【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
（産業上の利用分野）
本発明は、耐摩耗性窒化用鋼、特にポーラスな
化合物層を形成する耐摩耗性窒化用鋼に関する。
（従来の技術）
窒化処理は、表面硬化法の一種であるが、A1
変態点以下の温度、一般的には500〜580℃程度の
温度域で処理するため、浸炭焼入法の如く、被処
理物に大きな熱処理歪を生じさせない。このた
め、窒化処理は機械構造用部品、耐摩耗用部品な
どに広範に実施されている。
従来、窒化用鋼としては、JIS−SCM435
（0.35C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo）やSACM645
（0.45C−0.4Si−1.5Cr−0.2Mo−1.0Al）などが使
用されていたが、所要硬化特性が得られないた
め、最近、種々の窒化専用の鋼種が多く提案され
てきた（例：特開昭59−16949号、同59−31850
号、同59−50158号、同58−171558号、特公昭55
−3424号など）。
しかし、これら窒化鋼は、疲労強度、耐ピツチ
ング性、耐摩耗性を向上させることを目的に、硬
化深さと表面硬さを上げることに主眼を置いてき
た。特に耐摩耗性を上げる場合は表面硬さの向上
を図つてきた。したがつて、表面硬さを低下させ
るＣは有害元素とみなし、必要最低限のＣ含有量
にしている。このような観点から0.5％を超える
量のＣは含有されることがなかつた。
一方、従来からよく知られているように、窒化
処理によつて生成される硬化層には、侵入Ｎによ
る固溶強化および窒化物の析出強化によつて硬化
する拡散層と、最表面に生成するFeおよび合金
元素（Cr，Al，Ｖなど）の窒化物層すなわち化
合物層から成り立つている。この点、既に述べた
ように、従来の窒化鋼は、表面硬さや硬化深さな
ど硬化層の硬さにのみ重点を置き、化合物層の性
状についてはあまり考慮されていなかつた。
（発明が解決しようとする問題点）
このように、従来の窒化鋼では、化合物層の性
状についての考慮がなされておらず、化合物層硬
さ（表面硬さ）、硬化深さの向上のみに重点が置
かれていたため、これらの劣化をもたらすＣの含
有量は、前述のように、0.5％以下に制限されて
いた。このため、化合物層の延性、靭性が悪く、
また芯部の硬さも十分にとれなかつた。
（問題点を解決するための手段）
そこで本発明者らは、さらに耐摩耗性の優れた
窒化鋼の開発を目指し、鋭意研究を進めた結果、
窒化用鋼における耐摩耗性は単に表面硬さによつ
てのみ決まるのでなく、化合物層の緻密度すなわ
ちポーラスな化合物層になるかどうかにも影響を
受けていることを知見した。
つまり、窒化処理により生成した窒化物からな
る化合物層はポーラスな構造になつているため、
この空孔に潤滑剤が保持され、適度な潤滑作用が
行われれば、むしろ耐摩耗性が向上すること見い
出したのである。
窒化用鋼の表面硬さ、すなわち化合物層の硬さ
は、従来よりよく知られているように、Ｃ含有量
が多くなるほど低下し、耐摩耗性は劣化する傾向
にあると考えられる。しかし、一方、本発明者の
知見によれば、化合物層の緻密度、すなわちポー
ラスな度合はＣ含有量が多くなるほど大きくな
り、潤滑剤による潤滑作用が向上し、耐摩耗性が
向上する傾向にある。もちろん極度に緻密度が低
くなるとその構造自体が弱体化し耐摩耗性は再び
悪くなる。
また、Cr，Al，Ｖ等の窒化物形成元素につい
ては、それらの含有量が多くなれば化合物層の組
成は、Cr，Al，Ｖの各窒化物の割合が増大する
ため硬くなり耐摩耗性が向上するが、同時に脆化
もする。
かくして、本発明者らは、Ｃを従来よりも多量
に加えて、化合物層のポーラス化を図つて耐摩耗
性を改善するとともに、Cr，Al，Ｖ等の合金元
素の含有量を適度な範囲に限定することにより化
合物層の脆化を防止して、従来の窒化鋼より耐摩
耗性を大幅に向上させた窒化鋼が得られることを
知見し、本発明を完成した。
ここに本発明は、重量％で、
Ｃ：0.5％超、0.8％以下、Si：0.5％超1.2％以
下、
Mn：0.6〜1.5％、Cr：0.2〜1.5％、
Ｖ：0.02〜0.25％、sol.Al：0.02〜0.25％、
さらに必要に応じ、Ｓ：0.04〜0.13％、Pb：
0.03〜0.35％およびCa：0.001〜0.01％のうち１
種または２種以上を含有し、
残部Feと不可避不純物
からなる耐摩耗性窒化用鋼である。
ここで、窒化用鋼とは窒化処理に適する鋼の意
味であり、また、その窒化処理とは、窒化物から
成る化合物層の生成されるあらゆる窒化処理、例
えばガス窒化、イオン窒化、ガス軟窒化、液体軟
窒化処理など意味している。
本発明に云う「耐摩耗性」とは、表面に形成さ
れたポーラスな化合物層に潤滑剤を保持させるこ
とにより発揮される特性である。
また、上述のように本発明鋼はＣ含有量が従来
より多いため、純粋な硬化深さの点では劣るが、
むしろ芯部硬さが大幅に向上しているため、見掛
け上硬化深さは従来と同等かそれ以上になり、疲
労強度も従来並み以上であるため、機械構造用部
材にも適している。
（作用）
次に、本発明鋼の成分範囲を上述の如く限定し
た理由を以下に述べる。なお、特にことわりがな
い限り、本明細書において、「％」は「重量％」
である。
Ｃ（炭素）：
すでに述べたように、Ｃは多くなるほど化合物
層の硬さが低下し耐摩耗性は悪くなる傾向にある
半面緻密度が小さくなつて潤滑剤による潤滑作用
が向上するため、潤滑剤と組合せた耐摩耗性はよ
くなる傾向にある。
したがつて、耐摩耗性に対してＣ含有量の適正
範囲が存在し、本発明によればその範囲は0.5％
超、0.8％以下である。すなわち、0.5％以下で
は、化合物層の緻密度が高く、すなわち十分にポ
ーラスにならないため潤滑剤保持能力が低く、耐
摩耗性が劣化する。一方、0.8％を超えると、化
合物層の緻密度が小さくなり過ぎ、構造的に脆弱
化するとともに、化合物層の硬さが非常に低くな
り、耐摩耗性が劣化する。
また、本発明鋼においては、表面硬さが絶対的
に低いため、芯部硬さを高めることにより見掛け
上の硬化深さを大きくし、疲労強度を向上させる
必要がある。このためには0.5％超のＣ含有量は
必要であるが、0.8％を超えると基地組織中への
網状の初析セメンタイトの混入が甚だしくなり大
幅に靭性を劣化させる。
以上の理由により、Ｃ含有量は0.5％超、0.8％
以下とした。好ましくは、0.6〜0.7％である。
Si（ケイ素）：
Siは通常、脱酸剤として添加されるが、本発明
では、Siは固溶強化および焼戻し軟化抵抗の向上
にも有効で、結果として窒化処理後の芯部硬さを
高めるために添加される。
したがつて、添加量は多いほどよいが、1.2％
を超えると窒化特性（表面硬さ、硬化深さ）の劣
化が始まるので、上限を1.2％とした。所定の固
溶強化、焼戻し軟化抵抗を確保するためには0.5
％超添加する。好ましくは、0.60〜1.20％であ
る。
Mn（マンガン）：
Mnは製鋼時の脱酸剤として不可欠であるとと
もに、芯部の強度、靭性の向上にも有効であつ
て、窒化処理品の性能確保のために最低0.6％は
必要であるが、1.5％を超えて添加しても効果が
小さいので、下限を0.6％、上限を1.5％とした。
Cr（クロム）：
Crは窒化処理物の最表面における化合物層中
に非常に硬いCr窒化物を生成せしめ、添加量が
多くなるほど化合物層中におけるCr窒化物の割
合が増加し、化合物層の硬さが高くなる。また拡
散層においてもCr窒化物を生成するため、硬化
深さが大きくなる。したがつて、Cr添加量が多
いほど耐摩耗性は向上するが、このためには少な
くとも0.2％は必要である。しかし、余り多量に
加えると、例えば、1.5％を超えて添加すると、
化合物層の脆化が著しくなり、窒化処理物に変形
が生じた際に、クラツクが発生し、化合物層の剥
離が起こりやすくなる。また1.5％を超えて添加
すると、硬化深さがかえつて低下する。以上のこ
とから下限を0.2％、上限を1.5％とした。好まし
くは0.7〜1.2％である。
Ｖ（バナジウム）：
ＶもCrの場合と同様に、窒化処理物の化合物
層および拡散層中にＶ炭窒化物をつくり化合物層
の硬さを上昇せしめるとともに、硬化深さを大き
くする効果がある。特にＶはCrに比べて、化合
物層硬さの向上効果は小さいものの、硬化深さを
大きくする効果は極めて大きく、このためには少
なくとも0.02％必要であるが、0.25％を超えて添
加してもその効果はそれ以上大きくならないばか
りでなく、化合物層の脆化をもたらすので、下限
を0.02％、上限を0.25％とした。好ましくは0.05
〜0.20％である。
sol.Al（酸可溶アルミニウム）：
AlもCrと同様、窒化処理物の化合物層および
拡散層中に窒化物を生成し、化合物層の硬さを高
くするとともに、硬化深さも大きくする。Alは
Crに比べて、硬化深さの向上効果より化合物層
の硬さ向上効果が大きく、特に、Ｃ含有量が多い
場合にもその効果が全く低下しないのでAl添加
は不可欠である。このためには少なくとも0.02％
を必要とするが、0.25％を超えて添加すると、化
合物層の脆化が著しくなり、変形時の表面クラツ
クの発生が心配される。以上の理由から下限を
0.02％、上限を0.25％とした。好ましくは0.05〜
0.20％である。
Ｓ，Pb，Ca：
これらの成分は、任意添加成分であつて、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。特に本発明鋼はＣ含有量が多く、基地の切削
性が劣るため、切削性の要求される度合に応じ
て、これら元素を１種または２種以上を含有させ
る。これらの元素は化合物層の硬さや硬化深さに
は何ら影響を及ぼさない。
切削性を向上させるのに必要最小限の添加量
は、Ｓ：0.04％，Pb：0.03％，Ca：0.001％であ
る。またＳは0.13％，Pbは0.35％を超えると強
度、耐ピツチング性の低下が著しくなり、一方、
Caは溶製上0.01％を超えて添加するのは困難であ
る。以上のような理由からＳについては下限0.04
％、上限0.13％、Pbについては下限0.03％、上限
0.35％、Caについては下限0.鄭01％、上限0.01％
に限定した。
なお、請求項第１項記載の発明はＳを積極的に
添加しないが、不可避不純物としてＳ：0.01〜
0.03％程度は混入する。
次に実施例によつて本発明をさらに説明する。
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、直径30mmの丸
棒に熱間鍛造し、950℃×1hrの焼ならしを施した
素材を準備した。これらの素材から、直径10mm、
長さ13mmで端面をRmax5μm以下に仕上げた摩耗
試験片と、直径25mm、長さ300mmの静曲げ試験片
を作成し、その後、それぞれイオン窒化処理とガ
ス軟窒化処理に供した。
イオン窒化処理は、ガス圧力2Torrの20％N2
−H2混合雰囲気中で500℃、４時間の条件で、ガ
ス軟窒化処理は、NH3ガスとRXガスを１：１の
割合で混合した混合ガス中において570℃、４時
間の条件でそれぞれ実施した。
それぞれの処理後、表面硬さと硬化深さ（Hv
＝400に対応する表面からの深さ）を測定すると
ともに、摩耗試験と静曲げ試験を行つた。
摩耗試験は、第１図に示すPin−Ring式の100
％すべり摩耗試験機を使用して行ない、潤滑剤と
してメカニツクオイル＃56を用いた。S45C製の
回転リング１０（900℃焼入れ、580℃熱戻し）を
回転させながら、試験片１１を接触圧力５Kgｆ／
mm2で接触させた。摩擦速度は１ｍ／ｓで行つた。
上記潤滑剤はノズル１２から供給された。また静
曲げ試験は第２図に示した要領で試験片２０を
200mm離れた２つの支点２１，２２で支持しなが
ら静的に曲げ、表面層にクラツクが発生するまで
の限界たわみ量を測定した。なお、表面硬さは、
摩耗試験片の端面において測定した。
鋼種No.１〜No.11は本発明に係る鋼であり、鋼種
No.12〜No.14はＣ含有量の点で、鋼種No.15，16は
Cr含有量の点で、鋼種No.17，18はＶ含有量の点
でまた鋼種No.19，20はsol.Al含有量の点で本発明
の範囲外である比較鋼である。
第１表の結果からわかるように、本発明鋼は、
いずれも比摩耗量は5.9mg／cm2以下で、かつ限界
たわみ量が2.3mm以上となつており、しかも硬化
深さは0.13mm以上と、いずれの性能も優れている
ことがわかる。これに対して、比較鋼は、比摩耗
量、限界たわみ量、硬化深さのうちいずれかが極
端に劣つている。
次に、Ｃ含有量以外は実質的に同一組成とみな
せる鋼種No.12，13，１，２，３，14について、ガ
ス軟窒化処理を施した試料の比摩耗量と限界たわ
み量をＣ含有量で整理すると第３図のようにな
り、比摩耗量はＣ含有量0.5〜0.8％範囲内で最も
少なく、限界たわみ量もこの範囲内では低下しな
いことがわかる。
（効果）
以上のように、本発明により、耐摩耗性にすぐ
れ、同時に硬化層の延性にすぐれた窒化用鋼が得
られ、本発明の斯界への寄与の大きなことが分か
る。
(Industrial Application Field) The present invention relates to a wear-resistant nitriding steel, particularly a wear-resistant nitriding steel forming a porous compound layer. (Prior art) Nitriding is a type of surface hardening method, but A 1
Since the process is carried out at a temperature below the transformation point, generally in the temperature range of about 500 to 580°C, it does not cause large heat treatment distortions in the object, unlike carburizing and quenching. For this reason, nitriding treatment is widely applied to mechanical structural parts, wear-resistant parts, and the like. Conventionally, JIS-SCM435 was used as the steel for nitriding.
(0.35C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo) and SACM645
(0.45C−0.4Si−1.5Cr−0.2Mo−1.0Al), but since the required hardening characteristics could not be obtained, many types of steel specifically for nitriding have recently been proposed (e.g. Japanese Patent Publication No. 59-16949, No. 59-31850
No. 59-50158, No. 58-171558, Special Publication No. 1971
−3424 etc.). However, the main focus of these nitrided steels has been on increasing the hardening depth and surface hardness in order to improve fatigue strength, pitting resistance, and wear resistance. In particular, efforts have been made to improve surface hardness when increasing wear resistance. Therefore, C, which reduces surface hardness, is regarded as a harmful element, and the C content is kept to the minimum necessary. From this point of view, C was never contained in an amount exceeding 0.5%. On the other hand, as is well known in the past, the hardened layer produced by nitriding includes a diffusion layer that is hardened by solid solution strengthening due to intruding N and precipitation strengthening of nitrides, and a diffusion layer that is hardened by solid solution strengthening due to intruding N and precipitation strengthening of nitrides. It consists of a nitride layer or compound layer of Fe and alloying elements (Cr, Al, V, etc.). In this regard, as already mentioned, in conventional nitrided steels, emphasis was placed only on the hardness of the hardened layer, such as surface hardness and hardening depth, and little consideration was given to the properties of the compound layer. (Problems to be solved by the invention) As described above, in conventional nitrided steel, the properties of the compound layer are not considered, and only improvements in the compound layer hardness (surface hardness) and hardening depth are made. Because of the emphasis placed on these, the content of C, which causes these deteriorations, was limited to 0.5% or less, as mentioned above. For this reason, the ductility and toughness of the compound layer are poor,
Also, the core was not sufficiently hard. (Means for solving the problem) Therefore, the inventors of the present invention aimed to develop nitrided steel with even better wear resistance, and as a result of conducting intensive research,
It has been found that the wear resistance of nitriding steel is not simply determined by the surface hardness, but is also affected by the density of the compound layer, that is, whether the compound layer is porous. In other words, the compound layer made of nitride produced by nitriding has a porous structure, so
They discovered that if the lubricant is retained in these pores and an appropriate lubrication effect is performed, the wear resistance can actually be improved. As is well known, the surface hardness of the nitriding steel, that is, the hardness of the compound layer, decreases as the C content increases, and the wear resistance tends to deteriorate. However, according to the findings of the present inventors, the density of the compound layer, that is, the degree of porousness, increases as the C content increases, and the lubricating action of the lubricant improves, which tends to improve the wear resistance. be. Of course, if the density becomes extremely low, the structure itself becomes weak and the wear resistance deteriorates again. Regarding nitride-forming elements such as Cr, Al, and V, as their content increases, the composition of the compound layer becomes harder and wear-resistant because the proportion of each nitride of Cr, Al, and V increases. This improves hardness, but at the same time it also makes it more brittle. Thus, the present inventors added C in a larger amount than before to make the compound layer porous to improve wear resistance, and at the same time, controlled the content of alloying elements such as Cr, Al, and V within appropriate ranges. The present invention has been completed based on the finding that by limiting the amount of heat to the nitrided steel, embrittlement of the compound layer can be prevented and a nitrided steel with significantly improved wear resistance than conventional nitrided steel can be obtained. Here, the present invention provides, in weight%, C: more than 0.5% and 0.8% or less, Si: more than 0.5% and 1.2% or less, Mn: 0.6 to 1.5%, Cr: 0.2 to 1.5%, V: 0.02 to 0.25%, sol.Al: 0.02~0.25%, further as required, S: 0.04~0.13%, Pb:
0.03-0.35% and Ca: 1 out of 0.001-0.01%
It is a wear-resistant nitriding steel that contains one or more types of iron and the remainder is Fe and unavoidable impurities. Here, nitriding steel means steel suitable for nitriding treatment, and nitriding treatment refers to any nitriding treatment that produces a compound layer consisting of nitrides, such as gas nitriding, ion nitriding, and gas soft nitriding. , liquid nitrocarburizing treatment, etc. "Abrasion resistance" as referred to in the present invention is a property exhibited by retaining a lubricant in a porous compound layer formed on the surface. In addition, as mentioned above, the steel of the present invention has a higher C content than the conventional steel, so it is inferior in terms of pure hardening depth;
In fact, because the core hardness has been significantly improved, the apparent hardening depth is equal to or greater than that of conventional products, and the fatigue strength is also greater than that of conventional products, making it suitable for mechanical structural members. (Function) Next, the reason why the composition range of the steel of the present invention was limited as described above will be described below. In addition, unless otherwise specified, "%" in this specification refers to "% by weight".
It is. C (Carbon): As mentioned above, as C increases, the hardness of the compound layer decreases and the wear resistance tends to deteriorate. Abrasion resistance in combination with additives tends to be better. Therefore, there is an appropriate range of C content for wear resistance, and according to the present invention, that range is 0.5%.
Super, 0.8% or less. That is, if the content is less than 0.5%, the compound layer will have a high density, that is, it will not be sufficiently porous, resulting in a low lubricant retention ability and poor wear resistance. On the other hand, if it exceeds 0.8%, the density of the compound layer becomes too small, resulting in structural brittleness, and the hardness of the compound layer becomes extremely low, resulting in poor wear resistance. Furthermore, since the steel of the present invention has an absolutely low surface hardness, it is necessary to increase the apparent hardening depth by increasing the core hardness and improve the fatigue strength. For this purpose, a C content of more than 0.5% is necessary, but if it exceeds 0.8%, the mixture of reticular pro-eutectoid cementite into the base structure becomes severe, resulting in a significant deterioration of toughness. For the above reasons, the C content is over 0.5% and 0.8%.
The following was made. Preferably it is 0.6-0.7%. Si (silicon): Si is usually added as a deoxidizing agent, but in the present invention, Si is also effective in improving solid solution strengthening and temper softening resistance, and as a result increases the core hardness after nitriding treatment. added for. Therefore, the higher the amount added, the better, but 1.2%
If it exceeds 1.2%, the nitriding properties (surface hardness, hardening depth) begin to deteriorate, so the upper limit was set at 1.2%. 0.5 to ensure the specified solid solution strengthening and tempering softening resistance.
Add more than %. Preferably it is 0.60-1.20%. Mn (manganese): Mn is essential as a deoxidizing agent during steel manufacturing, and is also effective in improving the strength and toughness of the core, and a minimum of 0.6% is required to ensure the performance of nitrided products. However, since the effect is small even when added in excess of 1.5%, the lower limit was set to 0.6% and the upper limit to 1.5%. Cr (Chromium): Cr forms extremely hard Cr nitride in the compound layer on the outermost surface of the nitrided product. becomes higher. In addition, since Cr nitride is also generated in the diffusion layer, the hardening depth increases. Therefore, the greater the amount of Cr added, the better the wear resistance, but for this purpose at least 0.2% is necessary. However, if too much is added, for example, more than 1.5%,
When the embrittlement of the compound layer becomes significant and the nitrided product is deformed, cracks occur and the compound layer is likely to peel off. Moreover, if it is added in excess of 1.5%, the hardening depth will actually decrease. Based on the above, the lower limit was set at 0.2% and the upper limit was set at 1.5%. Preferably it is 0.7-1.2%. V (vanadium): Similar to Cr, V creates V carbonitride in the compound layer and diffusion layer of the nitrided product, increasing the hardness of the compound layer and increasing the hardening depth. . In particular, although V has a smaller effect on improving the hardness of the compound layer than Cr, it has an extremely large effect on increasing the hardening depth. However, the effect not only does not increase any further, but also causes the compound layer to become brittle, so the lower limit was set at 0.02% and the upper limit was set at 0.25%. preferably 0.05
~0.20%. sol.Al (acid soluble aluminum): Like Cr, Al also forms nitrides in the compound layer and diffusion layer of the nitrided product, increasing the hardness of the compound layer and increasing the hardening depth. Al is
Compared to Cr, the effect of improving the hardness of the compound layer is greater than the effect of improving the hardening depth, and in particular, the effect does not decrease at all even when the C content is high, so the addition of Al is essential. For this at least 0.02%
However, if it is added in excess of 0.25%, the compound layer will become significantly brittle and there is concern that surface cracks will occur during deformation. For the above reasons, the lower limit
0.02%, with an upper limit of 0.25%. Preferably 0.05~
It is 0.20%. S, Pb, Ca: These components are optionally added components and are effective in improving machinability when cutting is performed before nitriding treatment. In particular, the steel of the present invention has a high C content and the machinability of the matrix is poor, so one or more of these elements may be contained depending on the degree of required machinability. These elements have no effect on the hardness or hardening depth of the compound layer. The minimum amounts added to improve machinability are S: 0.04%, Pb: 0.03%, and Ca: 0.001%. In addition, when S exceeds 0.13% and Pb exceeds 0.35%, the strength and pitting resistance decrease significantly.
It is difficult to add more than 0.01% of Ca due to the melting process. For the above reasons, the lower limit for S is 0.04.
%, upper limit 0.13%, lower limit 0.03% for Pb, upper limit
0.35%, lower limit for Ca is 0.01%, upper limit is 0.01%
limited to. Note that in the invention described in claim 1, S is not actively added, but S: 0.01 to 0.01 as an unavoidable impurity.
Approximately 0.03% is mixed in. Next, the present invention will be further 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, made into a steel ingot, hot forged into a round bar with a diameter of 30 mm, and normalized at 950°C for 1 hour. Got ready. From these materials, diameter 10mm,
A wear test piece with a length of 13 mm and an end face finished to Rmax 5 μm or less and a static bending test piece with a diameter of 25 mm and a length of 300 mm were created, and then subjected to ion nitriding treatment and gas soft nitriding treatment, respectively. Ion nitriding treatment 20 % N2 with gas pressure 2Torr
- Gas nitrocarburizing treatment was performed at 500℃ for 4 hours in a mixed atmosphere of H2 , and at 570℃ for 4 hours in a mixed gas of NH3 gas and RX gas at a ratio of 1:1. carried out. After each treatment, the surface hardness and hardening depth (Hv
In addition to measuring the depth from the surface corresponding to = 400, a wear test and a static bending test were conducted. The wear test was carried out using the Pin-Ring type 100 as shown in Figure 1.
The test was carried out using a % sliding wear tester, and mechanical oil #56 was used as the lubricant. While rotating the rotating ring 10 made of S45C (900℃ quenched, 580℃ heat return), the test piece 11 was applied at a contact pressure of 5Kgf/
Contact was made in mm 2 . The friction speed was 1 m/s.
The lubricant was supplied from nozzle 12. In addition, for the static bending test, test piece 20 was tested as shown in Figure 2.
It was statically bent while being supported by two fulcrums 21 and 22 separated by 200 mm, and the limit amount of deflection until cracks occurred in the surface layer was measured. In addition, the surface hardness is
The measurement was performed on the end face of the wear test piece. Steel types No. 1 to No. 11 are steels according to the present invention, and the steel types
No. 12 to No. 14 have C content, and steel No. 15 and 16 have
In terms of Cr content, steel grades No. 17 and 18 are comparative steels that are outside the scope of the present invention in terms of V content, and steel grades No. 19 and 20 are out of the scope of the present invention in terms of sol.Al content. As can be seen from the results in Table 1, the steel of the present invention:
In each case, the specific wear amount is 5.9 mg/cm 2 or less, the limit deflection is 2.3 mm or more, and the hardening depth is 0.13 mm or more, which shows that all the properties are excellent. On the other hand, the comparative steel is extremely inferior in any one of specific wear amount, limit deflection amount, and hardening depth. Next, for steel types No. 12, 13, 1, 2, 3, and 14, which can be considered to have substantially the same composition except for the C content, we calculated the specific wear amount and critical deflection of the samples subjected to gas nitrocarburizing treatment. When sorted by amount, the results are as shown in Figure 3, and it can be seen that the specific wear amount is the smallest within the C content range of 0.5 to 0.8%, and that the limit deflection amount does not decrease within this range. (Effects) As described above, according to the present invention, a nitriding steel with excellent wear resistance and at the same time excellent ductility of the hardened layer can be obtained, and it can be seen that the present invention has made a large contribution to this field.
【表】
(注) 鋼組成の数字のアンダーラインは本発明の範囲
外であることを示す。
[Table] (Note) Underlined numbers of steel compositions indicate that they are outside the scope of the present invention.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]
第１図は、摩耗試験要領の説明図；第２図は、
静曲げ試験要領の説明図；および第３図は、Ｃ含
有量と比摩耗量および限界たわみ量との関係を示
すグラフである。
１０……回転リング、１１……試験片、１２…
…ノズル。
Figure 1 is an explanatory diagram of the wear test procedure; Figure 2 is
An explanatory diagram of the static bending test procedure; and FIG. 3 are graphs showing the relationship between C content, specific wear amount, and limit deflection amount. 10... Rotating ring, 11... Test piece, 12...
…nozzle.