JP4427397B2 - Layered Fe-based alloy member and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

本発明は、内部から表層部になるにつれて硬度が上昇する拡散層が存在する部位と、内部から表層部になるにつれて靱性が向上する濃度変化部が存在する部位とを同時に有する有層Ｆｅ基合金部材及びその製造方法に関する。
The present invention relates to a layered Fe-based alloy having at the same time a portion where a diffusion layer whose hardness increases from the inside to the surface layer portion and a portion where a concentration changing portion where the toughness improves as it becomes the surface layer portion from the inside. The present invention relates to a member and a manufacturing method thereof.

Ｆｅ基合金である鋼材の耐摩耗性や耐食性、強度等の諸特性を向上させる目的で、物理的気相成長（ＰＶＤ）法や化学的気相成長（ＣＶＤ）法、メッキ、陽極酸化等によって、該鋼材の表面に皮膜が設けられることがある。しかしながら、この場合、皮膜の形成に長時間を要し、しかも、皮膜形成コストが大きいという不具合がある。   For the purpose of improving various properties such as wear resistance, corrosion resistance, and strength of steel materials that are Fe-based alloys, physical vapor deposition (PVD) method, chemical vapor deposition (CVD) method, plating, anodic oxidation, etc. A film may be provided on the surface of the steel material. However, in this case, there is a problem that it takes a long time to form a film and the film formation cost is high.

そこで、浸炭、浸硫、窒化、炭窒化等の様々な表面処理を施すことにより、皮膜を設けることなく鋼材の表面の諸特性を向上させることが広汎に実施されている（例えば、特許文献１、２参照）。また、特許文献３には、ショットピーニングやショットブラスト等の機械的処理を施して表面に１０ｋｇｆ／ｃｍ2（およそ０．１ＭＰａ）の圧縮応力を付与することにより、加工用刃具の耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが提案されている。 Therefore, various surface treatments such as carburizing, sulfiding, nitriding, carbonitriding, etc. are widely performed to improve various characteristics of the surface of the steel material without providing a coating (for example, Patent Document 1). 2). Further, in Patent Document 3, by applying a mechanical treatment such as shot peening or shot blasting and applying a compressive stress of 10 kgf / cm 2 (approximately 0.1 MPa) to the surface, the wear resistance of the cutting tool and It has been proposed to improve fracture resistance.

特開２００３−１２９２１６号公報JP 2003-129216 A 特開２００３−２３９０３９号公報JP 2003-239039 A 特開平５−１７１４４２号公報JP-A-5-171442

しかしながら、特許文献１〜３に記載されたような従来技術で諸特性が向上するのは、金属材の表面に限られる。例えば、窒化や浸炭等では、元素が拡散するのは金属材の表面から僅かに数μｍ、最大でも２００μｍ程度であり、それより内部の諸特性を向上させることは困難である。このため、耐摩耗性や耐欠損性が著しく向上するとは言い難い側面がある。   However, it is limited to the surface of a metal material that various characteristics improve by the conventional techniques as described in Patent Documents 1 to 3. For example, in nitriding or carburizing, the element diffuses from the surface of the metal material only a few μm and at most about 200 μm, and it is difficult to improve various internal characteristics. For this reason, it is difficult to say that the wear resistance and fracture resistance are remarkably improved.

しかも、従来技術に係る処理方法では、形成された窒化層等と母材である金属材との間に界面が存在する。このため、界面に応力集中が起こるような条件下では、界面から脆性破壊が起こることが懸念される。   In addition, in the processing method according to the prior art, an interface exists between the formed nitride layer or the like and the metal material as the base material. For this reason, there is a concern that brittle fracture occurs from the interface under conditions where stress concentration occurs at the interface.

また、部材によっては、硬度が向上した部位と、靱性が向上した部位とを併せ持つものが希求されることもある。しかしながら、これまでに知られている表面処理方法では、部材全体の硬度を上昇させることは可能であるが、任意の部位のみ硬度を上昇させ、且つその他の部位の靱性を向上させることはできない。しかも、上記した従来技術等をはじめとする各種の表面処理方法は、主に硬度を向上させるための処理方法であり、靱性を向上させる簡便な処理方法は知られていない。   Further, depending on the member, a member having both a portion with improved hardness and a portion with improved toughness may be desired. However, with the surface treatment methods known so far, it is possible to increase the hardness of the entire member, but it is not possible to increase the hardness of only an arbitrary part and improve the toughness of other parts. Moreover, the various surface treatment methods including the above-described conventional techniques are treatment methods mainly for improving the hardness, and no simple treatment method for improving the toughness is known.

本発明は上記した問題を解決するためになされたもので、表層部の硬度が上昇した部位と、表層部の靱性が向上した部位とを併せ持ち、且つ応力集中が起こり難いので脆性破壊が生じ難い有層Ｆｅ基合金部材及びその製造方法を提供することを目的とする。
The present invention has been made in order to solve the above-described problems, and has a portion where the hardness of the surface layer portion is increased and a portion where the toughness of the surface layer portion is improved, and stress concentration hardly occurs, so that brittle fracture is unlikely to occur. An object is to provide a layered Fe-based alloy member and a method for producing the same.

前記の目的を達成するために、本発明は、Ｆｅ基合金からなる母材と、前記母材の内部に炭化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有する有層Ｆｅ基合金部材であって、
前記拡散層では内部になるに従って硬度が低下するとともに、前記母材の表面を起点として測定した前記拡散層の厚みが０．５ｍｍ以上であり、
前記母材における前記拡散層が存在しない部位に、前記母材の硬度を上昇させる性質を有する元素の量が該母材の表層部から内部になるに従って増加することに伴い硬度が上昇する濃度変化部を有することを特徴とする。
In order to achieve the above object, the present invention includes a base material made of an Fe-based alloy, a diffusion layer formed by diffusing carbide inside the base material, and having a hardness higher than that of the base material. A layered Fe-based alloy member having
In the diffusion layer, the hardness decreases as it goes inside, and the thickness of the diffusion layer measured from the surface of the base material is 0.5 mm or more,
Concentration change in which the hardness increases as the amount of the element having the property of increasing the hardness of the base material increases from the surface layer portion of the base material to the inside at a portion where the diffusion layer does not exist in the base material It has the part.

拡散層においては、母材であるＦｅ基合金の内部深くまで炭化物が拡散しているので、内部まで優れた硬度及び強度を示す。一方、濃度変化部においては、Ｆｅ基合金の硬度上昇に寄与する元素の量が表層部側で少なく、内部になるにつれて漸次的に増加する。硬度上昇に寄与する元素の量が少ない部位は、概して靱性が大きくなる。このため、濃度変化部では、表層部の靱性が大きく、且つ内部の硬度が大きくなる。   In the diffusion layer, since the carbide diffuses deep inside the Fe-based alloy which is the base material, excellent hardness and strength are shown up to the inside. On the other hand, in the concentration changing portion, the amount of the element contributing to the hardness increase of the Fe-based alloy is small on the surface layer portion side, and gradually increases as it goes inside. A portion having a small amount of element contributing to an increase in hardness generally has high toughness. For this reason, in the concentration change portion, the toughness of the surface layer portion is large and the internal hardness is large.

すなわち、本発明に係る有層Ｆｅ基合金部材は、表層部になるに従って硬度が上昇する部位（拡散層）と、表層部になるに従って硬度が低下する部位（濃度変化部）とを併せ持つ。このように、本発明によれば、高硬度を示す部位と高靱性を示す部位を同一の部材に形成することができる。従って、ある部位には高硬度であることが希求され、別の部位には高靱性であることが希求される等、部位によって希求される特性が異なる部材として好適に使用することができる。このような部材としては、鍛造加工用金型が例示される。
That is, the layered Fe-based alloy member according to the present invention has both a portion where the hardness increases as it becomes the surface layer portion (diffusion layer) and a portion where the hardness decreases as it becomes the surface layer portion (concentration change portion). Thus, according to this invention, the site | part which shows high hardness and the site | part which shows high toughness can be formed in the same member. Therefore, it can be suitably used as a member having different characteristics required depending on the part, such as a demand for high hardness in one part and a demand for high toughness in another part. An example of such a member is a forging die.

しかも、この有層Ｆｅ基合金には、拡散層又は濃度変化部と母材との間に界面が存在しない。このため、応力集中が起こり難いので脆性破壊が生じ難い。   In addition, this layered Fe-based alloy has no interface between the diffusion layer or concentration changing portion and the base material. For this reason, since stress concentration hardly occurs, brittle fracture hardly occurs.

なお、濃度変化部を設ける際には、該濃度変化部の外表面に、母材の硬度を上昇させる性質を有する元素が炭化物化した炭化物が排出され、その結果、皮膜が形成される。本発明に係る有層Ｆｅ基合金は、この皮膜が除去されたものであってもよく、この皮膜が存在するものであってもよい。   When the concentration changing portion is provided, carbide formed by carbideizing an element having a property of increasing the hardness of the base material is discharged on the outer surface of the concentration changing portion, and as a result, a film is formed. The layered Fe-based alloy according to the present invention may be one in which this film is removed or one in which this film exists.

金属の炭化物としては、Ｆｅ基合金の硬度を向上させる物質であれば特に限定されるものではないが、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの炭化物を好適な例として挙げることができる。   The metal carbide is not particularly limited as long as it is a substance that improves the hardness of the Fe-based alloy, but preferred examples include carbides of Cr, W, Mo, V, Ni, and Mn.

この場合、金属元素をＭで表すとき、炭化物の組成式がＭ6Ｃ又はＭ23Ｃ6であることが好ましい。組成式がこのように表される炭化物は、Ｆｅ基合金の硬度を向上させる効果に特に優れるからである。 In this case, when the metal element is represented by M, the composition formula of the carbide is preferably M 6 C or M 23 C 6 . This is because the carbide whose composition formula is expressed in this way is particularly excellent in the effect of improving the hardness of the Fe-based alloy.

炭化物は、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの少なくともいずれか１種と、Ｆｅとの固溶体が炭化物化したものであってもよい。この場合、上記したような金属炭化物の相対量が低減するので、金属炭化物が過度に生成して脆性が上昇することを抑制することができる。   The carbide may be a carbide of a solid solution of at least one of Cr, W, Mo, V, Ni, and Mn and Fe. In this case, since the relative amount of the metal carbide as described above is reduced, it is possible to prevent the metal carbide from being excessively generated and the brittleness from being increased.

好ましい固溶体の炭化物は、金属元素をＭで表すとき、その組成式が（Ｆｅ，Ｍ）6Ｃ又は（Ｆｅ，Ｍ）23Ｃ6で表されるものである。 A preferred solid solution carbide is one in which the composition formula is represented by (Fe, M) 6 C or (Fe, M) 23 C 6 when the metal element is represented by M.

また、本発明に係る有層Ｆｅ基合金部材の製造方法は、Ｆｅ基合金の表面に硬度を上昇させる第１元素を含む物質の粉末を塗布する一方、前記第１元素以外の元素であり且つＦｅ基合金に含まれる第２元素を含む物質の粉末を、前記第１元素が塗布された部位以外の部位に塗布するか、又は、前記第２元素を含む物質の粉末をＦｅ基合金の表面に塗布する一方、前記第２元素が塗布された部位以外の部位に前記第１粉末を含む物質を塗布する工程と、
前記第１元素又は前記第２元素を含む物質の各粉末が塗布された前記Ｆｅ基合金に対して熱処理を施し、前記第１元素を含む物質の粉末が塗布された部位に厚みが０．５ｍｍ以上で且つ前記母材に比して高硬度な拡散層を設ける一方、前記第２元素を含む物質の粉末が塗布された部位に前記母材の硬度を上昇させる性質を有する元素の量が該母材の表層部から内部になるに従って増加することに伴い硬度が上昇する濃度変化部を設ける工程と、
を有し、
前記拡散層を、前記第１元素を前記Ｆｅ基合金の内部に拡散させて該Ｆｅ基合金を構成する炭素と反応させることによって炭化物を拡散させて設け、
前記濃度変化部を、前記Ｆｅ基合金を構成する前記第１元素を該Ｆｅ基合金の内部から表層部側に拡散させ、該表層部に存在して該Ｆｅ基合金を構成する炭素と前記第１元素とを反応させて炭化物を含む皮膜として前記母材から排出することで設けることを特徴とする。
In the method for producing a layered Fe-based alloy member according to the present invention, the powder of the substance containing the first element that increases the hardness is applied to the surface of the Fe-based alloy, while the element is an element other than the first element and The powder of the substance containing the second element contained in the Fe-based alloy is applied to a part other than the part where the first element is applied, or the powder of the substance containing the second element is applied to the surface of the Fe-based alloy. Applying the substance containing the first powder to a part other than the part where the second element is applied;
A heat treatment is performed on the Fe-based alloy coated with each powder of the substance containing the first element or the second element, and a thickness of 0.5 mm is applied to a portion where the powder of the substance containing the first element is applied. The amount of the element having the property of increasing the hardness of the base material at the site where the powder of the substance containing the second element is applied while providing a diffusion layer having a hardness higher than that of the base material. A step of providing a concentration changing portion in which the hardness increases as it increases from the surface layer portion of the base material to the inside;
Have
Providing the diffusion layer by diffusing carbides by diffusing the first element into the Fe-based alloy and reacting with carbon constituting the Fe-based alloy;
The concentration changing part diffuses the first element constituting the Fe-based alloy from the inside of the Fe-based alloy to the surface layer part side, and exists in the surface layer part to form carbon and the carbon constituting the Fe-based alloy. It is provided by discharging from the base material as a film containing carbide by reacting with one element.

このような工程を経ることにより、厚みの大きい拡散層を形成することができるとともに、拡散層と母材との間に界面が存在しない有層Ｆｅ基合金部材を製造することができる。得られた有層Ｆｅ基合金部材における拡散層が存在する部位は、硬度及び強度に優れる。 Through such a process, a thick diffusion layer can be formed, and a layered Fe-based alloy member having no interface between the diffusion layer and the base material can be manufactured. The site | part in which the diffusion layer in the obtained layered Fe base alloy member exists is excellent in hardness and intensity | strength.

その一方で、第２元素を含む物質の粉末を塗布した部位では、熱処理に伴って第１元素が第２元素に指向して拡散し始める。すなわち、Ｆｅ基合金の硬度を上昇させる第１元素が表面側に拡散し始める。この理由は、第２元素に第１元素を捕捉する作用があるためであると推察される。これにより第１元素が表層部の最上方まで拡散し、さらに、表層部の外表面に第１元素を含む皮膜が設けられる。   On the other hand, in the part where the powder of the substance containing the second element is applied, the first element starts to diffuse toward the second element along with the heat treatment. That is, the first element that increases the hardness of the Fe-based alloy starts to diffuse to the surface side. This is presumably because the second element has an action of capturing the first element. As a result, the first element diffuses to the top of the surface layer portion, and a film containing the first element is provided on the outer surface of the surface layer portion.

そして、このようにして表層部の外表面に第１元素が偏在する結果、第１元素の量は、皮膜の直下で最も少なくなり、表層部から内部に向かうにつれて漸次的に増加する。すなわち、得られた有層Ｆｅ基合金の硬度は、皮膜の直下で最も低くなる。上記したように、硬度が小さい部位は概して靱性が大きいことから、皮膜が設けられた部位の靱性は、内部側に比して表層部側が大きくなる。換言すれば、表層部側が高靱性で且つ内部側が高硬度である部位を有する有層Ｆｅ基合金を得ることができる。   As a result of the uneven distribution of the first element on the outer surface of the surface layer portion in this way, the amount of the first element is the smallest immediately below the coating and gradually increases from the surface layer portion toward the inside. That is, the hardness of the obtained layered Fe-based alloy is lowest immediately below the coating. As described above, since the portion with low hardness generally has high toughness, the toughness of the portion provided with the coating is larger on the surface layer side than on the inner side. In other words, it is possible to obtain a layered Fe-based alloy having a portion having a high toughness on the surface layer side and a high hardness on the inner side.

すなわち、本発明によれば、粉末を塗布した後に熱処理を行うという簡便な操作を行うことによって、表層部の硬度が上昇した部位と、表層部の靱性が向上した部位とを併せ持つ有層Ｆｅ基合金を容易に得ることができる。   That is, according to the present invention, by performing a simple operation of performing a heat treatment after applying a powder, a layered Fe group having both a portion where the hardness of the surface layer portion has increased and a portion where the toughness of the surface layer portion has been improved. Alloys can be easily obtained.

なお、粉末には、第１元素を含む物質の粉末が配合されていてもよい。この場合、Ｆｅ基合金の種類や熱処理条件に応じて、第１元素を含む物質の粉末と第２元素を含む物質の粉末との配合比を適宜設定すればよい。   In addition, the powder of the substance containing a 1st element may be mix | blended with the powder. In this case, the blending ratio of the powder of the substance containing the first element and the powder of the substance containing the second element may be appropriately set according to the type of the Fe-based alloy and the heat treatment conditions.

第１元素としては、Ｆｅ基合金の硬度を向上させることができるということから、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎを使用することが好ましい。   As the first element, it is preferable to use Cr, W, Mo, V, Ni, and Mn because the hardness of the Fe-based alloy can be improved.

一方の第２元素としては、Ｆｅ基合金に含まれて且つ該Ｆｅ基合金の硬度上昇に寄与しない元素を含む物質であれば特に限定されないが、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇが好ましい。特に、ＣとＳｉは第１元素を拡散させる効果に優れ、一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇは酸素を遮断する効果に優れる。さらに、生成する金属間化合物を微細化することができるとともに耐熱性を向上させることができ、高温強度に優れるＦｅ基合金とすることができる。   The second element is not particularly limited as long as it is a substance containing an element that is included in the Fe-based alloy and does not contribute to an increase in the hardness of the Fe-based alloy, but C, Si, Cu, Ti, Al, Mg are included. preferable. In particular, C and Si are excellent in the effect of diffusing the first element, while Cu, Ti, Al, and Mg are excellent in the effect of blocking oxygen. Furthermore, the intermetallic compound to be produced can be miniaturized, heat resistance can be improved, and an Fe-based alloy excellent in high-temperature strength can be obtained.

また、皮膜を、例えば、切削加工代等として除去するようにしてもよい。この場合、高硬度な部位が減少して高靱性な部位が残留するので、曲げ加工等を行うことが容易な有層Ｆｅ基合金を得ることができる。   Moreover, you may make it remove a film | membrane as a machining allowance etc., for example. In this case, the high hardness portion decreases and the high toughness portion remains, so that a layered Fe-based alloy that can be easily bent can be obtained.

さらに、窒素雰囲気下で前記熱処理を行い、炭化物を窒化して炭窒化物とするようにしてもよい。この場合、有層Ｆｅ基合金の表層部の硬度を低下させることなく、靱性を向上させることができる。   Further, the heat treatment may be performed in a nitrogen atmosphere to nitride the carbide to form a carbonitride. In this case, toughness can be improved without reducing the hardness of the surface layer portion of the layered Fe-based alloy.

本発明によれば、硬度が向上した部位と、靱性が向上した部位とが同一部材に設けられる。すなわち、部位によって希求される特性が異なる部材を構成することができる。しかも、拡散層の厚みが大きいので、該拡散層が設けられた部位の硬度や強度を内部まで向上させることができる一方、表層部側の靱性が大きな部位を有する有層Ｆｅ基合金部材を構成することができる。しかも、この有層Ｆｅ基合金部材では、拡散層又は濃度変化部と母材との間に界面が存在しないので、脆性破壊が生じることを回避することもできる。
According to the present invention, the portion having improved hardness and the portion having improved toughness are provided in the same member. That is, it is possible to configure members having different characteristics that are desired depending on the part. Moreover, since the thickness of the diffusion layer is large, it is possible to improve the hardness and strength of the portion where the diffusion layer is provided to the inside, while constituting a layered Fe-based alloy member having a portion with a large toughness on the surface layer side. can do. In addition, in this layered Fe-based alloy member , since no interface exists between the diffusion layer or the concentration changing portion and the base material, it is possible to avoid the occurrence of brittle fracture.

以下、本発明に係る有層Ｆｅ基合金部材につきその製造方法との関係で好適な実施の形態を挙げ、添付の図面を参照して詳細に説明する。
Hereinafter, preferred embodiments of the layered Fe-based alloy member according to the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings, in relation to its manufacturing method.

本実施の形態に係る有層Ｆｅ基合金部材としての鍛造加工用パンチの概略全体斜視図を図１に示す。この鍛造加工用パンチ１０は、ＳＫＨ５１を原材料（母材）として作製されたものであり、大径部１２と、該大径部１２に連接されてテーパ状に縮径した縮径部１４と、小径部１６と、該小径部１６の一端部から突出形成されて湾曲した湾曲突出部１８とを有する。このうちの湾曲突出部１８と、小径部１６の先端部とが、図示しないダイのキャビティ内に収容されたワークを押圧して、該ワークを所定の形状に成形させる。すなわち、小径部１６の先端部と湾曲突出部１８は、ワーク押圧部位である。
FIG. 1 shows a schematic overall perspective view of a forging punch as a layered Fe-based alloy member according to the present embodiment. This forging punch 10 is manufactured using SKH51 as a raw material (base material), and has a large diameter portion 12, a reduced diameter portion 14 connected to the large diameter portion 12 and reduced in a taper shape, It has a small-diameter portion 16 and a curved projecting portion 18 that is formed to project from one end of the small-diameter portion 16 and is curved. Of these, the curved protrusion 18 and the tip of the small-diameter portion 16 press the work housed in a die cavity (not shown) to form the work into a predetermined shape. That is, the distal end portion of the small-diameter portion 16 and the curved protruding portion 18 are work pressing portions.

ここで、ワーク押圧部位の断面を拡大して図２に示す。該図２から諒解されるように、ワーク押圧部位の表層部には、母材であるＳＫＨ５１中を金属の炭化物が拡散してなる拡散層２０が存在している。   Here, the cross section of the workpiece pressing portion is enlarged and shown in FIG. As can be seen from FIG. 2, a diffusion layer 20 formed by diffusing metal carbide in the base material SKH 51 exists in the surface layer portion of the workpiece pressing portion.

炭化物を形成する金属元素としては、ＳＫＨ５１の硬度を向上させるものであれば特に限定されないが、好適な例としては、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎを挙げることができる。このような金属元素の炭化物が拡散することによって形成された拡散層２０は、高硬度及び高強度を示す。このため、鍛造加工用パンチ１０において、拡散層２０が存在するワーク押圧部位では、拡散層２０が存在しない大径部１２や縮径部１４等に比して、硬度及び強度が高くなる。換言すれば、拡散層２０が設けられたワーク押圧部位は、他の部位に比して高硬度及び高強度となる。   The metal element forming the carbide is not particularly limited as long as it improves the hardness of SKH51, and preferable examples include Cr, W, Mo, V, Ni, and Mn. The diffusion layer 20 formed by diffusing such metal element carbide exhibits high hardness and high strength. For this reason, in the punch 10 for a forging process, in the workpiece | work press site | part in which the diffused layer 20 exists, hardness and intensity | strength become high compared with the large diameter part 12, the reduced diameter part 14, etc. in which the diffused layer 20 does not exist. In other words, the workpiece pressing portion provided with the diffusion layer 20 has higher hardness and higher strength than other portions.

炭化物は、金属元素をＭで表すとき、組成式がＭ7Ｃ3で表される炭化物であってもよいが、Ｃｒ6Ｃ、Ｗ6Ｃ、Ｍｏ6Ｃ等のようにＭ6Ｃで表される炭化物や、Ｍ23Ｃ6で表される炭化物である方が好ましい。この場合、硬度及び強度を向上させる効果に最も優れているからである。 Carbides, when represents a metal element in M, tables in M 6 C as may be carbide composition formula is represented by M 7 C 3 but, Cr 6 C, W 6 C , Mo 6 C , etc. And a carbide represented by M 23 C 6 is preferred. In this case, it is because it is most excellent in the effect of improving hardness and strength.

なお、Ｍ6ＣやＭ23Ｃ6が過度に存在すると、鍛造加工用パンチ１０が脆性を示すようになる。そこで、Ｆｅと上記金属元素の固溶体の炭化物を生成することが好ましい。すなわち、炭化物は、（Ｆｅ，Ｍ）6Ｃや、（Ｆｅ，Ｍ）23Ｃ7等で表されるものであってもよい。このような炭化物を生成させた場合、Ｍ6ＣやＭ23Ｃ6の相対量が低減するので、鍛造加工用パンチ１０が脆性を示すことを確実に回避することができるようになる。 If M 6 C or M 23 C 6 is excessively present, the forging punch 10 becomes brittle. Therefore, it is preferable to generate a solid solution carbide of Fe and the above metal element. That is, the carbide may be represented by (Fe, M) 6 C, (Fe, M) 23 C 7 or the like. When such a carbide is generated, the relative amounts of M 6 C and M 23 C 6 are reduced, so that it is possible to reliably avoid the forging punch 10 from being brittle.

ここで、拡散層２０の厚み、換言すれば、炭化物の拡散距離は、該鍛造加工用パンチ１０の表面からの深さが少なくとも０．５ｍｍ（５００μｍ）に達しており、通常は３〜７ｍｍ（３０００〜７０００μｍ）、最大では１５ｍｍ（１５０００μｍ）に達することがある。この値は、窒化や浸炭等における元素の拡散距離が数十μｍ、大きくても２００μｍ程度であるのに対し、著しく大きい。すなわち、本実施の形態においては、炭化物を、従来技術に係る表面処理方法によって導入された元素に比して著しく深い部位にまで拡散させることができる。   Here, the thickness of the diffusion layer 20, in other words, the diffusion distance of carbides, the depth from the surface of the forging punch 10 has reached at least 0.5 mm (500 μm), and usually 3-7 mm ( 3000 to 7000 μm) and may reach 15 mm (15000 μm) at the maximum. This value is remarkably large while the diffusion distance of elements in nitriding, carburizing, etc. is several tens of μm, at most about 200 μm. That is, in the present embodiment, the carbide can be diffused to a deeper portion than the element introduced by the surface treatment method according to the prior art.

このような拡散層２０が設けられたワーク押圧部位では、炭化物が拡散した深さまで母材の硬度が向上する。すなわち、鍛造加工用パンチ１０の内部まで硬度及び強度が上昇し、その結果、内部の耐摩耗性が向上するとともに、変形し難くなる。   In the workpiece pressing portion provided with such a diffusion layer 20, the hardness of the base material is improved to the depth at which the carbide is diffused. That is, the hardness and strength increase to the inside of the forging punch 10, and as a result, the internal wear resistance is improved and deformation is difficult.

なお、後述するように、拡散層２０は、母材の表面から拡散された金属元素が炭化物を生成することによって形成される。このため、炭化物の濃度は、表面で最も高く、母材の内部に指向するにつれて漸次的に減少する。   As will be described later, the diffusion layer 20 is formed by generating a carbide from a metal element diffused from the surface of the base material. For this reason, the carbide | carbonized_material density | concentration is the highest on the surface, and it reduces gradually as it goes inside the base material.

また、炭化物の濃度がこのように漸次的に減少するため、拡散層２０と母材との間に明確な界面は存在しない。このため、応力集中が起こることを回避することができるので、金属元素を拡散させることに伴って脆性が増すことを回避することができる。なお、図２においては、拡散層２０が存在することを明確にするため、拡散層２０と母材との間に便宜的に境界線を付している。   Further, since the carbide concentration gradually decreases in this way, there is no clear interface between the diffusion layer 20 and the base material. For this reason, since it can avoid that stress concentration arises, it can avoid that brittleness increases with diffusing a metallic element. In FIG. 2, a boundary line is provided for convenience between the diffusion layer 20 and the base material in order to clarify that the diffusion layer 20 exists.

一方、ワーク押圧部位から延在する小径部１６の胴部においては、その要部断面拡大図である図３に示すように、ワーク押圧部位の表層部には、母材であるＳＫＨ５１中の金属元素の濃度が変化する濃度変化部２２が存在する。   On the other hand, in the body portion of the small-diameter portion 16 extending from the workpiece pressing portion, as shown in FIG. 3 which is an enlarged cross-sectional view of the main portion, the surface layer portion of the workpiece pressing portion has a metal in the SKH 51 as a base material. There is a concentration changing portion 22 where the concentration of the element changes.

この濃度変化部２２において濃度が変化する金属元素は、ＳＫＨ５１の構成元素であり、且つＳＫＨ５１の硬度上昇に寄与するもの、具体的には、上記と同様にＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎ等である。   The metal element whose concentration changes in the concentration changing portion 22 is a constituent element of SKH51 and contributes to the increase in hardness of SKH51, specifically, Cr, W, Mo, V, Ni, Mn and the like.

上記したような金属元素は、通常、合金又は炭化物の形態で存在する。炭化物としては、その組成式がＣｒ6Ｃ、Ｗ6Ｃ、Ｍｏ6Ｃ等のようにＭ6Ｃで表されるもの、又はＭ23Ｃ6で表されるものであってもよいが、Ｍ6ＣやＭ23Ｃ6が過度に存在すると、鍛造加工用パンチ１０が脆性を示すようになる。これを回避するべく、ＦｅとＭの固溶体の炭化物、すなわち、（Ｆｅ，Ｍ）6Ｃや（Ｆｅ，Ｍ）23Ｃ6等で表される炭化物として、Ｍ6ＣやＭ23Ｃ6の相対量を低減させることが好ましい。 The metal elements as described above are usually present in the form of an alloy or carbide. The carbide may have a compositional formula represented by M 6 C such as Cr 6 C, W 6 C, Mo 6 C, or the like, or may be represented by M 23 C 6. If 6 C or M 23 C 6 is excessively present, the forging punch 10 becomes brittle. In order to avoid this, as a solid solution carbide of Fe and M, that is, a carbide represented by (Fe, M) 6 C, (Fe, M) 23 C 6, etc., the relative of M 6 C and M 23 C 6 It is preferred to reduce the amount.

金属元素の濃度は、濃度変化部２２の最上方から内部側に向かうにつれて漸次的に増加する。すなわち、金属元素の濃度は濃度変化部２２の最上方で最も低く、このため、濃度変化部２２の硬度は、最上方で最も小さく、内部側に向かうにつれて大きくなる。   The concentration of the metal element gradually increases from the top of the concentration changing portion 22 toward the inside. That is, the concentration of the metal element is the lowest at the top of the concentration changing portion 22, and therefore the hardness of the concentration changing portion 22 is the lowest at the top and increases toward the inside.

このように、小径部１６の表層部には、ＳＫＨ５１の硬度を上昇させる元素が内部側に向かうにつれて漸次的に増加する濃度変化部２２が形成されている。この濃度変化部２２は、後述するように、ＳＫＨ５１に含まれた元素が内部から表層部に拡散して排出されることによって設けられる。この際に表層部に生成する皮膜は、機械加工によって切削除去される。   As described above, the surface layer portion of the small diameter portion 16 is formed with the concentration changing portion 22 that gradually increases as the element that increases the hardness of the SKH 51 moves toward the inner side. As will be described later, the concentration changing portion 22 is provided by diffusing and discharging elements contained in the SKH 51 from the inside to the surface layer portion. At this time, the film formed on the surface layer is removed by machining.

一般的に、硬度と靱性はトレードオフの関係にあり、硬度が低下すると靱性が向上する。上記したように、濃度変化部２２の最上方においては、硬度上昇に寄与する元素の量が少なく、このため、小径部１６の胴部の表層部では、内部側に比して靱性が大きくなる。すなわち、該胴部の表層部は、濃度変化部２２が形成されていないＳＫＨ５１に比して高靱性を示す。このため、該胴部自体も靱性が向上して脆性破壊が生じ難くなり、結局、該胴部では、濃度変化部２２が存在しない大径部１２等に比して割れ等が生じ難くなる。   Generally, hardness and toughness are in a trade-off relationship, and as hardness decreases, toughness improves. As described above, in the uppermost portion of the concentration changing portion 22, the amount of the element contributing to the hardness increase is small, and therefore, the toughness is increased in the surface layer portion of the trunk portion of the small diameter portion 16 as compared with the inner side. . That is, the surface layer portion of the trunk portion exhibits high toughness as compared with SKH 51 in which the concentration changing portion 22 is not formed. For this reason, the torso itself is improved in toughness and is less likely to cause brittle fracture, and as a result, cracks and the like are less likely to occur in the torso than the large-diameter portion 12 in which the concentration changing portion 22 does not exist.

また、上記した金属元素、換言すれば、合金や炭化物の濃度は、該胴部の表層部で最も低く、内部になるにつれて漸次的に増加する。このため、濃度変化部２２と母材との間に明確な界面は存在しない。従って、応力集中が起こることを回避することができるので、濃度変化部２２を設けることに伴って脆性が増すことを回避することができる。なお、図３においては、濃度変化部２２が存在することを明確にするため、濃度変化部２２と母材との間に便宜的に境界線を付している。   In addition, the concentration of the above-described metal element, in other words, the alloy or carbide, is the lowest in the surface layer portion of the body portion, and gradually increases as it goes inside. For this reason, there is no clear interface between the concentration changing portion 22 and the base material. Therefore, since stress concentration can be avoided, it is possible to avoid an increase in brittleness due to the provision of the concentration changing portion 22. In FIG. 3, for the sake of clarity, a boundary line is provided between the concentration changing unit 22 and the base material in order to clarify that the concentration changing unit 22 exists.

濃度変化部２２には、ＳＫＨ５１に含まれ且つＳＫＨ５１の硬度上昇には寄与しない元素、具体的には、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ等が、例えば合金又は炭化物の形態で存在する。後述するように、このような元素が熱処理時に表面側に存在する場合、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎ等の金属元素が小径部１６の外表面側に指向して拡散する。   In the concentration changing portion 22, elements that are included in the SKH 51 and do not contribute to the hardness increase of the SKH 51, specifically, C, Si, Cu, Ti, Al, Mg, and the like are present in the form of an alloy or carbide, for example. . As will be described later, when such an element is present on the surface side during heat treatment, metal elements such as Cr, W, Mo, V, Ni, and Mn diffuse toward the outer surface side of the small diameter portion 16.

このように構成された鍛造加工用パンチ１０は、例えば、ワークに対して温間鍛造加工が施される際に使用され、この際には、該鍛造加工用パンチ１０のワーク押圧部位がワークを押圧する。上記したように、該ワーク押圧部位は、拡散層２０が存在するために高硬度及び高強度であり、且つ靱性が確保されている。従って、該ワーク押圧部位は、鍛造加工を繰り返し行っても摩耗し難く、しかも、欠損が生じ難い。すなわち、長寿命を確保することができる。炭化物は、炭窒化物であってもよい。   The forging punch 10 configured as described above is used, for example, when a warm forging process is performed on a workpiece. In this case, the workpiece pressing portion of the forging punch 10 moves the workpiece. Press. As described above, the workpiece pressing portion has high hardness and high strength due to the presence of the diffusion layer 20, and toughness is ensured. Therefore, the workpiece pressing portion is not easily worn even when the forging process is repeatedly performed, and is not easily damaged. That is, a long life can be ensured. The carbide may be a carbonitride.

同時に、小径部１６の胴部に荷重が加わる。上記したように、該胴部は、その表層部の靱性が高いために高靱性である。このため、該胴部は、鍛造加工を繰り返し行っても割れが生じ難い。すなわち、ＳＫＨ５１の硬度上昇に寄与する元素を表層部に拡散・排出させて濃度変化部２２を設けることにより、鍛造加工用パンチ１０の寿命を長期化することができる。   At the same time, a load is applied to the body portion of the small diameter portion 16. As described above, the trunk portion has high toughness because the toughness of the surface layer portion is high. For this reason, even if this trunk part repeats a forge process, it is hard to produce a crack. That is, the lifetime of the forging punch 10 can be extended by providing the concentration changing portion 22 by diffusing and discharging elements contributing to the hardness increase of the SKH 51 to the surface layer portion.

この鍛造加工用パンチ１０は、以下のようにして製造することができる。   This forging punch 10 can be manufactured as follows.

先ず、図４（ａ）に示すＳＫＨ５１からなる円筒体形状のワークＷに対して、図４（ｂ）に示すように、バイト３０による切削加工を施し、鍛造加工用パンチ１０の形状に対応する形状の予備成形体３２とする。   First, as shown in FIG. 4B, the cylindrical workpiece W made of SKH 51 shown in FIG. 4A is cut by the cutting tool 30 to correspond to the shape of the forging punch 10. The preform 32 is shaped.

次に、この予備成形体３２におけるワーク押圧部位となる部位の表面に、図４（ｃ）に示すように、拡散させる金属の粉末を塗布する。例えば、Ｗを拡散させるのであればＷ粉末が配合された粉末、Ｃｒを拡散させるのであればＣｒ粉末が配合された粉末を塗布すればよい。なお、粉末の塗布分量は、例えば、Ｗ6ＣやＣｒ6Ｃ等が生成する量とすればよい。 Next, as shown in FIG. 4 (c), a metal powder to be diffused is applied to the surface of the part to be the work pressing part in the preform 32. For example, if W is diffused, powder mixed with W powder may be applied, and if Cr is diffused, powder mixed with Cr powder may be applied. The coating amount of the powder may be, for example, to the amount W 6 C and Cr 6 C, etc. are produced.

その一方で、ＳＫＨ５１に含まれる元素であって、且つＳＫＨ５１の硬度を上昇させるものではないもの、すなわち、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎ等以外の元素を含む物質の粉末を、予備成形体３２における小径部１６の胴部となる部位の表面に塗布する。このような粉末の好適な例としては、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇを挙げることができる。   On the other hand, a powder of an element contained in SKH51 that does not increase the hardness of SKH51, that is, a substance containing an element other than Cr, W, Mo, V, Ni, Mn, etc. It apply | coats to the surface of the site | part used as the trunk | drum of the small diameter part 16 in the molded object 32. FIG. Preferable examples of such powder include C, Si, Cu, Ti, Al, and Mg.

いずれの場合においても、粉末の塗布は、該粉末を溶媒に分散させて調製した塗布剤３４ａ、３４ｂを塗布することによって行えばよい。溶媒としては、アセトンやアルコール等、容易に蒸発する有機溶媒を選定することが好ましい。前記ワーク押圧部位に塗布する塗布剤３４ａを調製する場合、溶媒にＷ、Ｃｒ等の粉末を分散させればよく、前記胴部に塗布する塗布剤３４ｂを調整する場合、溶媒にＣやＳｉ等の粉末を分散させればよい。   In any case, the powder may be applied by applying coating agents 34a and 34b prepared by dispersing the powder in a solvent. As the solvent, it is preferable to select an organic solvent that easily evaporates, such as acetone or alcohol. When preparing the coating agent 34a to be applied to the workpiece pressing portion, powder such as W or Cr may be dispersed in a solvent. When adjusting the coating agent 34b to be applied to the body portion, C, Si or the like is used as the solvent. The powder may be dispersed.

ここで、母材であるＳＫＨ５１の表面には、通常、自発的に形成された酸化物膜が存在する。この状態で上記した元素を拡散させるには、該元素が酸化物膜を通過できるように、多大な熱エネルギを供給しなければならない。これを回避するために、各塗布剤３４ａ、３４ｂに、酸化物膜を還元することが可能な還元剤を混合することが好ましい。   Here, the oxide film formed spontaneously usually exists on the surface of the base material SKH51. In order to diffuse the above-described element in this state, a great amount of heat energy must be supplied so that the element can pass through the oxide film. In order to avoid this, it is preferable to mix each coating agent 34a, 34b with a reducing agent capable of reducing the oxide film.

具体的には、酸化物膜に対して還元剤として作用し、且つＳＫＨ５１とは反応しない物質を溶媒に分散ないし溶解させる。還元剤の好適な例としては、ニトロセルロース、ポリビニル、アクリル、メラミン、スチレン、エポキシの各樹脂を挙げることができるが、特にこれらに限定されるものではない。なお、還元剤の濃度は、５％程度とすればよい。   Specifically, a substance that acts as a reducing agent on the oxide film and does not react with SKH51 is dispersed or dissolved in a solvent. Preferable examples of the reducing agent include nitrocellulose, polyvinyl, acrylic, melamine, styrene, and epoxy resins, but are not particularly limited thereto. Note that the concentration of the reducing agent may be about 5%.

以上の物質が溶解ないし分散された塗布剤３４ａ、３４ｂは、それぞれ、図４（ｃ）、（ｄ）に示すように、刷毛３６を使用する刷毛塗り法によって、ワーク押圧部位及び小径部１６の胴部の各表面に塗布される。勿論、刷毛塗り法以外の公知の塗布技術を採用するようにしてもよい。また、塗布剤３４ａ、３４ｂの塗布順序を逆にしてもよいことはいうまでもない。   As shown in FIGS. 4C and 4D, the coating materials 34a and 34b in which the above substances are dissolved or dispersed are applied to the workpiece pressing portion and the small diameter portion 16 by a brush coating method using the brush 36, respectively. It is applied to each surface of the trunk. Of course, you may make it employ | adopt well-known coating techniques other than the brush coating method. Needless to say, the application order of the coating agents 34a and 34b may be reversed.

次いで、ワーク押圧部位の表面に塗布剤３４ａが塗布され、且つ小径部１６の胴部の表面に塗布剤３４ｂが塗布された予備成形体３２に対して熱処理を施す。この熱処理は、図４（ｅ）に示すように、バーナー火炎３８を予備成形体３２の一端面側から当てることによって施すことができる。勿論、熱処理炉内において不活性雰囲気中で熱処理するようにしてもよい。   Next, heat treatment is applied to the preform 32 in which the coating agent 34 a is applied to the surface of the workpiece pressing portion and the coating agent 34 b is applied to the surface of the body portion of the small diameter portion 16. This heat treatment can be performed by applying a burner flame 38 from one end face side of the preform 32 as shown in FIG. Of course, heat treatment may be performed in an inert atmosphere in a heat treatment furnace.

この昇温の過程では、２５０℃程度で還元剤が分解し始め、炭素や水素が生成する。予備成形体３２の酸化物膜は、この炭素や水素の作用下に還元されて消失する。このため、ワーク押圧部位ではＷやＣｒ等が、小径部１６の胴部ではＣやＳｉ等が酸化物膜を通過する必要がなくなるので、拡散に要する時間を短縮することができるとともに、熱エネルギを低減することができる。   In this temperature rising process, the reducing agent begins to decompose at about 250 ° C., and carbon and hydrogen are generated. The oxide film of the preform 32 is reduced and disappears under the action of carbon and hydrogen. For this reason, it is not necessary for W, Cr, etc. to pass through the oxide film at the work pressing portion, and C, Si, etc., at the body portion of the small diameter portion 16, so that the time required for diffusion can be reduced and thermal energy can be reduced. Can be reduced.

さらに昇温を続行すると、ワーク押圧部位では、母材であるＳＫＨ５１の構成元素であるＣや還元剤が分解することによって生成したＣと、ＷやＣｒ等とが反応して、Ｗ6ＣやＣｒ6Ｃ、Ｗ23Ｃ6、Ｃｒ23Ｃ6等が生成する。Ｆｅがさらに関与した場合には、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）23Ｃ6、（Ｆｅ，Ｃｒ）23Ｃ6等も生成する。 When the temperature rise is further continued, at the work pressing part, C, which is a constituent element of SKH51 as a base material, C generated by decomposition of the reducing agent, W, Cr, etc. react with each other, and W 6 C, Cr 6 C, W 23 C 6 , Cr 23 C 6 and the like are generated. When Fe is further involved, (Fe, W) 6 C, (Fe, Cr) 6 C, (Fe, W) 23 C 6 , (Fe, Cr) 23 C 6 and the like are also generated.

生成したＷ6ＣやＣｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ等の炭化物は即座に分解し、Ｆｅ、Ｗ、Ｃｒに戻る。このうち、Ｗ、Ｃｒは、次に、母材のより内部側に存在する該母材の構成元素であるＣ、Ｆｅや、該母材のより内部側に遊離状態で存在するＣと結合して、新たにＷ6Ｃ、Ｃｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ等を生成する。このＷ6ＣやＣｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃも即座に分解してＷ、Ｃｒに戻った後、母材の一層内部側に存在する該母材の構成元素であるＣ、Ｆｅや、該母材の一層内部側に遊離状態で存在するＣと結合して、再度Ｗ6Ｃ、Ｃｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ等を生成する。このようにして炭化物が分解、生成を繰り返すことにより、該炭化物が母材の内部深くまで拡散する。 The generated carbides such as W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, and (Fe, Cr) 6 C are immediately decomposed and returned to Fe, W, and Cr. Among these, W and Cr are next combined with C and Fe, which are constituent elements of the base material existing on the inner side of the base material, and C existing in a free state on the inner side of the base material. Thus, W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, (Fe, Cr) 6 C and the like are newly generated. These W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, and (Fe, Cr) 6 C are also immediately decomposed and returned to W and Cr, and then the base material existing further inside the base material. Are combined with C and Fe, which are constituent elements of C, and C which is present in a free state on the inner side of the base material, and again W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, (Fe, Cr ) 6 C etc. are generated. In this way, the carbide is repeatedly decomposed and produced, so that the carbide diffuses deep inside the base material.

このようして、母材の内部にＷ6ＣやＣｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃが拡散し、その結果、拡散層２０が形成される（図２参照）。なお、炭化物の濃度は漸次的に減少し、炭化物の拡散到達終端部と母材との間に明確な界面が生じることはない。従って、脆性破壊が生じることを回避することができるので、拡散層２０が形成されたワーク押圧部位の靱性を確保することもできる。拡散層２０の厚み、すなわち、炭化物の拡散距離は、最大で表面から１５ｍｍ程度の深さまで及ぶ。 In this way, W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, and (Fe, Cr) 6 C are diffused inside the base material, and as a result, a diffusion layer 20 is formed (FIG. 2). reference). Note that the carbide concentration gradually decreases, and a clear interface does not occur between the carbide diffusion reaching end portion and the base material. Therefore, since brittle fracture can be avoided, it is possible to ensure the toughness of the workpiece pressing portion where the diffusion layer 20 is formed. The thickness of the diffusion layer 20, that is, the diffusion distance of carbides, extends up to a depth of about 15 mm from the surface.

上記と同様にして、ＭｏやＶ、Ｎｉの炭化物を母材の内部に拡散させて拡散層２０を形成することもできる。   Similarly to the above, the diffusion layer 20 can also be formed by diffusing carbides of Mo, V, and Ni into the base material.

その一方で、小径部１６の胴部では、ＳＫＨ５１の構成元素であるＷやＣｒ等が、還元剤が分解することによって生成したＣやＳＫＨ５１に含まれる遊離Ｃ等と反応し、その結果、Ｗ6ＣやＣｒ6Ｃ、Ｗ23Ｃ6、Ｃｒ23Ｃ6等が生成する。塗布粉末にＦｅが混合されている場合、Ｆｅとの固溶体の炭化物である（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）23Ｃ6、（Ｆｅ，Ｃｒ）23Ｃ6等がさらに生成する。ここで、Ｆｅの拡散速度はＣ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇに比して大きく、従って、塗布剤３４ｂに含まれたＦｅの濃度は、濃度変化部２２の内部側で大きくなる。 On the other hand, in the trunk portion of the small-diameter portion 16, W, Cr, etc., which are constituent elements of SKH51, react with C generated by the decomposition of the reducing agent, free C contained in SKH51, and the like. 6 C, Cr 6 C, W 23 C 6 , Cr 23 C 6 and the like are generated. When Fe is mixed in the coating powder, (Fe, W) 6 C, (Fe, Cr) 6 C, (Fe, W) 23 C 6 , (Fe, Cr) 23 which are solid solution carbides with Fe. C 6 etc. are further generated. Here, the diffusion rate of Fe is higher than that of C, Si, Cu, Ti, Al, and Mg. Therefore, the concentration of Fe contained in the coating agent 34 b is increased on the inner side of the concentration changing portion 22.

生成したＷ6ＣやＣｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ等の炭化物は即座に分解し、Ｆｅ、Ｗ、Ｃｒに戻る。このうち、Ｗ、Ｃｒは、表面側に拡散移動する。この理由は、表面側に存在するＣやＳｉ等が、ＷやＣｒ等を捕捉する作用があるためであると推察される。なお、塗布剤にＣｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇが含まれている場合、これらは酸素を遮断する作用をも営む。このため、ＳＫＨ５１が酸化することを回避することができる。 The generated carbides such as W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, and (Fe, Cr) 6 C are immediately decomposed and returned to Fe, W, and Cr. Among these, W and Cr diffuse and move to the surface side. This reason is presumed to be because C, Si, etc. existing on the surface side have an action of capturing W, Cr, etc. In addition, when Cu, Ti, Al, and Mg are contained in the coating agent, these also serve to block oxygen. For this reason, it is possible to avoid the oxidation of SKH51.

上記の拡散過程で、ＷやＣｒは、予備成形体３２の表面側に存在するＳＫＨ５１の構成元素であるＣ、Ｆｅや、該表面側に遊離状態で存在するＣと結合して、新たにＷ6Ｃ、Ｃｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ等を生成する。このＷ6ＣやＣｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃも即座に分解してＷ、Ｃｒに戻った後、予備成形体３２の一層表面側に存在するＣ、Ｆｅや、該表面側に遊離状態で存在するＣと結合して、再度Ｗ6Ｃ、Ｃｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ等を生成する。このようにして炭化物が分解、生成を繰り返すことにより該炭化物が予備成形体３２の外表面まで拡散し、その結果、該外表面に炭化物からなる皮膜が形成される。この炭化物は化学的に安定であり、従って、予備成形体３２が、表層部の外表面に皮膜を有する有層Ｆｅ基合金となる。なお、皮膜の厚みは、およそ０．５ｍｍ程度である。 In the above diffusion process, W and Cr are combined with C and Fe which are constituent elements of SKH51 existing on the surface side of the preform 32, and C which is present in a free state on the surface side, so that W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, (Fe, Cr) 6 C, and the like are generated. These W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, and (Fe, Cr) 6 C are also immediately decomposed and returned to W and Cr, and then C present on the one surface side of the preform 32. , Fe, and C present in a free state on the surface side to generate W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, (Fe, Cr) 6 C, and the like again. Thus, by repeating decomposition | disassembly and a production | generation of a carbide | carbonized_material, this carbide | carbonized_material diffuses to the outer surface of the preforming body 32, As a result, the membrane | film | coat consisting of a carbide | carbonized_material is formed in this outer surface. This carbide is chemically stable, and thus the preform 32 is a layered Fe-based alloy having a coating on the outer surface of the surface layer portion. The thickness of the film is about 0.5 mm.

このようして、表層部側に存在するＷやＣｒが、Ｗ6ＣやＣｒ6Ｃ、（Ｆｅ，Ｗ）6Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）6Ｃ等として予備成形体３２の外表面に拡散される。その結果として、ＷやＣｒ等の濃度が、皮膜の直下の表層部で最も低くなるとともに内部側になるにつれて漸次的に増加するようになる。すなわち、濃度変化部２２が形成される（図３参照）。なお、ＷやＣｒ等の濃度は漸次的に増加するので、上記したように、濃度変化部２２の終端部と母材との間に明確な界面が生じることはない。従って、濃度変化部２２を設けることに伴って脆性破壊が生じることを回避することができる。 Thus, W or Cr existing on the surface layer side diffuses as W 6 C, Cr 6 C, (Fe, W) 6 C, (Fe, Cr) 6 C, or the like on the outer surface of the preform 32. Is done. As a result, the concentration of W, Cr, etc. becomes lowest at the surface layer portion immediately below the film and gradually increases as it goes to the inner side. That is, the density changing part 22 is formed (see FIG. 3). Since the concentrations of W, Cr, etc. gradually increase, as described above, there is no clear interface between the terminal portion of the concentration changing portion 22 and the base material. Therefore, it is possible to avoid the occurrence of brittle fracture accompanying the provision of the concentration changing portion 22.

その一方で、塗布剤に含まれたＣ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ等が濃度変化部２２に拡散し、該濃度変化部２２に合金や炭化物として残留する。これらの元素はＳＫＨ５１の硬度上昇に寄与しないものであることから、該元素が拡散することによって濃度変化部２２の硬度が上昇することはない。   On the other hand, C, Si, Cu, Ti, Al, Mg, etc. contained in the coating agent diffuse into the concentration changing portion 22 and remain in the concentration changing portion 22 as an alloy or carbide. Since these elements do not contribute to the increase in hardness of the SKH 51, the hardness of the concentration changing portion 22 does not increase due to diffusion of the elements.

最後に、図４（ｆ）に示すように、予備成形体３２に対してバイト３０や砥石で仕上げ加工を行い、鍛造加工用パンチ１０とする。小径部１６の胴部においては、この際に皮膜が切削除去される。上記したように、皮膜の厚みは０．５ｍｍ程度であるので、切削除去は比較的容易である。   Finally, as shown in FIG. 4F, the preforming body 32 is finished with a cutting tool 30 or a grindstone to form a forging punch 10. In the body portion of the small diameter portion 16, the film is removed by cutting at this time. As described above, since the thickness of the film is about 0.5 mm, cutting and removal are relatively easy.

皮膜が切削除去された結果、濃度変化部２２が露呈する。上記したように、濃度変化部２２では最上方が最も靱性が高く、従って、小径部１６の胴部では、その表面において靱性が最も大きくなる。   As a result of the removal of the coating, the density changing portion 22 is exposed. As described above, the uppermost portion of the concentration changing portion 22 has the highest toughness, and therefore, the torsion portion of the small diameter portion 16 has the largest toughness on the surface thereof.

このようにして得られた鍛造加工用パンチ１０を長手方向に沿って切断し、ワーク押圧部位に対応する部位の切断面における表面側から内部に指向して測定したＣスケールのロックウェル硬度（ＨＲＣ）を、通常のＳＨＫ５１のＨＲＣとともに図５に示す。図５から、この場合、表面から２．５ｍｍの内部まで硬度が上昇していることが明らかである。   The forging punch 10 thus obtained was cut along the longitudinal direction, and C-scale Rockwell hardness (HRC) measured from the surface side to the inside of the cut surface corresponding to the workpiece pressing portion. ) Is shown in FIG. 5 together with the normal SHK51 HRC. From FIG. 5, it is apparent that the hardness has increased from the surface to the inside of 2.5 mm.

また、同様にして拡散層２０が形成されたＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片のテストピースにおける強度は、拡散層２０が形成されていない同寸法のテストピースに比して強度が著しく向上する。具体的には、拡散層２０が形成されていないテストピースにおける引っ張り強度が約１８００ＭＰａであるのに対し、拡散層２０を有するテストピースにおける引っ張り強度は約２２００ＭＰａと、およそ１．２倍となる。   Similarly, the strength of the test piece of the JIS Z 2201 No. 4 test piece in which the diffusion layer 20 is formed is significantly improved as compared with the test piece of the same size in which the diffusion layer 20 is not formed. Specifically, the tensile strength of the test piece in which the diffusion layer 20 is not formed is about 1800 MPa, whereas the tensile strength of the test piece having the diffusion layer 20 is about 2200 MPa, which is about 1.2 times.

一方、小径部１６の胴部に対応する部位の切断面において、表面側から内部に指向して測定したＣスケールのロックウェル硬度（ＨＲＣ）を図６に示す。図６から、この場合、約４ｍｍの深さまで表面から内部に指向してＨＲＣが上昇していること、換言すれば、表層部における靱性が内部に比して大きいことが明らかである。   On the other hand, FIG. 6 shows the C-scale Rockwell hardness (HRC) measured from the surface side toward the inside at the cut surface of the portion corresponding to the body portion of the small diameter portion 16. From FIG. 6, it is clear that in this case, the HRC increases from the surface to the inside to a depth of about 4 mm, in other words, the toughness in the surface layer portion is larger than that in the inside.

なお、上記した実施の形態においては、Ｆｅ基合金部材として鍛造加工用パンチ１０を例示して説明したが、特にこれに限定されるものではなく、その他の部材であってもよいことはいうまでもない。
In the above-described embodiment, the forging punch 10 has been described as an example of the Fe-based alloy member . However, the present invention is not particularly limited thereto, and other members may be used. Nor.

また、この実施の形態では、小径部１６の胴部における外表面に形成された皮膜を切削除去するようにしているが、皮膜を除去することなく用いるようにしてもよい。   In this embodiment, the film formed on the outer surface of the body portion of the small diameter portion 16 is removed by cutting. However, the film may be used without removing the film.

さらに、塗布剤３４ｂに、Ｆｅ基合金の硬度を上昇させる性質を有する元素を含む物質の粉末を添加するようにしてもよい。この場合、該粉末と、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇとの配合比は、Ｆｅ基合金の種類や熱処理条件に応じて適宜設定すればよい。   Furthermore, you may make it add the powder of the substance containing the element which has the property which raises the hardness of Fe-based alloy to the coating agent 34b. In this case, the blending ratio of the powder and C, Si, Cu, Ti, Al, and Mg may be appropriately set according to the type of Fe-based alloy and heat treatment conditions.

さらにまた、上記の熱処理を、熱処理炉内において窒素雰囲気下で行うようにしてもよい。この場合、濃度変化部２２に残留したＷ、Ｃｒ等の炭化物が窒化されて炭窒化物となる。この種の金属炭窒化物の粒子は、端部が丸みを帯びた形状を呈する。このような形状の粒子間では脆性破壊が生じ難くなるので、濃度変化部２２の靱性が大きくなる。すなわち、靱性が一層優れた有層Ｆｅ基合金を得ることができる。   Furthermore, the above heat treatment may be performed in a nitrogen atmosphere in a heat treatment furnace. In this case, carbides such as W and Cr remaining in the concentration changing portion 22 are nitrided to become carbonitrides. This type of metal carbonitride particles has a rounded end. Since the brittle fracture is less likely to occur between particles having such a shape, the toughness of the concentration changing portion 22 is increased. That is, it is possible to obtain a layered Fe-based alloy with further improved toughness.

塗布剤３４ｂを塗布して上記と同様の作業を行うことによって、例えば、モリブデン鋼からＭｏを除去することもできる。   For example, Mo can be removed from molybdenum steel by applying the coating agent 34b and performing the same operation as described above.

熱間金型用鋼であるＤＨ３１を用い、底面の直径が８０ｍｍ、高さが８０ｍｍの円柱体を作製した。   Using DH31, which is a steel for hot molds, a cylindrical body having a bottom diameter of 80 mm and a height of 80 mm was produced.

その一方で、エポキシ樹脂１０％のアセトン溶液に、周期表ＩＩＩ族〜ＶＩＩＩ族に属する物質の粉末（粒径１０〜７０μｍ）を図５に示す割合で添加して、２種の塗布剤Ａ、Ｂを調製した。ここで、塗布剤Ａには、ＤＨ３１をはじめとする各種鋼材の硬度を向上させる物質が主に含まれ、また、塗布剤Ｂには、各種鋼材に含まれ且つ硬度上昇に寄与しない物質が主に含まれる。   On the other hand, a powder of a substance belonging to Group III-VIII of the periodic table (particle size 10-70 μm) is added to an acetone solution of 10% epoxy resin at a ratio shown in FIG. B was prepared. Here, the coating agent A mainly contains substances that improve the hardness of various steel materials including DH31, and the coating agent B mainly contains substances that are contained in various steel materials and do not contribute to an increase in hardness. include.

その後、塗布剤Ａ、Ｂのそれぞれを、同一円柱体の表面における異なる部位に塗布した。なお、塗布は刷毛塗りによって行い、塗布剤Ａ、Ｂの厚みは１ｍｍとした。   Then, each of coating agent A and B was apply | coated to the different site | part in the surface of the same cylindrical body. In addition, application | coating was performed by brush coating and the thickness of the coating agents A and B was 1 mm.

塗布剤Ａ、Ｂのそれぞれを自然乾燥させた後、１０００〜１１８０℃で２時間保持することによって焼入処理を行い、次に、５００〜６００℃で２時間保持して焼戻処理を行った。   Each of the coating agents A and B was naturally dried and then quenched by holding at 1000 to 1180 ° C. for 2 hours, and then tempered by holding at 500 to 600 ° C. for 2 hours. .

次に、前記円柱体を高さ方向に切断して、塗布剤Ａ又は塗布剤Ｂを塗布した部位それぞれにつき、底面の中心から高さ方向に沿って０．５ｍｍ毎にＨＲＣを測定した。なお、塗布剤Ｂを塗布した部位では、皮膜をすべて切削除去した後に測定を行った。   Next, the cylindrical body was cut in the height direction, and HRC was measured every 0.5 mm along the height direction from the center of the bottom surface for each part where the coating agent A or the coating agent B was applied. In addition, in the site | part which apply | coated the coating agent B, it measured, after cutting and removing all the membrane | film | coats.

各々の部位における表面からの距離とＨＲＣとの関係を併せて図６に示す。未処理のＤＨ３１におけるＨＲＣが概ね５２〜５４であるのに対し、塗布剤Ａを塗布した場合には硬度が上昇していること、一方、塗布剤Ｂを塗布した場合には硬度が減少していることが明らかである。後者から、塗布剤Ｂを塗布することによって靱性を向上させることができることが諒解される。   FIG. 6 shows the relationship between the distance from the surface and HRC at each site. The HRC of untreated DH31 is approximately 52 to 54, whereas the hardness increases when the coating agent A is applied, whereas the hardness decreases when the coating agent B is applied. It is clear that From the latter, it is understood that the toughness can be improved by applying the coating agent B.

また、このことから、同一部材に対して熱処理を施す場合であっても、塗布剤の種類を変更することによって、硬度が向上した部位と靱性が向上した部位を個別に作製することができることが分かる。   Further, from this, even when heat treatment is performed on the same member, by changing the type of the coating agent, it is possible to individually produce a portion with improved hardness and a portion with improved toughness. I understand.

有層Ｆｅ基合金部材である鍛造加工用パンチの概略全体斜視図である。It is a schematic whole perspective view of the punch for forging which is a layered Fe base alloy member . 図１の鍛造加工用パンチにおけるワーク押圧部位の要部拡大縦断面図である。FIG. 2 is an enlarged vertical cross-sectional view of a main part of a workpiece pressing portion in the forging punch in FIG. 1. 図１の鍛造加工用パンチにおける小径部の胴部の要部拡大縦断面図である。FIG. 2 is an enlarged longitudinal sectional view of a main part of a body portion of a small diameter portion in the forging punch of FIG. 1. 図１の鍛造加工用パンチの製造過程を示すフロー説明図である。FIG. 2 is a flow explanatory diagram illustrating a manufacturing process of the forging punch in FIG. 1. 得られた鍛造加工用パンチのワーク押圧部位における切断面の表面から内部に指向して測定したＨＲＣを示すグラフである。It is a graph which shows HRC measured toward the inside from the surface of the cut surface in the work press part of the obtained forging punch. 得られた鍛造加工用パンチの小径部の胴部における切断面の表面から内部に指向して測定したＨＲＣを示すグラフである。It is a graph which shows HRC measured toward the inside from the surface of the cut surface in the trunk | drum of the small diameter part of the obtained forging punch. 塗布剤の組成と割合を示す図表である。It is a chart which shows the composition and ratio of a coating agent. ＤＨ３１製のテストピースにおける表面からの距離とＨＲＣとの関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship from the distance from the surface, and HRC in the test piece made from DH31.

符号の説明Explanation of symbols

１０…鍛造加工用パンチ １２…大径部
１４…縮径部 １６…小径部
１８…湾曲突出部 ２０…拡散層
２２…濃度変化部 ３０…バイト
３２…予備成形体 ３４ａ、３４ｂ…塗布剤
３６…刷毛

DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 ... Punch for forging process 12 ... Large diameter part 14 ... Reduced diameter part 16 ... Small diameter part 18 ... Curve protrusion part 20 ... Diffusion layer 22 ... Concentration change part 30 ... Bit 32 32 Preliminary compact 34a, 34b ... Coating agent 36 ... Brush

Claims (10)

Ｆｅ基合金からなる母材と、前記母材の内部に炭化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有する有層Ｆｅ基合金部材であって、
前記拡散層では内部になるに従って硬度が低下するとともに、前記母材の表面を起点として測定した前記拡散層の厚みが０．５ｍｍ以上であり、
前記母材における前記拡散層が存在する面と同一面内の別部位に、前記母材の硬度を上昇させる性質を有する元素の量が該母材の表層部から内部になるに従って増加することに伴い硬度が上昇する濃度変化部を有することを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材。 A layered Fe-based alloy member having a base material made of an Fe-based alloy, and a diffusion layer formed by diffusing carbide inside the base material and having a hardness higher than that of the base material,
In the diffusion layer, the hardness decreases as it goes inside, and the thickness of the diffusion layer measured from the surface of the base material is 0.5 mm or more,
The amount of the element having the property of increasing the hardness of the base material is increased from the surface layer portion of the base material to the inside in another part in the same plane as the surface where the diffusion layer exists in the base material. A layered Fe-based alloy member, characterized by having a concentration changing portion in which the hardness increases. 請求項１記載の有層Ｆｅ基合金部材において、前記濃度変化部の外表面に、前記母材の硬度を上昇させる性質を有する元素が炭化物化した炭化物を含む皮膜が形成されていることを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材。   2. The layered Fe-based alloy member according to claim 1, wherein a film containing a carbide obtained by carbideizing an element having a property of increasing the hardness of the base material is formed on the outer surface of the concentration changing portion. A layered Fe-based alloy member. 請求項１又は２記載の有層Ｆｅ基合金部材において、前記炭化物は、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの炭化物であることを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材。   The layered Fe-based alloy member according to claim 1 or 2, wherein the carbide is a carbide of Cr, W, Mo, V, Ni, Mn. 請求項３記載の有層Ｆｅ基合金部材において、金属元素をＭで表すとき、前記炭化物の組成式は、Ｍ6Ｃ又はＭ23Ｃ6であることを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材。 4. The layered Fe-based alloy member according to claim 3, wherein when the metal element is represented by M, the composition formula of the carbide is M 6 C or M 23 C 6 . 請求項１又は２記載の有層Ｆｅ基合金部材において、前記炭化物は、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの少なくともいずれか１種と、Ｆｅとの固溶体が炭化物化したものであることを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材。   3. The layered Fe-based alloy member according to claim 1, wherein the carbide is obtained by carbideizing a solid solution of at least one of Cr, W, Mo, V, Ni, and Mn and Fe. A layered Fe-based alloy member characterized by the above. 請求項５記載の有層Ｆｅ基合金部材において、金属元素をＭで表すとき、前記炭化物の組成式は、（Ｆｅ，Ｍ）6Ｃ又は（Ｆｅ，Ｍ）23Ｃ6であることを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材。 The layered Fe-based alloy member according to claim 5, wherein when the metal element is represented by M, the composition formula of the carbide is (Fe, M) 6 C or (Fe, M) 23 C 6. A layered Fe-based alloy member. Ｆｅ基合金の表面に硬度を上昇させる第１元素を含む物質の粉末を塗布する一方、前記第１元素以外の元素であり且つＦｅ基合金に含まれる第２元素を含む物質の粉末を、前記第１元素が塗布された面と同一面内の別部位に塗布するか、又は、前記第２元素を含む物質の粉末をＦｅ基合金の表面に塗布する一方、前記第２元素が塗布された面と同一面内の別部位に前記第１粉末を含む物質を塗布する工程と、
前記第１元素又は前記第２元素を含む物質の各粉末が塗布された前記Ｆｅ基合金に対して熱処理を施し、前記第１元素を含む物質の粉末が塗布された部位に厚みが０．５ｍｍ以上で且つ前記母材に比して高硬度な拡散層を設ける一方、前記第２元素を含む物質の粉末が塗布された部位に前記母材の硬度を上昇させる性質を有する元素の量が該母材の表層部から内部になるに従って増加することに伴い硬度が上昇する濃度変化部を設ける工程と、
を有し、
前記拡散層を、前記第１元素を前記Ｆｅ基合金の内部に拡散させて該Ｆｅ基合金を構成する炭素と反応させることによって炭化物を拡散させて設け、
前記濃度変化部を、前記Ｆｅ基合金を構成する前記第１元素を該Ｆｅ基合金の内部から表層部側に拡散させ、該表層部に存在して該Ｆｅ基合金を構成する炭素と前記第１元素とを反応させて炭化物を含む皮膜として前記母材から排出することで、前記拡散層が存在する面と同一面内の別部位に設けることを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材の製造方法。 While applying the powder of the substance containing the first element that increases the hardness to the surface of the Fe-based alloy, the powder of the substance containing the second element that is an element other than the first element and contained in the Fe-based alloy, The second element is applied to the surface of the Fe-based alloy while the powder of the substance containing the second element is applied to another part in the same surface as the surface on which the first element is applied. Applying a substance containing the first powder to another part in the same plane as the surface ;
A heat treatment is performed on the Fe-based alloy coated with each powder of the substance containing the first element or the second element, and a thickness of 0.5 mm is applied to a portion where the powder of the substance containing the first element is applied. The amount of the element having the property of increasing the hardness of the base material at the site where the powder of the substance containing the second element is applied while providing a diffusion layer having a hardness higher than that of the base material. A step of providing a concentration changing portion in which the hardness increases as it increases from the surface layer portion of the base material to the inside;
Have
Providing the diffusion layer by diffusing carbides by diffusing the first element into the Fe-based alloy and reacting with carbon constituting the Fe-based alloy;
The concentration changing part diffuses the first element constituting the Fe-based alloy from the inside of the Fe-based alloy to the surface layer part side, and exists in the surface layer part to form carbon and the carbon constituting the Fe-based alloy. Production of a layered Fe-based alloy member characterized in that it is provided in another part in the same plane as the surface on which the diffusion layer exists by reacting with one element and discharging from the base material as a film containing carbide. Method. 請求項７記載の製造方法において、前記第１元素として、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎを使用することを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材の製造方法。   8. The method for manufacturing a layered Fe-based alloy member according to claim 7, wherein Cr, W, Mo, V, Ni, or Mn is used as the first element. 請求項７又は８記載の製造方法において、前記第２元素として、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇを使用することを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材の製造方法。   9. The method for manufacturing a layered Fe-based alloy member according to claim 7, wherein C, Si, Cu, Ti, Al, or Mg is used as the second element. 請求項７〜９のいずれか１項に記載の製造方法において、前記皮膜を除去する工程を有することを特徴とする有層Ｆｅ基合金部材の製造方法。   The method for manufacturing a layered Fe-based alloy member according to any one of claims 7 to 9, further comprising a step of removing the film.
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