JP6520347B2

JP6520347B2 - Forming material of induction hardened parts, induction hardened parts, and manufacturing method thereof

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Publication number: JP6520347B2
Application number: JP2015086297A
Authority: JP
Inventors: 慶宮西; 達也小山; 卓吉田; 利治間曽
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-04-20
Filing date: 2015-04-20
Publication date: 2019-05-29
Anticipated expiration: 2035-04-20
Also published as: JP2016204697A

Description

本発明は、高周波焼入れ部品の素形材、及びこの素形材に高周波焼入れを施して得られる高周波焼入れ部品、並びにそれらの製造方法に関する。 BACKGROUND OF THE INVENTION Field of the Invention The present invention relates to a shaped material of an induction hardened part, an induction hardened part obtained by subjecting the formed material to induction hardening, and a method of manufacturing them.

自動変速機の歯車や無段変速機のシーブ、等速ジョイント、ハブなどの動力伝達部品は、高い面疲労強度が要求される。従来、一般に上記した部品には、その素材として、ＪＩＳＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等のＣ含有量が０．２％前後の肌焼鋼に浸炭焼入れ処理を施すことによって、表面近傍にＣ含有量が０．８％前後のマルテンサイト組織の硬化層を形成させた鋼材が使用されている。表面に上記のような硬化層を有する鋼材を用いて製造された部品は、優れた面疲労強度を有する。しかしながら、浸炭焼入れはオーステナイト変態を伴う９５０℃前後の高温で、５〜１０時間、場合によっては１０時間以上もの長時間の処理となる。そのため、浸炭焼入れを行う場合、結晶粒粗大化による熱処理変形（焼入れ歪）が大きくなるという問題がある。このため高い精度が要求される部品の場合には、浸炭焼入れされた後、研削やホーニング等の仕上げ加工を施さなければならない。
また、歯車等の部品は、過負荷による歯元での曲げ疲労破壊に対する強度が必要なので、高い面疲労強度特性に加えて、高い曲げ疲労強度が要求される場合も多い。 Power transmission parts such as gears of automatic transmissions, sheaves of continuously variable transmissions, constant velocity joints, hubs, etc. are required to have high surface fatigue strength. Conventionally, the above-described parts generally have a C content of 0. 0 in the vicinity of the surface by subjecting a case-hardened steel having a C content of about 0.2%, such as JIS SCr420 or SCM420, to about 0.2% as a raw material. A steel material having a hardened layer of about 8% martensitic structure is used. A component manufactured using a steel material having a hardened layer as described above on the surface has excellent surface fatigue strength. However, carburizing and quenching is a high temperature of about 950 ° C. accompanied with austenite transformation, and is treated for a long time of 5 to 10 hours, and sometimes 10 hours or more. Therefore, when performing carburizing and quenching, there is a problem that heat treatment deformation (quenching strain) due to crystal grain coarsening becomes large. Therefore, in the case of parts requiring high accuracy, after being carburized and quenched, it is necessary to carry out finish processing such as grinding and honing.
Further, since parts such as gears are required to have strength against bending fatigue failure at the tooth root due to overload, high bending fatigue strength is often required in addition to high surface fatigue strength characteristics.

近年、地球環境負荷低減の観点から部品の軽量化による燃費向上のニーズが高まりつつあり、その実現のために、部品の高強度化が求められている。上記のような部品の高強度化において、ネックとなるのは、面疲労強度と歯車などの歯元での曲げ疲労強度である。 In recent years, the need for improving fuel efficiency by reducing the weight of parts has been increasing from the viewpoint of reducing the global environmental load, and in order to realize this, it is required to increase the strength of parts. The surface fatigue strength and the bending fatigue strength at the tooth root of a gear or the like are the necks in the above-described part strengthening.

このような高強度化要求に対し、ＪＩＳＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等を用いて浸炭処理を行う従来の方法から、高周波焼入れや窒化といった新しい熱処理方法を取り入れることによる曲げ疲労強度や面疲労強度、耐食性といった特性の優れる鋼材の開発が検討されている。 In response to such high strength requirements, characteristics such as bending fatigue strength, surface fatigue strength and corrosion resistance by adopting new heat treatment methods such as induction hardening and nitriding from conventional methods of carburizing using JIS SCr420, SCM420 etc. Development of excellent steel materials is being considered.

しかしながら、高周波焼入れや窒化を行う場合、以下のような問題がある。
（１）高周波焼入れは表層部の必要な部分のみ加熱焼入れを行うため、浸炭プロセスに比べて効率良く表面が硬化した部品を得ることができる。しかしながら、高周波焼入れのみで浸炭焼入れ材と同等の硬さを得るとすれば、Ｃ含有量が０．８％以上の鋼を用いる必要がある。Ｃ含有量を０．８％以上とした場合、面疲労強度の向上には不必要な内部の硬さも上昇するので、被削性が著しく劣化する。すなわち、被削性の観点からＣ含有量を増加できないので、高周波焼入れのみでの面疲労強度向上には限界がある。
（２）窒化は鋼材の変態点以下の５００〜６００℃位の温度域で、主として窒素を鋼材表層部に拡散浸透させることにより硬化層を形成する表面硬化法である。また、軟窒化は同様に窒素と炭素とを同時に鋼材表層部に拡散浸透させることにより硬化層を形成する表面硬化法である。窒化、軟窒化のいずれも、耐摩耗性・耐焼付性・耐疲労性等を向上させる表面硬化法である。窒化、軟窒化の際には、鋼材表層部では拡散浸透した窒素により窒化物が生成する。窒化または軟窒化後の鋼材は、一般的に最表面に主にＦｅ_２−３Ｎ（以下、εと記す場合がある）、Ｆｅ_４Ｎ（以下、γ’と記す場合がある）等のＦｅ窒化物からなる鉄窒素化合物層が形成され、その内部には、Ｎが拡散した窒素拡散層が形成される。
窒化は浸炭の場合と比較して低温で処理ができる事から、低歪が要求される部品への適用が多い。また、窒化処理した鋼材表面では窒素濃度が高くなり、耐食性が向上するというメリットもある。しかしながら、窒化だけでは硬化層深さが小さいので、高い面圧が加わるトランスミッション歯車等への適用は困難である。
そこで、最近では、高周波焼入れ及び窒化のそれぞれの欠点を補い、より優れた機械的性質、特に面疲労強度を発揮する手法として、窒化後に高周波焼入れを施すことが試みられている。 However, when performing induction hardening or nitriding, the following problems occur.
(1) Since the induction hardening is performed by heating and hardening only the necessary part of the surface layer portion, it is possible to obtain a component having a surface hardened more efficiently than the carburizing process. However, if hardness equivalent to the carburized and quenched material is obtained only by induction hardening, it is necessary to use a steel having a C content of 0.8% or more. When the C content is 0.8% or more, the internal hardness unnecessary for the improvement of the surface fatigue strength is also increased, so the machinability is significantly deteriorated. That is, since the C content can not be increased from the viewpoint of machinability, there is a limit to the improvement of the surface fatigue strength only by induction hardening.
(2) Nitriding is a surface hardening method in which a hardened layer is formed by diffusing and infiltrating mainly nitrogen into the surface layer portion of the steel in a temperature range of about 500 to 600 ° C. below the transformation point of the steel. Also, soft nitriding is a surface hardening method in which a hardened layer is formed by simultaneously diffusing and infiltrating nitrogen and carbon into the surface layer portion of the steel material. Both nitriding and soft nitriding are surface hardening methods for improving wear resistance, seizure resistance, fatigue resistance and the like. In the case of nitriding and soft nitriding, in the surface layer portion of the steel material, nitride diffused and infiltrated to form nitride. Steel materials after nitriding or soft nitriding generally have Fe _2-3 N (hereinafter sometimes referred to as ε), Fe ₄ N (hereinafter sometimes referred to as γ ′), etc. mainly on the outermost surface An iron-nitrogen compound layer made of nitride is formed, and a nitrogen diffusion layer in which N is diffused is formed in its inside.
Since nitriding can be processed at a lower temperature than in the case of carburizing, it is often applied to parts requiring low distortion. In addition, on the surface of the steel material subjected to the nitriding treatment, there is an advantage that the nitrogen concentration becomes high and the corrosion resistance is improved. However, since the hardened layer depth is small only by nitriding, application to a transmission gear or the like to which a high surface pressure is applied is difficult.
Therefore, recently, it is attempted to apply induction hardening after nitriding as a method of compensating for the disadvantages of induction hardening and nitriding and exhibiting superior mechanical properties, in particular, surface fatigue strength.

例えば、特許文献１には、高周波焼入れとガス軟窒化を組み合わせることによりそれぞれ単独での欠点を補い、焼戻し軟化抵抗向上によって面疲労強度に優れた機械構造用部品を得ようとする方法が提案されている。しかしながら特許文献１の技術で得られる部品では表面硬度は高いものの、窒化層中のＮ濃度が低いため高温硬さは低い。そのため、稼動中に高温となる歯車等に適用した場合、表面において十分な焼戻し軟化抵抗を発揮することが出来ず、高い面疲労強度を得ることができない。また、特許文献１の技術では、高周波焼入れ時の鉄窒素化合物層（高周波焼入れ前はε主体の相）からの脱窒および酸化の影響を避けることができないので、これに起因した表層部の組織の不均質や表面凹凸が増長され、曲げ疲労強度や面疲労強度が低下することが懸念される。 For example, Patent Document 1 proposes a method of compensating for the defects alone by combining induction hardening and gas soft nitriding, and trying to obtain a component for machine structure excellent in surface fatigue strength by tempering softening resistance improvement. ing. However, in the parts obtained by the technique of Patent Document 1, although the surface hardness is high, the high temperature hardness is low because the N concentration in the nitride layer is low. Therefore, when it applies to a gear etc. which become high temperature during operation, sufficient temper softening resistance can not be exhibited on the surface, and high surface fatigue strength can not be obtained. Further, in the technique of Patent Document 1, the influence of denitrification and oxidation from the iron-nitrogen compound layer (phase based on ε before induction hardening) can not be avoided at the time of induction hardening, so the structure of the surface layer part caused by this It is feared that the inhomogeneity of the surface and the surface unevenness increase and the bending fatigue strength and the surface fatigue strength decrease.

特許文献２には、窒化層深さが１５０μｍ以上となる条件で窒化処理し、引き続いて高周波焼入れ処理することを特徴とする、面圧疲労強度に優れた機械構造部品の製造方法が提案されている。しかしながら、特許文献２の技術では、窒素濃度の規定が無いため、十分な焼戻し軟化抵抗を発揮することが出来ず、必ずしも良好な面疲労強度を有することができない。また、高周波焼入れ時の鉄窒素化合物層（高周波焼入れ前はε主体の相）からの脱窒および酸化の影響を避けることができないので、これに起因した表層部の組織の不均質や表面凹凸が増長され、曲げ疲労強度や面疲労強度が低下することが懸念される。 Patent Document 2 proposes a method for manufacturing a mechanical structure part excellent in contact pressure fatigue strength, characterized in that nitriding treatment is performed under the condition that the nitrided layer depth is 150 μm or more, and induction hardening treatment is subsequently performed. There is. However, in the technique of Patent Document 2, since there is no definition of the nitrogen concentration, sufficient temper softening resistance can not be exhibited, and good surface fatigue strength can not always be obtained. In addition, since the effects of denitrification and oxidation from the iron-nitrogen compound layer (phase based on ε before induction hardening) can not be avoided at the time of induction hardening, the heterogeneity in the structure of the surface layer and the surface unevenness There is a concern that the bending fatigue strength and the surface fatigue strength will be increased.

特許文献３には、窒化処理で鉄鋼基材の表面に窒素化合物層を形成し、窒素化合物層に覆われた鉄鋼基材の表層部に窒素を拡散浸透させる、焼入れ鉄鋼部材の製造方法及び焼入れ鉄鋼部材が開示されている。この方法では、焼入れ雰囲気をアンモニアガス雰囲気、真空中または低酸素雰囲気等とする高周波焼入れにより、焼入れ後に酸化されていない窒素化合物層を１μｍ以上残存させることが記載されている。また、その結果として、表面に形成する窒素化合物層に２ＧＰａを超える高面圧が作用しても窒素化合物層の鋼素地に対する剥離強度が大きく、摺動性に優れ、摩耗に強く、焼き付き抵抗性が高い特性を有することが記載されている。しかしながら、特許文献３の技術では、脱炭を防止する窒化条件については考慮されていないので、窒化時の脱炭による表面の炭素濃度の低下によって、高周波焼入れ後の鉄鋼基材の硬さが充分に得られずに面疲労強度が低下することが懸念される。 Patent Document 3 describes a method of manufacturing a hardened steel member, forming a nitrogen compound layer on the surface of a steel base by nitriding treatment, and diffusing and permeating nitrogen to the surface portion of the steel base covered with the nitrogen compound layer A steel member is disclosed. In this method, it is described that, by induction hardening in which a hardening atmosphere is an ammonia gas atmosphere, in vacuum, a low oxygen atmosphere or the like, a non-oxidized nitrogen compound layer remains 1 μm or more after hardening. In addition, as a result, even if a high surface pressure exceeding 2 GPa acts on the nitrogen compound layer formed on the surface, the peel strength of the nitrogen compound layer to the steel substrate is large, the slidability is excellent, the abrasion resistance, and the seizure resistance Is described to have high properties. However, in the technique of Patent Document 3, since the nitriding condition for preventing decarburization is not considered, the hardness of the steel substrate after induction hardening is sufficient due to the reduction of the carbon concentration on the surface due to decarburization at the time of nitriding. There is a concern that the surface fatigue strength may be reduced.

特許第３１４５５１７号公報Patent No. 3145517 特開平６−３４６１４２号公報Unexamined-Japanese-Patent No. 6-346142 特開２０１１−０３２５３６号公報JP, 2011-032536, A

本発明は、上記の実情に鑑みてなされた。本発明は、被削性を確保しつつ、曲げ疲労強度及び面疲労強度に優れた高周波焼入れ部品を得るための素形材（高周波焼入れ部品の素形材）を提供することを課題とする。
また、本発明は、上記の素形材を高周波焼入れすることによって得られる高周波焼入れ部品であって、曲げ疲労強度及び面疲労強度に優れた高周波焼入れ部品を提供することを課題とする。
さらに、本発明は、上記の高周波焼入れ部品の素形材及び高周波焼入れ部品の製造方法を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of the above situation. An object of the present invention is to provide a formed material (a formed material of an induction hardened part) for obtaining an induction hardened part having excellent bending fatigue strength and surface fatigue strength while securing machinability.
Another object of the present invention is to provide an induction-quenched part obtained by induction hardening the above-described formed material, which is excellent in bending fatigue strength and surface fatigue strength.
Furthermore, this invention makes it a subject to provide the manufacturing method of the cast material of said induction hardening components and an induction hardening component.

本発明者らは、高周波焼入れ部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度向上を向上させるためには、表面硬さの向上、表面異常層の抑制、適正な硬化層深さの確保、及び稼働中に最大で３００℃程度まで温度上昇する稼働面での高温強度維持のための焼戻し軟化抵抗の向上が有効であることを見出した。
具体的には、鋼部品の表面硬さについては、表面から５０μｍ深さにおける窒素濃度を０．２０質量％以上、かつ、炭素濃度を０．４０質量％以上とした素形材に高周波焼入れを施すことによって、表面から５０μｍ深さにおいてビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さ有する鋼部品が得られることを見出した。また、上述のような表面から５０μｍ深さにおける窒素濃度及び炭素濃度を有する素形材は、０．４０質量％以上のＣ含有量を有する鋼材に対し、脱炭を抑制しつつ窒化を行うことよって得られることを見出した。また、窒化により表層部に浸入した窒素は焼戻しによる軟化を防止する効果を有する。そのため、上記の鋼部品は、３００℃で焼戻しが行われても、表面から５０μｍ深さにおいてビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さを確保できることを見出した。
また、本発明者らは、窒化時に素形材の表層部に形成する鉄窒素化合物層が厚い場合には、脱窒反応に起因する窒素濃度の不均質組織の形成や脱窒反応で形成したボイドに酸素が侵入することで粒界酸化を生じることを明らかにした。さらに、このような窒素濃度の不均質組織や粒界酸化が表層に存在すると、高周波焼入れ後の面疲労強度や曲げ疲労強度が低下することを明らかにした。
さらに、高周波焼入れ後の硬化層深さは高周波焼入れ条件によって変化することが知られているが、高温あるいは長時間加熱すると、高周波焼入れ時に脱窒および酸化による表面軟化を避けることができない。したがって、一般的に、高周波焼入れ条件を緩和（焼入れ時の最高到達温度の低減、短時間加熱など）しない限り、高周波焼入れ後の組織を均質にすることができないと考えられていた。しかしながら、本発明者らは、窒化時に表層部に形成する鉄窒素化合物層の厚みを低減することで上記の異常組織の発生を防止することが可能となり、十分な硬化層深さを得たうえで面疲労強度や曲げ疲労強度を向上することができることを見出した。 In order to improve the bending fatigue strength and surface fatigue strength of induction hardened parts, the present inventors improve the surface hardness, suppress the surface abnormal layer, secure the appropriate hardened layer depth, and during operation. It has been found that the improvement of the temper softening resistance for maintaining the high temperature strength in the working surface where the temperature rises up to about 300 ° C. is effective.
Specifically, for surface hardness of steel parts, induction hardening is performed on a form material with a nitrogen concentration of 0.20 mass% or more and a carbon concentration of 0.40 mass% or more at a depth of 50 μm from the surface. It has been found that by application, steel parts having a Vickers hardness of 700 Hv or more at a depth of 50 μm from the surface can be obtained. In addition, a cast metal having a nitrogen concentration and a carbon concentration at a depth of 50 μm from the surface as described above nitrides a steel material having a C content of 0.40 mass% or more while suppressing decarburization. I found that I could get it. In addition, nitrogen that has infiltrated into the surface layer portion by nitriding has an effect of preventing softening due to tempering. Therefore, it has been found that, even if tempering at 300 ° C., the above-mentioned steel parts can ensure a hardness of 700 Hv or more in Vickers hardness at a depth of 50 μm from the surface.
Furthermore, when the iron-nitrogen compound layer formed on the surface layer of the preform during nitriding is thick, the present inventors formed the nitrogenous heterogeneous structure due to the denitrification reaction or formed the denitrification reaction. It was clarified that oxygen invading the void causes intergranular oxidation. Furthermore, it was clarified that the surface fatigue strength and bending fatigue strength after induction hardening decrease when such a heterogeneous structure of nitrogen concentration and grain boundary oxidation exist in the surface layer.
Furthermore, it is known that the depth of the hardened layer after induction hardening changes depending on the induction hardening conditions, but when heated at high temperature or for a long time, surface softening due to denitrification and oxidation can not be avoided at the time of induction hardening. Therefore, it is generally considered that the structure after induction hardening can not be made homogeneous unless the induction hardening conditions are relaxed (reduction of the maximum temperature reached during hardening, heating for a short time, etc.). However, the present inventors have made it possible to prevent the occurrence of the above-mentioned abnormal structure by reducing the thickness of the iron-nitrogen compound layer formed in the surface layer during nitriding, and obtained a sufficient hardened layer depth. It was found that the surface fatigue strength and the bending fatigue strength can be improved by

本発明は上記の知見に基づいて完成したものであり、その発明の要旨は以下のとおりである。 The present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the invention is as follows.

（１）化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４３〜０．６５％、Ｓｉ：０．１９〜０．８０％、Ｍｎ：０．８０〜１．２５％、Ｃｒ：０．２５〜１．４９％、Ｓ：０．０００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｚｒ：０〜０．０５％、Ｓｂ：０〜０．１０％、Ｓｎ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、Ｔｅ：０〜０．１０％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５０％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、鉄窒素化合物層が表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限され、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上であることを特徴とする高周波焼入れ部品の素形材。
（２）前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｗ：０．００２５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％から選択される１種以上を含有していることを特徴とする（１）に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
（３）前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００５〜０．１０％、Ｓｎ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％から選択される１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
（４）前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０％から選択される１種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材。
（５）（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材からなり、３００℃で焼戻しを行った後、表面から５０μｍ深さにおいて、ビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さを有することを特徴とする高周波焼入れ部品。
（６）（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材の製造方法であって、（１）〜（４）のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼を、雰囲気ガスがＮＨ_３、ＣＯ及びＣＯ_２を含有する雰囲気の中で、５００℃〜５８０℃の第１の温度域で１時間以上保定することによって軟窒化する窒化工程を有し、前記窒化工程では、炭素ポテンシャルを０．０３以上に設定し、かつ、前記第１の温度域が、５００℃〜５５０℃未満の場合には、下記式（ａ）で示される窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ１）式を満足し、前記第１の温度域が５５０℃〜５８０℃の場合には、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ２）式を満足するように設定することを特徴とする高周波焼入れ部品の素形材の製造方法。
Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２（ａ）
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５（ａ１）
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５（ａ２）
ここで、Ｐ_ＮＨ３は雰囲気ガスのＮＨ_３分圧であり、Ｐ_Ｈ２は雰囲気ガスのＨ_２分圧であり、Ｔは単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度である。
（７）（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高周波焼入れ部品の素形材を８５０℃〜１１００℃の温度域に加熱した後に冷却する高周波焼入れを行う工程を有することを特徴とする高周波焼入れ部品の製造方法。
(1) Chemical composition is mass%, C: 0.43 to 0.65 %, Si: 0.19 to 0.80 %, Mn: 0.80 to 1.25 %, Cr: 0.25 to 5 1.49 %, S: 0.0001 to 0.1%, Al: 0.001 to 0.50%, N: 0.001 to 0.020%, B: 0 to 0.0050%, W: 0 ~ 0.50%, Mo: 0 to 1.0%, V: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 0.30%, Ti: 0 to 0.20%, Zr: 0 to 0.05% Sb: 0 to 0.10%, Sn: 0 to 0.10%, Cu: 0 to 2.0%, Ni: 0 to 2.0%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0 It is limited to 0.010%, Te: 0 to 0.10%, P: 0.05% or less, O: 0.0050% or less, and the balance is Fe and impurities, and the iron-nitrogen compound layer is Thickness from the surface in the depth direction Is limited to 10μm or less, the nitrogen concentration in the 50μm position in the depth direction from the surface of 0.20 mass% or more, industrial castings of induction hardening component, wherein the carbon concentration is not less than 0.40 mass%.
(2) The said chemical component is mass%, B: 0.0003 to 0.0050%, W: 0.0025 to 0.5%, Mo: 0.05 to 1.0%, V: 0.05 -1.0%, Nb: 0.005 to 0.30%, Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: at least one selected from 0.0005 to 0.05% The shaped material of the induction-hardened part according to (1), characterized in that
(3) The said chemical component is Sb: 0.0005 to 0.10%, Sn: 0.01 to 0.10%, Cu: 0.01 to 2.0%, Ni: 0.01 by mass% (1) or (2) characterized by containing 1 or more types selected from -2.0%, The cast material of the induction hardening components as described in (1) or (2).
(4) One of the chemical components selected from, by mass%, Ca: 0.0005 to 0.010%, Mg: 0.0005 to 0.010%, Te: 0.0005 to 0.10% The cast of the induction-hardened part according to any one of (1) to (3), which contains the above.
(5) (1) according to any one of - (4) a formed and fabricated material induction hardened components, after tempering at 300 ° C., at 50μm depth from the surface, more than 700Hv of Vickers hardness An induction hardened part characterized by having hardness .
(6) A method for producing a shaped material of induction hardened parts according to any one of (1) to (4), comprising the chemical component according to any one of (1) to (4) The steel has a nitriding step of soft nitriding by holding it in a first temperature range of 500 ° C. to 580 ° C. for 1 hour or more in an atmosphere where the atmosphere gas contains NH ₃ , CO and CO ₂ , In the nitriding step, when the carbon potential is set to 0.03 or more and the first temperature range is less than 500 ° C. to 550 ° C., the nitriding potential K _N represented by the following formula (a) is When the first temperature range is 550 ° C. to 580 ° C., the nitriding potential K _N is set so as to satisfy the following equation (a2) when the following equation (a1) is satisfied: Method for manufacturing shaped parts of hardened parts.
K _N = P _{NH 3} / P _{H 2} ^3/2 (a)
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N {{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.29} × 1.25 (a1)
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N 0.20.21 × 1.25 (a2)
Here, P 2 _{NH 3} is the partial pressure of NH ₃ in the atmosphere gas, P ₂ H _{2 is the} partial pressure of H _{2 in the} atmosphere gas, and T is the temperature of the atmosphere gas in the nitriding step in ° C.
(7) (1) to have a one step of performing induction hardening of cooling the formed and fabricated material induction hardened component according to one item after heating to a temperature range of 850 ° C. C. to 1100 ° C. to (4) A method of manufacturing an induction hardened part characterized by the present invention.

本発明の上記各態様によれば、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の自動車等の動力伝達部品に好適な、高い面疲労強度及び曲げ疲労強度を有した高周波焼入れ部品を得るための素形材（高周波焼入れ部品の素形材）及び、この素形材を用いて得られる、高い面疲労強度及び曲げ疲労強度を有した高周波焼入れ部品を提供することができる。そのため、本発明は自動車の高出力化および低コスト化等に大きく寄与することができ、産業上の利用可能性が高い。 According to each of the above aspects of the present invention, an induction-hardened part having high surface fatigue strength and bending fatigue strength suitable for power transmission parts such as gears, continuously variable transmissions, constant velocity joints, hubs, bearings, etc. It is possible to provide a shaped material (a shaped material of induction hardened part) for obtaining the above and an induction hardened part having high surface fatigue strength and bending fatigue strength obtained using this formed material. Therefore, the present invention can greatly contribute to high output and low cost of a car and the like, and the industrial applicability is high.

曲げ疲労試験に用いた試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the test piece used for the bending fatigue test.

本発明の一実施形態に係る高周波焼入れ部品の素形材（以下、本実施形態に係る素形材と言う場合がある）及び、本発明の別の実施形態に係る高周波焼入れ部品（以下、本実施形態に係る高周波焼入れ部品と言う場合がある）について、説明する。
本実施形態に係る素形材は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、Ｓ：０．０００１〜０．１％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｂ：０．００５０％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、鉄窒素化合物層が表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限され、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上である。
本実施形態において、高周波焼入れ部品とは、高周波焼入れ部品の素形材に高周波焼入れ（ただし、高周波焼入れ後に焼戻ししても良い）を施したものを指し、例えば、自動車用の動力伝達に使用される歯車等の高い面疲労強度が要求される部品を想定している。また、高周波焼入れ部品の素形材は、高周波焼入れ部品を得るために高周波焼入れに供される素材であって、窒化処理（軟窒化、プラズマ窒化など窒化方法を問わず、また、窒化後に研削等の機械加工を施してもよい。）が施されたものを指す。
また、本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、本実施形態に係る素形材に最高加熱温度が８５０〜１１００℃である高周波焼入れを施して得られる。本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、残留γや窒化物、及び粒界酸化等から成る不均質な表層異常層を含まない、または、表層異常層の生成が最小限に留められている。 A base material of an induction hardening part according to an embodiment of the present invention (hereinafter sometimes referred to as an injection molding according to the present embodiment) and an induction hardening part according to another embodiment of the present invention The induction hardened part according to the embodiment may be referred to).
In the material according to the present embodiment, the chemical component is, by mass%, C: 0.40 to 0.70%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.1 to 2.0% , Cr: 0.05 to 3.0%, S: 0.0001 to 0.1%, Al: 0.001 to 0.50%, N: 0.001 to 0.020%, necessary Accordingly, B: not more than 0.0050%, W: not more than 0.50%, Mo: not more than 1.0%, V: not more than 1.0%, Nb: not more than 0.30%, Ti: 0.20% Hereinafter, Zr: 0.05% or less, Sb: 0.10% or less, Sn: 0.10% or less, Cu: 2.0% or less, Ni: 2.0% or less, Ca: 0.010% or less, Mg: at least one selected from 0.010% or less, Te: 0.10% or less P: 0.05% or less, O: 0.0050% or less, the balance being Fe and not more The iron-nitrogen compound layer is limited to 10 μm or less in thickness from the surface in the depth direction, and the nitrogen concentration at the 50 μm position in the depth direction from the surface is 0.20 mass% or more, and the carbon concentration is 0.40 mass. % Or more.
In the present embodiment, the induction hardening parts refer to those obtained by induction hardening (but may be tempered after induction hardening) on the base material of the induction hardening parts, for example, used for power transmission for automobiles. Parts that require high surface fatigue strength, such as gear wheels. In addition, the form material of induction hardening parts is a material to be subjected to induction hardening to obtain induction hardening parts, and it is a nitriding process (regardless of nitriding methods such as soft nitriding and plasma nitriding, grinding after nitriding etc. May be machined))).
Moreover, the induction hardening components which concern on this embodiment are obtained by performing the induction hardening which is the highest heating temperature 850-1100 degreeC to the cast material which concerns on this embodiment. The induction-hardened parts according to the present embodiment do not include a heterogeneous surface abnormal layer composed of residual γ, nitride, grain boundary oxidation or the like, or the generation of the surface abnormal layer is minimized.

先ず、本実施形態に係る素形材の化学組成の規定理由を説明する。本実施形態において、化学組成は、表面から厚みの（断面が円形の場合には、直径の）１／４の位置において測定される値であり、窒化層などの表層部において測定される値ではない。以下の説明において、化学成分における質量％は、単に％と記載する。 First, the reason for specifying the chemical composition of the molded material according to the present embodiment will be described. In the present embodiment, the chemical composition is a value measured at a position of 1⁄4 of the thickness (in the case of a circular cross section, the diameter) from the surface, and is a value measured in a surface layer portion such as a nitride layer Absent. In the following description, mass% in a chemical component is simply described as%.

＜Ｃ：０．４０〜０．７０％＞
Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。また、Ｃは、高周波焼入れ前の組織においてフェライト分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させて、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。Ｃ含有量が０．４０％未満ではフェライト分率が高くなり、高周波焼入れ時の硬化能が不足する。よって、Ｃ含有量を０．４０％以上とする。好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｃ含有量が多すぎると被削性や鍛造性を著しく害するだけでなく、高周波焼入れ時に焼割れの発生する可能性が大きくなる。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。 <C: 0.40 to 0.70%>
C is an important element to obtain the strength of steel. C is an element necessary for reducing the ferrite fraction in the structure before induction hardening, improving the hardenability at the time of induction hardening, and increasing the depth of the hardened layer. If the C content is less than 0.40%, the ferrite fraction becomes high, and the hardenability at the time of induction hardening is insufficient. Therefore, the C content is set to 0.40% or more. Preferably it is 0.45% or more, More preferably, it is 0.50% or more. On the other hand, when the C content is too large, not only the machinability and the forgeability are significantly impaired, but also the possibility of the occurrence of quenching cracks at the time of induction hardening becomes large. Therefore, the C content is 0.70% or less.

＜Ｓｉ：０．０１〜３．０％＞
Ｓｉは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、焼入れ後の面疲労強度を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなる。よって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。 <Si: 0.01 to 3.0%>
Si is an element having an effect of improving the surface fatigue strength after quenching by improving the temper softening resistance of the quenched layer. In order to obtain the effect, the Si content is made 0.01% or more. Preferably it is 0.25% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 3.0%, decarburization at forging becomes remarkable. Therefore, the Si content is 3.0% or less.

＜Ｍｎ：０．１〜２．０％＞
Ｍｎは、焼入れ性の向上、焼戻し軟化抵抗の増大により焼入れ後の面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．１％以上とする。好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、母材の硬さは大幅に上昇し、窒化前の被削性が著しく劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。 <Mn: 0.1 to 2.0%>
Mn is an element effective for improving the surface fatigue strength after hardening by the improvement of the hardenability and the increase of the temper softening resistance. In order to obtain this effect, the Mn content is made 0.1% or more. Preferably it is 0.4% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.0%, the hardness of the base material is significantly increased, and the machinability before nitriding is significantly degraded. Therefore, the Mn content is 2.0% or less.

＜Ｃｒ：０．０１〜３．０％＞
Ｃｒは、窒化物を形成し、窒化時の窒素濃度向上に寄与するとともに、焼戻し軟化抵抗を向上させ、面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。さらに好ましくは０．４０％以上である。但し、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると被削性が悪化するため、Ｃｒ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．０％以下である。
鋼がＳｎを含有する場合には、Ｃｒ含有量が０．０５％以上であると、腐食環境下での面疲労強度がさらに向上する。 <Cr: 0.01 to 3.0%>
Cr forms nitrides and contributes to the improvement of nitrogen concentration at the time of nitriding, and is an element effective for improving the resistance to temper softening and improving the surface fatigue strength. In order to obtain this effect, the Cr content is made 0.01% or more. Preferably, it is 0.20% or more. More preferably, it is 0.40% or more. However, if the Cr content exceeds 3.0%, the machinability deteriorates, so the Cr content is made 3.0% or less. Preferably it is 2.0% or less.
When the steel contains Sn, when the Cr content is 0.05% or more, the surface fatigue strength in a corrosive environment is further improved.

＜Ｓ：０．０００１〜０．１％＞
Ｓは、鋼材の表面に濃化することにより窒化時にＮの鋼材への侵入を妨げる。そのため、Ｓを含有すると、鋼材の窒化が阻害される。Ｓ含有量が０．１％を超えると窒化の阻害が著しくなり、さらに、鍛造性も著しく劣化する。従って、Ｓ含有量を０．１％以下とする。一方、Ｓは被削性を向上させる効果がある。そのため、Ｓ含有量を、０．０００１％以上としてもよい。 <S: 0.0001 to 0.1%>
S prevents penetration of N into the steel during nitriding by concentrating on the surface of the steel. Therefore, when S is contained, nitriding of the steel material is inhibited. When the S content exceeds 0.1%, the inhibition of nitriding becomes remarkable, and furthermore, the forgeability is also significantly deteriorated. Therefore, the S content is 0.1% or less. On the other hand, S has the effect of improving the machinability. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.

＜Ａｌ：０．００１〜０．５０％＞
Ａｌは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に有効な元素である。また、Ａｌは、焼入れ性を高めて硬化層深さを大きくする元素である。またＡｌは、被削性向上にも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。さらにＡｌは、窒化時にＮと化合物を形成し、表層部のＮ濃度を高める効果があり、面疲労強度向上にも有効な元素である。この点からも、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、高周波加熱時にオーステナイトへの変態が完了しにくく、焼入れ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．５０％以下とする。 <Al: 0.001 to 0.50%>
Al is an element effective for the grain refinement of the austenitic structure at the time of induction hardening by being precipitated and dispersed in the steel as a nitride. Further, Al is an element that enhances hardenability and increases the depth of the hardened layer. Al is also an element effective to improve machinability. In order to obtain these effects, the Al content is made 0.001% or more. Preferably, it is 0.010% or more. Furthermore, Al forms a compound with N at the time of nitriding, and has the effect of increasing the N concentration in the surface layer portion, and is an element effective for improving the surface fatigue strength. Also from this point, the Al content is made 0.001% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.50%, the transformation to austenite is difficult to complete at the time of high frequency heating, and the hardenability is lowered. Therefore, the Al content is 0.50% or less.

＜Ｎ：０．００１〜０．０２０％＞
Ｎは、各種窒化物を形成して高周波加熱時のオーステナイト組織の細粒化に有効に働く。そのため、Ｎ含有量を、０．００１％以上とする。一方、Ｎは鋼の硬さを上昇させるとともに、Ａｌと結合してＡｌＮを生成し、被削性向上に有効な固溶Ａｌを減少させてしまう。そのためＮ含有量が過剰であると、被削性は劣化する。また、Ｎは、高温域の延性を低下させ、更に粗大ＡｌＮや粗大ＢＮが生成することにより、母材を著しく脆化させる。母材が脆化すると、圧延や鍛造時に割れが発生する。Ｎ含有量が、０．０２０％超の場合に、被削性の劣化及び母材の脆化が著しいのでＮ含有量を０．０２０％以下に制限する。 <N: 0.001 to 0.020%>
N forms various nitrides and works effectively to refine the austenitic structure during high frequency heating. Therefore, the N content is set to 0.001% or more. On the other hand, N raises the hardness of the steel and combines with Al to form AlN, which reduces the amount of solid solution Al effective for improving the machinability. Therefore, if the N content is excessive, the machinability deteriorates. Further, N lowers the ductility in a high temperature region, and further causes coarse base material to be made brittle by the formation of coarse AlN and coarse BN. When the base material becomes brittle, cracking occurs during rolling and forging. If the N content is more than 0.020%, the machinability is significantly deteriorated and the base material is significantly embrittled, so the N content is limited to 0.020% or less.

＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは不純物として含有される。Ｐは、粒界に偏析して鋼の靭性を低下させるので、極力低減する必要があり、少ないほど好ましい。Ｐ含有量が０．０５％を超えると靭性の低下が著しいので、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限する。Ｐ含有量を０％とすることは困難なので、Ｐ含有量の下限を、工業的限界の０．０００１％としてもよい。 <P: 0.05% or less>
P is contained as an impurity. P segregates at grain boundaries to lower the toughness of the steel, so P needs to be reduced as much as possible, and the smaller the better, the better. If the P content exceeds 0.05%, the toughness significantly decreases, so the P content is limited to 0.05% or less. Since it is difficult to make the P content 0%, the lower limit of the P content may be made 0.0001% of the industrial limit.

＜Ｏ：０．００５０％以下＞
Ｏは、Ａｌ_２Ｏ_３やＳｉＯ_２等の酸化物系介在物として鋼中に存在する。Ｏが多いと上記酸化物が大型化してしまい、これを起点として動力伝達部品の破損に至る。そのため、Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、Ｏ含有量が０．００５０％を超えるとその影響が特に大きくなるので、Ｏ含有量を０．００５０％以下に制限する。Ｏ含有量は０．００２０％以下が望ましく、０．００１５％以下がより望ましい。Ｏ含有量を０％とするのは困難なので、Ｏ含有量の下限を、工業的限界の０．０００１％としてもよい。 <O: 0.0050% or less>
O is present in the steel as oxide inclusions such as Al ₂ O ₃ and SiO ₂ . When the amount of O is large, the above-mentioned oxide becomes large, which leads to breakage of the power transmission component. Therefore, the smaller the O content, the better. However, if the O content exceeds 0.0050%, the effect becomes particularly large, so the O content is limited to 0.0050% or less. The content of O is desirably 0.0020% or less, and more desirably 0.0015% or less. Since it is difficult to make the O content 0%, the lower limit of the O content may be set to 0.0001% of the industrial limit.

本実施形態に係る素形材は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る素形材は、必要に応じて、鋼材強化元素であるＢ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素であるＳｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、硫化物微細化による曲げ疲労強度向上元素である、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅの１種以上を以下に示す範囲で、Ｆｅの一部に代えてさらに含んでもよい。
ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The molding material according to the present embodiment is based on containing the above-described chemical components, with the balance being Fe and impurities. However, the cast material according to the present embodiment may optionally be a steel reinforcing element B, W, Mo, V, Nb, Ti, Zr, Sb, Sn, which is an element for improving bending fatigue strength by oxidation suppression, One or more of Ca, Mg, and Te, which are elements for improving bending fatigue strength due to refining of Cu, Ni, and sulfide, may be further included instead of part of Fe within the range shown below.
However, these elements do not necessarily have to be contained, so the lower limit is 0%. Here, the impurities are ingredients which are mixed from raw materials such as ore or scraps, or various environments of the production process when industrially manufacturing steel materials, and within a range which does not adversely affect the present invention. Means something that is acceptable.

［鋼材強化元素］
本実施形態に係る素形材は、さらに、次に示す鋼材強化元素の内の１種または２種以上を含有してもよい。 [Steel strengthening elements]
The molding material according to the present embodiment may further contain one or more of the steel reinforcement elements described below.

＜Ｂ：０．０００３〜０．００５０％＞
Ｂは、鋼中のＮと結合することにより、ＢＮとして析出して被削性向上に寄与する。また、Ｂは、高周波加熱時にＢＮが分解してＢとなり、焼入れ性を大きく向上させることで、面疲労強度向上に寄与する。これらの効果を得る場合には、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えてもその効果は飽和し、むしろ圧延や鍛造時の割れの原因ともなる。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。 <B: 0.0003 to 0.0050%>
B combines with N in the steel to precipitate as BN and contributes to the improvement of the machinability. B also decomposes into B at the time of high frequency heating, and contributes to the improvement of the surface fatigue strength by largely improving the hardenability. In order to obtain these effects, the B content is preferably made 0.0003% or more. On the other hand, even if the B content exceeds 0.0050%, the effect is saturated, and rather, it also causes cracking during rolling or forging. Therefore, even when B is contained, the B content is made 0.0050% or less.

＜Ｗ：０.００２５〜０．５０％＞
Ｗは、鋼の焼入性を向上させて面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得る場合、Ｗ含有量を０．００２５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１％以上、さらに好ましくは、０．０３％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５０％を超えると被削性が劣化する。そのため、Ｗを含有させる場合でも、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。 <W: 0.0025 to 0.50%>
W is an element effective to improve the hardenability of steel and to improve the surface fatigue strength. In order to obtain this effect, the W content is preferably set to 0.0025% or more. More preferably, it is 0.01% or more, still more preferably 0.03% or more. On the other hand, when the W content exceeds 0.50%, the machinability deteriorates. Therefore, even when W is contained, the W content is made 0.50% or less.

＜Ｍｏ：０.０５〜１．０％＞
Ｍｏは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、面疲労強度を向上させる効果を有する。また、Ｍｏは、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果も有する。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。 <Mo: 0.05 to 1.0%>
Mo has the effect of improving the surface fatigue strength by improving the temper softening resistance of the quenched layer. Mo also has the effect of toughening the quenched layer to improve the bending fatigue strength. In order to obtain these effects, the Mo content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.0%, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, even when Mo is contained, the Mo content is made 1.0% or less.

＜Ｖ：０．０５〜１．０％＞
Ｖは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が１．０％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を１．０％以下とする。 <V: 0.05 to 1.0%>
V is an element that has the effect of refining the austenitic structure during induction hardening by being precipitated and dispersed as nitride in the steel. In order to obtain this effect, the V content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the V content exceeds 1.0%, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, even when V is contained, the V content is made 1.0% or less.

＜Ｎｂ：０．００５〜０．３０％＞
Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．３０％以下とする。 <Nb: 0.005 to 0.30%>
Nb is an element that has the effect of refining the austenitic structure during induction hardening by being precipitated and dispersed as a nitride in the steel. In order to obtain this effect, the Nb content is preferably 0.005% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.30%, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, even when Nb is contained, the Nb content is made 0.30% or less.

＜Ｔｉ：０．００５〜０．２０％＞
Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｔｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．２０％以下とする。 <Ti: 0.005 to 0.20%>
Ti is an element that has the effect of refining the austenitic structure during induction hardening by being precipitated and dispersed as a nitride in the steel. In order to obtain this effect, the Ti content is preferably made 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.20%, the precipitates become coarse and the steel becomes brittle. Therefore, even when Ti is contained, the Ti content is 0.20% or less.

＜Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％＞
Ｚｒは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｚｒ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．０５％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｚｒを含有させる場合でも、Ｚｒ含有量を０．０５％以下とする。 <Zr: 0.0005 to 0.05%>
Zr is an element that has the effect of refining the austenitic structure during induction hardening by being precipitated and dispersed in the steel as a nitride. In order to obtain this effect, the Zr content is preferably made 0.0005% or more. On the other hand, if the Zr content exceeds 0.05%, the precipitates become coarse and the steel becomes brittle. Therefore, even when Zr is contained, the Zr content is set to 0.05% or less.

［酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素］
本実施形態に係る素形材は、さらに、次に示す、酸化抑制による曲げ疲労強度向上元素の内、１種または２種以上を含有してもよい。 [Element for improving bending fatigue strength by suppressing oxidation]
The molding material according to the present embodiment may further contain one or two or more of the following elements for improving bending fatigue strength by oxidation suppression.

＜Ｓｂ：０．０００５〜０．１０％＞
Ｓｂは、表面偏析傾向の強い元素であり、外部からの酸素の吸着による酸化を防止するのに有効な元素である。この酸化防止効果を確実に発揮させるためには、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えるとその効果は飽和する。そのため、効率性を考慮して、Ｓｂを含有させる場合でも、Ｓｂ含有量を０．１０％以下とする。 <Sb: 0.0005 to 0.10%>
Sb is an element having a strong tendency of surface segregation, and is an element effective to prevent oxidation due to adsorption of oxygen from the outside. In order to reliably exhibit this oxidation preventing effect, the Sb content is preferably made 0.0005% or more. On the other hand, when the Sb content exceeds 0.10%, the effect is saturated. Therefore, in consideration of the efficiency, even when Sb is contained, the Sb content is made 0.10% or less.

＜Ｓｎ：０．０１〜０．１０％＞
Ｓｎは、単独で含有された場合、及び／またはＣｒと同時に含有された場合に、耐食性を向上させる元素である。この耐食性向上効果を確実に発揮させるためには、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎ含有量が過剰になると熱間延性が低下し、鋼材製造時の鋳造、圧延で疵を発生させる原因となることがある。そのため、Ｓｎを含有させる場合でも、Ｓｎ含有量を０．１０％以下とする。 <Sn: 0.01 to 0.10%>
Sn is an element that improves the corrosion resistance when it is contained alone and / or when it is contained simultaneously with Cr. In order to reliably exhibit this corrosion resistance improvement effect, it is preferable to make the Sn content 0.01% or more. On the other hand, when the Sn content is excessive, the hot ductility is lowered, which may cause the generation of wrinkles in casting and rolling at the time of steel production. Therefore, even when Sn is contained, the Sn content is 0.10% or less.

＜Ｃｕ：０．０１〜２．０％＞
Ｃｕは、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制する効果を有する。この効果を確実に発揮させるためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、機械的性質の点では効果が飽和する上、熱間延性が低下するため、圧延時に疵が形成されやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を２．０％以下とする。 <Cu: 0.01 to 2.0%>
Cu is concentrated on the surface of the steel during oxidation and has the effect of suppressing the subsequent oxidation reaction. In order to reliably exhibit this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 2.0%, the effect is saturated in terms of mechanical properties and the hot ductility is lowered, so that wrinkles are easily formed during rolling. Therefore, even when Cu is contained, the Cu content is 2.0% or less.

＜Ｎｉ：０．０１〜２．０％＞
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制する効果を有する元素である。この効果を確実に発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、被削性が悪化する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を２．０％以下とする。
また、Ｎｉは、熱間延性を改善させる元素として機能し、ＣｕやＳｎによる熱間延性の低下を抑制できる。この効果を得る場合、Ｎｉ含有量とＳｎ含有量とＣｕ含有量とが下記１式を満たすことが好ましい。
０．１２×Ｃｕ＋Ｓｎ−０．１×Ｎｉ≦０．１５・・・（１）
式中のＣｕ、Ｓｎ、Ｎｉはそれぞれの元素の含有量（質量％）である。 <Ni: 0.01 to 2.0%>
Like Cu, Ni is an element that has the effect of concentrating on the surface of the steel during oxidation and suppressing the subsequent oxidation reaction. In order to reliably exhibit this effect, the Ni content is preferably 0.01% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 2.0%, the machinability deteriorates. Therefore, even when Ni is contained, the Ni content is set to 2.0% or less.
In addition, Ni functions as an element for improving the hot ductility, and can suppress the reduction in the hot ductility due to Cu and Sn. In order to obtain this effect, it is preferable that the Ni content, the Sn content, and the Cu content satisfy the following Formula 1.
0.12 × Cu + Sn−0.1 × Ni ≦ 0.15 (1)
Cu, Sn, and Ni in a formula are content (mass%) of each element.

［硫化物微細化による曲げ疲労強度向上元素］
本実施形態に係る素形材は、さらに、部品で曲げ疲労強度の向上も求められる場合に、次に示す、硫化物微細化によって曲げ疲労強度向上させる元素を含有させてもよい。 [Element for improving bending fatigue strength by refining sulfides]
The molding material according to the present embodiment may further contain an element that improves bending fatigue strength by sulfide refining as described below, when an improvement in bending fatigue strength is also required for the part.

＜Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％＞
＜Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％＞
＜Ｔｅ：０．０００５〜０．１０％＞
Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅは、圧延時にＭｎＳが延伸するのを抑制し、曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、単独でまたは複合的に、Ｃａ含有量を０．０００５％以上、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上、Ｔｅ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、各元素の含有量が上記を超えると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及び／またはＴｅを含有させる場合でも、Ｃａ含有量を０．０１０％以下、Ｍｇ含有量を０．０１０％以下、Ｔｅ含有量を０．１０％以下とする。 <Ca: 0.0005 to 0.010%>
<Mg: 0.0005 to 0.010%>
<Te: 0.0005 to 0.10%>
Ca, Mg, and Te are elements that suppress the stretching of MnS at the time of rolling and further improve the bending fatigue strength. In order to reliably obtain this effect, the Ca content should be 0.0005% or more, the Mg content 0.0005% or more, and the Te content 0.0005% or more alone or in combination. preferable. However, when the content of each element exceeds the above, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, even when Ca, Mg and / or Te is contained, the Ca content is 0.010% or less, the Mg content is 0.010% or less, and the Te content is 0.10% or less.

本実施形態に係る素形材に高周波焼入れを行っても、化学組成は変化しない。そのためので、本実施形態に係る高周波焼入れ部品の化学組成は、本実施形態に係る素形材の化学組成と同じである。 The chemical composition does not change even if induction hardening is performed on the base material according to the present embodiment. Therefore, the chemical composition of the induction-hardened part according to the present embodiment is the same as the chemical composition of the molded material according to the present embodiment.

次に、本実施形態に係る素形材において、鉄窒素化合物層の厚み、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度及び炭素濃度を限定した理由を説明する。 Next, the reasons why the thickness of the iron-nitrogen compound layer and the nitrogen concentration and the carbon concentration at the 50 μm position in the depth direction from the surface are limited in the molded material according to the present embodiment will be described.

＜鉄窒素化合物層＞
鋼材を窒化した場合、表層部に鉄窒素化合物層が生成する。この鉄窒化物層は、γ´相（ガンマプライム：Ｆｅ_４Ｎ）及びε相（Ｆｅ_２−３Ｎ）である。本発明者らは、この鉄窒素化合物層の厚みが大きい場合には、次工程で高周波焼入れを行った際に、残留γや窒化物、及び粒界酸化を含む不均質な表層異常層が生成することを明らかにした。また、この表層異常層の生成を防止するためには、窒化後の鉄窒素化合物層の厚みを充分に小さくする必要があり、具体的には窒化後の鉄窒素化合物層の厚みを１０μｍ以下に制限する必要があることを明らかにした。窒化時に表層部に形成する鉄窒素化合物層の厚みが大きい場合には、脱窒反応に起因する窒素濃度の不均質組織や脱窒反応で形成したボイドに酸素が侵入することで生じる粒界酸化等が原因となり、高周波焼入れ後の組織に異常層を生じる。このような異常層は、曲げ疲労や面疲労強度を大きく低下させる原因となる。そのため、本実施形態に係る素形材では、表層部に生成する鉄窒素化合物層を表面から深さ方向の厚みにして１０μｍ以下に制限することを特徴とする。鉄窒素化合物層の厚みを１０μｍ以下に抑制することで、高周波焼入れ後の異常組織の形成を防止し曲げ疲労強度及び面疲労強度を向上させることができる。鉄窒素化合物の厚みは、好ましくは５μｍ以下、より好ましくは３μｍ以下、さらに好ましくは２μｍ以下であり、最も好ましくは、鉄窒素化合物層の厚みが０μｍ、すなわち、鉄窒素化合物層が生成されないことである。 <Iron nitrogen compound layer>
When the steel material is nitrided, an iron-nitrogen compound layer is formed in the surface layer. The iron nitride layer is a γ 'phase (gamma prime: Fe ₄ N) and an ε phase (Fe _2-3 N). When the thickness of the iron-nitrogen compound layer is large, the inventors of the present invention form a heterogeneous surface layer abnormal layer including residual γ and nitride and grain boundary oxidation when induction hardening is performed in the next step. It is clear to do. Moreover, in order to prevent the formation of the surface abnormal layer, it is necessary to make the thickness of the iron-nitrogen compound layer after nitriding sufficiently small. Specifically, the thickness of the iron-nitrogen compound layer after nitriding is made 10 μm or less Clarified that there is a need to limit. If the thickness of the iron-nitrogen compound layer formed in the surface layer during nitriding is large, grain boundary oxidation caused by oxygen invading the heterogeneous structure of nitrogen concentration resulting from denitrification reaction or void formed by denitrification reaction Cause an abnormal layer in the structure after induction hardening. Such an abnormal layer causes the bending fatigue and the surface fatigue strength to be greatly reduced. Therefore, in the molded material according to the present embodiment, the iron-nitrogen compound layer formed in the surface layer portion is limited to 10 μm or less in thickness in the depth direction from the surface. By suppressing the thickness of the iron-nitrogen compound layer to 10 μm or less, it is possible to prevent the formation of an abnormal structure after induction hardening and to improve the bending fatigue strength and the surface fatigue strength. The thickness of the iron-nitrogen compound is preferably 5 μm or less, more preferably 3 μm or less, still more preferably 2 μm or less, and most preferably, the thickness of the iron-nitrogen compound layer is 0 μm, that is, the iron-nitrogen compound layer is not formed. is there.

＜表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度及び炭素濃度＞
鋼部品の面疲労強度の向上には、３００℃焼戻し後の硬さをビッカース硬度で７００Ｈｖ以上とすることが重要である。本発明者らは、高周波焼入れ部品の素形材の段階で、表面から５０μｍ深さの位置において、窒化によって窒素濃度を０．２０質量％以上とし、同時に、脱炭を抑制することで炭素濃度を０．４０質量％以上とすれば、高周波焼入れ後に、十分な表面硬さが得られ、さらに、３００℃焼戻しを行った後でもビッカース硬度で７００Ｈｖ以上を確保できることを明らかにした。
素形材の段階で、表面から５０μｍ深さの位置において、窒素濃度が０．２０質量％未満であると、高周波焼入れ後の軟化抵抗が不足する。また、炭素濃度が０．４０質量％未満であると、高周波焼入れ後の硬さが低下し、３００℃焼戻しを行った後の硬さも不足する。
表面から５０μｍの位置（表面から深さ方向に５０μｍ位置）としたのは、マイクロビッカース等で硬さを測定する場合の工業的な限界距離という理由による。ここで、表面から５０μｍとは、表面の外周方向から法線方向に５０μｍ内側の位置を指す。 <Nitrogen concentration and carbon concentration at 50 μm from the surface in the depth direction>
In order to improve the surface fatigue strength of steel parts, it is important to set the hardness after tempering at 300 ° C. to 700 Hv or more in Vickers hardness. The present inventors set the nitrogen concentration to 0.20 mass% or more by nitriding at the position of 50 μm deep from the surface at the stage of the raw material of induction hardening parts, and at the same time, suppress the decarburization and carbon concentration It was revealed that sufficient surface hardness is obtained after induction hardening if Y is 0.40% by mass or more, and furthermore, 700 Hv or more can be secured in Vickers hardness even after tempering at 300 ° C.
At the stage of the cast material, when the nitrogen concentration is less than 0.20% by mass at a position 50 μm deep from the surface, the softening resistance after induction hardening is insufficient. If the carbon concentration is less than 0.40% by mass, the hardness after induction hardening is reduced, and the hardness after tempering at 300 ° C. is insufficient.
The position of 50 μm from the surface (the position of 50 μm in the depth direction from the surface) is due to the industrial limit distance when measuring hardness with a micro vickers or the like. Here, 50 μm from the surface refers to a position 50 μm inward in the normal direction from the outer peripheral direction of the surface.

本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、本実施形態に係る素形材に高周波焼入れを行って得られる。したがって、本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、残留γや窒化物、及び粒界酸化を含む不均質な表層異常層を有していない、または、表層異常層の生成が最小限に抑制されている。
また、本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、３００℃焼戻しを行った後でも表面から５０μｍ深さにおいて、ビッカース硬度で７００Ｈｖ以上の硬さを有する。 The induction-hardened component according to the present embodiment is obtained by performing induction hardening on the formed material according to the present embodiment. Therefore, the induction hardening parts according to the present embodiment do not have a heterogeneous surface abnormal layer including residual γ or nitride and intergranular oxidation, or the generation of the surface abnormal layer is minimized. There is.
Moreover, the induction hardening parts which concern on this embodiment have hardness of 700 Hv or more by Vickers hardness in 50 micrometers in depth from the surface, even after tempering 300 degreeC.

本実施形態に係る素形材及び本実施形態に係る高周波焼入れ部品の製造方法について説明する。 A method of manufacturing a base material according to the present embodiment and an induction-hardened part according to the present embodiment will be described.

＜本実施形態に係る素形材の製造方法＞
上述したように、本実施形態に係る素形材は、表層部に深さ方向の厚みにして１０μｍ以下の鉄窒素化合物層を有し、表面から深さ方向に５０μｍ位置における窒素濃度が０．２０質量％以上、炭素濃度が０．４０質量％以上である。 <Manufacturing method of a raw material according to the embodiment>
As described above, the molded material according to the present embodiment has an iron-nitrogen compound layer having a thickness of 10 μm or less in the depth direction in the surface layer portion, and the nitrogen concentration at the 50 μm position in the depth direction from the surface is 0. 20 mass% or more, carbon concentration is 0.40 mass% or more.

窒化後の素形材において、表面から５０μｍ深さの炭素濃度を０．４０質量％以上とするためには、母材（窒化に供する鋼）の炭素濃度を０．４０質量％以上とした上で、窒化時の脱炭を小さくする必要がある。
窒化時の脱炭を抑制する方法として、鉄窒素化合物層を積極的に成長させることで保護膜として作用させ、地鉄からの脱炭を抑制する手法も考えられる。しかしながら、本実施形態では、高周波焼入れ後の異常組織の原因となる鉄窒素化合物の厚みを小さくしなければ、目的とする高疲労強度が得られない。そのため、１つの手法として、窒化中に一酸化炭素および二酸化炭素ガスを流入させる手法（一般的に軟窒化と呼ばれる）の適用を検討した。検討の結果、軟窒化で炭素ポテンシャルを適切に制御すれば脱炭抑制が可能となることを明らかにした。具体的には、軟窒化時には一般的には制御されない炭素ポテンシャルを０．０３以上に制御することで脱炭を抑制して、素形材の表面から５０μｍ深さの炭素濃度を０．４０質量％以上とすることが可能であることを確認した。
ここで、炭素ポテンシャルＫｃは、鋼を加熱する雰囲気の浸炭能力を示す指標であり、その温度で、そのガス雰囲気と平衡に達したときの鋼の表面の炭素濃度で表される。炭素ポテンシャルは雰囲気のＣＯ濃度、Ｈ_２Ｏ濃度、Ｈ_２濃度から下記の式で求められる。
Ｋｃ＝（（ＣＯ濃度）×（Ｈ_２濃度））／（Ｈ_２Ｏ濃度） In the machined material after nitriding, in order to make the carbon concentration 50 μm deep from the surface 0.40 mass% or more, the carbon concentration of the base material (the steel to be subjected to nitriding) is 0.40 mass% or more Therefore, it is necessary to reduce decarburization at the time of nitriding.
As a method of suppressing decarburization at the time of nitriding, there is also considered a method of acting as a protective film by actively growing an iron-nitrogen compound layer to suppress decarburization from ground iron. However, in the present embodiment, the target high fatigue strength can not be obtained unless the thickness of the iron nitrogen compound causing the abnormal structure after induction hardening is reduced. Therefore, as one method, application of a method (generally called soft nitriding) in which carbon monoxide gas and carbon dioxide gas flow during nitriding was examined. As a result of examination, it was clarified that decarburization can be suppressed if carbon potential is properly controlled by soft nitriding. Specifically, decarburization is suppressed by controlling the carbon potential, which is generally not controlled at the time of soft nitriding, to 0.03 or more, and the carbon concentration at a depth of 50 μm from the surface of the cast material is 0.40 mass. It was confirmed that it was possible to make the percentage or more.
Here, the carbon potential Kc is an index showing the carburizing ability of the atmosphere which heats the steel, and is represented by the carbon concentration of the surface of the steel when it reaches equilibrium with the gas atmosphere at that temperature. The carbon potential can be obtained from the concentration of CO in the atmosphere, the concentration of H ₂ O, and the concentration of H _{2 by} the following equation.
Kc = ((CO concentration) × (H ₂ concentration)) / (H ₂ O concentration)

また、鉄窒素化合物層の厚みを抑制し、且つ、窒素濃度を高くするには、窒化処理温度での窒化ポテンシャルを厳格に制御することが最も重要である。
縦軸に窒化ポテンシャル、横軸に温度をとり、窒化処理の際の窒化ポテンシャル及び温度条件で生成される窒化物の状態を示す図、すなわち鉄−窒素二元系の温度と窒化ポテンシャルとで生成する相を示す平衡状態図として、レーラー線図（例えば、“鉄の窒化と軟窒化”，アグネ技術センター刊，ｐ．１３１）が知られている。一般に窒化ポテンシャルが上昇するとα相からγ´相へと、平衡状態で存在する相が変化する。窒化ポテンシャルが上昇すると、窒素濃度が高くなるが、鉄窒素化合物層の厚みも大きくなる。本発明者らは、鉄窒素化合物層の厚みを小さく抑制しつつ、５０μｍ深さ位置において０．２０質量％以上の窒素濃度を得る１つの方法として、窒化ポテンシャルＫ_Ｎがγ´相の生成範囲内でα相とγ´相の境界付近で且つ０．２１以上となるように温度やガス雰囲気を調整する方法が有効であることを確認した。レーラー線図のα／γ´の境界線を数値化した後、上方に平行移動させた線分上の点で実験を行い、５００℃〜６００℃の温度域について、温度域毎に適正な領域について定式化すると、以下の（ｂ１）式、及び（ｂ２）式の通りとなる。
＜５００℃〜５５０℃未満の場合＞
−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４≧Ｋ_Ｎ≧−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９（ｂ１）
＜５５０℃〜６００℃の場合＞
−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４≧Ｋ_Ｎ≧０．２１（ｂ２）
ここで、Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２（Ｐ_ＮＨ３：雰囲気ガスのＮＨ_３分圧、Ｐ_Ｈ２：雰囲気ガスのＨ_２分圧）、Ｔ：単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度。 In addition, in order to suppress the thickness of the iron-nitrogen compound layer and to increase the nitrogen concentration, it is most important to strictly control the nitriding potential at the nitriding treatment temperature.
A graph showing the nitriding potential on the vertical axis and the temperature on the horizontal axis, showing the state of the nitride formed under the nitriding conditions and temperature conditions during the nitriding process, ie, the temperature of the iron-nitrogen binary system and the nitriding potential A Lahrer diagram (for example, "Nitriding and soft nitriding of iron", published by Agne Technical Center, p. 131) is known as an equilibrium phase diagram showing the phases to be used. Generally, when the nitriding potential rises, the phase existing in equilibrium changes from the α phase to the γ ′ phase. As the nitriding potential increases, the nitrogen concentration increases, but the thickness of the iron-nitrogen compound layer also increases. The present inventors, while reducing suppressing the thickness of the iron nitrogen compound layer, 50 [mu] m as a way of obtaining the nitrogen concentration of more than 0.20 wt% at a depth position, generation range nitride potential K _N is γ'-phase It was confirmed that the method of adjusting the temperature and the gas atmosphere so as to be 0.21 or more near the boundary between the α phase and the γ ′ phase was effective. After digitizing the boundary line of α / γ 'of the Lahrer diagram, the experiment is performed at a point on the line segment moved upward parallel, and the temperature range of 500 ° C to 600 ° C is appropriate for each temperature range. Formula (b1) and (b2) below are obtained.
<In the case of less than 500 ° C-550 ° C>
−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44≧K _N −−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.29 (b1)
<In the case of 550 ° C to 600 ° C>
−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44≧K _N ≧ 0.21 (b2)
Here, K _N = P _{NH 3} / P _{H 2} ^3/2 (P _{NH 3} : partial pressure of NH _{3 in the} atmosphere gas, P _{H 2} : partial pressure of H _{2 in the} atmosphere gas), T: the above in the nitriding step in ° C. Atmospheric gas temperature.

しかしながら、本実施形態においては、窒化のうち、窒化中に一酸化炭素および二酸化炭素ガスを流入させる軟窒化を行う。軟窒化の場合、二酸化炭素の流入により、ＣＯ_２＋Ｈ_２→ＣＯ＋Ｈ_２Ｏの反応が進行し、炉内の水素濃度が減少することに起因して窒化ポテンシャルＫ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／ＰＨ_２ ^３／２が影響を受けることが考えられる。窒化ポテンシャルはアンモニア投入量と炉内センサで測定された水素分圧を元に算出されるが、軟窒化の場合には、上記の影響で窒化ポテンシャルが高めに算出される。そのため、狙いの窒化ポテンシャルＫ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２を上方に補正した値を採用することで狙いの窒素濃度、鉄窒素化合物層厚さに調整することを検討した。 However, in the present embodiment, of the nitriding, soft nitriding is performed in which carbon monoxide gas and carbon dioxide gas are made to flow during the nitriding. In the case of soft nitriding, the reaction of CO ₂ + H ₂ → CO + H ₂ O proceeds by the inflow of carbon dioxide, and the hydrogen concentration in the furnace decreases, so the nitriding potential K _N = P _{NH 3} / PH ₂ ^{3 /} It is possible that ² is affected. The nitriding potential is calculated based on the ammonia input amount and the hydrogen partial pressure measured by the in-furnace sensor, but in the case of soft nitriding, the nitriding potential is calculated to be higher due to the above-mentioned influence. Therefore, it was studied to adjust the target nitrogen concentration and the thickness of the iron-nitrogen compound layer by adopting a value obtained by correcting the target nitriding potential K _N = P _{NH 3} / P _{H 2} ^3/2 upward.

本発明者らは、上記の式を基に、さらに実験を行った結果、上述した軟窒化の場合の水素濃度の低下の影響等も考慮し、上述した化学組成を有する鋼に窒化を行う場合、窒化ポテンシャルＫ_Ｎが以下の式（ａ１）及び（ａ２）式を満足する必要があることを明らかにした。
＜５００℃〜５５０℃未満の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５（ａ１）
＜５５０℃〜６００℃の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５・・・（ａ２）
ここで、式中の１．２５は、補正係数であり、種々の検討の結果導き出した値である。
窒化ポテンシャルＫ_Ｎが式の左辺よりも大きい場合、鉄窒化物層厚みが大きく成長する。また、窒化ポテンシャルＫ_Ｎが式の右辺よりも小さい場合、窒化後に目標となる窒素濃度が得られない。 As a result of conducting further experiments based on the above equation, the inventors of the present invention nitride the steel having the above-mentioned chemical composition, taking into consideration the influence of the reduction of the hydrogen concentration in the case of the above-mentioned soft nitriding. It was clarified that the nitriding potential K _N needs to satisfy the following formulas (a1) and (a2).
<In the case of less than 500 ° C-550 ° C>
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N {{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.29} × 1.25 (a1)
<In the case of 550 ° C to 600 ° C>
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N 0.20.21 × 1.25 (a2)
Here, 1.25 in the equation is a correction coefficient, which is a value derived as a result of various studies.
When the nitriding potential K _N is larger than the left side of the equation, the thickness of the iron nitride layer grows large. Also, if the nitriding potential K _N is smaller than the right side of expression, not the nitrogen concentration as a target obtained after nitriding.

すなわち、本実施形態に係る素形材は、上記の化学成分を有する鋼を、雰囲気ガスがＮＨ_３、ＣＯ、ＣＯ_２を含有する雰囲気の中で、５００℃〜６００℃の温度域（第１の温度域）で１時間（６０分）以上保定することによって軟窒化する窒化工程を含む製造方法によって得ることができる。また、窒化（軟窒化）に際しては、炭素ポテンシャルを０．０３以上に設定すること、かつ、前記第１の温度域が、５００℃〜５５０℃未満の場合には、Ｋ_Ｎ＝Ｐ_ＮＨ３／Ｐ_Ｈ２ ^３／２で示される窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ１）式を満足すること、前記第１の温度域が５５０〜６００℃の場合には、前記窒化ポテンシャルＫ_Ｎが下記（ａ２）式を満足することが重要である。
＜５００℃〜５５０℃未満の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．２９｝×１．２５（ａ１）
＜５５０℃〜６００℃の場合＞
｛−０．１４／９０×Ｔ＋（５００×０．１４）／９０＋０．４４｝×１．２５≧Ｋ_Ｎ≧０．２１×１．２５・・・（ａ２）
ここで、Ｐ_ＮＨ３は雰囲気ガスのＮＨ_３分圧、ＰＨ_２は雰囲気ガスのＨ_２分圧、Ｔは単位℃での前記窒化工程での前記雰囲気ガスの温度である。 That is, the mold material according to the present embodiment is a steel having the above-described chemical components, in a temperature range of 500 ° C. to 600 ° C. in an atmosphere where the atmosphere gas contains NH ₃ , CO, and CO ₂ (first In the above temperature range, it is possible to obtain a manufacturing method including a nitriding step of soft nitriding by holding for 1 hour (60 minutes) or more. In the case of nitriding (soft nitriding), setting the carbon potential to 0.03 or more, and when the first temperature range is less than 500 ° C. to 550 ° C., K _N = P _{NH 3} / P _{When the} nitriding potential K _N represented by _{H 2} ^3/2 satisfies the following equation (a1) and the first temperature range is 550 to 600 ° C., the nitriding potential K _N satisfies the following equation (a2) It is important to be satisfied.
<In the case of less than 500 ° C-550 ° C>
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N {{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.29} × 1.25 (a1)
<In the case of 550 ° C to 600 ° C>
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N 0.20.21 × 1.25 (a2)
Here, P _NH3 is the partial pressure of NH ₃ of the atmosphere gas, PH ₂ is the partial pressure of H ₂ of the atmosphere gas, and T is the temperature of the atmosphere gas in the nitriding step in ° C.

ただし、本実施形態に係る素形材の製造方法は脱炭を抑制し、所定の炭素濃度、窒素濃度を得ることができ、かつ、表層の鉄窒素化合物層の厚みを所定の厚み以内に抑制することができれば、上記の軟窒化に限定されない。上記要件を満たす窒化処理であれば、ガス窒化、プラズマ窒化、イオン窒化等の軟窒化以外の手段を用いて構わない。
さらには、本願記載の化学成分からなる鋼を窒化処理後に所定の炭素濃度、窒素濃度を満足すれば、窒化処理後に鉄窒素化合物層を研磨して本願規定の範囲内に調整する方法を用いてもよい。
また、軟窒化工程以外の鋳造、圧延、鍛造などの工程については、要求される機械的特性等に応じて、公知の方法で行えばよい。 However, the method for producing a molded article according to the present embodiment can suppress decarburization, obtain a predetermined carbon concentration and nitrogen concentration, and suppress the thickness of the surface layer of the iron-nitrogen compound layer within the predetermined thickness. If it can be done, it is not limited to the above-mentioned soft nitriding. As long as the nitriding treatment satisfies the above requirements, means other than soft nitriding such as gas nitriding, plasma nitriding, ion nitriding and the like may be used.
Furthermore, if the steel consisting of the chemical components described in the present application is nitrided and if it satisfies the predetermined carbon concentration and nitrogen concentration, the method of polishing the iron-nitrogen compound layer after the nitriding and adjusting it within the range defined in the present application is used. It is also good.
Further, the steps of casting, rolling, forging, etc. other than the soft nitriding step may be performed by a known method according to the required mechanical characteristics and the like.

＜本実施形態に係る高周波焼入れ部品の製造方法＞
本実施形態に係る高周波焼入れ部品は、上記の製造方法で得られた高周波焼入れ部品の素形材に、高周波焼入れを行うことによって得られる。
すなわち、上述した高周波焼入れ部品の素形材の製造方法が含む、鋼を軟窒化する工程に加えて、高周波焼入れを行う工程を含む。
高周波焼入れを行う工程では、焼入れ温度（最高加熱温度）を８５０〜１１００℃とし、この温度域（第２の温度域）から、冷却を行う。焼入れ温度が８５０℃未満であると、高周波焼入れにより素形材に十分な焼入れを施すことができず、初析フェライトが出現し、表面硬化層の硬さが不均一になり、面疲労強度は向上しない。また、表層部が十分にオーステナイト化せず、所望の焼入れ層深さを得ることができない。一方、焼入れ温度が１１００℃を超えた場合には、表層部の酸化が著しくなり、表面性状の円滑さは充分に確保されない。この場合、面疲労強度が低下する。
また、十分に表層をオーステナイト化するため、８５０℃以上となる時間が、０．５秒以上１分以内であることが好ましい。 <Method of Manufacturing Induction Hardened Parts according to this Embodiment>
The induction-hardened part according to the present embodiment is obtained by performing induction hardening on the shaped material of the induction-hardened part obtained by the above-described manufacturing method.
That is, the method includes the step of performing induction hardening in addition to the step of soft nitriding the steel, which is included in the method of manufacturing a raw material of induction hardened component described above.
In the step of induction hardening, the hardening temperature (maximum heating temperature) is set to 850 to 1100 ° C., and cooling is performed from this temperature range (second temperature range). If the quenching temperature is less than 850 ° C., induction hardening can not sufficiently quench the formed material, pro-eutectoid ferrite appears, the hardness of the surface hardened layer becomes uneven, and the surface fatigue strength It does not improve. In addition, the surface layer portion is not sufficiently austenitized, and a desired hardened layer depth can not be obtained. On the other hand, when the quenching temperature exceeds 1100 ° C., the oxidation of the surface layer becomes remarkable, and the smoothness of the surface property is not sufficiently secured. In this case, the surface fatigue strength decreases.
Moreover, in order to austenitize a surface layer sufficiently, it is preferable that the time which becomes 850 degreeC or more is 0.5 second or more and less than 1 minute.

以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した１条件例であり、本発明は、この１条件例のみに限定されるものではない。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において、種々の条件を採用し得る。 Hereinafter, the present invention will be specifically described by way of examples. The conditions in the examples are one condition example adopted to confirm the practicability and effects of the present invention, and the present invention is not limited to only this one condition example. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the scope of the present invention.

表１に示す化学組成を有する鋼材を作製した。表１に示す化学組成を有する鋳片を熱間鍛造にてφ４０ｍｍに鍛伸し、８５０℃で１時間の加熱後に空冷を行う焼ならしを行った。その後、面疲労強度評価のためのローラーピッチング疲労試験用には、上記の熱処理後のφ４０ｍｍの中心から直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片に切削加工した。 A steel material having the chemical composition shown in Table 1 was produced. A slab having the chemical composition shown in Table 1 was forged to have a diameter of 40 mm by hot forging, and was subjected to normalizing in which air cooling was performed after heating at 850 ° C. for 1 hour. Thereafter, for roller pitting fatigue test for surface fatigue strength evaluation, a small roller test piece having a cylindrical portion with a diameter of 26 mm and a width of 28 mm was cut from the center of φ40 mm after the above heat treatment.

小ローラー試験片は同一条件での軟窒化処理、高周波焼入れ、焼戻しを複数行い各条件について１２本ずつ作製した。その内、各条件２本ずつを硬度測定などの材質調査用に使用し、残りの１０本をローラーピッチング試験で面疲労強度を評価した。
具体的には、まず、小ローラー試験片について、軟窒化処理（各温度、各時間条件での軟窒化後、Ｎ_２ガス冷却、浸炭ガス組成：ＣＯ＋ＣＯ_２流量調整、窒化ガス組成：Ｎ_２＋ＮＨ_３流量調整により窒化ポテンシャルを制御）を施した。
この小ローラー試験片に対し、材質調査用の小ローラーを各１本ずつ使用し、ＥＰＭＡにより窒素濃度と炭素濃度の線分析を行い、断面から５０μｍ深さの窒素濃度と炭素濃度を測定した。また、同じ小ローラーを用いてＳＥＭで観察を行い、鉄窒素化合物層の厚みを測定した。
次に、残りの小ローラー試験片に対し、表３に示す条件で高周波焼入れを施した後、１５０℃で１ｈｒの焼戻し処理を行った。
次に、焼入れ焼戻しを行った小ローラー試験片１０本を後述するローラーピッチング試験に供した。また、材質調査用の小ローラーの残り１本ずつを使用して３００℃で６０分の焼戻し処理を行った後、断面から５０μｍ深さのビッカース硬度を測定した。ローラーピッチング疲労試験での鋼材の耐久性は、３００℃焼戻し硬さと正の相関があることが一般に知られている。本発明では、３００℃焼戻し硬さが、ビッカース硬さで７００Ｈｖ以上を目標とした。 A plurality of small roller test pieces were subjected to soft nitriding, induction hardening and tempering under the same conditions, and 12 pieces were produced for each condition. Among them, two of each condition were used for material investigation such as hardness measurement, and the remaining ten were evaluated for surface fatigue strength by a roller pitting test.
Specifically, first, for small roller test pieces, soft nitriding (after soft nitriding under each temperature and each time condition, N ₂ gas cooling, carburizing gas composition: CO + CO ₂ flow adjustment, nitriding gas composition: N ₂ + NH ₃ ) The nitriding potential was controlled by adjusting the flow rate.
Each of the small roller test pieces was subjected to line analysis of nitrogen concentration and carbon concentration by EPMA using one small roller for material examination, and the nitrogen concentration and carbon concentration of 50 μm depth from the cross section were measured. Moreover, it observed by SEM using the same small roller, and measured the thickness of the iron nitrogen compound layer.
Next, after induction hardening was performed on the remaining small roller test pieces under the conditions shown in Table 3, a tempering treatment was performed at 150 ° C. for 1 hour.
Next, ten small roller test pieces subjected to quenching and tempering were subjected to a roller pitching test described later. After tempering at 300 ° C. for 60 minutes using one remaining small roller for material examination, the Vickers hardness at a depth of 50 μm was measured from the cross section. It is generally known that the durability of steel materials in the roller pitting fatigue test has a positive correlation with the 300 ° C. temper hardness. In the present invention, the 300 ° C. temper hardness is targeted at 700 Hv or more in Vickers hardness.

上記で作製した小ローラー試験片と別途作製した大ローラー試験片（ＳＣＭ７２２の浸炭後表面研削）とを用いて標準的な面疲労強度試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラー試験片に種々のヘルツ応力の面圧で大ローラー試験片を押し付けて、接触部での両ローラー試験片の周速方向を同一方向とし、滑り率を−４０％（小ローラー試験片よりも大ローラー試験片の方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて試験を行った。上記接触部に潤滑油として供給するＡＴＦ（ＡＴ用潤滑油）の油温は８０℃とし、大ローラー試験片と小ローラー試験片との接触応力を３５００ＭＰａとした。試験打ち切り回数を１０００万回（１０^７回）とし、小ローラー試験片においてピッチングが発生せずに１０００万回の回転数に達した場合、面疲労強度が十分高く、小ローラー試験片の耐久性（ローラーピッチング疲労耐久性）が十分確保されたと判断した。ピッチング発生の検出は試験機に備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチングの発生と回転数を確認した。 The roller pitting fatigue test which is a standard surface fatigue strength test was performed using the small roller test piece manufactured above and the large roller test piece (surface grinding after carburizing of SCM 722) separately manufactured. In the roller pitching fatigue test, the large roller test piece is pressed against the small roller test piece under various Hertz stress contact pressure, and the circumferential velocity direction of both the roller test pieces at the contact portion is the same direction, and the slip ratio is -40% The test was conducted by rotating as (the circumferential speed of the contact portion of the large roller test piece is 40% larger than that of the small roller test piece). The oil temperature of ATF (lubricating oil for AT) supplied as lubricating oil to the contact portion was 80 ° C., and the contact stress between the large roller test piece and the small roller test piece was 3500 MPa. When the number of times of test discontinuation is 10 million times (10 ⁷ times) and the number of revolutions of the small roller test piece reaches 10 million times without occurrence of pitching, the surface fatigue strength is sufficiently high, and the durability of the small roller test piece It was determined that (roller pitching fatigue resistance) was sufficiently secured. The occurrence of pitching was detected by a vibration meter provided in the tester, and after the detection of vibration, the rotation of both rollers was stopped to confirm the occurrence of pitching and the number of rotations.

また、上記に示すローラーピッチング疲労試験片と同様の条件で窒化処理、高周波焼入れ、および焼き戻しを行なった素材から、図１に示す寸法で環状Ｖ字型切欠き形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作成し、この試験片を用いて回転曲げ疲労試験を行った。試験条件として、回転曲げ疲労曲げ応力を７６０ＭＰａとした。また、試験打ち切り回数を１０万回（１０^５回）とし、破断せずに１０万回に達した場合に耐久性が十分確保されたと判断した。
表２に窒化条件及び高周波条件、並びに材質調査結果及びローラーピッチング試験の結果、曲げ疲労強度試験結果を示す。 Also, from the material that has been subjected to nitriding treatment, induction hardening and tempering under the same conditions as the roller pitching fatigue test pieces shown above, the notch with the notch of the annular V-shaped notch shape and the size shown in FIG. A bending fatigue test piece was prepared, and a rotational bending fatigue test was performed using this test piece. As a test condition, rotational bending fatigue bending stress was set to 760 MPa. Further, the test censoring times and 100,000 times ⁽¹⁰⁵ times), it is determined that the durability is sufficiently ensured when reached 100,000 times without breaking.
Table 2 shows the bending fatigue strength test results of the nitriding condition and the high frequency condition, the result of the material examination and the result of the roller pitting test.

試験Ｎｏ．１〜１３は、本発明の化学成分範囲内にある表１の鋼材Ｎｏ．ａ〜ｋの鋼を用いた例であり、窒化後の表面から深さ方向に５０μｍ位置の炭素濃度及び窒素濃度、並びに、鉄窒素化合物層の厚みも本発明の範囲内であった。また、試験Ｎｏ．１〜１３は高周波焼入れ後において、いずれもローラーピッチング疲労試験において３５００ＭＰａの応力条件で１０００万回耐久を確保している。また、曲げ疲労試験において、１０万回耐久を確保している。
一方、試験Ｎｏ．１４〜２１の比較例のうち、試験Ｎｏ．１７を除くすべての比較例において１０００万回に到達する前に損傷が発生し、ローラーピッチング疲労試験において、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。試験Ｎｏ．１７については、熱間鍛造時に割れが発生し試験片採取が不可能であったため、評価を行わなかった。
また、試験Ｎｏ．１４〜２１の比較例のうち、試験Ｎｏ．１５、１７、２０を除くすべての比較例において１０万回に到達する前に損傷が発生し、曲げ疲労試験において、曲げ疲労耐久性が不十分であった。試験Ｎｏ．１７については、熱間鍛造時に割れが発生し試験片採取が不可能であったため、評価を行わなかった。 Test No. 1 to 13 are steel No. 1 of Table 1 within the chemical composition range of the present invention. It is an example using steel of ak, The carbon concentration and nitrogen concentration of a 50 micrometer position in the direction of depth from the surface after nitriding, and the thickness of an iron nitrogen compound layer were also within the scope of the present invention. In addition, test No. 1 to 13 ensure durability 10 million times under stress conditions of 3500 MPa in the roller pitting fatigue test after induction hardening. In addition, in the bending fatigue test, the endurance of 100,000 times is secured.
On the other hand, test No. Among the comparative examples 14 to 21, test No. 1. Damage occurred before reaching 10 million times in all the comparative examples except 17, and in the roller pitting fatigue test, the roller pitting fatigue resistance was insufficient. Test No. No. 17 was not evaluated because a crack occurred at the time of hot forging and the specimen could not be collected.
In addition, test No. Among the comparative examples 14 to 21, test No. 1. Damage occurred before reaching 100,000 times in all the comparative examples except 15, 17, and 20, and the bending fatigue resistance was insufficient in the bending fatigue test. Test No. No. 17 was not evaluated because a crack occurred at the time of hot forging and the specimen could not be collected.

ここで一方、試験Ｎｏ．１４〜１７に示す鋼材Ｎｏ．ｌ〜Ｏの鋼は、いずれかの化学成分が本発明範囲を逸脱していた。
試験Ｎｏ．１４についてはＣ含有量が本発明の範囲より少ないため、窒化後の５０μｍ深さの炭素濃度も本発明の範囲を下回っており、３００℃焼戻し後の硬さが目標値であるビッカース硬さの７００より低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１５についてはＣｒ含有量が本発明の範囲より少ないため、窒化後の５０μｍ深さの窒素濃度が本願規定を下回っていた。その結果、十分な焼戻し軟化抵抗が得られず、３００℃焼戻し後の硬さが、目標値であるビッカース硬さ７００Ｈｖより低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１６についてはＳ含有量が本発明の範囲より多いため、ＭｎＳを起点とした損傷が発生し、ローラーピッチング疲労耐久性、曲げ疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１７についてはＣ含有量が本発明の範囲より多いため、熱間鍛造時に割れが発生し、その後の試験評価ができなかった。
試験Ｎｏ．１８については、窒化が軟窒化ではなかったため、脱炭を抑制できず、窒化後の５０μｍ深さの炭素濃度が本発明の範囲を下回っていた。その結果、３００℃焼戻し後の硬さが目標値であるビッカース硬さ７００Ｈｖより低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。また、炭素濃度が低くなった結果、表層硬度が低く、曲げ疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．１９については、窒化時の窒化ポテンシャルが高く、鉄窒素化合物層の厚みが本発明の範囲を上回っていた。その結果、高周波焼入れ後に異常組織が発生し、ローラーピッチング疲労耐久性、曲げ疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．２０については、窒化時の窒化ポテンシャルが低く、窒化後の５０μｍ深さの窒素濃度が本発明の範囲を下回っていた。その結果、十分な焼戻し軟化抵抗が得られず、３００℃焼戻し後の硬さが目標値であるビッカース硬さ７００Ｈｖより低く、ローラーピッチング疲労耐久性が不十分であった。
試験Ｎｏ．２１については、素形材の段階では、５０μｍ深さの窒素濃度、炭素濃度、及び鉄窒化物層の厚みが、本発明を満足していた。しかしながら、この素形材に対して行った高周波焼入れ温度が高すぎたため、表層が著しく酸化し、凹凸を生じた。そのため、高周波焼入れ後の特性（高周波焼入れ部品の特性）において、ローラーピッチング疲労耐久性、曲げ疲労耐久性が不十分であった。 Here, on the other hand, the test No. Steel No. shown in 14-17. In the steels of 1 to 0, any chemical component deviated from the scope of the present invention.
Test No. As the carbon content of No. 14 is less than the range of the present invention, the carbon concentration at 50 .mu.m depth after nitriding is also below the range of the present invention, and the Vickers hardness is the target value of the hardness after tempering at 300.degree. It was lower than 700, and the roller pitting fatigue resistance was insufficient.
Test No. As for No. 15, since the Cr content is less than the range of the present invention, the nitrogen concentration of 50 μm depth after nitriding was below the specification of the present application. As a result, sufficient temper softening resistance was not obtained, and the hardness after tempering at 300 ° C. was lower than the target value of Vickers hardness 700 Hv, and the roller pitting fatigue resistance was insufficient.
Test No. As the S content of No. 16 was larger than the range of the present invention, damage originating from MnS occurred, and the roller pitting fatigue resistance and the bending fatigue resistance were insufficient.
Test No. As the C content of No. 17 was larger than the range of the present invention, cracking occurred during hot forging, and subsequent test evaluation could not be performed.
Test No. As for No. 18, because nitriding was not soft nitriding, decarburization could not be suppressed, and the carbon concentration of 50 μm depth after nitriding was below the range of the present invention. As a result, the hardness after tempering at 300 ° C. was lower than the target value of Vickers hardness 700 Hv, and the roller pitting fatigue resistance was insufficient. Moreover, as a result of the carbon concentration being lowered, the surface layer hardness was low and the bending fatigue resistance was insufficient.
Test No. As for No. 19, the nitriding potential at the time of nitriding was high, and the thickness of the iron-nitrogen compound layer exceeded the range of the present invention. As a result, an abnormal structure was generated after induction hardening, and the roller pitting fatigue resistance and the bending fatigue resistance were insufficient.
Test No. As for No. 20, the nitriding potential at the time of nitriding was low, and the nitrogen concentration of 50 μm depth after nitriding was below the range of the present invention. As a result, sufficient temper softening resistance was not obtained, and the hardness after tempering at 300 ° C. was lower than the target value of 700 V H of Vickers hardness, and the roller pitting fatigue resistance was insufficient.
Test No. As for No. 21, at the stage of forming material, nitrogen concentration of 50 μm depth, carbon concentration, and thickness of iron nitride layer satisfied the present invention. However, since the induction hardening temperature applied to this shaped material was too high, the surface layer was significantly oxidized to cause unevenness. Therefore, roller pitting fatigue durability and bending fatigue durability were insufficient in the characteristics after induction hardening (characteristics of induction hardened parts).

本発明によれば、自動車等の動力伝達部品用に適用できる高い面疲労強度、曲げ疲労強度を有した、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の高周波焼入れ部品の素形材及びその製造方法を提供することができ、これにより自動車の高出力化および低コスト化等に大きく寄与する。 According to the present invention, a prototype of induction hardened parts such as gears, continuously variable transmissions, constant velocity joints, hubs, bearings, etc. having high surface fatigue strength and bending fatigue strength applicable to power transmission parts such as automobiles. It is possible to provide a material and a method of manufacturing the same, which greatly contributes to high output and low cost of a car.

Claims

The chemical composition is in mass%,
C: 0.43 to 0.65 %,
Si: 0.19 to 0.80 %,
Mn: 0.80 to 1.25 %,
Cr: 0.25 to 1.49 %,
S: 0.0001 to 0.1%,
Al: 0.001 to 0.50%,
N: 0.001 to 0.020%,
B: 0-0.0050%,
W: 0 to 0.50%,
Mo: 0 to 1.0%,
V: 0 to 1.0%,
Nb: 0 to 0.30%,
Ti: 0 to 0.20%,
Zr: 0 to 0.05%,
Sb: 0 to 0.10%,
Sn: 0 to 0.10%,
Cu: 0 to 2.0%
Ni: 0 to 2.0%,
Ca: 0 to 0.010%
Mg: 0 to 0.010%
Te: 0 to 0.10%
Contains
P: 0.05% or less,
O: less than 0.0050%,
Restricted to
The balance is Fe and impurities,
The iron-nitrogen compound layer is limited to 10 μm or less in the thickness direction from the surface,
A shaped material of an induction-quenched part characterized in that the nitrogen concentration at a position of 50 μm from the surface in the depth direction is 0.20 mass% or more and the carbon concentration is 0.40 mass% or more.

The chemical component is, by mass%,
B: 0.0003 to 0.0050%,
W: 0.0025 to 0.5%,
Mo: 0.05 to 1.0%,
V: 0.05 to 1.0%,
Nb: 0.005 to 0.30%,
Ti: 0.005 to 0.20%,
Zr: 0.0005 to 0.05%
The cast material of the induction-quenched part according to claim 1, characterized in that it contains one or more selected from the following.

The chemical component is, by mass%,
Sb: 0.0005 to 0.10%,
Sn: 0.01 to 0.10%,
Cu: 0.01 to 2.0%,
Ni: 0.01 to 2.0%
The cast material of the induction hardening parts according to claim 1 or 2, characterized in that it contains one or more selected from the following.

The chemical component is, by mass%,
Ca: 0.0005 to 0.010%,
Mg: 0.0005 to 0.010%,
Te: 0.0005 to 0.10%
The shaped material of the induction-quenched part according to any one of claims 1 to 3, characterized in that it contains one or more selected from the above.

It consists industrial castings of induction hardening component as claimed in any one of claims 1 to 4, after tempering at 300 ° C., at 50μm depth from the surface, it has a higher hardness 700Hv in Vickers hardness Induction hardened parts characterized by

It is a manufacturing method of the cast material of induction hardening parts according to any one of claims 1 to 4, and the atmosphere gas is a steel having a chemical component according to any one of claims 1 to 4. In the atmosphere containing NH ₃ , CO and CO ₂ , it has a nitriding step of soft nitriding by holding at a first temperature range of 500 ° C. to 580 ° C. for 1 hour or more,
In the nitriding step, when the carbon potential is set to 0.03 or more and the first temperature range is less than 500 ° C. to less than 550 ° C., the nitriding potential K _N represented by the following formula (a) is The induction hardening is characterized by satisfying the formula (a1) and setting the nitriding potential K _N to satisfy the following formula (a2) when the first temperature range is 550 ° C. to 580 ° C. Method for manufacturing parts of parts.
K _N = P _{NH 3} / P _{H 2} ^3/2 (a)
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N {{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.29} × 1.25 (a1)
{−0.14 / 90 × T + (500 × 0.14) /90+0.44} × 1.25 ≧ K _N 0.20.21 × 1.25 (a2)
Here, P 2 _{NH 3} is the partial pressure of NH ₃ in the atmosphere gas, P ₂ H _{2 is the} partial pressure of H _{2 in the} atmosphere gas, and T is the temperature of the atmosphere gas in the nitriding step in ° C.

Wherein <br/> to have a step of performing induction hardening of cooling after heating to a temperature range of the formed and fabricated material induction hardened parts 850 ° C. C. to 1100 ° C. according to any one of claims 1-4 Method of manufacturing induction hardened parts.