JPS627243B2 - - Google Patents
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- JPS627243B2 JPS627243B2 JP1093382A JP1093382A JPS627243B2 JP S627243 B2 JPS627243 B2 JP S627243B2 JP 1093382 A JP1093382 A JP 1093382A JP 1093382 A JP1093382 A JP 1093382A JP S627243 B2 JPS627243 B2 JP S627243B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
本発明は、軟窒化用鋼材、特に、軟窒化処理を
行なつたときに硬化深さが大であつて、表面部か
ら芯部への硬さ勾配の緩やかな硬化曲線が得られ
る軟窒化用鋼材の製造方法に関する。 軟窒化処理は、A1変態点以下、一般に570℃程
度の温度で、例えばシアン系化合物の塩浴、RX
ガス（吸熱型変性ガス）またはNXガス（発熱型
変性ガス）等により被処理物を処理して、窒素と
共に一部の炭素を鋼中に侵入させ、表層部を硬化
させる表面硬化法の１種である。 この方法は浸炭−焼入法のように被処理物に歪
を生じさせることがなく、また窒化法の如く長時
間を要することもないので、機械部品等の量産に
適した方法であるが、これに適する鋼種としての
軟窒化用鋼の開発は未だ十分でなく、短時間の軟
窒化処理で所望の特性が得られるものはこれまで
みられなかつた。 例えば、従来、軟窒化用鋼としては、JIS
SCM435（0.35C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo）や
SACM645（0.45C−0.4Si−1.5Cr−0.2Mo）が多
く使用されているが、SCM435鋼の場合、軟窒化
処理後の有効硬化深さ（微小ビツカース硬さHv
＝500に対応する表面からの距離）はたかだか
0.10mm程度であり、表面硬さ（表面下25μｍでの
微小ビツカース硬さ）もHv650以上にはならない
ため、疲労強度、耐摩耗性の点で満足のゆくもの
でなかつた。また、このような欠点を改良して窒
化特性を向上させるAlおよびCrを多量に添加し
たSACM645の場合には、軟窒化処理によつて表
面硬さはHv800〜1100と非常に高くなるが、有効
硬化深さは高高0.15mm程度と小さいため、表面部
から芯部への硬さ勾配が急激になりすぎる。その
ため、高負荷の下で運転される歯車やベアリング
などでは、表面硬化部と芯部の境界付近からの剥
離現象が起きやすく、耐ピツチング性あるいは耐
スポーリング性が劣つていた。 ここに、本発明者らの知見によれば、通常の軟
窒化処理条件下で、表面硬さをHv650以上、有効
硬化深さを0.2mm以上とすることによつて疲労強
度および耐摩耗性は著しく改善され、一方、同時
に表面硬さをHv750以下に制限すると共に芯部硬
さを大きくすることによつて、表面部から芯部へ
の硬さ勾配を緩やかにすることができ、耐ピツチ
ング性および耐スポーリング性が著しく改善され
る。 かかる状況に鑑み、本発明者らは、鋭意研究の
結果、疲労強度、耐摩耗性にすぐれているととも
に、耐ピツチング性、耐スポーリング性にもすぐ
れた軟窒化用鋼を得るのに成功し（特開昭58−
71357号、同58−71358号、および同58−71359号
参照）、そして、さらに研究を続けたところ、窒
化部の窒化前の組識によつても窒化深さが異り、
また軟窒化処理時の鋼組織としては、フエライト
＋パーライト組織であることが最適であり、した
がつて通常の鋼材圧延では問題にされなかつた鋼
材表面１mm以内の最表面部の組織を制御する必要
があることを知見して本発明を完成した。 すなわち、本発明は、所望の表面硬さを得るた
めにCrおよびAlの添加量を調整すると共に、表
面からの硬さ勾配を緩やかにするために、まず第
一に硬化深さを大きくするのに有効なＶを添加
し、同時にＶとの共存効果によつて芯部の硬さ向
上に有効な鋼中Ｎの量を特定した鋼組成と、表面
近傍のフエライト＋パーライト組織との組合せに
本質的特徴を有する。 ここに、本発明は、 Ｃ：0.15〜0.35％、 Si：0.35％以下、 Mn：0.60〜1.30％、 Cr：0.70％を越え1.50％以下、 Ｖ：0.05〜0.50％、 sol.Al：0.02〜0.10％、 Ｎ：0.006〜0.020％、 さらに、必要により、Ｓ：0.04〜0.13％、 Pb：0.03〜0.35％およびCa：0.0010〜0.0100％の
うちの１種または２種以上を含有し、残部Feと
不可避的不純物からなる組成を有する鋼片又は鋳
片をA3点以上に加熱後、熱間圧延を行ない、圧
延終了後800℃と500℃との間を表面冷却速度２
℃／秒以下で調整冷却することを特徴とする、硬
化深さの大なる軟窒化用鋼材の製造方法である。 本発明にあたつては、前述のように、表面近
傍、例えば表面下約１mm以内の組織を軟窒化特性
のよいフエライト＋パーライト組織とするもので
あるが、そのために本発明によれば熱間圧延後の
鋼材表面冷却速度を800℃〜500℃の間で２℃／秒
以下に制限する。この特定化した鋼組成と相まつ
て、かくして得られた鋼組織によつて、本発明に
係る方法で製造される鋼材は、その後例えばユー
ザにおいて最終形状までに適宜加工を行なつてか
ら通常の軟窒化処理を施すことによつて、優れた
軟窒化特性を示す。 次に、本発明に係る方法において使用する鋼の
組成を上述の範囲内に限定した理由について述べ
る。 Ｃ：Ｃは強度確保のための基本成分であり、芯
部強度確保のためには最低0.15％必要である。し
かし、0.35％を越えると芯部の延性、靭性が低下
し、切削性、冷間加工水、溶接性が低下する。と
共に、軟窒化後の表面硬さ、硬化深さの減少も著
しくなる。したがつて、本発明におけるＣ量は下
限を0.15％、上限を0.35％とした。 Si：Siは通常脱酸剤として添加されるが、浸炭
を阻害する元素であるため、浸炭と窒化が同時に
進行する軟窒化においてもSiが少ないほど硬化特
性は向上し、より大きな硬化深さが得られる。特
に、Siが0.35％以下になると、その効果が大きく
なるので、本発明においては、Siの上限を0.35％
とした。また、Siは溶接性、溶接熱影響部の靭
性、冷間加工性に対しても有害な元素であり、特
に0.10％を越えると急激にこれらの特性が劣化し
始める。そのため、本発明ではSi量の上限は好ま
しくは0.10％である。 Mn：Mnは製鋼時の脱酸剤として不可欠である
と共に、芯部の強度・靭性の向上にも有効であつ
て、軟窒化処理品の性能確保のために最低0.60％
は必要である。しかし、1.30％を越えると切削性
が著しく低下し始めるので、下限を0.60％、上限
を1.30％とした。 Cr：Crは軟窒化による侵入Ｎと結合して表面
硬さを高め、且つ硬化深さを大きくする極めて有
効な元素である。その効果を十分に発揮せしめる
には0.70％を越える量のCr量が必要であるが、
1.50％を越えると通常の軟窒化処理条件での軟窒
化後に表面硬さがHv750以上になるため、上限を
1.50％とした。 Ｖ：Ｖは軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結
合して微細なバナジウム炭窒化物を析出すること
により、表面硬さおよび表面深さを向上させる。
特に、ＶはCrに比して、表面硬さの上昇に対す
る寄与が比較的小さいが、硬化深さの増加に対す
る寄与が大きい。また、Ｖは析出硬化によつて芯
部硬さを上昇させるため、硬化深さが深く、表面
から芯部への硬度勾配が緩やかな硬化曲線を得る
のに非常に有効な元素である。 その効果を十分に発揮せしめるには少なくとも
0.05％必要であるが、一方、0.50％を越えるとそ
の効果が飽和するかむしろ低下し始めるので、下
限を0.05％、上限を0.50％とした。 sol.Al：AlもCrと同様に侵入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
はない。特にＶとの複合添加では、0.10％以上の
Alを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、Hv650以上を確保するには少くとも0.02％必
要であるので、下限を0.02％、上限を0.10％とし
た。 Ｎ：Ｎは結晶粒度を微細化させ、それにより芯
部の靭性を向上せしめると共に、Ｖとの共存下に
おいてＶとの化合物を生成することにより析出硬
化を生じ、芯部硬さの向上ももたらす。このよう
な析出硬化を生じさせるためには少くとも0.006
％は必要である。しかし、0.020％を越えると、
過剰量の窒化物が生成するため冷間加工性および
芯部の靭性が急激に劣化するので、本発明におい
てはＮ量の下限を0.006％、上限を0.020％とし
た。 Ｓ、Pb、Ca：これらの成分は、軟窒化処理前
に切削を施す場合の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いに
応じて、これらの元素の１種又は２種以上を含有
させることができる。これらの成分は硬化特性に
対しては何ら影響を及ぼさない。 構造用鋼の切削性を高めるのに必要最少限の添
加量は、Ｓ：0.04％、Pb：0.03％、Ca：0.0010％
である。またＳは0.13％、Pbは0.35％を越えると
強度・靭性の低下が甚しくなり、一方Caは溶製
上0.0100％以上添加するのは困難であるので、Ｓ
については下限を0.04％、上限を0.13％、Pbにつ
いては下限を0.03％、上限を0.35％、Caについて
は下限を0.0010％、上限を0.0100％とした。 かかる鋼組成を有する鋼片又は鋳片（ブルー
ム、ビレツト等）は、本発明によれば、A3点以
上に加熱後、熱間圧延を行なう。このときの加熱
条件、および熱間圧延の条件は、特に制限され
ず、通常実施されている範囲内で適宜選択するこ
とができる。得られた熱間圧延材は直ちに冷却さ
れるが、そのとき本発明にあつては、800℃〜500
℃の間を２℃／秒以下の表面冷却速度で冷却する
調整冷却を行なう。本発明において、前述のよう
に特定する鋼組成では、上記調整冷却によつて軟
窒化処理に適するフエライト＋パーライト組織が
表面近傍に形成される。上記表面冷却速度が２
℃／秒を越えて急速冷却される場合、マルテンサ
イト組織やベイナイト組織が生じてしまい、これ
らは軟窒化によつて得られる硬化深さが不十分で
あつて満足する疲労強度および耐ピツチング性が
得られないことから、本発明にあつては、上記表
面冷却速度を２℃／秒以下に制限する。 本発明において冷却速度を２℃／秒以下に限定
する理由は、圧延後の表面近傍（表面下１mm以
内）の組織をフエライト・パーライト組織にする
ためであり、換言すればその冷却速度はオーステ
ナイトがフエライト＋パーライトに変態する間の
冷却速度であり、通常これはAc3温度からパーラ
イト変態終了温度までの冷却速度である。本発明
における鋼組成ではAc3温度は約800℃であり、
一方、２℃／秒の冷却速度でのパーライト変態終
了温度は約500℃である。したがつて、本発明に
あつて冷却速度２℃／秒以下の調整冷却の温度範
囲は800〜500℃に限定する。 鋼材の圧延後の冷却速度は当然ながら表面近傍
のみ大きく、特に形状制御etcでシヤワー水冷を
行われることも多く、このような場合最表面近傍
にのみベイナイト又はマルテンサイトが生成され
る場合がある。このような場合も通常材料に要求
される機械的性質などは、大部分を占める内部組
織によつて支配される上、冷却停止後表面は復熱
によつて焼戻されることもあり通常は何ら支障が
ない、しかし軟窒化用鋼の場合表面１mm以内のみ
窒化され、かつその程度は組織によつて異るため
性能に大きなばらつきをもたらすことを知見し
た。したがつて、このようなベイナイトまたはマ
ルテンサイトの生成を防止するために、本発明に
あつては、鋼材の表面冷却速度で熱間圧延後の冷
却をコントロールするものである。 なお、表面近傍がフエライト＋パーライト組織
であることは、当然ながら、鋼材内部もまたフエ
ライト＋パーライト組織ということであるが、本
発明にあつては、すでに述べたように、Ｖおよび
Ｎ添加量の適正化を含めた合金組成の調整によつ
て所要の芯部強度の確保を図つている。 かくして、本発明によれば、表面近傍に軟窒化
特性のすぐれたフエライト＋パーライト組織が均
一に現出した、棒鋼あるいは鋼板などの熱間圧延
材が得られる。このような鋼材は、その後、冷間
加工（例鍛造、引抜、切削等）を加えてから軟窒
化を行なうが、その際の前組織は前記の熱間圧延
後の冷却速度によつて決定される。したがつて、
本発明によつて得られた鋼材を適宜最終形状まで
に加工してから軟窒化処理をすることによつて、
前述のような優れた軟窒化製品が得られる。 次に、本発明を実施例によつて更に説明する。 実施例 第１表に示す鋼組成をもつた各鋼種の50Kgf鋼
を1250℃に加熱し、熱間圧延により直径25mmの丸
棒に仕上げ温度1000℃で圧延した。この仕上げ温
度からの冷却時に表面冷却速度の調整を行ない、
保温カバー内での冷却、大気放冷、風冷、噴霧冷
却をそれぞれ実施して、800℃〜500℃の温度域を
1.0〜5.0℃／秒の表面冷却速度で冷却した。しか
る後に、冷間で直径24.5mmにまで機械加工した。 なお、第１表に示す鋼種のうち、鋼種No.1〜
13は本発明の範囲内の鋼組成を有し、一方、鋼種
No.14〜20は本発明の範囲外の鋼組成を有し、ま
た鋼種No.21および22はそれぞれJIS−SCM435、
およびJIS−SACM645に相当する鋼である。 次いで、このようにして得た直径24.5mmの棒鋼
を２％ナイタール腐食液で腐食して棒鋼表面の金
属組織観察を行なうとともに、570℃×4hr、
NH3：RX＝１：１の条件下で吸熱型変性ガス
（RXガス）によるガス軟窒化を施し、表面硬さ
（表面から25μｍの深さの地点の微小ビツカース
硬さ）および有効硬化深さ（微小ビツカース硬さ
Hv500に対応する表面からの距離）を測定した。
それらの結果を第２表にまとめて示す。
行なつたときに硬化深さが大であつて、表面部か
ら芯部への硬さ勾配の緩やかな硬化曲線が得られ
る軟窒化用鋼材の製造方法に関する。 軟窒化処理は、A1変態点以下、一般に570℃程
度の温度で、例えばシアン系化合物の塩浴、RX
ガス（吸熱型変性ガス）またはNXガス（発熱型
変性ガス）等により被処理物を処理して、窒素と
共に一部の炭素を鋼中に侵入させ、表層部を硬化
させる表面硬化法の１種である。 この方法は浸炭−焼入法のように被処理物に歪
を生じさせることがなく、また窒化法の如く長時
間を要することもないので、機械部品等の量産に
適した方法であるが、これに適する鋼種としての
軟窒化用鋼の開発は未だ十分でなく、短時間の軟
窒化処理で所望の特性が得られるものはこれまで
みられなかつた。 例えば、従来、軟窒化用鋼としては、JIS
SCM435（0.35C−0.75Mn−1.1Cr−0.2Mo）や
SACM645（0.45C−0.4Si−1.5Cr−0.2Mo）が多
く使用されているが、SCM435鋼の場合、軟窒化
処理後の有効硬化深さ（微小ビツカース硬さHv
＝500に対応する表面からの距離）はたかだか
0.10mm程度であり、表面硬さ（表面下25μｍでの
微小ビツカース硬さ）もHv650以上にはならない
ため、疲労強度、耐摩耗性の点で満足のゆくもの
でなかつた。また、このような欠点を改良して窒
化特性を向上させるAlおよびCrを多量に添加し
たSACM645の場合には、軟窒化処理によつて表
面硬さはHv800〜1100と非常に高くなるが、有効
硬化深さは高高0.15mm程度と小さいため、表面部
から芯部への硬さ勾配が急激になりすぎる。その
ため、高負荷の下で運転される歯車やベアリング
などでは、表面硬化部と芯部の境界付近からの剥
離現象が起きやすく、耐ピツチング性あるいは耐
スポーリング性が劣つていた。 ここに、本発明者らの知見によれば、通常の軟
窒化処理条件下で、表面硬さをHv650以上、有効
硬化深さを0.2mm以上とすることによつて疲労強
度および耐摩耗性は著しく改善され、一方、同時
に表面硬さをHv750以下に制限すると共に芯部硬
さを大きくすることによつて、表面部から芯部へ
の硬さ勾配を緩やかにすることができ、耐ピツチ
ング性および耐スポーリング性が著しく改善され
る。 かかる状況に鑑み、本発明者らは、鋭意研究の
結果、疲労強度、耐摩耗性にすぐれているととも
に、耐ピツチング性、耐スポーリング性にもすぐ
れた軟窒化用鋼を得るのに成功し（特開昭58−
71357号、同58−71358号、および同58−71359号
参照）、そして、さらに研究を続けたところ、窒
化部の窒化前の組識によつても窒化深さが異り、
また軟窒化処理時の鋼組織としては、フエライト
＋パーライト組織であることが最適であり、した
がつて通常の鋼材圧延では問題にされなかつた鋼
材表面１mm以内の最表面部の組織を制御する必要
があることを知見して本発明を完成した。 すなわち、本発明は、所望の表面硬さを得るた
めにCrおよびAlの添加量を調整すると共に、表
面からの硬さ勾配を緩やかにするために、まず第
一に硬化深さを大きくするのに有効なＶを添加
し、同時にＶとの共存効果によつて芯部の硬さ向
上に有効な鋼中Ｎの量を特定した鋼組成と、表面
近傍のフエライト＋パーライト組織との組合せに
本質的特徴を有する。 ここに、本発明は、 Ｃ：0.15〜0.35％、 Si：0.35％以下、 Mn：0.60〜1.30％、 Cr：0.70％を越え1.50％以下、 Ｖ：0.05〜0.50％、 sol.Al：0.02〜0.10％、 Ｎ：0.006〜0.020％、 さらに、必要により、Ｓ：0.04〜0.13％、 Pb：0.03〜0.35％およびCa：0.0010〜0.0100％の
うちの１種または２種以上を含有し、残部Feと
不可避的不純物からなる組成を有する鋼片又は鋳
片をA3点以上に加熱後、熱間圧延を行ない、圧
延終了後800℃と500℃との間を表面冷却速度２
℃／秒以下で調整冷却することを特徴とする、硬
化深さの大なる軟窒化用鋼材の製造方法である。 本発明にあたつては、前述のように、表面近
傍、例えば表面下約１mm以内の組織を軟窒化特性
のよいフエライト＋パーライト組織とするもので
あるが、そのために本発明によれば熱間圧延後の
鋼材表面冷却速度を800℃〜500℃の間で２℃／秒
以下に制限する。この特定化した鋼組成と相まつ
て、かくして得られた鋼組織によつて、本発明に
係る方法で製造される鋼材は、その後例えばユー
ザにおいて最終形状までに適宜加工を行なつてか
ら通常の軟窒化処理を施すことによつて、優れた
軟窒化特性を示す。 次に、本発明に係る方法において使用する鋼の
組成を上述の範囲内に限定した理由について述べ
る。 Ｃ：Ｃは強度確保のための基本成分であり、芯
部強度確保のためには最低0.15％必要である。し
かし、0.35％を越えると芯部の延性、靭性が低下
し、切削性、冷間加工水、溶接性が低下する。と
共に、軟窒化後の表面硬さ、硬化深さの減少も著
しくなる。したがつて、本発明におけるＣ量は下
限を0.15％、上限を0.35％とした。 Si：Siは通常脱酸剤として添加されるが、浸炭
を阻害する元素であるため、浸炭と窒化が同時に
進行する軟窒化においてもSiが少ないほど硬化特
性は向上し、より大きな硬化深さが得られる。特
に、Siが0.35％以下になると、その効果が大きく
なるので、本発明においては、Siの上限を0.35％
とした。また、Siは溶接性、溶接熱影響部の靭
性、冷間加工性に対しても有害な元素であり、特
に0.10％を越えると急激にこれらの特性が劣化し
始める。そのため、本発明ではSi量の上限は好ま
しくは0.10％である。 Mn：Mnは製鋼時の脱酸剤として不可欠である
と共に、芯部の強度・靭性の向上にも有効であつ
て、軟窒化処理品の性能確保のために最低0.60％
は必要である。しかし、1.30％を越えると切削性
が著しく低下し始めるので、下限を0.60％、上限
を1.30％とした。 Cr：Crは軟窒化による侵入Ｎと結合して表面
硬さを高め、且つ硬化深さを大きくする極めて有
効な元素である。その効果を十分に発揮せしめる
には0.70％を越える量のCr量が必要であるが、
1.50％を越えると通常の軟窒化処理条件での軟窒
化後に表面硬さがHv750以上になるため、上限を
1.50％とした。 Ｖ：Ｖは軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結
合して微細なバナジウム炭窒化物を析出すること
により、表面硬さおよび表面深さを向上させる。
特に、ＶはCrに比して、表面硬さの上昇に対す
る寄与が比較的小さいが、硬化深さの増加に対す
る寄与が大きい。また、Ｖは析出硬化によつて芯
部硬さを上昇させるため、硬化深さが深く、表面
から芯部への硬度勾配が緩やかな硬化曲線を得る
のに非常に有効な元素である。 その効果を十分に発揮せしめるには少なくとも
0.05％必要であるが、一方、0.50％を越えるとそ
の効果が飽和するかむしろ低下し始めるので、下
限を0.05％、上限を0.50％とした。 sol.Al：AlもCrと同様に侵入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
はない。特にＶとの複合添加では、0.10％以上の
Alを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、Hv650以上を確保するには少くとも0.02％必
要であるので、下限を0.02％、上限を0.10％とし
た。 Ｎ：Ｎは結晶粒度を微細化させ、それにより芯
部の靭性を向上せしめると共に、Ｖとの共存下に
おいてＶとの化合物を生成することにより析出硬
化を生じ、芯部硬さの向上ももたらす。このよう
な析出硬化を生じさせるためには少くとも0.006
％は必要である。しかし、0.020％を越えると、
過剰量の窒化物が生成するため冷間加工性および
芯部の靭性が急激に劣化するので、本発明におい
てはＮ量の下限を0.006％、上限を0.020％とし
た。 Ｓ、Pb、Ca：これらの成分は、軟窒化処理前
に切削を施す場合の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いに
応じて、これらの元素の１種又は２種以上を含有
させることができる。これらの成分は硬化特性に
対しては何ら影響を及ぼさない。 構造用鋼の切削性を高めるのに必要最少限の添
加量は、Ｓ：0.04％、Pb：0.03％、Ca：0.0010％
である。またＳは0.13％、Pbは0.35％を越えると
強度・靭性の低下が甚しくなり、一方Caは溶製
上0.0100％以上添加するのは困難であるので、Ｓ
については下限を0.04％、上限を0.13％、Pbにつ
いては下限を0.03％、上限を0.35％、Caについて
は下限を0.0010％、上限を0.0100％とした。 かかる鋼組成を有する鋼片又は鋳片（ブルー
ム、ビレツト等）は、本発明によれば、A3点以
上に加熱後、熱間圧延を行なう。このときの加熱
条件、および熱間圧延の条件は、特に制限され
ず、通常実施されている範囲内で適宜選択するこ
とができる。得られた熱間圧延材は直ちに冷却さ
れるが、そのとき本発明にあつては、800℃〜500
℃の間を２℃／秒以下の表面冷却速度で冷却する
調整冷却を行なう。本発明において、前述のよう
に特定する鋼組成では、上記調整冷却によつて軟
窒化処理に適するフエライト＋パーライト組織が
表面近傍に形成される。上記表面冷却速度が２
℃／秒を越えて急速冷却される場合、マルテンサ
イト組織やベイナイト組織が生じてしまい、これ
らは軟窒化によつて得られる硬化深さが不十分で
あつて満足する疲労強度および耐ピツチング性が
得られないことから、本発明にあつては、上記表
面冷却速度を２℃／秒以下に制限する。 本発明において冷却速度を２℃／秒以下に限定
する理由は、圧延後の表面近傍（表面下１mm以
内）の組織をフエライト・パーライト組織にする
ためであり、換言すればその冷却速度はオーステ
ナイトがフエライト＋パーライトに変態する間の
冷却速度であり、通常これはAc3温度からパーラ
イト変態終了温度までの冷却速度である。本発明
における鋼組成ではAc3温度は約800℃であり、
一方、２℃／秒の冷却速度でのパーライト変態終
了温度は約500℃である。したがつて、本発明に
あつて冷却速度２℃／秒以下の調整冷却の温度範
囲は800〜500℃に限定する。 鋼材の圧延後の冷却速度は当然ながら表面近傍
のみ大きく、特に形状制御etcでシヤワー水冷を
行われることも多く、このような場合最表面近傍
にのみベイナイト又はマルテンサイトが生成され
る場合がある。このような場合も通常材料に要求
される機械的性質などは、大部分を占める内部組
織によつて支配される上、冷却停止後表面は復熱
によつて焼戻されることもあり通常は何ら支障が
ない、しかし軟窒化用鋼の場合表面１mm以内のみ
窒化され、かつその程度は組織によつて異るため
性能に大きなばらつきをもたらすことを知見し
た。したがつて、このようなベイナイトまたはマ
ルテンサイトの生成を防止するために、本発明に
あつては、鋼材の表面冷却速度で熱間圧延後の冷
却をコントロールするものである。 なお、表面近傍がフエライト＋パーライト組織
であることは、当然ながら、鋼材内部もまたフエ
ライト＋パーライト組織ということであるが、本
発明にあつては、すでに述べたように、Ｖおよび
Ｎ添加量の適正化を含めた合金組成の調整によつ
て所要の芯部強度の確保を図つている。 かくして、本発明によれば、表面近傍に軟窒化
特性のすぐれたフエライト＋パーライト組織が均
一に現出した、棒鋼あるいは鋼板などの熱間圧延
材が得られる。このような鋼材は、その後、冷間
加工（例鍛造、引抜、切削等）を加えてから軟窒
化を行なうが、その際の前組織は前記の熱間圧延
後の冷却速度によつて決定される。したがつて、
本発明によつて得られた鋼材を適宜最終形状まで
に加工してから軟窒化処理をすることによつて、
前述のような優れた軟窒化製品が得られる。 次に、本発明を実施例によつて更に説明する。 実施例 第１表に示す鋼組成をもつた各鋼種の50Kgf鋼
を1250℃に加熱し、熱間圧延により直径25mmの丸
棒に仕上げ温度1000℃で圧延した。この仕上げ温
度からの冷却時に表面冷却速度の調整を行ない、
保温カバー内での冷却、大気放冷、風冷、噴霧冷
却をそれぞれ実施して、800℃〜500℃の温度域を
1.0〜5.0℃／秒の表面冷却速度で冷却した。しか
る後に、冷間で直径24.5mmにまで機械加工した。 なお、第１表に示す鋼種のうち、鋼種No.1〜
13は本発明の範囲内の鋼組成を有し、一方、鋼種
No.14〜20は本発明の範囲外の鋼組成を有し、ま
た鋼種No.21および22はそれぞれJIS−SCM435、
およびJIS−SACM645に相当する鋼である。 次いで、このようにして得た直径24.5mmの棒鋼
を２％ナイタール腐食液で腐食して棒鋼表面の金
属組織観察を行なうとともに、570℃×4hr、
NH3：RX＝１：１の条件下で吸熱型変性ガス
（RXガス）によるガス軟窒化を施し、表面硬さ
（表面から25μｍの深さの地点の微小ビツカース
硬さ）および有効硬化深さ（微小ビツカース硬さ
Hv500に対応する表面からの距離）を測定した。
それらの結果を第２表にまとめて示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
第２表に示す結果からも明らかなように、本発
明の範囲内の鋼組成を有し、かつ熱間圧延後所定
の表面冷却速度で調整冷却された鋼材はいずれも
フエライト＋パーライト組織になつており、また
軟窒化処理後の有効硬化深さがいずれも0.2mm以
上あり、表面硬さもHv650〜750と安定した値を
示している。芯部硬さ（表面から１mmの深さの地
点でのビツカース硬さHv）は180〜300であり、
実用上問題はなかつた。 一方、本発明の範囲内の鋼組成を有する場合で
も、熱間圧延後の調整冷却時に、2.0℃／秒を越
える表面冷却速度で冷却した場合には、ベイナイ
トやマルテンサイト組織が混入してしまい、軟窒
化後の有効硬化深さは急激に減少して、すべて
0.2mm以下になることが分かる。 また、比較例としての鋼種No.14〜22について
は、組織としてはたとえフエライト＋パーライト
組織になつていても、いずれも、有効硬化深さが
0.2mm未満であるかあるいは表面硬さがHv650〜
750という適正範囲を外れていたりする。 かくして、本発明によつてはじめてフエライト
＋パーライト組織であつて、軟窒化後の有効硬化
深さ0.2mm以上、表面硬さHv650〜750というすぐ
れた軟窒化特性を示す材料が得られる。
明の範囲内の鋼組成を有し、かつ熱間圧延後所定
の表面冷却速度で調整冷却された鋼材はいずれも
フエライト＋パーライト組織になつており、また
軟窒化処理後の有効硬化深さがいずれも0.2mm以
上あり、表面硬さもHv650〜750と安定した値を
示している。芯部硬さ（表面から１mmの深さの地
点でのビツカース硬さHv）は180〜300であり、
実用上問題はなかつた。 一方、本発明の範囲内の鋼組成を有する場合で
も、熱間圧延後の調整冷却時に、2.0℃／秒を越
える表面冷却速度で冷却した場合には、ベイナイ
トやマルテンサイト組織が混入してしまい、軟窒
化後の有効硬化深さは急激に減少して、すべて
0.2mm以下になることが分かる。 また、比較例としての鋼種No.14〜22について
は、組織としてはたとえフエライト＋パーライト
組織になつていても、いずれも、有効硬化深さが
0.2mm未満であるかあるいは表面硬さがHv650〜
750という適正範囲を外れていたりする。 かくして、本発明によつてはじめてフエライト
＋パーライト組織であつて、軟窒化後の有効硬化
深さ0.2mm以上、表面硬さHv650〜750というすぐ
れた軟窒化特性を示す材料が得られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.15〜0.35％、 Si：0.35％以下、 Mn：0.60〜1.30％、 Cr：0.70％を越え1.50％以下 Ｖ：0.05〜0.50％、 Ｎ：0.006〜0.020％、 sol.Al：0.02〜0.10％、 残部Feと不可避的不純物 からなる組成を有する鋼片又は鋳片をA3点以上
に加熱後、熱間圧延を行ない、圧延終了後800℃
と500℃との間を表面冷却速度２℃／秒以下で調
整冷却することを特徴とする、硬化深さの大なる
軟窒化用鋼材の製造方法。 ２ Ｃ：0.15〜0.35％、 Si：0.35％以下、 Mn：0.60〜1.30％、 Cr：0.70％を越え1.50％以下、 Ｖ：0.05〜0.50％、 Ｎ：0.006〜0.020％、 sol.Al：0.02〜0.10％、 さらに、 Ｓ：0.04〜0.13％、 Pb：0.03〜0.35％ およびCa：0.0010〜0.0100％のうちの１種または
２種以上を含有し、 残部Feと不可避的不純物 からなる組成を有する鋼片又は鋳片をA3点以上
に加熱後、熱間圧延を行ない、圧延終了後800℃
と500℃との間を表面冷却速度２℃／秒以下で調
整冷却することを特徴とする、硬化深さの大なる
軟窒化用鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1093382A JPS58130219A (ja) | 1982-01-28 | 1982-01-28 | 軟窒化用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1093382A JPS58130219A (ja) | 1982-01-28 | 1982-01-28 | 軟窒化用鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58130219A JPS58130219A (ja) | 1983-08-03 |
| JPS627243B2 true JPS627243B2 (ja) | 1987-02-16 |
Family
ID=11764022
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1093382A Granted JPS58130219A (ja) | 1982-01-28 | 1982-01-28 | 軟窒化用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58130219A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59133320A (ja) * | 1983-01-18 | 1984-07-31 | Mazda Motor Corp | 強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法 |
| JPS59140328A (ja) * | 1983-01-27 | 1984-08-11 | Mazda Motor Corp | 強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法 |
| KR930010411B1 (ko) * | 1988-07-11 | 1993-10-23 | 니혼 세이코오 가부시끼가이샤 | 로울링 베어링(Rolling Bearing) |
| JP2003083783A (ja) * | 2001-09-10 | 2003-03-19 | Advance Denki Kogyo Kk | フローモニター |
-
1982
- 1982-01-28 JP JP1093382A patent/JPS58130219A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58130219A (ja) | 1983-08-03 |
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