JP5151323B2 - 機械構造用部品 - Google Patents
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Description
本発明は、機械構造用部品に関し、更に詳しくは、大きな衝撃や入力トルクがかかる環境下においても優れた疲労特性を有する高剛性浸炭用鋼を用いた機械構造用部品に関する。
浸炭部品、例えば、シャフト、歯車等に使用される鋼材の炭素濃度は、部品製造時の鍛造性や切削性を確保すると同時に靭性や延性を低下させないために、一般的には、０．２％程度としており、多くの場合、損傷の起点となる表層近くの耐摩耗性や曲げ、あるいはねじり疲労強度を高めるためには、浸炭処理によって表層部分の硬さを向上させて用いられている。
しかしながら、過大なトルクや衝撃荷重が負荷されるこれらの部品においては、歯の変形量を極小化することが必要であり、そのためには剛性（耐力）を向上させる目的で、鋼材の炭素量を０．２％以上に高める必要が生じている。このことは非特許文献１にも記載されている。
しかしながら、過大なトルクや衝撃荷重が負荷されるこれらの部品においては、歯の変形量を極小化することが必要であり、そのためには剛性（耐力）を向上させる目的で、鋼材の炭素量を０．２％以上に高める必要が生じている。このことは非特許文献１にも記載されている。
講座・現代の金属学 材料編 第４巻 鉄鋼材料 １１１頁〜１１２頁
しかしながら、この技術は、鋼材の炭素濃度を高めたことによって過大負荷時の内部の変形は抑制できるものの、内部の靱延性が低下するため、特に衝撃荷重が負荷された場合は脆性的な破壊を引き起こす危険が高い。
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、大きなトルクが負荷された場合でも変形や損傷を防止でき、衝撃強度にも優れ、大きなトルクが連続的に負荷される場合においても変形や損傷に起因した疲労強度の低下を抑制できる高剛性浸炭用鋼を用いた機械構造用部品（浸炭部品）を提供することにある。
上記課題を解決するために、本発明に係る機械構造用部品は、
０．４０≦Ｃ≦０．７０質量％、
０．１０≦Ｓｉ≦０．５０質量％、
０．１０≦Ｍｎ≦１．００質量％、
１．００≦Ｃｒ≦２．００質量％、
２．００≦Ｍｏ≦６．００質量％、及び、
０．３０≦Ｖ≦１．５０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材（高剛性浸炭用鋼）の表面に浸炭層が形成されており、
前記浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃが０．６≦Ｘｃ≦０．７質量％であり、かつ、浸炭距離δｃが０．８ｍｍ≦δｃ≦１．２ｍｍ、であり、
Ｍｏの偏析比ａが１．００≦ａ≦１．３０であり、
前記鋼材の残留γ量が１０ｖｏｌ％以下であることを要旨とする。
０．４０≦Ｃ≦０．７０質量％、
０．１０≦Ｓｉ≦０．５０質量％、
０．１０≦Ｍｎ≦１．００質量％、
１．００≦Ｃｒ≦２．００質量％、
２．００≦Ｍｏ≦６．００質量％、及び、
０．３０≦Ｖ≦１．５０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材（高剛性浸炭用鋼）の表面に浸炭層が形成されており、
前記浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃが０．６≦Ｘｃ≦０．７質量％であり、かつ、浸炭距離δｃが０．８ｍｍ≦δｃ≦１．２ｍｍ、であり、
Ｍｏの偏析比ａが１．００≦ａ≦１．３０であり、
前記鋼材の残留γ量が１０ｖｏｌ％以下であることを要旨とする。
この場合に、前記鋼材は、更に、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０５０質量％、及び、
０．０００５≦Ｂ≦０．００３０質量％、を含有してもよく、
更に、
０．００５≦Ｎｂ≦０．１０質量％、を含有してもよい。
０．００５≦Ｔｉ≦０．０５０質量％、及び、
０．０００５≦Ｂ≦０．００３０質量％、を含有してもよく、
更に、
０．００５≦Ｎｂ≦０．１０質量％、を含有してもよい。
この場合に、前記鋼材は、前記不可避的不純物のうち、Ｐ及びＳについては、
Ｐ≦０．０１５質量％、Ｓ≦０．００５質量％、とするとよい。
Ｐ≦０．０１５質量％、Ｓ≦０．００５質量％、とするとよい。
この場合に、前記機械構造用部品は、前記鋼材の表面に浸炭層とともに窒化層が形成されていてもよく、この場合、前記窒化層表面の窒素濃度Ｘｎが０．７≦Ｘｎ≦３．０質量％であり、かつ、窒化距離δｎが０．０５ｍｍ≦δｎ≦０．２ｍｍ、であるとよい。
機械構造用部品としては、例えば、シャフト、歯車等が挙げられる。
本発明に係る機械構造用部品は、上記成分元素を所定量含有する高剛性浸炭用鋼が用いられるととともに、所定の浸炭層が形成され、Ｍｏの偏析比ａ、及び、鋼材の残留γ量を所定範囲としたものであるから、剛性（耐力）が高く、かつ、衝撃特性の劣化を抑制することができる。また、本発明に係る機械構造用部品は、上記成分元素を所定量含有する高剛性浸炭用鋼が用いられるととともに、所定の浸炭層が形成され、Ｍｏの偏析比ａ、及び、鋼材の残留γ量を所定範囲としたものであるから、大きなトルクに対し、内部の変形や損傷を防止し、衝撃強度を有し、連続的に過大なトルクが負荷される環境下においても優れた疲労強度を発揮することができる。
本発明に係る機械構造用部品は、浸炭層の表面の炭素濃度Ｘｃが０．６≦Ｘｃ≦０．７質量％であり、かつ、浸炭距離δｃが、０．８ｍｍ≦δｃ≦１．２ｍｍであるから、歯面疲労強度を向上させ得る。
本発明に係る機械構造用部品は、Ｍｏの偏析比ａが、１．００≦ａ≦１．３０であるから、偏析が少なく、耐力や靭性を向上させ得る。
本発明に係る機械構造用部品は、鋼材の残留γ量が１０ｖｏｌ％以下であるから、材料硬さや耐力を向上させ得る。
本発明に係る機械構造用部品は、Ｍｏの偏析比ａが、１．００≦ａ≦１．３０であるから、偏析が少なく、耐力や靭性を向上させ得る。
本発明に係る機械構造用部品は、鋼材の残留γ量が１０ｖｏｌ％以下であるから、材料硬さや耐力を向上させ得る。
本発明に係る機械構造用部品に用いられる高剛性浸炭用鋼は、０．００５≦Ｔｉ≦０．０５０質量％を含有するものであるから、結晶粒の微細化効果がある。本発明に係る機械構造用部品に用いられる高剛性浸炭用鋼は、０．０００５≦Ｂ≦０．００３０質量％を含有するものであるから、結晶粒の粒界強化という効果が得られる。本発明に係る機械構造用部品に用いられる高剛性浸炭用鋼は、０．００５≦Ｎｂ≦０．１０質量％を含有するものであるから、結晶粒の微細化効果があり、耐力の向上に寄与する。
本発明に係る機械構造用部品は、前記鋼材の表面に前記浸炭層とともに窒化層が形成されており、前記窒化層表面の窒素濃度Ｘｎが０．７≦Ｘｎ≦３．０質量％であり、かつ、窒化距離δｎが０．０５ｍｍ≦δｎ≦０．２ｍｍ、であるから、歯面疲労強度を向上させ得る。
（削除）
（含有成分等）
以下に、本発明の一実施形態に係る機械構造用部品について説明する。
本発明の一実施形態に係る機械構造用部品は、必須元素として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有し、任意元素として、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物（Ｐ、Ｓ等）からなる鋼材（高剛性浸炭用鋼）の表面に、浸炭焼入れによる浸炭層が形成されたものである。そして、これに更に窒化処理により窒化層が形成されていてもよい。
以下に、本発明の一実施形態に係る機械構造用部品について説明する。
本発明の一実施形態に係る機械構造用部品は、必須元素として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有し、任意元素として、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物（Ｐ、Ｓ等）からなる鋼材（高剛性浸炭用鋼）の表面に、浸炭焼入れによる浸炭層が形成されたものである。そして、これに更に窒化処理により窒化層が形成されていてもよい。
（鋼材成分元素の限定理由）
（１）Ｃ：０．４０≦Ｃ≦０．７０質量％。
Ｃは、鋼の硬さ、耐力を高めるために含有させる成分元素である。Ｃの含有量が少なすぎると、所望の硬さ、耐力が得られない。そこで、Ｃの含有量は、０．４０質量％以上とする。一方、Ｃの含有量が過剰になると、靱延性を損なう。そこで、Ｃの含有量は、０．７０質量％以下とする。
（１）Ｃ：０．４０≦Ｃ≦０．７０質量％。
Ｃは、鋼の硬さ、耐力を高めるために含有させる成分元素である。Ｃの含有量が少なすぎると、所望の硬さ、耐力が得られない。そこで、Ｃの含有量は、０．４０質量％以上とする。一方、Ｃの含有量が過剰になると、靱延性を損なう。そこで、Ｃの含有量は、０．７０質量％以下とする。
（２）Ｓｉ：０．１０≦Ｓｉ≦０．５０質量％。
Ｓｉは、脱酸剤として含有させる。その効果を得るために、含有量をこの範囲とした。
Ｓｉは、脱酸剤として含有させる。その効果を得るために、含有量をこの範囲とした。
（３）Ｍｎ：０．１０≦Ｍｎ≦１．００質量％。
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効であるとともに、鋼の焼入れ性を向上させるために含有させる成分元素である。そこで、Ｍｎの含有量は、０．１０質量％以上とする。一方、Ｍｎの含有量が過剰になると、鋼の靭性を劣化させる。そこで、Ｍｎの含有量は、１．００質量％以下とする。
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効であるとともに、鋼の焼入れ性を向上させるために含有させる成分元素である。そこで、Ｍｎの含有量は、０．１０質量％以上とする。一方、Ｍｎの含有量が過剰になると、鋼の靭性を劣化させる。そこで、Ｍｎの含有量は、１．００質量％以下とする。
（４）Ｃｒ：１．００≦Ｃｒ≦２．００質量％。
Ｃｒは、浸炭や窒化時に炭化物や窒化物の形成を促進し、浸炭層や窒化層の硬さを高める元素であり、また、他方では、焼入れ性を高める作用がある。また、窒化層が形成される場合には、窒化層を硬化させる成分元素である。Ｃｒの含有量は、その効果を得るために、１．００質量％以上とする。一方、Ｃｒの含有量が過剰になると靭性を劣化させる。そこで、Ｃｒの含有量は、２．００質量％以下とする。
Ｃｒは、浸炭や窒化時に炭化物や窒化物の形成を促進し、浸炭層や窒化層の硬さを高める元素であり、また、他方では、焼入れ性を高める作用がある。また、窒化層が形成される場合には、窒化層を硬化させる成分元素である。Ｃｒの含有量は、その効果を得るために、１．００質量％以上とする。一方、Ｃｒの含有量が過剰になると靭性を劣化させる。そこで、Ｃｒの含有量は、２．００質量％以下とする。
（５）Ｍｏ：２．００≦Ｍｏ≦６．００質量％。
Ｍｏは、鋼材を４００℃以上の温度で焼戻しをすることによって、Ｍｏ２Ｃなどの炭化物を析出させ、硬さを上げるのに有効な成分元素である（二次硬化）。また、窒化層が形成される場合には、窒化層を硬化させる成分元素である。また、焼入れ性向上にも寄与する。Ｍｏの含有量は、この効果を得るために２．００質量％以上とする。一方、Ｍｏの含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。そこで、Ｍｏの含有量は、６．００質量％以下とする。
Ｍｏは、鋼材を４００℃以上の温度で焼戻しをすることによって、Ｍｏ２Ｃなどの炭化物を析出させ、硬さを上げるのに有効な成分元素である（二次硬化）。また、窒化層が形成される場合には、窒化層を硬化させる成分元素である。また、焼入れ性向上にも寄与する。Ｍｏの含有量は、この効果を得るために２．００質量％以上とする。一方、Ｍｏの含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。そこで、Ｍｏの含有量は、６．００質量％以下とする。
（６）Ｖ：０．３０≦Ｖ≦１．５０質量％。
Ｖは、鋼材を４００℃以上の温度で焼戻しをすることによって、ＶＣなどの炭化物を析出させ、硬さを上げるのに有効な成分元素である（二次硬化）。また、窒化層が形成される場合には、窒化層を硬化させる成分元素である。Ｖの含有量は、この効果を得るために０．３０質量％以上とする。一方、Ｖの含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。そこで、Ｖの含有量は、１．５０質量％以下とする。
Ｖは、鋼材を４００℃以上の温度で焼戻しをすることによって、ＶＣなどの炭化物を析出させ、硬さを上げるのに有効な成分元素である（二次硬化）。また、窒化層が形成される場合には、窒化層を硬化させる成分元素である。Ｖの含有量は、この効果を得るために０．３０質量％以上とする。一方、Ｖの含有量が過剰になると、熱間加工性を低下させる。そこで、Ｖの含有量は、１．５０質量％以下とする。
（７）Ｔｉ：０．００５≦Ｔｉ≦０．０５０質量％。
Ｔｉは、鋼の結晶粒を微細化する効果があり、また、Ｂの結晶粒の粒界強化という効果を発現させるために含有させ得る成分元素である。Ｔｉを含有させなかったとしたならば、ＢはＮ（不純物レベルの極めて微量なＮ）と親和力が強いためＢＮを形成し、Ｂの結晶粒の粒界強化という効果が得られない。これに対し、Ｔｉを含有させれば、ＴｉがＮを固定するため、ＢＮが形成されず、Ｂを単体で固溶させることができる。そのため、Ｔｉを含有させれば、Ｂの結晶粒の粒界強化という効果が得られる。従って、Ｂを添加する場合、Ｔｉ全量でＮ（不純物レベルのＮ）を全量結合させるように、Ｎ量が決められる。Ｔｉの含有量は、これらの効果を得るために、０．００５質量％以上とする。
一方で、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大な析出物が形成され、耐力や疲労特性を悪化させる。そこで、Ｔｉの含有量は、０．０５０質量％以下とする。
Ｔｉは、鋼の結晶粒を微細化する効果があり、また、Ｂの結晶粒の粒界強化という効果を発現させるために含有させ得る成分元素である。Ｔｉを含有させなかったとしたならば、ＢはＮ（不純物レベルの極めて微量なＮ）と親和力が強いためＢＮを形成し、Ｂの結晶粒の粒界強化という効果が得られない。これに対し、Ｔｉを含有させれば、ＴｉがＮを固定するため、ＢＮが形成されず、Ｂを単体で固溶させることができる。そのため、Ｔｉを含有させれば、Ｂの結晶粒の粒界強化という効果が得られる。従って、Ｂを添加する場合、Ｔｉ全量でＮ（不純物レベルのＮ）を全量結合させるように、Ｎ量が決められる。Ｔｉの含有量は、これらの効果を得るために、０．００５質量％以上とする。
一方で、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大な析出物が形成され、耐力や疲労特性を悪化させる。そこで、Ｔｉの含有量は、０．０５０質量％以下とする。
（８）Ｂ：０．０００５≦Ｂ≦０．００３０質量％。
Ｂは、結晶粒の粒界強化及び焼入れ性の向上のために含有させ得る成分元素である。Ｂの含有量は、結晶粒の粒界強化及び焼入れ性の効果が得られる０．０００５質量％以上とする。一方、Ｂの含有量が過剰になると、焼入れ性向上の効果が飽和する。そこで、Ｂの含有量は、０．００３０質量％以下とする。
Ｂは、結晶粒の粒界強化及び焼入れ性の向上のために含有させ得る成分元素である。Ｂの含有量は、結晶粒の粒界強化及び焼入れ性の効果が得られる０．０００５質量％以上とする。一方、Ｂの含有量が過剰になると、焼入れ性向上の効果が飽和する。そこで、Ｂの含有量は、０．００３０質量％以下とする。
（９）Ｎｂ：０．００５≦Ｎｂ≦０．１０質量％。
Ｎｂは、鋼の結晶粒を微細化し、靭性を高める効果があるため、含有させ得る成分元素である。Ｎｂの含有量は、その効果が得られる０．００５質量％以上とする。一方、Ｎｂの含有量が過剰になると、結晶粒微細化の効果が飽和してしまう。そこで、Ｎｂの含有量は、０．１０質量％以下とする。
Ｎｂは、鋼の結晶粒を微細化し、靭性を高める効果があるため、含有させ得る成分元素である。Ｎｂの含有量は、その効果が得られる０．００５質量％以上とする。一方、Ｎｂの含有量が過剰になると、結晶粒微細化の効果が飽和してしまう。そこで、Ｎｂの含有量は、０．１０質量％以下とする。
（１０）Ｐ：Ｐ≦０．０１５質量％。
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の結合力を弱めるほか、特に浸炭層の靭性を劣化させる成分元素である。そのため、Ｐの含有量は低いほうが望ましい。そこで、Ｐの含有量は、０．０１５質量％以下とする。
Ｐは、粒界に偏析し、粒界の結合力を弱めるほか、特に浸炭層の靭性を劣化させる成分元素である。そのため、Ｐの含有量は低いほうが望ましい。そこで、Ｐの含有量は、０．０１５質量％以下とする。
（１１）Ｓ：Ｓ≦０．００５質量％。
Ｓは、粒界の結合力を弱める元素であり、不純物として、その含有量が低い方が好ましい。そこで、Ｓの含有量は、０．００５質量％以下とする。
Ｓは、粒界の結合力を弱める元素であり、不純物として、その含有量が低い方が好ましい。そこで、Ｓの含有量は、０．００５質量％以下とする。
（各種特性値の限定理由）
（１２）Ｍｏの偏析比ａ：１．００≦ａ≦１．３０。
ある合金の成分元素Ｚの「偏析比」とは、偏析指数ともいい、その成分元素Ｚの最高濃度をＣＭ、最低濃度をＣｍとすると、「成分元素Ｚの偏析比＝ＣＭ／Ｃｍ」で定義され、ミクロ偏析の程度を示す指標となる。従って、Ｍｏの偏析比は、「Ｍｏの偏析比ａ＝Ｍｏの最高濃度／Ｍｏの最低濃度」により求めることができる。
Ｍｏの偏析比ａは、１．３０を超えると、鋼の耐力、衝撃値が低下する。そこで、偏析比ａは、１．００以上１．３０以下とする。尚、Ｍｏの偏析比ａを１．３０以下とすることができたのは、２回以上の再溶解による。再溶解は、２回行う場合には、例えば、真空溶解と真空アーク溶解（ＶＡＲ）によるものとなり、３回行う場合には、例えば、大気溶解、エレクトロスラグ溶解（ＥＳＲ）、真空アーク溶解（ＶＡＲ）などとなる。再溶解での溶解手法は何ら限定されるものではない。
（１２）Ｍｏの偏析比ａ：１．００≦ａ≦１．３０。
ある合金の成分元素Ｚの「偏析比」とは、偏析指数ともいい、その成分元素Ｚの最高濃度をＣＭ、最低濃度をＣｍとすると、「成分元素Ｚの偏析比＝ＣＭ／Ｃｍ」で定義され、ミクロ偏析の程度を示す指標となる。従って、Ｍｏの偏析比は、「Ｍｏの偏析比ａ＝Ｍｏの最高濃度／Ｍｏの最低濃度」により求めることができる。
Ｍｏの偏析比ａは、１．３０を超えると、鋼の耐力、衝撃値が低下する。そこで、偏析比ａは、１．００以上１．３０以下とする。尚、Ｍｏの偏析比ａを１．３０以下とすることができたのは、２回以上の再溶解による。再溶解は、２回行う場合には、例えば、真空溶解と真空アーク溶解（ＶＡＲ）によるものとなり、３回行う場合には、例えば、大気溶解、エレクトロスラグ溶解（ＥＳＲ）、真空アーク溶解（ＶＡＲ）などとなる。再溶解での溶解手法は何ら限定されるものではない。
（１３）鋼材の残留γ量：１０ｖｏｌ％以下。
「残留γ」とは、鋼中に未変態のまま残存しているオーステナイトをいい、鋼材の硬さを低減させる。そこで、残留γ量は、１０ｖｏｌ％以下とする。
「残留γ」とは、鋼中に未変態のまま残存しているオーステナイトをいい、鋼材の硬さを低減させる。そこで、残留γ量は、１０ｖｏｌ％以下とする。
（浸炭層の限定理由）
「浸炭層」とは、鋼材の表面に形成される炭素の濃度が高い層である。「浸炭距離δｃ」とは、ここでは、浸炭層表面から、炭素濃度が「鋼材の炭素濃度」と等しくなるところとの境目までの距離をいい、これを浸炭層の厚さと定義する。換言すれば、「浸炭層」とは、その炭素濃度が鋼材の炭素濃度よりも高い部分をいう。浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃや、浸炭距離δｃの限定理由は、以下の通りである。
「浸炭層」とは、鋼材の表面に形成される炭素の濃度が高い層である。「浸炭距離δｃ」とは、ここでは、浸炭層表面から、炭素濃度が「鋼材の炭素濃度」と等しくなるところとの境目までの距離をいい、これを浸炭層の厚さと定義する。換言すれば、「浸炭層」とは、その炭素濃度が鋼材の炭素濃度よりも高い部分をいう。浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃや、浸炭距離δｃの限定理由は、以下の通りである。
（１４）浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃ：０．６≦Ｘｃ≦０．７質量％。
「浸炭層表面の炭素濃度」とは、浸炭部品の表面層から約５０μｍ奥に入った箇所の炭素濃度をいう。
浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃの下限を０．６質量％としたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が悪化してしまうからである。一方、浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃの上限を０．７質量％としたのは、それを超えると、炭化物が網目状に析出して耐力や衝撃値を低下させるからである。
「浸炭層表面の炭素濃度」とは、浸炭部品の表面層から約５０μｍ奥に入った箇所の炭素濃度をいう。
浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃの下限を０．６質量％としたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が悪化してしまうからである。一方、浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃの上限を０．７質量％としたのは、それを超えると、炭化物が網目状に析出して耐力や衝撃値を低下させるからである。
（１５）浸炭距離δｃ：０．８ｍｍ≦δｃ≦１．２ｍｍ。
浸炭距離δｃの下限を０．８ｍｍとしたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が低下するからである。一方で、浸炭距離δｃの上限を１．２ｍｍとしたのは、これを超えると、靭性が悪化するからである。
浸炭距離δｃの下限を０．８ｍｍとしたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が低下するからである。一方で、浸炭距離δｃの上限を１．２ｍｍとしたのは、これを超えると、靭性が悪化するからである。
（窒化層の限定理由）
「窒化層」とは、鋼材の表面に形成される窒素の濃度が高い層である。「窒化距離δｎ」とは、ここでは、窒化層表面から、窒化濃度が「鋼材の窒素濃度」と等しくなるところとの境目までの距離をいう。換言すれば、「窒化層」とは、その窒素濃度が鋼材の窒素濃度よりも高い部分をいう。窒化層表面の窒素濃度Ｘｎや、窒化距離δｎの限定理由は、以下の通りである。
「窒化層」とは、鋼材の表面に形成される窒素の濃度が高い層である。「窒化距離δｎ」とは、ここでは、窒化層表面から、窒化濃度が「鋼材の窒素濃度」と等しくなるところとの境目までの距離をいう。換言すれば、「窒化層」とは、その窒素濃度が鋼材の窒素濃度よりも高い部分をいう。窒化層表面の窒素濃度Ｘｎや、窒化距離δｎの限定理由は、以下の通りである。
（１６）窒化層表面の窒素濃度Ｘｎ：０．７≦Ｘｎ≦３．０質量％。
「窒化層表面の窒素濃度」とは、浸炭部品の表面層から約５０μｍ奥に入った箇所の窒素濃度をいう。
窒化層表面の窒素濃度Ｘｎの下限を０．７質量％としたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が悪化してしまうからである。一方、浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃの上限を３．０質量％としたのは、それを超えると、窒化物が析出して耐力や衝撃値を低下させるからである。
「窒化層表面の窒素濃度」とは、浸炭部品の表面層から約５０μｍ奥に入った箇所の窒素濃度をいう。
窒化層表面の窒素濃度Ｘｎの下限を０．７質量％としたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が悪化してしまうからである。一方、浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃの上限を３．０質量％としたのは、それを超えると、窒化物が析出して耐力や衝撃値を低下させるからである。
（１７）窒化距離δｎ：０．０５ｍｍ≦δｎ≦０．２ｍｍ。
窒化距離δｎの下限を０．０５ｍｍとしたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が低下するからである。一方で、窒化距離δｎの上限を０．２ｍｍとしたのは、これを超えると、窒化時間が長くなり、鋼全体がなまってしまうからである。
窒化距離δｎの下限を０．０５ｍｍとしたのは、それ未満だと、機械構造用部品の接触面の摩耗強度が低下するからである。一方で、窒化距離δｎの上限を０．２ｍｍとしたのは、これを超えると、窒化時間が長くなり、鋼全体がなまってしまうからである。
（機械構造用部品の製造方法）
本発明の一実施形態に係る機械構造用部品の製造方法を説明する。
本発明の一実施形態に係る機械構造用部品は、（１）真空溶解（一次溶解）→（２）二次溶解→（３）鍛造→（４）析出処理→（５）球状化焼鈍し→（６）浸炭焼入れ→（７）サブゼロ処理→（８）焼戻し処理という工程を経て製造される。尚、上記（４）の析出処理及び上記（５）の球状化焼戻しは、必要に応じて実施すればよい。
以下、これらの各工程の一例を説明する。
本発明の一実施形態に係る機械構造用部品の製造方法を説明する。
本発明の一実施形態に係る機械構造用部品は、（１）真空溶解（一次溶解）→（２）二次溶解→（３）鍛造→（４）析出処理→（５）球状化焼鈍し→（６）浸炭焼入れ→（７）サブゼロ処理→（８）焼戻し処理という工程を経て製造される。尚、上記（４）の析出処理及び上記（５）の球状化焼戻しは、必要に応じて実施すればよい。
以下、これらの各工程の一例を説明する。
（１）真空溶解（一次溶解）
真空溶解（一次溶解）では、真空誘導炉に上記の成分元素を入れ、真空中（減圧下）において１４５０℃以上で溶解した後、造塊する工程が行われる。
真空溶解（一次溶解）では、真空誘導炉に上記の成分元素を入れ、真空中（減圧下）において１４５０℃以上で溶解した後、造塊する工程が行われる。
（２）二次溶解
二次溶解では、真空誘導炉から出鋼して造塊し、ＶＡＲ等の二次溶解炉で再溶解する工程が行われる。
これにより、鋼材は、主に酸化物や介在物といった不純物が除去され、清浄度が高まるともに、鋼材中のＭｏ等の偏析が軽減される。
二次溶解では、真空誘導炉から出鋼して造塊し、ＶＡＲ等の二次溶解炉で再溶解する工程が行われる。
これにより、鋼材は、主に酸化物や介在物といった不純物が除去され、清浄度が高まるともに、鋼材中のＭｏ等の偏析が軽減される。
（３）鍛造
鍛造では、二次溶解で得られた鋼材を、更に偏析を軽減するために１１００℃から１３００℃（例えば、１２５０℃）で８時間以上均熱後、鍛造し、その後、徐冷する工程が行われる。
このとき、鍛造時において、鋼材の表層と内部の冷却速度が異なるため、鍛造直後では、その鋼塊の結晶粒の大きさが表層と鋼材内部とでは不均一になる。
鍛造では、二次溶解で得られた鋼材を、更に偏析を軽減するために１１００℃から１３００℃（例えば、１２５０℃）で８時間以上均熱後、鍛造し、その後、徐冷する工程が行われる。
このとき、鍛造時において、鋼材の表層と内部の冷却速度が異なるため、鍛造直後では、その鋼塊の結晶粒の大きさが表層と鋼材内部とでは不均一になる。
（４）析出処理
析出処理は、必要に応じて行われる。析出処理では、鍛造後の鋼材をＡ１点以下までの適当な温度（例えば、６００℃）に加熱し、その温度に数時間（例えば、３時間）保持した後、空冷する工程が行われる。
（５）球状化焼鈍し
球状化焼鈍しは、必要に応じて行われる。球状化焼鈍しでは、鍛造後の鋼材をＡ３点以上からＡ１点以下までの適当な温度（例えば、８５０℃）に加熱し、その温度に０．５時間以上（例えば、２時間）保持した後、炉冷する工程が行われる。このとき、６００℃までの冷却速度は、１５℃／時間以下の冷却速度とするとよい。
析出処理は、必要に応じて行われる。析出処理では、鍛造後の鋼材をＡ１点以下までの適当な温度（例えば、６００℃）に加熱し、その温度に数時間（例えば、３時間）保持した後、空冷する工程が行われる。
（５）球状化焼鈍し
球状化焼鈍しは、必要に応じて行われる。球状化焼鈍しでは、鍛造後の鋼材をＡ３点以上からＡ１点以下までの適当な温度（例えば、８５０℃）に加熱し、その温度に０．５時間以上（例えば、２時間）保持した後、炉冷する工程が行われる。このとき、６００℃までの冷却速度は、１５℃／時間以下の冷却速度とするとよい。
（６）浸炭焼入れ
浸炭焼入れでは、浸炭した後、焼入れが行われる。浸炭条件は、ガス浸炭、真空浸炭、プラズマ浸炭等が挙げられる。例えば、真空浸炭では、種々の炭化水素ガスを用いて１０００〜１０５０℃程度の温度で数時間（例えば、２時間）所望の表面の炭素濃度Ｘｃ及び浸炭距離δｃが得られる様、浸炭処理が行われる。そして、浸炭終了後の焼入れでは、適当な冷媒（６０℃程度の油、水等）を用いて鋼材を急冷し、マルテンサイト変態をさせる操作が行われる。以上の浸炭焼入れにより、鋼材はその表面に硬化層が形成される。
浸炭焼入れでは、浸炭した後、焼入れが行われる。浸炭条件は、ガス浸炭、真空浸炭、プラズマ浸炭等が挙げられる。例えば、真空浸炭では、種々の炭化水素ガスを用いて１０００〜１０５０℃程度の温度で数時間（例えば、２時間）所望の表面の炭素濃度Ｘｃ及び浸炭距離δｃが得られる様、浸炭処理が行われる。そして、浸炭終了後の焼入れでは、適当な冷媒（６０℃程度の油、水等）を用いて鋼材を急冷し、マルテンサイト変態をさせる操作が行われる。以上の浸炭焼入れにより、鋼材はその表面に硬化層が形成される。
（７）サブゼロ処理
サブゼロ処理では、鋼材を室温以下の低温（−８０℃以下）に冷却する操作がなされる。
このサブゼロ処理により、鋼材中の残留γがマルテンサイト変態し、これにより焼入れ後１０〜３０ｖｏｌ％あった残留γが１０ｖｏｌ％以下に低減される。また、鋼材は、その材料硬さや耐力が向上する。
サブゼロ処理では、鋼材を室温以下の低温（−８０℃以下）に冷却する操作がなされる。
このサブゼロ処理により、鋼材中の残留γがマルテンサイト変態し、これにより焼入れ後１０〜３０ｖｏｌ％あった残留γが１０ｖｏｌ％以下に低減される。また、鋼材は、その材料硬さや耐力が向上する。
（８）焼戻し
焼戻しでは、鋼材をＡ１点以下の温度（例えば、４５０〜６５０℃）に加熱し、その温度で数十分から数時間（例えば、１時間）保持し、冷却する操作が行われる。
これにより、Ｃなどを過飽和に固溶したマルテンサイト組織から炭化物等が析出し、安定な組織に近づくとともに、靭性が回復する。
この焼戻しは、複数回行ってもよい。更に、この焼戻しは、アンモニアガスを含む雰囲気中で行ってもよい。アンモニアガスを含む雰囲気中で行えば、鋼材の表面が窒化され硬化層として窒化層を形成させることができる。硬化層として窒化層を形成させる方法は特に限定されるものではなく、周知の手法（イオン窒化、ガス軟窒化法等）を用いてもよい。
焼戻しでは、鋼材をＡ１点以下の温度（例えば、４５０〜６５０℃）に加熱し、その温度で数十分から数時間（例えば、１時間）保持し、冷却する操作が行われる。
これにより、Ｃなどを過飽和に固溶したマルテンサイト組織から炭化物等が析出し、安定な組織に近づくとともに、靭性が回復する。
この焼戻しは、複数回行ってもよい。更に、この焼戻しは、アンモニアガスを含む雰囲気中で行ってもよい。アンモニアガスを含む雰囲気中で行えば、鋼材の表面が窒化され硬化層として窒化層を形成させることができる。硬化層として窒化層を形成させる方法は特に限定されるものではなく、周知の手法（イオン窒化、ガス軟窒化法等）を用いてもよい。
（各種試験片の作製）
表１に示した実施例１〜５及び比較例１〜７についてそれぞれ該当する成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる）の原料を準備し、（１）真空溶解（一次溶解）→（２）二次溶解→（３）鍛造→（４）析出処理→（５）球状化焼鈍し→（６）浸炭焼入れ（引張試験片及びシャルピー試験片については浸炭せずに焼入れのみ）→（７）サブゼロ処理→（８）焼戻しを行った。これにより、表１に示した実施例１〜５及び比較例１〜７について、試験片として、
（１）歯曲がり試験用の歯車試験片（モジュール３．５、歯数２０、歯幅１０ｍｍ、圧力角２５°の平歯車）、
（２）歯元疲労試験用の歯車試験片（駆動側歯車：モジュール１．５、歯数３５、歯幅１１．９ｍｍ、圧力角１７．５°、従動側歯車：モジュール１．５、歯数４４、歯幅１７ｍｍ、圧力角１７．５°）、及び、
（３）ローラーピッティング試験片（小ローラー（直径２６ｍｍ））を作製した。
また、実施例１〜５及び比較例１〜７について、
（４）焼戻し及び球状化焼鈍し後、浸炭せず、焼入れのみを行い、サブゼロ処理、焼戻しを行った鋼材から引張試験片、及びシャルピー試験片を採取した。
引張試験片：ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片。
シャルピー試験片：長さ５５ｍｍ、高さと幅が１０ｍｍの正方形断面で深さ２ｍｍの１０Ｒノッチとした。
表１に示した実施例１〜５及び比較例１〜７についてそれぞれ該当する成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる）の原料を準備し、（１）真空溶解（一次溶解）→（２）二次溶解→（３）鍛造→（４）析出処理→（５）球状化焼鈍し→（６）浸炭焼入れ（引張試験片及びシャルピー試験片については浸炭せずに焼入れのみ）→（７）サブゼロ処理→（８）焼戻しを行った。これにより、表１に示した実施例１〜５及び比較例１〜７について、試験片として、
（１）歯曲がり試験用の歯車試験片（モジュール３．５、歯数２０、歯幅１０ｍｍ、圧力角２５°の平歯車）、
（２）歯元疲労試験用の歯車試験片（駆動側歯車：モジュール１．５、歯数３５、歯幅１１．９ｍｍ、圧力角１７．５°、従動側歯車：モジュール１．５、歯数４４、歯幅１７ｍｍ、圧力角１７．５°）、及び、
（３）ローラーピッティング試験片（小ローラー（直径２６ｍｍ））を作製した。
また、実施例１〜５及び比較例１〜７について、
（４）焼戻し及び球状化焼鈍し後、浸炭せず、焼入れのみを行い、サブゼロ処理、焼戻しを行った鋼材から引張試験片、及びシャルピー試験片を採取した。
引張試験片：ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片。
シャルピー試験片：長さ５５ｍｍ、高さと幅が１０ｍｍの正方形断面で深さ２ｍｍの１０Ｒノッチとした。
歯車試験片及びローラーピッティング試験片の作製の具体的手順は次の通りとした。
（１）真空溶解（一次溶解）では、真空誘導炉に該当する成分元素を入れて真空中（減圧下（０．１８ｔｏｒｒ））、１５４０℃で溶解した後、造塊した。
（２）二次溶解では、真空アーク溶解炉（ＶＡＲ）にて再溶解し、造塊した。
（３）鍛造は、１２５０℃に加熱し、鍛錬比４．２５の割合で行い、徐冷により常温まで冷却した。ＶＡＲ後の鋼塊（φ５１０）をプレスにてφ１２０の棒材とした。
（４）析出処理では、鋼材を６００℃に加熱して、その温度に３時間保持した後、空冷した。
（５）球状化焼鈍しでは、８５０℃に加熱して、その温度に２時間保持した後、６００℃までの冷却速度を１５℃／時間以下として、炉冷した。
（６）浸炭焼入れでは、真空浸炭炉を用い、１０２５℃で０．５時間の均熱後、浸炭ガスとしてプロパンガスを使用し、２００Ｐａ、１０２５℃下、３分の浸炭と、１０２５℃で３０分の拡散とを５回繰り返し行い、焼入れ油に投入した。尚、引張試験片及びシャルピー試験片については浸炭せず、ソルト炉にて１０２５℃に３０分保持後、焼入れのみを行った。
（７）サブゼロ処理では、−８５℃の雰囲気（ドライアイス）下で鋼材を１２時間保持した。
（８）焼戻しでは、ソルト炉内４５０〜６００℃で１時間保持し、空冷した。更に、実施例５については、アンモニアガスを含んだ炉内で４５０〜６００℃の温度に５時間保持し、空冷した後ソルト炉内４５０〜６００℃で２時間保持した。
以上の工程により、歯車試験片、及び、ローラーを作製した。
（１）真空溶解（一次溶解）では、真空誘導炉に該当する成分元素を入れて真空中（減圧下（０．１８ｔｏｒｒ））、１５４０℃で溶解した後、造塊した。
（２）二次溶解では、真空アーク溶解炉（ＶＡＲ）にて再溶解し、造塊した。
（３）鍛造は、１２５０℃に加熱し、鍛錬比４．２５の割合で行い、徐冷により常温まで冷却した。ＶＡＲ後の鋼塊（φ５１０）をプレスにてφ１２０の棒材とした。
（４）析出処理では、鋼材を６００℃に加熱して、その温度に３時間保持した後、空冷した。
（５）球状化焼鈍しでは、８５０℃に加熱して、その温度に２時間保持した後、６００℃までの冷却速度を１５℃／時間以下として、炉冷した。
（６）浸炭焼入れでは、真空浸炭炉を用い、１０２５℃で０．５時間の均熱後、浸炭ガスとしてプロパンガスを使用し、２００Ｐａ、１０２５℃下、３分の浸炭と、１０２５℃で３０分の拡散とを５回繰り返し行い、焼入れ油に投入した。尚、引張試験片及びシャルピー試験片については浸炭せず、ソルト炉にて１０２５℃に３０分保持後、焼入れのみを行った。
（７）サブゼロ処理では、−８５℃の雰囲気（ドライアイス）下で鋼材を１２時間保持した。
（８）焼戻しでは、ソルト炉内４５０〜６００℃で１時間保持し、空冷した。更に、実施例５については、アンモニアガスを含んだ炉内で４５０〜６００℃の温度に５時間保持し、空冷した後ソルト炉内４５０〜６００℃で２時間保持した。
以上の工程により、歯車試験片、及び、ローラーを作製した。
尚、比較例１は、Ｃ濃度が低い例、比較例２は、Ｃｒ濃度が低い例、比較例３は、Ｍｏが低い例、比較例４は、Ｖが低い例である。また、比較例５〜７は、成分組成が実施例１及び実施例５と同じであるが、比較例５は、浸炭条件が悪い（浸炭を行わなかった）例、比較例６は、偏析比が悪い（二次溶解を行わなかった）例、比較例７は、残留γが多い（サブゼロ処理を行わなかった）例である。
（各種特性の測定）
実施例１〜５及び比較例１〜７の各種試験片を用いて各種特性の測定を行ったのでそれらについて説明する。表２に、測定結果をまとめて示す。
実施例１〜５及び比較例１〜７の各種試験片を用いて各種特性の測定を行ったのでそれらについて説明する。表２に、測定結果をまとめて示す。
（浸炭層）
歯曲がり試験（後述する）に用いた歯車試験片のうち、試験に用いなかった歯の歯元表層より２ｍｍの深さの位置まで炭素濃度を測定した（表２に示すのは浸炭層表面の炭素濃度のみ）。併せて、浸炭距離δｃを確認した。
（窒化層）
歯曲がり試験（後述する）に用いた歯車試験片のうち、試験に用いなかった歯の歯元表層より２ｍｍの深さの位置まで窒素濃度を測定した（表２に示すのは窒化層表面の窒素濃度のみ）。併せて、窒化距離δｎを確認した。
歯曲がり試験（後述する）に用いた歯車試験片のうち、試験に用いなかった歯の歯元表層より２ｍｍの深さの位置まで炭素濃度を測定した（表２に示すのは浸炭層表面の炭素濃度のみ）。併せて、浸炭距離δｃを確認した。
（窒化層）
歯曲がり試験（後述する）に用いた歯車試験片のうち、試験に用いなかった歯の歯元表層より２ｍｍの深さの位置まで窒素濃度を測定した（表２に示すのは窒化層表面の窒素濃度のみ）。併せて、窒化距離δｎを確認した。
（偏析比ａ）
歯曲がり試験（後述する）に用いた歯車試験片のうち、試験に用いなかった歯を切断し、鍛造方向の面をＥＰＭＡで面分析することにより、歯の内部のＭｏ濃度の板厚方向の分布を求めた。この分布に基づいて、「Ｍｏの最大濃度／Ｍｏの最小濃度」を求め、Ｍｏの偏析比ａを算出した。
歯曲がり試験（後述する）に用いた歯車試験片のうち、試験に用いなかった歯を切断し、鍛造方向の面をＥＰＭＡで面分析することにより、歯の内部のＭｏ濃度の板厚方向の分布を求めた。この分布に基づいて、「Ｍｏの最大濃度／Ｍｏの最小濃度」を求め、Ｍｏの偏析比ａを算出した。
（残留γ量）
歯曲がり試験（後述する）片の歯元部でＸ線回折を行った。これにより、残留γ量を測定した。
歯曲がり試験（後述する）片の歯元部でＸ線回折を行った。これにより、残留γ量を測定した。
（０．２％耐力）
ＪＩＳ Ｚ ２２４１により０．２％耐力を測定した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４１により０．２％耐力を測定した。
（衝撃値）
ＪＩＳ Ｚ ２２４２により衝撃値を測定した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４２により衝撃値を測定した。
（評価試験）
機械構造浸炭部品の一例として歯車を想定し、大きな荷重が負荷された時の変形量を歯曲がり試験にて調査した。また、過大なトルクが連続的に負荷された場合における歯元疲労特性を歯元疲労試験にて調査した。その他歯車として必要な特性として歯面疲労強度があり、ローラーピッティング試験にて評価を行った。以下、これらについて説明する。尚、試験結果は、表２にまとめて示す。
機械構造浸炭部品の一例として歯車を想定し、大きな荷重が負荷された時の変形量を歯曲がり試験にて調査した。また、過大なトルクが連続的に負荷された場合における歯元疲労特性を歯元疲労試験にて調査した。その他歯車として必要な特性として歯面疲労強度があり、ローラーピッティング試験にて評価を行った。以下、これらについて説明する。尚、試験結果は、表２にまとめて示す。
（歯曲がり試験）
歯曲がり試験は、瞬間的に大きなトルクがかかる環境下での変形量を評価する試験である。歯曲がり試験では、既述の歯車試験片（モジュール３．５、歯数２０、歯幅１０ｍｍ、圧力角２５°の平歯車）を二枚用意し、一方の固定して設置した歯車試験片の歯一枚に他方の歯車試験片から荷重が負荷されるようにこれらを組み合わせて歯元に一回荷重を負荷した。そして、歯車試験片毎に様々な荷重を与えてそれぞれの試験片の全歯丈の歯元から７０％のところの歯の変形量を測定し、歯の倒れ量が０となる最大衝撃荷重を測定した。
歯曲がり試験は、瞬間的に大きなトルクがかかる環境下での変形量を評価する試験である。歯曲がり試験では、既述の歯車試験片（モジュール３．５、歯数２０、歯幅１０ｍｍ、圧力角２５°の平歯車）を二枚用意し、一方の固定して設置した歯車試験片の歯一枚に他方の歯車試験片から荷重が負荷されるようにこれらを組み合わせて歯元に一回荷重を負荷した。そして、歯車試験片毎に様々な荷重を与えてそれぞれの試験片の全歯丈の歯元から７０％のところの歯の変形量を測定し、歯の倒れ量が０となる最大衝撃荷重を測定した。
（歯元疲労試験）
歯元疲労試験は、大きな荷重が連続的に負荷される場合における変形による疲労強度の悪化を歯元で調査する試験である。歯元疲労試験では、既述の二枚の歯車試験片、すなわち、駆動側歯車（モジュール１．５、歯数３５、歯幅１１．９ｍｍ、圧力角１７．５°）と、従動側歯車（モジュール１．５、歯数４４、歯幅１７ｍｍ、圧力角１７．５°）とを噛み合わせ、１０５回、回転させても歯が破損しない負荷応力を歯元曲げ疲労強度として求めた。歯元疲労試験では、回転数を４０００ｒｐｍとし、油温を８０℃とした。
歯元疲労試験は、大きな荷重が連続的に負荷される場合における変形による疲労強度の悪化を歯元で調査する試験である。歯元疲労試験では、既述の二枚の歯車試験片、すなわち、駆動側歯車（モジュール１．５、歯数３５、歯幅１１．９ｍｍ、圧力角１７．５°）と、従動側歯車（モジュール１．５、歯数４４、歯幅１７ｍｍ、圧力角１７．５°）とを噛み合わせ、１０５回、回転させても歯が破損しない負荷応力を歯元曲げ疲労強度として求めた。歯元疲労試験では、回転数を４０００ｒｐｍとし、油温を８０℃とした。
（ローラーピッティング試験）
ローラーピッティング試験は、歯面疲労特性を評価するための試験である。ローラーピッティング試験では、既述の小ローラーとＳＵＪ２にて作製した直径１３０ｍｍ、曲率半径１５０ｍｍの大ローラーとを組み合わせ、設定面圧を４．３ＧＰａとして回転させた。そして、小ローラーにピッティングが発生する時点での回転数を測定した。ローラーピッティング試験では、小ローラーの回転数を１５００ｒｐｍ、すべり率を−４０％とし、油温を約８０℃とした。
ローラーピッティング試験は、歯面疲労特性を評価するための試験である。ローラーピッティング試験では、既述の小ローラーとＳＵＪ２にて作製した直径１３０ｍｍ、曲率半径１５０ｍｍの大ローラーとを組み合わせ、設定面圧を４．３ＧＰａとして回転させた。そして、小ローラーにピッティングが発生する時点での回転数を測定した。ローラーピッティング試験では、小ローラーの回転数を１５００ｒｐｍ、すべり率を−４０％とし、油温を約８０℃とした。
（評価結果）
実施例１〜５に関しては、いずれも良好な結果が得られたが、比較例１〜７に関しては、いずれも良好な結果が得られなかった。
実施例１〜５に関しては、いずれも良好な結果が得られたが、比較例１〜７に関しては、いずれも良好な結果が得られなかった。
（浸炭層）
比較例５の試験片は、実施例１及び実施例５の試験片と組成成分は同一であるが、浸炭を行わなかったため、実施例１及び実施例５と比較すると、浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃが低く、浸炭距離δｃが短かった。
（窒化層）
実施例５の試験片は、実施例１の試験片と組成成分が同一であり、いずれも同一条件で浸炭層が形成されているが、実施例１と異なり表面を窒化した分、実施例１に比べて歯曲がり試験衝撃荷重試験や歯元疲労試験でより良い結果が得られた。
比較例５の試験片は、実施例１及び実施例５の試験片と組成成分は同一であるが、浸炭を行わなかったため、実施例１及び実施例５と比較すると、浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃが低く、浸炭距離δｃが短かった。
（窒化層）
実施例５の試験片は、実施例１の試験片と組成成分が同一であり、いずれも同一条件で浸炭層が形成されているが、実施例１と異なり表面を窒化した分、実施例１に比べて歯曲がり試験衝撃荷重試験や歯元疲労試験でより良い結果が得られた。
（偏析比ａ）
比較例６の試験片は、実施例１及び実施例５の試験片と組成成分はほぼ同一であるが、二次溶解を行わなかったため、実施例１及び実施例５と比較すると、偏析比ａが高かった。これについて、図１を参照して説明する。同図は、実施例１の試験片と、比較例６の試験片のＭｏ濃度分布をＥＰＭＡで観察した写真であり、同図（ａ）が実施例１の試験片、同図（ｂ）が比較例６の試験片についての写真である。これらの図に示したように、同図（ａ）の実施例１の試験片では、濃淡の度合いが全体にほぼ均一になったことから、Ｍｏ濃度分布がほぼ均一になり偏析比が比較的低いことがわかった。一方、同図（ｂ）の比較例６の試験片では、濃淡の度合いが縞状で不均一になったことから、Ｍｏ濃度分布が不均一になり偏析比が比較的高いことがわかった。
比較例６の試験片は、実施例１及び実施例５の試験片と組成成分はほぼ同一であるが、二次溶解を行わなかったため、実施例１及び実施例５と比較すると、偏析比ａが高かった。これについて、図１を参照して説明する。同図は、実施例１の試験片と、比較例６の試験片のＭｏ濃度分布をＥＰＭＡで観察した写真であり、同図（ａ）が実施例１の試験片、同図（ｂ）が比較例６の試験片についての写真である。これらの図に示したように、同図（ａ）の実施例１の試験片では、濃淡の度合いが全体にほぼ均一になったことから、Ｍｏ濃度分布がほぼ均一になり偏析比が比較的低いことがわかった。一方、同図（ｂ）の比較例６の試験片では、濃淡の度合いが縞状で不均一になったことから、Ｍｏ濃度分布が不均一になり偏析比が比較的高いことがわかった。
（残留γ量）
比較例７の試験片は、実施例１及び実施例５の試験片と組成成分は同一であるが、サブゼロ処理を行わなかったため、実施例１及び実施例５と比較すると、残留γ量が高かった。
比較例５〜７と実施例１及び実施例５とをそれぞれ他の試験結果（歯曲がり試験、ローラーピッティング試験、歯元疲労試験）により比較すると、比較例５〜７は、実施例１及び実施例５よりも良い結果を得ることができなかった。このことから、浸炭層を形成させること、偏析比及び残留γ量を所定範囲とすることが重要であることがわかった。また、窒化層を形成させてもより良い効果が得られることがわかった。
比較例７の試験片は、実施例１及び実施例５の試験片と組成成分は同一であるが、サブゼロ処理を行わなかったため、実施例１及び実施例５と比較すると、残留γ量が高かった。
比較例５〜７と実施例１及び実施例５とをそれぞれ他の試験結果（歯曲がり試験、ローラーピッティング試験、歯元疲労試験）により比較すると、比較例５〜７は、実施例１及び実施例５よりも良い結果を得ることができなかった。このことから、浸炭層を形成させること、偏析比及び残留γ量を所定範囲とすることが重要であることがわかった。また、窒化層を形成させてもより良い効果が得られることがわかった。
（０．２％耐力）
実施例１〜５の引張試験片は、いずれも１６５０ＭＰａを超える良好な結果が得られたが、比較例１〜７の引張試験片は、いずれも１８００ＭＰａを下回る結果だった。実施例１〜５は、比較例１〜４との比較から、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを所定量含有させることによって、所望の耐力が得られることがわかった。特に、実施例２の引張試験片は、Ｃ量を最も高めたものであるが、耐力が最も高かった。また、実施例２は、比較例６との比較から、偏析比ａが所定範囲にあるため、所望の耐力が得られることがわかった。実施例２は、比較例７との比較から、残留γ量が少ないため、所望の耐力が得られることがわかった。
実施例１〜５の引張試験片は、いずれも１６５０ＭＰａを超える良好な結果が得られたが、比較例１〜７の引張試験片は、いずれも１８００ＭＰａを下回る結果だった。実施例１〜５は、比較例１〜４との比較から、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを所定量含有させることによって、所望の耐力が得られることがわかった。特に、実施例２の引張試験片は、Ｃ量を最も高めたものであるが、耐力が最も高かった。また、実施例２は、比較例６との比較から、偏析比ａが所定範囲にあるため、所望の耐力が得られることがわかった。実施例２は、比較例７との比較から、残留γ量が少ないため、所望の耐力が得られることがわかった。
（衝撃値）
実施例１〜５のシャルピー衝撃試験は、３００Ｊ／ｃｍ２以上と良好な結果が得られた。
そして、０．２％耐力の結果と衝撃値の結果とを併せると、実施例１〜５の歯車試験片は、耐力に優れ、耐力が高くても衝撃特性の劣化を抑制することができることがわかった。
実施例１〜５のシャルピー衝撃試験は、３００Ｊ／ｃｍ２以上と良好な結果が得られた。
そして、０．２％耐力の結果と衝撃値の結果とを併せると、実施例１〜５の歯車試験片は、耐力に優れ、耐力が高くても衝撃特性の劣化を抑制することができることがわかった。
（歯曲がり試験）
実施例１〜５の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られたが、比較例１〜７の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られなかった。実施例１〜５は、比較例１〜４との比較から、鋼に所定成分（特に、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ）を所定量含有させたため、その耐力や衝撃値が高くなり、「その鋼を歯車に加工したときに歯の変形開始荷重」が高くなることがわかった。また、実施例１〜５は、鋼に所定成分を所定量含有させただけでなく、所定の浸炭状態で（比較例５と比較）、偏析比を小さく（比較例６と比較）、残留γを少なく（比較例７と比較）したものであるから、「その鋼を歯車に加工したときに歯の変形開始荷重」が高くなることがわかった。従って、実施例１〜５の歯車試験片は、瞬間的に大きな衝撃や入力トルクがかかる環境下においても、優れた疲労特性を示すことがわかった。
実施例１〜５の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られたが、比較例１〜７の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られなかった。実施例１〜５は、比較例１〜４との比較から、鋼に所定成分（特に、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ）を所定量含有させたため、その耐力や衝撃値が高くなり、「その鋼を歯車に加工したときに歯の変形開始荷重」が高くなることがわかった。また、実施例１〜５は、鋼に所定成分を所定量含有させただけでなく、所定の浸炭状態で（比較例５と比較）、偏析比を小さく（比較例６と比較）、残留γを少なく（比較例７と比較）したものであるから、「その鋼を歯車に加工したときに歯の変形開始荷重」が高くなることがわかった。従って、実施例１〜５の歯車試験片は、瞬間的に大きな衝撃や入力トルクがかかる環境下においても、優れた疲労特性を示すことがわかった。
（歯元疲労試験）
実施例１〜５の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られたが、比較例１〜７の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られなかった。実施例１〜５の歯車試験片は、炭素濃度を上げて耐力を高めることにより、歯曲がり量を減らすことができるため、疲労強度にも優れるといえる。これは、実施例１〜５では、鋼に所定成分（特に、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ）を所定量含有させることにより、４００℃以上の温度で焼戻しをすることによって、炭化物が析出し、硬さを上げることができたためと考えられる。この点は、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量が少ない比較例１〜４が、実施例１〜５に比べて歯元疲労試験の結果が悪かったことから裏付けられるといえる。
従来の一般的な鋼であれば、このようにして耐力を高めると靭性を落とし、高めた耐力を活かすことができないが、実施例１〜５の歯車試験片は、耐力を高めても、歯元疲労試験において良好な結果が得られた。その理由は、球状化した微細な炭化物を分散させ、疲労起点をなくしたことによると考えられる。
従って、実施例１〜５によれば、その鋼を加工して得られる歯車等の機械構造用部品は、耐力が高く、かつ、衝撃強度の劣化を抑制することができることがわかった。
実施例１〜５の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られたが、比較例１〜７の歯車試験片は、いずれも良好な結果が得られなかった。実施例１〜５の歯車試験片は、炭素濃度を上げて耐力を高めることにより、歯曲がり量を減らすことができるため、疲労強度にも優れるといえる。これは、実施例１〜５では、鋼に所定成分（特に、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ）を所定量含有させることにより、４００℃以上の温度で焼戻しをすることによって、炭化物が析出し、硬さを上げることができたためと考えられる。この点は、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量が少ない比較例１〜４が、実施例１〜５に比べて歯元疲労試験の結果が悪かったことから裏付けられるといえる。
従来の一般的な鋼であれば、このようにして耐力を高めると靭性を落とし、高めた耐力を活かすことができないが、実施例１〜５の歯車試験片は、耐力を高めても、歯元疲労試験において良好な結果が得られた。その理由は、球状化した微細な炭化物を分散させ、疲労起点をなくしたことによると考えられる。
従って、実施例１〜５によれば、その鋼を加工して得られる歯車等の機械構造用部品は、耐力が高く、かつ、衝撃強度の劣化を抑制することができることがわかった。
（ローラーピッティング試験）
実施例１〜５の歯車試験片は、１０７回以上をクリアすることができた。一方、比較例１〜７の歯車試験片は、１０７回以上をクリアすることができなかった。その理由は、歯曲がり試験の場合と同様である。
実施例１〜５の歯車試験片は、１０７回以上をクリアすることができた。一方、比較例１〜７の歯車試験片は、１０７回以上をクリアすることができなかった。その理由は、歯曲がり試験の場合と同様である。
以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に何ら限定されるものではない。
上記実施形態においては、高剛性浸炭用鋼を歯車として適用した例を示したが、これに限定されるものではない。例えば、本実施形態に係る高剛性浸炭用鋼は、シャフト等に適用することができる。
また、上記実施形態における浸炭焼入れは、浸炭した後、そのまま焼入れを行うという手順によるが、これに限定されるものではない。例えば、浸炭焼入れの前に焼入れを予め行い、マルテンサイト組織を形成させ、それから浸炭焼入れを行う手順によるものも本発明の技術的思想に含まれる。
上記実施形態においては、高剛性浸炭用鋼を歯車として適用した例を示したが、これに限定されるものではない。例えば、本実施形態に係る高剛性浸炭用鋼は、シャフト等に適用することができる。
また、上記実施形態における浸炭焼入れは、浸炭した後、そのまま焼入れを行うという手順によるが、これに限定されるものではない。例えば、浸炭焼入れの前に焼入れを予め行い、マルテンサイト組織を形成させ、それから浸炭焼入れを行う手順によるものも本発明の技術的思想に含まれる。
本発明に係る高剛性浸炭用鋼は、シャフト、歯車等の機械構造用部品の鋼材として適しており、鋼材メーカーや機械構造部品メーカーにとって産業上の利用価値が極めて高い。また、本発明に係る高剛性浸炭用鋼を用いた機械構造用部品は、耐力が高く衝撃値が高いため、大きな衝撃や入力トルクがかかる環境下での用途に適しており、産業上の利用価値が極めて高い。
Claims (5)
- ０．４０≦Ｃ≦０．７０質量％、
０．１０≦Ｓｉ≦０．５０質量％、
０．１０≦Ｍｎ≦１．００質量％、
１．００≦Ｃｒ≦２．００質量％、
２．００≦Ｍｏ≦６．００質量％、及び、
０．３０≦Ｖ≦１．５０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材（高剛性浸炭用鋼）の表面に浸炭層が形成されており、
前記浸炭層表面の炭素濃度Ｘｃが０．６≦Ｘｃ≦０．７質量％であり、かつ、浸炭距離δｃが０．８ｍｍ≦δｃ≦１．２ｍｍ、であり、
Ｍｏの偏析比ａが１．００≦ａ≦１．３０であり、
前記鋼材の残留γ量が１０ｖｏｌ％以下であることを特徴とする機械構造用部品。 - 前記鋼材は、更に、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０５０質量％、及び、
０．０００５≦Ｂ≦０．００３０質量％、を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用部品。 - 前記鋼材は、更に、
０．００５≦Ｎｂ≦０．１０質量％、を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の機械構造用部品。 - 前記鋼材は、前記不可避的不純物のうち、Ｐ及びＳについては、
Ｐ≦０．０１５質量％、Ｓ≦０．００５質量％、としたことを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の機械構造用部品。 - 前記機械構造用部品は、前記鋼材の表面に前記浸炭層とともに窒化層が形成されており、
前記窒化層表面の窒素濃度Ｘｎが０．７≦Ｘｎ≦３．０質量％であり、かつ、窒化距離δｎが０．０５ｍｍ≦δｎ≦０．２ｍｍ、であることを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の機械構造用部品。
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