WO2007015514A1

WO2007015514A1 - 有層Ｆｅ基合金及びその製造方法

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Publication number: WO2007015514A1
Application number: PCT/JP2006/315297
Authority: WO
Inventors: Toshimasa Kumaki; Kazuo Matsushita; Mitsuo Kuwabara; Masanori Kosugi
Original assignee: Honda Motor Co., Ltd.
Priority date: 2005-08-02
Filing date: 2006-08-02
Publication date: 2007-02-08
Also published as: MY146096A

Abstract

　ＳＫＨ５１（Ｆｅ基合金）からなる予備成形体の表面に、Ａｌと、Ｃｒ等の粉末を塗布する。この塗布は、例えば、粉末を有機溶媒に分散させて調製された塗布剤を塗布することによって行われる。塗布剤には、還元剤を混合するようにしてもよい。塗布後、予備成形体を熱処理すれば、前記金属の炭化物が形成される。さらに、予備成形体に対して窒化処理を施すことにより、前記炭化物、窒化物及びＡｌＮが母材中に拡散することによって形成された拡散層２０を有する有層Ｆｅ基合金が得られる。その後、仕上げ加工を行うことにより、所定の形状の熱間鍛造加工用パンチ１０が作製される。

Description

明細書

有層 Fe基合金及びその製造方法

技術分野

[0001] 本発明は、 Fe基合金力もなる母材の表面に、炭化物及び窒化物を含み且つ前記母材に比して高硬度である拡散層が設けられた有層 Fe基合金及びその製造方法に関する。

背景技術

[0002] Fe基合金である鋼材の耐摩耗性や耐食性、強度等の諸特性を向上させる目的で、物理的気相成長 (PVD)法や化学的気相成長 (CVD)法、メツキ、陽極酸化等によつて、該鋼材の表面に皮膜が設けられることがある。し力しながら、この場合、皮膜の形成に長時間を要し、し力も、皮膜形成コストが大きいという不具合がある。

[0003] そこで、浸炭、浸硫、窒化、炭窒化等の様々な表面処理を施すことにより、皮膜を設けることなく鋼材の表面の諸特性を向上させることが広汎に実施されている（例えば、特開 2003— 129216号公報、特開 2003— 239039号公報参照）。また、特開平 5— 171442号公報には、ショットピーユングやショットブラスト等の機械的処理を施して表面に lOkgfZcm² (およそ 0. IMPa)の圧縮応力を付与することにより、カロェ用刃具の耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが提案されている。

[0004] さらに、特許第 3083292号公報、特開 2004— 323891号公報では、 Fe— A1合金の耐食性に着目し、熱処理を施すことによって鋼材に A1を拡散浸透させることが試みられている。これを実現するべぐ特許第 3083292号公報においては、 A1粉末又は A1合金粉末と Ti粉末又は Ti合金粉末とを鋼材に塗布して加熱処理することが提案され、一方、特開 2004— 323891号公報においては、 A1粉末又は A1合金粉末と金属酸化物、金属窒化物、金属炭化物、金属ホウ化物の少なくともいずれかとの混合粉末を鋼材に塗布して加熱処理することが提案されている。

[0005] し力しな力 Sら、特開 2003— 129216号公報、特開 2003— 239039号公報、特開平 5— 171442号公報に記載されたような従来技術で諸特性が向上するのは、金属材の表面に限られる。例えば、窒化ゃ浸炭等では、元素が拡散するのは金属材の表面力も僅かに数/ z m、最大でも 200 m程度であり、それより内部の諸特性を向上させることは困難である。このため、耐摩耗性ゃ耐欠損性が著しく向上するとは言い難い側面がある。

[0006] し力も、従来技術に係る処理方法では、形成された窒化層等と母材である金属材との間に界面が存在する。このため、界面に応力集中が起こるような条件下では、界面カゝら脆性破壊が起こることが懸念される。

[0007] また、特許第 3083292号公報、特開 2004— 323891号公報記載の技術においても、 A1の拡散浸透深さが 100 m程度であることから、金属材の内部深くまで諸特

'性を向上させることは困難である。

発明の開示

[0008] 本発明の一般的な目的は、内部深くまで硬度及び強度が向上した有層 Fe基合金を提供することにある。

[0009] 本発明の主たる目的は、物性の変化がなだらかであるために応力集中が起こり難く

、脆性破壊が生じ難、有層 Fe基合金を提供することにある。

[0010] 本発明の別の目的は、上記した有層 Fe基合金を得ることが可能な製造方法を提供することにある。

[0011] 本発明の一実施形態によれば、 Fe基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

前記窒化物として少なくとも A1Nが含まれ、

前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金が提供される。

[0012] 本発明に係る有層 Fe基合金においては、母材である Fe基合金の内部深くまで炭化物、 A1Nを含む窒化物が拡散しているので、内部まで優れた硬度及び強度を示す

。し力も、この有層 Fe基合金には、拡散層と母材との間に界面が存在しない。このため、応力集中が起こり難いので、脆性破壊が生じ難くなる。

[0013] また、窒化物や炭化物等が存在することに伴って圧縮残留応力が付与されるが、本発明においては、炭化物や窒化物が、最表面を基点として 0. 5mm以上の深さまで拡散している。従って、内部深くまで圧縮残留応力を大きくすることができる。なお、炭化物や窒化物の濃度が最表面から内部になるに従って漸次的に減少するため、圧縮残留応力も漸次的に減少する。この点からも、応力集中が回避される。

[0014] 金属の炭化物の好適な例としては、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの炭化物を挙げることができる。また、 A1N以外の窒化物の好適な例としては、これらの金属の窒化物が挙げられる。

[0015] この中の炭化物は、金属元素を Mで表すとき、糸且成式が M C又は M Cであること

6 23 6 が好ましい。組成式力 Sこのように表される炭化物は、 Fe基合金の硬度を向上させる効果に特に優れる力である。

[0016] 炭化物は、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの少なくともいずれ力 1種と、 Feとの固溶体が炭化物化したものであってもよい。この場合、上記したような金属炭化物の相対量が低減するので、金属炭化物が過度に生成して脆性が上昇することを抑制することができる。

[0017] 好ましい固溶体の炭化物は、金属元素を Mで表すとき、その組成式が（Fe, M) C

6 又は（Fe， M) Cで表されるものである。

23 6

[0018] 以上の点は、下記においても同様である。

[0019] 本発明の別の一実施形態によれば、 Fe基合金カゝらなる母材と、前記母材中を炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記窒化物として少なくとも A1Nが含まれる有層 Fe基合金の製造方法であって、

Fe基合金の表面に A1粉末を含む金属粉末を塗布する工程と、

前記粉末が塗布された前記 Fe基合金を熱処理する工程と、

熱処理が施された前記 Fe基合金に対して窒化処理を施す工程と、

を有する有層 Fe基合金の製造方法が提供される。

[0020] このような工程を経ることにより、厚みの大きい拡散層を形成することができるとともに、拡散層と母材との間に界面が存在しない有層 Fe基合金を製造することができる。得られた有層 Fe基合金は、拡散層が存在するために硬度及び強度に優れる。

[0021] 本発明のまた別の一実施形態によれば、 Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し

[0022] なお、この有層 Fe基合金では、 A1Nが窒化物として含まれていてもよぐ含まれていなくともよい。

[0023] 本発明のさらに別の一実施形態によれば、 Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金の製造方法であって、 Fe基合金の表面に A1粉末を含む金属粉末を塗布する工程と、

前記 Fe基合金に対して窒化ガス雰囲気中で窒化処理を施す工程と、

を有する有層 Fe基合金の製造方法が提供される。

[0024] すなわち、この場合、拡散のための熱処理と窒化処理とが同時に行われる。

[0025] 本発明のさらにまた別の一実施形態によれば、 Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することに伴って硬度が漸次的に減少するとともに、最表面から深さ 0 . 1mmに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差がビッカース硬度の値で 10%以内である有層 Fe基合金が提供される。

[0026] 硬度差が小さい鋼材では、歪みが小さくなり、疲労強度が一層大きくなる。このため、通常の窒化処理が施された鋼材に比して長寿命化を図ることができる。

[0027] 本発明のさらにまた別の一実施形態によれば、 Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することに伴って硬度が漸次的に減少するとともに、最表面から深さ 0. 1mmに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差がビッカース硬度の値で 10%以内である有層 Fe基合金の製造方法であって、

Fe基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、

前記金属粉末が塗布された前記 Fe基合金を熱処理する工程と、

前記 Fe基合金の表面に金属粉末を再塗布する工程と、

金属粉末が再塗布された前記 Fe基合金に対して窒化処理を施す工程と、を有する有層 Fe基合金の製造方法が提供される。

[0028] すなわち、この場合、金属粉末が塗布された後に熱処理が行われ、さらに、金属粉末が再塗布された後に窒化処理が行われる。このような工程を経ることにより、最表面から深さ 0. 1mmに至るまでの部位 (最表面近傍）内での硬度差が小さくなる。従つて、歪みが小さく疲労強度が大きな有層 Fe基合金を得ることができる。

[0029] その上、この製造方法によれば、厚みの大きい拡散層を形成することができるとともに、拡散層と母材との間に界面が存在しない有層 Fe基合金を製造することができる。し力も、 Fe基合金の形状に関わらず、任意の部位の諸特性を向上させることが可能である。得られた有層 Fe基合金は、拡散層が存在するために硬度及び強度に優れる。

[0030] 本発明のさらにまた別の一実施形態によれば、パーライト組織を含む Fe基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

[0031] 本発明のさらにまた別の一実施形態によれば、トルースタイト組織又はソルバイト組織を含む Fe基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金が提供される。

[0032] すなわち、上記 2種の有層 Fe基合金は、焼入処理及び焼戻処理が施されたこと〖こ伴って形成された組織を含む。焼戻温度力 00°C未満である場合にはパーライト組織が形成され、 400°C以上である場合にはトルースタイト組織又はソルバイト組織が形成される。

[0033] 焼入処理が施された Fe基合金は高硬度を呈し、焼戻処理が施された Fe基合金では脆性が改善される。従って、上記 2種の Fe基合金は、高硬度を示す一方、優れた脆性を示す。

[0034] 本発明のさらにまた別の一実施形態によれば、パーライト組織を含む Fe基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金の製造方法であって、

Fe基合金に対して焼入処理を施した後、該 Fe基合金を 150°C以上 400°C未満に加熱して焼戻処理を行う工程と、

前記 Fe基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、

前記 Fe基合金に対して窒化処理を施す工程と、

を有する有層 Fe基合金の製造方法が提供される。

[0035] 本発明のさらにまた別の一実施形態によれば、トルースタイト組織又はソルバイト組織を含む Fe基合金からなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金の製造方法であって、

Fe基合金に対して焼入処理を施した後、該 Fe基合金を 400°C以上 Acl変態点以下に加熱して焼戻処理を行う工程と、

前記 Fe基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、

前記 Fe基合金に対して窒化処理を施す工程と、

を有する有層 Fe基合金の製造方法が提供される。

[0036] すなわち、本発明によれば、焼戻温度を変更することによって母材に含まれる組織を相違させることができる。特に、焼戻処理によってトルースタイト組織又はソルバイト組織を析出させる操作 (調質)を行った場合、高靱性を示す有層 Fe基合金が得られる。

[0037] ここで、本発明における有層 Fe基合金の製造方法には、いわゆる調質材を使用する場合も含まれるものとする。調質材は、焼入処理の後に 400°C未満 Acl変態点以下の温度で焼戻処理が施されて市販され、その金属組織にはトルースタイト組織又はソルバイト組織が含まれる。すなわち、調質材を使用する場合、焼入処理及び焼戻処理が予め行われた状態で入手し、その後に残余の工程を実施するのであるから、結局、上記の工程のすべてを実施することになる。

[0038] そして、上記したような工程を経ることにより、厚みの大きい拡散層を形成することができるとともに、拡散層と母材との間に界面が存在しない有層 Fe基合金を製造することができる。得られた有層 Fe基合金は、拡散層が存在するために硬度及び強度に優れる。

図面の簡単な説明

[0039] [図 1]図 1は、有層 Fe基合金である熱間鍛造加工用パンチの概略全体斜視図である

[図 2]図 2は、図 1の熱間鍛造加工用パンチの要部拡大縦断面図である。

[図 3]図 3は、図 1の熱間鍛造加工用パンチの製造過程を示すフロー説明図である。

[図 4]図 4は、窒化処理が施された後の各鋼材における深さと圧縮残留応力との関係を示すグラフである。

[図 5]図 5は、第 1実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチの切断面の表面力内部に指向して測定したピツカース硬度を示すグラフである。

[図 6]図 6は、第 2実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチの切断面の表面力内部に指向して測定したピツカース硬度を示すグラフである。

[図 7]図 7は、第 3実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチの製造過程を示すフロー説明図である。

[図 8]図 8は、第 3実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチの切断面の表面力内部に指向して測定したピツカース硬度を示すグラフである。

[図 9]図 9は、第 4実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチの製造過程を示すフロー説明図である。 [図 10]図 10は、第 4実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチの切断面の表面から内部に指向して測定したピツカース硬度を示すグラフである。

発明を実施するための最良の形態

[0040] 以下、本発明に係る有層 Fe基合金及びその製造方法につき好適な実施の形態を挙げ、添付の図面を参照して詳細に説明する。

[0041] 第 1実施形態に係る有層 Fe基合金からなる熱間鍛造加工用パンチの概略全体斜視図を図 1に示す。この熱間鍛造加工用パンチ 10は、 SKH51を原材料 (母材)として作製されたものであり、大径部 12と、該大径部 12に連接されてテーパ状に縮径した縮径部 14と、小径部 16と、該小径部 16の一端部から突出形成されて湾曲した湾曲突出部 18とを有する。このうちの湾曲突出部 18及び小径部 16の先端の側壁部が、図示しないダイのキヤビティ内に収容されたワークを押圧して、該ワークを所定の形状に成形させる。すなわち、小径部 16の先端部と湾曲突出部 18は、ワークを押圧する成形部である。

[0042] ここで、成形部近傍の断面を拡大して図 2に示す。該図 2から諒解されるように、成形部の表層部には、母材である SKH51中を金属の炭化物及び窒化物が拡散してなる拡散層 20が存在して、る。

[0043] また、成形部の最表面近傍には、さらに、窒素が拡散浸透している。すなわち、拡散層 20における最表面近傍には、炭化物及び窒化物の他、窒化処理によって形成されるいわゆる窒化層（窒素拡散層）の形態で、下地である母材に窒素が含まれる。

[0044] 炭化物な!/、し窒化物を形成する金属元素の好適な例としては、 Cr、 W、 Mo、 V、 N i、 Mnを挙げることができる。このような金属元素の炭化物及び窒化物が拡散した拡散層 20は、析出硬化型複合材と同様の機構に基づいて、高硬度及び高強度を示す

[0045] さらに、拡散層 20における最表面近傍には、上記したように、窒素が拡散浸透することによって形成された窒化層が存在する。このため、熱間鍛造加工用パンチ 10〖こおいて、拡散層 20が存在する成形部では、拡散層 20が存在しない大径部 12や縮径部 14等に比して、硬度及び強度が高くなる。換言すれば、拡散層 20が設けられた成形部は、他の部位に比して高硬度及び高強度となる。 [0046] 炭化物は、金属元素を Mで表すとき、糸且成式が M Cで表される炭化物であっても

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よいが、 Cr C、 W C、 Mo C等のように M Cで表される炭化物や、 M Cで表される

6 6 6 6 23 6 炭化物である方が好ましい。この場合、硬度及び強度を向上させる効果に最も優れているからである。

[0047] なお、 M Cや M Cが過度に多量に存在すると、熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10が脆性

6 23 6

を示すようになる。そこで、 Feと上記金属元素の固溶体の炭化物を生成することが好ましい。すなわち、炭化物は、 (Fe, M) Cや、（Fe, M) C等で表されるものであつ

6 23 6

てもよい。このような炭化物を生成させた場合、 M Cや M Cの相対量が低減するの

6 23 6

で、熱間鍛造加工用パンチ 10が脆性を示すことを確実に回避することができるようになる。

[0048] 例えば、鋼材の C量が大き!/、場合、これらの組成式で表されるものの他、 WC、 VC 、 Mo C、 Cr C等が炭化物として存在することもある。

2 3 4

[0049] また、窒化物の好適な例としては、上記した Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの窒化物が挙げられる。この中、 Crは特に好ましい。さらに、本実施の形態においては、これらの窒化物に加え、 A1Nも拡散層 20に含まれる。このような窒化物は、微細な炭化物と析出オーステナイトとの間に介在するように存在する。

[0050] ここで、拡散層 20の厚み、換言すれば、炭化物及び窒化物の拡散距離は、該熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10の最表面からの深さが少なくとも 0. 5mm (500 m)に達しており、通常は3〜7111111 (3000〜7000 μ m)、最大では 15mm (15000 μ m)に達することがある。この値は、窒化ゃ浸炭等における元素の拡散距離が数十/ z m、大きくても 200 /z m程度であるのに対し、著しく大きい。すなわち、本実施の形態においては、炭化物及び窒化物を、従来技術に係る表面処理方法によって導入された元素に比して著しく深い部位にまで拡散させることができる。

[0051] さらに、第 1実施形態においては、拡散層 20の厚みと略同等の深さまで A1Nが拡散している。換言すれば、 A1Nは、最表面力も少なくとも 0. 5mmの深さに到達しており、このため、拡散層 20は、 A1Nを含んだ形態となっている。なお、 A1Nは、炭化物及び他の窒化物に比して深、位置まで拡散して、てもよ、。

[0052] このような拡散層 20が設けられた成形部では、炭化物が拡散した深さまで母材の硬度が向上する。すなわち、熱間鍛造加工用パンチ 10の内部まで硬度及び強度が上昇し、その結果、内部の耐摩耗性が向上するとともに、変形し難くなる。

[0053] 拡散層 20には、上記した炭化物や窒化物の他、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mn等のような炭窒化物が含まれて、てもよ、。

[0054] なお、後述するように、拡散層 20は、母材の表面から拡散された金属元素が炭化物及び窒化物を生成することによって形成される。このため、炭化物及び窒化物の濃度は、表面で最も高ぐ母材の内部に指向するにつれて漸次的に減少する。

[0055] また、炭化物及び窒化物の濃度がこのように漸次的に減少するため、拡散層 20と母材との間に明確な界面は存在しない。このため、応力集中が起こることを回避することができるので、金属元素を拡散させることに伴って脆性が増すことを回避することができる。なお、図 2においては、拡散層 20が存在することを明確にするため、拡散層 20と母材との間に便宜的に境界線を付して、る。

[0056] このように構成された熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10は、ワークに対して熱間鍛造加工が施される際に使用され、この際には、該熱間鍛造加工用パンチ 10の成形部がヮークを押圧する。上記したように、該成形部は、拡散層 20が存在するために高硬度及び高強度であり、且つ靱性が確保されている。従って、該成形部は、鍛造加工を繰り返し行っても摩耗し難ぐしカゝも、欠損が生じ難い。すなわち、長寿命を確保することができる。

[0057] この熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10は、以下のようにして製造することができる。

[0058] 先ず、図 3Aに示す SKH51からなる円筒体形状のワーク Wに対して、図 3Bに示すように、バイト 30による切削加工を施し、熱間鍛造加工用パンチ 10の形状に対応する形状の予備成形体 32とする。

[0059] 次に、この予備成形体 32の成形部の表面に、図 3Cに示すように、拡散させる金属の粉末を塗布する。

[0060] 拡散させる金属粉末は、炭化物及び窒化物を形成して鋼材の硬度を上昇させる金属と、 A1である。 A1以外の金属の好適な例は、上記したように、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnである。特に、 Crが存在する場合には窒化層が深くなるので好適である。また、 Mo、 Niが存在すると、熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10の伸びが向上するという利点が得られる。

[0061] 粉末の塗布は、該粉末を溶媒に分散させて調製した塗布剤 34を塗布することによつて行う。溶媒としては、アセトンやアルコール等、容易に蒸発する有機溶媒を選定することが好ましい。そして、この溶媒に、 W、 Cr等の粉末を分散させる。

[0062] ここで、母材である SKH51の表面には、通常、酸化物膜が形成されている。この状態で A1や Cr等を拡散させるには、 A1や Cr等が酸ィ匕物膜を通過できるように、多大な熱エネルギを供給しなければならない。これを回避するために、塗布剤 34に、酸ィ匕物膜を還元することが可能な還元剤を混合することが好ましい。

[0063] 具体的には、酸化物膜に対して還元剤として作用し、且つ SKH51とは反応しない物質を溶媒に分散ないし溶解させる。還元剤の好適な例としては、ニトロセルロース、ポリビュル、アクリル、メラミン、スチレンの各榭脂を挙げることができる力特にこれらに限定されるものではない。なお、還元剤の濃度は、 5%程度とすればよい。

[0064] 以上の物質が溶解ないし分散された塗布剤 34は、図 3Cに示すように、刷毛 36を使用する刷毛塗り法によって成形部の表面に塗布される。勿論、刷毛塗り法以外の公知の塗布技術を採用するようにしてもよい。

[0065] 次いで、成形部の表面に塗布剤 34が塗布された予備成形体 32に対して熱処理を施す。この熱処理は、図 3Dに示すように、バーナー火炎 38を予備成形体 32の一端面側から当てることによって施すこともできる。勿論、熱処理炉内において不活性雰囲気中で熱処理するようにしてもょ、。

[0066] この昇温の過程では、 250°C程度で還元剤が分解し始め、炭素や水素が生成する。予備成形体 32の酸化物膜は、この炭素や水素の作用下に還元されて消失する。このため、 A1や Cr等が酸ィ匕物膜を通過する必要がなくなるので、拡散に要する時間を短縮することができるとともに、熱エネルギを低減することができる。

[0067] さらに昇温を続行すると、母材である SKH51の構成元素である C、 Feや、還元剤が分解することによって生成した Cと、 Cr等とが反応して、 Cr C、 Cr C等が生成す

6 23 6

る。 Feが関与した場合には、（Fe, Cr) C、 (Fe, Cr) C等も生成する。

6 23 6

[0068] 生成した Cr C、 (Fe, Cr) C等の炭化物の一部は即座に分解し、 Fe、 Crに戻る。こ

6 6

のうち、 Crは、次に、母材のより内部側に存在する該母材の構成元素である C、 Feや、該母材のより内部側に遊離状態で存在する Cと結合して、新たに Cr C、 (Fe, Cr)

6 6

C等を生成する。この Cr C、 (Fe, Cr) Cも即座に分解して Crに戻った後、母材の一

6 6

層内部側に存在する該母材の構成元素である C、 Feや、該母材の一層内部側に遊離状態で存在する Cと結合して、再度 Cr C、 (Fe, Cr) C等を生成する。このようにし

6 6

て炭化物が分解、生成を繰り返すことにより、該炭化物が母材の内部深くまで拡散する。

[0069] その一方で、 A1は、 SKH51の結晶構造に格子欠陥を生じさせ、この格子欠陥を介して拡散を促進する。そして、 A1以外の未反応金属もこの格子欠陥を介して拡散する。換言すれば、 A1が格子欠陥を生じることにより、金属の一部が炭化物を形成する前に予備成形体 32の内部に拡散する。

[0070] このようして、母材の内部に Cr C、 Al、 Cr等を拡散させることができる。

6

[0071] 次に、この予備成形体 32に対し、例えば、塩浴窒化を施す。この場合、窒化条件を 550°C、 14時間とすればよい。

[0072] 塩浴窒化に使用される溶融塩は、対流性が良好である他、熱伝達性が均一である、高密度であることから、予備成形体 32及び塗布剤 34を迅速に加熱することができる。また、熱伝導率が高いので予備成形体 32が内部深くまで加熱され、このため、予備成形体 32の表面に浸透した Nを源として、該予備成形体 32の内部深くまで多量の Nを拡散させることが可能となる。さらに、設備投資を低廉化することもできるという禾 IJ点がある。

[0073] 塩浴窒化により、予備成形体 32の内部に拡散した A1や Cr等が窒化し、 A1N、 CrN が生成する。また、炭化物の一部も窒化されて炭窒化物となる。これにより、拡散層 2 0が形成される（図 2参照)。さらに、予備成形体 32の内部に窒素が拡散浸透することに伴い、拡散層 20の最表面近傍には、窒化層も形成される。

[0074] なお、炭化物、窒化物、炭窒化物の濃度は漸次的に減少し、拡散到達終端部と母材との間に明確な界面が生じることはない。このため、圧縮残留応力がなだらかに変化するので、特定箇所に応力が集中することが回避される。その結果、脆性破壊が生じることを回避することができるので、拡散層 20が形成された成形部の靱性を確保することちでさる。 [0075] ここで、金属粉末が塗布されることなく塩浴窒化処理が施された鋼材、及び金属粉末として A1と Crを含む混合粉末が塗布された後に上記の手順を経た鋼材における深さと圧縮残留応力との関係をグラフにして図 4に示す。なお、図 4中の A1の数値は、混合粉末において A1が占める重量％である。この図 4から、 A1と Crを含む混合粉末を塗布した後に窒化処理を施すことにより、圧縮残留応力を向上させることができることが明らカゝである。

[0076] 勿論、塩浴窒化に代えてイオン窒化を行うようにしてもよい。この場合、例えば、窒化処理炉を陽極、予備成形体 32を陰極として所定電圧の直流電圧を印加する一方、窒素等の窒化ガスを所定圧力で供給し、 520°Cで 10時間保持すればよい。イオン窒化では、窒化ガスイオンが高速に加速されて予備成形体 32に衝突するスパッタ現象が生じることで窒化が進行する。

[0077] 以上の窒化処理により、拡散層 20に多量の窒化物が存在するようになるので、予備成形体 32の圧縮残留応力が大きくなるとともに硬度が上昇する。その結果、割れやクラックに対する耐性が向上した熱間鍛造加工用パンチ 10が得られる。

[0078] 熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10では、鍛造力卩ェの際にワークからの押圧を受けることに伴い、該押圧方向に沿って圧縮圧力が印加されるため、圧縮残留応力が大きいことが好ましい。すなわち、窒化処理によれば、鍛造加工に適した熱間鍛造加工用パンチ 10を設けることが可能となる。

[0079] なお、窒化処理を行う前に、表面に残留した金属粉末や不純物を除去するようにしてもよいし、表面 (拡散層 20)を若干研削するようにしてもよい。これにより窒化処理が円滑且つ効率的に進行するようになる。表面力 Nが拡散し易くなる力である。その結果、膜質の制御が容易となるとともに、窒化処理に要する時間を短縮することができる。この効果は、イオン窒化の場合に特に顕著となる。

[0080] さらに、窒化処理を複数回行うようにしてもよい。

[0081] 熱間鍛造加工用パンチ 10には、熱間鍛造加工を実施する際にワーク力もの押圧を受けることにより、押圧方向に略直交する方向に沿って該熱間鍛造加工用パンチ 10 を押し広げようとする応力、換言すれば、引っ張り応力が作用する。本実施の形態によれば、熱間鍛造加工用パンチ 10の内部深くまで圧縮残留応力を大きくすることができるので、該熱間鍛造加工時の引っ張り応力への耐性を大きくすることができる。

[0082] 拡散層 20の厚み、特に、 A1Nの拡散距離は、最大で表面から 15mm程度の深さまで及び、最表面での圧縮残留応力は、 1200MPaに達することがある。

[0083] 最後に、図 3Eに示すように、予備成形体 32に対してバイト 30で仕上げ力卩ェを行い、熱間鍛造加工用パンチ 10とする。

[0084] 上記と同様にして、 Moや V、 Niの炭化物、窒化物を母材の内部に拡散させることもできる。

[0085] このようにして得られた熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10を長手方向に沿って切断し、切断面における表面側から内部に指向して測定したビッカース硬度を、金属粉末を塗布することなく窒化処理した SKH51とともに図 5に示す。なお、この場合、塗布物は、重量比で III族金属： IV族金属： VI族金属： VII族金属： VIII族金属： Al= 2： 13： 2 6 : 20 : 31 : 4の割合で混合したものを、エポキシ榭脂 10 %のアセトン溶液に添カ卩して調製した。また、塗布は刷毛塗りによって行い、塗布物の厚みは lmmとした。さらに、塗布物を自然乾燥させた後、 1000〜1180°Cで 2時間保持することによって焼入処理を行い、次に、 500〜600°Cで 2時間保持して焼戻処理を行った。

[0086] 図 5から、通常の窒化処理では最表面から 0. 07mm程度までし力硬度が上昇せず以降は略一定の硬度を示すのに対し、本実施の形態では、最表面から 0. 5mmを超えるまで高硬度を示し、し力も、緩やかに減少していることが明らかである。

[0087] 図 5には、窒化処理を 2回行った場合も併せて示す。この場合、窒化処理を 1回のみとした場合に比してビッカース硬度で 50程度の上昇が認められた。すなわち、窒化処理を複数回行うことで表面の圧縮残留応力を一層向上させることが可能となり、結局、熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10として一層好ましいものとなる。

[0088] 第 1実施形態では、塗布剤を塗布して熱処理を施した後に窒化処理を行うようにしているが、塗布剤を塗布した後に熱処理と窒化処理とを同時に行うようにしてもよい。又は、熱処理を施した後に塗布剤を塗布し、しカゝる後、窒化処理を行うようにしてもよい。さらに、塗布剤を塗布して熱処理を施した後、塗布剤を再塗布して窒化処理を再度行うようにしてもよい。以下、各々を第 2〜第 4実施形態とし、熱間鍛造加工用パンチを例として説明する。すなわち、第 2〜第 4実施形態に係る各熱間鍛造加工用パンチ (有層 Fe基合金)の成形部近傍にも、拡散層が設けられて！/ヽる。

[0089] 第 2実施形態において、拡散層は、母材である SKH51中を金属の炭化物及び窒化物が拡散してなる。また、成形部の最表面近傍には、窒素が拡散浸透している。すなわち、拡散層における最表面近傍には、炭化物及び窒化物の他、窒化処理によつて形成される、わゆる窒化層（窒素拡散層）の形態で、下地である母材に窒素が含まれる。第 2実施形態では、窒化物として A1Nが含まれていてもよぐ含まれていなくてちょい。

[0090] 第 2実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチは、以下のようにして製造することができる。

[0091] 先ず、図 3Aに示す SKH51からなる円筒体形状のワーク Wに対し、図 3Bに示すように、バイト 30による切削加工を施し、熱間鍛造加工用パンチ 10の形状に対応する形状の予備成形体 32とする。

[0092] 次に、この予備成形体 32の成形部の表面に、図 3Cに示すように、拡散させる金属の粉末を塗布する。粉末の塗布は、該粉末を溶媒に分散させて調製した塗布剤 34 を塗布することによって行えばよい。なお、第 2実施形態においても、上記した理由から、 A1粉末を混合することが好ましいが、混合しなくとも特に差し支えはない。

[0093] 次、で、成形部の表面に塗布剤 34が塗布された予備成形体 32に対し、例えば、図 3Dに示すバーナー火炎 38によって熱処理を施す。勿論、熱処理炉内において不活性雰囲気中で熱処理するようにしてもょヽ。

[0094] 次、で、この予備成形体 32に対し、窒化ガス雰囲気下で熱処理を施す。すなわち、 NHガス等の存在下に窒化処理を実施する。これに伴い、予備成形体 32の内部

3

に拡散した A1や Cr等が窒化して A1N、 CrNが生成し、その結果、拡散層が形成される。なお、拡散層には、炭化物の一部が窒化された炭窒化物が含まれていてもよい。さらに、予備成形体 32の内部に窒素が拡散浸透することに伴い、拡散層の最表面近傍には、窒化層も形成される。

[0095] 最後に、図 3Eに示すように、予備成形体 32に対してバイト 30で仕上げ力卩ェを行い、熱間鍛造加工用パンチ 10とする。

[0096] このようにして得られた熱間鍛造力卩ェ用パンチを長手方向に沿って切断し、切断面における表面側から内部に指向して測定したビッカース硬度を、金属粉末を塗布することなく窒化処理した SKH51とともに図 6に示す。なお、この場合、塗布物は、重量比で ΠΙ族金属： IV族金属： VI族金属： VII族金属： VIII族金属： A1 = 2 : 13 : 26 : 2 0 : 31 :4の割合で混合したものを、エポキシ榭脂 10%のアセトン溶液に添カロして調製した。また、塗布は刷毛塗りによって行い、塗布物の厚みは lmmとした。さらに、塗布物を自然乾燥させた後、 1000〜1180°Cで 2時間保持することによって焼入処理を行い、次に、 500〜600°Cで 2時間保持して焼戻処理を行った。

[0097] 図 6から、通常の窒化処理では最表面から 0. 07mm程度までし力硬度が上昇せず以降は略一定の硬度を示すのに対し、第 2実施形態では、最表面から 0. 5mmを超えるまで高硬度を示し、し力も、緩やかに減少していることが明らかである。

[0098] 第 3実施形態においても、拡散層は、母材の表面から拡散された金属元素が炭化物及び窒化物を生成することによって形成される。ここで、第 3実施形態では炭化物や窒化物を拡散させるための操作が 2回行われるので、拡散層においては、最表面近傍で炭化物や窒化物が高濃度に偏在し、母材の内部に指向するにつれて漸次的に減少する。このため、熱間鍛造加工用パンチの硬度は、最表面近傍で最も高ぐ内部深くになるにつれて漸次的に低下する。

[0099] そして、上記したように、拡散層の最表面近傍で炭化物や窒化物が高濃度に偏在しているので、該最表面近傍では、硬度をはじめとする諸特性が略同等となる。具体的には、通常の窒化処理が施された鋼材では、最表面でのビッカース硬度が 1150 程度であっても、 0. 05mmの深さでは 900を下回る。これに対し、本実施の形態に係る有層 Fe基合金では、最表面でのビッカース硬度が 1150程度であれば、深さ 0. lmmに至るまでのビッカース硬度は、最低でも 1035である。すなわち、本実施の形態においては、最表面から深さ 0. lmmに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差がビッカース硬度の値で 10%以内である。

[0100] 硬度差力このように小さい有層 Fe基合金 (熱間鍛造力卩ェ用パンチ)では、歪みが小さくなる。また、疲労強度が大きくなるという利点が得られる。

[0101] 第 3実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチは、以下のようにして製造することができる。なお、第 1及び第 2実施形態と同様に行われる操作'作業や、処理時の進行過程にっ、ては詳細な説明を省略する。

[0102] 先ず、図 7Aに示す SKH51からなる円筒体形状のワーク Wに対して、図 7Bに示すように、バイト 30による切削加工を施し、熱間鍛造加工用パンチ 10の形状に対応する形状の予備成形体 32とする。

[0103] 次に、この予備成形体 32の成形部の表面に、図 7Cに示すように、拡散させる金属の粉末を塗布する。粉末の塗布は、該粉末を溶媒に分散させて調製した塗布剤 34 を塗布することによって行えばよい。なお、第 3実施形態においても、上記した理由から、 A1粉末を混合することが好ましいが、混合しなくとも特に差し支えはない。

[0104] 次、で、成形部の表面に塗布剤 34が塗布された予備成形体 32に対し、例えば、図 7Dに示すバーナー火炎 38によって熱処理を施す。勿論、熱処理炉内において不活性雰囲気中で熱処理するようにしてもょヽ。

[0105] 次に、この予備成形体 32の表面に、図 7Eに示すように、塗布剤 34、すなわち、上記したような金属の粉末を再度塗布する。再塗布は、 1度目の塗布と同様の手法で行えばよい。 1度目の塗布剤 34と 2度目の塗布剤 34とでは、金属の種類を相違させてもよい。

[0106] 次に、塗布剤 34が再塗布された予備成形体 32に対し、図 7Fに示すように、ガス窒ィ匕、イオン窒化、塩浴窒化、プラズマ窒化等の公知の手法によって窒化処理を施す。この中、塩浴窒化及びイオン窒化が特に好適である。窒化条件は、塩浴窒化の場合、例えば、 550°C、 14時間とすればよい。

[0107] 窒化処理時に加熱されることにより、上記の機構に基づいて、再塗布された金属粉末が炭化物に可逆的に変化しながら予備成形体 32の内部に拡散する。その一方で、窒化処理により、予備成形体 32の内部に拡散した A1や Cr等が窒化し、 A1N、 CrN が生成する。また、炭化物の一部も窒化されて炭窒化物となる。これにより、拡散層が形成される。

[0108] この拡散層では、深さ 0. 1mm程度まで炭化物、窒化物、炭窒化物が高濃度で偏在している。従って、最表面から深さ 0. 1mmに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差力ビッカース硬度の値で 10%以内となる。

[0109] さらに、予備成形体 32の内部に窒素が拡散浸透することに伴い、拡散層 20の最表面近傍には、窒化層も形成される。

[0110] 最後に、図 7Gに示すように、予備成形体 32に対してバイト 30で仕上げ力卩ェを行い、熱間鍛造加工用パンチとする。

[0111] 図 7に示す手順で得られた熱間鍛造加工用パンチ 10を長手方向に沿って切断し、切断面における表面側から内部に指向して測定したビッカース硬度を、金属粉末を塗布することなく窒化処理した SKH51、金属粉末の塗布を 1回のみ塗布した後に窒化処理を施した SKH51とともに図 8に示す。なお、金属粉末を塗布するいずれの場合においても、塗布物として、重量比で III族金属: IV族金属: VI族金属: VII族金属： VIII族金属： Al= 2： 13： 26： 20： 31： 4の割合で混合したものを、エポキシ榭脂 10 %のアセトン溶液に添加して調製したものを用いた。また、塗布は刷毛塗りによって行い、塗布物の厚みは lmmとした。さらに、塗布物を自然乾燥させた後、 1000〜1 180°Cで 2時間保持することによって焼入処理を行い、次に、 500〜600°Cで 2時間保持して焼戻処理を行った。

[0112] 図 8から、通常の窒化処理では最表面力 0. 07mm程度までし力硬度が上昇せず以降は略一定の硬度を示すのに対し、本実施の形態では、最表面から 1. Ommを超えるまで高硬度を示し、し力も、緩やかに減少していることが明らかである。

[0113] また、図 8によれば、金属粉末を 2回にわたって塗布することにより、塗布を 1回のみ行う場合に比して最表面近傍、すなわち、最表面から深さ 0. lmmに至るまでの部位の硬度を略一定とすることができることも分かる。具体的には、この部位における最高硬度は 1150であり、最低硬度は 1100である。このように硬度差が小さい鋼材では、歪みが小さくなり、疲労強度が大きくなる。

[0114] すなわち、金属粉末を 2回にわたって塗布した場合、硬度や強度を内部深くまで向上させることができるのみならず、歪みが小さく疲労強度が大きな、従って、一層長寿命である熱間鍛造力卩ェ用パンチ 10を得ることができる。

[0115] 第 4実施形態では、母材の SKH51中に、フェライトとセメンタイトを含む層状組織、すなわち、パーライト組織が存在することが認められる。このパーライト組織は、後述する焼入処理'焼戻処理によって形成されたものである。

[0116] また、第 4実施形態においても、成形部の表層部に、 SKH51中を金属の炭化物及び窒化物が拡散してなる拡散層が存在する。この成形部の最表面近傍には、さらに

、窒素が拡散浸透し、窒化層（窒素拡散層）が形成されている。そして、第 4実施形態では、各種窒化物は、微細な炭化物とパーライト組織との間に介在するように存在する。

[0117] 第 4実施形態に係る熱間鍛造加工用パンチは、以下のようにして製造することができる。なお、第 1〜第 3実施形態と同様に行われる操作 ·作業や、処理時の進行過程につ、ては詳細な説明を省略する。

[0118] 先ず、図 9Aに示す SKH51からなる円筒体形状のワーク Wに対し、図 9Bに示すように、バイト 30による切削加工を施し、熱間鍛造加工用パンチ 10の形状に対応する形状の予備成形体 32とする。

[0119] 次に、この予備成形体 32に対し、図 9Cに示すように、焼入処理'焼戻処理を施す

[0120] 焼入処理は、周知のように、亜共析鋼では Ac3変態点以上、過共析鋼では Acl変態点以上の温度に加熱した後、油等の冷却剤で冷却することによって実施される。これにより予備成形体 32の金属組織中のオーステナイトがマルテンサイトに変態し、その結果、予備成形体 32の硬度や強度が向上する。

[0121] し力しながら、焼入処理を施したのみでは、予備成形体 32が脆性を呈する。焼戻処理は、この脆性を改善するべく実施される。

[0122] 焼戻処理が実施されることに伴い、マルテンサイトが熱力学的に安定なフェライトとセメンタイトに変化する。これらが層状に並列することにより、パーライト組織が形成される。すなわち、パーライト組織を含む予備成形体 32が得られる。

[0123] この場合、焼戻処理時の温度は 150°C以上 400°C未満に設定される。勿論、焼戻脆性が生じる温度を避けることが好ましい。例えば、本実施の形態においては、 SK H51が高速度工具鋼であることから、 150〜250°C、又は 350°C以上 400°C未満とするとよ、。

[0124] 次に、図 9Dに示すように、予備成形体 32の成形部の表面に、拡散させる金属の粉末を塗布する。粉末の塗布は、該粉末を溶媒に分散させて調製した塗布剤 34を塗布することによって行えばよい。なお、第 4実施形態においても、上記した理由から、 Al粉末を混合することが好ましいが、混合しなくとも特に差し支えはない。

[0125] 次に、成形部の表面に塗布剤 34が塗布された予備成形体 32に対し、例えば、図 9

Dに示すバーナー火炎 38によって熱処理を施す。勿論、熱処理炉内において不活性雰囲気中で熱処理するようにしてもょ、。

[0126] 次に、この予備成形体 32に対して、ガス窒化、イオン窒化、塩浴窒化、プラズマ窒化等の公知の手法によって窒化処理を施す。この中、塩浴窒化又はイオン窒化が特に好適である。窒化条件は、塩浴窒化の場合、例えば、 550°C、 14時間とすればよい。

[0127] 窒化処理により、予備成形体 32の内部に拡散した A1や Cr等が窒化し、 A1N、 CrN が生成する。また、炭化物の一部も窒化されて炭窒化物となる。これにより、拡散層が形成される。さらに、予備成形体 32の内部に窒素が拡散浸透することに伴い、拡散層の最表面近傍には、窒化層も形成される。

[0128] 最後に、図 9Fに示すように、予備成形体 32に対してバイト 30で仕上げ力卩ェを行い、熱間鍛造加工用パンチとする。

[0129] なお、母材は、パーライト組織に替えてトルースタイト組織又はソルバイト組織を含むものであってもよい。この場合、図 9Cにおける焼戻温度を 400°C以上とすればよい。

[0130] 第 4実施形態では、このように、焼戻温度を相違させることにより、予備成形体 32の金属組織を構成する主組織を相違させることができる。なお、本発明において、母材にトルースタイト組織又はソルバイト組織が含まれる有層 Fe基合金を製造する方法には、調質材を使用して図 9D以降に示される工程を行う場合を含むものとする。調質材は、焼入処理の後に 400°C未満 Ac 1変態点以下の温度で焼戻処理が施されて巿販されていることから、入手前に焼入処理及び焼戻処理が予め行われたものとみなせるからである。勿論、市販の調質材を入手した後に焼入処理及び焼戻処理を行う必要は特にない。

[0131] トルースタイト組織又はソルバイト組織を形成した場合、熱間鍛造加工用パンチが一層優れた靱性を示す。すなわち、いわゆる調質を行うことにより、高硬度でありながら優れた靱性を示す熱間鍛造加工用パンチが得られるという利点がある。 [0132] 図 9の手順で得られた熱間鍛造加工用パンチを長手方向に沿って切断し、切断面における表面側から内部に指向して測定したビッカース硬度を、金属粉末を塗布することなく窒化処理した SKH51とともに図 10に示す。なお、この場合、塗布物は、重量比で ΠΙ族金属： IV族金属： VI族金属： VII族金属： VIII族金属： A1 = 2 : 13 : 26 : 2 0 : 31 :4の割合で混合したものを、エポキシ榭脂 10%のアセトン溶液に添カロして調製した。また、塗布は刷毛塗りによって行い、塗布物の厚みは lmmとした。さらに、塗布物を塗布する前、 1000〜1180°Cで 2時間保持することによって焼入処理を行い、次に、 500〜600°Cで 2時間保持して焼戻処理を行った。すなわち、この場合、母材にはソルバイト組織が含まれる。

[0133] 図 10から、通常の窒化処理では最表面力も 0. 07mm程度までし力硬度が上昇せず以降は略一定の硬度を示すのに対し、第 4実施形態では、最表面から 1. Ommを超えるまで高硬度を示し、し力も、緩やかに減少していることが明らかである。

[0134] 第 2〜第 4実施形態のいずれにおいても、拡散層の厚み、特に、 A1Nの拡散距離は、最大で表面から 15mm程度の深さまで及び、最表面での圧縮残留応力は、 120 OMPaに達することがある。

[0135] また、第 1実施形態と同様に、炭化物、窒化物、炭窒化物の濃度は漸次的に減少し、拡散到達終端部と母材との間に明確な界面が生じることはない。このため、圧縮残留応力がなだらかに変化するので、特定箇所に応力が集中することが回避される。その結果、脆性破壊が生じることを回避することができるので、拡散層 20が形成された成形部の靱性を確保することもできる。

[0136] なお、上記した実施の形態においては、有層 Fe基合金として熱間鍛造加工用パンチを例示して説明したが、特にこれに限定されるものではなぐパンチをはじめとする冷間な、し温間鍛造加工用金型や、その他の部材であってもよ、ことは、うまでもない。

[0137] また、炭化物は、組成式が M Cで表されるものであってもよいし、これ以外の組成

7 3

式で表されるものであってもよ、。

Claims

請求の範囲

[1] Fe基合金力なる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

前記窒化物として少なくとも A1Nが含まれ、

前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することを特徴とする有層 Fe基合金。

[2] 請求項 1記載の有層 Fe基合金にぉ、て、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mn の少なくともいずれ力 1種の炭化物であり、且つ前記窒化物として Cr、 W、 Mo、 V、 N i、 Mnの窒化物の少なくともいずれか 1種をさらに含むことを特徴とする有層 Fe基合金。

[3] 請求項 2記載の有層 Fe基合金にお、て、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 M C又は M Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

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[4] 請求項 1記載の有層 Fe基合金において、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mn の少なくともいずれ力 1種と Feとの固溶体の炭化物であり、前記窒化物が Cr、 W、 M o、 V、 Ni、 Mnの窒化物の少なくともいずれ力 1種であることを特徴とする有層 Fe基合金。

[5] 請求項 4記載の有層 Fe基合金におヽて、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 (Fe, M) C又は (Fe, M) Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

6 23 6

[6] Fe基合金力なる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記窒化物として少なくとも A1Nが含まれ、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金の製造方法であって、 Fe基合金の表面に A1粉末を含む金属粉末を塗布する工程と、

を有することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[7] 請求項 6記載の製造方法にお、て、前記金属粉末として、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 M nの少なくともいずれか 1種の粉末を使用することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[8] Fe基合金力なる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

[9] 請求項 8記載の有層 Fe基合金にぉ、て、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mn の少なくともいずれ力 1種の炭化物であり、且つ前記窒化物として Cr、 W、 Mo、 V、 N i、 Mnの窒化物の少なくともいずれか 1種であることを特徴とする有層 Fe基合金。

[10] 請求項 9記載の有層 Fe基合金において、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 M C又は M Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

6 23 6

[11] 請求項 8記載の有層 Fe基合金において、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mn の少なくともいずれ力 1種と Feとの固溶体の炭化物であり、前記窒化物が Cr、 W、 M o、 V、 Ni、 Mnの窒化物の少なくともいずれ力 1種であることを特徴とする有層 Fe基合金。

[12] 請求項 11記載の有層 Fe基合金において、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 (Fe, M) C又は (Fe, M) Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

6 23 6

[13] 請求項 8記載の有層 Fe基合金において、前記窒化物として A1Nを含むことを特徴とする有層 Fe基合金。

[14] Fe基合金力なる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金の製造方法であって、

を有することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[15] 請求項 14記載の製造方法にぉ、て、前記金属粉末として、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの少なくともいずれか 1種の粉末を使用することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[16] 請求項 14記載の製造方法にお、て、前記金属粉末として A1が混合された混合粉末を使用することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[17] Fe基合金力なる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することに伴って硬度が漸次的に減少するとともに、最表面から深さ 0

. 1mmに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差がビッカース硬度の値で 10%以内であることを特徴とする有層 Fe基合金。

[18] 請求項 17記載の有層 Fe基合金において、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 M nの少なくともいずれ力 1種の炭化物であり、且つ前記窒化物として Cr、 W、 Mo、 V、

Ni、 Mnの窒化物の少なくともいずれか 1種をさらに含むことを特徴とする有層 Fe基合金。

[19] 請求項 18記載の有層 Fe基合金において、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 M C又は M Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

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[20] 請求項 17記載の有層 Fe基合金において、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 M nの少なくともいずれか 1種と Feとの固溶体の炭化物であり、前記窒化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの窒化物の少なくともいずれ力 1種であることを特徴とする有層 Fe 基合金。

[21] 請求項 20記載の有層 Fe基合金にお、て、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 (Fe, M) C又は (Fe, M) Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

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[22] 請求項 17記載の有層 Fe基合金において、前記窒化物として A1Nを含むことを特徴とする有層 Fe基合金。

[23] Fe基合金力なる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少することに伴って硬度が漸次的に減少するとともに、最表面から深さ 0. 1mmに至るまでの部位における最高硬度と最低硬度との差がビッカース硬度の値で 10%以内である有層 Fe基合金の製造方法であって、 Fe基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、

前記 Fe基合金の表面に金属粉末を再塗布する工程と、

金属粉末が再塗布された前記 Fe基合金に対して窒化処理を施す工程と、を有することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[24] 請求項 23記載の製造方法にぉ、て、前記金属粉末として、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、

Mnの少なくともいずれか 1種の粉末を使用することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[25] 請求項 23記載の製造方法にぉヽて、前記金属粉末として A1が混合された混合粉末を使用することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[26] パーライト組織を含む Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側力も炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

[27] 請求項 26記載の有層 Fe基合金にぉ、て、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 M nの少なくともいずれ力 1種の炭化物であり、且つ前記窒化物として Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの窒化物の少なくともいずれか 1種をさらに含むことを特徴とする有層 Fe基合金。

[28] 請求項 27記載の有層 Fe基合金にぉヽて、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 M C又は M Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

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[29] 請求項 26記載の有層 Fe基合金にぉ、て、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 M nの少なくともいずれか 1種と Feとの固溶体の炭化物であり、前記窒化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの窒化物の少なくともいずれ力 1種であることを特徴とする有層 Fe 基合金。

[30] 請求項 29記載の有層 Fe基合金におヽて、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 (Fe, M) C又は (Fe, M) Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

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[31] 請求項 26記載の有層 Fe基合金において、前記窒化物として A1Nを含むことを特徴とする有層 Fe基合金。

[32] トルースタイト組織又はソルバイト組織を含む Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、

[33] 請求項 32記載の有層 Fe基合金にぉ、て、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 M nの少なくともいずれ力 1種の炭化物であり、且つ前記窒化物として Cr、 W、 Mo、 V、

[34] 請求項 33記載の有層 Fe基合金におヽて、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 M C又は M Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

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[35] 請求項 32記載の有層 Fe基合金にぉ、て、前記炭化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 M nの少なくともいずれか 1種と Feとの固溶体の炭化物であり、前記窒化物が Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの窒化物の少なくともいずれ力 1種であることを特徴とする有層 Fe 基合金。

[36] 請求項 35記載の有層 Fe基合金におヽて、金属元素を Mで表すとき、前記炭化物の組成式は、 (Fe, M) C又は (Fe, M) Cであることを特徴とする有層 Fe基合金。

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[37] 請求項 32記載の有層 Fe基合金において、前記窒化物として A1Nを含むことを特徴とする有層 Fe基合金。

[38] パーライト組織を含む Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側力も炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金の製造方法であって、

前記 Fe基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、

前記 Fe基合金に対して窒化処理を施す工程と、を有することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[39] 請求項 38記載の製造方法にお、て、前記金属粉末として、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの少なくともいずれか 1種の粉末を塗布することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[40] 請求項 38記載の製造方法にお、て、前記金属粉末として A1が混合された混合粉末を使用することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[41] トルースタイト組織又はソルバイト組織を含む Fe基合金力もなる母材と、前記母材の表面側から炭化物及び窒化物が拡散することによって形成され且つ前記母材に比して高硬度な拡散層とを有し、前記拡散層では、深さ方向に深くなるにつれて前記炭化物と前記窒化物の濃度が漸次的に減少する有層 Fe基合金の製造方法であつて、

前記 Fe基合金の表面に金属粉末を塗布する工程と、

前記 Fe基合金に対して窒化処理を施す工程と、

を有することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[42] 請求項 41記載の製造方法にお、て、前記金属粉末として、 Cr、 W、 Mo、 V、 Ni、 Mnの少なくともいずれか 1種の粉末を塗布することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。

[43] 請求項 41記載の製造方法におヽて、前記金属粉末として A1が混合された混合粉末を使用することを特徴とする有層 Fe基合金の製造方法。