Technical Data
神谷啓一郎* Effect of Compound Layer on Residual Stress of Nitrocarburized Medium Carbon Ferritic-Pearlitic Steel Keiichiro Kamiya
Synopsis
Gas nitrocarburizing improves bending fatigue strength of steel by rising the surface hardness and adding the compressive residual stress.In this study, gas nitrocarburizing in which nitriding potential K , and hold time were varied was carried out for medium carbon steel, and microstructure and residual stress distribution in the steel  were investigated. Results obtained are as follows. 1) In the case of K x =1.7, the diffusion rule can explain compound layer thickness, hardness distribution, and nitrogen concentration distribution. However, in the case of K x =0.4, formation of a compound layer is delayed in the first stage of the treatment, and it is unable to explain only by the diffusion rule. 2) Residual stress of nitrocarburized medium carbon steel shows the maximum of 600 MPa in compound layer. However, even if compound layer thicknesses, hardness distributions, and nitrogen concentration distributions are equivalent, the maximum of compressive residual stress has as difference in the peak value and the peak position according to K xs, and it is considered that the structural difference of compound layer has influenced. 3) The maximum compressive residual stress in compound layer can be arranged by the thickness of the compound layer except porous region. There is also a tendency for the maximum compressive residual stress to rise as intensity fraction of i' in compound layer increases.鋼の表面改質法の一つであるガス軟窒化処理は, NH,と浸炭性ガスとの混合雰囲気で窒化物を形成する処理であり，鋼表面に生じる硬質の鉄密化物層（以下，化合物層という）および窒素拡散層（以下，拡散層という）により耐摩耗性・耐焼付性・耐食性などを向上させ,表面硬さの上昇や圧縮残留応力の付与により曲げ疲労強度を向上させる処理である. また, 処理温度が773 K ～ 873 K程度と低く，相変態を伴わないため，寸法変化やひずみが生じにくいという特長もあり，クランクシャフトなどの炭茶鋼部品や，工具や金型などの合金鋼製品にも幅広く利用されている.軟室化材の曲げ疲労強度の向上に寄与する圧縮残留応力は，化合物層や拡散層といった組織の性状に支配される。ガス軟室化材の組織制御については,処理雰囲気と平衡する鋼の状態がLehrerらによって報告されておりり，炉内での窒化反応は（1）式で表され，また窒化2013年5月24日受付*大同特殊鋼株研究開発本部(Daido Corporate Research & Development Center, Daido Steel Co., Ltd.)ポテンシャル（以下K,という）が（2）式のように定義されている. このK,を制御することによって,  ε相(Fe ~ 3N),  y 相(Fe N),鉄窒化物が生じない状態を選択することができる. NH 3 →  (N) +3/2H  …………………………………………  (1) K N =P NH3/P H2しかしながら，雰囲気中のK,を迅速に測定する手法が存在せず,従来のガス軟窒化処理では,温度・時間・雰囲気ガス流量により処理雰囲気を制御してきた.この方法では，組織の複数の因子が同時に変化してしまうため，組織の性状から軟窒化材の残留応力について議論した報告は少なく，特に残留応力に関しては，合金鋼および炭茶鋼》について調査した報告はあるものの, その相関関係は複数の因子が複雑に影響した結果とされており，因子それぞれについての知見は少ない.このような状態の中，処理中の炉内の水茶濃度を高精度で測定できる水茶センサーが開発されたことで，炉内のK,をフィードバック制御し，任意の軟窒化組織を作製して，特性への影響を評価することが可能になりつつある. そこで本稿では, 中炭茶鋼であるS30Cを対象に，一定温度下でK, ・保持時間を変化させた処理を施し，化合物層の構成（ε - γ 量比）と厚さを変化させた軟室化組織を作製して，圧縮残留応力の支配要因について検討した.
2.実験方法
供試材
2.  1
実験にはJIS S30C相当(0.29C-0.67Mn-0.14Cr) の圧延材を用いた. 供試材を1373 Kに加熱し1223 K以上を終止温度とし45 mm角に鍛伸した後に空冷し, さらに機械加工にてφ 30 mm × 20 mmの表面研磨した円柱形試験片を作製した. 試験片はフェライト・パーライト組織であり, フェライト面積率は60 %であった.
2
2.
軟窒化処理
軟室化処理は,オリエンタルエンヂニアリング関製の多目的表面改質装置を用い, 873 Kにおいて, Table 1の条件で行った.  Fig. 1に示すLehrer縁図上では各条件はCondition ①, ②で表される.  K =1.7はぁ相,  K =0.4はγ相を主体とする化合物層が生成する条件であり, K,で化合物層の構造を，保持時間により化合物層の厚さを変化させている.

2. 3
軟窒化材の組織観察,
硬さ分布測定,窒素量分布測定
得られた軟窒化処理材は，横断面でのミクロ組織の観察，硬さ分布，室茶量分布の測定に供した.ミクロ組織の観察はサンプルを鏡面研磨した後, 5 %ナイタールで腐食し光学顕微鏡で行った.また化合物層および化合物層表層のポーラスな領域の厚さ（以下ポーラス厚さという）を測定した.硬さ分布は，化合物層と拡散層の境界を原点として,深さ0.05 mmから2.0 mmまでをマイクロビッカース硬度計を用いて荷重2.94 Nで測定した. 窒茶量分布は,島津製作所製電子線マイクロアナライザEPMA-1600を用い，化合物層表層を原点として，2.0 mmまでの窒茶量をライン分析した.
2. 4軟窒化材表層の構造分析
軟窒化処理材の曲面部表層から，化合物層を含む厚さ1 mmのサンプルを切り出し，化合物層側からX線回折による構造分析を行った. 使用した装置は閑リガク製X線回折装置RINT-TTRIIIで，20 °から120 °までの回折X線をもとに，各相の同定を行った.
2.
５　残留応力分布測定
軟窒化処理材の曲面部の長手中央付近を, 微小部X線残留応力測定装置（㈱リガク製AutoMATE）を用いて， Table 2の条件で残留応力測定を行った. この際,測定箇所の近傍￠３ mm範囲を電解研磨した後に残留応力測定を行い， 200 μまでの残留応力分布を得た. なお，田中らの実験1を参考に，化合物層に存在するεの103回折と拡散層のα-Feの211回折の両方で測定を行い,  Fe211の応力定数は-318 MPa/deg,  ε -Fe3N103はは-611 MPa/degを用いた.
3.実験結果
軟窒化材の組織
3.
1
Fig. 2に軟室化材の表層組織と，化合物層とポーラス厚さの実績値を示す.いずれのサンプルも，試料最表層の白く見える層は試料保護のためのNiメッキで, その下に化合物層およびフェライト・パーライトを呈する拡散層が認められる. 化合物層は高K, ・長時間になるほど厚くなる傾向で，狙い通り厚さが変化している. 同様に, ポーラス領域も高K,・長時間になるほど厚くなっているが、 K,によってやや様相が異なっている.  Ky=1.7では, 化合物層の表層に厚さ２μｍから５μｍの微細な分布型ポーラスfが,その下にチェーン型ポーラス9が現れており，処理の長時間化とともにチェーン型ポーラスが顕著になる.  Ky=0.4では,短時間処理ではポーラスは存在せず， 18 ks以降には微細な分布型ポーラスは生じているが，チェーン型ポーラスは認められない。ポーラスの発生は，鉄の炭窒化物相の発生に起因し、εの多い領域ではεがセメンタイトに変化してより多くのポーラスが発生すると言われている61. Ky=0.4はγが主体となる処理条件であり，εの発生が抑制されたため，ポーラスが生じにくかったと考えられる.

硬さ分布,窒素量分布
2
3.
Fig. 3に化合物層直下の硬さ分布を示す.表面から0.05 mm位置の硬さは低K N ・短時間（K N =0.4, 3.6 ks)を除き同等であり，窒化の影響のない2.0 mm位置の硬さは全て同等である.また,硬化層深さは処理時間の長時間化とともに深くなっている. Fig. 4に窒素量分布を示す.  Fig.4は，表層から2.0 mmまでのEPMAライン分析結果をもとに，3．1で求めた化合物層厚さを考慮し，化合物層直下を原点としている.硬さ分布同様に低K ∞短時間(K ∞ =0.4, 3.6 ks)を除いて,化合物層直下や心部の窒素量はほぼ同等で，浸窒深さは処理時間の長時間化とともに深くなっているand diffusion  layer(mm)
3.   3   軟窒化材の表層構造
X線回折から得られた,各サンプルに含まれる相の積分強度比をFig. 5に示す.  K x =0.4,  3.6 ksでは化合物層がほとんど存在せず，α -Feが強く検出されているが,それ以外はK n =1.7ではεが多く，K n =0.4ではγ ′が多くなっており, K,によって化合物層の構造に差が生じていることがわかる.
3. 4残留応力分布
Fig. 6にK n =1.7,  7.2 ksとK n =0.4,  18 ksのサンプルの残留応力分布を示す.この２サンプルは化合物層厚さ，表層硬さ，表層窒素量がほぼ同等だが，残留応力分布には差が認められる.化合物層の残留応力は, K x =1.7では，最表層には残留応力は存在しないが，化合物層中央部に400 MPa程度のピークを持つ圧縮残留応力が存在する.これに対しK n =0.4では，最表層で既に100 MPa程度の圧縮残留応力が生じている.また,圧縮残留応力のピーク値は600 MPa程度でやや大きく,位置は化合物層内の表層近くになっている.このような残留応力分布の差は，化合物層の構造に起因すると考えられる. なお，拡散層表層の残留応力は-250 MPa程度,さ100 μm以降は-50 MPa程度でほぼ一定となっており窒化条件に拠らない. (a) K N =1.7, 7.2ks, (b) K N =0.4, 18ks
4.
考察
4.
1
K Nの組織に及ぼす影響
化合物層厚さは処理時間の平方根に、ポーラス厚さは処理時間に比例することが知られている努. Fig. 7に処理時間の化合物層厚さ・ポーラス厚さへの影響, Fig. 8に保持時間の平方根の化合物層厚さへの影響を示す. K n =1.7, K n =0.4のどちらも，化合物層厚さは処理時間の平方根に対して直線関係にあり，また，ポーラス厚さは処理時間に対し直線関係にあることから，本試験の結果も従来知見に沿ったものと言える.ただし, K x =1.7の場合は，直線は原点を通っていることから，処理開始と同時に化合物層・ポーラスが生成していると考えられるが，K =0.4では原点を通っておらず，処理を開始してから化合物層が生成するまでに潜伏期間が存在するものと考えられる.このことからK n =0.4では,初期には鋼材表面と雰囲気が平衡しておらず，反応律速で化合物が生成していると言える.
2
軟窒化組織の残留応力分布への影響
4.
Fig. 9に化合物層厚さと化合物層内部の最大圧縮残留応力との関係を示す.化合物層厚さが増すに従い最大圧縮残留応力値は上昇し，化合物層厚さ20 μ m以上では一定価となる。圧縮残留応力の増加は，残留応力が化合物層と拡散層の体積膨張量の差に起因しており，化合物層が厚くなるとともに体積膨張量の差がより大きく影響するためと考えられる.また, Fig. 10に示すように,ポーラスを除く化合物層の厚さに対して最大圧縮残留応力は縁形となることから，化合物層厚さ20 μ m以上で残留応力値が一定値となったのは、ポーラスは残留応力に寄与しないためであり，ポーラス以外の化合物層を厚くすることで圧縮残留応力を大きくできると考えられる。なお，残留応力分布には拡散層表層の硬さも影響すると考えられるが，K n =0.4，3.6 ks以外は表層硬さはほほ同等であり，本実験の範囲内では，残留応力の差は化合物層の影響を表していると考えられる.また，K x別で比較すると，化合物層厚さが同等でもK =1.7はK =0.4に比べ最大圧縮残留応力が小さい. Fig. 11に，表層硬さが同等で，ポーラスを除く化合物層厚さが15 μ mから20 μ mの場合の，X線回折でのγ強度比と最大圧縮残留応力との関係を示す. y強度比の上昇とともに残留応力値は大きくなり.  y はεよりも大きな圧縮残留応力を発生させることが伺われる. Fe-N系室化物の物理的性質7から考えると，体積膨張率はεがγよりもやや大きい程度だが,格子定数は,母相のα  -Feの2.86 Åに対してγ は約3.8 Åと30 %ほど大きくなっており，εが約2.7 Å（a翰）でα -Feに近いことから，格子定数の差がγ 'が多い場合により大きな残留応力が発生する一因となっているのではないかと考えられる.
5.
信
中炭茶鋼S30CにK nと処理時間を変化させて軟窒化処理を施し，組織と残留応力分布について調査した結果,以下の結論が得られた. (1) K n =1.7での軟窒化処理では，化合物層厚さや硬さ分布，室茶濃度分布は拡散則で説明できる．しかし, K ν =0.4の場合，処理の初期に化合物層の形成が遅延しており，反応律速であると推定される. porous region on maximum compressive residual stress. (2)軟窒化材の残留応力は，化合物層内部で最大-600 MPa程度のピークを示し，拡散層では-数十MPa程度を示す。ただし，化合物層厚さや表層硬さ，窒素量などの組織の様相が同等であっても，K nによって圧縮残留応力のピーク値、ピーク位置には差が見られ，化合物層の構造差が影響していると考えられる. (3)化合物層内部の最大圧縮残留応力値は，ポーラス領域を除く化合物層の厚さで整理できる.また,化合物層厚さが同等の場合は，γ΄比が高い方が応力値が高くなる傾向があり，これらはεとγ΄の格子定数の差が一因となっていると考えられる.
(文献)
1) Lehrer, E. : Z. f. Electrochem., 36 (1930), 6, 383. 2) Oettel, H. and Ehrentraut, B. : Härterei-Techn. Mitt., 40 (1985), 4, 183. 3) Koch, M. : Härterei-Techn. Mitt., 1982, 112. 4）田中啓介、顧青萍、御厨照明、秋庭義明：日本機械学會論文集. A編, 62(1996), 2734. 5) Liedtke, D,宮本吾郎,石田憲孝:鉄の窒化と敏窒化,アグネ技術センター, 2011, 21. 6) Somers, M. A. J. and Mittemeijer, E. J.: Härterei-Techn. Mitt, 42(1987), 6, 321. 7)高瀬孝夫:鉄と鋼, 66(1980), 9, 1423.