CN107923011A - 冷加工用机械结构用钢及其制造方法 - Google Patents

冷加工用机械结构用钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107923011A
CN107923011A CN201680046277.5A CN201680046277A CN107923011A CN 107923011 A CN107923011 A CN 107923011A CN 201680046277 A CN201680046277 A CN 201680046277A CN 107923011 A CN107923011 A CN 107923011A
Authority
CN
China
Prior art keywords
cooling
steel
pearlite
pro
cold working
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.)
Pending
Application number
CN201680046277.5A
Other languages
English (en)
Inventor
佐佐木雄基
高知琢哉
千叶政道
坂田昌之
村上昌吾
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.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority claimed from PCT/JP2016/073769 external-priority patent/WO2017033773A1/ja
Publication of CN107923011A publication Critical patent/CN107923011A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C21D11/005—Process control or regulation for heat treatments for cooling
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved

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)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

提供一种即使球化退火的时间相比通常为短时间化时，也能够达成与以往同等或更高的球化，能够比以往更软质化的冷加工用机械结构用钢，及其制造方法。本发明是一种冷加工用机械结构用钢，其特征在于，含有C、Si、Mn、P、S、Al、N，钢的金属组织含有先共析铁素体和珠光体，相对于全部组织，先共析铁素体和珠光体的合计面积率为90％以上，并且所述先共析铁素体的面积率Af，在与下式(1)所表示的A值的关系中，满足Af≥A的关系，bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径为15～30μm，并且，珠光体片层的间隔平均为0.20μm以下。A＝(103－128×[C(％)])×0.80(％)…(1)其中，上式(1)中，[C(％)]表示以质量％计的C的含量。

Description

冷加工用机械结构用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷加工用机械结构用钢及其制造方法。特别是涉及球化退火后的变形阻力低，冷加工性优异的机械结构用钢，和用于制造该机械结构用钢的有用的方法。本发明的冷加工用机械结构用钢适用于经由冷锻、冷镦和冷滚轧等的冷加工而制造的汽车用零件和建筑机械用零件等的各种零件。钢的形态未特别限定，例如以轧制线材等为对象。作为所述各种零件，具体来说，可列举如下机械零件和电装零件等：螺栓，螺钉，螺母，承口、球窝接头、内管、扭力杆、离合器箱、保持架、机架、轮毂、盖子、外壳、垫圈、梃杆、托架、阀、内壳、离合器、套管、轴承外环、链轮、铁芯、定子、铁砧、十字轴、摇臂、机身、凸缘、鼓轮、接头、连接器、滑轮、金属零件、轭、配帽、气门挺杆、火花塞、小齿轮、转向轴和共轨等。还有，在本说明书中，所谓线材，是在轧制线材的意思下使用的，热轧后冷却至室温的线状的钢材。另外在本说明书中，所谓钢线，是指对于上述轧制线材实施拉丝和/或退火等而调整了特性的线状的钢材。
背景技术
在制造汽车用零件和建筑机械用零件等的各种机械结构用零件时，通常，会对于碳钢和合金钢等的热轧线材以赋予其冷加工性的目的而实施球化退火处理。而后，对于球化退火后的钢线进行冷加工，之后实施切削加工等的机械加工而成形为既定的形状，再进行淬火回火处理而进行最终的强度调整。
近年来，从节能的观点出发，球化退火的条件被重新考虑，特别是要求球化退火时间的短时间化。例如，如果球化退火时间可削减2～3成，则能够期待能源消耗量的削减和CO2排放量的削减。
但是，使球化退火时间短时间化时，已知有作为碳化物球化的指标的球化度变大(即，球化组织变差)，冷加工性劣化的情形。因此，球化退火时间的短时间化并不容易。
至今为止，实现球化退火时间的短时间化的技术提出有几个。例如，在专利文献1中，公开有一种控制球化退火前的金属组织，即使进行比较短时间的球化退火，也可以软质化的冷加工用机械结构用钢及其制造方法。具体来说，公开的是一种冷加工用机械结构用钢，其珠光体和铁素体的合计面积率相对于全部组织为95面积％以上，并且使铁素体的面积率为规定以上，并将bcc－Fe晶粒直径控制在适当范围。在冷加工用机械结构用钢的制造方法中公开，以750～950℃的温度进行最终加工后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600～660℃的温度范围，其后，以1℃/秒以下的平均冷却速度冷却20秒以上。
另外，在专利文献2中，公开的是使金属组织含有先共析铁素体组织、珠光体组织和贝氏体组织的钢线材及其制造方法。该钢线材可以使软质化退火时间缩短化，软质化退火后能够实现优异的冷锻性。在钢线材的制造方法中，公开的是进行热轧，卷取，之后，在500℃以上且600℃以下的熔融盐槽中浸渍10秒以上后，接着在530℃以上且600℃以下的熔融盐槽中恒温保持20秒以上且150秒以下后再进行冷却。
此外，在专利文献3中，公开了一种冷锻用热轧线材及其制造方法，其铁素体结晶粒度号数为9以上，铁素体组织分率为30面积％以上，余量由珠光体、贝氏体、马氏体或其混合组织构成，贝氏体+马氏体组织分率为余量的50面积％以上。在冷锻用热轧线材的制造方法中公开，在Ar3点至Ar3点+150℃的温度范围进行终轧后，在Ar1点至300℃之间，以5～40℃/秒的冷却速度进行冷却。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本特开2013－7091号公报
【专利文献2】日本专利第5195009号公报
【专利文献3】日本专利第4299744号公报
但是，在上述专利文献2的方法中，因为先共析铁素体的面积率低，所以球化退火后的钢线的硬度有可能变硬。另外，在上述专利文献3的方法中，因为铁素体的面积率低，还具有贝氏体或马氏体，因此可预见到球化退火后的钢线的硬度变硬。
如此，至今为止提出的技术，对于球化退火时间的短时间化虽然有用，但还是希望开发出能够得到比现有技术更加良好的球化组织，并且软质化的技术。
发明内容
本发明的实施方式在这样状况之下被提出，其目的在于，提供一种冷加工用机械结构用钢及其制造方法，即使其球化退火的时间相比通常短时间化时，也能够达成现有同等或更高的球化，能够比以往更软质化。
能够解决上述课题的本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，具有如下要旨：以质量％计，分别含有C：0.07％以上并低于0.3％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.2～1.7％、P：高于0％并在0.03％以下、S：0.001～0.05％、Al：0.01～0.1％和N：0～0.015％，余量由铁和不可避免的杂质构成，钢的金属组织含有先共析铁素体和珠光体，相对于全部组织，先共析铁素体和珠光体的合计面积率为90％以上，并且所述先共析铁素体的面积率Af在与下式(1)所表示的A值的关系中，满足Af≥A的关系，bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径为15～30μm，并且，珠光体片层的间隔平均在0.20μm以下，
A＝(103－128×[C(％)])×0.80(％)…(1)
其中，上式(1)中，[C(％)]表示以质量％计的C的含量。
在本发明的优选实施方式中，上述冷加工用机械结构用钢，以质量％计，还含有从Cr：高于0％并在0.5％以下、Cu：高于0％并在0.25％以下、Ni：高于0％并在0.25％以下、Mo：高于0％并在0.25％以下、和B：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的一种以上，并且满足下式(X)。
[Cr％]+[Cu％]+[Ni％]+[Mo％]≤0.75…(X)
其中，[Cr％]、[Cu％]、[Ni％]和[Mo％]分别表示以质量％表示的Cr、Cu、Ni和Mo的含量。
在本发明的优选实施方式中，上述钢线以质量％计还含有Ti：高于0％并在0.1％以下。
本发明的实施方式的上述冷加工用机械结构用钢的制造方法，包括的内容是，在950℃以上并在1150℃以下进行终轧，接着依次进行如下冷却：以平均冷却速度：3℃/秒以下，冷却至700～750℃的第一冷却结束温度的第一冷却；从所述第一冷却结束温度，以平均冷却速度：5～30℃/秒，至少冷却至600℃的温度范围的第二冷却。
本发明的冷加工用机械结构用钢，对于化学成分组成进行适当调整，并且使相对于全部组织，先共析铁素体和珠光体的合计面积率和先共析铁素体的面积率为规定以上，使bcc(body－centered cubic，体心立方晶格)－Fe晶粒的平均当量圆直径(以下，有仅称为“bcc－Fe平均粒径”的情况。)，和珠光体片层的间隔分别为适当的范围。由此，即使球化退火时间相比通常来说短时间化时，也能够得到与以往等同或更高的球化组织，能够比以往更软质化。因此，本发明的冷加工用机械结构用钢，在球化退火后，在室温或加工发热区域被加工成上述的各种零件时，钢的变形阻力低，且加工用模具和钢(原材)的裂纹受到抑制，因此能够发挥优异的冷加工性。
附图说明
图1是用于表示珠光体片层的间隔的测量方法的说明图。
具体实施方式
发明者们为了实现如下这样的冷加工用机械结构用钢而从各种角度进行了研究，即，球化退火时间即使比通常短时间化(以下，称为“短时间球化退火”。)时，也能够得到与以往同等以上的球化组织，并且能够比以往更软质化。其结果发现，在球化退火后的钢线的金属组织(球化组织)中，使铁素体晶粒直径粗大化，扩大碳化物的平均粒子间距离，能够达成钢的软质化。而且得到如下构想，为了得到这样的球化组织，重要的是球化退火前的金属组织(以下称为“前组织”。)的控制。发现为了得到上述的钢线的金属组织(球化组织)，以如下方式控制前组织，即，在作为以先共析铁素体和珠光体为主相的组织的基础上，尽可能提高先共析铁素体的面积率，并使bcc－Fe晶粒比过去粗大，并且使珠光体片层的间隔为规定以下即可，于是，具有这样的前组织的钢在短时间球化退火后，球化组织中便能够得到与以往同等以上的球化组织，并且能够比以往更软质化，从而完成了本发明的实施方式。
以下，对于本发明中规定的各要件进行说明。
本发明的实施方式的钢的金属组织，含有先共析铁素体和珠光体。这些组织使球化退火后的钢的变形阻力降低，是有助于冷加工性提高的金属组织。但是，仅仅只是含有先共析铁素体和珠光体的金属组织，并不能实现预期的软质化。因此，如以下说明，还需要恰当控制这些组织的面积率和bcc－Fe晶粒的平均粒径等。
先共析铁素体和珠光体的合计面积率：90％以上
钢的前组织中贝氏体和马氏体等的微细的组织多时，即使进行通常的球化退火，球化退火后由于贝氏体和/或马氏体的影响，组织也会局部性地变微细，钢的软质化变得不充分。从这一观点出发，为了使钢充分地软质化，先共析铁素体和珠光体的合计面积率相对于全部组织需要达到90％以上。先共析铁素体和珠光体的合计面积率优选为95％以上，更优选为97％以上，最优选为100％。还有，作为先共析铁素体和珠光体以外的金属组织，可列举马氏体、贝氏体和奥氏体。如前述，若马氏体等这些组织的面积率高，则钢的强度变高，因此也可以完全不包含这些组织。钢中，作为其他的组织因子，可以含有渗碳体以外的碳化物、氮化物、氧化物、和/或硫化物。
bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径：15～30μm
若预先使钢的前组织中的bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径，即bcc－Fe平均粒径处于30μm以下，则即使在短时间球化退火后，也能够得到良好的球化组织(即，球化度小的球化组织)。若bcc－Fe平均粒径高于30μm，则经过短时间球化退火，球化组织劣化(即，球化度变大)，得不到希望的球化组织。bcc－Fe平均粒径优选为29μm以下，更优选为28μm以下。但是，若前组织的bcc－Fe平均粒径变得过小，则由于球化退火后的铁素体晶粒直径的微细化而被强化，钢的软质化变困难。因此，使bcc－Fe平均粒径为15μm以上。bcc－Fe平均粒径优选为16μm以上，更优选为17μm以上。还有，所谓晶粒的当量圆直径，意思是与各晶粒具有相同面积的圆的直径。
作为所述bcc－Fe平均粒径的控制对象的组织，是相邻的2个晶粒的取向差大于15°的大角晶界所包围的bcc－Fe晶粒。组织中也包含取向差在15°以下的小角晶界。但是，这些小角晶界对于球化退火后得到的球化组织造成的影响小。为了在球化退火后得到希望的球化组织，需要控制球化退火前组织的大角晶界。通过使所述大角晶界所包围的bcc－Fe平均粒径在规定范围，即使经过短时间球化退火，也能够达成良好的球化组织(即，球化度小的球化组织)。还有，所述“取向差”也称为，“偏角”或“斜角”，取向差的测量采用EBSP法(Electron Back Scattering Pattern法)即可。另外，所谓bcc－Fe，其意思除了先共析铁素体以外，还包括珠光体组织中包含的铁素体。
珠光体片层的间隔：0.20μm以下
关于本发明的实施方式的钢的金属组织，如前述，具有先共析铁素体和珠光体。若使珠光体片层的间隔狭窄(即，使珠光体片层微细化)，则即使经过短时间球化退火，碳化物(主要是珠光体中的渗碳体)的球化也会被促进，能够得到良好的球化组织。从这一观点出发，前组织中的珠光体片层的间隔需要平均为(以下，仅称为“平均片层间隔”)0.20μm以下。平均片层间隔优选为0.18μm以下，更优选为0.16μm以下。平均片层间隔的下限没有特别限定，但通常为0.05μm左右。
还有，在本说明书中所谓“珠光体片层的间隔”，是指邻接的片层渗碳体层之间的距离。更准确地说，是从片层渗碳体层的厚度的中心位置，至邻接的片层渗碳体层的厚度的中心位置的最短距离。
先共析铁素体的面积率Af≥A
此外，在前组织中，若先共析铁素体的面积率增加，则球化退火中的碳化物析出点减少，从而碳化物的数密度减少，碳化物的粗大化被促进。由此，碳化物的粒子间距离变宽，能够使金属组织进一步软质化。另一方面，先共析铁素体的面积率，受含碳量影响而变化。若碳量增加，则先共析铁素体面积率减少。同样，用于得到良好的球化材的适当的先共析铁素体面积率，也根据含碳量而变化。碳量越多，恰当的先共析铁素体的面积率越减少。从这一观点出发，在分析大量的实验结果时发现，在前组织中，相对于全部组织的先共析铁素体的面积率Af，与下式(1)所表示的A值，通过满足Af≥A的关系，便能够实现进一步的软质化。
A＝(103－128×[C(％)])×0.80(％)…(1)
其中，上式(1)中，[C(％)]表示以质量％计C的含量。
Af优选为(103－128×[C(％)])×0.85以上，更优选为(103－128×[C(％)])×0.90以上。还有，从上述观点出发，Af的上限没有特别限定。但是，若提高Af，则制造成本增加，因此若考虑生产率，则Af优选为(103－128×[C(％)])×0.97以下。
本发明的实施方式，是冷加工用机械结构用钢，其钢种作为冷加工用机械结构用钢而具有通常的化学成分组成即可，但对于C、Si、Mn、P、S、Al和N，则调整到以下的恰当范围。还有，在本说明书中，在化学成分组成中所谓“％”，意思是质量％。
C：0.07％以上并低于0.3％
C在确保钢的强度，即最终制品的强度上是有用的元素。为了有效地发挥这一效果，C含量需要为0.07％以上。C含量优选为0.09％以上，更优选为0.11％以上。但是，若C过剩地含有，则强度变高而冷加工性降低，因此需要低于0.3％。C含量优选为0.28％以下，更优选为0.26％以下。
Si：0.05～0.5％
Si作为脱氧元素、和作为借助固溶体硬化使最终制品的强度提高的元素有用。为了有效地发挥这样的效果，将Si含量定为0.05％以上。Si含量优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上。另一方面，若Si过剩地含有，则硬度过度上升而使冷加工性劣化。因此将Si含量定为0.5％以下。Si含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
Mn：0.2～1.7％
Mn通过淬火性的提高，对于使最终制品的强度增加是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，将Mn含量定为0.2％以上。Mn含量优选为0.3％以上，更优选为0.4％以上。另一方面，若Mn过剩地含有，则硬度上升而使冷加工性劣化。因此将Mn含量定为1.7％以下。Mn含量优选为1.5％以下，更优选为1.3％以下。
P：高于0％并在0.03％以下
P在钢中是不可避免被包含的元素，在钢中发生晶界偏析，成为延展性劣化的原因。因此，P含量定为0.03％以下。P含量优选为0.02％以下，更优选为0.017％以下，进一步优选为0.01％以下。P含量越少越为优选，最优选为0％，但由于制造工序上的制约等，也会有残存0.001％左右的情况。
S：0.001～0.05％
S在钢中是不可避免被包含的元素，在钢中作为MnS存在而使延展性劣化，因此是对于冷加工性有害的元素。因此将S含量定为0.05％以下。S含量优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下。但是，因为S具有使可切削性提高的作用，所以使之含有0.001％以上有用。S含量优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。
Al：0.01～0.1％
Al作为脱氧元素有用，并且对于将存在于钢中的固溶N作为AlN固定有用。为了有效地发挥这一效果，将Al含量定为0.01％以上。Al含量优选为0.013％以上，更优选为0.015％以上。但是，若Al含量变得过剩，则Al2O3过剩生成，使冷加工性劣化。因此将Al含量定为0.1％以下。Al含量优选为0.090％以下，更优选为0.080％以下。
N：0～0.015％
N在钢中是不可避免被包含的元素，若钢中包含固溶N，则应变时效导致硬度上升，招致延展性降低，使冷加工性劣化。因此将N含量定为0.015％以下。N含量优选为0.013％以下，更优选为0.010％以下。N含量越少越优选，最优选为0％，但由于制造工序上的制约等，也会有残存0.001％左右的情况。
本发明的实施方式的机械结构用钢的基本成分如上述，作为一个实施方式，余量实质上是铁。还有，所谓“实质上是铁”，意思是除铁以外，也能够允许不阻碍本发明的特性的程度下的，例如Sb、Zn等的微量成分的存在，以及也能够含有P、S、N以外的例如O、H等的不可避免的杂质。此外在本发明的实施方式中，也可以根据需要选择性地含有以下的任意元素。根据选择的任意元素(选择成分)的种类，能够进一步改善钢的特性。
还有，如上述，P、S和N是不可避免被包含的元素(不可避免的杂质)，但关于其组成范围如上述这样另行规定。因此，在本说明书中，作为余量包含的“不可避免的杂质”，意思是除去其组成范围另行规定的元素以外的不可避免被包含的元素。
从Cr：高于0％并在0.5％以下、Cu：高于0％并在0.25％以下、Ni：高于0％并在0.25％以下、Mo：高于0％并在0.25％以下和B：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的一种以上
Cr、Cu、Ni、Mo和B均是通过使钢材的淬火性提高，从而在使最终制品的强度增加上有效的元素。根据需要，单独含有这些元素或含有其两种以上都可以。这样的效果随着这些元素的含量增加而变大。用于有效地发挥所述效果的优选含量，Cr量为0.015％以上，更优选为0.020％以上。Cu量、Ni量和Mo量的优选含量均为0.02％以上，更优选为0.05％以上。B量的优选含量为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
但是，若Cr、Cu、Ni和Mo的含量变得过剩，则强度变得过高，有可能使冷加工性劣化。因此，Cr含量优选为0.5％以下，Cu、Ni和Mo含量均优选为0.25％以下。Cr量的更优选的含量为0.45％以下，进一步优选为0.40％以下。Cu量、Ni量和Mo量的更优选的含量均为0.22％以下，进一步优选为0.20％以下。
另外，若B的含量变得过剩，则有可能使韧性劣化。因此，B含量优选为0.01％以下。B量的更优选的含量为0.007％以下，进一步优选为0.005％以下。
[Cr％]+[Cu％]+[Ni％]+[Mo％]≤0.75
本发明的实施方式的钢线，在上述范围内含有Cr、Cu、Ni和Mo的一种以上时，优选满足下式(X)。
[Cr％]+[Cu％]+[Ni％]+[Mo％]≤0.75…(X)
其中，[Cr％]、[Cu％]、[Ni％]和[Mo％]分别表示以质量％表示的Cr、Cu、Ni和Mo的含量。
Cr、Cu、Ni和Mo的含量通过满足上式(X)，能够抑制钢的强度变得过高，提高冷加工性。
Ti：高于0％并在0.1％以下
Ti与N形成化合物，减少固溶N，发挥着软质化的效果。因此根据需要，也可以含有Ti。用于有效地发挥这样的效果的优选Ti含量为0.01以上，更优选为0.02以上。但是，若Ti的含量变得过剩，则所形成的化合物招致硬度增加。因此，优选的Ti含量为0.08％以下，更优选为0.05以下。
为了制造本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，优选对于满足上述成分组成的钢，调整热轧时的终轧温度，并且使其后的冷却速度为二阶段而适当调整冷却速度和温度范围。具体来说，
在950℃以上并在1150℃以下进行终轧，其后，按顺序进行如下冷却：
以平均冷却速度：3℃/秒以下从950℃以上并在1150℃以下冷却至700～750℃的第一冷却结束温度的第一冷却；
以平均冷却速度：5～30℃/秒从所述第一冷却结束温度至少冷却至600℃的温度范围的第二冷却。
对于终轧温度、第一冷却和第二冷却，分别详细说明。
(a)终轧温度：950℃以上并在1150℃以下
为了使bcc－Fe平均粒径达到15～30μm，需要适当控制终轧温度。若终轧温度高于1150℃，则难以使bcc－Fe平均粒径达到30μm以下。因此，终轧温度优选为1150℃以下。但是，若终轧温度低于950℃，则难以使bcc－Fe平均粒径达到15μm以上。因此，终轧温度优选为950℃以上。终轧温度优选为970℃以上，更优选为990℃以上。终轧温度优选为1130℃以下，更优选为1110℃以下。
(b)第一冷却
第一冷却的平均冷却速度：3℃/秒以下
第一冷却从作为终轧温度的950℃以上并在1150℃以下开始，在700～750℃的第一冷却结束温度下结束。在第一冷却中，若冷却速度快，则先共析铁素体面积率Af变小，存在不能满足Af≥A的关系的可能性。因此，使第一冷却的平均冷却速度为3℃/秒以下。第一冷却的平均冷却速度优选为2.5℃/秒以下，更优选为2℃/秒以下。第一冷却的平均冷却速度的下限没有特别限定。但是，作为现实的范围，优选为0.01℃/秒以上。还有，第一冷却中，只要平均冷却速度为3℃/秒以下，也可以使冷却速度变化。
(c)第二冷却
第二冷却的平均冷却速度：5～30℃/秒
第二冷却，从700～750℃的温度范围开始，至少在600℃结束。在第二冷却中，若平均冷却速度比5℃/秒慢，则难以使珠光体的平均片层间隔为0.20μm以下。第二冷却的平均冷却速度优选为7℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。另一方面，若比30℃/秒快，则贝氏体和/或马氏体这样组织生成，难以使先共析铁素体和珠光体的合计面积率为90％以上。第二冷却的平均冷却速度优选为28℃/秒以下，更优选为25℃/秒以下。还有，在第二冷却中，只要平均冷却速度为5～30℃/秒，也可以使冷却速度变化。
在此所谓“至少600℃”，意思是以上述平均冷却速度冷却的第二冷却的结束温度最高为600℃。作为“600℃”的理由，是由于本发明中规定的珠光体的平均片层间隔，以及先共析铁素体和珠光体的合计面积率这样的金属组织的形态，由截至600℃的冷却工序大体决定，600℃以后的冷却速度几乎没有影响。因此，该第二冷却的结束温度不限定于600℃，也可以如后述的实施例那样为室温。或者，例如也可以使该第二冷却的结束温度为400℃，其后，进行放冷等的通常的冷却而冷却至室温。一般来说，放冷时的平均冷却速度大多比上述第二冷却的平均冷却速度慢。
如果使用本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，则通过进行短时间的球化退火，例如在Ac1～Ac1+30℃左右的温度范围进行1～3小时左右的球化退火，便能够使球化度达到后述的目标球化度以下，还能够使硬度达到后述的目标硬度以下。还有，Ac1是由下式计算出的值。下式中，(％元素名)意思是各元素以质量％计的含量。
Ac1(℃)＝723－10.7(％Mn)－16.9(％Ni)+29.1(％Si)+16.9(％Cr)
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明的实施方式。本发明的实施方式不受下述实施例限制，在能够符合前述和后述的本发明的宗旨的范围，也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
使用下述表1所示的化学成分组成的钢进行轧制，得到的线材，再通过机械加工得到的加工Formaster(フォーマスタ)用的试验片。使用得到的加工Formaster用的试验片，以表2所述的条件，利用加工Formaster试验机，实施加工热处理试验。表2所述的加工条件，是模拟实机的轧制条件。还有，表2中，加工温度相当于终轧温度。
【表1】
对于以表2所述的条件实施了加工热处理试验之后的试验片，按下述(1)～(3)的要领评价组织。另外，对于加工热处理试验后，再进行球化退火的试验片，按下述(4)和(5)的要领进行球化度和硬度的测量。任意一个测量中，都是在通过试验片的中心轴且与该中心轴平行的面(轴中心截面)切断加工热处理后或球化退火后的试验片。将切断后的试样片称为“纵截面试样”。将纵截面试样以能够观察到试验片的轴中心截面的方式进行树脂包埋。在加工热处理后和球化退火后的试验片中，设圆筒状的试验片的直径为D时，在从试验片的侧面朝向中心的D/4的位置(“D/4位置”)进行测量。
(1)组织面积率的测量
在对于轴中心截面进行了镜面研磨的纵截面试样中，利用硝酸乙醇腐蚀液使组织显现。其后，对于D/4位置的组织，用光学显微镜以倍率400倍，拍摄5个视野的220μm×165μm的区域。对于得到的照片，格子状引等间隔的10条竖线、横线，测量存在于100个交点上的先共析铁素体和珠光体的个数。在各视野中求得各组织的面积率(％)，计算5个视野的平均值。
(2)bcc－Fe平均粒径的测量
在bcc－Fe平均粒径的测量中，使用EBSP分析装置和FE－SEM(Field－EmissionScanning Electron Microscope，场发射型扫描电子显微镜)。将结晶取向差(斜角)超过15°的边界，即，大角晶界作为结晶晶界定义“晶粒”，决定bcc－Fe平均粒径。这时，测量区域为200μm×400μm，测量梯级为1.0μm间隔而进行测量。表示测量方位的可靠性的置信系数(Confidence Index)为0.1以下的测量点从分析对象中去除掉。另外，金属组织中有马氏体组织析出的试样，因为不能得到适当的bcc－Fe平均粒径，所以不进行测量。
(3)珠光体片层的间隔的测量
图1(a)表示珠光体片层的组织1的示意图，图1(b)表示珠光体片层的组织1的放大图。珠光体片层的组织1，如图1(b)所示，是片层铁素体3与片层渗碳体2层状(片层状)排列的组织。本发明中规定的所谓片层间隔是片层渗碳体2的间隔。
对于轴中心截面经过镜面研磨的纵截面试样，通过苦味酸浸蚀而使组织显现。其后，使用FE－SEM进行D/4位置的组织观察，以倍率3000倍对于42μm×28μm的区域，或以倍率5000倍对于25μm×17μm的区域拍摄合计5个视野。这时，使各视野中至少包含一个珠光体。在拍摄的照片的各视野中，选择最微细的片层间隔的(即，片层间隔最窄的)珠光体，作为测量对象。在测量对象的珠光体中引一条线段4，使之与层状组织正交(即，与各层延长的方向正交)，并且使始端和终端位于片层渗碳体的厚度中心。测量线段4的长度L，和线段4中包含的片层渗碳体2的个数n(换言之，就是与线段4交叉的片层渗碳体2的层数n)。还有，在个数n中还包含线段的始端和终端所在的片层渗碳体。使用式(2)，根据长度L和个数n，计算片层间隔λ。在各视野中求得片层间隔λ，计算5个视野的平均值。还有，图1(b)中显示n＝5的例子，但不限定于此。本说明书中，计算片层间隔λ时，以使与线段4交叉的片层渗碳体2的个数n为5以上的方式引线段4。
λ＝L/(n－1)…(2)
另外，金属组织中有马氏体组织析出，先共析铁素体和珠光体的合计面积率低于90％的试样，因为片层间隔的计算困难，所以不进行测量。
(4)球化退火后的球化度的测量
在球化退火后的试样片的纵截面试样中，对于轴中心截面进行镜面研磨后，通过苦味酸浸蚀使组织显现。对于D/4位置的组织，用光学显微镜以倍率400倍进行5个视野观察。根据JIS G3539：1991的附图，由No.1～No.4评价各视野的球化度，计算5个视野的平均值。还有，球化度越小，意味着球化组织越良好。
(5)球化退火后的硬度的测量
在球化退火后的试样片的纵截面试样中，测量对于轴中心截面进行了镜面研磨的纵截面试样的D/4位置的硬度。硬度测量中，使用维氏硬度计，以载荷1kgf进行测量。在处于D/4位置的5个不同点进行测量，求得其平均值(HV)。
实施例
使用上述表1所示的钢种A～U，以下述表2的方式使加工温度(相当于终轧温度)和冷却速度变化，实施加工Formaster试验。由此，分别制作具有不同前组织的加工Formaster试验片。还有，钢种O其Mn的量高于1.7％，在本申请发明的范围外。钢种P其Ti的量高于0.1％，在本申请发明的范围外。另外，钢种A～O和Q～U中，[Cr％]+[Cu％]+[Ni％]+[Mo％]为0.75质量％以下，满足上式(X)。钢种P中，[Cr％]+[Cu％]+[Ni％]+[Mo％]高于0.75质量％，不满足式(X)。
在表2的加工条件中，除了No.10、20、43、44，“第一冷却”从加工温度开始，在作为第一冷却结束温度的700～750℃的温度范围结束，“第二冷却”从“第一冷却”的第一冷却结束温度开始，在室温下结束。No.10、20、44，从第一冷却开始时的加工温度至第二冷却的结束温度，以固定的平均冷却速度冷却，因此没有区分“第一冷却”和“第二冷却”。还有，No.44对于850℃至300℃的范围，以40.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却后，放冷至室温。另外，No.43使“第一冷却”的结束温度为650℃，“第二冷却”的结束温度为550℃，之后，放冷至室温。
【表2】
以与中心轴正交的截面，将上述加工Formaster试验片4等分。其中一个作为组织调査用的试样，另一个作为球化退火用试样。球化退火通过如下方式进行，即，将试验片分别真空封入，用大气炉进行热处理。球化退火中，以730℃均热保持2小时后，以平均冷却速度30℃/小时冷却至710℃后，以平均冷却速度10℃/小时冷却至680℃，之后放冷。
以上述(1)～(5)的要领评价的球化退火前的组织、球化退火后的球化度和硬度显示在表3中。还有，根据C含量不同，求得的球化度不同。因此，作为目标的球化度(表3内记述为“目标球化度”。)，是由下式(3)求得的值。另外，根据C、Si和Mn含量不同，所求得的硬度不同。因此，作为目标的硬度(表3内记述为“目标硬度”。)为通过下式(4)求得的值。
目标球化度＝5×[C％]+1.5…(3)
目标硬度＝88.4×Ceq+86.0…(4)
其中，Ceq＝[C％]+0.2×[Si％]+0.2×[Mn％]，[C％]、[Si％]和[Mn％]分别以质量％表示C、Si和Mn的含量。
【表3】
由表3的结果能够进行如下考察。表3的No.1～8、13、15～17、19、21、23、24、26、27、29～32、35～38和45～50，均是满足本发明的实施方式所规定的全部要件的例子，即使经短时间球化退火，球化退火后的球化度也能够达成目标，此外也能够达成目标硬度。
另一方面，表3的No.9～12、14、18、20、22、25、28、33、34、39～44，是欠缺本发明的实施方式中规定的某个要件的例子，球化退火后，球化度和硬度的至少任意一个无法达成目标。
No.9使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种A，但是相当于终轧温度的加工温度低。因此，为bcc－Fe平均粒径变小，为球化退火后的硬度硬的状态的状态。
No.10使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种A，但第二冷却的冷却速度慢。因此，珠光体平均片层间隔变大，球化退火后的球化度差。
No.11使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种A，但第一冷却的冷却速度快。因此，先共析铁素体的面积率变小，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.12使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种A，但加工温度高。因此，bcc－Fe平均粒径变大，球化退火后的球化度变大(即，球化组织差)。
No.14使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种B，但第二冷却的冷却速度慢。因此，珠光体平均片层间隔变大，球化退火后的球化度变大(即，球化组织差)。
No.18使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种D，但加工温度高。因此，bcc－Fe平均粒径变大，球化退火后的球化度变大(即，球化组织差)。
No.20使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种E，但第一冷却的冷却速度快。因此，先共析铁素体的面积率变小，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.22使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种F，但第二冷却的冷却速度快。因此，马氏体组织析出，先共析铁素体和珠光体的合计面积率和先共析铁素体的面积率变小。其结果是，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.25使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种H，但加工温度低。因此，bcc－Fe平均粒径变小，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.28使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种I，但第一冷却的冷却速度快。因此，先共析铁素体的面积率变小，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.33使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种L，但第一冷却的冷却速度快。因此，先共析铁素体的面积率变小，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.34使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种L，但第二冷却的冷却速度快。因此，马氏体组织析出，先共析铁素体和珠光体的合计面积率和先共析铁素体的面积变小。其结果是，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.39、40因为使用了Mn含量多的表1的钢种O，所以为球化退火后的硬度硬的状态。
No.41，42因为使用了Cr含量多，并且不满足式(X)的表1的钢种P，所以为球化退火后的硬度硬的状态。
No.43使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种Q，但加工温度低，并且第一冷却的冷却速度快。因此，bcc－Fe平均粒径变小，另外马氏体组织析出先共析铁素体的面积率降低。其结果是，为球化退火后的硬度硬的状态。
No.44使用了满足本发明的实施方式的组成的表1的钢种R，但加工温度低，第一冷却的冷却速度快，此外第二冷却的冷却速度快。因此，bcc－Fe平均粒径变小，先共析铁素体的面积率降低，此外马氏体组织析出，先共析铁素体和珠光体的合计面积率降低。其结果是，为球化退火后的硬度硬的状态。
还有，No.1～8、13、15～17、19、21、23、24、26、27、29～32、35～38和45～50(满足本发明的实施方式所规定的全部要件)，在第二冷却中冷却至室温。但是，也可以进行第二冷却至600℃，其后放冷，仍可期待取得大体相同的结果。
本申请伴随以申请日为2015年8月25日的日本国专利申请，特愿第2015－166030号和申请日为2016年6月23日的日本国专利申请，专利申请第2016－124959号为基础申请的优先权主张。专利申请第2015－166030号和专利申请第2016－124959号通过参照而编入本说明书。
【符号的说明】
1 珠光体片层的组织
2 片层渗碳体
3 片层铁素体
4 线段(与层状组织正交，并且始端和终端位于片层渗碳体的厚度中心)

Claims (4)

1.一种冷加工用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计分别含有
C：0.07％以上并在低于0.3％、
Si：0.05～0.5％、
Mn：0.2～1.7％、
P：高于0％并在0.03％以下、
S：0.001～0.05％、
Al：0.01～0.1％和
N：0～0.015％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢的金属组织含有先共析铁素体和珠光体，相对于全部组织，先共析铁素体和珠光体的合计面积率为90％以上，并且所述先共析铁素体的面积率Af在与下式(1)所表示的A值的关系中，满足Af≥A的关系，
bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径为15～30μm，并且，
珠光体片层的间隔平均为0.20μm以下，
A＝(103－128×[C(％)])×0.80(％)…(1)
其中，上式(1)中，[C(％)]表示以质量％计C的含量。
2.根据权利要求1所述的冷加工用机械结构用钢，其中，以质量％计还含有
从Cr：高于0％并在0.5％以下、
Cu：高于0％并在0.25％以下、
Ni：高于0％并在0.25％以下、
Mo：高于0％并在0.25％以下和
B：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的一种以上，并且满足下式(X)，
[Cr％]+[Cu％]+[Ni％]+[Mo％]≤0.75…(X)
其中，[Cr％]、[Cu％]、[Ni％]和[Mo％]分别表示以质量％所示的Cr、Cu、Ni和Mo的含量。
3.根据权利要求1或2所述的冷加工用机械结构用钢，其中，以质量％计还含有Ti：高于0％并在0.1％以下。
4.一种冷加工用机械结构用钢的制造方法，其特征在于，
在制造权利要求1～3中任一项所述的冷加工用机械结构用钢时，
在950℃以上、1150℃以下进行终轧，
接着依次进行如下冷却：
第一冷却:以平均冷却速度：3℃/秒以下冷却至700～750℃的第一冷却结束温度；
第二冷却:以平均冷却速度：5～30℃/秒从所述第一冷却结束温度至少冷却至600℃的温度范围。
CN201680046277.5A 2015-08-25 2016-08-12 冷加工用机械结构用钢及其制造方法 Pending CN107923011A (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-166030 2015-08-25
JP2015166030 2015-08-25
JP2016-124959 2016-06-23
JP2016124959A JP2017043835A (ja) 2015-08-25 2016-06-23 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法
PCT/JP2016/073769 WO2017033773A1 (ja) 2015-08-25 2016-08-12 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN107923011A true CN107923011A (zh) 2018-04-17

Family

ID=58209205

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680046277.5A Pending CN107923011A (zh) 2015-08-25 2016-08-12 冷加工用机械结构用钢及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20180251876A1 (zh)
EP (1) EP3342892A4 (zh)
JP (1) JP2017043835A (zh)
KR (2) KR20190124826A (zh)
CN (1) CN107923011A (zh)
MX (1) MX2018001887A (zh)
TW (1) TWI606124B (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109182909A (zh) * 2018-10-12 2019-01-11 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 汽车转向系统用中碳钢及其生产方法
CN112853211A (zh) * 2021-01-05 2021-05-28 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法
CN112996940A (zh) * 2018-10-31 2021-06-18 株式会社Posco 使得能够省略软化热处理的钢线材及其制造方法
CN113195768A (zh) * 2018-12-18 2021-07-30 株式会社Posco 可以省略软化热处理的线材及其制造方法
WO2022184087A1 (zh) * 2021-03-03 2022-09-09 宝山钢铁股份有限公司 一种冷锻齿轮钢及其制造方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017169871A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP7127999B2 (ja) * 2017-03-27 2022-08-30 株式会社神戸製鋼所 鍛鋼品用鋼、組立型クランク軸用鍛鋼クランクスローおよび鍛鋼ジャーナル
CN113966404B (zh) * 2020-02-24 2023-09-15 浦项股份有限公司 具有优异的可拉拔性和冲击韧性的非热处理线材及其制造方法
US20240150861A1 (en) * 2021-02-26 2024-05-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Cold-workable mechanical structural steel, and method for manufacturing same
CN115821159A (zh) * 2022-12-01 2023-03-21 阳春新钢铁有限责任公司 一种300Mpa热轧耐蚀光圆钢筋及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0953142A (ja) * 1995-08-15 1997-02-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐疲労特性に優れた非調質鋼材及びその製造方法
JP2013007089A (ja) * 2011-06-23 2013-01-10 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
CN104245987A (zh) * 2012-04-24 2014-12-24 株式会社神户制钢所 冷加工用机械结构用钢及其制造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IT1030968B (it) 1975-01-10 1979-04-10 Snam Progetti Processo per la preparazione di composti alfa idrossicarbonilici
JPS5565324A (en) * 1978-11-07 1980-05-16 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of low alloy steel excellent in cold workability
US5922145A (en) * 1996-11-25 1999-07-13 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel products excellent in machinability and machined steel parts
JP4299744B2 (ja) 2004-07-26 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用熱間圧延線材及びその製造方法
JP2006291237A (ja) * 2005-04-05 2006-10-26 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼
ATE529090T1 (de) * 2007-06-29 2011-11-15 Dow Corning Silikon-organische gele mit polyalkyloxylenvernetzten silikonelastomeren
US8685177B2 (en) * 2008-12-09 2014-04-01 Honda Motor Co., Ltd. Manufacturing method for a crankshaft member
JP5618917B2 (ja) 2011-06-23 2014-11-05 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
JP5674620B2 (ja) * 2011-10-07 2015-02-25 株式会社神戸製鋼所 ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法
JP5357994B2 (ja) * 2011-12-19 2013-12-04 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP2013224477A (ja) * 2012-03-22 2013-10-31 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP6034632B2 (ja) * 2012-03-26 2016-11-30 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト
WO2017169871A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0953142A (ja) * 1995-08-15 1997-02-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐疲労特性に優れた非調質鋼材及びその製造方法
JP2013007089A (ja) * 2011-06-23 2013-01-10 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
CN104245987A (zh) * 2012-04-24 2014-12-24 株式会社神户制钢所 冷加工用机械结构用钢及其制造方法

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109182909A (zh) * 2018-10-12 2019-01-11 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 汽车转向系统用中碳钢及其生产方法
CN112996940A (zh) * 2018-10-31 2021-06-18 株式会社Posco 使得能够省略软化热处理的钢线材及其制造方法
CN112996940B (zh) * 2018-10-31 2022-10-11 株式会社Posco 使得能够省略软化热处理的钢线材及其制造方法
CN113195768A (zh) * 2018-12-18 2021-07-30 株式会社Posco 可以省略软化热处理的线材及其制造方法
CN112853211A (zh) * 2021-01-05 2021-05-28 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法
CN112853211B (zh) * 2021-01-05 2022-04-22 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法
WO2022184087A1 (zh) * 2021-03-03 2022-09-09 宝山钢铁股份有限公司 一种冷锻齿轮钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3342892A4 (en) 2019-01-16
MX2018001887A (es) 2018-06-20
KR20180031757A (ko) 2018-03-28
JP2017043835A (ja) 2017-03-02
KR20190124826A (ko) 2019-11-05
TWI606124B (zh) 2017-11-21
TW201715055A (zh) 2017-05-01
US20180251876A1 (en) 2018-09-06
EP3342892A1 (en) 2018-07-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107923011A (zh) 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
CN104011249B (zh) 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
JP5618917B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
JP5486634B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
JP5742801B2 (ja) 熱間圧延棒鋼または線材
CN106460123B (zh) 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
US20160060744A1 (en) Case-hardening steel and case-hardened steel member
JP5618916B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
JP5704717B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品
CN105378133B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
CN107406949A (zh) 机械结构零件用钢线
JP6065120B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP6065121B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN107208208A (zh) 拉丝加工性优异的高碳钢线材
JP6838873B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP5704716B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP2016216809A (ja) 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法
JP2018024909A (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP3978111B2 (ja) 捻り疲労特性に優れた浸炭用鋼
WO2017033773A1 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法
JP2017214621A (ja) 過共析鋼線の製造方法
JP2017119900A (ja) 高周波焼入れ歯車
WO2021117705A1 (ja) 熱延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
AD01 Patent right deemed abandoned
AD01 Patent right deemed abandoned

Effective date of abandoning: 20200911