JP2018141217A - Component and method for producing the same - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a component which causes less heat treatment strain and is excellent in abrasion resistance and fatigue characteristics, and a method for producing the same.SOLUTION: A component is made of predetermined components, and has such a component composition that a Z value defined by the expression (1): Z=186-449C+38Si-8Mn-4Ni+7Cu-29Cr+15Mo+165V+142Ti+368Al+4210B is 30 or more, where in a tissue from the surface of the component to a depth of 100 μm, a volume ratio of residual austenite is 30% or less and the balance is made of either or both of martensite and bainite, and a tissue other than a nitrided part contains 5 to 60% of ferrite in an area ratio and 40 to 95% of either or both of the martensite and the bainite in the total area ratio.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は部品に関し、例えばトランスミッションに用いられるサンギヤ、リングギヤ、シャフトギヤ等や、ＣＶＴ用プーリー、また、エンジンに用いられるクランクシャフト、タイミングギヤ、カムギヤ、カムシャフト、インジェクションノズル等の自動車部品、あるいは、例えば減速機用のギヤ類、各種シャフト類等の各種産業機器用部品として好適に用いることができる、熱処理歪が少なく、かつ耐摩耗性と疲労特性に優れた部品に関する。また、本発明は前記部品の製造方法に関する。   The present invention relates to parts, for example, sun gears, ring gears, shaft gears, etc. used for transmissions, CVT pulleys, automobile parts such as crankshafts, timing gears, cam gears, camshafts, injection nozzles used for engines, or For example, the present invention relates to a part that can be suitably used as a part for various industrial equipment such as gears for reduction gears, various shafts, etc., and has low wear distortion and excellent wear resistance and fatigue characteristics. The present invention also relates to a method for manufacturing the component.

自動車等に用いられている軸類、歯車類は、近年、省エネルギーのための車体軽量化に伴って小型化が要求される一方、エンジンの高出力化、電動化により負荷が増大していることから、耐久性の向上が求められている。一方、省力化の観点からは製造工程の省略が検討されており、熱処理後の歪取り等が省略可能なことも重要となっている。   In recent years, shafts and gears used in automobiles and the like have been required to be reduced in size with the reduction in weight of the vehicle body for energy saving, while the load has increased due to higher engine output and electrification. Therefore, improvement in durability is required. On the other hand, from the viewpoint of labor saving, the omission of the manufacturing process has been studied, and it is also important that the distortion removal after the heat treatment can be omitted.

従来、高強度部材としては、ＪＩＳ ＳＣＭ４２０Ｈ、ＳＮＣＭ４２０Ｈ等の肌焼鋼を成形し、浸炭焼入れ焼戻し処理を行って得られる部品が用いられてきた。また、熱処理後の歪が小さいことが求められる部品の製造には、軟窒化処理が用いられてきた。   Conventionally, as a high-strength member, a part obtained by forming a case-hardened steel such as JIS SCM420H or SNCM420H and subjecting it to carburizing and quenching and tempering has been used. In addition, soft nitriding has been used in the manufacture of parts that are required to have low strain after heat treatment.

さらに近年では、浸窒焼入れ処理を採用して、強度と低歪を両立させた部品を製造することが検討されている。例えば、特許文献１〜３では、従来実施されている浸窒焼入れ方法に対して改良を加えることで、部品の硬度分布および組織を制御する方法が提案されている。また、特許文献４および８では、新たな浸窒焼入れ法としてプラズマを用いた浸窒焼入れが提案されている。   Furthermore, in recent years, it has been studied to produce a part having both strength and low strain by adopting a nitriding quenching process. For example, Patent Documents 1 to 3 propose a method of controlling the hardness distribution and structure of a part by improving the conventional nitriding quenching method. In Patent Documents 4 and 8, nitriding quenching using plasma is proposed as a new nitriding quenching method.

特許文献５では、浸窒時における炉内雰囲気などを制御することにより、部品表層における窒素濃度をコントロールする方法が提案されている。また、特許文献６では、浸窒焼入れを適用したねじ部品が提案されている。   Patent Document 5 proposes a method of controlling the nitrogen concentration in the component surface layer by controlling the atmosphere in the furnace during nitriding. Further, Patent Document 6 proposes a screw component to which nitrogen quenching is applied.

特許文献７では、特定の成分組成を有する鋼材に対して浸窒焼入れを施す方法が提案されている。前記方法によれば、浸窒焼入れの時間が短くとも目的とする硬度分布を得ることができ、さらに表層の組織を制御する事で疲労強度が向上するとされている。   Patent Document 7 proposes a method of subjecting a steel material having a specific component composition to nitrogen quenching. According to the above-described method, the intended hardness distribution can be obtained even if the time for nitriding and quenching is short, and the fatigue strength is improved by controlling the structure of the surface layer.

特開２００９−２７０１５５号公報JP 2009-270155 A 特開２０１０−１３８４６０号公報JP 2010-138460 A 特開２０１０−２２９５２４号公報JP 2010-229524 A 特開２０１４−１１１８２１号公報JP 2014-1111821 A 特開２０１５−０２５１６１号公報Japanese Patent Laying-Open No. 2015-025161 特開２０１５−２１２５５９号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2015-212559 特許第５６１７７４７号公報Japanese Patent No. 5617747 特許第５９４４７９７号公報Japanese Patent No. 59449797

しかし、特許文献１〜４および８では、浸窒焼入れ方法については改良が試みられているものの、素材としては従来と同様のものが用いられている。そのため、従来品よりも大きく特性が向上するとは言い難い。   However, in Patent Documents 1 to 4 and 8, although improvements have been attempted with respect to the nitriding and quenching method, the same materials as used in the past are used. Therefore, it is difficult to say that the characteristics are greatly improved over the conventional products.

また、特許文献５および６で提案されている方法によれば部品の耐摩耗性をある程度向上させることができるものの、著しく向上するとまではいえない。また、前記方法では、その他の疲労特性を向上させることはできない。   Further, according to the methods proposed in Patent Documents 5 and 6, although the wear resistance of the parts can be improved to some extent, it cannot be said that it is significantly improved. In addition, other fatigue characteristics cannot be improved by the above method.

特許文献７で提案されている方法によれば、表層組織と硬度分布を制御することによって現状の必要強度を維持できるが、それ以上の疲労強度を得るには不十分である。   According to the method proposed in Patent Document 7, the present required strength can be maintained by controlling the surface layer structure and the hardness distribution, but it is insufficient to obtain a higher fatigue strength.

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、熱処理歪が少なく、かつ耐摩耗性と疲労特性に優れた部品およびその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a component having a small amount of heat treatment distortion and excellent in wear resistance and fatigue characteristics and a method for manufacturing the same.

本発明者等は、上記課題の達成に向けて鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。   As a result of intensive studies aimed at achieving the above-mentioned problems, the present inventors have obtained the following knowledge.

（１）窒素は、鋼の素地中に固溶して強化する作用を有する元素である。したがって、窒素を含有させることによって鋼部品の疲労強度を向上させることができる。さらに、部品の素地中に固溶した窒素は、使用時に該部品が発熱した際に微細な窒化物を形成し、該窒化物が分散することにより素材を強化する。そのため、窒素を含有させることは、摩耗を伴う疲労に対する耐性を向上させる観点からも有効である。 (1) Nitrogen is an element having a function of strengthening by solid solution in a steel substrate. Therefore, the fatigue strength of the steel part can be improved by containing nitrogen. Further, nitrogen dissolved in the base material of the component forms fine nitrides when the components generate heat during use, and the nitride is dispersed to strengthen the material. Therefore, the inclusion of nitrogen is also effective from the viewpoint of improving the resistance to fatigue accompanying wear.

（２）そのため、部品の耐摩耗性や疲労強度を向上させるためには浸窒焼入れ処理を行うことが有効であるが、浸窒焼入れ部品の疲労強度を向上させるためには、該部品の表面硬度を高めることと、硬化層の厚さを増加させることに加えて、非浸窒領域の硬度を高めることが必要である。したがって、疲労強度を高めるという観点からは、部品の表層だけでなく、内部（非浸窒領域）の組織をマルテンサイトまたはベイナイトとすることが望ましい。 (2) Therefore, in order to improve the wear resistance and fatigue strength of a part, it is effective to perform a nitro-quenching treatment, but in order to improve the fatigue strength of a nitro-quenched part, the surface of the part In addition to increasing the hardness and increasing the thickness of the hardened layer, it is necessary to increase the hardness of the non-nitriding region. Therefore, from the viewpoint of increasing the fatigue strength, it is desirable that not only the surface layer of the part but also the internal (non-nitriding region) structure be martensite or bainite.

（３）しかし、非浸窒領域の硬度を向上させると、焼入れした際の歪（熱処理歪）が大きくなる。前記熱処理歪は、焼入れ時にオーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトへ変態した際に発生する体積膨張に起因する。したがって、焼入れ時の膨張を抑制して熱処理歪を低減するためには、内部の組織を変態させないか、または変態量を減らす事が必要である。 (3) However, when the hardness of the non-nitriding region is improved, the strain (heat treatment strain) when quenched is increased. The heat treatment strain is caused by volume expansion that occurs when transformation from austenite to martensite or bainite during quenching. Therefore, in order to suppress expansion during quenching and reduce heat treatment strain, it is necessary not to transform the internal structure or to reduce the amount of transformation.

（４）以上のように、熱処理歪の低減と疲労強度の向上は相反する課題と言える。しかし、表層組織をマルテンサイトおよび／またはベイナイトとし、かつ内部組織をマルテンサイトおよび／またはベイナイトに加えてフェライトを含有する組織とすることにより、熱処理歪の低減と疲労強度の向上を両立させることができる。 (4) As described above, it can be said that reduction of heat treatment strain and improvement of fatigue strength are conflicting problems. However, by making the surface structure martensite and / or bainite and the internal structure a structure containing ferrite in addition to martensite and / or bainite, both reduction of heat treatment strain and improvement of fatigue strength can be achieved. it can.

（５）鋼の成分組成が特定の条件を満たすよう厳密に制御することにより、浸窒焼入れ部品において、上記の表層組織および内部組織を実現することができる。 (5) By strictly controlling the component composition of the steel so as to satisfy a specific condition, the above surface structure and internal structure can be realized in the nitrocarburized part.

（６）加えて、内部硬度を高めるという観点からは、軟質な組織であるフェライトを強化することが必要であり、そのためにはフェライト中にＳｉを固溶させて強化することが有効である。また、Ｓｉは焼き戻しによる軟化を抑制する効果を有している。そのため、Ｓｉを所定量含有させることにより、部品の使用時に表層部が摩擦熱によって軟化することを防止し、耐摩耗性を向上させることができる。 (6) In addition, from the viewpoint of increasing the internal hardness, it is necessary to reinforce ferrite, which is a soft structure. For that purpose, it is effective to strengthen Si by dissolving it in ferrite. Si has an effect of suppressing softening due to tempering. Therefore, by containing a predetermined amount of Si, it is possible to prevent the surface layer portion from being softened by frictional heat during use of the component, and to improve the wear resistance.

本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は、次のとおりである。
１．鋼からなり、表層に浸窒部を有する部品であって、
前記鋼が、質量％で、
Ｃ ：０．０８〜０．５０％、
Ｓｉ：０．８０％超、１．８０％以下
Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．１００％以下、
Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、および
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上である成分組成を有し、
前記部品の表面から１００μｍの深さまでの組織が、残留オーステナイトの体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなり、
前記浸窒部以外における組織が、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含む、部品。
記
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
（ただし、（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする） This invention is made | formed based on the said knowledge, The summary structure is as follows.
1. A part made of steel and having a nitriding part on its surface,
The steel is in% by mass,
C: 0.08 to 0.50%
Si: more than 0.80%, 1.80% or less Mn: 0.30 to 2.50%,
P: 0.100% or less,
S: 0.100% or less,
Cr: 0.05-2.50%,
Al: 0.005-0.080%, and N: 0.0020-0.0300%,
Containing the balance Fe and inevitable impurities, and having a component composition having a Z value of 30 or more defined by the following formula (1):
The structure from the surface of the part to a depth of 100 μm has a volume fraction of retained austenite of 30% or less, and the balance consists of one or both of martensite and bainite,
A part in which the structure other than the nitriding part contains ferrite in an area ratio of 5 to 60% and one or both of martensite and bainite in a total area ratio of 40 to 95%.
Z = 186-449C + 38Si-8Mn-4Ni + 7Cu-29Cr + 15Mo + 165V + 142Ti + 368Al + 4210B (1)
(However, the element symbol in the formula (1) represents the content (% by mass) of each element in the steel and is zero when not contained)

２．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、および
Ｓｂ：０．００５０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の部品。 2. The component composition is mass%,
Cu: 0.50% or less,
2. The component according to 1 above, further comprising one or more selected from the group consisting of Ni: 2.0% or less and Sb: 0.0050% or less.

３．前記成分組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｖ ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、および
Ｂ ：０．００８０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１または２に記載の部品。 3. The component composition is mass%,
Mo: 0.80% or less,
V: 0.200% or less,
3. The component according to 1 or 2 above, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Ti: 0.200% or less and B: 0.0080% or less.

４．上記１〜３のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼を加工して部品形状とした後、浸窒処理を施し、次いで焼入れを行う、部品の製造方法。 4). A method for manufacturing a part, comprising: processing the steel having the component composition according to any one of 1 to 3 above into a part shape; performing a nitriding treatment; and then quenching.

５．前記焼入れの後に、さらに１５０℃〜３５０℃の温度で焼戻しを行う、上記４に記載の部品の製造方法。 5. 5. The method for producing a component according to 4 above, wherein tempering is further performed at a temperature of 150 ° C. to 350 ° C. after the quenching.

本発明によれば、熱処理歪が少なく、かつ耐摩耗性と疲労特性に優れた部品を得ることができる。本発明の部品は、自動車、産業機械等に好適に使用することができ、熱処理後の歪取りも不要であるため、産業上極めて有用である。   According to the present invention, it is possible to obtain a component with less heat treatment distortion and excellent wear resistance and fatigue characteristics. The parts of the present invention can be suitably used for automobiles, industrial machines and the like, and are extremely useful industrially because they do not require distortion removal after heat treatment.

実施例において熱処理変形量の測定に用いた試験片の模式図である。It is a schematic diagram of the test piece used for the measurement of the heat processing deformation amount in an Example. 実施例において回転曲げ疲労試験に用いた試験片の模式図である。It is a schematic diagram of the test piece used for the rotation bending fatigue test in the Example. 実施例においてローラーピッチング試験に用いた試験片の模式図である。It is a schematic diagram of the test piece used for the roller pitching test in the Example. 実施例における浸窒焼入れ処理条件を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the nitriding quenching process conditions in an Example.

次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施態様を示すものであり、本発明は以下の説明によって何ら限定されるものではない。   Next, a method for carrying out the present invention will be specifically described. In addition, the following description shows the suitable embodiment of this invention, and this invention is not limited at all by the following description.

本発明の一実施形態における部品は、鋼からなり、表面に浸窒部を有している。まず、前記鋼の成分組成について説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。   The component in one Embodiment of this invention consists of steel, and has a nitriding part on the surface. First, the component composition of the steel will be described. In the following description, “%” represents “% by mass” unless otherwise specified.

Ｃ：０．０８〜０．５０％
Ｃは強度確保のために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では内部硬さが確保できず、耐曲げ応力が低下して疲労強度を確保できない。そのため、Ｃ含有量を０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５０％より多いと、表層の残留オーステナイトが過多となって表面硬度が低下するとともに、内部靭性が劣化して曲げ応力や面圧に対する耐久性が悪くなる。そのため、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。 C: 0.08 to 0.50%
C is an element necessary for ensuring strength. If the C content is less than 0.08%, the internal hardness cannot be secured, the bending stress is lowered, and the fatigue strength cannot be secured. Therefore, the C content is set to 0.08% or more. On the other hand, if the C content is more than 0.50%, the retained austenite in the surface layer becomes excessive and the surface hardness is lowered, and the internal toughness is deteriorated and the durability against bending stress and surface pressure is deteriorated. Therefore, the C content is 0.50% or less.

Ｓｉ：０．８０％超、１．８０％以下
Ｓｉは、脱酸作用に加えて、フェライト中に固溶して強化する作用を有する元素である。また、Ｓｉは、焼き戻し軟化抵抗を高めることにより、摩擦による軟化を抑制し、疲労強度を向上させる効果を有している。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．８０％超とする。一方、Ｓｉ含有量が１．８０％を超えると変態温度が上昇しすぎるために浸窒温度領域では表層まで二相組織のままとなり、窒素の侵入が遅くなってしまい、必要な硬化層が得られなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は１．８０％以下とする。 Si: more than 0.80% and not more than 1.80% Si is an element having a function of strengthening by dissolving in ferrite in addition to a deoxidizing action. Moreover, Si has the effect of suppressing fatigue softening and improving fatigue strength by increasing the temper softening resistance. In order to acquire the said effect, Si content shall be more than 0.80%. On the other hand, if the Si content exceeds 1.80%, the transformation temperature rises too much, so that the two-phase structure remains in the nitriding temperature region up to the surface layer, and the penetration of nitrogen becomes slow, and the necessary hardened layer is obtained. It becomes impossible. Therefore, the Si content is 1.80% or less.

Ｍｎ：０．３０〜２．５０％
Ｍｎは焼入れ性を高める元素である。焼入れ性を確保するために、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。一方、２．５０％を超えて添加すると変態点が下がりすぎて、内部組織におけるマルテンサイトおよび／またはベイナイトが過剰となる。その結果、熱処理変形が大きくなりすぎる。そのため、Ｍｎ含有量を２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。 Mn: 0.30 to 2.50%
Mn is an element that enhances hardenability. In order to ensure hardenability, the Mn content is set to 0.30% or more. On the other hand, if added over 2.50%, the transformation point becomes too low, and the martensite and / or bainite in the internal structure becomes excessive. As a result, the heat treatment deformation becomes too large. Therefore, the Mn content is 2.50% or less. The Mn content is preferably 2.00% or less.

Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、不可避不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが粒界に偏析して粒界を脆化させ、その結果、疲労特性が悪化する。そのため、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限については限定されず、０％であってもよいが、Ｐ含有量を必要以上に低減することは、製造コストの観点から不利となるため、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。 P: 0.100% or less P is an element contained in steel as an inevitable impurity. If the P content exceeds 0.100%, P segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries, and as a result, fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the P content is 0.100% or less. On the other hand, the lower limit of the P content is not limited and may be 0%. However, reducing the P content more than necessary is disadvantageous from the viewpoint of manufacturing cost. It is preferable to set it to 005% or more.

Ｓ：０．１００％以下
Ｓは、不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であり、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成する。Ｓ含有量が０．１００％を超えると、ＭｎＳ起点による疲労破壊が低強度で発生するため、疲労強度が悪化する。そのため、Ｓ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限については限定されないが、前記ＭｎＳは被削性を向上させる作用を有しているため、前記作用を期待してＭｎＳを形成させるためには、Ｓ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。 S: 0.100% or less S is an element contained in steel as an inevitable impurity, and forms MnS by combining with Mn in steel. If the S content exceeds 0.100%, fatigue failure due to the MnS starting point occurs at a low strength, so that the fatigue strength deteriorates. Therefore, the S content is 0.100% or less. On the other hand, although the lower limit of the S content is not limited, the MnS has an effect of improving the machinability. Therefore, in order to form MnS with the expectation of the above effect, the S content is set to 0.00%. It is preferable to set it to 003% or more.

Ｃｒ：０．０５〜２．５０％
Ｃｒは、焼入れ性向上元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗を高める元素である。両方の効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が２．５０％を超えると、軟化抵抗を高める効果が飽和することに加え、焼入れ性が高くなりすぎるため内部の靭性が劣化し、疲労亀裂の進展が早くなって曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２．５０％以下とする。 Cr: 0.05-2.50%
Cr is an element improving the temper softening resistance as well as an element improving the hardenability. In order to exert both effects, the Cr content needs to be 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.50%, the effect of increasing the softening resistance is saturated, and the hardenability becomes too high, so that the internal toughness deteriorates and the fatigue crack progresses quickly, and bending fatigue Strength decreases. Therefore, the Cr content is 2.50% or less.

Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
Ａｌは脱酸に有効な元素であり、その効果は０．００５％以上の添加で発揮される。また、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑える働きがある。そのため、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、かえって粗大粒が発生し、疲労亀裂が進展し易くなって曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。 Al: 0.005-0.080%
Al is an element effective for deoxidation, and the effect is exhibited by addition of 0.005% or more. In addition, Al combines with N to generate AlN, and has a function of suppressing coarsening of crystal grains. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.080%, coarse grains are generated, fatigue cracks are easily developed, and the bending fatigue strength is lowered. Therefore, the Al content is 0.080% or less.

Ｎ：０．００２０〜０．０３００％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を抑えて疲労強度を向上させる効果を有している。前記効果を得るに、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０３００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、部品内部にブローホール等の欠陥を発生させ、曲げ疲労強度を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０３００％以下とする。 N: 0.0020 to 0.0300%
N combines with Al to produce AlN, and has the effect of suppressing fatigue of crystal grains and improving fatigue strength. In order to acquire the said effect, N content shall be 0.0020% or more. On the other hand, when the N content exceeds 0.0300%, not only the effect is saturated, but also defects such as blowholes are generated inside the component, and the bending fatigue strength is lowered. Therefore, the N content is 0.0300% or less.

本発明の一実施形態における鋼の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることができる。   The component composition of steel in an embodiment of the present invention may be composed of the above elements, the remaining Fe and unavoidable impurities.

また、本発明の他の実施形態においては、さらに鋼の特性を向上させるため、上記成分組成に加え、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＳｂからなる群より選択される１または２以上を任意に含有することができる。   Moreover, in other embodiment of this invention, in order to improve the characteristic of steel further, in addition to the said component composition, 1 or 2 or more selected from the group which consists of Cu, Ni, and Sb is contained arbitrarily. Can do.

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは鋼中に固溶して、鋼材の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、鋼材製造時に表面疵が発生して部品製造の際に表面欠陥が発生しやすくなり、また表面研削等を行なった後に部品製造をするとコスト増となる等、かえって不利益となる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を十分に得るという観点からためにはＣｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕを添加する場合、表面疵の発生を抑制する効果の高いＮｉを同時に添加することが好ましい。 Cu: 0.50% or less Cu is an element having an effect of increasing the strength of a steel material by solid solution in steel. However, if the Cu content exceeds 0.50%, surface flaws occur during steel production and surface defects are likely to occur during component production, and cost increases when parts are manufactured after surface grinding or the like. On the contrary, it is disadvantageous. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is set to 0.50% or less. On the other hand, the lower limit of the Cu content is not particularly limited, but it is preferable that the Cu content is 0.02% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding Cu. Moreover, when adding Cu, it is preferable to add Ni with the high effect which suppresses generation | occurrence | production of surface flaws simultaneously.

Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、鋼中に固溶して強度を高めると共に、焼入れ性を高くして表面の硬化層深さを深くする効果を有する元素である。しかし、Ｎｉは高価であり、過度の添加はコストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を十分に得るためにはＮｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。 Ni: 2.0% or less Ni is an element that has the effect of increasing the strength by solid solution in steel and increasing the hardenability and increasing the depth of the hardened layer on the surface. However, since Ni is expensive and excessive addition causes an increase in cost, the Ni content is set to 2.0% or less. On the other hand, the lower limit of the Ni content is not particularly limited, but the Ni content is preferably 0.02% or more in order to sufficiently obtain the effect of adding Ni.

Ｓｂ：０．００５０％以下
Ｓｂは、鋼材の表面の脱炭を抑制して表面の硬度を確保する効果を有する元素である。しかし、０．００５０％を超えて添加してもその効果は飽和してしまうため、Ｓｂ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を十分に得るためには、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。 Sb: 0.0050% or less Sb is an element having the effect of suppressing the decarburization of the surface of the steel material and ensuring the hardness of the surface. However, even if added over 0.0050%, the effect is saturated, so the Sb content is made 0.0050% or less. On the other hand, the lower limit of the Sb content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the effect of adding Sb, the Sb content is preferably 0.0005% or more.

また、本発明の他の実施形態においては、さらに鋼の特性を向上させるため、上記成分組成に加え、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、およびＢからなる群より選択される１または２以上を任意に含有することができる。   Moreover, in other embodiment of this invention, in order to improve the characteristic of steel further, in addition to the said component composition, 1 or 2 or more selected from the group which consists of Mo, V, Ti, and B is contained arbitrarily. can do.

Ｍｏ：０．８０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｍｏ含有量が０．８０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて焼割れが起こりやすくなり、また、Ｍｏは高価なためコストが増加する。そのため、Ｍｏ含有量は０．８０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏによる焼入れ性向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。 Mo: 0.80% or less Mo is an element having an effect of improving hardenability. However, when the Mo content exceeds 0.80%, the hardenability becomes too high and cracking easily occurs, and the cost increases because Mo is expensive. Therefore, the Mo content is set to 0.80% or less. On the other hand, the lower limit of the Mo content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the effect of improving the hardenability by Mo, the Mo content is preferably 0.01% or more.

Ｖ：０．２００％以下
Ｖは、鋼の焼入性を向上させるとともにＳｉ、Ｃｒと同じく焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素である。また、Ｖは、炭窒化物を形成して結晶粒の粗大化を抑制する作用も有する。しかし、Ｖ含有量が０．２００％を超えると上記の効果が飽和し、含有量を増加させるに見合う十分な効果は得られず、製造コストが上がるだけとなる。そのため、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｖ含有量を０．０３０％以上とすることが好ましい。 V: 0.200% or less V is an element having the effect of improving the hardenability of steel and increasing the temper softening resistance like Si and Cr. V also has the effect of suppressing the coarsening of crystal grains by forming carbonitrides. However, if the V content exceeds 0.200%, the above effect is saturated, and a sufficient effect commensurate with increasing the content cannot be obtained, and the manufacturing cost only increases. Therefore, the V content is 0.200% or less. On the other hand, the lower limit of the V content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the above effect, the V content is preferably set to 0.030% or more.

Ｔｉ：０．２００％以下
Ｔｉは、鋼中で微細Ｔｉ化合物を生成して、鍛造後の結晶粒を小さくして強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えるとＴｉ析出物が粗大化し、疲労破壊の起点となって寿命が低下するようになる。そのため、Ｔｉ含有量は、０．２００％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。 Ti: 0.200% or less Ti is an element having an effect of increasing the strength by generating fine Ti compounds in steel and reducing the crystal grains after forging. However, when the Ti content exceeds 0.200%, Ti precipitates become coarse, and fatigue life starts as a starting point for fatigue failure. Therefore, the Ti content is 0.200% or less. On the other hand, the lower limit of the Ti content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the above effects, the Ti content is preferably set to 0.005% or more.

Ｂ：０．００８０％以下
Ｂは、鋼中に固溶して焼入れ性を上げる効果を有する元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００８０％を超えると、その添加効果が飽和するようため、Ｂ含有量は０．００８０％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。 B: 0.0080% or less B is an element having an effect of increasing the hardenability by dissolving in steel. However, if the B content exceeds 0.0080%, the effect of addition is saturated, so the B content is set to 0.0080% or less. On the other hand, the lower limit of the B content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the above effects, the B content is preferably set to 0.0005% or more.

［Ｚ値］
さらに本発明においては、上記鋼の成分組成が、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上となる組成であることが必要である。
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
ただし、上記（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする。 [Z value]
Furthermore, in the present invention, it is necessary that the component composition of the steel is such that the Z value defined by the following formula (1) is 30 or more.
Z = 186-449C + 38Si-8Mn-4Ni + 7Cu-29Cr + 15Mo + 165V + 142Ti + 368Al + 4210B (1)
However, the element symbol in the above formula (1) represents the content (mass%) of each element in the steel, and is zero when not contained.

鋼からなる部品を浸窒焼入れした後に、該部品の表層と内部の両者を後述する所定の組織とするためには、前記Ｚ値が３０以下であることが必要である。Ｚ値が３０未満であると、表層（浸窒部）および内部（非浸窒部）の少なくとも一方が、所期した組織とならず、その結果、熱処理歪の低減と、優れた耐摩耗性および疲労強度とを両立することができない。   After the part made of steel is nitrogen-quenched, the Z value needs to be 30 or less so that both the surface layer and the inside of the part have a predetermined structure described later. When the Z value is less than 30, at least one of the surface layer (nitriding portion) and the inside (non-nitriding portion) does not have the desired structure, and as a result, heat treatment strain is reduced and excellent wear resistance is achieved. In addition, the fatigue strength cannot be achieved.

一方、Ｚ値の上限は、（１）式に含まれる各元素の含有量の上限によって実質的に規定されているため、別途限定する必要は無いが、通常は３３９以下とすることができる。また、Ｚ値は、３００以下であってもよく、２５０以下であってもよく、１６０以下であってもよい。   On the other hand, since the upper limit of the Z value is substantially defined by the upper limit of the content of each element included in the formula (1), there is no need to limit it separately, but it can usually be 339 or less. The Z value may be 300 or less, 250 or less, or 160 or less.

［ミクロ組織］
次に、本発明において、部品のミクロ組織（以下、単に「組織」という）を限定した理由を説明する。本発明の部品は、表層に浸窒部、すなわち、表面から窒素が侵入して内部よりも窒素含有量が高くなる領域を有し、浸窒部以外の内部部分は窒素が侵入していない非浸窒部となる。そこで、本発明では、浸窒部が形成される部品表層、具体的には、部品の表面から１００μｍの深さまでの領域と、前記浸窒部以外の領域の両者における組織を特定の範囲に制御する。 [Microstructure]
Next, the reason why the microstructure of the part (hereinafter simply referred to as “structure”) is limited in the present invention will be described. The component of the present invention has a nitrogenous portion in the surface layer, that is, a region where nitrogen penetrates from the surface and the nitrogen content becomes higher than the inside, and the internal portion other than the nitrogenous portion does not penetrate nitrogen. Nitrogenous part. Therefore, in the present invention, the surface of the part where the nitriding part is formed, specifically, the structure in both the region from the surface of the part to a depth of 100 μm and the region other than the nitriding part is controlled to a specific range. To do.

［表層組織］
部品の表面から１００μｍの深さまでの領域における組織（以下、単に「表層組織」という場合がある）を、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ともいう）の体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなる組織とする。浸窒部は硬さを高くする必要があるため、表層組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを主体とする。鋼組織中には残留オーステナイトが混入するが、この残留オーステナイトが３０体積％を超えて残存すると硬度が低下するため、表層組織中の残留オーステナイトの体積率を３０％以下とする。そして、表層組織の残部は、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方である。なお、ここで表層組織における残留オーステナイトの体積率は、実施例に記載した方法で測定した値とする。 [Surface structure]
The structure in the region from the surface of the part to a depth of 100 μm (hereinafter sometimes simply referred to as “surface layer structure”) has a volume fraction of retained austenite (hereinafter also referred to as “residual γ”) of 30% or less, and the remainder Is a structure composed of one or both of martensite and bainite. Since the nitriding part needs to have high hardness, the surface layer structure is mainly composed of bainite and / or martensite. Residual austenite is mixed in the steel structure. If the retained austenite exceeds 30% by volume, the hardness decreases, so the volume ratio of retained austenite in the surface structure is set to 30% or less. The balance of the surface layer structure is one or both of martensite and bainite. In addition, let the volume ratio of the retained austenite in a surface layer structure be the value measured by the method described in the Example here.

本発明における部品は、その表面から少なくとも１００μｍの深さまでの領域が、上記表層組織を有している必要がある。上記表層組織を有している領域が表面から１００μｍに満たないと、部品表面の硬さが不足する。   In the component according to the present invention, a region from the surface to a depth of at least 100 μm needs to have the surface layer structure. If the region having the surface layer structure is less than 100 μm from the surface, the hardness of the component surface is insufficient.

［非浸窒部組織］
前記浸窒部以外における組織（以下、非浸窒部組織という）は、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含むものとする。浸窒焼入れ後の非浸窒部の組織中にフェライトを一定量存在させることにより、部品の変形を抑制し、熱処理歪を小さくする事ができる。前記効果を得るために、非浸窒部組織におけるフェライトの面積率を５％以上とする。一方、フェライト面積率が６０％を超えると、部品内部の硬度が過度に低下し、その結果、十分な疲労強度を得ることができない。そのため、非浸窒部のフェライト面積率は６０％以下とする。 [Non-nitriding part structure]
The structure other than the nitriding part (hereinafter referred to as a non-nitriding part structure) includes ferrite in an area ratio of 5 to 60% and one or both of martensite and bainite in a total area ratio of 40 to 95%. By allowing a certain amount of ferrite to be present in the structure of the non-nitrogenized part after nitriding and quenching, deformation of the part can be suppressed and heat treatment strain can be reduced. In order to acquire the said effect, the area ratio of the ferrite in a non-nitriding part structure | tissue shall be 5% or more. On the other hand, if the ferrite area ratio exceeds 60%, the hardness inside the component is excessively lowered, and as a result, sufficient fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the ferrite area ratio of the non-nitriding portion is set to 60% or less.

また、非浸窒部組織におけるフェライト以外の残部は、内部硬度を確保し、疲労強度を向上するという観点からは主としてマルテンサイトおよび／またはベイナイトとする。具体的には、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方の合計面積率を４０〜９５％とする。   Further, the balance other than ferrite in the non-nitriding part structure is mainly martensite and / or bainite from the viewpoint of securing internal hardness and improving fatigue strength. Specifically, the total area ratio of one or both of martensite and bainite is 40 to 95%.

非浸窒部には、フェライト、マルテンサイト、およびベイナイト以外の他の組織が含まれていてもよいが、非浸窒部の特性を確保するという観点から、前記他の組織の面積率は１０％以下とすることが好ましく、５％以下とすることがより好ましく、０％であることがさらに好ましい。前記他の組織としては、例えば、セメンタイトやパーライトが挙げられる。なお、本発明で規定するフェライトの面積率には、パーライト組織中に含まれる薄い板状のフェライトは含めないものとする。また、ここで非浸窒部は、実施例に記載した方法で特定される領域を指すものとする。   The non-nitriding portion may contain other structures other than ferrite, martensite, and bainite. From the viewpoint of securing the characteristics of the non-nitriding portion, the area ratio of the other structures is 10 % Or less, more preferably 5% or less, and even more preferably 0%. Examples of the other structure include cementite and pearlite. The ferrite area ratio defined in the present invention does not include the thin plate-like ferrite contained in the pearlite structure. Here, the non-nitriding part refers to a region specified by the method described in the examples.

［製造方法］
本発明の一実施形態においては、上述した成分組成を有する鋼を加工して部品形状とした後、浸窒処理を施し、次いで焼入れを行うことによって、上記条件を満たす部品を製造することができる。以下、好適な製造方法について説明する。 [Production method]
In one embodiment of the present invention, a part satisfying the above condition can be manufactured by processing steel having the above-described component composition into a part shape, then performing a nitriding treatment and then quenching. . Hereinafter, a suitable manufacturing method will be described.

［加工］
上記加工は、特に限定されることなく、鋼を加工することができる方法であれば任意の方法で行うことができる。前記加工方法としては、機械加工および鍛造の一方または両方を好適に用いることができる。例えば、鍛造を行った後、さらに機械加工を行って部品形状とすることができる。前記鍛造としては、熱間鍛造、温間鍛造、および冷間鍛造のいずれをも用いることができ、複数を組み合わせて用いることもできる。前記熱間鍛造は、１１００〜１２５０℃の温度に加熱した後に行うことが好ましい。また、前記温間鍛造は、４００〜９５０℃で行うことが好ましい。 [processing]
The said process is not specifically limited, If it is a method which can process steel, it can be performed by arbitrary methods. As the processing method, one or both of machining and forging can be suitably used. For example, after forging, it can be further machined into a part shape. As the forging, any of hot forging, warm forging, and cold forging can be used, and a plurality can be used in combination. The hot forging is preferably performed after heating to a temperature of 1100 to 1250 ° C. Moreover, it is preferable to perform the said warm forging at 400-950 degreeC.

［浸窒処理］
次いで、部品形状に加工された部材に対して浸窒処理を施す。浸窒処理の方法は特に限定されず、任意の方法とすることができ、例えば、常法に従って行えばよい。浸窒処理温度は、特に限定されないが、６８０〜８５０℃とすることが好ましい。浸窒時の温度並びに炉内雰囲気コントロールについても限定されないが、例えば、部品表面における化合物層の生成を防止するために、窒素ポテンシャルを制御することが好ましい。具体的には、常法に従って、水素センサーを使用して炉内雰囲気を監視するとともに、アンモニア流量コントロールを行い、窒素ポテンシャルを調整することが好ましい。 [Nitrogen treatment]
Next, a nitriding treatment is performed on the member processed into the part shape. The method of nitriding treatment is not particularly limited, and any method can be used. The nitriding temperature is not particularly limited, but is preferably 680 to 850 ° C. The temperature at the time of nitriding and the atmosphere control in the furnace are not limited. For example, it is preferable to control the nitrogen potential in order to prevent the formation of a compound layer on the surface of the component. Specifically, it is preferable to adjust the nitrogen potential by monitoring the atmosphere in the furnace using a hydrogen sensor and controlling the ammonia flow rate according to a conventional method.

［焼入れ］
浸窒処理を施した後、部品を焼入れする。焼入れの方法は特に限定されず、油焼入れや水焼入れなど、任意の方法で行うことができる。油焼入れの場合、油の温度は６０〜１３０℃とすることが好ましい。 [Hardening]
After the nitriding treatment, the parts are quenched. The quenching method is not particularly limited, and can be performed by any method such as oil quenching or water quenching. In the case of oil quenching, the temperature of the oil is preferably 60 to 130 ° C.

［焼き戻し］
焼入れ後、さらに焼き戻しを行うことが好ましい。前記焼き戻しにおける焼き戻し温度は１５０〜３５０℃とすることが好ましい。 [Tempering]
It is preferable to perform tempering after quenching. The tempering temperature in the tempering is preferably 150 to 350 ° C.

［後処理］
以上の工程で製造された部品に対して、さらに耐久性の向上などを目的として、高周波焼入れ焼き戻し、ピーニング処理、めっき処理、コーティング処理など、各種の後処理を、１種または２種以上組み合わせて行うことができる。前記ピーニング処理としては、例えば、ショットピーニングなどを用いることができる。前記めっき処理としては、例えば、電気めっきなどを用いることができる。また、前記コーティング処理としては、物理気相成長法（ＰＶＤ）や化学気相成長法（ＣＶＤ）などによるコーティング処理など、任意の方法を用いることができる。前記コーティングとしては、例えば、ダイヤモンドライクカーボンなどを用いることが好ましい。 [Post-processing]
For the parts manufactured in the above process, various post treatments such as induction hardening tempering, peening treatment, plating treatment, coating treatment, etc. are combined with one or more kinds for the purpose of further improving the durability. Can be done. As the peening process, for example, shot peening can be used. As the plating treatment, for example, electroplating can be used. As the coating treatment, any method such as a coating treatment by physical vapor deposition (PVD), chemical vapor deposition (CVD), or the like can be used. For example, diamond-like carbon is preferably used as the coating.

以下の手順で浸窒焼入れ部品を製造し、その特性を評価した。   Nitrogen-quenched parts were manufactured by the following procedure, and their characteristics were evaluated.

・試験片の作製
まず、表１、２に示す成分組成を有する鋼のインゴッドを溶製し、次いで熱間圧延して直径７０ｍｍの丸棒鋼とした。前記丸棒鋼に対して焼準処理を施した後、該丸棒鋼から、熱処理変形量測定試験片、回転曲げ疲労試験片、およびローラーピッチング疲労試験片を作製した。前記熱処理変形量測定試験片としては、図１に示すＣリング形状（外径：６０ｍｍ、内径３４．８ｍｍ、厚さ：１２ｍｍ、開口部間隔：６ｍｍ）の試験片を用いた。前記回転曲げ疲労試験片としては、図２に示す形状の、平行部直径９．６ｍｍの試験片を用いた。前記回転曲げ疲労試験片の平行部には、該平行部と直角方向における深さ０．８ｍｍの切り欠きを、全周に渡って設けた。前記ローラーピッチング疲労試験片としては、図３に示す形状の、直径：２６ｍｍの試験片を用いた。 -Preparation of test piece First, an ingot of steel having the composition shown in Tables 1 and 2 was melted, and then hot-rolled to obtain a round bar steel having a diameter of 70 mm. After subjecting the round bar steel to a normalizing treatment, a heat treatment deformation measurement test piece, a rotating bending fatigue test piece, and a roller pitting fatigue test piece were prepared from the round bar steel. As the heat treatment deformation measurement test piece, a test piece having a C-ring shape (outer diameter: 60 mm, inner diameter: 34.8 mm, thickness: 12 mm, opening interval: 6 mm) shown in FIG. 1 was used. As the rotating bending fatigue test piece, a test piece having a shape shown in FIG. 2 and having a parallel part diameter of 9.6 mm was used. A cutout having a depth of 0.8 mm in a direction perpendicular to the parallel portion was provided in the parallel portion of the rotating bending fatigue test piece over the entire circumference. As the roller pitting fatigue test piece, a test piece having a shape shown in FIG. 3 and a diameter of 26 mm was used.

・浸窒焼入れ
次に、得られた各試験片に対して、浸窒処理と、焼入れを施した。処理条件を図１に示す。具体的には、各試験片を８００℃まで昇温し、窒素雰囲気中で３０分間均熱後、炉内にアンモニアを供給して８００℃で３００分間浸窒処理を施した。その後、６０℃の油を用いて焼入れを行った。 -Nitrogen quenching Next, the obtained test pieces were subjected to a nitrogenation treatment and quenching. The processing conditions are shown in FIG. Specifically, each test piece was heated to 800 ° C., soaked in a nitrogen atmosphere for 30 minutes, supplied with ammonia into the furnace, and subjected to a nitriding treatment at 800 ° C. for 300 minutes. Thereafter, quenching was performed using 60 ° C. oil.

・焼き戻し
一部の試験片については、上記焼入れ後、さらに、１５０℃で２時間保持後に空冷する焼き戻しを行った。 -Tempering Some test pieces were tempered after the above quenching and further air-cooled after being held at 150 ° C for 2 hours.

以上のようにして得たローラーピッチング疲労試験片のそれぞれについて、以下の手順で表層組織、非浸窒部組織、表面硬度、有効硬化層深さ、内部硬度、および浸窒部旧オーステナイト粒度を測定した。   For each of the roller pitting fatigue test pieces obtained as described above, the surface layer structure, the non-nitrogenated part structure, the surface hardness, the effective hardened layer depth, the internal hardness, and the prior austenite grain size of the nitrogenated part are measured by the following procedure. did.

（表層組織）
表層部より深さ方向に電解研磨を行い、Ｘ線を用いて０μｍ、２５μｍ、５０μｍ、７５μｍ、および１００μｍ深さ位置のそれぞれにおける残留オーステナイトの体積率を測定し、その最大値を表層組織における残留オーステナイトの体積率とした。また、ナイタールエッチング後に光学顕微鏡にて組織観察を行い、パーライトおよびセメンタイトの有無を確認した。 (Surface structure)
Electrolytic polishing is performed in the depth direction from the surface layer portion, and the volume fraction of retained austenite at each of the 0 μm, 25 μm, 50 μm, 75 μm, and 100 μm depth positions is measured using X-rays, and the maximum value is the residual value in the surface layer structure. The volume ratio of austenite was used. Further, the structure was observed with an optical microscope after the nital etching, and the presence or absence of pearlite and cementite was confirmed.

（非浸窒部組織）
まず、非浸窒部を特定するために、浸窒した試験片の断面を研磨し、電子線マイクロアナライザにて前記断面における深さ方向の窒素濃度分布を調査した。前記調査の結果、窒素が侵入しておらず、窒素濃度が一定である部分である非浸窒部の深さ方向位置を特定した。その後、前記非浸窒部をナイタールでエッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で２０視野観察した。その際、フェライト以外の主要組織がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであるか否かを確認した。得られた画像に二値化処理を施し、全体の面積に対する白い部分の面積の割合を求め、２０視野での平均値をフェライトの面積率とした。また、走査電子顕微鏡による組織観察を行い、セメンタイトおよびパーライトの有無を確認した。 (Non-nitriding part organization)
First, in order to identify the non-nitriding part, the cross section of the nitrogenated test piece was polished, and the nitrogen concentration distribution in the depth direction in the cross section was examined with an electron beam microanalyzer. As a result of the investigation, the position in the depth direction of the non-nitriding portion, which is a portion where nitrogen does not enter and the nitrogen concentration is constant, was specified. Then, after etching the non-nitriding part with nital, 20 visual fields were observed using an optical microscope at a magnification of 100 times. At that time, it was confirmed whether or not the main structure other than ferrite was martensite and / or bainite. The obtained image was subjected to a binarization process, the ratio of the area of the white portion to the entire area was determined, and the average value in 20 fields of view was defined as the area ratio of ferrite. Moreover, the structure observation by the scanning electron microscope was performed, and the presence or absence of cementite and pearlite was confirmed.

（表面硬度）
試験片の表面から深さ０.０５ｍｍの位置でのマイクロビッカース硬さを、荷重２．９４Ｎにて５点測定し、その平均値を表面硬度とした。 (surface hardness)
The micro Vickers hardness at a depth of 0.05 mm from the surface of the test piece was measured at a load of 2.94 N at five points, and the average value was defined as the surface hardness.

（有効硬化層深さ）
マイクロビッカース硬度計により、試験片断面の硬さを該試験片の表面から深さ方向に５０μｍ間隔で、荷重２．９４Ｎにて測定し、深さ方向における硬度分布曲線を求めた。前記硬度分布曲線において硬さが５１３ＨＶとなる深さを有効硬化層深さとして求めた。 (Effective hardened layer depth)
Using a micro Vickers hardness tester, the hardness of the cross section of the test piece was measured from the surface of the test piece in the depth direction at 50 μm intervals at a load of 2.94 N, and a hardness distribution curve in the depth direction was obtained. The depth at which the hardness becomes 513 HV in the hardness distribution curve was determined as the effective hardened layer depth.

（内部硬度）
非浸窒部組織を観察した位置と同じ位置におけるマイクロビッカース硬さを、荷重２．９４Ｎにて５点測定し、その平均値を内部硬度とした。 (Internal hardness)
The micro Vickers hardness at the same position as the position where the non-nitriding part structure was observed was measured at a load of 2.94 N at five points, and the average value was taken as the internal hardness.

（浸窒部旧オーステナイト粒度）
浸窒部における旧オーステナイト粒度（浸窒部旧γ粒度）は、試験片の断面において、該試験片の表面から深さ方向に５０μｍの位置で調査した。 (Nitrogen former austenite grain size)
The prior austenite grain size (nitrogenation part former γ grain size) in the nitriding part was investigated at a position of 50 μm in the depth direction from the surface of the test piece in the cross section of the test piece.

さらに、各試験片を用いて、熱処理変形量測定、回転曲げ疲労試験、およびローラーピッチング疲労試験を行った。具体的な試験条件は以下のとおりとした。   Furthermore, the heat treatment deformation measurement, the rotating bending fatigue test, and the roller pitting fatigue test were performed using each test piece. Specific test conditions were as follows.

（熱処理変形量測定）
得られた熱処理変形量測定試験片を用い、浸窒焼入れ前後での開口部の開き量の変化率の絶対値を熱処理変形量とした。開き量の測定は、開口部を幅方向に４等分した境界の３箇所における開き量をマイクロメータで測定し、その平均値を用いた。 (Measurement of heat treatment deformation)
Using the obtained heat treatment deformation amount test piece, the absolute value of the rate of change in the opening amount of the opening before and after the nitriding quenching was defined as the heat treatment deformation amount. For the measurement of the opening amount, the opening amount at three locations on the boundary obtained by dividing the opening into four equal parts in the width direction was measured with a micrometer, and the average value was used.

（回転曲げ疲労試験）
得られた回転曲げ疲労試験片を用い、試験温度：２０℃にて回転曲げ疲労試験を実施した。前記試験は、島津製作所製小野式回転曲げ疲労試験機を用い、試験温度２０℃、回転数３０００ｒｐｍにて、試験応力を１０ＭＰａ刻みで負荷して行った。前記試験において、１千万回回転させても破断しなかった応力を回転曲げ疲労試験における疲労強度とした。 (Rotating bending fatigue test)
Using the obtained rotating bending fatigue test piece, a rotating bending fatigue test was performed at a test temperature of 20 ° C. The test was performed using an Ono type rotating bending fatigue tester manufactured by Shimadzu Corporation at a test temperature of 20 ° C. and a rotational speed of 3000 rpm, with a test stress being applied in increments of 10 MPa. In the test, the stress that did not break even after 10 million rotations was defined as the fatigue strength in the rotational bending fatigue test.

（ローラーピッチング疲労試験）
得られたローラーピッチング疲労試験片を用いて、ローラーピッチング疲労試験を行った。前記試験には、ニッコークリエート製ＲＰ−２０１型試験機を使用した。従動側ローラーとしては、鋼種ＳＵＪ２の調質材を使用し、潤滑油としては８０℃のトランスミッション用オイルを用いた。試験条件は、すべり率：４０％、回転数：１５００ｒｐｍとした。上記条件で、面圧を変化させて破損までの繰り返し数を調べ、繰り返し数１千万回で破損しない最大面圧をローラーピッチング疲労試験における疲労強度とした。 (Roller pitching fatigue test)
A roller pitching fatigue test was performed using the obtained roller pitching fatigue test piece. For the test, a RP-201 type tester manufactured by Nikko Create was used. As the driven roller, a tempered material of steel type SUJ2 was used, and 80 ° C. transmission oil was used as the lubricating oil. The test conditions were: slip ratio: 40%, rotation speed: 1500 rpm. Under the above conditions, the surface pressure was changed and the number of repetitions until failure was examined, and the maximum surface pressure that did not break after 10 million repetitions was defined as the fatigue strength in the roller pitting fatigue test.

また、大ローラー側のクラウニング量を１５０ｍｍＲとし、面圧２０００ＭＰａで１０万回まで回転させ、試験片の接触面の横断面の磨耗曲線を採取して、試験前表面に対する磨耗最大深さを求めた。   In addition, the crowning amount on the large roller side was set to 150 mmR, the surface pressure was rotated up to 100,000 times at 2000 MPa, the wear curve of the cross section of the contact surface of the test piece was collected, and the maximum wear depth with respect to the pre-test surface was obtained. .

測定結果を表３、４に示す。この結果から分かるように、本発明の条件を満たす実施例は、熱処理による変形が抑制されているとともに、耐摩耗性と疲労特性に優れていた。これに対し、本発明の条件を満たさない比較例では、熱処理変形量、耐摩耗性、および疲労特性の少なくとも一つが劣っていた。なお、Ｎｏ．４０では、ローラーピッチング試験は疲労強度が２０００ＭＰａ以下であるため中止とした。また、Ｎｏ．５２では焼入れ性が高すぎるために焼割れが発生した。そのため、熱処理変形量測定と疲労試験は中止となった。   The measurement results are shown in Tables 3 and 4. As can be seen from these results, the examples satisfying the conditions of the present invention were excellent in wear resistance and fatigue characteristics while being suppressed from deformation due to heat treatment. On the other hand, in the comparative example not satisfying the conditions of the present invention, at least one of the heat treatment deformation amount, wear resistance, and fatigue characteristics was inferior. In addition, No. At 40, the roller pitching test was canceled because the fatigue strength was 2000 MPa or less. No. In 52, the hardenability was too high, so that a crack was generated. Therefore, the heat treatment deformation measurement and the fatigue test were canceled.

Claims (5)

鋼からなり、表層に浸窒部を有する部品であって、
前記鋼が、質量％で、
Ｃ ：０．０８〜０．５０％、
Ｓｉ：０．８０％超、１．８０％以下
Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．１００％以下、
Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、および
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）式で定義されるＺ値が３０以上である成分組成を有し、
前記部品の表面から１００μｍの深さまでの組織が、残留オーステナイトの体積率が３０％以下であり、残部がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方からなり、
前記浸窒部以外における組織が、フェライトを面積率で５〜６０％、マルテンサイトおよびベイナイトの一方または両方を合計面積率で４０〜９５％含む、部品。
記
Ｚ＝１８６−４４９Ｃ＋３８Ｓｉ−８Ｍｎ−４Ｎｉ＋７Ｃｕ−２９Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋１６５Ｖ＋１４２Ｔｉ＋３６８Ａｌ＋４２１０Ｂ ・・・（１）
（ただし、（１）式における元素記号は、前記鋼中における各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合にはゼロとする） A part made of steel and having a nitriding part on its surface,
The steel is in% by mass,
C: 0.08 to 0.50%
Si: more than 0.80%, 1.80% or less Mn: 0.30 to 2.50%,
P: 0.100% or less,
S: 0.100% or less,
Cr: 0.05-2.50%,
Al: 0.005-0.080%, and N: 0.0020-0.0300%,
Containing the balance Fe and inevitable impurities, and having a component composition having a Z value of 30 or more defined by the following formula (1):
The structure from the surface of the part to a depth of 100 μm has a volume fraction of retained austenite of 30% or less, and the balance consists of one or both of martensite and bainite,
A part in which the structure other than the nitriding part contains ferrite in an area ratio of 5 to 60% and one or both of martensite and bainite in a total area ratio of 40 to 95%.
Z = 186-449C + 38Si-8Mn-4Ni + 7Cu-29Cr + 15Mo + 165V + 142Ti + 368Al + 4210B (1)
(However, the element symbol in the formula (1) represents the content (% by mass) of each element in the steel and is zero when not contained) 前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、および
Ｓｂ：０．００５０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の部品。 The component composition is mass%,
Cu: 0.50% or less,
The component according to claim 1, further comprising one or more selected from the group consisting of Ni: 2.0% or less and Sb: 0.0050% or less. 前記成分組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．８０％以下、
Ｖ ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、および
Ｂ ：０．００８０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１または２に記載の部品。 The component composition is mass%,
Mo: 0.80% or less,
V: 0.200% or less,
The component according to claim 1 or 2, further comprising one or more selected from the group consisting of Ti: 0.200% or less and B: 0.0080% or less. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼を加工して部品形状とした後、浸窒処理を施し、次いで焼入れを行う、部品の製造方法。   The manufacturing method of components which process the steel which has a component composition as described in any one of Claims 1-3, and after making it into a component shape, performing a nitriding process and then quenching. 前記焼入れの後に、さらに１５０℃〜３５０℃の温度で焼戻しを行う、請求項４に記載の部品の製造方法。   The method for manufacturing a component according to claim 4, wherein tempering is further performed at a temperature of 150 ° C. to 350 ° C. after the quenching.

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