JP2019031744A - 浸炭部品 - Google Patents

Abstract

【課題】ボロン添加鋼を用い、ガス浸炭を行った場合にも、特に高い衝撃強度を有する浸炭部品を提供する。【解決手段】規定の成分組成を満たし、表面Ｃ濃度が０．７０〜１．００％であると共に、部品内部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であり、かつ部品表面から深さ方向に２０００μｍまでのＢ濃度分布において、部品表面から５００μｍ深さまでの範囲にＢ濃度の最大値を有すると共に、該最大値が１０ｐｐｍ以上であり、かつ５００μｍ以深のＢ濃度の最小値は４ｐｐｍ以上であることを特徴とする浸炭部品。【選択図】図６

Description

本発明は浸炭部品に関する。特には、衝撃特性に優れた浸炭部品に関する。

輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、高強度が要求される機械構造用部品は、一般的にＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳ規格で定められた機械構造用合金鋼鋼材、いわゆる肌焼鋼を用い、鍛造や切削などの機械加工により所望の部品形状に成形した後、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理が施され、浸炭部品等として製造される。該浸炭部品等として歯車などが挙げられる。この歯車等の部品には、歯元強度である衝撃疲労強度や、歯面強度等の複数の部品強度特性の兼備が求められる。しかしながら、上記ＪＩＳ規格鋼を用いた場合、複数の特性を両立させることが困難であるため、更にＢを添加したボロン添加鋼を用いて部品を製造することが提案されている。

例えば特許文献１には、歯車部品における歯元強度と歯面強度を両立させることが可能な歯車部品が提案されている。具体的には、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％を含む成分組成を規定すると共に、所定の歯車形状に形成された後に施される浸炭処理により、次の式（１）及び（２）を満たす歯車部品が提案されている。前記歯車部品の歯元部：（５５３．５３×Ｓ質量％）＋（３４．３６×有効硬化層深さｍｍ）−（０．１６×心部硬さＨＶ）＋（１２３．８６×表層Ｃ濃度質量％）≦５２…（１）、前記歯車部品の歯面部：（０．００１×心部硬さＨＶ）＋（０．０３７×全硬化層深さｍｍ）≧０．４６０…（２）

特許文献２には、従来にまして優れた衝撃強度および曲げ強度を有する浸炭部品を製造する方法が示されている。具体的には、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％を含む成分組成の鋼を用い、機械加工もしくは鍛造によって部品形状に成形した後、ガス浸炭焼入れを行ない、その後に１回以上のズブ焼入れを行なった後、これを焼戻し、その後に浸炭異常層を除去する方法が示されている。また特許文献３には、自動車の差動装置用歯車などで問題となる低サイクル疲労による破損に対して優れた耐久性を有する浸炭部品が提案されている。具体的には、Ｂ：０．００５０％以下を含む成分組成の鋼材であって、浸炭硬化層の表面のＣ濃度が重量％で０．５〜１．０％で、かつその浸炭硬化層のオーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で９番以上であり、中心部硬度がＨｖ３５０以上である浸炭部品が示されている。

特開２０１０−１５２７号公報 特開２００９−２９９１４７号公報 特開平８−９２６９０号公報

上記の通り複数の部品強度特性を両立させるため、上記特許文献１〜３に示される通り、ボロン添加鋼が使用されている。しかしながら、ボロン添加鋼を用いガス浸炭を行って得られた部品について調べたところ、衝撃強度が低下してしまうことが判明した。本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、ボロン添加鋼を用い、ガス浸炭を行った場合にも、特に高い衝撃強度を有する浸炭部品を提供することにある。本明細書では、前記「高い衝撃強度を有する」ことを「衝撃特性に優れた」ということがある。

前記課題を解決し得た本発明の浸炭部品は、
母材が、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、
Ｐ：０％超０．０３０％以下、
Ｓ：０％超０．０３０％以下、
Ｃｒ：０．５０〜３．０％、
Ｍｏ：０．２０〜２．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０５０％、および
Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
表面Ｃ濃度が０．７０〜１．００％であると共に、
部品内部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であり、かつ
部品表面から深さ方向に２０００μｍまでのＢ濃度分布において、
部品表面から５００μｍ深さまでの範囲にＢ濃度の最大値を有すると共に、該最大値が１０ｐｐｍ以上であり、かつ５００μｍ以深のＢ濃度の最小値は４ｐｐｍ以上であるところに特徴を有する。

前記母材は、更に、下記（I）と（II）のうちの少なくとも一つを含んでいてもよい。
下記％は質量％を意味する。以下同じである。
（I）Ｃｕ：０％超０．１０％以下、およびＮｉ：０％超３．０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（II）Ｔｉ：０％超０．３０％以下、Ｎｂ：０％超０．３０％以下、Ｖ：０％超０．３０％以下、Ｗ：０％超０．３０％以下、およびＨｆ：０％超０．３０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素

本発明によれば、ボロン添加鋼を用いてガス浸炭を行った場合にも、得られる浸炭部品の表層部の脱Ｂが抑制され、高い衝撃強度を有する浸炭部品を提供することができる。

図１は、実施例における分塊圧延と棒鋼圧延を模擬した熱処理条件を示した図である。 図２は、脱Ｂ量および表面Ｃ濃度の評価用試験片の形状を示す図である。 図３は、衝撃強度評価用試験片の形状を示す図である。 図４は、実施例における軟化処理の条件を示した図である。 図５は、実施例における浸炭処理の条件を示した図である。 図６は、実施例における浸炭後のＢ濃度分布の一例を示した図である。 図７は、ビッカース硬さ測定位置を説明するための図である。

本発明者は、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。まずボロン添加鋼を用い、特にガス浸炭を行った場合に得られる浸炭部品の、衝撃強度が低下する理由について検討を行った。その結果、衝撃強度の低下が、特に浸炭層の固溶Ｂ濃度の低下によることをつきとめた。特には、表面Ｃ濃度を高い状態としたまま浸炭層深さを増大、即ち有効硬化層深さを十分確保しようとすると、浸炭層の領域で固溶Ｂ濃度の少ない領域が発生し、これが衝撃強度低下の原因であることをつきとめた。そして高い衝撃強度の確保には、この浸炭層の固溶Ｂ濃度を一定以上とする必要があることを見出し、本発明を完成させた。以下、浸炭層において固溶Ｂ濃度の少ない領域が生じることを「脱Ｂ」ということがある。

まず脱Ｂが生じる現象について、次の通りあらためて検証した。脱Ｂは、加熱時に、浸炭雰囲気に含まれる酸素と部品表面のボロンが結合して酸化ボロンが生成し、部品表面の固溶Ｂ濃度が低下することにより開始する。この部品表面の固溶Ｂ濃度の低下に伴い、部品内部のＢが表面側に拡散し、部品表面で酸素と結合することで脱Ｂが促進されて脱Ｂ量が増大する。この様に脱Ｂは酸素の存在により発生する現象である。従来の浸炭部品では、この様に脱Ｂが促進され、浸炭等の熱処理後の部品は内部から表面方向にかけてＢ濃度が単調減少する傾向にあり、場合によっては表面から一定深さまでボロン濃度が０ｐｐｍとなる場合もある。一方、大量生産が可能なガス浸炭では、用いるガスに酸素が不可避的に含まれるため、上記脱Ｂは回避できない現象である。

本発明者は、この様な状況下において、大量生産が可能なガス浸炭で浸炭を行った場合でも、衝撃強度の低下を防止できる方法について検討を行ったところ、前述の通り浸炭層中のＢ濃度を一定以上確保することが、高い衝撃強度の確保に有効であることを見出した。またこの様な浸炭層中の一定以上のＢ濃度確保には、後述の通り浸炭条件の制御が推奨されることも見出した。

まず本発明のポイントである浸炭層のＢ濃度について説明する。本発明では、部品表面から深さ方向に２０００μｍまでのＢ濃度分布において、部品表面から５００μｍ深さまでの範囲にＢ濃度の最大値を有し、該最大値は１０ｐｐｍ以上であり、かつ５００μｍ以深のＢ濃度の最小値は４ｐｐｍ以上であることを規定する。前記Ｂ濃度には、前述の固溶Ｂの他にＢ化合物を含みうる。前記Ｂ濃度にＢ化合物も含める理由は次の通りである。即ち、特定の微小領域における脱Ｂ挙動を考えた場合、その領域に存在する固溶Ｂは基本的には表面方向に移動し、内部側から固溶Ｂが供給される。この脱Ｂ現象が続くと、内部側の固溶Ｂが減少して微小領域に供給されるＢ量が減少する。その際、微小領域にＢ化合物が存在すると、このＢ化合物が第２のＢ供給源（Ｂ化合物→固溶Ｂ）になると考えられるからである。

本発明では上記の通り、部品表面から深さ方向のＢ濃度分布において、部品表面から５００μｍ深さまでの範囲にＢ濃度の最大値が存在する、即ちＢ濃化領域を形成することによって、浸炭層全体のＢ濃度を高めうる。上記Ｂ濃度の最大値は、部品表面から例えば２００μｍ深さ近傍にボロン濃化部が形成されることによって得られる。上記Ｂ濃度の最大値は、浸炭層全体のＢ濃度を高める観点から、１０ｐｐｍ以上である必要がある。該Ｂ濃度の最大値は、好ましくは１５ｐｐｍ以上、より好ましくは２０ｐｐｍ以上である。尚、本発明の浸炭部品を構成する母材のＢ濃度および後述する製造条件を考慮すると、上記Ｂ濃度の最大値の上限は２００ｐｐｍ程度となる。

上記浸炭層の表層側にＢ濃度の最大値を有すると共に、内部のＢ濃度も一定以上とすることによって、衝撃強度を確実に高めることができる。このことから、５００μｍ以深のＢ濃度の最小値、具体的には５００〜２０００μｍ深さのＢ濃度の最小値を４ｐｐｍ以上とする。該Ｂ濃度の最小値は、６ｐｐｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１０ｐｐｍ以上である。尚、上記Ｂ濃度の最小値は高いほど好ましいが、後述する製造条件等を考慮すると、上記Ｂ濃度の最小値の上限は母材のＢ濃度未満である。

上記部品表面から５００μｍ深さまでの範囲のＢ濃度の最大値と、５００μｍ以深のＢ濃度の最小値は、後述する実施例に記載の方法で求めることができる。以下、上記「５００μｍ以深のＢ濃度の最小値」を「表層部の最低Ｂ量」ということがある。

また本発明の浸炭部品は、表面Ｃ濃度が０．７０〜１．００％である。後述する浸炭処理により、部品表面の炭素濃度、即ち表面Ｃ濃度は、部品内部の炭素濃度よりも高まるが、部品強度確保の観点から、０．７０％以上とする必要がある。表面Ｃ濃度は、好ましくは０．７５％以上、より好ましくは０．８０％以上である。一方、表面Ｃ濃度が高すぎても部品強度はかえって劣化するため、表面Ｃ濃度は１．００％以下とする必要があり、好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下である。

更に本発明の浸炭部品は、部品内部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上を満たす。粗大な結晶粒を抑制することによって、高い衝撃強度を確保することができる。前記結晶粒度番号は、好ましくは７．５以上である。尚、後述する製造条件等を考慮すると、該結晶粒度番号の上限はおおよそ１２程度となる。

本発明の浸炭部品は、上述したように表層における脱Ｂを抑制しているところに特徴があるが、例えば機械構造用部品として用いること等を考慮すると、母材の成分組成、即ち部品を構成する鋼の成分組成も適切に調整する必要がある。以下、該成分組成について説明する。

Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、部品として必要な内部硬さを確保するために必要な元素であり、Ｃ量が０．１０％未満では硬さ不足により部品としての静的強度が不足する。また衝撃強度も低下する。
従ってＣ量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５以上である。しかしＣが過剰に含まれると、内部硬さが過度に高くなるため、靱性が低下し、衝撃特性が劣化する。従ってＣ量は０．３０％以下に抑える必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。

Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは、焼戻し硬さの低下を抑えて浸炭部品の面疲労特性の改善に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は０．０１％以上含有させる。Ｓｉ量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＳｉが過剰に含まれると、浸炭時に表面Ｃ濃度を確保しにくくなる。従って、Ｓｉ量は２．０％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下である。

Ｍｎ：０．３０〜０．８０％
Ｍｎは、浸炭処理時の焼入性を高め、高い衝撃強度の確保に有効な元素である。また、Ｍｎは、脱酸材としても作用し、鋼中の酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する。更にＭｎは赤熱脆性の防止にも寄与する。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量は０．３０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４０％以上である。しかしＭｎが過剰に含まれると、脱Ｂ量が増大して衝撃特性の低下を招く。従ってＭｎ量は０．８０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．７５％以下、より好ましくは０．７０％以下である。

Ｐ：０％超０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に不可避不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して浸炭部品の衝撃疲労特性を劣化させる。従ってＰは０．０３０％以下に抑える。Ｐ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓ：０％超０．０３０％以下
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工時の被削性を改善する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓは０．００１０％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００５０％以上、更に好ましくは０．０１００％以上である。しかしＳを過剰に含んでＭｎＳの生成量が多くなると、浸炭部品の強度が劣化する。従ってＳ量は０．０３０％以下、好ましくは０．０２５％以下である。

Ｃｒ：０．５０〜３．０％
Ｃｒは、浸炭を促進させ、鋼の表面に硬化層を形成するために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．５０％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．６０％以上、より好ましくは０．７０％以上である。しかしＣｒが過剰に含まれると、過剰浸炭を引き起こし、浸炭部品の衝撃強度が低下する。従ってＣｒ量は３．０％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。

Ｍｏ：０．２０〜２．０％
Ｍｏは、浸炭処理における焼入性を向上するとともに、脱Ｂの抑制に寄与する元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ量は０．２０％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．３０％以上である。しかしＭｏが過剰に含まれると、鍛造時の変形抵抗が増大し、冷間加工性が劣化する。従ってＭｏ量は２．０％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下である。

Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、０．０１０％以上含まれる。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしＡｌが過剰に含まれると、鋼の変形抵抗が増大して鍛造性が劣化する。従ってＡｌ量は０．１０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。

Ｎ：０．００１０〜０．０５０％
Ｎは、浸炭部品の結晶粒度の適切な調整に作用するＡｌＮの形成に必要な元素である。
従ってＮ量は０．００１０％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００２０％以上、より好ましくは０．００３０％以上である。しかしＮ量が過剰に含まれると、上記ＡｌＮ等の窒化物が鋼中に多量に形成され、鍛造性を劣化させる。従ってＮ量は０．０５０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下とする。

Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％
Ｂは、浸炭処理における焼入性向上に寄与する元素である。ＢはＣｒ、Ｍｎ、Ｍｏなどに比べて微量で焼入性の向上効果が生じうるため、鍛造性等の低下を招きにくい。上記焼入性向上効果を発揮させる観点のみからは、Ｂ量を０．０００４％以上とすればよいが、上述の通り浸炭処理後は表層部で脱Ｂが生じる。よって、浸炭層の焼入性を得るべく表層部の十分なＢ量確保を考慮すると、母材のＢ量を０．００２０％以上に高めておく必要がある。該Ｂ量は、好ましくは０．００２５％以上、より好ましくは０．００３０％以上である。一方、Ｂが過剰に含まれると、Ｎとの結合によりＢＮを生成し部品強度が低下する。従ってＢ量は０．０１５０％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．０１００％以下、更に好ましくは０．００８０％以下である。

本発明の浸炭部品を構成する鋼の成分は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、原料、資材、製造設備などの状況によって持ち込まれる元素が挙げられる。

また本発明の浸炭部品を構成する母材は、上記元素に加えて更に、下記Ｃｕ等の元素を含んでいてもよい。含有させる元素に応じて鋼の特性がさらに改善される。以下、これらの元素について詳述する。

（ａ）Ｃｕ：０％超０．１０％以下、およびＮｉ：０％超３．０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
ＣｕとＮｉは、上記Ｍｏと同様に、浸炭処理における焼入性の向上に作用する元素である。また、ＣｕとＮｉは、Ｆｅよりも酸化され難い元素であるため、浸炭部品の耐食性改善にも有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ量を０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０４％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。またＮｉを含有させる場合、Ｎｉ量を０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。

しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、熱間圧延性が低下し、割れなどの問題が発生し易くなる。従ってＣｕ量は０．１０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。また、Ｎｉを過剰に含有すると、コスト高となるため、Ｎｉ量は３．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。ＣｕとＮｉは、何れか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。

（ｂ）Ｔｉ：０％超０．３０％以下、Ｎｂ：０％超０．３０％以下、Ｖ：０％超０．３０％以下、Ｗ：０％超０．３０％以下、およびＨｆ：０％超０．３０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、およびＨｆは、鋼中に炭化物、窒化物、炭窒化物などの結晶粒微細化効果を発揮する析出物を生成させて、浸炭後の結晶粒度の調整に有用な元素である。
Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ系析出物を生成させて上記効果を得るには、Ｔｉ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかしＴｉが過剰に含まれると、鍛造時の変形抵抗が増大し、鍛造性が劣化する。従ってＴｉ量は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。

Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ系析出物を生成させて上記効果を得るには、Ｎｂ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかしＮｂが過剰に含まれると、鍛造時の変形抵抗が増大し、鍛造性が劣化する。また衝撃強度の低下も招く。従ってＮｂ量は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｖを含有させる場合、Ｖ系析出物を生成させて上記効果を得るには、Ｖ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかしＶが過剰に含まれると、鍛造時の変形抵抗が増大し、鍛造性が劣化する。また衝撃強度の低下も招く。従ってＶ量は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。

Ｗを含有させる場合、Ｗ系析出物を生成させて上記効果を得るには、Ｗ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかしＷが過剰に含まれると、鍛造時の変形抵抗が増大し、鍛造性が劣化する。また衝撃強度の低下も招く。従ってＷ量は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｈｆを含有させる場合、Ｈｆ系析出物を生成させて上記効果を得るには、Ｈｆ量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。
しかしＨｆが過剰に含まれると、鍛造時の変形抵抗が増大し、鍛造性が劣化する。また衝撃強度の低下も招く。従ってＨｆ量は０．３０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。尚、これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。

次に、上記成分組成の鋼を用い、本発明の浸炭部品を製造する方法について説明する。
本発明の浸炭部品には、浸炭窒化部品も含まれる。

本発明の浸炭部品は例えば次の様にして製造することができる。即ち、上記範囲に成分調整した鋼を溶製し、鋳造して得られた鋳片に対して鍛伸加工を行った後、分塊圧延、棒鋼圧延を行って例えば棒鋼を得る。その後、黒皮を１ｍｍ以上除去してから、軟化処理、鍛造や機械加工などによる部品成型を経て、浸炭処理、浸炭終了後の焼入れ、および焼戻しを行うことにより、浸炭部品が得られる。

浸炭部品において表面Ｃ濃度と有効硬化層深さを保持しつつ、脱Ｂをできるだけ抑制して衝撃強度の低下を防止するには、上記製造工程において、特に軟化処理、浸炭処理、およびその後に行う焼戻しの条件を制御することが推奨される。以下、これらの工程で推奨される条件について説明する。

軟化処理工程では、フェライト−オーステナイトの２相域の高温側近傍の温度で保持することが好ましい。軟質化を促進する観点から、高温軟化温度が７４０℃以上、好ましくは７５０℃以上の高温軟化処理工程を含むようにする。一方、前記高温軟化温度が高すぎると、脱Ｂが促進されてしまうため、高温軟化温度は８５０℃以下、好ましくは８００℃以下とする。上記高温軟化温度での保持時間は、軟質化促進の観点から０．５時間以上、好ましくは１．０時間以上であり、脱Ｂを抑制する観点から１０時間以下、好ましくは８時間以下である。

軟化処理工程では、上記の高温軟化処理工程を含めばよく、該高温軟化処理工程に加えて、加熱温度が７４０℃を下回る軟化処理工程が更に設けられていてもよい。

次に浸炭処理の条件について説明する。浸炭処理時の加熱温度が９００℃を下回ると、十分な浸炭層深さを得るために、より長時間の処理が必要となる。この様な長時間の加熱は脱Ｂを招く。よって浸炭処理時、高温加熱温度が９００℃以上の高温浸炭処理工程を含むようにする。前記高温加熱温度は、好ましくは９２０℃以上、より好ましくは９３０℃以上である。しかし高温加熱温度が９８０℃を超えると、結晶粒粗大化が発生し部品強度の低下を引き起こす。よって高温加熱温度は９８０℃以下とする。好ましくは９６０℃以下、より好ましくは９５０℃以下である。この高温加熱温度での保持時間は、後述する浸炭開始から焼入れまでの時間の範囲内で適宜設定できる。

浸炭処理時、高温加熱温度が９００℃以上の高温浸炭処理工程を含めばよく、該高温浸炭処理工程に加えて、加熱温度が９００℃を下回り、かつ焼入れを考慮すると８２０℃以上である浸炭処理工程が更に設けられていてもよい。

浸炭処理時は、表面Ｃ濃度を確保するため、鋼材成分に応じてＣｐ（カーボンポテンシャル、Ｃａｒｂｏｎｐｏｔｅｎｔｉａｌ）を調整できる。Ｃｐは、好ましくは０．８０％以上、さらに好ましくは０．８５％以上とする。尚、上限は１．００％程度である。

またこのとき、部品強度の確保に必要な有効硬化層深さを得るため、浸炭開始から焼入れ開始までの時間を２３０分以上、好ましくは２７０分以上とする。しかしながら、上記時間が長すぎると脱Ｂが促進されるため、上記時間は５１０分以下、好ましくは４８０分以下とする。

前記浸炭の方法として、ガス浸炭、真空浸炭、イオン浸炭（プラズマ浸炭）等の方法が挙げられる。本発明は、上述の通り、雰囲気中に不可避的に酸素を含むガス浸炭を採用した場合により効果を発揮する。浸炭ガス中にＮＨ₃等を添加して浸炭と同時に浸窒を行う浸炭窒化処理を行ってもよい。

浸炭後の部品強度を確保するため、浸炭終了時には焼入れを行う。焼入れ温度は８２０℃以上、好ましくは８３０℃以上、より好ましくは８４０℃以上である。焼入れ方法は油冷とする。十分な焼入性を確保するため、油温は１６０℃以下、好ましくは１５０℃以下、さらに好ましくは１２０℃以下とする。一方、油温が低すぎると、焼入れによる部品のひずみが大きくなるため、油温は、５０℃以上、好ましくは６０℃以上、さらに好ましくは８０℃以上とする。尚、焼入れは、１回とすることが好ましい。複数回の焼入れを行う場合は加熱時間が長時間となりやすく、脱Ｂが促進されやすいからである。

焼入れ後は焼戻しを行う。焼戻しの効果を得るため、焼戻し温度は１４０℃以上、好ましくは１５０℃以上である。一方、焼戻し温度の上限は、焼戻しによる表面硬さ低下を抑制する観点から１７０℃以下とする。好ましくは１６０℃以下である。焼戻し時間は例えば１〜３時間とすることができる。

本発明によれば浸炭部品の表面異常層の形成が抑制されているため、浸炭後に表面異常層を除去することなく浸炭部品を得ることができる。

本発明で得られる浸炭部品の具体的な形態として、例えば自動車などの輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて用いられる機械構造用部品が挙げられる。より具体的には、歯車、シャフト類、無段変速機（ＣＶＴ、Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ Ｖａｒｉａｂｌｅ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ）プーリ、等速ジョイント（ＣＶＪ、Ｃｏｎｓｔａｎｔ Ｖｅｌｏｃｉｔｙ Ｊｏｉｎｔ）、軸受などが挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

［１］試験片の作製
表１−１および表１−２に示す成分組成のインゴットを真空溶解炉にて溶製し、鍛伸加工を行った後、図１に示す分塊圧延と棒鋼圧延を模擬した熱処理条件で熱処理を施し、直径３２ｍｍの棒鋼を作製した。作製した棒鋼から、脱Ｂ量および表面Ｃ濃度の測定に用いる、図２に示すサイズが直径３０ｍｍ×長さ１５０ｍｍの試験片１と、衝撃強度の測定に用いる図３の浸炭前試験片２ａを作製した。実部品の製造工程を模擬するため、これらの試験片に対し、図４に示す種々の軟化処理を施した後、図５に示す種々の浸炭処理を施した。図４において、Ｘは放冷を意味する。また図５において、Ｚは油温１００℃での油焼入れを意味する。表２の「軟化条件」の欄の数字は、図４の（１）〜（３）の軟化条件にそれぞれ対応する。また表２の「浸炭条件」の欄の数字は、図５の（１）〜（５）の浸炭条件にそれぞれ対応する。尚、図５において、（３）は特許文献１で実施の条件に相当し、（４）は特許文献２で実施の条件に相当する。

尚、表２の試験Ｎｏ．５２については、浸炭後試験片２ｂに対して更に、特許文献２で実施の浸炭異常層の除去を模擬してノッチ面を０．１５ｍｍ研磨した。一方、試験Ｎｏ．５２の浸炭後の試験片１は、前記研磨を行わずに、下記の脱Ｂ量および表面Ｃ濃度の測定に供した。

衝撃強度の評価に用いる図３の浸炭後試験片２ｂは、浸炭前試験片２ａを用いて上記浸炭処理を行った後（上述の通り、試験Ｎｏ．５２については更に前記研磨を行った後）、後述の加工を施して得た。

［２］脱Ｂ量および表面Ｃ濃度の測定
浸炭後の試験片１の表面から、表面に垂直な深さ方向に５０μｍごとに、また１０００μｍ以深は１００μｍごとに、２．０ｍｍ深さまで切粉採取し、Ｂは、島津製作所社製の形式ＩＣＰＶ−１０１７のＩＣＰ（ＩｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙＣｏｕｐｌｅｄＰｌａｓｍａ、誘導結合プラズマ）発光分析装置を用いて測定し、Ｃは、ＬＥＣＯ社製の形式ＣＳ６００の炭素・硫黄分析装置を用いてそれぞれの濃度分布を評価した。この評価により得られたＢの濃度分布の一例を図６に示す。図６に示すように、表面から５００μｍ深さまでのＢ濃度分布において、Ｂ濃度のピークが存在しており、このピーク時のＢ濃度を最大値とした。また、５００μｍ深さから２０００μｍ深さまでの領域のＢ濃度の最小値も求めた。更に、５０μｍ深さまでのＣ濃度の平均値を表面Ｃ濃度とした。これらの測定結果を表２に示す。

［３］旧オーステナイト結晶粒度番号の測定
浸炭後試験片２ｂを用い、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５年）に従って旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を測定した。詳細には、部品内部として図７の測定位置Ｒを観察できるように、上記浸炭後試験片２ｂの長手方向中央に垂直な面を切断した。尚、前記図７においてＱは試験片の切欠底を示す。次に、切断面を研磨後、エタノールと３％硝酸との混合液であるナイタール液でエッチングしてから、光学顕微鏡で、上記測定位置Ｒを観察倍率１００倍で観察して上記粒度番号を測定した。その結果を表２の「結晶粒度」の欄に示す。

［４］衝撃強度の評価
まず、衝撃強度の評価用試験片２ｂを次の通り用意した。図３（ａ）に示すサイズが１５ｍｍ×２０ｍｍ×５５ｍｍの角棒にＲ１０の切欠を付けた浸炭前試験片２ａを用意し、これに前述の通り表１に示す各条件で軟化処理と浸炭処理を行い、その後、図３（ａ）に斜線部分で示す通り、３面それぞれを深さ５ｍｍずつカットして浸炭後試験片２ｂを用意した。この浸炭後試験片２ｂを用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）に示されたシャルピー衝撃試験に従って衝撃値を測定した。そして衝撃値が７６Ｊ／ｃｍ²以上の場合を衝撃強度が高いと評価した。その結果を表２に示す。

各試料の有効硬化層深さも確認までに測定した。詳細には、試料表面からの内部深さ方向にかけてのビッカース硬さ分布にて、試料表面から５１３ＨＶを示す位置までの深さを測定し、これを有効硬化層深さとした。その結果いずれの試料も、有効硬化層深さは０．６５ｍｍ以上であり一定レベル以上であることを確認した。

［５］内部硬さの評価
機械構造用部品として求められる内部硬さも測定した。詳細には、前記浸炭後試験片２ｂの内部硬さとして、ビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さの測定は、図７の測定位置Ｒにおいて１ｋｇの荷重で測定を行った。上記結果を表２に示す。

表１−１、表１−２、および表２より次のことがわかる。即ち、試験Ｎｏ．１〜３８は、規定の成分組成を満たし、表面Ｃ濃度および部品内部の旧オーステナイト結晶粒度が規定範囲内であり、かつ表層部のＢ濃度分布も本発明の規定を満たしているため、高い衝撃強度を確保することができた。また内部硬さも高く、機械構造用部品として好適に用いることができる。

これに対し試験Ｎｏ．３９〜５３は、母材の成分組成と表層部のＢ濃度分布の少なくともいずれかが規定を外れているため、高い衝撃強度が得られなかった。詳細は次の通りである。

試験Ｎｏ．３９は、母材のＭｎ量が過剰であるため、脱Ｂが生じやすく、表層部の最低Ｂ量を確保できなかった。そのために高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．４０および４３〜４６は、母材が、脱Ｂの抑制に寄与するＭｏを含んでいないか、含んでいても不足しているため、表層部の最低Ｂ量を確保できず、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．４１は、母材がＢを含んでいないため、表層部においてＢピークが得られずかつ表層部の最低Ｂ量もゼロであり、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．４２は、母材のＢ量が過剰であるため、高い衝撃強度が得られなかった。また、表面Ｃ濃度も低下した。

試験Ｎｏ．４７〜５０は、鋼材Ｎｏ．１を用い、特に軟化処理を試験Ｎｏ.１〜４６と異なる条件で行った例である。試験Ｎｏ．４７および４９の通り、低い軟化処理温度で長時間加熱する軟化処理を行うと、脱Ｂが生じて高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．４８および５０は、高い軟化処理温度で軟化処理を行った例である。これらの例では、脱Ｂが促進されてＢピークが小さくかつ表層部の最低Ｂ量がゼロとなり、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．５１は、母材のＭｏ量が不足し、かつ浸炭条件が特許文献１の条件に相当する例である。この様にＭｏ量が不足し、かつ浸炭開始から焼入れ開始までの時間が長時間であると、脱Ｂが促進されて表層部の最低Ｂ量がゼロとなり、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．５２は、母材のＭｎ量やＭｏ量が規定範囲を外れ、かつ浸炭条件が特許文献２の条件に相当し、更に特許文献２の通り表面の削除を行った例である。この様に、規定の成分組成を満たさず、かつ高い温度で焼戻すと共に表面の削除を行った結果、表層部の最低Ｂ量がゼロとなり、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．５３は、母材のＭｏとＡｌが不足し、かつ図５の（５）の通り焼入れを２回行った例である。この様に成分組成を満たさず、かつ加熱時間が長時間となった結果、脱Ｂが促進されて表層部の最低Ｂ量がゼロとなり、高い衝撃強度が得られなかった。

下記表３の試験Ｎｏ.Ｘ１〜Ｘ１０は、成分組成が本発明で規定の範囲を外れていることに起因して高い衝撃強度が得られなかった例である。前記衝撃強度は、試験Ｎｏ.Ｘ１〜Ｘ１０の成分組成の浸炭後試験片２ｂを、前記［１］と同様にして製造、このうち軟化条件は図４の（１）、浸炭条件は図５の（１）のいずれも本発明で推奨される条件で製造し、前記［４］と同様にして評価した。各例について以下に説明する。

試験Ｎｏ．Ｘ１は、母材のＣ量が不足したため、高い衝撃強度が得られなかった。試験Ｎｏ．Ｘ２は、母材のＣ量が過剰であるため、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．Ｘ３は、母材のＰ量が過剰であるため粒界偏析による脆化が生じたものと考えられ、高い衝撃強度が得られなかった。試験Ｎｏ．Ｘ４は、母材のＣｒ量が不足しているため、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．Ｘ５は、母材のＡｌ量が不足しているため、結晶粒度が５．５の粗大な結晶粒となり、高い衝撃強度が得られなかった。試験Ｎｏ．Ｘ６は、母材のＮ量が不足しているため、結晶粒度が４．５の粗大な結晶粒となり、高い衝撃強度が得られなかった。

試験Ｎｏ．Ｘ７〜Ｘ１０は、それぞれ母材のＮｂ、Ｖ、Ｗ、Ｈｆの各含有量が過剰であるため高い衝撃強度が得られなかった。

１ 試験片
２ａ 浸炭前試験片
２ｂ 浸炭後試験片
Ｘ 放冷
Ｚ 油温１００℃の油焼入れ
Ｑ 試験片の切欠底
Ｒ オーステナイト結晶粒度とビッカース硬さの測定位置

Claims (3)

1. 前記母材が、質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、
   Ｐ：０％超０．０３０％以下、
   Ｓ：０％超０．０３０％以下、
   Ｃｒ：０．５０〜３．０％、
   Ｍｏ：０．２０〜２．０％、
   Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
   Ｎ：０．００１０〜０．０５０％、および
   Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％
   を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
   表面Ｃ濃度が０．７０〜１．００％であると共に、
   部品内部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であり、かつ
   部品表面から深さ方向に２０００μｍまでのＢ濃度分布において、
   部品表面から５００μｍ深さまでの範囲にＢ濃度の最大値を有すると共に、該最大値が１０ｐｐｍ以上であり、かつ５００μｍ以深のＢ濃度の最小値が４ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の浸炭部品。
2. 前記母材は、更に、質量％で、Ｃｕ：０％超０．１０％以下、およびＮｉ：０％超３．０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する請求項１に記載の浸炭部品。
3. 前記母材は、更に、質量％で、Ｔｉ：０％超０．３０％以下、Ｎｂ：０％超０．３０％以下、Ｖ：０％超０．３０％以下、Ｗ：０％超０．３０％以下、およびＨｆ：０％超０．３０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する請求項１または２に記載の浸炭部品。

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