CN111989509B - 压制成型钢制品 - Google Patents

Abstract

本发明的压制成型钢制品具有第一部位和与第一部位连接的第二部位，第一部位的金属组织中的马氏体分率为90％以上，第一部位的原γ粒径的长宽比相对于第二部位的原γ粒径的长宽比为1.4倍以上。

Description

压制成型钢制品

技术领域

本发明涉及压制成型钢制品。

本申请基于2018年4月13日在日本申请的日本特愿2018-077657号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

对于汽车或各种产业机械等中使用的钢制品，为了提高耐磨性、疲劳强度等机械性质，有时实施用于制成制品形状的成型工序，进一步实施渗碳淬火、软氮化等表面硬化热处理工序。作为成型工序，可列举出冷加工、热冲压等热加工。在专利文献1中公开的技术中，例如，在将钢材加热至Ac3相变点以上后，骤冷至400～600℃的温度。之后，在该温度范围内对上述钢材实施压制加工后，以超过临界马氏体淬火速度的冷却速度将钢材冷却。另外，在专利文献2中公开的技术中，在冷成型工序后实施渗碳淬火作为表面硬化热处理工序。在该渗碳淬火中，将钢材加热至成为渗碳温度的1040～1100℃为止，通过设定为烃气体气氛下而使碳浸入扩散至钢材的表面而提高耐磨性。另外，在专利文献3中公开的技术中，作为表面硬化热处理工序，实施软氮化处理。在该软氮化处理中，将钢材加热至550～620℃，在包含氨气、氮气、二氧化碳等的混合气体气氛中进行热处理。而且，通过该热处理而使氮及碳浸入扩散至钢材的表面而提高疲劳强度。

另外，在专利文献4中公开了一种压制成型品，其目的是在热压成型前能够容易地成型加工，并且在对成型品内要求相当于耐冲击部位的区域和相当于能量冲击部位的区域的情况下，根据各个区域以高水平达成高强度与伸长率的平衡。具体而言，专利文献4中公开的压制成型品是使用基于N的含量而规定了Ti的含量的钢板进行压制成型而成的，具有金属组织为残余奥氏体为3～20％、马氏体为80％以上的第1区域和金属组织为残余奥氏体为3～20％、铁素体为30～80％以上、贝氏体铁素体低于30％、马氏体为30％以下的第2区域。公开了在这样的压制成型品中，在第1区域中，由于马氏体的面积分率高达80％以上，因此为高强度，另外，在第2区域中，如上所述通过控制Ti而成为长宽比大的马氏体组织，伸长率提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特表2014-517149号公报

专利文献2：日本特开2015-160982号公报

专利文献3：日本特开2015-175009号公报

专利文献4：日本特开2013-185248号公报

发明内容

然而，由于在成型工序后实施专利文献2、3那样的表面硬化热处理工序变成除了成型工序以外还实施别的工序，因此存在生产率变低的问题。另外，在专利文献1中公开的利用热冲压的钢制品的成型中，虽然与利用冷加工的钢制品相比可以期待耐磨性的提高，但是要求耐磨性的进一步提高。特别是在传动部件等中，有与其他部件相接触且要求高的耐磨性的部位、和不与其他部件相接触的部位或虽然接触但是相对而言耐磨性的要求低的部位。就专利文献1中公开的技术而言，对于这样的各个部分的耐磨性的差别化无法解决。

另外，专利文献4中公开的技术是分为成为高强度的部位和低强度且伸长率的特性提高的部位的技术，不是有助于耐磨性的提高的技术。

于是，本发明是鉴于上述的情况而进行的，提供提高了对于特定部分的耐磨性的压制成型钢制品。

用于解决课题的手段

为了解决上述的课题，本发明采用以下的方案。

即，本发明的一方案的压制成型钢制品为具有第一部位和与上述第一部位连成一体的第二部位的压制成型钢制品，上述第一部位的金属组织中的马氏体分率以体积％计为90％以上，上述第一部位的原γ粒径的长宽比为上述第二部位的原γ粒径的长宽比的1.4倍以上。

另外，在上述压制成型钢制品中，上述第一部位的原γ粒径的长宽比也可以设定为1.5以上。

另外，在上述压制成型钢制品中，上述第一部位的厚度方向中心部处的该厚度方向的维氏硬度也可以设定为比上述第二部位的厚度方向中心部处的该厚度方向的维氏硬度高5％以上。

另外，在上述压制成型钢制品中，关于上述第一部位的厚度方向上的维氏硬度，也可以设定为表面部相对于该厚度方向的中心部高2％以上。

另外，在上述压制成型钢制品中，上述第一部位的厚度也可以设定为比上述第二部位的厚度小10％以上。

另外，在上述压制成型钢制品中，也可以具备形成为圆板状的底部和从上述底部的周缘以圆筒状突出的纵壁部，上述底部为上述第二部位，上述纵壁部为上述第一部位。

另外，在上述压制成型钢制品中，上述第一部位也可以设定为具有与其他部件相接触的接触面的部位。

另外，在上述压制成型钢制品中，也可以设定为传动部件。

发明的效果

根据本发明，能够提供与第二部位相比对于第一部位提高了耐磨性的压制成型钢制品。

附图说明

图1是表示本发明的实施方式的成型钢制品的截面图。

图2是表示图1中所示的压制成型钢制品的应用例的概要图。

图3是说明本发明的实施方式的压制成型钢制品的制造方法的流程图。

图4是说明本发明的实施方式的压制成型钢制品的制造方法的温度历程图。

图5是表示在制造本发明的实施方式的压制成型钢制品时使用的加工装置的例子的截面图。

具体实施方式

以下，参照图1～图5对本发明的实施方式进行说明。图1表示本实施方式的压制成型钢制品的例子。如图1中所示的那样，压制成型钢制品10具备第一部位10a和第二部位10b。压制成型钢制品10由钢材制成。压制成型钢制品10形成为杯形状，具备圆板状的底部11和从底部11的周缘突出的圆筒状的纵壁部12。底部11与纵壁部12通过形成为截面曲线状的角部13而连成一体。在本实施方式中，纵壁部12为第一部位10a，底部11为第二部位10b。即，第一部位10a与第二部位10b连成一体。而且，第一部位10a及第二部位10b为除作为角部13的曲线部分以外的部分。另外，第一部位10a构成与第二部位10b相比具有耐磨性的耐磨部。另外，第一部位10a由于在压制成型前的钢材中与第一部位10a相对应的部位通过后述的制造方法来加工，因此构成该部位10a的厚度小于压制成型前的厚度的减壁部。

这样的压制成型钢制品10被用于例如传动部件等。将具体的应用例示于图2中。图2表示带式无级变速器1。如图2中所示的那样，带式无级变速器1具备输出轴2、滑轮3和由本实施方式的压制成型钢制品10制成的柱塞构件4。柱塞构件4的底部11被安装于输出轴2上。滑轮3具有固定在输出轴2上的固定侧滑轮半体3a和与固定侧滑轮半体3a在输出轴2的轴向P上相向的可动侧滑轮半体3b。可动侧滑轮半体3b被设置成可相对于输出轴2在轴向P上滑动。在可动侧滑轮半体3b中的与设置有固定侧滑轮半体3a的一侧的相反侧，设置有嵌入柱塞构件4的纵壁部12的内周面中的嵌合部3c。在纵壁部12的内部在嵌合部3c与底部11之间形成有空间，该空间形成了滑轮油室5。在滑轮油室5中，设置有使可动侧滑轮半体3b朝向固定侧滑轮半体3a靠近的弹簧6。在这样的带式无级变速器1中，通过调整可动侧滑轮半体3b相对于固定侧滑轮半体3a的轴向P的位置，变得能够使固定侧滑轮半体3a与可动侧滑轮半体3b的间隔发生变化而无级地进行变速。此时，弹簧6伴随着可动侧滑轮半体3b的移动而伸缩。因此，柱塞构件4中的纵壁部12的内周面成为柱塞构件4与不同的其他部件即弹簧6相接触的接触面。纵壁部12的内周面变得反复在轴向P上进行滑动，要求作为柱塞构件4进行滑动的部分的耐磨性。需要说明的是，纵壁部12的外周面也可以形成为沿着周向设置有多个凸部的齿轮形状。另外，这样的压制成型钢制品10通过对预先通过冷加工等成型为杯形状等的中间成型品实施后述的制造工序而获得。需要说明的是，压制成型钢制品10也可以由圆板状的钢材直接实施后述的制造工序而获得。需要说明的是，只要没有特别说明，在本实施方式中，如图1中所示的那样，以将沿着压制成型钢制品10的中心轴L10的方向(图2中的轴向P)设定为上下方向X，且按照底部11配置于下侧、纵壁部12配置于上侧、纵壁部12从底部11向上延伸的方式配置压制成型钢制品10及对应的加工装置的例子进行说明。

接着，对本实施方式的压制成型钢制品10的详细情况进行说明。

本实施方式的压制成型钢制品10的特征在于，以提高纵壁部12即第一部位10a的耐磨性为目的，第一部位10a的金属组织中的马氏体分率以体积％计为90％以上，第一部位10a的原γ粒径的长宽比为第二部位10b的原γ粒径的长宽比的1.4倍以上。另外，压制成型钢制品10也可以设定为第一部位10a的原γ粒径的长宽比为1.5以上。另外，在这些压制成型钢制品10中，第一部位10a的厚度方向中心部处的该厚度方向的维氏硬度也可以设定为比第二部位10b的厚度方向中心部处的该厚度方向的维氏硬度高5％以上。另外，在这些压制成型钢制品10中，关于第一部位10a的厚度方向上的维氏硬度，也可以设定为表面部相对于该厚度方向的中心部高2％以上。进而，第一部位10a的厚度也可以设定为相对于第二部位10b的厚度小10％以上。

(马氏体分率)

在这样的压制成型钢制品10中，第一部位10a的金属组织中的马氏体分率以体积％计为90％以上，更优选以体积％计为95％以上或97％以上。通过将马氏体分率设定为90％以上，能够提高第一部位10a的强度。需要说明的是，第一部位10a中的马氏体以外的剩余部分有时包含残余奥氏体、贝氏体、珠光体、铁素体。另外，关于第二部位10b，也与第一部位10a同样地马氏体分率以体积％计也可以为90％以上。通过像这样设定，关于第二部位10b，也可以制成高强度的构件。关于第二部位10b，也与第一部位10a同样地通过实施后述的加热工序S1、加工、冷却工序S2及冷却工序S3，可以设定为同样的马氏体分率。这里，马氏体分率以体积分率求出，但也可以由金属组织面中的马氏体所占的面积率求出。

在求出第一部位10a、第二部位10b等对象部分的马氏体分率的情况下，首先，通过X射线衍射法而求出残余奥氏体的组织分率。试验片使用利用氢氟酸和双氧水将对象部分的板厚(1/4)部的表面进行化学研磨至0.1mm的深度而得到的试验片。所谓板厚(1/4)部是指与钢材的表面在钢材的厚度方向上相距钢材的板厚(厚度)的1/4的距离的位置。关于测定条件，使用Co管球，以2θ在45°～105°的范围内进行测定。测定对象部分中所含的体心立方晶格(马氏体、贝氏体)及面心立方晶格(残余奥氏体)的衍射X射线强度，由该衍射曲线的面积比来测定马氏体及贝氏体的合计的体积分率和残余奥氏体的体积分率。关于马氏体及贝氏体各自的体积分率，使对象部分的板厚(1/4)部露出并利用光学显微镜进行观察，对马氏体和贝氏体分别进行判别并进行测定。需要说明的是，在利用光学显微镜难以识别的情况下，利用透射型电子显微镜(TEM)上附属的电子射线衍射图测定装置进行测定。从对象部分的板厚(1/4)部切取测定试样，制成TEM观察用的薄膜试样。具体而言，通过薄膜试样的电子射线的衍射图，可以将作为体心立方晶格的马氏体或贝氏体与面心立方晶格的残余奥氏体进行区别。然后，通过从衍射图中找出马氏体及贝氏体中的铁碳化物(Fe₃C)，并对其析出形态进行观察，从而分别测定马氏体和贝氏体的组织分率。如果碳化物的析出形态为三方向析出则判断为马氏体，如果是一方向的限定析出则判断为贝氏体。通过TEM的电子射线衍射而测定的马氏体和贝氏体的组织分率以面积％被测定，但在本实施方式的第一部位10a、第二部位10b等的情况下，可以将面积分率的值直接置换成体积分率。作为剩余部分组织是否析出有铁素体或珠光体可以通过光学显微镜等进行确认。在析出的情况下求出它们的面积分率，将该值直接转换成体积分率，可以设定为剩余部分组织的分率。但是，本实施方式的第一部位10a大多情况下剩余部分组织基本没有析出。因此，也可以将剩余部分组织的体积分率设定为5％以下、2％以下或0％。需要说明的是，作为测定马氏体分率的第一部位10a中的长度方向的位置，没有特别限定，但在第一部位10a中，例如可以设定为在长度方向上成为中央的位置。所谓成为长度方向的中央的位置表示成为从作为第一部位10a的起点的角部13所形成的曲线部分的结束位置至前端为止的方向上的长度尺寸的一半的位置。另外，在第二部位10b中，可以设定为成为圆板的中心的位置。

(原γ粒径的长宽比)

如下文所述，在热压成型时存在的过冷奥氏体通过加工后的冷却主要相变为马氏体。第一部位10a通过热压成型而受到塑性加工，结果是位错蓄积在过冷奥氏体中，其长宽比变高。另一方面，第二部位10b由于未实施与第一部位10a同样的塑性加工或塑性加工度小，因此同样的位错未蓄积在过冷奥氏体中，粒径的长宽比也没有变化、或其变化比第一部位10a小。由此，第一部位10a的原γ粒径的长宽比相对于第二部位10b的原γ粒径的长宽比之比(以下，简称为长宽比的比率)为1.4倍以上，更优选为1.5倍以上、1.7倍以上、2.0倍以上、2.2倍以上或2.4倍以上。通过像这样将长宽比的比率设定为1.4倍以上，从而在第一部位10a中与第二部位10b相比能够获得位错密度高的马氏体，由此，与第二部位10b相比能够提高硬度，能够提高耐磨性及疲劳强度。另外，长宽比的比率的上限优选为10.0倍，更优选为7.0倍、5.0倍、3.0倍。需要说明的是，在试验片的研磨后利用苦味酸饱和水溶液等公知的腐蚀液使原γ粒显现出，然后用光学显微镜对例如0.05μm²以上的范围进行观察，第一部位10a及第二部位10b的原γ粒径的各长宽比分别为各个各原γ粒径的长宽比的测定值的平均值。第一部位10a及第二部位10b的各长宽比分别在距离表面在厚度方向上为板厚的1/4的位置处被测定。关于第一部位10a的测定位置，优选设定为距离要求耐磨性侧的表面为板厚的1/4的位置。长宽比的比率通过如上述那样操作而测定第一部位10a及第二部位10b的长宽比，并将第一部位10a的长宽比除以第二部位10b的长宽比而求出。作为计算值的长宽比的比率设定为对于将第一部位10a的长宽比除以第二部位10b的长宽比而得到的值将小数点第2位四舍五入至小数点1位而得到的值。需要说明的是，作为测定长宽比的第一部位10a的长度方向的位置，没有特别限定，例如可以设定为在长度方向上成为中央的位置。另外，在第二部位10b中，可以设定为成为圆板的中心的位置。

另外，也可以将第一部位10a的原γ粒径的长宽比自身设定为1.5以上，更优选设定为2.0以上、2.5以上或3.0以上。通过像这样将第一部位10a的原γ粒径的长宽比设定为1.5以上，从而在第一部位10a中与第二部位10b相比能够获得位错密度更高的马氏体。因此，与第二部位10b相比能够进一步提高硬度，能够提高耐磨性及疲劳强度。关于这样的原γ粒径的长宽比，首先如上所述在合计成为0.05μm²以上的金属组织面中通过γ粒蚀刻处理而测定γ晶界。例如，通过将金属组织面用苦味酸饱和水溶液进行腐蚀，使原γ晶界显现出，从而变得能够更明确地特定原γ晶界。另外，从上述范围中，例如将20个以上的原γ粒径作为对象。而且，基于所特定的γ晶界来测定符合的晶粒的短径和长径，将其比设定为长宽比。没有必要特别规定第一部位10a的原γ粒径的长宽比的上限，但也可以设定为8.0以下、5.0以下或3.5以下。

(纵壁部的维氏硬度)

第一部位10a中的厚度方向中心部处的厚度方向的维氏硬度比第二部位10b中的厚度方向中心部处的厚度方向的维氏硬度高5％以上，更优选高7％以上、10％以上或15％以上。通过像这样设定，能够在第一部位10a中相对于第二部位10b硬且提高耐磨性及疲劳强度。另外，在第一部位10a中，关于厚度方向的维氏硬度，也可以设定为直接受到摩擦或反复载荷的表面部相对于厚度方向中心部高2％以上，更优选设定为高3％以上、5％以上或10％以上。由于直接受到磨损的部分为表面部，因此通过像这样设定能够提高耐磨性。另外，由于反复载荷中的疲劳龟裂从表面产生、进展，因此通过像这样将表面部进一步高硬度化，能够防止疲劳龟裂的产生，同时抑制疲劳龟裂的进展，能够提高疲劳强度。另一方面，由于第二部位10b的硬度与第一部位10a相比硬度较低，因此通过第二部位10b能够确保作为压制成型钢制品整体的韧性。另外，在第一部位10a中，也通过如上所述最受到摩擦及反复载荷的影响的表面部变硬，并且中心部与表面部相比抑制硬度，从而作为第一部位10a也能够确保韧性。特别是在传动部件等中，耐磨性及疲劳强度、以及在产生了过负荷的情况下不发生脆性断裂是重要的。关于这点，如上所述通过第一部位10a和第二部位10b中的硬度的不同、第一部位10a的中心部与表面部中的硬度的不同来确保耐磨性及疲劳强度以及韧性是重要的。需要说明的是，表面部的维氏硬度在距离表面在厚度方向上为50μm的位置处进行测定。另外，上述维氏硬度可以按照例如JIS Z2244：2009的标准，通过由试验力50gf得到的维氏硬度HV0.05来测定。另外，作为计算值的第一部位10a与第二部位10b的维氏硬度的比率设定为以百分率表示对于将第一部位10a的维氏硬度除以第二部位10b的维氏硬度而得到的值将小数点第3位四舍五入至小数点2位而得到的值的值。关于作为计算值的第一部位10a中的表面部和中心部的维氏硬度的比率也同样。需要说明的是，作为测定维氏硬度的第一部位10a的长度方向的位置，没有特别限定，例如可以设定为在长度方向上成为中央的位置。另外，在第二部位10b中，可以设定为成为圆板的中心的位置。

(第一部位的厚度)

第一部位10a的厚度(板厚)优选比第二部位10b的厚度(板厚)小5％以上，更优选小8％以上、10％以上、20％以上或30％以上较佳。通过后述的塑性加工，第一部位10a从第二部位10b的厚度起在厚度方向上受到塑性变形而减壁。由此，由于第一部位10a具有长宽比大的原γ粒径，与第二部位10b相比厚度方向中心部处的厚度方向的维氏硬度变高，因此能够提高耐磨性、疲劳强度。需要说明的是，作为计算值的第一部位10a与第二部位10b的厚度的比率设定为以百分率表示对于将第一部位10a的厚度除以第二部位10b的厚度而得到的值将小数点第3位四舍五入至小数点2位而得到的值的值。若使用压制加工前的厚度不同的钢材，则第一部位10a的厚度可以设定为比第二部位10b的厚度低于5％。因此，没有必要特别规定该第一部位10a的厚度与第二部位10b的厚度之比。

接着，对本实施方式的压制成型钢制品的成分组成(化学成分)的例子进行说明。需要说明的是，下述成分组成为一个例子，只要至少马氏体分率以体积％计成为90％以上，则并不限定于此。另外，关于成分的百分率只要没有特别说明则是指质量％。

即，在本实施方式的压制成型钢制品的例子中，也可以以质量％计、

C：0.10～1.50％、

Si：0.01～1.00％、

Mn：0.01～3.00％、

P：0.1000％以下、

S：0.1000％以下、

Al：0～0.500％、

N：0～0.0500％、

O：0～0.0500％

Cr：0～2.000％、

Mo：0～2.000％、

Ni：0～2.000％、

Cu：0～1.000％、

Nb：0～1.000％、

V：0～1.000％、

Ti：0～1.000％、

B：0～0.0500％、

W：0～1.000％、

Ta：0～1.000％、

Sn：0～0.020％、

Sb：0～0.020％、

As：0～0.020％、

Mg：0～0.0200％、

Ca：0～0.020％、

Zr：0～0.020％、

REM：0～0.040％、

剩余部分：Fe及杂质。

(C：0.10～1.50％)

C是通过淬火的热处理而提高钢的强度的元素。中、高碳钢板通过在成型后且在作为汽车的链条、齿轮、离合器等驱动系部件及锯、刃具等的原材料使用之前实施淬火及淬火回火的热处理来确保作为部件所需的强度或韧性。由于C含量低于0.10％时，得不到由淬火带来的强度的增加，因此将0.10％设定为C含量的下限。另一方面，由于若C含量超过1.50％，则在冷轧退火后，在粒子内部具有晶体界面的碳化物的个数比例增加，拉深降低，因此将C含量的上限设定为1.50％。更优选C含量为0.15～1.30％。

(Si：0.01～1.00％)

Si是作为脱氧剂起作用、另外抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于Si的含量低于0.01％时，得不到上述的效果，因此将Si含量的下限设定为0.01％。另一方面，由于若Si含量超过1.00％，则铁素体容易变成解理断裂，拉深降低，因此将Si含量的上限设定为1.00％。Si含量更优选为0.05％～0.80％，进一步优选为0.08％～0.50％。

(Mn：0.01～3.00％)

Mn与Si同样是抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于Mn含量低于0.01％时，得不到上述的效果，因此将Mn含量的下限设定为0.01％。另一方面，由于若Mn含量超过3.00％，则在热轧板退火及冷轧板退火时碳化物变得不容易球状化，在变形中，以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低。因此，将Mn含量的上限设定为3.00％。Mn含量更优选为0.30％～2.50％，进一步优选为0.50％～1.50％。

(P：0.1000％以下)

P是使铁素体晶界发生脆化的杂质元素。P含量越少越优选，但由于在精炼工序中使P含量低于0.0001％而将钢高纯度化的情况下，为了精炼所需的时间变多，导致制造成本的大幅的增加，因此将P含量的下限设定为0.0001％。另一方面，由于若P含量超过0.1000％，则从铁素体晶界产生开裂，拉深降低，因此将P含量的上限设定为0.1000％。P含量更优选为0.0010％～0.0500％，进一步优选为0.0020％～0.0300％。

(S：0.1000％以下)

S是形成MnS等非金属夹杂物的杂质元素，由于非金属夹杂物成为开裂产生的起点，因此S含量越少越优选。但是，由于将S含量降低至低于0.0001％会导致精炼成本的大幅的增加，因此将S含量的下限设定为0.0001％。另一方面，由于若超过0.1000％而含有S，则拉深的降低变得显著，因此将S含量的上限设定为0.1000％以下。S含量更优选为0.0003％～0.0300％。

在本实施方式的压制成型钢制品的例子中，以上述成分作为基本成分，进而，出于提高机械特性的目的，可以选择性含有以下叙述的元素中的1种或2种以上。但是，由于以下叙述的元素的含有不是必须的，因此以下叙述的元素的下限值为0％。

(Al：0～0.500％)

Al是作为钢的脱氧剂起作用的元素。由于Al含量低于0.001％时，无法充分获得含有效果，因此也可以将Al含量的下限设定为0.001％。另一方面，若Al含量超过0.500％则会使铁素体的晶界发生脆化，引起变形中的拉深的降低。因此，也可以将Al含量的上限设定为0.500％。Al含量更优选为0.005％～0.300％，进一步优选为0.010％～0.100％。

(N：0～0.0500％)

N是促进钢的贝氏体相变、并且通过大量的含有而引起铁素体的脆化的元素。N含量越少越优选，但由于将N含量降低至低于0.0001％会导致精炼成本的增加，因此也可以将N含量的下限设定为0.0001％。另一方面，由于在N含量超过0.0500％的情况下，在变形时会引起铁素体的开裂，因此也可以将N含量的上限设定为0.0500％。N含量更优选为0.0010％～0.0250％，进一步优选为0.0020％～0.0100％。

(O：0～0.0500％)

O由于是通过大量的含有而促进钢中粗大的氧化物的形成的元素，因此O含量优选较少。但是，由于将O含量降低至低于0.0001％会导致精炼成本的增加，因此也可以将0.0001％设定为O含量的下限。另一方面，由于在O含量超过0.0500％的情况下，在钢中形成粗大的氧化物，产生以粗大的氧化物为起点的开裂，因此也可以将O含量的上限设定为0.0500％。O含量更优选为0.0005％～0.0250％，进一步优选为0.0010％～0.0100％。

(Cr：0～2.000％)

Cr与Si、Mn同样是抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。但是由于Cr含量低于0.001％时，得不到上述的效果，因此也可以将Cr含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于若Cr含量超过2.000％，则在热轧板退火及冷轧板退火中碳化物变得不容易球状化，在变形中以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低，因此也可以将Cr含量的上限设定为2.000％。Cr含量更优选为0.005％～1.500％，进一步优选为0.010％～1.300％。

(Mo：0～2.000％)

Mo与Si、Mn、Cr同样是抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于Mo含量低于0.001％时，得不到上述的效果，因此也可以将Mo含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于若Mo含量超过2.00％，则在热轧板退火及冷轧板退火中碳化物变得不容易球状化，在变形中以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低，因此也可以将Mo含量的上限设定为2.00％。Mo含量更优选为0.005％～1.900％，进一步优选为0.008％～0.800％。

(Ni：0～2.000％)

Ni是为了部件的韧性的提高及淬火性的提高而言有效的元素。为了有效地发挥其效果，优选含有0.001％以上的Ni。另一方面，由于若Ni含量超过2.000％，则拉深降低，因此也可以将Ni含量的上限设定为2.000％。Ni含量更优选为0.005％～1.500％，进一步优选为0.005％～0.700％。

(Cu：0～1.000％)

Cu是通过微细的析出物的形成而增加钢材的强度的元素。为了有效地发挥强度增加的效果，优选含有0.001％以上的Cu。另一方面，由于若Cu含量超过1.00％，则拉深降低，因此也可以将Cu含量上限设定为1.00％。Cu含量更优选为0.003％～0.500％，进一步优选为0.005％～0.200％。

(Nb：0～1.000％)

Nb是形成碳氮化物、抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于Nb含量低于0.001％时，得不到上述的效果，因此也可以将Nb含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于若Nb含量超过1.000％，则在热轧板退火及冷轧板退火时碳化物变得不容易球状化，在变形中以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低，因此也可以将Nb含量的上限设定为1.000％。Nb含量更优选为0.005％～0.600％，进一步优选0.008％～0.200％。

(V：0～1.000％)

V也与Nb同样是形成碳氮化物、抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于V含量低于0.001％时，得不到上述的效果，因此也可以将V含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于若V含量超过1.000％，则在热轧板退火及冷轧板退火时碳化物变得不容易球状化，在变形中以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低，因此也可以将V含量的上限设定为1.000％。V含量更优选为0.001％～0.750％，进一步优选为0.001％～0.250％。

(Ti：0～1.000％)

Ti也与Nb及V同样是形成碳氮化物、抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于Ti含量低于0.001％时，得不到上述的效果，因此也可以将Ti含量的下限设定为0.001％以上。另一方面，由于若Ti含量超过1.000％，则在热轧板退火及冷轧板退火时碳化物变得不容易球状化，在变形中以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低，因此也可以将Ti含量的上限设定为1.000％。Ti含量更优选为0.001％～0.500％，进一步优选为0.003％～0.150％。

(B：0～0.0500％)

B是改善部件的热处理时的淬火性的元素。由于B含量低于0.0001％时，得不到上述的效果，因此也可以将B含量的下限设定为0.0001％。由于若B含量超过0.0500％，则生成粗大的Fe-B-C化合物，在变形时成为开裂的起点，使拉深降低，因此也可以将B含量的上限设定为0.0500％。B含量更优选为0.0005％～0.0300％，进一步优选为0.0010％～0.0100％。

(W：0～1.000％)

W也与Nb、V及Ti同样是形成碳氮化物、抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于W含量低于0.001％时，得不到上述的效果，因此也可以将W含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于若W含量超过1.000％，则在热轧板退火及冷轧板退火时碳化物变得不容易球状化，在变形中以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低，因此也可以将W含量的上限设定为1.000％。W含量更优选为0.001％～0.450％，进一步优选为0.001％～0.160％。

(Ta：0～1.000％)

Ta也与Nb、V、Ti及W同样是形成碳氮化物、抑制热轧板退火及冷轧板退火中的碳化物粒子的粗大化及连结的元素。由于Ta含量低于0.001％时，得不到上述的效果，因此也可以将Ta含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于若Ta含量超过1.000％，则在热轧板退火及冷轧板退火时碳化物变得不容易球状化，在变形中以针状的碳化物作为起点而产生开裂，拉深降低，因此也可以将Ta含量的上限设定为1.000％以下。Ta含量更优选为0.001％～0.750％，进一步优选为0.001％～0.150％。

(Sn：0～0.020％)

Sn是在使用废料作为钢原料的情况下含有于钢中的元素，Sn含量越少越优选。由于在将Sn含量降低至低于0.001％的情况下，会导致精炼成本的增加，因此也可以将Sn含量的下限设定为0.001％。另外，由于在Sn含量超过0.020％的情况下，铁素体发生脆化，在变形中拉深降低，因此也可以将Sn含量的上限设定为0.020％。Sn含量更优选为0.001％～0.015％，进一步优选为0.001％～0.010％。

(Sb：0～0.020％)

Sb与Sn同样是在使用废料作为钢原料的情况下含有于钢中的元素，Sb含量越少越优选。由于在将Sb含量降低至低于0.001％的情况下，会导致精炼成本的增加，因此也可以将Sb含量的下限设定为0.001％。另外，由于在Sb含量超过0.020％的情况下，铁素体发生脆化，在变形中拉深降低，因此也可以将Sb含量的上限设定为0.020％以下。Sb含量更优选为0.001％～0.015％，进一步优选为0.001％～0.011％。

(As：0～0.020％)

As与Sn及Sb同样是在使用废料作为钢原料的情况下含有的元素，As含量越少越优选。由于在将As含量降低至低于0.001％的情况下，会导致精炼成本的增加，因此也可以将As含量的下限设定为0.001％。另外，由于在As含量超过0.020％的情况下，铁素体发生脆化，在变形中拉深降低，因此也可以将As含量的上限设定为0.020％以下。As含量更优选为0.001％～0.015％，进一步优选为0.001％～0.007％。

(Mg：0～0.0200％)

Mg是即使含量为微量也能够控制硫化物的形态的元素，可以根据需要而含有。由于Mg含量低于0.0001％时得不到其效果，因此Mg含量的下限设定为0.0001％。另一方面，由于在过量地含有Mg的情况下，铁素体的晶界发生脆化，在变形中会导致拉深的降低，因此也可以将Mg含量的上限设定为0.0200％。Mg含量更优选为0.0001％～0.0150％，进一步优选为0.0001％～0.0075％。

(Ca：0～0.020％)

Ca与Mg同样是即使含量为微量也能够控制硫化物的形态的元素，可以根据需要而含有。由于Ca含量低于0.001％时得不到其效果，因此也可以将Ca含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于在过量地含有Ca的情况下，铁素体的晶界发生脆化，在变形中会导致拉深的降低，因此也可以将Ca含量的上限设定为0.020％。Ca含量更优选为0.001％～0.015％，进一步优选为0.001％～0.010％。

(Zr：0～0.020％)

Zr与Mg、Ca、Y同样是即使含量为微量也能够控制硫化物的形态的元素，可以根据需要而含有。由于Zr含量低于0.001％时得不到其效果，因此也可以将Zr含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于在过量地含有Zr的情况下，铁素体的晶界发生脆化，在变形中会导致拉深的降低，因此也可以将Zr含量的上限设定为0.020％。Zr含量更优选为0.015％以下，进一步优选为0.010％以下。

(REM：0～0.040％)

REM(稀土类金属元素)是指包含Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，所谓REM含量是指这些17种元素的含量的合计。REM与Mg、Ca及Zr同样是即使含量为微量也对硫化物的形态控制有效的元素，也可以根据需要而含有。由于REM含量低于0.001％时得不到其效果，因此也可以将REM含量的下限设定为0.001％。另一方面，由于在过量地含有REM的情况下，铁素体的晶界发生脆化，在变形中会导致拉深的降低，因此也可以将REM含量的上限设定为0.040％。REM含量更优选为0.001％～0.015％，进一步优选为0.001％～0.010％。

需要说明的是，在本实施方式的压制成型钢制品中，上述叙述的成分的剩余部分为Fe及杂质。

接着，对本实施方式的压制成型钢制品10的制造方法的详细情况进行说明。图3是说明本实施方式的压制成型钢制品10的制造方法的详细情况的流程图。另外，图4是表示本实施方式的压制成型钢制品10的制造方法中的随着时间而引起的温度变化的温度历程图。如图3及图4中所示的那样，本实施方式的压制成型钢制品10的制造方法具备以下工序：将钢材加热至加热温度T1的加热工序S1；将加热温度T1的钢材冷却至温度T2，并且在冷却工艺中进行成型加工的加工、冷却工序S2；和将加工后的钢材以规定的冷却速度冷却至成为低于马氏体相变开始温度Ms的冷却温度T3的冷却工序S3。

在加热工序S1中，将钢材至少加热至成为加热时奥氏体相变完成温度以上的加热温度T1，并保持规定时间。平均加热速度HR可以适当设定。作为该保持时间，例如为3分钟左右。作为这样的加热温度T1，为Ac3温度以上或Acm温度以上，例如为880～950℃。具体而言，在C≤0.77％时成为Ac3温度以上，在C>0.77％时成为Acm温度以上。Ac3、Acm温度分别通过在Thermo-Calc等热力学计算软件中输入钢材的成分等条件并进行计算而求出。通过将钢材的温度设定为Ac3温度以上或Acm温度以上，能够使钢材的成为第二部位10b及第一部位10a的部分相变为奥氏体。另外，通过设定为850℃以上，能够更可靠地相变为奥氏体。另外，设定为950℃以下在确保钢材的韧性的方面更优选。

在加工、冷却工序S2中，将加热至加热温度T1后的钢材以平均冷却速度CR1冷却至温度T2，并且在冷却工艺中进行成型加工。为了制成过冷奥氏体组织，需要骤冷至温度T2，平均冷却速度CR1设定为100℃/秒以上。CR1的上限设定为250℃/秒较佳。温度T2是在加热工序S1中产生的奥氏体没有相变为马氏体而作为过冷奥氏体状态残存的温度区域的温度。具体而言，温度T2为马氏体相变开始温度Ms以上且低于700℃。更优选温度T2为400℃以上。马氏体相变开始温度Ms(℃)通过以下述式(1)进行计算而求出。

Ms＝560.5-407.3×C-7.3×Si-37.8×Mn-19.8×Cr-19.5×Ni-20.5×Cu-4.5×Mo(1)

其中，式(1)中的C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo表示各成分的质量％。

若温度T2低于马氏体开始温度Ms则在后述的追加加工完成之前过冷奥氏体相变为马氏体。另外，若超过700℃则在加工时进行再结晶化，位错没有蓄积在过冷奥氏体中(位错通过再结晶而消失)，无法得到长宽比高的奥氏体，变得无法提高硬度。

追加加工在加工、冷却工序S2的后半，在700℃～温度T2的温度区域对钢材实施塑性变形。为了提高硬度，需要对过冷奥氏体给予充分的塑性应变，需要将该温度区域的(累积)塑性应变设定为0.20(20％)以上。图5表示加工例。如图5中所示的那样，对压制成型钢制品10进行成型的加工装置30具备冲模31、冲头32和压紧模33。然后，将预先形成的钢材即中间成型品20配置于压紧模上。然后，从上方通过冲头32将成为第二部位10b的部分21夹入与压紧模33之间。在这样的状态下使冲模31上升。冲模31的模面31a与冲头32的模面32a之间的间隙设定为比中间成型品20中的成为第一部位10a的部分22的厚度小。因此，通过使冲模31上升，从而对成为第一部位10a的部分22实施追加加工。需要说明的是，第一部位10a中的追加加工也可以设定为减薄拉深，也可以通过减薄拉深以外的方法对第一部位10a实施追加加工。然后，成为第一部位10a的部分22按照在厚度方向上进行压缩变形、同时在沿着与厚度方向正交的中心轴L的上下方向X上进行拉深变形的方式进行塑性变形，成型出厚度相对于第二部位10b变小的第一部位10a。

此时，在第一部位10a的组织中，通过经由加热工序S1至加工、冷却工序S2而存在过冷奥氏体。而且，该过冷奥氏体通过上述塑性变形而变形为在加工方向即沿着中心轴L的方向上长宽比高的晶粒，由此能够提高位错密度。另外，成为第一部位的部分22中的与冲模31及冲头32相接的各成型面12a、12b在实施追加加工的期间，冲模31及冲头32进行滑动而从冲模31及冲头32受到摩擦力。因此，在第一部位10a中，变成表面部与中心部相比被给予更高的塑性应变。中心部由于相对于表面部相对而言塑性应变小且冷却速度也慢，因此容易产生再结晶而硬度变低。另外，中心部即使是不产生再结晶的情况下，也容易生成初析铁素体，硬度相对变低。

在上述成为700℃～温度T2的温度区域中对第一部位10a给予的塑性应变例如为0.20～0.80左右。另外，第一部位10a的减薄率例如为10％～50％。减薄率作为从加工前到加工后的厚度的减少量相对于加工前的厚度的百分率而求出。另一方面，第二部位10b由于仅仅被夹入冲头32与压紧模33之间，因此未对第二部位10实施塑性变形，另外，也没有对表面施加摩擦力。或者，对于第二部位10b与第一部位10a相比仅实施了有限变形量的塑性变形。具体而言，作为第二部位10b的塑性应变，优选为低于0.20或低于0.10。因此，在第二部位10b中通过经由加热工序S1至加工、冷却工序S2而获得的过冷奥氏体直接或未受到大的变形地残存。需要说明的是，在减薄率为15％左右的情况下，大概长宽比的比率成为1.4左右，减薄率与长宽比的比率的关系成为大致线形。

在冷却工序S3中，将进行了加工的钢材冷却至成为马氏体相变开始温度Ms以下的冷却温度T3而得到压制成型钢制品10。通过在加工、冷却工序S2实施后快速地实施冷却工序S3，从而防止在加工、冷却工序S2中产生了变形的过冷奥氏体进行再结晶，并且使过冷奥氏体相变为马氏体。平均冷却速度CR2优选为30℃/秒以上。通过将平均冷却速度CR2设定为30℃/秒以上，得到淬火效果，能够使过冷奥氏体有效地相变为马氏体。由此，在第一部位10a中，使通过加工而长宽比高且位错密度变高的过冷奥氏体相变为马氏体，能够获得长宽比高且位错密度高的马氏体。

实施例

接着，对本实施方式的压制成型钢制品10的实施例进行说明。使用板厚为4mm的热冲压等中所用的淬火用钢。作为钢材的成分，使用了表1中所示的钢种A、B、C这3种。需要说明的是，各成分的单位全部为质量％。而且，由这些钢种A、B、C的钢材预先制造杯形状的中间成型品，对该中间成型品实施加热工序S1、加工、冷却工序S2及冷却工序S3，得到各发明例及比较例的压制成型钢制品。加热工序S1中的加热温度T1如表2那样。平均加热速度HR设定为5℃/秒。另外，在加工、冷却工序S2中，以平均冷却速度CR1冷却至温度T2并且进行了追加加工。作为涂布于模的润滑剂，使用非干燥型白色系润滑剂，对模的表面实施了Cr系涂敷。关于加工条件，使其在各发明例、比较例中不同。在冷却工序S3中，以平均冷却速度CR2冷却至温度T3。

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<实施例1>

如表2、表3中所示的那样，对于发明例1-1～1-12及比较例1～5，使用各钢种A、B、C的钢材，作为加工条件，使加热工序S1中的加热温度T1、加工、冷却工序S2中的平均冷却速度CR2、温度T2、700℃～温度T2的范围内的追加加工中的(第一部位的)塑性应变不同。需要说明的是，在表2中还示出Ac3或Acm温度、马氏体相变开始温度Ms，另外，在表3中示出通过追加加工而得到的(第一部位的)减薄率。减薄率作为从加工前到加工后的厚度的减少量相对于加工前的厚度的百分率而求出。在发明例1-1～1-12中均第一部位10a中的马氏体分率为90％以上，长宽比的比率为1.4倍以上，第一部位10a的长宽比为1.5以上。另一方面，在比较例1、3、4中马氏体分率为70％、80％、30％和低于90％。温度T2也为加工结束温度。

在比较例1、3、4中，认为由于成为加工、冷却工序S2的结束温度的温度T2高，因此生成铁素体、珠光体，马氏体分率降低。另外，在比较例4、5中，认为由于在加工、冷却工序S2之后的冷却工序S3中，平均冷却速度CR2低，因此生成贝氏体，马氏体分率降低。另外，在比较例2、3、4中，长宽比的比率低于1.4倍，进而在比较例2中，第一部位10a的长宽比低于1.5。在比较例2中，认为由于减薄率小，加工、冷却工序S2中的700℃～温度T2的温度范围内的追加加工中的塑性应变变小，从而无法增大γ相的长宽比。在比较例3、4中，认为虽然以规定的减薄率进行加工，但由于通过减薄拉深而给予的塑性应变在700℃～温度T2的温度区域中未被给予，而是在超过700℃的温度区域中被给予，从而在加工后进行再结晶化。

而且，对第一部位10a中的耐磨性进行了评价。需要说明的是，如实施方式中也记载的那样，长宽比的比率设定为将计算结果的小数点第2位四舍五入至小数点第1位而得到的值。

耐磨性的评价依据国际公开第2013/150844号中公开的方法而实施。即，通过块环(Block on Ring)式磨损试验，将成为对象的块试验片按压于环试验片，使环试验片旋转而实施磨损试验。以按压载荷500N将块试验片的试验面按压于环试验片，以0.1m/秒的滑动速度使环试验片旋转至总滑动距离成为8000m为止。在块环式磨损试验结束后，使用表面粗糙度计与非接触部、接触部、非接触部连续地对块试验片的试验面进行测定，将截面曲线中非接触部与接触部的最大之差设定为磨损深度。需要说明的是，在各3个部位进行测定，将其平均值设定为磨损深度。如果此时的磨损深度为10.0μm以下则判断为耐磨性优异。

如表3中所示的那样，在发明例1-1～1-11中显示出高的磨损性，另一方面，在比较例1～3中无法获得充分的耐磨性。

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<实施例2>

如表4、表5中所示的那样，在发明例2-1～2-9中均第一部位10a中的马氏体分率为90％以上，长宽比的比率为1.4倍以上，第一部位10a的长宽比为1.5以上。温度T2也为加工结束温度。进而，在发明例2-1～2-9中，第一部位10a的厚度方向中心部处的厚度方向的维氏硬度显示出相对于第二部位10b的厚度方向中心部处的厚度方向的维氏硬度高2％以上的值。维氏硬度以试验力50gf来实施。另外，与实施例1同样地对耐磨性进行了评价。而且，在发明例2-1～2-9中能够获得更高的耐磨性。需要说明的是，如实施方式中也记载的那样，维氏硬度的比率设定为将计算结果的小数点第3位四舍五入至小数点第2位而得到的值。

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<实施例3>

如表6、表7中所示的那样，在发明例3-1～3-5中均第一部位10a中的马氏体分率为90％以上，长宽比的比率为1.4倍以上，第一部位10a的长宽比为1.5以上。温度T2也为加工结束温度。进而，在发明例3-1～3-5中，关于第一部位10a的厚度方向的维氏硬度，在表面部显示出相对于中心部高2％以上的值。维氏硬度的测定条件与实施例2同样。表面部的维氏硬度在距离表面在厚度方向上为50μm的位置处进行测定。另外，与实施例1同样地对耐磨性进行了评价。而且，在发明例3-1～3-5中能够获得更高的耐磨性。需要说明的是，如实施方式中也记载的那样，维氏硬度的比率设定为将计算结果的小数点第3位四舍五入至小数点第2位而得到的值。

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<实施例4>

如表8、表9中所示的那样，在发明例4-1～4-5中均第一部位10a中的马氏体分率为90％以上，长宽比的比率为1.4倍以上，第一部位10a的长宽比为1.5以上。温度T2也为加工结束温度。进而，在发明例4-1～4-5中，加工至第一部位10a的厚度相对于第二部位10b的厚度变得小10％以上为止。与实施例1同样地对耐磨性进行了评价。而且，在发明例4-1～4-5中能够获得更高的耐磨性。需要说明的是，如实施方式中也记载的那样，厚度的比率设定为将计算结果的小数点第3位四舍五入至小数点第2位而得到的值。

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以上，参照附图对本发明的实施方式及实施例进行了详述，但具体的构成并不限于这些实施方式及实施例，也包含不脱离本发明的主旨的范围的设计变更等。

例如，在上述各实施方式及实施例中压制成型钢制品10设定为具备圆板状的底部11(第二部位10b)及圆筒状的纵壁部12(第一部位10a)的杯形状，但并不限于此。压制成型钢制品设定为第二部位10b为矩形状的钢制品、或第一部位10a形成于第二部位10b的周缘的一部分的钢制品，例如也可以设定为截面为U字状或截面帽形的长条部件。这里，本实施方式及实施例中的压制成型钢制品10由于第一部位10a具有高的耐磨性，因此与普通淬火部相比强度高，因此也适于中柱等长条部件等。另外，压制成型品10设定为由圆板状的钢材20通过上述方法加工而成的成型品，但并不限于此，也可以设定为由矩形状的钢材20形成、其一部分为第一部位10a、其他的部分为第二部位10b。在压制成型钢制品10中，在第一部位10a相对于第二部位10b而厚度不同的情况下，例如在将一定厚度的钢材中的成为第一部位10a的部分进行减薄拉深等而使厚度发生变化来形成第一部位10a的情况下，也可以基于厚度的不同而分别特定第一部位10a的范围和第二部位10b的范围。另外，压制成型品10也可以在第一部位10a和第二部位10b设定为同一厚度。例如，也可以通过使用厚度根据部位而不同的钢材，对厚度大的部位进行加工而形成第一部位10a，从而将第一部位10a和第二部位10b设定为同一厚度。这种情况下，第一部位10a的范围和第二部位10b的范围可以通过原γ粒的长宽比、维氏硬度等来特定。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供提高了关于特定部分的耐磨性的压制成型钢制品，且在产业上是有用的。

符号说明

10 压制成型钢制品

10a 第一部位

10b 第二部位

11 底部

12 纵壁部

Claims (8)

1.一种压制成型钢制品，其是具有第一部位和与所述第一部位连成一体的第二部位的压制成型钢制品，其中，

所述第一部位的金属组织中的马氏体分率以体积％计为90％以上，

所述第一部位的原γ粒径的长宽比为所述第二部位的原γ粒径的长宽比的1.4倍以上。

2.根据权利要求1所述的压制成型钢制品，其中，所述第一部位的原γ粒径的长宽比为1.5以上。

3.根据权利要求1或2所述的压制成型钢制品，其中，所述第一部位的厚度方向中心部处的该厚度方向的维氏硬度比所述第二部位的厚度方向中心部处的该厚度方向的维氏硬度高5％以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的压制成型钢制品，其中，关于所述第一部位的厚度方向上的维氏硬度，表面部相对于该厚度方向的中心部高2％以上。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的压制成型钢制品，其中，所述第一部位的厚度比所述第二部位的厚度小10％以上。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的压制成型钢制品，其具备形成为圆板状的底部和从所述底部的周缘以圆筒状突出的纵壁部，其中，

所述底部为所述第二部位，

所述纵壁部为所述第一部位。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的压制成型钢制品，其中，所述第一部位具有与其他部件相接触的接触面。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的压制成型钢制品，其为传动部件。

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