CN103154293A - 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法 - Google Patents

冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103154293A
CN103154293A CN2011800487356A CN201180048735A CN103154293A CN 103154293 A CN103154293 A CN 103154293A CN 2011800487356 A CN2011800487356 A CN 2011800487356A CN 201180048735 A CN201180048735 A CN 201180048735A CN 103154293 A CN103154293 A CN 103154293A
Authority
CN
China
Prior art keywords
following
steel
quality
tissue
ferrite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN2011800487356A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103154293B (zh
Inventor
一宫克行
三田尾真司
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Priority to CN201510028676.6A priority Critical patent/CN104630634B/zh
Publication of CN103154293A publication Critical patent/CN103154293A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103154293B publication Critical patent/CN103154293B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)

Abstract

本发明提供一种渗碳用钢，在满足下式（1）、（2）以及（3）的范围含有：以质量%计，C：0.1～0.35%、Si：0.01～0.22%、Mn：0.3～1.5%、Cr：1.35～3.0%、P：0.018%以下、S：0.02%以下、Al：0.015～0.05%、N：0.008～0.015%以及O：0.0015%以下，剩余部分是Fe和不可避免的杂质的组成，并且，钢组织的铁素体与珠光体的合计的组织分率为85%以上，铁素体的平均粒径为25μm以下。3.1≥｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≥2.2 （1），[%C]-（[%Si]/2）＋（[%Mn]/5）＋2[%Cr]≥3.0 （2），2.5≥[%Al]／[%N]≥1.7 （3），其中，[%M]是元素M的含量（质量%）。

Description

冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车、各种工业机器等的冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法。
背景技术
近年来，对于汽车等中使用的齿轮而言，伴随着由节能化引起的车体重量的轻量化，要求尺寸小型化，施加于齿轮的负荷在变大。另外，伴随着发动机的高输出化，施加于齿轮的负荷也在变大。齿轮的耐久性主要根据齿根的弯曲疲劳破坏和齿面的表面压力疲劳破坏来决定。
以往，齿轮是使用在JIS G4053（2003）中规定为SCM420H、SCM822H等的表面硬化钢来制备齿轮材料，对该齿轮材料实施渗碳等表面处理来制造的。然而，由于这样的齿轮并不能耐受在高应力下的使用，所以通过钢材的变更、热处理方法的变更，甚至通过表面的加工硬化处理等来实现齿根弯曲疲劳强度和耐腐蚀性的提高。
例如，专利文献1公开了如下方法，即，通过减少钢中的Si，并且控制Mn、Cr、Mo以及Ni，从而减少渗碳热处理后的表面的晶界氧化层而降低龟裂的产生，并且通过抑制不完全淬火层的生成，抑制表面硬度的减少，从而提高疲劳强度，进而添加Ca来控制助长龟裂的产生·传播的MnS的延伸。
另外，专利文献2中公开了使用添加了0.25～1.50%的Si的钢材作为素材，提高抗回火软化性的方法。
另外，对将棒料冷成型而制造的汽车等的部件素材，要求高的冷锻性。因此，实施球状化热处理而将碳化物球状化，提高冷锻性。
例如，专利文献3公开了如下方法，即，通过进行轧制原样状态的组织控制，并且实施减面率为28%以上的拉伸拉拔加工后进行球状化退火，从而得到球状化退火后的硬度低且均质硬度的钢材。
专利文献1:日本特公平07-122118号公报
专利文献2:日本专利第2945714号公报
专利文献3:日本专利第4392324号公报
发明内容
然而，上述专利文献1、2和3中记载的技术均存在以下所述问题。
即，根据专利文献1，通过减少Si，减少晶界氧化层和不完全淬火层，所以能够抑制齿根的弯曲疲劳龟裂产生。然而，如果仅单纯减少Si，则抗回火软化性下降。其结果，由于无法抑制因在齿面的摩擦热引起的回火软化而使表面软化，所以存在容易发生腐蚀，破坏的产生从齿根移至齿面侧这种问题。
专利文献2中，为了提高抗回火软化性而使Si量增加，但该情况下，冷加工时的变形抗力增大，不适于用作冷锻的用途。
另外，专利文献3中，在球状化退火前需要实施拉伸加工这种多余的工序，导致成本增加。
而且，轧制原样状态的微组织的形态影响球状化热处理后的组织、硬度。特别是比较粗的铁素体＋珠光体组织的情况下，用于得到适当的球状化组织的控制范围狭窄，所以存在难以得到稳定的组织的问题。
本发明是鉴于上述的情况而开发完成的，目的在于提供一种渗碳用钢及其有利的制造方法，该渗碳用钢的齿根的弯曲疲劳强度高于现有的齿轮的弯曲疲劳强度且表面压力疲劳特性也优异，适于用作高强度齿轮等的素材，且能够以低成本较容易地得到球状化退火组织，而且冷锻性优异且能够量产化。
进而，发明人等为了解决上述课题而反复深入研究的结果得到了以下的见解。
a）通过将钢材中的Si、Mn以及Cr量合理化，能够提高抗回火软化性，并且，利用该合理化而抑制因齿轮接触面上的发热而引起的软化，则能够抑制齿轮驱动时发生的齿面的龟裂产生。
b）对能够成为弯曲疲劳和疲劳龟裂的起点的晶界氧化层，添加一定量以上的Si、Mn以及Cr，则晶界氧化层的生长方向从深度方向变为表面的密度增加方向。因此，由于没有成为起点那样的沿深度方向生长的氧化层，所以难以成为弯曲疲劳和疲劳龟裂的起点。
c）如上述a和b所述，Si、Mn以及Cr对抗回火软化性的提高和晶界氧化层的控制有效，但为了兼得这些效果，对Si、Mn以及Cr，需要严格控制其含量。
d）为了促进碳化物的球状化、提高冷锻性，需要严格控制C、Si、Mn以及Cr的含量。特别有效的是大量添加Cr。
e）为了稳定地得到碳化物的球状化，重要的是将轧制原样状态的组织制成微小的铁素体-珠光体组织。因此，将图1所示的球状化热处理条件用于高温加热轧制材料（1140℃，粗大铁素体-珠光体组织）以及低温加热轧制材料（950℃加热，微小铁素体-珠光体组织），尝试对该热处理后的硬度进行评价。关于该评价结果，图2中显示了退火保持温度对球状化退火后的硬度的影响。可知加热温度高且组织为粗大的铁素体-珠光体组织时，与加热温度低的微小铁素体-珠光体组织相比，整体硬度高，并且，维氏硬度HV130以下的区域仅在非常狭小的温度范围能够实现。尤其退火保持温度为低温时，低温加热轧制材料有利。
应予说明，供实验用钢含有满足后述的要件和优选条件的基本成分。
f）而且，微组织对冷锻性有影响，而该微组织受到上述球状化退火条件和退火前组织的强烈影响。即，对于该退火前组织，进行了关于铁素体-珠光体组织的分率与铁素体粒径的调查。
图3中显示球状化退火前组织对球状化处理（765℃-8小时）后的冷锻性的影响，如图所示，可知通过控制球状化退火前组织，具体而言，使铁素体与珠光体的合计的组织分率为85%以上，且使铁素体的平均粒径为25μm以下，从而能够得到具有优异的冷锻性的钢素材。
应予说明，在图3所示的实验中，极限镦锻率是指利用冲压机将圆柱镦锻，在端部发生破裂时的镦锻率。另外，钢的组成与上述图2的实验的组成相同。
本发明是基于上述见解而完成的。
即，本发明的要旨构成如下。
1．一种渗碳用钢，以满足下述式（1）、（2）和（3）的范围含有：
以质量%计，C：0.1～0.35%、Si：0.01～0.22%、Mn：0.3～1.5%、Cr：1.35～3.0%、P：0.018%以下、S：0.02%以下、Al：0.015～0.05%、N：0.008～0.015%以及O：0.0015%以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质的组成，并且，钢组织中的铁素体与珠光体的合计的组织分率为85%以上，并且铁素体的平均粒径为25μm以下；
3.1≥｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≥2.2---（1）
［%C]-（[%Si]/2）＋（[%Mn]/5）＋2[%Cr]≥3.0---（2）
2.5≥［%Al]／[%N］≥1.7---（3）
其中，［%M］为元素M的含量（质量%）。
应予说明，上述的渗碳用钢供于在渗碳处理后加工成各种部件形状的冷锻。优选在该冷锻之前进行球状化退火，但根据需要的加工量等，也可以不进行球状化退火的情况下供于冷锻。
2．如上述1所述的渗碳用钢，上述钢进一步含有：以质量%计，选自Cu：1.0%以下、Ni：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下以及Nb：0.06%以下中的1种或2种以上。
3．一种渗碳用钢的制造方法，将具有以下组成的钢素材，加热至1160℃以上且小于1220℃来进行热加工，在Ar3点以上的温度区域暂时结束热加工，冷却至450℃以下，接着再次加热至超过900℃且为970℃以下的温度而再次开始热加工，在再次加热后的总压下率70%以上的条件下结束热加工，之后，将800～500℃的温度区域以0.1～1.0℃/s的速度进行冷却；所述钢素材是在满足下述式（1）、（2）和（3）的范围含有：以质量%计，C：0.1～0.35%、Si：0.01～0.22%、Mn：0.3～1.5%、Cr：1.35～3.0%、P：0.018%以下、S：0.02%以下、Al：0.015～0.05%、N：0.008～0.015%以及O：0.0015%以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质的组成；
3.1≥｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≥2.2---（1）
[%C]-（[%Si]/2）＋（[%Mn]/5）＋2[%Cr]≥3.0---（2）
2.5≥[%Al]／[%N]≥1.7---（3）
其中，［%M］为元素M的含量（质量%）
4．如上述3所述渗碳用钢的制造方法，上述钢素材进一步含有：以质量%计，选自Cu：1.0%以下、Ni：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下以及Nb：0.06%以下中的1种或2种以上。
根据本发明，例如加工成齿轮的情况下，能够在伴有冷锻的工序中以量产化地得到齿根的弯曲疲劳特性优异，而且齿面的表面压力疲劳特性也优异的渗碳用钢。
附图说明
图1是表示球状化热处理的热处理条件的图。
图2是表示退火保持温度对球状化热处理后的硬度的影响的图。
图3是表示球状化退火前组织对球状化处理后的冷锻性的影响的图。
图4是表示球状化热处理的热处理条件的图。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。
首先，本发明中，对将钢素材的成分组成限定在上述范围的理由进行说明。应予说明，成分所涉及的“%”，只要没有特别说明就意味着质量%。
C：0.1～0.35%
为了利用渗碳处理后的淬火来提高中芯部的硬度，需要0.1%以上的C，但如果含量超过0.35%，则芯部的韧性降低，所以C量限定在0.1～0.35%的范围。优选为0.1～0.3%的范围。
Si：0.01～0.22%
Si是提高抵抗认为齿轮等在转动中能够达到的200～300℃的温度区域的软化的元素，为了发挥该效果，必需至少添加0.01%。优选添加0.03%以上。然而，另一方面，Si是铁素体稳定化元素，所以过量添加使Ac3变态点上升，在通常的淬火温度范围内在碳的含量低的芯部容易出现铁素体，其结果将导致强度的降低。另外，过量添加使渗碳前的钢材硬化，存在使冷锻性劣化的不利点。从该点考虑，由于Si量如果为0.22%以下，则不产生上述弊端，所以Si量限定在0.01～0.22%的范围。优选为0.03～0.22%的范围。
Mn：0.3～1.5%
Mn是对淬火性有效的元素，需要至少添加0.3%。然而，Mn容易形成渗碳异常层，并且过量添加使残余奥氏体量增多，导致硬度降低，所以将上限设为1.5%。优选为0.4～1.2%的范围。更优选为0.6～1.2%的范围。
Cr：1.35～3.0%
Cr不仅对淬火性的提高有效，也是对抗回火软化性的提高有效的元素，如果含量不足1.35%，则其添加效果不足。另一方面，如果超过3.0%，则提高抗软化性的效果饱和，容易形成渗碳异常层，所以Cr量限定在1.35～3.0%的范围。优选为1.35～2.6%的范围。
P：0.018%以下
P在晶粒边界偏析，使渗碳层和芯部的韧性降低，因此混入越少越好，但容许至0.018%为止。优选为0.016%以下。通常，难以使含量为0%，但若有可能则优选为0%。
S：0.02%以下
S是作为硫化物系夹杂物存在而对切削性能的提高有效的元素。然而，过量添加是导致疲劳强度降低的重要因素，所以将上限设为0.02%。从切削性能的观点出发，可以含有0.004%以上。
Al：0.015～0.05%
Al与N结合形成AlN，有助于奥氏体晶体颗粒的微细化，为了得到该效果，需要添加0.015%以上，优选为0.018%以上。另一方面，如果含量超过0.05%，则助长对疲劳强度有害的Al2O3夹杂物的生成，所以Al量限定在0.015～0.05%的范围。优选为0.015～0.037%的范围。
N：0.008～0.015%
N与Al结合形成AlN，有助于奥氏体晶体颗粒的微细化。因此，适当的添加量由与Al量的平衡决定，为了发挥该效果，需要添加0.008%以上。但是，如果过量添加，则凝固时的钢锭产生气泡，导致锻造性的劣化，所以将上限设为0.015%。优选为0.010～0.015%的范围。
O：0.0015%以下
O在钢中作为氧化物系夹杂物存在，是损坏疲劳强度的元素，越少越好，容许至0.0015%为止。通常，难以使含量为0%，但若可能则优选为0%。
以上，对本发明的基本成分的适当组成范围进行了说明，但在本发明中，各元素如果仅满足上述范围，则仍不充分，对于C、Si、Mn、Cr、Al以及N，重要的是满足下式（1）、（2）和（3）的关系。
3.1≥｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≥2.2---（1）
[%C]-（[%Si]/2）＋（[%Mn]/5）＋2[%Cr]≥3.0---（2）
2.5≥[%Al]／[%N]≥1.7---（3）
其中，[%M]是元素M的含量（质量%）
上述式（1）是影响淬火性和抗回火软化性的因素，式（1）如果小于2.2，则淬火性和抗回火软化性的改善效果不充分，疲劳强度不充分。另一方面，如果超过3.1，则上述改善效果不仅饱和，还会导致冷加工性的劣化。
另外，上述式（2）是影响碳化物的球状化的容易度度的因素，通过使式（2）满足3.0以上，从而容易球状化。通过结合该组成和上述e、f的见解，在球状化退火后能够得到极优异的冷锻性。
并且，上述式（3）是影响奥氏体晶体颗粒的微细化的因素，式（3）的值如果不满足1.7，则微细化效果不足，疲劳强度不充分。另一方面，如果超过2.5，则晶体颗粒容易粗大化且疲劳强度不充分，并且因固溶Al、固溶N而将导致加工性降低。
以上，对本发明的基本成分进行了说明，但在本发明中，在它们基础上，可以根据需要适当含有以下所述的成分。
Cu：1.0%以下
Cu对母材的强度提高有效，如果含量超过1.0%，则产生热脆性，钢材的表面性状将劣化，所以设为1.0%以下。优选添加量为0.01%以上。
Ni：0.5%以下
Ni对母材的强度和韧性的提高有效，但由于价高，所以设为含有0.5%以下。优选添加量为0.01%以上。
Mo：0.5%以下
Mo如同Ni，对母材的强度和韧性的提高有效，但由于价高，设为含有0.5%以下。含量可以为0.2%以下。优选添加量为0.05%以上。
V：0.5%以下
V如同Si，是对提高抗回火软化性有用的元素，如果含量超过0.5%，则效果饱和，所以含有0.5%以下。优选添加量为0.01%以上。
Nb：0.06%以下
Nb如同V、Si，是对提高抗回火软化性有用的元素，如果含量超过0.06%，则效果饱和，所以设为0.06%以下。优选添加量为0.007%以上。
钢素材的剩余部分的组成是Fe和不可避免的杂质。例如虽然不是特意添加B，但小于0.0003%左右，则可以作为杂质含有。
另外，在以上说明的成分组成的调整的基础上，还需要对材料的球状化退火前的钢组织进行控制。
铁素体与珠光体的合计的组织分率：85%以上
如果球状化退火前组织的贝氏体分率高，则变形抗力增加，冷锻性恶化，所以需要将铁素体与珠光体的合计的组织分率设为85%以上来降低贝氏体分率。应予说明，上限可以为100%。
本发明中，由于使用满足上述式（1）等的淬火性高的钢，在通常的制造方法中难以确保上述铁素体＋珠光体的量，通过调整轧制时的加热温度、总压下率以及冷却速度，从而能够实现铁素体＋珠光体：85%以上。
铁素体平均粒径：25μm以下
球状化退火前组织对球状化退火后的特性有很大的影响。即，如果球状化退火前组织的铁素体粒径超过25μm，则球状化处理后的冷锻性恶化。特别是由于对极限镦锻率的影响大，所以铁素体的平均粒径为25μm以下。技术思想上，不需要特别规定下限，但作为现实中的下限为5μm左右。
接下来，对本发明的制造条件进行说明。
本发明中，需要将具有上述优选成分组成的钢素材加热至1160℃以上且小于1220℃后，在Ar3点以上的温度区域结束轧制，暂时空冷至450℃以下，接着再次加热至超过900℃且970℃以下的温度，在再次加热后的总压下率70%以上的条件下结束热轧后，将800～500℃的温度区域以0.1～1.0℃/s的速度进行冷却。
以下，对将各处理条件如上限定的理由进行说明。
［钢素材加热温度（第1段）：1160℃以上且小于1220℃］
本发明中，由于需要从保持凝固的状态再次使AlN充分固溶，所以将钢素材加热至1160℃以上的温度。但是，如果加热温度过高，则发生氧化烧损、表面性状恶化、燃料成本增加等，所以将第1段加热温度设为小于1220℃。
［在Ar3点以上的温度区域热加工结束后暂时冷却至450℃以下］
在该热加工工序，优选在热轧工序，为了破坏铸造组织而得到铁素体-珠光体组织，在Ar3点以上结束加工，冷却至450℃以下。另外，从得到铁素体-珠光体组织的观点出发，有利的是热加工以50%以上的压下率进行。冷却结束温度不需要特别设定下限，只要考虑再次加热成本等来选定实际的值即可。热加工的压下率的上限也不需要特别设置，只要考虑设备负荷等来选定实际的值即可。
［钢素材再次加热温度（第2段）：超过900℃且为970℃以下］
为了得到球状化退火组织和低硬度，需要将轧制原样状态的组织制成微小的铁素体-珠光体组织，所以再次加热至970℃以下的温度。如果超过970℃，则AlN发生粗大析出，与此相对，如果为970℃以下，则进行微小析出，对抑制渗碳时的粗粒化也有效。但是，如果是900℃以下的加热则AlN的析出将变不充分，所以，第2段加热温度大于900℃。优选为920℃以上。
［热加工的总压下率：70%以上］
如果再次加热后的热加工的总压下率，即再次加热后的加工工序的压下率的总量少，则晶体颗粒变粗大而冷却后的铁素体分率减少，渗碳时不仅容易产生粗大颗粒，加工材料的硬度也上升，所以设为70%以上。压下率的上限不需要特别设定，只要考虑设备负荷等而选定实际的值即可。
应予说明，该压下率，在利用热加工而得的钢材为板的情况下是指厚度的减少率，另一方面钢材为棒钢、线材的情况下是指减面率。
［500～800℃的温度区域的冷却速度：0.1～1.0℃/s］
热加工后的冷却过程中，如果800～500℃的温度区域的冷却速度不满足0.1℃/s，则铁素体粒径变大，成为粗大的铁素体-珠光体组织。另一方面，如果超过1.0℃/s，则冷却后的铁素体分率减少，成为贝氏体与铁素体-珠光体的混合组织。因此，将该温度区域的冷却速度限定在0.1～1.0℃/s的范围。
利用上述制法得到的渗碳用钢优选实施球状化退火，其后供于冷锻。球状化退火优选在760～820℃下实施2～15小时，但本发明即使是740～760℃左右的较低的温度的球状化退火，也能够得到优异的冷锻性。应予说明，球状化退火后的组织是使前组织的层状珠光体中的板状渗碳体断开·球状化而成的组织。基底组织为铁素体，但由于在加热阶段保持为奥氏体与铁素体的两相区域，所以基本继承前组织。
将冷锻成规定的部件形状的钢，利用一般法实施渗碳热处理。渗碳热处理后的部件的表面形成马氏体（回火处理时为回火马氏体）主体的组织。
实施例
将表1所示的具有各种成分组成的钢，在100kg真空溶解炉进行熔炼，将铸片以表2所示的热加工条件和冷却条件实施轧制，制成棒钢。即，以表2表示的加热温度加热而进行第1段热加工，冷却至450℃以下为止后，以表2所示的加热温度、总压下率以及冷却速度条件进行加热、轧制以及冷却，进行第2段热加工，得到棒钢。对得到的棒钢，按以下条件进行组织分率以及铁素体平均粒径、冷加工性、球状化热处理性、渗碳部特性以及疲劳特性的评价。
（1）组织分率以及铁素体平均粒径
对棒钢的L方向截面的1/4D位置进行镜面研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蚀，对用400倍拍摄得到的照片进行图像解析，由此求得铁素体＋珠光体的组织分率（面积分率）和铁素体的平均粒径。
（2）冷加工性（冷锻性）的评价方法
冷加工性以变形抗力值和极限镦锻率的2个项目进行评价。
即，从距离轧制原样状态的棒钢（直径D）的表面1/4D的位置，采样直径：10mm、高度：15mm的试验片，使用300t（3000kN）冲压机，测定70%镦锻时的压缩负载，使用日本塑性加工学会提唱的基于端面拘束压缩的变形抗力测定方法来求得变形抗力值。
极限镦锻率利用测定变形抗力的方法进行压缩加工，将在端部发生破裂时的镦锻率作为极限镦锻率。
变形抗力值为918MPa以下、极限镦锻率为76%以上时，则可以说冷加工性良好。
（3）球状化热处理性的评价方法
球状化热处理性以球状化热处理后的硬度、变形抗力值以及极限镦锻率的3个项目进行评价。
即，与上述（2）的冷加工性的评价同样地，从距离轧制原样状态的棒钢（直径D）的表面1/4D的位置，采样直径：10mm、高度：15mm的试验片，对该试验片实施球状化热处理后，求得变形抗力值和极限镦锻率。球状化热处理是以图4所示的2条件（A）和（B）进行，用维氏硬度试验〔负载：98N（10kgf）〕测定9点，求得平均值和最大值。只要球状化热处理后的硬度的平均值小于HV130和最大值为HV135以下，则可以说冷锻性非常优异，并且其稳定性也优异。
另外，只要球状化热处理（条件（A））后的变形抗力值为890MPa以下以及极限镦锻率为80%以上，则可以说冷加工性良好。
（4）渗碳部特性的评价方法
在930℃、7小时、碳势：0.8%的条件实施渗碳后，以渗碳部上有无产生粗大颗粒的和晶界氧化深度这2个项目评价渗碳部特性。
即，渗碳部中，将没有产生粗大颗粒的情况记为○，有产生粗大颗粒的情况记为×。
通过用光学显微镜观察渗碳处理后的试验片的表面，测定晶界氧化深度从而评价晶界氧化举动。即，用倍率：400倍光学显微镜观察，求得各视野中的最大晶界氧化深度，将10视野的平均值作为晶界氧化深度。
只要没有在渗碳部产生粗大颗粒，晶界氧化深度为10μm以下，则可以说渗碳部特性优异。
（5）疲劳特性的评价方法
疲劳特性用旋转弯曲疲劳试验片和表面疲劳强度这2个项目评价。
即，从轧制原样状态的棒钢，加工用于评价旋转弯曲疲劳的试验片和用于评价表面疲劳强度的辊腐蚀试验片，供于试验。在930℃、7小时、碳势：0.8%的条件下对这些试验片实施渗碳后，在180℃，实施1小时的加热回火处理。
旋转弯曲疲劳试验是以转速：1800rpm实施，以107次时间强度进行评价。
辊腐蚀试验是在滑移率：40%，油温：80℃的条件下以107次时间强度进行评价。
只要旋转弯曲疲劳强度为806MPa以上，表面疲劳强度为3250MPa以上，则可以说疲劳强度良好。
将得到的结果示于表3。
Figure BDA00003021498300141
表2
Figure BDA00003021498300161
如表3所示，可知根据本发明得到的发明例，均轧制原样状态和球状化热处理后的冷加工性优异，并且晶界氧化深度浅，没在渗碳部产生粗大颗粒，而且，与比较例相比，旋转弯曲疲劳强度和表面压力疲劳强度优异。
产业上的可利用性
根据本发明，可提供冷加工性优异且旋转弯曲疲劳强度和表面压力疲劳强度优异的渗碳用钢。因此，例如加工成齿轮时，能够在伴有冷锻的工序中以量产化得到齿根的弯曲疲劳特性和齿面的表面压力疲劳特性优异的渗碳用钢。

Claims (4)

1.一种渗碳用钢，其特征在于，在满足下述式（1）、（2）和（3）的范围含有：
以质量%计，C：0.1～0.35%、Si：0.01～0.22%、Mn：0.3～1.5%、Cr：1.35～3.0%、P：0.018%以下、S：0.02%以下、Al：0.015～0.05%、N：0.008～0.015%以及O：0.0015%以下，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质的组成，并且，钢组织中的铁素体与珠光体的合计的组织分率为85%以上，且铁素体的平均粒径为25μm以下；
3.1≥｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≥2.2---（1）
［%C]-（[%Si]/2）＋（[%Mn]/5）＋2[%Cr]≥3.0---（2）
2.5≥［%Al]／[%N］≥1.7---（3）
其中，［%M］为以质量%计的元素M的含量。
2.根据权利要求1所述的渗碳用钢，其中，进一步含有：以质量%计，选自Cu：1.0%以下、Ni：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下以及Nb：0.06%以下中的1种或2种以上。
3.一种渗碳用钢的制造方法，其特征在于，将具有以下组成的钢素材，加热至1160℃以上且小于1220℃来实施热加工，在Ar3点以上的温度区域暂时结束热加工，冷却至450℃以下，接着再次加热至超过900℃且为970℃以下的温度而再次开始热加工，在再次加热后的总压下率70%以上的条件下结束热加工，之后，将800～500℃的温度区域以0.1～1.0℃/s的速度冷却；
所述钢素材是在满足下述式（1）、（2）以及（3）的范围含有：以质量%计，C：0.1～0.35%、Si：0.01～0.22%、Mn：0.3～1.5%、Cr：1.35～3.0%、P：0.018%以下、S：0.02%以下、Al：0.015～0.05%、N：0.008～0.015%以及O：0.0015%以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；
3.1≥｛（[%Si]/2）＋[%Mn]＋[%Cr]｝≥2.2---（1）
[%C]-（[%Si]/2）＋（[%Mn]/5）＋2[%Cr]≥3.0---（2）
2.5≥[%Al]／[%N]≥1.7---（3）
其中，［%M］为以质量%计的元素M的含量。
4.根据权利要求3所述的渗碳用钢的制造方法，其中，所述钢素材进一步含有：以质量%计，选自Cu：1.0%以下、Ni：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下以及Nb：0.06%以下中的1种或2种以上。
CN201180048735.6A 2010-11-30 2011-11-29 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法 Active CN103154293B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201510028676.6A CN104630634B (zh) 2010-11-30 2011-11-29 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-267779 2010-11-30
JP2010267779 2010-11-30
JP2011-218340 2011-09-30
JP2011218340 2011-09-30
PCT/JP2011/006655 WO2012073485A1 (ja) 2010-11-30 2011-11-29 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510028676.6A Division CN104630634B (zh) 2010-11-30 2011-11-29 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103154293A true CN103154293A (zh) 2013-06-12
CN103154293B CN103154293B (zh) 2015-09-16

Family

ID=46171457

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510028676.6A Active CN104630634B (zh) 2010-11-30 2011-11-29 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法
CN201180048735.6A Active CN103154293B (zh) 2010-11-30 2011-11-29 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510028676.6A Active CN104630634B (zh) 2010-11-30 2011-11-29 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20130186522A1 (zh)
JP (1) JP5927868B2 (zh)
KR (1) KR101631521B1 (zh)
CN (2) CN104630634B (zh)
WO (1) WO2012073485A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113430461A (zh) * 2021-06-24 2021-09-24 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb、V微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6057626B2 (ja) * 2012-09-04 2017-01-11 山陽特殊製鋼株式会社 熱処理変形の小さい機械構造用鋼材
JP6241136B2 (ja) * 2013-08-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 肌焼鋼鋼材
JP6225613B2 (ja) * 2013-09-30 2017-11-08 新日鐵住金株式会社 肌焼鋼鋼材
JP6143355B2 (ja) * 2013-10-22 2017-06-07 株式会社神戸製鋼所 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板
JP6197761B2 (ja) * 2014-07-24 2017-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間加工品の製造方法
JP2016098426A (ja) * 2014-11-26 2016-05-30 山陽特殊製鋼株式会社 浸炭肌で使用する耐ピッチング特性に優れた機械構造用肌焼鋼
JP2016169433A (ja) * 2015-03-13 2016-09-23 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
JP6558016B2 (ja) * 2015-03-26 2019-08-14 日本製鉄株式会社 浸炭機械構造部品
KR101705168B1 (ko) * 2015-04-20 2017-02-10 현대자동차주식회사 내구성이 향상된 침탄 합금강 및 이의 제조방법
JP6319212B2 (ja) * 2015-07-09 2018-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 歯車部品および歯車部品の製造方法
JP6794012B2 (ja) * 2015-12-10 2020-12-02 山陽特殊製鋼株式会社 耐結晶粒粗大化特性、耐曲げ疲労強度および耐衝撃強度に優れた機械構造用鋼
CN110168127A (zh) 2017-02-20 2019-08-23 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN107217210A (zh) * 2017-07-27 2017-09-29 陈海燕 一种齿轮钢
CN108165883A (zh) * 2018-01-22 2018-06-15 弗兰德传动系统有限公司 20CrMnMo钢及其加工方法
JP7152832B2 (ja) * 2018-06-18 2022-10-13 株式会社小松製作所 機械部品
JP2019011510A (ja) * 2018-08-20 2019-01-24 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
CN110846580B (zh) * 2019-12-05 2021-09-07 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢及其生产方法
CN114574768A (zh) * 2022-03-15 2022-06-03 中新(重庆)超高强材料研究院有限公司 一种汽车用铌钒复合微合金化、高接触疲劳性能齿轮用钢及齿轮的制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1112684A (ja) * 1997-06-19 1999-01-19 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造用肌焼鋼
WO1999005333A1 (fr) * 1997-07-22 1999-02-04 Nippon Steel Corporation Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees
CN1251865A (zh) * 1998-10-16 2000-05-03 浦项综合制铁株式会社 可拉拔性高的线材及其制造方法
JP2001303174A (ja) * 2000-04-26 2001-10-31 Nippon Steel Corp 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
JP2010168628A (ja) * 2009-01-23 2010-08-05 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
JP2010242209A (ja) * 2009-03-17 2010-10-28 Sanyo Special Steel Co Ltd 耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法
CN102131945A (zh) * 2009-01-16 2011-07-20 新日本制铁株式会社 表面硬化钢、渗碳部件及表面硬化钢的制造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2945714B2 (ja) 1990-05-15 1999-09-06 日産自動車株式会社 高面圧歯車
JPH07122118A (ja) 1993-10-27 1995-05-12 Akira Suzuki 電導性有機超薄膜
JP4392324B2 (ja) 2004-10-28 2009-12-24 株式会社神戸製鋼所 冷間鍛造用肌焼鋼の製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1112684A (ja) * 1997-06-19 1999-01-19 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造用肌焼鋼
WO1999005333A1 (fr) * 1997-07-22 1999-02-04 Nippon Steel Corporation Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees
CN1251865A (zh) * 1998-10-16 2000-05-03 浦项综合制铁株式会社 可拉拔性高的线材及其制造方法
JP2001303174A (ja) * 2000-04-26 2001-10-31 Nippon Steel Corp 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
CN102131945A (zh) * 2009-01-16 2011-07-20 新日本制铁株式会社 表面硬化钢、渗碳部件及表面硬化钢的制造方法
JP2010168628A (ja) * 2009-01-23 2010-08-05 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
JP2010242209A (ja) * 2009-03-17 2010-10-28 Sanyo Special Steel Co Ltd 耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113430461A (zh) * 2021-06-24 2021-09-24 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb、V微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢
CN113430461B (zh) * 2021-06-24 2022-05-17 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb、V微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢

Also Published As

Publication number Publication date
KR20130058069A (ko) 2013-06-03
WO2012073485A1 (ja) 2012-06-07
US20130186522A1 (en) 2013-07-25
CN104630634B (zh) 2017-09-08
KR101631521B1 (ko) 2016-06-24
JP5927868B2 (ja) 2016-06-01
JP2013082988A (ja) 2013-05-09
CN103154293B (zh) 2015-09-16
CN104630634A (zh) 2015-05-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103154293B (zh) 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法
CN103119189B (zh) 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法
CN103119188B (zh) 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法
CN103827332B (zh) Trip型马氏体双相钢及使用其的超高强度钢制加工件
JP5332646B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
CN103228810B (zh) 热锻用轧制棒钢或线材
KR101965520B1 (ko) 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재
JP2007162128A (ja) 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品
CN103124801A (zh) 表面硬化钢及其制造方法
CA2967283C (en) Rolled steel bar or rolled wire rod for cold-forged component
JP2006307273A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法
CN105102659B (zh) 氮化处理用钢板及其制造方法
CN106133169A (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP3738003B2 (ja) 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
CN104411848B (zh) 软氮化处理用钢板及其制造方法
JP4171398B2 (ja) 高強度高靱性非調質棒鋼およびその製造方法
JP4448047B2 (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れ、軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼
JP2004204263A (ja) 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
JP4488228B2 (ja) 高周波焼入れ用鋼材
JP6390685B2 (ja) 非調質鋼およびその製造方法
CN108699650A (zh) 轧制线材
JP4411096B2 (ja) 球状化後の冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼線材・棒鋼
JP5287183B2 (ja) 浸炭用鋼の製造方法
CN111910125B (zh) 一种棒磨机用非热处理耐磨钢棒及其制造方法
JP2001011571A (ja) 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant