JP4725401B2 - 鋼製部品及びその製造方法 - Google Patents
鋼製部品及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4725401B2 JP4725401B2 JP2006112466A JP2006112466A JP4725401B2 JP 4725401 B2 JP4725401 B2 JP 4725401B2 JP 2006112466 A JP2006112466 A JP 2006112466A JP 2006112466 A JP2006112466 A JP 2006112466A JP 4725401 B2 JP4725401 B2 JP 4725401B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- carburizing
- quenching
- reheating
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Description
本発明は、鋼製部品及びその製造方法に関し、詳しくは、歯車、軸受及びシャフトなどの表面硬化処理が必要な鋼製部品とその製造方法に関する。
自動車や産業機械の動力伝達装置の歯車、軸受及びシャフトなどには高い疲労強度が要求される。例えば、歯車に対しては、歯元における高サイクル域での高い曲げ疲労強度や低サイクル域での大きな衝撃曲げ疲労強度、更には、歯面における耐スポーリング性や耐ピッチング性が要求される。特に近年では、部品の軽量化や動力の高出力化が産業界全体の大きな流れとなり、このため、上記部品に対する疲労強度向上の要求も年々大きくなっている。
一般に、上記各種部品の素材としては肌焼鋼が多用され、肌焼鋼の高疲労強度化に対しては、Ｎｉ及びＭｏなど合金元素を添加したり、不純物元素としてのＰやＳの含有量を低減したりして、化学組成の調整を行うことが有効である。
しかしながら、近年の疲労強度向上に対する産業界からの高度な要求に対しては、化学組成の調整のみでは十分な対応が難しくなってきた。その結果、化学組成の調整に加えて、浸炭プロセスにも改良を加えた技術、具体的には、浸炭後に再加熱焼入れして疲労強度を高める技術が提案されている。
例えば、特許文献１に、高面圧で使用される歯車、摺動部品、軸類等の如く優れた耐ピッチング性と疲労強度を兼ね備えた機械構造用鋼部品や、耐摩耗性に優れた工具等として用いられる「鋼部材」、具体的には、鋼部材の心部が、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｃｒ：１．０〜２．０％及びＭｏ：０．０５〜０．６％を含み、且つ、Ａ１：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％及びＴｉ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される１種又は２種以上の元素と、Ｎ：０．００８〜０．０５％を含有すると共に、更に、必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、Ｂｉ：０．０５％以下、Ｓ：０．１２％以下、Ｐｂ：０．０９％以下及びＭｇ：０．０２％以下よりなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含み、更に、浸炭焼入れ・焼戻し後におけるオーステナイト結晶粒度番号が８．５以上であり、表面から５０μｍ以内の表層部における直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度が６．０個／１０μｍ2以上で、全炭化物数に占める直径０．５μｍ以下の炭化物数の割合が８０％以上であることを特徴とする「鋼部材」が開示されている。
また、特許文献２に、従来の浸炭品よりも耐熱性、耐摩耗性、特に耐ピッチング性を著しく向上させることができる「鋼の浸炭処理方法」、具体的には、炭素量０．５％以下の低中炭素低合金鋼をＡcm以下のカーボンポテンシャルにて表面炭素量が共析以上となるように予備浸炭して冷却し、品物の表面層をベイナイト、パーライト又はマルテンサイト組織としてから再び昇温して前記冷却にて生じたベイナイト又はパーライト中の炭化物を核とするか又は前記冷却にて生じたマルテンサイトを再加熱することによって分解させ、粒状の炭化物を発生させてこの炭化物を核とすることにより、これらの核を消滅させないようにＡｃ1点以上の温度におけるカーボンポテンシャルがＡcmを超えるように維持しつつ、Ａｃ1点から７５０〜９５０℃の温度域まで２０℃／分以下の加熱速度にて昇温し、この温度域にてＡcmを超えるカーボンポテンシャルを維持しながら適当時間浸炭を行い、炭化物の核を生成させて品物の表面から深さ０．４ｍｍまでの範囲に体積率にて３０％以上の擬球状又は球状の炭化物を生成させることを特徴とする「鋼の浸炭処理方法」が開示されている。
前述の特許文献１で提案された技術は、その段落００２５に記載されているように、浸炭焼入れ・焼戻し後の心部組織のオーステナイト結晶粒度番号を８．５以上と規定するとともに、表面から５０μｍ以内の表層部における直径０．５μｍ以下の炭化物の面密度及び全炭化物数に占める前記直径０．５μｍ以下の炭化物数の割合を規定するだけで、曲げ疲労強度に大きな影響を及ぼす再加熱焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における旧オーステナイト結晶粒度番号及び前記部位での析出炭化物の平均粒径について全く考慮されていない。このため、鋼部材の耐ピッチング性は向上するものの、必ずしも良好な曲げ疲労強度が得られるというものではなかった。しかも、再加熱処理して浸炭する場合に、再加熱温度が８５０℃で、カーボンポテンシャルが０．８５％というような条件では結晶粒の微細化が必ずしも十分ではないため、産業界から要望されている良好な耐ピッチング性、例えば、後述の実施例で述べるピッチング試験を行った場合のピッチング強度で表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上するという良好な耐ピッチング性を確保できないこともあった。
また、特許文献２で提案された技術は、予備浸炭後に、品物の表面から深さ０．４ｍｍまでの範囲に体積率にて３０％以上の擬球状又は球状の炭化物を生成させるために、Ａｃ1点以上の温度におけるカーボンポテンシャルがＡcmを超えるように維持しつつ、Ａｃ1点から７５０〜９５０℃の温度域まで２０℃／分以下の加熱速度にて昇温し、この温度域にてＡcmを超えるカーボンポテンシャルを維持しながら浸炭を行うだけであって、上記特許文献１で提案された技術と同様に、曲げ疲労強度に大きな影響を及ぼす再加熱焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における旧オーステナイト結晶粒度番号及び前記部位での析出炭化物の平均粒径について全く考慮されていない。このため、必ずしも良好な曲げ疲労強度が得られるというものではなく、しかも、結晶粒の微細化が必ずしも十分ではないため、産業界から要望されている良好な耐ピッチング性、例えば、後述の実施例で述べるピッチング試験を行った場合のピッチング強度で表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上するという良好な耐ピッチング性を確保できないこともあった。
そこで、本発明の目的は、良好な曲げ疲労強度、例えば、一般的に歯車等に用いられている表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上した曲げ疲労強度を有するとともに、後述の実施例で述べるピッチング試験を行った場合のピッチング強度で表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上するという良好な耐ピッチング性を確保することが可能で、自動車や産業機械の動力伝達装置の歯車、軸受及びシャフトなどとして好適な「鋼製部品」及びその製造方法を提供することである。
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行い、その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
（ａ）肌焼鋼の疲労強度の向上には、浸炭層、なかでも、表面から５０μｍ以内の部位の浸炭層における、旧オーステナイト結晶粒の微細化、析出炭化物の面密度の増大及び析出炭化物の平均粒径の微細化が有効である。
（ｂ）浸炭焼入れ後のマルテンサイト化した鋼を再度加熱して浸炭焼入れすることによって、浸炭層に再加熱途上で微細な炭化物を析出させることができ、この炭化物が、マルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトの粒成長を有効に抑制する。
（ｃ）上記（ｂ）のオーステナイトの粒成長の抑制には、再加熱途上で析出する炭化物を微細に、かつ、多量に析出させることが必要であるが、そのためには、再加熱する前に形成させた浸炭層のＣ含有量を、質量％で、１．０％以上にするのがよい。なお、上記の再加熱する前に形成させた浸炭層の旧オーステナイト結晶粒を粒度番号で６を超える混粒のない状態にしておくことで、再加熱での浸炭焼入れによるオーステナイト粒を微細化することができる。
（ｄ）上記（ｂ）の再加熱して浸炭焼入れする前の保持中に析出炭化物をマトリックスに固溶させず、しかも、析出炭化物の粒成長を抑えるためには、その再加熱温度でカーボンポテンシャルを特定の条件として浸炭すればよい。
そこで、本発明者らが更に詳細な検討を行った結果、下記（ｅ）の重要な知見を得た。
（ｅ）浸炭層、なかでも、表面から５０μｍ以内の部位の浸炭層における、旧オーステナイト結晶粒の微細化、析出炭化物の面密度の増大及び析出炭化物の平均粒径の微細化のためには、特定の化学組成を有する鋼を、特定の条件で浸炭した後に特定の条件で焼入れし、その後更に特定の条件で再加熱してから浸炭焼入れすることが有効である。そして、浸炭する際の温度とカーボンポテンシャル、浸炭後の冷却速度、再加熱における加熱温度域と昇温速度及び再加熱後に浸炭する際のカーボンポテンシャルを調整すれば、上記領域における旧オーステナイト結晶粒が極めて微細な組織になるし析出炭化物の面密度も大きくなり、また、析出炭化物の平均粒径も微細化するので、比較的容易に、曲げ疲労強度を高めることができる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す鋼製部品及び（４）に示す鋼製部品の製造方法にある。
（１）浸炭焼入れ後に再度加熱して浸炭焼入れされる鋼製部品であって、生地の鋼が、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．４％、Ｓｉ：０．０３〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｃｒ：０．１〜３．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．０１％以下及びＯ（酸素）は０．００３％以下の化学組成を有し、かつ、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において、旧オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上、粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度が１０個／１０μｍ2以上及び析出炭化物の平均粒径が１μｍ以下である鋼製部品。
（２）生地の鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．４％以下のうちの１種又は２種を含有する上記（１）に記載の鋼製部品。
（３）生地の鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：２．０％以下を含有する上記（１）又は（２）に記載の鋼製部品。
（４）９２５℃以上の温度域でカーボンポテンシャルを１．０〜１．５％として浸炭した後、１０℃／秒以上の冷却速度で焼入れし、更に、１０℃／秒以下の昇温速度で生地のＡｃ1点以上で８９０℃以下の温度に再加熱し、カーボンポテンシャルを０．９〜１．２％として浸炭した後、焼入れすることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼製部品の製造方法。
なお、「生地」とは、浸炭処理を施してもその影響を受けていない、鋼製部品の素材鋼の化学組成を有する部分のことを指す。
また、析出炭化物の「粒径」とは、表面から５０μｍ以内の部位、つまり、表面から５０μｍ位置までを倍率８０００倍で走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察した写真を画像処理し、それぞれの析出炭化物について、その面積から求めた等価円直径を指す。但し、本明細書で規定する「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」には、上記のようにして求めた「粒径」が０．０５μｍ未満の炭化物は含まないものとする。
更に、析出炭化物の「平均粒径」とは、上記８０００倍の写真を画像処理し、各析出炭化物の面積から求めた等価円直径（つまり、「粒径」）を算術平均した値を指す。但し、本明細書で規定する「析出炭化物の平均粒径」には、上記のようにして求めた「粒径」が０．０５μｍ未満の炭化物は含まないものとする。
以下、上記（１）〜（３）の鋼製部品に係る発明及び（４）の鋼製部品の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
本発明の鋼製部品は、良好な曲げ疲労強度とともに、産業界から要望されている良好な耐ピッチング性を備えているので、自動車や産業機械の動力伝達装置の歯車、軸受及びシャフトなどとして用いることができる。また、本発明の鋼製部品は、本発明の鋼製部品の製造方法によって、比較的容易に製造することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）生地の鋼の化学組成：
Ｃ：０．０８〜０．４％
Ｃは、再加熱での浸炭焼入れ後の鋼製部品の強度、靱性に影響を及ぼす元素である。すなわち、Ｃの含有量が０．０８％未満では、再加熱での浸炭焼入れ後の中心部、つまり、生地の硬さが低下して、部品としての強度を確保できない。一方、その含有量が０．４％を超えると、再加熱での浸炭焼入れ後の中心部の硬さが上昇し過ぎて、部品の靱性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０８〜０．４％とした。なお、Ｃの含有量は０．１〜０．２５％にすることが好ましい。
Ｃ：０．０８〜０．４％
Ｃは、再加熱での浸炭焼入れ後の鋼製部品の強度、靱性に影響を及ぼす元素である。すなわち、Ｃの含有量が０．０８％未満では、再加熱での浸炭焼入れ後の中心部、つまり、生地の硬さが低下して、部品としての強度を確保できない。一方、その含有量が０．４％を超えると、再加熱での浸炭焼入れ後の中心部の硬さが上昇し過ぎて、部品の靱性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０８〜０．４％とした。なお、Ｃの含有量は０．１〜０．２５％にすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０３〜２．０％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、また、鋼製部品を高温下で使用するに際して、硬さの低下を抑制する作用がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．０３％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、熱間加工性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．０３〜２．０％とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．２〜１．０％である。
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、また、鋼製部品を高温下で使用するに際して、硬さの低下を抑制する作用がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．０３％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超えると、熱間加工性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．０３〜２．０％とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．２〜１．０％である。
Ｍｎ：０．３〜２．５％
Ｍｎは、脱酸作用を有する。Ｍｎには、焼入れ性を向上させる作用があり、再加熱での浸炭焼入れにおける浸炭硬化層の硬さ上昇に寄与するほか、再加熱する前の浸炭（以下、「１次の浸炭」ともいう。）焼入れ後、その浸炭層のマルテンサイト化にも寄与する。上記の効果はＭｎの含有量が０．３％以上で得られる。しかしながら、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、素材の被削性や加工性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を０．３〜２．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．３〜１．５％にすることが好ましい。
Ｍｎは、脱酸作用を有する。Ｍｎには、焼入れ性を向上させる作用があり、再加熱での浸炭焼入れにおける浸炭硬化層の硬さ上昇に寄与するほか、再加熱する前の浸炭（以下、「１次の浸炭」ともいう。）焼入れ後、その浸炭層のマルテンサイト化にも寄与する。上記の効果はＭｎの含有量が０．３％以上で得られる。しかしながら、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、素材の被削性や加工性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を０．３〜２．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．３〜１．５％にすることが好ましい。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、鋼製部品の靱性を低下させ、特に、その含有量が０．０４％を超えると、鋼製部品の靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０４％以下とした。なお、鋼製部品に良好な靱性を具備させるためには、Ｐの含有量は０．０３％以下にすることが好ましい。
Ｐは、鋼製部品の靱性を低下させ、特に、その含有量が０．０４％を超えると、鋼製部品の靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０４％以下とした。なお、鋼製部品に良好な靱性を具備させるためには、Ｐの含有量は０．０３％以下にすることが好ましい。
Ｓ：０．２％以下
Ｓは、鋼製部品の靱性を低下させ、特に、その含有量が０．２％を超えると、鋼製部品の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．２％以下とした。鋼製部品に良好な靱性を具備させるためには、Ｓの含有量は０．１％以下にすることが好ましい。なお、Ｓには素材の被削性を高める作用があるので、Ｓのこの効果を得たい場合には、特に０．０１〜０．１％の範囲で含有させるのがよい。
Ｓは、鋼製部品の靱性を低下させ、特に、その含有量が０．２％を超えると、鋼製部品の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．２％以下とした。鋼製部品に良好な靱性を具備させるためには、Ｓの含有量は０．１％以下にすることが好ましい。なお、Ｓには素材の被削性を高める作用があるので、Ｓのこの効果を得たい場合には、特に０．０１〜０．１％の範囲で含有させるのがよい。
Ｃｒ：０．１〜３．５％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる作用があり、再加熱での浸炭焼入れにおける浸炭硬化層の硬さ上昇に寄与するほか、１次の浸炭焼入れ後、その浸炭層のマルテンサイト化にも寄与する。上記の効果を得るためには、０．１％以上のＣｒを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が３．５％を超えると、素材の被削性や加工性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０．１〜３．５％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．１〜２％にすることが好ましい。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる作用があり、再加熱での浸炭焼入れにおける浸炭硬化層の硬さ上昇に寄与するほか、１次の浸炭焼入れ後、その浸炭層のマルテンサイト化にも寄与する。上記の効果を得るためには、０．１％以上のＣｒを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が３．５％を超えると、素材の被削性や加工性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０．１〜３．５％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．１〜２％にすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためにはＡｌの含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌを過剰に含有すると熱間加工性の低下をきたし、特に、その含有量が０．０５％を超えると熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２〜０．０４％にすることが好ましい。
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためにはＡｌの含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌを過剰に含有すると熱間加工性の低下をきたし、特に、その含有量が０．０５％を超えると熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２〜０．０４％にすることが好ましい。
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためにはＮの含有量を０．００５０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎを過剰に含有すると熱間加工性の低下をきたし、特に、その含有量が０．０２００％を超えると熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００５０〜０．０２００％とした。
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためにはＮの含有量を０．００５０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎを過剰に含有すると熱間加工性の低下をきたし、特に、その含有量が０．０２００％を超えると熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００５０〜０．０２００％とした。
本発明においては、不純物中のＴｉ及びＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに制限する。
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは、Ｎと結び付いてＴｉＮを形成する。ＴｉＮは粗大であるため、浸炭時の結晶粒微細化や結晶粒粗大化抑制に寄与しないばかりか、ＡｌＮやＮｂ（Ｃ、Ｎ）の析出サイトとなるため、熱間圧延等の熱間加工時にＡｌＮやＮｂ（Ｃ、Ｎ）が粗大に析出して、再加熱時に結晶粒の成長を抑制できなくなる。したがって、不純物中のＴｉの含有量は０．０１％以下とした。なお、Ｔｉの含有量は０．００８％以下にすることが好ましい。
Ｔｉは、Ｎと結び付いてＴｉＮを形成する。ＴｉＮは粗大であるため、浸炭時の結晶粒微細化や結晶粒粗大化抑制に寄与しないばかりか、ＡｌＮやＮｂ（Ｃ、Ｎ）の析出サイトとなるため、熱間圧延等の熱間加工時にＡｌＮやＮｂ（Ｃ、Ｎ）が粗大に析出して、再加熱時に結晶粒の成長を抑制できなくなる。したがって、不純物中のＴｉの含有量は０．０１％以下とした。なお、Ｔｉの含有量は０．００８％以下にすることが好ましい。
Ｏ（酸素）：０．００３％以下
Ｏは、鋼中でＡｌ2Ｏ3のような酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＡｌＮの析出サイトとなり、熱間圧延等の熱間加工時にＡｌＮが粗大に析出し、再加熱時に結晶粒の成長を抑制できなくなる。特に、Ｏの含有量が０．００３％を超えると、鋼中における酸化物系介在物の量が極めて多くなって、再加熱時の結晶粒成長が著しくなってしまう。したがって、Ｏの含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましく、０．００２５％以下にすることが好ましい。
Ｏは、鋼中でＡｌ2Ｏ3のような酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＡｌＮの析出サイトとなり、熱間圧延等の熱間加工時にＡｌＮが粗大に析出し、再加熱時に結晶粒の成長を抑制できなくなる。特に、Ｏの含有量が０．００３％を超えると、鋼中における酸化物系介在物の量が極めて多くなって、再加熱時の結晶粒成長が著しくなってしまう。したがって、Ｏの含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましく、０．００２５％以下にすることが好ましい。
上記の理由から、本発明（１）に係る鋼製部品の生地の鋼の化学組成を、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．０１％以下及びＯ（酸素）は０．００３％以下であることと規定した。
なお、本発明に係る鋼製部品の生地の鋼の化学組成は、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、
第１群：Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．４％以下のうちの１種又は２種、
第２群：Ｍｏ：２．０％以下、
の少なくとも１つの群の元素のうち１種以上を含有させることができる。すなわち、前記第１群と第２群の少なくとも１つの群の元素のうち１種以上を、Ｆｅの一部に代えて、任意添加元素として含有させてもよい。
第１群：Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．４％以下のうちの１種又は２種、
第２群：Ｍｏ：２．０％以下、
の少なくとも１つの群の元素のうち１種以上を含有させることができる。すなわち、前記第１群と第２群の少なくとも１つの群の元素のうち１種以上を、Ｆｅの一部に代えて、任意添加元素として含有させてもよい。
以下、上記の任意添加元素に関して説明する。
第１群：Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．４％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成して、浸炭時の粗粒化や混粒化を抑制し、また、再加熱後の細粒化や粒度ばらつきの抑制に寄与する。更に、１次の浸炭の際にマトリックスであるオーステナイト相に固溶しているＮｂは、再加熱での浸炭焼入れ時に炭窒化物を形成して細粒化に直接寄与する。しかしながら、０．１％を超えてＮｂを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂを含有させる場合の含有量を０．１％以下とした。なお、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＮｂの含有量は０．０２〜０．１％である。なお、一層望ましいＮｂの含有量は０．０２〜０．０５％である。
Ｎｂは、炭窒化物を形成して、浸炭時の粗粒化や混粒化を抑制し、また、再加熱後の細粒化や粒度ばらつきの抑制に寄与する。更に、１次の浸炭の際にマトリックスであるオーステナイト相に固溶しているＮｂは、再加熱での浸炭焼入れ時に炭窒化物を形成して細粒化に直接寄与する。しかしながら、０．１％を超えてＮｂを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂを含有させる場合の含有量を０．１％以下とした。なお、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＮｂの含有量は０．０２〜０．１％である。なお、一層望ましいＮｂの含有量は０．０２〜０．０５％である。
Ｖは、炭窒化物を形成して、浸炭時の粗粒化や混粒化を抑制し、また、再加熱後の細粒化や粒度ばらつきの抑制に寄与する。更に、１次の浸炭時にマトリックスであるオーステナイト相に固溶しているＶは、再加熱での浸炭焼入れ時に炭窒化物を形成して細粒化に直接寄与する。しかしながら、０．４％を超えてＶを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｖを含有させる場合の含有量を０．４％以下とした。なお、前記したＶの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＶの含有量は０．０２〜０．４％である。なお、一層望ましいＶの含有量は０．０２〜０．３％である。
なお、上記のＮｂ及びＶは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種の複合で含有することができる。
第２群：Ｍｏ：２．０％以下、
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる作用があり、再加熱での浸炭焼入れにおける浸炭硬化層の硬さ上昇に寄与するほか、１次の浸炭焼入れ後、その浸炭層のマルテンサイト化にも寄与する。しかしながら、２．０％を超えてＭｏを含有させると、素材の被削性や加工性が劣化する。したがって、Ｍｏを含有させる場合の含有量を２．０％以下とした。なお、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＭｏの含有量は０．０５〜２．０％である。なお、一層望ましいＭｏの含有量は０．０５〜１．０％である。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる作用があり、再加熱での浸炭焼入れにおける浸炭硬化層の硬さ上昇に寄与するほか、１次の浸炭焼入れ後、その浸炭層のマルテンサイト化にも寄与する。しかしながら、２．０％を超えてＭｏを含有させると、素材の被削性や加工性が劣化する。したがって、Ｍｏを含有させる場合の含有量を２．０％以下とした。なお、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＭｏの含有量は０．０５〜２．０％である。なお、一層望ましいＭｏの含有量は０．０５〜１．０％である。
上記の理由から、本発明（２）に係る鋼製部品の生地の鋼の化学組成を、本発明（１）における鋼製部品の生地の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．４％以下のうちの１種又は２種を含有することと規定した。
また、本発明（３）に係る鋼製部品の生地の鋼の化学組成を、本発明（１）又は本発明（２）における鋼製部品の生地の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：２．０％以下を含有することと規定した。
（Ｂ）再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における組織：
（Ｂ−１）旧オーステナイト結晶粒度番号：
再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における旧オーステナイト結晶粒度番号は、鋼製部品の強度、靱性及び曲げ疲労強度に大きな影響を及ぼし、結晶粒度番号が大きいほど、すなわち、結晶粒径が小さいほど、これらの特性は向上し、特に、前記部位における旧オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の場合に、上記特性のうちでも曲げ疲労強度が著しく向上する。したがって、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における旧オーステナイト結晶粒度番号を１１番以上とした。
（Ｂ−１）旧オーステナイト結晶粒度番号：
再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における旧オーステナイト結晶粒度番号は、鋼製部品の強度、靱性及び曲げ疲労強度に大きな影響を及ぼし、結晶粒度番号が大きいほど、すなわち、結晶粒径が小さいほど、これらの特性は向上し、特に、前記部位における旧オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上の場合に、上記特性のうちでも曲げ疲労強度が著しく向上する。したがって、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における旧オーステナイト結晶粒度番号を１１番以上とした。
なお、今回実施した検討の範囲では前記部位におけるオーステナイト結晶粒径が細かいほど曲げ疲労強度は向上したので、前記の旧オーステナイト結晶粒度番号の上限は特に規定しないが、工業的な製造面からの限界と考えられる１５番程度を旧オーステナイト結晶粒度番号の上限としてもよい。前記の旧オーステナイト結晶粒度番号は１２番以上が望ましい。
なお、再加熱での浸炭焼入れによるオーステナイト粒を安定且つ確実に微細化するためには、再加熱する前に形成させた浸炭層の旧オーステナイト結晶粒を粒度番号で６を超える混粒のない状態にしておくことが好ましい。
（Ｂ−２）粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度：
再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において、粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度が１０個／１０μｍ2未満の場合には、上記（Ｂ−１）項に記載の旧オーステナイト結晶粒度番号で１１番以上の細粒組織が得られず、このために、本発明が課題とする良好な曲げ疲労強度、例えば、一般的に歯車等に用いられている表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上した曲げ疲労強度を有するとともに、後述の実施例で述べるピッチング試験を行った場合のピッチング強度で表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上するという良好な耐ピッチング性を確保することができない。したがって、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度を１０個／１０μｍ2以上とした。
再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において、粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度が１０個／１０μｍ2未満の場合には、上記（Ｂ−１）項に記載の旧オーステナイト結晶粒度番号で１１番以上の細粒組織が得られず、このために、本発明が課題とする良好な曲げ疲労強度、例えば、一般的に歯車等に用いられている表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上した曲げ疲労強度を有するとともに、後述の実施例で述べるピッチング試験を行った場合のピッチング強度で表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上するという良好な耐ピッチング性を確保することができない。したがって、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度を１０個／１０μｍ2以上とした。
なお、既に述べたように、析出炭化物の「粒径」とは、表面から５０μｍ以内の部位、つまり、表面から５０μｍ位置までを倍率８０００倍でＳＥＭ観察した写真を画像処理し、それぞれの析出炭化物について、その面積から求めた等価円直径を指す。但し、先にも述べたとおり、本明細書で規定する「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」には、上記のようにして求めた「粒径」が０．０５μｍ未満の炭化物は含まない。
（Ｂ−３）析出炭化物の平均粒径：
本発明が課題とする良好な曲げ疲労強度、例えば、一般的に歯車等に用いられている表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上した曲げ疲労強度を有するとともに、後述の実施例で述べるピッチング試験を行った場合のピッチング強度で表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上するという良好な耐ピッチング性を確保するためには、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において、上記（Ｂ−１）項の旧オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上及び（Ｂ−２）の粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度が１０個／１０μｍ2以上という規定に加えて、析出炭化物の平均粒径を１μｍ以下とする必要がある。
本発明が課題とする良好な曲げ疲労強度、例えば、一般的に歯車等に用いられている表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上した曲げ疲労強度を有するとともに、後述の実施例で述べるピッチング試験を行った場合のピッチング強度で表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上するという良好な耐ピッチング性を確保するためには、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において、上記（Ｂ−１）項の旧オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上及び（Ｂ−２）の粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度が１０個／１０μｍ2以上という規定に加えて、析出炭化物の平均粒径を１μｍ以下とする必要がある。
これは、析出炭化物の平均粒径が１μｍを超える場合には、比較的大きな炭化物が破壊の起点となるため、鋼製部品の曲げ疲労強度が低下し、本発明が課題とする良好な曲げ疲労強度、例えば、一般的に歯車等に用いられている表層を０．８％Ｃ程度となるようにガス浸炭処理した肌焼鋼（ＳＣｒ４２０）より、２０％以上向上した曲げ疲労強度が得られないためである。
なお、既に述べたように、析出炭化物の「平均粒径」とは、表面から５０μｍ以内の部位、つまり、表面から５０μｍ位置までを倍率８０００倍でＳＥＭ観察した写真を画像処理し、各析出炭化物の面積から求めた等価円直径（つまり、「粒径」）を算術平均した値を指す。但し、先にも述べたとおり、本明細書で規定する「析出炭化物の平均粒径」には、上記のようにして求めた「粒径」が０．０５μｍ未満の炭化物は含まない。
上記の理由から、本発明（１）〜（３）に係る鋼製部品の再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位が、旧オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上、粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度が１０個／１０μｍ2以上及び析出炭化物の平均粒径が１μｍ以下であることと規定した。
（Ｃ）鋼製部品の製造方法：
前記（Ａ）項に記載の生地の化学組成及び（Ｂ）項に記載の再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における組織を有する本発明（１）〜（３）に係る鋼製部品は、例えば、「９２５℃以上の温度域でカーボンポテンシャルを１．０〜１．５％として浸炭した後、１０℃／秒以上の冷却速度で焼入れし、更に、１０℃／秒以下の昇温速度で生地のＡｃ1点以上で８９０℃以下の温度に再加熱し、カーボンポテンシャルを０．９〜１．２％として浸炭した後、焼入れする」ことを特徴とする前記本発明（４）によって比較的容易に製造することができる。
前記（Ａ）項に記載の生地の化学組成及び（Ｂ）項に記載の再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位における組織を有する本発明（１）〜（３）に係る鋼製部品は、例えば、「９２５℃以上の温度域でカーボンポテンシャルを１．０〜１．５％として浸炭した後、１０℃／秒以上の冷却速度で焼入れし、更に、１０℃／秒以下の昇温速度で生地のＡｃ1点以上で８９０℃以下の温度に再加熱し、カーボンポテンシャルを０．９〜１．２％として浸炭した後、焼入れする」ことを特徴とする前記本発明（４）によって比較的容易に製造することができる。
（Ｃ−１）１次の浸炭：
（Ｃ−１−１）浸炭温度：
浸炭は、拡散現象を利用する処理であり、低温で浸炭を行う場合には、鋼製部品中に十分なＣを拡散させるために長時間の加熱処理を行うことが必要となって、コストが嵩んでしまう。このため、短時間で鋼製部品中に十分なＣを拡散させるために、９２５℃以上の温度で浸炭処理するのがよい。
（Ｃ−１−１）浸炭温度：
浸炭は、拡散現象を利用する処理であり、低温で浸炭を行う場合には、鋼製部品中に十分なＣを拡散させるために長時間の加熱処理を行うことが必要となって、コストが嵩んでしまう。このため、短時間で鋼製部品中に十分なＣを拡散させるために、９２５℃以上の温度で浸炭処理するのがよい。
したがって、本発明（４）においては、１次の浸炭を９２５℃以上の温度域で行うこととした。なお、浸炭時間の短時間化という面からは、浸炭温度の上限は特に規定しなくてもよいが、１１００℃を超える温度域での浸炭は、粗粒化や混粒化招くことになるので、浸炭温度の上限は１１００℃とするのが好ましく、１０８０℃とすれば一層好ましい。
（Ｃ−１−２）カーボンポテンシャル：
１次の浸炭での浸炭層の固溶炭素濃度を高くしておけば、再加熱での浸炭焼入れ後の旧オーステナイト結晶粒径を微細にすることができる。そして、１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルを高くすることで、特に、１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルを１．０％以上とすることで、前記１次の浸炭での浸炭層の固溶炭素濃度が高まって、再加熱での浸炭焼入れ後に浸炭層組織を微細化することができるので、前記１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルは１．０％以上とするのがよい。一方、１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルが高すぎて炭素量がＡｃcm点を超えると、オーステナイト粒界に粗大な初析セメンタイトが析出し、曲げ疲労強度の低下を招き、特に、１．５％を超えると、オーステナイト粒界に多くの粗大な初析セメンタイトが析出して、曲げ疲労強度の低下が著しくなるので、前記１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルは１．５％以下とするのがよい。
１次の浸炭での浸炭層の固溶炭素濃度を高くしておけば、再加熱での浸炭焼入れ後の旧オーステナイト結晶粒径を微細にすることができる。そして、１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルを高くすることで、特に、１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルを１．０％以上とすることで、前記１次の浸炭での浸炭層の固溶炭素濃度が高まって、再加熱での浸炭焼入れ後に浸炭層組織を微細化することができるので、前記１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルは１．０％以上とするのがよい。一方、１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルが高すぎて炭素量がＡｃcm点を超えると、オーステナイト粒界に粗大な初析セメンタイトが析出し、曲げ疲労強度の低下を招き、特に、１．５％を超えると、オーステナイト粒界に多くの粗大な初析セメンタイトが析出して、曲げ疲労強度の低下が著しくなるので、前記１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルは１．５％以下とするのがよい。
したがって、本発明（４）においては、１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルを１．０〜１．５％とした。１次の浸炭におけるカーボンポテンシャルは１．１〜１．４％とすれば一層好ましい。
（Ｃ−１−３）１次の浸炭後の冷却：
１次の浸炭後は、１０℃／秒以上の冷却速度で焼入れするのがよい。これは、冷却速度を１０℃／秒以上で焼入れすれば、１次の浸炭層がマルテンサイト化し、次に行う再加熱の途上でマルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトを生成できるとともに浸炭層に微細な炭化物を析出させることができ、この炭化物が、マルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトの粒成長を有効に抑制することができるからである。
１次の浸炭後は、１０℃／秒以上の冷却速度で焼入れするのがよい。これは、冷却速度を１０℃／秒以上で焼入れすれば、１次の浸炭層がマルテンサイト化し、次に行う再加熱の途上でマルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトを生成できるとともに浸炭層に微細な炭化物を析出させることができ、この炭化物が、マルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトの粒成長を有効に抑制することができるからである。
したがって、本発明（４）においては、１次の浸炭後に、１０℃／秒以上の冷却速度で焼入れすることとした。
（Ｃ−２）再加熱での浸炭焼入れ：
前記（Ｃ−１）項に記載の１次の浸炭焼入れ後、更に、再度加熱して浸炭焼入れすることによって、マルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトを生成できるとともに浸炭層に微細な炭化物を析出させることができ、この炭化物が、マルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトの粒成長を有効に抑制する。この再加熱での浸炭焼入れは次の条件で行うのがよい。
前記（Ｃ−１）項に記載の１次の浸炭焼入れ後、更に、再度加熱して浸炭焼入れすることによって、マルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトを生成できるとともに浸炭層に微細な炭化物を析出させることができ、この炭化物が、マルテンサイトからの逆変態で微細化したオーステナイトの粒成長を有効に抑制する。この再加熱での浸炭焼入れは次の条件で行うのがよい。
（Ｃ−２−１）昇温速度：
再加熱時の昇温速度は、セメンタイトと合金炭化物の析出に影響する。そして、再加熱時の昇温速度が１０℃／秒以下であれば、セメンタイトと合金炭化物が微細に多く析出して、オーステナイト結晶粒の微細化が容易になるので、再加熱時の昇温速度は、１０℃／秒以下とするのがよい。
再加熱時の昇温速度は、セメンタイトと合金炭化物の析出に影響する。そして、再加熱時の昇温速度が１０℃／秒以下であれば、セメンタイトと合金炭化物が微細に多く析出して、オーステナイト結晶粒の微細化が容易になるので、再加熱時の昇温速度は、１０℃／秒以下とするのがよい。
したがって、本発明（４）においては、昇温速度を１０℃／秒以下として再加熱することとした。なお、昇温速度の下限は特に規定しなくてもよいが、生産効率を高めるという点からは、０．１℃／秒程度を下限とするのが好ましい。
（Ｃ−２−２）再加熱温度：
前記昇温速度で再加熱する温度域が生地のＡｃ1点以上であれば、マルテンサイトからの逆変態による微細化したオーステナイトが得られ、また、８９０℃以下であれば、オーステナイトの粒成長が抑制されて、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において旧オーステナイト結晶粒度番号が安定して１１番以上となるので、再加熱温度は、生地のＡｃ1点以上で８９０℃以下とするのがよい。
前記昇温速度で再加熱する温度域が生地のＡｃ1点以上であれば、マルテンサイトからの逆変態による微細化したオーステナイトが得られ、また、８９０℃以下であれば、オーステナイトの粒成長が抑制されて、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において旧オーステナイト結晶粒度番号が安定して１１番以上となるので、再加熱温度は、生地のＡｃ1点以上で８９０℃以下とするのがよい。
したがって、本発明（４）においては、再加熱する温度域を、生地のＡｃ1点以上で８９０℃以下とした。
（Ｃ−２−３）再加熱での浸炭のカーボンポテンシャル：
再加熱温度域でのカーボンポテンシャルを０．９〜１．２％として浸炭すれば、一度析出した炭化物がマトリックスのオーステナイトに固溶せず、しかも、微細に存在して、オーステナイト結晶粒を微細化できるので、再加熱での浸炭のカーボンポテンシャルは、０．９〜１．２％とするのがよい。
再加熱温度域でのカーボンポテンシャルを０．９〜１．２％として浸炭すれば、一度析出した炭化物がマトリックスのオーステナイトに固溶せず、しかも、微細に存在して、オーステナイト結晶粒を微細化できるので、再加熱での浸炭のカーボンポテンシャルは、０．９〜１．２％とするのがよい。
したがって、本発明（４）においては、再加熱温度域でのカーボンポテンシャルを０．９〜１．２％として浸炭することとした。
（Ｃ−２−４）再加熱での浸炭後の焼入れ：
前記（Ｃ−２−１）〜（Ｃ−２−３）に記載の再加熱浸炭した後に焼入れすれば、表面を硬化させ、比較的容易に曲げ疲労強度を高めることができる。
前記（Ｃ−２−１）〜（Ｃ−２−３）に記載の再加熱浸炭した後に焼入れすれば、表面を硬化させ、比較的容易に曲げ疲労強度を高めることができる。
したがって、本発明（４）においては、再加熱での浸炭後に焼入れすることとした。
なお、本発明（１）〜（３）に係る鋼製部品は、浸炭焼入れ後に再度加熱して浸炭焼入れされたものでありさえすればよく、したがって、その鋼製部品は、再加熱での浸炭焼入れのままで用いてもよいし、再加熱での浸炭焼入れの後、例えば、１００〜２００℃の温度域で更に焼戻しして用いてもよい。
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｋを真空溶解炉で溶解して鋼塊を作製した。
表１中の鋼Ａ〜Ｇ及び鋼Ｋは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｈ〜Ｊは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち、鋼ＫはJIS G 4053(2003)で規定されたＳＣｒ４２０に相当する鋼である。
鋼Ａ〜Ｆ及び鋼Ｈ〜Ｋの鋼塊は、そのまま１２５０℃に加熱した後、仕上げ温度を１０００℃として熱間鍛造し、空冷して直径が３５ｍｍの丸棒とした。また、鋼Ｇの鋼塊は２分割した後、１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を１０００℃として熱間鍛造し、空冷して直径が３５ｍｍ及び１４０ｍｍの丸棒とした。
次いで、上記の直径が３５ｍｍの各丸棒に９２５℃で２時間の焼準を実施した後、その中心部から、鍛錬軸に平行に５ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍの試験片、曲げ疲労試験片及び小ローラー試験片を加工した。
なお、曲げ疲労試験片としては、長さが１００ｍｍ、高さ及び幅が１３ｍｍで、長さ方向中央部にＲ＝２ｍｍの半円ノッチを設けた４点曲げ試験片を採取した。また、小ローラー試験片としては、図１に示す形状のものを採取した。
上記の各試験片には、表２に示す「熱処理条件１〜７」で、浸炭焼入れ及び焼戻しを行った。
また、前記の直径が１４０ｍｍの丸棒も９２５℃で２時間の焼準を実施した後、その中心部から、大ローラー試験片を加工した。なお、大ローラー試験片としては、図２に示す形状のものを採取した。
なお、上記の大ローラー試験片には、表２に示す「熱処理条件４」で、浸炭焼入れ及び焼戻しを行った。
上記の「熱処理条件１〜７」は、それぞれ、図３〜９に示すヒートパターンでの浸炭焼入れ及び焼戻しであり、焼戻しは１８０℃で１２０分保持して行った。浸炭時のカーボンポテンシャルは各図において「ＣＰ」と表記した。
なお、図３〜９に示すとおり、浸炭後はいずれも油中に焼入れし、これを各図において「油」と表記した。なお、油中に焼入れした際の冷却速度を小ローラーの芯部に取り付けた熱電対で測定した結果、いずれの場合も１５℃／秒以上であった。
また、上記の熱処理条件のうちで、図３〜５に示す熱処理条件１〜３、図７に示す熱処理条件５及び図８に示す熱処理条件６が、浸炭焼入れ後に再度加熱して浸炭焼入れする方法であり、いずれの場合も再加熱温度である８７０℃への加熱は、２℃／秒の加熱速度で行った。各図においてはこの加熱速度を「２℃／秒」と表記した。
なお、ＳＣｒ４２０に相当する鋼Ｋを「熱処理条件４」のヒートパターンでガス浸炭処理した場合、つまり、図６に示すヒートパターンで浸炭焼入れした場合、その表層Ｃ量は０．８２％であった。
前記焼戻しを行った後、５ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍの試験片を用いて、表面から５０μｍ以内の部位における、旧オーステナイト結晶粒度番号、粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度及び析出炭化物の平均粒径を調査した。
上記のうち、旧オーステナイト結晶粒度番号は、JIS G 0551(1998)に記載の「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に準拠して測定した。
析出炭化物の面密度は、表面から５０μｍ以内の部位、つまり、表面から５０μｍ位置までを倍率８０００倍でＳＥＭ観察した写真を画像処理し、それぞれの析出炭化物について、その面積から求めた等価円直径を「粒径」とし、粒径が０．０５μｍ未満の析出炭化物を除外した後に、粒径が０．５μｍ以下の析出炭化物数を数えて求めた。
更に、析出炭化物の「平均粒径」は、上記８０００倍の写真を画像処理し、各析出炭化物の面積から等価円直径（つまり、「粒径」）を求め、粒径が０．０５μｍ以上であった析出炭化物の「粒径」を算術平均して求めた。
表２に、上記の試験結果を併せて示す。
また、前記の浸炭焼入れ及び焼戻しを行った小ローラー試験片と大ローラー試験片を用いて、表３に示す試験条件で、ローラーピッチング試験を行った。
評価は、１０7回に達してもピッチングが発生しない応力をピッチング強度とした。
表４に、上記ローラーピッチング試験の結果を示す。なお、表４の試験番号は、表２と鋼及び熱処理条件が同じ場合、表２の試験番号を付与した。また、表４には、試験番号１７の鋼Ｋのピッチング強度に対する比を「ピッチング強度比」として併記した。
更に、前記の浸炭焼入れ及び焼戻しを行った曲げ疲労試験片を用いて、４点曲げ疲労試験を行った。評価は、１０4回に達しても破断しない応力を曲げ疲労強度とした。
なお、上記の４点曲げ疲労試験は、サーボ型疲労試験機を用いて、応力比が０．１で周波数が５Ｈｚの条件で行った。
表５に、上記曲げ疲労試験の結果を示す。なお、表５の試験番号も、表２と鋼及び熱処理条件が同じ場合、表２の試験番号を付与した。また、表５には、試験番号１７の鋼Ｋの曲げ疲労強度に対する比を「曲げ疲労強度比」として併記した。
表１、表２、表４及び表５から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜９の場合、そのピッチング強度及び曲げ疲労強度は、ＳＣｒ４２０に相当する鋼Ｋを用いた試験番号１７のピッチング強度（２１５０ＭＰａ）及び曲げ疲労強度（７５０ＭＰａ）より全て２０％以上向上しており、産業界から要望されている良好な耐ピッチング性とともに、良好な曲げ疲労強度を備えていることが明らかである。
これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼Ｈ〜Ｊを用いた試験番号１０〜１２の場合、ピッチング強度と曲げ疲労強度の双方とも本発明の目標に達していない。
試験番号１０は、鋼ＨにおけるＮの含有量が０．００１４％と本発明で規定する値よりも低く、しかも「旧オーステナイト結晶粒度番号」も１０．５で本発明で規定する値よりも小さいため、ピッチング強度と曲げ疲労強度はそれぞれ、２５００ＭＰａと８７０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
試験番号１１は、鋼ＩにおけるＴｉの含有量が０．０４５％と本発明で規定する値よりも高く、更に、「旧オーステナイト結晶粒度番号」及び「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」がそれぞれ、７．６及び２．３個／１０μｍ2で本発明で規定する値よりも小さいため、ピッチング強度と曲げ疲労強度はそれぞれ、２３００ＭＰａと７２０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
試験番号１２は、鋼ＪにおけるＯ（酸素）の含有量が０．００４１％と本発明で規定する値よりも高く、しかも旧オーステナイト結晶粒度番号も９．８で本発明で規定する値よりも小さいため、ピッチング強度と曲げ疲労強度はそれぞれ、２３５０ＭＰａと８２０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
また、化学組成が本発明で規定する条件を満足する鋼Ｇを用いた場合であっても、「旧オーステナイト結晶粒度番号」、「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」及び「析出炭化物の平均粒径」のいずれかが発明で規定する条件から外れた試験番号１３〜１６の場合、ピッチング強度と曲げ疲労強度の双方とも本発明の目標に達していない。
試験番号１３の場合、「旧オーステナイト結晶粒度番号」及び「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」がそれぞれ、８．１及び３．６個／１０μｍ2で本発明で規定する値よりも小さいため、ピッチング強度と曲げ疲労強度はそれぞれ、２３００ＭＰａと７７０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
試験番号１４の場合、「旧オーステナイト結晶粒度番号」及び「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」がそれぞれ、１０．３及び８．６個／１０μｍ2で本発明で規定する値よりも小さいため、ピッチング強度と曲げ疲労強度はそれぞれ、２２００ＭＰａと８８０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
試験番号１５の場合、「旧オーステナイト結晶粒度番号」及び「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」がそれぞれ、９．１及び０．７個／１０μｍ2で本発明で規定する値よりも小さく、しかも「析出炭化物の平均粒径」が２．１μｍで本発明で規定する値よりも大きいため、ピッチング強度と曲げ疲労強度はそれぞれ、２５００ＭＰａと６８０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
試験番号１６の場合、「旧オーステナイト結晶粒度番号」及び「粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度」がそれぞれ、８．６及び０．５個／１０μｍ2で本発明で規定する値よりも小さく、しかも「析出炭化物の平均粒径」が３．７μｍで本発明で規定する値よりも大きいため、ピッチング強度と曲げ疲労強度はそれぞれ、２０００ＭＰａと６５０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
本発明の鋼製部品は、良好な曲げ疲労強度とともに、産業界から要望されている良好な耐ピッチング性を備えているので、自動車や産業機械の動力伝達装置の歯車、軸受及びシャフトなどとして用いることができる。また、本発明の鋼製部品は、本発明の鋼製部品の製造方法によって、比較的容易に製造することができる。
Claims (4)
- 浸炭焼入れ後に再度加熱して浸炭焼入れされる鋼製部品であって、生地の鋼が、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．４％、Ｓｉ：０．０３〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｃｒ：０．１〜３．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．０１％以下及びＯ（酸素）は０．００３％以下の化学組成を有し、かつ、再加熱での浸炭焼入れ後の表面から５０μｍ以内の部位において、旧オーステナイト結晶粒度番号が１１番以上、粒径０．５μｍ以下の析出炭化物の面密度が１０個／１０μｍ2以上及び析出炭化物の平均粒径が１μｍ以下であることを特徴とする鋼製部品。
- 生地の鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．４％以下のうちの１種又は２種を含有する請求項１に記載の鋼製部品。
- 生地の鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：２．０％以下を含有する請求項１又は２に記載の鋼製部品。
- ９２５℃以上の温度域でカーボンポテンシャルを１．０〜１．５％として浸炭した後、１０℃／秒以上の冷却速度で焼入れし、更に、１０℃／秒以下の昇温速度で生地のＡｃ1点以上で８９０℃以下の温度に再加熱し、カーボンポテンシャルを０．９〜１．２％として浸炭した後、焼入れすることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の鋼製部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006112466A JP4725401B2 (ja) | 2006-04-14 | 2006-04-14 | 鋼製部品及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006112466A JP4725401B2 (ja) | 2006-04-14 | 2006-04-14 | 鋼製部品及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2007284739A JP2007284739A (ja) | 2007-11-01 |
| JP4725401B2 true JP4725401B2 (ja) | 2011-07-13 |
Family
ID=38756798
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006112466A Expired - Fee Related JP4725401B2 (ja) | 2006-04-14 | 2006-04-14 | 鋼製部品及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4725401B2 (ja) |
Families Citing this family (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4923776B2 (ja) * | 2006-06-22 | 2012-04-25 | 株式会社ジェイテクト | 転がり、摺動部品およびその製造方法 |
| JP4941252B2 (ja) * | 2007-11-26 | 2012-05-30 | 住友金属工業株式会社 | 動力伝達部品用肌焼鋼 |
| JP5163242B2 (ja) * | 2008-04-07 | 2013-03-13 | 新日鐵住金株式会社 | 肌焼鋼 |
| JP5163241B2 (ja) * | 2008-04-07 | 2013-03-13 | 新日鐵住金株式会社 | 肌焼鋼 |
| JP5224969B2 (ja) * | 2008-08-12 | 2013-07-03 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 水素環境下で長寿命である転動部品 |
| JP5272609B2 (ja) * | 2008-09-22 | 2013-08-28 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼製の浸炭窒化部品 |
| JP5206271B2 (ja) * | 2008-09-22 | 2013-06-12 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼製の浸炭窒化部品 |
| JP6088322B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2017-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐焼付き性に優れた歯車 |
| JP6085210B2 (ja) * | 2013-03-28 | 2017-02-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 |
| JP6260117B2 (ja) | 2013-06-05 | 2018-01-17 | 大同特殊鋼株式会社 | 浸炭部品とその製造方法 |
| MX2016002448A (es) | 2013-08-30 | 2016-06-24 | Jfe Steel Corp | Componente estructural mecanico y metodo para la fabricacion del mismo. |
| JP6055397B2 (ja) * | 2013-11-29 | 2016-12-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐摩耗性に優れた軸受部品、およびその製造方法 |
| KR101575435B1 (ko) * | 2013-12-24 | 2015-12-07 | 현대자동차주식회사 | 고탄소침탄강 소재 및 이를 이용한 기어 제조방법 |
| JP6432932B2 (ja) * | 2014-09-01 | 2018-12-05 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐ピッチング性および耐摩耗性に優れる高強度高靱性機械構造用鋼製部品およびその製造方法 |
| JP6399213B2 (ja) * | 2015-03-31 | 2018-10-03 | 新日鐵住金株式会社 | 肌焼鋼部品 |
| KR101795401B1 (ko) | 2016-05-26 | 2017-11-08 | 현대자동차 주식회사 | 침탄강 및 침탄강의 제조방법 |
| JP7200646B2 (ja) * | 2018-12-12 | 2023-01-10 | 日本製鉄株式会社 | 浸炭部品、浸炭部品用の素形材、及び、それらの製造方法 |
| JP7111029B2 (ja) * | 2019-02-28 | 2022-08-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼部品の製造方法 |
| CN111809136A (zh) * | 2020-06-29 | 2020-10-23 | 张同玺 | 一种高温渗碳钢H10Cr4Mo4Ni4V的热处理渗碳工艺 |
| DE102022100951A1 (de) | 2022-01-17 | 2023-07-20 | Schaeffler Technologies AG & Co. KG | Stahllegierung für ein Großwälzlagerbauteil sowie Großwälzlager und Verfahren zur Wärmebehandlung des Großwälzlagerbauteils aus dieser Stahllegierung |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3063399B2 (ja) * | 1992-06-16 | 2000-07-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 浸炭用鋼 |
| JPH0617224A (ja) * | 1992-07-01 | 1994-01-25 | Kobe Steel Ltd | 高温転動疲労性に優れた浸炭軸受部品 |
| JPH083720A (ja) * | 1994-06-16 | 1996-01-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 転動疲労寿命に優れた鋼製部品とその製造方法 |
| JPH0892690A (ja) * | 1994-09-27 | 1996-04-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法 |
| JP2000212721A (ja) * | 1998-11-19 | 2000-08-02 | Nsk Ltd | 耐摩耗性に優れた転動部材 |
| JP4116787B2 (ja) * | 2000-11-17 | 2008-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼部材 |
| JP4000787B2 (ja) * | 2001-04-23 | 2007-10-31 | 愛知製鋼株式会社 | 歯元曲げ強度と耐ピッチング性に優れる高強度歯車及びその製造方法 |
| JP4356923B2 (ja) * | 2003-10-03 | 2009-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 機械構造用鋼部品 |
| JP2006097096A (ja) * | 2004-09-29 | 2006-04-13 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭または浸炭窒化した軸受鋼部品 |
| JP4193145B2 (ja) * | 2005-06-02 | 2008-12-10 | 日産自動車株式会社 | 歯面強度に優れた歯車の製造方法および歯面強度に優れた歯車 |
-
2006
- 2006-04-14 JP JP2006112466A patent/JP4725401B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2007284739A (ja) | 2007-11-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4725401B2 (ja) | 鋼製部品及びその製造方法 | |
| JP5927868B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP5332646B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法 | |
| JP5432105B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP6610808B2 (ja) | 軟窒化用鋼および部品 | |
| WO2010082481A1 (ja) | 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法 | |
| JP4688727B2 (ja) | 浸炭部品およびその製造方法 | |
| JP5567747B2 (ja) | 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法 | |
| JP4464862B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼 | |
| JP5332517B2 (ja) | 浸炭用鋼の製造方法 | |
| JP5649886B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP5258458B2 (ja) | 耐高面圧性に優れた歯車 | |
| JP5652844B2 (ja) | 高加工性浸炭用鋼板 | |
| JP5206271B2 (ja) | 鋼製の浸炭窒化部品 | |
| JP5528082B2 (ja) | 軟窒化歯車 | |
| JP6225965B2 (ja) | 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法 | |
| JP5649887B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP2010222634A (ja) | 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法 | |
| JP4464861B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼 | |
| JP6431456B2 (ja) | 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法 | |
| JP2010248630A (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP2015189987A (ja) | 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼 | |
| JP2012237052A (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| JP2009256769A (ja) | 浸炭用鋼材の製造方法 | |
| JP5272609B2 (ja) | 鋼製の浸炭窒化部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080523 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100728 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110315 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110328 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4725401 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140422 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140422 Year of fee payment: 3 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140422 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |