WO2020144830A1 - 機械部品及び機械部品の製造方法 - Google Patents

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WO2020144830A1
WO2020144830A1 PCT/JP2019/000599 JP2019000599W WO2020144830A1 WO 2020144830 A1 WO2020144830 A1 WO 2020144830A1 JP 2019000599 W JP2019000599 W JP 2019000599W WO 2020144830 A1 WO2020144830 A1 WO 2020144830A1
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depth
manufacturing
austenite
temperature
hardness
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PCT/JP2019/000599
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美百合 梅原
宏二 渡里
竜也 岩崎
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日本製鉄株式会社
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    • 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
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    • 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 mechanical part in which the hardness distribution in the depth direction from the surface is optimized, and a method of manufacturing a mechanical part in which vacuum carburizing and induction hardening are used together.
  • gas carburizing and quenching is generally adopted as a means of surface hardening treatment. It is known that during the gas carburizing process, a grain boundary oxide layer is formed on the surface of the steel material and an incompletely hardened structure such as pearlite is generated, and these phenomena reduce various strengths of gears. Therefore, a steel in which the oxidizing elements Si, Mn, and Cr are reduced has been proposed, but it is difficult to significantly improve the bending fatigue strength and the pitting strength only by adjusting the alloy elements.
  • vacuum carburizing instead of gas carburizing has the following advantages: 1) No grain boundary oxide layer is seen on the surface of steel material, so it is possible to avoid reduction of various strengths compared to gas carburizing treatment, and 2) Carburizing treatment at high temperature is possible, so By comparison, the processing time can be shortened.
  • the vacuum carburizing and quenching when the vacuum carburizing and quenching is adopted, when the carburizing treatment is performed at a high temperature, the former austenite grains are coarsened, and consequently the bending fatigue property is deteriorated.
  • Patent Document 1 for steel characterized in that the Si content is 0.3% or less, the entire steel part is heated to austenite region at a rate of 10° C./second or more by high frequency heating after carburizing treatment, It describes a method for producing carburized parts in which the crystal grain size of the former austenite in the carburized hardened layer is 9 or more in JIS grain size number.
  • Patent Document 2 after the gas carburizing process, high-frequency heating for austenizing 0.3 to 1.5 times the total hardening depth at the time of carburizing is performed, and then quenching is performed, whereby the crystal grain size of the former austenite is JIS grain size number. No. 10 or more, and a method for manufacturing a quenched component to which a compressive residual stress is applied is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a method for manufacturing a carburized component in which the average prior austenite crystal grain size is reduced to 9.3 ⁇ m or less by performing vacuum induction quenching at least once after vacuum carburizing quenching.
  • the manufacturing method disclosed in Patent Document 3 could not sufficiently improve the bending fatigue strength and pitting strength of the carburized component.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a mechanical component that realizes various strengths at an extremely high level. Another object of the present invention is also to provide a method for manufacturing a mechanical component that can obtain such a high-strength mechanical component.
  • the present inventors have found the following findings as a result of earnest research to solve the above problems.
  • FIGS. 1 to 5 are schematic diagrams for explaining a heat cycle in vacuum carburizing and induction hardening performed in the method for manufacturing a mechanical component according to the present invention.
  • the induction hardening refers to a step of induction heating and cooling.
  • T0 is the carburizing temperature (°C) in the vacuum carburizing process, which is 850°C or more and 1100°C or less.
  • T1 is the maximum temperature reached at 0.5 mm from the surface of the mechanical component during heating in the induction hardening process.
  • the "uniform heating" is a step of heating so that the entire temperature of the mechanical parts becomes 850° C. or higher and 1100° C. or lower before the start of the carburizing step of the vacuum carburizing process, and the time of the uniform heating step is It is not particularly limited. Further, the temperature rising rate before the soaking step is not particularly limited. 1 to 3 show that at 850° C. or higher and 1100° C.
  • the carburizing step is performed for S1 minutes, and then the diffusion step is performed for S2 minutes.
  • temperature increase rate y (°C/sec) is a temperature increase rate during high frequency heating
  • water cooling means that the mechanical component is cooled with water after the high frequency heating.
  • FIG. 4(a) is a photograph showing an example of the former austenite structure of the surface layer of the mechanical part obtained at the end stage of the vacuum carburizing process and the induction hardening.
  • FIG. 5 is a graph showing an example of Vickers hardness distribution in the depth direction of a mechanical component obtained at the end stage of the vacuum carburizing process and the induction hardening.
  • the inventors of the present invention performed the vacuum carburizing treatment shown in FIGS. 1, 2 and 3 on the mechanical component to determine the C concentration in the steel in the depth region up to 1.5 mm from the surface of the mechanical component. We have found that it can be increased.
  • the inventors of the present invention carry out induction hardening in the heat cycle shown in FIGS. 1, 2 and 3 after the vacuum carburization treatment, thereby forming an abnormal carburized layer near the surface as shown in FIG. 4( a ). It was found that a grain boundary oxide layer was scarcely seen, and a structure in which the crystal grain size of prior austenite in the depth region from the surface to 0.5 mm was JIS No. 11 or more in terms of JIS grain size was obtained.
  • FIG. 4(a) is a cross-sectional photograph of the test piece whose surface is nickel-plated, and was prepared as follows.
  • a test piece is prepared so as to include the surface from the L cross section of a round bar which has been subjected to vacuum carburization and induction hardening.
  • nickel metal plating is applied to the entire surface of the test piece and the cross section is polished, it is immersed in a mixed solution of picric acid and ethanol (4 g of picric acid for 100 ml of alcohol) for 5 minutes to expose austenite grain boundaries, and then the surface Take a 1000X photo with an optical microscope to include
  • the metal plating is preferably applied so that the surface of the test piece is not chipped.
  • the present inventors mainly adopt the vacuum carburization and induction hardening shown in FIGS. 1, 2 and 3 to obtain a depth of 0.5 mm from the surface of the machine part.
  • the Vickers hardness in the surface area (area A near the surface) can be set to 750 HV or more, and by adopting the vacuum carburizing and hardening shown in FIGS. 1, 2 and 3, a depth of 0.7 mm from the surface can be obtained.
  • a depth position where the Vickers hardness is 550 HV can be present, and by extension, the hardness distribution in the depth direction of the machine part We have found that optimization can be realized.
  • the inventors of the present invention improved the C concentration, increased the grain size of the former austenite (refined crystal grains), and optimized the hardness distribution in the depth direction of the mechanical component to improve the mechanical component. It was found that various strengths (for example, bending fatigue strength and pitting strength) can be improved.
  • the present invention was obtained as a result of a more detailed study based on the above findings, and the summary thereof is as follows.
  • the chemical composition is% by mass, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.10 to 3.00%, Mn: 0.50 to 3.00%, Cr: 0.10 to 3.00%, Al: 0.010-0.100%, N: 0.003 to 0.030%, S: 0.003 to 0.030%, P: 0.020% or less Mo: 0 to 3.00%, B: 0 to 0.0050%, Nb: 0-0.100%, Ti: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.50%, REM: 0 to 0.020% Remainder: Fe and impurities,
  • the grain boundary oxide layer is 2.0 ⁇ m or less
  • Vickers hardness is 750 HV or more
  • the structure is tempered martensite and retained austenite,
  • the crystal grain size of the former austenite is the JIS grain size number 11 or more, In the depth area from 0.70 mm to 1.20 mm
  • the chemical composition is% by mass, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.10 to 3.00%, Mn: 0.50 to 3.00%, Cr: 0.10 to 3.00%, Al: 0.010-0.100%, N: 0.003 to 0.030%, S: 0.003 to 0.030%, P: 0.020% or less, Mo: 0 to 3.00%, B: 0 to 0.0050%, Nb: 0-0.100%, Ti: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.50%, REM: 0 to 0.020%
  • Remainder: Fe and impurities steel materials are formed into machine parts, Vacuum carburizing at a carburizing temperature of over 950°C to 1100°C, and then Quenched from the austenite area, The following formulas (1) and (2) are satisfied, and the frequency is set to 10 to 500 KHz, induction hardening is performed once or more, and then, A method for manufacturing a mechanical component, which comprises tempering at 130 to 200°C.
  • T0 is the carburizing temperature (° C.); y is the temperature rising rate during high frequency heating (° C./sec); T1 is the maximum temperature reached at 0.5 mm from the surface of the mechanical part; A is the austenitizing temperature of the steel. ..
  • the hardness distribution in the depth direction from the surface is optimized by using vacuum carburizing and induction hardening together. Therefore, according to the technique relating to the mechanical component of the present invention, it is possible to obtain a mechanical component having various strengths (for example, bending fatigue strength and pitting strength).
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining a heat cycle in vacuum carburizing and induction hardening performed in the method for manufacturing a mechanical component according to the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a heat cycle in vacuum carburizing and induction hardening performed in the method for manufacturing a mechanical component according to the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining a heat cycle in vacuum carburizing and induction hardening performed in the method for manufacturing a mechanical component according to the present invention.
  • FIG. 4(a) is a photograph showing an example of the former austenite structure of the machine part surface layer obtained at the end stage of the vacuum carburizing treatment and the induction hardening, and FIG.
  • FIG. 4(b) is an enlarged cross-sectional photograph after the vacuum carburizing treatment.
  • FIG. 4C is an enlarged cross-sectional photograph after the gas carburizing process.
  • FIG. 5 is a graph showing an example of Vickers hardness distribution in the depth direction of a mechanical component obtained at the end stage of the vacuum carburizing process and the induction hardening.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the temperature rising rate and the vacuum carburizing treatment temperature in induction hardening.
  • FIG. 7 is an enlarged cross-sectional photograph of the grain boundary oxide layer generated near the surface of the component. 8A shows the manufacturing number. It is a graph which shows the result of the measurement of the Vickers hardness of No. 1, and FIG. It is a graph which shows the linear function which extracts two points of the depth position where the Vickers hardness of 1 exceeds 550Hv, and the depth position of less than 550Hv, and connects two points.
  • % of the content of each element means “mass %”.
  • the mechanical component means a component that is subjected to high surface pressure, and the reasons for limiting the component plasticity of steel that is a material thereof are as follows.
  • the component composition of the mechanical component according to this embodiment is as follows.
  • the component composition here means a component element in a depth region of 1.5 mm or more from the surface of the mechanical component, and does not mean a component element in a depth region of less than 1.5 mm from the surface.
  • (Essential element) C 0.10 to 0.40% C is an element for obtaining the strength required as a mechanical part. If the C content is less than 0.10%, the strength required for machine parts cannot be obtained. On the other hand, if the C content is more than 0.40%, the toughness of steel deteriorates and the material Fatigue strength is significantly deteriorated due to the increase in hardness. Therefore, the amount of C is set to 0.10 to 0.40%. From the viewpoint of improving strength, the lower limit of the C content is 0.15, 0.18%. From the viewpoint of improving fatigue strength deterioration prevention, the upper limit of the C content when contained is 0.35, 0.30, and 0.25%.
  • Si 0.10 to 3.00%
  • Si is an element for suppressing the transition from ⁇ carbide precipitated during tempering to relatively coarse cementite and significantly increasing the temper softening resistance of the low temperature tempered martensitic steel.
  • the surface fatigue strength of steel improves by containing Si. In order to obtain this effect, the Si content needs to be 0.10% or more.
  • Si when Si is contained in an amount of more than 3.00%, not only the effect of increasing the temper softening resistance is saturated, but also the fatigue strength is significantly deteriorated due to the increase in material hardness. Since Si stabilizes ferrite, if added in excess of 3.00%, ferrite remains during heating during induction hardening, and uniform austenite cannot be obtained.
  • the amount of Si is set to 0.10 to 3.00%.
  • the lower limit of the Si content when contained from the viewpoint of improving the surface fatigue strength of steel is 0.15, 0.20% and 0.30%, and when contained from the viewpoint of preventing fatigue strength deterioration.
  • the upper limits of the Si content are 2.50 and 2.00%.
  • Mn 0.50 to 3.00%
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel and, by extension, is effective in obtaining a martensitic structure during induction hardening.
  • the Mn content needs to be 0.50% or more.
  • the addition amount of Mn is more than 3.00%, the toughness of the steel deteriorates, and the fatigue property remarkably deteriorates due to the increase in material hardness. Therefore, the Mn content is set to 0.50 to 3.00%.
  • the lower limit of the Mn content in the case of containing it from the viewpoint of improving the hardenability of steel is 0.60 and 0.70%, and in the case of containing it from the viewpoint of preventing deterioration of fatigue properties at a higher level.
  • the upper limits of the Mn content are 2.50, 2.00 and 1.50%.
  • Cr 0.10 to 3.00% Cr is an element for enhancing the hardenability of steel and imparting temper softening resistance. If the Cr content is less than 0.10%, the effects of improving hardenability and imparting temper softening resistance cannot be obtained. On the other hand, if the content of Cr exceeds 3.00%, the amount of retained austenite after quenching increases, and the hardness decreases. Further, when the content of Cr exceeds 3.00%, Cr is concentrated and stabilized in the cementite, thereby inhibiting the penetration of carbide into austenite during induction hardening, and uneven hardness in the hardened region. Cause of. Therefore, the Cr amount is set to 0.10 to 3.00%.
  • the lower limit of the Cr content is 0.20, 0.30, 0.50% when it is contained from the viewpoint of improving the hardenability of steel, and when it is contained from the viewpoint of further preventing the decrease in hardness
  • the upper limit value of is 2.50, 2.00, 1.50%.
  • Al 0.010-0.100%
  • Al is an element that combines with N to form AlN and suppresses coarsening of crystal grains in the austenite region.
  • the Al content needs to be 0.010% or more.
  • the Al amount is 0.010 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is 0.015, 0.020% when it is contained from the viewpoint of suppressing the coarsening of the crystal grains of steel, and when it is contained from the viewpoint of suppressing the deterioration of fatigue properties, it is Al.
  • the upper limit of the content is 0.070, 0.060, 0.050%.
  • N 0.003 to 0.030%
  • N is an element that combines with Al to form AlN and suppresses crystal grain coarsening in the austenite region.
  • the N content needs to be 0.003% or more.
  • the N content is set to 0.003 to 0.030%.
  • the lower limit of the N content is 0.004, 0.005, and 0.006%, and is included from the viewpoint of suppressing deterioration of fatigue strength. In that case, the upper limits of the amount of N are 0.025 and 0.020%.
  • S 0.003 to 0.030%
  • S is an element that secures machinability in manufacturing mechanical parts.
  • S combines with Mn to form MnS, and this MnS serves as a propagation path for fatigue cracks, thereby reducing fatigue strength and toughness.
  • the S content is set to 0.003 to 0.030%.
  • the lower limits of the S content are 0.005 and 0.007%, and the effect of suppressing deterioration of fatigue strength and the deterioration of toughness are suppressed.
  • the upper limit of the S content is 0.025, 0.020, and 0.015%.
  • the balance is Fe and impurities.
  • Impurities refer to those that are mixed in from the ore as raw material, scrap, or the manufacturing environment when the steel material is industrially manufactured.
  • the impurities include P, As, Co, O, and the like, and further include Ni, Mg, Zr, Te, Bi, Pb, Sn, Zn, and the like. Among these, P is particularly limited to 0.020% or less.
  • As, Co, O, Cu, Ni, Mg, Zr, Te, Bi, Pb, Sn, and Zn are limited to the extent that the effects of the present invention are not impaired. It is preferable that Cu is limited to 0.20% or less and Ni is limited to 0.30% or less.
  • the reason for limiting P is as follows.
  • P 0.020% or less P segregates at the austenite grain boundaries and embrittles the old austenite grain boundaries to cause grain boundary cracking, so it is desirable to reduce P as much as possible. Therefore, it is necessary to limit the P amount to a range of 0.020% or less. Therefore, the P content is 0.020% or less. Although it is not necessary to set the lower limit of the amount of P in order to solve the problem of the present application, if the amount of P is limited to less than 0.001%, the cost increases. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more.
  • O forms an oxide such as Al 2 O 3 or SiO 2 and reduces the fatigue strength and toughness due to the oxide serving as a propagation path for fatigue cracks. Therefore, it is important to reduce the content of O as an impurity as much as possible.
  • the preferred O content is 0.005% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • Pb, Bi, Sn and Te which are known as elements that improve machinability, each have a small effect on fatigue strength and toughness even if they contain 0.01% or less of each.
  • Mo 0 to 3.00%
  • Mo is an element that improves hardenability and enhances temper softening resistance.
  • it is not necessary to set the upper limit of the amount of Mo, but if Mo is contained in an amount of 3.00% or more, not only the effects related to hardenability are saturated, but also the manufacturing cost increases. Therefore, the Mo content is 0 to 3.00%.
  • B 0 to 0.0050%
  • B is an element that can efficiently obtain a martensite structure during induction hardening because it enhances the hardenability of steel by only making a small solid solution in austenite.
  • the amount of B added to the steel exceeds 0.0050%, a large amount of BN is formed and N is consumed, so that the austenite grains may be coarsened. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%.
  • Nb 0 to 0.100%
  • Nb is an element that combines with N and C in steel to form a carbonitride.
  • the carbonitrides pin the austenite grain boundaries and thus suppress grain growth to prevent coarsening of the metal structure.
  • Nb may be contained in an amount of 0.100% or less.
  • the Nb content in the steel exceeds 0.100%, the workability such as cutting and forging of machine parts is significantly deteriorated due to the increase in material hardness.
  • the Nb content in the steel exceeds 0.100%, a large amount of carbonitride is formed and uneven hardness in the quenched region occurs during induction hardening.
  • the ductility in the high temperature region of 1000° C. or higher is lowered, and the yield during continuous casting and rolling is lowered. Therefore, the Nb content is 0 to 0.100%.
  • Ti is an element that combines with N and C in steel to form a carbonitride.
  • the carbonitrides pin the austenite grain boundaries and thus suppress grain growth to prevent coarsening of the metal structure.
  • 0.100% or less of Ti may be contained.
  • the Ti content in the steel exceeds 0.100%, the workability such as cutting and forging of machine parts is significantly deteriorated due to the increase in material hardness. Further, if the Ti content in the steel exceeds 0.100%, a large amount of carbonitride is formed and uneven hardness in the hardened region occurs during induction hardening. Therefore, the Ti content is 0 to 0.100%.
  • V 0 to 0.50%
  • V is an element that combines with N and C in steel to form a carbonitride.
  • the carbonitrides pin the austenite crystal grain boundaries and thus suppress the grain growth to refine the structure.
  • the carbonitride containing V is an ultrafine hard particle that contributes to the precipitation strengthening of the metal material and increases the internal hardness.
  • the V content is 0 to 0.50%.
  • REM 0 to 0.020%
  • REM rare earth element
  • REM is a general term for a total of 17 elements including 15 elements from lanthanum having an atomic number of 57 to lutetium having an atomic number of 71, scandium having an atomic number of 21 and yttrium having an atomic number of 39.
  • the REM content is 0 to 0.020%.
  • the surface hardening treatment includes a vacuum carburizing treatment and a subsequent induction hardening treatment.
  • the machine parts (carburized/high frequency parts) obtained through the vacuum carburizing process and the induction hardening process have better pitting resistance and mechanical properties than the machine parts (carburizing part) obtained only through the vacuum carburizing process.
  • Bending fatigue characteristics can be improved.
  • the hardness of the surface layer should be increased and the depth of the effective hardened layer from the machine part surface (effective It is important to increase the depth of the hardened layer.
  • the effective hardened layer depth is the depth (distance) from the surface of the steel material to the position where the Vickers hardness is 550 HV.
  • the grain boundary oxide layer is 2.0 ⁇ m or less.
  • a trace amount of oxygen existing in the carburizing atmosphere is preferentially combined with alloy elements such as Si, Mn, and Cr having a high affinity for oxygen, and grain boundary oxidation occurs.
  • ⁇ Grain boundary oxidation is a general term for oxidation that goes from the surface to the inside along the grain boundaries.
  • a scale oxide film
  • 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 surface of the component from the component surface to the deepest point inside the component (see FIG. 7).
  • the hardness of 0.03 mm from the surface and the hardness of 0.50 mm from the surface are confirmed and both evaluation points satisfy 750 HV, it can be said that the hardness of the surface is sufficient.
  • the martensite structure does not change in the depth region from 0.03 mm to 0.50 mm from the surface of the mechanical component, and the hardness changes according to the diffusion of invading carbon. .. The carbon concentration decreases and the hardness decreases according to the depth (see FIGS. 8A and 5).
  • the structures are tempered martensite and retained austenite. As a result, high hardness is obtained and fatigue cracks are suppressed, so that the bending fatigue strength and the pitting strength are improved.
  • the crystal grain size of old austenite is the JIS grain size number 11 or more.
  • the surface fatigue strength and bending fatigue strength increase as the grain size of the former austenite becomes smaller, and when the former austenite grain size becomes JIS No. 11 or more, it is possible to obtain higher pitting resistance and bending fatigue properties than carburized parts.
  • the crystal grain boundaries of prior austenite in the depth region (surface layer) from 0.03 mm to 0.50 mm from the surface are preferably JIS No. 12 or more.
  • the crystal grain size of old austenite is measured by observing a cross section parallel to the surface of the machine component at a depth of 0.50 mm.
  • mirror polishing is performed, and it is immersed in a mixed solution of picric acid and ethanol (4 g of picric acid for 100 ml of alcohol) for 5 minutes to expose austenite grain boundaries.
  • the grain size number can be obtained by comparing with the cutting method and the grain size standard diagram described in JIS G 0551.
  • a cross section perpendicular to the surface of the mechanical component may be used as the observation surface, and in that case, the crystal grain size is measured in the range of 0.50 ⁇ 0.05 mm depth.
  • the depth position where the Vickers hardness is 550 HV exists in the depth region from the surface to 0.7 mm to 1.2 mm.
  • the effective hardened layer depth needs to be 0.7 mm or more from the surface.
  • the effective hardened layer depth needs to be 1.2 mm or less.
  • the Vickers hardness is 200 to 400 HV in the depth region of 1.5 mm or more from the surface. If the internal hardness is insufficient, the fatigue strength and bending fatigue strength originating from the inside will be low. Therefore, the Vickers hardness of the inside needs to be 200 HV or more. On the other hand, if the internal hardness is excessively high, the toughness of the mechanical component will be low. Therefore, the Vickers hardness of the inside is 200 to 400 HV. When the internal Vickers hardness is 250 to 350 HV, the fatigue strength and bending fatigue strength are further increased and the toughness can be secured at a higher level.
  • the Vickers hardness in the depth region of 1.5 mm or more from the surface is 200 to 400 HV.
  • internal toughness is obtained, and an effect of improving bending fatigue strength and pitting strength is achieved.
  • a depth region from the surface to 0.5 mm (surface layer) and a depth region from the surface to 0.7 mm to 1.2 mm (effective hardened layer) are provided.
  • a region (inside) having a depth of 1.5 mm or more from the surface at least the hardness is preferably distributed, and the metallographic structure and the like are also preferably controlled.
  • the effective hardened layer depth from 0.7 mm to 1.2 mm, the effect of reducing the grain boundary oxide layer in the surface layer and the effect of refining the former austenite crystal grains are combined, and the conventional carburized parts are It is possible to obtain higher pitting resistance and bending fatigue characteristics.
  • the manufacturing method of the mechanical component is the manufacturing method of the mechanical component described above, and a step of forming a steel material having a predetermined component into a mechanical component shape (forming step), carburizing in a vacuum, and a surface layer and Step of adjusting the amount of carbon in the effective hardened layer (vacuum carburizing step), step of quenching from the austenite region (quenching step), step of quenching using induction heating (induction quenching step), and tempering at a predetermined temperature
  • the process (tempering process) is included.
  • the above steps will be described in detail below.
  • the molding of the mechanical parts is not particularly limited, for example, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.10 to 3.00%, Mn: 0.50 to 3.00% in mass %. , Cr: 0.10 to 3.00%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.003 to 0.030%, S: 0.003 to 0.030%, with the balance being
  • a steel material which is Fe and impurities and is limited to P: 0.020% or less in the impurities, is formed into a machine part shape.
  • in mass% Mo:0 to 3.00%, B:0 to 0.0050%, Nb:0 to 0.100%, Ti:0 to 0.100%. , V:0 to 0.50%, and REM:0 to 0.020%.
  • Machining methods for machine parts into specified shapes include turning, milling, boring, drilling, tapping, reaming, gear cutting, planing, vertical cutting, broaching, gear cutting, etc. Grinding such as honing, super finishing, lapping, barrel finishing, and liquid honing, and special processing such as electrical discharge machining, electrolytic machining, electron beam machining, laser machining, and additional machining (additive manufacturing) Can be mentioned.
  • a gear-shaped molded body is obtained from steel material.
  • the formed body is subjected to a vacuum carburizing treatment at a carburizing treatment temperature exceeding 950 to 1100°C.
  • the vacuum carburizing treatment is necessary for a mechanical part while hardening the surface of the molded body while suppressing the generation of the grain boundary oxidation layer in the surface layer of the molded body (a depth region from the surface to 0.03 mm to 0.50 mm). This is an indispensable process to secure pitting resistance and bending fatigue properties.
  • ⁇ Vacuum carburization is a process that utilizes the diffusion phenomenon, and uses hydrocarbon gas such as acetylene, propane and ethylene. If the carburizing temperature is 950° C. or lower, a long heat treatment is required to diffuse sufficient carbon into the mechanical parts, which increases the cost. On the other hand, if the carburizing temperature exceeds 1100° C., there is a possibility that remarkable coarsening or mixed graining may occur. Therefore, carburization is performed in the temperature range of over 950 to 1100°C. In order to realize cost reduction, suppression of coarsening and suppression of mixed particles at a higher level, the lower limit of carburizing temperature is 960°C or higher, preferably 970°C or higher, or the upper limit is 1050°C. It is preferable to carry out in the following temperature range.
  • vacuum carburization is used in the present embodiment.
  • a grain boundary oxide layer is not formed on the surface layer of the compact, and the fatigue strength can be improved as compared with gas carburization.
  • vacuum carburization can be performed at high temperature, the processing time can be shortened as compared with gas carburization.
  • the time of the carburizing step of introducing carbon to the surface of the molded body (carburizing period) and the time of the diffusion step of stopping the gas supply and diffusing carbon from the surface of the molded body to the inside of the molded body.
  • the sum of (diffusion period) and (processing time) is preferably 20 minutes or more and 500 minutes or less. If the treatment time is less than 20 minutes, sufficient carbon will not be supplied to the surface of the molded body and the inside thereof, and the target surface hardness and effective hardened layer depth cannot be obtained.
  • target surface hardness means having a Vickers hardness of 750 HV or more at depths of 0.03 mm and 0.50 mm from the surface of the mechanical component according to the present embodiment, and “target effective
  • hardened layer depth means that the depth (distance) from the surface of the steel material to the position where the Vickers hardness is 550 HV is 0.7 mm or more and 1.2 mm or less from the surface.
  • the treatment time is preferably 20 minutes to 400 minutes in order to obtain a target surface hardness and the like at a higher level and suppress the formation of coarse carbides at a higher level.
  • the carburizing period is preferably 5 minutes to 200 minutes. If the time of the carburizing period is less than 5 minutes, sufficient carbon is not supplied to the surface of the molded body, and the target surface hardness or effective hardened layer depth cannot be obtained. On the other hand, if the time of the carburizing period exceeds 200 minutes, the carbon concentration on the surface of the molded body becomes excessively high, and coarse carbide is generated, which becomes the starting point of fatigue fracture. Further, the toughness of the steel deteriorates because the depth position where the Vickers hardness becomes 550 HV becomes too deep.
  • the diffusion period is preferably 15 minutes to 300 minutes. If the time of the diffusion period is less than 15 minutes, the time for the carbon on the surface of the molded body to diffuse sufficiently inside cannot be obtained, and the target effective hardened layer depth cannot be obtained. On the other hand, if the time of the diffusion period exceeds 300 minutes, the diffusion of carbon into the inside of the molded body proceeds too much, and the carbon concentration in the surface layer decreases, so that the target surface hardness cannot be obtained.
  • the cooling rate is preferably 5° C./second or more in the temperature range of A1 point or higher.
  • the reason why the temperature is preferably 5° C./second or more is that carbides such as cementite can be prevented from precipitating at the prior austenite grain boundaries during cooling.
  • the quenching method is preferably oil quenching, which has excellent cooling characteristics. Quenching with high-pressure inert gas is also possible for small parts. Quenching with water is possible, but care must be taken to prevent quenching cracks and uneven cooling.
  • Induction hardening process After the above quenching is completed, induction hardening is performed. Induction hardening refers to the process of induction heating and cooling. In the high frequency heating, the once-quenched body is heated again to generate austenite refined from martensite by reverse transformation. According to the induction hardening process in the manufacturing method of the present invention, it is possible to improve the pitting resistance property and the bending fatigue property required for a machine part.
  • the frequency during high frequency induction heating shall be in the range of 10 KHz to 500 KHz. If it is less than 10 KHz, the current penetration into the molded body becomes deep, so that the inside is affected by heat, and pearlite is generated after quenching, resulting in embrittlement. On the other hand, if it exceeds 500 KHz, the current penetration into the molded body becomes shallow, so the desired hardness (750 HV or more) should be obtained at a depth position (the deepest part of the surface layer) of 0.03 mm to 0.50 mm from the surface of the molded body. I can't. When the current penetration into the compact is shallow, the desired prior austenite grain size (No.
  • the frequency during high frequency induction heating is set in the range of 10 KHz or more and 500 KHz or less.
  • the frequency during high frequency induction heating is preferably in the range of 100 KHz to 400 KHz.
  • the maximum temperature reached at a depth of 0.03 mm to 0.50 mm from the surface of the compact is preferably higher than the austenitizing temperature A of steel and 1000° C. or lower.
  • the austenitizing temperature A of the steel is set to the temperature A or lower, the austenitizing becomes insufficient, and the structure may include uneven firing.
  • the structure including uneven firing is a structure in which cementite originally present in the molded body remains undissolved even after quenching, or the diffusion of carbon into a portion of the molded body that was originally ferrite is insufficient. Therefore, it refers to a structure that has become low-carbon martensite.
  • the maximum temperature reached at a depth of 0.03 mm to 0.50 mm from the surface of the molded body exceeds 1000° C.
  • the martensite structure obtained by induction heating and quenching may become coarse. From the above, the maximum temperature on the surface of the molded body is set within the range of A ⁇ T1 ⁇ 1000.
  • the austenitizing temperature A of the steel is a temperature at which the structure becomes 100% austenite, and is represented by the following formula. However, the content (mass %) of the element component corresponding to the corresponding element symbol is substituted into each element symbol in the above formula of the austenitizing temperature A, and 0 is substituted when not containing.
  • the austenitized portion is a depth area of up to 0.5 mm from the surface.
  • the austenitizing temperature was calculated using the above formula with the chemical components at a depth of 0.5 mm from the surface of the molded body.
  • the chemical composition at a depth of 0.5 mm, except for carbon, is the same as the composition in the depth region (internal region) of 1.5 mm or more from the surface, but the depth from the surface of the compact to 0.5 mm.
  • the C content in the deep region is higher than that in the inner region due to carburization.
  • the carbon concentration at a depth of 0.5 mm from the surface of the molded body was quantified using an X-ray microanalyzer (EPMA).
  • the heating rate during high-frequency heating should be 300°C/sec or higher (-0.35 x T0+750)°C/sec or lower (however, T0 is the vacuum carburizing temperature (°C)).
  • T0 is the vacuum carburizing temperature (°C)
  • the rate of temperature increase is less than 300° C./sec, heating is performed in the austenite region for a long time. Therefore, the austenite grains grow to the same degree as or larger than the former austenite grain structure after carburizing and quenching, and the effect of refining the crystal grains by high frequency heating cannot be obtained.
  • the heating rate during high frequency heating should be (-0.35 x T0 + 750) (°C/sec) or less.
  • the upper limit of the rate of temperature rise during high frequency heating is preferably ( ⁇ 0.35 ⁇ T0+735) (° C./sec). The higher the vacuum carburizing temperature T0, the lower the upper limit of the heating rate, and the lower T0, the higher the upper limit. In quenching immediately after vacuum carburizing, the higher the T0, the coarser the prior austenite grain size.
  • T0 is high, that is, when the former austenite grain size is coarse, when the temperature rising rate in induction hardening is extremely increased, coarse former austenite grains remain and fine grains are formed only near the grain boundaries of the former austenite grains. Are generated, and the degree of mixing is increased. This is because the austenite nucleation site during high frequency heating is mainly the former austenite grain boundary, and if the rate of temperature rise is extremely large, before newly grown grains grow from the coarse former austenite grain boundary. This is because it is hardened.
  • the vacuum carburizing temperature T0 required to determine the preferable upper limit of the temperature rising temperature is more than 950 to 1100°C.
  • the heating rate of the high frequency heating is 300° C./sec or more ( ⁇ 0.35 ⁇ T0+750)° C./sec or less (where T0 is the carburizing temperature (° C.)) is explained below. To do.
  • the above steel material No. Each of a to c was formed into a diameter of 26 mm by turning, and No.
  • the test materials 1 to 16 (“Test” in Table 2) were obtained.
  • the sample material No. A vacuum carburizing process and an induction hardening process were performed under the conditions shown in Table 2 using each of the materials Nos. 1 to 16 as a raw material, and the former austenite grain size number was investigated. The result is shown in FIG.
  • the numbers in FIG. 6 indicate the prior austenite grain size numbers.
  • the heating rate z shown in FIG. 6 is the heating rate in the last induction hardening when the induction hardening is performed once to three times under each condition.
  • the quenching after the high frequency heating was performed by cooling with water at a cooling rate of 200 to 400° C./s from the end of the high frequency heating to 100° C.
  • the symbols T0, S1 and S2 in Table 2 correspond to the symbols T0, S1 and S2 in FIGS. 1 to 3, respectively.
  • the gas used for the vacuum carburizing treatment of the test materials 1 to 16 is acetylene.
  • the austenitizing temperatures A of the test materials 1 to 16 are shown in the item “ ⁇ -forming temperature (° C.) at 0.50 mm position” in Table 2.
  • the column of "-" in Table 2 means that the corresponding process was not performed.
  • the temperature rising rate is 300 (° C./sec) or more and ( ⁇ 0.35 ⁇ T0+750) (° C./sec) or less. I know that I need to.
  • the temperature rise temperature is less than 300° C./sec, heating is performed in the austenite region for a long time. For this reason, the austenite grains grow to the same extent as or larger than the former austenite grain structure after carburizing and quenching, and the old austenite grain size of JIS grain size number is less than 11.
  • T0 1030°C or more and 1100°C or less
  • the former austenite grain size after vacuum carburizing and quenching tends to be coarse.
  • the rate of temperature rise during induction hardening is extremely increased, coarse old austenite grains remain, while fine grains are generated only near the grain boundaries of the old austenite grains, so that the degree of grain mixing increases.
  • the halftone (shaded) portion in FIG. 6 shows the range of the manufacturing method of the present invention.
  • the cooling rate from the end of induction heating to 100°C is preferably 150°C/sec or more, more preferably 200°C/sec or more.
  • the cooling after the high frequency heating can be performed by water cooling, oil cooling, or the like, and is not particularly limited.
  • the above effects can be obtained by performing the induction hardening described above once, but it is preferable to repeat the hardening twice or three times.
  • the prior austenite grain size can be further refined, and pitting resistance and bending fatigue strength can be increased.
  • the temperature rising rate in all the induction heating steps must be 300 (° C./sec) or more and ( ⁇ 0.35 ⁇ T0+750) (° C./sec) or less.
  • the highest temperature reached in each induction heating step is preferably higher than the austenitizing temperature A of steel and 1000° C. or less, as described above.
  • tempering process After completion of the induction hardening, tempering is performed at 130° C. or higher and 200° C. or lower.
  • the tempering temperature is 130° C. or higher, tempered martensite with high toughness can be obtained.
  • the tempering temperature is set to 200° C. or lower, it is possible to prevent the hardness from decreasing due to tempering.
  • the lower limit of the tempering temperature is preferably 150°C
  • the upper limit of the tempering temperature is preferably 180°C.
  • the manufacturing method of the mechanical component according to the present embodiment includes the forming step, the vacuum carburizing treatment step, the quenching step, the induction quenching step and the tempering step, and particularly the vacuum carburizing treatment step, the quenching step, and the induction quenching. This is a method in which each heating condition in the process is within a predetermined range.
  • the manufacturing method of the present invention by improving the C concentration described above, refining the crystal grains of old austenite, and optimizing the hardness distribution in the depth direction of mechanical parts, bending fatigue strength, pitting strength, etc. Various strengths of mechanical parts can be improved.
  • the manufacturing method of the present invention the hardness of the surface layer of the obtained mechanical component is increased, the depth of the effective hardened layer is optimized, and the crystal grain size of the former austenite in the surface layer is set to be 11 or more in JIS grain size number. be able to. Therefore, even when various strengths of transmission parts are required at extremely high levels, the manufacturing method of the present invention can provide mechanical parts having excellent pitting resistance and bending fatigue characteristics.
  • the manufacturing method of the present invention fine grains can be held by deep carburizing the effective hardened layer by vacuum carburizing at a carburizing temperature of higher than 950°C and performing induction hardening under limited conditions. Therefore, the manufacturing time of the product can be shortened.
  • the production method of the present invention is preferable from the viewpoint of industrial production.
  • a roller pitting test piece with a large diameter portion (test portion) of ⁇ 26 mm was manufactured from each of the obtained steel bars by machining. Further, from each of the obtained steel bars, an Ono-type rotary bending test piece with a total length of 80 mm, a grip portion ⁇ 12 mm, a parallel portion ⁇ 10 mm, a cutout portion ⁇ 8 mm, and a semicircular cutout portion with a curvature radius of 1 mm was prepared. Further, a round bar test piece of ⁇ 26 mm ⁇ 50 mm was prepared from each of the obtained steel bars.
  • roller pitting test piece and the Ono-type rotary bending test piece formed of the same steel bar and subjected to vacuum carburizing treatment, oil quenching and induction hardening under the same conditions are shown in Table 4-1 and Table 4- 2 and Tables 5-1 and 5-2 have the same manufacturing number. Referred to in. In addition, the column of the symbol “-” in Table 4-2 means that the corresponding process was not performed.
  • roller pitting test was conducted with a large roller: SCM420 carburized product, crowning: 150R, rotation speed: 1500 rpm, lubricating oil: transmission oil, oil temperature: 80° C., slip ratio: -40%, under conditions of maximum 10 million times. Then, an SN diagram was prepared to determine the roller pitting fatigue limit. It was judged that the surface fatigue strength was poor when the roller pitting fatigue limit did not reach 2500 MPa (equivalent to SCM420 carburized product).
  • Ono-type rotary bending fatigue test was conducted according to JIS Z2274. Rotation speed was 3000 rpm and the maximum was 10 million times, and an SN diagram was prepared to determine the rotational bending fatigue limit. Those whose rotational bending fatigue limit did not reach 450 MPa (equivalent to SCM420 carburized product) were judged to have poor bending fatigue strength.
  • the grain boundary oxide layer was measured after vacuum carburization and oil quenching. After the oil quenching treatment, the center part of each round bar test piece of each test level was cut, the cut surface was polished, and then the nital solution (solution in which 3 g of nitric acid was dissolved in 100 ml of ethanol and a surfactant was added if necessary) After being corroded for 5 to 30 seconds, it was washed with water. Then, a 1000 times photograph was taken with an optical microscope. In the photograph taken, a black portion continuous from the surface to the inside of the test piece was defined as grain boundary oxidation. The deepest point from the surface of the continuous black portion was measured, and the depth from the surface to the deepest point was defined as the grain boundary oxide layer depth.
  • the center part of the round bar test piece of each test level that was subjected to vacuum carburizing, induction hardening, oil quenching, and tempering was cut, and the cross section had a depth of 0.03 mm from the surface and 2.0 mm from the surface.
  • Vickers hardness was measured at regular intervals up to the inside, and surface hardness, effective hardened layer depth, and internal hardness were determined. Vickers hardness at a depth of 0.03 mm from the surface, at 0.1 mm intervals from the surface to 1.0 mm depth, and at 0.2 mm intervals from 1.0 mm to 2.0 mm depth from the surface. Measurement was performed.
  • the hardness was measured with a load of 300 g, and the average value of 3 points measured at each depth was adopted.
  • the surface hardness was confirmed by measuring the hardness at depths of 0.03 mm and 0.5 mm from the surface. Further, the depth position of the effective hardened layer was confirmed as follows. From the measurement results of the Vickers hardness at the intervals of 0.1 mm and 0.2 mm, the depth position where the Vickers hardness exceeds 550 Hv (coordinate “Hv1” in the graphs of FIGS. 8A and 8B) and 550 Hv Depth at which the Vickers hardness is 550 Hv by extracting two points at depth positions less than (coordinate “Hv2” in the graphs of FIGS.
  • the position was determined.
  • the internal hardness was confirmed by using the average value of Vickers hardness at three points at depth positions of 1.6 mm, 1.8 mm, and 2.0 mm from the surface.
  • FIG. 8B shows a manufacturing number. It is a graph which shows the linear function which extracts two points of the depth position where the Vickers hardness of 1 exceeds 550Hv, and the depth position of less than 550Hv, and connects two points.
  • the primary function shown in FIG. The depth position of the effective hardened layer of 1 was specified. Using this method, other manufacturing No. 2 to 45 effective hardened layer depth positions were identified.
  • FIG. 8(a) it can be seen that the Vickers hardness of the steel material from the surface layer to 0.50 mm changes depending on the diffusion of carbon.
  • the austenitizing temperature of each of the test pieces 1 to 45 was calculated by the above-described formula of the austenitizing temperature A using the carbon concentration at the depth position of 0.5 mm from the surface of each test piece.
  • the austenitizing temperature A was calculated on the assumption that the content of elements other than the carbon concentration is the same as the content in the depth region of 1.5 mm or more from the surface.
  • the carbon concentration at a depth of 0.5 mm from the surface of each test piece was quantified using an X-ray microanalyzer (EPMA).
  • the austenitizing temperature A of each test piece is shown in the item “ ⁇ -forming temperature (° C.) at 0.50 mm position” in Table 4-2.
  • the measurement results of the carbon concentration at a depth of 0.5 mm from the surface of each test piece are shown in the item “0.5 mmC amount” in Table 5-1 and Table 5-2.
  • Table 5-1 and Table 5-2 The results of these evaluations are shown in Table 5-1 and Table 5-2.
  • the underlined numerical values in Table 4-1, Table 4-2, Table 5-1, and Table 5-2 indicate that the numerical values are outside the scope of the present invention.
  • Manufacturing No. No. 21 has an excessive amount of C in the steel component of the part, the internal hardness is outside the target range, and the toughness of the steel deteriorates due to the increase in the internal hardness. As a result, the roller pitting fatigue limit The rotating bending fatigue limit did not reach the target.
  • Manufacturing No. No. 23 has an excessive amount of Si in the steel component of the component, the internal hardness is outside the target range, and the toughness of the steel deteriorates due to the increase in the internal hardness.
  • the roller pitting fatigue limit The rotating bending fatigue limit did not reach the target.
  • the maximum temperature of the first high-frequency heating is lower than the austenitizing temperature, the austenitizing becomes insufficient, the target austenite grain size does not reach the target, and as a result, the roller pitting fatigue limit and the rotary bending fatigue limit are increased. I did not reach my goal.
  • the Mn amount of the steel component of the part was insufficient and the total amount of the hardenability improving elements was small, so the hardenability was deteriorated and the surface hardness did not reach the target.
  • the maximum temperature of the first high-frequency heating was higher than 1000° C., the crystal grains were coarsened, and the target austenite grain size did not reach the target. As a result, the roller pitting fatigue limit did not reach the target.
  • the temperature rising rate of the first high-frequency heating does not satisfy the formula (1). Therefore, coarsening of crystal grains occurred, and the target grain size of old austenite did not reach the target. As a result, the rotational bending fatigue limit did not reach the target.
  • the maximum temperature of the second high-frequency heating is lower than the austenitizing temperature, the heating rate of the second high-frequency heating does not satisfy the formula (1), the austenitization becomes insufficient, and the former austenite grain size is the target. It was unachieved. As a result, the targets of roller pitting fatigue limit and rotary bending fatigue limit were not achieved.
  • the temperature rising rate of the second high-frequency heating does not satisfy the formula (1). Therefore, coarsening of crystal grains occurred, and the target grain size of old austenite did not reach the target. As a result, the rotational bending fatigue limit did not reach the target.
  • the temperature rising rate of the second high-frequency heating does not satisfy the formula (1).
  • mixed grains were generated, and the target austenite grain size did not reach the target.
  • the targets of roller pitting fatigue limit and rotary bending fatigue limit were not achieved.
  • the maximum temperature of the third high-frequency heating is over 1000° C., and the temperature rising rate of the second and third high-frequency heating does not satisfy the requirement of the formula (1), so that coarsening of crystal grains occurs, The former austenite grain size did not reach the target. As a result, the rotational bending fatigue limit did not reach the target.
  • the maximum temperature of the high frequency heating of the third time is lower than that of the austenite, and the heating rate of the high frequency heating of the second and third times does not satisfy the requirement of the formula (1).
  • the grain size did not reach the target.
  • the rotational bending fatigue limit did not reach the target.
  • the temperature rising rate of the third high frequency heating does not satisfy the formula (1). Therefore, coarsening of crystal grains occurred, and the target grain size of old austenite did not reach the target. As a result, the rotational bending fatigue limit did not reach the target.
  • Manufacturing No. No. 43 is short of the carburizing period time, the diffusion period time, and the sum of the carburizing period time and the diffusion period time during vacuum carburization, and therefore the surface hardness and the effective hardened layer depth do not reach the targets. As a result, the targets of roller pitting fatigue limit and rotary bending fatigue limit were not achieved.
  • Manufacturing No. 45 is a carburized part manufactured by the manufacturing method disclosed in Patent Document 3. Since the vacuum carburizing temperature is low and the heating rate of high-frequency heating does not satisfy the requirement of formula (1), the hardness of the effective surface does not reach the target, the depth of the hardened layer is less than 0.7 mm, the former austenite crystal. The grain size is below the target, and the component performance is below the target. On the other hand, the manufacturing No. of the example of the present invention. In the examples of the present invention of Nos. 1, 2, 4 to 19, the total time (S1+S2) of the vacuum carburizing treatment was the manufacturing number. Despite being manufactured under manufacturing conditions shorter than 45, in the surface layer hardness, the effective hardened layer depth, and the refining of the crystal grains of the former austenite in the surface layer, the manufacturing No. Excellent compared to 45.
  • the surface layer hardness is high, the effective hardened layer depth is optimized, and the surface layer structure is fine. For example, bending fatigue strength and pitting strength) can be improved. Therefore, the present invention is particularly promising in the fields such as the machine manufacturing industry used as high surface pressure components.

Abstract

本発明は、各種強度を極めて高いレベルで実現した機械部品を提供すること。本発明の機械部品は、所定の組成を有し、表面から０．５ｍｍまでの深さ領域について、粒界酸化層が２．０μｍ以下であり、ビッカース硬さが７５０ＨＶ以上であり、組織が焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトであり、旧オーステナイトの結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１１番以上であり、表面から０．７ｍｍから１．２ｍｍまでの深さ領域に、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さ位置が存在し、表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域でのビッカース硬さが２００～４００ＨＶである。

Description

機械部品及び機械部品の製造方法
　本発明は、表面から深さ方向における硬さ分布を好適化した機械部品、及び真空浸炭処理と高周波焼入れを併用した機械部品の製造方法に関する。
　自動車用トランスミッション部品を製造する過程においては、曲げ疲労強度及びピッティング強度などの向上を目的として、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、当該トランスミッション部品は、上記の各種強度の向上を通して、その小型化や軽量化が要請されている。
　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ガス浸炭焼入れが一般的に採用される。ガス浸炭処理時には、鋼材表面に粒界酸化層が形成されるとともに、パーライト等の不完全焼入れ組織が生成し、これらの現象によって歯車に関する各種強度が低下す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、曲げ疲労強度やピッティング強度を大幅に改善することは困難である。
　一方、ガス浸炭焼入れの代わりに真空浸炭焼入れを採用した場合には、以下の利点がある：
　１）鋼材表面に粒界酸化層がみられず、ガス浸炭処理と比較して、各種強度の低減を回避することができ、また
　２）高温での浸炭処理が可能なため、ガス浸炭処理と比較して、処理時間を短縮することができる。
　しかしながら、真空浸炭焼入れを採用した場合には、高温で浸炭処理を施すと、旧オーステナイト粒が粗大化し、ひいては曲げ疲労特性が低下するという問題がある。
　浸炭処理後の旧オーステナイトの結晶粒の粗大化を防止する手段として、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には、Ｓｉ量を０．３％以下とすることを特徴とした鋼について、浸炭処理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し、浸炭硬化層の旧オーステナイトの結晶粒度をＪＩＳ粒度番号で９番以上とする浸炭部品の製造方法が記載されている。
　特許文献２には、ガス浸炭処理後に浸炭時の全硬化深さの０．３～１．５倍をオーステナイト化させる高周波加熱を行い、その後焼入れすることによって、旧オーステナイトの結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１０番以上であり、また、圧縮残留応力が付与された焼き入れ部品の製造方法が開示されている。
特開平８－９２６９０号公報 特開昭６４－０３６７７９号公報 特開２０１０－００７１２０号公報
　しかしながら、近年、トランスミッション部品の各種強度を極めて高いレベルで要求する車両が利用されている。
　特許文献３には、真空浸炭焼入れ後に１回以上の高周波焼入れを行うことによって、平均旧オーステナイト結晶粒径を９．３μｍ以下にする浸炭部品の製造方法が開示されている。しかし、特許文献３に開示された製造方法では、浸炭部品の曲げ疲労強度及びピッティング強度を十分に向上できなかった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、各種強度を極めて高いレベルで実現した機械部品を提供することを目的としている。また、本発明は、このような高強度機械部品を得ることのできる、機械部品の製造方法を提供することを併せて目的としている。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、以下の知見を見出した。
　引例３に開示された製造方法が、曲げ疲労強度及びピッティング強度を十分に向上できなかった原因について研究した結果、引例３に開示された製造方法では、浸炭部品の有効硬化層が深くできない事を、本発明者らは見出した。
　一般的に、浸炭時間が同じである場合、浸炭処理温度を高くすると炭素の拡散が速まるため、有効硬化層を深くできるが、旧オーステナイト粒は粗粒になるという問題が生じる。本発明者らは、鋭意研究した結果、有効硬化層を深く、細粒を維持するための技術的な知見を見出した。
　以下に、この知見について図１～図５を参照しつつ詳述する。
　なお、図１～図３は、本発明に係る機械部品の製造方法において実施する真空浸炭処理及び高周波焼入れにおける熱サイクルを説明するための模式図である。ここで、高周波焼入れとは高周波加熱して冷却する工程をいう。
　図１～図３において、Ｔ０は、真空浸炭処理工程における浸炭処理温度（℃）であり、８５０℃以上１１００℃以下である。Ｔ１は、高周波焼入れ工程の加熱時において機械部品の表面から０．５ｍｍにおける最高到達温度である。また、「均熱」とは、真空浸炭処理工程の浸炭工程の開始までに機械部品の全体の温度が８５０℃以上１１００℃以下になるように加熱する工程であり、均熱工程の時間は、特に限定されない。また、均熱工程前の昇温速度は、特に限定されない。図１～図３は、８５０℃以上１１００℃以下において、浸炭工程がＳ１分間行われ、次いで拡散工程がＳ２分間行われることを示す。また、「昇温速度ｙ（℃／秒）」とは、高周波加熱時の昇温速度であり、「水冷」とは、機械部品が前記高周波加熱後に水で冷却されたことを意味する。
　図４（ａ）は、前記真空浸炭処理及び高周波焼入れの終了段階で得られる機械部品表層の旧オーステナイト組織の一例を示す写真である。図５は、前記真空浸炭処理及び高周波焼入れの終了段階で得られる機械部品の深さ方向におけるビッカース硬さ分布例を示すグラフである。
　本発明者らは、機械部品に対して、図１、図２及び図３に示す真空浸炭処理を施すことで、機械部品の表面から１．５ｍｍまでの深さ領域における鋼中のＣ濃度を高めることができる、との知見を得た。
　また、本発明者らは、真空浸炭処理後、図１、図２及び図３に示す熱サイクルで高周波焼入れを行うことで、図４（ａ）に示すように表面近傍に浸炭異常層である粒界酸化層がほとんどみられず、表面から０．５ｍｍまでの深さ領域における旧オーステナイトの結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１１番以上の組織を得ることができる、との知見を得た。
　なお、図４（ａ）は表面にニッケルめっきされた試験片の断面写真であり以下の通り作成した。真空浸炭及び高周波焼入れを施した丸棒のＬ断面から表面を含むように試験片を作製する。試験片表面全体にニッケルの金属めっきを施し、断面を研磨後、ピクリン酸とエタノールの混合溶液（アルコール１００ｍｌに対しピクリン酸４ｇ）に５分浸漬させ、オーステナイト粒界を現出させた後、表面を含むように光学顕微鏡で１０００倍の写真を撮影する。金属めっきは、試験片の表面が欠けないように施すことが好ましい。
　さらに、本発明者らは、図５に示すように、主に、図１、図２及び図３に示す真空浸炭及び高周波焼入れを採用することで、機械部品の表面から０．５ｍｍまでの深さ領域（表面付近の領域Ａ）におけるビッカース硬さを７５０ＨＶ以上とすることができるとともに、図１、図２及び図３に示す真空浸炭焼入れを採用することで、表面から０．７ｍｍの深さから１．２ｍｍの深さまでの領域（領域Ａよりも内部の領域Ｂ）に、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さ位置を存在させることができ、ひいては機械部品の深さ方向における硬さ分布の好適化を実現することができるとの知見を得た。
　加えて、本発明者らは、上述したＣ濃度の向上、旧オーステナイトの結晶粒度の増加（結晶粒の微細化）、及び機械部品の深さ方向における硬さ分布の好適化により、機械部品の各種強度（例えば、曲げ疲労強度やピッティング強度）を向上させることができる、との知見を得た。
　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、その要旨は以下のとおりである。
　（１）表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域について、
　　化学組成が、質量％で、
　　Ｃ ：０．１０～０．４０％、
　　Ｓｉ：０．１０～３．００％、
　　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
　　Ｃｒ：０．１０～３．００％、
　　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　　Ｎ：０．００３～０．０３０％、
　　Ｓ：０．００３～０．０３０％、
　　Ｐ：０．０２０％以下
　　Ｍｏ：０～３．００％、
　　Ｂ：０～０．００５０％、
　　Ｎｂ：０～０．１００％、
　　Ｔｉ：０～０．１００％、
　　Ｖ：０～０．５０％、
　　ＲＥＭ：０～０．０２０％
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　粒界酸化層が２．０μｍ以下であり、
　表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍまでの深さ領域について、
　　ビッカース硬さが７５０ＨＶ以上であり、
　　組織が焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトであり、
　　旧オーステナイトの結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１１番以上であり、
　表面から０．７０ｍｍから１．２０ｍｍまでの深さ領域に、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さ位置が存在し、
　表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域でのビッカース硬さが２００～４００ＨＶである、
ことを特徴とする機械部品。
　（２）化学組成が、質量％で、
　Ｃ ：０．１０～０．４０％、
　Ｓｉ：０．１０～３．００％、
　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
　Ｃｒ：０．１０～３．００％、
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　Ｎ：０．００３～０．０３０％、
　Ｓ：０．００３～０．０３０％、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｍｏ：０～３．００％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～０．５０％、
　ＲＥＭ：０～０．０２０％
残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を機械部品形状に成形し、
　浸炭処理温度９５０℃超～１１００℃にて真空浸炭処理を行い、次いで、
　オーステナイト域から焼入れし、
　下記式（１）、（２）を満足し、かつ、周波数を１０～５００ＫＨｚとして、１回以上高周波焼入れし、次いで、
　１３０～２００℃で焼戻しすることを特徴とする機械部品の製造方法。
　　３００≦ｙ≦－０．３５×Ｔ０＋７５０・・・（１）
　　Ａ＜Ｔ１≦１０００・・・（２）
　但し、Ｔ０は浸炭処理温度（℃）；ｙは高周波加熱時の昇温速度（℃／秒）；Ｔ１は機械部品の表面から０．５ｍｍにおける最高到達温度；Ａは鋼のオーステナイト化温度である。
　（３）前記高周波焼入れを２回又は３回行う、（２）に記載の機械部品の製造方法。
　本発明に係る機械部品に関する技術では、真空浸炭処理と高周波焼入れを併用することで、表面からの深さ方向における硬さ分布を好適化している。従って、本発明に係る機械部品に関する技術によれば、各種強度（例えば、曲げ疲労強度やピッティング強度）が極めて高い機械部品を得ることができる。
図１は、本発明に係る機械部品の製造方法において実施する真空浸炭処理及び高周波焼入れにおける熱サイクルを説明するための模式図である。 図２は、本発明に係る機械部品の製造方法において実施する真空浸炭処理及び高周波焼入れにおける熱サイクルを説明するための模式図である。 図３は、本発明に係る機械部品の製造方法において実施する真空浸炭処理及び高周波焼入れにおける熱サイクルを説明するための模式図である。 図４（ａ）は、前記真空浸炭処理及び高周波焼入れの終了段階で得られる機械部品表層の旧オーステナイト組織の一例を示す写真であり、図４（ｂ）は真空浸炭処理後の拡大断面写真であり、図４（ｃ）はガス浸炭処理後の拡大断面写真である。 図５は、前記真空浸炭処理及び高周波焼入れの終了段階で得られる機械部品の深さ方向におけるビッカース硬さ分布例を示すグラフである。 図６は、高周波焼入れにおける、昇温速度と真空浸炭処理温度との関係を示すグラフである。 図７は、部品表面付近に生じた粒界酸化層の拡大断面写真である。 図８（ａ）は、製造Ｎｏ．１のビッカース硬さの測定の結果を示すグラフであり、図８（ｂ）は、製造Ｎｏ．１のビッカース硬さが５５０Ｈｖを超える深さ位置及び５５０Ｈｖ未満の深さ位置の２点を抽出し、２点を結ぶ一次関数を示すグラフである。
　以下、本発明に係る機械部品及び機械部品の製造方法についての、各構成要件について詳細に説明する。なお、以下では、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
＜機械部品＞
　まず、本実施形態に係る機械部品について詳述する。ここで、機械部品とは、高面圧を受ける部品を意味し、その素材である鋼の成分塑性の限定理由は、以下のとおりである。
[成分元素]
　本実施形態に係る機械部品の成分組成は、以下のとおりである。但し、ここでいう成分組成とは、機械部品の表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域における成分元素を意味し、表面から１．５ｍｍ未満の深さ領域における成分元素を意味するものではない。
（必須元素）
　Ｃ ：０．１０～０．４０％
　Ｃは機械部品として必要な強度を得るための元素である。Ｃの含有量が０．１０％未満であると、機械部品として必要な強度が得られず、一方、Ｃの含有量が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に起因して疲労強度が顕著に劣化する。従って、Ｃ量は０．１０～０．４０％とする。
　なお、強度を向上させる観点から含有させる場合のC含有量の下限値は、０．１５、０．１８％である。疲労強度劣化防止を向上させる観点から含有させる場合のC含有量の上限値は０．３５、０．３０、０．２５％である。
　Ｓｉ：０．１０～３．００％
　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ための元素である。Ｓｉを含有することで鋼の面疲労強度が向上する。この効果を得るためには、Ｓｉの含有量を０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉを、３．００％を超えて含有させると、焼戻し軟化抵抗の増加効果が飽和するばかりでなく、素材硬さの上昇に起因して疲労強度が顕著に劣化する。また、Ｓｉはフェライトを安定化させるため、３．００％を超えて添加すると高周波焼入れの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ず、ひいては、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量は０．１０～３．００％とする。
　なお、鋼の面疲労強度向上の観点から含有させる場合のSi含有量の下限値は、０．１５，０．２０％、０．３０％であり、疲労強度劣化防止の観点から含有させる場合のＳｉ含有量の上限値は、２．５０、２．００％である。
　Ｍｎ：０．５０～３．００％
　Ｍｎは鋼の焼入性を高め、ひいては高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を得るのに有効な元素である。マルテンサイト組織を得るためには、Ｍｎの含有量を０．５０％以上とする必要がある。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に起因して疲労特性が顕著に劣化する。従って、Ｍｎ量は０．５０～３．００％とする。
　なお、鋼の焼入れ性向上の観点から含有させる場合のＭｎ含有量の下限値は、０．６０、０．７０％であり、疲労特性の劣化をさらに高いレベルで防止する観点から含有させる場合のＭｎ含有量の上限値は、２．５０、２．００、１．５０％である。
　Ｃｒ：０．１０～３．００％
　Ｃｒは鋼の焼入れ性を高めるとともに、焼戻し軟化抵抗を付与するための元素である。Ｃｒの含有量が０．１０％未満である場合、焼入れ性向上や焼戻し軟化抵抗付与に関する効果が得られない。一方、Ｃｒの含有量が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、硬さの低下を招く。また、Ｃｒの含有量が３．００％を超えると、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。従って、Ｃｒ量は０．１０～３．００％とする。
　なお、鋼の焼入れ性向上の観点から含有させる場合Ｃｒ含有量の下限値は０．２０、０．３０、０．５０％であり、硬さ低下を更に防止する観点から含有させる場合Ｃｒ含有用の上限値は２．５０、２．００、１．５０％である。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　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の粗大化を抑制する元素である。結晶粒の粗大化を抑制するには、Ａｌの含有量は０．０１０％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、Ａｌが粗大な酸化物を構成して残存し易くなり、疲労特性が低下する。従って、Ａｌ量は０．０１０～０．１００％とする。
　なお、鋼の結晶粒の粗大化を抑制する観点から含有させる場合Ａｌ含有量の下限値は、０．０１５、０．０２０％であり、疲労特性の低下を抑制する観点から含有させる場合、Al含有量の上限値は、０．０７０、０．０６０、０．０５０％である。
　Ｎ：０．００３～０．０３０％
　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の粒粗大化を抑制する元素である。結晶粒の粗大化を抑制するには、Ｎの含有量を０．００３％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、粗大ＡｌＮや粗大ＢＮが生成することにより、機械部品の内部が著しく脆化し、疲労強度が顕著に劣化する。従って、Ｎ含有量は０．００３～０．０３０％とする。
　なお、鋼の結晶粒の粗大化を抑制する観点から含有させる場合Ｎ含有量の下限値は、０．００４、０．００５、０．００６％であり、疲労強度の劣化を抑制する観点から含有させる場合、Ｎ量の上限値は、０．０２５、０．０２０％である。
　Ｓ：０．００３～０．０３０％
　Ｓは、機械部品を製造する上で、切削性を確保する元素である。但し、Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、このＭｎＳが疲労亀裂の伝播経路となることに起因して疲労強度や靭性を低下させる。このため、Ｓを過剰に含有すると、機械部品の内部が著しく脆化し、疲労強度が顕著に劣化するとともに、靱性も劣化する。従って、Ｓ含有量は０．００３～０．０３０％とする。
　なお、鋼の切削性を向上させる観点から含有させる場合、Ｓ含有量の下限値は、０．００５、０．００７％であり、疲労強度の劣化を抑制する効果や、靱性の劣化を抑制する効果の観点から含有させる場合Ｓ量の上限値は、０．０２５、０．０２０、０．０１５％である。
（残部）
　残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入するものを指す。また、不純物としては、Ｐ、及びＡｓ、Ｃｏ、Ｏ等が挙げられ、さらに、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ及びＺｎ等が挙げられる。これらの中で、特に、Ｐは、０．０２０％以下に制限される。これに対し、Ａｓ、Ｃｏ、Ｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ及びＺｎ等は、本発明の効果を阻害しない程度に制限される。Ｃｕは０．２０％以下に制限され、Ｎｉは０．３０％以下に制限されることが好ましい。なお、Ｐの限定理由は、以下のとおりである。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、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０．０２０％以下の範囲に制限する必要がある。従って、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。なお、本願の課題を解決する上で特にＰ量の下限を設定する必要はないが、Ｐ量を０．００１％未満に制限しようとするとコストが嵩む。従って、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　なお、ＯはＡｌ２Ｏ３やＳｉＯ２等の酸化物を形成し、この酸化物が疲労亀裂の伝播経路となることに起因して疲労強度や靭性を低下させる。そのため、不純物としてのＯの含有量はできるだけ低減することが肝要である。好ましいＯ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
　また、被削性を改善する元素として知られるＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎ及びＴｅは、それぞれ０．０１％以下を含有しても疲労強度や靱性への影響は小さい。
（任意選択的元素）
　Ｍｏ：０～３．００％
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、焼戻し軟化抵抗性を高める元素である。本願の課題を解決する上で特にＭｏ量の上限を設定する必要はないが、Ｍｏを３．００％以上含有すると、焼入れ性等に関する効果が飽和するだけでなく、製造コストが嵩む。従って、Ｍｏ含有量は０～３．００％である。
　Ｂ：０～０．００５０％
　Ｂは、オーステナイト中に僅かに固溶させただけで鋼の焼入性を高めるため、高周波焼入れ時にマルテンサイト組織を効率的に得ることのできる元素である。一方、鋼中へのＢ添加量が０．００５０％を超えると、多量のＢＮを形成してＮを消費するため、オーステナイト粒を粗大化するおそれがある。従って、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。
　Ｎｂ：０～０．１００％
　Ｎｂは、鋼中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングし、ひいては粒成長を抑制して金属組織の粗大化を防止する。金属組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｎｂを０．１００％以下含有させてもよい。一方、鋼中のＮｂ含有量が０．１００％を超えると、素材硬さの上昇に起因して機械部品の切削・鍛造等の加工性が顕著に劣化する。また、鋼中のＮｂ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物が多量に形成され、高周波焼入れ時に焼入領域の硬さムラが発生する。さらに、Ｎｂを多量に含有させると、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まりが低下する。従って、Ｎｂ含有量は０～０．１００％である。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　Ｔｉは、鋼中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングし、ひいては粒成長を抑制して金属組織の粗大化を防止する。金属組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｔｉを０．１００％以下含有させてもよい。一方、鋼中のＴｉ含有量が０．１００％を超えると、素材硬さの上昇に起因して機械部品の切削・鍛造等の加工性が顕著に劣化する。また、鋼中のＴｉ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物が多量に形成され、高周波焼入れ時に焼入領域の硬さムラが発生する。従って、Ｔｉ含有量は０～０．１００％である。
　Ｖ：０～０．５０％
　Ｖは、鋼中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングし、ひいては粒成長を抑制して組織を微細化する。また、Ｖを含む炭窒化物は、金属材料の析出強化に寄与する極微細な硬質粒子であって、内部硬さを増加させる。一方、鋼中へのＶ添加量が０．５０％を超えると、添加コストが過大となるとともに、素材硬さの上昇に起因して機械部品の切削・鍛造等の加工性が顕著に劣化する。従って、Ｖ含有量は０～０．５０％である。
　ＲＥＭ：０～０．０２０％
　ＲＥＭ（希土類元素）とは、原子番号５７のランタンから原子番号７１ルテシウムまでの１５元素と、原子番号２１のスカンジウム及び原子番号３９のイットリウムと、の合計１７元素の総称である。鋼にＲＥＭが含有されると、圧延時及び熱間鍛造時にＭｎＳ粒子の伸延が抑制される。但し、ＲＥＭ含有量が０．０２０％を超えると、ＲＥＭを含む硫化物が大量に生成され、鋼の被削性が劣化する。従って、ＲＥＭ含有量は０～０．０２０％である。
[硬さ及び金属組織等]
　次に、本実施形態に係る機械部品の硬さ及び金属組織等について説明する。
　一般に、歯車等の高面圧を受ける機械部品を製造する際には、耐ピッティング特性、曲げ疲労特性や耐摩耗性を与えるため、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、表面硬化処理として、真空浸炭処理と、その後の高周波焼入れ処理と、が含まれる。このように真空浸炭処理と高周波焼入れ処理とを経て得られた機械部品（浸炭・高周波部品）は、真空浸炭処理のみを経て得られた機械部品（浸炭部品）に対して、耐ピッティング特性や曲げ疲労特性を高めることができる。但し、浸炭・高周波部品において、浸炭部品と比較して、耐ピッティング特性や曲げ疲労特性を高めるには、表層での硬さを高めるとともに、有効硬化層の機械部品表面からの深さ（有効硬化層深さ）を大きくすることが肝要である。ここで、本実施形態において、有効硬化層深さとは、鋼材表面からビッカース硬さが５５０ＨＶとなる位置までの深さ（距離）である。
　本実施形態に係る機械部品では、粒界酸化層が２．０μｍ以下である。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部品内部側の最深地点までの最大深さである（図７参照）。
　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しない。
（表面から０．５ｍｍまでの深さ領域（表層）での硬さ及び組織等）
　表面から０．０３ｍｍ及び表面から０．５０ｍｍの硬さを確認し、両方の評価点において７５０ＨＶを満たす場合、表面の硬さが十分といえる。本実施形態に係る機械部品では、機械部品の表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍまでの深さ領域では、マルテンサイト組織は変わらず、侵入した炭素の拡散に応じて硬さが変化している。深さに従って、炭素濃度が減少し、硬さが減少している（参照：図８（a）、図５）。よって、前記表面から０．０３ｍｍ及び前記表面から０．５０ｍｍの硬さが７５０ＨＶを満たす場合、本実施形態に係る機械部品では、その表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍまでの深さの領域（表層）におけるビッカース硬さが７５０ＨＶ以上を満たすと判断する。これにより、疲労亀裂が抑制されることで、曲げ疲労強度及びピッティング強度の向上効果が奏される。
　さらに、本実施形態に係る機械部品においては、組織が焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトである。これにより、高硬度が得られ、疲労亀裂が抑制されることで、曲げ疲労強度及びピッティング強度の向上効果が奏される。
　加えて、本実施形態に係る機械部品においては、旧オーステナイトの結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１１番以上である。面疲労強度と曲げ疲労強度は旧オーステナイトの結晶粒が小さいほど高くなり、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で１１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及び曲げ疲労特性を得ることができる。表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍまでの深さ領域（表層）での旧オーステナイトの結晶粒界は、ＪＩＳ粒度番号で１２番以上であることが好ましい。
　なお、旧オーステナイトの結晶粒径の測定は、機械部品表面から０．５０ｍｍ深さの前記表面と平行な断面を観察する。測定に際しては、上記断面を切り出した後、鏡面研磨を施し、ピクリン酸とエタノールの混合溶液（アルコール１００ｍｌに対しピクリン酸４ｇ）に５分浸漬させ、オーステナイト粒界を現出させる。そして、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に記載の切断法や結晶粒度標準図と比較して、粒度番号を求めることができる。また、前記断面の代わりに、機械部品表面と垂直な断面を観察面としても良く、その場合は０．５０±０．０５ｍｍ深さの範囲で結晶粒度を測定するものとする。
（有効硬化層の表面からの範囲）
　本実施形態に係る機械部品においては、表面から０．７ｍｍから１．２ｍｍまでの深さ領域に、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さ位置が存在する。一般に、機械部品においては、有効硬化層が機械部品の表面から近いほど部品内部から破壊が起こり易い。このため、有効硬化層深さは表面から０．７ｍｍ以上とする必要がある。これに対し、有効硬化層が表面から過度に遠くまで存在すると、表層での圧縮残留応力が低下する傾向にある。このため、有効硬化層深さは１．２ｍｍ以下とする必要がある。なお、有効硬化層深さが、機械部品の表面から０．７５ｍｍから１．１ｍｍまでの場合は、部品内部からの破壊をさらに抑制することができるとともに、表層での残留応力をさらに高めることができる。
（表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域（内部）での硬さ）
　本実施形態に係る機械部品においては、表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域でのビッカース硬さが２００～４００ＨＶである。内部の硬さが不十分な場合は、内部起点の疲労強度や曲げ疲労強度が低くなる。このため、内部の硬さはビッカース硬さが２００ＨＶ以上とする必要がある。一方、内部の硬さが過度に高い場合は、機械部品の靭性が低くなる。従って、内部の硬さはビッカース硬さが２００～４００ＨＶである。なお、内部でのビッカース硬さが２５０～３５０ＨＶの場合は、疲労強度や曲げ疲労強度がさらに高まるとともに、靱性をさらに高いレベルで確保することができる。
　本実施形態に係る機械部品においては、表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域でのビッカース硬さが２００～４００ＨＶである。これにより、内部での靱性が得られ、曲げ疲労強度及びピッティング強度の向上効果が奏される。
　以上に示すとおり、本実施形態に係る機械部品においては、表面から０．５ｍｍまでの深さ領域（表層）と、表面から０．７ｍｍから１．２ｍｍまでの深さ領域（有効硬化層）と、表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域（内部）と、において、少なくとも硬さを好適に分布させるとともに、金属組織等についても好適に制御している。特に、有効硬化層深さを０．７ｍｍから１．２ｍｍまでとしていることで、表層における粒界酸化層の低減効果と、旧オーステナイト結晶粒の微細化に関する効果と、が相まって、従来の浸炭部品よりも高い耐ピッティング特性及び曲げ疲労特性を得ることができる。
＜機械部品の製造方法＞
　次に、本実施形態に係る機械部品の製造方法について詳述する。ここで、機械部品の製造方法とは、上述した機械部品の製造方法であり、所定の成分からなる鋼材を機械部品形状に成形する工程（成形工程）と、真空で浸炭処理して、表層及び有効硬化層における炭素量を調整する工程（真空浸炭処理工程）と、オーステナイト域から焼入れする工程（焼入れ工程）と、高周波加熱を用いて焼入れする工程（高周波焼入れ工程）と、所定温度で焼戻しする工程（焼戻し工程）とを含む。以下に、上記各工程について詳述する。
（成形工程）
　機械部品の成形については、特に限られない、例えば、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～３．００％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ｃｒ：０．１０～３．００％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｓ：０．００３～０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、前記不純物中、Ｐ：０．０２０％以下に制限された鋼材を機械部品形状に成形する。鋼材には、上記成分の他、さらに、質量％で、Ｍｏ：０～３．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．５０％、ＲＥＭ：０～０．０２０％の１種又は２種以上を含有させてもよい。
　機械部品の所定形状への加工方法としては、旋削、フライス削り、中ぐり、穴あけ、ねじ立て、リーマ仕上げ、歯切り、平削り、立て削り、ブローチ削り、及び歯車形削り等の切削加工、研削、ホーニング仕上げ、超仕上げ、及びラップ仕上げ、バレル仕上げ、及び液体ホーニング等の研削加工、並びに、放電加工、電解加工、電子ビーム加工、レーザ加工、及び付加加工（積層造形）等の特殊加工などが挙げられる。例えば、鋼材から、歯車形状の成形体を得る。
（真空浸炭処理工程）
　成形工程後、成形体に対して、浸炭処理温度９５０超～１１００℃で真空浸炭処理を施す。真空浸炭処理は、成形体の表層（表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍまでの深さ領域）において粒界酸化層の生成を抑制しつつ、成形体の表面を硬化させ、機械部品として必要な耐ピッティング特性や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。
　真空浸炭処理は拡散現象を利用する処理であり、アセチレン、プロパン及びエチレン等の炭化水素ガスを用いる。浸炭温度が９５０℃以下では、機械部品中に十分な炭素を拡散させるために長時間の加熱処理を要し、コストが嵩む。一方、浸炭温度が１１００℃を超えると、著しい粗粒化や混粒化を生じるおそれがある。そのため、浸炭は９５０超～１１００℃の温度域で行う。コストの低廉化や、粗粒化の抑制及び混粒化の抑制をさらに高いレベルで実現させるためには、浸炭温度の下限値を９６０℃以上、好ましくは９７０℃以上、又は上限値を１０５０℃以下の温度域で行うことが好ましい。
　ここで、本実施形態において真空浸炭を用いる理由は、以下のとおりである。
１）成形体の表層に粒界酸化層を生成せず、ガス浸炭と比較して、疲労強度を向上できる。
２）高温で真空浸炭処理ができるため、ガス浸炭と比較して、処理時間を短縮できる。
　真空浸炭処理においては、成形体の表面に炭素を導入する浸炭工程の時間（浸炭期）と、ガスの供給を停止して成形体の表面から成形体の内部へ炭素を拡散させる拡散工程の時間（拡散期）と、の和（処理時間）を、２０分以上５００分以下とすることが好ましい。処理時間を２０分未満とすると、成形体の表面及びその内部に十分な炭素が供給されず、目標の表層硬さや有効硬化層深さを得ることができない。
　尚、前記「目標の表層硬さ」とは、本実施形態に係る機械部品の表面から０．０３ｍｍ及び０．５０ｍｍの深さにおいて７５０ＨＶ以上のビッカース硬さを有することであり、「目標の有効硬化層深さ」とは、鋼材表面からビッカース硬さが５５０ＨＶとなる位置までの深さ（距離）が表面から０．７ｍｍ以上１．２ｍｍ以下であることをいう。
　一方、処理時間を５００分超とすると、成形体の表面の炭素濃度が過度に高くなって、粗大な炭化物が生成し、これが疲労破壊の起点となる。また、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さ位置が深くなりすぎることで、鋼の靭性が劣化する。なお、目標の表層硬さ等をさらに高いレベルで得るとともに、粗大な炭化物の生成をさらに高いレベルで抑制するためには、上記処理時間を２０分～４００分とすることが好ましい。
　浸炭期の時間は、５分～２００分とすることが好ましい。浸炭期の時間を５分未満とすると、成形体の表面に十分な炭素が供給されず、目標の表層硬さや有効硬化層深さを得ることができない。一方、浸炭期の時間を２００分超とすると、成形体の表面の炭素濃度が過度に高くなって、粗大な炭化物が生成し、これが疲労破壊の起点となる。また、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さ位置が深くなりすぎることで、鋼の靭性が劣化する。
　拡散期の時間は、１５分～３００分とすることが好ましい。拡散期の時間を１５分未満とすると、成形体の表面の炭素が十分に内部へ拡散する時間が得られず、目標の有効硬化層深さを得ることができない。一方、拡散期の時間を３００分超とすると、成形体の内部へ炭素の拡散が進み過ぎ、表層の炭素濃度が低下することで目標の表層硬さを得ることができない。
（焼入れ工程）
　真空浸炭処理終了後、オーステナイト域から焼入れを行う。真空浸炭処理後に焼入れを行うのは、表層の組織をマルテンサイトとして、後述する高周波加熱工程で結晶粒をより微細化するためである。また、焼入れ時にはＡ１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。
（高周波焼入れ工程）
　上記の焼入れ終了後、高周波焼入れを行う。高周波焼入れとは、高周波加熱して冷却する工程をいう。高周波加熱では、一旦焼入れした成形体に対して再度加熱することにより、マルテンサイトから逆変態によって微細化されたオーステナイトを生成する。本発明の製造方法における高周波焼入れ工程によれば、機械部品として必要な耐ピッティング特性や曲げ疲労特性を向上させることができる。
　高周波誘導加熱時の周波数は１０ＫＨｚ以上５００ＫＨｚ以下の範囲とする。１０ＫＨｚ未満では、成形体への電流浸透が深くなるため、内部まで熱影響が及び、焼入れ後にパーライトが生成することで脆化する。一方、５００ＫＨｚ超では、成形体への電流浸透が浅くなるため、成形体表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍの深さ位置（表層の最深部）において所望の硬さ（７５０ＨＶ以上）を得ることができない。また、成形体への電流浸透が浅い場合は、成形表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍまでの深さ領域（表層）において、所望の旧オーステナイト結晶粒度（１１番以上）を得ることができない。以上により、高周波誘導加熱時の周波数は１０ＫＨｚ以上５００ＫＨｚ以下の範囲とする。なお、成形体表層の最深部における硬さをさらに高めるとともに、表層での旧オーステナイト結晶粒度をさらに細かくするためには、高周波誘導加熱時の周波数は１００ＫＨｚ以上４００ＫＨｚ以下の範囲とすることが好ましい。
　高周波加熱における、成形体表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍの深さ位置における最高到達温度は、鋼のオーステナイト化温度Ａよりも高く、かつ、１０００℃以下とすることが好ましい。鋼のオーステナイト化温度Ａ以下とした場合には、オーステナイト化が不十分となり、焼ムラを含んだ組織となるおそれがある。ここで、焼ムラを含んだ組織とは、成形体に元々存在したセメンタイトが焼入れ後も未溶解のままの組織や、成形体で元々フェライトであった部分への炭素の拡散が不十分であるために、低炭素マルテンサイトになった組織をいう。一方、成形体表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍの深さ位置における最高到達温度を１０００℃超とした場合は、高周波加熱と焼入れで得られたマルテンサイト組織が粗大になるおそれがある。以上により、成形体表面における最高温度はＡ＜Ｔ1≦１０００の範囲とする。
　前記鋼のオーステナイト化温度Ａとは、組織が１００％オーステナイトとなる温度であり、下記の式で示される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　但し、上記オーステナイト化温度Ａの式における各元素記号には、対応する元素記号に該当する元素成分の含有量（質量％）が代入され、含有しない場合は０を代入する。
　オーステナイト化する部分は、表面から０．５ｍｍまでの深さ領域である。本願においては前記成形体表面から０．５ｍｍの深さ位置における化学成分で上記式を用いてオーステナイト化温度を算出した。０．５ｍｍの深さ位置での化学成分は炭素を除く成分は表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域（内部領域）の成分と一致しているが、成形体表面から０．５ｍｍまでの深さ領域におけるＣ量は、浸炭により内部領域のＣ量よりも高い。なお、前記成形体表面から０．５ｍｍの深さ位置における炭素濃度は、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて定量した。
　また、高周波加熱時の昇温速度は３００℃／秒以上（－０．３５×Ｔ０＋７５０）℃／秒以下（但し、Ｔ０は真空浸炭処理温度（℃））とする。昇温速度を３００℃／秒未満とした場合には、オーステナイト域で長時間加熱することになる。このため、オーステナイト粒が浸炭焼入れ後の旧オーステナイト粒組織と同程度か或いは当該組織よりも大きく成長し、高周波加熱による結晶粒を微細化する効果を得ることができない。
　一方、高周波加熱時の昇温速度は（－０．３５×Ｔ０＋７５０）（℃／秒）以下とする。高周波加熱時の昇温速度の上限値は、好ましくは（－０．３５×Ｔ０＋７３５）（℃／秒）とする。真空浸炭処理温度Ｔ０が高くなるほど昇温速度の上限値は低くなり、Ｔ０が低くなるほど上限値が高くなる。真空浸炭処理直後の焼入れでは、Ｔ０が高くなるほど、旧オーステナイト粒径が粗大になる。
　Ｔ０が高い場合、即ち旧オーステナイト粒径が粗大な場合には、高周波焼入れでの昇温速度を極端に大きくすると、粗大な旧オーステナイト粒が残存し、旧オーステナイト粒の粒界近傍でのみ微細粒が生成し、混粒化の度合いが高まる。これは、高周波加熱時のオーステナイト核生成サイトが主に旧オーステナイト粒界であるためであり、昇温速度が極端に大きいと、粗大な旧オーステナイト粒界から新たに生成した粒が成長する前に焼入れされるためである。
　これに対し、Ｔ０が低い場合には、真空浸炭処理直後の焼入れによって得られる旧オーステナイト粒は、比較的均一で、粗大粒が生成することは少ない。そのため、Toが高い場合より速い昇温速度で高周波加熱を行うことができる。このような好適な昇温温度の上限値を定めるのに必要な真空浸炭処理温度Ｔ０は９５０超～１１００℃である。
　ここで、高周波加熱の昇温速度が３００℃／秒以上（－０．３５×Ｔ０＋７５０）℃／秒以下（但し、Ｔ０は浸炭処理温度（℃））であることについて、その根拠を以下に説明する。
　表１に示す鋼材Ｎｏ．ａ～ｃの組成の鋼を真空溶解炉にて溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造し、このインゴットを１２５０℃に再加熱して鍛造で直径４０ｍｍの棒鋼に成形し、大気中で室温まで冷却した。このようにして、鋼材Ｎｏ．ａ～ｃを製造した。なお、表１における符号“－”の欄は、各元素が無添加であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　前記鋼材Ｎｏ．ａ～ｃのそれぞれを旋削で直径２６ｍｍに成形して、Ｎｏ．１～１６の供試材料（表２の“Ｔｅｓｔ”）を得た。前記供試材料Ｎｏ．１～１６のそれぞれを素材として、表２に示す条件で真空浸炭処理工程及び高周波焼入れ工程を行い、旧オーステナイト結晶粒度番号を調査した。その結果を図６に示す。図６中の数字は、旧オーステナイト結晶粒度番号を示す。なお、図６に示す昇温速度ｚは各条件で１～３回の高周波焼入れを行った際の最後の高周波焼入れにおける昇温速度である。高周波加熱後の焼入れは、高周波加熱終了後から１００℃までの冷却速度は、２００～４００℃／ｓにて水冷することにより行った。表２における符号Ｔ０、Ｓ１及びＳ２は、図１～図３における符号Ｔ０、Ｓ１及びＳ２にそれぞれ対応する。また、Ｎｏ．１～１６の供試材料の真空浸炭処理に用いられたガスは、アセチレンである。Ｎｏ．１～１６の供試材料のオーステナイト化温度Ａは、表２の項目「0.50mm位置でのγ化温度(℃)」に示す。なお、表２における符号“－”の欄は、該当する工程が行われなかったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図６によれば、ＪＩＳ粒度番号で１１番以上の細粒組織を得るには、少なくとも、昇温速度を３００（℃／秒）以上且つ（－０．３５×Ｔ０＋７５０）（℃／秒）以下にする必要があることがわかる。昇温温度が３００℃/秒未満の場合には、オーステナイト域で長時間加熱する事になる。このため、オーステナイト粒が浸炭焼入れ後の旧オーステナイト粒組織と同程度か或いは当該組織よりも大きく成長し、ＪＩＳ粒度番号で１１番未満の旧オーステナイト粒径となる。
　Ｔ０が高いほど、すなわちＴ０が１０３０℃以上且つ１１００℃以下では、真空浸炭焼入れ後の旧オーステナイト粒径は粗大化する傾向がある。特に、高周波焼入れでの昇温速度を極端に大きくすると粗大な旧オーステナイト粒が残存する一方、旧オーステナイト粒の粒界近傍でのみ微細粒が生成するので、混粒化の度合いが高まる。
　一方、Ｔ０が９５０℃以上且つ１０３０℃以下では、新たな微細粒が十分に生成されない傾向にあり、結晶粒度が１１番以下となるおそれがある。ＪＩＳ粒度番号で１１番以上を得るためには、真空浸炭温度に応じて高周波加熱時の昇温速度を好適に制御する必要がある。尚、図６におけるハーフトーン（網掛）の部分は、本発明における製造方法の範囲を示す。
　高周波焼き入れにおいて、高周波加熱終了後から１００℃まで冷却速度は１５０℃／秒以上とすることが好ましく、より好ましくは２００℃／秒以上である。尚、高周波加熱後の冷却は、水冷或いは油冷等により行うことができ、特に限定されない。
　以上に示す高周波焼入れは、１回行うことでも、上記効果を得ることができるが、２回又は３回繰り返すことが好ましい。高周波焼入れを２回又は３回行うことで、旧オーステナイト結晶粒度をさらに微細化し、耐ピッティング強度及び曲げ疲労強度を高めることができる。但し、高周波焼入れを複数回行う場合、全ての高周波加熱工程の昇温速度は、３００（℃／秒）以上且つ（－０．３５×Ｔ０＋７５０）（℃／秒）以下にする必要がある。また、高周波焼入れを複数回行う場合、各高周波加熱工程における最高到達温度は、前述したように、鋼のオーステナイト化温度Ａよりも高く、かつ、１０００℃以下とすることが好ましい。
（焼戻し工程）
　上記の高周波焼入れ終了後、１３０℃以上且つ２００℃以下で焼戻しを行う。焼戻し温度を１３０℃以上とした場合には、靱性の高い焼戻しマルテンサイトを得ることができる。一方、焼戻し温度を２００℃以下とした場合には、焼戻しによる硬さ低下を防止することができる。なお、これらの効果をそれぞれさらに高いレベルで奏するためには、焼戻し温度の下限を１５０℃とすることが好ましく、焼戻し温度の上限を１８０℃とすることが好ましい。この焼戻し工程を経ることで、本実施形態所定の機械部品が得られる。
　以上説明したように、本実施形態に係る機械部品の製造方法は、成形工程、真空浸炭処理工程、焼入れ工程、高周波焼入れ工程及び焼戻し工程を含み、特に真空浸炭処理工程、焼入れ工程、及び高周波焼入れ工程における各加熱条件を所定の範囲とした方法である。
　本発明の製造方法によれば、上述したＣ濃度の向上、旧オーステナイトの結晶粒の微細化、及び機械部品の深さ方向における硬さ分布の好適化により、曲げ疲労強度やピッティング強度等の機械部品の各種強度を向上させることができる。
　トランスミッション部品の各種強度が極めて高いレベルで要求される場合、浸炭硬化層の旧オーステナイトの結晶粒度をさらに細かく制御することが肝要である。また、トランスミッション部品の各種強度を極めて高くするためには、当該部品の表面付近の硬さと、上記部品の内部での硬さと、を適宜調整し、機械部品の深さ方向における硬さ分布を好適化することが肝要である。
　本発明の製造方法によれば、得られる機械部品の表層硬さを高めるとともに、有効硬化層の深さを最適化し、さらに表層における旧オーステナイトの結晶粒径をＪＩＳ粒度番号で１１番以上とすることができる。そのため、トランスミッション部品の各種強度が極めて高いレベルで要求される場合であっても、本発明の製造方法によれば、優れた耐ピッティング特性や曲げ疲労特性を有する機械部品を得ることができる。
　また、従来技術では、旧オーステナイト粒を細粒化するとともに有効硬化層を深くするため、浸炭温度を低温にし、浸炭期の時間を長くする必要があり工業上好ましくない。しかし、本発明の製造方法によれば、９５０℃超の浸炭温度で真空浸炭することによって有効硬化層を深くし、限られた条件の高周波焼入れを行う事で、細粒を保持することができるので、製品の製造時間を短縮することができる。このように、本発明の製造方法は、工業的生産の観点において好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例で用いた各条件は、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、その要旨を逸脱せず、そ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３に示す成分組成を有する鋼（鋼Ｎｏ．Ａ～Ａ０）をそれぞれ溶製し、熱間鍛造により、φ４０ｍｍの棒鋼に成形した。なお、表３における符号“－”の欄は、各元素が無添加であることを意味する。また、表３中の下線を付した数値は当該数値が本発明の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次に、得られた各棒鋼から、機械加工により、大径部（試験部）φ２６ｍｍのローラーピッティング試験片を作製した。また、得られた各棒鋼から、全長８０ｍｍ、つかみ部φ１２ｍｍ、平行部φ１０ｍｍ、切欠き部φ８ｍｍ、切欠き部の曲率半径１ｍｍの半円の切欠付きの小野式回転曲げ試験片を作製した。さらに、得られた各棒鋼から、φ２６ｍｍ×５０ｍｍの丸棒試験片を作製した。
[規則91に基づく訂正 19.03.2019]　
　上記のローラーピッティング試験片及び小野式回転曲げ試験片に対して、表４－１及び表４－２に示す条件で真空浸炭処理、油焼入れ、及び高周波焼入れを行った。高周波焼き入れにおける高周波加熱後から１００℃までの冷却速度は、２００～４００℃／秒とした。その後、１５０℃×６０分の条件で焼戻し処理を行った。浸炭工程における炭素化合物ガス（表４－１中の“ガス”）の圧力は、０．０１ｋＰａ～０．５０ｋＰａに調整した。尚、表４－１における符号Ｔ０、Ｓ１及びＳ２は、図１～図３における符号Ｔ０、Ｓ１及びＳ２にそれぞれ対応する。また、同一の棒鋼から形成され、同一の条件下で真空浸炭処理、油焼入れ、及び高周波焼入れが行われたローラーピッティング試験片及び小野式回転曲げ試験片は、表４－１、表４－２及び表５－１、表５－２において同一の製造Ｎｏ．で参照される。なお、表４－２における符号“－”の欄は、該当する工程が行われなかったことを意味する。
　焼戻し後、試験精度を向上するために、ローラーピッティング試験片及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％、とし、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。ローラーピッティング疲労限が２５００ＭＰａ（ＳＣＭ４２０浸炭品相当）に達しないものは面疲労強度が劣ると判断した。
　また、小野式回転曲げ疲労試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２７４に準じて実施した。回転数３０００ｒｐｍ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。回転曲げ疲労限が４５０ＭＰａ（ＳＣＭ４２０浸炭品相当）に達しないものは曲げ疲労強度が劣ると判断した。
　粒界酸化層の測定は、真空浸炭処理及び油焼入れ処理後に行った。油焼入れ処理後の各試験水準の丸棒試験片の中央部を切断し、切断面を研磨後、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深さを粒界酸化層深さとした。
　さらに、真空浸炭、高周波焼入れ、油焼入れ、及び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、断面において表面から０．０３ｍｍ深さの位置と、表面から２．０ｍｍ内側まで一定間隔でビッカース硬さ測定を行い、表層硬さ、有効硬化層深さ、内部硬さを求めた。表面から０．０３ｍｍの深さ位置で、表面から１．０ｍｍ深さ位置までは０．１ｍｍ間隔で、及び表面から１．０ｍｍから２．０ｍｍ深さ位置までについては０．２ｍｍ間隔でビッカース硬さ測定を行った。
　なお、硬さ測定は荷重３００ｇで行い、各深さ位置で３点測定した平均値を採用した。表面から０．０３ｍｍ及び０．５ｍｍ深さ位置での硬さ測定から表層硬さを確認した。また、有効硬化層の深さ位置の確認を次の通り行った。前記０．１ｍｍ間隔及び０．２ｍｍ間隔のビッカース硬さの測定結果から、ビッカース硬さが５５０Ｈｖを超える深さ位置（図８（ａ）、（ｂ）のグラフ内の座標“Ｈｖ１”）及び５５０Ｈｖ未満の深さ位置（図８（ａ）、（ｂ）のグラフ内の座標“Ｈｖ２”）の２点を抽出し、２点を結ぶ一次関数を用いて、ビッカース硬さが５５０Ｈｖとなる深さ位置（有効硬化層の深さ位置）を求めた。また、内部の硬さは、表面から１．６ｍｍ、１．８ｍｍ及び２．０ｍｍの深さ位置での３点でのビッカース硬さの平均値を用いて確認した。
　製造Ｎｏ．１の上記ビッカース硬さの測定結果を図８（ａ）に示す。図８（ｂ）は、製造Ｎｏ．１のビッカース硬さが５５０Ｈｖを超える深さ位置及び５５０Ｈｖ未満の深さ位置の２点を抽出し、２点を結ぶ一次関数を示すグラフである。図８（ｂ）に示す１次関数を得て、製造Ｎｏ．１の有効硬化層の深さ位置を特定した。この方法を用いて、表４－１の他の製造Ｎｏ．２～４５の有効硬化層の深さ位置を特定した。なお、図８（ａ）に示す様に、鋼材は表層から0.50mmまでのビッカース硬さは、炭素の拡散に応じて変化している事がわかる。
　また、製造Ｎｏ．１～４５の各試験片のオーステナイト化温度は、各試験片の表面から０．５ｍｍの深さ位置における炭素濃度を用いて、前述したオーステナイト化温度Ａの式により算出した。炭素濃度以外の元素の含有量は、表面から１．５ｍｍ以上の深さ領域の含有量と同じとして、オーステナイト化温度Ａを算出した。各試験片の表面から０．５ｍｍの深さ位置における炭素濃度は、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて定量した。各試験片のオーステナイト化温度Ａは、表４－２の項目「0.50mm位置でのγ化温度(℃)」に示す。また、各試験片の表面から０．５ｍｍの深さ位置における炭素濃度の測定結果は、表５－１及び表５－２の項目「０．５ｍｍＣ量」に示す。
　さらに、前記断面を研磨後、ピクリン酸とエタノールの混合溶液（アルコール１００ｍｌに対しピクリン酸４ｇ）に５分浸漬させ、オーステナイト粒界を現出させた後、最表面を含むよう、光学顕微鏡で１０００倍の写真を撮影し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に記載の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。
　これらの評価結果を表５－１、表５－２に示す。表４－１、表４－２及び表５－１、表５－２中の下線を付した数値は、当該数値が本発明の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　製造Ｎｏ．１～１９の本発明例は表層硬さ、有効硬化層深さ、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．２０は、部品の鋼成分のＣ量が不足しており、強度が不足し、表層硬さ、内部硬さ、及び、有効硬化層深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．２１は、部品の鋼成分のＣ量が過剰であり、内部硬さが目標範囲外であり、内部硬さの上昇に起因して、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．２２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面疲労強度が不足したため、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．２３は、部品の鋼成分のＳｉ量が過剰であり、内部硬さが目標範囲外であり、内部硬さの上昇に起因して、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。
　また、１回目の高周波加熱の最高温度がオーステナイト化温度よりも低く、オーステナイト化が不十分となり、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であり、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．２４は、部品の鋼成分のＭｎ量が不足しており、焼入れ性向上元素の総量も少ないため、焼入れ性が低下したため、表層硬さが目標未達であった。
　また、１回目の高周波加熱の最高温度が１０００℃よりも高いため、結晶粒の粗大化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。その結果、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．２５は、部品の鋼成分のＭｎ量が過剰であり、内部硬さが目標範囲外であり、内部硬さの上昇に起因して、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．２６は、部品の鋼成分のＣｒ量が不足しており、焼入れ性向上元素の総量も少ないため、焼入れ性が確保できず、表層硬さ、有効硬化層深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。
　また、真空浸炭時の温度が高いため、著しい粗粒化、混粒化が起こり、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であり、その結果、ローラーピッティング疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．２７は、部品の鋼成分のＣｒ量が過剰であり、高周波焼入れ後の残留オーステナイト量が増加したため、表層硬さが目標未達であった。
　また、２回目の高周波加熱の最高温度が１０００℃よりも高いため、結晶粒の粗大化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。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Ｐ量が過剰であり、旧オーステナイト粒界が脆化し、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．２９は、部品の鋼成分のＳ量が過剰であり、ＭｎＳが疲労亀裂の伝播経路となり、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。
　また、１回目の高周波加熱の昇温速度が前記式（１）を満たしていない。その結果、粗粒化、混粒化が起こり旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３０は、部品の鋼成分のAｌ量が不足しており、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制できず、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であり、その結果、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Aｌ量が過剰であり、粗大な酸化物が残存したため、疲労強度が低下し、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．３２は、部品の鋼成分のＮ量が不足しており、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制できず、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であり、その結果、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Ｂ量が過剰であり、多量のＢＮを形成してＮが消費されたため、ＡｌＮによるオーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制できず、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であり、その結果、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３４は、真空浸炭後に高周波焼入れを行っておらず、表層硬さ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。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．３５は、１回目の高周波加熱の昇温速度が前記式（１）を満たしていない。そのため、結晶粒の粗大化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。その結果、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３６は、２回目の高周波加熱の最高温度がオーステナイト化温度よりも低く、２回目の高周波加熱の昇温速度が式（１）を満たさず、オーステナイト化が不十分となり、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。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、２回目の高周波加熱の昇温速度が前記式（１）を満たしていない。そのため、結晶粒の粗大化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。その結果、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．３８は、２回目の高周波加熱の昇温速度が前記式（１）を満たしていない。そのため、混粒化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。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．３９は、３回目の高周波加熱の最高温度が１０００℃超であり、２回目及び３回目の高周波加熱の昇温速度は式（１）の要件を満たさないため、結晶粒の粗大化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。その結果、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４０は、３回目の高周波加熱の最高温度がオーステナイト化よりも低く、２回目及び３回目の高周波加熱の昇温速度は式（１）の要件を満たさないためオーステナイト化が不十分となり、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。その結果、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４１は、３回目の高周波加熱の昇温速度が前記式（１）を満たしていない。そのため、結晶粒の粗大化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。その結果、回転曲げ疲労限が目標未達であった。
　製造Ｎｏ．４２は、３回目の高周波加熱の昇温速度が式（１）を満たしていないため、混粒化が生じ、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達であった。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．４３は、真空浸炭時の浸炭期の時間、拡散期の時間、及び浸炭期の時間と拡散期の時間の和のいずれも短いため、表層硬さ、有効硬化層深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．４４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、鋼材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。
　製造Ｎｏ．４５は、特許文献３に開示された製造方法により製造された浸炭部品である。真空浸炭処理温度が低く、高周波加熱の昇温速度は式（１）の要件を満たさない為、有効表面の硬さが目標未達であり、硬化層深さが０．７ｍｍ未満、旧オーステナイト結晶粒度が目標未達となり、部品性能が目標未達となっている。これに対して、本発明例の製造Ｎｏ．１、２、４～１９の本発明例は、真空浸炭処理の合計時間（Ｓ１＋Ｓ２）が製造Ｎｏ．４５よりも短い製造条件下で製造されているにも関わらず、表層硬さ、有効硬化層深さ及び表層における旧オーステナイトの結晶粒の細粒化において、製造Ｎｏ．４５と比較して優れている。
　以上により、本実施形態に係る機械部品においては、従来部品に比べて、表層硬さが高く、有効硬化層深さが好適化され、さらに表層組織が微細であるため、機械部品の各種強度（例えば、曲げ疲労強度やピッティング強度）を向上させることができる。従って、本発明は、特に、高面圧部品として利用される機械製造産業等の分野において有望である。

Claims (3)

  1. 　表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域について、
    　　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ ：０．１０～０．４０％、
    　　Ｓｉ：０．１０～３．００％、
    　　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
    　　Ｃｒ：０．１０～３．００％、
    　　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　　Ｎ：０．００３～０．０３０％、
    　　Ｓ：０．００３～０．０３０％、
    　　Ｐ：０．０２０％以下
    　　Ｍｏ：０～３．００％、
    　　Ｂ：０～０．００５０％、
    　　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　　Ｖ：０～０．５０％、
    　　ＲＥＭ：０～０．０２０％
    残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　粒界酸化層が２．０μｍ以下であり、
    　表面から０．０３ｍｍから０．５０ｍｍまでの深さ領域について、
    　　ビッカース硬さが７５０ＨＶ以上であり、
    　　組織が焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトであり、
    　　旧オーステナイトの結晶粒径がＪＩＳ粒度番号で１１番以上であり、
    　表面から０．７０ｍｍから１．２０ｍｍまでの深さ領域に、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さ位置が存在し、
    　表面から１．５０ｍｍ以上の深さ領域でのビッカース硬さが２００～４００ＨＶである、
    ことを特徴とする機械部品。
  2. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ ：０．１０～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．１０～３．００％、
    　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
    　Ｃｒ：０．１０～３．００％、
    　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｎ：０．００３～０．０３０％、
    　Ｓ：０．００３～０．０３０％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｍｏ：０～３．００％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．５０％、
    　ＲＥＭ：０～０．０２０％
    残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を機械部品形状に成形し、
    　浸炭処理温度９５０℃超～１１００℃にて真空浸炭処理を行い、次いで、
    　オーステナイト域から焼入れし、
    　下記式（１）、（２）を満足し、かつ、周波数を１０～５００ＫＨｚとして、１回以上高周波焼入れし、次いで、
    　１３０～２００℃で焼戻しすることを特徴とする機械部品の製造方法。
    　　３００≦ｙ≦－０．３５×Ｔ０＋７５０・・・（１）
    　　Ａ＜Ｔ１≦１０００・・・（２）
    　但し、Ｔ０は浸炭処理温度（℃）；ｙは高周波加熱時の昇温速度（℃／秒）；Ｔ１は機械部品の表面から０．５ｍｍにおける最高到達温度；Ａは鋼のオーステナイト化温度である。
  3. 　前記高周波焼入れを２回又は３回行う、請求項２に記載の機械部品の製造方法。
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