WO2012077705A1 - 面疲労強度に優れたガス浸炭鋼部品、ガス浸炭用鋼材およびガス浸炭鋼部品の製造方法 - Google Patents

面疲労強度に優れたガス浸炭鋼部品、ガス浸炭用鋼材およびガス浸炭鋼部品の製造方法 Download PDF

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達也 小山
久保田　学
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a gas carburized steel part excellent in surface fatigue strength, and further relates to a gas carburized steel material used for manufacturing the gas carburized steel part and a method for manufacturing a gas carburized steel part using the steel material.
  • Steel parts such as gears and bearings are used in harsh environments that receive large loads due to torque transmission. Therefore, high fatigue strength and wear resistance are required for the steel parts. These steel parts are molded into the shape to be used, and then subjected to a surface hardening treatment to provide required high fatigue strength and wear resistance while ensuring internal toughness.
  • Patent Document 1 discloses a technique in which the Si content of steel is 0.5 to 3.0% and vacuum carburization is performed.
  • vacuum carburization has disadvantages in that continuous processing is difficult, turing occurs, and component characteristics are difficult to control, making mass production difficult.
  • gas carburizing does not have these disadvantages, and gas carburizing is preferable to vacuum carburizing as a surface hardening treatment assuming mass production.
  • Si in steel reduces the carburizing property in gas carburizing.
  • the reduction in carburizing property means that the hardened layer depth obtained by carburizing is inferior to the case-hardened steel such as JIS standard steel SCr420 under the same carburizing conditions.
  • Non-Patent Document 1 reports that as the Si content increases, the gas carburization depth decreases, and the upper limit of the Si content to which gas carburization can be applied is 1.2%. Therefore, development of a technology that enables gas carburization is desired for high Si content steel.
  • an object of the present invention is to provide a steel part that is excellent in surface fatigue strength without decreasing temper softening resistance. Furthermore, an object of this invention is to provide the manufacturing method of the steel material for gas carburizing suitable for manufacture of this steel component, and a gas carburized steel component.
  • the present inventors diligently studied a method in which the gas carburizing property does not decrease even when the amount of Si is increased.
  • an alloy-deficient layer that satisfies the following formula (2) exists in the range from the surface of the steel material to a depth of 2 to 50 ⁇ m so that the gas carburizing property does not deteriorate even when the Si content is increased. It was found that it was necessary to do. 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%] ⁇ 9 (2)
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the composition of the base material is 1% of Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, and V: 0.01 to 0.3% in terms of mass%.
  • the gas carburized steel part according to (1) containing seeds or two or more kinds.
  • the composition of the base material is further, in mass%, Ni: 0.2 to 3.0%, Cu: 0.2 to 3.0%, Co: 0.2 to 3.0%, Mo : 0.05 to 0.4%, W: 0.05 to 0.4%, and B: 0.0006 to 0.005%, or one or more, Gas carburized steel parts.
  • the composition of the base material is 1% of Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, and V: 0.01 to 0.3% by mass%. Species or two or more, Ni: 0.2 to 3.0%, Cu: 0.2 to 3.0%, Co: 0.2 to 3.0%, Mo: 0.05 to 0.4% , W: 0.05 to 0.4%, and B: 0.0006 to 0.005%, or a gas carburized steel part according to (1).
  • the composition of the base material is 1% of Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, and V: 0.01 to 0.3% by mass%. Species or two or more, Ni: 0.2 to 3.0%, Cu: 0.2 to 3.0%, Co: 0.2 to 3.0%, Mo: 0.05 to 0.4% , W: 0.05 to 0.4%, and B: 0.0006 to 0.005%, or one or more of the steel materials for gas carburizing according to (5).
  • the composition of the base material is mass%, C: 0.1 to 0.4%, Si: more than 1.2 to 4.0 %, Mn: 0.2 to 3.0%, Cr: 0.5 to 5.0%, Al: 0.005 to 0.1%, S: 0.001 to 0.3%, N: 0.00. 003 to 0.03%, O: 0.0050% or less, P: 0.025% or less, and the content (mass%) of Si, Mn, and Cr is [Si%] , [Mn%], [Cr%], the following formula (1) is satisfied, and an alloy-deficient layer that satisfies the following formula (2) exists in the range from the surface to a depth of 2 to 50 ⁇ m.
  • the composition of the base material is further, in mass%, Ni: 0.2 to 3.0%, Cu: 0.2 to 3.0%, Co: 0.2 to 3.0%, Mo : 0.05 to 0.4%, W: 0.05 to 0.4%, and B: 0.0006 to 0.005%, or one or more thereof, Steel for gas carburizing.
  • the composition of the base material is 1% of Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, and V: 0.01 to 0.3% in terms of mass%.
  • Ni 0.2 to 3.0%, Cu: 0.2 to 3.0%, Co: 0.2 to 3.0%, Mo: 0.05 to 0.4% , W: 0.05 to 0.4%, and B: 0.0006 to 0.005%, or one or more of the steel materials for gas carburizing according to (9).
  • C 0.1 to 0.4%, Si: more than 1.2 to 4.0%, Mn: 0.2 to 3.0%, Cr: 0.5 to 5.0 %, Al: 0.005 to 0.1%, S: 0.001 to 0.3%, N: 0.003 to 0.03%, O: 0.0050% or less, P: 0.0.
  • a method of manufacturing a carburized steel part using a gas carburizing steel material wherein the gas carburizing steel material is subjected to a primary carburizing treatment in an atmosphere in which an oxide film is generated, and an oxidation formed on the surface.
  • the gas carburizing steel further comprises 1% by mass of Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, and V: 0.01 to 0.3%.
  • the gas carburizing steel further comprises, in mass%, Ni: 0.2 to 3.0%, Cu: 0.2 to 3.0%, Co: 0.2 to 3.0%, Mo : 0.05 to 0.4%, W: 0.05 to 0.4%, and B: 0.0006 to 0.005%, or one or more, containing (13) Manufacturing method of gas carburized steel parts.
  • the gas carburizing steel further includes 1% by mass of Nb: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, and V: 0.01 to 0.3%.
  • the present invention it is possible to provide a steel part having excellent surface fatigue strength without lowering the temper softening resistance. Furthermore, according to the present invention, it is possible to provide a steel material for gas carburization and a method for manufacturing the gas carburized steel component suitable for manufacturing the steel component.
  • the oxides of Si, Mn, and Cr are stably present in the carburizing atmosphere, and that the oxide is present in the form of a film, thereby inhibiting the gas carburizing reaction of the steel material.
  • the content (mass%) of Si, Mn, and Cr is [Si%], [Mn%], and [Cr%], 3.5 [Si% ] + [Mn%] + 3 [Cr%]> 9, it has been found that an oxide film is formed on the surface of the steel material to reduce the gas carburizing property.
  • the present inventors have improved the deterioration of gas carburization due to the oxide film and developed a steel part having excellent surface fatigue strength.
  • the mechanical method for example, mechanical polishing
  • heat treatment was performed in an atmosphere in which an oxide film is formed using a component steel material whose carburizability is reduced by the influence of the oxide film (primary carburization).
  • gas carburization secondary carburization was performed on the steel material from which the oxide film was removed and the steel material from which the oxide film was not removed, and the gas carburization property was investigated.
  • the steel for gas carburization of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the steel of the present invention”) was made based on the above knowledge, and in mass%, C: 0.1 to 0.4%, Si: Over 1.2 to 4.0%, Mn: 0.2 to 3.0%, Cr: 0.5 to 5.0%, Al: 0.005 to 0.1%, S: 0.001 to 0 .3%, N: 0.003 to 0.03%, O: 0.0050% or less, P: 0.025% or less, and the contents of Si, Mn, and Cr ( When the (mass%) is [Si%], [Mn%], and [Cr%], the following formula (1) is satisfied. 32 ⁇ 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%]> 9 (1)
  • the steel for gas carburizing according to the present invention may further take a form in which an alloy-deficient layer that satisfies the following formula (2) exists in a range from the surface to a depth of 2 to 50 ⁇ m. 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%] ⁇ 9 (2)
  • % related to the component composition means mass%.
  • C 0.1 to 0.4% C is an element essential for maintaining the strength of steel.
  • the amount of C determines the strength of the core and also affects the effective hardened layer depth.
  • the lower limit is made 0.1%.
  • the upper limit is made 0.4%.
  • the content is 0.15 to 0.25%.
  • Si more than 1.2 to 4.0% Si is an element effective for deoxidizing steel, an element effective for imparting necessary strength and hardenability, and an element effective for improving temper softening resistance.
  • the lower limit is made over 1.2%.
  • the upper limit is made 4.0%.
  • it is 1.2 to 2.5%.
  • Mn 0.2 to 3.0%
  • Mn is an element effective for deoxidation and an element effective for imparting necessary strength and hardenability. Furthermore, Mn is an element that fixes the impurity element S inevitably mixed in steel as MnS and renders it harmless. In order to secure the effect of adding Mn, the lower limit is made 0.2%. On the other hand, if it exceeds 3.0%, even if sub-zero treatment is performed, retained austenite exists stably and the strength decreases, so the upper limit is made 3.0%. Preferably, it is 0.5 to 1.5%.
  • Cr 0.5-5.0% Cr is an element effective for improving hardenability, and is also an element effective for improving temper softening resistance. In order to obtain the effect of adding Cr, the lower limit is made 0.5%. On the other hand, if it exceeds 5.0%, the hardness increases and the cold workability decreases, so the upper limit is made 5.0%. Preferably it is 0.8 to 2.5%.
  • Al 0.005 to 0.1%
  • Al is an element effective for deoxidation, and is an element that precipitates as a nitride and has a crystal grain refining effect.
  • the lower limit is made 0.005%.
  • the upper limit is made 0.1%.
  • the content is 0.01 to 0.05%.
  • S 0.001 to 0.3%
  • S is an impurity element inevitably mixed, but is an element effective for improving machinability.
  • the lower limit of S is made 0.001%.
  • the upper limit is made 0.3%.
  • it is 0.001 to 0.1%.
  • N 0.003-0.03%
  • N is an element inevitably mixed in, but is an element that forms a compound with Al and exhibits a crystal grain refining effect.
  • the lower limit is made 0.003%.
  • the upper limit is made 0.03%.
  • O 0.0050% or less O is present in steel as oxide inclusions such as alumina and titania. If the amount of O is large, the oxide becomes large, and starting from this, the power transmission component is damaged, so it is necessary to limit it to 0.0050% or less. The smaller the content, the better. Therefore, 0.0020% or less is desirable, and further 0.0015% or less is desirable when aiming for a long life.
  • P 0.025% or less
  • P is a component contained as an impurity in steel, and segregates at grain boundaries to reduce toughness. Therefore, P must be reduced as much as possible, and is limited to 0.025% or less. The smaller the content, the better. Therefore, it is preferably 0.020% or less, and further, 0.015% or less is desirable when aiming for a long life.
  • one or more of Nb, Ti, and V may be added for the purpose of further refinement of crystal grains and prevention of coarsening of crystal grains.
  • Nb 0.01 to 0.3%
  • Ti 0.01 to 0.3%
  • V 0.01 to 0.3% Since Nb, Ti, and V form a compound with C or N and express a grain refinement effect, one or more of Nb, Ti, and V is 0.01% Add more. However, even if each element is added in excess of the above upper limit, the grain refinement effect is saturated, and productivity such as hot rolling, hot forging, and cutting is reduced. Therefore, Nb, Ti And the upper limit of V is 0.3%.
  • Nb, Ti, and V are both 0.02 to 0.1%.
  • Ni, Cu, Co, Mo, Wo, and B may be added for the purpose of further improving hardenability.
  • Ni, Cu, and Co are elements effective for improving the hardenability.
  • 0.2% or more is added. However, if it exceeds 3.0%, the effect of addition is saturated and economically disadvantageous, so the upper limit is made 3.0%.
  • the content is 0.2 to 2.0%.
  • Mo, W, and B are also effective elements for improving hardenability.
  • Mo and W are added by 0.05% or more, and B is added by 0.0006% or more.
  • the upper limit is made 0.4%.
  • B exceeds 0.005%, the B compound precipitates at the grain boundaries and the toughness decreases, so the upper limit is made 0.005%.
  • Mo and W are preferably 0.10 to 0.3%.
  • B is preferably 0.0006 to 0.001%.
  • the present inventors conducted elemental analysis of the oxide film using characteristic X-rays, and as a result, it was confirmed that Si, Mn, Cr, and O were present in the oxide film.
  • Si, Mn, and Cr are elements that have a strong oxidation tendency.
  • elements having a weak oxidation tendency for example, Ni, Cu
  • the component composition of the steel material of the present invention the component that reduces the carburizing property by forming the oxide film Composition conditions can be set only with Si, Mn, and Cr.
  • Si, Mn, and Cr are effective elements for imparting strength and hardenability of the steel material.
  • Si and Cr are effective elements for improving the temper softening resistance.
  • the value of 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%] in the base material may exceed 9. is necessary.
  • the steel material for gas carburizing according to the present invention has an alloy-deficient layer on the surface that improves the carburizing property.
  • the alloy-deficient layer is a region where the alloy element is consumed by oxidation and the concentration of the alloy formed in the surface layer portion of the steel material is reduced.
  • the presence of this alloy-deficient layer contributes to the improvement of carburizing properties.
  • the alloy-deficient layer is defined as a region where the contents (%) of Si, Mn, and Cr satisfy the following formula (2). 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%] ⁇ 9 (2)
  • the steel material for gas carburizing of the present invention has improved gas carburizing property because an alloy-deficient layer satisfying the formula (2) is formed on the surface.
  • Such an alloy-deficient layer primarily carburizes a steel material in which the value of 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%] in the base material exceeds 9, and then the oxidation generated by the primary carburization. It can be obtained by removing the coating.
  • gas carburizing secondary carburizing
  • the presence of the alloy deficient layer that is, the content (%) of Si, Mn, and Cr needs to satisfy the above formula (2).
  • the value on the left side of the formula (2) is preferably smaller, and 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%] ⁇ 7 is preferable.
  • the preferable lower limit is determined by the equilibrium with the gas carburizing atmosphere, and thus varies depending on the gas carburizing conditions, but is preferably 1.0 ⁇ 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%]. .
  • the steel material for gas carburization of the present invention has an alloy-deficient layer that satisfies the following formula (2) in the range from the surface to a depth of 2 to 50 ⁇ m.
  • the lower limit is set to 2 ⁇ m so that the concentration of the alloy-deficient layer is not increased due to the diffusion of the alloy element from the base material, and an oxide film that lowers the carburization property is not generated.
  • This numerical value of 2 ⁇ m assumes carburizing conditions of gas carburizing temperature: 950 ° C. and carburizing time: 120 minutes.
  • the thickness of the alloy deficient layer should be 10 ⁇ m or more. preferable.
  • the gas carburizing property can be improved even if the thickness of the alloy-deficient layer is 2 ⁇ m or less.
  • the thickness of the alloy-deficient layer is too thick, the incompletely hardened layer is also thickened, the hardness is lowered, and the fatigue strength is lowered. Therefore, the upper limit of the thickness of the alloy-deficient layer is set to 50 ⁇ m.
  • a steel having a composition within the range of the present invention is melted and cast by a conventional method, and the obtained steel piece or steel ingot is hot worked and molded to obtain a steel material for gas carburizing.
  • the hot working is hot rolling or hot forging, and may be performed a plurality of times, or may be performed by combining hot rolling and hot forging.
  • Molding may be performed by hot forging, cold working such as cold forging, cutting, or a combination thereof.
  • the obtained gas carburized steel is subjected to a heat treatment (primary carburization) for forming an oxide film, and then the oxide film is removed.
  • the heat treatment needs to be performed in an atmosphere in which Si, Mn, and Cr are selectively oxidized without oxidizing Fe.
  • the atmosphere is an H 2 or H 2 O atmosphere, a CO or CO 2 atmosphere, an inert gas atmosphere containing a trace amount of oxygen, or a low oxygen partial pressure atmosphere typified by a mixed atmosphere thereof.
  • the required atmosphere changes, but when adjusting the direction in which the atmospheric temperature is high and the oxygen partial pressure in the atmosphere is high, the tendency of the alloy-deficient layer to become thicker becomes stronger. It is desirable to adjust the atmospheric temperature in a high direction and / or in a direction in which the oxygen partial pressure in the atmosphere is high.
  • formation of an alloy-deficient layer is achieved by using a carburizing atmosphere.
  • the generated oxide film is removed not only by a mechanical removal method typified by shot peening, but also by a chemical removal method such as chemical polishing and electrolytic polishing, or a combination thereof.
  • gas carburized steel parts are manufactured by subjecting the steel for gas carburizing to gas carburizing (secondary carburizing). Since Si has an effect of increasing the activity of C in the steel material and lowers the carburizing amount, it is desirable to increase the carbon potential as the condition of the secondary carburizing treatment. Moreover, you may perform a cutting process, before and after a carburizing process, so that process temperature is high.
  • spheroidizing annealing may be performed before cold working to improve formability.
  • the spheroidizing annealing is desirably performed at 700 to 800 ° C.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Each steel material 1 to 29 having the composition shown in Table 1 was subjected to forging and heat treatment, and then a small roller test piece having a cylindrical portion with a diameter of 26 mm and a width of 28 mm by machining, a diameter of 130 mm, a width of 18 mm, and an outer periphery.
  • roller test piece produced.
  • the test pieces 1 to 19 and 21 were subjected to carburizing treatment (heat treatment) A and subjected to the test.
  • the test pieces 22 to 27 and 29 to 32 were subjected to carburization treatment (heat treatment) B and subjected to the test.
  • the test pieces 20 and 28 were subjected to carburizing treatment (heat treatment) C and subjected to the test.
  • Carburizing treatment heat treatment
  • shot peening was performed under the conditions of “shot particle diameter 0.2 mm, projection speed 70 m / s, arc height 0.6 mmA”.
  • “950 ° C.-RX gas carburization at 0.8 ⁇ 2 hours in carbon potential ⁇ oil quenching” was performed, followed by tempering at 150 ° C. ⁇ 90 minutes for the test.
  • Carburizing treatment (heat treatment) B “850 ° C.-RX potential carburization at carbon potential of 0.8 ⁇ 1 hour ⁇ oil quenching (primary carburization)” was performed. Next, shot peening was performed under the conditions of “shot particle diameter 0.2 mm, projection speed 70 m / s, arc height 0.6 mmA”. After that, “950 ° C.-RX gas carburization at 0.8 ⁇ 2 hours in carbon potential ⁇ oil quenching” (secondary carburization) was performed, followed by tempering at 150 ° C. ⁇ 90 minutes for the test.
  • Carburizing treatment (heat treatment) C “950 ° C.-RX potential carburization at carbon potential 0.8 ⁇ 150 hours ⁇ oil quenching” (primary carburization) was performed. Next, shot peening was performed under the conditions of “shot particle diameter 0.2 mm, projection speed 70 m / s, arc height 0.6 mmA”. After that, “950 ° C.-RX gas carburization at 0.8 ⁇ 2 hours in carbon potential ⁇ oil quenching” (secondary carburization) was performed, followed by tempering at 150 ° C. ⁇ 90 minutes for the test.
  • the carburizing process A and the carburizing process B are intended to change the diffusion distance depending on the temperature difference of the primary carburization, that is, to change the thickness of the alloy-deficient layer.
  • the temperature of the primary carburizing and the oxygen partial pressure are lower, and the thickness of the alloy-deficient layer is thinner than that of the carburizing process A.
  • a sufficient alloy deficient layer is not formed.
  • the oil temperature of the gear oil supplied to the contact portion was 80 ° C.
  • the detection of the occurrence of pitching was performed using a vibration meter provided. After detecting the vibration, the rotation of both rollers was stopped, and the occurrence of pitching and the number of rotations were confirmed. When pitching does not occur even when the rotational speed reaches 10 million times, it can be evaluated that the surface has sufficient surface fatigue strength. Therefore, the test was stopped at 10 million times.
  • FIG. 1 shows a distribution of “3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%]” in the surface layer portion of 1.
  • the invention example No. in Nos. 1 to 20 the C concentration in the outermost layer after the second carburizing (secondary carburizing) becomes higher than the C amount of the steel (base material).
  • Nos. 22 to 27 are invention Nos. Although the component composition is the same as 1, 5 to 7, 12, and 13, the outermost layer C concentration is almost the same as the C amount of the steel (base material).
  • Invention example No. No. Nos. 1 to 20 are durable when the life of the roller pitting fatigue test is 10 million times, and have excellent surface fatigue strength. Comparative Example No. No. 21 has low surface fatigue strength because the Si concentration is lower than the Si concentration defined in the present invention. Comparative Example No. No. 28 has low surface fatigue strength because the thickness of the alloy-deficient layer exceeded the thickness specified in the present invention.
  • Reference example No. Nos. 29 to 33 have a carburizing property in which the contents of Si, Mn, and Cr in the steel material (base material) do not satisfy the condition of 3.5 [Si%] + [Mn%] + 3 [Cr%]> 9. This is an example in which no reduction in gas carburizing property is observed before and after shot peening because an oxide film that inhibits NO is not generated.
  • the mass% of the chemical component in the steel material (base material) is within a predetermined range (C: 0.1 to 0.4%, Si: 1.2 to 4.0%, Mn: 0 0.2 to 3.0%, Cr: 0.5 to 5.0%, Al: 0.005 to 0.1%, S: 0.001 to 0.3%, N: 0.003 to 0.03 %, O: 0.0050% or less, and P: 0.025% or less), (b) the content (%) of Si, Mn, and Cr in the steel material (base material).
  • Invention Example No. No. 9 steel material was subjected to three types of treatment: gas carburizing, development method application, vacuum carburizing, and Reference Example No. With respect to 29 steel materials, the fatigue life in the roller pitting fatigue test was compared between two cases of gas carburizing and vacuum carburizing. The results are shown in FIG. Inventive Example No. 9, Reference Example No. In any case of 29, the condition of “gas carburizing” is the carburizing process A. Invention Example No. “Development method application” performed on the steel material No. 9 is the carburizing treatment A. As a result, Reference Example No. With 29 steel materials, a sufficient fatigue life could not be obtained. Invention Example No. As for steel No. 9, fatigue life comparable to that of vacuum carburizing was obtained by “application of development method”.

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Abstract

浸炭鋼部品の製造に用いられるガス浸炭用鋼材であって、母材の組成が、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：１．２超～４．０％、Ｍｎ：０．２～３．０％、Ｃｒ：０．５～５．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００３～０．０３％を含有し、Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限され、かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足し、表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が存在する、ガス浸炭用鋼材。 ３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１） ３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）

Description

面疲労強度に優れたガス浸炭鋼部品、ガス浸炭用鋼材およびガス浸炭鋼部品の製造方法
　本発明は、面疲労強度に優れたガス浸炭鋼部品に関し、さらに、このガス浸炭鋼部品の製造に用いられるガス浸炭用鋼材と、該鋼材を用いたガス浸炭鋼部品の製造方法に関する。
　歯車や軸受などの鋼部品は、トルクの伝達等で大きな負荷を受ける過酷な環境で使用される。そのため、上記鋼部品には、高い疲労強度や、耐摩耗性が要求されている。これらの鋼部品は、使用される形状に成型された後、表面硬化処理が施されて、内部の靭性を確保しつつ、要求される高い疲労強度及び耐摩耗性が付与されている。
　鋼中のＳｉは、高炭素マルテンサイトにおいて高い焼戻し軟化抵抗を示すことから、面圧疲労強度の高強度化には、Ｓｉ含有量を増加することが望ましい。例えば、特許文献１には、鋼のＳｉ含有量を０．５～３．０％とし、真空浸炭を施す技術が開示されている。しかし、真空浸炭は、連続処理が困難である点、ターリングが発生する点、部品特性の制御が困難である点などで、短所があり、量産化が難しい。
　これに対し、ガス浸炭は、それらの短所がなく、量産を想定した表面硬化処理としては、ガス浸炭の方が真空浸炭より好ましい。
　しかし、鋼中Ｓｉは、ガス浸炭において浸炭性を低下させる。浸炭性の低下とは、同じ浸炭条件において、ＪＩＳ規格鋼ＳＣｒ４２０のような、通常使用される肌焼鋼と比較して、浸炭で得られる硬化層深さが劣ることを意味する。
　例えば、非特許文献１は、Ｓｉ含有量の増加とともに、ガス浸炭深さが減少し、ガス浸炭を適用できるＳｉ含有量の上限は１．２％であると報告している。それ故、高Ｓｉ含有鋼について、ガス浸炭を可能にする技術の開発が望まれている。
特開２００８－２８０６１０号公報
「鉄と鋼」第５８年（１９７２）第７号（昭和４７年６月１日、（財）日本鉄鋼協会発行）、第９２６頁
　以上の状況に鑑み、本発明は、焼戻し軟化抵抗が低下することなく、かつ、面疲労強度に優れた鋼部品を提供することを目的とする。さらに、本発明は、この鋼部品の製造に適したガス浸炭用鋼材とガス浸炭鋼部品の製造方法を提供することを目的とする。
　上述のとおり、鋼材中のＳｉを増量すると、焼戻し軟化抵抗が向上する一方で、ガス浸炭性が低下する。そこで、本発明者らは、Ｓｉを増量しても、ガス浸炭性が低下しない手法について、鋭意研究した。
　その結果、焼戻し軟化抵抗を向上させるためには、鋼材中のＳｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足することが必要である、との知見を得た。
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
　また一方、Ｓｉを増量しても、ガス浸炭性が低下しないようにするためには、鋼材の表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が存在することが必要である、との知見を得た。
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）表面に、Ｃ：０．５０質量％以上のガス浸炭層を有するガス浸炭鋼部品であって、母材の組成が、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：１．２超～４．０％、Ｍｎ：０．２～３．０％、Ｃｒ：０．５～５．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００３～０．０３％を含有し、Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限され、かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足し、表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が存在する、ガス浸炭鋼部品。
３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
（２）前記母材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上を含有する、（１）に記載のガス浸炭鋼部品。
（３）前記母材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（１）に記載のガス浸炭鋼部品。
（４）前記母材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上と、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（１）に記載のガス浸炭鋼部品。
（５）浸炭鋼部品の製造に用いられるガス浸炭用鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：１．２超～４．０％、Ｍｎ：０．２～３．０％、Ｃｒ：０．５～５．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００３～０．０３％を含有し、Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限され、かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足する、ガス浸炭用鋼材。
３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
（６）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上を含有する、（５）に記載のガス浸炭用鋼材。
（７）さらに、質量％で、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（５）に記載のガス浸炭用鋼材。
（８）前記母材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上と、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（５）に記載のガス浸炭用鋼材。
（９）浸炭鋼部品の製造に用いられるガス浸炭用鋼材であって、母材の組成が、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：１．２超～４．０％、Ｍｎ：０．２～３．０％、Ｃｒ：０．５～５．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００３～０．０３％を含有し、Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限され、かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足し、表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が存在する、ガス浸炭用鋼材。
３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
（１０）前記母材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上を含有する、（９）に記載のガス浸炭用鋼材。
（１１）前記母材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（９）に記載のガス浸炭用鋼材。
（１２）前記母材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上と、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（９）に記載のガス浸炭用鋼材。
（１３）質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：１．２超～４．０％、Ｍｎ：０．２～３．０％、Ｃｒ：０．５～５．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００３～０．０３％を含有し、Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限され、かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足するガス浸炭用鋼材を用いて浸炭鋼部品を製造する方法であって、前記ガス浸炭用鋼材を、酸化被膜が生成される雰囲気下で熱処理を施す１次浸炭を行い、表面に形成された酸化皮膜を除去した後、浸炭製雰囲気中で２次浸炭を行う、ガス浸炭鋼部品の製造方法。
３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
(１４)前記１次浸炭により、前記ガス浸炭用鋼材の表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が形成される、（１３）に記載のガス浸炭用鋼材。
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
（１５）前記ガス浸炭用鋼材が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上を含有する、（１３）に記載のガス浸炭鋼部品の製造方法。
（１６）前記ガス浸炭用鋼材が、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（１３）に記載のガス浸炭鋼部品の製造方法。
（１７）前記ガス浸炭用鋼材が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種又は２種以上と、Ｎｉ：０．２～３．０％、Ｃｕ：０．２～３．０％、Ｃｏ：０．２～３．０％、Ｍｏ：０．０５～０．４％、Ｗ：０．０５～０．４％、及び、Ｂ：０．０００６～０．００５％の１種又は２種以上を含有する、（１３）に記載のガス浸炭鋼部品の製造方法。
　本発明によれば、焼戻し軟化抵抗が低下することなく、かつ、面疲労強度に優れた鋼部品を提供することができる。さらに、本発明によれば、この鋼部品の製造に適したガス浸炭用鋼材とガス浸炭鋼部品の製造方法を提供することができる。
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の表面からの分布の一例を示す図である。 参考例Ｎｏ．２６の鋼材の、１次浸炭後の表層組織の拡大写真である。 参考例Ｎｏ．２６の鋼材の、２次浸炭後の表層組織の拡大写真である。 発明例Ｎｏ．９の鋼材の、１次浸炭後の表層組織の拡大写真である。 発明例Ｎｏ．９の鋼材の、２次浸炭後の表層組織の拡大写真である。 発明例Ｎｏ．９の鋼材と参考例Ｎｏ．２６の鋼材について、各浸炭処理に対する、ローラーピッチング疲労試験の疲労寿命を比較したグラフである。
　鋼中のＳｉの含有量が増加すると、焼戻し軟化抵抗が向上する一方で、ガス浸炭性が低下する。本発明者らが、ガス浸炭性の低下の原因を調査した結果、ガス浸炭の初期に表面に形成される、主に、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの１種又は２種以上からなる酸化被膜が、ガス浸炭性の低下に影響していることが判明した。
　即ち、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの酸化物は浸炭時の雰囲気中で安定に存在し、該酸化物が被膜状に存在することで、鋼材のガス浸炭反応を阻害していると考えられる。そして、本発明者らの調査から、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９となった場合、鋼材の表面に酸化被膜を形成し、ガス浸炭性を低下させることが判明した。
　そこで、本発明者らは、酸化被膜によるガス浸炭性の低下を改善し、優れた面疲労強度を有する鋼部品を開発するため、酸化被膜の形成後、機械的手法（例えば、機械研磨）で酸化被膜を除去すると、Ｓｉが多くてもガス浸炭が可能になると考えた。
　そして、この考えに従い、酸化被膜による影響で浸炭性が低下する成分系の鋼材を用いて、酸化被膜が生成する雰囲気下で熱処理を施した（１次浸炭）。次いで、酸化被膜を除去した鋼材と、酸化皮膜を除去しない鋼材に、ガス浸炭処理（２次浸炭）を施して、ガス浸炭性を調査した。
　その結果、酸化被膜を除去しなかった鋼材の浸炭性は、ほとんど変化しないが、酸化被膜のみを除去した鋼材においては、浸炭性が改善されることが判明した。これは、１次浸炭で酸化被膜が生成する際、鋼中の固溶合金元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ）が酸化によって消費され、その結果、鋼材の表面に生成された合金元素の欠乏層が大きく影響していると考えられる。
　即ち、１次浸炭後に酸化被膜のみを除去すると、雰囲気と接する鋼材表面では、合金元素の固溶量が低下していて、酸化に寄与する合金元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ）の量が少なくなる。そのため、新たな酸化被膜を形成しにくくなると考えられる。
　以上のことから、酸化被膜の生成で浸炭性が低下する成分系：３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９の鋼材において、１次浸炭後に、酸化被膜のみを除去し、表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、成分組成範囲：３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９で定義される合金欠乏層が存在する鋼材を得た。かかる鋼材は、表面に合金欠乏層が存在することにより、ガス浸炭（２次浸炭）が可能であることが判明した。
　さらに、Ｓｉ含有量とガス浸炭性の相関を調査した結果、鋼材（母材）中のＳｉが１．２％を超えると、ガス浸炭で、面疲労強度に優れた鋼部品を得ることができることが判明した。
　本発明のガス浸炭用鋼材（以下「本発明鋼材」ということがある。）は、以上の知見に基づいてなされたもので、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：１．２超～４．０％、Ｍｎ：０．２～３．０％、Ｃｒ：０．５～５．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００３～０．０３％を含有し、Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限され、かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足する。
３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
　また、本発明のガス浸炭用鋼材は、さらに、表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が存在する形態もとりえる。
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
　まず、本発明のガス浸炭用鋼材の成分組成を規定する理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．１～０．４％
　Ｃは、鋼の強度の保持に必須の元素である。Ｃ量は、芯部の強度を決定し、有効硬化層深さにも影響する。所要の芯部強度を確保するため、下限を０．１％とする。一方、多すぎると、靭性が低下するので、上限を０．４％とする。好ましくは０．１５～０．２５％である。
　Ｓｉ：１．２超～４．０％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、必要な強度及び焼入れ性の付与に有効な元素であり、さらに、焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素である。その添加効果を得るため、下限を１．２％超とする。一方、４．０％を超えると、鍛造時の脱炭が著しくなるので、上限を４．０％とする。好ましくは１．２～２．５％である。
　Ｍｎ：０．２～３．０％
　Ｍｎは、脱酸に有効な元素であるとともに、必要な強度及び焼入れ性の付与に有効な元素である。さらに、Ｍｎは、鋼中に不可避的に混入する不純物元素のＳを、ＭｎＳとして固定して無害化する元素である。Ｍｎの添加効果を確保するため、下限を０．２％とする。一方、３．０％を超えると、サブゼロ処理を施しても、残留オーステナイトが安定に存在して、強度が低下するので、上限を３．０％とする。好ましくは０．５～１．５％である。
　Ｃｒ：０．５～５．０％
　Ｃｒは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、また、焼戻し軟化抵抗の向上にも有効な元素である。Ｃｒの添加効果を得るため、下限を０．５％とする。一方、５．０％を超えると、硬さが上昇して、冷間加工性が低下するので、上限を５．０％とする。好ましくは０．８～２．５％である。
　Ａｌ：０．００５～０．１％
　Ａｌは、脱酸に有効な元素であるとともに、窒化物として析出して、結晶粒微細化効果を奏する元素である。Ａｌの添加効果を得るため、下限を０．００５％とする。一方、０．１％を超えると、析出物が粗大化し、脆化の原因となるので、上限を０．１％とする。好ましくは０．０１～０．０５％である。
　Ｓ：０．００１～０．３％
　Ｓは、不可避的に混入する不純物元素であるが、被削性の向上に有効な元素である。所要の被削性を確保するため、Ｓの下限を０．００１％とする。一方、０．３％を超えると、鍛造性が著しく低下するので、上限を０．３％とする。好ましくは０．００１～０．１％である。
　Ｎ：０．００３～０．０３％
　Ｎは、不可避的に混入する元素であるが、Ａｌと化合物を形成して、結晶粒微細化効果を発現する元素である。結晶粒微細化効果を得るため、下限を０．００３％とする。一方、０．０３％を超えると、鍛造性が著しく低下するので、上限を０．０３％とする。
　Ｏ：０．００５０％以下
　Ｏは、アルミナやチタニア等の酸化物系介在物として鋼中に存在する。Ｏが多いと、該酸化物が大型化し、これを起点に、動力伝達部品が破損に至るので、０．００５０％以下に制限する必要がある。少ないほど好ましいので、０．００２０％以下が望ましく、さらに、高寿命を指向する場合は０．００１５％以下が望ましい。
　Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは、鋼中に不純物として含有される成分で、粒界に偏析して、靭性を低下させるので極力低減する必要があり、０．０２５％以下に制限する。少ないほど好ましいので、０．０２０％以下が望ましく、さらに、高寿命を指向する場合は、０．０１５％以下が望ましい。
　その他、本発明鋼材においては、さらなる結晶粒の微細化や、結晶粒の粗大化防止を目的として、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖの１種又は２種以上を添加してもよい。
　Ｎｂ：０．０１～０．３％
　Ｔｉ：０．０１～０．３％
　Ｖ：０．０１～０．３％
　Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖは、Ｃ又はＮと化合物を形成して、結晶粒微細化効果を発現するので、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖのうち１種又は２種以上を、０．０１％以上添加する。しかし、各元素とも、上記上限を超えて添加しても、結晶粒微細化効果は飽和することに加え、熱間圧延、熱間鍛造、切削加工等の生産性が低下するので、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖのそれぞれの上限を０．３％とする。好ましくは、Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖとも０．０２～０．１％である。
　本発明鋼材においては、さらなる焼入れ性の向上を目的として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗｏ、及び、Ｂの１種又は２種以上を添加してもよい。
　Ｎｉ：０．２～３．０％
　Ｃｕ：０．２～３．０％
　Ｃｏ：０．２～３．０％
　Ｍｏ：０．０５～０．４％
　Ｗ：０．０５～０．４％
　Ｂ：０．０００６～０．００５％
　Ｎｉ、Ｃｕ、及び、Ｃｏは、焼入れ性の向上に有効な元素である。その添加効果を得るため、０．２％以上添加するが、３．０％を超えると、添加効果は飽和し、経済的に不利となるので、上限を３．０％とする。好ましくは０．２～２．０％である。
　Ｍｏ、Ｗ、及び、Ｂも、焼入れ性の向上に有効な元素である。その添加効果を得るため、Ｍｏ及びＷは０．０５％以上添加し、Ｂは０．０００６％以上添加する。しかし、Ｍｏ及びＷは、０．４％を超えると、添加効果は飽和し、経済的に不利となるので、上限を０．４％とする。Ｂは、０．００５％を超えると、Ｂ化合物が粒界に析出し靭性が低下するので、上限を０．００５％とする。
　Ｍｏ及びＷは、好ましくは０．１０～０．３％である。Ｂは、好ましくは０．０００６～０．００１％である。
　次に、酸化被膜を形成し、浸炭性を低下させる鋼材の成分組成（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ）について説明する。
　本発明者らが、特性Ｘ線を用いて、酸化被膜の元素分析を行った結果、酸化被膜中に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ｏが存在することが確認された。
　Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒは、酸化傾向が強い元素である。Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒ以外の成分において、酸化傾向が弱い元素（例えば、Ｎｉ、Ｃｕ）は、酸化しないので、酸化被膜の形成に影響はなく、酸化傾向が強い元素（例えば、Ｔｉ、Ｖ）は、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量に比べ微量であるので、酸化被膜の形成に及ぼす影響は無視できるほど小さい。
　したがって、浸炭性を低下させる酸化被膜の形成には、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒが最も大きく関与しており、本発明鋼材の成分組成において、酸化被膜を形成して、浸炭性を低下させる成分組成条件は、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒのみで設定できるとした。
　Ｃ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．００５～０．１、Ｓ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．００３～０．０３％を含有し、Ｏ：０．００５％以下、Ｐ：０．０２５％以下に制限され、Ｓｉを０．１～４．０％、Ｍｎを０．１～３．０％、Ｃｒを０．１～５．０％の範囲内で含有する鋼材を鍛造し、熱処理を施した後、機械加工により、直径３０ｍｍの円柱状試験片を作成し、ガス浸炭を施した。
　同一のガス浸炭条件（９５０℃－カーボンポテンシャル０．８）の下で、ガス浸炭性の低下が起こる水準の最表層のＣ濃度を、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの各濃度を因子として重回帰分析し、通常のガス浸炭を施した場合のＣ濃度に達する臨界的な条件として、下記式（１'）を得た。
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＝９　・・・　（１'）
　即ち、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の値が９を超えると、浸炭性が低下し、Ｃ濃度の低下が見られる。酸化被膜によるガス浸炭性の低下は、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の値が９を超える時点から発現し始め、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の値が増加するに従い、浸炭性が低下する。
　一方、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、鋼材の強度及び焼入れ性の付与に有効な元素である。また、Ｓｉ、Ｃｒは、焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素である。歯車や軸受などの鋼部品に必要な強度、焼戻し軟化抵抗を得るためには、母材中の３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の値が９を超えることが必要である。ただし、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量の上限から、３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］となる。このため、本発明のガス浸炭用鋼材にあっては、下記式（１）を満足することとした。
３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
　但し、上述したように、鋼材の表面において、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の値が９を超えると、酸化被膜が形成されるので、浸炭性が低下する。そこで、本発明のガス浸炭用鋼材は、表面に、浸炭性を向上させる合金欠乏層を有する形態であることが望ましい。
　合金欠乏層とは、酸化によって合金元素が消費され、鋼材の表層部に形成される合金濃度が低下した領域である。本発明では、この合金欠乏層の存在が浸炭性の改善に寄与する。
　本発明鋼材においては、合金欠乏層は、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（％）が、下記式（２）を満たす領域と定義される。
３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
　本発明のガス浸炭用鋼材は、表面に式（２）を満たす合金欠乏層が形成されていることにより、ガス浸炭性が向上する。かかる合金欠乏層は、母材中の３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の値が９を超える鋼材を１次浸炭し、その後、１次浸炭で生成された酸化被膜を除去することによって得ることができる。こうして、表面に式（２）を満たす合金欠乏層が形成された鋼材は、再度、ガス浸炭（２次浸炭）を施しても、ガス浸炭性を低下させる新たな酸化被膜は形成されない。
　このように、２次浸炭におけるガス浸炭性の改善には、合金欠乏層の存在、つまり、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（％）が、上記式（２）を満足する必要がある。
　ただし、十分に浸炭性を改善するためには、上記式（２）の左辺の値は、小さい方が好ましく、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＜７が好ましい。なお、好ましい下限は、ガス浸炭の雰囲気との平衡によって決まるので、ガス浸炭条件によって異なるが、１．０＜３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］であることが好ましい。
　本発明のガス浸炭用鋼材は、表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層を有している。母材中からの合金元素の拡散によって、合金欠乏層の濃度が増加し、浸炭性を低下させる酸化被膜が生成しないように、下限を２μｍとする。この数値２μｍは、ガス浸炭温度：９５０℃、浸炭時間：１２０分とする浸炭条件を想定している。
　ただし、ガス浸炭温度が高温、又は、ガス浸炭が長時間であると、合金元素の拡散距離が長くなるので、確実に浸炭性を改善するためには、合金欠乏層の厚さは１０μｍ以上が好ましい。
　逆に、ガス浸炭温度が低く、浸炭時間が短い場合、合金欠乏層の厚さが２μｍ以下であっても、ガス浸炭性を改善することは可能である。一方、合金欠乏層の厚さが厚すぎると、不完全焼入れ層も併せて厚くなり、硬さが低下して、疲労強度が低下するので、合金欠乏層の厚さの上限を５０μｍとする。
　次に、本発明鋼材、及び、本発明鋼材を用いた鋼部品の製造方法について説明する。
　先ず、常法によって、本発明範囲の組成を有する鋼を溶製、鋳造し、得られた鋼片又は鋼塊を熱間加工し、成型して、ガス浸炭用鋼材を得る。熱間加工は、熱間圧延又は熱間鍛造であり、複数回行ってもよく、熱間圧延と熱間鍛造を組み合わせて行ってもよい。
　成型は、熱間鍛造で行ってもよく、冷間鍛造などの冷間加工、切削、又は、それらの組み合わせで行ってもよい。得られたガス浸炭用鋼材に、酸化被膜を形成する熱処理（１次浸炭）を施した後、酸化被膜を除去する。
　熱処理（１次浸炭）は、Ｆｅは酸化せず、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒが選択的に酸化される雰囲気で行う必要がある。雰囲気は、Ｈ2又はＨ2Ｏ雰囲気、ＣＯ又はＣＯ2雰囲気、微量酸素を含む不活性ガス雰囲気、又は、これらの混合雰囲気に代表される低酸素分圧雰囲気である。
　鋼材の成分組成によって、必要な雰囲気は変化するが、雰囲気温度が高い方向、雰囲気中の酸素分圧が高い方向に調整すると、合金欠乏層が厚くなる傾向が強くなるので、本発明においては、雰囲気温度を高い方向に、及び／又は、雰囲気中の酸素分圧が高い方向に調整することが望ましい。
　実施例では、浸炭雰囲気を用いることで合金欠乏層の形成を達成している。生成した酸化被膜の除去は、ショットピーニングに代表される機械的な除去方法だけでなく、化学研磨、電解研磨などの化学的な除去方法、又は、それらを組み合わせた方法で行う。
　酸化被膜が除去された後、ガス浸炭用鋼材にガス浸炭処理（２次浸炭）を施して、ガス浸炭鋼部品を製造する。Ｓｉは、鋼材中のＣの活量を増加させる効果があり、浸炭量を低下させるため、２次浸炭処理の条件は、カーボンポテンシャルを高めることが望ましい。また、処理温度が高い程、また、浸炭処理の前後に、切削加工を施してもよい。
　さらに、冷間加工を施す前には、成形性を向上させるために、球状化焼鈍を行ってもよい。球状化焼鈍は７００～８００℃で行うことが望ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す成分組成を有する各鋼材１～２９に、鍛造と熱処理を施し、その後、機械加工により直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片と、直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍで、外周にＲ＝１５０ｍｍのクラウニングを有するローラー試験片を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　作製したローラー試験片について、Ｎｏ．１～１９、２１の試験片には、浸炭処理（熱処理）Ａを施し、試験に供した。Ｎｏ．２２～２７、２９～３２の試験片には、浸炭処理（熱処理）Ｂを施し、試験に供した。Ｎｏ．２０、２８の試験片には、浸炭処理（熱処理）Ｃを施し、試験に供した。
　浸炭処理（熱処理）Ａ：
「９５０℃－カーボンポテンシャル０．８×１時間のＲＸガス浸炭→油焼入れ（１次浸炭)」を施した。次に、“ショット粒径０．２ｍｍ、投射速度７０ｍ／ｓ、アークハイト０．６ｍｍＡ”の条件でショットピーニングを施した。その後、「９５０℃－カーボンポテンシャル０．８×２時間のＲＸガス浸炭→油焼入れ」（２次浸炭）を施し、続いて、１５０℃×９０分の焼戻し処理を行い、試験に供した。
　浸炭処理（熱処理）Ｂ：
「８５０℃－カーボンポテンシャル０．８×１時間のＲＸガス浸炭→油焼入れ（１次浸炭)」を施した。次に、“ショット粒径０．２ｍｍ、投射速度７０ｍ／ｓ、アークハイト０．６ｍｍＡ”の条件でショットピーニングを施した。その後、「９５０℃－カーボンポテンシャル０．８×２時間のＲＸガス浸炭→油焼入れ」（２次浸炭）を施し、続いて、１５０℃×９０分の焼戻し処理を行い、試験に供した。
　浸炭処理（熱処理）Ｃ：
「９５０℃－カーボンポテンシャル０．８×１５０時間のＲＸガス浸炭→油焼入れ」（１次浸炭）を施した。次に、“ショット粒径０．２ｍｍ、投射速度７０ｍ／ｓ、アークハイト０．６ｍｍＡ”の条件でショットピーニングを施した。その後、「９５０℃－カーボンポテンシャル０．８×２時間のＲＸガス浸炭→油焼入れ」（２次浸炭）を施し、続いて、１５０℃×９０分の焼戻し処理を行い、試験に供した。
　浸炭処理Ａと浸炭処理Ｂは、１次浸炭の温度の違いによって拡散距離を変化させること、つまり、合金欠乏層の厚さを変化させることを意図している。浸炭処理Ｂの方が、１次浸炭の温度、及び、酸素分圧が低く、合金欠乏層の厚さは、浸炭処理Ａより薄くなる。あるいは、浸炭処理Ｂでは、十分な合金欠乏層が形成されなくなる。
　なお、最表面での３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］の値の評価、及び、最表面のＣ濃度の評価は、ＥＰＭＡによって、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ｃの濃度分布を測定し、表面から３０μｍの位置の濃度を用いて行った。
　面疲労強度を評価するため、大ローラー試験片と小ローラー試験片を用いて、ローラーピッチング疲労試験を行った。
　ローラーピッチング疲労試験においては、小ローラーに、面圧をヘルツ応力２５００ＭＰａとして大ローラーを押しつけた。接触部での両ローラーの周速方向を同一方向とし、滑り率を－４０％（小ローラーよりも大ローラーの方が接触部の周速が４０％大きい）として、ローラーを回転させた。そして、小ローラーにピッチングが発生するまでの回転数を寿命とした。
　前記接触部に供給するギア油の油温は８０℃とした。ピッチング発生の検出は、備え付けてある振動計によって行った。振動検出後に、両ローラーの回転を停止させて、ピッチングの発生と回転数を確認した。回転数が１０００万回に達してもピッチングが発生しない場合は、十分に面圧疲労強度を有しているものと評価できるので、１０００万回で試験を停止した。
　以上の結果を、まとめて表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図１に、表層濃度分布の例として、発明例Ｎｏ．１の表層部の“３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］”の分布を示す。このように、表層部で合金濃度の低下が見られ、合金欠乏層は、表面から２．９μｍまでの位置となる。
　表２に示すように、発明例のＮｏ．１～２０は、２度目の浸炭（２次浸炭）後の最表層のＣ濃度が鋼材（母材）のＣ量より高くなるが、比較例のＮｏ．２２～２７は、発明例のＮｏ．１、５～７、１２、及び、１３と成分組成が同じであるにもかかわらず、最表層Ｃ濃度が、鋼材（母材）のＣ量とほぼ同じである。
　発明例のＮｏ．１～２０は、ローラーピッチング疲労試験の寿命が１０００万回で耐久となり、優れた面疲労強度を有している。比較例Ｎｏ．２１は、Ｓｉ濃度が本発明で定めるＳｉ濃度より低いため面疲労強度が低い。比較例Ｎｏ．２８は、合金欠乏層の厚さが、本発明で規定する厚さを超えたため、面疲労強度が低い。
　参考例Ｎｏ．２９～３３は、鋼材（母材）のＳｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量が、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９の条件を満たさず、浸炭性を阻害する酸化被膜が生成しないので、ショットピーニングの前後でガス浸炭性の低下が見られない例である。
　即ち、参考例Ｎｏ．２９～３３に示すように、母材のＳｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量が、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９の鋼材においては、ガス浸炭性の低下はない。しかし、かかる鋼材は、歯車や軸受などの鋼部品に必要な強度、焼戻し軟化抵抗を十分に得ることができない。この点が、本発明鋼材において、鋼材（母材）のＳｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量が、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９を満たすと規定する技術的意味である。
　以上の結果から、発明例のＮｏ．１～２０において、浸炭性が改善されていることは明らかである。
　これは、（ａ）鋼材（母材)中の化学成分の質量％が、所定の範囲内（Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：１．２～４．０％、Ｍｎ：０．２～３．０％、Ｃｒ：０．５～５．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００３～０．０３％にあり、Ｏ：０．００５０％以下、及び、Ｐ：０．０２５％以下）にあること、（ｂ）鋼材（母材)中のＳｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（％）が、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９の条件を満たすこと、及び、（ｃ）表面層に存在し、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（％）が、３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９を満たす合金欠乏層の厚さが２～５０μｍであることに起因すると考えられる。
　発明例Ｎｏ．９の鋼材と、参考例Ｎｏ．２９の鋼材について観察された、１次浸炭後と２次浸炭後の表層組織は、次のようであった。図２に示されるように、参考例Ｎｏ．２９の鋼材では、１次浸炭後の表層に、パーライトを主とする不完全焼入れ層が生成された。また、図３に示されるように、参考例Ｎｏ．２９の鋼材では、２次浸炭後の表層に、パーライトを主とする不完全焼入れ層がさらに生成された。
　一方、図４に示されるように、発明例Ｎｏ．９の鋼材では、１次浸炭後の表層に、マルテンサイトが生成された。また、図５に示されるように、発明例Ｎｏ．９の鋼材では、２次浸炭後に、マルテンサイトを主とする焼入れ層がさらに生成され、参考例Ｎｏ．２９（図３）にくらべて、不完全焼入れ層の発生量は、低減された。
　また、発明例Ｎｏ．９の鋼材について、ガス浸炭、開発方法適用、真空浸炭の３通りの処理をした場合と、参考例Ｎｏ．２９の鋼材について、ガス浸炭、真空浸炭の２通りの処理をした場合とで、ローラーピッチング疲労試験における疲労寿命を比較した。結果を図６に示す。なお、発明例Ｎｏ．９、参考例Ｎｏ．２９のいずれの場合も、「ガス浸炭」の条件は上記浸炭処理Ａである。発明例Ｎｏ．９の鋼材について行われた「開発方法適用」は、上記浸炭処理Ａである。その結果、参考例Ｎｏ．２９の鋼材では、十分な疲労寿命が得られなかった。発明例Ｎｏ．９の鋼材は、「開発方法適用」により、真空浸炭と同程度の疲労寿命が得られた。
　本発明は、自動車、建設車両、産業機械などの高出力化及び燃費向上等に大きく寄与するので、産業上の利用可能性が大きいものである。

Claims (17)

  1. 表面に、Ｃ：０．５０質量％以上のガス浸炭層を有するガス浸炭鋼部品であって、
    母材の組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１～０．４％、
    Ｓｉ：１．２超～４．０％、
    Ｍｎ：０．２～３．０％、
    Ｃｒ：０．５～５．０％、
    Ａｌ：０．００５～０．１％、
    Ｓ：０．００１～０．３％、
    Ｎ：０．００３～０．０３％
    を含有し、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｐ：０．０２５％以下
    に制限され、
    かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足し、
    表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が存在する、ガス浸炭鋼部品。
    ３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
    ３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
  2. 前記母材の組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載のガス浸炭鋼部品。
  3. 前記母材の組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載のガス浸炭鋼部品。
  4. 前記母材の組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上と、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載のガス浸炭鋼部品。
  5. 浸炭鋼部品の製造に用いられるガス浸炭用鋼材であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．１～０．４％、
    Ｓｉ：１．２超～４．０％、
    Ｍｎ：０．２～３．０％、
    Ｃｒ：０．５～５．０％、
    Ａｌ：０．００５～０．１％、
    Ｓ：０．００１～０．３％、
    Ｎ：０．００３～０．０３％
    を含有し、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｐ：０．０２５％以下
    に制限され、
    かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足する、ガス浸炭用鋼材。
    ３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
  6. さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項５に記載のガス浸炭用鋼材。
  7. さらに、質量％で、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項５に記載のガス浸炭用鋼材。
  8. 前記母材の組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上と、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項５に記載のガス浸炭用鋼材。
  9. 浸炭鋼部品の製造に用いられるガス浸炭用鋼材であって、
    母材の組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１～０．４％、
    Ｓｉ：１．２超～４．０％、
    Ｍｎ：０．２～３．０％、
    Ｃｒ：０．５～５．０％、
    Ａｌ：０．００５～０．１％、
    Ｓ：０．００１～０．３％、
    Ｎ：０．００３～０．０３％
    を含有し、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｐ：０．０２５％以下
    に制限され、
    かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足し、
    表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が存在する、ガス浸炭用鋼材。
    ３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
    ３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
  10. 前記母材の組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項９に記載のガス浸炭用鋼材。
  11. 前記母材の組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項９に記載のガス浸炭用鋼材。
  12. 前記母材の組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上と、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項９に記載のガス浸炭用鋼材。
  13. 質量％で、
    Ｃ：０．１～０．４％、
    Ｓｉ：１．２超～４．０％、
    Ｍｎ：０．２～３．０％、
    Ｃｒ：０．５～５．０％、
    Ａｌ：０．００５～０．１％、
    Ｓ：０．００１～０．３％、
    Ｎ：０．００３～０．０３％
    を含有し、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｐ：０．０２５％以下
    に制限され、
    かつ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｓｉ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］としたときに、下記式（１）を満足するガス浸炭用鋼材を用いて浸炭鋼部品を製造する方法であって、
    前記ガス浸炭用鋼材を、酸化被膜が生成される雰囲気下で熱処理を施す１次浸炭を行い、
    表面に形成された酸化皮膜を除去した後、
    浸炭製雰囲気中で２次浸炭を行う、ガス浸炭鋼部品の製造方法。
    ３２≧３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］＞９　・・・　（１）
  14. 前記１次浸炭により、前記ガス浸炭用鋼材の表面から２～５０μｍの深さまでの範囲に、下記式（２）を満足する合金欠乏層が形成される、請求項１３に記載のガス浸炭用鋼材。
    ３．５［Ｓｉ％］＋［Ｍｎ％］＋３［Ｃｒ％］≦９　・・・　（２）
  15. 前記ガス浸炭用鋼材が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１３に記載のガス浸炭鋼部品の製造方法。
  16. 前記ガス浸炭用鋼材が、さらに、質量％で、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１３に記載のガス浸炭鋼部品の製造方法。
  17. 前記ガス浸炭用鋼材が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．３％、
    Ｔｉ：０．０１～０．３％、
    Ｖ：０．０１～０．３％
    の１種又は２種以上と、
    Ｎｉ：０．２～３．０％、
    Ｃｕ：０．２～３．０％、
    Ｃｏ：０．２～３．０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．４％、
    Ｗ：０．０５～０．４％、及び、
    Ｂ：０．０００６～０．００５％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１３に記載のガス浸炭鋼部品の製造方法。
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