JP4829026B2 - 有層Ｆｅ基合金の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｆｅ基合金からなる母材の表面に、炭化物及び窒化物を含み且つ前記母材に比して高硬度である拡散層が設けられた有層Ｆｅ基合金の製造方法に関する。

Ｆｅ基合金である鋼材の耐摩耗性や耐食性、強度等の諸特性を向上させる目的で、物理的気相成長（ＰＶＤ）法や化学的気相成長（ＣＶＤ）法、メッキ、陽極酸化等によって、該鋼材の表面に皮膜が設けられることがある。しかしながら、この場合、皮膜の形成に長時間を要し、しかも、皮膜形成コストが大きいという不具合がある。

そこで、浸炭、浸硫、窒化、炭窒化等の様々な表面処理を施すことにより、皮膜を設けることなく鋼材の表面の諸特性を向上させることが広汎に実施されている（例えば、特許文献１、２参照）。また、特許文献３には、ショットピーニングやショットブラスト等の機械的処理を施して表面に１０ｋｇｆ／ｃｍ²（およそ０．１ＭＰａ）の圧縮応力を付与することにより、加工用刃具の耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが提案されている。

さらに、特許文献４、５では、Ｆｅ−Ａｌ合金の耐食性に着目し、熱処理を施すことによって鋼材にＡｌを拡散浸透させることが試みられている。これを実現するべく、特許文献４においては、Ａｌ粉末又はＡｌ合金粉末とＴｉ粉末又はＴｉ合金粉末とを鋼材に塗布して加熱処理することが提案され、一方、特許文献５においては、Ａｌ粉末又はＡｌ合金粉末と金属酸化物、金属窒化物、金属炭化物、金属ホウ化物の少なくともいずれかとの混合粉末を鋼材に塗布して加熱処理することが提案されている。

特開２００３−１２９２１６号公報 特開２００３−２３９０３９号公報 特開平５−１７１４４２号公報 特許第３０８３２９２号公報 特開２００４−３２３８９１号公報

しかしながら、特許文献１〜３に記載されたような従来技術で諸特性が向上するのは、金属材の表面に限られる。例えば、窒化や浸炭等では、元素が拡散するのは金属材の表面から僅かに数μｍ、最大でも２００μｍ程度であり、それより内部の諸特性を向上させることは困難である。このため、耐摩耗性や耐欠損性が著しく向上するとは言い難い側面がある。

しかも、従来技術に係る処理方法では、形成された窒化層等と母材である金属材との間に界面が存在する。このため、界面に応力集中が起こるような条件下では、界面から脆性破壊が起こることが懸念される。

また、特許文献４、５記載の技術においても、Ａｌの拡散浸透深さが１００μｍ程度であることから、金属材の内部深くまで諸特性を向上させることは困難である。

本発明は上記した問題を解決するためになされたもので、内部深くまで硬度及び強度が向上し、且つ物性の変化がなだらかであるために応力集中が起こり難いので脆性破壊が生じ難い有層Ｆｅ基合金の製造方法を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するために、本発明に係る有層Ｆｅ基合金は、Ｆｅ基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、
前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することに伴って硬度が漸次的に減少するとともに、最表面から深さ０．１ｍｍに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差が、最高硬度を１００％としたとき、ビッカース硬度の値で１０％以内であることを特徴とする。

硬度差が小さい鋼材では、歪みが小さくなり、疲労強度が一層大きくなる。このため、通常の窒化処理が施された鋼材に比して長寿命化を図ることができる。

その上、本発明に係る有層Ｆｅ基合金においては、母材であるＦｅ基合金の内部深くまで炭化物、ＡｌＮを含む窒化物が拡散しているので、内部まで優れた硬度及び強度を示す。しかも、この有層Ｆｅ基合金には、拡散層と母材との間に界面が存在しない。このため、応力集中が起こり難いので、脆性破壊が生じ難くなる。

また、窒化物や炭化物等が存在することに伴って圧縮残留応力が付与されるが、本発明においては、炭化物や窒化物が、最表面を基点として０．５ｍｍ以上の深さまで拡散している。従って、内部深くまで圧縮残留応力を大きくすることができる。なお、炭化物や窒化物の濃度が最表面から内部になるに従って漸次的に減少するため、圧縮残留応力も漸次的に減少する。この点からも、応力集中が回避される。

金属の炭化物の好適な例としては、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの炭化物を挙げることができる。また、ＡｌＮ以外の窒化物の好適な例としては、これらの金属の窒化物が挙げられる。

この中の炭化物は、金属元素をＭで表すとき、組成式がＭ₆Ｃ又はＭ₂₃Ｃ₆であることが好ましい。組成式がこのように表される炭化物は、Ｆｅ基合金の硬度を向上させる効果に特に優れるからである。

炭化物は、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの少なくともいずれか１種と、Ｆｅとの固溶体が炭化物化したものであってもよい。この場合、上記したような金属炭化物の相対量が低減するので、金属炭化物が過度に生成して脆性が上昇することを抑制することができる。

好ましい固溶体の炭化物は、金属元素をＭで表すとき、その組成式が（Ｆｅ，Ｍ）₆Ｃ又は（Ｆｅ，Ｍ）₂₃Ｃ₆で表されるものである。

また、本発明は、Ｆｅ基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することに伴って硬度が漸次的に減少するとともに、最表面から深さ０．１ｍｍに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差が、最高硬度を１００％としたとき、ビッカース硬度の値で１０％以内である有層Ｆｅ基合金の製造方法であって、
Ｆｅ基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、
前記金属粉末が塗布された前記Ｆｅ基合金を熱処理する工程と、
前記Ｆｅ基合金の表面に金属粉末を再塗布する工程と、
金属粉末が再塗布された前記Ｆｅ基合金に対して窒化処理を施す工程と、
を有することを特徴とする。

このような工程を経ることにより、最表面から深さ０．１ｍｍに至るまでの部位（最表面近傍）内での硬度差が小さくなる。従って、歪みが小さく疲労強度が大きな有層Ｆｅ基合金を得ることができる。

その上、この製造方法によれば、厚みの大きい拡散層を形成することができるとともに、拡散層と母材との間に界面が存在しない有層Ｆｅ基合金を製造することができる。しかも、Ｆｅ基合金の形状に関わらず、任意の部位の諸特性を向上させることが可能である。得られた有層Ｆｅ基合金は、拡散層が存在するために硬度及び強度に優れる。

拡散層に含まれる炭化物は、粉末として塗布された金属とＦｅ基合金を構成する炭素とが熱処理時に化合することによって形成され、一方、窒化物は、前記熱処理時に未反応物として残留した金属が窒化処理時に窒化されることによって形成されると考えられる。

塗布する金属粉末としては、Ｆｅ基合金の内部深くまで拡散して窒化物を形成することができ、また、炭化物としても内部深くまで拡散することができることから、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの粉末を使用することが好ましい。

さらに、Ａｌを混合使用することが好ましい。この場合、拡散層の厚みを一層大きくすることができる。

Ａｌを塗布した場合に拡散層の厚み、ひいては各成分の拡散距離が大きくなる理由は、Ａｌを塗布して熱処理を行うことにより鋼材に格子欠陥が生じ、各成分がこの格子欠陥を介して鋼材の内部深くまで容易に拡散するようになるためであると推察される。

本発明によれば、金属粉末が２回にわたって塗布されるので、炭化物及び窒化物が最表面近傍に高濃度で偏在する。従って、最表面近傍では、最高硬度と最低硬度との差が著しく小さい。換言すれば、表層部での硬度低下が抑制されているので、歪みが小さくなる一方、疲労強度が高くなる。このため、一層長寿命な有層Ｆｅ基合金を得ることができる。

また、炭化物や窒化物がＦｅ基合金（母材）の表面から内部深くまで拡散して拡散層が形成されるので、硬度や強度、圧縮残留応力が内部深くまで向上した有層Ｆｅ基合金を構成することができる。

この効果は、特に、Ａｌを塗布した場合に顕著となる。この理由は、Ａｌによって鋼材に格子欠陥が生じ、このためにＡｌやその他の金属が内部深くまで拡散して、その後にこれらの成分が窒化されるためであると推察される。

以下、本発明に係る有層Ｆｅ基合金の製造方法につき好適な実施の形態を挙げ、添付の図面を参照して詳細に説明する。

本実施の形態に係る有層Ｆｅ基合金からなる熱間鍛造加工用パンチの概略全体斜視図を図１に示す。この熱間鍛造加工用パンチ１０は、ＳＫＨ５１を原材料（母材）として作製されたものであり、大径部１２と、該大径部１２に連接されてテーパ状に縮径した縮径部１４と、小径部１６と、該小径部１６の一端部から突出形成されて湾曲した湾曲突出部１８とを有する。このうちの湾曲突出部１８及び小径部１６の先端の側壁部が、図示しないダイのキャビティ内に収容されたワークを押圧して、該ワークを所定の形状に成形させる。すなわち、小径部１６の先端部と湾曲突出部１８は、ワークを押圧する成形部である。

ここで、成形部近傍の断面を拡大して図２に示す。該図２から諒解されるように、成形部の表層部には、母材であるＳＫＨ５１中を金属の炭化物及び窒化物が拡散してなる拡散層２０が存在している。

また、成形部の最表面近傍には、さらに、窒素が拡散浸透している。すなわち、拡散層２０における最表面近傍には、炭化物及び窒化物の他、窒化処理によって形成されるいわゆる窒化層（窒素拡散層）の形態で、下地である母材に窒素が含まれる。

炭化物ないし窒化物を形成する金属元素の好適な例としては、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎを挙げることができる。このような金属元素の炭化物及び窒化物が拡散した拡散層２０は、析出硬化型複合材と同様の機構に基づいて、高硬度及び高強度を示す。

さらに、拡散層２０における最表面近傍には、上記したように、窒素が拡散浸透することによって形成された窒化層が存在する。このため、熱間鍛造加工用パンチ１０において、拡散層２０が存在する成形部では、拡散層２０が存在しない大径部１２や縮径部１４等に比して、硬度及び強度が高くなる。換言すれば、拡散層２０が設けられた成形部は、他の部位に比して高硬度及び高強度となる。

炭化物は、金属元素をＭで表すとき、組成式がＭ₇Ｃ₃で表される炭化物であってもよいが、Ｃｒ₆Ｃ、Ｗ₆Ｃ、Ｍｏ₆Ｃ等のようにＭ₆Ｃで表される炭化物や、Ｍ₂₃Ｃ₆で表される炭化物である方が好ましい。この場合、硬度及び強度を向上させる効果に最も優れているからである。

なお、Ｍ₆ＣやＭ₂₃Ｃ₆が過度に多量に存在すると、熱間鍛造加工用パンチ１０が脆性を示すようになる。そこで、Ｆｅと上記金属元素の固溶体の炭化物を生成することが好ましい。すなわち、炭化物は、（Ｆｅ，Ｍ）₆Ｃや、（Ｆｅ，Ｍ）₂₃Ｃ₆等で表されるものであってもよい。このような炭化物を生成させた場合、Ｍ₆ＣやＭ₂₃Ｃ₆の相対量が低減するので、熱間鍛造加工用パンチ１０が脆性を示すことを確実に回避することができるようになる。

例えば、鋼材のＣ量が大きい場合、これらの組成式で表されるものの他、ＷＣ、ＶＣ、Ｍｏ₂Ｃ、Ｃｒ₃Ｃ₄等が炭化物として存在することもある。

また、窒化物の好適な例としては、上記したＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの窒化物が挙げられる。この中、Ｃｒは特に好ましい。さらに、本実施の形態においては、これらの窒化物に加え、ＡｌＮも拡散層２０に含まれる。このような窒化物は、微細な炭化物と析出オーステナイトとの間に介在するように存在する。

ここで、拡散層２０の厚み、換言すれば、炭化物及び窒化物の拡散距離は、該熱間鍛造加工用パンチ１０の最表面からの深さが少なくとも０．５ｍｍ（５００μｍ）に達しており、通常は３〜７ｍｍ（３０００〜７０００μｍ）、最大では１５ｍｍ（１５０００μｍ）に達することがある。この値は、窒化や浸炭等における元素の拡散距離が数十μｍ、大きくても２００μｍ程度であるのに対し、著しく大きい。すなわち、本実施の形態においては、炭化物及び窒化物を、従来技術に係る表面処理方法によって導入された元素に比して著しく深い部位にまで拡散させることができる。

さらに、本実施の形態においては、拡散層２０の厚みと略同等の深さまでＡｌＮが拡散している。換言すれば、ＡｌＮは、最表面から少なくとも０．５ｍｍの深さに到達しており、このため、拡散層２０は、ＡｌＮを含んだ形態となっている。なお、ＡｌＮは、炭化物及び他の窒化物に比して深い位置まで拡散していてもよい。

このような拡散層２０が設けられた成形部では、炭化物が拡散した深さまで母材の硬度が向上する。すなわち、熱間鍛造加工用パンチ１０の内部まで硬度及び強度が上昇し、その結果、内部の耐摩耗性が向上するとともに、変形し難くなる。

拡散層２０には、上記した炭化物や窒化物の他、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎ等のような炭窒化物が含まれていてもよい。

なお、後述するように、拡散層２０は、母材の表面から拡散された金属元素が炭化物及び窒化物を生成することによって形成される。そして、本実施の形態では、炭化物や窒化物を拡散させるための操作が２回行われるので、拡散層２０においては、最表面近傍で炭化物や窒化物が高濃度に偏在し、母材の内部に指向するにつれて漸次的に減少する。このため、熱間鍛造加工用パンチ１０の硬度は、最表面近傍で最も高く、内部深くになるにつれて漸次的に低下する。

そして、上記したように、拡散層２０の最表面近傍で炭化物や窒化物が高濃度に偏在しているので、該最表面近傍では、硬度をはじめとする諸特性が略同等となる。具体的には、通常の窒化処理が施された鋼材では、最表面でのビッカース硬度が１１５０程度であっても、０．０５ｍｍの深さでは９００を下回る。これに対し、本実施の形態に係る有層Ｆｅ基合金では、最表面でのビッカース硬度が１１５０程度であれば、深さ０．１ｍｍに至るまでのビッカース硬度は、最低でも１０３５である。すなわち、本実施の形態においては、最表面から深さ０．１ｍｍに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差がビッカース硬度の値で１０％以内である。

硬度差がこのように小さい有層Ｆｅ基合金（熱間鍛造加工用パンチ１０）では、歪みが小さくなる。また、疲労強度が大きくなるという利点が得られる。

また、拡散層２０において、炭化物及び窒化物の濃度が内部深くになるにつれて漸次的に減少するため、拡散層２０と母材との間に明確な界面が存在しない。このため、応力集中が起こることを回避することができるので、金属元素を拡散させることに伴って脆性が増すことを回避することができる。なお、図２においては、拡散層２０が存在することを明確にするため、拡散層２０と母材との間に便宜的に境界線を付している。

このように構成された熱間鍛造加工用パンチ１０は、ワークに対して熱間鍛造加工が施される際に使用され、この際には、該熱間鍛造加工用パンチ１０の成形部がワークを押圧する。上記したように、該成形部は、拡散層２０が存在するために高硬度及び高強度であり、且つ靱性が確保されている。従って、該成形部は、鍛造加工を繰り返し行っても摩耗し難く、しかも、欠損が生じ難い。さらに、歪みが小さく疲労強度が大きいことが相俟って、寿命が著しく長期化する。

この熱間鍛造加工用パンチ１０は、以下のようにして製造することができる。

先ず、図３（ａ）に示すＳＫＨ５１からなる円筒体形状のワークＷに対して、図３（ｂ）に示すように、バイト３０による切削加工を施し、熱間鍛造加工用パンチ１０の形状に対応する形状の予備成形体３２とする。

次に、この予備成形体３２の成形部の表面に、図３（ｃ）に示すように、拡散させる金属の粉末を塗布する。

拡散させる金属粉末は、炭化物及び窒化物を形成して鋼材の硬度を上昇させる金属と、Ａｌである。Ａｌ以外の金属の好適な例は、上記したように、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎである。特に、Ｃｒが存在する場合には窒化層が深くなるので好適である。また、Ｍｏ、Ｎｉが存在すると、熱間鍛造加工用パンチ１０の伸びが向上するという利点が得られる。

粉末の塗布は、該粉末を溶媒に分散させて調製した塗布剤３４を塗布することによって行う。溶媒としては、アセトンやアルコール等、容易に蒸発する有機溶媒を選定することが好ましい。そして、この溶媒に、Ｗ、Ｃｒ等の粉末を分散させる。

ここで、母材であるＳＫＨ５１の表面には、通常、酸化物膜が形成されている。この状態でＡｌやＣｒ等を拡散させるには、ＡｌやＣｒ等が酸化物膜を通過できるように、多大な熱エネルギを供給しなければならない。これを回避するために、塗布剤３４に、酸化物膜を還元することが可能な還元剤を混合することが好ましい。

具体的には、酸化物膜に対して還元剤として作用し、且つＳＫＨ５１とは反応しない物質を溶媒に分散ないし溶解させる。還元剤の好適な例としては、ニトロセルロース、ポリビニル、アクリル、メラミン、スチレンの各樹脂を挙げることができるが、特にこれらに限定されるものではない。なお、還元剤の濃度は、５％程度とすればよい。

以上の物質が溶解ないし分散された塗布剤３４は、図３（ｃ）に示すように、刷毛３６を使用する刷毛塗り法によって成形部の表面に塗布される。勿論、刷毛塗り法以外の公知の塗布技術を採用するようにしてもよい。

次いで、成形部の表面に塗布剤３４が塗布された予備成形体３２に対して熱処理を施す。この熱処理は、図３（ｄ）に示すように、バーナー火炎３８を予備成形体３２の一端面側から当てることによって施すこともできる。勿論、熱処理炉内において不活性雰囲気中で熱処理するようにしてもよい。

この昇温の過程では、２５０℃程度で還元剤が分解し始め、炭素や水素が生成する。予備成形体３２の酸化物膜は、この炭素や水素の作用下に還元されて消失する。このため、ＡｌやＣｒ等が酸化物膜を通過する必要がなくなるので、拡散に要する時間を短縮することができるとともに、熱エネルギを低減することができる。

さらに昇温を続行すると、母材であるＳＫＨ５１の構成元素であるＣ、Ｆｅや、還元剤が分解することによって生成したＣと、Ｃｒ等とが反応して、Ｃｒ₆Ｃ、Ｃｒ₂₃Ｃ₆等が生成する。Ｆｅが関与した場合には、（Ｆｅ，Ｃｒ）₆Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）₂₃Ｃ₆等も生成する。

生成したＣｒ₆Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）₆Ｃ等の炭化物の一部は即座に分解し、Ｆｅ、Ｃｒに戻る。このうち、Ｃｒは、次に、母材のより内部側に存在する該母材の構成元素であるＣ、Ｆｅや、該母材のより内部側に遊離状態で存在するＣと結合して、新たにＣｒ₆Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）₆Ｃ等を生成する。このＣｒ₆Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）₆Ｃも即座に分解してＣｒに戻った後、母材の一層内部側に存在する該母材の構成元素であるＣ、Ｆｅや、該母材の一層内部側に遊離状態で存在するＣと結合して、再度Ｃｒ₆Ｃ、（Ｆｅ，Ｃｒ）₆Ｃ等を生成する。このようにして炭化物が分解、生成を繰り返すことにより、該炭化物が母材の内部深くまで拡散する。

その一方で、Ａｌは、ＳＫＨ５１の結晶構造に格子欠陥を生じさせ、この格子欠陥を介して拡散を促進する。そして、Ａｌ以外の未反応金属もこの格子欠陥を介して拡散する。換言すれば、Ａｌが格子欠陥を生じることにより、金属の一部が炭化物を形成する前に予備成形体３２の内部に拡散する。

このようして、母材の内部にＣｒ₆Ｃ、Ａｌ、Ｃｒ等を拡散させることができる。

次に、この予備成形体３２の表面に、図３（ｅ）に示すように、塗布剤３４、すなわち、上記したような金属の粉末を再度塗布する。再塗布は、１度目の塗布と同様の手法で行えばよい。

次に、塗布剤３４が再塗布された予備成形体３２に対し、図３（ｆ）に示すように、ガス窒化、イオン窒化、塩浴窒化、プラズマ窒化等の公知の手法によって窒化処理を施す。この中、塩浴窒化が特に好適である。塩浴窒化に使用される溶融塩が、その対流性が良好である他、熱伝達性が均一であり、且つ高密度であるので、予備成形体３２及び塗布剤３４を迅速に加熱することができるからである。また、熱伝導率が高いので予備成形体３２が内部深くまで加熱され、このため、予備成形体３２の表面に浸透したＮを源として、該予備成形体３２の内部深くまで多量のＮを拡散させることが可能となる。さらに、設備投資を低廉化することもできるという利点がある。

窒化条件は、塩浴窒化の場合、例えば、５５０℃、１４時間とすればよい。

勿論、塩浴窒化に代えてイオン窒化を行うようにしてもよい。この場合、例えば、窒化処理炉を陽極、予備成形体３２を陰極として所定電圧の直流電圧を印加する一方、窒素等の窒化ガスを所定圧力で供給し、５２０℃で１０時間保持すればよい。イオン窒化では、窒化ガスイオンが高速に加速されて予備成形体３２に衝突するスパッタ現象が生じることで窒化が進行する。

以上の窒化処理により、拡散層２０に多量の窒化物が存在するようになるので、予備成形体３２の圧縮残留応力が大きくなるとともに硬度が上昇する。その結果、割れやクラックに対する耐性が向上した熱間鍛造加工用パンチ１０が得られる。

熱間鍛造加工用パンチ１０では、鍛造加工の際にワークからの押圧を受けることに伴い、該押圧方向に沿って圧縮圧力が印加されるため、圧縮残留応力が大きいことが好ましい。すなわち、窒化処理によれば、鍛造加工に適した熱間鍛造加工用パンチ１０を設けることが可能となる。

なお、窒化処理を行う前に、表面に残留した金属粉末や不純物を除去するようにしてもよいし、表面（拡散層２０）を若干研削するようにしてもよい。これにより窒化処理が円滑且つ効率的に進行するようになる。表面からＮが拡散し易くなるからである。その結果、膜質の制御が容易となるとともに、窒化処理に要する時間を短縮することができる。この効果は、イオン窒化の場合に特に顕著となる。

さらに、窒化処理を複数回行うようにしてもよい。

窒化処理時に加熱されることにより、上記の機構に基づいて、再塗布された金属粉末が炭化物に可逆的に変化しながら予備成形体３２の内部に拡散する。その一方で、窒化処理により、予備成形体３２の内部に拡散したＡｌやＣｒ等が窒化し、ＡｌＮ、ＣｒＮが生成する。また、炭化物の一部も窒化されて炭窒化物となる。これにより、拡散層２０が形成される（図２参照）。

この拡散層２０では、深さ０．１ｍｍ程度まで炭化物、窒化物、炭窒化物が高濃度で偏在している。従って、最表面から深さ０．１ｍｍに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差が、ビッカース硬度の値で１０％以内となる。

さらに、予備成形体３２の内部に窒素が拡散浸透することに伴い、拡散層２０の最表面近傍には、窒化層も形成される。

なお、炭化物、窒化物、炭窒化物の濃度は漸次的に減少し、拡散到達終端部と母材との間に明確な界面が生じることはない。このため、圧縮残留応力がなだらかに変化するので、特定箇所に応力が集中することが回避される。その結果、脆性破壊が生じることを回避することができるので、拡散層２０が形成された成形部の靱性を確保することもできる。

ここで、金属粉末が塗布されることなく塩浴窒化処理が施された鋼材、及び上記の手順に従って金属粉末としてＡｌとＣｒを含む混合粉末が２回塗布された鋼材における深さと圧縮残留応力との関係をグラフにして図４に示す。なお、図４中のＡｌの数値は、混合粉末においてＡｌが占める重量％である。この図４から、ＡｌとＣｒを含む混合粉末を塗布した後に窒化処理を施すことにより、圧縮残留応力を向上させることができることが明らかである。

熱間鍛造加工用パンチ１０には、熱間鍛造加工を実施する際にワークからの押圧を受けることにより、押圧方向に略直交する方向に沿って該熱間鍛造加工用パンチ１０を押し広げようとする応力、換言すれば、引っ張り応力が作用する。本実施の形態によれば、熱間鍛造加工用パンチ１０の内部深くまで圧縮残留応力を大きくすることができるので、該熱間鍛造加工時の引っ張り応力への耐性を大きくすることができる。

拡散層２０の厚み、特に、ＡｌＮの拡散距離は、最大で表面から１５ｍｍ程度の深さまで及び、最表面での圧縮残留応力は、１２００ＭＰａに達することがある。

最後に、図３（ｇ）に示すように、予備成形体３２に対してバイト３０で仕上げ加工を行い、熱間鍛造加工用パンチ１０とする。

上記と同様にして、ＭｏやＶ、Ｎｉの炭化物、窒化物を母材の内部に拡散させることもできる。

このようにして得られた熱間鍛造加工用パンチ１０を長手方向に沿って切断し、切断面における表面側から内部に指向して測定したビッカース硬度を、金属粉末を塗布することなく窒化処理したＳＫＨ５１、金属粉末の塗布を１回のみ塗布した後に窒化処理を施したＳＫＨ５１とともに図５に示す。なお、金属粉末を塗布するいずれの場合においても、塗布物として、重量比でＩＩＩ族金属：ＩＶ族金属：ＶＩ族金属：ＶＩＩ族金属：ＶＩＩＩ族金属：Ａｌ＝２：１３：２６：２０：３１：４の割合で混合したものを、エポキシ樹脂１０％のアセトン溶液に添加して調製したものを用いた。また、塗布は刷毛塗りによって行い、塗布物の厚みは１ｍｍとした。さらに、塗布物を自然乾燥させた後、１０００〜１１８０℃で２時間保持することによって焼入処理を行い、次に、５００〜６００℃で２時間保持して焼戻処理を行った。

図５から、通常の窒化処理では最表面から０．０７ｍｍ程度までしか硬度が上昇せず以降は略一定の硬度を示すのに対し、本実施の形態では、最表面から１．０ｍｍを超えるまで高硬度を示し、しかも、緩やかに減少していることが明らかである。

また、図５によれば、金属粉末を２回にわたって塗布することにより、塗布を１回のみ行う場合に比して最表面近傍、すなわち、最表面から深さ０．１ｍｍに至るまでの部位の硬度を略一定とすることができることも分かる。具体的には、この部位における最高硬度は１１５０であり、最低硬度は１１００である。このように硬度差が小さい鋼材では、歪みが小さくなり、疲労強度が大きくなる。

すなわち、金属粉末を２回にわたって塗布した場合、硬度や強度を内部深くまで向上させることができるのみならず、歪みが小さく疲労強度が大きな、従って、一層長寿命である熱間鍛造加工用パンチ１０を得ることができる。

なお、上記した実施の形態においては、有層Ｆｅ基合金として熱間鍛造加工用パンチ１０を例示して説明したが、特にこれに限定されるものではなく、パンチをはじめとする冷間ないし温間鍛造加工用金型や、その他の部材であってもよいことはいうまでもない。

また、炭化物は、組成式がＭ₇Ｃ₃で表されるものであってもよいし、これ以外の組成式で表されるものであってもよい。

さらに、１回目の塗布剤に含まれる金属粉末と、２回目の塗布剤に含まれる金属粉末との種類を互いに相違させるようにしてもよい。この場合、２回目の塗布後に熱処理に比して低温の窒化処理を行うことから、２回目の塗布剤には、Ｆｅ基合金の融点を低下させる金属粉末を添加することが好ましい。

有層Ｆｅ基合金である熱間鍛造加工用パンチの概略全体斜視図である。 図１の熱間鍛造加工用パンチの要部拡大縦断面図である。 図１の熱間鍛造加工用パンチの製造過程を示すフロー説明図である。 窒化処理が施された後の各鋼材における深さと圧縮残留応力との関係を示すグラフである。 得られた熱間鍛造加工用パンチの切断面の表面から内部に指向して測定したビッカース硬度を示すグラフである。

符号の説明

１０…熱間鍛造加工用パンチ １６…小径部
１８…湾曲突出部 ２０…拡散層
３０…バイト ３２…予備成形体
３４…塗布剤 ３６…刷毛

Claims (3)

1. Ｆｅ基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することに伴って硬度が漸次的に減少するとともに、最表面から深さ０．１ｍｍに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差が、最高硬度を１００％としたとき、ビッカース硬度の値で１０％以内である有層Ｆｅ基合金の製造方法であって、
   Ｆｅ基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、
   前記金属粉末が塗布された前記Ｆｅ基合金を熱処理する工程と、
   前記Ｆｅ基合金の表面に金属粉末を再塗布する工程と、
   金属粉末が再塗布された前記Ｆｅ基合金に対して窒化処理を施す工程と、
   を有することを特徴とする有層Ｆｅ基合金の製造方法。
2. 請求項１記載の製造方法において、前記金属粉末として、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｎの少なくともいずれか１種の粉末を使用することを特徴とする有層Ｆｅ基合金の製造方法。
3. 請求項１又は２記載の製造方法において、前記金属粉末としてＡｌが混合された混合粉末を使用することを特徴とする有層Ｆｅ基合金の製造方法。

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