JP6589708B2 - Carbonitriding parts - Google Patents

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Description

本発明は、部品に関し、さらに詳しくは、浸炭窒化処理が施された部品である浸炭窒化部品に関する。   The present invention relates to a part, and more particularly, to a carbonitrided part that is a part subjected to carbonitriding.

歯車、ベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリー等の機械部品として、浸炭処理の施された部品である浸炭部品が利用されている。   As machine parts such as gears and pulleys for belt-type continuously variable transmissions (CVT), carburized parts that are carburized parts are used.

浸炭処理として、ガス浸炭処理が多く利用されているが、最近では、真空浸炭処理が利用されるケースが増えている。真空浸炭処理はたとえば、特許第２９４５７１４号公報（特許文献１）、特開２００６−３４９０５５号公報（特許文献２）、特許第４２５４８１６号公報（特許文献３）、国際公開第２００９／１３１２０２号（特許文献４）、特許第５３０１７２８号公報（特許文献５）、及び、特許第５６６０２５９号公報（特許文献６）等に開示されている。   As a carburizing process, a gas carburizing process is often used, but recently, a case where a vacuum carburizing process is used is increasing. For example, Japanese Patent No. 2945714 (Patent Document 1), Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-349055 (Patent Document 2), Japanese Patent No. 4254816 (Patent Document 3), International Publication No. 2009/131202 (Patent Patent). Document 4), Japanese Patent No. 5301728 (Patent Document 5), Japanese Patent No. 5660259 (Patent Document 6), and the like.

真空浸炭処理は、ガス浸炭処理と比較して、次の効果を有する。真空浸炭処理では浸炭温度を高くできる。そのため、短時間で所望の炭素濃度の浸炭部品が得られる。さらに、真空での処理であるため、粒界酸化が抑制され、曲げ疲労強度の高い浸炭部品が得られやすい。さらに、炭素収率が高いため、二酸化炭素の排出量を抑えることができる。   The vacuum carburizing process has the following effects compared to the gas carburizing process. The carburizing temperature can be increased in the vacuum carburizing process. Therefore, a carburized part having a desired carbon concentration can be obtained in a short time. Furthermore, since the treatment is performed in a vacuum, grain boundary oxidation is suppressed, and a carburized part having high bending fatigue strength is easily obtained. Furthermore, since the carbon yield is high, the amount of carbon dioxide emission can be suppressed.

真空浸炭処理は上述の効果を有するものの、次の問題点を有する。真空浸炭処理により製造された浸炭部品では、エッジ部の炭素濃度が、平坦部よりも高くなる。そのため、エッジ部で過剰浸炭（炭素濃度が必要以上に高濃度になる現象）が発生しやすい。過剰浸炭された部分の焼入れ組織には、粗大なセメンタイトが生成しやすい。粗大なセメンタイトは、曲げ疲労強度を低下する。したがって、歯車、ＣＶＴ用プーリー等のエッジ部が多く存在する機械部品に、真空浸炭処理が実施された浸炭部品を利用する場合、十分な曲げ疲労強度が得られない場合がある。   Although the vacuum carburizing treatment has the above-described effects, it has the following problems. In the carburized part manufactured by the vacuum carburizing process, the carbon concentration of the edge portion is higher than that of the flat portion. For this reason, excessive carburization (a phenomenon in which the carbon concentration becomes higher than necessary) tends to occur at the edge portion. Coarse cementite tends to be generated in the quenched structure of the excessively carburized portion. Coarse cementite reduces the bending fatigue strength. Therefore, when a carburized part that has been subjected to vacuum carburizing treatment is used for a machine part having a large number of edge portions such as gears and CVT pulleys, sufficient bending fatigue strength may not be obtained.

真空浸炭処理が実施された浸炭部品のエッジ部の過剰浸炭を抑制する技術が次のとおり提案されている。   Techniques for suppressing excessive carburization at the edge of carburized parts that have been vacuum carburized have been proposed as follows.

（１）浸炭部品の表層における炭素濃度が低くなる条件で真空浸炭処理を実施して、エッジ部の過剰浸炭を抑制する。たとえば、特許文献４では、歯形部の歯面又は歯底の表面浸炭濃度が０．６５±０．１質量％の範囲内となる条件で減圧浸炭工程を実施する。   (1) The vacuum carburizing process is performed under the condition that the carbon concentration in the surface layer of the carburized component is low, and excessive carburization of the edge portion is suppressed. For example, in Patent Document 4, the reduced pressure carburizing step is performed under the condition that the surface carburizing concentration of the tooth surface or the tooth bottom of the tooth profile is in the range of 0.65 ± 0.1 mass%.

（２）真空浸炭処理される鋼材の化学組成を調整することにより、過剰浸炭を抑制する。具体的には、鋼材のＳｉ含有量を高くしたり、Ｃｒ含有量を低くしたり、Ｍｎ含有量を低くしたりする。Ｃｒ含有量を低くすれば、真空浸炭処理によって生じる粗大セメンタイトの析出が抑制される。そのため、曲げ疲労強度が維持される。たとえば、特許文献５で提案される真空浸炭用の鋼材の化学組成は、Ｓｉ：０．３５〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．２％未満、Ｍｏ：０．１％以下を含有する。   (2) Excess carburization is suppressed by adjusting the chemical composition of the steel material to be vacuum carburized. Specifically, the Si content of the steel material is increased, the Cr content is decreased, or the Mn content is decreased. If the Cr content is lowered, the precipitation of coarse cementite caused by the vacuum carburizing process is suppressed. Therefore, bending fatigue strength is maintained. For example, the chemical composition of the steel material for vacuum carburization proposed in Patent Document 5 is Si: 0.35 to 3.0%, Mn: 0.1 to 3.0%, Cr: less than 0.2%, Mo : Contains 0.1% or less.

（３）真空浸炭処理を行う前の鋼材に対して、エッジ部の面取り加工を行って過剰浸炭を抑制する。たとえば、特許文献２に開示された歯車では、平滑な面部における表面炭素濃度が０．６％以上となるように真空浸炭されている歯車であって、真空浸炭に先立って、歯元近傍に位置する応力集中部を含む表面に、有効硬化層深さＤ±０．２５（ｍｍ）の面取り加工が施される。   (3) Excess carburization is suppressed by chamfering the edge portion of the steel material before the vacuum carburizing treatment. For example, the gear disclosed in Patent Document 2 is a gear that is vacuum carburized so that the surface carbon concentration in the smooth surface portion is 0.6% or more, and is positioned near the tooth root prior to vacuum carburizing. A chamfering process with an effective hardened layer depth of D ± 0.25 (mm) is performed on the surface including the stress concentration portion.

しかしながら、上記（１）のように、浸炭部品の平坦部表層における炭素濃度が低くなる条件で真空浸炭処理を実施する場合、平坦部表層の炭素濃度が低すぎ、浸炭部品の曲げ疲労強度が十分に得られない場合がある。   However, as described in (1) above, when the vacuum carburizing process is performed under the condition that the carbon concentration in the flat portion surface layer of the carburized component is low, the carbon concentration of the flat portion surface layer is too low, and the bending fatigue strength of the carburized component is sufficient. May not be obtained.

上記（２）のように、真空浸炭処理される鋼材のＣｒ含有量を低くすれば、鋼材の焼入れ性が低下する。この場合、浸炭部品の芯部の硬さが不足し、十分な曲げ疲労強度が得られない場合がある。また、鋼材のＳｉ含有量を高くすれば、鋼材の硬さが高くなりすぎ、加工性が低下する。そのため、エッジ部の過剰浸炭を抑制できる程度にＳｉ含有量を高めるには限界がある。   If the Cr content of the steel material to be vacuum carburized is reduced as in (2) above, the hardenability of the steel material is lowered. In this case, the hardness of the core part of the carburized component may be insufficient, and sufficient bending fatigue strength may not be obtained. Moreover, if Si content of steel materials is made high, the hardness of steel materials will become high too much and workability will fall. Therefore, there is a limit in increasing the Si content to such an extent that excessive carburization of the edge portion can be suppressed.

上記（３）のように、真空浸炭処理前の鋼材に対して、エッジ部の面取り加工を行う場合、生産性が低下する。   As described in the above (3), when chamfering the edge portion is performed on the steel material before the vacuum carburizing treatment, the productivity is lowered.

さらに、歯車やベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリーのように、使用中にすべりが発生し表面が高温になる機械部品では、曲げ疲労強度だけでなく、優れたピッチング強度も要求される。   Furthermore, mechanical parts such as gears and belt-type continuously variable transmission (CVT) pulleys that slip during use and have a high surface require not only bending fatigue strength but also excellent pitching strength. .

そこで、曲げ疲労強度とともにピッチング強度に優れた機械部品として、浸炭窒化部品が提案されている。浸炭窒化部品はたとえば、特開２０１４−１８５３７９号公報（特許文献７）及び特許第５５４１０４８号公報（特許文献８）に開示されている。浸炭窒化部品は、浸炭部品と比較して、焼戻し軟化抵抗に優れ、面疲労強度を高く維持することができる。そのため、ピッチング強度及び曲げ疲労強度に優れる。   Therefore, carbonitrided parts have been proposed as mechanical parts that are excellent in bending fatigue strength and pitching strength. Carbonitrided parts are disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2014-185379 (Patent Document 7) and Japanese Patent No. 5541048 (Patent Document 8). The carbonitrided parts are superior in temper softening resistance and can maintain high surface fatigue strength compared to carburized parts. Therefore, it is excellent in pitching strength and bending fatigue strength.

特許第２９４５７１４号公報Japanese Patent No. 2945714 特開２００６−３４９０５５号公報JP 2006-349055 A 特許第４２５４８１６号公報Japanese Patent No. 4254816 国際公開第２００９／１３１２０２号International Publication No. 2009/131202 特許第５３０１７２８号公報Japanese Patent No. 5301728 特許第５６６０２５９号公報Japanese Patent No. 5660259 特開２０１４−１８５３７９号公報JP 2014-185379 A 特許第５５４１０４８号公報Japanese Patent No. 5541048

しかしながら、特許文献７及び８に開示された浸炭窒化部品であっても、十分な曲げ疲労強度及びピッチング強度が得られない場合がある。   However, even with the carbonitrided parts disclosed in Patent Documents 7 and 8, sufficient bending fatigue strength and pitching strength may not be obtained.

本発明の目的は、平坦部及びエッジ部を含む表面を含み、優れた曲げ疲労強度及びピッチング強度を有する浸炭窒化部品を提供することである。   An object of the present invention is to provide a carbonitrided component including a surface including a flat portion and an edge portion and having excellent bending fatigue strength and pitching strength.

本実施形態による浸炭窒化部品は、平坦部及びエッジ部を有する表面を含む表層部と、表層部よりも内部の芯部とを備える。芯部は、質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:０．０１〜１．４０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．０１〜０．５０％、Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、Ｎ:０．００３〜０．０３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、Ｎｉ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。平坦部から深さ０．０５ｍｍまでの領域における炭素濃度ＣＰ１は０．７０〜０．８９％であり、窒素濃度は０．１０〜０．８０％である。エッジ部から深さ０．０５ｍｍまでの領域における炭素濃度ＣＰ２は、炭素濃度ＣＰ１超え〜１．２０％である。平坦部から深さ０．３ｍｍ位置でのビッカース硬さはＨＶ６５０以上であり、芯部のビッカース硬さはＨＶ２６０以上である。表層部での粒界酸化層深さは３．０μｍ未満である。   The carbonitrided component according to the present embodiment includes a surface layer portion including a surface having a flat portion and an edge portion, and a core portion inside the surface layer portion. A core part is the mass%, C: 0.10-0.30%, Si: 0.01-1.40%, Mn: 1.40-3.00%, P: 0.030% or less, S : 0.060% or less, Cr: 0.01 to 0.50%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.003 to 0.030%, Nb: 0 to 0.10%, Ti : 0 to 0.100%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.50%, and Ni: 0 to 0.50%, with the balance being Fe and impurities. Have. The carbon concentration CP1 in the region from the flat portion to the depth of 0.05 mm is 0.70 to 0.89%, and the nitrogen concentration is 0.10 to 0.80%. The carbon concentration CP2 in the region from the edge part to a depth of 0.05 mm is above the carbon concentration CP1 to 1.20%. The Vickers hardness at a depth of 0.3 mm from the flat part is HV650 or more, and the Vickers hardness of the core part is HV260 or more. The grain boundary oxide layer depth in the surface layer portion is less than 3.0 μm.

本発明による浸炭窒化部品は、優れた曲げ疲労強度及びピッチング強度を有する。   The carbonitrided component according to the present invention has excellent bending fatigue strength and pitching strength.

図１は、本実施形態による浸炭窒化部品の一例を示す斜視図である。FIG. 1 is a perspective view showing an example of a carbonitriding component according to the present embodiment. 図２は、図１中の断面Ｃｓを示す図である。FIG. 2 is a view showing a cross section Cs in FIG. 図３は、エッジ部表層領域の炭素濃度と四点曲げ疲労強度との関係を示す図である。FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the carbon concentration in the edge surface layer region and the four-point bending fatigue strength. 図４は、図２の断面Ｃｓの頂角近傍部分の拡大図である。FIG. 4 is an enlarged view of a portion near the apex angle of the cross section Cs of FIG. 図５は、実施例で使用したローラーピッチング試験片の側面図及び正面図である。FIG. 5 is a side view and a front view of the roller pitching test piece used in the examples.

以下、本実施形態による浸炭窒化部品について説明する。初めに、本明細書における浸炭窒化部品の平坦部、エッジ部、表層及び芯部について説明する。   Hereinafter, the carbonitrided component according to the present embodiment will be described. First, the flat part, the edge part, the surface layer, and the core part of the carbonitrided component in this specification will be described.

真空浸炭窒化処理された浸炭窒化部品が、表面にエッジ部及び平坦部を含む場合、エッジ部に過剰浸炭が発生しやすい。真空浸炭部品の頂点部は鋼材の体積に対する表面積が大きいため、炭素が多く入りやすく、深さ方向に拡散しにくい。そのため、過剰浸炭が起こりやすい。しかしながら、頂点部は実際に使用される際に大きな負荷がかからない部分であるため、過剰浸炭の度合いを評価する必要がない。したがって、本実施形態で過剰浸炭を抑制する対象は頂点部ではなくエッジ部である。   When the carbonitrided parts subjected to vacuum carbonitriding include an edge portion and a flat portion on the surface, excessive carburization tends to occur at the edge portion. The apex portion of the vacuum carburized part has a large surface area relative to the volume of the steel material, so that a large amount of carbon is easy to enter and difficult to diffuse in the depth direction. Therefore, excessive carburization is likely to occur. However, since the apex portion is a portion where a large load is not applied when actually used, it is not necessary to evaluate the degree of excessive carburization. Therefore, the object which suppresses excessive carburization in this embodiment is not an apex part but an edge part.

図１は、本実施形態の浸炭窒化部品の一例を示す斜視図である。図１に示す浸炭窒化部品１００は頂点部、エッジ部と平坦部を含む４点曲げ試験片である。浸炭窒化部品１００は、全体が四角柱状であり、長さ方向略中央に切り欠き部分が形成されている。   FIG. 1 is a perspective view showing an example of a carbonitriding component according to this embodiment. The carbonitriding component 100 shown in FIG. 1 is a four-point bending test piece including a vertex, an edge, and a flat portion. The entire carbonitrided component 100 has a quadrangular prism shape, and a notch portion is formed at the approximate center in the length direction.

図１に示す浸炭窒化部品１００の表面のうち、頂点部は次のとおり定義される。浸炭窒化部品の表面上における任意の位置の点をＰａと定義する。点Ｐａを中心とする半径１．０ｍｍの仮想球を想定し、浸炭窒化部品と重なる部分の体積をＶ、浸炭窒化部品の表面のうち仮想球に含まれる部分の面積をＳとする。そしてＶ／Ｓで表わされるパラメーターが０．２２３以下である部分を頂点と定義する。図１に示す点ＰａでのＶ／Ｓは０．２２２であるため、点Ｐａは頂点部に含まれる。   A vertex part is defined as follows among the surfaces of carbonitriding component 100 shown in FIG. A point at an arbitrary position on the surface of the carbonitrided part is defined as Pa. Assuming a virtual sphere with a radius of 1.0 mm centered on the point Pa, the volume of the part overlapping the carbonitriding part is V, and the area of the part of the carbonitriding part contained in the virtual sphere is S. A portion where the parameter represented by V / S is 0.223 or less is defined as a vertex. Since V / S at the point Pa shown in FIG. 1 is 0.222, the point Pa is included in the apex portion.

次に、切り欠き部分の辺２の表面部分（縁表面部分）に注目する。縁表面部分において、辺２上における任意の位置に存在する点を、点Ｐｃと定義する。そして、図１に示すように、点Ｐｃにおける辺２と垂直な断面ＣＳを想定する。   Next, attention is paid to the surface portion (edge surface portion) of the side 2 of the cutout portion. A point existing at an arbitrary position on the side 2 in the edge surface portion is defined as a point Pc. Then, as shown in FIG. 1, a cross section CS perpendicular to the side 2 at the point Pc is assumed.

図２は、断面ＣＳの模式図である。断面ＣＳにおいて、浸炭窒化部品１００の表面の任意の点ＸＰから、表面から１．０ｍｍの深さに位置する仮想点Ｐを想定する。仮想点Ｐの集合体が矩形１５になる。   FIG. 2 is a schematic diagram of a cross section CS. In the cross section CS, a virtual point P located at a depth of 1.0 mm from the surface is assumed from an arbitrary point XP on the surface of the carbonitrided component 100. A collection of virtual points P becomes a rectangle 15.

仮想点Ｐを中心とする半径１．０ｍｍの仮想球を想定する。この仮想球が浸炭窒化部品１００の表面と接する（交わりが１点）場合の仮想点Ｐを「Ｐ１」と定義し、仮想点Ｐ１の球において、浸炭窒化部品の表面の接点を「ＸＰ１」と定義する。浸炭窒化部品１００の表面のうち、点ＸＰ１で定義可能な部分を「平坦部」２０と定義する。   A virtual sphere with a radius of 1.0 mm centered on the virtual point P is assumed. The virtual point P when this virtual sphere contacts the surface of the carbonitriding component 100 (one intersection) is defined as “P1”, and the contact point on the surface of the carbonitriding component is defined as “XP1” in the sphere of the virtual point P1. Define. Of the surface of the carbonitrided component 100, a portion that can be defined by the point XP <b> 1 is defined as a “flat portion” 20.

そして、浸炭窒化部品１００の表面のうち、頂点部及び平坦部以外の部分、つまり、浸炭窒化部品１００の表面のうち、点ＸＰ１と点Ｐａ以外の部分を、「エッジ部」１０と定義する（図２参照）。たとえば図１において、辺２はエッジ部である。   Then, a portion other than the apex portion and the flat portion in the surface of the carbonitrided component 100, that is, a portion other than the point XP1 and the point Pa in the surface of the carbonitrided component 100 is defined as an “edge portion” 10 ( (See FIG. 2). For example, in FIG. 1, side 2 is an edge portion.

浸炭窒化部品の「芯部」とは、炭素濃度及び窒素濃度が、浸炭窒化処理後であっても変動しない部分、つまり、浸炭窒化部品の表層よりも内部を意味する。本明細書において浸炭窒化部品の芯部とは、浸炭窒化部品の表面から深さ２ｍｍ以上の内部領域を意味する。浸炭窒化部品の表面から２ｍｍ未満の領域を「表層」と定義する。   The “core part” of the carbonitrided part means a part where the carbon concentration and nitrogen concentration do not change even after the carbonitriding process, that is, the inside of the carbonitrided part rather than the surface layer. In the present specification, the core portion of the carbonitrided component means an internal region having a depth of 2 mm or more from the surface of the carbonitrided component. An area of less than 2 mm from the surface of the carbonitrided part is defined as “surface layer”.

本発明者は、上記課題を解決するために、真空浸炭窒化処理される鋼材中のＣｒ含有量、浸炭窒化部品の表層における炭素濃度、窒素濃度、及び、焼入れ性に着目し、調査及び検討を行った。その結果、本発明者は次の知見を得た。   In order to solve the above-mentioned problems, the inventor paid attention to the Cr content in the steel to be vacuum carbonitrided, the carbon concentration in the surface layer of the carbonitrided component, the nitrogen concentration, and the hardenability, and investigated and examined it. went. As a result, the present inventor obtained the following knowledge.

（Ａ）浸炭窒化処理される鋼材のＣｒ含有量が０．５０％以下であれば、真空浸炭処理後の浸炭窒化部品のエッジ部において過剰浸炭が抑制され、かつ、平坦部での粗大なＣｒ窒化物の析出が抑制される。その結果、十分な曲げ疲労強度が得られる。   (A) If the Cr content of the steel material to be carbonitrided is 0.50% or less, excessive carburization is suppressed at the edge of the carbonitrided part after vacuum carburizing, and coarse Cr in the flat part Nitride precipitation is suppressed. As a result, sufficient bending fatigue strength can be obtained.

（Ｂ）浸炭窒化処理される鋼材のＭｎ含有量が１．４０％以上であれば、Ｃｒ含有量が０．５０％以下であっても十分な焼入れ性が得られる。その結果、浸炭窒化部品の表層及び芯部の硬さを高めることができ、十分な曲げ疲労強度が得られる。   (B) If the Mn content of the steel material to be carbonitrided is 1.40% or more, sufficient hardenability can be obtained even if the Cr content is 0.50% or less. As a result, the hardness of the surface layer and core portion of the carbonitrided component can be increased, and sufficient bending fatigue strength can be obtained.

（Ｃ）浸炭窒化部品の表面の平坦部から深さ０．０５ｍｍまでの領域（以下、平坦部表層領域という）での炭素濃度ＣＰ１を０．７０〜０．８９％にする。炭素濃度ＣＰ１は曲げ疲労強度の指標となる。炭素濃度ＣＰ１が０．７０％未満であれば、平坦部表層領域の硬さが低すぎ、十分な曲げ疲労強度及びピッチング強度が得られない。一方、炭素濃度ＣＰ１が０．８９％を超えれば、表層に粗大セメンタイトが析出し、曲げ疲労強度が低下する。炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であれば、優れた曲げ疲労強度及びピッチング強度が得られる。   (C) The carbon concentration CP1 in the region from the flat portion on the surface of the carbonitrided component to the depth of 0.05 mm (hereinafter referred to as the flat portion surface layer region) is set to 0.70 to 0.89%. The carbon concentration CP1 is an index of bending fatigue strength. If the carbon concentration CP1 is less than 0.70%, the hardness of the flat portion surface layer region is too low, and sufficient bending fatigue strength and pitching strength cannot be obtained. On the other hand, if the carbon concentration CP1 exceeds 0.89%, coarse cementite precipitates on the surface layer, and the bending fatigue strength decreases. If the carbon concentration CP1 is 0.70 to 0.89%, excellent bending fatigue strength and pitching strength can be obtained.

（Ｄ）平坦部表層領域での窒素濃度ＮＰを０．１０〜０．８０％にする。窒素濃度ＮＰが０．１０％未満であれば、平坦部表層領域の焼戻し軟化抵抗が低い。この場合、ピッチング強度が低下する。一方、窒素濃度ＮＰが０．８０％を超えれば、鋼中に残留オーステナイトが過剰に生成する。この場合、平坦部表層領域の硬さが低下し、曲げ疲労強度が低下する。窒素濃度ＮＰが０．１０〜０．８０％であれば、優れた曲げ疲労強度及びピッチング強度が得られる。   (D) The nitrogen concentration NP in the surface region of the flat part is set to 0.10 to 0.80%. If the nitrogen concentration NP is less than 0.10%, the temper softening resistance in the surface area of the flat portion is low. In this case, the pitching strength is reduced. On the other hand, if the nitrogen concentration NP exceeds 0.80%, excessive austenite is produced in the steel. In this case, the hardness of the surface area of the flat portion is reduced, and the bending fatigue strength is reduced. If the nitrogen concentration NP is 0.10 to 0.80%, excellent bending fatigue strength and pitching strength can be obtained.

（Ｅ）浸炭窒化部品の表面のエッジ部から深さ０．０５ｍｍまでの領域（以下、エッジ部表層領域という）での炭素濃度ＣＰ２をＣＰ１超〜１．２０％にする。   (E) The carbon concentration CP2 in the region from the edge portion on the surface of the carbonitrided part to a depth of 0.05 mm (hereinafter referred to as the edge portion surface layer region) is set to exceed CP1 to 1.20%.

図３は、炭素濃度ＣＰ２と四点曲げ疲労強度との関係を示す図である。図３は、質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:０．０１〜１．４０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．５０％以下、Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、Ｎ:０．００３〜０．０３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、Ｎｉ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材を真空浸炭処理して作製された試験片を用いて、後述の実施例中の四点曲げ疲労試験を実施することにより得られた。   FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the carbon concentration CP2 and the four-point bending fatigue strength. FIG. 3 shows mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.40%, Mn: 1.40 to 3.00%, P: 0.030% or less, S : 0.060% or less, Cr: 0.50% or less, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.003 to 0.030%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0 A steel material containing 0.100%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.50%, and Ni: 0 to 0.50%, with the balance being Fe and impurities. It was obtained by carrying out a four-point bending fatigue test in the examples described later using a test piece produced by vacuum carburization.

図３を参照して、炭素濃度ＣＰ２が１．２０質量％以下の場合、四点曲げ疲労強度は８５０ＭＰａ以上と高い。しかしながら、炭素濃度ＣＰ２が１．２０質量％を超えれば、四点曲げ疲労強度が急速に低下し、８２５ＭＰａ未満となる。したがって、炭素濃度ＣＰ２をＣＰ１超〜１．２０％にすれば、優れた曲げ疲労強度が得られる。   Referring to FIG. 3, when the carbon concentration CP2 is 1.20% by mass or less, the four-point bending fatigue strength is as high as 850 MPa or more. However, if the carbon concentration CP2 exceeds 1.20% by mass, the four-point bending fatigue strength rapidly decreases to less than 825 MPa. Therefore, if the carbon concentration CP2 is set to more than CP1 to 1.20%, excellent bending fatigue strength can be obtained.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による浸炭窒化部品は、平坦部及びエッジ部を有する表面を含む表層部と、表層部よりも内部の芯部とを備える。芯部は、質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:０．０１〜１．４０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．５０％以下、Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、Ｎ:０．００３〜０．０３０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、Ｎｉ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。平坦部から深さ０．０５ｍｍまでの領域における炭素濃度ＣＰ１は質量％で０．７０〜０．８９％であり、窒素濃度は質量％で０．１０〜０．８０％である。エッジ部から深さ０．０５ｍｍまでの領域における炭素濃度ＣＰ２は、炭素濃度ＣＰ１よりも高く質量％で１．２０％以下である。平坦部から深さ０．３ｍｍ位置でのビッカース硬さがＨＶ６５０以上であり、表層部での粒界酸化層深さは３．０μｍ未満である。芯部のビッカース硬さはＨＶ２６０以上である。   The carbonitriding component according to the present embodiment completed based on the above knowledge includes a surface layer portion including a surface having a flat portion and an edge portion, and a core portion inside the surface layer portion. A core part is the mass%, C: 0.10-0.30%, Si: 0.01-1.40%, Mn: 1.40-3.00%, P: 0.030% or less, S : 0.060% or less, Cr: 0.50% or less, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.003 to 0.030%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0 It contains 0.100%, Mo: 0-0.20%, Cu: 0-0.50%, and Ni: 0-0.50%, and the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities. The carbon concentration CP1 in the region from the flat part to the depth of 0.05 mm is 0.70 to 0.89% by mass%, and the nitrogen concentration is 0.10 to 0.80% by mass%. The carbon concentration CP2 in the region from the edge part to a depth of 0.05 mm is higher than the carbon concentration CP1 and is 1.20% or less by mass. The Vickers hardness at a depth of 0.3 mm from the flat portion is HV650 or more, and the grain boundary oxide layer depth in the surface layer portion is less than 3.0 μm. The Vickers hardness of the core is HV260 or more.

上記芯部の化学組成は、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、及び、Ｔｉ：０．０１〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。上記芯部の化学組成は、Ｍｏ：０．０２〜０．２０％、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％、及び、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。   The chemical composition of the core may include one or more selected from the group consisting of Nb: 0.01 to 0.10% and Ti: 0.01 to 0.100%. The chemical composition of the core is 1 selected from the group consisting of Mo: 0.02 to 0.20%, Cu: 0.10 to 0.50%, and Ni: 0.10 to 0.50%. You may contain a seed or two or more sorts.

以下、本実施形態の浸炭窒化部品について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。   Hereinafter, the carbonitrided component of this embodiment will be described in detail. “%” Regarding an element means mass% unless otherwise specified.

［浸炭窒化部品］
本実施形態の浸炭窒化部品は、下記の化学組成を有する鋼材に対して真空浸炭窒化処理を実施して製造される。浸炭窒化部品は、上記で定義された表層と芯部とを備える。浸炭窒化部品の表面は、上記で定義された平坦部とエッジ部とを含む。 [Carbonitriding parts]
The carbonitriding component of this embodiment is manufactured by performing vacuum carbonitriding on a steel material having the following chemical composition. The carbonitrided component includes the surface layer and the core portion defined above. The surface of the carbonitrided part includes the flat portion and the edge portion defined above.

［芯部の化学組成］
芯部の化学組成は、浸炭窒化処理される前の鋼材の化学組成に相当する。芯部の化学組成は、次の元素を含有する。 [Chemical composition of core]
The chemical composition of the core corresponds to the chemical composition of the steel before being carbonitrided. The chemical composition of the core contains the following elements.

Ｃ：０．１０〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、浸炭窒化部品の芯部硬度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、芯部硬度が高くなりすぎ、靭性が低下する。この場合、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０〜０．３０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％である。 C: 0.10 to 0.30%
Carbon (C) increases the core hardness of the carbonitrided component. If the C content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the core hardness becomes too high and the toughness decreases. In this case, the bending fatigue strength decreases. Therefore, the C content is 0.10 to 0.30%. The minimum with preferable C content is 0.13%, More preferably, it is 0.16%. The upper limit with preferable C content is 0.23%, More preferably, it is 0.22%.

Ｓｉ：０．０１〜１．４０％
シリコン（Ｓｉ）は、浸炭窒化処理前の鋼材の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、表層にＭｎ、Ｓｉ系窒化物が生成したり、芯部に軟質なフェライト相が生成し、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜１．４０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。 Si: 0.01 to 1.40%
Silicon (Si) increases the hardenability and temper softening resistance of the steel material before carbonitriding, and increases the bending fatigue strength and surface fatigue strength of the carbonitrided parts. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, Mn and Si-based nitrides are generated in the surface layer, or a soft ferrite phase is generated in the core, resulting in a decrease in bending fatigue strength. Therefore, the Si content is 0.01 to 1.40%. The minimum with preferable Si content is 0.05%, More preferably, it is 0.10%. The upper limit with preferable Si content is 0.80%, More preferably, it is 0.50%.

Ｍｎ：１．４０〜３．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、熱間圧延及び熱間鍛造後の強度が高くなりすぎ、切削加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．４０〜３．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．７０％であり、さらに好ましくは２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、さらに好ましくは２．４５％である。 Mn: 1.40 to 3.00%
Manganese (Mn) increases the hardenability of the steel and increases the bending fatigue strength of the carbonitrided parts. If the Mn content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the effect is saturated. If the Mn content is too high, the strength after hot rolling and hot forging becomes too high, and the machinability deteriorates. Therefore, the Mn content is 1.40 to 3.00%. The minimum with preferable Mn content is 1.70%, More preferably, it is 2.00%. The upper limit with preferable Mn content is 2.50%, More preferably, it is 2.45%.

Ｐ：０．０３０％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界偏析して粒界を脆化する。そのため、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｐ含有量を低減しようとすれば製造コストが高くなる。したがって、製造コストを考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００６％である。 P: 0.030% or less Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, the bending fatigue strength and surface fatigue strength of the carbonitrided parts are reduced. Therefore, the P content is 0.030% or less. The upper limit with preferable P content is 0.020%. If it is going to reduce P content, manufacturing cost will become high. Therefore, if manufacturing cost is considered, the minimum with preferable P content is 0.003%, More preferably, it is 0.006%.

Ｓ：０．０６０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０６０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。Ｓ含有量を低減しようとすれば製造コストが高くなる。したがって、製造コストを考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００３％である。 S: 0.060% or less Sulfur (S) is an impurity. S decreases the bending fatigue strength of the carbonitrided parts. Therefore, the S content is 0.060% or less. The upper limit with preferable S content is 0.030%. If it is going to reduce S content, manufacturing cost will become high. Therefore, considering the production cost, the preferable lower limit of the S content is 0.003%.

Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、エッジ部の過剰浸炭により、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｒ含有量を低減しようとすれば製造コストが高くなるばかりか、Ｃｒ含有量が０．０１％未満であれば、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が十分に高められない。したがって、製造コストを考慮すれば、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。 Cr: 0.01 to 0.50%
Chromium (Cr) increases the hardenability and temper softening resistance of the steel material, and increases the bending fatigue strength and surface fatigue strength of the carbonitrided parts. However, if the Cr content is too high, the bending fatigue strength of the carbonitrided component is reduced due to excessive carburization of the edge portion. Therefore, the Cr content is 0.01 to 0.50%. The upper limit with preferable Cr content is 0.29%, More preferably, it is 0.15%. If the Cr content is reduced, the manufacturing cost is increased, and if the Cr content is less than 0.01%, the bending fatigue strength and the surface fatigue strength of the carbonitrided parts cannot be sufficiently increased. Therefore, if manufacturing cost is considered, the minimum with preferable Cr content is 0.05%, More preferably, it is 0.10%.

Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ａｌはさらに、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、硬質な酸化物系介在物が生成して、結晶粒が粗大化し、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。本明細書にいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。 Al: 0.010 to 0.100%
Aluminum (Al) increases the hardenability and temper softening resistance of steel. Al further deoxidizes the steel. If the Al content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, hard oxide inclusions are generated, the crystal grains become coarse, and the bending fatigue strength decreases. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.100%. The minimum with preferable Al content is 0.015%, More preferably, it is 0.020%. The upper limit with preferable Al content is 0.050%, More preferably, it is 0.045%. The Al content referred to in this specification means the content of acid-soluble Al (sol. Al).

Ｎ：０．００３〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒成長を抑制する。その結果、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度の低下を抑制する。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。 N: 0.003-0.030%
Nitrogen (N) combines with Al to form AlN and suppresses crystal grain growth. As a result, a decrease in bending fatigue strength of the carbonitrided part is suppressed. If the N content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, the above effect is saturated. Therefore, the N content is 0.003 to 0.030%. The minimum with preferable N content is 0.007%, More preferably, it is 0.011%. The upper limit with preferable N content is 0.020%, More preferably, it is 0.018%.

本実施形態の浸炭窒化部品の芯部の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、浸炭窒化処理前の鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の浸炭窒化部品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。   The balance of the chemical composition of the core portion of the carbonitrided component of this embodiment is made of Fe and impurities. Here, the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when the steel material before the carbonitriding process is industrially produced, and are included in the carbonitrided parts of this embodiment. It means what is allowed as long as it does not adversely affect.

本実施形態における浸炭窒化部品の芯部の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に替えて、Ｎｂ、Ｔｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。Ｎｂ、Ｔｉは任意に含有される元素（任意元素）であり、いずれも、結晶粒成長を抑制して曲げ疲労強度を高める。   The chemical composition of the core portion of the carbonitrided component in the present embodiment may further include one or more selected from the group consisting of Nb and Ti instead of part of Fe. Nb and Ti are arbitrarily contained elements (arbitrary elements), and both suppress the growth of crystal grains and increase the bending fatigue strength.

Ｎｂ：０〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼中のＮ及び／又はＣと結合して、微細な炭化物、窒化物、又は炭窒化物（以下、これらを総称して炭窒化物等という）を形成する。微細な炭窒化物等は、真空浸炭窒化処理での結晶粒成長を抑制し、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度を高める。Ｎｂ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。 Nb: 0 to 0.10%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with N and / or C in the steel to form fine carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter collectively referred to as carbonitrides, etc.). Fine carbonitrides or the like suppress crystal grain growth in the vacuum carbonitriding process and increase the bending fatigue strength of the carbonitrided parts. If the Nb content is a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content is too high, the above effect is saturated. Therefore, the Nb content is 0 to 0.10%. The minimum with preferable Nb content is 0.02%, More preferably, it is 0.03%. The upper limit with preferable Nb content is 0.08%, More preferably, it is 0.05%.

Ｔｉ：０〜０．１００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼中のＮ及び／又はＣと結合して、微細な炭窒化物等を形成する。微細な炭窒化物等は、真空浸炭窒化処理での結晶粒成長を抑制し、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度を高める。Ｔｉ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、上記効果は飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。 Ti: 0 to 0.100%
Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. When contained, Ti combines with N and / or C in the steel to form fine carbonitrides and the like. Fine carbonitrides or the like suppress crystal grain growth in the vacuum carbonitriding process and increase the bending fatigue strength of the carbonitrided parts. If the Ti content is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content is too high, the above effect is saturated. Therefore, the Ti content is 0 to 0.100%. The minimum with preferable Ti content is 0.010%, More preferably, it is 0.020%. The upper limit with preferable Ti content is 0.050%, More preferably, it is 0.040%.

本実施形態における浸炭窒化部品の芯部の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に替えて、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、はいずれも、鋼の靱性を高める。   The chemical composition of the core portion of the carbonitrided component in the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, Cu, and Ni instead of a part of Fe. These elements are optional elements, and all increase the toughness of steel.

Ｍｏ：０〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の靭性及び曲げ疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和するだけでなく、原料コストが高まる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１６％である。他の元素により必要な焼入れ性が確保可能な場合、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０１％である。 Mo: 0 to 0.20%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo increases the hardenability of the steel and increases the toughness and bending fatigue strength of the steel. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mo content is too high, not only the above effects are saturated, but also the raw material costs increase. Therefore, the Mo content is 0 to 0.20%. The minimum with preferable Mo content is 0.04%, More preferably, it is 0.10%. The upper limit with preferable Mo content is less than 0.20%, More preferably, it is 0.16%. When necessary hardenability is securable with another element, the upper limit with preferable Mo content is 0.01%.

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の過剰浸炭を抑制する。Ｃｕはさらに、鋼材の靱性を高め、浸炭窒化部品の曲げ疲労強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、効果が飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．３０％である。 Cu: 0 to 0.50%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu suppresses excessive carburization of steel. Cu further increases the toughness of the steel material and increases the bending fatigue strength of the carbonitrided parts. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content is too high, the effect is saturated. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%. The minimum with preferable Cu content is 0.10%, More preferably, it is 0.15%. The upper limit with preferable Cu content is less than 0.50%, More preferably, it is 0.30%.

Ｎｉ：０〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の過剰浸炭を抑制する。Ｎｉはさらに、鋼の靱性を高め、曲げ疲労強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和するだけでなく、鋼材の製造コストが高まる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．２０％である。 Ni: 0 to 0.50%
Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni suppresses excessive carburization of steel. Ni further increases the toughness of the steel and increases the bending fatigue strength. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content is too high, not only the above effect is saturated, but also the manufacturing cost of the steel material increases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.50%. The minimum with preferable Ni content is 0.10%, More preferably, it is 0.15%. The upper limit with preferable Ni content is less than 0.50%, More preferably, it is 0.20%.

［浸炭窒化部品の表層領域の炭素濃度］
本実施形態では、浸炭窒化部品の表層のうち、平坦部から深さ０．０５ｍｍまでの領域（以下、平坦部表層領域という）の炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であり、エッジ部から深さ０．０５ｍｍまでの領域（以下、エッジ部表層領域という）の炭素濃度ＣＰ２がＣＰ１超〜１．２０％である。 [Carbon concentration of carbonitrided parts surface layer]
In the present embodiment, the carbon concentration CP1 of the region from the flat portion to the depth of 0.05 mm (hereinafter referred to as the flat portion surface layer region) in the surface layer of the carbonitrided component is 0.70 to 0.89%, and the edge The carbon concentration CP2 in the region from the portion to the depth of 0.05 mm (hereinafter referred to as the edge portion surface layer region) is more than CP1 to 1.20%.

浸炭窒化処理により生成する粗大炭化物は、旧オーステナイト粒界に析出する。そのため、浸炭窒化部品の表層の炭素濃度は、結晶粒内と結晶粒界とで異なる。オーステナイト結晶粒の粒径は通常、０．０１ｍｍ程度である。表面から深さ０．０５ｍｍの領域であれば、深さ方向に３つ以上のオーステナイト結晶粒を含む。そのため、表面から深さ０．０５ｍｍの表層領域で炭素濃度を測定すれば、結晶粒内と結晶粒界との炭素濃度差が平均され、表層の浸炭の度合いを高精度で評価できる。   Coarse carbides produced by the carbonitriding process precipitate at the prior austenite grain boundaries. Therefore, the carbon concentration of the surface layer of the carbonitrided component is different between the crystal grains and the crystal grain boundaries. The grain size of austenite crystal grains is usually about 0.01 mm. If the region is 0.05 mm deep from the surface, three or more austenite grains are included in the depth direction. Therefore, if the carbon concentration is measured in a surface layer region having a depth of 0.05 mm from the surface, the carbon concentration difference between the crystal grains and the crystal grain boundaries is averaged, and the degree of carburization of the surface layer can be evaluated with high accuracy.

浸炭窒化部品の平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１は、曲げ疲労強度の指標となる。炭素濃度ＣＰ１が０．７０％未満であれば、平坦部及びエッジ部の表層の硬さが低すぎ、十分な曲げ疲労強度が得られない。一方、炭素濃度ＣＰ１が０．８９％を超えれば、表層の靭性が低下し、曲げ疲労強度が低下する。炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であれば、優れた曲げ疲労強度が得られる。炭素濃度ＣＰ１の好ましい下限は０．７２％である。炭素濃度ＣＰ１の好ましい上限は０．８５％である。   The carbon concentration CP1 in the surface region of the flat portion of the carbonitrided component is an index of bending fatigue strength. If the carbon concentration CP1 is less than 0.70%, the hardness of the surface layer of the flat portion and the edge portion is too low, and sufficient bending fatigue strength cannot be obtained. On the other hand, if the carbon concentration CP1 exceeds 0.89%, the toughness of the surface layer decreases and the bending fatigue strength decreases. If the carbon concentration CP1 is 0.70 to 0.89%, excellent bending fatigue strength can be obtained. A preferable lower limit of the carbon concentration CP1 is 0.72%. A preferable upper limit of the carbon concentration CP1 is 0.85%.

エッジ部表層領域では、平坦部表層領域と比較して炭素濃度が高くなる。したがって、炭素濃度ＣＰ２は、炭素濃度ＣＰ１よりも高い。一方、炭素濃度ＣＰ２が１．２０％を超えれば、エッジ部表層領域に粗大なセメンタイトが析出し、曲げ疲労強度が低下する。したがって、炭素濃度ＣＰ２は炭素濃度ＣＰ１よりも高く、１．２０％以下である。炭素濃度ＣＰ２の好ましい上限は１．１５％である。   In the edge portion surface layer region, the carbon concentration is higher than in the flat portion surface layer region. Therefore, the carbon concentration CP2 is higher than the carbon concentration CP1. On the other hand, if the carbon concentration CP2 exceeds 1.20%, coarse cementite precipitates in the surface layer region of the edge portion, and the bending fatigue strength decreases. Therefore, the carbon concentration CP2 is higher than the carbon concentration CP1 and is 1.20% or less. A preferable upper limit of the carbon concentration CP2 is 1.15%.

［浸炭窒化部品の平坦部表層領域の窒素濃度］
浸炭窒化部品の平坦部表層領域の窒素濃度ＮＰは０．１０〜０．８０％である。窒素濃度ＮＰはピッチング強度及び曲げ疲労強度の指標となる。窒素濃度ＮＰが０．１０％未満であれば、平坦部表層領域の焼戻し軟化抵抗が低い。この場合、ピッチング強度が低下する。一方、窒素濃度ＮＰが０．８０％を超えれば、鋼中に残留オーステナイトが過剰に生成する。この場合、平坦部表層領域の硬さが低下し、曲げ疲労強度が低下する。窒素濃度ＮＰが０．１０〜０．８０％であれば、優れた曲げ疲労強度及びピッチング強度が得られる。窒素濃度ＮＰの好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。窒素濃度ＮＰの好ましい上限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。 [Nitrogen concentration in flat surface area of carbonitrided parts]
The nitrogen concentration NP of the flat surface region of the carbonitrided part is 0.10 to 0.80%. The nitrogen concentration NP is an index of pitching strength and bending fatigue strength. If the nitrogen concentration NP is less than 0.10%, the temper softening resistance in the surface area of the flat portion is low. In this case, the pitching strength is reduced. On the other hand, if the nitrogen concentration NP exceeds 0.80%, excessive austenite is produced in the steel. In this case, the hardness of the surface area of the flat portion is reduced, and the bending fatigue strength is reduced. If the nitrogen concentration NP is 0.10 to 0.80%, excellent bending fatigue strength and pitching strength can be obtained. The minimum with preferable nitrogen concentration NP is 0.15%, More preferably, it is 0.20%. The upper limit with preferable nitrogen concentration NP is 0.60%, More preferably, it is 0.40%.

平坦部表層領域及びエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２、及び、窒素濃度ＮＰは、次の方法により測定できる。   The carbon concentrations CP1 and CP2 and the nitrogen concentration NP of the flat portion surface layer region and the edge portion surface layer region can be measured by the following method.

平坦部を表面から垂直方向に切断し、その断面（観察面という）において、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、表面から深さ０．０５ｍｍまでの範囲で、深さ方向に０．００１ｍｍピッチで炭素濃度及び窒素濃度を測定する。得られた炭素濃度の平均を炭素濃度ＣＰ１とし、得られた窒素濃度の平均を窒素濃度ＮＰと定義する。   The flat part is cut in the vertical direction from the surface, and in the cross section (referred to as an observation surface), using an electron beam microanalyzer (EPMA), a depth of 0.05 mm from the surface to 0.001 mm in the depth direction. Measure the carbon and nitrogen concentrations with the pitch. The average of the obtained carbon concentration is defined as the carbon concentration CP1, and the average of the obtained nitrogen concentration is defined as the nitrogen concentration NP.

同様に、エッジ部を表面から垂直方向に切断し、その断面（観察面）において、平坦部と同じ方法で炭素濃度を測定する。得られた炭素濃度の平均を炭素濃度ＣＰ２とする。なお、エッジ部のうち、一方の表面から０．０５ｍｍ深さ位置に相当する部分が、他の表面から０．００５ｍｍ未満の深さ位置に相当する場合、その部分は測定対象から外す。エッジ部を構成する２以上の表面からの深さがいずれも０．０５ｍｍを確保できる部分でエッジ部表層領域の炭素濃度を測定する。浸炭窒化部品の表面に付着している可能性のある黒鉛や表面汚れの影響を排除するためである。   Similarly, an edge part is cut | disconnected from a surface in the orthogonal | vertical direction, and the carbon concentration is measured by the same method as a flat part in the cross section (observation surface). The average of the obtained carbon concentration is defined as carbon concentration CP2. When a portion corresponding to a depth position of 0.05 mm from one surface of the edge portion corresponds to a depth position less than 0.005 mm from the other surface, that portion is excluded from the measurement target. The carbon concentration of the edge portion surface layer region is measured at a portion where the depth from two or more surfaces constituting the edge portion can ensure 0.05 mm. This is to eliminate the influence of graphite and surface contamination that may adhere to the surface of the carbonitrided component.

図４は、図２のエッジ部での断面ＣＳの点Ｐｃ近傍部分の一例を示す図である。図４を参照して、エッジ部のうち、エッジ部を形成する２つの面１１、１２から深さ方向に互いに５μｍ離れた箇所を測定の起点Ｐ２とする。起点Ｐ２から深さ方向に０．０５ｍｍ（５０μｍ）の範囲ＭＰを、炭素濃度ＣＰ２の測定位置とする。このとき、範囲ＭＰは、面１１及び１２からの距離が等しくなるように設ける。   FIG. 4 is a diagram illustrating an example of a portion in the vicinity of the point Pc of the cross section CS at the edge portion of FIG. With reference to FIG. 4, a portion of the edge portion that is 5 μm away from the two surfaces 11 and 12 forming the edge portion in the depth direction is set as a measurement starting point P2. A range MP of 0.05 mm (50 μm) in the depth direction from the starting point P2 is set as a measurement position of the carbon concentration CP2. At this time, the range MP is provided so that the distances from the surfaces 11 and 12 are equal.

後述のとおり、平坦部表層領域及びエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２と窒素濃度ＮＰは、真空浸炭窒化処理（及びその後の焼入れ処理）における条件を調整することにより調整できる。   As will be described later, the carbon concentrations CP1 and CP2 and the nitrogen concentration NP in the flat portion surface layer region and the edge portion surface layer region can be adjusted by adjusting the conditions in the vacuum carbonitriding process (and the subsequent quenching process).

［粒界酸化層深さ］
本実施形態の浸炭窒化部品は、上記化学組成の鋼材に対して真空浸炭窒化処理を実施して製造される。そのため、ガス浸炭窒化処理を実施する場合と比較して、浸炭窒化部品に粒界酸化層が形成されにくい。粒界酸化層は、不完全焼入れ組織を形成しやすい。不完全焼入れ組織は、曲げ疲労強度を低下する。したがって、粒界酸化層は少ない方が好ましい。本実施形態の浸炭窒化部品は、真空浸炭処理により製造されるため、粒界酸化層が少ない、又は存在しない。具体的には、粒界酸化層深さは３．０μｍ未満である。好ましくは、粒界酸化層深さが０μｍである。 [Grain boundary oxide layer depth]
The carbonitriding component of this embodiment is manufactured by performing vacuum carbonitriding on the steel material having the above chemical composition. Therefore, compared with the case where the gas carbonitriding process is performed, the grain boundary oxide layer is hardly formed on the carbonitrided part. The grain boundary oxide layer tends to form an incompletely quenched structure. An incompletely quenched structure decreases the bending fatigue strength. Therefore, it is preferable that the grain boundary oxide layer is small. Since the carbonitriding component of this embodiment is manufactured by vacuum carburizing, there are few or no grain boundary oxide layers. Specifically, the grain boundary oxide layer depth is less than 3.0 μm. Preferably, the grain boundary oxide layer depth is 0 μm.

粒界酸化層深さは次の方法で測定できる。浸炭窒化部品の表面の任意の位置で深さ方向に切断する。表面近傍の断面（以下、観察面という）を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面を１０００倍の光学顕微鏡で観察して写真画像（視野：浸炭窒化部品の表面に平行な幅１５０μｍ×深さ１１０μｍ）を生成する。写真画像において、粒界酸化層が形成された部分のコントラストは、マトリクス（母材）とは異なる。そのため、コントラストに基づいて、粒界酸化層を特定できる。具体的には、表面から内部に向かって筋状に伸びる黒色の酸化物を、粒界酸化層と特定する。上記視野のうち、特定された粒界酸化層の深さを最大のものから上位１０個特定する。特定された１０個の深さの平均を、粒界酸化層深さと定義する。ただし、特定された粒界酸化層が１０個に満たない場合は、特定された粒界酸化層の平均を、粒界酸化層深さと定義する。   The grain boundary oxide layer depth can be measured by the following method. Cut in the depth direction at an arbitrary position on the surface of the carbonitrided component. A cross section near the surface (hereinafter referred to as an observation surface) is mirror-polished. The mirror-polished observation surface is observed with a 1000 × optical microscope to generate a photographic image (field of view: width 150 μm × depth 110 μm parallel to the surface of the carbonitrided part). In the photographic image, the contrast of the portion where the grain boundary oxide layer is formed is different from that of the matrix (base material). Therefore, the grain boundary oxide layer can be specified based on the contrast. Specifically, a black oxide extending in a streak shape from the surface toward the inside is specified as the grain boundary oxide layer. Among the above fields of view, the top ten depths of the identified grain boundary oxide layers are specified. The average of the 10 specified depths is defined as the grain boundary oxide layer depth. However, when the number of identified grain boundary oxide layers is less than 10, the average of the identified grain boundary oxide layers is defined as the grain boundary oxide layer depth.

［平坦部でのビッカース硬さ］
本実施形態の浸炭窒化部品の平坦部から深さ０．３ｍｍ位置（以下、平坦部位置Ｐ0.3という）でのビッカース硬さはＨＶ６５０以上である。平坦部位置Ｐ0.3で硬さが低ければ、曲げ荷重が負荷されたときに浸炭窒化部品が塑性変形して表面での応力が増大し、曲げ疲労強度が低下する。平坦部位置Ｐ0.3でのビッカース硬さがＨＶ６５０以上であれば、部品として十分な曲げ疲労強度が得られる。平坦部位置Ｐ0.3でのビッカース硬さの好ましい下限はＨＶ７００である。平坦部から深さ０．３ｍｍ位置とは、平坦部（表面）から深さ方向に０．３ｍｍの位置を意味する。 [Vickers hardness at flat part]
The Vickers hardness at a depth of 0.3 mm from the flat portion of the carbonitrided component of the present embodiment (hereinafter referred to as the flat portion position P 0.3 ) is HV650 or more. If the hardness is low at the flat part position P 0.3 , the carbonitrided component is plastically deformed when a bending load is applied, the stress on the surface increases, and the bending fatigue strength decreases. If the Vickers hardness at the flat portion position P 0.3 is HV650 or more, sufficient bending fatigue strength as a part can be obtained. A preferable lower limit of the Vickers hardness at the flat portion position P 0.3 is HV700. The position 0.3 mm deep from the flat portion means a position 0.3 mm deep from the flat portion (surface).

［芯部でのビッカース硬さ］
本実施形態の浸炭窒化部品の芯部のビッカース硬さはＨＶ２６０以上である。芯部のビッカース硬さが低すぎれば、曲げ荷重が負荷されたときに浸炭窒化部品が塑性変形し、表面における応力が増大し、曲げ疲労強度が低くなる。芯部でのビッカース硬さがＨＶ２６０以上であれば、部品として十分な曲げ疲労強度が得られる。芯部でのビッカース硬さの好ましい下限はＨＶ２８０である。 [Vickers hardness at the core]
The Vickers hardness of the core part of the carbonitrided component of this embodiment is HV260 or more. If the Vickers hardness of the core is too low, the carbonitrided part is plastically deformed when a bending load is applied, the stress on the surface increases, and the bending fatigue strength decreases. If the Vickers hardness at the core is HV260 or more, sufficient bending fatigue strength as a part can be obtained. A preferred lower limit for the Vickers hardness at the core is HV280.

平坦部位置Ｐ0.3及び芯部でのビッカース硬さは次の方法で測定できる。任意の３箇所の平坦部位置Ｐ0.3、及び、芯部での任意の３箇所にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は２．９４Ｎとする。任意の３箇所の平坦部位置Ｐ0.3、で得られた値の平均を、平坦部位置Ｐ0.3でのビッカース硬さ（ＨＶ）と定義する。同様に、芯部での任意の５箇所で得られた値の平均を、芯部でのビッカース硬さ（ＨＶ）と定義する。 The Vickers hardness at the flat part position P 0.3 and the core part can be measured by the following method. A Vickers hardness test in accordance with JIS Z 2244 (2009) is performed at any three flat part positions P 0.3 and any three places in the core. The test force is 2.94N. An average of values obtained at any three flat part positions P 0.3 is defined as Vickers hardness (HV) at the flat part position P 0.3 . Similarly, the average of the values obtained at any five locations in the core is defined as Vickers hardness (HV) in the core.

［製造方法］
本実施形態の浸炭窒化部品の製造方法の一例を説明する。 [Production method]
An example of the manufacturing method of the carbonitriding component of this embodiment is demonstrated.

初めに、上述の化学組成を満たす鋼材を製造する。本実施形態では、たとえば、上記化学組成の溶鋼を製造し、連続鋳造法により鋳片（スラブまたはブルーム）を製造する。鋳片に代えて、上記化学組成の溶鋼を用いて造塊法によりインゴット（鋼塊）を製造してもよい。   First, a steel material that satisfies the above-described chemical composition is manufactured. In this embodiment, for example, molten steel having the above chemical composition is manufactured, and a slab (slab or bloom) is manufactured by a continuous casting method. Instead of slabs, ingots (steel ingots) may be produced by the ingot-making method using molten steel having the above chemical composition.

次に、鋳片またはインゴッ卜を熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。その後、ビレットを熱間加工して、棒鋼又は線材を製造する。熱間加工は、熱間圧延であってもよいし、熱間鍛造であってもよい。   Next, the billet (steel piece) is manufactured by hot working the slab or ingot. Thereafter, the billet is hot-worked to produce a steel bar or wire. The hot working may be hot rolling or hot forging.

次に、棒鋼又は線材に対して、冷間鍛造及び／又は機械加工を行って、平坦部とエッジ部とを含む表面を有する所定形状の中間品を製造する。機械加工はたとえば、切削加工、穿孔加工等である。中間品の形状は、最終製品である浸炭窒化部品の用途に応じて決定されるものであり、公知の方法により形成される。   Next, cold forging and / or machining is performed on the steel bar or wire to produce an intermediate product having a predetermined shape having a surface including a flat portion and an edge portion. The machining is, for example, cutting or drilling. The shape of the intermediate product is determined according to the use of the carbonitriding component as the final product, and is formed by a known method.

［表面硬化熱処理］
製造された中間品に対して、真空浸炭処理及び窒化焼入れ処理を実施する。本実施形態では、真空浸炭処理及び窒化焼入れ処理における諸条件（均熱時間、浸炭ガスの種類、浸炭ガス圧、浸炭温度、浸炭工程での処理時間、拡散工程での処理時間、冷却工程での冷却速度、窒化工程での窒化ガス圧、アンモニアガス流量、処理時間、焼入れ温度等）は、特に限定されるものではない。これらの諸条件は、鋼材の化学組成、目標とする平坦部表層領域及びエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２及び窒化濃度ＮＰ、平坦部位置Ｐ0.3及び芯部での硬さに応じて適宜調整される。 [Surface hardening heat treatment]
A vacuum carburizing process and a nitriding and quenching process are performed on the manufactured intermediate product. In this embodiment, various conditions in vacuum carburizing treatment and nitriding quenching treatment (soaking time, type of carburizing gas, carburizing gas pressure, carburizing temperature, processing time in the carburizing step, processing time in the diffusion step, and cooling step) The cooling rate, nitriding gas pressure in the nitriding step, ammonia gas flow rate, treatment time, quenching temperature, etc.) are not particularly limited. These various conditions are appropriately determined according to the chemical composition of the steel material, the carbon concentration CP1, CP2 and nitridation concentration NP of the target flat portion surface layer region and the edge portion surface layer region, the flat portion position P 0.3 and the hardness at the core portion. Adjusted.

具体的には、周知のシミュレーションを用いて真空浸炭処理及び／又は窒化焼入れ処理における上記諸条件を決定してもよいし、真空浸炭処理試験及び／又は窒化焼入れ処理試験を実施して、炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２、窒素濃度ＮＰ、平坦部位置Ｐ0.3及び芯部での硬さが目標とする値となる諸条件を決定してもよい。 Specifically, the above-mentioned conditions in the vacuum carburizing process and / or nitriding and quenching process may be determined using a well-known simulation, and the carbon concentration is determined by performing the vacuum carburizing process test and / or the nitriding and quenching process test CP1, CP2, nitrogen concentration NP, flat part position P0.3, and conditions under which the hardness at the core part becomes a target value may be determined.

本実施形態における真空浸炭処理及び窒化焼入れ処理の諸条件の一例を以下に説明するが、上述のとおり、諸条件はこれに限定されない。   An example of various conditions of the vacuum carburizing process and the nitriding and quenching process in the present embodiment will be described below. However, as described above, the various conditions are not limited thereto.

［真空浸炭処理］
真空浸炭処理は、加熱工程と、均熱工程と、浸炭工程と、拡散工程と、冷却工程とを含む。加熱工程では、１０Ｐａ以下に減圧した炉内で中間品を浸炭温度まで加熱する。均熱工程では、加熱工程後、浸炭温度で中間品を均熱する。浸炭工程では、均熱後、炉内に浸炭ガスを導入する。そして、所定の浸炭ガス圧及び浸炭温度で中間品に対して浸炭処理を実施する。拡散工程では、浸炭工程後、中間品を浸炭温度に維持した状態で均熱し、中間品内に侵入した炭素を鋼材中に拡散する。冷却工程では、拡散工程後の中間品を冷却する。 [Vacuum carburizing treatment]
The vacuum carburizing process includes a heating process, a soaking process, a carburizing process, a diffusion process, and a cooling process. In the heating step, the intermediate product is heated to the carburizing temperature in a furnace depressurized to 10 Pa or less. In the soaking step, the intermediate product is soaked at the carburizing temperature after the heating step. In the carburizing process, carburizing gas is introduced into the furnace after soaking. Then, carburizing treatment is performed on the intermediate product at a predetermined carburizing gas pressure and carburizing temperature. In the diffusion process, after the carburizing process, the intermediate product is soaked with the carburizing temperature maintained, and the carbon that has entered the intermediate product is diffused into the steel material. In the cooling step, the intermediate product after the diffusion step is cooled.

均熱工程における好ましい均熱時間は５〜１２０分であり、さらに好ましくは３０〜６０分である。均熱工程における炉内圧力は、１００Ｐａ以下であってもよいし、窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気とを同時に行なって、１０００Ｐａ以下の窒素雰囲気としてもよい。   A preferable soaking time in the soaking step is 5 to 120 minutes, and more preferably 30 to 60 minutes. The furnace pressure in the soaking process may be 100 Pa or less, or may be a nitrogen atmosphere of 1000 Pa or less by simultaneously introducing nitrogen gas and evacuating with a vacuum pump.

好ましくは、均熱工程において窒素ガスを炉内に導入する。窒素は、炉内の断熱材等から離脱しにくい。そのため、均熱工程にて窒素を炉内に予め導入しておけば、その後の窒化工程において断熱材等が再度窒化されて炉内の雰囲気を乱すことが抑制される。   Preferably, nitrogen gas is introduced into the furnace in the soaking step. Nitrogen is difficult to separate from the heat insulating material in the furnace. Therefore, if nitrogen is previously introduced into the furnace in the soaking process, it is possible to suppress the nitriding of the heat insulating material and the like again in the subsequent nitriding process to disturb the atmosphere in the furnace.

浸炭工程において用いられる浸炭ガスの種類は、真空浸炭処理に用いられている公知のものを用いることができる。浸炭ガスはたとえば、アセチレン、プロパン、エチレン等の炭化水素ガスである。   The kind of carburizing gas used in the carburizing process may be a known one used in vacuum carburizing treatment. The carburizing gas is a hydrocarbon gas such as acetylene, propane, or ethylene.

浸炭ガスの種類によってスーティングの程度及び浸炭むらの発生度合いが異なる。したがって、浸炭工程における炉内の浸炭ガス圧は、浸炭ガスの種類に応じて適宜設定するのが好ましい。たとえば、浸炭ガスがアセチレンである場合の好ましい浸炭ガス圧は１０〜１０００Ｐａである。浸炭ガスがプロパンである場合の好ましい浸炭ガス圧は２００〜３０００Ｐａである。   The degree of sooting and the degree of occurrence of carburizing unevenness vary depending on the type of carburizing gas. Therefore, it is preferable to appropriately set the carburizing gas pressure in the furnace in the carburizing process according to the type of carburizing gas. For example, when the carburizing gas is acetylene, a preferable carburizing gas pressure is 10 to 1000 Pa. A preferable carburizing gas pressure when the carburizing gas is propane is 200 to 3000 Pa.

好ましい浸炭温度は、９００〜１１００℃である。浸炭温度のさらに好ましい下限は９２０℃である。浸炭温度が９２０℃以上であれば、短時間で所定の炭素濃度の浸炭部品が得られる。浸炭温度のさらに好ましい上限は１０５０℃である。浸炭温度が１０５０℃以下であれば、結晶粒が粗大化しにくい。   A preferable carburizing temperature is 900 to 1100 ° C. A more preferable lower limit of the carburizing temperature is 920 ° C. When the carburizing temperature is 920 ° C. or higher, carburized parts having a predetermined carbon concentration can be obtained in a short time. A more preferable upper limit of the carburizing temperature is 1050 ° C. If the carburizing temperature is 1050 ° C. or less, the crystal grains are difficult to coarsen.

浸炭工程及び拡散工程における処理時間は、中間品（鋼材）の化学組成と、目標とする炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２、窒素濃度ＮＰ、平坦部位置Ｐ0.3及び芯部での硬さに応じて適宜調整される。 The processing time in the carburizing step and the diffusion step is appropriately adjusted according to the chemical composition of the intermediate product (steel material), the target carbon concentration CP1, CP2, nitrogen concentration NP, flat portion position P0.3, and hardness at the core portion. Is done.

拡散工程における炉内圧力は、浸炭工程における残留ガスを取り除くため、１００Ｐａ以下であってもよいし、窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気を同時に行なって、１０００Ｐａ以下の窒素雰囲気としてもよい。   The pressure in the furnace in the diffusion step may be 100 Pa or less in order to remove residual gas in the carburizing step, or may be a nitrogen atmosphere of 1000 Pa or less by simultaneously introducing nitrogen gas and evacuating with a vacuum pump.

冷却工程では、公知の冷却方法を用いることができる。真空下での放冷であってもよいし、ガス冷却であってもよいし、その他の冷却方法であってもよい。真空下での放冷を実施する場合、好ましい炉内圧力は１００Ｐａ以下である。ガス冷却を実施する場合、冷却ガスとして不活性ガスを用いることが好ましい。好ましい不活性ガスはたとえば、窒素ガス及び／又はヘリウムガスである。より好ましい不活性ガスは、安価で入手が容易な窒素ガスである。冷却ガスとして不活性ガスを用いれば、中間品の酸化が抑制される。   In the cooling step, a known cooling method can be used. It may be allowed to cool under vacuum, may be gas cooling, or may be other cooling methods. In the case of carrying out the cooling under vacuum, the preferable furnace pressure is 100 Pa or less. When carrying out gas cooling, it is preferable to use an inert gas as the cooling gas. A preferred inert gas is, for example, nitrogen gas and / or helium gas. A more preferable inert gas is nitrogen gas which is inexpensive and easily available. If an inert gas is used as the cooling gas, oxidation of the intermediate product is suppressed.

［窒化焼入れ処理］
真空浸炭処理後の中間品に対して、窒化焼入れ処理を実施する。 [Nitriding quenching]
Nitriding and quenching is performed on the intermediate product after vacuum carburization.

窒化焼入れ処理は、窒化工程と、焼入れ工程とを含む。窒化工程では、真空浸炭処理後の中間品を窒化雰囲気中で所定の窒化温度で均熱する。このとき、炉内にアンモニア含有ガスを導入して、アンモニア含有雰囲気中で中間品を窒化温度で保持する。これにより、中間品を窒化する。焼入れ工程では、所定時間窒化温度で保持された中間品を冷却して焼入れする。   The nitriding and quenching process includes a nitriding step and a quenching step. In the nitriding step, the intermediate product after the vacuum carburizing treatment is soaked at a predetermined nitriding temperature in a nitriding atmosphere. At this time, an ammonia-containing gas is introduced into the furnace, and the intermediate product is held at the nitriding temperature in an ammonia-containing atmosphere. Thereby, the intermediate product is nitrided. In the quenching step, the intermediate product held at the nitriding temperature for a predetermined time is cooled and quenched.

窒化工程におけるアンモニア含有雰囲気は、窒素ガスと、アンモニアガスと、アンモニアが分解して生成するガスとを含む混合ガスの雰囲気であってもよい。窒化工程における炉内の好ましい窒化ガス圧は、大気圧以下であり、さらに好ましくは４００ｈＰａ以下である。アンモニアガス流量は特に制限しないが、炉の容積と強い相関がある。そのため、たとえば、容積が２０００リットルの炉の場合の好ましいアンモニアガス流量は１リットル／分以上である。窒化工程での好ましい窒化温度は９００℃以下であり、さらに好ましくは８６０℃以下である。   The ammonia-containing atmosphere in the nitriding step may be a mixed gas atmosphere containing nitrogen gas, ammonia gas, and a gas generated by decomposition of ammonia. The preferable nitriding gas pressure in the furnace in the nitriding step is not more than atmospheric pressure, more preferably not more than 400 hPa. The ammonia gas flow rate is not particularly limited, but has a strong correlation with the furnace volume. Therefore, for example, a preferable ammonia gas flow rate in a furnace having a volume of 2000 liters is 1 liter / minute or more. The preferable nitriding temperature in the nitriding step is 900 ° C. or lower, more preferably 860 ° C. or lower.

焼入れ工程では、窒化工程後の中間品を急冷する。焼入れ工程前の窒化工程にて温度を変更して（窒化温度から焼入れ温度に変更）、所定時間均熱した後、急冷してもよい。   In the quenching process, the intermediate product after the nitriding process is rapidly cooled. The temperature may be changed in the nitriding step before the quenching step (change from the nitriding temperature to the quenching temperature), soaked for a predetermined time, and then rapidly cooled.

好ましい焼入れ温度は７８０〜８８０℃であり、さらに好ましくは８２０〜８６０℃である。焼入れ温度での好ましい保持時間は５〜８０分である。焼入れ工程では、油冷、水冷等の公知の冷却方法を用いることができる。油冷する場合、焼入れ油の好ましい温度は６０〜１６０℃である。   A preferable quenching temperature is 780 to 880 ° C, and more preferably 820 to 860 ° C. A preferable holding time at the quenching temperature is 5 to 80 minutes. In the quenching step, a known cooling method such as oil cooling or water cooling can be used. When oil cooling is performed, a preferable temperature of the quenching oil is 60 to 160 ° C.

本実施形態では、焼入れ工程後、焼戻し工程を実施してもよい。焼戻し工程における好ましい焼戻し温度は１５０〜２００℃であり、さらに好ましくは１６０〜１９０℃である。   In the present embodiment, a tempering step may be performed after the quenching step. The preferable tempering temperature in a tempering process is 150-200 degreeC, More preferably, it is 160-190 degreeC.

以上の工程により、本実施形態による浸炭窒化部品が製造される。   Through the above steps, the carbonitrided component according to the present embodiment is manufactured.

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜鋼Ｚを有する溶鋼を製造した。   Molten steel having steel A to steel Z having chemical compositions shown in Table 1 was produced.

Figure 0006589708
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溶鋼を用いて、インゴッ卜を製造した。インゴッ卜を熱間鍛造して、３５ｍｍの直径を有する丸棒を製造した。製造された丸棒を用いて、次の評価試験を実施した。   Ingots were manufactured using molten steel. The ingot was hot forged to produce a round bar having a diameter of 35 mm. The following evaluation test was carried out using the manufactured round bar.

［曲げ疲労強度及びピッチング強度の評価試験］
浸炭窒化部品のエッジ表層部の曲げ疲労強度は、４点曲げ疲労試験結果に基づいて評価した。具体的には、平坦部とエッジ部とを含む４点曲げ疲労試験片に対して後述の真空浸炭処理及び窒化焼入れ処理を実施して、浸炭窒化部品とした。浸炭窒化部品（４点曲げ疲労試験片）を用いて４点曲げ疲労試験を実施して、得られた曲げ疲労強度をエッジ表層部の曲げ疲労強度の指標とした。一方、浸炭窒化部品の平坦表層部のピッチング強度は、ローラーピッチング試験結果に基づいて評価した。以下、これらの評価試験を詳述する。 [Evaluation test of bending fatigue strength and pitching strength]
The bending fatigue strength of the edge surface layer portion of the carbonitrided part was evaluated based on the results of a four-point bending fatigue test. Specifically, a 4-point bending fatigue test piece including a flat portion and an edge portion was subjected to a vacuum carburizing process and a nitriding quenching process described later to obtain a carbonitrided part. A four-point bending fatigue test was performed using a carbonitrided part (four-point bending fatigue test piece), and the obtained bending fatigue strength was used as an index of the bending fatigue strength of the edge surface layer portion. On the other hand, the pitching strength of the flat surface layer portion of the carbonitrided part was evaluated based on the result of the roller pitching test. Hereinafter, these evaluation tests will be described in detail.

［４点曲げ疲労試験片の作製］
製造した鋼Ａ〜鋼Ｚの各化学組成を有する丸棒から、平坦部とエッジ部とを有する形状の鋼材として、図１に示す複数の４点曲げ疲労試験片１００を作製した。４点曲げ疲労試験片１００は、高さ及び幅が１３ｍｍであり、長さが１００ｍｍであった。４点曲げ疲労試験片１００は、表面３の長さ方向中央に切り欠きを有した。切り欠きは、４点曲げ疲労試験片１００の幅方向に延びており、その断面形状は半径２ｍｍの半円であった。 [Fabrication of 4-point bending fatigue test piece]
A plurality of four-point bending fatigue test pieces 100 shown in FIG. 1 were produced as a steel material having a shape having a flat portion and an edge portion from the round bars having the chemical compositions of Steels A to Z manufactured. The four-point bending fatigue test piece 100 had a height and a width of 13 mm and a length of 100 mm. The 4-point bending fatigue test piece 100 had a notch in the center in the length direction of the surface 3. The notch extended in the width direction of the 4-point bending fatigue test piece 100, and the cross-sectional shape thereof was a semicircle having a radius of 2 mm.

［ローラーピッチング試験片の作製］
製造された丸棒の中央部より、図５に示すローラーピッチング試験片を作製した。ローラーピッチング試験片は、その横断面が円形状であり、中央部に直径２６ｍｍ、長さ２８ｍｍの平行部を有していた。図５中の各数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。ローラーピッチング試験片の試験面は、長さ２８ｍｍの平行部のうち中央２０ｍｍの平坦部ＦＰに相当した。 [Production of roller pitching specimen]
A roller pitching test piece shown in FIG. 5 was produced from the center of the manufactured round bar. The roller pitching test piece had a circular cross section, and had a parallel part with a diameter of 26 mm and a length of 28 mm at the center. Each numerical value in FIG. 5 indicates a dimension (unit: mm). The test surface of the roller pitching test piece corresponded to a flat part FP having a center of 20 mm among the parallel parts having a length of 28 mm.

作製された４点曲げ疲労試験片及びローラーピッチング試験片に対して、表２に示す諸条件で真空浸炭窒化処理を実施して、各試験番号の浸炭窒化部品を得た。以下、４点曲げ疲労試験片及びローラーピッチング試験片の総称を単に「試験片」という。   The prepared 4-point bending fatigue test piece and the roller pitching test piece were subjected to vacuum carbonitriding treatment under various conditions shown in Table 2 to obtain carbonitrided parts of each test number. Hereinafter, the generic name of the 4-point bending fatigue test piece and the roller pitching test piece is simply referred to as “test piece”.

Figure 0006589708
Figure 0006589708

試験番号１〜４０の試験片を、１０Ｐａ以下に減圧した炉内で浸炭温度である９５０℃まで加熱し、その後、試験片を９５０℃で６０分均熱した。均熱後、表２に示す浸炭ガスを炉内に導入し、９５０℃の浸炭温度で、表２に示す処理時間（分）で浸炭処理を実施した（浸炭工程）。浸炭工程における浸炭ガス圧は１００Ｐａ以下であった。浸炭工程後、浸炭温度を維持したまま、炉内圧力を１０Ｐａ以下として、表２に示す処理時間（分）で拡散工程を実施した。なお、浸炭工程及び拡散工程の処理時間は、目標とする炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２に応じてシミュレーションにより予め決定した。   The test pieces of test numbers 1 to 40 were heated to 950 ° C., which is a carburizing temperature, in a furnace reduced in pressure to 10 Pa or less, and then the test pieces were soaked at 950 ° C. for 60 minutes. After soaking, the carburizing gas shown in Table 2 was introduced into the furnace, and carburizing treatment was performed at a carburizing temperature of 950 ° C. for the treatment time (minutes) shown in Table 2 (carburizing step). The carburizing gas pressure in the carburizing process was 100 Pa or less. After the carburizing step, while maintaining the carburizing temperature, the furnace pressure was set to 10 Pa or less, and the diffusion step was performed with the treatment time (minutes) shown in Table 2. In addition, the processing time of the carburizing process and the diffusion process was previously determined by simulation according to the target carbon concentrations CP1 and CP2.

拡散工程後、窒化焼入れ処理の窒化工程を実施した。具体的には、炉内圧力が３００ｈＰａとなるまで窒素ガスを炉内に導入した。さらに、表２に示す流量のアンモニアガス（Ｌ／分）を炉内に供給し、炉内圧力を３００〜３１０ｈＰａとしたアンモニア含有雰囲気中で、試験片を焼入れ温度（窒化温度）で６０分保持した。焼入れ温度は、いずれの試験番号も同じとした。焼入れ温度で６０分保持した後、試験片を１２０℃の焼入れ油に浸漬して油焼入れを実施し、焼入れ処理を兼ねた窒化処理を完了した。窒化処理後、焼戻しを実施した。焼戻し温度は１７０℃であり、焼戻し温度での保持時間は１２０分であった。   After the diffusion process, a nitriding process of nitriding and quenching was performed. Specifically, nitrogen gas was introduced into the furnace until the furnace pressure reached 300 hPa. Furthermore, ammonia gas (L / min) at a flow rate shown in Table 2 was supplied into the furnace, and the test piece was held at the quenching temperature (nitriding temperature) for 60 minutes in an ammonia-containing atmosphere with the furnace pressure set to 300 to 310 hPa. did. The quenching temperature was the same for all test numbers. After maintaining at the quenching temperature for 60 minutes, the test piece was immersed in a quenching oil at 120 ° C. to perform oil quenching, and the nitriding treatment that also served as the quenching treatment was completed. Tempering was performed after the nitriding treatment. The tempering temperature was 170 ° C., and the holding time at the tempering temperature was 120 minutes.

試験番号４１及び４２では、真空浸炭処理を実施したものの、窒化処理を実施しなかった。具体的には、試験番号１〜４０と同様に、試験片に対して、表２に示す諸条件（他の条件は試験番号１〜４０と同じ）で浸炭工程及び拡散工程を実施した。拡散工程後、８６０℃まで炉冷し、その後、８６０℃で３０分均熱した。均熱後、１２０℃の焼入れ油を用いて油焼入れを実施した。油焼入れ後、試験番号１〜４０と同じ条件で焼戻しを実施した。   In test numbers 41 and 42, vacuum carburization was performed, but nitriding was not performed. Specifically, similarly to the test numbers 1 to 40, the carburization process and the diffusion process were performed on the test pieces under the various conditions shown in Table 2 (other conditions are the same as the test numbers 1 to 40). After the diffusion step, the furnace was cooled to 860 ° C. and then soaked at 860 ° C. for 30 minutes. After soaking, oil quenching was performed using a quenching oil at 120 ° C. After oil quenching, tempering was performed under the same conditions as in test numbers 1 to 40.

試験番号４３では、試験片に対して、次の表面硬化熱処理を実施した。初めに試験番号１〜４０と同様に、試験片に対して、表２に示す諸条件（他の条件は試験番号１〜４０と同じ）で真空浸炭処理（浸炭工程及び拡散工程）、及び、窒化処理を実施した。窒化温度で６０分保持した後、試験片を炉内で冷却し、炉内温度が８６０℃になったとき、８６０℃で３０分均熱した。その後、窒素雰囲気中で試験片を室温までガス冷却した。ガス冷却後、試験片に対して、高周波焼入れを実施した。焼入れ温度は１０００℃であり、保持時間は１０秒であった。高周波焼入れ後、試験片に対して試験番号１〜４０と同じ条件で焼戻しを実施した。   In test number 43, the following surface hardening heat processing was implemented with respect to the test piece. First, similarly to Test Nos. 1 to 40, vacuum carburization treatment (carburization process and diffusion process) under various conditions shown in Table 2 (the other conditions are the same as Test Nos. 1 to 40) for the test piece, and Nitriding treatment was performed. After maintaining at the nitriding temperature for 60 minutes, the test piece was cooled in the furnace, and when the temperature in the furnace reached 860 ° C, it was soaked at 860 ° C for 30 minutes. Thereafter, the test piece was gas-cooled to room temperature in a nitrogen atmosphere. After gas cooling, induction hardening was performed on the test piece. The quenching temperature was 1000 ° C. and the holding time was 10 seconds. After induction hardening, the test piece was tempered under the same conditions as in test numbers 1 to 40.

試験番号４４の試験片に対しては、真空浸炭処理ではなく、ガス浸炭処理を実施した。具体的には、試験片をＲＸガス中で９５０℃に加熱し、カーボンポテンシャル１．０％で４１分保持する浸炭工程を実施した。浸炭工程後、カーボンポテンシャル０．９％で６２分保持する拡散工程を実施した。拡散工程後、試験片を８６０℃まで炉冷し、８６０℃で１０分間均熱した。均熱後、表２に示す流量のアンモニアガスを炉内に供給して、アンモニア含有雰囲気中で、試験片を焼入れ温度（窒化温度）で６０分保持して窒化処理を実施した。６０分の保持後、１２０℃の焼入れ油を用いて試験片に対して油焼入れを実施した。油焼入れ後の試験片に対して、試験番号１〜４０と同じ条件で焼戻しを実施した。   The test piece 44 was subjected to gas carburizing treatment instead of vacuum carburizing treatment. Specifically, a carburization step was performed in which the test piece was heated to 950 ° C. in RX gas and held at a carbon potential of 1.0% for 41 minutes. After the carburizing step, a diffusion step of holding the carbon potential at 0.9% for 62 minutes was performed. After the diffusion step, the test piece was cooled to 860 ° C. and soaked at 860 ° C. for 10 minutes. After soaking, ammonia gas at a flow rate shown in Table 2 was supplied into the furnace, and the test piece was held at the quenching temperature (nitriding temperature) for 60 minutes in an ammonia-containing atmosphere to perform nitriding treatment. After holding for 60 minutes, the specimen was oil-quenched using a quenching oil at 120 ° C. The test piece after oil quenching was tempered under the same conditions as in test numbers 1 to 40.

［炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２及び窒素濃度ＮＰの測定］
上述の方法により、４点曲げ疲労試験片の平坦部表層領域での炭素濃度ＣＰ１、窒素濃度ＮＰ、及び、エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２を求めた。また、ローラーピッチング試験片の平坦部表層領域での炭素濃度ＣＰ１及び窒素濃度ＮＰを求めた。図１及び図２を参照して、４点曲げ疲労試験片の平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１及び窒素濃度ＮＰの測定部位は、切り欠き底を含む断面Ｃｓの頂点Ｐｃ（切り欠きの底に相当）から試験片中央へ２ｍｍ離れた位置Ｐ２０とした。エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２の測定部位は、図４に示すとおりとした。 [Measurement of carbon concentration CP1, CP2 and nitrogen concentration NP]
By the above-described method, the carbon concentration CP1 and the nitrogen concentration NP in the flat surface area of the four-point bending fatigue test piece and the carbon concentration CP2 in the edge surface area were determined. Further, the carbon concentration CP1 and the nitrogen concentration NP in the flat portion surface layer region of the roller pitching test piece were obtained. With reference to FIG. 1 and FIG. 2, the measurement site | part of carbon concentration CP1 and nitrogen concentration NP of the flat part surface layer area | region of a four-point bending fatigue test piece is the vertex Pc of the cross section Cs including a notch bottom (at the bottom of a notch The position P20 was 2 mm away from the center of the test piece. The measurement site | part of carbon concentration CP2 in the edge part surface layer area | region was as having shown in FIG.

ローラーピッチング試験片の平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ及び窒素濃度ＮＰの測定部位は、平坦部ＦＰ内の任意の位置とした。上記測定により得られた各試験片での炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２及び窒素濃度ＮＰ（質量％）を表２に示す。   The measurement site | part of carbon concentration CP and nitrogen concentration NP of the flat part surface layer area | region of a roller pitching test piece was made into the arbitrary positions in the flat part FP. Table 2 shows the carbon concentrations CP1 and CP2 and the nitrogen concentration NP (mass%) of each test piece obtained by the above measurement.

［４点曲げ疲労試験］
各試験番号の４点曲げ疲労試験片を用いて、４点曲げ疲労試験を実施した。試験にはサーボ型疲労試験機を用いた。４点曲げ疲労試験片の支点間の距離は３０ｍｍとした。最大負荷応力は１３７３ＭＰａであり、最大負荷応力と最小負荷応力との応力比は０．１であった。周波数は１０Ｈｚであった。応力負荷繰り返し回数が１×１０4回での破断強度を、４点曲げ疲労強度（ＭＰａ）と定義した。き裂が４点曲げ試験片の横断面の面積の半分を超えた場合、試験片が破断したと判断した。得られた４点曲げ疲労強度を表２に示す。本実施例では、４点曲げ疲労強度が８５０ＭＰａ以上であれば、十分な曲げ疲労強度が得られたと判断した。 [4-point bending fatigue test]
A four-point bending fatigue test was performed using a four-point bending fatigue test piece of each test number. A servo type fatigue tester was used for the test. The distance between the fulcrums of the 4-point bending fatigue test piece was 30 mm. The maximum load stress was 1373 MPa, and the stress ratio between the maximum load stress and the minimum load stress was 0.1. The frequency was 10 Hz. The breaking strength at a stress load repetition number of 1 × 10 4 was defined as a four-point bending fatigue strength (MPa). When the crack exceeded half of the cross-sectional area of the 4-point bending test piece, it was judged that the test piece was broken. The obtained four-point bending fatigue strength is shown in Table 2. In this example, it was judged that sufficient bending fatigue strength was obtained when the 4-point bending fatigue strength was 850 MPa or more.

［ローラーピッチング試験］
各試験番号のローラーピッチング試験片を用いて、ローラーピッチング試験を実施した。試験時の面圧は２２００ＭＰａ、回転数は１５００ｒｐｍであった。１×１０7回試験後の試験片において、剥離した面積が１０ｍｍ2以下であれば、ピッチングが発生しなかったと判断した（表２中で「○」印）。一方、剥離した面積が１０ｍｍ2を超えた場合、ピッチングが発生したと判断した（表２中の「×」印）。試験結果を表２に示す。 [Roller pitching test]
A roller pitching test was carried out using a roller pitching test piece of each test number. The surface pressure during the test was 2200 MPa, and the rotation speed was 1500 rpm. In the test piece after 1 × 10 7 tests, if the peeled area was 10 mm 2 or less, it was judged that no pitting occurred (“◯” in Table 2). On the other hand, when the peeled area exceeded 10 mm 2 , it was determined that pitching occurred (“x” in Table 2). The test results are shown in Table 2.

［平坦部位置Ｐ0.3及び芯部でのビッカース硬さ測定］
各試験番号の４点曲げ疲労試験片を長手方向に切断し、切断面を測定面とする試験片を作製した。測定面のうち、平坦部から深さ方向に０．３ｍｍ及び３ｍｍ離れた位置（任意の３点）で、上述の方法によりビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、その平均値を平坦部位置Ｐ0.3のビッカース硬さ（ＨＶ）、及び、芯部のビッカース硬さ（ＨＶ）と定義した。得られた結果を表２に示す。 [Measurement of Vickers hardness at flat part position P 0.3 and core part]
A four-point bending fatigue test piece of each test number was cut in the longitudinal direction to prepare a test piece having the cut surface as a measurement surface. Vickers hardness (HV) is measured by the above-described method at a position (arbitrary three points) 0.3 mm and 3 mm away from the flat portion in the depth direction on the measurement surface, and the average value is calculated as the flat portion position P. The Vickers hardness (HV) of 0.3 and the Vickers hardness (HV) of the core were defined. The obtained results are shown in Table 2.

［粒界酸化層深さ測定］
各試験番号の４点曲げ疲労試験片を長手方向に切断し、切断面を測定面（４点曲げ疲労試験片の表面含む）とするサンプルを作製した。サンプルの測定面を鏡面研磨し、上述の方法により、粒界酸化層深さ（μｍ）を求めた。粒界酸化層深さが３．０μｍ以上の場合、粒界酸化層が形成されたと判断した（表２中で「有り」）。一方、測定された粒界酸化層が３．０μｍ未満である場合、粒界酸化層が形成されなかったと判断した（表２中で「無し」）。 [Measurement of grain boundary oxide layer depth]
A four-point bending fatigue test piece of each test number was cut in the longitudinal direction to prepare a sample having the cut surface as a measurement surface (including the surface of the four-point bending fatigue test piece). The measurement surface of the sample was mirror-polished, and the grain boundary oxide layer depth (μm) was determined by the method described above. When the grain boundary oxide layer depth was 3.0 μm or more, it was judged that a grain boundary oxide layer was formed (“Yes” in Table 2). On the other hand, when the grain boundary oxide layer measured was less than 3.0 μm, it was judged that the grain boundary oxide layer was not formed (“None” in Table 2).

［試験結果］
表２を参照して、試験番号１〜２１の化学組成は適正であった。さらに、炭素濃度ＣＰ１は０．７０〜０．８９であり、炭素濃度ＣＰ２はＣＰ１超〜１．２０％であり、窒素濃度ＮＰは０．１０〜０．８０％であった。さらに、平坦部位置Ｐ0.3でのビッカース硬さはＨＶ６５０以上であり、芯部のビッカース硬さはＨＶ２６０以上であった。その結果、これらの試験番号の四点曲げ疲労強度はいずれも８５０ＭＰａ以上であり、優れた曲げ疲労強度を示した。さらに、ローラーピッチング試験ではいずれも剥離面積が１０ｍｍ2以下であり、優れたピッチング強度を示した。 [Test results]
Referring to Table 2, the chemical compositions of test numbers 1 to 21 were appropriate. Furthermore, the carbon concentration CP1 was 0.70 to 0.89, the carbon concentration CP2 was more than CP1 to 1.20%, and the nitrogen concentration NP was 0.10 to 0.80%. Further, the Vickers hardness at the flat portion position P 0.3 was HV650 or more, and the Vickers hardness of the core portion was HV260 or more. As a result, the four-point bending fatigue strengths of these test numbers were all 850 MPa or more, indicating excellent bending fatigue strength. Furthermore, in the roller pitching test, the peeled area was 10 mm 2 or less, indicating excellent pitching strength.

一方、試験番号２２では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、芯部硬さが低すぎ、曲げ疲労強度が低かった。   On the other hand, in test number 22, the C content was too low. Therefore, the core hardness was too low and the bending fatigue strength was low.

試験番号２３では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、曲げ疲労強度が低かった。   In test number 23, the Si content was too high. Therefore, the bending fatigue strength was low.

試験番号２４及び４１では、Ｍｎ含有量が低すぎた。さらに、Ｃｒ含有量が高すぎたため、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が高すぎた。その結果、曲げ疲労強度が低かった。   In test numbers 24 and 41, the Mn content was too low. Furthermore, since the Cr content was too high, the carbon concentration CP2 in the surface region of the edge portion was too high. As a result, the bending fatigue strength was low.

試験番号２５では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、芯部及び平坦部位置Ｐ0.3でのビッカース硬さが低かった。その結果、曲げ疲労強度が低かった。 In test number 25, the Mn content was too low. Therefore, the Vickers hardness at the core portion and the flat portion position P 0.3 was low. As a result, the bending fatigue strength was low.

試験番号２６では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が高すぎ、曲げ疲労強度が低かった。   In test number 26, the Cr content was too high. Therefore, the carbon concentration CP2 in the edge layer surface layer region was too high, and the bending fatigue strength was low.

試験番号２７では、Ｐ含有量が高すぎたため、曲げ疲労強度が低かった。試験番号２８では、Ｃ含有量が高すぎたため、曲げ疲労強度が低かった。   In Test No. 27, since the P content was too high, the bending fatigue strength was low. In test number 28, since the C content was too high, the bending fatigue strength was low.

試験番号２９では、Ｎ含有量が低すぎたため、曲げ疲労強度が低かった。結晶粒が粗大化したためと考えられる。   In test number 29, since the N content was too low, the bending fatigue strength was low. This is probably because the crystal grains are coarsened.

試験番号３０〜３２、３４及び３６では、化学組成は適切であったものの、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が高すぎた。その結果、曲げ疲労強度が低かった。   In test numbers 30 to 32, 34, and 36, although the chemical composition was appropriate, the carbon concentration CP2 in the edge surface layer region was too high. As a result, the bending fatigue strength was low.

試験番号３３では、化学組成は適切であったものの、平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が高すぎた。さらに、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２も高すぎた。その結果、曲げ疲労強度が低かった。   In Test No. 33, although the chemical composition was appropriate, the carbon concentration CP1 in the surface region of the flat part was too high. Further, the carbon concentration CP2 in the edge portion surface layer region was too high. As a result, the bending fatigue strength was low.

試験番号３５では、化学組成は適切であったものの、平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が低すぎた。そのため、曲げ疲労強度及びピッチング強度が低かった。   In test number 35, although the chemical composition was appropriate, the carbon concentration CP1 in the surface region of the flat portion was too low. Therefore, bending fatigue strength and pitching strength were low.

試験番号３７及び４２では、化学組成は適切であったものの、平坦部表層領域の窒素濃度ＮＰが低すぎた。そのため、ピッチング強度が低かった。   In Test Nos. 37 and 42, although the chemical composition was appropriate, the nitrogen concentration NP in the surface region of the flat portion was too low. Therefore, the pitching strength was low.

試験番号３８及び４０では、化学組成は適切であったものの、平坦部位置Ｐ0.3でのビッカース硬さが低すぎた。そのため、曲げ疲労強度が低かった。 In test numbers 38 and 40, although the chemical composition was appropriate, the Vickers hardness at the flat portion position P 0.3 was too low. Therefore, the bending fatigue strength was low.

試験番号３９では、化学組成は適切であったものの、平坦部表層領域の窒素濃度ＮＰが高すぎた。その結果、曲げ疲労強度が低かった。   In Test No. 39, although the chemical composition was appropriate, the nitrogen concentration NP in the flat portion surface layer region was too high. As a result, the bending fatigue strength was low.

試験番号４３では、高周波焼入れを実施したため、芯部でのビッカース硬さが低かった。そのため、曲げ疲労強度が低かった。   In test number 43, induction hardening was performed, so the Vickers hardness at the core was low. Therefore, the bending fatigue strength was low.

試験番号４４では、ガス浸炭処理を実施したため、粒界酸化層深さが３．０μｍ以上であった。そのため、曲げ疲労強度が低かった。   In Test No. 44, since the gas carburizing process was performed, the grain boundary oxide layer depth was 3.0 μm or more. Therefore, the bending fatigue strength was low.

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。   The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

Ｐａ 頂点
Ｐｃ エッジ部
２０ 平坦部
１０ エッジ部 Pa vertex Pc edge part 20 flat part 10 edge part

Claims (3)

平坦部及びエッジ部を有する表面を含む表層部と、前記表層部よりも内部の芯部とを備え、
前記芯部は、質量％で、
Ｃ:０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ:０．０１〜１．４０％、
Ｍｎ:１．４０〜３．００％ 、
Ｐ:０．０３０％以下、
Ｓ:０．０６０％以下、
Ｃｒ:０．０１〜０．５０％、
Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、
Ｎ:０．００３〜０．０３０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．１００％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、及び、
Ｎｉ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
前記平坦部から深さ０．０５ｍｍまでの領域における炭素濃度ＣＰ１は０．７０〜０．８９％であり、窒素濃度は０．１０〜０．８０％であり、
前記エッジ部から深さ０．０５ｍｍまでの領域における炭素濃度ＣＰ２は、前記炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０％以下であり、
前記平坦部から深さ０．３ｍｍ位置でのビッカース硬さがＨＶ６５０以上であり、
前記表層部での粒界酸化層深さが３．０μｍ未満であり、
前記芯部のビッカース硬さがＨＶ２６０以上である、浸炭窒化部品。 A surface layer part including a surface having a flat part and an edge part, and an inner core part than the surface layer part,
The core part is in mass%,
C: 0.10 to 0.30%,
Si: 0.01 to 1.40%,
Mn: 1.40 to 3.00%
P: 0.030% or less,
S: 0.060% or less,
Cr: 0.01 to 0.50%,
Al: 0.010-0.100%
N: 0.003 to 0.030%,
Nb: 0 to 0.10%,
Ti: 0 to 0.100%,
Mo: 0 to 0.20%,
Cu: 0 to 0.50%, and
Ni: 0 to 0.50% is contained, the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The carbon concentration CP1 in the region from the flat part to a depth of 0.05 mm is 0.70 to 0.89%, the nitrogen concentration is 0.10 to 0.80%,
The carbon concentration CP2 in the region from the edge part to a depth of 0.05 mm is higher than the carbon concentration CP1 and is 1.20% or less,
Vickers hardness at a depth of 0.3 mm from the flat portion is HV650 or more,
The grain boundary oxide layer depth in the surface layer part is less than 3.0 μm,
A carbonitriding component in which the Vickers hardness of the core is HV260 or more. 請求項１に記載の浸炭窒化部品であって、
前記芯部の化学組成は、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、及び、
Ｔｉ：０．０１〜０．１００％からなる群から選択される１種以上を含有する、浸炭窒化部品。 The carbonitriding component according to claim 1,
The chemical composition of the core is
Nb: 0.01-0.10% and
Ti: a carbonitrided component containing at least one selected from the group consisting of 0.01 to 0.100%. 請求項１又は請求項２に記載の浸炭窒化部品であって、
前記芯部の化学組成は、
Ｍｏ：０．０２〜０．２０％、
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％、及び、
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有 する、浸炭窒化部品。 The carbonitriding component according to claim 1 or 2,
The chemical composition of the core is
Mo: 0.02 to 0.20%,
Cu: 0.10 to 0.50%, and
Ni: a carbonitrided component containing one or more selected from the group consisting of 0.10 to 0.50%.
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