JP4919338B2

JP4919338B2 - 疲労強度に優れた鋼部品の製造方法および鋼部品

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Publication number: JP4919338B2
Application number: JP2006290549A
Authority: JP
Inventors: 高志田中; 和弥橋本; 将木中島; 慎二新井
Original assignee: Aisin AW Co Ltd; Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Aisin AW Co Ltd; Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2006-10-25
Filing date: 2006-10-25
Publication date: 2012-04-18
Anticipated expiration: 2026-10-25
Also published as: JP2008106308A

Description

本発明は、鋼部品の製造方法およびその方法による鋼部品に関し、特にベルト式ＣＶＴに関し、さらに詳しくは、自動車などの自動変速機として適用可能なベルト式ＣＶＴ用のプーリー用の鋼部品の製造方法およびその鋼部品に関する。

ベルト式ＣＶＴプーリーの単体重量は一般的なギアやシャフトのようなはだ焼鋼部品と比較して重いので、熱間鍛造により製造する場合、ベルト式ＣＶＴプーリーは同じ材料歩留まりであっても材料ロスが多くなり、コスト面で不利である。さらにベルト式ＣＶＴプーリーは大型部品であるため、成形荷重等の問題があり、冷間鍛造による製造は容易ではない。

従来、ベルト式無段変速機用プーリーの強度向上に関して、いくつかの手法がある。例えば、浸炭窒化焼入焼戻しの実施や、仕上げ研削時の取り代を１００μｍ以下に制限することなどにより、表面硬度や残留オーステナイト量を制御して疲労寿命を向上させている（例えば、特許文献１参照。）。また、鋼材に高濃度浸炭窒化などを施した後、鍛造を行い、その後、焼入焼戻しを行うことにより疲労寿命を向上させている（例えば、特許文献参照。）。さらに、合金元素の添加や増量と高温高濃度浸炭との組み合わせにより疲労強度を向上させている（例えば、特許文献３参照。）。これらの手法では、工程の複雑化などにより部品のコストアップが考えられる。

特開平０９−２２９１５０号公報特開２０００−１７６５８６号公報特開平１１−１９９９８３号公報

本発明が解決しようとする課題は、鋼成分としてＮｉ、Ｍｏといった高価な合金元素の使用量をできるだけ抑えつつ、鋼材を軟化熱処理することで、冷間鍛造により大型の鋼部品への形状化を可能とし、焼ならしを必要としない浸炭焼入焼戻しという比較的単純な製造工程により、低コストでオーステナイト結晶粒度の微細として疲労強度に優れた鋼部品、特にベルト式ＣＶＴ用プーリー用鋼部品を歩留り良く製造する方法およびこの方法により製造の鋼部品を提供することである。

本発明は、使用する鋼材の鋼成分を限定し、この鋼成分からなる鋼材の軟化熱処理条件を限定することで、鋼材の硬度を低減して冷間鍛造による部品製造を可能とすることで、歩留まりの向上を図り、さらに冷間鍛造とすることで製造工程からのＣＯ₂の排出量を削減することである。

上記のように、鋼材成分を限定し、さらに、この鋼成分からなる鋼材の軟化熱処理後の製造条件を限定することで浸炭後のオーステナイト結晶粒度を１０以上に微細にし、鋼部品、特にベルト式ＣＶＴ用プーリー部品、の疲労強度を向上させることである。

従来、冷間鍛造後の鋼部品に熱処理を経ずに浸炭焼入焼戻しを行うと、結晶粒粗大化が起こりやすく、強度低下などの悪影響があった。その対策として、浸炭前に焼ならしを行う方法がある。しかし、この方法は、この熱処理のためコストアップとなり、さらに焼ならし工程の追加による生産性阻害などの問題が発生する。

一方、冷間鍛造後の浸炭工程において結晶粒の粗大化が起きなければ、結晶粒を微細化することができ、このために部品強度を向上することができる。そこで、本発明では、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖといった元素を利用することにより結晶粒の粗大化を抑制するものである。

すなわち、上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．１〜０．２％、Ｎ：０．０１％未満、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるはだ焼鋼を熱間圧延もしくは熱間鍛造により鋼材とし、該鋼材を加熱しその加熱の最高点温度をＡｃ₃変態点とＡｃ₃変態点より５０℃低い温度の間の温度域の温度として該最高点温度で保持した後、該最高点温度から６５０℃までの温度区間を常に冷却速度５０℃／ｈｒ以下で冷却する軟化熱処理により硬度を１８０ＨＶ以下とした鋼材とし、該鋼材を用いた鋼部品製造時に鋼材の一部もしくは全体に加工率（断面減少率もしくは据込率）が５０％以上となる冷間鍛造をした後、焼ならしを行うことなく浸炭焼入焼戻し処理し、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上とすることを特徴とする鋼部品の製造方法である。

請求項２の発明では、はだ焼鋼は、請求項１に記載の成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．０２〜０．５０％のうち１種もしくは２種を含有することを特徴とする請求項１の手段におけるＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法である。

請求項３の発明では、はだ焼鋼は、請求項１または請求項２に記載の成分に加えて、質量％でＰｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のうち１種もしくは２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２の手段におけるＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法である。

請求項４の発明では、鋼部品は、鋼材の一部を断面減少率５０％以上に絞り加工し、かつ、他の一部を据込率５０％以上に据え込み加工する冷間鍛造方法からなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項の手段におけるＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法である。

請求項５の発明では、鋼材の一部を据込率５０％以上で据え込み加工する冷間鍛造方法は、鋼材をテーパー状のつば部を有する鋼部品に形状化する方法からなることを特徴とする請求項４の手段におけるＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法である。

請求項６の発明では、テーパー状のつば部を有する鋼部品は、ベルト式ＣＶＴプーリーであることを特徴とするＪＩＳＧ０５５１に規定する請求項５の手段のオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法である。

請求項７の発明では、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．１〜０．２％、Ｎ：０．０１％未満、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるはだ焼鋼からなり、軟化熱処理後の硬度が１８０ＨＶ以下で、加工率（断面減少率及び／もしくは据込率）５０％以上となる冷間鍛造後、焼ならしを行うことなく浸炭焼入焼戻し処理してＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする鋼部品である。

請求項８の発明では、はだ焼鋼の成分は、請求項７に記載の成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．０２〜０．５０％のうち１種もしくは２種を含有し、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項７の手段における鋼部品である。

請求項９の発明では、はだ焼鋼の成分は、請求項７または請求項８の成分に加えて、質量％で、Ｐｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のうち１種もしくは２種以上を含有し、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項７または請求項８の手段における鋼部品である。

請求項１０の発明では、鋼部品は、鋼材の一部を断面減少率５０％以上の絞り加工、および、他の一部を据込率５０％以上に据え込み加工により冷間鍛造され、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項の手段における鋼部品である。

請求項１１の発明では、鋼部品は、鋼材の一部を据込率５０％以上で据え込み加工による冷間鍛造で、テーパー状のつば部を有する鋼部品に形状化され、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項１０の手段における鋼部品である。

請求項１２の発明では、テーパー状のつば部を有する鋼部品は、ベルト式ＣＶＴプーリーであり、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項１１の手段における鋼部品である。

本発明の疲労強度に優れた鋼部品、特にベルト式ＣＶＴプーリー、の製造方法に用いるはだ焼鋼の成分限定理由を、質量％で、以下に説明する。

Ｃ：０．１３〜０．２５％
Ｃは、機械構造用部品の浸炭後の芯部強度の確保に必要な元素で、このためには０．１３％以上を必要とする。しかし、０．２５％より多いと靭性を低下し、軟化熱処理後の硬度を上昇する。そこで、Ｃは０．１３〜０．２５％とする。

Ｓｉ：０．０３〜０．４％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素で、このためには０．０３％以上を必要とする。しかし、０．４％より多すぎると靭性を低下し、軟化熱処理後の硬度を上昇する。そこで、Ｓｉは０．０３〜０．４％とする。

Ｍｎ：０．２〜１％
Ｍｎは、焼入性を向上させるのに必要な元素であるが、このためには０．２％以上を必要とする。しかし、１％より多すぎると軟化熱処理後の硬度を上昇する。そこで、Ｍｎは０．２〜１％とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、部品強度を低下させる。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、０．０１０％を超えて含有されると冷却時の割れ発生の限界を低下させる。そこで、Ｓは０．０１０％以下とする。

Ｃｒ：０．５〜３％
Ｃｒは焼入性を向上し、強度を向上するために必要な元素で、このためには０．５％以上を必要とする。しかし、３％より多すぎると冷間鍛造時の冷間加工性を低下する。そこで、Ｃｒは０．５〜３％とする。

Ｔｉ：０．１〜０．２％
Ｔｉは、微細ＴｉＣ、ＴｉＣＮを生成し、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する効果を有する元素で、このためには０．１％以上を必要とする。しかし、０．２％より多いと、結晶粒度特性向上の効果は飽和し、加工性を劣化させる。そこで、Ｔｉは０．１〜０．２％とする。

Ｎ：０．０１％未満
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＣＮおよびＴｉＮを生成する。ここでＮは０．０１％以上になると、ＴｉＮが増加し被削性が著しく低下するとともに結晶粒粗大化抑制に有効な微細ＴｉＣとなるＴｉが減少する。そこで、請求項１、２、３、４、１１、１２、１３もしくは１４では、Ｎは０．０１％未満とする。なお、ＮｂがＴｉと複合添加される場合でも、ＮはＴｉと優先的に結合するのでＮｂの有無にかかわらずＮは０．０１％未満とする。

Ｎｉ：０．１〜２％
Ｎｉは、焼入性を向上させる元素であると共に靭性を改善する元素である。しかし、０．１％未満ではその効果は得られず、２％を超えてもその効果は飽和すると共に軟化熱処理後の硬度が上昇して冷間加工性を低下し、かつコストアップとなる。そこで、Ｎｉは０．１〜２％とする。

Ｍｏ：０．０２〜０．５０％
Ｍｏは、Ｎｉと同様に焼入性を向上させる元素であると共に靱性を改善する元素である。しかし、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．５０％を超えてもその効果は飽和すると共に軟化処理後の硬度が上昇して冷間加工性を低下し、かつコストアップとなる。そこで、Ｍｏは０．０２〜０．５０％とする。

Ｐｂ：０．０１〜０．３％
Ｐｂは、被削性の向上効果を確保するために必要な元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると、転動疲労強度を低下する。そこで、Ｐｂは０．０１〜０．３％とする。

Ｂｉ：０．０１〜０．３％
Ｂｉは、被削性の向上効果を確保するために必要な元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると、疲労強度を低下する。そこで、Ｂｉは０．０１〜０．３％とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、被削性の向上効果を確保するために必要な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は得られず、０．００５％を超えると、製造性を低下し、コストアップとなる。そこで、Ｃａは０．０００５〜０．００５％とする。

さらに製造方法における条件の限定理由について説明する。
軟化熱処理について
軟化熱処理の加熱の最高点温度をＡｃ₃変態点以上にするとオーステナイト化が完了するため、その後の冷却時に球状化炭化物の核となる炭化物がなくなる。このため、冷却時にパーライトが生成し、十分に硬度を低下させることができない。逆に最高点温度がＡｃ₃変態点よりも５０℃低い温度よりもさらに低い場合、炭化物の鋼中への固溶が不十分なため、軟化処理後もパーライトが残存して十分に硬度を低下することができない。さらに、最高点温度から６５０℃の区間を冷却するときに一部でも５０℃／ｈｒよりも速い速度で冷却すると、鋼中の炭素が球状化セメンタイトの成長に寄与するために必要な時間が十分にはなく、そこで、パーライトとして生成するために十分に硬度を低下することができない。そこでＡｃ₃変態点ないしＡｃ₃変態点より５０℃低い温度の間の最高点保持温度から６５０℃までの冷却時の温度区間を常に５０℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却するものとする。その際、６５０℃よりも低い温度まで冷却しても、それほど大きな効果はなく、逆に熱処理時間が長くなり生産性を阻害するなどの問題が発生する。

軟化熱処理後の硬度について
軟化熱処理後の硬度が１８０ＨＶを超える場合、冷間加工性を劣化させる。具体的には、冷間加工時の成形荷重の増加による必要な部品形状に加工することが困難になる、さらに大型のプレスが必要となるなど生産上の制約が増えてコストアップの要因となる。さらに加工限界割れを誘発し、部品の品質を確保できない。

冷間加工率について
冷間鍛造の断面減少率もしくは据込率である冷間加工率が５０％未満の場合、鋼材から冷間加工後に必要な形状を得ることができない。さらに浸炭後のオーステナイト結晶粒度番号１０以上を確保することができない。

結晶粒度番号について
ＪＩＳＧ０５５１に規定のオーステナイト結晶粒度番号１０未満では、十分な疲労強度の向上効果が得られない。

本発明は、自動車用部品としての鋼部品、特にベルト式ＣＶＴプーリーの製造方法において、その鋼材の化学成分としてＮｉやＭｏなどの高価な元素の使用量を少なくして最適化を図り、さらに、浸炭時の結晶粒抑制効果を持たせるためにＴｉを含有せしめてＮを減じて被削性を減少するＴｉＮの生成を抑制し、軟化熱処理の冷却速度を限定することで歩留まりの向上を図り、さらに冷間鍛造などの冷間加工を可能として部品の必要な形状化を可能とし、浸炭後のオーステナイト結晶粒度番号１０以上として疲労強度に優れた鋼部品、特にベルト式ＣＶＴプーリーを得ることができるものとし、さらに冷間鍛造することと、焼ならしを必要としないことでＣＯ₂の排出量を削減するなど、本発明の製造方法および鋼部品、特にベルト式ＣＶＴプーリーは、従来にない優れた効果を奏するものである。

本発明を実施するための最良の形態について以下に説明する。表１に示す化学組成の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製した後、熱間圧延によって直径６５ｍｍの棒鋼を製造した。この表１において、本願発明の方法を満足する化学組成からなる鋼であるＮｏ．Ａ〜Ｍを発明鋼とし、満足しない化学組成からなる鋼であるＮｏ．Ｎ〜Ｑを比較鋼として示した。なお、Ｎｏ．ＮはＪＩＳ規定のＳＣｒ４２０のクロム鋼の鋼材である

次いで、上記の各化学組成の鋼からなる棒鋼の鋼材に対し、表２に示す条件にて軟化熱処理を実施した。この場合、各鋼材はその化学組成によってＡｃ₃変態点の温度は相違する。この場合、棒鋼素材の昇温速度は最高点温度まで１５０℃／ｈｒで昇温し、各最高点温度で３時間保持し、その後６５０℃までの冷却を表２に示す一定の冷却速度で徐冷し、６５０℃を過ぎると空冷により冷却した。これらの軟化熱処理した鋼材の直径Ｄの１／４部分の硬度をＨＶにて５点測定し平均値をその鋼材の硬度とし、表２に示す。

軟化熱処理硬度について
表２において、Ｎｏ．で示す１、５、７、９、１１、１３、１５、１７、１９の各Ｎｏ．が本発明の実施例であり、その他のＮｏ．２、３、４、６、８、１０、１２、１４、１６、１８、２０、２１、２２、２３、２４のものは比較例である。本発明の実施例である発明鋼の鋼種においても最高点温度や最高点温度から６５０℃までの冷却速度が本発明の範囲から外れた軟化熱処理を行うと、ＨＶ１８０以下の硬度を満足することができない。

すなわち、本発明に比しＳｉの含有量が高い比較鋼の鋼種Ｋは硬度ＨＶ１９５であり、Ｍｏの含有量が高い比較鋼の鋼種Ｌは硬度ＨＶ２１８であり、これらは本発明の通りの軟化熱処理を実施しても、十分な硬度の低減を得ることができない。

比較鋼の鋼種Ｊや比較鋼の鋼種Ｍは、軟化熱処理により１８０ＨＶ以下の硬度を満足することができたが、部品強度の点で懸念がある。この点は以下の実施例で説明する。

浸炭後の結晶粒度および疲労強度について以下に説明する。
先ず、浸炭後の疲労強度は、実部品の製造工程を模擬して作製した図１に示す小野式回転曲げ疲労試験片１（α＝１．９３、径２が１２ｍｍ、切欠底の径３が８ｍｍ）を用いた小野式回転曲げ疲労試験にて行った。疲労強度は、小野式回転曲げ疲労試験において試験片１を１０⁴回転させても破断が起こらない応力を疲労限として評価した。強度は、ＪＩＳＳＣｒ４２０である比較鋼Ｊの冷間加工なし材を、表３のＮｏ．４３に示し、この表３のＮｏ．４３を基準とし、その疲労限との比で評価した。

一方、表１に示す化学組成の鋼を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製した後、１２５０℃の熱間鍛造によって直径６５ｍｍの棒鋼を製造し、９２５℃×９０分保持した後、空冷するという焼ならし処理を行い、量産工程時の熱間圧延後の状態を模擬した。次いで、上記の各棒鋼に対して、次のような熱処理を実施した。室温より昇温速度１５０℃／ｈｒで最高点温度であるＡｃ₃変態点よりも２５℃低い温度まで昇温し、各最高点温度で３時間保持し、その後一定の冷却速度１５℃／ｈｒの徐冷で６５０℃まで冷却し、６５０℃より低い温度では空冷とした。図２に示すように、この熱処理をした鋼材４を、表３に示す冷間加工率すなわち断面減面率の冷間軸絞り加工により実施して軸絞り加工材５とした。この軸絞り加工材５から疲労試験により評価する加工部位７を含む形状の切欠試験片６を切り出した。この場合、切欠試験片６の形状は、図１の試験片１と類似しているが、図１の試験片１に対して片肉０．２ｍｍ（径で０．４ｍｍ）の仕上げ代をつけ、切欠底の径３が８．４ｍｍ、軸外径が１２．４ｍｍである切欠試験片６に切り出した。この切欠試験片６を９３０℃で６時間保持した後、６０℃へ油冷し、１８０℃で９０分焼戻しする浸炭焼入焼戻しを行い、その後、研磨仕上げ加工により、図１に示す試験片１に加工し、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。

さらに圧延方向と垂直な面で切断し、試験片１のオーステナイト結晶粒度特性を調査した。結晶粒度はＪＩＳＧ０５５１に規定する方法でオーステナイト結晶粒度を測定し、これらの結果を実施例と比較例として表３に示した。

表３において、Ｎｏ．２６、２８、３０、３２、３４、３６、３８、４０、４２のものは、本発明の実施例の冷間加工率５０％以上のものである。これに対し、その他のＮｏ．２５、２７、２９、３１、３３、３５、３７、３９、４１のものは冷間加工率５０％未満のものであり、Ｎｏ．４３は冷間加工率は０％の冷間加工なしの比較基準例であり、Ｎｏ．４４、４５は冷間加工率は本発明を満足するものであるが、浸炭後のオーステナイト結晶粒度番号が４未満で粗大であり、疲労限が基準の６０余％で、本発明を満足しない比較例を示す。

このように発明鋼の鋼種においても、冷間加工率が５０％未満では結晶粒微細化効果が十分ではないため、疲労強度はやや向上するが、その向上割合は１０％未満である。一方比較鋼の鋼種では、Ｎｏ．４４、Ｎｏ．４５に見られるように、加工率５０％以上の冷間加工を実施すると、結晶粒粗大化の抑制効果が十分ではないため、浸炭時に結晶粒粗大化が起こり、逆に疲労強度が低下している。

以上のことから、鋼の化学組成を本発明の方法における鋼成分とすることにより疲労限が２０％以上の強度向上を図ることができた。

図３に示すように、本発明の上記の試験片１の製作に用いたと同様の熱処理をした鋼材４からベルト式ＣＶＴプーリー鋼部品１２を冷間鍛造により形成した。これは上記の熱処理をした鋼材４を断面減少率７０％の軸絞り加工により軸部素形８とつば部素形９を形成し、これを据込率７０％の据え込み加工を施し、つば部素形９を仕上がりつば部１１に、かつ、軸部素形８を仕上がり軸部１０に据え込み加工し、ベルト式ＣＶＴプーリー用鋼部品１２を得た。このベルト式ＣＶＴプーリー用鋼部品１２は製品の加工部位７を含むいずれの部位においても、表３のＮｏ．２６、２８、３０、３２、３４、３６、３８、４０、４２に示されるように、オーステナイト粒度である浸炭後の結晶粒度番号は、１０以上であり、疲労強度は向上した。このように、つば部をテーパー状の仕上がりつば部１１に据え込み加工の冷間鍛造をしたため、ネットシェイプに加え、つば部外縁部が中心側に比べて圧縮加工されるため、加工限界割れが生じ難くなり、歩留りが良くなった。

小野式回転曲げ疲労試験片を示す図（ａ）は全体を示し、（ｂ）は（ａ）の円で示す部分の部分拡大図である。上記の小野式回転曲げ疲労試験の試験片を鋼材から製作する流れ図で、上段は断面減少率３０％、下段は断面減少率７０％を示す図である。ベルト式ＣＶＴプーリーの冷間鍛造工程の軸絞りおよび据え込み工程を示す図で、軸絞りの下側の図は平面図を示す。

符号の説明

１試験片
２径
３切欠底の径
４鋼材
５軸絞り加工材
６切欠試験片
７加工部位
８軸部素形
９つば部素形
１０仕上がり軸部
１１仕上がりつば部
１２ベルト式ＣＶＴ用鋼部品

Claims

質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．１〜０．２％、Ｎ：０．０１％未満、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるはだ焼鋼を熱間圧延もしくは熱間鍛造により鋼材とし、該鋼材を加熱しその加熱の最高点温度をＡｃ₃変態点とＡｃ₃変態点より５０℃低い温度の間の温度域の温度として該最高点温度で保持した後、該最高点温度から６５０℃までの温度区間を常に冷却速度５０℃／ｈｒ以下で冷却する軟化熱処理により硬度を１８０ＨＶ以下とした鋼材とし、該鋼材を用いた鋼部品製造時に鋼材の一部もしくは全体に加工率（断面減少率もしくは据込率）が５０％以上となる冷間鍛造をした後、焼ならしを行うことなく浸炭焼入焼戻し処理し、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上とすることを特徴とする鋼部品の製造方法。
はだ焼鋼は、請求項１に記載の成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．０２〜０．５０％のうち１種もしくは２種を含有することを特徴とする請求項１に記載のＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法。
はだ焼鋼は、請求項１または請求項２に記載の成分に加えて、質量％でＰｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のうち１種もしくは２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法。
鋼部品は、鋼材の一部を断面減少率５０％以上に絞り加工し、かつ、他の一部を据込率５０％以上に据え込み加工する冷間鍛造方法からな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ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法。
鋼材の一部を据込率５０％以上で据え込み加工する冷間鍛造方法は、鋼材をテーパー状のつば部を有する鋼部品に形状化する方法からなることを特徴とする請求項４に記載のＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法。
テーパー状のつば部を有する鋼部品は、ベルト式ＣＶＴプーリーであることを特徴とするＪＩＳＧ０５５１に規定する請求項５に記載のオーステナイト結晶粒度番号１０以上である鋼部品の製造方法。
質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜３％、Ｔｉ：０．１〜０．２％、Ｎ：０．０１％未満、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるはだ焼鋼からなり、軟化熱処理後の硬度が１８０ＨＶ以下で、加工率（断面減少率及び／もしくは据込率）５０％以上となる冷間鍛造後、焼ならしを行うことなく浸炭焼入焼戻し処理してＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする鋼部品。
はだ焼鋼の成分は、請求項７に記載の成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．０２〜０．５０％のうち１種もしくは２種を含有し、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項７に記載の鋼部品。
はだ焼鋼の成分は、請求項７または請求項８の成分に加えて、質量％で、Ｐｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のうち１種もしくは２種以上を含有し、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項７または請求項８に記載の鋼部品。
鋼部品は、鋼材の一部を断面減少率５０％以上の絞り加工、および、他の一部を据込率５０％以上に据え込み加工により冷間鍛造され、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の鋼部品。
鋼部品は、鋼材の一部を据込率５０％以上で据え込み加工による冷間鍛造で、テーパー状のつば部を有する鋼部品に形状化され、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項１０に記載の鋼部品。
テーパー状のつば部を有する鋼部品は、ベルト式ＣＶＴプーリーであり、ＪＩＳＧ０５５１に規定するオーステナイト結晶粒度番号１０以上であることを特徴とする請求項１１に記載の鋼部品。