JP5076535B2

JP5076535B2 - 浸炭部品およびその製造方法

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Publication number: JP5076535B2
Application number: JP2007035632A
Authority: JP
Inventors: 篤服部; 隆狩野
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2006-04-20
Filing date: 2007-02-16
Publication date: 2012-11-21
Anticipated expiration: 2027-02-16
Also published as: DE602007000367D1; US20070246126A1; EP1847631A1; EP1847631B1; JP2007308792A; US7967921B2

Description

本発明は、浸炭部品およびその製造方法に関する。

特開平６−１５８２６６号公報特開平６−２５８２３号公報

自動車等の動力伝達部品としての歯車は、曲げ応力が作用する歯元で生じる歯元破壊と、すべりによりピッチ点近傍で生じる破壊（ピッティング現象）とが問題となる部品である。これらに耐え得る特性を充足させるために、部品表面に浸炭処理を施して面疲労強度を改善する手法が広く用いられており、また種々の材料や熱処理を組み合わせることにより更なる改善が図られている。また、近年では、歯元破壊で有害とされる浸炭時の粒界酸化層や浸炭異常層を抑制するための材料が開発され、またショットピーニングなどによって高強度化が達成されている。

一方、ピッティング現象に関しては、歯車の歯面ですべりが繰り返し発生すると、その摩擦熱によって歯面の直下部が２００℃〜３００℃程度の温度域に昇温し、焼入れ組織（マルテンサイト）の軟化が生じることが主たる原因であることが明らかにされている。従って、２００〜３００℃程度の温度域での材料の軟化防止がピッティング破壊の改善には有効とされ、この温度域の軟化抵抗性に優れる合金元素としてＳｉ，Ｍｏ，Ｖなどを添加した材料が開発されている。

しかしながら、マトリックス自体の軟化抵抗性を改善すべくＳｉ，Ｍｏ，Ｖを添加すると、材料が高合金化してしまい、製造性（加工性）に問題が生じる上に材料コストも高くなってしまう。また、材料の高炭素化によって、マトリックス中に炭化物を分散させて軟化抵抗性を改善する手段もあるが、この場合、その高炭素化によって、製造性（加工性）の悪化や粗大な晶出炭化物の生成、ないし靭性の低下といった問題が生じる。

本発明の課題は、低合金・低炭素の材料において軟化抵抗性を改善し、ひいては面疲労強度（特に、耐ピッティング性）の良好な浸炭部品と、その製造方法とを提供することを目的とする。

課題を解決するための手段・発明の効果

上記課題を解決するために本発明の浸炭部品は、
Ｃ：０．１０質量％以上０．４０質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．８質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上１．２質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以上６．０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼にて母材が構成され、
該母材の表層部には、表面の粒界酸化層深さが１μｍ以下であって、表面から深さ２５μｍ位置での平均Ｃ濃度（以下、「表面Ｃ濃度」という）ＳCが１．５質量％以上４．０質量％以下の浸炭層が形成され、
前記母材をなす鋼のＣｒ含有量ＷCrが、
１．７６ＳC−１．０６＜ WCr ＜１．７６ＳC＋０．９４・・・（１）
を充足するように調整されてなり、
かつ、浸炭層は、その深さ方向断面組織において、表面から深さ２５μｍ位置での炭化物面積率が１５％以上６０％以下であり、炭化物総面積に対する寸法０．５μｍ以上１０μｍ以下の微細炭化物の面積比率が８０％以上であり、さらに、当該微細炭化物の７０体積％以上がＣｒ系Ｍ_３Ｃ型炭化物とされてなることを特徴とする。

また、本発明の浸炭部材の製造方法は、上記本発明の浸炭部材を製造するために、前記鋼からなる母材に対し、Ａｃｍ点（オーステナイト相への過共析側炭化物固溶温度）以上の温度にて真空浸炭により一次浸炭処理を行った後、Ａ１点（オーステナイト→パーライト共析変態点）以下に急冷し、その後Ａ１点以上Ａｃｍ点以下の温度にて真空浸炭により二次浸炭処理を行うことを特徴とする。

本発明においては、浸炭層のＣ濃度を高め、母材マトリックスに比較的多量の微細炭化物を析出させることにより、部品の面疲労強度、特に耐ピッティング性を高めることを基本思想とする。通常の浸炭処理では、鋼材表面を共析Ｃ組成（Ｃ：０．８質量％）狙いで処理する共析浸炭処理が一般的であるが、本発明では、過共析Ｃ組成（Ｃ：０．８質量％超）を浸炭層の狙いＣ組成とすることで、炭化物生成量増大を図る。このためには、炭化物形成元素であるＣｒを鋼に適量（２．０質量％以上６．０質量％以下）添加することが不可欠である。また、Ｃｒ添加により焼入れ性が向上し、また、部材が摩擦熱等により昇温したときの浸炭層焼入れ組織の軟化（マルテンサイトの分解が主因である）も起こりにくくなる。

しかし、上記のごとくＣｒを添加した鋼組成では、浸炭層のＣ濃度を単純に高めるだけでは、部品の面疲労強度向上に寄与する炭化物組織を都合よく得ることはできない。すなわち、Ｃｒを含有した鋼においてはＣｒ系炭化物がオーステナイト結晶粒界に析出しやすいため、浸炭層をなすオーステナイトの炭素固溶量が過共析域にまで高められていると、粒界に沿って粗大な網目状のＣｒ系炭化物が成長し、面疲労強度や曲げ疲労強度が却って低下することにつながるからである。また、Ｃｒは、高濃度浸炭層で炭化物中に分配されやすく、炭化物の析出とともにマトリックスのＣｒ量は低下するので、焼入性が低下し、特にマトリックスと炭化物の境界で不完全焼入相を生じやすい。従って、マトリックスの焼入性を確保するために、目的とする浸炭後の表面Ｃ濃度及び炭化物量に応じてＣｒ量の適正化を図ることも重要である。

本発明者らは、過共析Ｃ濃度を採用しつつも上記のような網目状炭化物の生成を可能な限り抑制し、面疲労強度向上に寄与する微細な炭化物の主体的に生成させるためにはどのようにすればよいかを鋭意検討した。その結果、次のごとき知見を得て本発明を完成させるに至ったものである。

（ａ）必要な炭化物の生成量は確保できるよう、浸炭層のＣ濃度を過共析域（１．５質量％以上４．０質量％以下）に高め、母材のＣｒ含有量の下限値を２質量％にまで高める一方、網目状炭化物の生成抑制を図るためＣｒ含有量の上限値は６質量％に制限する。

（ｂ）（ａ）のごときＣｒ含有範囲及び浸炭層Ｃ濃度は、高濃度浸炭層で炭化物中に分配されやすく、炭化物の析出とともにマトリックスのＣｒ量は低下するので、焼入性が低下し、特にマトリックスと炭化物の境界で不完全焼入相を生じやすい。そこで、目的とする浸炭後の表面Ｃ濃度ＳCに応じてＣｒ量を制御し（前述の（１）式）、マトリックスの焼入性を確保する。これにより、部材が摩擦熱等により昇温したときの浸炭層焼入れ組織の軟化も起こりにくくなる。

（ｃ）炭化物中への固溶度が低いＳｉを母材に適量添加することで、マトリックスのＳｉ濃度を高めることができ、炭化物の粗大成長を抑制することができる。この観点から、母材へのＳｉの添加量を０．０５質量％以上０．８質量％以下とする。しかし、Ｓｉは、通常のガス浸炭の場合に粒界酸化を促進する元素であり、この粒界酸化層が歯元の衝撃強度や疲労強度が低下する原因となる。しかし、本発明においては真空浸炭（雰囲気圧力は、例えば２０００Ｐａ以下）を用いることで、Ｓｉを含有しているにも拘わらず粒界酸化の問題が効果的に抑制され、浸炭層表面の粒界酸化層深さを１μｍ以下に留めることができる。

（ｄ）本発明特有の二段浸炭処理により、従来実現不能であった大量の炭化物が微細分散した浸炭層鋼組織（炭化物面積率が１５％以上６０％以下、炭化物総面積に対する寸法０．５μｍ以上１０μｍ以下の微細炭化物の面積比率が８０％以上）が実現する。すなわち、炭化物固溶域（Ａｃｍ点以上）での一次浸炭処理によりオーステナイトの炭素固溶量を過共析域にまで高め、その後急冷することで粗大炭化物析出が抑制されたＣが過飽和に固溶したマトリックス組織を得る。次いでこれをＡ１点（共析変態点）とＡｃｍ点との間に再度昇温すれば、過飽和マトリックス組織中に炭化物析出核が高密度に発生するので、その状態で二次浸炭処理を施すことにより、個々の析出核が粗大に成長することなく、微細な炭化物が多量に分散した組織が得られ、面疲労強度を著しく高めることができる。

すなわち、図２（ａ）及び（ｂ）に示すように、まず一次浸炭処理をＣの固溶限が大きくかつ炭化物の析出しないＡｃｍ点以上の高温で炭化物を析出させないように行う（ａｂ間）。次に、Ａ１点以下に急冷してＣを過飽和に固溶させた状態にする（ｂｃ間）。その後、再びＡ１点以上の温度に加熱して、Ｃの過飽和な素地から炭化物の微細な析出核を均一に析出させ（ｄｅ間：図３上段参照）、二次浸炭処理を施して析出核を成長させる（ｅｆ間：図３下段参照）。このような多段的な浸炭処理を行うことにより、網目状炭化物を析出させることなく、炭化物を微細分散制御した高Ｃ濃度の浸炭を行うことができる。これに対し、図４に示すように、Ａｃｍ点未満となる高Ｃ濃度域まで浸炭すると、網目状の粗大炭化物が非常に生成しやすくなる。なお、一次浸炭処理温度の上限は１１００℃である。

以下、本発明における各数値範囲の限定理由について説明する。
［母材］
（１）Ｃ：０．１０質量％以上０．４０質量％以下
Ｃは、部品の強度を確保するために必須の元素であり、０．１０質量％以上の含有とする必要がある。他方、過度の含有は素材硬さを増加させるため、機械加工性が劣化してしまい部品加工が困難となるので、０．４０質量％以下の含有とする。

（２）Ｓｉ：０．０５質量％以上０．８質量％以下
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として含有させる元素である。また、前述のごとく、適量添加により炭化物の粗大成長を抑制する効果がある。また、本発明のごとく、炭化物を比較的多量に析出させる場合は、炭化物中への固溶度の低いＳｉがマトリックスに濃化するので、マトリックスの軟化抵抗性がさらに向上する効果も達成される。これらの効果を得るためには、Ｓｉは０．０５質量％以上（より望ましくは０．３質量％以上）の含有とする必要がある。他方、過度の含有は、炭化物の析出および浸炭表面反応が阻害されて著しく浸炭性が低下するとともに延性の低下も招き、塑性加工時における割れを発生しやすくなるので０．８質量％以下（より望ましくは０．５質量％以下）の含有とする。

（３）Ｃｒ：２．０質量％以上６．０質量％以下
Ｃｒは、炭化物形成元素及び焼入性改善元素として必須である。Ｃｒ含有量が２．０質量％未満では炭化物形成量の不足と焼入れ性の低下により、浸炭層の面疲労強度不足と軟化抵抗性の不足とを招くことにつながる。他方、Ｃｒが６．０質量％を超えて含有されると、素材硬さの増加によって機械加工性が低下するとともに、粒界に網目状炭化物が生成しやすくなり、面疲労強度も却って損なわれることにつながる。さらに、Ｃｒ量の増加に伴ってＡｃｍ点が低Ｃ側へ推移することから、過度にＣｒ量が増加すると一次浸炭処理時の炭化物生成抑制が困難になる。母材のＣｒ含有量は、より望ましくは２．５質量％以上５．０質量％以下とすることが望ましい。

（４）Ｃｒ含有量ＷCrと表面Ｃ濃度ＳCとの関係：１．７６ＳC−１．０６＜ WCr ＜１．７６ＳC＋０．９４・・・（１）
ＣはＣｒと結合してＣｒ炭化物を生成する。その結果、炭化物の周囲ではＣｒの欠乏層が発生し、その部分では焼き入れ性が確保されなくなり、不完全焼入を引き起こす惧れがある。このＣｒ量の下限値は、目的とする浸炭後の表面Ｃ濃度（ないしは炭化物量）が高くなるほど大きな値に設定しなければならない。本発明においては、浸炭後のマトリックスの組成を考慮し、その焼入性が少なくともＪＩＳ−ＳＣＲ４２０Ｈ相当以上となるようにＣｒ量の下限を定めてある。他方、表面Ｃ濃度に対してＣｒを過度に添加すると、マトリックスの固溶Ｃｒ量が増加して材料硬さが増加し、母材の加工性の悪化を招くので、上記のごとくＣｒ量の上限を定めている。なお、上記（１）式を満たす範囲は、前述の図１のダイアグラムに示している。また、Ｃｒ含有量ＷCrと表面Ｃ濃度ＳCとの関係は、より望ましくは、
１．７６ＳC−０．６５＜ WCr ＜１．７６ＳC＋０．３５・・・（１）’
を充足することが望ましい。

（５）Ｍｎ：０．３５質量％以上１．２質量％以下
Ｍｎは、溶製時の脱酸剤として含有させるとともに、焼入性を改善する効果を有する。ただし、Ｍｎ含有量が０．３５質量％未満では十分な焼入性を確保できない（特に、大型部品の場合）。他方、本発明においては、主としてＣｒにより焼入性を確保するので、素材硬さの低減・機械加工性の確保のために１．２質量％以下の含有とし、好ましくは、０．５質量％以下の含有とする。

［浸炭層］
（６）表面から２５μｍ深さの平均Ｃ濃度（表面Ｃ濃度）が１．５質量％以上４．０質量％以下
表面Ｃ濃度が１．５質量％未満では炭化物形成量が不足して面疲労強度が十分に確保できなくなる（鋼の表面から２５μｍ深さとしたのは、面疲労強度に関しては当該領域における硬さが重要だからである）。他方、Ｃの過度の含有は、粗大な炭化物の生成を招くとともに、マトリックスの焼入性の不足を生じさせて強度低下につながる。よって、表面Ｃ濃度を４．０質量％以下とする。表面Ｃ濃度の下限値は、望ましくは１．６質量％より大きくするのがよく、より望ましくは１．７質量％以上、さらに望ましくは１．８質量％以上とするのがよい。他方、表面Ｃ濃度の上限値は、３．０質量％以下とすることが望ましい。

（７）深さ方向断面組織において、表面から深さ２５μｍ位置での炭化物面積率が１５％以上６０％以下
炭化物の析出は、表面硬度を上昇させるとともに、軟化抵抗性を改善して面疲労強度を向上させる。但し、表面から２５μｍ深さの炭化物面積率が１５％未満では表面硬度が十分に上昇せず、軟化抵抗性も十分に改善されない。他方、炭化物面積率が６０％を超過すると、炭化物が大型化に伴い結晶粒界に沿って網目状に析出しやすくなるため、面疲労強度や曲げ疲労強度を低下させてしまうことにつながる。上記炭化物面積率は、より望ましくは２０％以上４５％以下とすることが望ましい。

（８）炭化物総面積に対する寸法０．５μｍ以上１０μｍ以下の微細炭化物の面積比率が８０％以上
炭化物は硬質粒子であり、Ａｌ酸化物やＴｉ窒化物などの非金属介在物と同様に疲労破壊の起点となることがある。そのため、炭化物は小さい方が望ましく、疲労破壊の起点として存在させないためには、１０μｍ以下の炭化物が全炭化物の中で８０％以上を占めるように炭化物を微細分散析出させる。なお、炭化物の面積率特定は、深さ方向断面組織の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察画像上で目視確認できる炭化物を抽出して行うものとする。従って、画像上で目視確認不能な寸法０．５μｍ未満の炭化物は面積率算出からは除外する（また、該寸法未満の炭化物の浸炭層面疲労強度への寄与も小さい）。また、表面から２５μｍ深さの炭化物面積率は、深さ２５μｍ位置を中心として深さ方向に±２０μｍの視野範囲での観察画像を用いて測定された値のことをいう。さらに、炭化物寸法とは画像上で外接最大平行線間隔として測定されたものをいう。なお、０．５μｍ以上１０μｍ以下の微細炭化物の面積比率は、望ましくは９０％以上、より望ましくは９５％以上、さらに望ましくは９８％以上とするのがよい。また、１５μｍを超える炭化物は存在していないことが望ましい。

（９）上記微細炭化物の７０体積％以上がＭ_３Ｃ型炭化物（Ｍ：金属元素）
浸炭処理で生成するＣｒ系炭化物は、母材中のＣｒ濃度が高くなるにつれ、Ｍ_３Ｃ型→Ｍ_７Ｃ_３型→Ｍ_２３Ｃ_６型と変化する。Ｍ_２３Ｃ_６型は、Ｃｒ含有量が著しく高いステンレス鋼等において粒界腐食鋭敏化の要因等として問題となることが多い炭化物であるが、浸炭用鋼において採用されるＣｒ含有領域では生成することがなく、本発明とも実質的に無関係である。他方、Ｍ_７Ｃ_３型は従来の浸炭用鋼においてもＣｒ含有量が高くなった場合に生成しやすい炭化物であるが、Ｃｒ濃度や浸炭Ｃ量のムラにより生成量が著しくばらつきやすく、量産レベルで面疲労強度を安定に確保する観点においては甚だ不都合となる。図１に表面Ｃ濃度とＣｒ濃度による炭化物種の変化を表すダイアグラムを示すが、本発明では、本発明の表面Ｃ濃度（１．５質量％以上４．０質量％以下）とＣｒ濃度（２．０質量％以上８．０質量％以下）と（１）式による組成範囲を採用することで、Ｃｒ濃度や浸炭Ｃ量のばらつきの影響を比較的うけにくいＭ_３Ｃ型炭化物を主体（特には７０％以上）に形成でき、面疲労強度のばらつきを生じにくくすることができる。なお、生成している炭化物がＭ_７Ｃ_３型であるかＭ_３Ｃ型であるかは、ディフラクトメータ法により浸炭層表面のＸ線回折プロファイルを測定することにより容易に同定でき、回折ベースラインから突出する各炭化物の最強回折ピーク合計面積に対するＭ_３Ｃ型炭化物の最強ピーク面積の比から、微細炭化物の全体に占めるＭ_３Ｃ型炭化物の体積比を算出することができる。

（１０）粒界酸化層深さが１μｍ以下
粒界酸化層は、面疲労強度の低下を招き、その深さが深くなるにつれて低下の程度が大きくなる。そのため、真空浸炭処理を施すことによって、処理後における鋼の表面からの粒界酸化層深さを１μｍ以下とする。

次に、母材を構成する鋼にさらに添加可能な元素について説明する。
（１１）Ｍｏ：０．２質量％以上１．０質量％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様にＣと結合して炭化物を生成するとともに、２００℃〜３００℃の温度域における軟化抵抗性を上げて面疲労強度を改善する効果を有している。これらの効果を得るためには０．２質量％以上の含有とすることが好ましい。他方、過度の含有は、素材硬さの増加により機械加工性を低下させるとともに、材料コストを増加させるので、１．５質量％以下の含有とすることが好ましい。また、上述したように、本発明ではＣｒ以外の合金元素の添加を抑制しているので、Ｍｏは０．６５質量％以下の含有とすることがより好ましい。

（１２）Ｖ：０．２質量％以上１．０質量％以下
Ｖは、Ｃｒ，Ｍｏと同様にＣと結合して炭化物を生成するとともに、ＭＣ系炭化物の生成により軟化抵抗性を向上させてピッティング特性を改善する効果を有する。これらの効果を得るためには、０．２質量％以上の含有とすることが好ましい。他方、過度の含有は素材硬さの増加により機械加工性を低下させるので、上限を１．０質量％以下の含有とすることが好ましい。また、上述したように、本発明ではＣｒ以外の合金元素の添加を抑制しているので、Ｖは０．６５質量％以下の含有とすることがより好ましい。

（１３）Ｎｂ：０．０２質量％以上０．１２質量％以下
Ｎｂは、結晶粒を微細化して靭性を高める効果があるため、これらの効果を得るために０．１２質量％以下の範囲で添加することができる。なお、十分な効果を得るには、０．０２質量％以上の含有とすることが好ましい。

なお、本発明の浸炭部品の製造方法においては、二次浸炭処理後には、必要に応じてピーニング処理を施すことができ、これにより更なる高強度化を図ることができる。ピーニング処理は、例えばショットピーニング（Ｓ／Ｐ）やウォータージェットピーニング（ＷＪ／Ｐ）を適用できる。

なお、参考までに、特許文献２に開示されている発明と本発明とを以下に対比しておく。
特許文献２の表１及び２には、本発明の成分範囲と表面Ｃ濃度範囲に含まれる実施例が開示されている。そして、これらの実施例の表面に生成した炭化物の割合について、Ｍ_７Ｃ_３組成の炭化物が３０％以上の割合で生成している旨が開示されている。しかしながら、上述した図１のダイアグラムから明らかなように、本発明の表面Ｃ濃度範囲とＣｒ範囲によれば、表面に生成する炭化物にはＭ_３Ｃ組成の炭化物が少なくとも７０％以上含まれるはずであり、後述する本発明の実施例でもその点を確認している。従って、特許文献２に開示されている実施例は、本発明の「１０μｍ以下の炭化物のうち７０％以上がＭ_３Ｃ組成」という要件を満たさない。また、特許文献２ではガス浸炭により実施例を得ているが（段落００２９参照）、これに対し、本発明は真空浸炭を要件としており、この点も異なる。

以下、本発明の効果を確認するために行った試験について説明する。
まず、表１に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇ高周波真空誘導炉にて溶製した。得られた鋼塊は、直径９０ｍｍの丸棒に圧延或いは熱間鍛造し、さらに必要に応じて直径２２ｍｍ以上３２ｍｍ以下の棒鋼に熱間鍛造し、試験用の素材とした。

得られた試験材に対して以下の評価を行った。
（１）製造性評価（素材加工性）
焼鈍後の硬さを評価することで製造性を評価した。すなわち、直径３２ｍｍ×長さ１００ｍｍの丸棒試験片に９２０℃×１時間の焼準処理を施し、その後さらに７６０℃×５時間の焼鈍処理を施した。得られた試験品は横断面（軸直交断面）における半径の１／２位置にて、ＪＩＳ：Ｚ２２４５によりロックウェルＢスケール硬さＨＲＢを測定し、ＨＲＢ９０以下であれば加工性良好として判定した。

（２）浸炭基礎特性評価
（２−１）浸炭処理方法
直径１０ｍｍ及び２０ｍｍの鍛造棒鋼よりそれぞれ長さ１００ｍｍの丸棒試験片を作製し、浸炭性試験片とした。浸炭処理は真空浸炭炉を用い、浸炭ガスとしてアセチレンを使用して、プロパンガス流量、浸炭拡散時間及び浸炭温度を調整することで表面Ｃ濃度を１．１５質量％以上４．０１質量％以下の範囲で制御した。なお、浸炭条件は以下の通りである。
・一次浸炭処理：最表面のＣ濃度が１．０質量％程度になるように、１１００℃で７０分間浸炭処理を行った後、５００℃以下の温度域までガス冷却によって急冷し、炭化物が析出しない程度の高濃度域までＣを鋼中に浸入させた。
・二次浸炭処理：目標浸炭濃度に応じて、８５０℃以上９００℃以上の温度域で保持して析出処理を行った後、さらに目標のＣ濃度に応じて８５０℃以上９００℃以下の温度範囲でさらに６０分以上１２０分間以下にて浸炭処理を行い、１３０℃の油槽に焼入れ処理を実施した。また焼入れ処理後に１８０℃×１２０分の焼戻し処理を実施した。なお、番号２１の試験品については、直径０．６ｍｍ、硬さ７００Ｈｖの鋼球を使用し、カバーレージ３００％、アークハイト０．５ｍｍＡの条件にて浸炭後にショットピーニングを実施した。

（２−２）評価項目
以下、評価を行った項目について説明する。評価結果を表２に示す。
・表面Ｃ濃度：浸炭処理後、処理試験片の表面から２５μｍの深さのＣ濃度を、ＳＥＭと組み合わせたＥＰＭＡ（電子線プローブ微小分析）により測定した。
・炭化物面積率：浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片の横断面を研磨してピクラル液で腐食した後、最表面から２５μｍの位置をＳＥＭで写真撮影し（観察倍率３０００倍）、画像解析することにより面積率の測定を行った。
・炭化物サイズ：上記と同じ条件で観察し、１０μｍ以下の炭化物の占める面積率を測定した。
・網目状炭化物の有無：上記と同じ条件で観察し、網目状炭化物の有無を調査した。
・不完全焼入組織の有無：浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片の横断面を研磨し、ナイタール液で腐食した後、最表面から２５μｍの位置を光学顕微鏡で観察し、不完全焼入組織の有無を調査した。
・粒界酸化層深さ：浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片の横断面を研磨し、未腐食の状態を光学顕微鏡で観察し、最表面の粒界に沿って黒く見える層の深さを測定した。
・焼戻し軟化抵抗性：浸炭焼入・焼戻し処理を行った丸棒試験片をさらに３００℃×１８０ｍｉｎの焼戻し処理を行い、横断面を研磨して、最表面から２５μｍの位置にて、ＪＩＳ：Ｚ２２４４に規定の方法によりビッカース硬さ（試験荷重：２００ｇ）Ｈｖを測定するとともに、Ｈｖ７５０以上が得られた場合に、強度向上効果が十分であると判定した（ＳＣＲ４２０材のガス共析浸炭品よりも３０％以上強度が向上）。
・炭化物の体積率同定：前述のＸ線回折プロファイルの測定により行なった。
以上の試験は、いずれも直径１０ｍｍの試験片を用いて行なった。

・非浸炭層強度：
直径２０ｍｍの試験片を用い、該試験片の横断面中心部のロックウェルＣスケール硬さＨＲＣを測定するとともに、ＨＲＣ３０以上であれば非浸炭層強度を合格判定した。

・面疲労強度評価：周知のローラーピッティング試験機によって疲労試験を行うとともに、１０^７サイクルでピッティングを生じない負荷面圧を面疲労強度と定義して評価した。具体的には、まず直径３２ｍｍの丸棒を９５０℃で加熱保持後に徐冷して軟化させた後、試験部直径２６ｍｍのローラーピッティング試験片を機械加工によって作製した。また、試験片の相手ローラーの材質として軸受鋼（ＳＵＪ２）を用い、ＨＲＣ６１の硬さとなるように焼入れ焼戻し処理を施した。なお、大ローラーの曲率半径は１５０Ｒおよび７００Ｒである。試験品への浸炭処理は、発明鋼の上記基礎評価試験を行うために実施した浸炭処理と同時に行った。なお、浸炭処理後のローラーピッティング試験片の一部を３００℃×３時間保持の焼戻しを行い、表面Ｃ濃度、炭化物面積率、最大炭化物寸法及び焼戻し硬さなども合せて評価した。また、面疲労強度は、ＪＩＳ：ＳＣＲ４２０のガス共析浸炭材の面疲労強度を標準値（１．０）とし、各々の材料の強度を該標準値に対する倍率指数で示るとともに、該標準値に対し３０％以上の面疲労強度が達成された場合に、強度改善効果が十分であると判定した。以上の結果を表２に示す。

以上の結果によると、実施例品はいずれも、強度劣化を招く不完全焼入組織や網目状炭化物・粒界酸化などが見られず、製造性（焼鈍硬さ≦ＨＲＢ９０）にも優れ、３００℃での焼戻し硬さ（≧７５０Ｈｖ）も十分得られるとともに、疲労強度も良好であることがわかる。

表面Ｃ濃度とＣｒ濃度による炭化物種の変化を表すダイアグラム。浸炭処理の説明図。浸炭処理中における鋼の断面模式図及び断面観察図。本発明とは異なる浸炭処理の例を説明する図及び断面観察図。

Claims

Ｃ：０．１０質量％以上０．４０質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．８質量％以下、Ｍｎ：０．３５質量％以上１．２質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以上６．０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼にて母材が構成され、
該母材の表層部には、表面の粒界酸化層深さが１μｍ以下であって、表面から深さ２５μｍ位置での平均Ｃ濃度ＳCが１．５質量％以上４．０質量％以下の浸炭層が形成され、
前記母材をなす鋼のＣｒ含有量ＷCrが、
１．７６ＳC−１．０６＜ WCr ＜１．７６ＳC＋０．９４・・・（１）
を充足するように調整されてなり、
かつ、前記浸炭層は、その深さ方向断面組織において、表面から深さ２５μｍ位置での炭化物面積率が１５％以上６０％以下であり、炭化物総面積に対する寸法０．５μｍ以上１０μｍ以下の微細炭化物の面積比率が８０％以上であり、さらに、当該微細炭化物の７０体積％以上がＣｒ系Ｍ_３Ｃ型炭化物とされてなることを特徴とする浸炭部品。
前記鋼は、Ｍｏ：０．２質量％以上１．０質量％以下，Ｖ：０．２質量％以上１．０質量％以下のうち１種または２種をさらに含有する請求項１記載の浸炭部品。
前記鋼は、Ｎｂ：０．０２質量％以上０．１２質量％以下をさらに含有する請求項１又は請求項２に記載の浸炭部品。
請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の浸炭部品の製造方法であって、前記鋼からなる母材に対し、Ａｃｍ点以上の温度にて真空浸炭により一次浸炭処理を行った後、Ａ１点以下に急冷し、その後Ａ１点以上Ａｃｍ点以下の温度にて真空浸炭により二次浸炭処理を行うことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
前記二次浸炭処理後に、前記浸炭層の表面にピーニング処理が施される請求項４に記載の浸炭部品の製造方法。