JP2000319725A - 加工性および高周波焼入性に優れた鋼の製造方法 - Google Patents
加工性および高周波焼入性に優れた鋼の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｓｉ、Ｍｎを低減して冷鍛性を高めＢで焼入
性を補ったＳＣボロン鋼を用い、圧延条件、球状化焼な
まし条件を最適化することによって、冷間加工性および
高周波焼入性に優れた鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．５０〜０．６５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜０．６
５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．０００３
〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０５％、
Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．
０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物よりなる鋼を、加熱温度Ａｃ3〜１００
０℃以下に加熱して終始温度９００℃以下で減面率３０
％以上に圧延または鍛造した後、７４０〜７６５℃に加
熱し、７２５℃〜７０５℃の温度区間を徐冷温度域とし
て１０℃／ｈ以下の冷却速度で冷却して球状化焼なまし
処理して球状化焼なまし硬さ：８０ＨＲＢ以下とする冷
間加工性および高周波焼入性に優れた鋼の製造方法。
性を補ったＳＣボロン鋼を用い、圧延条件、球状化焼な
まし条件を最適化することによって、冷間加工性および
高周波焼入性に優れた鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．５０〜０．６５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜０．６
５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．０００３
〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０５％、
Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．
０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物よりなる鋼を、加熱温度Ａｃ3〜１００
０℃以下に加熱して終始温度９００℃以下で減面率３０
％以上に圧延または鍛造した後、７４０〜７６５℃に加
熱し、７２５℃〜７０５℃の温度区間を徐冷温度域とし
て１０℃／ｈ以下の冷却速度で冷却して球状化焼なまし
処理して球状化焼なまし硬さ：８０ＨＲＢ以下とする冷
間加工性および高周波焼入性に優れた鋼の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、機械構造用鋼とし
て使用される中炭素鋼で、冷間加工性および高周波焼入
性に優れた鋼の製造方法に関するものであり、特に歯
車、ＣＶＪ等の部品に使用する鋼の製造方法に関する。
て使用される中炭素鋼で、冷間加工性および高周波焼入
性に優れた鋼の製造方法に関するものであり、特に歯
車、ＣＶＪ等の部品に使用する鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、生産工程の簡略化あるいは研磨代
の削減による生産コストの低減化を目指し、生産手段が
熱間鍛造から冷間鍛造へ移行している。その中で使用さ
れる材料も従来の合金鋼、炭素鋼に代わりＳｉ、Ｍｎを
低減しＢで焼入性を補ったボロン鋼が使用されるように
なっている。例えば、特公平１−３８８４７号公報、特
開平２−１２９３４１号公報に、Ｓｉ、Ｍｎの低減によ
り冷鍛性を向上させ、Ｂで焼入性を補った鋼が開示され
ている。しかしながら、これらは熱処理を含む製造条件
については検討しておらず、製造条件の最適化によって
加工性が更に改善されることは未知である。
の削減による生産コストの低減化を目指し、生産手段が
熱間鍛造から冷間鍛造へ移行している。その中で使用さ
れる材料も従来の合金鋼、炭素鋼に代わりＳｉ、Ｍｎを
低減しＢで焼入性を補ったボロン鋼が使用されるように
なっている。例えば、特公平１−３８８４７号公報、特
開平２−１２９３４１号公報に、Ｓｉ、Ｍｎの低減によ
り冷鍛性を向上させ、Ｂで焼入性を補った鋼が開示され
ている。しかしながら、これらは熱処理を含む製造条件
については検討しておらず、製造条件の最適化によって
加工性が更に改善されることは未知である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｓｉ、Ｍｎを低減して
冷鍛性を高めＢで焼入性を補ったＳＣボロン鋼を用い、
圧延条件、球状化焼なまし条件を最適化することによっ
て、冷間加工性および高周波焼入性に優れた鋼を提供す
ることである。
冷鍛性を高めＢで焼入性を補ったＳＣボロン鋼を用い、
圧延条件、球状化焼なまし条件を最適化することによっ
て、冷間加工性および高周波焼入性に優れた鋼を提供す
ることである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めの本発明の手段は、重量％で、Ｃ：０．５０〜０．６
５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜
０．６５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．０
００３〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０５
％、Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物よりなる鋼を、加熱温度Ａｃ3〜１
０００℃以下に加熱して終始温度９００℃以下で減面率
３０％以上に圧延または鍛造した後、７４０〜７６５℃
に加熱し、７２５℃〜７０５℃の温度区間を徐冷温度域
として１０℃／ｈ以下の冷却速度で冷却して球状化焼な
まし処理して球状化焼なまし硬さ：８０ＨＲＢ以下とす
ることを特徴とする冷間加工性および高周波焼入性に優
れた鋼の製造方法である。
めの本発明の手段は、重量％で、Ｃ：０．５０〜０．６
５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜
０．６５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．０
００３〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０５
％、Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物よりなる鋼を、加熱温度Ａｃ3〜１
０００℃以下に加熱して終始温度９００℃以下で減面率
３０％以上に圧延または鍛造した後、７４０〜７６５℃
に加熱し、７２５℃〜７０５℃の温度区間を徐冷温度域
として１０℃／ｈ以下の冷却速度で冷却して球状化焼な
まし処理して球状化焼なまし硬さ：８０ＨＲＢ以下とす
ることを特徴とする冷間加工性および高周波焼入性に優
れた鋼の製造方法である。
【０００５】以下に、本発明の上記の手段における各数
値の限定理由を説明する。先ず、鋼の組成割合の限定理
由を述べる。ただし、添加量を示す単位の％は重量％を
指すものとする。
値の限定理由を説明する。先ず、鋼の組成割合の限定理
由を述べる。ただし、添加量を示す単位の％は重量％を
指すものとする。
【０００６】Ｃ：Ｃは機械構造用部品として焼入焼戻し
後の強度を確保するために必要な元素であり、０．５０
％未満では強度、疲労強度、耐摩耗性および耐ピッチン
グ性が不十分であり、０．６５％を超えると冷間加工性
を低下させると共に高周波焼入れ時に割れが発生する。
そのため、含有量を０．５０〜０．６５％とする。
後の強度を確保するために必要な元素であり、０．５０
％未満では強度、疲労強度、耐摩耗性および耐ピッチン
グ性が不十分であり、０．６５％を超えると冷間加工性
を低下させると共に高周波焼入れ時に割れが発生する。
そのため、含有量を０．５０〜０．６５％とする。
【０００７】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のため必要元素であり、
０．０３％未満ではその効果が十分に得られず、０．１
５％を超えて含有させると加工性を低下させる。そのた
め、含有量を０．０３〜０．１５％とする。
０．０３％未満ではその効果が十分に得られず、０．１
５％を超えて含有させると加工性を低下させる。そのた
め、含有量を０．０３〜０．１５％とする。
【０００８】Ｍｎ：Ｍｎは焼入性を確保するのに必要な
元素であり、０．１０％未満ではその効果が充分に得ら
れず、０．６５％を超えて含有させると加工性を低下さ
せる。そのため、含有量を０．１０〜０．６５％とす
る。
元素であり、０．１０％未満ではその効果が充分に得ら
れず、０．６５％を超えて含有させると加工性を低下さ
せる。そのため、含有量を０．１０〜０．６５％とす
る。
【０００９】Ｃｒ：Ｃｒは、焼入性に寄与する元素であ
るが０．０５％未満ではその効果が得られず、０．３０
％を超えて含有させると、球状化焼鈍時に炭化物中への
濃縮が起こり、高周波焼入時に、炭化物が残留し、均一
な焼入硬さが得られない。そのため、含有量を０．０５
〜０．３０％とする。
るが０．０５％未満ではその効果が得られず、０．３０
％を超えて含有させると、球状化焼鈍時に炭化物中への
濃縮が起こり、高周波焼入時に、炭化物が残留し、均一
な焼入硬さが得られない。そのため、含有量を０．０５
〜０．３０％とする。
【００１０】Ｂ：Ｂは、粒界強度を向上させ、かつ焼入
性を向上させる元素であり、０．０００３％未満ではそ
の効果は十分ではなく、０．００３５％を超えて含有さ
せると逆に焼入性を低下させる。そのため、含有量を
０．０００３〜０．００３５％とする。
性を向上させる元素であり、０．０００３％未満ではそ
の効果は十分ではなく、０．００３５％を超えて含有さ
せると逆に焼入性を低下させる。そのため、含有量を
０．０００３〜０．００３５％とする。
【００１１】Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のｆｒｅｅ−Ｎを固定し
てＢの焼入性への効果を向上させる元素であり、０．０
２％未満ではその効果が充分に得られず、０．０５％を
超えても鋼中のＮ量が０．０１％以下と規定するため
に、その効果は飽和する。そのため、含有量を０．０２
％〜０．０５％とする。
てＢの焼入性への効果を向上させる元素であり、０．０
２％未満ではその効果が充分に得られず、０．０５％を
超えても鋼中のＮ量が０．０１％以下と規定するため
に、その効果は飽和する。そのため、含有量を０．０２
％〜０．０５％とする。
【００１２】Ｓ：Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳとなり、被削性
を改善する元素であるが０．００３％未満ではその効果
が十分に得られず、０．０３％を超えると冷間加工性を
低下させる。そのため含有量を０．００３〜０．０３％
とする。
を改善する元素であるが０．００３％未満ではその効果
が十分に得られず、０．０３％を超えると冷間加工性を
低下させる。そのため含有量を０．００３〜０．０３％
とする。
【００１３】Ａｌ：Ａｌは、脱酸材として必要な元素で
あり、０．００５％未満ではその効果は十分ではなく、
０．０５％を超えて含有させるとアルミナ系酸化物が増
加し、疲労特性、加工性を低下させる。そのため含有量
は、０．００５〜０．０５％とする。
あり、０．００５％未満ではその効果は十分ではなく、
０．０５％を超えて含有させるとアルミナ系酸化物が増
加し、疲労特性、加工性を低下させる。そのため含有量
は、０．００５〜０．０５％とする。
【００１４】Ｎ：Ｎは０．０１％を超えて含有するとＴ
ｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため、
含有量を０．０１％以下とする。
ｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため、
含有量を０．０１％以下とする。
【００１５】次いで、圧延または鍛造条件の限定理由を
説明する。Ａｃ3点の温度以上に加熱する理由は、炭化
物やフェライトを残さず均質にオーステナイト化するた
めであり、フェライトが残留した場合、圧延または鍛造
後の組織において均質なフェライト粒度の組織が得られ
ず、焼入焼戻し処理後に熱処理歪みが大きくなる。また
１０００℃以上の加熱温度になると、圧延時のオーステ
ナイト結晶粒が大きくなり、圧延後のフェライト量を減
少させ、球状化焼なまし後の硬さを高くする。そのた
め、圧延時の加熱温度をＡｃ3〜１０００℃とする。ま
た、終了温度が９００℃以上になることによっても圧延
後のフェライト量が減少し、球状化焼なまし後の硬さを
高くする。そのため、終始温度を９００℃以下とする。
減面率については、３０％以下ではフェライトの生成量
が減少し加工性が低下する。
説明する。Ａｃ3点の温度以上に加熱する理由は、炭化
物やフェライトを残さず均質にオーステナイト化するた
めであり、フェライトが残留した場合、圧延または鍛造
後の組織において均質なフェライト粒度の組織が得られ
ず、焼入焼戻し処理後に熱処理歪みが大きくなる。また
１０００℃以上の加熱温度になると、圧延時のオーステ
ナイト結晶粒が大きくなり、圧延後のフェライト量を減
少させ、球状化焼なまし後の硬さを高くする。そのた
め、圧延時の加熱温度をＡｃ3〜１０００℃とする。ま
た、終了温度が９００℃以上になることによっても圧延
後のフェライト量が減少し、球状化焼なまし後の硬さを
高くする。そのため、終始温度を９００℃以下とする。
減面率については、３０％以下ではフェライトの生成量
が減少し加工性が低下する。
【００１６】ついで球状化焼鈍条件の限定理由を説明す
る。加熱温度について：良好な球状化組織を得るために
は、オーステナイトと球状化した残留炭化物の二相域に
加熱する必要がある。加熱温度が７４０℃未満では、炭
化物の分断が不十分であり、球状化焼鈍後にラメラーパ
ーライトが残留し、良好な球状化組織が得られず、７７
０℃を超える温度に加熱すると残留炭化物が無くなり、
冷却時にラメラーパーライトが析出する。そのため、加
熱温度を７４０〜７７０℃とする。
る。加熱温度について：良好な球状化組織を得るために
は、オーステナイトと球状化した残留炭化物の二相域に
加熱する必要がある。加熱温度が７４０℃未満では、炭
化物の分断が不十分であり、球状化焼鈍後にラメラーパ
ーライトが残留し、良好な球状化組織が得られず、７７
０℃を超える温度に加熱すると残留炭化物が無くなり、
冷却時にラメラーパーライトが析出する。そのため、加
熱温度を７４０〜７７０℃とする。
【００１７】徐冷温度区間について：良好な球状化組織
を得るためには、炭化物の析出が起こる温度区間を徐冷
することにより、ラメラーパーライトの析出を抑制し、
残留炭化物を成長させる必要があるが、７２５℃より高
い温度では、炭化物の析出は、ほとんど起こらず、７０
５℃で析出が終了する。そのため、徐冷区間を７２５〜
７０５℃とする。また、徐冷温度区間以外の区間、すな
わち上記の加熱温度から７２５℃までの温度区間、ある
いは７０５℃から常温までの間の区間の冷却速度は規定
するものではなく任意の速度で良いが、工業生産性の間
題からできる限り早くした方が好ましい。
を得るためには、炭化物の析出が起こる温度区間を徐冷
することにより、ラメラーパーライトの析出を抑制し、
残留炭化物を成長させる必要があるが、７２５℃より高
い温度では、炭化物の析出は、ほとんど起こらず、７０
５℃で析出が終了する。そのため、徐冷区間を７２５〜
７０５℃とする。また、徐冷温度区間以外の区間、すな
わち上記の加熱温度から７２５℃までの温度区間、ある
いは７０５℃から常温までの間の区間の冷却速度は規定
するものではなく任意の速度で良いが、工業生産性の間
題からできる限り早くした方が好ましい。
【００１８】徐冷速度について：７２５〜７０５℃の温
度区間を１０℃／ｈより早い速度で冷却すると、冷却中
にラメラーパーライトが析出し、良好な球状化組織が得
られない。そのため、徐冷速度を１０℃／ｈ以下とす
る。
度区間を１０℃／ｈより早い速度で冷却すると、冷却中
にラメラーパーライトが析出し、良好な球状化組織が得
られない。そのため、徐冷速度を１０℃／ｈ以下とす
る。
【００１９】硬さについて：球状化焼鈍後の硬さが８０
ＨＲＢを超える場合、冷間鍛造時に割れが発生すると共
に、金型の寿命を著しく低下させ生産性を阻害する。そ
のため、球状化焼鈍後の硬さを８０ＨＲＢ以下とする。
ＨＲＢを超える場合、冷間鍛造時に割れが発生すると共
に、金型の寿命を著しく低下させ生産性を阻害する。そ
のため、球状化焼鈍後の硬さを８０ＨＲＢ以下とする。
【００２０】
【発明の実施の形態】鋼組成が、Ｃ：０．５０〜０．６
５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜
０．６５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．０
００３〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０５
％、Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物よりなる鋼を溶製したのち造塊し、
分塊圧延および製品圧延し、得られた鋼材を加熱温度Ａ
ｃ3〜１０００℃以下に加熱して終始温度９００℃以下
で減面率３０％以上に圧延または鍛造する。さらに７４
０〜７６５℃に加熱し、７２５℃〜７０５℃の温度区間
を徐冷温度域として１０℃／ｈ以下の冷却速度で冷却し
て球状化焼なまし処理する。この結果、球状化焼なまし
硬さ：８０ＨＲＢ以下の冷間加工性および高周波焼入性
に優れた鋼が製造できた。
５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜
０．６５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．０
００３〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０５
％、Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物よりなる鋼を溶製したのち造塊し、
分塊圧延および製品圧延し、得られた鋼材を加熱温度Ａ
ｃ3〜１０００℃以下に加熱して終始温度９００℃以下
で減面率３０％以上に圧延または鍛造する。さらに７４
０〜７６５℃に加熱し、７２５℃〜７０５℃の温度区間
を徐冷温度域として１０℃／ｈ以下の冷却速度で冷却し
て球状化焼なまし処理する。この結果、球状化焼なまし
硬さ：８０ＨＲＢ以下の冷間加工性および高周波焼入性
に優れた鋼が製造できた。
【００２１】
【実施例】表１に示す化学成分組成の供試鋼（比較鋼１
〜３、発明鋼４〜７）をそれぞれ１００ｋｇ真空溶解炉
にて溶製し、９３０℃に加熱した後、φ１５０ｍｍから
熱間にてφ３０ｍｍに圧延した。圧延終了温度は８３０
℃とした。圧延材を球状化焼鈍し、この球状化焼鈍した
材料をロックウェル硬度計により硬さを測定した。ま
た、高周波焼入性についてはφ３０ｍｍの圧延材を球状
化焼鈍後にφ２０ｍｍ×１００ｍｍ長さの試験片に加工
し、この試験片に周波数１５０ＫＨｚ、プレート電圧
５．３ｋＶ、プレート電流６．９Ａ、グリッド電流１．
５Ａで移動速度１６０ｍｍ／ｍｉｎの条件で焼入れを
し、ビッカース硬度計にて有効硬化層深さ（有効硬さ：
５００ＨＶ）を測定した。
〜３、発明鋼４〜７）をそれぞれ１００ｋｇ真空溶解炉
にて溶製し、９３０℃に加熱した後、φ１５０ｍｍから
熱間にてφ３０ｍｍに圧延した。圧延終了温度は８３０
℃とした。圧延材を球状化焼鈍し、この球状化焼鈍した
材料をロックウェル硬度計により硬さを測定した。ま
た、高周波焼入性についてはφ３０ｍｍの圧延材を球状
化焼鈍後にφ２０ｍｍ×１００ｍｍ長さの試験片に加工
し、この試験片に周波数１５０ＫＨｚ、プレート電圧
５．３ｋＶ、プレート電流６．９Ａ、グリッド電流１．
５Ａで移動速度１６０ｍｍ／ｍｉｎの条件で焼入れを
し、ビッカース硬度計にて有効硬化層深さ（有効硬さ：
５００ＨＶ）を測定した。
【００２２】
【表１】
【００２３】球状化焼きなまし処理条件における最高点
温度の影響について：Ｎｏ．４の鋼を用い、徐冷区間７
２５〜７０５℃、冷却速度８℃／ｈとし、球状化焼きな
まし処理の最高点温度を変化させたときの硬さ測定結果
を図１に示す。図１から最高点温度７４０〜７７０の間
で最も硬さが低下することが判る。
温度の影響について：Ｎｏ．４の鋼を用い、徐冷区間７
２５〜７０５℃、冷却速度８℃／ｈとし、球状化焼きな
まし処理の最高点温度を変化させたときの硬さ測定結果
を図１に示す。図１から最高点温度７４０〜７７０の間
で最も硬さが低下することが判る。
【００２４】球状化焼きなまし処理条件における冷却速
度の影響について：Ｎｏ．４の鋼を用い、最高温度を７
６０℃とし、７６０〜６８０℃の温度域の冷却速度を変
化させたときの硬さ測定結果を図２に示す。図２から冷
却速度１０℃／ｈで硬さの低下はほぼ飽和することが判
る。
度の影響について：Ｎｏ．４の鋼を用い、最高温度を７
６０℃とし、７６０〜６８０℃の温度域の冷却速度を変
化させたときの硬さ測定結果を図２に示す。図２から冷
却速度１０℃／ｈで硬さの低下はほぼ飽和することが判
る。
【００２５】球状化焼きなまし処理条件における徐冷区
間の影響について：Ｎｏ．４の鋼を用い、最高温度を７
６０℃とし、冷却速度を８℃／ｈとし徐冷区間を変化さ
せたときの硬さ測定結果を表２に示す。表２から７２５
〜７０５℃を徐冷することによって硬さは低下し、時間
短縮が可能であることが判る。
間の影響について：Ｎｏ．４の鋼を用い、最高温度を７
６０℃とし、冷却速度を８℃／ｈとし徐冷区間を変化さ
せたときの硬さ測定結果を表２に示す。表２から７２５
〜７０５℃を徐冷することによって硬さは低下し、時間
短縮が可能であることが判る。
【００２６】
【表２】
【００２７】比較鋼および開発鋼の球状化焼鈍後の硬さ
と高周波焼入性試験結果を表３に示す。球状化焼鈍条
件：最高点温度７６０℃、徐冷区間７２５〜７０５℃、
冷却速度８℃／ｈで熱処理した。本発明の開発鋼は８０
ＨＲＢを満足し、比較鋼に対し同等以上の高周波焼入性
を有することが判る。
と高周波焼入性試験結果を表３に示す。球状化焼鈍条
件：最高点温度７６０℃、徐冷区間７２５〜７０５℃、
冷却速度８℃／ｈで熱処理した。本発明の開発鋼は８０
ＨＲＢを満足し、比較鋼に対し同等以上の高周波焼入性
を有することが判る。
【００２８】
【表３】
【００２９】
【発明の効果】以上説明したとおり、Ｓｉ、Ｍｎを低減
して冷鍛性を高めＢで焼入性を補ったＳＣボロン鋼を用
い、圧延条件、球状化焼なまし条件を最適化したので、
冷間鍛造時に割れが発生することなく、金型の寿命を著
しく低下させて生産性を阻害することもない冷間加工性
および高周波焼入性に優れた鋼を得ることができ、工業
的に安定して高品質の歯車、ＣＶＪ等の部品などの機械
部品の製造に寄与するこができる優れた効果を奏する。
して冷鍛性を高めＢで焼入性を補ったＳＣボロン鋼を用
い、圧延条件、球状化焼なまし条件を最適化したので、
冷間鍛造時に割れが発生することなく、金型の寿命を著
しく低下させて生産性を阻害することもない冷間加工性
および高周波焼入性に優れた鋼を得ることができ、工業
的に安定して高品質の歯車、ＣＶＪ等の部品などの機械
部品の製造に寄与するこができる優れた効果を奏する。
【図１】球状化焼きなまし処理のヒートパターンにおけ
る徐冷区間７２５〜７０５℃、冷却速度８℃／ｈとした
ときの、球状化焼きなまし処理の最高点温度と硬さとの
関係を示す図である。
る徐冷区間７２５〜７０５℃、冷却速度８℃／ｈとした
ときの、球状化焼きなまし処理の最高点温度と硬さとの
関係を示す図である。
【図２】球状化焼きなまし処理のヒートパターンにおけ
る最高温度を７６０℃とし、７６０〜６８０℃の温度域
の冷却速度を変化させたときの硬さとの関係を示す図で
ある。
る最高温度を７６０℃とし、７６０〜６８０℃の温度域
の冷却速度を変化させたときの硬さとの関係を示す図で
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA06 AA11 AA16 AA19 AA21 AA27 AA29 AA31 AA35 BA02 CA01 CB02 CC03 CD01
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．５０〜０．６５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．１０〜０．６
５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｂ：０．０００３
〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０５％、
Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．
０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物よりなる鋼を、加熱温度Ａｃ3〜１００
０℃以下に加熱して終了温度９００℃以下で減面率３０
％以上に圧延または鍛造した後、７４０〜７６５℃に加
熱し、７２５℃〜７０５℃の温度区間を徐冷温度域とし
て１０℃／ｈ以下の冷却速度で冷却して球状化焼なまし
処理して球状化焼なまし硬さ：８０ＨＲＢ以下とするこ
とを特徴とする冷間加工性および高周波焼入性に優れた
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11123548A JP2000319725A (ja) | 1999-04-30 | 1999-04-30 | 加工性および高周波焼入性に優れた鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11123548A JP2000319725A (ja) | 1999-04-30 | 1999-04-30 | 加工性および高周波焼入性に優れた鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000319725A true JP2000319725A (ja) | 2000-11-21 |
Family
ID=14863336
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11123548A Pending JP2000319725A (ja) | 1999-04-30 | 1999-04-30 | 加工性および高周波焼入性に優れた鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000319725A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007131907A (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-31 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法 |
| JP2014201812A (ja) * | 2013-04-08 | 2014-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間鍛造用鋼の製造方法 |
| US9039962B2 (en) | 2010-03-30 | 2015-05-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for induction hardening, roughly shaped material for induction hardening, producing method thereof, and induction hardening steel part |
-
1999
- 1999-04-30 JP JP11123548A patent/JP2000319725A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4632931B2 (ja) * | 2005-11-09 | 2011-02-16 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法 |
| US9039962B2 (en) | 2010-03-30 | 2015-05-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for induction hardening, roughly shaped material for induction hardening, producing method thereof, and induction hardening steel part |
| US9890446B2 (en) | 2010-03-30 | 2018-02-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for induction hardening roughly shaped material for induction hardening |
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