(57)【要約】【課題】Ｃｒ，　Ｍｏ　等の高価でリサイクルに際し有害となる合金元素を添加せずに窒化層が形成され、高疲労強度化した、窒化層を有する超微細粒鋼を提供する。【解決手段】平均粒径が３μｍ以下のフェライト粒組織を有し、表面に窒化層が形成されている。【選択図】　　　　　図２
2004137561.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
平均粒径が３μｍ以下のフェライト粒組織を有し、表面に窒化層が形成されていることを特徴とする窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項２】
炭化物の析出若しくは固溶元素の添加のいずれか又は両方により窒化時の結晶粒成長が抑制されている請求項１記載の窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項３】
Ｃ量が０．００１ｍａｓｓ％以上である請求項１又は２記載の窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項４】
Ｍｎ，　Ｃｒ，　Ｍｏ，　Ｔｉ，　Ｎｂ，　Ｖ及びＰからなる群から選択される元素が少なくとも一種類添加された請求項１、２又は３いずれかに記載の窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項５】
Ｍｎ量が０．４ｍａｓｓ％以上である請求項４記載の窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項６】
Ｐ量が０．０３５ｍａｓｓ％以上である請求項４又は５記載の窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項７】
Ｃｒ，　Ｍｏ，　Ｔｉ，　Ｎｂ，　Ｖの含有量が合計で０．１ｍａｓｓ％以下の炭素鋼である請求項４、５又は６いずれかに記載の窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項８】
疲労限が母材のビッカース硬さの１．６倍以上である請求項１、２、３、４、５、６又は７いずれかに記載の窒化層を有する超微細粒鋼。
【請求項９】
請求項１、２、３、４、５、６、７又は８いずれかに記載の窒化層を有する超微細粒鋼から形成される成型品、部品又は部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この出願の発明は、窒化層を有する超微細粒鋼に関するものである。さらに詳しくは、この出願の発明は、Ｃｒ，　Ｍｏ　等の高価でリサイクルに際し有害となる合金元素を添加せずに窒化層が形成され、高疲労強度化した、窒化層を有する超微細粒鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】
回転軸等の曲げやねじり応力を受ける金属製部品では、高応力にさらされる表面から疲労き裂が発生し、やがて疲労破壊する。このため、表面を硬化させ、高疲労強度化することは、部品全体を高疲労強度化するのに有効である。また、表面を硬化させることは、耐摩耗性、耐腐食性の観点からも有効である。このことは、フェライト結晶粒径を非常に小さくした高強度、高靱性を有する超微細粒鋼（たとえば、特許文献１参照）についても同様である。
【０００３】
従来、表面硬化のために窒化が考えられているが、そのためには、Ｃｒ，　Ｍｏ，　Ｔｉ，　Ｎｂ等の合金元素を添加し、４５０℃〜５９０℃で０．５〜１００時間加熱保持し、これら合金元素の窒化物を生成させる必要があった（たとえば、非特許文献１参照）。現に、アンモニアガスを用いて純鉄を窒化すると、その表面に数μｍから十数μｍの厚さの膜状の鉄窒化物が形成されるにとどまり、硬化は高々Ｈｖ２５０程度に過ぎない。内部には鉄窒化物の析出がほとんどないか、あるいはわずかに析出しても硬化にはほとんど寄与しない。
【０００４】
しかしながら、Ｃｒ，　Ｍｏ等の合金元素は高価であり、また、リサイクルに際し有害となるため、その添加は避けることが望ましい。
【０００５】
この出願の発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、Ｃｒ，　Ｍｏ　等の高価でリサイクルに際し有害となる合金元素を添加せずに窒化層が形成され、高疲労強度化した、窒化層を有する超微細粒鋼を提供することを解決すべき課題としている。
【０００６】
【特許文献１】
特開２０００−３０９８５０号公報
【非特許文献１】
桑原秀行、博士論文「プラズマによる鉄合金の表面改質に関する研究」、１９９２年１１月、京都大学
【０００７】
【課題を解決するための手段】
この出願の発明は、上記の課題を解決するものとして、平均粒径が３μｍ以下のフェライト粒組織を有し、表面に窒化層が形成されていることを特徴とする窒化層を有する超微細粒鋼（請求項１）を提供する。
【０００８】
またこの出願の発明は、炭化物の析出若しくは固溶元素の添加のいずれか又は両方により窒化時の結晶粒成長が抑制されていること（請求項２）、Ｃ量が０．００１ｍａｓｓ％以上であること（請求項３）、Ｍｎ，　Ｃｒ，　Ｍｏ，　Ｔｉ，　Ｎｂ，　Ｖ及びＰからなる群から選択される元素が少なくとも一種類添加されたこと（請求項４）、Ｍｎ量が０．４ｍａｓｓ％以上であること（請求項５）、Ｐ量が０．０３５ｍａｓｓ％以上であること（請求項６）、Ｃｒ，　Ｍｏ，　Ｔｉ，　Ｎｂ，　Ｖの含有量が合計で０．１ｍａｓｓ％以下の炭素鋼であること（請求項７）、疲労限が母材のビッカース硬さの１．６倍以上であること（請求項８）、以上の窒化層を有する超微細粒鋼から形成される成型品、部品又は部材（請求項９）をそれぞれ一態様として提供する。
【０００９】
以下、実施例を示しつつ、この出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼についてさらに詳しく説明する。
【００１０】
【発明の実施の形態】
単純組成の、平均粒径が３μｍ以下のフェライト粒組織を有する超微細粒鋼は、アンモニアガス雰囲気若しくはアンモニアガスを含む雰囲気中で４５０℃〜５９０℃の温度に０．５〜１００時間保持することにより、表面に窒化層が形成され、表面硬化が起こり、高疲労強度化する。
【００１１】
ここで、フェライト粒組織とは、フェライト粒が主体の組織を意味する。この意味では、フェライト粒組織は、フェライト単相組織でも、第２相として炭化物、パーライト、マルテンサイト、オーステナイトなどを含んでもよい。
【００１２】
なお、この出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼では、Ｍｎ量は０．４ｍａｓｓ％以上とするのが好ましい。Ｍｎ量が０．３７ｍａｓｓ％のＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系若しくはＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系の超微細粒鋼では、５００℃，　１６時間の窒化により表面の硬化が起こるが、深い硬化層までは形成されにくい。Ｍｎ量が０．８３ｍａｓｓ％の場合、超微細粒鋼の表面は硬化し、深い窒化層が形成される。ところで、通常の鋼ではＭｎＳ対策として最低０．４ｍａｓｓ％のＭｎが添加される。以上を考慮してこの出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼では、Ｍｎ量は０．４ｍａｓｓ％以上とするのが好ましい。
【００１３】
Ｃ量が０．００１ｍａｓｓ％〜０．１５ｍａｓｓ％の超微細粒鋼では、５５０℃前後の温度に長時間保持すると、粒成長が生じ、超微細粒組織が崩れやすい。そこで、この出願の発明の鋼の高疲労強度化方法では、Ｃ量を高め、Ｆｅ３Ｃ，　ＮｂＣ，　ＴｉＣ等の炭化物を析出させるか、若しくはＰ（リン），　Ｖ（バナジウム）等の固溶元素を添加するか、又はその両方により粒成長を阻止若しくは抑制することができる。たとえば、５００℃前後の温度で２６時間にも及ぶ長時間の窒化が可能となる。この長時間の窒化により、より深く、高疲労強度化に有効な窒化層が形成される。好ましいＣ量は０．０５ｍａｓｓ％以上である。また、Ｐ量は０．０３５ｍａｓｓ％以上とするのが好ましい。
【００１４】
通常、疲労を考えた場合、窒化による硬化層、すなわち窒化層は、０．５ｍｍ〜１．０ｍｍ程度であり、十分に表面を硬化させた場合、粗粒鋼では窒化層直下の母地から疲労破壊が生じる。窒化材全体の疲労強度は、一般に、疲労破壊の起点部の応力と母地の疲労強度から律則される強度で決まるが、この出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼は、上記法則から期待される疲労強度よりもはるかに高い疲労強度が得られる。それというのも、窒化により超微細粒鋼に形成される窒化層は、粗粒鋼の窒化層よりも硬化するためである。したがって、超微細粒鋼は、高強度、高靱性をあわせ持つばかりでなく、窒化により高疲労強度が付与される。
【００１５】
そして、表面硬さの上昇は耐摩耗性の向上に繋がる。つまり、窒化層には大きな圧縮応力が付与されているのであり、残存する圧縮応力が摺動による引張応力を打ち消し、超微細粒鋼表面に負荷される引張応力が相対的に小さくなるのである。また、この出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼は、窒化温度において結晶粒の成長が阻止若しくは抑制されるため、摩擦により発生する熱に対しても特性劣化が起こりにくい。したがって、この出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼は、良好な耐摩耗性を示す。
【００１６】
この出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼は、バルク状、粉末状のいずれとすることができる。
【００１７】
Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系若しくはＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系の鋼粉末を窒化すると、粉末の強度は、バルク状の超微細粒鋼に形成される窒化層と同程度の強度を示す。したがって、窒化粉末を焼結することにより得られるバルク体もまた高強度材料となり得る。この場合、焼結は、たとえば、窒素ガス、アンモニアガスを単独若しくは混合したガス、又はそのいずれかのガスに水素ガスを添加し、全圧力を２気圧以下とした雰囲気中で、０．１ＭＰａ以上の圧縮応力を負荷し、１２００℃以下の温度域にして行うことができる。また、焼結を行う際には、すべての粉末が窒化されている必要はなく、たとえば、焼結助剤として純鉄粉末を配合することができる。さらに、鋼粉末の粒径が２０μｍ以下の粉末を用いる場合、前述の粒成長抑制効果を発現させるために、２μｍ以下の粒径のＴｉＮ，　ＴｉＣ等のセラミックス粉末を添加することができる。
【００１８】
このように、この出願の発明の窒化層を有する超微細粒鋼は、高強度、高靱性に加え、高疲労強度、優れた耐摩耗性が付与されたものとなり、各種成型品、部品、部材への適用範囲を広げるものとして実用化が期待される。
【００１９】
【実施例】
【００２０】
【表１】
2004137561.tif 000003
【００２１】
【表２】
2004137561.tif 000004
【００２２】
表１に実施例で使用した材料の化学成分とフェライト粒径を、表２に機械的性質を示した。Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系粗粒鋼０．００２ＣとＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系粗粒鋼０．２５Ｃは、フェライト粒径が約２０μｍで、フェライト・パーライト組織を有する。Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系粗粒鋼０．４５Ｃは焼戻しマルテンサイト組織を有する。超微細粒鋼は、微細フェライト粒と炭化物が分散したフェライト組織を有する。この超微細粒鋼については、溝ロール圧延により１８ｍｍ×１８ｍｍの角棒に成形した。
【００２３】
表２に示したように、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼０．０５Ｃ並びにＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系粗粒鋼０．１５Ｃ，　０．４５Ｃ，　０．７５Ｃ，　０．９０Ｃにおいては、炭素量の増加にともない、図９（ａ）（ｂ）に示したように、粒状の炭化物が増加するため、炭化物の析出強化により引張強度及びビッカース硬さは増加している。Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系超微細粒鋼０．１５Ｃ−０．１Ｐと０．４５−０．１Ｐにおいては、同じＣ量を有するＰ無添加超微細粒鋼と比べると、引張強度及びビッカース硬さは大きくなっている。これは、Ｐの固溶強化による。
【００２４】
Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．００２Ｃ粗粒鋼とＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼を５５０℃×２６時間の条件でプラズマ窒化した。図１は、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．００２Ｃ粗粒鋼の窒化層組織を示したＦＥ−ＳＥＭ写真である。このＦＥ−ＳＥＭ写真からフェライト粒内に筋状の窒化物が形成されていることが確認される。
【００２５】
図２は、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．００２Ｃ粗粒鋼とＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼の素材と窒化層表面のビッカース硬さを示した棒グラフである。ビッカース硬さは、プラズマ窒化した厚さ１ｍｍの板の表面に１ｋｇの荷重を加えて測定した。単純組成のＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系鋼でも窒化により硬化し、超微細粒鋼はより大きく硬化することが確認される。
【００２６】
図３は、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼の疲労試験片における窒化後の硬さ分布を示したグラフである。窒化条件は、上記と同じ５５０℃×２６時間のプラズマ窒化であり、疲労試験片は、試験部の直径φが６ｍｍの砂時計型とした。ビッカース硬さの測定は、０．２ｋｇの荷重下で行った。図３のグラフに示した硬さ分布より、窒化層は約１ｍｍ程度と推定される。また、窒化後の母地は、窒化前の素材よりも硬さが低下していることが確認される。これは、窒化の際に母地が粗粒化したことが原因と考えられ、実際、図４の窒化後の母地組織を示したＦＥ−ＳＥＭ写真から確認されるように、フェライト粒径が５μｍ〜１０μｍの大きさまで粗大化していた。
【００２７】
図５、図６は、それぞれ、Ｍｎが０．３７ｍａｓｓ％、０．８３ｍａｓｓ％添加されたＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系０．２５Ｃ，　０．４５Ｃ粗粒鋼（いずれも直径１６ｍｍの丸棒）に５００℃×１６時間の条件で窒化した後の硬さ分布を示したグラフである。純鉄と同様に、Ｍｎ量が０．３７ｍａｓｓ％である０．２５Ｃ粗粒鋼においては、表面の硬さは高くなっているが、表面以外の内部では硬さは上昇していない。これに対し、Ｍｎ量が０．８３ｍａｓｓ％である０．４５Ｃ粗粒鋼においては内部の硬さも上昇し、１ｍｍ程度の深い窒化層が形成されていることが確認される。Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系鋼においても窒化が可能であることが理解される。また、表１に示したように、他のすべての粗粒鋼と細粒鋼はＭｎ量が１．４３ｍａｓｓ％以上であるが、すべて１ｍｍ程度の窒化層が形成された。したがって、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系やＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系の単純組成の超微細粒鋼では、深い有効な窒化層、すなわち硬化層を形成するためには、Ｍｎ量が０．３７ｍａｓｓ％以上必要であると理解される。
【００２８】
図７は、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼の素材と窒化材の疲労試験の結果を比較して示したグラフである。疲労試験には、クラウゼ型回転曲げ疲労試験機及び試験部の直径φが６ｍｍの砂時計型試験片を使用した。なお、窒化材は、研磨により表面を０．１ｍｍ程度除去し、窒化の際に導入された欠陥を除去した。図７から確認されるように、窒化材は、母地が粗大化しているにもかかわらず、疲労強度が素材に比べて大きく向上しており、素材の疲労限が３７５ＭＰａであるのに対し、窒化材の疲労限は６４０ＭＰａとなった。窒化材の母地の硬さはＨＶ１６０程度であり、実験式
疲労限＝１．６×ビッカース硬さ
を用いると、母材の疲労限は、１．６×１６０＝２５６［ＭＰａ］と推定される。窒化層の厚さを１ｍｍとし、直径φ６ｍｍ（半径３ｍｍ）の試験片の回転曲げ試験における応力勾配を考慮すると、窒化層直下に作用する応力振幅σａ′は、表面の公称応力振幅σａに対し、σａ′／σａ＝（３−１）／３≒０．６７となる。したがって、母地硬さと応力勾配から見積もられる窒化材の疲労限は、２５６／０．６７＝３８２［ＭＰａ］程度であるが、実際の窒化材の疲労限は上記のとおり６４０ＭＰａであり、母地硬さから予想される疲労限よりはるかに大きく高疲労強度化されていることが確認される。上記と同様な見積もりを素材について測定された疲労限の３７６ＭＰａを用いて行うと、図３に示した結果より素材と同じ硬さを示す窒化深さは約０．６ｍｍであり、σａ′／σａ＝（３−０．６）／３＝０．８となり、したがって、予測される窒化材の疲労限は、３７５／０．８＝４６９［ＭＰａ］となる。実際の窒化材の疲労限６４０ＭＰａはこの予想値よりも大きいことが理解される。
【００２９】
以上のように、超微細粒鋼では窒化にともない多少粗粒化しても、疲労強度に関し、大きな窒化の効果が得られる。ただ、実際の部品・部材を考慮すると、母材は窒化によっても超微細粒組織を維持し、強度を保つことが望まれる。
【００３０】
そこで、図８にＦｅ３Ｃによる粒成長効果について調べた結果を示した。具体的には、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系超微細粒鋼から作製した、試験部の直径６ｍｍの疲労試験片を用い、窒化時の高温・長時間保持を模擬し、通常の電気炉を使って３０時間まで５００℃に保持した後の硬さ変化を測定した。図８のグラフに示したように、Ｃ量が低い０．０５Ｃ（０．０５Ｃｍａｓｓ％）超微細粒鋼、　０．１５Ｃ（０．１５Ｃｍａｓｓ％）超微細粒鋼では３時間程度の高温保持で硬さがＨｖ２００程度まで低下し、粗粒化が確認された。これに対し、Ｃ量の高い０．４５（０．４５Ｃｍａｓｓ％）超微細粒鋼では、３０時間保持しても硬さの低下はわずかであり、粗粒化の兆候を示さない。０．７５Ｃ超微細粒鋼、０．９０Ｃ超微細粒鋼についても同様の結果が得られた。
【００３１】
図９（ａ）（ｂ）は、それぞれ、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系０．１５Ｃ超微細粒鋼、０．４５Ｃ超微細粒鋼の窒化前の母材組織を示したＦＥ−ＳＥＭ写真である。前述のとおり、０．４５Ｃ超微細粒鋼では多数のＦｅ３Ｃ（白い斑点）が析出している。このＦｅ３Ｃ析出物の粒成長抑制効果により０．４５Ｃ超微細粒鋼は粗粒化しなかったと推定される。また、両超微細粒鋼においてフェライト粒径は１μｍ以下であることが確認される。
【００３２】
図１０は、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系０．１５Ｃ超微細粒鋼に０．１ｍａｓｓ％のＰを添加した０．１５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼における粒成長抑制効果を示したグラフである。図１０から確認されるように、０．１５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼では、０．１５Ｃ超微細粒鋼に比べ、硬さの低下はわずかであり、粗粒化が抑制されている。これは、固溶したＰの粒成長抑制効果によるものと推定される。
【００３３】
以上の結果から、炭化物若しくは固溶元素の粒成長効果により粗粒化を阻止若しくは抑制して超微細粒組織を維持し、高強度を保ったままで長時間の窒化が可能であると結論される。
【００３４】
粒成長抑制効果を利用した超微細粒鋼の窒化の有効性をさらに確認するために、Ｆｅ３Ｃ析出物を利用したＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系超微細粒鋼０．４５Ｃ、Ｐの固溶を利用した０．１５Ｃ−０．１Ｐ及びその両方を利用した０．４５Ｃ−０．１Ｐを実際に窒化し、疲労試験を行った。窒化は、５００℃×１６時間の条件のプラズマ窒化とした。疲労試験には、試験部の直径６ｍｍの砂時計型試験片、クラウゼ型回転曲げ試験機を使用し、１本の試験片につき１０７回を単位とするステップワイズ試験を行い、疲労限のみを求めた。図１１は、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系超微細粒鋼０．４５Ｃ−０．１Ｐを窒化した後の硬さ分布を示したグラフである。この図１１に示したグラフから確認されるように、０．４５Ｃ−０．１Ｐ窒化材では、母地でもＨｖ３００程度を示しており、超微細粒組織が維持されている。また、各窒化材の疲労試験結果は表３に示したとおりである。
【００３５】
【表３】
2004137561.tif 000005
【００３６】
窒化後の疲労限は０．４５Ｃ超微細粒鋼で７００ＭＰａ、０．１５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼で７８０ＭＰａ、０．４５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼で７００ＭＰａとなった。表２に示したように、それぞれの母地のビッカース硬さは３００，　３０８，　３３９であるので、疲労限／母地のビッカース硬さの比はそれぞれ２．３３，　２．５３，　２．０６となり、すべて１．６以上となっている。
【００３７】
ところで、超微細粒鋼０．４５Ｃ及び０．１５Ｃ−０．１Ｐは表面起点の疲労破壊であったのに対し、０．４５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼は内部の介在物起点の疲労破壊であった。このことから、超微細粒鋼０．４５Ｃ及び０．１５Ｃ−０．１Ｐでは窒化組織のもつ本来の疲労限が得られたが、０．４５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼は、上記のとおり、介在物起点型の疲労破壊が起こったため、疲労限が低下していると理解される。たとえば高清浄化技術を利用するなどして介在物の寸法を小さくし、介在物起点型の疲労破壊が生じないようにすれば、０．４５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼は、硬さが高いことから、０．１５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼の７８０ＭＰａを上回る疲労限が得られると期待される。
【００３８】
なお、硬さが高いほど優れた耐摩耗性が得られる。図２に示したように、素材と窒化層の硬さの差は、粗粒鋼より超微細粒鋼の方が２倍以上大きい。このことは、換言すれば、超微細粒鋼を窒化すると、粗粒化鋼に期待される以上の硬さの上昇が起こり、超微細粒鋼は優れた耐摩耗性を有することを意味する。また、図２と図１１の比較から、Ｆｅ３Ｃ等の炭化物の析出、Ｐ等の固溶元素の添加は、それぞれ、析出強化、固溶強化により窒化層の硬さを上昇させるため、より一層超微細粒鋼の耐摩耗性が向上することが見込まれる。
【００３９】
しかも、図８、図１０及び図１１に示したように、窒化温度においても粒成長はしない。このことから、摩擦により熱が発生しても、窒化温度程度までの摩擦面の温度上昇に対しては超微細粒組織を維持可能であり、強度の低下はない若しくは小さく、良好な耐摩耗性が得られると考えられる。
【００４０】
もちろん、この出願の発明は、以上の実施形態及び実施例によって限定されるものではない。鋼の化学成分、窒化条件、窒化方式などの細部については様々な態様が可能であることはいうまでもない。
【００４１】
【発明の効果】
以上詳しく説明した通り、この出願の発明によって、Ｃｒ，　Ｍｏ　等の高価でリサイクルに際し有害となる合金元素を添加せずに窒化層が形成され、高疲労強度化した、窒化層を有する超微細粒鋼が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】５５０℃×２６時間の条件でプラズマ窒化したＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．００２Ｃ粗粒鋼の窒化層組織を示したＦＥ−ＳＥＭ写真である。
【図２】５５０℃×２６時間の条件でプラズマ窒化したＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．００２Ｃ粗粒鋼とＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼の素材と窒化層表面のビッカース硬さを示した棒グラフである。
【図３】Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼の疲労試験片における窒化後の硬さ分布を示したグラフである。
【図４】５５０℃×２６時間の条件でプラズマ窒化したＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼の窒化後の母地組織を示したＦＥ−ＳＥＭ写真である。
【図５】Ｍｎ量０．３７ｍａｓｓ％含有のＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系０．２５Ｃ粗粒鋼に５００℃×１６時間の条件で窒化した後の硬さ分布を示したグラフである。
【図６】Ｍｎ量０．８３ｍａｓｓ％含有のＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系０．４５Ｃ粗粒鋼に５００℃×１６時間の条件で窒化した後の硬さ分布を示したグラフである。
【図７】Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ系０．０５Ｃ超微細粒鋼の素材と窒化材の疲労試験の結果を比較して示したグラフである。
【図８】Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系超微細粒鋼のＦｅ３Ｃによる粒成長抑制効果を示したグラフである。
【図９】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系０．１５Ｃ　超微細粒鋼、０．４５Ｃ超微細粒鋼の窒化前の母材組織を示したＦＥ−ＳＥＭ写真である。
【図１０】Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系０．１５Ｃ超微細粒鋼に０．１ｍａｓｓ％のＰを添加した０．１５Ｃ−０．１Ｐ超微細粒鋼における粒成長抑制効果を示したグラフである。
【図１１】Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系超微細粒鋼０．４５Ｃ−０．１Ｐを窒化した後の硬さ分布を示したグラフである。
【図１】
2004137561.tif 000006
【図２】
2004137561.tif 000007
【図３】
2004137561.tif 000008
【図４】
2004137561.tif 000009
【図５】
2004137561.tif 000010
【図６】
2004137561.tif 000011
【図７】
2004137561.tif 000012
【図８】
2004137561.tif 000013
【図９】
2004137561.tif 000014
【図１０】
2004137561.tif 000015
【図１１】
2004137561.tif 000016