JP2015193929A - スポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品 - Google Patents

Abstract

【課題】スポーリング強度及び低サイクル疲労強度に優れ、歯車、軸受、シャフト及びＣＶＴプーリー等の動力伝達部品等の素材として有用な高温浸炭用鋼製部品を提供する。
【解決手段】化学成分組成を適切に規定すると共に、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度を０．５０％以上とし、ＭｎＳ及びＴｉＮの大きさや個数密度が、部品各部位でのビッカース硬さとの関係で所定の式を満足するように制御することによって得られる、スポーリング強度及び低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品。前記高温浸炭用鋼製部品は、歯車、軸受、シャフト及びＣＶＴプーリー等の動力伝達部品の素材として有用である。
【選択図】図８

Description

本発明は、スポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品に関する。詳細には、高温浸炭処理して用いられる鋼製部品、特に歯車、軸受、シャフトおよびＣＶＴ（Continuously Variable Transmission:無段変速機）プーリー等の動力伝達部品等の素材として有用な浸炭用鋼製部品に関する。

上記各種用途に用いられる浸炭用鋼製部品には、スポーリング発生に対する強度（これを「スポーリング強度」と呼ぶ）に優れていることが要求される。スポーリングとは、部品同士ですべりが発生しない、或いは少ない場合に、摺動接触荷重によって内部にせん断応力が発生し、それに伴って内部に亀裂が生じ、それが進展して剥離に至る疲労破壊現象である。近年、動力伝達部品の高出力化および小型化に伴う負荷荷重の増大により、従来の表面起点型損傷（ピッチング）からスポーリングに損傷形態が変化しつつある。

スポーリング強度を向上させる方策として、一般的には有効硬化層深さ（浸炭硬化層深さ）の増大および芯部硬さの向上（焼入れ性の向上）が有効とされている。しかしながら、その一方で低サイクル疲労強度および部品加工性の低下が生じる。特に、上記のような用途で用いられる鋼製部品には、サイクル数が１０⁴〜１０⁵回程度での低サイクルでの疲労強度に優れていることも必要である。

近年では、生産性向上や部品コスト低減を目的に浸炭処理の高温化が指向されている。浸炭処理の高温化を図ることによって、鋼材表面にＣ（炭素）が侵入および拡散する速度が増し、所定の材料特性（表面硬さ、有効硬化層深さ）が得られるまでの処理時間の短縮が可能となる。しかしながら、高温化によりオーステナイト結晶粒が粗大化すると、低サイクル疲労強度が低下する傾向を示す。

高温浸炭して得られる鋼製部品の特性を改善するための、材料側からの対策としては、（i）介在物の析出状態を制御する、（ii）浸炭後の材質を制御する、（iii）例えばＮｂやＴｉなどの結晶粒粗大化防止元素の添加等が主な対策となっている。

このような観点から、鋼製部品の特性を改善するための技術として、これまでにも様々提案されている。例えば特許文献１では、Ｓを比較的多く含有させると共に、ＭｎとＳの原子比を所定の範囲に制御することによって、ＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物を単位面積当たり５０００個／ｍｍ²以上存在させ、部品の強度向上を図る技術が提案されている。

また特許文献２では、冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼を実現するという観点から、所定量のＴｉを含有させると共に、ＴｉとＮの含有比率を規定することによって、ＴｉをできるだけＴｉＣとして析出させる技術が提案されている。

特許文献３には、Ｎｂ量を０．０４％以下に低減すると共に、Ｍｏ，Ｎｉ，Ｂ，Ｓｉ，Ｐ，Ｖの含有量と、鋼材表層の浸炭濃度や表面硬さの関係を所定の関係式を満足するように規定することによって、低サイクル疲労特性に優れた浸炭焼入れ鋼および浸炭焼入れ部品を実現することが提案されている。

一方、特許文献４には、Ｔｉ含有量を０．０５％以下に低減しつつ化学成分組成を適切に制御することによって、歯元強度と歯面強度の両立を図った歯車部品について提案されている。

特開２００５−１０５３９０号公報 特開２００８−８１８４１号公報 特開２０１１−６３８８６号公報 特開２０１０−１５２７号公報

上記特許文献１の技術では、Ｓの含有量が多いので、スポーリング強度は却って低下する。上記特許文献２に記載のように、ＴｉやＮの含有量を規定するだけでは、結晶粒の粗大化は避けられず、鋼材の強度が低下する傾向を示す。また、Ｃと結合しないで残存したＴｉは、通常の製造方法では粗大なＴｉＮとして析出しやすく、スポーリング強度が低下する傾向を示す。上記特許文献３の技術は基本的にＮｂの含有量が少ないものであり、結晶粒の粗大化は避けられず、鋼材の強度が低下するという問題がある。上記特許文献４の技術では、Ｔｉ含有量が基本的に少ないため、結晶粒の粗大化防止を図ることができず、歯車自体の強度が低下する。また、この技術では、ＢＮが形成されやすくなり、焼入性低下による芯部硬さの低下によって、スポーリング強度が低下する傾向を示す。

このように、これまで鋼製部品の特性を改善するための技術は、様々提案されており、鋼材強度向上や低サイクル疲労強度のいずれかを改善するという面からはそれなりの成果が認められている。しかし、スポーリング強度と低サイクル疲労強度の両立を図った技術は確立されていない。

本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、スポーリング強度を低下させることなく、優れた低サイクル疲労強度を発揮させ、歯車、軸受、シャフトおよびＣＶＴプーリー等の動力伝達部品等の素材として有用な高温浸炭用鋼製部品を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明の高温浸炭用鋼製部品は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３％、Ｓｉ：０．０３〜１．５０％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０％超０．０３％以下、Ｓ：０％超０．０３％以下、Ｃｒ：０．３０〜２．５０％、Ａｌ：０％超０．０８％以下、Ｎ：０％超０．０１５０％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０５〜０．１％およびＢ：０．０００５〜０．００５％、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が０．５０％以上であり、且つ下記Ａ、ＢおよびＣを、夫々下記（１）式〜（３）式で規定したとき、これらが下記（４）式および（５）式を満足することを特徴とする。
Ａ＝ｅｘｐ{Ｄｍ／１０＋Ｎｍ^1/2／５０}×ｅｘｐ{Ｄｔ／１５＋Ｎｔ^1/2／５０} …（１）
Ｂ＝ｅｘｐ{Ｈｓ／６５０＋ＥＣＤ^1/2＋Ｈｉ／２５０} …（２）
Ｃ＝ｅｘｐ［Ｈｓ／６５０−ＥＣＤ−{（０．８９×Ｈｉ−２０２．１６）／２５０}²］ …（３）
３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４≦０ …（４）
Ｃ≧０．６６ …（５）
但し、Ｄｍは非浸炭部でのＭｎＳの平均円相当径（μｍ）を、Ｎｍは非浸炭部でのＭｎＳの個数密度（個／ｍｍ²）を、Ｄｔは非浸炭部でのＴｉＮの平均円相当径（μｍ）を、Ｎｔは非浸炭部でのＴｉＮの個数密度（個／ｍｍ²）を、Ｈｓは試験力３００ｇｆで測定した表面から深さ０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さ（ＨＶ）を、ＥＣＤは有効硬化層深さ（ｍｍ）を、Ｈｉは試験力３００ｇｆで測定した非浸炭部でのビッカース硬さ（ＨＶ）を夫々示す。

尚、ＭｎＳおよびＴｉＮの平均円相当径とは、ＭｎＳおよびＴｉＮの大きさを同一面積の円に換算したときの直径（円相当径）の平均を意味する。また、上記「非浸炭部」とは、有効硬化層深さＥＣＤから更に０．５〜２．０ｍｍ深いところ（硬化層と反対側の位置）の意味であるが、例えばシャフト部品では、直径Ｄの１／４の位置から内部側（中心側）を意味する。更に、有効硬化層深さＥＣＤは、ＪＩＳ Ｇ ０５５７（２００６）に規定される浸炭硬化層深さを意味する。

本発明の高温浸炭用鋼製部品では、試験力３００ｇｆで測定した表面から深さ０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さＨｓが６５０ＨＶ以上、有効硬化層深さＥＣＤが０．４ｍｍ以上、試験力３００ｇｆで測定した非浸炭部でのビッカース硬さＨｉが３００ＨＶ以上であることが好ましい。

本発明の高温浸炭用鋼製部品は、必要によって、更に、質量％で、Ｎｉ：０％超２．０％以下およびＭｏ：０％超１．００％以下の少なくとも１種を含有することも好ましい。

本発明によれば、化学成分組成を適切に規定すると共に、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度を０．５０％以上とし、且つＭｎＳおよびＴｉＮの大きさや個数密度が、部品各部位でのビッカース硬さとの関係で所定の式を満足するように制御することによって、スポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品を得ることができる。このような高温浸炭用鋼製部品は、歯車、軸受、シャフトおよびＣＶＴプーリー等の動力伝達部品の素材として有用である。

図１は、実施例における浸炭熱処理条件を示すパターン図である。 図２は、焼戻し処理条件を示すパターン図である。 図３は、ＴｉＮおよびＭｎＳの析出割合と温度の関係を示すグラフである。 図４は、ローラーピッチング試験で用いた試験片形状を示す概略説明図である。 図５は、ローラーピッチング試験の実施状況を示す概略説明図である。 図６は、４点曲げ疲労試験で用いた試験片形状を示す概略説明図である。 図７は、４点曲げ疲労試験の実施状況を示す概略説明図である。 図８は、実施例１において、（４）式の左辺の値（３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４）とスポーリング強度の関係を示すグラフである。 図９は、実施例１において、（３）式で規定されるＣの値と低サイクル疲労強度の関係を示すグラフである。 図１０は、実施例２において、（４）式の左辺の値（３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４）とスポーリング強度の関係を示すグラフである。 図１１は、実施例２において、（３）式で規定されるＣの値と低サイクル疲労強度の関係を示すグラフである。

本発明者らは、スポーリング強度および低サイクル疲労強度の両特性に優れた高温浸炭用鋼製部品を実現すべく、様々な角度から検討した。特に、ＭｎＳおよびＴｉＮの大きさや個数密度が、部品の上記特性に与える影響について鋭意調査した。その結果、化学成分組成を適切に規定すると共に、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度を０．５０％以上とし、且つ非浸炭部でのＭｎＳおよびＴｉＮの大きさ（Ｄｍ、Ｄｔ）や個数密度（Ｎｍ、Ｎｔ）に基づいて、夫々上記（１）式〜（３）式で規定されるＡ〜Ｃとしたとき、これらが上記（４）式および（５）式を満足させるように制御すれば、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。

まず、上記（１）式〜（５）式を規定した理由について説明する。

鋼材中に介在物が存在すると、応力を負荷したときに、介在物近傍に応力が集中して内部亀裂の発生および進展が促進されるため、スポーリング強度が低下する。上記（１）式で規定されるＡの値は、介在物による内部亀裂の発生および進展の感受性を示しており、介在物のサイズが大きいほど、また個数密度が大きいほどＡの値が大きくなり、低サイクル疲労強度は低下する。このような関係を規定したのが、上記（１）式である。

スポーリングは、有効硬化層深さＥＣＤが浅いほど、表面から深さ０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さＨｓ（以下、「表面硬さＨｓ」と呼ぶことがある）と、非浸炭部での硬さＨｉ（以下、「芯部硬さＨｉ」と呼ぶことがある）が低いほど発生しやすく、スポーリング強度は低下する。上記（２）式で規定されるＢの値は、せん断応力による内部亀裂発生および進展の抵抗性を示しており、表面硬さＨｓ、芯部硬さＨｉが高いほど、および有効硬化層深さＥＣＤが深いほど、Ｂの値は大きくなる。このような関係を規定したのが、上記（２）式である。

また、表面硬さＨｓが６５０ＨＶ未満になったり、芯部硬さＨｉが３００ＨＶ未満になったり、或いは有効硬化層深さＥＣＤが０．４ｍｍ未満の場合には、スポーリングが発生しなくても部品表面が陥没し、低サイクル疲労強度が更に低下することがある。こうしたことから、表面硬さＨｓは６５０ＨＶ以上、芯部硬さＨｉは３００ＨＶ以上、および有効硬化層深さＥＣＤは０．４ｍｍ以上であることが好ましい。表面硬さＨｓは、より好ましくは６８０ＨＶ以上、更に好ましくは７００ＨＶ以上である。浸炭後の切削性低下という観点からすれば表面硬さＨｓは、８５０ＨＶ以下であることが好ましい。また芯部硬さＨｉは、より好ましくは３５０ＨＶ以上、更に好ましくは４００ＨＶ以上である。内部亀裂進展の促進によりスポーリング強度が飽和するという観点からすれば芯部硬さＨｉは、５００ＨＶ以下であることが好ましい。有効硬化層深さＥＣＤは、より好ましくは０．７ｍｍ以上、更に好ましくは１．０ｍｍ以上である。浸炭処理の長時間化に伴うコスト増加という観点からすれば有効硬化層深さＥＣＤは、１．５ｍｍ以下であることが好ましい。

低サイクルにおける負荷環境下では、衝撃的な荷重が動力伝達部品にかかるため、有効硬化層深さＥＣＤが深い、或いは芯部硬さＨｉが高い場合には、亀裂の発生および進展が促進されるため、低サイクル疲労強度は低下する。上記（３）式で規定されるＣの値は、低サイクルでの荷重による亀裂発生および進展の抵抗性を示しており、表面硬さＨｓが高いほど大きくなり、その一方で有効硬化層深さＥＣＤが深いほど、および芯部硬さＨｉが顕著に高くなると小さくなる。また表面硬さＨｓが低くなったり、芯部硬さＨｉが低くなったりした場合には、亀裂発生の前に塑性変形し、低サイクル疲労強度は更に低下することがある。このような関係を規定したのが、上記（３）式である。尚、（３）式においても、表面硬さＨｓの好ましい範囲は上記と同じである。一方、芯部硬さＨｉは、「塑性変形」（後述する）を発生させないという観点から好ましくは２５０ＨＶ以上、より好ましくは３００ＨＶ以上である。後述するように「脆性破断」を発生させないという観点からすれば芯部硬さＨｉは、４５０ＨＶ以下であることが好ましい。有効硬化層深さＥＣＤは、好ましくは０．２５ｍｍ以上、より好ましくは０．５ｍｍ以上である。「脆性破断」を発生させないという観点からすれば有効硬化層深さＥＣＤは、１．３０ｍｍ以下であることが好ましい。

なお、本明細書において、表面硬さＨｓおよび芯部硬さＨｉは、試験力３００ｇｆ、即ち、３００×９．８Ｎで測定したときの値である。

上記パラメータＡ、ＢおよびＣを組み合わせることで、スポーリング強度および低サイクル疲労強度と、高い相関関係が得られることが判明し、介在物形態および材質を適正化して、下記（４）式および（５）式を満足することによって、スポーリング強度および低サイクル疲労強度の両特性に優れた高温浸炭用鋼製部品を実現できる。尚、（４）式の左辺の値は、好ましくは−５．０以下であり、より好ましくは−１０．０以下である。（４）式の左辺の値の下限は、上記Ａ値およびＢ値に基づいて決定されるが、好ましくは−２０以上であり、より好ましくは−１５以上である。またＣの値は、好ましくは０．８０以上であり、より好ましくは１．００以上である。Ｃの値の上限は、好ましくは２．００以下であり、より好ましくは１．５０以下である。
３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４≦０ …（４）
Ｃ≧０．６６ …（５）

高温浸炭用鋼製部品の組織（浸炭焼入れ焼戻し処理後の組織）については、浸炭層はマルテンサイト、残留オーステナイトおよび一部トルースタイト或いはベイナイト組織からなり、非浸炭層はマルテンサイトおよび一部ベイナイトもしくはフェライト組織からなる。

本発明の高温浸炭用鋼製部品は、歯車、軸受、シャフトおよびＣＶＴプーリー等の動力伝達部品の素材に適用したときに、要求される機械的特性を発揮させる上から、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。その基本的な化学成分組成は以下の通りである。

（Ｃ：０．１０〜０．３％）
Ｃは、最終製品の芯部硬さＨｉを確保するために必要な元素である。但し、過剰に含有すると加工性が低下すると共に、低サイクル疲労強度が低下するため、０．３％以下とする必要がある。Ｃ量が０．１０％未満では、芯部硬さＨｉが低くなりすぎて、十分なスポーリング強度が得られない。こうした観点からＣ量は、０．１０〜０．３％とした。Ｃ量の好ましい下限は０．１３％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。またＣ量の好ましい上限は０．２７％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。

（Ｓｉ：０．０３〜１．５０％）
Ｓｉは、焼戻し処理時の硬さ低下を抑制すると共に、鋼材の焼入性を向上させて最終製品の芯部硬さＨｉを確保するために有効な元素である。但し、過剰に含有すると、浸炭時のＣ侵入を阻害し、浸炭不良を招くと共に、フェライト強化により加工性を低下させるため、その上限は１．５０％以下とした。Ｓｉ量が０．０３％未満では、芯部硬さＨｉの向上に不十分である。こうした観点からＳｉ量は、０．０３〜１．５０％とした。Ｓｉ量の好ましい下限は０．０５％以上であり、より好ましくは０．０７％以上である。またＳｉ量の好ましい上限は１．０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。

（Ｍｎ：０．２〜１．８％）
Ｍｎは、Ｓと結合してＦｅＳの生成を抑制し、圧延時の鍛造性低下を抑えると共に、鋼材の焼入性を高めて最終製品の芯部硬さ確保に有効な元素である。但し、過剰な添加は縞状偏析による材質のバラツキを顕在化させ、またマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させることにより、浸炭後の残留オーステナイト量を増加させて表面硬さを低下させる。こうしたことから、Ｍｎ量は１．８％以下とした。一方、Ｍｎ量が０．２％未満では、ＦｅＳの形成や芯部硬さが不十分となる。Ｍｎ量の好ましい下限は０．３０％以上であり、より好ましくは０．３５％以上である。またＭｎ量の好ましい上限は１．７０％以下であり、より好ましくは１．６０％以下である。

（Ｐ：０％超０．０３％以下）
Ｐは、結晶粒界に偏析して低サイクル疲労強度を低下させるため、その含有量は少なければ少ないほど好ましい。こうした観点から、Ｐ量は０．０３％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。その一方で、Ｐは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、純度を高めるほど製造コストが増加するため、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。

（Ｓ：０％超０．０３％以下）
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物となり低サイクル疲労強度を低下させるため、なるべく低減させることが望ましく、こうした観点からＳ量の上限は０．０３％以下とした。Ｓ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。その一方で、Ｓは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、純度を高めるほど製造コストが増加し、しかも切削性を低下させるため、Ｓ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。

（Ｃｒ：０．３０〜２．５０％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼材の焼入性を向上させて最終製品の芯部硬さＨｉを確保するのに有効な元素である。但し、過剰に含有させると浸炭時に粗大炭化物の形成を促して低サイクル疲労強度を低下させるため、２．５０％以下とした。一方、Ｃｒ量が０．３０％未満では最終製品の芯部硬さＨｉが十分に得られない。Ｃｒ量の好ましい下限は０．５０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。またＣｒ量の好ましい上限は２．００％以下であり、より好ましくは１．８０％以下である。

（Ａｌ：０％超０．０８％以下）
Ａｌは、鋼材中のＮと結合してＡｌＮを生成し、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する。しかしながら、過剰な添加はＡｌ₂Ｏ₃を生成し、加工性を低下させる。こうした観点から、Ａｌ量は０．０８％以下とした。Ａｌ量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。一方、Ａｌは脱酸作用として有用であり、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、純度を高めるほど製造コストが増加し、更に結晶粒粗大化が促進されるため、Ａｌ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。

（Ｎ：０％超０．０１５０％以下）
Ｎは、鋼材中のＡｌやＴｉと結合して窒化物を形成し、スポーリングの起点となって低サイクル疲労強度を低下させる。また、Ｎ量が、Ｔｉ量の０．３倍よりも多くなると、Ｔｉと結合しきれなかったＮがＢと結合してＢＮを形成し、鋼材の焼入性が低下するだけでなく、ピンニング粒子であるＴｉＣが析出しないため結晶粒が粗大化し、スポーリング強度が低下する。こうした観点から、Ｎ量は０．０１５０％以下とした。Ｎ量は好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。Ｎは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、純度を高めるほど製造コストが増加するため、Ｎ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。

（Ｎｂ：０．０５〜０．３％）
Ｎｂは、鋼材中のＣおよびＮと結合してＮｂ（ＣＮ）を形成し、これがピンニング粒子として作用し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止するのに有効な元素である。しかしながら、過剰に含有させても結晶粒粗大化防止特性は飽和し、鋼材コストが増大するほか、粗大な晶出物により鍛造性が低下するため、Ｎｂ量は０．３％以下とした。Ｎｂ量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。一方、Ｎｂ量が０．０５％未満では十分なピンニング力が得られず結晶粒が粗大化し、それに伴ってスポーリング強度および低サイクル疲労強度が低下する。こうした観点から、Ｎｂ量は０．０５％以上とした。Ｎｂ量は好ましくは０．０６％以上であり、より好ましくは０．０７％以上である。

（Ｔｉ：０．０５〜０．１％）
Ｔｉは鋼材中のＣと結合してＴｉＣを形成し、Ｎｂ（ＣＮ）と同等にピンニング粒子として作用し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止するのに有効な元素である。但し、過剰に含有させても結晶粒粗大化防止特性は飽和し、鋼材コストの増大や、粗大な晶出物が生成されて鍛造性の低下を招くため、Ｔｉ量は０．１％以下とした。Ｔｉ量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。一方、Ｔｉ量が０．０５％未満では、十分なピンニング作用が得られず結晶粒が粗大化することで強度が低下する。またＴｉと結合しきれずに残ったＮがＢＮとして生成され、鋼材の焼入性が著しく低下し、強度低下を招くため、Ｔｉ量は０．０５％以上とした。Ｔｉ量は好ましくは０．０６％以上であり、より好ましくは０．０７％以上である。

（Ｂ：０．０００５〜０．００５％）
Ｂは、微量で鋼材の焼入性を大幅に向上させると共に、衝撃強度の向上に有効な元素である。但し、Ｂ量が０．００５％を超えると、その効果が飽和すると共に、部品加工性を低下させるため、０．００５％以下とした。Ｂ量は、好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。一方、Ｂ量が０．０００５％未満では上記効果が得られないため、０．０００５％以上とした。Ｂ量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。

本発明の高温浸炭用鋼製部品における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。

また本発明の高温浸炭用鋼製部品には、鋼製部品としての特性を更に向上させるため、必要に応じて、更に、質量％で、Ｎｉ：０％超２．０％以下およびＭｏ：０％超１．００％以下の少なくとも１種を含有することも好ましい。これらを含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。

（Ｎｉ：０％超２．０％以下）
Ｎｉは、浸炭層の靭性を向上させる効果がある。但し、過剰に含有させると鋼材コストを増大させると共に、加工性の低下や芯部硬さＨｉの増加に伴う低サイクル疲労強度の低下を招く。こうした観点から、Ｎｉを含有させるときには、その上限を２．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは１．８０％以下であり、更に好ましくは１．６０％以下である。尚、Ｎｉによる上記効果を発揮させるためには、Ｎｉ量は０．０１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。

（Ｍｏ：０％超１．００％以下）
Ｍｏは、鋼材の焼入性を向上させる元素であり、浸炭層の靭性を向上させる効果がある。但し、過剰に含有させると鋼材コストを増大させると共に、加工性の低下や芯部硬さＨｉの増加に伴う低サイクル疲労強度の低下を招く。こうした観点から、Ｍｏを含有させるときには、その上限を１．００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．８０％以下であり、更に好ましくは０．６０％以下である。尚、Ｍｏによる上記効果を発揮させるためには、Ｍｏ量は０．０１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。

尚、ＮｉおよびＭｏは、いずれも鋼製部品の靭性を向上させる上で有効な元素であり、夫々単独で、または２種を併用して含有させてもよい。

本発明の高温浸炭用鋼製部品においては、表面硬さＨｓを大きくしてスポーリング強度を高める上で、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が０．５０％以上であることも必要である。この平均Ｃ濃度が０．５０％より低くなると、表面硬さＨｓを大きくして良好なスポーリング強度が確保できなくなる。平均Ｃ濃度は好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。尚、平均Ｃ濃度の上限は、カーボンポテンシャル等の浸炭条件によって、自ずと決定される。

本発明の高温浸炭用鋼製部品は、ＭｎＳおよびＴｉＮの大きさや個数密度が、部品各部位での硬さ（ビッカース硬さ）の関係で上記式（４）および上記式（５）を満足するように制御することを特徴とするものである。このような要件を満足させるには、鋼材製造段階での条件および浸炭焼入れ処理条件を適切に制御するのがよい。

鋼材製造段階での条件としては、
（ａ）溶鋼を凝固させるときの平均冷却速度、
（ｂ）鋳片から所定の大きさに圧延または鍛造するときの鍛圧比、
（ｃ）分塊圧延前の均熱処理（ソーキング処理）
等の条件を下記のように制御することが好ましい。但し、これらの条件（ａ）〜（ｃ）の全てを満足させる必要はなく、必要に応じて、１つ以上の条件を組み合わせて製造することによって、本発明の高温浸炭用鋼製部品が得られる。

（ａ）溶鋼を凝固させるときの平均冷却速度
溶鋼を凝固させるときの平均冷却速度は、０．０６℃／秒以上であることが好ましい。ＭｎＳおよびＴｉＮは、溶鋼内に晶出し、溶鋼を凝固させるときの平均冷却速度が速いほど微細となる。こうした観点から溶鋼を凝固させるときの平均冷却速度は、より好ましくは０．０８℃／秒以上であり、更に好ましくは０．１０℃／秒以上である。溶鋼を凝固させるときの平均冷却速度の上限は特に限定されないが、通常、０．０１℃／秒程度である。

（ｂ）鋳片から所定の大きさに圧延または鍛造するときの鍛圧比
鍛圧比は２５以上であることが好ましい。鋳片から所定の大きさに圧延または鍛造する際に、最終大きさ（シャフト部品であれば直径）が小さいほど、即ち鍛圧比が大きいほど、ＭｎＳやＴｉＮは微細化し、上記Ａの値は小さくなる。こうした観点から鍛圧比は、より好ましくは５０以上である。上記鍛圧比の上限は特に限定されないが、例えば、５００程度である。上記鍛圧比とは、「鋳片の鋳造方向に垂直な断面積／圧延材若しくは鍛造材の加工方向に垂直な断面積」を意味する。

（ｃ）分塊圧延前の均熱処理（ソーキング処理）
ソーキング処理温度は、１１００〜１３００℃とすることが好ましい。分塊圧延前にソーキング処理を施すと、晶出したＭｎＳおよびＴｉＮは微細化し、上記Ａの値は小さくなる。ソーキング処理温度が１１００℃未満では、ＭｎＳおよびＴｉＮは固溶せず、その一方でソーキング処理温度が１３００℃を超えると、保持中に鋳片表面が融解するおそれがある。こうした観点からソーキング処理温度のより好ましい下限は１１５０℃以上であり、より好ましい上限は１２５０℃以下である。

また、ソーキング処理の保持時間は、０．５〜３時間程度が好ましい。保持時間が０．５時間未満では、ＭｎＳおよびＴｉＮの微細化が不十分となる。また保持時間が３時間を超えると、生産性低下およびコスト増加を招く。保持時間は、より好ましくは１時間以上、２時間以下である。

なお、上記ソーキング処理は、分塊圧延前に行なうが、分塊圧延を行なわない場合は、圧延または鍛造の前にソーキング処理を行なえばよい。

圧延または鍛造して得られた鋼材は、所定の形状に加工した後、浸炭炉にて浸炭焼入れ処理を行なえばよい。

浸炭焼入れ処理条件としては、例えば、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が０．５０％以上、有効硬化層深さＥＣＤ（Effective Case. Depth）が０．４０〜１．５ｍｍとなるように、雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰ、浸炭温度、および浸炭時間を適切に制御すればよい。具体的には、雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰを０．５０以上に調整し、８００〜１０００℃にて０．５時間以上５時間未満保持し、その後、カーボンポテンシャルＣＰを０．５０以上としたまま、８００〜９００℃にて０．５〜２時間保持した直後に焼入れすればよい。

浸炭ガスとしては、例えば、変性ガス（ＲＸガス）とプロパンガスの混合ガスを用いればよい。

浸炭焼入後は、１００〜２５０℃にて０．５〜３時間保持した後に放冷し、焼戻し処理を行えばよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

（実施例１）
下記表１に示す化学成分組成を有する鋼塊を、転炉および容量が５０ｋｇまたは１５０ｋｇの小型溶解炉にて溶製した。尚、表１中、「−」は無添加を意味する。

これらの鋼塊について、下記表２に示す製造条件Ｎｏ．１〜１１を組み合わせて後記表３、表４の試験Ｎｏ．１〜２７の鋼材を得た。

このとき転炉で溶製した転炉材においては、鋳片を加熱炉にて１２５０℃×６０分加熱保持してソーキング処理を行なうか、若しくは加熱保持せずに、分塊圧延を実施した。更に、直径：３２〜８０ｍｍの所定の径に下記表２に示す鍛圧比で熱間圧延した。

また、小型溶解炉で溶製した少量溶製材（下記表２においては、５０ｋｇのもの「少量１」、１５０ｋｇのものを「少量２、少量３」と表記）においても、加熱炉にて１２５０℃×６０分加熱保持してソーキング処理を行なうか、若しくは加熱保持せずに直径：３２〜８０ｍｍの所定の径に下記表２に示す鍛圧比で熱間鍛造した。なお、少量２と少量３の容量は同じであるが、下記表２に示すように凝固時の平均冷却速度を変化させた。

得られた鋼材（熱間圧延材または熱間鍛造材）を、所定の形状に加工した後、ガス浸炭炉にて浸炭焼入れ処理を行った。浸炭ガスは、ＲＸガスとプロパンガスとの混合ガスを用いた。このとき、表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度（以下、「表層Ｃ濃度Ｃｓ」と表記することがある）：０．６０％、有効硬化層深さＥＣＤ：０．７５ｍｍとなるように、雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰを０．６５に調整し、９５０℃にて０．４〜３．０時間保持し、その後、カーボンポテンシャルＣＰを変えずに、８５０℃にて０．５時間保持した直後に焼入れた。下記表５に具体的な浸炭条件を示す。更に、１７０℃にて２時間保持した後に放冷し、焼戻し処理を行った。図１は、このときの浸炭熱処理条件を示すパターン図である。また図２は、焼戻し処理条件を示すパターン図である。尚、一般的な浸炭温度は９２０℃程度であり、上記９５０℃は結晶粒が粗大化しやすい保持温度である。

上記で得られた浸炭部品の縦断面を調査し、各サンプルの直径Ｄの１／４位置から長手方向（圧延方向に相当）に１０ｍｍ（半径方向）×１０ｍｍ（長手方向）の試料を切り出して断面を研磨した。研磨面における任意の位置から走査した面積１５μｍ²に存在する短径３μｍ以上の介在物に対してＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：電子線プローブ微小分析器）にて組成分析を行い、ＭｎＳおよびＴｉＮを同定した。更に、ＭｎＳおよびＴｉＮの面積および個数を測定し、個数密度（１ｍｍ²当たりの個数：Ｎｍ、Ｎｔ）は、（各検出個数／走査面積）で評価し、平均円相当径（Ｄｍ、Ｄｔ）は１個当たりの平均面積から夫々算出した。

調査対象は圧延材および鍛伸材であるが、ＭｎＳおよびＴｉＮは晶出物であり、融点は１５００〜２０００℃程度と非常に高く、浸炭処理の温度範囲では固溶しないため、浸炭前後でそれらの径および個数密度は変化しない。参考として、図３に、熱力学計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ」（商品名：Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ ｓｏｆｔｗａｒｅ社製）にて、ＭｎＳおよびＴｉＮの析出量割合の温度変化を計算した結果を示す。この結果は、浸炭処理の温度範囲では固溶しないことを支持している。このときのＥＰＭＡの測定条件は、下記（１）〜（４）の通りである。
（１）ＥＰＭＡ装置：ＪＸＡ ８５００Ｆ（商品名：日本電子株式会社製）
（２）ＥＤＳ分析（エネルギー分散型Ｘ線分析）：サーモフィッシャーサイエンティフィック ｓｙｓｔｅｍ ｓｉｘ
（３）加速電圧：１５ｋＶ
（４）走査電流：１．７６ｎＡ

上記で得られた浸炭部品について、下記の方法でスポーリング強度および低サイクル疲労強度を評価すると共に、硬さ、有効硬化層深さＥＣＤおよび表層Ｃ濃度Ｃｓを測定した。硬さは、表面硬さＨｓおよび芯部硬さＨｉを測定した。

（スポーリング強度の評価）
「ＲＰ−２０１型」ローラーピッチング試験機（商品名：コマツエンジニアリング株式会社製）を用いて試験を実施した。このとき２．０〜６．３ＧＰａの面圧にてスポーリングが発生するまでの寿命を測定し、単回帰により寿命が２００万サイクルとなるときの試験面圧を、スポーリング強度（ＧＰａ）として算出した。この試験で用いた試験片は、図４に示す形状に加工後、浸炭焼入れ処理を施し、更に摺動面を研磨して作製した。図５に、試験外観として試験片１（ローラー）と荷重ローラー２が接触しながら転動する様子（ローラーピッチング試験の実施状況）を示す。試験条件は以下の通りである。
（１）回転数：２０００ｒｐｍ
（２）すべり率：０％（寿命は、スポーリングだけによるものと判断）
（３）荷重ローラー：ＪＩＳ Ｇ４８０５（２０１３）の高炭素クロム軸受鋼ＳＵＪ２
（４）試験油温：１２０℃

（低サイクル疲労強度）
油圧サーボ試験機（株式会社島津製作所製）および４点曲げ支持となる治具を用いて、１．０〜３．０ＧＰａの応力にて試験片が折損するまでの寿命を測定し、単回帰により２０００サイクルにて折損する強度を低サイクル疲労強度（ＧＰａ）として算出した。試験片は、図６に示す形状に加工後、浸炭焼入れ処理を施して作製した。図７には、４点曲げ試験の外観を示す（○で示した部分は支持点）。図７において、３は試験片、４は治具、５は荷重の方向を示している。試験片ノッチ側の水平部を２点支持した状態で背面から片振り荷重を印加した。このときの周波数は２０Ｈｚとした。

（硬さ（表面硬さＨｓ、芯部硬さＨｉ）、および有効硬化層深さＥＣＤの評価）
ローラーピッチング試験片を、摺動部中央を横断するように切断し、切断面を研磨した後、硬さを測定した。硬さは、試験力：３００ｇｆ（３００×９．８Ｎ）でビッカース硬さＨＶを測定した。表面硬さＨｓは、表面から深さ方向０．０５ｍｍ位置を５点測定した平均値とした。また、芯部硬さＨｉは、ローラーピッチング試験片において直径Ｄの１／４位置を５点測定した平均値とした。また、有効硬化層深さＥＣＤはＪＩＳ Ｇ０５５７に則って算出した。

（表層Ｃ濃度Ｃｓの測定）
断面調査したサンプルにて金を蒸着後、ＥＰＭＡ分析により、表層Ｃ濃度Ｃｓを測定した。このとき、表面から深さ方向に０．０５ｍｍの位置まで０．００５ｍｍピッチで測定し、その平均値を表層Ｃ濃度Ｃｓとした。

用いた鋼種および製造条件と共に、ＭｎＳの平均円相当径Ｄｍ、ＴｉＮの平均円相当径Ｄｔ、ＭｎＳの個数密度Ｎｍ、ＴｉＮの個数密度Ｎｔを下記表３に示す。また、スポーリング強度および低サイクル疲労強度を、用いた鋼種、製造条件、および浸炭条件、浸炭部品の材質（表層Ｃ濃度Ｃｓ、表面硬さＨｓ、芯部硬さＨｉ、有効硬化層深さＥＣＤ）、パラメータ（Ａ、ＢおよびＣの値）、（４）式の左辺の値（３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４）と共に下記表４に示す。

これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜３、５〜９、１２〜１４、１６〜１９、２１は、本発明で規定する要件を満足する実施例である。スポーリング強度が３．７０ＧＰａ以上、低サイクル疲労強度が２．１０ＧＰａ以上で、スポーリング強度および低サイクル疲労強度のいずれも優れていることが分かる。

これに対し、試験Ｎｏ．４、１０、１１、１５、２０、２２〜２７は、本発明の要件のいずれかが満たされていなかった比較例であり、少なくともスポーリング強度が低下していることが分かる。

試験Ｎｏ．４、１１、１５、２０、２２は、製造条件が本発明で推奨する条件を外れ、（４）式の関係を満足できず、スポーリング強度が劣化している。

試験Ｎｏ．１０は、浸炭条件が本発明で推奨する条件を外れ、（４）式の関係を満足できず、スポーリング強度が劣化している。

試験Ｎｏ．２３〜２７は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種Ｎｏ．６、７の鋼材を用いた比較例であり、製造条件および浸炭条件の如何に係わらず、（４）式の関係を満足しないものとなって、スポーリング強度が劣化している。

これらの結果に基づき、（４）式の左辺の値（３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４）とスポーリング強度の関係を図８に示す。また、（３）式で規定するＣの値と低サイクル疲労強度の関係を図９に示す。図８、図９において、試験Ｎｏ．１〜３、５〜９、１２〜１４、１６〜１９、２１の実施例を◇、試験Ｎｏ．４、１０、１１、１５、２０、２２〜２７の比較例を◆で示す。これらの結果から明らかなように、（４）式を満足させることはスポーリング強度を向上させる上で有効であることが分かる。また（３）式で規定されるＣの値を０．６６以上とすることは、低サイクル疲労強度を確保する上で有効であることが分かる。

（実施例２）
下記表６に示す化学成分組成を有する鋼塊を溶製し、前記表２に示した製造条件Ｎｏ．４で鋼材を得た。更に、直径：３２〜８０ｍｍの所定の径に熱間圧延した。なお、下記表６に示した鋼種Ｎｏ．１〜５は、上記表１に示した鋼種Ｎｏ．１〜５と同じである。

得られた鋼材（熱間圧延材）を、所定の形状に加工した後、上記実施例１と同様に、ガス浸炭炉（浸炭ガス：ＲＸガス＋プロパンガス）にて浸炭焼入れ処理を行った。浸炭ガスは、ＲＸガスとプロパンガスとの混合ガスを用いた。このとき、表面から０．０５ｍｍ深さまでの表層Ｃ濃度Ｃｓ：０．４４〜０．８０％、有効硬化層深さＥＣＤ：０．２９〜１．３３ｍｍとなるように、雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰを０．４５〜０．７５の範囲に調整し、９３０〜９６０℃にて０．３〜６．０時間保持し、その後、カーボンポテンシャルＣＰを変えずに、８５０℃にて０．５時間保持した直後に焼入れた。上記表５に具体的な浸炭条件を併せて示す。更に、１７０℃にて２時間保持した後に放冷し、焼戻し処理を行った。

上記で得られた浸炭部品について、上記実施例１と同様にして、ＭｎＳおよびＴｉＮの形態の評価、およびスポーリング強度および低サイクル疲労強度を評価すると共に、硬さ（表面硬さＨｓ、芯部硬さＨｉ）、有効硬化層深さＥＣＤおよび表面から０．０５ｍｍ深さまでの表層Ｃ濃度Ｃｓを測定した。

用いた鋼種と共に、ＭｎＳの平均円相当径Ｄｍ、ＴｉＮの平均円相当径Ｄｔ、ＭｎＳの個数密度Ｎｍ、ＴｉＮの個数密度Ｎｔを下記表７に示す。また、スポーリング強度および低サイクル疲労強度を、用いた鋼種、浸炭条件、浸炭部品の材質（表層Ｃ濃度Ｃｓ、表面硬さＨｓ、芯部硬さＨｉ、有効硬化層深さＥＣＤ）、パラメータ（Ａ、ＢおよびＣの値）、（４）式の左辺の値（３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４）と共に下記表８に示す。尚、下記表８の「備考」の項で示した「陥没」、「塑性変形」、「脆性破断」および「ＧＧ」は、下記の現象が発生したことを意味する。

（陥没）
ローラーピッチング試験片において、試験力３００ｇｆで測定した表面硬さＨｓが６５０ＨＶよりも低い場合、（４）式を満足するにも係わらず、試験中に摺動表面が陥没して面全体が早期剥離することがある。

（塑性変形）
４点曲げ試験片において、試験力３００ｇｆで測定した表面硬さＨｓが６５０ＨＶよりも低い場合、或いは試験力３００ｇｆで測定した芯部硬さＨｉが３００ＨＶよりも低い場合には、（３）式で規定するＣの値が０．６６以上で、（５）式を満足するにも係わらず、試験中に試験片が荷重方向に塑性変形して早期破断する。通常は、塑性変形することなく亀裂が表面に発生、芯部方向に進展して、最終的に破断に至る。

（脆性破断）
４点曲げ試験片において、試験力３００ｇｆで測定した芯部硬さＨｉが４５０ＨＶよりも硬くなった場合、（３）式で規定するＣの値が０．６６以上で、（５）式を満足するにも係わらず早期破断し、そのときの破断面は脆性破面となる。

（ＧＧ：結晶粒粗大化）
浸炭処理後の試験片の最大結晶粒度が６．０番以下のものを結晶粒粗大化（ＧＧ）とし、結晶粒が粗大化している。こうした試験片においては、（４）式および（５）式を満足するにも関わらず、早期破断する。

これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．３２、３４、３５、３７〜３９、４２〜４５、４８、４９は、本発明で規定する要件のいずれをも満足するものである。スポーリング強度が３．７０ＧＰ以上、低サイクル疲労強度が２．１０ＧＰａ以上で、スポーリング強度および低サイクル疲労強度のいずれも優れていることが分かる。

これに対し、試験Ｎｏ．３１、３３、３６、４０、４１、４６、４７、５０〜７０は、本発明の要件のいずれかが満たされなかった例である。

試験Ｎｏ．３１は、表層Ｃ濃度Ｃｓが低く、表面硬さＨｓが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも低くなって、前述の「陥没」や「塑性変形」が生じて、スポーリング強度および低サイクル疲労強度のいずれも低下している。

試験Ｎｏ．３３は、（３）式で規定するＣの値が小さくなって（５）式を満足せず、低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．３６は、表層Ｃ濃度Ｃｓが低くなると共に、表面硬さＨｓが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも低く、（３）式で規定するＣの値が小さくなっており、低サイクル疲労強度が低下している。尚、試験Ｎｏ．３６では、表面硬さＨｓが低いものであるが、芯部硬さＨｉが比較的高いために陥没は発生していない。

試験Ｎｏ．４０は、表層Ｃ濃度Ｃｓが低くなると共に、表面硬さＨｓが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも低く、（４）式を満足しないものとなっており、スポーリング強度および低サイクル疲労強度のいずれも低下している。

試験Ｎｏ．４１、４７は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも浅く、（４）式を満足しないものとなっており、スポーリング強度が低下している。

試験Ｎｏ．４６は、（３）式で規定するＣの値が小さくなっており、低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．５０〜７０は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種Ｎｏ．８〜１７の鋼材を用いた例である。このうち試験Ｎｏ．５０は、表層Ｃ濃度Ｃｓが低くなると共に表面硬さＨｓが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも低く、（３）式で規定するＣの値が小さくなっており、低サイクル疲労強度が低下している。尚、試験Ｎｏ．５０は、表面硬さＨｓが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも低いものであるが、芯部硬さＨｉが低サイクル疲労強度に対する好ましい上限よりも非常に高いために陥没は発生していない。

試験Ｎｏ．５１は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも浅くなり、試験Ｎｏ．５２は、（３）式で規定するＣの値が小さくなっており、いずれも芯部硬さＨｉが低サイクル疲労強度に対する好ましい上限よりも高くなっている。その結果、いずれも低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．５３〜５５は、Ｃ量が低い鋼種Ｎｏ．９の鋼材を用いた例であり、基本的に芯部硬さＨｉが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも低くなっている。このうち試験Ｎｏ．５３は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも浅く、（４）式を満足しないものとなっており、スポーリング強度が低下している。試験Ｎｏ．５４は、（４）式を満足しないものとなっており、スポーリング強度が低下している。試験Ｎｏ．５５は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい上限よりも深くなっており、低サイクル疲労強度が低下している。また、脆性破断も発生した。

試験Ｎｏ．５６、５７は、Ｓｉ量が過剰な鋼種Ｎｏ．１０の鋼材を用いた例であり、いずれも浸炭不良によって表層Ｃ濃度Ｃｓが低下している。このうち試験Ｎｏ．５６は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも浅く、（４）式を満足しないものとなっており、スポーリング強度および低サイクル疲労強度が低下している。また、陥没および塑性変形も発生した。試験Ｎｏ．５７は、（３）式で規定するＣの値が小さくなっており、低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．５８、５９は、Ｍｎ量が過剰な鋼種Ｎｏ．１１の鋼材を用いた例である。試験Ｎｏ．５８は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも浅くなり、試験Ｎｏ．５９は、（３）式で規定するＣの値が小さくなっており、いずれも低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．６０〜６２は、好ましい成分であるＮｉ量が過剰な鋼種Ｎｏ．１２の鋼材を用いた例である。このうち試験Ｎｏ．６０は、芯部硬さＨｉが低サイクル疲労強度に対する好ましい上限よりも高いため、脆性破断により低サイクル疲労強度が低下している。試験Ｎｏ．６１、６２は、芯部硬さＨｉが低サイクル疲労強度に対する好ましい上限よりも高く、且つ（３）式で規定するＣの値が小さくなって、低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．６３、６４は、Ｃｒ量が過剰な鋼種Ｎｏ．１３の鋼材を用いた例である。試験Ｎｏ．６３は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも浅くなり、試験Ｎｏ．６４は、（３）式で規定するＣの値が小さくなっており、いずれも低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．６５、６６は、Ｃｒ量が少ない鋼種Ｎｏ．１４の鋼材を用いた例である。このうち試験Ｎｏ．６５は、（４）式を満足しないものとなっており、低サイクル疲労強度が低下している。試験Ｎｏ．６６では、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい上限よりも深くなっており、低サイクル疲労強度が低下している。また、脆性破断も発生した。

試験Ｎｏ．６７、６８は、好ましい成分であるＭｏ量が過剰な鋼種Ｎｏ．１５の鋼材を用いた例である。試験Ｎｏ．６７は、有効硬化層深さＥＣＤが低サイクル疲労強度に対する好ましい下限よりも浅くなり、試験Ｎｏ．６８は、（３）式で規定するＣの値が小さくなって、いずれも低サイクル疲労強度が低下している。

試験Ｎｏ．６９は、Ｔｉ量が少ない鋼種Ｎｏ．１６の鋼材を用いた例であるが、結晶粒の粗大化（ＧＧ）が発生して、スポーリング強度および低サイクル疲労強度のいずれも低下している。

試験Ｎｏ．７０は、Ｎｂ量が少ない鋼種Ｎｏ．１７の鋼材を用いた例であるが、結晶粒粗大化（ＧＧ）が発生して、低サイクル疲労強度が低下している。

これらの結果に基づき、（４）式の左辺の値（３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４）とスポーリング強度の関係を図１０に示す。図１０において、試験Ｎｏ．３２、３４、３５、３７〜３９、４２〜４５、４８、４９の実施例を◇、試験Ｎｏ．３１、３３、３６、４０、４１、４６、４７、５０〜７０の比較例を◆で示す。

また、（３）式で規定するＣの値と低サイクル疲労強度の関係を図１１に示す。図１１において、試験Ｎｏ．３２、３４、３５、３７〜３９、４２〜４５、４８、４９の実施例を◇、試験Ｎｏ．３１、３３、３６、４０、４１、４６、４７、５０〜７０の比較例を◆で示す。

これらの結果から明らかなように、（４）式を満足させることはスポーリング強度を向上させる上で有効であることが分かる。また（３）式で規定するＣの値を０．６６以上とすることは、低サイクル疲労強度を確保する上で有効であることが分かる。

１ 試験片
２ 荷重ローラー
３ 試験片
４ 治具
５ 荷重の方向

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．３％、
   Ｓｉ：０．０３〜１．５０％、
   Ｍｎ：０．２〜１．８％、
   Ｐ ：０％超０．０３％以下、
   Ｓ ：０％超０．０３％以下、
   Ｃｒ：０．３０〜２．５０％、
   Ａｌ：０％超０．０８％以下、
   Ｎ ：０％超０．０１５０％以下、
   Ｎｂ：０．０５〜０．３％、
   Ｔｉ：０．０５〜０．１％および
   Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、
   を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
   表面から０．０５ｍｍ深さまでの平均Ｃ濃度が０．５０％以上であり、且つ
   下記Ａ、ＢおよびＣを、夫々下記（１）式〜（３）式で規定したとき、これらが下記（４）式および（５）式を満足することを特徴とするスポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品。
   Ａ＝ｅｘｐ{Ｄｍ／１０＋Ｎｍ^1/2／５０}×ｅｘｐ{Ｄｔ／１５＋Ｎｔ^1/2／５０} …（１）
   Ｂ＝ｅｘｐ{Ｈｓ／６５０＋ＥＣＤ^1/2＋Ｈｉ／２５０} …（２）
   Ｃ＝ｅｘｐ［Ｈｓ／６５０−ＥＣＤ−{（０．８９×Ｈｉ−２０２．１６）／２５０}²］ …（３）
   ３．７×Ａ−０．４７×Ｂ＋１．１４≦０ …（４）
   Ｃ≧０．６６ …（５）
   但し、Ｄｍは非浸炭部でのＭｎＳの平均円相当径（μｍ）を、Ｎｍは非浸炭部でのＭｎＳの個数密度（個／ｍｍ²）を、Ｄｔは非浸炭部でのＴｉＮの平均円相当径（μｍ）を、Ｎｔは非浸炭部でのＴｉＮの個数密度（個／ｍｍ²）を、Ｈｓは試験力３００ｇｆで測定した表面から深さ０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さ（ＨＶ）を、ＥＣＤは有効硬化層深さ（ｍｍ）を、Ｈｉは試験力３００ｇｆで測定した非浸炭部でのビッカース硬さ（ＨＶ）を夫々示す。
2. 試験力３００ｇｆで測定した表面から深さ０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さＨｓが６５０ＨＶ以上、
   有効硬化層深さＥＣＤが０．４ｍｍ以上、
   試験力３００ｇｆで測定した非浸炭部でのビッカース硬さＨｉが３００ＨＶ以上
   である請求項１に記載の高温浸炭用鋼製部品。
3. 更に、質量％で、
   Ｎｉ：０％超２．０％以下および
   Ｍｏ：０％超１．００％以下の少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の高温浸炭用鋼製部品。