JP3237826B2 - Manufacturing method of steel parts with excellent surface fatigue strength - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、面疲労強度に優れ
ていることが要求される例えば変速機のトルク伝達部品
や軸および軸受部品などの鋼製部品の製造方法に係わ
り、製造工程において機械仕上げ加工取り代を除去した
あとにおいてもなお高い面疲労強度を有する鋼製部品の
製造方法に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method of manufacturing a steel part such as a torque transmitting part, a shaft and a bearing part of a transmission, which is required to have excellent surface fatigue strength. The present invention relates to a method for manufacturing a steel part having a high surface fatigue strength even after removing a finishing machining allowance.

【０００２】[0002]

【従来の技術】面疲労強度に優れていることが要求され
る例えば変速機のトルク伝達部品や軸および軸受部品な
どの鋼製部品の製造するに際しては、一般に、ＪＩＳ
Ｇ ４８０５のＳＵＪ２に代表される高炭素クロム軸受
鋼鋼材を素材として焼入れ・焼もどし処理を施すか、あ
るいは、ＪＩＳ Ｇ ４１０４のＳＣｒ４２０に代表さ
れるはだ焼用クロム鋼鋼材を素材として浸炭や浸炭窒化
処理を施すことによって、必要な面疲労強度を確保する
ことができるようにしている。2. Description of the Related Art Generally, when manufacturing steel parts such as torque transmission parts, shafts and bearing parts of transmissions which are required to have excellent surface fatigue strength, JIS is generally used.
Either quenching and tempering treatment is performed using a high carbon chromium bearing steel material represented by SUJ2 of G 4805, or carburizing or carburizing using a chromium steel material for sintering represented by SCr420 of JIS G 4104. The required surface fatigue strength can be ensured by performing the nitriding treatment.

【０００３】そして特に、局所面圧が３ＧＰａを超える
ような部品の場合には、後者の浸炭や浸炭窒化処理にお
いて、過共折高炭素濃度層を得ることができる高濃度浸
炭、例えば、プラズマ浸炭により、１．５％以上の表面
炭素濃度を確保するようにし、３００℃×３０時間の焼
もどし後の硬さＨｖ８５０以上を得ることが有効である
ことが判明している。[0003] In particular, in the case of a component having a local surface pressure exceeding 3 GPa, in the latter carburizing or carbonitriding treatment, a high-concentration carburization capable of obtaining a super-co-folded high carbon concentration layer, for example, plasma carburization It has been found that it is effective to secure a surface carbon concentration of 1.5% or more and to obtain a hardness Hv850 or more after tempering at 300 ° C. for 30 hours.

【０００４】[0004]

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、このよ
うな従来の技術による面疲労強度に優れた鋼製部品の製
造方法では、高濃度浸炭のような外部からの浸炭拡散に
よって表面硬化させるプロセスであるため、０．１ｍｍ
を超える上記焼もどし硬さを満足する硬化層深さを得る
ことがむつかしいという問題点があった。However, the method of manufacturing a steel part having excellent surface fatigue strength according to such a conventional technique is a process of hardening the surface by diffusion of carburization from outside such as high-concentration carburization. 0.1mm
However, it is difficult to obtain a hardened layer depth satisfying the above tempering hardness.

【０００５】そのため、浸炭や浸炭窒化処理後に０．１
ｍｍ以上の仕上げ加工取り代を必要とする鋼製部品にお
いては、上記焼もどし硬さを満足する硬化層を部品表面
に残存させることが困難となり、良好なる面疲労強度を
有する鋼製部品とすることがむつかしいという問題点が
あったことから、このような問題点を解決することが課
題としてあった。[0005] Therefore, after carburizing or carbonitriding, 0.1%
In steel parts that require a finishing allowance of at least mm, it is difficult to leave a hardened layer that satisfies the above tempering hardness on the part surface, and a steel part having good surface fatigue strength is obtained. Since there was a problem that it was difficult, there was a problem to solve such a problem.

【０００６】[0006]

【発明の目的】本発明は、このような従来の課題にかん
がみてなされたものであって、高濃度浸炭のもつ上述し
た問題点を解消し、特に、局所面圧が３ＧＰａを超える
ような鋼製部品においても、十分な面疲労強度を確保す
ることができるようにすることを目的としている。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention has been made in view of the above-mentioned conventional problems, and solves the above-mentioned problems of high-concentration carburization. It is an object of the present invention to ensure sufficient surface fatigue strength in manufactured parts.

【０００７】[0007]

【課題を解決するための手段】本発明に係わる面疲労強
度に優れた鋼製部品の製造方法は、請求項１に記載して
いるように、低炭素鋼ないしは低炭素低合金鋼を素材と
して所望の鋼製部品の形状に近い形状の部品母材に加工
した後、この部品母材の表面に、後の仕上げ加工で仕上
げ加工取り代を除去したあとにおいても部品母材の表面
に残存できる厚さで高炭素鋼ないしは高炭素低合金鋼の
硬質皮膜を形成し、次いで加熱処理により部品母材と硬
質皮膜とを拡散接合し、焼入れ・焼もどしを行ったあと
所望部品の形状に仕上げ加工し、仕上げ加工後に表面に
過共析高炭素濃度層を残留・形成するようにしたことを
特徴としている。According to the present invention, there is provided a method for producing a steel part having excellent surface fatigue strength by using a low carbon steel or a low carbon low alloy steel as a material. After being processed into a component base material having a shape close to the shape of the desired steel part, it can remain on the surface of the component base material even after the finishing machining allowance is removed on the surface of this component base material in a later finishing process. Form a hard coating of high carbon steel or high carbon low alloy steel with a thickness, then diffusely bond the base metal and hard coating by heat treatment, quench and temper, and finish to the desired part shape Then, after finishing, a hypereutectoid high carbon concentration layer is left and formed on the surface.

【０００８】そして、本発明に係わる面疲労強度に優れ
た鋼製部品の製造方法の実施態様においては、請求項２
に記載しているように、低炭素鋼ないしは低炭素低合金
鋼は、少なくとも、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３８
％、Ｓｉ：０．１５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜
０．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｒ：
０．２０〜３．５０％、Ｍｏ：０．１５〜１．００％を
含み、場合によってはその他適宜の合金元素を含み、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下に規制し、
残部Ｆｅおよび不純物からなるものとすることができ
る。[0008] In an embodiment of the method for manufacturing a steel part having excellent surface fatigue strength according to the present invention, claim 2 is provided.
As described in the above, the low-carbon steel or the low-carbon low-alloy steel is at least C: 0.15 to 0.38 by weight%.
%, Si: 0.15 to 0.60%, Mn: 0.20 to 0.25%
0.80%, S: 0.005 to 0.015%, Cr:
0.20 to 3.50%, Mo: 0.15 to 1.00%, and possibly other appropriate alloying elements,
P: regulated to 0.015% or less, O: regulated to 20 ppm or less,
The balance may be composed of Fe and impurities.

【０００９】同じく、本発明に係わる面疲労強度に優れ
た鋼製部品の製造方法の実施態様においては、請求項３
に記載しているように、高炭素鋼ないしは高炭素低合金
鋼は、少なくとも、重量％で、Ｃ：１．５〜３．０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜０．８
０％、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．２０
〜３．５０％、Ｍｏ：０．１５〜１．００％を含み、場
合によってはその他適宜の合金元素を含み、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下に規制し、残部Ｆｅお
よび不純物からなるものとすることができる。Similarly, in the embodiment of the method for manufacturing a steel part excellent in surface fatigue strength according to the present invention, claim 3
As described in the above, high-carbon steel or high-carbon low-alloy steel is at least 1.5% to 3.0% by weight of C,
Si: 0.15 to 0.60%, Mn: 0.20 to 0.8
0%, S: 0.005 to 0.015%, Cr: 0.20
-3.50%, Mo: 0.15-1.00%, and in some cases, other appropriate alloying elements, P: 0.0
The content can be restricted to 15% or less and O: 20 ppm or less, and the balance can be composed of Fe and impurities.

【００１０】同じく、本発明に係わる面疲労強度に優れ
た鋼製部品の製造方法の実施態様においては、請求項４
に記載しているように、仕上げ加工取り代を除去したあ
とにおいても部品母材の表面に残存できる硬質皮膜の厚
さとして、仕上げ加工取り代に部品使用時の最大せん断
応力深さを加えた厚さを上回る厚さとするようになすこ
とができる。[0010] Similarly, in an embodiment of the method of manufacturing a steel part excellent in surface fatigue strength according to the present invention, claim 4 is provided.
As described in, as the thickness of the hard film that can remain on the surface of the component base material even after removing the finishing allowance, the maximum shear stress depth at the time of using the part was added to the finishing allowance The thickness may be greater than the thickness.

【００１１】同じく、本発明に係わる面疲労強度に優れ
た鋼製部品の製造方法の実施態様においては、請求項５
に記載しているように、硬質皮膜は、３００℃×３時間
の焼もどし後の硬さがＨｖ８５０以上であるものとする
ことができる。[0011] Similarly, in an embodiment of the method of manufacturing a steel part excellent in surface fatigue strength according to the present invention, claim 5 is provided.
, The hardness of the hard coating after tempering at 300 ° C for 3 hours can be Hv850 or more.

【００１２】同じく、本発明に係わる面疲労強度に優れ
た鋼製部品の製造方法の実施態様においては、請求項６
に記載しているように、硬質皮膜は、部品母材の表面に
高炭素鋼ないしは高炭素低合金鋼を用いた溶射法もしく
はこれに代わる方法によって形成されるものとすること
ができる。Similarly, in an embodiment of the method of manufacturing a steel part excellent in surface fatigue strength according to the present invention, claim 6 is provided.
As described above, the hard coating may be formed on the surface of the component base material by a thermal spraying method using a high carbon steel or a high carbon low alloy steel or an alternative method.

【００１３】同じく、本発明に係わる面疲労強度に優れ
た鋼製部品の製造方法の実施態様においては、請求項７
に記載しているように、加熱処理として、使用に耐える
部品母材と硬質皮膜との間での密着強度を確保しうる拡
散接合を生じると共にセメンタイト相のアスペクト比を
２．０以下の球状ないしは擬似球状とするに足る回数を
もってＡｅ_１変態点の直上，直下の加熱・冷却を繰り返
す処理を行うようになすことができる。[0013] Similarly, in an embodiment of the method of manufacturing a steel part excellent in surface fatigue strength according to the present invention, claim 7 is provided.
As described in the above, as the heat treatment, diffusion bonding that can ensure the adhesion strength between the component base material and the hard coating that can be used is generated, and the aspect ratio of the cementite phase is 2.0 or less spherical or immediately above the Ae ₁ transformation point with the number of times sufficient to pseudo-spherical, it can be made to perform the process of repeating the heating and cooling immediately below.

【００１４】[0014]

【発明の作用】本発明に係わる面疲労強度に優れた鋼製
部品の製造方法は、上述した構成を有するものである
が、一般に、面疲労強度は、部品の最表面から当該部品
の使用時の最大面圧で規定される最大せん断応力深さま
での３００℃×３時間焼もどし後の硬さを高めることに
より向上できることが判明している。その結果の一例を
図１に示す。The method for producing a steel part having excellent surface fatigue strength according to the present invention has the above-described structure. Generally, the surface fatigue strength is measured from the outermost surface of the part when the part is used. It has been found that the hardness can be improved by increasing the hardness after tempering at 300 ° C. for 3 hours up to the maximum shear stress depth specified by the maximum surface pressure. One example of the result is shown in FIG.

【００１５】図１は、歯車ピッティング寿命（Ｌ_１０）
と３００℃×３時間焼もどし後の硬さ（Ｈｖ）との関係
を示すものであるが、３００℃×３時間焼もどし後の硬
さを高めることにより、歯車のピッティング寿命が向上
し、面疲労強度を高めることができることを示してい
る。FIG. 1 shows the gear pitting life (L ₁₀ ).
And the hardness (Hv) after tempering at 300 ° C. for 3 hours. By increasing the hardness after tempering at 300 ° C. for 3 hours, the pitting life of the gear is improved, This shows that the surface fatigue strength can be increased.

【００１６】一方、鋼製部品においては、過共析領域で
炭素濃度を極力高め、析出セメンタイト量を増やすこと
によって、３００℃×３時間焼もどし後の硬さを向上で
きることも判明している。特に、Ｃ含有量１．５重量％
以上（ないしは超過）でその効果が顕著であることが判
明している。その結果を図２に示す。On the other hand, it has been found that in steel parts, the hardness after tempering at 300 ° C. for 3 hours can be improved by increasing the carbon concentration as much as possible in the hypereutectoid region and increasing the amount of precipitated cementite. In particular, the C content is 1.5% by weight.
The above (or excess) proves that the effect is remarkable. The result is shown in FIG.

【００１７】図２は、炭素濃度と３００℃×３時間焼も
どし後の硬さ（Ｈｖ）との関係の一例を示すものである
が、過共析領域で炭素濃度を高めことによって、３００
℃×３時間焼もどし後の硬さを向上できることを示して
いる。FIG. 2 shows an example of the relationship between the carbon concentration and the hardness (Hv) after tempering at 300 ° C. for 3 hours.
This indicates that the hardness after tempering in ° C. × 3 hours can be improved.

【００１８】従って、歯車や軸および軸受などの鋼製部
品において、少なくとも、上記した必要厚さにこのよう
な過共析高炭素濃度層を付与することによって、鋼製部
品の面疲労強度は確実に向上する。Therefore, in steel parts such as gears, shafts and bearings, by providing such a hypereutectoid high carbon concentration layer at least to the required thickness described above, the surface fatigue strength of the steel parts is ensured. To improve.

【００１９】この種の過共析高炭素濃度層を鋼製部品の
表面に付与する従来の技術としては、前述したように、
高濃度浸炭、例えば、プラズマ浸炭が有力であるが、こ
の従来の技術においては、外部より炭素を鋼中に浸透拡
散させることによって過共析高炭素濃度層を付与する方
法であるため、炭素含有量１．５重量％以上（ないしは
超過）の高炭素濃度層は厚さ０．１ｍｍ程度までが限界
であった。As a conventional technique for applying this type of hypereutectoid high carbon concentration layer to the surface of a steel part, as described above,
High-concentration carburization, for example, plasma carburization is influential, but in this conventional technique, a method of imparting a hypereutectoid high carbon concentration layer by infiltrating and diffusing carbon from outside into steel, so that carbon containing The high carbon concentration layer having an amount of 1.5% by weight or more (or exceeding) has a limit of about 0.1 mm in thickness.

【００２０】そのため、プラズマ浸炭等の高濃度浸炭後
に０．１ｍｍ以上の取り代で仕上げ加工を行う鋼製部品
においては、一度付与した炭素含有量１．５重量％以上
の高炭素濃度層が仕上げ加工により除去されてしまうこ
ととなるので、面疲労強度向上の十分な作用を発現させ
ることが著しく困難であった。[0020] Therefore, in a steel part which is subjected to finish machining with a machining allowance of 0.1 mm or more after high-concentration carburization such as plasma carburization, a high carbon concentration layer having a carbon content of 1.5% by weight or more once applied is finished. Since it is removed by working, it is extremely difficult to exert a sufficient effect of improving the surface fatigue strength.

【００２１】これに対して、本発明では、従来の技術の
ごとき外部から炭素を鋼中に浸透拡散させる手法をとら
ず、溶射もしくはこれに代わる手法によってＣ含有量が
１．５重量％以上の高炭素濃度の硬質皮膜を部品母材の
表面に形成することにより、後の仕上げ加工のあとにも
おいても必要な高炭素濃度の皮膜厚さを確保することが
できるようにしたものである。そして、部品母材の表面
に硬質皮膜を形成した後は加熱処理（球状化熱処理）に
より部品母材と硬質皮膜とを拡散接合し、使用に耐え得
る部品母材と硬質皮膜との間における密着強度を確保す
ると共にセメンタイト相をアスペクト比２以下の球状な
いしは擬似球状として曲げ疲労強度の低下を防止するこ
とができるようにし、焼入れ・焼もどしを施したあと所
望部品の形状に仕上げ加工することにより、仕上げ加工
後においても部品表面に必要な高炭素濃度皮膜厚さを確
保した面疲労強度に優れた鋼製部品とする。On the other hand, in the present invention, the technique of permeating and diffusing carbon into steel from the outside as in the prior art is not used, and the C content of 1.5% by weight or more is obtained by thermal spraying or an alternative technique. By forming a high-carbon-concentration hard coating on the surface of the component base material, it is possible to secure the required high-carbon-concentration coating thickness even after finishing work. . After the hard coating is formed on the surface of the component base material, the component base material and the hard coating are diffusion-bonded by heat treatment (spheroidizing heat treatment), and the adhesion between the component base material and the hard coating that can withstand use is performed. By securing the strength and making the cementite phase spherical or pseudo-spherical with an aspect ratio of 2 or less to prevent the reduction of bending fatigue strength, by quenching and tempering, by finishing to the desired part shape In addition, a steel part having a high carbon concentration film thickness required for the part surface even after the finish processing and having excellent surface fatigue strength is obtained.

【００２２】本発明で使用する部品母材としての低炭素
鋼ないしは低炭素低合金鋼のより好ましい化学成分組成
（重量％）の限定理由は次のごとくである。The reason for limiting the more preferable chemical composition (% by weight) of the low-carbon steel or low-carbon low-alloy steel as the base material of the parts used in the present invention is as follows.

【００２３】Ｃ：０．１５〜０．３８％ Ｃは鋼製部品の心部強度を確保するために０．１５％以
上とすることが望ましいが、多く含有すると靭性を低下
させることとなるので、靭性の低下を防止するために
０．３８％以下とすることが望ましい。C: 0.15 to 0.38% C is desirably 0.15% or more in order to secure the core strength of the steel part. However, if contained too much, the toughness is reduced. In order to prevent a decrease in toughness, the content is desirably 0.38% or less.

【００２４】Ｓｉ：０．１５〜０．６０％ Ｓｉは鋼溶製時の脱酸剤として有用であり、このために
は０．１５％以上とすることが望ましいが、多すぎると
靭性を低下させることとなるので０．６０％以下とする
ことが望ましい。Si: 0.15 to 0.60% Si is useful as a deoxidizing agent at the time of smelting steel. For this purpose, it is desirable that the content be 0.15% or more. Therefore, it is desirable to set the content to 0.60% or less.

【００２５】Ｍｎ：０．２０〜０．８０％ Ｍｎは鋼溶製時の脱酸および脱硫剤として有用であると
共に焼入れ性を確保するために有用であり、このために
は０．２０％以上とすることが望ましいが、多すぎると
粒界酸化を招くことから０．８０％以下とすることが望
ましい。Mn: 0.20 to 0.80% Mn is useful not only as a deoxidizing and desulfurizing agent at the time of smelting steel, but also for ensuring hardenability, and for this purpose, 0.20% or more. However, it is desirable to set the content to 0.80% or less because too much content may cause grain boundary oxidation.

【００２６】Ｓ：０．００５〜０．０１５％ ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、部品母材の被削性
を向上する。そして、このような被削性向上の作用を得
るためには０．００５％以上含有させることが望ましい
が、ＭｎＳは展伸性を有しているものの亀裂発生の起点
となることがありうることからその生成量は適度に抑え
る必要があり０．０１５％以下とすることが望ましい。S: 0.005 to 0.015% S combines with Mn to form MnS and improves the machinability of the component base material. In order to obtain such an effect of improving machinability, it is desirable to contain 0.005% or more. However, although MnS has malleability, it may be a starting point of crack generation. Therefore, the production amount must be appropriately suppressed, and is desirably 0.015% or less.

【００２７】Ｃｒ：０．２０〜３．５０％ Ｃｒは焼入れ性の向上に有用な元素であり、このような
作用を得るためには０．２０％以上とすることが望まし
いが、多量に含有させてもコストの上昇に見合う効果の
向上は得られないので３．５０％以下とするのが良い。Cr: 0.20 to 3.50% Cr is an element useful for improving the hardenability. To obtain such an effect, it is desirable that the content be 0.20% or more. Even if this is done, the effect corresponding to the rise in cost cannot be improved, so it is preferable to set it to 3.50% or less.

【００２８】Ｍｏ：０．１５〜１．００％ ＭｏはＰの含有による粒界脆化がひき起こす強度の低下
を抑制し、粒界強度を確保するうえで有用であると共
に、不完全焼入れ組織の生成を抑制するのに有用な元素
である。また、面疲労時の組織変化を遅延させる働きも
ある。そこで、これらの効果を得るために必要に応じて
０．１５％以上含有させるのも良いが、多量に含有させ
てもコストの上昇に見合う効果の向上は得られないの
で、１．００％以下とするのが良い。Mo: 0.15 to 1.00% Mo suppresses a decrease in strength caused by grain boundary embrittlement due to the inclusion of P, is useful in securing grain boundary strength, and has an incompletely quenched structure. It is an element useful for suppressing the generation of. In addition, it also has a function of delaying a structural change at the time of surface fatigue. Therefore, in order to obtain these effects, 0.15% or more may be contained as necessary. However, even if a large amount is contained, the effect corresponding to the increase in cost cannot be improved, and therefore 1.00% or less. Good to be.

【００２９】Ｐ：０．０１５％以下 Ｏ：２０ｐｐｍ以下 前記したようにＰは粒界を脆化させ、Ｏはアルミナを主
とする酸化物系介在物を生成させ、それらが疲労破壊の
原因ともなりうるので、Ｐは０．０１５％以下、Ｏは２
０ｐｐｍ以下とするのが良い。P: 0.015% or less O: 20 ppm or less As described above, P embrittles grain boundaries, and O generates oxide-based inclusions mainly composed of alumina, which may cause fatigue fracture. P is 0.015% or less and O is 2
The content is preferably set to 0 ppm or less.

【００３０】他方、本発明で使用する硬質皮膜としての
高炭素鋼ないしは高炭素低合金鋼のより好ましい化学成
分組成（重量％）の限定理由は次のごとくである。On the other hand, the reason for limiting the more preferable chemical component composition (% by weight) of the high carbon steel or the high carbon low alloy steel as the hard coating used in the present invention is as follows.

【００３１】Ｃ：１．５〜３．０％ 図１および図２に示した結果より、１０^７以上の面疲労
強度の向上が得られる炭素濃度１．５％を下限とするこ
とが望ましいが、あまりに多すぎるとセメンタイトの球
状化に多大な処理時間が必要になると共に脆性が増加す
ることとなるので３．０％以下とするのが良い。[0031] C: From the results shown in 1.5 to 3.0% Figure 1 and Figure 2, it is desirable to lower the carbon concentration of 1.5% resulting improvement of 10 ⁷ or more surface fatigue strength If the content is too large, a long processing time is required for spheroidizing the cementite, and the brittleness increases. Therefore, the content is preferably set to 3.0% or less.

【００３２】Ｓｉ：０．１５〜０．６０％ Ｓｉは鋼溶製時の脱酸剤として有用であり、このために
は０．１５％以上とすることが望ましいが、多すぎると
靭性を低下させることとなるので０．６０％以下とする
ことが望ましい。Si: 0.15 to 0.60% Si is useful as a deoxidizing agent at the time of smelting steel. For this purpose, it is desirable that the content be 0.15% or more. Therefore, it is desirable to set the content to 0.60% or less.

【００３３】Ｍｎ：０．２０〜０．８０％ Ｍｎは鋼溶製時の脱酸および脱硫剤として有用であると
共に焼入れ性を確保するために有用であり、このために
は０．２０％以上とすることが望ましいが、多すぎると
粒界酸化を招くことから０．８０％以下とすることが望
ましい。Mn: 0.20 to 0.80% Mn is useful not only as a deoxidizing and desulfurizing agent at the time of smelting steel, but also for securing hardenability, and for this purpose, 0.20% or more. However, it is desirable to set the content to 0.80% or less because too much content may cause grain boundary oxidation.

【００３４】Ｓ：０．００５〜０．０１５％ ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させ
るのに有用な元素であり、このような効果を得るために
０．００５％以上とすることが望ましいが、ＭｎＳは展
伸性を有しているものの亀裂発生の起点となることがあ
りうることからその生成量は適度に抑える必要があり
０．０１５％以下とすることが望ましい。S: 0.005 to 0.015% S is an element which is useful for improving machinability by forming MnS by combining with Mn. % Or more, but MnS has extensibility, but it may be a starting point of crack generation. Therefore, the amount of MnS formed must be appropriately suppressed and should be 0.015% or less. Is desirable.

【００３５】Ｃｒ：０．２０〜３．５０％ Ｃｒは焼入れ性の向上に有用な元素であり、このような
作用を得るためには０．２０％以上とすることが望まし
いが、多量に含有させてもコストの上昇に見合う効果の
向上は得られないので３．５０％以下とするのが良い。Cr: 0.20 to 3.50% Cr is an element useful for improving the hardenability. To obtain such an effect, it is desirable that the content be 0.20% or more. Even if this is done, the effect corresponding to the rise in cost cannot be improved, so it is preferable to set it to 3.50% or less.

【００３６】Ｍｏ：０．１５〜１．００％ ＭｏはＰの含有による粒界脆化がひき起こす強度の低下
を抑制し、粒界強度を確保するうえで有用であると共
に、不完全焼入れ組織の生成を抑制するのに有用な元素
である。また、面疲労時の組織変化を遅延させる働きも
ある。そこで、これらの効果を得るために必要に応じて
０．１５％以上含有させるのも良いが、多量に含有させ
てもコストの上昇に見合う効果の向上は得られないの
で、１．００％以下とするのが良い。Mo: 0.15 to 1.00% Mo suppresses a decrease in strength caused by grain boundary embrittlement due to the inclusion of P, is useful in securing grain boundary strength, and has an incompletely quenched structure. It is an element useful for suppressing the generation of. In addition, it also has a function of delaying a structural change at the time of surface fatigue. Therefore, in order to obtain these effects, 0.15% or more may be contained as necessary. However, even if a large amount is contained, the effect corresponding to the increase in cost cannot be improved, and therefore 1.00% or less. Good to be.

【００３７】Ｐ：０．０１５％以下 Ｏ：２０ｐｐｍ以下 前記したようにＰは粒界を脆化させ、Ｏはアルミナを主
とする酸化物系介在物を生成させ、それらが疲労破壊の
原因ともなりうるので、Ｐは０．０１５％以下、Ｏは２
０ｐｐｍ以下とするのが良い。P: 0.015% or less O: 20 ppm or less As described above, P embrittles grain boundaries, and O generates oxide-based inclusions mainly composed of alumina, which may cause fatigue fracture. P is 0.015% or less and O is 2
The content is preferably set to 0 ppm or less.

【００３８】上述したような成分組成よりなる鋼を素材
とした部品母材の表面に、後の仕上げ加工で仕上げ加工
取り代を除去したあとにおいても部品母材の表面に残存
できる厚さで、前記のような成分組成よりなる鋼を素材
とした硬質皮膜を被覆形成し、次いで加熱処理によって
部品母材と硬質皮膜とを拡散接合するが、この加熱処理
においては、使用に耐え得る部品母材と硬質皮膜との間
での十分な密着強度を確保することができる拡散接合を
生じると共にセメンタイト相のアスペクト比を２．０以
下の球状ないしは擬似球状とするに足る回数でもってＡ
ｅ_１変態点の直上，直下での加熱・冷却を繰り返す加熱
処理を行うようにすることが望ましく、図３に示すよう
に、セメンタイト相のアスペクト比を２．０以下とする
ことによって曲げ疲労強度をより一層良好なものとする
ことが可能となる。On the surface of the component base material made of steel having the above-mentioned composition, the thickness is such that it can remain on the surface of the component base material even after the finishing machining allowance is removed in the subsequent finishing process. A hard coating made of steel having the above-mentioned composition is coated and formed, and then the component base material and the hard coating are diffusion-bonded by heat treatment. In this heat treatment, a component base material that can withstand use is used. A sufficient number of times for forming a cementite phase having a spherical or pseudo spherical shape with an aspect ratio of 2.0 or less by performing diffusion bonding capable of securing a sufficient adhesion strength between the cement and the hard coating.
directly above the e ₁ transformation point, it is desirable to perform the heat treatment to repeat the heating and cooling just below, as shown in FIG. 3, bending fatigue strength by the aspect ratio of the cementite phase and 2.0 or less Can be further improved.

【００３９】[0039]

【発明の効果】本発明による鋼製部品の製造方法によれ
ば、請求項１に記載しているように、低炭素鋼ないしは
低炭素低合金鋼を素材として所望の鋼製部品の形状に近
い形状の部品母材に加工した後、この部品母材の表面
に、後の仕上げ加工で仕上げ加工取り代を除去したあと
においても部品母材の表面に残存できる厚さで高炭素鋼
ないしは高炭素低合金鋼の硬質皮膜を形成し、次いで加
熱処理により部品母材と硬質皮膜とを拡散接合し、焼入
れ・焼もどしを行ったあと所望部品の形状に仕上げ加工
するようにしたから、仕上げ加工後においても表面に過
共析高炭素濃度層が残存していることとなるので、機械
仕上げ加工取り代を除去したあとにおいても高い面疲労
強度を有する鋼製部品を製造することが可能であるとい
う著しく優れた効果がもたらされる そして、請求項２に記載しているように、低炭素鋼ない
しは低炭素低合金鋼は、少なくとも、重量％で、Ｃ：
０．１５〜０．３８％、Ｓｉ：０．１５〜０．６０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０
１５％、Ｃｒ：０．２０〜３．５０％、Ｍｏ：０．１５
〜１．００％を含み、Ｐ：０．０１５％以下、Ｏ：２０
ｐｐｍ以下に規制し、残部Ｆｅおよび不純物からなるも
のとすることによって、鋼製部品の母材部分は靭性に優
れている面疲労強度の高い鋼製部品を製造することが可
能であるという著大なる効果がもたらされる。According to the method of manufacturing a steel part according to the present invention, as described in claim 1, the shape of the steel part is close to the shape of the desired steel part using low carbon steel or low carbon low alloy steel as a raw material. After processing into a shaped part base material, the surface of this part base material is made of high-carbon steel or high-carbon steel with a thickness that can remain on the surface of the part base material even after removing the finishing allowance in the finishing work. After forming a hard film of low alloy steel, then diffusion bonding the base material and the hard film by heat treatment, quenching and tempering, and then finishing to the desired part shape. In this case, a hypereutectoid high carbon concentration layer remains on the surface, so that it is possible to manufacture steel parts having high surface fatigue strength even after removing the machining allowance. Significant effect The resulting, as claimed in claim 2, low carbon steel or low carbon low alloy steel, at least, by weight%, C:
0.15 to 0.38%, Si: 0.15 to 0.60%,
Mn: 0.20 to 0.80%, S: 0.005 to 0.0
15%, Cr: 0.20 to 3.50%, Mo: 0.15
1.00%, P: 0.015% or less, O: 20
By regulating the content to less than ppm and the balance consisting of Fe and impurities, it is possible to produce a steel part having excellent toughness and a high surface fatigue strength in the base metal part of the steel part. Effect is brought about.

【００４０】また、請求項３に記載しているように、高
炭素鋼ないしは高炭素低合金鋼は、少なくとも、重量％
で、Ｃ：１．５〜３．０％、Ｓｉ：０．１５〜０．６０
％、Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、Ｓ：０．００５〜
０．０１５％、Ｃｒ：０．２０〜３．５０％、Ｍｏ：
０．１５〜１．００％を含み、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｏ：２０ｐｐｍ以下に規制し、残部Ｆｅおよび不純物か
らなるものとすることによって、表面に過共析高炭素濃
度層が存在している面疲労強度の高い鋼製部品を製造す
ることが可能であるという著大なる効果がもたらされ
る。As described in claim 3, the high-carbon steel or high-carbon low-alloy steel contains at least
And C: 1.5 to 3.0%, Si: 0.15 to 0.60
%, Mn: 0.20 to 0.80%, S: 0.005 to
0.015%, Cr: 0.20 to 3.50%, Mo:
0.15 to 1.00%, P: 0.015% or less,
By restricting the content of O to 20 ppm or less and including the balance of Fe and impurities, it is possible to manufacture a steel part having a high surface fatigue strength in which a hypereutectoid high carbon concentration layer exists on the surface. That is a great effect.

【００４１】さらに、請求項４に記載しているように、
仕上げ加工取り代を除去したあとにおいても部品母材の
表面に残存できる硬質皮膜の厚さとして、仕上げ加工取
り代に部品使用時の最大せん断応力深さを加えた厚さを
上回る厚さとするようになすことによって、仕上げ加工
取り代を除去したあとにおいても過共析高炭素濃度層が
確実に残存するものとすることが可能であり、面疲労強
度の高い鋼製部品を製造することが可能であるという著
大なる効果がもたらされる。Further, as described in claim 4,
The thickness of the hard coating that can remain on the surface of the component base even after removing the finishing allowance should be greater than the thickness obtained by adding the maximum shear stress depth when using the part to the finishing allowance. By doing so, it is possible to ensure that the hypereutectoid high carbon concentration layer remains even after removing the finishing machining allowance, and it is possible to manufacture steel parts with high surface fatigue strength Is a great effect.

【００４２】さらにまた、請求項５に記載しているよう
に、硬質皮膜は、３００℃×３時間の焼もどし後の硬さ
がＨｖ８５０以上であるものとすることによって、歯車
等のピッティング寿命が長い高面疲労強度の鋼製部品を
製造することが可能であるという著大なる効果がもたら
される。Furthermore, as described in claim 5, the hardness of the hard coating after tempering at 300 ° C. for 3 hours is Hv850 or more, so that the pitting life of gears and the like can be improved. It is possible to produce a steel part having a high surface fatigue strength and a long surface fatigue strength.

【００４３】さらにまた、請求項６に記載しているよう
に、硬質皮膜は、部品母材の表面に高炭素鋼ないしは高
炭素低合金鋼を用いた溶射法によって形成されるものと
することにより、比較的簡便な手法によって部品母材の
表面に硬質皮膜を被覆形成させることが可能であり、高
面疲労強度の鋼製部品を低コストで製造することが可能
であるという著大なる効果がもたらされる。Further, as described in claim 6, the hard coating is formed by a thermal spraying method using high carbon steel or high carbon low alloy steel on the surface of the component base material. It is possible to form a hard coating on the surface of a component base material by a relatively simple method, and it is possible to manufacture a steel component having high surface fatigue strength at low cost. Brought.

【００４４】さらにまた、請求項７に記載しているよう
に、加熱処理として、使用に耐える部品母材と硬質皮膜
との間での密着強度を確保しうる拡散接合を生じると共
にセメンタイト相のアスペクト比を２．０以下とするに
足る回数をもってＡｅ_１変態点の直上，直下の加熱・冷
却を繰り返す処理を行うにようなすことによって、部品
母材と硬質皮膜との界面において十分な拡散接合を生じ
ているものとすることにより炭素濃度はほぼ連続して分
布したものとすることができると共に、セメンタイト相
のアスペクト比が２．０以下となっているものとするこ
とによって面疲労強度に著しく優れた鋼製部品を製造す
ることが可能であるという著大なる効果がもたらされ
る。Further, as described in claim 7, as the heat treatment, diffusion bonding capable of ensuring the adhesion strength between the base material of the component and the hard coating that can be used is generated, and the aspect ratio of the cementite phase is increased. By performing a process of repeating heating and cooling immediately above and below the Ae ₁ transformation point with enough times to make the ratio 2.0 or less, sufficient diffusion bonding can be performed at the interface between the component base material and the hard coating. The carbon concentration can be made to be distributed almost continuously by having it generated, and the surface fatigue strength is remarkably excellent by making the aspect ratio of the cementite phase 2.0 or less. The great effect that it is possible to manufacture the steel part which was made to produce is brought.

【００４５】[0045]

【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と共に示す。EXAMPLES Examples of the present invention will be described below together with comparative examples.

【００４６】（実施例）この実施例では、表１に示す化
学成分組成（ＪＩＳ Ｇ ４１０５ ＳＣＭ４２０Ｈ相
当品）の低炭素低合金鋼よりなる部品母材用の素材を用
いて図４に示す工程により鋼製部品を製造した。(Example) In this example, the material shown in Table 1 (JIS G 4105 SCM420H equivalent) was used as a component base material made of a low-carbon low-alloy steel by the process shown in FIG. Manufactured steel parts.

【００４７】まず、表１に示す化学成分組成の素材を用
い、所望の鋼製部品の形状に近い形状の部品母材に成形
するための前加工として、機械加工によりローラーピッ
ティング試験片形状の部品母材（直径２５．８ｍｍの小
ローラー）を製作した。First, using a material having a chemical composition shown in Table 1, as a pre-process for forming into a component base material having a shape close to a desired steel component shape, a roller pitting test piece shape was machined. A part base material (a small roller having a diameter of 25.8 mm) was manufactured.

【００４８】次に、表２に示す化学成分組成の高炭素低
合金鋼よりなる硬質皮膜用の粉末を用いて溶射を行い、
部品母材の表面に、後の仕上げ加工で仕上げ加工取り代
を除去したあとにおいても部品母材に残存できる厚さと
して、約０．３ｍｍの厚さの溶射硬質皮膜を形成した。Next, thermal spraying was performed using a powder for a hard coating made of a high carbon low alloy steel having a chemical composition shown in Table 2,
A sprayed hard coating having a thickness of about 0.3 mm was formed on the surface of the component base material as a thickness that could remain on the component base material even after the finishing allowance was removed by a finishing process.

【００４９】続いて、図６に示す熱処理パターンで加熱
処理（球状化処理）を行って部品母材と硬質皮膜とを十
分に拡散接合したのち焼入れ・焼もどしを行い、表面研
磨により仕上げ加工を行って、直径２６．０ｍｍの鋼製
部品（小ローラー）を得た。Subsequently, a heat treatment (spheroidizing treatment) is performed according to the heat treatment pattern shown in FIG. 6 to sufficiently diffuse and bond the component base material and the hard coating, and then quenching and tempering are performed, and finishing is performed by surface polishing. As a result, a steel part (small roller) having a diameter of 26.0 mm was obtained.

【００５０】（比較例）この比較例では、同じく表１に
示した部品母材用の素材を用いて図５に示す工程により
鋼製部品を製造した。(Comparative Example) In this comparative example, a steel part was manufactured by the steps shown in FIG.

【００５１】まず、表１に示した化学成分組成の素材を
用い、所望の鋼製部品の形状に近い形状の部品母材に成
形するための前加工として、機械加工によりローラーピ
ッティング試験片形状の部品母材（直径２６．４ｍｍの
小ローラー）を製作した。First, using a material having the chemical composition shown in Table 1, as a pre-process for forming into a component base material having a shape close to the shape of a desired steel component, the shape of a roller pitting test piece was machined. (A small roller having a diameter of 26.4 mm) was manufactured.

【００５２】次に、部品母材に対し図７に示す熱処理パ
ターンでプラズマ高濃度浸炭処理（球状化処理）を行っ
たのち焼入れ・焼もどしを行い、表面研磨により仕上げ
加工を行って、直径２６．０ｍｍの鋼製部品（小ローラ
ー）を得た。Next, the base material of the component is subjected to plasma high-concentration carburizing (spheroidizing) according to the heat treatment pattern shown in FIG. 7, followed by quenching and tempering, and finishing by surface polishing to obtain a diameter 26 mm. A steel part (small roller) of 0.0 mm was obtained.

【００５３】[0053]

【表１】 [Table 1]

【００５４】[0054]

【表２】 [Table 2]

【００５５】（評価例）このようにして得たローラーピ
ッティング試験片形状の鋼製部品の断面において、表層
から心部に至る領域での炭素濃度分布および３００℃×
３時間焼もどし後の硬さ分布を調べると共に、両鋼製部
品をローラーピッティング試験に供してピッティング寿
命の差異を比較した。(Evaluation Example) In the cross section of the roller-pitted test piece-shaped steel part thus obtained, the carbon concentration distribution in the region from the surface layer to the core and 300 ° C. ×
The hardness distribution after tempering for 3 hours was examined, and both steel parts were subjected to a roller pitting test to compare differences in pitting life.

【００５６】加えて、同様の方法で製作したスラスト転
動試験片形状の各鋼製部品を用いて、軸受部品を想定し
た純転がり下での転動寿命の差異を比較した。In addition, using each steel part having a thrust rolling test piece shape manufactured in the same manner, the difference in rolling life under pure rolling assuming a bearing part was compared.

【００５７】図８に炭素濃度分布の測定結果を示すが、
この図８より明らかであるように、比較例の鋼製部品で
はＣ＞１．５％である浸炭層が殆ど残存していないのに
対して、実施例の鋼製部品では狙いどおり深さが０．２
ｍｍに近いＣ＞１．５％である高炭素濃度層の存在が確
認された。FIG. 8 shows the measurement results of the carbon concentration distribution.
As is clear from FIG. 8, the carburized layer of C> 1.5% hardly remains in the steel part of the comparative example, whereas the depth of the steel part of the example is as intended. 0.2
The existence of a high carbon concentration layer having C> 1.5% close to mm was confirmed.

【００５８】同時に、実施例の鋼製部品において懸念さ
れた部品母材と硬質皮膜との界面においても、炭素濃度
はほぼ連続的に分布しており、図６に例示した熱処理パ
ターンの加熱処理によって十分な拡散接合がなされてい
ることが確かめられた。At the same time, the carbon concentration is almost continuously distributed even at the interface between the component base material and the hard coating, which is a concern in the steel part of the embodiment, and the carbon concentration is distributed by the heat treatment in the heat treatment pattern illustrated in FIG. It was confirmed that sufficient diffusion bonding was performed.

【００５９】図９に３００℃×３時間焼もどし後の硬さ
分布の測定結果を示すが、上記焼もどし後の硬さ分布に
ついても、比較例の鋼製部品においては硬さＨｖ＞８５
０を満たす硬化層が認められないのに対して、実施例の
鋼製部品においては上記０．２ｍｍ程度のＣ＞１．５％
の領域において硬さＨｖ＞８５０を満足していることが
確かめられた。FIG. 9 shows the measurement results of the hardness distribution after tempering at 300 ° C. for 3 hours. The hardness distribution after the tempering was also found to be Hv> 85 for the steel part of the comparative example.
On the other hand, no hardened layer satisfying 0 was observed.
It was confirmed that the hardness Hv> 850 was satisfied in the region of.

【００６０】表３にはローラーピッティング試験および
スラスト転動試験の結果をＬ_１０寿命で示した。[0060] The Table 3 shows the results of the roller pitting test and a thrust rolling test in L ₁₀ life.

【００６１】[0061]

【表３】 [Table 3]

【００６２】この表３より明らかであるように、いずれ
の試験においても、本発明実施例の鋼製部品の方が長寿
命であることが確認された。As is evident from Table 3, in all tests, it was confirmed that the steel part of the present invention had a longer life.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】歯車ピッティング寿命と３００℃×３時間焼も
どし後の硬さとの関係を例示するグラフである。FIG. 1 is a graph illustrating the relationship between gear pitting life and hardness after tempering at 300 ° C. for 3 hours.

【図２】炭素濃度と３００℃×３時間焼もどし後の硬さ
との関係を例示するグラフである。FIG. 2 is a graph illustrating the relationship between carbon concentration and hardness after tempering at 300 ° C. for 3 hours.

【図３】曲げ疲労強度とセメンタイト相のアスペクト比
との関係を例示するグラフである。FIG. 3 is a graph illustrating the relationship between bending fatigue strength and aspect ratio of a cementite phase.

【図４】本発明実施例での鋼製部品の製造工程を示す説
明図である。FIG. 4 is an explanatory view showing a manufacturing process of a steel part in the embodiment of the present invention.

【図５】本発明比較例での鋼製部品の製造工程を示す説
明図である。FIG. 5 is an explanatory view showing a manufacturing process of a steel part in a comparative example of the present invention.

【図６】本発明実施例での加熱処理パターンを示す説明
図である。FIG. 6 is an explanatory view showing a heat treatment pattern in the embodiment of the present invention.

【図７】本発明比較例での加熱処理パターンを示す説明
図である。FIG. 7 is an explanatory view showing a heat treatment pattern in a comparative example of the present invention.

【図８】本発明実施例および比較例で製造した鋼製部品
の炭素濃度分布を示すグラフである。FIG. 8 is a graph showing a carbon concentration distribution of steel parts manufactured in Examples of the present invention and Comparative Examples.

【図９】本発明実施例および比較例で製造した鋼製部品
の３００℃×３時間焼もどし後の硬さ分布を示すグラフ
である。FIG. 9 is a graph showing the hardness distribution of the steel parts manufactured in Examples of the present invention and Comparative Examples after tempering at 300 ° C. for 3 hours.

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ 38/22 38/22 Continued on the front page (51) Int.Cl. ⁷ Identification symbol FI // C22C 38/00 301 C22C 38/00 301Z 38/22 38/22

Claims (7)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 低炭素鋼ないしは低炭素低合金鋼を素材
として所望の鋼製部品の形状に近い形状の部品母材に加
工した後、この部品母材の表面に、後の仕上げ加工で仕
上げ加工取り代を除去したあとにおいても部品母材の表
面に残存できる厚さで高炭素鋼ないしは高炭素低合金鋼
の硬質皮膜を形成し、次いで加熱処理により部品母材と
硬質皮膜とを拡散接合し、焼入れ・焼もどしを行ったあ
と所望部品の形状に仕上げ加工することを特徴とする面
疲労強度に優れた鋼製部品の製造方法。1. A low-carbon steel or a low-carbon low-alloy steel is used as a raw material and processed into a component base material having a shape close to the shape of a desired steel component, and then the surface of the component base material is finished by a finishing process. A high-carbon steel or high-carbon low-alloy steel hard film is formed with a thickness that can remain on the surface of the component base material even after the machining allowance is removed, and then diffusion bonding between the component base material and the hard film is performed by heat treatment. A method for producing a steel part having excellent surface fatigue strength, comprising quenching and tempering and then finishing to a desired part shape. 【請求項２】 低炭素鋼ないしは低炭素低合金鋼は、少
なくとも、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３８％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜０．８０
％、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．２０〜
３．５０％、Ｍｏ：０．１５〜１．００％を含み、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下に規制し、残部
Ｆｅおよび不純物からなるものである請求項１に記載の
面疲労強度に優れた鋼製部品の製造方法。2. The low-carbon steel or low-carbon low-alloy steel contains at least 0.15 to 0.38% by weight of C,
i: 0.15 to 0.60%, Mn: 0.20 to 0.80
%, S: 0.005 to 0.015%, Cr: 0.20 to
3.50%, Mo: 0.15 to 1.00%, P:
The method for producing a steel part having excellent surface fatigue strength according to claim 1, wherein the steel part is controlled to 0.015% or less and O: 20 ppm or less, and the balance consists of Fe and impurities. 【請求項３】 高炭素鋼ないしは高炭素低合金鋼は、少
なくとも、重量％で、Ｃ：１．５〜３．０％、Ｓｉ：
０．１５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、
Ｓ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｒ：０．２０〜３．
５０％、Ｍｏ：０．１５〜１．００％を含み、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下に規制し、残部Ｆｅ
および不純物からなるものである請求項１または２に記
載の面疲労強度に優れた鋼製部品の製造方法。3. The high-carbon steel or the high-carbon low-alloy steel is at least 1.5% to 3.0% by weight in weight percent and Si:
0.15 to 0.60%, Mn: 0.20 to 0.80%,
S: 0.005 to 0.015%, Cr: 0.20 to 3.
50%, Mo: 0.15 to 1.00%, P: 0.
015% or less, O: regulated to 20 ppm or less, the balance Fe
The method for producing a steel part excellent in surface fatigue strength according to claim 1 or 2, comprising a steel component and impurities. 【請求項４】 仕上げ加工取り代を除去したあとにおい
ても部品母材の表面に残存できる硬質皮膜の厚さとし
て、仕上げ加工取り代に部品使用時の最大せん断応力深
さを加えた厚さを上回る厚さとする請求項１ないし３の
いずれかに記載の面疲労強度に優れた鋼製部品の製造方
法。4. The thickness of the hard coating that can remain on the surface of the component base material even after removing the finishing machining allowance is a thickness obtained by adding the maximum shear stress depth when using the component to the finishing machining allowance. The method for producing a steel part having excellent surface fatigue strength according to any one of claims 1 to 3, wherein the thickness is greater than the thickness. 【請求項５】 硬質皮膜は、３００℃×３時間の焼もど
し後の硬さがＨｖ８５０以上である請求項１ないし４の
いずれかに記載の面疲労強度に優れた鋼製部品の製造方
法。5. The method for producing a steel part having excellent surface fatigue strength according to claim 1, wherein the hardness of the hard coating after tempering at 300 ° C. for 3 hours is Hv850 or more. 【請求項６】 硬質皮膜は、部品母材の表面に高炭素鋼
ないしは高炭素低合金鋼を用いた溶射法によって形成さ
れる請求項１ないし５のいずれかに記載の面疲労強度に
優れた鋼製部品の製造方法。6. The surface coating according to claim 1, wherein the hard coating is formed by a thermal spraying method using a high-carbon steel or a high-carbon low-alloy steel on the surface of the component base material. Manufacturing method of steel parts. 【請求項７】 加熱処理として、使用に耐える部品母材
と硬質皮膜との間での密着強度を確保しうる拡散接合を
生じると共にセメンタイト相のアスペクト比を２．０以
下とするに足る回数をもってＡｅ_１変態点の直上，直下
の加熱・冷却を繰り返す処理を行う請求項１ないし６の
いずれかに記載の面疲労強度に優れた鋼製部品の製造方
法。7. As the heat treatment, the number of times sufficient to cause diffusion bonding capable of securing the adhesion strength between the component base material that can be used and the hard coating and to set the aspect ratio of the cementite phase to 2.0 or less. The method for producing a steel part having excellent surface fatigue strength according to any one of claims 1 to 6, wherein a process of repeating heating and cooling immediately above and below the Ae ₁ transformation point is performed.