WO2014208562A1 - 浸炭部品 - Google Patents

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WO2014208562A1
WO2014208562A1 PCT/JP2014/066717 JP2014066717W WO2014208562A1 WO 2014208562 A1 WO2014208562 A1 WO 2014208562A1 JP 2014066717 W JP2014066717 W JP 2014066717W WO 2014208562 A1 WO2014208562 A1 WO 2014208562A1
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less
carburizing
precipitate particles
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恭平 中山
康明 酒井
森田　敏之
井上　圭介
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大同特殊鋼株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a carburized part, and more particularly to a carburized part having a sized structure in which crystal grain sizes are equalized.
  • machine parts such as gears, bearing parts, and shafts used in automobiles are generally surface-hardened by carburizing and quenching to improve wear resistance, fatigue strength, etc. after processing JIS steel grades such as SCr420 into parts. Processed and used.
  • This carburizing and quenching is a heat treatment for a long time at a high temperature, and the crystal grains are likely to become coarse.
  • various studies have been conducted and proposed to prevent the coarsening of crystal grains.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose this type of technology.
  • the technique of pinning grain boundaries with this kind of precipitate particles cannot sufficiently prevent the phenomenon of abnormal grain growth in which the crystal grains are locally coarsened abnormally.
  • abnormal grain growth means that the pinning force due to the precipitate particles was larger than the driving force for grain growth at the beginning of carburizing, but the force relationship was reversed during carburizing, and the pinning force of the precipitate particles This is a phenomenon that occurs when the driving force for grain growth increases. This reversal of the force relationship is caused by the solid solution of precipitate particles during carburizing, and the pinning force decreases due to the Ostwald growth and coarsening of the precipitates. This is caused by such factors.
  • plastic strain distribution is introduced inside the part during forging, and in regions where the strain is large, the driving force of crystal grain growth and the reversal of pinning force occur during carburizing, resulting in abnormal grain Grain growth occurs.
  • FIG. 1B schematically shows the occurrence of such abnormally grown grains.
  • FIGS. 1B and 1A show the initial state of carburization, and p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p precipitate particles
  • the crystal grains thus increased in size increase the power of grain growth, and under the relative decrease in the pinning force of the precipitate particles p, break the pinning of the crystal grain boundaries by the precipitate particles p, one after another. Grab the crystal grains and grow. That is, once the pinning of the crystal grain boundaries by the precipitate particles p is broken, crystal grain growth occurs in a chain manner centering on the crystal grain boundaries where the pinning is broken, as shown in FIGS. When abnormal grain growth occurs, finally an abnormally large crystal grain Q is generated.
  • FIG. 1B and FIG. 1C show an example of such abnormal grain growth (crystal grain photograph after carburization).
  • this example photograph is about the steel material center part at the time of carburizing the comparative example 1 of Table 1 mentioned later at 1100 degreeC.
  • heat treatment distortion occurs due to local increase in hardenability, which causes problems such as noise and vibration, and reduced fatigue strength.
  • Patent Document 3 discloses an invention relating to “skin-hardened steel excellent in cold workability and coarsening characteristics of crystal grains”, in which conventional grain boundaries are pinned.
  • AlN used as the particles to be added is solid solution or larger in the temperature range of 900 ° C. or more, and the effect of suppressing coarsening during the carburizing process is small. Therefore, Nb and Al are added to the steel, and C, It is disclosed that coarsening is prevented by generating fine composite precipitates of N.
  • the one disclosed in Patent Document 3 basically differs from the present invention in that the present invention adds excessive Nb, which is excluded as an impurity.
  • Patent Document 4 discloses an invention relating to “skin-hardened steel excellent in grain coarsening resistance, fatigue characteristics and machinability and a method for producing the same”, in which It is disclosed that by optimizing the grain size distribution of Ti precipitates in steel, fatigue characteristics and machinability are improved without impairing the grain coarsening resistance characteristics.
  • this Patent Document 4 is that 10 to 10 ⁇ m / mm 2 or more of Ti precipitates having a thickness of 1.0 to 5.0 ⁇ m are deposited.
  • No. 26 is different from the present invention because the amount of Ti is excessive with respect to N and deviates from the formula (1) of the present invention.
  • Patent Document 5 describes “steel for carburized parts that is excellent in cold workability, prevents coarsening of crystal grains during carburizing, and has excellent impact resistance and impact fatigue resistance”.
  • Ti or Ti and Nb are added to the steel within a range that does not impair the cold workability and cutting workability, and these carbides or nitrides are precipitated, so that the crystals during carburization are obtained. The point which prevented the coarsening of the grain was disclosed.
  • the present invention has been made for the purpose of providing a carburized part capable of solving the problem of characteristic deterioration due to abnormal grain growth by effectively suppressing abnormal grain growth despite the carburizing treatment. Is.
  • the present invention relates to the following [1] to [5].
  • [1] A carburized part, wherein the total amount of precipitate particles of TiC, AlN, and ZrC per 1 mm 2 of grain boundary area of prior austenite grains after carburizing is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less.
  • [2] The carburized part according to [1], wherein the structure after the carburizing is a grain-sized structure having a crystal grain size uniformity in which a difference in crystal grain size of the prior austenite grains is 6 or less.
  • FIG. 1A is a model diagram for explaining the principle of the present invention.
  • FIG. 1B is a diagram of a comparative example shown to explain the occurrence of abnormally grown grains.
  • FIG. 2 is a view showing a test piece used for the grain size measurement and the rotating bending fatigue test.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the amount of precipitate particles per unit grain interface area and fatigue strength.
  • the present invention which aims to prevent abnormal grain growth, does not reinforce the restraint of crystal grain boundaries, that is, pinning by dispersing and precipitating many particles (precipitate particles) that act as pinning as in the prior art.
  • the technical idea is to minimize the precipitation of the precipitate particles, that is, to minimize the pinning of the crystal grain boundaries by the precipitate particles.
  • the precipitate particle density is adjusted so that the total amount of precipitate particles of TiC, AlN, ZrC per 1 mm 2 of grain boundary area of the prior austenite grains after carburization is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less. Reduce as much as possible (above [1]).
  • the conventional common sense is that the number of precipitate particles is as small as possible, and in an extreme case, if the precipitate particles disappear, the crystal grains freely grow and become coarse. In reality, all of the conventional techniques for preventing grain growth are to precipitate precipitate grains and pin the grain boundaries.
  • the idea of the present invention that the precipitation of precipitate particles is reduced as much as possible and the grain boundaries are not pinned by preventing the grain boundaries from being pinned is completely contrary to the common sense from the conventional viewpoint. It is a unique way of thinking.
  • the state of “pinning force of precipitate particles> driving force of grain growth” in the initial stage of carburizing is changed from “pinning force of precipitate particles ⁇ It is characterized by having a state of “driving force of crystal grain growth”.
  • any crystal grain q is the same in that it is intended to grow freely without receiving the pinning effect of the precipitate particles, and as a result, any crystal grain q grows in the other grains q around it. As a result, any crystal grain q cannot be specifically grown, and as a result, any crystal grain q is equally uniform to some extent. You can only grow.
  • each crystal grain q is slightly slightly equal to each other. It is effectively suppressed that any specific crystal grain q is specifically grown abnormally while remaining in the grain growth.
  • 1A and 1C show an example photograph (crystal grain photograph after carburization) in which abnormal grain growth is suppressed by minimizing the precipitation of precipitate particles.
  • this example photograph is about the steel material center part at the time of carburizing-processing Example 1 of Table 1 at 1100 degreeC.
  • the above-described suppression of abnormal grain growth is that the total amount of precipitate particles of TiC, AlN, ZrC per 1 mm 2 of grain interface area of prior austenite grains after carburization is 4.5. It has been found that this can be achieved by reducing the density of precipitate particles in the steel as much as possible so that it becomes ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less. As will be apparent from the results of the following examples, by reducing the amount of precipitate particles as much as possible, abnormal grain growth can be suppressed and the variation in size of individual crystal grains can be reduced. Thus, it is possible to specifically prevent any crystal grain from becoming a huge grain.
  • the difference in crystal grain size means the difference between the maximum and minimum grain size numbers corresponding to the cross-sectional area of each crystal grain photographed for measurement. This crystal grain size difference is determined as follows. The crystal grains are photographed for a measurement range of 3 mm ⁇ 3 mm, and the cross-sectional area of each crystal grain is obtained.
  • the particle size number corresponding to the cross-sectional area is obtained.
  • the cross-sectional area 0.060 mm 2 is the grain size number 1 than the cross-sectional area 0.0625 mm 2 immediately above listed in the table.
  • the difference between the maximum and minimum of each particle number obtained in this way is defined as the particle number difference.
  • the contents of JIS G 0551 (1998) are incorporated herein by reference.
  • the reason why the total amount of precipitate particles of TiC, AlN, and ZrC is defined as a unit area per 1 mm 2 of grain interface area of prior austenite grains is as follows. First, the effect of pinning by the precipitate particles varies depending on the grain interfacial area. If the grain interfacial area is large, many precipitate particles are required, and conversely, if the grain interfacial area is small, the number of particles is small. What you need to do; Secondly, the amount of precipitate particles is only the amount of precipitate particles measured in the carburized parts, including those that are present in the prior austenite grain boundaries. .
  • the problem in the present invention is the amount of precipitate particles at the grain boundaries, but if the total amount of precipitates is large, the amount of precipitates present at the grain boundaries also increases. It is considered that the influence on the pinning by the precipitate particles can be judged by converting per unit area of the prior austenite grains, and so on.
  • the carburized part of the above [1] or [2] can be obtained using the steel having the chemical composition defined in the above [3].
  • the content of Ti, Zr, and N so as to satisfy the above formula (1), it is possible to minimize the density of precipitate particles that act for pinning of the grain boundaries.
  • crystal grains are formed by the combination of N contained in the steel and at least one selected from Ti and Zr at the time of casting the steel. At least one selected from TiN and ZrN that do not contribute to the pinning of the boundary is crystallized, and N in the steel is restrained from binding to Al and precipitating AlN having a pinning action.
  • Ti and Zr are added excessively, TiC and ZrC are precipitated, and these become precipitate particles having a pinning action, so it is important to satisfy the formula (1) so that they do not become excessive. It is.
  • formula (1) has the following meaning. That is, there are many N in the steel that can react with Al in the steel to form AlN, or there are many Ti and Zr that react with C in the steel to form TiC and ZrC. Since the precipitate particles are precipitated in an undesirable amount in the steel, at least one selected from N, Ti and Zr in the steel is crystallized as a crystallized product during solidification. At least one selected from N, Ti, and Zr that can be formed is fixed (consumed), so that excess Ti, Zr, and N are defined by Equation (1), and the target value is 3.5. ⁇ 10 ⁇ 6 mol / g or less
  • the density of the precipitate particles acting for pinning of the grain boundaries can be reduced as much as possible.
  • Ti and Zr, which consumes N in the steel by the formation of crystallized material are less than 0.001%, preferably no addition, while the precipitate particles are added.
  • the added amount of s-Al to be formed is made very small so that the density of the precipitate particles is minimized.
  • the steel material may contain B: 0.001 to 0.010% by mass% as a selective component (the above [5]).
  • the grain interface area of prior austenite grains and the amount of precipitates of TiC, AlN, and ZrC can be determined as follows.
  • Equation (2) (How to find the grain boundary area) The surface of the carburized product is cut vertically, an observation sample is cut out from the carburized product, the cross-section including the surface layer is polished, and the former austenite grain boundary is exposed, and then the method specified in JlS G 0551 (1998).
  • the average grain size n is measured (in measurement, the surface layer (carburized layer) may be included).
  • the grain interface area can be expressed by the following formula (3) using the radius r.
  • (1000 / 7.8) is the reciprocal of the density of the steel
  • 1/2 is a coefficient considering that adjacent crystal grains are in contact with each other. Therefore, from the above formulas (2) and (3), the interfacial area of the prior austenite grains can be determined by measuring the average crystal grain size n.
  • C 0.10 to 0.30% C is contained in an amount of 0.10% or more for ensuring hardness and strength. However, if it is contained in a large amount exceeding 0.30%, the workability when machining the shape of a part such as a gear from steel material by hot or cold forging or machining such as cutting is lowered, so the upper limit is set to 0.00. 30%.
  • the C content is preferably 0.15 to 0.25%.
  • Si 0.01 to 1.50% Si must be contained in an amount of 0.01% or more in order to ensure hardenability and strength. However, if it is contained in a large amount exceeding 1.50%, the forgeability and machinability are lowered, so the upper limit is made 1.50%.
  • the Si content is preferably 0.10 to 1.3%, more preferably 0.20 to 1.0%.
  • Mn 0.40 to 1.50% Mn is included in an amount of 0.40% or more in order to control the form of inclusions such as MnS and to ensure hardenability. Further, if Mn is less than 0.40%, ferrite is generated in the core part and the strength is lowered. Therefore, 0.40% or more is also contained in this sense. However, if it is contained in a large amount exceeding 1.50%, the machinability is lowered, so the upper limit is made 1.50%.
  • the Mn content is preferably 0.50 to 1.3%, more preferably 0.7 to 1.0%.
  • S 0.01 to 0.10% S is contained in an amount of 0.01% or more to ensure machinability. However, if it is contained in a large amount exceeding 0.10%, the strength is lowered, so the upper limit is made 0.10%.
  • the S content is preferably 0.03 to 0.07%.
  • P 0.03% or less
  • P is an impurity component that causes a decrease in strength in the present invention, and this is regulated to 0.03% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.02% or less.
  • Cu 0.05 to 1.00% Cu is useful for ensuring hardenability by containing 0.05% or more. On the other hand, if it is contained in a large amount exceeding 1.00%, the hot workability is lowered, so the upper limit is made 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.20 to 0.70%, more preferably 0.10 to 0.50%.
  • Ni 0.05-1.00% Ni is useful for ensuring hardenability by containing 0.05% or more. On the other hand, if it is contained in a large amount exceeding 1.00%, the amount of carbide precipitation decreases and the strength is lowered, so the upper limit is made 1.00%.
  • the Ni content is preferably 0.10 to 0.70%, more preferably 0.20 to 0.50%.
  • Cr 0.01 to 2.00% Cr is an element effective for improving the hardenability and improving the strength. For this reason, it is contained in an amount of 0.01% or more. However, if it is contained in a large amount exceeding 2.00%, the workability, particularly the machinability, is lowered, so the upper limit is made 2.00%.
  • the Cr content is preferably 0.30 to 1.50%, more preferably 0.50 to 1.00%.
  • Mo 0.01 to 0.50% Mo is an element that improves the strength and is contained in an amount of 0.01% or more. When the effect of improving the strength by Mo is more required, it is desirable to contain 0.15% or more. However, if it is contained in a large amount exceeding 0.50%, the workability is deteriorated and the cost is increased, so the upper limit is made 0.50%.
  • the Mo content is preferably 0.05 to 0.30%, more preferably 0.10 to 0.20%.
  • Nb 0.001% or less
  • Nb is an impurity element. If Nb is contained, NbC precipitates and pines the grain boundaries, so the content is regulated to 0.001% or less. To do.
  • s-Al 0.005 to 0.050% (above [3]), 0.001 to 0.008% (above [4]) Al is contained in the steel by use as a deoxidizer. In said [3], it is set as content in the range of 0.005% or more and 0.050% or less.
  • Zr and Ti as steel components are less than 0.001%, preferably substantially no additive, so the upper limit of the content is 0.008% to suppress the formation of AlN. It is regulated as follows.
  • s-Al represents acid-soluble aluminum and is quantified by the method described in Annex 15 of JIS G 1257 (1994). The contents of JIS G 1257 (1994) are incorporated herein by reference.
  • N 0.005 to 0.030% At least one selected from Ti: 0.001 to 0.150% and Zr: 0.001 to 0.300% (above [3]) Ti: ⁇ 0.001%, Zr: ⁇ 0.001% (above [4])
  • Ti ⁇ 0.001%
  • Zr ⁇ 0.001%
  • These N, Ti, and Zr interact with each other to reduce the deposition density of harmful precipitate particles as much as possible.
  • the condition is within the range satisfying the expression (1) in the above [3]. Also in the above [4], it is within the range necessary for reducing the precipitation density of harmful precipitate particles as much as possible.
  • B 0.001 to 0.010%
  • B is an element that improves hardenability, and can be contained by 0.001% or more as necessary. However, when the content exceeds 0.010%, a precipitate of B is formed at the grain boundary, and the strength is lowered.
  • the total amount of precipitate particles of TiC, AlN and ZrC is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less.
  • the total amount of precipitate particles of TiC, AlN and ZrN per 1 mm 2 of grain interface area of the prior austenite grains of the parts after carburizing Is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less because the number of precipitate particles is reduced as much as possible from the beginning of carburization, and the precipitate particles do not substantially pin the crystal grain boundary and do not restrain it. It is important to weaken.
  • TN represents the total amount of nitrogen.
  • the test piece was cut in half (see FIG. 2 (B)), and its cross section was mirror-polished and corroded with a saturated picric acid solution to reveal prior austenite grain boundaries.
  • the average grain size was measured by the method of JIS G 0551 (1998). The measurement location may include the surface layer, but here it is the central portion indicated by S1 in the figure.
  • the crystal grain size difference was determined by the method described above.
  • the amount of precipitate particles (moles) of TiC, AlN, and ZrC contained in the steel material was quantified by the method described above using the analytical sample cut out from the steel bar as in the case of the coin-shaped test piece, per 100 g of the steel material.
  • the grain interface area (mm 2 ) of prior austenite grains per gram of steel obtained from the measured average grain size n is converted per 100 g of steel, and from these, precipitate particles per 1 mm 2 of prior austenite grain interface area The amount was calculated.
  • an Ono-type rotating bending fatigue test piece 10 having a notch bottom 12 of 1R (radius 1 mm) shown in FIG. 2C was prepared (parallel portion 14 diameter ⁇ 8 mm).
  • Carburizing and quenching treatment with quenching of oil was performed. Tempering was performed by holding at 180 ° C. for 1.5 hours and air cooling.
  • formula rotation bending fatigue test was done by the method based on JISZ2274 (1978) using the Ono type
  • the strength was investigated.
  • the test condition is a rotation speed of 3500 rpm and the test temperature is room temperature.
  • the contents of JIS Z 2274 (1978) are incorporated herein by reference.
  • the values of fatigue strength in Table 2 are numerical values representing the maximum stress that does not break at a repetition number of 10 7 times as a fatigue limit.
  • a notch portion is cut out from the test piece 10 after carburizing and cut in a longitudinal section, the section is mirror-polished and corroded with a saturated picric acid solution to reveal a prior austenite grain boundary, and the test piece is observed with an optical microscope. Observation was made for the presence or absence of abnormal crystal grain growth.
  • the observation site is a notch bottom portion indicated by S2 in FIG. The results are also shown in Table 2.
  • the crystal grain size difference in Table 2 indicates the degree of variation in crystal grain size (crystal grain size).
  • a crystal grain size having a large crystal grain size difference has a large crystal grain size variation and a crystal grain size difference having a small crystal grain size difference. It means that the size variation is small, that is, the crystal grain size is uniform and the structure is a sized structure.
  • the crystal grain size difference is as small as 6 or less, and the individual crystal grains are relatively close in size. Generation of giant crystal grains and abnormal grain growth were not observed, and the structure of the example in which the crystal grains were sized with a grain size difference of 6 or less was obtained from prior austenite grains after carburizing. This is obtained by controlling the amount of precipitate particles so that the total amount of precipitate particles of TiC, AlN, and ZrC per 1 mm 2 of the grain interface area is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less.
  • FIG. 3 shows the relationship between the fatigue strength values in Table 1 on the vertical axis and the amount of precipitate particles per unit grain interface area on the horizontal axis. As shown in the figure, there is a marked difference in the value of fatigue strength with a precipitation density of 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol as a boundary.

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Abstract

　本発明は、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下である浸炭部品を提供する。また、本発明は、質量％でＣ：０．１０～０．３０％；Ｓｉ：０；０１～１．５０％；Ｍｎ：０．４０～１．５０％；Ｓ：０．０１～０．１０％；Ｐ：０．０３％以下；Ｃｕ：０．０５～１．００％；Ｎｉ：０．０５～１．００％；Ｃｒ：０．０１～２．００％；Ｍｏ：０．０１～０．５０％；Ｎｂ：０．００１％以下；ｓ－Ａｌ：０．００５～０．０５０％；Ｎ：０．００５～０．０３０％；Ｔｉ：０．００１～０．１５０％とＺｒ：０．００１～０．３００％との何れか１種又は２種；残部Ｆｅ及び不可避的不純物；の組成とし、且つＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量［Ｔｉ］，［Ｚｒ］，［Ｎ］が下記式（１）を満たす鋼材を部品形状に加工し、浸炭処理して得た浸炭部品を提供する。　｜［Ｔｉ］／４７．９＋［Ｚｒ］／９１．２－［Ｎ］／１４｜／１００≦３．５×１０－６モル／ｇ・・・式（１）

Description

浸炭部品
　この発明は浸炭部品に関し、詳しくは結晶粒の大きさが均等化された整粒組織を有する浸炭部品に関する。
　例えば自動車に用いられる歯車や軸受部品，シャフト等の機械部品では、一般にＳＣｒ４２０等のＪＩＳ鋼種を部品形状に加工した後、耐摩耗性，疲労強度等を向上させるために浸炭焼入れを施し、表面硬化処理して使用している。
　この浸炭焼入れは高温，長時間の熱処理であり、結晶粒が粗大化し易い。
　そこで従来にあっては、結晶粒の粗大化を防ぐための様々な研究が行われ提案されてきた。
　浸炭処理前の製造工程でＡｌＮ等の粒子を析出分散させて粒界をピンニング（ピン止め）する技術は、結晶粒の粗大化を抑制する有用な技術として広く用いられている。
　例えば下記特許文献１，特許文献２にこの種の技術が開示されている。
　しかしながらこの種の析出物粒子によって粒界をピンニング（ピン止め）する技術にあっては、局部的に結晶粒が異常に粗大化する異常粒成長の現象を十分には防ぐことができない。
　ここで異常粒成長とは、浸炭初期には析出物粒子によるピンニング力が結晶粒成長の駆動力よりも大であったものが、浸炭中に力関係が逆転し、析出物粒子のピンニング力よりも結晶粒成長の駆動力が大となることによって起こる現象で、こうした力関係の逆転は、浸炭中における析出物粒子の固溶、析出物がオストワルド成長し粗大化することによってピンニング力が小さくなること等が要因となって生じる。
　また冷間鍛造を施した部品では、鍛造時に部品内部に塑性歪分布が導入され、歪みが大きい領域では浸炭中に結晶粒成長の駆動力とピンニング力の逆転が起きることで、結晶粒の異常粒成長が起こる。
　図１（Ｂ）は、このような異常成長粒の発生をモデル的に示している。
　図１（Ｂ）（ａ）は浸炭初期の状態を示したもので、ｐは析出物粒子（ピン止め粒子）を表している。浸炭初期の状態ではこれら析出物粒子ｐが多数粒界に介在して結晶粒ｑの粒界をピンニングし拘束しており、結晶粒ｑが大きくなろうとするのを妨げている。
　ところが粒界をピンニングしている一部析出物粒子ｐが、浸炭中に固溶により消失し、析出物粒子ｐによるピンニング（拘束）が破れると（外れると）、ここにおいて粒界でのピンニングの外れた隣接結晶粒同士が合体して１つの結晶粒に粒成長する。
　このようにしてサイズ増大した結晶粒は粒成長のパワーを増し、相対的な析出物粒子ｐのピンニング力の低下の下に、析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングを破って次々と隣の結晶粒を呑み込んで粒成長して行く。
　即ち一旦析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングが破れると、そのピンニングの破れた結晶粒界を中心として結晶粒の粒成長が連鎖的に発生し、図１（Ｂ）（ｂ）に示すように異常粒成長が生じて遂には異常に巨大化した結晶粒Ｑが発生する。
　図１（Ｂ）（ｃ）は、このような異常粒成長した実例（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
　尚、この実例写真は後述する表１記載の比較例１を１１００℃で浸炭処理した場合の鋼材中心部についてのものである。
　このような異常粒成長が起こると、局部的な焼入れ性の上昇のために熱処理歪みが生じて、これが騒音や振動の原因となったり、また疲労強度が低下してしまうといった問題が生ずる。
　従来にあっては、こうした場合に析出物粒子をより多く分散析出させ、析出物粒子による粒界のピンニング力をより一層増大させることで対策しているが、そのような対策では異常粒成長を十分に防止できない。
　特に近年においては、浸炭時間の短縮を目的とした浸炭温度の高温化、部品製造コスト低減のための冷間鍛造化、生産中のＣＯ２削減や強度の向上を目的とした真空浸炭等の環境対応技術が普及しているが、これらの技術の下では上記の異常粒成長がより生じ易く、従ってこのような異常粒成長を効果的に抑止できる対策が求められていた。
　尚本発明に対する他の先行技術として、下記特許文献３には「冷間加工性および結晶粒の粗大化特性に優れた肌焼鋼」についての発明が示され、そこにおいて従来結晶粒界をピンニングする粒子として用いられていたＡｌＮが、９００℃以上の温度域では固溶又は大型化して浸炭処理時における粗大化抑制の効果が小さいことから、鋼にＮｂ及びＡｌを添加し、これらとＣ，Ｎの微細な複合析出物を生成させることで粗大化の防止を図った点が開示されている。
　しかしながらこの特許文献３に開示のものは、本発明では不純物として添加を排除するＮｂを過剰に添加している点で基本的に本発明とは異なる。
　更に本発明に対する他の先行技術として、下記特許文献４には「耐結晶粒粗大化特性、疲労特性及び被削性に優れた肌焼鋼並びにその製造方法」についての発明が示され、そこにおいて鋼中のＴｉ析出物の粒径分布を適正化することにより、耐結晶粒粗大化特性を損なうことなく疲労特性及び被削性を改善するようになした点が開示されている。
　しかしながらこの特許文献４に開示のものは、１．０～５．０μｍのＴｉ析出物を１０個／ｍｍ２以上析出させることを内容とするものであり、またこの特許文献４の発明鋼１～２６は、何れもＴｉの量がＮに対して過剰で本発明の式（１）から外れたものであり、本発明とは異なる。
　更に他の先行技術として、下記特許文献５には「冷間加工性に優れ、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止し、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼」についての発明が示され、そこにおいて冷間加工性及び切削加工性を損なわない範囲で鋼中にＴｉ又はＴｉとＮｂとを添加し、これらの炭化物或いは窒化物を析出させることで、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止するようになした点が開示されている。
　この特許文献５の請求項１はＴｉ＝０．１～０．２％，Ｎ＝０．０１％以下，Ａｌ＝０．００５～０．０５％とするものであるが、実際に開示されている実施例１～１１を見ると、Ｔｉをモル比でＮに対し過剰に添加し、ＴｉＣを析出させようとするものであり、本発明とは逆の考え方のもので、本発明における式（１）からも外れている。
　またこの特許文献５の請求項２はＴｉ＝０．０２５～０．０５％，Ｎｂ＝０．０３～０．２％，Ｎ＝０．０１％以下，Ａｌ＝０．００５～０．０５％とするもので、Ｎｂが過剰に添加されている点で本発明とは異なる。
日本国特開２００１－３０３１７４号公報 日本国特開平８－１９９３０３号公報 日本国特開平９－７８１８４号公報 日本国特開２００７－３１７８７号公報 日本国特開２００６－２１３９５１号公報
　本発明は以上のような事情を背景とし、浸炭処理にも拘らず異常粒成長が有効に抑止され、異常粒成長による特性低下の問題を解決可能な浸炭部品を提供することを目的としてなされたものである。
　本発明は、下記［１］～［５］に関するものである。
［１］
　浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下であることを特徴とする浸炭部品。
［２］
　前記浸炭後における組織が、前記旧オーステナイト粒の結晶粒度差が６以下の、結晶粒度の揃った整粒組織であることを特徴とする［１］に記載の浸炭部品。
［３］
　質量％で
　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
　　　　Ｐ：０．０３％以下；
　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
　　　　ｓ－Ａｌ：０．００５～０．０５０％；
　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
　　　　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％とＺｒ：０．００１～０．３００％との何れか１種又は２種；
　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
の組成を有し、
　且つＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量［Ｔｉ］，［Ｚｒ］，［Ｎ］が下記式（１）を満たす鋼材を部品形状に加工し、浸炭処理して得たものである［１］，［２］の何れかに記載の浸炭部品：
　　｜［Ｔｉ］／４７．９＋［Ｚｒ］／９１．２－［Ｎ］／１４｜／１００≦３．５×１０－６モル／ｇ・・・式（１）。
［４］
　質量％で
　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
　　　　Ｐ：０．０３％以下；
　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
　　　　ｓ－Ａｌ：０．００１～０．００８％；
　　　　Ｔｉ：＜０．００１％；
　　　　Ｚｒ：＜０．００１％；
　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
の組成を有する鋼材を部品形状に加工し、浸炭処理して得たものである［１］，［２］の何れかに記載の浸炭部品。
［５］
　前記鋼材が、質量％で
　　　　Ｂ：０．００１～０．０１０％
　を更に含有していることを特徴とする［３］，［４］の何れかに記載の浸炭部品。
　本発明によれば、浸炭処理にも拘らず異常粒成長が有効に抑止され、異常粒成長による特性低下の問題を解決可能な浸炭部品を提供することができる。
図１（Ａ）は、本発明の原理を説明するために示したモデル図である。図１（Ｂ）は、異常成長粒の発生を説明するために示した比較例の図である。 図２は、結晶粒度測定及び回転曲げ疲労試験に用いた試験片を示す図である。 図３は、単位粒界面積当りの析出物粒子量と疲労強度との関係を示した図である。
　異常粒成長を防止することを狙いとする本発明は、従来の技術のようにピンニング作用する粒子（析出物粒子）を多く分散析出させることによって結晶粒界の拘束即ちピンニングを強化するものでなく、これとは逆に析出物粒子の析出を極力少なくすること、即ち析出物粒子による結晶粒界のピンニングを極力しないようにすることを技術的思想とするものである。
　具体的には、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下となるように析出物粒子密度を極力少なくする（上記［１］）。
　析出物粒子を極力少なく、極端な場合析出物粒子が無くなってしまえば、結晶粒が自由に粒成長して粗大化してしまうと考えるのが従来の常識的な考え方である。
　現実に粒成長防止のための従来の技術は、何れも析出物粒子を析出させて結晶粒界をピンニングするものばかりであった。
　こうした中で、析出物粒子の析出を極力少なくし、結晶粒界のピンニングを行わないことで結晶粒の粗大化を防ぐ、とする本発明の考え方は、従来の考え方からすれば全く常識に反した特異な考え方である。
　このような本発明は、別言すれば、従来において浸炭初期は「析出物粒子のピンニング力＞結晶粒成長の駆動力」の状態としていたのを、浸炭初期から「析出物粒子のピンニング力＜結晶粒成長の駆動力」の状態とすることを特徴としたものである。
　以下この点を図１（Ａ）のモデル図に基づいて説明する。
　図１（Ａ）のモデル図において（ここでは理解を容易にするため便宜的に析出物粒子が析出していないものとして示している）、（ａ）の浸炭初期においては、各結晶粒ｑはほぼ同じような大きさでそれぞれの結晶粒界で互いに接している。
　析出物粒子によって結晶粒界をピンニングする従来の技術にあっては、その後、先に述べたように浸炭中に析出物粒子が一部固溶し消失する等によって、ある結晶粒が特異的に粒成長を続けて粗大化し、巨大結晶粒となる異常粒成長を生じる。
　これに対して本発明のモデル図１（Ａ）の場合には、当初から析出物粒子が結晶粒界を拘束し、ピンニングしていないため、浸炭中に結晶粒ｑは析出物粒子によるピンニング作用を受けないで自由に粒成長しようとする。
　ところが析出物粒子によるピンニング作用を受けずに、自由に粒成長しようとする点は何れの結晶粒ｑも同じであり、結果として何れの結晶粒ｑも、周りの他の結晶粒ｑの粒成長しようとする圧力を自身の粒成長に対する抑制圧力として受けることとなり、その結果何れかの結晶粒ｑが特異的に粒成長するといったことはできず、何れの結晶粒ｑも均等にある程度の結晶粒成長できるに留まる。
　この結果、粒成長を止めるための析出物粒子が存在していないにも拘らず（寧ろそのような析出物粒子が存在していないからこそ）、各結晶粒ｑはそれぞれが互いに均等に僅かに粒成長するのに留まって、何れか特定の結晶粒ｑが特異的に異常粒成長してしまうのが有効に抑制される。
　因みに図１（Ａ）（ｃ）は、析出物粒子の析出を極力少なくすることで異常粒成長が抑制されている実例写真（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
　尚この実例写真は、表１記載の実施例１を１１００℃で浸炭処理した場合の鋼材中心部についてのものである。
　以上のような異常粒成長の抑止は、本発明者らの研究によれば浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下となるように鋼中の析出物粒子密度を極力少なくすることで達成できることを知得した。
　後の実施例の結果でも明らかにされるように、析出物粒子量をこのように極力少なくすることで、異常粒成長を抑止することができ、個々の結晶粒のサイズのバラツキを小さくし得て、特異的に何れかの結晶粒が巨大粒となってしまうのを防ぐことができる。
　特に上記［１］に従って析出物粒子量が一定以下となるようにすることで、結晶粒度差が６以下であるような、結晶粒度の揃った整粒組織を浸炭後組織として得ることができる（上記［２］）。
　そしてそのことによって焼入れ性を均等化し得て熱処理歪みを小さく抑え得たり、疲労強度を効果的に高めることができる等、浸炭部品の特性を向上せしめることができる。
　ここで結晶粒度差とは、測定のために撮影された各結晶粒の断面積を対応する粒度番号の最大と最小の差をいう。
　この結晶粒度差は以下のようにして求められる。
　測定範囲３ｍｍ×３ｍｍについて結晶粒を撮影し、各結晶粒の断面積を求める。次にＪＩＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）表１に基づいて、断面積に対応する粒度番号を求める。
　例えば断面積０．０６０ｍｍ２の場合には、表中に記載されている直上の断面積０．０６２５ｍｍ２より粒度番号１とする。そしてこのようにして求めた各粒度番号の最大と最小の差を粒度番号差とする。
　尚、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）の内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明において、ＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量を旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りの単位面積で規定している理由は、
　第１に、析出物粒子によるピンニング（ピン止め）の効果は粒界面積によって異なり、粒界面積が大きければ沢山の析出物粒子が必要で、逆に粒界面積が小さければ粒子の数は少なくて済むこと、；
　第２に、析出物粒子量はあくまで浸炭部品中に測定される析出物の粒子量であって、これには旧オーステナイト粒界に存在しているものも存在していないものも含まれている。但しその析出量が多ければ、当然に粒界に存在する量も多くなること、；
　第３に、本発明において問題となるのは結晶粒界における析出物粒子の量であるが、トータルの析出物量が多ければ結晶粒界に存在する析出物量も多くなるから、全体の析出物量を旧オーステナイト粒の単位面積当りに換算して整理することで、析出物粒子によるピンニングへの影響を判断できると考えられること、；等による。
　本発明では、上記［３］に規定する化学組成の鋼を用いて、上記［１］若しくは上記［２］の浸炭部品を得ることができる。
　この場合において、上記の式（１）を充足するようにＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量を規制することで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子密度を極力少なくすることができる。
　具体的には、例えばＴｉ，Ｚｒの何れか１種又は２種を添加することで、鋼の鋳造時に鋼中に含まれるＮとＴｉ及びＺｒから選択される少なくとも１種との結合により結晶粒界のピンニングに対して寄与しないＴｉＮ及びＺｒＮから選択される少なくとも１種を晶出せしめ、鋼中のＮがＡｌと結合してピンニング作用を持つＡｌＮを析出するのを抑制する。
　但しＴｉ，Ｚｒを過剰に添加するとＴｉＣ，ＺｒＣが析出し、これらがピンニング作用を有する析出物粒子となってしまうため、それらが過剰とならないように式（１）を満たすようにすることが重要である。
　要するに式（１）は次のような意味を有している。
　即ち鋼中のＡｌと反応してＡｌＮと成り得るＮが鋼中に多くあったり、或いは鋼中のＣと反応してＴｉＣ，ＺｒＣと成り得るＴｉ，Ｚｒが多くあったりすると、何れの場合にも析出物粒子が鋼中に望ましくない量で析出してしまうことから、鋼中のＮとＴｉ及びＺｒから選択される少なくとも１種を凝固時に晶出物として晶出せしめることで、析出物粒子形成可能なＮ，Ｔｉ及びＺｒから選択される少なくとも１種を固定し（消費し）、以て余剰のＴｉ，Ｚｒ，Ｎを式（１）で規定し、その値を目標とする３．５×１０－６モル／ｇ以下とする。
　但し浸炭部品用の鋼材を上記［４］に規定する化学組成とすることで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子の密度を極力少なくするようになすこともできる。
　具体的にはこの上記［４］では、鋼中のＮを晶出物形成によって消費するＴｉ及びＺｒを０．００１％未満、好ましくは無添加とする一方で、これに伴って析出物粒子を形成するｓ－Ａｌの添加量を微量とし、以て析出物粒子の密度を極力少なくするようにしている。
　尚本発明では、上記鋼材に質量％でＢ：０．００１～０．０１０％を選択的成分として含有させるようになすことができる（上記［５］）。
　本発明では、旧オーステナイト粒の粒界面積，ＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの析出物量を次のようにして求めることができる。
（粒界面積の求め方）
　浸炭品の表面を垂直に切断し、浸炭品から観察用試料を切り出し、表層を含む断面を研磨し、旧オーステナイト粒界を現出させた後、ＪｌＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）で規定された方法で平均結晶粒度ｎを測定する（測定の際、表層（浸炭層）を含めて測定してもよい）。そして以下の式より旧オーステナイト粒半径ｒを算出する。
　ｒ＝（３／２×１／（２（ｎ＋３）×π））０．５　・・・式（２）
　尚、式（２）は以下のようにして求めたものである。
　ＪｌＳ　Ｇ　０５５１における単位面積（１ｍｍ２）当たりの結晶粒の数ｍと平均結晶粒度ｎとの間には、ｍ＝２（ｎ＋３）の関係がある。この関係式より、旧オーステナイト粒を半径ｒの球形と仮定した場合の結晶粒の断面積はπｒ２＝３／２×１／ｍ＝３／２×１／（２（ｎ＋３））となる。これより半径ｒは式（２）で表すことができる。
　ここで係数３／２は、測定した断面が一般には結晶粒の中心からずれていることを考慮して定めた係数である。
　そして粒界面積は、上記半径ｒを用いて以下の式（３）にて表すことができる。
　粒界面積＝（鋼材単位質量（１ｇ）中に含まれる旧オーステナイト粒の個数）×旧オーステナイト粒１個の表面積×１／２＝（１０００／７．８）／（４／３×π×ｒ３）×４πｒ２×１／２　・・・式（３）
　ここで（１０００／７．８）は鋼の密度の逆数、１／２は隣接する結晶粒が互いに接していることを考慮した係数である。
　従って上記式（２）及び式（３）より、旧オーステナイト粒の粒界面積は、平均結晶粒度ｎを測定することにより求めることができる。
（ＴｉＣの定量法）
　１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール（１０％ＡＡ溶液）を用いた電解法により全析出物の抽出を行う。電解後、孔径０．２μｍのニュークリポアフィルターによって吸引ろ過し、得られた残渣の一部を混酸分解による融解で溶液としたのち、全析出物中の金属元素成分をＩＣＰ発光分析法によって定量し、所定質量当りのＴｉの析出物量を求めて単位ｇ当りの析出物量に換算する。また得られた残渣の他の一部を１０％臭素－メタノール溶液に浸漬処理することによりＴｉＮのみ残渣として抽出し、質量測定によって単位ｇ当りの量に換算する。そしてＴｉＣ量＝（全Ｔｉの析出物量）－（ＴｉＮ量）からＴｉＣ量（単位ｇ当りのＴｉＣ量）を求める。
（ＺｒＣの定量法）
　ＴｉＣと同様の方法で行う。
（ＡｌＮの定量法）
　１４％ヨウ素－メタノール溶液による母材の溶解での残渣の一部をＩＣＰ発光分析法により単位ｇ当りの全Ａｌ（ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３）の定量を行う。また残渣の他の一部を硫酸で酸分解することにより、窒化物と酸化物を分離すると残渣中には酸化物が残る。元素分析しＡｌ量を定量すると、Ａｌ２Ｏ３量を定量したことになる。よって、ＡｌＮ量＝全Ａｌ（ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３）－Ａｌ２Ｏ３量で求めることができる。
　上記の方法で求めた粒界面積、析出物量より旧オーステナイト粒界１ｍｍ２あたりの析出物量＝（析出物量）／（旧オーステナイト粒界面積）・・で求めることができる。
　以下に本発明における各化学成分等の限定理由を説明する。
　Ｃ：０．１０～０．３０％
　Ｃは硬さ，強度を確保する上で０．１０％以上含有させる。但し０．３０％を超えて多量に含有させると、鋼材から歯車等の部品形状を熱間又は冷間鍛造や切削等の機械加工により加工する際の加工性が低下するため、上限を０．３０％とする。
　Ｃの含有量は好ましくは０．１５～０．２５％である。
　Ｓｉ：０．０１～１．５０％
　Ｓｉは焼入れ性、強度確保のために０．０１％以上含有させる必要がある。但し１．５０％を超えて多量に含有させると鍛造性、被削性の低下をもたらすため、上限を１．５０％とする。
　Ｓｉの含有量は好ましくは０．１０～１．３％であり、より好ましくは０．２０～１．０％である。
　Ｍｎ：０．４０～１．５０％
　ＭｎはＭｎＳ等の介在物形態制御を図るとともに、焼入れ性を確保するために０．４０％以上含有させる。またＭｎは０．４０％未満であると芯部にフェライトを生成し、強度低下を生じるため、この意味においても０．４０％以上を含有させる。但し１．５０％を超えて多量に含有させると被削性の低下をもたらすため、上限を１．５０％とする。
　Ｍｎの含有量は好ましくは０．５０～１．３％であり、より好ましくは０．７～１．０％である。
　Ｓ：０．０１～０．１０％
　Ｓは被削性確保のため０．０１％以上含有させる。但し０．１０％を超えて多量に含有させると強度の低下をもたらすため、上限を０．１０％とする。
　Ｓの含有量は好ましくは０．０３～０．０７％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは本発明において強度低下をもたらす不純物成分であり、０．０３％以下にこれを規制する。Ｐの含有量は好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。
　Ｃｕ：０．０５～１．００％
　Ｃｕは０．０５％以上含有させることで焼入れ性確保に有用である。一方１．００％を超えて多量に含有させると熱間加工性の低下をもたらすため、上限を１．００％以下とする。
　Ｃｕの含有量は好ましくは０．２０～０．７０％であり、より好ましくは０．１０～０．５０％である。 
　Ｎｉ：０．０５～１．００％
　Ｎｉは０．０５％以上含有させることで焼入れ性確保に有用である。一方１．００％を超えて多量に含有させると、炭化物析出量が減少し強度低下を招くため、上限を１．００％とする。
　Ｎｉの含有量は好ましくは０．１０～０．７０％であり、より好ましくは０．２０～０．５０％である。
　Ｃｒ：０．０１～２．００％
　Ｃｒは焼入れ性を良くし、強度向上させるのに有効な元素で、そのために０．０１％以上含有させる。但し２．００％を超えて多量に含有させると加工性、特に被削性の低下を招くため、上限を２．００％とする。
　Ｃｒの含有量は好ましくは０．３０～１．５０％であり、より好ましくは０．５０～１．００％である。
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％
　Ｍｏは強度向上させる元素であり、０．０１％以上含有させる。Ｍｏによる強度向上の効果をより求める場合には０．１５％以上含有させることが望ましい。但し０．５０％を超えて多量に含有させると、加工性の劣化を招くとともにコスト高をもたらすので、上限を０．５０％とする。
　Ｍｏの含有量は好ましくは０．０５～０．３０％であり、より好ましくは０．１０～０．２０％である。
　Ｎｂ：０．００１％以下
　本発明においてＮｂは不純物元素となるものであり、Ｎｂが含有されているとＮｂＣが析出し、結晶粒界をピンニングするため、０．００１％以下に含有量を規制する。
　ｓ－Ａｌ：０．００５～０．０５０％（上記［３］），０．００１～０．００８％（上記［４］）
　Ａｌは脱酸剤としての使用により鋼に含有される。上記［３］においては０．００５％以上、０．０５０％以下の範囲内の含有量とする。
　一方上記［４］においては、鋼の含有成分としてのＺｒ，Ｔｉが０．００１％未満、好ましくは実質無添加となるため、ＡｌＮの生成を抑制するために含有量の上限が０．００８％以下に規制される。
　ｓ－Ａｌは、酸可溶性アルミニウムを表し、ＪＩＳ　Ｇ　１２５７（１９９４）の附属書１５に記載された方法により定量される。尚、ＪＩＳ　Ｇ　１２５７（１９９４）の内容はここに参照として取り込まれる。
　Ｎ：０．００５～０．０３０％
　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％及びＺｒ：０．００１～０．３００％から選択される少なくとも１種（上記［３］）
　Ｔｉ：＜０．００１％，Ｚｒ：＜０．００１％（上記［４］）
　これらＮ，Ｔｉ，Ｚｒはそれぞれが互いに相互に作用し合うことで有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくする。その条件は上記［３］においては式（１）を満たす範囲内である。
　また上記［４］においても、同様に有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくするために必要な範囲内である。
　Ｂ：０．００１～０．０１０％
　Ｂは焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じて０．００１％以上含有させることができる。但し０．０１０％を超えて含有させた場合粒界にＢの析出物を形成し、強度を低下させる。
　ＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下
　浸炭後の部品の旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＮの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下であることは、浸炭初期から析出物粒子を極力少なくし、析出物粒子が結晶粒界を実質的にピンニングし拘束しないことのために若しくはピンニングの力を弱めるために重要である。
　次に本発明の実施例を以下に詳述する。
　表１に示す化学組成の鋼材を溶解し、１２５０℃で加熱し、４ｈ保持した後、９５０℃以上で熱間圧延し、φ３０ｍｍの棒鋼にした。
　この棒鋼から図２（Ａ）に示すφ２０×６ｍｍのコイン状の試験片５を作製した。
　そしてこの試験片５に対し以下の条件でガス浸炭及び焼入れを行った。詳しくは試験片５を浸炭ガスにプロパンを用いて１１００℃，ＣＰ（カーボンポテンシャル）＝０．８％で３ｈ保持し、その後更に８５０℃，ＣＰ＝０．８％で０．５ｈ保持した後、８０℃の油で焼入れた。
　その後、旧オーステナイト粒界の現出が容易になるように５５０℃で１６ｈ保持し、その後空冷する処理を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　Ｔ－Ｎは総窒素量を表す。
　この熱処理後に、試験片を半分に切断し（図２（Ｂ）参照）、その断面を鏡面研磨して飽和ピクリン酸溶液で腐食して旧オーステナイト粒界を現出させた。そしてＪＩＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）の方法で平均結晶粒度を測定した。尚測定個所は表層を含んでもよいが、ここでは図中Ｓ１で示す中心部分とした。
　また併せて前述した方法にて結晶粒度差を求めた。
　一方コイン状試験片と同様に上記棒鋼から切り出した分析用試料を用いて前述した方法にて鋼材中に含まれるＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの析出物粒子量（モル）を定量化して鋼材１００ｇ当りに換算するとともに、測定した平均結晶粒度ｎから求めた鋼材１ｇ当りの旧オーステナイト粒の粒界面積（ｍｍ２）を鋼材１００ｇ当りに換算し、これらから旧オーステナイト粒界面積１ｍｍ２当りの析出物粒子量を算出した。
　これらの結果が表２に併せて示してある。
　ここではまた浸炭部品の疲労強度評価を行うため、図２（Ｃ）に示す、ノッチ底１２が１Ｒ（半径１ｍｍ）の小野式回転曲げ疲労試験片１０を作製した（平行部１４径φ８ｍｍ）。その試験片１０を上記と同様の条件で、ＣＰ＝０．８％，浸炭温度１１００℃で３ｈ保持し、次いでＣＰ＝０．８％，浸炭温度８５０℃で０．５ｈ保持した後に、８０℃の油で焼き入れする浸炭焼入れ処理を施した。焼戻しは１８０℃で１．５ｈ保持し、空冷することにより行った。
　そして浸炭焼入れ及び焼戻し処理後の小野式回転曲げ疲労試験片１０を用いてＪＩＳ　Ｚ　２２７４（１９７８）に準拠した方法で小野式回転曲げ疲労試験を行い、表１の実施例，比較例それぞれの疲労強度を調査した。尚試験条件は回転数３５００ｒｐｍ，試験温度は室温の条件である。尚、ＪＩＳ　Ｚ　２２７４（１９７８）の内容はここに参照として取り込まれる。
　表２中の疲労強度の値は、繰返し数１０７回で破断しない最大応力を疲労限度として数値で表したものである。
　また浸炭後の試験片１０からノッチ部を切り出して縦断面で切断し、その断面を鏡面研磨して飽和ピクリン酸溶液で腐食して旧オーステナイト粒界を現出させ、その試験片を光学顕微鏡で観察し、異常結晶粒成長の有無を観察した。尚観察の個所は図２（Ｄ）中Ｓ２で示したノッチ底部分である。
　結果が表２に併せて示してある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の「粗大化の有無」の欄の「○」は「結晶粒度番号３番以下の粗大化が生じた」ことを表し、「×」は「結晶粒度番号３番以下の粗大化が確認されなかった」ことを表す。
　表２の結果に示しているように、比較例では何れも結晶粒度番号３番以下の粗大粒が生じており、異常粒成長が生じたことが確認されたが、実施例のものは、何れも結晶粒度番号３番以下の粗大粒は確認されず、異常粒成長が認められなかった。
　表２中の結晶粒度差は、結晶粒度（結晶粒のサイズ）のばらつきの度合を示しており、結晶粒度差の大きいものは結晶粒サイズのばらつきが大きく、結晶粒度差の小さいものは結晶粒サイズのばらつきが小さいこと、つまりは結晶粒サイズが揃っており、組織が整粒化された組織であることを意味する。
　比較例のものに比べて、実施例のものは結晶粒度差が６以下と小さく、個々の結晶粒が比較的近いサイズで整っている。
　巨大結晶粒の発生、異常粒成長が認められず、結晶粒（のサイズ）が結晶粒度差６以下に粒の揃った整粒化された状態の実施例の組織は、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下であるように析出物粒子量を制御することで得られるものである。
　そしてそのことにより、図３に示しているように浸炭部品の疲労強度を格段と高めることができる。
　尚図３は、表１の疲労強度の値を縦軸に、また単位粒界面積当りの析出物粒子量を横軸にとって、それらの関係を表したものである。
　図に示しているように疲労強度の値は、析出物粒子量の析出密度４．５×１０－１０モルを境として格段の差が生じている。
　以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその他様々な変更を加えた態様で実施可能である。
　本発明によれば、浸炭処理にも拘らず異常粒成長が有効に抑止され、異常粒成長による特性低下の問題を解決可能な浸炭部品を提供することができる。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１３年６月２６日出願の日本特許出願（特願２０１３－１３４２６２）及び２０１４年４月８日出願の日本特許出願（特願２０１４－０７９１６６）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　　　　ｐ　ピン止め粒子
　　　　ｑ　結晶粒
　　　　Ｑ　巨大化した結晶粒
　　　　１０　小野式回転曲げ疲労試験片

Claims (5)

  1. 　浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下であることを特徴とする浸炭部品。
  2. 　前記浸炭後における組織が、前記旧オーステナイト粒の結晶粒度差が６以下の、結晶粒度の揃った整粒組織であることを特徴とする請求項１に記載の浸炭部品。
  3. 　質量％で
    　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
    　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
    　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
    　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
    　　　　Ｐ：０．０３％以下；
    　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
    　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
    　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
    　　　　ｓ－Ａｌ：０．００５～０．０５０％；
    　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
    　　　　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％とＺｒ：０．００１～０．３００％との何れか１種又は２種；
    　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
    の組成を有し、
    　且つＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量［Ｔｉ］，［Ｚｒ］，［Ｎ］が下記式（１）を満たす鋼材を部品形状に加工し、浸炭処理して得たものである請求項１，２の何れかに記載の浸炭部品：
    　　｜［Ｔｉ］／４７．９＋［Ｚｒ］／９１．２－［Ｎ］／１４｜／１００≦３．５×１０－６モル／ｇ・・・式（１）。
  4. 　質量％で
    　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
    　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
    　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
    　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
    　　　　Ｐ：０．０３％以下；
    　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
    　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
    　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
    　　　　ｓ－Ａｌ：０．００１～０．００８％；
    　　　　Ｔｉ：＜０．００１％；
    　　　　Ｚｒ：＜０．００１％；
    　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
    　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
    の組成を有する鋼材を部品形状に加工し、浸炭処理して得たものである請求項１，２の何れかに記載の浸炭部品。
  5. 　前記鋼材が、質量％で
    　　　　Ｂ：０．００１～０．０１０％
    　を更に含有していることを特徴とする請求項３，４の何れかに記載の浸炭部品。
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