JP5477248B2 - Nitriding steel and nitriding parts with excellent machinability - Google Patents
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本発明は、強度及び被削性に優れ、かつガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理によって硬質の窒化層が得られる窒化用鋼、及び表層に硬質の窒化層を有する窒化処理部品に関するものである。 The present invention provides a steel for nitriding that is excellent in strength and machinability and from which a hard nitrided layer can be obtained by nitriding treatment such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, etc., and a hard nitrided layer on the surface layer The present invention relates to a nitriding component having
自動車や各種産業機械には、疲労強度を改善するために、表層に硬化処理を施した部品が数多く使用されている。代表的な表層の硬化処理方法として、浸炭、窒化、高周波焼入れ等が挙げられる。窒化処理は、他の方法と異なり変態点以下の低温で処理されるため、熱処理歪みを軽減できる。 In automobiles and various industrial machines, many parts whose surface is hardened are used to improve fatigue strength. Typical surface layer hardening methods include carburizing, nitriding, induction hardening, and the like. Unlike other methods, the nitriding treatment is performed at a low temperature below the transformation point, so that heat treatment distortion can be reduced.
また、窒化処理時の加熱を利用して、ＭｏやＶの炭化物を析出させ、母材を強化する方法が提案されている（例えば、特許文献１）。 In addition, a method for strengthening the base material by precipitating Mo and V carbides using heating during nitriding has been proposed (for example, Patent Document 1).
しかし、処理温度が低い窒化処理には、有効硬化層が浅くなるという問題が存在する。例えば、アンモニア雰囲気で行われる窒化処理は、窒素の拡散が遅く、高い表面硬度を得るために、２０時間以上という長い処理時間を必要とする。 However, the nitriding process at a low processing temperature has a problem that the effective hardened layer becomes shallow. For example, the nitriding treatment performed in an ammonia atmosphere requires a long treatment time of 20 hours or more in order to obtain a high surface hardness due to slow diffusion of nitrogen.
また、窒素と共に炭素を含む浴又は雰囲気にて処理される軟窒化処理は、窒素の拡散速度が比較的速く、数時間で１００μｍ以上の有効硬化層深さを得ることができる。しかし、疲労強度の高い部品に適用するためには、さらに有効硬化層深さを増すことが必要である。 In addition, the soft nitriding treatment performed in a bath or atmosphere containing carbon together with nitrogen has a relatively high nitrogen diffusion rate, and an effective hardened layer depth of 100 μm or more can be obtained in several hours. However, in order to apply to parts having high fatigue strength, it is necessary to further increase the effective hardened layer depth.
また、窒化処理では、鋼製部品が変態点より低い温度に加熱されるため、焼入れによる強化が利用できない。そのため、窒化処理前に強度を確保しなくてはならず、窒化処理前の素材の強度を高める必要がある。 Further, in the nitriding treatment, since the steel part is heated to a temperature lower than the transformation point, strengthening by quenching cannot be used. Therefore, it is necessary to ensure the strength before the nitriding treatment, and it is necessary to increase the strength of the material before the nitriding treatment.
このような問題に対して、Ｍｎ含有量の低減、Ｃｒ含有量の増量、Ａｌ、Ｖ含有量の最適化によって、窒化処理後の有効硬化層深さを確保し、母材の金属組織をベイナイトとした窒化処理部品が提案されている（例えば、特許文献２）。 For such problems, by reducing the Mn content, increasing the Cr content, and optimizing the Al and V contents, the effective hardened layer depth after the nitriding treatment is secured, and the metal structure of the base material is bainite. A nitriding component has been proposed (for example, Patent Document 2).
さらに、部品を所定の形状にするために、窒化処理前の素材には切削加工が施されるため、窒化用鋼には強度及び被削性が要求される。 Furthermore, in order to make a part into a predetermined shape, the material before nitriding is subjected to cutting, so that the nitriding steel is required to have strength and machinability.
このような問題に対して、ベイナイトを主体とする金属組織としてブローチ加工性を改善した、窒化処理による疲労強度の改善に適した鋼が提案されている（例えば、特許文献３）。 In order to solve such a problem, steel suitable for improvement of fatigue strength by nitriding treatment with improved broachability as a metal structure mainly composed of bainite has been proposed (for example, Patent Document 3).
また、ＭｏとＶとを複合添加するとともに、Ａｌを適量添加し、ベイナイト主体の金属組織とした鋼が提案されている（例えば、特許文献４）。 In addition, steel having a metal structure mainly composed of bainite by adding Mo and V in combination and adding an appropriate amount of Al has been proposed (for example, Patent Document 4).
現在主流の疲労強度改善技術である浸炭と比較して、窒化処理では有効硬化層深さが不足しており、また、高い疲労強度を得るためには、窒化処理前の素材の強度をさらに高くする必要があり、かつ優れた被削性も要求される。 Compared to carburizing, which is currently the mainstream technology for improving fatigue strength, the effective hardened layer depth is insufficient in nitriding, and in order to obtain high fatigue strength, the strength of the material before nitriding is further increased. And excellent machinability is also required.
本発明は、疲労強度改善のために窒化処理後の表層硬さと有効硬化層深さを確保し、かつ窒化処理前の強度及び被削性にも優れた窒化用鋼、及びその窒化用鋼を素材として製造される窒化処理部品の提供を課題とするものである。 The present invention provides a nitriding steel that secures the surface hardness and effective hardened layer depth after nitriding treatment for improving fatigue strength, and is excellent in strength and machinability before nitriding treatment, and the nitriding steel. An object of the present invention is to provide a nitriding part manufactured as a raw material.
本発明者らは、Ａｌ、Ｃｒを含有させた窒化用鋼の強度と被削性について検討を行い、さらに、窒化用鋼を所定の形状に切削加工した後、窒化処理を施し、表面硬さと有効硬化層深さを測定した。 The inventors have examined the strength and machinability of nitriding steel containing Al and Cr, and further, after nitriding steel is cut into a predetermined shape, nitriding treatment is performed, and surface hardness and The effective hardened layer depth was measured.
その結果、ＡｌとＮの含有量の積（鋼中のＡｌ含有量（質量％）と鋼中のＮ含有量（質量％）の積のことをいう。以下、Ａｌ×Ｎということもある。）を０．００８以下にすることによって、被削性を確保できることが明らかになった。 As a result, the product of the contents of Al and N (the product of the Al content (mass%) in steel and the N content (mass%) in steel. Hereinafter, it may be referred to as Al × N. ) Of 0.008 or less, it became clear that machinability can be secured.
また、Ａｌ及びＣｒの含有量については、良好な表層硬さ及び有効硬化層深さを得るために、１．９Ａｌ＋Ｃｒを適正な範囲内にすることが好ましいという知見を得た。なお、１．９Ａｌ＋Ｃｒは、鋼中のＡｌ含有量（質量％）を１．９倍した値と、鋼中のＣｒ含有量（質量％）の値の和である。 Moreover, about content of Al and Cr, in order to obtain favorable surface layer hardness and effective hardened layer depth, the knowledge that it is preferable to make 1.9Al + Cr into an appropriate range was acquired. In addition, 1.9Al + Cr is the sum of the value of 1.9 times the Al content (mass%) in steel and the value of Cr content (mass%) in steel.
本発明は、これらの知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜０．９９％、
Ａｌ：０．０２〜０．４４％、
Ｎ ：０．００２〜０．０１８％、
Ｖ ：０．０５〜０．４８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．４１％を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする窒化用鋼。
The present invention has been made based on these findings, and the gist thereof is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.03-0.3%,
Si: 0.5% or less (including 0%),
Mn: 0.1 to 4.0%,
S: 0.005 to 0.2%,
Cr: 0.1~ 0.99%,
Al: 0.02~ 0.44%,
N: 0.002 to 0.018% ,
V: 0.05 to 0.48%,
Mo: 0.05-0.5%
The content of Al and N satisfies Al × N ≦ 0.008, the content of Al and Cr satisfies 0.5% ≦ 1.9 Al + Cr ≦ 1.41%, and the balance A nitriding steel comprising Fe and inevitable impurities.
（２） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の窒化用鋼。 ( 2 ) The nitriding steel as described in (1 ) above, further containing, in mass%, B: 0.0005 to 0.005%.
（３） さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の窒化用鋼。
( 3 ) Furthermore, in mass%,
Ca: 0.0003 to 0.005%,
Mg: 0.0003 to 0.005%
The steel for nitriding as described in (1) or ( 2) above, wherein one or both of the above are contained.
（４） さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の窒化用鋼。
( 4 ) Furthermore, in mass%,
Ti: 0.01~0.3%,
Nb: 0.01 to 0.3%
The steel for nitriding according to any one of the above (1) to ( 3 ), wherein one or both of the above are contained.
（５） 表層に窒化層を有する窒化処理部品であって、母材が、質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜０．９９％、
Ａｌ：０．０２〜０．４４％、
Ｎ ：０．００２〜０．０１８％、
Ｖ ：０．０５〜０．４８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．４１％を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記表層の硬さが７００ＨＶ以上であることを特徴とする窒化処理部品。
( 5 ) A nitriding component having a nitride layer on the surface layer, wherein the base material is mass%,
C: 0.03-0.3%,
Si: 0.5% or less (including 0%),
Mn: 0.1 to 4.0%,
S: 0.005 to 0.2%,
Cr: 0.1~ 0.99%,
Al: 0.02~ 0.44%,
N: 0.002 to 0.018% ,
V: 0.05 to 0.48%,
Mo: 0.05-0.5%
The content of Al and N satisfies Al × N ≦ 0.008, the content of Al and Cr satisfies 0.5% ≦ 1.9 Al + Cr ≦ 1.41%, and the balance A nitriding component comprising Fe and inevitable impurities, wherein the surface layer has a hardness of 700 HV or more.
（６） 前記母材が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする上記（５）に記載の窒化処理部品。
( 6 ) The base material is further in mass%,
B: 0.0005 to 0.005%
The nitriding part as described in ( 5) above, which contains
（７） 前記母材が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（５）又は（６）に記載の窒化処理部品。
( 7 ) The base material is further in mass%,
Ca: 0.0003 to 0.005%,
Mg: 0.0003 to 0.005%
The nitriding component according to ( 5 ) or ( 6 ) above, wherein one or both of the above are contained.
（８） 前記母材が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（５）〜（７）の何れかに記載の窒化処理部品。
( 8 ) The base material is further in mass%,
Ti: 0.01 to 0.3%,
Nb: 0.01 to 0.3%
The nitriding part according to any one of the above ( 5 ) to ( 7 ), wherein one or both of the above are contained.
（９） 前記母材の金属組織が、ベイナイト及びマルテンサイトの一方又は双方の合計の面積率で５０％以上であることを特徴とする上記（５）〜（８）の何れかに記載の窒化処理部品。 ( 9 ) The nitriding according to any one of ( 5 ) to ( 8 ), wherein the metal structure of the base material is 50% or more in terms of the total area ratio of one or both of bainite and martensite. Processing parts.
本発明によれば、窒化処理前の強度と被削性が良好で、かつ、窒化処理後の表層硬さが高い窒化用鋼を得ることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain a nitriding steel that has good strength and machinability before nitriding treatment and high surface hardness after nitriding treatment.
また、本発明の窒化用鋼によれば、窒化処理前の被削性が良好であることから、窒化部品を製造する前に行う切削加工の工数を低減することができ、また、窒化処理はオーステナイト変態点よりも低い温度で処理するため、熱処理歪が極めて小さく、かつ、十分な表層硬さを有する窒化処理部品を得ることができる。 In addition, according to the nitriding steel of the present invention, since machinability before nitriding treatment is good, it is possible to reduce the man-hour of cutting performed before manufacturing a nitrided part, Since the treatment is performed at a temperature lower than the austenite transformation point, it is possible to obtain a nitrided component having a very small heat treatment strain and a sufficient surface layer hardness.
さらに、本発明の窒化用鋼によれば、窒化処理前の鋼材の強度が高いため、窒化処理後の窒化処理部品の表層硬さが向上させるだけでなく、窒化処理部品の疲労強度も向上させることができる。 Furthermore, according to the nitriding steel of the present invention, since the strength of the steel material before nitriding is high, not only the surface hardness of the nitriding component after nitriding is improved, but also the fatigue strength of the nitriding component is improved. be able to.
本発明において、窒化用鋼とは、窒化処理部品の素材として用いられる鋼である。窒化用鋼は、鋼片を熱間加工して製造される。 In the present invention, nitriding steel is steel used as a material for nitriding parts. The nitriding steel is manufactured by hot working a steel piece.
本発明の窒化処理部品は、本発明の窒化用鋼を熱間加工又は冷間加工した後、必要な切削加工を行い、窒化処理を施された部品である。また、本発明の窒化用鋼を窒化処理した部品は熱処理歪みが極めて小さいが、必要に応じて仕上げ加工を施してもよい。 The nitriding component of the present invention is a component that has been subjected to nitriding treatment by performing necessary cutting processing after hot working or cold working of the nitriding steel of the present invention. Moreover, although the components obtained by nitriding the nitriding steel of the present invention have extremely small heat treatment distortion, finishing may be performed as necessary.
本発明において、「窒化処理」とは、所定の形状に切削加工された鋼製部品の表層に窒素を拡散させ、硬化する処理を意味し、鋼材の表層に窒素と炭素を拡散させる処理である「軟窒化処理」を含むものとする。 In the present invention, “nitriding treatment” means a treatment of diffusing nitrogen into the surface layer of a steel part that has been machined into a predetermined shape and hardening, and is a treatment of diffusing nitrogen and carbon into the surface layer of a steel material. Including “soft nitriding”.
これらの窒化処理としては、代表的には、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化等が挙げられ、このうちガス軟窒化、塩浴軟窒化は軟窒化処理に分類されるものである。 Typical examples of these nitriding treatments include gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, etc. Among them, gas soft nitriding and salt bath soft nitriding are classified as soft nitriding treatments. It is.
また、部品が窒化処理部品であることは、表層が硬化していることと、表層の窒素濃度が上昇していることで確認することができる。特に、軟窒化処理部品は、硬化した表層が１００μｍ以上であり、深い有効硬化層を有する。 Further, it can be confirmed that the part is a nitriding part by the fact that the surface layer is cured and the nitrogen concentration of the surface layer is increased. In particular, the soft nitriding component has a hardened surface layer of 100 μm or more and has a deep effective hardened layer.
本発明者らは、窒化処理によって表層部を硬化させるためにＡｌ、Ｃｒを含有させた窒化用鋼の強度と被削性について検討を行った。 The present inventors have examined the strength and machinability of nitriding steel containing Al and Cr in order to harden the surface layer portion by nitriding treatment.
その結果、本発明者らは、Ａｌを含有させた窒化用鋼に多くのＮが含まれていると、粗大なＡｌＮが生成し、被削性が劣化するという知見を得た。 As a result, the present inventors have found that when a large amount of N is contained in the nitriding steel containing Al, coarse AlN is generated and the machinability deteriorates.
また、本発明者らは、Ａｌ含有量とＮ含有量との関係を制御することにより、被削性が向上することを見出した。具体的には、鋼中のＡｌ含有量（質量％）とＮ含有量（質量％）の積Ａｌ×Ｎを０．００８以下にすることによって、被削性を確保できることを知見した。 The inventors have also found that machinability is improved by controlling the relationship between the Al content and the N content. Specifically, it was found that the machinability can be secured by setting the product Al × N of the Al content (mass%) and the N content (mass%) in steel to 0.008 or less.
そして、本発明者らは、Ａｌ及びＣｒは、表層部の硬化に有効であるが、その一方では、これらを過剰に鋼中に含有させると有効硬化層深さが減少するという知見に基づいて、さらに検討を行った。 And the present inventors are based on the knowledge that Al and Cr are effective in hardening the surface layer part, but on the other hand, if these are excessively contained in the steel, the effective hardened layer depth is reduced. Further investigations were made.
その結果、良好な表層硬さ及び有効硬化層深さを得るには、Ａｌ含有量とＣｒ含有量との関係を制御し、１．９Ａｌ＋Ｃｒを０．５〜１．８％の範囲内にすることが好ましいという知見を得た。 As a result, in order to obtain good surface hardness and effective hardened layer depth, the relationship between Al content and Cr content is controlled, and 1.9Al + Cr is within the range of 0.5 to 1.8%. The knowledge that it was preferable was obtained.
Ａｌの係数を１．９とするのは、窒化層の有効硬化層深さが、Ａｌ及びＣｒの原子濃度の合計との相関を有しているためである。即ち、Ｃｒの原子量は５２、Ａｌの原子量は２７であるから、質量％では、１．９Ａｌ＋Ｃｒによって、窒化層の有効硬化層深さ及び表層硬さとの関係を整理することができる。 The reason why the coefficient of Al is set to 1.9 is that the effective hardened layer depth of the nitride layer has a correlation with the total atomic concentration of Al and Cr. That is, since the atomic weight of Cr is 52 and the atomic weight of Al is 27, the relationship between the effective hardened layer depth and the surface hardness of the nitrided layer can be arranged by 1.9 Al + Cr in mass%.
本発明において、窒化用鋼、及びその窒化用鋼を窒化処理して得られる窒化処理部品の母材の成分組成を限定した理由について説明する。なお、母材とは、窒化処理後の窒化処理部品のうち、窒化層以外の部分をいうものとする。 The reason why the component composition of the base material of the nitriding steel and the nitriding component obtained by nitriding the nitriding steel in the present invention will be described. The base material refers to a portion other than the nitrided layer in the nitrided component after nitriding.
Ｃは、焼入れ性を高め、強度の向上に有効な元素であり、さらに窒化処理中に合金炭化物を析出させ、窒化層の析出強化にも寄与する元素である。Ｃが、０．０３％未満では硬化層や心部の必要な強度が得られず、０．３％を超えると強度が高くなり過ぎて加工性を損なう。したがって、Ｃ含有量は、下限を０．０３％、上限を０．３％とする。ただし、窒化処理前及び窒化処理後の強度確保を容易にし、より優れた被削性を得る観点から、Ｃ含有量は、下限を０．０５％、上限を０．２５％とすることが好ましい。 C is an element that enhances hardenability and is effective for improving strength, and further contributes to precipitation strengthening of the nitrided layer by precipitating alloy carbides during nitriding. If C is less than 0.03%, the required strength of the cured layer and the core cannot be obtained, and if it exceeds 0.3%, the strength becomes too high and the workability is impaired. Accordingly, the C content has a lower limit of 0.03% and an upper limit of 0.3%. However, from the viewpoint of facilitating securing of strength before and after nitriding and obtaining better machinability, the C content is preferably 0.05% at the lower limit and 0.25% at the upper limit. .
Ｍｎは、焼入れ性を高め、窒化処理前及び窒化処理後の強度を確保するために有用な元素である。Ｍｎが０．１％未満では十分な強度が確保できず、４％を超えると強度が過剰に上昇して加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、下限を０．１％、上限を４．０％とする。なお、過剰なＭｎの含有によって、有効硬化層深さが減少することがあるため、Ｍｎ含有量の上限は２．５％とすることが好ましい。 Mn is an element useful for enhancing the hardenability and ensuring the strength before and after the nitriding treatment. If Mn is less than 0.1%, sufficient strength cannot be secured, and if it exceeds 4%, the strength increases excessively and the workability decreases. Therefore, the Mn content has a lower limit of 0.1% and an upper limit of 4.0%. In addition, since an effective hardened layer depth may reduce by containing excessive Mn, it is preferable that the upper limit of Mn content shall be 2.5%.
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは、被削性を向上させる効果があるが、その効果を顕著なものとするためには、Ｓを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｓ含有量が０．２％を超えると、被削性を向上させるという効果が飽和するとともに、鍛造性が著しく低下する。よって、Ｓ含有量は、下限を０．００５％、上限を０．２％とする。Ｓ含有量の上限は０．１％が好ましく、０．０６％がより好ましい。 S combines with Mn and exists as MnS inclusions. MnS has an effect of improving machinability, but in order to make the effect remarkable, it is necessary to contain S in an amount of 0.005% or more. On the other hand, if the S content exceeds 0.2%, the effect of improving the machinability is saturated and the forgeability is significantly reduced. Therefore, the S content has a lower limit of 0.005% and an upper limit of 0.2%. The upper limit of the S content is preferably 0.1%, more preferably 0.06%.
Ｃｒは、窒化処理時に浸入するＮと鋼中のＣとの間で炭窒化物を形成し、その析出強化によって表層の窒化層硬度を著しく上昇させるのに極めて有効な元素である。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると有効硬化層深さが浅くなることがある。Ｃｒ含有量が０．１％未満では十分な有効硬化層を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると十分な有効硬化層を得る効果が飽和し、有効硬化層深さが減少する。したがって、Ｃｒ含有量は、下限を０．１％、上限を２．０％とする。好ましいＣｒ含有量の上限は０．８％である。Ｃｒ含有量の上限は、実施例に基づいて０．９９％とする。 Cr is an element that is extremely effective for forming a carbonitride between N entering during nitriding and C in the steel, and significantly increasing the hardness of the nitrided surface layer by precipitation strengthening. However, when Cr is excessively contained, the effective hardened layer depth may become shallow. If the Cr content is less than 0.1%, a sufficient effective hardened layer cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.0%, the effect of obtaining a sufficient effective hardened layer is saturated, and the effective hardened layer depth decreases. Therefore, the lower limit of the Cr content is 0.1% and the upper limit is 2.0%. The upper limit of the preferable Cr content is 0.8%. The upper limit of the Cr content is 0.99% based on the examples.
Ａｌは、窒化時に浸入するＮと窒化物を形成し、窒化層の硬さを高め、より深い有効硬化層を得るのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．０２％未満であると、十分な表層硬さが得られず、一方１．０％を超えて含有させると表層硬さ向上の効果が飽和し、さらには、有効硬化層深さも減少する。したがって、Ａｌ含有量は、下限を０．０２％、上限を１．０％とする。好ましいＡｌ含有量の上限値は０．３％である。Ａｌ含有量の上限は、実施例に基づいて０．４４％とする。 Al is an element effective to form a nitride with N that penetrates during nitriding, increase the hardness of the nitrided layer, and obtain a deeper effective hardened layer. If Al content is less than 0.02%, it can not be obtained sufficient surface hardness, whereas when the content exceeds 1.0%, the effect of table layer hardness improved saturation, more effective curing The layer depth also decreases. Accordingly, the Al content has a lower limit of 0.02% and an upper limit of 1.0%. A preferable upper limit of the Al content is 0.3%. The upper limit of the Al content is 0.44% based on the examples.
Ｎは、鋼中で過剰に含有すると硬さが上昇し、さらに、ＮとＡｌ等が化合して粗大な窒化物を生成し、被削性が劣化するため、０．０１８％以下に制限する必要がある。一方、Ｎを工業的に低コストで低減できる限界が０．００２％である。したがって、Ｎ含有量は、下限を０．００２％、上限を０．０１８％とする。好ましいＮ含有量の上限は０．０１０％であり、より好ましいＮ含有量の上限は０．００６％である。 When N is excessively contained in steel, the hardness is increased, and N and Al are combined to form coarse nitrides, resulting in deterioration of machinability. Therefore, N is limited to 0.018% or less. There is a need. On the other hand, the limit at which N can be industrially reduced at low cost is 0.002%. Therefore, the lower limit of N content is 0.002% and the upper limit is 0.018%. The upper limit of the preferable N content is 0.010%, and the more preferable upper limit of the N content is 0.006%.
Ａｌ及びＮの含有量の積［Ａｌ×Ｎ］は、０．００８を超えると粗大なＡｌＮが生成し、被削性が劣化する。したがって、［Ａｌ×Ｎ］の上限を０．００８とした。また、［Ａｌ×Ｎ］の好ましい上限は０．００３であり、より好ましい上限は０．００１５である。 When the product of the contents of Al and N [Al × N] exceeds 0.008, coarse AlN is generated and machinability deteriorates. Therefore, the upper limit of [Al × N] is set to 0.008. Moreover, the preferable upper limit of [Al × N] is 0.003, and the more preferable upper limit is 0.0015.
また、Ａｌ及びＣｒは窒化層の硬化に有効であるものの、一方で、過剰に鋼中に含有させると有効硬化層深さを減少させる。質量％で、１．９Ａｌ＋Ｃｒの値によって、窒化層の有効硬化層深さ及び表層硬さとの関係を制御することができる。有効硬化層をより深くするためには、１．９Ａｌ＋Ｃｒの下限を０．５％、上限を１．８％とすることが好ましい。１．９Ａｌ＋Ｃｒの上限は、実施例に基づいて１．４１％とする。 Moreover, although Al and Cr are effective for hardening the nitrided layer, on the other hand, if they are excessively contained in the steel, the effective hardened layer depth is reduced. The relationship between the effective hardened layer depth and the surface hardness of the nitrided layer can be controlled by the value of 1.9 Al + Cr in mass%. In order to make the effective hardened layer deeper, it is preferable to set the lower limit of 1.9Al + Cr to 0.5% and the upper limit to 1.8%. The upper limit of 1.9Al + Cr is 1.41% based on the examples.
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であるが、窒化処理において表層硬さの向上に寄与せず、有効硬化層深さを浅くする。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．５％に制限することが必要である。さらに深い有効硬化層深さを得るために、好ましいＳｉ含有量の上限は０．１％である。Ｓｉ含有量の下限は、低いほど好ましく、０％が最も好ましい。 Si is an element useful as a deoxidizer, but does not contribute to the improvement of surface hardness in the nitriding treatment, and makes the effective hardened layer depth shallow. Therefore, it is necessary to limit the upper limit of Si content to 0.5%. In order to obtain a deeper effective hardened layer depth, the preferable upper limit of the Si content is 0.1%. The lower limit of the Si content is preferably as low as possible, and is most preferably 0%.
Ｐは、粒界に偏析して靭性を低下させる作用をなす元素である。そのため、極力低減することが好ましく、上限を０．０３％とすることが好ましい。下限は、工業的限界の０．０００１％とすることが好ましい。 P is an element that has the effect of segregating at grain boundaries and reducing toughness. Therefore, it is preferable to reduce as much as possible, and it is preferable to make the upper limit 0.03%. The lower limit is preferably 0.0001% of the industrial limit.
Ｖ及びＭｏは、焼入れ性を確保し、ベイナイト組織を得るのに有効な元素であり、窒化時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成する、あるいは、Ｃｒと複合炭窒化物を形成することにより、表層硬さ及び有効硬化層深さを得るのに有効な元素である。Ｖ及びＭｏの含有量の下限が、それぞれ、０．０５％では上記効果が十分得られず、一方、Ｖ及びＭｏの含有量の上限が、それぞれ、１．０％を超えるとコストに見合った効果が得られない。 V and Mo are elements effective for ensuring hardenability and obtaining a bainite structure, and form carbonitrides with N and C in the steel that enter during nitriding, or Cr and composite carbonitrides. By forming, it is an element effective for obtaining surface hardness and effective hardened layer depth. When the lower limit of the V and Mo contents is 0.05%, respectively, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the upper limit of the V and Mo contents exceeds 1.0%, the cost is met. The effect is not obtained.
したがって、Ｖ及びＭｏの一方又は双方を含有させる場合には、Ｖ及びＭｏの含有量の下限を、それぞれ、０．０５％、上限を、それぞれ、１．０％とすることが好ましい。より好ましいＶ及びＭｏ含有量の上限は、それぞれ、０．５％とする。Ｖ含有量の上限は、実施例に基づいて０．４８％とする。 Therefore, when one or both of V and Mo are contained, it is preferable that the lower limit of the content of V and Mo is 0.05% and the upper limit is 1.0%. More preferable upper limits of the V and Mo contents are 0.5%. The upper limit of the V content is 0.48% based on the example.
Ｂは、焼入れ性を向上させ、さらにＢＮとして析出すると被削性向上に有効な元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、被削性向上の効果が十分得られず、一方、０．００５％を超えると、ＢＮが過剰に析出し、鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に疵が発生しやすくなる。したがって、Ｂ含有量の下限を０．０００５％、上限を０．００５０％とすることが好ましい。より好ましいＢ含有量の上限は０．００３％である。 B is an element that improves the hardenability and is effective in improving the machinability when precipitated as BN. When the B content is less than 0.0005%, the effect of improving the machinability cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the B content exceeds 0.005%, BN is excessively precipitated, resulting in deterioration of casting characteristics and hot deformation characteristics. As a result, wrinkles are likely to occur during production. Therefore, it is preferable that the lower limit of the B content is 0.0005% and the upper limit is 0.0050%. A more preferable upper limit of the B content is 0.003%.
Ｃａ及びＭｇは、脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。これらの元素はＡｌと複合酸化物を形成し、Ａｌ酸化物を軟質化することで被削性が向上する。Ｃａ及びＭｇの含有量が、それぞれ、０．０００３％未満では上記効果が十分得られず、０．００５％を超えるとＣａＳやＭｇＳが生成し、被削性が低下する。 Ca and Mg are deoxidizing elements and generate oxides in steel. These elements form a composite oxide with Al, and the machinability is improved by softening the Al oxide. If the Ca and Mg contents are each less than 0.0003%, the above effect cannot be obtained sufficiently, and if it exceeds 0.005%, CaS and MgS are generated, and the machinability is lowered.
したがって、Ｃａ及びＭｇの一方又は双方を含有させる場合には、Ｃａ及びＭｇの含有量の下限を、それぞれ、０．０００３％、上限を、それぞれ、０．００５％とすることが好ましい。より好ましいＣａ及びＭｇの下限は、それぞれ、０．０００３％、上限は、それぞれ、０．００３％である。 Therefore, when one or both of Ca and Mg are contained, it is preferable that the lower limit of the content of Ca and Mg is 0.0003% and the upper limit is 0.005%, respectively. More preferably, the lower limit of Ca and Mg is 0.0003%, and the upper limit is 0.003%.
Ｔｉ及びＮｂは、窒化時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成する元素であり、表層硬さ及び有効硬化層深さを得るのに有効な元素である。窒化層の硬さを高め、有効硬化層深さを増加させる効果を得るには、Ｔｉ及びＮｂを、それぞれ、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．３％超のＴｉ及びＮｂを、それぞれ含有させても、上記効果が飽和する。 Ti and Nb are elements that form carbonitrides with N and C in steel that penetrate during nitriding, and are effective elements for obtaining surface hardness and effective hardened layer depth. In order to increase the hardness of the nitrided layer and increase the effective hardened layer depth, it is preferable to contain 0.01% or more of Ti and Nb, respectively. On the other hand, the above effect is saturated even if Ti and Nb are added in excess of 0.3%.
したがって、Ｔｉ及びＮｂの一方又は双方を含有させる場合には、Ｔｉ及びＮｂの含有量の上限は、それぞれ、０．３％とすることが好ましい。 Therefore, when one or both of Ti and Nb are contained, the upper limit of the content of Ti and Nb is preferably 0.3%.
また、本発明において、窒化処理後の窒化処理部品の強度を窒化層と母材の全体で上昇させるために、母材の金属組織はベイナイト及びマルテンサイトの一方、又は双方であることが好ましい。 In the present invention, in order to increase the strength of the nitrided component after the nitriding treatment in the entire nitrided layer and the base material, it is preferable that the metal structure of the base material is one or both of bainite and martensite.
そして、ベイナイト及びマルテンサイトは、軟窒化処理時に析出する合金元素の固溶量が多いため、窒化用鋼の金属組織をベイナイト及びマルテンサイトにすることで、軟窒化処理の析出強化によって、効果的に窒化層の硬さを高めることができる。 And since bainite and martensite have a large amount of alloy elements that precipitate during soft nitriding, the bainite and martensite are made effective by precipitation strengthening of soft nitriding by making the metal structure of nitriding steel bainite and martensite. In addition, the hardness of the nitride layer can be increased.
特に、析出強化の効果を十分に得るためには、窒化処理部品における母材のベイナイト及びマルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率を５０％以上にすることが好ましい。より効果的に析出強化させるためには、窒化処理部品における母材のベイナイト及びマルテンサイトの一方、又は双方の合計の面積率を７０％以上とすることが好ましい。 In particular, in order to sufficiently obtain the effect of precipitation strengthening, it is preferable to set the total area ratio of one or both of the base material bainite and martensite to 50% or more in the nitrided component. In order to strengthen precipitation more effectively, it is preferable to set the total area ratio of one or both of the base material bainite and martensite in the nitrided component to 70% or more.
窒化処理部品における母材の金属組織の面積率は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡にて観察することで評価することができる。例えば、窒化処理部品における母材の硬さを測定した位置について、光学顕微鏡を用いて５視野を５００倍で観察して写真を撮影し、目視にてベイナイト及びマルテンサイト部分を決定し、それを画像解析してベイナイト及びマルテンサイトそれぞれの面積率を求めるとよい。 The area ratio of the metal structure of the base material in the nitriding component can be evaluated by mirror polishing, etching with a nital solution, and observing with an optical microscope. For example, with respect to the position where the hardness of the base material in the nitriding part is measured, the optical field is used to observe five fields of view at 500 times and a photograph is taken, and the bainite and martensite portions are determined visually, The area ratio of each of bainite and martensite may be obtained by image analysis.
次に、本発明の窒化処理部品の表層硬さについて説明する。 Next, the surface hardness of the nitriding component of the present invention will be described.
本発明の窒化処理部品は、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理が行われることによって有効硬化層深さが３００μｍ以上になり、表層硬さが７００ＨＶ以上という、優れた特性を有するものである。 The nitriding part of the present invention is subjected to nitriding such as gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, etc., so that the effective hardened layer depth is 300 μm or more, and the surface hardness is 700 HV or more. It has excellent characteristics.
また、軟窒化処理によれば、１０時間以内の処理時間によって、有効硬化層深さが３００μｍ以上、表面硬さが７００ＨＶ以上という、優れた特性を得ることができる。 Further, according to the soft nitriding treatment, excellent properties such as an effective hardened layer depth of 300 μm or more and a surface hardness of 700 HV or more can be obtained in a treatment time of 10 hours or less.
なお、表層硬さは、ビッカース硬さで評価し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して測定される。 The surface hardness is evaluated by Vickers hardness and measured according to JIS Z 2244.
次に、本発明の窒化用鋼及び窒化処理部品の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the nitriding steel and nitriding component of the present invention will be described.
窒化用鋼の主な製造工程は熱間圧延であり、窒化処理部品の主な製造工程は熱間鍛造であるため、以下、熱間圧延及び熱間鍛造における条件及び方法について説明する。 Since the main manufacturing process of nitriding steel is hot rolling, and the main manufacturing process of nitriding parts is hot forging, the conditions and methods in hot rolling and hot forging will be described below.
熱間圧延又は熱間鍛造前の鋼材の加熱温度が１０００℃未満であると、熱間圧延時又は熱間鍛造時の変形抵抗が大きくなり、熱間圧延又は熱間鍛造に要する製造コストが高くなる可能性がある。また、鋼材に含有させた合金元素が十分に溶体化されないと、焼入れ性が低くなり、ベイナイト分率の低下も懸念される。したがって、熱間圧延前又は熱間鍛造前の加熱温度を１０００℃以上にすることが好ましい。 When the heating temperature of the steel material before hot rolling or hot forging is less than 1000 ° C., the deformation resistance at the time of hot rolling or hot forging increases, and the manufacturing cost required for hot rolling or hot forging is high. There is a possibility. Moreover, if the alloying element contained in the steel material is not sufficiently solutionized, the hardenability is lowered and there is a concern that the bainite fraction is lowered. Therefore, it is preferable to set the heating temperature before hot rolling or hot forging to 1000 ° C. or higher.
一方、熱間圧延前又は熱間鍛造前の加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒界が粗大化するため、加熱温度は１３００℃以下が好ましい。 On the other hand, when the heating temperature before hot rolling or before hot forging exceeds 1300 ° C., the austenite grain boundary becomes coarse, so the heating temperature is preferably 1300 ° C. or less.
また、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率の低下を防止し、フェライト・パーライト組織の生成を抑制するためには、熱間圧延又は熱間鍛造後、鋼材が５００℃以下となるまでの冷却速度を制御することが好ましい。 Also, in order to prevent the reduction of the area ratio of bainite and martensite and to suppress the formation of ferrite and pearlite structures, the cooling rate until the steel becomes 500 ° C. or less after hot rolling or hot forging is controlled. It is preferable to do.
鋼材が５００℃以下となるまでの冷却速度が０．１℃／ｓ未満になると、ベイナイト、マルテンサイトの分率が低下し、また、フェライト・パーライト組織になる可能性がある。 If the cooling rate until the steel material reaches 500 ° C. or less is less than 0.1 ° C./s, the fraction of bainite and martensite may decrease, and there is a possibility that a ferrite / pearlite structure is formed.
一方、５００℃以下までの冷却速度の上限は、マルテンサイトの面積率を高めるためには速い方が好ましい。ただし、加工性の観点から、マルテンサイトの生成を抑制する場合は、冷却速度の上限を１０℃／ｓにすることが好ましい。 On the other hand, the upper limit of the cooling rate to 500 ° C. or lower is preferably faster in order to increase the martensite area ratio. However, from the viewpoint of workability, when suppressing the formation of martensite, the upper limit of the cooling rate is preferably 10 ° C./s.
したがって、熱間圧延又は熱間鍛造後、鋼材が５００℃以下となるまでの冷却速度は、０．１〜１０℃の範囲とすることが好ましい。 Therefore, after the hot rolling or hot forging, the cooling rate until the steel becomes 500 ° C. or less is preferably in the range of 0.1 to 10 ° C.
また、熱間圧延によって製造した本発明の窒化用鋼を用いて、所定の形状の部品に冷間加工（例えば冷間鍛造、切削加工）して製造した部品、例えば、歯車に、窒化処理を行うことで、熱処理歪を抑えつつ窒化処理部品の疲労強度を向上させることができる。 Further, using the nitriding steel of the present invention manufactured by hot rolling, a nitriding treatment is applied to a part, for example, a gear, which is manufactured by cold working (for example, cold forging, cutting) on a part having a predetermined shape. By doing so, the fatigue strength of the nitrided component can be improved while suppressing heat treatment strain.
窒化処理としては、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化を挙げることができる。 Examples of the nitriding treatment include gas nitriding, plasma nitriding, gas soft nitriding, and salt bath soft nitriding.
表層硬さが７００ＨＶ以上、有効硬化層深さが３００μｍ以上という窒化層を得るためには、ガス窒化を行う場合は、例えば、５４０℃のアンモニア雰囲気で、２０時間以上保持する。 In order to obtain a nitrided layer having a surface hardness of 700 HV or more and an effective hardened layer depth of 300 μm or more, when performing gas nitriding, for example, it is held in an ammonia atmosphere at 540 ° C. for 20 hours or more.
特に、窒化処理としては、例えば、５７０℃のＮ2＋ＮＨ3＋ＣＯ2混合ガスによる一般的なガス軟窒化処理であれば、１０時間程度の処理時間で前述の窒化層を得ることができる。 In particular, as the nitriding treatment, for example, if a general gas soft nitriding treatment is performed with a mixed gas of N 2 + NH 3 + CO 2 at 570 ° C., the above-described nitride layer can be obtained in a processing time of about 10 hours.
すなわち、本発明の窒化用鋼を素材とする部品や、本発明の窒化用鋼と同一の範囲内の成分を有する鋼片を熱間加工した部品は、工業上、実用的な時間での軟窒化処理を行うことによって、十分な表層硬さと、従来の軟窒化処理に比べて、より深い有効硬化層を得ることができる。 In other words, parts made of the nitriding steel of the present invention or parts obtained by hot working a steel slab having components in the same range as the nitriding steel of the present invention are softened in a practical and practical time. By performing the nitriding treatment, a deeper effective hardened layer can be obtained as compared with a sufficient surface hardness and a conventional soft nitriding treatment.
本発明を実施例でさらに説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 The present invention will be further described in the examples. The conditions in the examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is limited to this one example of conditions. It is not something. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
表１及び表２に示す化学成分を有する鋼を溶製した。表１及び表２において下線を付した数値は本発明の範囲外であることを示す。 Steels having chemical components shown in Tables 1 and 2 were melted. The numerical values underlined in Tables 1 and 2 indicate that they are outside the scope of the present invention.
これらの鋼の一部を熱間圧延して直径３０ｍｍの丸棒を得た。その後、１２００〜１２５０℃に加熱し、熱間鍛造した後、１〜１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、厚さ１０ｍｍ、直径３５ｍｍの歯車形状を有する熱間鍛造品を製造した。 Some of these steels were hot-rolled to obtain round bars with a diameter of 30 mm. Then, after heating to 1200-1250 degreeC and hot forging, it cooled at the cooling rate of 1-10 degreeC / s, and manufactured the hot forging goods which have a gear shape of thickness 10mm and diameter 35mm.
図１は、本発明の一実施形態である歯車部品の一つの歯を拡大して示した図である。図１中、符号１は歯車部品における一つの歯である。 FIG. 1 is an enlarged view showing one tooth of a gear part according to an embodiment of the present invention. In FIG. 1, reference numeral 1 denotes one tooth in the gear part.
熱間鍛造部品のベイナイト及びマルテンサイトの合計の面積率（表１及び表２において、ベイナイト＋マルテンサイトの面積率）は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡にて図１の符号２の位置にて、５視野を５００倍で観察して写真を撮影し、目視にてベイナイトとマルテンサイトとからなる部分を決定し、その部分を画像解析して面積率を求めた。
The total area ratio of bainite and martensite of hot forged parts (in Tables 1 and 2, the area ratio of bainite + martensite) is mirror-polished and then etched with a nital solution, and the optical microscope shown in FIG. At the position indicated by
また、熱間鍛造品は、歯車形状の表面をきれいにするための切削を行い、ガス窒化処理を実施した。ガス軟窒化処理の条件は、雰囲気を体積分率でＮＨ3：Ｎ2：ＣＯ2＝５０：４５：５の混合ガスとし、温度を５６０℃、保持時間を１０時間とした。 Further, the hot forged product was subjected to gas nitriding treatment by cutting to clean the gear-shaped surface. The conditions of the gas soft nitriding treatment were a mixed gas of NH 3 : N 2 : CO 2 = 50: 45: 5 in terms of volume fraction, a temperature of 560 ° C., and a holding time of 10 hours.
軟窒化処理後、表層硬さを測定した。表層硬さは、軟窒化処理後の歯車部品の表面から５０μｍ内部の位置におけるＨＶ０．３（２．９Ｎ）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して測定した。なお、窒化処理部品の母材の強度の代表値として、軟窒化処理前の表層硬さを同様に測定しておいた。 After the soft nitriding treatment, the surface hardness was measured. The surface layer hardness was measured in accordance with JIS Z 2244 by HV0.3 (2.9N) at a position inside 50 μm from the surface of the gear component after the soft nitriding treatment. The surface hardness before soft nitriding was measured in the same manner as a representative value of the strength of the base material of the nitriding component.
また、有効硬化層深さは、ＪＩＳ Ｇ ０５５７に準拠して、軟窒化処理後の歯車部品の表面からＨＶが５５０となる位置までの距離とした。 Moreover, the effective hardened layer depth was made into the distance from the surface of the gear components after soft nitriding processing to the position where HV becomes 550 based on JISG0557.
被削性は、表１及び表２に示す化学成分を有する鋼片を熱間鍛造し、直径４５ｍｍ、長さ１９０ｍｍの試験片を作製し、その試験片（窒化処理前）に対して、試験片側面を切込み深さ２ｍｍ、送り速度０．３ｍｍ／ｒｅｖ、円周方向の切削速度１５０ｍ／分の条件でＣＶＤコーティングされた超硬バイトでの旋削試験を実施し、バイトの横逃げ面摩耗量が０．０５ｍｍとなるまでの切削時間を測定することにより評価した。 For machinability, steel pieces having the chemical components shown in Table 1 and Table 2 were hot forged to produce a test piece having a diameter of 45 mm and a length of 190 mm, and the test piece (before nitriding treatment) was tested. A lathe test was performed on a carbide-coated carbide tool on one side with a depth of cut of 2 mm, a feed rate of 0.3 mm / rev, and a circumferential cutting speed of 150 m / min. It evaluated by measuring the cutting time until it became 0.05 mm.
結果を表３及び表４に示す。表３及び４において下線を付した数値は本発明範囲外であることを示す。なお、表３中、有効硬化層深さは、窒化処理後に測定した結果である。 The results are shown in Tables 3 and 4. The numbers underlined in Tables 3 and 4 indicate that they are outside the scope of the present invention. In Table 3, the effective hardened layer depth is a result measured after nitriding treatment.
表３及び表４中、本発明例であるＮｏ．１〜８、１２、１３、１８〜３０は、工具寿命が７分以上で被削性が良好であり、窒化後の表層硬さがＨＶ７００以上で十分に硬く、３００μｍ以上の十分な有効硬化層深さが得られている。 In Table 3 and Table 4, No. which is an example of the present invention. 1 to 8 , 12 , 13 , 18 to 30 have a tool life of 7 minutes or more and good machinability, and the surface hardness after nitriding is sufficiently hard at HV700 or more, and a sufficient effective hardened layer of 300 μm or more The depth is obtained.
また、本発明例は、窒化処理前の硬さも高いことから、窒化処理後の疲労強度も十分であることが確認できた。 Moreover, since the hardness of the example of the present invention was high before the nitriding treatment, it was confirmed that the fatigue strength after the nitriding treatment was sufficient.
これに対し、Ｎｏ．１０１、１０３は、それぞれＣ含有量、Ｍｎ含有量が本発明の下限より少ないため、十分な強度が得られず、表層硬さや有効硬化層深さも劣っている。 In contrast, no. Since 101 and 103 each have a C content and a Mn content lower than the lower limit of the present invention, sufficient strength cannot be obtained, and the surface layer hardness and the effective hardened layer depth are also inferior.
Ｎｏ．１０２、１０４はそれぞれＣ含有量、Ｍｎ含有量が本発明の上限を超えているため、被削性が低下しており、工具寿命が６分以下で短い。 No. Since 102 and 104 have C content and Mn content exceeding the upper limit of the present invention, respectively, the machinability is lowered and the tool life is shorter than 6 minutes.
Ｎｏ．１０５、１０６はＣｒ含有量が、Ｎｏ．１０７、１０８はＡｌ含有量が、本発明の範囲外であるため、有効硬化層が浅く、３００μｍ未満である。 No. Nos. 105 and 106 have a Cr content of No. 105. Since 107 and 108 have an Al content outside the range of the present invention, the effective hardened layer is shallow and less than 300 μm.
Ｎｏ．１０９、１１１はそれぞれＳ含有量、Ｎ含有量が本発明の下限を下回っているため、Ｎｏ．１０９は十分なＭｎＳが生成せず、Ｎｏ．１１１は粗大な窒化物が生成するため、被削性が低下し、工具寿命が短い。 No. Nos. 109 and 111 have S and N contents below the lower limit of the present invention. No. 109 did not produce sufficient MnS. Since 111 is a coarse nitride, machinability is reduced and the tool life is short.
Ｎｏ．１１０はＳ含有量が本発明の上限を超え、鍛造時に割れが生じたため、評価を行わなかった。 No. 110 was not evaluated because the S content exceeded the upper limit of the present invention and cracking occurred during forging.
Ｎｏ．１１２は［Ａｌ×Ｎ］が本発明の上限を超えているため、粗大なＡｌＮが生成し、被削性が低下して工具寿命が短い。 No. Since 112 [Al × N] exceeds the upper limit of the present invention, coarse AlN is generated, machinability is reduced, and the tool life is short.
Ｎｏ．１１３はＳｉ含有量が本発明の上限を超えているため、硬化層特性が低下し、表層硬さ、有効硬化層深さが小さい。 No. No. 113 has a Si content exceeding the upper limit of the present invention, so that the cured layer characteristics are lowered, and the surface layer hardness and the effective cured layer depth are small.
以上、比較例であるＮｏ．１０１〜１１３は、工具寿命、窒化処理前の表層硬さ、窒化処理後の表層硬さ、有効硬化層硬さのうちの少なくとも一つが劣ることが確認できた。 As described above, No. which is a comparative example. In 101 to 113, it was confirmed that at least one of tool life, surface hardness before nitriding treatment, surface layer hardness after nitriding treatment, and effective hardened layer hardness was inferior.
なお、上述したところは、本発明の実施形態を例示したものにすぎず、本発明は、特許請求の範囲の記載範囲内において種々変更を加えることができる。 In addition, the place mentioned above is only what illustrated embodiment of this invention, and this invention can add a various change within the description range of a claim.
前述したように、本発明によれば、窒化処理前の強度と被削性が良好で、かつ、窒化処理後の表層硬さが高い窒化用鋼を得ることができ、工業上、顕著な効果を奏する。 As described above, according to the present invention, it is possible to obtain a nitriding steel having good strength and machinability before nitriding treatment and high surface hardness after nitriding treatment, which is industrially remarkable. Play.
また、本発明の窒化用鋼によれば、窒化処理前の被削性が良好であることから、窒化部品を製造する前に行う切削加工の工数を低減することができ、また、窒化処理はオーステナイト変態点よりも低い温度で処理するため、熱処理歪が極めて小さいことから、安価に窒化処理部品を得ることができる。本発明は、工業上、利用価値の高いものである。 In addition, according to the nitriding steel of the present invention, since machinability before nitriding treatment is good, it is possible to reduce the man-hour of cutting performed before manufacturing a nitrided part, Since the treatment is performed at a temperature lower than the austenite transformation point, since the heat treatment strain is extremely small, a nitriding part can be obtained at a low cost. The present invention has high utility value industrially.
１ 歯車部品における一つの歯
２ 熱間鍛造後の金属組織観察位置
1 One tooth in
Claims (9)
Ｃ ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜０．９９％、
Ａｌ：０．０２〜０．４４％、
Ｎ ：０．００２〜０．０１８％、
Ｖ ：０．０５〜０．４８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．４１％を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする窒化用鋼。 % By mass
C: 0.03-0.3%,
Si: 0.5% or less (including 0%),
Mn: 0.1 to 4.0%,
S: 0.005 to 0.2%,
Cr: 0.1~ 0.99%,
Al: 0.02~ 0.44%,
N: 0.002 to 0.018% ,
V: 0.05 to 0.48%,
Mo: 0.05-0.5%
The content of Al and N satisfies Al × N ≦ 0.008, the content of Al and Cr satisfies 0.5% ≦ 1.9 Al + Cr ≦ 1.41%, and the balance A nitriding steel comprising Fe and inevitable impurities.
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化用鋼。 Furthermore, in mass%,
Ca: 0.0003 to 0.005%,
Mg: 0.0003 to 0.005%
One or both of these are contained, Steel for nitriding of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の窒化用鋼。 Furthermore, in mass%,
Ti: 0.01~0.3%,
Nb: 0.01 to 0.3%
One or both of these are contained, The steel for nitriding of any one of Claims 1-3 characterized by the above-mentioned.
Ｃ ：０．０３〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｓ ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜０．９９％、
Ａｌ：０．０２〜０．４４％、
Ｎ ：０．００２〜０．０１８％、
Ｖ ：０．０５〜０．４８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
を含有し、Ａｌ及びＮの含有量が、Ａｌ×Ｎ≦０．００８を満足し、Ａｌ及びＣｒの含有量が、０．５％≦１．９Ａｌ＋Ｃｒ≦１．４１％を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記表層の硬さが７００ＨＶ以上であることを特徴とする窒化処理部品。 A nitriding component having a nitride layer on the surface layer, wherein the base material is mass%,
C: 0.03-0.3%,
Si: 0.5% or less (including 0%),
Mn: 0.1 to 4.0%,
S: 0.005 to 0.2%,
Cr: 0.1~ 0.99%,
Al: 0.02~ 0.44%,
N: 0.002 to 0.018% ,
V: 0.05 to 0.48%,
Mo: 0.05-0.5%
The content of Al and N satisfies Al × N ≦ 0.008, the content of Al and Cr satisfies 0.5% ≦ 1.9 Al + Cr ≦ 1.41%, and the balance A nitriding component comprising Fe and inevitable impurities, wherein the surface layer has a hardness of 700 HV or more.
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
を含有することを特徴とする請求項５に記載の窒化処理部品。 The base material is further in mass%,
B: 0.0005 to 0.005%
The nitriding component according to claim 5 , further comprising:
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の窒化処理部品。 The base material is further in mass%,
Ca: 0.0003 to 0.005%,
Mg: 0.0003 to 0.005%
One or both of these are contained, The nitriding process part of Claim 5 or 6 characterized by the above-mentioned.
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項５〜７の何れか１項に記載の窒化処理部品。 The base material is further in mass%,
Ti: 0.01 to 0.3%,
Nb: 0.01 to 0.3%
One or nitrided component according to any one of claims 5-7, characterized in that it contains both.
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