高温浸炭した低合金 2 相鋼の機械的性質

素材物 性学雑誌 第12巻 第 1/2号 88‑94 (1999)

総 説

高温浸炭 した低合金

相鋼 の機械 的性質

鎌 田 真

一,

渡*

柑彦夫明

和田 ^{部 充 ,***}

MechaniealPropertiesorLow AlloyedDual‑Phase SteelCarburizedatElevatedTemperature

by

Shin‑ichiKAMADA†,KazuoKATO†T,MltSuruWATANABEII†

KokichiHASHILRAIT†TandAkihikoNAGATAI ABSTRACT

Inthepreviouspaper,wereportedthelow alloyedduaLphasesteelcould beusedforelevatedtemperaturecasehardening steelswithouttheflrStStep quenchlngfrom microstructureobservations. Inthepresentwork,mechanical propertiesandoptlmum quenchingtemperatureofthedual‑phasesteelswere investlgatedforpractlCalcasehardeningapplications.

ThemicrostructuralandmechanlCalpropertiesofthe0.05mass% C‑2.0mass

% Si‑(0.05mass% NbandO.05mass% Ti)steelscarburizedat1323K for10.8ks, quenchedfrom 1123K‑1223K andthentemperedat423K werestudied. Themax‑

imum tensileandfatiguestrengthofthe2.Omass% Sisteelandthe2.Omass%

Si‑(0.05mass% Nband0.05mass% Ti)Steelwereobtainedafterquenchingfrom 1123K and1223K,respectively. Thesepropertiesweremuchhigherthanthose

oftheconventionalcasehardeningsteelobtainedbytwostepquenching. The wearresistancewasnotaffectedbyquenchingtemperatureandwasmuchsupe‑

riorinthereglOnSOfhigherandlowerslidingspeedcomparedwiththecarbon toolsteel(SK3). Sklppingthefirststepquenchingandcarburizingatelevated temperaturesmaketheprocesslngtimeshorterandenergyconsumptlOntOfab‑

平成 11年4月26日受付

*秋 田大学工学 資源学 部材料工学科 〒010‑8502秋 田市手形学 園町1‑1

**オイ レスアメ リカ コーポ レー シ ョン 011esAmerlCaCorp‥ 14941CleatStreet,Plymouth,MI48170‑6015,USA.

***秋 田大学鉱 山学部 物質工学科 〒010‑8502秋 田市 手形学 園町ト1

****秋 田大学名 誉教授 〒010‑8502秋 田市手 形学 園町1‑1

IDepartmentofMaterlalsScienceandEnglneerlng,FacultyofEnglneerlngandResourceScience,AkltaUnlVerSlty,1‑1 TegataGakuen‑cho,Aklta010‑8502,Japan.

†IOllesAmerlCaCorp.,14941CleatStreet,Plymouth,MI48170‑6015,USA.

††TDepartmentofMaterlalsEnglneeringandApplledChemlStry,MlnlngCollege,AkltaUnlVerSlty,ト1TegataGakuen‑cho,

Aklta010‑8502,Japan.

IT††ProfessorEmerltuS,AkltaUnlVerSlty,ト1TegataGakuen‑cho,Aklta010‑8502,Japan.

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第12巻 第 l/2号 (1999) _{高温浸炭 した低合金}2相鋼 の機械的性質

ricatematerialssmaller. Thus,theduaLphasesteelisconsidered to havea potentialforpracticalusefortheelevatedtemperaturecasehardeningsteel. KeyWords:Dual‑phasesteel,Elevatedtemperaturecarburizlng,Hardness,

Tensilestrength,Fatiguestrength,Wearresistance

1. 緒言

著者 らは前報 L'1､く2‥において,低合金2相鋼を浸炭 し, 浸炭後通常行われている 1次焼入れを必要 としない浸 炭用鋼 と しての適用性 につ いて,主 として組織観察 に よって検討 して きた｡ その結 果,Siを添 加 す る こと によ って高温で も安定 な (α+γ)2相組織 が得 られ ることが分か り, 2相域 で浸炭す ることによって非浸 炭部 の結晶粒 はきわめて微細で,結晶粒微細化 のた め の 1次焼入れを省略で き,処理時間の短縮が可能 とな ることを報告 した｡

しか し,Fig.1こ2)に示す ように浸炭温度 と2次焼 入 れ温度が異 なるため浸炭温度で2相組織 となる組成 の 試料が,必ず しも焼入 れ温度で2相組織 とな るとは限 らない｡例 えば,浸炭温度 を1323Kとす ると,最適 な 焼入れ温度 な らびに組成 は斜線で示 した範囲 とな るこ

f＼｢■巴n忘JBdEやl

5 000 50 005Oー323f(ち

E: Suit8blea+7

ミ7 α+γ γ

F8‑2S1 0.05 0110 0･15

CarbonContent/4I‑8SI

Fig.1 Sultablecarboncontentforobtainingfine grainstructureinthecoreatvariouscar‑ burizlngandquenchingtemperature.

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とが予想 され る｡ また,実際 の浸炭材 の機械的性質 は 浸炭層の強度 に依存す ることか ら,上述 の非浸炭部 の 組織か ら予想 され る温度か ら焼入れた浸炭材 の機械的 性質 は不明である｡

そ こで本研究で は,浸炭層 と非浸炭部双方 の強化 な らびに結晶粒微細化 をはか るために,炭化物形成元素 であるNb,Tiを添加 した2相鋼 を高温浸炭後1次焼 入れを省略 し,種 々の温度か ら2次焼入れを施 して組 織観寮,硬 さ測定,引張試験,疲労試験,摩耗試 験 を 行 い,高温浸炭用鋼 と しての適用性 につ いて機械的性 質 の面 か ら検討 を加 え,同時 に最適焼入れ温度 を決定

した｡

2. 実験方 法 2.1実験試料

2相鋼 を浸炭 した場合,非浸炭部 の結 晶粒 成長 の抑 制 に最適 なオーステナイ ト体積分率 は0.3‑0.7で あ る ことが前報 〔1)によ って明 らか にされたが,Fig.1〔2)に 示す よ うに浸炭 温 度 を1323Kと した場合 , この分率 の2相組織 が最 も広 い温度範囲で得 られ る炭素量 は約 0.05mass%とな ることか ら, 本 実験 で は0.05mass

% C‑2.Omass% Si‑0.3mass% Mn‑0,3mass% Crを 基本組成 と し, これに結晶粒微細化 の た め にNb,Ti をそれぞれ0.05mass%添加 した試料 の3種 類 を供試 材 と した｡その化学組成をTablelに示す｡ これ らの 試料 を大気 中で10kg高周波溶解 し,約1123Kで熱 間 鍛造後,冷間圧延 と1223Kでの焼 なま しを繰 り返 し, 最後 に1273Kで焼 な ま しを施 した後 に旋削 によ り組 織観察用試料 な らびに材料試験片 を作製 し,以下 の実 験 に供 した｡

Table1 Chemicalcompositionofspecimens(mass%)

2Si 0.05 tl.99 弓 0.31 rO.001 ̀<0.001 0.29 g‑ 〜‑

2Si‑0.05Nb 0.06 2.03 0.30 ≦0.001 <0.001 0.29 /0.054 ‑

90 鎌田真一 ･加藤和夫 ･渡部 克 ･橋浦寅吉 ･永田明彦

2.2 浸炭および熱処理

浸炭 は,1323Kで10.8ks固体浸炭を行 った｡浸炭 処理後,焼入れは1123‑1273Kで1.8ks真空加熱後水 冷 し,その後423Kで焼 もどしを行 い,組織観察 な ら びに材料試験を行 った｡なお,浸炭処理状態の組織 お よび機械的性質 について検討す るために,浸炭後直接 水冷 した試料 も作製 した｡ これ らの実験方法の詳細 は 前報(2'において述べてある｡

2.3組織観察な らびに硬 さ測定

浸炭 ･熱処理後,光学顕微鏡 によって組織観察を行 い,浸炭層における旧オーステナイ ト結晶粒径の測定 および抽出 レプ リカの透過電 子顕微鏡観察 による炭化 物 の確認 を行 った｡

さらに,浸炭層表面近傍 の残留 オーステナイ ト量 の 測定 も行 った｡その方法 は Ⅹ 繰 回折法 によ って, マ ルテ ンサイ ト,オーステナイ トそれぞれの積分強度 を 測定 し,Millerの方法㌧3)によって求 めた｡

硬 さ分布の測定 は,浸炭 ･熱処理 した試料の切断面 について微小硬 さ計を用 いて行 った｡

2,4引張試験

本実験で用 いた引張試験片 はJIS14号丸棒試験片 の サブサイズ (標点距離35mm,平行部直径6mm)で ある｡ これ らの試験片を浸炭 ･熱処理後,平行部 を ェ メ リー紙で研摩 し,アムスラー型万能試験機を用いて 引張試験 を行 った｡

2.5疲労試験

疲労試験 に用いた試験片の形状および寸法 は,平行 部長 さ40mm,平行部 直径12mmで あ り,試験機 は 小野式回転曲げ疲労試験機 (回転数3400rpm)を用 い て行 った｡なお,試験片 は焼入れにより若干の歪 みを 生ず るため, あ らか じめ試験片 のチ ャ ック部 を￠16 mmに作製 し,全熱処理終 了後15mm に切削 した｡

これによってチ ャック部の硬化層が除去 され,試験 中 におけるチ ャック部のすべ りや折損を防止す ることが できる｡

また,疲労試験後 の破断面を走査型電子顕微鏡を用 いて観察 した｡

2.6摩耗試験

大越式迅速摩耗試験機 を用 い,最終荷重31.4N, すべ り距離100mとし,0.3‑2.9m･S二のすべ り速度 で非潤滑摩耗試験を行 い,比摩耗量 (単位荷重,単位 すべ り距離当 りの摩耗体積)を求めた｡相手材 と して

(a)Stator(Specimen) (b)Rotor

Flg.2 Shapeandsizeofweartestspecimen.

は,1053Kか ら水冷後423Kで焼 もど しを施 した 1 mass%C炭素工具鋼 (SK3)を使用 した｡また,相 手材 と同一の炭素工具鋼 (SK3)を焼入れ ･焼 もど し 比較資料を得た｡使用 した試験片 と相手材の回転子 の 形状 な らびに寸法をFlg.2に示す｡

3. 結果 および考察 3.1組織 と硬さ分布

浸炭 ･焼入れ後の組織 と硬 さ分布の一例 として,痩 炭後1223Kか ら焼入れを行 った0.05mass% Ti鋼 の 組織 と硬 さ分布をFig.3に示す｡ この場合 の表面硬 さは約Hv850,有効浸炭深 さは1.75mmで あ る｡ 一 般 に,浸炭処理 した材料の表面層 には残留 オーステナ イ トが存在 しやす く,硬 さ,疲労強度,耐摩耗性 な ど の機械的性質 に影響 を及 ぼす ことが知 られ て い る｡

Fig.4に示 す よ うに, 1123‑1273Kか ら焼入 れ した

Fig.3 Microstructureanddistributionofhard‑

nessinthelayercarburizedat1323K for lO.8ksand then quenched from 1223K, temperedat423K.

第12巻 第㍍号 (1999〕

>HtSSauPJeH心OeiJnS

高温浸炭 した低合金2相鋼 の機械 的性質

%Jvtl.OtTuOtSnVPautPlatlL0^)TtuenO

Fig.4 Effectofquenchingtemperatureonhard‑

nessandvolumefractionofretainedaus‑ tenltelnthesurfaceofcarburizedlayer. 試料 の表面硬 さが約Hv850‑890であるの に対 し, 痩 炭後直接焼入 れ した試料 で は約Hv810‑830とな り, 表面か ら約0.7mm付近で最高硬 さHv850を得 た｡ こ れ は,浸炭後再加熱 して焼入 れ した言式料 の表面付近 の 残留 オーステナイ ト竜 は約10%以下 であるが,直接焼 入れ した試料 で は20%〜25%とな り,再加熱 して焼入 れた喜式料 の2倍以上 にな って いるため と考え られ る｡

次 に,種々の温度か ら焼入れ した試料 の有効浸炭 深 さをFig.5に示す｡有効 浸 炭深 さは,焼 入 れ温 度 の 上昇 に伴 い増大 している｡ これ は,焼入れ温度 の上 昇 によってCの拡散量が多 くな ることと,焼入れによっ て硬質 なマルテ ンサイ トに変態す るオーステナイ ト量

≡＼棚.Lfldaoasp3

1123 1173 1223 1273 QuenchingTemperature,T/K Fig.5 Therelationshipsbetweencasedepthand

quenchingtemperatureaftercarburizedat 1323K for10.8ks.

91

が内部で増加す るためと考え られ る｡ ここで,直接焼 入れ した試料 と,1123Kか ら焼 入 れ た試料 の有効 浸 炭深 さが同程度 とな っている｡ これ は,直接焼入 れ し た試料 は浸炭処理 のみの浸炭深 さであるが,焼入れ温 度が高 いために内部 のオーステナイ ト体積分率が高 く な りその結果焼入 れによ って硬質 なマルテ ンサイ トの 生成量が増加 し内部 の硬 さが高 くな る｡一万,1123K か ら焼入れた試料 で は再加 熱 に よ りCは内部 まで拡 散 し,浸炭層 は厚 くな るが,焼 入 れ温度 が1123K と 比較的低 いためフェライ ト相が多 くな り硬 さはそれ ほ ど増加せず,硬 さ測定 によって求 めた有効浸炭深 さは 増加 しない もの と考え られ る｡

3.2引張強 さ

浸炭後種 々の温度か ら焼入れ した2相鋼 の引張強 さ をFig.､6に示す｡Nb,Ti添加鋼 の引張強 さは,1123 K か ら焼入れた試料で約1.2GPaであ り,焼入れ温度

の上昇 に伴 い増加 し, 1223K で約1.4GPaと最大 と な りそれ以後若干減少す る傾向を示す｡浸炭後2段焼 入れ した従来 の浸炭用鋼 の引張強 さと比較す ると,本 供試材 は1次焼入 れを省略 したに もかかわ らず,1123

Eこ9JBD.L116uaJ1SaT!Suai

1.6

1.4

1.2

1.0

0.8

0.6

0 .4

1123 1173 1223 1273 QuenchingTemperature,T/K Fig.6 Therelationshipsbetweentensilestrength

andquenching temperatureaftercarbu‑

rizedat1323Kfor10.8ks. Thesespeci‑ mensweretemperedat423Kafterquench‑

ing,

92

Kか ら焼入れた場合浸炭用合金鋼 (SCM 421,SNCM 415)と同程度であ り,1223Kで はSNCM 815よ り優 れている｡ また,2.Omass% Si鋼 は浸炭用炭素鋼 (S 15CK)と同程度であるが,以後焼入 れ温度 の上 昇 に 伴 い引張強 さは低下す る｡

浸炭材 の機械的性質 に影響 を及 ぼす因子 と して は, 有効浸炭深 さ,浸炭層 の旧オー ステナ イ ト結 晶粒 径 , 炭素濃度 や残留 オーステナイ ト量,非浸炭部 の結晶粒 径 な らびにオーステナイ ト体積分率 などが考え られる｡

これ らの因子 は焼入 れ温度 の上昇 によ り, 1) 有効 浸 炭深 さの増大,2)旧 オーステナイ ト結 晶粒 径 の粗大 化,3)浸炭層表面近傍の炭 素 濃度 低下,4)非 浸炭 部 のオーステナイ ト体積分率 の増加 などの変化を示す｡

このよ うに,焼入れ温度 を変 え ると機械的性質 を向上 させ る現象 と低下 させ る現象が同時 に起 こる｡本供試 材 の場合,前報 く2〕で述 べ た よ うに焼 入 れ温度 の上 昇 によってNb,Ti添加鋼 の有効浸炭深 さは増大 し, 旧 オーステナイ ト結 晶粒 径 は, 1223Kまで はほ とん ど 粗大化せず,1273Kで若干 の成長 が認 め られ る程度 である｡以上 の ことか ら,Nb,Ti添加鋼 の引張 強 さ には,一般 に言われているよ うに主 と して浸炭層 の強 皮 (特 に有効浸炭深 さと旧オーステ ナイ ト結 晶粒 径) が影響 を及 ぼ して い る もの と考 え られ る｡一 万, 2 mass% Si鋼で は焼入 れ温度 の上昇 によ って有効浸炭 深 さは増大す るが,旧 オーステナイ ト結晶粒径が粗 大 化 してい る 〔2)o この ことか ら,2mass% Si鋼 の引張 強 さは旧オーステナイ ト結 晶粒径の租大化 によ って著 しく減少 し,有効浸炭深 さの増大 による強度増加 を大 き く上回 っていると考え られ る｡以上 のよ うに,本実 験 における供試材 の引張強 さは,主 に有効浸炭深 さと 浸炭層 の旧オーステナイ ト結晶粒径 (特 に旧オーステ ナイ ト結晶粒径)の影響 を受 けて いることが分 った｡

3.3疲労強度

Fig.7に種 々の温度か ら焼入れた2mass% Si‑0.05 mass% Ti鋼 のS八 線図 を示 す｡ ここで, 1323Kで 浸炭後直接焼入 れ した試料 と浸炭後1123Kか ら焼 入 れ した試料 のS‑N線図 の途 中 にお いて屈 曲点 が認 め られた｡ このよ うな現象 は,破壊形態が粒界破壊 か ら 粒内破壊へ移行す る際 に現われ る と言 われ て い る ＼4㌔ しか し,屈曲点 の上下 の応力 レベルにお ける疲労破 断 面 を走査型電 子顕微鏡で観察 した結果破壊形態 の相違

は観察 されなか った｡

次 に,本実験 にお ける供試材 の疲労強度 と焼入れ温 度 の関係 をFig.8に示す｡ また, 比較 の ため に浸 炭 後2段焼入れ したSAE1020,SAE3120の疲労 強度 こ5〕

も示 した｡本供試材 の疲労強度 に及 ぼす焼入 れ温度 の 影響 は引張強 さの場合 と同様 である｡本実験で は1次 焼入れを省略 しているに もかかわ らず,0.05mass%

Nb鋼,0.05mass% Ti鋼 の疲労強度 は浸 炭後 直接 焼 入れ した試料以外 は590MPa以上 とな り,2段焼 入 れ したSAE3120と同程度 の強度 が得 られ た｡特 に1223

C2drJISSaJtSPaTt孟V

105 106 10'

NurrrberofCyclestoFallu｢e,〜

Fig.7 S‑N curvesof2Si‑0.05Tidual‑phasesteel quenchedfrom varioustemperatureafter carburlZlngat1323K for10.8ks. These specimensweretempered at423K after quenching.

Fig.8 TherelationshlpSbetweenfatlgueStrength andquenching temperature aftercarbu‑

rizedat1323K for10.8ks. Thesespec1‑ mensweretemperedat423K afterquench‑

lng. SAE3120andSAE1020Werequench‑

edtwiceforgralnrefinement,

第12巻 第 y2号(1999) 高温浸炭 した低合金 2相鋼 の機械的性質

Kか ら焼入れた試 料 の疲労 強度 は約640MPaと最 大 値を示 した｡一万,2mass% Si鋼 の疲労 強度 は1123 Kか ら焼入れた試料が約570MPaと最大 とな り,2段 焼入れ したSAE1020よ り高 い強度 が得 られ た｡以 後 焼入れ温度 の と昇 に伴 い低下す るが,1223K, 1273K か ら焼入れた試料で もSAE1020と同程度 で あ る｡ ま た,全 ての試料 において直接焼入れ後 の疲労強度が低 くな っている｡ これ は有効浸炭深 さが浅 い ことと浸炭 層の旧オー ステナイ ト結晶粒径が粗大であ るため と考 え られ る｡再加熱 して焼 入 れ した場 合,2mass% Si 鋼 の疲労強度が焼入 れ温度 の上昇 に伴 い低下 す るが, これ は焼入れ温度 の上昇 によって有効浸炭深 さが増大 し,非浸炭部 のマルテ ンサイ ト量 も増加 して疲労強度 を向上 させ るが,浸炭層 の旧オ‑ステナイ ト結晶粒 径 の粗大化 による疲労強度 の低下が大 きいため,結果 的 に焼入 れ温度 の上昇 によって疲労強度が低下す るもの

1223Kまで は疲労強度 は増 大 す るが, 1273Kで若干 低下す る｡ これ は,浸炭層 の旧オーステナイ ト結 晶粒 径 は1223Kまで はほとん ど変化せず,有 効浸炭 深 さ, 非浸炭郡 のマルテ ンサイ ト量 の増加 によって疲労強度 が向上す る｡ しか し, 1273Kで は浸 炭層 の旧 オー ス テナイ ト結晶粒径がわずかなが ら成長す るため疲労強 度が低下 した と考 え られ る｡以 Lのように,疲労 強度 には浸炭層 の旧オーステナイ ト結晶粒径が最 も大 きく 影響す るもの と考 え られ る｡

3.4 耐摩耗特性

摩耗 は材料表面で起 こる現象 であ るため,表面硬 さ の影響 を大 き く受 ける｡ また,浸炭材の表面層 は高炭 素 となるため残留 オーステナイ トの存在が表面硬 さに 大 き く影響 をお よぼす｡そ こで,1323Kで10.8ks浸 炭後1123Kか ら焼入 れ した各種 試料 の比 摩耗量 と摩 擦速度 との関係 を1mass%C工具鋼 (SK3)の結 果 とともにFig.9に示 す｡ 一般 に鋼 の乾燥 摩耗 は低摩 擦速度域 の酸化摩耗 (非付着摩耗), 高摩 擦速度域 の 溶融摩耗 (付着摩耗) とその中間域 に大別 され る 〔6＼.｡ 本供試材 の場合,SK 3と比 較 す る と巾問域 で の耐 摩 耗性 は同程度 であるが,低速度域 と高速度域で は優 れ た耐摩耗性 を示す ことが分か る｡ このような摩耗挙動 は他 の焼入れ温度 の試料 で も同様である｡ これはFig.

4に示 したよ うに表面硬 さが焼入れ温度 の影響 を ほ と ん ど受 けない ことか らも明 らかで あ る｡ この よ うに,

SlidingSpeed/m･S1

Fig.9 WearrateorduaLphasesteelscarburized at1323K for10.8ksand then quenched from l123K,temperedat423K. Result onordinarilyheattreated1%Ctoolsteel (SK3)arealsoglVen.

Nb,Tiを添加 した に もか か わ らず耐 摩耗性 はSK3 と同程度である｡ これ は Nb,Tiの添加量が少 な いた め炭化物 の析出量が耐摩耗性 に影響 を及 ぼす ほどには 多 くな く, また炭素濃度 も1mass%程度 とSK3とほ とん ど変 わ らないためである｡

3.5最適焼入れ温度

浸炭後焼入れ温度 を変 えて種 々の機械的性質 を測定 した結果,表面硬 さ,耐摩耗性 は焼入 れ温度 の影響 を 受 けないが,引張強 さ,疲労 強 度 はそ の影響 を受 け, 2mass% Si鋼 の場合 は焼入れ温度が1123K,Nb,Ti 添加鋼で は焼入 れ温 度 が1223Kで最 大 とな る ことが 分か った｡

以上 のよ うに,2mass% Si‑0.05mass% Cを基本 組成 とす る2相鋼 を高温浸炭 し,1次 焼 入 れ を省 略 し

た場合 は2mass% Si鋼 で1123K,Nb,Ti添加 鋼 で は1223Kが最適焼入れ温度であることが明 らかになっ た｡

4. 結言

前報 ぐ2､で報告 した よ うに, 高温 浸炭 用鋼 と して組 織 的に適 して い る と思 われ るFe‑0.05mass%C‑2.0 mass% si(一0.05mass% Ti,0.05mass% Nb)2相 鋼 を1323Kで高 温浸炭 後種 々の温度 か ら焼 入 れ し, 硬 さ分布測定,引張試験,疲労試験,摩耗試験を行い,

94

1次焼入れを必要 と しない高温浸炭用鋼 と して の適 用 性 につ いて,機械的性質 の観点か ら検討 した結果 を ま

とめると以下 のようになる｡

(1)硬 さ分布か ら求 めた有効浸炭深 さは焼入れ温度 の上昇 に伴 って増大す る｡

(2) 2.Omass% Sl鋼 の引張強 さは1123Kか ら焼入 れた試料で最 も高 く,焼入れ温度 の と昇 によって減少 す る｡一方,Nb,Ti添加鋼 の引張 強 さは焼入 れ温度 の上昇 によ って1223Kで最大 とな り,2段焼入 れ した 浸炭用合金鋼 (SNCM815)よ り高 い強度 を示す｡

(3)焼入れ温度 と疲労強度 の関係 も引張強 さと同様 の挙動 を示 し,Nb,Ti添 加鋼 で は2段 焼入 れ した SAE3120と同程度 の強度が得 られた｡

(4)耐摩耗性 はSK3と比較す ると, 高遠城 と低速 域 で優れてお り,焼入れ温度 の影響 を ほとん ど受 けな

い｡

以上 のよ うに,低合金2相鋼 は 1次焼入れを必 要 と しない高温浸 炭 用鋼 と して十 分 な実用性 を有 して い

る｡ この場合 の最適焼入れ温度 は2.Omass% Sl鋼 で は1123K,Nb,Ti添加鋼 の場 合 に は1223Kで あ り, 浸炭処理 を高温 で行 うことと,1次焼入 れ を省 略す る

ことによって全処理時間の短縮が可能 とな り,省 エ ネ ルギーの観点 か らも有望 な鋼種であると考え られ る｡

文 献

(1)鎌 田真一,橋浦広 吉,西沢泰二 :日本金属学会誌, 47(1983),359.

(2)鎌 田真一,小倉 慧史,渡部 充,橋浦広吉 , 永 m 明彦 :素材物性学雑誌,(1999).

(3) R.L.Miller:Trans.ASM.,57(1964),892. (4) 横堀 武 夫, 市川 昌弘 :金属 の疲労 破 壊 , 丸 善 ,

(1975),35.

(5)H.F.MooreandN.J.Alleman:Trans.ASM., 13(1928),405.

(6)E.E,BISSOn:Evaluation ofWearTesting, ASTM,(1968),1.