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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-11-12
(45)【発行日】2024-11-20
(54)【発明の名称】浸炭用鋼、浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241113BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241113BHJP
C23C 8/22 20060101ALI20241113BHJP
C21D 1/06 20060101ALI20241113BHJP
C21D 9/32 20060101ALN20241113BHJP
C21D 9/28 20060101ALN20241113BHJP
C21D 8/06 20060101ALN20241113BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301N
C22C38/00 302A
C22C38/60
C23C8/22
C21D1/06 A
C21D9/32 A
C21D9/28 A
C21D8/06 A
【請求項の数】
3
(21)【出願番号】P 2020204375
(22)【出願日】2020-12-09
(65)【公開番号】P2022091501
(43)【公開日】2022-06-21
【審査請求日】2023-08-21
(73)【特許権者】
【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】110001519
【氏名又は名称】弁理士法人太陽国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】祐谷 将人
(72)【発明者】
【氏名】堀本 雅之
【審査官】田口 裕健
(56)【参考文献】
【文献】特開昭６２－１９６３６０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開昭６２－１９６３２２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０２１－１５５８２１（ＪＰ，Ａ）
【文献】中国特許出願公開第１０４２９４１７８（ＣＮ，Ａ）
【文献】特開２００３－１９３１２８（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２３Ｃ ８／２０－ ８／２２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ ：０．０６～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．９０％、
Ｍｎ：３．５１～６．００％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０３～１．４９％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｎ ：０．００３０～０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す下記指標Ｍｓが３０℃以上であり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％であり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置の硬さが６３０ＨＶ以上である浸炭鋼部品。
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項2】
質量％で、Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｍｏ：０．２５％、
Ｖ ：０．１５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下および
Ｂ ：０．００５％以下、
の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の浸炭鋼部品。
【請求項3】
請求項１又は請求項２に記載の浸炭鋼部品の製造方法であって、浸炭用鋼に対して、熱間鍛造による成型工程、６５０～７５０℃で３０～６４０分の軟質化熱処理工程、及び切削加工工程を順次施して、鋼部品を得て、
前記浸炭鋼部品の表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％になるように、前記鋼部品を浸炭処理した後、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの冷却速度０．０１～２℃／ｓで冷却する浸炭鋼部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、浸炭用鋼、浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車、船舶、産業機械等に用いられる、ギヤ、シャフト、およびプーリー（ＣＶＴ（Continuously Variable Transmission）に用いられるプーリー）等の機械部品は、高い曲げ疲労強度、およびピッチング強度が求められるため、浸炭焼入れが施された低合金鋼が使用されている。
浸炭焼入れは、他の表面硬化熱処理である高周波焼入れと比べると表層の硬さが高く、軟窒化と比べると深い硬化層を形成させることができるため、効果的に疲労特性を向上させることができる。
浸炭焼入れは、他の表面硬化熱処理である高周波焼入れと比べると表層の硬さが高く、軟窒化と比べると深い硬化層を形成させることができるため、効果的に疲労特性を向上させることができる。
【0003】
一方で、鋼全体をオーステナイト域から焼入れてマルテンサイト変態させるために、部品がひずみ、変形するという欠点もある。これらの変形は、部品の疲労特性および組み立て精度を劣化させる場合がある。変形による悪影響を低減するために仕上げ加工を行うと、製造コストの増大につながる。
【0004】
浸炭時の変形による悪影響を低減する手段として、一定の変形が生じることを前提として部品を設計する手法がある。一定の変形が生じることを前提とした部品設計を行うためには、変形量が常に一定となるように、ばらつきを低減する必要がある。そこで、機械部品の浸炭時の変形量のばらつきを低減させるための種々の技術が開示されている。
【0005】
例えば、特許文献１には、鋼材の焼入れ性が変形量と、変形量のばらつきと相関が有ることを見出し、合金元素量を最適化することで、変形を低位に安定させる技術が開示されている。
特許文献２には、連続鋳造時の電磁撹拌条件を最適化することで、等軸晶率とＣ濃度のばらつきを低減することで、中空部品に成型後に浸炭した際の変形量を一定とする技術が開示されている。
特許文献２には、連続鋳造時の電磁撹拌条件を最適化することで、等軸晶率とＣ濃度のばらつきを低減することで、中空部品に成型後に浸炭した際の変形量を一定とする技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】特開平２－２７７７４４号公報
【文献】特開２００３－３２０４３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
特許文献１に記載の技術は、鋼材の焼入れ性を一定の範囲内に収めることで変形を低位に安定化させるというものであるが、その効果は主に変形量を低減することである。特許文献１において、発明例の変形量のばらつきは、クロム鋼（ＳＣｒ４２０）を用いた比較例のばらつきと同程度であることから、変形量のばらつきを低減する効果は小さい。
【0008】
また、特許文献２に記載の技術は、連続鋳造時の電磁撹拌条件を最適化することで、中空の軸状部品に成型後に浸炭した際の変形量を一定とすることができる。しかし、部品の形状の制約があり、中空の軸状以外の形状の部品の変形量を一定にすることについては言及されていない。
【0009】
また、浸炭用鋼は、浸炭処理前に、目的とする形状の浸炭鋼部品を得る目的で切削加工が施される。そのため、浸炭用鋼は、被削性を高めて、通常の加工設備で切削加工が可能となるように、軟質化熱処理により十分に硬さが低下することが要求される。
【0010】
そこで、本発明の課題は、軟質化熱処理後に十分に硬さが低下し、かつ浸炭処理後の浸炭鋼部品の変形量のばらつきを低減させ、その効果を複雑な形状の部品であっても発揮する浸炭用鋼、それを用いた浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0011】
課題を解決するための手段は、次の態様を含む。
＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．０６～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．９０％、
Ｍｎ：３．５１～６．００％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０３～１．４９％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｎ ：０．００３０～０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
浸炭処理した場合、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す下記指標Ｍｓが３０℃以上である浸炭用鋼。
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
＜２＞
質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｖ ：０．１５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下および
Ｂ ：０．００５％以下、
の１種または２種以上を含有する＜１＞に記載の浸炭用鋼。
＜３＞
質量％で、
Ｃ ：０．０６～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．９０％、
Ｍｎ：３．５１～６．００％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０３～１．４９％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｎ ：０．００３０～０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す下記指標Ｍｓが３０℃以上であり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％であり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置の硬さが６３０ＨＶ以上である浸炭鋼部品。
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
＜４＞
質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｍｏ：０．２５％、
Ｖ ：０．１５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下および
Ｂ ：０．００５％以下、
の１種または２種以上を含有する＜３＞に記載の浸炭鋼部品。
＜５＞
＜３＞又は＜４＞に記載の浸炭鋼部品の製造方法であって、
浸炭用鋼に対して、熱間鍛造による成型工程、６５０～７５０℃で３０～６４０分の軟質化熱処理工程、及び切削加工工程を順次施して、鋼部品を得て、
前記浸炭鋼部品の表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％になるように、前記鋼部品を浸炭処理した後、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの冷却速度０．０１～２℃／ｓで冷却する浸炭鋼部品の製造方法。
＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．０６～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．９０％、
Ｍｎ：３．５１～６．００％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０３～１．４９％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｎ ：０．００３０～０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
浸炭処理した場合、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す下記指標Ｍｓが３０℃以上である浸炭用鋼。
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
＜２＞
質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｍｏ：０．２５％以下、
Ｖ ：０．１５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下および
Ｂ ：０．００５％以下、
の１種または２種以上を含有する＜１＞に記載の浸炭用鋼。
＜３＞
質量％で、
Ｃ ：０．０６～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．９０％、
Ｍｎ：３．５１～６．００％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０３～１．４９％、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｎ ：０．００３０～０．０２５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す下記指標Ｍｓが３０℃以上であり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％であり、
浸炭された表面から深さ２５μｍ位置の硬さが６３０ＨＶ以上である浸炭鋼部品。
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
＜４＞
質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｍｏ：０．２５％、
Ｖ ：０．１５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下および
Ｂ ：０．００５％以下、
の１種または２種以上を含有する＜３＞に記載の浸炭鋼部品。
＜５＞
＜３＞又は＜４＞に記載の浸炭鋼部品の製造方法であって、
浸炭用鋼に対して、熱間鍛造による成型工程、６５０～７５０℃で３０～６４０分の軟質化熱処理工程、及び切削加工工程を順次施して、鋼部品を得て、
前記浸炭鋼部品の表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％になるように、前記鋼部品を浸炭処理した後、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの冷却速度０．０１～２℃／ｓで冷却する浸炭鋼部品の製造方法。
【発明の効果】
【0012】
本発明によれば，軟質化熱処理後に十分に硬さが低下し、かつ浸炭処理後の浸炭鋼部品の変形量のばらつきを低減させ、その効果を複雑な形状の部品であっても発揮する浸炭用鋼、それを用いた浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【発明を実施するための形態】
【0014】
以下、本発明の一例である実施形態について詳しく説明する。
各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。
「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
「～」の前後に記載される数値に「超え」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。
「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
「～」の前後に記載される数値に「超え」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
【0015】
＜浸炭用鋼＞
本実施形態に係る浸炭用鋼（以下、単に「浸炭用鋼」とも称する）は、所定の化学成分を有し、浸炭処理した場合、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す下記指標Ｍｓが３０℃以上である浸炭用鋼である。
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
本実施形態に係る浸炭用鋼（以下、単に「浸炭用鋼」とも称する）は、所定の化学成分を有し、浸炭処理した場合、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す下記指標Ｍｓが３０℃以上である浸炭用鋼である。
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
【0016】
本実施形態に係る浸炭用鋼は、軟質化熱処理後に十分に硬さが低下し、かつ浸炭処理後の浸炭鋼部品の変形量のばらつきを低減させ、その効果を複雑な形状の部品であっても発揮することができる。
本実施形態に係わる浸炭用鋼は、次の知見により見出された。
本実施形態に係わる浸炭用鋼は、次の知見により見出された。
【0017】
本発明者らは、鋼の化学成分と、浸炭処理後の冷却条件を種々に変更し、浸炭処理後の変形量のばらつきに差が生じる条件について調査した。その結果、下記（ａ）及び（ｂ）の知見を得た。
（ａ）鋼部品の形状が複雑なほど、変形は大きくなりやすい。この原因は、複雑な形状の部品では、部位ごとの冷速の差が大きくなるためである。
（ｂ）冷速の差が生じる大きな原因のひとつは、鋼部品を浸炭処理後に冷却する際に部品ごとの冷却速度がばらつくことである。このばらつきは、浸炭後に油中へと焼入れる場合には油の沸騰状態が位置によって異なることに起因し、ヘリウム、窒素等の高圧ガスで急冷する場合には、ノズルと各部品との位置関係が一定でないことに起因する。
（ａ）鋼部品の形状が複雑なほど、変形は大きくなりやすい。この原因は、複雑な形状の部品では、部位ごとの冷速の差が大きくなるためである。
（ｂ）冷速の差が生じる大きな原因のひとつは、鋼部品を浸炭処理後に冷却する際に部品ごとの冷却速度がばらつくことである。このばらつきは、浸炭後に油中へと焼入れる場合には油の沸騰状態が位置によって異なることに起因し、ヘリウム、窒素等の高圧ガスで急冷する場合には、ノズルと各部品との位置関係が一定でないことに起因する。
【0018】
上記の知見に基づき、本発明者らは、浸炭温度からの冷却を、従来の油冷やガス冷却ではなく、真空中、大気中、または雰囲気ガス中で、大気中の放冷、または大気中のファン風冷相当の冷速で行うことで、部品内の温度差を小さくすることで変形を抑制できると考えた。以降では、一般的な浸炭処理で行われる油冷、高圧ガスによる冷却、またはそれらと同等以上の速度で冷却を行う処理を急冷と記載し、大気中の放冷、大気中のファン風冷、またはそれらと同等以下の速度で冷却を行う処理を緩冷と記載する。そこで、浸炭処理後の冷却を緩冷としてもマルテンサイト変態が生じるように合金成分量を増加させた鋼を用いて、これらの鋼を浸炭鋼部品として適用するための条件についてさらに検討した。その結果、下記（ｃ）及び（ｄ）の知見を得た。
（ｃ）多量のＭｎを加えることで、浸炭相当の温度からの冷却を緩冷としてもマルテンサイト変態を生じさせることができることが知られている。ところが、このような鋼を熱間鍛造とそれに続く切削加工により成形しようとすると、熱間鍛造後の組織がマルテンサイトになるため、被削性が劣化する。
（ｄ）熱間鍛造後の組織を軟質化するためには、熱間鍛造後に、フェライト域での軟質化熱処理を施せばよい。ただし、鋼材成分や軟質化熱処理条件によっては、その後に真空浸炭した後の浸炭層の硬さがばらつくことがある。
（ｅ）真空浸炭時の硬さのばらつきは、軟質化熱処理中にセメンタイトへ合金元素が濃化することで安定化し、その後の真空浸炭中に完全に溶け切らないことによる。軟質化熱処理中のセメンタイトの安定化を抑制するためには、炭化物形成能の大きな合金元素の含有量を適切に制御する必要がある。
（ｃ）多量のＭｎを加えることで、浸炭相当の温度からの冷却を緩冷としてもマルテンサイト変態を生じさせることができることが知られている。ところが、このような鋼を熱間鍛造とそれに続く切削加工により成形しようとすると、熱間鍛造後の組織がマルテンサイトになるため、被削性が劣化する。
（ｄ）熱間鍛造後の組織を軟質化するためには、熱間鍛造後に、フェライト域での軟質化熱処理を施せばよい。ただし、鋼材成分や軟質化熱処理条件によっては、その後に真空浸炭した後の浸炭層の硬さがばらつくことがある。
（ｅ）真空浸炭時の硬さのばらつきは、軟質化熱処理中にセメンタイトへ合金元素が濃化することで安定化し、その後の真空浸炭中に完全に溶け切らないことによる。軟質化熱処理中のセメンタイトの安定化を抑制するためには、炭化物形成能の大きな合金元素の含有量を適切に制御する必要がある。
【0019】
加えて、Ｍｎ量を増やし、Ｃｒ量を低減することで、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが十分に低下し、被削性を高めることができる。
【0020】
以上の知見により、本実施形態に係る浸炭用鋼は、軟質化熱処理後に十分に硬さが低下し、かつ浸炭処理後の浸炭鋼部品の変形量のばらつきを低減させ、その効果を複雑な形状の部品であっても発揮することができることが見出された。
また、本実施形態に係る浸炭用鋼は、浸炭処理後の浸炭鋼部品の変形量のばらつきを大きく低減できるため、一定量の変形を前提とした設計を行うことで、完成品の寸法精度を高めたり、仕上げ加工を省略したりできる。
加えて、本実施形態に係る浸炭用鋼は、軟質化熱処理後に十分に硬さが低下するため、被削性が高く、得られる浸炭鋼部品の形状自由度が向上する。
そして、本実施形態に係る浸炭用鋼から得られる浸炭鋼部品は、自動車、産業機械および建設機械などの機械部品として用いるのに好適となる。
また、本実施形態に係る浸炭用鋼は、浸炭処理後の浸炭鋼部品の変形量のばらつきを大きく低減できるため、一定量の変形を前提とした設計を行うことで、完成品の寸法精度を高めたり、仕上げ加工を省略したりできる。
加えて、本実施形態に係る浸炭用鋼は、軟質化熱処理後に十分に硬さが低下するため、被削性が高く、得られる浸炭鋼部品の形状自由度が向上する。
そして、本実施形態に係る浸炭用鋼から得られる浸炭鋼部品は、自動車、産業機械および建設機械などの機械部品として用いるのに好適となる。
【0021】
以下、本実施形態に係る浸炭用鋼について詳細に説明する。
【0022】
［化学組成（必須元素）］
本実施形態に係る浸炭用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態に係る浸炭用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
【0023】
Ｃ：０．０６～０．２５％
Ｃは浸炭処理後の冷却で生じるマルテンサイトの硬さを高める。浸炭層のＣ量は浸炭条件で決まるため、芯部のＣ量は浸炭層のＣ量に大きくは影響しない。したがって、芯部のＣ量を上げても浸炭層の残留オーステナイトの生成は促進されない。一方、Ｃ量が高すぎれば、軟質化熱処理によっても硬さが十分に低下せず、切削抵抗が上昇して被削性が低下する。したがって、Ｃ量は０．０６～０．２５％である。
Ｃ量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
Ｃ量の好ましい上限は０．２３％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｃは浸炭処理後の冷却で生じるマルテンサイトの硬さを高める。浸炭層のＣ量は浸炭条件で決まるため、芯部のＣ量は浸炭層のＣ量に大きくは影響しない。したがって、芯部のＣ量を上げても浸炭層の残留オーステナイトの生成は促進されない。一方、Ｃ量が高すぎれば、軟質化熱処理によっても硬さが十分に低下せず、切削抵抗が上昇して被削性が低下する。したがって、Ｃ量は０．０６～０．２５％である。
Ｃ量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
Ｃ量の好ましい上限は０．２３％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【0024】
Ｓｉ：０．０１～０．９０％
Ｓｉは固溶強化によってマルテンサイトの硬さを高め、疲労特性を高める。一方、Ｓｉ量が高すぎると、冷却中の雰囲気によっては表層に酸化物が形成され被削性が劣化する。したがって、Ｓｉ量は０．０１～０．９０％である。
Ｓｉ量の好ましい下限は、０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｓｉ量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｓｉは固溶強化によってマルテンサイトの硬さを高め、疲労特性を高める。一方、Ｓｉ量が高すぎると、冷却中の雰囲気によっては表層に酸化物が形成され被削性が劣化する。したがって、Ｓｉ量は０．０１～０．９０％である。
Ｓｉ量の好ましい下限は、０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｓｉ量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
【0025】
Ｍｎ：３．５１～６．００％
Ｍｎは、浸炭処理後の冷却を放冷相当としても組織をマルテンサイト化させるために重要な元素である。Ｍｎはさらに、鋼材中でＭｎＳを形成して、軟質化熱処理後の鋼材の被削性を高める効果も有する。一方、Ｍｎ量が高すぎれば、浸炭時のＣ濃度を適切に制御しても残留オーステナイトが多量に生成し、硬さが低下し疲労特性も劣化する。
したがって、Ｍｎ量は３．５１～６．００％である。
Ｍｎ量の好ましい下限は３．８０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
Ｍｎ量の好ましい上限は５．８０％であり、さらに好ましくは５．６５％である。
Ｍｎは、浸炭処理後の冷却を放冷相当としても組織をマルテンサイト化させるために重要な元素である。Ｍｎはさらに、鋼材中でＭｎＳを形成して、軟質化熱処理後の鋼材の被削性を高める効果も有する。一方、Ｍｎ量が高すぎれば、浸炭時のＣ濃度を適切に制御しても残留オーステナイトが多量に生成し、硬さが低下し疲労特性も劣化する。
したがって、Ｍｎ量は３．５１～６．００％である。
Ｍｎ量の好ましい下限は３．８０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
Ｍｎ量の好ましい上限は５．８０％であり、さらに好ましくは５．６５％である。
【0026】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こす。したがって、Ｐ量はなるべく低い方が好ましい。
したがって、Ｐ量の上限は０．０５％以下である。好ましいＰ量の上限は０．０２％以下である。
なお、Ｐ量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｐコストを低減する観点から、０％超え（又は０．０００１％以上）であることがよい。
Ｐは、不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こす。したがって、Ｐ量はなるべく低い方が好ましい。
したがって、Ｐ量の上限は０．０５％以下である。好ましいＰ量の上限は０．０２％以下である。
なお、Ｐ量の下限は、０％がよいが（つまり含まないことがよいが）、脱Ｐコストを低減する観点から、０％超え（又は０．０００１％以上）であることがよい。
【0027】
Ｓ：０．００１～０．１００％
Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｓ量は０．００１～０．１００％である。
Ｓ量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｓ量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが形成され、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｓ量は０．００１～０．１００％である。
Ｓ量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｓ量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
【0028】
Ｃｒ：０．０３～１．４９％
Ｃｒは、浸炭処理後の冷却を放冷相当としても組織をマルテンサイト化させる効果を持つ。一方、Ｃｒは炭素との親和力が非常に高いため、Ｃｒを含む鋼材を軟質化熱処理すると、セメンタイト中にＣｒが濃化する。Ｃｒが濃化したセメンタイトは、非常に安定になり、その後に浸炭した場合に溶解に時間を要する場合がある。特に浸炭処理の種類が真空浸炭である場合は、セメンタイトが溶解しがたく、条件によっては、処理後までセメンタイトが残存する場合がある。また、セメンタイトが溶解したとしても、一度濃化したＣｒはセメンタイトが溶解した後も不均一な分布のままであるため、冷却後の組織や特性にばらつきが生じる原因となりえる。
加えて、Ｃｒ量が多いと、焼戻し軟化抵抗が高くなるため、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが十分に低下し難く、被削性を十分に高めることができない。
したがって、Ｃｒ量は０．０３～１．４９％である。
Ｃｒの好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｃｒの好ましい上限は１．００％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
Ｃｒは、浸炭処理後の冷却を放冷相当としても組織をマルテンサイト化させる効果を持つ。一方、Ｃｒは炭素との親和力が非常に高いため、Ｃｒを含む鋼材を軟質化熱処理すると、セメンタイト中にＣｒが濃化する。Ｃｒが濃化したセメンタイトは、非常に安定になり、その後に浸炭した場合に溶解に時間を要する場合がある。特に浸炭処理の種類が真空浸炭である場合は、セメンタイトが溶解しがたく、条件によっては、処理後までセメンタイトが残存する場合がある。また、セメンタイトが溶解したとしても、一度濃化したＣｒはセメンタイトが溶解した後も不均一な分布のままであるため、冷却後の組織や特性にばらつきが生じる原因となりえる。
加えて、Ｃｒ量が多いと、焼戻し軟化抵抗が高くなるため、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが十分に低下し難く、被削性を十分に高めることができない。
したがって、Ｃｒ量は０．０３～１．４９％である。
Ｃｒの好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｃｒの好ましい上限は１．００％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
【0029】
Ａｌ：０．００１～０．０５０％
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により粗大粒の生成を抑制する。また、Ａｌは鋼の製造時に脱酸のために用いられる。一方、Ａｌ量が高すぎれば、粗大な酸化物が形成されやすくなり、疲労特性が劣化する。したがって、Ａｌ量は０．００１～０．０５０％である。
Ａｌ量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により粗大粒の生成を抑制する。また、Ａｌは鋼の製造時に脱酸のために用いられる。一方、Ａｌ量が高すぎれば、粗大な酸化物が形成されやすくなり、疲労特性が劣化する。したがって、Ａｌ量は０．００１～０．０５０％である。
Ａｌ量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
【0030】
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により粗大粒の生成を抑制する。一方、Ｎ量が高すぎれば、鋼材中に気泡が生成される。気泡が欠陥となるため気泡の発生は抑制される方が好ましい。したがって、Ｎ量は０．００３０～０．０２５０％である。Ｎ量の好ましい下限は０．００５０である。Ｎ量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１７０％である。
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により粗大粒の生成を抑制する。一方、Ｎ量が高すぎれば、鋼材中に気泡が生成される。気泡が欠陥となるため気泡の発生は抑制される方が好ましい。したがって、Ｎ量は０．００３０～０．０２５０％である。Ｎ量の好ましい下限は０．００５０である。Ｎ量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１７０％である。
【0031】
本実施形態に係る浸炭用鋼の化学組成において、残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。
ここで、不純物とは、鋼材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、本実施形態の浸炭用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
ここで、不純物とは、鋼材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、本実施形態の浸炭用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【0032】
［化学組成（任意元素）］
本実施形態に係る浸炭用鋼は、任意元素を含んでもよい。なお、任意元素の含有量の下限は０％である。
本実施形態に係る浸炭用鋼は、任意元素を含んでもよい。なお、任意元素の含有量の下限は０％である。
【0033】
本実施形態に係る浸炭用鋼において、任意元素のうち、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉからなる群は、疲労特性を高め得る効果があり、浸炭用鋼は、これら元素の１種又は２種以上を含有してもよい。
【0034】
Ｔｉ：０．０５０％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時、浸炭時の結晶粒の粗大化を抑制することで、疲労特性を高め得る。しかしながらＴｉ量が高すぎれば、浸炭中に芯部でＴｉＣが生成して固溶Ｃ量が低下する。固溶Ｃ量が低下すると硬さと疲労特性が劣化し得る。したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ量は０．０５０％以下である。
Ｔｉ量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｔｉ量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時、浸炭時の結晶粒の粗大化を抑制することで、疲労特性を高め得る。しかしながらＴｉ量が高すぎれば、浸炭中に芯部でＴｉＣが生成して固溶Ｃ量が低下する。固溶Ｃ量が低下すると硬さと疲労特性が劣化し得る。したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ量は０．０５０％以下である。
Ｔｉ量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｔｉ量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
【0035】
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、Ｎと結合してＮｂＮを形成し、熱間鍛造時、浸炭時の結晶粒の粗大化を抑制することで、疲労特性を高め得る。しかしながらＮｂ量が高すぎれば，浸炭中に芯部でＮｂＣが生成して固溶Ｃ量が低下する。固溶Ｃ量が低下すると硬さと疲労特性が劣化し得る。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ量は０．０５０％以下である。
Ｎｂ量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｎｂ量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｎｂは、Ｎと結合してＮｂＮを形成し、熱間鍛造時、浸炭時の結晶粒の粗大化を抑制することで、疲労特性を高め得る。しかしながらＮｂ量が高すぎれば，浸炭中に芯部でＮｂＣが生成して固溶Ｃ量が低下する。固溶Ｃ量が低下すると硬さと疲労特性が劣化し得る。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ量は０．０５０％以下である。
Ｎｂ量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｎｂ量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
【0036】
Ｍｏ：０．２５％以下
Ｍｏは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｍｏはセメンタイトを安定化させるため、Ｍｏ量が多すぎる鋼材を軟質化熱処理すると、その後の真空浸炭時にセメンタイトが残存し疲労特性が劣化する場合がある。Ｍｏは高価であり、多量に含有させると製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ量は０．２５％以下である。
Ｍｏ量好ましい下限は０．０５％である。
Ｍｏ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。
Ｍｏは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｍｏはセメンタイトを安定化させるため、Ｍｏ量が多すぎる鋼材を軟質化熱処理すると、その後の真空浸炭時にセメンタイトが残存し疲労特性が劣化する場合がある。Ｍｏは高価であり、多量に含有させると製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ量は０．２５％以下である。
Ｍｏ量好ましい下限は０．０５％である。
Ｍｏ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。
【0037】
Ｖ：０．１５％以下
Ｖは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｖはセメンタイトを安定化させるため、Ｖ量が多すぎる鋼材を軟質化熱処理すると、その後の真空浸炭時にセメンタイトが残存し疲労特性が劣化する場合がある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ量は０．１５％以下である。
Ｖ量の好ましい下限は０．０５％である。
Ｖ量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｖは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｖはセメンタイトを安定化させるため、Ｖ量が多すぎる鋼材を軟質化熱処理すると、その後の真空浸炭時にセメンタイトが残存し疲労特性が劣化する場合がある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ量は０．１５％以下である。
Ｖ量の好ましい下限は０．０５％である。
Ｖ量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
【0038】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｃｕ量が過度に多くなると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ量は０．５０％以下である。
Ｃｕ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。
Ｃｕ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。
Ｃｕは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｃｕ量が過度に多くなると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ量は０．５０％以下である。
Ｃｕ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。
Ｃｕ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。
【0039】
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｎｉは高価であり、多量に含有させると製造コストの上昇を招く。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ量は０．５０％以下である。
Ｎｉ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。
Ｎｉは、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｎｉは高価であり、多量に含有させると製造コストの上昇を招く。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ量は０．５０％以下である。
Ｎｉ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。
【0040】
本実施形態に係る浸炭用鋼において、任意元素のうち、Ｂは、疲労特性を高め得る効果があり、浸炭用鋼は、Ｂを含有してもよい。
【0041】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは粒界を安定化させることで、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｂ量が過度に多くなると、他の元素と粗大な炭ホウ化物を形成することで、疲労特性を劣化させる。したがって、Ｂ量は０．００５０％以下である。上記効果を安定して得るためのＢ量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｂ量の好ましい上限は０．００４０％以下である。
Ｂは粒界を安定化させることで、浸炭処理後の冷却速度を遅くしても組織をマルテンサイト化させる効果を有する。一方、Ｂ量が過度に多くなると、他の元素と粗大な炭ホウ化物を形成することで、疲労特性を劣化させる。したがって、Ｂ量は０．００５０％以下である。上記効果を安定して得るためのＢ量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｂ量の好ましい上限は０．００４０％以下である。
【0042】
［浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）：３０℃以上］
本実施形態に係る浸炭用鋼は、浸炭処理した場合、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓが３０℃以上である。
Ｍｓ点（℃）を表す指標Ｍｓの詳細については、後述する本実施形態に係る浸炭鋼部品で説明する。
ここで、浸炭処理した場合とは、浸炭鋼部品の表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％になるように、鋼を浸炭処理した後、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの冷却速度０．０１～２℃／ｓで冷却した場合を意味する。
本実施形態に係る浸炭用鋼は、浸炭処理した場合、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓが３０℃以上である。
Ｍｓ点（℃）を表す指標Ｍｓの詳細については、後述する本実施形態に係る浸炭鋼部品で説明する。
ここで、浸炭処理した場合とは、浸炭鋼部品の表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％になるように、鋼を浸炭処理した後、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの冷却速度０．０１～２℃／ｓで冷却した場合を意味する。
【0043】
［軟質化熱処理された表面から深さ８．７５μｍ位置の硬さ：４００ＨＶ以下］
本実施形態に係る浸炭用鋼は、軟質化熱処理した場合、軟質化熱処理された表面から深さ８．７５位置の硬さ（以下、「軟質化熱処理後の鋼材の硬さ」ともいう）が、４００ＨＶ以下が好ましい。
軟質化熱処理後の鋼材の硬さが４００ＨＶ以下であれば、通常の加工設備で切削加工が可能である。
軟質化熱処理後の鋼材の硬さは３５０ＨＶ以下がより好ましい。ただし、強度確保の観点から、軟質化熱処理後の鋼材の硬さの下限は、例えば、１２０ＨＶ以上である。
本実施形態に係る浸炭用鋼は、軟質化熱処理した場合、軟質化熱処理された表面から深さ８．７５位置の硬さ（以下、「軟質化熱処理後の鋼材の硬さ」ともいう）が、４００ＨＶ以下が好ましい。
軟質化熱処理後の鋼材の硬さが４００ＨＶ以下であれば、通常の加工設備で切削加工が可能である。
軟質化熱処理後の鋼材の硬さは３５０ＨＶ以下がより好ましい。ただし、強度確保の観点から、軟質化熱処理後の鋼材の硬さの下限は、例えば、１２０ＨＶ以上である。
【0044】
ここで、軟質化熱処理後の鋼材の硬さは、熱間鍛造により成型した浸炭用鋼（つまり、浸炭鋼部品粗形材）に軟質化熱処理し、かつ浸炭処理前の鋼材の硬さである。
そして、軟質化熱処理した場合とは、６５０～７５０℃で３０～６４０分の熱処理した場合を意味する。
そして、軟質化熱処理した場合とは、６５０～７５０℃で３０～６４０分の熱処理した場合を意味する。
【0045】
なお、軟質化熱処理後の鋼材の硬さは、ビッカース硬さであり、後述する実施例で説明する方法により測定される。
【0046】
＜浸炭鋼部品＞
本実施形態に係る浸炭鋼部品（以下、単に「浸炭鋼部品」とも称する）は、浸炭の影響の及ばない、表面から深さ３ｍｍ位置よりも深い位置での化学組成が上記本実施形態に係る浸炭用鋼の化学組成を有し、下記特性を満たす。そして、浸炭鋼部品は、浸炭処理を行うがその後の急冷処理を施さない部品である。
（１）浸炭された表面から深さ２５μｍ位置（以下「表層部」とも称する）のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓが３０℃以上である。
（２）浸炭された表面から深さ２５μｍ位置（以下「表層部」とも称する）のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％である。
（３）浸炭された表面から深さ２５μｍ位置（以下「表層部」とも称する）の硬さが６３０ＨＶ以上である。
本実施形態に係る浸炭鋼部品（以下、単に「浸炭鋼部品」とも称する）は、浸炭の影響の及ばない、表面から深さ３ｍｍ位置よりも深い位置での化学組成が上記本実施形態に係る浸炭用鋼の化学組成を有し、下記特性を満たす。そして、浸炭鋼部品は、浸炭処理を行うがその後の急冷処理を施さない部品である。
（１）浸炭された表面から深さ２５μｍ位置（以下「表層部」とも称する）のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓが３０℃以上である。
（２）浸炭された表面から深さ２５μｍ位置（以下「表層部」とも称する）のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％である。
（３）浸炭された表面から深さ２５μｍ位置（以下「表層部」とも称する）の硬さが６３０ＨＶ以上である。
【0047】
以下、本実施形態に係る浸炭鋼部品について詳細に説明する。
【0048】
［浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＭｓ点（℃）：３０℃以上］
ＭｎおよびＣｒの量が多い鋼を浸炭処理すると、クロム鋼（ＳＣｒ４２０等）の一般的な肌焼鋼を浸炭した場合よりも多量の残留オーステナイトが生成し、硬さが低下する。残留オーステナイトの生成を抑制するためには、鋼を浸炭処理して、表層部（つまり浸炭層）のＣ量が０．７０％になった場合でも、表層部（つまり浸炭層）のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓが３０℃以上であればよい。
表層部のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓは、５０℃以上が好ましく、６０℃以上がより好ましい。ただし、表層部のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓの上限は、初析フェライトの生成を抑制する観点から、例えば、３００℃以下とする。
なお、Ｍｓ点（℃）を表す指標Ｍｓは、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が０．７０％である場合の鋼のＭｓ点と定義する。
ＭｎおよびＣｒの量が多い鋼を浸炭処理すると、クロム鋼（ＳＣｒ４２０等）の一般的な肌焼鋼を浸炭した場合よりも多量の残留オーステナイトが生成し、硬さが低下する。残留オーステナイトの生成を抑制するためには、鋼を浸炭処理して、表層部（つまり浸炭層）のＣ量が０．７０％になった場合でも、表層部（つまり浸炭層）のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓが３０℃以上であればよい。
表層部のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓは、５０℃以上が好ましく、６０℃以上がより好ましい。ただし、表層部のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓの上限は、初析フェライトの生成を抑制する観点から、例えば、３００℃以下とする。
なお、Ｍｓ点（℃）を表す指標Ｍｓは、浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が０．７０％である場合の鋼のＭｓ点と定義する。
【0049】
Ｍｓ＝２１９．２－１．３×Ｓｉ－３１．７×Ｍｎ－１１．６×Ｃｒ
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
ただし、前記指標Ｍｓを表す式中、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
【0050】
なお、表層部（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置）のＭｓ点（℃）を表す指標Ｍｓは、後述する実施例で説明する方法により算出される。
【0051】
［浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量：０．４０～０．７０％］
表層部のＭｓ点を大きく下げずに組織をマルテンサイト化できる鋼であっても、その鋼を、一般的な肌焼部品と同程度の表層部のＣ量になるように浸炭処理すると、残留オーステナイトの生成量が多くなり硬さが低下する場合がある。
浸炭用鋼の表層部を十分に硬化させるためには、表層部のＣ量を０．７０％以下にする必要がある。一方、表層部のＣ量が低すぎると、マルテンサイトの硬さが低下し疲労特性が劣化するため、表層部のＣ量は０．４０％以上にする必要がある。
表層部Ｃ量の下限は０．４５％以上にすることが好ましく、０．５０％以上とすることがより好ましく、０．５５％以上とすることがさらに好ましい。
表層部Ｃ量の上限は、０．６５％以下にすることが好ましく、０．６２％以下にすることがより好ましい。
表層部のＭｓ点を大きく下げずに組織をマルテンサイト化できる鋼であっても、その鋼を、一般的な肌焼部品と同程度の表層部のＣ量になるように浸炭処理すると、残留オーステナイトの生成量が多くなり硬さが低下する場合がある。
浸炭用鋼の表層部を十分に硬化させるためには、表層部のＣ量を０．７０％以下にする必要がある。一方、表層部のＣ量が低すぎると、マルテンサイトの硬さが低下し疲労特性が劣化するため、表層部のＣ量は０．４０％以上にする必要がある。
表層部Ｃ量の下限は０．４５％以上にすることが好ましく、０．５０％以上とすることがより好ましく、０．５５％以上とすることがさらに好ましい。
表層部Ｃ量の上限は、０．６５％以下にすることが好ましく、０．６２％以下にすることがより好ましい。
【0052】
なお、表層部（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置）のＣ量は、後述する実施例で説明する方法により測定される。
【0053】
［浸炭された表面から深さ２５μｍ位置の硬さ：６３０ＨＶ以上］
浸炭鋼部品に高い疲労特性を付与するためには、表層部の硬さを６３０ＨＶ以上にする必要がある。表層部の硬さの下限は６５０ＨＶ以上が好ましい。
表層部の硬さの上限は特に限定されないが、鋼を浸炭した場合に得られる硬さは通常１０００ＨＶ以下である。また、部品に摺動が生じる際に相手材が摩耗する可能性を考慮する場合は、硬さの上限を９００ＨＶ以下、８５０ＨＶ以下または８００ＨＶ以下としてもよい。
浸炭鋼部品に高い疲労特性を付与するためには、表層部の硬さを６３０ＨＶ以上にする必要がある。表層部の硬さの下限は６５０ＨＶ以上が好ましい。
表層部の硬さの上限は特に限定されないが、鋼を浸炭した場合に得られる硬さは通常１０００ＨＶ以下である。また、部品に摺動が生じる際に相手材が摩耗する可能性を考慮する場合は、硬さの上限を９００ＨＶ以下、８５０ＨＶ以下または８００ＨＶ以下としてもよい。
【0054】
なお、表層部（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置）の硬さは、ビッカース硬さであり、後述する実施例で説明する方法により測定される。
【0055】
表層部（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置）の組織は、マルテンサイトが主体で、残留オーステナイトと酸化物や炭化物等の非金属介在物と不完全焼入れ組織が混合した組織である。表層の硬さが規定を満たしていれば、混合組織の比率に制限は無いが、高い表層の硬さを得るためには、同深さの断面上の面積率が残留オーステナイトは３０％未満、非金属介在物は５％未満、不完全焼入れ組織は１５％未満である。不完全焼入れ組織とは、ベイナイトとパーライトの混合組織である。
【0056】
［製造方法］
本実施形態に係る浸炭用鋼および浸炭鋼部品の製造方法の一例を説明する。
本実施形態に係る浸炭用鋼および浸炭鋼部品の製造方法の一例を説明する。
【0057】
本実施形態に係る浸炭鋼部品は、浸炭用鋼に対して、熱間鍛造による成型工程、６５０～７５０℃で３０～６４０分の軟質化熱処理工程、及び切削加工工程を順次施して、鋼部品を得て、浸炭鋼部品の表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％になるように、鋼部品を浸炭処理した後、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの冷却速度０．０１～２℃／ｓで冷却して製造する。具体的には、次の通りである。
【0058】
本実施形態に係る浸炭鋼部品の製造方法は、例えば、鋼素材準備工程と、成型工程と、軟質化熱処理工程、切削加工工程と、浸炭処理工程とを含み、必要に応じて組織を調整するための熱処理工程も含む。以下、それぞれの工程を説明する。
【0059】
［鋼素材準備工程］
上記本実施形態に係る浸炭用鋼の化学組成を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、一般的な連続鋳造法により鋳片（スラブ、又はブルーム）にする。又は、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットにする。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。さらに、ビレットを一般的な条件で加熱、圧延、冷却して棒鋼を製造する。製造された棒鋼を浸炭鋼部品の鋼素材とする。
上記本実施形態に係る浸炭用鋼の化学組成を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、一般的な連続鋳造法により鋳片（スラブ、又はブルーム）にする。又は、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットにする。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。さらに、ビレットを一般的な条件で加熱、圧延、冷却して棒鋼を製造する。製造された棒鋼を浸炭鋼部品の鋼素材とする。
【0060】
[成型工程]
製造された棒鋼を熱間鍛造で浸炭鋼部品粗形材に成型する。熱間鍛造の加熱温度が低すぎれば、鍛造装置に過度の負荷が掛かる。一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きい。したがって、好ましい加熱温度は１０００～１３００℃である。
熱間鍛造の好ましい仕上げ温度は９００℃以上である。仕上げ温度が低すぎれば、金型への負担が大きくなるためである。一方、仕上げ温度の好ましい上限は、１２５０℃である。続く機械加工を容易に行うために、熱間鍛造後の冷却速度を徐冷として、硬さを下げてもよい。
製造された棒鋼を熱間鍛造で浸炭鋼部品粗形材に成型する。熱間鍛造の加熱温度が低すぎれば、鍛造装置に過度の負荷が掛かる。一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きい。したがって、好ましい加熱温度は１０００～１３００℃である。
熱間鍛造の好ましい仕上げ温度は９００℃以上である。仕上げ温度が低すぎれば、金型への負担が大きくなるためである。一方、仕上げ温度の好ましい上限は、１２５０℃である。続く機械加工を容易に行うために、熱間鍛造後の冷却速度を徐冷として、硬さを下げてもよい。
【0061】
［軟質化熱処理工程］
浸炭鋼部品粗形材に対して、熱処理を行い軟質化させる。具体的には、熱間鍛造後の粗形材を６５０～７５０℃で３０～６４０分加熱することで十分な被削性が得られる程度に硬さを低下させることができる。加熱後の冷却はどのような方法で行ってもよく、大気中の放冷でもよいし、水冷でもよい。
浸炭鋼部品粗形材に対して、熱処理を行い軟質化させる。具体的には、熱間鍛造後の粗形材を６５０～７５０℃で３０～６４０分加熱することで十分な被削性が得られる程度に硬さを低下させることができる。加熱後の冷却はどのような方法で行ってもよく、大気中の放冷でもよいし、水冷でもよい。
【0062】
［切削加工工程］
軟質加熱処理後の浸炭鋼部品粗形材に対して、切削加工を実施して所定の浸炭鋼部品形状にする。切削加工に加えて研削加工を施してもよい。
軟質加熱処理後の浸炭鋼部品粗形材に対して、切削加工を実施して所定の浸炭鋼部品形状にする。切削加工に加えて研削加工を施してもよい。
【0063】
［浸炭処理工程］
切削加工された鋼部品に対して、浸炭処理を実施する。浸炭処理後は、所定の冷却速度で冷却する。
切削加工された鋼部品に対して、浸炭処理を実施する。浸炭処理後は、所定の冷却速度で冷却する。
【0064】
浸炭処理は、浸炭鋼部品の表面から深さ２５μｍ位置のＣ量が質量％で０．４０～０．７０％になるように実施する。
浸炭処理は、ガス浸炭でもよく、真空浸炭を用いてもよい。浸炭温度と時間はＣ量（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量）が規定の範囲内に入り、後述する浸炭温度からの冷却速度が規定の範囲内に入りさえすれば、どのような処理であってもよい。
例えば、０．１５％のＣと５．０％のＭｎを含む本実施形態に係る浸炭鋼部品を得る場合、表層のカーボンポテンシャルを０．６としたガス浸炭を９２０℃で３時間行ってもよく、９５０℃でアセチレンを２２分流した後に、１４８分の保持を行う真空浸炭を行ってもよい。
浸炭処理は、ガス浸炭でもよく、真空浸炭を用いてもよい。浸炭温度と時間はＣ量（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置のＣ量）が規定の範囲内に入り、後述する浸炭温度からの冷却速度が規定の範囲内に入りさえすれば、どのような処理であってもよい。
例えば、０．１５％のＣと５．０％のＭｎを含む本実施形態に係る浸炭鋼部品を得る場合、表層のカーボンポテンシャルを０．６としたガス浸炭を９２０℃で３時間行ってもよく、９５０℃でアセチレンを２２分流した後に、１４８分の保持を行う真空浸炭を行ってもよい。
【0065】
浸炭処理後は、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの冷却速度０．０１～２℃／ｓで、鋼部品を冷却する。
一般的な浸炭処理では、保持温度からの冷却は油冷又は強制風冷で焼入れる。このような焼入れ時の平均冷却速度は５℃／ｓ以上であり、鋼部品中の温度勾配が大きくなり、変形量も大きくなる。鋼部品中の温度勾配を小さくし、変形量を小さくするためには冷却速度を２℃／ｓ以下にする必要がある。一方、冷却速度が０．０１℃／ｓよりも遅いと、不完全焼入れ組織が形成され硬さが低下し、疲労特性が劣化する。したがって、８００℃から２００℃までの冷却速度は０．０１～２℃／ｓである必要がある。
冷却速度の下限は、０．０５℃／ｓ以上とすることが好ましく、０．１０℃／ｓ以上とすることがより好ましく、０．２０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。
冷却速度の上限は、１．５℃／ｓ以下とすることが好ましく、１．２℃／ｓ以下とすることがより好ましく、１．０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
ここで、平均冷却速度とは、鋼部品の表面温度が８００℃から２００℃に冷却されるまでに要した時間で、温度差である６００℃を割った値である。
一般的な浸炭処理では、保持温度からの冷却は油冷又は強制風冷で焼入れる。このような焼入れ時の平均冷却速度は５℃／ｓ以上であり、鋼部品中の温度勾配が大きくなり、変形量も大きくなる。鋼部品中の温度勾配を小さくし、変形量を小さくするためには冷却速度を２℃／ｓ以下にする必要がある。一方、冷却速度が０．０１℃／ｓよりも遅いと、不完全焼入れ組織が形成され硬さが低下し、疲労特性が劣化する。したがって、８００℃から２００℃までの冷却速度は０．０１～２℃／ｓである必要がある。
冷却速度の下限は、０．０５℃／ｓ以上とすることが好ましく、０．１０℃／ｓ以上とすることがより好ましく、０．２０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。
冷却速度の上限は、１．５℃／ｓ以下とすることが好ましく、１．２℃／ｓ以下とすることがより好ましく、１．０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
ここで、平均冷却速度とは、鋼部品の表面温度が８００℃から２００℃に冷却されるまでに要した時間で、温度差である６００℃を割った値である。
【0066】
［浸炭処理後工程］
浸炭処理後の鋼部品は、一般的な浸炭焼入れ部品と同じように、各種の後処理を施してもよい。具体的には、靭性を高めるために２００℃以下の低温焼戻しを施してもよいし、残留オーステナイトを減らすためにサブゼロ処理をしてもよいし、硬さと圧縮の残留応力を高めるためにショットピーニング処理をしてもよく、複数の後処理を組み合わせて処理してもよい。
浸炭処理後の鋼部品は、一般的な浸炭焼入れ部品と同じように、各種の後処理を施してもよい。具体的には、靭性を高めるために２００℃以下の低温焼戻しを施してもよいし、残留オーステナイトを減らすためにサブゼロ処理をしてもよいし、硬さと圧縮の残留応力を高めるためにショットピーニング処理をしてもよく、複数の後処理を組み合わせて処理してもよい。
【実施例】
【0067】
以下、本発明を、実施例を挙げて具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本発明を制限するものではない。
【0068】
まず、真空溶解炉を用いて表１に示す化学組成を有する鋼Ｂ～Ｏ、Ｓの５０ｋｇのインゴット、および、Ａ、Ｐ～Ｒの１５０ｋｇのインゴットを製造した。各インゴットを１２５０℃に加熱したのち、直径φ３５ｍｍの棒鋼に熱間で鍛伸した。鍛伸後の棒鋼を軟化させるために７００℃で２ｈ加熱後に放冷する軟質化熱処理に供した。
【0069】
軟質化熱処理後の棒鋼の一部から、横断面（つまり、棒鋼の長さ方向に対し垂直な平面）が被検面となる試験片を作製した。試験片の被検面における、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に基づくビッカース硬さを測定した。具体的には、次の通りである。試験力を９．８Ｎとし、試験片の被検面における棒鋼の表面から８．７５ｍｍ深さの任意の５点で、ビッカース硬さの測定を行った。得られた５つのビッカース硬さの平均値を、軟化処理後の鋼材のビッカース硬さと定義した。軟質化熱処理後の鋼材のビッカース硬さが４００ＨＶ以下の場合、軟質化熱処理後の鋼材のビッカース硬さが十分に低く、被削性が高いとみなした。
また、軟質化熱処理後の棒鋼の他の一部から、図１に示す回転曲げ疲労試験片と、変形量測定用試験片を作製した。
なお、表１に示す化学組成において、「＜０．０１」及び「－」と表記があるものは、該当する元素を意図的に添加していない、又は不純物レベルで含むことを示す。
また、軟質化熱処理後の棒鋼の他の一部から、図１に示す回転曲げ疲労試験片と、変形量測定用試験片を作製した。
なお、表１に示す化学組成において、「＜０．０１」及び「－」と表記があるものは、該当する元素を意図的に添加していない、又は不純物レベルで含むことを示す。
【0070】
作製した試験片は、鋼製のバスケットに針金で吊るした状態で浸炭処理に供した。この時、回転曲げ疲労試験片は軸方向が鉛直方向となるように試験片を縦吊りした。変形量測定用試験片の内、各試験番号の各３本はキー溝が鉛直上向きとなるように横吊りした（図２（ａ））。各試験番号の各３本はキー溝が鉛直下向きとなるように横吊りした（図２（ｂ））。各試験番号の各３本はキー溝が延びる方向が鉛直方向となるように試験片を縦吊りした（図２（ｃ））。試験片の吊るし方の概要を図２に示す。
【0071】
これらの試験片を、アセチレンを用いて、浸炭温度９５０℃で真空浸炭した。各試験番号の試験片の浸炭条件は、次の通りである。
試験番号１、２、５～１１、１３、１４、１７、２６の試験片は、２２分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１４８分保持した。
試験番号３、４の試験片は、１８分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１５２８分保持した。
試験番号１２、１５、１６の試験片は、１６分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１５４分保持した。
試験番号１８～２４の試験片は、５３分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１２７分保持した。
試験番号２５の試験片は、１０分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１７０分保持した。
試験番号１、２、５～１１、１３、１４、１７、２６の試験片は、２２分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１４８分保持した。
試験番号３、４の試験片は、１８分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１５２８分保持した。
試験番号１２、１５、１６の試験片は、１６分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１５４分保持した。
試験番号１８～２４の試験片は、５３分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１２７分保持した。
試験番号２５の試験片は、１０分アセチレンを導入し、その後、真空状態で１７０分保持した。
【0072】
そして、試験番号１～９、１１～１７、２１～２５の試験片は、浸炭処理後、炉から取り出し、窒素雰囲気下で５０℃以下まで放冷した。このときの、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの平均冷却速度は、０．４℃／秒であった。
試験番号１８～２０の試験片は、浸炭処理して、炉から取り出した後、油中に投入し冷却した。このときの、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの平均冷却速度は、約１０℃／秒であった。
試験番号１０の試験片は、浸炭処理して、炉から取り出した後、ファンで風をかけて冷却した。このときの、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの平均冷却速度は、約１.０℃／秒であった。
試験番号２６の試験片は、浸炭処理して、炉から取り出した後、８００℃に加熱した電気炉内に移し替えた。この時、試験片は小型のハンガーに吊るし、試験片の天地方向が浸炭時と同一になるようにした。炉内の雰囲気はＡｒ雰囲気であった。試験片の温度が８２０℃になった後、炉温を０．００５℃／秒で低下させるよう制御しながら２００℃まで冷却を行った。試験片の温度が２００℃になった時点で電気炉の電源を切り、そのまま炉内で冷却した。このときの、８００℃から２００℃までの平均冷却速度は、炉温の低下速度と同じく０．００５℃／秒であった。
試験番号１８～２０の試験片は、浸炭処理して、炉から取り出した後、油中に投入し冷却した。このときの、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの平均冷却速度は、約１０℃／秒であった。
試験番号１０の試験片は、浸炭処理して、炉から取り出した後、ファンで風をかけて冷却した。このときの、浸炭温度からの冷却中における８００℃から２００℃までの平均冷却速度は、約１.０℃／秒であった。
試験番号２６の試験片は、浸炭処理して、炉から取り出した後、８００℃に加熱した電気炉内に移し替えた。この時、試験片は小型のハンガーに吊るし、試験片の天地方向が浸炭時と同一になるようにした。炉内の雰囲気はＡｒ雰囲気であった。試験片の温度が８２０℃になった後、炉温を０．００５℃／秒で低下させるよう制御しながら２００℃まで冷却を行った。試験片の温度が２００℃になった時点で電気炉の電源を切り、そのまま炉内で冷却した。このときの、８００℃から２００℃までの平均冷却速度は、炉温の低下速度と同じく０．００５℃／秒であった。
【0073】
［硬さ測定、炭素量測定、指標Ｍｓ算出］
浸炭処理後の回転曲げ疲労試験片の一部を用いて、表層部（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置）の、硬さ測定、Ｃ量測定、指標Ｍｓ算出を、次の通り行った。
まず、試験片のノッチ底の縦断面を被検面とするサンプルを作製し、樹脂に埋め込み研磨した。
被検面の内、ノッチ底付近の表面から深さ２５μｍ位置における任意の５点で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に基づくビッカース硬さを測定した。試験力は２．９Ｎとした。得られた５つのビッカース硬さの平均値を、表層部のビッカース硬さと定義した。表層部のビッカース硬さが６３０ＨＶ以上の場合、表層部のビッカース硬さが十分に高いとみなした。
浸炭処理後の回転曲げ疲労試験片の一部を用いて、表層部（浸炭された表面から深さ２５μｍ位置）の、硬さ測定、Ｃ量測定、指標Ｍｓ算出を、次の通り行った。
まず、試験片のノッチ底の縦断面を被検面とするサンプルを作製し、樹脂に埋め込み研磨した。
被検面の内、ノッチ底付近の表面から深さ２５μｍ位置における任意の５点で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に基づくビッカース硬さを測定した。試験力は２．９Ｎとした。得られた５つのビッカース硬さの平均値を、表層部のビッカース硬さと定義した。表層部のビッカース硬さが６３０ＨＶ以上の場合、表層部のビッカース硬さが十分に高いとみなした。
【0074】
次に、硬さ測定後の試験片を再度研磨した後に樹脂から割り出し、ＥＰＭＡによる炭素量分析に供した。表面から深さ２５μｍの任意の位置を起点とし、表面と平行な方向にライン分析を行った。測定ステップは２μm、各測定点の測定時間は２．０秒、測定ライン長は５０μmである。断面上における試験片の表面は厳密には弧状であるが、測定ライン長が弧の半径に対して十分に短いことから、試験片の表面を直線と見なし、測定ラインは直線とした。このようなライン分析を異なる位置で２回行い、その平均値を各試験番号の試験片における、表層部のＣ量とみなした。
【0075】
浸炭処理中の置換型合金元素の拡散距離は極めて短いため、表層部のＳｉ量、Ｍｎ量およびＣｒ量は、バルクの値と等しいとみなして、Ｍｓ点（℃）を表す指標Ｍｓを算出した。
【0076】
［回転曲げ疲労試験］
浸炭処理後の回転曲げ疲労試験片は、軸出しのために掴み部をφ１２．４ｍｍからφ１２．０ｍｍへと機械加工したのちに疲労試験に供した。
回転曲げ疲労試験は、ＪＩＳ Ｚ２２７４（１９７８）に準拠した室温（２５℃）の大気雰囲気中において実施した。試験時の回転数３０００ｒｐｍとして、繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験片のうち、最も高い応力を、その試験番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。疲労強度が５００ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
浸炭処理後の回転曲げ疲労試験片は、軸出しのために掴み部をφ１２．４ｍｍからφ１２．０ｍｍへと機械加工したのちに疲労試験に供した。
回転曲げ疲労試験は、ＪＩＳ Ｚ２２７４（１９７８）に準拠した室温（２５℃）の大気雰囲気中において実施した。試験時の回転数３０００ｒｐｍとして、繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった試験片のうち、最も高い応力を、その試験番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。疲労強度が５００ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
【0077】
［変形量のばらつき調査］
試験番号１～２６の内、表層部の硬さが高く、それゆえに疲労強度が十分に高い浸炭処理後の変形量測定用試験片（試験番号１～１０、１２、１５、１６、１８～２０の試験片）を用いて、浸炭処理時の変形量のばらつきを調査した。具体的には、接触型の粗さ計を用いて、試験片のキー溝の背面側の軸方向の断面曲線を測定した。測定範囲は、試験片の両方の端部から２．５ｍｍを除いた９５ｍｍである。
得られた断面プロファイルは、測定誤差や表面疵等の影響除くために円弧で近似し、円弧の両端を結んだ直線と円弧との差が最大になる時の差をその試験片の曲り量と定義した。試験片の向きを同じ方向にしてバスケットに吊るした各３本の試験片の曲り量を平均したものを、その吊るし方向ごとの曲り量とした。３種類の吊るし方向ごとの曲り量の内、最大値と最小値の差の絶対値を変形量のばらつきとした。変形量のばらつきが２０μｍ以下の場合、変形量のばらつきが十分に少ないとみなした。
試験番号１～２６の内、表層部の硬さが高く、それゆえに疲労強度が十分に高い浸炭処理後の変形量測定用試験片（試験番号１～１０、１２、１５、１６、１８～２０の試験片）を用いて、浸炭処理時の変形量のばらつきを調査した。具体的には、接触型の粗さ計を用いて、試験片のキー溝の背面側の軸方向の断面曲線を測定した。測定範囲は、試験片の両方の端部から２．５ｍｍを除いた９５ｍｍである。
得られた断面プロファイルは、測定誤差や表面疵等の影響除くために円弧で近似し、円弧の両端を結んだ直線と円弧との差が最大になる時の差をその試験片の曲り量と定義した。試験片の向きを同じ方向にしてバスケットに吊るした各３本の試験片の曲り量を平均したものを、その吊るし方向ごとの曲り量とした。３種類の吊るし方向ごとの曲り量の内、最大値と最小値の差の絶対値を変形量のばらつきとした。変形量のばらつきが２０μｍ以下の場合、変形量のばらつきが十分に少ないとみなした。
【0078】
【表1】
【0079】
【表2】
【0080】
［試験結果］
試験番号１～１０では、本発明の規定の範囲内である例であり、疲労強度が５００ＭＰａ以上、変形量のばらつきが１４μｍ以下であり、疲労強度を高めつつ、変形量のばらつきを低減できていることが分かる。また、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが低く、被削性が高いこともわかる。
試験番号１～１０では、本発明の規定の範囲内である例であり、疲労強度が５００ＭＰａ以上、変形量のばらつきが１４μｍ以下であり、疲労強度を高めつつ、変形量のばらつきを低減できていることが分かる。また、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが低く、被削性が高いこともわかる。
【0081】
これに対して、本発明の規定から外れた試験番号１１～２６の比較例では、目標とする性能が得られていないことがわかる。
【0082】
具体的には、試験番号１１、１３は、Ｍｎ量が多い、又は指標Ｍｓが低いため、残留オーステナイトが生成し、浸炭処理後に十分な表層部の硬さが得られず、疲労強度も低い。
試験番号１２は、Ｃ量が多いため、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが高く、被削性が低い。
試験番号１４、１７は、Ｍｎ量が少ないため、マルテンサイト変態が不完全で、十分な硬さが得られず、疲労強度も低い。
試験番号１５、１６は、Ｃｒ量が多く、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが高く、被削性が低い。
試験番号１８～２０は、一般的なＪＩＳ鋼を一般的な浸炭条件で浸炭し、油冷したため、硬さと疲労強度は十分に高いが、変形量は浸炭時の吊るし方向によって大きく異なる。
試験番号２１～２３は、一般的なＪＩＳ鋼を浸炭した後に、窒素中で放冷したものである。しかし、化学成分が本発明の規定からはずれて、最適化していないため、浸炭処理後の冷却を放冷とすると、マルテンサイト変態が生じず、浸炭処理後に表層部の硬さが極めて低くなる。したがって、疲労強度も低い。
試験番号２４は、化学組成が本発明の規定の範囲内であるが、表層部のＣ量が高い。このＣ量の値は一般的な浸炭鋼部品の表層部の炭素量に近い。本試験番号は多量の残留オーステナイトが生成し、浸炭処理後に十分な表層部の硬さが得られず、疲労強度も低い。
試験番号２５は、化学組成が本発明の規定の範囲内であるが、表層部の炭素量が低く、硬さが低く、疲労強度も低い。
試験例２６は、化学組成が本発明の規定の範囲内であるが、浸炭処理後の表層部の硬さが低く、疲労強度も低い。
試験番号１２は、Ｃ量が多いため、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが高く、被削性が低い。
試験番号１４、１７は、Ｍｎ量が少ないため、マルテンサイト変態が不完全で、十分な硬さが得られず、疲労強度も低い。
試験番号１５、１６は、Ｃｒ量が多く、軟質化熱処理後の鋼材の硬さが高く、被削性が低い。
試験番号１８～２０は、一般的なＪＩＳ鋼を一般的な浸炭条件で浸炭し、油冷したため、硬さと疲労強度は十分に高いが、変形量は浸炭時の吊るし方向によって大きく異なる。
試験番号２１～２３は、一般的なＪＩＳ鋼を浸炭した後に、窒素中で放冷したものである。しかし、化学成分が本発明の規定からはずれて、最適化していないため、浸炭処理後の冷却を放冷とすると、マルテンサイト変態が生じず、浸炭処理後に表層部の硬さが極めて低くなる。したがって、疲労強度も低い。
試験番号２４は、化学組成が本発明の規定の範囲内であるが、表層部のＣ量が高い。このＣ量の値は一般的な浸炭鋼部品の表層部の炭素量に近い。本試験番号は多量の残留オーステナイトが生成し、浸炭処理後に十分な表層部の硬さが得られず、疲労強度も低い。
試験番号２５は、化学組成が本発明の規定の範囲内であるが、表層部の炭素量が低く、硬さが低く、疲労強度も低い。
試験例２６は、化学組成が本発明の規定の範囲内であるが、浸炭処理後の表層部の硬さが低く、疲労強度も低い。
【図1】
【図2】
