JPS5916949A - 軟窒化用鋼 - Google Patents
軟窒化用鋼Info
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- JPS5916949A JPS5916949A JP12303382A JP12303382A JPS5916949A JP S5916949 A JPS5916949 A JP S5916949A JP 12303382 A JP12303382 A JP 12303382A JP 12303382 A JP12303382 A JP 12303382A JP S5916949 A JPS5916949 A JP S5916949A
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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、特に軟窒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た軟窒化用鋼に関す
る。
優れ、かつ表面硬化層の延性も優れた軟窒化用鋼に関す
る。
軟窒化処理は、ＡＩ 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、＋−ｔ Ｘ
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。
度の温度で、例えばシアン系化合物の塩浴、＋−ｔ Ｘ
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
じさせることかなく、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、知時間の軟窒化処理で所望の特性が得られ
るものはこれ壕でみられなかった。
じさせることかなく、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、知時間の軟窒化処理で所望の特性が得られ
るものはこれ壕でみられなかった。
例えば、従来多用されている軟窒化用鋼としてはＪＩＳ
−ＳＣＭ、４３５ （０，３５Ｃ−０，７５Ｍｎ −
１，ＩＣｒ −０，２Ｍｏ ）やＳＡＣＭ ６４５ （
０，４５Ｃ−０，４Ｓｔ−１，５Ｃｒ −０，２Ｍｏ
−１，ＯＡＡ ）かある。また、Ｃｒ系肌焼鋼に■を添
加した軟窒化用鋼も２．３提案されており、外国規格（
ＡＩＳＩ ６１１８）もある。
−ＳＣＭ、４３５ （０，３５Ｃ−０，７５Ｍｎ −
１，ＩＣｒ −０，２Ｍｏ ）やＳＡＣＭ ６４５ （
０，４５Ｃ−０，４Ｓｔ−１，５Ｃｒ −０，２Ｍｏ
−１，ＯＡＡ ）かある。また、Ｃｒ系肌焼鋼に■を添
加した軟窒化用鋼も２．３提案されており、外国規格（
ＡＩＳＩ ６１１８）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り、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、従来鋼に株０．２％以上のＣ
ｒが添加されており、特ＫＳＡＣＭ６４５などにはさら
に多量のＭが添加されているため、最表面層にＣｒ窒化
物やＡ７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り、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、従来鋼に株０．２％以上のＣ
ｒが添加されており、特ＫＳＡＣＭ６４５などにはさら
に多量のＭが添加されているため、最表面層にＣｒ窒化
物やＡ７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。
また、従来の■添加Ｃｒ系肌焼鋼では、■添加量が０．
０５％以上、通常は０．１％以上であるため、芯部にお
いて粗大な■炭窒化物が生成し、芯部の靭性が劣ってお
り、さらに経済的にも問題があったＯ さらＩｃ １Ｃｒ ’？ ＡＡ’を多量に添加した上記
のＳＡＣＭ６４５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りすぎ、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、疲労強度、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Ａｌの高含
有により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０．１５ｎ程度と小さい
ことによる。
０５％以上、通常は０．１％以上であるため、芯部にお
いて粗大な■炭窒化物が生成し、芯部の靭性が劣ってお
り、さらに経済的にも問題があったＯ さらＩｃ １Ｃｒ ’？ ＡＡ’を多量に添加した上記
のＳＡＣＭ６４５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りすぎ、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、疲労強度、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Ａｌの高含
有により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０．１５ｎ程度と小さい
ことによる。
よって、本発明の目的は、適度の表面硬さと硬化深さの
確保により耐摩耗性、疲労強度および耐ピツチング性に
すぐれていると共に、硬化層の延性の向上により軟窒化
処理後の冷間矯正加工時にクラックが発生しにくく、シ
かも芯部の靭性も良好な軟窒化用鋼を提供することであ
る。
確保により耐摩耗性、疲労強度および耐ピツチング性に
すぐれていると共に、硬化層の延性の向上により軟窒化
処理後の冷間矯正加工時にクラックが発生しにくく、シ
かも芯部の靭性も良好な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Ａ／の添加量を従来の軟窒化用銅にお
ける水準より大幅に制限すると、適度の表面硬さくＨｖ
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Ａ／が軟窒化処理中に表面層に微細なＣｒ炭窒化物お
よびＡｌ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ＭＮ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。
結果、ＣｒおよびＡ／の添加量を従来の軟窒化用銅にお
ける水準より大幅に制限すると、適度の表面硬さくＨｖ
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Ａ／が軟窒化処理中に表面層に微細なＣｒ炭窒化物お
よびＡｌ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ＭＮ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添加量の制限によ多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を添加することにより補
うことができ、硬化深さの向上には従来よシ少量の０．
０５チ未満の量でも十分に有効で、このような量である
と０゜０５％以上のＶを添加した時に認められる芯部靭
性の急激な低下が避けられることも判明した。■炭窒化
物は最表面層より少し内部に入った部位に多く析出する
ため、表面硬さはめまシ高くならない。そのため、Ｖ添
力１１によシ硬化表面層の延性をほ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シ、疲労強度、耐ピツチ
ング性も改善される。
深さを大きくするのに有効なＶを添加することにより補
うことができ、硬化深さの向上には従来よシ少量の０．
０５チ未満の量でも十分に有効で、このような量である
と０゜０５％以上のＶを添加した時に認められる芯部靭
性の急激な低下が避けられることも判明した。■炭窒化
物は最表面層より少し内部に入った部位に多く析出する
ため、表面硬さはめまシ高くならない。そのため、Ｖ添
力１１によシ硬化表面層の延性をほ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シ、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高め、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イイ
ナイトにし、芯部硬さを高めろことによって、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高め、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イイ
ナイトにし、芯部硬さを高めろことによって、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
上に有効なｓ、ｐｂまたけＣａを添加するのが好ましい
。
上に有効なｓ、ｐｂまたけＣａを添加するのが好ましい
。
ここに、本発明は、
Ｃ： ０．１５〜０．５０％！ ｓｉ： １．２０％
以下。
以下。
Ｍｎ ： ＯＪＯ〜１．３０％、 Ｃｒ ： ０．２
０％未満。
０％未満。
Ｖ ： ０．０２％以上、 ０．０５％未満。
ｓｏｌ、ＡＪ ： ０．１０％以下、 Ｎ ： ０．０
０６〜０．０１５％。
０６〜０．０１５％。
さらに必要により、Ｂ ： ０．０００５〜０．００５
０％およびＭｏ ７０．０５〜０．２５％ の１種もし
くは２種、ならびに／またはＳ ： ０．０４〜０．１
３％。
０％およびＭｏ ７０．０５〜０．２５％ の１種もし
くは２種、ならびに／またはＳ ： ０．０４〜０．１
３％。
Ｐｂ ： ０．０３〜０．３５％および（：ａ ： ０
．００１０〜０．０１００％のうちの１種もしくけ２種
以上を含有し、 残部１ｉ’ｅと不可避的不純物からなる軟窒化用鋼にあ
る。
．００１０〜０．０１００％のうちの１種もしくけ２種
以上を含有し、 残部１ｉ’ｅ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。
ＣＴＣ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、’
０．５０％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％、上限を０．５０％と
した。
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％、上限を０．５０％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はすので、上限
を１．２０％とした。
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はすので、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って、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。
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、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
には多量に添加することが望ましいが、０．２０％以上
になると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。以上の理由からＣｒｔｉｔ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
には多量に添加することが望ましいが、０．２０％以上
になると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。以上の理由からＣｒｔｉｔは０．２０％未満と
した。
■：Ｖは軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結合してｆ
ｆｉ ｆｌｌｌなバナジウム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
＃′ｉＣｒに比して、前述したように、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に
は、硬化表面層の延性の低下は小さい。上記の硬化は微
量のＶ添加により発揮されるとはいえ、少なくとも０．
０２％の量は必要である。また、０．０５％未満である
限り、芯部の靭性はほとんど変化しないが、０．０５％
以上になると、含有Ｎと結合して芯部に粗大な■窒化物
７５；析出し、芯部靭性が急激に劣化しはじめるので、
０．０２％以上、０．０５％未満の範囲とした。
ｆｉ ｆｌｌｌなバナジウム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
＃′ｉＣｒに比して、前述したように、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に
は、硬化表面層の延性の低下は小さい。上記の硬化は微
量のＶ添加により発揮されるとはいえ、少なくとも０．
０２％の量は必要である。また、０．０５％未満である
限り、芯部の靭性はほとんど変化しないが、０．０５％
以上になると、含有Ｎと結合して芯部に粗大な■窒化物
７５；析出し、芯部靭性が急激に劣化しはじめるので、
０．０２％以上、０．０５％未満の範囲とした。
ｓｏｌ、Ａｌ： ＡｌもＣｒと同様に侵入Ｎと結合して
表面硬さを高めるのに有効な元素である。特にＶとの複
合汐加では■とＡｌ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、Ａｌ 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、硬化深さがより一層増加する。しかし、０．
１０％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Ｖとの複
合汐加では■とＡｌ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、Ａｌ 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、硬化深さがより一層増加する。しかし、０．
１０％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、それにより芯部の靭性
な向上させる。このためには０．００６％以上必要であ
るが、０．０１５％を越えると、芯部における■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０．０１５％とした
。
な向上させる。このためには０．００６％以上必要であ
るが、０．０１５％を越えると、芯部における■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０．０１５％とした
。
ｔｌＢを重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）あるいけ熱処理（
焼ならし等）後の硬さが大きくなる。
処理前の加工（熱間圧延、熱間鍛造）あるいけ熱処理（
焼ならし等）後の硬さが大きくなる。
したがって、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弛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、０．００
５０％ 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。
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弛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、０．００
５０％ 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大きくシ、
疲労強度の一層の向上に有効である。このためには、Ｍ
Ｏを添加する場合、少なくとも０．０５％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り
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０．２５％とした。
処理前の熱間加工あるいは熱処理後の硬さを大きくシ、
疲労強度の一層の向上に有効である。このためには、Ｍ
Ｏを添加する場合、少なくとも０．０５％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り
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０．２５％とした。
なお、ＢとＭｏはともに表面硬さに対してｄＰｌとんと
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。
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に応じて、これらの元素
の１種又は２＠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に応じて、これらの元素
の１種又は２＠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％ ”Ｃ” アルｏ ４ ｆｔ Ｓ
ｈ ｏ、 １３％、 Ｐｂ Ｖｉｏ、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％
、１〕ｂについては下限を０．０３％、上限を０．３５
％、ＣａＫついては下限を０．００１０％、上限を０．
０１００％とした。
Ｓ ： ０．０４％、 Ｐｂ ； ０．０３％、 Ｃａ
： ０．００１０％ ”Ｃ” アルｏ ４ ｆｔ Ｓ
ｈ ｏ、 １３％、 Ｐｂ Ｖｉｏ、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％
、１〕ｂについては下限を０．０３％、上限を０．３５
％、ＣａＫ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℃に加熱し、直径３
０龍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、ＪＩＳ ３号シャルピー試験片（直径２５ｉｍ
Ｘ厚さ１０問）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時間ガス軟窒化処理を行なった
。得られた軟窒化処理試験片について、室温（２０℃）
でシャルピー衝撃試験を行なうと共に、試験片の表面硬
さく表面から０．０２５ ｍｍの位置のビッカース硬さ
）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。結果を第１表に併記
する。
溶解し、鋼塊にしたのち、１２５０℃に加熱し、直径３
０龍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、ＪＩＳ ３号シャルピー試験片（直径２５ｉｍ
Ｘ厚さ１０問）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時間ガス軟窒化処理を行なった
。得られた軟窒化処理試験片について、室温（２０℃）
でシャルピー衝撃試験を行なうと共に、試験片の表面硬
さく表面から０．０２５ ｍｍの位置のビッカース硬さ
）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。結果を第１表に併記
する。
また、一部の銅の焼ならし相については、旋削により直
径２５ｕ１長さ３００ ｍｍの丸棒を作成し、上記条件
下で軟窒化処理を施した後、第１図に示すような要領で
静的は試験を行ない、硬化表面にクランクが生じたとき
のたわみ景を測定し、結果を同じく第１表に併記しブと
。
径２５ｕ１長さ３００ ｍｍの丸棒を作成し、上記条件
下で軟窒化処理を施した後、第１図に示すような要領で
静的は試験を行ない、硬化表面にクランクが生じたとき
のたわみ景を測定し、結果を同じく第１表に併記しブと
。
鋼種Ｎ１〜１７は本発明に係る鋼であり、鋼種１’ｈ１
８〜２０はＣｒ含有量の点で、鋼種１’％２１〜２３は
■含有量の点でまた鋼種嵐２４はＢＯｌ、ＡＡ！の点で
それぞれ本発明の範囲外である比較鋼であり、残りの鋼
種嵐２５，２６および２７はそれぞれＪＩＳ −ＳＣＭ
４３５． ＪＩＳ −ＳＡＣＭ６４５およびＪＩＳ
−Ｓ ４ ＱＣに相当する従来鋼である。
８〜２０はＣｒ含有量の点で、鋼種１’％２１〜２３は
■含有量の点でまた鋼種嵐２４はＢＯｌ、ＡＡ！の点で
それぞれ本発明の範囲外である比較鋼であり、残りの鋼
種嵐２５，２６および２７はそれぞれＪＩＳ −ＳＣＭ
４３５． ＪＩＳ −ＳＡＣＭ６４５およびＪＩＳ
−Ｓ ４ ＱＣ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ＨＶ５００〜６００ｍ囲内と適度であり、しか
も硬化深さは０．１５ｍ１以上あり、従来鋼ＳＣＭ ４
３５やＳＡＣＭ ６４５よりも優れている。
面硬さがＨＶ５００〜６００ｍ囲内と適度であり、しか
も硬化深さは０．１５ｍ１以上あり、従来鋼ＳＣＭ ４
３５やＳＡＣＭ ６４５よりも優れている。
また衝撃値はいずれも４．７ユ・ｍ／詞以上ある。さら
に静的向は試験を行なった鋼種Ｎｌｌ〜９のクラック発
生時のたわみ鰍はすべて３．５間以上になっている。
に静的向は試験を行なった鋼種Ｎｌｌ〜９のクラック発
生時のたわみ鰍はすべて３．５間以上になっている。
これに対して、比較鋼の鋼種ｌＶ！１１１８〜２０は硬
化深さと衝撃値は十分であるが、表面硬さが６００以上
あり、クランク発生時のたわみ量が２・０朋以下と小さ
く、表面の延性に問題がある。また、鋼種歯２１は硬化
深さが小さく、遅２２〜２４け衝撃値が２．４ユ・ｍ１
ｃｒ＆以下と小さくなっている。
化深さと衝撃値は十分であるが、表面硬さが６００以上
あり、クランク発生時のたわみ量が２・０朋以下と小さ
く、表面の延性に問題がある。また、鋼種歯２１は硬化
深さが小さく、遅２２〜２４け衝撃値が２．４ユ・ｍ１
ｃｒ＆以下と小さくなっている。
一方、従来鋼である鋼種隨２５，２７は硬化深さが小さ
く、さらにＮ［１２７は表面硬さがＨＶ４４２〜４４５
と不十分である。逆に、鋼種１’４２６は表面硬さがＨ
Ｖ９９０〜９９５−と非常に高く、クラック発生時のた
わみ量が０．２間と極端に小さくなっている。
く、さらにＮ［１２７は表面硬さがＨＶ４４２〜４４５
と不十分である。逆に、鋼種１’４２６は表面硬さがＨ
Ｖ９９０〜９９５−と非常に高く、クラック発生時のた
わみ量が０．２間と極端に小さくなっている。
次に、■含有、量以外は実質的に同一組成と見なせる鋼
種Ｎｃｔ２１，３，４，２２．２３の焼ならし材につい
てのシャルピー衝撃値を■含有量（に対してプロットし
て、第２図のグラフを得た。このグラフから明らかなよ
うに、■含有量が０．０５％以上になると衝撃値が急激
に低下し、靭性の急激な劣化が生ずることがわかる。
種Ｎｃｔ２１，３，４，２２．２３の焼ならし材につい
てのシャルピー衝撃値を■含有量（に対してプロットし
て、第２図のグラフを得た。このグラフから明らかなよ
うに、■含有量が０．０５％以上になると衝撃値が急激
に低下し、靭性の急激な劣化が生ずることがわかる。
第３図は、Ｃｒ含有量以外は実質的に同一組成とみなせ
る鋼種Ｉｌ！１５，４，２０，１９．１８の焼ならし材
についての軟窒化処理後の静曲げ試験の結果（表面クラ
ック発生時のたわみ量）をＣｒ含有量に対してプロット
したグラフである。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Ｉｌ！１５，４，２０，１９．１８の焼ならし材
についての軟窒化処理後の静曲げ試験の結果（表面クラ
ック発生時のたわみ量）をＣｒ含有量に対してプロット
したグラフである。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第２図は
、シャルピー衝撃試験における衝撃値と■含有量との関
係を示すグラフ；および第３図は、静曲げ試験における
クランク発生時のたオっみ量とＣｒ含有量との関係を示
すグラフである。 出願人代理人 弁理士 広瀬章− 襄／図 井 瓜２図 Ｖ蜘量 （Φ童２）
、シャルピー衝撃試験における衝撃値と■含有量との関
係を示すグラフ；および第３図は、静曲げ試験における
クランク発生時のたオっみ量とＣｒ含有量との関係を示
すグラフである。 出願人代理人 弁理士 広瀬章− 襄／図 井 瓜２図 Ｖ蜘量 （Φ童２）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１ン Ｃ： ０．１５〜０．５０ ９ら、
Ｓｉ 二 １，２０ ％ 以下。 Ｍｎ ： ０．６０〜１．３０％、 Ｃｒ ： ０．
２０％未満。 Ｖ ： ０．０２％以上、０．０５％未満。 ｓｏｌ、ＡＪ ： ０．１０％以下、Ｎ二０．００６〜
０．０１５％。 残部Ｆｅと不可避的不純物からなる軟窒化用鋼。 （２） Ｃ： ０．１５〜０．５０％、 Ｓｔ ：
１．２０％以下。 Ｍｎ ： ０．６０〜１．３０％、 Ｃｒ ： ０．
２０％未満。 Ｖ ： ０．０２％以上、 ０．０５％未満。 ｓｏｌ、Ａ６ ： ０．１０％以下、 Ｎ ： ０．０
０６〜０．０１５％。 さらにＢ ： ０．０００５〜０．００５０％およびＭ
ｏ：０．０５〜０．２５％の１種または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．
２０％未満。 Ｖ ： ０．０２％以上、 ０．０５％未満。 ｇｏｌ、ＡＪｌ！ ： ０．１０％以下、 Ｎ ：
０．００６〜０．０１５％。 さらにＳ ： ０．０４〜０．１３％、ＦＤ：す、ＬＪ
、ｊ〜０．３５％およびＣａ：０．００１０〜０．０１
００％のうちの１種また／′ｉ２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％、 Ｓｉ ：
１．２０％以下。 Ｍｎ ： ０．６０〜１．３０％、 Ｃｒ ： ０．
２０％未満。 Ｖ ： ０．０２％以上、 ０．０５％未満。 ｓｏｌ、ＡＪ ： ０．１０％以下、 Ｎ ： ０．
００６〜０．０１５％。 さらにＢ ＋ ０．０００５〜０．００５０％およびＭ
Ｏ＝０．０５〜０．２５％の１種または２種と、Ｓ：０
．０４〜０．１３％、 Ｐｂ ： ０．０３〜０．３５
％およびＣａ ： 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 |
|---|---|---|---|
| JP12303382A JPS5916949A (ja) | 1982-07-16 | 1982-07-16 | 軟窒化用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12303382A JPS5916949A (ja) | 1982-07-16 | 1982-07-16 | 軟窒化用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5916949A true JPS5916949A (ja) | 1984-01-28 |
Family
ID=14850545
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12303382A Pending JPS5916949A (ja) | 1982-07-16 | 1982-07-16 | 軟窒化用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5916949A (ja) |
Cited By (9)
| 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 |
| JPS63216950A (ja) * | 1987-03-06 | 1988-09-09 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | 軟窒化用低合金鋼 |
| JPS644457A (en) * | 1987-06-25 | 1989-01-09 | Daido Steel Co Ltd | Low alloy tufftrided steel |
| JPH01177338A (ja) * | 1987-12-30 | 1989-07-13 | Aichi Steel Works Ltd | 窒化用非調質鋼 |
| US4930909A (en) * | 1988-07-11 | 1990-06-05 | Nippon Seiko Kabushiki Kaisha | Rolling bearing |
| JPH0565594A (ja) * | 1991-09-09 | 1993-03-19 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 軟窒化用鋼 |
| US5985044A (en) * | 1994-12-15 | 1999-11-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Forged, non-heat treated, nitrided steel parts and process of making |
| EP1098012A1 (en) * | 1999-11-05 | 2001-05-09 | Sumitomo Metals (Kokura), Ltd. | Non-heat treated, soft-nitrided steel parts |
| JP2010013729A (ja) * | 2008-06-06 | 2010-01-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 軟窒化用鋼、軟窒化用鋼材およびクランクシャフト |
-
1982
- 1982-07-16 JP JP12303382A patent/JPS5916949A/ja active Pending
Cited By (10)
| 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 |
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| US5985044A (en) * | 1994-12-15 | 1999-11-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Forged, non-heat treated, nitrided steel parts and process of making |
| EP1098012A1 (en) * | 1999-11-05 | 2001-05-09 | Sumitomo Metals (Kokura), Ltd. | Non-heat treated, soft-nitrided steel parts |
| US6391124B1 (en) | 1999-11-05 | 2002-05-21 | Sumitomo Metals (Kokura) Ltd. | Non-heat treated, soft-nitrided steel parts |
| JP2010013729A (ja) * | 2008-06-06 | 2010-01-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 軟窒化用鋼、軟窒化用鋼材およびクランクシャフト |
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