WO2019244503A1 - 機械部品 - Google Patents

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WO2019244503A1
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less
steel
cementite
carbides
carbon
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健介 佐藤
山本　幸治
悠輔 平塚
和弥 橋本
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株式会社小松製作所
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a mechanical component having a surface layer hardened by carburization and excellent in toughness, which is used for a component subjected to a high surface pressure.
  • Machine parts for example, parts that receive high surface pressure, such as gears and shafts, are formed by shaping steel into parts by hot forging, cold forging, cutting, etc., and then carburizing such as gas carburizing and vacuum carburizing. Before use. Further, additional processing such as grinding and shot peening may be performed as necessary.
  • the carburizing treatment is a treatment in which the steel is heated to a high temperature equal to or higher than the austenitizing temperature so that the solid solubility limit of carbon in the steel is increased, and then the carbon enters from the surface of the steel component.
  • 0.7-0.8% of carbon enters the surface of steel parts by carburizing. Then, quenching directly from the carburizing temperature, or cooling from the carburizing temperature to the general quenching temperature and then quenching, or cooling and reheating after carburizing and then quenching. Quenching and subsequent tempering are performed.
  • Patent Document 1 discloses a steel containing a large amount of carbon in which the content of C is 0.55 to 1.10% by mass%, and the structure after quenching has a martensite structure and a spheroidized structure.
  • a steel having a two-phase structure of carbide and having high hardness and excellent toughness by controlling the ratio of spheroidized cementite to the total cementite and the ratio of cementite on the prior austenite grain boundaries.
  • the required toughness may not be obtained due to the high carbon concentration inside the steel part.
  • the problem to be solved by the invention of the present application is to provide a mechanical part which has been subjected to a surface hardening treatment and has improved toughness as compared with the prior art.
  • the mechanical parts are, by mass%, C: 0.13 to 0.30%, Si: 0.15 to 0.80%, Mn: 0.20 to 0.90%, Cr: 0.90 to 2.00. %, Al: 0.020 to 0.050%, N: 0.002 to 0.025%, and P and S contained as impurities are: P: 0.030% or less, S: 0.030% % Or less, and Ni: 0.10 to 2.00%, Mo: 0.05 to 0.50%, Nb: 0.01 to 0.10% as optional optional optional components of the first group.
  • V optionally contains one or more selected from 0.01 to 0.20%, and may be used in addition to or instead of the first group of optional optional components of the first group.
  • Two groups optionally contain Ti: 0.01-0.05% and B: 0.0010-0.0050%, with the balance being Fe and A core made of steel for machine structural use having a chemical component that is an unavoidable impurity, a medium carbon-containing layer formed of the steel for machine structure, covering the core, and covering 0.8 to 1
  • a high carbon content layer having a carbon concentration of 0.5%.
  • the high carbon content layer has a martensite structure and a retained austenite structure in which carbides are dispersed.
  • 90% or more of the total number of carbides is spheroidized carbide having an aspect ratio of 1.5 or less.
  • the number of spheroidized carbides on the grain boundaries of prior austenite grains is 40% or less of the total number of carbides.
  • ⁇ 90% or more of the spheroidized carbide on the prior austenite grain boundary may have a particle size of 1 ⁇ m or less.
  • the grain size of the prior austenite grain boundary may be 15 ⁇ m or less.
  • the high carbon content layer may be formed at least to a depth of 0.3 mm from the surface of the machine component.
  • the surface layer comprises a core portion made of a steel for machine structural use having the chemical component described above, and a high carbon-containing layer having a carbon concentration of 0.8 to 1.5% formed by the steel for machine structural use. Since the mechanical parts of the means have excellent pitting resistance and toughness, it is possible to suitably obtain mechanical parts to which a high surface pressure is applied.
  • FIG. 1 shows a cross section of the machine component of the embodiment.
  • FIG. 2 shows an enlarged cross section of a part of the mechanical component of the embodiment.
  • FIG. 3 shows the structure of the high carbon layer of the mechanical component of the embodiment.
  • FIG. 4 shows the shape of a roller pitching test piece.
  • FIG. 5 shows the concept of the roller pitching test.
  • a gear is taken as an example of a mechanical part, and sectional views thereof are shown in FIGS.
  • the mechanical component 1 according to the embodiment of the invention is formed so as to cover a core 4 made of steel for machine structural use, a medium carbon-containing layer 2 formed so as to cover the core, and a medium carbon-containing layer 2. And a high carbon layer 3.
  • the medium carbon-containing layer 2 and the high carbon-containing layer 3 can be formed on the surface layer of the material by carburizing a material in the form of a machine part formed of steel for machine structural use.
  • C 0.13 to 0.30%
  • C is an element that affects the hardenability, forgeability, and machinability of the core of the steel part. If C is less than 0.13%, sufficient hardness of the core cannot be obtained and strength is reduced. Therefore, C needs to be added at 0.13% or more, and desirably 0.16% or more. Is good.
  • C is large, it increases the hardness of the material, and is an element that inhibits workability such as machinability and forgeability. Therefore, when C is excessive, the core hardness of the material becomes excessive, The toughness deteriorates. Therefore, C needs to be 0.30% or less, and preferably, 0.28% or less. Therefore, C is set to 0.13 to 0.30%, preferably 0.16 to 0.28%.
  • Si 0.15 to 0.80% Si is an element necessary for deoxidation, and is also an element that increases the tempering softening resistance of steel parts and is effective in improving pitting characteristics. Further, when the Si addition amount is 0.15% or more, the grain boundary oxidation depth is reduced. Therefore, in order to improve the pitting characteristics, the Si content needs to be 0.15% or more, preferably 0.20%. Above is good. On the other hand, when Si is large, it is an element that increases the hardness of the material, impairs machinability and workability such as forgeability, inhibits carburization, and leads to deterioration of pitting strength. Therefore, Si needs to be 0.80% or less, and desirably 0.70% or less. Therefore, the content of Si is set to 0.15 to 0.80%, preferably, more than 0.30% and 0.70% or less.
  • Mn 0.20 to 0.90%
  • Mn is necessary for ensuring hardenability, and is an element that forms an incompletely quenched layer by concentrating into grain boundary oxidation or alloy oxide during carburization. Further, in order to form a sufficient incompletely quenched layer, Mn needs to be at least 0.20% or more, and desirably 0.25% or more.
  • Mn is an element that increases the hardness of the material if it is large, impairs machinability and workability such as forgeability, and also reduces toughness. Therefore, Mn needs to be 0.90% or less, and desirably 0.85% or less. Therefore, Mn is set to 0.20 to 0.90%, preferably 0.25 to 0.85%.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity element inevitably contained in steel, and is an element that segregates at grain boundaries and deteriorates toughness. Therefore, P is set to be larger than 0.000% and 0.030% or less.
  • S 0.030% or less S is an impurity element inevitably contained in steel, and is an element that combines with Mn to form MnS and deteriorates toughness. Therefore, S is set to be larger than 0.000% and 0.030% or less. It is desirable that the total amount of unavoidable impurities be regulated to less than 1.0%.
  • Cr 0.90-2.00%
  • Cr is an element that improves hardenability and is an element that facilitates spheroidization of carbide by spheroidizing annealing. To obtain these effects, Cr needs to be 0.90% or more, and desirably 1.00% or more.
  • Cr is an element that makes cementite brittle and deteriorates toughness when added in excess. Further, when Cr is large, it is an element that causes carburization inhibition and reduces the hardness of the material, and also forms coarse carbides during carburization and reduces the pitting resistance. Therefore, Cr needs to be 2.00% or less, and desirably 1.90% or less. Therefore, the content of Cr is set to 0.90 to 2.00%, preferably, more than 1.50% and 1.90% or less.
  • Al 0.020 to 0.050%
  • Al is an element effective for deoxidation at the time of steel making, and is an element effective for suppressing the coarsening of crystal grains because it combines with N to generate AlN.
  • the Al content is required to be 0.020% or more.
  • Al is set to 0.020 to 0.050%.
  • N 0.002 to 0.025%
  • N is an element that is finely precipitated in the steel as nitrides such as Al nitride and Nb nitride and is effective in suppressing the coarsening of crystal grains, which is a factor that reduces the strength such as the toughness of steel parts. To obtain the effect, N needs to be 0.002% or more. On the other hand, if N is more than 0.025%, large nitrides increase and the strength and workability of the steel decrease. Therefore, N is set to 0.002 to 0.025%.
  • Ni 0.10 to 2.00%
  • Ni is an element effective for improving the hardenability and toughness of steel.
  • Ni is an expensive element, a large content increases the cost. Therefore, Ni is set to 0.10 to 2.00%.
  • Mo 0.05 to 0.50%
  • Mo is an element effective for improving the hardenability and toughness of steel.
  • Mo is an expensive element, so that a large amount increases the cost. Therefore, Mo is set to 0.05 to 0.50%.
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • Nb is an element effective to form carbides or carbonitrides during carburization and to refine crystal grains.
  • Nb reduces the depth of grain boundary oxidation by refining crystal grains, and also shortens the crack length when a crack that becomes grain boundary oxidation is generated.
  • Nb is less than 0.01%, the effect of reducing the crack length cannot be obtained.
  • Nb exceeds 0.10%, the effect of crystal grain refinement is saturated and the cost increases. Further, if Nb exceeds 0.10%, a large amount of carbonitride can be formed, and the processing characteristics deteriorate. Therefore, Nb is set to 0.01 to 0.10%.
  • V 0.01 to 0.20%
  • V is an element effective for forming carbides or carbonitrides during carburization and refining crystal grains.
  • V reduces the depth of grain boundary oxidation by refining the crystal grains, and also shortens the crack length when a crack that becomes grain boundary oxidation is generated.
  • V is less than 0.01%, the effect of reducing the crack length cannot be obtained.
  • V exceeds 0.20% the effect of crystal grain refinement is saturated and the cost increases. Further, when V exceeds 0.20%, a large amount of carbonitride can be formed, and the processing characteristics deteriorate. Therefore, V is set to 0.01 to 0.20%.
  • Ti 0.01-0.05%
  • Ti is an element that exerts the effect of improving the hardenability due to B when B is added. In order to improve the hardenability, it is necessary to combine Ti with nitrogen to form Ti nitride. Therefore, 0.01% or more of Ti is added. The amount of Ti added is desirably 3.4 times or more the amount of N added. On the other hand, when Ti is added in an amount exceeding 0.05%, a large amount of fine carbides are formed and the processing characteristics are deteriorated. Therefore, Ti is set to 0.01 to 0.05%.
  • B 0.0010-0.0050%
  • B is an element that significantly improves the hardenability of steel when contained in a very small amount. However, if B is less than 0.0010%, the effect is small. On the other hand, B is an element that decreases the strength when contained in a large amount. Therefore, the content of B is set to 0.0050% or less. Therefore, B is set to 0.0010 to 0.0050%.
  • the steel material used for the mechanical component 1 according to the embodiment of the present invention is, for example, the following steel for machine structural use.
  • the composition described below is the composition of the core 4 of the machine component 1.
  • the reason for defining the characteristics of the mechanical component of the present invention using a steel material having the above component composition will be described in detail below.
  • the characteristics mainly result from the structure of the high carbon content layer 3 on the outermost surface of the machine component 1.
  • the rules regarding the structure of the high carbon content layer 3 will be described below.
  • the carbide in the high carbon content layer is mainly composed of cementite (Fe 3 C)
  • the carbide will be referred to as cementite in the following description.
  • Carbides, in addition to cementite, M 23 C 6 type carbide, may comprise such (FeCr) 3 C.
  • the structure of the high carbon content layer 3 is shown in FIG.
  • the spheroidized cementite 5 is composed of a martensite structure 7 and a retained austenite structure 7 in which the spheroidized cementite 5 is dispersed, and the spheroidized cementite 5 having an aspect ratio of 1.5 or less is 90% or more of the total cementite.
  • the aspect ratio defined by the ratio of / minor axis is an index of spheroidization.
  • Cementite having a large aspect ratio for example, a plate-like or column-like shape, becomes a source of stress concentration at the time of deformation due to the shape, and further serves as a starting point of crack generation, thereby reducing toughness.
  • the cementite be nearly spherical.
  • the aspect ratio is 1.5 or less, the harmfulness that is the starting point of crack initiation can be reduced. Therefore, it is preferable that the ratio of the spheroidized cementite having an aspect ratio of 1.5 or less is large.
  • spheroidized cementite having an aspect ratio of 1.5 or less is 90% or more, preferably 95 to 100% of the total number of cementite.
  • the ratio of the number of spheroidized cementite 5 on the former austenite grain boundary 6 is 40% or less of the total number of cementite, and the structure of the high carbon content layer 3 is carbon. It is in the range of hypereutectoid in view of the concentration.
  • the form of brittle fracture that degrades impact resistance in hypereutectoid steel is mainly grain boundary fracture along the former austenite grain boundary 6.
  • the cause of this is cementite on the prior austenite grain boundaries 6, that is, carbides particularly on the stitches along the grain boundaries, and the cementite precipitated and present at the grain boundaries is more destructive than the cementite in the grains. Easy to be a starting point and highly harmful. Therefore, it is not preferable that such cementite exists on the grain boundary. Therefore, the ratio of the number of spheroidized cementite 5 on the prior austenite grain boundary is 40% or less, preferably 20% or less, more preferably 5% to 0% of the total cementite. (C) 90% or more of the particle size of the spheroidized cementite 5 on the prior austenite grain boundary 6 is 1 ⁇ m or less.
  • the spheroidized cementite 5 has a low harmful particle size of 1 ⁇ m or less in particle size of 90% or more, preferably 95 to 100%.
  • the former austenite grain boundary 6 has a grain size of 15 ⁇ m or less.
  • the grain size A which is the distribution of the former austenite grain boundary 6, is reduced by breaking down the grain boundary fracture or cleavage fracture. Since the surface unit can be reduced and the energy required for breaking can be increased, the toughness can be improved. Therefore, the refinement of the crystal grain size is very effective as a method for improving the toughness without lowering the hardness.
  • the production method of the present application performs final quenching in a state in which the fine cementite is precipitated, and at that time, by performing quenching at a relatively low temperature, the prior austenite particle size can be maintained fine, which is advantageous. is there.
  • the grain size of the prior austenite grain boundary 6 exceeds 15 ⁇ m, the effect of improving toughness is reduced.
  • setting the heating temperature during carburization to 1050 ° C. or higher makes the prior austenite grain size coarse even if the final quenching is performed. Therefore, the grain size of the former austenite grain boundary 6 is set to 15 ⁇ m or less.
  • Patent Document 1 describes a steel material in which the content of C in which carbide is precipitated is 0.55 to 1.10%, but the C content (0.13 to 0.30%) in the above embodiment is described. ), Precipitation of fine carbides in steels having a low carbon composition has not been assumed before.
  • the middle carbon-containing layer 2 is a layer located between the core 4 and the high carbon-containing layer 3.
  • the middle carbon-containing layer 2 has an intermediate C content higher than the core 4 and lower than the high carbon-containing layer 3.
  • the structure of the medium carbon-containing layer 2 is substantially martensite.
  • the medium carbon-containing layer 2 has a deposited fine carbide while having a low density in a region close to the high carbon-containing layer 3.
  • % in a chemical component is a mass%.
  • test material No. Nos. 1 to 10 have the chemical components claimed in the present application.
  • Test material No. 11 to 18 depart from the chemical components of the present invention.
  • Underlined numerical values indicate that the values fall outside the scope of the claims. 0.09% or less of Ni and 0.04% or less of Mo are impurities.
  • Table 2 shows No. 1 shown in Table 1. It is a table describing conditions such as heat treatment of each part using the test materials Nos. 1 to 18.
  • the component compositions of the parts Nos. 11 to 18 are as shown in Table 1 for each test material 1 to 18.
  • each of these parts was subjected to gas carburization under the heating conditions shown in Table 2 so that the surface carbon concentration of the test piece became as shown in Table 2, and then the cooling rate shown in Table 2 was obtained. At 200 ° C. or less. Due to the gas carburization, a carburized layer is formed on the component surface. From the carburized layer, a high-carbon-containing layer and a medium-carbon-containing layer are generated by the following processes.
  • Each part was subjected to spheroidizing annealing maintained at the reheating temperature shown in Table 2.
  • the spheroidizing annealing temperatures in this embodiment are all below the A cm point (° C.).
  • the process leading to hardening through spheroidizing annealing has been cooled once to room temperature step by step, if below 1 point A, also advancing in a subsequent step, a good.
  • the roller pitching test shown in FIG. In the conditions shown, the slip rate of ⁇ 40% means that the peripheral speed of the large roller 11 is 40% lower than the peripheral speed of the small roller 8.
  • the ATF (Automatic Transmission Fluid) of lubricating oil means lubricating oil used for an automatic transmission of a vehicle.
  • the crowning amount 150R means that the shape of the outer periphery of the roller in the direction of the rotation axis is an arc shape having a radius of 150 mm.
  • the crystal grain size was investigated by cutting the roller pitching test piece (small roller) 8 completed up to the above tempering into a test piece, and placing the test piece in the resin so that the cross section from the surface layer to the inside could be observed. After embedding, mirror polishing of the test site is performed, and after intergranular corrosion is performed, an average field of view from the outermost surface to 0.3 mm below the surface is photographed with an optical microscope, and the average crystal is taken. The particle size (diameter) was determined.
  • the mirror surface of the test site was polished, then corroded with nital, and the surface of the test sample was examined for 0.
  • An average visual field was photographed over a range of up to 3 mm, and an image of a microstructure in which carbides were identified and shown in FIG. 3 was obtained.
  • the cementite having an aspect ratio of carbide of 1.5 or less (%), the number ratio of cementite on the prior austenite grain boundary (%), and the cementite having a grain size of more than 1 ⁇ m on the prior austenite grain boundary were determined by image analysis. Rate (%) and prior austenite grain size ( ⁇ m) were confirmed.
  • the treated surface is used as a surface layer as described above. Shall be observed.
  • the test material No. having the component composition shown in Table 1 was used.
  • Nos. 1 to 10 were manufactured under the conditions shown in Table 2 and the steel part Nos.
  • Table 4 for cement Nos. 1 to 10, first, cementite having an aspect ratio of 1.5 or less was used for the working steel part No. 1; 1 to 10, 90 to 98%, which is 90% or more.
  • cementite having a large aspect ratio becomes a source of stress concentration due to its shape at the time of deformation and becomes a starting point of crack initiation and lowers toughness. ing.
  • the actual steel part No. With respect to 1 to 10, the ratio of the number of spheroidized cementite on the prior austenite grain boundaries accounted for 11 to 40% of the total number of cementite, which was 40% or less.
  • the actual steel part No. In the case of 1 to 10, the spheroidized cementite on the prior austenite grain boundaries having a grain size exceeding 1 ⁇ m is 3 to 7%, that is, the spheroidized cementite on the prior austenite grain boundaries has 90% or more of the size had a particle size of 1 ⁇ m or less.
  • cementite especially network-like carbide along the grain boundary
  • cementite which precipitates and exists at the prior austenite grain boundary is more likely to be a starting point of fracture than cementite in the grain and has high harmfulness.
  • Cementite was reduced to 40% or less, and those with less harmfulness of 1 ⁇ m or less accounted for 90% or more.
  • the actual steel part No. Prior austenites 1 to 10 had a particle size of 4 to 8 ⁇ m, all of which were 8 ⁇ m or less.
  • the former austenite grain size can be reduced in size by reducing the unit of fracture surface of grain boundary fracture or cleavage fracture, and the energy required for fracture can be increased, thereby improving toughness. Therefore, the mechanical component according to the present invention has improved toughness.
  • the actual steel part No. 1 to 10 are comparative steel part Nos.
  • the actual steel part No. 1 to 10 are comparative steel part Nos.
  • the ratio of 13 was set to 1.0, the ratio of the number of cycles until the occurrence of pitting was 2.2 to 2.9, and the pitting resistance was good.
  • the mechanical parts of the present invention all have excellent pitting resistance and toughness.
  • 1 gear (mechanical parts), 2 medium carbon content layer, 3 high carbon content layer, 4 core, 5 spheroidized cementite (spheroidized carbide), 6 old austenite grain boundary, 7 martensite structure or residual austenite structure, 8 roll Pitching test piece (small roller), 9 test part, 10 grip part, 11 large roller test piece, A particle size.

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Abstract

機械部品は、機械構造用鋼からなる芯部と、該機械構造用鋼から形成された、該芯部を覆う中炭素含有層及び該中炭素含有層を覆い０．８～１．５％の炭素濃度を有する高炭素含有層と、を備える。該高炭素含有層は、炭化物が分散するマルテンサイト組織及び残留オーステナイト組織からなり、アスペクト比が１．５以下の球状化炭化物が該炭化物の総数の９０％以上であり、旧オーステナイト粒界上の球状化炭化物の個数が該炭化物の総数の４０％以下である。

Description

機械部品
　本発明は、高面圧が負荷される部品に用いられる、浸炭により硬化された表面層を有しつつ靱性に優れる機械部品に関する。
　本出願は、２０１８年６月１８日出願の日本出願第２０１８－１１５３４９号に基づく優先権を主張し、当該日本出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
　機械部品、例えば、歯車やシャフトなどの高面圧を受ける部品は、鋼材を熱間鍛造、冷間鍛造、切削などの工法により部品形状に成形したのち、ガス浸炭や真空浸炭など浸炭処理を施してから使用に供される。さらに必要に応じて、研削やショットピーニングなどの追加処理を施す場合がある。浸炭処理は鋼をオーステナイト化温度以上の高温に加熱することで、鋼に対する炭素の固溶限を高めた状態にしたのち、鋼部品の表面から炭素を内部に侵入させる処理である。
　一般的には、浸炭により鋼部品の表面に０．７～０．８％の炭素を侵入させる。その後、浸炭温度から直接的に焼入れするか、浸炭温度から一般的な焼入れ温度まで冷却してから焼入れするか、もしくは、浸炭処理後にいったん冷却し再加熱してから焼入れする、といった処理手順での焼入れ、およびそれに続く焼戻しが行われる。
　近年、燃費の向上を目的とした、自動車などのトランスミッションに代表される駆動系ユニットの小型軽量化に伴い、歯車やシャフト類への負荷は益々増大する傾向にある。特に歯車では、歯面のピッチング発生による短寿命化や歯元折損の可能性がある。
　これに対して、特許文献１では、質量％で、Ｃの含有量が０．５５～１．１０％と、炭素を多く含有する鋼であって、焼入れ後の組織がマルテンサイト組織と球状化炭化物の二相組織からなり、全セメンタイトに占める球状化セメンタイト率や、旧オーステナイト粒界上のセメンタイト率を制御することによる高硬度かつ靱性に優れた鋼が提案されている。この鋼では、鋼部品内部まで炭素濃度が高いために、要求される靱性が得られない場合が有り得る。
特開２０１７－５７４７９号公報
　本願の発明が解決しようとする課題は、表面硬化処理されつつ、先行技術と比較して改善された靱性を有する機械部品を提供することである。
　上記の課題を解決するための本発明の以下に記載の機械部品である。
　機械部品は、質量％で、Ｃ：０．１３～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～０．９０％、Ｃｒ：０．９０～２．００％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎ：０．００２～０．０２５％を含有し、また不純物として含有されるＰとＳはＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、さらに第１群の選択的任意的成分としてＮｉ：０．１０～２．００％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．０１～０．２０％から選択した１種または２種以上を任意に含有し、また第１群の選択的任意成分に加えてあるいは第１群の選択的任意成分に代えて第２群の任意的成分としてＴｉ：０．０１～０．０５％及びＢ：０．００１０～０．００５０％を任意に含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である化学成分の機械構造用鋼からなる芯部と、該機械構造用鋼から形成された、該芯部を覆う中炭素含有層及び該中炭素含有層を覆い０．８～１．５％の炭素濃度を有する高炭素含有層と、を備える機械部品である。該高炭素含有層は、炭化物が分散するマルテンサイト組織及び残留オーステナイト組織からなる。該高炭素含有層では、炭化物の総数の９０％以上がアスペクト比が１．５以下の球状化炭化物である。該高炭素含有層では、旧オーステナイト粒の粒界上の球状化炭化物の個数は炭化物の総数の４０％以下である。
　旧オーステナイト粒界上の球状化炭化物は、その９０％以上が粒径１μｍ以下であってもよい。
　旧オーステナイト粒界の粒径が１５μｍ以下であってもよい。
　また、高炭素含有層が少なくとも機械部品の表面から０．３ｍｍの深さまで形成されたものであってもよい。
　上記の手段に記載の化学成分の機械構造用鋼からなる芯部と、該機械構造用鋼形成された炭素濃度が０．８～１．５％を満たす高炭素含有層を表層に備えた上記手段の機械部品は、耐ピッチング特性および靱性に優れているので、高面圧が負荷される機械部品を好適に得ることができる。
図１は、実施形態の機械部品の断面を示す。 図２は、実施形態の機械部品の一部の断面を拡大して示す。 図３は、実施形態の機械部品の高炭素層の組織を示す。 図４は、ローラーピッチング試験片の形状を示す。 図５は、ローラーピッチング試験の概念を示す。
　歯車を機械部品の一例として挙げ、その断面図を図１および図２に示す。発明の実施形態に係る機械部品１は、機械構造用鋼よりなる芯部４と、芯部を覆うように形成される中炭素含有層２と、中炭素含有層２を覆うように形成される高炭素炭素層３と、より構成される。中炭素含有層２及び高炭素含有層３は、機械構造用鋼により形成された機械部品形状の素材を浸炭処理することにより、素材の表層に生成させることができる。発明を実施するための形態を記載するに先立って、本願の発明における芯部４を構成する鋼材の化学成分の限定の理由および高炭素含有層組織の限定の理由について説明する。
　Ｃ：０．１３～０．３０％
　Ｃは、鋼部品の芯部の焼入性、鍛造性および機械加工性に影響する元素である。そして、Ｃが０．１３％未満では十分な芯部の硬さが得られず、強度が低下するので、Ｃは０．１３％以上の添加が必要であり、望ましくは、０．１６％以上の添加がよい。一方、Ｃは、多いと、素材の硬さを増加し、被削性および鍛造性などの加工性を阻害する元素であるから、Ｃが過多になると、素材の芯部硬さが過剰となり、靭性が劣化する。そこで、Ｃは０．３０％以下にする必要があり、望ましくは０．２８％以下にするとよい。したがって、Ｃは０．１３～０．３０％とし、望ましくは０．１６～０．２８％とする。
　Ｓｉ：０．１５～０．８０％
　Ｓｉは、脱酸に必要であり、また、鋼部品の焼戻し軟化抵抗性を高め、ピッチング特性向上にも有効な元素である。さらに、Ｓｉ添加量が０．１５％以上になると、粒界酸化深さが低減するので、ピッチング特性の向上には、Ｓｉは０．１５％以上である必要があり、望ましくは０．２０％以上がよい。一方、Ｓｉは多いと、素材の硬さを増加し、被削性および鍛造性などの加工性を阻害し、また、浸炭阻害を起こし、耐ピッチング強度劣化につながる元素である。そこで、Ｓｉは０．８０％以下にする必要があり、望ましくは０．７０％以下にするとよい。したがって、Ｓｉは０．１５～０．８０％とし、望ましくは０．３０％より大きく０．７０％以下とする。
　Ｍｎ：０．２０～０．９０％
　Ｍｎは、焼入性の確保に必要であり、また、浸炭時に粒界酸化や合金酸化物に濃化することで、不完全焼入層を形成する元素である。さらに、十分な不完全焼入層を形成するには、Ｍｎは最低０．２０％以上は必要であり、望ましくは０．２５％以上とするとよい。一方、Ｍｎは、多いと素材の硬さを増加し、被削性および鍛造性などの加工性を阻害し、また、靭性を低下させる元素である。そこで、Ｍｎは０．９０％以下にする必要があり、望ましくは０．８５％以下にするとよい。したがって、Ｍｎは０．２０～０．９０％とし、望ましくは０．２５～０．８５％とする。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界に偏析し、靭性を劣化させる元素である。そこで、Ｐは０．０００％より大きく、０．０３０％以下とする。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素であり、Ｍｎと結びついてＭｎＳを形成し、靭性を劣化させる元素である。そこで、Ｓは０．０００％より大きく、０．０３０％以下とする。不可避不純物の総量は１．０％未満に規制することが望ましい。
　Ｃｒ：０．９０～２．００％
　Ｃｒは、焼入性を向上させる元素であり、また、球状化焼なましによる炭化物の球状化を容易にする元素である。これらの効果を得るためには、Ｃｒは０．９０％以上が必要であり、望ましくは１．００％以上とするとよい。一方、Ｃｒは、過剰に添加するとセメンタイトが脆くなり、靭性を劣化させる元素である。また、Ｃｒは多いと、浸炭阻害を起こし、素材硬さの低減につながるほか、浸炭時に粗大炭化物を形成し、耐ピッチング性の低下につながる元素である。そこで、Ｃｒは２．００％以下にする必要があり、望ましくは１．９０％以下にするとよい。したがって、Ｃｒの含有量は０．９０～２．００％とし、望ましくは１．５０％より大きく１．９０％以下とする。
　Ａｌ：０．０２０～０．０５０％
　Ａｌは、製鋼時の脱酸に有効な元素であり、さらに、Ｎと結合してＡｌＮを生成するため、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。結晶粒の粗大化の抑制の効果を得るためには、Ａｌは０．０２０％以上は必要である。一方、Ａｌは大量に添加すると、鋼中にＡｌ２Ｏ３系酸化物が増加して割れの起点となるので０．０５０％以下とする。したがって、Ａｌは０．０２０～０．０５０％とする。
　Ｎ：０．００２～０．０２５％
　Ｎは、鋼中でＡｌ窒化物やＮｂ窒化物といった窒化物として微細に析出し、鋼部品の靭性などの強度を低下させる要因となる結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。その効果を得るためには、Ｎは０．００２％以上が必要である。一方、Ｎは０．０２５％より多いと、大型の窒化物が増加し、鋼の強度や加工性を低下する。したがって、Ｎは０．００２～０．０２５％とする。
　Ｎｉ：０．１０～２．００％
　Ｎｉは、鋼の焼入性と靭性を向上させるために有効な元素である。一方、Ｎｉは高価な元素であるので、多量の含有はコストを増加させる。したがって、Ｎｉは０．１０～２．００％とする。
　Ｍｏ：０．０５～０．５０％
　Ｍｏは、鋼の焼入性と靭性を向上させるために有効な元素である。一方、Ｍｏは高価な元素であるので、多量の含有はコストを増加させる。したがって、Ｍｏは０．０５～０．５０％とする。
　Ｎｂ：０．０１～０．１０％
　Ｎｂは、浸炭時に炭化物または炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化させるのに有効な元素である。また、Ｎｂは結晶粒を微細化することで、粒界酸化の深さを浅くするとともに、粒界酸化となるき裂が生成した際にもき裂長さが短くなる。しかし、Ｎｂが０．０１％未満では、き裂長さが小さくなる効果は得られない。一方、Ｎｂは０．１０％を超えると結晶粒微細化の効果は飽和し、コストアップとなる。さらに、Ｎｂは０．１０％を超えると多量に炭窒化物を形成することができ、加工特性を悪化する。したがって、Ｎｂは０．０１～０．１０％とする。
　Ｖ：０．０１～０．２０％
　Ｖは、浸炭時に炭化物または炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化させるのに有効な元素である。また、Ｖは結晶粒を微細化することで、粒界酸化の深さを浅くするとともに、粒界酸化となるき裂が生成した際にもき裂長さが短くなる。しかし、Ｖが０．０１％未満では、き裂長さが小さくなる効果は得られない。一方、Ｖは０．２０％を超えると結晶粒微細化の効果は飽和し、コストアップとなる。さらに、Ｖは０．２０％を超えると多量に炭窒化物を形成することができ、加工特性を悪化する。したがって、Ｖは０．０１～０．２０％とする。
　Ｔｉ：０．０１～０．０５％
　Ｔｉは、Ｂ添加時に、Ｂによる焼入性の改善効果を発揮させる元素である。その焼入性の改善のためには、窒素とＴｉを結合させてＴｉ窒化物を形成させる必要がある。そこで、Ｔｉを０．０１％以上添加する。なお、このＴｉの添加量はＮの添加量の３．４倍以上であることが望ましい。一方、Ｔｉは添加量が０．０５％を超えると、多量の微細な炭化物を形成して、加工特性を悪化する元素である。したがって、Ｔｉは、０．０１～０．０５％とする。
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％
　Ｂは、極小量の含有によって、鋼の焼入性を著しく向上させる元素である。しかし、Ｂは０．００１０％未満では、その効果は小さい。一方、Ｂは多量に含有させると、強度を低下する元素である。そこで、Ｂの含有は０．００５０％以下とする。したがって、Ｂは０．００１０～０．００５０％とする。
　本発明の実施形態に係る機械部品１に用いられる鋼材は、例えば、以下の機械構造用鋼である。以下に記載の組成は、機械部品１の芯部４の組成である。
　（ａ）質量％で、Ｃ：０．１３～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０～２．００％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎ：０．００２～０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる機械構造用鋼、あるいは、
　（ｂ）質量％で、Ｃ：０．１３～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０～２．００％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎ：０．００２～０．０２５％を含有し、
さらに、Ｎｉ：０．１０～２．００％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．０１～０．２０％から選択した１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる機械構造用鋼、あるいは、
　（ｃ）質量％で、Ｃ：０．１３～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０～２．００％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎ：０．００２～０．０２５％を含有し、
さらに、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる機械構造用鋼、あるいは
　（ｄ）質量％で、Ｃ：０．１３～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０～２．００％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎ：０．００２～０．０２５％を含有し、
さらに、Ｎｉ：０．１０～２．００％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．０１～０．２０％から選択した１種または２種以上を含有し、
またさらに、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる機械構造用鋼である。
　上記成分組成の鋼材を用いた本発明の機械部品について、以下にその特性を規定する理由を詳述する。特性は、機械部品１の最表面にある高炭素含有層３の組織に主に起因する。高炭素含有層３の組織に関する規定について、以下に説明する。高炭素含有層中の炭化物は、主体がセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）なので、以下の説明では炭化物をセメンタイトとする。炭化物は、セメンタイト以外に、Ｍ２３Ｃ６型炭化物、（ＦｅＣｒ）３Ｃなどを含んでも良い。高炭素含有層３の組織を、図３に示す。
（Ａ）球状化セメンタイト５が分散するマルテンサイト組織７及び残留オーステナイト組織７から成り、アスペクト比が１．５以下の球状化セメンタイト５が全セメンタイトの９０％以上であること
　球状化セメンタイト５の長径／短径の比で定義するアスペクト比は、球状化の指標である。そして、アスペクト比が大きな形状の、例えば板状あるいは柱状に近い形状のセメンタイトは、その形状に起因して変形時に応力集中源となり、さらに、き裂発生の起点となって靭性を低下させる。そこで、靭性向上の観点から、セメンタイトは球状に近いことが望ましい。そして、アスペクト比が１．５以下であれば、き裂発生の起点となる有害性を下げることができる。そこで、アスペクト比が１．５以下の球状化セメンタイトの割合が大きいほど好ましい。
　そこで、アスペクト比が１．５以下の球状化セメンタイトは全セメンタイト数の９０％以上、望ましくは９５～１００％とする。
（Ｂ）　旧オーステナイト粒界６上のセメンタイトに関して、旧オーステナイト粒界６上の球状化セメンタイト５の個数が占める割合は全セメンタイト数の４０％以下であること　高炭素含有層３の組織は、炭素濃度からみて過共析の範囲である。そして、過共析鋼において耐衝撃特性を劣化させる脆性破壊の形態は、主に旧オーステナイト粒界６に沿った粒界破壊である。この原因となるのは、旧オーステナイト粒界６上のセメンタイト、すなわち特に粒界に沿った編目上の炭化物、であり、この粒界に析出して存在するセメンタイトは粒内のセメンタイトよりも破壊の起点となり易くかつ有害性が高い。したがって、このようなセメンタイトが粒界上に存在すると好ましくない。そこで、旧オーステナイト粒界上の球状化セメンタイト５の個数が占める割合は全セメンタイトの４０％以下、望ましくは２０％以下、さらに望ましくは５％以下から０％とする。
（Ｃ）　旧オーステナイト粒界６上の球状化セメンタイト５は、粒径の大きさの９０％以上が粒径１μｍ以下であること
　セメンタイトが旧オーステナイト粒界６上に存在することは好ましくない。特に、粒界に沿った網目状のセメンタイトやそれに類似するような粗大なセメンタイトは粒界破壊の起点となる危険が増加する。そのため、球状化セメンタイト５は、有害性の低い粒径１μｍ以下の粒径の大きさのものが９０％以上、望ましくは９５～１００％とする。
　なお、ここでの％とは、走査型電子顕微鏡の５０００倍程度で観察できる炭化物の全個数を１００％とした時の割合である。上記の倍率で観察できない非常に微細な炭化物は靭性に与える影響が小さいため考慮しない。
（Ｄ）　旧オーステナイト粒界６は、粒径の大きさが１５μｍ以下であること
　旧オーステナイト粒界６の差渡しである粒径Ａは、微細化することで、粒界破壊もしくはへき開破壊の破面単位を小さくすることができ、破壊に要するエネルギーを大きくすることができるので、靭性を向上させることができる。そこで、結晶粒径の微細化は硬度を下げることなく靭性を向上させる方法として非常に有効である。
　本願の製造方法は、その微細なセメンタイトを析出させた状態で最終の焼入れを行い、その際、比較的低温で焼入れを行うことによって、旧オーステナイト粒径を微細に維持することができ、有利である。
　一方、旧オーステナイト粒界６の粒径が１５μｍを超えると、靱性を向上させる効果が小さくなる。特に、浸炭時の加熱温度を１０５０℃以上にすることは、たとえ最終の焼入れを行ったとしても、旧オーステナイト粒径を粗くする。そこで、旧オーステナイト粒界６の粒径は、大きさが１５μｍ以下とする。
　上記の組織では微細な炭化物が析出しているが、一般的な浸炭処理では、通常、ほとんど得られなかったものである。特許文献１には炭化物を析出させたＣの含有量が０．５５～１．１０％の鋼材について記載されているが、上記実施形態でのＣの含有量（０．１３～０．３０％）のような低炭素組成の鋼における微細炭化物の析出は、これまで想定されなかったものである。
　中炭素含有層２は、芯部４と高炭素含有層３との間に位置する層である。中炭素含有層２は、芯部４より高く高炭素含有層３より低い、中間のＣ含有量を持つ。中炭素含有層２の組織は、実質的にマルテンサイトである。中炭素含有層２は、高炭素含有層３に近い領域で、密度は低いながら、析出した微細炭化物を持つ。
　次いで、発明を実施するための形態について、実施例を用いて説明する。なお、化学成分における％は質量％である。
　表１に示す化学成分を有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１００ｋｇ真空溶解炉で溶製した。これらの鋼を１２５０℃で、直径３２ｍｍの棒鋼に鍛伸した後、９２５℃で１時間の焼ならしを行った。
　表１に示す供試材のうち、供試材Ｎｏ．１～１０は本願請求範囲の化学成分を有する。供試材Ｎｏ．１１～１８は本願請求範囲の化学成分から外れる。下線を付した数値は、本願請求範囲から外れることを示す。０．０９％以下のＮｉおよび０．０４％以下のＭｏは不純物である。
　図４に示すローラーピッチング試験片（小ローラー）（１）の粗形に加工（粗加工）した。この粗加工の際には、試験部（２）の仕上げ加工を実施しており、つかみ部（３）のみ、以降の熱処理後に研削仕上げを行うために、片肉０．２ｍｍの余肉を付与した。また、１０ＲＣノッチのシャルピー衝撃試験片（１）の粗形に加工した。粗加工の際には、ノッチ面以外について以降の熱処理後に浸炭層を除去する加工を行うために片肉２ｍｍの余肉を付与した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　表２は、表１に示すＮｏ．１～１８の供試材を用いた各部品の熱処理等の条件を記載した表である。表２の実施鋼部品Ｎｏ．１～１０および比較鋼部品Ｎｏ．１１～１８の部品の成分組成は、表１に示す各供試材Ｎｏ．１～１８に対応している。
　まず、これらの各部品には、それぞれ、表２に記載の加熱条件で試験片の表面炭素濃度が表２に記載のようになるようにガス浸炭を実施した後、表２に記載の冷却速度で、２００℃以下まで冷却した。ガス浸炭により、部品表面に浸炭層が形成される。浸炭層から、以下の処理により、高炭素含有層と中炭素含有層が生成される。
　各部品には、それぞれ、表２に示した再加熱温度で保持する球状化焼なましを実施した。本発明では炭化物を適度な大きさに成長させ、適度な面積率で分布しておく必要がある。そのためには、Ａｃｍ点（℃）以下の加熱温度で球状化焼なましする必要がある。そして、本実施における球状化焼きなまし温度は、全てＡｃｍ点（℃）以下である。
　表２に示した再加熱温度で保持後、焼入れを行い、その後、１８０℃で１．５時間保持した後に空冷する焼き戻しを実施して、ローラーピッチング試験片（小ローラー）（１）とシャルピー衝撃試験片にそれぞれ仕上げた。
　本実施ではガス浸炭から、球状化焼なましを経て焼入れに至る過程について、工程毎に一旦室温まで冷却したが、Ａ１点を下回れば、それに続く工程に進めることも、良い。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　次に、上記で作製した、図４に示すローラーピッチング試験片（小ローラー）８と、すべりを付与した状態で油膜を介して小ローラー８と接触させる図５に見られる大ローラー試験片１１とを用いて、表３に示す条件で、図５に示すローラーピッチング試験を行った。示された条件の中で、滑り率が－４０％とは、小ローラー８の周速度に対して大ローラー１１の周速度が４０％遅いことを意味する。潤滑油のＡＴＦ（Ａｕｔｏｍａｔｉｃ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｆｌｕｉｄ）とは、車両の自動変速装置に使用される潤滑油を意味する。クラウニング量１５０Ｒとは、ローラー外周の回転軸方向の形が半径１５０ｍｍの円弧形状であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　ローラーピッチング試験は、振動計を用いて、剥離および変形過多による振動過多を検出し、試験停止する仕様とし、試験停止サイクルを試験片の寿命値とした。また、靭性評価のための室温でのシャルピー衝撃試験を行った。
　なお、結晶粒度の調査は、上記の焼戻しまでを完了したローラーピッチング試験片（小ローラー）８を切断して試片とし、表層から内部にかけての断面が観察できるようにこの試片を樹脂中に埋込を行ってから、被検部位の鏡面研磨を行ない、粒界腐食を行ってから、光学顕微鏡により最表面から表面下０．３ｍｍまでの範囲にかけての平均的な視野を撮影し、平均結晶粒径（直径）を求めた。
　また、炭化物の観察については、上記と同様に試片を樹脂中に埋込みを行なってから、被検部位の鏡面研磨の後、ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡により最表面から表面下０．３ｍｍまでの範囲にかけての平均的な視野を撮影し、図３に示す炭化物を識別して示すミクロ組織の画像を得た。識別した炭化物について、画像解析により炭化物のアスペクト比が１．５以下のセメンタイト率（％）、旧オーステナイト粒界上のセメンタイトの個数率（％）、旧オーステナイト粒界上の粒径１μｍ超えのセメンタイト率（％）、旧オーステナイト粒径（μｍ）をそれぞれ確認した。
　なお、焼戻し後に、切削、研削、研磨、ショットブラスト、ショットピーニング、ハードショットピーニング、微粒子ショットピーニングのいずれか１種または複数種の表面処理を行う場合には、その処理面を表層として上記と同様の観察を行うものとする。
　上記の試験結果を表４に示す。シャルピー衝撃値と耐ピッチング性は、表１の供試材Ｎｏ．１３の、ＪＩＳ規定のＳＣｒ４２０に相当する鋼を用いて製造した比較鋼部品Ｎｏ．１３を基準とした。表４の実施鋼部品Ｎｏ．と比較鋼部品Ｎｏ．のシャルピー衝撃値は、比較鋼部品Ｎｏ．１３のシャルピー衝撃値の値を基準として、表４に示した。このとき、シャルピー衝撃値比が１．５以上であれば、靭性は良好であるとした。表４の実施鋼部品Ｎｏ．と比較鋼部品Ｎｏ．の耐ピッチング性は、比較鋼部品のＮｏ．１３のピッチング発生までのサイクル数を１としたときの比でもって、表４に示した。このとき、ピッチング発生までのサイクル数の比が２．０以上あれば、耐ピッチング性が良好であるとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　表１、表２に示すように、表１の成分組成の供試材Ｎｏ．１～１０を、表２に記載の条件で製造した実施鋼部品Ｎｏ．１～１０について、表４に示すように、まず、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトが実施鋼部品Ｎｏ．１～１０では９０～９８％と、９０％以上を示した。すなわち、アスペクト比の大きなセメンタイトは、変形時に、その形状に起因して応力集中源となり、き裂発生の起点となり靭性を低下させるが、そうしたセメンタイトが少ないことから、靱性が低下せず、向上している。
　また、実施鋼部品Ｎｏ．１～１０について、旧オーステナイト粒界上の球状化セメンタイトの個数が占める割合は全セメンタイト数の１１～４０％で、４０％以下となった。また、実施鋼部品Ｎｏ．１～１０では、粒径の大きさが粒径１μｍを超えた旧オーステナイト粒界上の球状化セメンタイトは３～７％であり、すなわち、旧オーステナイト粒界上の球状化セメンタイトは、粒径の大きさの９０％以上が粒径１μｍ以下であった。旧オーステナイト粒界に析出して存在するセメンタイト（特に粒界に沿った網目状の炭化物）は、粒内のセメンタイトよりも破壊の起点となり易くかつ有害性が高いところ、本発明では粒界上のセメンタイトが４０％以下に低減されており、有害性が小さい１μｍ以下のものが９０％以上を占めた。
　また、実施鋼部品Ｎｏ．１～１０の旧オーステナイトは粒径の大きさは、４～８μｍと、いずれも８μｍ以下であった。旧オーステナイト粒径は、微細化することで、粒界破壊もしくはへき開破壊の破面単位を小さくすることができ、破壊に要するエネルギーを大きくすることができるため、靭性を向上させることができるのであるから、本発明に係る機械部品は、靱性が向上している。
　そして、実施鋼部品Ｎｏ．１～１０は、比較鋼部品Ｎｏ．１３を１．０としたシャルピー衝撃比が１．６～２．９であり、１．５以上と高い靱性を示した。
　同様に、実施鋼部品Ｎｏ．１～１０は、比較鋼部品Ｎｏ．１３を１．０とした場合のピッチング発生までのサイクル数の比が、２．２～２．９を示し、耐ピッチング性が良好であった。
　このように、本発明の機械部品は、いずれも耐ピッチング特性と靱性に優れるものとなる。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、どのような面からも制限的なものではないと理解されるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなく、請求の範囲によって規定され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
　１　歯車（機械部品）、２　中炭素含有層、３　高炭素含有層、４　芯部、５　球状化セメンタイト（球状化炭化物）、６　旧オーステナイト粒界、７　マルテンサイト組織または残留オーステナイト組織、８　ローラーピッチング試験片（小ローラー）、９　試験部、１０　つかみ部、１１　大ローラー試験片、Ａ　粒径。

Claims (4)

  1. 　機械構造用鋼からなる芯部と、
    　該機械構造用鋼から形成された、該芯部を覆う中炭素含有層及び該中炭素含有層を覆い０．８～１．５％の炭素濃度を有する高炭素含有層と、
    を備える機械部品であって、
    　該機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１３～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～０．９０％、Ｃｒ：０．９０～２．００％、Ａｌ：０．０２０～０．０５０％、Ｎ：０．００２～０．０２５％を含有し、また不純物として含有されるＰとＳはＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であって、さらに第１群の選択的任意的成分としてＮｉ：０．１０～２．００％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．０１～０．２０％から選択した１種または２種以上を任意に含有し、また第１群の選択的任意成分に加えてあるいは第１群の選択的任意成分に代えて第２群の任意的成分としてＴｉ：０．０１～０．０５％及びＢ：０．００１０～０．００５０％を任意に含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
    　該高炭素含有層は、炭化物が分散するマルテンサイト組織及び残留オーステナイト組織からなり、アスペクト比が１．５以下の球状化炭化物が該炭化物の総数の９０％以上であり、旧オーステナイト粒界上の球状化炭化物の個数が該炭化物の総数の４０％以下である、
    機械部品。
  2. 　旧オーステナイト粒界上の球状化炭化物は、その９０％以上が粒径１μｍ以下である、請求項１に記載の機械部品。
  3. 　旧オーステナイト粒界の粒径が１５μｍ以下である、請求項１又は請求項２に記載の機械部品。
  4. 　高炭素含有層が、少なくとも機械部品の表面から０．３ｍｍの深さまで形成されたものである、請求項１に記載の機械部品。
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