(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.10〜0.35％、
Si：0.01〜0.13％、
Mn：0.30〜0.80％、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.03％以下、
Al：0.01〜0.045％、
Cr：0.5〜3.0％、
Ｂ：0.0005〜0.0040％、
Nb：0.003〜0.080％および
Ｎ：0.0080％以下
を含み、不純物として混入するTiを0.005％以下に抑制し、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成からなる鋼を素材として、冷間鍛造および浸炭処理により得られる歯付き部品であって、浸炭処理後のオーステナイト粒径について、50μm以下の結晶粒の面積率が80％以上で、かつ300μm超えの結晶粒の面積率が10％以下であり、浸炭処理後の歯の全歯すじ誤差が下記式(1)を満足する機械構造部品。
記
（Ｂmax／Ｌ）×103≦５    ・・・ (1)
但し、Ｂmax は全ての歯における最大の全歯すじ誤差（mm）
Ｌは歯幅（mm）
【請求項２】
前記鋼素材が、質量％でさらに、
Sb：0.0003〜0.50％および
Sn：0.0003〜0.50％
のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項１に記載の機械構造部品。
【請求項３】
請求項１または２に記載の機械構造部品の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分組成からなる鋼素材を、焼鈍と冷間鍛造により歯付き部品としたのち、浸炭処理を施して機械構造部品を製造するに際し、
歯成形前の焼鈍を２回以内（０回を含む）とし、かつ歯成形時における断面減少率を下記式(2)の範囲とする機械構造部品の製造方法。
記
19％≦｛（Ａ−π×(ｄ/2)2）／Ａ｝×100≦70％    ・・・ (2)
但し、Ａは歯成形前の断面積（mm2）
ｄは歯付き部品のピッチ円直径（mm）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築産業機械や自動車の分野で用いられる歯車、スプライン等の歯付きの機械構造部品（肌焼鋼部材）およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の動力伝達部品（例えばトランスミッションのファイナルギアやドライブシャフト等で用いられる歯車やスプライン等の歯付き部品）のような繰り返しの応力を受ける部材は、優れた動力伝達効率のみならず、高疲労強度や低騒音などの特性が求められ、そのために部材間の接触部における寸法精度の向上が重要視されている。【０００３】
従来、高寸法精度が求められる部材は、機械切削によって成形されていたが、加工時間が長時間となり製造コストが嵩むという欠点がある。このため、近年では、成形後の寸法精度に優れる冷間鍛造が採用される場合が多い。また、熱間鍛造により成形された部品と冷間鍛造により成形された部品とでは、最終部品の特性が異なり、冷間鍛造によるものでは鍛流線が形成されるため、優れた部品特性を示す場合がある。
例えば、特許文献１には、初期歯形を冷間鍛造で張り出し成形し、その後、冷間鍛造により初期歯形から歯先の突き出しを行うように成形する歯形部品の製造方法が提案されている。【０００４】
また、特許文献２には、ダイ中に挿入された素材を、パンチとノックアウトとにより所定の加圧力をもってサンドイッチし、サンドイッチした状態で前記パンチを回転させながらそのパンチにノックアウト加圧力と成形加圧力との和よりも大きい軸方向の加圧力を付与して成形することで、ねじれ角の大きな部品であっても成形精度を高めることができる製造方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開2006-102821号公報
【特許文献２】特開2002-96139号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載された歯形を成形した後に歯先を成形する方法では、歯形成形の段階で歯の表面付近に相当の加工歪が導入され、鋼素材の加工硬化が生じて塑性変形能が低下し、次の歯先成形時に十分な金属流動が生じないため、所定寸法に精度よく成形されない場合があった。
また、特許文献２に記載の製造方法では、冷間鍛造後に仕上げの機械加工を必要とし、その分製造コストの上昇が避けられなかった。【０００７】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、最適な冷間鍛造用素材と冷間鍛造とを組み合わせることにより、優れた寸法精度と疲労強度とを有する歯車やスプライン等の歯付きの機械構造部品を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記した歯付き機械構造部品の有利な製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、冷間鍛造用素材と冷間鍛造方法に関して鋭意研究を重ねた。
その結果、好適な冷間鍛造用素材成分に対し、適切な冷間鍛造方法を組み合わせて制御することによって、冷間鍛造にて製造した歯付き部品の寸法精度が従来に比べて格段に向上することを見出した。そして、歯の寸法精度を向上させることによって、従来懸念された騒音を大幅に低減することができ、さらに浸炭処理後のオーステナイト粒の粗大化を阻止することによって、疲労強度の有利な向上が達成されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.35％、
Si：0.01〜0.13％、
Mn：0.30〜0.80％、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.03％以下、
Al：0.01〜0.045％、
Cr：0.5〜3.0％、
Ｂ：0.0005〜0.0040％、
Nb：0.003〜0.080％および
Ｎ：0.0080％以下
を含み、不純物として混入するTiを0.005％以下に抑制し、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成からなる鋼を素材として、冷間鍛造および浸炭処理により得られる歯付き部品であって、浸炭処理後のオーステナイト粒径について、50μm以下の結晶粒の面積率が80％以上で、かつ300μm超えの結晶粒の面積率が10％以下であり、浸炭処理後の歯の全歯すじ誤差が下記式(1)を満足する機械構造部品。
記
（Ｂmax／Ｌ）×103≦５    ・・・ (1)
但し、Ｂmax は全ての歯における最大の全歯すじ誤差（mm）
Ｌは歯幅（mm）【００１０】
２．前記鋼素材が、質量％でさらに、
Sb：0.0003〜0.50％および
Sn：0.0003〜0.50％
のうちから選んだ１種または２種を含有する前記１に記載の機械構造部品。【００１１】
３．前記１または２に記載の機械構造部品の製造方法であって、前記１または２に記載の成分組成からなる鋼素材を、焼鈍と冷間鍛造により歯付き部品としたのち、浸炭処理を施して機械構造部品を製造するに際し、
歯成形前の焼鈍を２回以内（０回を含む）とし、かつ歯成形時における断面減少率を下記式(2)の範囲とする機械構造部品の製造方法。
記
19％≦｛（Ａ−π×(ｄ/2)2）／Ａ｝×100≦70％    ・・・ (2)
但し、Ａは歯成形前の断面積（mm2）
ｄは歯付き部品のピッチ円直径（mm）
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、最適な冷間鍛造素材と冷間鍛造方法との組み合わせにより、優れた寸法精度を有する歯付きの機械構造部品を得ることができ、その結果、低騒音化、さらには高疲労強度化を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】浸炭熱処理条件を示す図である。
【図２】焼鈍条件を示す図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼素材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：0.10〜0.35％
冷間鍛造品に施す浸炭処理後の焼入れによって、鍛造品中心部において十分な硬度を得るためには、0.10％以上のＣを必要とするが、Ｃの含有量が0.35％を超えると、中心部の靱性が劣化するため、Ｃ量は0.10〜0.35％の範囲に限定した。なお、靱性の面からは、好ましくは0.25％以下、より好ましくは0.20％以下である。【００１６】
Si：0.01〜0.13％
Siは、脱酸剤として有用であり、少なくとも0.01％の添加が必要である。しかしながら、Siは浸炭表層で優先的に酸化し、粒界酸化を促すだけでなく、フェライトを固溶強化し変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させるため、上限を0.13％とする。好ましくは0.02〜0.10％、より好ましくは0.02〜0.09％の範囲である。【００１７】
Mn：0.30〜0.80％
Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも0.30％の添加を必要とする。しかし、Mnの過剰な添加は、固溶強化による変形抵抗の上昇を招くため、上限を0.80％とした。好ましくは0.60％以下、より好ましくは0.55％以下である。【００１８】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.03％までは許容される。好ましくは0.025％以下である。なお、下限については特に限定しなくても問題はないが、不要な低Ｐ化は精錬時間の増長や精錬コストの上昇を招くため、0.010％以上とするのがよい。好ましくは0.013％以上である。【００１９】
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、過剰な添加は冷間鍛造性の低下を招くため、上限を0.03％とした。また、下限については特に限定しないが、被削性の確保のためには0.010％以上とするのがよい。好ましくは0.012％以上である。【００２０】
Al：0.01〜0.045％
過剰なAlは、鋼中のＮをAlNとして固定することによって、Ｂの焼入性効果を発現させてしまう。浸炭処理後の部品強度を安定化させるためには、Ｂの焼入性効果を発現させないことが重要であり、そのためにAl量の上限は0.045％とする。一方、Alは脱酸に有効な元素でもあるため、下限を0.01％とする。好ましくは0.01〜0.040％、より好ましくは0.015〜0.035％の範囲である。【００２１】
Cr：0.5〜3.0％
Crは、焼入性のみならず、焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.5％に満たないと、その添加効果に乏しく、一方3.0％を超えると、過剰浸炭や残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える。よって、Cr量は0.5〜3.0％の範囲に限定した。好ましくは0.7〜2.5％、より好ましくは1.0〜1.8％、さらに好ましくは1.4〜1.8％の範囲である。【００２２】
Ｂ：0.0005〜0.0040％
Ｂは、鋼中でＮと結合することで、固溶Ｎを低減させる効果があり、そのため、固溶Ｎによる冷間鍛造時の動的ひずみ時効を低減することが可能であり、鍛造時の変形抵抗を下げることに寄与する。このためには、0.0005％以上のＢ添加が必要であるが、一方でＢ量が0.0040％を超えると、変形抵抗低減効果は飽和し、むしろ靱性の低下を招くことから、Ｂ量は0.0005〜0.0040％の範囲に限定した。好ましくは0.0005〜0.0030％、より好ましくは0.0005〜0.0020％の範囲である。【００２３】
Nb：0.003〜0.080％
Nbは、鋼中でNbCを形成し、浸炭処理時のオーステナイト粒の粗粒化をピン止め効果により抑制する効果がある。この効果を得るためには、少なくとも0.003％のNb添加が必要であるが、0.080％を超えて添加すると、粗大なNbCの析出による粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがある。このためNb量は0.003〜0.080％の範囲に限定した。好ましくは0.010〜0.060％、より好ましくは0.015〜0.045％の範囲である。【００２４】
Ｎ：0.0080％以下
Ｎは、鋼中に固溶し、冷間鍛造時に動的ひずみ時効を生じ、変形抵抗を増大させてしまうため、混入を極力回避することが好ましい成分である。そのため、Ｎ量は0.0080％以下とした。好ましくは0.0070％以下、より好ましくは0.0065％以下である。【００２５】
Ti：0.005％以下
Tiは、鋼中への混入を極力回避することが好ましい成分である。すなわち、Tiは、Ｎと結合して粗大なTiNを形成しやすく、またNbとの同時添加は粗大析出物をより生じやすくし、疲労強度の低下を招くことから、その混入は極力低減することが好ましいが、0.005％以下であれば許容される。好ましくは0.003％以下である。０％であってもよい。【００２６】
以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、その他にも必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。
Sb：0.0003〜0.50％
Sbは、鋼材表面の脱炭を抑制し、表面硬度の低下を防止するために有効な元素である。ただし、過剰な添加は冷間鍛造性を劣化させることから、Sbは0.0003〜0.50％の範囲で含有させるものとした。好ましくは0.0010〜0.050％、より好ましくは0.0015〜0.035％の範囲である。【００２７】
Sn：0.0003〜0.50％
Snは、鋼材表面の耐食性を向上させる上で有効な元素である。ただし、過剰な添加は冷間鍛造性を劣化させることから、Snは0.0003〜0.50％の範囲で含有させるものとした。好ましくは0.0010〜0.050％、より好ましくは0.0015〜0.035％の範囲である。【００２８】
本発明にて得られる歯付き部品は、浸炭熱処理による表面硬化が施されるが、高い疲労強度を得るためには、浸炭処理後の結晶粒径が微細であることが重要である。
すなわち、浸炭処理後のオーステナイト粒径について、50μm以下の結晶粒の面積率が80％以上で、かつ300μm超えの結晶粒の面積率が10％以下とする必要がある。好ましくは、50μm以下の結晶粒の面積率が90％以上で、かつ300μm超えの結晶粒の面積率が５％以下である。【００２９】
以上、本発明の成分組成および組織について説明したが、本発明の部品では、浸炭処理後の歯の全歯すじ誤差が次式(1)を満足することが重要である。
（Ｂmax／Ｌ）×103≦５    ・・・ (1)
但し、Ｂmax は全ての歯における最大の全歯すじ誤差（mm）
Ｌは歯幅（mm）【００３０】
上掲(1)式の左辺は、一つの部品における歯の精度誤差の程度を表しており、この値が５を超えると、大きな騒音の発生を余儀なくされる。(1)式の左辺のより好ましい値は３以下であり、さらに好ましくは２以下である。
なお、(1)式を満足するような精度誤差、すなわち高い寸法精度と、十分な部品強度との両立は、従来の鋼素材では達成できておらず、本発明の鋼成分で初めて達成されたものである。【００３１】
次に、本発明の製造方法について説明する。
本発明は、歯の歯すじ精度を高め、もって騒音の低減および疲労強度の向上を図るものであるが、そのためには歯成形時における断面減少率が重要であり、この断面減少率を次式(2)を満足する範囲とすることが重要である。
19％≦｛（Ａ−π×(ｄ/2)2）／Ａ｝×100≦70％    ・・・ (2)
但し、Ａは歯成形前の断面積（mm2）
ｄは歯付き部品のピッチ円直径（mm）【００３２】
すなわち、上掲(2)式で示される断面減少率が70％を超える場合は、鋼素材の限界成形能を超えてしまい、鍛造時に割れが発生してしまう。従って、歯成形時における断面減少率は70％以下とする。好ましくは60％以下である。一方、冷間鍛造の有用な効果の一つである鍛流線の形成による高疲労強度化を達成するためには、歯成形時の断面減少率は19％以上とする必要がある。好ましくは25％以上である。
なお、本発明において、冷間鍛造条件については特に制限はなく、従来から公知の条件で行えばよい。【００３３】
上記の冷間鍛造処理後、浸炭処理を施して製品とするが、この浸炭処理後に疲労強度が劣化する場合が散見された。
そこで、発明者らは、この点についても検討を重ねた結果、疲労強度の劣化が生じた場合は、浸炭処理後に結晶粒が粗大化していることが判明した。【００３４】
そこで、この原因について調査したところ、この結晶粒の粗大化は冷間鍛造時における焼鈍の回数と強い相関があることが判明した。
すなわち、冷間鍛造の前または中間に焼鈍を行う場合、焼鈍前の鋼組織は加工により変形したフェライトとパーライトであるが、焼鈍を行うと再結晶したフェライト母相に球状炭化物が分散した組織となる。再結晶したフェライトは非常に微細であり、浸炭加熱中の逆変態オーステナイトの核生成サイトが増大するため、浸炭初期のオーステナイトが微細化する。極度に微細化したオーステナイトは、異常粒成長を起こしやすく、そのため焼鈍を行うことで、結晶粒は粗大化しやすくなることが明らかとなった。また、焼鈍により、析出物が粗大化することも確認された。本来、析出物が微細であれば、オーステナイトの異常粒成長は抑制できるが、焼鈍により析出物が粗大化すると、粒界のピン止め力が損なわれるため、オーステナイトの異常粒成長を抑制することは困難となる。これらの現象は、焼鈍を繰り返すほど顕著となり、かかる焼鈍の回数が３回以上になると結晶粒が粗大化して疲労強度が劣化することが突き止められたのである。【００３５】
発明者らの調査によれば、浸炭処理後のオーステナイト粒径について、50μm以下の結晶粒の面積率が80％以上で、かつ300μm超えの結晶粒の面積率が10％以下であれば、良好な疲労強度が得られるのであるが、冷間鍛造の際に３回以上の焼鈍を施すと結晶粒の粗大化を招いて、上記した細粒組織が得難いことが判明した。
従って、低騒音化のみならず、高疲労強度化も併せて達成するには、歯成形前の焼鈍を２回以内として、浸炭処理後のオーステナイト粒径について、50μm以下の結晶粒の面積率が80％以上で、かつ300μm超えの結晶粒の面積率が10％以下とすることが好ましい。
ここに、冷間鍛造時における焼鈍条件については特に制限はなく、従来から公知の条件で行えばよい。好ましい焼鈍温度は760〜780℃程度である。
また、浸炭処理条件については特に制限はなく、従来から公知の条件で行えばよい。一般的な処理としては、浸炭ガス雰囲気中にて900〜960℃で浸炭を施したのち、焼入れし、ついで120〜250℃で焼き戻し行う処理が挙げられる。【００３６】
なお、浸炭時の結晶粒粗大化は、Al窒化物やNb炭窒化物の微細分散により抑制することも可能であるが、焼鈍を複数回行うと、Al窒化物やNb炭窒化物は粗大化してしまい、結果として、浸炭時の結晶粒粗大化抑制能を失ってしまうため、焼鈍回数は２回以内に制限することが好ましい。より好ましくは１回以内である。
【実施例】
【００３７】
以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は以下の実施例による制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内において適宜変更することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。【００３８】
＜実施例１＞
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、熱間圧延により39.5〜90mm径の丸棒に成形した。得られた丸棒を素材とし、表２に示すインボリュート歯車形状に冷間鍛造したのち、図１に示す条件にて浸炭熱処理を実施した。なお、表１中のTi含有量が0.001％あるいは0.002％の鋼は、Tiを積極的に添加しておらず、不純物として混入したTi含有量である。
浸炭熱処理後の歯車は、オーステナイト粒径測定用のものと、歯すじ精度の測定および疲労試験に供するものとをそれぞれ用意し、オーステナイト粒径および歯すじ精度を測定し、さらには疲労試験を実施した。
得られた結果を表３に示す。【００３９】
なお、浸炭熱処理後のオーステナイト粒径の測定は、歯のピッチ円直下の0.3mm内部、0.5mm内部、0.7mm内部、1.0mm内部のそれぞれの位置を、光学顕微鏡で倍率：400倍にて10視野ずつ撮影後、合計40視野について、50μm以下の結晶粒の面積率および300μm超えの結晶粒の面積率を画像解析ソフト（Media Cybernetics社製 Image-Pro#PLUS）にて定量化することにより行った。
また、歯すじ精度測定は、全ての歯の両面側からJIS B 1702-1に準拠して３次元形状測定器にて全歯すじ誤差を測定し、全歯すじ誤差の最大値Ｂmaxおよび歯幅Ｌから式(1)の左辺を算出した。
さらに、歯車の疲労試験は、動力循環式歯車疲労試験機を用いて、1800rpmで実施し、107回の疲労限強度（負荷トルク）を求めるとともに、該強度における騒音を騒音計にて測定した。なお、本試験における疲労強度は200N・m以上であれば十分であり、また騒音は80dB以下であれば良好といえる。【００４０】
【表１】
0005708901.tif 000002
【００４１】
【表２】
0005708901.tif 000003
【００４２】
【表３】
0005708901.tif 000004
【００４３】
表３に示したとおり、歯すじ精度を示す式(1)の左辺が５以下であれば、騒音を80dB以下まで低減することができ、さらに本発明の成分組成を満足する鋼を用い、式(2)の値が19〜70％を満足する場合には、オーステナイト粒径が上述した条件を満足し、200N・m以上の高い疲労強度を得ることができた。【００４４】
＜実施例２＞
実施例１で使用した鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｑ、Ｒを、熱間圧延により50mm径の丸棒に成形した。ついで、得られた丸棒を図２に示す条件にて焼鈍し、表２に示すインボリュート歯車形状に冷間鍛造した。その後、図１に示す条件にて浸炭熱処理を実施した。
浸炭熱処理後に、オーステナイト粒径測定および歯すじ精度測定を行い、その後、疲労試験を実施した。
得られた結果を表４に示す。
なお、冷間鍛造時の断面減少率、浸炭熱処理後のオーステナイト粒径、歯すじ精度測定および疲労試験は、実施例１と同様の方法で行った。【００４５】
【表４】
0005708901.tif 000005
【００４６】
表４に示したとおり、成分組成が本発明を満足する鋼Ａ、Ｂ、Ｃでは、焼鈍回数を１回として式(2)の値を19〜70％の範囲に制御することによって、200N・m以上という高い疲労強度が得られた。これに対し、成分組成が本発明範囲を逸脱する鋼Ｑ、Ｒでは、焼鈍回数を１回とし式(2)の値を19〜70％の範囲としても、本発明で所期した微細粒を得ることができず、そのため良好な疲労強度を得ることはできなかった。【００４７】
＜実施例３＞
実施例１で使用した鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｑ、Ｒを、熱間圧延により45mm径の丸棒に成形した。ついで、得られた丸棒を図２に示す条件にて焼鈍し、50 mm径の丸棒へ冷間鍛造した。その後、再び図２に示す条件にて焼鈍し、表２に示すインボリュート歯車形状に冷間鍛造した。その後、図１に示す条件にて浸炭熱処理を実施した。
浸炭熱処理後に、オーステナイト粒径測定および歯すじ精度測定を行い、その後、疲労試験を実施した。
得られた結果を表５に示す。
なお、冷間鍛造時の断面減少率、浸炭熱処理後のオーステナイト粒径、歯すじ精度測定および疲労試験は、実施例１と同様の方法で行った。【００４８】
【表５】
0005708901.tif 000006
【００４９】
表５に示したとおり、実施例２の場合と同様に、本発明鋼である鋼Ａ、Ｂ、Ｃの場合は、焼鈍回数を２回とし式(2)の値を19〜70％の範囲に制御することによって、200N・m以上という高い疲労強度を得ることができた。これに対し、比較鋼である鋼Ｑ、Ｒでは、焼鈍回数を２回とし式(2)の値を19〜70％の範囲としても、本発明で所期した微細粒を得ることができず、そのため良好な疲労強度を得ることはできなかった。【００５０】
＜実施例４＞
実施例１で使用した鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｑ、Ｒを、熱間圧延により40mm径の丸棒に成形した。ついで、得られた丸棒を図２に示す条件にて焼鈍し、45mm径の丸棒に冷間鍛造したのち、再び図２に示す条件にて焼鈍した。その後、50mm径の丸棒に冷間鍛造して、再び図２に示す条件にて焼鈍したのち、表２に示すインボリュート歯車形状に冷間鍛造した。その後、図１に示す条件にて浸炭熱処理を実施した。
浸炭熱処理後に、オーステナイト粒径測定および歯すじ精度測定を行い、その後、疲労試験を実施した。
得られた結果を表６に示す。
なお、冷間鍛造時の断面減少率、浸炭熱処理後のオーステナイト粒径、歯すじ精度測定および疲労試験は、実施例１と同様の方法で行った。【００５１】
【表６】
0005708901.tif 000007
【００５２】
表６に示したとおり、歯成形前に焼鈍を３回行った場合は、成分組成の如何にかかわらず、良好な疲労特性を得ることはできなかった。
【要約】
質量％で、Ｃ：0.10〜0.35％、Si：0.01〜0.13％、Mn：0.30〜0.80％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.01〜0.045％、Cr：0.5〜3.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％、Nb：0.003〜0.080％およびＮ：0.0080％以下を含み、不純物として混入するTiを0.005％以下に抑制し、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成からなる鋼を素材として、冷間鍛造および浸炭処理を施して得た歯付き部品であって、浸炭処理後のオーステナイト粒径について、50μm以下の結晶粒の面積率を80％以上、かつ300μm超えの結晶粒の面積率を10％以下とし、浸炭処理後の歯の全歯すじ誤差について次式(1)を満足させることにより、優れた寸法精度を有する歯付きの機械構造用部品とする。
（Ｂmax／Ｌ）×103≦５    ・・・ (1)
但し、Ｂmax は全ての歯における最大の全歯すじ誤差（mm）
Ｌは歯幅（mm）【図１】
0005708901.tif 000008
【図２】
0005708901.tif 000009