試験条件の詳細を表３に示す。
次に、得られた各オージェ試験片をオージェ電子分光分析装置（「ＰＨＩ－７００」、アルバックファイ社製、ＦＥ型）に格納し、装置の内部で冷却して破断させた。その後、破面のうち浸炭表面から５０μｍ深さ範囲までの粒界破面に対してスペクトル解析を行った。なお、冷却した際の試料温度は約－１２０℃であった。また、粒界濃度にはある程度のばらつきがあるため、７か所の粒界を測定し、その平均値を求めた。粒界濃度算出には測定エネルギー範囲を狭め、各測定における積算回数を１０回に増やしたナロースキャンを用いた。上記の方法で検出した元素の相対感度係数から粒界Ｐ濃度（ａｔ％）を算出し、これを質量％に換算した。質量％に換算した粒界Ｐ濃度を表２に示す。
上記処理を行った片持ち梁疲労試験片の表面から、図２Ａに示す採取位置から、図２Ｂに示す形状を有するオージェ試験片を採取した。具体的には、オージェ試験片のノッチ部の背面３．７×１８ｍｍが片持ち梁疲労試験片の２０×１００ｍｍの面を含み、かつオージェ試験片の背面（ノッチ部と反対の面）３．７×１８ｍｍの中心と片持ち梁疲労試験片の２０×１００ｍｍの面の中心がそろうように試験片を作製した。なお、図２Ａ、２Ｂ中の数値の単位はいずれも、ｍｍである。オージェ試験条件の詳細を表３に示す。
次に、得られた各オージェ試験片をオージェ電子分光分析装置（「ＰＨＩ－７００」、アルバックファイ社製、ＦＥ型）に格納し、装置の内部で冷却して破断させた。その後、破面のうち浸炭表面から５０μｍ深さ範囲までの粒界破面に対してスペクトル解析を行った。なお、冷却した際の試料温度は約－１２０℃であった。また、粒界濃度にはある程度のばらつきがあるため、７か所の粒界を測定し、その平均値を求めた。粒界濃度算出には測定エネルギー範囲を狭め、各測定における積算回数を１０回に増やしたナロースキャンを用いた。上記の方法で検出した元素の相対感度係数から粒界Ｐ濃度（ａｔ％）を算出し、これを質量％に換算した。質量％に換算した粒界Ｐ濃度を表２に示す。
【0088】
（低サイクル曲げ疲労試験）
低サイクル曲げ疲労強度は、引張圧縮型の油圧サーボ型疲労試験機（島津製作所製、サーボパルサ「EHF-UM50kN-10L」）により、片持ち梁曲げ疲労試験を実施した。片持ち梁疲労試験片の形状を図１に示す。片持ち梁疲労試験片は、図１に示すように２０×１４（１０）×２１０ｍｍであり、端部から１１０ｍｍ位置にＲ２．０のノッチを有する。また、力点は端部から１０ｍｍ位置である。なお、図１における寸法の単位は「ｍｍ」である。片持ち梁疲労試験片の中心軸は、棒鋼の中心軸と同軸であった。
低サイクル曲げ疲労強度は、引張圧縮型の油圧サーボ型疲労試験機（島津製作所製、サーボパルサ「EHF-UM50kN-10L」）により、片持ち梁曲げ疲労試験を実施した。片持ち梁疲労試験片の形状を図１に示す。片持ち梁疲労試験片は、図１に示すように２０×１４（１０）×２１０ｍｍであり、端部から１１０ｍｍ位置にＲ２．０のノッチを有する。また、力点は端部から１０ｍｍ位置である。なお、図１における寸法の単位は「ｍｍ」である。片持ち梁疲労試験片の中心軸は、棒鋼の中心軸と同軸であった。
【0089】
上記の片持ち梁疲労試験片を用いて、常温、大気雰囲気中にて、表４に示す疲労試験を実施した。片振り荷重制御で試験を行い、破断回数を測定した。本実施例においては、歯車部品への適用を想定し、以下の判定基準により評価した。
まずＪＩＳ Ｇ ４０５３：２０１６のＳＣＭ４２０規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し」の工程によって基準試験片である片持ち梁疲労試験片を作製し、この基準試験片（試験番号２６、２７）における１００回破断強度を基準とし、対象試験番号の疲労限がこの基準を１５％以上上回った場合を合格（〇印）とし、１５％未満だった場合を不合格（×印）とした。なお、鋼材Ｐ量を低減した場合、粒界Ｐ濃度も付随して低下することが知られているため、鋼材Ｐ濃度が０．０１０％以上である鋼ａ及び鋼ｃ～鋼ｚの１００回破断強度の基準は試験番号２６とし、鋼材Ｐ濃度が０．０１０％未満である鋼ｂの１００回破断強度の基準は試験番号２７とした。試験番号２６の１００回破断強度は４８００Ｎ、２７の１００回破断強度は５２００Ｎであった。
まずＪＩＳ Ｇ ４０５３：２０１６のＳＣＭ４２０規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程、つまり「焼きならし→試験片加工→ガス浸炭炉による共析浸炭→低温焼戻し」の工程によって基準試験片である片持ち梁疲労試験片を作製し、この基準試験片（試験番号２６、２７）における１００回破断強度を基準とし、対象試験番号の疲労限がこの基準を１５％以上上回った場合を合格（〇印）とし、１５％未満だった場合を不合格（×印）とした。なお、鋼材Ｐ量を低減した場合、粒界Ｐ濃度も付随して低下することが知られているため、鋼材Ｐ濃度が０．０１０％以上である鋼ａ及び鋼ｃ～鋼ｚの１００回破断強度の基準は試験番号２６とし、鋼材Ｐ濃度が０．０１０％未満である鋼ｂの１００回破断強度の基準は試験番号２７とした。試験番号２６の１００回破断強度は４８００Ｎ、２７の１００回破断強度は５２００Ｎであった。
【0090】
【表1】
【0091】
【表2】
【0092】
【表3】
【0093】
【表4】
【0094】
（試験結果）
試験結果を表２に示す。試験番号１～１５は、化学成分、表層硬さ、芯部硬さが本発明の範囲内であったため、焼準処理後の棒鋼では、十分な被削性が得られ、かつ、浸炭部品としては、粒界Ｐ濃度が低く、優れた低サイクル曲げ疲労特性が得られた。
試験結果を表２に示す。試験番号１～１５は、化学成分、表層硬さ、芯部硬さが本発明の範囲内であったため、焼準処理後の棒鋼では、十分な被削性が得られ、かつ、浸炭部品としては、粒界Ｐ濃度が低く、優れた低サイクル曲げ疲労特性が得られた。
【0095】
一方、試験番号１６では、部品の鋼成分のＰ量が過剰であった。その結果、Ｐｂ／Ｐｍは発明範囲内の値を得られたが、粒界Ｐ濃度を十分下げられなかったために粒界強度が低下し、その結果、低サイクル疲労強度が目標未達であった。
【0096】
試験番号１７では、部品の鋼成分のＳ量が過剰であり、硫化物の粗大化のため、低サイクル疲労強度が目標未達であった。
【0097】
試験番号１８では、部品の鋼成分のＡｌ量が過剰であり、介在物の粗大化のため、低サイクル疲労強度が目標未達であった。
【0098】
試験番号１９では、部品の鋼成分のＣ量が不足しており、芯部硬さが目標の範囲でないために、内部起点の疲労破壊が生じて、低サイクル疲労強度は目標未達であった。
【0099】
試験番号２０では、部品の鋼成分のＳｉ量が不足しており、芯部硬さが目標の範囲でないために、内部起点の疲労破壊が生じて、低サイクル疲労強度は目標未達であった。
【0100】
試験番号２１では、部品の鋼成分のＭｎ量が不足しており、芯部硬さが目標の範囲でないために、内部起点の疲労破壊が生じて、低サイクル疲労強度は目標未達であった。
【0101】
試験番号２２では、部品の鋼成分のＣｒ量が不足しており、芯部硬さが目標の範囲でないために、内部起点の疲労破壊が生じて、低サイクル疲労強度は目標未達であった。
【0102】
試験番号２３では、高周波焼入れ時の焼入れ温度が範囲外であり、焼入れ温度が低すぎて粒界Ｐ濃度が高いため、粒界強度が低下して、低サイクル疲労強度は目標未達であった。
【0103】
試験番号２４では、高周波焼入れ時の焼入れ温度が範囲外であり、焼入れ温度が低すぎて粒界Ｐ濃度が高いため、粒界強度が低下して、低サイクル疲労強度は目標未達であった。
【0104】
試験番号２５では、高周波焼入れ時の冷却速度が範囲外であり、冷却中に粒界Ｐ濃度が増加し、粒界強度が低下した結果、低サイクル疲労強度は目標未達であった。
【0105】
試験番号２６は、鋼ａ及び鋼ｃ～鋼ｚの１００回破断強度の基準試験片であり、試験番号２７は、鋼ｂの１００回破断強度の基準試験片である。試験番号２６、２７ともに、浸炭処理後、高周波焼入れを実施しなかった比較例である。
【0106】
ここで、同じ鋼ａ（鋼材Ｐ濃度：０．０１５％）を用いた試験番号１と試験番号２６を比較すると、高周波焼入れを適正条件下で実施した試験番号１では、粒界Ｐ濃度が十分に低減され、低サイクル疲労強度を大幅に向上できることが分かる。また、試験番号２と試験番号２７の場合も同様に、高周波焼入れを適正条件下で実施した試験番号２では、粒界Ｐ濃度が十分に低減され、低サイクル疲労強度を大幅に向上できることが分かる。また、鋼ｂは比較的低い鋼材Ｐ濃度である鋼種であるため、鋼ｂを用いた試験番号２７では、高周波焼入れ処理を施さなくとも、粒界Ｐ濃度はある程度は低下している。しかし、比較例高い鋼材Ｐ濃度である鋼ａを用いた試験番号１では、高Ｐ濃度であるにもかかわらず、本発明の高周波焼入れを適正条件下施すことにより、低Ｐ濃度の鋼ｂを用いた試験番号２７よりも粒界Ｐ濃度を低減できていることが分かる。すなわち、本発明によれば、素材のＰ量を過剰に低減する必要なく、熱処理条件の適正化を図ることによって、粒界Ｐ濃度を大幅に低減できる。
【0107】
また、試験番号２８～３１では、部品の鋼成分のＳｉ量、Ｍｎ量、Ｃｒ量またはＭｏ量が過剰であり、焼準後硬さが高いため、被削性および冷間加工性が低下した。鋼材として加工性に劣ると判断し、その後の試験を実施しなかった。
【産業上の利用可能性】
【0108】
前述したように、本発明の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品を用いれば、自動車用のディファレンシャルギヤやトランスミッションギヤなどの歯車を大幅に小型化、軽量化することができる。そしてその結果、自動車の燃費を高め、かつ、ＣＯ２排出量を削減することが可能となる。また、本実施形態の製造工程を用いることで、製鋼工程において極限まで鋼材Ｐ量を低減せずとも、粒界Ｐ濃度を低減することができるので、大幅なコスト削減となる。よって、本発明の効果は極めて顕著であり、本発明は、産業上の利用可能性が大きいものである。
【図1】
【図2A】
【図2B】