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WO2009093527A1 - 表面被覆処理用合金及び摺動部材 - Google Patents

表面被覆処理用合金及び摺動部材 Download PDF

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Publication number
WO2009093527A1
WO2009093527A1 PCT/JP2009/050532 JP2009050532W WO2009093527A1 WO 2009093527 A1 WO2009093527 A1 WO 2009093527A1 JP 2009050532 W JP2009050532 W JP 2009050532W WO 2009093527 A1 WO2009093527 A1 WO 2009093527A1
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WO
WIPO (PCT)
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alloy
surface coating
less
hardness
coated
Prior art date
Application number
PCT/JP2009/050532
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English (en)
French (fr)
Inventor
Kenji Yokoyama
Kunichika Kubota
Toshihiro Uehara
Takehiro Ohno
Katsuhiko Ohishi
Original Assignee
Hitachi Metals, Ltd.
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Filing date
Publication date
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Priority to US12/863,127 priority patent/US8409712B2/en
Priority to JP2009550503A priority patent/JP5316425B2/ja
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Definitions

  • the present invention relates to a surface coating alloy whose surface is coated with a hard coating and a sliding member whose surface is coated with a hard coating.
  • DLC Diamond like Carbon
  • ceramic hard coating on the metal member surface can improve the characteristics such as wear resistance and slidability. It is applied to the member used in.
  • a sliding member coated with a DLC film has been widely used because of its excellent wear resistance and sliding property.
  • P-CVD plasma CVD
  • PVD PVD method
  • adhesion In order to improve adhesion, it is necessary to heat the substrate to a high temperature during film formation. That is, the surface coating alloy is heated to a high temperature of 400 to 500 ° C. If the material softens during heating, the DLC film becomes easy to peel off.
  • a high-speed tool steel that does not soften to 58 HRC or less even at high temperatures is preferably used as a surface coating alloy that covers a DLC film using P-CVD (plasma CVD) or PVD (Japanese Patent Laid-Open No. 2003-27236). Publication).
  • High-speed tool steel contains a large amount of alloy elements such as Mo, W, V, and Nb, and, for example, a DLC film is formed by P-CVD (plasma CVD) or PVD by the effect of these alloy elements. Even in this case, the hardness of the material can be maintained at a high hardness.
  • JP 2003-27236 A JP 2003-27236 A
  • the surface coating alloy made of high-speed tool steel contains a large amount of expensive alloy elements. Recently, the price of alloy elements has risen significantly, so in order to make an inexpensive surface coating alloy, the number of alloy elements to be added is reduced, or the amount of alloy elements added is further reduced. However, there is a need for a surface coating alloy that provides desired properties. However, for example, in low alloy steels such as JIS SUP12 and JIS SUJ2, when heated to a high temperature of 500 ° C., the hardness of the material is softened to less than 58 HRC, and the DLC film is easily peeled off. It is unsuitable.
  • the object of the present invention is to reduce the amount of alloying elements compared to high-speed tool steel, and to maintain a good hardness of 58 HRC or higher even when heated to a high temperature of 400 to 500 ° C.,
  • the object is to provide a sliding member in which a hard coating is coated on the surface of the surface coating alloy.
  • the present invention is a surface coating alloy whose surface is coated with a hard film, and the surface coating alloy is C: 0.5 to 1.2% and Si: 2.0% or less in mass%. Mn: 1.0% or less, Cr: 5.0 to 14.0%, Mo + 1 / 2W: 0.5 to 5.0%, N: Over 0.015% and 0.1% or less
  • the balance is a surface coating alloy made of Fe and impurities. Preferably, by mass, C: 0.6 to 0.85%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.2 to 0.8%, Cr: 7.0 to 11.0% , Mo + 1 / 2W: 1.0 to 4.0%, N: 0.04 to 0.08%.
  • the hard coating coated on the surface coating alloy surface is a surface coating alloy which is a DLC film.
  • this invention is a sliding member by which the hard film is coat
  • the hard film coated on the sliding member is a sliding member that is a DLC film.
  • the surface coating alloy of the present invention can maintain a good hardness of 58 HRC or higher even when the amount of alloying elements is reduced or when heated to a high temperature of 400 to 500 ° C. Therefore, it is suitable for a material for a sliding member that covers a hard film.
  • the important feature of the present invention is that it has a good hardness of 58 HRC or more even when the addition amount of the alloy element is reduced or when heated to a high temperature of 400 to 500 ° C. as compared with the high-speed tool steel.
  • the alloy composition can be maintained.
  • the present invention is described in detail below. Unless otherwise specified, the content of each element is expressed in mass%. C: 0.5 to 1.2% C is essential because it is an important element for increasing the hardness of the base of the surface coating alloy and forming a carbide with Cr or Mo by high-temperature tempering to ensure the wear resistance of the surface coating alloy. contains.
  • the range of C is limited to 0.5 to 1.2%.
  • a preferable C range for reliably obtaining the above-described effects is 0.6 to 0.85%. More preferably, the lower limit of C is 0.6% and the upper limit is 0.7%.
  • Si 2.0% or less
  • Si has the effect of increasing the hardness of high-temperature tempering in the present invention, so it is essential in the range of 2.0% or less. Even if Si is added in excess of 2.0%, improvement in the effect of increasing the hardness of Si at high temperature tempering cannot be expected, but the toughness and hot workability are adversely affected. Therefore, Si is specified in the range of 2.0% or less.
  • a preferable range in which the effect of increasing the hardness of high-temperature tempering of Si can be surely realized is 0.1 to 1.5%. More preferably, the lower limit of Si should be 0.3%, more preferably 0.5%, and the preferable upper limit is 1.3%, more preferably 1.1%.
  • Mn 1.0% or less
  • the strength of the steel can be increased without degrading toughness, and the hardness of high-temperature tempering can be improved.
  • excessive Mn reduces workability and low temperature toughness.
  • the upper limit of Mn is specified to be 1.0% or less.
  • the lower limit of the preferable Mn that can ensure the strength of the steel and more reliably suppress the deterioration of workability and embrittlement during tempering is 0.2%, more preferably 0.3%, more preferably 0.6. %.
  • a preferred upper limit is 0.8%.
  • Cr 5.0 to 14.0% Since Cr has the effect of improving hardenability and increasing the hardness of high temperature tempering, 5.0% or more is essential. Moreover, while Cr has an effect of improving corrosion resistance, excessive addition of Cr adversely affects workability and low temperature toughness, so 14% is defined as the upper limit. Moreover, the hardness of high-temperature tempering does not necessarily increase with the increase of Cr, and the hardness becomes the highest at an appropriate amount of Cr. In order to reliably obtain this effect, the lower limit of Cr is preferably 7.0%, more preferably 8.0%, and the upper limit is preferably 11.0%.
  • Mo + 1 / 2W 0.5-5.0% Mo and W can be added singly or in combination to improve the softening resistance after high-temperature tempering by solid solution strengthening and / or precipitation hardening of carbides and to improve wear resistance and heat fatigue resistance. Furthermore, a hard carbide is made and the hardness is improved. Since W has an atomic weight approximately twice that of Mo, it is defined by Mo + 1 / 2W (of course, either one may be added, or both may be added together). If the amount of Mo and W is small, improvement in the hardness of high-temperature tempering cannot be obtained, so the lower limit is specified to 0.5%. However, even if the addition amount exceeds 5.0%, the improvement of the above effect cannot be expected. Therefore, the upper limit of Mo + 1 / 2W is specified as 5.0%. Preferably, the lower limit of Mo + 1 / 2W is 1.0%, the upper limit is 4.0%, more preferably 3.0%.
  • N more than 0.015% but not more than 0.1% N is added to improve the hardness by solid solution strengthening, precipitation hardening and / or finer crystal grains of carbide, and hardness and creep of high temperature tempering Although it is an effective component for improving the characteristics, excessive addition reduces workability and low-temperature toughness, so the upper limit is defined as 0.1%. On the other hand, when N is excessively decreased, the effect of improving solidity by strengthening solid solution, precipitation hardening and / or crystal grains is not obtained, so the lower limit of N is in a range exceeding 0.015%. Stipulate. In order to ensure the hardness of high-temperature tempering, the lower limit of N is preferably 0.04% and the upper limit is 0.08%.
  • V which has the effect of improving softening resistance and improving properties such as hardness, strength, and toughness as a selective element, is said to be corrosion resistance within a range of 1.0% or less.
  • Cu which has the effect of improving the characteristics, is added in a range of 0.5% or less, and Nb, which is effective in preventing the coarsening of crystal grains during high-temperature tempering, is added in a range of 0.3% or less.
  • S that forms a sulfide with Mn or the like that is essential and improves machinability may be contained in a range of 0.1% or less, and particularly when S is added in a small amount, In order to form a sulfide and improve machinability, it can be added as necessary. On the other hand, when a large amount of S is added, it adversely affects hot workability, weld hot cracking resistance, and corrosion resistance.
  • the lower limit of S is preferably 0.03% and the upper limit is 0.08%.
  • Ca and Mg that improve machinability can also be added within a range of Ca: 0.1% or less and Mg: 0.03% or less. For S, Ca and Mg, combined addition is also possible.
  • the above surface coating alloy can maintain a good hardness of 58 HRC or higher even when heated to a high temperature of 400 to 500 ° C., so that the temperature of the surface coating alloy is raised to a high temperature of 400 to 500 ° C. to improve the adhesion of the hard coating, It is most suitable as a material for P-CVD (plasma CVD) and PVD methods for coating a hard film that improves slidability.
  • P-CVD plasma CVD
  • PVD methods for coating a hard film that improves slidability.
  • a hard film such as TiN, TiC, Al 2 O 3 , or DLC can be coated.
  • the surface coating alloy when a DLC film with improved adhesion is coated, the surface coating alloy may be heated to about 400 to 500 ° C., and further, the DLC film may impart excellent slidability. it can. Therefore, the surface coating alloy of the present invention is suitable as a material for coating a DLC film having good adhesion by P-CVD (plasma CVD) or PVD, and as a sliding member, the surface coating alloy of the present invention.
  • P-CVD plasma CVD
  • PVD a sliding member
  • the produced surface coating alloy was subjected to homogenization annealing, and then hot forged at 1150 ° C. to obtain a surface coating alloy forged material of 15 mm (T) ⁇ 15 mm (W) ⁇ 1000 mm (L). Thereafter, annealing was performed at 780 ° C. for 3 hours. Furthermore, a test piece for hardness measurement of 15 mm (T) ⁇ 15 mm (W) ⁇ 15 mm (L) was produced from the annealed alloy for surface coating. No. 21 and no. The alloy No. 22 was hot-forged after melting in the atmosphere, further hot-rolled to 14 mm ⁇ , and then annealed at 860 ° C. for 3 hours.
  • a specimen for hardness measurement having a thickness of 15 mm was collected from the annealed surface coating alloy.
  • This test piece was heated and held in the atmospheric furnace at the quenching temperatures shown in Tables 2 and 3, and quenched by oil cooling. After quenching, both surfaces of the test piece were polished in parallel and tempered at around 500 ° C. near the upper limit of the DLC film formation temperature.
  • the tempering temperatures are shown in Tables 2 and 3, and the hardness was measured on a Rockwell hardness C scale after tempering. The results are shown in Tables 2 and 3.
  • the surface coating alloy of the present invention was tempered at 500 ° C. or higher, although the amount of alloying elements was reduced as compared with SKH51 of high-speed tool steel. It can be seen that the later hardness is 58 HRC or more. On the other hand, Comparative Example No. 24 and no. It can be seen that 25 cannot obtain a hardness of 58 HRC or more, and SUP12 and SUJ2 are greatly below 58HRC by tempering at 500 ° C. In SUJ2, 63 HRC was obtained by tempering at 180 ° C., but the hardness decreased to 47 HRC or less at high temperature tempering at 500 ° C. This means that the hardness decreases when the temperature of the 180 ° C.
  • the surface coating alloy of the present invention can maintain high hardness even in the temperature range of about 500 ° C., which is the upper limit of the DLC film deposition temperature, and a hard coating is formed on the surface coating alloy surface. If coated, high adhesion can be maintained, so that it can be used as a sliding member.
  • the alloy of the present invention to which the machinability improving element was added was No. in which no machinability improving element was added. It can be seen that the machinability is improved over the 23 alloy. Among them, No. 1 in which an appropriate amount of S and Ca was added in combination. It can be seen that 14 alloy has the best machinability.
  • No. 9 of the present invention manufactured in Table 1 and a low alloy steel SUJ2 were compared by forming a DLC film.
  • the No. 9 of the present invention that was annealed at 780 ° C. for 3 hours was cut into 15 mm ⁇ 15 mm ⁇ 30 mm, heated to 1050 ° C., then oil-cooled and then tempered at 500 ° C.
  • the low alloy steel SUJ2 was annealed at 780 ° C. for 3 hours, cut to 15 mm ⁇ 15 mm ⁇ 30 mm, heated to 950 ° C., then oil-cooled and then tempered at 180 ° C.
  • a mirror-finished surface coating alloy test piece having a width of 10 mm, a length of 20 mm, and a thickness of 3 mm was prepared from the quenched and tempered surface coating alloy, and a DLC film was formed on the surface of the test piece using the PVD method. did. It was confirmed that the test piece was heated to a maximum of 424 ° C. during the DLC film formation. After the DLC film was formed, the adhesion of the DLC film was evaluated using an indentation by a Rockwell hardness meter. The adhesion evaluation was performed using a diamond indenter with a load of 150 kgf.
  • the appearance photograph which evaluated No. 9 of this invention is shown in FIG. 1, and the appearance photograph which evaluated SUJ2 of the low alloy steel is shown in FIG.
  • the alloy of the present invention can be applied to uses where high hardness is indispensable when heated at high temperatures. At the same time, since the amount of expensive alloy used can be suppressed, it can be expected to be economical and applicable in a wide range as compared with the conventional one using an expensive alloy so far.

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Abstract

　合金元素の添加量を低減しても、４００～５００°Cの高温に加熱しても５８ＨＲＣ以上の良好な硬さを維持できる表面被覆用合金と、表面被覆用合金の表面に、硬質皮膜を被覆した摺動部材を提供する。 　表面に硬質皮膜が被覆される表面被覆用合金であって、該表面被覆用合金は、質量％で、Ｃ：０．５～１．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：５．０～１４．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５～５．０％、Ｎ：０．０１５％を超えて０．１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物でなる表面被覆用合金である。 　好ましくは、質量％で、Ｃ：０．６～０．８５％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．２～０．８％、Ｃｒ：７．０～１１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：１．０～４．０％、Ｎ：０．０４～０．０８％を含有する表面被覆用合金である。

Description

表面被覆処理用合金及び摺動部材
　本発明は、表面に硬質皮膜が被覆される表面被覆用合金と該表面被覆用合金の表面に、硬質皮膜を被覆した摺動部材に関するものである。
　金属製の部材表面に、例えばＤＬＣ（Ｄｉａｍｏｎｄ　ｌｉｋｅ　Ｃａｒｂｏｎ）やセラミック系の硬質皮膜を被覆（コーティング）した材料は、耐摩耗性や摺動性等の特性を向上させることができるため、過酷な環境で使用される部材に適用されている。中でも、ＤＬＣ膜で被覆した摺動部材は、耐磨耗性、摺動性に優れているため、幅広く使用されてきている。
　しかしながら、例えば、表面被覆用合金にＤＬＣ膜をＰ－ＣＶＤ（プラズマＣＶＤ）やＰＶＤ法によって成膜する場合には、密着性に問題がある。密着性を向上させるには、成膜時に基材を高温に加熱する必要がある。即ち、表面被覆用合金は４００～５００℃の高温に加熱される。もし加熱時に材料が軟化した場合、ＤＬＣ膜が剥離し易くなるため、５００℃の高温であっても軟化し難い材質の表面被覆用合金を選ぶ必要がある。
　そのため、Ｐ－ＣＶＤ（プラズマＣＶＤ）やＰＶＤ法を用いてＤＬＣ膜を被覆する表面被覆用合金としては、高温でも５８ＨＲＣ以下に軟化しない高速度工具鋼が好んで用いられる（特開２００３－２７２３６号公報）。高速度工具鋼は、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の合金元素を多量に含有して、これらの合金元素の効果により、例えばＤＬＣ膜をＰ－ＣＶＤ（プラズマＣＶＤ）やＰＶＤ法によって成膜する場合であっても、素材の硬さを高硬度に維持できるものである。
特開２００３－２７２３６号公報
　高速度工具鋼製の表面被覆用合金は、高価な合金元素を多量に含有している。最近では、合金元素の価格が大幅に上昇していることから、安価な表面被覆用合金とするために、添加する合金元素の種類を少なくするか、或いは更に、合金元素の添加量を減らしても、所望の特性が得られる表面被覆用合金が求められている。
　しかし、例えば、低合金鋼のＪＩＳ　ＳＵＰ１２やＪＩＳ　ＳＵＪ２等では５００℃の高温に加熱すると材料の硬さが５８ＨＲＣ未満に軟化してしまい、ＤＬＣ膜が剥離し易くなるため、表面被覆用合金としては不向きである。
　本発明の目的は、高速度工具鋼と比較して合金元素の添加量を低減し、４００～５００℃の高温に加熱した場合でも５８ＨＲＣ以上の良好な硬さを維持できる表面被覆用合金と、表面被覆用合金の表面に、硬質皮膜を被覆した摺動部材を提供することである。
　本発明は、上述した課題に鑑みてなされたものである。
　すなわち本発明は、表面に硬質皮膜が被覆される表面被覆用合金であって、該表面被覆用合金は、質量％で、Ｃ：０．５～１．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：５．０～１４．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５～５．０％、Ｎ：０．０１５％を超えて０．１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物でなる表面被覆用合金である。
　好ましくは、質量％で、Ｃ：０．６～０．８５％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．２～０．８％、Ｃｒ：７．０～１１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：１．０～４．０％、Ｎ：０．０４～０．０８％を含有する表面被覆用合金である。
　更に、質量％で、Ｓ：０．１％以下、Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０３％以下の一種以上を含有する表面被覆用合金である。
　また更に、質量％で、Ｖ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｂ：０．３％以下の一種以上を含有する表面被覆用合金である。
　また、上記の表面被覆用合金表面に被覆される硬質皮膜は、ＤＬＣ膜である表面被覆用合金である。
　また本発明は、上記の表面被覆用合金の表面に、硬質皮膜が被覆されている摺動部材である。
　好ましくは、上記摺動部材に被覆される硬質皮膜は、ＤＬＣ膜である摺動部材である。
　本発明の表面被覆用合金は、高速度工具鋼と比較して、合金元素の添加量を低減しても、４００～５００℃の高温に加熱しても５８ＨＲＣ以上の良好な硬さを維持できることから、硬質皮膜を被覆する摺動部材用の素材に好適である。
本発明の表面被覆用合金にＤＬＣ膜を被覆した摺動部材の密着性評価試験を行なった外観顕微鏡写真である。 ＪＩＳ　ＳＵＪ２にＤＬＣ膜を被覆した摺動部材の密着性評価試験を行なった外観顕微鏡写真である。
　上述したように、本発明の重要な特徴は高速度工具鋼と比較して合金元素の添加量を低減しても、４００～５００℃の高温に加熱しても５８ＨＲＣ以上の良好な硬さを維持できる合金組成にある。以下に詳しく本発明を説明する。なお、特に記載の無い限り、各元素の含有量は質量％で記す。
　Ｃ：０．５～１．２％
　Ｃは、表面被覆用合金の基地の硬さを高め、高温焼戻しによってＣｒやＭｏとの炭化物を形成して表面被覆用合金の耐磨耗性を確保するための重要な元素であるため必須で含有する。
　しかし、Ｃが１．２％を超えると表面被覆用合金の靭性を劣化させ、０．５％未満であると、上述のＣの添加効果が得られない。そのため、Ｃの範囲は０．５～１．２％に限定する。上述の効果を確実に得るための好ましいＣの範囲は０．６～０．８５％である。更に好ましくは、Ｃの下限を０．６％とし、上限を０．７％とする。
　Ｓｉ：２．０％以下
　Ｓｉは、脱酸元素として添加する他、本発明においては高温焼戻しの硬さを高める効果があるので２．０％以下の範囲において必須で添加する。Ｓｉを２．０％を超えて添加しても、Ｓｉの高温焼戻しの硬さを高める効果の向上は望めず、かえって靭性や熱間加工性を阻害する。そのため、Ｓｉは２．０％以下の範囲に規定する。
　なお、Ｓｉの高温焼戻しの硬さを高める効果を確実に実現できる好ましい範囲は、０．１～１．５％である。更に好ましくは、Ｓｉの下限を０．３％、更に好ましくは０．５％とすれば良く、好ましい上限は１．３％、更に好ましくは１．１％である。
　Ｍｎ：１．０％以下
　Ｍｎは、添加すると靭性を劣化させることなく鋼の強度を増すことができ、高温焼戻しの硬さも改善される。但し、過度なＭｎは、加工性、低温靭性を低下させる。また、同時に加工硬化し易くなり、加工時に材料の弾性限界点、降伏点、引張り強さ、疲労限界等が増加し、伸び、絞りが減少する。更に１．０％を超える範囲では焼戻し時に脆性が発生するので、Ｍｎの上限を１．０％以下に規定する。鋼の強度を確保して、加工性の低下や焼戻し時の脆化をより確実に抑制できる好ましいＭｎの下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．６％である。好ましい上限は０．８％である。
　Ｃｒ：５．０～１４．０％
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、高温焼戻しの硬さを高める効果があるため、５．０％以上を必須で添加する。また、Ｃｒは、耐食性を向上させる効果もある一方で、過度のＣｒ添加は加工性、低温靭性に悪影響を及ぼすので、１４％を上限と規定する。また、Ｃｒの増加と共に高温焼戻しの硬さが上昇するとは限らず、適当なＣｒ量において硬さが最高となる。この効果を確実に得るにはＣｒの下限を７．０％、さらに好ましくは８．０％、上限を１１．０％とするのが好ましい。
　Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５～５．０％
　Ｍｏ及びＷは、固溶強化および/または炭化物の析出硬化により高温焼戻し後の軟化抵抗を向上させ、耐摩耗性、耐熱疲労性を改善するために単独または複合で添加できる。更に、硬質な炭化物を作り、硬さを向上させる。
　ＷはＭｏの約２倍の原子量であることからＭｏ＋１／２Ｗで規定する（当然、何れか一方のみの添加としても良いし、双方を共添加することもできる）。Ｍｏ、Ｗが少ないと高温焼戻しの硬さの改善が得られなくなるため、下限を０．５％に規定する。但し、添加量が５．０％を超えても上記の効果の向上はあまり望めない。そのため、Ｍｏ＋１／２Ｗの上限を５．０％に規定する。好ましくはＭｏ＋１／２Ｗの下限を１．０％、上限を４．０％、さらに好ましくは３．０％とすれば良い。
　Ｎ：０．０１５％を超えて０．１％以下
　Ｎは、添加により固溶強化、析出硬化および/または、炭化物の結晶粒を微細化させ硬さを向上させる他、高温焼戻しの硬さやクリープ特性の改善に有効な成分であるが、過度な添加は加工性、低温靭性を低下させるので、上限を０．１％に規定する。一方、Ｎが過度に少なくなると、固溶強化、析出硬化および/または、結晶粒を微細化させ硬さを向上させる効果が出ないため、Ｎの下限は、０．０１５％を超えた範囲に規定する。高温焼戻しの硬さを確保するために、好ましくはＮの下限を０．０４％、上限を０．０８％とすれば良い。
　本発明では、上述した元素の他は、実質的にＦｅであるが、製造上不可避的に混入する元素は当然含有する。
　また、上記の元素以外に、選択元素として、軟化抵抗を向上させ、硬さと強さ、靭性と言った特性を向上させる効果のあるＶは、１．０％以下の範囲で、耐食性と言った特性を向上させる効果のあるＣｕは、０．５％以下の範囲で、高温焼戻し時の結晶粒粗大化を防ぐ効果のあるＮｂは、０．３％以下の範囲で、一種以上を添加することができる。
　また、必須で添加するＭｎ等との硫化物を形成し、被削性を改善するＳは、０．１％以下の範囲で含有しても良く、特にＳは、微量添加すると、Ｍｎ等との硫化物を形成し、被削性を改善するため、必要に応じて添加できる。一方でＳを多量に添加すると、熱間加工性、耐溶接高温割れ性、耐食性に悪影響を及ぼすため、０．１％以下と規定する。被削性の改善に好ましくは、Ｓの下限を０．０３％、上限を０．０８％とすれば良い。
　また、Ｓと同様に、被削性を改善するＣａ及びＭｇについても、Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０３％以下の範囲で添加することができる。
　Ｓ，Ｃａ，Ｍｇについては、複合添加も可能である。
　上記の表面被覆用合金は、４００～５００℃の高温に加熱しても５８ＨＲＣ以上の良好な硬さを維持できることから、４００～５００℃の高温に昇温して硬質皮膜の密着性を高め、摺動性を向上させる硬質皮膜を被覆するＰ－ＣＶＤ（プラズマＣＶＤ）やＰＶＤ法用の素材として最適である。
　Ｐ－ＣＶＤ（プラズマＣＶＤ）やＰＶＤ法を適用するとＴｉＮ、ＴｉＣ、Ａｌ２Ｏ３、ＤＬＣ等の硬質皮膜を被覆することができる。中でも、密着性を向上させたＤＬＣ膜を被覆する場合、表面被覆用合金は４００～５００℃程度に加熱される場合があること、そして、更にＤＬＣ膜は優れた摺動性を付与することができる。そのため、本発明の表面被覆用合金は、Ｐ－ＣＶＤ（プラズマＣＶＤ）やＰＶＤ法で密着性の良好なＤＬＣ膜を被覆する素材として好適であり、摺動部材としては、本発明の表面被覆用合金とＤＬＣ膜の組合わせは最適であり、特に好ましい。
　以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
　表１に示した化学組成の本発明と比較例の１０ｋｇ鋼塊を真空溶解で作製し、表面被覆用合金を得た。作製した表面被覆用合金の化学組成を表１に示す。
　なお、本発明Ｎｏ．２１合金及びＮｏ．２２合金は、３ｔｏｎ溶解（大気溶解）を実施したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　作製した表面被覆用合金を均質化焼鈍した後、１１５０℃で熱間鍛造し、１５ｍｍ（Ｔ）×１５ｍｍ（Ｗ）×１０００ｍｍ（Ｌ）の表面被覆用合金鍛造材を得た。
　その後、７８０℃で３時間の焼鈍を行った。更に、焼鈍した表面被覆用合金から１５ｍｍ（Ｔ）×１５ｍｍ（Ｗ）×１５ｍｍ（Ｌ）の硬度測定用試験片を作製した。
　また、Ｎｏ．２１とＮｏ．２２の合金は、大気溶解後、熱間鍛造し、さらに１４ｍｍφに熱間圧延後、８６０℃で３時間の焼鈍を行った。更に、焼鈍した表面被覆用合金から厚さ１５ｍｍの硬度測定用試験片を採取した。
　この試験片を大気炉内で表２及び表３に示した焼入れ温度で加熱保持し、油冷にて焼入れを行った。焼入れ後に試験片の両面を平行研磨し、ＤＬＣ成膜温度の上限近傍の５００℃付近で焼戻しを行なった。焼戻し温度は表２及び表３に示し、焼戻し後にロックウェル硬さＣスケールにて硬さを測定した。その結果を表２及び表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２及び表３に示すように、本発明の表面被覆用合金は、高速度工具鋼のＳＫＨ５１と比較して合金元素の添加量を低減しているにもかかわらず、５００℃以上での焼戻し後の硬さが５８ＨＲＣ以上になっていることが分かる。一方、比較例Ｎｏ．２４及びＮｏ．２５は５８ＨＲＣ以上の硬さを得ることができず、ＳＵＰ１２とＳＵＪ２では、５００℃の焼戻しにより５８ＨＲＣを大きく下回っていることが分かる。
　なお、ＳＵＪ２においては、１８０℃の焼戻しにより、６３ＨＲＣが得られたが、５００℃の高温焼戻しでは４７ＨＲＣ以下に硬さが低下している。これは、１８０℃の低温焼戻しした材料を５００℃程度に昇温した場合、硬さが低下することを意味する。
　以上のことから、本発明の表面被覆用合金は、ＤＬＣ膜の成膜温度の上限である、５００℃程度の温度域でも高い硬さを維持でき、表面被覆用合金の表面に、硬質皮膜を被覆すれば高い密着性を維持できるので摺動部材として用いることが可能である。
　次に、被削性改善元素を添加した本発明合金のうち、Ｎｏ．１０，１１，１２，１３，１４及び１５について、被削性試験を行なった。被削性改善効果を確認するため、被削性改善元素を無添加としたＮｏ．２３についても、同様に被削性試験を行なった。
　被削性試験は、焼鈍ままの素材から１５ｍｍ（Ｔ）×１５ｍｍ（Ｗ）×２２ｍｍ（Ｌ）の寸法の試験片を切り出し、切り出した被削性試験片にドリルで孔開け加工を行って、ドリルの磨耗量にて評価を実施した。評価は、ドリルの最外周部をＡと表記し、４／Ｄ部をＢと表記して、試験結果を表４に示す。なお、試験条件は以下のとおりである。
　ドリル径：φ４．０ｍｍストレートシャンクドリル
　切削深さ：２０ｍｍ
　切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ
　送り速度：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ
　ステップフィード：１０ｍｍ
　切削液：水溶性
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、被削性改善元素を添加した本発明合金は、被削性改善元素を無添加としたＮｏ．２３合金よりも被削性が向上しているのがわかる。中でも適量のＳとＣａを複合添加したＮｏ．１４合金が最も被削性が良いことが分かる。
　次に、表１で製作した本発明のＮｏ.９と、低合金鋼のＳＵＪ２について、ＤＬＣ膜を成膜して比較を行った。
　７８０℃で３時間の焼鈍を行った本発明のＮｏ.９を１５ｍｍ×１５ｍｍ×３０ｍｍに切断し、１０５０℃に加熱後、油冷の焼入れを行い、その後、５００℃の焼戻しを行った。低合金鋼のＳＵＪ２は７８０℃で３時間の焼鈍を行い、１５ｍｍ×１５ｍｍ×３０ｍｍに切断し、９５０℃に加熱後、油冷の焼入れを行い、その後、１８０℃の焼戻しを行った。
　更に、焼入れ焼戻しした表面被覆用合金から幅１０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ３ｍｍで鏡面仕上げの表面被覆用合金試験片を作製し、この試験片の表面にＰＶＤ法を用いてＤＬＣ膜を成膜した。ＤＬＣ成膜時には試験片が最大４２４℃に加熱されたことを確認した。
　ＤＬＣ成膜後、ロックウェル硬度計による圧痕を利用してＤＬＣ膜の密着性評価を行った。なお、密着性評価は、荷重１５０ｋｇｆとし、ダイヤモンド圧子を用いて行なった。本発明のＮｏ.９を評価した外観写真を図１に、低合金鋼のＳＵＪ２を評価した外観写真を図２に示す。
　図１及び図２に示すように、低合金のＳＵＪ２と比較して、本発明では圧痕によるクラックが小さく、ＳＵＪ２よりも高い密着性を維持していることが確認できた。
　本発明合金は、高温加熱時に高い硬さが不可欠な用途に適用できる。同時に、高価な合金の使用量を抑えることができるので、これまで高価な合金を使用していた従来のものに比べて経済的で広い範囲での応用を期待することができる。

Claims (7)

  1. 　表面に硬質皮膜が被覆される表面被覆用合金であって、該表面被覆用合金は、質量％で、Ｃ：０．５～１．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：５．０～１４．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５～５．０％、Ｎ：０．０１５％を超えて０．１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物でなる表面被覆用合金。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．６～０．８５％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．２～０．８％、Ｃｒ：７．０～１１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：１．０～４．０％、Ｎ：０．０４～０．０８％を含有する請求項１に記載の表面被覆用合金。
  3. 　更に質量％で、Ｓ：０．１％以下、Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０３％以下の一種以上を含有する請求項１または２に記載の表面被覆用合金。
  4. 　更に質量％で、Ｖ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｂ：０．３％以下の一種以上を含有する請求項１乃至３の何れかに記載の表面被覆用合金。
  5. 　請求項１乃至４の何れかに記載の表面被覆用合金表面に被覆される硬質皮膜は、ＤＬＣ膜である表面被覆用合金。
  6. 　請求項１乃至４の何れかに記載の表面被覆用合金の表面に、硬質皮膜が被覆されている摺動部材。
  7. 　請求項６に記載の摺動部材に被覆される硬質皮膜は、ＤＬＣ膜である摺動部材。
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