JPS6092450A - 構造用鋼 - Google Patents
構造用鋼Info
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- JPS6092450A JPS6092450A JP19824083A JP19824083A JPS6092450A JP S6092450 A JPS6092450 A JP S6092450A JP 19824083 A JP19824083 A JP 19824083A JP 19824083 A JP19824083 A JP 19824083A JP S6092450 A JPS6092450 A JP S6092450A
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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
（産業上の利用分野）
この発明は、窒化（イオン窒化処理も含む）および軟窒
化性に優れた構造用鋼に関し、特に窒化あるいは軟窒化
処理時に時効硬化して心部強度を増大し、例えば、ミッ
シ、ンギャ、デフリングギヤ、ファイナルギヤ、などの
ように心部強度も要求される部品の素材として利用する
のに適した構造用鋼に関するものである。 （従来技術） 従来、例えば、ミッションギヤ、デフリングギヤ、ファ
イナルギヤあるいはシンクロ機構部品、などの構造部品
においては、表面の耐摩耗性や疲れ強さなどが十分良好
であることが要求されるため、浸炭処理や高周波焼入れ
等の表面硬化処理を施すのが首通である。しかし、この
ような表面硬化処理では変態点以上の温度に加熱するた
め熱処理歪が大きくなりやすく、寸法精度が低下するお
それがあるという問題を有しており、製品の歩留りを」
二げるために矯正作業を行う場合にはそのコストは無視
できないものであるという問題を有していた。 そこで、このような熱処理歪の発生を防ぐために、変態
点以下の温度で行う表面硬化処理として窒化あるいは軟
窒化処理が見直されるようになってきている。しかしな
がら、この窒化あるいは軟窒化処理は熱処理歪は小さい
ものの低温処理であるために十分な硬化層深さを得るこ
とができず、高強度を必要とする部品への適用には限界
があるという問題点を有していた。 それゆえ、部品の強度を確保するために、成分調整、調
質などの手段によって当該材料の強度をあらかじめ出し
ておき、この部品に対して窒化あるいは軟窒化処理を施
すことにより、心０部強度が大でかつ表面の硬さも大で
ある部品を得ることが可能であるが、この場合には窒化
あるいは軟窒化処理前の部品の加工段階において、切削
加工性や、冷間鍛造等の塑性加工性が劣化し、工具や金
型寿命が短くなったりするという問題を有していた。 （発明の目的） この発明は、このような従来の問題点を解消するために
なされたもので、窒化あるいは軟窒化処理前の状態にお
いては硬さが低く、切削加工性や、冷間鍛造等の塑性加
工性が良好であり、窒化あるいは軟窒化処理後の状態に
おいては表面硬化層が形成されていると共に窒化あるい
は軟窒化処理時に時効硬化を生じて高強度となっている
構造部品を得ることができる、窒化および軟窒化性に優
れかつ時効硬化性にも優れた構造用鋼を提供することを
目的としている。 （発明の構成） この発明による窒化および軟窒化性に優れかつ時効硬化
性にも優れた構造用鋼は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０
．３％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ＝２％以下、Ｃｒ：０．
３〜２％、Ｃｕ：０．５〜２％、Ａ文：０．０２〜０．
５％、および必要に応じて、Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｔｔ：０、Ｏ１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％
、Ｔａ：０．０１−０．３％のうち＋７）１種または２
挿以」二、さらに必要に応じて基地強化元素として、Ｎ
ｉ：０．３〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｏ
：０．３〜１．５％、Ｗ：０．１〜１．５％、被削性向
上元素として、Ｐｂ：０．０２〜０．３％、Ｓ：０．０
３〜０．２％、Ｂｉ：０．０２〜０．３％、介在物形態
制御元素として、Ｃａ：Ｏ，０Ｏ０５〜０．００５％。 Ｔ−−１’ｌ ＾ｌ’ｌ １− ｎ ｎ Ｑ ０１ ７
ｖ 、ｎ ｎ １〜０．１％、を適宜含有し、さらに
必要に応じて、冷間鍛造性を改善するために不純物中の
化性に優れた構造用鋼に関し、特に窒化あるいは軟窒化
処理時に時効硬化して心部強度を増大し、例えば、ミッ
シ、ンギャ、デフリングギヤ、ファイナルギヤ、などの
ように心部強度も要求される部品の素材として利用する
のに適した構造用鋼に関するものである。 （従来技術） 従来、例えば、ミッションギヤ、デフリングギヤ、ファ
イナルギヤあるいはシンクロ機構部品、などの構造部品
においては、表面の耐摩耗性や疲れ強さなどが十分良好
であることが要求されるため、浸炭処理や高周波焼入れ
等の表面硬化処理を施すのが首通である。しかし、この
ような表面硬化処理では変態点以上の温度に加熱するた
め熱処理歪が大きくなりやすく、寸法精度が低下するお
それがあるという問題を有しており、製品の歩留りを」
二げるために矯正作業を行う場合にはそのコストは無視
できないものであるという問題を有していた。 そこで、このような熱処理歪の発生を防ぐために、変態
点以下の温度で行う表面硬化処理として窒化あるいは軟
窒化処理が見直されるようになってきている。しかしな
がら、この窒化あるいは軟窒化処理は熱処理歪は小さい
ものの低温処理であるために十分な硬化層深さを得るこ
とができず、高強度を必要とする部品への適用には限界
があるという問題点を有していた。 それゆえ、部品の強度を確保するために、成分調整、調
質などの手段によって当該材料の強度をあらかじめ出し
ておき、この部品に対して窒化あるいは軟窒化処理を施
すことにより、心０部強度が大でかつ表面の硬さも大で
ある部品を得ることが可能であるが、この場合には窒化
あるいは軟窒化処理前の部品の加工段階において、切削
加工性や、冷間鍛造等の塑性加工性が劣化し、工具や金
型寿命が短くなったりするという問題を有していた。 （発明の目的） この発明は、このような従来の問題点を解消するために
なされたもので、窒化あるいは軟窒化処理前の状態にお
いては硬さが低く、切削加工性や、冷間鍛造等の塑性加
工性が良好であり、窒化あるいは軟窒化処理後の状態に
おいては表面硬化層が形成されていると共に窒化あるい
は軟窒化処理時に時効硬化を生じて高強度となっている
構造部品を得ることができる、窒化および軟窒化性に優
れかつ時効硬化性にも優れた構造用鋼を提供することを
目的としている。 （発明の構成） この発明による窒化および軟窒化性に優れかつ時効硬化
性にも優れた構造用鋼は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０
．３％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ＝２％以下、Ｃｒ：０．
３〜２％、Ｃｕ：０．５〜２％、Ａ文：０．０２〜０．
５％、および必要に応じて、Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｔｔ：０、Ｏ１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％
、Ｔａ：０．０１−０．３％のうち＋７）１種または２
挿以」二、さらに必要に応じて基地強化元素として、Ｎ
ｉ：０．３〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｏ
：０．３〜１．５％、Ｗ：０．１〜１．５％、被削性向
上元素として、Ｐｂ：０．０２〜０．３％、Ｓ：０．０
３〜０．２％、Ｂｉ：０．０２〜０．３％、介在物形態
制御元素として、Ｃａ：Ｏ，０Ｏ０５〜０．００５％。 Ｔ−−１’ｌ ＾ｌ’ｌ １− ｎ ｎ Ｑ ０１ ７
ｖ 、ｎ ｎ １〜０．１％、を適宜含有し、さらに
必要に応じて、冷間鍛造性を改善するために不純物中の
〔０〕≦０．００２％、（Ｎ）６０．０１％、（５）６
０．０１％、Ｐ≦０．０１％に規制し、残部Ｆｅおよび
不純物よりなり、空化あるいは軟窒化処理時に時効硬化
することを特徴としている。 以下、この発明の窒化および軟窒化性に優れかつ時効硬
化性にも優れた構造用鋼の成分範囲（重量％）の限定理
由について説明する。 Ｃは、機械構造部品あるいは製品として必要な強度を確
保するために添加する元素であるが、０．０５％未満で
は上記強度の確保が困難であるので０．０５％以上とす
る必要がある。しかし、多すぎると硬さが増大し、窒化
および軟窒化処理前の加工性が低下し、部品製作時の切
削加工や鍛造加工等の加工性が悪くなり、工具および金
型寿命の低下などをもたらすとともに、軟窒化性および
靭性が劣化するので、０．３％以下とする必要力くある
。 Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として作用すると共に、基地の
強１ルを高めるのに有効な元素であるが、多すぎるとか
えって靭性を劣化し、窒化および軟窒化処理前の加工性
を低下するので、１％以下とする必要がある。 Ｍｎは、製鋼時に脱酸および脱硫剤として作用し、鋼中
における介在物の形態を制御するのに有効であると共に
、鋼の強度の改善をはかるのに有効な元素であるが、多
すぎると冷間加工性を害するので、２％以下とする必要
がある。 Ｃｒは、鋼の窒化および軟窒化性を向上してその表面硬
さおよび強度を向上するのに有効な元素であり、このよ
うな効果を得るためには、０．３％以上含有させること
が必要である。しかし、多すぎるとかえって靭性を劣化
し、また窒化および軟窒化処理前の加工性を悪化するの
で、２％以下とする必要がある。 Ｃｕは、窒化および軟窒化処理時に時効硬化して鋼の強
度を高めるのに有効な元素であり、このような効果を得
るためには０．５％以上含有させることが必要である。 しかし、多すぎると、熱間加工性を劣化するので２％以
下とする必要がある。 Ａ９．は、結晶粒度を制御し、窒化および軟窒化性を高
めるのに有効な元素であって、そのためには０．０２％
以上含有させることが必要である。 しかし、多すぎると靭性および加工性を劣化させるので
０．５％以下とする必要がある。 Ｖ、Ｔｉ 、Ｎｂ、Ｔａは、窒化および軟窒化処理時に
十分な時効硬化を生じて部品の心部強度を高めるのに有
効な元素であるので、必要に応じてこれらの１種または
２種以上を添加するのもよいが、添加する場合に、■は
０．０５％以上、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａは０．０１％以上と
することが必要である。そして、なかでもＶは８００〜
１０００℃の溶体化処理後の窒化あるいは軟窒化処理に
より硬化層深さを著しく増加させるという特徴を有する
。しかし、多すぎるとかえって靭性を劣化するので、Ｖ
、Ｔｉ 、Ｎｂ、Ｔａをいずれも０，３％以下とする必
要がある。 Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗは、いずれも鋼の基地を強化して
強度の向上をはかるのに有効な元素であるので、これら
の１種または２種以上を添加することもできる。この場
合、このような効果を得るためには、Ｎｉは０．３％以
上、Ｍｏは０．０５％以上、ＣＯは０．３％以上、Ｗは
０．１％以上添加するのが良い。しかし、Ｎｉが２％を
超えると窒化および軟窒化性が著しく劣化するので好ま
しくなく、ＭＯが０．４％を超えると靭性が劣化するの
で好ましくなく、ｃｏが１．５％を超えると窒化および
軟窒化性が劣化するので好ましくなく、Ｗが１．５％を
超えると靭性が劣化するので好ましくない。 Ｐｂ、Ｓ、Ｂｉは、いずれも鋼の被削性を向上させるの
に有効な元素であるので、これらの１種または２挿具」
―を適宜添加することもできる。 この場合、このような効果を得るためには、Ｐは０．０
２％以」二、Ｓは０．０３％以」二、Ｂｉは０．０２％
以上添加するのが良い、しかし、Ｐｂが０．３％を超え
、Ｓが０．２％を超え、Ｂｉが０．３％を超えると熱間
加工性が劣化するので好ましくない。 Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒは、いずれも介在物の形態を制御して
被削性の向上をはかるのに有効な元素であるので、これ
らの１種または２種以上を適宜添加することもできる。 この場合、このような効果を得るためには、Ｃａは０．
０００５％以」−１Ｔｅは０．００１％以上、Ｚｒは０
．０１％以上とするのが良い。しかし、Ｃａが０．００
５％を超えるとその効果は飽和するので意味がなく、Ｔ
ｅが０．０３％を超え、Ｚｒが０．１％を超えると靭性
が劣化するので好ましくない。 ０は、鋼中の介在物量を増大し、疲労強度を低下させる
原因ともなるので、０．００２％以下に規制して冷間鍛
造性を改善することがより望ましい。 Ｎは、固溶窒素の形で冷間鍛造性を害するので、０．０
１％以下にすることがより望ましい。 Ｓは、鋼中の介在物量を増加し、その被削性は向上する
ものの、塑性加工性を劣化するので、必要に応じて０．
０１％以下に規制して冷間鍛造性を改善することがより
望ましい。 Ｐは、冷間鍛造性を害するので０．０１％以下に規制す
ることがより望ましい。 そして、このような化学成分の鋼を溶製したのち鋳片ま
たは鋼塊を製造し、続いて第１図に示すように、分解圧
延、製品圧延あるいは鍛造等を行った後より望ましくは
８００〜１ｏｏｏ°Ｃで溶体化処理を行い、その後切削
や冷間鍛造等の加工を行って所定の部品形状にしたのち
窒化あるいは軟窒化処理を行うが、この溶体化処理の目
的は、Ｃｕの溶体化と■炭窒化物の析出を抑制すること
により、切削や冷間鍛造等の加工性を確保すると同時に
、窒化あるいは軟窒化処理時の時効硬化と表面硬化性を
確保することにある。 また、その後の窒化（イオン窒化処理を含む）あるいは
軟窒化処理に際しては、加熱温度を４５０〜６５０℃と
し、加熱時間を３０分以上とすることがより望ましい、
この理由は、窒化あるいは軟窒化処理時に時効硬化を十
分に生じさせ、部材の心部強度を高めることができるよ
うにするためである。 （実施例１） この発明の実施例１を比較例とともに説明する。 まず、第１表に示す化学成分の鋼を２ ｔｏｎ電気炉に
より溶製したのち、分解圧延および製品圧延し、直径３
０ｍ１１１の圧延材を製造した０次いで、この圧延材を
加熱温度９００°Ｃ９加熱時間６０分の条件で加熱した
後空冷する溶体化処理を施したのち直径２５１１１に切
削加工し、断面硬さくＨｖｏ）の測定を行った。続いて
、上記切削加工材に対し、Ｎ Ｈ３／ ＲＸ ＝ １
／ １のガス雰囲気中で処理温度５８０℃、処理時間３
時間の条件でガス軟窒化処理を行った。その後、得られ
た軟窒化処理品の６部硬さくＨＶＩ）および有効硬化層
深さくｍｍ；Ｈｖ５５０が得られる表面からの距離）を
調べた。なお、硬さについては、硬さ増加量（ΔＨｖ
＝ Ｈｖ Ｉ Ｈｖ ｏ ）で評価した。これらの結果
を第２表に示す、また、Ｎｏ、ｌ、５．１２については
表面からの距離による硬さの変化を調べた。この結果を
第２図に示す。 第２表 第１表、第２表および第２図に示すように、Ｃｕおよび
／ｌ含有量が少なすぎる比較例のＮｏ。 １〜４ではいずれも硬さの増加量が少なく、有効硬化層
深さも小さいことが明らかである。これに対して、この
発明を満足するＮ０９５〜１８ではいずれも軟窒化処理
前後の硬さの増加量（ΔＨｖ）が大きく、軟窒化処理前
の加工性および軟窒化処理後の強度に優れていることが
明らかであり、有効硬化層深さも大きいために表面の耐
摩耗性や疲労強度等にも優れているものが得られること
が明らかである。 （実施例２） 第１表に示す化学成分の鋼のうち、ＮＯ，４およびＮｏ
、７を選んで実施例１と同様にして直径３０ＩＩＩ１１
の圧延材を製造した。次いで、この圧延材を加熱温度９
００℃および１２００℃の二連りにして、加熱時間６０
分の条件で加熱した後空冷する溶体化処理を施したのち
直Ｐｊ−２５ｒｍ腸に切削加工し、断面硬さくＨｖｏ）
の測定を行った。続いて、上記切削加工材に対し、Ｎ２
／Ｈ２＝３７７のガス雰囲気中で処理温度５００″Ｃ１
処理時間５時間の条件でイオン窒化処理を行った。その
後、得られた軟窒化処理品の６部硬さくＨＶ＋）および
有効硬化層深さを調べた。この結果を第３表に示す。な
お、この場合にも硬さについては硬さ増加量（ΔＨｖ）
で評価した。 第３表 第３表に示すように、木発明鋼では同−溶体化処理温度
において比較鋼よりも硬さ増加量が大きく、有効硬化層
深さも大きいことが明らかであり、いずれの場合にもイ
オン窒化処理前に９０００Ｃで溶体化処理した場合の方
が優れた結果が得られており１種種の実験から溶体化処
理温度は８００〜１０００℃の範囲とするのが望ましい
ことがわかった。 （発明の効果） 以上説明してきたように、この発明による構造用鋼は、
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：０．３〜２％、Ｃｕ：０．５〜
２％、ＡＪＬ：０．０２〜０．５％、および必要に応じ
て、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ ：Ｏ，０Ｌ−０，
３％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｔａ：０．０１〜０
．３％のうちの１種または２挿具−し、さらにその他の
適宜の合金成分を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる
ものであるから、窒化（イオン窒化処理を含む）あるい
は軟窒化処理における硬さが低く、切削加工性や、冷間
鍛造等の塑性加工性が良好であり、部材の寸法精度を高
めることが可能であると共に、窒化（イオン窒化処理を
含む）あるいは軟窒化処理後においては十分良好な表面
硬化層が形成されていると同時に窒化（イオン窒化処理
を含む）あるいは軟窒化処理時に時効硬化を生じて硬さ
が増大して高強度となっているものが得られる。したが
って、このような窒化および軟窒化性に優れかつ時効硬
化性にも優れた構造用鋼を素材として用いることによっ
て、高品質でかつ高強度のミ・ンションギャ、デフリン
グギヤ、ファイナルギヤあるいはシンクロ機構部品など
を得ることかできるという著大なる効果を有している。
０．０１％、Ｐ≦０．０１％に規制し、残部Ｆｅおよび
不純物よりなり、空化あるいは軟窒化処理時に時効硬化
することを特徴としている。 以下、この発明の窒化および軟窒化性に優れかつ時効硬
化性にも優れた構造用鋼の成分範囲（重量％）の限定理
由について説明する。 Ｃは、機械構造部品あるいは製品として必要な強度を確
保するために添加する元素であるが、０．０５％未満で
は上記強度の確保が困難であるので０．０５％以上とす
る必要がある。しかし、多すぎると硬さが増大し、窒化
および軟窒化処理前の加工性が低下し、部品製作時の切
削加工や鍛造加工等の加工性が悪くなり、工具および金
型寿命の低下などをもたらすとともに、軟窒化性および
靭性が劣化するので、０．３％以下とする必要力くある
。 Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として作用すると共に、基地の
強１ルを高めるのに有効な元素であるが、多すぎるとか
えって靭性を劣化し、窒化および軟窒化処理前の加工性
を低下するので、１％以下とする必要がある。 Ｍｎは、製鋼時に脱酸および脱硫剤として作用し、鋼中
における介在物の形態を制御するのに有効であると共に
、鋼の強度の改善をはかるのに有効な元素であるが、多
すぎると冷間加工性を害するので、２％以下とする必要
がある。 Ｃｒは、鋼の窒化および軟窒化性を向上してその表面硬
さおよび強度を向上するのに有効な元素であり、このよ
うな効果を得るためには、０．３％以上含有させること
が必要である。しかし、多すぎるとかえって靭性を劣化
し、また窒化および軟窒化処理前の加工性を悪化するの
で、２％以下とする必要がある。 Ｃｕは、窒化および軟窒化処理時に時効硬化して鋼の強
度を高めるのに有効な元素であり、このような効果を得
るためには０．５％以上含有させることが必要である。 しかし、多すぎると、熱間加工性を劣化するので２％以
下とする必要がある。 Ａ９．は、結晶粒度を制御し、窒化および軟窒化性を高
めるのに有効な元素であって、そのためには０．０２％
以上含有させることが必要である。 しかし、多すぎると靭性および加工性を劣化させるので
０．５％以下とする必要がある。 Ｖ、Ｔｉ 、Ｎｂ、Ｔａは、窒化および軟窒化処理時に
十分な時効硬化を生じて部品の心部強度を高めるのに有
効な元素であるので、必要に応じてこれらの１種または
２種以上を添加するのもよいが、添加する場合に、■は
０．０５％以上、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａは０．０１％以上と
することが必要である。そして、なかでもＶは８００〜
１０００℃の溶体化処理後の窒化あるいは軟窒化処理に
より硬化層深さを著しく増加させるという特徴を有する
。しかし、多すぎるとかえって靭性を劣化するので、Ｖ
、Ｔｉ 、Ｎｂ、Ｔａをいずれも０，３％以下とする必
要がある。 Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗは、いずれも鋼の基地を強化して
強度の向上をはかるのに有効な元素であるので、これら
の１種または２種以上を添加することもできる。この場
合、このような効果を得るためには、Ｎｉは０．３％以
上、Ｍｏは０．０５％以上、ＣＯは０．３％以上、Ｗは
０．１％以上添加するのが良い。しかし、Ｎｉが２％を
超えると窒化および軟窒化性が著しく劣化するので好ま
しくなく、ＭＯが０．４％を超えると靭性が劣化するの
で好ましくなく、ｃｏが１．５％を超えると窒化および
軟窒化性が劣化するので好ましくなく、Ｗが１．５％を
超えると靭性が劣化するので好ましくない。 Ｐｂ、Ｓ、Ｂｉは、いずれも鋼の被削性を向上させるの
に有効な元素であるので、これらの１種または２挿具」
―を適宜添加することもできる。 この場合、このような効果を得るためには、Ｐは０．０
２％以」二、Ｓは０．０３％以」二、Ｂｉは０．０２％
以上添加するのが良い、しかし、Ｐｂが０．３％を超え
、Ｓが０．２％を超え、Ｂｉが０．３％を超えると熱間
加工性が劣化するので好ましくない。 Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒは、いずれも介在物の形態を制御して
被削性の向上をはかるのに有効な元素であるので、これ
らの１種または２種以上を適宜添加することもできる。 この場合、このような効果を得るためには、Ｃａは０．
０００５％以」−１Ｔｅは０．００１％以上、Ｚｒは０
．０１％以上とするのが良い。しかし、Ｃａが０．００
５％を超えるとその効果は飽和するので意味がなく、Ｔ
ｅが０．０３％を超え、Ｚｒが０．１％を超えると靭性
が劣化するので好ましくない。 ０は、鋼中の介在物量を増大し、疲労強度を低下させる
原因ともなるので、０．００２％以下に規制して冷間鍛
造性を改善することがより望ましい。 Ｎは、固溶窒素の形で冷間鍛造性を害するので、０．０
１％以下にすることがより望ましい。 Ｓは、鋼中の介在物量を増加し、その被削性は向上する
ものの、塑性加工性を劣化するので、必要に応じて０．
０１％以下に規制して冷間鍛造性を改善することがより
望ましい。 Ｐは、冷間鍛造性を害するので０．０１％以下に規制す
ることがより望ましい。 そして、このような化学成分の鋼を溶製したのち鋳片ま
たは鋼塊を製造し、続いて第１図に示すように、分解圧
延、製品圧延あるいは鍛造等を行った後より望ましくは
８００〜１ｏｏｏ°Ｃで溶体化処理を行い、その後切削
や冷間鍛造等の加工を行って所定の部品形状にしたのち
窒化あるいは軟窒化処理を行うが、この溶体化処理の目
的は、Ｃｕの溶体化と■炭窒化物の析出を抑制すること
により、切削や冷間鍛造等の加工性を確保すると同時に
、窒化あるいは軟窒化処理時の時効硬化と表面硬化性を
確保することにある。 また、その後の窒化（イオン窒化処理を含む）あるいは
軟窒化処理に際しては、加熱温度を４５０〜６５０℃と
し、加熱時間を３０分以上とすることがより望ましい、
この理由は、窒化あるいは軟窒化処理時に時効硬化を十
分に生じさせ、部材の心部強度を高めることができるよ
うにするためである。 （実施例１） この発明の実施例１を比較例とともに説明する。 まず、第１表に示す化学成分の鋼を２ ｔｏｎ電気炉に
より溶製したのち、分解圧延および製品圧延し、直径３
０ｍ１１１の圧延材を製造した０次いで、この圧延材を
加熱温度９００°Ｃ９加熱時間６０分の条件で加熱した
後空冷する溶体化処理を施したのち直径２５１１１に切
削加工し、断面硬さくＨｖｏ）の測定を行った。続いて
、上記切削加工材に対し、Ｎ Ｈ３／ ＲＸ ＝ １
／ １のガス雰囲気中で処理温度５８０℃、処理時間３
時間の条件でガス軟窒化処理を行った。その後、得られ
た軟窒化処理品の６部硬さくＨＶＩ）および有効硬化層
深さくｍｍ；Ｈｖ５５０が得られる表面からの距離）を
調べた。なお、硬さについては、硬さ増加量（ΔＨｖ
＝ Ｈｖ Ｉ Ｈｖ ｏ ）で評価した。これらの結果
を第２表に示す、また、Ｎｏ、ｌ、５．１２については
表面からの距離による硬さの変化を調べた。この結果を
第２図に示す。 第２表 第１表、第２表および第２図に示すように、Ｃｕおよび
／ｌ含有量が少なすぎる比較例のＮｏ。 １〜４ではいずれも硬さの増加量が少なく、有効硬化層
深さも小さいことが明らかである。これに対して、この
発明を満足するＮ０９５〜１８ではいずれも軟窒化処理
前後の硬さの増加量（ΔＨｖ）が大きく、軟窒化処理前
の加工性および軟窒化処理後の強度に優れていることが
明らかであり、有効硬化層深さも大きいために表面の耐
摩耗性や疲労強度等にも優れているものが得られること
が明らかである。 （実施例２） 第１表に示す化学成分の鋼のうち、ＮＯ，４およびＮｏ
、７を選んで実施例１と同様にして直径３０ＩＩＩ１１
の圧延材を製造した。次いで、この圧延材を加熱温度９
００℃および１２００℃の二連りにして、加熱時間６０
分の条件で加熱した後空冷する溶体化処理を施したのち
直Ｐｊ−２５ｒｍ腸に切削加工し、断面硬さくＨｖｏ）
の測定を行った。続いて、上記切削加工材に対し、Ｎ２
／Ｈ２＝３７７のガス雰囲気中で処理温度５００″Ｃ１
処理時間５時間の条件でイオン窒化処理を行った。その
後、得られた軟窒化処理品の６部硬さくＨＶ＋）および
有効硬化層深さを調べた。この結果を第３表に示す。な
お、この場合にも硬さについては硬さ増加量（ΔＨｖ）
で評価した。 第３表 第３表に示すように、木発明鋼では同−溶体化処理温度
において比較鋼よりも硬さ増加量が大きく、有効硬化層
深さも大きいことが明らかであり、いずれの場合にもイ
オン窒化処理前に９０００Ｃで溶体化処理した場合の方
が優れた結果が得られており１種種の実験から溶体化処
理温度は８００〜１０００℃の範囲とするのが望ましい
ことがわかった。 （発明の効果） 以上説明してきたように、この発明による構造用鋼は、
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：０．３〜２％、Ｃｕ：０．５〜
２％、ＡＪＬ：０．０２〜０．５％、および必要に応じ
て、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ ：Ｏ，０Ｌ−０，
３％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｔａ：０．０１〜０
．３％のうちの１種または２挿具−し、さらにその他の
適宜の合金成分を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる
ものであるから、窒化（イオン窒化処理を含む）あるい
は軟窒化処理における硬さが低く、切削加工性や、冷間
鍛造等の塑性加工性が良好であり、部材の寸法精度を高
めることが可能であると共に、窒化（イオン窒化処理を
含む）あるいは軟窒化処理後においては十分良好な表面
硬化層が形成されていると同時に窒化（イオン窒化処理
を含む）あるいは軟窒化処理時に時効硬化を生じて硬さ
が増大して高強度となっているものが得られる。したが
って、このような窒化および軟窒化性に優れかつ時効硬
化性にも優れた構造用鋼を素材として用いることによっ
て、高品質でかつ高強度のミ・ンションギャ、デフリン
グギヤ、ファイナルギヤあるいはシンクロ機構部品など
を得ることかできるという著大なる効果を有している。
第１図はこの発明による構造用鋼を用いた部品の製造工
程の一例を示す工程図、第２図は軟窒化処理後における
表面からの距離による硬さの変化を調べた結果の一例を
示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊
程の一例を示す工程図、第２図は軟窒化処理後における
表面からの距離による硬さの変化を調べた結果の一例を
示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％。 ５ｉｌ１％以下、Ｍｎ：２％以下。 Ｃｒ：０．３〜２％、Ｃｕ：０．５〜２％、Ａｌｌ：０
．０２〜０．５％、残部Ｆｅおよび不純物よりなり、窒
化あるいは軟窒化処理時に時効硬化することを特徴とす
る窒化および軟窒化性に優れかつ時効硬化性にも優れた
構造用鋼。 （２）窒化あるいは軟窒化処理温度が４５０〜６５０℃
である特許請求の範囲第（１）項記載の構造用鋼。 （３）窒化あるいは軟窒化処理前に溶体化処理を施す特
許請求の範囲第（１）項または第（２）項記載の構造用
鋼。 （４）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、５ｉｌ１％
以下、Ｍｎ：２％以下、 Ｃｒ：０．３〜２％、Ｃｕ：０．５〜２％１、ｌｌ：０
．０２〜０．５％、オヨびＶ：０．０５〜０．３％、Ｔ
ｉ ：０．０１−０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％
、Ｔａ：０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以
上、残部Ｆｅおよび不純物よりなり、窒化あるいは軟窒
化処理時に時効硬化することを特徴とする窒化および軟
窒化性に優れかつ時効硬化性にも優れた構造用鋼。 （５）窒化あるいは軟窒化処理温度が４５０〜６５０℃
である特許請求の範囲第（０項記載の構造用鋼。 （８）窒化あるいは軟窒化処理前に溶体化処理を施す特
許請求の範囲第（０項または第（５）項記載の構造用鋼
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19824083A JPS6092450A (ja) | 1983-10-25 | 1983-10-25 | 構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19824083A JPS6092450A (ja) | 1983-10-25 | 1983-10-25 | 構造用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6092450A true JPS6092450A (ja) | 1985-05-24 |
Family
ID=16387830
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19824083A Pending JPS6092450A (ja) | 1983-10-25 | 1983-10-25 | 構造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6092450A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6162389A (en) * | 1996-09-27 | 2000-12-19 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength and high-toughness non heat-treated steel having excellent machinability |
| JP2006063378A (ja) * | 2004-08-26 | 2006-03-09 | Daido Steel Co Ltd | 冷間鍛造−軟窒化による機械部品の製造方法 |
-
1983
- 1983-10-25 JP JP19824083A patent/JPS6092450A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6162389A (en) * | 1996-09-27 | 2000-12-19 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength and high-toughness non heat-treated steel having excellent machinability |
| JP2006063378A (ja) * | 2004-08-26 | 2006-03-09 | Daido Steel Co Ltd | 冷間鍛造−軟窒化による機械部品の製造方法 |
| JP4507763B2 (ja) * | 2004-08-26 | 2010-07-21 | 大同特殊鋼株式会社 | 冷間鍛造−軟窒化による機械部品の製造方法 |
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