CN105026602A

CN105026602A - 高频淬火构件的半成品及其制造方法

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Publication number: CN105026602A
Application number: CN201380074002.9A
Authority: CN
Inventors: 吉田卓; 小山达也
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2013-03-08
Filing date: 2013-10-17
Publication date: 2015-11-04
Anticipated expiration: 2033-10-17
Also published as: JP5994924B2; WO2014136307A1; CN105026602B; US20160010166A1; JPWO2014136307A1; US10072314B2; EP2966189B1; KR101773274B1; KR20150119159A; EP2966189A4; EP2966189B8; EP2966189A1

Abstract

本发明提供一种高频淬火构件用半成品，其中，母材的钢的化学成分以质量％计含有C：0.35～0.6％、Si：0.02～2.0％、Mn：0.35～1.5％、Al：0.001～0.5％、Cr：0.05～2.0％、S：0.0001～0.05％、N：0.003～0.0120％、P：0.03％以下、O：0.0050％以下，表层部以深度方向的厚度计具有厚度为0.1～50μm的铁氮化合物层，所述铁氮化合物层中的Fe氮化物即γ′相的体积率为80％以上。

Description

高频淬火构件的半成品及其制造方法

技术领域

本发明涉及实施了高频淬火的高频淬火构件、其半成品以及它们的制造方法。特别是涉及适用于汽车等的动力传递构件的具有高表面疲劳强度的构件，例如齿轮、无级变速机、等速万向节、轮毂、轴承等高频淬火构件的半成品及其制造方法。

本申请基于2013年3月8日向日本提出的日本特愿2013-047013号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

自动变速机的齿轮及无级变速机的滑轮、等速万向节、轮毂(hub)等动力传递构件要求高的表面疲劳强度。以往，一般在上述的构件中使用JISSCr420、SCM420等C为0.2％左右的表面渗碳钢作为母材，通过实施渗碳淬火处理而在构件表面形成C为0.8％左右的马氏体组织的硬化层，从而提高表面疲劳强度后加以使用。但是渗碳淬火伴有950℃左右的高温下的奥氏体相变，由于是5～10小时、根据情况有时成为10小时以上的长时间的处理，因此晶粒粗大化导致的热处理变形(淬火应变)增大是难以避免的。因此在要求高精度的构件的情况下，渗碳淬火后必须实施磨削或珩磨等精加工。

此外，对于齿轮等构件，除了要求高的表面疲劳强度特性以外，多要求高的弯曲疲劳强度。例如，在齿轮的情况下，需要能够抵抗由过负荷导致的在齿根的弯曲疲劳断裂的强度。近年来，从降低地球环境负荷的立场出发，要求通过构件的轻质化来提高燃烧效率的需求不断提高，对于实现此需求而言，高强度化即具有比以往更高的表面疲劳强度、更高的弯曲疲劳强度是必须的。

为了满足这些要求，基于使用JIS SCr420、SCM420等而进行渗碳处理的以往的方法，在开发弯曲疲劳强度及表面疲劳强度、耐蚀性等特性优异的钢材的同时，一直在研究采用称为高频淬火或氮化的新的热处理方法。

高频淬火由于只对表层部的必要部分进行加热淬火，因此与渗碳工艺相比，能够高效地得到表面硬化的构件。可是，如果仅通过高频淬火来得到与渗碳淬火材料同等的硬度，则钢中需要0.8％以上的C浓度，对于提高表面疲劳强度而言不必要的内部的硬度也会上升，出现切削性显著劣化。因此，在不能过分增加钢中C量的情况下仅通过高频淬火来提高表面疲劳强度是有限度的。

氮化是通过在相变点以下的500～600℃左右的温度区，主要使氮向钢材表层部扩散渗透来形成硬化层的表面硬化法。此外，软氮化同样是通过使氮和碳同时向钢材表层部扩散渗透来形成硬化层的表面硬化法。这些都是提高耐磨损性、耐烧焊性及耐疲劳性等的表面硬化法。通过在钢材表面扩散的氮在钢中生成氮化物，一般在最表面形成主要由Fe₃N(以下有时记为ε)、Fe₄N(以下有时记为γ’)等Fe氮化物构成的铁氮化合物层，在其内部生成N扩散的氮扩散层。

氮化由于与渗碳时相比可在低温下进行处理，因此多适用于要求低变形的构件。另外，在氮化处理后的钢材表面氮浓度提高，耐蚀性提高。但是，在只采用氮化处理时，因硬化层深度浅而难以适用于施加高表面压力的传动齿轮等。

最近，作为弥补高频淬火和氮化的缺陷、发挥更优异的机械性质、特别是发挥表面疲劳强度的方法，在尝试在氮化后实施高频淬火。

在专利文献1中提出了一种方法，其通过组合高频淬火和气体软氮化来弥补各自单独时的缺陷，得到优异的机械的性质，特别是通过提高抗回火软化性所带来的高的表面疲劳强度。但是在本提案中，虽然表面硬度高，但是因氮化层中的N浓度低而使高温硬度低，在工作中达到高温的齿轮等的表面，不能发挥充分的抗回火软化性，不能得到高的表面疲劳强度。此外，不能去除来自高频淬火时的铁氮化合物层(高频淬火前为ε主体的相)的脱氮及氧化的影响，起因于此，有成为表层部的组织为不均质、使弯曲疲劳强度下降的原因的担心。

在专利文献2中，提出了利用高频淬火和气体软氮化的组合而获得的机械强度优异的机械结构用构件的制造方法。在本提案中为了使氮化物固溶而规定为900℃以上且1200℃以下的高频加热。可是，因促进氮化物的分解、扩散的与N的亲和性高的元素的添加量不足而不得不成为高温加热，因此可预测钢材表面的氧化层的生成变得显著，特别是弯曲疲劳强度显著下降。此外，由于一直没有考虑形成厚的铁氮化合物层的方法，所以不能以高的表面压力得到良好的表面疲劳强度。

在专利文献3中，提出了通过组合高频淬火和气体软氮化而得到优异的机械性质的技术。但是，本提案的气体软氮化为600℃以上的高温，铁氮化合物层薄，而且其中的N浓度低，高频淬火时分解、扩散的N量也小。即使通过该气体软氮化形成铁氮化合物层，也难以厚厚地形成N浓度高的氮化层，因此即使通过与高频淬火的组合，也不能形成抗回火软化性高、表面疲劳强度良好的氮化层。

在专利文献4中，提出了一种优异的机械结构用构件，其中，除了在软氮化处理后实施高频淬火以外，还通过使Mn和S适当地平衡来兼顾机械强度和切削性。关于该专利，也与专利文献1种的课题同样，来自高频淬火时的铁氮化合物层(高频淬火前为ε主体的相)的脱氮及氧化的影响是不可避免的，有起因于此的表层部的组织的不均质成为使弯曲疲劳强度下降的原因的担心。

在专利文献5中，在盐浴软氮化后实施利用化学转化皮膜的抗氧化处理，极力排除后续的高频淬火中的脱氮及氧化的影响，谋求表面组织的均匀，提高弯曲疲劳强度。但是，利用化学转化皮膜的抗氧化处理具有界限，将高频淬火下的加热最高温度限制为880℃，将达到最高加热温度的时间限制在0.6～2.0秒等，与通常的高频淬火中必要的加热最高温度为900度以上、到达最高加热温度的时间为3秒以上相比较，只能低温、短时间的淬火。因此，有必要在热处理前对母材进行事前调质(利用淬火的碳分布均质化)，有硬化层深度的适当化(例如将Hv550以上的区域从表面确保到1.5mm深度等)困难这一确保表面疲劳强度的技术课题，从性能、经济性这两方面考虑，能够采用此法的构件具有界限。

在专利文献6的特征在于：从抑制高频淬火时的钢材表面的氧化的目的出发，在将高频淬火的气氛设定为氨气体气氛、不活泼气体气氛、还原性气体气氛或其组合或者低氧气氛或真空气氛下实施高频淬火。该方法尽管对抑制表面氧化有效，但是高频淬火时的脱氮导致的相变化(加热中ε相变为奥氏体，再通过淬火而相变为马氏体及残留奥氏体)是不可避免的，不能避免表层部的组织的不均匀化。此外，在高频淬火中进行气氛控制时，还有因作业效率下降等而使经济性下降等担心。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平6-172961号公报

专利文献2：日本特开平7-90364号公报

专利文献3：日本特开2007-77411号公报

专利文献4：PCT/JP2010/050742号公报

专利文献5：日本特开2009-280838号公报

专利文献6：日本特开2011-032536号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明鉴于上述实情，在组合了氮化和高频淬火的热处理工艺中，特别是关于高频淬火的热处理，发现了：特别能够缓和上述专利文献5中记载的制约条件且可抑制氧化、脱氮的组织及其实现方法，确保高的弯曲及表面疲劳强度。

也就是说，提供一种高频淬火构件的半成品及其制造方法，其可弥补仅用氮化时的表面硬度及内部硬度低的缺陷，而且具有以往构件不能得到的高的表面硬度、内部硬度、抗回火软化性、切削性，同时高的表面疲劳强度和弯曲疲劳强度优异。

用于解决课题的手段

对于提高构件的表面疲劳强度而言，提高表面硬度、确保适当的硬化层深度及提高用于维持工作中最大升温到300℃左右的工作面的高温强度的抗回火软化性是有效的。

关于表面硬度，对于以C浓度计具有0.35质量％以上的钢材，通过以利用氮化使氮渗入的状态实施高频淬火，能够得到在从表面到50μm深度具有以维氏硬度计为700Hv以上的硬度。与在不实施氮化的情况下进行高频淬火时相比较，能够使表面硬度以维氏硬度计提高30～50Hv以上。

硬化层深度可根据高频淬火条件进行控制。但是，即使实施用于防氧化的化学转化皮膜处理，在进行高温或长时间加热的情况下，不能避免高频淬火时由脱氮及氧化导致的表面软化。所以，只要不缓和高频淬火条件(降低淬火时的最高到达温度、缩短加热时间等)，就不能使高频淬火后的组织均质。如果高频淬火后的组织不均质，除了表面硬度不均匀以外，因形成起因于由脱氮、氧化导致的体积变化的裂纹等，而使表面性状不平滑，成为使弯曲疲劳强度降低的主要原因。可是，在本发明的技术中，通过将表层部的铁氮化合物规定为γ′(γ′相：Fe₄N)主体的铁氮化合物层，来抑制脱氮和氧化。除此以外，通过在高频淬火前进行水蒸气气氛下的热处理，在钢材表面形成四氧化三铁(Fe₃O₄)的致密的氧化膜，可更显著地强化抑制脱氮、氧化。另外根据条件可以有效用于铁氮化合物层的薄壁化中，也能用于弯曲疲劳强度的提高中。

齿轮等动力传递构件的工作面即使在润滑环境下，因滑动等造成的摩擦而使温度上升300℃左右。此时，钢材因回火效应而使硬度降低，构件的表面疲劳强度下降。通过氮化而渗入表层部的氮具有防止该软化的效果。

本发明是基于上述见识而完成的，本发明的要旨如下。

(1)本发明的第一形态的高频淬火构件用半成品(日文原文为：素形材，也可以称为素形材)，其中，母材的钢的化学成分以质量％计含有：C：0.35～0.6％、Si：0.02～2.0％、Mn：0.35～1.5％、Al：0.001～0.5％、Cr：0.05～2.0％、S：0.0001～0.05％、N：0.003～0.0120％、P：0.03％以下、O：0.0050％以下、B：0～0.005％、W：0～0.5％、Mo：0～1.0％、V：0～1.0％、Nb：0～0.3％、Ti：0～0.2％、Zr：0～0.05％、Sb：0～0.1％、Sn：0～0.1％、Cu：0～2.0％、Ni：0～2.0％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、Te：0～0.1％、剩余部分包含铁及杂质；表层部以深度方向的厚度计具有厚度为0.1～50μm的铁氮化合物层，所述铁氮化合物层中的Fe氮化物即γ′相的体积率为80％以上。

(2)根据上述(1)所述的高频淬火构件用半成品，其中，也可以在所述铁氮化合物层的表面进一步具有厚度为0.1～5μm的四氧化三铁(magnetite)的皮膜。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高频淬火构件用半成品，其中，所述母材的钢的化学成分以质量％计也可以含有B：0.0003～0.005％、W：0.0025～0.5％、Mo：0.05～1.0％、V：0.05～1.0％、Nb：0.005～0.3％、Ti：0.005～0.2％、Zr：0.0005～0.05％中的1种或2种以上。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的高频淬火构件用半成品，其中，所述母材的钢的化学成分以质量％计也可以含有Sb：0.0005～0.1％、Sn：0.01～0.1％、Cu：0.01～2.0％、Ni：0.01～2.0％中的1种或2种以上。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的高频淬火构件用半成品，所述母材的钢的化学成分以质量％计也可以含有Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、Te：0.0005～0.1％中的1种或2种以上。

(6)本发明的第二形态所涉及的高频淬火构件，其也可以是通过对上述(1)～(5)中任一项所述的所述半成品实施了高频淬火而得到的。

(7)本发明的第三的形态所涉及的高频淬火构件的制造方法，其中，也可以对上述(1)～(5)中任一项所述的所述半成品实施高频淬火。

(8)根据上述(6)所述的高频淬火构件，其中，从所述高频淬火构件的表面到最大深度5μm的区域中的以当量圆直径计为0.5～1μm的空孔也可以低于500个/mm²。

(9)本发明的第四的形态所涉及的高频淬火构件用半成品的制造方法，其中，在对包含上述(1)、(3)～(5)中任一项所述的所述母材的钢的化学成分的钢进行气体氮化处理时，也可以具有以下工序：

调整含有NH₃的气氛气体的组成的工序；

在氮化势K_N满足下述a式、且不含CO₂的气氛气体中，在500～600℃的处理温度下，实施30分钟以上的气体氮化的工序。

－1.4×(T－773)/100+2.0≥K_N≥－0.15×(T－773)/100+0.3 (a)

这里，K_N＝P_NH3/P_H2 ^3/2(P_NH3：气氛气体的NH₃分压、P_H2：气氛气体的H₂分压)、T：气体氮化处理温度(K)。

(10)根据上述(9)所述的高频淬火构件用半成品的制造方法，其中，在实施所述气体氮化的工序后，也可以具有以在450～550℃的水蒸气气氛中加热30～60分钟的条件进行热处理的工序。

(11)本发明的第五形态所涉及的高频淬火构件的制造方法，其中，在对通过上述(9)或(10)所述的制造方法得到的所述半成品实施高频淬火时，也可以将所述半成品的表面温度达到淬火温度－50℃后到淬火为止的加热时间规定为10秒以内，将所述淬火温度规定为850～1000℃。

发明效果

根据本发明的上述各形态，能够提供可应用于汽车等的动力传递构件的具有高的表面疲劳强度、弯曲疲劳强度的齿轮、无级变速机、等速万向节、轮毂、轴承等高频淬火构件的半成品及其制造方法，由此大大有助于汽车的高输出化及低成本化等。

附图说明

图1是表示供于带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验所用的试验片的尺寸的图示。

图2是表示本发明的实施方式中的氮化处理钢材的层结构的一个例子的概略图。

具体实施方式

本发明通过氮化处理，在动力传递构件的半成品的表层部生成以Fe氮化物即γ′(γ′相：Fe₄N)为主体的铁氮化合物层3，从而抑制高频淬火时的脱氮及氧化。除此以外，通过在高频淬火前在水蒸气气氛下进行热处理，在半成品表面形成四氧化三铁(Fe₃O₄)的致密的氧化膜，由此可以更有效地抑制高频淬火时的脱氮、氧化，提高弯曲疲劳强度及表面疲劳强度。

另外，本发明通过在氮化后实施高频淬火，能够深深地形成N浓度高的氮化层1，提高硬度及抗回火软化性。基于以上见识完成了发明。

首先，对本发明的构件及其半成品的必须添加成分的规定理由进行说明。再者，在以下的说明中，将化学成分中的质量％简记为％。

＜C：0.35～0.6％＞

C是为了得到钢强度的重要的元素，特别是对于降低作为高频淬火的前组织的铁素体分率、提高高频淬火时的硬化能、加大硬化层深度是必要的元素。可是，在C含量低于0.35％时，铁素体分率高，高频淬火时的硬化不足。因而，将C含量规定为0.35％以上，优选为0.45％以上，更优选为0.50％。另一方面，如果添加量过多，则严重损害切削性及锻造性，另外有高频淬火时发生淬裂的可能性，因此将C含量规定为0.6％以下。

＜Si：0.02～2.0％＞

Si具有通过提高淬火层的抗回火软化性而提高表面疲劳强度的效果。为得到该效果，而将Si含量规定为0.02％以上，优选为0.25％以上。另一方面，如果Si含量超过2.0％，则锻造时的脱炭变得显著。因而，将Si含量规定为2.0％以下。

＜Mn：0.35～1.5％＞

Mn对于通过提高淬火性、增大抗回火软化性来提高表面疲劳强度是有效的元素。由于在0.35％以上可得到此效果，所以将Mn含量规定为0.35％以上，优选为0.6％以上。此外，S在钢材的表面浓化，阻碍N的渗入，但Mn具有通过将钢中的S以MnS的形式固定来防止S产生的N的渗入阻碍效果，促进通过氮化形成厚的铁氮化合物层3。在得到这样的效果时，优选规定为Mn/S≥70。可是如果Mn含量超过1.5％，则母材7的硬度大幅度上升，氮化前的切削性显著劣化。因此，将Mn含量规定为1.5％以下。

＜Al：0.001～0.5％＞

Al是作为氮化物而在钢中分散析出，从而对高频淬火处理时的奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用，进一步提高淬火性而加大硬化层深度的元素。此外对于提高切削性也是有效的元素。因此将Al含量规定为0.001％以上，优选为0.01％以上。另外Al还具有氮化时与N形成化合物，提高表层部的N浓度的效果，对于提高表面疲劳强度也是有效的元素。因此将Al含量规定为0.001％以上。可是，如果Al含量超过0.5％，则在高频加热时难以结束向奥氏体的相变，淬火效应未达到满足，因而将Al含量规定为0.5％以下。

＜Cr：0.05～2.0％＞

Cr具有提高氮化特性和抗回火软化性、提高表面疲劳强度的效果。由于在0.05％以上可得到此效果，所以将Cr含量规定为0.05％以上，优选为0.2％以上，更优选为0.4％以上。但是，如果Cr含量超过2.0％，则切削性恶化，因此将Cr含量规定为2.0％以下。另外，在添加Sn的情况下，如果Cr含量为0.05％以上，则腐蚀环境下的表面疲劳强度进一步提高。

＜S：0.0001～0.05％＞

S具有提高切削性的效果。另一方面，S是因在钢材表面浓化而在氮化时障碍N向钢材中渗入的阻碍氮化的元素。如果S含量超过0.05％，则对氮化的阻碍变得显著，而且锻造性也显著劣化。所以，为了提高切削性，S含量即使含有S也应停留在0.05％以下。另一方面，将S含量的下限规定为工业极限的0.0001％。

＜N：0.003～0.0120％＞

大量的N使硬度上升，另外通过与Al化合而生成AlN，使对提高切削性有效的固溶Al减少。因此切削性劣化。此外，因使高温区的延展性降低，另外生成粗大AlN及粗大BN，而使母材7显著变脆。因此，在轧制或锻造时发生裂纹。所以，有必要将N含量限制在0.0120％以下。另一方面，N通过形成各种氮化物而对高频加热时的奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用。因此，将N含量规定为0.003％以上。

＜P：0.03％以下＞

P作为杂质含有，因向晶界偏析而使韧性降低，因此有必要尽量降低，越少越优选，有必要将P含量限制在0.03％以下。将P含量的下限规定为工业极限的0.0001％。

＜O：0.0050％以下＞

O作为Al₂O₃及SiO₂等氧化物系夹杂物而存在于钢中，但如果O多则上述氧化物大型化，以其为起点最终使动力传递构件损坏，因此O越少越好，有必要将O含量限制在0.0050％以下。O含量优选为0.0020％以下，更优选为0.0015％以下。将O含量的下限规定为工业极限的0.0001％。

接着，对任意添加的选择性成分的规定理由进行说明。

[钢材强化元素]

本发明的构件及其半成品可进一步添加以下所示的钢材强化元素中的1种或2种以上。

＜B：0～0.005％＞

B通过与钢中的N结合而以BN析出，有助于提高切削性。高频加热时BN分解成为B，大大提高淬火性，由此有助于提高表面疲劳强度。为了确实地得到添加B的效果，B含量优选为0.0003％以上。但是，即使B含量超过0.005％，其效果也饱和，而且还成为轧制或锻造时的裂纹的原因，因此将B含量规定为0～0.005％。

＜W：0～0.5％＞

W是通过提高淬火性而提高表面疲劳强度的元素。为了确实得到添加W的效果，W含量优选为0.0025％以上。如果W含量超过0.5％，则切削性劣化，因此将W含量规定为0～0.5％。另一方面，为了更确实得到利用W提高淬火性的效果，W含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。

＜Mo：0～1.0％＞

Mo如果添加，通过提高淬火层的抗回火软化性而提高表面疲劳强度的效果，除此以外，还有使淬火层强韧化而提高弯曲疲劳强度的效果。为了确实得到添加Mo的效果，Mo含量优选为0.05％以上。但是，即使Mo含量添加超过1.0％，其效果也饱和，而且损害经济性，因此将Mo含量规定为0～1.0％。

＜V：0～1.0％＞

V通过添加而在钢中作为氮化物分散析出，对于高频淬火处理时的奥氏体组织的细粒化是有效的。为了确实发挥添加V的效果，V含量优选添加0.05％以上。可是，即使V含量添加超过1.0％，其效果也饱和，而且损害经济性，因此将V含量规定为0～1.0％。

＜Nb：0～0.3％＞

Nb通过添加而在钢中作为氮化物分散析出，对于高频淬火处理时的奥氏体组织的细粒化是有效的。为了确实发挥添加Nb的效果，Nb含量优选添加0.005％以上。可是，即使Nb含量添加超0.3％，其效果也饱和，而且损害经济性，因此将Nb含量规定为0～0.3％。

＜Ti：0～0.2％＞

Ti通过在钢中作为氮化物分散析出，而对高频淬火处理时的奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用。为了确实发挥添加Ti的效果，Ti含量优选为0.005％以上。可是，如果Ti含量超过0.2％，则析出物粗大化，使钢变脆，因此将Ti含量规定为0～0.2％。

＜Zr：0～0.05％＞

Zr通过在钢中以氮化物分散析出，而对高频淬火处理时的奥氏体组织的细粒化有效地发挥作用。为了确实发挥添加Zr的效果，Zr含量优选为0.0005％以上。可是，如果Zr含量超过0.05％，则析出物粗大化，使钢变脆，因此将Zr含量规定为0～0.05％。

[通过抑制氧化来提高弯曲疲劳强度的元素]

本发明的构件及其半成品可进一步添加以下所示的通过抑制氧化来提高弯曲疲劳强度的元素中的1种或2种以上。

＜Sb：0～0.1％＞

Sb是表面偏析倾向强的元素，对于防止因吸附来自外部的氧而产生的氧化是有效的元素。为了确实发挥Sb的抗氧化效果，Sb优选含有0.0005％以上。可是，如果Sb含量超过0.1％则其效果饱和，所以考虑到效率性而将Sb含量规定为0～0.1％。

＜Sn：0～0.1％＞

Sn通过单独添加或与Cr复合添加而提高耐蚀性。为了确实发挥添加Sn的提高耐蚀性的效果，Sn含量优选为0.01％以上。此外设定Sn的上限浓度的理由是因为：因大量添加Sn，有时成为使热延展性下降、在钢材制造时的铸造、轧制中发生缺陷的原因。因此将Sn含量设定在热延展性的下降容许范围即0～0.1％。

＜Cu：0～2.0％＞

Cu具有伴随着氧化的进行而在钢材表面浓化、抑制后续的氧化反应的效果。为了确实发挥添加Cu的效果，Cu含量优选0.01％以上的添加。另一方面，即使Cu含量添加超过2.0％，在机械性质方面效果也饱和，因此将Cu含量规定为0～2.0％。特别是使热延展性下降，容易成为轧制时的缺陷的原因。

＜Ni：0～2.0％＞

Ni如果与Cu同样地添加，则具有伴随着氧化的进行而在钢材表面浓化、抑制后续的氧化反应的效果。为了确实发挥添加Ni的效果，Ni含量优选添加0.01％以上。另一方面，在Ni含量超过2.0％的Ni添加时，切削性恶化，因此将Ni含量规定为0～2.0％。此外，Ni作为改善热延展性的元素发挥功能，抑制添加Cu或Sn时的热延展性下降。优选其效果满足包含Sn和Cu在内的下式2。

0.12×Cu+Sn－0.1×Ni≤0.15 (2)

[通过硫化物微细化来提高弯曲疲劳强度的元素]

本发明的构件及其半成品在构件还要求提高弯曲疲劳强度的情况下，可以进一步添加以下所示的通过硫化物微细化来提高弯曲疲劳强度的元素。

＜Ca：0～0.01％＞

＜Mg：0～0.01％＞

＜Te：0～0.1％＞

Ca、Mg、Te是抑制MnS的延伸、进一步提高弯曲疲劳强度的元素。可是，各元素即使含有超过上述量，其效果也饱和，而且损害经济性，因此分别将Ca含量规定为0～0.01％、将Mg含量规定为0～0.01％、将Te含量规定为0～0.1％。而且，为了确实得到抑制MnS延伸的效果，分别优选Ca含量将0.0005％作为下限、Mg含量将0.0005％作为下限、Te含量将0.0005％作为下限。

再者，本发明的高频淬火构件及其半成品中的剩余部分即上述的各元素以外的成分为铁及杂质。这里，所谓杂质，在工业化制造钢材时，为从矿石或废铁等这样的原料或制造工序的种种环境中混入的成分，意味着在不对本发明产生不良影响的范围内被容许。

氮化时在表层部生成的铁氮化合物层3为γ′相(γ′相：Fe₄N)和ε相(Fe_2－3N)。ε相中的N的扩散与γ′相中的N的扩散相比较，大约快30倍。在ε相中，由于N的扩散速度快，所以N从铁氮化合物层3向外部气氛的解吸、所谓的脱氮显著。另一方面，由于γ′相中的N的扩散慢，因此难产生脱氮。所以，优选氮化时的铁氮化合物层3形成以γ′相为主体而构成的组织，在部分存在ε相时，优选在铁氮化合物层3内少量地分散。

要得到这样的效果，有必要将上述铁氮化合物层3中的Fe氮化物即γ′相的体积率规定为80％以上。只要铁氮化合物层3的厚度存在0.1μm以上，则防止脱氮的效果就充分。此外，即使铁氮化合物层3的厚度超过50μm也无问题，但要以层状生成超过50μm的铁氮化合物层3，工业上需要非常长的时间。所以，将氮化后的铁氮化合物层3的厚度规定为0.1～50μm。

对于将氮化时的铁氮化合物层3形成γ′相为主体的铁氮化合物层3，控制氮化处理温度下的氮化势是最重要的。作为纵轴为氮化势、横轴为温度、表示氮化处理时的氮化势、按温度条件生成的氮化物的状态的图示，即作为表示以铁-氮二元系的温度和氮化势生成的相的平衡状态图，已知有Lehrer(日文原文为：レーラー)线图(文献“铁的氮化和软氮化”，AGNE技术中心刊，p131)。一般如果使氮化势上升，则钢中从氮化物析出的状态向γ′相、从γ′相向ε相以平衡状态存在的相发生变化。由此，本发明人发现要将铁氮化合物层3形成γ′相为主体的铁氮化合物层3，与生成ε相的以往的氮化条件相比，将氮化势向低处诱导是有效的。另外生成γ′的氮化势如Lehrer线图明示的那样，根据氮化处理温度而变化。所以，本发明的半成品可采用以下方法(本发明的气体氮化处理方法)来得到，即，在对含有上述化学成分的钢进行气体氮化处理时，在通过调整含有NH₃的气氛气体的组成，使气体氮化处理中的氮化势K_N满足下式a，且不含CO₂的气氛气体中，在500～600℃的处理温度下保持30分钟以上，根据该条件进行氮化。

－1.4×(T－773)/100+2.0≥K_N≥－0.15×(T－773)/100+0.3 (a)

这里，K_N＝P_NH3/P_H2 ^3/2(P_NH3：气氛气体的NH₃分压、P_H2：气氛气体的H₂分压)、T：气体氮化处理温度(K)。式a是将Lehrer线图的α/γ′、γ′/ε边界线数值化、并作为近似式而公式化而成的。

按式a所示的范围限制氮化势反映出以前面所说的Lehrer线图中的γ′相稳定区域为基础，通过实验求出γ′相工业上稳定存在的区域的结果。

规定不含CO₂的理由是因为：如果含有CO₂，则产生渗碳反应，在表层部除了氮化化合物还生成渗碳体，使疲劳强度下降。

将处理温度规定为500～600℃的理由是：如果超过600℃，则容易生成ε氮化物，因此难以生成γ′氮化物，不能将铁氮化合物层3形成γ′相为主体的铁氮化合物层3。另一方面，因为在低于500℃时，氮化反应不发展，需要长时间的处理。此外，将氮化处理时间规定为30分钟以上的理由是：因为伴随着氮化处理，充分进行氮向钢材中的渗入。通过在实施了充分的氮化处理后实施高频淬火，表面疲劳强度显著提高。氮化处理时间的上限没有特别的限定，在追求产业上的生产效率时，优选不产生阻碍的范围，优选大约为48小时左右。

接着，作为优选的半成品的制造方法的形态，对气体氮化处理后进行的氧化皮膜处理的条件进行说明。

氧化皮膜处理有几种方法，但在本发明中，其特征在于生成致密的氧化物即四氧化三铁(Fe₃O₄)。通过在钢材表面生成四氧化三铁而覆盖钢材，尤其发挥抑制脱氮的效果，能够防止起因于脱氮的表层部的软化。在实现该四氧化三铁覆盖的方法中，在水蒸气气氛中加热至450～550℃。加热条件一般通过在500℃前后保持30～60分钟，可生成厚度大约为1～2μm的四氧化三铁皮膜2。这里，如果四氧化三铁皮膜2最低确保0.1μm以上的厚度，则对于抑制脱氮是充分的。因此，将四氧化三铁皮膜2的厚度的最小值规定为0.1μm。此外，虽然即使加厚四氧化三铁皮膜2也无阻碍，但是对于实施加大厚度这样的处理，认为处理时间长期化，生产效率下降，因此将四氧化三铁皮膜2的厚度的最大值规定为5μm。

接着，对高频淬火的条件进行说明。

以形成γ′相为主体的铁氮化合物层3的方式生成表层部的铁氮化合物层3时，与以形成ε相为主体的铁氮化合物层3的方式生成时相比，在高频淬火时，朝着可以改善表层部的脱氮、氧化及表面性状的平滑度的方向。但是，有时不能完全抑制脱氮及氧化。

因此，本发明的半成品的高频淬火优选将淬火温度规定为850～1000℃，优选将达到其淬火温度－50℃后到淬火为止的加热时间规定为10秒以内。这里所谓加热时间为以表面温度达到淬火时的最高加热温度为基准，为从达到低50℃的温度后所保持的时间，该加热时间影响表层部的脱氮、氧化。加热温度越高越容易发生表层部的脱氮、氧化。

在半成品的表面温度达到淬火温度－50℃后到淬火温度为止的加热时间超过10秒时，表层部的脱氮、氧化变得显著，不能充分确保表面性状的平滑度，弯曲疲劳强度没有提高。要得到所希望的厚度的淬火层，需要使表层部变成奥氏体化的时间，上述加热时间优选为0.5秒以上。此外，在淬火温度超过1000℃时，表层部的脱氮、氧化也变得显著，不能充分确保表面性状的平滑度，弯曲疲劳强度未被提高。再者，在淬火温度低于850℃时，不能通过高频淬火对半成品实施充分的淬火，出现初析铁素体，表面硬化层的硬度不均匀，没有提高弯曲疲劳强度。

如果对氮化处理过的半成品进行高频淬火，则有在表层部发生空孔的倾向。空孔成为施加重复弯曲应力时的疲劳断裂的起点，或成为裂纹扩展的原因。所以，优选尽量防止在高频淬火构件的表层部中生成空孔。因此将高频淬火构件的表层部即从表面到深度5μm的区域中的以当量圆直径计为0.5μm～1μm的空孔规定为低于500个/mm²。

可以认为生成空孔的原因主要有下述两个。首先，第一是氮化时N向铁氮化合物层3渗入，然后伴随着冷却超过固溶极限的N气体化，形成空孔。第二是在高频淬火中的加热时因从铁氮化合物层3的脱氮及同时产生的内部氧化而形成空孔。

所以，为了限制空孔的个数，优选抑制过剩的N的渗入，具体来讲，优选铁氮化合物层3的化合物组成本身为N浓度低的化合物，也就是说，对于铁氮化合物层3，与ε相为主体的铁氮化合物层3相比，优选γ′相为主体的铁氮化合物层3。此外，ε相中的N的扩散与γ′相中的N的扩散相比较，大约快30倍。在ε相中，由于N的扩散速度快，所以N从铁氮化合物层3向外部气氛中的吸解、所谓的脱氮显著。从此点考虑，为了限制空孔的个数，对于铁氮化合物层3，与ε相为主体的铁氮化合物层3相比，优选γ′相为主体的铁氮化合物层3。

而且，通过如前所述那样选择在氮化处理中容易生成γ′的条件(氮化温度、氮化势)，能够得到在这样的表层部空孔少的高频淬火构件。

实施例

以下，通过实施例对本发明进行具体的说明。实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的1个条件例，本发明并不限定于该1个条件例。本发明可在不脱离本发明的要旨的情况下，在能实现本发明的目的的范围内，采用多种条件。

制作具有表1A、表1B、表1C及表3所示的化学组成的钢材。将具有表1A、表1B、表1C及表3所示的化学组成的铸坯切削加工成板厚为80mm的试验材料，在中心部安装热电偶，使用如此制作的试验材料。将这些试验材料装入1050℃的电炉中，在试验片中心部达到1045℃后，在30分钟后从炉中取出，在表面温度达到1000℃的时刻进行轧制加工。轧制加工以3道次连续地进行，从板厚80mm轧制到64mm、51mm、41mm，通过空冷冷却到室温，制作钢材。但是，对于钢号bh，因过剩地添加Sn而在钢材制造阶段显著发生缺陷，制造性存在课题，因此未实施以后的特性评价。此外关于轧制加工中发生裂纹的水准，在发生裂纹的时刻中断试验，其它在冷却后，切下轧制材的断面，观察表面缺陷。关于缺陷的判定，将深度为100μm以下规定为无缺陷，将超过100μm规定为有缺陷。以上的实验结果见表1C及表3，表1C中所有都判断为无缺陷，并进行了机械特性的评价。另一方面，关于表3的钢号bh，判定为有缺陷。

作为用于评价表面疲劳强度的滚筒点蚀疲劳试验片，通过从板厚41mm的板状钢材上切下具有直径26mm、宽28mm的圆筒部的小滚筒试验片和直径130mm、宽18mm的大滚筒试验片来制作。此外作为调查抗回火软化性用，还制作直径26mm、长100mm的圆筒试验片。

对小滚筒试验片及大滚筒试验片，作为实施例A实施氮化处理(在各温度、各时间条件下的氮化后，进行N₂气冷却，通过调节氮化气体组成：N₂+NH₃流量来控制氮化势)，实施高频淬火(频率100kHz)。作为实施例B，在按实施例A实施了氮化处理后，在450～550℃的水蒸气气氛下进行加热30～60分钟的热处理，接着实施高频淬火(频率100kHz)。高频淬火时的冷却剂使用自来水或聚合物淬火剂。然后，在150℃进行1小时的回火处理。

此外，作为用于评价弯曲疲劳强度的带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验片，按图1所示的尺寸制作环状V字型缺口形状的试验片，按与上述所示的滚筒点蚀疲劳试验片同样的条件进行氮化处理、高频淬火及回火或者氮化处理、水蒸气气氛下的热处理、高频淬火及回火。

如图2所示，在其中的氮化处理中，按其处理条件在表层部形成铁氮化合物层3，在其内部形成氮扩散层4。铁氮化合物层3沿着表面成为大致均质的膜状地生成并生长，与母相5具有明确的相边界6。该相边界6的从表面的深度为铁氮化合物层3的厚度。关于该铁氮化合物层3的厚度及铁氮化合物层3中的γ’相的体积率，对断面的表层部用扫描式电子显微镜内的EBSD(电子背向散射衍射：Electron Backscatter Diffraction)，对相进行ε、γ’、铁素体、渗碳体解析，从由其结果得到的相映射进行测定、计算。此外，即使在铁氮化合物层3的内部，氮也通过扩散而浸透，存在氮浓度高的区域。将直到氮浓度达到与氮化前即母材7相同的区域表示为氮化层1。将未受到因氮化而渗入的氮的影响的区域表示为母材7。再者，氮的扩散浸透区域在光学显微镜中不能明确区分，例如通过根据EPMA的线分析来测定氮浓度，从而进行定量评价。铁氮化合物层3及氮化层1都有越进行高温处理或进行长时间处理厚度越增加的倾向，在氮化物形成元素的添加量大的情况下，有厚度减小的倾向。

氮化处理后，通过在水蒸气气氛下进行热处理，在最表层部即表面形成致密的四氧化三铁皮膜2，进一步抑制随后实施的高频淬火时产生的脱氮。

在接着实施的高频加热中，主要由γ’化合物构成的表层部的铁氮化合物层3从γ’向ε相变，但在γ’的阶段中几乎没有发生脱氮及氧化，在ε相变后到淬火的非常短的时间内，稍微发生脱氮及氧化。因此淬火组织以ε的原状态冻结。

对于存在于高频淬火处理后的表层部中的空孔，采用电子显微镜从截面表面观察深度5μm的区域，测定空孔的个数。

因钢中的氮增多而使150℃回火后的硬度、300℃回火硬度提高。特别是滚筒点蚀疲劳试验中的钢材的耐久性一般与300℃回火硬度具有正的关联。在本发明中，将300℃回火硬度的下限值以维氏硬度计规定为650而确定目标。

对300℃回火硬度测定试验片按与小滚筒试验片及大滚筒试验片相同的条件进行氮化处理，实施高频淬火(频率100kHz)(实施例A)。在按实施例A实施了氮化处理后，以加热至450～550℃、保持30～60分钟的水蒸气气氛中的热处理条件，对表面实施四氧化三铁皮膜2，然后进行高频淬火(实施例B)。另外，然后，进行300℃下60分钟的回火处理，在将截面切断后，用维氏硬度计测定从表面朝芯部的硬度分布。另外，淬火后的表层部的组织为马氏体，芯部没有接收到淬火效应，为铁素体-珠光体组织原状。关于四氧化三铁皮膜2的厚度，采用EPMA，制作表层部的O元素映射，以该映射中的表层部中的O浓度高的区域的厚度进行测定。再者，铁氮化合物层3的厚度用与上述实施例同样的方法进行测定，但将从四氧化三铁皮膜2和铁氮化合物层3的边界到相边界6的深度作为铁氮化合物层3的厚度。

如表2B、表6C所示，实施例1～46、70～115的发明例都满足以300℃回火硬度计作为目标的水平。

在实施上述热处理时，采用大滚筒试验片和小滚筒试验片，进行标准的接触疲劳试验即滚筒点蚀疲劳试验。关于滚筒点蚀疲劳试验，用多种赫氏(Hertz)应力的表面压力将大滚筒试验片压紧在小滚筒试验片上，将接触部上的两滚筒试验片的圆周速度方向规定为相同方向，将滑移率规定为－40％(与小滚筒试验片相比，大滚筒试验片一方的接触部的圆周速度高40％)而使其旋转，进行试验。将作为润滑油供给到上述接触部的齿轮油的油温规定为90℃，将大滚筒试验片和小滚筒试验片的接触应力规定为3500MPa。将试验中止次数规定为1000万次(10⁷次)，在小滚筒试验片中未发生点蚀的情况下达到1000万次的旋转数时，判断为确保了小滚筒试验片的耐久性。点蚀发生的检测通过试验机中装备的振动计来进行，在振动检测后使两辊的旋转停止，确认点蚀的发生和旋转数。

此外，在旋转弯曲疲劳试验中，按照JIS Z2274记载的方法实施，在达到1000万次的旋转数时，判断为耐久性充分，以求出疲劳极限及时间强度的方式进行了试验。特性评价主要以疲劳极限的值的高低进行判断。

如表2B、表6C所示，实施例1～46、70～115的发明例都在滚筒点蚀疲劳试验中，在3500MPa以上的应力条件下确保了1000万次的耐久性。另一方面，表4B、表7B所示的实施例47～60、116～129的比较例中，在实施例50、52、54、55、119、121、123、124以外的所有比较例中，在达到1000万次之前发生损伤，在滚筒点蚀疲劳试验中，滚筒点蚀疲劳耐久性不充分。再者，关于实施例54、123，因添加Sn超过上限而在钢材中多发生缺陷，因此未进行评价。

此外，关于弯曲疲劳强度，实施例1～46的发明例都在带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验中，在700MPa的应力条件下确保了1000万次的耐久性。实施例70～115的发明例都在带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验中，在700MPa及750MPa的应力条件下都确保了1000万次的耐久性。另一方面，在实施例47～60的比较例中，在除实施例54以外的全部实施例中，在达到1000万次之前发生损伤，带切口的小野式旋转弯曲疲劳的耐久性不充分。在实施例116～129的比较例中，在除实施例123以外的全部实施例中，在达到1000万次之前发生损伤，带切口的小野式旋转弯曲疲劳的耐久性不充分。

这里关于化学成分，表1A、表1B、表1C所示的钢号a～at的钢都在本发明的化学成分范围内。另一方面，对于表3所示的钢号ba～bn的钢，其任意一个或两个以上脱离本发明规定的化学成分的范围。

表4A示出对具有表3所示的化学成分的钢进行氮化、高频淬火时的条件。表4A的实施例50、52、55，除了表3所示的化学成分分别脱离本发明的范围以外，气体氮化处理条件也不符合本发明的范围。其结果是，如表4B所示，在进行表面疲劳强度评价及弯曲疲劳强度评价时，由于300℃回火硬度高，所以滚筒点蚀疲劳试验为耐久，但是带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验在达到其目标水平之前发生损伤。此外，实施例54因表3所示的Sn的添加量脱离本发明的范围，而在耐久评价试验前的状态下多发生缺陷，所以认为构件的缺陷也同样多发生，因此取消评价。

表7A示出对具有表3所示的化学成分的钢进行氮化、水蒸气气氛下的热处理、高频淬火时的条件。表7A的实施例119、121、124除了表3所示化学成分分别脱离本发明的范围以外，气体氮化处理条件也不符合本发明的范围。其结果是，如表7B所示在评价表面疲劳强度评价及弯曲疲劳强度评价时，因300℃回火硬度高而使滚筒点蚀疲劳试验为耐久，但带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验中，在达到其目标水平之前发生损伤。此外，实施例123因表3所示的Sn添加量脱离本发明的范围，而在耐久评价试验前的状态下多发生缺陷，所以认为构件的缺陷也同样多发生，因此取消评价。

表4B是示出对具有表3所示的化学成分的钢按表4A的条件进行了热处理的钢材的特性的表。对于表4B的实施例47、51、58、60，因表3所示的化学成分分别脱离本发明的范围，而使300℃回火时的维氏硬度未达到目标，滚筒点蚀疲劳试验、带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验都在达到其目标水平之前发生损伤。实施例48、49、53因表3所示的化学成分脱离本发明的范围而使淬火不足，未能淬火到疲劳耐久所需的表层部深度，因此滚筒点蚀疲劳试验、带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验都在达到其目标水平之前发生损伤。另外，实施例56、57、59由于大量生成对疲劳耐久产生不良影响的氧化物、硫化物、氮化物等的晶析物，所以滚筒点蚀疲劳试验、带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验都在达到其目标水平之前发生损伤。

表7B是示出对具有表3所示的化学成分的钢按表7A的条件进行了热处理的钢材的特性的表。表7B的实施例116、120、127、129因表3所示的化学成分分别脱离本发明的范围，而使300℃回火时的维氏硬度未达到目标，滚筒点蚀疲劳试验、带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验都在达到其目标水平之前发生损伤。实施例117、118、122因表3所示的化学成分脱离本发明的范围而使淬火不足，未能淬火到疲劳耐久所需的表层部深度，因此滚筒点蚀疲劳试验、带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验都在达到其目标水平之前发生损伤。另外，实施例125、126、128由于大量生成对疲劳耐久产生不良影响的氧化物、硫化物、氮化物等的晶析物，所以滚筒点蚀疲劳试验、带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验都在达到其目标水平之前发生损伤。

表5A、表5B所示的实施例7、9～12、61～69的化学成分在本发明的化学成分的范围内。此外在实施例61～69的比较例中示出气体氮化条件或高频淬火条件不符合本发明提示的条件时的情况。实施例61～69的钢材使用表1A、表1B、表1C中的同一钢号的钢材。实施例61～67的表面疲劳强度满足耐久目标1000万次寿命，另一方面弯曲疲劳强度无论在哪种情况下都没有达到耐久性目标。实施例68、69的表面疲劳强度和弯曲疲劳强度都未达到耐久目标。

表8A所示的实施例76、78～81、130～141的化学成分在本发明的化学成分的范围内。此外实施例130～138的比较例中示出气体氮化条件或高频淬火条件脱离本发明提示的条件时的情况。实施例130～141的钢材使用表1A、表1B、表1C中的同一钢号的钢材。实施例130～136的表面疲劳强度满足耐久目标1000万次寿命，而弯曲疲劳强度无论在哪种情况下都未达到耐久性目标。实施例137因气体氮化条件的处理时间短而未形成铁氮化合物层3，表面疲劳强度和弯曲疲劳强度都未达到耐久目标。实施例138因气体氮化条件的处理温度低，而未形成铁氮化合物层3，表面疲劳强度和弯曲疲劳强度都未达到耐久目标。实施例139因水蒸气气氛下的热处理温度高而在四氧化三铁中发生多个裂纹，未形成均质的皮膜，没有显示出四氧化三铁皮膜2的效果。因此，在750MPa的应力条件下弯曲疲劳强度未能达到耐久性目标。实施例140、141因水蒸气气氛下的热处理温度低或热处理时间短而未得到足够的四氧化三铁的厚度。因此，在750MPa的应力条件下弯曲疲劳强度未能达到耐久性目标。

表1A

表1B

表1C

表2A

表2B

表6A

表6B

表6C

工业上的可利用性

根据本发明，能够提供适用于汽车等的动力传递构件的具有高的表面疲劳强度、弯曲疲劳强度的齿轮、无级变速机、等速万向节、轮毂、轴承等高频淬火构件的半成品及其制造方法，由此大大有助于汽车的高输出化及低成本化等。

符号说明

1：氮化层

2：四氧化三铁皮膜

3：铁氮化合物层

4：氮扩散层

5：母相

6：相边界

7：母材

Claims

1.一种高频淬火构件用半成品，其特征在于：母材的钢的化学成分以质量％计含有：

C：0.35～0.6％、

Si：0.02～2.0％、

Mn：0.35～1.5％、

Al：0.001～0.5％、

Cr：0.05～2.0％、

S：0.0001～0.05％、

N：0.003～0.0120％、

P：0.03％以下、

O：0.0050％以下、

B：0～0.005％、

W：0～0.5％、

Mo：0～1.0％、

V：0～1.0％、

Nb：0～0.3％、

Ti：0～0.2％、

Zr：0～0.05％、

Sb：0～0.1％、

Sn：0～0.1％、

Cu：0～2.0％、

Ni：0～2.0％、

Ca：0～0.01％、

Mg：0～0.01％、

Te：0～0.1％、

剩余部分包含铁及杂质，

表层部以深度方向的厚度计具有厚度为0.1～50μm的铁氮化合物层，所述铁氮化合物层中的Fe氮化物即γ′相的体积率为80％以上。

2.根据权利要求1所述的高频淬火构件用半成品，其特征在于：在所述铁氮化合物层的表面进一步具有厚度为0.1～5μm的四氧化三铁的皮膜。

3.根据权利要求1或2所述的高频淬火构件用半成品，其特征在于：所述母材的钢的化学成分以质量％计含有以下元素中的1种或2种以上：

B：0.0003～0.005％、

W：0.0025～0.5％、

Mo：0.05～1.0％、

V：0.05～1.0％、

Nb：0.005～0.3％、

Ti：0.005～0.2％、

Zr：0.0005～0.05％。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的高频淬火构件用半成品，其特征在于：所述母材的钢的化学成分以质量％计含有以下元素中的1种或2种以上：

Sb：0.0005～0.1％、

Sn：0.01～0.1％、

Cu：0.01～2.0％、

Ni：0.01～2.0％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的高频淬火构件用半成品，其特征在于：所述母材的钢的化学成分以质量％计含有以下元素中的1种或2种以上：

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

Te：0.0005～0.1％。

6.一种高频淬火构件，其特征在于：其是通过对权利要求1～5中任一项所述的所述半成品实施了高频淬火而得到的。

7.一种高频淬火构件的制造方法，其特征在于：对权利要求1～5中任一项所述的所述半成品实施高频淬火。

8.根据权利要求6所述的高频淬火构件，其特征在于：从所述高频淬火构件的表面到最大深度5μm的区域中的以当量圆直径计为0.5～1μm的空孔低于500个/mm²。

9.一种高频淬火构件用半成品的制造方法，其特征在于：

在对包含权利要求1、3～5中任一项所述的所述母材的钢的化学成分的钢进行气体氮化处理时，具有以下工序：

调整含有NH₃的气氛气体的组成的工序；以及

在氮化势K_N满足下述a式、且不含CO₂的气氛气体中，在500～600℃的处理温度下，实施30分钟以上的气体氮化的工序，

－1.4×(T－773)/100+2.0≥K_N≥－0.15×(T－773)/100+0.3(a)

这里，K_N＝P_NH3/P_H2 ^3/2，其中，P_NH3是气氛气体的NH₃分压，P_H2是气氛气体的H₂分压，T是气体氮化处理温度，其单位为K。

10.根据权利要求9所述的高频淬火构件用半成品的制造方法，其特征在于：在实施所述气体氮化的工序后，具有以在450～550℃的水蒸气气氛中加热30～60分钟的条件进行热处理的工序。

11.一种高频淬火构件的制造方法，其特征在于：在对通过权利要求9或10所述的制造方法得到的所述半成品实施高频淬火时，将所述半成品的表面温度达到淬火温度－50℃后到淬火为止的加热时间规定为10秒以内，将所述淬火温度规定为850～1000℃。