WO2019198539A1 - 機械部品とその製造方法 - Google Patents

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WO2019198539A1
WO2019198539A1 PCT/JP2019/013906 JP2019013906W WO2019198539A1 WO 2019198539 A1 WO2019198539 A1 WO 2019198539A1 JP 2019013906 W JP2019013906 W JP 2019013906W WO 2019198539 A1 WO2019198539 A1 WO 2019198539A1
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WO
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less
temperature
carburizing
surface layer
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PCT/JP2019/013906
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Inventor
利治 間曽
美百合 梅原
宏二 渡里
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日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces

Definitions

  • the present invention relates to a machine part that uses vacuum carburization and quenching by high-frequency heating, refines a surface layer structure, and increases fatigue strength, and a method for manufacturing the machine part.
  • Transmission parts used in automobiles are subjected to surface hardening treatment to improve bending fatigue strength and pitting strength.
  • it is required to reduce the size and weight of transmission parts, and to improve the various fatigue strengths.
  • carburizing and quenching is generally used as a means for surface hardening treatment. It is known that when a gas carburizing treatment is performed, a grain boundary oxide layer or an incompletely hardened layer is formed on the surface of the steel material, and these reduce the fatigue strength. For this reason, steels in which the oxidizing elements Si, Mn, and Cr are reduced have been proposed, but the bending fatigue strength and the pitting strength cannot be significantly improved only by adjusting the alloy elements.
  • Patent Document 1 describes a technique for heating the entire steel part to the austenite region at a rate of 10 ° C./second or more by high-frequency heating after carburizing so that the austenite grain size of the carburized hardened layer is 9 or more.
  • Patent Document 2 discloses a technique for reducing the strain and improving the surface strength by slow cooling after vacuum carburization, avoiding the martensite of the structure, and then performing induction hardening.
  • Patent Document 3 discloses that a steel material containing C: 0.45 to 0.75 mass% and V: 0.05 to 0.35 mass% is subjected to heat treatment twice by induction hardening.
  • a method of manufacturing an induction-hardened gear is disclosed in which a martensitic structure with a depth of 0.3 to 3.0 mm from the outermost surface has a quenching region of HV620 or more and an internal hardness of 300HV or more.
  • Patent Document 4 discloses that carburized parts are obtained by forming a machine structural steel into a part shape, performing vacuum carburizing and quenching, then performing induction hardening at least once, and then tempering the steel. A method for manufacturing a carburized part for manufacturing a steel is disclosed.
  • Patent Document 5 C: 0.08% or more and less than 0.3%, and a cooling rate that does not cause a martensite structure after vacuum carburizing treatment for a component made of steel with other components optimized.
  • C 0.08% or more and less than 0.3%, and a cooling rate that does not cause a martensite structure after vacuum carburizing treatment for a component made of steel with other components optimized.
  • Patent Document 1 states that the grain size is refined by heating and quenching the entire steel part in the austenite region after carburizing.
  • the fatigue strength is greatly improved as compared with the prior art. Is insufficient.
  • Patent Document 2 does not quench after carburizing and quenching is performed only once at the time of induction quenching, it is not a technique that can achieve sufficient grain refinement.
  • Patent Document 3 since a steel material having a high C content is used, workability or machinability for shape processing on a gear is insufficient. Since Patent Documents 4 and 5 do not disclose the action of carbonitride formed in the induction tempering process, a significant improvement in fatigue characteristics cannot be obtained.
  • An object of the present invention is to provide a machine part having excellent pitting resistance and bending fatigue characteristics by performing induction hardening after vacuum carburization to refine the austenite grains of the steel surface layer and increase the hardness.
  • a steel material having a predetermined composition is subjected to the vacuum carburizing step shown in FIG. 1 so that a grain boundary oxide layer, which is a carburizing abnormal layer, is hardly generated in the vicinity of the surface, and 1.5 mm from the part surface.
  • the vacuum carburization step and the subsequent induction hardening step have a Vickers hardness of 750 HV or more in a region having a depth of 0.2 mm from the surface of the component.
  • the effective hardened layer depth (JIS G 0557: 2006) indicating the depth from the steel surface to be 550 HV could be 0.5 to 1.2 mm.
  • induction heating is performed at a heating rate of 10 to 1000 ° C./second until a surface temperature T 1 of 520 to 730 ° C. is reached. Then, it is allowed to cool until the surface temperature reaches about 300 to 450 ° C., and then the region at 0.5 mm from the steel surface is again heated to a temperature T 2 of 800 to 1000 ° C. by high-frequency heating and then rapidly cooled. It is important to quench.
  • the high-frequency heating step before high-frequency heating is performed again, that is, the high-frequency heating step before allowing to cool until the surface temperature reaches about 300 to 450 ° C. corresponds to high-frequency tempering.
  • precipitates such as cementite and fine carbonitride can be dispersed in the steel. Addition of at least one of Nb and V into the steel is particularly effective for obtaining fine carbonitride.
  • cementite and fine carbonitrides (Nb and / or V precipitates) become austenite nucleation sites and become pinned particles that hinder crystal growth. Contributes to refinement of prior austenite grains. As a result, a fine structure having a JIS grain size number of 12 or more is obtained.
  • this induction tempering is not performed, the crystal grains have a mixed grain structure including coarse grains.
  • the present invention was obtained as a result of further detailed investigation based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a surface layer that is a region having a depth of up to 0.2 mm from the surface;
  • a core that is a region having a depth of 1.5 mm or more from the surface;
  • the Vickers hardness is 200 to 450 HV
  • the effective hardened layer depth showing the depth at which the Vickers hardness is 550 HV is 0.5 to 1.2 mm from the surface
  • the grain boundary oxide layer formed on the surface layer has a thickness of 0.0 to 2.0 ⁇ m
  • the core is The composition is mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.10 to 3.00%, Mn: 0.30 to 3.00%, Cr: 0.10 to 3.00%, Al: 0.003 to 0.050% and N: 0.0030 to
  • the said core part is further mass%, Ca: 0.0001 to 0.0045%, Mg: 0.0001 to 0.0045%, Zr: 0.0001 to 0.0045%, REM: 0.0001 to 0.0045%, Mo: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.05 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, B: 0.0003 to 0.0050%, Te: 0.001 to 0.050%, Bi: 0.001 to 0.050%, Pb: 0.001 to 0.050% Sn: 0.001 to 0.050%, (1) characterized by containing one or more selected from the group consisting of Zn: 0.001 to 0.050% and Sb: 0.001 to 0.050% Machine parts.
  • a steel material having the composition of the core according to (1) or (2) is formed into a molded body of a machine part, The molded body is subjected to a vacuum carburizing process at a carburizing temperature of 850 to 1100 ° C. and a sum of carburizing time and diffusion time of 10 to 500 minutes, and then quenched. Subsequently, the molded body is heated at a high frequency at a heating rate (K) of 10 to 1000 ° C./second until a surface temperature (T 1 ) of 520 to 730 ° C. is reached under the condition satisfying the following formula (3): Then, after cooling to a surface temperature of 450 ° C.
  • a region at a depth of 0.5 mm from the surface of the molded body was again induction-heated to a temperature (T 2 ) of 800 to 1000 ° C. and quenched.
  • T 2 a temperature of 800 to 1000 ° C.
  • the schematic diagram of the vacuum carburizing process in the manufacturing method of the machine parts which concerns on this invention, and the induction hardening process following it is shown. It is a graph (hardness profile) which shows an example of the Vickers hardness distribution in the depth direction obtained with the machine component which concerns on this invention.
  • the amount of C is in an appropriate range for obtaining the strength required for machine parts. If the addition amount of C is less than 0.10%, the required strength cannot be obtained because the hardness is low. On the other hand, if the addition amount of C is more than 0.40%, the toughness of the steel deteriorates, Furthermore, the workability when performing processing such as cutting or forging of parts through the increase in material hardness is remarkably deteriorated. For this reason, the amount of C is made 0.10% or more and 0.40% or less. A preferable range of the C amount is 0.15% or more and 0.25% or less.
  • Si 0.10% to 3.00%
  • Si suppresses the transition from ⁇ carbide precipitated during tempering to relatively coarse cementite, and remarkably increases the temper softening resistance of the low-temperature tempered martensitic steel. Thereby, the surface fatigue strength of steel improves. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.10% or more of Si.
  • Si when Si is added in excess of 3.00%, not only the effect of increasing the temper softening resistance is saturated, but also the workability is remarkably deteriorated as the material hardness increases.
  • Si stabilizes ferrite, if it is added over 3.0%, the ferrite remains during high-frequency heating, and uniform austenite may not be obtained. As a result, a uniform martensite structure may not be obtained after quenching. Therefore, the Si amount needs to be in the range of 0.10% to 3.00%.
  • a preferable range of the amount of Si is 0.20% or more and 1.10% or less.
  • Mn has an effect of improving the hardenability of steel, and is effective for obtaining a martensite structure during carburizing and induction hardening. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.30% or more of Mn. On the other hand, if the amount of Mn added is more than 3.00%, the toughness of steel deteriorates, and the workability deteriorates remarkably as the material hardness increases. Therefore, the amount of Mn needs to be in the range of 0.30% to 3.0%, preferably 0.50% to 2.00%.
  • Cr 0.10% to 3.00% Cr improves hardenability and imparts temper softening resistance. If the Cr content is less than 0.10%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 3.00%, the amount of retained austenite increases after quenching, and the hardness decreases. Further, Cr concentrates and stabilizes in cementite, which inhibits the penetration of carbides into austenite during induction hardening and causes hardness unevenness in the quenched region. Therefore, the Cr amount needs to be in the range of 0.10% to 3.00%. A preferable range of the Cr content is 0.50% or more and 1.70% or less.
  • Al 0.003% to 0.050%
  • AlN AlN
  • the Al content needs to be 0.003% or more.
  • the suitable range of Al amount is 0.003% or more and 0.050% or less, preferably 0.010% or more and 0.030% or less.
  • N (N: 0.0030% or more and 0.0300% or less) N combines with Al to form AlN, and has the effect of suppressing crystal grain coarsening in the austenite region. In order to obtain this effect, the N content needs to be 0.0030% or more. However, when N is contained excessively, ductility at a high temperature range of 1000 ° C. or more is lowered, which causes a decrease in yield during continuous casting and rolling. Therefore, the N content is 0.0030% or more and 0.0300% or less, preferably 0.0080% or more and 0.0250% or less, and more preferably 0.0100% or more and 0.0180% or less.
  • Ti, Nb, and V form fine carbides, nitrides, and / or carbonitrides with C and / or N, and suppress grain growth during heating in the austenite temperature range, thereby finely homogenizing the structure. Contributes to the improvement of fatigue properties.
  • Ti, Nb, and V are one or more of Nb and V within a range of 0.100% or less, 0.200% or less, and 0.800% or less, respectively. It is added so as to contain at least one and the total content satisfies the following formulas (1A) and (1B).
  • Ti, Nb, and V are 0.020% or more and 0.050% or less, 0.010% or more and 0.050% or less, and 0.050% or more and 0.300% or less, respectively.
  • 0.010 ⁇ [Nb%] + [V%] (1B) the content (mass%) of Ti, Nb, and V is substituted for each symbol of [Ti%], [Nb%], and [V%] in the expressions (1A) and (1B). When no element is contained, 0 is substituted.
  • a preferable range is 0.110 ⁇ [Ti%] + [Nb%] + [V%]. More preferably, 0.140 ⁇ [Ti%] + [Nb%] + [V%]. More preferably, 0.300 ⁇ [Ti%] + [Nb%] + [V%].
  • a preferable range is [Ti%] + [Nb%] + [V%] ⁇ 0.600. More preferably, [Ti%] + [Nb%] + [V%] ⁇ 0.500. More preferably, [Ti%] + [Nb%] + [V%] ⁇ 0.400.
  • the preferred range is 0.020% ⁇ [Nb%] + [V%]. More preferably, 0.100 ⁇ [Nb%] + [V%].
  • the upper limit of the value of the expression (1B) does not have to be explicitly specified. However, from the balance with the expression (1A), naturally, [Nb%] + [V%] ⁇ 0.800. More preferably, [Nb%] + [V%] ⁇ 0.600, and further preferably [Nb%] + [V%] ⁇ 0.500, but these guidelines limit the present invention. is not.
  • Ca, Mg, Zr, and REM are all deoxidizing elements, and generate oxides in steel to reduce the production of Al 2 O 3 harmful to machinability, and machinability. Contributes to improvement. Further, it is an element that contributes to improving fatigue properties by controlling the form of MnS in steel. In order to obtain these effects, any of Ca, Mg, Zr and REM may be added in an amount of 0.0001% or more as long as the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired.
  • Ca, Mg, Zr, and REM are set to 0.0045% or less, preferably 0.0020% or less.
  • REM indicates a rare earth metal element, and is selected from Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. That's it.
  • Mo 0% to 0.50%, Ni: 0% to 1.00%, Cu: 0% to 1.00%, and B: 0% to 0.0050%)
  • Mo, Ni, Cu and B are all hardenability improving elements.
  • Mo is 0.01% or more
  • Ni and Cu are 0.05% or more
  • B is 0.0003% or more as long as the excellent characteristics of the steel of the present invention are not impaired.
  • Mo content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • Ni and Cu exceed 1.00%, the hardenability becomes too high as in the case of Mo, and the workability deteriorates. For this reason, the upper limit of the content of Ni and Cu is 1.00%. Even if B exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when adding B, the amount of B is made into the range of 0.0003% or more and 0.0050% or less. A preferable range of the B amount is 0.0010% or more and 0.0025%.
  • Te, Bi, Pb, Sn, Zn, Sb and the like can be added as optional elements as long as the effects of the present invention are not impaired. These elements are not essential, but if added, the effect of improving machinability can be expected.
  • the content may be 0.001% or more and 0.050% or less per type. preferable.
  • P 0.050% or less
  • P is an unavoidable impurity and segregates at the austenite grain boundary to cause embrittlement of the prior austenite grain boundary, thereby causing grain boundary cracking. Therefore, P is desirably reduced as much as possible. For this reason, it is necessary to limit the amount of P to the range of 0.050% or less. Although there is no particular lower limit of the amount of P regarding the subject of the present invention, excessive cost is required to limit the amount of P to 0.001% or less. Therefore, the preferable range of the amount of P is 0.001% or more and 0.050%, and a more preferable upper limit is 0.020%.
  • S (S: 0.050% or less) S is an unavoidable impurity, and since MnS becomes a propagation path of fatigue cracks and causes fatigue strength and toughness to decrease, it is desirable to reduce it as much as possible. For this reason, it is necessary to limit S amount to the range of 0.050% or less. Although there is no particular lower limit of the amount of S regarding the subject of the present invention, excessive cost is required to limit the amount of S to 0.001% or less. Therefore, the preferable range of the amount of S is 0.001% or more and 0.050%, and a more preferable upper limit is 0.020%.
  • O is an unavoidable impurity that forms an oxide, and its excessive content significantly reduces toughness, so it is desirable to reduce it as much as possible. For this reason, it is necessary to limit O amount to 0.0050% or less of range. Although there is no particular lower limit of the amount of O regarding the subject of the present invention, excessive cost is required to limit the amount of O to 0.0005% or less. Therefore, the preferable range of the amount of O is 0.0005% or more and 0.0030%, and a more preferable upper limit is 0.0020%.
  • the component composition of steel as the material of the machine part according to the present embodiment is as described above, and the balance is Fe and impurities.
  • impurities other than P, S, and O for example, W, Ta, As, Co, etc.
  • W, Ta, As, Co, etc. are mixed in the steel, but do not hinder the excellent characteristics of the present invention. It is acceptable if it is within range.
  • the amount of W and the amount of Ta are each preferably 0.010% or less.
  • the grain boundary oxide layer is 0.0-2.0 ⁇ m]
  • the thickness of the grain boundary oxide layer is 0.0 to 2.0 ⁇ m.
  • a trace amount of oxygen present in the carburizing atmosphere and alloy elements such as Si, Mn, and Cr having a high affinity with oxygen are preferentially bonded, and grain boundary oxidation occurs.
  • Grain boundary oxidation is a general term for oxidation from the surface to the inside along the grain boundary.
  • the scale oxide film generated uniformly from the surface is generated depending on the oxidation, the thickness of the scale is also included in the grain boundary oxidation.
  • the thickness of the grain boundary oxidation layer is the maximum depth of the grain boundary oxidation generated on the part surface from the part surface to the deepest point inside the part in the direction perpendicular to the surface.
  • a grain boundary oxide layer is formed in a depth region of about 10 to 20 ⁇ m from the surface.
  • vacuum carburization is performed, a grain boundary oxide layer is hardly generated, and even if it is generated, it is 2.0 ⁇ m or less. Since the mechanical component according to the present embodiment is manufactured by vacuum carburization, the thickness of the grain boundary oxide layer formed on the surface layer is thin and is 2.0 ⁇ m or less.
  • a case that does not have a grain boundary oxide layer that is, the grain boundary oxide layer has a thickness of 0.0 ⁇ m) is also included in the present invention.
  • the surface hardness indicates Vickers hardness in the surface layer.
  • the Vickers hardness at a depth of 0.05 mm below the part surface is adopted as the index of the surface hardness.
  • the C content in the surface layer (region having a depth from the surface up to 0.2 mm) to 0.70% or more.
  • the C content in the surface layer can be measured.
  • Such a measurement method can be performed by quantifying using an X-ray microanalyzer (EPMA).
  • the structure of the surface layer is a structure mainly containing martensite and containing retained austenite.
  • the retained austenite is 30% or less, and if it exceeds that, the hardness decreases and the fatigue strength decreases.
  • martensite becomes tempered martensite.
  • a preferable upper limit of the surface hardness is 850 HV.
  • [Old austenite grain size in surface layer is JIS grain size number 12 or more]
  • the prior austenite grain size is JIS grain size number 12 or more.
  • the surface fatigue strength and bending fatigue strength improve as the prior austenite grain size decreases.
  • the crystal grain size is determined by a cutting method described in JIS G 0551 (2013). The cutting method is performed using an image obtained from an optical microscope image.
  • a precipitate with an equivalent circle diameter of 1 to 50 nm on the surface layer is A ⁇ B ⁇ 0.67 ⁇ 6000]
  • the surface layer contains fine and large amounts of carbonitrides containing Nb or V or both.
  • the average particle size of carbonitride containing Nb or V or both present in this region is A (nm) and the area fraction is B, by satisfying equation (2), It has been experimentally clarified that the carbonitride can provide a pinning effect that hinders the growth of austenite grains. More preferably, A ⁇ B ⁇ 0.67 ⁇ 4500, and further preferably A ⁇ B ⁇ 0.67 ⁇ 3000. A ⁇ B ⁇ 0.67 ⁇ 6000 (2)
  • the existence state of carbonitride can be confirmed, for example, by preparing a thin film sample from the region and observing it with a transmission electron microscope. An average particle diameter and an area fraction can be obtained by photographing a visual field of about 5 ⁇ m 2 by EDS mapping and analyzing the photographed carbonitride.
  • the area fraction here refers to the ratio of the area of the projected precipitate that can be photographed at that time to a film of 100 to 180 nm from a surface layer on the surface of the component, through which an electron beam is transmitted, The value converted to the minute.
  • the thin film thickness can be measured by, for example, convergent electron diffraction or electron energy loss spectroscopy using a transmission electron microscope.
  • the carbonitride containing either or both of Nb and V in the present invention is represented by Nb (C, N), V (C, N) or (Nb, V) (C, N), In which C is larger than N.
  • carbonitrides containing Ti which are (Nb, Ti) (C, N), (V, Ti) (C, N), (Nb, V, Ti) (C, N). These are also included in the carbonitride referred to here.
  • the component composition of carbonitride can be examined by, for example, observing with a transmission electron microscope and performing EDS analysis.
  • Effective hardened layer depth 0.5-1.2mm The depth from the surface at which the Vickers hardness is 550 HV when the hardness profile from the surface toward the inside is measured is referred to as the effective hardened layer depth.
  • the shallower the effective hardened layer depth the higher the possibility of destruction from the inside, so it is necessary to set it to 0.5 mm or more.
  • the effective hardened layer depth becomes too deep, the compressive residual stress on the surface tends to decrease and the fatigue strength decreases, so 1.2 mm or less is appropriate.
  • the hardness of the inner region (core portion) whose depth from the component surface is less than 1.5 mm is in the range of HV200 to 450.
  • the internal bending strength needs to be HV200 or more in order to reduce the static bending strength and the fatigue strength that causes destruction of the internal origin.
  • the internal hardness is suitably HV200 to 450.
  • a region from the surface to 0.2 mm is the surface layer, and a region having a depth of 1.5 mm or more from the surface is the core.
  • a region between the surface layer and the core is defined as an intermediate layer.
  • the manufacturing method according to the present invention includes a step of carburizing and quenching a molded body having the component shape after forming into a component shape such as a gear using the steel having the steel material component as a raw material, and thereafter And a step of induction hardening and a step of tempering at 130 to 200 ° C. And by setting the heating conditions of carburizing quenching and induction hardening to a predetermined range, the surface hardness of the component and the effective hardened layer depth are increased, and at the same time, the depth from the component surface is up to 0.2 mm. Uniform and fine prior austenite crystal grains having a grain size number of 12 or more are obtained.
  • Carburizing and quenching The carburizing and quenching process is an indispensable process for hardening the surface of steel parts and ensuring the anti-pitting characteristics and bending fatigue characteristics required for the parts.
  • Carburization is a process that uses a diffusion phenomenon.
  • the carburizing temperature is lower than 850 ° C., it is necessary to perform a long-time heat treatment in order to diffuse sufficient C in the component, resulting in an increase in cost.
  • the carburizing temperature is higher than 1100 ° C., significant coarsening or mixing of the particles is caused. Therefore, carburization is preferably performed in the temperature range of 850 to 1100 ° C. More preferably, the temperature is 900 to 1050 ° C.
  • the carburizing method is vacuum carburizing. This is because grain boundary oxidation does not occur, and high fatigue strength can be obtained compared to gas carburizing, and because it can be carburized at high temperatures, the processing time can be shortened compared to gas carburizing. .
  • the sum of the carburizing time for introducing carbon to the surface of the molded body and the diffusion time for stopping the supply of gas and diffusing carbon on the surface of the molded body into the interior can be 10 to 500 minutes.
  • the treatment time is shorter than 10 minutes, sufficient carbon is not supplied to the surface and inside of the molded body, and the target surface hardness and effective hardened layer depth cannot be obtained.
  • the treatment time is longer than 500 minutes, the carbon concentration on the surface of the molded body becomes excessive, and coarse carbides are generated, which becomes the starting point of fatigue fracture. Therefore, the sum of carburizing time and diffusion time is preferably 10 to 500 minutes.
  • the gas type and flow rate used for vacuum carburization are not particularly limited. For example, a hydrocarbon gas such as acetylene, propane, or ethylene can be used, and the flow rate can be 5 to 10 L / min.
  • the molded body is heated to a predetermined carburizing temperature in a furnace whose pressure is reduced to 10 Pa or less, for example.
  • a soaking step is performed to soak the molded body at the carburizing temperature.
  • the pressure in the furnace in the soaking process may be 100 Pa or less, or may be a nitrogen atmosphere of 1000 Pa or less by simultaneously introducing nitrogen gas and evacuating with a vacuum pump.
  • a carburizing step is performed in which carburizing gas is introduced into the furnace and the formed body is carburized at a predetermined carburizing gas pressure and carburizing temperature. If the carburizing gas pressure in the carburizing process is too high, soot is likely to be generated in the furnace.
  • the carburizing gas pressure Ps is 10000 Pa or less.
  • a preferable carburizing gas pressure is 1000 Pa or less.
  • a diffusion step of diffusing carbon that has entered the molded body while maintaining the carburizing temperature into the molded body is performed.
  • the pressure in the furnace in the diffusion step may be 100 Pa or less in order to remove residual gas in the carburizing step, or may be a nitrogen atmosphere of 1000 Pa or less by simultaneously introducing nitrogen gas and evacuating with a vacuum pump. .
  • the reason for quenching after the carburizing treatment is to refine the crystal grains in the next high-frequency heating process. Although there are water quenching and oil quenching as the carburizing quenching method, the action does not change depending on the cooling medium, so the optimum medium is selected.
  • the cooling rate is not particularly limited during quenching, it is preferred in the temperature range of not lower than the A 1 transformation point is the cooling rate is 5 ° C. / sec or more.
  • the reason why it is preferably 5 ° C./second or more is that carbide such as cementite can be prevented from precipitating on the prior austenite grain boundaries during cooling.
  • the quenching method is preferably oil quenching with excellent cooling characteristics. Small parts can be quenched with high-pressure inert gas. Although quenching with water is possible, care must be taken to prevent occurrence of quenching cracks and uneven cooling.
  • the temperature after quenching is not particularly specified. For example, when oil quenching is performed, the temperature of the quenching oil is preferably in the range of 50 to 160 ° C.
  • the induction heating process is an induction tempering process in which the molded body is heated again after carburizing and quenching. This process is indispensable for improving the anti-pitting characteristics and bending fatigue characteristics required for parts by generating austenite refined by reverse transformation from martensite.
  • the amount of precipitation of cementite and fine carbonitride during tempering is generally correlated with the tempering parameters, which are parameters including the tempering temperature and time.
  • the tempering parameters can be expressed as follows.
  • T 1 indicates the surface temperature (° C.) that is the highest temperature reached on the surface that has been increased in temperature by high-frequency heating.
  • K represents a heating rate (° C./second) that is an average heating rate until the surface temperature reaches T 1 from the temperature before the start of heating during high-frequency heating.
  • the surface temperature (T 1 ) is lower than 520 ° C., or if the heating rate (K) is higher than 1000 ° C./second, a sufficient amount of precipitation cannot be obtained, so that a refinement effect cannot be obtained.
  • the surface temperature (T 1 ) is higher than 730 ° C., martensite generated by carburizing and quenching is transformed again beyond the A 1 transformation point, so that the effect of miniaturization by induction hardening is reduced.
  • the heating rate (K) is less than 10 ° C./second, the time from the start of heating until the surface temperature reaches T 1 becomes longer, and the cost increases. From this, equation (3) was obtained as an appropriate induction tempering condition.
  • the induction tempering is a treatment that satisfies the formula (3) and heats the surface temperature (T 1 ) from 520 to 730 ° C. at a heating rate (K) of 10 to 1000 ° C./second.
  • K heating rate
  • the cooling process is started by stopping high-frequency heating of the molded body.
  • the process of allowing to cool is necessary because it contributes to the homogenization of the temperature distribution.
  • High-frequency heating tends to increase the temperature on the surface side, but during this cooling, the temperature gradient can be reduced and the structure near the surface can be homogenized.
  • the cooling is performed until the surface temperature reaches 450 ° C. or lower, and preferably, the surface temperature is 300 to 450 ° C. This is because if the temperature after standing to cool is too high, the temperature gradient is not sufficiently reduced, and if the temperature is too low, temperature unevenness may easily occur during subsequent high-frequency heating. In order to reduce the temperature gradient, it is only necessary to let it cool to 450 ° C. or less, and the cooling rate at that time is not particularly limited.
  • the maximum heating temperature (T 2 ) in the induction hardening process after standing to cool is set so that the surface is in the range of 800 to 1000 ° C. Thereby, the region in the depth 0.5mm from the surface of the molded body is re-heated to around T 2, the Vickers hardness by quenching the later is more 550 HV. If the surface temperature is too low, austenitization during heating becomes insufficient, and ferrite and cementite may remain after quenching. On the other hand, if the surface temperature is too high, the austenite grain size becomes coarse.
  • the heating rate at this time is not particularly specified, but is preferably in the range of 100 to 2000 ° C./second.
  • the heating rate here means the average heating rate from the time of the cooling step is completed to the point reaching the maximum heating temperature (T 2).
  • the frequency at the time of induction heating in the induction tempering step and the induction hardening step after being allowed to cool is not particularly limited, but can be processed without any problem in the range of 1 to 500 KHz, for example.
  • quenching after induction heating is performed using water cooling or a water-soluble quenching coolant of a polymer compound such as polyalkylene glycol, polyethylene glycol, or polyvinyl alcohol.
  • the liquid temperature is preferably in the range of 20 to 40 ° C.
  • the tempering step at low temperature after induction hardening is an indispensable treatment for improving the toughness of bending and fatigue properties required for parts by improving the toughness of martensite after induction hardening.
  • heat treatment is performed for 30 to 120 minutes at a temperature of about 130 to 200 ° C., which is a general low temperature tempering condition.
  • an air furnace, an atmosphere heating furnace, a vacuum heating furnace, or the like can be used for the final low-temperature tempering heating.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the obtained steel bar is heated to 900 ° C., held for 30 minutes, and then subjected to a normalizing treatment that is allowed to cool, followed by machining, and a roller-pitting test piece having a large diameter part (test part) 26 ⁇ Was made.
  • a roller-pitting test piece having a large diameter part (test part) 26 ⁇ was made.
  • an Ono-type rotary bending test piece having a ⁇ 12 mm ⁇ 80 mm and a 10 mmR semicircular notch in the center was prepared.
  • a ⁇ 26 mm ⁇ 50 mm round bar test piece was prepared.
  • roller pitting test piece and Ono-type rotary bending test piece are subjected to carburizing treatment, induction heating and induction hardening under the production conditions shown in Table 2-1 or Table 2-2 to obtain production numbers. 1 to 46 test pieces were obtained. After the carburizing treatment, oil quenching was performed by immersing the test piece in an oil tank maintained at 75 ° C. to 85 ° C.
  • each of the test pieces of production Nos. 1 to 46 was tempered at 150 ° C. for 60 minutes. Production No. after tempering In each of the test pieces 1 to 46, the surface layer structure was tempered martensite and residual ⁇ .
  • the roller pitting test is performed under the conditions of a large roller: SCM420 carburized product, crowning: 150R, rotation speed: 1500rpm, lubricating oil: transmission oil, oil temperature: 80 ° C, slip rate: -40%, maximum 10 million times, An SN diagram was created to determine the roller pitting fatigue limit.
  • the roller pitting fatigue limit of the SCM420 carburized product is 2500 MPa.
  • the target value of the roller pitting fatigue limit of the present invention was set to 3000 MPa or more, which was improved by about 20%, and those not reaching 3000 MPa were judged to have poor surface fatigue strength.
  • the Ono-type rotating bending fatigue test was conducted under conditions of a maximum of 10 million rotations at a rotation speed of 300 rpm, and an SN diagram was created to determine the rotating bending fatigue limit.
  • the rotational bending fatigue limit of the SCM420 carburized product is 450 MPa.
  • the target value of the rotational bending fatigue limit of the present invention was set to 540 MPa or more, which was improved by about 20%, and those not reaching 540 MPa were judged to have poor bending fatigue strength.
  • Each production No. The center part of the round bar test piece of each test level that was subjected to vacuum carburization, induction hardening, and tempering was cut, the measurement load was 200 g, and a Vickers hardness tester was used to measure a part 0.05 mm from the surface in the cross section. The surface hardness was calculated
  • the effective hardened layer depth is a depth at which the Vickers hardness is 550 HV.
  • Measurement pitch depth from surface to 0.1 to 1.0 mm: 0.1 mm interval depth from surface to 1.0 to 3.0 mm: 0.2 mm interval From direction to 3.0 to 5.0 mm
  • Depth 0.5 mm interval Vickers hardness values at each measurement point obtained by this measurement were approximated by line segments, and the depth at which the Vickers hardness was 550 HV was specified.
  • the grain boundary oxide layer was measured after polishing the cross section and corroding for 5 to 30 seconds using a nital solution (a solution in which 3 g of nitric acid was dissolved in 100 ml of ethanol and a surfactant was added if necessary). , Washed with water. Then, a 1000 times photograph was taken with an optical microscope. In the photograph taken, the black part continuous from the surface to the inside of the test piece was defined as grain boundary oxidation. Of the continuous black portions, the deepest point from the surface was measured, and the depth from the surface to the deepest point was defined as the grain boundary oxide layer depth.
  • Each production No. The average particle diameter A and the area fraction B of the precipitate having an equivalent circle diameter of 1 to 50 nm on the surface layer were measured.
  • Each production No. First a thin film sample having a thickness of 100 to 180 nm was prepared from a region having a depth of 0.2 mm from the surface, an electron beam was transmitted through the thin film sample, and a field of view of about 5 ⁇ m 2 was photographed by EDS mapping. The average particle size A and area fraction B were determined by image analysis of the resulting precipitate.
  • the area fraction B was measured by taking the area fraction of the projected precipitate that can be photographed when an electron beam is transmitted through the thin film sample as a value converted to a thickness of 100 nm. However, those whose maximum projected width is in the range of 1 to 50 nm were measured for the average particle diameter A and area fraction B. The exact thickness of the thin film sample was measured by a focused electron diffraction method using a transmission electron microscope.
  • Table 3-1 and Table 3-2 Underlined parts in Table 3-1 and Table 3-2 indicate that the numerical value is outside the scope of the present invention.
  • the numerical values in the column corresponding to the item “Formula (2)” in Table 3 are the corresponding manufacturing numbers.
  • the numerical value in the column corresponding to the item “C content of surface layer” is the corresponding production number.
  • the depth from the surface is the C content at a point of 0.2 mm.
  • the C content of the surface layer of each test piece was quantified using an X-ray microanalyzer (EPMA).
  • the amount of Cr in the steel component of the component is excessive, and the surface austenite amount increases in the region from the component surface to a depth of 0.2 mm, resulting in a decrease in surface hardness. As a result, roller pitting fatigue limit, rotation Bending fatigue limit was not achieved.
  • Manufacturing No. No. 34 has no addition of Ti, Nb, or V as a steel component of the part, so the effect of miniaturization cannot be obtained, and mixing is caused, so the roller pitting fatigue limit and the rotational bending fatigue limit are the targets. It was not achieved.
  • Production No. No. 40 is suitable for the heating temperature T1 and the heating rate K during induction tempering in the induction heating process, but since the value of the formula (3) is too small, a sufficient amount of precipitates cannot be obtained, and a refinement effect is achieved. Therefore, the roller pitting fatigue limit and the rotational bending fatigue limit were not achieved.
  • the present invention it is possible to provide a mechanical component having a high surface hardness, an effective hardened layer depth, a fine surface layer structure, and excellent fatigue strength.
  • the present invention has high applicability in the machine manufacturing industry.

Abstract

耐ピッティング特性、曲げ疲労特性に優れた機械部品を提供する。　粒界酸化層が０．０～２．０μｍであり、有効硬化層深さが表面から０．５～１．２ｍｍであり、芯部のビッカース硬さが２００～４５０ＨＶである機械部品であって、表層においてＣ含有量が０．７０％以上、組織が焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトであり、旧オーステナイト結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１２番以上であり、かつＪＩＳ　Ｇ　０５５１によって規定される混粒が存在せず、硬さが７５０ＨＶ以上であり、下記式（２）を満たすことを特徴とする機械部品。 Ａ×Ｂ－０．６７≦６０００・・・（２） ここで、式（２）において、Ａは前記表層に存在するＮｂまたはＶの少なくとも１つを含む炭窒化物の平均粒径（ｎｍ）、Ｂは前記表層に存在するＮｂまたはＶの少なくとも１つを含む炭窒化物の面積分率である。

Description

機械部品とその製造方法
　本発明は、真空浸炭と高周波加熱による焼入れを併用し、表層組織を微細化し、疲労強度を高めた機械部品とその製造方法に関する。
　自動車に使用されるトランスミッション部品には、曲げ疲労強度、ピッティング強度などを向上させるため、表面硬化処理が施される。近年、自動車の燃費改善の観点から、トランスミッション部品の小型化、軽量化が求められており、前記の各種疲労強度の向上が求められている。
　例えば、歯車を製造する場合、表面硬化処理の手段としては浸炭焼入れが一般的である。ガス浸炭処理した際には、鋼材表面に粒界酸化層や不完全焼入れ層が生成し、これらは疲労強度を低下させることが知られている。そのため、酸化性元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒを低減した鋼が提案されているが、こうした合金元素の調整のみでは、曲げ疲労強度、ピッティング強度の大幅な改善を得ることはできない。
　一方、真空浸炭では、粒界酸化が生成せず、ガス浸炭と比較し高い疲労強度を得ることができる、高温での浸炭処理が可能なため、ガス浸炭と比較し処理時間を短縮することができるなどの利点がある。しかし、高温で浸炭を行うと、オーステナイト結晶粒が粗大化し、浸炭焼入れ後の部品の疲労強度を低下させる原因となる。
　そのため、疲労強度を向上させるには、高温で浸炭してもオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するのみならず、通常の高温浸炭時のオーステナイト結晶粒よりも微細化させる必要がある。浸炭焼入れした部品の旧オーステナイト粒を微細化する手段として、これまでに種々の方法が提案されている。
　例えば特許文献１では、浸炭後に高周波加熱により鋼部品全体を１０℃／秒以上の速度でオーステナイト領域に加熱することで、浸炭硬化層のオーステナイト結晶粒度を９番以上にする技術が記載されている。また、特許文献２には真空浸炭後に徐冷し、組織のマルテンサイト化を避け、その後高周波焼入れを行うことで、ひずみが小さく、表面強度を向上させる技術が開示されている。
　また、特許文献３には、Ｃ：０．４５～０．７５質量％及びＶ：０．０５～０．３５質量％を含有する鋼材に対して、高周波焼入れによる２回の熱処理を行うことによって、最表面から０．３～３．０ｍｍ深さのマルテンサイト組織の焼入領域がＨＶ６２０以上且つ内部硬さが３００ＨＶ以上である高周波焼入れ歯車の製造方法が開示されている。
　また、特許文献４には、機械構造用鋼を部品形状に成形した後、真空浸炭焼き入れを行い、その後に１回以上の高周波焼き入れを行った後、これを焼き戻しすることにより浸炭部品を製造する浸炭部品の製造方法が開示されている。
　また、特許文献５には、Ｃ：０．０８％以上０．３％未満であり且つその他成分が適正化された鋼からなる部品に対し、真空浸炭処理後、マルテンサイト組織を生じさせない冷却速度で徐冷し、その後、高周波焼入処理を施す浸炭高周波焼入部品の製造方法が開示されている。
特開平８－９２６９０号公報 特開２００８－２８０６１０号公報 特開２０１５－１７５０２３号公報 特開２０１０－７１２０号公報 特許第５１２９５６４号公報
　しかしながら、前述した従来の技術には、以下に示す問題点がある。
　特許文献１では浸炭後に鋼部品全体をオーステナイト域に加熱して焼入れすることにより、結晶粒度を微細化すると述べているものの、本技術で得られる結晶粒度では、疲労強度を従来よりも大きく向上させるのに不十分である。特許文献２は浸炭後に焼入れをしておらず、焼入れは高周波焼入れ時の１回のみであるため、十分な細粒化ができる技術ではない。
　また、特許文献３では、Ｃ含有量が高い鋼材が用いられるので、歯車に形状加工するための加工性又は被削性が不十分である。特許文献４、５には、高周波焼戻し工程に形成される炭窒化物の作用が開示されていないので、疲労特性の大幅な改善を得ることはできない。
　本発明は、真空浸炭後に高周波焼入れを行うことで、鋼材表層部のオーステナイト粒を微細化し、硬度を上昇させることで、耐ピッティング特性、曲げ疲労特性に優れた機械部品を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記の課題を解決するために鋭意研究した結果、以下の新たな知見を見出した。図１、図２を用いて、当該知見について詳述する。
（ａ）所定の組成を持つ鋼材に対して、図１に示す真空浸炭工程を行うことで、表面近傍に浸炭異常層である粒界酸化層をほとんど生成せずに、部品表面から１．５ｍｍまでの深さの領域における鋼中のＣ含有量を高め、さらに、図１に示す高周波焼入れ工程を行うことで、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に準拠して測定される部品表面から０．２ｍｍまでの深さの領域における旧オーステナイト結晶粒度が、ＪＩＳ粒度番号で１２番以上の組織を得ることができる、との知見を得た。
　また、前記真空浸炭工程及びその後の前記高周波焼入れ工程によって、図２に示すように、部品表面から０．２ｍｍまでの深さの領域におけるビッカース硬さを７５０ＨＶ以上とし、加えて、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる鋼材表面からの深さを示す有効硬化層深さ（ＪＩＳ　Ｇ　０５５７：２００６）を０．５～１．２ｍｍとすることができた。その結果、耐ピッティング特性と曲げ疲労特性を向上させることができた。
（ｂ）均一で微細な旧オーステナイト結晶粒を得るために、図１に示す高周波焼入れ工程において、５２０～７３０℃の表面温度Ｔ１に到達するまで１０～１０００℃／秒の加熱速度で高周波加熱し、その後、表面温度が３００～４５０℃程度になるまで放冷し、続いて、再度高周波加熱により鋼表面から０．５ｍｍにおける領域を８００～１０００℃の温度Ｔ２にした後、急冷して焼入れすることが重要である。
　この工程において、再度高周波加熱がなされる前の高周波加熱工程、つまり、表面温度が３００～４５０℃程度になるまで放冷を行う前の高周波加熱工程は高周波焼戻しに相当する。この高周波焼戻し段階で、鋼中にセメンタイトや微細炭窒化物などの析出物を分散させることができる。微細炭窒化物を得るには鋼中へのＮｂまたはＶのうちの少なくとも１種の添加が特に有効である。前記放冷工程に引き続く再度高周波加熱時に、セメンタイトや微細炭窒化物（Ｎｂ及び／又はＶの析出物）は、オーステナイト核の生成サイトになったり、結晶粒成長を妨げるピン止め粒子となることで旧オーステナイト粒の微細化に寄与する。その結果、ＪＩＳ粒度番号で１２番以上の微細組織となる。この高周波焼戻しを行わない場合は、結晶粒は粗大な粒を含む混粒組織となる。
　本発明は、上記知見に基づき、さらに詳細に検討した結果得られたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）表面からの深さが０．２ｍｍまでの領域である表層と、
　前記表面からの深さが１．５ｍｍ以上の深さの領域である芯部と、
　前記表層と前記芯部との間の中間層と、を有し、
　前記表面からの深さが０．０５ｍｍの位置でのビッカース硬さが７５０ＨＶ以上であり、
　前記芯部において、ビッカース硬さが２００～４５０ＨＶであり、
　ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さを示す有効硬化層深さが、表面から０．５～１．２ｍｍであり、
　前記表層上に形成された粒界酸化層の厚さは０．０～２．０μｍであって、
　前記芯部は、
　組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０～０．４０％、
Ｓｉ：０．１０～３．００％、
Ｍｎ：０．３０～３．００％、
Ｃｒ：０．１０～３．００％、
Ａｌ：０．００３～０．０５０％及び
Ｎ：０．００３０～０．０３００％
を含有し、
　さらに、Ｎｂ：０％超０．２００％以下及びＶ：０％超０．８００％以下のうち少なくとも１種と、Ｔｉ：０．１００％以下とを下記式（１Ａ）及び（１Ｂ）の範囲にて含有し、
　さらに、任意元素として、
Ｃａ：０～０．００４５％、
Ｍｇ：０～０．００４５％、
Ｚｒ：０～０．００４５％、
ＲＥＭ：０～０．００４５％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｔｅ：０～０．０５０％、
Ｂｉ：０～０．０５０％、
Ｐｂ：０～０．０５０％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｚｎ：０～０．０５０％及び
Ｓｂ：０～０．０５０％
からなる群から選択された１種または２種以上を含有し、
　Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下に制限され、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　前記表層は、
　Ｃ含有量が０．７０％以上であり、
　組織が焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトであり、
　旧オーステナイト結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１２番以上であり、
　ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）によって規定される混粒が存在せず、
円相当径１～５０ｎｍの析出物が、下記式（２）を満たすことを特徴とする機械部品。
　０．０１０≦［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．８００・・・（１Ａ）
　０．０１０≦［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］・・・（１Ｂ）
　ここで、式（１Ａ）及び式（１Ｂ）中の［Ｔｉ％］、［Ｎｂ％］及び［Ｖ％］の各記号には、それぞれＴｉ、ＮｂおよびＶの含有量（質量％）が代入され、元素が含まれないときは０が代入される。
　Ａ×Ｂ－０．６７≦６０００・・・（２）
　ここで、式（２）において、Ａは前記表層に存在する前記析出物の平均粒径（ｎｍ）、Ｂは前記表層に存在する前記析出物の面積分率である。
（２）前記芯部がさらに質量％で、
Ｃａ：０．０００１～０．００４５％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００４５％、
Ｚｒ：０．０００１～０．００４５％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００４５％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０５～１．００％、
Ｃｕ：０．０５～１．００％、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
Ｔｅ：０．００１～０．０５０％、
Ｂｉ：０．００１～０．０５０％、
Ｐｂ：０．００１～０．０５０％、
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
Ｚｎ：０．００１～０．０５０％、および
Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の機械部品。
（３）（１）又は（２）に記載の前記芯部の組成を有する鋼材を機械部品の成形体に成形し、
　前記成形体に対して、浸炭温度が８５０～１１００℃、浸炭時間と拡散時間の和を１０～５００分の条件で真空浸炭処理を施し、次いで焼入れし、
　引き続いて、下記式（３）を満足する条件で５２０～７３０℃の表面温度（Ｔ１）に到達するまで１０～１０００℃／秒の加熱速度（Ｋ）で前記成形体を高周波加熱して、
　その後放冷して４５０℃以下の表面温度とした後、
　前記成形体の表面からの深さが０．５ｍｍにおける領域を８００～１０００℃の温度（Ｔ２）に再度高周波加熱して、焼入れし、
　さらに１３０～２００℃で３０～１２０分焼戻すことを特徴とする（１）又は（２）に記載の機械部品の製造方法。
　１．００≦１．６７×１０－３×Ｔ１＋０．０７８９×ＬｏｇＴ１－０．０７８９×ＬｏｇＫ≦１．３７・・・（３）
　本発明の機械部品では、所定の表面硬さ、硬さ分布及び旧オーステナイト粒径を得ることにより、耐ピッティング特性、曲げ疲労特性を向上させることができる。
本発明に係る機械部品の製造方法における真空浸炭工程、およびそれに引き続く高周波焼入れ工程の模式図を示す。 本発明に係る機械部品で得られる深さ方向におけるビッカース硬さ分布の一例を示すグラフ（硬さプロファイル）である。
［本発明の機械部品］
　まず、本発明の機械部品の表面からの深さが１．５ｍｍ以上の領域（以下、単に「芯部」と略すことがある。）の組成を限定する理由について説明する。尚、前記「表面からの深さ」とは、前記部品表面から垂直に前記部品内部方向に測定した距離をいう。また、前記芯部は真空浸炭前後において組成が変わらない部分であるため、この部分の組成は素材である鋼の成分組成を意味する。以下、「％」は、「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．１０％以上０．４０％以下）
　上記のＣ量は、機械部品として必要な強度を得る上で適切な範囲である。Ｃの添加量が０．１０％未満であると硬さが低いために必要な強度が得られず、一方、Ｃの添加量が０．４０％よりも多いと、鋼の靭性が劣化し、さらに素材硬さの上昇を通じて部品の切削や鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。このためＣ量は０．１０％以上０．４０％以下とする。Ｃ量の好適な範囲は０．１５％以上０．２５％以下である。
　（Ｓｉ：０．１０％以上３．００％以下）
　Ｓｉは焼戻し時に析出するε炭化物から比較的粗大なセメンタイトへの遷移を抑制し、低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加させる。これにより鋼の面疲労強度が向上する。この効果を得るために、Ｓｉを０．１０％以上添加する必要がある。一方、３．００％を超えてＳｉを添加すると、焼戻し軟化抵抗の増加の効果が飽和するばかりでなく、素材硬さの上昇を通じて加工性が顕著に劣化する。また、Ｓｉはフェライトを安定化するため、３．０％を超えて添加すると高周波加熱時にフェライトが残留し、均一なオーステナイトが得られなくなる場合がある。その結果として、焼入れ後に均一なマルテンサイト組織が得られなくなる場合がある。従って、Ｓｉ量を０．１０％以上３．００％以下の範囲にする必要がある。Ｓｉ量の好適な範囲は０．２０％以上１．１０％以下である。
　（Ｍｎ：０．３０％以上３．００％以下）
　Ｍｎは鋼の焼入性を高める効果があり、浸炭焼入れ時及び高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効である。この効果を得るために、Ｍｎを０．３０％以上添加する必要がある。一方、Ｍｎの添加量が３．００％よりも多いと、鋼の靭性が劣化し、さらに素材硬さの上昇を通じて加工性が顕著に劣化する。このためＭｎ量は０．３０％以上３．０％以下の範囲にする必要があり、好ましくは０．５０％以上２．００％以下である。
　（Ｃｒ：０．１０％以上３．００％以下）
　Ｃｒは、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する。Ｃｒ含有量が０．１０％未満だと、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、焼入れ後に残留オーステナイト量が多くなり、硬さが低下する。また、Ｃｒがセメンタイト中に濃化して安定化することによって、高周波焼入れ時の炭化物のオーステナイトへの溶け込みを阻害し、焼入領域の硬さムラの原因となる。よって、Ｃｒ量を０．１０％以上３．００％以下の範囲にする必要がある。Ｃｒ量の好適な範囲は０．５０％以上１．７０％以下である。
　（Ａｌ：０．００３％以上０．０５０％以下）
　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０．００３％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、粗大な酸化物として残存しやすくなり、疲労特性が低下する。したがって、Ａｌ量の好適な範囲は０．００３％以上０．０５０％以下であり、好ましくは０．０１０％以上０．０３０％以下である。
　（Ｎ：０．００３０％以上０．０３００％以下）
　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０．００３０％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、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。したがって、Ｎの含有量を０．００３０％以上０．０３００％以下とし、好ましくは０．００８０％以上０．０２５０％以下であり、さらに好ましくは０．０１００％以上０．０１８０％以下である。
　（Ｎｂ：０％超０．２００％以下及びＶ：０％超０．８００％以下の少なくとも１種と、Ｔｉ：０．１００％以下を含有）
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｃ及び／又はＮと微細な炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物を形成して、オーステナイト温度域加熱時の結晶粒成長を抑制して、組織の微細均質化に寄与し、疲労特性を改善する。この効果を得るために、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、１種または２種以上を、それぞれ０．１００％以下、０．２００％以下、および０．８００％以下の範囲で、ＮｂおよびＶのうち少なくとも１種を含有し、且つ合計含有量が下記の式（１Ａ）及び（１Ｂ）を満たすように添加する。いずれも過剰に添加すると、粗大な硬質の炭化物が生成して被削性が低下する。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの好ましい添加量はそれぞれ０．０２０％以上０．０５０％以下、０．０１０％以上０．０５０％以下および０．０５０％以上０．３００％以下である。
　０．０１０≦［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．８００・・・（１Ａ）
　０．０１０≦［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］・・・（１Ｂ）
　ここで、（１Ａ）式及び（１Ｂ）式中の［Ｔｉ％］、［Ｎｂ％］及び［Ｖ％］の各記号には、それぞれＴｉ、ＮｂおよびＶの含有量（質量％）が代入され、元素が含まれないときは、０を代入する。
　（１Ａ）式の下限に関して、好ましい範囲は０．１１０＜［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］である。より好ましくは、０．１４０＜［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］である。さらに好ましくは、０．３００＜［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］である。
　（１Ａ）式の上限に関して、好ましい範囲は［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．６００である。より好ましくは、［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．５００である。さらに好ましくは、［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．４００である。
　（１Ｂ）式に関して、好ましい範囲は０．０２０％≦［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］である。より好ましくは０．１００≦［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］である。
　（１Ｂ）式の値の上限については、特に明示の規定はなくともよい。しかし、（１Ａ）式との兼ね合いから、当然に、［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．８００となる。より好ましくは、［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．６００であり、さらに好ましくは［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．５００であるが、これらの目安は本発明を限定するものではない。
　　［任意元素］
　鋼成分として、上記の基本成分に加え、Ｆｅの一部に代えて、以下に示す元素のうちから選んだ１種又は２種以上を任意元素として含有させると特性向上に効果的である。但し、任意元素は、必ずしも含有させる必要がないため、その下限は０％である。
　（Ｃａ：０％以上０．００４５％以下、Ｍｇ：０％以上０．００４５％以下、Ｚｒ：０％以上０．００４５％以下、及び、ＲＥＭ：０％以上０．００４５％以下の１種又は２種以上）
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成して被削性に有害なＡｌ２Ｏ３の生成を低減し、被削性改善に寄与する。また、鋼中のＭｎＳの形態を制御して疲労特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭを、いずれも、０．０００１％以上添加してもよい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭが０．００４５％を超えると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下する。従って、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭは０．００４５％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とする。なお、ＲＥＭは希土類金属元素を示し、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕから選択される１種以上である。
　（Ｍｏ：０％以上０．５０％以下、Ｎｉ：０％以上１．００％以下、Ｃｕ：０％以上１．００％以下、及びＢ：０％以上０．００５０％以下のうちの１種又は２種）
　Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢは、いずれも、焼入れ性向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｍｏは０．０１％以上、Ｎｉ及びＣｕは０．０５％以上、Ｂは０．０００３％以上添加してもよい。Ｍｏが０．５０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて硬さの大幅な増大を招き、加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。Ｎｉ及びＣｕは１．００％を超えると、やはり、Ｍｏと同様に、焼入れ性が高くなりすぎて、加工性が低下する。このため、ＮｉとＣｕの含有量の上限は１．００％とする。Ｂは０．００５０％を超えて添加しても効果が飽和する。従ってＢを添加する場合、Ｂ量を０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲にする。Ｂ量の好適な範囲は０．００１０％以上０．００２５％である。
　本発明では上記成分の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｓｂ等を任意元素として添加することができる。これら元素は必須ではないが、添加すれば、被削性改善の効果が期待できる。Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｓｂのうちの少なくとも１種を添加する場合、被削性の効果を得るためには、１種類当たり０．００１％以上０．０５０％以下とすることが好ましい。
　（Ｐ：０．０５０％以下）
　Ｐは、不可避的不純物であり、オーステナイト粒界に偏析して、旧オーステナイト粒界を脆化させることによって粒界割れの原因となるので、できるだけ低減することが望ましい。このため、Ｐ量を０．０５０％以下の範囲に制限する必要がある。本発明の課題に関して特にＰ量の下限は無いが、Ｐ量を０．００１％以下に制限するには過剰なコストがかかる。したがって、Ｐ量の好適な範囲は０．００１％以上０．０５０％であり、さらに好ましい上限は０．０２０％である。
　（Ｓ：０．０５０％以下）
　Ｓは、不可避的不純物であり、ＭｎＳが疲労亀裂の伝播経路となることによって疲労強度や靭性が低下する原因となるので、できるだけ低減することが望ましい。このため、Ｓ量を０．０５０％以下の範囲に限定する必要がある。本発明の課題に関して特にＳ量の下限は無いが、Ｓ量を０．００１％以下に制限するには過剰なコストがかかる。したがって、Ｓ量の好適な範囲は０．００１％以上０．０５０％であり、さらに好ましい上限は０．０２０％である。
（Ｏ：０．００５０％以下）
　Ｏは、酸化物を生成する不可避的不純物であり、過剰な含有は靱性を著しく低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。このため、Ｏ量を０．００５０％以下の範囲に限定する必要がある。本発明の課題に関して特にＯ量の下限は無いが、Ｏ量を０．０００５％以下に制限するには過剰なコストがかかる。したがって、Ｏ量の好適な範囲は０．０００５％以上０．００３０％であり、さらに好ましい上限は０．００２０％である。
　本実施形態に係る機械部品の素材の鋼の成分組成は以上の通りであり、残部はＦｅ及び不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、Ｐ、Ｓ及びＯ以外の不純物（例えばＷ、Ｔａ、Ａｓ、Ｃｏ等）が鋼中に混入するが、本発明の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。Ｗ量及びＴａ量はそれぞれ、０．０１０％以下とすることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る機械部品の硬さ、金属組織等について説明する。一般的に歯車等の機械部品には、疲労特性や耐摩耗性を与えるために、鋼素材を部品形状に加工した後、表面硬化処理が施される。本実施形態に係る機械部品では、真空浸炭およびその後の高周波焼入れ処理がこの表面硬化処理に相当する。この表面硬化処理によって、表面硬化処理として浸炭のみを採用して得られた部品（浸炭部品）よりも高い耐ピッティング特性、曲げ疲労特性を確保するためには、部品の表面硬さ、および有効硬化層深さを浸炭部品のもの以上に高める必要がある。
　[粒界酸化層が０．０～２．０μｍ]
　本実施形態に係る機械部品では、粒界酸化層の厚さが０．０～２．０μｍである。ガス浸炭焼入れを行うと、浸炭雰囲気に存在する微量酸素と、酸素と親和性の高いＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒなどの合金元素が優先的に結合し、粒界酸化が生じる。粒界酸化は表面から粒界に沿い内部に向かう酸化を総称する。ここで、酸化によっては、表面から一様に生じるスケール（酸化被膜）も生成するので、スケールの厚さも粒界酸化に含まれる。
　本発明において、粒界酸化層の厚さは、部品表面に生じた粒界酸化の前記部品表面から前記表面に垂直方向に部品内部側の最深地点までの最大深さである。通常、ＪＩＳ規格鋼であるＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０にガス浸炭を施すと、表面から１０～２０μｍ程度の深さ領域に粒界酸化層が生成する。一方、真空浸炭を施した場合には粒界酸化層がほとんど生成せず、生成したとしても２．０μｍ以下である。本実施形態にかかる機械部品は、真空浸炭により製造されるため、表層上に形成される粒界酸化層の厚さが薄く、２．０μｍ以下である。また、粒界酸化層を有さない（すなわち、粒界酸化層の厚さが０．０μｍとなる）ケースも、本発明に含まれる。
　［部品表面から０．２ｍｍ深さまでの領域における硬さ］
　表面硬さ、すなわち表層（部品表面から０．２ｍｍまでの深さの領域であって、粒界酸化層ではない領域）におけるビッカース硬さが７５０ＨＶ以上であれば、下記に示す旧オーステナイト結晶粒の微細化効果と相まって、従来の浸炭部品よりも高い耐ピッティング特性、曲げ疲労特性を得ることができる。
　前記表面硬さは、表層におけるビッカース硬さを示すものである。特に本開示では、前記表面硬さの指標として、部品表面下０．０５ｍｍの深さにおけるビッカース硬さを採用した。
　前記表面硬さを得るには、表層（表面からの深さが０．２ｍｍまでの領域）におけるＣ含有量を０．７０％以上とすることが必要である。表面からの深さが０．２ｍｍ地点におけるＣ含有量を測定することによって、表層におけるＣ含有量を測定することができる。このような測定方法は、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて定量することによって行うことができる。
　Ｃ含有量が０．７０％以上の鋼材を焼入れた場合、表層の組織はマルテンサイトが主体で残留オーステナイトを含む組織となる。前記表層の組織のうち、残留オーステナイトは３０％以下であり、それを超えると硬さが低下し、疲労強度を低下させる。なお、真空浸炭、高周波焼入れ後に低温で焼戻しが施されるため、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなる。好ましい表面硬さの上限は８５０ＨＶである。
　［表層における旧オーステナイト結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１２番以上］
　表層における旧オーステナイト粒に関し、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１２番以上とする。面疲労強度と曲げ疲労強度は旧オーステナイト結晶粒が小さいほど向上し、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１２番以上になると、浸炭部品よりも高い耐ピッティング特性、曲げ疲労特性を得ることができる。結晶粒径はＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に記載の切断法により求められる。また、前記切断法は、光学顕微鏡像から得られた画像を用いて行われる。
［表層の円相当径１～５０ｎｍの析出物が、Ａ×Ｂ－０．６７≦６０００］
　ＪＩＳ粒度番号で１２番以上の微細なオーステナイト結晶粒を得るには、表層に、ＮｂまたはＶのいずれかもしくは両方を含む炭窒化物が微細で多量に存在することが好ましい。具体的には、この領域に存在するＮｂまたはＶのいずれかもしくは両方を含む炭窒化物の平均粒径をＡ（ｎｍ）、面積分率をＢとすると、式（２）を満たすことによって、前記炭窒化物により、オーステナイト結晶粒の結晶粒成長を妨げるピニング効果が得られることを実験的に明らかにした。より好ましくはＡ×Ｂ－０．６７≦４５００、さらに好ましくはＡ×Ｂ－０．６７≦３０００である。
　Ａ×Ｂ－０．６７≦６０００・・・（２）
　なお、本開示の機械部品においては、表層における円相当径１～５０ｎｍの析出物は、ほとんどがＮｂまたはＶのいずれかもしくは両方を含む炭窒化物である。よって、以降の説明は、表層に存在する円相当径１～５０ｎｍの析出物は、いずれもＮｂまたはＶのいずれかもしくは両方を含む炭窒化物であるとの前提で記載する。
　炭窒化物の存在状態は、例えば当該領域から薄膜サンプルを作製し、透過電子顕微鏡観察することで確認することができる。約５μｍ２の視野をＥＤＳマッピングにより撮影し、撮影した炭窒化物を画像解析することにより、平均粒径と面積分率を求めることができる。
　なお、ここでいう面積分率は、部品表面の表層から１００～１８０ｎｍの厚さの薄膜を作製して電子線を透過させ、その時に撮影できる投影析出物の面積の撮影視野に対する比率を１００ｎｍ厚さ分に換算した値とする。但し、余りに小さいものは観測が困難であり、また、投影される最大幅が５０ｎｍ以上の介在物はほとんど存在しない。そのため、撮影される対象となる及び平均粒径の算出の対象となる析出物は、投影された最大幅が１～５０ｎｍ程度の範囲内のものとする。薄膜厚さは例えば透過電子顕微鏡を用いた収束電子回折や電子エネルギー損失分光法により測定することができる。
　なお、本発明でいうＮｂまたはＶのいずれかもしくは両方を含む炭窒化物とはＮｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）もしくは（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）で表され、成分の構成比がＮよりもＣのほうが大きいものをいう。また、Ｔｉを含む炭窒化物も存在し、炭窒化物は（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｖ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）となる場合があるが、これらもここでいう炭窒化物に入るものとする。炭窒化物の成分組成は、例えば透過電子顕微鏡により観察し、ＥＤＳ分析を行うことにより調べることができる。
　［混粒が表層に存在しないこと］
　真空浸炭後高周波焼入れを行う工程では、高周波加熱が急速加熱であるため、高周波加熱によるオーステナイト化時の核生成サイトが少ないと、微細粒と粗大粒が混在する、いわゆる混粒組織になりやすい。混粒は粗大粒の領域から疲労破壊が起こり、疲労強度を低下させる原因となるため、その存在は好ましくない。ここでいう「混粒」とは、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）で規定され、１視野内（１ｍｍ２）において最大頻度を持つ粒度番号の粒から３以上異なった粒度番号の粒が偏在しており、これらの粒の面積が２０％以上であることを意味する。
　［有効硬化層深さが０．５～１．２ｍｍ］
　表面から内部に向かう硬さプロファイルを測定した時にビッカース硬さが５５０ＨＶとなる前記表面からの深さを有効硬化層深さと呼ぶ。この有効硬化層深さは浅いほど内部から破壊が起こる可能性が高まるため、０．５ｍｍ以上とする必要がある。しかし、有効硬化層深さが深くなりすぎると表面の圧縮残留応力が低下して疲労強度の低下を招く傾向があるため、１．２ｍｍ以下が適切である。
［表面から１．５ｍｍ以上の深さの領域におけるビッカース硬さが２００～４５０ＨＶ］
　部品表面からの深さが１．５ｍｍよりも内部の領域（芯部）の硬さはＨＶ２００～４５０の範囲内とする。芯部硬さが低いと、静曲げ強度や内部起点の破壊を呈する疲労強度を低下させるため、内部硬さはＨＶ２００以上とする必要がある。一方、内部硬さが高すぎると靭性が低下する。よって内部硬さはＨＶ２００～４５０が適切である。
　なお、本実施形態では、上記の通り、表面から０．２ｍｍまでの領域を表層とし、表面から１．５ｍｍ以上の深さの領域を芯部とする。また、表層と芯部との間の領域（表面から０．２ｍｍの深さから、表面から１．５ｍｍの深さまでの領域）を中間層とする。
［本発明の製造方法］
　次に、本発明に係る製造方法について説明する。本発明に係る製造方法は、上記鋼材成分を有する鋼を素材とし、歯車等の部品形状に成形した後、前記部品形状を有する成形体に対して浸炭焼入れを行う工程と、その後成形体に対して高周波焼入れを行う工程と、１３０～２００℃で焼戻しを行う工程とを含む。そして、浸炭焼入れ、高周波焼入れの加熱条件を所定の範囲に設定することにより、部品の表面硬さと有効硬化層深さを高めると同時に、部品表面からの深さが０．２ｍｍまでの位置においてＪＩＳ粒度番号で１２番以上の均一で微細な旧オーステナイト結晶粒が得られる。
［浸炭焼入れ］
　浸炭焼入れ工程は、鋼部品の表面を硬化させ、部品として必要な耐ピッティング特性、曲げ疲労特性を確保するために必要不可欠な処理である。浸炭は、拡散現象を利用する処理であり、浸炭温度が８５０℃より低い場合、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り、コストが高くなる。一方、浸炭温度が１１００℃よりも高い場合、著しい粗粒化や混粒化を招くことになる。そのため、浸炭は８５０～１１００℃の温度域で行うのが好ましい。より好ましくは、９００～１０５０℃である。浸炭方法は真空浸炭とする。これは、粒界酸化が生成せず、ガス浸炭と比較し高い疲労強度を得ることができること、および高温での浸炭処理が可能なため、ガス浸炭と比較し処理時間を短縮することができることによる。
　前記成形体表面に炭素を導入する浸炭時間と、ガスの供給を停止し、前記成形体表面の炭素をその内部へ拡散させる拡散時間の和は１０～５００分とすることができる。処理時間が１０分より短い場合、前記成形体表面および内部に十分な炭素が供給されず、目標の表面硬さおよび有効硬化層深さを得ることが出来ない。一方、処理時間が５００分より長い場合、前記成形体材表面の炭素濃度が過剰となることで、粗大な炭化物が生成し、これが疲労破壊の起点となる。そのため、浸炭時間と拡散時間の和は１０～５００分とするのが好ましい。なお真空浸炭に使用するガス種及び流量は特に限定されるものではないが、例えばアセチレン、プロパン、エチレン等の炭化水素ガスを用い、流量は５～１０Ｌ／分で行うことができる。
　真空浸炭処理では、はじめに、例えば１０Ｐａ以下に減圧した炉内で前記成形体を所定の浸炭温度まで加熱を行う。次に、浸炭温度で前記成形体を均熱する均熱工程を行う。均熱工程における炉内の圧力は、１００Ｐａ以下であってもよいし、窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気を同時に行なって、１０００Ｐａ以下の窒素雰囲気としてもよい。続いて、炉内に浸炭ガスを導入し、所定の浸炭ガス圧および浸炭温度で前記成形体を浸炭処理する浸炭工程を行う。浸炭工程における浸炭ガス圧は、高すぎれば炉内に煤が発生しやすくなる。したがって、浸炭ガス圧Ｐｓは１００００Ｐａ以下である。好ましい浸炭ガス圧は１０００Ｐａ以下である。その後、浸炭温度を維持した状態で前記成形体に侵入した炭素を前記成形体中に拡散させる拡散工程を行う。拡散工程における炉内の圧力は、浸炭工程における残留ガスを取り除くため、１００Ｐａ以下であってもよいし、窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気を同時に行なって、１０００Ｐａ以下の窒素雰囲気としてもよい。
　浸炭処理後に焼入れするのは、次の高周波加熱工程で結晶粒をより微細化するためである。この浸炭焼入れ方法については、水焼入れ、油焼入れなどがあるが、冷却媒体によって作用は変わらないため、最適な媒体を選択する。
　焼入れ時の冷却速度は特に限定されないが、Ａ１変態点以上の温度域において冷却速度が５℃／秒以上であることが好ましい。５℃／秒以上であることが好ましい理由は、冷却中にセメンタイト等の炭化物が旧オーステナイト粒界に析出するのを防止することができるためである。焼入れ方法は、冷却特性に優れる油焼入れが好ましい。小さな部品であれば高圧の不活性ガスによる焼入れも可能である。水による焼入れも可能であるが、焼割れ、冷却ムラの発生に注意が必要である。焼入れ後の温度は特に指定しないが、例えば油焼入れを行う場合には、焼入れ油の温度は５０～１６０℃の範囲とすることが好ましい。
［高周波加熱工程］
　高周波加熱工程は、前記成形体の浸炭焼入れ後、更に、再度加熱する高周波焼戻し工程である。この工程により、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することで、部品として必要な耐ピッティング特性、曲げ疲労特性を向上させるために必要不可欠な処理である。焼戻し時のセメンタイトや微細炭窒化物などの析出量は一般に焼戻し温度と時間を含むパラメータである焼戻しパラメータと相関がある。本発明のように連続加熱、連続冷却を伴う熱処理では、焼戻しパラメータは以下のように表すことができる。
　　Λ＝１９×Ｔ１＋９００ＬｏｇＴ１－９００ＬｏｇＫ＋４６００
　ここで、Ｔ１は、高周波加熱により温度上昇した表面の最高到達温度である表面温度（℃）を示す。Ｋは、高周波加熱時に、表面の温度が、加熱開始前の温度からＴ１に到達するまでの平均加熱速度である加熱速度（℃／秒）を示す。
　前述した本発明の組成範囲の鋼材から丸棒試験片を作製して真空浸炭を行い、それにＴ１とＫを種々に変化させた高周波加熱を実施し、処理終了後のセメンタイトや炭窒化物、及び、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒を調べたところ、Λが１６０００以上となる場合に、多くの析出物を生成して、微細な旧オーステナイト粒を得られることがわかった。
　　１６０００≦Λ＝１９×Ｔ１＋９００ＬｏｇＴ１－９００ＬｏｇＫ＋４６００
　表面温度（Ｔ１）が５２０℃より低いと、あるいは加熱速度（Ｋ）が１０００℃／秒よりも大きいと、十分な析出量が得られないため、微細化効果を得ることはできない。表面温度（Ｔ１）が７３０℃より高いと、浸炭焼入れで生成したマルテンサイトがＡ１変態点を超えて再び変態してしまうため、高周波焼入れでの微細化の効果が小さくなってしまう。加熱速度（Ｋ）が１０℃／秒より小さいと、加熱開始から、表面温度がＴ１に到達するまでの時間が長くなるため、コストが高くなる。これより、適当な高周波焼戻しの条件として式（３）を得た。
　　１．００≦１．６７×１０－３×Ｔ１＋０．０７８９×ＬｏｇＴ１－０．０７８９ＬｏｇＫ≦１．３７・・・（３）
　ここで式（３）の上限（１．３７）は、Ｔ１が７３０℃、Ｋが１０℃／秒としたときのものとした。
　前記高周波焼戻しは、式（３）を満たし、かつ表面温度（Ｔ１）を５２０～７３０℃まで１０～１０００℃／秒の加熱速度（Ｋ）で加熱する処理である。この工程で、セメンタイトや微細な炭窒化物を析出させて、再度の高周波加熱を伴う高周波焼入れ工程後の旧オーステナイト粒の微細化に寄与する。
　成形体表面が前記温度Ｔ１に到達後、後述する放冷工程を行う。放冷工程は、成形体への高周波加熱を停止することにより開始される。
［放冷工程］
　前記高周波加熱工程後、放冷する処理は温度分布の均質化に寄与するため必要である。高周波加熱は表面側の温度が高くなる傾向があるが、この放冷中に温度勾配を低減し、表面付近の組織を均質化できる。放冷は表面温度が４５０℃以下になるまで行い、好ましくは、表面温度が３００～４５０℃になるまで行う。放冷後の温度が高すぎると温度勾配の低減が十分ではなく、また温度が低すぎるとそれに引き続く高周波加熱時に温度むらができやすい場合があるためである。尚、温度勾配の低減には４５０℃以下になるまで放冷すればよく、その時の冷却速度は特に限定されない。
［放冷後の高周波焼入れ工程］
　放冷後の高周波焼入れ工程における最高加熱温度（Ｔ２）は、表面が８００～１０００℃の範囲となるようにする。これによって、前記成形体の表面からの深さが０．５ｍｍにおける領域は、Ｔ２付近まで再加熱され、のちの焼入れによってビッカース硬度が５５０ＨＶ以上となる。表面温度が低すぎると、加熱時のオーステナイト化が不十分になり、焼入れ後にフェライトやセメンタイトが残存する恐れがある。一方、表面温度が高すぎると、オーステナイト粒径が粗大化してしまう。この時の加熱速度は特に指定しないが、１００～２０００℃／秒の範囲が好ましい。加熱速度が遅すぎると結晶粒が微細化せず、早すぎると混粒になりやすいためである。なおここでいう加熱速度とは、前記放冷工程終了時から前記最高加熱温度（Ｔ２）に達する点までの平均加熱速度を意味する。
　前述した高周波焼戻し工程及び放冷後の高周波焼入れ工程における高周波加熱時の周波数は特に限定されるものではないが、例えば１～５００ＫＨｚの範囲であれば、問題なく処理が可能である。
　また、高周波加熱後の焼入れは水冷、あるいはポリアルキレングリコール、ポリエチレングリコール、ポリビニルアルコールなどの高分子化合物系の水溶性焼入冷却材を使用して行う。液温は２０～４０℃の範囲とするのが好ましい。
［高周波焼入れ後の焼戻し工程］
　高周波焼入れ後の低温での焼戻し工程は、高周波焼入れ後のマルテンサイトの靭性を向上させることで、部品として必要な耐ピッティング特性、曲げ疲労特性を向上させるために必要不可欠な処理である。例えば、一般的な低温焼戻しの条件である１３０～２００℃程度の温度で、３０～１２０分の加熱処理を行う。なお、最後の低温焼戻しの加熱は大気炉、雰囲気加熱炉、真空加熱炉などを使用することができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ～Ｚの成分組成を有する鋼をそれぞれ溶製し、熱間鍛造により、４０φの棒鋼に成形した。表１で各元素の欄内の数値の単位は質量％であり、空欄は、該当する元素の成分が意図的に添加しないことを意味する。表１中の下線部分は数値が本発明の範囲外であることを示す。項目「式（１Ａ）」は、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含有量（質量％）の合計であり、項目「式（１Ｂ）」は、Ｎｂ及びＶの含有量（質量％）の合計である。尚、得られた前記棒鋼はいずれも、Ｏ含有量が０．０００５～０．００３０％の範囲であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、得られた棒鋼を９００℃に加熱して３０分保持した後に放冷する焼ならし処理を行い、続いて、機械加工により、大径部（試験部）２６φのローラーピッティング試験片を作製した。また、φ１２ｍｍ×８０ｍｍで中心に１０ｍｍＲの半円の切欠を有する小野式回転曲げ試験片を作製した。さらに、φ２６ｍｍ×５０ｍｍの丸棒試験片を作製した。
　上記のローラーピッティング試験片、小野式回転曲げ試験片に対して、表２－１又は表２－２に記載の製造条件で浸炭処理、高周波加熱及び高周波焼入れを行うことによって、製造Ｎｏ．１～４６の試験片を得た。浸炭処理後、７５℃～８５℃に維持された油槽内に試験片を浸漬することによって油焼入れを行った。
　前記油焼入れされた試験片のそれぞれに対して、表２－１又は表２－２の条件にて高周波加熱を行った。試験片の表面温度が加熱温度Ｔ１（℃）に達した直後に、前記試験片を大気中に放冷した。尚、表２－１及び表２－２の項目「式（３）」に対応する欄内の数値は、対応する製造Ｎｏ．の前記式（３）の数値を示す。
　放冷工程において、前記試験片の表面温度が表２－１又は表２－２に示す放冷温度に到達後、すみやかに、前記試験片の表面温度が表２－１又は表２－２の再加熱温度Ｔ２に達するまで高周波加熱した。
　試験片の表面温度が加熱温度Ｔ２（℃）に達した直後に、５～１５％の希釈濃度の水溶性焼入冷却材を試験片に噴射することによって、前記高周波加熱後の試験片を焼入れした。その後、製造Ｎｏ.１～４６の試験片のそれぞれに対して、１５０℃×６０分の条件で焼戻し処理を行った。焼戻し後の製造Ｎｏ．１～４６の試験片はいずれも、表層組織が焼戻しマルテンサイトと残留γであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
［試験及び測定結果］
　高周波焼入れ、焼戻し後、試験精度を向上するため、ローラーピッティング試験片、および小野式回転曲げ試験片のつかみ部に仕上げ加工を施した。
　ローラーピッティング試験は、大ローラー：ＳＣＭ４２０浸炭品、クラウニング：１５０Ｒ、回転数：１５００ｒｐｍ、潤滑油：トランスミッション油、油温：８０℃、すべり率：－４０％で最大１０００万回の条件で行い、Ｓ－Ｎ線図を作成してローラーピッティング疲労限を求めた。ＳＣＭ４２０浸炭品のローラーピッティング疲労限は２５００ＭＰａである。本発明のローラーピッティング疲労限の目標値は、これを約２０％向上させた３０００ＭＰａ以上とし、３０００ＭＰａに達しないものは面疲労強度が劣ると判断した。
　小野式回転曲げ疲労試験は、回転数３００ｒｐｍで最大１０００万回の条件で行い、Ｓ－Ｎ線図を作成して回転曲げ疲労限を求めた。ＳＣＭ４２０浸炭品の回転曲げ疲労限は４５０ＭＰａである。本発明の回転曲げ疲労限の目標値は、これを約２０％向上させた５４０ＭＰａ以上とし、５４０ＭＰａに達しないものは曲げ疲労強度が劣ると判断した。
　各製造Ｎｏ．につき、真空浸炭、高周波焼入れ、焼戻し処理を行った各試験水準の丸棒試験片の中央部を切断し、測定荷重を２００ｇとしてビッカース硬度計を用いて、断面において表面から０．０５ｍｍの部位のビッカース硬さ測定を行うことで、表面硬さを求めた。
　さらに、測定荷重を２００ｇとしてビッカース硬度計を用いて、以下の測定ピッチにて、断面において表面から２．０ｍｍ内側までの位置のビッカース硬さ測定を行い、有効硬化層深さを求めた。ここでいう有効硬化層深さとはビッカース硬さが５５０ＨＶになる深さのことである。
　測定ピッチ：表面から０．１～１．０ｍｍまでの深さ：０．１ｍｍ間隔
　　　　　　　表面から１．０～３．０ｍｍまでの深さ：０．２ｍｍ間隔
　　　　　　　方面から３．０～５．０ｍｍまでの深さ：０．５ｍｍ間隔
　この測定により得られた、各測定点におけるビッカース硬度の値を線分近似し、ビッカース硬度が５５０ＨＶとなる深さを特定した。
　また、断面を研磨後、オーステナイト粒界腐食液で腐食し、最表面を含むように光学顕微鏡で１０００倍の写真を撮影し、切断法により平均旧オーステナイト結晶粒度を算出した。なお、前述した表層組織についても、ここで撮影された写真を用いて確認した。
　さらに、粒界酸化層の測定は、断面を研磨後、ナイタール溶液（硝酸３ｇをエタノール１００ｍｌで溶解し、必要に応じて界面活性剤を加えた溶液）を用いて、５～３０秒腐食した後、水洗した。その後、光学顕微鏡で１０００倍の写真を撮影した。撮影した写真において表面から試験片内部に連続する黒い部分を粒界酸化とした。前記連続する黒い部分のうち、前記表面からの最深点を測定し、前記表面から前記最深点までの深さを粒界酸化層深さとした。
　各製造Ｎｏ．につき、表層における円相当径１～５０ｎｍの析出物の平均粒径Ａと面積分率Ｂを測定した。各製造Ｎｏ．につき、表面から０．２ｍｍまでの深さの領域から１００～１８０ｎｍの厚さの薄膜サンプルを作製し、前記薄膜サンプルに電子線を透過させ、約５μｍ２の視野をＥＤＳマッピングにより撮影し、撮影した析出物を画像解析することにより、平均粒径Ａと面積分率Ｂを求めた。
　尚、面積分率Ｂは、前記薄膜サンプルに電子線を透過させた時に撮影できる投影析出物の面積分率を１００ｎｍ厚さ分に換算した値とすることにより測定した。但し、投影される最大幅が１～５０ｎｍの範囲内のものを前記平均粒径Ａ及び面積分率Ｂの測定対象とした。また、前記薄膜サンプルの正確な厚さは、透過電子顕微鏡を用いた集束電子回折法により測定した。
　これらの評価結果を表３－１及び表３－２に示す。表３－１及び表３－２中の下線部分は数値が本発明の範囲外であることを示す。また、表３の項目「式（２）」に対応する欄内の数値は、対応する製造Ｎｏ．の前記式（２）の数値であり、項目「表層のＣ含有量」に対応する欄内の数値は、対応する製造Ｎｏ．の表面からの深さが０．２ｍｍ地点におけるＣ含有量である。各試験片の表層のＣ含有量は、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて定量した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　製造Ｎｏ．１～２５の本発明例は表層のＣ含有量、表面硬さ、有効硬化層深さ、芯部硬さ、旧オーステナイト粒結晶粒度、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限のいずれも目標を達成した。
　一方、製造Ｎｏ．２６は、部品の鋼成分のＣ量が不足しており、芯部硬さが目標未達であり、その結果、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．２７は、部品の鋼成分のＣ量が過剰であり、芯部硬さが目標の範囲でないために鋼の靭性が劣化し、その結果、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．２８は、部品の鋼成分のＳｉ量が不足しており、焼戻し軟化抵抗が低下したため、ローラーピッティング疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．２９は、部品の鋼成分のＳｉ量が過剰であり、フェライトが安定化され、焼入れ後に均一なマルテンサイト組織が得られなかったため、表面硬さが低下し、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３０は、部品の鋼成分のＭｎ量が不足しており、焼入れ性が低下したため、表面硬さが低下し、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３１は、部品の鋼成分のＭｎ量が過剰であり、芯部硬さが目標の範囲でないために鋼の靭性が劣化し、その結果、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３２は、部品の鋼成分のＣｒ量が不足しており、焼入れ性が低下したため、表面硬さが低下し、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３３は、部品の鋼成分のＣｒ量が過剰であり、部品表面から０．２ｍｍ深さまでの領域において残留オーステナイト量が増えたために表面硬さが低下し、その結果、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３４は、部品の鋼成分としてＴｉ、ＮｂおよびＶのいずれも添加されていないため、微細化効果が得られず、且つ混粒化を招いたため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３５は、浸炭温度が高すぎるため、粗粒化と混粒化を招いたことで、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３６は、真空浸炭時の浸炭時間と拡散時間の和が１０分より短いため、表面硬さ、有効硬化層深さ、表面から０．２ｍｍ位置でのＣ量が目標未達であり、その結果、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３７は、高周波加熱工程の高周波焼戻し時の温度Ｔ１が低すぎるため、十分な量の析出物が得られず、微細化効果が得られず、且つ混粒化を招いたため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３８は、高周波加熱工程の高周波焼戻し時の温度Ｔ１が高すぎるため、浸炭焼入れで生成したマルテンサイトがＡ１変態点を超えて再び変態してしまい、引き続く高周波焼入れ後のγ粒が微細にならなかったため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３９は、高周波加熱工程の高周波焼戻し時の加熱速度Ｋが高すぎるため、十分な量の析出物が得られず、微細化効果が得られず、且つ混粒化を招いたため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４０は、高周波加熱工程の高周波焼戻し時の加熱温度Ｔ１と加熱速度Ｋは適切であるが、式（３）の値が小さすぎるため、十分な量の析出物が得られず、微細化効果が得られず、且つ混粒化を招いたため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４１は、高周波焼入れ工程の再加熱時の温度Ｔ２が低すぎるため、焼入れ後に均一なマルテンサイト組織が得られなかったため、表面硬さが低下し、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４２は、高周波焼入れ工程の再加熱時の温度Ｔ２が高すぎるため、粗粒化を招いたことで、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４３は、高周波加熱工程の高周波焼戻し時の温度Ｔ１が発明の範囲を大きく超えたため、浸炭焼入れで生成したマルテンサイトがＡ１変態点を超えて再び変態したことに加え、析出物の多くが加熱時に溶けてしまい、引き続く高周波焼入れ後のγ粒が微細にならず、且つ混粒になったため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４４は高周波加熱工程に引き続く放冷後の温度が高すぎるため、表面付近の温度勾配の低減が十分でなく、表層内での炭窒化物が少ない領域が生じて混粒を招いたことで、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４５は、部品の鋼成分としてＴｉ、ＮｂおよびＶの添加量が不足するため、微細化効果が得られず、且つ混粒化を招いたため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４６は、カーボンポテンシャルＣ＝０．８の条件にてガス浸炭を行った。そのため、部品表面に粒界酸化が生成し、これが疲労試験時の破壊起点となったため、ローラーピッティング疲労限、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　本発明によれば、表面硬さ、有効硬化層深さが高く、表層組織が微細で、疲労強度に優れる機械部品を提供することができる。よって、本発明は機械製造産業において利用可能性が高いものである。

Claims (3)

  1. 　表面からの深さが０．２ｍｍまでの領域である表層と、
    　前記表面からの深さが１．５ｍｍ以上の領域である芯部と、
    　前記表層と前記芯部との間の中間層と、を有し、
    　前記表面からの深さが０．０５ｍｍの位置でのビッカース硬さが７５０ＨＶ以上であり、
    　前記芯部において、ビッカース硬さが２００～４５０ＨＶであり、
    　ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さを示す有効硬化層深さが、表面から０．５～１．２ｍｍであり、
    　前記表層上に形成された粒界酸化層の厚さは０．０～２．０μｍであって、
    　前記芯部は、
    　組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．１０～０．４０％、
    Ｓｉ：０．１０～３．００％、
    Ｍｎ：０．３０～３．００％、
    Ｃｒ：０．１０～３．００％、
    Ａｌ：０．００３～０．０５０％及び
    Ｎ：０．００３０～０．０３００％
    を含有し、
    　さらに、Ｎｂ：０％超０．２００％以下及びＶ：０％超０．８００％以下のうち少なくとも１種と、Ｔｉ：０．１００％以下とを下記式（１Ａ）及び（１Ｂ）の範囲にて含有し、
    　さらに、任意元素として、
    Ｃａ：０～０．００４５％、
    Ｍｇ：０～０．００４５％、
    Ｚｒ：０～０．００４５％、
    ＲＥＭ：０～０．００４５％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｔｅ：０～０．０５０％、
    Ｂｉ：０～０．０５０％、
    Ｐｂ：０～０．０５０％、
    Ｓｎ：０～０．０５０％、
    Ｚｎ：０～０．０５０％及び
    Ｓｂ：０～０．０５０％
    からなる群から選択された１種または２種以上を含有し、
    　Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下に制限され、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　前記表層は、
    　Ｃ含有量が０．７０％以上であり、
    　組織が焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトであり、
    　旧オーステナイト結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１２番以上であり、
    　ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）によって規定される混粒が存在せず、
    円相当径１～５０ｎｍの析出物が、下記式（２）を満たすことを特徴とする機械部品。
    　０．０１０≦［Ｔｉ％］＋［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］≦０．８００・・・（１Ａ）
    　０．０１０≦［Ｎｂ％］＋［Ｖ％］・・・（１Ｂ）
    　ここで、式（１Ａ）及び式（１Ｂ）中の［Ｔｉ％］、［Ｎｂ％］及び［Ｖ％］の各記号には、それぞれＴｉ、ＮｂおよびＶの含有量（質量％）が代入され、元素が含まれないときは０が代入される。
    　Ａ×Ｂ－０．６７≦６０００・・・（２）
    　ここで、式（２）において、Ａは前記表層に存在する前記析出物の平均粒径（ｎｍ）、Ｂは前記表層に存在する前記析出物の面積分率である。
  2. 　前記芯部がさらに質量％で、
    Ｃａ：０．０００１～０．００４５％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．００４５％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．００４５％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００４５％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０５～１．００％、
    Ｃｕ：０．０５～１．００％、
    Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｔｅ：０．００１～０．０５０％、
    Ｂｉ：０．００１～０．０５０％、
    Ｐｂ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
    Ｚｎ：０．００１～０．０５０％、および
    Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械部品。
  3. 　請求項１又は２に記載の前記芯部の組成を有する鋼材を機械部品の成形体に成形し、
    　前記成形体に対して、浸炭温度が８５０～１１００℃、浸炭時間と拡散時間の和を１０～５００分の条件で真空浸炭処理を施し、次いで焼入れし、
    　引き続いて、下記式（３）を満足する条件で５２０～７３０℃の表面温度（Ｔ１）に到達するまで１０～１０００℃／秒の加熱速度（Ｋ）で前記成形体を高周波加熱して、
    　その後放冷して４５０℃以下の表面温度とした後、
    　前記成形体の表面からの深さが０．５ｍｍにおける領域を８００～１０００℃の温度（Ｔ２）に再度高周波加熱して、焼入れし、
    　さらに１３０～２００℃で３０～１２０分焼戻すことを特徴とする請求項１又は２に記載の機械部品の製造方法。
    　１．００≦１．６７×１０－３×Ｔ１＋０．０７８９×ＬｏｇＴ１－０．０７８９×ＬｏｇＫ≦１．３７・・・（３）
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