JP7339560B2 - nitriding parts - Google Patents

Description

本発明は、窒化部品に関する。 The present invention relates to nitrided parts.

自動車、産業機械及び建設機械などに用いられる機械部品には、耐摩耗性を向上させる目的で、窒化処理が施されることがある。鋼により構成された機械部品を窒化すると、その表面には、鉄と窒素とを主体とする化合物層が形成されるとともに、この化合物層の直下には、母相が固溶窒素と微細な窒化物とにより強化された拡散層が形成される。 Mechanical parts used in automobiles, industrial machinery, construction machinery, and the like are sometimes subjected to nitriding treatment for the purpose of improving wear resistance. When a machine part made of steel is nitrided, a compound layer mainly composed of iron and nitrogen is formed on the surface, and the matrix directly below the compound layer contains solute nitrogen and fine nitriding. A diffusion layer strengthened by the material is formed.

化合物層は硬さが高いことから、その厚さを十分に確保することで、耐摩耗性を高めることができる。しかしながら、このように耐摩耗性に優れる化合物層は延性が低いため、衝撃が加わると脆性破壊することがある。また、固溶窒素と窒化物とにより強化された拡散層は、窒化されていない鋼と比べて靭性が低い。化合物層で脆性的なき裂が生じると、そのき裂は拡散層へ伝播しやすく、部品全体としての耐衝撃性を損ないやすかった。窒化部品の耐衝撃性を高めるために、種々の技術が提案されている。 Since the compound layer has high hardness, it is possible to improve the wear resistance by ensuring a sufficient thickness. However, since such a compound layer having excellent wear resistance has low ductility, brittle fracture may occur when an impact is applied. Diffusion layers strengthened by solute nitrogen and nitrides also have lower toughness than non-nitrided steels. When a brittle crack occurs in the compound layer, the crack tends to propagate to the diffusion layer, and the impact resistance of the part as a whole tends to be impaired. Various techniques have been proposed to improve the impact resistance of nitrided parts.

特許文献１には、窒化の影響の無い芯部の耐衝撃性を高めることで、窒化部品全体の対衝撃性を高める技術が開示されている。この技術によれば、大型部品の窒化層でき裂が発生しても、未窒化層においてき裂の進展を抑制し、部品全体の耐衝撃性を高めることができる。 Patent Literature 1 discloses a technique for enhancing the impact resistance of the entire nitrided part by enhancing the impact resistance of the core portion which is not affected by nitriding. According to this technique, even if a crack occurs in the nitrided layer of a large component, the propagation of the crack in the non-nitrided layer can be suppressed, and the impact resistance of the entire component can be improved.

また、特許文献２には、窒素との親和力の大きな合金元素の含有量を制御して疲労強度を高めた窒化用鋼材が開示されている。 Further, Patent Document 2 discloses a steel material for nitriding in which fatigue strength is enhanced by controlling the content of alloying elements having a high affinity with nitrogen.

特許文献３には、冷間鍛造前のフェライトの面積率が５０面積％以上であり、軟窒化処理後に十分な耐ピッチング性を得るためにＣｕを含有し、且つフェライトの平均粒径が４０μｍ以下である軟窒化用鋼が開示されている。 In Patent Document 3, the area ratio of ferrite before cold forging is 50 area % or more, Cu is contained to obtain sufficient pitting resistance after soft nitriding treatment, and the average grain size of ferrite is 40 μm or less. A soft nitriding steel is disclosed.

特許文献４には、軟窒化処理前の鋼組織がベイナイト相を主体とする軟窒化用鋼が開示されている。 Patent Document 4 discloses a steel for soft nitriding in which the steel structure before soft nitriding treatment is mainly composed of a bainite phase.

特開平８－１９３２４２号公報JP-A-8-193242 特開２０１３－１９４３０１号公報JP 2013-194301 A 特開平１０－３０６３４３号公報JP-A-10-306343 特開２０１８－３０７６号公報JP-A-2018-3076

しかしながら、小型部品のように部品全体の体積に対して窒化層の占める割合が大きい場合は、相対的に芯部の領域が小さくなる。そのため、窒化の影響が及ばない芯部を強化する方法によって部品全体として耐衝撃性を確保することが難しい。 However, when the nitride layer occupies a large proportion of the entire volume of the component, such as a small component, the area of the core portion becomes relatively small. Therefore, it is difficult to ensure the impact resistance of the part as a whole by strengthening the core portion which is not affected by nitriding.

例えば、特許文献２に開示された鋼材では、窒化処理にあたって芯部を時効硬化により硬化することによって、窒化処理部品の耐衝撃性を向上させている。特許文献２では表層の窒化層の靱性を高めることに着目していない。すなわち、特許文献２が開示する窒化部品には、耐衝撃性を向上させる余地が見込まれる。 For example, in the steel material disclosed in Patent Document 2, the impact resistance of the nitrided part is improved by hardening the core portion by age hardening during the nitriding treatment. Patent Document 2 does not focus on increasing the toughness of the surface nitride layer. That is, the nitrided parts disclosed in Patent Document 2 are expected to have room for improvement in impact resistance.

この点、特許文献３および４においても同様である。すなわち、特許文献３，４はいずれも軟窒化用鋼を開示するが、表層の窒化層の靱性を高めることに着目していない。すなわち、窒化層の靱性を向上させることにより、一層の耐衝撃性の向上が見込まれる。 In this regard, the same applies to Patent Documents 3 and 4 as well. That is, Patent Documents 3 and 4 both disclose soft nitriding steels, but do not focus on increasing the toughness of the surface nitrided layer. That is, by improving the toughness of the nitride layer, further improvement in impact resistance is expected.

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、小型部品のように部品全体の体積に対して窒化層の占める割合が大きい場合であっても、高い耐衝撃性を実現した窒化部品を提供することを目的としている。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and is a nitrided part that achieves high impact resistance even when the nitrided layer occupies a large proportion of the entire volume of the part, such as a small part. is intended to provide

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討し、耐衝撃性を向上させるべく、窒化層自体の耐衝撃性の向上に着目した。 The inventors of the present invention made intensive studies to solve the above problems, and focused on improving the impact resistance of the nitride layer itself in order to improve the impact resistance.

そして、本発明者らは、様々な組成の合金からなる試料に対して種々の条件で窒化処理を行い、次いでこれらの試料に対してシャルピー試験を実施することで、以下の（ａ）、（ｂ）の知見を得た。 Then, the present inventors performed nitriding treatment under various conditions on samples made of alloys of various compositions, and then conducted Charpy tests on these samples to obtain the following (a), ( The knowledge of b) was obtained.

（ａ）耐衝撃性を高めるためには、Ｍｎ、Ｃｒ等の合金元素を含有させ、鋼の焼き入れ性を高めて微細化を図ればよいが、ＭｎとＣｒの含有量が過度に高い場合は、かえって耐衝撃性が劣化する場合がある。 (a) In order to increase the impact resistance, alloying elements such as Mn and Cr should be included to improve the hardenability of the steel and refine it. On the contrary, the impact resistance may deteriorate.

（ｂ）ＭｎとＣｒの含有量が過度に高いことによる耐衝撃性の劣化は、化合物層の直下に位置する拡散層における残留オーステナイト量の増大が原因である。窒化時に生成する残留オーステナイトは、マルテンサイトと複合したマルテンサイト／オーステナイト複合体（ＭＡ）として存在し、き裂の進展を促進する。ＭｎとＣｒの含有量が過度に高くなると、残留オーステナイトが安定化してその量が増えるため、耐衝撃性が劣化する。 (b) Deterioration of impact resistance due to excessively high contents of Mn and Cr is caused by an increase in the amount of retained austenite in the diffusion layer located immediately below the compound layer. Retained austenite generated during nitriding exists as a martensite/austenite composite (MA) combined with martensite and promotes crack propagation. If the contents of Mn and Cr are excessively high, retained austenite is stabilized and the amount thereof increases, resulting in deterioration of impact resistance.

従来技術では、窒化処理によって最表層に生じる残留オーステナイトの作用が明確にされていなかった。これに対して、本発明は、残留オーステナイトに関する上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す窒化部品にある。 In the prior art, the function of retained austenite generated in the outermost layer by nitriding treatment has not been clarified. On the other hand, the present invention has been completed based on the above-described findings regarding retained austenite, and the gist thereof lies in the following nitrided parts.

（１）質量％で、
Ｃ：０．０８～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：１．５０～３．００％、
Ｓ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．３０～２．００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下及び
Ｂｉ：０．３０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる芯部と、
前記芯部の外側に位置する拡散層と、
前記拡散層の外側に位置する化合物層と、を含み、
前記拡散層上に前記化合物層を０超～５．０μｍ残すように前記化合物層を除去し、除去後の表面を被検面としてＣｒのKα線によるX線回折で定量した場合に、ｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比が８％以下であり、
前記化合物層の厚さが５．０～２５．０μｍであることを特徴とする、窒化部品。 (1) in mass %,
C: 0.08-0.25%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 1.50-3.00%,
S: 0.001 to 0.100%,
Cr: 0.30 to 2.00%,
Al: 0.001 to 0.080%,
N: 0.0030 to 0.0250%,
P: 0.050% or less,
Ti: 0.010% or less,
Nb: 0.010% or less,
V: 0.05% or less,
Mo: 0.50% or less,
Cu: 0.50% or less,
Ni: 0.50% or less,
a core containing Ca: 0.0050% or less and Bi: 0.30% or less, with the balance being Fe and impurities;
a diffusion layer positioned outside the core;
a compound layer positioned outside the diffusion layer,
The compound layer is removed so that the compound layer remains on the diffusion layer to a thickness of more than 0 to 5.0 μm, and the surface after removal is used as a test surface and quantified by X-ray diffraction using Cr Kα rays. The integrated intensity ratio of the fcc phase to the is 8% or less,
A nitrided part, wherein the compound layer has a thickness of 5.0 to 25.0 μm.

（２）前記芯部において、面積率で、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの合計が、前記芯部の組織の５０％以上であることを特徴とする、（１）に記載に記載の窒化部品。 (2) Nitriding according to (1), wherein the total area ratio of tempered bainite and tempered martensite in the core is 50% or more of the structure of the core. parts.

（３）前記芯部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８～０．１９％、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以下、
を含有し、
前記芯部において、面積率で、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの合計が、前記芯部の組織の５０％以下であることを特徴とする、（１）に記載に記載の窒化部品。(3) The chemical composition of the core is, in mass %,
C: 0.08-0.19%,
Ti: 0.005% or less,
Nb: 0.005% or less,
contains
The nitrided part according to (1), wherein the total area ratio of tempered bainite and tempered martensite in the core is 50% or less of the structure of the core.

（４）前記芯部が、質量％で、
Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
Ｃｕ：０．０３～０．５０％、
Ｎｉ：０．０３～０．５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％及び
Ｂｉ：０．０３～０．３０％、
のうちの少なくとも１種をさらに含む、（１）～（３）のうちいずれかに記載の窒化部品。(4) the core portion is mass %,
Mo: 0.03-0.50%,
Cu: 0.03-0.50%,
Ni: 0.03 to 0.50%,
Ca: 0.0005 to 0.0050% and Bi: 0.03 to 0.30%,
The nitrided component according to any one of (1) to (3), further comprising at least one of

本発明に係る窒化部品では、芯部の成分組成、芯部の組織、拡散層の所定箇所における組織、及び化合物層の厚さについて、それぞれ好適化を図っている。その結果、本発明に係る窒化部品によれば、小型部品のように部品全体の体積に対して窒化層の占める割合が大きい場合であっても、高い耐衝撃性を実現することができる。 In the nitrided part according to the present invention, the component composition of the core, the texture of the core, the texture of the diffusion layer at predetermined locations, and the thickness of the compound layer are optimized. As a result, the nitrided part according to the present invention can achieve high impact resistance even when the nitrided layer occupies a large proportion of the volume of the entire part, such as a small part.

化合物層の深さの測定方法を説明する図である。It is a figure explaining the measuring method of the depth of a compound layer. 化合物層と拡散層の組織写真の一例である。It is an example of a structure photograph of a compound layer and a diffusion layer. 回転曲げ疲労強度を評価するための試験片の形状である。It is a shape of a test piece for evaluating rotating bending fatigue strength. 丸棒１０から正方形断面試験片作成用の角棒２０を採取する方法を示す概略図である。It is the schematic which shows the method of extract|collecting the square bar 20 for square cross section test piece preparation from the round bar 10. FIG.

以下、本発明に係る窒化部品及びその製造方法についての、各構成要件について詳細に説明する。なお、以下では、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Each component of the nitrided component and the method for manufacturing the same according to the present invention will be described in detail below. In addition, below, "%" of content of each element means "mass %."

＜窒化部品＞
まず、本発明の窒化部品について詳述する。<Nitriding parts>
First, the nitrided part of the present invention will be described in detail.

［芯部の化学組成］
（必須元素）
Ｃ：０．０８％以上０．２５％以下
Ｃは、窒化部品芯部の硬さを制御するうえで重要な元素である。また、Ｃは化合物層を硬質なε相とするための元素であり、ひいては耐摩耗性を向上させる効果を持つ。この効果を十分に得るためには、Ｃの含有量を０．０８％以上とする必要がある。これに対し、Ｃの含有量が０．２５％を超えると、熱間鍛造後の硬さが大きくなり過ぎ、被削性が劣化するとともに、表層の残留オーステナイト量が増大する。従って、Ｃの含有量は０．２５％以下とする必要がある。なお、Ｃ含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１２％以上であることが一層好ましい。また、Ｃ含有量は、０.２３％以下であることが好ましく、０．２１％以下であることが一層好ましい。[Chemical Composition of Core]
(essential element)
C: 0.08% or more and 0.25% or less C is an important element for controlling the hardness of the core portion of the nitrided part. Also, C is an element for making the compound layer a hard ε phase, and has the effect of improving wear resistance. In order to sufficiently obtain this effect, the C content should be 0.08% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.25%, the hardness after hot forging becomes too high, machinability deteriorates, and the amount of retained austenite in the surface layer increases. Therefore, the C content should be 0.25% or less. The C content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.12% or more. Also, the C content is preferably 0.23% or less, more preferably 0.21% or less.

Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉは鋼を脱酸するだけでなく、化合物層の硬さを高めて耐摩耗性を強化する効果を持つ。Ｓｉ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高過ぎれば、窒化処理時における窒素の拡散が阻害され、十分な厚さの窒化層が得られなくなる。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする必要がある。なお、Ｓｉ含有量は０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることが一層好ましい。また、Ｓｉ含有量は、０.３０％以下であることが好ましく、０．２５％以下であることが一層好ましい。Si: 0.01% to 0.50% Si not only deoxidizes the steel, but also has the effect of increasing the hardness of the compound layer and enhancing the wear resistance. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the diffusion of nitrogen during the nitriding treatment will be hindered, making it impossible to obtain a sufficiently thick nitrided layer. Therefore, the Si content should be 0.01% or more and 0.50% or less. The Si content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. Also, the Si content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less.

Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下
Ｍｎは、組織を微細化させ、母相と拡散層の靭性を高める効果を持つ。また、Ｍｎは、化合物層の硬さを高め耐摩耗性を向上させる効果も持つ。さらに、Ｍｎは、鋼材中でＭｎＳを形成して鋼材の被削性を高める効果も持つ。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、化合物層直下の残留オーステナイト量が増大し靭性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は１．５０％以上３．００％以下とする必要がある。なお、Ｍｎ含有量は１．６０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることが一層好ましい。また、Ｍｎ含有量は、２．８０％以下であることが好ましく、２．６５％以下であることが一層好ましい。Mn: 1.50% to 3.00% Mn has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the parent phase and the diffusion layer. Mn also has the effect of increasing the hardness of the compound layer and improving the wear resistance. Furthermore, Mn also has the effect of forming MnS in the steel material to improve the machinability of the steel material. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the amount of retained austenite immediately below the compound layer increases, degrading the toughness. Therefore, the Mn content should be 1.50% or more and 3.00% or less. The Mn content is preferably 1.60% or more, more preferably 1.70% or more. Also, the Mn content is preferably 2.80% or less, more preferably 2.65% or less.

Ｓ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｓは、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。この効果を得るためには、Ｓの含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｓの含有量が０．１００％を超えると、粗大なＭｎＳが形成され、疲労強度が劣化する。従って、Ｓ含有量は０．００１以上０．１００％以下とする必要がある。なお、Ｓ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることが一層好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０８０％以下であることが好ましく、０．０７０％以下であることが一層好ましい。もっとも、Ｓは通常の鋼材には不可避的不純物として含有される元素である。Ｓの含有量を必要以上に低減することは製造コストの増大につながる。本発明が想定するような窒化部品においては、Ｓは、通常、０．００１％以上、もしくは、０．００５％以上含有される。S: 0.001% or more and 0.100% or less S combines with Mn in the steel material to form MnS and enhances the machinability of the steel material. To obtain this effect, the S content must be 0.001% or more. On the other hand, when the S content exceeds 0.100%, coarse MnS is formed, degrading the fatigue strength. Therefore, the S content should be 0.001 to 0.100%. The S content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. Also, the S content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.070% or less. However, S is an element contained as an unavoidable impurity in ordinary steel materials. Reducing the S content more than necessary leads to an increase in manufacturing cost. In nitrided parts as envisioned by the present invention, S is usually contained in an amount of 0.001% or more, or 0.005% or more.

Ｃｒ：０．３０％以上２．００％以下
Ｃｒは、組織を微細化させ、母相と拡散層の靭性を高める効果を持つ。また、Ｃｒは、化合物層の硬さを高め耐摩耗性を向上させる。これらの効果を十分に得るためには、Ｃｒの含有量を０．３０％以上とする必要がある。一方、Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、化合物層直下の残留オーステナイト量が増大して靭性が劣化する。従って、Ｃｒ含有量は０．３０％以上２．００％以下とする必要がある。なお、Ｃｒ含有量は０．３５％以上であることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、１．６０％以下であることが好ましく、１．３０％以下であることが一層好ましい。Cr: 0.30% to 2.00% Cr has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the parent phase and the diffusion layer. Moreover, Cr increases the hardness of the compound layer and improves the wear resistance. In order to sufficiently obtain these effects, the Cr content should be 0.30% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 2.00%, the amount of retained austenite immediately below the compound layer increases, degrading the toughness. Therefore, the Cr content should be 0.30% or more and 2.00% or less. Incidentally, the Cr content is preferably 0.35% or more. Also, the Cr content is preferably 1.60% or less, more preferably 1.30% or less.

Ａｌ：０．００１％以上０．０８０％以下
アルミニウムは鋼を脱酸する。この効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が高過ぎれば、鋼中に粗大な酸化物が形成され易くなり、疲労強度が劣化する。従って、Ａｌ含有量は０．００１％以上０．０８０％以下とする必要がある。なお、Ａｌ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることが一層好ましい。また、Ａｌ含有量は、０．０６０％以下であることが好ましく、０．０５０％以下であることが一層好ましい。Al: 0.001% to 0.080% Aluminum deoxidizes steel. In order to obtain this effect, the Al content must be 0.001% or more. On the other hand, if the Al content is too high, coarse oxides are likely to be formed in the steel, degrading the fatigue strength. Therefore, the Al content should be 0.001% or more and 0.080% or less. The Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. Also, the Al content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.050% or less.

Ｎ：０．００３０％以上０．０２５０％以下
Ｎは、粒界の移動度を低減し結晶粒を細粒化することで、鋼材の靭性を高める。Ｎ含有量が低過ぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼材中に気泡が生成され、この気泡が欠陥となるため好ましくない。従って、Ｎ含有量は０．００３０％以上０．０２５０％以下とする必要がある。なお、Ｎ含有量は０．００５０％以上であることが好ましく、０．００７０％以上であることが一層好ましい。また、Ｎ含有量は０．０２００％以下であることが好ましく、０．０１８０％以下であることが一層好ましい。N: 0.0030% or more and 0.0250% or less N increases the toughness of the steel material by reducing grain boundary mobility and refining crystal grains. If the N content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, air bubbles are generated in the steel material, and these air bubbles become defects, which is not preferable. Therefore, the N content should be 0.0030% or more and 0.0250% or less. The N content is preferably 0.0050% or more, more preferably 0.0070% or more. Also, the N content is preferably 0.0200% or less, more preferably 0.0180% or less.

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化を引き起こす。従って、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましく、本発明においては０．０５０％以下とする必要がある。また、Ｐ含有量は、０．０３０％以下であることが好ましく、０．０２０％以下であることが一層好ましい。もっとも、Ｐは通常の鋼材には不可避的不純物として含有される元素である。Ｐの含有量を必要以上に低減することは製造コストの増大につながる。本発明が想定するような窒化部品においては、Ｐは、通常、０．００１％以上、もしくは、０．００５％以上含有される。P: 0.050% or less P segregates at grain boundaries and causes grain boundary embrittlement. Therefore, it is preferable that the P content is as low as possible, and in the present invention, it is required to be 0.050% or less. Also, the P content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less. However, P is an element contained as an unavoidable impurity in ordinary steel materials. Reducing the content of P more than necessary leads to an increase in manufacturing cost. In nitrided parts as envisioned by the present invention, P is usually contained in an amount of 0.001% or more, or 0.005% or more.

Ｔｉ：０％以上０．０１０％以下
Ｔｉは、鋼中で粗大な酸化物、炭窒化物等の化合物を形成し、靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ含有量はなるべく低いほうが好ましく、本発明においては０．０１０％以下とする必要がある。また、Ｔｉ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００２％以下であることが一層好ましい。Ti: 0% or more and 0.010% or less Ti forms compounds such as coarse oxides and carbonitrides in steel and deteriorates toughness. Therefore, it is preferable that the Ti content is as low as possible, and in the present invention it is required to be 0.010% or less. Also, the Ti content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.002% or less.

Ｎｂ：０％以上０．０１０％以下
Ｎｂは、鋼中で粗大な酸化物、炭窒化物等の化合物を形成し、靭性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有量はなるべく低いほうが好ましく、本発明においては０．０１０％以下とする必要がある。また、Ｎｂ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００２％以下であることが一層好ましい。Nb: 0% or more and 0.010% or less Nb forms compounds such as coarse oxides and carbonitrides in steel and deteriorates toughness. Therefore, the Nb content should preferably be as low as possible, and should be 0.010% or less in the present invention. Also, the Nb content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.002% or less.

Ｖ：０％以上０．０５％以下
Ｖは固溶強化、又は微細な炭窒化物を形成し、靭性を劣化させる。従って、Ｖ含有量は０．０５％以下とする必要がある。なお、Ｖ含有量は０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることが一層好ましい。V: 0% or more and 0.05% or less V strengthens the solid solution or forms fine carbonitrides to deteriorate the toughness. Therefore, the V content should be 0.05% or less. The V content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less.

（残部）
本発明に係る窒化部品の芯部の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明に係る窒化部品用材料に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。(remainder)
The remainder of the chemical composition of the core of the nitrided component according to the invention is Fe and impurities. Here, the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as raw materials when steel materials are industrially manufactured, and do not adversely affect the material for nitrided parts according to the present invention. Means what is allowed in the range.

（任意元素）
本発明に係る窒化部品は、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉといった元素をさらに含有してもよい。(arbitrary element)
The nitrided component according to the invention may further contain the elements Mo, Cu and Ni.

Ｍｏ：０％以上０．５０％以下
Ｍｏは、組織を微細化させ、母相と拡散層の靭性を高める効果を持つため、鋼に含有させてもよい。また、Ｍｏは、化合物層の硬さを増大させて耐摩耗性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｍｏは、０．０３％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が高過ぎれば、母相が過度に強化され被削性が劣化する場合がある。従って、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｏ含有量は０．３５％以下であることがさらに好ましく、０．２５％以下であることがさらに一層好ましい。Mo: 0% or more and 0.50% or less Mo has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the matrix phase and the diffusion layer, so it may be contained in the steel. In addition, Mo increases the hardness of the compound layer and improves wear resistance. In order to obtain such effects, it is preferable to contain 0.03% or more of Mo. On the other hand, if the Mo content is too high, the matrix may be excessively strengthened and the machinability may deteriorate. Therefore, the Mo content is preferably 0.50% or less. The Mo content is more preferably 0.35% or less, and even more preferably 0.25% or less.

Ｃｕ：０％以上０．５０％以下
Ｃｕは、組織を微細化させ、母相と拡散層の靭性を高める効果を持つため、鋼に含有させてもよい。このような効果を得るためには、Ｃｕは、０．０３％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が高過ぎれば、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。従って、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｕ含有量は０．３０％以下であることがさらに好ましく、０．２０％以下であることがさらに一層好ましい。Cu: 0% or more and 0.50% or less Cu has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the parent phase and the diffusion layer, so it may be contained in the steel. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.03% or more of Cu. On the other hand, if the Cu content is too high, it segregates at grain boundaries of the steel during hot forging to induce hot cracking. Therefore, the Cu content is preferably 0.50% or less. The Cu content is more preferably 0.30% or less, and even more preferably 0.20% or less.

Ｎｉ：０％以上０．５０％以下
Ｎｉは、組織を微細化させ、母相と拡散層の靭性を高める効果を持つため、鋼に含有させてもよい。また、Ｎｉは、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。このような効果を得るためには、Ｎｉは、０．０３％以上を含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が高過ぎればその効果が飽和し、製造コストが高くなる。従って、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｉ含有量は０．３５％以下であることが好ましく、０．２５％以下であることが一層好ましい。Ni: 0% or more and 0.50% or less Ni has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the parent phase and the diffusion layer, so it may be contained in the steel. In addition, Ni suppresses hot tearing caused by Cu when the steel material contains Cu. In order to obtain such effects, it is preferable to contain 0.03% or more of Ni. However, if the Ni content is too high, the effect will be saturated and the production cost will increase. Therefore, the Ni content is preferably 0.50% or less. The Ni content is preferably 0.35% or less, more preferably 0.25% or less.

また、本発明に係る窒化部品は、Ｃａ及びＢｉといった元素をさらに含有してもよい。 Also, the nitrided component according to the present invention may further contain elements such as Ca and Bi.

Ｃａ：０％以上０．００５０％以下
Ｃａは、工具寿命を長寿命化する作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。工具寿命を長寿命化する効果を安定して得るためには、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が多過ぎると、粗大な酸化物を形成し、靱性を劣化させる。従って、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ含有量は０．００３５％以下とすることがさらに好ましい。Ca: 0% or more and 0.0050% or less Ca has the effect of extending the tool life. Therefore, Ca may be contained as necessary. In order to stably obtain the effect of prolonging the tool life, the Ca content is desirably 0.0005% or more. However, if the Ca content is too high, coarse oxides are formed and the toughness is deteriorated. Therefore, the Ca content is preferably 0.0050% or less. In addition, it is more preferable to set the Ca content to 0.0035% or less.

Ｂｉ：０％以上０．３０％以下
Ｂｉは、切削抵抗を低下させて工具寿命を長寿命化させる作用を有する。このため、必要に応じてＢｉを含有させてもよい。工具寿命を長寿命化する効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢｉの量は、０．０３％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多過ぎると、熱間加工性が低下する。従って、Ｂｉの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。なお、Ｂｉの含有量は、０．２０％以下とすることがさらに好ましい。Bi: 0% or more and 0.30% or less Bi has the effect of reducing the cutting resistance and extending the tool life. Therefore, Bi may be contained as necessary. In order to stably obtain the effect of prolonging the tool life, the amount of Bi when contained is preferably 0.03% or more. However, if the Bi content is too high, the hot workability deteriorates. Therefore, the Bi content is preferably 0.30% or less. The Bi content is more preferably 0.20% or less.

ここまで述べたＭｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃａ，Ｂｉは、いずれも、本発明の目的達成において必須ではない任意元素である。任意元素は、必ずしも含有させる必要がないため、その下限は０％である。しかしながら、本発明にかかる窒化部品がこれらの元素を含むことで、さらに、ここまで述べた各作用を得ることができる。すなわち、本発明にかかる窒化部品は、以下に示す各元素を、少なくとも１種以上さらに含む、ものであってもよい。
Ｍｏ：０．０３％以上０．５０％以下、
Ｃｕ：０．０３％以上０．５０％以下、
Ｎｉ：０．０３％以上０．５０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下及び
Ｂｉ：０．０３％以上０．３０％以下。All of Mo, Cu, Ni, Ca, and Bi described so far are optional elements that are not essential for achieving the object of the present invention. Since the optional element does not necessarily have to be contained, the lower limit is 0%. However, by including these elements in the nitrided part according to the present invention, it is possible to further obtain each of the actions described above. That is, the nitrided part according to the present invention may further contain at least one or more of the following elements.
Mo: 0.03% or more and 0.50% or less,
Cu: 0.03% or more and 0.50% or less,
Ni: 0.03% or more and 0.50% or less,
Ca: 0.0005% to 0.0050% and Bi: 0.03% to 0.30%.

［構造］
本発明に係る窒化部品は、芯部と、この芯部を包み込むようにその外側に位置する拡散層と、この拡散層を包み込むようにその外側に位置する化合物層と、から構成される。[structure]
A nitrided part according to the present invention is composed of a core, a diffusion layer surrounding the core, and a compound layer surrounding the diffusion layer.

本発明に係る窒化部品において、芯部と拡散層との境界は、深さ方向への硬さプロファイルを測定した場合、硬さが深さとともに連続的に減少する領域（拡散層）と、硬さが深さによらず一定となる領域（芯部）と、の境とする。また、本発明において、拡散層と化合物層との境界は、ナイタールでエッチングしてから光学顕微鏡で観察した際に、表面に沿って層状に生成している白色の層（化合物層）と、粒界により区画され、かつ、炭化物を含む鋼組織が見られる領域（拡散層）との境とする。 In the nitrided part according to the present invention, the boundary between the core and the diffusion layer consists of a region (diffusion layer) where the hardness continuously decreases with depth and a hardness profile when the hardness profile in the depth direction is measured. It is defined as a boundary between a region (core portion) where the depth is constant regardless of the depth. In the present invention, the boundary between the diffusion layer and the compound layer is defined by a white layer (compound layer) formed in layers along the surface and a grainy layer when observed with an optical microscope after etching with nital. It is defined as a boundary with a region (diffusion layer) that is partitioned by a boundary and where a steel structure containing carbides can be seen.

［化合物層と拡散層との界面付近の組織］
本発明に係る窒化部品においては、拡散層における、化合物層との界面付近の組織に関しＸ線回折測定を行うと、ｂｃｃ相のピーク積分強度に対するｆｃｃ相のピーク積分強度の比率が５％以下である。[Structure in the vicinity of the interface between the compound layer and the diffusion layer]
In the nitrided part according to the present invention, when X-ray diffraction measurement is performed on the structure in the diffusion layer near the interface with the compound layer, the ratio of the peak integrated intensity of the fcc phase to the peak integrated intensity of the bcc phase is 5% or less. be.

化合物層と拡散層との界面付近に残留オーステナイトが存在すると、耐衝撃性が劣化する。十分な耐衝撃性を得るためには、上記界面付近においてｂｃｃ相のピーク積分強度（非・残留オーステナイト相による回折強度）に対するｆｃｃ相のピーク積分強度（残留オーステナイト相による回折強度）の比率が５％以下になるまで、残留オーステナイトの生成が抑制されることが必要である。以下、“ｂｃｃ相のピーク積分強度に対するｆｃｃ相のピーク積分強度の比率”を“ｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比”と略す。上記界面付近においてｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比はいくら少なくともよく、０％でもよい。なお、ｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比は３％以下であることが好ましく、１％以下であることが一層好ましく、０．５％以下であることがより一層好ましい。 If retained austenite exists in the vicinity of the interface between the compound layer and the diffusion layer, impact resistance deteriorates. In order to obtain sufficient impact resistance, the ratio of the peak integrated intensity of the fcc phase (diffraction intensity due to the non-retained austenite phase) to the peak integrated intensity of the bcc phase (diffraction intensity due to the non-retained austenite phase) in the vicinity of the interface is 5. % or less, the generation of retained austenite must be suppressed. Hereinafter, "the ratio of the peak integrated intensity of the fcc phase to the peak integrated intensity of the bcc phase" is abbreviated as "the integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase". The integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase in the vicinity of the interface may be at least as low as 0%. The integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase is preferably 3% or less, more preferably 1% or less, and even more preferably 0.5% or less.

化合物層直下の情報をＸ線回折によって得るため、化合物層の厚さが５．０μｍ以上ある場合には、前記拡散層上に前記化合物層を０超～５．０μｍ残すように前記化合物層を除去し、除去後の表面を被検面として、Ｘ線回折によって、ｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比を測定する。 In order to obtain information directly under the compound layer by X-ray diffraction, when the thickness of the compound layer is 5.0 μm or more, the compound layer is formed so as to leave the compound layer with a thickness of more than 0 to 5.0 μm on the diffusion layer. Using the surface after removal as a test surface, the integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase is measured by X-ray diffraction.

Ｘ線回折の情報の信号強度を強くするには、Ｘ線の侵入深さが十分に深ければ、化合物層の厚さに関わらずｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比は一定になる。前記化合物層の厚さが２０．０μｍのときのｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比は、前記化合物層の厚さが８．０μｍのときのｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比に比べて小さい。しかし、前記化合物層の厚さが３．８μｍのときのＳ／Ｎ比は、前記化合物層の厚さが６．０μｍのときのｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比に対して差異が小さかった。 In order to increase the signal intensity of X-ray diffraction information, if the penetration depth of X-rays is deep enough, the integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase becomes constant regardless of the thickness of the compound layer. The integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase when the compound layer has a thickness of 20.0 μm is smaller than the integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase when the compound layer has a thickness of 8.0 μm. . However, the S/N ratio when the thickness of the compound layer was 3.8 μm had a small difference from the integrated intensity ratio of the fcc phase to the bcc phase when the thickness of the compound layer was 6.0 μm. .

すなわち、化合物層の厚さが過度に厚い（２０．０μｍ程度）と適切な測定ができないが、化合物層の厚さを適正な範囲内とすることで、およそ一定の結果が得られる。そのため、前記拡散層上における前記化合物層の厚さが５．０μｍ以下となるまで化合物層を除去することが好ましい。より好ましくは、前記拡散層上における前記化合物層の厚さが４．０μｍ以下となるまで化合物層を除去する。 That is, if the thickness of the compound layer is excessively thick (approximately 20.0 μm), proper measurement cannot be performed, but by setting the thickness of the compound layer within an appropriate range, approximately constant results can be obtained. Therefore, it is preferable to remove the compound layer until the thickness of the compound layer on the diffusion layer becomes 5.0 μm or less. More preferably, the compound layer is removed until the thickness of the compound layer on the diffusion layer becomes 4.0 μm or less.

一方、化合物層を過度に除去すると、拡散層が露出して拡散層の除去が進行し、残留オーステナイトの割合に影響を与える可能性がある。また、図１に示すように、化合物層の厚さにはプラスマイナス１μｍ程度の変動がある。拡散層まで除去が進行する可能性を避けるため、本発明の一実施形態においては、化合物層の厚さが３．０μｍとなるように化合物層を電解研磨により除去する。このようにすることで、化合物層が厚い部分であっても厚さを５．０μｍ以下としつつ、化合物層が完全に除去された部分が生じないようにする。 On the other hand, if the compound layer is excessively removed, the diffusion layer will be exposed and the removal of the diffusion layer will progress, possibly affecting the percentage of retained austenite. Further, as shown in FIG. 1, the thickness of the compound layer fluctuates by about plus or minus 1 μm. To avoid the possibility of removal extending into the diffusion layer, in one embodiment of the invention, the compound layer is removed by electropolishing so that the thickness of the compound layer is 3.0 μm. By doing so, even in a portion where the compound layer is thick, the thickness is kept to 5.0 μm or less, and a portion where the compound layer is completely removed is prevented from occurring.

フェライト本発明の一実施形態では、フェライトの（２１１）面のピーク積分強度が前記ｂｃｃ相のピーク積分強度で近似され、残留オーステナイトの（２２０）面のピーク積分強度が前記ｆｃｃ相のピーク積分強度で近似される。フェライトの（２１１）面のピークの積分強度は、回折角２θが１４５．６°～１６６．２°の範囲内にあるピークより算出される。また、残留オーステナイトの（２２０）面のピークの積分強度の算出は、１２３～１３６．８°の範囲内にあるピークのデータより算出される。 Ferrite In one embodiment of the present invention, the peak integrated intensity of the (211) plane of ferrite is approximated by the peak integrated intensity of the bcc phase, and the peak integrated intensity of the (220) plane of retained austenite is approximated by the peak integrated intensity of the fcc phase. is approximated by The integrated intensity of the peak of the (211) plane of ferrite is calculated from the peak within the range of the diffraction angle 2θ of 145.6° to 166.2°. Further, the integrated intensity of the peak of the (220) plane of retained austenite is calculated from the data of the peak within the range of 123 to 136.8°.

［化合物層の厚さ］
本発明に係る窒化部品においては、化合物層厚さが５．０～２５．０μｍである。
化合物層は、拡散層よりも延性が低いため、母相（芯部）と比べて低い力で容易に割れる。さらに、化合物層は耐衝撃性が低いため、その割れは瞬時に化合物層の厚さ全体に進展する。部品全体の破断を抑制するためには、この化合物層の割れの進展を、化合物層と拡散層の界面で止める必要がある。そのためには、化合物層の厚さを薄くして、化合物層が割れた場合のき裂先端の応力拡大係数を小さくすることが必要である。[Thickness of compound layer]
In the nitrided part according to the invention, the thickness of the compound layer is 5.0-25.0 μm.
Since the compound layer has lower ductility than the diffusion layer, it cracks easily with a lower force than the parent phase (core portion). Furthermore, since the compound layer has low impact resistance, the crack propagates instantly through the entire thickness of the compound layer. In order to suppress the breakage of the entire component, it is necessary to stop the progress of cracking in the compound layer at the interface between the compound layer and the diffusion layer. For this purpose, it is necessary to reduce the thickness of the compound layer to reduce the stress intensity factor at the crack tip when the compound layer cracks.

但し、化合物層は耐摩耗性に優れており、化合物層が薄すぎると耐摩耗性が劣化する。十分な耐摩耗性を得るためには、他の部品と接触し耐摩耗性が必要となる部位（例えば、ギアの歯面）として使用される化合物層厚さが５．０μｍ以上であることが必要である。また、耐摩耗性に代えて疲労強度が求められる窒化部品においても、十分な疲労強度を実現できる程度に窒化処理を行うと、化合物層厚さは５．０μｍ以上となる。 However, the compound layer is excellent in wear resistance, and if the compound layer is too thin, the wear resistance deteriorates. In order to obtain sufficient wear resistance, the thickness of the compound layer used as a part that contacts other parts and requires wear resistance (for example, the tooth surface of a gear) should be 5.0 μm or more. is necessary. In addition, even in nitrided parts requiring fatigue strength in place of wear resistance, the thickness of the compound layer becomes 5.0 μm or more if the nitriding treatment is performed to the extent that sufficient fatigue strength can be achieved.

しかし、化合物層厚さが２５．０μｍを超えると、前述の理由により靭性が劣化する。従って、化合物層厚さは２５．０μｍ以下とする必要がある。なお、化合物層厚さは７．０μｍ以上であることが好ましく、９．０μｍ以上であることが一層好ましい。また、化合物層厚さは、２０．０μｍ以下であることが好ましく、１８.０μｍ以下であることが一層好ましい。 However, if the thickness of the compound layer exceeds 25.0 μm, the toughness deteriorates for the reason described above. Therefore, the thickness of the compound layer should be 25.0 μm or less. The thickness of the compound layer is preferably 7.0 μm or more, more preferably 9.0 μm or more. Also, the thickness of the compound layer is preferably 20.0 μm or less, more preferably 18.0 μm or less.

化合物層の厚さは、ガス窒化処理後、供試材の垂直断面を研磨し、エッチングして走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope：ＳＥＭ）で観察して測定する。エッチングは、３％ナイタール溶液で２０～３０秒間行う。化合物層は、低合金鋼の表層に存在し、未腐食の層として観察される。１０００倍で撮影した組織写真１０視野（視野面積：６．６×１０^２μｍ^２）から化合物層を観察し、図１に示すように、それぞれ水平方向に１０μｍ毎に２０点で化合物層の厚さを測定する。そして、測定された２０点の平均値を化合物層厚さ（μｍ）と定義する。図１に測定方法の概略を、図２に化合物層と窒素拡散層の組織写真の一例を示す。図２に示す通り、エッチングで腐食されない化合物層と、腐食された窒素拡散層とは明確にコントラストが異なり、判別可能である。After the gas nitriding treatment, the thickness of the compound layer is measured by polishing the vertical section of the test material, etching it, and observing it with a scanning electron microscope (SEM). Etching is performed with a 3% nital solution for 20-30 seconds. The compound layer exists on the surface layer of the low alloy steel and is observed as an uncorroded layer. The compound layer was observed from 10 fields of view (viewing area: 6.6 × 10 ² µm ² ) taken at 1000x. measure the thickness. Then, the average value of the 20 measured points is defined as the compound layer thickness (μm). FIG. 1 shows an outline of the measurement method, and FIG. 2 shows an example of a structure photograph of the compound layer and the nitrogen diffusion layer. As shown in FIG. 2, the compound layer that is not corroded by etching and the nitrogen diffusion layer that is corroded have distinctly different contrasts and can be distinguished.

窒化処理により窒素が侵入した窒素拡散層と、侵入が及ばなかった鋼芯部との間には、化合物層－窒素拡散層間の界面のような明確なコントラストの差は生じず、窒素拡散層と鋼芯部との境界を特定することは困難である。深さ方向への硬さプロファイルを測定したときに、硬さが深さとともに連続的に減少する領域は窒素拡散層であり、硬さが深さによらず一定となる領域は鋼芯部である。窒化処理部品において、ある地点Ａにおけるビッカース硬さの値と、地点Ａよりも表面から５０μｍさらに深い地点Ｂにおけるビッカース硬さの値との差が１％以内であれば、地点Ａと地点Ｂとの両方が鋼芯部内にあると判断してもよい。もしくは、通常の窒化条件であれば窒素は表面から５．０ｍｍ以上侵入しないため、表面から５．０ｍｍ深い地点は鋼芯部であるとしてもよい。 Unlike the interface between the compound layer and the nitrogen diffusion layer, there is no clear difference in contrast between the nitrogen diffusion layer into which nitrogen has penetrated due to the nitriding treatment and the steel core portion where the penetration did not reach. It is difficult to specify the boundary with the steel core. When measuring the hardness profile in the depth direction, the area where the hardness continuously decreases with depth is the nitrogen diffusion layer, and the area where the hardness is constant regardless of the depth is the steel core. be. In the nitriding part, if the difference between the Vickers hardness value at a point A and the Vickers hardness value at a point B that is 50 μm deeper from the surface than the point A is within 1%, the point A and the point B may be determined to be in the steel core. Alternatively, since nitrogen does not penetrate more than 5.0 mm from the surface under normal nitriding conditions, the point 5.0 mm deep from the surface may be the steel core.

＜窒化部品の製造方法＞
次に、本発明の窒化部品の製造方法の一例を示す。
本発明に係る窒化部品の製造方法は、少なくとも素材準備工程、熱間加工工程、切削工程、及び窒化処理工程を含む。以下、それぞれの工程を説明する。<Manufacturing method of nitrided parts>
Next, an example of the method for manufacturing the nitrided part of the present invention will be shown.
A method for manufacturing a nitrided component according to the present invention includes at least a material preparation step, a hot working step, a cutting step, and a nitriding treatment step. Each step will be described below.

［素材準備工程］
上述した窒化部品芯部の化学組成を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を得る。或いは、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを得る。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。次工程（熱間加工）で使用される素材は、上記の鋳片又はインゴットでもよいし、ビレットでもよい。[Material preparation process]
Molten steel is produced that satisfies the chemical composition of the nitrided component core described above. A slab (slab or bloom) is obtained by casting using the produced molten steel. Alternatively, an ingot is obtained by an ingot casting method using molten steel. A slab or ingot is hot worked to produce a billet. Hot working may be hot rolling or hot forging. The material used in the next step (hot working) may be the aforementioned slab or ingot, or may be a billet.

［熱間加工工程］
製造された上記素材を加熱する。加熱温度が低過ぎれば、熱間加工装置に過度の負荷が掛かる一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きくなる。従って、熱間加工における加熱温度は１０００～１３００℃とすることが必要である。加熱後の素材に対して、熱間加工を実施する。[Hot working process]
The manufactured material is heated. If the heating temperature is too low, excessive load will be applied to the hot working equipment, while if the heating temperature is too high, scale loss will increase. Therefore, the heating temperature in hot working must be 1000 to 1300°C. Hot working is performed on the material after heating.

熱間加工として、例えば熱間鍛造を採用することができる。但し、熱間鍛造の仕上げ温度が低過ぎれば、熱間鍛造装置の金型への負担が大きくなる一方、仕上げ温度が高過ぎれば、組織が粗大化し、靭性が劣化する場合がある。従って、熱間鍛造の仕上げ温度は９００℃以上１２５０℃以下とする必要がある。 Hot forging, for example, can be employed as the hot working. However, if the hot forging finishing temperature is too low, the burden on the die of the hot forging apparatus will increase, while if the finishing temperature is too high, the structure may become coarse and the toughness may deteriorate. Therefore, the finishing temperature for hot forging must be 900° C. or higher and 1250° C. or lower.

［熱処理工程］
熱間加工工程後、切削工程前に、必要に応じて、組織を調整するための熱処理を施したり、ひずみを開放するための熱処理を施したりしてもよい。例えば、焼ならし、焼入れ・焼戻し、又は低温焼なましを施すことができる。[Heat treatment process]
After the hot working process and before the cutting process, if necessary, a heat treatment for adjusting the structure or a heat treatment for releasing the strain may be applied. For example, normalizing, quenching and tempering, or low temperature annealing can be applied.

［切削工程］
次に、熱間加工を経た鋼材に対して、切削加工を施して所定の形状とする。[Cutting process]
Next, the hot-worked steel material is cut into a predetermined shape.

［窒化処理工程］
切削加工された鋼材に対して、窒化処理を実施する。本発明では、周知の窒化処理が採用される。窒化処理は、例えば、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等を採用することができる。窒化中に炉内に導入するガスは、ＮＨ_３のみであってもよいし、ＮＨ_３と、Ｎ_２及び／又はＨ_２と、を含有する混合気であってもよい。また、これらのガスに、浸炭性のガスを含有して、軟窒化処理を実施してもよい。従って、本明細書における「窒化」とは「軟窒化」も含む概念である。[Nitriding process]
A nitriding treatment is performed on the cut steel material. The present invention employs a well-known nitriding process. For the nitriding treatment, for example, gas nitriding, salt bath nitriding, ion nitriding or the like can be adopted. The gas introduced into the furnace during nitridation may be _NH3 only, or a mixture containing _NH3 and _N2 and/or _H2 . Further, these gases may contain a carburizing gas to carry out the nitrocarburizing treatment. Therefore, "nitriding" in this specification is a concept that also includes "soft nitriding".

Ｍｎを多量に含む鋼の窒化層には残留オーステナイトが生成し易い。このため、残留オーステナイトを低減するにあたり、窒化処理を２段階に分けて、２段目の窒化処理に低温で行うことによって、残留オーステナイトの生成を抑制する必要がある。 Retained austenite is likely to form in the nitrided layer of steel containing a large amount of Mn. Therefore, in order to reduce retained austenite, it is necessary to divide the nitriding treatment into two stages and perform the second nitriding treatment at a low temperature to suppress the generation of retained austenite.

１段目窒化処理は５８０℃以上６００℃以下で行い、２段目窒化処理は１段目窒化処理よりも１０℃以上低い温度にて、１０分間～３０分間、窒素雰囲気下で行う。また、２段目窒化処理は、１段目窒化処理の温度から４０℃～８０℃低い温度にて行うことが好ましい。 The first-stage nitriding treatment is performed at 580° C. or more and 600° C. or less, and the second-stage nitriding treatment is performed at a temperature lower than that of the first-stage nitriding treatment by 10° C. or more for 10 to 30 minutes in a nitrogen atmosphere. Further, the second stage nitriding treatment is preferably performed at a temperature 40° C. to 80° C. lower than the temperature of the first stage nitriding treatment.

一度冷却した後に大気中、真空中、または窒素ガス等の不活性ガス中で再加熱すると、化合物層の分解と、窒素の脱離が生じ、窒化部品の表面はポーラス状になり、疲労強度が悪くなる。 If it is cooled once and then reheated in the atmosphere, vacuum, or inert gas such as nitrogen gas, the compound layer decomposes and nitrogen is desorbed, the surface of the nitrided part becomes porous, and fatigue strength decreases. Deteriorate.

従来文献では、窒化処理によって生じる残留オーステナイトについて言及するものがなかった。しかし、本発明者らは、窒化処理を２段階にし、１段階目の窒化温度に比べて２段階目での窒化温度を低く設定することで、従来の窒化処理に比べて残留オーステナイト量を低減できることを知見した。本発明によれば、１段目窒化処理を高い温度で行うことで、短時間で十分な窒化深さを達成しつつ、より低い温度での２段目窒化処理により、残留オーステナイト量を抑制し、より高い耐衝撃性を持つ窒化部品を実現できる。 In the prior literature, there is no mention of retained austenite produced by nitriding. However, the present inventors performed the nitriding treatment in two stages and set the nitriding temperature in the second stage lower than the nitriding temperature in the first stage, thereby reducing the amount of retained austenite compared to the conventional nitriding treatment. I learned that I can. According to the present invention, the first-stage nitriding treatment is performed at a high temperature to achieve a sufficient nitriding depth in a short time, and the second-stage nitriding treatment is performed at a lower temperature to suppress the amount of retained austenite. , Nitrided parts with higher impact resistance can be realized.

残留オーステナイトの生成を抑制できる窒化条件であれば、三段以上の多段階で窒化処理を行っても本発明の窒化部品を作ることができる。この場合は、最終段以外の段階に、二段階の場合の一段目の条件が含まれ、かつ、最終段の条件が、二段階の場合の二段目の条件に合っていればよい。 As long as the nitriding conditions are such that the formation of retained austenite can be suppressed, the nitrided part of the present invention can be produced even if the nitriding treatment is performed in three or more stages. In this case, it is sufficient that the stages other than the final stage include the conditions of the first stage in the case of two stages, and the conditions of the final stage match the conditions of the second stage in the case of two stages.

以上の製造工程により製造された窒化部品は、芯部の成分組成、芯部の組織、拡散層の所定箇所における組織、及び化合物層の厚さについて、それぞれ適正化が図れることとなる。その結果、このように製造された窒化部品によれば、小型部品のように部品全体の体積に対して窒化層の占める割合が大きい場合であっても、特に高い耐衝撃性を実現することができる。 In the nitrided part manufactured by the manufacturing process described above, the component composition of the core, the texture of the core, the texture of the diffusion layer at a predetermined portion, and the thickness of the compound layer are optimized. As a result, the nitrided part manufactured in this way can achieve particularly high impact resistance even when the nitrided layer occupies a large proportion of the total volume of the part, such as a small part. can.

次に、本発明の好ましい実施形態について説明する。本発明の技術的範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて定められるべきであり、以下の実施形態のみに制限されない。 Next, preferred embodiments of the invention will be described. The technical scope of the present invention should be determined based on the description of the claims, and is not limited only to the following embodiments.

［第１実施形態］
本発明は、特に窒化層（化合物層および拡散層）の耐衝撃性を改善することを目的とする。特に、芯部をベイナイト系の組織（主として焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトからなる組織）とすることにより、優れた耐衝撃性に加え、高い耐摩耗性を実現できる。第１実施形態では、この窒化部品について説明する。[First embodiment]
The present invention aims in particular at improving the impact resistance of nitride layers (compound layers and diffusion layers). In particular, by forming the core into a bainite-based structure (a structure mainly composed of tempered bainite and tempered martensite), excellent impact resistance and high wear resistance can be achieved. In the first embodiment, this nitrided component will be described.

第１実施形態に係る窒化部品においては、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計が、前記芯部の組織の５０％以上である。
前記ベイナイトは、フェライトやパーライトよりも微細なため、耐衝撃性に優れる。十分な耐衝撃性を得るためには、窒化部品の芯部組織に占める焼き戻しベイナイトの面積率を５０％以上にすることが必要である。焼き戻しベイナイトの面積率に上限はなく、１００％であってもよい。なお、焼き戻しベイナイトの面積率は６０％以上であることが好ましく、７０％以上であることが一層好ましく、８０％以上であることがより一層好ましい。In the nitrided part according to the first embodiment, the total area ratio of tempered bainite and tempered martensite is 50% or more of the structure of the core.
Since the bainite is finer than ferrite and pearlite, it has excellent impact resistance. In order to obtain sufficient impact resistance, the area ratio of tempered bainite in the core structure of the nitrided part must be 50% or more. There is no upper limit to the area ratio of tempered bainite, and it may be 100%. The area ratio of tempered bainite is preferably 60% or more, more preferably 70% or more, and even more preferably 80% or more.

［第２実施形態］
本発明の第２実施形態に係る窒化部品は、初析フェライトやパーライトが主体の組織を有しており、優れた耐衝撃性に加えて、優れた疲労特性と被削性とを実現することができることを特徴とする。[Second embodiment]
The nitrided part according to the second embodiment of the present invention has a structure mainly composed of proeutectoid ferrite and pearlite, and realizes excellent fatigue properties and machinability in addition to excellent impact resistance. It is characterized by being able to

第２実施形態に係る窒化部品においては、面積率で、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの合計が、芯部の組織の５０％以下である。芯部組織が硬質なベイナイトやマルテンサイト主体となると切削抵抗が上昇し、被削性が劣化するためである。なお、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの合計が、芯部の組織の４０％以下であることが好ましく、３０％以下であることが一層好ましい。 In the nitrided part according to the second embodiment, the total area ratio of tempered bainite and tempered martensite is 50% or less of the structure of the core. This is because if the core structure consists mainly of hard bainite or martensite, the cutting resistance increases and the machinability deteriorates. The sum of tempered bainite and tempered martensite is preferably 40% or less, more preferably 30% or less, of the structure of the core.

このように、面積率で、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの合計が、芯部の組織の５０％以下であるということは、即ち、面積率で、初析フェライトとパーライトの合計が、芯部の組織の５０％以上であるということと同義である。初析フェライトやパーライトは、マルテンサイトやベイナイトと比べて硬さが低い。このため、初析フェライトやパーライトが主体であると、被削性が向上する。なお、面積率で、初析フェライトとパーライトの合計が、６０％以上であることが一層好ましい。 In this way, the total area ratio of tempered bainite and tempered martensite is 50% or less of the structure of the core, that is, the area ratio of the total proeutectoid ferrite and pearlite is 50% or less of the core structure. It is synonymous with being 50% or more of the department's organization. Proeutectoid ferrite and pearlite have lower hardness than martensite and bainite. Therefore, if pro-eutectoid ferrite or pearlite is the main component, the machinability is improved. In addition, it is more preferable that the total area ratio of proeutectoid ferrite and pearlite is 60% or more.

第２実施形態においては、被削性を良好にするために、Ｃの含有量を０．１９％以下とすることが好ましい。また、Ｃ含有量は、０.１７％以下であることが好ましく、０．１６％以下であることが一層好ましい。ほかに、Ｔｉの含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。また、Ｎｂの含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。 In the second embodiment, the C content is preferably 0.19% or less in order to improve machinability. Also, the C content is preferably 0.17% or less, more preferably 0.16% or less. In addition, it is preferable to set the Ti content to 0.005% or less. Also, the Nb content is preferably 0.005% or less.

初析フェライトを生成することができれば、熱処理条件は特に限定されない。しかし、第２実施形態に係る窒化部品の製造において、熱間鍛造後の組織に多量のベイナイトやマルテンサイトが混在してしまった場合には、Ａ３点よりも３０～７０℃高い温度で焼きならしや焼きなましを行うことにより、初析フェライト率を高めることができる場合がある。 The heat treatment conditions are not particularly limited as long as proeutectoid ferrite can be generated. However, in the production of the nitrided part according to the second embodiment, if a large amount of bainite or martensite is mixed in the structure after hot forging, normalization will occur at a temperature 30 to 70° C. higher than the A3 point. In some cases, the pro-eutectoid ferrite ratio can be increased by performing the annealing.

また、熱間加工工程後に熱処理を施さないで第２実施形態に係る窒化部品を製造する場合は、熱間加工（例えば、熱間鍛造）後の冷却工程で初析フェライトを生成させる。初析フェライトを生成させることができれば、熱間鍛造後の冷却条件は特に限定されない。しかし、初析フェライトを生成させるためには、冷却中の７００℃～５００℃までの温度域において、冷却速度を０．２℃／ｓ以下とすることが好ましい。代替的に、初析フェライトを生成させるためには、冷却中の７００℃～５００℃の温度域において、１５分以上保持することが好ましい。 When the nitrided part according to the second embodiment is manufactured without heat treatment after the hot working process, pro-eutectoid ferrite is generated in the cooling process after hot working (for example, hot forging). As long as pro-eutectoid ferrite can be generated, the cooling conditions after hot forging are not particularly limited. However, in order to generate proeutectoid ferrite, it is preferable to set the cooling rate to 0.2° C./s or less in the temperature range from 700° C. to 500° C. during cooling. Alternatively, in order to generate pro-eutectoid ferrite, it is preferable to hold the temperature in the temperature range of 700° C. to 500° C. during cooling for 15 minutes or more.

第２実施形態に係る窒化部品は、芯部の成分組成、芯部の組織、及び拡散層の所定箇所における組織について、それぞれ適正化が図れることとなる。その結果、第２実施形態に係る窒化部品によれば、優れた疲労特性と被削性とを実現することができることは勿論、衝撃が加わって軽微なき裂が導入されたとしても、このき裂が直ちには進展せず、全体の大規模な破壊を招来しない程度の、優れた耐衝撃性も実現することができる。 In the nitrided part according to the second embodiment, the component composition of the core portion, the texture of the core portion, and the texture of the diffusion layer at predetermined locations can be optimized. As a result, according to the nitrided part according to the second embodiment, it is possible to realize excellent fatigue properties and machinability. It is also possible to achieve excellent impact resistance to the extent that the crack does not develop immediately and does not lead to a large-scale failure of the whole.

次に、実施例に基づいて、本発明をより具体的に説明するが、以下の実施例は本発明を限定するものではない。 EXAMPLES Next, the present invention will be described in more detail based on examples, but the following examples are not intended to limit the present invention.

［実施例１］
＜丸棒の作成＞
表１に示す化学成分の鋼種Ａ～Ｑのインゴットを１２５０℃に加熱し、加熱されたインゴットを熱間鍛伸して、１片が７５ｍｍの正方形の断面を持つ角棒を得た。次いで、この角棒の一部を１２５０℃に再度加熱し、仕上げ温度１０００℃の条件で３５ｍｍの直径を有する丸棒に熱間鍛造し、最後に室温まで放冷することにより、丸棒Ａ～Ｑを得た。前記丸棒Ａ～Ｑのそれぞれの組成は、鋼種Ａ～Ｑのそれぞれに対応する。なお、本発明が想定する化学組成からなる直径３５ｍｍの丸棒は、室温大気中で放冷することにより、主としてベイナイト系の組織を有することとなる。[Example 1]
<Creating a round bar>
Ingots of steel grades A to Q having chemical compositions shown in Table 1 were heated to 1250° C. and hot forged to obtain square bars each having a square cross section of 75 mm. Next, a part of this square bar is heated again to 1250 ° C., hot forged into a round bar having a diameter of 35 mm at a finishing temperature of 1000 ° C., and finally cooled to room temperature to obtain a round bar A ~ got Q. The compositions of the round bars A to Q correspond to steel grades A to Q, respectively. A round bar having a diameter of 35 mm and having the chemical composition assumed by the present invention mainly has a bainite-based structure when allowed to cool in the air at room temperature.

各丸棒Ａ～Ｑの横断面のＲ／２位置（Ｒ：丸棒の半径）と試験片の横断面の中心をそろえるように、１辺が１３ｍｍの正方形断面を持つ長さ５０ｍｍの試験片作成用の角棒Ａ～Ｑをそれぞれ作成し、前記角棒Ａ～Ｑに対して表２の条件で軟窒化処理を行った。具体的には、図４に示すように、素材となる丸棒１０から、角棒２０の中心Ｐ１が、丸棒１０の横断面のＲ／２位置を示す円１１上となるように位置を設定し、切削加工により前記角棒２０を採取した。なお、軟窒化は一段階、又は二段階で行い、一段目と二段目における窒化処理温度及び窒化処理時間は、表２に示すとおりとした。 A test piece of length 50 mm with a square cross section of 13 mm on each side so that the R / 2 position (R: radius of the round bar) of the cross section of each round bar A to Q and the center of the cross section of the test piece are aligned. Square bars A to Q for fabrication were prepared, respectively, and soft nitriding was performed on the square bars A to Q under the conditions shown in Table 2. Specifically, as shown in FIG. 4, the center P1 of the square bar 20 is positioned on the circle 11 indicating the R/2 position of the cross section of the round bar 10 from the round bar 10 as the raw material. After setting, the square bar 20 was obtained by cutting. The nitrocarburizing was performed in one step or two steps, and the nitriding temperature and nitriding time in the first and second stages were as shown in Table 2.

また、窒化処理中は、アンモニアと窒素と二酸化炭素を、流量比が６０：１５：２となるように流し、窒化温度から室温までの冷却は油冷とした。表２中、第一段階と第二段階とにおいて温度が異なる場合の降温速度は、約２℃／分とした。以上のようにして、正方形断面試験片Ｎｏ．１～２５を得た。 During the nitriding treatment, ammonia, nitrogen, and carbon dioxide were flowed at a flow rate ratio of 60:15:2, and cooling from the nitriding temperature to room temperature was oil-cooled. In Table 2, the temperature drop rate was about 2° C./min when the temperatures were different between the first stage and the second stage. Square section test piece No. 1 was prepared as described above. 1-25 were obtained.

＜正方形断面試験片の諸特性の確認＞
次に、上述のようにして得られた、正方形断面試験片Ｎｏ．１～２５のそれぞれについての諸特性の調査のため、（Ａ）化合物層の厚さ測定、（Ｂ）芯部の組織観察、及び（Ｃ）化合物層と拡散層との界面付近の、拡散層側の残留オーステナイト量測定、をそれぞれ行った。<Confirmation of various characteristics of square cross-section test piece>
Next, the square cross-section test piece No. obtained as described above was measured. 1 to 25, (A) measurement of the thickness of the compound layer, (B) observation of the structure of the core, and (C) diffusion layer near the interface between the compound layer and the diffusion layer. The amount of retained austenite on each side was measured.

[（Ａ）化合物層の厚さ測定]
正方形断面試験片Ｎｏ．１～２５のそれぞれについて、長手方向端部から５ｍｍ位置を、断面が長手方向に垂直となるように切断し、端部側切断片を、断面を観察できるように樹脂にマウントした。試料を２％ナイタールでエッチングし、組織を現出させることで断面観察用試料を作成した。エッチング後の試料を観察し、化合物層の厚さを測定した。その結果を表３に示す。[(A) Thickness measurement of compound layer]
Square section test piece no. Each of Nos. 1 to 25 was cut at a position 5 mm from the end in the longitudinal direction so that the cross section was perpendicular to the longitudinal direction, and the cut piece on the end side was mounted on resin so that the cross section could be observed. A sample for cross-sectional observation was prepared by etching the sample with 2% nital to expose the structure. The sample after etching was observed to measure the thickness of the compound layer. Table 3 shows the results.

[（Ｂ）芯部の組織観察]
次に、（Ａ）で作製した断面観察用試料から、倍率５００倍の光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析から、芯部における各組織の面積率を求めた。その結果を表３に示す。なお、表３の「ベイナイト」は、焼き戻しベイナイトである。[(B) Observation of core structure]
Next, an optical micrograph at a magnification of 500 was taken from the cross-sectional observation sample prepared in (A), and the area ratio of each structure in the core was obtained from image analysis. Table 3 shows the results. "Bainite" in Table 3 is tempered bainite.

[（Ｃ）化合物層と拡散層との界面付近の残留オーステナイト量測定]
さらに、正方形断面試験片１～２５のうち、断面観察用の試料を採取した残りの試験片から、残留オーステナイト量測定用の試料を作成した。切断後の試験片において、化合物層の残る表面の一部を、化合物層の厚さが３．０μｍとなるまで電解研磨した。すなわち、上記（Ａ）で算出された化合物層の厚さから、３．０μｍを引いた値だけ電解研磨により除去される条件（浸漬する溶液の種類・濃度、電圧、浸漬時間）を設定し、その条件の下で電解研磨を行った。[(C) Measurement of the amount of retained austenite near the interface between the compound layer and the diffusion layer]
Furthermore, samples for measuring the amount of retained austenite were prepared from the remaining test pieces from which the samples for cross-sectional observation were taken out of the square cross-sectional test pieces 1 to 25. A portion of the surface where the compound layer remained on the cut test piece was electropolished until the compound layer had a thickness of 3.0 μm. That is, from the thickness of the compound layer calculated in (A) above, set the conditions (type and concentration of the solution to be immersed, voltage, immersion time) to be removed by electrolytic polishing by subtracting 3.0 μm, Electropolishing was performed under these conditions.

電解研磨後の表面に対してＸＲＤを用いて、母相のフェライト（ｂｃｃ相）と残留オーステナイト（ｆｃｃ相）のピークの積分強度比（％）を測定した。なお、Ｘ線源としてはＣｒのＫα線を用い、管電圧は４０ｋＶ、管電流は４０ｍＡとした。測定に用いたピークは、フェライトの（２１１）面と残留オーステナイトの（２２０）面である。フェライトの（２１１）面のピークの積分強度は、回折角２θが１４５．６°～１６６．２°の範囲のデータより算出した。残留オーステナイトの（２２０）面のピークの積分強度の算出は、γ’－Ｆｅ_４Ｎの（２２０）面のピーク（約１１６°）の影響を除去するために、１２３～１３６．８°の範囲のデータより算出した。その結果を表３の「ｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比」の項目に示す。XRD was used for the surface after electropolishing to measure the integrated intensity ratio (%) of the peaks of ferrite (bcc phase) in the parent phase and retained austenite (fcc phase). A Cr Kα ray was used as the X-ray source, the tube voltage was 40 kV, and the tube current was 40 mA. The peaks used for the measurement are the (211) plane of ferrite and the (220) plane of retained austenite. The integrated intensity of the peak of the (211) plane of ferrite was calculated from the data in the diffraction angle 2θ range of 145.6° to 166.2°. Calculation of the integrated intensity of the peak of the (220) plane of retained austenite is performed in the range of 123 to 136.8° in order to eliminate the influence of the peak of the (220) plane of γ'-Fe ₄ N (about 116°). calculated from the data of The results are shown in Table 3, "Integrated intensity ratio of fcc phase to bcc phase".

以下に、上述のようにして得られた、丸棒Ａ～Ｑをそれぞれ用いて、摩耗試験及び衝撃試験を実施した結果をそれぞれ示す。 The results of wear tests and impact tests performed using the round bars A to Q obtained as described above are shown below.

＜摩耗試験＞
［摩耗試験片の作製］
各丸棒Ａ～Ｑの横断面のＲ／２位置（Ｒ：丸棒の半径）と試験片の横断面の中心が揃うように、幅７．０ｍｍ、長さ１５．７５ｍｍの被検面を持つ、高さ１０．５ｍｍのブロック状の試験片用の角柱（ブロック状角柱Ａ～Ｑ）を切削加工により作成した。これらのブロック状角柱Ａ～Ｑを、表２に示す種々の条件で軟窒化して、ブロック試験片Ｎｏ．１～２７を得た。なお、軟窒化は一段階、又は二段階で行い、一段目と二段目における窒化処理温度及び窒化処理時間は、同表に示すとおりとした。この窒化処理によって各ブロック試験片に形成された拡散層および化合物層は、前記正方形断面試験片に形成されたものと同一様態であるとの前提にて摩耗試験を行った。<Abrasion test>
[Preparation of wear test piece]
A test surface with a width of 7.0 mm and a length of 15.75 mm is placed so that the R / 2 position (R: radius of the round bar) of the cross section of each round bar A to Q and the center of the cross section of the test piece are aligned. Block-shaped prisms for test pieces (block-shaped prisms A to Q) having a height of 10.5 mm were prepared by cutting. These block-shaped prisms A to Q were nitrocarburized under various conditions shown in Table 2, and block test pieces No. 1 were obtained. 1-27 were obtained. Soft-nitriding was performed in one step or two steps, and the nitriding temperature and nitriding time in the first and second stages were as shown in the same table. A wear test was performed on the assumption that the diffusion layer and compound layer formed on each block test piece by this nitriding treatment were the same as those formed on the square section test piece.

そして、ブロック試験片Ｎｏ．１～２５のそれぞれについて、幅が６．３５ｍｍ、高さが１０．１６ｍｍとなるように、両側面と底面を研磨した。 And block test piece no. For each of Nos. 1 to 25, both sides and the bottom were polished so that the width was 6.35 mm and the height was 10.16 mm.

また、摩耗試験に用いる相手材として、ＳＣＭ４３５（炭素量０．３３～０．３８質量％のクロムモリブデン鋼）を用いて外径φ３５．１９ｍｍ、幅９．１４ｍｍのリング試験片を作成した。リング試験片はガス浸炭した後、外径φ３４．９９ｍｍ、幅８．７４ｍｍの形状に仕上げた。 A ring test piece having an outer diameter of φ35.19 mm and a width of 9.14 mm was prepared using SCM435 (chromium molybdenum steel with a carbon content of 0.33 to 0.38% by mass) as a mating material used in the wear test. After gas carburizing, the ring specimen was finished to have an outer diameter of 34.99 mm and a width of 8.74 mm.

［摩耗試験］
上述のようにして得た摩耗試験片（ブロック試験片Ｎｏ．１～２５及びリング試験片）を用いて、ブロックオンリング型の摩耗試験を行った。リング試験片を回転数７００ｒｐｍで回転させながら、回転方向とブロック試験片の長さ方向が同一平面上になるように、これらの試験片を接触させた。[Abrasion test]
A block-on-ring type wear test was performed using the wear test pieces obtained as described above (block test pieces Nos. 1 to 25 and ring test pieces). While rotating the ring test piece at a rotation speed of 700 rpm, these test pieces were brought into contact so that the direction of rotation and the longitudinal direction of the block test piece were on the same plane.

具体的には、ブロック試験片Ｎｏ．１～２５のそれぞれを、荷重２００Ｎでリング試験片の被検面中央部に押し付けながら回転させ、５ｈ保持した後に除荷した。次いで、試験後のブロック試験片の接触部の断面曲線を接触型の粗さ計で測定した。なお、測定方向は、ブロック試験片の長さ方向と平行な方向とした。また、測定位置は、ブロック試験片の幅方向の中心で、接触痕とその両端の非接触部とを含む位置とした。そして、この両端の非接触部の断面曲線の近似線をブロック試験片表面とした。接触部の断面曲線の凹状の底部付近を二次曲線で近似し、近似曲線の変曲点の位置を最大摩耗部とした。ブロック試験片の表面に対する最大摩耗部の深さを摩耗量と定義し、摩耗量が１５．０μｍ以下である場合、耐摩耗性に優れると判断した。その結果を表４に示す。 Specifically, block test piece No. Each of 1 to 25 was rotated while being pressed against the center of the test surface of the ring test piece with a load of 200 N, held for 5 hours, and then unloaded. Next, the cross-sectional curve of the contact portion of the block test piece after the test was measured with a contact-type roughness meter. The measurement direction was parallel to the length direction of the block test piece. Moreover, the measurement position was the center of the block test piece in the width direction, and the position including the contact mark and the non-contact portions at both ends thereof. Then, the approximation line of the cross-sectional curves of the non-contact portions at both ends was used as the surface of the block test piece. A quadratic curve was approximated near the concave bottom portion of the cross-sectional curve of the contact portion, and the position of the inflection point of the approximation curve was defined as the maximum wear portion. The depth of the maximum worn portion with respect to the surface of the block test piece was defined as the amount of wear, and when the amount of wear was 15.0 μm or less, it was judged that the wear resistance was excellent. Table 4 shows the results.

表４の試験片Ｎｏ．１６は、鋼種ＬのＣｒ含有量が少ないため、化合物層に含有されるＣｒ含有量が少ない。また、試験片Ｎｏ．１７は、鋼種ＭのＭｎ含有量が少ないために、化合物層に含有されるＭｎ含有量が少ない。そのため、これらの試験片では、化合物層においてＣｒまたはＭｎによる硬化が不十分となり、表４の試験片Ｎｏ．１６及び１７は、摩耗量が増えた。これらの試験片は、耐摩耗性が不十分である。また、試験片Ｎｏ．２３及び２５は、化合物層が薄いため、芯部まで摩耗した。 Test piece No. in Table 4. In No. 16, since the Cr content of steel type L is small, the Cr content contained in the compound layer is small. Moreover, the test piece No. In No. 17, since the Mn content of steel type M is low, the Mn content contained in the compound layer is low. Therefore, in these test pieces, the compound layer was insufficiently cured by Cr or Mn. 16 and 17 increased the amount of wear. These specimens have insufficient wear resistance. Moreover, the test piece No. In Nos. 23 and 25, since the compound layer was thin, the core was worn away.

表３及び表４から明らかなように、組成（鋼種）、化合物層厚さ、芯部の組織構成、及び化合物層と拡散層との界面付近の組織に関する残留オーステナイト量が適切な範囲であれば、耐摩耗性に優れることが判る。 As is clear from Tables 3 and 4, if the composition (steel type), the thickness of the compound layer, the structure of the core, and the amount of retained austenite in the structure near the interface between the compound layer and the diffusion layer are within appropriate ranges, , it is found to be excellent in wear resistance.

＜衝撃試験＞
［耐衝撃性評価用試験片の作成］
上述した各丸棒Ａ～Ｑから、幅が２９ｍｍ、高さが１０ｍｍの断面を持ち、長さが５５ｍｍであって、長さ方向の中心にノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍのＵノッチが幅方向に沿って付いた試験片（ノッチ付き試験片）用の棒材Ａ～Ｑを作成した。なお、各ノッチ付き試験片の中心が丸棒の中心となるように、前記棒材Ａ～Ｑの採取位置を選択した。前記棒材Ａ～Ｑを表２に示す種々の条件で軟窒化して、ノッチ付き試験片Ｎｏ．１～２５を得た。なお、軟窒化は一段階、又は二段階で行い、一段目と二段目における窒化処理温度及び窒化処理時間は、同表に示すとおりとした。<Impact test>
[Preparation of test piece for impact resistance evaluation]
From each of the round bars A to Q described above, a U notch having a cross section with a width of 29 mm, a height of 10 mm, a length of 55 mm, and a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm is formed at the center of the length direction. Bars A to Q were prepared for test pieces attached along the width direction (notched test pieces). The sampling positions of the bars A to Q were selected so that the center of each notched test piece was the center of the round bar. The bars A to Q were nitrocarburized under various conditions shown in Table 2, and notched test pieces No. 1 were obtained. 1-25 were obtained. Soft-nitriding was performed in one step or two steps, and the nitriding temperature and nitriding time in the first and second stages were as shown in the same table.

この窒化処理によって各ノッチ付き試験片Ｎｏ．１～２５に形成される拡散層および化合物層は、前記正方形断面試験片、および前記ブロック試験片に形成されたものと同一様態であるとの前提にて耐衝撃性評価試験を行った。 By this nitriding treatment, each notched test piece No. An impact resistance evaluation test was conducted on the premise that the diffusion layer and compound layer formed in 1 to 25 were the same as those formed in the square section test piece and the block test piece.

そして、ノッチ付き試験片Ｎｏ．１～２５のそれぞれを１０ｍｍ×５５ｍｍの面と平行な方向に切断し、各ノッチ付き試験片から、二つの幅１０ｍｍのシャルピー衝撃試験片を作成した。このときシャルピー衝撃試験片の幅方向の中心が、素材であるノッチ付き試験片の幅方向の一方の端部から、８ｍｍ位置、および２１ｍｍ位置となるようにした。このようにして作成されたシャルピー衝撃試験片Ｎｏ．１～２５を用いて、試験温度２３℃でシャルピー衝撃試験を行った。吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合、耐衝撃性に優れると判断した。その結果を表５に示す。 And notched test piece No. Each of 1 to 25 was cut in a direction parallel to a 10 mm×55 mm plane, and two 10 mm wide Charpy impact test pieces were made from each notched test piece. At this time, the center in the width direction of the Charpy impact test piece was positioned at 8 mm and 21 mm from one end in the width direction of the notched test piece, which was the raw material. Charpy impact test piece No. 1 thus prepared. A Charpy impact test was performed at a test temperature of 23° C. using Nos. 1 to 25. When the absorbed energy was 50 J or more, it was judged that the impact resistance was excellent. Table 5 shows the results.

表３及び表５から明らかなように、組成（鋼種）、化合物層厚さ、芯部の組織構成、及び化合物層と拡散層との界面付近の組織に関する残留オーステナイト量が適切な範囲であれば、耐衝撃性に優れることが判る。 As is clear from Tables 3 and 5, if the composition (steel type), the thickness of the compound layer, the structure of the core, and the amount of retained austenite in the structure near the interface between the compound layer and the diffusion layer are within appropriate ranges, , it is found to be excellent in impact resistance.

［実施例２］
＜丸棒の作成＞
表６に示す化学成分の鋼種Ａ２～Ｑ２のインゴットを１２５０℃に加熱し、加熱されたインゴットを熱間鍛伸して、１片が７５ｍｍの正方形の断面を持つ角棒を得た。次いで、この角棒を１２５０℃に再度加熱し、仕上げ温度１０００℃の条件で６０ｍｍの直径を有する丸棒に熱間鍛造した。鍛造後の丸棒は、冷却中にシート状のセラミックファイバーでくるんで、室温まで冷却することで丸棒Ａ２～Ｑ２を得た。セラミックファイバーでくるんだ時の丸棒の表面温度は９００℃であった。７００℃～５００℃までの平均冷却速度は、０．０６℃／ｓであった。[Example 2]
<Creating a round bar>
Ingots of steel grades A2 to Q2 having chemical compositions shown in Table 6 were heated to 1250° C., and the heated ingots were hot forged to obtain square bars each having a square cross section of 75 mm. The square bar was then heated again to 1250°C and hot forged into a round bar having a diameter of 60 mm at a finishing temperature of 1000°C. The forged round bars were wrapped in sheet-like ceramic fibers during cooling and cooled to room temperature to obtain round bars A2 to Q2. The surface temperature of the round bar when wrapped with ceramic fibers was 900°C. The average cooling rate from 700°C to 500°C was 0.06°C/s.

なお、実施例１で説明した通り、本発明が想定する化学組成からなる丸棒を室温において放冷すると、特に径が細い場合（３５ｍｍ程度）には、主としてベイナイト系の組織を形成してしまう。本実施例においては、フェライト‐パーライト系の組織を形成するためにセラミックファイバーシートにより保温し、冷却速度を遅くした。 As explained in Example 1, when a round bar made of the chemical composition assumed by the present invention is allowed to cool at room temperature, it forms mainly a bainite-based structure, especially when the diameter is small (about 35 mm). . In this example, the ceramic fiber sheet was used for heat retention and the cooling rate was slowed down in order to form a ferrite-pearlite system structure.

＜丸棒の諸特性の確認＞
次に、上述のようにして得られた、丸棒Ａ２～Ｑ２のそれぞれについての諸特性の調査のため、（Ａ）硬さ測定及び（Ｂ）組織体積率測定をそれぞれ行った。<Confirmation of characteristics of round bar>
Next, (A) hardness measurement and (B) tissue volume ratio measurement were performed in order to investigate various characteristics of each of the round bars A2 to Q2 obtained as described above.

[（Ａ）硬さの測定]
各丸棒Ａ２～Ｑ２を、長手方向に垂直な断面で輪切りにして、直径６０ｍｍ、厚さ５ｍｍの円盤状の試験片Ｎｏ．１０１～１１７を作成した。試験片の横断面のＲ／２位置について任意の７点でＪＩＳ Ｚ ２２４４に基づくビッカース硬度（ＨＶ）を測定した。試験力は９．８Ｎとし、得られた７つのビッカース硬度の平均値を、各試験片の窒化前硬さと定義した。そして、硬さが２２０ＨＶ以下である場合、被削性に優れると判断した。その結果を表７に示す。[(A) Hardness measurement]
Each of the round bars A2 to Q2 was sliced in a cross section perpendicular to the longitudinal direction, and disc-shaped test pieces No. 60 mm in diameter and 5 mm in thickness were obtained. 101-117 were created. Vickers hardness (HV) based on JIS Z 2244 was measured at arbitrary 7 points on the R/2 position of the cross section of the test piece. The test force was 9.8 N, and the average value of the seven Vickers hardnesses obtained was defined as the pre-nitriding hardness of each test piece. And when hardness was 220 HV or less, it was judged that machinability was excellent. Table 7 shows the results.

[（Ｂ）組織面積率測定]
硬さ測定後のサンプルを、ナイタールで腐食して組織を現出させた。その後、倍率５００倍の光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析から各組織の面積分率を求めた。その結果を表７に併記する。特に、ベイナイトとマルテンサイトの割合が少ないことが、被削性の観点からは好ましい。表７の結果から、ベイナイトとマルテンサイトの合計が、芯部の組織の５０％以下である場合に、被削性に優れる傾向があると判断される。[(B) Tissue area ratio measurement]
After the hardness measurement, the sample was corroded with nital to expose the texture. After that, an optical microscope photograph was taken at a magnification of 500 times, and the area fraction of each tissue was determined by image analysis. The results are also shown in Table 7. In particular, it is preferable from the viewpoint of machinability that the ratio of bainite and martensite is small. From the results in Table 7, it is judged that machinability tends to be excellent when the total of bainite and martensite is 50% or less of the structure of the core.

表７から、窒化前硬さに関し、試験片番号１１１～１１４が被削性に優れず、それ以外の試験片番号１０１～１１０、１１５～１１７については被削性に優れると判断できる。また、同表から、組織に関し、試験片番号１１１～１１３が被削性に優れず、それ以外の試験片番号１０１～１１０、１１４～１１７については被削性に優れると判断できる。以上より、これら２つの測定から、被削性に優れるのは、試験片番号１０１～１１０、１１５～１１７であると判断される。 From Table 7, regarding the hardness before nitriding, it can be judged that test piece numbers 111 to 114 are not excellent in machinability, and other test piece numbers 101 to 110 and 115 to 117 are excellent in machinability. Further, from the same table, it can be judged that the test piece numbers 111 to 113 are not excellent in machinability, and the other test piece numbers 101 to 110 and 114 to 117 are excellent in machinability. From the above, it is judged from these two measurements that test piece numbers 101 to 110 and 115 to 117 are excellent in machinability.

[（Ｃ）回転曲げ疲労強度の測定]
次に、各丸棒Ａ２～Ｑ２から、図３に示すように、平行部の直径が１０ｍｍで当該平行部の中央に環状の切欠きのついた小野式回転曲げ疲労試験片１０１～１０８、１０９－１～１０９－５、１１０～１１７を作成した。前記疲労試験片のそれぞれの切欠き部の曲率半径は１ｍｍであり、切欠き底での試験片横断面の直径は８ｍｍであった。前記疲労試験片のそれぞれに対して、表８に示す温度と時間の条件で一段階、又は二段階の軟窒化処理を行った。軟窒化後の疲労試験片１０１～１０８、１０９－１～１０９－５、１１０～１１７を用いて、回転数３０００ｒｐｍの条件で小野式回転曲げ疲労試験を行った。１０Ｅ＋０７回の負荷によっても破断しなかった応力のうち最大の応力を疲労強度と見なした。そして、疲労強度が４００ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。その結果を表８に併記する。[(C) Measurement of rotating bending fatigue strength]
Next, from each of the round bars A2 to Q2, as shown in FIG. 3, Ono type rotating bending fatigue test specimens 101 to 108 and 109 with a parallel part having a diameter of 10 mm and an annular notch in the center of the parallel part -1 to 109-5, 110 to 117 were created. The radius of curvature of each notch of the fatigue test piece was 1 mm, and the diameter of the cross section of the test piece at the bottom of the notch was 8 mm. One-step or two-step nitrocarburizing treatment was performed on each of the fatigue test pieces under the temperature and time conditions shown in Table 8. Using fatigue test pieces 101 to 108, 109-1 to 109-5, and 110 to 117 after nitrocarburizing, an Ono type rotary bending fatigue test was performed at a rotation speed of 3000 rpm. The maximum stress that did not break even after being loaded 10E+07 times was regarded as the fatigue strength. Then, when the fatigue strength was 400 MPa or more, it was determined that the fatigue strength was excellent. The results are also shown in Table 8.

表８から、疲労強度に関し、試験片番号１０９－５、１１５、１１６が疲労特性に優れず、それ以外の試験片番号１０１～１０９－３、１０９－４、１１０～１１４、１１７については疲労特性に優れると判断できる。 From Table 8, regarding fatigue strength, test piece numbers 109-5, 115, and 116 are not excellent in fatigue properties, and other test piece numbers 101 to 109-3, 109-4, 110 to 114, and 117 are fatigue properties. It can be judged that it is superior to

[（Ｄ）耐衝撃性測定]
前記丸棒Ａ２～Ｑ２からそれぞれ、幅が３７ｍｍ×高さが１０ｍｍの断面を持ち、長さが５５ｍｍであって、長さ方向の中心に、ノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径１ｍｍのＵノッチが幅方向に沿って付いたノッチ付き試験片を作成した。前記ノッチ付き試験片の採取位置は、それぞれ、その中心が丸棒Ａ２～Ｑ２のＲ／２になるように選択された。前記ノッチ付き試験片のそれぞれに対して、表９に示す温度と時間の条件で二段階の軟窒化処理を行った。軟窒化後のノッチ付き試験片の１０×５５ｍｍの面を１．５ｍｍずつ切削除去し、残部を幅方向に３つに切断して、それぞれの幅を１０ｍｍとして、シャルピー衝撃試験片Ｎｏ．１０１～１１７を作成した。これらのシャルピー衝撃試験片Ｎｏ．１０１～１１７を用いて、試験温度２３℃でシャルピー衝撃試験を行った。そして、吸収エネルギーが３０Ｊ以上の場合を耐衝撃性に優れると判断した。その結果を表９に併記する。[(D) Impact resistance measurement]
Each of the round bars A2 to Q2 has a cross section with a width of 37 mm × height of 10 mm, a length of 55 mm, and a U notch with a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm at the center in the length direction. Notched specimens were prepared along the width direction. The sampling positions of the notched specimens were selected so that their centers were R/2 of the round bars A2 to Q2, respectively. Two-stage nitrocarburizing treatment was performed on each of the notched test pieces under the temperature and time conditions shown in Table 9. A 10×55 mm surface of the notched test piece after nitrocarburizing was cut off by 1.5 mm, and the remainder was cut into three pieces each having a width of 10 mm. 101-117 were created. These Charpy impact test specimens No. A Charpy impact test was performed at a test temperature of 23° C. using Nos. 101-117. Then, when the absorbed energy was 30 J or more, it was judged that the impact resistance was excellent. The results are also shown in Table 9.

[（Ｅ）化合物層と拡散層との界面付近の残留オーステナイト量の測定]
実施例１と同様の手順にて、化合物層と拡散層との界面付近の残留オーステナイト量を測定した。すなわち、前記丸棒Ａ２～Ｑ２の横断面のＲ／２位置（Ｒ：丸棒の半径）と前記シャルピー衝撃試験片Ｎｏ．１０１～１１７の横断面の中心をそろえるように、１辺が１３ｍｍの正方形断面を持つ長さ５０ｍｍの正方形断面試験片Ｎｏ．１０１～１１７を作成し、表９に示す温度と時間の条件で一段階、又は二段階の軟窒化処理を行った。処理後の正方形断面試験片Ｎｏ．１０１～１１７の表面の一部を、化合物層の厚さが３．０μｍとなるまで電解研磨した。尚、前記シャルピー衝撃試験片及びＮｏ．前記１０１～１１７、正方形断面試験片Ｎｏ．１０１～１１７と鋼種Ａ２～Ｑ２との関係は、表９に示す。[(E) Measurement of the amount of retained austenite near the interface between the compound layer and the diffusion layer]
The amount of retained austenite in the vicinity of the interface between the compound layer and the diffusion layer was measured in the same manner as in Example 1. That is, the R/2 position (R: radius of the round bar) of the cross section of the round bars A2 to Q2 and the Charpy impact test piece No. A square section test piece No. 101 to 117 having a length of 50 mm and a square section with a side of 13 mm was arranged so that the centers of the cross sections were aligned. Nos. 101 to 117 were produced, and one-step or two-step nitrocarburizing treatment was performed under the temperature and time conditions shown in Table 9. Square section specimen No. after treatment. Part of the surface of 101 to 117 was electropolished until the thickness of the compound layer was 3.0 μm. In addition, the Charpy impact test piece and No. Nos. 101 to 117, square cross-section test piece Nos. Table 9 shows the relationship between 101 to 117 and steel grades A2 to Q2.

電解研磨後の表面に対してＸＲＤを用いて、母相のフェライト（ｂｃｃ）と残留オーステナイト（ｆｃｃ）のピークの積分強度を測定した。なお、Ｘ線源としてはＣｒのＫα線を用い、管電圧は４０ｋＶ、管電流は４０ｍＡとした。測定に用いたピークは、フェライトの（２１１）面と残留オーステナイトの（２２０）面である。フェライトの（２１１）面のピークの積分強度は、回折角２θが１４５．６°～１６６．２°の範囲のデータより算出した。残留オーステナイトの（２２０）面のピークの積分強度の算出は、γ’－Ｆｅ_４Ｎの（２２０）面のピーク（約１１６°）の影響を除去するために、１２３～１３６．８°の範囲のデータより算出した。この算出値を表９の「ｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比」の項目に示す。XRD was used for the surface after electropolishing to measure the integrated intensity of the peaks of ferrite (bcc) and retained austenite (fcc) in the matrix. A Cr Kα ray was used as the X-ray source, the tube voltage was 40 kV, and the tube current was 40 mA. The peaks used for the measurement are the (211) plane of ferrite and the (220) plane of retained austenite. The integrated intensity of the peak of the (211) plane of ferrite was calculated from the data in the diffraction angle 2θ range of 145.6° to 166.2°. Calculation of the integrated intensity of the peak of the (220) plane of retained austenite is performed in the range of 123 to 136.8° in order to eliminate the influence of the peak of the (220) plane of γ'-Fe ₄ N (about 116°). calculated from the data of This calculated value is shown in the item of "integrated intensity ratio of fcc phase to bcc phase" in Table 9.

そして、残留オーステナイト量の観点から、前記（２１１）面に対する前記（２２０）面のピーク積分強度比が５％以下である試験片を耐衝撃性に優れると判断した。その結果を表９に併記する。 Then, from the viewpoint of the amount of retained austenite, it was judged that a test piece having a peak integrated intensity ratio of the (220) plane to the (211) plane of 5% or less had excellent impact resistance. The results are also shown in Table 9.

[（Ｆ）化合物層の厚さ測定]
その後、正方形断面試験片Ｎｏ．１０１～１１７のそれぞれについて、実施例１と同様の手順にて、化合物層の厚さを測定した。すなわち、正方形断面試験片Ｎｏ．１０１～１１７のそれぞれについて、長手方向端部から５ｍｍ位置を横断し、断面を観察できるように樹脂にマウントした。試料を２％ナイタールでエッチングし、組織を現出させることで断面観察用試料を作成した。エッチング後の試料を観察し、化合物層の厚さを測定した。その結果を表９に示す。[(F) Compound layer thickness measurement]
After that, the square section test piece No. For each of 101 to 117, the thickness of the compound layer was measured in the same procedure as in Example 1. That is, the square section test piece No. Each of 101 to 117 was crossed 5 mm from the longitudinal end and mounted in resin so that the cross section could be observed. A sample for cross-sectional observation was prepared by etching the sample with 2% nital to expose the structure. The sample after etching was observed to measure the thickness of the compound layer. Table 9 shows the results.

表９から、吸収エネルギーに関し、シャルピー衝撃試験片番号１１０、１１２～１１７、１０９－４が耐衝撃性に優れず、それ以外のシャルピー衝撃試験片番号１０１～１０９－３、１０９－５、１１１については耐衝撃性に優れると判断できる。また、同表から、化合物層と拡散層との界面付近における、フェライトに対する残留オーステナイトの体積比率に関し、試験片番号１１２、１１３、１０９－４が耐衝撃性に優れず、それ以外の試験片番号１０１～１１１、１１４～１１７、１０９－５については耐衝撃性に優れると判断できる。以上より、これら２つの測定から、耐衝撃性に優れるのは、試験片番号１０１～１０９－３、１０９－５、１１１であると判断される。 From Table 9, regarding absorbed energy, Charpy impact test piece numbers 110, 112 to 117, and 109-4 are not excellent in impact resistance, and other Charpy impact test piece numbers 101 to 109-3, 109-5, and 111 can be judged to be excellent in impact resistance. Also, from the same table, regarding the volume ratio of retained austenite to ferrite in the vicinity of the interface between the compound layer and the diffusion layer, test piece numbers 112, 113, and 109-4 were not excellent in impact resistance, and other test piece numbers 101-111, 114-117, and 109-5 can be judged to be excellent in impact resistance. From the above, it is judged from these two measurements that test piece numbers 101 to 109-3, 109-5, and 111 are excellent in impact resistance.

なお、試験片番号１１１は、実施例２における基準においては被削性が不十分であるため比較例としている。しかしながら、実施例１における基準においては耐衝撃性の観点から十分な性能を有するものであり、本発明の範囲に含まれる。 Note that the test piece No. 111 is used as a comparative example because the machinability is insufficient according to the standard in Example 2. However, it has sufficient performance from the viewpoint of impact resistance according to the criteria in Example 1, and is included in the scope of the present invention.

試験片番号１０９－５は、１段目窒化処理が５８０℃未満で行われ、２段目窒化処理が行われなかったため、化合物層の形成が不十分であった。化合物層が薄いと耐衝撃性が向上するので、試験片番号１０９－５は耐衝撃性に関して優れる。しかし、前述した通り、試験片番号１０９－５は、窒化処理が不十分であるため、十分な疲労強度を確保できなかった。さらに、試験片番号１０９－５は、表４の試験片番号２３及び２５と同様に、耐摩耗性に劣ると考えられる。 In test piece No. 109-5, the first stage nitriding treatment was performed at less than 580° C. and the second stage nitriding treatment was not performed, so the formation of the compound layer was insufficient. Since impact resistance improves when the compound layer is thin, test piece No. 109-5 is excellent in terms of impact resistance. However, as described above, the test piece No. 109-5 was insufficiently nitrided, so sufficient fatigue strength could not be ensured. Furthermore, test piece number 109-5, like test piece numbers 23 and 25 in Table 4, is considered to have poor wear resistance.

以上説明したとおり、表６～表９によれば、組成（鋼種）、芯部の組織構成、及び化合物層と拡散層との界面付近の組織に関する残留オーステナイト量が適切な範囲であれば、被削性及び疲労特性に優れるだけでなく、耐衝撃性にも優れることが判る。 As described above, according to Tables 6 to 9, if the composition (steel type), the structure of the core, and the amount of retained austenite in the structure near the interface between the compound layer and the diffusion layer are within appropriate ranges, It can be seen that not only the machinability and fatigue properties are excellent, but also the impact resistance is excellent.

本発明によれば、耐衝撃性を著しく改善した窒化部品を提供することができる。このため、本発明は、広範な機械部品に適用することができるため、有望である。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the nitrided part which improved impact resistance remarkably can be provided. Therefore, the present invention is promising because it can be applied to a wide range of machine parts.

Claims (4)

質量％で、
Ｃ：０．０８～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：１．５０～３．００％、
Ｓ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．３０～２．００％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以下、及び
Ｖ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下及び
Ｂｉ：０．３０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる芯部と、
前記芯部の外側に位置する拡散層と、
前記拡散層の外側に位置する化合物層と、を含み、
前記拡散層上に前記化合物層を０超～５．０μｍ残すように前記化合物層を除去し、除去後の表面を被検面としてＣｒのKα線によるX線回折で定量した場合に、ｂｃｃ相に対するｆｃｃ相の積分強度比が８％以下であり、
前記化合物層の厚さが５．０～２５．０μｍであることを特徴とする、窒化部品。 in % by mass,
C: 0.08-0.25%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 1.50-3.00%,
S: 0.001 to 0.100%,
Cr: 0.30 to 2.00%,
Al: 0.001 to 0.080%,
N: 0.0030 to 0.0250%,
P: 0.050% or less,
Ti: 0.010% or less,
Nb: 0.010% or less, and V: 0.05% or less,
Mo: 0.50% or less,
Cu: 0.50% or less,
Ni: 0.50% or less,
a core containing Ca: 0.0050% or less and Bi: 0.30% or less, with the balance being Fe and impurities;
a diffusion layer positioned outside the core;
a compound layer positioned outside the diffusion layer,
The compound layer is removed so that the compound layer remains on the diffusion layer to a thickness of more than 0 to 5.0 μm, and the surface after removal is used as a test surface and quantified by X-ray diffraction using Cr Kα rays. The integrated intensity ratio of the fcc phase to the is 8% or less,
A nitrided part, wherein the compound layer has a thickness of 5.0 to 25.0 μm. 前記芯部において、面積率で、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの合計が、前記芯部の組織の５０％以上であることを特徴とする、請求項１に記載に記載の窒化部品。 2. The nitrided part according to claim 1, wherein the total area ratio of tempered bainite and tempered martensite in said core is 50% or more of the structure of said core. 前記芯部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８～０．１９％、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以下、
を含有し、
前記芯部において、面積率で、焼き戻しベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの合計が、前記芯部の組織の５０％以下であることを特徴とする、請求項１に記載に記載の窒化部品。 The chemical composition of the core is, in mass %,
C: 0.08-0.19%,
Ti: 0.005% or less,
Nb: 0.005% or less,
contains
2. The nitrided part according to claim 1, wherein the total area ratio of tempered bainite and tempered martensite in said core is 50% or less of the structure of said core. 前記芯部が、質量％で、
Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
Ｃｕ：０．０３～０．５０％、
Ｎｉ：０．０３～０．５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％及び
Ｂｉ：０．０３～０．３０％、
のうちの少なくとも１種以上をさらに含む、請求項１～３のうちいずれか１項に記載の窒化部品。 The core part is mass %,
Mo: 0.03-0.50%,
Cu: 0.03-0.50%,
Ni: 0.03 to 0.50%,
Ca: 0.0005 to 0.0050% and Bi: 0.03 to 0.30%,
The nitrided component according to any one of claims 1 to 3, further comprising at least one or more of

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