JP5617747B2 - Nitriding machine parts manufacturing method - Google Patents

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    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces

Description

本発明は、窒化処理機械部品の製造方法に関し、さらに詳しくは、疲労特性や耐摩耗性に優れた窒化処理機械部品の製造方法に関する。   The present invention relates to a method for manufacturing a nitriding machine part, and more particularly, to a method for manufacturing a nitriding machine part having excellent fatigue characteristics and wear resistance.

機械部品の疲労強度や耐摩耗性を向上するために、表面硬化処理が施される。たとえば、自動車の変速機として使用される歯車やベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリでは通常、表面硬化処理として、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れが施される。自動車のエンジンのクランクシャフトでは、窒化の一種である軟窒化が施されることがある。   In order to improve the fatigue strength and wear resistance of mechanical parts, surface hardening treatment is performed. For example, gears and belt type continuously variable transmission (CVT) pulleys used as transmissions for automobiles are usually subjected to carburizing quenching or carbonitriding quenching as surface hardening treatment. Soft nitriding, which is a type of nitriding, may be applied to the crankshaft of an automobile engine.

浸炭（および浸炭窒化）処理と窒化処理との大きな違いは、その処理温度にある。浸炭（および浸炭窒化）処理では、機械部品に成形された鋼材のミクロ組織がオーステナイト単相になるような温度以上、すなわち金相学の用語でいうＡ３点以上になるまで加熱する。 The major difference between the carburizing (and carbonitriding) treatment and the nitriding treatment is the treatment temperature. In the carburizing (and carbonitriding) treatment, heating is performed until the temperature of the steel material formed in the machine part becomes higher than the temperature at which the microstructure becomes an austenite single phase, that is, higher than A 3 point in terms of metallurgy.

鋼材を加熱してオーステナイト単相に保持している間、炭素は表面から鋼材中に次々に侵入する。そして、侵入した炭素は内部に向かって拡散する。そのため、鋼材の表層に、炭素濃度が高くなった領域が形成される。   While the steel material is heated and held in the austenite single phase, carbon invades one after another from the surface into the steel material. The invading carbon diffuses toward the inside. Therefore, the area | region where the carbon concentration became high is formed in the surface layer of steel materials.

上述の加熱温度で鋼材を所定の時間保持した後、鋼材を室温付近まで急冷する。すなわち、浸炭処理後の鋼材を焼入れする。このとき、炭素濃度の高い鋼材の表層付近は、マルテンサイト変態を起こして著しく硬化する。浸炭処理では、高温で炭素が侵入するため、鋼材中での炭素の拡散が活発になる。そのため、数時間の浸炭処理でも、硬化する深さは一般に数百μｍから数ミリメートルと大きく、深い硬化層が得られる。   After holding the steel material at the above heating temperature for a predetermined time, the steel material is rapidly cooled to near room temperature. That is, the steel material after carburizing is quenched. At this time, the vicinity of the surface layer of the steel material having a high carbon concentration undergoes martensitic transformation and hardens significantly. In the carburizing process, carbon penetrates at a high temperature, so that the diffusion of carbon in the steel material becomes active. Therefore, even when carburizing for several hours, the depth of hardening is generally as large as several hundred μm to several millimeters, and a deep hardened layer is obtained.

しかしながら、浸炭処理では、オーステナイト単相になるような温度から焼入れを行うために、比較的大きな歪みが発生する。その結果、部品の寸法変化が大きいという問題点がある。たとえば、歯車を浸炭処理する場合、焼入れ後に研削処理を行って、部品の寸法精度を確保しなければならないことも多い。   However, in the carburizing process, since a quenching is performed from a temperature at which the austenite single phase is obtained, a relatively large strain is generated. As a result, there is a problem that the dimensional change of parts is large. For example, when carburizing a gear, it is often necessary to perform grinding after quenching to ensure dimensional accuracy of the parts.

一方、窒化（及び軟窒化）処理では、機械部品に成形された鋼材のミクロ組織が実質的に室温と同じ状態となる温度で保持して、表面から窒素（軟窒化の場合にはわずかの炭素が混在）を侵入させる。換言すれば、浸炭（および浸炭窒化）処理のように、鋼材のミクロ組織がオーステナイトへ変態しない温度域で窒化（及び軟窒化）処理が行われる。すなわち金相学の用語でいうＡ１点以下の温度で「浸窒」が図られる。以降、本明細書において、「窒化処理」とは、軟窒化処理も含む。 On the other hand, in the nitriding (and nitrocarburizing) treatment, the microstructure of the steel material formed on the machine part is kept at a temperature that is substantially the same as the room temperature, and nitrogen (from the surface in the case of soft nitriding) Intrude). In other words, nitriding (and soft nitriding) is performed in a temperature range where the microstructure of the steel material is not transformed into austenite, as in carburizing (and carbonitriding). That "carbonitriding" is achieved at a temperature of less than A 1 point referred to in terms of metallographic. Hereinafter, in this specification, “nitriding” includes soft nitriding.

窒化処理において、上記処理温度で保持している間、窒素は表面から鋼材に次々に侵入し、侵入した窒素は内部に向かって拡散していく。そのため、鋼材表層に窒素濃度が高くなった領域が形成される。   In the nitriding treatment, nitrogen is invaded one after another from the surface into the steel material while being held at the above treatment temperature, and the invading nitrogen diffuses toward the inside. Therefore, the area | region where nitrogen concentration became high is formed in steel material surface layer.

窒化処理は、上述のとおり、変態温度（Ａ１点）以下で鋼材を処理する。そのため、処理温度から室温まで急冷してもマルテンサイト変態は起こらない。鋼材の表層付近の硬化は、固溶した窒素原子による固溶強化や、合金元素の窒化物析出による析出強化に起因している。比較的低温で窒素を侵入させるために、窒素の拡散は、浸炭処理での炭素のように活発ではなく、硬化する深さは一般に数十μｍからせいぜい数百μｍと小さい。つまり、窒化処理では形成される硬化層の深さは浅い。浸炭焼入れ材なみの高い表層硬さを得ようとすれば、合金元素の窒化物析出を十分に起こさせる必要があるために、処理時間が十数時間から長くは数十時間に及ぶという問題点がある。 As described above, the nitriding treatment treats the steel material at a transformation temperature (A 1 point) or less. For this reason, martensitic transformation does not occur even when rapidly cooled from the processing temperature to room temperature. Hardening in the vicinity of the surface layer of the steel is caused by solid solution strengthening due to solid nitrogen atoms or precipitation strengthening due to nitride precipitation of alloy elements. In order to allow nitrogen to penetrate at a relatively low temperature, the diffusion of nitrogen is not as active as carbon in the carburizing process, and the depth of hardening is generally as small as several tens to several hundreds of micrometers at most. That is, the depth of the hardened layer formed by nitriding is small. If the surface hardness is as high as that of carburizing and quenching materials, it is necessary to cause sufficient precipitation of the nitride of the alloy element, so that the processing time ranges from tens of hours to tens of hours. There is.

しかしながら、窒化処理では、浸炭焼入れのような大きな歪みが発生しない。そのため、部品の寸法変化が小さく、寸法安定性も高いのが窒化処理の利点である。   However, the nitriding treatment does not generate a large distortion like carburizing and quenching. Therefore, the advantage of nitriding is that the dimensional change of the parts is small and the dimensional stability is high.

窒化処理のもうひとつの特徴は、窒化処理品の最表層に鉄の窒化物層が形成されることである。この最表層は、化合物層又は白色層と呼ばれ、主にε−Ｆｅ３Ｎとγ’−Ｆｅ４Ｎの二種類の鉄窒化物からなる。ε−Ｆｅ３Ｎ単相の緻密な層は耐摩耗性や耐食性に優れる。しかしながら、ε−Ｆｅ３Ｎとγ’−Ｆｅ４Ｎが入り混じった混合相は、外力によって割れやすく脆化する。また、化合物層の自由表面側には空隙を多く含んだ「ポーラス層」と呼ばれる層が形成されることがある。ポーラス層は軟質で脆いので、化合物層が破損しやすくなる。したがって、たとえば、繰り返しの高面圧や衝撃応力が負荷される歯車では、化合物層が剥落して、その破片が歯車に噛み込んで正常な運転を妨げたり、脱落した部分が疲労き裂の起点となって、部品の早期破壊につながったりするという問題点があった。 Another feature of the nitriding treatment is that an iron nitride layer is formed on the outermost layer of the nitriding product. This outermost layer is called a compound layer or a white layer, and is mainly composed of two types of iron nitrides, ε-Fe 3 N and γ′-Fe 4 N. A dense layer of ε-Fe 3 N single phase is excellent in wear resistance and corrosion resistance. However, the mixed phase in which ε-Fe 3 N and γ′-Fe 4 N are mixed is easily cracked and embrittled by an external force. In addition, a layer called a “porous layer” containing many voids may be formed on the free surface side of the compound layer. Since the porous layer is soft and brittle, the compound layer is easily damaged. Therefore, for example, in gears that are subjected to repeated high surface pressures or impact stresses, the compound layer peels off, and the fragments engage with the gears to prevent normal operation, or the parts that fall off are fatigue crack initiation points. As a result, there was a problem that the parts were destroyed at an early stage.

要約すれば、浸炭処理では、数時間の処理により、高い表層硬さと深い硬化層とが得られるが、部品の歪みが大きい。一方、窒化処理では、部品の歪みは小さいが、高い表層硬さと深い硬化層とを得るには長時間の処理が必要である。さらに、窒化処理では、鋼材の最表層に化合物層が形成され、化合物層は、繰り返しの高面圧や衝撃応力が負荷される用途の製品には好ましくない。   In summary, in the carburizing process, a high surface hardness and a deep hardened layer can be obtained by processing for several hours, but the distortion of the parts is large. On the other hand, in the nitriding treatment, although the distortion of the parts is small, a long time treatment is required to obtain a high surface hardness and a deep hardened layer. Further, in the nitriding treatment, a compound layer is formed on the outermost surface layer of the steel material, and the compound layer is not preferable for a product for use in which repeated high surface pressure or impact stress is applied.

疲労強度や耐摩耗性に優れた機械部品を製造するために、窒化処理に特有の低歪みを維持しながら、高い表層硬さと深い硬化層とを比較的短時間（数時間程度）の処理で生成し、最表層に化合物層が生成するのを抑制しようとする技術が、特開昭５７−２８２６号公報（特許文献１）、特開平６−１８４７２７号公報（特許文献２）、特開平１１−５０１４１号公報（特許文献３）、特開２００７−４６０８８号公報（特許文献４）にそれぞれ開示されている。   To produce machine parts with excellent fatigue strength and wear resistance, high surface hardness and deep hardened layer can be processed in a relatively short time (several hours) while maintaining the low strain inherent to nitriding. Techniques for generating and suppressing the formation of a compound layer on the outermost layer are disclosed in JP-A-57-2826 (Patent Document 1), JP-A-6-184727 (Patent Document 2), and JP-A-11. -50141 (Patent Document 3) and JP-A-2007-46088 (Patent Document 4).

特開昭５７−２８２６号公報JP-A-57-2826 特開平６−１８４７２７号公報JP-A-6-184727 特開平１１−５０１４１号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-50141 特開２００７−４６０８８号公報JP 2007-46088 A

特許文献１に開示された鋼材の焼入れ方法では、アンモニアガス主体の雰囲気中で、Ａ１点以上で８５０℃以内の温度範囲で鋼材を加熱する。これにより、表面に窒素を浸透させた状態で鋼材の表層が完全にオーステナイト化し、内部はオーステナイトまたはオーステナイトとフェライトの混合組織になる。その後、Ａ１点以下で６５０℃以内の温度範囲まで徐冷し、適当時間保持する。このとき、鋼材の表層は窒素の影響でオーステナイトのままであり、内部はフェライト組織に戻る。その後急冷すると、表層のオーステナイトがマルテンサイトになり、比較的深い硬化層を有しながら、変形がきわめて少ない鋼材が得られる。 The quenching method disclosed in Patent Document 1 steel, in an atmosphere of ammonia gas mainly to heat the steel material in a temperature range within 850 ° C. at A 1 point or more. Thereby, the surface layer of the steel material is completely austenitic in a state where nitrogen is infiltrated into the surface, and the inside becomes austenite or a mixed structure of austenite and ferrite. Thereafter, it is gradually cooled to a temperature range of 650 ° C. or less at A 1 point or less and held for an appropriate time. At this time, the surface layer of the steel material remains austenite due to the influence of nitrogen, and the inside returns to the ferrite structure. Then, when rapidly cooled, the austenite of the surface layer becomes martensite, and a steel material with very little deformation is obtained while having a relatively deep hardened layer.

特許文献１では、鋼材の組成と加熱温度の組み合わせ次第では、Ａ１点以上で８５０℃以内の温度範囲で加熱しても、表層だけでなく内部も完全にオーステナイト化されてしまう場合がある。完全にオーステナイト化された鋼材をそのまま焼き入れると、浸炭焼入れの場合と同様に、部品の歪みが大きくなってしまう。そこで、この処理（一段目の処理）に引き続いて、Ａ１点以下で６５０℃以内の温度範囲まで徐冷し、適当時間保持するという二段目の処理を行う必要がある。このため、特許文献１の方法では、製造工程やエネルギ消費の点で効率的ではない。 In Patent Document 1, depending on the combination of the heating temperature and composition of the steel material may be heated at a temperature range within 850 ° C. at A 1 point or more, also inside as well as the surface will be completely austenitized. If a fully austenitized steel material is quenched as it is, the distortion of the parts increases as in the case of carburizing and quenching. Therefore, following this process (first stage process), it is necessary to perform the second stage process of gradually cooling to a temperature range of 650 ° C. or less at A 1 point or less and holding for an appropriate time. For this reason, the method of Patent Document 1 is not efficient in terms of the manufacturing process and energy consumption.

特許文献２に開示された鉄鋼製部品の表面硬化処理方法では、窒素（Ｎ）との化学親和力の強い元素を含む鋼材を素材とする部品を、アンモニアを混合した雰囲気中で６００〜９００℃に加熱して浸窒させる。その後、室温まで急速冷却する。その後、４００〜６００℃で析出硬化処理するか、又は６００〜９００℃に加熱して浸窒させた後、直ちに４００〜６００℃まで急冷し、析出硬化させる。   In the surface hardening treatment method for steel parts disclosed in Patent Document 2, a steel material containing an element having a strong chemical affinity with nitrogen (N) is heated to 600 to 900 ° C. in an atmosphere in which ammonia is mixed. Heat to nitrogen. Thereafter, it is rapidly cooled to room temperature. Thereafter, precipitation hardening is performed at 400 to 600 ° C., or heating to 600 to 900 ° C. and nitriding are performed, and then immediately cooled to 400 to 600 ° C. for precipitation hardening.

特許文献２の方法では、鋼材の組成と加熱温度の組み合わせ次第では、表層がオーステナイト化しなかったり、逆に表層だけでなく内部も完全にオーステナイト化されてしまったりする場合がある。そのため、前者の場合には窒素侵入が促進されなかったり、後者の場合には室温まで急速冷却した際に部品が大きく歪んでしまうという問題が生じる。さらに、析出硬化処理として、二段目の処理を行う必要があるので、特許文献１と同様に、製造工程やエネルギ消費の点で効率的ではない。   In the method of Patent Document 2, depending on the combination of the composition of the steel material and the heating temperature, the surface layer may not be austenitized, or conversely, not only the surface layer but also the inside may be completely austenitized. Therefore, in the former case, nitrogen penetration is not promoted, and in the latter case, there is a problem that the parts are greatly distorted when rapidly cooled to room temperature. Furthermore, since it is necessary to perform the second stage process as the precipitation hardening process, as in Patent Document 1, it is not efficient in terms of manufacturing process and energy consumption.

特許文献３で開示された鋼製部品の表面硬化処理方法では、鋼製部品を、Ｆｅ−Ｎ系のＡ１点である５９０℃未満の温度でガス軟窒化処理する。その後、鋼製部品を５９０℃以上かつその鋼材に特有のＡ１点（炭素鋼の場合は７２３℃）未満の温度に加熱して、窒素の拡散層を部分的にオーステナイト組織にする。続いて、急冷してオーステナイト組織をマルテンサイト組織に変えて拡散層の硬さを高める。 The surface hardening method for steel parts disclosed in Patent Document 3, the steel parts are treated gas soft at temperatures 590 below ℃ is A 1 point of Fe-N system. Thereafter, the steel part is heated to a temperature of 590 ° C. or more and less than A 1 point (723 ° C. in the case of carbon steel) peculiar to the steel material, and the nitrogen diffusion layer is partially made into an austenitic structure. Subsequently, the austenite structure is changed to a martensite structure by rapid cooling to increase the hardness of the diffusion layer.

特許文献３の方法では、５９０℃未満の温度でガス軟窒化処理する際に、拡散層に鉄の窒化物（γ’−Ｆｅ４Ｎ）が析出することがある。いったん析出したγ’−Ｆｅ４Ｎはその後の昇温工程でも完全には溶解しない。そのため、鋼材がオーステナイト化しにくいという問題が生じる。さらに、最表層には化合物層が形成されたままである。そのため、繰り返しの高面圧や衝撃応力が負荷される歯車用途では、化合物層の剥落が問題となる。 In the method of Patent Document 3, iron nitride (γ′-Fe 4 N) may precipitate in the diffusion layer when gas soft nitriding is performed at a temperature lower than 590 ° C. Once precipitated, γ′-Fe 4 N is not completely dissolved even in the subsequent heating step. Therefore, there arises a problem that the steel material is not easily austenitized. Further, the compound layer is still formed on the outermost layer. Therefore, peeling off of the compound layer becomes a problem in gear applications where repeated high surface pressure and impact stress are applied.

特許文献４で開示された浸窒焼入品及びその製造方法では、鉄または鉄合金の被処理品に化合物層を発生させないで、より短時間で窒素の浸透処理を行い、この後焼入れを行って十分に高い硬さの硬化層を得ることを目的とする。特許文献４では、６００〜８００℃に保持した炉内にアンモニアガスを導入して、被処理品中に０．０５〜１．５０％の濃度で窒素が拡散するように制御し、その後焼入れを行う。   In the nitriding and quenching product disclosed in Patent Document 4 and the manufacturing method thereof, the infiltration treatment of nitrogen is performed in a shorter time without generating a compound layer on the article to be treated of iron or iron alloy, and then the quenching is performed. It is intended to obtain a hardened layer having a sufficiently high hardness. In Patent Document 4, ammonia gas is introduced into a furnace maintained at 600 to 800 ° C., and nitrogen is diffused at a concentration of 0.05 to 1.50% in the article to be treated. Do.

特許文献４では、ＳＰＣＣ（冷間圧延鋼板および鋼帯）やＳＣ（機械構造用炭素鋼鋼材）素材の板状の部品において、耐摩耗性および耐食性に優れた浸窒焼入れ品が得られると記載されている。しかしながら、クランクシャフトや歯車のように高い疲労強度が要求される部品では、疲労強度を高めるために、硬化層の形成に加えて、芯部硬さを高めることや、焼入れ性を確保することが極めて重要である。芯部硬さや焼入れ性を得るために、鋼材には各種の合金元素が添加されるが、特許文献４では、鍛造によって作られる部品の疲労強度を向上させるための方法はなんら開示されていない。   Patent Document 4 describes that a nitrocarburized product excellent in wear resistance and corrosion resistance can be obtained in plate-like parts made of SPCC (cold rolled steel plate and steel strip) or SC (carbon steel material for mechanical structure) material. Has been. However, in parts that require high fatigue strength such as crankshafts and gears, in order to increase fatigue strength, in addition to forming a hardened layer, it is possible to increase core hardness and ensure hardenability. Very important. In order to obtain core hardness and hardenability, various alloy elements are added to the steel material. However, Patent Document 4 does not disclose any method for improving the fatigue strength of a part made by forging.

特許文献１〜特許文献４に代表されるように、これまでに提案された窒化処理技術では、疲労強度や耐摩耗性に優れた機械部品を製造するために、窒化処理に特有の低歪みを維持しながら、高い表層硬さと深い硬化層とを比較的短時間（数時間程度）の処理で生成させ、かつ、最表層に化合物層が形成するのを抑制することが困難であった。   As represented by Patent Literature 1 to Patent Literature 4, in the nitriding treatment techniques proposed so far, in order to manufacture mechanical parts having excellent fatigue strength and wear resistance, low strain peculiar to nitriding treatment is reduced. While maintaining, it was difficult to generate a high surface hardness and a deep hardened layer in a relatively short time (about several hours), and to suppress the formation of the compound layer on the outermost layer.

本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであって、自動車の変速機として使用される歯車やベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリ、及び自動車のエンジンのクランクシャフトのように、優れた疲労強度と高い耐摩耗性を要求される機械部品の製造方法において、低歪みを維持しながら、高い表層硬さと深い硬化層とを比較的短時間（数時間程度）の処理で生成させ、最表層に化合物層が生成するのを抑制する、窒化処理機械部品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 situation, and is excellent as a gear used as an automobile transmission, a pulley for a belt-type continuously variable transmission (CVT), and a crankshaft of an automobile engine. In a method for manufacturing machine parts that require high fatigue strength and high wear resistance, a high surface hardness and a deep hardened layer are generated in a relatively short time (several hours) while maintaining low strain, An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a nitriding mechanical component that suppresses the formation of a compound layer on the outermost layer.

課題を解決するための手段及び発明の効果Means for Solving the Problems and Effects of the Invention

本発明の実施の形態による窒化処理機械部品の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４２％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜１．６０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％及びＮ：０．００３〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼材を準備する工程と、式（１）〜式（４）で定義されるオーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が０．１０≦Ｆγ（Ｔ）≦０．６０を満たし、かつ７００℃以上である窒化処理温度Ｔ（℃）で、鋼材に対して窒化処理を行う工程と、窒化処理後、鋼材を急冷する工程とを備える。
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ （１）
Ｘα（Ｔ）＝（９１０−Ｔ）／８３９４ （２）
Ｘγ（Ｔ）＝（９１０＋Ｋ−Ｔ）２／４１２０９ （３）
Ｆγ（Ｔ）＝（Ｃ−Ｘα）／（Ｘγ−Ｘα） （４）
ここで、式（１）及び式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 The manufacturing method of the nitriding machine part by embodiment of this invention is the mass%, C: 0.05-0.42%, Si: 0.05-0.80%, Mn: 0.40-1. 60%, P: 0.05% or less, S: 0.10% or less, Cr: 0.05-2.0%, Al: 0.001-0.050% and N: 0.003-0.030 %, With the balance being a steel material comprising Fe and impurities, and the austenite volume fraction Fγ (T) defined by the equations (1) to (4) is 0.10 ≦ Fγ (T) ≦ A step of nitriding the steel material at a nitriding temperature T (° C.) satisfying 0.60 and 700 ° C. or higher and a step of rapidly cooling the steel material after the nitriding treatment are provided.
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr (1)
Xα (T) = (910−T) / 8394 (2)
Xγ (T) = (910 + K-T) 2/41209 (3)
Fγ (T) = (C−Xα) / (Xγ−Xα) (4)
Here, the element symbol in Formula (1) and Formula (4) represents content in the mass% of the element.

本発明の実施の形態による窒化処理機械部品の製造方法では、低歪みを維持しながら、高い表層硬さと深い硬化層とを比較的短時間（数時間程度）の処理で生成でき、かつ、最表層に化合物層が生成するのを抑制することができる。   In the method of manufacturing a nitriding mechanical component according to the embodiment of the present invention, a high surface hardness and a deep hardened layer can be generated in a relatively short time (several hours) while maintaining low strain, and Generation of a compound layer on the surface layer can be suppressed.

好ましくは、鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．６０％以下及びＮｉ：０．６０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。窒化処理を行う工程では、式（１）に替えて、式（５）を利用してＫを求める。
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ−２０×Ｃｕ−１５．２×Ｎｉ （５）
ここで、式（５）式中の元素記号はその元素の質量％での含有量を表す。 Preferably, the steel material is further replaced with a part of Fe in mass%, Mo: 0.60% or less, V: 0.60% or less, Cu: 0.60% or less, and Ni: 0.60% or less. 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of. In the step of performing nitriding, K is obtained using equation (5) instead of equation (1).
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr + 31.5 * Mo + 104 * V-20 * Cu-15.2 * Ni (5)
Here, the element symbol in Formula (5) represents the content in mass% of the element.

好ましくは、鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下を含有する。   Preferably, the steel material further contains Ti: 0.10% or less in mass% instead of part of Fe.

好ましくは、鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下を含有する。   Preferably, the steel material further contains Ca: 0.005% or less in mass% instead of part of Fe.

好ましくは、窒化処理は、アンモニアガスを含む雰囲気の熱処理炉内で行う。窒化処理を行う工程では、窒化処理温度Ｔ（℃）において予め求めた熱処理炉の有効体積に基づいて、窒化処理中の有効体積１ｍ３あたりのアンモニアガス流量を｛０．４＋（Ｔ−７００）×０．００３｝〜｛３．０＋（Ｔ−７００）×０．０３｝リットル／分以下にする。 Preferably, the nitriding treatment is performed in a heat treatment furnace in an atmosphere containing ammonia gas. In the nitriding process, based on the effective volume of the heat treatment furnace obtained in advance at the nitriding temperature T (° C.), the ammonia gas flow rate per 1 m 3 of the effective volume during the nitriding process is set to {0.4+ (T−700). × 0.003} to {3.0+ (T−700) × 0.03} liter / min or less.

図１は、鉄−炭素系状態図の模式図である。FIG. 1 is a schematic diagram of an iron-carbon phase diagram. 図２は、実施例の小野式回転曲げ疲労試験に用いた試験片の平面図及び側面図である。FIG. 2 is a plan view and a side view of a test piece used in the Ono-type rotary bending fatigue test of the example. 図３は、実施例のブロックオンリング摩耗試験に用いたブロック試験片の斜視図である。FIG. 3 is a perspective view of a block test piece used in the block-on-ring wear test of the example. 図４は、実施例の歪み量測定に用いたＣリング試験片の平面図及び側面図である。FIG. 4 is a plan view and a side view of a C-ring test piece used for measuring the amount of strain in the example. 図５は、実施例で行った窒化処理を説明するための模式図である。FIG. 5 is a schematic diagram for explaining the nitriding treatment performed in the example. 図６（Ａ）は、実施例に用いたブロックオンリング試験機の模式図であり、図６（Ｂ）は、ブロックオンリング試験後のブロック試験片の接触面近傍の拡大図である。FIG. 6A is a schematic diagram of a block-on-ring tester used in the example, and FIG. 6B is an enlarged view of the vicinity of the contact surface of the block test piece after the block-on-ring test. オーステナイト体積分率Ｆγの値と、有効硬化層深さとの関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the value of austenite volume fraction F (gamma), and effective hardened layer depth. オーステナイト体積分率Ｆγの値と、疲労強度との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the value of austenite volume fraction F (gamma), and fatigue strength. オーステナイト体積分率Ｆγの値と、変形量（処理歪みの大きさ）との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the value of austenite volume fraction F (gamma), and the deformation (the magnitude | size of a process distortion).

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. In the drawings, the same or corresponding parts are denoted by the same reference numerals and description thereof will not be repeated. Hereinafter, “%” of the element content means mass%.

本発明者らは、種々の成分の機械構造用鋼材を用いて、様々な条件で窒化処理の実験を行った。そして、窒化条件を変化させたときの窒化処理材の疲労強度および耐摩耗性の変化、硬化層のミクロ組織の発達挙動及び窒化処理後の歪みの大きさを詳細に調査した。中でも、本発明者らは、低歪みを維持しながら、高い表層硬さと深い硬化層とを比較的短時間（数時間程度）の処理で生成し、最表層に化合物層が生成するのを抑制する窒化条件に関して研究した。その結果、本発明者らは、下記（ａ）〜（ｌ）の知見を得た。   The present inventors conducted experiments on nitriding treatment under various conditions using mechanical structural steel materials having various components. Then, the fatigue strength and wear resistance change of the nitriding material when the nitriding conditions were changed, the microstructure development behavior of the hardened layer, and the magnitude of strain after the nitriding treatment were investigated in detail. In particular, the present inventors generated a high surface hardness and a deep hardened layer in a relatively short time (several hours) while maintaining low strain, and suppressed the formation of a compound layer on the outermost layer. The nitriding conditions were studied. As a result, the present inventors obtained the following findings (a) to (l).

（ａ）オーステナイトが生成している状態で窒化処理を行うと、窒素の侵入量が増大する。そのため、鋼材の表層の窒素濃度は、オーステナイトが生成していない状態で窒化処理を行う場合よりも高くなる。これは、オーステナイト中での窒素の溶解度の方が、フェライト中やパーライト中での窒素の溶解度よりも大きいからである。   (A) When nitriding is performed in a state where austenite is generated, the amount of nitrogen intrusion increases. Therefore, the nitrogen concentration in the surface layer of the steel material is higher than when nitriding is performed in a state where austenite is not generated. This is because the solubility of nitrogen in austenite is greater than the solubility of nitrogen in ferrite or pearlite.

（ｂ）オーステナイトが生成している状態で窒化処理を行うと、窒素の侵入深さ、すなわち硬化深さが増大する。しかしながら、鋼材中のオーステナイトの量が多くなりすぎると、硬化深さはかえって低下する。すなわち、オーステナイト単相状態で窒化処理を行うよりも、適度の量のフェライトが混在するオーステナイト＋フェライトの二相状態で窒化処理を行う方が、より深い硬化層が得られる。これは、フェライト中での窒素の拡散係数の方が、オーステナイト中での窒素の拡散係数よりも大きいためである。   (B) When nitriding is performed in a state where austenite is generated, the penetration depth of nitrogen, that is, the curing depth increases. However, when the amount of austenite in the steel material becomes too large, the hardening depth is lowered. That is, a deeper hardened layer can be obtained by performing nitriding in the two-phase state of austenite + ferrite in which an appropriate amount of ferrite is mixed, rather than performing nitriding in the austenite single-phase state. This is because the diffusion coefficient of nitrogen in ferrite is larger than the diffusion coefficient of nitrogen in austenite.

（ｃ）すなわち、適度の量のフェライトが存在すると、窒素原子の侵入速度の低下を抑制することができる。一方、適度の量のオーステナイトが存在すると、窒素の侵入量を高めることができる。窒素の侵入速度が低下するのを抑制しながら、窒素の侵入量を高めるためには、鋼材中のオーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が０．１０〜０．６０であるのが好ましい。   (C) That is, when an appropriate amount of ferrite is present, it is possible to suppress a decrease in the penetration rate of nitrogen atoms. On the other hand, when an appropriate amount of austenite is present, the amount of nitrogen intrusion can be increased. The austenite volume fraction Fγ (T) in the steel material is preferably 0.10 to 0.60 in order to increase the nitrogen penetration amount while suppressing the nitrogen penetration rate from decreasing.

（ｄ）オーステナイト＋フェライトの二相状態としてから窒化処理を開始しても、処理の終了段階では、表層は窒素が濃化する。したがって、表層付近はオーステナイト単相の層を形成する。その結果、最表層には化合物層は形成されにくい。   (D) Even if nitriding is started after the two-phase state of austenite + ferrite, nitrogen is concentrated on the surface layer at the end of the processing. Therefore, an austenite single phase layer is formed in the vicinity of the surface layer. As a result, the compound layer is hardly formed on the outermost layer.

（ｅ）オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）を０．１０〜０．６０にするには、被処理品の化学成分を考慮したＡ３点を推定した後に、窒化処理温度を設定するのが好ましい。 (E) the austenite volume fraction Fγ a (T) to the 0.10 to 0.60, after estimating the A 3 point in consideration of the chemical components of the workpieces is preferable to set the nitriding temperature .

（ｆ）優れた疲労強度を確保するためには、高い表層硬さと深い硬化層とを形成するだけでなく、芯部硬さや焼入れ性を高めることが必要であり、母材である鋼材にＳｉ、Ｍｎ及びＣｒを含有させなければならない。   (F) In order to ensure excellent fatigue strength, it is necessary not only to form a high surface hardness and a deep hardened layer, but also to increase the core hardness and hardenability. , Mn and Cr must be contained.

（ｇ）侵入した窒素は、窒化処理後の急冷により生成されるマルテンサイトの硬度自体を大きくする。さらに、窒素の侵入量が多い部位では、残留オーステナイトが生成する。残留オーステナイトが適度の量生成すれば、繰り返し荷重が付与されたときに、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイトに変態する。加工誘起マルテンサイトの生成により鋼材の強度が高まるため、高い疲労強度が得られる。したがって、高い疲労強度を得るためには、窒化処理後の鋼材の表層の窒素濃度を高くすることが望ましい。   (G) Nitrogen that has entered increases the hardness of martensite generated by rapid cooling after nitriding. Further, retained austenite is generated at a site where the amount of nitrogen intrusion is large. If an appropriate amount of retained austenite is generated, the retained austenite transforms into work-induced martensite when a repeated load is applied. Since the strength of the steel material is increased by the formation of work-induced martensite, high fatigue strength can be obtained. Therefore, in order to obtain high fatigue strength, it is desirable to increase the nitrogen concentration in the surface layer of the steel material after nitriding.

（ｈ）一方、鋼材の表層の窒素濃度が大きくなりすぎると、残留オーステナイトが過剰に生成する。過剰に生成した残留オーステナイトは、繰り返し荷重が付与されても加工誘起マルテンサイトに変態しない。残留オーステナイトの硬度は、マルテンサイトよりも低い。そのため、残留オーステナイトが過剰に生成すれば、疲労強度が低くなる場合がある。疲労強度を高くするためには、表層の窒素濃度を適切な範囲に収め、残留オーステナイト量を制御することが望ましい。   (H) On the other hand, when the nitrogen concentration in the surface layer of the steel material becomes too high, residual austenite is generated excessively. The excessively generated retained austenite does not transform into work-induced martensite even when a repeated load is applied. The hardness of retained austenite is lower than martensite. Therefore, if excessive austenite is generated, the fatigue strength may be lowered. In order to increase the fatigue strength, it is desirable to control the amount of retained austenite by keeping the nitrogen concentration of the surface layer within an appropriate range.

（ｉ）窒化処理時に生成する残留オーステナイト量を制御するには、窒化処理時のアンモニアガスの流量を適切に制御すればよい。窒化処理時のアンモニアガスの流量を制御することは、鋼材表面のアンモニアガスの分圧を制御することに相当する。   (I) In order to control the amount of retained austenite generated during nitriding, the flow rate of ammonia gas during nitriding may be controlled appropriately. Controlling the flow rate of ammonia gas during nitriding corresponds to controlling the partial pressure of ammonia gas on the surface of the steel material.

（ｊ）残留オーステナイト量を適切な範囲に収めるために必要なアンモニアガスの流量は、窒化処理温度によって変化する。アンモニアガスは熱処理炉に導入されると、雰囲気中、鋼材表面又は炉壁表面で分解され、窒素原子と水素原子とが生成する。アンモニアガスが鋼材表面に到達した場合、窒素原子が鋼材中に侵入し窒化処理に利用される。しかしながら、雰囲気中や炉壁表面でアンモニアガスが分解される場合、生成した窒素原子及び水素原子は反応して、分子状のガス、つまり、窒素ガス（Ｎ２）及び水素ガス（Ｈ２）を生成する。したがって、雰囲気中や炉壁表面でアンモニアガスが分解される場合、生成した窒素原子は、窒化処理に有効に利用されない。アンモニアガスの分解速度は高温ほど大きくなる。したがって、窒化処理温度が高くなるほど、炉に導入されるアンモニアガス量に対する窒化処理に有効に利用されるアンモニアガス量が少なくなる。 (J) The flow rate of ammonia gas necessary to keep the amount of retained austenite within an appropriate range varies depending on the nitriding temperature. When the ammonia gas is introduced into the heat treatment furnace, it is decomposed on the surface of the steel material or the furnace wall in the atmosphere to generate nitrogen atoms and hydrogen atoms. When ammonia gas reaches the steel material surface, nitrogen atoms enter the steel material and are used for nitriding. However, when ammonia gas is decomposed in the atmosphere or on the furnace wall surface, the generated nitrogen atoms and hydrogen atoms react to form molecular gases, that is, nitrogen gas (N 2 ) and hydrogen gas (H 2 ). Generate. Therefore, when ammonia gas is decomposed in the atmosphere or on the furnace wall surface, the generated nitrogen atoms are not effectively used for the nitriding treatment. The decomposition rate of ammonia gas increases as the temperature increases. Therefore, the higher the nitriding temperature, the smaller the amount of ammonia gas that is effectively used for nitriding with respect to the amount of ammonia gas introduced into the furnace.

（ｋ）残留オーステナイト量を適切な範囲に収めるために必要なアンモニアガスの流量は、（ｉ）に示す窒化処理温度だけでなく、窒化処理温度における熱処理炉の有効体積によっても変化する。有効体積は以下のとおり求められる。初めに、熱処理炉を真空に引き、温度Ｔ１（℃）及び圧力Ｐ１（Ｐａ）において体積Ｖ１（ｍ３）に相当する量の不活性ガスを炉内に導入して炉温をＴ１℃にする。次に、炉温をＴ（Ｔ＞Ｔ１）℃に昇温し、所定時間保持する。保持後の炉内圧力Ｐ２（Ｐａ）を測定する。炉内においてボイルシャルルの法則が成立する。したがって、窒化処理温度Ｔの場合の有効体積ＶＥ（ｍ３）は、ボイルシャルルの法則により、以下のとおり定義される。
ＶＥ＝Ｐ１／Ｐ２×（Ｔ＋２７３）／（Ｔ１＋２７３）×Ｖ１ （Ｉ） (K) The flow rate of ammonia gas necessary to keep the amount of retained austenite within an appropriate range varies depending not only on the nitriding temperature shown in (i) but also on the effective volume of the heat treatment furnace at the nitriding temperature. The effective volume is determined as follows. First, the heat treatment furnace is evacuated and an inert gas in an amount corresponding to the volume V1 (m 3 ) is introduced into the furnace at a temperature T1 (° C.) and a pressure P1 (Pa) to bring the furnace temperature to T1 ° C. . Next, the furnace temperature is raised to T (T> T1) ° C. and held for a predetermined time. The furnace pressure P2 (Pa) after holding is measured. Boyle Charles' law is established in the furnace. Accordingly, the effective volume VE (m 3 ) at the nitriding temperature T is defined as follows according to Boyle's law.
VE = P1 / P2 × (T + 273) / (T1 + 273) × V1 (I)

（ｌ）有効体積１ｍ３あたりのアンモニアガス流量を｛０．４＋（Ｔ−７００）×０．００３｝〜｛３．０＋（Ｔ−７００）×０．０３｝リットル／分にすれば、窒化処理機械部品の疲労強度はさらに高まる。 (L) If the ammonia gas flow rate per effective volume of 1 m 3 is set to {0.4+ (T−700) × 0.003} to {3.0+ (T−700) × 0.03} liter / min, nitriding The fatigue strength of the processing machine parts is further increased.

以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施の形態による窒化処理機械部品の製造方法を完成した。以下、本実施の形態による窒化処理機械部品の製造方法について詳述する。   Based on the above knowledge, the present inventors have completed a method for manufacturing a nitriding machine component according to the present embodiment. Hereinafter, the manufacturing method of the nitriding machine part according to the present embodiment will be described in detail.

［製造方法の概要］
本実施の形態による窒化処理機械部品の製造方法は、（１）鋼材を準備する工程（鋼材準備工程）と、（２）窒化処理時の窒化処理温度Ｔ（℃）を決定し、決定された窒化処理温度Ｔ（℃）で、鋼材に対して窒化処理を実施する工程（窒化処理工程）と、（３）窒化処理後の鋼材を急冷する工程（急冷工程）とを備える。以下、それぞれの工程について説明する。 [Outline of manufacturing method]
The method of manufacturing a nitriding machine component according to the present embodiment is determined by determining (1) a step of preparing a steel material (steel material preparation step) and (2) a nitriding temperature T (° C.) during nitriding. A nitriding treatment temperature T (° C.) includes a step of nitriding the steel material (nitriding treatment step), and (3) a step of rapidly cooling the steel material after nitriding treatment (quenching step). Hereinafter, each process will be described.

［鋼材準備工程］
以下の化学組成からなる鋼材を準備する。 [Steel material preparation process]
A steel material having the following chemical composition is prepared.

Ｃ：０．０５〜０．４２％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を決定するのに最も重要な元素である。Ｃは、生地の強度、すなわち窒化処理後の急冷（焼入れ）では硬化されない芯部硬さを向上する。Ｃはさらに、窒化処理後急冷したとき、表層付近にマルテンサイトを生成させ、表層硬さを向上する。一方、Ｃが過剰に含有されると、冷間鍛造性が著しく低下したり、芯部の靱性が低下したり、被削性が低下したりする。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．４２％である。Ｃ含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．３０％以下であるのが好ましい。 C: 0.05 to 0.42%
Carbon (C) is the most important element for determining the strength of steel. C improves the strength of the dough, that is, the core hardness that is not cured by rapid cooling (quenching) after nitriding. Further, when C is rapidly cooled after nitriding, martensite is generated in the vicinity of the surface layer, and the surface layer hardness is improved. On the other hand, when C is contained excessively, the cold forgeability is remarkably lowered, the toughness of the core part is lowered, or the machinability is lowered. Therefore, the content of C is 0.05 to 0.42%. The C content is preferably 0.07% or more, and preferably 0.30% or less.

Ｓｉ：０．０５〜０．８０％
珪素（Ｓｉ）は、固溶強化元素として芯部硬さの増大に寄与して疲労強度を改善する。Ｓｉはさらに、鋼材の焼入れ性を高める。さらに、Ｓｉは窒素との親和力も比較的高いため、窒化処理により鋼材中に侵入する窒素とクラスタを形成する。これにより、硬化層が強化し、疲労強度が向上する。一方、Ｓｉが過剰に含有されると、熱間加工性が劣化するとともに、靱性や被削性も劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．８０％である。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．５０％以下であるのが好ましい。 Si: 0.05 to 0.80%
Silicon (Si) contributes to an increase in core hardness as a solid solution strengthening element and improves fatigue strength. Si further enhances the hardenability of the steel material. Furthermore, since Si has a relatively high affinity with nitrogen, it forms clusters with nitrogen that penetrates into the steel material by nitriding. Thereby, the hardened layer is strengthened and the fatigue strength is improved. On the other hand, when Si is contained excessively, hot workability deteriorates and toughness and machinability also deteriorate. Therefore, the Si content is 0.05 to 0.80%. The Si content is preferably 0.10% or more, and preferably 0.50% or less.

Ｍｎ：０．４０〜１．６０％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化元素として芯部硬さの増大に寄与し、鋼材の靭性を高める。Ｍｎはさらに、疲労強度を改善し、焼入れ性を高める。さらに、Ｍｎは窒素との親和力が高いため、窒化処理により鋼材中に侵入する窒素とクラスタや窒化物を形成する。これにより、硬化層が強化し、疲労強度が向上する。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを生成し、鋼材の被削性を向上する。一方、Ｍｎが過剰に含有されても、その効果は飽和する。また、Ｍｎが過剰に含有されると、被削性が劣化する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜１．６０％である。Ｍｎ含有量は０．６０％以上であるのが好ましく、１．３０％以下であるのが好ましい。 Mn: 0.40 to 1.60%
Manganese (Mn) contributes to an increase in core hardness as a solid solution strengthening element and increases the toughness of the steel material. Mn further improves fatigue strength and enhances hardenability. Furthermore, since Mn has a high affinity with nitrogen, it forms nitrogen, clusters, and nitrides that enter the steel by nitriding. Thereby, the hardened layer is strengthened and the fatigue strength is improved. Further, Mn combines with S to generate MnS, thereby improving the machinability of the steel material. On the other hand, even if Mn is contained excessively, the effect is saturated. Moreover, when Mn is contained excessively, the machinability may deteriorate. Therefore, the Mn content is 0.40 to 1.60%. The Mn content is preferably 0.60% or more, and preferably 1.30% or less.

Ｐ：０．０５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界偏析して粒界割れを引き起こす。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０２０％以下である。 P: 0.05% or less Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundary and causes grain boundary cracking. Therefore, it is preferable that the P content is small. The P content is 0.05% or less. A preferable P content is 0.020% or less.

Ｓ：０．１０％以下
（硫黄）Ｓは、鋼に含有される不純物であるが、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成して、鋼材の被削性を高める。したがって、鋼材の被削性を向上する場合には、Ｓが含有される。しかしながら、Ｓが過剰に含有されると、鋳片内で偏析欠陥が発生したり、熱間加工性が低下したりする。したがって、Ｓ含有量は０．１０％以下である。被削性を高める効果を得る場合、Ｓ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０６５％以下であるのが好ましい。 S: 0.10% or less (Sulfur) S is an impurity contained in steel, but combines with Mn to form MnS, thereby improving the machinability of the steel material. Therefore, S is contained when improving the machinability of the steel material. However, when S is contained excessively, segregation defects occur in the slab, or hot workability deteriorates. Therefore, the S content is 0.10% or less. When acquiring the effect which improves machinability, it is preferable that S content is 0.010% or more. Moreover, it is preferable that S content is 0.065% or less.

Ｃｒ：０．０５〜２．０％
クロム（Ｃｒ）は、炭素および窒素との親和力が大きく、窒化処理時のオーステナイト中のＮの活量を下げて、窒化を促進する。Ｃｒはさらに、窒化処理によって鋼材中に侵入する窒素とクラスタや窒化物を形成する。これにより、硬化層が強化し、疲労強度が向上する。Ｃｒはさらに、固溶強化によって、窒化後の急冷（焼入れ）で硬化されない芯部硬さを増大させて疲労強度を改善する。Ｃｒはさらに、鋼材の焼入れ性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されると、Ｃｒ窒化物が粒界に優先的に生成して粒界近傍のＣｒが欠乏する。その結果、不完全焼入れ組織及び／又は酸化異常層が生成しやすくなり、鋼材の耐摩耗性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０５〜２．０％である。Ｃｒ含有量は０．２０％以上であるのが好ましく、１．５０％以下であるのが好ましい。 Cr: 0.05-2.0%
Chromium (Cr) has a large affinity for carbon and nitrogen, and lowers the activity of N in the austenite during nitriding to promote nitriding. Further, Cr forms nitrogen and clusters and nitrides that penetrate into the steel material by nitriding. Thereby, the hardened layer is strengthened and the fatigue strength is improved. Further, Cr improves the fatigue strength by increasing the core hardness not hardened by rapid cooling (quenching) after nitriding by solid solution strengthening. Cr further enhances the hardenability of the steel material. On the other hand, when Cr is excessively contained, Cr nitride is preferentially generated at the grain boundary and Cr near the grain boundary is deficient. As a result, an incompletely hardened structure and / or an abnormal oxidation layer is easily generated, and the wear resistance of the steel material is deteriorated. Therefore, the Cr content is 0.05 to 2.0%. The Cr content is preferably 0.20% or more, and preferably 1.50% or less.

Ａｌ：０．００１〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸材として、溶製時に鋼に含有される。Ａｌはさらに、窒素と結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する。一方、Ａｌが過剰に含有されると、靭性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０５０％である。Ａｌ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０３５％以下であるのが好ましい。本実施の形態におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量である。 Al: 0.001 to 0.050%
Aluminum (Al) is contained in steel as a deoxidizer during melting. Al is further combined with nitrogen to form AlN, and the crystal grains are refined. On the other hand, when Al is contained excessively, toughness deteriorates. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.050%. The Al content is preferably 0.010% or more, and preferably 0.035% or less. The Al content in the present embodiment is the content of acid-soluble Al (Sol. Al).

Ｎ：０．００３〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合してピンニング粒子を形成し、熱間加工時の結晶粒粗大化を抑える。Ｎはさらに、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、焼準処理や焼鈍処理の工程で、結晶粒を微細化する。Ｎはさらに、オーステナイト安定化元素であるため、窒化処理中にオーステナイトを生成させやすくする。Ｎはさらに、固溶強化に寄与して芯部硬さを増大する。一方、Ｎが過剰に含有されると、インゴット中で気泡欠陥が生成して材質を損なうことがある。したがって、Ｎ含有量は、０．００３〜０．０３０％である。Ｎ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのが好ましい。 N: 0.003-0.030%
Nitrogen (N) combines with Ti to form pinning particles and suppresses crystal grain coarsening during hot working. N is further combined with Al to form AlN, and the crystal grains are refined in the normalization and annealing processes. Further, since N is an austenite stabilizing element, it makes it easy to generate austenite during nitriding. N further contributes to solid solution strengthening and increases the core hardness. On the other hand, if N is contained excessively, bubble defects may be generated in the ingot and the material may be damaged. Therefore, the N content is 0.003 to 0.030%. The N content is preferably 0.005% or more, and preferably 0.020% or less.

本実施の形態による鋼材の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。   The balance of the chemical composition of the steel material according to the present embodiment is composed of Fe and impurities. The impurities here refer to ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment of the manufacturing process.

本実施の形成による鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。つまり、これらの元素は選択元素である。これらの元素はいずれも、鋼材の疲労強度を向上する。   The steel material according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, V, Cu and Ni instead of a part of Fe. That is, these elements are selective elements. All of these elements improve the fatigue strength of the steel material.

Ｍｏ：０．６０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の靭性や焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、鋼材の表層における不完全焼入れ組織の生成を抑制し、粒界酸化による異常層の生成を抑制する。Ｍｏはさらに、鋼材の芯部硬さを高めて疲労強度を向上する。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏが過剰に含有されると、鋼材の被削性が低下する。さらに、素材コストが嵩む。したがって、Ｍｏ含有量は、０．６０％以下である。Ｍｏ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果は顕著に得られる。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．４０％以下である。 Mo: 0.60% or less Molybdenum (Mo) increases the toughness and hardenability of steel. Mo further suppresses generation of an incompletely quenched structure in the surface layer of the steel material, and suppresses generation of an abnormal layer due to grain boundary oxidation. Mo further improves the fatigue strength by increasing the core hardness of the steel material. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, when Mo is contained excessively, the machinability of the steel material is lowered. Furthermore, the material cost increases. Therefore, the Mo content is 0.60% or less. If the Mo content is 0.05% or more, the above effect is remarkably obtained. Preferably, the Mo content is 0.40% or less.

Ｖ：０．６０％以下
バナジウム（Ｖ）は、炭化物として析出して芯部強度の増大に寄与する。さらに、Ｖは窒素との親和力が高いため、窒化処理によって侵入する窒素量を増大させて硬化層の硬さ及び鋼材の疲労強度を向上する。Ｖが少しでも含有されると、上記効果が得られる。一方、Ｖが過剰に含有されると、Ｖ炭化物の析出量が多くなり過ぎて硬さが過度に上昇し、被削性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は、０．６０％以下である。Ｖ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果は顕著に得られる。好ましくは、Ｖ含有量は０．４０％以下である。 V: 0.60% or less Vanadium (V) precipitates as a carbide and contributes to an increase in core strength. Furthermore, since V has a high affinity for nitrogen, the amount of nitrogen entering through nitriding treatment is increased to improve the hardness of the hardened layer and the fatigue strength of the steel material. If V is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, when V is contained excessively, the amount of precipitation of V carbide is excessively increased, the hardness is excessively increased, and the machinability is deteriorated. Therefore, the V content is 0.60% or less. If V content is 0.05% or more, the said effect will be acquired notably. Preferably, the V content is 0.40% or less.

Ｃｕ：０．６０％以下
銅（Ｃｕ）は、フェライトの固溶強化に寄与して芯部硬さを高め、疲労強度を向上する。Ｃｕが少しでも含有されると、上記効果が得られる。一方、Ｃｕが過剰に含有されると、Ｃｕが鋼材の粒界に偏析して熱間割れを誘起することがある。したがって、Ｃｕ含有量は０．６０％以下である。Ｃｕ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣｕ含有量は０．４０％以下である。 Cu: 0.60% or less Copper (Cu) contributes to solid solution strengthening of ferrite, increases core hardness, and improves fatigue strength. When Cu is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if Cu is excessively contained, Cu may segregate at the grain boundaries of the steel material to induce hot cracking. Therefore, the Cu content is 0.60% or less. If the Cu content is 0.05% or more, the above-described effect is remarkably obtained. A preferable Cu content is 0.40% or less.

Ｎｉ：０．６０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼材の靭性を高めたり、焼入れ性を高めたりする。Ｎｉはさらに、フェライト中での固溶強化によって、疲労強度を向上する。Ｎｉはさらに、鋼材がＣｕを含む場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。Ｎｉが少しでも含有されると、上記効果が得られる。一方、Ｎｉが過剰に含有されると、上記効果は飽和する。さらに、Ｎｉが過剰に含有されると、鋼材の被削性が低下し、素材コストも嵩む。したがって、Ｎｉ含有量は、０．６０％以下である。Ｎｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましくは、Ｎｉの含有量は０．４０％以下である。 Ni: 0.60% or less Nickel (Ni) increases the toughness of the steel material or increases the hardenability. Ni further improves fatigue strength by solid solution strengthening in ferrite. Ni further suppresses hot cracking caused by Cu when the steel material contains Cu. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, when Ni is contained excessively, the above effect is saturated. Furthermore, when Ni is contained excessively, the machinability of the steel material is lowered and the material cost is increased. Therefore, the Ni content is 0.60% or less. If the Ni content is 0.05% or more, the above effects are remarkably obtained. Preferably, the Ni content is 0.40% or less.

本実施の形態による鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、Ｔｉを含有してもよい。つまり、Ｔｉは選択元素である。   The steel material according to the present embodiment may further contain Ti instead of a part of Fe. That is, Ti is a selective element.

Ｔｉ：０．１０％以下
チタン（Ｔｉ）は、窒化物、炭化物、炭窒化物のピンニング粒子を形成し、熱間加工時の結晶粒粗大化を抑制する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、ピンニング粒子として析出しなかった過剰なＴｉは、鋼中のＳと結合して硫化物（Ｔｉ２ＳあるいはＴｉＳ）を形成する。この硫化物の生成により、被削性改善に有用なＭｎＳの生成量が低下する。過剰なＴｉはさらに、鋼材中のＣと結合して炭化物（ＴｉＣ）を形成し、被削性を劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下である。Ｔｉ含有量が０．００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｔｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以下であるのが好ましい。 Ti: 0.10% or less Titanium (Ti) forms pinning particles of nitride, carbide, and carbonitride, and suppresses grain coarsening during hot working. If Ti is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, excess Ti that did not precipitate as pinning particles combines with S in the steel to form sulfide (Ti 2 S or TiS). Due to the formation of this sulfide, the amount of MnS useful for improving machinability is reduced. Excess Ti further combines with C in the steel material to form carbide (TiC), which degrades machinability. Therefore, the Ti content is 0.10% or less. If the Ti content is 0.005% or more, the above-mentioned effect is remarkably obtained. The Ti content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.05% or less.

本実施の形態による鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、Ｃａを含有してもよい。つまり、Ｃａは選択元素である。   The steel material according to the present embodiment may further contain Ca instead of a part of Fe. That is, Ca is a selective element.

Ｃａ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）は、鋼材の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃａが過剰に含有されると、鋳片内で偏析欠陥が発生したり、熱間加工性が低下したりする。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下である。Ｃａ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果は顕著に得られる。Ｃａ含有量は０．００３％以下とするのが好ましい。 Ca: 0.005% or less Calcium (Ca) increases the machinability of steel. If Ca is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, when Ca is contained excessively, segregation defects occur in the slab, or hot workability deteriorates. Therefore, the Ca content is 0.005% or less. If the Ca content is 0.0001% or more, the above effect is remarkably obtained. The Ca content is preferably 0.003% or less.

［窒化処理工程］
窒化処理工程では、下記式（１）〜式（４）を用いて窒化処理温度（以下、単に処理温度という）Ｔ（℃）を決定する。具体的には、７００℃以上であって、かつ、式（４）で定義されるオーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が０．１０≦Ｆγ（Ｔ）≦０．６０を満たす温度Ｔ（℃）を、処理温度に決定する。
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ （１）
Ｘα（Ｔ）＝（９１０−Ｔ）／８３９４ （２）
Ｘγ（Ｔ）＝（９１０＋Ｋ−Ｔ）２／４１２０９ （３）
Ｆγ（Ｔ）＝（Ｃ−Ｘα）／（Ｘγ−Ｘα） （４） [Nitriding process]
In the nitriding step, the nitriding temperature (hereinafter simply referred to as the processing temperature) T (° C.) is determined using the following formulas (1) to (4). Specifically, a temperature T (° C.) that is 700 ° C. or higher and satisfies the austenite volume fraction Fγ (T) defined by the equation (4) of 0.10 ≦ Fγ (T) ≦ 0.60. Is determined as the processing temperature.
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr (1)
Xα (T) = (910−T) / 8394 (2)
Xγ (T) = (910 + K-T) 2/41209 (3)
Fγ (T) = (C−Xα) / (Xγ−Xα) (4)

鋼材が上記選択元素Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉからなる群から選択された１種又は２種以上を含有する場合、式（１）の替わりに式（５）を用いて、Ｋを求める。
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ−２０×Ｃｕ−１５．２×Ｎｉ （５）
ここで、式（１）、式（４）及び式（５）中の元素記号には、鋼材中の対応する元素の質量％での含有量が代入される。 When the steel material contains one or more selected from the group consisting of the above-mentioned selective elements Mo, V, Cu, and Ni, K is obtained using equation (5) instead of equation (1).
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr + 31.5 * Mo + 104 * V-20 * Cu-15.2 * Ni (5)
Here, the content in mass% of the corresponding element in the steel material is substituted into the element symbols in the expressions (1), (4), and (5).

［式（１）〜式（５）の概要］
式（１）〜式（５）は、上記知見（ａ）〜（ｅ）に基づいて導かれたものである。具体的には、窒化処理の際に、適度の量のフェライトと適度の量のオーステナイトとが存在すると、窒素原子の侵入速度を低下させることなく、窒素の侵入量を高めることができる。これらの効果を奏するためには、鋼材中のオーステナイトの体積分率Ｆγ（Ｔ）を０．１０〜０．６０にする。オーステナイトの体積分率Ｆγ（Ｔ）を０．１０〜０．６０にするには、鋼材の化学組成により鋼材のＡ３点を推定し、推定されたＡ３点から、処理温度Ｔ（℃）を設定すればよい。 [Overview of Formula (1) to Formula (5)]
Expressions (1) to (5) are derived based on the above findings (a) to (e). Specifically, when an appropriate amount of ferrite and an appropriate amount of austenite are present during the nitriding treatment, the amount of nitrogen intrusion can be increased without reducing the intrusion rate of nitrogen atoms. In order to achieve these effects, the volume fraction Fγ (T) of austenite in the steel material is set to 0.10 to 0.60. In order to set the volume fraction Fγ (T) of austenite to 0.10 to 0.60, the A 3 point of the steel material is estimated from the chemical composition of the steel material, and the processing temperature T (° C.) is estimated from the estimated A 3 point. Should be set.

式（１）〜式（５）は、以上の知見に基づいて定義される。以下、式（１）〜式（５）について説明する。   Formula (1)-Formula (5) are defined based on the above knowledge. Hereinafter, Formula (1)-Formula (5) are demonstrated.

図１は鉄−炭素系状態図の模式図である。図１の横軸は鋼材の炭素含有量（％）であり、縦軸は温度（℃）である。図１を参照して、鋼材を処理温度Ｔ（℃）で窒化処理を行う場合を考える。鋼材中の炭素含有量が、図１に示すＣ％であると仮定する。この場合、鋼材を温度Ｔ（℃）に保持すると、鋼材は、オーステナイト（γ）＋フェライト（α）の二相状態となる。このときの鋼材中のオーステナイトとフェライトとの比率（体積率）は、よく知られた「てこの原理」により求められる。図１中に記した「Ａ」がオーステナイト量に対応し、「Ｂ」がフェライト量に対応する。したがって、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）は、Ａ／（Ａ＋Ｂ）で与えられる。ＡおよびＢを炭素含有量で表せば、それぞれ、Ａ＝Ｃ−Ｘα（％）、Ｂ＝Ｘγ−Ｃ（％）となる。以上より、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）は、以下の式（４）で表される。
Ｆγ（Ｔ）＝Ａ／（Ａ＋Ｂ）＝（Ｃ−Ｘα）／（Ｃ−Ｘα＋Ｘγ−Ｃ）＝（Ｃ−Ｘα）／（Ｘγ−Ｘα） （４）
ここで、Ｆγ（Ｔ）は、オーステナイト体積分率Ｆγが処理温度Ｔ（℃）の関数であることを明示的に示したものである。以降、オーステナイト体積分率は、Ｆγ（Ｔ）又はＦγと記載する。 FIG. 1 is a schematic diagram of an iron-carbon phase diagram. The horizontal axis in FIG. 1 is the carbon content (%) of the steel material, and the vertical axis is the temperature (° C.). Referring to FIG. 1, consider a case where a steel material is nitrided at a processing temperature T (° C.). It is assumed that the carbon content in the steel material is C% shown in FIG. In this case, when the steel material is held at a temperature T (° C.), the steel material is in a two-phase state of austenite (γ) + ferrite (α). The ratio (volume ratio) between austenite and ferrite in the steel material at this time is determined by the well-known “leverage principle”. In FIG. 1, “A” corresponds to the austenite amount, and “B” corresponds to the ferrite amount. Accordingly, the austenite volume fraction Fγ (T) is given by A / (A + B). If A and B are expressed in terms of carbon content, A = C-Xα (%) and B = Xγ-C (%), respectively. From the above, the austenite volume fraction Fγ (T) is expressed by the following formula (4).
Fγ (T) = A / (A + B) = (C−Xα) / (C−Xα + Xγ−C) = (C−Xα) / (Xγ−Xα) (4)
Here, Fγ (T) explicitly indicates that the austenite volume fraction Fγ is a function of the processing temperature T (° C.). Hereinafter, the austenite volume fraction is described as Fγ (T) or Fγ.

Ｘα（％）およびＸγ（％）と処理温度Ｔ（℃）との関係は、それぞれ図１中の相境界を表す線Ｌ１及びＬ２によって規定される。Ｌ１はα／α＋γ相境界であり、Ｌ２はα＋γ／γ相境界である。相境界Ｌ２は、オーステナイト＋フェライトの二相状態からオーステナイト単相状態に移行する温度、すなわち、Ａ３点を、各炭素含有量に対して結んだ曲線である。Ｘαは、相境界Ｌ１上の点における炭素含有量を示し、Ｘγは、相境界Ｌ２上の点における炭素含有量を示す。 The relationship between Xα (%) and Xγ (%) and the processing temperature T (° C.) is defined by lines L1 and L2 representing phase boundaries in FIG. 1, respectively. L1 is an α / α + γ phase boundary, and L2 is an α + γ / γ phase boundary. Phase boundary L2 is the temperature at which the transition from two-phase state of austenite + ferrite austenite single-phase state, i.e., the three points A, is a curve connecting the respective carbon content. Xα represents the carbon content at a point on the phase boundary L1, and Xγ represents the carbon content at a point on the phase boundary L2.

相境界Ｌ１は、フェライト中の炭素の固溶限が０．０２１８％と小さな値であるので、直線で近似しても十分である。相境界Ｌ１を直線近似すると、Ｔ＝−８３９４×Ｘα＋９１０という式が得られる。これをＸαについて解くと、以下の式（２）が得られる。
Ｘα（Ｔ）＝（９１０−Ｔ）／８３９４ （２）
ここで、Ｘα（Ｔ）は、Ｘαが処理温度Ｔの関数であることを明示的に示したものである。 The phase boundary L1 can be approximated by a straight line because the solid solubility limit of carbon in ferrite is as small as 0.0218%. When the phase boundary L1 is linearly approximated, an equation T = −8394 × Xα + 910 is obtained. When this is solved for Xα, the following equation (2) is obtained.
Xα (T) = (910−T) / 8394 (2)
Here, Xα (T) explicitly indicates that Xα is a function of the processing temperature T.

相境界Ｌ２は、直線で近似するには不十分である。Ａ３点は、鋼材中の合金元素の含有量の影響で変動することはよく知られている。そこで、相境界Ｌ２は、鋼材中の炭素含有量と主要な合金元素の含有量との関数として記述するのが好ましい。実用的に有用であり、かつ簡略な相境界Ｌ２の関数として、ＡｎｄｒｅｗのＡ３点の第一近似式がよく知られている。ＡｎｄｒｅｗのＡ３点の第一近似式はたとえば、W.C. Leslie, The Physical Metallurgy of Steels, McGraw-Hill Inc., 1982、G. Krauss, Steels, Processing, Structure, and Performance, ASM International, 2005及び、K.W. Andrews, J. Iron Steel Inst., 203(1965)721で紹介されている。ＡｎｄｒｅｗのＡ３点の第一近似式は以下のとおりである。
Ａ３＝９１０−２０３×√Ｃ−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ＋１３．１×Ｗ The phase boundary L2 is insufficient to approximate with a straight line. A 3-point is to vary the influence of the content of alloying elements in steel are well known. Therefore, the phase boundary L2 is preferably described as a function of the carbon content in the steel material and the content of the main alloy elements. It is practically useful, and as a function of the simple phase boundary L2, the first approximation formula of A 3 points Andrew are well known. Andrew's A 3 point first approximation is, for example, WC Leslie, The Physical Metallurgy of Steels, McGraw-Hill Inc., 1982, G. Krauss, Steels, Processing, Structure, and Performance, ASM International, 2005 and KW Introduced in Andrews, J. Iron Steel Inst., 203 (1965) 721. First approximation formula of A 3 points Andrew are as follows.
A 3 = 910−203 × √C−15.2 × Ni + 44.7 × Si + 104 × V + 31.5 × Mo + 13.1 × W

上記ＡｎｄｒｅｗのＡ３点の第一近似式には示されていないが、鋼材中によく含まれるＭｎ、Ｃｒ及びＣｕについては、次の式で補足の項として定義されている。この補足の項も、上記文献で紹介されており、よく知られている。
−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ Not shown in first approximation formula of A 3 point of the Andrew but, Mn contained often in the steel material, the Cr and Cu is defined as the section supplemented by the following equation. This supplementary section is also introduced in the above document and is well known.
-30xMn-11xCr-20xCu

炭素以外の合金元素に関する項目を「合金元素因子（Ｋ）」として取り出し、本実施の形態に関わる範囲内で表すと、以下の式（１）及び式（５）が得られる。
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ （１）
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ−２０×Ｃｕ−１５．２×Ｎｉ （５） When items relating to alloy elements other than carbon are extracted as “alloy element factor (K)” and expressed within the range related to the present embodiment, the following equations (1) and (5) are obtained.
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr (1)
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr + 31.5 * Mo + 104 * V-20 * Cu-15.2 * Ni (5)

これらのＫを、上記ＡｎｄｒｅｗのＡ３点の第一近似式に代入して整理すれば、相境界Ｌ２について、以下の式が得られる。
Ｔ＝９１０−２０３×√Ｘγ ＋Ｋ By substituting these K into the first approximate expression of the three points of the above-mentioned Andrew, the following expression is obtained for the phase boundary L2.
T = 910−203 × √Xγ + K

これをＸγについて解けば、以下の式（３）が得られる。
Ｘγ（Ｔ）＝（９１０＋Ｋ−Ｔ）２／４１２０９ （３）
ここで、Ｘγ（Ｔ）は、Ｘγが処理温度Ｔ（℃）の関数であることを明示的に示したものである。 If this is solved for Xγ, the following equation (3) is obtained.
Xγ (T) = (910 + K-T) 2/41209 (3)
Here, Xγ (T) explicitly indicates that Xγ is a function of the processing temperature T (° C.).

ここで留意すべき点は、鉄は窒素の固溶によってもフェライトからオーステナイトへ変態し、鉄−窒素系状態図として図１と類似の模式図が描けるということである。鉄−窒素系状態図において、鉄−炭素系状態図でのＡ１点（７２７℃）に相当する「共析温度」は５９２℃である。したがって、鉄−炭素系状態図で考えれば、オーステナイトが出現しないはずの温度で窒化処理をしても、窒素の侵入によってフェライトがオーステナイトへ変態して、フェライトにオーステナイトが混在した二相状態での窒化処理となり得る。したがって、原理的には、５９２℃以上の温度で窒化処理を行えば、窒素の侵入とともにフェライトのオーステナイトへの変態が起こり、オーステナイト体積分率Ｆγが増大すると考えられる。 It should be noted that iron is transformed from ferrite to austenite even by solid solution of nitrogen, and a schematic diagram similar to FIG. 1 can be drawn as an iron-nitrogen phase diagram. Iron - the nitrogen phase diagram, iron - corresponds to A 1 point at the carbon phase diagram (727 ° C.) "the eutectoid temperature" is 592 ° C.. Therefore, considering the iron-carbon phase diagram, even if nitriding is performed at a temperature at which austenite should not appear, the ferrite transforms to austenite due to intrusion of nitrogen, and in a two-phase state where austenite is mixed in the ferrite. It can be a nitriding treatment. Therefore, in principle, if nitriding is performed at a temperature of 592 ° C. or more, it is considered that the transformation of ferrite to austenite occurs with the penetration of nitrogen, and the austenite volume fraction Fγ increases.

しかしながら、窒化処理は、外部から連続的に窒素が供給されて、窒素が鋼材表面から内部へと拡散していく過程での処理である。そのため、窒化処理では、平衡状態としてとらえることは適切ではなく、窒素の拡散過程という速度論プロセスで評価する必要がある。本発明者らが実験を重ねた結果、窒化処理における処理温度Ｔ（℃）の下限を７００℃以上とすれば、処理を開始して実質的にすぐに、オーステナイト体積分率が０．１０を越えるフェライト＋オーステナイト二相状態となることがわかった。したがって、本実施の形態における窒化処理の処理温度Ｔ（℃）は、７００℃以上である。   However, the nitriding process is a process in a process in which nitrogen is continuously supplied from the outside and nitrogen diffuses from the steel surface to the inside. Therefore, in nitriding treatment, it is not appropriate to consider it as an equilibrium state, and it is necessary to evaluate it by a kinetic process called a nitrogen diffusion process. As a result of repeated experiments by the present inventors, when the lower limit of the treatment temperature T (° C.) in the nitriding treatment is set to 700 ° C. or more, the austenite volume fraction becomes 0.10 substantially immediately after the treatment is started. It has been found that a ferrite + austenite two-phase state is obtained. Accordingly, the nitriding treatment temperature T (° C.) in the present embodiment is 700 ° C. or higher.

なお、鉄−窒素系状態図と鉄−炭素系状態図を比較すれば自明なことであるが、以下の点を付言しておく。鉄−窒素系状態図でのα＋γ／γ相境界は、鉄−炭素系状態図でのα＋γ／γ相境界よりも高温側に位置する。したがって、鉄−窒素系状態図ではα＋γの二相域であっても、鉄−炭素系状態図ではγ単相になっている場合がある。本実施の形態では、オーステナイト体積分率Ｆγの上限を０．６０としており、オーステナイト単相状態になることは好ましくない。したがって、処理温度Ｔ（℃）は、鉄−炭素系状態図でのα＋γ／γ相境界、すなわち、Ａ３点により決定される。 In addition, although it is self-evident when the iron-nitrogen phase diagram and the iron-carbon phase diagram are compared, the following points are added. The α + γ / γ phase boundary in the iron-nitrogen phase diagram is located on the higher temperature side than the α + γ / γ phase boundary in the iron-carbon phase diagram. Therefore, even in the iron-nitrogen system phase diagram, even in the α + γ two-phase region, the iron-carbon system phase diagram may have a single γ phase. In the present embodiment, the upper limit of the austenite volume fraction Fγ is set to 0.60, and it is not preferable to enter the austenite single phase state. Therefore, the treatment temperature T (° C.), the iron - α + γ / γ phase boundaries at the carbon phase diagram, i.e., is determined by the three points A.

要するに、式（１）〜式（５）を利用すれば、鋼材の化学組成によって、窒素原子の侵入速度を低下させることなく、窒素の侵入量を高めることができる最適な窒化処理温度Ｔ（℃）を決定することができる。   In short, by using the formulas (1) to (5), the optimum nitriding temperature T (° C.) that can increase the amount of nitrogen penetration without lowering the penetration rate of nitrogen atoms depending on the chemical composition of the steel material. ) Can be determined.

［オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）の範囲について］
窒化処理工程において、上述の式（１）〜式（５）で定義されたオーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が、０．１０≦Ｆγ（Ｔ）≦０．６０を満たすように、処理温度Ｔ（℃）を設定する。 [Range of austenite volume fraction Fγ (T)]
In the nitriding treatment step, the treatment temperature T is set so that the austenite volume fraction Fγ (T) defined by the above formulas (1) to (5) satisfies 0.10 ≦ Fγ (T) ≦ 0.60. Set (℃).

窒化処理中にオーステナイトを生成させてフェライト＋オーステナイトの二相状態とし、窒素の侵入量を増大させて硬化層深さを大きくするためには、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）を０．１０以上にする必要がある。一方、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が０．６０を超えると、鋼材を急冷したときに生じる歪みが顕著に大きくなる。さらに、硬化層深さもかえって小さくなる。したがって、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）は、０．１０〜０．６０である。   In order to increase the hardened layer depth by increasing the amount of nitrogen intrusion by generating austenite during the nitriding process to form a ferrite + austenite two-phase state, the austenite volume fraction Fγ (T) is 0.10 or more. It is necessary to. On the other hand, when the austenite volume fraction Fγ (T) exceeds 0.60, the distortion generated when the steel material is rapidly cooled is significantly increased. Furthermore, the depth of the hardened layer is reduced. Therefore, the austenite volume fraction Fγ (T) is 0.10 to 0.60.

本実施の形態による窒化処理工程では、初めに、準備された鋼材の化学組成及び式（１）〜式（５）により、０．１０≦Ｆγ（Ｔ）≦０．６０を満たす処理温度Ｔ（℃）を決定する。鋼材の化学組成が選択元素Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉを含まない場合、式（１）〜式（４）により、処理温度Ｔ（℃）が決定される。鋼材の化学組成が選択元素Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上を含有する場合、式（２）〜式（５）により、処理温度Ｔ（℃）が決定される。   In the nitriding treatment step according to the present embodiment, first, the treatment temperature T () satisfying 0.10 ≦ Fγ (T) ≦ 0.60 is satisfied by the chemical composition of the prepared steel material and the equations (1) to (5). ° C). When the chemical composition of the steel material does not include the selective elements Mo, V, Cu, and Ni, the processing temperature T (° C.) is determined by the equations (1) to (4). When the chemical composition of the steel material contains one or more selected from the group consisting of the selective elements Mo, V, Cu and Ni, the processing temperature T (° C.) is expressed by the formulas (2) to (5). It is determined.

処理温度Ｔ（℃）が決定された後、準備された鋼材に対して、決定された処理温度Ｔ（℃）で窒化処理を行う。処理温度Ｔ（℃）の決定方法以外の窒化処理の他の条件は、周知の方法に基づく。   After the processing temperature T (° C.) is determined, the prepared steel material is subjected to nitriding treatment at the determined processing temperature T (° C.). Other conditions for the nitriding treatment other than the method for determining the treatment temperature T (° C.) are based on well-known methods.

本実施の形態による窒化処理を行う雰囲気は、十分に窒素の化学ポテンシャルが高くなるような雰囲気であれば特に限定されず、特別な調整は不要である。窒化処理の雰囲気は、軟窒化処理のように浸炭性のガス（ＲＸガス等）を混合した雰囲気としてもよい。また、工業的に行われている軟窒化処理の条件、たとえば、ＲＸガスとアンモニアが１：１の雰囲気でもよい。また、窒素と水素とアンモニアが１：１：１となる雰囲気をそのまま適用してもよい。   The atmosphere for performing the nitriding treatment according to the present embodiment is not particularly limited as long as the chemical potential of nitrogen is sufficiently high, and no special adjustment is necessary. The atmosphere of the nitriding treatment may be an atmosphere in which a carburizing gas (such as RX gas) is mixed as in the soft nitriding treatment. Moreover, the conditions of the soft nitriding process currently performed industrially, for example, the atmosphere of RX gas and ammonia may be 1: 1. Further, an atmosphere in which nitrogen, hydrogen, and ammonia are 1: 1: 1 may be applied as it is.

より高い疲労強度を得る場合、上述のとおり、鋼材表層の残留オーステナイト量が適切になるように、アンモニアガス流量を調整するのが好ましい。具体的には、鋼材表層内への窒素の拡散を促進し、残留オーステナイトを生成するために、熱処理炉内に流すアンモニアガス流量を以下のとおり制御する。初めに、処理温度Ｔ（℃）における熱処理炉の有効体積（ｍ３）を予め求める。次に、求めた有効体積に基づいて、有効体積１ｍ３あたりのアンモニアガス流量を、｛０．４＋（Ｔ−７００）×０．００３｝〜｛３．０＋（Ｔ−７００）×０．０３｝リットル／分で窒化処理を行う。 When obtaining higher fatigue strength, it is preferable to adjust the ammonia gas flow rate so that the amount of retained austenite in the steel surface layer becomes appropriate as described above. Specifically, in order to promote diffusion of nitrogen into the steel surface layer and generate retained austenite, the flow rate of ammonia gas flowing in the heat treatment furnace is controlled as follows. First, the effective volume (m 3 ) of the heat treatment furnace at the processing temperature T (° C.) is obtained in advance. Next, based on the obtained effective volume, the ammonia gas flow rate per 1 m 3 of the effective volume is set to {0.4+ (T−700) × 0.003} to {3.0+ (T−700) × 0.03. } Perform nitriding at liter / min.

アンモニアガス流量が｛０．４＋（Ｔ−７００）×０．００３｝リットル／分未満であれば、表層に生成する残留オーステナイトが少ないため、顕著に高い疲労強度が得られにくい。一方、アンモニアガス流量が｛３．０＋（Ｔ−７００）×０．０３｝リットル／分を超えると、表層に生成する残留オーステナイト量が多くなりすぎ、かえって疲労強度が低下する場合がある。   If the ammonia gas flow rate is less than {0.4+ (T-700) × 0.003} liters / minute, the amount of retained austenite generated on the surface layer is small, so that a significantly high fatigue strength is hardly obtained. On the other hand, when the ammonia gas flow rate exceeds {3.0+ (T-700) × 0.03} liters / minute, the amount of retained austenite generated on the surface layer becomes too large, and the fatigue strength may be lowered.

［急冷工程］
窒化処理を実行した後、鋼材を急冷する。処理温度Ｔ（℃）からの冷却過程は本実施の形態において重要である。すなわち、処理温度Ｔ（℃）で鋼材の表層付近に生成したオーステナイトをマルテンサイトに変態させる必要があるため、鋼材を急冷する。本実施の形態における急冷とは、油冷または水冷である。 [Rapid cooling process]
After performing the nitriding treatment, the steel material is quenched. The cooling process from the processing temperature T (° C.) is important in the present embodiment. That is, since it is necessary to transform austenite generated in the vicinity of the surface layer of the steel material to martensite at the treatment temperature T (° C.), the steel material is rapidly cooled. The rapid cooling in the present embodiment is oil cooling or water cooling.

本実施の形態で準備される鋼材は、油冷を行えば、十分にマルテンサイト変態を起こす。油冷の場合、好ましい油温は１５０℃以下であり、さらに好ましくは、１００℃以下である。窒化処理後の鋼材を水冷により急冷してもよい。好ましくは、油冷により急冷する。急冷後の鋼材の歪みは、水冷よりも油冷の方が小さいからである。寸法精度との兼ね合いで、どの冷却媒体（水又は油）を使うかを決定すればよい。   The steel material prepared in the present embodiment sufficiently undergoes martensitic transformation if oil cooling is performed. In the case of oil cooling, the preferable oil temperature is 150 ° C. or lower, more preferably 100 ° C. or lower. The steel material after nitriding treatment may be quenched by water cooling. Preferably, quenching is performed by oil cooling. This is because the distortion of the steel material after the rapid cooling is smaller in the oil cooling than in the water cooling. It is only necessary to determine which cooling medium (water or oil) is used in consideration of the dimensional accuracy.

以上の製造工程により、窒化処理機械部品が製造される。製造された窒化処理機械部品は、優れた疲労強度を有し、製造時の変形量も少ない。窒化処理機械部品はさらに、高い表層硬さと深い硬化層とを有する。さらに、窒化処理機械部品の最表層には、化合物層が形成されにくい。   The nitriding machine part is manufactured by the above manufacturing process. The manufactured nitriding machine part has excellent fatigue strength and has a small amount of deformation during manufacture. The nitriding machine component further has a high surface hardness and a deep hardened layer. Furthermore, it is difficult to form a compound layer on the outermost layer of the nitriding machine component.

異なる製造条件により複数の窒化処理材を製造した。そして、製造された各窒化処理材の疲労強度、表面硬さ、有効硬化層深さ、摩耗量及び変形量を調査した。   A plurality of nitriding materials were manufactured under different manufacturing conditions. Then, the fatigue strength, surface hardness, effective hardened layer depth, wear amount and deformation amount of each manufactured nitriding material were investigated.

［調査方法］
表１に示す化学組成を有する鋼種番号１〜２１の鋼を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。

Figure 0005617747
[Investigation method]
Steels of steel types 1 to 21 having the chemical composition shown in Table 1 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace to produce an ingot.
Figure 0005617747

表１中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌ、Ｃａ）には、各鋼種番号の鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記入されている。各鋼種番号の化学組成の表１に記載された元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。表中の「−」は、対応する元素含有量が不純物レベルであることを示す。表１中のＫは、式（１）又は式（５）を用いて求められた値である。Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量の少なくとも１つが、上記不純物レベルを超えている場合、式（５）が利用された。それ以外の場合、式（１）が利用された。   In each element symbol column (C, Si, Mn, P, S, Cr, Mo, V, Cu, Ni, Ti, N, Al, Ca) in Table 1, the corresponding element in the steel of each steel type number The content (mass%) of is entered. The balance other than the elements described in Table 1 of the chemical composition of each steel type number is Fe and impurities. “-” In the table indicates that the corresponding element content is at the impurity level. K in Table 1 is a value obtained using Formula (1) or Formula (5). When at least one of the Mo content, the V content, the Cu content, and the Ni content exceeds the impurity level, the formula (5) is used. Otherwise, equation (1) was used.

鋼種番号１〜１８及び２１は、いずれも本発明の化学組成の範囲内であった。鋼種番号１９のＣ含有量、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量は本発明の下限未満であった。また、鋼種番号２０の化学組成は、ＪＩＳ規格上のＳ４０Ｃ相当であるが、不純物であるＣｒの含有量は０．０１％であり本発明の下限未満であった。   Steel type numbers 1-18 and 21 were all within the chemical composition range of the present invention. The C content, Mn content, and Cr content of Steel Type No. 19 were less than the lower limit of the present invention. Moreover, although the chemical composition of steel type number 20 is equivalent to S40C in JIS standard, the content of Cr as an impurity was 0.01%, which was less than the lower limit of the present invention.

作製された各インゴットを、１２５０℃に加熱した。その後、仕上げ温度が１０００℃となるように各インゴットを熱間鍛造して、直径６５ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造終了後の丸棒を、大気中で放冷した。   Each produced ingot was heated to 1250 ° C. Thereafter, each ingot was hot forged so that the finishing temperature was 1000 ° C. to produce a round bar having a diameter of 65 mm. The round bar after hot forging was allowed to cool in the atmosphere.

製造された丸棒を９２５℃に加熱して１２０分保持した後、大気中で放冷する焼ならし処理を施した。   The manufactured round bar was heated to 925 ° C. and held for 120 minutes, and then subjected to a normalizing treatment that was allowed to cool in the atmosphere.

［試験片の採取］
焼ならし後の各丸棒の中心部から、鍛造方向（鍛錬軸）に平行に、各種の試験片を複数採取した。具体的には、各丸棒から、図２に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験用の試験片と、図３に示す形状のブロック試験片と、図４に示す形状のＣリング試験片とを採取した。図３に示すブロック試験片は、後述するブロックオンリング摩耗試験の他に、ミクロ組織観察および硬さ測定にも用いられた。図４に示すＣリング試験片は、窒化処理又は浸炭処理前後での歪み量を判断するために用いられた。図２、３および４に示した試験片における各寸法の単位は全て「ｍｍ」である。 [Collecting specimens]
A plurality of various test pieces were collected in parallel to the forging direction (forging axis) from the center of each round bar after normalization. Specifically, from each round bar, a test piece for the Ono-type rotary bending fatigue test having the shape shown in FIG. 2, a block test piece having the shape shown in FIG. 3, and a C-ring test piece having the shape shown in FIG. Were collected. The block test piece shown in FIG. 3 was used for microstructure observation and hardness measurement in addition to the block-on-ring wear test described later. The C-ring test piece shown in FIG. 4 was used to determine the amount of strain before and after nitriding or carburizing. The unit of each dimension in the test pieces shown in FIGS. 2, 3 and 4 is “mm”.

［窒化処理］
採取された試験片に対して、窒化処理を実施した。図５は、窒化処理時の条件を示す模式図である。図５に示す条件にしたがって、窒化処理を実施した。具体的には、試験片を熱処理炉に挿入した。挿入後、熱処理炉の炉内を１Ｐａ程度まで真空引きした。真空引きした後、炉内を処理温度Ｔ℃まで昇温した。処理温度Ｔ℃まで昇温した後、３００ｈＰａの窒素ガスを炉内に導入し、アンモニアガスを２．０リットル／分の流量で導入しながら、炉内を処理温度Ｔ℃で４時間保持した。７３０℃、７５０℃、７８０℃及び８３０℃の４つの処理温度Ｔ℃で、窒化処理をそれぞれ実施した。ただし、処理温度Ｔ＝７８０℃において、一部の試験片（後述の表５中の試験記号Ｃ２１〜Ｃ２３）については、アンモニアガス流量を制御して、有効体積１ｍ３当たりのアンモニアガス流量を変化した。本実施例で用いた熱処理炉の７８０℃における有効体積は、以下の方法で求めた。初めに、熱処理炉を真空に引いた。次に、２５℃（２９８Ｋ）、１０１．３ｋＰａにおいて０．３９ｍ３に相当する量の窒素ガスを炉内に導入した。次に、炉温を７８０℃（１０５３Ｋ）に昇温し、３０分保持した。保持後の炉内圧力を測定した結果、炉内圧力は３９．５ｋＰａになった。以上の結果から、式（Ｉ）より、熱処理炉の７８０℃における有効体積ＶＥは、以下のとおり、３．５ｍ３であった。
ＶＥ＝１０１．３ｋＰａ／３９．５ｋＰａ×（７８０＋２７３）Ｋ／（２５＋２７３）Ｋ×０．３９ｍ３＝３．５ｍ３ [Nitriding treatment]
Nitriding treatment was performed on the collected test pieces. FIG. 5 is a schematic diagram showing conditions during nitriding. Nitriding was performed according to the conditions shown in FIG. Specifically, the test piece was inserted into a heat treatment furnace. After insertion, the inside of the heat treatment furnace was evacuated to about 1 Pa. After evacuation, the temperature in the furnace was raised to the processing temperature T ° C. After raising the temperature to the treatment temperature T ° C., 300 hPa of nitrogen gas was introduced into the furnace, and the inside of the furnace was held at the treatment temperature T ° C. for 4 hours while introducing ammonia gas at a flow rate of 2.0 liters / minute. Nitriding was performed at four treatment temperatures T ° C. of 730 ° C., 750 ° C., 780 ° C., and 830 ° C., respectively. However, at the treatment temperature T = 780 ° C., the ammonia gas flow rate was controlled for some test pieces (test symbols C21 to C23 in Table 5 described later) to change the ammonia gas flow rate per 1 m 3 of the effective volume. did. The effective volume at 780 ° C. of the heat treatment furnace used in this example was determined by the following method. First, the heat treatment furnace was evacuated. Next, an amount of nitrogen gas corresponding to 0.39 m 3 at 25 ° C. (298 K) and 101.3 kPa was introduced into the furnace. Next, the furnace temperature was raised to 780 ° C. (1053 K) and held for 30 minutes. As a result of measuring the in-furnace pressure after holding, the in-furnace pressure became 39.5 kPa. From the above results, from the formula (I), the effective volume VE of the heat treatment furnace at 780 ° C. was 3.5 m 3 as follows.
VE = 101.3kPa / 39.5kPa × (780 + 273) K / (25 + 273) K × 0.39m 3 = 3.5m 3

処理温度Ｔ℃で４時間保持した後、窒化処理された試験片を熱処理炉から取り出し、油温１００℃の油に投入して急冷した。   After holding at a treatment temperature of T ° C. for 4 hours, the test piece subjected to nitriding treatment was taken out from the heat treatment furnace, put into oil having an oil temperature of 100 ° C., and rapidly cooled.

［浸炭処理］
本発明例との比較のために、鋼種番号１１の一部の試験片に対して、窒化処理を実施せずに、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、次の条件で浸炭処理を実施した。処理温度を９３０℃、保持時間を１８０分とした。炭素ポテンシャルは０．８％で一定とした。浸炭処理後、試験片を１００℃の油に投入して焼入れた。焼戻し工程では、処理温度を１８０℃、保持時間を１２０分とし、炉から試験片を取り出して大気中で放冷した。 [Carburization]
For comparison with the examples of the present invention, carburizing and tempering were performed on some test pieces of steel type No. 11 without performing nitriding treatment. Specifically, carburizing treatment was performed under the following conditions. The treatment temperature was 930 ° C. and the holding time was 180 minutes. The carbon potential was constant at 0.8%. After the carburizing treatment, the test piece was put into 100 ° C. oil and quenched. In the tempering step, the treatment temperature was 180 ° C., the holding time was 120 minutes, the test piece was taken out of the furnace and allowed to cool in the air.

以上の工程により製造された複数の試験片に対して、以下の試験を実施した。
［疲労強度評価試験］
窒化処理又は浸炭処理された、図２に示す試験片を用いて、各試験片の疲労強度を調査した。具体的には、各試験片に対して、ＪＩＳＺ２２７４に準拠して、小野式回転曲げ疲労試験を室温（２５℃）、大気中で、回転数３４００ｒｐｍの条件で実施した。そして、応力付加繰返し回数１０７回において破断しない最大の応力を疲労強度とした。 The following test was implemented with respect to the some test piece manufactured by the above process.
[Fatigue strength evaluation test]
The fatigue strength of each test piece was investigated using the test piece shown in FIG. 2 that was nitrided or carburized. Specifically, an Ono-type rotary bending fatigue test was performed on each test piece in accordance with JISZ2274 at room temperature (25 ° C.) and in the atmosphere at a rotational speed of 3400 rpm. Then, the maximum stress which does not break in stressing repeat count 10 7 times was fatigue strength.

［摩耗評価試験］
窒化処理又は浸炭処理された、図３に示す試験片を用いて、各番号の鋼材の耐摩耗性を調査した。具体的には、図６（Ａ）に示すブロックオンリング摩耗試験を実施した。表２に、ブロックオンリング摩耗試験の試験条件を示す。

Figure 0005617747
[Abrasion evaluation test]
Using the test piece shown in FIG. 3 that had been subjected to nitriding or carburizing treatment, the wear resistance of each steel material was investigated. Specifically, a block-on-ring wear test shown in FIG. Table 2 shows the test conditions for the block-on-ring wear test.
Figure 0005617747

図６（Ａ）を参照して、ブロックオンリング摩耗試験機１は、表２に示す潤滑油を貯めた浴槽２と、輪状試験片３とを備えた。輪状試験片３は、以下の方法により製造された。ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００３）で規定されたＳＣＭ８２２を機械加工した。続いて、機械加工されたＳＣＭ８２２鋼材を、温度９３０℃、保持時間１８０分、炭素ポテンシャルが０．８％の条件でガス浸炭処理をおこなった。浸炭処理後、油焼入れし、続いて、１８０℃で１２０分焼戻しした。焼戻し後、大気中で放冷した。放冷後、表層を５０μｍ研削し、輪状試験片３を製造した。輪状試験片３の外径は３５ｍｍ、厚さは８．８ｍｍであった。   With reference to FIG. 6 (A), the block-on-ring wear tester 1 was provided with a bathtub 2 storing the lubricating oil shown in Table 2 and a ring-shaped test piece 3. The ring-shaped test piece 3 was manufactured by the following method. SCM822 defined in JIS G 4053 (2003) was machined. Subsequently, the machined SCM822 steel material was gas carburized under the conditions of a temperature of 930 ° C., a holding time of 180 minutes, and a carbon potential of 0.8%. After the carburizing treatment, oil quenching was performed, followed by tempering at 180 ° C. for 120 minutes. After tempering, it was allowed to cool in the air. After standing to cool, the surface layer was ground by 50 μm to produce an annular test piece 3. The outer diameter of the annular test piece 3 was 35 mm, and the thickness was 8.8 mm.

図６（Ａ）に示すように、輪状試験片３の下部を浴槽２中の潤滑油内に漬けた。そして、輪状試験片３の上方にブロック試験片４を配置した。ブロック試験片４を、上方から表２に示す荷重で輪状試験片３の外周面に押しつけたまま、輪状試験片３を回転し、摩耗試験を実施した。   As shown in FIG. 6 (A), the lower part of the ring-shaped test piece 3 was immersed in the lubricating oil in the bathtub 2. And the block test piece 4 was arrange | positioned above the ring-shaped test piece 3. FIG. While the block test piece 4 was pressed against the outer peripheral surface of the ring-shaped test piece 3 with the load shown in Table 2 from above, the ring-shaped test piece 3 was rotated and a wear test was performed.

ブロックオンリング摩耗試験では、延べ接触距離が８０００ｍに至るまで摩耗試験を継続した。試験後、図６（Ａ）及び（Ｂ）に示すように、ブロック試験片４の接触面５に発生した摩耗痕６の幅Ｗを測定した。摩耗痕６の幅Ｗが狭いほど耐摩耗性が高いと判定した。   In the block-on-ring wear test, the wear test was continued until the total contact distance reached 8000 m. After the test, as shown in FIGS. 6A and 6B, the width W of the wear scar 6 generated on the contact surface 5 of the block test piece 4 was measured. It was determined that the wear resistance was higher as the width W of the wear scar 6 was narrower.

［ミクロ組織観察試験］
ブロックオンリング摩耗試験を実施しないブロック試験片を用いて、ミクロ組織観察を行った。ブロック試験片を長さ１６ｍｍの中央で半割にし、６ｍｍ×１０ｍｍの面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した。研磨された被検面をナイタールで腐食した。腐食後、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で試験片の表層付近のミクロ組織を調査した。観察倍率は、光学顕微鏡では１００〜４００倍、走査型電子顕微鏡では６００〜５０００倍であった。ミクロ組織観察では、最表層に鉄窒化物からなる化合物層が形成されているかどうかを注意深く観察し、薄い化合物層でも見逃さないように、走査型電子顕微鏡の観察結果をもって化合物層の有無を判定した。 [Microstructure observation test]
Microstructure observation was performed using a block test piece that was not subjected to a block-on-ring wear test. The block test piece was halved at the center with a length of 16 mm, embedded in resin so that the 6 mm × 10 mm surface became the test surface, and mirror-polished. The polished test surface was corroded with nital. After corrosion, the microstructure near the surface layer of the test piece was examined with an optical microscope and a scanning electron microscope. The observation magnification was 100 to 400 times in the optical microscope and 600 to 5000 times in the scanning electron microscope. In the microstructure observation, whether or not a compound layer made of iron nitride is formed on the outermost layer is carefully observed, and the presence or absence of the compound layer is determined from the observation result of the scanning electron microscope so that even a thin compound layer is not overlooked. .

［硬さ試験］
硬さ試験は、ミクロ組織観察用と同じ試験片を用いて、マイクロビッカース硬度計を用いて行った。ブロック試験片を長さ１６ｍｍの中央で半割にし、６ｍｍ×１０ｍｍの面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した。図３及び図６に表示した接触面５を表面側として、２．９４Ｎ（３００ｇｆ）の試験力で、接触面５から５０μｍ、１００μｍ深さ位置の硬さを求め、それ以降は深さ方向に１００μｍピッチで進みながら１ｍｍ深さ位置までの硬さを求めた。そして、得られた各位置での硬さを連続的に結んで、硬化層を含む表層付近の硬さプロファイルを作成した。 [Hardness test]
The hardness test was performed using a micro Vickers hardness tester using the same specimen as that for microstructural observation. The block test piece was halved at the center with a length of 16 mm, embedded in resin so that the 6 mm × 10 mm surface became the test surface, and mirror-polished. With the contact surface 5 shown in FIG. 3 and FIG. 6 as the surface side, the hardness at the depth of 50 μm and 100 μm is obtained from the contact surface 5 with a test force of 2.94 N (300 gf), and thereafter in the depth direction The hardness up to a depth of 1 mm was determined while proceeding at a pitch of 100 μm. And the hardness in the surface layer vicinity containing the hardened layer was created by connecting the hardness in each obtained position continuously.

作成された硬さプロファイルに基づいて、ビッカース硬さ５５０Ｈｖが得られる表面からの深さとして定義する「有効硬化層深さ」の位置を求めた。また、表面から５０μｍ深さ位置のビッカース硬さ（Ｈｖ）を「表層硬さ」とした。   Based on the created hardness profile, the position of the “effective hardened layer depth” defined as the depth from the surface at which the Vickers hardness of 550 Hv is obtained was determined. The Vickers hardness (Hv) at a depth of 50 μm from the surface was defined as “surface hardness”.

［歪み評価試験］
本実施の形態による窒化処理により生じる歪み量と、比較例として行った浸炭焼入れにより生じる歪み量とを比較するために、窒化処理又は浸炭処理されたＣリング試験片の開口端の距離Ｄ（図４参照）を測定した。具体的には、それぞれの処理の前後で開口端の距離Ｄをマイクロメータで測定し、処理後の変形量を求めた。測定は開口端の３点で行い、その平均値をとった。 [Strain evaluation test]
In order to compare the amount of strain caused by the nitriding treatment according to the present embodiment and the amount of strain caused by carburizing and quenching performed as a comparative example, the distance D of the open end of the nitriding or carburizing C-ring specimen (FIG. 4) was measured. Specifically, the distance D between the open ends was measured with a micrometer before and after each treatment, and the amount of deformation after the treatment was determined. The measurement was performed at three points at the open end, and the average value was taken.

［試験結果］
試験結果を表３〜表６に示す。表３は、窒化処理の処理温度Ｔ（℃）が７３０℃のときの試験結果である。表４は、処理温度Ｔ（℃）が７５０℃のときの試験結果である。表５は、処理温度Ｔ（℃）が７８０℃のときの試験結果である。表６は、処理温度Ｔ（℃）が８３０℃のときの試験結果である。各表中の「化合物層の有無」欄の「有り」は、化合物層が観察されたことを示す。「なし」は化合物層が観察されなかったことを示す。表中の「Ｘα」は式（２）で算出された値であり、「Ｘγ」は式（３）で算出された値である。「Ｆγ」はオーステナイト体積分率であり、式（４）で算出された値である。表５中の「ＮＨ３流量」欄には、アンモニアガス流量（リットル／分）が記載される。「有効体積あたりのＮＨ３流量」欄には、有効体積１ｍ３あたりのアンモニアガス流量（リットル／分）が記載される。以下、有効体積１ｍ３当たりのアンモニアガス流量を、「流量Ｆ０」と称する。

Figure 0005617747
Figure 0005617747
Figure 0005617747
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 [Test results]
The test results are shown in Tables 3 to 6. Table 3 shows test results when the nitriding treatment temperature T (° C.) is 730 ° C. Table 4 shows the test results when the treatment temperature T (° C.) is 750 ° C. Table 5 shows the test results when the treatment temperature T (° C.) is 780 ° C. Table 6 shows the test results when the processing temperature T (° C.) is 830 ° C. “Present” in the “Presence / absence of compound layer” column in each table indicates that the compound layer was observed. “None” indicates that no compound layer was observed. “Xα” in the table is a value calculated by the equation (2), and “Xγ” is a value calculated by the equation (3). “Fγ” is an austenite volume fraction and is a value calculated by the equation (4). In the “NH 3 flow rate” column in Table 5, the ammonia gas flow rate (liter / minute) is described. In the “NH 3 flow rate per effective volume” column, the ammonia gas flow rate (liter / min) per 1 m 3 effective volume is described. Hereinafter, the ammonia gas flow rate per 1 m 3 of the effective volume is referred to as “flow rate F0”.
Figure 0005617747
Figure 0005617747
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Figure 0005617747

表３〜表６中の試験記号Ｚ１は、比較例として浸炭処理された試験片（鋼種番号１１）の試験結果である。   The test symbol Z1 in Tables 3 to 6 is a test result of a test piece (steel type number 11) that was carburized as a comparative example.

表３中の試験記号Ａ２〜Ａ１３、Ａ１６〜Ａ１８、表４中の試験記号Ｂ１、Ｂ２、Ｂ４〜Ｂ１２、Ｂ１６、表５中の試験記号Ｃ１、Ｃ６、Ｃ７、Ｃ１４、Ｃ１５、Ｃ２１〜Ｃ２３、表６中の試験記号Ｄ１４及びＤ１５の化学組成はいずれも、本発明の範囲内であり、オーステナイト体積分率Ｆγは、０．１０〜０．６０の範囲内であった。そのため、これらの試験記号の疲労強度は４５０ＭＰａ以上と高く、表層硬さは７００Ｈｖ以上と高かった。さらに、有効硬化層深さは３５０μｍ以上と深く、耐摩耗性を示す摩耗痕幅は１０００μｍ以下と小さかった。さらに、変形量は０．１０ｍｍ以下と小さかった。さらに、化合物層は観察されなかった。   Test symbols A2 to A13, A16 to A18 in Table 3, Test symbols B1, B2, B4 to B12, B16 in Table 4, Test symbols C1, C6, C7, C14, C15, C21 to C23 in Table 5, The chemical compositions of test symbols D14 and D15 in Table 6 were both within the scope of the present invention, and the austenite volume fraction Fγ was within the range of 0.10 to 0.60. Therefore, the fatigue strength of these test symbols was as high as 450 MPa or more, and the surface layer hardness was as high as 700 Hv or more. Further, the effective hardened layer depth was as deep as 350 μm or more, and the wear scar width indicating wear resistance was as small as 1000 μm or less. Furthermore, the amount of deformation was as small as 0.10 mm or less. Furthermore, no compound layer was observed.

さらに、表５中の試験記号Ｃ２１〜Ｃ２３に注目して、流量Ｆ０が増大するほど、有効硬化層深さが増大し、かつ、疲労強度が高くなった。さらに、試験記号Ｃ２２及びＣ２３の流量Ｆ０は｛０．４＋（７８０−７００）×０．００３｝＝０．６４リットル／分以上となった。そのため、他の本発明例Ｃ１、Ｃ６、Ｃ７、Ｃ１４、Ｃ１５及びＣ２１と比較して、疲労強度が高かった。   Further, paying attention to the test symbols C21 to C23 in Table 5, the effective hardened layer depth increased and the fatigue strength increased as the flow rate F0 increased. Further, the flow rate F0 of the test symbols C22 and C23 was {0.4+ (780−700) × 0.003} = 0.64 liter / min. Therefore, the fatigue strength was higher than those of other inventive examples C1, C6, C7, C14, C15 and C21.

一方、試験記号Ｃ２４の流量Ｆ０は、３．０＋（７８０−７００）×０．０３リットル／分を超えた。そのため、試験記号Ｃ２２及びＣ２３と比較して、試験記号Ｃ２４の疲労強度は低かった。アンモニア流量が多すぎたため、かえって疲労強度が低くなったと推定される。   On the other hand, the flow rate F0 of the test symbol C24 exceeded 3.0+ (780−700) × 0.03 liter / min. Therefore, the fatigue strength of the test symbol C24 was lower than that of the test symbols C22 and C23. It is estimated that the fatigue strength was rather low because the ammonia flow rate was too high.

一方、表３中の試験記号Ａ１９、表４中のＢ１９、表５中のＣ１９及び表６中のＤ１９の化学組成は、本発明の範囲から外れ、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）はいずれも負になった。さらに、表３中の試験記号Ａ１、Ａ１４、Ａ１５、表４中の試験記号Ｂ１４、Ｂ１５では、化学組成は本発明の範囲内であったものの、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）がいずれも０．１０未満になった。   On the other hand, the chemical composition of test symbol A19 in Table 3, B19 in Table 4, C19 in Table 5, and D19 in Table 6 is out of the scope of the present invention, and the austenite volume fraction Fγ (T) is all Became negative. Further, in test symbols A1, A14 and A15 in Table 3 and test symbols B14 and B15 in Table 4, the chemical composition was within the scope of the present invention, but the austenite volume fraction Fγ (T) was all 0. Less than 10.

オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が０．１０未満又は負となった試験記号では、表層の主たるミクロ組織がフェライト＋パーライトの混合組織、又はフェライト単相組織となり、マルテンサイト組織にならなかった。これらの試験記号の表層硬さは低く、５５０Ｈｖ未満であった。そのため、有効硬化層深さはゼロであった。また、これらの試験記号の表層は、フェライト＋パーライト、又は、フェライトの状態で窒化処理を行ったために、最表層には化合物層が形成された。そのため、ブロックオンリング試験中に化合物層が剥落して摩耗が進んだ結果、摩耗痕幅が２０００μｍを超え、耐摩耗性が低かった。   In the test symbol in which the austenite volume fraction Fγ (T) was less than 0.10 or negative, the main microstructure of the surface layer was a mixed structure of ferrite and pearlite, or a ferrite single phase structure, and did not become a martensite structure. The surface hardness of these test symbols was low and less than 550 Hv. Therefore, the effective hardened layer depth was zero. Moreover, since the surface layer of these test symbols was subjected to nitriding treatment in the state of ferrite + pearlite or ferrite, a compound layer was formed as the outermost layer. Therefore, the compound layer peeled off during the block-on-ring test and the wear progressed. As a result, the wear scar width exceeded 2000 μm and the wear resistance was low.

表４中のＢ３、Ｂ１３、Ｂ１７、Ｂ１８、表５中のＣ２〜Ｃ５、Ｃ８〜Ｃ１３、Ｃ１６〜Ｃ１８、表６中のＤ１〜Ｄ１３、Ｄ１６〜Ｄ１８では、化学組成が本発明の範囲内であったものの、オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が０．６０を超えた。これらの試験記号の試験片は、４５０ＭＰａを超える高い疲労強度と、７００Ｈｖを超える高い表層硬さが得られた。しかしながら、これらの試験記号の変形量は０．１０ｍｍを上回る大きな値となり、浸炭焼入れの場合（試験記号Ｚ１）の変形量０．１５ｍｍに近かった。また、これらの試験記号の有効硬化層深さは３５０μｍを下回った。オーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）の値が０．６０を超えると、有効硬化層深さがかえって低下することが示された。   In B3, B13, B17, B18 in Table 4, C2-C5, C8-C13, C16-C18 in Table 5, D1-D13, D16-D18 in Table 6, the chemical composition is within the scope of the present invention. However, the austenite volume fraction Fγ (T) exceeded 0.60. The test pieces having these test symbols were obtained with a high fatigue strength exceeding 450 MPa and a high surface hardness exceeding 700 Hv. However, the deformation amount of these test symbols was a large value exceeding 0.10 mm, which was close to the deformation amount of 0.15 mm in the case of carburizing and quenching (test symbol Z1). Moreover, the effective hardened layer depth of these test symbols was less than 350 micrometers. It was shown that when the value of the austenite volume fraction Fγ (T) exceeds 0.60, the effective hardened layer depth decreases.

表３中の試験記号Ａ２０、表４中のＢ２０、表５中のＣ２０及び表６中のＤ２０に用いた鋼種は、ＪＩＳ規格上のＳ４０Ｃに相当するが、Ｃｒ含有量が本発明の範囲から外れていた。そのため、疲労強度は４００ＭＰａに満たない低位な値となり、表層硬さや有効硬化層深さも本発明例よりも劣ったものとなった。   The steel type used for test symbol A20 in Table 3, B20 in Table 4, C20 in Table 5, and D20 in Table 6 corresponds to S40C in the JIS standard, but the Cr content is within the scope of the present invention. It was off. Therefore, the fatigue strength was a low value less than 400 MPa, and the surface layer hardness and the effective hardened layer depth were inferior to those of the examples of the present invention.

アンモニアガス流量２．０リットル／分で窒化処理を行ったデータ及び浸炭処理を行ったデータ、すなわち、表３、表４及び表６の全データと、表５の試験番号Ｃ１〜Ｃ２０及びＺ１を利用して作成された、オーステナイト体積分率Ｆγと、有効硬化層深さ（μｍ）との関係を図７に示す。同様に、オーステナイト体積分率Ｆγと疲労強度（ＭＰａ）との関係を図８に示し、オーステナイト体積分率Ｆγと変形量（ｍｍ）との関係を図９に示す。   Data obtained by performing nitriding treatment and carburizing treatment at an ammonia gas flow rate of 2.0 liters / minute, that is, all data in Tables 3, 4 and 6, and test numbers C1 to C20 and Z1 in Table 5. FIG. 7 shows the relationship between the austenite volume fraction Fγ and the effective hardened layer depth (μm) created by utilizing the above. Similarly, FIG. 8 shows the relationship between the austenite volume fraction Fγ and fatigue strength (MPa), and FIG. 9 shows the relationship between the austenite volume fraction Fγ and deformation (mm).

図７〜図９を参照して、「Ｆγ＜０」と示された点は、鋼種番号１９の試験片のデータである。「Ｆγ＞０」と示された点は、オーステナイト体積分率Ｆγが１よりも大きかった試験記号のデータである。「鋼種２０」と示された点は、鋼種番号２０の試験片のデータである。「浸炭」と示された点は、試験記号Ｚ１のデータである。   With reference to FIGS. 7 to 9, the point indicated as “Fγ <0” is the data of the test piece of steel type number 19. The point indicated as “Fγ> 0” is data of a test symbol in which the austenite volume fraction Fγ is greater than 1. The point indicated as “steel type 20” is the data of the test piece of steel type number 20. The point indicated as “carburizing” is the data of test symbol Z1.

図７を参照して、化学組成が本発明の範囲内である場合、オーステナイト体積分率Ｆγが０．１未満では、有効硬化層深さが０μｍであるが、オーステナイト体積分率Ｆγが０．１以上になると、有効硬化層深さは急上昇し、３５０μｍ以上になった。そして、オーステナイト体積分率Ｆγが０．１以上では、Ｆγが増大するにしたがい、有効硬化層深さも大きくなった。オーステナイト体積分率＝０．５近傍で有効硬化層深さはピークを示した。そして、Ｆγが０．５よりも大きくなるにしたがい、有効硬化層深さは小さくなり、Ｆγが０．６よりも大きくなると、有効硬化層深さは３５０μｍ未満となった。Ｆγが０．６よりも大きくなるに従い、有効硬化層深さは徐々に小さくなるものの、変化量は小さかった。   Referring to FIG. 7, when the chemical composition is within the range of the present invention, when the austenite volume fraction Fγ is less than 0.1, the effective hardened layer depth is 0 μm, but the austenite volume fraction Fγ is 0. When it became 1 or more, the effective hardened layer depth rose rapidly and became 350 micrometers or more. When the austenite volume fraction Fγ is 0.1 or more, the effective hardened layer depth increases as Fγ increases. The effective hardened layer depth showed a peak in the vicinity of austenite volume fraction = 0.5. Then, as Fγ becomes larger than 0.5, the effective hardened layer depth becomes smaller, and when Fγ becomes larger than 0.6, the effective hardened layer depth becomes less than 350 μm. As Fγ was larger than 0.6, the effective hardened layer depth gradually decreased, but the amount of change was small.

図８を参照して、オーステナイト体積分率Ｆγが０．１になるまで、オーステナイト体積分率Ｆγが増大するにしたがい疲労強度が顕著に増大した。オーステナイト体積分率が０．１以上になると、疲労強度は４５０ＭＰａ以上となった。そして、オーステナイト体積分率Ｆγの増大にしたがって、疲労強度は上昇するものの、その上昇の度合いは小さくなった。   Referring to FIG. 8, the fatigue strength increased significantly as the austenite volume fraction Fγ increased until the austenite volume fraction Fγ reached 0.1. When the austenite volume fraction was 0.1 or more, the fatigue strength was 450 MPa or more. As the austenite volume fraction Fγ increased, the fatigue strength increased, but the increase was reduced.

図９を参照して、オーステナイト体積分率Ｆγが増大するにしたがい、変形量は増大した。しかしながら、オーステナイト体積分率Ｆγが０．１〜０．６の範囲での変形量は０．１０ｍｍ以下であり、浸炭焼入れ材の変形量（０．１５ｍｍ）よりも顕著に小さかった。   Referring to FIG. 9, the amount of deformation increased as the austenite volume fraction Fγ increased. However, the deformation amount when the austenite volume fraction Fγ is in the range of 0.1 to 0.6 is 0.10 mm or less, which is significantly smaller than the deformation amount (0.15 mm) of the carburized and quenched material.

図７〜図９から明らかなように、本発明例では、疲労強度は４５０ＭＰａ以上と高く、有効硬化層深さが３５０μｍ以上の大きな値を保ちながら、変形量が０．１０ｍｍ以下の小さな値に抑えられた。   As is apparent from FIGS. 7 to 9, in the present invention example, the fatigue strength is as high as 450 MPa or more, and the effective hardened layer depth is maintained at a large value of 350 μm or more, while the deformation amount is as small as 0.10 mm or less. It was suppressed.

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。   While the embodiments of the present invention have been described above, the above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

本発明は、窒化処理機械部品の製造に広く適用でき、特に、自動車の変速機として使用される歯車やベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリ、自動車のエンジンのクランクシャフトのように、優れた疲労強度ならびに高い耐摩耗性を要求される機械部品の製造に適用可能である。   INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can be widely applied to the manufacture of nitriding machine parts, and is particularly excellent for gears used as automobile transmissions, pulleys for belt-type continuously variable transmissions (CVT), and crankshafts of automobile engines. It is applicable to the manufacture of machine parts that require high fatigue strength and high wear resistance.

１ ブロックオンリング摩耗試験機
２ 浴槽
３ 輪状試験片
４ ブロック試験片
５ 接触面
６ 摩耗痕 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Block-on-ring abrasion test machine 2 Bathtub 3 Ring-shaped specimen 4 Block specimen 5 Contact surface 6 Wear trace

Claims (5)

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４２％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜１．６０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％及びＮ：０．００３〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼材を準備する工程と、
前記鋼材がオーステナイトとフェライトとの二相状態で、式（１）〜式（４）で定義されるオーステナイト体積分率Ｆγ（Ｔ）が０．１０≦Ｆγ（Ｔ）≦０．６０を満たし、かつ７００℃以上である窒化処理温度Ｔ（℃）で、前記鋼材に対して窒化処理を行う工程と、
窒化処理後、前記鋼材を急冷する工程とを備える、窒化処理機械部品の製造方法。
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ （１）
Ｘα（Ｔ）＝（９１０−Ｔ）／８３９４ （２）
Ｘγ（Ｔ）＝（９１０＋Ｋ−Ｔ）２／４１２０９ （３）
Ｆγ（Ｔ）＝（Ｃ−Ｘα）／（Ｘγ−Ｘα） （４）
ここで、式（１）及び式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 In mass%, C: 0.05 to 0.42%, Si: 0.05 to 0.80%, Mn: 0.40 to 1.60%, P: 0.05% or less, S: 0.10 % Or less, Cr: 0.05 to 2.0%, Al: 0.001 to 0.050%, and N: 0.003 to 0.030%, with the balance being a steel material made of Fe and impurities. Process,
When the steel material is in a two-phase state of austenite and ferrite, the austenite volume fraction Fγ (T) defined by the formulas (1) to (4) satisfies 0.10 ≦ Fγ (T) ≦ 0.60, And nitriding the steel material at a nitriding temperature T (° C.) of 700 ° C. or higher;
And a step of rapidly cooling the steel after nitriding.
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr (1)
Xα (T) = (910−T) / 8394 (2)
Xγ (T) = (910 + K−T) 2/41209 (3)
Fγ (T) = (C−Xα) / (Xγ−Xα) (4)
Here, the element symbol in Formula (1) and Formula (4) represents content in the mass% of the element. 前記鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、
質量％で、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．６０％以下及びＮｉ：０．６０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
前記窒化処理を行う工程では、前記式（１）に替えて、式（５）を利用してＫを求める、請求項１に記載の窒化物処理機械部品の製造方法。
Ｋ＝４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ−２０×Ｃｕ−１５．２×Ｎｉ （５）
ここで、式（５）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 The steel material is further replaced with a part of Fe,
Containing one or more selected from the group consisting of Mo: 0.60% or less, V: 0.60% or less, Cu: 0.60% or less, and Ni: 0.60% or less in mass% And
The method of manufacturing a nitride processing machine component according to claim 1, wherein, in the step of performing the nitriding treatment, K is obtained using Equation (5) instead of Equation (1).
K = 44.7 * Si-30 * Mn-11 * Cr + 31.5 * Mo + 104 * V-20 * Cu-15.2 * Ni (5)
Here, the element symbol in Formula (5) represents content in the mass% of the element. 前記鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、
質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下を含有する、請求項１又は請求項２に記載の窒化処理機械部品の製造方法。 The steel material is further replaced with a part of Fe,
The manufacturing method of the nitriding machine part of Claim 1 or Claim 2 which contains Ti: 0.10% or less by mass%. 前記鋼材はさらに、Ｆｅの一部に替えて、
質量％で、Ｃａ：０．００５％以下を含有する、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の窒化処理機械部品の製造方法。 The steel material is further replaced with a part of Fe,
The manufacturing method of the nitriding machine part of any one of Claims 1-3 which contains Ca: 0.005% or less by mass%. 前記窒化処理は、アンモニアガスを含む雰囲気の熱処理炉内で行い、
前記窒化処理を行う工程では、前記窒化処理温度Ｔ（℃）において予め求めた熱処理炉の有効体積に基づいて、前記窒化処理中の前記有効体積１ｍ３あたりのアンモニアガス流量を｛０．４＋（Ｔ−７００）×０．００３｝〜｛３．０＋（Ｔ−７００）×０．０３｝リットル／分にする、請求項１〜請求項４に記載の窒化処理機械部品の製造方法。 The nitriding treatment is performed in a heat treatment furnace in an atmosphere containing ammonia gas,
In the nitriding process, based on the effective volume of the heat treatment furnace obtained in advance at the nitriding temperature T (° C.), the ammonia gas flow rate per 1 m 3 of the effective volume during the nitriding process is set to {0.4+ ( The manufacturing method of the nitriding machine part of Claims 1-4 made into T-700) * 0.003}-{3.0+ (T-700) * 0.03} liter / min.
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