CN103210108B - 机械结构用钢部件及其制造方法 - Google Patents
机械结构用钢部件及其制造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN103210108B CN103210108B CN201280003600.2A CN201280003600A CN103210108B CN 103210108 B CN103210108 B CN 103210108B CN 201280003600 A CN201280003600 A CN 201280003600A CN 103210108 B CN103210108 B CN 103210108B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- steel
- carbide
- mechanical structural
- structural use
- bainite
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 69
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 69
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 14
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 14
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 57
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 26
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 21
- 230000007423 decrease Effects 0.000 abstract description 13
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 24
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 14
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 13
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 8
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 7
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 7
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 7
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 7
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 7
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 7
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 4
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 4
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 4
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 2
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 239000003607 modifier Substances 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- 208000037656 Respiratory Sounds Diseases 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- HQFCOGRKGVGYBB-UHFFFAOYSA-N ethanol;nitric acid Chemical compound CCO.O[N+]([O-])=O HQFCOGRKGVGYBB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000012797 qualification Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000004611 spectroscopical analysis Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 description 1
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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J1/00—Preparing metal stock or similar ancillary operations prior, during or post forging, e.g. heating or cooling
- B21J1/003—Selecting material
-
- 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
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
-
- 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
- C22C38/06—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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- 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
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- 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
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- 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
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- 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
- C21D2211/002—Bainite
-
- 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
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
本发明提供一种在不使切削性下降的情况下提高了疲劳强度、韧性的机械结构用钢部件及其制造方法。所述机械结构用钢部件由以质量%计含有C：0.05～0.20%、Si：0.10～1.00%、Mn：0.75～3.00%、P：0.001～0.050%、S：0.001～0.200%、V：超过0.20～0.25%、Cr：0.01～1.00%、Al：0.001～0.500%、N：0.0080～0.0200%、余量为Fe及不可避免的杂质的钢构成，钢组织以面积率计为95%以上为贝氏体组织，贝氏体板条的宽度为5μm以下，平均粒径为4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于贝氏体组织中，贝氏体组织中的V碳化物的面积率为0.18%以上。
Description
技术领域
本发明涉及以汽车为首的运输机器及产业机械等的机械结构用钢部件及其制造方法，特别是涉及在不降低切削性的情况下具有高疲劳强度和高韧性的机械结构用钢部件及其制造方法。本申请基于2011年5月26日提出的日本专利申请第2011-118312号公报并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
从前，对于汽车及产业机械等的机械结构部件的大部分，在从原材料棒钢等钢材经热锻成部件形状后，通过再加热、实施淬火回火的调质处理而赋予高强度及高韧性。近年来，从降低制造成本的观点出发，将淬火回火的调质处理工序省略，例如，如专利文献1等中所示，提出了即使直接通过热锻、也能够赋予高强度及高韧性的非调质钢。但是，在将这些高强度高韧性的非调质钢用于机械结构用钢部件时，实际上成为障碍的是高疲劳强度化和切削性的兼顾。
—般来说，疲劳强度依赖于抗拉强度，如果提高抗拉强度则疲劳强度提高。另一方面，抗拉强度的上升使切削性下降。大多数机械结构用钢部件在热锻后需要进行切削加工，其切削成本占部件制造成本的一大半。抗拉强度的上升导致的切削性的下降关系到部件制造成本的大幅度增加。一般如果抗拉强度超过1200MPa，则切削性显著下降，制造成本大幅度增加，因此超过此强度的高强度化在实用上是困难的。所以，在这些机械结构用部件中，切削性下降导致的切削成本的增加是高疲劳强度化的瓶颈，一直在寻求使高疲劳强度化和切削性兼顾的技术。
作为虽然高强度但可确保切削性的以往的见识，例如，在专利文献2中提出，在钢中添加大量的V，使通过时效处理析出的V碳氮化物在机械加工时附着在工具表面上进行保护，对于防止工具磨损具有效果。但是，为了确保切削性，需要大量的V，因是高合金而使热轧性非常低。在采用如此的钢时，出现在铸造时发生裂纹或缺陷、在其后的热加工即原材料棒钢的热轧或部件的热锻时发生缺陷的问题。
作为兼顾高疲劳强度化和切削性的手段，提高疲劳强度与抗拉强度的比即耐久比（疲劳强度/抗拉强度）是有效的。例如，在专利文献3中提出，形成以贝氏体为主体的金属组织、减低组织中的高碳岛状马氏体及残留奥氏体是有效的。但是，耐久比再高充其量为0.56以下，要在不使切削性下降的情况下提高强度具有界限，疲劳强度都低。
此外，例如，在专利文献4中提出，在通过800～1050℃的温度区的亚热锻成形后，形成微细铁素体-贝氏体组织，通过其后的时效处理析出V碳氮化物是有效的。一般，有如果谋求高耐久比化则韧性下降的倾向，但通过利用亚热锻使铁素体-贝氏体组织微细化可改善韧性。但是，在要求韧性的机械结构用钢部件中，其韧性的改善小。此外在800～1050℃的温度区的亚热锻中，锻造负荷大，使锻模的寿命显著下降，因此在工业上生产是困难的。
此外，例如在专利文献5、6中，提出了通过使Ti碳化物或V碳化物在钢中析出来提高强度的方法。可是，如果含有Ti，对Ti来说，与碳化物相比，在高温下优先成为氮化物，因而生成粗大的Ti氮化物，不仅不有助于析出强化，而且冲击值也显著下降。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平1-198450号公报
专利文献2：日本特开2004-169055号公报
专利文献3：日本特开平4-176842号公报
专利文献4：日本专利3300511号公报
专利文献5：日本特开2011-241441号公报
专利文献6：日本特开2009-84648号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明的目的在于，提供一种即使是通常的热锻，通过利用其后的冷却及热处理来控制部件内的组织，也在不使切削性下降的情况下提高了疲劳强度、韧性的机械结构用钢部件及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明发现，通过在热锻后，以比较快的冷却速度进行冷却，在将主体组织形成微细的贝氏体后，通过时效处理使V碳化物在贝氏体组织中析出，通过控制其尺寸及分散状态，可得到具有高夏比冲击吸收能及高耐久比、在不使切削性下降的情况下提高了疲劳强度、韧性的机械结构用钢部件，由此完成了本发明。
本发明的要旨如下。
（1）一种机械结构用钢部件，其由以质量%计含有C：0.05～0.20%、Si：0.10～1.00%、Mn：0.75～3.00%、P：0.001～0.050%、S：0.001～0.200%、V：超过0.20～0.25%、Cr：0.01～1.00%、Al：0.001～0.500%、N：0.0080～0.0200%，余量为Fe及不可避免的杂质的钢构成；
钢组织以面积率计含有95%以上的贝氏体组织；
贝氏体板条的宽度为5μm以下；
平均粒径为4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于贝氏体组织中；
贝氏体组织中的V碳化物的面积率为0.18%以上。
（2）根据上述（1）所述的机械结构用钢部件，其中，
进一步以质量%计含有以下元素中的1种或2种以上：
Ca：0.0003～0.0100%、
Mg：0.0003～0.0100%、
Zr：0.0005～0.1000%。
（3）根据上述（1）或（2）所述的机械结构用钢部件，其中，
进一步以质量%计含有以下元素中的1种或2种：
Mo：0.01～1.00%、
Nb：0.001～0.200%。
（4）根据上述（1）所述的机械结构用钢部件，其中，
20℃时的夏比冲击吸收能为80J/cm2以上，耐久比为0.60以上。
（5）一种机械结构用钢部件的制造方法，其中，
将以质量%计含有C：0.05～0.20%、Si：0.10～1.00%、Mn：0.75～3.00%、P：0.001～0.050%、S：0.001～0.200%、V：超过0.20～0.25%、Cr：0.01～1.00%、Al：0.001～0.500%、N：0.0080～0.0200%，余量为Fe及不可避免的杂质的钢材加热至1100℃以上且1300℃以下，进行热锻；
在该热锻后，以到300℃为止时的平均冷却速度为3℃/秒以上且120℃/秒以下的冷却速度进行冷却；
在该冷却后，在550℃以上且700℃以下的温度范围内实施时效处理。
发明效果
根据本发明，通过选择钢成分范围、组织形态及热处理条件，可在不增加切削成本的情况下提供一种高疲劳强度及高韧性的机械结构用钢部件，其在产业上的效果是非常显著的。
具体实施方式
本发明者们针对上述目的，对钢成分范围、组织形态及热处理条件进行了深入研究，其结果是，得知以下的（a）～（d）。
（a）在以面积率计为95%以上的贝氏体组织中，在形成贝氏体板条的宽度为5μm以下的微细组织后，通过时效处理使微细的V碳化物分散在贝氏体组织中，由此可得到比以往的非调质钢更高的耐久比。通过利用时效处理使微细的V碳化物析出，抗拉强度及疲劳强度都上升。可是，如果时效处理的温度提高到一定以上，则V碳化物粗大化，抗拉强度不提高，另一方面，疲劳强度更加上升。其结果是，如果时效处理的温度提高到一定以上，则耐久比提高。
（b）在以面积率计为95%以上的贝氏体组织中，只要是贝氏体板条的宽度为5μm以下的微细组织，就可得到20℃时的U型缺口夏比冲击吸收能为80J/cm2以上、耐久比为0.60以上的高韧性、高耐久比。在以往的非调质钢（耐久比为0.48左右）中，将耐久比提高至0.60以上，例如意味着在抗拉强度为1100MPa时，在不提高抗拉强度的情况下使疲劳强度大约提高130MPa以上。切削性对抗拉强度的依赖性很强。如果能够在不提高抗拉强度的情况下只提高疲劳强度，则能够在不降低切削性的情况下提高疲劳强度，使切削性和高疲劳强度化兼顾。
（c）在将低C、高N及添加了V的钢材热锻成形后，通过将直到300℃为止的平均冷却速度设定在3℃/秒以上且120℃/秒以下的速度范围，即使通过通常的热锻也可得到所希望的微细的贝氏体组织。
（d）如果在钢中含有Ti，则因Ti在高温下与碳化物相比优先成为氮化物，因而生成粗大的Ti氮化物，不仅不有助于析出强化，而且冲击值也显著下降。与此相对应，V在奥氏体化时的熔化量大，即使其一部分成为氮化物，氮化物的量也小，大部分熔化的V通过时效处理成为V碳化物并析出，可得到大的析出强化量。
本发明是基于上述见识，再通过反复研究而初次完成的。
以下，对本发明进行详细说明。首先，对上述的机械结构用钢部件的钢成分范围的限定理由进行说明。这里，关于成分的“%”表示质量%。
C：0.05～0.20%
C是决定钢的强度的重要的元素。为了作为部件充分地得到强度，将下限规定为0.05%。与其它合金元素相比合金成本低，如果能够大量添加C则能够降低钢材的合金成本。但是，如果添加大量的C，则在贝氏体相变时在板条的边界处产生C浓缩的残留奥氏体或岛状马氏体，使韧性或耐久比下降，因此将上限规定为0.20%。
Si：0.10～1.00%
Si作为提高钢的强度的元素、此外作为脱氧元素是有效的元素。为了得到这些效果，将下限规定为0.10%。此外，Si是促进铁素体相变的元素，在超过1.00%时，在原奥氏体的晶界处生成铁素体，使疲劳强度、耐久比显著下降，因此将上限规定为1.00。
Mn：0.75～3.00%
Mn是促进贝氏体相变的元素，对于在热锻后的冷却过程中使组织形成贝氏体是重要的元素。另外与S结合形成硫化物，具有提高切削性的效果，此外还具有抑制奥氏体晶粒的生长、维持高韧性的效果。为了发挥这些效果，将下限规定为0.75%。另一方面，如果添加超过3.00%的Mn量，则因基体的硬度增大而变脆，反而使韧性或切削性显著下降。所以将上限规定为3.00%。
P：0.001～0.050%
P在钢中作为不可避免的杂质通常含有0.001%以上，因此将下限规定为0.001%。而且，含有的P在原奥氏体的晶界等处偏析，使韧性显著下降，因此将上限限制在0.050%。优选为0.030%以下，更优选为0.010%以下。
S：0.001～0.200%
S与Mn形成硫化物，具有提高切削性的效果，此外还具有抑制奥氏体晶粒的生长、维持高韧性的效果。为了发挥这些效果，将下限规定为0.001%。可是，虽依赖于Mn量，但如果大量添加则在韧性等机械性能方面使各向异性增大，因此将上限规定为0.200%。
V：超过0.20～0.25%
V形成碳化物，对于析出强化贝氏体组织、提高强度、耐久比是有效的元素。为了充分得到此效果，0.05%以上的含量是必要的。另一方面，如果超过0.50%，则效果饱和，不仅使合金成本上升，而且热轧性显著下降，因此出现在原材料棒钢的热轧或部件的热锻时发生缺陷的问题。在本申请发明中，特别是为了一边谋求高强度化、一边谋求制造性及经济性的兼顾，将V的范围规定为超过0.20～0.25%。
Cr：0.01～1.00%
Cr对于促进贝氏体相变是有效的元素。为得到其效果而添加0.01%以上，但是即使添加超过1.00%，其效果也饱和，只使合金成本上升。所以，将Cr的含量规定为0.01～1.00%。
Al：0.001～0.500%
Al对于脱氧或抑制奥氏体晶粒的生长、维持高韧性是有效的。另外，Al在机械加工时与氧结合附着在工具表面上，对于防止工具磨损具有效果。为了发挥这些效果，将下限规定为0.001%。另一方面，在超过0.500%时形成大量的硬质夹杂物，韧性、耐久比及切削性都下降。所以，将上限规定为0.500%。
N：0.0080～0.0200%
N与V、Al等各种合金元素形成氮化物，对于通过抑制奥氏体晶粒的生长及贝氏体组织的微细化即使提高了强度也能维持高韧性、进而得到高耐久比是重要的元素。为了得到此效果，而将下限规定为0.0080%。另一方面，如果超过0.0200%，则其效果饱和。而且热轧性显著下降，出现在原材料棒钢的热轧或部件的热锻时发生缺陷的问题，所以将上限规定为0.0200%。
Ca：0.0003～0.0100%、Mg：0.0003～0.0100%、Zr：0.0005～0.1000%
在本发明中，Ca、Mg、Zr不是必需的。也可以含有这些Ca：0.0003～0.0100%、Mg：0.0003～0.0100%、Zr：0.0005～0.1000%中的1种或2种以上。
Ca、Mg、Zr都具有形成氧化物、成为Mn硫化物的结晶核而使Mn硫化物均匀微细分散的效果。此外，所有元素都具有在Mn硫化物中固溶、使其变形能力下降、对轧制或热锻后的Mn硫化物形状的延伸进行抑制、减小韧性等机械性能的各向异性的效果。为发挥这些效果，将Ca、Mg的下限规定为0.0003%，将Zr的下限规定为0.0005%。另一方面，如果Ca、Mg超过0.0100%，Zr超过0.1000%，反而大量生成它们的氧化物或硫化物等硬质夹杂物，使韧性、耐久比及切削性下降。所以，将Ca、Mg的上限规定为0.0100%，将Zr的上限规定为0.1000%。
Mo：0.01～1.00%、Nb：0.001～0.200%
在本发明中，Mo、Nb不是必需的。也可以含有这些Mo：0.01～1.00%、Nb：0.001～0.200%中的1种或2种。
Mo、Nb与V同样，形成碳化物，对于使贝氏体组织析出强化、提高强度、耐久比是有效的元素。为了得到此效果，将Mo的下限规定为0.01%，将Nb的下限规定为0.001%。即使所有都添加所需以上，其效果也饱和，只使合金成本的上升。所以，将Mo的上限规定为1.00%，将Nb的上限规定为0.200%。
接着，对本发明的机械结构用钢部件的钢组织的限定理由进行说明。
以面积率计为95%以上的贝氏体组织
之所以将组织规定为以面积率计为95%以上的贝氏体组织，是因为尽管只要主体组织为贝氏体组织就具有高韧性、高耐久比，但是在其剩余部分组织即铁素体、残留奥氏体或岛状马氏体以面积率计存在5%以上时，韧性、耐久比显著下降。这些剩余部分组织越少，韧性、耐久比越高，因此优选贝氏体组织以面积率计为97%以上。
贝氏体板条宽度为5μm以下
另外，之所以将贝氏体板条的宽度规定为5μm以下，是因为在其宽度超过5μm时，为在比较高温下相变的贝氏体组织，在板条边界处析出粗大的渗碳体，韧性、耐久比低。板条宽度越窄，越为低温下相变的贝氏体组织，渗碳体的尺寸越小，更具有高韧性、高耐久比。所以，优选将贝氏体板条的宽度规定为3μm以下。
平均粒径为4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于贝氏体组织中
之所以将贝氏体组织中的V碳化物的平均粒径规定为4nm以上，是因为在其平均粒径低于4nm时，虽具有高的疲劳强度，但同时抗拉强度也高，作为耐久比的值减小，不能实现高疲劳强度化和切削性的兼顾。此外，之所以将V碳化物的平均粒径的上限值规定为7nm，是因为在其平均粒径超过7nm时，不仅抗拉强度显著下降而且疲劳强度也显著下降，不能达成高疲劳强度化。
贝氏体组织中的V碳化物的面积率为0.18%以上
另外，之所以将贝氏体组织中的V碳化物的面积率规定为0.18%以上，是因为在低于0.18%时，析出强化量小，耐久比低。
再有，在含有Mo、Nb时，除了V碳化物以外，平均粒径为4nm以上且7nm以下的Mo碳化物、Nb碳化物也分散地存在于贝氏体组织中。在此种情况下，在贝氏体组织中，这些V碳化物、Mo碳化物、Nb碳化物的合计的面积率为0.18%以上。
接着，对本发明的机械结构用钢部件的制造方法进行说明。
首先，将具有上述成分组成、余量为Fe及不可避免的杂质的钢材（棒钢、钢板等）加热至1100℃以上且1300℃以下并进行热锻。之所以规定将由上述成分组成构成的钢材加热至1100℃以上且1300℃以下，是因为通过热锻前的加热可使V、Mo、Nb在钢中充分固溶化（dissolved）。这里固溶化了的V、Mo、Nb在后面的时效处理中，成为V、Mo、Nb的碳化物，在贝氏体组织中分散析出。在加热温度低于1100℃时，不能使V、Mo、Nb在钢中充分固溶化，其后的时效处理中的析出强化量小，疲劳强度、耐久比下降。另一方面，超过1300℃地将加热温度提高到所需以上，会促进奥氏体晶粒的生长，在其后的冷却过程中相变的组织变得粗大，韧性、耐久比下降。所以，将钢材的加热温度规定为1100℃以上且1300℃以下。
在热锻后，接着，以直到300℃为止的平均冷却速度为3℃/秒以上且120℃/秒以下的冷却速度进行冷却。之所以将直到300℃为止的平均冷却速度规定为3℃/秒以上且120℃/秒以下，是为了形成以面积率计为95%以上的贝氏体组织，使贝氏体板条的宽度在5μm以下。在低于300℃的温度区，本发明规定的贝氏体率、贝氏体板条宽度不根据冷却速度而变化，所以规定对从热锻后到300℃为止的冷却速度进行限制。在平均冷却速度低于3℃/秒时，沿着原奥氏体晶界生成以面积率计为5%以上的铁素体，此外贝氏体板条的宽度超过5μm，使韧性、疲劳强度及耐久比显著下降。另一方面，如果平均冷却速度超过120℃/秒，则在贝氏体板条边界处以面积率计生成5%以上的残留奥氏体或岛状马氏体，使韧性、耐久比（疲劳强度/抗拉强度）显著下降。
该冷却后，在550℃以上且700℃以下的温度范围内实施时效处理。之所以规定为在550℃以上且700℃以下实施时效处理，是因为通过该时效处理可使微细的V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物在贝氏体组织中析出，通过使贝氏体组织析出强化可得到高疲劳强度、高耐久比。在时效处理温度低于550℃时，V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物的析出量小，不能得到充分的析出强化量，疲劳强度、耐久比都低，或者虽V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物充分析出，具有高的疲劳强度，但同时抗拉强度也高，所以耐久比低。将热处理温度的下限规定为550℃。另一方面，如果处理温度超过700℃，则V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物粗大化，得不到充分的析出强化量，抗拉强度、疲劳强度都低，不能达成高疲劳强度化。因此，将上限规定为700℃。在上述的规定的温度范围内，时效处理的温度越高，耐久比越提高，因此优选为600℃以上，更优选为650℃以上。
再有，根据本发明可得到具有高疲劳强度、高韧性的机械结构用钢部件，但为了充分确保切削性，希望使抗拉强度在1200MPa以下。
实施例
以下通过实施例对本发明进行说明。再有，这些实施例是为说明本发明的技术的意义及效果的例子，并非限定本发明的范围。
用真空熔炼炉熔炼100kg具有表1所示的化学组成的钢。在将其轧制成直径55mm的棒钢后，切下锻造用试验片，加热到表1所示的加热温度，进行热锻。热锻后直到300℃为止的冷却方法为油冷、水冷或空冷，控制冷却速度，然后，在低于300℃时进行空冷。平均冷却速度是通过用从热锻后的试验片的温度中减去300℃所得的值除以热锻后冷却到300℃为止所需的时间而求出的。然后，在表1所示的时效温度下实施时效处理。再有，表1的下划线部为本发明的范围外的条件。
由这些锻造材的中央部采取JISZ2201的14号拉伸试验片、JISZ2274的1号旋转弯曲疲劳试验片及JISZ2202的2mmU型缺口冲击试验片，求出抗拉强度、20℃夏比冲击吸收能及疲劳强度。这里，将疲劳强度定义为在旋转弯曲疲劳试验中经107旋转而不断裂的耐久的应力振幅。此外，将求出的疲劳强度与抗拉强度的比作为耐久比（疲劳强度/抗拉强度）而求出。
从锻造材的L方向的1/4厚度部采取组织观察用试验片。关于贝氏体的面积率，在将试验片研磨成镜面后，进行Repera腐蚀，确认贝氏体以外的剩余部分即铁素体、岛状马氏体等组织，在各10个视野拍摄了500倍的光学显微镜照片后，通过图像分析来算出。此外，关于贝氏体板条的宽度，再次将试验片研磨成镜面后，进行硝酸乙醇腐蚀，在各10个视野拍摄5000倍的扫描式电子显微镜照片，在各视野测定10处的板条宽度，求出其平均值。关于碳化物的平均粒径，在利用电解研磨法将试验片精加工成薄膜后，用透射式电子显微镜在各10个视野拍摄15000倍的透射式电子显微镜照片，通过图像分析求出其中观察到的V、Mo、Nb的合金碳化物一个一个的面积，算出当量圆直径，求出其平均值。此外，关于析出物的面积率，从在观察面积中合金碳化物所占的总面积算出。再有，关于碳化物的鉴定，采用透射式电子显微镜，通过限制视野电子衍射图形的分析或利用能量分散形X射线分光法的元素分析来进行。
No.1～21的本发明例都是以面积率计为95%以上的贝氏体组织，且其板条宽度为5μm以下的微细组织，由于时效处理温度为550℃以上，因此平均粒径为4.9nm以上且6.7nm以下的碳化物充分析出，具有20℃时的夏比冲击吸收能为82J/cm2以上、耐久比为0.61以上的高韧性、高耐久比。虽然为了确保切削性而抗拉强度为1200MPa以下，但通过与同程度的抗拉强度相比较而弄清楚的是，比以往例No.33的铁素体-珠光体非调质钢实现了高疲劳强度。
与此相对照，比较例No.22、23的C或Si的含量高，此外No.31、32虽然在规定的钢组成范围内，但平均冷却速度在规定外，在贝氏体板条边界处铁素体或残留奥氏体等剩余部分的量大，此外在No.32中，贝氏体板条的宽度大，夏比冲击吸收能、耐久比低。No.24的钢组成、热处理条件在规定外，没有得到充分的析出强化，耐久比低。No.24、25、28添加了所需以上的合金元素，反而夏比冲击吸收能低。No.26、27含有Ti，夏比冲击吸收能低，而且No.27没有得到充分的析出强化，耐久比低。No.29大量地析出微细的碳化物，具有高的疲劳强度，但另一方面抗拉强度也高，因此耐久比、夏比冲击吸收能都低。No.30高于规定的时效处理温度，碳化物的平均粒径粗大，超过7nm，因此强度及耐久比低。
由此阐明了，全部满足本发明中规定的条件的本发明例与比较例、以往例相比，韧性及疲劳特性优良。
Claims (5)
1.一种机械结构用钢部件，其由以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.75～3.00％、P：0.001～0.050％、S：0.001～0.200％、V：超过0.20～0.25％、Cr：0.01～1.00％、Al：0.001～0.500％、N：0.0080～0.0200％、余量为Fe及不可避免的杂质的钢构成；
钢组织以面积率计含有95％以上的贝氏体组织；
贝氏体板条的宽度为5μm以下；
平均粒径为4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于贝氏体组织中；
贝氏体组织中的V碳化物的面积率为0.18％以上，
抗拉强度为987～1200MPa。
2.根据权利要求1所述的机械结构用钢部件，其中，进一步以质量％计含有以下元素中的1种或2种以上：
Ca：0.0003～0.0100％、
Mg：0.0003～0.0100％、
Zr：0.0005～0.1000％。
3.根据权利要求1或2所述的机械结构用钢部件，其中，进一步以质量％计含有以下元素中的1种或2种：
Mo：0.01～0.18％、
Nb：0.001～0.200％。
4.根据权利要求1所述的机械结构用钢部件，其中，20℃时的夏比冲击吸收能为80J/cm2以上，耐久比为0.60以上。
5.一种机械结构用钢部件的制造方法，其中，
将以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.75～3.00％、P：0.001～0.050％、S：0.001～0.200％、V：超过0.20～0.25％、Cr：0.01～1.00％、Al：0.001～0.500％、N：0.0080～0.0200％、余量为Fe及不可避免的杂质的钢材加热至1100℃以上且1300℃以下并进行热锻；
在该热锻后，以到300℃为止时的平均冷却速度为26℃/秒以上且120℃/秒以下的冷却速度进行冷却；
在该冷却后，在550℃以上且700℃以下的温度范围内实施时效处理，
所述机械结构用钢部件的抗拉强度为987～1200MPa。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011118312A JP5620336B2 (ja) | 2011-05-26 | 2011-05-26 | 高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| JP2011-118312 | 2011-05-26 | ||
| PCT/JP2012/063511 WO2012161321A1 (ja) | 2011-05-26 | 2012-05-25 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN103210108A CN103210108A (zh) | 2013-07-17 |
| CN103210108B true CN103210108B (zh) | 2016-01-06 |
Family
ID=47217386
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201280003600.2A Expired - Fee Related CN103210108B (zh) | 2011-05-26 | 2012-05-25 | 机械结构用钢部件及其制造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US9187797B2 (zh) |
| JP (1) | JP5620336B2 (zh) |
| KR (1) | KR20130083924A (zh) |
| CN (1) | CN103210108B (zh) |
| IN (1) | IN2013DN02559A (zh) |
| WO (1) | WO2012161321A1 (zh) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5620336B2 (ja) | 2011-05-26 | 2014-11-05 | 新日鐵住金株式会社 | 高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| HUE037998T2 (hu) * | 2013-10-02 | 2018-09-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Öregíthetõ acél |
| US10066281B2 (en) | 2013-10-02 | 2018-09-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Age-hardenable steel |
| US10745772B2 (en) | 2014-03-05 | 2020-08-18 | Daido Steel Co., Ltd. | Age hardening non-heat treated bainitic steel |
| JP6301694B2 (ja) * | 2014-03-24 | 2018-03-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 真空浸炭用鋼材及びその製造方法 |
| US20180044757A1 (en) * | 2015-03-31 | 2018-02-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Age-hardening steel and method of manufacturing parts using age-hardening steel |
| JP6620490B2 (ja) * | 2015-09-29 | 2019-12-18 | 日本製鉄株式会社 | 時効硬化性鋼 |
| WO2017126407A1 (ja) * | 2016-01-18 | 2017-07-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 鍛造用鋼及び大型鍛鋼品 |
| JP2017128795A (ja) * | 2016-01-18 | 2017-07-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 鍛造用鋼及び大型鍛鋼品 |
| JP7071222B2 (ja) | 2018-06-07 | 2022-05-18 | 大同特殊鋼株式会社 | 燃料噴射部品の製造方法 |
| CN113737108A (zh) * | 2020-05-27 | 2021-12-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐延迟开裂的电镀锌超强双相钢及其制造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5362338A (en) * | 1990-07-27 | 1994-11-08 | Aichi Steel Works Ltd. | Non-heat treating steel for hot forging |
| JP2006037177A (ja) * | 2004-07-28 | 2006-02-09 | Daido Steel Co Ltd | 時効硬化鋼 |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0696742B2 (ja) | 1987-10-29 | 1994-11-30 | 日本鋼管株式会社 | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 |
| JPH0762203B2 (ja) | 1988-02-03 | 1995-07-05 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度高靭性熱間鍜造非調質鋼 |
| JPH0814001B2 (ja) * | 1990-03-12 | 1996-02-14 | 新日本製鐵株式会社 | 熱間鍛造非調質部品の製造方法 |
| JPH05287373A (ja) * | 1992-04-14 | 1993-11-02 | Nippon Steel Corp | 高強度高靱性熱間加工非調質鋼の製造方法 |
| JPH0688162A (ja) * | 1992-09-09 | 1994-03-29 | Daido Steel Co Ltd | 高強度・高靭性非調質鋼 |
| JP3139876B2 (ja) | 1993-04-05 | 2001-03-05 | 新日本製鐵株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 |
| JP3100492B2 (ja) * | 1993-04-16 | 2000-10-16 | 新日本製鐵株式会社 | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 |
| JPH073385A (ja) * | 1993-06-21 | 1995-01-06 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 熱間鍛造用高強度高靱性非調質鋼 |
| JP3300511B2 (ja) | 1993-12-09 | 2002-07-08 | 新日本製鐵株式会社 | 強靭性、耐久比、降伏比および被削性に優れる亜熱間鍛造用鋼の製造方法 |
| JPH08277437A (ja) * | 1995-04-07 | 1996-10-22 | Kobe Steel Ltd | 高強度・高靭性熱間鍛造用非調質鋼とその鍛造品の製造方法 |
| JP2001152246A (ja) * | 1999-11-22 | 2001-06-05 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 靭性、鏡面性および被削性に優れたプラスチック成形金型用鋼の製造方法 |
| JP3901994B2 (ja) * | 2001-11-14 | 2007-04-04 | 新日本製鐵株式会社 | 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法 |
| JP2004169055A (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-17 | Aichi Steel Works Ltd | 被削性に優れた時効硬化型高強度ベイナイト鋼部品およびその製造方法 |
| DE102007057421A1 (de) * | 2007-08-27 | 2009-03-05 | Georgsmarienhütte Gmbh | Stahl zur Herstellung von massiv umgeformten Maschinenbauteilen |
| JP4955499B2 (ja) | 2007-09-28 | 2012-06-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP5427418B2 (ja) * | 2009-01-19 | 2014-02-26 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 軟窒化用鋼 |
| JP5245997B2 (ja) * | 2009-04-06 | 2013-07-24 | 新日鐵住金株式会社 | 靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法 |
| JP5343923B2 (ja) | 2010-05-18 | 2013-11-13 | 新日鐵住金株式会社 | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
| JP5620336B2 (ja) | 2011-05-26 | 2014-11-05 | 新日鐵住金株式会社 | 高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
-
2011
- 2011-05-26 JP JP2011118312A patent/JP5620336B2/ja active Active
-
2012
- 2012-05-25 US US13/823,644 patent/US9187797B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2012-05-25 WO PCT/JP2012/063511 patent/WO2012161321A1/ja active Application Filing
- 2012-05-25 KR KR1020137014235A patent/KR20130083924A/ko active Search and Examination
- 2012-05-25 IN IN2559DEN2013 patent/IN2013DN02559A/en unknown
- 2012-05-25 CN CN201280003600.2A patent/CN103210108B/zh not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5362338A (en) * | 1990-07-27 | 1994-11-08 | Aichi Steel Works Ltd. | Non-heat treating steel for hot forging |
| JP2006037177A (ja) * | 2004-07-28 | 2006-02-09 | Daido Steel Co Ltd | 時効硬化鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2012161321A1 (ja) | 2012-11-29 |
| US20130186529A1 (en) | 2013-07-25 |
| JP2012246527A (ja) | 2012-12-13 |
| CN103210108A (zh) | 2013-07-17 |
| JP5620336B2 (ja) | 2014-11-05 |
| IN2013DN02559A (zh) | 2015-08-07 |
| US9187797B2 (en) | 2015-11-17 |
| KR20130083924A (ko) | 2013-07-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN103210108B (zh) | 机械结构用钢部件及其制造方法 | |
| CN103201401B (zh) | 机械结构用钢部件及其制造方法 | |
| JP4709944B2 (ja) | 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法 | |
| KR101965521B1 (ko) | 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재 | |
| WO2015050152A9 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| JP5262740B2 (ja) | 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 | |
| JP5871085B2 (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼 | |
| JP4609112B2 (ja) | 疲労特性に優れた機械構造用棒状部品 | |
| CN103201400A (zh) | 机械结构用钢部件及其制造方法 | |
| JP6620490B2 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| JP6690792B1 (ja) | 鋼板及びその製造方法、並びに成形体 | |
| JP5679440B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法 | |
| JP3774697B2 (ja) | 高強度高周波焼き入れ用鋼材及びその製造方法 | |
| JP4556770B2 (ja) | 浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP6390685B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| CN103228809A (zh) | 热锻造用非调质钢、及热锻造非调质品及其制造方法 | |
| JP6791179B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| JP4281501B2 (ja) | 被削性並びに疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP4768117B2 (ja) | 被削性および冷間加工性に優れた鋼、および機械部品 | |
| JP4487749B2 (ja) | 等速ジョイント内輪およびその製造方法 | |
| JP6043080B2 (ja) | 耐剥離性と歯切加工性に優れた高周波熱処理用歯車用鋼、および歯車とその製造方法 | |
| JP2003160845A (ja) | 鉄基合金およびその製造方法 |
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 | ||
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder | ||
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder |
Address after: Tokyo, Japan Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation Address before: Tokyo, Japan Patentee before: Nippon Steel Corporation |
|
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20160106 Termination date: 20200525 |