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WO2011111269A1 - 低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品 - Google Patents

低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品 Download PDF

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WO2011111269A1
WO2011111269A1 PCT/JP2010/070516 JP2010070516W WO2011111269A1 WO 2011111269 A1 WO2011111269 A1 WO 2011111269A1 JP 2010070516 W JP2010070516 W JP 2010070516W WO 2011111269 A1 WO2011111269 A1 WO 2011111269A1
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WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
fatigue strength
bending fatigue
low cycle
cycle bending
less
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2010/070516
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
修司 小澤
学 久保田
修 加田
元裕 西川
高志 田中
典正 常陰
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sanyo Special Steel Co Ltd
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Sanyo Special Steel Co Ltd
Nippon Steel Corp
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Publication date
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Application filed by Sanyo Special Steel Co Ltd, Nippon Steel Corp filed Critical Sanyo Special Steel Co Ltd
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Priority to US13/139,000 priority patent/US20120060979A1/en
Priority to CN2010800294541A priority patent/CN102471842A/zh
Publication of WO2011111269A1 publication Critical patent/WO2011111269A1/ja
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16H—GEARING
    • F16H55/00—Elements with teeth or friction surfaces for conveying motion; Worms, pulleys or sheaves for gearing mechanisms
    • F16H55/02—Toothed members; Worms
    • F16H55/06—Use of materials; Use of treatments of toothed members or worms to affect their intrinsic material properties

Definitions

  • the present invention relates to a carburized steel part excellent in low cycle bending fatigue strength.
  • Gears such as mechanical structural parts, differential gears, transmission gears, and carburized shafts with gears have low cycle fatigue (fatigue in the range of several hundred to several thousand cycles) due to the sudden start and stop of the vehicle. ) May be damaged.
  • improvement of low cycle fatigue strength is further desired for differential gears and transmission gears.
  • the steel parts are made of case-hardened steel with C: around 0.2% such as JIS SCr420, SCM420, etc. as steel materials, thereby ensuring the toughness of the core, carburizing and quenching, and low temperature around 150 ° C.
  • the surface has a tempered martensite structure with C: around 0.8%, and the high cycle bending fatigue strength and wear resistance are enhanced.
  • Patent Document 1 contains C: 0.1 to 0.3%, B: 0.005% or less, Si: 0.3% or less, P : Carburized parts limited to 0.03% or less and core hardness: HV350 or more are disclosed.
  • Patent Document 2 the sum of plastic deformation resistance and grain boundary strength calculated from the component composition is limited to C: 0.15 to 0.3%, Si: 0.5% or less, and P: 0.01% or less. The case hardening steel which raised low cycle fatigue strength by making more than a fixed value is disclosed.
  • Patent Document 3 C: 0.1 to 0.3%, B: 0.001 to 0.005%, Si: 0.5% or less, P: 0.03% or less,
  • the hardness of the core part A carburized gear excellent in low cycle fatigue strength of HV300 or more is disclosed.
  • C is 0.15 to 0.3%, B is 0.0003 to 0.005%, Si is 0.03 to 0.25%, and P is limited to 0.02% or less.
  • the carburized component which improved the low cycle impact fatigue characteristic by making the value relevant to the core hardness calculated from the component composition more than a fixed value is disclosed.
  • Patent Document 5 C: 0.1 to 0.4%, Si: 1.0% or less, Mn: more than 1.5 to 3%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less Cr: 0.3 to 2.5%, Al: 0.005 to 0.050%, Ti: 0.003% or less, O: 0.0015% or less, N: 0.025% or less, balance is inevitable
  • a carbonitrided bearing steel comprising impurities and Fe, having a surface hardness of 58 HRC or more after carbonitriding or subsequent secondary quenching and tempering, and a surface retained austenite amount of 20 to 50% is disclosed. .
  • Patent Document 6 C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.02 to 1.3%, Mn: 0.3 to 1.8%, S: 0.001 to 0.15%, Al: 0.001 to 0.05%, N: 0.003 to 0.020%, P: 0.025% or less, O: 0.0025% or less, and Cr: 1.8% or less Mo: 1.5% or less, Ni: 3.5% or less, B: 0.006% or less, V: 0.5% or less, Nb: 0.04% or less, Ti: 0.2% or less
  • Patent Document 7 C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr : 0.3-2.5%, Mo: 0.1-2.0%, V: 0.1-2.0%, Al: 0.050% or less, O: 0.0015% or less, N: 0.025% or less, V + Mo: 0.4 to 3.0%, balance Fe and inevitable impurities, steel subjected to carburizing quenching and tempering treatment, and surface layer C concentration after tempering treatment is 0.6 to Hydrogen embrittlement with 1.2%, surface hardness of HRC 58 or more and less than 64, and the proportion of fine V-type carbides having a particle size of less than 100 nm among the V-type carbides dispersed and precipitated on the surface layer is 80% or more
  • a case-hardened steel excellent in mold surface fatigue strength is disclosed.
  • the low cycle bending fatigue strength does not reach the level of low cycle
  • JP-A-8-92690 Japanese Patent Laid-Open No. 10-259450 International Publication WO02 / 44435 JP 2004-238702 A Japanese Patent Laying-Open No. 2005-042188 JP 2007-332438 A JP 2008-280583 A
  • Patent Documents 1 to 7 cannot answer the improvement in low cycle bending fatigue strength that is required today. Then, this invention makes it a subject to provide the carburized-steel components which the low cycle bending fatigue strength improved notably compared with the conventional low cycle bending fatigue strength.
  • the steel material further comprises B: 0.0002 to 0.005% by mass%, and is excellent in low cycle bending fatigue strength as described in (1) or (2) above Carburized steel parts.
  • the steel material is further in mass%, Mo: less than 0.1%, Cu: less than 0.1%, and Ni: less than 0.1% as one or more kinds as unavoidable components.
  • the steel material is one type of Mo: 0.1 to 1.5%, Cu: 0.1 to 2.0%, and Ni: 0.1 to 5.0% in mass%.
  • the steel material further contains one or two kinds of Nb: 0.01 to 0.2% and V: 0.03 to 0.2% by mass%.
  • the steel material is one type of Ca: 0.0002 to 0.005%, Zr: 0.0003 to 0.005%, and Mg: 0.0003 to 0.005% by mass%.
  • gears such as differential gears for automobiles can be greatly reduced in size and weight, and as a result, the fuel efficiency of the automobile is improved, and , CO 2 emission can be reduced.
  • FIG. 1 is a diagram showing a low cycle bending fatigue test piece and a low cycle bending fatigue test method.
  • FIG. 2 is a diagram showing the effect of compressive residual stress (MPa) on 500 cycle bending fatigue strength (kN).
  • FIG. 3 is a diagram showing the influence of the grain boundary oxide layer depth ( ⁇ m) on the 500 cycle bending fatigue strength (kN).
  • FIG. 4 is a diagram showing the influence of surface hardness (HV) on 500 cycle bending fatigue strength (kN).
  • FIG. 5 is a diagram showing the influence of core hardness (HV) on 500 cycle bending fatigue strength (kN).
  • C 0.1 to 0.6%
  • the core structure is a hardened structure mainly composed of martensite, and the hardened martensite becomes harder as the amount of C increases.
  • C is made 0.1 to 0.6%.
  • C is preferably 0.2% or more, and more preferably more than 0.3%.
  • C is preferably 0.4% or less.
  • it is effective to apply compressive residual stress.
  • the core of C around 0.2% first expands in the martensitic transformation, and then the carburized layer of C: around 0.8% expands in the martensitic transformation. Compressive stress remains near the surface of the steel part.
  • Si is an element that enhances hardenability, increases the core hardness of the steel part after carburizing and quenching, and contributes to the improvement of low cycle bending fatigue strength. If it is less than 0.01%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 1.5%, the carburizing property is inhibited, so Si is made 0.01 to 1.5%.
  • Si increases the activity of C in the steel material in the range of 0.5 to 1.5%. Therefore, it is an element effective for further improving the low cycle bending fatigue strength because it acts to suppress the surface hardness. Therefore, Si is preferably 0.5 to 1.5%.
  • Mn 0.3 to 2.0%
  • Mn is an element effective for deoxidation of steel materials, and is an element that improves the hardenability of steel materials, increases the core hardness of steel parts after carburizing and quenching, and contributes to the improvement of low cycle bending fatigue strength. . If it is less than 0.3%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the effect of addition is saturated, so Mn is set to 0.3 to 2.0%. Preferably, it is 0.8 to 1.5%.
  • P 0.02% or less P is an impurity, and segregates at austenite grain boundaries during carburizing, causing grain boundary fracture and reducing low cycle bending fatigue strength. Therefore, P is limited to 0.02% or less.
  • S 0.001 to 0.15%
  • S is an element that forms MnS in the steel and contributes to improvement of machinability. If it is less than 0.001%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.15%, the effect of addition is saturated and segregates at the grain boundary to cause grain boundary embrittlement.
  • 0.001 to 0.15% Preferably it is 0.01 to 0.1%.
  • N 0.001 to 0.03%
  • N is an element that forms a nitride or carbonitride that binds to Al, Ti, Nb, V, and the like in the steel material and has an effect of suppressing coarsening of crystal grains.
  • Al is an element added for the purpose of deoxidation of steel materials. If it is less than 0.001%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.06%, the effect of addition is saturated, so Al is made 0.001 to 0.06%. Preferably, the content is 0.01 to 0.04%.
  • O 0.005% or less
  • O is inevitably contained, and segregates at the grain boundaries to easily cause grain boundary embrittlement, and forms hard oxide inclusions that cause brittle fracture in the steel material. It is an element that is easy to do.
  • O is made 0.005% or less. Preferably it is 0.002% or less.
  • the steel material of the present invention contains B for further improving the low cycle bending fatigue strength (20 kN or more).
  • B 0.0002 to 0.005%
  • B is an element that suppresses the grain boundary segregation of P and increases the grain boundary strength, intragranular strength, and hardenability, and contributes to the improvement of low cycle bending fatigue strength (20 kN or more).
  • the steel material of the present invention further contains Cr in order to improve hardenability and further improve low cycle bending fatigue strength.
  • Cr 1.20 to 3.0% Cr is an element that improves the hardenability of the steel material, increases the core hardness of the steel part after carburizing and quenching, and contributes to the improvement of low cycle bending fatigue strength. If it is less than 1.20%, the effect of addition is insufficient.
  • the steel according to the present invention contains Ti in order to prevent the crystal grains from becoming coarse and the low cycle fatigue strength from deteriorating during high temperature carburizing.
  • Ti 0.005 to 0.2%
  • Ti is an element that generates fine TiC and / or TiS in a steel material. Due to the presence of TiC and / or TiS, austenite grains can be stably refined in high-temperature carburization at a carburizing temperature of 980 ° C. or higher, or for a long time of carburizing for 10 hours or longer. Deterioration of fatigue strength can be prevented.
  • Ti is an element that combines with N in the steel material to generate TiN, prevents precipitation of BN, and contributes to securing solid solution B. If the content is less than 0.005%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if the content exceeds 0.2%, a large amount of TiN-based precipitates are precipitated and the rolling fatigue characteristics are deteriorated. 005 to 0.2%. Preferably it is 0.01 to 0.1%. In the steel material of the present invention, Mo, Cu, and Ni inevitably mixed are limited to less than 0.1%. Preferably, it is limited to 0.05% or less, more preferably 0.01% or less.
  • Mo, Cu, and Ni are elements that have the effect of increasing the hardenability and increasing the low cycle bending fatigue strength, and contain one or more of the required amounts of Mo, Cu, and Ni. May be.
  • Mo: 0.1 to 1.5% Mo is an element that improves the hardenability of the steel material, increases the core hardness of the steel part after carburizing and quenching, and contributes to the improvement of low cycle bending fatigue strength. If it is less than 0.1%, there is no effect. On the other hand, if it exceeds 1.5%, the effect of addition is saturated, so Mo is made 0.1 to 1.5%. Preferably it is 0.3 to 1.2%.
  • Cu 0.1 to 2.0%
  • Cu is an element that improves the hardenability of the steel material, increases the core hardness of the steel part after carburizing and quenching, and contributes to the improvement of low cycle bending fatigue strength. If it is less than 0.1%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the effect of addition is saturated, so Cu is made 0.1 to 2.0%. Preferably it is 0.3 to 1.5%.
  • Ni 0.1-5.0%
  • Ni is an element that improves the hardenability of the steel material, increases the core hardness of the steel part after carburizing and quenching, and contributes to the improvement of low cycle bending fatigue strength. If it is less than 0.1%, there is no effect.
  • the steel according to the present invention may further contain one or two of Nb and V in order to prevent crystal grains from becoming coarse during low temperature carburization and deterioration of low cycle fatigue strength.
  • Nb 0.01 to 0.2%
  • Nb is an element that generates Nb carbonitride in steel. Because of the presence of Nb carbonitrides, austenite grains can be stably refined in high-temperature carburization with a carburizing temperature of 980 ° C. or higher and long-term carburizing with a carburizing time of 10 hours or longer. Strength deterioration can be prevented.
  • V 0.03-0.2%
  • V is an element that generates V carbonitride in the steel material. Because of the presence of V carbonitride, austenite grains can be stably refined in high-temperature carburization at a carburizing temperature of 980 ° C. or higher, or in long-term carburizing for a carburizing time of 10 hours or longer, so low cycle fatigue Strength deterioration can be prevented. If it is less than 0.03%, the effect of addition is insufficient.
  • the steel material of the present invention may contain a required amount of one or more of Ca, Zr, and Mg for improving machinability.
  • Ca 0.0002 to 0.005%
  • Ca is an element that lowers the melting point of oxides in steel materials. The low melting point oxide is softened by the temperature rise in the cutting environment, and improves the machinability of the steel material. If it is less than 0.0002%, there is no effect of addition. On the other hand, if it exceeds 0.005%, a large amount of CaS is generated and the machinability of the steel material is lowered. %.
  • Zr 0.0003 to 0.005%
  • Zr is an element that deoxidizes a steel material to generate an oxide, and also generates a sulfide. Sulfide contributes to the improvement of machinability in cooperation with MnS. Since Zr-based oxides serve as nuclei for MnS crystallization / precipitation, Zr is also an effective element for controlling the dispersion of MnS. Zr is added in an amount exceeding 0.003% for spheroidizing MnS. Conversely, in order to finely disperse MnS, 0.003 to 0.005% is added.
  • Mg is an element that deoxidizes a steel material to generate an oxide, and also generates a sulfide. Sulfide contributes to the improvement of machinability in cooperation with MnS. Mg-based oxides serve as nuclei for crystallization / precipitation of MnS, and sulfides become composite sulfides of Mn and Mg, thereby suppressing deformation of composite sulfides and making them spheroidized.
  • the surface hardness is set to HV550 to HV800 (see “ ⁇ ⁇ ” in the figure).
  • HV600 to HV750 is preferable, and HV620 to HV720 is more preferable.
  • the surface hardness exceeds HV800, the toughness of the surface is remarkably lowered, the propagation speed of cracks is increased, and the low cycle bending fatigue strength is lowered. Since the surface hardness is the hardness of the carburized structure forming the carburized layer, the surface hardness can be adjusted by adjusting the carbon potential during carburizing and the tempering temperature after carburizing and quenching.
  • a steel part is carburized and quenched at a carbon potential of 0.8, then tempered at 150 ° C., and then a low cycle bending fatigue test is performed. If the low cycle bending fatigue strength is lower than the required value, The carbon potential is lowered to 0.7, or the tempering temperature is raised to 180 ° C. to reduce the surface hardness, thereby improving the low cycle bending fatigue strength.
  • Core hardness: HV400 to HV500 The inventors investigated the influence of the core hardness (HV) on the 500 cycle bending fatigue strength (kN) in the range of the core hardness HV270 to HV650. The result is shown in FIG. From FIG.
  • the core hardness is in the range of HV400 to HV500, and the higher the core hardness is, the more the low cycle bending fatigue strength is improved.
  • the core hardness is low, the core (hardened structure) directly under the carburized layer yields, and the carburized layer cannot receive stress more than the stress when yielded. It has been found that the stress on the surface of the steel part increases.
  • the core hardness is required to be HV400 or more, so the core hardness is HV400 to HV500.
  • a core part is a location where C which penetrates from the surface of a steel part reaches by carburizing treatment. For example, it is a portion from a location where the material C increases by 10% (0.22% when the material C is 0.20%) to the material C.
  • the core can be identified by EPMA-C line analysis or the like.
  • the carburizing method does not need to use a special method, and the effects of the present invention are exhibited even when a gas carburizing method, a vacuum carburizing method, a gas carbonitriding method, or the like, which is a general carburizing method, is used.
  • a gas carburizing method a vacuum carburizing method, a gas carbonitriding method, or the like, which is a general carburizing method, is used.
  • the carburized structure is responsible for the surface hardness
  • the hardened structure is responsible for the core hardness, so the component composition is adjusted to give the steel the required carburizability and hardenability.
  • the core hardness can be adjusted separately. This point is also a feature of the present invention.
  • 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.
  • Steel materials having the composition shown in Tables 1 and 2 were forged and then subjected to soaking and normalization to produce a roughing test piece for a low cycle bending fatigue test and a roughing test piece for a wear test. .
  • Test No. 1 to 21 (invention example), test no. 23 to 25 (comparative examples) and test no.
  • the rough-processed test pieces 28 to 44 were subjected to carburizing treatment at 930 ° C. for 5 hours in a modified gas carburizing furnace, and then subjected to oil quenching at 130 ° C.
  • Specimen No. About the rough processing test piece of 26 (comparative example) carburizing treatment of 930 ° C. ⁇ 5 hours was performed in a modified gas carburizing furnace, and then oil quenching at 220 ° C.
  • the carbon potential during the carburizing treatment was adjusted in the range of 0.5 to 0.8, and the tempering temperature was adjusted in the range of 150 to 300 ° C. to adjust the surface hardness and core hardness.
  • the low cycle bending fatigue test is a four-point bending that applies a load 2 with a stress ratio of 0.1 to a 13 mm square low cycle bending fatigue test piece 1 having a notch X with a sine wave at a frequency of 1 Hz.
  • a fatigue test was performed.
  • the frequency of 1 Hz (about 0.01 s ⁇ 1 in terms of strain rate) is smaller than the strain rate actually applied to the automobile gear.
  • the repetition rate affects the fatigue test value when the strain rate is 10 s ⁇ 1 or more. This is a region, and 10 s ⁇ 1 is much larger than the strain rate actually applied to the automobile gear, so there is no problem in the evaluation with the frequency of 1 Hz.
  • the stress ratio of an actual automobile gear is 0, but the reason for setting the stress ratio to 0.1 in this test is to prevent the test piece from slipping during unloading during the test.
  • the low cycle bending fatigue strength is low. This is because the component composition of the steel is within the scope of the present invention, but the core hardness exceeds HV550.
  • the reason why the core hardness exceeds HV550 is that the amount of C is relatively high at 0.6% and the temperature of the quenching oil is as low as 20 ° C.
  • gears such as a differential gear for automobiles can be significantly reduced in size and weight. It becomes possible to improve fuel consumption and reduce CO 2 emission. Therefore, the effect of the present invention is extremely remarkable, and the present invention has great industrial applicability.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．１～０．６％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：０．３～２．０、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１～０．１５％、Ｎ：０．００１～０．０３％、Ａｌ：０．００１～０．０６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼材に、浸炭焼入れ、次いで、焼戻しを施した鋼部品であって、表面硬さがＨＶ５５０～ＨＶ８００であり、芯部硬さがＨＶ４００～ＨＶ５００であることを特徴とする低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。

Description

低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品
　本発明は、低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品に関するものである。
　機械構造用部品、差動歯車、トランスミッション歯車、歯車付き浸炭シャフトなどの歯車は、車両の急発進、急停車の際の負荷により、歯元が、低サイクル疲労（数百から数千サイクル域の疲労）で破損することがある。特に、差動歯車や、トランスミッション歯車には、低サイクル疲労強度の向上が、より一層、望まれている。
　従来、上記鋼部品には、鋼材として、ＪＩＳ　ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等のＣ：０．２％前後の肌焼鋼を用いることで、芯部の靭性を確保し、浸炭焼入れと、１５０℃前後の低温焼戻しで、表面を、Ｃ：０．８％前後の焼戻しマルテンサイト組織とし、高サイクル曲げ疲労強度や、耐摩耗性を高めている。
　低サイクル曲げ疲労強度を高くした鋼部品として、特許文献１には、Ｃ：０．１~０．３％、Ｂ：０．００５％以下を含有し、Ｓｉ：０．３％以下に、Ｐ：０．０３％以下に制限し、芯部硬さ：ＨＶ３５０以上の浸炭部品が開示されている。
　特許文献２には、Ｃ：０．１５~０．３％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１％以下に制限し、成分組成から計算した塑性変形抵抗及び粒界強度の和を一定値以上にすることで、低サイクル疲労強度を高めた肌焼鋼が開示されている。
　特許文献３には、Ｃ：０．１~０．３％、Ｂ：０．００１~０．００５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下に制限し、歯元部の芯部硬さ：ＨＶ３００以上の低サイクル疲労強度に優れた浸炭歯車が開示されている。
　特許文献４には、Ｃ：０．１５~０．３％で、Ｂ：０．０００３~０．００５％で、Ｓｉ：０．０３~０．２５％、Ｐ：０．０２％以下に制限し、成分組成から計算した芯部硬さに関連する値を一定値以上にすることで、低サイクル衝撃疲労特性を高めた浸炭部品が開示されている。
　特許文献５には、Ｃ：０．１~０．４％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５超~３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．３~２．５％、Ａｌ：０．００５~０．０５０％、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、残部不可避的不純物及びＦｅからなり、浸炭窒化処理、又は、その後の２次焼入れ焼戻し処理後の表面硬さが５８ＨＲＣ以上で、かつ、表面残留オーステナイト量が２０~５０％の浸炭窒化軸受鋼が開示されている。
　特許文献６には、Ｃ：０．１~０．４％、Ｓｉ：０．０２~１．３％、Ｍｎ：０．３~１．８％、Ｓ：０．００１~０．１５％、Ａｌ：０．００１~０．０５％、Ｎ：０．００３~０．０２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：１．８％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｂ：０．００６％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０４％以下、Ｔｉ：０．２％以下の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼材において、下記（１）式で定義される投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅ（＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ／ｒ）［Ｈｃｏｒｅ；芯部硬さ、ｔ；有効硬化層深さ、ｒ；破損部位の半径又は破損部位の肉厚の半分］）がＨＶ３９０以上である低サイクル疲労特性に優れた浸炭焼入れ鋼材開示されている。
　特許文献７には、Ｃ：０．１~０．４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．３~２．５％、Ｍｏ：０．１~２．０％、Ｖ：０．１~２．０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｖ＋Ｍｏ：０．４~３．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した鋼であって、焼戻し処理後の表層Ｃ濃度が０．６~１．２％で、表面硬さがＨＲＣ５８以上６４未満であり、かつ、表層に分散析出するＶ系炭化物のうち粒径１００ｎｍ未満の微細なＶ系炭化物の個数割合が８０％以上である水素脆性型の面疲労強度に優れた肌焼鋼が開示されている。
　しかし、いずれの浸炭鋼部品においても、低サイクル曲げ疲労強度は、今日求められている低サイクル曲げ疲労強度の水準に達していない。
特開平８−９２６９０号公報 特開平１０−２５９４５０号公報 国際公開ＷＯ０２／４４４３５号公報 特開２００４−２３８７０２号公報 特開２００５−０４２１８８号公報 特開２００７−３３２４３８号公報 特開２００８−２８０５８３号公報
　特許文献１~７に開示の技術は、今日求められている低サイクル曲げ疲労強度の向上に答えることができていない。そこで、本発明は、従来の低サイクル曲げ疲労強度に比べ、低サイクル曲げ疲労強度が顕著に向上した浸炭鋼部品を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するため、鋼材の成分組成及び浸炭特性を、広範囲にかつ系統的に変えて、低サイクル曲げ疲労試験を鋭意実施した。その結果、次の（ａ）~（ｄ）の知見を得るに至った。
　（ａ）低サイクル曲げ疲労強度を高くするには、表面硬さをＨＶ５５０~ＨＶ８００とするのが最適であり、その範囲内では、表面硬さを低くすることが有効である。
　（ｂ）（ｂ１）低サイクル曲げ疲労強度を高くするには、芯部硬さをＨＶ４００~ＨＶ５００とするのが最適であり、その範囲内では、芯部硬さを高くすることが有効であり、また、（ｂ２）Ｃ：０．６％以下では、芯部硬さを高くするほど好ましい。
　従来、Ｃが０．３％を超えると、靭性が低下し、低サイクル曲げ疲労強度が低下すると言われているが、本発明者らは、（ｂ３）靭性が低下するのは、Ｃ量によるのではなく、芯部硬さがＨＶ５００を超えたときであり、芯部硬さがＨＶ５００を超える０．６％が、Ｃの上限であることを見いだした。
　（ｃ）（ｃ１）低サイクル曲げ疲労強度を高くするには、Ｓｉを、０．０１~１．５％の範囲内で増加することが有効である。
　従来、Ｓｉは、浸炭時、粒界酸化層を形成し、強度の低下を招くという理由で、０．５％以下が推奨されてきた。
　しかし、本発明者らは、（ｃ２）低サイクル曲げ疲労強度に及ぼす粒界酸化層の影響は、あったとしても、極めて小さく、Ｓｉの増加が、表面硬さの低下、及び／又は、芯部硬さの上昇に有効であることを見いだした。
　（ｄ）Ｐを極力低減し、かつ、Ｂを添加すると、上記（ａ）~（ｃ）の効果がさらに向上する。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
　（１）質量％で、
Ｃ：０．１~０．６％、
Ｓｉ：０．０１~１．５％、
Ｍｎ：０．３~２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１~０．１５％、
Ｎ：０．００１~０．０３％、
Ａｌ：０．００１~０．０６％、及び、
Ｏ：０．００５％以下を含有し、
残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼材に、浸炭焼入れ、次いで、焼戻しを施した鋼部品であって、
　表面硬さがＨＶ５５０~ＨＶ８００であり、芯部硬さがＨＶ４００~ＨＶ５００である
ことを特徴とする低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（２）前記低サイクル曲げ疲労強度が２０ｋＮ以上であることを特徴とする前記（１）に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（３）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２~０．００５％を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（４）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．２０~３．０％を含有することを特徴とする前記（１）~（３）のいずれかに記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（５）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１~０．２％を含有することを特徴とする前記（１）~（４）のいずれかに記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（６）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１％未満、Ｃｕ：０．１％未満、及び、Ｎｉ：０．１％未満の１種又は２種以上を、不可避成分として含有することを特徴とする前記（１）~（５）のいずれかに記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（７）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１~１．５％、Ｃｕ：０．１~２．０％、及び、Ｎｉ：０．１~５．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）~（５）のいずれかに記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（８）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１~０．２％、及び、Ｖ：０．０３~０．２％の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１）~（７）のいずれかに記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（９）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２~０．００５％、Ｚｒ：０．０００３~０．００５％、及び、Ｍｇ：０．０００３~０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）~（８）のいずれかに記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　（１０）前記浸炭鋼部品が、差動歯車又はトランスミッション歯車であることを特徴とする前記（１）~（９）のいずれかに記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
　本発明の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品を用いれば、自動車用の差動ギアなどの歯車を大幅に小型化、軽量化することができ、その結果、自動車の燃費を高め、かつ、ＣＯ２排出量を削減することが可能となる。
　図１は、低サイクル曲げ疲労試験片と低サイクル曲げ疲労試験方法を示す図である。
　図２は、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす圧縮残留応力（ＭＰａ）の影響を示す図である。
　図３は、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす粒界酸化層深さ（μｍ）の影響を示す図である。
　図４は、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす表面硬さ（ＨＶ）の影響を示す図である。
　図５は、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす芯部硬さ（ＨＶ）の影響を示す図である。
　以下、本発明の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品について詳細に説明する。
　まず、本発明で用いる鋼材（本発明鋼材）の成分組成を限定する理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．１~０．６％
　Ｃは、浸炭焼入れを施した鋼部品の芯部に硬さを与え、低サイクル曲げ疲労強度を高める元素である。芯部の組織はマルテンサイトが主体の焼入れ組織であり、焼入れ後のマルテンサイトは、Ｃ量が多いほど硬くなる。
　また、芯部硬さが同じ場合、Ｃ量が多いと、微細炭化物の分散強化で降伏比が上昇する。添加効果を得るため、Ｃは、０．１~０．６％とする。
　低サイクル曲げ疲労強度を高めるべく、芯部硬さをＨＶ４５０以上とするために、Ｃは０．２％以上が好ましく、さらに０．３％超がより好ましい。なお、被削性の観点から、Ｃは０．４％以下が好ましい。
　肌焼鋼の疲労強度を高めるには、圧縮残留応力の付与が有効である。肌焼鋼の浸炭焼入れでは、Ｃ：０．２％前後の芯部が、先に、マルテンサイト変態で膨張し、その後、Ｃ：０．８％前後の浸炭層が、マルテンサイト変態で膨張し、鋼部品の表面近傍に、圧縮応力が残留する。
　通常、肌焼鋼において、本発明のようにＣ量を多くすると、芯部と浸炭層のＣ量の差が減少して、マルテンサイト変態の膨張差が小さくなり、残留する圧縮応力が減少し、その結果、鋼部品の疲労強度が低下すると推測されている。
　そこで、本発明者らは、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす圧縮残留応力（ＭＰａ）の影響を調査した。その結果を図２に示す。図２に示すように、５００サイクル曲げ疲労強度に及ぼす圧縮残留応力の影響はあるといえないことが判明した。
　Ｓｉ：０．０１~１．５％
　Ｓｉは、鋼材の脱酸に有効な元素であり、また、焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。さらに、Ｓｉは、焼入れ性を高めて、浸炭焼入れ後の鋼部品の芯部硬さを高め、低サイクル曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。
　０．０１％未満では、添加効果が不十分であり、一方、１．５％を超えると、浸炭性を阻害するので、Ｓｉは、０．０１~１．５％とする。
　浸炭処理に、一般的な、カーボンポテンシャル０．７~１．０のガス浸炭法を採用した場合、Ｓｉは、０．５~１．５％の範囲で、鋼材中のＣの活量を増大させて、表面硬さを抑制する作用をなすので、低サイクル曲げ疲労強度の更なる向上に有効な元素である。それ故、Ｓｉは、０．５~１．５％が好ましい。
　従来、Ｓｉは、浸炭時、粒界酸化層を形成して、強度低下を引き起こすので、０．５％以下に制限することが推奨されてきた。これは、Ｓｉ量を制限すれば、粒界酸化層深さを小さくすることができ、高サイクル域での曲げ疲労強度を高めることができるとの従来知見に基づく類推である。
　そこで、本発明者らは、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす粒界酸化層深さ（μｍ）の影響を調査した。その結果を図３に示す。図３に示すように、粒界酸化層深さの大小は、５００サイクル曲げ疲労強度に影響を及ぼさないことが判明した。
　Ｍｎ：０．３~２．０％
　Ｍｎは、鋼材の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼材の焼入れ性を高めて、浸炭焼入れ後の鋼部品の芯部硬さを高め、低サイクル曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。
　０．３％未満では、添加効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｍｎは、０．３~２．０％とする。好ましくは０．８~１．５％である。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは、不純物であり、浸炭時、オーステナイト粒界に偏析し、粒界破壊の原因となって、低サイクル曲げ疲労強度を低下させる。それ故、Ｐは、０．０２％以下に制限する。好ましくは０．０１％以下である。
　Ｓ：０．００１~０．１５％
　Ｓは、鋼材中でＭｎＳを形成し、被削性の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、添加効果が不十分であり、一方、０．１５％を超えると、添加効果が飽和し、また、粒界に偏析して粒界脆化を引き起こすので、Ｓは、０．００１~０．１５％とする。好ましくは０．０１~０．１％である。
　Ｎ：０．００１~０．０３％
　Ｎは、鋼材中で、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と結合し、結晶粒の粗大化を抑制する作用をなす窒化物又は炭窒化物を形成する元素である。
　０．００１％未満では、添加効果が不十分であり、一方、０．０３％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｎは、０．００１~０．０３％とする。好ましくは０．００３~０．００８％である。
　Ａｌ：０．００１~０．０６％
　Ａｌは、鋼材の脱酸を目的として添加する元素である。０．００１％未満では、添加効果が不十分であり、一方、０．０６％を超えると、添加効果が飽和するので、Ａｌは、０．００１~０．０６％とする。好ましくは０．０１~０．０４％である。
　Ｏ：０．００５％以下
　Ｏは、不可避的に含有され、粒界に偏析して粒界脆化を起こし易くするとともに、鋼材中で、脆性破壊の原因となる硬い酸化物系介在物を形成し易い元素である。粒界脆化や、脆性破壊を防止するため、Ｏは、０．００５％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。
　本発明鋼材は、低サイクル曲げ疲労強度のより向上（２０ｋＮ以上）のために、Ｂを含有する。
　Ｂ：０．０００２~０．００５％
　Ｂは、Ｐの粒界偏析を抑制するとともに、粒界強度と粒内強度、及び、焼入れ性を高めて、低サイクル曲げ疲労強度の向上（２０ｋＮ以上）に寄与する元素である。
　０．０００２％未満では、添加効果が不十分であり、一方、０．００５％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｂは、０．０００２~０．００５％とする。好ましくは０．０００５~０．００３％である。
　本発明鋼材は、さらに、焼入れ性を高めて、低サイクル曲げ疲労強度をより向上させるため、Ｃｒを含有する。
　Ｃｒ：１．２０~３．０％
　Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を高めて、浸炭焼入れ後の鋼部品の芯部硬さを高め、低サイクル曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。１．２０％未満では、添加効果が不十分であり、一方、３．０％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｃｒは、１．２０~３．０％とする。好ましくは１．５０~２．５％である。
　本発明鋼材は、高温浸炭時、結晶粒が粗大化して、低サイクル疲労強度が劣化するのを防止するため、Ｔｉを含有する。
　Ｔｉ：０．００５~０．２％
　Ｔｉは、鋼材中で微細なＴｉＣ及び／又はＴｉＳを生成する元素である。
　ＴｉＣ及び／又はＴｉＳの存在により、浸炭温度が９８０℃以上の高温浸炭や、浸炭時間が１０時間以上の長時間浸炭において、オーステナイト粒の細粒化を安定的に行うことができるので、低サイクル疲労強度の劣化を防止することができる。
　また、Ｔｉは、鋼材中でＮと結合してＴｉＮを生成して、ＢＮの析出を防止し、固溶Ｂの確保に寄与する元素である。
　０．００５％未満では、添加効果が不十分であり、一方、０．２％を超えると、ＴｉＮ主体の析出物が多く析出して、転動疲労特性が低下するので、Ｔｉは、０．００５~０．２％とする。好ましくは０．０１~０．１％である。
　本発明鋼材において、不可避的に混入するＭｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、０．１％未満に制限する。好ましくは、０．０５％以下に、より好ましくは０．０１％以下に制限する。
　Ｍｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、焼入れ性を高めて、低サイクル曲げ疲労強度を高める作用をなす元素でもあるで、所要量のＭｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉの１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｍｏ：０．１~１．５％
　Ｍｏは、鋼材の焼入れ性を高めて、浸炭焼入れ後の鋼部品の芯部硬さを高くし、低サイクル曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。０．１％未満では効果がなく、一方、１．５％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｍｏは、０．１~１．５％とする。好ましくは０．３~１．２％である。
　Ｃｕ：０．１~２．０％
　Ｃｕは、鋼材の焼入れ性を高めて、浸炭焼入れ後の鋼部品の芯部硬さを高くし、低サイクル曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。０．１％未満では、添加効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｃｕは、０．１~２．０％とする。好ましくは０．３~１．５％である。
　Ｎｉ：０．１~５．０％
　Ｎｉは、鋼材の焼入れ性を高めて、浸炭焼入れ後の鋼部品の芯部硬さを高くし、低サイクル曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。０．１％未満では効果がなく、一方、５．０％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｎｉは、０．１~５．０％とする。好ましくは０．５~３．５％である。
　本発明鋼材は、高温浸炭時、結晶粒が粗大化して、低サイクル疲労強度が劣化するのを防止するため、さらに、Ｎｂ、及び、Ｖの１種又は２種を含有してもよい。
　Ｎｂ：０．０１~０．２％
　Ｎｂは、鋼材中でＮｂ炭窒化物を生成する元素である。Ｎｂ炭窒化物の存在により、浸炭温度が９８０℃以上の高温浸炭や、浸炭時間が１０時間以上の長時間浸炭において、オーステナイト粒の細粒化を安定的に行うことができるので、低サイクル疲労強度の劣化を防止することができる。
　０．０１％未満では、添加効果が不十分であり、一方、０．２％を超えると、被削性が劣化するのでＴｉは、０．０１~０．２％とする。好ましくは０．０２~０．１％である。
　Ｖ：０．０３~０．２％
　Ｖは、鋼材中でＶ炭窒化物を生成する元素である。Ｖ炭窒化物の存在により、浸炭温度が９８０℃以上の高温浸炭や、浸炭時間が１０時間以上の長時間浸炭において、オーステナイト粒の細粒化を安定的に行うことができるので、低サイクル疲労強度の劣化を防止することができる。
　０．０３％未満では、添加効果が不十分であり、一方、０．２％を超えると、被削性が劣化するので、Ｖは、０．０３~０．２％とする。好ましくは０．０５~０．１％である。
　本発明鋼材は、被削性の改善のため、所要量のＣａ、Ｚｒ、及び、Ｍｇの１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｃａ：０．０００２~０．００５％
　Ｃａは、鋼材中の酸化物を低融点化する元素である。低融点酸化物は、切削加工環境下の温度上昇で軟質化して、鋼材の被削性を改善する。
　０．０００２％未満では、添加効果がなく、一方、０．００５％を超えると、ＣａＳが多量に生成して、鋼材の被削性が低下するので、Ｃａは、０．０００２~０．００５％とする。好ましくは０．０００８~０．００３％である。
　Ｚｒ：０．０００３~０．００５％
　Ｚｒは、鋼材を脱酸し、酸化物を生成する元素であり、また、硫化物も生成する元素である。硫化物は、ＭｎＳと協働して、被削性の改善に寄与する。Ｚｒ系酸化物は、ＭｎＳの晶出／析出の核になるので、Ｚｒは、ＭｎＳの分散制御に有効な元素でもある。
　Ｚｒは、ＭｎＳの球状化のために、０．００３％を超えて添加するが、逆に、ＭｎＳを微細分散させるためには、０．０００３~０．００５％添加する。
　製造上、品質の安定性（成分歩留まり等）の観点から、ＭｎＳを微細分散させる０．０００３~０．００５％のＺｒ添加が、現実的には好ましい。なお、０．０００３％未満では、Ｚｒの添加効果は、ほとんどない。
　Ｍｇ：０．０００３~０．００５％
　Ｍｇは、鋼材を脱酸し、酸化物を生成する元素であり、また、硫化物も生成する元素である。硫化物は、ＭｎＳと協働して、被削性の改善に寄与する。
　Ｍｇ系酸化物は、ＭｎＳの晶出／析出の核になり、また、硫化物は、ＭｎとＭｇの複合硫化物となることで、複合硫化物の変形を抑制し、球状化するので、Ｍｇは、ＭｎＳの分散制御に有効な元素である。
　０．０００３％未満では、添加効果がなく、一方、０．００５％を超えると、ＭｇＳが大量に生成して、鋼材の被削性が低下するので、Ｍｇは、０．０００３~０．００５％とする。好ましくは０．０００８~０．００３％である。
　次に、本発明鋼材に、浸炭焼入れ、次いで、焼戻しを施した鋼部品において、表面硬さと芯部硬さを、それぞれ規定する理由について説明する。
　表面硬さ：ＨＶ５５０~ＨＶ８００
　本発明者らは、表面硬さＨＶ５００~ＨＶ８００の範囲で、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす表面硬さ（ＨＶ）の影響を調査した。その結果を図４に示す。
　図４から、表面硬さＨＶ５００~ＨＶ８００の範囲で、表面硬さが低いほど、低サイクル曲げ疲労強度が向上することが解る。
　破損品の破面を検証した結果、（ｉ）表面硬さが高いと、表面から脆性破面の亀裂が発生して、急速に伝播するが、（ｉｉ）表面硬さが低いと、亀裂が表面から発生しても、脆性破面の発生率が低いので、亀裂の伝播速度は遅く、その結果、（ｉｉｉ）低サイクル曲げ疲労強度が向上することが判明した。
　しかし、表面硬さがＨＶ５５０未満であると、耐摩耗性が損なわれるので、表面硬さは、ＨＶ５５０~ＨＶ８００とする（図中「←→」参照）。好ましくはＨＶ６００~ＨＶ７５０、より好ましくはＨＶ６２０~ＨＶ７２０である。
　なお、表面硬さがＨＶ８００を超えると、表面の靭性が著しく低下して、亀裂の伝播速度が速くなり、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。
　表面硬さは、浸炭層を形成する浸炭組織の硬さであるので、浸炭時のカーボンポテンシャルや、浸炭焼入れ後の焼戻し温度を調整して、表面硬さを調整することができる。
　例えば、鋼部品をカーボンポテンシャル０．８で浸炭焼入れし、次いで、１５０℃で焼戻しを行ない、その後、低サイクル曲げ疲労試験を実施し、低サイクル曲げ疲労強度が、所要の値より低い場合は、カーボンポテンシャルを０．７に下げるか、又は、焼戻し温度を１８０℃に上げて、表面硬さを低下させて、低サイクル曲げ疲労強度の向上を図る。
　芯部硬さ：ＨＶ４００~ＨＶ５００
　本発明者らは、芯部硬さＨＶ２７０~ＨＶ６５０の範囲で、５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）に及ぼす芯部硬さ（ＨＶ）の影響を調査した。その結果を図５に示す。
　図５から、芯部硬さがＨＶ４００~ＨＶ５００の範囲で、芯部硬さが高いほど、低サイクル曲げ疲労強度が向上することが解る。
　破損品の破面を検証した結果、芯部硬さが低いと、浸炭層直下の芯部（焼入れ組織）が降伏して、降伏したときの応力以上の応力を受け持てず、浸炭層である鋼部品の表面にかかる応力が高まることが判明した。
　低サイクル曲げ疲労強度を、従来のＪＩＳ　ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等の低サイクル曲げ疲労強度よりも顕著に高くするため、芯部硬さはＨＶ４００以上必要であるので、芯部硬さはＨＶ４００~ＨＶ５００とする（図中「←→」参照）。好ましくはＨＶ４３０~ＨＶ５００、さらに好ましくはＨＶ４５０~ＨＶ５００である。
　なお、芯部硬さがＨＶ５００を超えると、芯部の靭性が著しく低下して、芯部の亀裂伝播速度が速くなり、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。
　芯部とは、浸炭処理で、鋼部品の表面から浸入するＣが到達する箇所である。例えばり、素材のＣの１０％増（素材のＣが０．２０％の場合は０．２２％）の箇所から、素材のＣとなるまでの箇所である。芯部は、ＥＰＭＡ−Ｃ線分析などで識別することが可能である。
　なお、浸炭方法は、特別な方法を用いる必要はなく、一般的な浸炭方法であるガス浸炭法、真空浸炭法、ガス浸炭窒化法などを用いても、本発明の効果は発現する。
　浸炭後に、オーステナイト域まで加熱（８５０℃前後）して焼入れる（二次焼入れ）と、結晶粒が細粒化して、低サイクル曲げ疲労強度は、さらに向上する。
　本発明においては、表面硬さは浸炭組織が担い、芯部硬さは焼入れ組織が担うので、成分組成を調整して、鋼材に、所要の浸炭性及び焼入れ性を付与して、表面硬さと芯部硬さを、別々に調整することができる。この点も、本発明の特徴である。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。
　本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例）
　表１及び表２に示す成分組成の鋼材を鍛伸し、次いで、均熱処理と焼準を施し、低サイクル曲げ疲労試験用の粗加工試験片と、摩耗試験用の粗加工試験片を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　試験Ｎｏ．１~２１（発明例）、試験Ｎｏ．２３~２５（比較例）、及び、試験Ｎｏ．２８~４４（発明例）の粗加工試験片については、変成式ガス浸炭炉で、９３０℃×５時間の浸炭処理を施し、次いで、１３０℃の油焼入れを施した。
　試験Ｎｏ．２２（発明例）の粗加工試験片については、変成式ガス浸炭炉で、９３０℃×５時間の浸炭処理を施し、次いで、１３０℃の油焼入れを施し、引続き、８５０℃×０．５時間の加熱を施し、次いで、１３０℃の油焼入れを施した。
　試験片Ｎｏ．２６（比較例）の粗加工試験片については、変成式ガス浸炭炉で、９３０℃×５時間の浸炭処理を施し、次いで、２２０℃の油焼入れを施した。
　試験Ｎｏ．２７（比較例）の粗加工試験片については、変成式ガス浸炭炉で、９３０℃×５時間の浸炭処理を施し、次いで、２０℃の油焼入れを施し、引続き、１．５時間の焼戻しを施した。
　なお、浸炭処理時のカーボンポテンシャルは０．５~０．８の範囲で調整し、焼戻し温度は１５０~３００℃の範囲で調整して、表面硬さと芯部硬さを調整した。
　熱処理の後、低サイクル曲げ疲労試験用の粗加工試験片については、側面の浸炭層のみを機械加工にて除去し、図１に示す１３ｍｍ角のノッチ付き試験片１（低サイクル曲げ疲労試験片）を作製した。
　摩耗試験用の粗加工試験片については、つかみ部のみを機械加工にて除去し、直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する試験片（摩耗試験片）を作製した。
　低サイクル曲げ疲労試験片の表面硬さ（ＨＶ）と芯部硬さ（ＨＶ）を測定した。その結果を表３に示す。なお、摩耗試験片の表面硬さは、低サイクル曲げ疲労試験片の表面硬さと同等であった。
　低サイクル曲げ疲労試験は、図１に示すように、切欠Ｘを有する１３ｍｍ角の低サイクル曲げ疲労試験片１に、周波数１Ｈｚの正弦波で、応力比０．１の荷重２を与える４点曲げ疲労試験で行った。
　周波数１Ｈｚ（歪み速度で０．０１ｓ−１程度）は、実際に自動車用歯車にかかる歪み速度より小さいが、一般に、繰返し速度が疲労試験値に影響するのは、歪み速度が１０ｓ−１以上の領域であり、かつ、１０ｓ−１は、実際に自動車用歯車にかかる歪み速度より遥かに大きいので、周波数１Ｈｚによる評価に支障はない。
　なお、周波数１Ｈｚでの試験時に、試験片が発熱しないことは、別途、試験片の温度を実測して確認した。
　実際の自動車用歯車の応力比は０であるが、本試験において応力比を０．１とした理由は、試験中の除荷時に、試験片が横滑りしないようにするためである。
　本試験は、１０２~１０４サイクルで、試験片が破断する荷重で実施し、試験結果を内挿して求まる５００サイクル曲げ疲労強度（ｋＮ）を、低サイクル曲げ疲労強度とした。低サイクル曲げ疲労強度を表３に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　摩耗試験は、直径１３０ｍｍ、幅１８ｍｍで、外周に、Ｒ＝１５０ｍｍのクラウニングを有する軸受鋼製（ＳＵＪ２）のローラーを、摩耗試験片に、面圧で、ヘルツ応力１５００ＭＰａにて押し付けて、接触部での両ローラーの周速方向を同一とし、滑り率を−１００％（摩耗試験片よりもローラーの方が接触部の周速が１００％大きい）として回転させて、回転数が１００万回に達した後の摩耗試験片の摩耗深さを測定した。摩耗深さを表３に併せて示す。
　表３に示すように、発明例の試験Ｎｏ．１~２２、２８~４４においては、低サイクル曲げ疲労強度が２０ｋＮ以上と優れており、また、摩耗深さも２０μｍ以下と優れている。
　これに対し、比較例の試験Ｎｏ．２３においては、低サイクル曲げ疲労強度が低い。これは、鋼材のＣが０．６％を超えていることに起因して、芯部硬さが高くなったためである。
　比較例の試験Ｎｏ．２４においては、摩耗深さが大きい。これは、鋼材のＳｉが１．５％を超えていることに起因して、浸炭性が阻害され、表面硬さが低くなったためである。
　比較例の試験Ｎｏ．２５においては、低サイクル曲げ疲労強度が低い。これは、鋼材のＰが０．０２％を超えていることに起因して、Ｐが粒界に偏析して粒界破壊が生じたためである。
　比較例の試験Ｎｏ．２６においては、低サイクル曲げ疲労強度が低い。これは、鋼材の成分組成は本発明の範囲内にあるが、芯部硬さがＨＶ４００を下回ったことによる。
　芯部硬さがＨＶ４００を下回った理由は、焼入れ油の温度が２２０℃と高くて、焼入れ不足になったためである。
　比較例の試験Ｎｏ．２７においては、低サイクル曲げ疲労強度が低い。これは、鋼材の成分組成は、本発明の範囲内にあるが、芯部硬さがＨＶ５５０を上回ったことによる。
　芯部硬さがＨＶ５５０を上回った理由は、Ｃ量が０．６％と比較的高いことに加え、焼入れ油の温度が２０℃と低いからである。
　前述したように、本発明の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品を用いれば、自動車用の差動ギアなどの歯車を大幅に小型化、軽量化することができ、その結果、自動車の燃費を高め、かつ、ＣＯ２排出量を削減することが可能となる。よって、本発明の効果は極めて顕著であり、本発明は、産業上の利用可能性が大きいものである。
　１　試験片
　２　荷重
　Ｘ　切欠

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１~０．６％、
    Ｓｉ：０．０１~１．５％、
    Ｍｎ：０．３~２．０％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００１~０．１５％、
    Ｎ：０．００１~０．０３％、
    Ａｌ：０．００１~０．０６％、及び、
    Ｏ：０．００５％以下を含有し、
    残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼材に、浸炭焼入れ、次いで、焼戻しを施した鋼部品であって、
    　表面硬さがＨＶ５５０~ＨＶ８００であり、芯部硬さがＨＶ４００~ＨＶ５００である
    ことを特徴とする低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  2. 　前記低サイクル曲げ疲労強度が２０ｋＮ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  3. 　前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２~０．００５％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  4. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．２０~３．０％を含有することを特徴とする請求項１~３のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  5. 　前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１~０．２％を含有することを特徴とする請求項１~４のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  6. 　前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１％未満、Ｃｕ：０．１％未満、及び、Ｎｉ：０．１％未満の１種又は２種以上を、不可避成分として含有することを特徴とする請求項１~５のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  7. 　前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．１~１．５％、Ｃｕ：０．１~２．０％、及び、Ｎｉ：０．１~５．０％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１~５のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  8. 　前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１~０．２％、及び、Ｖ：０．０３~０．２％の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１~７のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  9. 　前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２~０．００５％、Ｚｒ：０．０００３~０．００５％、及び、Ｍｇ：０．０００３~０．００５％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１~８のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
  10. 　前記浸炭鋼部品が、差動歯車又はトランスミッション歯車であることを特徴とする請求項１~９のいずれか１項に記載の低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品。
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