JP2020105603A - Steel material for carburized steel component - Google Patents

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Abstract

To provide a steel material for carburized steel components, having an excellent limit processing rate and having high fatigue strength and excellent hydrogen embrittlement resistance when formed as a carburized steel component.SOLUTION: The steel material for carburized steel components has a chemical composition of, by mass%, C:0.07-0.13%, Si:0.15-0.35%, Mn:0.60-0.80%, S:0.005-0.050%, Cr:1.90 to less than 2.50%, B:0.0005-0.0100%, Al:0.100-0.200%, Ca:0.0002-0.0030%, N:0.0080% or less, P:0.050% or less, O:0.0030% or less, Ti:0 to less than 0.020%, Nb:0-0.100%, Mo:0-0.500%, Ni:0-0.500%, Cu:0-0.500% and the remainder consisting of Fe and impurities and satisfies the formula (1) to the formula (5) described in the specification.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、浸炭鋼部品に用いられる鋼材である浸炭鋼部品用鋼材に関する。 The present invention relates to a steel material for carburized steel parts, which is a steel material used for carburized steel parts.

機械構造用部品に使用される鋼には、一般に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｎｉ等が含有される。上述の元素を含有する化学成分を有し、鋳造、鍛造、圧延等の工程を経て製造された浸炭鋼部品用鋼材は、鍛造、切削等の機械加工により成型され、さらに、浸炭処理等の熱処理を施されて、表層部の浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える浸炭鋼部品となる。 Steel used for machine structural parts generally contains Mn, Cr, Mo, Ni, and the like. A steel material for carburized steel parts, which has a chemical composition containing the above-mentioned elements and is manufactured through processes such as casting, forging, and rolling, is formed by mechanical processing such as forging and cutting, and is further subjected to heat treatment such as carburizing. The carburized steel part is provided with a carburized layer on the surface and a core inside the carburized layer.

この浸炭鋼部品を製造するコストのうち、切削加工に関わるコストが非常に大きい。切削加工は切削の工具が高価であるだけでなく、切りくずを多量に生成するため、歩留の観点からも不利である。このため、切削加工を鍛造に置き換えることが試みられている。鍛造方法は熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造に大別できる。温間鍛造はスケールの発生が少なく、熱間鍛造よりも寸法精度が改善されるという特徴がある。冷間鍛造はスケールの発生がなく、寸法精度が従前の切削後の状態に近いという特徴がある。したがって、熱間鍛造で大まかな加工を実施した後に冷間鍛造で仕上げ加工を実施する方法、温間鍛造を実施した後に仕上げとして軽度の切削を実施する方法、又は、冷間鍛造を実施した後に仕上げとして軽度の切削を実施する方法、等が検討されてきた。しかしながら、熱間鍛造を温間鍛造又は冷間鍛造に置き換えた場合、浸炭鋼部品用鋼材の変形抵抗が大きいと、鍛造機の金型にかかる面圧が増加し、金型寿命が低下する。この場合、切削量が低減しても、コストメリットがそれほど大きくならない。また、複雑な形状に成型する場合、大きな加工が加わる部位に割れが生じる場合がある。このため、温間鍛造又は冷間鍛造により浸炭鋼部品を製造する場合、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率の向上が求められる。 Of the costs of manufacturing this carburized steel part, the costs related to cutting work are very large. The cutting process is not only expensive in terms of cutting tools but also disadvantageous in terms of yield because it produces a large amount of chips. Therefore, it has been attempted to replace the cutting process with forging. Forging methods can be roughly classified into hot forging, warm forging, and cold forging. Warm forging is characterized by less scale generation and improved dimensional accuracy than hot forging. Cold forging has the feature that scale does not occur and the dimensional accuracy is close to the state after the previous cutting. Therefore, a method of performing rough machining by hot forging and then finishing by cold forging, a method of performing mild cutting as finishing after performing warm forging, or after performing cold forging A method of performing light cutting as a finish has been studied. However, when hot forging is replaced with warm forging or cold forging, if the deformation resistance of the steel material for carburized steel parts is large, the surface pressure applied to the die of the forging machine increases, and the die life decreases. In this case, the cost merit is not so great even if the cutting amount is reduced. Further, when molding into a complicated shape, a crack may occur at a portion to which large processing is applied. Therefore, when manufacturing a carburized steel part by warm forging or cold forging, it is required to improve the critical working rate of the steel material for carburized steel part.

国際公開第２０１２／１０８４８０号（特許文献１）及び特開２０１２−２０７２４４号公報（特許文献２）は、冷間鍛造性（限界加工率）の向上を目的とした浸炭鋼部品用鋼材を提案する。 International publication 2012/108480 (patent document 1) and Unexamined-Japanese-Patent No. 2012-207244 (patent document 2) propose the steel material for carburized steel parts for the purpose of improving cold forgeability (critical processing rate). ..

特許文献１に記載の浸炭用鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０７％〜０．１３％、Ｓｉ：０．０００１％〜０．５０％、Ｍｎ：０．０００１％〜０．８０％、Ｓ：０．０００１％〜０．１００％、Ｃｒ：１．３０％超〜５．００％、Ｂ：０．０００５％〜０．０１００％、Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、Ｔｉ：０．０１０％〜０．１０％を含有し、Ｎ：０．００８０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、式（１）〜式（３）を満たす。ここで、式（１）〜式（３）は次のとおりである。０．１０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５ 式（１）、７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）＜４４ 式（２）、０．００４＜Ｔｉ−Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０ 式（３）。この浸炭用鋼は、上述の化学組成を有することにより、冷間鍛造時の限界加工率を高めることができ、さらに、浸炭処理後において、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さとが得られる、と特許文献１には記載されている。 The steel for carburization described in Patent Document 1 has a chemical composition of mass% C: 0.07% to 0.13%, Si: 0.0001% to 0.50%, Mn: 0.0001% to. 0.80%, S: 0.0001% to 0.100%, Cr: more than 1.30% to 5.00%, B: 0.0005% to 0.0100%, Al: 0.0001% to 1 0.0%, Ti: 0.010% to 0.10%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, O: 0.0030% or less, the balance Fe and It consists of inevitable impurities, and the content of each element in the chemical composition expressed in mass% satisfies the formulas (1) to (3). Here, the formulas (1) to (3) are as follows. 0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235 Formula (1), 7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)× (2.16*Cr+1)<44 Formula (2), 0.004<Ti-N*(48/14)<0.030 Formula (3). This carburizing steel, by having the above-mentioned chemical composition, can increase the critical working ratio during cold forging, and after carburizing treatment, obtains a hardened layer and core hardness equivalent to those of conventional steel. It is described in Patent Document 1.

特許文献２に記載された肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０２％、Ｃｒ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、円相当直径２０ｎｍ未満のＴｉ系析出物の密度が１０〜１００個／μｍ2であり、且つ、円相当直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物の密度が１．５〜１０個／μｍ2であり、ビッカース硬さが１３０ＨＶ以下であることを特徴とする。この肌焼鋼は上記構成により、冷間鍛造性に優れる、と特許文献２には記載されている。 The case-hardening steel described in Patent Document 2 is, by mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 0.1%, Mn: 0.3 to 0.6%, P. : 0.03% or less (not including 0%), S: 0.001 to 0.02%, Cr: 1.2 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Ti: 0 0.010% to 0.10%, N: 0.010% or less (not including 0%), B: 0.0005 to 0.005%, the balance being iron and unavoidable impurities, and a circle equivalent diameter of 20 nm. The density of Ti-based precipitates of less than 10 to 100/μm 2 and the density of Ti-based precipitates having a circle equivalent diameter of 20 nm or more is 1.5 to 10/μm 2 , and the Vickers hardness is It is characterized by being 130 HV or less. Patent Document 2 describes that this case-hardening steel is excellent in cold forgeability due to the above configuration.

国際公開第２０１２／１０８４８０号International Publication No. 2012/108480 特開２０１２−２０７２４４号公報JP2012-207244A

ところで、機械構造用部品のうち、自動車に適用されるものには、大型の浸炭鋼部品が複数利用されている。自動車に適用される大型の浸炭鋼部品はたとえば、無段階変速機（ＣＶＴ）の可変プーリー等である。大型の浸炭鋼部品が重要保安部品である場合は特に、高い疲労強度が求められる。上述の特許文献１及び２に開示された鋼材を用いて大型の浸炭鋼部品を製造する場合、浸炭鋼部品の芯部の硬さを十分に高めることができず、高い疲労強度が得られない場合がある。 By the way, among the machine structural parts, a plurality of large carburized steel parts are used for those applied to automobiles. Large carburized steel parts applied to automobiles are, for example, variable pulleys of a continuously variable transmission (CVT). High fatigue strength is required especially when large carburized steel parts are important safety parts. When manufacturing a large-sized carburized steel part using the steel materials disclosed in Patent Documents 1 and 2 described above, the hardness of the core of the carburized steel part cannot be sufficiently increased, and high fatigue strength cannot be obtained. There are cases.

また、自動車又は産業機械のトランスミッション用シャフト等に浸炭鋼部品を適用する場合、浸炭鋼部品は、潤滑油と接触した（塗布された）状態で使用される。この場合、潤滑油に由来した水素に起因して、浸炭鋼部品に遅れ破壊が生じやすくなる。したがって、浸炭鋼部品には、高い芯部硬さとともに、優れた耐水素脆化特性も求められる。 When the carburized steel part is applied to a transmission shaft of an automobile or an industrial machine, the carburized steel part is used in a state of being in contact with (applied to) a lubricating oil. In this case, delayed fracture tends to occur in the carburized steel component due to hydrogen derived from the lubricating oil. Therefore, the carburized steel part is required to have high core hardness and excellent hydrogen embrittlement resistance.

本開示の目的は、冷間鍛造時の限界加工率が大きく、浸炭鋼部品となったときに高い疲労強度及び優れた耐水素脆化特性を有する、浸炭鋼部品用鋼材を提供することである。 An object of the present disclosure is to provide a steel material for carburized steel parts, which has a large critical working ratio during cold forging and has high fatigue strength and excellent hydrogen embrittlement resistance when it becomes a carburized steel part. ..

本開示による浸炭鋼部品用鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：１．９０〜２．５０％未満、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ａｌ：０．１００〜０．２００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０〜０．０２０％未満、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｎｉ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（５）を満たす。
０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５ （１）
１．３５＜（１．３３×Ｃ−０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５ （２）
０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ （３）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （４）
Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０ （５）
ここで、式（１）〜（５）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 steel material for carburized steel parts according to the present disclosure has a chemical composition in mass% of C: 0.07 to 0.13%, Si: 0.15 to 0.35%, and Mn: 0.60 to 0.80%. , S: 0.005 to 0.050%, Cr: 1.90 to less than 2.50%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0.100 to 0.200%, Ca: 0. 0002 to 0.0030%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, O: 0.0030% or less, Ti: 0 to less than 0.020%, Nb: 0 to 0.100%, Mo: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 0.500%, and the balance consisting of Fe and impurities, and satisfies the formulas (1) to (5).
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 (1)
1.35 <(1.33 x C-0.1) + (0.23 x Si + 0.01) + (0.42 x Mn + 0.22) + (0.27 x Cr + 0.22) + (0.77 ×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)<1.55 (2)
0.0003<Al x (N-Ti x (14/48)) <0.0011 (3)
0.03≦Ca/S≦0.15 (4)
Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)<0.30 (5)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formulas (1) to (5).

本開示による浸炭鋼部品用鋼材は、冷間鍛造時の限界加工率が大きく、浸炭鋼部品となったときに高い疲労強度及び優れた耐水素脆化特性を有する。 The steel material for carburized steel parts according to the present disclosure has a large limit working ratio during cold forging, and has high fatigue strength and excellent hydrogen embrittlement resistance when it becomes a carburized steel part.

図１は、各元素の含有量が本実施形態の範囲内である鋼材において、限界拡散性水素量比ＨＲと、Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）との関係を示す図である。FIG. 1 is a diagram showing a relationship between a critical diffusible hydrogen content ratio HR and Mn/(Si+Cr+Mo+Ni) in a steel material in which the content of each element is within the range of the present embodiment. 図２は、実施例におけるローラピッチング試験で使用した小ローラ試験片の側面図である。FIG. 2 is a side view of a small roller test piece used in the roller pitching test in the example. 図３は、実施例におけるローラピッチング試験で使用した大ローラ試験片の正面図である。FIG. 3 is a front view of a large roller test piece used in the roller pitching test in the examples. 図４は、小ローラ試験片に実施した浸炭処理のヒートパターン図である。FIG. 4 is a heat pattern diagram of the carburizing process performed on the small roller test piece. 図５は、面疲労試験に使用した、環状Ｖノッチ試験片の側面図である。FIG. 5 is a side view of the annular V-notch test piece used for the surface fatigue test.

本発明者らは、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率の改善とともに、冷間鍛造及び浸炭処理を施して浸炭鋼部品となったときの疲労強度及び耐水素脆化特性を高めるための検討を行った。その結果、本発明者らは、次の（Ａ）〜（Ｇ）の知見を得た。 The present inventors have studied to improve the fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance when a carburized steel part is subjected to cold forging and carburizing treatment together with the improvement of the critical working rate of the steel material for carburized steel part. went. As a result, the inventors have obtained the following findings (A) to (G).

（Ａ）Ｃ含有量が低いほど、冷間鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率は高まる。しかしながら、Ｃ含有量が低すぎれば、浸炭処理後の浸炭鋼部品の疲労強度を、Ｃ含有量が０．２０％程度である従来の浸炭鋼部品用鋼材（たとえば、ＪＩＳ−ＳＣＲ４２０）と同等レベルにすることが困難となる。浸炭鋼部品用鋼材の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：１．９０〜２．５０未満、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ａｌ：０．１００〜０．２００％、Ｃａ：０．０００２％〜０．００３０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０〜０．０２０％未満、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｎｉ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成とすれば、Ｃ含有量が従来の浸炭鋼部品用鋼材よりも低くても、大型の浸炭鋼部品として必要な芯部硬さを得ることができ、十分な疲労強度が得られる可能性がある。 (A) The lower the C content, the higher the critical working rate of the steel material for carburized steel parts before cold forging. However, if the C content is too low, the fatigue strength of the carburized steel part after the carburizing treatment is equivalent to that of a conventional steel material for carburized steel parts (for example, JIS-SCR420) having a C content of about 0.20%. Difficult to do. The chemical composition of the steel material for carburized steel parts is, in mass %, C: 0.07 to 0.13%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.60 to 0.80%, S:0. 0.005 to 0.050%, Cr: 1.90 to less than 2.50, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0.100 to 0.200%, Ca: 0.0002% to 0. 0030%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, O: 0.0030% or less, Ti: 0 to less than 0.020%, Nb: 0 to 0.100%, Mo: 0 to 0. If the chemical composition is 0.500%, Ni:0 to 0.500%, Cu:0 to 0.500%, and the balance is Fe and impurities, the C content is higher than that of the conventional steel for carburized steel parts. Even if it is low, the core hardness required for a large carburized steel part can be obtained, and sufficient fatigue strength may be obtained.

（Ｂ）上述の化学組成で、高い芯部硬さを得て、十分な疲労強度を得るためには、浸炭鋼部品の芯部のミクロ組織において、マルテンサイト分率を高めるのが好ましい。浸炭鋼部品の芯部のミクロ組織でのマルテンサイト分率を高めるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の鋼の焼入れ性を向上する合金元素（焼入れ向上元素）の含有量を、式（２）を満たすように含有することが必要である。
１．３５＜（１．３３×Ｃ−０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５ （２）
ここで、式（２）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。 (B) With the above chemical composition, in order to obtain high core hardness and sufficient fatigue strength, it is preferable to increase the martensite fraction in the microstructure of the core of the carburized steel part. In order to increase the martensite fraction in the microstructure of the core of carburized steel parts, the inclusion of alloying elements (hardening improving elements) such as C, Si, Mn, Cr, Mo, Ni that improve the hardenability of steel. It is necessary to include the amount so as to satisfy the formula (2).
1.35 <(1.33 x C-0.1) + (0.23 x Si + 0.01) + (0.42 x Mn + 0.22) + (0.27 x Cr + 0.22) + (0.77 ×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)<1.55 (2)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formula (2).

（Ｃ）しかしながら、上述の焼入れ性向上元素の含有量が増加すれば、焼入れ性向上元素がフェライトを固溶強化する。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の硬さが高まる。浸炭鋼部品用鋼材の硬さが高まれば、冷間鍛造性が低下し、限界加工率が低下する。 (C) However, if the content of the above-mentioned hardenability improving element is increased, the hardenability improving element strengthens ferrite by solid solution. Therefore, the hardness of the steel material for carburized steel parts increases. If the hardness of the steel material for carburized steel parts increases, the cold forgeability deteriorates and the marginal workability decreases.

Ｂは鋼材の焼入れ性を高めるものの、フェライトを固溶強化しない元素である。そこで、上述のとおり、浸炭鋼部品用鋼材の上述の化学組成にＢを０．０００５〜０．０１００％含有させて、さらに、上述の焼入れ性向上元素の含有量が式（１）を満たすようにする。これにより、限界加工率の低下を抑制しつつ、浸炭処理後の浸炭鋼部品において、十分な芯部硬さ及び疲労強度を得ることができる。
０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５ （１）
ここで、式（１）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。 B is an element that enhances the hardenability of the steel material but does not solid solution strengthen the ferrite. Therefore, as described above, 0.0005 to 0.0100% of B is added to the above chemical composition of the steel material for carburized steel parts so that the content of the hardenability improving element satisfies the formula (1). To As a result, it is possible to obtain sufficient core hardness and fatigue strength in the carburized steel component after the carburizing treatment while suppressing the decrease in the critical working rate.
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 (1)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (1).

（Ｄ）ＡｌＮが微細に分散析出すれば、ピンニング効果により、浸炭処理の加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できる。したがって、上述の化学組成を満たしつつ、さらに、ＡｌＮによるピンニング効果を得るために、浸炭鋼部品用鋼材中のＡｌ含有量、Ｎ含有量及びＴｉ含有量が、式（３）を満たすようにする。
０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ （３）
ここで、式（３）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。 If (D) AlN is finely dispersed and precipitated, coarsening of austenite crystal grains during heating during carburizing can be suppressed by the pinning effect. Therefore, in order to obtain the pinning effect by AlN while satisfying the above-mentioned chemical composition, the Al content, N content, and Ti content in the steel material for carburized steel parts satisfy the formula (3). ..
0.0003<Al x (N-Ti x (14/48)) <0.0011 (3)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formula (3).

浸炭鋼部品用鋼材の化学組成中のＡｌ含有量、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が式（３）を満たす場合、ＡｌＮが微細分散して、ピンニング効果により、浸炭処理の加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する。そのため、浸炭鋼部品の芯部において、十分な硬さが得られる。 When the Al content, Ti content and N content in the chemical composition of the steel material for carburized steel parts satisfy the formula (3), AlN is finely dispersed and the pinning effect causes austenite crystal grains during heating of the carburizing treatment. Suppresses abnormal grain growth. Therefore, sufficient hardness can be obtained in the core of the carburized steel part.

（Ｅ）Ｂは、浸炭鋼部品の芯部の焼入れ性を有効に高める。しかしながら、変成炉ガス方式のガス浸炭を行う場合、浸炭鋼部品の表層部である浸炭層では、Ｂ含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時において、鋼部品の表面から窒素が侵入して、固溶Ｂと結合してＢＮとして析出し、固溶Ｂ量を低減するためである。したがって、浸炭鋼部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するために、上述のとおり、浸炭鋼部品用鋼材の化学組成が、式（２）を満たすようにする。 (E) B effectively enhances the hardenability of the core of the carburized steel part. However, in the case of performing gas carburizing using the metamorphic furnace gas system, in the carburized layer which is the surface layer portion of the carburized steel component, the effect of improving the hardenability by containing B is low. This is because at the time of carburizing treatment, nitrogen invades from the surface of the steel part to combine with the solid solution B and precipitate as BN to reduce the amount of the solid solution B. Therefore, in order to secure the hardenability in the carburized layer which is the surface layer of the carburized steel part, the chemical composition of the steel material for carburized steel part satisfies the formula (2) as described above.

（Ｆ）浸炭鋼部品用鋼材を用いて浸炭鋼部品を製造する場合、冷間鍛造後の鋼材に対して切削加工を実施する場合がある。本実施形態では、上述の化学組成に示すとおり、Ｓ含有量を０．００５〜０．０５０％として、ＭｎＳを形成して被削性を高める。しかしながら、ＭｎＳが延伸すれば、冷間鍛造性が低下する。そこで、Ｃａ含有量を０．０００２〜０．００３０％とした上で、式（４）を満たすようにする。この場合、鋼材中の硫化物が微細化及び球状化することにより、冷間鍛造性を高め、限界加工率を高めることができる。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （４）
ここで、式（４）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。 (F) When manufacturing a carburized steel part using a steel material for carburized steel parts, cutting may be performed on the steel material after cold forging. In the present embodiment, as shown in the above chemical composition, the S content is set to 0.005 to 0.050% to form MnS and enhance the machinability. However, if MnS is stretched, cold forgeability deteriorates. Therefore, the Ca content is set to 0.0002 to 0.0030% and then the formula (4) is satisfied. In this case, by refining and spheroidizing the sulfide in the steel material, the cold forgeability can be enhanced and the critical working rate can be enhanced.
0.03≦Ca/S≦0.15 (4)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formula (4).

（Ｇ）Ｃ含有量が０．１３％以下であり、Ｃｒ含有量が１．９０％以上であり、かつ、Ｂ含有量が０．０００５〜０．０１００％である鋼材において、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの総含有量に対するＭｎ含有量を低減すれば、外部からの水素の侵入を抑制することが可能となり、耐水素脆化特性が高まる。具体的には、各元素量が本実施形態の化学組成の範囲内であって、かつ、式（１）〜式（４）を満たすことを前提として、さらに、式（５）を満たすようにする。この場合、上述の化学組成を有する鋼材を用いて製造された浸炭鋼備品に対して、優れた耐水素脆化特性を示す。
Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０ （５）
ここで、式（５）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。 (G) In a steel material having a C content of 0.13% or less, a Cr content of 1.90% or more, and a B content of 0.0005 to 0.0100%, Si, Cr, By reducing the Mn content relative to the total content of Mo and Ni, it becomes possible to suppress the intrusion of hydrogen from the outside, and the hydrogen embrittlement resistance is enhanced. Specifically, on the assumption that the amount of each element is within the range of the chemical composition of the present embodiment and the formulas (1) to (4) are satisfied, the formula (5) is further satisfied. To do. In this case, the carburized steel fixture manufactured using the steel material having the above-described chemical composition exhibits excellent hydrogen embrittlement resistance.
Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)<0.30 (5)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formula (5).

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による浸炭鋼部品用鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：１．９０〜２．５０％未満、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ａｌ：０．１００〜０．２００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０〜０．０２０％未満、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｎｉ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（５）を満たす。
０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５ （１）
１．３５＜（１．３３×Ｃ−０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５ （２）
０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ （３）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （４）
Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０ （５）
ここで、式（１）〜（５）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 steel material for carburized steel parts according to the present embodiment completed based on the above findings has a chemical composition of mass% C: 0.07 to 0.13%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn. : 0.60 to 0.80%, S: 0.005 to 0.050%, Cr: 1.90 to less than 2.50%, B: 0.0005 to 0.0100%, Al: 0.100 to 0.200%, Ca: 0.0002 to 0.0030%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, O: 0.0030% or less, Ti: 0 to less than 0.020%, Nb:0 to 0.100%, Mo:0 to 0.500%, Ni:0 to 0.500%, Cu:0 to 0.500%, and the balance consisting of Fe and impurities, and the formula (1) ~ Expression (5) is satisfied.
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 (1)
1.35 <(1.33 x C-0.1) + (0.23 x Si + 0.01) + (0.42 x Mn + 0.22) + (0.27 x Cr + 0.22) + (0.77 ×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)<1.55 (2)
0.0003<Al x (N-Ti x (14/48)) <0.0011 (3)
0.03≦Ca/S≦0.15 (4)
Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)<0.30 (5)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formulas (1) to (5).

上記浸炭鋼部品用鋼材の化学組成は、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％未満、Ｎｂ：０．００２〜０．１００％、Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、Ｎｉ：０．００５〜０．５００％、及び、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。 The chemical composition of the steel material for carburized steel parts is as follows: Ti: 0.001 to less than 0.020%, Nb: 0.002 to 0.100%, Mo: 0.005 to 0.500%, Ni: 0.005. .About.0.500% and Cu:0.005 to 0.500%, and may contain one element or two or more elements selected from the group consisting of.

以下、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材及び浸炭鋼部品の詳細を説明する。本明細書において、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。 Hereinafter, details of the steel material for carburized steel parts and the carburized steel parts of the present embodiment will be described. In the present specification, “%” regarding elements means mass% unless otherwise specified.

［浸炭鋼部品用鋼材の化学組成］
本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。 [Chemical composition of steel for carburized steel parts]
The chemical composition of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment contains the following elements.

Ｃ：０．０７％〜０．１３％
炭素（Ｃ）は、浸炭鋼部品の芯部の硬さを高め、疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．０７％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭鋼部品の芯部の硬さが低下して、疲労強度が低下する。一方、従前の浸炭鋼部品用鋼材のＣ含有量は０．２０％程度であるが、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材では、限界加工率を高めるために、Ｃ含有量を０．１３％以下とする。したがって、Ｃ含有量は０．０７〜０．１３％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０９％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１１％である。 C: 0.07% to 0.13%
Carbon (C) enhances the hardness of the core of the carburized steel part and enhances the fatigue strength. When the C content is less than 0.07%, the hardness of the core portion of the carburized steel component is reduced and the fatigue strength is reduced even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, although the C content of the conventional steel for carburized steel parts is about 0.20%, in the steel for carburized steel parts of the present embodiment, the C content is 0.13% in order to increase the limit working rate. Below. Therefore, the C content is 0.07 to 0.13%. The preferable lower limit of the C content is 0.08%, and more preferably 0.09%. The preferable upper limit of the C content is 0.12%, more preferably 0.11%.

Ｓｉ：０．１５％〜０．３５％
シリコン（Ｓｉ）は、浸炭鋼部品の焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が０．１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．３５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の硬さが過剰に高くなり、限界加工率が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．３５％である。疲労強度をさらに高める観点では、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。限界加工率をさらに高める観点では、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。 Si: 0.15% to 0.35%
Silicon (Si) increases the tempering softening resistance of carburized steel parts and increases the fatigue strength of carburized steel parts. If the Si content is less than 0.15%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.35%, the hardness of the steel material for carburized steel parts before cold forging becomes excessively high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, The marginal processing rate decreases. Therefore, the Si content is 0.15 to 0.35%. From the viewpoint of further increasing the fatigue strength, the lower limit of the Si content is preferably 0.20%, more preferably 0.25%. From the viewpoint of further increasing the critical working ratio, the upper limit of the Si content is preferably 0.30%, more preferably 0.25%.

Ｍｎ：０．６０％〜０．８０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品の芯部硬さを高め、疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．６０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、十分な焼入れ性が得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．８０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の硬さが過剰に高くなり、限界加工率が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．６０〜０．８０％である。Ｍｎ含有の好ましい下限は０．６２％であり、さらに好ましくは０．６５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．７７％であり、さらに好ましくは０．７５％である。 Mn: 0.60% to 0.80%
Manganese (Mn) enhances hardenability of steel, enhances core hardness of carburized steel parts, and enhances fatigue strength. If the Mn content is less than 0.60%, sufficient hardenability cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.80%, the hardness of the steel material for carburized steel parts before cold forging becomes excessively high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, The marginal processing rate decreases. Therefore, the Mn content is 0.60 to 0.80%. The preferable lower limit of Mn content is 0.62%, and more preferably 0.65%. The preferable upper limit of the Mn content is 0.77%, more preferably 0.75%.

Ｓ：０．００５％〜０．０５０％
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、浸炭鋼部品用鋼材の被削性を高める。Ｓ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間鍛造時にＭｎＳが割れの起点となり、限界加工率が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５〜０．０５０％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。 S: 0.005% to 0.050%
Sulfur (S) combines with Mn in the steel to form MnS and enhances the machinability of the steel material for carburized steel parts. If the S content is less than 0.005%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the S content exceeds 0.050%, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, MnS becomes the starting point of cracking during cold forging, and the limit workability decreases. Therefore, the S content is 0.005 to 0.050%. The preferable lower limit of the S content is 0.006%, more preferably 0.008%, and further preferably 0.010%. The preferable upper limit of the S content is 0.040%, more preferably 0.030%, further preferably 0.020%.

Ｃｒ：１．９０〜２．５０％未満
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品の芯部硬さを高め、疲労強度を高める。Ｃｒは、焼入れ性を高めるＭｎ、Ｍｏ、Ｎｉと比較して、浸炭鋼部品用鋼材の硬さ上昇を抑えつつ、焼入れ性を高めることができる。Ｃｒ含有量が１．９０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、十分な焼入れ性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．５０％以上になれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の硬さが過剰に高くなり、限界加工率が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．９０〜２．５０％未満である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９４％であり、さらに好ましくは２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．４０％であり、さらに好ましくは２．３０％である。 Cr: 1.90 to less than 2.50% Chromium (Cr) enhances hardenability of steel, enhances core hardness of carburized steel parts, and enhances fatigue strength. Compared to Mn, Mo, and Ni, which enhance hardenability, Cr can enhance hardenability while suppressing an increase in hardness of the steel material for carburized steel parts. If the Cr content is less than 1.90%, sufficient hardenability cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Cr content is 2.50% or more, the hardness of the steel material for carburized steel parts before cold forging becomes excessively high even if the content of other elements is within the range of this embodiment. However, the marginal processing rate decreases. Therefore, the Cr content is 1.90 to less than 2.50%. The preferable lower limit of the Cr content is 1.94%, and more preferably 2.00%. The preferable upper limit of the Cr content is 2.40%, more preferably 2.30%.

Ｂ：０．０００５％〜０．０１００％
ホウ素（Ｂ）は、オーステナイトに固溶した場合、微量でも鋼の焼入性を大きく高める。そのため、浸炭鋼部品の芯部硬さを高め、疲労強度を高める。Ｂはさらに、微量の含有により上記効果を発揮するため、浸炭鋼部品用鋼材中のフェライトの硬さが上昇しにくい。つまり、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率を高く維持しつつ、焼入れ性を高めることができる。Ｂ含有量が０．０００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％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０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。 B: 0.0005% to 0.0100%
Boron (B), when solid-dissolved in austenite, greatly enhances the hardenability of steel even in a small amount. Therefore, the hardness of the core of the carburized steel part is increased and the fatigue strength is increased. Further, B exhibits the above effect due to the inclusion of a trace amount, so that the hardness of ferrite in the steel material for carburized steel parts is unlikely to increase. That is, the hardenability can be improved while maintaining a high limit working rate of the steel material for carburized steel parts. If the B content is less than 0.0005%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, the above effect is saturated. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.0100%. The preferable lower limit of the B content is 0.0007%, and more preferably 0.0010%. The preferable upper limit of the B content is 0.0080%, more preferably 0.0050%, and further preferably 0.0025%.

Ａｌ：０．１００〜０．２００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合して微細なＡｌＮを微細分散する。微細ＡｌＮのピンニング効果により、浸炭処理の加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制する。Ａｌ含有量が０．１００％未満であれば、これらの効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．２００％を超えれば、鋼中に粗大な酸化物が形成して、浸炭鋼部品の疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１００〜０．２００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．１０１％であり、さらに好ましくは０．１１０％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１９０％であり、さらに好ましくは０．１７０％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。 Al: 0.100 to 0.200%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further combines with N to finely disperse fine AlN. Due to the pinning effect of fine AlN, coarsening of austenite crystal grains is suppressed during heating during carburizing treatment. If the Al content is less than 0.100%, these effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.200%, coarse oxides are formed in the steel, and the fatigue strength of the carburized steel part is reduced. Therefore, the Al content is 0.100 to 0.200%. The preferable lower limit of the Al content is 0.101%, more preferably 0.110%, further preferably 0.120%. The preferable upper limit of the Al content is 0.190%, more preferably 0.170%, further preferably 0.150%.

Ｃａ：０．０００２％〜０．００３０％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼中の硫化物に固溶して、硫化物を微細かつ球状化する。これにより、浸炭鋼部品用鋼材の冷間鍛造性は高まり、限界加工率が高まる。Ｃａ含有量が０．０００２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼中に粗大な酸化物が生成する。この場合、浸炭鋼部品用鋼材の冷間鍛造性及び限界加工率がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００２〜０．００３０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｃａ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。 Ca: 0.0002% to 0.0030%
Calcium (Ca) forms a solid solution with the sulfide in the steel and makes the sulfide fine and spherical. As a result, the cold forgeability of the steel material for carburized steel parts is enhanced, and the critical working rate is enhanced. If the Ca content is less than 0.0002%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0030%, a coarse oxide is generated in the steel even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the cold forgeability and the limit workability of the steel material for carburized steel parts are rather lowered. Therefore, the Ca content is 0.0002 to 0.0030%. The preferable lower limit of the Ca content is 0.0005%, more preferably 0.0007%. The preferable upper limit of the Ca content is 0.0025%, more preferably 0.0020%.

Ｎ：０．００８０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。ＮはＢと結合してＢＮを形成し、固溶Ｂ量を低減する。Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、浸炭鋼部品用鋼材中のＴｉ含有量が上述の範囲内であっても、ＴｉがＮを十分に固定することができなくなり、ＢＮが過剰に生成する。その結果、浸炭鋼部品用鋼材の焼入れ性が低下する。Ｎ含有量が０．００８０％を超えればさらに、粗大なＴｉＮが生成して、冷間鍛造時に粗大なＴｉＮが割れの起点となる。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７５％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６５％である。Ｎ含有量はできるだけ低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰の低減は、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。 N: 0.0080% or less Nitrogen (N) is an unavoidable impurity. That is, the N content is more than 0%. N combines with B to form BN and reduces the amount of solid solution B. If the N content exceeds 0.0080%, even if the Ti content in the steel material for carburized steel parts is within the above range, Ti cannot sufficiently fix N, and BN is excessively formed. To do. As a result, the hardenability of the steel material for carburized steel parts deteriorates. If the N content exceeds 0.0080%, coarse TiN is further generated, and the coarse TiN becomes a starting point of cracking during cold forging. Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts decreases. Therefore, the N content is 0.0080% or less. The preferable upper limit of the N content is 0.0075%, more preferably 0.0070%, and further preferably 0.0065%. The N content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of N content increases manufacturing costs. Therefore, when normal industrial production is taken into consideration, the preferable lower limit of the N content is 0.0001%, more preferably 0.0005%, further preferably 0.0010%, further preferably 0. It is 0030%.

Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは鋼材の疲労強度及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは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含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。 P: 0.050% or less Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. P reduces the fatigue strength and hot workability of steel materials. Therefore, the P content is 0.050% or less. The preferable upper limit of the P content is 0.035%, more preferably 0.020%. It is preferable that the P content is as low as possible. However, excessive reduction of P content increases manufacturing costs. Therefore, in consideration of ordinary industrial production, the lower limit of P content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.

Ｏ：０．００３０％以下
酸素（Ｏ）は、は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは、酸化物を形成し、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率を低下し、浸炭鋼部品の疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００３０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。 O: 0.0030% or less Oxygen (O) is an unavoidable impurity. That is, the O content is more than 0%. O forms an oxide, reduces the critical working rate of the steel material for carburized steel parts, and reduces the fatigue strength of carburized steel parts. Therefore, the O content is 0.0030% or less. The preferable upper limit of the O content is 0.0020%, and more preferably 0.0015%. The O content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the O content increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of ordinary industrial production, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0007%.

本実施の形態による浸炭鋼部品用鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、浸炭鋼部品用鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。上述のＮ、Ｐ、Ｏ以外の不純物はたとえば、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｚｎである。これらの不純物の含有量は、次のとおりである。Ｐｂ：０．０５％以下、Ｓｎ：０．０５％以下、Ｃｄ：０．０５％以下、Ｃｏ：０．０５％以下、Ｚｎ：０．０５％以下。 The balance of the chemical composition of the steel material for carburized steel parts according to the present embodiment is Fe and impurities. Here, the impurities are those that are mixed from the ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when industrially manufacturing the steel material for carburized steel parts, and the steel material for carburized steel parts of the present embodiment. It means that it is permissible as long as it does not adversely affect. The impurities other than N, P, and O described above are, for example, Pb, Sn, Cd, Co, and Zn. The contents of these impurities are as follows. Pb: 0.05% or less, Sn: 0.05% or less, Cd: 0.05% or less, Co: 0.05% or less, Zn: 0.05% or less.

［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。ＴｉはＮと結合して、固溶Ｂ量をさらに確保する。Ｎｂは、炭化物及び炭窒化物を生成して結晶粒を微細化する。Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕはいずれも鋼の焼入れ性を高める。 [About optional elements]
The chemical composition of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment may further contain one element or two or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, Mo, Ni and Cu, instead of part of Fe. Good. Ti bonds with N to further secure the amount of solid solution B. Nb produces carbides and carbonitrides to refine the crystal grains. Mo, Ni and Cu all enhance the hardenability of steel.

Ｔｉ：０〜０．０２０％未満
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定する。これにより、ＢＮの形成がさらに抑制され、固溶Ｂをさらに確保することができる。電炉により浸炭鋼部品用鋼材を製造する場合、鋼中のＮ含有量の調整が困難となる場合がある。このような場合に、Ｔｉを含有するのが好ましい。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。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０２０％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％である。 Ti: 0 to less than 0.020% Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. That is, the Ti content may be 0%. When contained, Ti fixes N in steel as TiN. Thereby, the formation of BN is further suppressed, and the solid solution B can be further secured. When manufacturing a steel material for carburized steel parts by an electric furnace, it may be difficult to adjust the N content in the steel. In such a case, it is preferable to contain Ti. If Ti is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Ti content is too high, the manufacturing cost will be high. Therefore, the Ti content is 0 to less than 0.020%. The preferable lower limit of the Ti content is more than 0%, more preferably 0.001%, and further preferably 0.002%. The preferable upper limit of the Ti content is 0.018%, more preferably 0.016%.

Ｎｂ：０〜０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＮｂはＣ及びＮと結合して炭化物及び／又は炭窒化物を形成し、ピンニング効果により浸炭処理の加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えれば、粗大な炭化物及び／又は炭窒化物が生成して、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。 Nb: 0 to 0.100%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When included, Nb combines with C and N to form a carbide and/or carbonitride, and suppresses coarsening of austenite crystal grains during heating in the carburizing treatment due to the pinning effect. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.100%, coarse carbides and/or carbonitrides are generated, and the critical working rate of the steel material for carburized steel parts is reduced. Therefore, the Nb content is 0 to 0.100%. The preferable lower limit of the Nb content is 0.002%, more preferably 0.004%, and further preferably 0.010%. The preferable upper limit of the Nb content is 0.080%, more preferably 0.060%, further preferably 0.050%.

Ｍｏ：０〜０．５００％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品の芯部の硬さを高める。Ｍｏはさらに、ガス浸炭による浸炭処理を実施する場合、浸炭処理時において酸化物及び窒化物を生成しない。そのため、Ｍｏは、浸炭層中に酸化物層、窒化物層及び浸炭異常層が生成するのを抑制する。Ｍｏが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えれば、浸炭鋼部品用鋼材の硬さが過剰に高まり、限界加工率が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．５００％である。Ｍｏ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％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．２００％である。 Mo: 0 to 0.500%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%. When included, Mo enhances the hardenability of steel and enhances the hardness of the core of carburized steel parts. Furthermore, Mo does not produce oxides and nitrides during the carburizing process when carrying out the carburizing process by gas carburizing. Therefore, Mo suppresses the formation of an oxide layer, a nitride layer, and an abnormal carburized layer in the carburized layer. These effects can be obtained to some extent if Mo is contained in any amount. However, if the Mo content exceeds 0.500%, the hardness of the steel material for carburized steel parts excessively increases, and the critical working rate decreases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.500%. The preferable lower limit of the Mo content is 0.005%, more preferably 0.010%, further preferably 0.020%, further preferably 0.050%. The preferable upper limit of the Mo content is 0.400%, more preferably 0.300%, and further preferably 0.200%.

Ｎｉ：０〜０．５００％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品の芯部の硬さを高める。Ｎｉはさらに、ガス浸炭による浸炭処理を実施する場合、浸炭処理時において酸化物及び窒化物を生成しない。そのため、Ｎｉは、浸炭層中に酸化物層、窒化物層及び浸炭異常層が生成するのを抑制する。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０．５００％を超えれば、浸炭鋼部品用鋼材の硬さが過剰に高まり、限界加工率が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５００％である。Ｎｉ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％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．２００％である。 Ni: 0 to 0.500%
Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When included, Ni enhances the hardenability of steel and enhances the hardness of the core of carburized steel parts. Furthermore, Ni does not produce oxides and nitrides during the carburizing process when carrying out the carburizing process by gas carburizing. Therefore, Ni suppresses the formation of an oxide layer, a nitride layer, and an abnormal carburization layer in the carburized layer. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.500%, the hardness of the steel material for carburized steel parts is excessively increased, and the critical working rate is reduced. Therefore, the Ni content is 0 to 0.500%. The preferable lower limit of the Ni content is 0.005%, more preferably 0.010%, further preferably 0.020%, further preferably 0.050%. The preferable upper limit of the Ni content is 0.400%, more preferably 0.300%, further preferably 0.200%.

Ｃｕ：０〜０．５００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品の芯部の硬さを高める。Ｃｕはさらに、ガス浸炭による浸炭処理を実施する場合、浸炭処理時において酸化物及び窒化物を生成しない。そのため、Ｃｕは、浸炭層表面の酸化物層、窒化物層、浸炭異常層の形成を抑制する。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０．５００％を超えれば、浸炭鋼部品用鋼材の硬さが過剰に高まり、限界加工率が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５００％である。Ｃｕ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％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％である。Ｃｕを含有する場合、Ｎｉ含有量をＣｕ含有量の１／２以上とすれば、浸炭鋼部品用鋼材の熱間加工性がさらに高まる。 Cu: 0 to 0.500%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu enhances the hardenability of steel and enhances the hardness of the core of carburized steel parts. Further, Cu does not generate oxides and nitrides during the carburizing process when performing the carburizing process by gas carburizing. Therefore, Cu suppresses the formation of the oxide layer, the nitride layer, and the abnormal carburization layer on the surface of the carburization layer. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.500%, the hardness of the steel material for carburized steel parts is excessively increased, and the critical working rate is reduced. Therefore, the Cu content is 0 to 0.500%. The preferable lower limit of the Cu content is 0.005%, more preferably 0.010%, further preferably 0.020%, further preferably 0.050%. The preferable upper limit of the Cu content is 0.400%, and more preferably 0.300%. When Cu is contained, if the Ni content is ½ or more of the Cu content, the hot workability of the steel material for carburized steel parts is further enhanced.

［式（１）〜式（５）について］
本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材の化学組成はさらに、式（１）〜式（５）を満たす。
０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５ （１）
１．３５＜（１．３３×Ｃ−０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５ （２）
０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ （３）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （４）
Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０ （５）
ここで、式（１）〜式（５）中の元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が任意元素であり、含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
以下、各式について説明する。 [Regarding Expressions (1) to (5)]
The chemical composition of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment further satisfies equations (1) to (5).
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 (1)
1.35 <(1.33 x C-0.1) + (0.23 x Si + 0.01) + (0.42 x Mn + 0.22) + (0.27 x Cr + 0.22) + (0.77 ×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)<1.55 (2)
0.0003<Al x (N-Ti x (14/48)) <0.0011 (3)
0.03≦Ca/S≦0.15 (4)
Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)<0.30 (5)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the expressions (1) to (5). When the corresponding element is an arbitrary element and is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
Each formula will be described below.

［式（１）について］
Ｆ１＝Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌと定義する。Ｆ１は浸炭鋼部品用鋼材（及び、浸炭鋼部品用鋼材を用いて製造される浸炭鋼部品）の硬さの指標である。 [About Formula (1)]
F1=C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al. F1 is an index of the hardness of the steel material for carburized steel parts (and the carburized steel part manufactured using the steel material for carburized steel parts).

Ｃ含有量が低い場合、冷間鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の組織は、上記した従来の浸炭鋼部品用鋼材（Ｃ含有量が０．２０％程度）よりも、フェライト分率が大幅に増加している。この場合、浸炭鋼部品用鋼材の硬さは、Ｃ含有量（パーライト分率）のみならず、フェライトの硬さにも大きく影響を受ける。Ｆ１は、浸炭鋼部品用鋼材中のフェライトの固溶強化に及ぼす各合金元素の寄与を示す。 When the C content is low, the structure of the steel for carburized steel parts before cold forging has a ferrite fraction significantly higher than that of the above-described conventional steel for carburized steel parts (C content is about 0.20%). It has increased. In this case, the hardness of the steel material for carburized steel parts is greatly affected not only by the C content (perlite fraction) but also by the hardness of ferrite. F1 indicates the contribution of each alloying element to the solid solution strengthening of ferrite in the steel material for carburized steel parts.

Ｆ１が０．２３５以上であれば、冷間鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の硬さが高すぎる。この場合、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低下する。一方、Ｆ１が０．１４０以下であれば、浸炭鋼部品としての芯部硬さが不足する。したがって、Ｆ１は、０．１４０超〜０．２３５未満である。Ｆ１は、後述する焼入れ性指標（Ｆ２）を満たす範囲でなるべく低い方が好ましい。Ｆ１の好ましい上限は０．２３０未満であり、さらに好ましくは０．２２０であり、さらに好ましくは０．２１０である。なおＦ１値は、算出された値の小数第４位を四捨五入して得られた値である。 If F1 is 0.235 or more, the hardness of the steel material for carburized steel parts before cold forging is too high. In this case, the critical working rate of the steel material for carburized steel parts decreases. On the other hand, if F1 is 0.140 or less, the core hardness as a carburized steel component is insufficient. Therefore, F1 is more than 0.140 and less than 0.235. F1 is preferably as low as possible within a range that satisfies the hardenability index (F2) described later. The preferable upper limit of F1 is less than 0.230, more preferably 0.220, and further preferably 0.210. The F1 value is a value obtained by rounding the calculated value to the fourth decimal place.

［式（２）について］
Ｆ２＝（１．３３×Ｃ−０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）と定義する。Ｆ２は浸炭鋼部品用鋼材の焼入れ性に関する指標である。 [Regarding Expression (2)]
F2=(1.33×C−0.1)+(0.23×Si+0.01)+(0.42×Mn+0.22)+(0.27×Cr+0.22)+(0.77×Mo+0 0.03)+(0.12×Ni+0.01). F2 is an index relating to the hardenability of the steel material for carburized steel parts.

上述の通り、Ｂは、浸炭鋼部品の芯部の焼入れ性を高めるのに有効である。一方で、ガス浸炭（変成炉ガス方式）を行う場合、浸炭鋼部品の表層部である浸炭層では、Ｂ含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時に炉内雰囲気ガス中のＮが浸炭鋼部品の表層部に侵入して、固溶ＢがＢＮとして析出し、焼入れ性向上に寄与する固溶Ｂ量が不足するためである。したがって、ガス浸炭処理を実施する場合、Ｂは浸炭鋼部品の芯部の硬さを高めることはできるものの、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さの向上には寄与しにくい。したがって、浸炭鋼部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するには、Ｂ以外の焼入性向上元素を活用する必要がある。 As described above, B is effective in enhancing the hardenability of the core of the carburized steel part. On the other hand, when gas carburizing (metamorphic furnace gas system) is performed, in the carburized layer which is the surface layer of the carburized steel component, the effect of improving the hardenability by containing B is low. This is because N in the atmosphere gas in the furnace invades the surface layer of the carburized steel part during the carburizing process, so that the solid solution B is precipitated as BN, and the amount of the solid solution B contributing to the improvement of the hardenability is insufficient. .. Therefore, when carrying out the gas carburizing treatment, although B can increase the hardness of the core of the carburized steel component, it hardly contributes to the improvement of the hardness of the carburized layer of the carburized steel component. Therefore, in order to secure the hardenability in the carburized layer which is the surface layer of the carburized steel part, it is necessary to utilize a hardenability improving element other than B.

Ｆ２はＢ以外の焼入れ性向上に特に寄与する元素で構成される。Ｆ２が１．３５以下の場合、同一の浸炭処理条件で、上記した従来の浸炭鋼部品用鋼材（Ｃ含有量が０．２０％程度）と比較して、同等以上の浸炭層の深さ（ビッカース硬さがＨＶ５５０以上となる深さ）を十分に得ることができない。一方、Ｆ２が１．５５以上であれば、冷間鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、Ｆ２は、１．３５超〜１．５５未満である。Ｆ２は、硬さ指標Ｆ１を満たす範囲内でできるだけ大きい方が好ましい。Ｆ２の好ましい下限は１．３７であり、さらに好ましくは１．４０である。なおＦ２値は、算出された値の小数第３位を四捨五入して得られた値である。 F2 is composed of an element other than B that particularly contributes to the improvement of hardenability. When F2 is 1.35 or less, under the same carburizing conditions, as compared with the above-described conventional steel material for carburized steel parts (C content is about 0.20%), the depth of the carburized layer of the same or more ( It is not possible to obtain a sufficient Vickers hardness of HV550 or more. On the other hand, if F2 is 1.55 or more, the hardness of the steel material for carburized steel parts before cold forging increases and the marginal workability decreases. Therefore, F2 is more than 1.35 and less than 1.55. F2 is preferably as large as possible within the range that satisfies the hardness index F1. The preferable lower limit of F2 is 1.37, and more preferably 1.40. The F2 value is a value obtained by rounding off the third decimal place of the calculated value.

［式（３）について］
Ｆ３＝Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））と定義する。Ｆ３は、ＡｌＮ析出量に関する指標である。ＴｉがＮに対して化学量論的に過剰に含有された場合、Ｎは全てＴｉＮとして固定される。つまり、Ｆ３中の（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））は、Ｎが鋼中においてＴｉＮ以外の形態になっている量を示す。つまり、（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））は、鋼中においてＴｉと結合されていないＮ量を示す。なお、Ｆ３中の「１４」はＮの原子量、「４８」はＴｉの原子量を表す。 [Regarding Expression (3)]
It is defined as F3=Al×(N-Ti×(14/48)). F3 is an index regarding the amount of AlN precipitation. When Ti is contained stoichiometrically in excess with respect to N, all of N is fixed as TiN. That is, (N-Ti x (14/48)) in F3 indicates the amount of N in the form other than TiN in the steel. That is, (N-Ti x (14/48)) indicates the amount of N that is not combined with Ti in the steel. In addition, "14" in F3 represents the atomic weight of N, and "48" represents the atomic weight of Ti.

Ｆ３が０．０００３以下であれば、Ｎと結合するＡｌ量が不足している。この場合、微細ＡｌＮの分散が不足する。そのため、ピンニング効果が有効に作用せず、浸炭処理の加熱時においてオーステナイト結晶粒に粗粒が発生する。一方、Ｆ３が０．００１１以上であれば、ＡｌＮ析出物が微細分散せずに粗大化するため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低下する。たがって、Ｆ３は０．０００３超〜０．００１１未満である。Ｆ３の好ましい下限は０．０００４であり、さらに好ましくは０．０００５である。Ｆ３の好ましい上限は０．００１０であり、さらに好ましくは０．０００９である。なおＦ３値は、算出された値の小数第５位を四捨五入して得られた値である。 If F3 is 0.0003 or less, the amount of Al that bonds with N is insufficient. In this case, the dispersion of fine AlN is insufficient. Therefore, the pinning effect does not work effectively, and coarse grains are generated in the austenite crystal grains during heating in the carburizing treatment. On the other hand, when F3 is 0.0011 or more, AlN precipitates are not finely dispersed and coarsen, so that the critical working rate of the steel material for carburized steel parts is lowered. Therefore, F3 is more than 0.0003 and less than 0.0011. The preferable lower limit of F3 is 0.0004, and more preferably 0.0005. The preferable upper limit of F3 is 0.0010, and more preferably 0.0009. The F3 value is a value obtained by rounding the calculated value to the fifth decimal place.

［式（４）について］
Ｆ４＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ４は硫化物の微細化及び球状化に関する指標である。上述のとおり、Ｃａは硫化物に固溶して硫化物を微細化し、さらに、硫化物を球状化する。しかしながら、浸炭鋼部品用鋼材の化学組成のＣａを含む各元素の含有量が上記範囲内であっても、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎれば、Ｃａの一部が硫化物に固溶せず、酸化物を形成してしまう。Ｃａ酸化物は鋼材の限界加工率を低下する。Ｆ４（＝Ｃａ／Ｓ）を適切な範囲に設定できれば、硫化物の微細化及び球状化を促進しつつ、酸化物の生成を抑制することができ、その結果、浸炭鋼部品用鋼材の冷間鍛造性及び限界加工率を高めることができる。 [Regarding Expression (4)]
It is defined as F4=Ca/S. F4 is an index relating to the refinement and spheroidization of sulfides. As described above, Ca forms a solid solution with sulfides to make the sulfides finer, and further makes the sulfides spherical. However, even if the content of each element including Ca in the chemical composition of the steel material for carburized steel parts is within the above range, if the Ca content relative to the S content is too high, a part of Ca is dissolved in sulfide. Instead, it forms an oxide. Ca oxides reduce the critical working rate of steel materials. If F4 (=Ca/S) can be set in an appropriate range, it is possible to suppress the formation of oxides while promoting the refinement and spheroidization of sulfides, and as a result, the cold working of steel materials for carburized steel parts. The forgeability and the limit working rate can be improved.

Ｆ４が０．０３未満であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、かつ、Ｆ１〜Ｆ３が式（１）〜式（３）を満たし、Ｆ５が式（５）を満たしても、鋼中のＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎるため、硫化物の微細化及び球状化が不十分となる。この場合、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低くなる。一方、Ｆ４が０．１５よりも高ければ、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、Ｆ１〜Ｆ３が式（１）〜式（３）を満たし、Ｆ５が式（５）を満たしても、鋼中のＳ含有量に対するＣａ含有量が高すぎるため、酸化物が過剰に生成する。この場合、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低くなる。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、かつ、Ｆ１〜Ｆ３が式（１）〜式（３）を満たし、Ｆ５が式（５）を満たし、かつ、Ｆ４が０．０３〜０．１５であれば、硫化物を十分に微細化及び球状化することができ、酸化物の過剰な生成も抑制できる。そのため、浸炭鋼部品用鋼材において、従来鋼よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きくなる。Ｆ４の好ましい下限は０．０５であり、さらに好ましくは０．０６である。Ｆ４の好ましい上限は０．１４であり、さらに好ましくは０．１３である。なおＦ４値は、算出された値の小数第３位を四捨五入して得られた値である。 If F4 is less than 0.03, the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, F1 to F3 satisfy the formulas (1) to (3), and F5 is the formula. Even if the condition (5) is satisfied, the Ca content with respect to the S content in the steel is too low, so that the refinement and spheroidization of the sulfide become insufficient. In this case, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts becomes low. On the other hand, if F4 is higher than 0.15, the content of each element in the chemical composition is within the above range, F1 to F3 satisfy the formulas (1) to (3), and F5 is the formula Even if the condition (5) is satisfied, the Ca content is too high with respect to the S content in the steel, so that the oxide is excessively formed. In this case, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts becomes low. The content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, F1 to F3 satisfy the formulas (1) to (3), F5 satisfies the formula (5), and F4 is When it is 0.03 to 0.15, the sulfide can be made sufficiently fine and spherical, and the excessive generation of oxide can be suppressed. Therefore, in the steel material for carburized steel parts, the critical working rate at the time of cold forging becomes larger than that of the conventional steel. The preferable lower limit of F4 is 0.05, and more preferably 0.06. The preferable upper limit of F4 is 0.14, and more preferably 0.13. The F4 value is a value obtained by rounding off the third decimal place of the calculated value.

［式（５）について］
Ｍｎ量の制限に加えてさらに、式（５）を満たすことによって、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材は、高強度であっても優れた耐水素脆化特性が得られる。
Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０ （５）
ここで、式（５）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。 [Regarding Expression (5)]
By satisfying the formula (5) in addition to limiting the amount of Mn, the steel material for carburized steel parts of the present embodiment can obtain excellent hydrogen embrittlement resistance even with high strength.
Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)<0.30 (5)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (5).

Ｆ５＝Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）と定義する。Ｆ５は、耐水素脆化特性と相関を有する。以下に詳細を説明する。 It is defined as F5=Mn/(Si+Cr+Mo+Ni). F5 has a correlation with hydrogen embrittlement resistance. The details will be described below.

図１は、限界拡散性水素量比ＨＲと、Ｆ５との関係を示す図である。図１中の縦軸は、限界拡散性水素量比ＨＲを示す。限界拡散性水素量比ＨＲは、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＲ４２０に相当する化学組成を有する鋼材の限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、次の式（Ａ）で定義される。
限界拡散性水素量比ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ） FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the critical diffusible hydrogen amount ratio HR and F5. The vertical axis in FIG. 1 represents the limit diffusible hydrogen amount ratio HR. The limit diffusible hydrogen amount ratio HR is defined by the following formula (A) with reference to the limit diffusible hydrogen amount Href of the steel material having a chemical composition corresponding to SCR420 of JIS G4053 (2008).
Critical diffusible hydrogen content ratio HR=Hc/Href (A)

Ｈｃは限界拡散性水素量である。限界拡散性水素量Ｈｃは、種々の濃度の水素を導入した試験片に対して定荷重試験を実施した場合の、破断しなかった試験片の最大水素量を意味する。 Hc is the limit diffusible hydrogen content. The limit diffusible hydrogen amount Hc means the maximum hydrogen amount of the test piece that did not break when a constant load test was performed on the test piece into which various concentrations of hydrogen were introduced.

図１を参照して、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの総含有量に対するＭｎ含有量の比であるＦ５が０．３０以上の場合、Ｆ５が減少しても、限界拡散性水素量比ＨＲはそれほど大きくならない。一方、Ｆ５が０．３０未満になると、Ｆ５の減少とともに、限界拡散性水素量比が顕著に増大し、限界拡散性水素量比ＨＲが１．１０以上となる。つまり、限界拡散性水素量比ＨＲとＦ５との関係は、Ｆ５＝０．３０付近に変曲点を有する。したがって、Ｆ５が０．３０未満であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。なお、図１を参照して、Ｆ５が０．２０以下になると、限界拡散性水素量比ＨＲが１．３０程度で一定となる。Ｆ５の好ましい上限は０．２６であり、さらに好ましくは０．２８である。なお、Ｆ５の下限は特に限定されないが、上述の化学組成であれば、Ｆ５の下限は０．１６である。Ｆ５の好ましい下限は０．２０であり、さらに好ましくは０．２１である。 Referring to FIG. 1, when F5, which is the ratio of Mn content to the total content of Si, Cr, Mo, and Ni, is 0.30 or more, even if F5 decreases, the critical diffusible hydrogen content ratio HR is Doesn't grow so big. On the other hand, when F5 is less than 0.30, the limit diffusible hydrogen amount ratio remarkably increases as F5 decreases, and the limit diffusible hydrogen amount ratio HR becomes 1.10 or more. That is, the relationship between the critical diffusible hydrogen amount ratio HR and F5 has an inflection point near F5=0.30. Therefore, if F5 is less than 0.30, excellent hydrogen embrittlement resistance is obtained. Note that, with reference to FIG. 1, when F5 is 0.20 or less, the critical diffusible hydrogen amount ratio HR becomes constant at about 1.30. The preferable upper limit of F5 is 0.26, and more preferably 0.28. The lower limit of F5 is not particularly limited, but the lower limit of F5 is 0.16 in the above-mentioned chemical composition. The preferable lower limit of F5 is 0.20, and more preferably 0.21.

［浸炭鋼部品用鋼材のミクロ組織］
浸炭鋼部品用鋼材のミクロ組織のうち、介在物及び析出物を除く部分を母相（マトリックス）と定義する。好ましくは、浸炭鋼部品用鋼材のマトリックスは、主としてフェライト及びパーライトからなる。ここで、「主としてフェライト及びパーライトからなる」とは、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率が８５．０〜１００．０％であることを意味する。マトリックスにおいて、フェライト及びパーライト以外の相（Ｐｈａｓｅ）はたとえば、ベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等である。つまり、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材のミクロ組織において、ベイナイト、マルテンサイト及びセメンタイトの総面積率は０〜１５．０％である。 [Microstructure of steel for carburized steel parts]
Of the microstructure of the steel for carburized steel parts, the part excluding inclusions and precipitates is defined as the matrix (matrix). Preferably, the matrix of the steel material for carburized steel parts is mainly composed of ferrite and pearlite. Here, “mainly composed of ferrite and pearlite” means that the total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 85.0 to 100.0%. In the matrix, phases other than ferrite and pearlite (Phase) are, for example, bainite, martensite, and cementite. That is, in the microstructure of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment, the total area ratio of bainite, martensite and cementite is 0 to 15.0%.

［フェライト及びパーライト面積率の測定方法］
本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材のミクロ組織中のフェライト及びパーライトの総面積率（％）は、次の方法で測定される。浸炭鋼部品用鋼材が棒鋼又は線材である場合、浸炭鋼部品用鋼材の長手方向（軸方向）に垂直な断面（以下、横断面という）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央位置（Ｒ／２位置）からサンプルを採取する。採取したサンプルの表面のうち、上記横断面に相当する表面を観察面とする。観察面を鏡面研磨した後、２％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングする。エッチングされた観察面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成する。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとする。 [Measurement method of ferrite and pearlite area ratio]
The total area ratio (%) of ferrite and pearlite in the microstructure of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment is measured by the following method. When the steel material for carburized steel parts is a bar steel or a wire rod, the center of the radius R connecting the surface and the central axis in the cross section (hereinafter referred to as the cross section) perpendicular to the longitudinal direction (axial direction) of the steel material for carburized steel parts Take a sample from position (R/2 position). Of the surfaces of the collected sample, the surface corresponding to the above-mentioned cross section is the observation surface. After mirror-polishing the observation surface, the observation surface is etched with 2% nitric acid alcohol (nital etchant). The etched viewing surface is viewed using a 500× optical microscope to generate a photographic image of any 20 fields of view. The size of each visual field is 100 μm×100 μm.

各視野において、フェライト、パーライト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ2）、及び、パーライトの総面積（μｍ2）を求める。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。なお、ミクロ組織の面積率の算出には、フェライト、パーライト、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトも含む）、ベイナイト（焼戻しベイナイトも含む）、セメンタイト（球状化セメンタイトも含む）を含める。一方で、上記面積率の算出には、セメンタイト以外の析出物、介在物、及び、残留オーステナイトを含めない。 In each visual field, the phases of ferrite, pearlite, and the like have different contrasts. Therefore, each phase is specified based on the contrast. Of the identified phase, the total area ([mu] m 2) of the ferrite in each field, and determines the total area of perlite (μm 2). The ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all the visual fields to the total area of all the visual fields is defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite. Note that ferrite, pearlite, martensite (including tempered martensite), bainite (including tempered bainite), and cementite (including spheroidized cementite) are included in the calculation of the area ratio of the microstructure. On the other hand, the above-mentioned area ratio calculation does not include precipitates other than cementite, inclusions, and retained austenite.

以上の構成を有する浸炭鋼部品用鋼材は、高い限界加工率を有する。さらに、冷間鍛造、切削加工及び浸炭処理が施されて浸炭鋼部品となったとき、高い疲労強度及び優れた耐水素脆化特性を有する。 The steel material for carburized steel parts having the above configuration has a high limit working rate. Further, when it is subjected to cold forging, cutting and carburizing to be a carburized steel part, it has high fatigue strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.

［浸炭鋼部品について］
本実施形態の浸炭鋼部品は、上述の本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材を用いて製造される。具体的には、冷間鍛造後の浸炭鋼部品用鋼材に対して浸炭処理を実施して、製造される。浸炭鋼部品の製造方法については後述する。 [About carburized steel parts]
The carburized steel part of the present embodiment is manufactured using the above-described steel material for carburized steel part of the present embodiment. Specifically, it is manufactured by carrying out carburizing treatment on the steel material for carburized steel parts after cold forging. The method of manufacturing the carburized steel part will be described later.

浸炭鋼部品は、浸炭層と、芯部とを備える。浸炭層は、浸炭鋼部品の表面からの深さが０．４ｍｍ〜２．０ｍｍ未満である。つまり、浸炭層は浸炭鋼部品の表層に形成されている。本実施形態において、浸炭層は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さが５５０ＨＶ以上となる領域を意味する。芯部は、浸炭鋼部品のうち、浸炭層よりも内部の領域に相当する。芯部の化学組成は、上述の浸炭鋼部品の化学組成と同じである。つまり、芯部の化学組成中の元素は上記数値範囲内であって、式（１）〜式（５）を満たす。 The carburized steel component includes a carburized layer and a core. The carburized layer has a depth from the surface of the carburized steel component of 0.4 mm to less than 2.0 mm. That is, the carburized layer is formed on the surface layer of the carburized steel part. In the present embodiment, the carburized layer means a region where the Vickers hardness according to JIS Z 2244 (2009) is 550 HV or more. The core portion corresponds to an area inside the carburized layer of the carburized steel part. The chemical composition of the core is the same as that of the carburized steel part described above. That is, the elements in the chemical composition of the core are within the above numerical range and satisfy the formulas (1) to (5).

浸炭鋼部品において、浸炭鋼部品の表面から５０μｍ深さ位置は浸炭層に相当する。浸炭鋼部品の表面から５０μｍ深さ位置でのＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さは６５０〜１０００ＨＶである。つまり、上記位置での浸炭層のビッカース硬さは６５０〜１０００ＨＶである。 In the carburized steel part, the depth of 50 μm from the surface of the carburized steel part corresponds to the carburized layer. The Vickers hardness according to JIS Z 2244 (2009) at a depth of 50 μm from the surface of the carburized steel part is 650 to 1000 HV. That is, the Vickers hardness of the carburized layer at the above position is 650 to 1000 HV.

上記構成を有する浸炭鋼部品において、浸炭鋼部品の表面から１０．０ｍｍ深さ位置は芯部に相当する。浸炭鋼部品の表面から１０．０ｍｍ深さ位置でのＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さは２５０〜５００ＨＶである。つまり、上記位置での芯部のビッカース硬さは２５０〜５００ＨＶである。 In the carburized steel part having the above structure, the position at a depth of 10.0 mm from the surface of the carburized steel part corresponds to the core part. The Vickers hardness according to JIS Z 2244 (2009) at a depth of 10.0 mm from the surface of the carburized steel part is 250 to 500 HV. That is, the Vickers hardness of the core portion at the above position is 250 to 500 HV.

浸炭層は浸炭処理により形成され、浸炭層のビッカース硬さは、素材である浸炭鋼部品用鋼材よりも高くなる。 The carburized layer is formed by the carburizing process, and the Vickers hardness of the carburized layer is higher than that of the steel material for carburized steel parts, which is the raw material.

浸炭鋼部品のビッカース硬さは、次の方法で測定する。浸炭鋼部品の任意の表面に垂直な断面を測定面とする。測定面において、表面から５０μｍ深さ位置のビッカース硬さと、表面から０．４ｍｍ深さ位置のビッカース硬さとを、マイクロビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求める。試験時の荷重は０．４９Ｎとする。５０μｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとする。また、０．４ｍｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとする。０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが５５０ＨＶ以上であれば、浸炭層深さが少なくとも０．４ｍｍ以上であると判断する。また、測定面において、表面から１０．０ｍｍ深さ位置のビッカース硬さを、ビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求める。試験時の荷重は４９Ｎとする。１０．０ｍｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、１０．０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとする。 The Vickers hardness of carburized steel parts is measured by the following method. The section perpendicular to any surface of the carburized steel part shall be the measurement surface. Vickers hardness test at a depth of 50 μm from the surface and Vickers hardness at a depth of 0.4 mm from the surface using a micro Vickers hardness tester according to JIS Z 2244 (2009). Ask by. The load during the test is 0.49N. The Vickers hardness HV at 10 locations at a depth of 50 μm is measured, and the average value is taken as the Vickers hardness HV at the depth of 50 μm. In addition, the Vickers hardness HV at 10 positions of 0.4 mm depth is measured, and the average value is taken as the Vickers hardness HV at the 0.4 mm depth position. If the Vickers hardness at the 0.4 mm depth position is 550 HV or more, it is determined that the carburized layer depth is at least 0.4 mm or more. Further, on the measurement surface, the Vickers hardness at a depth of 10.0 mm from the surface is determined by a Vickers hardness test according to JIS Z 2244 (2009) using a Vickers hardness meter. The load during the test is 49N. The Vickers hardness HV at 10 locations at the 10.0 mm depth position is measured, and the average value is taken as the Vickers hardness HV at the 10.0 mm depth position.

浸炭鋼部品はたとえば、鉱山機械、建設機械、自動車等に利用される機械構造用部品として適用される。機械構造用部品はたとえば、歯車、シャフト、プーリー等である。 The carburized steel parts are applied, for example, as machine structural parts used in mining machines, construction machines, automobiles and the like. Machine structural parts are, for example, gears, shafts, pulleys and the like.

［浸炭鋼部品用鋼材の製造方法］
本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材の製造方法の一例を説明する。なお、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材は、上記構成を有すれば、製造方法は以下の製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材を製造する好適な一例である。 [Method of manufacturing steel for carburized steel parts]
An example of the method for manufacturing the steel material for carburized steel parts of the present embodiment will be described. The steel material for carburized steel parts of the present embodiment is not limited to the following manufacturing method as long as it has the above-mentioned configuration. However, the manufacturing method described below is a preferred example of manufacturing the steel material for carburized steel parts of the present embodiment.

本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材の製造方法の一例は、素材準備工程と、熱間加工工程とを含む。以下、各工程について説明する。 An example of the method for manufacturing a steel material for carburized steel parts of the present embodiment includes a material preparing step and a hot working step. Hereinafter, each step will be described.

［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の式（１）〜式（５）を満たす化学組成を有する素材を準備する。素材はたとえば、次の方法により製造される。上述の式（１）〜式（５）を満たす化学組成の溶鋼を製造する。上記溶鋼を用いて、鋳造法により素材（鋳片又はインゴット）を製造する。たとえば、上記溶鋼を用いて周知の連続鋳造法により鋳片（ブルーム）を製造する。又は、上記溶鋼を用いて周知の造塊法によりインゴットを製造する。 [Material preparation process]
In the material preparing step, a material having a chemical composition that satisfies the above formulas (1) to (5) is prepared. The material is manufactured, for example, by the following method. Molten steel having a chemical composition satisfying the above formulas (1) to (5) is manufactured. A material (a slab or an ingot) is manufactured by a casting method using the molten steel. For example, a slab (bloom) is manufactured by the well-known continuous casting method using the molten steel. Alternatively, an ingot is manufactured by the well-known ingot making method using the molten steel.

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、素材準備工程にて準備された素材（ブルーム又はインゴット）に対して、熱間加工を実施して、浸炭鋼部品用鋼材を製造する。浸炭鋼部品用鋼材の形状は特に限定されないが、たとえば、棒鋼又は線材である。以下の説明では、一例として、浸炭鋼部品用鋼材が棒鋼である場合について説明する。しかしながら、浸炭鋼部品用鋼材が棒鋼以外の他の形状であっても同様の熱間加工工程で製造可能である。 [Hot working process]
In the hot working step, hot working is performed on the material (bloom or ingot) prepared in the material preparing step to manufacture a steel material for carburized steel parts. The shape of the steel material for carburized steel parts is not particularly limited, but is, for example, a steel bar or a wire rod. In the following description, as an example, a case where the steel material for carburized steel parts is a steel bar will be described. However, even if the steel material for carburized steel parts has a shape other than bar steel, it can be manufactured by the same hot working process.

熱間加工工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。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。以上の工程により、粗圧延工程では、素材をビレットに製造する。粗圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００〜１３００℃である。 The hot working step includes a rough rolling step and a finish rolling step. In the rough rolling step, the material is hot worked to produce a billet. The rough rolling process uses, for example, a slab mill. A slab mill is used to slab the material to produce a billet. If a continuous rolling mill is installed downstream of the slab, the billet after slabbing is further hot-rolled using a continuous rolling mill to produce a smaller billet. May be. In the continuous rolling mill, a horizontal stand having a pair of horizontal rolls and a vertical stand having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line. Through the above steps, the raw material is manufactured into a billet in the rough rolling step. The heating temperature in the heating furnace in the rough rolling step is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.

仕上げ圧延工程では、始めに加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、浸炭鋼部品用鋼材である棒鋼を製造する。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１０００〜１２５０℃である。また、仕上げ圧延において、最終の圧下を行った圧延スタンドの出側での鋼材温度を仕上げ温度と定義する。このとき、仕上げ温度はたとえば、８００〜１０００℃である。仕上げ温度は、最終の圧下を行った圧延スタンドの出側に設置された測温計にて測定される。 In the finish rolling step, the billet is first heated using a heating furnace. The billet after heating is subjected to hot rolling using a continuous rolling mill to manufacture a steel bar as a steel material for carburized steel parts. The heating temperature in the heating furnace in the finish rolling step is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1250°C. Further, in finish rolling, the steel material temperature at the exit side of the rolling stand that has undergone the final reduction is defined as the finishing temperature. At this time, the finishing temperature is, for example, 800 to 1000°C. The finishing temperature is measured by a thermometer installed on the exit side of the rolling stand that has undergone the final reduction.

仕上げ圧延後の鋼材に対して、放冷以下の冷却速度で冷却を行い、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材を製造する。好ましくは、仕上げ圧延後の鋼材であって、鋼材温度が８００℃〜５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲを、０超〜１．３℃／秒とする。鋼材温度が８００〜５００℃では、オーステナイトからフェライト又はパーライトへの相変態が生じる。鋼材温度が８００℃〜５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲが０超〜１．３℃／秒であれば、ミクロ組織中にベイナイト又はマルテンサイトが過剰に生成するのを抑制することができ、ミクロ組織中のフェライト及びパーライトの総面積率が８５．０〜１００．０％となる。 The steel material after finish rolling is cooled at a cooling rate equal to or less than cooling to manufacture the steel material for carburized steel parts of the present embodiment. Preferably, in the steel material after finish rolling, the average cooling rate CR in the temperature range where the steel material temperature is 800°C to 500°C is set to more than 0 to 1.3°C/sec. At a steel material temperature of 800 to 500° C., a phase transformation from austenite to ferrite or pearlite occurs. When the average cooling rate CR in the temperature range in which the steel material temperature is 800°C to 500°C is more than 0 to 1.3°C/sec, it is possible to suppress excessive formation of bainite or martensite in the microstructure. The total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 85.0 to 100.0%.

なお、平均冷却速度ＣＲは次の方法で測定する。仕上げ圧延後の鋼材は、搬送ラインで下流に搬送される。搬送ラインには、複数の測温計が搬送ラインに沿って配置されており、搬送ラインの各位置での鋼材温度を測定可能である。搬送ラインに沿って配置された複数の測温計に基づいて、鋼材温度が８００℃〜５００℃となるまでの時間を求め、平均冷却速度ＣＲ（℃／秒）を求める。たとえば、搬送ラインに複数の徐冷カバーを間隔を開けて配置することにより、平均冷却速度ＣＲを調整できる。 The average cooling rate CR is measured by the following method. The steel material after finish rolling is conveyed downstream in the conveying line. In the transfer line, a plurality of thermometers are arranged along the transfer line, and the steel material temperature at each position of the transfer line can be measured. Based on a plurality of thermometers arranged along the transportation line, the time until the steel material temperature reaches 800°C to 500°C is obtained, and the average cooling rate CR (°C/sec) is obtained. For example, the average cooling rate CR can be adjusted by disposing a plurality of slow cooling covers at intervals on the transport line.

以上の製造工程により、上述の構成を有する本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材を製造できる。 The steel material for carburized steel parts of the present embodiment having the above-described configuration can be manufactured by the above manufacturing process.

［浸炭鋼部品の製造方法］
次に、本実施形態による浸炭鋼部品の製造方法の一例について説明する。本製造方法は、上述の浸炭鋼部品用鋼材に対して冷間鍛造を実施して中間部材を製造する冷間鍛造工程と、中間部材を切削する切削加工工程と、中間部材に対して浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する浸炭工程と、浸炭工程後の中間部材に対して焼入れ及び焼戻しを実施する仕上げ熱処理工程とを含む。 [Method of manufacturing carburized steel parts]
Next, an example of the method for manufacturing the carburized steel component according to the present embodiment will be described. This manufacturing method includes a cold forging step for manufacturing an intermediate member by performing cold forging on the above-mentioned steel material for carburized steel parts, a cutting step for cutting the intermediate member, and a carburizing treatment for the intermediate member. Alternatively, it includes a carburizing step of performing carbonitriding and a finishing heat treatment step of performing quenching and tempering on the intermediate member after the carburizing step.

［冷間鍛造工程］
上述の製造方法で製造された浸炭鋼部品用鋼材に、冷間加工として、冷間鍛造を実施して形状を付与し、複数の中間部材を製造する。この冷間鍛造工程での、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。 [Cold forging process]
The steel material for carburized steel parts manufactured by the above-described manufacturing method is subjected to cold forging as cold working to be given a shape, thereby manufacturing a plurality of intermediate members. The plastic working conditions such as the working ratio and the strain rate in this cold forging step are not particularly limited, and suitable conditions may be appropriately selected.

［切削加工工程］
切削加工工程は、必要に応じて実施する。冷間鍛造工程後であって後述の浸炭工程前の中間部材に対して、切削加工を実施して形状を付与する。切削加工を実施することにより、冷間加工工程だけでは困難な、精密形状を浸炭鋼部品に付与することができる。本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材を用いた場合、切削加工工程での切りくず処理性に優れる。 [Cutting process]
The cutting process is performed as needed. After the cold forging step and before the carburizing step described later, the intermediate member is subjected to cutting to give a shape. By carrying out the cutting work, it is possible to impart a precision shape to the carburized steel part, which is difficult only by the cold working process. When the steel material for carburized steel parts of the present embodiment is used, the chip controllability in the cutting process is excellent.

［浸炭工程］
切削加工工程後の中間部材に対して、浸炭工程として、浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する。上述のビッカース硬さを有する浸炭鋼部品を得るために、浸炭処理又は浸炭窒化処理の条件を、温度が８３０℃〜１１００℃、カーボンポテンシャルが０．５％〜１．２％、浸炭時間が１時間以上とすることが好ましい。 [Carburizing process]
Carburizing or carbonitriding is performed as a carburizing process on the intermediate member after the cutting process. In order to obtain a carburized steel part having the above-mentioned Vickers hardness, the conditions of carburizing treatment or carbonitriding treatment are as follows: temperature: 830° C. to 1100° C., carbon potential: 0.5% to 1.2%, carburizing time: 1 It is preferable that the time is longer than that.

［仕上げ熱処理工程］
浸炭工程後、必要に応じて、仕上げ熱処理工程を実施する。仕上げ熱処理工程では、焼入れ処理（焼戻し処理省略）、又は、焼入れ及び焼戻し処理を実施して、浸炭鋼部品を製造する。上述したビッカース硬さを有する浸炭鋼部品を製造するために、焼入れ処理のみ、又は、焼入れ及び焼戻し処理の条件として、焼入れ媒体の温度を室温〜２５０℃とすることが好ましい。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を実施してもよい。 [Finishing heat treatment process]
After the carburizing step, a finishing heat treatment step is carried out if necessary. In the finishing heat treatment step, a carburized steel part is manufactured by carrying out quenching (tempering is omitted) or quenching and tempering. In order to manufacture the carburized steel part having the above-mentioned Vickers hardness, it is preferable that the temperature of the quenching medium is room temperature to 250° C. only as the condition for the quenching process or the quenching and tempering process. In addition, a sub-zero treatment may be performed after quenching if necessary.

［その他の工程］
必要に応じて、仕上げ熱処理工程後の浸炭鋼部品に対してさらに、研削加工を実施したり、ショットピーニング処理を実施してもよい。研削加工を実施することにより、精密形状を浸炭鋼部品に付与することができる。また、ショットピーニング処理を実施することにより、浸炭鋼部品の表層部に圧縮残留応力が導入される。圧縮残留応力は疲労き裂の発生及び進展を抑制する。そのため、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。たとえば、浸炭鋼部品が歯車である場合、浸炭鋼部品の歯元及び歯面の疲労強度を向上できる。ショットピーニング処理は、周知の方法で実施すればよい。ショットピーニング処理はたとえば、直径が０．７ｍｍ以下のショット粒を用い、アークハイトが０．４ｍｍ以上の条件で実施するのが好ましい。 [Other processes]
If necessary, the carburized steel part after the finish heat treatment step may be further subjected to grinding or shot peening. By carrying out the grinding process, it is possible to impart a precise shape to the carburized steel part. Further, by performing the shot peening treatment, compressive residual stress is introduced into the surface layer portion of the carburized steel component. Compressive residual stress suppresses the initiation and propagation of fatigue cracks. Therefore, the fatigue strength of carburized steel parts is increased. For example, when the carburized steel part is a gear, the fatigue strength of the root and the tooth surface of the carburized steel part can be improved. The shot peening process may be performed by a known method. The shot peening treatment is preferably performed, for example, by using shot grains having a diameter of 0.7 mm or less and an arc height of 0.4 mm or more.

実施例により本発明の一態様の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本発明はこの一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。 The effects of one embodiment of the present invention will be described more specifically with reference to Examples. The conditions in the following examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment. Therefore, the present invention is not limited to this one condition example. The present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.

表１に示す化学組成の溶鋼を準備した。 Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was prepared.

Figure 2020105603
Figure 2020105603

表１中の空白部分は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。上記溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造した。この鋳片を加熱した後、粗圧延工程である分塊圧延及びその後の連続圧延機による圧延を実施して、長手方向に垂直な断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。分塊圧延での加熱温度は１２００〜１２５０℃であった。 The blank portion in Table 1 means that the content of the corresponding element was below the detection limit. A slab was manufactured by the continuous casting method using the molten steel. After heating this slab, slab rolling as a rough rolling step and subsequent rolling by a continuous rolling mill were carried out to manufacture a billet having a cross section perpendicular to the longitudinal direction of 162 mm×162 mm. The heating temperature in the slabbing was 1200 to 1250°C.

製造されたビレットを用いて、仕上げ圧延工程を実施して、直径８０ｍｍの棒鋼（浸炭鋼部品用鋼材）を製造した。仕上げ圧延工程における各試験番号の加熱炉での加熱温度Ｔ１は表２に示すとおりであった。なお、加熱炉での保持時間はいずれの試験番号においても１．５〜３．０時間であった。また、各試験番号の仕上げ温度Ｔ２、鋼材温度が８００〜５００℃の範囲での平均冷却速度ＣＲは表２に示すとおりであった。 A finish rolling process was performed using the manufactured billet to manufacture a steel bar having a diameter of 80 mm (steel material for carburized steel parts). The heating temperature T1 in the heating furnace of each test number in the finish rolling process was as shown in Table 2. The holding time in the heating furnace was 1.5 to 3.0 hours in all test numbers. Further, the finishing temperature T2 and the average cooling rate CR in the range of the steel material temperature of 800 to 500° C. for each test number are as shown in Table 2.

Figure 2020105603
Figure 2020105603

［評価試験］
［ミクロ組織観察試験］
各試験番号の棒鋼のＲ／２位置から、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、棒鋼の長手方向に垂直な断面に相当する表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、２％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングした。エッチングされた観察面を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成した。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとした。フェライト、パーライト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定した。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ2）、及び、パーライトの総面積（μｍ2）を求めた。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義した。測定の結果、各試験番号のフェライト及びパーライト面積率はいずれも、８５．０％以上であった。 [Evaluation test]
[Microstructure observation test]
A sample for microstructure observation was taken from the R/2 position of the steel bar of each test number. Of the surfaces of the sample, the surface corresponding to the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar was the observation surface. After mirror-polishing the observation surface, the observation surface was etched with 2% nitric acid alcohol (nital etchant). The etched observation surface was observed using a 500× optical microscope, and a photographic image of arbitrary 20 fields of view was generated. The size of each visual field was 100 μm×100 μm. Each phase such as ferrite and pearlite has a different contrast. Therefore, each phase was identified based on contrast. Of the identified phase, the total area of the ferrite in the field of view ([mu] m 2), and to determine the total area of perlite (μm 2). The ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all the visual fields to the total area of all the visual fields was defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite. As a result of the measurement, the ferrite and pearlite area ratios of each test number were 85.0% or more.

［限界圧縮試験］
各試験番号の棒鋼から、複数の限界圧縮率測定試験片を採取した。限界圧縮試験片の直径は６ｍｍであり、長さは９ｍｍであった。限界圧縮率測定試験片の長手方向は、各試験番号の棒鋼の長手方向と平行であった。また、限界圧縮試験片の中心軸は、各試験番号の棒鋼のＲ／２位置に相当した。試験片の長手方向の中央位置に、周方向に切欠きを形成した。切欠き角度は３０度であり、切欠き深さは０．８ｍｍであり、切欠き先端の曲率半径は０．１５ｍｍであった。 [Limit compression test]
A plurality of critical compressibility measurement test pieces were collected from the steel bars of each test number. The critical compression test piece had a diameter of 6 mm and a length of 9 mm. The longitudinal direction of the limit compression rate measurement test piece was parallel to the longitudinal direction of the steel bar of each test number. Further, the central axis of the limit compression test piece corresponded to the R/2 position of the steel bar of each test number. A notch was formed in the circumferential direction at the center of the test piece in the longitudinal direction. The notch angle was 30 degrees, the notch depth was 0.8 mm, and the radius of curvature of the notch tip was 0.15 mm.

限界圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレス機を用いた。作製された限界圧縮率測定試験片に対して、次の方法により限界圧縮試験を実施した。各試験片に対して、拘束ダイスを使用して１０ｍｍ／分の速度で冷間圧縮を行った。切り欠き近傍に０．５ｍｍ以上の微小割れが生じたときに圧縮を停止し、その時の圧縮率（％）を算出した。この測定を合計１０回行い、累積破損確率が５０％となる圧縮率（％）を求めて、その圧縮率を限界圧縮率（％）とした。各試験番号の限界圧縮率（％）を表２に示す。従来の浸炭鋼部品用鋼材の限界圧縮率が、およそ６５％であるので、この値よりも明らかに高い値と見なせる６８％以上となる場合を、限界加工率が優れると判断した。なお、限界圧縮率が６８％未満の試験番号に対しては、浸炭鋼部品の評価試験及び疲労試験を実施しなかった。 A 500 ton hydraulic press was used for the limit compression test. A critical compression test was carried out on the produced critical compression rate measurement test piece by the following method. Cold compression was performed on each test piece at a rate of 10 mm/min using a restraining die. The compression was stopped when a minute crack of 0.5 mm or more occurred near the notch, and the compression ratio (%) at that time was calculated. This measurement was performed 10 times in total, the compression rate (%) at which the cumulative damage probability was 50% was obtained, and the compression rate was defined as the limit compression rate (%). Table 2 shows the limit compression ratio (%) of each test number. Since the limit compressibility of the conventional steel material for carburized steel parts is about 65%, it is judged that the limit working ratio is excellent when the limit compressibility is 68% or more which can be regarded as a value obviously higher than this value. In addition, the evaluation test and the fatigue test of the carburized steel parts were not carried out for the test numbers with the critical compression ratio of less than 68%.

［浸炭鋼部品評価試験］
各試験番号の棒鋼から、直径２６ｍｍ、長さ１５０ｍｍの試験片を採取した。試験片の中心は、各試験番号の棒鋼の中心とほぼ一致した。採取した試験片に対して、変成炉ガス方式による浸炭処理（ガス浸炭処理）を実施した。ガス浸炭処理では、カーボンポテンシャルを０．８％として、９５０℃で５時間保持した。続いて、８５０℃で０．５時間保持した。以上の工程後、試験片を１３０℃への油槽に浸漬して油焼入れを実施した。焼入れ後の試験片に対して、１５０℃で９０分の焼戻しを行って、浸炭鋼部品を製造した。 [Carburized steel parts evaluation test]
A test piece having a diameter of 26 mm and a length of 150 mm was taken from the steel bar of each test number. The center of the test piece was almost the same as the center of the steel bar of each test number. Carburizing treatment (gas carburizing treatment) by the shift furnace gas system was performed on the collected test pieces. In the gas carburizing treatment, the carbon potential was set to 0.8% and the temperature was maintained at 950° C. for 5 hours. Then, it hold|maintained at 850 degreeC for 0.5 hour. After the above steps, the test piece was immersed in an oil bath at 130° C. for oil quenching. The test piece after quenching was tempered at 150° C. for 90 minutes to manufacture a carburized steel part.

各試験番号の浸炭鋼部品の、浸炭層及び芯部について、次の測定を実施した。具体的には、各試験番号の浸炭鋼部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から５０μｍ深さ位置のビッカース硬さと、表面から０．４ｍｍ深さ位置のビッカース硬さとを、マイクロビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は０．４９Ｎとした。５０μｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとした。また、０．４ｍｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとした。 The following measurements were carried out on the carburized layer and the core of the carburized steel part of each test number. Specifically, in the cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the carburized steel part of each test number, the Vickers hardness at a depth of 50 μm from the surface and the Vickers hardness at a depth of 0.4 mm from the surface are calculated as micro Vickers hardness. Using a meter, it was determined by a Vickers hardness test according to JIS Z 2244 (2009). The load during the test was 0.49N. The Vickers hardness HV was measured at 10 locations at a depth of 50 μm, and the average value was taken as the Vickers hardness HV at the depth of 50 μm. Further, the Vickers hardness HV at 10 positions at 0.4 mm depth was measured, and the average value was defined as the Vickers hardness HV at the 0.4 mm depth position.

表面から深さ０．４ｍｍの位置での硬さが５５０ＨＶ以上であれば、浸炭層が表面から少なくとも０．４ｍｍまで存在すると判断した。また、表面から深さ５０μｍの位置でのビッカース硬さが６５０〜１０００ＨＶの場合、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さが十分であると判断した。測定結果を表２に示す。 If the hardness at a depth of 0.4 mm from the surface was 550 HV or more, it was judged that the carburized layer was present at least 0.4 mm from the surface. Further, when the Vickers hardness at a position of a depth of 50 μm from the surface was 650 to 1000 HV, it was determined that the hardness of the carburized layer of the carburized steel component was sufficient. The measurement results are shown in Table 2.

上記浸炭鋼部品の芯部のビッカース硬さ及び化学組成を次の方法で測定した。浸炭鋼部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から１０．０ｍｍ深さ位置のビッカース硬さを、ビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は４９Ｎとした。１０．０ｍｍ深さ位置にて１０回の測定を行い、その平均値を表面から１０．０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さ（ＨＶ）とした。得られたビッカース硬さを表２に示す。１０．０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが、２５０〜５００ＨＶである場合、芯部硬さが十分であり合格と判定した。 The Vickers hardness and the chemical composition of the core of the carburized steel part were measured by the following methods. The Vickers hardness at a depth of 10.0 mm from the surface of the cut surface of the carburized steel component perpendicular to the longitudinal direction was determined by a Vickers hardness test according to JIS Z 2244 (2009) using a Vickers hardness meter. .. The load during the test was 49N. The measurement was performed 10 times at a depth of 10.0 mm, and the average value was taken as the Vickers hardness (HV) at the depth of 10.0 mm from the surface. The obtained Vickers hardness is shown in Table 2. When the Vickers hardness at the 10.0 mm depth position was 250 to 500 HV, the core hardness was sufficient and it was determined to be acceptable.

また、表面から１０．０ｍｍ深さ位置での化学組成について、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）を用いて、原子番号５番以上の元素に関して定量分析を行った。そして、浸炭鋼部品用鋼材の化学成分と、同じ化学組成である場合、化学組成が同等と判断した。判定結果を表２に示す。 Further, with respect to the chemical composition at a depth of 10.0 mm from the surface, quantitative analysis was performed on elements with atomic numbers of 5 or more using EPMA (electron probe microanalyzer, Electron Probe MicroAnalyzer). When the chemical composition of the steel material for carburized steel parts is the same as the chemical composition, the chemical composition was judged to be equivalent. The judgment results are shown in Table 2.

［浸炭鋼部品の粗粒の有無］
上記浸炭鋼部品の鋼部について、表面から１０．０ｍｍ深さ位置での、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。具体的には、浸炭鋼部品の長手方向に垂直な切断面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液にてエッチングを行った。エッチングされた観察面の、表面から１０．０ｍｍ深さ位置を含む視野（３００μｍ×３００μｍ）を光学顕微鏡（４００倍）で観察して、旧オーステナイト結晶粒を特定した。特定された旧オーステナイト結晶粒に対して、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に準拠して、各旧―ステナイト粒の結晶粒度番号を求めた。結晶粒度番号でＮｏ．４以下の結晶粒が一つでも存在している場合に「粗大粒発生あり」と判定した。 [Presence of coarse particles in carburized steel parts]
For the steel part of the carburized steel part, the former austenite crystal grains were observed at a depth of 10.0 mm from the surface. Specifically, the cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the carburized steel part was used as the observation surface. The observation surface was mirror-polished and then etched with a saturated picric acid aqueous solution. A visual field (300 μm×300 μm) including a depth position of 10.0 mm from the surface of the etched observation surface was observed with an optical microscope (400 times) to identify old austenite crystal grains. With respect to the specified old austenite crystal grains, the crystal grain size number of each old-stenite grain was determined according to JIS G 0551 (2013). No. by grain size number When even one crystal grain of 4 or less was present, it was determined that "coarse grains were generated".

［面疲労強度試験］
各試験番号の直径８０ｍｍの棒鋼を機械加工して、図２に示す小ローラ試験片（図中の寸法の単位はｍｍ）を作製した。図２に示す小ローラ試験片は、中央に試験部（直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円柱部）を備えた。 [Surface fatigue strength test]
A steel bar having a diameter of 80 mm for each test number was machined to produce a small roller test piece (unit of size in the figure is mm) shown in FIG. The small roller test piece shown in FIG. 2 was provided with a test portion (a cylindrical portion having a diameter of 26 mm and a width of 28 mm) at the center.

作成された各試験片に対して、ガス浸炭炉を用いて、図４に示す条件で浸炭処理及び焼入れ処理（浸炭焼入れ処理）を実施した。焼入れ処理後、１５０℃で１．５時間の焼戻し処理を実施した。 Using a gas carburizing furnace, each of the prepared test pieces was subjected to carburizing treatment and quenching treatment (carburizing and quenching treatment) under the conditions shown in FIG. After the quenching treatment, a tempering treatment was carried out at 150° C. for 1.5 hours.

［面疲労強度試験］
ローラピッチング試験では、図２に示す形状の小ローラ試験片と、図３に示す形状の大ローラ（図中の寸法の単位はｍｍ）とを組合せた。図４に示す大ローラは、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０の規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨、の工程によって作製された。 [Surface fatigue strength test]
In the roller pitching test, a small roller test piece having a shape shown in FIG. 2 and a large roller having a shape shown in FIG. 3 (dimension unit in the drawing is mm) were combined. The large roller shown in FIG. 4 is made of steel that meets the JIS SCM420 standard, and is a general manufacturing process, that is, normalizing, test piece processing, eutectoid carburizing in a gas carburizing furnace, low temperature tempering and polishing. Made by.

小ローラ試験片と大ローラとを用いたローラピッチング試験を表３に示す条件で行った。 A roller pitching test using a small roller test piece and a large roller was conducted under the conditions shown in Table 3.

Figure 2020105603
Figure 2020105603

表３に示すとおり、小ローラ試験片の回転数を１０００ｒｐｍとし、すべり率を−４０％、試験中の大ローラと小ローラ試験片との接触面圧を４０００ＭＰａ、繰り返し数を２．０×１０7回とした。大ローラの回転速度をＶ１（ｍ／ｓｅｃ）、小ローラ試験片の回転速度をＶ２（ｍ／ｓｅｃ）としたとき、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
すべり率＝（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ２×１００ As shown in Table 3, the rotation number of the small roller test piece was 1000 rpm, the slip ratio was -40%, the contact surface pressure between the large roller and the small roller test piece under test was 4000 MPa, and the number of repetitions was 2.0×10. 7 times. When the rotation speed of the large roller was V1 (m/sec) and the rotation speed of the small roller test piece was V2 (m/sec), the slip ratio (%) was calculated by the following formula.
Slip rate=(V2-V1)/V2×100

試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション用オイル）を油温９０℃の条件で、大ローラと小ローラ試験片との接触部分（試験部の表面）に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、面疲労強度を評価した。 During the test, a lubricant (commercial oil for automatic transmission) was sprayed on the contact portion (surface of the test portion) between the large roller and the small roller test piece from the direction opposite to the rotation direction under the condition of the oil temperature of 90°C. A roller pitching test was carried out under the above conditions to evaluate the surface fatigue strength.

各鋼番号について、ローラピッチング試験における試験数は６とした。試験後、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成した。繰り返し数２．０×１０7回までピッチングが発生しなかったもののうち、最も高い面圧を、その鋼番号の面疲労強度と定義した。なお、小ローラ試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ2以上になった場合をピッチング発生と定義した。 The number of tests in the roller pitching test was 6 for each steel number. After the test, an SN diagram was created in which the vertical axis represents the surface pressure and the horizontal axis represents the number of repetitions until the occurrence of pitching. The highest surface pressure was defined as the surface fatigue strength of the steel number among those in which pitching did not occur up to the number of repetitions of 2.0×10 7 . It should be noted that among the places where the surface of the small roller test piece was damaged, the case where the maximum area was 1 mm 2 or more was defined as occurrence of pitching.

表２に、試験により得られた面疲労強度を示す。表２中の面疲労強度では、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＲ４２０の規格を満たす化学組成の鋼材を浸炭処理した鋼材（試験番号２９）での面疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の面疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。面疲労強度が１２０％以上であれば、優れた面疲労強度が得られたと判断した。 Table 2 shows the surface fatigue strength obtained by the test. Regarding the surface fatigue strength in Table 2, the surface fatigue strength of a steel material (test number 29) obtained by carburizing a steel material having a chemical composition satisfying the SCR420 standard of JIS G4053 (2008), which is a general-purpose steel type, is a reference value ( 100%). Then, the surface fatigue strength of each test number is shown as a ratio (%) to the reference value. When the surface fatigue strength was 120% or more, it was judged that excellent surface fatigue strength was obtained.

［耐水素脆化特性評価試験］
各試験番号の直径８０ｍｍの棒鋼を機械加工して、図５に示す環状Ｖノッチ試験片を作製した。図５中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。環状Ｖノッチ試験片の長手方向は、棒鋼の長手方向と平行であった。また、環状Ｖノッチ試験片の中心軸は、棒鋼のＲ／２位置とほぼ一致した。 [Hydrogen embrittlement resistance evaluation test]
A steel bar having a diameter of 80 mm for each test number was machined to produce an annular V-notch test piece shown in FIG. Numerical values for which no unit is shown in FIG. 5 indicate dimensions (unit: mm) of the corresponding portion of the test piece. The “φ numerical value” in the figure indicates the diameter (mm) of the designated portion. “60°” indicates that the V notch angle is 60°. “0.175R” indicates that the V-notch bottom radius is 0.175 mm. The longitudinal direction of the annular V-notch test piece was parallel to the longitudinal direction of the steel bar. Further, the center axis of the annular V-notch test piece substantially coincided with the R/2 position of the steel bar.

電解チャージ法を用いて、各試験番号ごとに、試験片に対して種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。 Using the electrolytic charging method, various concentrations of hydrogen were introduced into the test piece for each test number. The electrolytic charging method was performed as follows. The test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the test piece immersed, hydrogen was incorporated into the test piece by generating an anode potential on the surface of the test piece.

試験片内に水素を導入した後、試験片表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａ（引張強度の９０％）の引張応力が負荷されるように一定加重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片のうちの最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。 After introducing hydrogen into the test piece, a galvanized coating was formed on the surface of the test piece to prevent the dissipation of hydrogen in the test piece. Subsequently, a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a nominal stress of 1080 MPa (90% of tensile strength) was applied to the V-notch cross section of the test piece. The test piece that broke during the test and the test piece that did not break were subjected to a temperature rising analysis method using a gas chromatograph to measure the amount of hydrogen in the test piece. After the measurement, in each test number, the maximum hydrogen content of the test pieces that did not break was defined as the critical diffusible hydrogen content Hc.

さらに、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＲ４２０の規格を満たす化学組成の鋼材を浸炭処理した鋼材（試験番号２９）での限界拡散性水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ａ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
比ＨＲが１．１０以上であれば、耐水素脆化特性に優れると判断した。 Further, the limit diffusible hydrogen amount in the steel material (test number 29) obtained by carburizing the steel material having the chemical composition satisfying the SCR420 standard of JIS G4053 (2008) was used as the standard (Href) of the limit diffusible hydrogen amount ratio HR. .. The limit diffusible hydrogen amount ratio HR was obtained using the formula (A) with the limit diffusible hydrogen amount Href as a reference.
HR=Hc/Href (A)
When the ratio HR was 1.10 or more, it was judged that the hydrogen embrittlement resistance was excellent.

［試験結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１〜１１及び２８の鋼材の化学組成は、本実施形態の化学組成の範囲内であり、式（１）〜式（５）を満たした。その結果、限界圧縮率は６８％以上であり、十分な限界加工率を示した。さらに、浸炭処理後の鋼材における疲労強度比は１２０％以上であり、優れた疲労強度を有した。さらに、浸炭処理後の鋼材の限界拡散性水素量比ＨＲは１．１０以上であり、優れた耐水素脆化特性を示した。なお、浸炭鋼部品用鋼材において、浸炭層は少なくとも０．４ｍｍ以上の深さを有した。また、５０μｍ深さ位置での浸炭層のビッカース硬さは６５０〜１０００ＨＶであり、１０．０ｍｍ深さ位置での芯部のビッカース硬さは２５０〜５００ＨＶであり、浸炭層及び芯部ともに、十分な硬さを有した。 [Test results]
With reference to Table 1 and Table 2, the chemical compositions of the steel materials of test numbers 1 to 11 and 28 are within the range of the chemical composition of the present embodiment, and satisfy the expressions (1) to (5). As a result, the limit compression rate was 68% or more, indicating a sufficient limit processing rate. Further, the fatigue strength ratio of the steel material after the carburizing treatment was 120% or more, which was excellent fatigue strength. Further, the steel material after the carburizing treatment had a critical diffusible hydrogen content ratio HR of 1.10 or more, which showed excellent hydrogen embrittlement resistance. In the steel material for carburized steel parts, the carburized layer had a depth of at least 0.4 mm or more. Further, the Vickers hardness of the carburized layer at a depth of 50 μm is 650 to 1000 HV, and the Vickers hardness of the core at a depth of 10.0 mm is 250 to 500 HV, which is sufficient for both the carburized layer and the core. It had a good hardness.

一方、試験番号１２では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 On the other hand, in test number 12, F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号１３では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、浸炭鋼部品において、１０ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎた。 In test number 13, the C content was too low. Therefore, in the carburized steel part, the hardness at the 10 mm depth position was too low.

試験番号１４では、Ｃ含有量が高すぎ、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 In test number 14, the C content was too high, and F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号１５では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、浸炭鋼部品において、１０ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎた。 In test number 15, F2 was less than the lower limit of formula (2). Therefore, in the carburized steel part, the hardness at the 10 mm depth position was too low.

試験番号１６では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低すぎた。 In test number 16, F2 exceeded the upper limit of formula (2). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts before forging was too low.

試験番号１７では、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、浸炭部品の芯部において、旧オーステナイト粒の一部が粗粒となった。 In test number 17, F3 was less than the lower limit of formula (3). Therefore, a part of the old austenite grains became coarse grains in the core of the carburized part.

試験番号１８では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 In test number 18, F3 exceeded the upper limit of formula (3). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号１９では、Ｆ４が式（４）の下限未満であった。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 In test number 19, F4 was less than the lower limit of formula (4). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号２０では、Ｆ４が式（４）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 In test number 20, F4 exceeded the upper limit of formula (4). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号２１では、Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 In test number 21, the Al content was too high. Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号２２では、Ａｌ含有量が低すぎた。そのため、浸炭部品の芯部において、旧オーステナイト粒の一部が粗粒となった。また、浸炭鋼部品において、１０ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎた。 In test number 22, the Al content was too low. Therefore, a part of the old austenite grains became coarse grains in the core of the carburized part. Further, in the carburized steel part, the hardness at the 10 mm depth position was too low.

試験番号２３では、Ｃａ含有量が高すぎた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 In test number 23, the Ca content was too high. Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号２４では、Ｃａ含有量が低すぎた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。 In test number 24, the Ca content was too low. Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.

試験番号２５では、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、浸炭鋼部品の疲労強度が低かった。 In test number 25, the Si content was too low. As a result, the fatigue strength of carburized steel parts was low.

試験番号２６では、Ｆ５が式（５）を満たさなかった。その結果、限界拡散性水素量比ＨＲが１．１０以下となり、耐水素脆化特性が低かった。 In test number 26, F5 did not satisfy the formula (5). As a result, the limit diffusible hydrogen content ratio HR was 1.10 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.

試験番号２７では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、浸炭鋼部品において、１０ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎ、疲労強度が低かった。 In test number 27, the Mn content was too low. Therefore, in the carburized steel part, the hardness at the 10 mm depth position was too low and the fatigue strength was low.

以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。 Although the embodiments of the present invention have been described above, the above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiments, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiments without departing from the spirit thereof.

Claims (2)

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１３％、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．６０〜０．８０％、
Ｓ：０．００５〜０．０５０％、
Ｃｒ：１．９０〜２．５０％未満、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、
Ａｌ：０．１００〜０．２００％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｎ：０．００８０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０２０％未満、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｎｉ：０〜０．５００％、
Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（５）を満たす、
浸炭鋼部品用鋼材。
０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５ （１）
１．３５＜（１．３３×Ｃ−０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５ （２）
０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ （３）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （４）
Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０ （５）
ここで、式（１）〜（５）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% by mass,
C: 0.07 to 0.13%,
Si: 0.15 to 0.35%,
Mn: 0.60 to 0.80%,
S: 0.005 to 0.050%,
Cr: 1.90 to less than 2.50%,
B: 0.0005 to 0.0100%,
Al: 0.100 to 0.200%,
Ca: 0.0002 to 0.0030%,
N: 0.0080% or less,
P: 0.050% or less,
O: 0.0030% or less,
Ti: 0 to less than 0.020%,
Nb: 0 to 0.100%,
Mo: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.500%,
Cu: 0 to 0.500%, and
The balance consists of Fe and impurities, and satisfies formulas (1) to (5),
Steel for carburized steel parts.
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 (1)
1.35 <(1.33 x C-0.1) + (0.23 x Si + 0.01) + (0.42 x Mn + 0.22) + (0.27 x Cr + 0.22) + (0.77 ×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)<1.55 (2)
0.0003<Al x (N-Ti x (14/48)) <0.0011 (3)
0.03≦Ca/S≦0.15 (4)
Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)<0.30 (5)
Here, the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formulas (1) to (5). 請求項１に記載の浸炭鋼部品用鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％未満、
Ｎｂ：０．００２〜０．１００％、
Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００５〜０．５００％、及び、
Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、
からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
浸炭鋼部品用鋼材。 A steel material for carburized steel parts according to claim 1,
The chemical composition is
Ti: 0.001 to less than 0.020%,
Nb: 0.002 to 0.100%,
Mo: 0.005 to 0.500%,
Ni: 0.005 to 0.500%, and
Cu: 0.005 to 0.500%,
Containing one element or two or more elements selected from the group consisting of
Steel for carburized steel parts.
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