JPH0881734A - 窒化処理用鋼およびその製造方法 - Google Patents
窒化処理用鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH0881734A JPH0881734A JP21767294A JP21767294A JPH0881734A JP H0881734 A JPH0881734 A JP H0881734A JP 21767294 A JP21767294 A JP 21767294A JP 21767294 A JP21767294 A JP 21767294A JP H0881734 A JPH0881734 A JP H0881734A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- less
- steel
- nitriding
- nitriding treatment
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 窒化処理後の硬化層の厚さが厚いと共に心部
の硬度も高く、なおかつ、機械加工性は従来の窒化処理
用鋼と同等レベルが確保されている窒化処理用鋼を提供
する。 【構成】 本発明の窒化処理用鋼は、Ｃ：0.１０〜0.４
０重量％，Ｍｎ：1.５０重量％以下，Ｃｒ：2.００重量
％以下，Ｖ：0.０５〜0.６０重量％，Ａｌ：0.０５〜1.
００重量％を必須成分として含有し、残部がＦｅと不可
避的不純物から成り、鉄基地中に、微粒ＶＣが分散して
いることを特徴とし、従来の窒化処理用鋼に比べ、窒化
処理中の高温、長時間保持による心部の軟化がなく、高
強度で長寿命の部品が得られる。
の硬度も高く、なおかつ、機械加工性は従来の窒化処理
用鋼と同等レベルが確保されている窒化処理用鋼を提供
する。 【構成】 本発明の窒化処理用鋼は、Ｃ：0.１０〜0.４
０重量％，Ｍｎ：1.５０重量％以下，Ｃｒ：2.００重量
％以下，Ｖ：0.０５〜0.６０重量％，Ａｌ：0.０５〜1.
００重量％を必須成分として含有し、残部がＦｅと不可
避的不純物から成り、鉄基地中に、微粒ＶＣが分散して
いることを特徴とし、従来の窒化処理用鋼に比べ、窒化
処理中の高温、長時間保持による心部の軟化がなく、高
強度で長寿命の部品が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、窒化処理用鋼に関し、
更に詳しくは、素材の心部の硬度が高く、窒化処理を行
った際に表面の硬化層の厚さが厚くなり歯車の素材とし
て有用な窒化処理用鋼に関する。
更に詳しくは、素材の心部の硬度が高く、窒化処理を行
った際に表面の硬化層の厚さが厚くなり歯車の素材とし
て有用な窒化処理用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】歯車、スリーブ、ライナなどは、全体の
機械的強度が優れることとならんで、表面が高硬度で耐
摩耗性に優れているということが要求され、通常はＪＩ
Ｓ規格のＳＡＣＭ６４５のような窒化処理用鋼を出発素
材として製造されている。上記した部品の製造に際して
は、まず、所定の窒化処理用鋼を機械加工して、目的部
品の最終形状またはそれに近似した形状の中間材を製造
する。
機械的強度が優れることとならんで、表面が高硬度で耐
摩耗性に優れているということが要求され、通常はＪＩ
Ｓ規格のＳＡＣＭ６４５のような窒化処理用鋼を出発素
材として製造されている。上記した部品の製造に際して
は、まず、所定の窒化処理用鋼を機械加工して、目的部
品の最終形状またはそれに近似した形状の中間材を製造
する。
【０００３】ついで、その中間材を、例えば、５７０℃
前後のＮ2 雰囲気またはＮＨ3 雰囲気中に所望する時間
放置することにより、窒化処理が施される。この過程で
進行する窒素の拡散により、前記中間材の表面には窒化
物を主成分とする硬化層が形成され、中間材の表面は心
部に比べて高硬度になり、選択的に表面の耐摩耗性が向
上する。
前後のＮ2 雰囲気またはＮＨ3 雰囲気中に所望する時間
放置することにより、窒化処理が施される。この過程で
進行する窒素の拡散により、前記中間材の表面には窒化
物を主成分とする硬化層が形成され、中間材の表面は心
部に比べて高硬度になり、選択的に表面の耐摩耗性が向
上する。
【０００４】このような窒化処理用鋼の使用形態からし
て、窒化処理用鋼には、全体として機械的強度に優れて
いることは当然のこととして、中間材の製造時における
機械加工性の点からすると、軟質で加工しやすい材料で
あること、そして、窒化処理時には表面に高硬度で耐摩
耗性が優れた硬化層が形成されるという性質が求められ
ている。
て、窒化処理用鋼には、全体として機械的強度に優れて
いることは当然のこととして、中間材の製造時における
機械加工性の点からすると、軟質で加工しやすい材料で
あること、そして、窒化処理時には表面に高硬度で耐摩
耗性が優れた硬化層が形成されるという性質が求められ
ている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところで、高強度の部
品を得ようとした場合には、用いる窒化処理用鋼として
は、その心部も高強度で硬質なものであることが好適で
ある。しかし、用いる窒化処理用鋼それ自体が高硬度で
ある場合は、前記した機械加工時における加工性は低下
する。すなわち、機械加工の観点からすると、用いる窒
化処理用鋼は軟質であることが望ましいことになる。
品を得ようとした場合には、用いる窒化処理用鋼として
は、その心部も高強度で硬質なものであることが好適で
ある。しかし、用いる窒化処理用鋼それ自体が高硬度で
ある場合は、前記した機械加工時における加工性は低下
する。すなわち、機械加工の観点からすると、用いる窒
化処理用鋼は軟質であることが望ましいことになる。
【０００６】したがって、窒化処理用鋼には、高強度部
品の提供という観点からすると心部は硬質であることが
好ましく、機械加工の観点からすると心部は軟質である
ことが好ましいという、相反する特性が要求される。こ
のようなことから、前記した相反する特性を満足させる
ため、窒化処理用鋼として焼入れ性に優れる鋼を採用
し、焼入れ前の比較的軟質なうちに機械加工を行い、つ
いで焼入れを行って強度向上したのちに、窒化処理によ
り表面を硬化させるということが試みられている。
品の提供という観点からすると心部は硬質であることが
好ましく、機械加工の観点からすると心部は軟質である
ことが好ましいという、相反する特性が要求される。こ
のようなことから、前記した相反する特性を満足させる
ため、窒化処理用鋼として焼入れ性に優れる鋼を採用
し、焼入れ前の比較的軟質なうちに機械加工を行い、つ
いで焼入れを行って強度向上したのちに、窒化処理によ
り表面を硬化させるということが試みられている。
【０００７】しかしながら、窒化処理は前記したように
５７０℃前後の温度で長時間保持して行われるので、こ
の窒化処理中に、焼入れされた窒化処理用鋼は焼戻し軟
化を起こし、高強度化を目的として行った焼入れの効果
が無駄になることがある。更には、前記したＪＩＳ規格
のＳＡＣＭ６４５などは窒化処理により形成される硬化
層の硬度は高くなるが、その硬化層の厚さが薄く、かつ
脆性であるため衝撃荷重によって硬化層が剥離すること
がある。
５７０℃前後の温度で長時間保持して行われるので、こ
の窒化処理中に、焼入れされた窒化処理用鋼は焼戻し軟
化を起こし、高強度化を目的として行った焼入れの効果
が無駄になることがある。更には、前記したＪＩＳ規格
のＳＡＣＭ６４５などは窒化処理により形成される硬化
層の硬度は高くなるが、その硬化層の厚さが薄く、かつ
脆性であるため衝撃荷重によって硬化層が剥離すること
がある。
【０００８】本発明は、従来の窒化処理用鋼における上
記した問題を解決し、更に高強度な部品を提供するため
に、窒化処理後の硬化層の厚さが厚いと共に心部の硬度
も高く、なおかつ、機械加工性は従来の窒化処理用鋼と
同等レベルが確保されている窒化処理用鋼を提供するこ
とを目的とする。
記した問題を解決し、更に高強度な部品を提供するため
に、窒化処理後の硬化層の厚さが厚いと共に心部の硬度
も高く、なおかつ、機械加工性は従来の窒化処理用鋼と
同等レベルが確保されている窒化処理用鋼を提供するこ
とを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明では、Ｃ：0.１０〜0.４０重量％，Ｍｎ：1.
５０重量％以下，Ｃｒ：2.００重量％以下，Ｖ：0.０５
〜0.６０重量％，Ａｌ：0.０５〜1.００重量％を必須成
分として含有し、残部がＦｅと不可避的不純物から成
り、鉄基地中に微粒ＶＣが分散していることを特徴とす
る窒化処理用鋼（以下、窒化鋼Ａという）が提供され
る。
に、本発明では、Ｃ：0.１０〜0.４０重量％，Ｍｎ：1.
５０重量％以下，Ｃｒ：2.００重量％以下，Ｖ：0.０５
〜0.６０重量％，Ａｌ：0.０５〜1.００重量％を必須成
分として含有し、残部がＦｅと不可避的不純物から成
り、鉄基地中に微粒ＶＣが分散していることを特徴とす
る窒化処理用鋼（以下、窒化鋼Ａという）が提供され
る。
【００１０】ここで、Ｃは、後述の熱間加工後の冷却速
度のコントロールによりＶと結びついて微細なＶＣを形
成して心部の硬度の向上に資する成分であり、その含有
量は0.１０〜0.４０重量％に設定される。含有量が0.１
０重量％より少ない場合は上記した効果を充分発揮する
ことができないと共にフェライト相が多くなるため材質
が軟化し、高強度化には不都合な状態になる。逆に0.４
０重量％より多くすると被削性および冷間加工性が悪化
し、また窒化処理時に形成される硬化層の厚さが薄くな
り靱性の劣化も招く。好ましい含有量は0.１５〜0.２５
重量％である。
度のコントロールによりＶと結びついて微細なＶＣを形
成して心部の硬度の向上に資する成分であり、その含有
量は0.１０〜0.４０重量％に設定される。含有量が0.１
０重量％より少ない場合は上記した効果を充分発揮する
ことができないと共にフェライト相が多くなるため材質
が軟化し、高強度化には不都合な状態になる。逆に0.４
０重量％より多くすると被削性および冷間加工性が悪化
し、また窒化処理時に形成される硬化層の厚さが薄くな
り靱性の劣化も招く。好ましい含有量は0.１５〜0.２５
重量％である。
【００１１】Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増して耐摩耗性を
高める働きをするが、あまり多く含まれていると残留オ
ーステナイトを生成して靱性の低下が引き起こされるの
で、その含有量は1.５０重量％以下に制限する。好まし
い含有量は0.５０〜1.２０重量％である。Ｃｒは、窒化
反応を促進して表面硬化層の厚さを厚くし、もって鋼の
耐摩耗性の向上に資する成分である。しかし、あまり多
量に含有していても上記した効果が飽和するので、含有
量は2.００重量％以下に設定する。より好ましい含有量
は0.５〜1.０重量％である。
高める働きをするが、あまり多く含まれていると残留オ
ーステナイトを生成して靱性の低下が引き起こされるの
で、その含有量は1.５０重量％以下に制限する。好まし
い含有量は0.５０〜1.２０重量％である。Ｃｒは、窒化
反応を促進して表面硬化層の厚さを厚くし、もって鋼の
耐摩耗性の向上に資する成分である。しかし、あまり多
量に含有していても上記した効果が飽和するので、含有
量は2.００重量％以下に設定する。より好ましい含有量
は0.５〜1.０重量％である。
【００１２】Ｖは、炭素と結びついて微細な炭化物ＶＣ
になり、これが鉄基地中に均一分散して心部の硬度を向
上させると共に窒化処理時の母材の軟化抵抗を高める働
きをする。また、鉄基地自体の結晶粒を微細化して心部
の靱性を向上させる。更に、炭素と結びつかなかったＶ
は窒化処理時に窒素と結びついて硬質な窒化物になり、
表面硬度の向上に寄与し、硬化層の厚さも厚くする働き
をする。
になり、これが鉄基地中に均一分散して心部の硬度を向
上させると共に窒化処理時の母材の軟化抵抗を高める働
きをする。また、鉄基地自体の結晶粒を微細化して心部
の靱性を向上させる。更に、炭素と結びつかなかったＶ
は窒化処理時に窒素と結びついて硬質な窒化物になり、
表面硬度の向上に寄与し、硬化層の厚さも厚くする働き
をする。
【００１３】このＶの含有量は0.０５〜0.６０重量％に
設定する。Ｖの含有量が0.０５重量％より少ない場合
は、前記したＣの量に対して不足しているため、上記し
た効果を得ることが困難であり、また、0.６０重量％よ
り多く含有させても上記した効果は飽和してしまう。好
ましい含有量は0.１０〜0.３０重量％である。Ａｌは、
窒化反応を促進して表面硬化層の硬度を高くし、もって
鋼の耐摩耗性の向上に資する成分であり、この元素が含
有されていないと窒化処理後の硬化層の硬度が低くな
る。しかし、あまり多量に含有すると表面部のみで窒素
と結びついて窒化物を形成してしまい、窒素が内部に拡
散していかなくなる。そのため、窒化処理による硬化層
の厚さが薄くなってしまう。よって、Ａｌの含有量は0.
０５〜1.００重量％に設定する。好ましい含有量は0.１
〜0.２重量％である。
設定する。Ｖの含有量が0.０５重量％より少ない場合
は、前記したＣの量に対して不足しているため、上記し
た効果を得ることが困難であり、また、0.６０重量％よ
り多く含有させても上記した効果は飽和してしまう。好
ましい含有量は0.１０〜0.３０重量％である。Ａｌは、
窒化反応を促進して表面硬化層の硬度を高くし、もって
鋼の耐摩耗性の向上に資する成分であり、この元素が含
有されていないと窒化処理後の硬化層の硬度が低くな
る。しかし、あまり多量に含有すると表面部のみで窒素
と結びついて窒化物を形成してしまい、窒素が内部に拡
散していかなくなる。そのため、窒化処理による硬化層
の厚さが薄くなってしまう。よって、Ａｌの含有量は0.
０５〜1.００重量％に設定する。好ましい含有量は0.１
〜0.２重量％である。
【００１４】本発明の窒化鋼Ａは、上記した成分を必須
として成るが、前記必須成分の外に、更に、Ｓｉ：2.０
０重量％以下，Ｔｉ：1.５０重量％以下，Ｎｂ：0.０２
〜1.５０重量％，Ｔａ：0.０２〜1.５０重量％，Ｍｏ：
3.００重量％以下，Ｂ：0.０５重量％以下，Ｎｉ：２重
量％以下から成る群より選ばれる１種または２種以上を
配合することにより、鉄基地がより一層強化される。
として成るが、前記必須成分の外に、更に、Ｓｉ：2.０
０重量％以下，Ｔｉ：1.５０重量％以下，Ｎｂ：0.０２
〜1.５０重量％，Ｔａ：0.０２〜1.５０重量％，Ｍｏ：
3.００重量％以下，Ｂ：0.０５重量％以下，Ｎｉ：２重
量％以下から成る群より選ばれる１種または２種以上を
配合することにより、鉄基地がより一層強化される。
【００１５】この窒化処理用鋼（以下、窒化鋼Ｂとい
う）において、Ｓｉは、焼戻し軟化に対する抵抗性を向
上させる働きをするが、あまり多量に含有されている
と、鉄基地自体が軟化し、可鍛性の低下を引き起こすの
で、その含有量は2.００重量％以下に制限することが好
ましい。Ｔｉは、窒化処理時に窒素と結びついて硬質の
窒化物を作り表面の硬度を向上させる働きをするが、あ
まり多量に含有しても上記効果は飽和してしまうので、
その含有量は1.５０重量％以下に制限することが好まし
い。
う）において、Ｓｉは、焼戻し軟化に対する抵抗性を向
上させる働きをするが、あまり多量に含有されている
と、鉄基地自体が軟化し、可鍛性の低下を引き起こすの
で、その含有量は2.００重量％以下に制限することが好
ましい。Ｔｉは、窒化処理時に窒素と結びついて硬質の
窒化物を作り表面の硬度を向上させる働きをするが、あ
まり多量に含有しても上記効果は飽和してしまうので、
その含有量は1.５０重量％以下に制限することが好まし
い。
【００１６】ＮｂおよびＴａは、窒化処理時に窒素と結
びついて硬質の窒化物を作り表面の硬度を向上させる働
きをするが、あまり多量に含有されても上記効果は飽和
してしまう。逆に含有量が少なすぎると、硬化層の厚さ
が薄くなり、また、表面の硬度も低下するようになる。
ＮｂおよびＴａの含有量は、それぞれ、0.０２〜1.５０
重量％に設定することが好ましい。
びついて硬質の窒化物を作り表面の硬度を向上させる働
きをするが、あまり多量に含有されても上記効果は飽和
してしまう。逆に含有量が少なすぎると、硬化層の厚さ
が薄くなり、また、表面の硬度も低下するようになる。
ＮｂおよびＴａの含有量は、それぞれ、0.０２〜1.５０
重量％に設定することが好ましい。
【００１７】Ｍｏは、鉄基地強化元素として作用し、鋼
の焼入れ性を向上させると共に焼戻し軟化に対する抵抗
性を向上させる働きをするが、あまり多量に含有されて
いると、硬化層の厚さを減少させる働きをするので、Ｍ
ｏの含有量は3.００重量％以下に制限することが好まし
い。Ｂもまた、Ｍｏと同じように、鉄基地強化元素とし
て作用し、鋼の焼入れ性を向上させる働きをするが、あ
まり多量に含有されていると、硬化層の厚さを減少させ
る働きをするので、その含有量は、0.０５重量％以下に
制限することが好ましい。
の焼入れ性を向上させると共に焼戻し軟化に対する抵抗
性を向上させる働きをするが、あまり多量に含有されて
いると、硬化層の厚さを減少させる働きをするので、Ｍ
ｏの含有量は3.００重量％以下に制限することが好まし
い。Ｂもまた、Ｍｏと同じように、鉄基地強化元素とし
て作用し、鋼の焼入れ性を向上させる働きをするが、あ
まり多量に含有されていると、硬化層の厚さを減少させ
る働きをするので、その含有量は、0.０５重量％以下に
制限することが好ましい。
【００１８】Ｎｉは、靱性向上元素として作用するが、
あまり過剰に含有されていると、靱性向上効果は飽和
し、単にコストアップを招いてしまう。したがって、Ｎ
ｉは２重量％以下とすることが好ましい。また、上記し
た窒化鋼Ａまたは窒化鋼Ｂに、更に、Ｓ：0.４０重量％
以下，Ｐｂ：0.４０重量％以下，Ｔｅ：0.４０重量％以
下，Ｓｅ：0.３０重量％以下，Ｃａ：0.３０重量％以
下，Ｂｉ：0.５０重量％以下，Ｓｂ：0.３０重量％以下
から成る群より選ばれる１種または２種以上を配合する
ことにより、切削性がより一層向上した窒化処理用鋼
（以下、窒化鋼Ｃという）を得ることができる。
あまり過剰に含有されていると、靱性向上効果は飽和
し、単にコストアップを招いてしまう。したがって、Ｎ
ｉは２重量％以下とすることが好ましい。また、上記し
た窒化鋼Ａまたは窒化鋼Ｂに、更に、Ｓ：0.４０重量％
以下，Ｐｂ：0.４０重量％以下，Ｔｅ：0.４０重量％以
下，Ｓｅ：0.３０重量％以下，Ｃａ：0.３０重量％以
下，Ｂｉ：0.５０重量％以下，Ｓｂ：0.３０重量％以下
から成る群より選ばれる１種または２種以上を配合する
ことにより、切削性がより一層向上した窒化処理用鋼
（以下、窒化鋼Ｃという）を得ることができる。
【００１９】Ｓ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｃａ，Ｂｉ，Ｓｂ
は、いずれも、鋼の切削性を向上させる働きをするが、
これらの各元素があまり多量に含有されていると熱間加
工性や靱性の低下を招くので、Ｓは0.４０重量％以下，
Ｐｂは0.４０重量％以下，Ｔｅは0.４０重量％以下，Ｓ
ｅは0.３０重量％以下，Ｃａは0.３０重量％以下，Ｂｉ
は0.５０重量％以下，Ｓｂは0.３０重量％以下にそれぞ
れ制限することが好ましい。
は、いずれも、鋼の切削性を向上させる働きをするが、
これらの各元素があまり多量に含有されていると熱間加
工性や靱性の低下を招くので、Ｓは0.４０重量％以下，
Ｐｂは0.４０重量％以下，Ｔｅは0.４０重量％以下，Ｓ
ｅは0.３０重量％以下，Ｃａは0.３０重量％以下，Ｂｉ
は0.５０重量％以下，Ｓｂは0.３０重量％以下にそれぞ
れ制限することが好ましい。
【００２０】上記した各窒化鋼の組織は、フェライトお
よびパーライトからなる基地組織の中に微細なＶＣが均
一に分散した状態になっている。この微粒ＶＣは後述す
る熱間加工後における冷却速度をコントロールすること
により析出し、基地組織に細かく分散することにより各
窒化鋼の心部の硬度を高め、窒化処理後にあっても、得
られた目的部品の高強度化に寄与する。
よびパーライトからなる基地組織の中に微細なＶＣが均
一に分散した状態になっている。この微粒ＶＣは後述す
る熱間加工後における冷却速度をコントロールすること
により析出し、基地組織に細かく分散することにより各
窒化鋼の心部の硬度を高め、窒化処理後にあっても、得
られた目的部品の高強度化に寄与する。
【００２１】本発明の窒化処理用鋼を得るためには、ま
ず、前記した組成を有する鋼材Ａ、Ｂ、Ｃに対し、次の
ような加熱処理を行い、そのことによって、Ｖを一度鉄
基地中に固溶させる。この加熱処理において、加熱温度
が１０００℃より低い場合はＶが鉄基地中に完全に固溶
せず、１３００℃より高い場合は結晶粒が粗大化し強度
低下を招く。そのため、加熱温度は１０００℃〜１３０
０℃に設定される。好ましい加熱温度は１０００〜１２
５０℃である。
ず、前記した組成を有する鋼材Ａ、Ｂ、Ｃに対し、次の
ような加熱処理を行い、そのことによって、Ｖを一度鉄
基地中に固溶させる。この加熱処理において、加熱温度
が１０００℃より低い場合はＶが鉄基地中に完全に固溶
せず、１３００℃より高い場合は結晶粒が粗大化し強度
低下を招く。そのため、加熱温度は１０００℃〜１３０
０℃に設定される。好ましい加熱温度は１０００〜１２
５０℃である。
【００２２】ついで熱間加工が行われる。熱間加工は、
熱間圧延であってもよく、また、熱間鍛造であってもよ
い。また、熱間加工終了温度は、格別限定されるもので
はないが、通常、８００〜１１００℃程度であることが
好ましい。ついで、熱間加工終了後の材料は、ただちに
後述する冷却速度で強制冷却して、目的とするＶＣの析
出を進める。
熱間圧延であってもよく、また、熱間鍛造であってもよ
い。また、熱間加工終了温度は、格別限定されるもので
はないが、通常、８００〜１１００℃程度であることが
好ましい。ついで、熱間加工終了後の材料は、ただちに
後述する冷却速度で強制冷却して、目的とするＶＣの析
出を進める。
【００２３】このときの冷却速度は、熱間加工終了温度
より温度５００℃までの温度範囲の間を５℃／分〜２０
０℃／分に設定する。冷却速度が５℃／分以下の場合
は、鉄基地自体が軟質になってしまい強度向上効果が乏
しくなる。また、２００℃／分以上にすると、鋼の組成
によっても異なるが、組織中に硬いベイナイト組織が生
じるため被削性が低下する。
より温度５００℃までの温度範囲の間を５℃／分〜２０
０℃／分に設定する。冷却速度が５℃／分以下の場合
は、鉄基地自体が軟質になってしまい強度向上効果が乏
しくなる。また、２００℃／分以上にすると、鋼の組成
によっても異なるが、組織中に硬いベイナイト組織が生
じるため被削性が低下する。
【００２４】また、前記熱間加工終了後の冷却過程にお
いて、窒化処理用鋼の冷却終了温度が共析温度７２７℃
以下になるとフェライトおよびパーライトの組織は変化
しなくなり、５５０℃前後でＶＣの析出も停止するの
で、その温度以下にまで前記冷却速度で冷却すれば組織
的変化は生じなくなる。このようにして得られた窒化処
理用鋼は最終部品の形状またはそれに近似した形状にま
で加工され窒化処理が行われ、必要に応じては、更に表
面の最終的な加工を施すことにより、製品として供され
る。
いて、窒化処理用鋼の冷却終了温度が共析温度７２７℃
以下になるとフェライトおよびパーライトの組織は変化
しなくなり、５５０℃前後でＶＣの析出も停止するの
で、その温度以下にまで前記冷却速度で冷却すれば組織
的変化は生じなくなる。このようにして得られた窒化処
理用鋼は最終部品の形状またはそれに近似した形状にま
で加工され窒化処理が行われ、必要に応じては、更に表
面の最終的な加工を施すことにより、製品として供され
る。
【００２５】
【作用】本発明による窒化処理用鋼は、熱間加工前に所
定の温度で加熱してＶ成分を基地組織に固溶させ、ま
た、熱間加工後の冷却速度をコントロールすることによ
り鉄基地中に微細なＶＣを均一分散した状態で析出させ
ることができる。また、窒素と結びつき硬質の窒化物を
作るＣｒ、Ａｌ、Ｖの含有量を制御することにより、窒
化処理の工程で形成される表面の硬化層の厚さを厚く、
かつ高硬度にすることができる。
定の温度で加熱してＶ成分を基地組織に固溶させ、ま
た、熱間加工後の冷却速度をコントロールすることによ
り鉄基地中に微細なＶＣを均一分散した状態で析出させ
ることができる。また、窒素と結びつき硬質の窒化物を
作るＣｒ、Ａｌ、Ｖの含有量を制御することにより、窒
化処理の工程で形成される表面の硬化層の厚さを厚く、
かつ高硬度にすることができる。
【００２６】
実施例１〜７、比較例１〜４ 表１に示した組成の各種鋼材を溶製し、直径８０ｍｍ、
長さ４００ｍｍの円柱形状の試験片を作製した。まず、
試験片を１１００℃に加熱し、表２で示した温度になる
まで熱間鍛造することにより、直径４０ｍｍ、長さ１６
００ｍｍまで加工を行い、続いて、表示の熱間鍛造終了
温度から５００℃まで表２に示す冷却速度でそれぞれ冷
却を行った。
長さ４００ｍｍの円柱形状の試験片を作製した。まず、
試験片を１１００℃に加熱し、表２で示した温度になる
まで熱間鍛造することにより、直径４０ｍｍ、長さ１６
００ｍｍまで加工を行い、続いて、表示の熱間鍛造終了
温度から５００℃まで表２に示す冷却速度でそれぞれ冷
却を行った。
【００２７】各試験片に対し、冷却終了後の表面硬度を
ビッカース硬度計で測定した。次にこれらの試験片につ
き、ガス軟窒化処理を行った。ガス軟窒化処理の処理条
件は、ＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝5.５：2.０：2.５の雰囲
気中に５７０℃で５時間試験片を保持し、その後、試験
片を１００℃の油中に投じ冷却を行った。
ビッカース硬度計で測定した。次にこれらの試験片につ
き、ガス軟窒化処理を行った。ガス軟窒化処理の処理条
件は、ＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝5.５：2.０：2.５の雰囲
気中に５７０℃で５時間試験片を保持し、その後、試験
片を１００℃の油中に投じ冷却を行った。
【００２８】これらガス軟窒化処理を行った試験片に対
し、表面硬度、心部の硬度をそれぞれビッカース硬度計
により測定した。また、前記試験片を長手方向と垂直な
面に切断し、前記断面の側面近傍部から中心に向かって
ビッカース硬度計で硬度を測定して、硬度の分布を求
め、ビッカース硬度が５００Ｈｖ以上になっている部分
の側面からの厚みを測定し、窒化処理による硬化層の厚
さを測定した。
し、表面硬度、心部の硬度をそれぞれビッカース硬度計
により測定した。また、前記試験片を長手方向と垂直な
面に切断し、前記断面の側面近傍部から中心に向かって
ビッカース硬度計で硬度を測定して、硬度の分布を求
め、ビッカース硬度が５００Ｈｖ以上になっている部分
の側面からの厚みを測定し、窒化処理による硬化層の厚
さを測定した。
【００２９】続いて、硬度測定が終了した試験片に対し
て、ローラーピッティング試験を行い、各試験片の寿命
を測定した。尚、ローラーピッティング試験は、図１に
示すような、直径ｄが２６ｍｍの円柱状試験片１の試験
部１ａに、直径Ｄが１３０ｍｍの負荷ローラ２を荷重を
付与した状態で接触させ、下記の条件で、試験部１ａに
破損が発生するまでの繰り返し数を評価した。
て、ローラーピッティング試験を行い、各試験片の寿命
を測定した。尚、ローラーピッティング試験は、図１に
示すような、直径ｄが２６ｍｍの円柱状試験片１の試験
部１ａに、直径Ｄが１３０ｍｍの負荷ローラ２を荷重を
付与した状態で接触させ、下記の条件で、試験部１ａに
破損が発生するまでの繰り返し数を評価した。
【００３０】面圧：２００ＭＰａ。 すべり率：−４０％。 潤滑剤：ギアオイル（温度８０℃）。 以上の結果を一括して表２に示した。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】実施例８〜１１、比較例５〜８ 実施例６で用いた鋼材につき、熱間鍛造終了温度からの
冷却速度および／または冷却終了温度を変えたことを除
いては、実施例６と同様の処理を行った。尚、冷却終了
温度に到達後は油中にて冷却を行った。得られた各処理
材の特性を表３に示した。
冷却速度および／または冷却終了温度を変えたことを除
いては、実施例６と同様の処理を行った。尚、冷却終了
温度に到達後は油中にて冷却を行った。得られた各処理
材の特性を表３に示した。
【００３４】
【表３】
【００３５】表２の結果から明らかなように、本発明の
窒化処理用鋼は比較例の鋼に比べて、窒化処理中の高
温、長時間保持による心部の軟化がなく、窒化処理後の
心部の硬度は高い値を示しており、窒化処理による硬化
層の厚さも約２倍の値を示している。また、寿命につい
ても、本発明の窒化処理用鋼の方が比較例の鋼よりも優
れていることがわかる。
窒化処理用鋼は比較例の鋼に比べて、窒化処理中の高
温、長時間保持による心部の軟化がなく、窒化処理後の
心部の硬度は高い値を示しており、窒化処理による硬化
層の厚さも約２倍の値を示している。また、寿命につい
ても、本発明の窒化処理用鋼の方が比較例の鋼よりも優
れていることがわかる。
【００３６】また、表３に示す結果より、冷却終了温
度、冷却速度が本発明方法において指定した範囲を外れ
ると所望した組織が得られず、実施例６と比べ、窒化処
理用鋼として優れたものが得られないことがわかる。
度、冷却速度が本発明方法において指定した範囲を外れ
ると所望した組織が得られず、実施例６と比べ、窒化処
理用鋼として優れたものが得られないことがわかる。
【００３７】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明の
窒化処理用鋼は、熱間加工後の冷却速度をコントロール
することにより鉄基地中に微細なＶＣを細かく分散した
状態で析出させることができ、それにより心部の硬度が
向上し、高強度の部品が得られる。
窒化処理用鋼は、熱間加工後の冷却速度をコントロール
することにより鉄基地中に微細なＶＣを細かく分散した
状態で析出させることができ、それにより心部の硬度が
向上し、高強度の部品が得られる。
【００３８】また、心部の硬度を向上させている鉄基地
中に分散した微細なＶＣは８００℃まで加熱されても安
定であるため、窒化処理により５７０℃前後まで加熱さ
れて長時間保持されても窒化処理用鋼は軟化しない。そ
のため、焼戻し軟化に対して抵抗性がある窒化処理用鋼
を提供することができると共に、従来のような窒化処理
の前段階に行う心部硬度の調整のための焼入れ等の熱処
理を省略することができる。
中に分散した微細なＶＣは８００℃まで加熱されても安
定であるため、窒化処理により５７０℃前後まで加熱さ
れて長時間保持されても窒化処理用鋼は軟化しない。そ
のため、焼戻し軟化に対して抵抗性がある窒化処理用鋼
を提供することができると共に、従来のような窒化処理
の前段階に行う心部硬度の調整のための焼入れ等の熱処
理を省略することができる。
【００３９】更に、窒素と結びつき硬質の窒化物を作る
Ｃｒ、Ａｌ、Ｖの組成を制御することにより、窒化処理
の工程で生じる表面の硬化層の厚さを厚く、かつ高硬度
にすることができるので、硬化層自体の高強度化が図ら
れ、部品の長寿命化に寄与している。
Ｃｒ、Ａｌ、Ｖの組成を制御することにより、窒化処理
の工程で生じる表面の硬化層の厚さを厚く、かつ高硬度
にすることができるので、硬化層自体の高強度化が図ら
れ、部品の長寿命化に寄与している。
【図１】ローラピッティング試験における負荷ローラと
試験片の構成を示す概略構成図である。
試験片の構成を示す概略構成図である。
１ 円柱状試験片 １ａ 試験部 ２ 負荷ローラ ｄ 直径（試験部の） Ｄ 直径（負荷ローラの）
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｃ２３Ｃ 8/26
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｃ：0.１０〜0.４０重量％，Ｍｎ：1.５
０重量％以下，Ｃｒ：2.００重量％以下，Ｖ：0.０５〜
0.６０重量％，Ａｌ：0.０５〜1.００重量％を必須成分
として含有し、残部がＦｅと不可避的不純物から成り、
鉄基地中に、微粒ＶＣが分散していることを特徴とする
窒化処理用鋼。 - 【請求項２】 前記必須成分の外に、更に、Ｓｉ：2.０
０重量％以下，Ｔｉ：1.５０重量％以下，Ｎｂ：0.０２
〜1.５０重量％，Ｔａ：0.０２〜1.５０重量％，Ｍｏ：
3.００重量％以下，Ｂ：0.０５重量％以下，Ｎｉ：２重
量％以下から成る群より選ばれる１種または２種以上が
配合されている、請求項１の窒化処理用鋼。 - 【請求項３】 前記必須成分の外に、更に、Ｓ：0.４０
重量％以下，Ｐｂ：0.４０重量％以下，Ｔｅ：0.４０重
量％以下，Ｓｅ：0.３０重量％以下，Ｃａ：0.３０重量
％以下，Ｂｉ：0.５０重量％以下，Ｓｂ：0.３０重量％
以下から成る群より選ばれる１種もしくは２種以上が配
合されている、請求項１または請求項２の窒化処理用
鋼。 - 【請求項４】 Ｃ：0.１０〜0.４０重量％，Ｍｎ：1.５
０重量％以下，Ｃｒ：2.００重量％以下，Ｖ：0.０５〜
0.６０重量％，Ａｌ：0.０５〜1.００重量％を必須成分
として含み、残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼材
を１０００℃〜１３００℃の温度に加熱した後、熱間加
工を行い、前記熱間加工終了後、前記鋼材の温度が熱間
加工終了温度から温度５００℃までの間を５℃／分〜２
００℃／分の冷却速度で冷却することを特徴とする、窒
化処理用鋼の製造方法。 - 【請求項５】 前記鋼材には、更に、Ｓｉ：2.００重量
％以下，Ｔｉ：1.５０重量％以下，Ｎｂ：0.０２〜1.５
０重量％，Ｔａ：0.０２〜1.５０重量％，Ｍｏ：3.００
重量％以下，Ｂ：0.０５重量％以下，Ｎｉ：２重量％以
下から成る群より選ばれる１種または２種以上が配合さ
れている、請求項４の窒化処理用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 前記鋼材には、更に、Ｓ：0.４０重量％
以下，Ｐｂ：0.４０重量％以下，Ｔｅ：0.４０重量％以
下，Ｓｅ：0.３０重量％以下，Ｃａ：0.３０重量％以
下，Ｂｉ：0.５０重量％以下，Ｓｂ：0.３０重量％以下
から成る群より選ばれる１種もしくは２種以上が配合さ
れている、請求項４または請求項５の窒化処理用鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21767294A JPH0881734A (ja) | 1994-09-12 | 1994-09-12 | 窒化処理用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21767294A JPH0881734A (ja) | 1994-09-12 | 1994-09-12 | 窒化処理用鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0881734A true JPH0881734A (ja) | 1996-03-26 |
Family
ID=16707919
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21767294A Pending JPH0881734A (ja) | 1994-09-12 | 1994-09-12 | 窒化処理用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0881734A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998027242A1 (en) * | 1996-12-17 | 1998-06-25 | Komatsu Ltd. | High bearing-strength steel parts and processes for the production thereof |
| JP2011132584A (ja) * | 2009-12-25 | 2011-07-07 | Kobe Steel Ltd | 耐摩耗性に優れた窒化処理用軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品 |
| WO2014017074A1 (ja) * | 2012-07-26 | 2014-01-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法 |
| TWI464281B (zh) * | 2009-06-17 | 2014-12-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Nitriding and nitriding parts |
-
1994
- 1994-09-12 JP JP21767294A patent/JPH0881734A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998027242A1 (en) * | 1996-12-17 | 1998-06-25 | Komatsu Ltd. | High bearing-strength steel parts and processes for the production thereof |
| EP0950723A1 (en) * | 1996-12-17 | 1999-10-20 | Komatsu Ltd. | High bearing-strength steel parts and processes for the production thereof |
| EP0950723A4 (en) * | 1996-12-17 | 2001-05-09 | Komatsu Mfg Co Ltd | STEEL PARTS WITH HIGH BALLAST RESISTANCE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| US6413328B2 (en) | 1996-12-17 | 2002-07-02 | Komatsu Ltd | High surface pressure resistant steel parts and methods of producing same |
| US6447619B1 (en) | 1996-12-17 | 2002-09-10 | Komatsu Ltd. | High surface pressure resistant steel parts and methods of producing same |
| EP1273672A1 (en) * | 1996-12-17 | 2003-01-08 | Komatsu Ltd. | High surface pressure resistant steel parts and methods of producing same |
| KR100504705B1 (ko) * | 1996-12-17 | 2005-11-08 | 가부시키가이샤 고마쓰 세이사쿠쇼 | 고내면압용강부품및그제조방법 |
| TWI464281B (zh) * | 2009-06-17 | 2014-12-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Nitriding and nitriding parts |
| JP2011132584A (ja) * | 2009-12-25 | 2011-07-07 | Kobe Steel Ltd | 耐摩耗性に優れた窒化処理用軟磁性鋼材および軟磁性鋼部品 |
| WO2014017074A1 (ja) * | 2012-07-26 | 2014-01-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法 |
| JP5567747B2 (ja) * | 2012-07-26 | 2014-08-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法 |
| US10125416B2 (en) | 2012-07-26 | 2018-11-13 | Jfe Steel Corporation | Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods for producing said steel for nitrocarburizing and said nitrocarburized component |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5143531B2 (ja) | 冷間金型用鋼および金型 | |
| KR20230003595A (ko) | 우수한 절삭능력을 갖는 저온 경화 가능한 강 | |
| KR101464712B1 (ko) | 템퍼링 연화 저항성이 우수한 강 부품 | |
| JP4047499B2 (ja) | 耐ピッチング性に優れた浸炭窒化部品 | |
| JP6927427B2 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| KR100836699B1 (ko) | 금형용 강 | |
| EP1574592B1 (en) | Bearing steel excellent in workability and corrosion resistance, method for production thereof, and bearing member and method for manufacture thereof | |
| JP3738003B2 (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法 | |
| JPH0625823A (ja) | 耐ピッチング性に優れた浸炭鋼部品 | |
| JP2004204263A (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
| JPH07179985A (ja) | 耐食性に優れた高強度懸架ばねおよびその製法 | |
| JP3550886B2 (ja) | 被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法 | |
| JPWO2020158356A1 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0881734A (ja) | 窒化処理用鋼およびその製造方法 | |
| JPH04358046A (ja) | 高速度鋼系焼結合金 | |
| JP3468126B2 (ja) | 冷間加工性にすぐれたマルテンサイト系耐熱鋼 | |
| JPS58104160A (ja) | 浸炭特性および焼入性に優れた精密打抜加工用鋼板およびその製造法 | |
| JPH10226817A (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 | |
| JP2004183065A (ja) | 高強度高周波焼き入れ用鋼材及びその製造方法 | |
| JP3629851B2 (ja) | プラズマ浸炭用冷間工具鋼 | |
| JP2006009150A (ja) | 浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP6680406B1 (ja) | 機械部品及び機械部品の製造方法 | |
| JPH10226818A (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 | |
| JP3236883B2 (ja) | 肌焼鋼及びそれを用いた鋼管の製造方法 | |
| JPH09279296A (ja) | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |