JPS5916948A - 軟窒化用鋼 - Google Patents
軟窒化用鋼Info
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- JPS5916948A JPS5916948A JP12303282A JP12303282A JPS5916948A JP S5916948 A JPS5916948 A JP S5916948A JP 12303282 A JP12303282 A JP 12303282A JP 12303282 A JP12303282 A JP 12303282A JP S5916948 A JPS5916948 A JP S5916948A
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- steel
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は軟窒化用鋼、特に軟望化処理後の芯部の靭性が
優れ、かつ表面硬化層の延性も優れ、疲労強度も十分な
軟窒化用鋼に関する。
優れ、かつ表面硬化層の延性も優れ、疲労強度も十分な
軟窒化用鋼に関する。
軟窒化処理は、Ａ、変態点以下、一般に５７０℃程度の
温度で、例えばンアン系化合物の塩浴、ＲＸガス（吸熱
型変性ガス）またはＮＸ がス（発熱型変性ガス）等に
よシ被処理物を処理して、窒素と共に一部の炭素を鋼中
に侵入させ、表層部を硬化させる表面硬化法の１種であ
る。
温度で、例えばンアン系化合物の塩浴、ＲＸガス（吸熱
型変性ガス）またはＮＸ がス（発熱型変性ガス）等に
よシ被処理物を処理して、窒素と共に一部の炭素を鋼中
に侵入させ、表層部を硬化させる表面硬化法の１種であ
る。
この方法は浸炭−焼入法の如く被処理物に大きな歪を生
じさせることがなく、また窒化法の如く長時間を要する
こともないので、機械部品等の量産に適した方法である
が、これに適する鋼種としての軟窒化用鋼の開発は未だ
十分でなく、短時間の軟窒化処理で所望の特性が得られ
るものはこれまでみられなかった。
じさせることがなく、また窒化法の如く長時間を要する
こともないので、機械部品等の量産に適した方法である
が、これに適する鋼種としての軟窒化用鋼の開発は未だ
十分でなく、短時間の軟窒化処理で所望の特性が得られ
るものはこれまでみられなかった。
例えば、従来多用されている軟窒化用鋼としてはＪＩＳ
−３ＣＭ４３５ （０，３５Ｃ−０，７５Ｍｎ−１，１
Ｃｒ−０，２Ｍｏ）やＳＡＣＭ ６４５ （０，４５Ｃ
−０，４５ｉ−１，５Ｃｒ −０，２Ｍｏ −１，ＯＡ
７）がある。また、Ｃｒ系肌焼鋼にＶを添加した軟窒化
用鋼も２；３提案されており、外国規格（Ａｌ５Ｉ ６
１１８）もある。
−３ＣＭ４３５ （０，３５Ｃ−０，７５Ｍｎ−１，１
Ｃｒ−０，２Ｍｏ）やＳＡＣＭ ６４５ （０，４５Ｃ
−０，４５ｉ−１，５Ｃｒ −０，２Ｍｏ −１，ＯＡ
７）がある。また、Ｃｒ系肌焼鋼にＶを添加した軟窒化
用鋼も２；３提案されており、外国規格（Ａｌ５Ｉ ６
１１８）もある。
軟窒化処理は低温処理であるために、熱処理歪は浸炭−
焼入法などに比べて非常に少ないものの、これを完全に
なくすことは不可能であシ、特に非対称形の被処理材で
はかなりの歪が生ずる。このため、被処理材には、通常
、軟窒化処理後に若干の塑性変形を伴う冷間矯正加工を
施すが、前記の従来鋼にこれを施すと、表面に微細なり
ラックが生じる。これは、従来鋼にハロ。２％以上のＣ
ｒが添加されており、特にＳＡＣＭ ６４５などにはさ
らに多量のＡ７＝が添加されているため、最表面層にＣ
ｒ窒化物やＡ、を窒化物を含む非常に硬くて脆い化合物
層が生成し、耐摩耗性は向上するものの、表面層の延性
の劣化が甚しくなるためである。
焼入法などに比べて非常に少ないものの、これを完全に
なくすことは不可能であシ、特に非対称形の被処理材で
はかなりの歪が生ずる。このため、被処理材には、通常
、軟窒化処理後に若干の塑性変形を伴う冷間矯正加工を
施すが、前記の従来鋼にこれを施すと、表面に微細なり
ラックが生じる。これは、従来鋼にハロ。２％以上のＣ
ｒが添加されており、特にＳＡＣＭ ６４５などにはさ
らに多量のＡ７＝が添加されているため、最表面層にＣ
ｒ窒化物やＡ、を窒化物を含む非常に硬くて脆い化合物
層が生成し、耐摩耗性は向上するものの、表面層の延性
の劣化が甚しくなるためである。
これに対して、Ｃｒを含有しない炭素鋼に軟窒化処理を
施せば、冷間矯正加工時のクラックは生じにくくなるも
のの、表面硬さく表面下０．０２５１１１ｆｆｌの地点
でのビッカース硬さ）がＨｖ４５０以下にしかならない
ため、目的とする耐摩耗性および疲労強度の向上はあま
勺期待できなかった。
施せば、冷間矯正加工時のクラックは生じにくくなるも
のの、表面硬さく表面下０．０２５１１１ｆｆｌの地点
でのビッカース硬さ）がＨｖ４５０以下にしかならない
ため、目的とする耐摩耗性および疲労強度の向上はあま
勺期待できなかった。
また、ＣｒやＡｔを多量に添加した上記のＳＡＣＭ ６
４５の場合、上述した矯正加工時のクラック発生の問題
のほかに、軟窒化処理後に表面部から芯部への硬さ勾配
が急激になシすぎ、高負荷下に使用される歯車やベアリ
ングなどでは表面硬化部と芯部の境界付近からの剥離現
象が起きやすく、疲労強Ｉｆ。
４５の場合、上述した矯正加工時のクラック発生の問題
のほかに、軟窒化処理後に表面部から芯部への硬さ勾配
が急激になシすぎ、高負荷下に使用される歯車やベアリ
ングなどでは表面硬化部と芯部の境界付近からの剥離現
象が起きやすく、疲労強Ｉｆ。
耐ピツチング性あるいは耐スポーリング性の点でも問題
があった。この急激な硬さ勾配は、表面硬さがＣｒおよ
びＡｔの高含有によシＨｖ８００〜１１００と非常に高
くなるのに対して、有効硬化深さくビッカース硬さＨｖ
＝ ４００に対応する表面からの距離）は高々帆１５
冒程度と小さいことによる。
があった。この急激な硬さ勾配は、表面硬さがＣｒおよ
びＡｔの高含有によシＨｖ８００〜１１００と非常に高
くなるのに対して、有効硬化深さくビッカース硬さＨｖ
＝ ４００に対応する表面からの距離）は高々帆１５
冒程度と小さいことによる。
よって、本発明の目的は、耐摩耗性、疲労強度および耐
ピツチング性にすぐれていると共に、硬化層の延性が向
上し、軟窒化処理後の冷間矯正加工時にクラックが発生
しにくい軟窒化用鋼を提供することである。
ピツチング性にすぐれていると共に、硬化層の延性が向
上し、軟窒化処理後の冷間矯正加工時にクラックが発生
しにくい軟窒化用鋼を提供することである。
本発明者らは、上記の目的で軟窒化用鋼の研究を続けた
結果、ＣｒおよびｋＬの添加量を従来の軟窒化用鋼にお
ける水準よシ大幅に制限すると、適度の表面硬さく Ｈ
ｖ ５００〜６００）が得られると同時に、硬化表面層
の延性は著しく向上するとの知見を得た。これは、Ｃｒ
およびＭが軟窒化処理中に表面層に微細なＣｒ炭窒化物
およびＡｔ窒化物を析出させるため表面層の著しい硬さ
向上をもたらす一方で、最表層にはＣｒ窒化物やＭ窒化
物を含む非常に脆い化合物層が生成して、硬化表面層の
延性を甚しく劣化させるため、これらの元素の量の制限
が上記の結果を生むものと考えられる。一方、Ｃｒ添加
量の制限により生ずる硬化深さの減少は、硬化深さを大
きくするのに有効なＶを０．０５％より多量に添加する
ことによυ十分に補え、疲労強度向上にも十分有効であ
ることも判明した。■炭♀化物は最表面層よシ少し内部
に入った部位に多く析出するため、■添加によル硬化表
面層の延性をｆ’ｉとんど劣化させずに、大きな硬化深
さを得ることができる。これにより、表面からの硬さ勾
配が緩やかになり、疲労強度、耐ピツチング性も改善さ
れる。
結果、ＣｒおよびｋＬの添加量を従来の軟窒化用鋼にお
ける水準よシ大幅に制限すると、適度の表面硬さく Ｈ
ｖ ５００〜６００）が得られると同時に、硬化表面層
の延性は著しく向上するとの知見を得た。これは、Ｃｒ
およびＭが軟窒化処理中に表面層に微細なＣｒ炭窒化物
およびＡｔ窒化物を析出させるため表面層の著しい硬さ
向上をもたらす一方で、最表層にはＣｒ窒化物やＭ窒化
物を含む非常に脆い化合物層が生成して、硬化表面層の
延性を甚しく劣化させるため、これらの元素の量の制限
が上記の結果を生むものと考えられる。一方、Ｃｒ添加
量の制限により生ずる硬化深さの減少は、硬化深さを大
きくするのに有効なＶを０．０５％より多量に添加する
ことによυ十分に補え、疲労強度向上にも十分有効であ
ることも判明した。■炭♀化物は最表面層よシ少し内部
に入った部位に多く析出するため、■添加によル硬化表
面層の延性をｆ’ｉとんど劣化させずに、大きな硬化深
さを得ることができる。これにより、表面からの硬さ勾
配が緩やかになり、疲労強度、耐ピツチング性も改善さ
れる。
また、特に高い疲労強度が要求される場合には、Ｂまた
はＭｏを添加することによって焼入性を篩め、軟窒化処
理前の加工（熱間圧延、熱間鍛造）あるいは熱処理（焼
ならしなど）後の組織を微細パーライトあるいはベイナ
イトにし、芯部硬さを高めることによって、疲労強度の
一層の向上を図れることも見出された。
はＭｏを添加することによって焼入性を篩め、軟窒化処
理前の加工（熱間圧延、熱間鍛造）あるいは熱処理（焼
ならしなど）後の組織を微細パーライトあるいはベイナ
イトにし、芯部硬さを高めることによって、疲労強度の
一層の向上を図れることも見出された。
さらに、軟窒化処理前に切削を施す場合には、切削性向
上釦有効なｓ 、 ｐｂまたはＣａを添加するのが好ま
しい。
上釦有効なｓ 、 ｐｂまたはＣａを添加するのが好ま
しい。
ここに、本発明は、
Ｃ： （１，１５〜０．５０％ 、 Ｓｉ ：
１．２０％以下。
１．２０％以下。
Ｍｎ：０．６０−１．３０％、 Ｃｒ：０．２
０％未満。
０％未満。
Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、 ｓｏｌ、Ａ
ｔ： ０．１０％以下。
ｔ： ０．１０％以下。
Ｎ ： ０．（Ｘ）６〜０．０２０％。
さらに、必要によシ、Ｂ ： ０．０００５−０．００
５０チおよび］ＶＩｏ：０．０５〜０．２５％の１種も
しくは２種、ならびに／またはＳ ： ０．０４〜０．
１３矛、Ｐｂ： ０．０３〜０．３５ ％およびＣａ：
０．００１０〜０．０１００ ％のうちの１種もし
くは２種以上を含有し、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなる軟窒化用鋼にある。
５０チおよび］ＶＩｏ：０．０５〜０．２５％の１種も
しくは２種、ならびに／またはＳ ： ０．０４〜０．
１３矛、Ｐｂ： ０．０３〜０．３５ ％およびＣａ：
０．００１０〜０．０１００ ％のうちの１種もし
くは２種以上を含有し、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなる軟窒化用鋼にある。
本発明に係る鋼の組成を上述の範囲内に限定した理由に
ついて次に説明する。
ついて次に説明する。
Ｃ： Ｃは強度確保のだめの基本成分であり、芯部強度
確保のためには最低０．１５％必要である。
確保のためには最低０．１５％必要である。
しかし、０．５０％を越えると芯部の延性、靭性が低下
し、切削性、冷間加工性が低下すると共に、軟窒化後の
表面硬さ、硬化深さが急激に減少し始める。したがって
、本発明におけるＣ量は下限を０．１５チ、上限を帆５
０チとした。
し、切削性、冷間加工性が低下すると共に、軟窒化後の
表面硬さ、硬化深さが急激に減少し始める。したがって
、本発明におけるＣ量は下限を０．１５チ、上限を帆５
０チとした。
Ｓｌ ： Ｓｔは通常脱酸剤として添加されるが、固溶
強化および焼戻し軟化抵抗の向上にも有効で、結果とし
て軟窒化処理後の芯部硬さを高める。したがって、添加
量は多いほどよいが、１．２０％を越えると軟窒化特性
の劣化が始まる。特に表面硬さの低下が著しくなるとと
もに、冷間加工性や溶接性にも害を及ぼすので、上限を
１．２０％とした。
強化および焼戻し軟化抵抗の向上にも有効で、結果とし
て軟窒化処理後の芯部硬さを高める。したがって、添加
量は多いほどよいが、１．２０％を越えると軟窒化特性
の劣化が始まる。特に表面硬さの低下が著しくなるとと
もに、冷間加工性や溶接性にも害を及ぼすので、上限を
１．２０％とした。
Ｍｎ ： Ｍｘｉは製鋼時の脱酸剤として不可欠である
と共に、芯部の強度・靭性の向上にも有効であって、軟
窒化処理品の性能確保のために最低。、６゜チは必要で
ある。しかし、１．３０％を越えると切削性が著しぐ低
下し始めるので、下限を０．６０％、上限を１．３０％
とした。
と共に、芯部の強度・靭性の向上にも有効であって、軟
窒化処理品の性能確保のために最低。、６゜チは必要で
ある。しかし、１．３０％を越えると切削性が著しぐ低
下し始めるので、下限を０．６０％、上限を１．３０％
とした。
Ｃｒ ： Ｃｒは軟窒化による侵入Ｎと結合して表面硬
さを高め、かつ硬化深さを大きくする極めて有効な元素
である。したがって、耐摩耗性と疲労強度を向上させる
には多値に添加することが望ましいが、０．２０ ％以
上では表面硬化層の延性が急激に劣化し始める。そのた
め、軟窒化処理時に発生した熱処理歪を除去するために
通常行なわれる冷間矯正加工時に、加工に伴う弾性変形
および塑性変形によって表面にクラックが発生しやすく
なる８以上の理由からＣｒ量は０，２０％未満とした。
さを高め、かつ硬化深さを大きくする極めて有効な元素
である。したがって、耐摩耗性と疲労強度を向上させる
には多値に添加することが望ましいが、０．２０ ％以
上では表面硬化層の延性が急激に劣化し始める。そのた
め、軟窒化処理時に発生した熱処理歪を除去するために
通常行なわれる冷間矯正加工時に、加工に伴う弾性変形
および塑性変形によって表面にクラックが発生しやすく
なる８以上の理由からＣｒ量は０，２０％未満とした。
Ｖ： ｖは軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結合して
微細なバナジウム炭屋化物を析出することによ勺、表面
硬さおよび表面深さを向上させる。
微細なバナジウム炭屋化物を析出することによ勺、表面
硬さおよび表面深さを向上させる。
特に、ＶはＣｒに比して、表面硬さの上昇に対する寄与
は比較的小さく、硬化深さの増加に対する寄与が大きい
ため、疲労強度の向上効果が大きい割シには、硬化表面
層の延性の低下は小さい。この効果を十分に発揮させ、
疲労強度の向上を期待するには帆０５チ以上の量のＶが
必要である。しかし、０．２０％を越えて添加しても、
効果はそれ以上向上しないだけでなく、硬化表面層の延
性も劣化しはじめるので、Ｖｉは０．０５チ以上、０．
２０チ以下とした。
は比較的小さく、硬化深さの増加に対する寄与が大きい
ため、疲労強度の向上効果が大きい割シには、硬化表面
層の延性の低下は小さい。この効果を十分に発揮させ、
疲労強度の向上を期待するには帆０５チ以上の量のＶが
必要である。しかし、０．２０％を越えて添加しても、
効果はそれ以上向上しないだけでなく、硬化表面層の延
性も劣化しはじめるので、Ｖｉは０．０５チ以上、０．
２０チ以下とした。
ｓｏｌ、Ａｔ： ＡＬもＣｒと同様に侵入Ｎと結合して
表面硬さを高めるのに有効な元素である。特に■との複
合添加ではＶとＡｔの交互作用が生じ、有効硬化深さを
増大させる効果が助長される。すなわち、Ａｔによる適
度な表面硬さ向上作用と、■による硬化深さ向上作用が
重畳し、硬化深さがよシ一層増加する。しかし、０．１
０％を越えると、硬化深さはむしろ低下しはじめると共
に、硬化表面層の延性も急激に劣化し、矯正加工時に表
面にクラックが生じやすくなるので、上限を０．１０
％とした。
表面硬さを高めるのに有効な元素である。特に■との複
合添加ではＶとＡｔの交互作用が生じ、有効硬化深さを
増大させる効果が助長される。すなわち、Ａｔによる適
度な表面硬さ向上作用と、■による硬化深さ向上作用が
重畳し、硬化深さがよシ一層増加する。しかし、０．１
０％を越えると、硬化深さはむしろ低下しはじめると共
に、硬化表面層の延性も急激に劣化し、矯正加工時に表
面にクラックが生じやすくなるので、上限を０．１０
％とした。
Ｎ： Ｎは結晶粒度を微細化させ、それにょシ芯部の靭
性を向上させる。このためには０．００６チ以上必要で
あるが、０．０２０％を越えると、芯部におけるＶ窒化
物の生成が顕著になシ、逆に芯部の靭性が劣化しはじめ
るので、下限を０．００６チ、上限を０．０２０％とし
た。
性を向上させる。このためには０．００６チ以上必要で
あるが、０．０２０％を越えると、芯部におけるＶ窒化
物の生成が顕著になシ、逆に芯部の靭性が劣化しはじめ
るので、下限を０．００６チ、上限を０．０２０％とし
た。
Ｂ： Ｂを微量添加すると焼入性が向上するため、軟窒
化処理前の加工（熱間圧延、熱間鍛造）あるいは熱処理
（焼ならし等）後の硬さが犬きく。
化処理前の加工（熱間圧延、熱間鍛造）あるいは熱処理
（焼ならし等）後の硬さが犬きく。
なる。したがって、これに軟♀化処理を施すと、結果と
して芯部硬さが向上するので、疲労強度が向上する。そ
のため、Ｂの節介は特に高い疲労強度が要求される場合
に有効である。Ｂを添加する場合、上記の向上を得るに
は少なくとも０．０００５チの量が必要であるが、０．
００５０チを越えるとその効果が飽和しはじめるので、
下限を０．０００５％、上限を０．００５０％とした。
して芯部硬さが向上するので、疲労強度が向上する。そ
のため、Ｂの節介は特に高い疲労強度が要求される場合
に有効である。Ｂを添加する場合、上記の向上を得るに
は少なくとも０．０００５チの量が必要であるが、０．
００５０チを越えるとその効果が飽和しはじめるので、
下限を０．０００５％、上限を０．００５０％とした。
Ｍｏ ： ＭｏもＢと同様に焼入性を向上させ、軟窒化
処理前の熱間加工あるいは熱処理後の硬さを太きくし、
疲労強度の一層の向上に有効である。このためには、庵
を添加する場合、少なくとも０．０５チの量は必要であ
るが、０．２５ ′％を越えて添加すると焼入性が上が
シすぎて切削性が劣化すると共に、経済的にも不利であ
るので、下限を０．０５％、上限を帆２５％とした。
処理前の熱間加工あるいは熱処理後の硬さを太きくし、
疲労強度の一層の向上に有効である。このためには、庵
を添加する場合、少なくとも０．０５チの量は必要であ
るが、０．２５ ′％を越えて添加すると焼入性が上が
シすぎて切削性が劣化すると共に、経済的にも不利であ
るので、下限を０．０５％、上限を帆２５％とした。
なお、ＢとＭｏ はともに表面硬さに対しては１１とん
ど影響しない。また、疲労強度の要求水準が特に高くな
い場合には、ＢとＭＯを添加しなくてもよい。
ど影響しない。また、疲労強度の要求水準が特に高くな
い場合には、ＢとＭＯを添加しなくてもよい。
Ｓ、Ｐｂ、Ｃａ ： これらの成分は、軟窒化処理前
に切削孕施す場合の切削性向上に有効である。軟窒化処
理前に深穴穿孔、重切削、高速切削などが施される場合
には、切削性が要求される度合いに応じて、これらの元
素の１種又は２種以上を含有させることができる。これ
らの元素は硬化特性に対しては影響を及ぼさない。
に切削孕施す場合の切削性向上に有効である。軟窒化処
理前に深穴穿孔、重切削、高速切削などが施される場合
には、切削性が要求される度合いに応じて、これらの元
素の１種又は２種以上を含有させることができる。これ
らの元素は硬化特性に対しては影響を及ぼさない。
構造用鋼の切削性を高めるのに必要最少限の添加量は、
Ｓ ： ０．０４％、Ｐｂ： ０．０３％、Ｃａ ：
０．００１０チである。またＳは０．１３％、Ｐｂは０
．３５％を越えると強度・靭性の低下が甚しくなり、一
方Ｃａは溶製上０．０１００％を越えて添加するのは困
難であるので、Ｓについては下限を帆０４チ、上限を０
．１３％、ｐｂについては下限′ｆｆ：０．０３％、上
限を０．３５％、Ｃａについては下限をｏ、ｏ ｏ ｉ
ｏ％、上限をｏ、ｏ ｉ ｏ ｏ％とじた。
Ｓ ： ０．０４％、Ｐｂ： ０．０３％、Ｃａ ：
０．００１０チである。またＳは０．１３％、Ｐｂは０
．３５％を越えると強度・靭性の低下が甚しくなり、一
方Ｃａは溶製上０．０１００％を越えて添加するのは困
難であるので、Ｓについては下限を帆０４チ、上限を０
．１３％、ｐｂについては下限′ｆｆ：０．０３％、上
限を０．３５％、Ｃａについては下限をｏ、ｏ ｏ ｉ
ｏ％、上限をｏ、ｏ ｉ ｏ ｏ％とじた。
次に本発明を実施例によって説明する。
実施例
第１表に示す組成を有する鋼を高周波溶解炉により大気
溶解し、鋼塊にしたのち、１２５０’Ｃに加熱し、直径
３０ｍの丸棒に熱間鍛造し、鍛造ままの材料およびさら
に９５０ ’Ｃで１時間の焼ならしをした材料のそれぞ
れ−について直径２５ｆＩＩＩＩ×厚さ１９覇の円板状
試験片を作成した。また、焼ならし拐についてのみ、直
径２５■×長さ３００＋ｍ＋＋の丸棒状静画げ試験片も
作成した。
溶解し、鋼塊にしたのち、１２５０’Ｃに加熱し、直径
３０ｍの丸棒に熱間鍛造し、鍛造ままの材料およびさら
に９５０ ’Ｃで１時間の焼ならしをした材料のそれぞ
れ−について直径２５ｆＩＩＩＩ×厚さ１９覇の円板状
試験片を作成した。また、焼ならし拐についてのみ、直
径２５■×長さ３００＋ｍ＋＋の丸棒状静画げ試験片も
作成した。
これら一連の試験片に対し、アンモニアガス＋ｆ、ｔＸ
ガス（１：１）の混合ガス中において５７０°Ｃで４時
間のがス軟窒［ヒ処理を施した。この軟窒化処理後、円
板状試験片の表面硬さく表面から０．０２５（転）の位
１６′でのビッカース硬さＨｖノおよび硬化深さくビッ
カース硬さＨｖ＝４００に対応する表面からの距離）を
測定した。また、丸棒状試験片に対してｔ」、第１図に
示すような静曲げ試験を行ない、硬化表面にクラックが
生じた時のたわみ−４をツ１１１定した。これらの結果
を第１表に併記する。
ガス（１：１）の混合ガス中において５７０°Ｃで４時
間のがス軟窒［ヒ処理を施した。この軟窒化処理後、円
板状試験片の表面硬さく表面から０．０２５（転）の位
１６′でのビッカース硬さＨｖノおよび硬化深さくビッ
カース硬さＨｖ＝４００に対応する表面からの距離）を
測定した。また、丸棒状試験片に対してｔ」、第１図に
示すような静曲げ試験を行ない、硬化表面にクラックが
生じた時のたわみ−４をツ１１１定した。これらの結果
を第１表に併記する。
鋼種Ｎ［Ｌ １〜１６は本発明に係る鋼であり、鋼種Ｎ
α１７−１９はＣｒ 含有量の点で、鋼種Ｎ１２０゜２
１は■含有量の点で、また鋼種間２２はｓｏｌ、Ａｔの
点でそれぞれ本発明の範囲外である比較鋼であシ、残少
の鋼種ｍ２３，２４および２５はそれぞれＪＩＳ−８Ｃ
Ｍ ４３５． ＪＩＳ−８ＡＣＭ ６４５およびＪＩＳ
−８４０Ｃに相当する従来鋼である。
α１７−１９はＣｒ 含有量の点で、鋼種Ｎ１２０゜２
１は■含有量の点で、また鋼種間２２はｓｏｌ、Ａｔの
点でそれぞれ本発明の範囲外である比較鋼であシ、残少
の鋼種ｍ２３，２４および２５はそれぞれＪＩＳ−８Ｃ
Ｍ ４３５． ＪＩＳ−８ＡＣＭ ６４５およびＪＩＳ
−８４０Ｃに相当する従来鋼である。
第１表の結果かられかるように、本発明鋼はいずれも表
面硬さがＨｖ ５００〜６００の範囲内と適度であシ、
しかも硬化深さは０．２０ｗ以上と大きい。また、静曲
げ試験によるクラック発生時のたわみ量はいずれも３．
４ ｔｎｎ以上である。
面硬さがＨｖ ５００〜６００の範囲内と適度であシ、
しかも硬化深さは０．２０ｗ以上と大きい。また、静曲
げ試験によるクラック発生時のたわみ量はいずれも３．
４ ｔｎｎ以上である。
これに対して、比較鋼のＮ［１１７〜１９および２１゜
２２については硬化深さは十分であるが、表面硬さが高
すぎ、そのためにクラック発生時のたわみ量が２．１ｍ
以下と非常に小さくなっている。また、鋼種間２０およ
び２３〜２５については、いずれも硬化深さが０．１８
ｗ以下と小さい上に、Ｎα２５は表面硬さがＨｖ４４２
〜４４５と不十分であり、逆にｍ２４は表面硬さが■ｖ
９９０〜９９５と高すぎてクラック発生時のたわみ量が
０．２ｍ＋と極端に小さい。
２２については硬化深さは十分であるが、表面硬さが高
すぎ、そのためにクラック発生時のたわみ量が２．１ｍ
以下と非常に小さくなっている。また、鋼種間２０およ
び２３〜２５については、いずれも硬化深さが０．１８
ｗ以下と小さい上に、Ｎα２５は表面硬さがＨｖ４４２
〜４４５と不十分であり、逆にｍ２４は表面硬さが■ｖ
９９０〜９９５と高すぎてクラック発生時のたわみ量が
０．２ｍ＋と極端に小さい。
第２図は、Ｃｒ含有量以外は実質的に同一組成とみなせ
る鋼種ｔ１α４．３，１９．１８．１７の焼ならし材に
ついての軟窒化、処理後の靜曲げ試験の結果（表面クラ
ック発生時のたわみ量）をＣｒ含有量に対してグロット
したグラフである８このグラフから明らかなように、Ｃ
ｒ含有量が０．２％を越えると、たわみ量は急激に低下
しはじめる。すなわち、硬化層の延性が急激に小さくな
る。
る鋼種ｔ１α４．３，１９．１８．１７の焼ならし材に
ついての軟窒化、処理後の靜曲げ試験の結果（表面クラ
ック発生時のたわみ量）をＣｒ含有量に対してグロット
したグラフである８このグラフから明らかなように、Ｃ
ｒ含有量が０．２％を越えると、たわみ量は急激に低下
しはじめる。すなわち、硬化層の延性が急激に小さくな
る。
第１図は、静曲げ試験の要領を模式的に示す図；および
第２図は、靜曲げ試験におけるクラック発生時のたわみ
量とＣｒ 含有量との関係金示すグラフである。
第２図は、靜曲げ試験におけるクラック発生時のたわみ
量とＣｒ 含有量との関係金示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１） Ｃ： ０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：
１．２０％以下。 Ｍｎ ： ０．６０〜１．３０％、 Ｃｒ ： ０
．２０％未満。 Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、 ｓｏｌ、ＡＡ
： ０．１０ ％以下。 Ｎ ： （１，００６〜０．０２０％。 残部Ｆｅ と不可避的不純物からなる軟窒化用鋼。 ｆ２１ ｃ ： ０．１５〜０．５０％、 Ｓ
ｉ：１．２０％以下。 Ｍｎ ： ０．６０〜１．３０％、 Ｃｒ：０．
２０％未満。 Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、 ｓｏｌ、Ａｔ：
０−１０％以下。 Ｎ ： ０．００６〜０．０２０％。 さらにＢ ： ０．０００５〜０．００５０％およびＭ
Ｏ：Ｑ、０５〜０．２５％の１種・ま二たは２種を含有
し、残部Ｆｅと不可避的不純物からなる軟窒化用鋼。 （３） Ｃ： ０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：
１．２０％以下。 Ｍｎ ： ０．６０〜１．３０％、 Ｃｒ：０．２
０％未満。 Ｖ ： ０．０５ＮＯ，２０％ 、 ｓｏｌ、Ａ
ｔ： ０．１０％以下参Ｎ ： ０．００６〜０．０２
０チ。 さらにＳ ： ０．０４〜０．１３％、Ｐｂ：０．０３
〜０．３５％およびＣａ ： ０．００１０〜０．０１
００％のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ
と不可避的不純物からなる軟窒化用鋼。 ＜４） Ｃ：０．１５〜０．５０チ、 Ｓｌ：１
．２０％以下。 Ｍｎ ： ０．６０〜１．３０％、 Ｃｒ：０．２
０％未満。 Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、 ｓｏｌ、Ａｔ
： ０．１０％以下。 Ｎ ： ０．００６〜０．０２０％。 さらにＢ：０．０００５〜０．００５０％およびＭＯ＝
０．０５〜０．２５％の１種または２種と、Ｓ二０．０
４〜０．１３％、Ｐｂ：０．０３〜０．３５％およびＣ
ａ ： ０．００１０−０．０１００％のうちの１種ま
たは２種以上とを含有し、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなる軟窒化用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12303282A JPS5916948A (ja) | 1982-07-16 | 1982-07-16 | 軟窒化用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12303282A JPS5916948A (ja) | 1982-07-16 | 1982-07-16 | 軟窒化用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5916948A true JPS5916948A (ja) | 1984-01-28 |
Family
ID=14850522
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12303282A Pending JPS5916948A (ja) | 1982-07-16 | 1982-07-16 | 軟窒化用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5916948A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170543A (ja) * | 1985-01-23 | 1986-08-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐摩耗性窒化用鋼 |
| JPS6425949A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-27 | Daido Steel Co Ltd | Low alloy tufftriding steel |
| US4915900A (en) * | 1987-10-15 | 1990-04-10 | Aichi Steel Works, Ltd. | Free-cutting steel having high fatigue strength |
| US4930909A (en) * | 1988-07-11 | 1990-06-05 | Nippon Seiko Kabushiki Kaisha | Rolling bearing |
| US5695576A (en) * | 1995-01-31 | 1997-12-09 | Creusot Loire Industrie (S.A.) | High ductility steel, manufacturing process and use |
| US6083455A (en) * | 1998-01-05 | 2000-07-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steels, steel products for nitriding, nitrided steel parts |
| EP3348664A4 (en) * | 2015-09-08 | 2019-01-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | NITRIDE STEEL COMPONENT AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
-
1982
- 1982-07-16 JP JP12303282A patent/JPS5916948A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170543A (ja) * | 1985-01-23 | 1986-08-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐摩耗性窒化用鋼 |
| JPH0471987B2 (ja) * | 1985-01-23 | 1992-11-17 | Sumitomo Metal Ind | |
| JPS6425949A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-27 | Daido Steel Co Ltd | Low alloy tufftriding steel |
| US4915900A (en) * | 1987-10-15 | 1990-04-10 | Aichi Steel Works, Ltd. | Free-cutting steel having high fatigue strength |
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| EP3348664A4 (en) * | 2015-09-08 | 2019-01-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | NITRIDE STEEL COMPONENT AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
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