WO2013065718A1 - 鋼製部品の製造方法 - Google Patents

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WO2013065718A1
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steel
carburizing
carbonitriding
bending fatigue
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PCT/JP2012/078125
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雅之 堀本
秀樹 今高
慎臣 中岡
彬仁 二宮
善成 岡田
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新日鐵住金株式会社
本田技研工業株式会社
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    • 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 method for manufacturing a steel part. Specifically, the present invention is excellent in machinability in the cutting process or cold forgeability at the time of net shape molding, and has high cycle and low cycle bending fatigue strength after carburizing quenching or carbonitriding quenching, and pitting resistance. The present invention relates to a method for manufacturing a power transmission component made of steel, which is superior to the above.
  • Steel parts of automobiles and industrial machinery, especially steel gears, pulleys, shafts, etc. used as power transmission parts are usually subjected to “surface hardening” such as induction hardening, carburizing and carbonitriding. Is done.
  • high-frequency quenching is a process of rapidly heating to a high temperature austenite region of Ac 3 points or higher, and then cooling and quenching.
  • Induction hardening has the advantage that the depth of the hardened layer is relatively easy to adjust.
  • the material to be treated is, for example, S45C defined in JIS G 4051 (2009), JIS G 4053 (2008). It is common to use medium carbon steel such as SCr440.
  • medium carbon steel has a higher material hardness than low carbon steel, it is inferior in machinability in the cutting process and in cold forgeability at the time of net shape forming.
  • induction hardening there is also a problem that an induction heating coil must be manufactured for each part.
  • carburizing quenching or carbonitriding quenching is increasingly used as the surface hardening treatment for the steel parts.
  • the steel part is manufactured by the following method, for example.
  • ⁇ 1> Prepare rolled steel bar or wire made of steel for machine structure.
  • steel for machine structure steel having a lower C content than steel used for induction hardening, for example, SCr420, SCM420 and SNCM420 defined in JIS G 4053 (2008) are used.
  • Steel parts may be obtained by performing shot peening and / or surface grinding after the surface hardening treatment of ⁇ 4> or after tempering.
  • steel parts have been reduced in weight and size in order to improve the fuel efficiency of automobiles and industrial machinery, or to realize higher engine output.
  • the load on steel parts tends to increase due to the reduction in weight and size.
  • steel parts are required to have improved bending fatigue strength in a high cycle range and improved bending fatigue strength and pitting resistance in a low cycle range.
  • the tooth root in a high cycle region where the load repetition number is about 1.0 ⁇ 10 7 times from the viewpoint of suppressing tooth root breakage during steady operation or the like. Greater bending fatigue strength is required, and greater bending in a low cycle range with a load repetition rate of about 1.0 ⁇ 10 5 is possible from the viewpoint of suppressing tooth root breakage under heavy loads input at the start of operation. Fatigue strength is also required. Further, the tooth surface is required to have a higher pitching resistance from the viewpoint of suppressing noise during gear engagement and suppressing tooth breakage starting from the peeling portion.
  • the bending fatigue strength in the high cycle region is referred to as “high cycle bending fatigue strength”, and the bending fatigue strength in the low cycle region is referred to as “low cycle bending fatigue strength”.
  • Patent Document 1 includes elements such as Si: 0.1% or less, Ni: 0.4 to 0.6%, Mo: 0.6 to 1.0%, and Nb: 0.02 to 0.5%. , The balance is Fe, and the carburized abnormal layer is 6 ⁇ m or less.
  • a “gear” made of a material having a crystal grain size of 9 or more is disclosed.
  • Patent Document 2 C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.06% or more and less than 0.15%, Mn: 0.30 to 1.00%, Cr: 0.90 to 1.20% , Mo: More than 0.30% and 0.50% or less, and the remainder comprising Fe is carburized or carbonitrided, and then shot peening is performed. Yes.
  • Patent Document 3 contains elements such as Cr: 0.40 to 1.50%, Si: 0.10% or less, and if necessary, Ni: 2.50% or less, Mo: 0.40% or less Nb: one or more of 0.005 to 0.025%, and the balance being substantially made of “steel for gears used by carburizing” is disclosed.
  • Patent Document 4 includes "steel for gears with excellent tooth surface strength" containing elements such as Si: 1.0% or less, Cr: 1.50 to 5.0%, and the balance consisting of Fe and impurities, Carburizing quenching tempering or carbonitriding quenching tempering using gear steel is performed, or, if necessary, after the surface hardening treatment, shot peening is further performed. It is disclosed.
  • Patent Document 5 contains elements such as Si: 0.35 to 3.0%, Cr: 0.3 to 5.0%, and V: 0.05 to 0.5%.
  • Carburized gear steel containing at least one of 3.0% or less, Mo: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities ing.
  • Patent Document 1 needs to contain Ni: 0.4 to 0.6%, Mo: 0.6 to 1.0%, and Nb: 0.02 to 0.5% as essential elements. is there. For this reason, it cannot fully respond to the demand for the material cost reduction.
  • Patent Document 2 performs shot peening under appropriate conditions. For this reason, as shown in Table 3, an improvement in high cycle bending fatigue strength can be achieved. However, no consideration is given to low cycle bending fatigue. Therefore, it is not possible to sufficiently meet the demand for improvement in low cycle bending fatigue strength associated with weight reduction and downsizing of steel parts.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned present situation, while reducing the content of expensive alloy elements to suppress material costs, while being excellent for steel parts, high cycle bending fatigue strength, low cycle Bending fatigue strength and pitting resistance can be achieved, and sufficient machinability is ensured in the cutting process during component manufacturing, or sufficient cold forgeability is ensured in the net shape forming process. Further, it is possible to suppress the variation in heat treatment strain during carburizing and quenching or carbonitriding and quenching, and a method for manufacturing steel parts, in particular, power transmission parts made of steel such as gears, pulleys, and shafts. It aims at providing the manufacturing method of.
  • the present inventors conducted research and research in order to solve the above-described problems. As a result, the following findings (a) to (n) were obtained.
  • the structure before cutting or net shape forming that is, after hot forging
  • the normalized structure needs to be a stable mixed structure of ferrite and pearlite.
  • bainite the hardness increases and the cutting resistance increases, and the machinability decreases, and the deformation resistance increases and the cold forgeability decreases.
  • the low cycle bending fatigue strength decreases due to the generation of cracks from the surface of the part. For this reason, in order to increase the low cycle bending fatigue strength, the crack initiation strain at the time of loading is suppressed, and the limit strength (hereinafter referred to as “crack initiation strength”) at which cracks are generated in the component surface layer. Two things to raise are important. In order to suppress cracking strain at the time of loading, it is effective to increase the core hardness of the component (the hardness of the fabric of the component).
  • impurities existing at grain boundaries refer to, for example, P segregating at grain boundaries and cementite generated at grain boundaries during carburizing or carbonitriding.
  • Carburizing quenching or carbonitriding quenching is usually performed using oil having a temperature of about 100 to 150 ° C.
  • oil at the above temperature oil at the above temperature is used, film-like cementite may be generated at the grain boundary due to self-tempering during the quenching process.
  • this film-like cementite is present, the grain boundary strength is lowered, so the low cycle bending fatigue strength is not improved.
  • P tends to segregate at the interface between cementite and grain boundaries, and the grain boundary strength further decreases, so the low cycle bending fatigue strength does not improve.
  • High cycle bending fatigue strength can also be improved by increasing the surface hardness of the part. Furthermore, the increase in the surface hardness of the component leads to an increase in the pitting resistance.
  • the incompletely quenched structure generated in the vicinity of the grain boundary oxide in the part surface layer is pearlite and / or bainite.
  • the formation of pearlite during the cooling of the carburizing quenching or the carbonitriding quenching occurs when the temperature of 500 to 600 ° C. is slowly cooled. For this reason, the production
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention lies in the method of manufacturing a steel part shown below.
  • Step 1 A process of carburizing or carbonitriding while maintaining a carburizing atmosphere or carbonitriding atmosphere at a temperature of 850 to 1000 ° C.
  • step 2 The carburizing or carbonitriding treatment in step 1 is performed in the carburizing atmosphere or carbonitriding atmosphere at a temperature of 800 to 900 ° C. following the holding in the carburizing atmosphere or carbonitriding atmosphere at a temperature of 850 to 1000 ° C. Characterized by consisting of holding, The manufacturing method of the steel components as described in said (1).
  • the steel material is replaced by a part of Fe in mass%, Nb: 0.08% or less, The manufacturing method of the steel components as described in said (1) or (2).
  • impurities in “Fe and impurities” as the remainder refers to those mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • the holding in the carburizing atmosphere or the carbonitriding atmosphere at a temperature of 800 to 900 ° C. following the holding in the carburizing atmosphere or the carbonitriding atmosphere at a temperature of 850 to 1000 ° C. refers to so-called “heat treatment for quenching”.
  • the present invention despite having a low content of expensive alloy elements, it has excellent high cycle bending fatigue strength, low cycle bending fatigue strength and anti-pitting strength, and in the cutting process during production. Sufficient machinability or sufficient cold forgeability in the net shape forming process can be ensured, and a steel part in which variation in heat treatment strain during carburizing or carbonitriding and quenching is suppressed can be obtained.
  • C Chemical composition of steel: 0.15-0.25%
  • C is an essential element for securing the core strength (strength of the dough) of carburized and carbonitrided steel parts, and a content of 0.15% or more is necessary.
  • the C content is set to 0.15 to 0.25%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.16%, and the upper limit is preferably 0.23%.
  • Si 0.01 to 0.10% Si increases the grain boundary oxidation depth during carburizing or carbonitriding. In particular, when the content exceeds 0.10%, the grain boundary oxidation depth is greatly increased, the bending fatigue strength is lowered, and the object of the present invention cannot be achieved. However, in mass production, it is difficult to make the Si content less than 0.01%. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 0.10%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.09%. In consideration of the manufacturing cost during mass production, the lower limit of the Si content is preferably 0.03%.
  • Mn 0.50 to 0.80% Mn has a large effect of improving hardenability, and is an essential element for securing the core strength of the parts when carburized or carbonitrided and quenched, and a content of 0.50% or more is required. However, if the content of Mn increases and exceeds 0.80%, not only the effect is saturated, but also the machinability in the cutting process is significantly reduced, and cold forgeability at the time of net shape forming The decrease is also remarkable. Therefore, the Mn content is set to 0.50 to 0.80%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.55%, and the upper limit is preferably 0.75%.
  • S 0.003 to 0.030% S combines with Mn to form MnS and improves machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the S content increases, coarse MnS tends to be generated, and the low cycle bending fatigue strength tends to be reduced. In particular, when the S content exceeds 0.030%, the low cycle bending fatigue is likely to occur. The decrease in strength becomes significant. Therefore, the S content is set to 0.003 to 0.030%.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.005%, and the upper limit is preferably 0.020%.
  • Cr 0.80 to 1.20% Cr has a great effect of improving hardenability and temper softening resistance, and is an element effective for improving bending fatigue strength and pitting resistance.
  • the Cr content is less than 0.80%, the above-mentioned effects are not sufficient, and good bending fatigue strength and anti-pitting strength targeted by the present invention cannot be obtained.
  • the Cr content exceeds 1.20%, a structure before cutting or a structure before net shape forming, that is, a structure after hot forging, or a normalizing treatment after hot forging is performed. In some cases, bainite is likely to be formed in the normalized structure.
  • the Cr content is set to 0.80 to 1.20%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.90%, and the upper limit is preferably 1.10%.
  • Mo 0.30 to 0.45%
  • Mo has a large effect of enhancing hardenability and temper softening resistance, and is an element effective for improving high cycle bending fatigue strength, low cycle bending fatigue strength, and pitting resistance.
  • Mo content is less than 0.30%, the formation of pearlite in the vicinity of the grain boundary oxide cannot be suppressed, and therefore, the high cycle bending fatigue strength and the pitting resistance which are the object of the present invention are obtained. I can't.
  • the Mo content exceeds 0.45%, the structure before cutting or net shape forming, that is, the structure after hot forging, or when normalizing treatment is performed after hot forging is performed. It becomes easy to produce bainite in the later structure.
  • the Mo content is set to 0.30 to 0.45%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.31%, and the upper limit is preferably 0.40%.
  • Al 0.015 to 0.050%
  • Al has a deoxidizing action. Further, Al combines with N to form AlN, and is an element effective for preventing coarsening of austenite grains during carburizing or carbonitriding. However, if the Al content is less than 0.015%, the austenite grains cannot be stably coarsened, and if coarse, the high cycle bending fatigue strength and the low cycle bending fatigue strength decrease. On the other hand, if the Al content exceeds 0.050%, it becomes easy to form a coarse oxide, and the bending fatigue strength decreases. Therefore, the Al content is set to 0.015 to 0.050%. The lower limit of the Al content is preferably 0.016%, and the upper limit is preferably 0.040%.
  • N 0.010 to 0.025%
  • N combines with Al to form AlN
  • N combines with Nb to form NbN.
  • the above AlN and NbN are effective in preventing austenite grain coarsening during carburizing or carbonitriding.
  • the N content is less than 0.010%, the formation of the nitride becomes unstable, and thus austenite grains cannot be stably coarsened.
  • the N content exceeds 0.025%, stable production in mass production in the steel making process becomes difficult. Therefore, the N content is set to 0.010 to 0.025%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.011%, and the upper limit is preferably 0.022%.
  • fn 1.3 to 2.4
  • Fn represented by the formula must be 1.3 to 2.4.
  • C and Mn in the formula (1) mean the content of the element in mass%.
  • the ratio of Cr and Mn content is fn.
  • the effect can be used effectively by managing it within a specific range.
  • fn is less than 1.3
  • grain boundary oxidation due to Mn becomes remarkable, and thus the effect of reducing the grain boundary oxidation depth by reducing the Si content cannot be sufficiently obtained.
  • fn exceeds 2.4
  • the effect of reducing the grain boundary oxidation depth is saturated.
  • Fn is preferably set to a lower limit of 1.4 and an upper limit of 2.2 in the Cr and Mn content ranges already described.
  • One of the chemical compositions of the steel material used in the production method of the present invention is that, in addition to the above elements, the balance consists of Fe and impurities, and P and O in the impurities are P: 0.010% or less and O: 0.0. 0020% or less.
  • impurities in “Fe and impurities” as the balance are, for example, P mixed from ore as a raw material when manufacturing steel materials industrially, Cu and Ni mixed from scrap, or from the manufacturing environment For example, O (oxygen) is mixed.
  • P 0.010% or less
  • P is an element that easily segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, when its content exceeds 0.010%, the low cycle bending fatigue strength is lowered. Therefore, the content of P in the impurities is set to 0.010% or less.
  • the content of P in the impurities is preferably 0.008% or less.
  • O 0.0020% or less O tends to bond with Al to form hard oxide inclusions and lower the bending fatigue strength.
  • the content of O in the impurities is set to 0.0020% or less.
  • the lower limit is about 0.0010% considering the cost in the steelmaking process.
  • Another one of the chemical composition of the steel material used in the production method of the present invention is one containing Nb instead of a part of the above-mentioned Fe.
  • Nb which is an arbitrary element and the reason for limiting the content
  • Nb 0.08% or less Nb easily forms NbC, NbN, Nb (C, N) by combining with C and N, and supplements the above-described prevention of coarsening of austenite grains during carburizing or carbonitriding with AlN. It is an effective element. For this reason, you may contain Nb. However, if the Nb content increases and exceeds 0.08%, the effect of preventing austenite grain coarsening is rather lowered. Therefore, an upper limit is set for the amount of Nb in the case of inclusion, and it is set to 0.08% or less. When Nb is contained, the amount of Nb is preferably 0.06% or less.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • Step 1 A process of carburizing or carbonitriding while maintaining a carburizing atmosphere or carbonitriding atmosphere at a temperature of 850 to 1000 ° C.
  • Step 2 A process of quenching the carburized or carbonitrided steel using a quenching oil having a temperature of 40 to 80 ° C. and a kinematic viscosity at 40 ° C. of 20 to 25 mm 2 / s.
  • the steel part according to the present invention is manufactured, for example, by the following process.
  • steel satisfying the chemical composition described in the section (A) is melted, cast, ingot-rolled, etc., and then hot-rolled steel bar or wire is manufactured by hot rolling as the final step.
  • the hot-rolled steel bar or wire is hot-forged to roughly form an intermediate product having a predetermined shape.
  • a cutting process is performed on a predetermined part shape with respect to the intermediate product subjected to the rough molding or to the intermediate product further subjected to the normalizing process after the rough molding.
  • the rough-formed intermediate product is subjected to a normalizing treatment as necessary instead of the above-described cutting process, and then subjected to net shape molding by cold forging.
  • Carburizing quenching or carbonitriding quenching is performed in the order of Step 1 and Step 2 on the intermediate product after the above cutting or net shape molding.
  • Tempering may be performed after the carburizing quenching or carbonitriding quenching.
  • shot peening and / or surface grinding may be performed after performing the above carburizing quenching or carbonitriding quenching.
  • the above tempering may be further performed, and then shot peening and / or surface grinding may be performed.
  • the hot-rolled steel bar or wire satisfies the chemical composition described in the item (A), for example, steel melting, casting, ingot rolling, hot rolling, etc. What is necessary is just to manufacture a hot-rolled steel bar or a wire.
  • an intermediate having a predetermined shape depending on general conditions such as a temperature for heating a hot forged material (the hot rolled steel bar or wire), a forging degree, a forging finishing temperature, and a cooling condition after forging. What is necessary is just to roughly mold the product.
  • the conditions for carrying out the normalizing process on the roughly formed intermediate product are not particularly limited, and the normalizing process may be performed by a general method.
  • the conditions for cutting into a predetermined part shape for the intermediate product that has been roughly molded or the intermediate product that has been subjected to normalization after the rough molding need not be particularly limited. It is sufficient to perform cutting by a simple method.
  • the conditions for performing net forging into a predetermined part shape by performing cold forging are also included.
  • net shape molding may be performed by a general method.
  • Step 1 and Step 2 it is necessary to sequentially perform the processing of Step 1 and Step 2 for the intermediate product that has been cut or the net product that has been net-shaped.
  • the treatment for carburizing or carbonitriding in step 1 is carried out in a carburizing atmosphere or carbonitriding atmosphere at a temperature of 850 to 1000 ° C., followed by the carburizing atmosphere or carbonitriding atmosphere at a temperature of 800 to 900 ° C. It may consist of holding in.
  • tempering may be performed at a temperature of 100 to 200 ° C. as necessary.
  • the above tempering is not particularly limited as long as the temperature is 100 to 200 ° C., and may be tempered by a general method.
  • shot peening and / or surface grinding may be further performed.
  • the above-mentioned shot peening conditions are not particularly limited, and may be shot peened by a general method.
  • the surface grinding conditions need not be particularly limited, and may be surface ground by a general method.
  • the intermediate product is subjected to the carburizing or carbonitriding while maintaining the treatment in Step 1, that is, the carburizing atmosphere or the carbonitriding atmosphere at a temperature of 850 to 1000 ° C.
  • the lower limit of the holding temperature is preferably 900 ° C.
  • the upper limit is preferably 980 ° C.
  • the time for holding at the above carburizing atmosphere temperature or carbonitriding atmosphere temperature depends on the required hardened layer depth, but may be, for example, about 2 to 15 hours.
  • the carbon potential in the carburizing atmosphere is not particularly limited, and may be determined as appropriate from the viewpoint of the target surface carbon concentration, effective hardened layer depth, efficient operation, and the like.
  • Carburization includes, for example, endothermic so-called “RX gas” which is a mixed gas of CO, H 2 and N 2 which is modified by mixing hydrocarbon gas such as butane and propane with air, but also so-called butane and propane.
  • RX gas a mixed gas of CO, H 2 and N 2 which is modified by mixing hydrocarbon gas such as butane and propane with air, but also so-called butane and propane.
  • Gas carburizing in which carburizing is performed using an atmosphere to which a gas called “enrich gas” is added can be applied. In this case, the carbon potential can be controlled solely by the amount of enriched gas added.
  • the carbon potential and nitrogen potential in the carbonitriding atmosphere are not particularly limited, and may be appropriately determined from the viewpoint of the target surface carbon concentration, surface nitrogen concentration, effective hardened layer depth, and efficient operation. That's fine.
  • Carbonitriding can be applied by “gas carbonitriding” in which carbonitriding is performed using an atmosphere in which ammonia is added to the above carburizing gas.
  • the carbon potential and the nitrogen potential can be controlled by the addition amounts of the enriched gas and the ammonia gas, respectively.
  • the holding in the carburizing atmosphere or the carbonitriding atmosphere at a temperature of 850 to 1000 ° C. if the holding in the carburizing atmosphere or the carbonitriding atmosphere at a temperature of 800 to 900 ° C. is performed as a heat treatment for quenching, Stable carburization or carbonitriding can be performed with a reduced amount of heat treatment strain.
  • the lower limit of the heat treatment temperature for quenching is preferably 830 ° C, and the upper limit is preferably 880 ° C.
  • the holding time in the carburizing atmosphere or carbonitriding atmosphere at 800 to 900 ° C. may be, for example, about 0.5 to 2 hours.
  • the carbon potential in the carburizing atmosphere during the heat treatment for quenching is not particularly limited, and may be appropriately determined from the viewpoint of the target surface carbon concentration, effective hardened layer depth, and efficient operation. .
  • the carbon potential and nitrogen potential in the carbonitriding atmosphere during the heat treatment for quenching need not be particularly limited, and target surface carbon concentration, surface nitrogen concentration, effective hardened layer depth and efficient What is necessary is just to determine suitably from viewpoints, such as operation.
  • quenching oil having a temperature of 40 to 80 ° C. during carburizing or carbonitriding.
  • a preferable upper limit of the temperature of the quenching oil is 60 ° C.
  • the kinematic viscosity of the quenching oil at 40 ° C. is set to 20 to 25 mm 2 / s.
  • the kinematic viscosity at a temperature as low as 40 ° C. is as large as 100 mm 2 / s or more. For this reason, at the oil temperature of 40 to 80 ° C., the fluidity is low and the effect of convection stirring of the oil is small. Therefore, the difference in cooling ability occurs between the upper and lower positions of the oil tank, and the heat treatment distortion variation increases.
  • the preferable lower limit of the kinematic viscosity at 40 ° C. of the quenching oil is 21 mm 2 / s, and the preferable upper limit is 24 mm 2 / s.
  • Example 1 Steels a to e having the chemical compositions shown in Table 1 were melted in a 180 kg vacuum melting furnace, then cast into a mold having a diameter of 210 mm to obtain an ingot, and cooled to room temperature.
  • the steel d in Table 1 is a steel whose chemical composition is within the range specified by the present invention.
  • steels a to c and steel e are comparative steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
  • the steel e is a high Ni-high Mo steel.
  • the ingots of the steels a to e were held at 1250 ° C. for 120 minutes, then hot forged, finished into a steel bar having a diameter of 70 mm at a temperature of 1000 ° C. or higher, and allowed to cool to room temperature in the atmosphere.
  • test pieces for measuring the amount of variation in heat treatment strain variation in the shape shown in FIG. 1 were produced for each steel from the center of the steel bar.
  • the test piece was extract
  • the amount of quenching strain variation during carburizing and quenching was evaluated using the above test pieces.
  • the spacing of part A in FIG. 1 is measured in advance with a micrometer before carburizing and quenching at the upper left back, center, and lower right front of the heat treatment basket.
  • Five test pieces were arranged and carburized and quenched in a batch-type gas carburizing furnace. After quenching, tempering was performed. Note that “1”, “2”, and “3” in FIG. 2 respectively represent “upper left rear”, “center”, and “lower right front” at positions arranged in the basket.
  • Fig. 3 shows the heat pattern of the above "carburizing and tempering".
  • Cp represents “carbon potential”.
  • OQ represents “oil quenching” and was performed using oils having the conditions [i] to [iv] shown in Table 2. Cooling after tempering was allowed to cool in the atmosphere, and was represented as “AC” in FIG.
  • the distance between the A parts was measured with a micrometer, and the difference in the A part before and after the “carburizing and quenching” was determined.
  • the average value of the A-part interval difference of each of five (total 15) test pieces arranged at positions 1 to 3 of the heat treatment basket was defined as the strain amount.
  • interval difference of the said 15 test pieces was computed, and quenching distortion variation was evaluated.
  • one piece is arbitrarily selected for each condition from the test pieces measured with a micrometer at the interval of A part, and the B part in FIG.
  • a microscope observe the outer surface of the B section cross section at a magnification of 1000 times, further corrode with nital, and using a scanning electron microscope (hereinafter referred to as “SEM”) at a magnification of 3000 times. The surface layer was observed.
  • SEM scanning electron microscope
  • the grain boundary oxidation depth was measured by observation with an optical microscope at a magnification of 1000 times.
  • the presence or absence of an incompletely quenched structure particularly in the structure near the grain boundary oxide was investigated.
  • strain amount refers to the average value of the interval differences of 15 parts A in total, 5 at each of positions 1 to 3.
  • grain boundary oxidation depth refers to the maximum grain boundary oxidation depth observed in part B.
  • the incompletely hardened structure is as follows.
  • the grain boundary oxidation depth is shallow at 4.7 to 5.5 ⁇ m regardless of the condition of the quenching oil in the case of steel d whose chemical composition is within the range specified in the present invention.
  • the grain boundary oxidation depth is as large as 11.1 ⁇ m or more, compared with the case of steel d. Inferior.
  • Example 2 Steels 1 to 31 having the chemical compositions shown in Tables 4 and 5 were melted in a 180 kg vacuum melting furnace, then cast into a mold having a diameter of 210 mm to obtain an ingot, and cooled to room temperature.
  • steels 1 to 13 in Table 4 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • steels 14 to 31 in Tables 4 and 5 are comparative steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
  • steel 15 is steel corresponding to SCr420 defined in JIS G 4053 (2008).
  • the ingots of steels 1 to 31 were held at 1250 ° C. for 120 minutes, then hot forged, finished into a steel bar having a diameter of 35 mm at a temperature of 1000 ° C. or higher, and allowed to cool to room temperature in the atmosphere.
  • Each round bar having a diameter of 10 mm, 20 mm and 30 mm and a length of 100 mm was cut out from the center part of the steel bar after normalization having a diameter of 35 mm obtained in this way.
  • the above-mentioned round bars having a diameter of 10 mm, 20 mm and 30 mm and having a length of 100 mm were further subjected to “normalization” which was kept at 925 ° C. for 60 minutes and then allowed to cool to room temperature in the atmosphere.
  • the cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. during the cooling was 0.8 to 1.2 ° C./s.
  • Each round bar after normalization having a diameter of 10 mm, 20 mm, and 30 mm was mirror-polished across the position of 50 mm in length, and the Vickers hardness at 2.5 mm, 5 mm, and 7.5 mm position from the center was 4 respectively.
  • Each point was measured with a Vickers hardness tester in accordance with “Vickers hardness test-test method” described in JIS Z 2244 (2009).
  • the test force was 9.8N.
  • HV Vickers hardness
  • test piece produced as described above was subjected to an ono type rotary bending fatigue test, a four-point bending fatigue test, a roller pitching test, and surface layer observation using an SEM.
  • test code T in Table 6 for the notched portion of the Ono type rotating bending fatigue test piece and the four-point bending fatigue test piece subjected to “carburizing quenching and tempering”, the diameter of the roller pitching small roller test piece is 26 mm.
  • the roller pitching large roller test piece having the shape shown in FIG. 7 used for the roller pitching test is a general manufacturing process using SCM420H defined in JIS G 4052 (2008). It was produced by the steps of “processing, eutectoid carburizing by gas carburizing furnace, low temperature tempering and polishing”.
  • the target was that there was no incompletely quenched structure in the surface layer.
  • test results were standardized with 100 ⁇ 10 7 rotation bending fatigue strength of test code V in Table 6 using steel 15 corresponding to SCr420 defined in JIS G 4053 (2008) as 100. And the thing whose rotation bending fatigue strength exceeds 1.15 times of evaluation criteria, ie, exceeds 115, was considered to be excellent in high cycle bending fatigue strength.
  • ⁇ C> Four-point bending fatigue test A four-point bending fatigue test was performed using two four-point bending fatigue test pieces by the method shown in FIG. With regard to the test load, the maximum load was 10 kN, the minimum load was 1 kN, the number of repetitions until breaking at a repetition rate of 20 Hz was investigated, and “low cycle bending fatigue strength” was evaluated.
  • test results were normalized with the rupture life of test code V using steel 15 corresponding to the above-mentioned SCr420 as 100. And the thing whose fracture life becomes 2 times or more of the evaluation criteria, that is, 200 or more, is excellent in low cycle fatigue strength.
  • roller pitching test As shown in FIG. 9, the roller pitching test was performed under the conditions shown below using a combination of a roller pitching small roller test piece having the shape shown in FIG. 6 and a roller pitching large roller having the shape shown in FIG.
  • test results were standardized with the anti-pitting strength of test code V using steel 15 corresponding to the above-mentioned SCr420 as 100. And it was supposed that the pitching strength was 1.20 times or more of the evaluation standard, that is, 120 or more, excellent in the pitching strength.
  • the lubrication was performed by jetting the lubricating oil onto the contact portion between the roller pitching small roller test piece and the roller pitching large roller test piece.
  • slip rate refers to a value calculated by the following formula. ⁇ (V2-V1) / V2 ⁇ ⁇ 100.
  • Table 6 summarizes the above test results.
  • HV after normalization column in Table 6, the highest value of HV measured for round bars having diameters of 10 mm, 20 mm, and 30 mm for each test code is shown.
  • the target hardness, surface layer structure, high cycle bending fatigue strength, low cycle bending fatigue strength and pitting fatigue resistance One or more of the characteristics are not obtained.
  • the quenching oil conditions are within the range defined by the present invention
  • the chemical compositions of the steels 14 to 31 used are all defined by the present invention. Out of condition. For this reason, one or more characteristics of hardness, surface layer structure, high cycle bending fatigue strength, low cycle bending fatigue strength, and pitting fatigue strength have not reached the target.
  • the present invention despite having a low content of expensive alloy elements, it has excellent high cycle bending fatigue strength, low cycle bending fatigue strength and anti-pitting strength, and in the cutting process during production. Sufficient machinability or sufficient cold forgeability in the net shape forming process can be ensured, and a steel part in which variation in heat treatment strain during carburizing or carbonitriding and quenching is suppressed can be obtained.

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Abstract

　質量％で、C：0.15～0.25％、Si：0.01～0.10％、Mn：0.50～0.80％、S：0.003～0.030％、Cr：0.80～1.20％、Mo：0.30～0.45％、Al：0.015～0.050％、N：0.010～0.025％を含み、更に必要に応じて、Nb≦0.08％を含み、残部がFe及び不純物からなり、1.3≦Cr／Mn≦2.4であり、不純物中のP及びOが、P≦0.010％、O≦0.0020％である鋼材に、(1)温度が850～1000℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気に保持して、浸炭または浸炭窒化を施す処理と、(2)当該浸炭または浸炭窒化の施された鋼材に対して、温度が40～80℃で、かつ40℃における動粘度が20～25mm２／sである焼入れ油を用いて焼入れを行う処理とを順に施すことによって、優れた、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング強度を有するとともに、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ時の熱処理ひずみのバラツキが抑制された鋼製部品を製造することができる。

Description

鋼製部品の製造方法
　本発明は、鋼製部品の製造方法に関する。詳しくは、本発明は、切削加工工程における被削性またはネットシェイプ成形時の冷間鍛造性に優れ、かつ浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ後の高サイクルおよび低サイクルの曲げ疲労強度、ならびに耐ピッチング強度に優れた、鋼製の動力伝達部品の製造方法に関する。
　自動車および産業機械の鋼製部品、なかでも動力伝達部品として使用される鋼製の歯車、プーリ、シャフト等には、通常、高周波焼入れ、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ等の「表面硬化処理」が施される。
　上記のうちで、「高周波焼入れ」は、Ａｃ３点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱した後、冷却して焼入れする処理である。高周波焼入れは、硬化層深さの調整が比較的容易であるという長所を有する。必要な表面硬さ、硬化層深さおよび芯部硬さを得るために、被処理材には、例えば、ＪＩＳ　Ｇ　４０５１（２００９）に規定されたＳ４５Ｃ、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されたＳＣｒ４４０等の中炭素鋼を使用するのが一般的である。
　しかしながら、中炭素鋼は素材硬さが低炭素鋼に比べて高いため、切削加工工程における被削性に劣るとともに、ネットシェイプ成形時の冷間鍛造性にも劣る。加えて、高周波焼入れの場合には、部品ごとに高周波加熱コイルを作製しなければならないという問題もある。
　このため、上記鋼製部品の表面硬化処理として、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを用いることが増えている。
　表面硬化処理として浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを用いる場合、上記の鋼製部品は、例えば、次に示す方法によって製造される。
　〈１〉機械構造用鋼からなる圧延棒鋼または線材を準備する。上記の機械構造用鋼としては、高周波焼入れに用いる鋼に比べてＣ含有量が低い鋼、例えば、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０およびＳＮＣＭ４２０等が用いられる。
　〈２〉準備した圧延棒鋼または線材を熱間鍛造して中間製品に粗成形する。
　〈３〉上記〈２〉の粗成形した中間製品に対して、必要に応じて焼準処理を実施した後、切削加工を施す。
　〈３’〉上記〈２〉の粗成形した中間製品に対して、必要に応じて焼準処理を実施した後、冷間鍛造によるネットシェイプ成形を施すこともある。
　〈４〉切削加工またはネットシェイプ成形を施した中間製品に対して、表面硬化処理として浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを行い、必要に応じて、さらに２００℃以下の温度で焼戻しを実施して、前記鋼製部品を得る。
　〈５〉上記〈４〉の表面硬化処理の後、または焼戻しの後、さらに、ショットピーニングおよび／または表面研削を施して鋼製部品を得ることもある。
　近年、例えば、自動車および産業機械の燃費を向上させるために、または、エンジンの高出力化を実現するために、鋼製部品の軽量化および小型化が進んでいる。しかし、軽量化および小型化によって、鋼製部品にかかる負荷は増大する傾向にある。そのため、鋼製部品には、高サイクル域での曲げ疲労強度の向上ならびに、低サイクル域での曲げ疲労強度および耐ピッチング強度の向上が求められている。
　具体的には、例えば、自動車用歯車の場合、歯元においては、定常運転時等での歯元折損を抑制する点から、負荷繰返し数１．０×１０７回程度の高サイクル域でのより大きい曲げ疲労強度が要求され、また、運転開始時に入力される大負荷での歯元折損を抑制する点から、負荷繰返し数１．０×１０５回程度の低サイクル域でのより大きい曲げ疲労強度も要求されている。さらに、歯面においては、歯車噛み合い時の騒音抑制およびはく離部を起点とした歯の折損を抑制する点から、より大きい耐ピッチング強度が要求されている。
　以下、上記の高サイクル域での曲げ疲労強度を「高サイクル曲げ疲労強度」といい、低サイクル域での曲げ疲労強度を「低サイクル曲げ疲労強度」という。
　こうした要求に応えるために、上記ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定された機械構造用鋼に比べて合金元素を多く含有した鋼を用いて、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れによって表面硬化処理を施す技術および、表面硬化処理後さらにショットピーニングを施す技術が提案されている。
　特許文献１に、Ｓｉ：０．１％以下、Ｎｉ：０．４～０．６％、Ｍｏ：０．６～１．０％およびＮｂ：０．０２～０．５％などの元素を含み、残部はＦｅであり、浸炭異常層が６μｍ以下で、Ｎｏ．９以上の結晶粒度を有する素材によって構成された「歯車」が開示されている。
　特許文献２に、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．０６％以上０．１５％未満、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｃｒ：０．９０～１．２０％、Ｍｏ：０．３０％を超えて０．５０％以下で、残部がＦｅからなる鋼を、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れし、次いでショットピーニングを施す「熱処理鋼部品の製造方法」が開示されている。
　特許文献３に、Ｃｒ：０．４０～１．５０％、Ｓｉ：０．１０％以下などの元素を含み、必要に応じてさらに、Ｎｉ：２．５０％以下、Ｍｏ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０２５％のうちの１種以上を含有し、残部が実質上Ｆｅからなる「浸炭処理して用いる歯車用鋼」が開示されている。
　特許文献４に、Ｓｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．５０～５．０％などの元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる「歯面強度の優れた歯車用鋼」および、該歯車用鋼を用いて浸炭焼入れ焼戻しまたは浸炭窒化焼入れ焼戻しの表面硬化処理を行うか、必要に応じて該表面硬化処理後、さらにショットピーニングを行う「歯面強度の優れた歯車の製造方法」が開示されている。
　特許文献５に、Ｓｉ：０．３５～３．０％、Ｃｒ：０．３～５．０％、Ｖ：０．０５～０．５％などの元素を含み、必要に応じてさらに、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる「浸炭歯車用鋼」が開示されている。
特開平６－３０６５７２号公報 特開昭６４－３１９２７号公報 特開昭６０－２１３５９号公報 特開平７－２４２９９４号公報 特開平７－１２６８０３号公報
　一般に、鋼は、合金元素含有量の増加に伴って硬さが高くなるので、被削性の低下が生じ、ネットシェイプ成形時の冷間鍛造性も低下する。これは、特許文献１～５で提案された合金元素を多く含有する鋼においても同様である。
　したがって、特許文献１～５で提案された鋼を用いる場合には、鋼製部品製造の切削加工工程における被削性の低下を避けるために、あるいは、ネットシェイプ成形時の冷間鍛造性の低下を避けるために、切削加工またはネットシェイプ成形の前に、軟化熱処理の工程を追加する必要がある。このため、工程が増加して生産性の低下を招くことに加えて、部品製造コストも上昇してしまう。
　さらに、近年の合金元素の高騰に鑑みて、特に、ＮｉおよびＭｏの含有量を少なくして、素材コストを低減したいという要望が大きくなっている。
　特許文献１で提案された技術は、Ｎｉ：０．４～０．６％、Ｍｏ：０．６～１．０％およびＮｂ：０．０２～０．５％を必須の元素として含む必要がある。このため、上記素材コスト低減という要望に対しても十分には応えることができない。
　特許文献２で提案された技術は、適正条件でショットピーニングを施すものである。このため、その表３に示されているように、高サイクル曲げ疲労強度の向上は達成できる。しかしながら、低サイクル曲げ疲労については配慮されていない。したがって、鋼製部品の軽量化および小型化に伴う低サイクル曲げ疲労強度の向上という要望に対しても十分には応えることができない。
　特許文献３～５で提案された技術によれば、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れによって、良好な曲げ疲労強度および面疲労強度を達成することはできる。しかしながら、前述のように被削性の低下またはネットシェイプ成形時の冷間鍛造性の低下を避けることが難しい。つまり、相反する特性である曲げ疲労強度および面疲労強度と、被削性または冷間鍛造性とを、高いレベルで両立させることはできない。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、素材コスト抑制のために高価な合金元素の含有量を少なくする一方、鋼製部品に対しては優れた、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング強度を具備させることができ、しかも、部品製造時の、切削加工工程においては十分な被削性を、あるいは、ネットシェイプ成形工程においては十分な冷間鍛造性を、確保することが可能であり、さらに、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ時の熱処理ひずみのバラツキを抑制することも可能な、鋼製部品の製造方法、なかでも歯車、プーリ、シャフト等鋼製の動力伝達部品の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、調査、研究を重ねた。その結果、下記（ａ）～（ｎ）の知見を得た。
　（ａ）切削加工時に良好な被削性を、あるいは、ネットシェイプ成形時に良好な冷間鍛造性を、確保するためには、切削加工あるいはネットシェイプ成形する前の組織、すなわち、熱間鍛造後の組織、または熱間鍛造後に焼準処理を施す場合には焼準後の組織が、安定的にフェライトとパーライトとの混合組織である必要がある。ベイナイトが混じると、硬さが増大して切削抵抗が高くなって被削性が低下し、また、変形抵抗が高くなって冷間鍛造性が低下する。
　（ｂ）部品表層からき裂が発生することによって低サイクル曲げ疲労強度が低下する。このため、低サイクル曲げ疲労強度を高めるには、負荷時のき裂発生ひずみを抑制することと、部品表層においてき裂が発生する限界の強度（以下、「き裂発生強度」という。）を高めることの２つが重要である。負荷時のき裂発生ひずみを抑制するためには、部品の芯部硬さ（部品の生地の硬さ）を増大させることが有効である。
　（ｃ）部品の芯部硬さを増大させるためには、Ｍｏおよび／またはＮｉの含有量を高めることが効果的である。しかし、これらの元素の含有量が高すぎると、熱間鍛造後の組織、または熱間鍛造後に焼準処理を施す場合には焼準後の組織に、ベイナイトが混じりやすくなるので、被削性および冷間鍛造性が低下する。このため、低サイクル曲げ疲労強度と、被削性あるいは冷間鍛造性とを、高いレベルで両立させることは難しい。すなわち、芯部硬さの増大は、他の手段で実現することが重要である。
　（ｄ）部品表層におけるき裂発生強度を高めるためには、第１に、粒界酸化深さを低減することが重要である。このためには、Ｓｉ含有量を低減することが有効であるが、それだけでは不十分であり、ＣｒとＭｎの含有量の比、つまり「Ｃｒ／Ｍｎ」の範囲も管理する必要がある。
　（ｅ）部品表層におけるき裂発生強度を高めるためには、粒界に存在する不純物を低減することも必要である。上記の「粒界に存在する不純物」とは、例えば、粒界に偏析するＰおよび、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れの際に粒界に生じるセメンタイトなどを指す。
　（ｆ）浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れは、通常、温度が１００～１５０℃程度の油を用いて行われる。しかしながら、上記温度の油を用いた場合には、焼入れ処理中に自己焼戻しを受けて、粒界にフィルム状のセメンタイトが生成することがある。このフィルム状のセメンタイトが存在すると粒界強度が低下するので、低サイクル曲げ疲労強度が向上しない。しかも、自己焼戻しを受けた鋼を２００℃程度の温度で焼戻しすると、Ｐがセメンタイトと粒界の界面に偏析しやすくなり、一層粒界強度が低下するので、低サイクル曲げ疲労強度が向上しない。すなわち、低サイクル曲げ疲労強度を高めるためには、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ中に自己焼戻しを受けないように急冷することが重要である。浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れの際に急冷することができれば、ＭｏおよびＮｉの含有量をそれほど高くしなくても芯部硬さを増大することもできる。
　（ｇ）低サイクル曲げ疲労強度の場合と同様に、部品表層におけるき裂発生強度を高めることによって、高サイクル曲げ疲労強度が向上する。したがって、高サイクル曲げ疲労強度を高めるためには、粒界酸化深さを低減する必要がある。つまり、前述のＳｉ含有量の低減に加えて、ＣｒとＭｎの含有量の比、つまり「Ｃｒ／Ｍｎ」の範囲を管理する必要がある。
　（ｈ）部品の表層硬さを増大することによっても、高サイクル曲げ疲労強度を向上させることができる。さらに、部品の表層硬さの増大は、耐ピッチング強度を高めることにもつながる。
　（ｉ）部品の表層硬さを増大するためには、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ時に生じる部品表層部の粒界酸化物近傍における不完全焼入れ組織を低減するのがよい。
　（ｊ）部品表層部の粒界酸化物近傍に生じる不完全焼入れ組織は、パーライトおよび／またはベイナイトである。浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れの冷却中にパーライトが生じるのは、５００～６００℃付近を緩冷却したときである。このため、上記の温度域を急冷することでパーライトの生成を抑制することができる。
　（ｋ）部品は焼入れ時に、「膜沸騰熱伝達」、「核沸騰熱伝達」および「対流熱伝達」の各段階を経て冷却される。上記３つの段階のうちで最も冷却能が高いのは「核沸騰熱伝達」である。このため、「核沸騰熱伝達」の段階を広い温度範囲とすることによって、部品表層部の冷却速度を大きくすることができる。
　（ｌ）「核沸騰熱伝達」の段階の温度範囲を広くするためには、「対流熱伝達」段階の開始温度を低くすることが重要であり、このためには焼入れ油の動粘度を低くする必要がある。「対流熱伝達」段階の開始温度を低くすることにより、マルテンサイト変態が開始する温度であるＭｓ点近傍の冷却速度を大きくすることが可能なため、ベイナイトの生成を抑制することができる。
　（ｍ）焼入れ油の動粘度を変更した場合の懸案事項は、焼入れで生じる熱処理ひずみのバラツキ量である。しかしながら、後述の実施例で一例を示すように、動粘度が低く「対流熱伝達」段階の開始温度が低い焼入れ油を用いた場合でも、焼入れで生じる熱処理ひずみのバラツキ量は、１００～１５０℃程度の温度で用いられる動粘度の高い従来の焼入れ油を用いた場合と同程度である。さらに、動粘度が低く「対流熱伝達」段階の開始温度が低い焼入れ油を用いた場合には、鋼中にＭｏをそれほど含有せず、またＮｉを含有しなくても、部品表層部の粒界酸化物近傍における不完全焼入れ組織の生成を抑制することができる。
　（ｎ）鋼の各成分元素の含有量を特定の範囲に管理したうえで、（ｄ）項で述べたＣｒとＭｎの含有量の比、つまり「Ｃｒ／Ｍｎ」の範囲を特定の範囲に管理することで、次の３項目、つまり、
　［１］素材コストを抑制すること、
　［２］鋼製部品に対して、優れた、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング強度を具備させること、
　［３］部品製造時の、切削加工工程においては十分な被削性を、あるいは、ネットシェイプ成形工程においては十分な冷間鍛造性を、確保すること、
を同時に達成することができる。
　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、下記に示す鋼製部品の製造方法にある。
　（１）質量％で、
Ｃ：０．１５～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．１０％、
Ｍｎ：０．５０～０．８０％、
Ｓ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０．８０～１．２０％、
Ｍｏ：０．３０～０．４５％、
Ａｌ：０．０１５～０．０５０％および
Ｎ：０．０１０～０．０２５％
を含有するとともに、
下記の(1)式で表されるｆｎが１．３～２．４であり、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０１０％以下および
Ｏ：０．００２０％以下
である鋼材に次のステップ１およびステップ２の処理を順に施すことを特徴とする、
鋼製部品の製造方法。
　ステップ１：温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気に保持して、浸炭または浸炭窒化を施す処理。
　ステップ２：当該浸炭または浸炭窒化が施された鋼材に、温度が４０～８０℃で、かつ４０℃における動粘度が２０～２５ｍｍ２／ｓである焼入れ油を用いて焼入れを行う処理。
　ｆｎ＝Ｃｒ／Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式におけるＣｒおよびＭｎは、その元素の質量％での含有量を表す。
　（２）ステップ１の浸炭または浸炭窒化処理が、温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持と該保持に続く、温度が８００～９００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持からなることを特徴とする、
上記（１）に記載の鋼製部品の製造方法。
　（３）鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０８％以下
を含有する、
上記（１）または（２）に記載の鋼製部品の製造方法。
　なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
　温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持に続く、温度が８００～９００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持は、いわゆる「焼入れのための加熱処理」を指す。
　本発明によって、高価な合金元素の含有量が少ないにも拘わらず、優れた、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング強度を有し、しかも、製造時の切削加工工程においては十分な被削性を、あるいは、ネットシェイプ成形工程においては十分な冷間鍛造性を、確保できるとともに、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ時の熱処理ひずみのバラツキが抑制された鋼製部品が得られる。
実施例で用いた熱処理ひずみのバラツキ量測定用試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で行った浸炭焼入れにおいて、図１の熱処理ひずみのバラツキ量測定用試験片をバスケット内に配置した位置を説明する図である。図中の「１」、「２」および「３」はそれぞれ、「左上奥」、「中央」および「右下手前」表す。 実施例で用いた各種の試験片に施した「浸炭焼入れ－焼戻し」のヒートパターンを示す図である。図中の「９３０℃」、「８３０℃」および「１８０℃」はそれぞれ、「浸炭温度」、「焼入れのための加熱温度」および「焼戻し温度」を指す。「Ｃｐ」は、「炭素ポテンシャル」を表す。「ＯＱ」は、「油焼入れ」を表す。焼戻し後の冷却は大気中放冷とし、図では「ＡＣ」と表記した。 高サイクル曲げ疲労強度を評価するために実施例で用いた小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 低サイクル曲げ疲労強度を評価するために実施例で用いた４点曲げ疲労試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラピッチング小ローラ試験片の形状を示す図である。 実施例で用いたローラピッチング大ローラ試験片の形状を示す図である。 実施例で行った低サイクル曲げ疲労強度評価のための「４点曲げ疲労試験」を説明する図である。 実施例で行ったローラピッチング試験を説明する図である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　（Ａ）鋼材の化学組成：
　Ｃ：０．１５～０．２５％
　Ｃは、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れした鋼製部品の芯部強度（生地の強度）を確保するために必須の元素であり、０．１５％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって０．２５％を超えると、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れしたときの部品の変形量（熱処理ひずみ）の増加が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１５～０．２５％とした。Ｃの含有量は、下限を０．１６％とすることが好ましく、また上限を０．２３％とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～０．１０％
　Ｓｉは、浸炭処理または浸炭窒化処理の際、粒界酸化深さを増加させてしまう。特に、その含有量が０．１０％を超えると、粒界酸化深さが大幅に増加して曲げ疲労強度が低下し、本発明の目的が達せられない。しかしながら、量産時、Ｓｉの含有量を０．０１％未満にすることは困難である。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１～０．１０％とした。Ｓｉの含有量は上限を０．０９％とすることが好ましい。なお、量産時の製造コストを考慮すると、Ｓｉ含有量の下限は０．０３％とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．５０～０．８０％
　Ｍｎは、焼入れ性を高める効果が大きく、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れした際の部品の芯部強度を確保するために必須の元素であり、０．５０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなって０．８０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、切削加工工程における被削性の低下が顕著になり、ネットシェイプ成形時の冷間鍛造性の低下も顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０～０．８０％とした。Ｍｎの含有量は、下限を０．５５％とすることが好ましく、また上限を０．７５％とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００３～０．０３０％
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、低サイクル曲げ疲労強度を低下させる傾向があり、特に、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、低サイクル曲げ疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００３～０．０３０％とした。Ｓの含有量は、下限を０．００５％とすることが好ましく、また上限を０．０２０％とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．８０～１．２０％
　Ｃｒは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、曲げ疲労強度および耐ピッチング強度の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．８０％未満では、上記の効果が十分でなく、本発明の目的とする良好な、曲げ疲労強度および耐ピッチング強度が得られない。一方、Ｃｒの含有量が１．２０％を超えると、切削加工する前の組織、あるいはネットシェイプ成形する前の組織、すなわち、熱間鍛造後の組織、または熱間鍛造後に焼準処理を施す場合には焼準後の組織にベイナイトが生成しやすくなる。このため、素材硬さの増加によって、切削抵抗が高くなって被削性が低下し、また、変形抵抗が高くなって冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０．８０～１．２０％とした。Ｃｒの含有量は、下限を０．９０％とすることが好ましく、また上限を１．１０％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．３０～０．４５％
　Ｍｏは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング強度の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．３０％未満では、粒界酸化物近傍におけるパーライトの生成を抑制することができないため、本発明の目的とする良好な高サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング強度が得られない。一方、Ｍｏの含有量が０．４５％を超えると、切削加工あるいはネットシェイプ成形する前の組織、すなわち、熱間鍛造後の組織、または熱間鍛造後に焼準処理を施す場合には焼準後の組織にベイナイトが生成しやすくなる。このため、素材硬さの増加によって、切削抵抗が高くなって被削性が低下し、また、変形抵抗が高くなって冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．３０～０．４５％とした。Ｍｏの含有量は、下限を０．３１％とすることが好ましく、上限を０．４０％とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１５～０．０５０％
　Ａｌは、脱酸作用を有する。Ａｌは、さらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、浸炭時または浸炭窒化時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量が０．０１５％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、粗大化した場合は、高サイクル曲げ疲労強度および低サイクル曲げ疲労強度が低下する。一方、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０１５～０．０５０％とした。Ａｌの含有量は、下限を０．０１６％とすることが好ましく、また上限を０．０４０％とすることが好ましい。
　Ｎ：０．０１０～０．０２５％
　Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、また、Ｎｂと結合してＮｂＮを形成する。上記のＡｌＮおよびＮｂＮは浸炭時または浸炭窒化時のオーステナイト粒粗大化防止に効果を有する。しかし、Ｎの含有量が０．０１０％未満では、上記窒化物の形成が不安定となるため、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、製鋼工程における量産での安定した製造が難しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１０～０．０２５％とした。Ｎの含有量は、下限を０．０１１％とすることが好ましく、また上限を０．０２２％とすることが好ましい。
　ｆｎ：１．３～２．４
　本発明の製造方法で用いる鋼材は、
　ｆｎ＝Ｃｒ／Ｍｎ・・・(1)
で表されるｆｎが１．３～２．４でなければならない。ただし、(1)式におけるＣおよびＭｎは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　粒界酸化深さを低減するためには、既に述べたようにＳｉの含有量を低減することが有効であるが、それだけでは不十分であり、ＣｒとＭｎの含有量の比であるｆｎを特定の範囲に管理することでその効果を有効に利用することができる。ｆｎが１．３未満では、Ｍｎによる粒界酸化が顕著となるため、Ｓｉの含有量を低減することによる粒界酸化深さ低減効果が十分には得られない。一方、ｆｎが２．４を超えても、上記の粒界酸化深さ低減効果は飽和する。
　ｆｎは、既に述べたＣｒとＭｎの含有量の範囲において、下限を１．４とすることが好ましく、また上限を２．２とすることが好ましい。
　本発明の製造方法で用いる鋼材の化学組成の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０１０％以下およびＯ：０．００２０％以下のものである。
　なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石から混入する例えばＰ、スクラップから混入する例えばＣｕおよびＮｉ、または製造環境から混入する例えばＯ（酸素）などを指す。
　ただし、不純物中のＰおよびＯは特に厳しく制限する必要があり、以下に説明する。
　Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素のため、その含有量が０．０１０％を超えると、低サイクル曲げ疲労強度を低下させる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０１０％以下とした。不純物中のＰの含有量は０．００８％以下とすることが好ましい。
　Ｏ：０．００２０％以下
　Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２０％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００２０％以下とした。なお、不純物中のＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼工程でのコストを考慮すると、その下限は０．００１０％程度になる。
　本発明の製造方法で用いる鋼材の化学組成の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｎｂを含有するものである。以下、任意元素であるＮｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｎｂ：０．０８％以下
　ＮｂはＣ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる浸炭時または浸炭窒化時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素である。このため、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって０．０８％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。したがって、含有させる場合のＮｂの量に上限を設け、０．０８％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０６％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であれば一層好ましい。
　（Ｂ）鋼製部品の製造条件：
　本発明に係る鋼製部品の製造方法は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材に、次のステップ１およびステップ２の処理を順に施すことを特徴とする。
　ステップ１：温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気に保持して、浸炭または浸炭窒化を施す処理。
　ステップ２：当該浸炭または浸炭窒化が施された鋼材に対して、温度が４０～８０℃で、かつ４０℃における動粘度が２０～２５ｍｍ２／ｓである焼入れ油を用いて焼入れを行う処理。
　具体的には、本発明に係る鋼製部品は、例えば、次の工程によって製造する。
　先ず、（Ａ）項に記載の化学組成を満たす鋼を溶製し、鋳造、分塊圧延等を行った後、最終工程としての熱間圧延によって熱間圧延棒鋼または線材を製造する。
　次いで、該熱間圧延棒鋼または線材を熱間鍛造することによって、所定の形状を有する中間製品に粗成形する。
　上記粗成形された中間製品に対して、または上記の粗成形後さらに焼準処理を施された中間製品に対して、所定の部品形状に切削加工を施す。
　あるいは、粗成形された中間製品に対して、上記の切削加工に代えて、必要に応じて焼準処理を実施した後、冷間鍛造によるネットシェイプ成形を施す。
　上記切削加工後あるいは、ネットシェイプ成形後の中間製品に対して、ステップ１およびステップ２の順で、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを施す。
　上記浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを施した後で、焼戻しを行ってもよい。
　また、上記浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを施した後で、ショットピーニングおよび／または表面研削を行ってもよい。
　上記浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ後、さらに上記の焼戻しを行ってから、ショットピーニングおよび／または表面研削を施してもよい。
　なお、鋼の溶製から上記の熱間圧延棒鋼または線材を製造するまでの条件は、特に限定する必要はない。
　熱間圧延棒鋼または線材が、（Ａ）項に記載の化学組成を満たすものであれば、例えば、鋼の溶製、鋳造、分塊圧延、熱間圧延等、全て一般的な条件によって、熱間圧延棒鋼または線材を製造すればよい。
　また、熱間圧延棒鋼または線材を熱間鍛造することにより粗成形された中間製品を得る工程の条件も、特に限定する必要はない。
　例えば、被熱間鍛造材（上記熱間圧延棒鋼または線材）を加熱する温度、鍛造の加工度、鍛造仕上げ温度、鍛造後の冷却条件等、全て一般的な条件によって、所定の形状を有する中間製品に粗成形すればよい。
　さらに、粗成形された中間製品に焼準処理を施す場合の条件も、特に限定する必要はなく、一般的な方法によって、焼準処理すればよい。
　粗成形された中間製品に対して、または粗成形後さらに焼準処理を施された中間製品に対して、所定の部品形状に切削加工する場合の条件も、特に限定する必要はなく、一般的な方法によって、切削加工すればよい。
　また、粗成形された中間製品に対して、または粗成形後さらに焼準処理を施された中間製品に対して、冷間鍛造を行って所定の部品形状にネットシェイプ成形する場合の条件も、特に限定する必要はなく、一般的な方法によって、ネットシェイプ成形すればよい。
　切削加工した中間製品またはネットシェイプ成形した中間製品に対しては、上記ステップ１およびステップ２の処理を順に施す必要がある。
　なお、上記ステップ１の浸炭または浸炭窒化を施す処理は、温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持と該保持に続く、温度が８００～９００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持とからなるものであってもよい。
　浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを施した後、必要に応じて、さらに１００～２００℃の温度で焼戻しを実施してもよい。上記の焼戻しは、温度が１００～２００℃であれば、他の条件は、特に限定する必要はなく、一般的な方法によって、焼戻しすればよい。
　浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを施した後、または上記の焼戻しを行った後、さらに、ショットピーニングおよび／または表面研削を施してもよい。
　上記のショットピーニングの条件は、特に限定する必要はなく、一般的な方法によって、ショットピーニングすればよい。同様に、表面研削の条件も、特に限定する必要はなく、一般的な方法によって、表面研削すればよい。
　以下、切削加工した中間製品またはネットシェイプ成形した中間製品に順に施す、上記ステップ１およびステップ２の浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れの条件について詳しく説明する。
　浸炭または浸炭窒化を施すに際して、温度が１０００℃を上回る浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気に保持すれば、結晶粒の粗大化が起こりやすくなって、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ後の強度の低下を招きやすくなる。一方、温度が８５０℃を下回る浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気に保持すれば、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ後に十分な硬化層深さを得ることが困難である。したがって、先ず、中間製品に対して、ステップ１の処理、つまり、温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気に保持して、浸炭または浸炭窒化を施すこととした。上記の保持温度の下限は９００℃とすることが好ましく、また上限は９８０℃とすることが好ましい。
　上記浸炭雰囲気温度または浸炭窒化雰囲気温度で保持する時間は、要求される硬化層深さに依存するが、例えば、２～１５ｈ程度とすればよい。
　浸炭雰囲気における炭素ポテンシャルは、特に限定する必要はなく、目標とする表面炭素濃度、有効硬化層深さおよび効率的な操業等の観点から、適宜決定すればよい。
　「浸炭」には、例えば、ブタン、プロパンなど炭化水素ガスを空気と混合して変成したＣＯ、Ｈ２およびＮ２の混合ガスである吸熱性のいわゆる「ＲＸガス」に、ブタン、プロパンなどいわゆる「エンリッチガス」と称されるガスを添加した雰囲気を用いて浸炭する「ガス浸炭」が適用できる。この場合、上記の炭素ポテンシャルはもっぱら、エンリッチガスの添加量で制御することができる。
　同様に、浸炭窒化雰囲気における炭素ポテンシャルおよび窒素ポテンシャルも、特に限定する必要はなく、目標とする表面炭素濃度、表面窒素濃度、有効硬化層深さおよび効率的な操業等の観点から、適宜決定すればよい。
　「浸炭窒化」には、上述の浸炭性ガスにアンモニアを添加した雰囲気を用いて浸炭窒化する「ガス浸炭窒化」が適用できる。この場合、上記の炭素ポテンシャルおよび窒素ポテンシャルは、それぞれ、エンリッチガスおよびアンモニアガスの添加量で制御することができる。
　また、温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持に続いて、焼入れのための加熱処理として、温度が８００～９００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持を行えば、より熱処理ひずみ量を低減して安定した浸炭または浸炭窒化を施すことができる。上記焼入れのための加熱処理温度の下限は８３０℃とすることが好ましく、また上限は８８０℃とすることが好ましい。
　上記焼入れのための加熱処理に際して８００～９００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気で保持する時間は、例えば、０．５～２ｈ程度とすればよい。
　焼入れのための加熱処理の際の浸炭雰囲気における炭素ポテンシャルは、特に限定する必要はなく、目標とする表面炭素濃度、有効硬化層深さおよび効率的な操業等の観点から、適宜決定すればよい。
　同様に、焼入れのための加熱処理の際の浸炭窒化雰囲気における炭素ポテンシャルおよび窒素ポテンシャルも、特に限定する必要はなく、目標とする表面炭素濃度、表面窒素濃度、有効硬化層深さおよび効率的な操業等の観点から、適宜決定すればよい。
　次に、浸炭または浸炭窒化の施された中間製品に対して、温度が４０～８０℃で、かつ４０℃における動粘度が２０～２５ｍｍ２／ｓである焼入れ油を用いて焼入れを行う理由を説明する。
　既に述べたように、温度が１００～１５０℃程度の油を用いて浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを行った場合には、焼入れ処理中に自己焼戻しを受けて、粒界にフィルム状のセメンタイトが生成する。このため、低サイクル曲げ疲労強度が向上しない。したがって、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ中に自己焼戻しを受けないように急冷する必要がある。そこで、温度が低い焼入れ油を用いる必要があるが、温度が４０℃を下回る焼入れ油の場合には、動粘度が大きくなり過ぎ、焼入れ時の焼入れ油の流動性が低くなって、油の対流攪拌の効果が小さくなり、油槽の上下位置で冷却能の差が生じて、熱処理ひずみバラツキが大きくなるという問題が生じる。一方、温度が８０℃を上回る焼入れ油の場合には、自己焼戻しによる粒界へのフィルム状のセメンタイトの生成を、安定して抑制することができない。さらに、この場合、焼入れ油中の添加剤の劣化が進みやすいため、繰返し使用に伴い動粘度が大きくなって、熱処理ひずみのバラツキが大きくなりやすく、また、焼入れ油の揮発量が多くなるため、焼入れ油の交換頻度が増す。
　したがって、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れの際、温度が４０～８０℃の焼入れ油を用いる必要がある。この焼入れ油の温度の好ましい上限は６０℃である。
　焼入れ時に、動粘度の低い焼入れ油を用いることにより、「対流熱伝達」段階の開始温度を低下させて「核沸騰熱伝達」の段階を広い温度範囲にすることが可能になって、部品表層の硬さを増大することができる。４０℃における動粘度が２５ｍｍ２／ｓ以下の場合に、上記の効果が安定して得られる。なお、４０℃における動粘度を低くすることにより、「対流熱伝達」の段階でも油の対流が起こりやすくなるため、Ｍｓ点近傍での冷却速度も速くなると推測される。
　一方、４０℃における動粘度が２０ｍｍ２／ｓよりも小さい場合には、焼入れの繰返しにより油が劣化しやすくなるため、油を頻繁に交換する必要が生じてコストが嵩む。したがって、焼入れ油の４０℃における動粘度を２０～２５ｍｍ２／ｓとした。
　なお、温度が１００～１５０℃程度で用いられていた従来の焼入れ油の場合、４０℃という低い温度での動粘度は１００ｍｍ２／ｓ以上と大きい。このため、上記の４０～８０℃という油温では流動性が低く、油の対流攪拌の効果が小さいので油槽の上下位置で冷却能の差が生じ、熱処理ひずみバラツキが大きくなる。
　焼入れ油の４０℃における動粘度の、好ましい下限は２１ｍｍ２／ｓであり、好ましい上限は２４ｍｍ２／ｓである。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　（実施例１）
　表１に示す化学組成を有する鋼ａ～ｅを１８０ｋｇ真空溶解炉で溶製した後、直径２１０ｍｍの鋳型に鋳造してインゴットを得、室温まで冷却した。
　なお、表１中の鋼ｄ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ａ～ｃおよび鋼ｅ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。上記のうちで鋼ｅは、高Ｎｉ－高Ｍｏ鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記の鋼ａ～ｅのインゴットは、１２５０℃で１２０ｍｉｎ保持した後、熱間鍛造を行って、１０００℃以上の温度で直径７０ｍｍの棒鋼に仕上げ、大気中で室温まで放冷した。
　上記の各棒鋼には、９２５℃で６０ｍｉｎ保持してから、大気中で室温まで放冷する「焼準」を施した。
　焼準後、棒鋼の中心部から、図１に示す形状の熱処理ひずみのバラツキ量測定用試験片を、各鋼について６０個ずつ作製した。なお、いずれの鋼についても、棒鋼の軸方向と試験片の軸方向が同じ方向になるように試験片を採取した。
　上記の試験片を用いて、浸炭焼入れ時の焼入れひずみバラツキ量を評価した。
　具体的には、各鋼毎に、図２に示す様に、熱処理バスケットの左上奥、中央、右下手前の３箇所に、あらかじめ図１のＡ部の間隔を浸炭焼入れ前にマイクロメータで測定した試験片を５個ずつ配置して、バッチ形のガス浸炭炉で浸炭焼入れした。焼入れ後は、焼戻しを行った。なお、図２中の「１」、「２」および「３」はそれぞれ、バスケット内に配置した位置の「左上奥」、「中央」および「右下手前」表す。
　図３に、上記の「浸炭焼入れ－焼戻し」のヒートパターンを示す。なお、図３において、「Ｃｐ」は「炭素ポテンシャル」を表す。また、「ＯＱ」は「油焼入れ」を表し、表２に示す［i］～［iv］の条件の油を用いて行った。焼戻し後の冷却は大気中放冷とし、図３では「ＡＣ」と表記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各条件の油を用いて焼入れし、次いで焼戻しを行った後、Ａ部の間隔をマイクロメータで測定し、「浸炭焼入れ－焼戻し」前後のＡ部の間隔差を求めた。熱処理バスケットの１～３の位置に配置した各５個（合計１５個）の試験片の前記Ａ部間隔差の平均値をひずみ量とした。また、前記１５個の試験片のＡ部間隔差の標準偏差を算出して、焼入れひずみバラツキを評価した。
　また、「浸炭焼入れ－焼戻し」後にＡ部の間隔をマイクロメータで測定した試験片のうちから、各条件について１個ずつ任意に選び、図１のＢ部を縦断して鏡面研磨した後、光学顕微鏡を使って、倍率１０００倍でＢ部断面の外周側の表層部を観察し、さらに、ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という。）を使って倍率３０００倍で前記表層部を観察した。
　光学顕微鏡を使った倍率１０００倍の観察では粒界酸化深さを測定した。また、ＳＥＭを使った倍率３０００倍の観察では、特に粒界酸化物近傍の組織における不完全焼入れ組織の有無を調査した。
　表３に、上記の試験結果を整理して示す。なお、表３において「ひずみ量」は１～３の位置の各５個、合計１５個のＡ部の間隔差の平均値を指す。また、「粒界酸化深さ」はＢ部で観察されたうち、最大の粒界酸化深さを指す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から、焼入れ油の条件［i］～［iv］で、試験片Ａ部の焼入れひずみバラツキに差は認められないものの、試験片Ｂ部のＳＥＭを用いた観察結果には差があることが明らかである。
　先ず、不完全焼入れ組織については、次のとおりである。
　ＮｉおよびＭｏの含有量の高い鋼ｅは、焼入れ油の条件が［i］、［iii］および［iv］で、不完全焼入れ組織が認められなかった。また、鋼ｄは、焼入れ油の条件が［i］の場合のみ、不完全焼入れ組織が認められなかった。一方、鋼ａ～ｃは、焼入れ油の条件が［i］～［iv］の全てにおいて、不完全焼入れ組織が認められた。
　次に、粒界酸化深さについては、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼ｄの場合、焼入れ油の条件に拘わらず４．７～５．５μｍと浅い。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ａ～ｃおよび鋼ｅの場合、粒界酸化深さは１１．１μｍ以上と大きく、鋼ｄの場合に比べて劣っている。
　すなわち、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼ａ～ｃの場合には、焼入れ油が本発明で規定する条件を満たす［i］の場合であっても、不完全焼入れ組織を抑制することができず、さらに粒界酸化深さも大きい。
　これに対して、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼ｄの場合、本発明で規定する条件を満たす［i］の油を用いて焼入れすることで、高Ｎｉ－高Ｍｏ鋼である鋼ｅと同様に不完全焼入れ組織の生成を抑制することができ、しかも従来と同程度の熱処理ひずみバラツキとすることもできる。なお、鋼ｅの場合、粒界酸化深さが大きく、鋼ｄの場合に比べて劣っている。
　（実施例２）
　表４および表５に示す化学組成を有する鋼１～３１を１８０ｋｇ真空溶解炉で溶製した後、直径２１０ｍｍの鋳型に鋳造してインゴットを得、室温まで冷却した。
　なお、表４中の鋼１～１３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、表４および表５中の鋼１４～３１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。なお、これら比較例の鋼のうちで鋼１５はＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０に相当する鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記の鋼１～３１のインゴットは、１２５０℃で１２０ｍｉｎ保持した後、熱間鍛造を行って、１０００℃以上の温度で直径３５ｍｍの棒鋼に仕上げ、大気中で室温まで放冷した。
　上記の棒鋼には、９２５℃で６０ｍｉｎ保持してから、大気中で室温まで放冷する「焼準」を施した。
　このようにして得た直径が３５ｍｍの焼準後の棒鋼の中心部から、直径が１０ｍｍ、２０ｍｍおよび３０ｍｍで、長さがいずれも１００ｍｍの各丸棒を切り出した。
　上記の直径が１０ｍｍ、２０ｍｍおよび３０ｍｍで、長さが１００ｍｍに切り出した丸棒は、さらに９２５℃で６０ｍｉｎ保持した後、大気中で室温まで放冷する「焼準」を施した。なお、上記放冷時の８００℃から５００℃までの冷却速度は、０．８～１．２℃／ｓであった。
　直径が１０ｍｍ、２０ｍｍおよび３０ｍｍの焼準後の各丸棒を、長さ５０ｍｍの位置で横断して鏡面研磨し、それぞれ、中心から２．５ｍｍ、５ｍｍおよび７．５ｍｍ位置のビッカース硬さを４点ずつ、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、ビッカース硬度計で測定した。なお、試験力は９．８Ｎとした。
　上記各４点のビッカース硬さ（以下「ＨＶ」という。）の平均値を、それぞれの直径の丸棒における焼準後のＨＶとした。なお、直径が１０ｍｍ、２０ｍｍおよび３０ｍｍのいずれの場合にも、ＨＶが１９２以下である場合に、硬さが低く被削性および冷間鍛造性に優れると評価した。
　また、各鋼について、直径が３５ｍｍの焼準後の棒鋼の中心部から、いずれも軸方向に平行に、図４に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験片を１６本、図５に示す形状の４点曲げ疲労試験片を４本、図６に示す形状のローラピッチング小ローラ試験片を８本切り出した。
　上記の各試験片に対して、図３に示すヒートパターンで「浸炭焼入れ－焼戻し」を施した。なお、焼入れは、前記表２に示した［i］～［iv］のいずれかの条件の油を用いて行った。
　上記のようにして作製した各試験片は、小野式回転曲げ疲労試験、４点曲げ疲労試験、ローラピッチング試験およびＳＥＭを使った表層部観察に供した。
　なお、後述の表６における試験符号Ｓでは、「浸炭焼入れ－焼戻し」を施した小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ疲労試験片の切欠部を研磨した後、また、ローラピッチング小ローラ試験片の直径２６ｍｍ部を研磨した後、直径が０．６ｍｍでＨＶが８００の鋼球を使って、アークハイト：０．４ｍｍＡおよびカバレージ：３００％の条件でショットピーニングを施し、その後、小野式回転曲げ疲労試験、４点曲げ疲労試験、ローラピッチング試験およびＳＥＭを使った表層部観察に供した。
　また、表６における試験符号Ｔでは、「浸炭焼入れ－焼戻し」を施した小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ疲労試験片の切欠部、ローラピッチング小ローラ試験片の直径２６ｍｍ部に対して、直径が０．６ｍｍでＨＶが８００の鋼球を使って、アークハイト：０．４ｍｍＡおよびカバレージ：３００％の条件でショットピーニングを施し、その後さらに、小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ疲労試験片の切欠部、ローラピッチング小ローラ試験片の直径２６ｍｍ部を研磨して、小野式回転曲げ疲労試験、４点曲げ疲労試験、ローラピッチング試験およびＳＥＭを使った表層部観察に供した。
　なお、ローラピッチング試験に用いる図７に示す形状のローラピッチング大ローラ試験片は、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈを用いて、一般的な製造工程、つまり、「焼準、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻しおよび研磨」の工程によって作製した。
　以下、各試験内容について詳しく説明する。
　＜Ａ＞ＳＥＭを使った表層部観察：
　小野式回転曲げ疲労試験片の切欠部の横断面を鏡面研磨した後、光学顕微鏡を使って、倍率１０００倍で表層部の観察を実施し、粒界酸化深さを測定した。さらに、ナイタールで腐食し、ＳＥＭを使って倍率３０００倍で表層部を観察し、特に粒界酸化物近傍の組織における不完全焼入れ組織の有無を調査した。
　なお、表層部に不完全焼入れ組織が存在しないことを目標とした。
　＜Ｂ＞小野式回転曲げ疲労試験：
　小野式回転曲げ疲労試験片を８本用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１．０×１０７回において破断しない最大の強度で「高サイクル曲げ疲労強度」を評価した。
　試験結果は、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０の相当する鋼１５を用いた表６における試験符号Ｖの１．０×１０７回の回転曲げ疲労強度を１００として基準化した。そして、回転曲げ疲労強度が評価基準の１．１５倍を超える、すなわち１１５を超えるものを高サイクル曲げ疲労強度に優れるとした。
　・温度：室温、
　・雰囲気：大気中、
　・回転数：３０００ｒｐｍ。
　＜Ｃ＞４点曲げ疲労試験：
　４点曲げ疲労試験片を２本用いて、図８に示す方法で、４点曲げ疲労試験を実施した。試験荷重は最大荷重を１０ｋＮ、最小荷重を１ｋＮとし、繰返し数２０Ｈｚで破断するまでの繰返し数を調査して、「低サイクル曲げ疲労強度」を評価した。
　試験結果は、上記のＳＣｒ４２０の相当する鋼１５を用いた試験符号Ｖの破断寿命を１００として基準化した。そして、破断寿命が評価基準の２倍以上、すなわち２００以上となるものを低サイクル疲労強度に優れるとした。
　＜Ｄ＞ローラピッチング試験：
　ローラピッチング試験は、図９に示すように、図６に示す形状のローラピッチング小ローラ試験片と図７に示す形状のローラピッチング大ローラの組み合わせで、下記に示す条件で行った。
　ローラピッチング試験における試験数は６とし、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ－Ｎ線図を作成し、繰り返し数２．０×１０７回までピッチングが発生しなかったうちで、最も高い面圧を「耐ピッチング強度」とした。
　なお、ローラピッチング小ローラの試験部の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ２以上になった場合をピッチング発生とした。
　試験結果は、上記のＳＣｒ４２０の相当する鋼１５を用いた試験符号Ｖの耐ピッチング強度を１００として基準化した。そして、耐ピッチング強度が評価基準の１．２０倍以上、すなわち１２０以上となるものを耐ピッチング強度に優れるとした。
　・すべり率：－４０％、
　・面圧：１６００～３０００ＭＰａ、
　・小ローラー試験片の回転数：１５００ｒｐｍ、
　・周速：大ローラー試験片の周速Ｖ１：２．８６ｍ／ｓ、
　　　　　小ローラー試験片の周速Ｖ２：２．０４ｍ／ｓ、
　・潤滑油：種類：オートマチックトランスミッション油、
　　　　　　油温：９０℃、
　　　　　　油量：１．０Ｌ／ｍｉｎ。
　なお、潤滑は、上記潤滑油をローラーピッチング小ローラー試験片とローラーピッチング大ローラー試験片の接触部に噴出させて実施した。
　上記の「すべり率」は、下記の式で計算される値を指す。
　｛（Ｖ２－Ｖ１）／Ｖ２｝×１００。
　表６に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表６中の「焼準後のＨＶ」欄には、各試験符号について直径が１０ｍｍ、２０ｍｍおよび３０ｍｍの丸棒について測定したＨＶのうちの最高の値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６から、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験符号の場合には、目標とする硬さ、表層部組織、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング疲労強度の全てが得られていることが明らかである。
　これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験符号の場合には、目標とする硬さ、表層部組織、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング疲労強度のうちの１つ以上の特性が得られていない。
　試験符号Ａ～Ｅの場合、用いた鋼７、鋼１０および鋼１２の化学組成はいずれも本発明で規定する範囲内にあるが、焼入れ油の条件が本発明で規定する条件から外れており、このため、表層部組織、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング疲労強度が目標に達していない。
　また、試験符号Ｕ～Ｚおよび試験符号ＡＡ～ＡＬの場合、焼入れ油の条件は本発明で規定する範囲内にあるものの、用いた鋼１４～３１の化学組成がいずれも、本発明で規定する条件から外れている。このため、硬さ、表層部組織、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング疲労強度のうちの１つ以上の特性が目標に達していない。
　本発明によって、高価な合金元素の含有量が少ないにも拘わらず、優れた、高サイクル曲げ疲労強度、低サイクル曲げ疲労強度および耐ピッチング強度を有し、しかも、製造時の切削加工工程においては十分な被削性を、あるいは、ネットシェイプ成形工程においては十分な冷間鍛造性を、確保できるとともに、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ時の熱処理ひずみのバラツキが抑制された鋼製部品が得られる。
 
 

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１５～０．２５％、
    Ｓｉ：０．０１～０．１０％、
    Ｍｎ：０．５０～０．８０％、
    Ｓ：０．００３～０．０３０％、
    Ｃｒ：０．８０～１．２０％、
    Ｍｏ：０．３０～０．４５％、
    Ａｌ：０．０１５～０．０５０％および
    Ｎ：０．０１０～０．０２５％
    を含有するとともに、
    下記の(1)式で表されるｆｎが１．３～２．４であり、
    残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、
    Ｐ：０．０１０％以下および
    Ｏ：０．００２０％以下
    である鋼材に次のステップ１およびステップ２の処理を順に施すことを特徴とする、
    鋼製部品の製造方法。
    　ステップ１：温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気に保持して、浸炭または浸炭窒化を施す処理。
    　ステップ２：当該浸炭または浸炭窒化が施された鋼材に、温度が４０～８０℃で、かつ４０℃における動粘度が２０～２５ｍｍ２／ｓである焼入れ油を用いて焼入れを行う処理。
    　ｆｎ＝Ｃｒ／Ｍｎ・・・(1)
    ただし、(1)式におけるＣｒおよびＭｎは、その元素の質量％での含有量を表す。
  2. 　ステップ１の浸炭または浸炭窒化処理が、温度が８５０～１０００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持と該保持に続く、温度が８００～９００℃の浸炭雰囲気または浸炭窒化雰囲気での保持からなることを特徴とする、
    請求項１に記載の鋼製部品の製造方法。
  3. 　鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｎｂ：０．０８％以下
    を含有する、
    請求項１または２に記載の鋼製部品の製造方法。
     
     
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