特開 2024-77551 真空浸炭用鋼および真空浸炭鋼部品

(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】P2024077551

(43)【公開日】2024-06-07

(54)【発明の名称】真空浸炭用鋼および真空浸炭鋼部品

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240531BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20240531BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20240531BHJP

   C21D 1/06 20060101ALI20240531BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301N

C22C38/38

C22C38/58

C21D1/06 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 2022189701

(22)【出願日】2022-11-28

(71)【出願人】

【識別番号】000180070

【氏名又は名称】山陽特殊製鋼株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100134131

【弁理士】

【氏名又は名称】横井 知理

(74)【代理人】

【識別番号】100185258

【弁理士】

【氏名又は名称】横井 宏理

(72)【発明者】

【氏名】栗田 俊

(72)【発明者】

【氏名】常陰 典正

(57)【要約】

【課題】粒界セメンタイトと異常粒成長を抑制し、また、低サイクル曲げ疲労強度に優れるエッジ部を含む形状を有する浸炭鋼部品の提供。
【解決手段】Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．７～１．２、Ｍｎ：０．９～３．０％、Ｃｒ：０．５０～１．５０％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．１００％、Ｎ：０．０１００～０．０３００％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物におけるＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下であって、式Ａ：０．１２≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．５０、
式Ｂ：０．１２＜［Ｎ］／［Ａｌ］＜０．７０、を満足する、真空浸炭用鋼。
【選択図】 図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

芯部の化学成分が質量％で、
Ｃ：０．１５～０．３０％
Ｓｉ：０．７～１．２
Ｍｎ：０．９～３．０％
Ｃｒ：０．５０～１．５０％
Ａｌ：０．０２０～０．０５０％
Ｎｂ：０．０２０～０．１００％
Ｎ：０．０１００～０．０３００％
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
不可避的不純物におけるＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下であって、
式Ａ：０．１２≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．５０、
式Ｂ：０．１２＜［Ｎ］／［Ａｌ］＜０．７０、
を満足する、真空浸炭用鋼。
ただし、式Ａ、式Ｂの［Ａｌ］［Ｎｂ］［Ｎ］には該当する化学成分の％の値を代入する。

【請求項2】

請求項１に記載の成分に加えて、選択的成分として、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下のいずれか１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物におけるＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下であって、
式Ａ：０．１２≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．５０、
式Ｂ：０．１２＜［Ｎ］／［Ａｌ］＜０．７０、
を満足する、真空浸炭用鋼。
ただし、式Ａ、式Ｂの［Ａｌ］［Ｎｂ］［Ｎ］には該当する化学成分の％の値を代入する。

【請求項3】

請求項１、２のいずれか１項に記載の鋼を用いた浸炭された状態の浸炭鋼部品であって、表面から深さ５．０ｍｍのビッカース硬さが２５０～４００Ｈｖを満足する、真空浸炭鋼部品。

【請求項4】

請求項１、２のいずれか１項に記載の鋼を用いた浸炭された状態の浸炭鋼部品であって、平坦部及びエッジ部を含み、前記平坦部において表面から深さ０．１ｍｍのビッカース硬さが７００Ｈｖ以上であり、前記エッジ部において表面から深さ０．１０ｍｍのビッカース硬さが６４０Ｈｖ以上を満足する、真空浸炭鋼部品。

【請求項5】

請求項１、２のいずれか１項に記載の鋼を用いた浸炭された状態の浸炭鋼部品であって、
平坦部及びエッジ部を含み、前記平坦部において表面から深さ０．１０ｍｍの領域において、セメンタイト分率が３％以下、前記エッジ部において表面から深さ０．１０ｍｍの領域において、セメンタイト分率が５％以下である真空浸炭鋼部品。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、真空浸炭に好適な粒界炭化物を低減した肌焼鋼である真空浸炭用鋼および真空浸炭鋼部品に関する。

【背景技術】

【0002】

自動車部品、たとえばギヤの形状に成形し、浸炭して製品とする場合、浸炭方法として、現状の一般法ではガス浸炭が用いられている。加えて、最近では真空浸炭も採用されることがある。真空浸炭とは、鋼を真空中で加熱し、これに浸炭性ガスを導入して浸炭させた後、再び真空中で拡散処理させる手順を含む処理である。

【0003】

現状の一般的な方法であるガス浸炭に比して、真空浸炭には以下の利点がある。
１） 真空中で処理を行うため鋼材表面に粒界酸化層がみられず、各種強度の低減を回避することができる。
２） 高温での浸炭処理が可能なため、迅速な浸炭が可能である。

【0004】

もっとも、真空浸炭を用いて浸炭部品を製造すると、部品のエッジ部の炭素濃度が平坦部に比して高くなりやすい。すると、必要以上の高濃度で炭素が含有されてしまうため、浸炭部品のエッジ部は過剰浸炭となりやすい。過剰浸炭された部位の焼入れ組織には粗大なセメンタイトや残留オーステナイトが形成しやすく、曲げ疲労強度や硬度が不十分となる場合がある。また、高温で実施される真空浸炭によって製造される浸炭部品は、浸炭層、特に最表面で結晶粒の粗大化が生じやすいものとなる。この粗大粒は曲げ疲労強度を低下させることがある。

【0005】

さて、これまでにも、真空浸炭で浸炭された浸炭部品等に関して、たとえば以下のような提案がなされている。

【0006】

質量％で、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：０．３～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．３～１．０％、Ａｌ：０．２０％以下およびＮ：０．０５％以下を含有し、残部が不可避な不純物およびＦｅからなり、［Ｓｉ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｃｕ％］－［Ｃｒ％］＞０．５の条件を満たす合金組成を有する浸炭用鋼を部品形状に成形し、真空浸炭により浸炭して得た浸炭部品が提案されている（特許文献１参照。）

【0007】

また、芯部が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．１６～１．４０％、Ｍｎ：１．４０～３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０６０％以下、Ｃｒ：０．０１～０．２９％、Ａｌ：０．０１０～０．３００％およびＮ：０．００３～０．０３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、表面が平坦部３とエッジ部とを有し、前期平坦部３の表面から深さ０．０５ｍｍ位置までの平坦部表層領域の炭素濃度が０．７０％以上０．８９％以下であり、前記エッジ部の表面から０．０５ｍｍの位置までのエッジ部表層領域の炭素濃度が１．２０％以下であり、粒界酸化層深さが１μｍ以下であり、前記芯部のビッカース硬さが２６０以上である浸炭部品が提案されている。（特許文献２参照。）

【0008】

また、他にも、Ｃ：０．１０～０．３５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｃｒ：１．１０～２．００％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０５％およびＮ：０．０３０％以下を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有し、表面から深さ０．０５ｍｍ位置におけるセメンタイト分率が５％以下、表面からの深さ０．０５ｍｍ位置における硬度がＨＶ６４０以上、表面からの深さ０．０５ｍｍ位置におけるオーステナイト粒径が粒度５番以上、および、表面からの深さ０．１０ｍｍ位置における硬度がＨＶ６５０以上である浸炭鋼が提案されている（特許文献３参照。）。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0009】

【特許文献1】特開２００７－２９１４８６号公報

【特許文献2】特開２０１６－１９１１５１号公報

【特許文献3】特開２０２２－５５３０８号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0010】

もっとも特許文献１～３ではピンニング粒子を形成する成分が考慮されておらず、特許文献１，２では異常粒成長の有無が評価されていないなど、品質にバラツキが生じえなかった。また、特許文献３では平坦部に比して過剰浸炭となるエッジ部の強度が考慮されていないなど十分とはいえなかった。

【0011】

そこで、本発明が解決しようとする課題は、エッジ部で粗大なセメンタイトが発生しやすい真空浸炭において、粗大なセメンタイトと異常粒成長の発生を抑制し、また、低サイクル曲げ疲労強度に優れる肌焼鋼とこれを用いた浸炭鋼部品を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0012】

そこで、発明者らは鋭意検討の結果、化学成分を規定し、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎを適正化することによって異常粒成長を抑制しうる真空浸炭用鋼を得ることができ、また、真空浸炭処理することによって、平坦部における０．１０ｍｍ深さまでのセメンタイト分率が３％以下、エッジ部における０．１０ｍｍ深さまでのセメンタイト分率が５％以下の浸炭鋼部品が得られることを見出した。

【0013】

そして、課題を解決するための第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．７０～１．２０％、Ｍｎ：０．９０～３．００％、Ｃｒ：０．５０～１．５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．１００％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎ：０．０１００～０．０３００％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物におけるＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下であって、式Ａ：０．１２≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．５０、式Ｂ：０．１２＜［Ｎ］／［Ａｌ］＜０．７０、を満足する、真空浸炭用鋼である。
ただし、式Ａ、式Ｂの［Ａｌ］［Ｎｂ］［Ｎ］には該当する化学成分の％の値を代入する。

【0014】

その第２の手段は、第１の手段に記載の成分に加えて、選択的成分として、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下のいずれか１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物におけるＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下であって、式Ａ：０．１２≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．５０、式Ｂ：０．１２＜［Ｎ］／［Ａｌ］＜０．７０、
を満足する、真空浸炭用鋼である。
ただし、式Ａ、式Ｂの［Ａｌ］［Ｎｂ］［Ｎ］には該当する化学成分の％の値を代入する。

【0015】

その第３の手段は、第１又は第２の手段に記載の鋼を用いた浸炭された状態の浸炭鋼部品であって、その表面から深さ５．０ｍｍにおける硬度が２５０～４００Ｈｖである浸炭鋼部品である。

【0016】

その第４の手段は、第１～第３のいずれか１の手段に記載の鋼を用いた浸炭された状態の浸炭鋼部品であって、平坦部およびエッジ部を含み、前期平坦部において表面から深さ０．１０ｍｍにおける硬度が７００Ｈｖ以上であり、前記エッジ部において表面から深さ０．１０ｍｍのビッカース硬さが６４０Ｈｖ以上を満足する浸炭鋼部品である。

【0017】

その第５の手段は、第１～第４のいずれか１の手段に記載の鋼を用いた浸炭された状態の浸炭鋼部品であって、平坦部およびエッジ部を含み、前期平坦部において表面から深さ０．１０ｍｍの領域において、セメンタイト分率が３％以下であり、前記エッジ部において表面から深さ０．１０ｍｍの領域において、セメンタイト分率が５％以下である浸炭鋼部品である。

【発明の効果】

【0018】

本発明の鋼を用いて、１０００℃以下で真空浸炭した浸炭鋼部品は、平坦部およびエッジ部の浸炭層表面に生じる異常粒成長を抑制し、粒界セメンタイトを平坦部において３％以下、エッジ部において５％以下に抑制しうるものとなっている。また、本発明の鋼を用いた浸炭鋼部品は、５００サイクル強度で荷重１７ｋＮ以上と優れた低サイクル曲げ疲労強度を有する。

【図面の簡単な説明】

【0019】

【図1】エッジ部と平坦部の一例を示した浸炭部品の摸式図である。

【図2】（ａ）低サイクル疲労試験片を示した模式図である。（ｂ）は正面視からの寸法を示す図である。（ｃ）はＸで示す切欠きの部分の寸法詳細を示した図である。

【図3】エッジ部の断面における硬さ測定位置を説明するための説明図である。

【図4】低サイクル疲労試験の方法を示した図である。

【発明を実施するための形態】

【0020】

本発明の実施の形態の説明に先立って、本発明の真空浸炭用肌焼鋼の化学成分及び式Ａ及び式Ｂについて規定する理由を説明する。なお化学成分の％は質量％である。

【0021】

Ｃ：０．１５～０．３０％、
Ｃは、素材硬さを上昇させる成分である。Ｃが０．１５％未満であると、浸炭後の芯部硬さが低下し、強度が不足することとなる。他方、Ｃが過多になると、素材硬さが上昇しすぎて、加工性が低下するだけでなく、焼割れが発生しやすくなる。焼割れが発生すると疲労特性が不足することとなる。この観点から、Ｃは０．３０％以下とする。

【0022】

Ｓｉ：０．７０～１．２０％、
Ｓｉは浸炭鋼部品のエッジ部の過剰浸炭を抑制する成分である。Ｓｉが不足すると上記効果は得られないので、Ｓｉは０．７０％以上必要となる。他方、Ｓｉが過剰であると、芯部に軟質なフェライトが生成し、疲労強度が不足する。そこで、Ｓｉは１．２０％以下とする。

【0023】

Ｍｎ：０．９０～３．００％、
Ｍｎは焼入れ性の向上に有用な成分である。そこでＭｎは０．９０％以上とする。他方、Ｍｎが過多になると、熱間加工後の強度が高くなりすぎて、機械加工性が低下する。そこで、Ｍｎは３．００％以下とする。好ましくはＭｎは１．５０％以下である。

【0024】

Ｃｒ：０．５０～１．５０％、
Ｃｒは焼入れ性と素材硬さの向上に有用であり、疲労強度を高める成分である。そこで、Ｃｒは０．５０％以上とする。他方、Ｃｒが過多であると、浸炭部品のエッジ部において過剰浸炭が発生しやすくなる。そこで、Ｃｒは１．５０％以下とする。

【0025】

Ｎｂ：０．０２０～０．１００％、
Ｎｂは微細な炭窒化物を生成させ、結晶粒の粗大化を抑制に有用な成分である。Ｎｂが過少であると、微細な炭窒化物に不足し、結晶粒粗大化抑制の効果が小さいものとなるので、疲労強度に不足するものとなりやすい。そこで、Ｎｂは０．０２０％以上とする。他方、Ｎｂが過多であると、炭窒化物の量が過剰となり、加工性が低下することとなる。そこで、Ｎｂは０．１００％以下とする。好ましくはＮｂは０．０８０％以下である。

【0026】

Ａｌ：０．０２０～０．０５０％
Ａｌは脱酸材として有用な成分であり、また微細な窒化物を生成することで結晶粒の粗大化を抑制する成分である。Ａｌが過少であると、微細な窒化物が不足し、結晶粒が粗大化しやすくなるので、疲労特性が不足することとなる。そこでＡｌは０．０２０％以上とする。他方、Ａｌが過多であると、アルミナ系酸化物が増加し、疲労特性や加工性が低下することとなる。そこで、Ａｌは０．０５０％以下とする。

【0027】

Ｎ：０．０１００～０．０３００％、
Ｎは微細な炭窒化物を生成し結晶粒の粗大化抑制に有用な成分である。Ｎが過少であると、微細な炭窒化物が不足することとなり、結晶粒が粗大化しやすくなるので、疲労特性が不足しやすくなる。そこで、Ｎは０．００４０％以上とする。Ｎが過多であると、粗大な炭窒化物が形成されることとなり、疲労特性が不足し、また加工性も低下しやすくなる。そこで、Ｎは０．０３００％以下とする。好ましくはＮは０．０２５０％以下である。

【0028】

残部はＦｅ及び不可避的不純物である。そこで、次に鋼中に不可避的不純物として含有されるＰ、Ｓ、Ｃｕの上限を規定する理由を説明する。

【0029】

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不可避的不純物として鋼中に含有されることがあるが、Ｐが過多であると、粒界偏析により疲労特性が不足する。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。

【0030】

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは不可避的不純物として鋼中に含有されることがあるが、Ｓが過多であると、ＭｎＳの形成によって疲労強度が不足することとなる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。

【0031】

Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは不可避的不純物として鋼中に含有されることがあるが、Ｃｕが過多であると、熱間加工性が低下する。そこで、Ｃｕは０．３０％以下とする。

【0032】

式Ａ：０．１２≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．５０、
式Ａの値は、３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］で求められる。［Ａｌ］［Ｎｂ］には、該当する化学成分の％の値を代入する。式Ａは、疲労特性に関わる指標である。
式Ａの値が、０．１２を下回ると、ピンニング粒子が不足し、結晶粒が粗大化することから、疲労特性が不足することとなる。他方、式Ａの値が０．５０を超えると、炭窒化物の量が過剰となるので、加工性が低下することとなる。
そこで、式Ａは、０．１２≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．５０とする。好ましくは、式Ａは、０．１５≦３［Ａｌ］＋４［Ｎｂ］≦０．４５である。

【0033】

式Ｂ：０．１２＜［Ｎ］／［Ａｌ］＜０．７０、
式Ｂの値は、［Ｎ］／［Ａｌ］で求まる。［Ｎ］［Ａｌ］には、該当する化学成分の％の値が代入される。式Ｂは、疲労特性に関わる指標である。
Ｎに対するＡｌの比率が増すことによって、ＡｌＮが粗大化することとなると、ピン止め力が低下することとなるので、疲労特性が不足することとなる。他方、Ｎに対するＡｌの比率が低くなりすぎると、微細な窒化物が不足することとなって、結晶粒が粗大化することとなるので、疲労特性が不足することとなる。
そこで、式Ｂは、０．１２＜［Ｎ］／［Ａｌ］＜０．７０とする。

【0034】

次に本発明における選択的付加的に添加しうる成分について規定する理由を説明する。
本発明の鋼成分として、以下に規定する範囲で、ＮｉまたはＭｏを１種類又は２種を添加することができる。

【0035】

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは素材硬さを上昇させる成分である。過剰に添加するとコストが上昇し、素材硬さの上昇に伴い加工性が低下してしまう。そこで、Ｎｉを添加する場合は、１．０％以下とする。

【0036】

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは素材硬さを上昇させる成分である。過剰に添加するとコストが上昇し、素材硬さの上昇に伴い加工性が低下してしまう。そこで、Ｍｏを添加する場合は、１．０％以下とする。

【0037】

表面から深さ５．０ｍｍにおける硬度：２５０～４００Ｈｖ
浸炭鋼部品の内部の硬度が低すぎると、疲労強度が低いものとなる。他方、浸炭鋼部品の内部の硬度が高すぎても、疲労強度が低くなってしまうこととなる。そこで、浸炭された状態において、鋼表面から深さ５．０ｍｍにおける硬度がビッカース硬さで２５０～４００Ｈｖとする。

【0038】

次いで表面から深さ５．０ｍｍにおける硬度、平坦部およびエッジ部を含む浸炭鋼部品の平坦部において表面から深さ０．１０ｍｍにおける硬度、平坦部およびエッジ部を含む浸炭鋼部品の平坦部において表面から深さ０．１０ｍｍの領域におけるセメンタイト分率について説明する。

【0039】

平坦部およびエッジ部を含む浸炭鋼部品の平坦部において表面から深さ０．１０ｍｍにおける硬度：７００Ｈｖ以上
平坦部およびエッジ部を含む浸炭鋼部品のエッジ部において表面から深さ０．１０ｍｍのビッカース硬さ：６４０Ｈｖ以上
浸炭鋼部品の表面の硬度が低すぎると、疲労強度が得られない。そこで、浸炭層である平坦部の表面から深さ０．１０ｍｍの位置、過剰浸炭が生じやすく、粗大炭化物や残留オーステナイトが生成しやすいエッジ部の表面から深さ０．１０ｍｍの位置においても硬度が高いことが望ましい。そこで、平坦部の表面から深さ０．１０ｍｍにおける硬度は７００Ｈｖ以上である。また、エッジ部の表面から深さ０．１０ｍｍの位置における硬度は６００Ｈｖ以上であり、より好ましくは６４０Ｈｖ以上である。

【0040】

平坦部およびエッジ部を含む浸炭鋼部品の平坦部において表面から深さ０．１０ｍｍの領域におけるセメンタイト分率：３％以下
平坦部およびエッジ部を含む浸炭鋼部品のエッジ部において表面から深さ０．１０ｍｍの領域におけるセメンタイト分率：５％以下
浸炭鋼部品の表面にセメンタイトが存在すると、疲労強度が不足し、早期破壊を招く要因となる。そこで、浸炭層である平坦部の表面から深さ０．１０ｍｍの位置、過剰浸炭が生じやすく、粗大炭化物が生成しやすいエッジ部の表面から深さ０．１０ｍｍの位置においてもセメンタイト分率が低いことが望ましい。そこで、平坦部の表面から深さ０．１０ｍｍにおけるセメンタイト分率は３％以下である。より好ましくは２．０％以下であり、さらに好ましくは１．０％以下である。また、エッジ部の表面から深さ０．１０ｍｍの位置におけるセメンタイト分率は５％以下であり、より好ましくは４％以下であり、さらに好ましくは３．５％以下である。

【0041】

なお、本発明でいうエッジ部とは、部品における稜線の近傍のことであり、たとえば図１の歯車を例にとると、符号２で示される稜線の部分である。他方、平坦部とは、部品における平面の部位のことであり、図１における符号３で示される部分などである。平坦部では、浸炭ガスが表面の１方向から拡散してくることとなるが、エッジ部では、複数の方向から浸炭ガスが拡散してくることから平坦部よりも浸炭が進みやすい。

【0042】

表１の発明鋼Ｎｏ．１～９及び比較鋼Ｎｏ．１～８に記載の化学成分と残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼について、それぞれ１００ｋｇを真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）で溶製して鋼塊を得た。その後、１２５０℃でφ３２の丸棒に鍛伸し、９２５℃で１時間保持してから空冷する焼ならしを実施した。

【0043】

【表1】

【0044】

作製された各試験片について、真空浸炭炉にて、９５０℃もしくは１０００℃で、以下の条件で浸炭処理を実施した後、それらのミクロ組織のセメンタイト分率を評価した。

【0045】

＜９５０℃浸炭＞
９５０℃にて４０分間均熱した後、９５０℃で５５分間浸炭処理（アセチレンガス雰囲気で圧力１５０Ｐａ）をした。その後、９５０℃で真空（５Ｐａ以下）で１００分間拡散処理をした。その後、８８０℃に４０分間保持した後に焼入れし、さらに１８０℃で１．５時間の焼戻し処理をした。

【0046】

＜１０００℃浸炭＞
１０００℃に４０分間均熱した後、１０００℃で２５分間浸炭処理（アセチレンガス雰囲気で圧力１５０Ｐａ）をした。その後、１０００℃で真空（５Ｐａ以下）で６５分間拡散処理をした。その後、８８０℃に４０分間保持した後に焼入れし、さらに１８０℃で１．５時間の焼戻し処理をした。

【0047】

浸炭された試験片（図２）について、ミクロ組織観察（セメンタイト分率、結晶粒観察）、浸炭後硬さ（ビッカース硬さ試験）、低サイクル疲労試験を行なって評価した。結果を表２に示す。

【0048】

【表2】

【0049】

（１）浸炭後硬さ（表面から０．１０ｍｍ、表面から５．０ｍｍ深さ）
試験片の圧延方向と垂直に切断し、切断面を平面研削後、表面から所定の深さの位置、すなわち０．１０ｍｍ、５．０ｍｍなどの位置で、それぞれＪＩＳ Ｚ ２２４４（２０２０）に準拠してビッカース硬度計にて測定した（荷重３００ｇｆ）。エッジ部の硬さは切欠底の稜線上の点６を通り、長手方向と垂直な面５上の頂点６において、測定面を変えて計５か所測定した。

【0050】

（２）ミクロ組織
試験片の中心を通り、圧延方向と平行に切断し、研磨、ピクラール腐食、ピクリン酸腐食を行った。その後、光学顕微鏡を用いて、表面から０．１０ｍｍ位置までを観察する（観察の視野は平坦部では０．１０×１０ｍｍ、エッジ部では表面から深さ０．１０ｍｍまでの範囲を５視野観察した）。

【0051】

異常粒成長の評価としては混粒の有無で確認した。ピクリン酸腐食を行った後、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で任意に１０視野を観察した。観察した範囲内で、他の領域に比べ粒度番号で３以上大きく粒成長した領域が２０％以上存在する場合には「混粒」であり、異常粒成長が「有」であると判断した。粒度番号の判定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０２０）の基準に準じた方法で行った。

【0052】

（３）低サイクル疲労試験
４点曲げ疲労試験は図２の試験片を支点間の距離は８０ｍｍで、支点間の中心にノッチが配置されるように疲労試験片をセットした。荷重点間の距離は２０ｍｍであり、荷重点の中心が支点間の中心と同じになるようにした（図４参照）。このように支持した疲労試験片により、試験周波数１Ｈｚの正弦波、応力比０．１の片振りで荷重番号を荷重制御で与えた４点曲げ疲労試験を行った。本試験は１０² ～１０⁴サイクル間で試験片が破断する試験荷重にて実施し、縦軸：試験荷重、横軸：サイクル数としたグラフの試験結果に内挿して求まる５００サイクル強度を低サイクル曲げ疲労強度とした。低サイクル曲げ疲労強度を表２に示す。

【0053】

なお、図２の試験片において、切欠部の端点６と試験片の稜線７はエッジ部にあたり、切欠底８と面９は平坦部に該当する。

【0054】

本発明にかかる発明鋼Ｎｏ．１～９の鋼を１０００℃以下で真空浸炭した浸炭鋼部品は、表面からの深さ５．０ｍｍのビッカース硬さが２５０～４００Ｈｖ、平坦部において表面から深さ０．１ｍｍのビッカース硬さが７００Ｈｖ以上であり、前記エッジ部において表面から深さ０．１０ｍｍのビッカース硬さが６４０Ｈｖ以上を満足しており、平坦部およびエッジ部の浸炭層表面に生じる異常粒成長を抑制し、粒界セメンタイトを平坦部において３％以下、エッジ部において５％以下に抑制しうるものとなっている。また、本発明の鋼を用いた浸炭鋼部品は、５００サイクル強度で荷重１７ｋＮ以上と優れた低サイクル曲げ疲労強度を確保できている。そこで、これら発明鋼を真空浸炭することで、異常粒成長、セメンタイトを抑制し、低サイクル曲げ疲労強度に優れる浸炭鋼部品を得ることができる。

【0055】

比較鋼１は、ＣｒやＮｂが過少であり、式Ａの値が外れている。そこで、異常粒成長が生じやすくなり、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。
比較鋼２は、ＡｌやＮｂが過多であり、式Ａの値が外れている。そこで、ＡｌＮが粗大化することとなると、ピン止め力が低下し、異常粒成長が生じやすくなり、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。
比較鋼３は、Ｎが過少であり、式Ｂの値が外れている。そこで、微細な炭窒化物が不足し、異常粒成長が生じやすくなり、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。
比較鋼４は、Ａｌが過少であり、式Ｂの値が外れている。そこで、ＡｌＮが不足し、異常粒成長が生じやすくなり、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。
比較鋼５は、ＣやＭｎが過少であり、内部の硬さが不足しているので、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。
比較例６は、ＣやＳｉが過多で、内部が硬くなりすぎているので、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。
比較例７は、Ｃｒが過多でＳｉが過少であり、平坦部とエッジ部においてセメンタイトの析出が過多となっているほか、エッジ部硬さが不足しているので、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。
比較例８は、ＣやＣｒが過多でＳｉが過少であり、平坦部とエッジ部においてセメンタイトの析出が過多となっているほか、エッジ部硬さが不足しているので、低サイクル曲げ疲労強度が低下している。

【符号の説明】

【0056】

１ 歯車の歯
２ エッジ部
３ 平坦部
４ 切欠底断面
５ 頂点
６ 硬さ測定位置
７ 荷重方向
８ 試験片
Ｘ 切欠

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】