WO2010137607A1 - 浸炭部品およびその製造方法 - Google Patents

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浜田　貴成
秀和 末野
祐次 小林
英明 杉浦
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Sintokogio Ltd
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Definitions

  • the present invention relates to a carburized part (hereinafter referred to as “carburized part”) and a method for manufacturing the same.
  • the present invention relates to carburized parts made of high-strength steel used as various shafts or power transmission parts for automobiles, construction machines, industrial machines, and the like, and a method for manufacturing the same. More specifically, the strength, in particular, the fatigue strength in the so-called “low to medium cycle range” associated with an impact load, that is, 10 3 when a repeated impact load is applied so as to give plastic deformation.
  • the present invention relates to a carburized part made of high-strength steel having improved strength at which fatigue fracture occurs at a repetition rate of about 10 to 4 cycles or less, and a method for manufacturing the same.
  • Automotive parts such as axle shafts, drive shafts, outer races for constant velocity joints or gears for power transmission, construction machine parts, and industrial machine parts generally have desired mechanical properties after machining into a predetermined shape. Therefore, it is manufactured by surface hardening treatment or hardening treatment by ordinary “quenching-tempering”.
  • the carbon concentration of the hardened portion of the surface is about 0.8% by mass, and the microstructure after quenching becomes a high carbon martensite structure. For this reason, although high hardness can be realized, it is difficult to avoid “brittleness” due to the high carbon martensite structure.
  • martensite means so-called “fresh martensite” obtained by isothermal transformation and continuous cooling transformation, “martensite subjected to self-tempering”, and “tempered martensite” obtained by tempering them.
  • site it refers to a tissue having a “lass-like structure morphology”, and includes a structure in which carbides such as ⁇ or ⁇ are precipitated in the “lass-like structure”.
  • fresh martensite and self-tempered martensite are tempered, they are tempered at a high temperature, for example, tempered at a high temperature exceeding 700 ° C.
  • tempered martensite Even when the above-mentioned “fresh martensite” and “self-tempered martensite” are tempered, they are tempered at a high temperature, for example, tempered at a high temperature exceeding 700 ° C.
  • structure When the “structure” is recrystallized into equiaxed ferrite, it is not included in “tempered martensite”.
  • Non-patent document 1 discusses materials premised on “carburizing and quenching” treatment. However, it is difficult to avoid the “embrittlement” due to the high carbon martensite structure by only changing the material. For this reason, it cannot be said that it is sufficient to improve the fatigue strength in the “low to medium cycle region” accompanying an impact load.
  • Patent Documents 1 to 4 propose a high fatigue strength component combining a surface hardening process such as carburizing and quenching and a shot peening process, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 5 proposes, as another method for realizing high fatigue strength, a high fatigue strength component that performs induction hardening on a specific part of a product after surface hardening treatment of carburizing and quenching and a manufacturing method thereof. Yes.
  • Patent Document 1 incomplete quenching with a Vickers hardness of 400 or more and less than 700 by forming steel parts containing 0.1 to 0.3% carbon into machine parts and carburizing or carbonitriding. After the layer is present to a depth of 10 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less from the surface, or formed into a mechanical part using steel containing 0.35 to 0.75% carbon, and quenched and hardened to have a Vickers hardness of 400 or more A tempering process is further performed by causing an incompletely hardened layer of less than 700 to a depth of 10 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less from the surface, and then shot peening is performed with a projection material having a Vickers hardness of 500 or more. “A method for manufacturing a drive system mechanical component having high fatigue strength” is disclosed.
  • Patent Document 2 contains, in mass%, C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.3% or less, Al: 0.02 to 0.08%, and Mn: 0.3 to Two or more elements selected from the group consisting of 3.1%, Ni: 0 to 6%, Cr: 0 to 1.2%, and Mo: 0 to 1.2% [6.4% ⁇ 2 [ Mn] + [Ni] + [Cr] + [Mo] ⁇ 8.2%] is satisfied so that Nb: 0.005 to 0.2% and V: A steel material containing one or two selected from the group consisting of 0.03 to 0.8%, and the balance iron and inevitable impurities, [0.55% ⁇ surface carbon content (mass%) + surface nitrogen (Carbon (carbon mass) ⁇ 0.90%)) Carburizing or carbonitriding so as to satisfy the formula, followed by quenching from the austenite single phase region
  • a steel material in which the maximum hardness of the carburized hardened layer is 550 to 620 in terms of Vickers hardness and the retained austenite area ratio from the
  • Patent Document 3 in mass%, C: 0.15 to 0.60%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.01 to 2.00%, Al: 0.003 to 0.00. 050%, N: 0.005 to 0.100%, Cr: 1.50 to 6.00%, Mo: 0.01 to 3.00%, and Cr + 2Mo: 2.00 to 8.00 %, And if necessary, Ni: 0.1 to 2.0%, B: 0.0001 to 0.0020%, V: 0.01 to 0.50%, Nb: 0 .01 to 0.20%, Ti: containing one or more selected from 0.01 to 0.20%, consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, and the square root of the product of the major axis and minor axis in the surface layer “Carbide having a thickness of 2 ⁇ m or more is 2% or less in area ratio”, “excelling in pitting resistance and wear resistance” In the surface pressure component and the high surface pressure component, the heating temperature is 930 to 1050 ° C., the C concentration of
  • a “manufacturing method of a part for high surface pressure” characterized by performing a curing process is disclosed.
  • Patent Document 4 in mass%, C: 0.10 to less than 0.30%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.20 to 0.60%, P: 0.015% or less, S: 0.035% or less, Cr: 0.50 to 1.00%, Mo: 0.50 to 1.00%, B: 0.0005 to 0.0030%, Ti: 0.010 to 0.100%, Nb: 0.010 to 0.100% is contained, the balance is Fe and inevitable impurities, the surface C concentration after gas carburizing treatment is 0.40 to 0.60%, and the limit hardness is Vickers hardness The effective hardened layer depth to be 513 is 0.6 to 1.2 mm, and the surface layer hardness after the shot peening treatment is 700 or more in terms of Vickers hardness. "Carburized parts" are disclosed.
  • Patent Document 1 The technique proposed in Patent Document 1 described above is based on the assumption that carburizing quenching or carbonitriding quenching is used as the surface hardening treatment, and a soft “incomplete quenching layer” is present in a specific portion of the surface layer portion, thereby performing shot peening processing. At times, the surface soft layer is more easily plastically deformed than the internal hard layer, resulting in an increase in the compressive residual stress of the surface layer. Therefore, this technique can improve the fatigue strength in a so-called “high cycle region” in which fatigue failure is performed at a repetition rate of about 1 ⁇ 10 6 cycles or more, such as the Ono type rotating bending fatigue test. Is possible.
  • Patent Document 2 limits the total content of Mn, Ni, Cr and Mo, and the amount of residual austenite generated during carburizing and quenching by limiting the amount of surface C and surface N to a specific range.
  • the effect of imparting surface compressive residual stress by shot peening is made to reach deeper inside the material. Therefore, this technique can also improve the fatigue strength in the “high cycle range”.
  • the amount of retained austenite exceeds 20%, the amount of deformation due to processing-induced transformation of the retained austenite becomes large during the shot peening process, and it is inevitable that the parts are distorted. Therefore, an operation for correcting the distortion is required.
  • the high surface pressure component proposed in Patent Document 3 includes relatively expensive Cr and Mo among the components of steel, Cr in the range of 1.50 to 6.00%, and Mo in the range of 0.01 to 3.00. %, The value of [Cr + 2Mo] is adjusted to 2.00 to 8.00%. For this reason, the increase in manufacturing cost accompanying the increase in alloy element content may not be avoided.
  • the technique proposed in Patent Document 3 is such that carburization quenching is performed at a C concentration of the carburized surface layer, that is, a carbon potential of 0.60 to 0.80%, and various shot peening processes are performed as necessary. It is possible to improve the fatigue strength in the high cycle region. However, since the carbon potential is high, it is difficult to avoid “embrittlement” in the surface hardened layer portion. For this reason, the effect of improving the fatigue strength in the “low to medium cycle range” is not necessarily obtained.
  • the surface hardness is compensated for by applying compressive residual stress to the decrease in surface hardness accompanying the reduction in the surface C concentration of the carburized component, and the depth position where the compressive residual stress is maximized
  • the shot peening treatment is performed for the purpose of suppressing the generation of cracks due to bending fatigue and removing the surface grain boundary oxide layer that is the starting point of the cracks.
  • This patent document 4 also discloses that the shot peening process is performed in two stages. However, since the surface roughness of the component is not taken into consideration at all, it is conceivable that fatigue cracks easily occur due to the “notch effect” when the surface roughness of the component is rough. For this reason, the effect of improving the fatigue strength in the “low to medium cycle range” is not necessarily obtained.
  • Patent Document 5 performs carburizing and quenching at a specific carbon potential, followed by induction hardening under specific conditions, thereby reducing the surface austenite crystal grain size to a JIS grain size number of 10 or more. It is possible to give a surface compressive residual stress of ⁇ 294 MPa ( ⁇ 30 kgf / mm 2 ) or less as well as grains. For this reason, it is possible to realize a fatigue strength of 941 MPa (96 kgf / mm 2 ) or more at the fatigue limit evaluated by the Ono type rotating bending fatigue test using a smooth specimen. However, since this method performs both “carburization quenching” and “high frequency quenching” as the surface hardening treatment, the manufacturing cost increases. There is no disclosure regarding fatigue strength in the low to medium cycle range.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and an object of the present invention is to provide a carburized part and a method for manufacturing the same which have greatly improved fatigue strength in a “low to medium cycle range”.
  • the present inventors have examined the hardened layer microstructure of the parts subjected to the hardening treatment.
  • the C content of the martensitic structure of the hardened layer part may be optimized.
  • G.G. Krauss on pages 40-57 of “Materials Science and Engineering, A273-275 (1999)”, if the amount of C in the martensite structure after tempering is 0.50% or less, brittle fracture will not occur. It is reported that ductile fracture occurs when suppressed.
  • the present inventors made a 150 kg steel ingot by melting the steel A having the chemical composition shown in Table 1 in a vacuum furnace, and the correlation between the carbon concentration distribution of the carburized product and the fracture mode in the fatigue test. It was investigated by a four-point bending fatigue test.
  • the steel A is steel corresponding to SCr420 described in JIS G 4053 (2008).
  • the above steel ingot was heated to 1250 ° C. and then hot forged into a round bar with a diameter of 30 mm. Cooling after hot forging was allowed to cool in the atmosphere.
  • the above-mentioned round bar with a diameter of 30 mm obtained by hot forging was subjected to a normalizing treatment in which it was kept at a heating temperature of 900 ° C. for 60 minutes and then allowed to cool in the atmosphere.
  • a rectangular parallelepiped having a cross section of 13 mm ⁇ 13 mm and a length of 100 mm is cut out from the central portion of the round rod having a diameter of 30 mm, which has been subjected to the normalization treatment, and then further in the longitudinal center of one surface of the rectangular parallelepiped.
  • a four-point bending test piece was prepared by providing a semicircular notch with a radius of 2 mm at the site.
  • the above four-point bending test piece was subjected to carburizing treatment by changing the treatment temperature, holding time, and carbon potential in various ways, and then put into 120 ° C. oil. After performing the above carburizing and quenching, the steel was further soaked for 120 minutes at a heating temperature of 180 ° C., and then subjected to a tempering treatment that allowed to cool in the air.
  • the carbon concentration distribution was investigated by the following method using a four-point bending test piece that was carburized and quenched and tempered under the same conditions as those for the above-described fracture mode.
  • the four-point bending test piece was embedded in a resin and polished so that the cross section at the site provided with the semicircular notch could be investigated. Thereafter, with the notch bottom as the outermost surface, the carbon concentration distribution toward the center of the test piece was measured by a calibration curve using a wavelength dispersion type EPMA apparatus.
  • C (ave) average carbon concentration in mass% from the outermost surface to a position having a depth of 0.2 mm and the fracture mode in the four-point bending fatigue test. If a good correlation is recognized and C (ave) is 0.45% or less, brittle fracture can be suppressed.
  • the average carbon concentration from the outermost surface to a position having a depth of 0.2 mm is expressed as follows.
  • the distance from the outermost surface to the center direction is xmm, and the carbon concentration in mass% at the part is C (x)%.
  • the integration interval that is, the range of “x” is 0 to 0.2 (mm).
  • the present inventors will use the average carbon concentration from the outermost surface to a position having a depth of 0.2 mm as one of the parameters representing the toughness of the hardened layer portion. The following tests were conducted.
  • steels A to E having chemical compositions shown in Table 2 were melted in a vacuum furnace to produce a 150 kg steel ingot.
  • Steel A in Table 2 is a reprint of Steel A in Table 1 above.
  • the steel ingots described above were heated to 1250 ° C. and then hot forged into round bars with a diameter of 30 mm. Cooling after hot forging was allowed to cool in the atmosphere.
  • the above-mentioned round bar with a diameter of 30 mm obtained by hot forging was subjected to a normalizing treatment in which it was kept at a heating temperature of 900 ° C. for 60 minutes and then allowed to cool in the atmosphere.
  • a rectangular parallelepiped having a cross section of 13 mm ⁇ 13 mm and a length of 100 mm was cut out from the center part of the round bar having a diameter of 30 mm subjected to the above normalization process. Thereafter, a semicircular notch with a radius of 2 mm was provided at a central portion in the length direction of one surface of the rectangular parallelepiped to prepare a four-point bending test piece.
  • the above steels were subjected to carburizing treatment at a soaking temperature of 930 ° C. with respect to the four-point bending test pieces, and then put into 120 ° C. oil to perform “carburizing and quenching”. After performing the above-mentioned carburizing and quenching, it was further soaked at a heating temperature of 180 ° C. for 120 minutes, and then subjected to a tempering treatment that allowed to cool in the atmosphere.
  • a “carburizing and tempering” treatment under general conditions was also performed on the 4-point bending test piece.
  • the above four-point bending test piece was set at 930 ° C. with a carbon potential of 1.1% for 100 minutes and then with a carbon potential of 0.8% for 50 minutes. After heating, it was once cooled to 870 ° C. with the carbon potential kept at 0.8%, and kept at that temperature for 60 minutes for carburizing treatment, and then poured into 120 ° C. oil. After performing the above-mentioned carburizing and quenching, it was soaked at a heating temperature of 180 ° C. for 120 minutes, and then subjected to a tempering treatment that allowed to cool in the air.
  • Table 3 shows the details of carburizing conditions. “Cp1” and “Cp2” in Table 3 represent “carbon potential” in the carburizing process. First, carburization is performed for the time indicated by “soaking time 1” under the condition of Cp1, and then “soaking” is performed under the condition of Cp2. Carburization was performed for the time indicated by “Time 2”. Test number 17 in Table 3 corresponds to the “carburizing and tempering” treatment under the above general conditions. In the carburizing conditions of this test number 17, the description of the above-described process of “cooling to 870 ° C. while maintaining the carbon potential at 0.8% and holding at that temperature for an additional 60 minutes” was omitted in Table 3.
  • the hardness and carbon concentration distribution were investigated using the above-mentioned “carburized quenching and tempering” four-point bending test pieces.
  • the hardness is a Vickers hardness (hereinafter also referred to as “HV hardness”) after embedding and polishing a four-point bending test piece in a resin so that a cross section at a portion provided with a semicircular notch can be investigated. ) was measured.
  • the HV hardness test is performed by a method specified in JIS Z 2244 (2009) with a test force of 2.94 N, and the hardness of the central portion (hereinafter referred to as “central hardness”) and the hardness of the surface portion. (Hereinafter referred to as “surface hardness”).
  • the center hardness was expressed as an average value obtained by measuring five points at a depth of 10 mm from the surface of the resin-embedded test piece with a semicircular notch constituting one side of the cross section.
  • the surface hardness was expressed as an average value obtained by measuring five positions at a depth of 0.05 mm from the surface with the semicircular notch as a reference.
  • Carbon concentration distribution was determined as follows. First, similarly to the above-described hardness measurement, a four-point bending test piece was embedded in a resin and polished so that a cross section at a portion provided with a semicircular notch could be investigated. Thereafter, with the notch bottom as the outermost surface, the carbon concentration distribution toward the center of the test piece was measured by a calibration curve using a wavelength dispersion type EPMA apparatus. Next, using the above measurement results, C (ave), which is an average carbon concentration from the outermost surface to the position of a depth of 0.2 mm from the outermost surface to the center, is obtained by the equation of “5 ⁇ ⁇ C (x) dx”. It was.
  • Table 3 shows the surface hardness, center hardness, and C (ave) determined as described above.
  • the bending fatigue strength is the bending fatigue strength of test No. 17 which is a representative example of a surface-hardened part (that is, using a steel A corresponding to SCr420, which is generally used as a case hardening steel, under the general conditions of “carburizing and quenching— Based on the bending fatigue strength of test No. 17 subjected to the bending fatigue test in the state of being “tempered”, the target was to improve it by 50% or more.
  • Table 4 shows the above bending fatigue test results. Table 4 also shows the improvement rate from the value when the bending fatigue strength of test number 17 is used as a reference value.
  • FIG. 1 shows the improvement rate of the bending fatigue strength when the bending fatigue strength of test number 17 is used as a reference value, and the average carbon concentration in mass% from the outermost surface to a position of a depth of 0.2 mm is C (ave). )
  • the average carbon concentration from the outermost surface to a depth of 0.2 mm is mass% and is in the range of 0.35 to 0.60%, for example, shot peening treatment is performed to reduce the compressive residual stress.
  • shot peening treatment is performed to reduce the compressive residual stress.
  • the average carbon concentration of the hardened layer part where the fractured surface form of the hardened layer part is “brittle” is 0.45 to 0.60%, compressive residual stress is applied to the part surface by shot peening treatment or the like.
  • brittle fracture can be suppressed and fatigue strength can be improved.
  • the residual stress can be applied by shot peening
  • the residual stress also has a distribution similar to the carbon concentration, and this residual stress distribution may vary depending on the processing conditions of shot peening.
  • the shot peening treatment is usually applied to parts whose hardness of the hardened layer portion is 720 or more in HV hardness as represented by a carburized product having a carbon potential of about 0.8%. Done. For this reason, it is considered that the change in the surface roughness accompanying the shot peening process is not so problematic.
  • the value of C (ave) of 0.35 to 0.60% at the mass% of ⁇ 2> is higher than the average carbon concentration in the case of the carburizing process with the above carbon potential being about 0.8%. Low.
  • the hardness of the hardened layer portion when C (ave) is 0.35 to 0.60% is the hardness of the hardened layer portion of a normal carburized product carburized at a carbon potential of about 0.8%. Therefore, when the shot peening treatment is performed to apply the compressive residual stress, it is considered that the change in the surface roughness becomes large.
  • the present inventors further investigated and investigated the correlation between the fatigue strength in the “low to medium cycle range”, the compressive residual stress, and the surface roughness.
  • the compressive residual stress is polished from the surface to a predetermined depth position by electrolytic polishing, the intensity of diffracted X-rays is measured at each depth position, and the half width of the peak intensity obtained by the measurement and the peak center position It was calculated from the relationship.
  • Table 5 shows the results of the above residual stress investigation.
  • depth the depth from the outermost surface
  • the residual stress is ⁇ r (y).
  • Ir ⁇
  • the residual stress intensity index Ir represented by the formula
  • the residual stress intensity index Ir can be determined by the following methods (1) to (8), for example.
  • (1) The outermost surface of the target test piece is set to 0 ⁇ m which is the reference position.
  • (3) The compressive residual stress at the site of depth y (1) ⁇ m is measured using X-rays. This compressive residual stress measurement method using X-rays may be a general method.
  • the surface is further polished by electrolytic polishing to a depth of y (2) ⁇ m.
  • the electrolytic polishing is repeated up to a depth of 100 ⁇ m, and the compressive residual stress is measured at each depth of the electrolytically polished depth.
  • the relationship between the obtained depth and compressive residual stress at a depth of 0 to 100 ⁇ m is plotted with the horizontal axis representing the depth and the vertical axis representing the absolute value of the compressive residual stress. Is obtained as a function (in other words, approximated by a curve).
  • the residual stress intensity index Ir which is the integral of the absolute value of the compressive residual stress can be obtained. .
  • Ir shown in Table 5 is a value obtained by measuring the compressive residual stress at each position of depth 0 ⁇ m, 10 ⁇ m, 30 ⁇ m, 50 ⁇ m, 80 ⁇ m, and 100 ⁇ m in the methods shown in the above (1) to (8). is there.
  • the surface roughness of the specimen may be considered as a cause of the decrease in the bending fatigue strength improvement rate.
  • the surface roughness of the test piece has an effect on the occurrence of fatigue cracks, and when the surface roughness of the parts is rough, fatigue cracks are easily generated by the “notch effect”, and therefore the fatigue strength is reduced. It is thought that it fell.
  • Table 6 shows the above Rz measurement results. Table 6 shows the “bending fatigue strength improvement rate” in Table 4 and “ ⁇ r (0)”, “ ⁇ r (100)”, and “residual stress strength index Ir” in Table 5.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention is a carburized part shown in the following (1) to (3) and a method of manufacturing a carburized part shown in (4).
  • Carburized parts made of steel in which the material steel is C: 0.15-0.25%, Si: 0.03-0.50%, Mn: 0.60% in mass%. 1.5% or less, P: 0.015% or less, S: 0.006 to 0.030%, Cr: 0.05 to 2.0%, Al: 0.10% or less, N: 0.0.
  • the steel is a steel having a chemical composition composed of 03% or less and O: 0.0020% or less, the balance being Fe and impurities, and the surface hardened layer portion satisfying the following conditions (a) to (c) Features carburized parts.
  • the integration interval that is, the range of “x” is 0 to 0.2 (mm).
  • Rz refers to “maximum height roughness” defined in JIS B 0601 (2001).
  • ⁇ r (0) indicates the compressive residual stress at the outermost surface of the component
  • ⁇ r (100) indicates the compressive residual stress at a position of 100 ⁇ m from the outermost surface of the component.
  • the integration interval that is, the range of “y” is 0 to 100 ( ⁇ m).
  • the dough steel is replaced by a part of Fe as a balance, and is in mass%, Mo: less than 0.50%, Cu: 1.0% or less, Ni: 3.0% or less, and B: 0
  • the carburized part according to (1) above which is a steel having a chemical composition including one or more selected from 0030% or less.
  • the dough steel is replaced by a part of Fe as the balance, and is selected from mass%, Ti: 0.10% or less, Nb: 0.10% or less, and V: 0.30% or less.
  • First stage shot peening process conditions ⁇ HV hardness of the projection material: 650 to 750, ⁇ Average particle diameter of the projection material: 0.6 to 1.0 mm, ⁇ Coverage: 500% or more
  • Second stage shot peening treatment conditions ⁇ HV hardness of the projection material: 700 to 850, -Average particle size of the projection material: 0.05 to 0.25 mm, ⁇ Coverage: 500% or more.
  • impurities in the “Fe and impurities” as the remainder in this specification refers to those mixed from ores, scraps, etc. as raw materials or the environment when industrially producing steel materials.
  • the fatigue strength in the “low to medium cycle range” of the carburized parts of the present invention is significantly improved as compared with that of the conventional carburized and quenched / tempered parts.
  • the carburized parts of the present invention are suitable for use as various shafts or power transmission parts for automobiles, construction machines, industrial machines, etc. that are shocking and may be subjected to relatively large loads.
  • the improvement rate of the bending fatigue strength when the bending fatigue strength of test number 17 in Table 3 is used as a reference value is arranged by C (ave) which is an average carbon concentration in mass% from the outermost surface to a depth of 0.2 mm.
  • C (ave) is an average carbon concentration in mass% from the outermost surface to a depth of 0.2 mm.
  • the center hardness of the components also affects the fatigue strength.
  • the center hardness of the components is preferably 350 or more in terms of HV hardness. Therefore, the lower limit of the C content is preferably 0.20%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.24%.
  • Si 0.03-0.50%
  • Si is a deoxidizing element, and is an element having a so-called “temper softening resistance” action that suppresses a decrease in hardness when the martensite structure is tempered.
  • the Si content is set to 0.03 to 0.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.08%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.35%.
  • Mn Over 0.60% and 1.5% or less Mn is an element effective for improving hardenability. Furthermore, Mn has the effect of increasing the amount of retained austenite in the hardened layer part after carburizing treatment. In particular, when the content of Mn exceeds 0.60%, residual austenite is added to the hardened layer part after carburizing treatment. Form. For this reason, when compressive residual stress is applied by shot peening, the compressive residual stress can be introduced deeply and stably. However, even if Mn is contained in excess of 1.5%, in addition to saturation of the above effects, excessive austenite is formed, resulting in rough surface roughness after shot peening. In addition, the cost increases. Therefore, the Mn content is set to more than 0.60% and 1.5% or less. When applying compressive residual stress by shot peening treatment, in order to introduce the compressive residual stress deeper and more stably, it is particularly preferable that the lower limit of the Mn content is 0.70%. The upper limit is preferably 1.20%.
  • P 0.015% or less P deteriorates the toughness of the hardened layer at the time of quenching.
  • the content of P is set to 0.015% or less.
  • the P content is preferably 0.010% or less.
  • S 0.006 to 0.030%
  • S combines with Mn to form MnS, and has an effect of improving machinability, in particular, chip disposal.
  • the S content is less than 0.006%, it is difficult to obtain such an effect.
  • the fatigue strength is reduced.
  • the content of S exceeds 0.030%, fatigue is caused. The strength is significantly reduced. Therefore, the S content is set to 0.006 to 0.030%.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.008%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.020%.
  • Cr 0.05-2.0% Cr has the effect of improving the hardenability of the steel. Since Cr combines with C during surface hardening treatment such as carburizing treatment to form a composite carbide, it also has an effect of improving wear resistance. In order to reliably obtain these effects, Cr needs to be contained in an amount of 0.05% or more. However, when the Cr content exceeds 2.0%, the toughness deteriorates. Therefore, the Cr content is set to 0.05 to 2.0%. The lower limit of the Cr content is preferably 0.10%. The upper limit of the Cr content is preferably 1.85%.
  • Al 0.10% or less
  • Al has an effect of stabilizing and homogenizing deoxidation of steel. However, if its content exceeds 0.10%, the toughness deteriorates in addition to the saturation of the above effects. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less.
  • the Al content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.005%. If at least 0.005% Al is contained, the deoxidation stabilization and homogenization effects are sufficient.
  • N 0.03% or less N is dissolved in steel, and when the amount of dissolved N increases, the hot deformability decreases. Therefore, the N content is set to 0.03% or less. The N content is preferably reduced as much as possible.
  • O oxygen
  • oxygen is present as an impurity in steel and combines with elements in the steel to form an oxide, resulting in a decrease in strength, particularly a decrease in fatigue strength.
  • the content of O is set to 0.0020% or less.
  • the O content is preferably 0.0015% or less.
  • One of the steels of the carburized part of the present invention has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and impurities in addition to the above elements.
  • Another one of the steels of the carburized part of the present invention is Mo, Cu, Ni, B, Ti, Nb and V, instead of a part of Fe in the “Fe and impurities” as the remainder. It has a chemical composition containing one or more selected elements.
  • Mo, Cu, Ni and B have the effect of improving hardenability. For this reason, when it is desired to ensure greater hardenability, these elements may be contained.
  • Mo, Cu, Ni, and B will be described.
  • Mo Less than 0.50% Mo is an element effective for improving the hardenability of steel. Mo is also an element effective for improving the surface fatigue strength by suppressing the formation of grain boundary cementite that causes grain boundary embrittlement and increasing the resistance to temper softening. However, even if Mo is contained in an amount of 0.50% or more, the above effect is saturated and the cost is increased. For this reason, when Mo is contained, the amount is set to less than 0.50%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.35%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.10%.
  • Cu 1.0% or less Cu has an effect of improving hardenability. Therefore, Cu may be contained to obtain this effect. However, when the Cu content exceeds 1.0%, the hot workability is deteriorated. Therefore, when Cu is contained, the amount is set to 1.0% or less.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • Ni 3.0% or less Ni has an effect of improving hardenability. Therefore, Ni may be contained to obtain this effect. However, even if Ni is contained in an amount exceeding 3.0%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, when Ni is contained, the amount is set to 3.0% or less.
  • the Ni content is preferably 2.0% or less.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • B 0.0030% or less B has an effect of improving hardenability. B also has the effect of suppressing the segregation of P and S at the austenite grain boundaries during quenching. Therefore, you may contain B in order to acquire such an effect. However, even if B is contained in an amount exceeding 0.0030%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, when B is contained, the amount is set to 0.0030% or less.
  • the B content is preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.0010%.
  • the above-mentioned Mo, Cu, Ni and B can be contained alone or in combination of two or more.
  • the total content of these elements may be less than 4.5030%, but is preferably 4.0% or less.
  • Ti, Nb, and V have a function of refining crystal grains. For this reason, when it is desired to ensure this effect, these elements may be contained.
  • Ti, Nb, and V will be described.
  • Ti 0.10% or less Ti has an effect of refining crystal grains. That is, Ti combines with C or N in steel to form carbides, nitrides or carbonitrides, and has the effect of refining crystal grains during quenching. Therefore, Ti may be contained to obtain this effect. However, when Ti is contained in an amount exceeding 0.10%, the effect of refining crystal grains and the effect of fixing N can be obtained, but the toughness is lowered. Therefore, when Ti is contained, the amount is made 0.10% or less.
  • the Ti content is preferably 0.08% or less.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.010%, and more preferably 0.015%.
  • Nb 0.10% or less
  • Nb has an effect of refining crystal grains. That is, Nb combines with C or N in steel to form carbides, nitrides or carbonitrides, and has the effect of refining crystal grains. Nb also has the effect of improving the strength of the steel. Therefore, Nb may be contained to obtain these effects. However, even if Nb in an amount exceeding 0.10% is contained, the above-described effect is saturated, resulting in an increase in cost and a reduction in toughness. Therefore, when Nb is contained, the amount is set to 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably 0.08% or less.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.01%, and more preferably 0.015%.
  • V 0.30% or less
  • V has an effect of refining crystal grains. That is, V combines with C or N in steel to form carbides, nitrides or carbonitrides, and has the effect of refining crystal grains. V also has the effect of improving the strength of the steel. Therefore, V may be contained in order to obtain these effects. However, even if V is contained in an amount exceeding 0.30%, the above-described effect is saturated, resulting in an increase in cost, and further a decrease in toughness. Therefore, when V is contained, the amount is set to 0.30% or less.
  • the V content is preferably 0.25% or less.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.005%, and more preferably 0.010%.
  • the above Ti, Nb and V can be contained in only one of them, or in a combination of two or more.
  • the total content of these elements may be 0.50% or less, but is preferably 0.40% or less.
  • C (ave) The carbon concentration in the hardened layer on the surface of the carburized part greatly affects the fatigue strength.
  • C (ave) which is an average carbon concentration from the outermost surface to a position having a depth of 0.2 mm, is less than 0.35%, brittle fracture does not occur but fatigue strength is low, whereas 0.60% If it exceeds V, brittle fracture occurs, and it is difficult to improve fatigue strength even when compressive residual stress is applied. Therefore, C (ave) is set to 0.35 to 0.60%.
  • the lower limit of C (ave) is preferably 0.38%.
  • the upper limit of C (ave) is preferably 0.58%.
  • (B) Surface roughness Rz The surface roughness of the carburized part affects the occurrence of fatigue cracks. When the surface roughness of the part is rough, fatigue cracks are easily generated due to the “notch effect”, and the fatigue strength is reduced. In particular, when Rz, which is the “maximum height roughness” specified in JIS B 0601 (2001), exceeds 15 ⁇ m in the “low to medium cycle range”, the notch effect becomes prominent and fatigue strength is improved. I can't let you. Therefore, the surface roughness Rz is set to 15 ⁇ m or less.
  • the upper limit of Rz is preferably 13 ⁇ m. If Rz is smaller than 2.0 ⁇ m, the risk of seizure during sliding increases. For this reason, the lower limit of Rz is preferably 2.0 ⁇ m.
  • the upper limit of ⁇ r (0) is preferably ⁇ 850 MPa.
  • the upper limit of ⁇ r (100) is preferably ⁇ 850 MPa.
  • the lower limit of the residual stress intensity index Ir is preferably 82000.
  • the residual stress strength index Ir represented by the formula is an integral value of the compressive residual stress contributing to the improvement of the fatigue strength, and the larger the residual stress strength index, the greater the rate at which the fatigue strength is improved. For this reason, the upper limit of the residual stress intensity index Ir is not particularly defined.
  • the carburized parts according to the present invention are described in the following steps (a) and (b), for example, in parts molded into a desired shape using the steel having the chemical composition of the dough described in (A). It can manufacture by performing these processes in order.
  • step (C-1) Carburizing and quenching” process or “Carburizing and quenching-tempering” process in step (a): In the step (a), by carburizing in an atmosphere having a carbon potential of 0.35 to 0.90%, the average carbon concentration from the outermost surface of the part to a position at a depth of 0.2 mm is 0. After adjusting to 35 to 0.60%, quenching is performed, or after the quenching, further tempering is performed at a temperature of 200 ° C. or lower.
  • C (a) which is the “carburizing and quenching” process or the “carburizing and quenching-tempering” process
  • C (ave) which is an average carbon concentration from the outermost surface as a property of the hardened layer portion on the surface of the item (B) to a position at a depth of 0.2 mm
  • C (ave) is easily set to 0.35. It is possible to adjust to ⁇ 0.60%.
  • the carburizing treatment in the above atmosphere may be performed, for example, at a temperature of 890 to 950 ° C. and a soaking time of 120 to 300 min.
  • the preferable lower limit of the temperature in the tempering process is 100 ° C. By setting it as 100 degreeC or more, after a low concentration carburizing hardening, the phenomenon (placement crack) which breaks after a time can fully be prevented.
  • Shot peening as one means for imparting compressive residual stress to the surface hardened layer portion of the carburized component is a two-stage shot peening process of step (b), that is, First stage shot peening process conditions: ⁇ HV hardness of the projection material: 650 to 750, ⁇ Average particle diameter of the projection material: 0.6 to 1.0 mm, ⁇ Coverage: 500% or more Second stage shot peening treatment conditions: ⁇ HV hardness of the projection material: 700 to 850, -Average particle size of the projection material: 0.05 to 0.25 mm, ⁇ Coverage: 500% or more As good as to do.
  • the hardened layer portion on the surface of the carburized part of the present invention has a C (ave) of 0.35 to 0.60% as described above, the hardness of the hardened surface portion is lower than that of the conventional carburized part. ing.
  • Shot peening which is one means for imparting compressive residual stress, is applied to the conventional carburized component, that is, the hardness of the hardened layer portion is lower than that of the conventional carburized component.
  • the compression residual stress can be applied by using a hard projection material (hereinafter also referred to as “shot sphere”), The conditions of the hardened layer portion on the surface of the item (B) that simultaneously satisfy all the conditions of ⁇ r (0): ⁇ 800 MPa or less, ⁇ r (100): ⁇ 800 MPa or less, and the residual stress intensity index Ir: 80000 or more. difficult.
  • the surface roughness Rz of the component may increase and exceed 15 ⁇ m, the “low / medium cycle fatigue strength” that is the object of the present invention cannot be improved, but may be reduced.
  • the first stage shot peening process in the two-stage shot peening process of the step (b) is mainly performed by plastically deforming the surface hardened layer of the carburized part to a deep position, and the characteristics of the hardened layer portion on the surface of the item (B).
  • the following three conditions are satisfied simultaneously: ⁇ r (0): ⁇ 800 MPa or less, ⁇ r (100): ⁇ 800 MPa or less, and residual stress intensity index Ir: 80000 or more.
  • the above shot peening process is ⁇ HV hardness of the projection material: 650 to 750, ⁇ Average particle diameter of the projection material: 0.6 to 1.0 mm, ⁇ Coverage: 500% or more It is better to implement as.
  • the hardness of the projection material is preferably 650 to 750 in terms of HV hardness.
  • the upper limit of the hardness of the projection material is more preferably 700 in terms of HV hardness.
  • the lower limit of the hardness of the projection material is more preferably 680 in terms of HV hardness.
  • the plastic deformation area formed when the shot sphere collides with the surface of the carburized part, that is, the depth from the outermost surface is affected by the average particle diameter of the shot sphere. Deep plastic deformation.
  • the average particle diameter of shot spheres in the first-stage shot peening process is less than 0.6 mm, ⁇ r (100) may not be ⁇ 800 MPa or less.
  • the average particle diameter of the shot sphere exceeds 1.0 mm the surface roughness Rz of the carburized component increases to exceed 15 ⁇ m, and a desired fatigue strength may not be obtained. Therefore, the average particle size of the projection material is preferably 0.6 to 1.0 mm.
  • the upper limit of the average particle size of the projection material is more preferably 0.8 mm.
  • the lower limit of the average particle diameter of the projection material is more preferably 0.65 mm.
  • the coverage is preferably 500% or more.
  • the lower limit of coverage is more preferably 550%. If the coverage is increased, the surface roughness Rz can be reduced, but the shot peening processing time increases. Therefore, from the viewpoint of productivity, the upper limit of coverage is preferably 700%.
  • the coverage can be obtained from the ratio of the sum of the projection mark area (indentation area) of the projection material to the shot peened area of the carburized component.
  • the coverage in one shot peening is C1
  • the calculated value reaches about 98%, this is regarded as full coverage and is set to 100%.
  • the coverage of 500% means a state in which the time for the coverage to reach 100% is five times.
  • the first stage shot peening treatment is more preferably performed with an arc height of 0.30 to 0.60 mmN. This is because if the arc height is less than 0.30 mmN, the plastic deformation region of the carburized part surface becomes small, and compressive residual stress may not be applied to the desired depth, while the arc height is greater than 0.60 mmN. And although compressive residual stress can be applied to the deep position of the carburized part, the absolute value of the applied compressive residual stress may be small, and in any case, the desired fatigue strength may not be obtained Because.
  • the lower limit of the arc height is more preferably 0.50 mmN.
  • (C-2-2) Second stage shot peening process The second-stage shot peening process in the two-stage shot peening process of step (b) mainly uses the first stage shot peening process by using a projection material having an average particle size smaller than that of the first stage projection material. Compressive residual stress is applied in the vicinity of the extreme surface of the surface hardened layer of the carburized part, and ⁇ r (0): ⁇ 800 MPa or less, ⁇ r (100) as the characteristics of the hardened layer portion on the surface of the item (B) : -800 MPa or less and residual stress intensity index Ir: 80000 or more, and surface roughness Rz: 15 ⁇ m or less, in order to satisfy the conditions at the same time in a stable and reliable manner.
  • the above shot peening process is ⁇ HV hardness of the projection material: 700 to 850, -Average particle size of the projection material: 0.05 to 0.25 mm, ⁇ Coverage: 500% or more It is better to implement as.
  • the hardness of the projection material in the second stage shot peening process is preferably 700 to 850 in terms of HV hardness.
  • the upper limit of the hardness of the projection material is more preferably 800 in terms of HV hardness.
  • the lower limit of the hardness of the projection material is more preferably 720 in terms of HV hardness.
  • the average particle diameter of the shot spheres In order to impart a desired compressive residual stress in the second stage shot peening process, it is preferable to reduce the average particle diameter of the shot spheres, contrary to the first stage shot peening process.
  • the average particle diameter of the shot sphere is less than 0.05 mm, it may be difficult to cause plastic deformation in the surface layer portion of the carburized part, and a desired compressive residual stress may not be applied.
  • the average particle diameter of the shot sphere exceeds 0.25 mm, the surface roughness Rz of the carburized component may increase and exceed 15 ⁇ m. Therefore, the average particle diameter of the projection material in the second stage shot peening process is preferably 0.05 to 0.25 mm.
  • the upper limit of the average particle diameter of the projection material is more preferably 0.15 mm.
  • the lower limit of the average particle diameter of the projection material is more preferably 0.08 mm.
  • the coverage in the second-stage shot peening process is also preferably 500% or more.
  • the lower limit of coverage is more preferably 550%. Increasing the coverage can reduce the surface roughness Rz, but increases the shot peening processing time. For this reason, from the viewpoint of productivity, the upper limit of coverage is preferably 700%.
  • the coverage of 500% means that the time for the coverage to reach 100% has been multiplied by five.
  • the second stage shot peening treatment is performed with an arc height of 0.20 to 0.40 mmN.
  • the arc height is less than 0.20 mmN, the plastic deformation region on the surface of the carburized part becomes small and compression residual stress may not be applied to a desired depth, whereas the arc height is less than 0.40 mmN.
  • the lower limit of the arc height is more preferably 0.25 mmN.
  • the upper limit of the arc height is more preferably 0.35 mmN.
  • Steel A and Steels F to K in Table 7 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • Steels L to M are comparative steels in which any of the components is out of the content range defined in the present invention.
  • Steel A is a steel corresponding to SCr420 described in JIS G 4053 (2008), and steel A in Table 1 is listed again.
  • the steel ingots described above were heated to 1250 ° C. and then hot forged into round bars with a diameter of 30 mm. Cooling after hot forging was allowed to cool in the atmosphere.
  • the above-mentioned round bar with a diameter of 30 mm obtained by hot forging was subjected to a normalizing treatment in which it was kept at a heating temperature of 900 ° C. for 60 minutes and then allowed to cool in the atmosphere.
  • a rectangular parallelepiped having a cross section of 13 mm ⁇ 13 mm and a length of 100 mm is cut out from the central portion of the round rod having a diameter of 30 mm, which has been subjected to the normalization treatment, and then further in the longitudinal center of one surface of the rectangular parallelepiped.
  • a four-point bending test piece was prepared by providing a semicircular notch with a radius of 2 mm at the site.
  • the above steels were subjected to carburizing treatment with a soaking temperature of 930 ° C. on the four-point bending test piece as “carburizing and quenching”, and then poured into 120 ° C. oil. After performing the above-mentioned carburizing and quenching, it was further soaked at a heating temperature of 180 ° C. for 120 minutes, and then subjected to a tempering treatment that allowed to cool in the atmosphere.
  • Table 8 shows the details of carburizing conditions. “Cp1” and “Cp2” in Table 8 represent “carbon potential” in the carburizing process. First, carburizing is performed for the time indicated by “soaking time 1” under the condition of Cp1, and then “soaking time 2” under the condition of Cp2. Carburization was performed for the time shown in FIG.
  • Table 8 shows the treatment of test No. 17 in Table 3 above, which was performed on Steel A under the general “carburizing and tempering” conditions. Also in Table 8, the treatment of Test No. 17 is the same as in the case of Table 3 described above: “Cooling to 870 ° C. with the carbon potential kept at 0.8% and holding at that temperature for another 60 minutes” Description is omitted.
  • the hardness and carbon concentration distribution were investigated using the above-mentioned “carburized quenching and tempering” four-point bending test pieces.
  • the hardness was measured by embedding a 4-point bending test piece in a resin so that the cross section at the site where the semicircular notch was provided could be investigated, and then measuring the HV hardness.
  • the HV hardness test was performed by a method specified in JIS Z 2244 (2009) with a test force of 2.94 N, and the center hardness and surface hardness were determined.
  • the center hardness was expressed as an average value obtained by measuring five points at a depth of 10 mm from the surface of the resin-embedded test piece with a semicircular notch constituting one side of the cross section. .
  • the surface hardness was expressed as an average value obtained by measuring five positions at a depth of 0.05 mm from the surface with the semicircular notch as a reference.
  • Carbon concentration distribution was determined as follows. First, similarly to the above-described hardness measurement, a four-point bending test piece was embedded in a resin and polished so that a cross section at a portion provided with a semicircular notch could be investigated. Thereafter, with the notch bottom as the outermost surface, the carbon concentration distribution toward the center of the test piece was measured by a calibration curve using a wavelength dispersion type EPMA apparatus. Next, using the above measurement results, C (ave), which is an average carbon concentration from the outermost surface to the position of a depth of 0.2 mm from the outermost surface to the center, is obtained by the equation of “5 ⁇ ⁇ C (x) dx”. It was.
  • Table 8 shows the surface hardness, center hardness and C (ave) determined as described above.
  • test specimens 17 to 30 and the test numbers 33 to 41 shown in Table 8 that were subjected to the “carburization quenching and tempering” treatment the conditions shown in Table 9 were applied to the surface provided with the semicircle notch. Then, a two-stage shot peening process was performed.
  • the residual stress intensity index Ir was obtained by measuring the compressive residual stress at each of the depths of 0 ⁇ m, 10 ⁇ m, 30 ⁇ m, 50 ⁇ m, 80 ⁇ m, and 100 ⁇ m in the method described in (1) to (8).
  • the bending fatigue strength is the same as that of the test No. 17, ie, with the steel A corresponding to SCr420 generally used as the case-hardened steel being subjected to the “carburizing and tempering” treatment under the general conditions. Based on the bending fatigue strength when subjected to a bending fatigue test, the goal was to improve it by 50% or more.
  • Table 10 summarizes the above test results. Table 10 shows the test results for test number 17 shown in Table 6 above. The improvement rate from the value when the bending fatigue strength of Test No. 17 is used as a reference value is also shown.
  • the bending fatigue strength in the case of test numbers 18 to 30 that satisfy the conditions specified in the present invention is carburized under conventional general conditions using steel A corresponding to SCr420, which is general as case hardening steel.
  • the bending fatigue strength of the quenched and tempered test No. 17 is improved by 50% or more, and the fatigue strength in the “low to medium cycle range” is greatly improved compared to that of the conventional carburized and quenched and tempered parts. Is clear.
  • ⁇ (0) is ⁇ 570 MPa, which is larger than the upper limit value ⁇ 800 MPa defined in the present invention. For this reason, the improvement of the target fatigue strength was not recognized.
  • both the values of ⁇ (0) and ⁇ (100), which are residual stresses, are larger than the upper limit value ⁇ 800 MPa defined in the present invention, and the residual stress strength index Ir is 7000. It is smaller than the lower limit of 80000 defined in the present invention. For this reason, the improvement of the target fatigue strength was not recognized.
  • the surface roughness Rz is 18.00 ⁇ m, 16.00 ⁇ m, 21.00 ⁇ m and 17.50 ⁇ m, respectively, and the upper limit values specified in the present invention. Greater than. For this reason, in any case, improvement of fatigue strength was not observed.
  • the surface roughness Rz is as large as 16.00 ⁇ m, and the value of the residual stress ⁇ (0) is ⁇ 750 MPa, which is larger than the upper limit value ⁇ 800 MPa defined in the present invention. For this reason, the improvement target of fatigue strength could not be achieved.
  • the value of the residual stress ⁇ (100) is ⁇ 720 MPa, which is larger than the upper limit value ⁇ 800 MPa defined in the present invention. For this reason, the target fatigue strength was not reached.
  • the Mn content of steel M is 0.30%, which is below the conditions specified in the present invention, so the value of residual stress ⁇ (100) is ⁇ 750 MPa, which is the upper limit value ⁇ 800 MPa specified in the present invention. Becomes too large to secure a sufficient compressive residual stress in a deep part. For this reason, the target fatigue strength was not reached.
  • the fatigue strength in the “low to medium cycle range” of the carburized parts of the present invention is significantly improved as compared with that of the conventional carburized and quenched / tempered parts.
  • the carburized parts of the present invention are suitable for use as various shafts or power transmission parts for automobiles, construction machines, industrial machines, etc. that are shocking and may be subjected to relatively large loads.

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Abstract

　生地の鋼が、C：0.15～0.25％、Si：0.03～0.50％、Mn：0.60超～1.5％、P≦0.015％、S：0.006～0.030％、Cr：0.05～2.0％、Al≦0.10％、N≦0.03％及びO≦0.0020％を含有し、必要に応じて、特定量のMo、Cu、Ni、B、Ti、Nb及びVのうちの1種以上を含み、残部がFeと不純物からなる化学組成を有する鋼で、表面の硬化層部が下記(a)～(c)の条件を満たす浸炭部品は、「低～中サイクル域」での疲労強度に優れている。(a)最表面から深さ0.2mmの位置までの平均炭素濃度：0.35～0.60％、(b)表面粗さRz≦15μm、(c)部品最表面の圧縮残留応力≦-800MPa、部品最表面から100μmの位置の圧縮残留応力≦-800MPa及びIr＝≧80000。但し、Irは、部品最表面から100μm深さまでの位置での、最表面からの深さをyμm、該部位における残留応力をσr(y)として積分区間を0から100までとして〔∫｜σr(y)｜dy〕から求めた値を指す。

Description

浸炭部品およびその製造方法
　本発明は、浸炭を施された部品（以下、「浸炭部品」という。）およびその製造方法に関する。詳しくは、自動車、建設機械、産業機械等の各種シャフト類あるいは動力伝達用部品等として用いられる高強度鋼製浸炭部品およびその製造方法に関する。より詳しくは、強度、なかでも、衝撃的な負荷に伴ういわゆる「低～中サイクル域」における疲労強度、すなわち、「塑性変形を与えるように繰返しの衝撃的な負荷をかけた場合に、１０３～１０４サイクル程度以下の繰返し数で疲労破壊が発生する強度」を高めた高強度鋼製浸炭部品およびその製造方法に関する。
　アクスルシャフト、ドライブシャフト、等速ジョイント用アウターレースあるいは動力伝達用の歯車などの自動車部品、建設機械部品および産業機械部品は、一般に、所定形状への機械加工後、所望の機械的性質を具備させるために表面硬化処理、あるいは、通常の「焼入れ－焼戻し」による硬化処理が施されて製造されている。
　上記部品のうちでも特に自動車部品については、近年の自動車の燃費向上あるいは排ガス低減など、環境問題対応の観点から、小型化、軽量化が求められるようになってきた。このため、部品への負荷がますます大きくなり、特に、衝撃的な負荷が問題となる「低～中サイクル域」において、疲労強度を向上させることが重要になっている。
　部品の高疲労強度化に対しては、一般に、表面硬化処理としての「浸炭焼入れ」が用いられることが多い。
　しかしながら、通常の「浸炭焼入れ」処理の場合、表面の硬化処理された部位の炭素濃度は、質量％で、０．８％程度となり、焼入れ後のミクロ組織は高炭素マルテンサイト組織となる。このため、高い硬さを実現できるものの、高炭素マルテンサイト組織に起因した「脆化」を回避することが困難である。
　本明細書の説明における「マルテンサイト」とは、等温変態および連続冷却変態によって得られるいわゆる「フレッシュマルテンサイト」、「自己焼戻しを受けたマルテンサイト」および、それらを焼戻しして得られる「焼戻しマルテンサイト」のうちで、「ラス状組織形態」である組織を指し、上記「ラス状組織」中にεあるいはθ等の炭化物が析出している組織も含む。
　上記の「フレッシュマルテンサイト」および「自己焼戻しを受けたマルテンサイト」を焼戻しした場合であっても、高温での焼戻し、例えば、７００℃を超えるような高い温度での焼戻しを施して、「ラス状組織」が再結晶して等軸状のフェライトになった場合には、「焼戻しマルテンサイト」に含めない。
　非特許文献１に、「浸炭焼入れ」処理を前提とした材料の検討がなされている。しかし、こうした材料の変更のみでは、上記の高炭素マルテンサイト組織に起因した「脆化」を回避することが困難である。このため、衝撃的な負荷に伴う「低～中サイクル域」における疲労強度を向上させるには十分とはいえない。
　そこで、高い疲労強度を実現する方法の一つとして、浸炭焼入れ等の表面硬化処理を施した後に、ショットピーニング処理を行い、部品表面に圧縮残留応力を付与することが検討されている。具体的には、例えば、特許文献１～４に、浸炭焼入れ等の表面硬化処理とショットピーニング処理を組み合わせた高疲労強度部品とその製造方法が提案されている。特許文献５には、高い疲労強度を実現する別の方法として、浸炭焼入れの表面硬化処理を施した後、さらに製品の特定部位に高周波焼入れを行う高疲労強度部品とその製造方法が提案されている。
　すなわち、特許文献１に、０．１～０．３％の炭素を含有する鋼を用いて機械部品に成形し、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理してビッカース硬さで４００以上７００未満の不完全焼入れ層を表面より１０μｍ以上５０μｍ以下の深さまで存在させた後、あるいは、０．３５～０．７５％の炭素を含有する鋼を用いて機械部品に成形し、焼入れしてビッカース硬さで４００以上７００未満の不完全焼入れ層を表面より１０μｍ以上５０μｍ以下の深さまで存在させてさらに焼戻しを行った後、ビッカース硬さで５００以上の硬さを有する投射材でショットピーニング処理することを特徴とする「疲労強度の高い駆動系機械部品の製造方法」が開示されている。
　特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．１～０．４％、Ｓｉ：０．３％以下、Ａｌ：０．０２～０．０８％をそれぞれ含有するとともに、Ｍｎ：０．３～３．１％、Ｎｉ：０～６％、Ｃｒ：０～１．２％、Ｍｏ：０～１．２％よりなる群から選択される２種以上の元素を〔６．４％≦２［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］≦８．２％〕の式を満足する様に含有し、さらに、必要に応じて、Ｎｂ：０．００５～０．２％およびＶ：０．０３～０．８％よりなる群から選択される１種または２種を含有し、残部鉄および不可避不純物からなる鋼材に、〔０．５５％≦表面炭素量（質量％）＋表面窒素量（質量％）≦０．９０％〕の式を満足する様な浸炭または浸炭窒化処理を施し、引き続きオーステナイト単相域から焼入れを行なうことによって、浸炭焼入硬化層の最高硬さがビッカース硬さで５５０～６２０、かつ表面から３００μｍ深さまでにおける残留オーステナイト面積率が２０％以下となることのない鋼材を得、その後アークハイト：０．６ｍｍＡ以上の条件でショットピーニング処理することを特徴とする「高疲労強度浸炭焼入品の製造方法」が開示されている。
　特許文献３に、質量％で、Ｃ：０．１５～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ａｌ：０．００３～０．０５０％、Ｎ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：１．５０～６．００％、Ｍｏ：０．０１～３．００％を含有し、かつ、Ｃｒ＋２Ｍｏ：２．００～８．００％である鋼からなり、さらに、必要に応じて、Ｎｉ：０．１～２．０％、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．２０％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％から選択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、表層において長径と短径の積の平方根が２μｍ以上である炭化物が面積率で２％以下であることを特徴とする「耐ピッチング性および耐磨耗性に優れる高面圧用部品」および、この高面圧用部品において、加熱温度を９３０～１０５０℃、浸炭表層のＣ濃度を０．６０～０．８０％、焼入れ温度を８５０～９００℃に制御して浸炭焼入れ、焼戻し処理または浸炭窒化焼入れ、焼戻し処理を施すか、あるいは、上記の焼戻し処理を施した後、さらに、研磨、ショットピーニング、ハードショットピーニング、微粒子ショットピーニングのいずれか１種またはこの中の複数の表面硬化処理を行うことを特徴とする「高面圧用部品の製造方法」が開示されている。
　特許文献４に、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％未満、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．２０～０．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．５０～１．００％、Ｍｏ：０．５０～１．００％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、ガス浸炭処理後の表層Ｃ濃度が０．４０～０．６０％であり、限界硬さをビッカース硬さで５１３とする有効硬化層深さが０．６～１．２ｍｍであり、かつショットピーニング処理後の表層硬さがビッカース硬さで７００以上であることを特徴とする「低サイクル疲労特性に優れた浸炭部品」が開示されている。
　特許文献５に、質量比として、Ｃ：０．１５～０．３５％、Ａｌ：０．０１～０．１５％、Ｎ：０．００５～０．０２５％、Ｍｎ：０．３０～１．２％、Ｃｒ：０．３０～１．２０％、Ｓ：０．０１～０．２０％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｎｂ：０．０２０～０．１２０％およびＴｉ：０．００５～０．１０％、（ｂ）Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｖ１．０％以下、の２グループの元素を１または２以上組み合わせて含有し、Ｐ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５０％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を、所要の製品形状に加工し、炭素ポテンシャルＣｐが０．４～０．９質量％の範囲で、かつ炭素ポテンシャルと材料の炭素濃度の差が０．２質量％以上である炭素ポテンシャルで、浸炭焼入れをしてから、製品の一部または全部を浸炭時の全硬化層深さの０．３～１．５倍をオーステナイト化させる高周波焼入れを行うことを特徴とする「高疲労強度肌焼品の製造方法」が開示されている。
特開平５－１４０７２６号公報 特開平５－１５６４２１号公報 特開２００７－２４６９４１号公報 特開２００８－２５５４７０号公報 特開昭６４－３６７７９号公報
松島ら：Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報、Ｖｏｌ．５０、Ｎｏ．１（Ａｐｒ．２０００）、Ｐ．５７～６０
　前述の特許文献１で提案された技術は、表面硬化処理として浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れを前提に、表層部の特定の部位に軟質な「不完全焼入れ層」を存在させることで、ショットピーニング加工時に、内部の硬質層よりも表層の軟質層の方が比較的容易に塑性変形する結果、表層の圧縮残留応力が高くなることを利用するものである。したがって、この技術によって、例えば、小野式回転曲げ疲労試験のような、１×１０６サイクル程度以上の繰返し数での疲労破壊が対象となるいわゆる「高サイクル域」における疲労強度を向上させることが可能である。しかしながら、衝撃的でしかも比較的大きな負荷が加わるいわゆる「低～中サイクル域」においては、表層部にたとえ大きな圧縮残留応力を付与できても、不完全焼入れ層が存在すれば、その「不完全焼入れ層」自体が疲労亀裂の発生を助長することになって、疲労破壊が生じることを避けられない場合がある。このため、必ずしも「低～中サイクル域」における疲労強度の向上効果が得られるというものではない。
　特許文献２で提案された技術は、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量総量、ならびに表面Ｃ量および表面Ｎ量が特定の範囲になるように制限して、浸炭焼入れ時に生成する残留オーステナイト量を適正化し、ショットピーニングによる表面圧縮残留応力付与の効果を材料内部のより深くまで到達させるものである。したがって、この技術によっても、「高サイクル域」における疲労強度を向上させることが可能である。しかしながら、残留オーステナイト量が２０％を超えて存在する場合には、ショットピーニング処理の際に、残留オーステナイトの加工誘起変態による変形量が大きくなるため、部品に歪みが生じることを避けられない。したがって、歪みを矯正するための作業が必要になる。
　特許文献３で提案された高面圧部品は、鋼材の成分のうちでも比較的高価なＣｒおよびＭｏを、Ｃｒが１．５０～６．００％の範囲、Ｍｏが０．０１～３．００％の範囲で、〔Ｃｒ＋２Ｍｏ〕の値で２．００～８．００％に調整するものである。このため、合金元素含有量の増加に伴う製造コストの増加が回避できない場合がある。この特許文献３で提案された技術は、浸炭表層のＣ濃度、すなわち、炭素ポテンシャルを０．６０～０．８０％で浸炭焼入れを行い、さらに必要に応じて、各種ショットピーニング処理を行うことによって、高サイクル域での疲労強度を向上させることが可能である。しかしながら、炭素ポテンシャルが高いため、表面硬化層部における「脆化」を回避することが困難である。このため、必ずしも「低～中サイクル域」における疲労強度の向上効果が得られるというものではない。
　特許文献４で提案された技術においては、浸炭部品の表層Ｃ濃度を低くしたことに伴う表層硬さの低下を圧縮残留応力の付与によって補うとともに、圧縮残留応力が最大となる深さ位置を表層から１００μｍ以内として、曲げ疲労による亀裂の発生を抑制すること、および、亀裂の起点となる表層の粒界酸化層を除去すること、を目的としてショットピーニング処理が施されている。この特許文献４においては、ショットピーニング処理を２段階で行うことについても開示されている。しかしながら、部品の表面粗さについて全く考慮されていないので、部品の表面粗さが粗い場合には「切欠き効果」によって疲労亀裂が容易に発生することが考えられる。このため、必ずしも「低～中サイクル域」における疲労強度の向上効果が得られるものではない。
　特許文献５で提案された技術は、特定の炭素ポテンシャルで浸炭焼入れを行い、それに引き続いて特定の条件で高周波焼入れを行うことによって、表層の旧オーステナイト結晶粒度をＪＩＳ粒度番号で１０番以上の細粒とするとともに、－２９４ＭＰａ（－３０ｋｇｆ／ｍｍ２）以下の表層圧縮残留応力を付与できるものである。このため、平滑試験片を用いて小野式回転曲げ疲労試験によって評価した疲労限で９４１ＭＰａ（９６ｋｇｆ／ｍｍ２）以上の疲労強度を実現することが可能である。しかしながら、この方法は、表面硬化処理として「浸炭焼入れ」と「高周波焼入れ」の２つを共に行うものであるため、製造コストが嵩んでしまう。また、低～中サイクル域における疲労強度に関する開示がない。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、「低～中サイクル域」における疲労強度を大幅に向上させた浸炭部品とその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、「低～中サイクル域」における疲労特性を向上させるために、硬化処理を施された部品の硬化層部ミクロ組織について精査した。
　その結果、「低～中サイクル域」における疲労強度を向上させるには、少なくとも硬化層部を「高靱性化」する必要があることが判明した。
　そこで、硬化層部の高靱性化実現のための検討を行い、硬化層部の脆性破壊の抑制および不完全焼入れ組織の抑制が重要であることを見出した。
　上記の硬化層部の脆性破壊を抑制するには、硬化層部のマルテンサイト組織のＣ量を適正化すればよいことが推定される。このことに関連して、Ｇ．Ｋｒａｕｓｓは、「Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ、Ａ２７３－２７５（１９９９）」の第４０～５７ページにおいて、調質処理した場合のマルテンサイト組織中のＣ量が０．５０％以下であれば、脆性破壊が抑制されて延性破壊が起こることを報告している。
　しかしながら、「浸炭焼入れ」のような表面硬化処理を行う場合、部品表面から内部に向かって、炭素濃度の分布が生じる。この炭素濃度の分布は、浸炭焼入れ条件によって変化するため、表面の炭素濃度よりも内部の炭素濃度の方が高くなる場合がある。したがって、硬化層部の特性は、単に部品の極表面の炭素濃度のみでは評価できないと考えられる。
　そこで、本発明者らは、表１に示す化学組成を有する鋼Ａを真空炉溶製して１５０ｋｇ鋼塊を作製し、浸炭処理品の炭素濃度分布と疲労試験での破壊形態との相関について４点曲げ疲労試験によって調査した。
　上記の鋼Ａは、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に記載されたＳＣｒ４２０に相当する鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　鋼Ａを用いた浸炭処理品の炭素濃度分布と４点曲げ疲労試験での破壊形態との相関の具体的な調査は次のようにして実施した。
　すなわち、上記の鋼塊を、１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して直径３０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
　次いで、熱間鍛造して得た上記の直径３０ｍｍの丸棒に、加熱温度９００℃で６０ｍｉｎ均熱保持した後、大気中で放冷する焼準処理を施した。
　上記の焼準処理した直径３０ｍｍの丸棒の中心部から、機械加工によって、断面が１３ｍｍ×１３ｍｍで長さが１００ｍｍの直方体を切り出し、その後さらに、上記直方体の一つの面の長さ方向中央の部位に、半径２ｍｍの半円切欠きを設けて、４点曲げ試験片を作製した。
　次いで、「浸炭焼入れ」として、上記の４点曲げ試験片に対して、処理温度、保持時間、炭素ポテンシャルを種々に変えて浸炭処理し、その後、１２０℃の油中に投入した。上記の浸炭焼入れを行った後、さらに加熱温度１８０℃で１２０ｍｉｎ均熱保持し、その後、大気中で放冷する焼戻し処理を施した。
　上記の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片を用いて、応力比０．１、支点間距離４５ｍｍ、試験周波数５Ｈｚの条件で４点曲げ疲労試験を行い、５×１０３回強度における破壊形態を調査した。
　さらに、炭素濃度分布の調査を、上記の破壊形態を調査したものと同じ条件で浸炭焼入れ－焼戻し処理した４点曲げ試験片を用いて、次の方法で行った。４点曲げ試験片を、半円切欠きを設けた部位での横断面が調査できるように樹脂に埋め込んで研磨した。その後、切欠き底を最表面として、試験片中心方向への炭素濃度分布を、波長分散型ＥＰＭＡ装置を用いて検量線により測定した。
　鋼Ａを用いて、上記の浸炭処理品の炭素濃度分布と４点曲げ疲労試験での破壊形態との相関について調査した結果、下記＜１＞の知見が得られた。
　＜１＞最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの質量％での平均炭素濃度（以下、「Ｃ（ａｖｅ）」ともいう。）と４点曲げ疲労試験での破壊形態との間には良い相関が認められ、Ｃ（ａｖｅ）が０．４５％以下であれば脆性破壊を抑制することができる。
　上記の最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度は、最表面から中心方向への距離をｘｍｍ、その部位における質量％での炭素濃度をＣ（ｘ）％として、
　Ｃ（ａｖｅ）＝｛∫Ｃ（ｘ）ｄｘ｝／０．２＝５×∫Ｃ（ｘ）ｄｘ
の式で表される値を指す。上記の式において、積分区間、つまり「ｘ」の範囲は、０～０．２（ｍｍ）である。
　上記の知見＜１＞を基に、本発明者らは、最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度を、硬化層部の高靱性化を表すパラメータの一つとして用いることとし、次に示す試験を実施した。
　すなわち、表２に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｅを真空炉溶製して１５０ｋｇ鋼塊を作製した。表２における鋼Ａは、前記表１における鋼Ａを再掲したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記の各鋼の鋼塊を、１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して直径３０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
　次いで、熱間鍛造して得た上記の直径３０ｍｍの丸棒に、加熱温度９００℃で６０ｍｉｎ均熱保持した後、大気中で放冷する焼準処理を施した。
　上記の焼準処理した直径３０ｍｍの丸棒の中心部から、機械加工によって、断面が１３ｍｍ×１３ｍｍで長さが１００ｍｍの直方体を切り出した。その後、上記直方体の一つの面の長さ方向中央の部位に、半径２ｍｍの半円切欠きを設けて、４点曲げ試験片を作製した。
　次いで、上記各鋼について、４点曲げ試験片に対して、均熱温度を９３０℃として浸炭処理し、その後、１２０℃の油中に投入して、「浸炭焼入れ」を行った。上記の浸炭焼入れを行った後、さらに加熱温度１８０℃で１２０ｍｉｎ均熱し、その後、大気中で放冷する焼戻し処理を施した。
　鋼Ａについては、４点曲げ試験片に対して、一般的な条件での「浸炭焼入れ－焼戻し」処理も行った。具体的には、「浸炭焼入れ」として、上記の４点曲げ試験片に対して、９３０℃で、炭素ポテンシャルを１．１％として１００ｍｉｎ、次いで、炭素ポテンシャルを０．８％にして、５０ｍｉｎ均熱した後、炭素ポテンシャルを０．８％にしたままで一旦８７０℃まで冷却し、その温度でさらに６０ｍｉｎ保持して浸炭処理し、その後、１２０℃の油中に投入した。上記の浸炭焼入れを行った後、加熱温度１８０℃で１２０ｍｉｎ均熱し、その後、大気中で放冷する焼戻し処理を施した。
　表３に、浸炭条件の詳細を示す。なお、表３の「Ｃｐ１」および「Ｃｐ２」は浸炭処理における「炭素ポテンシャル」を表し、先ずＣｐ１の条件で「均熱時間１」に示す時間、浸炭を行い、次いでＣｐ２の条件で「均熱時間２」に示す時間、浸炭を行った。表３における試験番号１７が、上記の一般的な条件での「浸炭焼入れ－焼戻し」処理に相当するものである。この試験番号１７の浸炭条件においては、上記の「炭素ポテンシャルを０．８％にしたままで一旦８７０℃まで冷却し、その温度でさらに６０ｍｉｎ保持」する処理の記載は、表３では省略した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片を用いて、硬さおよび炭素濃度分布を調査した。
　硬さは、４点曲げ試験片を、半円切欠きを設けた部位での横断面が調査できるように樹脂に埋め込んで研磨した後、ビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」ともいう。）を測定した。ＨＶ硬さ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に規定された方法で、試験力を２．９４Ｎとして行い、中心部の硬さ（以下、「中心硬さ」という。）および表面部の硬さ（以下、「表面硬さ」という。）を求めた。
　中心硬さは、樹脂埋め込みした試験片横断面における一辺を構成する半円切欠きを施した面を基準にして、その面から深さ１０ｍｍの位置を５点測定し、その平均値で表した。表面硬さは、上記の半円切欠きを施した面を基準にして、その面から深さ０．０５ｍｍの位置を５点測定し、その平均値で表した。
　炭素濃度分布は次のようにして求めた。先ず、上記の硬さ測定と同様に、４点曲げ試験片を、半円切欠きを設けた部位での横断面が調査できるように樹脂に埋め込んで研磨した。その後、切欠き底を最表面として、試験片中心方向への炭素濃度分布を、波長分散型ＥＰＭＡ装置を用いて検量線により測定した。次いで、上記の測定結果を用いて、最表面から中心方向へ深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度であるＣ（ａｖｅ）を前記「５×∫Ｃ（ｘ）ｄｘ」の式によって求めた。
　上記のようにして求めた表面硬さ、中心硬さおよびＣ（ａｖｅ）を表３に併せて示す。
　表３に示す試験番号１～９および試験番号１１～１３の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片の半円切欠きを設けた面に対して、圧縮残留応力を付与することを目的に、下記［ＳＰ条件Ｉ］のショットピーニング処理を施した。表３に示す試験番号１４～１６の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片の半円切欠きを設けた面に対しては、下記［ＳＰ条件ＩＩ］のショットピーニング処理を施した。
　［ＳＰ条件Ｉ］と［ＳＰ条件ＩＩ］の各ショットピーニング処理は、次に示す条件で２段階に分けて実施した。
　［ＳＰ条件Ｉ］について：
１段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材：ＨＶ硬さ：７００、平均粒径：０．６ｍｍ、
　・投射時間：１２ｓ、
　・投射エア圧力：０．３５ＭＰａ、
　・カバレージ：５００％、
２段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材：ＨＶ硬さ：８００、平均粒径：０．１ｍｍ、
　・投射時間：２０ｓ、
　・投射エア圧力：０．２ＭＰａ、
　・カバレージ：５００％。
　［ＳＰ条件ＩＩ］について：
１段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材：ＨＶ硬さ：７８０、平均粒径：１．２ｍｍ、
　・投射時間：１０ｓ、
　・投射エア圧力：０．３５ＭＰａ、
　・カバレージ：５００％、
２段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材：ＨＶ硬さ：８００、平均粒径：０．１ｍｍ、
　・投射時間：８ｓ、
　・投射エア圧力：０．２ＭＰａ、
　・カバレージ：２００％。
　次いで、上記表３に示す試験番号１～９および試験番号１１～１６の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理の後でさらに各条件のショットピーニング処理を施した４点曲げ試験片および、表３に示す試験番号１０および試験番号１７の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理したままでショットピーニング処理を施さなかった４点曲げ試験片を用いて、
　・応力比：０．１、
　・支点間距離：４５ｍｍ、
　・試験周波数：５Ｈｚ、
の条件で４点曲げ疲労試験を行った。
　上記４点曲げ疲労試験においては、繰り返し回数が５×１０３回における亀裂発生強度を「曲げ疲労強度」として評価した。
　曲げ疲労強度は、表面硬化処理部品の代表例である試験番号１７の曲げ疲労強度（つまり、肌焼鋼として一般的なＳＣｒ４２０に相当する鋼Ａを用いて、一般的な条件で「浸炭焼入れ－焼戻し」処理したままの状態で曲げ疲労試験に供した試験番号１７の曲げ疲労強度）を基準にして、それより５０％以上向上していることを目標とした。
　表４に、上記の曲げ疲労試験結果を示す。表４には、試験番号１７の曲げ疲労強度を基準値とした場合の、その値からの向上率を併せて示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　図１に、試験番号１７の曲げ疲労強度を基準値とした場合の曲げ疲労強度の向上率を、最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの質量％での平均炭素濃度であるＣ（ａｖｅ）で整理して示す。
　上記の図１を基にして、本発明者らは、下記＜２＞の結論に達した。
　＜２＞最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度が質量％で、０．３５～０．６０％の範囲にあれば、例えば、ショットピーニング処理を施して、圧縮残留応力を部品表面に付与することによって、通常浸炭処理品の曲げ疲労強度を基準にした場合の曲げ疲労強度を５０％以上向上させることが可能である。特に、硬化層部の破面形態が「脆性」になる硬化層部の平均炭素濃度が０．４５～０．６０％の場合でも、ショットピーニング処理等によって、圧縮残留応力を部品表面に付与すれば、脆性破壊を抑制することができ、疲労強度を向上させることが可能である。
　ただし、ショットピーニング処理によって圧縮残留応力を付与できるものの、残留応力にも炭素濃度と同様に分布があり、この残留応力分布はショットピーニングの処理条件によって変化することが考えられる。
　一般には、「高サイクル域」における疲労強度とショットピーニング処理によって導入された圧縮残留応力の最小値（絶対値で表した場合の最大値）との間には相関があるといわれている。しかしながら、「低～中サイクル域」における疲労強度と圧縮残留応力の最小値との間にも同じ相関関係が成り立つかは不明である。
　さらに、ショットピーニング処理は、通常の場合、炭素ポテンシャルを０．８％程度にした浸炭処理品に代表されるような硬化層部の硬さがＨＶ硬さで７２０以上になるような部品に対して行われる。このため、ショットピーニング処理に伴う表面粗さの変化については、それほど問題にはならないと考えられる。
　しかしながら、前記＜２＞の質量％で、０．３５～０．６０％というＣ（ａｖｅ）の値は、上記の炭素ポテンシャルを０．８％程度にした浸炭処理の場合の平均炭素濃度に比べて低い。このため、Ｃ（ａｖｅ）が０．３５～０．６０％の場合の硬化層部の硬さは、０．８％程度の炭素ポテンシャルで浸炭処理した通常の浸炭品の硬化層部の硬さに比べて低く、このため、圧縮残留応力を付与するためにショットピーニング処理した場合には、表面粗さの変化も大きくなることが考えられる。
　しかも、「低～中サイクル」域における疲労の場合には、比較的大きな負荷応力が衝撃的に作用する。このため、表面粗さが粗い場合は、「切欠き効果」となって疲労強度の低下をきたすことが想定される。
　そこでさらに、本発明者らは、「低～中サイクル域」における疲労強度と、圧縮残留応力および表面粗さとの相関について検討調査した。
　すなわち、先ず、表４に曲げ疲労特性を示した４点曲げ試験片と同じ条件で処理した４点曲げ試験片（具体的には、上記の曲げ疲労試験を行った４点曲げ試験片と同じ条件で「浸炭焼入れ－焼戻し」処理とショットピーニング処理を施した試験番号１～９および試験番号１１～１６の４点曲げ試験片、ならびに、「浸炭焼入れ－焼戻し」処理だけを施した試験番号１０および試験番号１７の４点曲げ試験片）を用いて、その半円切欠き底の表面に導入された圧縮残留応力、つまり、最表面における圧縮残留応力（以下、「σｒ（０）」という。）の値、および最表面から１００μｍの位置における圧縮残留応力（以下、「σｒ（１００）」という。）の値を調査した。
　圧縮残留応力は、電解研磨により表面から所定の深さ位置まで研磨し、各深さ位置で回折Ｘ線の強度を測定し、その測定で得られたピーク強度の半値幅とピーク中心位置との関係から求めた。
　表５に、上記の残留応力調査結果を示す。なお、表５には、最表面から深さが１００μｍまでの位置について、その最表面からの深さ（以下、単に「深さ」ともいう。）をｙμｍ、残留応力をσｒ（ｙ）として、
  Ｉｒ＝∫｜σｒ（ｙ）｜ｄｙ
の式で表される残留応力強度指数Ｉｒを併せて示した。
　なお、上記の式における「｜σｒ（ｙ）｜」は、最表面からの深さがｙμｍである部位の圧縮残留応力の絶対値を指す。また、積分区間、つまり「ｙ」の範囲は、０～１００（μｍ）である。
　残留応力強度指数Ｉｒは、例えば、次の(1)～(8)に示す方法によって求めることができる。
　(1)対象となる試験片の最表面を基準位置である０μｍとする。
　(2)電解研磨によって、深さｙ(1)μｍの位置まで研磨する。
　(3)深さｙ(1)μｍの部位における圧縮残留応力をＸ線を用いて測定する。このＸ線による圧縮残留応力測定方法は、一般的な方法で良い。
　(4)次に、再度電解研磨によって、深さｙ(2)μｍの位置まで研磨する。
　(5)上記(3)と同様にして、深さｙ(2)μｍの部位における圧縮残留応力を測定する。
　(6)深さ１００μｍの位置まで、上記の電解研磨を繰り返し、電解研磨した各深さの部位における圧縮残留応力を測定する。
　(7)深さ０～１００μｍの位置について、得られた深さと圧縮残留応力の関係を、横軸に深さ、縦軸に圧縮残留応力の絶対値をとってプロットし、深さと圧縮残留応力の絶対値との関係を関数として求める（換言すれば、曲線で近似する）。
　(8)上記(7)で得られた曲線が縦軸と横軸で挟まれた部分の面積を算出すれば、圧縮残留応力の絶対値の積分である残留応力強度指数Ｉｒを求めることができる。
　表５に示したＩｒは、上記(1)～(8)に示す方法において、深さ０μｍ、１０μｍ、３０μｍ、５０μｍ、８０μｍ、１００μｍの各位置について、圧縮残留応力を測定して求めた値である。
　表５には、前記表４における「曲げ疲労強度向上率」も併記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５から、下記＜３＞の事項が新たに判明した。
　＜３＞曲げ疲労強度向上率に対して、σｒ（０）、σｒ（１００）および残留応力の分布状態が大きく影響する。そして、前記の曲げ疲労強度向上率が５０％以上という目標を達成できるのは、σｒ（０）およびσｒ（１００）がいずれも－８００ＭＰａ以下を満足し、かつ、上記の残留応力強度指数Ｉｒが８００００以上の場合である。
　上記のσｒ（０）、σｒ（１００）および残留応力強度指数Ｉｒが、曲げ疲労強度向上率に影響するのは、これらのパラメータが疲労亀裂の発生に影響を及ぼすためと考えられる。
　しかしながら、表５から明らかなように、たとえ上記　＜３＞の条件を満足していても、試験番号１４～１６のように曲げ疲労強度向上率が低く、５０％以上という目標に達していない場合がある。
　上記曲げ疲労強度向上率の低下原因として、試験片の表面粗さが考えられる。すなわち、試験片の表面粗さは、疲労亀裂の発生に対して影響を及ぼし、部品の表面粗さが粗い場合には「切欠き効果」によって疲労亀裂が容易に発生し、このため疲労強度が低下したことが考えられる。
　そこで次に、圧縮残留応力を測定した場合と同様に、表４に曲げ疲労特性を示した４点曲げ試験片と同じ条件で処理した４点曲げ試験片（具体的には、同じ条件で「浸炭焼入れ－焼戻し」処理とショットピーニング処理を施した試験番号１～９および試験番号１１～１６の４点曲げ試験片、ならびに、「浸炭焼入れ－焼戻し」処理だけを施した試験番号１０および試験番号１７の４点曲げ試験片）を用いて表面粗さ（具体的には、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定された最大高さ粗さＲｚ）を測定した。
　表６に、上記のＲｚ測定結果を示す。表６には、前記表４の「曲げ疲労強度向上率」、表５の「σｒ（０）」、「σｒ（１００）」および「残留応力強度指数Ｉｒ」を併記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６から、下記＜４＞の事項が新たに明らかになった。
　＜４＞「低～中サイクル域」における曲げ疲労強度向上率に対して、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定された最大高さ粗さＲｚが大きく影響する。そして、前記の曲げ疲労強度向上率が５０％以上という目標を達成できるのは、Ｒｚが１５μｍ以下の場合である。このため、圧縮残留応力をショットピーニング処理によって付与する場合には、最終的に〔Ｒｚ≦１５μｍ〕を満足できるような条件でショットピーニング処理する必要がある。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）～（３）に示す浸炭部品および（４）に示す浸炭部品の製造方法にある。
　（１）鋼製の浸炭部品であって、生地の鋼が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：０．０３～０．５０％、Ｍｎ：０．６０％を超えて１．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００６～０．０３０％、Ｃｒ：０．０５～２．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０３％以下およびＯ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼であり、表面硬化層部が下記（ａ）～（ｃ）の条件を満たす、ことを特徴とする浸炭部品。
　（ａ）Ｃ（ａｖｅ）：質量％で０．３５～０．６０％、
　（ｂ）表面粗さＲｚ：１５μｍ以下、ならびに、
　（ｃ）σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上。
　「Ｃ（ａｖｅ）」は、最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度で、最表面から中心方向へのｍｍ単位での距離をｘ、その部位における質量％での炭素濃度をＣ（ｘ）％として、〔Ｃ（ａｖｅ）＝５×∫Ｃ（ｘ）ｄｘ〕で表される値を指す。ここで、積分区間、つまり「ｘ」の範囲は、０～０．２（ｍｍ）である。
　表面粗さ「Ｒｚ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定された「最大高さ粗さ」を指す。
　「σｒ（０）」は、部品の最表面における圧縮残留応力、「σｒ（１００）」は、部品の最表面から１００μｍの位置における圧縮残留応力を指す。
　残留応力強度指数「Ｉｒ」は、部品の最表面から１００μｍ深さまでの位置での最表面からの深さをｙμｍ、その部位における残留応力をσｒ（ｙ）として〔Ｉｒ＝∫｜σｒ（ｙ）｜ｄｙ〕で表される値を指す。ここで、積分区間、つまり「ｙ」の範囲は、０～１００（μｍ）である。
　（２）生地の鋼が、残部としてのＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％未満、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下およびＢ：０．００３０％以下のうちから選ばれる１種以上を含む化学組成を有する鋼であることを特徴とする上記（１）に記載の浸炭部品。
　（３）生地の鋼が、残部としてのＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．３０％以下のうちから選ばれる１種以上を含む化学組成を有する鋼であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の浸炭部品。
　（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の生地の化学組成を有する鋼を用いて所望の形状に成形加工された部品に、下記の工程（ａ）および（ｂ）に記載の処理を順に施すことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
　工程（ａ）：炭素ポテンシャルが０．３５～０．９０％の雰囲気で浸炭処理することにより、部品の最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度が質量％で、０．３５～０．６０％となるようにして焼入れ処理するか、あるいは、前記焼入れ処理の後、さらに、２００℃以下の温度で焼戻し処理する。
　工程（ｂ）：下記の条件を満たす２段階ショットピーニング処理を施す。
１段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材のＨＶ硬さ：６５０～７５０、
　・投射材の平均粒径：０．６～１．０ｍｍ、
　・カバレージ：５００％以上、
２段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材のＨＶ硬さ：７００～８５０、
　・投射材の平均粒径：０．０５～０．２５ｍｍ、
　・カバレージ：５００％以上。
　本明細書でいう残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ等あるいは環境などから混入するものを指す。
　本発明の浸炭部品の「低～中サイクル域」での疲労強度は、従来の浸炭焼入れ－焼戻し処理した部品のそれに比べて大幅に向上している。このため、本発明の浸炭部品は、衝撃的でしかも比較的大きな負荷が加わることのある自動車、建設機械、産業機械等の各種シャフト類あるいは動力伝達用部品等として用いるのに好適である。
表３における試験番号１７の曲げ疲労強度を基準値とした場合の曲げ疲労強度の向上率を、最表面から０．２ｍｍ深さまでの質量％での平均炭素濃度であるＣ（ａｖｅ）で整理して示す図である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　（Ａ）生地の鋼の化学組成
　Ｃ：０．１５～０．２５％
　Ｃは、鋼の強度を確保する作用および浸炭焼入れ後の硬化層硬さを確保する作用を有する。しかしながら、浸炭処理を前提とした場合、その含有量が０．１５％未満では、自動車、建設機械、産業機械等の各種シャフト類あるいは動力伝達用部品等として用いるのに適した強度が得られない。一方、Ｃの含有量が０．２５％を超えると、所定の形状に成形加工を行う際の被削性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１５～０．２５％とした。
　疲労強度に対しては、部品の中心硬さも影響する。そして、特に、各種シャフト類あるいは動力伝達用部品等として用いるには、部品の中心硬さがＨＶ硬さで３５０以上であることが好ましい。したがって、Ｃ含有量の下限は０．２０％とすることが好ましい。Ｃ含有量の上限は０．２４％とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０３～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素であり、さらに、マルテンサイト組織を焼戻し処理する際の硬さの低下を抑制する、いわゆる「焼戻し軟化抵抗」作用を有する元素である。しかしながら、その含有量が０．０３％未満ではこうした効果を得難い。一方、Ｓｉ含有量の増加に伴ってＡ３変態点が上昇し、脱炭および浸炭時の異常層が生じやすくなり、特に、その含有量が０．５０％を超えると、脱炭および浸炭異常層の生成が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０３～０．５０％とした。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．０８％である。Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．３５％である。
　Ｍｎ：０．６０％を超えて１．５％以下
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。さらに、Ｍｎは、浸炭処理後の硬化層部の残留オーステナイト量を増大させる作用を有し、特に、Ｍｎの含有量が０．６０％を超えると、浸炭処理後の硬化層部に残留オーステナイトを形成する。このため、ショットピーニング処理によって圧縮残留応力を付与する場合、その圧縮残留応力を深く、かつ安定的に導入することができる。しかしながら、１．５％を超えてＭｎを含有させても前記の効果が飽和することに加えて、残留オーステナイトが過剰に生成することによりショットピーニング加工後の表面粗さが粗くなる。そのうえに、コストも嵩んでしまう。したがって、Ｍｎの含有量を０．６０％を超えて１．５％以下とした。圧縮残留応力をショットピーニング処理によって付与する場合、その圧縮残留応力をより深く、かつより安定的に導入するためには、特に、Ｍｎ含有量の下限を０．７０％とすることが好ましく、その上限を１．２０％とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは、焼入れ時の硬化層の靱性を劣化させ、特に、その含有量が０．０１５％を超えると、硬化層の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を、０．０１５％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０１０％以下にすることが好ましい。
　Ｓ：０．００６～０．０３０％
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性、なかでも切り屑処理性を高める作用を有する。しかしながら、Ｓの含有量が０．００６％未満では、こうした効果を得難い。一方、Ｓの含有量が多くなって形成されるＭｎＳが多くなると、被削性は改善されても、疲労強度の低下を招き、特に、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００６～０．０３０％とした。Ｓ含有量の下限は好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量の上限は好ましくは０．０２０％である。
　Ｃｒ：０．０５～２．０％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる効果がある。Ｃｒは、浸炭処理などの表面硬化処理時にＣと結合して複合炭化物を形成するので、耐摩耗性を向上させる効果も有する。これらの効果を確実に得るには、Ｃｒは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量を０．０５～２．０％とした。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の上限は好ましくは１．８５％である。
　Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは、鋼の脱酸の安定化および均質化を図る作用を有する。しかしながら、その含有量が０．１０％を超えると、前記効果が飽和することに加えて靱性が劣化するようになる。したがって、Ａｌの含有量を０．１０％以下とした。Ａｌの含有量は、好ましくは、０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
　Ａｌの含有量については、特に下限を設ける必要はない。しかしながら、Ａｌ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％である。少なくともＡｌを０．００５％含んでおれば、脱酸の安定化および均質化効果は十分である。
　Ｎ：０．０３％以下
　Ｎは、鋼中に固溶し、この固溶Ｎ量が増加すると、熱間変形能の低下をきたす。したがって、Ｎの含有量を、０．０３％以下とした。Ｎの含有量は可能な限り低減することが好ましい。
　Ｏ：０．００２０％以下
　Ｏ（酸素）は、鋼中に不純物として存在し、鋼中の元素と結合して酸化物を形成し、強度低下、なかでも疲労強度の低下を招く。特に、Ｏの含有量が０．００２０％を超えると、形成される酸化物が多くなるとともにＭｎＳが粗大化して、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｏの含有量を０．００２０％以下とした。Ｏの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
　本発明の浸炭部品の生地の鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。
　本発明の浸炭部品の生地の鋼の他の一つは、前記残部としての「Ｆｅおよび不純物」におけるＦｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうちから選んだ１種以上の元素を含有する化学組成を有するものである。
　以下、任意元素である上記Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、焼入れ性を向上させる作用を有する。このため、より大きな焼入れ性を確保したい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＭｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢについて説明する。
　Ｍｏ：０．５０％未満
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。Ｍｏは、粒界脆化の原因となる粒界セメンタイトの生成抑制および焼戻し軟化抵抗を高めて、面疲労強度を向上させるのに有効な元素でもある。しかしながら、Ｍｏを０．５０％以上含有させても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。このため、Ｍｏを含有させる場合、その量を０．５０％未満とした。Ｍｏ含有量の上限は０．３５％とすることが好ましい。
　一方、安定して鋼の焼入れ性を向上させ、かつ、粒界セメンタイトの抑制効果および面疲労強度の向上効果を得るためには、Ｍｏ含有量の下限は０．１０％とすることが好ましい。
　Ｃｕ：１．０％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を向上させる作用を有する。したがって、この効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｃｕを含有させる場合、その量を１．０％以下とした。Ｃｕの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＣｕの効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．１０％とすれば一層好ましい。
　Ｎｉ：３．０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を向上させる作用を有する。したがって、この効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、３．０％を超える量のＮｉを含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｉを含有させる場合、その量を３．０％以下とした。Ｎｉの含有量は２．０％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＮｉの効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．１０％とすれば一層好ましい。
　Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、焼入れ性を向上させる作用を有する。Ｂには、焼入れ時のオーステナイト粒界におけるＰおよびＳの偏析を抑制する作用もある。したがって、こうした効果を得るためにＢを含有してもよい。しかしながら、０．００３０％を超える量のＢを含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂを含有させる場合、その量を０．００３０％以下とした。なお、Ｂの含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＢの効果を確実に得るためには、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましく、０．００１０％とすれば一層好ましい。
　上記した範囲の量のＢを含有する場合であっても、Ｂが鋼中のＮと結合してＢＮを形成した場合には、上述した効果が期待できない。したがって、Ｂの効果、つまり、焼入れ性向上効果ならびに、ＰおよびＳがオーステナイト粒界に偏析することを抑制する効果を発揮させるためには、鋼中のＮ含有量を低減する必要がある。
　上記のＭｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は４．５０３０％未満であってもよいが、４．０％以下とすることが好ましい。
　次に、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、結晶粒を微細化させる作用を有する。このため、この効果を確保したい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉ、ＮｂおよびＶについて説明する。
　Ｔｉ：０．１０％以下
　Ｔｉは、結晶粒を微細化させる作用を有する。すなわち、Ｔｉは、鋼中のＣあるいはＮと結合して炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を形成し、焼入れの際に結晶粒を微細化する作用を有する。したがって、この効果を得るためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、０．１０％を超える量のＴｉを含有させた場合、結晶粒の微細化効果およびＮの固定効果は得られるが、靱性を低下させてしまう。したがって、Ｔｉを含有させる場合、その量を０．１０％以下とした。Ｔｉの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＴｉの効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましく、０．０１５％とすれば一層好ましい。
　Ｎｂ：０．１０％以下
　Ｎｂは、結晶粒を微細化させる作用を有する。すなわち、Ｎｂは、鋼中のＣあるいはＮと結合して炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する作用を有する。Ｎｂには、鋼の強度を向上させる作用もある。したがって、これらの効果を得るためにＮｂを含有してもよい。しかしながら、０．１０％を超える量のＮｂを含有させても、前記の効果が飽和するのでコストが嵩むことになり、さらに、靱性の低下も生じる。したがって、Ｎｂを含有させる場合、その量を０．１０％以下とした。Ｎｂの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０１５％とすれば一層好ましい。
　Ｖ：０．３０％以下
　Ｖは、結晶粒を微細化させる作用を有する。すなわち、Ｖは、鋼中のＣあるいはＮと結合して炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する作用を有する。Ｖには、鋼の強度を向上させる作用もある。したがって、これらの効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、０．３０％を超える量のＶを含有させても、前記の効果が飽和するのでコストが嵩むことになり、さらに、靱性の低下も生じる。したがって、Ｖを含有させる場合、その量を０．３０％以下とした。Ｖの含有量は０．２５％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＶの効果を確実に得るためには、Ｖ含有量の下限を０．００５％とすることが好ましく、０．０１０％とすれば一層好ましい。
　上記のＴｉ、ＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は０．５０％以下であってもよいが、０．４０％以下とすることが好ましい。
　（Ｂ）表面の硬化層部の特性
　生地の鋼が、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する本発明の浸炭部品は、その表面の硬化層部が下記（ａ）～（ｃ）の条件を満たすものでなければならない。
　（ａ）Ｃ（ａｖｅ）：０．３５～０．６０％、
　（ｂ）表面粗さＲｚ：１５μｍ以下、
　（ｃ）σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上。
　以下、上記（ａ）～（ｃ）のそれぞれについて説明する。
　（ａ）Ｃ（ａｖｅ）：
　浸炭部品の表面の硬化層部の炭素濃度は疲労強度に大きく影響を与える。最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度であるＣ（ａｖｅ）が、０．３５％未満の場合には、脆性破壊は生じないが疲労強度が低く、一方、０．６０％を超えた場合には、脆性破壊が生じ、たとえ、圧縮残留応力が付与された場合でも、疲労強度を向上させることが困難である。したがって、Ｃ（ａｖｅ）を０．３５～０．６０％とした。Ｃ（ａｖｅ）の下限は好ましくは０．３８％である。Ｃ（ａｖｅ）の上限は好ましくは０．５８％である。
　（ｂ）表面粗さＲｚ：
　浸炭部品の表面粗さは、疲労亀裂の発生に対して影響を及ぼす。部品の表面粗さが粗い場合には「切欠き効果」によって疲労亀裂が容易に発生し、このため疲労強度が低下する。特に、「低～中サイクル域」において、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定された「最大高さ粗さ」であるＲｚが１５μｍを超える場合は、切欠き効果が顕著になり、疲労強度を向上させることができない。したがって、表面粗さＲｚを１５μｍ以下とした。Ｒｚの上限は１３μｍとすることが好ましい。Ｒｚが２．０μｍより小さくなると、摺動の際に焼付きが生じる危険性が高くなる。このため、Ｒｚの下限は２．０μｍとすることが好ましい。
　（ｃ）残留応力（σｒ（０）、σｒ（１００）および残留応力強度指数Ｉｒ）：
　圧縮残留応力を部品表面に付与することによって、疲労強度を高めることができるものの、最表面から１００μｍの位置までの残留応力の分布状態が大きく影響する。
　最表面における圧縮残留応力である「σｒ（０）」および最表面から１００μｍの位置における圧縮残留応力である「σｒ（１００）」がともに－８００ＭＰａより大きければ（つまり、それらの絶対値がともに８００ＭＰａより小さければ）、疲労強度の向上が望めない。さらに、たとえ、「σｒ（０）≦－８００ＭＰａ」および「σｒ（１００）≦－８００ＭＰａ」を満足していても、残留応力強度指数Ｉｒが８００００より小さい場合には、疲労強度向上効果が期待できない。
　したがって、σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上、の全てを満たすこととした。
　σｒ（０）の上限は－８５０ＭＰａであることが好ましい。σｒ（１００）の上限は－８５０ＭＰａであることが好ましい。さらに、残留応力強度指数Ｉｒの下限は８２０００であることが好ましい。
　一方、圧縮残留応力であるσｒ（０）およびσｒ（１００）は小さいほど（つまり、絶対値が大きいほど）疲労強度の向上に寄与する。このため、それらの下限は特に定めるものではない。
　最表面から深さが１００μｍまでの位置について、その最表面からの深さをｙμｍ、残留応力をσｒ（ｙ）として、
  Ｉｒ＝∫｜σｒ（ｙ）｜ｄｙ
の式で表される残留応力強度指数Ｉｒは、疲労強度向上に寄与する圧縮残留応力の積分値であり、残留応力強度指数が大きいほど、疲労強度が向上する割合が大きくなる。このため、残留応力強度指数Ｉｒの上限も特に定めるものではない。
　（Ｃ）製造条件について：
　以下に詳述する製造条件は、工業的な規模で本発明の浸炭部品を経済的に要領よく実現するための方法の一つであり、浸炭部品自体の技術的範囲はこの製造条件によって規定されるものではない。
　本発明に係る浸炭部品は、（Ａ）項に記載の生地の化学組成を有する鋼を用いて所望の形状に成形加工された部品に、例えば、下記の工程（ａ）および（ｂ）に記載の処理を順に施すことにより製造することができる。
　工程（ａ）の処理を施す前の成形加工部品の製造については、特にその条件を特定する必要はない。
　（Ｃ－１）工程（ａ）の「浸炭焼入れ」処理あるいは「浸炭焼入れ－焼戻し」処理：
　工程（ａ）では、炭素ポテンシャルが０．３５～０．９０％の雰囲気で浸炭処理することにより、部品の最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度が質量％で、０．３５～０．６０％となるように調整してから、焼入れ処理するか、あるいは、前記焼入れ処理の後、さらに、２００℃以下の温度で焼戻し処理する。
　すなわち、「浸炭焼入れ」処理あるいは「浸炭焼入れ－焼戻し」処理である工程（ａ）において、炭素ポテンシャルが０．３５～０．９０％の雰囲気で浸炭処理すれば、例えば、浸炭の温度と均熱時間を管理するだけで、容易に、前記（Ｂ）項の表面の硬化層部の特性としての最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度であるＣ（ａｖｅ）を０．３５～０．６０％に調整することが可能である。
　上記の雰囲気中での浸炭処理は、例えば、温度を８９０～９５０℃、均熱時間を１２０～３００ｍｉｎとして行えばよい。
　上記の焼戻し処理における温度の好ましい下限値は１００℃である。１００℃以上とすることにより、低濃度浸炭焼入れ後、時間をおいて割れる現象（置き割れ）を十分防止できる。
　（Ｃ－２）工程（ｂ）のショットピーニング処理：
　浸炭部品の表面硬化層部に、圧縮残留応力を付与する１つの手段としてのショットピーニングは、工程（ｂ）の２段階ショットピーニング処理、つまり、
１段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材のＨＶ硬さ：６５０～７５０、
　・投射材の平均粒径：０．６～１．０ｍｍ、
　・カバレージ：５００％以上、
２段階目のショットピーニング処理条件：
　・投射材のＨＶ硬さ：７００～８５０、
　・投射材の平均粒径：０．０５～０．２５ｍｍ、
　・カバレージ：５００％以上、
として行うのがよい。
　本発明の浸炭部品の表面の硬化層部は、前述のとおりＣ（ａｖｅ）が０．３５～０．６０％であるため、従来の浸炭部品に比べて表面硬化層部の硬さが低くなっている。
　このような従来の浸炭部品より硬化層部の硬さが低いものに対して、圧縮残留応力を付与する１つの手段であるショットピーニングを、従来の浸炭部品、つまり、硬化層部の硬さがＨＶ硬さで７２０以上であるような部品に対するのと同様に、硬質な投射材（以下、「ショット球」ともいう。）を用いて行うと、圧縮残留応力を付与することはできるものの、前記（Ｂ）項の表面の硬化層部の特性としての、σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上という条件の全てを同時に満たすことが難しい。しかも、部品の表面粗さＲｚが大きくなって１５μｍを超える場合があるため、本発明の目的である「低・中サイクル疲労強度」を向上できないばかりか、逆に低下させてしまう場合もある。
　しかしながら、上記の２段階ショットピーニング処理を行えば、前記（Ｂ）項の表面の硬化層部の特性としての表面粗さＲｚ：１５μｍ以下、σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上の条件の全てを、安定かつ容易に達成することができる。
　以下、本発明における上記工程（ｂ）の２段階ショットピーニング処理について、詳しく説明する。
　（Ｃ－２－１）１段階目のショットピーニング処理：
　工程（ｂ）の２段階ショットピーニング処理における１段階目のショットピーニング処理は、主に浸炭部品の表面硬化層を深い位置まで塑性変形させて、前記（Ｂ）項の表面の硬化層部の特性としての、σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上という３条件を同時に満たすために行うものである。上記のショットピーニング処理は、
　・投射材のＨＶ硬さ：６５０～７５０、
　・投射材の平均粒径：０．６～１．０ｍｍ、
　・カバレージ：５００％以上、
として実施するのがよい。
　投射材のＨＶ硬さが６５０未満では、表面硬化層の深い位置までを塑性変形させることが困難であり、所望の圧縮残留応力を付与することができない場合がある。一方、投射材のＨＶ硬さが７５０を超える場合には、浸炭部品の表面粗さＲｚが大きくなって１５μｍを超えることがあり、所望の疲労強度を得られない場合がある。したがって、投射材の硬さはＨＶ硬さで６５０～７５０とするのがよい。表面粗さＲｚが大きくなるのを抑えるために、投射材の硬さの上限はＨＶ硬さで７００とすることがより好ましい。投射材の硬さの下限はＨＶ硬さで６８０とすることがより好ましい。
　浸炭部品の表面にショット球を衝突させた際に形成される塑性変形領域、つまり、最表面からの深さは、ショット球の平均粒径に影響され、平均粒径が大きいほど、部品最表面から深く塑性変形する。１段階目のショットピーニング処理におけるショット球の平均粒径が０．６ｍｍを下回る場合には、σｒ（１００）を－８００ＭＰａ以下にできないことがある。一方、ショット球の平均粒径が１．０ｍｍを超えると、浸炭部品の表面粗さＲｚが大きくなって１５μｍを超え、所望の疲労強度を得られない場合がある。したがって、投射材の平均粒径は０．６～１．０ｍｍとするのがよい。浸炭部品の表面粗さＲｚが大きくなることを抑えるために、投射材の平均粒径の上限は０．８ｍｍとすることがより好ましい。投射材の平均粒径の下限は０．６５ｍｍとすることがより好ましい。
　投射材のＨＶ硬さおよび平均粒径がそれぞれ、上述の６５０～７５０および０．６～１．０ｍｍであっても、カバレージが５００％未満の場合には、投射材の衝突により形成された浸炭部品表面の大きな凹凸が残存するため、たとえ２段階目のショットピーニング処理を行っても、表面粗さを、最大高さ粗さＲｚで１５μｍ以下にすることができない場合がある。したがって、カバレージは５００％以上とするのがよい。カバレージの下限は５５０％とすることがより好ましい。カバレージを大きくすれば、表面粗さＲｚを小さくできるが、ショットピーニング処理時間が増加するため、生産性の観点から、カバレージの上限は７００％とすることが好ましい。
　カバレージは、浸炭部品の被ショットピーニング面積に対する投射材の投射痕面積（圧痕面積）の総和の比から求めることができる。１回のショットピーニングでのカバレージがＣ１であるとき、ｎ回のショットピーニングでのカバレージは、
　Ｃｎ＝［１－（１－Ｃ１）ｎ］×１００
の式で表わされ、その算出値が９８％程度になったとき、これをフルカバレージとみなし、１００％とする。そして、カバレージ５００％とはカバレージが１００％に達する時間を５倍にした状態をいう。
　１段階目のショットピーニング処理は、アークハイトを０．３０～０．６０ｍｍＮとして行うのが、一層好ましい。これは、アークハイトが０．３０ｍｍＮより小さいと、浸炭部品表面の塑性変形領域が小さくなって、圧縮残留応力を所望の深さまで付与できないことがあって、一方、アークハイトが０．６０ｍｍＮより大きいと、浸炭部品の深い位置まで圧縮残留応力を付与できるものの、付与された圧縮残留応力の絶対値が小さくなることがあって、いずれの場合にも所望の疲労強度を得ることができないことがあるためである。アークハイトの下限は０．５０ｍｍＮとすることがより好ましい。
　（Ｃ－２－２）２段階目のショットピーニング処理：
　工程（ｂ）の２段階ショットピーニング処理における２段階目のショットピーニング処理は、１段階目の投射材よりも平均粒径が小さい投射材を用いることで、主に１段階目のショットピーニング処理を行った浸炭部品の表面硬化層の極表面近傍に圧縮残留応力を付与して、前記（Ｂ）項の表面の硬化層部の特性としての、σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上という３条件、ならびに、表面粗さＲｚ：１５μｍ以下との条件を同時に、安定かつ確実に満たすために行うものである。上記のショットピーニング処理は、
　・投射材のＨＶ硬さ：７００～８５０、
　・投射材の平均粒径：０．０５～０．２５ｍｍ、
　・カバレージ：５００％以上、
として実施するのがよい。
　投射材のＨＶ硬さが７００未満では、表面硬化層の深い位置までを塑性変形させることが困難であり、所望の圧縮残留応力を付与することができない場合がある。一方、投射材のＨＶ硬さが８５０を超える場合には、浸炭部品の表面粗さＲｚが大きくなって１５μｍを超えることがあり、所望の疲労強度を得られない場合がある。したがって、２段階目のショットピーニング処理における投射材の硬さはＨＶ硬さで７００～８５０とするのがよい。表面粗さＲｚが大きくなるのを抑えるために、投射材の硬さの上限はＨＶ硬さで８００とすることがより好ましい。投射材の硬さの下限はＨＶ硬さで７２０とすることがより好ましい。
　２段階目のショットピーニング処理において、所望の圧縮残留応力を付与するためには、１段階目のショットピーニング処理とは逆に、ショット球の平均粒径を小さくするのがよい。しかしながら、ショット球の平均粒径が０．０５ｍｍ未満では、浸炭部品の表層部に塑性変形を生じさせることが困難になって、所望の圧縮残留応力を付与することができない場合がある。一方、ショット球の平均粒径が０．２５ｍｍを超えると、浸炭部品の表面粗さＲｚが大きくなって１５μｍを超える場合がある。したがって、２段階目のショットピーニング処理における投射材の平均粒径は０．０５～０．２５ｍｍとするのがよい。浸炭部品の表面粗さＲｚが大きくなることを抑えるために、投射材の平均粒径の上限は０．１５ｍｍとすることがより好ましい。投射材の平均粒径の下限は０．０８ｍｍとすることがより好ましい。
　２段階目のショットピーニング処理の場合も、１段階目のショットピーニング処理の場合と同様、カバレージが５００％未満の場合には、表面粗さを、最大高さ粗さＲｚで１５μｍ以下にすることができない場合がある。したがって、２段階目のショットピーニング処理におけるカバレージも５００％以上とするのがよい。カバレージの下限は５５０％とすることがより好ましい。カバレージを大きくすれば、表面粗さＲｚを小さくできるが、ショットピーニング処理時間が増加する。このため、生産性の観点から、カバレージの上限は７００％とすることが好ましい。
　既に述べたとおり、カバレージ５００％とはカバレージが１００％に達する時間を５倍にした状態をいう。
　２段階目のショットピーニング処理は、アークハイトを０．２０～０．４０ｍｍＮとして行うのが、一層好ましい。これは、アークハイトが０．２０ｍｍＮより小さい場合には、浸炭部品表面の塑性変形領域が小さくなって圧縮残留応力を所望の深さまで付与できないことがあって、一方、アークハイトが０．４０ｍｍＮより大きい場合には、表面粗さを、最大高さ粗さＲｚで１５μｍ以下にすることができない場合があって、いずれの場合にも所望の疲労強度を得ることができないことがあるためである。アークハイトの下限は０．２５ｍｍＮとすることがより好ましい。アークハイトの上限は０．３５ｍｍＮとすることがより好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表７に示す化学組成を有する鋼Ａおよび鋼Ｆ～Ｎを真空炉溶製して１５０ｋｇ鋼塊を作製した。
　表７中の鋼Ａおよび鋼Ｆ～Ｋは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。鋼Ｌ～Ｍは、成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。
　鋼Ａは、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に記載されたＳＣｒ４２０に相当する鋼で、前記表１における鋼Ａを再掲したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　上記の各鋼の鋼塊を、１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して直径３０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
　次いで、熱間鍛造して得た上記の直径３０ｍｍの丸棒に、加熱温度９００℃で６０ｍｉｎ均熱保持した後、大気中で放冷する焼準処理を施した。
　上記の焼準処理した直径３０ｍｍの丸棒の中心部から、機械加工によって、断面が１３ｍｍ×１３ｍｍで長さが１００ｍｍの直方体を切り出し、その後さらに、上記直方体の一つの面の長さ方向中央の部位に、半径２ｍｍの半円切欠きを設けて、４点曲げ試験片を作製した。
　次いで、上記各鋼について、「浸炭焼入れ」として、４点曲げ試験片に対して、均熱温度を９３０℃として浸炭処理し、その後、１２０℃の油中に投入した。上記の浸炭焼入れを行った後、さらに加熱温度１８０℃で１２０ｍｉｎ均熱し、その後、大気中で放冷する焼戻し処理を施した。
　表８に、浸炭条件の詳細を示す。表８の「Ｃｐ１」および「Ｃｐ２」は浸炭処理における「炭素ポテンシャル」を表し、先ずＣｐ１の条件で「均熱時間１」に示す時間、浸炭を行い、次いでＣｐ２の条件で「均熱時間２」に示す時間、浸炭を行った。
　表８には、鋼Ａに一般的な「浸炭焼入れ－焼戻し」条件での処理を施した前記表３の試験番号１７の処理を再掲した。表８においても、試験番号１７の処理については前記表３の場合と同様に、「炭素ポテンシャルを０．８％にしたままで一旦８７０℃まで冷却し、その温度でさらに６０ｍｉｎ保持」する処理の記載は省略した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　上記の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片を用いて、硬さおよび炭素濃度分布を調査した。
　硬さは、４点曲げ試験片を、半円切欠きを設けた部位での横断面が調査できるように樹脂に埋め込んで研磨した後、ＨＶ硬さを測定した。ＨＶ硬さ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に規定された方法で、試験力を２．９４Ｎとして行い、中心硬さおよび表面硬さを求めた。
　中心硬さは、樹脂埋め込みした試験片横断面における一辺を構成する半円切欠きを施した面を基準にして、その面から深さ１０ｍｍの位置を５点測定し、その平均値で表した。
　表面硬さは、上記の半円切欠きを施した面を基準にして、その面から深さ０．０５ｍｍの位置を５点測定し、その平均値で表した。
　炭素濃度分布は次のようにして求めた。先ず、上記の硬さ測定と同様に、４点曲げ試験片を、半円切欠きを設けた部位での横断面が調査できるように樹脂に埋め込んで研磨した。その後、切欠き底を最表面として、試験片中心方向への炭素濃度分布を、波長分散型ＥＰＭＡ装置を用いて検量線により測定した。次いで、上記の測定結果を用いて、最表面から中心方向へ深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度であるＣ（ａｖｅ）を前記「５×∫Ｃ（ｘ）ｄｘ」の式によって求めた。
　上記のようにして求めた表面硬さ、中心硬さおよびＣ（ａｖｅ）を表８に併せて示す。
　表８に示す試験番号１７～３０および試験番号３３～４１の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片については、その半円切欠きを設けた面に対して、表９に示す条件で、２段階のショットピーニング処理を施した。
　表８に示す試験番号３１の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片の場合は、その半円切欠きを設けた面に対して、表９に示す１段階目のショットピーニング処理だけを施し、試験番号３２の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した４点曲げ試験片にはショットピーニング処理を施さなかった。表９にも、前記表３の試験番号１７について併記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　上記の処理を施した試験番号１８～４１の４点曲げ試験片を用いて、σｒ（０）、σｒ（１００）、残留応力強度指数ＩｒおよびＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定された最大高さ粗さＲｚを調査した。電解研磨により表面から所定の深さ位置まで研磨し、各深さ位置で回折Ｘ線の強度を測定し、その測定で得られたピーク強度の半値幅とピーク中心位置との関係から、半円切欠き底の表面におけるσｒ（０）およびσｒ（１００）を求めた。
　残留応力強度指数Ｉｒは、既に述べた(1)～(8)に示す方法において、深さ０μｍ、１０μｍ、３０μｍ、５０μｍ、８０μｍ、１００μｍの各位置について、圧縮残留応力を測定して求めた。
　次いで、上記の処理を施した試験番号１８～４１の４点曲げ試験片を用いて、
　・応力比：０．１、
　・支点間距離：４５ｍｍ、
　・試験周波数：５Ｈｚ、
の条件で４点曲げ疲労試験を行った。
　上記４点曲げ疲労試験においては、繰り返し回数が５×１０３回における亀裂発生強度を「曲げ疲労強度」として評価した。
　曲げ疲労強度は、前記試験番号１７の曲げ疲労強度、つまり、肌焼鋼として一般的なＳＣｒ４２０に相当する鋼Ａを用いて、一般的な条件で「浸炭焼入れ－焼戻し」処理したままの状態で曲げ疲労試験に供した場合の曲げ疲労強度を基準にして、それより５０％以上向上していることを目標とした。
　表１０に、上記の各試験結果をまとめて示す。表１０には、前記表６に示した試験番号１７についての試験結果を併記した。試験番号１７の曲げ疲労強度を基準値とした場合の、その値からの向上率も示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表１０から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１８～３０の場合の曲げ疲労強度は、肌焼鋼として一般的なＳＣｒ４２０に相当する鋼Ａを用いて、従来の一般的な条件で浸炭焼入れ－焼戻しした試験番号１７の曲げ疲労強度より５０％以上向上しており、「低～中サイクル域」での疲労強度が、従来の浸炭焼入れ－焼戻し処理部品のそれに比べて大幅に向上することが明らかである。
　これに対して、本発明で規定する条件から外れた試験番号の場合、目標とする曲げ疲労強度に達していない。
　すなわち、試験番号３１の場合はσ（０）が－５７０ＭＰａであり、本発明で規定する上限値－８００ＭＰａよりも大きい。このため、目標とする疲労強度の向上が認められなかった。
　試験番号３２の場合は、残留応力であるσ（０）およびσ（１００）の値の双方ともが、本発明で規定する上限値－８００ＭＰａよりも大きく、しかも、残留応力強度指数Ｉｒが７０００で本発明で規定する下限値の８００００よりも小さい。このため、目標とする疲労強度の向上が認められなかった。
　試験番号３３、試験番号３４、試験番号３７および試験番号３８の場合、表面粗さＲｚがそれぞれ、１８．００μｍ、１６．００μｍ、２１．００μｍおよび１７．５０μｍといずれも本発明で規定する上限値より大きい。このため、いずれの場合も疲労強度の向上が見られなかった。
　試験番号３５の場合、表面粗さＲｚが１６．００μｍと大きく、しかも、残留応力σ（０）の値が－７５０ＭＰａであって本発明で規定する上限値－８００ＭＰａよりも大きい。このため、疲労強度の向上目標が達成できなかった。
　試験番号３６の場合、残留応力σ（１００）の値が－７２０ＭＰａであって本発明で規定する上限値－８００ＭＰａよりも大きい。このため、目標とする疲労強度に達しなかった。
　試験番号３９の場合、鋼ＬのＣ含有量が０．１２％で本発明で規定する下限値の０．１５％を下まわる。このため、中心硬さが低くなって、疲労強度の向上が見られなかった。
　試験番号４０の場合、鋼ＭのＭｎ含有量が０．３０％で本発明で規定する条件を下まわるので残留応力σ（１００）の値が－７５０ＭＰａと本発明で規定する上限値－８００ＭＰａよりも大きくなって、深い部位に十分な圧縮残留応力を確保できない。このため、目標とする疲労強度に達しなかった。
　試験番号４１の場合、鋼ＮのＭｎ含有量が１．８０％で本発明で規定する条件を上回るために、表面粗さＲｚが１７．００μｍと本発明で規定する上限値より大きい。このため、疲労強度の向上が見られなかった。
　本発明の浸炭部品の「低～中サイクル域」での疲労強度は、従来の浸炭焼入れ－焼戻し処理した部品のそれに比べて大幅に向上している。このため、本発明の浸炭部品は、衝撃的でしかも比較的大きな負荷が加わることのある自動車、建設機械、産業機械等の各種シャフト類あるいは動力伝達用部品等として用いるのに好適である。

Claims (4)

  1. 　鋼製の浸炭部品であって、
    　生地の鋼が、質量％で、
    Ｃ：０．１５～０．２５％、
    Ｓｉ：０．０３～０．５０％、
    Ｍｎ：０．６０％を超えて１．５％以下、
    Ｐ：０．０１５％以下、
    Ｓ：０．００６～０．０３０％、
    Ｃｒ：０．０５～２．０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．０３％以下および
    Ｏ：０．００２０％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼であり、
    表面硬化層部が下記（ａ）～（ｃ）の条件を満たす、
    ことを特徴とする浸炭部品。
    　（ａ）Ｃ（ａｖｅ）：質量％で０．３５～０．６０％、
    　（ｂ）表面粗さＲｚ：１５μｍ以下、ならびに、
    　（ｃ）σｒ（０）：－８００ＭＰａ以下、σｒ（１００）：－８００ＭＰａ以下および残留応力強度指数Ｉｒ：８００００以上。
    　ただし、
    　Ｃ（ａｖｅ）：最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度、
    　表面粗さＲｚ：ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定された最大高さ粗さ、
    　σｒ（０）：部品の最表面における圧縮残留応力、
    　σｒ（１００）：部品の最表面から１００μｍの位置における圧縮残留応力、
    　残留応力強度指数Ｉｒ：部品の最表面から１００μｍ深さまでの位置での最表面からの深さをｙμｍ、その部位における残留応力をσｒ（ｙ）として〔Ｉｒ＝∫｜σｒ（ｙ）｜ｄｙ〕で表される値を指す。ここで、積分区間、つまり「ｙ」の範囲は、０～１００（μｍ）である。
  2. 　生地の鋼が、残部としてのＦｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｍｏ：０．５０％未満、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｎｉ：３．０％以下および
    Ｂ：０．００３０％以下
    のうちから選ばれる１種以上を含む化学組成を有する鋼であることを特徴とする請求項１に記載の浸炭部品。
  3. 　生地の鋼が、残部としてのＦｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｔｉ：０．１０％以下、
    Ｎｂ：０．１０％以下および
    Ｖ：０．３０％以下のうちから選ばれる１種以上を含む化学組成を有する鋼であることを特徴とする請求項１または２に記載の浸炭部品。
  4. 　請求項１から３までのいずれかに記載の生地の化学組成を有する鋼を用いて所望の形状に成形加工された部品に、下記の工程（ａ）および（ｂ）に記載の処理を順に施すことを特徴とする浸炭部品の製造方法。
    　工程（ａ）：炭素ポテンシャルが０．３５～０．９０％の雰囲気で浸炭処理することにより、部品の最表面から深さ０．２ｍｍの位置までの平均炭素濃度が質量％で、０．３５～０．６０％となるようにして焼入れ処理するか、あるいは、前記焼入れ処理の後、さらに、２００℃以下の温度で焼戻し処理する。
    　工程（ｂ）：下記の条件を満たす２段階ショットピーニング処理を施す。
    １段階目のショットピーニング処理条件：
    　・投射材のＨＶ硬さ：６５０～７５０、
    　・投射材の平均粒径：０．６～１．０ｍｍ、
    　・カバレージ：５００％以上、
    ２段階目のショットピーニング処理条件：
    　・投射材のＨＶ硬さ：７００～８５０、
    　・投射材の平均粒径：０．０５～０．２５ｍｍ、
    　・カバレージ：５００％以上。
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