JPH11124653A

JPH11124653A - 窒化処理用鋼およびその窒化処理方法

Info

Publication number: JPH11124653A
Application number: JP28837997A
Authority: JP
Inventors: Satoshi Ando; 聡安藤; Tatsuo Fukuzumi; 達夫福住; Kenzo Kitano; 憲三北野; Naohisa Shimada; 直久嶋田
Original assignee: Daido Hoxan Inc; Mitsubishi Motors Corp; Mitsubishi Steel Muroran Inc
Current assignee: Daido Hoxan Inc; Mitsubishi Motors Corp; Mitsubishi Steel Muroran Inc
Priority date: 1997-10-21
Filing date: 1997-10-21
Publication date: 1999-05-11
Anticipated expiration: 2017-10-21
Also published as: JP3400934B2

Abstract

(57)【要約】【課題】窒化処理時には同時に芯部も浸炭処理材並み
に硬くなり、また窒化層の表層を構成する脆性で剥離し
やすい化合物層の生成も抑制される窒化処理用鋼とその
窒化処理方法を提供する。【解決手段】本発明の窒化処理用鋼は、Ｃ：０.０５
〜０.１５重量％，Ｓｉ：０.５０重量％以下，Ｍｎ：
１.００重量％以下，Ｃｒ：１.００〜２.００重量％，
Ｍｏ：０.９０〜１.５０重量％，Ａｌ：０.０１０〜０.
１００重量％，Ｎ：０.００７０〜０.０２００重量％、
更に、Ｎｉ：１.００重量％以下，Ｖ：０.１０〜０.３
０重量％，Ｔｉ：０.１０重量％以下，Ｎｂ：０.０３０
重量％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ
と不可避的不純物から成る析出硬化型鋼であって、温度
５００〜６００℃のガス窒化処理により芯部のビッカー
ス硬さ（ＨＶ）がガス窒化処理前の硬さに比べて３０以
上高くなる性質を備えている。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は窒化処理用鋼とその
窒化処理方法に関し、更に詳しくは、窒化処理を行った
ときに、表面には厚い硬化層が形成されると同時に芯部
は浸炭処理材の場合とほぼ同等の硬さになり、歯車用の
素材として有用な窒化処理用鋼とそれを窒化する方法に
関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、歯車用の鋼材としては、Ｃｒ鋼，
Ｃｒ−Ｍｏ鋼，Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼などの機械構造用合
金鋼が一般に用いられ、この鋼材を切削加工して所定の
寸法形状をした歯車が製造される。そして、切削加工が
終了した歯車に対しては、通常、温度８５０〜９００℃
で８〜１０時間の浸炭焼入れを行ったのち焼戻すことが
行われている。このような浸炭焼入れにより、歯車の表
面には浸炭層が形成されて高硬度になるとともに、芯部
もビッカース硬さ（ＨＶ）で２８０以上になり、全体と
して、歯車の強度が向上するからである。

【０００３】しかしながら、この浸炭焼入れの場合は、
鋼をオーステナイト領域から急冷してマルテンサイト変
態させるため、体積膨張が起こる。そしてこの体積膨張
は一般に不均一に起こるため歯車の歯形精度の低下が起
こりやすく、歯車の噛合い騒音の問題を引き起こすこと
が多い。一方、機械加工終了後の鋼材製品に対する表面
硬化法としては、上記した浸炭焼入れの外に、従来から
窒化処理が知られており、現に歯車に対しても適用され
ている。

【０００４】この窒化処理には、窒化深度が大きくなる
例えばＪＩＳＧ４２０２のような窒化鋼に対し、ＮＨ
₃の分解を利用するガス窒化処理や、青化塩を用いる塩
浴窒化処理（タフトライド処理）が一般に行われてい
る。いずれにおいても、発生期のＮを鋼材の表面から芯
部に向けて拡散・浸透せしめ、当該鋼材の表面に所望す
る厚みの窒化層を形成し、表面硬化を実現する方法であ
る。

【０００５】この窒化処理を例えば歯車に適用した場
合、上記窒化処理が行われる温度は、通常、５７０℃前
後であり、Ａ₁変態点以下の温度であるため、前記した
浸炭焼入れ時におけるような鋼の相変態は起こらないの
で、処理前後における例えば歯車の歯形精度の低下は起
こらず、噛合い騒音の解消にとっては有用であるといえ
る。

【０００６】しかしながら、歯車、とりわけ自動車のト
ランスミッション用歯車に窒化処理を行った場合には、
次のような問題がある。まず第１の問題は、形成される
窒化層に関係する問題である。例えばガス窒化処理の場
合、次のようにして窒化層が形成されていく。まず、５
７０℃前後に温度管理された窒化炉内に鋼材を配置し、
ここにＮＨ₃を導入する。窒化の初期段階において、導
入されたＮＨ₃は、鋼材の表面で、次式：ＮＨ₃→３Ｈ＋
Ｎで示される接触分解反応を起こして発生期のＮを生成
し、この発生期のＮが鋼材表面に窒化物の核を生成す
る。

【０００７】このとき、炉内雰囲気は、未分解の残留Ｎ
Ｈ₃と分解反応によって生成したＨ₂との混合雰囲気とな
る。そしてその後、炉内における残留ＮＨ₃の濃度を２
０体積％以上、通常３０〜４０体積％に保持しながらガ
ス窒化処理が進められる。一方、前記した窒化物の核は
Ｎを吸収してγ’−Ｆｅ₄Ｎになり、更にε−Ｆｅ_xＮ
（ただし、ｘ＝２〜３）に成長していき、当該鋼材表面
には高窒素濃度の多孔質な化合物層が形成される。した
がって、この化合物層では、Ｎが過飽和状態で蓄積され
た状態にある。なお、この化合物層は窒化処理の進行に
伴いその厚みが漸次増大していく。

【０００８】そして、Ｎは上記多孔質な化合物層を透過
して鋼材の芯部の方へ拡散・浸透していき、鋼材に含有
されている例えばＣｒ，Ｖ，Ａｌのような窒化物形成元
素との間で安定な窒化物を生成して硬化層を形成してい
く。なお、上記硬化層の形成速度は一般に鋼材本体への
Ｎの拡散速度で律速され、その厚み（ｄ）と処理時間
（ｔ）との間には、次式：ｄ²＝ｋｔ（ｋは定数）で示
される２乗則の成立することが知られている。

【０００９】このようなことから、窒化処理の終了時点
にあっては、鋼材表面に形成された窒化層は、表層が前
記した多孔質な高窒素濃度の化合物層であり、その下
に、鋼材の窒化物形成元素との間で生成した窒化物から
成る高硬度の硬化層が位置する２層構造になっている。
その場合、化合物層直下に隣接して位置する硬化層の部
分では、Ｎが過飽和に蓄積された状態になっている。

【００１０】しかしながら、この窒化層において、上記
化合物層はその靭性が低く、わずかな応力を受けても破
損し、硬化層から剥離しやすいという性質を備えてい
る。そのため、処理後の歯車をトランスミッションに組
み込んだ場合、トランスミッションの運転中に異物にな
って当該トランスミッションの機能に悪影響を及した
り、また剥離個所が起点となって歯車の割れなどが起こ
ることもある。

【００１１】また、この化合物層は多孔質層であるた
め、その比表面積は鋼材本体に比べて飛躍的に大きくな
っていて、供給されるＮを多量に吸収しながら芯部に向
かって成長していく。したがって、窒化処理の過程で供
給されるＮは、本来形成すべき高硬度な硬化層の形成に
有効利用されることなくこの化合物層で消費されること
になる。そのため、鋼材本体への有効なＮの拡散・浸透
量は減少し、形成される硬化層の厚みは薄くなる。すな
わち、窒化深度が浅くなるという傾向が現れてくる。

【００１２】このように、歯車への窒化処理は、処理前
後における歯車の変形を引き起こさないとはいえ、窒化
層の表面には上記化合物層が形成されることにより、異
物の発生や硬化層の厚みが薄くなるという問題がある。
そのため、歯車の窒化処理に関しては、この化合物層の
生成を極力抑制することが要求され、例えば自動車のト
ランスミッション用歯車の場合には、化合物層の厚みを
１０μｍ以下に抑制できる窒化処理が強く望まれてい
る。

【００１３】なお、上記した化合物層の厚みを薄くする
ためには、従来、次のような方法が行われている。すな
わち、窒化処理過程における残留ＮＨ₃濃度を２０体積
％以上に保持し続けるのではなく、窒化処理の開始から
ある時間経過後に、残留ＮＨ ₃濃度を１０体積％以下に
低減し、その低濃度ＮＨ₃雰囲気下で窒化処理を継続す
るという２段階窒化方法である。

【００１４】この方法によれば、化合物層の経時的な成
長を抑制することは可能である。しかしながら、残留Ｎ
Ｈ₃濃度が低いため、発生期のＮ生成量が少なく、目的
とする硬化層の厚みも薄くなってしまうという問題があ
る。第２の問題は、通常の窒化鋼においては、上記した
ように硬化層の厚みが薄くなるということと相俟って、
鋼材の芯部の硬度が高くならず、芯部の硬さがＨＶ２８
０以上である浸炭処理材に比べてその強度特性が劣ると
いうことである。例えば、窒化処理材の曲げ疲労強度や
ピッチング疲労強度は浸炭処理材よりも約５０％程度低
い。そのため、窒化処理した歯車を、浸炭処理した歯車
の代替品として使用するには難がある。

【００１５】このような問題は、ＨＶが２８０前後の鋼
を素材として用いれば解決することはできる。しかしな
がら、歯車を窒化処理する場合、その窒化処理の前段
で、素材の切削加工が行われることを考えると、高硬度
の素材を選定することは、その切削加工が困難となり、
結局、歯車の製造コストを高めることになる。このよう
なことから、例えば歯車の窒化処理用の素材としては、
窒化処理前にあっては切削加工が容易に行えるような硬
さを有し、しかし、窒化処理後にあってはその芯部の硬
さが浸炭処理材の硬さとほぼ同等になるような材料が要
求されることになる。

【００１６】第３の問題は、例えばトランスミッション
用歯車の窒化処理の場合、それに要する処理時間は全体
の生産性や処理コストの関係で最長でも４時間程度とい
う制限を受けることになる。しかしながら、この程度の
処理時間では、必ずしも充分に満足のいく厚みの硬化層
の形成は難しい。勿論、処理時間を長くすれば、硬化層
の厚みも厚くすることはできる。

【００１７】したがって、トランスミッション用歯車の
窒化処理を考えた場合、例えば最大でも４時間という制
約された処理時間内において、可能な限り厚い硬化層を
形成することができる鋼材とその窒化処理方法の開発が
要求されている。

【００１８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は歯車の窒化処
理に関する上記した問題を解決し、まず、窒化処理前に
あっては良好は切削加工性を備えており、例えば４時間
という制約時間内の窒化処理であっても、厚い硬化層を
形成することができると同時に化合物層は従来に比べて
非常に薄くなり、また芯部の硬さも浸炭処理材の硬さと
ほぼ同等になる窒化処理用鋼とその窒化処理方法の提供
を目的とする。

【００１９】

【課題を解決するための手段】上記した目的を達成する
ために、本発明者らは次のような考察を進めた。まず、
化合物層の生成抑制に関しては前記した２段階窒化方法
の有効性に着目し、以下のような考察を加えた。この２
段階窒化処理において、窒化の途中で雰囲気内の残留Ｎ
Ｈ₃濃度を低くすると、Ｎポテンシャルは低下して鋼材
表面へのＮの拡散・浸透が抑制される。その結果、硬化
層の形成速度は、それまでは高い残留ＮＨ₃濃度の雰囲
気を前提として成立していた前記２乗則から残留ＮＨ₃
濃度が低い場合の２乗則へと偏奇しはじめ、当該硬化層
の形成速度は著しく減少する。そして、残留ＮＨ₃濃度
を低くしてから上記２乗則の偏奇が発現するまでの間に
はある時間差が存在し、この時間差は、窒化の初期段階
で鋼材に拡散したＮ濃度が高ければ高いほど大きくな
る。

【００２０】したがって、窒化の初期段階で雰囲気の残
留ＮＨ₃濃度を高めることにより鋼材表面へのＮ浸透量
を増加せしめておき、次に残留ＮＨ₃濃度が低い状態に
切り換えると、化合物層の成長は抑制されるとともに、
表層の化合物層および硬化層の上部に高濃度で蓄積され
ていたＮは鋼材本体の方に熱拡散していき、硬化層の形
成に寄与することになる。このようなことから、２段階
窒化処理方法の場合には、化合物層の厚みが薄くなるも
のと考えられる。

【００２１】その場合、Ｎ生成量または残留ＮＨ₃濃度
が一定であるとすれば、鋼材方面におけるＮ浸透量は、
当該鋼材表面が活性であればあるほど、また鋼材とＮま
たはＮＨ₃との接触面積が大きければ大きいほど増加す
ることになる。本発明者らは２段階窒化処理に関する上
記考察に基づき、窒化の初期段階で鋼材表面におけるＮ
濃度を高めることにより、硬化層は厚く、しかも化合物
層の生成を抑制することができる後述のガス窒化処理方
法を開発するに至った。また、本発明者らは、後述する
組成の析出硬化型鋼を開発することにより、上記したガ
ス窒化処理と同時に析出硬化が進み、その結果、芯部の
硬さも浸炭処理材の硬さとほぼ同等になる窒化処理用鋼
も開発するに至った。

【００２２】すなわち、本発明の窒化処理用鋼は、Ｃ：
０.０５〜０.１５重量％，Ｓｉ：０.５０重量％以下，
Ｍｎ：１.００重量％以下，Ｃｒ：１.００〜２.００重
量％，Ｍｏ：０.９０〜１.５０重量％，Ａｌ：０.０１
０〜０.１００重量％，Ｎ：０.００７０〜０.０２００
重量％、更に、Ｎｉ：１.００重量％以下，Ｖ：０.１０
〜０.３０重量％，Ｔｉ：０.１０重量％以下，Ｎｂ：
０.０３０重量％以下の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅと不可避的不純物から成る析出硬化型鋼であ
って、温度５００〜６００℃のガス窒化処理により芯部
のビッカース硬さ（ＨＶ）がガス窒化処理前の硬さに比
べて３０以上高くなる性質を備えていることを特徴と
し、好ましくは、更に、Ｓ：０.００５〜０.１００重量
％，Ｐｂ：０.０３〜０.３５重量％，Ｃａ：０.００１
０〜０.０１００重量％，Ｔｅ：０.００１〜０.１００
重量％，Ｚｒ：０.０１〜０.２０重量％の１種または２
種以上が含有されることにより切削性の向上が企てられ
ている鋼である。

【００２３】また、本発明は、上記した組成の鋼に仕上
げ温度９００〜１０００℃で熱間圧延または熱間鍛造を
行ったのち空冷することによりフェライトとベイナイト
のミクロ組織を形成し、少なくとも芯部のＨＶ硬さを２
５０以下にし、ついで、温度５００〜６００℃でガス窒
化処理を行うことにより、前記窒化処理用鋼の表面に窒
化物から成る硬化層を形成すると同時に芯部のＨＶ硬さ
を前記ガス窒化処理前の硬さよりも３０以上高めること
を特徴とする窒化処理用鋼の窒化処理方法、好ましく
は、前記ガス窒化処理が、温度３００〜４５０℃の含フ
ッ素雰囲気中で前記窒化処理用鋼の表面活性化処理を行
い、ついで、雰囲気を含アンモニア雰囲気に切り換え
て、残留アンモニア濃度を５０〜７０体積％に保持した
状態で温度５００〜６００℃にまで昇温し、その後、残
留アンモニア濃度を５〜２０体積％に保持して窒化を進
める処理である窒化処理用鋼の窒化処理方法が提供され
る。

【００２４】

【発明の実施の形態】まず、本発明の窒化処理用鋼につ
いて説明する。この鋼は上記した組成を有する析出硬化
型鋼である。上記組成において、Ｃは鋼の強度を確保す
るために必要な基本成分であると同時に、窒化処理時に
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖなどと炭化物を生成して窒化処理後にお
ける芯部の硬さを高めるための成分である。Ｃの含有量
が多いほど鋼の強度は向上するが、含有量が０.１５重
量％を超えると鋼が硬くなりすぎて切削加工性が悪くな
る。また、含有量が０.０５重量％より少なくなると、
窒化処理時における炭化物の析出量が減少して、芯部の
硬さ不足を招く。このようなことから、Ｃの含有量は
０.０５〜０.１５重量％に設定される。

【００２５】Ｓｉは脱酸剤として機能し、０.１５重量
％以上の添加量で充分であるが、０.５重量％より多く
なると、鋼の靭性や加工性を阻害するようになるので、
含有量は０.５重量％以下に設定される。Ｍｎは、鋼の
溶製時における脱酸作用に資するとともに、鋼の硬さを
高め、強度を確保するために必要であり、またベイナイ
ト組織の生成に必要な成分である。しかしながら、含有
量が１.００重量％を超えると、鋼が硬くなりすぎて加
工性の低下や靭性低下を招くので、その含有量は１.０
０重量％以下に設定される。

【００２６】Ｃｒは、窒化処理時に、鋼の表面に高硬度
の窒化物から成る硬化層を形成すると同時に、芯部では
Ｃと炭化物を形成して芯部の硬さを高めるための成分で
あり、その含有量は１.００〜２.００重量％に設定され
る。１.００重量％未満の場合は、炭化物の生成量が少
なく、芯部の硬さを高めることができず、また、２.０
０重量％を超えると、硬化層の厚みが薄くなる傾向が発
現し、経済的にも不利になるからである。

【００２７】Ｍｏは、窒化処理時にＣと炭化物を形成し
て芯部の硬さを直接高めるための成分であり、その含有
量は０.９０〜１.５０重量％に設定される。０.９０重
量％未満の場合は上記効果が得られず、また１.５重量
％より多く配合しても上記効果は飽和に達して、特に高
価なＭｏを配合することになるからである。Ａｌは、脱
酸剤として機能すると同時に、窒化処理時に窒化物を形
成して鋼材表面の硬さ向上に資する成分であり、その含
有量は０.０１０〜０.１００重量％に設定される。０.
０１０重量％未満の場合は充分な脱酸効果が得られず、
また０.１００重量％を超えると加工性の低下や靭性低
下を招くからである。

【００２８】Ｎは、溶鋼の凝固時にＡｌと結合してＡｌ
Ｎを形成することにより結晶粒を微細化して靭性の向上
に資する成分であり、含有量は０.００７０〜０.０２０
０重量％に設定される。０.００７０重量％未満の場
合、上記した効果が得られず、また０.０２００重量％
を超えると、凝固時にブローホールやピンホールが発生
するようになるからである。

【００２９】Ｎｉは、鋼の靭性向上に資する成分である
が、高価であり、あまり多量に配合すると経済的に不利
であるため、その含有量は１.００重量％以下に設定さ
れる。Ｖは、Ｍｏの場合と同様に窒化処理時に炭化物を
生成して芯部の硬さを高めると同時に、硬化層の深さを
確保し、鋼材表面の硬さを確保するための成分であり、
その含有量は０.１０〜０.３０重量％に設定される。
０.１０重量％未満の場合は上記効果が得られず、また
０.３０重量％を超えると鋼の靭性低下を招くとともに
高価なＶの浪費になるからである。

【００３０】Ｔｉは、この鋼を熱間鍛造して中間製品を
製造するときに、鍛造品における結晶粒を微細化して靭
性を高める効果を発揮する成分である。しかし、あまり
多量に配合すると、大きく硬質な非金属介在物を生成し
て鋼の加工性低下や靭性低下を招くので、その含有量が
０.１０重量％以下に設定される。ＮｂもＴｉと同じ効
果を発揮する成分である。しかし、含有量が０.０３０
重量％を超えてもその効果は飽和し、徒に高価なＮｂを
配合することになるので、その含有量は０.０３０重量
％以下に設定される。

【００３１】上記したＮｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂはそれぞれ
単独で含有されていてもよいが、適宜に選定した２種以
上が含有されていてもよい。本発明の窒化処理用鋼は上
記した組成を必須とするが、更に、Ｓ，Ｐｂ，Ｃａ，Ｔ
ｅ，Ｚｒの１種または２種以上を配合して鋼の被削性を
高めることもできる。

【００３２】しかしながら、これらの成分をあまり多量
に配合すると、鋼の靭性低下を招くようになるので、Ｓ
の場合は０.００５〜０.１００重量％、Ｐｂの場合は
０.０３〜０.３５重量％、Ｃａの場合は０.００１０〜
０.０１００重量％、Ｔｅの場合は０.００１〜０.１０
０重量％、Ｚｒの場合は０.０１〜０.２０重量％にそれ
ぞれの含有量が設定される。

【００３３】本発明の窒化処理用鋼は、温度１５８０〜
１７００℃で上記した組成の合金鋼を溶製し、その溶湯
を鋳造して製造することができる。そして、この鋼は、
後述する熱間加工を行うことにより芯部の硬さはＨＶ２
５０以下となり、円滑な切削加工が可能な状態にするこ
とができ、その後、後述の窒化処理を行うことにより表
面に良好な硬化層が形成されると同時に、芯部の硬度が
窒化処理前に比べてＨＶで３０以上高くなって浸炭処理
材と同等の特性を発揮するという性質を備えている。

【００３４】次に、上記した窒化処理用鋼のうち、Ｃの
含有量が０.０５〜０.１０重量％の鋼を選定し、仕上げ
温度９００〜１０００℃で熱間圧延または熱間鍛造を行
ったのち１０〜３０℃／分の条件で空冷する。その結
果、得られる鋼の組織は、軟質なフェライトとベイナイ
トを主体とした組織になり、その硬さはＨＶ２５０以下
となり、良好な切削加工性を備えたものになる。

【００３５】ここで、上記熱間加工時の仕上げ温度を９
００℃よりも低くすると、熱間加工性が悪くなって割れ
や欠陥が発生し始め、また仕上げ温度を１０００℃より
も高くすると、オーステナイト結晶粒が大きくなり窒化
処理後の部品寸法ならびに機械的性質、とりわけ衝撃特
性に不均一性が増すなどの問題が生ずるので、仕上げ温
度は９００〜１０００℃の範囲に設定することが必要で
ある。

【００３６】また、空冷の条件については格別限定され
るものではなく、上記仕上げ温度で熱間加工された鋼を
大気中で自然冷却すればよい。そのときの冷却速度は、
通常、１０〜３０℃／分程度になる。このようにして調
質された鋼を所望する形状に切削加工したのち、次に、
ガス窒化処理が行われる。

【００３７】すなわち、温度５００〜６００℃のガス窒
化処理が行われる。具体的には、窒化炉内に鋼をセット
し、ここにＮＨ₃を導入して炉温を５００〜６００℃に
まで昇温したのち、その温度に保持する。このときの残
留ＮＨ₃濃度は５〜２０体積％となるようにすればよ
い。このときの温度が５００℃よりも低くなると、ＮＨ
₃の接触分解反応が充分に進行しないためＮ生成量は減
少して硬化層の形成速度は非常に遅くなるとともに、炭
化物は析出しないので芯部の硬度も高くならず、また６
００℃よりも高くなると、化合物層の厚みを薄くするこ
とが困難になるとともに、生成した炭化物が固溶してそ
れの析出硬化に基づく芯部の硬さ向上が実現しなくなっ
てしまう。

【００３８】その結果、鋼の表面には硬質の窒化層が形
成されると同時に、上記温度域で前記含有量のＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｖの炭化物が析出して鋼の硬化が進み、芯部の硬さ
はガス窒化処理前に比べてＨＶで３０以上高くなる。そ
の場合、前記したように、窒化層の表層には高窒素濃度
の化合物層が形成されるので、この化合物層の厚みを薄
くするために、本発明では次のような処置を施すことが
好ましい。

【００３９】すなわち、窒化炉内に鋼をセットしたの
ち、まず、炉内にＮ₂とＮＦ₃の混合ガスなどを導入して
炉内を含フッ素雰囲気にして温度を３００〜４５０℃に
保持する。このとき、活性なフッ素により、鋼の表面を
被覆する酸化膜や各種の吸着膜は除去され、また、切削
加工の過程で表面に付着したＳ，Ｐ，Ｓｉなどがフッ素
によって除去されて、当該鋼の表面は活性化する。すな
わち、Ｎの浸透にとっての不活性点は除去されるので、
鋼の表面は窒化物の核を生成しやすい状態になる。

【００４０】このとき、処理温度を３００℃よりも低く
すると、上記した鋼材表面の活性化は充分に進行せず、
また４５０℃より高くすると、鋼材表面の活性化は良好
に進むが、他方では炉体や使用治具などの損傷が激しく
なるという問題が起こってくるので、処理温度は３００
〜４５０℃、好ましくは３００〜４００℃に設定され
る。

【００４１】ついで、炉内雰囲気をＮＨ₃雰囲気に切り
換えて、同時に炉内温度を５００〜６００℃にまで昇温
する。しかしながら、昇温の初期段階では鋼の表面温度
も低いのでそこにおけるＮＨ₃の接触分解反応は緩徐で
あり、Ｎ生成量も少ない。そこで、残留ＮＨ₃濃度を５
０〜９５体積％と非常に高濃度に保持した状態で上記昇
温を行うことにより、発生期のＮ濃度を高める処置が採
られる。

【００４２】鋼の表面は、前記フッ素活性化処理によっ
て活性化しているので、その表面へのＮ浸透量は増加
し、厚い硬化層が短時間のうちに形成される。むろん、
このときにも表層には高窒素濃度の化合物層が成長す
る。そして、炉内温度が５００〜６００℃にまで昇温し
た時点で、残留ＮＨ₃濃度を５〜２０体積％に低め、そ
の状態で窒化を進める。

【００４３】残留ＮＨ₃濃度が激減したことにより、硬
化層の形成速度はそれまでの２乗則から偏奇して著しく
遅くなり、同時に化合物層に過飽和状態で蓄積していた
Ｎは鋼本体の方に熱拡散して硬化層の形成に関与し、同
時に化合物層の更なる成長は抑制されて相対的に薄くな
ることになる。このようにして、大きなＮ浸透量により
厚い硬化層が窒化の初期段階で形成され、また化合物層
の過飽和なＮは鋼の芯部の方に熱拡散し、その表層は事
実上成長が停止した薄い化合物層になる。

【００４４】このように、本発明の窒化処理方法によれ
ば、鋼の表面に、脆性な化合物層が薄く、硬化層は厚く
なっている窒化層を形成することができ、同時に、鋼と
しては上記窒化処理時の温度で時効硬化する析出硬化型
鋼を用いているので、窒化処理後における芯部の硬さも
高くなる。

【００４５】

【実施例】

１．芯部の硬さ変化表１，表２で示した各種組成の合金鋼を溶製したのち鋳
造して、直径１３０mm，長さ２３０mmのインゴットを製
造した。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】ついで、各インゴットを１２５０℃以上の
温度で熱間鍛造して直径３０mmとし、これを１０〜２０
℃／分の冷却速度で冷却したのち直径２５mmの試験片に
した。その後、この試験片を窒化炉にセットし、温度５
７０℃，残留ＮＨ₃濃度４０体積％の条件を保持して４
時間のガス窒化処理を行った。得られた窒化品の中心部
のＨＶ硬さを測定し、その結果を表３に示した。

【００４９】

【表３】

【００５０】表３から明らかなように、本発明の組成を
有する鋼は、いずれも、窒化処理により芯部の硬さが窒
化処理前に比べてＨＶ硬さが３０以上高くなっている。２．熱間加工の影響表４で示した組成の合金鋼を溶製したのち鋳造して、直
径１３０mm，長さ２３０mmのインゴットを製造した。

【００５１】これらのインゴットを１２５０℃に加熱
し、鍛錬比１８，仕上げ温度１０００℃の熱間鍛造を行
い、その後、室温まで空冷した。得られた鍛造品の中心
部のＨＶ硬さを測定し、その結果を表４に示した。つい
で、各鍛造品を窒化炉にセットし、温度５７０℃，残留
ＮＨ₃濃度４０体積％の条件を保持して４時間のガス窒
化処理を行った。得られた窒化品の中心部のＨＶ硬さを
測定し、その結果を表４に示した。

【００５２】

【表４】

【００５３】表４から次のことが明らかである。 (1)本発明鋼は、例示した条件の熱間鍛造を行うことに
より、芯部の硬さをＨＶ２５０以下にすることができ、
切削加工が可能となる。 (2)そして、その鍛造品に例示した条件のガス窒化処理
を行うことにより、芯部のＨＶを３０以上高めることが
できる。

【００５４】３．フッ化活性化処理の影響前記した条件の熱間鍛造を行い、得られた鍛造品に次の
ようなガス窒化処理を行った。処理１：鍛造品を窒化炉内にセットし、ここに１０％Ｎ
Ｆ₃と９０％Ｎ₂から成る混合ガスを導入して炉温を３４
０℃で０.５時間保持した。

【００５５】ついで、炉内雰囲気をＮＨ₃雰囲気に切り
換えて、残留ＮＨ₃濃度を８５体積％に保持しながら炉
温を１.０時間かけて５７０℃にまで昇温したのち、残
留ＮＨ₃濃度を８体積％に低減して４時間その状態を保
持した。処理２（２段階窒化処理）：鍛造品を窒化炉にセットし
てＮＨ₃を導入し、炉温５２０℃において残留ＮＨ₃濃度
３０体積％で１時間の窒化処理を行い、ついで、炉温５
７０℃において残留ＮＨ₃濃度８体積％で３時間の窒化
処理を行った。

【００５６】処理３：鍛造品を窒化炉にセットしてＮＨ
₃を導入し、炉温５７０℃において残留ＮＨ₃濃度４０体
積％で４時間の窒化処理を行った。処理４（従来のガス窒化処理）：鍛造品を窒化炉にセッ
トしてＮＨ₃を導入し、炉温５７０℃において残留ＮＨ₃
濃度２０体積％で４時間の窒化処理を行った。

【００５７】各窒化処理によって得られた材料につき、
下記の仕様で化合物層の厚み（μｍ）と硬化層の厚みを
測定した。化合物層の厚みの測定：各材料をベークライト樹脂に埋
め込み、エメリペーパ＃１００および０.３μｍのアル
ミ粉末でバフ研磨を行ったのちピクリン酸アルコールで
腐食し、ついで、光学顕微鏡（倍率６００倍）で写真撮
影して化合物層の厚みを測定。

【００５８】硬化層の厚みの測定：荷重２００ｇをかけ
てマイクロビッカース硬度計で表面から断面の硬度を測
定していき、芯部の硬度より１０％大きい硬度の位置ま
での深さを測定。以上の結果を表５に示した。

【００５９】

【表５】

【００６０】表５から明らかなように、ガス窒化処理に
先立ち、鋼表面に含フッ素雰囲気中で熱処理を行うと、
硬化層の厚みが確保された状態で脆性な化合物層の厚み
を大幅に薄くすることができる。

【００６１】

【発明の効果】以上の説明で明らかなように、請求項１
の鋼は、温度５００〜６００℃で時効硬化する析出硬化
型鋼であるので、ガス窒化処理時に、相変態を起こすこ
となく、表面硬化すると同時に芯部のＨＶも３０以上高
くなる。請求項２の鋼は、更に快削元素を含有している
ので、切削性が優れたものになっている。

【００６２】請求項３によれば、ガス窒化処理に先立つ
熱間加工により、鋼の硬さをＨＶ２５０以下にして切削
加工性を付与することができる。そしてガス窒化処理後
にあっては、芯部の硬さをＨＶで３０以上高めることが
できる。そして請求項４のガス窒化処理によれば、窒化
層の表層に位置する脆性で剥離しやすい化合物層の生成
を大幅に低減することができる。

【００６３】このように、本発明の窒化処理用鋼とその
窒化処理方法は、芯部も高硬度で全体として高強度の窒
化歯車を提供することができ、とりわけ自動車のトラン
スミッション用歯車の製造にとってその工業的価値は極
めて大である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者福住達夫北海道室蘭市仲町12番地三菱製鋼室蘭特殊鋼株式会社室蘭製作所内 (72)発明者北野憲三兵庫県尼崎市中浜町１番８号大同ほくさん株式会社尼崎工場内 (72)発明者嶋田直久兵庫県尼崎市中浜町１番８号大同ほくさん株式会社尼崎工場内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：０.０５〜０.１５重量％，Ｓｉ：
０.５０重量％以下，Ｍｎ：１.００重量％以下，Ｃｒ：
１.００〜２.００重量％，Ｍｏ：０.９０〜１.５０重量
％，Ａｌ：０.０１０〜０.１００重量％，Ｎ：０.００
７０〜０.０２００重量％、更に、Ｎｉ：１.００重量％
以下，Ｖ：０.１０〜０.３０重量％，Ｔｉ：０.１０重
量％以下，Ｎｂ：０.０３０重量％以下の１種または２
種以上を含有し、残部がＦｅと不可避的不純物から成る
析出硬化型鋼であって、温度５００〜６００℃のガス窒
化処理により芯部のビッカース硬さ（ＨＶ）がガス窒化
処理前の硬さに比べて３０以上高くなる性質を備えてい
ることを特徴とする窒化処理用鋼。
【請求項２】更に、Ｓ：０.００５〜０.１００重量
％，Ｐｂ：０.０３〜０.３５重量％，Ｃａ：０.００１
０〜０.０１００重量％，Ｔｅ：０.００１〜０.１００
重量％，Ｚｒ：０.０１〜０.２０重量％の１種または２
種以上が含有されている請求項１の窒化処理用鋼。
【請求項３】Ｃ：０.０５〜０.１５重量％，Ｓｉ：
０.５０重量％以下，Ｍｎ：１.００重量％以下，Ｃｒ：
１.００〜２.００重量％，Ｍｏ：０.９０〜１.５０重量
％，Ａｌ：０.０１０〜０.１００重量％，Ｎ：０.００
７０〜０.０２００重量％、更に、Ｎｉ：１.００重量％
以下，Ｖ：０.１０〜０.３０重量％，Ｔｉ：０.１０重
量％以下，Ｎｂ：０.０３０重量％以下の１種または２
種以上を含有し、残部がＦｅと不可避的不純物から成る
鋼に仕上げ温度９００〜１０００℃で熱間圧延または熱
間鍛造を行ったのち空冷することによりフェライトとベ
イナイトのミクロ組織を形成し、少なくとも芯部のビッ
カース硬さを２５０以下にし、ついで、温度５００〜６
００℃でガス窒化処理を行うことにより、前記窒化処理
用鋼の表面に窒化物から成る硬化層を形成すると同時に
芯部のビッカース硬さ（ＨＶ）を前記ガス窒化処理前の
硬さよりも３０以上高めることを特徴とする窒化処理用
鋼の窒化処理方法。
【請求項４】前記ガス窒化処理が、温度３００〜４５
０℃の含フッ素雰囲気中で前記窒化処理用鋼の表面活性
化処理を行い、ついで、雰囲気を含アンモニア雰囲気に
切り換えて、残留アンモニア濃度を５０〜９５体積％に
保持した状態で温度５００〜６００℃にまで昇温し、そ
の後、残留アンモニア濃度を５〜２０体積％に保持して
窒化を進める処理である請求項３の窒化処理用鋼の窒化
処理方法。
【請求項５】前記鋼には、更に、Ｓ：０.００５〜０.
１００重量％，Ｐｂ：０.０３〜０.３５重量％，Ｃａ：
０.００１０〜０.０１００重量％，Ｔｅ：０.００１〜
０.１００重量％，Ｚｒ：０.０１〜０.２０重量％の１
種または２種以上が含有されている請求項４の窒化処理
用鋼の窒化処理方法。