JPH1150141A - 鋼製部品の表面硬化処理方法 - Google Patents
鋼製部品の表面硬化処理方法Info
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- JPH1150141A JPH1150141A JP21984397A JP21984397A JPH1150141A JP H1150141 A JPH1150141 A JP H1150141A JP 21984397 A JP21984397 A JP 21984397A JP 21984397 A JP21984397 A JP 21984397A JP H1150141 A JPH1150141 A JP H1150141A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ガス軟窒化処理した鋼製部品について、打痕
に対する抵抗性を高める。 【解決手段】 鋼製部品を、Ｆe −Ｎ系のＡ1 変態点で
ある５９０℃未満の温度でガス軟窒化処理した後、該鋼
製部品を５９０℃以上に加熱して窒素の拡散層を部分的
にオーステナイト組織とし、続いて、急冷して前記オー
ステナイトをマルテンサイトに変えて前記拡散層の硬さ
を高め、表面の鉄−窒素化合物層を下から補強する。
に対する抵抗性を高める。 【解決手段】 鋼製部品を、Ｆe −Ｎ系のＡ1 変態点で
ある５９０℃未満の温度でガス軟窒化処理した後、該鋼
製部品を５９０℃以上に加熱して窒素の拡散層を部分的
にオーステナイト組織とし、続いて、急冷して前記オー
ステナイトをマルテンサイトに変えて前記拡散層の硬さ
を高め、表面の鉄−窒素化合物層を下から補強する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋼製部品を表面硬
化処理する方法、特にガス軟窒化処理を含む表面硬化処
理方法に関する。
化処理する方法、特にガス軟窒化処理を含む表面硬化処
理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ガス軟窒化処理は、浸炭窒化性のガス雰
囲気で、５９０℃未満、標準的には５７０〜５８０℃で
熱処理して、表面に硬質の鉄−窒素化合物層と窒素の拡
散層とを形成する表面硬化処理法で、この処理を施した
鋼製部品は、耐摩耗性および耐食性に著しく優れたもの
となる。
囲気で、５９０℃未満、標準的には５７０〜５８０℃で
熱処理して、表面に硬質の鉄−窒素化合物層と窒素の拡
散層とを形成する表面硬化処理法で、この処理を施した
鋼製部品は、耐摩耗性および耐食性に著しく優れたもの
となる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ガス軟
窒化処理を施した鋼製部品が、比較的炭素含有量の低い
炭素鋼（例えば、ＪＩＳ Ｓ２５Ｃなど）からなるよう
な場合は、耐摩耗性が十分であるにもかかわらず打痕傷
が付き易く、例えば、油圧緩衝器やガススプリングのピ
ストンロッドなどでは、この打痕傷が寿命決定要因とな
り、早期に寿命に達するという問題を生ずることがあっ
た。
窒化処理を施した鋼製部品が、比較的炭素含有量の低い
炭素鋼（例えば、ＪＩＳ Ｓ２５Ｃなど）からなるよう
な場合は、耐摩耗性が十分であるにもかかわらず打痕傷
が付き易く、例えば、油圧緩衝器やガススプリングのピ
ストンロッドなどでは、この打痕傷が寿命決定要因とな
り、早期に寿命に達するという問題を生ずることがあっ
た。
【０００４】なお、上記した打痕傷は、ガス軟窒化処理
により形成される表面の鉄−窒素化合物層が、せいぜい
２０μｍ程度の厚さであり、その下に窒素の拡散層が相
当の厚さ（０．３〜０．５ｍｍ程度）で存在するとはい
え、その拡散層の硬さが不十分であることによると推定
される。
により形成される表面の鉄−窒素化合物層が、せいぜい
２０μｍ程度の厚さであり、その下に窒素の拡散層が相
当の厚さ（０．３〜０．５ｍｍ程度）で存在するとはい
え、その拡散層の硬さが不十分であることによると推定
される。
【０００５】本発明は、上記従来の問題点に鑑みてなさ
れたもので、その目的とするところは、耐摩耗性および
耐食性の向上に効果的なガス軟窒化処理の特性を生かし
つつ、打痕に対する抵抗性の向上にも寄与する鋼製部品
の表面硬化処理方法を提供することにある。
れたもので、その目的とするところは、耐摩耗性および
耐食性の向上に効果的なガス軟窒化処理の特性を生かし
つつ、打痕に対する抵抗性の向上にも寄与する鋼製部品
の表面硬化処理方法を提供することにある。
【０００６】
【０００７】本発明は、上記目的を達成するため、鋼製
部品を５９０℃未満の温度でガス軟窒化処理した後、該
鋼製部品を５９０℃以上でかつその鋼に特有のＡ1 変態
点未満の温度範囲に加熱し、続いて急冷するようにした
ことを特徴とする。
部品を５９０℃未満の温度でガス軟窒化処理した後、該
鋼製部品を５９０℃以上でかつその鋼に特有のＡ1 変態
点未満の温度範囲に加熱し、続いて急冷するようにした
ことを特徴とする。
【０００８】一般に、鋼製部品にガス軟窒化処理を施す
と、最表面に鉄−窒素化合物層が形成されると共に、そ
の化合物層下に窒素の拡散層が形成される。この場合、
前記鉄−窒素化合物層の窒素含有量は８〜１０wt％、拡
散層の窒素含有量は１〜５wt％であり、図２の鉄−窒素
系状態図を参照すれば、前記拡散層には共析変態が存在
すると共に、その共析温度（Ａ1 変態点）が５９０℃に
なっていることがわかる。なお、前記鉄−窒素化合物層
は主にε相（Ｆe2-3Ｎ）からなっている。良く知られて
いるように、鉄−炭素系のＡ1 変態点は７２３℃であ
り、前記拡散層のＡ1 変態点は、鉄−炭素系のそれより
かなり低く、しかもガス軟窒化処理の常用温度５７０〜
５８０℃に近い温度となっている。
と、最表面に鉄−窒素化合物層が形成されると共に、そ
の化合物層下に窒素の拡散層が形成される。この場合、
前記鉄−窒素化合物層の窒素含有量は８〜１０wt％、拡
散層の窒素含有量は１〜５wt％であり、図２の鉄−窒素
系状態図を参照すれば、前記拡散層には共析変態が存在
すると共に、その共析温度（Ａ1 変態点）が５９０℃に
なっていることがわかる。なお、前記鉄−窒素化合物層
は主にε相（Ｆe2-3Ｎ）からなっている。良く知られて
いるように、鉄−炭素系のＡ1 変態点は７２３℃であ
り、前記拡散層のＡ1 変態点は、鉄−炭素系のそれより
かなり低く、しかもガス軟窒化処理の常用温度５７０〜
５８０℃に近い温度となっている。
【０００９】したがって、本発明のように鋼製部品をガ
ス軟窒化処理後、これを５９０℃以上に加熱すれば、ガ
ス軟窒化処理により形成された窒素の拡散層は部分的に
オーステナイト（γ）組織となり、その温度から急冷す
れば、前記オーステナイトはマルテンサイトに変態する
ようになる。この場合、最表面の鉄−窒素化合物層には
何らの組織的変化も起こらず（図２参照）、しかもその
上限温度は、その鋼のＡ1 変態点未満となっているの
で、心部側でマルテンサイト変態が起こらず、心部側の
靭性が低下することもない。
ス軟窒化処理後、これを５９０℃以上に加熱すれば、ガ
ス軟窒化処理により形成された窒素の拡散層は部分的に
オーステナイト（γ）組織となり、その温度から急冷す
れば、前記オーステナイトはマルテンサイトに変態する
ようになる。この場合、最表面の鉄−窒素化合物層には
何らの組織的変化も起こらず（図２参照）、しかもその
上限温度は、その鋼のＡ1 変態点未満となっているの
で、心部側でマルテンサイト変態が起こらず、心部側の
靭性が低下することもない。
【００１０】すなわち、本発明の方法によれば、最表面
の鉄−窒素化合物層および心部側に悪影響を及ぼすこと
なく、窒素の拡散層のみを選択的に硬質層に変化させる
ことができ、これにより打痕に対する抵抗性が可及的に
高められるようになる。
の鉄−窒素化合物層および心部側に悪影響を及ぼすこと
なく、窒素の拡散層のみを選択的に硬質層に変化させる
ことができ、これにより打痕に対する抵抗性が可及的に
高められるようになる。
【００１１】本発明は、ガス軟窒化処理後、一旦常温ま
で冷却した後、５９０℃以上、Ａ1変態点未満の温度範
囲に再加熱しても良いが、熱エネルギーの有効利用を図
るためには、ガス軟窒化処理後、降温させることなくそ
のまま同温度範囲まで加熱するようにするのが望まし
い。
で冷却した後、５９０℃以上、Ａ1変態点未満の温度範
囲に再加熱しても良いが、熱エネルギーの有効利用を図
るためには、ガス軟窒化処理後、降温させることなくそ
のまま同温度範囲まで加熱するようにするのが望まし
い。
【００１２】本発明で対象する鋼製品は、特にその材種
を問うものではないが、汎用の炭素鋼を対象とした場合
に、打痕に対する抵抗性を顕著に改善することができ
る。
を問うものではないが、汎用の炭素鋼を対象とした場合
に、打痕に対する抵抗性を顕著に改善することができ
る。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を添付
図面に基づいて説明する。
図面に基づいて説明する。
【００１４】図１は、本発明に係る鋼製部品の表面硬化
処理における熱サイクルを示したものである。本表面硬
化処理方法の実施に際しては、加熱手段およびガス置換
手段を付設した真空炉を用い、先ず、真空炉内を真空引
きしてその内部に窒素ガス（Ｎ2 ）を導入しながら、標
準の軟窒化処理温度Ｔ1 （５７０〜５８０℃）まで昇温
する。そして、軟窒化処理温度Ｔ1 まで昇温したら、真
空炉内にアンモニア（ＮＨ3 ）と、Ｎ2 と二酸化炭素
（ＣＯ2 ）とを所定の割合（一例として、ＮＨ3：Ｎ
2 ：ＣＯ2 ＝６０：３７：３）で供給し、真空炉内を浸
炭窒化性ガス雰囲気として所定時間Ｈ1 （例えば、２時
間）保持し、いわゆるガス軟窒化処理を行う。このガス
軟窒化処理により、鋼製部品の表面には、鉄−窒素化合
物層と窒素の拡散層とが形成される。
処理における熱サイクルを示したものである。本表面硬
化処理方法の実施に際しては、加熱手段およびガス置換
手段を付設した真空炉を用い、先ず、真空炉内を真空引
きしてその内部に窒素ガス（Ｎ2 ）を導入しながら、標
準の軟窒化処理温度Ｔ1 （５７０〜５８０℃）まで昇温
する。そして、軟窒化処理温度Ｔ1 まで昇温したら、真
空炉内にアンモニア（ＮＨ3 ）と、Ｎ2 と二酸化炭素
（ＣＯ2 ）とを所定の割合（一例として、ＮＨ3：Ｎ
2 ：ＣＯ2 ＝６０：３７：３）で供給し、真空炉内を浸
炭窒化性ガス雰囲気として所定時間Ｈ1 （例えば、２時
間）保持し、いわゆるガス軟窒化処理を行う。このガス
軟窒化処理により、鋼製部品の表面には、鉄−窒素化合
物層と窒素の拡散層とが形成される。
【００１５】上記ガス軟窒化処理を終えたら、炉内の浸
炭窒化性ガスを窒素と置換しながら、炉内温度を５９０
℃以上でかつその鋼に特有のＡ1 変態点（炭素鋼の場合
は７２３℃）未満の温度範囲の適当温度Ｔ2 まで上昇さ
せ、その温度Ｔ2 にわずかな時間Ｈ2 （３〜１０分間程
度）保持した後、真空炉に隣接して設けた油槽内の油中
に鋼製部品を浸漬して急冷し、いわゆる焼入れ処理を行
う。この焼入れ処理により、上記ガス軟窒化処理により
形成された、鉄−窒素化合物層下の窒素の拡散層が部分
的にマルテンサイト組織となり、その硬さが可及的に高
められるようになり、したがって、得られた鋼製部品の
打痕に対する抵抗性は可及的に向上する。なお、本実施
の形態では、炉内の浸炭窒化性ガスを窒素ガスに置換し
た後に焼入れ処理を行っているが、置換せずに焼入れ処
理を行っても差し支えない。
炭窒化性ガスを窒素と置換しながら、炉内温度を５９０
℃以上でかつその鋼に特有のＡ1 変態点（炭素鋼の場合
は７２３℃）未満の温度範囲の適当温度Ｔ2 まで上昇さ
せ、その温度Ｔ2 にわずかな時間Ｈ2 （３〜１０分間程
度）保持した後、真空炉に隣接して設けた油槽内の油中
に鋼製部品を浸漬して急冷し、いわゆる焼入れ処理を行
う。この焼入れ処理により、上記ガス軟窒化処理により
形成された、鉄−窒素化合物層下の窒素の拡散層が部分
的にマルテンサイト組織となり、その硬さが可及的に高
められるようになり、したがって、得られた鋼製部品の
打痕に対する抵抗性は可及的に向上する。なお、本実施
の形態では、炉内の浸炭窒化性ガスを窒素ガスに置換し
た後に焼入れ処理を行っているが、置換せずに焼入れ処
理を行っても差し支えない。
【００１６】
実施例１ ＪＩＳ Ｓ２５Ｃ製の油圧緩衝器用ピストンロッド素材
に高周波焼入れおよび焼戻しの調質処理を施した後（表
面硬さＨv ３５０、硬化深さ０．６ｍｍ）、これに必要
な切削加工を加え、さらにその表面をセンタレス研削盤
により研削加工して、所定のロッド寸法（径１０ｍｍ）
に仕上げた。次に、前記ロッドの数百本を一単位として
専用の治具に固定し、バッチ式の洗浄機内にセットして
ロッド表面に付着していた研削油を除去した。その後、
同じ数百本単位のロッドを専用のガス軟窒化炉（真空
炉）に装入し、図１に示した熱サイクルに従ってガス軟
窒化処理および焼入れ処理を行った。この時、ガス軟窒
化処理は、［ＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝６０：３７：３］
の浸炭窒化性ガス雰囲気で、温度Ｔ1 ＝５８０℃、時間
Ｈ1 ＝２時間の条件で行い、焼入れ処理は、温度Ｔ2 ＝
６５０℃、時間Ｈ2 ＝５分、油温１１０℃の油中冷却の
条件で行った。そして、この処理後、各ロッドを専用治
具から取り外し、一本ずつバフ研磨を行い、表面粗さＲ
y ＝０．６μｍ以下になるように仕上げ、後述する(A)
顕微鏡観察試験、(B) 硬さ試験、(C) 打痕試験および
(D) 耐食性試験に供した。
に高周波焼入れおよび焼戻しの調質処理を施した後（表
面硬さＨv ３５０、硬化深さ０．６ｍｍ）、これに必要
な切削加工を加え、さらにその表面をセンタレス研削盤
により研削加工して、所定のロッド寸法（径１０ｍｍ）
に仕上げた。次に、前記ロッドの数百本を一単位として
専用の治具に固定し、バッチ式の洗浄機内にセットして
ロッド表面に付着していた研削油を除去した。その後、
同じ数百本単位のロッドを専用のガス軟窒化炉（真空
炉）に装入し、図１に示した熱サイクルに従ってガス軟
窒化処理および焼入れ処理を行った。この時、ガス軟窒
化処理は、［ＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝６０：３７：３］
の浸炭窒化性ガス雰囲気で、温度Ｔ1 ＝５８０℃、時間
Ｈ1 ＝２時間の条件で行い、焼入れ処理は、温度Ｔ2 ＝
６５０℃、時間Ｈ2 ＝５分、油温１１０℃の油中冷却の
条件で行った。そして、この処理後、各ロッドを専用治
具から取り外し、一本ずつバフ研磨を行い、表面粗さＲ
y ＝０．６μｍ以下になるように仕上げ、後述する(A)
顕微鏡観察試験、(B) 硬さ試験、(C) 打痕試験および
(D) 耐食性試験に供した。
【００１７】実施例２ Ｓ２５Ｃ製のロッド素材に調質処理を施さずに、いわゆ
る生材のままで用い、これに実施例１と同様のガス軟窒
化処理および焼入れ処理を施し、さらに同様のバフ研磨
を行ってロッドを仕上げ、これを後述の(A) 顕微鏡観察
試験、(B) 硬さ試験、(C) 打痕試験および(D) 耐食性試
験に供した。
る生材のままで用い、これに実施例１と同様のガス軟窒
化処理および焼入れ処理を施し、さらに同様のバフ研磨
を行ってロッドを仕上げ、これを後述の(A) 顕微鏡観察
試験、(B) 硬さ試験、(C) 打痕試験および(D) 耐食性試
験に供した。
【００１８】比較例１ Ｓ２５Ｃ製のロッド素材に、実施例１と同様の調質処理
を施すと共に、実施例１と同様のガス軟窒化処理を施
し、さらに同様のバフ研磨を行ってロッドを仕上げ、こ
れを後述の(A) 顕微鏡観察試験、(B) 硬さ試験、(C) 打
痕試験および(D)耐食性試験に供した。
を施すと共に、実施例１と同様のガス軟窒化処理を施
し、さらに同様のバフ研磨を行ってロッドを仕上げ、こ
れを後述の(A) 顕微鏡観察試験、(B) 硬さ試験、(C) 打
痕試験および(D)耐食性試験に供した。
【００１９】比較例２ Ｓ２５Ｃ製のロッド素材に調質処理を施さずに、いわゆ
る生材のままで用い、これに実施例１と同様のガス軟窒
化処理を施し、さらに同様のバフ研磨を行ってロッドを
仕上げ、これを後述の(A) 顕微鏡観察試験、(B) 硬さ試
験、(C) 打痕試験および(D) 耐食性試験に供した。
る生材のままで用い、これに実施例１と同様のガス軟窒
化処理を施し、さらに同様のバフ研磨を行ってロッドを
仕上げ、これを後述の(A) 顕微鏡観察試験、(B) 硬さ試
験、(C) 打痕試験および(D) 耐食性試験に供した。
【００２０】比較例３ Ｓ２５Ｃ製のロッド素材に、実施例１と同様の調質処理
を施した後、ガス軟窒化処理の温度Ｔ2 として６２０
℃、その時間Ｈ1 として１．５時間を選択する以外は実
施例１と同様のガス軟窒化処理を行い、さらに同様のバ
フ研磨を行ってロッドを仕上げ、これを後述の顕微鏡観
察試験、(B) 硬さ試験および(D) 耐食性試験に供した。
を施した後、ガス軟窒化処理の温度Ｔ2 として６２０
℃、その時間Ｈ1 として１．５時間を選択する以外は実
施例１と同様のガス軟窒化処理を行い、さらに同様のバ
フ研磨を行ってロッドを仕上げ、これを後述の顕微鏡観
察試験、(B) 硬さ試験および(D) 耐食性試験に供した。
【００２１】(A) 顕微鏡観察試験 顕微鏡観察試験は、被検鏡面を研磨した腐食液（ナイタ
ール）で腐食する方法によった。その結果、実施例１、
２および比較例３のものには、最表面に１８〜２０μｍ
厚さの鉄−窒素化合物層の存在が認められると共に、そ
の下にマルテンサイト組織の存在が認められたが、比較
例１および２のものには、前記したマルテンサイト組織
の存在は認められなかった。
ール）で腐食する方法によった。その結果、実施例１、
２および比較例３のものには、最表面に１８〜２０μｍ
厚さの鉄−窒素化合物層の存在が認められると共に、そ
の下にマルテンサイト組織の存在が認められたが、比較
例１および２のものには、前記したマルテンサイト組織
の存在は認められなかった。
【００２２】(B) 硬さ試験 硬さ試験は、ビッカース硬度計を用いて、荷重１００gf
の条件で行い、表面から心部側への硬さ分布を求めた。
図３は、その結果を示したもので、これより、本発明に
係る実施例１および２のものは、標準のガス軟窒化処理
を施した比較例１および２のものに比較して、表面側の
０．１ｍｍから心部側の１ｍｍにかけての範囲で硬さが
高くなっていることが明らかである。また、比較例の中
では、高温（６２０℃）で軟窒化処理した比較例３のも
のが、同範囲における硬さが比較的高くなっているが、
これは、鉄−窒素系の状態図（図２）におけるＡ1 変態
点を超えて処理したため、拡散層が部分的にマルテンサ
イト変態したためであると推定される。ただし、この比
較例３のものは、後述の耐食性試験の結果から明らかな
ように耐食性に劣っており、実用上、好ましくないとい
える。なお、参考にあげた調質処理（高周波焼入れ焼戻
し）を施したもの（◆印）は、表面から１ｍｍ程度深さ
まで、ほぼ一定の硬さを有しているが、表面の硬さは各
軟窒化処理を施したものに比べてかなり低く、耐摩耗性
の点で問題が残る。
の条件で行い、表面から心部側への硬さ分布を求めた。
図３は、その結果を示したもので、これより、本発明に
係る実施例１および２のものは、標準のガス軟窒化処理
を施した比較例１および２のものに比較して、表面側の
０．１ｍｍから心部側の１ｍｍにかけての範囲で硬さが
高くなっていることが明らかである。また、比較例の中
では、高温（６２０℃）で軟窒化処理した比較例３のも
のが、同範囲における硬さが比較的高くなっているが、
これは、鉄−窒素系の状態図（図２）におけるＡ1 変態
点を超えて処理したため、拡散層が部分的にマルテンサ
イト変態したためであると推定される。ただし、この比
較例３のものは、後述の耐食性試験の結果から明らかな
ように耐食性に劣っており、実用上、好ましくないとい
える。なお、参考にあげた調質処理（高周波焼入れ焼戻
し）を施したもの（◆印）は、表面から１ｍｍ程度深さ
まで、ほぼ一定の硬さを有しているが、表面の硬さは各
軟窒化処理を施したものに比べてかなり低く、耐摩耗性
の点で問題が残る。
【００２３】(C) 打痕試験 打痕試験は、ひょう量５kgf-m シャルピー衝撃試験機を
用い、そのハンマー振上角度を種々に変化させて、供試
材としてのロッドを打撃する方法で行い、それぞれにつ
いて打痕深さを測定した。図４は、その結果を示したも
ので、本実施例１および２のものは、比較例１のものに
比べて打痕深さが著しく小さくなっており、参考として
あげた硬質クロムめっきを施したもの（■印）と同等か
それより優れた、打痕に対する抵抗性を示すことが明ら
かとなった。
用い、そのハンマー振上角度を種々に変化させて、供試
材としてのロッドを打撃する方法で行い、それぞれにつ
いて打痕深さを測定した。図４は、その結果を示したも
ので、本実施例１および２のものは、比較例１のものに
比べて打痕深さが著しく小さくなっており、参考として
あげた硬質クロムめっきを施したもの（■印）と同等か
それより優れた、打痕に対する抵抗性を示すことが明ら
かとなった。
【００２４】(D) 耐食性試験 耐食性試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７１塩水噴霧試験に基づ
いて行い、供試材としてのロッドそれぞれについて、腐
食面積率からテーティングナンバー（ＪＩＳＨ８５０
２）を求めた。図５は、その結果を示したもので、本実
施例１および２のものは、その評価点（SST96h,RN ）が
標準のガス軟窒化処理を施した比較例１および２のもの
と同じであり、耐食性の点で問題がないことが明らかと
なった。なお、比較例の中では、高温で軟窒化処理を施
した比較例３のものが、他の比較例のものに比べて耐食
性に劣っている。
いて行い、供試材としてのロッドそれぞれについて、腐
食面積率からテーティングナンバー（ＪＩＳＨ８５０
２）を求めた。図５は、その結果を示したもので、本実
施例１および２のものは、その評価点（SST96h,RN ）が
標準のガス軟窒化処理を施した比較例１および２のもの
と同じであり、耐食性の点で問題がないことが明らかと
なった。なお、比較例の中では、高温で軟窒化処理を施
した比較例３のものが、他の比較例のものに比べて耐食
性に劣っている。
【００２５】
【発明の効果】上記したように、本発明に係る鋼製部品
の表面硬化処理方法によれば、ガス軟窒化処理の特長で
ある耐摩耗性および耐食性の良さを犠牲にすることな
く、打痕に対する抵抗性を可及的に高めることができ、
その利用価値は大なるものがある。
の表面硬化処理方法によれば、ガス軟窒化処理の特長で
ある耐摩耗性および耐食性の良さを犠牲にすることな
く、打痕に対する抵抗性を可及的に高めることができ、
その利用価値は大なるものがある。
【図１】本発明に係る表面硬化処理における熱サイクル
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】鉄−窒素系の相関係を示す状態図である。
【図３】本発明の実施例の表面硬さ分布を比較例と対比
して示すグラフである。
して示すグラフである。
【図４】本発明の実施例の打痕試験結果を比較例と対比
して示すグラフである。
して示すグラフである。
【図５】本発明の実施例の耐食性試験結果を比較例と対
比して示す図表である。
比して示す図表である。
Claims (2)
- 【請求項１】 鋼製部品を５９０℃未満の温度でガス軟
窒化処理した後、該鋼製部品を５９０℃以上でかつその
鋼に特有のＡ1 変態点未満の温度範囲に加熱し、続いて
急冷することを特徴とする鋼製部品の表面硬化処理方
法。 - 【請求項２】 ガス軟窒化処理後、降温させることなく
鋼製部品を５９０℃以上、Ａ1 変態点未満の温度範囲に
加熱することを特徴とする請求項１に記載の表面硬化処
理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21984397A JPH1150141A (ja) | 1997-07-31 | 1997-07-31 | 鋼製部品の表面硬化処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21984397A JPH1150141A (ja) | 1997-07-31 | 1997-07-31 | 鋼製部品の表面硬化処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1150141A true JPH1150141A (ja) | 1999-02-23 |
Family
ID=16741939
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21984397A Pending JPH1150141A (ja) | 1997-07-31 | 1997-07-31 | 鋼製部品の表面硬化処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1150141A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002302756A (ja) * | 2001-01-31 | 2002-10-18 | Tokico Ltd | 表面処理鋼部材およびガス軟窒化方法 |
| KR100988702B1 (ko) * | 2006-12-14 | 2010-10-18 | 유겐가이샤 유키코슈하 | 침질 담금질품 및 그 제조방법 |
| JP2014111821A (ja) * | 2012-11-02 | 2014-06-19 | Oita Univ | 低合金鋼の硬化処理方法 |
| JP2014122367A (ja) * | 2012-12-20 | 2014-07-03 | Daido Steel Co Ltd | 真空浸窒処理方法 |
| US20140197003A1 (en) * | 2013-01-15 | 2014-07-17 | Cnk Co., Ltd. | Sliding member, clutch plate, and production methods thereof |
-
1997
- 1997-07-31 JP JP21984397A patent/JPH1150141A/ja active Pending
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|---|---|---|---|---|
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