DE112013002114T5 - Nitriertes Stahl-Bauteil und Herstellungsverfahren dafür - Google Patents

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Abstract

Beschrieben wird ein nitriertes Stahl-Bauteil, das eine Eisennitrid-Verbindungsschicht einschließt, gebildet auf einer Oberfläche von einem Stahl-Bauteil mit vorbestimmten Komponenten, wobei: bei Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe4N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe4N und Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe3N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe3N, die auf der Oberfläche des nitrierten Stahl-Bauteils durch Röntgenbeugung gemessen werden, das Intensitätsverhältnis, ausgedrückt durch IFe4N (111)/{IFe4N (111) + IFe3N (111)}, 0,5 oder mehr beträgt; wobei die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht 900 oder weniger beträgt, die Vickers-Härte von einem Grundmetall unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht 700 oder mehr beträgt, und der Unterschied zwischen der Vickers-Härte der Eisennitrid-Ver-bindungsschicht und der Vickers-Härte des Grundmetalls 150 oder weniger ist, und wobei die Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht 2 bis 17 μm ist.

Description

  • [Technisches Gebiet]
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein nitriertes Stahl-Bauteil, dessen Oberfläche durch eine Nitrierungsbehandlung in einer Gasatmosphäre nitriert ist, und ein Herstellungsverfahren dafür. Sie betrifft weiterhin ein hochfestes nitriertes Stahl-Bauteil, das als ein Zahnrad von einem Kraftfahrzeug oder dergleichen verwendet wird und verbesserte Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit aufweist.
  • [Technischer Hintergrund]
  • Für ein Zahnrad, das zum Beispiel in einem Getriebe für ein Kraftfahrzeug verwendet wird, ist es erforderlich, dass es hohe Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit aufweist. Um ein solches Erfordernis zu erfüllen, wurde üblicherweise weitgehend eine Aufkohlungsbehandlung als Verfahren zum Verfestigen eines Stahl-Bauteils, wie ein Zahnrad, durchgeführt. Weiterhin wurde mit dem Ziel des weiteren Verbesserns der Lochfraßbeständigkeit eine Erfindung hinsichtlich des Erreichens hoher Festigkeit durch eine Carbonitrierungsbehandlung (Patent-Dokument 1) vorgeschlagen. Andererseits hat in einem Planetengetriebe auf Grund seines hohen Eingriffsgrades die Zahnprofilgenauigkeit (Spannung) einen starken Einfluss auf das Getriebegeräusch. Insbesondere gibt es bei einem inneren Zahnrad ein Problem, dass es wahrscheinlich Spannungs-belastet ist, weil es dünn ist und sein Durchmesser groß ist. Unter solchen Umständen wurde ebenfalls eine Erfindung hinsichtlich einer Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung vorgeschlagen, wodurch einem Stahl-Bauteil weniger Spannung verliehen wird und auch nur eine geringe Spannungsvariation verursacht wird (Patent-Dokument 2).
  • [Dokumente des Standes der Technik]
  • [Patent-Dokument]
    • [Patent-Dokument 1] Japanische offengelegte Patentveröffentlichung Nr. H5-70925
    • [Patent-Dokument 2] Japanische offengelegte Patentveröffentlichung Nr. H11-72159
  • [Offenbarung der Erfindung]
  • [Durch die Erfindung zu lösende Aufgaben]
  • Ein Stahl-Bauteil, dessen Festigkeit durch eine Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung erhöht ist, ist im Spannungsgrad und in der Spannungsvariation gering, ist aber in der Betriebsfestigkeit bzw. Ermüdungsfestigkeit, wie Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit, verschlechtert, verglichen mit einem Stahl-Bauteil, dessen Festigkeit durch Aufkohlen oder Nitrocarburieren erhöht ist.
  • Weiterhin weist ein durch das in Patent-Dokument 1 beschriebenes Nitrocarburieren erzeugtes hochfestes nitrocarburiertes Bauteil das Problem einer niedrigen Dauerbiegefestigkeit auf, obwohl seine Lochfraßbeständigkeit höher ist als jene von einem aufgekohlten Bauteil. Es weist auch das Problem auf, dass der Spannungsgrad erhöht ist, weil es in einem austenitischen Umwandlungs-Temperaturbereich von Stahl wärmebehandelt worden ist. Weiterhin weist es das Problem auf, dass die Spannungsvariation in einer Charge und unter den Chargen hoch ist, weil für das Aufkohlen und für Nitrocarburierungsbehandlungen ein Härtungsverfahren wesentlich ist.
  • Weiterhin ist in einem nitrierten Bauteil, das die in Patent-Dokument 2 beschriebene Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung oder dergleichen durchlaufen hat, durch Dünn-Gestalten der Verbindungsschicht die Lochfraßbeständigkeit (das Problem, dass sich die Verbindungsschicht auf der äußersten Oberfläche abschält) verbessert, verglichen mit einer durch eine übliche Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung erhaltenen Verbindungsschicht, ist jedoch schlechter, verglichen mit einer, die eine Aufkohlungsbehandlung durchlaufen hat.
  • Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein hochfestes, gering Spannungs-belastetes nitriertes Stahl-Bauteil mit hoher Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit und weiterhin mit geringer Spannung bereitzustellen, verglichen mit einem, das eine Aufkohlungs- oder Nitrocarburierungsbehandlung durchlaufen hat, und ein Herstellungsverfahren dafür bereitzustellen.
  • [Mittel zum Lösen der Aufgabe]
  • Im Ergebnis umfangreicher Untersuchungen zum Lösen der vorstehend beschriebenen Aufgabe haben die Erfinder herausgefunden, dass es durch Erzeugen einer Eisennitrid-Verbindungsschicht mit einer vorbestimmten Struktur auf einer Oberfläche eines Stahl-Bauteils mit vorbestimmter Zusammensetzung möglich ist, ein hochfestes, wenig Spannungs-belastetes nitriertes Stahl-Bauteil mit geringer Spannung und mit ausgezeichneter Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit bereitzustellen und haben schließlich die vorliegende Erfindung vervollständigt.
  • Die vorliegende Erfindung ist ein nitriertes Stahl-Bauteil, das eine Eisennitrid-Verbindungsschicht einschließt, gebildet auf einer Oberfläche von einem Stahl-Bauteil, das in Masse-% enthält C: 0,05 bis 0,14%, Si: 0,10 bis 0,30%, Mn: 0,4 bis 1,4%, Cr: 0,9 bis 1,9%, Mo: 0 bis 0,50%, V: 0 bis 0,40%, Al: 0,01 bis 0,14% und S: 0,005 bis 0,030%, dessen Hs-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 1, 1,19 oder mehr ist, dessen Hc-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 2, 3,76 oder weniger ist, und wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht, wobei P, N und O in den Verunreinigungen P: 0,030% oder weniger, N: 0,008% oder weniger und O: 0,0030% oder weniger ist, wobei bei Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe4N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe4N und Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe3N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe3N, die auf der Oberfläche des nitrierten Stahl-Bauteils durch Röntgenbeugung gemessen werden, das Intensitätsverhältnis, ausgedrückt durch IFe4N (111)/{IFe4N (111) + IFe3N (111)}, 0,5 oder mehr beträgt, wobei die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht 900 oder weniger beträgt, die Vickers-Härte von einem Grundmetall unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht 700 oder mehr beträgt, und der Unterschied zwischen der Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht und der Vickers-Härte des Grundmetalls 150 oder weniger ist, und wobei die Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht 2 bis 17 μm ist. Hs-Wert = (–342,1 × C + 23,5 × Mn + 125,0 × Cr + 14,4 × Mo + 208,3 × V + 346,4 × Al)/100 Ausdruck 1
  • In dem Ausdruck 1 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder. Hc-Wert = (156,1 × C + 54,7 × Mn + 158,4 × Cr + 146, 5 × Mo + 33,8 × V + 418,6 × Al)/100 Ausdruck 2
  • In dem Ausdruck 2 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder.
  • Das nitrierte Stahl-Bauteil der vorliegenden Erfindung ist vorzugsweise ein in einem Getriebe verwendetes Zahnrad.
  • Weiterhin ist die vorliegende Erfindung ein Herstellungsverfahren von einem nitrierten Stahl-Bauteil, wobei das Verfahren das Anwenden einer Nitrierungsbehandlung auf ein Stahl-Bauteil in einer Atmosphäre von Nitrierungsbehandlungsgas einschließt, wobei das Verhältnis von einem Partialdruck von NH3-Gas 0,08 bis 0,34 ist, das Verhältnis von einem Partialdruck von H2-Gas 0,54 bis 0,82 ist und das Verhältnis von einem Partialdruck von N2-Gas 0,09 bis 0,18 ist, wenn der Gesamtdruck mit 1 definiert wird, wobei die Strömungsgeschwindigkeit des Nitrierungsbehandlungsgases an der Oberfläche des Stahl-Bauteils auf 1 m/s oder mehr eingestellt wird, und wobei die Temperatur auf 500 bis 620°C eingestellt wird, wodurch die Eisennitrid-Verbindungsschicht auf der Oberfläche des Stahl-Bauteils eine Dicke von 2 bis 17 μm ausbildet, das Stahl-Bauteil ein Bauteil ist, das in Masse-% enthält C: 0,05 bis 0,14%, Si: 0,10 bis 0,30%, Mn: 0,4 bis 1,4%, Cr: 0,9 bis 1,9%, Mo: 0 bis 0,50%, V: 0 bis 0,40%, Al: 0,01 bis 0,14% und S: 0,005 bis 0,030%, dessen Hs-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 1, 1,19 oder mehr ist, dessen Hc-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 2, 3,76 oder weniger ist, und wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht, wobei P, N und O in den Verunreinigungen P: 0,030% oder weniger, N: 0,008% oder weniger und O: 0,0030% oder weniger ist. Hs-Wert = (–342,1 × C + 23,5 × Mn + 125,0 × Cr + 14,4 × Mo + 208,3 × V + 346,4 × Al)/100 Ausdruck 1
  • In dem Ausdruck 1 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder. Hc-Wert = (156,1 × C + 54,7 × Mn + 158,4 × Cr + 146, 5 × Mo + 33,8 × V + 418,6 × Al)/100 Ausdruck 2
  • In dem Ausdruck 2 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder.
  • Die Zeit der Nitrierungsbehandlung kann im Bereich von über 0,5 Stunden und weniger als zehn Stunden liegen.
  • Angemerkt sei, dass sich in der vorliegenden Beschreibung die ”Eisennitrid-Verbindungsschicht” auf eine Nitrid-Verbindung von Eisen, repräsentiert durch ein γ'-Phase-Fe4N oder ein ε-Phase-Fe2-3N, gebildet auf der Oberfläche des Stahl-Bauteils durch die Nitrierungsbehandlung in der Gasatmosphäre, bezieht.
  • [Wirkung der Erfindung]
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es möglich, ein nitriertes Stahl-Bauteil mit ausgezeichneter Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit gleich zu oder höher als jene von einem Bauteil, das eine Aufkohlungsbehandlung durchlaufen hat, und weiterhin geringe Spannung aufweist, verglichen mit einem, das eine Aufkohlungs- oder Nitrocarburierungsbehandlung durchlaufen hat, bereitzustellen.
  • [Kurzbeschreibung der Zeichnungen]
  • [1] ist eine erklärende Ansicht von einer Wärmebehandlungsvorrichtung.
  • [2] ist ein erklärendes Fließdiagramm von einer Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung.
  • [3] ist eine erklärende Ansicht von einem Abzugskrafttest.
  • [4] ist eine erklärende Ansicht von einem Rollen-Lochfraß-Test.
  • [5] ist eine erklärende Ansicht von einem Umlauf-Dauerbiegeversuch vom Ono-Typ.
  • [6] ist ein Beispiel von SEM, das zum Messen der Vickers-Härte verwendet wird.
  • [7] ist eine erklärende Ansicht der Messung der Dicke einer Eisennitrid-Verbindungsschicht.
  • [Art zum Ausführen der Erfindung]
  • Nachstehend wird ein nitriertes Stahl-Bauteil der vorliegenden Erfindung und ein Herstellungsverfahren dafür mit Bezug auf die Zeichnungen genauer beschrieben.
  • Das nitrierte Stahl-Bauteil der vorliegenden Erfindung hat eine Eisennitrid-Verbindungsschicht mit einer γ'-Phase als ihre Hauptkomponente, auf einer Oberfläche von einem Stahl-Bauteil (Grundmetall) mit einer vorbestimmten Zusammensetzung.
  • Das Stahl-Bauteil (Grundmetall) der vorliegenden Erfindung enthält in Masse-% C: 0,05 bis 0,14%, Si: 0,10 bis 0,30%, Mn: 0,4 bis 1,4%, Cr: 0,9 bis 1,9%, Mo: 0 bis 0,50%, V: 0 bis 0,40%, Al: 0,01 bis 0,14% und S: 0,005 bis 0,030% und der Rest besteht aus Fe und Verunreinigungen.
  • C: 0,05 bis 0,14%
    C ist ein zum Sichern der Festigkeit von einer nitrierten Komponente wesentliches Element und dessen Gehalt muss 0,05% oder mehr sein. Wenn jedoch der Gehalt von C hoch wird, um über 0,14% zu sein, wird die Härte vor dem Nitrieren hoch, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt. Deshalb wird der Gehalt von C auf 0,05 bis 0,14% eingestellt. Um die Festigkeit der nitrierten Komponente stabiler zu sichern, ist der Gehalt von C vorzugsweise 0,09% oder mehr. Wenn der Bearbeitbarkeit weiterhin eine höhere Bedeutung verliehen wird, ist der Gehalt von C vorzugsweise 0,13% oder weniger.
  • Si: 0,10 bis 0,30%
    Si hat eine Desoxidationswirkung. Um diesen Effekt zu erhalten, muss der Gehalt von Si 0,10% oder mehr sein. Wenn der Gehalt von Si jedoch so hoch wird, dass er über 0,30% liegt, wird die Härte vor dem Nitrieren zu hoch, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt. Deshalb wird der Gehalt von Si auf 0,10 bis 0,30% eingestellt. Der Gehalt von Si ist vorzugsweise 0,12% oder mehr, und ist vorzugsweise 0,25% oder weniger.
  • Mn: 0,4 bis 1,4%
    Mn hat eine Wirkung zum Sichern der Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit der nitrierten Komponente und hat ebenfalls eine Desoxidationswirkung. Um diese Effekte zu erhalten, muss sein Gehalt 0,4% oder mehr sein. Wenn der Gehalt von Mn jedoch so hoch wird, dass er über 1,4% liegt, wird die Härte vor dem Nitrieren zu hoch, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt. Deshalb wird der Gehalt von Mn auf 0,4 bis 1,4% eingestellt. Um die Festigkeit der nitrierten Komponente stabiler zu sichern, ist der Gehalt von Mn vorzugsweise 0,5% oder mehr. Wenn weiterhin der Bearbeitbarkeit eine höhere Bedeutung verliehen wird, ist der Gehalt von Mn vorzugsweise 1,3% oder weniger.
  • Cr: 0,9 bis 1,9%
    Cr hat eine Wirkung zur Erhöhung der Oberflächenhärte und Kernhärte beim Nitrieren und sichert die Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit der Komponente. Wenn jedoch der Gehalt von Cr weniger als 0,9% ist, können die vorstehenden Effekte nicht erhalten werden. Wenn der Gehalt von Cr andererseits so hoch wird, dass er über 1,9% liegt, wird die Härte vor dem Nitrieren hoch, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt. Deshalb wird der Gehalt von Cr auf 0,9 bis 1,9% eingestellt. Um die Oberflächenhärte und Kernhärte beim Nitrieren stabiler zu erhöhen, ist der Gehalt von Cr vorzugsweise 1,1% oder mehr. Wenn der Bearbeitbarkeit weiterhin eine höhere Bedeutung verliehen wird, ist der Gehalt von Cr vorzugsweise 1,4% oder weniger.
  • Mo: 0 bis 0,50% (einschließlich 0%)
    Mo muss nicht enthalten sein. Wenn Mo enthalten ist, bindet Mo mit C im Stahl bei einer Nitrierungstemperatur, um ein Carbid zu bilden, und folglich verbessert sich die Kernhärte nach dem Nitrieren. Wenn der Gehalt von Mo jedoch so hoch wird, dass er über 0,50% liegt, erhöhen sich nicht nur die Rohstoffkosten, sondern auch die Härte vor dem Nitrieren wird hoch, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt. Deshalb wird der Gehalt von Mo auf 0,50% oder weniger eingestellt. Wenn der Bearbeitbarkeit weiterhin eine höhere Bedeutung verliehen wird, ist der Gehalt von Mo vorzugsweise 0,40% oder weniger.
  • V: 0 bis 0,40% (einschließlich 0%)
    V muss nicht enthalten sein. Wenn V enthalten ist, bindet V ähnlich zu Mo mit C in dem Stahl bei der Nitrierungstemperatur, um ein Carbid zu bilden und hat folglich eine Wirkung, um die Kernhärte nach dem Nitrieren zu verbessern. Weiterhin bindet es mit N und C, von der Oberfläche während des Nitrierens eindringen und diffundieren, um ein Nitrid oder ein Carbonitrid zu bilden und hat folglich auch eine Wirkung, um die Oberflächenhärte zu verbessern. Wenn der Gehalt von V so hoch wird, dass er über 0,40% liegt, wird die Härte vor dem Nitrieren zu hoch, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt, und zusätzlich ist V in einer Matrix beim Warmschmieden und anschließenden Normalisieren nicht fest-gelöst, so dass die vorstehend erwähnten Effekte gesättigt werden. Deshalb wird der Gehalt von V auf 0 bis 0,40% eingestellt. Der Gehalt von V ist vorzugsweise 0,15% oder mehr und ist vorzugsweise 0,20% oder weniger.
  • Al: 0,01 bis 0,14%
    Al hat eine Desoxidationswirkung. Weiterhin bindet es mit N, das von der Oberfläche während des Nitrierens eindringt und diffundiert, um AlN zu bilden und hat folglich eine Wirkung, um die Oberflächenhärte zu verbessern. Um diese Effekte zu erhalten, muss der Gehalt von Al 0,01% oder mehr sein. Wenn der Gehalt von Al jedoch so hoch wird, dass er über 0,14% liegt, bildet es hartes Al2O3, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt, und zusätzlich tritt dort das Problem auf, dass die gehärtete Schicht beim Nitrieren flach wird, was zur Verschlechterung in der Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit führt. Deshalb wird der Gehalt von Al auf nicht weniger als 0,01% und nicht mehr als 0,14% eingestellt. Eine bevorzugte untere Grenze des Al-Gehalts ist 0,02% und eine bevorzugte obere Grenze davon ist 0,07%.
  • S: 0,005 bis 0,030%
    S bindet mit Mn, um MnS zu bilden und hat folglich eine Wirkung, um die Bearbeitbarkeit zu verbessern. Wenn der Gehalt von S jedoch weniger als 0,005% ist, ist der vorstehende Effekt schwierig zu erhalten. Wenn der Gehalt von S andererseits über 0,030% liegt, wird grobes MnS gebildet, was zur Verschlechterung in der Warmschmiedbarkeit und Dauerbiegefestigkeit führt. Deshalb wird der Gehalt von S auf 0,005 bis 0,030% eingestellt. Um die Bearbeitbarkeit stabiler zu sichern, ist der Gehalt von S vorzugsweise 0,010% oder mehr. Wenn weiterhin der Warmschmiedbarkeit und Dauerbiegefestigkeit eine höhere Bedeutung verliehen wird, ist der Gehalt von S vorzugsweise 0,025% oder weniger.
  • Hs-Wert: 1,19 oder mehr
    Ein Hs-Wert ist ein Index, der die Härte des Grundmetalls unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht nach der Nitrierungsbehandlung anzeigt. Um die Oberflächenhärte, die das nitrierte Stahl-Bauteil haben muss, beim feste-Lösungs-Verfestigen durch N und Ausscheidungs-Verfestigen durch ein Legierungsnitrid zu erhalten, muss der Hs-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 1, 1,19 oder mehr sein. Hs-Wert = (–342,1 × C + 23,5 × Mn + 125,0 × Cr + 14,4 × Mo + 208,3 × V + 346,4 × Al)/100 Ausdruck 1
  • In dem Ausdruck 1 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder.
  • Hc-Wert: 3,76 oder weniger
    Der Hc-Wert ist ein Index, der die Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht anzeigt. Um eine Verschlechterung in der Betriebsfestigkeit und Verschlechterung in der Abschält-Eigenschaft der Eisennitrid-Verbindungsschicht zu vermeiden, muss der Hc-Wert 3,76 oder weniger sein. Hc-Wert = (156,1 × C + 54,7 × Mn + 158,4 × Cr + 146,5 × Mo + 33,8 × V + 418,6 × Al)/100 Ausdruck 2
  • In dem Ausdruck 2 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder.
  • Die vorliegende Erfindung hat eine chemische Zusammensetzung, die die vorstehend erwähnten Elemente einschließt, und der Rest ist Fe und Verunreinigungen. Angemerkt sei, dass das ”Fe und Verunreinigungen” als der Rest sich zum Beispiel auf Cu, Ni und Ti bezieht, die unvermeidlich aus einem Erz als Rohstoff eingemischt werden, wenn das Stahlmaterial industriell hergestellt wird oder zum Beispiel O (Sauerstoff) oder dergleichen unvermeidlich aus der Herstellungsumgebung eingemischt wird.
  • Jedoch ist es in der vorliegenden Erfindung notwendig, dass insbesondere P, N und O in den Verunreinigungen streng begrenzt sind, und in Masse-% müssen sie wie nachstehend P: 0,030% oder weniger, N: 0,008% oder weniger, und O: 0,0030% oder weniger eingestellt werden. Nachstehend werden P, N und O in den Verunreinigungen beschrieben.
  • P: 0,030% oder weniger
    P ist eine in dem Stahl enthaltene Verunreinigung, segregiert in einer Kristallkorngrenze, so dass der Stahl brüchig wird und insbesondere wenn sein Gehalt über 0,030% ist, wird der Grad der Brüchigkeit manchmal groß. Deshalb wird in der vorliegenden Erfindung der Gehalt von P in den Verunreinigungen auf 0,030% oder weniger eingestellt. Angemerkt sei, dass der Gehalt von P in den Verunreinigungen vorzugsweise 0,020% oder weniger ist.
  • N: 0,008% oder weniger
    N in dem Stahl verbindet sich mit Elementen, wie C und V, um wahrscheinlich ein Carbonitrid zu bilden, und wenn ein Carbonitrid, wie VCN, vor dem Nitrieren gebildet wird, wird die Härte hoch, was zur Verschlechterung in der Bearbeitbarkeit führt, und deshalb ist N ein unerwünschtes Element in der vorliegenden Erfindung. Weiterhin hat dieses Carbonitrid eine hohe feste-Lösungs-Temperatur und deshalb wird V beim Erwärmen, beim Warmschmieden und beim anschließenden Normalisieren nicht leicht in der Matrix fest-gelöst, und wenn deshalb der N-Gehalt in dem Stahl hoch ist, werden die vorstehend erwähnten Effekte von V durch das Nitrieren nicht ausreichend erhalten. Deshalb wird in der vorliegenden Erfindung der Gehalt von N in den Verunreinigungen auf 0,008% oder weniger eingestellt. Angemerkt sei, dass der Gehalt von N in den Verunreinigungen vorzugsweise 0,006% oder weniger ist.
  • O: 0,0030% oder weniger
    O bildet einen Oxid-basierten Einschluss, der ausgehend von dem Einschluss einen Ermüdungsdefekt verursacht, sodass die Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit verringert werden. Insbesondere wenn der Gehalt von O über 0,0030% ist, wird die vorstehend erwähnte Verschlechterung in der Betriebsfestigkeit groß. Deshalb wird in der vorliegenden Erfindung der Gehalt von O in den Verunreinigungen auf 0,0030% oder weniger eingestellt. Angemerkt sei, dass der Gehalt von O in den Verunreinigungen vorzugsweise 0,0020% oder weniger ist.
  • Durch Anwenden einer später beschriebenen Nitrierungsbehandlung auf ein solches Stahl-Bauteil ist es leicht möglich, ein Stahl-Bauteil zu erhalten, in dem die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht 900 oder weniger ist, die Vickers-Härte des Grundmetalls unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht 700 oder mehr ist und der Unterschied zwischen den beiden 150 oder weniger ist. Wenn die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht über 900 liegt, geht das Formanpassungsvermögen verloren und winzige Unebenheiten, die während des Verarbeitens auftreten, verbleiben und somit wird die örtliche Spannung hoch, und eine Verbesserung in der Betriebsfestigkeit kann nicht erwartet werden. Wenn die Vickers-Härte des Grundmetalls weiterhin unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht weniger als 700 liegt, wird der Härteunterschied der Eisennitrid-Verbindungsschicht groß, so dass wahrscheinlich Abschälen auftritt und nachdem die Eisennitrid-Verbindungsschicht auf Grund des Abriebs verschwindet, schreitet der Abrieb des exponierten Grundmetalls schnell fort, so dass Schall und Vibration unangenehm werden und Schädigung auftritt, weil das Zahnradprofil ungut wird. Wenn andererseits der Härteunterschied zwischen den beiden 150 oder mehr beträgt, wird wahrscheinlich Abschälen von einem Grenzbereich auftreten und eine Verbesserung in der Betriebsfestigkeit kann nicht erwartet werden.
  • Angemerkt sei, dass sich in der vorliegenden Erfindung die ”Eisennitrid-Verbindungsschicht” auf eine Nitrid-Verbindung von Eisen, wiedergegeben durch eine γ'-Phase-Fe4N und eine ε-Phase-Fe2-3N, gebildet auf der Oberfläche des Stahl-Bauteils durch eine Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung, bezieht. Die Eisennitrid-Verbindungsschicht ist die γ'-Phase oder die ε-Phase und wird als ein Schichtzustand ausgeschieden. In der vorliegenden Erfindung wird auf der Oberfläche des Stahl-Bauteils (Grundmetall) die Eisennitrid-Verbindungsschicht hergestellt, deren γ'-Phase und ε-Phase mit einer Dicke im Bereich von 2 bis 17 μm gebildet wird. Andererseits wird das Stahl-Bauteil (Grundmetall) aus dem Stahl mit dem vorstehend beschriebenen vorbestimmten Komponentenbereich erzeugt, jedoch unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht (in dem Stahl-Bauteil (Grundmetall) bei einer Position in Kontakt mit einer Grenzoberfläche zwischen der Eisennitrid-Verbindungsschicht und dem Stahl-Bauteil (Grundmetall)), wird ein feines Legierungscarbonitrid kohärent in dem Stahl ausgeschieden. Unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht ist, da das Legierungscarbonitrid somit ausgeschieden ist, die Härte hoch, verglichen mit einem Grundmetallkern.
  • Auf der Oberfläche des nitrierten Stahl-Bauteils der vorliegenden Erfindung wird die Eisennitrid-Verbindungsschicht mit der γ'-Phase als der Hauptkomponente durch Anwenden der Nitrierungsbehandlung auf das Stahl-Bauteil in der Gasatmosphäre gebildet. Weiterhin ist die Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht 2 bis 17 μm. Wenn die Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht weniger als 2 μm ist, ist sie zu dünn und die Verbesserung in der Betriebsfestigkeit wird als begrenzt angenommen. Wenn die Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht andererseits über 17 μm ist, erhöht sich das Verhältnis der ε-Phase, weil edie Diffusionsgeschwindigkeit von Stickstoff in der γ'-Phase gering wird und die Stickstoffkonzentration der Eisennitrid-Verbindungsschicht sich erhöht, wenn sich die Dicke erhöht. Im Ergebnis wird, da die gesamte Eisennitrid-Verbindungsschicht brüchig wird, wahrscheinlich Abschälen stattfinden und somit kann eine Verbesserung in der Betriebsfestigkeit nicht erwartet werden. Betrachtet man die vorstehend erwähnten Gründe und die Variation der Filmdicke während der Massenproduktion, ist die Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht bevorzugter 4 bis 16 μm.
  • Ein möglicher Grund, warum die Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit des nitrierten Stahl-Bauteils der vorliegenden Erfindung ausgezeichnet sind, ist wie nachstehend. Da eine Kristallstruktur der γ'-Phase FCC (Stirn-zentriert kubisch) ist und zwölf Gleitsysteme aufweist, ist die Kristallstruktur selbst reich an Zähigkeit. Weiterhin wird eine feine epitaxiale Struktur gebildet, die als ein Grund angenommen wird, warum die Betriebsfestigkeit verbessert ist. Andererseits ist die Kristallstruktur der ε-Phase HCP (hexagonal dichte Packung) und basalem Gleiten wird eine Priorität verliehen und deshalb wird von der Kristallstruktur selbst angenommen, dass sie die Eigenschaft aufweist von ”wenig wahrscheinlich verformt und brüchig zu werden”. Weiterhin bildet die ε-Phase einen groben Säulenkristall und hat eine Strukturform, die für die Betriebsfestigkeit nachteilig ist.
  • In der Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe4N (111) von einer (111)-Kristallebene der γ'-Phase-Fe4N, die nahe 2θ:41,2 Grad erscheint, und Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe3N (111) von einer (111)-Kristallebene der ε-Phase-Fe2-3N, die nahe 2θ:43,7 Grad erscheint, die in einem Röntgenbeugungs(XRD)-Profil der Eisennitrid-Verbindungsschicht, gebildet auf der Oberfläche des nitrierten Stahl-Bauteils der vorliegenden Erfindung durch Anwenden eines Cu-Röntgenröhre, gemessen werden, ist das Intensitätsverhältnis, ausgedrückt durch IFe4N (111)/{IFe4N (111) + IFe3N (111)}, 0,5 oder mehr. Wie vorstehend beschrieben, ist die ”Eisennitrid-Verbindungsschicht” eine Schicht, zusammengesetzt aus der ε-Phase-Fe2-3N und/oder der γ'-Phase-Fe4N und so weiter, und durch Messen des vorstehend erwähnten Verhältnisses der Röntgenpeakintensitäten wird, wenn Röntgenbeugungsanalyse auf der Oberfläche des Stahl-Bauteils ausgeführt wird, bestimmt, ob oder nicht die γ'-Phase die Hauptkomponente ist. In der vorliegenden Erfindung kann, wenn das vorstehend erwähnte Intensitätsverhältnis 0,5 oder mehr ist, bestimmt werden, dass die Eisennitrid-Verbindungsschicht, gebildet auf der Oberfläche des nitrierten Stahl-Bauteils, die γ'-Phase als Hauptkomponente aufweist, und das nitrierte Stahl-Bauteil in der Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit ausgezeichnet ist. Das vorstehend erwähnte Intensitätsverhältnis ist vorzugsweise 0,8 oder mehr, und bevorzugter 0,9 oder mehr.
  • Hier wird die Nitrierungsbehandlung in der Gasatmosphäre, die auf das Stahl-Bauteil angewendet wurde, durch Anwenden einer Wärmebehandlungsvorrichtung 1, zum Beispiel wie in 1 erläutert, ausgeführt. Wie in 1 erläutert, hat die Wärmebehandlungsvorrichtung 1 ein Beladungsteil 10, eine Wärmekammer 11, eine Kühlkammer 12 und ein Entladungs-Transportmittel 13. In einem Kasten 20 wird, angeordnet auf dem Beladungsteil 10, das vorstehend erwähnte Stahl-Bauteil wie ein Zahnrad, zum Beispiel in einem automatischen Getriebe verwendet, untergebracht. Auf der Eingangsseite (linke Seite in 1) der Wärmekammer 11 ist eine Eingangshaube 22 mit einer öffnungs-/verschließfähigen Tür 21 angebracht.
  • In der Wärmekammer 11 werden Heizer 25 bereitgestellt. Nitrierungsbehandlungsgas, hergestellt aus N2-Gas, NH3-Gas und H2-Gas, wird in die Wärmekammer 11 geführt, und das in die Wärmekammer 11 geführte Nitrierungsbehandlungsgas durch den Heizer 25 auf eine vorbestimmte Temperatur erhitzt, so dass die Nitrierungsbehandlung des in die Wärmekammer 11 beförderten Stahl-Bauteils erfolgt. An der Decke der Wärmekammer 11 wird ein Ventilator 26 befestigt, der das Behandlungsgas in der Wärmekammer 11 bewegt, um die Erwärmungstemperatur des Stahl-Bauteils gleichförmig zu machen und die Windgeschwindigkeit des Behandlungsgases, das auf das Stahl-Bauteil trifft, zu steuern. An der Ausgangsseite (rechte Seite in 1) der Wärmekammer 11 ist eine öffnungs-/verschließfähige Zwischentür 27 angebracht.
  • In der Kühlkammer 12 wird ein Lift 30, der den das Stahl-Bauteil beherbergenden Kasten 20 nach oben und unten transportiert, bereitgestellt. In einem unteren Teil der Kühlkammer 12 wird ein Kühlöl 31 lagernder Öltank 32 bereitgestellt. Auf der Ausgangsseite (rechte Seite in 1) der Kühlkammer 12 ist eine Ausgangshaube 36 mit einer öffnungs-/verschließfähigen Tür 35 angebracht.
  • In einer solchen Wärmebehandlungsvorrichtung 1 wird der das Stahl-Bauteil beherbergende Kasten 20 in die Wärmekammer 11 von dem Beladungsteil 10 durch einen Schieber oder dergleichen befördert. Im Übrigen wird vor der Nitrierungsbehandlung vorzugsweise Reinigen (Vor-Behandlung) zum Entfernen von Verunreinigungen und Öl von einem zu behandelnden Bauteil (nitriertes Stahl-Bauteil) durchgeführt. Zum Beispiel ist Vakuum-Reinigen, das das durch Schmelzen zu behandelnde Bauteil entfettet und trocknet und Ersetzen des Öls und so weiter durch eine auf Kohlenwasserstoff basierende Reinigungsflüssigkeit und Verdampfen des Öls und so weiter, Alkali-Reinigen, das eine Entfettungsbehandlung durch eine Alkali-Reinigungsflüssigkeit oder dergleichen ausführt, bevorzugt.
  • Dann wird nachdem der das Stahl-Bauteil beherbergende Kasten 20, der somit der Vor-Behandlung unterzogen worden ist, in die Wärmekammer 11 befördert wurde, das Behandlungsgas in die Wärmekammer 11 geleitet. Weiterhin wird das in die Wärmekammer 11 geleitete Behandlungsgas durch den Heizer 25 auf eine vorbestimmte hohe Temperatur erwärmt und die Nitrierungsbehandlung des in die Wärmekammer 11 beförderten Stahl-Bauteils wird durchgeführt während das Behandlungsgas durch den Ventilator 26 bewegt wird.
  • (Temperatur-Erhöhungsschritt)
  • Hier werden zuerst das N2-Gas bei 0,04 m3/min und das NH3-Gas bei 0,01 m3/min in die Wärmekammer 11 für zwanzig Minuten geleitet, wie zum Beispiel in 2 erläutert, und werden durch den Heizer 25 erwärmt, wobei ein Schritt des Erhöhens der Temperatur auf bis zu einer Nitrierungsbehandlungs-Temperatur von 600°C durchgeführt wird. In dem Temperatur-Erhöhungsschritt ist es nicht notwendig, die Atmosphäre genau zu steuern, vorausgesetzt, dass während des Erwärmens eine extreme Oxidation des Stahl-Bauteils verhindert werden kann, und das Erwärmen kann in einer Atmosphäre von zum Beispiel N2 oder Ar, die Inertgas darstellen, durchgeführt werden. Alternativ kann eine geeignete Menge des NH3-Gases oder dergleichen, wie vorstehend beschrieben, vermischt werden, um eine reduzierende Atmosphäre zu erzeugen.
  • (Nitrierungsbehandlungs-Schritt)
  • Anschließend wird ein Schritt zum Anwenden der Nitrierungsbehandlung auf das Stahl-Bauteil durchgeführt, wobei NH3-Gas und H2-Gas in die Wärmekammer 11 geleitet wird, während deren Strömungsgeschwindigkeiten so gesteuert werden, dass das Nitrierungsbehandlungsgas eine vorbestimmte Zusammensetzung hat, und Erwärmen durch den Heizer 25 wird durchgeführt, gefolgt von Halten der Brenntemperatur bei zum Beispiel 600°C für 120 Minuten. In dem Schritt des Anwendens der Nitrierungsbehandlung auf das Stahl-Bauteil werden ein Partialdruck des NH3-Gases, ein Partialdruck des H2-Gases und ein Partialdruck des N2-Gases in der Wärmekammer 11 innerhalb vorbestimmter Bereiche gesteuert. Diese Gas-Partialdrücke können durch die Strömungsgeschwindigkeiten des NH3-Gases und des H2-Gases, die der Wärmekammer 11 zugeführt werden, gesteuert werden. Im Übrigen wird das N2-Gas erhalten, wenn das NH3-Gas sich bei der Nitrierungsbehandlungs-Temperatur zersetzt. Das N2-Gas kann weiterhin zugegeben werden und seine Strömungsgeschwindigkeit kann eingestellt werden, um die vorstehend erwähnten Gas-Partialdrücke zu steuern.
  • In dem Schritt des Anwendens der Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung auf das Stahl-Bauteil ist es bevorzugt, dass die Strömungsgeschwindigkeiten des NH3-Gases und des H2-Gases, die der Wärmekammer 11 zugeführt werden, gesteuert werden, und falls erforderlich, wird das N2-Gas weiter eingeleitet und die Erwärmungstemperatur des Stahl-Bauteils wird bei 500 bis 620°C gehalten. Wenn die Nitrierungsbehandlungs-Temperatur höher als 620°C ist, neigen Erweichen und Spannung des Bauteils dazu, sich zu erhöhen, und wenn sie geringer als 500°C ist, wird die Bildungsgeschwindigkeit der Eisennitrid-Verbindungsschicht langsam, was im Hinblick auf die Kosten nicht bevorzugt ist, und weiterhin wird die ε-Phase wahrscheinlich gebildet. Bevorzugter ist die Nitrierungsbehandlungs-Temperatur 550 bis 610°C.
  • Die Verhältnisse des Gas-Partialdrucks in dem Nitrierungsbehandlungs-Schritt werden so gesteuert, dass das Verhältnis des NH3-Gases 0,08 bis 0,34 ist, das Verhältnis des H2-Gases 0,54 bis 0,82 ist und das Verhältnis des N2-Gases 0,09 bis 0,18 ist, wenn der Gesamtdruck wie in 1 definiert ist. Wenn das Verhältnis des Partialdrucks des H2-Gases kleiner als 0,54 ist, wird wahrscheinlich eine Eisennitrid-Verbindung mit der ε-Phase als der Hauptkomponente erzeugt, und wenn es über 0,82 ist, kann die Erzeugungsgeschwindigkeit der Eisennitrid-Verbindung sehr gering werden oder die Eisennitrid-Verbindung kann nicht erzeugt werden. Wenn weiterhin das Verhältnis des Partialdrucks des NH3-Gases größer als 0,34 ist, wird wahrscheinlich die Eisennitrid-Verbindung mit der ε-Phase als der Hauptkomponente erzeugt und wenn er kleiner als 0,08 ist, kann die Erzeugungsgeschwindigkeit der Eisennitrid-Verbindung sehr gering werden oder die Eisennitrid-Verbindung kann nicht erzeugt werden. Im Übrigen kann der Gesamtdruck in dem Nitrierungsbehandlungs-Schritt eine Druck-verminderte oder Druck-beaufschlagte Atmosphäre sein. Jedoch im Hinblick auf die Herstellungskosten und Handhabbarkeit der Wärmebehandlungsvorrichtung ist der Druck vorzugsweise im Wesentlichen ein atmosphärischer Druck, zum Beispiel 0,092 bis 0,11 MPa. Weiterhin ist es wie für das Verhältnis des Gas-Partialdrucks bevorzugter, dass das Verhältnis des NH3-Gases 0,09 bis 0,20 ist, das Verhältnis des H2-Gases 0,60 bis 0,80 ist und das Verhältnis des N2-Gases 0,09 bis 0,17 ist.
  • In dem Nitrierungsbehandlungs-Schritt der vorliegenden Erfindung wird die Gas-Strömungsgeschwindigkeit (Windgeschwindigkeit), bei der das Nitrierungsbehandlungsgas gegen das Behandlungsziel trifft, das heißt, eine relative Geschwindigkeit des Nitrierungsbehandlungsgases, das mit einer Oberfläche des Behandlungsziels in Kontakt kommt, vorzugsweise auf 1 m/s oder mehr, weiterhin, 1,5 m/s oder mehr durch den Ventilator oder dergleichen in der Wärmekammer gesteuert. Wenn die Strömungsgeschwindigkeit weniger als 1 m/s ist, kann die Bildung der Eisennitrid-Verbindung ungleichmäßig werden oder die Eisennitrid-Verbindung mit der γ'-Phase kann nicht gebildet werden. Weiterhin kann die Eisennitrid-Verbindungsschicht gleichförmiger gebildet werden, wenn die Strömungsgeschwindigkeit höher ist, jedoch um die Strömungsgeschwindigkeit zu erhöhen, müssen einige Messungen in der Vorrichtung vorgenommen werden, wie das Erhöhen des Stroms des Ventilators. Jedoch hinsichtlich der Herstellungskosten, Größe und so weiter der Vorrichtung, ist die Strömungsgeschwindigkeit vorzugsweise etwa 6 m/s am Höchsten. Im Übrigen wird in einer üblichen Teniferierungs- bzw. Gas-Nitrocarburierungs-Behandlung eine Nitrid-Verbindung mit der ε-Phase als der Hauptkomponente ohne Schwierigkeiten gebildet, auch wenn die Strömungsgeschwindigkeit zum Beispiel 0 m/s ist.
  • (Kühlschritt)
  • Wenn dann der Schritt des Anwendens der Nitrierungsbehandlung auf das Stahl-Bauteil beendet ist, wird nun der das Stahl-Bauteil beherbergende Kasten 20 zu der Kühlkammer 12 befördert. Dann wird in der Kühlkammer 12 der das Stahl-Bauteil beherbergende Kasten 20 in den Öltank 32 durch den Lift 30 eingelassen, und das Stahl-Bauteil wird zum Beispiel für fünfzehn Minuten gekühlt. Wenn dann das Kühlen beendet ist, wird der das Stahl-Bauteil beherbergende Kasten 20 zu dem unbeladenen Transportmittel 13 befördert. Somit wird die Nitrierungsbehandlung beendet. Im Übrigen muss das Kühlen in dem Kühlschritt nicht das vorstehend beschriebene Öl-Kühlen sein, sondern kann durch ein Verfahren, wie Luftkühlen, Gaskühlen oder Wasserkühlen, durchgeführt werden.
  • Durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung unter den vorstehend beschriebenen Bedingungen ist es möglich, das nitrierte Stahl-Bauteil zu erhalten, das auf seiner Oberfläche die Eisennitrid-Verbindungsschicht mit der γ'-Phase als die Hauptkomponente aufweist. Das so erhaltene Stahl-Bauteil wird durch eine Stickstoffdiffusionsschicht und ein innen gebildetes Nitrid verfestigt, und erhält ausreichend Lochfraßbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit durch die γ'-Phasen-reiche Eisennitrid-Verbindungsschicht, die auf der Oberfläche gebildet wird.
  • Im Übrigen kann die Dicke der Eisennitrid-Verbindung in der Nitrierungsbehandlungs-Gasatmosphäre der vorliegenden Erfindung durch Zeit und Temperatur gesteuert werden. Insbesondere, wenn die Zeit erhöht ist, wird die Eisennitrid-Verbindung dick, und wenn die Temperatur erhöht ist, wird die Erzeugungsgeschwindigkeit der Eisennitrid-Verbindung hoch. Angemerkt sei, dass die Nitrierungsbehandlungszeit wünschenswerterweise im Bereich über 0,5 Stunden und weniger als zehn Stunden liegt.
  • Weiterhin ist die Nitrierungsbehandlung der vorliegenden Erfindung eine Behandlung bei einer Temperatur gleich oder geringer als eine Austenit-Umwandlungstemperatur und verursacht weniger Spannung, verglichen mit Aufkohlen und Nitrocarburierungsbehandlungen. Da weiterhin ein Härtungsverfahren, das ein wesentliches Verfahren bei den Aufkohlungs- und Nitrocarburierungsbehandlungen ist, weggelassen werden kann, ist der Spannungsvariations-Grad ebenfalls klein. Im Ergebnis ist die Spannung gering, und es ist möglich, ein hochfestes, wenig Spannungsbelastetes nitriertes Stahl-Bauteil zu erhalten.
  • Weiterhin wird von der Betriebsfestigkeit angenommen, dass sie durch die Zusammensetzung (die γ'-Phase oder die ε-Phase) der Eisennitrid-Verbindungsschicht, gebildet auf der Oberfläche des Bauteils, Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht und Härte des Grundmetalls unmittelbar darunter beherrscht wird. Nachstehend werden Beispiele wiedergegeben.
  • [Beispiele]
  • Komponenten, ein Hs-Wert, ein Hc-Wert und Vickers-Härte von jedem der Stahl-Bauteile und der Eisennitrid-Verbindungsschichten der Beispiele und Vergleichsbeispiele werden in Tabelle 1 wiedergegeben. Die Herstellungsbedingungen werden in Tabelle 2 wiedergegeben. Die Bewertungsergebnisse werden in Tabelle 3 wiedergegeben. [Tabelle 1] STAHLTEIL UND EISENNITRIDVERBINDUNGSSCHICHT
    Figure DE112013002114T5_0002
    *1) kann nicht gemessen werden, weil der Film zu dünn ist [Tabelle 2] HERSTELLUNGSBEDINGUNG
    Figure DE112013002114T5_0003
    [Tabelle 3] BEWERTUNGSERGEBNIS
    Figure DE112013002114T5_0004
  • [Beispiel 1]
  • Proben von einem Stahl-Bauteil wurden hergestellt, die jede eine Zusammensetzung aufwiesen, enthaltend in Masse-%, C: 0,07%, Si: 0,19%, Mn: 1,28%, P: 0,015%, S: 0,025%, Cr: 1,32%, Mo: 0,34%, V: 0,23%, Al: 0,030%, N: 0,0050%, O: 0,0015 % und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und dessen Hs-Wert war 2,34 und Hc-Wert war 3,60. Weiterhin wurden die Formen der Proben für die Abschälfestigkeit, Nitrierungsqualitäts-Bestätigung (Scheibenform), den Rollen-Lochfraß-Test, den Umlauf-Dauerbiegeversuch vom Ono-Typ und der Zahnrad-Spannungsgrad-Messung hergestellt.
  • Nun wurden die Proben als eine Vor-Behandlung zum Teniferieren bzw. Gas-Nitrocarburieren Vakuum-Reinigen unterzogen.
  • Nun wurde eine Nitrierungsbehandlung der Proben in einer Gasatmosphäre ausgeführt. Zuerst wurden in einem Temperatur-Erhöhungsschritt Strömungsgeschwindigkeiten von NH3-Gas und N2-Gas, die einem Ofen zugeführt (Wärmekammer) wurden, auf 0,01 m3/min bzw. 0,04 m3/min eingestellt und die Temperatur wurde bis zu einer Nitrierungsbehandlungs-Temperatur erhöht. Als Bedingungen der anschließend ausgeführten Nitrierungsbehandlung wurde die Temperatur auf 610°C eingestellt, die Nitrierungszeit wurde auf 5 h (Stunden) eingestellt, und durch Einstellen der Gas-Strömungsgeschwindigkeiten des in den Ofen zugeführten NH3-Gases, H2-Gases und N2-Gases wurde das Verhältnis von einem Partialdruck des NH3-Gases auf 0,09 (der Partialdruck des NH3-Gases wurde auf 0,0091 MPa eingestellt) eingestellt, das Verhältnis von einem Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,77 (der Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,078 MPa eingestellt) eingestellt, und das Verhältnis von einem Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,14 (der Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,014 MPa eingestellt) eingestellt, wenn der Gesamtdruck in dem Ofen als 1 definiert war. Angemerkt sei, dass der Gesamtdruck in dem Ofen während der Nitrierungsbehandlung ein atmosphärischer Druck war und durch starkes Bewegen des Nitrierungsgases durch Erhöhen der Rotationsgeschwindigkeit von einem Ventilator, eine Gas-Strömungsgeschwindigkeit (Windgeschwindigkeit) des in den Ofen mit den Teststücken in Kontakt kommenden Gases, auf 2 bis 2,6 m/s (Sekunde) eingestellt wurde. Anschließend wurden die Teststücke in 130°C Öl getaucht, um durch das Öl gekühlt zu werden und wurden den Bewertungen unterzogen.
  • Im Übrigen wurde die Analyse des Partialdrucks von NH3 in dem Nitrierungsbehandlungsgas durch einen ”Gas-Nitrocarbonisier-Ofen-NH3-Analysator” (hergestellt von HORIBA, Modell FA-1000) ausgeführt, die Analyse des Partialdrucks von H2 wurde durch einen ”kontinuierlichen Gas-Analysator” (hergestellt von ABB, Modell AO2000) ausgeführt und der Rest wurde als der Partialdruck von N2 definiert. Weiterhin wurde die Gas-Strömungsgeschwindigkeit durch ”Windmühlen-Anemometer” (hergestellt von Testo, Modell 350M/XL) unter den gleichen Bedingungen (Nitrierungsbehandlungsgas Zusammensetzung und so weiter) wie jene des Nitrierungsbehandlungs-Schritts gemessen, ausgenommen, dass die Temperatur in dem Ofen im Voraus vor der Nitrierungsbehandlung auf Raumtemperatur eingestellt wurde. In der vorliegenden Erfindung wird dieser Wert als die Gas-Strömungsgeschwindigkeit definiert.
  • [Beispiel 2]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,07%, Si: 0,16%, Mn: 1,27%, P: 0,025%, S: 0,014%, Cr: 0,90%, Mo: 0,20%, Al: 0,027%, N: 0,0080%, O: 0,0009% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 1,31 und Hc-Wert war 2,64. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Beispiel 3]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,09%, Si: 0,18%, Mn: 0,70%, P: 0,009%, S: 0,014%, Cr: 1,20%, V: 0,13%, Al: 0,030%, N: 0,0045%, O: 0,0016% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 1,73 und ein Hc-Wert war 2,59. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Beispiel 4]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,10%, Si: 0,15%, Mn: 1,10%, P: 0,007%, S: 0,015%, Cr: 1,20%, V: 0,15%, Al: 0,030%, N: 0,0048%, O: 0,0010 und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 1,83 und ein Hc-Wert war 2,83. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Beispiel 5]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,09%, Si: 0,14%, Mn: 1,26%, P: 0,009%, S: 0,015%, Cr: 1,27%, Al: 0,115%, N: 0,0044%, O: 0,0010% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 1,97 und ein Hc-Wert war 3,32. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Beispiel 6]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,07%, Si: 0,19%, Mn: 1,28%, P: 0,015%, S: 0,025%, Cr: 1,32%, Mo: 0,34%, V: 0,23%, Al: 0,030%, N: 0,0050%, O: 0,0015% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 2,34 und ein Hc-Wert war 3,60. Nun wurden die gleiche Vor-Behandlung wie jene von Beispiel 1 und eine Nitrierungsbehandlung unter der gleichen Nitrierungsbehandlungsbedingung wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, ausgenommen, dass die Nitrierungsbehandlungszeit auf 2,5 h eingestellt wurde, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Beispiel 7]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,07%, Si: 0,19%, Mn: 1,28%, P: 0,015%, S: 0,025%, Cr: 1,32%, Mo: 0,34%, V: 0,23%, Al: 0,030%, N: 0,0050%, O: 0,0015% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 2,34 und ein Hc-Wert war 3,60. Nun wurden die gleiche Vor-Behandlung wie jene von Beispiel 1 und eine Nitrierungsbehandlung unter der gleichen Nitrierungsbehandlungsbedingung wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, ausgenommen, dass die Nitrierungsbehandlungszeit auf 8 h eingestellt wurde, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 1]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,34%, Si: 0,16%, Mn: 0,85%, P: 0,020%, S: 0,014%, Cr: 0,90%, Mo: 0,20%, Al: 0,030%, N: 0,0110%, O: 0,0015% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 0,29 und ein Hc-Wert war 2,84. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 2]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,19%, Si: 0,15%, Mn: 0,84%, P: 0,019%, S: 0,014%, Cr: 1,68%, Mo: 0,36%, V: 0,19%, Al: 0,031%, N: 0,0095%, O: 0,0015% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 2,20 und ein Hc-Wert war 4,14. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 3]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,20%, Si: 0,25%, Mn: 0,72%, P: 0,018%, S: 0,017%, Cr: 1,05%, Al: 0,030%, N: 0,0120%, O: 0,0012% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 0,90 und ein Hc-Wert war 2,49. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 4]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,20%, Si: 0,25%, Mn: 0,72%, P: 0,017%, S: 0,016%, Cr: 1,05%, Mo: 0,20%, Al: 0,030%, N: 0,0110%, O: 0,0011% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 0,93 und ein Hc-Wert war 2,79. Nun wurden eine Vor-Behandlung und eine Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, um eine Eisennitrid-Verbindung auf einer Oberfläche von jeder der Proben zu bilden und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 5]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,07%, Si: 0,19%, Mn: 1,28%, P: 0,015%, S: 0,025%, Cr: 1,32%, Mo: 0,34%, V: 0,23%, Al: 0,030%, N: 0,0050%, O: 0,0015% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 2,34 und ein Hc-Wert war 3,60. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Temperatur auf 570°C eingestellt wurde und die Nitrierungszeit auf 2,5 h (Stunden) eingestellt wurde, und durch Einstellen der Gas-Strömungsgeschwindigkeiten von NH3-Gas, H2-Gas und N2-Gas, gespeist in einen Ofen, das Verhältnis von einem Partialdruck des NH3-Gases auf 0,4 (der Partialdruck des NH3-Gases wurde auf 0,041 MPa eingestellt) eingestellt wurde, das Verhältnis von einem Partialdruck des H2-Gases auf 0,28 (der Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,028 MPa eingestellt) eingestellt wurde, und das Verhältnis von einem Partialdruck des N2-Gases auf 0,32 (der Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,032 MPa eingestellt) eingestellt wurde, wenn ein Gesamtdruck in dem Ofen wie in 1 definiert war und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 6]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,09%, Si: 0,14%, Mn: 1,26%, P: 0,009%, S: 0,015%, Cr: 1,27%, Al: 0,115%, N: 0,0044%, O: 0,0010% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 1,97 und ein Hc-Wert war 3,32. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Temperatur auf 570°C eingestellt wurde und die Nitrierungszeit auf 2,5 h (Stunden) eingestellt wurde, und durch Einstellen der Gas-Strömungsgeschwindigkeiten von NH3-Gas, H2-Gas und N2-Gas, gespeist in einen Ofen, das Verhältnis von einem Partialdruck des NH3-Gases auf 0,4 (der Partialdruck des NH3-Gases wurde auf 0,041 MPa eingestellt) eingestellt wurde, das Verhältnis von einem Partialdruck des H2-Gases auf 0,28 (der Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,028 MPa eingestellt) eingestellt wurde, und das Verhältnis von einem Partialdruck des N2-Gases auf 0,32 (der Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,032 MPa eingestellt) eingestellt wurde, wenn ein Gesamtdruck in dem Ofen wie in 1 definiert war und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 7]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,20%, Si: 0,25%, Mn: 0,72%, P: 0,017%, S: 0,016%, Cr: 1,05%, Mo: 0,20%, Al: 0,030%, N: 0,0110%, O: 0,0011% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 0,93 und ein Hc-Wert war 2,79. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Temperatur auf 570°C eingestellt wurde und die Nitrierungszeit auf 2,5 h (Stunden) eingestellt wurde, und durch Einstellen der Gas-Strömungsgeschwindigkeiten von NH3-Gas, H2-Gas und N2-Gas, gespeist in einen Ofen, das Verhältnis von einem Partialdruck des NH3-Gases auf 0,4 (der Partialdruck des NH3-Gases wurde auf 0,041 MPa eingestellt) eingestellt wurde, das Verhältnis von einem Partialdruck des H2-Gases auf 0,28 (der Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,028 MPa eingestellt) eingestellt wurde, und das Verhältnis von einem Partialdruck des N2-Gases auf 0,32 (der Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,032 MPa eingestellt) eingestellt wurde, wenn ein Gesamtdruck in dem Ofen wie in 1 definiert war und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 8]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,46%, Si: 0,26%, Mn: 0,29%, P: 0,022%, S: 0,014%, Cr: 1,50%, Mo: 0,23%, Al: 0,950%, N: 0,0045%, O: 0,0007% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 3,69 und ein Hc-Wert war 7,57. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Temperatur auf 570°C eingestellt wurde und die Nitrierungszeit auf 2,5 h (Stunden) eingestellt wurde, und durch Einstellen der Gas-Strömungsgeschwindigkeiten von NH3-Gas, H2-Gas und N2-Gas, gespeist in einen Ofen, das Verhältnis von einem Partialdruck des NH3-Gases auf 0,4 (der Partialdruck des NH3-Gases wurde auf 0,041 MPa eingestellt) eingestellt wurde, das Verhältnis von einem Partialdruck des H2-Gases auf 0,28 (der Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,028 MPa eingestellt) eingestellt wurde, und das Verhältnis von einem Partialdruck des N2-Gases auf 0,32 (der Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,032 MPa eingestellt) eingestellt wurde, wenn ein Gesamtdruck in dem Ofen wie in 1 definiert war und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 9]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,37%, Si: 0,93%, Mn: 0,46%, P: 0,022%, S: 0,017%, Cr: 5,00%, Mo: 1,25%, V: 1,00%, Al: 0,030%, N: 0,0085%, O: 0,0039% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 7,46 und ein Hc-Wert war 11,04. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Temperatur auf 570°C eingestellt wurde und die Nitrierungszeit auf 2,5 h (Stunden) eingestellt wurde, und durch Einstellen der Gas-Strömungsgeschwindigkeiten von NH3-Gas, H2-Gas und N2-Gas, gespeist in einen Ofen, das Verhältnis von einem Partialdruck des NH3-Gases auf 0,4 (der Partialdruck des NH3-Gases wurde auf 0,041 MPa eingestellt) eingestellt wurde, das Verhältnis von einem Partialdruck des H2-Gases auf 0,28 (der Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,028 MPa eingestellt) eingestellt wurde, und das Verhältnis von einem Partialdruck des N2-Gases auf 0,32 (der Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,032 MPa eingestellt) eingestellt wurde, wenn ein Gesamtdruck in dem Ofen wie in 1 definiert war und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 10]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,10%, Si: 0,15%, Mn: 1,10%, P: 0,007%, S: 0,015%, Cr: 1,20%, V: 0,15%, Al: 0,030%, N: 0,0048%, O: 0,0010% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 1,83 und ein Hc-Wert war 2,83. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Nitrierungszeit auf 0,5 h (Stunden) eingestellt wurde und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 11]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,10%, Si: 0,15%, Mn: 1,10%, P: 0,007%, S: 0,015%, Cr: 1,20%, V: 0,15%, Al: 0,030%, N: 0,0048%, O: 0,0010% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 1,83 und ein Hc-Wert war 2,83. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Nitrierungszeit auf 10 h (Stunden) eingestellt wurde, und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 12]
  • Proben wurden in der gleichen Weise wie in dem Beispiel 1 hergestellt, ausgenommen, dass sie jede eine Zusammensetzung hatten, enthaltend in Masse-%, C: 0,20%, Si: 0,25%, Mn: 0,72%, P: 0,017%, S: 0,016%, Cr: 1,05%, Mo: 0,20%, Al: 0,030%, N: 0,0110, O: 0,0011% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und ein Hs-Wert war 0,93 und ein Hc-Wert war 2,79. Nun wurden eine Vor-Behandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt und anschließend wurden Proben, an denen eine Aufkohlungsbehandlung ausgeführt wurde, hergestellt und die Bewertungen wurden durchgeführt.
  • [Vergleichsbeispiel 13]
  • Proben von einem Stahl-Bauteil wurden hergestellt, die jede eine Zusammensetzung aufwiesen, enthaltend in Masse-%, C: 0,07%, Si: 0,19%, Mn: 1,28%, P: 0,015%, S: 0,025%, Cr: 1,32%, Mo: 0,34%, V: 0,23%, Al: 0,030%, N: 0,0050%, O: 0,0015% und der Rest sind Fe und Verunreinigungen und dessen Hs-Wert war 2,34 und Hc-Wert war 3,60. Nun wurden eine Vor-Behandlung und ein Temperatur-Erhöhungsschritt von einer Nitrierungsbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie jene von Beispiel 1 ausgeführt, und eine Eisennitrid-Verbindung wurde auf einer Oberfläche von jeder der Proben durch Ausführen der Nitrierungsbehandlung durch das gleiche Verfahren wie in dem Beispiel 1 gebildet, ausgenommen, dass als Bedingungen der Nitrierungsbehandlung die Temperatur auf 600°C eingestellt wurde und die Nitrierungszeit auf 2 h (Stunden) eingestellt wurde, und durch Einstellen der Gas-Strömungsgeschwindigkeiten von NH3-Gas, H2-Gas und N2-Gas, gespeist in einen Ofen, das Verhältnis von einem Partialdruck des NH3-Gases auf 0,16 (der Partialdruck des NH3-Gases wurde auf 0,016 MPa eingestellt) eingestellt wurde, das Verhältnis von einem Partialdruck des H2-Gases auf 0,72 (der Partialdruck des H2-Gases wurde auf 0,073 MPa eingestellt) eingestellt wurde, und das Verhältnis von einem Partialdruck des N2-Gases auf 0,12 (der Partialdruck des N2-Gases wurde auf 0,012 MPa eingestellt) eingestellt wurde, wenn ein Gesamtdruck in dem Ofen wie in 1 definiert war und die Gas-Strömungsgeschwindigkeit (Windgeschwindigkeit) wurde auf 0 bis 0,5 m/s (Sekunde) eingestellt, und anschließend wurden die Bewertungen durchgeführt.
  • [Bewertungs-Verfahren]
  • 1. Messung der Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht
  • Die scheibenförmigen Teststücke wurden durch eine Schneidmaschine geschnitten, deren Querschnitte wurden durch Sandpapier poliert und die polierten Oberflächen wurden mit einer Polierscheibe Spiegel-poliert. Nachdem die Teststücke durch 3%-igen salpetersauren Alkohol korrodiert waren, wurden die vorstehend erwähnten Querschnitte mit einer Vergrößerung von 400 fach durch Anwenden eines metallurgischen (optischen) Mikroskops beobachtet und die Dicke von jeder der Eisennitrid-Verbindungsschichten wurde gemessen. Die Eisennitrid-Verbindungsschicht wird auch eine weiße Schicht genannt und sie hat eine von jener des Grundmetalls verschiedene Struktur und erscheint weiß und kann somit visuell leicht unterschieden werden.
  • 2. Röntgenbeugung
  • Durch Anwenden von Cu als Röntgenröhre wurde Röntgenbeugung auf den Oberflächen der scheibenförmigen Teststücke ausgeführt, mit Spannung: 40 kV, Strom: 20 mA, Scan-Winkel 2θ: 20 bis 80° und Scan-Schritt 1°/min.
  • Zu diesem Zeitpunkt wurde bei Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe4N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe4N, die nahe 2θ:41,2 Grad erscheint, und Röntgenbeugungsintensität IFe3N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe3N, die nahe 2θ:43,7 Grad erscheint, die in einem Röntgenbeugungsprofil erhalten wurden, das Intensitätsverhältnis (XRD-Beugungs-Intensitätsverhältnis) der Peakintensitäten, ausgedrückt durch IFe4N (111)/{IFe4N (111) + IFe3N (111)}, gemessen.
  • 3. Abschälfestigkeit
  • Zur Abschälfestigkeit wurde eine Kratztestmaschine verwendet, ein konischer Diamant-Eindringkörper, dessen Spitze einen 100 μm Krümmungsradius hatte, wurde zurück und vorwärts in einem Schmierfilm-freien Zustand mit einer Last von 60 N geschoben und die Anzahl an Wiederholungen war fünf, und der Zustand von Abschälen oder Bruch wurde beobachtet. Wie in 3 erläutert, wurde als Probe für den Abschältest eine kleine Walze von einem Rollen-Lochfraß-Test verwendet und der Test wurde ausgeführt, während das Gleiten in axialer Richtung auf einem Testabschnitt ϕ26 mm durchgeführt wurde.
  • Das Gleiten in der axialen Richtung bedeutet, dass der Test durchgeführt wurde, während das Gleiten auf einer Spitze der Welle durchgeführt wurde, wie durch den Pfeil in 3 erläutert. Die Abschälfestigkeit trägt zur Abschäl-Beständigkeit von einer Zahnrad-Zahnflanke und Einfluss-Lochfraßbeständigkeit bei. Das Abschälen der Zahnrad-Zahnflanke verursacht eine Verschlechterung der Festigkeit gemäß der Exposition des Grundmetalls und verschlechtert die Vibration und Geräusch auf Grund der Unebenheiten der Zahnrad-Zahnflanke.
  • 4. Rollen-Lochfraß-Test
  • Der Test wurde durch Anwenden einer Betriebsfestigkeits-Testmaschine vom RP201-Typ unter den Bedingungen von einem Gleitverhältnis: –40%, einem Schmieröl: ATF (automatische Getriebeflüssigkeit), Schmieröl-Temperatur: 90°C, einer Menge des Schmieröls: 0,002 m3/min, und einer großen Walzen-Balligkeit: R700 durchgeführt. Wie in 4 erläutert, während eine große Walze 101 gegen eine kleine Walze 100 mit einer Last P gepresst wurde, wurde die kleine Walze 100 gedreht. Die Bedingungen waren wie nachstehend. Eine Rotationsgeschwindigkeit der kleinen Walze: 1560 U/min und ein Kontaktdruck: 1800 MPa. Die großen und kleinen Rollen-Lochfraß-Teststücke wurden aus dem gleichen Material hergestellt und die gleiche Nitrierungsbehandlung wurde auf sie angewendet.
  • 5. Umlauf-Dauerbiegeversuch vom Ono-Typ
  • Durch Anwenden eines Umlauf-Dauerbiegeversuches mit einer Maschine vom Ono-Typ wurde die Bewertung unter den nachstehenden Test-Bedingungen ausgeführt. Wie in 5 erläutert, wurde der Ermüdungstest durch Rotieren eines Teststücks 102 unter Anwenden eines Biegemoments M durchgeführt, unter wiederholtem Verleihen einer Druckspannung dem Teststück 102 auf seiner oberen Seite und einer Zugspannung auf seiner unteren Seite. Die Test-Bedingungen sind wie nachstehend.
    Temperatur: Raumtemperatur
    Atmosphäre: in der Atmosphäre
    Rotationsgeschwindigkeit: 3500 U/min
  • 6. Zahnrad-Spannungsgrad
  • Zur Bewertung wurden innere Zahnräder durch spanabhebende Verarbeitung hergestellt, deren äußerer Durchmesser (120 mm war, Spitzeninnendurchmesser ϕ106, 5 mm war, Zahnradbreite 30 mm war, Modul 1,3 war, Anzahl der Zähne 78 war, und Drehwinkel/Druckwinkel 20 Grad war und der vorstehend erwähnten Nitrierungsbehandlung oder der Aufkohlungsbehandlung unterzogen wurden und eine Änderung des Zahlprofils wurde gemessen und bewertet. Eine Zahnspurneigung des Zahnprofils als die Bewertung wurde verwendet. Die Zahnspurneigung wurde alle 90 Grad gemessen, das heißt an vier Zähnen in einem Zahnrad und die gleiche Messung wurde an zehn Zahnrädern durchgeführt und die größte Breite wurde als Variation der Zahnspurneigung definiert.
  • 7. Mess-Verfahren der Vickers-Härte
  • (1) Eisennitrid-Verbindungsschicht
  • Die scheibenförmigen Teststücke wurden jeweils rechtwinklig zu einer spanabhebend bearbeiteten Oberfläche (Vorderfläche) geschnitten, deren Querschnitte wurden durch Polieren fertig bearbeitet und diese Oberflächen wurden als Untersuchungszieloberflächen verwendet. Während des Schneidens oder des Polierens wurde sehr viel Vorsicht walten lassen, um einen Einfluss auf die Härte der Untersuchungszieloberflächen zu verhindern oder die Endteile daran zu hindern, abzuspalten oder rund zu werden.
  • Die Messung wurde auf der Grundlage des ”Vickers-Härte-Tests und Testverfahren”, beschrieben in JIS Z 2244 (2003), durchgeführt. Als eine TestVorrichtung wurde eine Mikro-Härte-Testmaschine, hergestellt von Mitsutoyo, verwendet, die Testkraft wurde auf 98,07 mN (1 g) eingestellt, und eine Einkerbung hat sich in der Mitte der Dicke der Verbindungsschicht ergeben. Die Einkerbung wurde durch SEM beobachtet, und es wurde bestätigt, dass kein Riss nahe der Einkerbung war und auch die Größe wurde gemessen, um zu der Vickers-Härte umgerechnet zu werden. Weiterhin wurde die Messung an fünf Orten durchgeführt und ein Mittelwert wurde verwendet. Im Übrigen wurde in dem Beispiel 6, wo die Dicke der Verbindungsschicht klein war (da die Dicke der Verbindungsschicht klein war), die Einkerbung durch eine 4,903 mN Test-Last gebildet und sie wurde durch SEM beobachtet und gemessen. In der vorliegenden Erfindung wird, wenn die Dicke der Verbindungsschicht 5 μm oder weniger ist, die Test-Last auf 4,903 mN eingestellt und die Vickers-Härte wird gemessen. Ein Beispiel von für die Messung verwendeter SEM wird in 6 erläutert.
  • (2) Grundmetall unmittelbar unter Eisennitrid-Verbindungsschicht
  • In der gleichen Weise wie bei der Messung der Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht wurden die Teststücken jeweils rechtwinklig zu einer spanabhebend bearbeiteten Oberfläche (Stirnfläche) geschnitten, deren Querschnitte wurden durch Polieren fertig bearbeitet und diese Oberflächen wurden als Untersuchungszieloberflächen verwendet. Während des Schneidens oder des Polierens wurde sehr viel Vorsicht walten lassen, um einen Einfluss auf die Härte der Untersuchungszieloberflächen zu verhindern oder die Endteile daran zu hinden, abzuspalten oder rund zu werden.
  • Die Messung wurde auf der Grundlage des ”Vickers-Härte-Tests und Testverfahren”, beschrieben in JIS Z 2244 (2003), durchgeführt. Eine Testkraft wurde auf 1,96 N eingestellt, und die Messung wurde bei einer Tiefe von 25 μm in einer inneren Richtung des Grundmetalls durchgeführt, mit einer Grenze zwischen der Verbindungsschicht und dem Grundmetall, die als 0 definiert war. Weiterhin wurde die Messung an fünf Stellen durchgeführt und der Mittelwert wurde verwendet.
  • (Bewertungsergebnis)
  • 1. Messung der Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht
  • Die Proben zur Nitrierungsqualitäts-Bestätigung (Scheibenform) wurden geschnitten, deren Querschnitte wurden durch das Mikroskop beobachtet und die Dicke von jeder der Eisennitrid-Verbindungsschichten wurde gemessen.
  • Hinsichtlich der Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht in den Beispielen, war diese 10 bis 12 μm in den Beispielen 1 bis 5, 3 μm im Beispiel 6, und 16 μm im Beispiel 7.
  • Hinsichtlich der Dicke der Eisennitrid-Schicht in den Vergleichsbeispielen 9 bis 13 μm war diese in den Vergleichsbeispielen 1 bis 9, 1 μm in dem Vergleichsbeispiel 10 und 20 μm in dem Vergleichsbeispiel 11. Sie war 0 bis 0,5 μm in dem Vergleichsbeispiel 13.
  • 2. Vickers-Härte von Eisennitrid-Verbindung und Grundmetall unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht
  • Wie in 7 erläutert, wurde hinsichtlich der Proben, an denen die Messung der Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht durchgeführt wurde, die Vickers-Härte der Querschnitte gemessen.
  • In dem Beispiel 1 war die Vickers-Härte HV 812 in dem Grundmetall unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht und 871 in der Eisennitrid-Verbindungsschicht und der Härteunterschied war 59. In ähnlicher Weise sind die Vickers-Härten des Grundmetalls unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht, der Eisennitrid-Verbindungsschicht und der Härteunterschied in der erwähnten Reihenfolge wie nachstehend: 740, 776 und 36 in dem Beispiel 2; 715, 790 und 75 in dem Beispiel 3; 785, 828 und 43 in dem Beispiel 4; 749, 841 und 92 in dem Beispiel 5; 803, 878 und 75 in dem Beispiel 6; und 798, 880 und 82 in dem Beispiel 7. In ähnlicher Weise waren die Vickers-Härten 690, 765 und 75 in dem Vergleichsbeispiel 1, 780, 917 und 137 in dem Vergleichsbeispiel 2, 648, 759 und 111 in dem Vergleichsbeispiel 3, 669, 766 und 97 in dem Vergleichsbeispiel 4, 748, 930 und 182 in dem Vergleichsbeispiel 5, 761, 965 und 204 in dem Vergleichsbeispiel 6, 731, 911 und 180 in dem Vergleichsbeispiel 7, 855, 1102 und 247 in dem Vergleichsbeispiel 8, 890, 1095 und 205 in dem Vergleichsbeispiel 9, und 778, 951 und 173 in dem Vergleichsbeispiel 11. Im Übrigen war in dem Vergleichsbeispiel 10 die Vickers-Härte des Grundmetalls unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht 781 und die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht konnte nicht gemessen werden, weil die Schichtdicke 1 μm war und somit zu dünn war. Weiterhin war das Vergleichsbeispiel 12 ein aufgekohltes Produkt und die Vickers-Härte von einem Oberflächenschicht-Grundmetall war 745. In dem Vergleichsbeispiel 13 war die Vickers-Härte des Grundmetalls unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht 813 und die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht konnte nicht gemessen werden, weil die Schichtdicke 0 bis 0,5 μm war und somit dünn war.
  • 3. Analyse der Verbindungsschicht durch Röntgenbeugung
  • Das Intensitätsverhältnis der Röntgenbeugung in den Beispielen war 0,98 oder mehr in dem Beispiel 1 bis zu dem Beispiel 7. Deshalb war in jedem der Beispiele 1 bis 7 das Intensitätsverhältnis 0,5 oder mehr und somit wurde bestimmt, dass die Eisennitrid-Verbindungsschicht die γ'-Phase als die Hauptkomponente hatte.
  • Weiterhin war das Intensitätsverhältnis der Röntgenbeugung in den Vergleichsbeispielen 0,98 oder mehr in den Vergleichsbeispielen 1 bis 4, 0,01 in den Vergleichsbeispielen 5 bis 9, 0,98 oder mehr in dem Vergleichsbeispiel 10, und 0,98 oder mehr im Vergleichsbeispiel 11. Im Vergleichsbeispiel 13 war es 0,01.
  • 4. Rollen-Lochfraß-Test
  • Im Ergebnis des Rollen-Lochfraß-Tests war in dem Beispiel 1 bis zu dem Beispiel 7 und den Vergleichsbeispielen 1, 12, wenn der Kontaktdruck 1800 MPa war, kein Abschälen der Eisennitrid-Verbindungsschicht auf der Oberfläche der Probe zu erkennen, auch nach einem 1,0 × 107 Zyklustest, und die Betriebsfestigkeits-Bedingung, auf die die vorliegende Erfindung zielte, war geklärt.
  • Andererseits litten die Proben der Vergleichsbeispiele 2 bis 11 unter einem Mangel, wie Schädigung oder Abschälen der Probenoberfläche bevor der 1,0 × 107 Zyklus erreicht wurde. In dem Vergleichsbeispiel 2 trat Schädigung nach einem 9,5 × 106 Zyklus auf, in dem Vergleichsbeispiel 3 trat Schädigung nach einem 6,2 × 106 Zyklus auf und in dem Vergleichsbeispiel 4 trat Schädigung nach einem 6,8 × 106 Zyklus auf. In den Vergleichsbeispielen 5 bis 7 trat Abschälen der Eisennitrid-Verbindung nach einem 1,0 × 104 Zyklus auf. Weiterhin trat in den Vergleichsbeispielen 8, 9 Abschälen der Eisennitrid-Verbindung nach einem 1,0 × 103 Zyklus auf. Weiterhin traten in dem Vergleichsbeispiel 10 Schädigung nach einem 4,2 × 106 Zyklus auf, und in dem Vergleichsbeispiel 11 trat Schädigung nach einem 5,5 × 106 Zyklus auf. Weiterhin trat in der Probe des Vergleichsbeispiels 12 (Aufkohlungsbehandlung) Schädigung der Oberfläche bei 1,0 × 107 nicht auf. Wie vorstehend beschrieben, genügten beliebige der Vergleichsbeispiele 2 bis 11 nicht der Betriebsfestigkeitsbedingung, auf die die vorliegende Erfindung zielte. Im Übrigen wurde hinsichtlich des Unterschieds zwischen dem Schädigungsauftreten und dem Abschälauftreten die Abschäl-Schädigung der Verbindungsschicht als ”das Abschälauftreten” definiert und Schädigung (Rostfraß- und Abblätter-Schädigung) anders als das Abschälen der Verbindungsschicht wurde als ”das Schädigungsauftreten” definiert.
  • Im Übrigen wird in dem Vergleichsbeispiel 13, obwohl es nicht bewertet wurde, da die Eisennitrid-Verbindung die ε-reiche Phase ist und ihre Dicke klein ist, die Eigenschaft als gleich oder schlechter als jene von Vergleichsbeispiel 10 angenommen, wo die Eisennitrid-Verbindungsschicht dünn ist.
  • 5. Umlauf-Dauerbiegeversuch vom Ono-Typ
  • Im Ergebnis des Umlauf-Dauerbiegeversuchs in dem Beispiel 1 war die Festigkeit in dem 1,0 × 107 Zyklustest 520 MPa. In ähnlicher Weise war sie in dem Beispiel 3 440 MPa und in dem Beispiel 4 war sie 470 MPa. In dem Vergleichsbeispiel 7 war sie 320 MPa und in dem Vergleichsbeispiel 12 war sie 430 MPa. Es war offensichtlich, dass die Nitrierungsbehandlung nach der vorliegenden Erfindung hohe Dauerbiegefestigkeit ergibt.
  • Im Übrigen wird in dem Vergleichsbeispiel 13, obwohl es nicht bewertet wurde, da die Eisennitrid-Verbindung die ε-reiche Phase ist und ihre Dicke klein ist, die Eigenschaft als gleich oder schlechter als jene von Vergleichsbeispiel 10 angenommen, wo die Eisennitrid-Verbindungsschicht dünn ist.
  • 6. Spannungsgrad
  • In den Zahnradteststücken zur Spannungsgradbewertung war der Zahnspurkorrekturgrad 4 μm (Beispiel 1), 8 μm (Beispiel 2), 5 μm (Beispiel 3), 8 μm (Vergleichsbeispiel 5), 6 μm (Vergleichsbeispiel 6), 7 μm (Vergleichsbeispiel 7) und 38 μm (Vergleichsbeispiel 12).
  • Verglichen mit dem Vergleichsbeispiel 12, wo die Aufkohlungsbehandlung ausgeführt wurde, war der Spannungsgrad der Erfindung der vorliegenden Anmeldung in den Beispielen 1 bis 3 gleich zu jenem in den Vergleichsbeispielen 5 bis 7, wo eine übliche Nitrierungsbehandlung durchgeführt wurde, und es wurde bestätigt, dass hohe Betriebsfestigkeit und Dauerbiegefestigkeit erreicht werden könnten, während der Spannungsgrad klein gehalten wurde.
  • Komponenten-Zusammensetzungen der Stahlmaterial-Typen der Beispiele 1 bis 7 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 12 werden in Tabelle 1 wiedergegeben. Die Temperatur, Behandlungszeit, N2-Gas-Partialdruck, NH3-Gas-Partialdruck und H2-Gas-Partialdruck, welche die Nitrierungsbehandlungs-Bedingungen sind, und der Zustand, XRD-Beugungs-Intensitätsverhältnis und die Dicke der Verbindungsschicht hinsichtlich der Stahlmaterial-Typen der Beispiele 1 bis 7 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 12 werden gesammelt in Tabelle 1 wiedergegeben. Die Eigenschaften (Abschälfestigkeit, Rollen-Lochfraß-Test, Umlauf-Dauerbiegeversuch vom Ono-Typ und so weiter) der Beispiele 1 bis 7 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 12 sind jene, wiedergegeben in Tabelle 3.
  • Im Ergebnis des Kratztests wurde kein Abschälen der Eisennitrid-Verbindungsschicht in dem Beispiel 1 bis zu dem Beispiel 7 und dem Vergleichsbeispiel 10 beobachtet und es wurde klar, dass hohe Abschäl-Beständigkeit durch die vorliegende Erfindung erhalten wird. Andererseits trat in den Vergleichsbeispielen 1 bis 4 und dem Vergleichsbeispiel 11 Abschälen an verschiedenen Stellen auf und in den Vergleichsbeispielen 5 bis 9 trat Abschälen an 10 Stellen oder mehr auf.
  • Die Abschälfestigkeit trägt zur Abschäl-Beständigkeit der Zahnrad-Zahnflanke und Einfluss-Lochfraßbeständigkeit bei. Wenn die Abschälfestigkeit gering ist, schält sich die Zahnrad-Zahnflanke ab, was zur Festigkeits-Verschlechterung gemäß der Exposition des Grundmetalls führt und zur Verschlechterung der Vibration und Geräusch auf Grund der Unebenheiten der Zahnrad-Zahnflanke führt.
  • [Kernhärte des nitrierten Stahl-Bauteils]
  • Wie vorstehend beschrieben, ist in dem nitrierten Stahl-Bauteil der vorliegenden Erfindung die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht 900 oder weniger und die Vickers-Härte des Grundmetalls unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht ist 700 oder mehr, jedoch wenn die Kernhärte des nitrierten Stahl-Bauteils gering ist, tritt innen plastische Verformung auf, wenn eine Last beaufschlagt wird, was zu dem Auftreten von Zahnflankenschädigung auf Grund eines Risses, der innen auftritt, führt, um die Verschlechterung in der Lochfraßbeständigkeit zu verursachen. Um die plastische Verformung in dem nitrierten Stahl-Bauteil zu unterdrücken, ist die Kernhärte vorzugsweise 150 oder mehr bezüglich der Vickers-Härte. Deshalb ist die Kernhärte des nitriertes Stahl-Bauteils der vorliegenden Erfindung vorzugsweise 150 oder mehr bezüglich der Vickers-Härte. Eine bevorzugte untere Grenze der Kernhärte ist 170 bezüglich der Vickers-Härte. Die Kernhärte von jedem der Beispiele und jedem der Vergleichsbeispiele wird in Tabelle 4 wiedergegeben. Angemerkt sei, dass es nicht notwendig ist, eine obere Grenze der Kernhärte besonders festzusetzen, jedoch ist die obere Grenze bezüglich der Vickers-Härte in der vorliegenden Erfindung etwa 350. [Tabelle 4]
    Kernfestigkeit nach Nitrieren HV
    Beispiel 1 262
    Beispiel 2 198
    Beispiel 3 162
    Beispiel 4 190
    Beispiel 5 209
    Beispiel 6 265
    Beispiel 7 260
    Vergleichsbeispiel 1 248
    Vergleichsbeispiel 2 312
    Vergleichsbeispiel 3 182
    Vergleichsbeispiel 4 192
    Vergleichsbeispiel 5 263
    Vergleichsbeispiel 6 209
    Vergleichsbeispiel 7 189
    Vergleichsbeispiel 8 260
    Vergleichsbeispiel 9 270
    Vergleichsbeispiel 10 192
    Vergleichsbeispiel 11 190
    Vergleichsbeispiel 13 189
  • [Industrielle Anwendbarkeit]
  • Die vorliegende Erfindung ist für eine Nitrierungstechnik von Stahl nützlich.
  • Bezugszeichenliste
    • 1
    Wärmebehandlungsvorrichtung
    10
    Beladungsteil
    11
    Wärmekammer
    12
    Kühlkammer
    13
    Entladungs-Transportmittel
    20
    Kasten
    21
    Tür
    22
    Eingangshaube
    26
    Ventilator
    30
    Lift
    31
    Öl
    32
    Öltank
    35
    Tür
    36
    Ausgangshaube
    100
    kleine Walze
    101
    große Walze
    102
    Teststück

Claims (4)

  1. Nitriertes Stahl-Bauteil, umfassend eine Eisennitrid-Verbindungsschicht, gebildet auf einer Oberfläche von einem Stahl-Bauteil, das in Masse-% enthält C: 0,05 bis 0,14%, Si: 0,10 bis 0,30%, Mn: 0,4 bis 1,4%, Cr: 0,9 bis 1,9%, Mo: 0 bis 0,50%, V: 0 bis 0,40%, Al: 0,01 bis 0,14 % und S: 0,005 bis 0,030%, dessen Hs-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 1, 1,19 oder mehr ist, dessen Hc-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 2, 3,76 oder weniger ist, und wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht, wobei P, N und O in den Verunreinigungen P: 0,030% oder weniger, N: 0,008% oder weniger und O: 0,0030% oder weniger ist, wobei bei Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe4N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe4N und Röntgenbeugungs-Peakintensität IFe3N (111) von einer (111)-Kristallebene von Fe3N, die auf der Oberfläche des nitrierten Stahl-Bauteils durch Röntgenbeugung gemessen werden, das Intensitätsverhältnis, ausgedrückt durch IFe4N (111)/{IFe4N (111) + IFe3N (111)}, 0,5 oder mehr beträgt, wobei die Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht 900 oder weniger beträgt, die Vickers-Härte von einem Grundmetall unmittelbar unter der Eisennitrid-Verbindungsschicht 700 oder mehr beträgt, und der Unterschied zwischen der Vickers-Härte der Eisennitrid-Verbindungsschicht und der Vickers-Härte des Grundmetalls 150 oder weniger ist, und wobei die Dicke der Eisennitrid-Verbindungsschicht 2 bis 17 μm ist. Hs-Wert = (–342,1 × C + 23,5 × Mn + 125,0 × Cr + 14,4 × Mo + 208,3 × V + 346,4 × Al)/100 Ausdruck 1 In dem Ausdruck 1 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder. Hc-Wert = (156,1 × C + 54,7 × Mn + 158,4 × Cr + 146, 5 × Mo + 33,8 × V + 418,6 × Al)/100 Ausdruck 2 In dem Ausdruck 2 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder.
  2. Nitriertes Stahl-Bauteil nach Anspruch 1, das ein Zahnrad ist, welches in einem Getriebe verwendet wird.
  3. Herstellungsverfahren von einem nitrierten Stahl-Bauteil, wobei das Verfahren Anwenden einer Nitrierungsbehandlung auf ein Stahl-Bauteil in einer Atmosphäre von Nitrierungsbehandlungsgas, in dem das Verhältnis von einem Partialdruck von NH3-Gas 0,08 bis 0,34 ist, das Verhältnis von einem Partialdruck von H2-Gas 0,54 bis 0,82 ist und das Verhältnis von einem Partialdruck von N2-Gas 0,09 bis 0,18 ist, wenn der Gesamtdruck mit 1 definiert wird, wobei die Strömungsgeschwindigkeit des Nitrierungsbehandlungsgases an der Oberfläche des Stahl-Bauteils auf 1 m/s oder mehr eingestellt wird, und wobei die Temperatur auf 500 bis 620°C eingestellt wird, wodurch sich die Eisennitrid-Verbindungsschicht auf der Oberfläche des Stahl-Bauteils mit einer Dicke von 2 bis 17 μm ausbildet, das Stahl-Bauteil ein Bauteil ist, das in Masse-% enthält C: 0,05 bis 0,14%, Si: 0,10 bis 0,30%, Mn: 0,4 bis 1,4%, Cr: 0,9 bis 1,9%, Mo: 0 bis 0,50%, V: 0 bis 0,40%, Al: 0,01 bis 0,14 % und S: 0,005 bis 0,030%, dessen Hs-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 1, 1,19 oder mehr ist, dessen Hc-Wert, ausgedrückt durch den nachstehenden Ausdruck 2, 3,76 oder weniger ist, und wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht, wobei P, N und O in den Verunreinigungen P: 0,030% oder weniger, N: 0,008% oder weniger und O: 0,0030% oder weniger ist, umfasst. Hs-Wert = (–342,1 × C + 23,5 × Mn + 125,0 × Cr + 14,4 × Mo + 208,3 × V + 346,4 × Al)/100 Ausdruck 1 In dem Ausdruck 1 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder. Hc-Wert = (156,1 × C + 54,7 × Mn + 158,4 × Cr + 146, 5 × Mo + 33,8 × V + 418,6 × Al)/100 Ausdruck 2 In dem Ausdruck 2 geben C, Mn, Cr, Mo, V und Al Werte der entsprechenden Elemente in Masse-% wieder.
  4. Verfahren zur Herstellung des nitrierten Stahl-Bauteils nach Anspruch 3, wobei die Zeit der Nitrierungsbehandlung im Bereich über 0,5 Stunden und weniger als zehn Stunden liegt.
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