【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
本発明は軟窒化用鋼、特に軟窒化処理後の硬化
特性（硬化深さ、表面硬さ）にすぐれ、かつ芯部
硬さも十分に高く、疲労強度、耐ピツチング性の
点で理想的な硬化曲線を示すベイナイト系軟窒化
用鋼に関する。
軟窒化処理は、A1変態点以下、一般に570℃程
度の温度で、例えばシアン系化合物の塩浴、RX
ガス（吸熱型変性ガス）またはNXガス（発熱型
変性ガス）等により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
までみられなかつた。
従来、軟窒化用鋼としては、JIS−SCM420
（0.2C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo）やSCM435
（0.35C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo）が多用されて
いたが、これらの鋼の軟窒化処理後の有効硬化深
さ（微小ビツカース硬さHv＝500に対応する表面
からの距離）はたかだか0.10mm程度であり、表面
硬さ（表面下25μmでの微小ビツカース硬さ）も
Hv650以上にはならないため、疲労強度、耐摩耗
性の点で満足のゆくものではなかつた。
また、これらの欠点を改善するために、窒化特
性を向上させるAlおよびCrを多量に添加したJIS
−SACM645（0.45C−0.4Si−1.5Cr−0.2Mo−
1.0Al）の場合には、軟窒化処理によつて表面硬
さはHv800〜1100と非常に高くなるが、有効硬化
深さはせいぜい0.15mm程度を小さいため、表面部
から芯部への硬さ勾配が急激になりすぎる。その
ため、高負荷の下で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、耐ピツチング性あるいは耐
スポーリング性が劣つていた。
さらに、Cr系肌焼鋼に硬化深さ向上に有効な
Ｖを添加した軟窒化用鋼も提案されており、外国
規格（AISI6118）もある。
しかし、上述した従来鋼は、既述の欠点以外
に、いずれも芯部硬さが低く、疲労強度の点で不
満があつた。
よつて、本発明の目的は、疲労強度、耐摩耗性
にすぐれていると同時に、耐ピツチング性、耐ス
ポーリング性にもすぐれている軟窒化用鋼を提供
することである。
本発明者らは、軟窒化処理の前組織としては
ベイナイト組織あるいはフエライト＋ベイナイト
組織が軟窒化処理後の疲労限向上に対して最も有
効であること、前組織をベイナイト化する為い
は、Ｂを添加して鋼の焼入れ性を向上させること
が有効であることの知見に着目して検討したとこ
ろ通常の条件下での軟窒化処理により表面硬さを
Hv650以上、有効硬化深さを0.2mm以上、芯部硬
さをHv250以上として疲労強度、耐摩耗性の向上
を図ると同時に、表面硬さは一方でHv750以下に
制限して、表面部から芯部への硬さ勾配の緩やか
な硬化曲線を得るようにすれば、耐ピツチング
性、耐スポーリング性の向上も図れるとの知見を
得た。
このような知見に基き研究を進めた結果、上記
のHv650〜750の範囲内の表面硬さを得るために
は表面硬さを高めるCrとAlの添加量を調整する
ことが必要であることが判明した。緩やかな硬化
曲線を得るために、まず、表面硬さをそれほど増
加させずに硬化深さを大きくするのに有効なＶを
添加し、さらに芯部硬さを大きくするために、Ｃ
のほかに、固溶強化と焼戻し軟化抵抗の向上によ
り芯部硬さ増大に寄与するSiを従来より多量に添
加することにより、耐ピツチング性、耐スポーリ
ング性の点で非常に有利な硬さ勾配の緩やかな硬
化曲線が得られることも見出された。またＢを添
加すると、芯部硬さのより一層の向上が図られ、
疲労強度が向上する。
さらに、軟窒化処理前に切削を施す場合には、
切削性向上に有効な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：0.15〜0.35％，Si：0.35超、1.20％％以下、
Mn：0.60〜1.30％，Cr0.70％を越え、
1.50％以下、
Ｖ：0.05〜0.20％，
sol.Al0.02〜0.10％，Ｎ：0.006〜0.020％，
Ｂ：0.0005〜0.0050％，さらに必要により、
Ｓ：0.04〜0.13％，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および不可避的不純物からなるベイナイ
ト系軟窒化用鋼にある。
本発明に係る軟窒化用鋼の組成を上記の範囲内
に限定した理由について次に述べる。
Ｃ：Ｃは強度確保のた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。し
かし、0.35％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。したがつて、本発明におけるＣ量は下限を
0.15％、上限を0.35％とした。
Si：Si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、疲労
強度を向上させる。このためには0.35％超必要で
あるが、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：Mn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
つて、軟窒化処理品の性能確保のために最低0.60
％は必要である。しかし、1.30％を越えると切削
性が著しく低下し始めるので、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、且つ硬化深さを大きくする極めて有
効な元素である。その効果を十分に発揮せしめる
には0.70％を越える量のCr量が必要であるが、
1.50％を越えると通常の軟窒化処理条件下での軟
窒化後に表面硬さがHv750以上になるため、上限
を1.50％とした。
Ｖ：Ｖは軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結
合して表面層に微細なＶ炭窒化物を析出すること
により、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いが、硬化深さの増加に対す
る寄与が大きく、したがつて、表面硬さをあまり
増大させずに硬化深さを大きくする。同時に、Ｖ
は含有Ｎとの結合によるＶ窒化物の析出硬化によ
つて、芯部硬さの向上にも寄与する。この両者の
効果が相まつて、表面から芯部への硬さ勾配が緩
やかな硬化曲線が得られ、疲労強度の向上に有効
となる。このためにはＶは少なくとも0.05％必要
である。しかし、0.20％を越えて添加しても硬化
深さ増大効果はあまり期待できないばかりか、芯
部硬さの向上が急激になりすぎ、軟窒化処理後に
大きな熱処理歪を伴なうようになるので、下限を
0.05％、上限を0.20％とした。
sol.Al：AlもCrと同様に侵入Ｎと結合して表面
硬さを高めるが、硬化深さ向上にはあまり有効で
ない。特に、本発明におけるようにＶとの複合添
加では、0.10％を越えて添加すると硬化深さはむ
しろ低下する。しかし、表面硬さに対しては微量
でも有効であり、Hv650以上の表面硬さを確保す
るためには少なくとも0.02％の添加が必要である
ので、下限を0.02％、上限を0.10％とした。
Ｎ：Ｎは結晶粒度を微細化させ、それにより芯
部の靭性を向上させる。このためには0.006％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り、逆に芯部の靭
性が劣化しはじめるので、下限を0.006％、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、ベイナイト組織が容易に形成され、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）後の硬さが大きくなる。したが
つて、これに軟窒化処理を施すと、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の添加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％の量が必要で
あるが、0.0050％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。
第１図は、本発明にかかる鋼組成の範囲内の
Ｖ：0.09％鋼について熱処理条件を変えることに
よつてそれぞれマルテンサイト系鋼、フエライト
＋パライト系鋼、およびベイナイト系鋼とし、次
いで570℃×４時間のガス軟窒化を行つて得た各
供試材についての疲労限の試験結果を示すＳ−Ｎ
曲線のグラフである。ベイナイト系組織の場合に
特に疲労限が高いことが分かる。フエライト＋パ
ーライト組織の場合にはマルテンサイト組織の場
合よりかなり疲労限が低い。
Ｓ，Pb，Ca：これらの成分は、軟窒化処理前
に切削を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％
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0.04％、上限を0.13％、
Pbについては下限を0.03％，上限を0.35％、Caに
ついては下限を0.0010％、上限を0.0100％とし
た。
次に本発明を実施例によつて説明する。
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℃に加熱
し、直径30mmの丸棒に熱間鍛造し、空冷してベイ
ナイト組織とした鍛造ままの材料およびさらに
950℃で１時間の焼ならしをしてその後空冷して
ベイナイト組織とした材料のそれぞれについて機
械加工により直径25mm×厚さ10mmの円板状試験片
を作成した。これら一連の試験片に対し、アンモ
ニアガス＋RXガス（１：１）の混合ガス中にお
いて570℃で４時間のガス軟窒化処理を施した。
この軟窒化処理後、円板状試験片の表面硬さ
（Hv）、芯部硬さ（Hv）および有効硬化深さ
（mm）を測定した。結果を第１表にまとめて示す。
The present invention is a steel for nitrocarburizing, which has excellent hardening characteristics (hardening depth, surface hardness) after nitrocarburizing treatment, has sufficiently high core hardness, and is ideal for hardening in terms of fatigue strength and pitting resistance. This invention relates to a bainitic soft-nitriding steel that exhibits a curve. Soft-nitriding treatment is carried out at a temperature below the A1 transformation point, generally around 570°C, for example in a cyanide compound salt bath, RX
A type of surface hardening method in which the workpiece is treated with gas (endothermic denatured gas) or NX gas (exothermic denatured gas), etc., and some carbon along with nitrogen penetrates into the steel to harden the surface layer. It is. This method is suitable for mass production of mechanical parts, etc., because it does not cause large distortions in the workpiece like the carburizing-quenching method, nor does it require a long time like the nitriding method. Steel for soft nitriding as a steel type suitable for this purpose has not yet been sufficiently developed, and so far no steel has been found that can obtain the desired characteristics with a short time soft nitriding treatment. Conventionally, JIS-SCM420 was used as steel for soft nitriding.
(0.2C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo) and SCM435
(0.35C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo), but the effective hardening depth (distance from the surface corresponding to minute Vickers hardness Hv = 500) after soft nitriding treatment of these steels is It is about 0.10mm at most, and the surface hardness (microscopic Vickers hardness at 25μm below the surface) is also
Since it did not exceed Hv650, it was not satisfactory in terms of fatigue strength and wear resistance. In addition, in order to improve these drawbacks, we added a large amount of Al and Cr to improve the nitriding properties.
−SACM645(0.45C−0.4Si−1.5Cr−0.2Mo−
In the case of 1.0Al), the surface hardness becomes extremely high at Hv800-1100 due to soft nitriding treatment, but the effective hardening depth is small at most, about 0.15mm, so the hardness from the surface to the core increases. The slope is too steep. Therefore, in gears, bearings, etc. used under high loads, peeling tends to occur near the boundary between the hardened surface part and the core part, resulting in poor pitting resistance or spalling resistance. Furthermore, a steel for nitrocarburizing, which is a Cr-based case hardening steel with V added to it to improve hardening depth, has also been proposed, and there is also a foreign standard (AISI6118). However, in addition to the above-mentioned drawbacks, the above-mentioned conventional steels all had low core hardness and were unsatisfactory in terms of fatigue strength. Therefore, an object of the present invention is to provide a steel for soft nitriding that has excellent fatigue strength and wear resistance, as well as pitting resistance and spalling resistance. The present inventors found that a bainite structure or a ferrite + bainite structure is the most effective for improving the fatigue limit after soft nitriding, and that B Focusing on the knowledge that it is effective to improve the hardenability of steel by adding
Hv650 or more, effective hardening depth of 0.2mm or more, and core hardness of Hv250 or more to improve fatigue strength and wear resistance, while at the same time limiting the surface hardness to Hv750 or less, from the surface to the core. It has been found that pitting resistance and spalling resistance can be improved by obtaining a hardening curve with a gradual hardness gradient. As a result of conducting research based on this knowledge, we found that in order to obtain a surface hardness within the range of Hv650 to 750 mentioned above, it is necessary to adjust the amounts of Cr and Al added, which increase surface hardness. found. In order to obtain a gentle hardening curve, we first added V, which is effective in increasing the hardening depth without significantly increasing the surface hardness, and then added C to further increase the core hardness.
In addition, by adding a larger amount of Si than before, which contributes to increased core hardness through solid solution strengthening and improved resistance to temper softening, the hardness is extremely advantageous in terms of pitting resistance and spalling resistance. It has also been found that a gradual curing curve can be obtained. In addition, when B is added, the core hardness is further improved,
Fatigue strength is improved. Furthermore, if cutting is performed before nitrocarburizing,
It is preferable to add S, Pb, or Ca, which are effective in improving machinability. Here, the present invention provides: C: 0.15 to 0.35%, Si: more than 0.35 and 1.20% or less, Mn: 0.60 to 1.30%, Cr more than 0.70% and 1.50% or less, V: 0.05 to 0.20%, sol .Al0.02~0.10%, N:0.006~0.020%, B:0.0005~0.0050%, and if necessary,
S: 0.04-0.13%, Pb: 0.03-0.35% and Ca:
Bainitic soft-nitriding steel containing one or more of 0.0010 to 0.0100%, with the remainder being Fe and unavoidable impurities. The reason why the composition of the steel for nitrocarburizing according to the present invention is limited to within the above range will be described below. C: C is a basic component for ensuring strength, and a minimum of 0.15% is required to ensure core strength. However, when it exceeds 0.35%, the ductility and toughness of the core decrease, machinability and cold workability decrease, and the surface hardness and hardening depth after nitrocarburizing begin to decrease rapidly. Therefore, the lower limit of the amount of C in the present invention is
0.15%, with an upper limit of 0.35%. Si: Si is usually added as a deoxidizing agent, but it is also effective in solid solution strengthening and improving temper softening resistance.
As a result, the core hardness after nitrocarburizing treatment is increased and fatigue strength is improved. For this purpose, a content of more than 0.35% is required, but if it exceeds 1.20%, the soft-nitriding properties begin to deteriorate. In particular, the decrease in surface hardness becomes significant and it also harms cold workability and weldability, so the upper limit was set at 1.20%. Mn: Mn is essential as a deoxidizing agent during steel manufacturing, and is also effective in improving the strength and toughness of the core.
% is required. However, if it exceeds 1.30%, the machinability begins to deteriorate significantly, so the lower limit was set to 0.60% and the upper limit was set to 1.30%. Cr: Cr is an extremely effective element that increases the surface hardness and increases the hardening depth by combining with the N intruded by nitrocarburizing. In order to fully demonstrate its effect, a Cr content exceeding 0.70% is required.
If it exceeds 1.50%, the surface hardness will become Hv750 or more after soft-nitriding under normal soft-nitriding treatment conditions, so the upper limit was set at 1.50%. V: V improves surface hardness and surface depth by combining with intruded N and intruded C by soft nitriding to precipitate fine V carbonitrides in the surface layer.
In particular, compared to Cr, V has a relatively small contribution to increasing the surface hardness, but it has a large contribution to increasing the hardening depth. Enlarge. At the same time, V
also contributes to improving core hardness through precipitation hardening of V nitrides due to combination with contained N. The combination of these two effects results in a hardening curve with a gentle hardness gradient from the surface to the core, which is effective in improving fatigue strength. For this purpose, V is required to be at least 0.05%. However, even if it is added in excess of 0.20%, not only is it not possible to expect much of an effect of increasing the hardening depth, but also the increase in core hardness becomes too rapid, resulting in large heat treatment distortions after nitrocarburizing. , the lower limit
0.05%, with an upper limit of 0.20%. sol.Al: Like Cr, Al also combines with intruded N to increase surface hardness, but is not very effective in increasing hardening depth. In particular, in the case of combined addition with V as in the present invention, if it is added in excess of 0.10%, the hardening depth is rather reduced. However, even a small amount is effective for improving surface hardness, and in order to ensure surface hardness of Hv650 or higher, it is necessary to add at least 0.02%, so the lower limit was set as 0.02% and the upper limit was set as 0.10%. N: N refines the grain size and thereby improves the toughness of the core. For this purpose, 0.006% or more is required, but if it exceeds 0.020%, the formation of V nitrides in the core becomes noticeable, and the toughness of the core begins to deteriorate, so the lower limit should be set to 0.006%, and the upper limit should be set to 0.006%. It was set as 0.020%. B: Adding a small amount of B improves hardenability, so a bainite structure is easily formed, and the hardness after processing (hot rolling, hot forging) before nitrocarburizing or heat treatment (normalizing, etc.) becomes larger. Therefore, when this is subjected to soft nitriding treatment, the core hardness is improved as a result, and the fatigue strength is improved. Therefore, addition of B is effective when particularly high fatigue strength is required. When adding B, an amount of at least 0.0005% is required to obtain the above improvement, but if it exceeds 0.0050%, the effect begins to be saturated, so the lower limit was set to 0.0005% and the upper limit was set to 0.0050%. Figure 1 shows martensitic steel, ferritic + pallitic steel, and bainitic steel by changing the heat treatment conditions for V: 0.09% steel within the steel composition range according to the present invention, and then heated to 570°C. ×S-N showing fatigue limit test results for each sample material obtained by gas nitrocarburizing for 4 hours
It is a graph of a curve. It can be seen that the fatigue limit is particularly high in the case of a bainitic structure. In the case of ferrite + pearlite structure, the fatigue limit is considerably lower than in the case of martensitic structure. S, Pb, Ca: These components are effective in improving machinability when cutting is performed before soft-nitriding treatment. When deep hole drilling, heavy cutting, high-speed cutting, etc. are performed before soft-nitriding treatment, one or more of these elements can be included depending on the degree of machinability required. . These elements have no effect on the hardening properties. The minimum addition amounts necessary to improve the machinability of structural steel are S: 0.04%, Pb: 0.03%, Ca: 0.0010%.
It is. In addition, if S exceeds 0.13% and Pb exceeds 0.35%, the strength and toughness will deteriorate significantly.On the other hand, it is difficult to add Ca in excess of 0.0100% during melting, so the lower limit for S should be set at 0.04%. , upper limit 0.13%,
For Pb, the lower limit was 0.03% and the upper limit was 0.35%, and for Ca, the lower limit was 0.0010% and the upper limit was 0.0100%. Next, the present invention will be explained with reference to examples. Example Steel having the composition shown in Table 1 was melted in the atmosphere in a high frequency melting furnace to form a steel ingot, heated to 1250°C, hot forged into a round bar with a diameter of 30 mm, and air cooled to form a bainite structure. As-forged materials and further
Each material was normalized at 950° C. for 1 hour and then air cooled to form a bainite structure, and a disk-shaped test piece with a diameter of 25 mm and a thickness of 10 mm was created by machining. These series of test pieces were subjected to gas soft nitriding treatment at 570° C. for 4 hours in a mixed gas of ammonia gas + RX gas (1:1).
After this nitrocarburizing treatment, the surface hardness (Hv), core hardness (Hv), and effective hardening depth (mm) of the disc-shaped specimen were measured. The results are summarized in Table 1.
【表】【table】
【表】
鋼種No.１〜10は比較用の鋼であり、同No.11〜20
は本発明に係る鋼であり、鋼種No.21，22，23，24
はそれぞれＶ含有量、Cr含有量、Si含有量、sol.
Al含有量の点で本発明の範囲外となる比較用の
鋼である。また鋼種No.25，26はそれぞれJIS−
SCM435およびJIS−SACM645に相当する従来鋼
である。
第１表の結果から明らかなように、本発明鋼は
いずれも表面硬さがHv650〜750の範囲内にあり、
有効硬化深さも0.2mm以上ある。さらに芯部硬さ
もすべてHv250以上である。したがつて、耐ピツ
チング性および耐スポーリング性の向上をもたら
す表面から芯部への緩やかな硬さ勾配が得られる
と共に、疲労強度の点でもすぐれていることが予
期される。
これに対して、比較鋼である鋼種No.21，22，
24，25，26では有効硬化深さが0.16mm以下と小さ
い上に、No.24〜26では表面硬さも本発明で目標と
するHv650〜750の範囲外にある。一方、比較鋼
の鋼種No.23にあつては、表面硬さと有効硬化深さ
はともに満足のゆくものであるが、芯部硬さが
Hv208以下と小さく、すぐれた疲労強度は望めな
い。[Table] Steel types No. 1 to 10 are steels for comparison, and steel types No. 11 to 20 are for comparison.
are steels according to the present invention, and steel types No. 21, 22, 23, 24
are the V content, Cr content, Si content, and sol.
This is a comparative steel that is outside the scope of the present invention in terms of Al content. Also, steel types No. 25 and 26 are JIS-
This is a conventional steel equivalent to SCM435 and JIS-SACM645. As is clear from the results in Table 1, all of the steels of the present invention have surface hardness within the range of Hv650 to 750,
The effective hardening depth is also 0.2mm or more. Furthermore, the core hardness is all Hv250 or higher. Therefore, it is expected that a gentle hardness gradient from the surface to the core can be obtained that improves pitting resistance and spalling resistance, and that it also has excellent fatigue strength. On the other hand, steel types No. 21, 22, which are comparative steels,
In Nos. 24, 25, and 26, the effective hardening depth is as small as 0.16 mm or less, and in Nos. 24 to 26, the surface hardness is also outside the range of Hv 650 to 750 targeted by the present invention. On the other hand, for comparative steel No. 23, both the surface hardness and effective hardening depth are satisfactory, but the core hardness is
It is small, less than Hv208, and cannot be expected to have excellent fatigue strength.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]
第１図は、本発明にかかるベイナイト系軟窒化
用鋼のＳ−Ｎ曲線を、比較用の鋼のそれとともに
示すグラフである。
FIG. 1 is a graph showing the S-N curve of the bainitic soft-nitriding steel according to the present invention, together with that of a comparative steel.