JP7408331B2 - 浸炭肌での歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼及び該肌焼鋼を用いた機械構造用部品 - Google Patents
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Description
本発明は、浸炭ままで使用される動力伝達部品の歯車などに好適な、歯面疲労強度（すなわちピッチング寿命）に優れた浸炭肌の性質を呈する機械構造用の肌焼鋼及びこの肌焼鋼からなる浸炭された状態の機械構造用部品に関する。
自動車などの動力伝達部品である歯車などに使用される機械構造用鋼としては、例えば、質量％でＣｒを０．９０～１．２０％，Ｍｎを０．６０～０．８５％含む機械構造用クロム鋼のＳＣｒ鋼、Ｃｒを０．９０～１．２０％，Ｍｏを０．１５～０．３０％含む機械構造用クロム－モリブデン鋼のＳＣＭ鋼、あるいは自動車の軽量化・高燃費化およびエンジンの高出力化に伴いトランスミッションやディファレンシャル歯車の高強度化の要請に応えようと疲れ強さおよび衝撃強さを高めた高強度歯車用の開発鋼が存在する。
この高強度化に向けて、肌焼鋼およびこれを用いた機械構造用部品の製造において、ピッチング寿命や曲げ疲労強度の向上のために、成分組成を調整し、表面から２００μｍ深さ位置での硬さを規定した発明が提案されている（特許文献１参照。）
もっとも、この文献の発明では、炭化物の生成抑制のためにＣｕを必須に含有して過剰浸炭による疲労強度の低下を抑制しているが、一方で熱間加工性が低下しやすいという欠点がある。また、この文献は、ローラーピッチング試験時の内部最大せん断応力発生深さに該当する表面から２００μｍ深さの位置の硬さが高いほどピッチングが発生しにくいとして、２００μｍ深さの位置の硬さに着目しているが、ピッチングは最表面からき裂が発生するメカニズムであることに鑑みると、ピッチングの発生メカニズムと直接関連づいておらず、理論的背景が明らかではなく場当たり的な解決手段である。
もっとも、この文献の発明では、炭化物の生成抑制のためにＣｕを必須に含有して過剰浸炭による疲労強度の低下を抑制しているが、一方で熱間加工性が低下しやすいという欠点がある。また、この文献は、ローラーピッチング試験時の内部最大せん断応力発生深さに該当する表面から２００μｍ深さの位置の硬さが高いほどピッチングが発生しにくいとして、２００μｍ深さの位置の硬さに着目しているが、ピッチングは最表面からき裂が発生するメカニズムであることに鑑みると、ピッチングの発生メカニズムと直接関連づいておらず、理論的背景が明らかではなく場当たり的な解決手段である。
本願出願人は、これまでに浸炭ままでの歯車での使用を想定した、ピッチング寿命に優れる機械構造用肌焼鋼および機械構造用部品素材を発明している（特許文献２参照。）。これはピッチング寿命向上のため、粒界酸化の最大深さや不完全焼入層の最大深さ、不完全焼入層の面積割合を制御することに着目した発明であって、不完全焼入層の摩耗により、粒界酸化を消失させることで、ピッチング寿命を伸ばそうという着想に基づくものであるものの、浸炭したままの当初の表面状態までしか検討が及んでおらず、不完全焼入層が摩耗した後に、さらに長寿命を確保するまでには未だ至っていなかった。
自動車などの動力伝達部品である機械構造用鋼からなる機械構造用部品、例えば歯車などは、高面圧かつ部品同士の周速差による「すべり」が生じる過酷な環境下で使用されるものであり、この部品同士の「すべり」は歯車などの部品のピッチング発生を促す。
そこで、本願の発明が解決しようとする課題は、自動車などの動力伝達部品における部品同士のすべりによって発生するピッチングに対応可能となる、優れたピッチング寿命を有する自動車などの動力伝達部品用の肌焼鋼を提供すること、また、この肌焼鋼からなる浸炭された状態のピッチング寿命に優れた機械構造用部品を提供することである。
機械構造用部品、とりわけ自動車などの動力伝達部品の歯面疲労強度の向上、すなわちピッチング寿命の向上に向けて、発明者は鋭意研究したところ、以下の知見を得た。
まず、動力伝達部品である歯車は、摺動開始からしばらくは金属接触によるなじみの段階を経る。この段階は、歯車の表面に浸炭層と同程度の硬さを有する硬質な浸炭異常層（不完全焼入層と粒界酸化からなる層）ができている場合と、浸炭層と比べて軟質な浸炭異常層ができている場合とに分かれる。
さて、硬質な浸炭異常層ができている場合は、硬質であるがゆえに、なじみが起こり難く、浸炭異常層内に含まれる粒界酸化を起点としたき裂が発生し、そのき裂が連結・伝播することで早期にピッチングに至る。
まず、動力伝達部品である歯車は、摺動開始からしばらくは金属接触によるなじみの段階を経る。この段階は、歯車の表面に浸炭層と同程度の硬さを有する硬質な浸炭異常層（不完全焼入層と粒界酸化からなる層）ができている場合と、浸炭層と比べて軟質な浸炭異常層ができている場合とに分かれる。
さて、硬質な浸炭異常層ができている場合は、硬質であるがゆえに、なじみが起こり難く、浸炭異常層内に含まれる粒界酸化を起点としたき裂が発生し、そのき裂が連結・伝播することで早期にピッチングに至る。
一方、軟質な浸炭異常層ができている場合は、浸炭異常層は摩耗してき裂発生の起点となる粒界酸化が磨滅することとなるために、鋼材には新生面が生じ、この新生面における摺動の段階へと移行する。
この新生面における摺動では、摺動回数が増していくにつれて、部品表面の軟化が起きる。この軟化が進むと、き裂が発生および進展してピッチングに至る。
この新生面における摺動では、摺動回数が増していくにつれて、部品表面の軟化が起きる。この軟化が進むと、き裂が発生および進展してピッチングに至る。
そこで、本願の発明は、（１）軟質な浸炭異常層を生成させること、（２）鋼材の新生面での摺動への移行後における鋼材表面の軟化を抑えること、の双方を実現することで、ピッチング寿命を向上させることを目的とする。
さて、本願の課題を解決するための手段は、第１の手段では、
質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．４０～０．７０％、Ｍｎ：０．２０～０．４５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｃｒ：１．４０～２．００％、Ａｌ：０．０２５～０．０５０％、Ｎ：０．０１００～０．０２５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．４０～０．７０％、Ｍｎ：０．２０～０．４５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｃｒ：１．４０～２．００％、Ａｌ：０．０２５～０．０５０％、Ｎ：０．０１００～０．０２５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
第２の手段では、第１の手段に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０～０．９０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
第３の手段では、第１の手段の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０９％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
第４の手段では、第１の手段の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０～０．９０％、Ｎｂ：０．０９％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
また、該鋼は、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、該鋼は、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するもの（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）であって、
さらに該鋼からなる鋼素材は、浸炭した場合に、
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること
を満足し、浸炭肌の性質を呈すること、
を特徴とする、歯面疲労強度に優れる機械構造用の肌焼鋼である。
第５の手段では、最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あり、最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あり、２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下であること、を満足していることを特徴とする、第１から第４のいずれか１の手段に記載の肌焼鋼を用いた、浸炭された状態の機械構造用部品である。
本願の発明である上記の１～５の手段によると、この肌焼鋼を用いた機械構造用部品や機械構造用部品素形材、例えば歯車等の機械構造用部品を有効に浸炭した場合には、
１）式Ａの値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足するとき、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点は８点以上であるから、最表面に軟質な浸炭異常層を生成させたものとなっており、浸炭異常層が軟質であることでき裂発生の起点となる粒界酸化を早期に磨滅させることができるので、き裂の発生を回避しやすくなり、その後に生じた新生面についても、
２）２０μｍ深さのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下、かつ２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下を満足するとき、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点は８点以上であるから、
軟質な浸炭異常層の直下に、歯車の歯面として十分な硬さの浸炭層を備えた新生面を形成しうるものとなっており、さらに
３）式Ｂの値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するときには、軟化抵抗性が備わっており軟化を抑制できることとなるので、この新生面が摺動したときに生じる熱等でも母材が軟化されにくくなる。
１）式Ａの値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足するとき、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点は８点以上であるから、最表面に軟質な浸炭異常層を生成させたものとなっており、浸炭異常層が軟質であることでき裂発生の起点となる粒界酸化を早期に磨滅させることができるので、き裂の発生を回避しやすくなり、その後に生じた新生面についても、
２）２０μｍ深さのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下、かつ２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下を満足するとき、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点は８点以上であるから、
軟質な浸炭異常層の直下に、歯車の歯面として十分な硬さの浸炭層を備えた新生面を形成しうるものとなっており、さらに
３）式Ｂの値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足するときには、軟化抵抗性が備わっており軟化を抑制できることとなるので、この新生面が摺動したときに生じる熱等でも母材が軟化されにくくなる。
そこで、本発明の肌焼鋼を浸炭したとき、優れたピッチング寿命を呈する機械構造用鋼が得られる。そして、これを歯車などの機械構造用鋼部品に用いれば、優れた歯面疲労強度を示す。
本願の発明を実施するための形態の記載に先立って、本願の発明鋼の化学成分の限定理由および当該鋼の鋼素材を浸炭した場合の特性の限定理由について説明する。なお、化学成分における％は、質量％である。
Ｃ：０．１５～０．３０％
Ｃは、鋼素材の芯部の焼入性、鍛造性および機械加工性に影響する元素である。Ｃが０．１５％より少ないと、十分な芯部硬さが得られず、芯部硬さの低下による低サイクル疲労強度が低下する。一方、Ｃが０．３０％より多いと、鋼素材の硬さが上昇し、被削性および冷間加工性が低下する。そこで、Ｃは０．１５～０．３０％とする。
Ｃは、鋼素材の芯部の焼入性、鍛造性および機械加工性に影響する元素である。Ｃが０．１５％より少ないと、十分な芯部硬さが得られず、芯部硬さの低下による低サイクル疲労強度が低下する。一方、Ｃが０．３０％より多いと、鋼素材の硬さが上昇し、被削性および冷間加工性が低下する。そこで、Ｃは０．１５～０．３０％とする。
Ｓｉ：０．４０～０．７０％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、また、鋼素材の焼戻し軟化抵抗性を高めピッチング寿命の向上に有効な元素である。Ｓｉが０．４０％より少ないと、脱酸材として不足し、かつ鋼素材の焼戻し軟化抵抗が不足する。一方、Ｓｉが０．７０％より多いと、鋼素材の硬さが上昇して加工性が低下し、さらに、浸炭阻害を起こしやすく、ピッチング寿命の劣化につながる元素である。そこで、Ｓｉは０．４０～０．７０％とする。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、また、鋼素材の焼戻し軟化抵抗性を高めピッチング寿命の向上に有効な元素である。Ｓｉが０．４０％より少ないと、脱酸材として不足し、かつ鋼素材の焼戻し軟化抵抗が不足する。一方、Ｓｉが０．７０％より多いと、鋼素材の硬さが上昇して加工性が低下し、さらに、浸炭阻害を起こしやすく、ピッチング寿命の劣化につながる元素である。そこで、Ｓｉは０．４０～０．７０％とする。
Ｍｎ：０．２０～０．４５％
Ｍｎは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、鋼素材の焼入性の確保に必要な元素でもある。Ｍｎが０．２０％より少ないと、脱酸材として不足し、かつ鋼素材からなる部材の焼入性が不足する。一方、Ｍｎが０．４５％より多いと、鋼素材の硬さが上昇して加工性が低下し、かつ鋼素材からなる部材の浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さが上昇する。そこで、Ｍｎは０．２０～０．４５％とする。
Ｍｎは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、鋼素材の焼入性の確保に必要な元素でもある。Ｍｎが０．２０％より少ないと、脱酸材として不足し、かつ鋼素材からなる部材の焼入性が不足する。一方、Ｍｎが０．４５％より多いと、鋼素材の硬さが上昇して加工性が低下し、かつ鋼素材からなる部材の浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さが上昇する。そこで、Ｍｎは０．２０～０．４５％とする。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不可避不純物として含有される元素である。Ｐは０．０２５％より多く含有されると、鋼素材の静的強度および疲労強度が低下する。そこで、Ｐは０．０２５％以下とする。
Ｐは、不可避不純物として含有される元素である。Ｐは０．０２５％より多く含有されると、鋼素材の静的強度および疲労強度が低下する。そこで、Ｐは０．０２５％以下とする。
Ｓ：０．０２５％以下
Ｓは、不可避不純物として含有される元素である。Ｓが０．０２５％より多いと、Ｍｎと結合して形成されるＭｎＳの量が増加することで、鋼素材の冷間加工性が低下し、かつ疲労強度も低下する。そこで、Ｓは０．０２５％以下とする。
Ｓは、不可避不純物として含有される元素である。Ｓが０．０２５％より多いと、Ｍｎと結合して形成されるＭｎＳの量が増加することで、鋼素材の冷間加工性が低下し、かつ疲労強度も低下する。そこで、Ｓは０．０２５％以下とする。
Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、不可避不純物として含有される元素である。Ｎｉは高価な元素であるので０．２０％より多く含有させることは、コストアップとなる。そこで、Ｎｉは０．２０％以下とする。
Ｎｉは、不可避不純物として含有される元素である。Ｎｉは高価な元素であるので０．２０％より多く含有させることは、コストアップとなる。そこで、Ｎｉは０．２０％以下とする。
Ｃｒ：１．４０～２．００％
Ｃｒは、鋼素材の焼入性の確保に必要な元素であり、かつ焼戻し軟化抵抗性を高める元素である。しかし、Ｃｒは１．４０％より少ないと、焼入性および焼戻し軟化抵抗性が十分に得られない。一方、Ｃｒは２．００％より多いと、炭化物を過剰生成して加工性を阻害する。また、浸炭阻害を起こしてピッチング寿命の低下につながる場合もある。そこで、Ｃｒは１．４０～２．００％とする。
Ｃｒは、鋼素材の焼入性の確保に必要な元素であり、かつ焼戻し軟化抵抗性を高める元素である。しかし、Ｃｒは１．４０％より少ないと、焼入性および焼戻し軟化抵抗性が十分に得られない。一方、Ｃｒは２．００％より多いと、炭化物を過剰生成して加工性を阻害する。また、浸炭阻害を起こしてピッチング寿命の低下につながる場合もある。そこで、Ｃｒは１．４０～２．００％とする。
Ａｌ：０．０２５～０．０５０％
Ａｌは、製鋼時の脱酸材、結晶粒度調整材あるいは合金元素として有用な元素である。しかし、Ａｌが０．０２５％より少ないと、脱酸材として不足し、また微細な炭窒化物が十分に形成されず、結晶粒が粗大化する結果、ピッチング寿命の低下をきたす。一方、Ａｌが０．０５０％より多いと、粗大な炭窒化物を形成して加工性を低下する。そこで、Ａｌは０．０２５～０．０５０％とする。
Ａｌは、製鋼時の脱酸材、結晶粒度調整材あるいは合金元素として有用な元素である。しかし、Ａｌが０．０２５％より少ないと、脱酸材として不足し、また微細な炭窒化物が十分に形成されず、結晶粒が粗大化する結果、ピッチング寿命の低下をきたす。一方、Ａｌが０．０５０％より多いと、粗大な炭窒化物を形成して加工性を低下する。そこで、Ａｌは０．０２５～０．０５０％とする。
Ｎ：０．０１００～０．０２５０％
Ｎは、鉄鋼中においては、多くはＡｌと化合して高温で析出し、ＡｌＮの微細析出物をつくり、結晶粒の成長を抑える働きをする元素である。しかし、Ｎが０．０１００％より少ないと、微細な炭窒化物の形成が不足し、結晶粒が粗大化しやすくなる。一方、Ｎが０．０２５０％より多いと、窒化物や炭窒化物が過剰生成され、鋼素材の加工性を低下する。そこで、Ｎは０．０１００～０．０２５０％とする。
Ｎは、鉄鋼中においては、多くはＡｌと化合して高温で析出し、ＡｌＮの微細析出物をつくり、結晶粒の成長を抑える働きをする元素である。しかし、Ｎが０．０１００％より少ないと、微細な炭窒化物の形成が不足し、結晶粒が粗大化しやすくなる。一方、Ｎが０．０２５０％より多いと、窒化物や炭窒化物が過剰生成され、鋼素材の加工性を低下する。そこで、Ｎは０．０１００～０．０２５０％とする。
Ｍｏ：０．１０～０．９０％
Ｍｏは、高価な元素であるが、焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗性を向上させる働きを有する。そこでＭｏを含有することが好ましい。もっとも、Ｍｏが０．１０％より少ないと、焼入性の向上の効果および焼戻し軟化抵抗性の向上の効果が得られない。そこで、Ｍｏを添加する場合は、焼入性の向上の効果および焼戻し軟化抵抗性の向上の効果が得られるよう０．１０％以上含有することが好ましい。一方でＭｏは０．９０％より多いと、コストアップとなり、かつ鋼素材の硬さを高める結果、加工性が低下する。そこで、Ｍｏを添加する場合は０．１０～０．９０％とする。
Ｍｏは、高価な元素であるが、焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗性を向上させる働きを有する。そこでＭｏを含有することが好ましい。もっとも、Ｍｏが０．１０％より少ないと、焼入性の向上の効果および焼戻し軟化抵抗性の向上の効果が得られない。そこで、Ｍｏを添加する場合は、焼入性の向上の効果および焼戻し軟化抵抗性の向上の効果が得られるよう０．１０％以上含有することが好ましい。一方でＭｏは０．９０％より多いと、コストアップとなり、かつ鋼素材の硬さを高める結果、加工性が低下する。そこで、Ｍｏを添加する場合は０．１０～０．９０％とする。
Ｎｂ：０．０９％以下
Ｎｂは、浸炭時に炭化物または炭窒化物を形成し、結晶粒の成長を抑える働きをする元素である。しかし、Ｎｂが０．０９％より多く含有されると、粗大炭化物もしくは粗大炭窒化物が生成される結果、加工性が低下し、また、コストアップとなる。そこで、Ｎｂを添加する場合も０．０９％以下とし、望ましくは０．０３～０．０９％とする。
Ｎｂは、浸炭時に炭化物または炭窒化物を形成し、結晶粒の成長を抑える働きをする元素である。しかし、Ｎｂが０．０９％より多く含有されると、粗大炭化物もしくは粗大炭窒化物が生成される結果、加工性が低下し、また、コストアップとなる。そこで、Ｎｂを添加する場合も０．０９％以下とし、望ましくは０．０３～０．０９％とする。
式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］の値が３．２５～３．８５
式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］で規定される、式Ａの値は、３．２５より小さいと、粒界酸化の近傍のみで合金元素の欠乏が起き、軟質な不完全焼入層を生成しない。
一方、式Ａの値が３．８５より大きいと、粒界酸化近傍のみならず粒内でも合金元素の濃度低下が起きるが、添加されている合金元素量自体が多いため不完全焼入層の焼入性が比較的高く、硬質な不完全焼入層を生成する。
そこで、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］の値は、表３にも示すように、３．２５～３．８５とする。
式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］で規定される、式Ａの値は、３．２５より小さいと、粒界酸化の近傍のみで合金元素の欠乏が起き、軟質な不完全焼入層を生成しない。
一方、式Ａの値が３．８５より大きいと、粒界酸化近傍のみならず粒内でも合金元素の濃度低下が起きるが、添加されている合金元素量自体が多いため不完全焼入層の焼入性が比較的高く、硬質な不完全焼入層を生成する。
そこで、式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］の値は、表３にも示すように、３．２５～３．８５とする。
式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］の値が２．８０以上
２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］で規定される式Ｂの値が２．８０以上とされるのは、母材である鋼素材の軟化抑制のためである。
しかし、Ｂの値が２．８０未満では、不完全焼入層の磨滅後に、軟化が促進される結果、ピッチング寿命が低下する。
そこで、式Ｂの値は、表３に示すように、２．８０以上とする。
なお、Ｍｏは任意の添加元素であるため、Ｍｏを含まない場合は、［Ｍｏ％］には０を代入する。
２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］で規定される式Ｂの値が２．８０以上とされるのは、母材である鋼素材の軟化抑制のためである。
しかし、Ｂの値が２．８０未満では、不完全焼入層の磨滅後に、軟化が促進される結果、ピッチング寿命が低下する。
そこで、式Ｂの値は、表３に示すように、２．８０以上とする。
なお、Ｍｏは任意の添加元素であるため、Ｍｏを含まない場合は、［Ｍｏ％］には０を代入する。
なお、鉄スクラップ原料由来の不可避不純物としてＣｕが混入する場合がある。Ｃｕは連続鋳造時および圧延時に表面に集まって割れの原因となるが、鋼の精錬で除去できない成分である。Ｃｕの不可避不純物としての混入量は０．３０％以下であるが、鉄スクラップ等の原料の選別によって、より好ましくは、不可避不純物としてのＣｕは０．２０％以下とする。
浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度：０．６０～０．９０％
浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度が０．６０％より低いと、最表面から２０μｍ深さの固溶Ｃ量が不足する結果、硬いマルテンサイトが得られないので、浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて目的の硬さが得られず、ピッチング寿命が低下する。一方、浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度が０．９０％より高いと、Ｃ量の過多により残留オーステナイトが過剰に増加することとなる結果、ピッチング寿命が低下する。そこで、浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度は、表３に示すように、０．６０～０．９０％とする。
浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度が０．６０％より低いと、最表面から２０μｍ深さの固溶Ｃ量が不足する結果、硬いマルテンサイトが得られないので、浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて目的の硬さが得られず、ピッチング寿命が低下する。一方、浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度が０．９０％より高いと、Ｃ量の過多により残留オーステナイトが過剰に増加することとなる結果、ピッチング寿命が低下する。そこで、浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度は、表３に示すように、０．６０～０．９０％とする。
浸炭後の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト量：４０ｖｏｌ．％以下
浸炭後の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト量は４０ｖｏｌ．％より多いと、硬さが低くなる結果、ピッチング寿命が低下する。そこで、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト量は、表３に示すように、４０ｖｏｌ．％以下とする。
浸炭後の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト量は４０ｖｏｌ．％より多いと、硬さが低くなる結果、ピッチング寿命が低下する。そこで、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト量は、表３に示すように、４０ｖｏｌ．％以下とする。
浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点が８点以上あること
浸炭後の最表面から５μｍ深さについて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点の硬さを測定したとき、浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さが、９０００ＨＩＴ以下となる点が８点未満となる場合は、当該鋼の鋼素材における不完全焼入層が硬いものとなるので、なじみが不十分となり、粒界酸化が残存することとなる。その結果、き裂の発生起点が残存することとなることから、ピッチング寿命の低下が引き起こされる。
そこで、浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点の硬さを測定した場合に、その硬さが９０００ＨＩＴ以下の点の箇所は、表３に示すように、１０点中の８点以上とする。すると最表面に軟質な浸炭異常層が生成して早期に磨滅することとなるので、粒界酸化がき裂の起点となりにくく、磨滅で生じた新生面における摺動の段階に速やかに移行することができる。
浸炭後の最表面から５μｍ深さについて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点の硬さを測定したとき、浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さが、９０００ＨＩＴ以下となる点が８点未満となる場合は、当該鋼の鋼素材における不完全焼入層が硬いものとなるので、なじみが不十分となり、粒界酸化が残存することとなる。その結果、き裂の発生起点が残存することとなることから、ピッチング寿命の低下が引き起こされる。
そこで、浸炭後の最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点の硬さを測定した場合に、その硬さが９０００ＨＩＴ以下の点の箇所は、表３に示すように、１０点中の８点以上とする。すると最表面に軟質な浸炭異常層が生成して早期に磨滅することとなるので、粒界酸化がき裂の起点となりにくく、磨滅で生じた新生面における摺動の段階に速やかに移行することができる。
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点が８点以上あること
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点をナノインデンターにより硬さを測定したとき、その硬さが、１００００ＨＩＴ以上となる点が８点未満となる場合は、当該鋼の鋼素材における不完全焼入層の磨滅後の新生面の硬さが十分とはいえないことから、有効な浸炭層が得られていなものとなり、摩耗が継続して進行することとなる。その結果、ピッチング寿命が低下する。
そこで、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点をナノインデンターにより硬さを測定したうち、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点の箇所は、下記の表３に示すように、１０点中の８点以上とする。これにより新生面が十分な硬さを備えることとなる。
浸炭後の最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点をナノインデンターにより硬さを測定したとき、その硬さが、１００００ＨＩＴ以上となる点が８点未満となる場合は、当該鋼の鋼素材における不完全焼入層の磨滅後の新生面の硬さが十分とはいえないことから、有効な浸炭層が得られていなものとなり、摩耗が継続して進行することとなる。その結果、ピッチング寿命が低下する。
そこで、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点をナノインデンターにより硬さを測定したうち、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点の箇所は、下記の表３に示すように、１０点中の８点以上とする。これにより新生面が十分な硬さを備えることとなる。
なお、本発明の肌焼鋼を浸炭する際には、たとえば、ガス浸炭処理であれば、浸炭温度：９００～１０００℃、Ｃｐ値：０．８０～０．９５、焼入温度：Ａ1変態点＋３０～５０℃、焼戻し温度：１５０～２５０℃の条件で熱処理することで、所望の特性の浸炭肌を得ることができる。図２は、浸炭焼入焼戻しパターンの条件の１例である。
次いで、発明を実施するための形態について、以下の実施例を通じて説明する。
課題を解決するための手段の記載に先立って記述したように、自動車などの動力伝達部品である歯車の表面にできる浸炭異常層を軟質にすることでき裂発生の起点となる粒界酸化を磨滅させ、鋼材の新生面での摺動への移行後に鋼材表面の軟化を抑えることによって、ピッチング寿命を向上させることとなる。その実施の形態について説明する。
課題を解決するための手段の記載に先立って記述したように、自動車などの動力伝達部品である歯車の表面にできる浸炭異常層を軟質にすることでき裂発生の起点となる粒界酸化を磨滅させ、鋼材の新生面での摺動への移行後に鋼材表面の軟化を抑えることによって、ピッチング寿命を向上させることとなる。その実施の形態について説明する。
表１に示す本願の発明鋼のＮｏ．１～１７および比較鋼のＮｏ．１～１６の各化学成分と、その残部のＦｅおよび不可避不純物との合計で１００％の化学成分となる各鋼のそれぞれを、１００ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）で溶解し、これらを各インゴットに鋳造して１２５０℃でφ３０ｍｍ径に鍛伸し、次いで９００℃で１時間の焼ならしを行った。
その後、図１の（ａ）のローラーピッチング試験片の小ローラー１に示す粗加工を実施した。粗加工の際には、試験部２の仕上げ加工を実施しており、つかみ部３には浸炭後に研削仕上げ加工を行うために、片肉０．２ｍｍの余肉を付与した。なお、図１の（ｂ）はローラーピッチング試験の概念図である。
その後、図１の（ａ）のローラーピッチング試験片の小ローラー１に示す粗加工を実施した。粗加工の際には、試験部２の仕上げ加工を実施しており、つかみ部３には浸炭後に研削仕上げ加工を行うために、片肉０．２ｍｍの余肉を付与した。なお、図１の（ｂ）はローラーピッチング試験の概念図である。
次に、図２に示す、浸炭焼入焼戻しパターンの条件からなる、浸炭温度９３０℃、狙いＣｐ＝０．９０％で、０．５時間の均熱、３．０時間の浸炭、２．５時間の拡散後、８３０℃で０．５時間保持後、６０℃に油中焼入れし、さらに１８０℃に１．５時間保持して空冷する焼戻しを行うガス浸炭焼入焼戻しを実施して、ローラーピッチング試験片の小ローラー１を作製した。
上記で作製したローラーピッチング試験片の小ローラー１を用いてピッチング寿命の評価のため、表２に示す条件、すなわち、相手材である図１の（ｂ）に示すローラーピッチング試験片の大ローラー４をＳＣＭ４２０相当鋼で作製し、このＳＣＭ４２０相当鋼の浸炭研磨材を、すべり率：－４０％、面圧：３．３ＧＰａ、潤滑油温度：８０℃、として、図１の（ｂ）に示すローラーピッチング試験を実施した。
以下の表３に評価指標として示したピッチング寿命比は、ＳＣＭ４２０相当鋼である比較鋼Ｎｏ．１２のＬ５０寿命を基準値（１．０）として、その何倍であるかを表示した。
以下の表３に評価指標として示したピッチング寿命比は、ＳＣＭ４２０相当鋼である比較鋼Ｎｏ．１２のＬ５０寿命を基準値（１．０）として、その何倍であるかを表示した。
本願の発明鋼のＮｏ．１～１７および比較鋼のＮｏ．１～１６を用いてガス浸炭にて作製した各試験片の特性の、式Ａの値、式Ｂの値、浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度（％）、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量（％）、浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さが９０００ＨＩＴ以下となる点（箇所）の数、浸炭後の最表面から２０μｍ深さの硬さが１００００ＨＩＴ以上となる点（箇所）の数、およびローラーピッチング試験によるピッチング寿命比（倍）の評価項目を、それぞれ以下の表３に示す。なお、表３の式Ｂの値は、表１に示した発明鋼と比較鋼のうちＭｏ量が「－」で標記された鋼については、式Ｂの［Ｍｏ％］に０を代入して値を算定した。
表３に示す上記の評価項目における、本願の発明鋼および比較鋼の評価方法は、それらの鋼からなる鋼素材について、以下の手順で行った。
（１）浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度測定では、まず作製したローラーピッチング試験片（小ローラー）１を、長さ方向に垂直な断面であるＴ面で切断し、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）により、浸炭後の試験片の最表面から２０μｍ深さ位置に相当するＴ面上の任意の箇所のＣ濃度を測定した。この場合、各Ｎｏ．の試験片で、それぞれｎ＝３の測定を行い、その平均値をＣ濃度とした。発明鋼の長さ方向に垂直な断面であるＴ面で切断した浸炭後の試験片の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度は０．６０～０．８４％であった。
（１）浸炭後の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度測定では、まず作製したローラーピッチング試験片（小ローラー）１を、長さ方向に垂直な断面であるＴ面で切断し、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）により、浸炭後の試験片の最表面から２０μｍ深さ位置に相当するＴ面上の任意の箇所のＣ濃度を測定した。この場合、各Ｎｏ．の試験片で、それぞれｎ＝３の測定を行い、その平均値をＣ濃度とした。発明鋼の長さ方向に垂直な断面であるＴ面で切断した浸炭後の試験片の最表面から２０μｍ深さのＣ濃度は０．６０～０．８４％であった。
（２）浸炭後の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト量は、ＸＲＤ（Ｘ線回折）による残留オーステナイト量の測定によって求めた。まず、作製した浸炭後の試験片の最表面から２０μｍ深さまで電解研磨を行い、これをＸＲＤにより測定し、この２０μｍ深さ位置における残留オーステナイト量を求めた。この場合、各Ｎｏ．の試験片毎に、それぞれｎ＝３の測定を行い、その平均値を残留オーステナイト量とした。浸炭後の試験片の最表面から２０μｍ深さの残留オーステナイト量は４０ｖｏｌ．％以下であった。
（３）浸炭後の最表面から５μｍ深さの硬さの測定は、ナノインデンター（エリオニクス製：ＥＮＴ－１１００ｂ）を用いて計測した。まず、作製したローラーピッチング試験片（小ローラー）１を使用し、長さ方向に垂直な断面であるＴ面で切断し、垂直断面であるＴ面上において、浸炭後の表面から５μｍの深さの位置を１０箇所選択し、それぞれの箇所においてナノインデンターで測定し、最表面から５μｍ深さ位置の１０点の硬さ（ＨＩＴ）を得た。
なお、ナノインデンテーション法は、ＩＳＯ １４５７７－１に準拠した解析手法に基づいた。圧子形状はバーコビッチであり、圧子先端補正はＯｌｉｖｅｒ＆Ｐｈａｒｒの手法で行い、押し込み荷重は２ｍＮとした。
この場合の、発明鋼の表面から５μｍ深さの硬さの９０００ＨＩＴ以下となる点（箇所）の数は８以上であった。
なお、ナノインデンテーション法は、ＩＳＯ １４５７７－１に準拠した解析手法に基づいた。圧子形状はバーコビッチであり、圧子先端補正はＯｌｉｖｅｒ＆Ｐｈａｒｒの手法で行い、押し込み荷重は２ｍＮとした。
この場合の、発明鋼の表面から５μｍ深さの硬さの９０００ＨＩＴ以下となる点（箇所）の数は８以上であった。
（４）浸炭後の最表面から２０μｍ深さの硬さの測定も、ナノインデンターを用いて計測した。（３）のＴ面上において、浸炭後の表面から２０μｍの深さの位置を１０箇所選択し、それぞれの箇所においてナノインデンターで測定し、最表面から２０μｍ深さ位置の１０点の硬さ（ＨＩＴ）を得た。
この場合の、発明鋼の表面から２０μｍ深さの硬さの１００００ＨＩＴ以上となる点（箇所）の数は８以上であった。
この場合の、発明鋼の表面から２０μｍ深さの硬さの１００００ＨＩＴ以上となる点（箇所）の数は８以上であった。
（５）ローラーピッチング試験によるピッチング寿命の評価は、表２に示す条件において、上記のローラーピッチング試験片の小ローラー１を用いた図１の（ｂ）の概念図に示すローラーピッチング試験によって行った。
そして、ＳＣＭ４２０相当鋼の比較鋼のＮｏ．１２のＬ５０寿命の値を基準値（１．０）とし、この１．０の何倍であるかを、表３のピッチング寿命比の欄に記載し、２．５倍以上を良好として発明鋼とした。
なお、このローラーピッチング試験のピッチング寿命比の値は、ｎ＝５の試験を行って得られたＬ５０寿命の値である。
そして、ＳＣＭ４２０相当鋼の比較鋼のＮｏ．１２のＬ５０寿命の値を基準値（１．０）とし、この１．０の何倍であるかを、表３のピッチング寿命比の欄に記載し、２．５倍以上を良好として発明鋼とした。
なお、このローラーピッチング試験のピッチング寿命比の値は、ｎ＝５の試験を行って得られたＬ５０寿命の値である。
すなわち、発明鋼Ｎｏ．１～１７は、表３の比較鋼のＮｏ．１２のＳＣＭ４２０相当鋼のＬ５０寿命を基準値（１．０）とするとき、発明鋼ではピッチング寿命比が２．５倍～３．３倍であった。発明鋼では最表面から５μｍ深さでの硬さが９０００ＨＩＴ以下の測定点が１０点中８箇所以上であり、軟質な浸炭異常層ができていると思われるところ、軟質な浸炭異常層はなじみやすく、き裂発生の起点となる粒界酸化が磨滅してしまうので、き裂の発生要因の低減につながっている。また、発明鋼では、表面から２０μｍ深さの硬さの１００００ＨＩＴ以上となる点（箇所）の数が１０点中８以上であるから、軟化を抑えることに資するものとなっている。そこで、ピッチング寿命比が優れたものとなっている。
これに対して、比較例Ｎｏ．１は、Ｍｎの含有量が少なく、式Ａの値も低く、十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．２は、Ｍｎの含有量が多く硬さが上昇しやすいので、５μｍ深さでの硬さが高く、また、式Ｂが低いので軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．３は、Ｃｒの含有量が少なく、式Ａの値も低く、十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．４は、Ｃｒの含有量が多く浸炭阻害が生じやすいところ、２０μｍ深さでのＣ濃度は低くさらに硬さも低く、ピッチング寿命比も２．２倍に止まった。
比較例Ｎｏ．５は、Ａｌの含有量が少ないので結晶粒が粗大化しやすく、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．６は、Ａｌの含有量が多く、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．７は、Ｎの含有量が多く、式Ａの値が低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は２．４倍に止まった。
比較例Ｎｏ．８は、Ｓｉの含有量が多く浸炭阻害が生じやすく、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．９は、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が多く、５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１０は、Ｍｏの含有量が多く、式Ａの値は低く５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので軟化が促進されやすく、また２０μｍ深さでの残留γ量が多く硬さが不足することから、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１１は、ＣｒとＭｏの含有量が多く浸炭が阻害されて、２０μｍ深さでのＣ濃度が低くまた硬さも不足しているので、ピッチング寿命比は２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１２は、ＳｉとＣｒの含有量が少なく、Ｍｎの含有量が多いＳＣＭ４２０相当鋼であるところ、式Ａの値は低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は１倍である。
比較例Ｎｏ．１３は、Ｎｂの含有量が多く、粗大炭窒化物が生成されており、式Ａの値は低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１４は、Ｃの含有量が少なく、Ｃｒの含有量が多く浸炭阻害を起こし、２０μｍ深さでのＣ濃度が低く、また式Ｂの値も低いので軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１５は、Ｓｉの含有量が少なく、式Ａの値が低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１６は、Ｃの含有量が多く芯部硬さが高く、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので５μｍ深さでの硬さは高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、また２０μｍ深さでの残留γ量が多く硬さが不足することから、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．２は、Ｍｎの含有量が多く硬さが上昇しやすいので、５μｍ深さでの硬さが高く、また、式Ｂが低いので軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．３は、Ｃｒの含有量が少なく、式Ａの値も低く、十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．４は、Ｃｒの含有量が多く浸炭阻害が生じやすいところ、２０μｍ深さでのＣ濃度は低くさらに硬さも低く、ピッチング寿命比も２．２倍に止まった。
比較例Ｎｏ．５は、Ａｌの含有量が少ないので結晶粒が粗大化しやすく、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．６は、Ａｌの含有量が多く、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．７は、Ｎの含有量が多く、式Ａの値が低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は２．４倍に止まった。
比較例Ｎｏ．８は、Ｓｉの含有量が多く浸炭阻害が生じやすく、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．９は、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が多く、５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１０は、Ｍｏの含有量が多く、式Ａの値は低く５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので軟化が促進されやすく、また２０μｍ深さでの残留γ量が多く硬さが不足することから、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１１は、ＣｒとＭｏの含有量が多く浸炭が阻害されて、２０μｍ深さでのＣ濃度が低くまた硬さも不足しているので、ピッチング寿命比は２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１２は、ＳｉとＣｒの含有量が少なく、Ｍｎの含有量が多いＳＣＭ４２０相当鋼であるところ、式Ａの値は低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので、５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は１倍である。
比較例Ｎｏ．１３は、Ｎｂの含有量が多く、粗大炭窒化物が生成されており、式Ａの値は低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので５μｍ深さでの硬さが高く、ピッチング寿命比は２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１４は、Ｃの含有量が少なく、Ｃｒの含有量が多く浸炭阻害を起こし、２０μｍ深さでのＣ濃度が低く、また式Ｂの値も低いので軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１５は、Ｓｉの含有量が少なく、式Ａの値が低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので５μｍ深さでの硬さが高く、また式Ｂの値も低いので軟化が促進されやすいものとなっており、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
比較例Ｎｏ．１６は、Ｃの含有量が多く芯部硬さが高く、式Ａの値も低く十分に軟質な浸炭異常層が生成されていないので５μｍ深さでの硬さは高く、また式Ｂの値も低いので、軟化が促進されやすいものとなっており、また２０μｍ深さでの残留γ量が多く硬さが不足することから、ピッチング寿命比も２倍未満となった。
１ ローラーピッチング試験片の小ローラー
２ 試験部
３ つかみ部
４ ローラーピッチング試験片の大ローラー（相手材）
２ 試験部
３ つかみ部
４ ローラーピッチング試験片の大ローラー（相手材）
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．４０～０．７０％、Ｍｎ：０．２０～０．４５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｃｒ：１．４０～２．００％、Ａｌ：０．０２５～０．０５０％、Ｎ：０．０１００～０．０２５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足する（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）鋼を用いた浸炭された状態の機械構造用部品であって、
最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００Ｈ ＩＴ 以下となる点が８点以上あり、
最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００Ｈ ＩＴ 以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下である、浸炭された状態の機械構造用部品。 - 請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０～０．９０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足する（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）鋼を用いた、浸炭された状態の機械構造用部品であって、
最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００Ｈ ＩＴ 以下となる点が８点以上あり、
最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００Ｈ ＩＴ 以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下である、浸炭された状態の機械構造用部品。 - 請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０９％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足する（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）鋼を用いた、浸炭された状態の機械構造用部品であって、
最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００Ｈ ＩＴ 以下となる点が８点以上あり、
最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００Ｈ ＩＴ 以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下である、浸炭された状態の機械構造用部品。 - 請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０～０．９０％、Ｎｂ：０．０９％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
式Ａ：１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］とするとき、式Ａにて算出される値が３．２５≦１．４×［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］＋２×［Ｓｉ％］≦３．８５を満足し、
かつ、式Ｂ：２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］とするとき、式Ｂにて算出される値が、２．８０≦２．１×［Ｓｉ％］＋［Ｃｒ％］＋３．３×［Ｍｏ％］を満足する（ただし、上記の式Ａおよび式Ｂの［元素％］には当該元素の質量％の数値を代入する。）鋼を用いた、浸炭された状態の機械構造用部品であって、
最表面から５μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが９０００Ｈ ＩＴ 以下となる点が８点以上あり、
最表面から２０μｍ深さにおいて、ナノインデンテーション法にて１ｍｍ間隔で１０点を測定したうち、その硬さが１００００Ｈ ＩＴ 以上となる点が８点以上あり、
２０μｍ深さでのＣ濃度が０．６％以上０．９％以下であり、
２０μｍ深さの残留オーステナイト（γ）量が４０ｖｏｌ．％以下である、浸炭された状態の機械構造用部品。
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