JPS63210258A - 高炭素浸炭焼入れ用鋼部材 - Google Patents
高炭素浸炭焼入れ用鋼部材Info
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- JPS63210258A JPS63210258A JP62043548A JP4354887A JPS63210258A JP S63210258 A JPS63210258 A JP S63210258A JP 62043548 A JP62043548 A JP 62043548A JP 4354887 A JP4354887 A JP 4354887A JP S63210258 A JPS63210258 A JP S63210258A
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Landscapes
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、高炭素浸炭焼入れ用鋼部材に関し、特に表層
部の硬さをＨｖ＞８００とすることが可能で、歯車等の
機械構造部品を製作するのに適した鋼部材に関するもの
である。
部の硬さをＨｖ＞８００とすることが可能で、歯車等の
機械構造部品を製作するのに適した鋼部材に関するもの
である。
従来、自動車用変速機の歯車等の機械構造部品は、クロ
ムｍ（ＳＣｒ）、クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ）或いは
ニッケルクロムモリブデン鋼（ＳＮＣＭ）などの焼入れ
用合金鋼を用いて製作されて来た。
ムｍ（ＳＣｒ）、クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ）或いは
ニッケルクロムモリブデン鋼（ＳＮＣＭ）などの焼入れ
用合金鋼を用いて製作されて来た。
最近では機械構造部品に対して小型軽量化・高速化・高
負荷の要請が高まり、曲げ疲労強度・耐摩耗性・耐ピツ
チング性・耐焼付き性などの性能向上が研究されつつあ
る。
負荷の要請が高まり、曲げ疲労強度・耐摩耗性・耐ピツ
チング性・耐焼付き性などの性能向上が研究されつつあ
る。
ところで、従来より合金鋼の硬さ・疲労強度・耐摩耗性
等の向上のため、浸炭焼入れ処理が広く実用化されてい
る。
等の向上のため、浸炭焼入れ処理が広く実用化されてい
る。
この浸炭焼入れ処理は表層部がＣポテンシャル０．８〜
０．９％となるように浸炭することにより、焼入れ性向
上を図り、焼入れ処理でマルテンサイトと残留オーステ
ナイトの基地Ｍｉ織とし、表層部にＨＶ＝８００程度の
高硬度層を形成する方法である。
０．９％となるように浸炭することにより、焼入れ性向
上を図り、焼入れ処理でマルテンサイトと残留オーステ
ナイトの基地Ｍｉ織とし、表層部にＨＶ＝８００程度の
高硬度層を形成する方法である。
これに対して、より一層の高硬度層を形成するため、１
．０％以上のＣポテンシャルとなるように浸炭焼入れ処
理する高炭素浸炭焼入れ処理技術も従来より知られてい
る。この高炭素浸炭焼入れ処理は焼入れ性向上に加えて
セメンタイトなどの炭化物の析出を図り、より一層の高
硬度層を形成しようとするものであるが、理論通りの成
果が得られないので工業的には余り活用されていない。
．０％以上のＣポテンシャルとなるように浸炭焼入れ処
理する高炭素浸炭焼入れ処理技術も従来より知られてい
る。この高炭素浸炭焼入れ処理は焼入れ性向上に加えて
セメンタイトなどの炭化物の析出を図り、より一層の高
硬度層を形成しようとするものであるが、理論通りの成
果が得られないので工業的には余り活用されていない。
発明者等は、変速機用歯車の表面層にビ・７カース硬さ
Ｈｖ ＞ ８００の高硬度層を形成すべく、高炭素浸炭
焼入れ処理に着目し、５Ｃｒ４２０やＳＣＭ４２０製鋼
部材を１．７％のＣポテンシャルとなるように高炭素浸
炭焼入れ処理したところ、表層部に炭化物の析出は確認
されたが十分な硬さの高硬度層を形成することは出来な
かった。これは表層部の基地がマルテンサイトではな（
トルースタイトやヘイナイトであることが原因である。
Ｈｖ ＞ ８００の高硬度層を形成すべく、高炭素浸炭
焼入れ処理に着目し、５Ｃｒ４２０やＳＣＭ４２０製鋼
部材を１．７％のＣポテンシャルとなるように高炭素浸
炭焼入れ処理したところ、表層部に炭化物の析出は確認
されたが十分な硬さの高硬度層を形成することは出来な
かった。これは表層部の基地がマルテンサイトではな（
トルースタイトやヘイナイトであることが原因である。
即ち、焼入れ性向上のための添加元素であるＣｒやＭｏ
が析出炭化物中に固溶し、その結果基地の焼入れ性が低
下したためであると考えられる。
が析出炭化物中に固溶し、その結果基地の焼入れ性が低
下したためであると考えられる。
そこで、焼入れ性向上元素であり且つ炭化物に固溶され
にくいＮｉを含んでいるＳＮＣＭ４２０製の鋼部材を上
記同様１．７％のＣポテンシャルとなるように高炭素浸
炭焼入れ処理したところ、表層部の基地組織は改善され
たけれども、炭化物の析出が少なく、十分な硬さの高硬
度層を形成することは出来なかった。
にくいＮｉを含んでいるＳＮＣＭ４２０製の鋼部材を上
記同様１．７％のＣポテンシャルとなるように高炭素浸
炭焼入れ処理したところ、表層部の基地組織は改善され
たけれども、炭化物の析出が少なく、十分な硬さの高硬
度層を形成することは出来なかった。
これは、ＳＮＣＭ４２０の合金鋼中には炭化物生成阻害
作用をもつＮｉの含有量が過剰であり且つ炭化物生成作
用をもつＣｒの含有量が過少であることが原因であると
考えられる。
作用をもつＮｉの含有量が過剰であり且つ炭化物生成作
用をもつＣｒの含有量が過少であることが原因であると
考えられる。
以上のような実験と検討の結果、発明者等は主としてＣ
ｒ量とＮｉ量の組合せに着目し、ＨＶ ＞８００の高硬
度層を形成し得る下記のような高炭素浸炭焼入れ用鋼部
材を発明した。
ｒ量とＮｉ量の組合せに着目し、ＨＶ ＞８００の高硬
度層を形成し得る下記のような高炭素浸炭焼入れ用鋼部
材を発明した。
本発明に係る高炭素浸炭焼入れ用鋼部材は、表面炭素濃
度が１．０％以上となるように高炭素浸炭焼入れが施さ
れる合金鋼であって、少なくとも、重量比で０．０５〜
０．２５％のＣと、０．５％以下のＳｉと、０．６〜１
．８％のＣｒと、０．５〜１．５％のＭｎと、０．４〜
１．６％のＮｉとを含んでいるものである。
度が１．０％以上となるように高炭素浸炭焼入れが施さ
れる合金鋼であって、少なくとも、重量比で０．０５〜
０．２５％のＣと、０．５％以下のＳｉと、０．６〜１
．８％のＣｒと、０．５〜１．５％のＭｎと、０．４〜
１．６％のＮｉとを含んでいるものである。
但し、必要に応じて０．１〜０．５％のＭｏを含んでい
でもよい。
でもよい。
本発明に係る高炭素浸炭焼入れ用鋼部材の作用について
説明する。
説明する。
Ｃ元素について説明すると、マルテンサイトの硬さは主
に固溶Ｃ量に左右されるので、Ｃ量が０．０５％未満の
場合には基地Ｍｉ織の硬さが不十分となり、また０、２
５％より多い場合には過大な硬さとなって靭性が低下す
る。加えて、高炭素浸炭処理においては、浸炭深さが深
くなるので、通常の浸炭焼入れ用合金鋼のＣｉＬ （０
，１５〜０．３０％）よりも若干低目に設定することが
望ましい。
に固溶Ｃ量に左右されるので、Ｃ量が０．０５％未満の
場合には基地Ｍｉ織の硬さが不十分となり、また０、２
５％より多い場合には過大な硬さとなって靭性が低下す
る。加えて、高炭素浸炭処理においては、浸炭深さが深
くなるので、通常の浸炭焼入れ用合金鋼のＣｉＬ （０
，１５〜０．３０％）よりも若干低目に設定することが
望ましい。
よって、Ｃｉは０．０５〜０．２５％に限定した。
次に、Ｃｒ元素について説明すると、Ｃｒは焼入れ性向
上作用を有し且つセメンタイトに固溶して高硬度の炭化
物を析出する。Ｃｒ量が０．６％未満の場合には炭化物
の生成が不十分となり、また１、８％より多くなると焼
入れ性が過大となって表層部具外の芯部の硬さが高くな
りすぎ靭性低下の原因となる。よって、ＣｒＮは０．６
〜１．８％に限定した。
上作用を有し且つセメンタイトに固溶して高硬度の炭化
物を析出する。Ｃｒ量が０．６％未満の場合には炭化物
の生成が不十分となり、また１、８％より多くなると焼
入れ性が過大となって表層部具外の芯部の硬さが高くな
りすぎ靭性低下の原因となる。よって、ＣｒＮは０．６
〜１．８％に限定した。
次にＮｉ元素について説明すると、Ｎｉは焼入れ性向上
作用を有し且つ芯部への浸炭を促進するので炭化物生成
阻害作用を有する。特に炭化物が析出した表層部におい
ては焼入れ性向上に有効な固溶Ｃｒ量が減少する関係上
、炭化物に固溶しにくいＮｉは基地の焼入れ性向上のた
め重要な役割を果たすことになる。Ｎｉ量が０．４％未
満の場合には焼入れ性が不十分となりまた１、６％より
多くなると炭化物生成阻害作用が顕著になり硬さの低下
を招く。よって、Ｎｉ量は０．４〜１．６％に限定した
。
作用を有し且つ芯部への浸炭を促進するので炭化物生成
阻害作用を有する。特に炭化物が析出した表層部におい
ては焼入れ性向上に有効な固溶Ｃｒ量が減少する関係上
、炭化物に固溶しにくいＮｉは基地の焼入れ性向上のた
め重要な役割を果たすことになる。Ｎｉ量が０．４％未
満の場合には焼入れ性が不十分となりまた１、６％より
多くなると炭化物生成阻害作用が顕著になり硬さの低下
を招く。よって、Ｎｉ量は０．４〜１．６％に限定した
。
次にＳｔ元素について説明すると、Ｓｔは基地の強度に
影響するものであるが、浸炭阻害作用を有する。よって
、５ｉｌｉは一般的な浸炭焼入れ用合金鋼と同様に０．
５％以下に限定した。
影響するものであるが、浸炭阻害作用を有する。よって
、５ｉｌｉは一般的な浸炭焼入れ用合金鋼と同様に０．
５％以下に限定した。
次にＭｎ元素について説明すると、Ｍｎは焼入れ性向上
元素としてＣｒの焼入れ性向上作用を補う。Ｍｎ量が０
．５％未満の場合には焼入れ性向上作用が不十分でまた
１、５％より多くなると焼入れ性が過大となって芯部の
硬さが高くなりすぎ靭性の低下を招く。
元素としてＣｒの焼入れ性向上作用を補う。Ｍｎ量が０
．５％未満の場合には焼入れ性向上作用が不十分でまた
１、５％より多くなると焼入れ性が過大となって芯部の
硬さが高くなりすぎ靭性の低下を招く。
よって、Ｍｎ量は０．５〜１．５％に限定した。
次に、Ｍｏ元素について説明すると、ＭＯは必要に応じ
て添加すればよいが、ＭＯはＣｒと同様に焼入れ性向上
作用を有し且つ炭化物生成作用を有する。特にＭＯはＣ
ｒと複合して炭化物を生成し炭化物の硬さを高くする。
て添加すればよいが、ＭＯはＣｒと同様に焼入れ性向上
作用を有し且つ炭化物生成作用を有する。特にＭＯはＣ
ｒと複合して炭化物を生成し炭化物の硬さを高くする。
Ｍ ａ ｉｌが０．１％未満の場合にはその作用が不十
分となりまた０、５％より多くなるとその作用が過剰と
なる。よって、ＭＯ量は０．１〜０．５％にすることが
望ましい。
分となりまた０、５％より多くなるとその作用が過剰と
なる。よって、ＭＯ量は０．１〜０．５％にすることが
望ましい。
本発明に係る高炭素浸炭焼入れ用鋼部材によれば、以上
説明したように、適量のＣｒを添加することにより焼入
れ性向上を図ると同時に硬い炭化物の析出を可能としな
がらも、過剰とならない量のＮｉを添加することにより
焼入れ性を高めてＣｒ炭化物の生成で焼入れ性が低下す
るのを防止することが出来る。
説明したように、適量のＣｒを添加することにより焼入
れ性向上を図ると同時に硬い炭化物の析出を可能としな
がらも、過剰とならない量のＮｉを添加することにより
焼入れ性を高めてＣｒ炭化物の生成で焼入れ性が低下す
るのを防止することが出来る。
このように、ＣｒとＮｉとで焼入れ性を確保する一方、
高炭素浸炭焼入れにより表層部のｃ４を増加させつつＦ
ｅとＣｒの炭化物を析出させることが可能となり、焼入
れ後には基地を硬く安定したマルテンサイト組織にする
ことが出来、その表層部の硬さをＣｒ炭化物によりＨｖ
＞ ８００に高め且つ芯部の靭性を確保することが出
来る。
高炭素浸炭焼入れにより表層部のｃ４を増加させつつＦ
ｅとＣｒの炭化物を析出させることが可能となり、焼入
れ後には基地を硬く安定したマルテンサイト組織にする
ことが出来、その表層部の硬さをＣｒ炭化物によりＨｖ
＞ ８００に高め且つ芯部の靭性を確保することが出
来る。
以下、本発明の実施例を図や表を参照しつつ説明する。
下記第１表に示すように、Ｃ，、Ｓ ｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、
Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素の含有量の異なる１６種の合
金鋼素材を用い、第１図の工程にて自動車用変速機のフ
ァイナルギヤを製作し、表層部と歯元のビッカース硬さ
を測定した結果、第１表のような結果が得られた。
Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素の含有量の異なる１６種の合
金鋼素材を用い、第１図の工程にて自動車用変速機のフ
ァイナルギヤを製作し、表層部と歯元のビッカース硬さ
を測定した結果、第１表のような結果が得られた。
先ず、第１図の製作工程について概説する。
各合金鋼の素材を所定のサイズに切断し、鍛造し、焼準
又は焼鈍してからギヤの形状に機械加工し、高炭素浸炭
焼入れ処理（但し、これに代えて高炭素浸炭焼入れ処理
と再加熱焼入れ処理を採用してもよい）を施し、次に通
常の温度に焼戻し処理し、そのギヤの表面にショットピ
ーニングを施した。
又は焼鈍してからギヤの形状に機械加工し、高炭素浸炭
焼入れ処理（但し、これに代えて高炭素浸炭焼入れ処理
と再加熱焼入れ処理を採用してもよい）を施し、次に通
常の温度に焼戻し処理し、そのギヤの表面にショットピ
ーニングを施した。
ここで、上記高炭素浸炭焼入れ処理について説明すると
、機械加工されたギヤを浸炭処理炉に投入し、浸炭濃度
（Ｃポテンシャル（Ｃ，Ｐ、） ）が第１表のように
１．４％以上となるような雰囲気中でＡＩ変態点（約７
３０℃）以上の８５０℃に３時間保持して高炭素浸炭処
理を施した。但し、浸炭濃度は１〜３％程度であれば高
炭素浸炭処理が可能であり、処理時間はワークのサイズ
や形状に応じて変動し約１〜２０時間の範囲になる。上
記高炭素浸炭処理後、ギヤを油冷（但し、ソルト冷却で
もよい）により冷却した。
、機械加工されたギヤを浸炭処理炉に投入し、浸炭濃度
（Ｃポテンシャル（Ｃ，Ｐ、） ）が第１表のように
１．４％以上となるような雰囲気中でＡＩ変態点（約７
３０℃）以上の８５０℃に３時間保持して高炭素浸炭処
理を施した。但し、浸炭濃度は１〜３％程度であれば高
炭素浸炭処理が可能であり、処理時間はワークのサイズ
や形状に応じて変動し約１〜２０時間の範囲になる。上
記高炭素浸炭処理後、ギヤを油冷（但し、ソルト冷却で
もよい）により冷却した。
尚、上記のように高炭素浸炭焼入れ後、仮想線で図示の
ように析出炭化物の球状化のため多少低目の温度（約８
００〜９００°Ｃ）で再熱焼入れを行ってもよい。この
再熱焼入れ処理もＣポテンシャル１〜３％となる雰囲気
中で行うことが望ましい。
ように析出炭化物の球状化のため多少低目の温度（約８
００〜９００°Ｃ）で再熱焼入れを行ってもよい。この
再熱焼入れ処理もＣポテンシャル１〜３％となる雰囲気
中で行うことが望ましい。
ここで、上記のように製造した１６種のギヤについて、
第１表に基いて検討を加えてみる。
第１表に基いて検討を加えてみる。
比較例（Ｎｏ、１〜Ｎｏ、６）のものにおいては、Ｎｏ
、 １のように合金鋼の材料中のＣ量が不足するとマル
テンサイト基°地中の固溶Ｃが不足して硬さが低下し、
またＮｏ、２のようにＣ量が過大になると歯元の硬さつ
まり芯部の硬さが過大となり芯部の靭性が低下する。ま
た、Ｎｏ、３のようにＣｒ量が不足する（Ｎｏ、３）
と炭化物生成量が不足して表層部の硬さが不十分となり
、またＮｏ、４のようにＣｒ量が過剰になると焼入れ性
が過大となって芯部の硬さが過大となる。そして、Ｎｏ
、５のようにＮｉ量が不足すると焼入れ性が不十分とな
って表層部の硬さが不十分となり、またＮｏ、６のよう
にＮｉ量が過剰となると炭化物生成阻害作用が顕著とな
り表層部の硬さが低下する。
、 １のように合金鋼の材料中のＣ量が不足するとマル
テンサイト基°地中の固溶Ｃが不足して硬さが低下し、
またＮｏ、２のようにＣ量が過大になると歯元の硬さつ
まり芯部の硬さが過大となり芯部の靭性が低下する。ま
た、Ｎｏ、３のようにＣｒ量が不足する（Ｎｏ、３）
と炭化物生成量が不足して表層部の硬さが不十分となり
、またＮｏ、４のようにＣｒ量が過剰になると焼入れ性
が過大となって芯部の硬さが過大となる。そして、Ｎｏ
、５のようにＮｉ量が不足すると焼入れ性が不十分とな
って表層部の硬さが不十分となり、またＮｏ、６のよう
にＮｉ量が過剰となると炭化物生成阻害作用が顕著とな
り表層部の硬さが低下する。
従来材のうちＮｏ、 １５のクロムモリブテン合金鋼（
ＳＣＭ４２０）では、Ｃｒ量は適当であるがＮｉが含ま
れていないので、Ｃｒを含んだ炭化物の生成で低下した
焼入れ性をＮｉで補うことができず、表層部の硬さが低
くなる。また従来材のうちＮｏ、１６のニッケルクロム
モリブテン合金鋼（ＳＮＣＭ４２０）では、Ｃｒ１ｌが
不足し且つ炭化物化。
ＳＣＭ４２０）では、Ｃｒ量は適当であるがＮｉが含ま
れていないので、Ｃｒを含んだ炭化物の生成で低下した
焼入れ性をＮｉで補うことができず、表層部の硬さが低
くなる。また従来材のうちＮｏ、１６のニッケルクロム
モリブテン合金鋼（ＳＮＣＭ４２０）では、Ｃｒ１ｌが
不足し且つ炭化物化。
成阻害作用を持つＮｉ量が過剰であるため、Ｃｒ炭化物
の生成が不十分となり表層部の硬さが低くなる。
の生成が不十分となり表層部の硬さが低くなる。
本案例のように重量比で０．０５〜０．２５％のＣと、
０．５％以下のＳｉと、０．５〜１．５％のＭｎと、０
゜６〜１．８％のＣｒと、０．４〜１．６％のＮｉを含
んでいる合金鋼では、表層部のビッカース硬さがＨｖ＞
８００となり且つ芯部（歯元）のビッカース硬さが２５
０〜４５０の望ましい範囲に入っている。
０．５％以下のＳｉと、０．５〜１．５％のＭｎと、０
゜６〜１．８％のＣｒと、０．４〜１．６％のＮｉを含
んでいる合金鋼では、表層部のビッカース硬さがＨｖ＞
８００となり且つ芯部（歯元）のビッカース硬さが２５
０〜４５０の望ましい範囲に入っている。
上記本案例の高炭素浸炭焼入れ用鋼部材で製作すると、
上記高炭素浸炭焼入れ処理により、ギヤの表層部に浸炭
してＣ量が増加しマルテンサイト基地の硬さが向上する
ばかりでなく、高濃度のＣにより高硬度のＦｅ、ｌ！：
Ｃｒとの複合炭化物が析出して表層部の硬さがＨｖ＞８
００となる。
上記高炭素浸炭焼入れ処理により、ギヤの表層部に浸炭
してＣ量が増加しマルテンサイト基地の硬さが向上する
ばかりでなく、高濃度のＣにより高硬度のＦｅ、ｌ！：
Ｃｒとの複合炭化物が析出して表層部の硬さがＨｖ＞８
００となる。
このＣｒ炭化物の生成により焼入れ性向上に有効なＣｒ
量が減少するが、焼入れ性向上元素である適量のＮｉが
含まれているため十分な焼入れ性が得られ、表層部の硬
さが著しく改善される。
量が減少するが、焼入れ性向上元素である適量のＮｉが
含まれているため十分な焼入れ性が得られ、表層部の硬
さが著しく改善される。
尚、浸炭温度については、少なくともＡ、変態点以上で
あることが必要で、温度が低いと浸炭速度が小さいため
８００℃以上が好ましい。逆に温度が高いとＡ ｃｍ点
の０％が大きくＣポテンシャルを大きくする必要があり
、またコスト及び炉の能力」二も１０５０°Ｃ以下が好
ましい。
あることが必要で、温度が低いと浸炭速度が小さいため
８００℃以上が好ましい。逆に温度が高いとＡ ｃｍ点
の０％が大きくＣポテンシャルを大きくする必要があり
、またコスト及び炉の能力」二も１０５０°Ｃ以下が好
ましい。
浸炭時間については、必要な炭化物生成層及び浸炭深さ
が得られる時間であること。但し、長すぎると浸炭深さ
の過大とともにコスト面でも問題となり２０時間以下が
好ましい。
が得られる時間であること。但し、長すぎると浸炭深さ
の過大とともにコスト面でも問題となり２０時間以下が
好ましい。
Ｃポテンシャルについては、少なくともＡｃ１）点の０
％以上つまり１．０％以上は必要である。（温度が高く
なれば、ｃ、ｐ、も高くする必要がある）但し、３％以
上にすることはコスト・炉の操作上好ましくない。
％以上つまり１．０％以上は必要である。（温度が高く
なれば、ｃ、ｐ、も高くする必要がある）但し、３％以
上にすることはコスト・炉の操作上好ましくない。
以上説明したように、上記実施例の鋼部材によれば、適
量のＣｒとＮｉとで焼入れ性を確保し、高炭素浸炭焼入
れにより表層部のＣ量を増加させなからＦｅとＣｒの複
合炭化物を析出させることが可能となる。焼入れ処理後
には、硬く安定したマルテンサイト組織の基地とするこ
とが出来、芯部の靭性を確保しながら表層部の硬さをＨ
ｖ ＞ ８００に高めることができる。
量のＣｒとＮｉとで焼入れ性を確保し、高炭素浸炭焼入
れにより表層部のＣ量を増加させなからＦｅとＣｒの複
合炭化物を析出させることが可能となる。焼入れ処理後
には、硬く安定したマルテンサイト組織の基地とするこ
とが出来、芯部の靭性を確保しながら表層部の硬さをＨ
ｖ ＞ ８００に高めることができる。
第３図・第４図・第５図は夫々本案例（Ｎｏ、 １４）
・従来材（Ｎｏ、１５） ・従来材（Ｎｏ、１．６）で
製造したギヤの表層部の金属組織の４００倍拡大写真で
あり、第３図の本案例では黒色のマルテンサイト基地組
織中に白色の炭化物が析出しており、第４図の従来材で
は黒色のトルースタイト基地組織中に白色の炭化物が析
出し、第５図の従来材では白色の炭化物の析出量が少な
い。
・従来材（Ｎｏ、１５） ・従来材（Ｎｏ、１．６）で
製造したギヤの表層部の金属組織の４００倍拡大写真で
あり、第３図の本案例では黒色のマルテンサイト基地組
織中に白色の炭化物が析出しており、第４図の従来材で
は黒色のトルースタイト基地組織中に白色の炭化物が析
出し、第５図の従来材では白色の炭化物の析出量が少な
い。
図面は本発明の実施例に係るもので、第１図はファイナ
ルギヤの製造工程説明図、第２図は高炭素浸炭焼入れ及
び再燃焼入れの処理条件を示す線図、第３図は本案例の
金属組織の断面４００倍拡大写真、第４図・第５図は夫
々従来材ＳＣＭ４２０− ＳＮＣＭ４２０の金属組織の
断面４００倍拡大写真である。 特 許 出 願 人 マツダ株式会社第１図 第２図 第３図 第４図 第５図
ルギヤの製造工程説明図、第２図は高炭素浸炭焼入れ及
び再燃焼入れの処理条件を示す線図、第３図は本案例の
金属組織の断面４００倍拡大写真、第４図・第５図は夫
々従来材ＳＣＭ４２０− ＳＮＣＭ４２０の金属組織の
断面４００倍拡大写真である。 特 許 出 願 人 マツダ株式会社第１図 第２図 第３図 第４図 第５図
Claims (1)
- （１）表面炭素濃度が１．０％以上となるように高炭素
浸炭焼入れが施される合金鋼であって、少なくとも、重
量比で０．０５〜０．２５％のＣと、０．５％以下のＳ
ｉと、０．６〜１．８％のＣｒと、０．５〜１．５％の
Ｍｎと、０．４〜１．６％のＮｉとを含んでいることを
特徴とする高炭素浸炭焼入れ用鋼部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62043548A JPS63210258A (ja) | 1987-02-25 | 1987-02-25 | 高炭素浸炭焼入れ用鋼部材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62043548A JPS63210258A (ja) | 1987-02-25 | 1987-02-25 | 高炭素浸炭焼入れ用鋼部材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63210258A true JPS63210258A (ja) | 1988-08-31 |
Family
ID=12666808
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62043548A Pending JPS63210258A (ja) | 1987-02-25 | 1987-02-25 | 高炭素浸炭焼入れ用鋼部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63210258A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6447838A (en) * | 1987-08-13 | 1989-02-22 | Nippon Steel Corp | Curburizing steel |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5935630A (ja) * | 1982-08-24 | 1984-02-27 | Komatsu Ltd | 歯車の熱処理方法 |
-
1987
- 1987-02-25 JP JP62043548A patent/JPS63210258A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5935630A (ja) * | 1982-08-24 | 1984-02-27 | Komatsu Ltd | 歯車の熱処理方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6447838A (en) * | 1987-08-13 | 1989-02-22 | Nippon Steel Corp | Curburizing steel |
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