JPH07300662A - 表面の耐剥離特性に優れた炭窒化処理鋼 - Google Patents
表面の耐剥離特性に優れた炭窒化処理鋼Info
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- JPH07300662A JPH07300662A JP9177094A JP9177094A JPH07300662A JP H07300662 A JPH07300662 A JP H07300662A JP 9177094 A JP9177094 A JP 9177094A JP 9177094 A JP9177094 A JP 9177094A JP H07300662 A JPH07300662 A JP H07300662A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】優れた耐剥離特性と高耐食性を有する表面改質
鋼を提供する。 【構成】表面層が化合物層と拡散層とからなる炭窒化処
理鋼であって、化合物層の最表層部は炭素（Ｃ）固溶型
ε相〔Fex (N,C) 、但し、x ＝ 2.1〜2.7 〕主体のも
の、化合物層の残部はＣ固溶型ε相〔Fem (N,C) 、但
し、x ≦m ≦ y〕主体のもの、化合物層と拡散層との境
界部はγ′相（Fez N 、但し、z ≒４）を体積率で20％
以下で含むＣ固溶型ε相〔Fey (N,C) 、但し、y ＝ 2.8
〜3.0 〕、又はこのＣ固溶型ε相とマトリックス相主体
のものからそれぞれなり、Ｃ固溶型ε相の格子定数が深
さ方向で連続的に減少している表面の耐剥離特性に優れ
た炭窒化処理鋼。 【効果】本発明鋼は、化合物層中のε相が炭素固溶型で
あると共に、この相中のFe成分比率とその表面層の深さ
方向での変化の度合いが適正であるため、高耐食性と高
耐剥離特性とを有する。
鋼を提供する。 【構成】表面層が化合物層と拡散層とからなる炭窒化処
理鋼であって、化合物層の最表層部は炭素（Ｃ）固溶型
ε相〔Fex (N,C) 、但し、x ＝ 2.1〜2.7 〕主体のも
の、化合物層の残部はＣ固溶型ε相〔Fem (N,C) 、但
し、x ≦m ≦ y〕主体のもの、化合物層と拡散層との境
界部はγ′相（Fez N 、但し、z ≒４）を体積率で20％
以下で含むＣ固溶型ε相〔Fey (N,C) 、但し、y ＝ 2.8
〜3.0 〕、又はこのＣ固溶型ε相とマトリックス相主体
のものからそれぞれなり、Ｃ固溶型ε相の格子定数が深
さ方向で連続的に減少している表面の耐剥離特性に優れ
た炭窒化処理鋼。 【効果】本発明鋼は、化合物層中のε相が炭素固溶型で
あると共に、この相中のFe成分比率とその表面層の深さ
方向での変化の度合いが適正であるため、高耐食性と高
耐剥離特性とを有する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、歯車、シャフト、構造
材等として用いられ、高い疲労強度が要求される表面処
理鋼に関し、特に処理組織が優れた耐剥離特性を示す炭
窒化物層を有する炭素鋼、低合金鋼等の表面改質鋼に関
する。
材等として用いられ、高い疲労強度が要求される表面処
理鋼に関し、特に処理組織が優れた耐剥離特性を示す炭
窒化物層を有する炭素鋼、低合金鋼等の表面改質鋼に関
する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高い疲労強度を必要とする歯車材
等に対する表面改質法として、機械加工後の浸炭焼入れ
または素材調質後の機械加工などの方法が、要求特性に
応じて適用されてきた。しかし、浸炭焼入れでは熱処理
歪が大きく、この方法は高い寸法精度を要求する部品に
は不向きである。素材調質では疲労強度が一般に低くな
りすぎ、この方法も必ずしも満足できるものではない。
このため、近年、窒化処理による表面改質の手法が注目
されるようになった。
等に対する表面改質法として、機械加工後の浸炭焼入れ
または素材調質後の機械加工などの方法が、要求特性に
応じて適用されてきた。しかし、浸炭焼入れでは熱処理
歪が大きく、この方法は高い寸法精度を要求する部品に
は不向きである。素材調質では疲労強度が一般に低くな
りすぎ、この方法も必ずしも満足できるものではない。
このため、近年、窒化処理による表面改質の手法が注目
されるようになった。
【０００３】窒化処理材では、浸炭焼入れ材に比べて処
理温度が低いため歪が小さく、寸法精度向上が期待でき
るという利点がある〔例えば、日本金属学会会報、第31
巻、第４号(1992)、p. 339〜341 参照〕。
理温度が低いため歪が小さく、寸法精度向上が期待でき
るという利点がある〔例えば、日本金属学会会報、第31
巻、第４号(1992)、p. 339〜341 参照〕。
【０００４】窒化処理法としては、アンモニアガスを用
いる窒化法、タフトライド法に代表される塩浴窒化法、
アンモニアガスと吸熱性ガスの混合ガスを用いるガス軟
窒化法、減圧下でのイオン窒化法（プラズマ窒化法）等
があり、それぞれの方法によって、また処理条件によっ
て、鋼の表面層に生成する窒化物の組織（結晶相の種
類）が異なる。図２に基づいてこの例を説明する。
いる窒化法、タフトライド法に代表される塩浴窒化法、
アンモニアガスと吸熱性ガスの混合ガスを用いるガス軟
窒化法、減圧下でのイオン窒化法（プラズマ窒化法）等
があり、それぞれの方法によって、また処理条件によっ
て、鋼の表面層に生成する窒化物の組織（結晶相の種
類）が異なる。図２に基づいてこの例を説明する。
【０００５】図２は一般的な窒化処理鋼の表面組織を模
式的に示す断面図である。一般には図示するように、最
表層に化合物層１（深さ方向にポーラス層２と緻密層３
からなる）が存在し、その次の層がマトリックスに窒素
が固溶した拡散層４と呼ばれるものとなる。緻密層３と
拡散層４との境界の拡散層４側には、図示するようにマ
トリックスの結晶粒界部５が存在し、結晶粒界部５の組
織は緻密層３と同様である。
式的に示す断面図である。一般には図示するように、最
表層に化合物層１（深さ方向にポーラス層２と緻密層３
からなる）が存在し、その次の層がマトリックスに窒素
が固溶した拡散層４と呼ばれるものとなる。緻密層３と
拡散層４との境界の拡散層４側には、図示するようにマ
トリックスの結晶粒界部５が存在し、結晶粒界部５の組
織は緻密層３と同様である。
【０００６】生成する化合物層の最表層であるポーラス
層２は、通常、酸化物を含有しているといわれている。
耐剥離特性を維持する観点から、ポーラス層２の厚さは
化合物層１の厚さの1/3 以下であることが望ましいとさ
れ、これが現場的な良品判定基準となっている。
層２は、通常、酸化物を含有しているといわれている。
耐剥離特性を維持する観点から、ポーラス層２の厚さは
化合物層１の厚さの1/3 以下であることが望ましいとさ
れ、これが現場的な良品判定基準となっている。
【０００７】結晶構造的には、化合物層１は、通常、
γ′相（Fez N 、ただし、z ≒４。以下、これをγ′−
Fez N 相と記す）とε相( Fen N 、n ＝２〜３）からな
る。このγ′−Fez N 相は、例えばイオン窒化反応にお
いて窒素ガスの混合比率が低いときに生成しやすいが、
炭素をほとんど固溶せず耐食性が悪い。これに対してε
相は炭素固溶型化合物であり、ε相に炭素を固溶させた
化合物相（以下、これを炭素固溶型ε相または炭素固溶
型ε−Fen (N,C) 相と記す。ただし、n はx 、mまたは
ｙ）にすると、γ′−Fez N 相に比べて耐食性が優れる
が、厚さが15〜20μｍ以上存在しないと耐食性改善の効
果はないとされる。
γ′相（Fez N 、ただし、z ≒４。以下、これをγ′−
Fez N 相と記す）とε相( Fen N 、n ＝２〜３）からな
る。このγ′−Fez N 相は、例えばイオン窒化反応にお
いて窒素ガスの混合比率が低いときに生成しやすいが、
炭素をほとんど固溶せず耐食性が悪い。これに対してε
相は炭素固溶型化合物であり、ε相に炭素を固溶させた
化合物相（以下、これを炭素固溶型ε相または炭素固溶
型ε−Fen (N,C) 相と記す。ただし、n はx 、mまたは
ｙ）にすると、γ′−Fez N 相に比べて耐食性が優れる
が、厚さが15〜20μｍ以上存在しないと耐食性改善の効
果はないとされる。
【０００８】γ′−Fez N 相は面心立方晶、ε相は稠密
六方晶であり、混相になると組織の境界において応力が
発生することからマイクロクラックが生じて脆化する。
このため、化合物層１がγ′−Fez N 相またはε相のい
ずれかの単相でなければ、機械的特性は良くならないと
いわれている〔鉄と鋼、第66年(1980)、第９号、p.1423
〜1434参照〕。
六方晶であり、混相になると組織の境界において応力が
発生することからマイクロクラックが生じて脆化する。
このため、化合物層１がγ′−Fez N 相またはε相のい
ずれかの単相でなければ、機械的特性は良くならないと
いわれている〔鉄と鋼、第66年(1980)、第９号、p.1423
〜1434参照〕。
【０００９】これらのことから、高い耐食性および機械
的特性を共に満足させるためには、炭素固溶型ε相が単
独で15μｍ以上の厚さの化合層１を形成していることが
望ましいと考えられる。
的特性を共に満足させるためには、炭素固溶型ε相が単
独で15μｍ以上の厚さの化合層１を形成していることが
望ましいと考えられる。
【００１０】しかし、炭素固溶型ε相中のFe成分も許容
範囲が広く、どの程度Fe成分を含む場合に上記の性能を
共に満足させ得るかに問題が残る。CrやAlを含む低合金
鋼などを対象とする炭窒化処理の場合には、それらの窒
化物や炭化物を含む化合物層も生成することになるが、
これらの許容度は不明である。さらに、ポーラス層２と
緻密層３の間で生じやすい剥離現象を低減させるのに必
要な化合物層１の形態に関しては、未だ明確になってい
ない。
範囲が広く、どの程度Fe成分を含む場合に上記の性能を
共に満足させ得るかに問題が残る。CrやAlを含む低合金
鋼などを対象とする炭窒化処理の場合には、それらの窒
化物や炭化物を含む化合物層も生成することになるが、
これらの許容度は不明である。さらに、ポーラス層２と
緻密層３の間で生じやすい剥離現象を低減させるのに必
要な化合物層１の形態に関しては、未だ明確になってい
ない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の課題を解決し、高い機械的特性、特に耐剥離特性に優
れ、かつ高い耐食性を有する炭窒化物層で表面改質され
た鋼を提供することにある。
の課題を解決し、高い機械的特性、特に耐剥離特性に優
れ、かつ高い耐食性を有する炭窒化物層で表面改質され
た鋼を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明は、次の表面の耐
剥離特性に優れた炭窒化処理鋼をその要旨とする。
剥離特性に優れた炭窒化処理鋼をその要旨とする。
【００１３】表面層がその深さ方向に化合物層（ポーラ
ス層及び緻密層）と拡散層とからなる炭窒化処理表面改
質鋼であって、化合物層の最表層部は下記の炭素固溶
型ε相を、化合物層の残部は下記の炭素固溶型ε相
を、化合物層と拡散層との境界部は下記の相を、それ
ぞれ主体とするものからなり、炭素固溶型ε相の格子定
数が深さ方向で連続的に減少していることを特徴とする
表面の耐剥離特性に優れた炭窒化処理鋼。
ス層及び緻密層）と拡散層とからなる炭窒化処理表面改
質鋼であって、化合物層の最表層部は下記の炭素固溶
型ε相を、化合物層の残部は下記の炭素固溶型ε相
を、化合物層と拡散層との境界部は下記の相を、それ
ぞれ主体とするものからなり、炭素固溶型ε相の格子定
数が深さ方向で連続的に減少していることを特徴とする
表面の耐剥離特性に優れた炭窒化処理鋼。
【００１４】Fex (N,C) 、ただし、x ＝ 2.1〜2.7 Fem (N,C) 、ただし、x ≦m ≦ y γ′相（Fez N 、ただし、z ≒４）を体積率で20％以
下で含む炭素固溶型ε相〔Fey (N,C) 、ただし、y ＝
2.8〜3.0 〕、またはこの炭素固溶型ε相とマトリック
ス相 ここでいう「主体とする」とは、他元素の窒化物および
炭化物の合計が体積率で10％以下で存在してもよいこ
と、またポーラス層中には従来の場合と同程度の酸化物
が存在してもよいこと、を意味する。
下で含む炭素固溶型ε相〔Fey (N,C) 、ただし、y ＝
2.8〜3.0 〕、またはこの炭素固溶型ε相とマトリック
ス相 ここでいう「主体とする」とは、他元素の窒化物および
炭化物の合計が体積率で10％以下で存在してもよいこ
と、またポーラス層中には従来の場合と同程度の酸化物
が存在してもよいこと、を意味する。
【００１５】同じく「境界部」とは、層境界±５μｍの
範囲を意味する。「連続的」とは、Ｘ線回折による結晶
相同定の際の回折Ｘ線強度ピークが、表面層の深さ方向
で回折角２θの高角度側に連続的にシフトして行く状態
を基準とする連続である。
範囲を意味する。「連続的」とは、Ｘ線回折による結晶
相同定の際の回折Ｘ線強度ピークが、表面層の深さ方向
で回折角２θの高角度側に連続的にシフトして行く状態
を基準とする連続である。
【００１６】
【作用】本発明の炭窒化処理鋼の表面構造を前記のよう
に定めた理由を説明する。
に定めた理由を説明する。
【００１７】1. 化合物層の最表層部 化合物層の最表層部、すなわち、ポーラス層の表面層
は、炭素固溶型ε−Fex(N,C) 相を主体とするものから
なる層であり、x の範囲は 2.1〜2.7 でなければならな
い。
は、炭素固溶型ε−Fex(N,C) 相を主体とするものから
なる層であり、x の範囲は 2.1〜2.7 でなければならな
い。
【００１８】ε相に炭素を積極的に固溶させた炭素固溶
型ε相は高い耐食性を有する。炭窒化処理鋼の表面層の
耐食性を向上させるため、ポーラス層は炭素固溶型ε相
主体のものとした。
型ε相は高い耐食性を有する。炭窒化処理鋼の表面層の
耐食性を向上させるため、ポーラス層は炭素固溶型ε相
主体のものとした。
【００１９】しかし、炭素固溶型ε相のFe含有比率の範
囲は広く、すべての場合に良好な耐食性および耐剥離特
性を示すものではない。耐食性および耐剥離特性をさら
に向上させるには、Fe成分比率、すなわちε−Fex (N,
C) 相中のx の範囲を明確に定める必要がある。
囲は広く、すべての場合に良好な耐食性および耐剥離特
性を示すものではない。耐食性および耐剥離特性をさら
に向上させるには、Fe成分比率、すなわちε−Fex (N,
C) 相中のx の範囲を明確に定める必要がある。
【００２０】高耐食性および高耐剥離特性を得る観点か
らは、ポーラス層でのFe成分比率は低いことが必要であ
る。x が2.1 未満ではこれらの特性の向上効果が少な
い。一方、x が2.7 を超えると耐食性が劣化する。x の
範囲 2.1〜2.7 は、炭素固溶型ε相中において、Feが原
子比率で67.7％から73.0％の範囲で存在することを意味
する。
らは、ポーラス層でのFe成分比率は低いことが必要であ
る。x が2.1 未満ではこれらの特性の向上効果が少な
い。一方、x が2.7 を超えると耐食性が劣化する。x の
範囲 2.1〜2.7 は、炭素固溶型ε相中において、Feが原
子比率で67.7％から73.0％の範囲で存在することを意味
する。
【００２１】この場合の炭素固溶型ε相中の炭素濃度
は、鋼の成分や処理時の汚染などによって不可避的に含
有される場合も含め、この結晶相の安定性の面から、原
子比率でＣ／（Ｃ＋Ｎ）が0.5 以下であることが望まし
い。なお、ポーラス層中には従来の窒化処理鋼の場合と
同程度の酸化物は存在してもよい。
は、鋼の成分や処理時の汚染などによって不可避的に含
有される場合も含め、この結晶相の安定性の面から、原
子比率でＣ／（Ｃ＋Ｎ）が0.5 以下であることが望まし
い。なお、ポーラス層中には従来の窒化処理鋼の場合と
同程度の酸化物は存在してもよい。
【００２２】2. 化合物層の残部およびポーラス層と緻
密層との境界部 表面層の剥離はポーラス層と緻密層との境界部で最も発
生しやすい。ここで急激にFe成分比率が増加方向に変化
すると、境界部でマイクロクラックの発生が助長される
ため、耐剥離特性が劣化する。このため、化合物層の残
部およびポーラス層と緻密層との境界部（層境界±５μ
ｍの範囲）におけるFe成分比率の増加（炭素固溶型ε相
の格子定数の減少）変化は、ポーラス層の表層部から緻
密層へと連続的に続くものでなければならない。さら
に、緻密層中のFe成分比率は、緻密層と拡散層との境界
部に向かって深さ方向に増加させ、高い耐剥離特性を維
持させる必要がある。
密層との境界部 表面層の剥離はポーラス層と緻密層との境界部で最も発
生しやすい。ここで急激にFe成分比率が増加方向に変化
すると、境界部でマイクロクラックの発生が助長される
ため、耐剥離特性が劣化する。このため、化合物層の残
部およびポーラス層と緻密層との境界部（層境界±５μ
ｍの範囲）におけるFe成分比率の増加（炭素固溶型ε相
の格子定数の減少）変化は、ポーラス層の表層部から緻
密層へと連続的に続くものでなければならない。さら
に、緻密層中のFe成分比率は、緻密層と拡散層との境界
部に向かって深さ方向に増加させ、高い耐剥離特性を維
持させる必要がある。
【００２３】この理由で、化合物層の残部は炭素固溶型
ε相〔Fem (N,C) 、ただし、x ≦m≦ y〕を主体とする
ものからなるとした。x は前述の数値であり、y は後述
する化合物層と拡散層との境界部の場合の数値である。
ε相〔Fem (N,C) 、ただし、x ≦m≦ y〕を主体とする
ものからなるとした。x は前述の数値であり、y は後述
する化合物層と拡散層との境界部の場合の数値である。
【００２４】この結果、ポーラス層と緻密層とからなる
化合物層中のFe成分比率が連続的に増加し、化合物層中
の炭素固溶型ε相の格子定数は、連続的に減少したもの
となる。このため、化合物層全体の耐剥離特性が向上す
る。
化合物層中のFe成分比率が連続的に増加し、化合物層中
の炭素固溶型ε相の格子定数は、連続的に減少したもの
となる。このため、化合物層全体の耐剥離特性が向上す
る。
【００２５】3. 化合物層と拡散層との境界部 この境界部（層境界±５μｍの範囲）の組織相は、炭素
固溶型ε−Fey (N,C)相（ただし、y ＝ 2.8〜3.0 ）、
またはこの炭素固溶型ε−Fey (N,C) 相とマトリックス
相とを主体とするものからなる。すなわち、層境界から
５μｍ拡散層側に入った範囲（層境界＋５μｍ）では、
図２に示すようにマトリックス相の結晶粒界が存在し、
上記の境界部の定義ではマトリックス相の結晶粒部を一
部含む場合もあり得る。ただし、この炭素固溶型ε相
は、γ′−Fez N 相（ただし、z ≒４）を、このε相お
よびマトリックス相の総和に対する体積率で20％以下で
含むものである。
固溶型ε−Fey (N,C)相（ただし、y ＝ 2.8〜3.0 ）、
またはこの炭素固溶型ε−Fey (N,C) 相とマトリックス
相とを主体とするものからなる。すなわち、層境界から
５μｍ拡散層側に入った範囲（層境界＋５μｍ）では、
図２に示すようにマトリックス相の結晶粒界が存在し、
上記の境界部の定義ではマトリックス相の結晶粒部を一
部含む場合もあり得る。ただし、この炭素固溶型ε相
は、γ′−Fez N 相（ただし、z ≒４）を、このε相お
よびマトリックス相の総和に対する体積率で20％以下で
含むものである。
【００２６】すなわち、この炭素固溶型ε相のy の範囲
2.8〜3.0 は、Feが原子比率で73.7％から75.0％の範囲
で存在することを意味する。y が2.8 未満では、耐剥離
特性の向上効果が少ない。一方、y が3.0 を超えると、
耐剥離特性の向上効果が飽和する。
2.8〜3.0 は、Feが原子比率で73.7％から75.0％の範囲
で存在することを意味する。y が2.8 未満では、耐剥離
特性の向上効果が少ない。一方、y が3.0 を超えると、
耐剥離特性の向上効果が飽和する。
【００２７】化合物層と拡散層では完全に結晶系が異な
るため、通常、γ′−Fez N 相( z≒４) の析出を伴
う。しかし、これが析出した場合でも、化合物層と拡散
層の境界部において、上記の炭素固溶型ε相とマトリッ
クス相の総和に対して体積率で20％以下であれば、耐剥
離特性の悪化に影響しない。
るため、通常、γ′−Fez N 相( z≒４) の析出を伴
う。しかし、これが析出した場合でも、化合物層と拡散
層の境界部において、上記の炭素固溶型ε相とマトリッ
クス相の総和に対して体積率で20％以下であれば、耐剥
離特性の悪化に影響しない。
【００２８】化合物層の残部および化合物層と拡散層と
の境界部における前記のいずれの炭素固溶型ε相の場合
も、炭素濃度は前述のポーラス層表層部の場合と同様に
限定するのが望ましい。
の境界部における前記のいずれの炭素固溶型ε相の場合
も、炭素濃度は前述のポーラス層表層部の場合と同様に
限定するのが望ましい。
【００２９】低合金鋼等の場合は、処理過程で添加合金
元素 (Cr、Ｖ、Mo、Ti、Alなど) も窒化または炭化さ
れ、微細な窒化物または炭化物となる。これらの窒化物
または炭化物の生成元素は、化合物層生成時の反応速度
に影響を与えるだけでなく、疲労強度にも影響を与え
る。しかし、耐食性および耐剥離特性の観点からする
と、化合物層中に添加元素による窒化物または炭化物が
体積率で全体の10％以下で存在する場合においても、化
合物層の形態が上記の各条件を満足していれば問題にな
らない。
元素 (Cr、Ｖ、Mo、Ti、Alなど) も窒化または炭化さ
れ、微細な窒化物または炭化物となる。これらの窒化物
または炭化物の生成元素は、化合物層生成時の反応速度
に影響を与えるだけでなく、疲労強度にも影響を与え
る。しかし、耐食性および耐剥離特性の観点からする
と、化合物層中に添加元素による窒化物または炭化物が
体積率で全体の10％以下で存在する場合においても、化
合物層の形態が上記の各条件を満足していれば問題にな
らない。
【００３０】本発明の表面改質鋼における化合物層の厚
さは、高耐食性および高耐剥離特性を達成する観点か
ら、10μｍ以上30μｍ以下とするのが望ましい。
さは、高耐食性および高耐剥離特性を達成する観点か
ら、10μｍ以上30μｍ以下とするのが望ましい。
【００３１】
【実施例】炭窒化処理は、炭素鋼もしくは低合金鋼を対
象として、タフトライド法、ガス軟窒化法、イオン窒化
法のいずれかを適宜使用し、場合によっては再熱処理を
施すことにより実施した。これらの処理条件は次のとお
りである。
象として、タフトライド法、ガス軟窒化法、イオン窒化
法のいずれかを適宜使用し、場合によっては再熱処理を
施すことにより実施した。これらの処理条件は次のとお
りである。
【００３２】本発明例 ガス軟窒化法：体積比率で、CO：H2：CH4:N2：NH3 ＝1
0.4：20.4：0.2:19.0：50.0の混合ガス中で、570 ℃×
４〜８時間処理した後、油急冷。
0.4：20.4：0.2:19.0：50.0の混合ガス中で、570 ℃×
４〜８時間処理した後、油急冷。
【００３３】イオン窒化法：体積比率で、N2：H2＝90：
10の混合ガス中、５Torrの減圧下で、400 Ｖの直流電圧
を印加し、570 ℃×５時間処理した後、炉内放冷。
10の混合ガス中、５Torrの減圧下で、400 Ｖの直流電圧
を印加し、570 ℃×５時間処理した後、炉内放冷。
【００３４】比較例 タフトライド法：KCNOを主成分とするシアン酸塩中で、
580 ℃×３〜６時間処理した後、水急冷。ただし、比較
例７では、さらにN2雰囲気下で580 ℃×10分間再加熱し
た後、放冷。
580 ℃×３〜６時間処理した後、水急冷。ただし、比較
例７では、さらにN2雰囲気下で580 ℃×10分間再加熱し
た後、放冷。
【００３５】ガス軟窒化法：体積比率で、CO：CH4:N2：
NH3 ＝15.3：12.0：54.7:18.0 の混合ガス中で、570 ℃
×８〜９時間処理した後、油急冷。
NH3 ＝15.3：12.0：54.7:18.0 の混合ガス中で、570 ℃
×８〜９時間処理した後、油急冷。
【００３６】イオン窒化法：体積比率で、N2：H2＝40：
60の混合ガス中、５Torrの減圧下で、400 Ｖの直流電圧
を印加し、570 ℃×５時間処理した後、炉内放冷。
60の混合ガス中、５Torrの減圧下で、400 Ｖの直流電圧
を印加し、570 ℃×５時間処理した後、炉内放冷。
【００３７】このような処理によって作製した試料の化
合物層、ポーラス層の各厚さを表１に示す。厚さは、試
料断面を研磨した後、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰ
ＭＡ）によって求めた。いずれもポーラス層の厚さが化
合物層の厚さの1/3 以下になっている。
合物層、ポーラス層の各厚さを表１に示す。厚さは、試
料断面を研磨した後、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰ
ＭＡ）によって求めた。いずれもポーラス層の厚さが化
合物層の厚さの1/3 以下になっている。
【００３８】
【表１】
【００３９】これらの試料について、次の方法で評価し
た。
た。
【００４０】（１）化合物層におけるFe成分比率：試料
断面を研磨した後、ＥＰＭＡによって、ポーラス層の最
表層部、化合物層の中央部および緻密層と拡散層との境
界部（化合物層と拡散層との境界部）のFe、Ｃ、Ｎ濃度
を求めた。このようにして得られたFe、Ｃ、Ｎ濃度の原
子比の和を100 として、新たに炭素固溶型ε相の原子比
率に換算し直した。
断面を研磨した後、ＥＰＭＡによって、ポーラス層の最
表層部、化合物層の中央部および緻密層と拡散層との境
界部（化合物層と拡散層との境界部）のFe、Ｃ、Ｎ濃度
を求めた。このようにして得られたFe、Ｃ、Ｎ濃度の原
子比の和を100 として、新たに炭素固溶型ε相の原子比
率に換算し直した。
【００４１】（２）深さ方向での炭素固溶型ε相の結晶
構造変化：試料の深さ方向での結晶構造変化は、処理表
面から1200番のエメリーペーパーで徐々に研磨しては研
磨深さを測定し、その後、Ｘ線回折測定を実施するとい
う一連の操作を繰り返すことによって行った。この方法
を図１で説明する。
構造変化：試料の深さ方向での結晶構造変化は、処理表
面から1200番のエメリーペーパーで徐々に研磨しては研
磨深さを測定し、その後、Ｘ線回折測定を実施するとい
う一連の操作を繰り返すことによって行った。この方法
を図１で説明する。
【００４２】図１は、本発明例の試料No.4の場合の、炭
素固溶型ε相に対する回折Ｘ線強度と回折角との関係が
表面層の深さに従って変化する状態を示す図である。
素固溶型ε相に対する回折Ｘ線強度と回折角との関係が
表面層の深さに従って変化する状態を示す図である。
【００４３】図１では、炭素固溶型ε相の回折Ｘ線ピー
クが研磨深さに伴って連続的に回折角２θの高角度側に
シフトしており、これは深さ方向で上記ε相の格子定数
（ａεおよびｃε）が連続的に減少（すなわち、Fe成分
比率が連続的に増加）していることを意味している。こ
れに対して、急激な格子定数変化が観察される場合、あ
るいは格子定数の異なる複数の上記ε相が存在している
（回折線ピークに重複が観察される）場合もある。格子
定数が深さ方向で連続的に変化している前者の場合が
「連続」、そうではない後者の場合が「不連続」であ
る。
クが研磨深さに伴って連続的に回折角２θの高角度側に
シフトしており、これは深さ方向で上記ε相の格子定数
（ａεおよびｃε）が連続的に減少（すなわち、Fe成分
比率が連続的に増加）していることを意味している。こ
れに対して、急激な格子定数変化が観察される場合、あ
るいは格子定数の異なる複数の上記ε相が存在している
（回折線ピークに重複が観察される）場合もある。格子
定数が深さ方向で連続的に変化している前者の場合が
「連続」、そうではない後者の場合が「不連続」であ
る。
【００４４】なお、図１で拡散層部でも上記ε相が検出
されているのは、拡散層粒界部に生成したものによる。
されているのは、拡散層粒界部に生成したものによる。
【００４５】（３）化合物層と拡散層との境界部のγ′
−Fez N 相の体積率：上記境界部におけるγ′−Fez N
相の炭素固溶型ε相とマトリックス相とに対する存在率
（体積率）は、上記（２）で得られたＸ線回折図形にお
ける回折Ｘ線ピーク強度比から算出できる。しかし、
γ′−Fez N 相の存在率は深さ方向で変化しているた
め、研磨深さが化合物層と拡散層との境界部（層境界±
５μｍの領域）に達したときに得られたＸ線回折図形か
ら体積率を求め、このときの最大値をγ′−Fez N 相の
存在率とした。
−Fez N 相の体積率：上記境界部におけるγ′−Fez N
相の炭素固溶型ε相とマトリックス相とに対する存在率
（体積率）は、上記（２）で得られたＸ線回折図形にお
ける回折Ｘ線ピーク強度比から算出できる。しかし、
γ′−Fez N 相の存在率は深さ方向で変化しているた
め、研磨深さが化合物層と拡散層との境界部（層境界±
５μｍの領域）に達したときに得られたＸ線回折図形か
ら体積率を求め、このときの最大値をγ′−Fez N 相の
存在率とした。
【００４６】なお、他の窒化物相等の存在比率も確認す
るため、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いる断面観察も
付加的に実施した。
るため、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いる断面観察も
付加的に実施した。
【００４７】（４）表面層の耐剥離特性の評価：耐剥離
特性は、ローラーピッチング試験機によって、面圧250k
gf/mm2、回転数50000 回の試験を実施したときの、ピッ
チングが生じた部分の総面積Ａt を接触部総面積Ａ0 で
割った値、すなわちＡt ／Ａ0 （剥離面積比率）を用い
て評価し、このＡt ／Ａ0 が 2.5×10-3以下のとき耐剥
離特性に優れる (表３中で○と表示) とした。
特性は、ローラーピッチング試験機によって、面圧250k
gf/mm2、回転数50000 回の試験を実施したときの、ピッ
チングが生じた部分の総面積Ａt を接触部総面積Ａ0 で
割った値、すなわちＡt ／Ａ0 （剥離面積比率）を用い
て評価し、このＡt ／Ａ0 が 2.5×10-3以下のとき耐剥
離特性に優れる (表３中で○と表示) とした。
【００４８】表２および表３に、上記の方法によって評
価した結果をまとめて示す。
価した結果をまとめて示す。
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】これらの表から明らかなように、化合物層
の最表層部は炭化物固溶型ε−Fex(N,C) 相 (ただし、x
＝ 2.1〜2.7)主体のものからなり、化合物層と拡散層
との境界部はγ′−Fez N 相の体積率が20％以下で、炭
化物固溶型ε−Fey (N,C) 相(ただし、y ＝ 2.8〜3.0)
主体のものからなり、かつ深さ方向で化合物層中のε相
の格子定数が連続的に減少（すなわち、Fe成分比率が連
続的に増加）している場合に表面層の耐剥離特性が優れ
ていることがわかる。
の最表層部は炭化物固溶型ε−Fex(N,C) 相 (ただし、x
＝ 2.1〜2.7)主体のものからなり、化合物層と拡散層
との境界部はγ′−Fez N 相の体積率が20％以下で、炭
化物固溶型ε−Fey (N,C) 相(ただし、y ＝ 2.8〜3.0)
主体のものからなり、かつ深さ方向で化合物層中のε相
の格子定数が連続的に減少（すなわち、Fe成分比率が連
続的に増加）している場合に表面層の耐剥離特性が優れ
ていることがわかる。
【００５２】
【発明の効果】本発明の表面改質鋼は、化合物層中のε
相が炭素固溶型であるとともに、この相中のFe成分比率
とその表面層の深さ方向での増加の度合いが適正である
ため、高い耐食性と高い耐剥離特性とを有するものであ
る。
相が炭素固溶型であるとともに、この相中のFe成分比率
とその表面層の深さ方向での増加の度合いが適正である
ため、高い耐食性と高い耐剥離特性とを有するものであ
る。
【図１】本発明例の試料No.4の場合の、ε相に対する回
折Ｘ線強度と回折角との関係が表面層の深さに従って変
化する状態を示す図である。
折Ｘ線強度と回折角との関係が表面層の深さに従って変
化する状態を示す図である。
【図２】一般的な炭窒化処理鋼の表面組織を模式的に示
す断面図である。
す断面図である。
１：化合物層、 ２：ポーラス層、 ３：緻密層、
４：拡散層、５：拡散層中の結晶粒界部
４：拡散層、５：拡散層中の結晶粒界部
Claims (1)
- 【請求項１】表面層がその深さ方向に化合物層（ポーラ
ス層及び緻密層）と拡散層とからなる炭窒化処理表面改
質鋼であって、化合物層の最表層部は炭素固溶型ε相
〔Fex(N,C) 、ただし、x ＝ 2.1〜2.7 〕を主体とする
ものからなり、化合物層の残部は炭素固溶型ε相〔Fem
(N,C) 、ただし、x ≦m ≦ y〕を主体とするものからな
り、化合物層と拡散層との境界部はγ′相（Fez N 、た
だし、z ≒４）を体積率で20％以下で含む炭素固溶型ε
相〔Fey (N,C) 、ただし、y ＝ 2.8〜3.0 〕、またはこ
の炭素固溶型ε相とマトリックス相とを主体とするもの
からなり、炭素固溶型ε相の格子定数が深さ方向で連続
的に減少していることを特徴とする表面の耐剥離特性に
優れた炭窒化処理鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9177094A JP2917810B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 表面の耐剥離特性に優れた炭窒化処理鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9177094A JP2917810B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 表面の耐剥離特性に優れた炭窒化処理鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07300662A true JPH07300662A (ja) | 1995-11-14 |
| JP2917810B2 JP2917810B2 (ja) | 1999-07-12 |
Family
ID=14035815
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9177094A Expired - Fee Related JP2917810B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 表面の耐剥離特性に優れた炭窒化処理鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2917810B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0801142A2 (fr) * | 1996-04-12 | 1997-10-15 | Nitruvid | Procédé de traitement de surface d'une pièce métallique, pièce métallique obtenue et ses applications |
| JP2002302756A (ja) * | 2001-01-31 | 2002-10-18 | Tokico Ltd | 表面処理鋼部材およびガス軟窒化方法 |
| JP2005344202A (ja) * | 2004-06-07 | 2005-12-15 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 金型の窒化方法およびその評価方法 |
| CN110408885A (zh) * | 2019-08-27 | 2019-11-05 | 南京工程学院 | 一种车用轻型齿轮及其制造工艺 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102925853A (zh) * | 2012-11-21 | 2013-02-13 | 大连理工大学 | 核级泵泵轴用超高氮奥氏体相扩散硬化覆盖层 |
-
1994
- 1994-04-28 JP JP9177094A patent/JP2917810B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0801142A2 (fr) * | 1996-04-12 | 1997-10-15 | Nitruvid | Procédé de traitement de surface d'une pièce métallique, pièce métallique obtenue et ses applications |
| FR2747398A1 (fr) * | 1996-04-12 | 1997-10-17 | Nitruvid | Procede de traitement de surface d'une piece metallique |
| EP0801142A3 (fr) * | 1996-04-12 | 1998-09-16 | Nitruvid | Procédé de traitement de surface d'une pièce métallique, pièce métallique obtenue et ses applications |
| JP2002302756A (ja) * | 2001-01-31 | 2002-10-18 | Tokico Ltd | 表面処理鋼部材およびガス軟窒化方法 |
| JP2005344202A (ja) * | 2004-06-07 | 2005-12-15 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 金型の窒化方法およびその評価方法 |
| JP4531448B2 (ja) * | 2004-06-07 | 2010-08-25 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 金型の窒化方法 |
| CN110408885A (zh) * | 2019-08-27 | 2019-11-05 | 南京工程学院 | 一种车用轻型齿轮及其制造工艺 |
| CN110408885B (zh) * | 2019-08-27 | 2021-06-11 | 南京工程学院 | 一种车用轻型齿轮及其制造工艺 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2917810B2 (ja) | 1999-07-12 |
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