WO2011114836A1 - 表層硬化処理用鋼及び表層硬化鋼部品とその製造方法 - Google Patents

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久保田　学
越智　達朗
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a surface hardening steel, a surface hardening steel part, and a manufacturing method thereof.
  • Power transmission parts for example, gears, bearings, CVT sheaves, shafts, etc.
  • a surface hardening treatment for example, carburizing treatment is superior to other surface hardening treatments in terms of surface hardness, depth of hardened layer, productivity, etc. Many.
  • medium carbon alloy steel such as SCM420, SCR420, SNCM220 defined in JISG4053, hot forging, cold forging, cutting, or a combination thereof
  • Machining is performed so as to obtain a predetermined shape, and then carburizing or carbonitriding is performed.
  • Fatigue failure of carburized gears is broadly divided into bending fatigue (tooth root fatigue) and tooth surface fatigue (pitching, etc.).
  • bending fatigue strength can be improved by improving the structure of the surface layer (reducing the grain boundary oxide layer and incompletely quenched layer), and can be greatly improved by applying shot peening. ing.
  • the tooth surface fatigue strength can hardly be improved even by shot peening, so that the improvement of the tooth surface fatigue strength has been an issue. Further, since not only gears but also CVT sheaves and bearings are required to have higher surface pressure, there is a strong demand for improvement in surface fatigue such as tooth surface fatigue and rolling fatigue.
  • a “high carbon carburizing (also called high concentration carburizing) technique” in which cementite is actively precipitated on the surface of carburized parts has been proposed.
  • the carbon potential (hereinafter also referred to as CP) of the atmosphere is set to about 0.70 to 0.90%, and the carbon content of the surface layer part of the part is controlled to about 0.80%. Then, it is the process which makes the structure
  • cementite is deposited and dispersed in the surface layer portion, and finally, a structure in which cementite is dispersed in martensite is obtained.
  • Such a technique is also referred to as CD carburization: carbide dispersion carburizing.
  • Carbon potential is a term indicating the carburizing ability of the atmosphere in which steel is heated.
  • the basic definition of the carbon potential is “the carbon concentration of the steel surface when the steel is heated and carburized to a specific temperature in a gas atmosphere and reaches equilibrium with the gas atmosphere”.
  • the carbon potential means the virtual carbon surface concentration at which cementite precipitation does not occur. Become. In this case, the carbon potential does not always coincide with the carbon solid solution concentration on the actual steel surface.
  • high carbon carburizing is performed at a relatively high temperature (primary carburizing), and then cooled to near room temperature at a sufficiently high cooling rate so as not to form proeutectoid cementite. Then, it heats again, performs the precipitation process of the carbide
  • Patent Document 1 proposes a method of performing secondary quenching by induction quenching.
  • Patent Document 2 proposes a method of finely dispersing carbide by defining a heating pattern for secondary quenching.
  • the secondary quenching not only increases the heat treatment cost, but also deteriorates the component performance. That is, by repeating the heat treatment, deformation caused by the heat treatment accumulates, the deformation of the parts inevitably increases, and the dimensional accuracy deteriorates.
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 the surface carbon concentration at the time of carburizing treatment is defined, carburizing treatment is performed in a temperature range calculated by an equation defined from chemical components, and carburizing treatment temperature and A method of manufacturing a high surface pressure resistant member having a required relationship and performing diffusion treatment at high temperature has been proposed.
  • the diffusion treatment is performed at a temperature higher than the carburizing temperature, the coarsening of the carbide is caused, which is insufficient as an alternative treatment for the secondary quenching.
  • the processing pattern shown as an invention of the embodiment of these references are quenched below 1 point A steel during carburizing. This is substantially the same process as the secondary quenching, and this method cannot avoid the deterioration of the dimensional accuracy of the parts.
  • the present invention provides a steel for surface layer hardening treatment and a surface hardening steel capable of obtaining a part having high tooth surface fatigue strength and avoiding an increase in heat treatment deformation (deterioration of dimensional accuracy of the part) due to secondary quenching.
  • An object is to provide a component and a method for manufacturing the component.
  • the high carbon carburizing process is defined as “a carburizing process in which the CP is 0.90% or more at a time of 50% or more of the total carburizing process time”.
  • high carbon gas carbonitriding treatment is performed on the surface somewhere in the carburizing treatment process in which CP is 0.90% or more in a time of 50% or more of the total carburizing treatment time.
  • a process including an additional step of containing nitrogen is defined.
  • a steel material containing 2.00 to 5.00% Cr by mass is subjected to high carbon gas carburizing or high carbon gas carbonitriding in a temperature range of 800 to 900 ° C.
  • (Cr, Fe) 23 C 6 and / or (Cr, Fe) 3 C are precipitated on the surface layer during the carburizing process, and these precipitates are used as precipitation nuclei for cementite.
  • a structure in which carbides (cementite and (Cr, Fe) 23 C 6 and / or (Cr, Fe) 3 C) are finely dispersed on the surface of the component is obtained by one heat treatment.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel for surface layer hardening treatment is a steel for surface layer hardening treatment that is carburized in a temperature range of 800 to 900 ° C., the chemical composition is in mass%, and C: 0.00. 10 to 0.60%, Si: 0.01 to 2.50%, Mn: 0.20 to 2.00%, S: 0.0001 to 0.10%, Cr: 2.00 to 5.00% Al: 0.001 to 0.50%, N: 0.0020 to 0.020%, P: 0.001 to 0.050%, and O: 0.0001 to 0.0030%.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities, and the total content of Cr, Si and Mn satisfies 2.0 ⁇ Cr + Si + Mn ⁇ 8.0 by mass%.
  • the chemical component is further in mass%, Ca: 0.0005 to 0.0030%, Mg: 0.0005 to 0.0030%, Zr: One or more of 0.0005 to 0.0030% may be contained.
  • the chemical component is further in mass%, Mo: 0.01 to 1.00%, B: 0.0005 to 0.0050. %, Cu: 0.05 to 1.00%, and Ni: 0.05 to 2.00% may be contained.
  • the chemical component is further in mass%, V: 0.005 to 0.50%, Nb: 0.005 to One or more of 0.10% and Ti: 0.005 to 0.50% may be contained.
  • a steel part according to another aspect of the present invention is a steel part that has been subjected to carburizing treatment or carbonitriding treatment, and the component of the steel in the non-carburized portion of the steel part is C%. : 0.10 to 0.60%, Si: 0.01 to 2.50%, Mn: 0.20 to 2.00%, S: 0.0001 to 0.100%, Cr: 2.00 to 5 0.000%, Al: 0.001 to 0.50%, N: 0.0020 to 0.0200%, P: 0.001 to 0.050%, and O: 0.0001 to 0.0030%.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities, and the total content of Cr, Si, Mn in the steel of the non-carburized part satisfies 2.0 ⁇ Cr + Si + Mn ⁇ 8.0 by mass%,
  • the average value of the carbon concentration is 1.00 to 6.7% by mass%.
  • the surface layer portion carbide area ratio of is at least 15%, the surface layer portion (Cr, Fe) 23 C 6 and (Cr, Fe) of the 3 C, have one or two precipitates,
  • the number of mesh carbides of 10 ⁇ m or more along the old ⁇ grain boundary is 2.5 pieces / mm 2 or less.
  • the components of the steel in the non-carburized part are further in mass%, Ca: 0.0005 to 0.0030%, Mg: 0.0005 to 0.0030% , Zr: 0.0005 to 0.0030% of one or more may be contained.
  • the component of the steel in the non-carburized part is further in mass%, Mo: 0.01-1.00%, B: 0.0005- One or more of 0.0050%, Cu: 0.05 to 1.00%, and Ni: 0.05 to 2.00% may be contained.
  • the component of the steel in the non-carburized part is further in mass%, V: 0.005 to 0.50%, Nb: 0 One or more of 0.005 to 0.10% and Ti: 0.005 to 0.50% may be contained.
  • a method for producing a surface hardened steel part according to another aspect of the present invention includes a molding step of forming the steel part by processing the steel for surface hardening according to any one of (1) to (4) above.
  • a gas carburizing treatment or a gas carbonitriding treatment in which the carbon potential of the carburizing atmosphere is 0.90% or more for a time of 50% or more of the treatment time is applied to the steel part in a temperature range of 800 to 900 ° C., and the carburized layer And carburizing step of depositing one or two of (Cr, Fe) 23 C 6 and (Cr, Fe) 3 C; and subsequent to the carburizing step, the carburizing treatment or gas carbonitriding treatment was performed.
  • the carburizing atmosphere has a carbon potential of 0.40 to 1.20% in a temperature range of 800 to 1100 ° C. before the carburizing step. You may further have the preliminary carburizing process which performs the carburizing process or the gas carbonitriding process to the said steel components.
  • the present invention even if the secondary quenching is abolished, it becomes possible to finely disperse the carbide in the carburized layer of the part. As a result, a component having high tooth surface fatigue strength and avoiding an increase in heat treatment deformation (deterioration in dimensional accuracy of the component) due to secondary quenching can be obtained at low cost. For this reason, it is extremely effective for increasing the number of rotations and transmission torque of power transmission parts such as automobiles (for example, gears, bearings, shafts, CVT sheaves, etc.) or reducing the size and weight.
  • power transmission parts such as automobiles (for example, gears, bearings, shafts, CVT sheaves, etc.) or reducing the size and weight.
  • (B) part is a figure which shows the example of the structure
  • a high carbon carburized structure is shown.
  • (Cr, Fe) is a diagram showing a 23 C 6 (Cr, Fe) 3 C is precipitated tissue.
  • the present inventors diligently studied various factors affecting the dispersion form of carbides in the carburized layer in the high carbon carburizing treatment, and found the following knowledge.
  • the carbide generated in the carburized layer during the high carbon carburizing treatment is mainly precipitated as a coarse mesh cementite along the austenite grain boundary when the Cr content in the steel is less than 2.00%.
  • the carbide takes a form in which granular or acicular fine carbide is dispersed in the austenite grains.
  • the carbide generated in the carburized layer during the high-carbon carburizing treatment becomes finer as the carburizing temperature is lower, and is dispersed as granular or acicular fine carbide in the austenite grains. .
  • the carburizing temperature is 900 ° C. or less, a structure in which carbides are sufficiently finely dispersed can be obtained. The reason is as follows.
  • the tooth surface fatigue strength can be further improved by further performing a nitriding step (so-called carbonitriding treatment) that is a treatment of adding ammonia to the heat treatment atmosphere following the gas high carbon carburizing treatment.
  • a nitriding step that is a treatment of adding ammonia to the heat treatment atmosphere following the gas high carbon carburizing treatment.
  • content% of a component means the mass%.
  • C 0.10 to 0.60% C is added to ensure the hardness of the core of the component. If the amount of C added is small, the time required for the carburizing process becomes too long. On the other hand, if added excessively, the workability when machining parts such as cutting and forging is significantly deteriorated through an increase in the hardness of the material. To do.
  • the C amount needs to be in the range of 0.10 to 0.60%. A preferable range of the amount of C is 0.15 to 0.30%.
  • Si 0.01-2.50% Si is an element effective for improving the tooth surface fatigue strength by remarkably increasing the temper softening resistance of low temperature tempered martensitic steel such as carburized parts.
  • 0.01% or more of Si is added.
  • Si when Si is added excessively, a complex oxide of Cr, Si, and Mn is generated on the surface of the steel material during gas carburization, thereby inhibiting the transfer of carbon from the carburizing atmosphere into the steel material. Therefore, the carbon content of the carburized layer may be lower than the target value.
  • the Si amount needs to be in the range of 0.01 to 2.50%.
  • a preferable range of Si content is 0.03% to 1.50%, more preferably 0.10% to 1.00%.
  • Mn 0.20 to 2.00% Since Mn has the effect of improving the hardenability of steel, 0.20% or more is added to obtain a martensite structure during carburizing and quenching. On the other hand, when added excessively, a complex oxide of Cr, Si, and Mn is generated on the surface of the steel material during gas carburization, thereby inhibiting carbon migration from the carburizing atmosphere into the steel material. Therefore, the carbon content of the carburized layer may be lower than the target value. Moreover, when it adds excessively, the workability at the time of processing, such as cutting and forging of parts, will deteriorate remarkably through the raise of the hardness of a raw material. In the present invention, the amount of Mn needs to be in the range of 0.20 to 2.00%. A preferable range of the amount of Mn is 0.40 to 1.00%.
  • S 0.0001 to 0.10% S combines with Mn to form MnS, and the effect of improving the machinability as the addition amount is increased, but if added excessively, MnS becomes a propagation path of fatigue cracks, and the bending of the gear Fatigue strength decreases.
  • excessive cost is required to limit the amount of S to 0.0001% or less. Therefore, in the present invention, the S amount needs to be in the range of 0.0001 to 0.10%.
  • a preferable range of the amount of S is 0.010 to 0.02%.
  • the Cr amount needs to be in the range of 2.00 to 5.00%.
  • a preferable Cr content range is 2.00 to 3.50%.
  • a more desirable range is 2.25 to 3.00%.
  • Al 0.001 to 0.50%
  • AlN functions to pin the austenite grain boundaries to suppress grain growth and prevent coarsening of the structure. If the addition amount of Al is small, the above effect cannot be obtained, and the effect is saturated even if it is added excessively. Therefore, in the present invention, the Al amount needs to be in the range of 0.001 to 0.50%. A preferable range of the Al content is 0.020 to 0.15%. When Ti is added in an amount of 0.08% or more, the amount of TiC increases and the pinning effect becomes sufficient, so the Al addition amount may be less than 0.020%.
  • N 0.0020 to 0.020%
  • N combines with Al in the steel to form AlN.
  • AlN functions to pin the austenite grain boundaries to suppress grain growth and prevent coarsening of the structure. If the addition amount of N is small, the above effect cannot be obtained, and if it is added excessively, the ductility at a high temperature range of 1000 ° C. or more is lowered, which causes a decrease in yield during continuous casting and rolling. Therefore, in the present invention, the N amount needs to be in the range of 0.0020 to 0.020%. A preferable range of the N amount is 0.0050 to 0.018%.
  • P 0.050% or less P is segregated to austenite grain boundaries, embrittles the prior austenite grain boundaries, and causes grain boundary cracking. Therefore, in this invention, it is necessary to make P amount into the range of 0.050% or less. A preferable range of the amount of P is 0.015% or less. Excessive cost is required to limit the amount of P to 0.001% or less. Therefore, a suitable lower limit of the P amount is 0.001%.
  • O 0.0030% or less O forms oxide inclusions.
  • O content is large, large inclusions that become the starting point of fatigue failure increase and cause deterioration of fatigue characteristics. Therefore, it is desirable to reduce as much as possible. Therefore, in the present invention, it is necessary to limit the O amount to 0.0030% or less.
  • a preferable range of the amount of O is 0.0015% or less. Excessive cost is required to limit the amount of O to 0.0001% or less. Therefore, a preferable lower limit of the O amount is 0.0001%.
  • Ca, Mg, Zr 0.0005 to 0.0030%
  • Ca, Mg, and Zr are optional components that can be added to the surface hardening steel of the present invention as necessary.
  • Ca, Mg, and Zr have the function of improving the machinability of steel through the form control of MnS and the formation of a protective film on the cutting tool surface during cutting.
  • one or more of Ca, Mg, and Zr may be added in an amount of 0.0005% or more.
  • coarse oxides and sulfides are formed, which may adversely affect the fatigue strength of the parts.
  • one or more of Ca, Mg, and Zr may be added in the range of 0.0005 to 0.0030%.
  • the preferred range is 0.0008 to 0.0020%.
  • the hardness of the material is higher than that of ordinary carburizing steel (such as SCR420 and SCM420 of JISG4053). Accordingly, when a part is molded by cutting, the cutting-related cost may increase due to a shortened life of the cutting tool. That is, since the life of the cutting tool can be extended by adding Ca, Mg, and Zr, adding Ca, Mg, and Zr for the high carbon carburization of the present invention has a great effect on actual production.
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • Mo is an optional component that can be added to the surface hardening steel of the present invention as required. Mo has the effect of enhancing the hardenability of the steel, so it may be added to obtain a martensite structure during carburizing and quenching. Mo does not form oxides in the gas carburizing atmosphere gas atmosphere, and it is difficult to form nitrides. Therefore, Mo-added steel produces oxide layers and nitrides on the surface of the carburized layer and carburized abnormal layers due to it. There is an excellent feature that it is difficult. However, excessive addition is undesirable because the addition cost is expensive. Therefore, in the present invention, the Mo amount may be in the range of 0.01 to 1.00%. A preferable range of Mo content is 0.10 to 0.60%.
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • B is an optional component that can be added to the surface hardening steel of the present invention as required.
  • B is in a very small amount in the state of being dissolved in austenite and has the effect of greatly increasing the hardenability of the steel. Therefore, B may be added to obtain a martensitic structure during carburizing and quenching. If the addition amount is too small, the above effect cannot be obtained. On the other hand, even if it is added excessively, the effect is saturated. Therefore, in the present invention, the B amount may be in the range of 0.0005 to 0.0050%. A preferable range of the amount of B is 0.0010 to 0.0025%.
  • Cu 0.05 to 1.00%
  • Cu is an optional component that can be added to the surface hardening steel of the present invention as required. Since Cu has an effect of improving the hardenability of steel, it may be added to obtain a martensite structure during carburizing and quenching. Since Cu is an element that does not form oxides or nitrides in an atmosphere of gas carburizing, Cu-added steel is unlikely to form an oxide layer or nitride on the surface of the carburized layer, or a carburized abnormal layer resulting therefrom. There is a feature.
  • Cu when added excessively, the ductility at a high temperature range of 1000 ° C. or more is lowered, which causes a decrease in yield during continuous casting and rolling. Therefore, in the present invention, Cu may be added in the range of 0.05 to 1.00%. A preferable range of the amount of Cu is 0.010 to 0.50%. In addition, in order to improve the ductility of a high temperature range, when adding Cu, it is desirable to add Ni more than 1/2 of Cu addition amount simultaneously.
  • Ni 0.05-2.00%
  • Ni is an optional component that can be added to the surface hardening steel of the present invention as required.
  • Ni has an effect of improving the hardenability of steel, and may be added to obtain a martensite structure during carburizing and quenching.
  • Ni is an element that does not form oxides or nitrides in a gas carburizing atmosphere. Therefore, Ni-added steel is unlikely to generate an oxide layer or nitride on the surface of the carburized layer, or a carburized abnormal layer due to it. There is a feature.
  • Ni may be added in the range of 0.05 to 2.00%.
  • a preferable range of Ni content is 0.40 to 1.60%.
  • V 0.005 to 0.50%
  • V is an optional component that can be added to the surface hardening steel of the present invention as required.
  • V combines with N and C in steel to form V (C, N).
  • V (C, N) functions to pin the austenite grain boundary to suppress grain growth and prevent coarsening of the structure. If the addition amount is small, the above effect cannot be obtained. On the other hand, even if it is added excessively, the effect is saturated.
  • V may be added in the range of 0.005 to 0.50%.
  • a preferable range of the V amount is 0.05 to 0.20%.
  • Nb 0.005 to 0.10%
  • Nb is an optional component that can be added to the surface hardening steel of the present invention as required.
  • Nb combines with N and C to form Nb (C, N) in steel.
  • Nb (C, N) functions to pin the austenite grain boundaries to suppress grain growth and prevent coarsening of the structure. If the addition amount is small, the above effect cannot be obtained. On the other hand, even if it is added excessively, the effect is saturated.
  • Nb may be added in the range of 0.005 to 0.10%.
  • a preferable range of Nb is 0.010 to 0.050%.
  • Ti 0.005 to 0.50%
  • Ti is an optional component that can be added to the surface hardening steel of the present invention as required.
  • Ti combines with N and C in steel to form Ti (C, N).
  • Ti (C, N) functions to pin the austenite grain boundaries to suppress grain growth and prevent coarsening of the structure. If the addition amount is small, the above effect cannot be obtained. On the other hand, even if it is added excessively, the effect is saturated.
  • Ti may be added in the range of 0.005 to 0.50%. A preferable range of Ti content is 0.015 to 0.15%.
  • the total amount of these three components is within a certain range. It is desirable to regulate with.
  • the total content of the three components is set to 2.0% to 8.0%. More preferably, the total content of the three components is 3.0% to 4.5%.
  • Pb, Te, Zn, Sn and the like can be added within a range not impairing the effects of the present invention.
  • Pb, Te, Zn, and Sn are optional components that can be added to the steel for surface hardening treatment of the present invention as necessary. By adding these elements, the machinability and the like can be improved.
  • the upper limit of the addition amount of these additive components is Pb: 0.50% or less, Te: 0.0030% or less, Zn: 0.50% or less, Sn: 0 .. 50% or less.
  • the surface hardening-treated steel part of the present invention is subjected to carburizing or carbonitriding using the steel for surface hardening of the present invention.
  • the central part (core part) of the part that is not affected by the carburizing process or the carbonitriding process is referred to herein as a non-carburized part.
  • the chemical composition of the non-carburized part is substantially the same as the chemical composition of the surface hardened steel part that is the material of the part.
  • a region having a depth of 50 ⁇ m from the surface is referred to herein as a surface layer portion.
  • the average value of the carbon concentration in the surface layer portion of the carburized layer is 1.00 to 6.7% by mass. If the carbon concentration in the surface layer portion is less than 1.00%, the improvement in the tooth surface fatigue strength is insufficient, and if it is 6.7%, all of the surface layer portion becomes cementite, so that the carbon concentration does not exceed this.
  • carbonized_material of the said surface layer part is 15% or more. When the area ratio of carbide is less than 15%, the improvement in tooth surface fatigue strength is insufficient.
  • a preferable range of the area ratio of carbide is 20 to 80%.
  • the surface layer portion has 100 or more of one or two kinds of precipitates per 100 ⁇ m 2 among (Cr, Fe) 23 C 6 and (Cr, Fe) 3 C.
  • the high carbon gas carburizing or high carbon gas carbonitriding conditions of the present invention may be any as long as they comply with the above-mentioned definition of “high carbon gas carburizing or high carbon gas carbonitriding in the present invention”.
  • C. P. May be carburized at 0.90% or more.
  • C. of the first half time. P. Is 0.80%
  • the latter half of C.I. P. May be carburized at 0.90% or more which is a high carbon carburizing atmosphere.
  • the C. P. In a high carbon carburizing atmosphere of 0.90% or more. P. May be performed at about 0.80%.
  • C.I. P. By changing variously, the carbide fraction of the carburized layer of the part and the amount of retained austenite may be arbitrarily controlled.
  • the preferred range is 1.1-1.6%.
  • the quenching process performed after carburizing is generally performed by oil cooling, salt bath cooling, gas cooling, etc., but any method may be used.
  • oil cooling the preferred range of the temperature of the quenching oil is 50 to 180 ° C. If you want to minimize heat treatment deformation due to quenching, it is desirable to have a low cooling rate (high quenching oil temperature). If you want to minimize the incomplete quenching layer on the surface and increase fatigue strength, use cooling. A higher speed (a lower quenching oil temperature) is desirable.
  • Low-temperature tempering 300 ° C. or lower
  • Low temperature tempering is performed for the purpose of restoring the toughness of the core of the component and stabilizing the dimensional accuracy and material.
  • the surface-hardened steel part of the present invention can be subjected to low-temperature tempering after carburizing and quenching as usual.
  • the preferred temperature for tempering in the present invention is 120 to 200 ° C., and the preferred time is 30 to 180 minutes.
  • the temperature range of high carbon gas carburization or high carbon gas carbonitriding is set to 800 to 900 ° C.
  • the quenching treatment is performed at the temperature at which the carburizing treatment is performed or after cooling to a temperature range equal to or lower than the carburizing treatment temperature. The reason for this will be explained.
  • the tooth surface fatigue strength of a component can be improved without performing secondary quenching for fine dispersion of carbide (without deteriorating the dimensional accuracy of the component).
  • the carbide generated in the carburized layer during the high carbon carburizing treatment takes a form in which the precipitate becomes finer and the granular or acicular fine carbide is dispersed in the austenite grains as the carburizing temperature is lower. .
  • the lower the carburizing treatment temperature the finer the (Cr, Fe) 23 C 6 and / or in the carburized layer at the initial stage of the carburizing treatment.
  • (Cr, Fe) 3 C is likely to precipitate in the austenite grains, and the amount of precipitation increases.
  • cementite is precipitated with these fine precipitates as nuclei.
  • the amount of coarse network cementite produced along the austenite grain boundaries is also suppressed by the above treatment.
  • the carburizing temperature is 900 ° C. or less, a structure in which carbides are sufficiently finely dispersed can be obtained.
  • carbonized_material increases, so that carburizing process temperature is low, it is advantageous when improving tooth surface fatigue strength.
  • the temperature for performing the carburizing process needs to be in the range of 800 to 900 ° C.
  • the preferred temperature range for carburizing is 820 to 880 ° C.
  • the quenching when quenching is performed after carburizing, the quenching is performed after the temperature is lowered from the carburizing temperature to a certain low temperature for the purpose of reducing heat treatment deformation of the parts before quenching.
  • the carburizing temperature since the carburizing temperature is originally low, there is no need to lower the temperature, and there is no problem even if quenching is performed from the temperature at which the carburizing process is performed.
  • quenching may be performed after the temperature is lowered to a temperature lower than the carburizing temperature, but when the temperature is too low, C.I. P. Problems with control and atmosphere safety.
  • a preferable range of the quenching start temperature is 760 to 850 ° C.
  • the carbon potential of the carburizing atmosphere is 0.40 to 1 in the temperature range of 800 to 1100 ° C. before the high carbon carburizing treatment at 800 to 900 ° C. as described above. It may further include a preliminary carburizing step in which a gas carburizing process or a gas carbonitriding process is performed on the steel part under a condition of 20%. As described above, when the high carbon carburizing treatment is performed, the lower the carburizing treatment temperature, the finer (Cr, Fe) 23 C 6 and / or (Cr, Fe) 3 C in the carburized layer at the initial stage of the carburizing treatment.
  • carburizing or carbonitriding is performed under normal conditions, and subsequently, the temperature is lowered to a range of 800 to 900 ° C. and high-concentration carburizing or high-concentration carbonitriding is performed. Good.
  • the carburizing time can be shortened and the productivity can be improved.
  • the carburizing condition needs to be performed in a temperature range of 800 to 1100 ° C. If it is less than 800 degreeC, the effect of a hardened layer depth improvement will not be acquired, but it is meaningless.
  • the preferred temperature range is 900-1000 ° C.
  • the carbon potential in the carburizing atmosphere must be 0.40 to 1.20%. If it is less than 0.40%, the effect of improving the depth of the hardened layer is small. If it exceeds 1.20%, coarse reticulated cementite precipitates before the carburizing treatment at low temperature and high concentration, and then does not disappear. The characteristics as a part are impaired.
  • the preferred carbon potential range is 0.60 to 1.00%.
  • (Cr, Fe) 23 C 6 and / or (Cr, Fe) 3 C are precipitated in the carburized layer during the high carbon / low temperature carburizing treatment.
  • (Cr, Fe) 23 C 6 is a carbide in which Cr and Fe are the main constituent elements, but it is not limited to purely containing only Cr, Fe and C, and other elements such as Mo and Mn.
  • the alloy element may be included.
  • ⁇ Shot peening treatment may be performed after carburizing treatment on the surface-hardening treated parts produced by the steel of the present invention.
  • the increase in the compressive residual stress of the component surface layer introduced by the shot peening process suppresses the occurrence and development of fatigue cracks, so that the tooth root and tooth surface fatigue strength of the component manufactured by the steel of the present invention are further increased.
  • the shot peening treatment is desirably performed using shot grains having a diameter of 0.7 mm or less and an arc height of 0.4 mm or more.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • (Example) Converter molten steel having the component composition shown in Tables 1 and 2 was manufactured by continuous casting, and subjected to a soaking diffusion treatment as necessary, and through a split rolling process, a 162 mm square rolled material was obtained. Next, a steel bar shape with a diameter of 35 mm was formed by hot rolling.
  • hot forging simulation was performed under the condition that the hot-rolled steel material was heated at 1250 ° C. for 30 minutes and then air-cooled. . Subsequently, normalization was performed under the conditions of heating at 925 ° C. for 60 minutes and then gradually cooling. 20 pieces of roller pitching test pieces having a large diameter portion (test portion) 26 ⁇ and 20 smooth Ono-type rotating bending fatigue test pieces having a smooth portion 8 ⁇ were produced from the thus prepared materials by machining.
  • FIGS. 1A to 1O The produced test specimens were subjected to gas carburizing treatment or gas carbonitriding treatment with patterns shown in FIGS. 1A to 1O.
  • 1A to 1I and FIGS. 1N and 1O are carburizing patterns that meet the conditions of the present invention, and FIGS. 1K, 1L, and 1M are carburizing patterns for comparison.
  • all test pieces were tempered under the conditions of heating at 150 ° C. for 90 minutes and then air cooling. Thereafter, in order to improve the test accuracy of the fatigue test, the gripping portions of the roller pitching test piece and the smooth Ono type rotating bending fatigue test piece were finished.
  • the structure was observed from the outermost surface to a depth of 200 ⁇ m, and when reticulated cementite was present along the old ⁇ grain boundary, it was determined that “reticulated carbide was present”.
  • a visual field corresponding to 0.5 mm 2 was examined at 5 magnifications at each observation position at a magnification of 400 times.
  • the average density of the net-like carbide is 2.5 pieces / mm 2 or more.
  • FIG. 2 An example of a structure in which reticulated cementite is present is shown in part (a) of FIG. 2, and an example of a good high carbon carburized structure in which reticulated cementite is not present and fine carbides are dispersed in a large amount. Is shown in part (b) of FIG.
  • FIG. 3 shows an example in which (Cr, Fe) 23 C 6 and (Cr, Fe) 3 C are precipitated in the carburized layer.
  • roller pitching test was conducted under the conditions of a large roller: SCM420 carburized product, crowning 150R, rotation speed: 2000 rpm, lubricating oil: transmission oil, oil temperature 80 ° C, slip rate -40%, maximum 10 million cycles.
  • a diagram was created to determine the fatigue limit, which was defined as the roller pitting fatigue strength. Those having a roller pitting fatigue strength of less than 3000 MPa were judged to have inferior tooth surface fatigue strength.
  • the smooth Ono type rotating bending fatigue test was performed under the condition of the number of revolutions: 3000 rpm, an SN diagram was created to determine the fatigue limit, and the rotating bending fatigue strength was obtained.
  • the smooth Ono type rotating bending fatigue strength did not reach 600 MPa, it was determined that the tooth root bending fatigue strength was inferior.
  • the Si addition amount, the Mn addition amount, and the Cr addition amount are larger than the range of the present invention.
  • composite oxides of Cr, Si, and Mn were formed on the surface of the steel material, and the amount of carbon in the carburized layer was significantly reduced.
  • the amount of precipitated carbide was insufficient.
  • the hardness of the surface layer itself as a carburized part was insufficient, and both the roller pitching strength and the rotational bending fatigue strength were insufficient.
  • the present invention even if the secondary quenching is abolished, it becomes possible to finely disperse the carbide in the carburized layer of the component, and it has a high tooth surface fatigue strength and is suitable for the secondary quenching.
  • a component that avoids the increase in heat treatment deformation (deterioration of component accuracy) caused by this can be obtained at low cost. For this reason, it is extremely effective in increasing the rotational speed and transmission torque of power transmission parts such as automobiles (for example, gears, bearings, shafts, CVT sheaves, etc.) or reducing the size and weight.
  • the present invention can greatly contribute not only to the improvement of the performance of conventional automobiles but also to the improvement of the performance of hybrid cars and electric cars and the spread of such cars through such effects. The nature is great.

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Abstract

　８００～９００℃の温度域で浸炭処理されるこの表層硬化処理用鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～２．５０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｓ：０．０００１～０．１０％、Ｃｒ：２．００～５．００％、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００２０～０．０２０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、及び、Ｏ：０．０００１～０．００３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの合計含有量が、質量％で２．０≦Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｍｎ≦８．０を満たす。

Description

表層硬化処理用鋼及び表層硬化鋼部品とその製造方法
　本発明は、表層硬化処理用鋼及び表層硬化鋼部品とその製造方法に関する。
　本願は、２０１０年３月１９日に、日本に出願された特願２０１０－０６４８８０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車、建機、農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用されている動力伝達部品（例えば、歯車、軸受、ＣＶＴシーブ、シャフト等）は、部品の疲労特性の向上、耐磨耗性の向上等の目的から、表面硬化処理が施されて使用されることがほとんどである。既知の複数の表面硬化処理の中で、浸炭処理は、表面の硬さ、硬化層の深さ、生産性等の点で、他の表面硬化処理よりも優れているので、適用部品が非常に多い。
　例えば、歯車、軸受部品の通常の製造工程では、ＪＩＳＧ４０５３に規定されるＳＣＭ４２０、ＳＣＲ４２０、ＳＮＣＭ２２０等の中炭素合金鋼を用いて、熱間鍛造、冷間鍛造、切削、又は、これらの組合せによって、所定の形状を得るように機械加工を施し、その後、浸炭処理や浸炭窒化処理を施す。
　浸炭歯車の疲労破壊は、曲げ疲労（歯元疲労）と、歯面疲労（ピッチング等）とに大別される。歯車部品の高強度化を図るためには、この２種の疲労強度を両方とも向上させることが必要である。このうち、曲げ疲労強度は、表層の組織改善（粒界酸化層、不完全焼入れ層の軽減）で改善することができ、また、ショットピーニングを施すことによって、大幅に改善することができることが分かっている。
　一方、歯面疲労強度は、ショットピーニングを施しても、ほとんど改善することができないため、歯面疲労強度の向上が課題となっていた。また、歯車のみならず、ＣＶＴシーブ、軸受類には、更に、高面圧化が求められるので、歯面疲労や転動疲労といった面疲労向上に対する要求が強い。
　これに対して、歯車の使用中に、歯面の表面温度が３００℃程度まで上昇することから、３００℃での硬さ（又は、３００℃焼戻し後の硬さ、以下、３００℃焼戻し硬さという）を高めることが、歯面疲労強度の改善に有効であることが、最近、報告されている。
　これにより、ＳｉやＣｒの添加量を増加して、３００℃焼戻し硬さを向上させる鋼材が提案されている。しかし、鋼材成分のみで３００℃焼戻し硬さを向上させることには限界があり、また、大幅に向上させることは難しいので、更なる改善技術が求められている。
　近年、３００℃焼戻し硬さを大幅に改善する技術として、浸炭部品の表面に、積極的にセメンタイトを析出させる「高炭素浸炭（高濃度浸炭とも言う）技術」が提案されている。通常の浸炭処理は、雰囲気のカーボンポテンシャル（以下Ｃ．Ｐ．ともいう）を０．７０～０．９０％程度に設定し、部品の表層部の炭素量を０．８０％程度に制御し、その後、焼入れを行うことによって、部品の表層部の組織を、炭素量０．８０％程度のマルテンサイト組織にする処理である。
　これに対して、別の高炭素浸炭技術では、Ｃ．Ｐ．を通常よりも高く設定（共析炭素量に相当する値以上）することによって、表面の炭素量がＡｃｍ組成を超えるような浸炭を行う。これによって、表層部にセメンタイトを析出・分散させ、最終的に、マルテンサイト中にセメンタイトが分散した組織を得る。このような技術はＣＤ浸炭：ｃａｒｂｉｄｅ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎ　ｃａｒｂｕｒｉｚｉｎｇ　とも呼ばれる。
　「カーボンポテンシャル」とは鋼を加熱する雰囲気の浸炭能力を示す用語である。カーボンポテンシャルの基本的な定義は、「あるガス雰囲気中で鋼を特定の温度に加熱浸炭し、そのガス雰囲気と平衡に達したときの鋼の表面の炭素濃度」である。ただし、カーボンポテンシャルの値が浸炭処理を行う鋼のＡｃｍ組成を超えるような条件で浸炭を行う場合は、カーボンポテンシャルは、セメンタイト析出が起こらないような仮想的な鋼の表面の炭素濃度という意味になる。この場合は、カーボンポテンシャルが実際の鋼の表面の炭素固溶濃度と一致するとは限らない。
　マルテンサイトは、部品の使用中に高温にさらされると、焼戻しを受けて軟化していく。一方、セメンタイト等の炭化物は、マルテンサイトよりも大幅に硬く、温度が上がっても容易に軟化しない。このため、多量の炭化物を鋼中に分散させることができれば、上述の３００℃焼戻し硬さを大幅に向上させることができる。この方法は、歯面疲労強度、転動疲労強度等の面疲労強度を向上させる有力な手段である。
　しかし、ＪＩＳＧ４０５３に規定されるＳＣＭ４２０、ＳＣＲ４２０、ＳＮＣＭ２２０等の中炭素合金鋼に対して高炭素浸炭を行った場合、粗大なセメンタイトが、必ず、オーステナイト粒界に沿って析出し（いわゆる、初析セメンタイト）、疲労亀裂の発生場所や伝播経路となる。このため、曲げ疲労強度が低下し、また、歯面疲労強度にもばらつきが生じ、期待した疲労強度が得られないという問題がある。
　このため、通常の高炭素浸炭の場合は、まず、比較的高温で高炭素浸炭を行い（一次浸炭）、その後、初析セメンタイトが生成しないよう、十分大きい冷却速度でいったん室温付近まで冷却する。その後、再び加熱し、オーステナイト＋セメンタイトの二相域で炭化物の析出処理を行って、その後に、焼入れを行う。この処理は、一般に、「二次焼入れ」と呼ばれている。
　例えば、特許文献１には、高周波焼入れにより二次焼入れを行う方法が提案されている。特許文献２には、二次焼入れの加熱パターンを規定することによって、炭化物を微細分散させる方法が提案されている。しかし、二次焼入れを行うと、熱処理コストの増加を招くだけでなく、部品性能も劣化する。すなわち、熱処理を繰り返すことによって、熱処理に起因する変形が蓄積し、部品の変形が不可避的に増加し、寸法精度が劣化する。
　例えば、歯車、軸受の場合、部品の寸法精度が劣化すると、部品をトランスミッション等のユニットに組み入れて、ユニットを運転する際、騒音、振動の増加の原因となる。部品の寸法精度を回復するために、二次焼入れ後に、再び、切削加工を行うことがある（仕上げ加工）。
　しかし、高炭素浸炭によって表層部を極めて硬くした部品に対して切削加工を施すため、切削加工が、非常に困難かつ非効率となり、コストが増大する。また、仕上げ加工で表層部の一部を除去するため、それだけ余分に深い硬化層を形成しておく必要があり、そのため、浸炭処理も長時間となって、浸炭処理の生産性が低下する。
　つまり、現行の技術では、所望の性能を得るためには二次焼入れを行うことが必須であるが、二次焼入れを行うことによって、さまざまな問題が発生し、その結果、多大なコスト増大を招くということになる。
　上記のような問題を解決するため、高炭素浸炭用の材料や高炭素浸炭処理方法が提案されている。
　特許文献３及び特許文献４には、浸炭処理時の表面炭素濃度を規定し、化学成分から規定される式により算出される温度範囲で浸炭処理を行い、浸炭処理に引き続いて、浸炭処理温度と所要の関係を有する、高温での拡散処理を施す耐高面圧部材の製造方法が提案されている。
　しかし、拡散処理を浸炭温度より高温で行うことにより、炭化物の粗大化を招くので、二次焼入れの代替処理としては不十分である。また、これらの文献の実施例の発明例として示されている処理パターンは、浸炭処理の間に鋼をＡ１点以下に急冷している。これは、実質的に二次焼入れと同じ処理であり、この方法では部品の寸法精度の劣化は免れることができない。
日本国特開２００５－４８２７０号公報 日本国特開２００２－３５６７３８号公報 日本国特開２００１－９８３４３号公報 日本国特許第４０２２６０７号公報
　本発明は、高い歯面疲労強度を持ち、かつ、二次焼入れに起因する熱処理変形の増加（部品の寸法精度の劣化）を回避した部品を得ることができる表層硬化処理用鋼及び表面硬化鋼部品とその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明では、浸炭時のＣ．Ｐ．を、通常より高く設定し、二次焼入れを行なわずに、浸炭層に炭化物を微細に分散させることにより、上記課題を達成する。
　高炭素浸炭処理と通常浸炭処理との区別はあいまいであり、厳密な区別や一般的な定義は存在しない。本発明では、高炭素浸炭処理を「全浸炭処理時間の５０％以上の時間において、Ｃ．Ｐ．が０．９０％以上である浸炭処理」と定義する。
　また、本発明では、高炭素ガス浸炭窒化処理を、「全浸炭処理時間の５０％以上の時間において、Ｃ．Ｐ．が０．９０％以上である浸炭処理工程のどこかに、表面に積極的に窒素を含有させる工程を加えた処理」と定義する。
　本発明では、質量％で、２．００～５．００％のＣｒを含有した鋼材に、８００～９００℃の温度域で、高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化処理を施す。これによって、浸炭処理時の表層部に（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃを析出させ、これらの析出物をセメンタイトの析出核として利用する。この結果、１回の熱処理で、部品表面に、炭化物（セメンタイトと、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃ）が微細に分散した組織が得られる。
　従来は、粗大な炭化物を微細分散化するために、複数回の加熱・焼入れの熱処理を要していたが、本発明では、１回の浸炭・焼入れ処理で済む。これによって、熱処理回数の増加に伴って生じる諸問題、例えば、部品の熱処理歪みの増大、熱処理コストの増大等を抑制できる。本発明の要旨は、下記の通りである。
（１）　本発明の一態様にかかる表層硬化処理用鋼は、８００～９００℃の温度域で浸炭処理される表層硬化処理用鋼であって、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～２．５０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｓ：０．０００１～０．１０％、Ｃｒ：２．００～５．００％、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００２０～０．０２０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、及び、Ｏ：０．０００１～０．００３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの合計含有量が、質量％で２．０≦Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｍｎ≦８．０を満たす。
（２）　上記（１）の表層硬化処理用鋼で、前記化学成分が、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｚｒ：０．０００５～０．００３０％の内の１種または２種以上を含有してもよい。
（３）　上記（１）または（２）の表層硬化処理用鋼で、前記化学成分が、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、及び、Ｎｉ：０．０５～２．００％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（４）　上記（１）～（３）のいずれかの表層硬化処理用鋼で、前記化学成分が、更に、質量％で、Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、及び、Ｔｉ：０．００５～０．５０％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（５）　本発明の別の一態様にかかる鋼部品は、浸炭処理又は浸炭窒化処理が施された鋼部品であって、前記鋼部品の非浸炭部の鋼の成分が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～２．５０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｓ：０．０００１～０．１００％、Ｃｒ：２．００～５．００％、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００２０～０．０２００％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、及び、Ｏ：０．０００１～０．００３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記非浸炭部の鋼のＣｒ、Ｓｉ、Ｍｎの合計含有量が、質量％で２．０≦Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｍｎ≦８．０を満たし、浸炭層の最表面から５０μｍ深さまでの部分である表層部で、炭素濃度の平均値が質量％で１．００～６．７％であり、前記表層部の炭化物の面積率が１５％以上であり、前記表層部が（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６及び（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃのうち、１種または２種の析出物を有し、前記表層部で、旧γ粒界に沿った１０μｍ以上の網目状炭化物が２．５個／ｍｍ２以下である。
（６）　上記（５）の鋼部品では、前記非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｚｒ：０．０００５～０．００３０％の内の１種または２種以上を含有してもよい。
（７）　上記（５）または（６）の鋼部品で、前記非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、及び、Ｎｉ：０．０５～２．００％、の内の１種又は２種以上を含有してもよい。
（８）　上記（５）～（７）のいずれかの鋼部品で、前記非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量％で、Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、及びＴｉ：０．００５～０．５０％、の１種又は２種以上を含有してもよい。
（９）　本発明の別の一態様にかかる表層硬化鋼部品の製造方法は、上記（１）～（４）のいずれかの表層硬化処理用鋼を加工して鋼部品を成型する成型工程と；処理時間の５０％以上の時間において、浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが０．９０％以上であるガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を、８００～９００℃の温度域で前記鋼部品に施し、浸炭層に、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６及び（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃの１種又は２種を析出させる、浸炭工程と；前記浸炭工程に続いて、前記浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を行った温度のまま、又は、浸炭処理温度以下の温度域に冷却した後に、焼入れ処理を施す焼入れ工程と；を有する。
（１０）　上記（９）の表層硬化鋼部品の製造方法は、前記浸炭工程の前に、８００～１１００℃の温度域で浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが０．４０～１．２０％の条件でガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を前記鋼部品に施す、予備浸炭工程を更に有してもよい。
　本発明によれば、二次焼入れを廃止しても、部品の浸炭層に炭化物を微細に分散させることが可能となる。これによって、高い歯面疲労強度を持ち、かつ、二次焼入れに起因する熱処理変形の増加（部品の寸法精度の劣化）を回避した部品を、低コストで得ることができる。このため、自動車等の動力伝達部品（例えば、歯車、軸受、シャフト、ＣＶＴシーブ等）の回転数や伝達トルクの増加、又は、小型・軽量化に極めて有効である。
本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の比較例に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の比較例に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の比較例に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 本発明の一態様に係る浸炭条件を示す図である。 （ａ）部は、従来技術に係る高炭素浸炭における浸炭層の組織の例を示す図であり、網目状のセメンタイトが存在している組織を示す。（ｂ）部は、本発明の一態様に係る高炭素浸炭における浸炭層の組織の例を示す図であり、網目状のセメンタイトが存在せず、微細な炭化物が多量に分散している良好な高炭素浸炭組織を示す。 （Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６と（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが析出した組織を示す図である。
　本発明者らは、高炭素浸炭処理における浸炭層の炭化物の分散形態に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を見出した。
　（ａ）高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、鋼中のＣｒ量が多いほど、析出量が多くなる。
　（ｂ）高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、鋼中のＣｒ量が２．００％未満の場合、主に、オーステナイト粒界に沿って粗大な網目状のセメンタイトとして析出する。これに対して、鋼中のＣｒ量が２．００％以上の場合、炭化物は、オーステナイト粒内に、粒状、又は、針状の微細な炭化物が分散する形態をとる。
　（ｃ）高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、浸炭処理温度が低いほど、析出量が多くなる。
　（ｄ）高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、浸炭処理温度が低いほど、析出物が微細になり、かつ、オーステナイト粒内に、粒状、又は、針状の微細な炭化物として分散する。特に、浸炭処理温度が９００℃以下の場合に、炭化物が十分に微細分散した組織を得ることができる。この理由は以下の通りである。
　（ｅ）Ｃｒ量添加量が多いほど、また、浸炭処理温度が低いほど、浸炭処理の初期に、浸炭層において、微細な（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが、オーステナイト粒内に析出し易くなり、また、析出量も増加する。また、浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核として、セメンタイトが析出する。また、このことによって、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの生成量も抑制される。
　（ｆ）ガス浸炭方式によって高炭素浸炭処理を行う際、Ｃｒ添加量、又は、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量が比較的多く、かつ、浸炭処理温度が高い場合、Ｃｒ酸化物、及び、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。このため、浸炭層の炭素量が、目標とする値よりも低下し、実質的に、高炭素浸炭処理を行うことができない場合がある。この現象は、浸炭処理温度が９００℃を超える場合に発生し易い。
　（ｇ）ガス高炭素浸炭処理に引き続いて、熱処理雰囲気にアンモニアを加える処理である浸窒工程（いわゆる、浸炭窒化処理）を更に行うことによって、歯面疲労強度を更に向上させることができる。
　以上より、Ｃｒ添加量を増加し、かつ、高炭素浸炭処理の温度を従来技術の温度（９３０～９５０℃近傍）よりも低い温度にして行うことは、浸炭層の炭化物の微細分散に対して極めて効果的である。これによって、炭化物の微細分散のための二次焼入れを行うことなしに（部品の寸法精度を劣化させずに）、部品の歯面疲労強度を向上させることができる。
　以下、本発明について詳細に説明する。まず、成分組成の限定理由について説明する。なお、成分の含有量％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．６０％
　Ｃは、部品の心部の硬さを確保するために添加する。Ｃ添加量が少ないと、浸炭処理に要する時間が長くなりすぎ、一方、過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて、部品の切削・鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。本発明では、Ｃ量を０．１０～０．６０％の範囲にする必要がある。好適なＣ量の範囲は０．１５～０．３０％である。
　Ｓｉ：０．０１～２．５０％
　Ｓｉは、浸炭部品のような低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加することによって、歯面疲労強度を向上するのに有効な元素である。本発明では、Ｓｉを、０．０１％以上添加する。しかし、Ｓｉを過剰に添加すると、ガス浸炭時に、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。そのため、浸炭層の炭素量が、目標とする値よりも低下する場合がある。また、Ｓｉを過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて、部品の切削・鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。本発明では、Ｓｉ量を０．０１～２．５０％の範囲にする必要がある。好適なＳｉ量の範囲は０．０３％～１．５０％、更に好ましくは０．１０％～１．００％である。
　Ｍｎ：０．２０～２．００％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために、０．２０％以上添加する。一方、過剰に添加すると、ガス浸炭時に、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。そのため、浸炭層の炭素量が目標とする値よりも低下する場合がある。また、過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて、部品の切削・鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。本発明では、Ｍｎ量を０．２０～２．００％の範囲にする必要がある。好適なＭｎ量の範囲は０．４０～１．００％である。
　Ｓ：０．０００１～０．１０％
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、添加量を増加するほど、被削性を向上させる効果を持つが、過剰に添加すると、ＭｎＳが疲労亀裂の伝播経路となって、歯車の曲げ疲労強度が低下する。また、Ｓ量を０．０００１％以下に制限するには過剰なコストがかかる。従って、本発明では、Ｓ量を０．０００１～０．１０％の範囲にする必要がある。Ｓ量の好適範囲は０．０１０～０．０２％である。
　Ｃｒ：２．００～５．００％
　Ｃｒは、添加量が多いほど、高炭素浸炭処理時に、浸炭層に生成する炭化物の析出量が増加する。また、Ｃｒの添加量が所定の量以上の場合に、浸炭処理の初期に浸炭層において、微細な（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが、オーステナイト粒内に析出し易くなり、また、析出量も増加する。浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核としてセメンタイトが析出するので、炭化物の微細分散化と、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの抑制に対して、極めて有効な元素であるので、比較的多量に添加する。
　これらの効果は、他の添加元素では代替することが難しいので、本発明においては、Ｃｒが最も重要な添加元素である。一方、過剰に添加すると、ガス浸炭時に、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。そのため、浸炭層の炭素量が目標とする値よりも低下する。また、過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて部品の切削・鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。従って、本発明ではＣｒ量を、２．００～５．００％の範囲にする必要がある。好適なＣｒ量の範囲は２．００～３．５０％である。更に望ましい範囲は２．２５～３．００％である。なお、Ｃｒ量が上記範囲の場合、浸炭層に十分な炭素量を確保するためには、特に浸炭処理温度を９００℃以下に規制することが重要となる。
　Ａｌ：０．００１～０．５０％
　Ａｌは、鋼の脱酸のために有効な元素であるとともに、鋼中でＮと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。Ａｌの添加量が少ないと、上記の効果が得られず、過剰に添加しても効果が飽和する。従って、本発明ではＡｌ量を０．００１～０．５０％の範囲にする必要がある。Ａｌ量の好適な範囲は０．０２０～０．１５％である。なお、Ｔｉが０．０８％以上添加される場合には、ＴｉＣの量が増加し、ピン止め効果が十分になるので、Ａｌ添加量は０．０２０％よりも少なくてよい。
　Ｎ：０．００２０～０．０２０％
　Ｎは、鋼中でＡｌと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制して、組織の粗大化を防止する働きをする。Ｎの添加量が少ないと、上記の効果が得られず、過剰に添加すると、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。従って、本発明ではＮ量を、０．００２０～０．０２０％の範囲にする必要がある。Ｎ量の好適な範囲は０．００５０～０．０１８％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、オーステナイト粒界に偏析して、旧オーステナイト粒界を脆化させて、粒界割れの原因となるので、できるだけ低減することが望ましい。そのため、本発明では、Ｐ量を０．０５０％以下の範囲にする必要がある。Ｐ量の好適な範囲は０．０１５％以下である。Ｐ量を０．００１％以下に制限するには過剰なコストがかかる。従って、Ｐ量の好適な下限は０．００１％である。
　Ｏ：０．００３０％以下
　Ｏは、酸化物系介在物を形成する。Ｏ含有量が多い場合は、疲労破壊の起点となる大きな介在物が増加し、疲労特性の低下の原因となるので、できるだけ低減することが望ましい。そのため、本発明ではＯ量を０．００３０％以下に制限する必要がある。Ｏ量の好適範囲は０．００１５％以下である。Ｏ量を０．０００１％以下に制限するには過剰なコストがかかる。そのため、好適なＯ量の下限は０．０００１％である。
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ：０．０００５～０．００３０％
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒはＭｎＳの形態制御、及び切削時の切削工具表面における保護被膜形成を通じて鋼の被削性を向上する働きがある。この効果を得るために、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒのうちの１種または２種以上を各０．０００５％以上添加してもよい。一方、０．００３０％を超えて添加すると、粗大な酸化物や硫化物を形成して部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って本発明では、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒのうちの１種または２種以上をそれぞれ０．０００５～０．００３０％の範囲で添加してもよい。好適範囲は０．０００８～０．００２０％である。本願発明のような比較的Ｃｒ添加量の多い鋼種の場合、通常の浸炭用鋼（ＪＩＳＧ４０５３のＳＣＲ４２０、ＳＣＭ４２０等）よりも素材の硬さが高めになる。従って、部品を切削加工で成型する場合に、切削工具の寿命が短くなることによって、切削に関わるコストが高くなる場合がある。すなわち、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒを添加することによって切削工具の寿命を延長することができるため、本願発明の高炭素浸炭用にＣａ、Ｍｇ、Ｚｒを添加することは実生産上の効果が大きい。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。Ｍｏは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気では酸化物を形成せず、窒化物を形成し難いので、Ｍｏ添加鋼は、浸炭層表面の酸化物層や窒化物、それに起因する浸炭異常層を生成し難いという優れた特徴がある。しかし、添加コストが高価であるので、過剰の添加は望ましくない。そのため、本発明では、Ｍｏ量を０．０１～１．００％の範囲にしてもよい。好適なＭｏ量の範囲は０．１０～０．６０％である。
　Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｂは、オーステナイト中に固溶している状態において、微量で、鋼の焼入れ性を大きく高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。添加量が少なすぎると、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。従って、本発明ではＢ量を、０．０００５～０．００５０％の範囲にしてもよい。好適なＢ量の範囲は０．００１０～０．００２５％である。
　なお、鋼中に一定量以上のＮが存在している場合、ＢがＮと結合してＢＮが生成し、固溶Ｂ量が減少して、焼入れ性向上効果が得られない場合がある。Ｂを添加する場合には、Ｎを固定するＴｉやＡｌを、同時に適量添加することが望ましい。
　Ｃｕ：０．０５～１．００％
　Ｃｕは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。Ｃｕは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気では、酸化物や窒化物を形成しない元素であるので、Ｃｕ添加鋼は、浸炭層表面の酸化物層や窒化物、それに起因する浸炭異常層を生成し難いという特徴がある。
　しかし、過剰にＣｕを添加すると、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。従って、本発明では、Ｃｕを０．０５～１．００％の範囲で添加してもよい。Ｃｕ量の好適範囲は０．０１０～０．５０％である。なお、高温域の延性を改善するために、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕ添加量の１／２以上の量のＮｉを、同時に添加することが望ましい。
　Ｎｉ：０．０５～２．００％
　Ｎｉは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。Ｎｉは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気では、酸化物や窒化物を形成しない元素であるので、Ｎｉ添加鋼は、浸炭層表面の酸化物層や窒化物、それに起因する浸炭異常層を生成し難いという特徴がある。
　しかし、添加コストが高価であるので、過剰のＮｉ添加は望ましくない。そのため、本発明では、Ｎｉを０．０５～２．００％の範囲で添加してもよい。好適なＮｉ量の範囲は０．４０～１．６０％である。
　Ｖ：０．００５～０．５０％
　Ｖは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｖは、鋼中で、Ｎ、Ｃと結合して、Ｖ（Ｃ、Ｎ）を形成する。Ｖ（Ｃ、Ｎ）は、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。添加量が少ないと、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。本発明では、Ｖを０．００５～０．５０％の範囲で添加してもよい。Ｖ量の好適な範囲は０．０５～０．２０％である。
　Ｎｂ：０．００５～０．１０％
　Ｎｂは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｎｂは、鋼中で、Ｎ、Ｃと結合してＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成する。Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）は、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。添加量が少ないと、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。本発明では、Ｎｂを０．００５～０．１０％の範囲で添加してもよい。Ｎｂの好適な範囲は０．０１０～０．０５０％である。
　Ｔｉ：０．００５～０．５０％
　Ｔｉは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ｔｉは、鋼中で、Ｎ、Ｃと結合して、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）を形成する。Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）は、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。添加量が少ないと、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。本発明では、Ｔｉを０．００５～０．５０％の範囲で添加してもよい。Ｔｉ量の好適な範囲は０．０１５～０．１５％である。
　２．０％≦Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｍｎ≦８．０％
　鋼中のＣｒ、Ｓｉ、Ｍｎの各元素量に応じて、ガス浸炭時に、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行が阻害される。従って、高炭素浸炭において部品の表層部の炭素量を確保し、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６や（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃを析出させるためには、これら３成分の合計量を一定の範囲で規制するのが望ましい。本発明では、上記３成分の合計含有量を２．０％～８．０％とする。より望ましい上記３成分の合計含有量は３．０％～４．５％である。
　本発明では、上記成分の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｚｎ、Ｓｎ等を添加することができる。Ｐｂ、Ｔｅ、Ｚｎ、Ｓｎは必要に応じて本発明の表面硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。これらの元素を添加することによって、切削加工性等を改善することができる。本発明の効果を損なわないためには、これらの添加成分の添加量の上限をそれぞれ、Ｐｂ：０．５０％以下、Ｔｅ：０．００３０％以下、Ｚｎ：０．５０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、とすればよい。
　本発明の表層硬化処理鋼部品は、上記本発明の表面硬化処理用鋼を用い、浸炭処理又は浸炭窒化処理が施されている。鋼部品中で、浸炭処理又は浸炭窒化処理の影響を受けない、部品の中央部（芯部）をここでは非浸炭部と呼ぶ。この非浸炭部の化学組成は、部品の材料となる表層硬化処理鋼部品の化学組成と実質的に同一である。
　鋼部品の浸炭層のうち、表面から５０μｍ深さの領域をここでは表層部と呼ぶ。本発明の表層硬化処理鋼部品で、浸炭層の表層部の炭素濃度の平均値は質量％で１．００～６．７％である。表層部の炭素濃度が１．００％未満では歯面疲労強度の向上が不十分であり、６．７％で表層部の全てがセメンタイトになるため、これ以上の炭素濃度にはならない。また、上記表層部（表面から５０μｍ深さの領域）の炭化物の面積率は１５％以上である。炭化物の面積率が１５％未満の場合は、歯面疲労強度の向上が不十分である。炭化物の面積率の好適範囲は２０～８０％である。表層部は（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６及び（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃのうち、１種または２種の析出物を１００μｍ２あたり１００個以上有する。
　本発明の高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化条件は、先に述べた「本発明における高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化の定義」に従うものであればよい。
　例えば、全浸炭時間を通してＣ．Ｐ．を０．９０％以上で浸炭してもよい。前半の時間のＣ．Ｐ．を０．８０％とし、後半のＣ．Ｐ．を、高炭素浸炭雰囲気である０．９０％以上で浸炭しても良い。逆に、前半の時間のＣ．Ｐ．を０．９０％以上の高炭素浸炭雰囲気とし、後半のＣ．Ｐ．を０．８０％程度で行ってもよい。
　このように、Ｃ．Ｐ．を種々変えることによって、部品の浸炭層の炭化物分率や、残留オーステナイト量を、任意に制御してもよい。高炭素浸炭雰囲気のＣ．Ｐ．が高い方が、浸炭層において微細な（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが析出し易くなるので、１．０％以上に設定することが望ましい。好適範囲は１．１～１．６％である。
　また、浸炭に引き続いて行う焼入れ処理は、一般に、油冷却、塩浴冷却、ガス冷却等が実施されているが、いずれの方法でもよい。例えば、油冷却の場合、焼入れ油の温度の好適範囲は５０～１８０℃である。焼入れ処理に伴う熱処理変形を最小限にしたい場合は、冷却速度が小さい（焼入れ油の温度が高い）方が望ましく、表面の不完全焼入れ層を最小限にして疲労強度を高めたい場合は、冷却速度が大きい（焼入れ油の温度が低い）方が望ましい。
　浸炭処理によって製造される表層硬化鋼部品には、通常、浸炭焼入れの後に、低温焼戻し（３００℃以下）が施される。低温焼戻しは、部品の心部の靭性の回復や、寸法精度・材質の安定化を目的に行われる。
　通常、焼戻しの温度が、１００℃未満であると、上記の効果が得られず、３００℃を超えると、硬化層の軟化が著しくなり、疲労強度が低下するおそれがあるので、低温焼戻しは１００～３００℃の範囲で行なうことが多い。本発明の表層硬化鋼部品においても、勿論、通常どおり、浸炭焼入れの後に、低温焼戻しを施すことができる。
　本発明における焼戻しの好適温度は１２０～２００℃であり、好適時間は３０～１８０分である。
　本発明に係る方法では、高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化処理の温度域を８００～９００℃とする。高炭素ガス浸炭又は、高炭素ガス浸炭窒化処理に続いて、浸炭処理を行った温度のまま、又は、浸炭処理温度以下の温度域に冷却した後に、焼入れ処理を行う。この理由を説明する。
　本発明では、炭化物の微細分散のための二次焼入れを行うことなしに（部品の寸法精度を劣化させずに）、部品の歯面疲労強度を向上させることができる。このためには、高温浸炭処理時に、浸炭層に生成する炭化物を多量・微細に分散した形態に制御する必要がある。高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、浸炭処理温度が低いほど、析出物が微細になり、かつ、オーステナイト粒内に、粒状、又は、針状の微細な炭化物が分散する形態をとる。
　本発明に係る成分組成の鋼に対して高炭素浸炭処理を行った場合、浸炭処理温度が低いほど、浸炭処理の初期に、浸炭層において、微細な（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが、オーステナイト粒内に析出し易くなり、また、析出量も増加する。浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核として、セメンタイトが析出する。
　また、上記処理によって、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの生成量も抑制される。特に、浸炭処理温度が９００℃以下の場合に、炭化物が十分に微細分散した組織を得ることができる。また、全体の炭化物の析出量も、浸炭処理温度が低いほど多くなるため、歯面疲労強度を向上する上で有利である。
　一方、浸炭処理温度が低すぎると、所望の浸炭硬化層深さを得るために要する時間が長くなりすぎ、生産性が大きく低下する。従って、本発明では、浸炭処理を行う温度は、８００～９００℃の範囲にする必要がある。浸炭処理を行う温度の好適範囲は８２０～８８０℃である。
　一般的な技術で、浸炭後に焼入れ処理を行う場合は、焼入れの前に、部品の熱処理変形を低減する目的で、浸炭温度からある程度低い温度まで降温した後に焼入れ処理を行う。本発明に係る浸炭処理では、もともと浸炭処理温度が低いため、降温する必要はなく、浸炭処理を行った温度から焼入れを行っても問題はない。
　更に、熱処理変形を低減する必要がある場合は、浸炭処理温度よりも低い温度に降温してから焼入れを行ってもよいが、その温度が低すぎる場合は、Ｃ．Ｐ．の制御や雰囲気の安全性に問題が出る。焼入れ開始温度の好適範囲は７６０～８５０℃である。
　本発明にかかる表層硬化鋼部品の製造方法は、上記のような８００～９００℃の高炭素浸炭処理の前に、８００～１１００℃の温度域で、浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが０．４０～１．２０％の条件でガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を前記鋼部品に施す、予備浸炭工程を更に有してもよい。
　前述のように、高炭素浸炭処理を行った場合、浸炭処理温度が低いほど浸炭処理の初期に浸炭層において微細な（Ｃｒ，Ｆｅ）２３Ｃ６、又は／及び（Ｃｒ，Ｆｅ）３Ｃがオーステナイト粒内に析出しやすくなり、また析出量も増加する。そして、浸炭処理の後期にはこれらの微細析出物を核としてセメンタイトが析出する。
　他方、浸炭処理温度が低い場合は炭素の拡散距離が短いため、有効硬化層深さが浅めになり、所望の有効硬化層深さを得るための浸炭時間が長めになるという欠点がある。しかし、この低温・高炭素浸炭処理の前に、予備浸炭工程を行うことが出来る。この予備浸炭工程は、粗大な網目状のセメンタイトが析出しない浸炭条件であれば、どのような条件で浸炭を行っても、引き続いて行う低温・高濃度浸炭処理に悪影響は与えない。従って、炭素をより深い位置まで拡散させるために、まず通常の条件で浸炭又は浸炭窒化を行い、引き続いて８００～９００℃の範囲に降温して高濃度浸炭又は高濃度浸炭窒化処理を施してもよい。この場合、有効硬化層深さの向上と高濃度浸炭による歯面疲労強度の向上が両立できるので、浸炭時間の短縮につながり、生産性の向上を図ることができる。通常浸炭の条件は８００～１１００℃の温度範囲で行う必要がある。８００℃未満では硬化層深さ向上の効果が得られず、意味がない。１１００℃を超えると結晶粒が顕著に粗大化し、浸炭部品としての特性を損なう。好適な温度範囲は９００～１０００℃である。浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルは０．４０～１．２０％の条件で行う必要がある。０．４０％未満では硬化層深さ向上の効果が小さく、１．２０％を超えると低温・高濃度浸炭処理を施す前に粗大な網目状セメンタイトが析出し、その後消えることはないため、浸炭部品としての特性を損なう。好適なカーボンポテンシャルの範囲は０．６０～１．００％である。
　本発明にかかる表層硬化鋼部品の製造方法では、高炭素・低温浸炭処理時の浸炭層に、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃを析出させる。
　上述のように、本発明の鋼に対して高炭素浸炭処理を施した場合、浸炭処理の初期に、浸炭層において、微細な（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが、オーステナイト粒内に析出する。浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核としてセメンタイトが析出し、その結果、浸炭層に生成する炭化物が多量・微細に分散した形態に制御することができる。
　また、このことによって、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの生成量も抑制される。従って、浸炭処理時の浸炭層に、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃを析出させる必要がある。なお、ここでいう（Ｃｒ，Ｆｅ）２３Ｃ６はＣｒとＦｅが主たる構成元素である炭化物であるが、純粋にＣｒとＦｅとＣのみを含むものに限るわけではなく、ＭｏやＭｎといった他の合金元素を含んでも良い。
　本発明の鋼によって製造された表面硬化処理部品に対して、浸炭処理後に、ショットピーニング処理を施してもよい。ショットピーニング処理によって導入される部品表層の圧縮残留応力の増加は、疲労亀裂の発生及び進展を抑制するので、本発明の鋼によって製造された部品の歯元、及び、歯面疲労強度を、更に向上させることができる。ショットピーニング処理は、直径が０．７ｍｍ以下のショット粒を用い、アークハイトが０．４ｍｍ以上の条件で行うことが望ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　（実施例）
　表１、２に示す成分組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理を施し、分塊圧延工程を経て、１６２ｍｍ角の圧延素材とした。次に、熱間圧延によって、直径が３５ｍｍの棒鋼形状とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表１、表２中で各元素の「－」は無添加を意味する。表中の下線は、その数値が本発明の範囲外であることを示す。
　次に、歯車の製造工程（熱履歴）をシミュレートするため、熱間圧延鋼材に対して、１２５０℃×３０分の加熱を施し、その後、空冷する条件で、熱間鍛造シミュレートを行った。引き続いて、９２５℃×６０分加熱し、その後、徐冷する条件で、焼準処理を行った。こうして作製した素材から、大径部（試験部）２６φのローラーピッチング試験片、及び、平滑部８φの平滑小野式回転曲げ疲労試験片を、機械加工により、それぞれ、２０本作製した。
　作製した試験片に対し、図１Ａ～図１Ｏに示すパターンのガス浸炭処理、又は、ガス浸炭窒化処理を施した。図１Ａ～図１Ｉ及び図１Ｎと図１Ｏは本願発明の条件に合致する浸炭パターンであり、図１Ｋ、図１Ｌ及び図１Ｍは比較のための浸炭パターンである。浸炭に引き続いて、全ての試験片について、１５０℃×９０分加熱し、その後、空冷する条件で、焼戻しを行った。その後、疲労試験の試験精度を向上するため、ローラーピッチング試験片、平滑小野式回転曲げ疲労試験片のつかみ部に、仕上げ加工を施した。
　各試験水準のローラーピッチング試験片のうち、１本の大径部を切断し、断面の組織観察を行なった。組織観察は、断面を鏡面研磨した後にナイタル腐食を行い、４００～１０００倍の倍率で光学顕微鏡写真を撮影し、その後、画像解析装置を用いて、表面から５０μｍ深さの位置における炭化物の面積率を測定した。
　また、最表面～２００μｍ深さにわたって、組織観察を行い、旧γ粒界に沿って網目状のセメンタイトが存在している場合は、「網目状炭化物あり」と判定した。判定では上記の観察位置において４００倍の倍率で０．５ｍｍ２相当の視野を各サンプル５視野検査した。判定の基準は、旧γ粒界に長さ１０μｍ以上の炭化物が５個以上存在している視野が１つでもある場合「網目状炭化物あり」と判定した。この方法で「網目状炭化物あり」と判定される場合、網目状炭化物の平均密度は２．５個／ｍｍ２以上になる。
　網目状のセメンタイトが存在している組織の例を、図２の（ａ）部に示し、網目状セメンタイトが存在せず、微細な炭化物が多量に分散している良好な高炭素浸炭組織の例を、図２の（ｂ）部に示す。
　また、組織観察用試験片について、ＳＥＭによる観察を行い、表面から５０μｍ深さの位置における微細析出物の観察、及び、ＥＤＳによる組成分析を行った。また、更に、この微細析出物について、抽出レプリカ法によるＴＥＭ観察を行い、電子線回折により析出物を同定した。同定の結果、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、及び／又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが１００μｍ２あたり１００個以上確認された場合は、「（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６、又は、（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃの析出あり」と判定した。（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６と（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃが浸炭層に析出している例を、図３に示す。
　ローラーピッチング試験は、大ローラー：ＳＣＭ４２０浸炭品・クラウニング１５０Ｒ、回転数：２０００ｒｐｍ、潤滑油：トランスミッション油、油温８０℃、すべり率－４０％、最大１０００万回の条件で行い、Ｓ－Ｎ線図を作成して疲労限を求め、ローラーピッチング疲労強度とした。ローラーピッチング疲労強度が３０００ＭＰａに達しないものは、歯面疲労強度が劣ると判定した。
　また、平滑小野式回転曲げ疲労試験は、回転数：３０００ｒｐｍの条件で行い、Ｓ－Ｎ線図を作成して疲労限を求め、回転曲げ疲労強度とした。平滑小野式回転曲げ疲労強度が６００ＭＰａに達しないものは、歯元曲げ疲労強度が劣ると判定した。
　これらの評価結果を表３に示す。製造Ｎｏ．１～２１、及び製造Ｎｏ．３１～４５の発明例は、いずれも、目標を達成しており、優れた歯面疲労強度を持ち、かつ、回転曲げ疲労強度も十分である。製造Ｎｏ．９は、高炭素浸炭に加え、浸炭窒化処理も施しているので、ローラーピッチング疲労強度が、特に高い。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　表３中、鋼No.、浸炭パターン、炭化物面積率、（Ｃｒ，Ｆｅ）２３Ｃ６　と（Ｃｒ，Ｆｅ）３Ｃの析出有無の欄で、下線はその数値が本発明の範囲外であることを意味する。また、網目状炭化物の有無、ローラーピッチング疲労強度、回転曲げ疲労強度の下線は、その数値が目標未達成であることを意味する。
　一方、製造Ｎｏ．２２では、通常の浸炭パターンを用いたため、処理温度が高く、また、Ｃ．Ｐ．も低い。この結果、表層部に炭化物の析出がなく、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。
　製造Ｎｏ．２３では、Ｃ．Ｐ．が高いため、部品の表層部に炭化物が析出している。しかし、処理温度が高いので、旧γ粒界に沿った網目状のセメンタイトが存在している。この網目状セメンタイトが、疲労強度を低下させるので、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに、不十分であった。
　製造Ｎｏ．２４では、処理温度は適正であるが、Ｃ．Ｐ．が低い。この結果、部品の表層部に炭化物の析出がなく、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。
　製造Ｎｏ．２５と２６では、Ｃｒ添加量が本発明の範囲より少ない。この結果、部品中の炭化物の分率が少なく、また、網目状セメンタイトも抑制できなかった。このため、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに不十分であった。
　製造Ｎｏ．２７では、表層部に十分な炭化物が析出し、かつ、網目状セメンタイトも抑制できていた。この結果、ローラーピッチング疲労強度は優れていた。一方、素材のＣ量が少なすぎるので、心部の硬さが低く、回転曲げ疲労強度が不十分だった。
　製造Ｎｏ．２８、２９、及び、３０では、それぞれ、Ｓｉ添加量、Ｍｎ添加量、及び、Ｃｒ添加量が、本発明の範囲より多い。この結果、ガス浸炭中に、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭層の炭素量が顕著に低下し、その結果、炭化物の析出量が不十分だった。更に、浸炭部品としての表層の硬さ自体も不足して、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに、不十分だった。
　製造Ｎｏ．４６は鋼中のＣｒ、Ｓｉ、Ｍｎの合計添加量が多すぎるため、ガス浸炭時に、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭処理後も表面の炭素濃度が全く増加していなかった。このため炭化物も全く析出せず、浸炭部品としての表層の硬さ自体も不足して、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに、不十分だった。
　前述したように、本発明によれば、二次焼入れを廃止しても、部品の浸炭層に炭化物を微細に分散させることが可能となり、高い歯面疲労強度を持ち、かつ、二次焼入れに起因する熱処理変形の増加（部品精度の劣化）を回避した部品を、低コストで得ることができる。このため、自動車等の動力伝達部品（例えば、歯車、軸受、シャフト、ＣＶＴシーブ等）の回転数や伝達トルクの増加、又は、小型・軽量化に極めて有効である。
　従って、本発明は、このような効果を介して、従来の自動車の性能向上のみならず、ハイブリッド自動車や電気自動車の性能改善や、普及に、大きく貢献することができるので、産業上の利用可能性が大きい。

Claims (10)

  1. 　８００～９００℃の温度域で浸炭処理される表層硬化処理用鋼であって、
    　化学成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．６０％、
    　Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～２．００％、
    　Ｓ：０．０００１～０．１０％、
    　Ｃｒ：２．００～５．００％、
    　Ａｌ：０．００１～０．５０％、
    　Ｎ：０．００２０～０．０２０％、
    　Ｐ：０．００１～０．０５０％、及び、
    　Ｏ：０．０００１～０．００３０％、
    　を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの合計含有量が、質量％で２．０≦Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｍｎ≦８．０を満たす
    　ことを特徴とする表層硬化処理用鋼。
  2. 　前記化学成分が、更に、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、
    　Ｚｒ：０．０００５～０．００３０％
    の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の表層硬化処理用鋼。
  3. 　前記化学成分が、更に、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０．０５～１．００％、及び、
    　Ｎｉ：０．０５～２．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の表層硬化処理用鋼。
  4. 　前記化学成分が、更に、質量％で、
    　Ｖ：０．００５～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．１０％、及び、
    　Ｔｉ：０．００５～０．５０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の表層硬化処理用鋼。
  5. 　浸炭処理又は浸炭窒化処理が施された鋼部品であって、
    　前記鋼部品の非浸炭部の鋼の成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．６０％、
    　Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～２．００％、
    　Ｓ：０．０００１～０．１００％、
    　Ｃｒ：２．００～５．００％、
    　Ａｌ：０．００１～０．５０％、
    　Ｎ：０．００２０～０．０２００％、
    　Ｐ：０．００１～０．０５０％、及び、
    　Ｏ：０．０００１～０．００３０％、を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　前記非浸炭部の鋼のＣｒ、Ｓｉ、Ｍｎの合計含有量が、質量％で２．０≦Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｍｎ≦８．０を満たし、
    　浸炭層の最表面から５０μｍ深さまでの部分である表層部で、炭素濃度の平均値が質量％で１．００～６．７％であり、
    　前記表層部の炭化物の面積率が１５％以上であり、
    　前記表層部が（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６及び（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃのうち、１種または２種の析出物を有し、
    　前記表層部で、旧γ粒界に沿った１０μｍ以上の網目状炭化物が２．５個／ｍｍ２以下である
    　ことを特徴とする表層硬化鋼部品。
  6. 　非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、
    　Ｚｒ：０．０００５～０．００３０％
    の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の表面硬化鋼部品。
  7. 　非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０．０５～１．００％、及び、
    　Ｎｉ：０．０５～２．００％、
    　の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の表層硬化鋼部品。
  8. 　非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量％で、
    　Ｖ：０．００５～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．１０％、及び
    　Ｔｉ：０．００５～０．５０％、
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の表層硬化鋼部品。
  9. 　請求項１または２に記載の表層硬化処理用鋼を加工して鋼部品を成型する成型工程と；
    　処理時間の５０％以上の時間において、浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが０．９０％以上であるガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を、８００～９００℃の温度域で前記鋼部品に施し、浸炭層に、（Ｃｒ、Ｆｅ）２３Ｃ６及び（Ｃｒ、Ｆｅ）３Ｃの１種又は２種を析出させる、浸炭工程と；
    　前記浸炭工程に続いて、前記浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を行った温度のまま、又は、浸炭処理温度以下の温度域に冷却した後に、焼入れ処理を施す焼入れ工程と；
    　を有することを特徴とする表層硬化鋼部品の製造方法。
  10. 　前記浸炭工程の前に、８００～１１００℃の温度域で浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが０．４０～１．２０％の条件でガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を前記鋼部品に施す、予備浸炭工程を更に有することを特徴とする請求項９に記載の表層硬化鋼部品の製造方法。
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