JP6838508B2 - Vacuum carburizing steel and carburized parts - Google Patents

Vacuum carburizing steel and carburized parts Download PDF

Info

Publication number
JP6838508B2
JP6838508B2 JP2017125521A JP2017125521A JP6838508B2 JP 6838508 B2 JP6838508 B2 JP 6838508B2 JP 2017125521 A JP2017125521 A JP 2017125521A JP 2017125521 A JP2017125521 A JP 2017125521A JP 6838508 B2 JP6838508 B2 JP 6838508B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
carburized
carburizing
carbon concentration
content
less
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2017125521A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2019007063A (en
Inventor
尚二 藤堂
尚二 藤堂
秀樹 今高
秀樹 今高
孝典 岩橋
孝典 岩橋
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2017125521A priority Critical patent/JP6838508B2/en
Publication of JP2019007063A publication Critical patent/JP2019007063A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP6838508B2 publication Critical patent/JP6838508B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Landscapes

  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Description

本発明は、真空浸炭用鋼及び真空浸炭用鋼を用いて製造される浸炭部品に関する。 The present invention relates to a vacuum carburizing steel and a carburized part manufactured by using the vacuum carburizing steel.

従来、歯車、ベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリーなどの機械部品には、浸炭処理が施された浸炭部品が利用されている。近年、上述の機械部品では、小型化及び軽量化が求められている。したがって、これらの機械部品として利用される浸炭部品では、小型化及び軽量化が可能となるように、さらなる疲労強度の向上が求められている。 Conventionally, carburized parts that have been carburized have been used for mechanical parts such as gears and pulleys for belt-type continuously variable transmissions (CVT). In recent years, the above-mentioned mechanical parts are required to be miniaturized and lightened. Therefore, the carburized parts used as these mechanical parts are required to further improve the fatigue strength so that the size and weight can be reduced.

浸炭処理として、従来はガス浸炭処理が多く利用されていた。しかしながら、最近では、真空浸炭処理が利用されるようになってきている。真空浸炭処理に関する技術は、国際公開第２００９／１３１２０２号（特許文献１）、特許第５３０１７２８号公報（特許文献２）、特許第４２５４８１６号公報（特許文献３）、及び、特開２０１６−１９１１５１号（特許文献４）に開示されている。 Conventionally, gas carburizing has been widely used as carburizing. However, recently, vacuum carburizing treatment has come to be used. Techniques related to vacuum carburizing are described in International Publication No. 2009/131202 (Patent Document 1), Japanese Patent No. 5301728 (Patent Document 2), Japanese Patent No. 4254816 (Patent Document 3), and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2016-191151. (Patent Document 4).

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、浸炭温度を高くすることができる。そのため、短時間で所望の炭素濃度を有する浸炭部品が得られる。さらに、真空浸炭処理は真空での処理であるため、浸炭処理に伴う粒界酸化が抑制される。そのため、曲げ疲労強度の高い浸炭部品を製造しやすい。真空浸炭処理ではさらに、炭素収率が高い。そのため、二酸化炭素の排出量を抑えることができる。 The vacuum carburizing treatment has the following effects as compared with the gas carburizing treatment. In the vacuum carburizing treatment, the carburizing temperature can be increased. Therefore, a carburized part having a desired carbon concentration can be obtained in a short time. Further, since the vacuum carburizing treatment is a vacuum treatment, intergranular oxidation associated with the carburizing treatment is suppressed. Therefore, it is easy to manufacture carburized parts having high bending fatigue strength. The vacuum carburizing treatment also has a higher carbon yield. Therefore, the amount of carbon dioxide emissions 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、平坦部と比較して高くなりやすい。そのため、エッジ部では、炭素濃度が必要以上に高くなる過剰浸炭が発生しやすい。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発生しやすい。粗大なセメンタイトは、曲げ疲労強度を低下する。過剰浸炭された部分の焼入れ組織にはさらに、残留オーステナイトが残存しやすくなる。残留オーステナイトは、硬さを低下したり、鋼材を脆くしたりする。したがって、真空浸炭処理により製造された浸炭部品では、曲げ疲労強度が不十分となる場合がある。特に、歯車、ＣＶＴ用プーリー等、多数のエッジ部を含む浸炭部品の場合、エッジ部において、過剰浸炭に起因して曲げ疲労強度が低下する場合がある。 Although the vacuum carburizing treatment has the above-mentioned effects, it has the following problems. In the carburized parts manufactured by the vacuum carburizing treatment, the carbon concentration at the edge portion tends to be higher than that at the flat portion. Therefore, excessive carburizing in which the carbon concentration becomes higher than necessary is likely to occur at the edge portion. Coarse cementite is likely to occur in the hardened structure of the over-carburized part. Coarse cementite reduces bending fatigue strength. Residual austenite is also more likely to remain in the hardened structure of the over-carburized portion. Residual austenite reduces hardness and makes steel materials brittle. Therefore, the bending fatigue strength of the carburized parts manufactured by the vacuum carburizing treatment may be insufficient. In particular, in the case of a carburized part including a large number of edge portions such as a gear and a pulley for a CVT, the bending fatigue strength may decrease at the edge portion due to excessive carburizing.

真空浸炭処理を施した浸炭部品におけるエッジ部の過剰浸炭の問題を解決すべく、従来、種々の対策が提案されている。 Various measures have been conventionally proposed in order to solve the problem of excessive carburizing of the edge portion of the carburized parts subjected to the vacuum carburizing treatment.

たとえば、浸炭部品の表層における炭素濃度が低くなる条件で、真空浸炭処理を行なう方法がある。具体的には、特許文献１には、減圧浸炭工程を、炭素の拡散速度が速い歯形部の歯面また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行う鋼部材の製造方法が記載されている。 For example, there is a method of performing vacuum carburizing treatment under the condition that the carbon concentration in the surface layer of the carburized part is low. Specifically, Patent Document 1 states that the decompression carburizing step is performed under the condition that the surface carburizing concentration of the tooth surface or the tooth bottom of the tooth profile having a high carbon diffusion rate is within the range of 0.65 ± 0.1% by mass. The method of manufacturing the steel member performed in the above is described.

また、真空浸炭処理される鋼材の化学組成において、Ｓｉ濃度を高くしたり、Ｃｒ濃度を低くしたりすることが提案されている。鋼材に含まれるＣｒ濃度を低くすれば、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、曲げ疲労強度の低下が抑制される。具体的には、特許文献２には、浸炭処理される鋼部材として、Ｓｉ：０．３５〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．２％未満、Ｍｏ：０．１％以下とした化学組成が記載されている。また、特許文献３には、浸炭処理される鋼部材として、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、Ｃｒ：０．３〜１．０％、［Ｓｉ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｃｕ％］−［Ｃｒ％］＞０．５とした化学組成が記載されている。 Further, it has been proposed to increase the Si concentration or decrease the Cr concentration in the chemical composition of the steel material to be vacuum carburized. If the Cr concentration contained in the steel material is lowered, the precipitation of coarse cementite caused by the vacuum carburizing treatment is suppressed. Therefore, the decrease in bending fatigue strength is suppressed. Specifically, Patent Document 2 states that as a steel member to be carburized, Si: 0.35 to 3.0%, Mn: 0.1 to 3.0%, Cr: less than 0.2%, Mo. : The chemical composition of 0.1% or less is described. Further, in Patent Document 3, as the steel member to be carburized, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 0.3 to 3.0%, Cu: 0.01 to 1.00%, Ni. : 0.01 to 3.00%, Cr: 0.3 to 1.0%, [Si%] + [Ni%] + [Cu%]-[Cr%]> 0.5 Has been done.

特許文献４では、化学組成を調整することにより、エッジ部の過剰浸炭を抑制できる浸炭部品を提案する。この文献に開示された浸炭部品は、芯部が、質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:０．１６〜１．４０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．０１〜０．２９％、Ａｌ:０．０１０〜０．３００％、及び、Ｎ:０．００３〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面が平坦部とエッジ部とを有し、平坦部の表面から深さ０．０５ｍｍの位置までの平坦部表層領域の炭素濃度が０．７０％以上０．８９％以下であり、エッジ部の表面から深さ０．０５ｍｍの位置までのエッジ部表層領域の炭素濃度が１．２０％以下であり、粒界酸化層深さが１μｍ以下であり、芯部のビッカース硬さが２６０以上であることを特徴とする。 Patent Document 4 proposes a carburized component capable of suppressing excessive carburizing of an edge portion by adjusting the chemical composition. The carburized parts disclosed in this document have a core in mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.16 to 1.40%, Mn: 1.40 to 3.00%. , P: 0.030% or less, S: 0.060% or less, Cr: 0.01 to 0.29%, Al: 0.010 to 0.300%, and N: 0.003 to 0.030. %, The balance has a chemical composition of Fe and impurities, the surface has a flat portion and an edge portion, and carbon in the flat portion surface layer region from the surface of the flat portion to a position of 0.05 mm in depth. The concentration is 0.70% or more and 0.89% or less, the carbon concentration in the surface layer region of the edge portion from the surface of the edge portion to the position of 0.05 mm is 1.20% or less, and the grain boundary oxide layer depth. The characteristic is that the thickness is 1 μm or less, and the Vickers hardness of the core portion is 260 or more.

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４２５４８１６号公報Japanese Patent No. 4254816 特開２０１６−１９１１５１号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2016-191151

上述のとおり、エッジ部の過剰浸炭を抑制する提案は複数されている。ところで、上記特許文献を含む従前の技術では、浸炭部品において、頂角が９０°以上のエッジ部を想定している。しかしながら、上述の機械部品の中には、頂角が９０°未満（つまり鋭角）のエッジ部も存在する場合がある。たとえば、はすば歯車や、ハイポイドギア、ベベルギア等、歯筋が回転軸に対してねじれている歯車では、鋭角のエッジ部が存在する。さらに、ＣＶＴ用プーリーのねじ山やモジュールの小さなインボリュートスプラインにおいても、鋭角のエッジ部が存在する。このような鋭角なエッジ部では、９０°以上の頂角のエッジ部と比較して、過剰浸炭が発生しやすい。上述の文献では、鋭角なエッジ部での過剰浸炭の抑制については検討されていない。 As described above, there are several proposals for suppressing excessive carburizing of the edge portion. By the way, in the conventional technology including the above patent document, an edge portion having an apex angle of 90 ° or more is assumed in the carburized part. However, some of the above-mentioned mechanical parts may have an edge portion having an apex angle of less than 90 ° (that is, an acute angle). For example, a helical gear, a hypoid gear, a bevel gear, or the like in which the tooth muscle is twisted with respect to the rotation axis has an acute-angled edge portion. Further, the thread of the pulley for CVT and the small involute spline of the module also have an acute-angled edge portion. In such an acute-angled edge portion, excessive carburizing is likely to occur as compared with the edge portion having an apex angle of 90 ° or more. In the above literature, suppression of excessive carburizing at acute-angled edges has not been investigated.

鋭角のエッジ部での過剰浸炭を抑制するために、真空浸炭処理時において、浸炭部品の表層の炭素濃度が低くなるように調整することが考えられる。しかしながらこの場合、浸炭部品のエッジ部以外の部分（平坦部）において炭素濃度が不足する。この場合、浸炭部品の表面硬さが低下し、曲げ疲労強度が低下する。 In order to suppress excessive carburizing at acute-angled edges, it is conceivable to adjust the carbon concentration on the surface layer of the carburized parts to be low during the vacuum carburizing treatment. However, in this case, the carbon concentration is insufficient in the portion (flat portion) other than the edge portion of the carburized part. In this case, the surface hardness of the carburized part is reduced, and the bending fatigue strength is reduced.

さらに、上述の機械部品の用途では、曲げ疲労特性のうち、特に、応力負荷繰り返し回数が１×１０4回での破断強度である、低サイクル曲げ疲労強度の向上が求められる。このような低サイクル曲げ疲労強度を高めるには、浸炭部品の表層の硬さだけでなく、芯部の硬さも高い方が好ましい。 Further, in the above-mentioned applications of mechanical parts, among the bending fatigue characteristics, improvement of low cycle bending fatigue strength, which is a breaking strength when the number of stress loading repetitions is 1 × 10 4 times, is required. In order to increase such low-cycle bending fatigue strength, it is preferable that not only the hardness of the surface layer of the carburized part but also the hardness of the core portion is high.

本発明の目的は、鋭角のエッジ部を有する浸炭部品を製造した場合にも、過剰浸炭を抑制でき、かつ、芯部の硬さが高い真空浸炭用鋼及び浸炭部品を提供することである。 An object of the present invention is to provide a vacuum carburizing steel and a carburized part which can suppress excessive carburizing and have a high core hardness even when a carburized part having an acute-angled edge portion is manufactured.

本発明の実施の形態による真空浸炭用鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:１．４１〜２．５０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．０１〜０．５９％、Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、Ｎ:０．００３〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．４０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｂ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が０．９０以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．５０以下である。
ｆｎ１＝Ｓｉ−Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｓｉ−０．８×Ｍｎ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The vacuum carburizing steel according to the embodiment of the present invention has a chemical composition of C: 0.10 to 0.30%, Si: 1.41 to 2.50%, Mn: 1.40 to 3 in mass%. .00%, P: 0.030% or less, S: 0.060% or less, Cr: 0.01 to 0.59%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.003 to 0. 030%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0.100%, and B: Contains 0 to 0.0030%, the balance is composed of Fe and impurities, fn1 defined by the formula (1) is 0.90 or more, and fn2 defined by the formula (2) is 0.50. It is as follows.
fn1 = Si-Cr (1)
fn2 = Si-0.8 × Mn (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1) and the formula (2).

本実施形態による浸炭部品は、平坦部及びエッジ部とを含む表面と、表面から深さ２．０ｍｍ以上の領域であって、上述の化学組成を有する芯部とを備える。平坦部から深さ０．０５ｍｍの位置までの平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であり、エッジ部から深さ０．０５ｍｍの位置までのエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が、炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０％以下であり、芯部のビッカース硬さはＨＶ２６０〜５００である。 The carburized part according to the present embodiment includes a surface including a flat portion and an edge portion, and a core portion having a depth of 2.0 mm or more from the surface and having the above-mentioned chemical composition. The carbon concentration CP1 of the flat portion surface layer region from the flat portion to the depth of 0.05 mm is 0.70 to 0.89%, and the carbon of the edge portion surface layer region from the edge portion to the depth of 0.05 mm. The concentration CP2 is higher than the carbon concentration CP1 and is 1.20% or less, and the Vickers hardness of the core portion is HV260 to 500.

本実施形態の真空浸炭用鋼は、浸炭部品を製造したとき、鋭角なエッジ部での過剰浸炭を抑制でき、芯部の硬さも高めることができる。本実施形態の浸炭部品は、鋭角なエッジ部でも過剰浸炭が抑制され、優れた芯部硬さを有する。 The vacuum carburizing steel of the present embodiment can suppress excessive carburizing at an acute-angled edge portion and increase the hardness of the core portion when a carburized part is manufactured. The carburized component of the present embodiment has excellent core hardness because excessive carburizing is suppressed even at an acute-angled edge portion.

図１は、本実施形態による浸炭部品の斜視図である。FIG. 1 is a perspective view of a carburized part according to the present embodiment. 図２は、図１中の断面ＣＳの模式図である。FIG. 2 is a schematic view of a cross section CS in FIG. 図３は、図１と異なる他の浸炭部品の正面図及び側面図である。FIG. 3 is a front view and a side view of other carburized parts different from FIG. 図４は、低サイクル曲げ疲労強度と浸炭部品のエッジ部表層領域での炭素濃度との関係を示す図である。FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the low cycle bending fatigue strength and the carbon concentration in the edge portion surface layer region of the carburized part. 図５は、鋭角なエッジ部での炭素濃度と、ｆｎ１との関係を示す図である。FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the carbon concentration at the acute-angled edge portion and fn1. 図６は、芯部硬さとｆｎ２との関係を示す図である。FIG. 6 is a diagram showing the relationship between core hardness and fn2. 図７は図１及び図３と異なる他の浸炭部品の一例を示す斜視図である。FIG. 7 is a perspective view showing an example of other carburized parts different from those of FIGS. 1 and 3. 図８は、図１に示す断面ＣＳのコーナの点Ｐｃ周辺の拡大図である。FIG. 8 is an enlarged view of the area around the point Pc at the corner of the cross section CS shown in FIG.

以下、本実施形態による真空浸炭用鋼及び浸炭部品について説明する。 Hereinafter, the vacuum carburizing steel and the carburized parts according to the present embodiment will be described.

真空浸炭処理により製造される浸炭部品は、表面と、芯部とを含む。本明細書において、芯部は、浸炭部品の表面からの深さが２．０ｍｍ以上の領域と定義する。ここでいう表面からの深さとは、表面からの最短深さを意味し、より具体的には、表面から垂直方向の深さを意味する。 The carburized parts produced by the vacuum carburizing process include a surface and a core. In the present specification, the core portion is defined as a region having a depth of 2.0 mm or more from the surface of the carburized part. The depth from the surface here means the shortest depth from the surface, and more specifically, the depth in the vertical direction from the surface.

図１は、本実施形態による浸炭部品の一例を示した斜視図である。図１に示す浸炭部品１００は、一例として４点曲げ疲労試験片を想定している。浸炭部品１００は、全体が四角柱状であり、長さ方向の中央に切欠き部が形成されている。 FIG. 1 is a perspective view showing an example of a carburized part according to the present embodiment. The carburized part 100 shown in FIG. 1 assumes a 4-point bending fatigue test piece as an example. The carburized part 100 has a square columnar shape as a whole, and a notch is formed in the center in the length direction.

浸炭部品１００の表面は、エッジ部４と平坦部３とを含む。ここで、浸炭部品１００の長手方向に平行であって、切欠き部の長手方向と直交する側面における切欠き部の辺２に注目する。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。 The surface of the carburized component 100 includes an edge portion 4 and a flat portion 3. Here, attention is paid to the side 2 of the notch portion on the side surface parallel to the longitudinal direction of the carburized component 100 and orthogonal to the longitudinal direction of the notch portion. A point existing at an arbitrary position on the side 2 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、図１中の断面ＣＳの模式図である。図２を参照して、断面ＣＳにおいて、浸炭部品１００の表面の任意の点ＸＰから、表面から垂直方向に１．０ｍｍの深さの仮想点Ｐを想定する。仮想点Ｐの集合体１５を図２の破線で示す。仮想点Ｐを中心とする半径１．０ｍｍの仮想球を想定し、この仮想球が浸炭部品１００の表面と接する（１点で交わる）場合、仮想点ＰはＰ１とする。Ｐ１を中心とする仮想球と浸炭部品１００の表面との接点をＸＰ１とする。浸炭部品１００の表面のうち、点ＸＰ１で構成される領域を平坦部３と定義する。 FIG. 2 is a schematic view of a cross section CS in FIG. With reference to FIG. 2, in the cross section CS, an imaginary point P having a depth of 1.0 mm in the vertical direction from the surface is assumed from an arbitrary point XP on the surface of the carburized component 100. The aggregate 15 of the virtual points P is shown by the broken line in FIG. Assuming a virtual sphere with a radius of 1.0 mm centered on the virtual point P, when this virtual sphere comes into contact with the surface of the carburized component 100 (intersects at one point), the virtual point P is set to P1. The contact point between the virtual sphere centered on P1 and the surface of the carburized component 100 is designated as XP1. Of the surface of the carburized component 100, the region formed by the point XP1 is defined as the flat portion 3.

さらに、浸炭部品１００の表面のうち、平坦部３以外の部分、図２では、点ＸＰ１以外の表面部分をエッジ部４と定義する。 Further, on the surface of the carburized component 100, a portion other than the flat portion 3, and in FIG. 2, a surface portion other than the point XP1 is defined as an edge portion 4.

このような平坦部３とエッジ部４とを含む表面を有する浸炭部品１００において、表層の硬さと曲げ疲労強度、芯部硬さと曲げ疲労強度とは、それぞれ相関関係があることは知られている。さらに、表層の硬さと、表層の炭素濃度とが相関関係があることも知られている。 It is known that in the carburized component 100 having a surface including the flat portion 3 and the edge portion 4, there is a correlation between the surface layer hardness and the bending fatigue strength, and the core portion hardness and the bending fatigue strength. .. It is also known that there is a correlation between the hardness of the surface layer and the carbon concentration of the surface layer.

ところで、浸炭部品では、図３に示すように、頂角が鋭角となるエッジ部４を含むものもある。図３では、エッジ部４の頂角は４０°である。 By the way, as shown in FIG. 3, some carburized parts include an edge portion 4 having an acute angle. In FIG. 3, the apex angle of the edge portion 4 is 40 °.

図１を参照して、浸炭部品１００の表面上における任意の位置に存在する点をＰと定義する。点Ｐを中心とする半径１．０ｍｍの仮想球を想定し、仮想球と浸炭部品とが重なる部分の体積をＶ、浸炭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。このとき、Ｖ／Ｓで表わされるパラメーターが小さいほど、エッジ部４の頂角が鋭角である。図１に示す点ＰｃでのＶ／Ｓは０．３３であり、鋭角ではない。一方、図３に示す頂角４０°での点Ｐｄでは、Ｖ／Ｓは０．１５となる。本明細書では、Ｖ／Ｓが０．３２以下の場合を、鋭角なエッジ部４と定義する。 With reference to FIG. 1, a point existing at an arbitrary position on the surface of the carburized part 100 is defined as P. Assuming a virtual sphere with a radius of 1.0 mm centered on the point P, the volume of the portion where the virtual sphere and the carburized component overlap is V, and the area of the portion of the surface of the carburized component included in the virtual sphere is S. At this time, the smaller the parameter represented by V / S, the sharper the apex angle of the edge portion 4. The V / S at the point Pc shown in FIG. 1 is 0.33, which is not an acute angle. On the other hand, at the point Pd at the apex angle of 40 ° shown in FIG. 3, the V / S is 0.15. In the present specification, the case where the V / S is 0.32 or less is defined as the acute-angled edge portion 4.

このような鋭角なエッジ部４を含む浸炭部品１００においても、エッジ部４での過剰浸炭を抑制し、優れた曲げ疲労強度が求められる。 Even in the carburized component 100 including such an acute-angled edge portion 4, excessive carburizing at the edge portion 4 is suppressed, and excellent bending fatigue strength is required.

そこで、本発明者らはまず、質量％で０．１０〜０．３０％のＣを含有する化学組成を有する真空浸炭用鋼からなる４点曲げ疲労試験片（図１）を用いて、エッジ部の表層領域の炭素濃度ＣＰ２と、曲げ疲労強度との関係について調査した。４点曲げ疲労試験片の形状（寸法）は後述の実施例と同じとした。４点曲げ疲労試験には、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２０ｍｍとした。また、最大負荷応力は１４８７ＭＰａ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。そして、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）と評価した。各４点曲げ疲労試験片のエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２は、後述の方法により測定した。 Therefore, the present inventors first used a 4-point bending fatigue test piece (FIG. 1) made of vacuum carburizing steel having a chemical composition containing 0.10 to 0.30% C in mass%, and used an edge. The relationship between the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the part and the bending fatigue strength was investigated. The shape (dimensions) of the 4-point bending fatigue test piece was the same as in the examples described later. A servo-type fatigue tester was used for the 4-point bending fatigue test. The distance between the fulcrums of the 4-point bending fatigue test piece was 20 mm. The maximum load stress was 1487 MPa, and the stress ratio between the maximum load stress and the minimum load stress was 0.1. The frequency was 10 Hz. Then, the breaking strength when the number of repeated stress loads was 1 × 10 4 times was evaluated as the 4-point bending fatigue strength (MPa). The carbon concentration CP2 in the edge surface region of each 4-point bending fatigue test piece was measured by the method described later.

得られた結果を図４に示す。図４を参照して、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が増加するにしたがい、曲げ疲労強度は低下した。そして、炭素濃度ＣＰ２が１．２０を超えれば、曲げ疲労強度が９５０ＭＰａ以下となり、十分な曲げ疲労強度が得られなかった。 The obtained results are shown in FIG. With reference to FIG. 4, as the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion increased, the bending fatigue strength decreased. When the carbon concentration CP2 exceeded 1.20, the bending fatigue strength became 950 MPa or less, and sufficient bending fatigue strength could not be obtained.

以上の検討結果から、本発明者らは、過剰浸炭が起こりやすいエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２を１．２０％以下とすれば、低サイクルにおいて優れた曲げ疲労強度が得られると考えた。さらに詳細な検討をした結果、浸炭部品において、芯部のビッカース硬さがＨＶ２６０以上であり、かつ、平坦部の炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９であり、エッジ部の炭素濃度ＣＰ２が炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０以下であれば、優れた低サイクル曲げ疲労強度が得られることがわかった。このことは、特許文献４にも開示されている。 From the above examination results, the present inventors considered that if the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion where excessive carburizing is likely to occur is 1.20% or less, excellent bending fatigue strength can be obtained in a low cycle. As a result of further detailed examination, in the carburized parts, the Vickers hardness of the core portion is HV260 or more, the carbon concentration CP1 of the flat portion is 0.70 to 0.89, and the carbon concentration CP2 of the edge portion is It was found that an excellent low cycle bending fatigue strength can be obtained when the carbon concentration is higher than CP1 and 1.20 or less. This is also disclosed in Patent Document 4.

そこで、本発明者らは、鋭角なエッジ部を含む浸炭部品において、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２を１．２０％以下に抑制する方法について検討した。その結果、質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:１．４１〜２．５０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．０１〜０．５９％、Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、Ｎ:０．００３〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．４０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｂ：０〜０．００３０％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真空浸炭用鋼において、式（１）で定義されるｆｎ１が０．９０以上であれば、後述の式（２）で定義されるｆｎ２が０．５０以下になることを条件として、真空浸炭処理後の浸炭部品において、鋭角なエッジ部であっても炭素濃度ＣＰ２を１．２０以下にできることを見出した。
ｆｎ１＝Ｓｉ−Ｃｒ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 Therefore, the present inventors have investigated a method for suppressing the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion to 1.20% or less in the carburized part including the acute-angled edge portion. As a result, in terms of mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 1.41 to 2.50%, Mn: 1.40 to 3.00%, P: 0.030% or less, S: 0.060% or less, Cr: 0.01 to 0.59%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.003 to 0.030%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: It contains 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0.100%, and B: 0 to 0.0030%, and the balance is In a vacuum carburizing steel having a chemical composition composed of Fe and impurities, if fn1 defined by the formula (1) is 0.90 or more, fn2 defined by the formula (2) described later becomes 0.50 or less. It has been found that the carbon concentration CP2 can be set to 1.20 or less even at a sharp edge portion in the carburized part after the vacuum carburizing treatment.
fn1 = Si-Cr (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).

図５は、ｆｎ１と４０°の鋭角のエッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２との関係を示す図である。図５は後述の実施例での炭素濃度測定試験と同様の方法により得られた。 FIG. 5 is a diagram showing the relationship between fn1 and the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion at an acute angle of 40 °. FIG. 5 was obtained by the same method as the carbon concentration measurement test in the examples described later.

図５を参照して、ｆｎ１の増加に伴い、４０°のエッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２は顕著に低下し、１．２０％以下となった。そして、ｆｎ１が０．９０以上となったとき、炭素濃度ＣＰ２は１．２０％以下でほぼ一定となった。つまり、４０°のエッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２は、ｆｎ１＝０．９０で変曲点を有した。 With reference to FIG. 5, as fn1 increased, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion at 40 ° decreased remarkably to 1.20% or less. When fn1 was 0.90 or more, the carbon concentration CP2 was 1.20% or less, which was almost constant. That is, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion at 40 ° had an inflection point at fn1 = 0.90.

したがって、ｆｎ１が０．９０以上であれば、鋭角の角部のエッジ部表層領域においても、炭素濃度ＣＰ２を１．２０％以下にすることができ、優れた低サイクル曲げ疲労強度が得られる。 Therefore, when fn1 is 0.90 or more, the carbon concentration CP2 can be set to 1.20% or less even in the surface layer region of the edge portion at the acute angle portion, and excellent low cycle bending fatigue strength can be obtained.

［芯部の硬さについて］
低サイクル疲労強度を高めるには、上述のとおり、浸炭部品の芯部の硬さも高める必要がある。具体的には、浸炭部品において、芯部のビッカース硬さがＨＶ２６０以上であれば、低サイクル疲労強度が高くなる。そこで、本発明者らは、芯部の硬さについて検討した。その結果、上記化学組成を有する真空浸炭用鋼において、式（２）で定義されるｆｎ２が０．５０以下であれば、真空浸炭処理後の浸炭部品において、芯部硬さをＨＶ２６０以上にできることを見出した。
ｆｎ２＝Ｓｉ−０．８×Ｍｎ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 [About the hardness of the core]
In order to increase the low cycle fatigue strength, it is necessary to increase the hardness of the core of the carburized parts as described above. Specifically, in a carburized part, if the Vickers hardness of the core portion is HV260 or more, the low cycle fatigue strength becomes high. Therefore, the present inventors examined the hardness of the core portion. As a result, in the vacuum carburized steel having the above chemical composition, if fn2 defined by the formula (2) is 0.50 or less, the core hardness of the carburized part after the vacuum carburizing treatment can be HV260 or more. I found.
fn2 = Si-0.8 × Mn (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).

図６は、ｆｎ２と芯部硬さとの関係を示す図である。図６は、質量％で０．１０〜０．３０％のＣを含有する化学組成を有する真空浸炭用鋼の試験片を用いて、後述の芯部硬さ試験と同じ方法により得られた。図６を参照して、ｆｎ２が高くなるほど、芯部硬さが低下する。そして、ｆｎ２が０．５０を超えると、芯部硬さが非連続に急激に低下し、ＨＶ２６０未満となる。つまり、図６の芯部硬さは、ｆｎ２＝０．５０で変曲点を有する。したがって、ｆｎ２が０．５０以下の場合、芯部硬さがビッカース硬さでＨＶ２６０以上となる。 FIG. 6 is a diagram showing the relationship between fn2 and core hardness. FIG. 6 was obtained by the same method as the core hardness test described later, using a test piece of a vacuum carburizing steel having a chemical composition containing 0.10 to 0.30% C in mass%. With reference to FIG. 6, the higher the fn2, the lower the core hardness. When fn2 exceeds 0.50, the hardness of the core portion sharply decreases discontinuously and becomes less than HV260. That is, the core hardness of FIG. 6 has an inflection point at fn2 = 0.50. Therefore, when fn2 is 0.50 or less, the core hardness is Vickers hardness of HV260 or more.

したがって、真空浸炭用鋼の化学組成が質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:１．４１〜２．５０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．０１〜０．５９％、Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、Ｎ:０．００３〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．４０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｂ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、ｆｎ１が０．９０以上であることを前提として、ｆｎ２が０．５０以下であれば、芯部硬さがＨＶ２６０以上となる。その結果、優れた低サイクル疲労強度が得られると考えられる。 Therefore, the chemical composition of the vacuum carburizing steel is mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 1.41 to 2.50%, Mn: 1.40 to 3.00%, P: 0. .030% or less, S: 0.060% or less, Cr: 0.01 to 0.59%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.003 to 0.030%, Mo: 0 to 0 0.20%, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0.100%, and B: 0 to 0.0030. If fn2 is 0.50 or less, the core hardness is HV260 or more, assuming that% is contained, the balance is Fe and impurities, and fn1 is 0.90 or more. As a result, it is considered that excellent low cycle fatigue strength can be obtained.

ｆｎ２が０．５０以下であれば芯部硬さＨＶ２６０以上となる理由は、次のとおりと考えられる。ｆｎ２が高くなると、鋼中において、Ｍｎ含有量に対してＳｉ含有量の割合が高くなる。Ｓｉはフェライトを安定化するため、真空浸炭後において、芯部に軟質なフェライトが多く生成する。その結果、Ｍｎ及びＳｉによる焼入れ性向上による強化機構よりも、Ｓｉによるフェライト増加による軟化機構が勝ってしまう。ｆｎ２が０．５０以上となれば、鋼中のフェライトが顕著に増加するために、芯部硬さが顕著に低下し、ＨＶ２６０未満になると考えられる。 It is considered that the reason why the core hardness HV260 or more is obtained when fn2 is 0.50 or less is as follows. The higher the fn2, the higher the ratio of the Si content to the Mn content in the steel. Since Si stabilizes ferrite, a large amount of soft ferrite is generated in the core after vacuum carburizing. As a result, the softening mechanism by increasing ferrite by Si is superior to the strengthening mechanism by improving hardenability by Mn and Si. When fn2 is 0.50 or more, ferrite in the steel increases remarkably, so that the hardness of the core portion remarkably decreases, and it is considered that the hardness becomes less than HV260.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による真空浸炭用鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ:０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:１．４１〜２．５０％、Ｍｎ:１．４０〜３．００％、Ｐ:０．０３０％以下、Ｓ:０．０６０％以下、Ｃｒ:０．０１〜０．５９％、Ａｌ:０．０１０〜０．１００％、Ｎ:０．００３〜０．０３０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．４０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｂ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が０．９０以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．５０以下である。
ｆｎ１＝Ｓｉ−Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｓｉ−０．８×Ｍｎ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The vacuum carburizing steel according to the present embodiment completed based on the above findings has a chemical composition of C: 0.10 to 0.30%, Si: 1.41 to 2.50%, Mn: in mass%. 1.40 to 3.00%, P: 0.030% or less, S: 0.060% or less, Cr: 0.01 to 0.59%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0 .003 to 0.030%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0. It contains 100% and B: 0 to 0.0030%, the balance is composed of Fe and impurities, fn1 defined by the formula (1) is 0.90 or more, and is defined by the formula (2). fn2 is 0.50 or less.
fn1 = Si-Cr (1)
fn2 = Si-0.8 × Mn (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1) and the formula (2).

上記化学組成は、Ｍｏ：０．０３〜０．２０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、及び、Ｎｉ：０．０５〜０．４０％からなる群から選ばれる１種以上を含有してもよい。 The chemical composition contains one or more selected from the group consisting of Mo: 0.03 to 0.20%, Cu: 0.05 to 0.20%, and Ni: 0.05 to 0.40%. You may.

上記化学組成は、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％からなる群から選ばれる１種以上を含有してもよい。 The chemical composition may contain one or more selected from the group consisting of Nb: 0.01 to 0.10% and Ti: 0.005 to 0.100%.

上記化学組成は、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有してもよい。 The chemical composition may contain B: 0.0005 to 0.0030%.

本実施形態による浸炭部品は、平坦部及びエッジ部とを含む表面と、表面から深さ２．０ｍｍ以上の領域であって、上述の化学組成を有する芯部とを備え、平坦部から深さ０．０５ｍｍの位置までの平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であり、エッジ部から深さ０．０５ｍｍの位置までのエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０％以下であり、芯部のビッカース硬さはＨＶ２６０〜５００である。 The carburized part according to the present embodiment includes a surface including a flat portion and an edge portion, and a core portion having a depth of 2.0 mm or more from the surface and having the above-mentioned chemical composition, and has a depth from the flat portion. The carbon concentration CP1 of the flat surface layer region up to the position of 0.05 mm is 0.70 to 0.89%, and the carbon concentration CP2 of the edge portion surface layer region from the edge portion to the depth of 0.05 mm is the carbon concentration. It is higher than CP1 and 1.20% or less, and the Vickers hardness of the core portion is HV260 to 500.

以下、本発明の実施の形態による真空浸炭用鋼及び浸炭部品について詳述する。 Hereinafter, the vacuum carburizing steel and the carburized parts according to the embodiment of the present invention will be described in detail.

［真空浸炭用鋼の化学組成］
本実施形態による真空浸炭用鋼は、真空浸炭処理に適した鋼である。真空浸炭用鋼の化学組成は次の元素を含有する。以下、元素の含有量に関する「％」は、質量％を意味する。 [Chemical composition of steel for vacuum carburizing]
The steel for vacuum carburizing according to the present embodiment is a steel suitable for vacuum carburizing treatment. The chemical composition of vacuum carburizing steel contains the following elements. Hereinafter, "%" regarding the content of the element means mass%.

Ｃ：０．１０〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、浸炭部品の芯部硬度を高め、低サイクル曲げ疲労強度を高める。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る。この場合、靭性が低下するだけでなく、焼割れが発生しやすくなる。焼割れが発生すると、低サイクル曲げ疲労強度が低くなる。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０．２６％であり、さらに好ましくは０．２４％である。 C: 0.10 to 0.30%
Carbon (C) increases the core hardness of carburized parts and enhances low cycle bending fatigue strength. 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. In this case, not only the toughness is lowered, but also shrinkage is likely to occur. When seizure occurs, the low cycle bending fatigue strength becomes low. Therefore, the C content is 0.10 to 0.30%. The lower limit of the C content is preferably 0.13%, more preferably 0.16%. The preferred upper limit of the C content is 0.26%, more preferably 0.24%.

Ｓｉ：１．４１〜２．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、本実施形態の化学組成において、浸炭部品のエッジ部の過剰浸炭を抑制する。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、芯部に軟質なフェライトが生成し、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、１．４１〜２．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．１０％であり、さらに好ましくは２．００％である。 Si: 1.41-2.50%
Silicon (Si) suppresses excessive carburizing of the edge portion of the carburized part in the chemical composition of the present embodiment. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, soft ferrite is formed in the core portion, and the low cycle bending fatigue strength is lowered. Therefore, the Si content is 1.41-2.50%. The preferred lower limit of the Si content is 1.50%, more preferably 1.60%. The preferred upper limit of the Si content is 2.10%, more preferably 2.00%.

Ｍｎ：１．４０〜３．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化し、軟質なフェライトの生成を抑制する。その結果、低サイクル曲げ疲労強度が高まる。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、熱間加工（熱間圧延、熱間鍛造等）後の強度が高くなりすぎて、熱間加工後の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１．６０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．７０％であり、さらに好ましくは２．５０％である。 Mn: 1.40 to 3.00%
Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel. Mn further stabilizes austenite and suppresses the formation of soft ferrite. As a result, the low cycle bending fatigue strength is increased. 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 strength after hot working (hot rolling, hot forging, etc.) becomes too high, and the machinability after hot working deteriorates. Therefore, the Mn content is 1.40 to 3.00%. The preferred lower limit of the Mn content is 1.60%, more preferably 1.70%. The preferred upper limit of the Mn content is 2.70%, more preferably 2.50%.

Ｐ：０．０３０％以下
りん（Ｐ）は、不純物である。Ｐは粒界に偏析して粒界を脆化する。その結果、Ｐは低サイクル曲げ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含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を極限まで低減しようとすれば、製造コストが高くなる。したがって、製造コストの観点では、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. As a result, P reduces the low cycle bending fatigue strength. Therefore, the P content is 0.030% or less. The preferred upper limit of the P content is 0.020%. It is preferable that the P content is as low as possible. However, if the P content is to be reduced to the utmost limit, the manufacturing cost will increase. Therefore, from the viewpoint of manufacturing cost, the preferable lower limit of the P content is 0.003%, and more preferably 0.006%.

Ｓ：０．０６０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは低サイクル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含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を極限まで低減しようとすれば、製造コストが高くなる。したがって、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 lowers the low cycle bending fatigue strength. Therefore, the S content is 0.060% or less. The preferred upper limit of the S content is 0.030%. It is preferable that the S content is as low as possible. However, if the S content is to be reduced to the utmost limit, the manufacturing cost will increase. Therefore, the preferable lower limit of the S content is 0.003%.

Ｃｒ：０．０１〜０．５９％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、低サイクル曲げ疲労強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、浸炭部品のエッジ部において過剰浸炭が発生しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１〜０．５９％である。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０．２０％である。 Cr: 0.01-0.59%
Chromium (Cr) enhances hardenability and temper softening resistance of steel and enhances low cycle bending fatigue strength. If the Cr content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, excessive carburizing is likely to occur at the edge of the carburized part. Therefore, the Cr content is 0.01 to 0.59%. The lower limit of the Cr content is preferably 0.05%, more preferably 0.10%. The preferred upper limit of the Cr content is 0.29%, more preferably 0.20%.

Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、低サイクル曲げ疲労強度を高める。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化することにより低サイクル曲げ疲労強度を高める。Ａｌ含有量が低すぎれば上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なＡｌ系介在物が生成し、低サイクル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０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。 Al: 0.010 to 0.100%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further enhances hardenability and temper softening resistance of steel and enhances low cycle bending fatigue strength. Al further combines with N to form AlN and refines the crystal grains to increase the low cycle bending fatigue strength. If the Al content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, coarse Al-based inclusions are formed and the low cycle bending fatigue strength is lowered. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.100%. The lower limit of the Al content is preferably 0.015%, more preferably 0.020%. The preferred upper limit of the Al content is 0.060%, more preferably 0.050%.

Ｎ：０．００３〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは結晶粒を微細化し、低サイクル曲げ疲労強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。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 to 0.030%
Nitrogen (N) combines with Al to form AlN. AlN refines the crystal grains and enhances the low cycle bending fatigue strength. If the N content is too low, the above 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 preferred lower limit of the N content is 0.007%, more preferably 0.011%. The preferred upper limit of the N content is 0.020%, more preferably 0.018%.

本実施形態の真空浸炭用鋼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、真空浸炭用鋼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を意味する。 The balance of the chemical composition of the vacuum carburizing steel of the present embodiment consists of Fe and impurities. Here, the impurity means an impurity mixed in from ore, scrap, or a manufacturing environment as a raw material when the steel for vacuum carburizing is industrially manufactured.

［任意元素について］
本実施形態における真空浸炭用鋼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種以上を含有してもよい。これらの元素は任意に含有される元素である。これらの元素はいずれも、鋼の靱性を高める。 [About arbitrary elements]
The chemical composition of the vacuum carburizing steel 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 arbitrarily contained elements. All of these elements increase the toughness of steel.

Ｍｏ：０〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、低サイクル曲げ疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含まれていれば、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、効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。上記効果をさらに有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２０％未満であり、さらの好ましくは０．１６％である。 Mo: 0-0.20%
Molybdenum (Mo) enhances hardenability of steel and enhances low cycle bending fatigue strength. If Mo is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mo content is too high, the effect will be saturated and the manufacturing cost will be high. Therefore, the Mo content is 0.20% or less. The preferable lower limit of the Mo content for more effectively obtaining the above effect is 0.03%, more preferably 0.06%. The preferred upper limit of the Mo content is less than 0.20%, more preferably 0.16%.

Ｍｏ以外の他の元素により鋼の焼入れ性を十分確保できる場合、Ｍｏは含有されなくてもよい。この場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以下にするのが好ましい。 Mo may not be contained if sufficient hardenability of steel can be ensured by an element other than Mo. In this case, the Mo content is preferably 0.01% or less.

Ｃｕ：０〜０．２０％
銅（Ｃｕ）は、鋼の過剰浸炭を抑制する。Ｃｕはさらに、鋼の靱性を高め、低サイクル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、上記効果が飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は０．２０％以下である。上記効果をさらに有効に得るためのＣｕ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。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１７％であり、さらに好ましくは０．１５％である。 Cu: 0-0.20%
Copper (Cu) suppresses excessive carburizing of steel. Cu also increases the toughness of steel and enhances low cycle bending fatigue strength. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content is too high, the above effect will be saturated. Therefore, the Cu content is 0.20% or less. The preferable lower limit of the Cu content for more effectively obtaining the above effect is 0.05%, more preferably 0.10%. The preferred upper limit of the Cu content is 0.17%, more preferably 0.15%.

Ｎｉ：０〜０．４０％
ニッケル（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、低サイクル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、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は、０．４０％以下である。上記効果をさらに有効に得るためのＮｉ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０．３０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。 Ni: 0-0.40%
Nickel (Ni) suppresses excessive carburizing of steel. Ni also increases the toughness of steel and enhances low cycle bending fatigue strength. If even a small amount of Ni is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content is too high, the above effects are saturated and the manufacturing cost is high. Therefore, the Ni content is 0.40% or less. The preferable lower limit of the Ni content for more effectively obtaining the above effect is 0.05%, more preferably 0.10%, and further preferably 0.15%. The preferred upper limit of the Ni content is 0.30%, more preferably 0.15%.

本実施形態による真空浸炭用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、Ｎｂ及びＴｉからなる群から選ばれる１種以上を含有してもよい。Ｎｂ及びＴｉは任意元素であり、いずれも、炭窒化物等を形成して結晶粒を微細化する。 The steel material for vacuum carburizing according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Nb and Ti instead of a part of Fe. Nb and Ti are arbitrary elements, and both form carbonitrides and the like to refine the crystal grains.

Ｎｂ：０〜０．１０％
ニオブ（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、炭窒化物等という）を生成する。微細な炭窒化物等は、真空浸炭処理（表面硬化熱処理）において、結晶粒の成長を抑制し、低サイクル曲げ疲労強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されていれば、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０．１０％以下である。上記効果をさらに有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％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０．０４％である。 Nb: 0 to 0.10%
Niobium (Nb) combines with N and / or C in steel to produce fine carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter referred to as carbonitrides and the like). Fine carbonitrides and the like suppress the growth of crystal grains and increase the low cycle bending fatigue strength in the vacuum carburizing treatment (surface hardening heat treatment). If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content is too high, the effect will be saturated. Therefore, the Nb content is 0.10% or less. The preferable lower limit of the Nb content for more effectively obtaining the above effect is 0.01%, more preferably 0.02%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.08%, more preferably 0.04%.

Ｔｉ：０〜０．１００％
チタン（Ｔｉ）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、炭窒化物等という）を生成する。微細な炭窒化物等は、真空浸炭処理（表面硬化熱処理）において、結晶粒の成長を抑制し、低サイクル曲げ疲労強度を高める。Ｔｉはさらに、Ｂが含有された場合に、ＢＮの生成を抑制して、固溶Ｂによる焼入れ性作用及び粒界強化作用を確保する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしならが、Ｔｉ含有量が高すぎれば、粗大なＴｉ窒化物及びＴｉ酸化物が生成し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下である。上記効果をさらに有効に得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。 Ti: 0 to 0.100%
Titanium (Ti) combines with N and / or C in steel to produce fine carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter referred to as carbonitrides and the like). Fine carbonitrides and the like suppress the growth of crystal grains and increase the low cycle bending fatigue strength in the vacuum carburizing treatment (surface hardening heat treatment). Ti further suppresses the formation of BN when B is contained, and secures the hardenability action and the grain boundary strengthening action of the solid solution B. If even a small amount of Ti is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content is too high, coarse Ti nitrides and Ti oxides will be formed and the toughness of the steel will decrease. Therefore, the Ti content is 0.100% or less. The preferable lower limit of the Ti content for more effectively obtaining the above effect is 0.005%, more preferably 0.010%. The preferred upper limit of the Ti content is 0.080%, more preferably 0.050%.

Ｂ：０〜０．００３０％
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、粒界強度を高める。そのため、低サイクル曲げ疲労強度が高まる。Ｂ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、Ｂ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。上記効果をさらに有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。 B: 0 to 0.0030%
Boron (B) enhances the hardenability of steel and enhances the grain boundary strength. Therefore, the low cycle bending fatigue strength is increased. If B is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the B content is too high, the above effect will be saturated. Therefore, the B content is 0.0030% or less. The preferable lower limit of the B content for more effectively obtaining the above effect is 0.0005%, more preferably 0.0010%. The preferred upper limit of the B content is 0.0025%, more preferably 0.0020%.

［ｆｎ１について］
本実施形態による真空浸炭用鋼の化学組成はさらに、式（１）で定義されるｆｎ１が０．９０以上である。
ｆｎ１＝Ｓｉ−Ｃｒ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 [About fn1]
The chemical composition of the vacuum carburized steel according to the present embodiment further has fn1 defined by the formula (1) of 0.90 or more.
fn1 = Si-Cr (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).

ｆｎ１は真空浸炭処理時に、特に鋭角なエッジ部での過剰浸炭を抑制する指標である。上記化学組成に含まれる元素のうち、真空浸炭処理時において、Ｃｒは鋼中へのＣの浸入を促進する。一方、真空浸炭処理時において、Ｓｉは鋼中へのＣの浸入を抑制する。図５に示すとおり、ｆｎ１が増加するに伴い、鋭角なエッジ部での炭素濃度ＣＰ２が顕著に低下する。そして、ｆｎ１が０．９０以上であれば、ｆｎ１が増加しても、鋭角なエッジ部での炭素濃度ＣＰ２はそれほど変化しない。つまり、鋭角なエッジ部での炭素濃度ＣＰ２の曲線は、ｆｎ１＝０．９０付近で変曲点を有する。ｆｎ１が０．９０以上であれば、真空浸炭処理後のエッジ部での過剰浸炭の発生を抑制でき、低サイクル曲げ疲労強度の低下を抑制できる。ｆｎ１の好ましい下限は１．１０であり、さらに好ましくは１．３０である。 fn1 is an index for suppressing excessive carburizing especially at an acute-angled edge portion during vacuum carburizing treatment. Among the elements contained in the above chemical composition, Cr promotes the infiltration of C into the steel during the vacuum carburizing treatment. On the other hand, during the vacuum carburizing treatment, Si suppresses the infiltration of C into the steel. As shown in FIG. 5, as fn1 increases, the carbon concentration CP2 at the acute-angled edge portion decreases remarkably. If fn1 is 0.90 or more, the carbon concentration CP2 at the acute-angled edge portion does not change so much even if fn1 increases. That is, the curve of the carbon concentration CP2 at the acute-angled edge portion has an inflection point near fn1 = 0.90. When fn1 is 0.90 or more, the occurrence of excessive carburizing at the edge portion after the vacuum carburizing treatment can be suppressed, and the decrease in low cycle bending fatigue strength can be suppressed. The preferred lower limit of fn1 is 1.10, more preferably 1.30.

［ｆｎ２について］
本実施形態による真空浸炭用鋼の化学組成はさらに、式（２）で定義されるｆｎ２が０．５０以下である。
ｆｎ２＝Ｓｉ−０．８×Ｍｎ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 [About fn2]
The chemical composition of the vacuum carburized steel according to the present embodiment further has fn2 defined by the formula (2) of 0.50 or less.
fn2 = Si-0.8 × Mn (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).

上述のとおり、低サイクル曲げ疲労特性が要求される浸炭部品においては、芯部の硬さを高めることが、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効である。図６を参照して、上述の化学組成の各元素含有量が上述の範囲内においては、ｆｎ２が高くなるほど、芯部硬さが低下する。そして、ｆｎ２が０．５０を超えると、芯部硬さが非連続に急激に低下する。つまり、図６の芯部硬さは、ｆｎ２＝０．５０で変局点を有する。 As described above, in carburized parts that require low cycle bending fatigue characteristics, increasing the hardness of the core portion is effective in improving the low cycle bending fatigue strength. With reference to FIG. 6, when the content of each element of the above-mentioned chemical composition is within the above-mentioned range, the higher the fn2, the lower the hardness of the core portion. Then, when fn2 exceeds 0.50, the hardness of the core portion sharply decreases discontinuously. That is, the core hardness of FIG. 6 has an inflection point at fn2 = 0.50.

ｆｎ２が０．５０以下の場合、芯部硬さがビッカース硬さでＨＶ２６０以上となる。その結果、浸炭部品において、優れた低サイクル曲げ疲労特性が得られる。 When fn2 is 0.50 or less, the core hardness is Vickers hardness of HV260 or more. As a result, excellent low cycle bending fatigue characteristics can be obtained in carburized parts.

［真空浸炭用鋼の製造方法］
本実施形態による真空浸炭用鋼の製造方法の一例は次のとおりである。本製造方法は、鋳造工程と、熱間加工工程とを備える。 [Manufacturing method of vacuum carburizing steel]
An example of the method for producing vacuum carburized steel according to the present embodiment is as follows. This manufacturing method includes a casting process and a hot working process.

［鋳造工程］
上述の化学組成を有し、ｆｎ１が０．９０以上であり、ｆｎ２が０．５０以下である溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、周知の方法により鋳片（スラブ又はブルーム）又は鋼塊（インゴット）を製造する。鋳造方法はたとえば、連続鋳造法や造塊法である。 [Casting process]
A molten steel having the above-mentioned chemical composition, having fn1 of 0.90 or more and fn2 of 0.50 or less is produced. Using the produced molten steel, slabs (slabs or blooms) or ingots (ingots) are produced by a well-known method. The casting method is, for example, a continuous casting method or an ingot forming method.

［熱間加工工程］
上記鋳造工程で製造された鋳片又は鋼塊に対して、熱間加工を実施して、棒鋼又は線材を製造する。熱間加工工程は周知の方法により実施される。熱間加工工程はたとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延である。仕上げ圧延工程はたとえば、連続圧延機を用いた圧延である。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。粗圧延工程及び仕上げ圧延工程での加熱温度はたとえば、１０００〜１３００℃である。熱間加工工程は、上述の熱間圧延に限定されない。熱間鍛造により真空浸炭用鋼材を製造してもよい。以上の工程により、真空浸炭用鋼が製造される。 [Hot working process]
Hot working is performed on the slabs or ingots produced in the above casting process to produce steel bars or wires. The hot working process is carried out by a well-known method. The hot working step includes, for example, a rough rolling step and a finish rolling step. The rough rolling step is, for example, block rolling. The finish rolling process is, for example, rolling using a continuous rolling mill. In a continuous rolling mill, horizontal stands having a pair of horizontal rolls and vertical stands having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a row. The heating temperature in the rough rolling step and the finish rolling step is, for example, 1000 to 1300 ° C. The hot working process is not limited to the hot rolling described above. A steel material for vacuum carburizing may be manufactured by hot forging. By the above steps, steel for vacuum carburizing is manufactured.

［浸炭部品］
本実施形態による浸炭部品は、上述の真空浸炭用鋼を用いて製造される。 [Carburized parts]
The carburized parts according to the present embodiment are manufactured by using the above-mentioned vacuum carburizing steel.

［浸炭部品の構成］
本実施形態の浸炭部品は、上述のとおり、表面と、芯部とを含む。芯部は、浸炭部品の表面からの深さが２．０ｍｍ以上の領域である。図１及び図２及び上述のとおり、浸炭部品１００における平坦部３とエッジ部４とが定義される。 [Construction of carburized parts]
As described above, the carburized component of the present embodiment includes a surface and a core portion. The core portion is a region having a depth of 2.0 mm or more from the surface of the carburized part. As described in FIGS. 1 and 2 and described above, the flat portion 3 and the edge portion 4 of the carburized component 100 are defined.

図７は図１及び図３と異なる他の浸炭部品の一例を示す斜視図である。図７に示す浸炭部品１００ははすば歯車である。浸炭部品１００の歯において、歯先には頂点Ｐａがあり、頂点Ｐａから歯底に向かって辺２が延びている。図７においても、図１と同様に、辺２の任意の点Ｐｃを含み、辺２と垂直な断面ＣＳを定義できる。したがって、いずれの形状の浸炭部品１００においても、平坦部３とエッジ部４とを特定できる。 FIG. 7 is a perspective view showing an example of other carburized parts different from those of FIGS. 1 and 3. The carburized part 100 shown in FIG. 7 is a helical gear. In the tooth of the carburized part 100, the tooth tip has an apex Pa, and the side 2 extends from the apex Pa toward the tooth bottom. In FIG. 7, as in FIG. 1, a cross section CS including an arbitrary point Pc on the side 2 and perpendicular to the side 2 can be defined. Therefore, the flat portion 3 and the edge portion 4 can be identified in the carburized component 100 having any shape.

［浸炭部品の表層領域の炭素濃度ＣＰ１、ＣＰ２］
上述の浸炭部品において、平坦部からの深さ（最短深さ。つまり、表面と垂直方向の深さ）が０．０５ｍｍまでの領域を、平坦部表層領域と定義する。さらに、エッジ部からの深さ（最短深さ。つまり、表面と垂直方向の深さ）が０．０５ｍｍまでの領域をエッジ部表層領域と定義する。本実施形態の浸炭部品では、平坦部表層領域での炭素濃度ＣＰ１が質量５で０．７０〜０．８９％である。また、エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２がＣＰ１よりも高く、質量％で１．２０％以下である。 [Carbon concentration CP1 and CP2 in the surface layer area of carburized parts]
In the above-mentioned carburized parts, a region having a depth from the flat portion (shortest depth, that is, a depth in the direction perpendicular to the surface) up to 0.05 mm is defined as a flat portion surface layer region. Further, a region having a depth from the edge portion (shortest depth, that is, a depth in the direction perpendicular to the surface) up to 0.05 mm is defined as an edge portion surface layer region. In the carburized component of the present embodiment, the carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat portion is 0.70 to 0.89% with a mass of 5. Further, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion is higher than that of CP1 and is 1.20% or less in mass%.

平坦部表層領域及びエッジ部表層領域の表面からの深さ範囲を深さ０．０５ｍｍまでとしたのは、浸炭部品の表層領域での浸炭度合いを高精度で評価するためである。具体的には、真空浸炭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、浸炭部品の表層領域では、結晶粒内と結晶粒界とで炭素濃度が異なる。表面（平坦部又はエッジ部）から深さ０．０５ｍｍまでの範囲であれば、通常、０．０１ｍｍ程度の粒径を有するオーステナイト結晶粒が、深さ方向に３つ以上含まれる。そのため、表面から深さ０．０５ｍｍ位置までの範囲の炭素濃度は、結晶粒内での炭素濃度と結晶粒界での炭素濃度が平均された値となる。そのため、浸炭部品の表層領域での浸炭度合いを高精度に評価できる。 The depth range from the surface of the flat portion surface layer region and the edge portion surface layer region is set to a depth of 0.05 mm in order to evaluate the degree of carburizing in the surface layer region of the carburized parts with high accuracy. Specifically, the coarse carbides produced by the vacuum carburizing treatment are precipitated at the former austenite grain boundaries. Therefore, in the surface layer region of the carburized parts, the carbon concentration differs between the inside of the crystal grains and the grain boundaries. Within the range from the surface (flat portion or edge portion) to a depth of 0.05 mm, three or more austenite crystal grains having a particle size of about 0.01 mm are usually contained in the depth direction. Therefore, the carbon concentration in the range from the surface to the depth of 0.05 mm is a value obtained by averaging the carbon concentration in the crystal grains and the carbon concentration at the crystal grain boundaries. Therefore, the degree of carburizing in the surface layer region of the carburized parts can be evaluated with high accuracy.

平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が０．７０％未満であれば、浸炭部品の平坦部の硬さが低くなり、曲げ疲労強度が低下する。一方、炭素濃度ＣＰ１が０．８９％を超えれば、平坦部表層領域において残留オーステナイト量が多くなりすぎ、曲げ疲労強度が低下する。したがって、平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１は０．７０〜０．８９である。平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１の好ましい下限は０．７５％である。炭素濃度ＣＰ１の好ましい上限は０．８５％である。 When the carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat portion is less than 0.70%, the hardness of the flat portion of the carburized part becomes low, and the bending fatigue strength decreases. On the other hand, if the carbon concentration CP1 exceeds 0.89%, the amount of retained austenite becomes too large in the surface layer region of the flat portion, and the bending fatigue strength decreases. Therefore, the carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat portion is 0.70 to 0.89. The preferable lower limit of the carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat portion is 0.75%. The preferable upper limit of the carbon concentration CP1 is 0.85%.

エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２は、平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１よりも高くなる。したがって、平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が０．７０％以上であれば、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２も高くなり、エッジ部の表面硬さは十分に高くなる。その結果、低サイクル曲げ疲労強度が高まる。一方、炭素濃度ＣＰ２が１．２０％を超えれば、エッジ部表層領域において残留オーステナイト量が多くなりすぎ、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。したがって、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２は炭素濃度ＣＰ１よりも高く、１．２０％以下である。エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２の好ましい上限は１．１６％である。 The carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion is higher than the carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat portion. Therefore, if the carbon concentration CP1 in the flat portion surface layer region is 0.70% or more, the carbon concentration CP2 in the edge portion surface layer region also becomes high, and the surface hardness of the edge portion becomes sufficiently high. As a result, the low cycle bending fatigue strength is increased. On the other hand, if the carbon concentration CP2 exceeds 1.20%, the amount of retained austenite in the surface layer region of the edge portion becomes too large, and the low cycle bending fatigue strength decreases. Therefore, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion is higher than the carbon concentration CP1 and is 1.20% or less. The preferable upper limit of the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion is 1.16%.

［平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１の測定方法］
平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１は次の方法で測定する。浸炭部品の任意の平坦部の場所から、平坦部に垂直な断面を観察面とするサンプルを５つ採取する。各サンプルの観察面の炭素濃度を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により分析し、表面（平坦部）から深さ０．０５ｍｍ位置までの炭素濃度の平均値を求める。求めた炭素濃度（５箇所）の平均を、平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１（質量％）と定義する。 [Measurement method of carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat part]
The carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat portion is measured by the following method. From the location of any flat part of the carburized part, five samples with the cross section perpendicular to the flat part as the observation surface are taken. The carbon concentration on the observation surface of each sample is analyzed by an electron probe microanalyzer (EPMA), and the average value of the carbon concentration from the surface (flat portion) to the depth of 0.05 mm is obtained. The average of the obtained carbon concentrations (5 points) is defined as the carbon concentration CP1 (mass%) in the surface layer region of the flat portion.

［エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２の測定方法］
エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２は次の方法で測定する。図８は、図１に示す断面ＣＳのコーナの点Ｐｃ周辺の拡大図である。図８を参照して、エッジを形成する２つの面１１及び面１２から深さ方向に５μｍ離れた箇所を起点Ｐ２とする。起点Ｐ２から点Ｐｃとは逆の方向に２つの面１１及び面１２と等距離で離間して伸びる長さ５０μｍの線分ＭＰ上を測定位置とし、線分ＭＰ上の炭素濃度の平均値を求める。エッジ部表層領域においても、任意の５点において炭素濃度を求め、その平均値を、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２（質量％）と定義する。 [Measurement method of carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge part]
The carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion is measured by the following method. FIG. 8 is an enlarged view of the area around the point Pc at the corner of the cross section CS shown in FIG. With reference to FIG. 8, the starting point P2 is a point separated from the two surfaces 11 and the surfaces 12 forming the edge by 5 μm in the depth direction. The measurement position is on the line segment MP having a length of 50 μm extending equidistantly from the two surfaces 11 and 12 in the direction opposite to the point Pc from the starting point P2, and the average value of the carbon concentration on the line segment MP is taken. Ask. Also in the edge portion surface layer region, the carbon concentration is obtained at any five points, and the average value is defined as the carbon concentration CP2 (mass%) of the edge portion surface layer region.

なお、本実施形態において、起点Ｐ２を２つの面１１、１２から５μｍ離れた箇所としたのは、起点Ｐ２よりも２つの面１１、１２に近い領域の炭素濃度は、表面に析出した黒鉛や、表面の汚れの影響を受けるためである。 In the present embodiment, the starting point P2 is located 5 μm away from the two surfaces 11 and 12, because the carbon concentration in the region closer to the two surfaces 11 and 12 than the starting point P2 is the graphite deposited on the surface. This is because it is affected by dirt on the surface.

［粒界酸化層深さ］
本実施形態の浸炭部品は、上記化学組成の鋼材に対して真空浸炭処理を実施して製造される。そのため、ガス浸炭処理を実施する場合と比較して、浸炭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。 [Depth of intergranular oxide layer]
The carburized parts of the present embodiment are manufactured by subjecting a steel material having the above chemical composition to a vacuum carburizing treatment. Therefore, the grain boundary oxide layer is less likely to be formed on the carburized parts as compared with the case where the gas carburizing treatment is carried out. The intergranular oxide layer tends to form an incompletely hardened structure. Incompletely hardened structures reduce bending fatigue strength. Therefore, it is preferable that the number of intergranular oxide layers is small.

本実施形態の浸炭部品は、真空浸炭処理により製造される。そのため、好ましくは、粒界酸化層が少ない、又は存在しない。具体的には、本実施形態の浸炭部品において、好ましくは、粒界酸化層深さは１μｍ以下である。 The carburized parts of the present embodiment are manufactured by vacuum carburizing treatment. Therefore, preferably, the intergranular oxide layer is small or absent. Specifically, in the carburized parts of the present embodiment, the depth of the intergranular oxide layer is preferably 1 μm or less.

本実施形態において、浸炭部品の粒界酸化層深さとは、浸炭部品の表面から内部に向かって連続して伸びる黒色の酸化物が到達している表面からの最大深さを意味する。浸炭部品の粒界酸化層深さが１μｍ以下とは、浸炭部品の表面のどこであっても、粒界酸化層深さが１μｍ以下であることを意味する。 In the present embodiment, the intergranular oxide layer depth of the carburized part means the maximum depth from the surface where the black oxide continuously extending inward from the surface of the carburized part reaches. The depth of the grain boundary oxide layer of the carburized part is 1 μm or less, which means that the depth of the grain boundary oxide layer is 1 μm or less anywhere on the surface of the carburized part.

粒界酸化層深さは次の方法で測定できる。浸炭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 depth of the intergranular oxide layer can be measured by the following method. Cut in the depth direction at any position on the surface of the carburized part. The cross section near the surface (hereinafter referred to as the observation surface) is mirror-polished. A mirror-polished observation surface is observed with a 1000x optical microscope to generate a photographic image (field of view: width 150 μm × depth 110 μm parallel to the surface of the carburized nitrided part). In the photographic image, the contrast of the portion where the intergranular oxide layer is formed is different from that of the matrix (base material). Therefore, the intergranular oxide layer can be specified based on the contrast. Specifically, a black oxide that extends in a streak pattern from the surface to the inside is specified as a grain boundary oxide layer. Among the above visual fields, the top 10 of the specified depths of the intergranular oxide layers are specified from the largest one. The average of the 10 identified depths is defined as the intergranular oxide layer depth. However, when the number of the specified grain boundary oxide layers is less than 10, the average of the specified grain boundary oxide layers is defined as the grain boundary oxide layer depth.

［芯部でのビッカース硬さ］
本実施形態の浸炭部品の芯部でのビッカース硬さはＨＶ２６０以上である。芯部で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部品が塑性変形する。この場合、表面における応力が増大し、低サイクル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、浸炭部品として十分な低サイクル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。なお、ビッカース硬さが高すぎても、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。したがって、芯部のビッカース硬さの上限はＨＶ５００である。 [Vickers hardness at the core]
The Vickers hardness at the core of the carburized part of this embodiment is HV260 or more. If the Vickers hardness at the core is too low, the carburized parts will be plastically deformed when a bending load is applied. In this case, the stress on the surface increases and the low cycle bending fatigue strength decreases. When the Vickers hardness at the core portion is HV260 or more, a sufficiently low cycle bending fatigue strength as a carburized part can be obtained. The preferred lower limit of Vickers hardness at the core is HV280. If the Vickers hardness is too high, the low cycle bending fatigue strength will decrease. Therefore, the upper limit of the Vickers hardness of the core portion is HV500.

芯部でのビッカース硬さは次の方法で測定できる。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３００ｇｆとする。任意の３箇所で得られた値の平均を、芯部でのビッカース硬さと定義する。 The Vickers hardness at the core can be measured by the following method. A Vickers hardness test conforming to JIS Z 2244 (2009) is carried out at any three locations on the core. The test force is 300 gf. The average of the values obtained at any three points is defined as the Vickers hardness at the core.

［浸炭部品の製造方法］
浸炭部品は、上述の真空浸炭用鋼を用いて製造される。以下、浸炭部品の製造方法の一例を説明する。浸炭部品の製造方法は、中間品を成形する成形工程と、中間品に対して真空浸炭処理を実施する真空浸炭工程とを含む。 [Manufacturing method of carburized parts]
The carburized parts are manufactured using the above-mentioned vacuum carburizing steel. Hereinafter, an example of a method for manufacturing carburized parts will be described. The method for manufacturing a carburized part includes a molding step of molding an intermediate product and a vacuum carburizing step of performing a vacuum carburizing treatment on the intermediate product.

［成形工程］
上述の真空浸炭用鋼（棒鋼又は線材）に対して、冷間鍛造及び／又は機械加工を実施して、平坦部とエッジ部とを含む表面を有する所定の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。 [Molding process]
Cold forging and / or machining is performed on the above-mentioned vacuum carburizing steel (steel bar or wire rod) to produce an intermediate product having a surface including a flat portion and an edge portion and having a predetermined shape. Machining is, for example, cutting, drilling, and the like. The shape of the intermediate product is determined according to the use of the carburized part which is the final product, and is formed by a known method.

［表面硬化熱処理］
上記中間品に対して、表面硬化熱処理（真空浸炭処理及び焼入れ処理）を実施する。
本実施形態において、真空浸炭処理及び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、焼入れ温度等）は、特に限定されるものではない。これらの各条件は、中間品（鋼材）の化学組成、目標とする平坦部表層領域での炭素濃度ＣＰ１及びエッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２、及び、芯部での硬さに応じて適宜調整可能である。 [Surface hardening heat treatment]
The above intermediate product is subjected to surface hardening heat treatment (vacuum carburizing treatment and quenching treatment).
In the present embodiment, various conditions in the vacuum carburizing treatment and the quenching treatment (soaking time, type of carburizing gas, carburizing gas pressure, carburizing temperature, treatment time in the carburizing step, treatment time in the diffusion step, cooling in the cooling step). The speed, quenching temperature, etc.) are not particularly limited. Each of these conditions is appropriately determined according to the chemical composition of the intermediate product (steel material), the carbon concentration CP1 in the target flat surface layer region, the carbon concentration CP2 in the edge surface region, and the hardness at the core. It is adjustable.

具体的には、周知のシミュレーションを用いて、真空浸炭処理及び焼入れ処理における上記諸条件を決定してもよい。また、サンプルの中間品を用いて真空浸炭処理試験及び焼入れ処理試験を実施して、平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％となり、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０％以下となり、粒界酸化層深さが１μｍ以下となり、芯部のビッカース硬さ（ＨＶ）が２６０以上となるように、諸条件を決定してもよい。以下、本実施形態における真空浸炭処理及び焼入れ処理での諸条件の一例を説明する。 Specifically, the above conditions in the vacuum carburizing treatment and the quenching treatment may be determined by using a well-known simulation. Further, a vacuum carburizing test and a quenching test were carried out using the intermediate product of the sample, and the carbon concentration CP1 in the flat surface layer region became 0.70 to 0.89%, and the carbon concentration CP2 in the edge surface layer region became 0.70 to 0.89%. Various conditions may be determined so that the carbon concentration is higher than CP1 and is 1.20% or less, the grain boundary oxide layer depth is 1 μm or less, and the Vickers hardness (HV) of the core portion is 260 or more. Hereinafter, an example of various conditions in the vacuum carburizing treatment and the quenching treatment in the present embodiment will be described.

［真空浸炭熱処理］
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、たとえば、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、均熱工程後、炉内に浸炭ガスを導入し、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させる。冷却工程では、拡散工程後の中間品を冷却する。 [Vacuum carburizing heat treatment]
The vacuum carburizing treatment includes a heating step, a soaking step, a carburizing step, a diffusion step, and a cooling step. In the heating step, for example, the intermediate product is heated to the carburizing temperature in a furnace reduced to 10 Pa or less. In the heat equalizing step, after the heating step, the intermediate product is equalized at the carburizing temperature. In the carburizing step, after the soaking step, a carburizing gas is introduced into the furnace, and the intermediate product is carburized at a predetermined carburizing gas pressure and carburizing temperature. In the diffusion step, after the carburizing step, the intermediate product is heated so as to be maintained at the carburizing temperature, 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実施して、１０００Ｐａ以下の窒素雰囲気としてもよい。 The preferable heat equalizing time in the heat equalizing step is 5 to 120 minutes, more preferably 30 to 60 minutes. The pressure in the furnace in the heat equalizing step may be 100 Pa or less, or the introduction of nitrogen gas and the vacuum exhaust by the vacuum pump may be carried out at the same time to create a nitrogen atmosphere of 1000 Pa or less.

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。 As the type of carburizing gas used in the carburizing step, known ones used in the vacuum carburizing treatment can be used. The carburizing gas is, for example, a hydrocarbon gas such as acetylene, propane, or ethylene.

浸炭工程において、ガスの種類によってスーティングのし易さと浸炭むらの起こり易さとが異なる。そのため、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、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、好ましい浸炭ガス圧は２００〜３０００Ｐａである。 In the carburizing process, the ease of sooting and the ease of carburizing unevenness differ depending on the type of gas. Therefore, it is preferable that the carburizing gas pressure in the furnace in the carburizing step is appropriately set according to the type of carburizing gas. For example, when the carburizing gas is acetylene, the preferable carburizing gas pressure is 10 to 1000 Pa. When the carburizing gas is propane, the preferable carburizing gas pressure is 200 to 3000 Pa.

好ましい浸炭温度は、９００〜１１００℃であり、さらに好ましくは９２０〜１０５０℃である。浸炭温度が９００℃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。浸炭温度が１１００℃以下であれば、結晶粒が粗大化しにくい。 The preferred carburizing temperature is 900 to 1100 ° C, more preferably 920 to 1050 ° C. When the carburizing temperature is 900 ° C. or higher, a carburized part having a predetermined carbon concentration can be obtained in a short time. When the carburizing temperature is 1100 ° C. or lower, the crystal grains are less likely to be coarsened.

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、目標とする平坦部表層領域及びエッジ部表層領域の浸炭濃度ＣＰ１、ＣＰ２と、芯部の硬さに応じて適宜決定される。 The treatment time in the carburizing step and the diffusion step is appropriately determined according to the chemical composition of the intermediate product (steel material), the carburizing concentrations CP1 and CP2 of the target flat portion surface layer region and edge portion surface layer region, and the hardness of the core portion. Will be done.

拡散工程における炉内の圧力は、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 the residual gas in the carburizing step, or the nitrogen atmosphere may be 1000 Pa or less by introducing the nitrogen gas and evacuating with a vacuum pump at the same time. ..

冷却工程では、公知の冷却方法を用いることができる。冷却方法は、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。さらに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. The cooling method may be cooling under vacuum, gas cooling, or other cooling method. When allowing to cool under vacuum, the preferable pressure in the furnace is 100 Pa or less. When gas cooling is carried out, it is preferable to use an inert gas as the cooling gas. Preferred inert gases are, for example, nitrogen gas and / or helium gas. A more preferred inert gas is nitrogen gas, which is inexpensive and easily available. If an inert gas is used as the cooling gas, the oxidation of the intermediate product is suppressed.

［焼入れ処理］
真空浸炭処理後の中間品に対して、焼入れ処理を実施する。焼入れ処理では、真空浸炭処理後の中間品を急冷する。本実施形態では、たとえば、真空浸炭処理の冷却工程において焼入れ温度で冷却を停止し、所定の時間均熱した後、焼入れ処理（急冷）を実施してもよい。また、真空浸炭処理の冷却工程において焼入れ温度未満（たとえば、室温（２５℃）程度）の温度まで冷却し、その後、焼入れ処理において焼入れ温度まで再加熱して所定の時間均熱し、急冷してもよい。 [Quenching]
Quenching is performed on the intermediate product after vacuum carburizing. In the quenching process, the intermediate product after the vacuum carburizing process is rapidly cooled. In the present embodiment, for example, in the cooling step of the vacuum carburizing treatment, cooling may be stopped at the quenching temperature, the heat may be equalized for a predetermined time, and then the quenching treatment (quenching) may be carried out. Further, even if it is cooled to a temperature lower than the quenching temperature (for example, about room temperature (25 ° C.)) in the cooling step of the vacuum carburizing treatment, and then reheated to the quenching temperature in the quenching treatment to equalize the heat for a predetermined time and then quench. Good.

好ましい焼入れ温度は、８００〜８８０℃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、３〜８０分である。均熱（保持）するときの炉内雰囲気は、窒素ガス雰囲気であってもよい。好ましい炉内ガス圧は、大気圧以下であり、さらに好ましくは、４００ｈＰａ以下である。 The preferred quenching temperature is 800 to 880 ° C, more preferably 820 to 860 ° C. The preferred holding time at the quenching temperature is 3 to 80 minutes. The atmosphere in the furnace at the time of soaking (holding) heat may be a nitrogen gas atmosphere. The gas pressure in the furnace is preferably atmospheric pressure or less, more preferably 400 hPa or less.

焼入れ処理における冷却方法はたとえば、公知の方法を用いることができる。冷却方法はたとえば、油冷、水冷等である。冷却方法として油冷を用いる場合、焼入れ油の好ましい温度は６０〜１６０℃である。 As a cooling method in the quenching treatment, for example, a known method can be used. The cooling method is, for example, oil cooling, water cooling, or the like. When oil cooling is used as the cooling method, the preferred temperature of the quenching oil is 60 to 160 ° C.

以上の工程により、本実施形態による浸炭部品が製造される。なお、焼入れ処理後に周知の方法で焼戻し処理を実施してもよい。 By the above steps, the carburized parts according to the present embodiment are manufactured. After the quenching treatment, the tempering treatment may be carried out by a well-known method.

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜鋼ＡＦを有する溶鋼を製造した。製造された溶鋼を用いて、インゴッ卜を製造した。インゴッ卜を熱間鍛造して、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。製造された丸棒を用いて、次の評価試験を実施した。 Molten steels having steels A to AF having the chemical compositions shown in Table 1 were produced. The ingot was manufactured using the manufactured molten steel. The ingot was hot forged to produce a round bar with a diameter of 35 mm. The following evaluation test was carried out using the manufactured round bar.

［４点曲げ疲労試験片及び４０°角柱試験片の作製］
製造された各丸棒から、図１に示す平坦部及びエッジ部を含む表面を有する試験片として、図１に示す形状の４点曲げ疲労試験片と、図３に示す断面が４０°の角部を持つ台形である角棒（以下、「４０°角棒」という場合がある。）試験片とを複数個採取した。４点曲げ疲労試験片は、高さ及び幅が共に１３ｍｍであり、長さが１００ｍｍであった。４点曲げ疲労試験片の長さ方向中央位置には、断面形状が半円である切り欠き部を形成した。半円の切り欠き部の半径は２ｍｍであった。４０°角棒試験片の高さＤ１は１６ｍｍであり、幅Ｄ２は８ｍｍであり、長さはＤ３は３０ｍｍであった。 [Preparation of 4-point bending fatigue test piece and 40 ° prismatic test piece]
From each of the manufactured round bars, as a test piece having a surface including a flat portion and an edge portion shown in FIG. 1, a four-point bending fatigue test piece having the shape shown in FIG. 1 and an angle having a cross section of 40 ° shown in FIG. 3 are shown. A plurality of trapezoidal square bar (hereinafter, may be referred to as "40 ° square bar") test pieces having a portion were collected. The 4-point bending fatigue test piece had a height and a width of 13 mm and a length of 100 mm. A notch having a semicircular cross section was formed at the center position of the 4-point bending fatigue test piece in the length direction. The radius of the notch of the semicircle was 2 mm. The height D1 of the 40 ° square bar test piece was 16 mm, the width D2 was 8 mm, and the length D3 was 30 mm.

各鋼Ａ〜鋼ＡＦの４点曲げ疲労試験片及び４０°角棒試験片に対して、真空浸炭処理及び焼入れ処理を実施して、試験番号１〜３２の浸炭部品を製造した。 The four-point bending fatigue test piece and the 40 ° square bar test piece of each steel A to AF were subjected to vacuum carburizing treatment and quenching treatment to produce carburized parts of test numbers 1 to 32.

具体的には、各試験番号の４点曲げ疲労試験片に対して、１０Ｐａ以下に減圧した炉内で試験片を９５０℃の浸炭温度まで加熱した。そして、浸炭温度で６０分間試験片を均熱した。続いて、炉内にアセチレンガスを導入し、９５０℃の浸炭温度、及び、表２に示す処理時間で試験片を浸炭処理する浸炭工程を実施した。浸炭工程における浸炭ガス圧は１００Ｐａ以下であった。 Specifically, for the 4-point bending fatigue test piece of each test number, the test piece was heated to a carburizing temperature of 950 ° C. in a furnace reduced to 10 Pa or less. Then, the test piece was heated at the carburizing temperature for 60 minutes. Subsequently, acetylene gas was introduced into the furnace, and a carburizing step was carried out in which the test piece was carburized at a carburizing temperature of 950 ° C. and the treatment time shown in Table 2. The carburized gas pressure in the carburizing step was 100 Pa or less.

次に、浸炭温度を維持した状態で１０Ｐａ以下の炉内の圧力で、表２に示す処理時間で、試験片に侵入した炭素を鋼材中に拡散させる拡散工程を行った。その後、試験片を冷却し、焼入れ温度である８６０℃で冷却を停止した。焼入れ温度（８６０℃）で１０分間均熱した後、１２０℃の焼入れ油を用いて油焼入れを行った。その後、焼戻し温度を１７０℃、焼戻し温度での保持時間を１２０分とする焼戻しを実施した。 Next, a diffusion step was performed at a pressure in the furnace of 10 Pa or less while maintaining the carburizing temperature, for the treatment time shown in Table 2, to diffuse the carbon that had penetrated into the test piece into the steel material. Then, the test piece was cooled, and the cooling was stopped at the quenching temperature of 860 ° C. After soaking at the quenching temperature (860 ° C.) for 10 minutes, oil quenching was performed using quenching oil at 120 ° C. Then, tempering was carried out with the tempering temperature set to 170 ° C. and the holding time at the tempering temperature set to 120 minutes.

［浸炭部品の平坦部表層領域及びエッジ部表層領域の炭素濃度］
各試験番号の４点曲げ疲労試験片の平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１、９０°の頂角を有するエッジ部（以下、９０°エッジ部という）表層領域の炭素濃度ＣＰ２、及び、４０°角棒試験片の４０°の頂角を有するエッジ部（以下、４０°エッジ部という）表層領域の炭素濃度ＣＰ２を、上述の方法により求めた。炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であり、炭素濃度ＣＰ２が炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０％以下である場合、優れた低サイクル曲げ疲労強度が得られると判断した。結果を表２に示す。 [Carbon concentration in the flat surface area and edge surface area of carburized parts]
Carbon concentration CP1 in the flat part surface layer region of the 4-point bending fatigue test piece of each test number, carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge part (hereinafter referred to as 90 ° edge part) having an apex angle of 90 °, and 40 ° angle The carbon concentration CP2 of the surface layer region of the edge portion (hereinafter referred to as 40 ° edge portion) having a 40 ° apex angle of the rod test piece was determined by the above method. When the carbon concentration CP1 was 0.70 to 0.89% and the carbon concentration CP2 was higher than the carbon concentration CP1 and 1.20% or less, it was judged that an excellent low cycle bending fatigue strength could be obtained. The results are shown in Table 2.

［芯部の硬さ］
各試験番号の４点曲げ疲労試験片（浸炭部品）を長さ方向に直交する方向に切断した。そして、切断面を測定面とする試験片を採取した。そして、浸炭部品の表面から深さ方向（断面の中心方向）に２ｍｍ以上離れた位置における切断面の硬さを、ビッカース硬度計を用いて、試験力を３００ｇｆとし、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して測定した。ビッカース硬さがＨＶ２６０〜５００である場合、優れた低サイクル曲げ疲労強度が得られると判断した。結果を表２に示す。 [Hardness of core]
The 4-point bending fatigue test piece (carburized part) of each test number was cut in a direction orthogonal to the length direction. Then, a test piece having the cut surface as the measurement surface was collected. Then, the hardness of the cut surface at a position 2 mm or more away from the surface of the carburized part in the depth direction (center direction of the cross section) was set to 300 gf by using a Vickers hardness tester, and JIS Z 2244 (2009) was set. Measured according to. When the Vickers hardness was HV260-500, it was judged that excellent low cycle bending fatigue strength could be obtained. The results are shown in Table 2.

［評価結果］
表２に評価結果を示す。表２を参照して、試験番号１〜２１では、いずれの試験番号においても、炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であり、さらに、４０°エッジ部表層領域及び９０°エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２が炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０％以下であった。さらに、芯部硬さがＨＶ２６０以上であった。 [Evaluation results]
Table 2 shows the evaluation results. With reference to Table 2, in test numbers 1 to 21, the carbon concentration CP1 was 0.70 to 0.89% in each of the test numbers, and further, the 40 ° edge portion surface layer region and the 90 ° edge portion surface layer. The carbon concentration CP2 in the region was higher than the carbon concentration CP1 and was 1.20% or less. Further, the core hardness was HV260 or more.

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ＨＶ２６０未満と低かった。 On the other hand, in test number 22, the C content was too low. Therefore, the core hardness was as low as less than HV260.

試験番号２３では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、芯部硬さがＨＶ５００を超えた。 In test number 23, the C content was too high. Therefore, the core hardness exceeds HV500.

試験番号２４では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、芯部硬さがＨＶ２６０未満と低かった。 In test number 24, the Si content was too high. Therefore, the core hardness was as low as less than HV260.

試験番号２５では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、４０°エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２が１．２０％を超えた。 In test number 25, the Si content was too low. Therefore, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the 40 ° edge portion exceeded 1.20%.

試験番号２６では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、芯部硬さがＨＶ２６０未満と低かった。 In test number 26, the Mn content was too low. Therefore, the core hardness was as low as less than HV260.

試験番号２７では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、４０°エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２が１．２０％を超えた。 In test number 27, the Cr content was too high. Therefore, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the 40 ° edge portion exceeded 1.20%.

試験番号２８では、ｆｎ１が０．９０未満であった。そのため、４０°エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２が１．２０％を超えた。 In test number 28, fn1 was less than 0.90. Therefore, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the 40 ° edge portion exceeded 1.20%.

試験番号２９及び３０では、ｆｎ２が０．５０を超えた。そのため、芯部の硬さがＨＶ２６０未満と低かった。 In test numbers 29 and 30, fn2 exceeded 0.50. Therefore, the hardness of the core portion was as low as less than HV260.

試験番号３１では、Ｓｉ含有量が低く、Ｍｎ含有量が低く、Ｃｒ含有量が高かった。そのため、エッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が１．２０％を超えた。 In Test No. 31, the Si content was low, the Mn content was low, and the Cr content was high. Therefore, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion exceeded 1.20%.

試験番号３２では、Ｓｉ含有量が低く、Ｍｎ含有量が低かった。そのため、４０°エッジ部表層領域での炭素濃度ＣＰ２が１．２０％を超えた。さらに、芯部の硬さがＨＶ２６０未満であった。 In Test No. 32, the Si content was low and the Mn content was low. Therefore, the carbon concentration CP2 in the surface layer region of the 40 ° edge portion exceeded 1.20%. Further, the hardness of the core portion was less than HV260.

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 embodiments of the present invention have been described above. However, the embodiments described above are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be appropriately modified and implemented within a range that does not deviate from the gist thereof.

１００ 浸炭部品
２ 辺
３ 平坦部
４ エッジ部
ＣＳ 断面 100 Carburized parts 2 sides 3 flat part 4 edge part CS cross section

Claims (5)

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．４１〜２．５０％、
Ｍｎ：１．４０〜３．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０６０％以下、
Ｃｒ：０．０１〜０．２９％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｃｕ：０〜０．２０％、
Ｎｉ：０〜０．４０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、
Ｂ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるｆｎ１が０．９０以上であり、
式（２）で定義されるｆｎ２が０．５０以下である、真空浸炭用鋼。
ｆｎ１＝Ｓｉ−Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝Ｓｉ−０．８×Ｍｎ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The chemical composition is mass%,
C: 0.10 to 0.30%,
Si: 1.41-2.50%,
Mn: 1.40 to 3.00%,
P: 0.030% or less,
S: 0.060% or less,
Cr: 0.01 to 0. 2 9%,
Al: 0.010 to 0.100%,
N: 0.003 to 0.030%,
Mo: 0-0.20%,
Cu: 0-0.20%,
Ni: 0-0.40%,
Nb: 0 to 0.10%,
Ti: 0 to 0.100% and
B: Contains 0 to 0.0030%, the balance is composed of Fe and impurities,
Fn1 defined in the equation (1) is 0.90 or more, and is
A steel for vacuum carburizing in which fn2 defined by the formula (2) is 0.50 or less.
fn1 = Si-Cr (1)
fn2 = Si-0.8 × Mn (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1) and the formula (2). 請求項１に記載の真空浸炭用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｍｏ：０．０３〜０．２０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、及び、
Ｎｉ：０．０５〜０．４０％からなる群から選ばれる１種以上を含有する、
真空浸炭用鋼。 The steel for vacuum carburizing according to claim 1.
The chemical composition is
Mo: 0.03 to 0.20%,
Cu: 0.05 to 0.20%, and
Ni: Contains one or more selected from the group consisting of 0.05 to 0.40%,
Vacuum carburizing steel. 請求項１又は請求項２に記載の真空浸炭用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、及び、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％からなる群から選ばれる１種以上を含有する、
真空浸炭用鋼。 The vacuum carburizing steel according to claim 1 or 2.
The chemical composition is
Nb: 0.01 to 0.10% and
Ti: Contains one or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.100%.
Vacuum carburizing steel. 請求項３に記載の真空浸炭用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有する、
真空浸炭用鋼。 The steel for vacuum carburizing according to claim 3.
The chemical composition is
B: Contains 0.0005 to 0.0030%,
Vacuum carburizing steel. 平坦部及びエッジ部とを含む表面と、
前記表面から深さ２．０ｍｍ以上の領域であって、請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の化学組成を有する芯部とを備え、
前記平坦部から深さ０．０５ｍｍの位置までの平坦部表層領域の炭素濃度ＣＰ１が０．７０〜０．８９％であり、
前記エッジ部から深さ０．０５ｍｍの位置までのエッジ部表層領域の炭素濃度ＣＰ２が、前記炭素濃度ＣＰ１よりも高く１．２０％以下であり、
前記芯部のビッカース硬さはＨＶ２６０〜５００である、
浸炭部品。
A surface including a flat portion and an edge portion,
It is provided with a core portion having a chemical composition according to any one of claims 1 to 4, which is a region having a depth of 2.0 mm or more from the surface.
The carbon concentration CP1 in the surface layer region of the flat portion from the flat portion to the position of 0.05 mm in depth is 0.70 to 0.89%.
The carbon concentration CP2 in the surface layer region of the edge portion from the edge portion to the position of 0.05 mm in depth is higher than the carbon concentration CP1 and 1.20% or less.
The Vickers hardness of the core portion is HV260-500.
Carburized parts.
JP2017125521A 2017-06-27 2017-06-27 Vacuum carburizing steel and carburized parts Active JP6838508B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017125521A JP6838508B2 (en) 2017-06-27 2017-06-27 Vacuum carburizing steel and carburized parts

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017125521A JP6838508B2 (en) 2017-06-27 2017-06-27 Vacuum carburizing steel and carburized parts

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2019007063A JP2019007063A (en) 2019-01-17
JP6838508B2 true JP6838508B2 (en) 2021-03-03

Family

ID=65029336

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2017125521A Active JP6838508B2 (en) 2017-06-27 2017-06-27 Vacuum carburizing steel and carburized parts

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP6838508B2 (en)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6658981B1 (en) * 2019-03-29 2020-03-04 日本製鉄株式会社 Carburized parts and method of manufacturing the same

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4254816B2 (en) * 2005-08-24 2009-04-15 大同特殊鋼株式会社 Carburized parts
JP5872863B2 (en) * 2011-11-25 2016-03-01 Ｊｆｅ条鋼株式会社 Gear having excellent pitting resistance and method for producing the same
CN102560256B (en) * 2012-02-29 2013-12-25 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 Fire-resistant weather-resistant steel with excellent low temperature toughness and preparation method for fire-resistant weather-resistant steel

Also Published As

Publication number Publication date
JP2019007063A (en) 2019-01-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5862802B2 (en) Carburizing steel
JP5123335B2 (en) Crankshaft and manufacturing method thereof
JP5742801B2 (en) Hot rolled steel bar or wire rod
JP6589708B2 (en) Carbonitriding parts
JP6967337B2 (en) Manufacturing method of carburized nitrided parts and carburized nitrided parts
JP5660259B2 (en) Carburized parts
JP5558887B2 (en) Manufacturing method of high strength parts using Ti and B added steels with excellent low cycle fatigue strength
JP6384627B2 (en) Induction hardening steel
JP6772499B2 (en) Steel parts and their manufacturing methods
JP6720643B2 (en) Carburized parts
JP6690464B2 (en) Carburized parts
JP6458908B2 (en) Non-tempered steel for soft nitriding, soft nitriding component, and method for manufacturing soft nitriding component
JP6477904B2 (en) Crankshaft rough profile, nitrided crankshaft, and method of manufacturing the same
JP7013833B2 (en) Carburized parts
JP6838508B2 (en) Vacuum carburizing steel and carburized parts
JP6414385B2 (en) Carburized parts
JP7063070B2 (en) Carburized parts
JP6447064B2 (en) Steel parts
JP2002121645A (en) Steel for gear having excellent dedendum bending fatigue characteristic and facial pressure fatigue characteristic and gear
JP5821512B2 (en) NITRIDED COMPONENT AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
JP7006052B2 (en) Steel material for soaking treatment
JP6922415B2 (en) Carburized parts
JP7063071B2 (en) Carburized parts
WO2022071419A1 (en) Steel material
WO2021260954A1 (en) Steel material and carburized steel part

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20200205

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20201027

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20201104

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20201225

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20210112

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20210125

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 6838508

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151