JP2906996B2 - 冷間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法 - Google Patents
冷間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は優れた冷間鍛造性及び疲
労強度が要求される歯車等の機械構造部品に適した、冷
間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法に
関する。
労強度が要求される歯車等の機械構造部品に適した、冷
間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】機械構造用鋼の疲労強度向上のための表
面硬化処理方法の一つとしてガス窒化処理がある。この
ガス窒化処理は、同じ表面硬化処理方法である高周波焼
入や浸炭焼入に比べて熱処理歪が小さいため、寸法精度
が要求される機械構造部品の表面硬化処理方法として有
効な手段である。
面硬化処理方法の一つとしてガス窒化処理がある。この
ガス窒化処理は、同じ表面硬化処理方法である高周波焼
入や浸炭焼入に比べて熱処理歪が小さいため、寸法精度
が要求される機械構造部品の表面硬化処理方法として有
効な手段である。
【０００３】窒化処理用鋼材としては、従来からＪＩＳ
ＳＡＣＭ６４５や、ＪＩＳ ＳＣＭ４３５等が使用さ
れている。しかし、ＳＡＣＭ６４５は表面硬度がＨｖ１
０００程度と硬すぎる上、表面に脆い化合物層が形成さ
れるため、高い疲労強度は得られない。また、ＳＣＭ４
３５も十分な硬化層深さが得られないため、やはり高い
疲労強度は得られない。また、どちらの鋼も素材硬度が
高いことから冷間鍛造性、被削性に劣る等の問題があ
る。
ＳＡＣＭ６４５や、ＪＩＳ ＳＣＭ４３５等が使用さ
れている。しかし、ＳＡＣＭ６４５は表面硬度がＨｖ１
０００程度と硬すぎる上、表面に脆い化合物層が形成さ
れるため、高い疲労強度は得られない。また、ＳＣＭ４
３５も十分な硬化層深さが得られないため、やはり高い
疲労強度は得られない。また、どちらの鋼も素材硬度が
高いことから冷間鍛造性、被削性に劣る等の問題があ
る。
【０００４】そこで、疲労強度の改善を目的として、特
開平４−４５２４４号公報、特開平４−６６６４６号公
報、特開平５−２５５３８号公報等において、Ｃｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋼を基本とした高疲労強度の窒化用鋼又は軟窒化
鋼が提案されている。一方、冷間加工性を改善するため
に、特開平５−１７１３４７号公報にはＳｉまたはＭｎ
量を規制し、Ｃｒ，Ｖを複合添加した軟窒化鋼が提案さ
れている。
開平４−４５２４４号公報、特開平４−６６６４６号公
報、特開平５−２５５３８号公報等において、Ｃｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋼を基本とした高疲労強度の窒化用鋼又は軟窒化
鋼が提案されている。一方、冷間加工性を改善するため
に、特開平５−１７１３４７号公報にはＳｉまたはＭｎ
量を規制し、Ｃｒ，Ｖを複合添加した軟窒化鋼が提案さ
れている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
４−４５２４４号公報、特開平４−６６６４６号公報、
特開平５−２５５３８号公報等に開示されている窒化用
鋼又は軟窒化鋼は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの複合添加により疲
労強度が高まるが、Ｍｏを多量に含有しているために素
材硬さが高すぎ、冷間鍛造性及び被削性が著しく劣る。
４−４５２４４号公報、特開平４−６６６４６号公報、
特開平５−２５５３８号公報等に開示されている窒化用
鋼又は軟窒化鋼は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの複合添加により疲
労強度が高まるが、Ｍｏを多量に含有しているために素
材硬さが高すぎ、冷間鍛造性及び被削性が著しく劣る。
【０００６】また、特開平５−１７１３４７号公報に開
示されている軟窒化用鋼は、素材硬さがＨｖ２００以下
となるため冷間鍛造性は良好であるものの、窒化処理後
の表面硬さが低い上、従来の窒化方法を採用しても大き
な硬化層深さが得られず、疲労強度は十分とはいえな
い。本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであっ
て、優れた疲労特性と冷間鍛造性とを兼備した窒化鋼部
材の製造方法を提供することを目的とする。
示されている軟窒化用鋼は、素材硬さがＨｖ２００以下
となるため冷間鍛造性は良好であるものの、窒化処理後
の表面硬さが低い上、従来の窒化方法を採用しても大き
な硬化層深さが得られず、疲労強度は十分とはいえな
い。本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであっ
て、優れた疲労特性と冷間鍛造性とを兼備した窒化鋼部
材の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段及び作用】本願発明者ら
は、先ず疲労強度に及ぼす化学成分、組成及び窒化条件
の影響を詳細に検討した結果、以下の２つの知見を得る
に至った。第１に、歯車のように応力集中を受ける部品
での疲労強度を高めるためには、窒化処理後の表面硬度
をＨｖ７００以上にし、十分な硬化深さを有することが
必要である。表面硬度を高めるためには０．１％以上の
Ａｌの添加が必須であり、さらにＣｒを複合添加するこ
とにより十分な表面硬度が得られ、Ｖの添加により大き
な硬化層深さを得ることができる。
は、先ず疲労強度に及ぼす化学成分、組成及び窒化条件
の影響を詳細に検討した結果、以下の２つの知見を得る
に至った。第１に、歯車のように応力集中を受ける部品
での疲労強度を高めるためには、窒化処理後の表面硬度
をＨｖ７００以上にし、十分な硬化深さを有することが
必要である。表面硬度を高めるためには０．１％以上の
Ａｌの添加が必須であり、さらにＣｒを複合添加するこ
とにより十分な表面硬度が得られ、Ｖの添加により大き
な硬化層深さを得ることができる。
【０００８】第２に、ガス窒化により部品の表面部分に
生成する化合物層は非常に脆く、その厚さが厚すぎる場
合には容易に剥離し、疲労強度の低下を招く。このよう
な化合物層の生成を抑制する窒化処理方法として従来か
ら２段窒化法が採用されているが、２段窒化法では十分
な硬化層深さが得られず、また疲労強度も十分ではなか
った。これに対し、処理開始温度及び処理終了温度をあ
る特定の温度範囲に規定し、その間を連続的に昇温する
方法を適用すれば、化合物が形成されてもすぐに昇温さ
れて化合物層が消滅しやすく化合物層の生成が抑制さ
れ、また大きな硬化深さが得られるため、著しく疲労強
度が向上される。
生成する化合物層は非常に脆く、その厚さが厚すぎる場
合には容易に剥離し、疲労強度の低下を招く。このよう
な化合物層の生成を抑制する窒化処理方法として従来か
ら２段窒化法が採用されているが、２段窒化法では十分
な硬化層深さが得られず、また疲労強度も十分ではなか
った。これに対し、処理開始温度及び処理終了温度をあ
る特定の温度範囲に規定し、その間を連続的に昇温する
方法を適用すれば、化合物が形成されてもすぐに昇温さ
れて化合物層が消滅しやすく化合物層の生成が抑制さ
れ、また大きな硬化深さが得られるため、著しく疲労強
度が向上される。
【０００９】そして、さらに優れた冷間鍛造性を得るた
めにさらに検討を重ねた結果、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒ
の添加量を調整し、焼きならし後の素材硬さをＨｖ２２
０以下にすることで、優れた疲労特性を維持しつつ、必
要な冷間鍛造性を確保し得ることを見出した。
めにさらに検討を重ねた結果、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒ
の添加量を調整し、焼きならし後の素材硬さをＨｖ２２
０以下にすることで、優れた疲労特性を維持しつつ、必
要な冷間鍛造性を確保し得ることを見出した。
【００１０】本発明は、このような知見に基づいてなさ
れたものであって、第１に、Ｃ：０．１０〜０．３０ｗ
ｔ％、Ｓｉ：０．３５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％
以下、Ｓ：０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５
ｗｔ％、Ａｌ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．１〜
０．５ｗｔ％を含有する鋼に対し、処理開始温度が４８
０〜５５０℃、処理終了温度が５６０〜６３０℃の範囲
であり、処理開始から処理終了までを連続的に昇温させ
る窒化処理を施すことを特徴とする、冷間鍛造性及び疲
労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法を提供するもので
ある。
れたものであって、第１に、Ｃ：０．１０〜０．３０ｗ
ｔ％、Ｓｉ：０．３５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％
以下、Ｓ：０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５
ｗｔ％、Ａｌ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．１〜
０．５ｗｔ％を含有する鋼に対し、処理開始温度が４８
０〜５５０℃、処理終了温度が５６０〜６３０℃の範囲
であり、処理開始から処理終了までを連続的に昇温させ
る窒化処理を施すことを特徴とする、冷間鍛造性及び疲
労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法を提供するもので
ある。
【００１１】第２に、Ｃ：０．１０〜０．３０ｗｔ％、
Ｓｉ：０．３５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５ｗｔ
％、Ａｌ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．１〜０．５
ｗｔ％を含有し、さらにＮｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃ
ｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．２ｗｔ以下の１種ま
たは２種以上を含有する鋼に対し、処理開始温度が４８
０〜５５０℃、処理終了温度が５６０〜６３０℃の範囲
であり、処理開始から処理終了までを連続的に昇温させ
る窒化処理を施すことを特徴とする、冷間鍛造性及び疲
労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法を提供するもので
ある。
Ｓｉ：０．３５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５ｗｔ
％、Ａｌ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．１〜０．５
ｗｔ％を含有し、さらにＮｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃ
ｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．２ｗｔ以下の１種ま
たは２種以上を含有する鋼に対し、処理開始温度が４８
０〜５５０℃、処理終了温度が５６０〜６３０℃の範囲
であり、処理開始から処理終了までを連続的に昇温させ
る窒化処理を施すことを特徴とする、冷間鍛造性及び疲
労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法を提供するもので
ある。
【００１２】以下、本発明の限定理由について説明す
る。先ず化学成分の限定理由について示す。 （１）Ｃ：０．１０〜０．３０ｗｔ％ Ｃは強度確保のため必要な元素である。しかし、その量
が０．１ｗｔ％未満では芯部強度が低くなり過ぎるため
に十分な硬化層深さが得られず、必要な疲労強度が得ら
れない。一方、０．３ｗｔ％を超えると素材強度が高く
なりすぎ靭性が劣化し、さらに切削性ないし冷間鍛造性
も著しく低下する。従ってＣ量を０．１０〜０．３０ｗ
ｔ％の範囲とした。
る。先ず化学成分の限定理由について示す。 （１）Ｃ：０．１０〜０．３０ｗｔ％ Ｃは強度確保のため必要な元素である。しかし、その量
が０．１ｗｔ％未満では芯部強度が低くなり過ぎるため
に十分な硬化層深さが得られず、必要な疲労強度が得ら
れない。一方、０．３ｗｔ％を超えると素材強度が高く
なりすぎ靭性が劣化し、さらに切削性ないし冷間鍛造性
も著しく低下する。従ってＣ量を０．１０〜０．３０ｗ
ｔ％の範囲とした。
【００１３】（２）Ｓｉ：０．３５ｗｔ％以下 Ｓｉは脱酸材として必要であるが、フェライトに固溶し
冷間鍛造性を劣化させるため、０．３５ｗｔ％以下とし
た。
冷間鍛造性を劣化させるため、０．３５ｗｔ％以下とし
た。
【００１４】（３）Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下 Ｍｎは脱酸材として添加され、また強度確保のために必
要である。しかし、１．０ｗｔ％を超えるとＳｉと同様
に冷間鍛造性を劣化させるため、１．０ｗｔ％以下とし
た。
要である。しかし、１．０ｗｔ％を超えるとＳｉと同様
に冷間鍛造性を劣化させるため、１．０ｗｔ％以下とし
た。
【００１５】（４）Ｓ：０．０５ｗｔ％以下 Ｓは被削性を向上させる元素であるが、０．０５ｗｔ％
を超えると硫化物系の介在物が多くなりすぎ、冷間鍛造
時の割れの原因となるばかりでなく、疲労強度の低下に
つながる。従って、その上限を０．０５ｗｔ％とした。
を超えると硫化物系の介在物が多くなりすぎ、冷間鍛造
時の割れの原因となるばかりでなく、疲労強度の低下に
つながる。従って、その上限を０．０５ｗｔ％とした。
【００１６】（５）Ｃｒ：０．５〜１．５ｗｔ％ Ｃｒは窒化処理後の表面硬さを上昇させ及び硬化層深さ
を増加させる元素である。しかし、その量が０．５ｗｔ
％未満ではその効果が小さく、１．５ｗｔ％を超えると
硬化層深さが逆に低下し、また素材硬さが高くなりすぎ
冷間鍛造性を劣化させる。従ってＣｒ含有量を０．５〜
１．５ｗｔ％とする。
を増加させる元素である。しかし、その量が０．５ｗｔ
％未満ではその効果が小さく、１．５ｗｔ％を超えると
硬化層深さが逆に低下し、また素材硬さが高くなりすぎ
冷間鍛造性を劣化させる。従ってＣｒ含有量を０．５〜
１．５ｗｔ％とする。
【００１７】（６）Ａｌ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ａｌは窒化処理後の表面硬さを上昇させる元素である。
しかし、その量が０．１ｗｔ％未満では必要な表面硬さ
が得られず、０．５ｗｔ％を超えると硬化層深さに悪影
響を及ぼす。従ってＡｌ量を０．１〜０．５ｗｔ％の範
囲とした。
しかし、その量が０．１ｗｔ％未満では必要な表面硬さ
が得られず、０．５ｗｔ％を超えると硬化層深さに悪影
響を及ぼす。従ってＡｌ量を０．１〜０．５ｗｔ％の範
囲とした。
【００１８】（７）Ｖ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｖは窒化処理後の硬化層深さを向上させる元素である。
しかし、その量が０．１ｗｔ％未満ではその効果が不十
分であり、０．５ｗｔ％を超えて添加してもその効果が
飽和すると共にコスト的にも不利になる。従ってＶ量を
０．１〜０．５ｗｔ％の範囲とした。
しかし、その量が０．１ｗｔ％未満ではその効果が不十
分であり、０．５ｗｔ％を超えて添加してもその効果が
飽和すると共にコスト的にも不利になる。従ってＶ量を
０．１〜０．５ｗｔ％の範囲とした。
【００１９】また、素材の強度及び靭性を高めることを
主目的として、以下のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの１種又は２種
以上を含有させることもできる。 （８）Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下 Ｎｉは冷間鍛造性を低下させることなく素材の靭性を向
上させる元素である。しかし、１．０ｗｔ％を超えて添
加すると硬度が上昇し冷間鍛造性に悪影響を及ぼすだけ
でなく、非常に高価な元素であるためコスト的にも不利
になる。従ってその上限を１．０ｗｔ％とした。
主目的として、以下のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの１種又は２種
以上を含有させることもできる。 （８）Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下 Ｎｉは冷間鍛造性を低下させることなく素材の靭性を向
上させる元素である。しかし、１．０ｗｔ％を超えて添
加すると硬度が上昇し冷間鍛造性に悪影響を及ぼすだけ
でなく、非常に高価な元素であるためコスト的にも不利
になる。従ってその上限を１．０ｗｔ％とした。
【００２０】（９）Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下 Ｃｕは窒化処理中に析出硬化し窒化処理材の芯部の強度
を向上させる元素である。しかし、１．０ｗｔ％を超え
て添加すると靭性の低下を招くので、その上限を１．０
ｗｔ％とした。
を向上させる元素である。しかし、１．０ｗｔ％を超え
て添加すると靭性の低下を招くので、その上限を１．０
ｗｔ％とした。
【００２１】（１０）Ｍｏ：０．２ｗｔ％以下 Ｍｏは素材の強度を高めると同時に、窒化処理後の硬化
層深さを増加させる元素である。しかし、０．２ｗｔ％
を超えて添加すると硬度が上昇し、冷間鍛造性が著しく
劣化するため、その上限を０．２ｗｔ％とした。
層深さを増加させる元素である。しかし、０．２ｗｔ％
を超えて添加すると硬度が上昇し、冷間鍛造性が著しく
劣化するため、その上限を０．２ｗｔ％とした。
【００２２】次に、窒化処理条件の限定理由について示
す。 （１）処理開始温度：４８０〜５５０℃ 処理開始温度が４８０℃未満では窒化反応が遅いため有
効な硬化深さが得られず、一方、５５０℃を超えると化
合物層厚さが大きくなり、疲労強度に悪影響を及ぼす。
従って窒化処理開始温度を４８０℃〜５５０℃の範囲と
した。
す。 （１）処理開始温度：４８０〜５５０℃ 処理開始温度が４８０℃未満では窒化反応が遅いため有
効な硬化深さが得られず、一方、５５０℃を超えると化
合物層厚さが大きくなり、疲労強度に悪影響を及ぼす。
従って窒化処理開始温度を４８０℃〜５５０℃の範囲と
した。
【００２３】（２）処理終了温度：５６０〜６３０℃ 処理終了温度が５６０℃未満では窒素の拡散が遅いため
有効な硬化深さが得られず、一方、６３０℃を超えると
窒素がより内部まで拡散するため表面硬さが低下し疲労
強度が劣化する。従って窒化処理終了温度を５６０〜６
３０℃の範囲とした。
有効な硬化深さが得られず、一方、６３０℃を超えると
窒素がより内部まで拡散するため表面硬さが低下し疲労
強度が劣化する。従って窒化処理終了温度を５６０〜６
３０℃の範囲とした。
【００２４】（３）処理開始から処理終了までを連続的
に昇温 上述したように、処理開始から終了まで連続的に昇温す
ることにより、低温で化合物が形成されてもすぐに昇温
されて化合物層が消滅しやすく、結果として化合物層の
生成が抑制され、また大きな硬化深さが得られるため、
著しく疲労強度が向上されるからである。なお、本発明
では処理開始から処理終了までを連続的に昇温させる限
りその態様は限定されないが、直線的に昇温することが
好ましい。
に昇温 上述したように、処理開始から終了まで連続的に昇温す
ることにより、低温で化合物が形成されてもすぐに昇温
されて化合物層が消滅しやすく、結果として化合物層の
生成が抑制され、また大きな硬化深さが得られるため、
著しく疲労強度が向上されるからである。なお、本発明
では処理開始から処理終了までを連続的に昇温させる限
りその態様は限定されないが、直線的に昇温することが
好ましい。
【００２５】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１の組成を有する鋼１５０ｋｇを真空溶
解により溶製し、熱間圧延により厚さ３０ｍｍの板にし
た後、９００℃×１時間の焼ならし処理を行い素材とし
た。素材の硬さを測定した後、切欠き係数１．８の切欠
きを有する小野式回転曲げ疲労試験片に加工した。その
後、表１のＮｏ．１〜１４の供試材に対して窒化処理を
施した。窒化処理はＮ2 −ＮＨ3 −ＣＯ2 雰囲気のガス
窒化炉を用い、図１に示した温度パターンの中で連続的
に昇温する方法（傾斜窒化法）にて行った。なお、窒化
処理は、処理開始温度：５１０℃、処理終了温度：６２
０℃、処理時間：２０時間の条件にて行った。
解により溶製し、熱間圧延により厚さ３０ｍｍの板にし
た後、９００℃×１時間の焼ならし処理を行い素材とし
た。素材の硬さを測定した後、切欠き係数１．８の切欠
きを有する小野式回転曲げ疲労試験片に加工した。その
後、表１のＮｏ．１〜１４の供試材に対して窒化処理を
施した。窒化処理はＮ2 −ＮＨ3 −ＣＯ2 雰囲気のガス
窒化炉を用い、図１に示した温度パターンの中で連続的
に昇温する方法（傾斜窒化法）にて行った。なお、窒化
処理は、処理開始温度：５１０℃、処理終了温度：６２
０℃、処理時間：２０時間の条件にて行った。
【００２６】このように窒化処理を施した供試材を用い
て小野式回転曲げ疲労試験を行い、繰返し数１０7 回で
の応力値を疲労強度として求めた。また、窒化処理後の
表面硬さ（表面から０．０５ｍｍ位置の硬さ）及び硬化
層深さ（Ｈｖが４２０になる距離）の測定も行った。こ
れらの結果を表２に示す。なお、表１及び表２におい
て、供試材Ｎｏ．１〜１１は本発明例であり、Ｎｏ．１
２〜２１は比較例である。
て小野式回転曲げ疲労試験を行い、繰返し数１０7 回で
の応力値を疲労強度として求めた。また、窒化処理後の
表面硬さ（表面から０．０５ｍｍ位置の硬さ）及び硬化
層深さ（Ｈｖが４２０になる距離）の測定も行った。こ
れらの結果を表２に示す。なお、表１及び表２におい
て、供試材Ｎｏ．１〜１１は本発明例であり、Ｎｏ．１
２〜２１は比較例である。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】表２から明らかなように、本発明例である
Ｎｏ．１〜１１はいずれも素材硬さがＨｖ２２０以下で
あり冷間鍛造性に優れ、また窒化処理後の表面硬さがＨ
ｖ７００以上、硬化層深さが０．４ｍｍ以上となるため
に高い疲労強度が得られていることが確認された。
Ｎｏ．１〜１１はいずれも素材硬さがＨｖ２２０以下で
あり冷間鍛造性に優れ、また窒化処理後の表面硬さがＨ
ｖ７００以上、硬化層深さが０．４ｍｍ以上となるため
に高い疲労強度が得られていることが確認された。
【００３０】一方、比較例であるＮｏ．１２はＶ量が本
発明で規定する範囲よりも低いために硬化層深さが小さ
く疲労強度が低かった。またＮｏ．１３はＡｌが本発明
で規定する範囲よりも低いために表面硬度が低く疲労強
度も低くなった。Ｎｏ．１４はＡｌ量が本発明で規定す
る範囲よりも高いために硬化層深さが小さく疲労強度が
低かった。Ｎｏ．１５、１６はそれぞれＣｒ量、Ｃ量が
本発明で規定する範囲よりも低いために硬化層深さが小
さく疲労強度が低かった。また、Ｎｏ．１７、１８、１
９、２０はそれぞれＣｒ量、Ｍｎ量、Ｓｉ量、Ｃ量が本
発明で規定する範囲よりも高いため、疲労強度は高い
が、素材硬さが高く冷間鍛造性が劣っていた。さらにＮ
ｏ．２１はＳ量が本発明で規定する範囲よりも高いた
め、表面硬さ、硬化層深さが適正範囲内であるのにもか
かわらず疲労強度が低かった。
発明で規定する範囲よりも低いために硬化層深さが小さ
く疲労強度が低かった。またＮｏ．１３はＡｌが本発明
で規定する範囲よりも低いために表面硬度が低く疲労強
度も低くなった。Ｎｏ．１４はＡｌ量が本発明で規定す
る範囲よりも高いために硬化層深さが小さく疲労強度が
低かった。Ｎｏ．１５、１６はそれぞれＣｒ量、Ｃ量が
本発明で規定する範囲よりも低いために硬化層深さが小
さく疲労強度が低かった。また、Ｎｏ．１７、１８、１
９、２０はそれぞれＣｒ量、Ｍｎ量、Ｓｉ量、Ｃ量が本
発明で規定する範囲よりも高いため、疲労強度は高い
が、素材硬さが高く冷間鍛造性が劣っていた。さらにＮ
ｏ．２１はＳ量が本発明で規定する範囲よりも高いた
め、表面硬さ、硬化層深さが適正範囲内であるのにもか
かわらず疲労強度が低かった。
【００３１】（実施例２）次に、Ｎｏ．１の組成を有す
る鋼を用いて実施例１と同様に切欠き係数１．８の切欠
きを有する小野式回転曲げ疲労試験片に加工し、図１に
示す３つの温度パターンを用い、表３に示す条件で処理
時間２０時間の窒化処理を施した。そして、これら供試
材について疲労試験を行った。この際の窒化処理後の表
面硬さ、硬化層深さ、化合物層厚さ（表面に形成された
窒化物層の厚さ）、及び疲労強度を併せて表３に示す。
なお、記号Ａ〜Ｄは本発明例であり、記号Ｅ〜Ｌは本発
明の窒化処理条件から外れる比較例である。
る鋼を用いて実施例１と同様に切欠き係数１．８の切欠
きを有する小野式回転曲げ疲労試験片に加工し、図１に
示す３つの温度パターンを用い、表３に示す条件で処理
時間２０時間の窒化処理を施した。そして、これら供試
材について疲労試験を行った。この際の窒化処理後の表
面硬さ、硬化層深さ、化合物層厚さ（表面に形成された
窒化物層の厚さ）、及び疲労強度を併せて表３に示す。
なお、記号Ａ〜Ｄは本発明例であり、記号Ｅ〜Ｌは本発
明の窒化処理条件から外れる比較例である。
【００３２】
【表３】
【００３３】表３から明らかなように、本発明例である
記号Ａ〜Ｄはいずれも、表面硬さ、表面層深さが大き
く、化合物層厚さが小さいために高い疲労強度を有して
いることが確認された。
記号Ａ〜Ｄはいずれも、表面硬さ、表面層深さが大き
く、化合物層厚さが小さいために高い疲労強度を有して
いることが確認された。
【００３４】これに対して、記号Ｅ〜Ｈは傾斜窒化法を
採用してはいるが、処理開始温度又は処理終了温度が本
発明の範囲から外れており、表面硬さ、硬化層深さ又は
化合物層厚さのいずれかが不十分であった。
採用してはいるが、処理開始温度又は処理終了温度が本
発明の範囲から外れており、表面硬さ、硬化層深さ又は
化合物層厚さのいずれかが不十分であった。
【００３５】記号Ｉ，Ｊは二段窒化法を採用したもので
あり、化合物層厚さは小さいが、硬化層深さが小さいた
め、疲労強度が低かった。記号Ｋ，Ｌは最も一般的な一
段の窒化方法を採用したものであり、硬化層深さが十分
ではなく、また化合物層厚さが厚すぎるため、疲労強度
が低かった。
あり、化合物層厚さは小さいが、硬化層深さが小さいた
め、疲労強度が低かった。記号Ｋ，Ｌは最も一般的な一
段の窒化方法を採用したものであり、硬化層深さが十分
ではなく、また化合物層厚さが厚すぎるため、疲労強度
が低かった。
【００３６】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、特定の組
成の鋼材に対し、処理開始温度と処理終了温度とを特定
温度範囲に規定すると共にその間を連続的に昇温するの
で、冷間鍛造性に優れ、かつ高い疲労強度を有する窒化
鋼部材を得ることができる。
成の鋼材に対し、処理開始温度と処理終了温度とを特定
温度範囲に規定すると共にその間を連続的に昇温するの
で、冷間鍛造性に優れ、かつ高い疲労強度を有する窒化
鋼部材を得ることができる。
【図１】本発明及び比較例における窒化処理の温度パタ
ーンを示す図。
ーンを示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 椛澤 均 埼玉県蓮田市大字閏戸2358番地の１ 株 式会社日本テクノ内 (72)発明者 桑原 美博 新潟県長岡市下条町777番地 長岡電子 株式会社内 (56)参考文献 特開 平５−171347（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−25538（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 8/26
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１０〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：
０．３５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｓ：
０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．１〜０．５ｗｔ％
を含有する鋼に対し、処理開始温度が４８０〜５５０
℃、処理終了温度が５６０〜６３０℃の範囲であり、処
理開始から処理終了までを連続的に昇温させる窒化処理
を施すことを特徴とする、冷間鍛造性及び疲労特性に優
れた窒化鋼部材の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．１０〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：
０．３５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｓ：
０．０５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａ
ｌ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．１〜０．５ｗｔ％
を含有し、さらにＮｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃｕ：１．
０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．２ｗｔ以下の１種または２種
以上を含有する鋼に対し、処理開始温度が４８０〜５５
０℃、処理終了温度が５６０〜６３０℃の範囲であり、
処理開始から処理終了までを連続的に昇温させる窒化処
理を施すことを特徴とする、冷間鍛造性及び疲労特性に
優れた窒化鋼部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8158894A JP2906996B2 (ja) | 1994-04-20 | 1994-04-20 | 冷間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8158894A JP2906996B2 (ja) | 1994-04-20 | 1994-04-20 | 冷間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07286257A JPH07286257A (ja) | 1995-10-31 |
| JP2906996B2 true JP2906996B2 (ja) | 1999-06-21 |
Family
ID=13750484
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8158894A Expired - Fee Related JP2906996B2 (ja) | 1994-04-20 | 1994-04-20 | 冷間鍛造性及び疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2906996B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| FI971257A7 (fi) * | 1997-03-26 | 1998-09-27 | Imatra Steel Oy Ab | Kylmämuovausmenetelmä |
| KR101401130B1 (ko) * | 2009-06-17 | 2014-05-29 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 질화용 강 및 질화 처리 부품 |
| JP5521970B2 (ja) | 2010-10-20 | 2014-06-18 | 新日鐵住金株式会社 | 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品 |
| CN103003459B (zh) * | 2010-11-17 | 2014-09-03 | 新日铁住金株式会社 | 氮化用钢及氮化处理部件 |
| CN102925811B (zh) * | 2012-11-12 | 2014-11-12 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种易切削加钒高铝氮化钢及其制造方法 |
| JP6323554B2 (ja) | 2014-06-13 | 2018-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法と軟窒化処理鋼 |
| CN106119705A (zh) * | 2016-06-22 | 2016-11-16 | 陕西法士特齿轮有限责任公司 | 一种齿轮渗氮钢及制造方法 |
-
1994
- 1994-04-20 JP JP8158894A patent/JP2906996B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07286257A (ja) | 1995-10-31 |
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