JP5299118B2 - 真空浸炭用鋼および真空浸炭部品 - Google Patents

Description

本発明は、真空浸炭あるいは真空浸炭窒化に用いられる鋼と、真空浸炭後に焼入−焼戻しを施された部品（以下、「真空浸炭部品」という。）あるいは真空浸炭窒化後に焼入−焼戻しを施された部品（以下、「真空浸炭窒化部品」という。）とに関する。詳しくは、成分コストが低く、熱間および冷間での圧延、鍛造などの加工の際に良好な加工性を有し、真空浸炭あるいは真空浸炭窒化に好適に用いることができる鋼と、その鋼を素材とし、曲げ疲労強度および耐ピッチング性に優れる真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品とに関する。

自動車部品、なかでもトランスミッションなどに使用される自動車用歯車は、歯元の曲げ疲労強度向上および歯面のピッチング強度向上の観点から、一般に、浸炭焼入などの表面硬化処理を行った後、焼戻しを施して製造されている。

なお、上記の「浸炭焼入」は、一般に、素材鋼（生地の鋼）として低炭素の「肌焼鋼」を使用し、Ａｃ₃点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入する処理であり、従来は「ガス浸炭焼入」が主流であった。

しかしながら、近年では、表層に浸炭異常層が生成することを防止するために、減圧された真空に近い雰囲気下において炭化水素系ガスを用いて浸炭処理し、その後に焼入する「真空浸炭焼入」も普及している。さらに、真空浸炭時にアンモニアガスも同時に流して、ＣおよびＮを同時に侵入・拡散させた後に焼入して、固溶Ｎや窒化物による強化を同時に利用する「真空浸炭窒化焼入」も行われるようになっている。

これは、近年、自動車に対して、軽量化・高トルク化が要求されており、このため、上記自動車用歯車など浸炭部品に、従来にも増して高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とが必要になってきたためである。なお、本明細書においては、以下「浸炭部品」および「浸炭窒化部品」を「歯車」で代表させて説明することがある。

肌焼鋼にＮｉ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素を多量に含有させると、歯車に高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保させることができるものの、合金元素増量による成分コストの上昇を招いてしまう。

しかしながら一方で、ＮｉとＭｏはいずれも、浸炭層の深さおよび芯部（生地）の硬さを大きくする重要な元素であり、浸炭層の焼入性を向上させる効果も有している。

このため、歯車の素材となる「肌焼鋼」には、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＮＣＭ２２０Ｈなどの「ニッケルクロムモリブデン鋼」やＳＣＭ８２２Ｈなどの「クロムモリブデン鋼」が使用されることが多いが、特に近年のＮｉおよびＭｏの価格高騰の状況を踏まえて、ＮｉおよびＭｏの含有量を極力抑えて成分コストが低く、しかも、歯車に高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を具備させることができる肌焼鋼に対する要望が極めて大きくなっている。

さらに、上述の真空浸炭焼入、さらには真空浸炭窒化焼入の普及に伴って、真空浸炭、さらには真空浸炭窒化に適した肌焼鋼に対する要望も大きくなっている。

前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献１および特許文献２にそれぞれ、「短時間で浸炭可能な肌焼鋼および浸炭部品」および「浸炭部品およびその製造方法」が提案されている。

具体的には、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％およびＮ：０．００１〜０．０２０％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｎｉ：０．０５〜３．００％およびＭｏ：０．０５〜１．００％、（ｂ）Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％およびＢ：０．００１〜０．０１０％、の２グループのうちの元素を１または２以上組み合わせて含有し、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなる合金組成を有し、〔Ｑ＝３４１４０−６０５［％Ｓｉ］＋１８３［％Ｍｎ］＋１３６［％Ｃｒ］＋１２２［％Ｍｏ］〕の式により定義される炭素拡散の活性化エネルギーＱの値が３４０００（ｋｃａｌ）以下であることを特徴とする短時間で浸炭可能な肌焼鋼およびこの肌焼鋼を素材とする浸炭部品が開示されている。

また、特許文献２に、母材が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．３５％を超えて２％以下、Ｍｎ：３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：３％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＴｅ：０．０５％以下（０％を含まない）、の５グループのうちの元素を１または２以上組み合わせて含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下およびＯ：０．００２％以下を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、浸炭硬化層のＣ濃度が０．９％以上で、その組織はベイナイトとセメンタイトを含んでおり、かつ最大硬さが６５０Ｈｖ以上であることを特徴とする浸炭部品およびその製造方法が開示されている。

特開２００５−３６２６９号公報 特開２００７−３０８７７２号公報

前述の特許文献１で開示された技術は、浸炭時間を短くするために炭素拡散の活性化エネルギーＱの値を低く抑える技術的思想を有するものの、素材鋼を熱間圧延したり所望の製品形状に熱間鍛造あるいは冷間鍛造する際に割れの起点となる粗大なＭｎＳの生成を抑制することについての配慮がなされていない。このため、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工性および冷間鍛造性が低下して工業的規模での生産において割れが多発して製品歩留りの大きな低下を招いてしまうことがあり、さらに、上記の粗大なＭｎＳそのものが、曲げ疲労強度およびピッチング強度を低下させるので、所望の高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が確保できるとはいえないものであった。

特許文献２で開示された技術は、高い曲げ疲労強度を確保するために、鋼成分、浸炭硬化層のＣ濃度、組織および最大硬さを規定することを技術的思想とする。しかしながら、特許許文献１と同様に、粗大なＭｎＳの生成を抑制することについての配慮がなされていない。このため、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工性および冷間鍛造性が低下して工業的規模での生産において割れが多発して製品歩留りの大きな低下を招いてしまうことがあり、さらに、上記の粗大なＭｎＳそのものが、曲げ疲労強度およびピッチング強度を低下させるので、所望の高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が確保できるとはいえないものであった。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、高価な元素であるＮｉおよびＭｏを極力含有しない場合であっても、「浸炭部品」および「浸炭窒化部品」に対して、高い曲げ疲労強度とピッチング強度を確保させることができるとともに成分コストが低く、しかも、熱間および冷間での圧延、鍛造などの際の良好な加工性も具備する真空浸炭用鋼あるいは真空浸炭窒化用鋼および、これらの鋼を素材とし、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ８２２Ｈを素材とするガス浸炭部品と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度を備える真空浸炭部品あるいは真空浸炭窒化部品を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保するためには、鋼の成分組成を、ＮｉおよびＭｏ含有量低減のために生ずる焼入性の低下を抑止することができるものとする必要がある。

（ｂ）粗大なＭｎＳの生成によって、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が生じるので、高い曲げ疲労強度および高いピッチング強度の確保のためには、粗大なＭｎＳの生成を抑制することが必要である。

（ｃ）粗大なＭｎＳは熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れの起点となる。このため、熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れを抑制するためにも粗大なＭｎＳを極力少なくする必要がある。

（ｄ）粗大なＭｎＳを極力少なくするためには、ＭｎとＳの個々の含有量の制御だけではなく、ＭｎとＳの含有量バランスを適正化することが必要である。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、〔ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ〕の式で表されるｆｎ１の値を３０以上１５０以下に制御することによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制することができる。このため、良好な熱間加工性および冷間鍛造性を確保して熱間加工時および冷間鍛造時の割れを抑制するとともに、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保するためには、ＭｎおよびＳの個々の含有量を制御するとともに、それらが前記の関係式を満たすようにする必要がある。

そこでさらに、ＮｉおよびＭｏの含有量低減に見合う分の焼入性を確保し、しかも、ＭｎとＳの含有量とそのバランスを適正化して粗大なＭｎＳの生成を抑制した鋼について、種々の検討を行った。その結果、下記（ｅ）〜（ｇ）の知見を得た。

（ｅ）高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保するためには、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−０５のＡ法に準拠して測定したタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物、つまり、主にＡｌ₂Ｏ₃系介在物であるタイプＢの介在物および主にＴｉＮ系介在物であるタイプＤの介在物のうちで厚さの大きいものを抑制する必要がある。これは、上述したタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物が疲労破壊の起点となるためである。

（ｆ）上記のタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物を抑制するためには、不純物のうちでも特にＴｉおよびＯ（酸素）の含有量をそれぞれ、０．００５％未満および０．００１５％以下に制御する必要がある。また、タイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物を抑制するためには、真空溶解炉で溶製して鋳型に鋳込んでインゴットとするか、転炉で溶製する場合には、二次精錬を繰り返すか、連続鋳造の際に電磁攪拌を行うことが望ましい。

（ｇ）真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品に、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を具備させるためには、生地である芯部の化学組成について、個々の元素の含有量を適正化することはもちろんのこと、さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を旧オーステナイト結晶粒度番号との関係で制御する必要がある。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量、ＧＮを旧オーステナイト結晶粒度番号として、〔ｆｎ２＝（−０．０２８５ＧＮ＋０．５３９５）×Ｃ^0.5044×（０．７Ｓｉ＋１）×（−１．２７６２Ｍｎ⁵＋５．５７９６Ｍｎ⁴−７．９７６２Ｍｎ³＋４．５６３１Ｍｎ²＋２．３７２８Ｍｎ＋１．０４７）×（０．３６３６Ｃｕ＋１）×（０．３６３６Ｎｉ＋１）×（２．１６１１Ｃｒ＋１）×（３Ｍｏ＋１）×（１．７２７８Ｖ＋１）〕の式で表されるｆｎ２の値を２．０以上７．０以下に制御する必要がある。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼、および（４）に示す真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．９０〜１．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｃｒ：０．６％以上で１．４％未満、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が３０〜１５０の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下であることを特徴とする真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼。
ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
ただし、式（１）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼。

（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼を素材として、真空浸炭後に焼入−焼戻しを施された部品または真空浸炭窒化処理後に焼入−焼戻しを施された部品であって、下記の式（２）で表されるｆｎ２が２．０〜７．０の範囲であることを特徴とする真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品。
ｆｎ２＝（−０．０２８５ＧＮ＋０．５３９５）×Ｃ^0.5044×（０．７Ｓｉ＋１）×（−１．２７６２Ｍｎ⁵＋５．５７９６Ｍｎ⁴−７．９７６２Ｍｎ³＋４．５６３１Ｍｎ²＋２．３７２８Ｍｎ＋１．０４７）×（０．３６３６Ｃｕ＋１）×（０．３６３６Ｎｉ＋１）×（２．１６１１Ｃｒ＋１）×（３Ｍｏ＋１）×（１．７２７８Ｖ＋１）・・・（２）
ただし、式（２）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表し、ＧＮは、部品の芯部における旧オーステナイト結晶粒度番号を示す。

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。

部品の芯部とは、浸炭または浸炭窒化による影響を受けていない部分、つまり、表面からの距離が浸炭層または浸炭窒化層よりも大きい部分を指す。

本発明の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼は成分コストが低く、熱間および冷間での圧延、鍛造などの際の良好な加工性を有し、しかも、この鋼を素材とする真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ８２２Ｈを素材とするガス浸炭部品と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度を具備している。このため、本発明の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼は、自動車用歯車などのように、軽量化・高トルク化を達成するために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とが要求される各種部品の素材として用いるのに好適である。

実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。この図３において、（ａ）は粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。 実施例において、鋼１〜５、鋼７および鋼９〜１２を素材とする図１および図２に示す試験片に施した「真空浸炭焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例において、鋼６を素材とする図１および図２に示す試験片に施した「真空浸炭窒化焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例において、鋼８を素材とする図１および図２に示す試験片に施した「ガス浸炭焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。なお、図中のＣｐはカーボンポテンシャルを表す。 実施例において、鋼１３を素材とする図３に示す試験片に施した「真空浸炭焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上形状を示す図である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の仕上形状を示す図である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の仕上形状を示す図である。この図１０において、（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。 実施例で行った熱間圧縮試験について説明する図で、図中の（ａ）および（ｂ）はそれぞれ、熱間での圧縮試験前および圧縮試験後の試験片の寸法と形状を模式的に示す図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼の化学組成について：
Ｃ：０．１５〜０．３０％
Ｃは、歯車の強度確保のために必須の元素であり、０．１５％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多すぎると硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．３０％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．１５〜０．３０％とした。

なお、より一層良好な被削性が要求される場合には、Ｃ含有量の上限を０．２５％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．２〜０．５％
Ｓｉは、焼入性を向上させる作用および脱酸作用を有する。また、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高める作用を有し、高温状況下での鋼の軟化を防ぐ効果がある。これらの効果を得るには、０．２％以上のＳｉを含有する必要がある。しかしながら一方、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、焼戻し軟化抵抗を高める効果が飽和し、被削性も悪化するとともに、浸炭性を阻害することがある。そのため、Ｓｉの含有量を０．２〜０．５％とした。

より一層良好な被削性が要求される場合には、Ｓｉ含有量の上限を０．４％とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．９０〜１．８０％
Ｍｎは、焼入性を向上させる作用および脱酸作用を有する。上記の焼入性向上および脱酸の効果を得るには、０．９０％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が１．８０％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．９０〜１．８０％とした。

より一層良好な被削性が要求される場合には、Ｍｎ含有量の上限を１．６０％とすることが好ましい。

Ｓ：０．００５〜０．０３０％
Ｓには、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用がある。この被削性向上の作用を得るには、Ｓを０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性、冷間鍛造性、曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０３０％とした。

前記したＳの被削性向上効果を確実に得るためには、Ｓ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましい。

また、より一層良好な熱間加工性、冷間鍛造性、曲げ疲労強度およびピッチング強度が要求される場合には、Ｓ含有量の上限を０．０２０％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．６％以上で１．４％未満
Ｃｒは、焼入性を向上させる効果がある。この効果を得るには、Ｃｒを０．６％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が１．４％以上になると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。さらに、真空浸炭時に粗大なＣｒ炭化物が生成するので、曲げ疲労強度およびピッチング疲労強度の低下を招く。同様に、真空浸炭窒化時に結晶粒界に沿って粗大なＣｒＮが生成するので、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を０．６％以上で１．４％未満とした。Ｃｒ含有量の下限は０．７％とすることが好ましい。

より一層良好な被削性が要求される場合には、Ｃｒ含有量の上限を１．２％とすることが好ましい。

Ｍｏ：０．０３〜０．１０％
Ｍｏは、焼入性を高める作用を有し、浸炭焼入後あるいは浸炭窒化焼入後の表面硬さ、硬化層深さおよび芯部硬さを向上させて、浸炭部品あるいは浸炭窒化部品の強度を確保する効果がある。上記の効果を得るためにはＭｏの含有量を０．０３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｍｏの含有量が０．１０％を超えると、コスト上昇が大きくなる。したがって、Ｍｏの含有量を０．０３〜０．１０％とした。なお、Ｍｏ含有量の下限は０．０７％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。また、Ａｌには、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化して鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１０％未満では、前記の効果を得難い。一方、Ａｌの含有量が過剰になると、硬質で粗大なＡｌ₂Ｏ₃形成による被削性の低下をきたす。さらに、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−０５のＡ法に準拠して測定したタイプＢの大型の硬質介在物（つまり、主にＡｌ₂Ｏ₃系介在物であるタイプＢの介在物のうちで厚さの大きいもの）は疲労破壊の起点となって、曲げ疲労強度とピッチング強度を低下させてしまう。そして、特に、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、タイプＢの大型の硬質介在物が多くなって、被削性、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％である。また、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。

Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
Ｎは、窒化物を形成することにより結晶粒を微細化させ、曲げ疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎを０．０１００％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成して靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．０２５０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１００〜０．０２５０％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１３０％である。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２００％である。

ｆｎ１：３０〜１５０
粗大なＭｎＳの生成によって、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が生じるので、高い曲げ疲労強度および高いピッチング強度を確保するためには、粗大なＭｎＳの生成を抑制することが必要である。しかも、上記の粗大なＭｎＳは、熱間圧延、熱間鍛造などの熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れの起点ともなるため、熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れを抑制するためには粗大なＭｎＳを極力少なくすることが必要である。

前記の式（１）で表されるｆｎ１、つまり、〔Ｍｎ／Ｓ〕が３０より小さい場合には、Ｓの含有量が過剰となって粗大なＭｎＳの生成が避けられず、一方、ｆｎ１が１５０より大きい場合には、Ｍｎの含有量が過剰となって中心偏析部において粗大なＭｎＳが生成する。そのため、いずれの場合にも、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招き、しかも、熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れを避け難い。したがって、ｆｎ１が３０〜１５０の範囲にあることが必要である。なお、ｆｎ１の好ましい下限は５０である。また、ｆｎ１の好ましい上限は１００である。

本発明の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。

なお、本発明においては、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）は、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下に制限する必要がある。

以下、上記不純物中のＰ、ＴｉおよびＯについて説明する。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる。特に、その含有量が０．０２０％を超えると、脆化の程度が著しくなる。したがって、本発明においては、不純物中のＰの含有量を０．０２０％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いので、鋼中のＮと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるＴｉＮを形成する。そして、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−０５のＡ法に準拠して測定したタイプＤの大型の硬質介在物（つまり、主にＴｉＮ系介在物であるタイプＤの介在物のうちで厚さの大きいもの）は疲労破壊の起点となって、曲げ疲労強度とピッチング強度を低下させてしまう。しかも、ＴｉＮは被削性も低下させてしまう。Ｔｉの含有量が多くなって、特に、０．００５％以上になると、タイプＤの大型の硬質介在物が多くなって、曲げ疲労強度、ピッチング強度および被削性の低下が著しくなる。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％未満とした。

Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉやＡｌと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、Ａｌ₂Ｏ₃は硬質であるため、被削性を低下させる。さらに、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−０５のＡ法に準拠して測定したタイプＢの大型の硬質介在物（つまり、主にＡｌ₂Ｏ₃系介在物であるタイプＢの介在物のうちで厚さの大きいもの）は疲労破壊の起点となって、曲げ疲労強度とピッチング強度を低下させてしまう。そして、特に、Ｏの含有量が０．００１５％を超えると、タイプＢの大型の硬質介在物が多くなって、被削性、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、本発明においては、不純物中のＯの含有量を０．００１５％以下とした。

本発明の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、ＶおよびＮｂのうちから選んだ１種以上の元素を含有するものである。

以下、任意元素である上記Ｃｕ、Ｎｉ、ＶおよびＮｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

ＣｕおよびＮｉは、いずれも、焼入性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕおよびＮｉについて説明する。

Ｃｕ：０．２０％以下
Ｃｕは、焼入性を高める作用を有するので、さらなる焼入性向上のために含有してもよい。しかしながら、Ｃｕは高価な元素であるとともに、含有量が多くなると熱間加工性の低下を招き、特に、０．２０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｕの含有量を０．２０％以下とした。なお、Ｃｕ含有量の上限は０．１５％とすることが好ましい。

一方、前記したＣｕの焼入性向上効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．０７％とすれば一層好ましい。

Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、焼入性を高める作用を有する。Ｎｉには、靱性を向上させる作用があり、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することができる。このため、これらの効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｎｉの含有量が０．２０％を超えると、コスト上昇が大きくなる。したがって、Ｎｉの含有量を０．２０％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の上限は０．１５％とすることが好ましい。

一方、前記したＮｉの特性向上効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．０７％とすれば一層好ましい。

なお、上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．４０％以下であってもよいが、０．３０％以下とすることが好ましい。

次に、ＶおよびＮｂは、いずれもＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有する。このため、さらなる曲げ疲労強度の向上およびピッチング強度の向上のために、ＶおよびＮｂを含有させてもよい。以下、上記のＶおよびＮｂについて説明する。

Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると熱間延性の低下を招き、特に、その含有量が０．２０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延、熱間鍛造などの熱間加工時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｖの含有量を０．２０％以下とした。なお、Ｖ含有量の上限は０．１０％とすることが好ましい。

一方、前記したＶの特性向上効果を確実に得るためには、Ｖ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．０７％とすれば一層好ましい。

Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると熱間延性の低下を招き、特に、その含有量が０．０５０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延、熱間鍛造などの熱間加工時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０５０％以下とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０４０％とすることが好ましい。

一方、前記したＮｂの特性向上効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましく、０．０２０％とすれば一層好ましい。

なお、上記のＶおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．２５０％以下であってもよいが、０．０８０％以下とすることが好ましい。

なお、例えば、真空溶解炉で溶製して鋳型に鋳込んでインゴットとするか、転炉で溶製する場合には、二次精錬を繰り返すか、連続鋳造の際に電磁攪拌を行うことによって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏの含有量を制御でき、このため、タイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物の生成が抑制される。

（Ｂ）部品の芯部について：
前記（Ａ）項で述べた化学組成の鋼を素材として、真空浸炭後に焼入−焼戻しを施された部品または真空浸炭窒化処理後に焼入−焼戻しを施された本発明の真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品は、その芯部が、前記の式（２）、つまり、
〔ｆｎ２＝（−０．０２８５ＧＮ＋０．５３９５）×Ｃ^0.5044×（０．７Ｓｉ＋１）×（−１．２７６２Ｍｎ⁵＋５．５７９６Ｍｎ⁴−７．９７６２Ｍｎ³＋４．５６３１Ｍｎ²＋２．３７２８Ｍｎ＋１．０４７）×（０．３６３６Ｃｕ＋１）×（０．３６３６Ｎｉ＋１）×（２．１６１１Ｃｒ＋１）×（３Ｍｏ＋１）×（１．７２７８Ｖ＋１）〕
で表されるｆｎ２が２．０〜７．０の範囲であるものでなければならない。

ｆｎ２は、本発明の真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品の焼入性の指標であって、ｆｎ２の値が２．０未満の場合には、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を具備させることができない。一方、ｆｎ２が７．０を超える場合には、被削性の低下を招いてしまう。

高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を具備させるためには、ｆｎ２の下限を３．０とすることが好ましい。また、より一層良好な被削性が要求される場合には、ｆｎ２の上限を６．０とすることが好ましい。

なお、（Ａ）項で述べた化学組成の鋼を素材として、例えば、後述する図４の条件で真空浸炭焼入すれば、真空浸炭部品の芯部を、ｆｎ２が２．０〜７．０の範囲となるようにすることができる。

また、（Ａ）項で述べた化学組成の鋼を素材として、例えば、後述する図５の条件で真空浸炭窒化焼入すれば、真空浸炭窒化部品の芯部を、ｆｎ２が２．０〜７．０の範囲となるようにすることができる。

真空浸炭焼入でのＣ₂Ｈ₂量、真空浸炭窒化でのＣ₂Ｈ₂量とＮＨ₃量は、処理する試験片の総表面積に応じて適時調整しても良い。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜１２を溶解した。

鋼１〜１１については、１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。

鋼１２については、１８０ｋｇ大気溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。

なお、表１中の鋼１〜７は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼８〜１２は、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記の比較例の鋼のうちで鋼８はＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ８２２Ｈに相当する鋼である。

各インゴットは、１２５０℃に加熱して８時間保持した後、熱間鍛造して直径がそれぞれ、２０ｍｍ、３０ｍｍおよび５５ｍｍの棒鋼を作製した。

また、表２に示す鋼１３、すなわち、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された化学組成を有するＳＣＭ８２２Ｈを１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶解し、造塊してインゴットを作製した。この鋼１３のインゴットは、１２５０℃に加熱して５時間保持した後、熱間鍛造して直径が１４０ｍｍの棒鋼を作製した。

上記のようにして得た直径がそれぞれ、２０ｍｍ、３０ｍｍ、５５ｍｍおよび１４０ｍｍの棒鋼から、次の〔１〕〜〔４〕に示す工程によって、各種の試験片を作製した。

〔１〕焼準：
直径が２０ｍｍおよび３０ｍｍの各棒鋼は、９００℃で１時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。また、直径が５５ｍｍの各棒鋼は９００℃で２時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。さらに、直径が１４０ｍｍの棒鋼は９００℃で４時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。

〔２〕機械加工（粗加工または仕上加工）：
前記焼準後の直径が２０ｍｍの各棒鋼の中心部から、鍛錬軸に平行に図１に示す粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。また、前記焼準後の直径が３０ｍｍの各棒鋼は、それぞれの一部の中心部から、鍛錬軸に平行に図２に示す粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した。

さらに、前記焼準後の直径が１４０ｍｍの棒鋼の中心部から、鍛錬軸に平行に図３に示す粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を切り出した。図３の（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。

図１〜３中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」、「▽▽」および「▽▽▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。また、「▽▽▽」に付した「Ｇ」はＪＩＳ Ｂ ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。

さらに、前記焼準後の直径が５５ｍｍの各棒鋼の中心部から、鍛錬軸に平行に直径が５０ｍｍで長さが１００ｍｍの仕上形状を有する熱間圧縮用の試験片を作製した。

なお、前記焼準後の直径が３０ｍｍの各棒鋼のそれぞれの残りの一部は、水焼入した後、非金属介在物調査に供した。なお、調査法の詳細については後述する。

〔３〕浸炭焼入−焼戻しあるいは浸炭窒化焼入−焼戻し：
上記〔２〕で切り出した鋼１〜５、鋼７および鋼９〜１２の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片に対して、図４に示すヒートパターンによる「真空浸炭焼入−焼戻し」を施した。

鋼６の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片に対しては、図５に示す「真空浸炭窒化焼入−焼戻し」を施した。

鋼８の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片に対しては、図６に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入−焼戻し」を施した。なお、図６中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。

鋼１３のローラーピッチング大ローラー試験片に対しては、図７に示すヒートパターンによる「真空浸炭焼入−焼戻し」を施した。なお、図７中の「６０℃油焼入」は油温６０℃の油中に焼入したことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。

なお、切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片は、吊り下げ用に加工した孔に針金を通し、吊下げた状態で上記の処理を施した。一方、ローラーピッチング大ローラー試験片は、金網上の治具の上に平置きした状態で上記の処理を施した。

油焼入については、均一に焼入処理されるように、攪拌している焼入油中に試験片を投入して行った。

〔４〕機械加工（浸炭焼入−焼戻し材の仕上加工）：
浸炭焼入−焼戻し処理あるいは浸炭窒化焼入−焼戻しを施した上記の各試験片を仕上加工して、図８に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図９に示すローラーピッチング小ローラー試験片および図１０に示すローラーピッチング大ローラー試験片を作製した。なお、図１０の（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。

図８〜１０に示した前述の各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、上記各図における仕上記号「▽」および「▽▽▽」は先の図１〜３におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。「▽▽▽」に付した「Ｇ」はＪＩＳ Ｂ ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。「〜」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記〔３〕の浸炭焼入−焼戻し処理あるいは浸炭窒化焼入−焼戻し処理した表面のままであることを意味する。

鋼１〜１２の各々について、熱間圧縮試験による熱間加工性の調査、非金属介在物の調査、表面硬さ調査、芯部硬さ調査、有効硬化層深さの調査、粒界酸化層深さの調査、不完全焼入層深さの調査、旧オーステナイト結晶粒度の調査、小野式回転曲げ疲労試験による疲労特性の調査およびローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査を行った。

以下、上記各調査の内容について詳しく説明する。

《１》熱間加工性の調査：
前記〔２〕のようにして作製した直径が５０ｍｍで長さが１００ｍｍの熱間圧縮用の試験片を１２００℃で３０分保持してから、図１１に示すように、長さ方向を高さとしてクランクプレスによって圧縮し、高さ２０ｍｍにした。

図１１の（ａ）および（ｂ）はそれぞれ、熱間での圧縮試験前および圧縮試験後の試験片の寸法と形状を模式的に示す図である。

なお、各鋼について上記クランクプレスを用いた圧縮試験を５個ずつ行ない、外周表面における割れを目視で観察し、開口幅２ｍｍ以上の割れが５個全ての試験片に１つも認められない場合に、熱間加工性に優れると評価した。

《２》非金属介在物の調査：
前記〔１〕のようにして焼準処理した直径が３０ｍｍの棒鋼について、図２に示す粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した残りを、９００℃で３０分保持した後、水焼入した。

水焼入後は、棒鋼の鍛錬軸に平行に、その中心線をとおって切断した面（以下、「縦断面」という。）が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨した。

次いで、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−０５のＡ法に準拠して、タイプＢおよびタイプＤの非金属介在物のうちで厚さが大きいもの、具体的には、厚さがそれぞれ、４μｍを超えて１２μｍ以下、および８μｍを超えて１３μｍ以下のものを測定し、それぞれの等級判定を行った。

なお、以下の説明においては、上記の厚さが大きいタイプＢおよびタイプＤの非金属介在物をそれぞれ、「ＢＨ」および「ＤＨ」という。

《３》表面硬さおよび芯部硬さの調査：
前記〔３〕のようにして浸炭焼入−焼戻し処理あるいは浸炭窒化焼入−焼戻し処理した切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、その直径８ｍｍの切欠部を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、マイクロビッカース硬度計を使用して表面硬さおよび芯部硬さを調査した。

具体的には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００３）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験片の表面から０．０３ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）を、試験力を０．９８Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して表面硬さを評価した。

同様に上記ＪＩＳの規定に準拠して、浸炭の影響を受けていない生地の部分である芯部における任意の１０点でのＨＶ硬さを、試験力を２．９４Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して芯部硬さを評価した。

《４》有効硬化層深さの調査：
上記《３》の表面硬さの調査で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、有効硬化層深さの調査を行った。

具体的には、上記《３》の表面硬さの調査の場合と同様に、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００３）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、鏡面仕上げした試験片の表面から中心に向かう方向について、試験力を２．９４Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、ＨＶ硬さが５５０となる場合の表面からの深さを測定し、任意の１０箇所を測った最小値を有効硬化層深さとした。

《５》粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査：
前記《３》および《４》で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査を行った。

具体的には、上記の樹脂埋めした試験片を再度研磨し、鏡面仕上げしたままの腐食しない状態で、１０００倍の倍率で光学顕微鏡によって試験片の表面部を任意に１０視野観察して、表面部において粒界に沿って観察される酸化層を粒界酸化層とし、それらの深さを算術平均して粒界酸化層深さを評価した。

さらに、同じ試験片を、ナイタールで０．２〜２秒腐食し、１０００倍の倍率で光学顕微鏡によって試験片の表面部を任意に１０視野観察して、表面部において周囲より腐食の程度が顕著な部分を不完全焼入層とし、それらの深さを算術平均して不完全焼入層深さを評価した。

《６》旧オーステナイト結晶粒度の調査：
前記《３》〜《５》で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５）に記載の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準拠して、芯部の旧オーステナイト結晶粒度を測定した。

なお、旧オーステナイト結晶粒の現出には、ピクリン酸飽和水溶液を使用した。５分間腐食して結晶粒界が明瞭でない場合は、腐食時間を適宜延長して、結晶粒界が明瞭になるように現出させた。

《７》小野式回転曲げ疲労試験による疲労特性の調査：
前記〔４〕の仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０⁷回において破断しない最大の強度で曲げ疲労強度を評価した。

・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。

なお、曲げ疲労強度がＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ８２２Ｈである鋼８のガス浸炭焼入−焼戻し品と同じ程度かそれを上回る場合、曲げ疲労強度に優れるものとした。

《８》ローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査：
前記〔４〕の仕上加工をしたローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を用いて、下記の試験条件でローラーピッチング試験（二円筒転がり疲労試験）を実施し、小ローラーに長辺が１ｍｍ以上の大きさのピッチングが発生した回数を評価した。３回同じ条件で試験を行ない、３回の平均値をピッチング寿命とした。なお、最大繰返し数は２×１０⁷回とした。

・すべり率：４０％、
・面圧：２５００ＭＰａ、
・回転数：１０００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のマニュアルトランスミッション用潤滑油を２．０リットル／分の割合で、ローラーピッチング小ローラー試験片とローラーピッチング大ローラー試験片の接触部に噴出させて実施。

ただし、上記の「すべり率」は、「Ｖ１」をローラーピッチング小ローラー試験片表面の接線速度、「Ｖ２」をローラーピッチング大ローラー試験片表面の接線速度として、下記の式で計算される値を指す。
｛（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ１｝×１００。

なお、ピッチング寿命がＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ８２２Ｈである鋼８のガス浸炭焼入−焼戻し品と同じ程度かそれを上回る場合、ピッチング寿命に優れるものとした。

表３に、上記の各調査結果をまとめて示す。なお、表３には前記の式（２）で表されるｆｎ２の値を併せて示した。

表３から、素材として本発明で規定する条件を満たす鋼１〜７を用いた試験番号１〜７の場合、良好な熱間加工性を有し、しかも、鋼１〜７におけるＮｉおよびＭｏの含有量が極めて少ないかまたは含まないにも拘わらず、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ８２２Ｈに相当する鋼８を用いた試験番号８と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング寿命が得られており、高い曲げ疲労強度と高いピッチング寿命の確保が可能なことが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号９〜１２の場合、曲げ疲労強度とピッチング寿命の片方もしくは双方ともが、上記鋼８を用いた試験番号８の場合に比べて劣っている。さらに、試験番号９、１０および試験番号１２の場合には熱間加工性も低い。

すなわち、試験番号９の場合、鋼９のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、Ｓ含有量が本発明で規定する範囲を上回り、かつｆｎ１が本発明で規定する範囲を下回る。しかも、旧オーステナイト粒度番号である真空浸炭焼入−焼戻し後のオーステナイト粒度番号と関係するｆｎ２の値が０．８６と小さいため、曲げ疲労強度とピッチング寿命はそれぞれ、４３０ＭＰａおよび２．４５×１０⁶回と低く、前記鋼８を用いた試験番号８の場合に比べて劣っている。

試験番号１０の場合、鋼１０のＳ含有量が本発明で規定する範囲を上回り、さらにｆｎ１が本発明で規定する範囲を下回る。そのため、曲げ疲労強度が５２０ＭＰａと低く、前記鋼８を用いた試験番号８の場合に比べて劣っている。

試験番号１１の場合、鋼１１のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲を上回るため、等級１．５のタイプＤの硬質介在物が観察され、曲げ疲労強度が５４０ＭＰａと低く、前記鋼８を用いた試験番号８の場合に比べて劣っている。

試験番号１２の場合、鋼１２のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、Ａｌ含有量およびＯ含有量が本発明で規定する範囲を上回るため、等級２．０のタイプＢの硬質介在物が観察され、曲げ疲労強度とピッチング寿命がそれぞれ、５３０ＭＰａと３．５０×１０⁶回と低く、前記鋼８を用いた試験番号８の場合に比べて劣っている。

なお、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜７は粗大なＭｎＳは生成しておらず、良好な冷間鍛造性を有する。

本発明の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼は成分コストが低く、熱間および冷間での圧延、鍛造などの際の良好な加工性を有し、しかも、この鋼を素材とする真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ８２２Ｈを素材とするガス浸炭部品と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度を具備している。このため、本発明の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼は、自動車用歯車などのように、軽量化・高トルク化を達成するために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とが要求される各種部品の素材として用いるのに好適である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．９０〜１．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｃｒ：０．６％以上で１．４％未満、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が３０〜１５０の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下であることを特徴とする真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼。
   ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
   ただし、式（１）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の真空浸炭用鋼または真空浸炭窒化用鋼。
4. 請求項１から３までのいずれかに記載の鋼を素材として、真空浸炭後に焼入−焼戻しを施された部品または真空浸炭窒化処理後に焼入−焼戻しを施された部品であって、下記の式（２）で表されるｆｎ２が２．０〜７．０の範囲であることを特徴とする真空浸炭部品または真空浸炭窒化部品。
   ｆｎ２＝（−０．０２８５ＧＮ＋０．５３９５）×Ｃ^0.5044×（０．７Ｓｉ＋１）×（−１．２７６２Ｍｎ⁵＋５．５７９６Ｍｎ⁴−７．９７６２Ｍｎ³＋４．５６３１Ｍｎ²＋２．３７２８Ｍｎ＋１．０４７）×（０．３６３６Ｃｕ＋１）×（０．３６３６Ｎｉ＋１）×（２．１６１１Ｃｒ＋１）×（３Ｍｏ＋１）×（１．７２７８Ｖ＋１）・・・（２）
   ただし、式（２）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表し、ＧＮは、部品の芯部における旧オーステナイト結晶粒度番号を示す。

Images