JPS59140328A - 強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法 - Google Patents
強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法Info
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- JPS59140328A JPS59140328A JP1220983A JP1220983A JPS59140328A JP S59140328 A JPS59140328 A JP S59140328A JP 1220983 A JP1220983 A JP 1220983A JP 1220983 A JP1220983 A JP 1220983A JP S59140328 A JPS59140328 A JP S59140328A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、強度および耐摩耗性の優れたシャフト部材の
製造方法に関する。
製造方法に関する。
例えは、自動車のデファレンシャルギヤのピニオンシャ
フトやピストンピンは、曲は強度が強いこと、表面に耐
摩耗性、耐焼付性か要求される。
フトやピストンピンは、曲は強度が強いこと、表面に耐
摩耗性、耐焼付性か要求される。
従来、この種のシャフト部材は、Cr鋼、Cr−Mg鋼
を浸炭焼入れしたものにCr 、 N1−Pメッキをし
、または機械構造用炭素鋼を焼入、焼戻したものにMo
溶射をして製造し、あるいは肌焼入用合金鋼を浸炭焼入
して製造していたが、前者はコストが高く、後者は耐摩
耗性、耐焼付性か充分でないという問題があった。
を浸炭焼入れしたものにCr 、 N1−Pメッキをし
、または機械構造用炭素鋼を焼入、焼戻したものにMo
溶射をして製造し、あるいは肌焼入用合金鋼を浸炭焼入
して製造していたが、前者はコストが高く、後者は耐摩
耗性、耐焼付性か充分でないという問題があった。
そこで本発明者らは、曲げ強度、耐摩耗性、耐焼付性、
コスト等を同時に満足するのに好適なガス軟窒化処理に
着目して、従来から軟窒化鋼として多用されてきたJI
S SCM420.SCM 435、さらにJIS
SACM645について検訓したところ、以下のよう
な欠点かあることか判明した。
コスト等を同時に満足するのに好適なガス軟窒化処理に
着目して、従来から軟窒化鋼として多用されてきたJI
S SCM420.SCM 435、さらにJIS
SACM645について検訓したところ、以下のよう
な欠点かあることか判明した。
即ち、SCM420 、SCM435は、軟窒化後の有
効硬化深さく微小ピッカス硬さHV 450に対応する
表面からの距離)は僅かに0−10 mm程度であり、
表面硬さく表面下50μての微小ピッカス硬さ)も不十
分であるために耐摩耗性、耐焼付性に欠ける。
効硬化深さく微小ピッカス硬さHV 450に対応する
表面からの距離)は僅かに0−10 mm程度であり、
表面硬さく表面下50μての微小ピッカス硬さ)も不十
分であるために耐摩耗性、耐焼付性に欠ける。
また、SACM645は、軟窒化後の表面硬さか非常に
高くなり(1−TV800〜1000)−これに対して
有効硬化深さは僅かに0.15 mm程度であるため一
表面から芯部への硬さ勾配が急激になり過きることが原
因で、高負荷下で使用した場合表面硬化部と芯部の境界
付近からの剥離現象か起きやすい。つまり耐摩耗性に劣
っている。また表面硬さが高すぎるため衝撃疲労強度も
低い。
高くなり(1−TV800〜1000)−これに対して
有効硬化深さは僅かに0.15 mm程度であるため一
表面から芯部への硬さ勾配が急激になり過きることが原
因で、高負荷下で使用した場合表面硬化部と芯部の境界
付近からの剥離現象か起きやすい。つまり耐摩耗性に劣
っている。また表面硬さが高すぎるため衝撃疲労強度も
低い。
本発明は、上記諸問題点に鑑みてなされたもので、鋼の
成分および熱間加工後の熱履歴を規定し一統いて実施す
るガス軟窒化処理により、上述のメッキ、溶射法と比較
して同等な曲げ強度、より良好な耐摩耗性、耐焼付性、
よりコスト安なシャフト部材を新規に提供することを基
本的な目的とするものである。
成分および熱間加工後の熱履歴を規定し一統いて実施す
るガス軟窒化処理により、上述のメッキ、溶射法と比較
して同等な曲げ強度、より良好な耐摩耗性、耐焼付性、
よりコスト安なシャフト部材を新規に提供することを基
本的な目的とするものである。
斯かる目的を達成するために一木発明方法では、曲げ強
度の確保のため軟窒化後の芯部硬さく表面下]、 mm
での微小ピッカス硬さ)I−IV250以上、有効硬化
深さ0.2 mm以上とし、耐摩耗性、耐熱付性の改良
のため表面硬さt−tv6oo〜750が得られること
を可能としたものである。
度の確保のため軟窒化後の芯部硬さく表面下]、 mm
での微小ピッカス硬さ)I−IV250以上、有効硬化
深さ0.2 mm以上とし、耐摩耗性、耐熱付性の改良
のため表面硬さt−tv6oo〜750が得られること
を可能としたものである。
このため、本発明に係る第1の方法は、重量比で、C:
0.15〜0.4%、Si:0.50%以下−Mn:
0.50〜1.50 %、Cr : 1.00〜3.
00%、V:0.05〜0.15%、N:0.006〜
0.02%、残部Feからなる組成を有する鋼素材を、
1000〜1250°Cに加熱して熱間圧延を行ない、
圧延後800°Cから500℃までを冷却速度02〜4
°C/秒の範囲で調整冷却して■の炭窒化物を析出させ
るとともにベイナイト組織を析出さぜ、その後、機械加
工し、軟窒化処理を行なうことを特徴とするものである
。
0.15〜0.4%、Si:0.50%以下−Mn:
0.50〜1.50 %、Cr : 1.00〜3.
00%、V:0.05〜0.15%、N:0.006〜
0.02%、残部Feからなる組成を有する鋼素材を、
1000〜1250°Cに加熱して熱間圧延を行ない、
圧延後800°Cから500℃までを冷却速度02〜4
°C/秒の範囲で調整冷却して■の炭窒化物を析出させ
るとともにベイナイト組織を析出さぜ、その後、機械加
工し、軟窒化処理を行なうことを特徴とするものである
。
また、本発明に係る第2の方法は、第1の方法の鋼素材
を1000〜1250°Cに加熱して熱間圧延を行なっ
た後、冷却し、その後900〜1】00゛Cの温度で5
〜60分間加熱保持し、800°C〜500 °Cまで
を冷却速度0.2〜4°C/秒の範囲で調整冷却して焼
ならし処理を行ない■の炭窒化物を析出させるとともに
ベイナイト組織を析出させ、その後、機械加工し、軟窒
化処理を行なうことを特徴とするものである。
を1000〜1250°Cに加熱して熱間圧延を行なっ
た後、冷却し、その後900〜1】00゛Cの温度で5
〜60分間加熱保持し、800°C〜500 °Cまで
を冷却速度0.2〜4°C/秒の範囲で調整冷却して焼
ならし処理を行ない■の炭窒化物を析出させるとともに
ベイナイト組織を析出させ、その後、機械加工し、軟窒
化処理を行なうことを特徴とするものである。
本発明方法(第1の方法、第2の方法)に用いる鋼素材
の°゛基本成分゛′をまとめると第1表の通りであり、
必要に応じてパ有効成分″を加えることができる。なお
、第1′表は、特開昭57−1.23918号(以下、
先行方法という。)に開示されている鋼素材の成分を比
較掲示したもので、本発明方法との相違は便宜上後述す
る。
の°゛基本成分゛′をまとめると第1表の通りであり、
必要に応じてパ有効成分″を加えることができる。なお
、第1′表は、特開昭57−1.23918号(以下、
先行方法という。)に開示されている鋼素材の成分を比
較掲示したもので、本発明方法との相違は便宜上後述す
る。
第1表 (%)
第1′表 (%)
本発明方法に用いる鋼素材の成分の臨界的意義は次の通
りである。
りである。
Cは、基地の硬さに影響する適当なベイナイト量を得る
のに必要な成分であり、芯部硬さを確保するために最低
0.15%は必要である。し力)し、0.40%を越え
ると、芯部の延性、靭性力S劣イヒするとともに、軟窒
化後の表面硬さ、硬イし深さ力≦著しく減少する。
のに必要な成分であり、芯部硬さを確保するために最低
0.15%は必要である。し力)し、0.40%を越え
ると、芯部の延性、靭性力S劣イヒするとともに、軟窒
化後の表面硬さ、硬イし深さ力≦著しく減少する。
5ilo、50%以下
Siは、Feと固溶して鋼の強度を増大させるのに必要
な成分である。5iは、通常、鋼の脱酸剤としぞ添加さ
れているか、浸炭を阻害するため、浸炭と浸窒か同時に
進行する軟窒化においては、Siが少ないほど硬化特性
は優れる。とくに0.5%以下になるとその効果が大き
くなる。
な成分である。5iは、通常、鋼の脱酸剤としぞ添加さ
れているか、浸炭を阻害するため、浸炭と浸窒か同時に
進行する軟窒化においては、Siが少ないほど硬化特性
は優れる。とくに0.5%以下になるとその効果が大き
くなる。
Mnは、C,rとともに焼入れ性の向上に寄与するのに
必要な成分である。Mnは、製鋼時の脱酸剤として不可
欠であるとともに、芯部の強度確保のために最低0.5
0%は必要である。しかし、1.50%を越えると、切
削性が劣化し始める。
必要な成分である。Mnは、製鋼時の脱酸剤として不可
欠であるとともに、芯部の強度確保のために最低0.5
0%は必要である。しかし、1.50%を越えると、切
削性が劣化し始める。
Crは、焼入れを高め、冷却状態でベイナイトを析出さ
せるのに必要な成分である。Crは、軟窒化による侵入
Nと結合して表面硬さを高める( HV600〜750
)とともに、硬化深さを大きくする(0.2+m以上)
ために有効である。その効果を充分に発揮せしめるため
には、1.00%以上添加することが必要である。しか
し、3.00%を越えると、表面硬さのみが高まり硬化
深さに対してはむしろ逆効果となる。
せるのに必要な成分である。Crは、軟窒化による侵入
Nと結合して表面硬さを高める( HV600〜750
)とともに、硬化深さを大きくする(0.2+m以上)
ために有効である。その効果を充分に発揮せしめるため
には、1.00%以上添加することが必要である。しか
し、3.00%を越えると、表面硬さのみが高まり硬化
深さに対してはむしろ逆効果となる。
■は、軟窒化による侵入Nおよび侵入Cと結合して微細
な■炭窒化物を析出せしめ、表面硬さおよび硬化深さを
向上させるのに必要な成分である。
な■炭窒化物を析出せしめ、表面硬さおよび硬化深さを
向上させるのに必要な成分である。
■は、Crと比べたとき、表面硬さの上昇に対する寄与
は比較的小さいが、硬化深さを増加させるに対する寄与
が大きい。また■は、析出強化によって芯部硬さを上昇
させるため、硬化深さが深く、かつ表面から芯部への硬
さ勾配が緩やかな硬化曲線を得るのにきわめて有効であ
る。この効果を充分に発揮させるためには、少なくとも
0.05%は必要である。しかし、0.15%を越える
とその効果が飽和するかむしろ低下し始める。
は比較的小さいが、硬化深さを増加させるに対する寄与
が大きい。また■は、析出強化によって芯部硬さを上昇
させるため、硬化深さが深く、かつ表面から芯部への硬
さ勾配が緩やかな硬化曲線を得るのにきわめて有効であ
る。この効果を充分に発揮させるためには、少なくとも
0.05%は必要である。しかし、0.15%を越える
とその効果が飽和するかむしろ低下し始める。
N:0.0060〜0.0200%
Nは、結晶粒を微細化し、それを通じて靭性を向上させ
るとともに、■との結合により析出硬化を生せしめる。
るとともに、■との結合により析出硬化を生せしめる。
したがって、芯部硬さの向上に有効である。この効果は
0.0060%以上で認められるが、0.0200%を
越えると切削性が急激に劣化する。
0.0060%以上で認められるが、0.0200%を
越えると切削性が急激に劣化する。
Al:0.02〜0.10%
A、は、Crと同様に、軟窒化による侵入Nと結合して
表面硬さを高めるが、硬化深さ向上にはあまり有効でな
い。とくに■との複合添加では0.10す、上添加する
と硬化深さはむしろ低下する。しかし、表面硬さに対し
ては微量添加でも有効であり、この効果は0,02%の
添加で認められる。
表面硬さを高めるが、硬化深さ向上にはあまり有効でな
い。とくに■との複合添加では0.10す、上添加する
と硬化深さはむしろ低下する。しかし、表面硬さに対し
ては微量添加でも有効であり、この効果は0,02%の
添加で認められる。
S:0.03〜0.15%
Pb : 0.03〜0.35%
Ca : 0.0010〜0.01%
これらの成分は、軟窒化処理前に切削を施す場合、切削
性向上に有効である。軟窒化処理前に深穴穿孔、重切削
、高速切削などが施される場合には、切削性が要求され
る度合に応じてこれらの一種または二種以上を含有せし
めてよい。なお、これらの成分は硬化特性に何ら影響は
与えない。構造用鋼の切削性を高めるのに有効な最小限
の添加量は、S:0.03%、Pb:0.03%、Ca
:0.0010%である。また、Sは0.15%、p
bは0.35%を越えると強度靭性の低下が著しくなり
、Caは溶製上0.010%以上の添加は困難である。
性向上に有効である。軟窒化処理前に深穴穿孔、重切削
、高速切削などが施される場合には、切削性が要求され
る度合に応じてこれらの一種または二種以上を含有せし
めてよい。なお、これらの成分は硬化特性に何ら影響は
与えない。構造用鋼の切削性を高めるのに有効な最小限
の添加量は、S:0.03%、Pb:0.03%、Ca
:0.0010%である。また、Sは0.15%、p
bは0.35%を越えると強度靭性の低下が著しくなり
、Caは溶製上0.010%以上の添加は困難である。
Mo : 0.05%〜0.25%
MOは、鋼の強度と靭性を増すのに有効な成分である。
この効果を発揮させるには0.05%以上必要で゛ある
。しかし、0.25%を越えて添加してもその効果は飽
和してしまい経済性を損なう。
。しかし、0.25%を越えて添加してもその効果は飽
和してしまい経済性を損なう。
Nb:0.01〜0.10%
Nbは、鋼の細粒化を通じて強度と靭性を増すのに有効
な成分である。この効果を発揮させるためには0.01
%以上必要である。しかし、0.10%を越えると鋼の
熱間加工性を損う。
な成分である。この効果を発揮させるためには0.01
%以上必要である。しかし、0.10%を越えると鋼の
熱間加工性を損う。
Bは、軟窒化による侵入Nと結合して硬化深さを高める
のに有効な成分である。この効果を発揮させるためには
、0.0005%以上必要である。
のに有効な成分である。この効果を発揮させるためには
、0.0005%以上必要である。
しかし、0.0050%を越えると、靭性や熱間加工性
を損う。
を損う。
次に、第1図のフローチャートにも示すように、本発明
成分鋼の熱処理方法は次の通りである。
成分鋼の熱処理方法は次の通りである。
本発明に係るシャフト部材は、芯部硬さが高く、かつ軟
窒化特性に優れたものであり、軟窒化による表面硬さ、
有効硬化深さを調整するための成分としてCr、Vなど
の合金元素を基本成分としているが〜芯部硬さについて
は、軟窒化処理ではほとんと変化はせず軟窒化処理前の
熱履歴で決まるので、熱間圧延(第1の方法■)あるい
は熱間圧延とそれに続いておこなう熱処理条件(第2の
方法■)を規定する必要がある。
窒化特性に優れたものであり、軟窒化による表面硬さ、
有効硬化深さを調整するための成分としてCr、Vなど
の合金元素を基本成分としているが〜芯部硬さについて
は、軟窒化処理ではほとんと変化はせず軟窒化処理前の
熱履歴で決まるので、熱間圧延(第1の方法■)あるい
は熱間圧延とそれに続いておこなう熱処理条件(第2の
方法■)を規定する必要がある。
(1)熱間圧延の加熱条件は、加熱温度を1000〜1
250°Cとする。加熱温度が1000 ℃未満である
と鋼中に含まれる合金元素、とくにCrやVの固溶が不
完全となり、所定の強度を得られない。
250°Cとする。加熱温度が1000 ℃未満である
と鋼中に含まれる合金元素、とくにCrやVの固溶が不
完全となり、所定の強度を得られない。
また、加熱温度が1250℃以上であると、結晶粒の粗
大化により靭性が劣化する。
大化により靭性が劣化する。
熱間圧延の仕上温度(圧延終了温度)は900°C以上
とする。仕上温度が900°C未満であると熱間圧延中
にオーステナイト域で一部■がV炭窒化物として析出し
、その後の冷却速度の調整によっても所定の強度が得ら
れず、また軟窒化特性も劣化する。
とする。仕上温度が900°C未満であると熱間圧延中
にオーステナイト域で一部■がV炭窒化物として析出し
、その後の冷却速度の調整によっても所定の強度が得ら
れず、また軟窒化特性も劣化する。
(2)熱間圧延後、800−500°Cまでの冷却速度
は、芯部硬さくシャフト部材の性能としては曲は強度)
を支配する重要な要素であり、0.2〜440°C/
Sの範囲に規定する必要がある。なお、これ以降は空冷
である。冷却速度が0.2°c/S未満では、本発明成
分鋼において室温まで空冷したとき、フェライト(F”
)+パーライト(P)組織となり、所定の芯部硬さく)
IV250以上)が得られない。また、冷却速度か4.
0°c/Sを越えると組織がベイナイト単相となり軟窒
化特性が著しく劣化する。0.2〜4,0°c/Sの冷
却速度であれば、F−1−Bの2相組織となり所定の芯
部硬さが得られまた軟窒化特性も所定のものが得られる
。
は、芯部硬さくシャフト部材の性能としては曲は強度)
を支配する重要な要素であり、0.2〜440°C/
Sの範囲に規定する必要がある。なお、これ以降は空冷
である。冷却速度が0.2°c/S未満では、本発明成
分鋼において室温まで空冷したとき、フェライト(F”
)+パーライト(P)組織となり、所定の芯部硬さく)
IV250以上)が得られない。また、冷却速度か4.
0°c/Sを越えると組織がベイナイト単相となり軟窒
化特性が著しく劣化する。0.2〜4,0°c/Sの冷
却速度であれば、F−1−Bの2相組織となり所定の芯
部硬さが得られまた軟窒化特性も所定のものが得られる
。
(3)第2の方法■に関して、熱間圧延後、一旦任意の
冷却速度で室温まで冷却した後−粒度調整(結晶粒の均
一化)や熱間圧延の残留応力の除去を目的として焼なら
しを行なう場合には、焼ならしの再加熱温度を900〜
1100 ’Cに規定する。
冷却速度で室温まで冷却した後−粒度調整(結晶粒の均
一化)や熱間圧延の残留応力の除去を目的として焼なら
しを行なう場合には、焼ならしの再加熱温度を900〜
1100 ’Cに規定する。
再加熱温度が1100 ’Cを越えると、オーステナイ
ト粒か粗大化しシャフト部材の靭性か劣化するとともに
、オーステナイト粒粗大化のために焼入性が増大し、冷
却速度を0.2〜4.0℃/Sなる範囲で調整してもベ
イナイト単相組織となるため軟窒化特性が劣化する。ま
た、再加熱温度が900°C未満であると一本来焼なら
しの目的である粒度調整や残留応力の除去及び■炭窒化
物の固溶が不完全となって所定の軟窒化特性を得られな
くなる。
ト粒か粗大化しシャフト部材の靭性か劣化するとともに
、オーステナイト粒粗大化のために焼入性が増大し、冷
却速度を0.2〜4.0℃/Sなる範囲で調整してもベ
イナイト単相組織となるため軟窒化特性が劣化する。ま
た、再加熱温度が900°C未満であると一本来焼なら
しの目的である粒度調整や残留応力の除去及び■炭窒化
物の固溶が不完全となって所定の軟窒化特性を得られな
くなる。
なお、この(3)の焼ならし後の冷却速度に関する理由
は、(2)で述べた熱間圧延後、直接制御冷却する場合
と同じである。
は、(2)で述べた熱間圧延後、直接制御冷却する場合
と同じである。
(4)第1の方法■による熱処理f1+ −+2l、あ
るいは第2の方法■による熱処理(1) −+3l−(
2Fが完了すると、機械加工によりピニオンシャフトな
どを製造する。
るいは第2の方法■による熱処理(1) −+3l−(
2Fが完了すると、機械加工によりピニオンシャフトな
どを製造する。
(5)その後、通常の軟窒化処理を行なう。なお、軟窒
化処理にはガス軟窒化など種々のものが利用でき、処理
温度は550〜630°C−保持時間は05〜6時間が
好ましい。
化処理にはガス軟窒化など種々のものが利用でき、処理
温度は550〜630°C−保持時間は05〜6時間が
好ましい。
以下、実施例を説明する。
第2表に示す鋼のうち、鋼■〜@は本発明成分鋼、鋼0
〜[相]は本発明成分鋼の要件を満たさない比較鋼で、
その白銅[相]、[相]は、それぞれJIS−5CM4
35 、J I S−5A5−5ACに相当する鋼材で
ある。
〜[相]は本発明成分鋼の要件を満たさない比較鋼で、
その白銅[相]、[相]は、それぞれJIS−5CM4
35 、J I S−5A5−5ACに相当する鋼材で
ある。
鋼■〜[相]の100に9鋼塊を1230°Cに加熱し
て、950°C以上の温度域で熱間圧延し、棒形状に成
形した。
て、950°C以上の温度域で熱間圧延し、棒形状に成
形した。
第1の方法■の場合、熱間圧延温度から直接1.0℃/
Sの冷却速度で室温まで冷却した。
Sの冷却速度で室温まで冷却した。
第2の方法■の場合、熱間圧延後、任意の冷却速度で室
温まで冷却し、しかる後に930℃に再加熱し、lhr
保持後、1.0℃/Sの冷却速度で室温まで冷却した。
温まで冷却し、しかる後に930℃に再加熱し、lhr
保持後、1.0℃/Sの冷却速度で室温まで冷却した。
このように、熱間圧延後の熱履歴の異なる状態■、■2
種類の鋼から、研削加工により018のピニオンシャフ
ト形状の試片1を作製した。また、■、■2種類の鋼■
から第2図に示すように、WxhXz=10X10X5
5(++++++)の角材に2間Uノツチ】aを形成し
たシャルピー衝撃試験用の試片2を研削加工した。
種類の鋼から、研削加工により018のピニオンシャフ
ト形状の試片1を作製した。また、■、■2種類の鋼■
から第2図に示すように、WxhXz=10X10X5
5(++++++)の角材に2間Uノツチ】aを形成し
たシャルピー衝撃試験用の試片2を研削加工した。
鋼■〜[相]の研削加工した試片1の表面部組縁を2%
ナイタールで腐食し組織観察を行なうとともに、570
℃X 3.5 hr−NH3: ttx= l 、 L
ノ条件下でガス軟窒化を施した。なお、試片2につい
ても上記の条件でガス軟窒化を施した。
ナイタールで腐食し組織観察を行なうとともに、570
℃X 3.5 hr−NH3: ttx= l 、 L
ノ条件下でガス軟窒化を施した。なお、試片2につい
ても上記の条件でガス軟窒化を施した。
そして、表面硬さおよび有効硬化深さの測定と、ピンデ
ィスク(第4図参照)による耐摩耗、耐焼付試験を実施
した。第3表は硬化特性とミクロ組織をまとめたもので
ある。
ィスク(第4図参照)による耐摩耗、耐焼付試験を実施
した。第3表は硬化特性とミクロ組織をまとめたもので
ある。
H5:表面硬さく表面下50 lt ) l−1vD:
有効硬化深さくI(V450以上の深さ)鰭11c:芯
部硬さく表面下1mm)HVM:組織CFフェライト、
Bベイナイト)本発明成分鋼■〜[相]は、第1の方法
■、第2の方法0のいずれも、表面硬さl−1s 60
0〜750、有効硬化深さD 0.2 am以上、芯部
硬さ14C250以上となっており、かつ組織Mもフエ
ライ)F+ベイナイ)Bの2相になっていて所定の性能
を満している。
有効硬化深さくI(V450以上の深さ)鰭11c:芯
部硬さく表面下1mm)HVM:組織CFフェライト、
Bベイナイト)本発明成分鋼■〜[相]は、第1の方法
■、第2の方法0のいずれも、表面硬さl−1s 60
0〜750、有効硬化深さD 0.2 am以上、芯部
硬さ14C250以上となっており、かつ組織Mもフエ
ライ)F+ベイナイ)Bの2相になっていて所定の性能
を満している。
一方、比較鋼[相]〜[相]は、いずれも有効硬化深さ
Dが0.2 am未満てあり、表面硬さHs−芯部硬さ
Hcについても所定値を満さないものがある。
Dが0.2 am未満てあり、表面硬さHs−芯部硬さ
Hcについても所定値を満さないものがある。
第3図は、上述のシャルピー衝撃試験機による鋼■の試
験結果である。
験結果である。
シャルピー衝撃値は、同図の吸収エネルギーを、ノツチ
1aの線断面積(80rim2)で割ったものて第3表 ある(例えば、シャルピー衝撃値−7Kg−m/8Q間
2−8.75 Ky m/H)。
1aの線断面積(80rim2)で割ったものて第3表 ある(例えば、シャルピー衝撃値−7Kg−m/8Q間
2−8.75 Ky m/H)。
軟窒化削口より軟窒化後勿%の方が靭性が向上し、第1
の方法■より第2の方法■の方が靭性が向上しているの
がわかる。
の方法■より第2の方法■の方が靭性が向上しているの
がわかる。
第4図は、上述のピンディスクであり、ターンテーブル
2上に、J I S −5C1vi420 浸炭焼入製
の回転片3を取付け、鋼■の固定片(試片1)面圧Pを
かけて回転片3に接触させ、オイル4を供給しながらタ
ーンテーブル2を摺動速度I Q lTl7’5 er
で回転させるものである。
2上に、J I S −5C1vi420 浸炭焼入製
の回転片3を取付け、鋼■の固定片(試片1)面圧Pを
かけて回転片3に接触させ、オイル4を供給しながらタ
ーンテーブル2を摺動速度I Q lTl7’5 er
で回転させるものである。
第5図は、このピンディスクによる各種鋼の試験結果で
ある。
ある。
本発明成分鋼a(鋼■)は、クロムメッキ鋼b、MO溶
溶射鋼上りも耐摩耗性、耐焼付性は劣るが、JIS−5
CM415浸炭焼入鋼よりも優れているのがわかる。
溶射鋼上りも耐摩耗性、耐焼付性は劣るが、JIS−5
CM415浸炭焼入鋼よりも優れているのがわかる。
次に、鋼■を用いて、熱間圧延時の加熱温度、仕上温度
、仕上温度から室温までの冷却条件による影響を調べた
。
、仕上温度から室温までの冷却条件による影響を調べた
。
加熱温度としては、1230℃−1160℃、1080
°C5980°Cの4レベル、仕上温度としては、10
50°C1950°C1880℃の3レベル、冷却速度
としては−0,1°c/s−o、2°c/s、1°c/
s、4°c/S、6°c/sの5レベルとした。
°C5980°Cの4レベル、仕上温度としては、10
50°C1950°C1880℃の3レベル、冷却速度
としては−0,1°c/s−o、2°c/s、1°c/
s、4°c/S、6°c/sの5レベルとした。
研削加工した試片1の組織観察を行なうとともに、軟窒
化処理した試片について表3の場合と同一の試験を行な
い、それを第4表にまとめた。
化処理した試片について表3の場合と同一の試験を行な
い、それを第4表にまとめた。
本発明の要件を満足する熱間圧延時の加熱温度、仕上温
度、冷却速度の組合わせのものは、いずれも表面硬さl
4s600〜750、有効硬化深さDO1211m以上
、芯部硬さl−1c 250以上となっており、かつ組
織MもフェライトF+ベイナイトHの2相になっていて
所定の性能を満している(第6図(a)参照)。
度、冷却速度の組合わせのものは、いずれも表面硬さl
4s600〜750、有効硬化深さDO1211m以上
、芯部硬さl−1c 250以上となっており、かつ組
織MもフェライトF+ベイナイトHの2相になっていて
所定の性能を満している(第6図(a)参照)。
一方、本発明の要件を満足しない熱間圧延条件の場合は
、軟窒化特性あるいは組織のいずれか、若しくはいずれ
もが所定値を満さないものがある(第6図(b)参照)
。なお、第4表中のPはパーライト組織を示す。
、軟窒化特性あるいは組織のいずれか、若しくはいずれ
もが所定値を満さないものがある(第6図(b)参照)
。なお、第4表中のPはパーライト組織を示す。
次に、鋼■を用いて、焼ならしによる影響を調べた。
加熱温度としては、870°C5920℃、980℃、
1050℃、1130℃の5レベルとし、冷却速度は1
°C/Sとして室温まで空冷した。
1050℃、1130℃の5レベルとし、冷却速度は1
°C/Sとして室温まで空冷した。
研削加工した試片1の組織観察を行なうとともに、軟窒
化処理した試片について表3の場合と同一の試験を行な
い、それを第5表にまとめた。
化処理した試片について表3の場合と同一の試験を行な
い、それを第5表にまとめた。
第5表
本発明の要件を満足する再加熱温度のものは、いずれも
表面硬さl−1s 600〜750、有効硬化深さ0.
2調以上、芯部硬さl−1c 250以上となっており
、かつ組織MもフェライトF+ベイナイトBの2相にな
っていて所定の性能を満している。
表面硬さl−1s 600〜750、有効硬化深さ0.
2調以上、芯部硬さl−1c 250以上となっており
、かつ組織MもフェライトF+ベイナイトBの2相にな
っていて所定の性能を満している。
一方1本発明の要件を満足しない再加熱温度のものは、
再加熱温度が1100℃を越えるとベイナイ)B単相と
なり、芯部硬さI−1cが250以上になるものの軟窒
化特性が劣化している。また−再加熱温度が900°C
未満では所定の芯部硬さl−1cが得られず軟窒化特性
も不充分である。
再加熱温度が1100℃を越えるとベイナイ)B単相と
なり、芯部硬さI−1cが250以上になるものの軟窒
化特性が劣化している。また−再加熱温度が900°C
未満では所定の芯部硬さl−1cが得られず軟窒化特性
も不充分である。
なお、第1′表の成分の鋼素材を用いる先行技術は一鋼
素材を950〜1050°Cに加熱した後、500 ”
Cまでの区間を5〜20 °C/ Sの冷却速度で冷却
するものであるが、Crの含有量は実施例において0.
18%しかなく、冷却後の組織はフェライト+パーライ
トとなっており、曲げ強度か充分てないという問題があ
る。
素材を950〜1050°Cに加熱した後、500 ”
Cまでの区間を5〜20 °C/ Sの冷却速度で冷却
するものであるが、Crの含有量は実施例において0.
18%しかなく、冷却後の組織はフェライト+パーライ
トとなっており、曲げ強度か充分てないという問題があ
る。
以上の説明からも明らかなように、本発明に係る第1の
方法によれは、鋼素材の成分について0.4%以下にC
量を減少し、1.00%以上にCr量を増加して、熱間
圧延時の加熱条件、熱間圧延後の冷却速度を規定したも
のであるから、Crの含有により焼入れ性が高まり25
%以上のベイナイト組織を得ることができ、セメンタイ
ト量が少ないことによる芯部硬さの低下を補うことがで
きる。
方法によれは、鋼素材の成分について0.4%以下にC
量を減少し、1.00%以上にCr量を増加して、熱間
圧延時の加熱条件、熱間圧延後の冷却速度を規定したも
のであるから、Crの含有により焼入れ性が高まり25
%以上のベイナイト組織を得ることができ、セメンタイ
ト量が少ないことによる芯部硬さの低下を補うことがで
きる。
また−〇量を減少しCr量を増加することにより、窒化
層の硬さを増すことができるようになる。
層の硬さを増すことができるようになる。
さらに、軟窒化であるから従来のメッキ、溶射法よりも
コスト安である。
コスト安である。
本発明に係る第2の方法によれば、第1の方法の熱処理
条件について、熱間圧延後に焼ならし処理するものであ
るから、粒度調整(結晶粒の均一化)、熱間圧延の残留
応力を除去できるようになる。
条件について、熱間圧延後に焼ならし処理するものであ
るから、粒度調整(結晶粒の均一化)、熱間圧延の残留
応力を除去できるようになる。
第1図は本発明に係る熱処理のフローチャート−第2図
は試片の斜視図、第3図はシャルピー衝撃試験結果のグ
ラフ、第4図はピンディスクの側面図、第5図は摩耗、
焼付試験結果のグラフ、第6図(a)は本発明に係る熱
処理条件を満足する鋼素材の400倍光学顕微鏡による
写真、第6図(b)は本発明に係る熱処理条件を満足し
ない鋼素材の400倍光学顕微鏡による写真である。 1・試片、1a・・Uノツチ。 第1図 第5図 (P) ffi圧 kg/mm” 第6図(b) 1JD儒温/i /230’こ イtx;as qso’c 冷却1度 / ′C/s 組& l”+8 (白11部分〃・フェライト) 力Ω熱ヲ記度 /230°こ イナエi&W9JO′( 冷卸理度 6ac/s 組轡 B (全ベイナイト)
は試片の斜視図、第3図はシャルピー衝撃試験結果のグ
ラフ、第4図はピンディスクの側面図、第5図は摩耗、
焼付試験結果のグラフ、第6図(a)は本発明に係る熱
処理条件を満足する鋼素材の400倍光学顕微鏡による
写真、第6図(b)は本発明に係る熱処理条件を満足し
ない鋼素材の400倍光学顕微鏡による写真である。 1・試片、1a・・Uノツチ。 第1図 第5図 (P) ffi圧 kg/mm” 第6図(b) 1JD儒温/i /230’こ イtx;as qso’c 冷却1度 / ′C/s 組& l”+8 (白11部分〃・フェライト) 力Ω熱ヲ記度 /230°こ イナエi&W9JO′( 冷卸理度 6ac/s 組轡 B (全ベイナイト)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (11ff1ft比で、C: 0.15〜0.4 %、
Si:0.50%以下、Mn : 0.50〜1.50
%、Cr:1oo〜3.00%、v: 0.05〜0.
15%、N:0.006〜0.02%、残部Feからな
る組成を有する鋼素材を、1000〜1250 ’Cに
加熱して熱間圧延を行ない、圧延後800°Cから50
0 ’Cまでを冷却速度0.2〜b 炭窒化物を析出させるとともにベイナイト組織を析出さ
せ、その後、機械加工し、軟窒化処理を行なうことを特
徴とする強度および耐摩耗性の優れたシャフト部材の製
造方法。 (2)重量比で、C: 0.15〜0.4%、Si:0
.50%以下、Mn : 0.50〜1.50%、Cr
:1.00〜3.00%、V : 0.05〜0.15
%、N:0.006〜0.02%−残部Feからなる
組成を有する鋼索材を、1000〜1250°Clこ加
熱して熱間圧延を行なった後、冷却し−その後900〜
1100°Cの温度で5〜60分間加熱保持し、800
℃〜500°Cまでを冷却速度0.2〜4°C/秒の範
囲で調整冷却して焼ならし処理を行ない■の炭窒化物を
析出させるとともにベイナイト組織を析出させ、その後
、機械加工し、軟窒化処理を行なうことを特徴とする強
度および耐摩耗性の優れたシャフト部材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1220983A JPS59140328A (ja) | 1983-01-27 | 1983-01-27 | 強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1220983A JPS59140328A (ja) | 1983-01-27 | 1983-01-27 | 強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS59140328A true JPS59140328A (ja) | 1984-08-11 |
JPH0227408B2 JPH0227408B2 (ja) | 1990-06-18 |
Family
ID=11798990
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1220983A Granted JPS59140328A (ja) | 1983-01-27 | 1983-01-27 | 強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS59140328A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5041167A (en) * | 1988-12-03 | 1991-08-20 | Mazda Motor Corporation | Method of making steel member |
JPH09279295A (ja) * | 1996-04-16 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
CN102259391A (zh) * | 2011-07-21 | 2011-11-30 | 江苏华昌工具制造有限公司 | 钎焊金刚石锯片 |
CN114774804A (zh) * | 2022-03-07 | 2022-07-22 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种600hb级热轧低成本耐磨钢板及其制造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07247768A (ja) * | 1994-03-11 | 1995-09-26 | Hiroki Kanai | 建築用換気ガラリ |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58130219A (ja) * | 1982-01-28 | 1983-08-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 軟窒化用鋼材の製造方法 |
JPS58130269A (ja) * | 1982-01-28 | 1983-08-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 硬化深さの大きな軟窒化処理物品の製法 |
-
1983
- 1983-01-27 JP JP1220983A patent/JPS59140328A/ja active Granted
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58130219A (ja) * | 1982-01-28 | 1983-08-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 軟窒化用鋼材の製造方法 |
JPS58130269A (ja) * | 1982-01-28 | 1983-08-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 硬化深さの大きな軟窒化処理物品の製法 |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5041167A (en) * | 1988-12-03 | 1991-08-20 | Mazda Motor Corporation | Method of making steel member |
JPH09279295A (ja) * | 1996-04-16 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
CN102259391A (zh) * | 2011-07-21 | 2011-11-30 | 江苏华昌工具制造有限公司 | 钎焊金刚石锯片 |
CN114774804A (zh) * | 2022-03-07 | 2022-07-22 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种600hb级热轧低成本耐磨钢板及其制造方法 |
CN114774804B (zh) * | 2022-03-07 | 2023-09-15 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种600hb级热轧低成本耐磨钢板及其制造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0227408B2 (ja) | 1990-06-18 |
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