CN102378822A - 冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢及其制造方法 - Google Patents

冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，该表面硬化钢可防止实施冷加工、切削、渗碳淬火的表面硬化钢的粗大晶粒的发生，其特征在于：以质量％计，将以下元素限制在S：0.001～0.15％、Ti：0.05～0.2％、Al：0.04％以下、N：0.0050％以下，在特定范围含有其它特定成分，进而含有Mg：0.003％以下、Zr：0.01％以下、Ca：0.005％以下中的1种或2种以上，将AlN的析出量限制在0.01％以下，当量圆直径超过20μm、纵横尺寸比超过3的硫化物的密度d(个/mm2)和S含量[S](质量％)满足d≤1700[S]+20。

Description

冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过热轧或热锻造等热加工而制造的、且在进行了冷锻造、滚压成形等冷加工或切削等后实施渗碳淬火的表面硬化钢及其制造方法。
背景技术
对于齿轮、轴承等转动部件、等速万向接头或轴等旋转传递部件，由于要求表面硬度，因此实施渗碳淬火。这些渗碳部件例如采用将JIS G4052、JIS G 4104、JIS G 4105、JIS G 4106等中规定的中碳的机械结构用合金钢，通过热锻造、中温锻造、冷锻造、滚压成形等塑性加工或通过切削而形成为规定的形状，然后进行渗碳淬火的工序来制造。
在制造渗碳部件时，有时因起因于渗碳淬火的热处理应变而使部件形状精度劣化。特别是，在齿轮或等速万向接头等部件中，热处理应变成为噪音或振动的原因，而且有时引起接触面的疲劳特性的下降。
此外，在轴等中，如果热处理应变造成的弯曲增大，则损害动力传递效率或疲劳特性。该热处理应变的最大原因是通过渗碳淬火时的加热而不均匀地产生的粗大晶粒。
以往，在锻造后，在渗碳淬火前，通过进行退火来抑制粗大晶粒的发生。可是，如果进行退火，则有制造成本增加的问题。
此外，由于对齿轮、轴承等转动部件施加高面压，因此进行高深度渗碳。在高深度渗碳中，为了缩短渗碳时间，将通常为930℃左右的渗碳温度提高到990～1090℃的温度区域。因此，在高深度渗碳中，容易发生粗大晶粒。
为了抑制渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，表面硬化钢即塑性加工前的原材料的材质是重要的。
对于高温下的晶粒的粗大化的抑制，微细的析出物是有效的，提出了利用Nb、Ti的析出物、AlN等的表面硬化钢(例如专利文献1～5)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-335777号公报
专利文献2：日本特开2001-303174号公报
专利文献3：日本特开2004-183064号公报
专利文献4：日本特开2004-204263号公报
专利文献5：日本特开2005-240175号公报
发明内容
发明所要解决的课题
可是，如果为了抑制粗大晶粒的发生而利用微细的析出物，则通过析出强化而使表面硬化钢硬化。此外，通过添加可使析出物生成的合金元素也使表面硬化钢硬化。因此，在防止了高温下的粗大晶粒的发生的钢中，冷锻造、切削等冷加工性的下降成为新的问题。
尤其切削，是要求接近最终形状的高精度的加工，稍微的硬度上升也严重影响精度。因此，在使用表面硬化钢时，不仅防止粗大晶粒的发生，而且考虑切削性(材料的易切削性)也是极其重要的。
以往，对于改善切削性，已知添加Pb、S等切削性提高元素是有效的。
可是，Pb是环境负荷物质，从环境对应技术的重要性出发，正在限制向钢材中添力Pb。
此外，S尽管通过在钢中形成MnS等可提高切削性，但是通过热加工而延伸的粗大的MnS成为破坏的起点。因此，大量S的添加容易成为使冷锻造性或转动疲劳等机械性能下降的原因。
本发明鉴于这样的实情，为了要求疲劳特性的渗碳部件、特别是要求转动疲劳特性的轴承部件、转动部件等，防止要实施锻造或滚压成形等冷加工、切削、渗碳淬火的表面硬化钢的粗大晶粒的发生，从而提供一种冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢及其制造方法。
用于解决课题的手段
如果对添加Ti的钢进行渗碳淬火，则Ti系析出物成为疲劳破坏的起点，疲劳特性、特别是转动疲劳特性容易劣化。可是，如果通过N含量的限制、热轧温度的高温化等而使Ti系析出物微细地分散，则能兼顾粗大晶粒防止特性和疲劳特性。另外，对于切削性的提高，重要的是通过添加S，且添加Mg、Zr、Ca中的1种或2种以上来控制硫化物的大小及形状。
本发明的要旨如下。
(1)一种冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：
以质量％计，含有：
C：0.1～0.5％、
Si：0.01～1.5％、
Mn：0.3～1.8％、
S：0.001～0.15％、
Cr：0.4～2.0％、
Ti：0.05～0.2％，
将以下元素限制在：
Al：0.04％以下、
N：0.0050％以下、
P：0.025％以下、
O：0.0025％以下，
进而含有以下元素中的1种或2种以上：
Mg：0.003％以下、
Zr：0.01％以下、
Ca：0.005％以下，
剩余部分包括铁和不可避免的杂质；
将A1N的析出量限制在0.01％以下，当量圆直径超过20μm、纵横尺寸比超过3的硫化物的密度d(个/mm2)和S含量[S](质量％)满足d≤1700[S]+20。
(2)根据上述(1)所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有Nb：低于0.04％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Mo：1.5％以下、
Ni：3.5％以下、
V：0.5％以下、
B：0.005％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中的任一项所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：将贝氏体的组织分率限制在30％以下。
(5)根据上述(1)～(4)中的任一项所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：铁素体的粒度号为JIS G 0551中规定的8～11。
(6)根据上述(1)～(5)中的任一项所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：Ti系析出物的最大直径为40μm以下。
(7)一种冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢的制造方法，其特征在于：将含有上述(1)～(3)中的任一项所述的成分的钢材加热到1150℃以上，将精加工温度规定为840～1000℃而进行热加工，以1℃/秒以下的冷却速度在800～500℃的温度范围进行冷却。
发明的效果
在本发明的表面硬化钢中，锻造性、切削性等加工性也优良，即使通过冷锻造工序制造部件，也可抑制因渗碳淬火时的加热而形成的晶粒的粗大化，淬火变形造成的尺寸精度的劣化与以往相比也非常小。
此外，根据本发明的表面硬化钢，能解决以往为防止粗大晶粒的发生而降低切削性的问题，可实现部件形状的高精度化，而且工具的寿命也得以延长。
此外，以本发明的表面硬化钢作为原材料的部件，即使在高温渗碳中也能防止粗大晶粒的发生，能够得到转动疲劳特性等充分的强度特性，这些对产业上的贡献是非常显著的。
附图说明
图1是对本发明的切削性和冷加工性的平衡进行说明的图示。
图2是表示测定凝固时的冷却速度的位置的图示。
图3是表示镦锻试验中采用的试验片的图示。
具体实施方式
渗碳淬火造成的晶粒的粗大化可通过将析出物形成钉扎粒子，从而抑制晶粒生长来加以防止。特别是，使以TiC、TiCS为主体的Ti系析出物在热加工后的冷却时微细地析出，对于防止粗大晶粒的发生是非常有效的。另外，为了防止粗大晶粒的发生，也优选使NbC等Nb系析出物在表面硬化钢中微细地析出。
可是，如果钢中含有的N量增多，则铸造时产生的粗大的TiN有时在热轧或热锻造的加热中不会溶解而大量残留。如果残留粗大的TiN，则在渗碳淬火时，以TiN为析出核而析出TiC、TiCS以及NbC，妨碍析出物的微细分散。因此，为了通过微细的Ti系析出物、Nb系析出物来防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，重要的是降低N量，在热加工的加热时使Ti系析出物或Nb系析出物溶解。
此外，如果在热加工的加热时残留粗大的AlN，则与TiN同样，阻碍作为钉扎粒子而发挥作用的微细的析出物的生成。
可是，AlN固溶的温度比TiN低，因此与TiN相比容易在热轧的加热时使其溶解。另外，在热加工中或其后的冷却时，AlN的析出、生长比Ti系析出物、Nb系析出物缓慢。因此，通过在热加工的加热时防止AlN的残留，能够限制表面硬化钢中含有的AlN的析出量。
因此，根据限制了AlN的析出量的本发明的表面硬化钢，通过利用微细的Ti系析出物、Nb系析出物，能够防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生。
另外，为了稳定地发挥Ti系析出物及Nb系析出物的钉扎效果，在热加工后的冷却过程中，在来自奥氏体的扩散相变时使Ti系析出物、Nb系析出物在相界面析出是有效的。可是，如果在热轧后的冷却过程中生成贝氏体，则析出物的相界面析出变得困难。
因此，优选控制热轧后的钢的组织，抑制贝氏体的生成，更优选形成实质上不含贝氏体的组织。
在制造方法中，首先，为了使Al、Ti、Nb的析出物固溶而需要加热钢材。特别地，重要的是提高热轧或热锻造等热加工的加热温度，使Ti系析出物及Nb系析出物固溶。
接着，需要在热加工后，也就是说在热轧后或热锻造后，在Ti系析出物及Nb系析出物的析出温度区域进行缓冷。其结果是，能够使Ti系析出物及Nb系析出物在表面硬化钢中微细地分散。
此外，如果渗碳淬火前的钢材的铁素体晶粒过度地微细，则在渗碳加热时容易发生粗大晶粒。因此，为了不生成微细的铁素体，需要对热轧或热锻造的精加工温度进行控制。
此外，在将本发明的表面硬化钢加工成齿轮等时，在渗碳淬火前进行利用锻造及刨齿切削的齿形成形。此时，MnS等硫化物尽管使冷锻造性降低，但是对于刨齿切削是非常有效的。也就是说，硫化物表现出对切削工具的磨损造成的工具形状变形进行抑制，即所谓延长工具寿命的效果。
特别是，在齿轮这样的精密形状的情况下，如果切削工具寿命短，则不能稳定地成形齿形形状。因此，切削工具寿命不只是影响制造效率及成本，而且也影响部件的形状精度。
因此，为了提高切削性，优选在钢中产生硫化物。
另一方面，在热轧或热锻造中，特别是粗大的MnS等硫化物大多被延伸。而且如果硫化物的长度增长，则作为部件中的缺陷而被暴露的概率也提高，从而使部件性能降低。因此，不仅控制硫化物的大小，而且为了不使硫化物延伸而控制形状也是重要的。
再有，为了抑制硫化物的粗大化，优选对铸造时的凝固速度进行控制。
为了降低MnS等软质的硫化物，添加Ti，从而生成TiCS等Ti系硫化物也是有效的。可是，如果软质的MnS减少，则添加的S不会有助于切削性的提高。
因此，为了提高切削性，除了添加S以外，重要的是在添加了Ti的钢水中控制软质的硫化物。
于是，优选通过为抑制粗大晶粒所需的AlN的控制、Ti的添加、S量的控制、以及Zr、Mg、Ca的添加，来控制硫化物的形状。
下面对切削性及冷加工性进行进一步的说明。
在冷加工时以MnS为中心的硫化物发生变形，成为破坏的起点。特别是，粗大的MnS使极限压缩率等冷锻造性降低。此外，如果钢中的MnS粗大，则因MnS的形状而产生材质特性的各向异性。
为了将表面硬化钢用于多种多样的复杂部件，要求在所有方向都具有稳定的机械性能。因此，在本发明的表面硬化钢中，优选使以MnS为中心的硫化物微细化，将形状形成为大致球状。此外，更优选在锻造等冷加工后形状的变化较小。
Zr、Mg、Ca的添加对于使微细的硫化物分散是有效的。另外，如果Zr、Mg、Ca等在MnS中固溶，则变形阻力增高，硫化物不容易发生变形。因此，Zr、Mg、Ca的添加对于抑制延伸化也是非常有效的。
另一方面，从切削性的观点出发，S量的增加是重要的。通过添加S，切削时的工具寿命提高，该效果由S量的总量决定，硫化物形状的影响较小。因此，通过增加S的添加量，控制硫化物的形状，便能够兼顾冷锻造性和切削性(工具寿命)。
在表面硬化钢中，不仅渗碳淬火时的粗大晶粒的发生的防止重要，而且冷加工性和切削性的确保也很重要。如果增加S量，虽切削性得以提高，但导致冷加工性下降。于是，在用相同的S量进行比较的情况下，确保良好的冷加工性也是重要的。
图1中对抑制了渗碳淬火时的粗大晶粒发生的粗大晶粒特性良好的表面硬化钢，进行了切削性与冷加工性的关系的比较。在本发明中，能够在维持良好的粗大晶粒特性(粗大晶粒发生温度＞970℃)的同时，可以兼顾冷加工性(极限压缩率)和切削性(钻头切削性VL1000)。在图1中，可以说越是位于右上方，越是切削性和冷加工性的平衡优良的原材料。
以下，对本发明进行详细说明。
首先，对成分组成进行说明。以下，将质量％只记载为％。
C是提高钢的强度的元素。在本发明中，为了确保抗拉强度，添加0.1％以上的C。C量优选为0.15％以上。另一方面，如果C含量超过0.5％，则显著硬化而使冷加工性劣化，因此将上限规定为0.5％。此外，为了确保渗碳后的芯部的韧性，优选将C量规定为0.4％以下。C量更优选为0.3％以下。
Si对于钢的脱氧是有效的元素，在本发明中，添加0.01％以上。此外，Si也是强化钢、提高淬透性的元素，优选添加0.02％以上。另外，Si对于增加晶界强度也是有效的元素，另外在轴承部件、转动部件中，对于通过抑制转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化来提高寿命也是有效的元素。因此，在面向高强度化的情况下，更优选添加0.1％以上。特别是为了提高转动疲劳强度，优选添加0.2％以上的Si。
另一方面，如果Si量超过1.5％，则因硬化而使冷锻造等冷加工性劣化，因此将上限规定为1.5％。此外，为了提高冷加工性，优选将Si量规定为0.5％以下。特别是在重视冷锻造性时，优选Si量为0.25％以下。
Mn对于钢的脱氧是有效的，另外也是提高钢的强度、淬透性的元素，在本发明中，添加0.3％以上。另一方面，如果Mn量超过1.8％，则因硬度上升而使冷锻造性劣化，因此将1.8％作为上限。Mn量的优选范围是0.5～1.2％。再有，在重视冷锻造性时，优选将Mn量的上限规定为0.75％。
S在钢中形成MnS，是提高切削性的元素。在本发明中，为了提高切削性，将S含量规定为0.001％以上。S量优选的下限为0.1％。另一方面，如果S量超过0.15％，则因晶界偏析而招致晶界脆化，因此将上限规定为0.15％。此外，如果考虑到是高强度部件，则S量优选为0.05％以下。另外，在考虑到强度及冷加工性以及它们的稳定性时，优选将S量规定为0.03％以下。
再有，以往在轴承部件、转动部件中，MnS使转动疲劳寿命劣化，因而一般认为有必要降低S。可是，本发明人发现：S含量对提高切削性影响较大，硫化物的形状对提高冷加工性影响较大。在本发明中，通过添加Mg、Zr、Ca中的1种或2种以上来控制硫化物的形状，因此可将S量规定为0.01％以上。在重视切削性的情况下，优选使S量在0.02％以上。
Cr是提高钢的强度、淬透性的有效的元素，在本发明中，添加0.4％以上。另外，在轴承部件、转动部件中，使渗碳后的表层的残余γ量增大，对于通过抑制转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化来提高寿命也是有效的，因此优选添加0.7％以上。更优选的Cr量为1.0％以上。另一方面，如果超过2.0％地添加Cr，则因硬度上升而使冷加工性劣化，因此将上限规定为2.0％。为了提高冷锻造性，优选使Cr量在1.5％以下。
Ti是在钢中生成碳化物、碳硫化物、氮化物等析出物的元素。在本发明中，为了通过利用微细的TiC、TiCS来防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生而添加0.05％以上的Ti。Ti量的优选的下限为0.1％。另一方面，如果添加超过0.2％的Ti，则因析出硬化而使冷加工性显著劣化，因此将Ti量的上限规定为0.2％。此外，为了通过抑制TiN的析出来提高转动疲劳特性，优选使Ti量在0.15％以下。
Al是脱氧剂，优选添加0.005％以上，但本发明并不局限于此。另一方面，如果Al量超过0.04％，则AlN通过热加工的加热不会溶解而残留下来。因此，粗大的AlN成为Ti或Nb的析出物的析出核，阻碍微细的析出物的生成。因此，为了防止渗碳淬火时晶粒的粗大化，需要使Al量在0.04％以下。
N是生成氮化物的元素。在本发明中，为了抑制粗大的TiN或AlN的生成，使N量的上限在0.0050％。这是因为粗大的TiN或AlN成为以TiC、TiCS为主体的Ti系析出物、以NbC为主体的Nb系碳氮化物等的析出核，阻碍微细的析出物的分散。
P是杂质，是提高冷加工时的变形阻力，使韧性劣化的元素。如果过剩地含有，则冷锻造性劣化，因此需要将P含量限制在0.025％以下。此外，为了抑制晶界的脆化，提高疲劳强度，优选使P含量在0.015％以下。
O是杂质，在钢中形成氧化物系夹杂物，损害加工性，因此将含量限制在0.0025％以下。此外，本发明的表面硬化钢含有Ti，因此生成含Ti的氧化物系夹杂物，以其作为析出核而析出TiC。如果氧化物系夹杂物增加，则在热加工时往往抑制微细的TiC的生成。
因此，为了使以TiC、TiCS为主体的Ti系析出物微细地分散，渗碳淬火时抑制晶粒的粗大化，优选使O量的上限为0.0020％。
另外，轴承部件、转动部件有时以氧化物系夹杂物为起点而产生转动疲劳破坏。因此，在用于轴承部件、转动部件时，为了提高转动寿命，优选将O含量限制在0.0012％以下。
另外，本发明的表面硬化钢为了控制硫化物的形态，需要添加Mg、Zr、Ca中的1种或2种以上。Mg、Zr、Ca生成大致球状的硫化物，此外，通过提高MnS的变形能来抑制热加工带来的延伸。特别是，Mg、Zr即使微量含有也表现出显著的效果，因此优选在副原料等方面加以注意。另外，为了使Mg、Zr的添加量稳定，优选通过采用含Mg、Zr的耐火材料来控制含量。
Mg是生成氧化物及硫化物的元素。通过含有Mg，生成MgS或与MnS的复合硫化物(Mn、Mg)S等，能够抑制MnS的延伸。微量的Mg对于控制MnS的形态也是有效的，为了提高加工性，优选添加0.0002％以上的Mg。
此外，Mg的氧化物微细地分散，成为MnS等硫化物的生成核。为了利用Mg的氧化物来抑制粗大的硫化物的生成，优选添加0.0003％以上的Mg。另外，如果添加Mg，则硫化物稍微变得硬质，难以通过热加工而延伸。
为了控制硫化物的形态，以便有助于提高切削性，不损害冷加工性，优选添加0.0005％以上的Mg。再有，热锻造具有使微细的硫化物均匀分散的效果，对于提高冷加工性是有效的。
另一方面，Mg的氧化物容易上浮到钢水上，因此成品率低，从制造成本的观点出发，Mg的含量的上限优选为0.003％。此外，如果过剩地添加Mg，则在钢水中生成大量氧化物，有时引起氧化物在耐火材料上的附着或喷嘴堵塞等炼钢上的故障。因此，更优选使Mg的添加量在0.001％以下。
Zr是生成氧化物、硫化物、氮化物的元素。如果添加微量的Zr，则通过在钢水中与Ti复合，生成微细的氧化物、硫化物及氮化物。因此，在本发明中，Zr的添加对于控制夹杂物及析出物是非常有效的。为了控制夹杂物的形态，提高加工性，优选添加0.0002％以上的Zr，但本发明并不局限于此。
含有Zr及Ti的氧化物、硫化物、氮化物在凝固时成为MnS的析出核。Zr、Ti熔入在这些含有Zr及Ti的氧化物、硫化物、氮化物的周围析出的MnS中，使变形能降低。因此，为了抑制MnS的变形，防止由热加工产生的延伸，优选添加0.0003％以上的Zr。
另一方面，Zr是高价的元素，因此从制造成本的观点出发，优选使Zr量的上限为0.01％。Zr量更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。
Ca是生成氧化物、硫化物的元素。为了控制夹杂物的形态、提高加工性，优选添加0.0002％以上的Ca。通过添加Ca生成的CaS、(Mn、Ca)S、或与Ti的复合硫化物在凝固时成为MnS的析出核。
特别是，在含有Ca及Ti的氧化物、硫化物的周围析出的MnS中熔入Ca、Ti时，使变形能降低。因此，为了抑制MnS的变形，防止由热加工产生的延伸，优选添加0.0003％以上的Ca。
另一方面，与Mg同样，如果过剩地添加Ca，则有时引起氧化物在耐火材料上的附着或喷嘴堵塞等炼钢上的故障。因此，优选使Ca量在0.005％以下。
此外，更优选添加Mg、Zr、Ca中的2种以上，由此能够使大致球状的硫化物微细地分散。在添加Mg、Zr、Ca中的2种以上时，优选使含量合计为0.0005％以上。此外，在添加Mg、Zr、Ca中的2种以上时，为了防止在耐火材料上的附着等，优选使含量合计为0.006％以下，更优选为0.003％以下。
另外，为了对渗碳淬火时的粗大晶粒的发生进行抑制，与Ti同样，优选添加生成碳氮化物的Nb。Nb与Ti同样，是通过与钢中的C、N结合而生成碳氮化物的元素。通过添加Nb，抑制由Ti系析出物引起的粗大晶粒的发生的效果更为显著。即使Nb的添加量为微量，与不添加Nb的情况相比，对于防止粗大晶粒也是非常有效的。
这是因为Nb在Ti系析出物中固溶，抑制了Ti系析出物的粗大化。为了在渗碳淬火的加热时抑制粗大晶粒的发生，优选添加0.01％以上的Nb，但本发明并不局限于此。另一方面，如果添加0.04％以上的Nb，则钢发生硬化，有时使冷加工性、特别是冷锻造性或切削性、以及渗碳特性劣化。因此，优选Nb的添加量低于0.04％。在重视冷锻造性等冷加工性、切削性时，Nb量的优选上限为低于0.03％。此外，在除了加工性以外、还重视渗碳性时，Nb量的优选上限为低于0.02％。
此外，为了谋求粗大晶粒防止特性和加工性的兼顾，优选调整Nb的添加量和Ti的添加量的合计，Ti+Nb的优选范围是0.07％以上且低于0.17％。特别是，在高温渗碳或冷锻造部件中，Ti+Nb的优选的范围是超过0.09％但低于0.17％。
另外，为了提高钢的强度、淬透性，也可以添加Mo、Ni、V、B、Nb中的1种或2种以上。
Mo是提高钢的强度及淬透性的元素，在本发明中，使渗碳部件的表层的残余γ量增大，而且对于谋求通过抑制转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化而产生的高寿命化也是有效的。可是，如果添加超过1.5％的Mo，则有时因硬度上升而使切削性、冷锻造性劣化。
因此，优选使Mo含量在1.5％以下。Mo是高价的元素，从制造成本的观点出发，更优选为0.5％以下。
Ni与Mo同样，是对提高钢的强度及淬透性有效的元素。可是，如果超过3.5％地添加Ni，则有时因硬度上升而使切削性、冷锻造性劣化，因此优选使Ni含量在3.5％以下。Ni也是高价的元素，从制造成本的观点出发，Ni量优选的上限为2.0％。Ni量更优选的上限为1.0％。
V是如果在钢中固溶则提高强度及淬透性的元素。如果V量超过0.5％，则有时因硬度上升而使切削性、冷锻造性劣化，因此优选含量的上限为0.5％。V量的优选的上限为0.2％。
B是通过微量添加可提高钢的淬透性的有效的元素。此外，B在热轧后的冷却过程中生成硼铁碳化物，使铁素体的生长速度增加，促进软质化。另外，对于提高渗碳部件的晶界强度、提高疲劳强度及冲击强度也是有效的。可是，如果超过0.005％地添加B，则效果饱和，有时还使冲击强度劣化，因此含量的上限优选为0.05％。B量的优选的上限为0.003％。
再有，通过添加Si、Cr，进而添加Mo抑制轴承部件、转动部件的转动疲劳过程中的组织变化、材质劣化的效果，在渗碳后的表层的残余奥氏体(残余γ)为30～40％时特别大。为了将表层的残余γ量控制在30～40％的范围，进行渗碳渗氮处理是有效的。渗碳渗氮处理是在渗碳后的扩散处理的过程中进行渗氮的处理。
为了将表层的残余γ量控制在30～40％，优选以表层的氮浓度达到0.2～0.6％的范围的方式进行渗碳渗氮处理。再有，在这种情况下，优选将渗碳时的碳势规定为0.9～1.3％的范围。
此外，作为本发明的表面硬化钢，渗碳淬火时侵入表层的碳及氮与固溶Ti反应，在渗碳层析出许多微细的Ti(C、N)。特别是，在轴承部件、转动部件中，通过表层的Ti(C、N)而使转动疲劳寿命得以提高。
因此，为了提高转动疲劳寿命，优选将渗碳时的碳势规定为0.9～1.3％。此外，在渗碳后的扩散处理的过程中进行渗氮的渗碳渗氮处理中，优选以表层的氮浓度达到0.2～0.6％的范围的方式设定条件。
接着，对本发明的表面硬化钢中含有的析出物中的AlN、硫化物进行说明。
AlN为Ti系析出物、Nb系析出物的析出核，阻碍微细的析出物的生成。因此，在本发明中，需要对表面硬化钢中含有的AlN的析出量进行限制。如果AlN的析出量过剩，则在渗碳淬火时有可能发生粗大晶粒，因此将表面硬化钢的AlN的析出量限制在0.01％以下。AlN的析出量的优选的上限为0.005％。
为了抑制表面硬化钢的AlN的析出量，需要提高热加工的加热温度，促进其溶解。本发明的表面硬化钢限制了N量，因此如果加热到AlN溶解的温度，则Ti系析出物、Nb系析出物也能够溶解。
再有，关于AlN的析出量，能够通过对提取残渣进行化学分析来测定。作为提取残渣，通过用溴甲醇溶液溶解钢，用0.2μm的过滤器过滤来采取。再有，即使采用0.2μm的过滤器，在过滤的过程中也因析出物而使过滤器发生堵塞，因此也可提取0.2μm以下的微细的析出物。
MnS对于提高切削性是有用的，因此需要确保其密度。另一方面，延伸的粗大的MnS损害冷加工性，因此需要控制MnS的尺寸及形状。
本发明人对S的含量、MnS的尺寸及形状与切削性及冷加工性之间的关系进行了研究。
结果可知：如果用光学显微镜观察的MnS的当量圆直径超过20μm，且纵横尺寸比超过3，则成为冷加工时发生裂纹的起点。
MnS的当量圆直径是具有与MnS的面积相等的圆面积的圆的直径，可通过图像解析求出。纵横尺寸比是将MnS的长度除以MnS的厚度所得到的比值。
接着，本发明人对硫化物的分布的影响进行了研究。用扫描电子显微镜观察了直径为30mm的热轧材料的MnS，对尺寸、纵横尺寸比及密度与冷加工性及切削性之间的关系进行了整理。关于MnS的观察，从与轧制方向平行的断面的表面，在1/2半径部(a part of 1/2 radius)进行。就1mm×1mm的面积观察10个视场，求出存在的硫化物系夹杂物的当量圆半径、纵横尺寸比及个数。再有，通过附属于扫描电子显微镜的能量分散型X射线分析确认夹杂物为硫化物。
测量当量圆半径超过20μm、且纵横尺寸比超过3的MnS的个数，除以面积而求出密度d。得知该硫化物的密度d受S量的影响，因此为了兼顾切削性和冷加工性，需要满足下式。
d≤1700[S]+20(个/mm2)
这里，[S]表示S的含量(质量％)。另外，如果在钢中存在粗大的Ti系析出物，则有时成为接触疲劳破坏的起点，从而使疲劳特性劣化。
接触疲劳强度是渗碳部件的要求特性，是转动疲劳特性或面疲劳强度。为了提高接触疲劳强度，优选将Ti系析出物的最大直径规定为低于40μm。
关于Ti系析出物的最大直径，在表面硬化钢的长度方向的断面上，将检查基准面积规定为100mm2、检查次数规定为16个视场、进行预测的面积规定为30000mm2，通过测定的极值统计来求出。
利用极值统计的析出物的最大直径的测定方法例如正如村上敬宜，“金属疲劳  微小缺陷和夹杂物的影响”，养贤堂，pp.233～239(1993年)中记载的那样，是推断在一定面积内即在进行预测的面积(30000mm2)内观察到的最大析出物的二维的检查方法。
在极值概率用纸上绘图，求出最大析出物直径和极值统计标准化变量的线性函数，通过外插最大析出物分布直线，预测进行预测的面积上的最大析出物的直径。
接着对本发明的表面硬化钢的组织进行说明。
优选将表面硬化钢的贝氏体的组织分率限制在30％以下。这是因为为了防止渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，优选在晶界生成微细的析出物。也就是说，如果热加工后的冷却时生成的贝氏体的组织分率超过30％，则难以使Ti系析出物、Nb系析出物在相界面析出。
将贝氏体的组织分率限制在30％以下对于改善冷加工性也是有效的。
在高温渗碳等对于防止粗大晶粒条件苛刻的情况下，优选将贝氏体的组织分率的上限规定为20％，更优选为10％以下。另外，在冷锻造后进行高温渗碳等时，贝氏体的组织分率的上限优选为5％以下。
如果本发明的表面硬化钢的铁素体晶粒过度微细，则容易产生粗大晶粒。这是因为在渗碳淬火时奥氏体晶粒过度地微细化。特别是，如果铁素体的粒度号超过JIS G 0551中规定的11，则容易产生粗大晶粒。另一方面，如果表面硬化钢中的铁素体的粒度号低于JIS G 0551中规定的8，则有时延展性降低，并损害冷加工性。因此，表面硬化钢中的铁素体的粒度号优选在JIS G 0551中规定的8～11的范围内。
接着，对本发明的表面硬化钢的制造方法进行说明。
利用转炉、电炉等通常的方法熔炼钢，进行成分调整，经由铸造工序、根据需要的开坯轧制工序得到钢材。对钢材实施热加工即热轧或热锻造，制造线材或棒钢。
钢材的硫化物多在钢水中或凝固时结晶，硫化物的大小受到凝固时的冷却速度的影响。因此，为了防止硫化物的粗大化，重要的是控制凝固时的冷却速度。
凝固时的冷却速度被定义为在图2所示的铸坯断面上，在铸坯宽度W的中心线上，从表面到厚度方向中心线的距离的1/2部(从表面相对于铸坯厚度T，距表面T/4的位置)上的冷却速度。为了抑制硫化物的粗大化，优选将凝固时的冷却速度规定为3℃/分钟以上。优选为5℃/分钟以上，更优选10℃/分钟以上。再有，凝固时的冷却速度可通过二次枝晶臂间距(secondary dendrite arm spacing)来确认。
通过对铸坯直接进行再加热，进行热加工来制造表面硬化钢，或通过对经由开坯工序得到的坯料进行再加热，进行热加工来制造表面硬化钢。一般地说，通过开坯轧制将铸坯成形成方坯，在冷却到室温后，进行再加热，制造表面硬化钢。另外，在制造齿轮等部件时，有时也增加热锻造。此时，优选在开坯轧制中于1150℃以上的高温下保持10分钟以上，使Ti、Nb系的析出物固溶。
为了制造表面硬化钢而对钢材进行加热。如果加热温度低于1150℃，则不能使Ti系析出物、Nb系析出物及AlN在钢中固溶而残存粗大的Ti系析出物、Nb系析出物、AlN。
为了使微细的Ti系析出物、或Nb系析出物分散在热加工后的表面硬化钢中，以抑制渗碳淬火时的粗大晶粒的发生，需要使加热温度在1150℃以上。优选的加热温度的下限为1180℃以上。
加热温度的上限没有规定，但如果考虑到加热炉的负荷，则优选为1300℃以下。为了使钢材的温度均匀，使析出物固溶，保持时间优选为10分钟以上。从生产率的观点出发，保持时间优选为60分钟以下。
在热加工的精加工温度低于840℃时，铁素体的晶粒变得微细，在渗碳淬火时容易发生粗大晶粒。另一方面，如果精加工温度超过1000℃，则冷加工性因硬化而劣化。因此，将热加工的精加工温度规定为840～1000℃。再有，精加工温度的优选范围是900～970℃，更优选的范围是920～950℃。
热加工后的冷却条件对于使Ti系析出物、Nb系析出物微细地分散是重要的。可促进Ti系析出物、Nb系析出物的析出的温度范围是500～800℃。因此，对从800℃到500℃的温度范围以1℃/秒以下的冷却速度进行缓冷，以促进Ti系析出物、Nb系析出物的生成。
如果冷却速度超过1℃/秒，则通过Ti系析出物、Nb系析出物的析出温度区的时间缩短，微细的析出物的生成不充分。此外，如果冷却速度加快，则贝氏体的组织分率增大。此外，如果冷却速度较大，则表面硬化钢硬化，冷加工性劣化，因此冷却速度优选为0.7℃/秒以下。
再有，作为降低冷却速度的方法，可列举出在轧制线的后方设置保持罩或带热源的保持罩，由此进行缓冷的方法。
本发明的表面硬化钢对于通过冷锻造工序制造的部件、通过热锻造制造的部件都适用。作为热锻造工序，例如可列举出棒钢-热锻造-根据需要的正火等热处理-切削-渗碳淬火-根据需要的磨削或研磨的工序。
采用本发明的表面硬化钢，例如在1150℃以上的加热温度下进行热锻造，然后根据需要进行正火处理，从而即使实施在950～1090℃的温度区的高温渗碳，也能抑制粗大晶粒的发生。例如，在轴承部件、转动部件时，通过进行高温渗碳，也可得到优良的转动疲劳特性。
渗碳淬火没有特别的限定，但在轴承部件、转动部件中，在面向转动疲劳寿命时，优选将碳势设定在0.9～1.3％。此外，在渗碳后的扩散处理的过程中进行渗氮的渗碳渗氮处理也是有效的，表面的氮浓度为0.2～0.6％的范围的条件是适当的。通过选择这些条件，在渗碳层大量析出微细的Ti(C、N)，从而转动寿命得以提高。
实施例1
熔炼具有表1～3所示成分组成的钢，以10～11℃/分钟的凝固冷却速度进行铸造。表1～3的成分的空栏表示没有有意添加，下划线表示在本发明的范围外。
关于凝固冷却速度，基于预先对铸造多种尺寸的铸坯时的冷却条件与凝固冷却速度的关系进行整理而得出的数据进行调整。一部分铸坯的凝固冷却速度通过二次枝晶臂间距确认在10～11℃/分钟的范围内。对一部分铸坯根据需要实施开坯轧制。
Figure BDA0000095350710000181
Figure BDA0000095350710000201
接着进行热加工，以制造直径为24～30mm的棒钢。进行棒钢的显微观察，贝氏体分率的测定按照JIS G 0551进行，测定铁素体的粒度号。按照JIS Z 2244测定维氏硬度，作为冷加工性或切削性的指标。通过化学分析求出AlN的析出量。
此外，利用极值统计法预测了Ti系析出物的最大直径。表4～6中示出了热加工的加热温度、精加工温度、冷却速度、贝氏体分率、铁素体的粒度号、AlN的析出量、Ti系析出物的最大直径、维氏硬度。再有，冷却速度为500～800℃的范围的冷却速度，由从800℃到500℃的冷却所需的时间求出。
Ti系析出物的最大直径按以下求出。用光学显微镜观察金属组织，通过对比度判别析出物。再有，采用扫描式电子显微镜和能量分散型X射线分光分析装置确认析出物的对比度。
在试验片的长度方向的断面，将检查基准面积100mm2(10mm×10mm的区域)的区域预先准备好16个视场。然后检测各检查基准面积100平方mm上的Ti系的最大析出物，用光学显微镜，以1000倍对其照相摄影。
将此操作对各个检查基准面积100mm2的16个视场重复进行16次。如此，将检查次数规定为16个视场，从得到的照片，测量各检查基准面积上的最大析出物的直径。再有，在椭圆形时，求出长径和短径的相乘平均，作为该析出物的直径。
将得到的最大析出物直径的16个数据，利用村上敬宜，“金属疲劳微小缺陷和夹杂物的影响”，养贤堂，pp.233～239(1993年)中记载的方法，绘在极值概率用纸上，求出最大析出物分布直线，即最大析出物直径与极值统计标准化变量的线性函数，外插最大析出物分布直线，求出进行预测的面积(30000mm2)上的最大析出物的直径。
此外，为了对冷锻造的冷加工性进行评价，在实施退火后进行了镦锻试验。采取图3所示的带槽试验片，测定了直到裂纹发生的极值压缩率。通过变更压缩率，采用10个试验片求出裂纹发生的概率，将概率达到50％时的压缩率作为极值压缩率。
该极值压缩率越高，评价为锻造性越好。本试验法是近似冷锻造的评价方法，但也可以认为是表示硫化物对热锻造的锻造性的影响的指标。
关于切削性，通过求出直到钻头折损的寿命的试验进行了评价。再有，关于穿孔，采用直径为3mm的高速钢直柄钻头，在进给量为0.25mm，孔深为9mm，钻头突出量为35mm的条件下，使用水溶性切削油进行。
钻头的圆周速度在10～70m/分钟的范围内保持恒定，一边穿孔一边测定直到折损的累积孔深。这里，累积孔深是1个的孔深和穿孔个数之积。
通过变化钻头的圆周速度进行了同样的测定。在累积孔深超过1000mm的钻头的圆周速度中，将最大值作为VL1000而求出。VL1000越大，工具寿命越好，评价为切削性优良的材料。
此外，关于粗大晶粒特性的评价，从球状化退火后的棒钢采取试验片，在通过冷加工进行了压下率为50％的镦锻后，实施模拟渗碳淬火的热处理(称为渗碳模拟)，从而测定原奥氏体粒径而进行评价。
渗碳模拟是加热到910～1010℃，保持5小时，然后进行水冷的热处理。原奥氏体粒径的测定按照JIS G 0551进行。
测定原奥氏体粒径，求出发生粗大晶粒的温度(粗大化温度)。再有，关于原奥氏体粒径，通过以400倍观察10个左右视场来测定，粒度号为5以下的粗粒即使存在1个，也判定为发生粗晶粒。
渗碳淬火处理的加热温度通常为930～950℃，因此将粗晶粒化温度为950℃以下的判定为晶粒粗大化特性差。
接着，将压下率规定为50％而进行冷锻造，采取直径为12.2mm的圆柱状的转动疲劳试验片，进行渗碳淬火。渗碳淬火通过在碳势为0.8％的气氛中加热到950℃，保持2小时，然后在温度为130℃的油中淬火来进行。另外，在180℃保持2小时，进行回火。对这些渗碳淬火材料，按照JIS G 0551调查了渗碳层的γ粒度(渗碳层奥氏体粒度号)。
另外，采用点接触型转动疲劳试验机(赫兹最大接触应力5884MPa)，以评价转动疲劳特性。作为疲劳寿命的尺度，采用被定义为“通过将试验结果绘在威布尔概率坐标纸上而得到的累积破坏概率为10％时的直到疲劳破坏的应力重复数”的L10寿命。但是，对于按压下率50％多发生裂纹的材料，没有进行其后的疲劳试验。
表4～6中归纳了上述调查结果。关于转动疲劳寿命，将No.55(比较例)的L10寿命作为1，示出了各材料的L10寿命的相对值。
Figure BDA0000095350710000231
显而易见，本发明例的晶粒粗大化温度为990℃以上，950℃渗碳材料的γ晶粒也是微细均匀粒子，转动疲劳特性也优良。关于冷锻造性和切削性，如果与同样S量的比较例相比，很明显也优良。
另一方面，比较例No.55相当于JIS中规定的SCr420，不含Ti、Mg、Zr、Ca，因此粗大化温度低，γ晶粒粗大化。
此外，在No.56～58中，尽管可以确认Ti的粗大晶粒防止效果，但由于不含Ti、Mg、Zr、Ca，因此切削性差，而且冷锻造性也不充分。
No.59及60是通过增加S量以谋求改善切削性的例子，但由于不含Ti、Mg、Zr、Ca，因此硫化物延伸，冷锻造性劣化。
No.84～89是通过添加Mo或Nb而提高淬透性的例子，No.87相当于JIS中规定的SCM420。可是，No.87不含Ti、Mg、Zr、Ca，因此粗大化温度低，γ晶粒粗大化。此外，在No.84～86、88及89中，尽管可以确认Ti的粗大晶粒防止效果，但由于不含Ti、Mg、Zr、Ca，因此切削性差，而且冷锻造性也不充分。
在No.71～76中，N含量高，Ti系析出物粗大，明显地看到粗大晶粒的生成。此外，No.71～73是渗碳部件的转动疲劳特性下降的例子，No.74～76是冷锻造性差，没有进行转动疲劳试验的例子。
在No.80中，O含量高，生成粗大晶粒，转动疲劳特性也不好。
在No.77中，Ti含量低，Ti的钉扎效果小，因而粗大化温度下降。
在No.78中，Ti含量高，Ti系析出物粗大化，粗大化温度下降，因TiC的析出硬化使冷加工性劣化。此外，在No.78中，Ti系析出物的溶解并不充分，渗碳部件的转动疲劳特性也下降。
在No.79中，Nb含量高，因析出硬化使冷加工性劣化，粗大晶粒防止特性也差。
在No.61～70中，加热温度低，Ti系析出物或Nb系析出物的固溶并不充分，粗大晶粒防止效果差。
在No.81中，热轧后的冷却速度快，热加工后的贝氏体组织分率增加，生成粗大晶粒。
在No.82中，热加工的精加工温度高，铁素体晶粒度粗大，粗大晶粒防止特性劣化。
在No.83中，热加工的精加工温度低，铁素体晶粒度微细，粗大晶粒防止特性差。

Claims (7)

1.一种冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：
以质量％计，含有：
C：0.1～0.5％、
Si：0.01～1.5％、
Mn：0.3～1.8％、
S：0.001～0.15％、
Cr：0.4～2.0％、
Ti：0.05～0.2％，
将以下元素限制在：
Al：0.04％以下、
N：0.0050％以下、
P：0.025％以下、
O：0.0025％以下，
进而含有以下元素中的1种或2种以上：
Mg：0.003％以下、
Zr：0.01％以下、
Ca：0.005％以下，
剩余部分包括铁和不可避免的杂质；
将AlN的析出量限制在0.01％以下，当量圆直径超过20μm、纵横尺寸比超过3的硫化物的密度d和S含量[S]满足d≤1700[S]+20；
其中，硫化物的密度d的单位是个/mm2，S含量[S]的单位是质量％。
2.根据权利要求1所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有Nb：低于0.04％。
3.根据权利要求1或2所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Mo：1.5％以下、
Ni：3.5％以下、
V：0.5％以下、
B：0.005％以下。
4.根据权利要求1～3中的任一项所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：将贝氏体的组织分率限制在30％以下。
5.根据权利要求1～4中的任一项所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：铁素体的粒度号为JIS G 0551中规定的8～11。
6.根据权利要求1～5中的任一项所述的冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢，其特征在于：Ti系析出物的最大直径为40μm以下。
7.一种冷加工性、切削性、渗碳淬火后的疲劳特性优良的表面硬化钢的制造方法，其特征在于：将含有权利要求1～3中的任一项所述的成分的钢材加热到1150℃以上，将精加工温度规定为840～1000℃而进行热加工，以1℃/秒以下的冷却速度在800～500℃的温度范围进行冷却。
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Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104220620A (zh) * 2012-03-22 2014-12-17 新日铁住金株式会社 氮化用钢材和氮化部件
CN106065455A (zh) * 2015-04-20 2016-11-02 现代自动车株式会社 具有改善的耐久性的渗碳合金钢及其制造方法
CN107406943A (zh) * 2015-03-31 2017-11-28 新日铁住金株式会社 表面硬化钢部件
CN107532252A (zh) * 2015-01-27 2018-01-02 杰富意钢铁株式会社 表面硬化钢
CN108368574A (zh) * 2015-11-27 2018-08-03 新日铁住金株式会社 钢、渗碳钢部件及渗碳钢部件的制造方法
CN109496239A (zh) * 2016-07-27 2019-03-19 新日铁住金株式会社 机械结构用钢
CN109689911A (zh) * 2016-09-09 2019-04-26 杰富意钢铁株式会社 表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法
CN111032899A (zh) * 2017-08-25 2020-04-17 日本制铁株式会社 渗碳轴承部件用钢材
CN113106341A (zh) * 2021-03-31 2021-07-13 武汉科技大学 一种高强韧性可焊接耐腐蚀磨损钢板及其制备方法
CN115466900A (zh) * 2022-09-20 2022-12-13 西华大学 一种提高汽车曲轴抗疲劳性能的方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5432105B2 (ja) * 2010-09-28 2014-03-05 株式会社神戸製鋼所 肌焼鋼およびその製造方法
JP5783014B2 (ja) * 2011-11-29 2015-09-24 新日鐵住金株式会社 軸受用棒鋼
JP5783056B2 (ja) * 2012-01-18 2015-09-24 新日鐵住金株式会社 浸炭軸受鋼鋼材
JP5825157B2 (ja) * 2012-03-12 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 高周波焼入れ用鋼材
JP5224424B1 (ja) * 2012-05-07 2013-07-03 山陽特殊製鋼株式会社 転がり疲労寿命に優れた鋼
CN102703817B (zh) * 2012-06-29 2014-04-16 中天钢铁集团有限公司 一种易切削齿轮钢及其生产工艺
WO2014171472A1 (ja) * 2013-04-18 2014-10-23 新日鐵住金株式会社 肌焼用鋼材と肌焼鋼部品
CN111601908B (zh) 2018-01-22 2022-04-26 日本制铁株式会社 渗碳轴承钢部件及渗碳轴承钢部件用棒钢
CN113122782B (zh) * 2021-04-21 2022-03-15 浙江中煤机械科技有限公司 一种泵头体用不锈钢及其制备方法
CN113234998B (zh) * 2021-04-21 2022-06-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢及其制造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69323441T2 (de) * 1992-03-06 1999-06-24 Kawasaki Steel Co Herstellung von hoch zugfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Streckbördel-Verformfähigkeit
FI971257A (fi) * 1997-03-26 1998-09-27 Imatra Steel Oy Ab Kylmämuovausmenetelmä
FR2765890B1 (fr) * 1997-07-10 1999-08-20 Ascometal Sa Procede de fabrication d'une piece mecanique en acier cementee ou carbonitruree et acier pour la fabrication de cette piece
JP3395642B2 (ja) * 1997-12-15 2003-04-14 住友金属工業株式会社 耐粗粒化肌焼鋼材並びに強度と靭性に優れた表面硬化部品及びその製造方法
JP3764586B2 (ja) 1998-05-22 2006-04-12 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼の製造方法
JP3954772B2 (ja) 2000-04-26 2007-08-08 新日本製鐵株式会社 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素形材とその製造方法
JP4213855B2 (ja) * 2000-08-30 2009-01-21 新日本製鐵株式会社 捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌焼部品
JP3738003B2 (ja) 2002-12-04 2006-01-25 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法
JP3738004B2 (ja) 2002-12-24 2006-01-25 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法
JP4252837B2 (ja) * 2003-04-16 2009-04-08 Ｊｆｅスチール株式会社 転動疲労寿命の優れた鋼材及びその製造方法
JP4448456B2 (ja) 2004-01-29 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法
JP4847681B2 (ja) * 2004-02-06 2011-12-28 株式会社神戸製鋼所 Ｔｉ含有肌焼き鋼
KR100883716B1 (ko) * 2004-07-16 2009-02-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 기계구조용 부품 및 그 제조방법과 고주파 담금질용 소재
JP4440845B2 (ja) * 2005-07-27 2010-03-24 株式会社神戸製鋼所 耐結晶粒粗大化特性、疲労特性及び被削性に優れた肌焼鋼並びにその製造方法
JP4919338B2 (ja) * 2006-10-25 2012-04-18 山陽特殊製鋼株式会社 疲労強度に優れた鋼部品の製造方法および鋼部品
CN100584985C (zh) * 2006-11-24 2010-01-27 宝山钢铁股份有限公司 一种齿轮用合金钢及其制备方法
US20080156403A1 (en) * 2006-12-28 2008-07-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) Steel for high-speed cold working and method for production thereof, and part formed by high-speed cold working and method for production thereof

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104220620B (zh) * 2012-03-22 2016-05-18 新日铁住金株式会社 氮化用钢材和氮化部件
US9718256B2 (en) 2012-03-22 2017-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel material for nitriding and nitrided component
CN104220620A (zh) * 2012-03-22 2014-12-17 新日铁住金株式会社 氮化用钢材和氮化部件
CN107532252A (zh) * 2015-01-27 2018-01-02 杰富意钢铁株式会社 表面硬化钢
CN107532252B (zh) * 2015-01-27 2019-12-31 杰富意钢铁株式会社 表面硬化钢
US11702716B2 (en) 2015-01-27 2023-07-18 Jfe Steel Corporation Case hardening steel
CN107406943A (zh) * 2015-03-31 2017-11-28 新日铁住金株式会社 表面硬化钢部件
CN106065455B (zh) * 2015-04-20 2020-08-21 现代自动车株式会社 具有改善的耐久性的渗碳合金钢及其制造方法
CN106065455A (zh) * 2015-04-20 2016-11-02 现代自动车株式会社 具有改善的耐久性的渗碳合金钢及其制造方法
CN108368574A (zh) * 2015-11-27 2018-08-03 新日铁住金株式会社 钢、渗碳钢部件及渗碳钢部件的制造方法
CN109496239A (zh) * 2016-07-27 2019-03-19 新日铁住金株式会社 机械结构用钢
CN109689911A (zh) * 2016-09-09 2019-04-26 杰富意钢铁株式会社 表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法
US11332799B2 (en) 2016-09-09 2022-05-17 Jfe Steel Corporation Case hardening steel, method of producing the same, and method of producing gear parts
US11168387B2 (en) 2017-08-25 2021-11-09 Nippon Steel Corporation Steel material for carburized bearing part
CN111032899A (zh) * 2017-08-25 2020-04-17 日本制铁株式会社 渗碳轴承部件用钢材
CN113106341A (zh) * 2021-03-31 2021-07-13 武汉科技大学 一种高强韧性可焊接耐腐蚀磨损钢板及其制备方法
CN113106341B (zh) * 2021-03-31 2022-04-12 武汉科技大学 一种高强韧性可焊接耐腐蚀磨损钢板及其制备方法
CN115466900A (zh) * 2022-09-20 2022-12-13 西华大学 一种提高汽车曲轴抗疲劳性能的方法

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CA2757393A1 (en) 2010-10-14
KR20110117261A (ko) 2011-10-26

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