JP2005105390A - 高温浸炭用鋼 - Google Patents
高温浸炭用鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2005105390A JP2005105390A JP2003343699A JP2003343699A JP2005105390A JP 2005105390 A JP2005105390 A JP 2005105390A JP 2003343699 A JP2003343699 A JP 2003343699A JP 2003343699 A JP2003343699 A JP 2003343699A JP 2005105390 A JP2005105390 A JP 2005105390A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- carburizing
- high temperature
- grains
- temperature carburizing
- 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
Links
Abstract
【課題】 旧オーステナイト粒径微細化に効果がありかつ浸炭時の混粒発生や異常粒成長の抑制に効果のあるＴｉ炭窒化物ならびに高融点の微細ＭｎＳを高温浸炭時のピンニング粒子として活用することにより、高温浸炭時に整細粒を保持した高温浸炭用鋼を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｓ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在している高温浸炭用鋼。
【選択図】 なし
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｓ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在している高温浸炭用鋼。
【選択図】 なし
Description
例えば各種産業機械、自動車などの駆動系部品であるギヤやシャフト等。冷間もしくは温・熱間鍛造によって成形し、鍛造まま、もしくは熱処理（焼きならしや焼鈍など）を行った後、切削加工により製品形状に仕上げた後、部品強度向上を目的として表面に浸炭処理を施して使用する機械構造用鋼。
主に自動車のギヤ部品に用いられる機械構造用鋼は、強度や転動疲労特性を向上させるために、多くの場合、表面に浸炭処理を施して製品としている。ところで浸炭処理は９２０℃程度の比較的高温で行われるため、浸炭時に結晶粒の粗大化や混粒（部分的な異常粒成長による）を発生するという問題がある。近年、浸炭処理時間の短縮による部品コストの削減を目的として、より高温での浸炭処理が検討されている。しかし、その場合には結晶粒粗大化や混粒の問題がさらに顕在化することとなる。そこでＴｉやＮｂの炭窒化物、ＡＩＮ等の微細析出物による結晶粒成長防止効果を利用した浸炭特性に優れた鋼が開発され使用されている。ただし、それでも、なお高温浸炭処理中に微細析出物の基地中へ
の固溶が進行してしまい、結晶粒成長防止に必要な析出物量が不足となり、混粒や異常粒成長を防止しきれていないのが現状となっている。一方、高温浸炭特性を改善するため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒなどの酸化物をＭｎＳの晶析出核として利用し、ＭｎＳにより結晶粒成長防止を行う方法が示されている（特許文献１参照）。
の固溶が進行してしまい、結晶粒成長防止に必要な析出物量が不足となり、混粒や異常粒成長を防止しきれていないのが現状となっている。一方、高温浸炭特性を改善するため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒなどの酸化物をＭｎＳの晶析出核として利用し、ＭｎＳにより結晶粒成長防止を行う方法が示されている（特許文献１参照）。
なお、出願人の出願に係る先願の「被削性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼」（特許文献２参照）には、Ｍｎ／Ｓ原子量比を０．６〜１．４に規制して微細にＭｎＳを晶析出させ、微細なＭｎＳを利用して被削性、転動疲労特性を向上させた鋼を提案している。
本発明が解決しようとする課題は、旧オーステナイト粒径微細化に効果がありかつ浸炭時の混粒発生や異常粒成長の抑制に効果のあるＴｉ炭窒化物、ならびに浸炭時の混粒発生や異常粒成長の抑制に効果のある高融点の微細ＭｎＳを、高温浸炭時のピンニング粒子として活用することで高温浸炭時に整細粒を保持する優れた浸炭用鋼を提供するものである。
なお、出願人の出願に係る先願の「被削性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼」は、Ｍｎ／Ｓ原子量比を０．６〜１．４に規制して微細にＭｎＳを晶析出させ、微細なＭｎＳを利用して被削性、転動疲労特性を向上させた鋼であるが、本願の発明は上記のとおり、旧オーステナイト粒径の微細化に効果がありかつ浸炭時の混粒発生や異常粒成長の抑制に効果のあるＴｉ炭窒化物、ならびに浸炭時の混粒発生や異常粒成長の抑制に効果のある高融点の微細ＭｎＳを、高温浸炭時のピンニング粒子として活用することにより、高温浸炭時に整細粒を保持することのできる浸炭用鋼であり、上記の先願の発明と発明思想において相違するものである。
発明者らは、Ｔｉ添加を特徴とする浸炭用鋼において、Ｍｎ、Ｓの原子％比を１：１前後（Ｍｎ／Ｓ＝０．６〜１．４）に調整し、微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物を５０００個／ｍｍ2以上を均一分散させる。このために、質量％で、Ｓを０．０５〜０．１５％（望ましくは０．０７〜０．１２％）とし、Ｍｎ量をＳ量に準じて増減した。まず、Ｔｉを０．０３〜０．３０％を添加することにより、熱間加工後あるいは焼きならし処理後の冷却中に微細なＴｉ炭窒化物を形成し、これが初期オーステナイト結晶粒を微細化する。次いで、９５０〜１１００℃の高温浸炭を行う時には、この微細なＴｉ炭窒化物とともに微細ＭｎＳをピンニング粒子として活用することで結晶粒粗大化を抑制し、整細粒を保持可能な高温浸炭用鋼が得られる。
すなわち、上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｓ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼である。
請求項２の発明では、請求項１の手段の成分に、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％から選択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼である。
請求項３の発明では、請求項１の手段の成分に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、Ｐｂ：０．００５〜０．１５％、Ｂｉ：０．００５〜０．１５％から選択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼である。
請求項４の発明では、請求項２の手段の成分に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、Ｐｂ：０．００５〜０．１５％、Ｂｉ：０．００５〜０．１５％から選択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼である。
上記の各手段における鋼成分の限定理由を説明する。なお、％は質量％である。
Ｃ：０．０７〜０．３５％
Ｃは、強度確保に必要な元素であり、０．０７％未満ではその効果は十分でなく、０．３５％を超えると被削性を阻害する。そこでＣは０．０７〜０．３５％とする。
Ｃは、強度確保に必要な元素であり、０．０７％未満ではその効果は十分でなく、０．３５％を超えると被削性を阻害する。そこでＣは０．０７〜０．３５％とする。
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、０．０５％未満ではその効果は十分でなく、０．６０％を超えると被削性阻害し、かつ、浸炭時に粒界酸化層を増加させることにより、衝撃値、疲労強度の低下を招く。そこでＳｉは０．０５〜０．６０％とする。
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、０．０５％未満ではその効果は十分でなく、０．６０％を超えると被削性阻害し、かつ、浸炭時に粒界酸化層を増加させることにより、衝撃値、疲労強度の低下を招く。そこでＳｉは０．０５〜０．６０％とする。
Ｍｎ：０．０５〜０．４０％
Ｍｎは、粒界脆化させるＦｅＳの生成を抑制するために必要な元素であり、０．０５％未満ではその効果は十分でなく、０．４０％を超えると切削性を低下する。そこでＭｎは０．０５〜０．４０％とする。
Ｍｎは、粒界脆化させるＦｅＳの生成を抑制するために必要な元素であり、０．０５％未満ではその効果は十分でなく、０．４０％を超えると切削性を低下する。そこでＭｎは０．０５〜０．４０％とする。
Ｃｒ：０．５〜２．５％
Ｃｒは、焼入性向上に必要な元素であるが、０．５％未満ではその効果は十分でなく、２．５％を超えるとコストの上昇を招く。そこでＣｒは０．５〜２．５％とする。
Ｃｒは、焼入性向上に必要な元素であるが、０．５％未満ではその効果は十分でなく、２．５％を超えるとコストの上昇を招く。そこでＣｒは０．５〜２．５％とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸剤として必要な元素であり、さらにまたＡｌＮを生成して結晶粒粗大化を抑制する効果がある。０．００５％以下では、その効果が十分ではなく、０．０６０％を超えると、結晶粒粗大化抑制効果が飽和する。そこでＡｌは０．００５〜０．０６０％とする。
Ａｌは、脱酸剤として必要な元素であり、さらにまたＡｌＮを生成して結晶粒粗大化を抑制する効果がある。０．００５％以下では、その効果が十分ではなく、０．０６０％を超えると、結晶粒粗大化抑制効果が飽和する。そこでＡｌは０．００５〜０．０６０％とする。
Ｎ：３０〜３００ｐｐｍ
Ｎは、結晶粒粗大化抑制に効果を有するＡｌＮの形成に必要な元素であり、３０ｐｐｍ未満ではその効果は十分でなく、３００ｐｐｍを超えるとその効果が飽和する。そこでＮ：３０〜３００ｐｐｍとする。
Ｎは、結晶粒粗大化抑制に効果を有するＡｌＮの形成に必要な元素であり、３０ｐｐｍ未満ではその効果は十分でなく、３００ｐｐｍを超えるとその効果が飽和する。そこでＮ：３０〜３００ｐｐｍとする。
Ｔｉ：０．０３〜０．３０％
Ｔｉは、Ｔｉ炭窒化物により旧オーステナイト粒径を微細化し、強度を高める元素であるが、０．０３％未満では、その効果は十分でなく、０．３０％を超えると結晶粒微細化効果が飽和するのみならず、切削性の低下を招く。そこでＴｉは０．０３〜０．３０％とする。
Ｔｉは、Ｔｉ炭窒化物により旧オーステナイト粒径を微細化し、強度を高める元素であるが、０．０３％未満では、その効果は十分でなく、０．３０％を超えると結晶粒微細化効果が飽和するのみならず、切削性の低下を招く。そこでＴｉは０．０３〜０．３０％とする。
Ｓ：０．０５〜０．１５％、望ましくは０．０７〜０．１２％
Ｓは、Ｍｎ／Ｓを原子％比で０．６〜１．４に規制するために、０．０５％未満では不十分であり、０．１％を超えると大型のＭｎＳの生成を抑制できず、衝撃異方性が劣化し、冷鍛性が低下する。そこでＭｎは０．０５〜０．４０％とし、望ましくは０．０７〜０．１２％とする。
Ｓは、Ｍｎ／Ｓを原子％比で０．６〜１．４に規制するために、０．０５％未満では不十分であり、０．１％を超えると大型のＭｎＳの生成を抑制できず、衝撃異方性が劣化し、冷鍛性が低下する。そこでＭｎは０．０５〜０．４０％とし、望ましくは０．０７〜０．１２％とする。
Ｍｎ／Ｓ：原子％比で０．６〜１．４％、望ましくは０．８〜１．２％
Ｍｎ／Ｓは、原子％比で０．６未満では、ＦｅＳ生成による熱間脆性が大きくなる。一方、１．４を超えると、大型ＭｎＳ生成によって機械的性質および冷鍛性を低下する。そこでＭｎ／Ｓは原子％比で０．６〜１．４、望ましくは０．８〜１．２とする。
Ｍｎ／Ｓは、原子％比で０．６未満では、ＦｅＳ生成による熱間脆性が大きくなる。一方、１．４を超えると、大型ＭｎＳ生成によって機械的性質および冷鍛性を低下する。そこでＭｎ／Ｓは原子％比で０．６〜１．４、望ましくは０．８〜１．２とする。
ＳおよびＭｎ／Ｓを以上に記載したように規定することにより、大型のＭｎＳの晶出を抑制し、１μｍ程度の非常に微細なＭｎＳが多数分散することとなる。従って、本発明の鋼材を、高温で浸炭処理を行う際には、この微細なＭｎＳが微細Ｔｉ炭窒化物と共に結晶粒をピンニングすることにより、異常粒成長を防止して整細粒を保つことができる。
Ｎｉ：０．１〜２．５％
Ｎｉは、焼入性向上による強度向上および靭性確保に必要な元素であるが、０．１％未満ではその効果は十分でなく、２．５％を超えるとコストを上昇し、かつ、切削性を低下する。そこでＮｉは０．１〜２．５％とする。
Ｎｉは、焼入性向上による強度向上および靭性確保に必要な元素であるが、０．１％未満ではその効果は十分でなく、２．５％を超えるとコストを上昇し、かつ、切削性を低下する。そこでＮｉは０．１〜２．５％とする。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性向上および靱性向上に必要な元素であるが、０．５％未満ではそれらの効果は十分でなく、１．０％を超えるとコストが上昇し、かつ、切削性を低下する。そこでＭｏは０．０５〜１．０％とする。
Ｍｏは、焼入れ性向上および靱性向上に必要な元素であるが、０．５％未満ではそれらの効果は十分でなく、１．０％を超えるとコストが上昇し、かつ、切削性を低下する。そこでＭｏは０．０５〜１．０％とする。
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物による旧オーステナイト粒微細化し強度向上させるために必要な元素であるが、０．０１％未満ではそれらの効果は十分でなく、０．３％を超えるとコストが上昇し、かつ、切削性を損なう粗大なＮｂＣの析出が抑制出来なくなる。そこでＮｂは０．０１〜０．３％とする。
Ｎｂは、Ｎｂ炭窒化物による旧オーステナイト粒微細化し強度向上させるために必要な元素であるが、０．０１％未満ではそれらの効果は十分でなく、０．３％を超えるとコストが上昇し、かつ、切削性を損なう粗大なＮｂＣの析出が抑制出来なくなる。そこでＮｂは０．０１〜０．３％とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは、焼入性の確保と粒界強化による強度向上に必要な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果は十分でなく、０．００５％を超えてもその効果は飽和する。そこでＢは０．０００３〜０．００５％とする。
Ｂは、焼入性の確保と粒界強化による強度向上に必要な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果は十分でなく、０．００５％を超えてもその効果は飽和する。そこでＢは０．０００３〜０．００５％とする。
なお、上記のＮｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂは選択成分として１種又は２種以上を添加することができる。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、旋削加工性を向上して工具を保護する元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は十分でなく、０．０１０％を超えるとコストが上昇し、また効果は飽和する。そこでＣａは０．０００５〜０．０１０％とする。
Ｃａは、旋削加工性を向上して工具を保護する元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は十分でなく、０．０１０％を超えるとコストが上昇し、また効果は飽和する。そこでＣａは０．０００５〜０．０１０％とする。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％
Ｍｇは、旋削加工性を向上して工具を保護する元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は十分でなく、０．０１０％を超えるとコストが上昇し、また効果は飽和する。そこでＭｇは０．０００５〜０．０１０％とする。
Ｍｇは、旋削加工性を向上して工具を保護する元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は十分でなく、０．０１０％を超えるとコストが上昇し、また効果は飽和する。そこでＭｇは０．０００５〜０．０１０％とする。
Ｐｂ：０．００５〜０．１５％
Ｐｂは、切削性を確保するために必要な元素であるが、０．００５％未満ではその効果は十分でなく、０．１５％を超えると熱間加工性が低下する。そこでＰｂは０．００５〜０．１５％とする。
Ｐｂは、切削性を確保するために必要な元素であるが、０．００５％未満ではその効果は十分でなく、０．１５％を超えると熱間加工性が低下する。そこでＰｂは０．００５〜０．１５％とする。
Ｂｉ：０．００５〜０．１５％
Ｂｉは、切削性を確保するために必要な元素であるが、０．００５％未満ではその効果は十分でなく、０．１５％を超えると熱間加工性が低下する。そこでＢｉは０．００５〜０．１５％とする。
Ｂｉは、切削性を確保するために必要な元素であるが、０．００５％未満ではその効果は十分でなく、０．１５％を超えると熱間加工性が低下する。そこでＢｉは０．００５〜０．１５％とする。
なお、上記のＣａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉは選択成分として１種又は２種以上を添加することができる。
本願の発明の高温浸炭用鋼は、旧オーステナイト粒径微細化に効果がありかつ浸炭時の混粒発生や異常粒成長の抑制に効果のあるＴｉ炭窒化物、ならびに浸炭時の混粒発生や異常粒成長の抑制に効果のある高融点の微細ＭｎＳを、高温浸炭時のピンニング粒子として活用することにより、高温浸炭時に整細粒を保持するものであり、従来にない優れた浸炭粒度特性と強度特性と冷間および熱間加工特性を有する。
本発明を実施するための最良の形態を実施例を通じて説明する。本発明の実施の形態の各請求項に係る発明の高温浸炭用鋼の実施の形態の成分組成とその比較鋼の成分組成を表１に示す。
表１に示す各成分組成の鋼を、１００ｋｇ真空誘導加熱炉で溶解し、インゴットに鋳造し、１２００℃に加熱した後、（１）φ２０ｍｍの棒材、（２）４５ｍｍ×６５ｍｍの角材、（３）φ６５ｍｍの棒材の３種の鋼材に圧鍛し、これらの鋼材を９００℃で３６００秒間保持した後、空冷する焼きならし処理を実施して下記の試験の供試材とした。
ア）上記の焼きならし処理をしたφ２０ｍｍの棒材を７８０℃にて球状化焼鈍し、冷間加工により５０％据え込みを行った。次いで、９５０℃、１０００℃、１０５０℃、１１００℃の各温度で３６００秒保持した後、水冷する熱処理を実施し、混粒もしくは異常粒成長の発生状況を調査した。その結果を表４に示す。
イ）上記の焼きならし処理をした、φ６５ｍｍの棒材を、φ６０ｍｍに旋削加工し、これを用いて表２に示すハイス工具による旋削加工試験および表３に示す超硬工具による旋削加工試験を行い、その結果を表４に示す。
ウ）上記の焼きならし処理をした、４５ｍｍ×６５ｍｍの角材から圧鍛方向に垂直な方向（以下、「Ｔ方向」という）から切欠形状１０ＲＣノッチのシャルピー衝撃性試験片を割り出し、次いで浸炭処理（１１００℃で１４００秒間保持した後、８７０℃まで徐冷し、その後油冷）を行い、切欠き部浸炭ままのシャルピー衝撃性試験片を作製した。強度評価指標として１０ＲＣノッチのシャルピー衝撃性試験片を用いて室温でのＴ方向衝撃値を測定した。その結果を表４に示す。
エ）上記の焼きならし処理をした、φ２０ｍｍ×長さ１１０ｍｍの棒材をφ１２ｍｍに旋削加工し、次いで切欠き部加工をした後、浸炭処理（１１００℃で１４００秒間保持した後、８７０℃まで徐冷し、その後油冷）を実施した。次いで、切欠き部浸炭ままで試験片研磨して切り欠き回転曲げ試験を行った。疲労特性評価指標として、切り欠き回転曲げ疲労試験における破断サイクル数１×１０7サイクル時の応力値を疲労限として評価し、表４に示す。
オ）上記の焼きならし処理をしたφ２０ｍｍの棒材を、７８０℃で球状化焼鈍し、φ１４ｍｍに旋削加工し、φ１４ｍｍ×長さ２１ｍｍの冷間据込み試験片を作製した。冷間加工性の指標として、常温で割れ発生までの限界据込み率を測定した。その結果を表４に示す。
カ）上記の焼きならし処理をしたφ２０ｍｍ×長さ１１０ｍｍ棒材をφ８ｍｍに旋削し、φ８ｍｍ×長さ１００ｍｍの熱間加工性試験片とし、これを８００℃で引張加工し、その際の絞り値｛＝１００％−（破断面の断面積／初期断面積）×１００｝から熱間加工性を評価した。
比較鋼８、９はＴｉは、不可避不純物として含有されているのみで微細ＭｎＳも無く、さらに比較鋼１２、１３も、微細ＭｎＳが無く、このため混粒が発生している。
比較鋼１０、１１は、Ｔｉを添加し、微細ＭｎＳも存在するが、Ｓが下限以下の添加であるためＭｎＳの分布量が少なく、高温浸炭時に混粒を発生した。
また、比較鋼８〜１３は、ＭｎＳの分布量が不足し、さらに比較鋼１０、１１はＳの含有量が本願の下限値より少なく、被削性に劣る。さらに比較鋼１１はＮｂが本願の上限値より多く、このため被削性を阻害する粗大なＮｂＣが多く存在するので特に被削性に劣る。
さらに比較鋼８〜１３は高温浸炭によって粒粗大化が発生しており、衝撃値、疲労限強度とも発明鋼に若干劣っている。
比較鋼９は、Ｓｉの含有量が本願の上限値より多いため、浸炭時の粒界酸化層が増加し衝撃値、疲労限強度ともに劣っている。
比較鋼８、９、１２、１３は晶出した大型ＭｎＳが多く存在しており、冷間加工性に劣る。
比較鋼１３は、Ｐｂの含有量が本願の上限値より多いため、ハイス工具摩耗量が良好であるが、熱間加工性に劣っている。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｓ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼。
- 請求項１に記載の成分に、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％から選択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼。
- 請求項１に記載の成分に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、Ｐｂ：０．００５〜０．１５％、Ｂｉ：０．００５〜０．１５％から選択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼。
- 請求項２に記載の成分に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、Ｐｂ：０．００５〜０．１５％、Ｂｉ：０．００５〜０．１５％から選択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４である微細なＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物が単位面積当たり５０００個／ｍｍ2以上存在していることを特徴とする高温浸炭用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003343699A JP2005105390A (ja) | 2003-10-01 | 2003-10-01 | 高温浸炭用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003343699A JP2005105390A (ja) | 2003-10-01 | 2003-10-01 | 高温浸炭用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2005105390A true JP2005105390A (ja) | 2005-04-21 |
Family
ID=34537592
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003343699A Pending JP2005105390A (ja) | 2003-10-01 | 2003-10-01 | 高温浸炭用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2005105390A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100365150C (zh) * | 2005-04-22 | 2008-01-30 | 常曙光 | 重载齿轮钢 |
| CN100419094C (zh) * | 2005-10-25 | 2008-09-17 | 北京机电研究所 | 消除大型转子锻件混晶缺陷工艺 |
| JP2017133052A (ja) * | 2016-01-26 | 2017-08-03 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法 |
| JP2018035418A (ja) * | 2016-09-01 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 |
| JP2018035420A (ja) * | 2016-09-01 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 |
| EP3382051A4 (en) * | 2015-11-27 | 2019-06-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | STEEL, CONSISTING OF CEMENTED STEEL, AND PROCESS FOR PRODUCING CEMENTED STEEL COMPONENT |
-
2003
- 2003-10-01 JP JP2003343699A patent/JP2005105390A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100365150C (zh) * | 2005-04-22 | 2008-01-30 | 常曙光 | 重载齿轮钢 |
| CN100419094C (zh) * | 2005-10-25 | 2008-09-17 | 北京机电研究所 | 消除大型转子锻件混晶缺陷工艺 |
| EP3382051A4 (en) * | 2015-11-27 | 2019-06-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | STEEL, CONSISTING OF CEMENTED STEEL, AND PROCESS FOR PRODUCING CEMENTED STEEL COMPONENT |
| JP2017133052A (ja) * | 2016-01-26 | 2017-08-03 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法 |
| JP2018035418A (ja) * | 2016-09-01 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 |
| JP2018035420A (ja) * | 2016-09-01 | 2018-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5079788B2 (ja) | マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品 | |
| JP5231101B2 (ja) | 疲労限度比と被削性に優れた機械構造用鋼 | |
| US20120279616A1 (en) | Steel material for hardening and method for producing the same | |
| WO2006008960A1 (ja) | 機械構造用部品およびその製造方法と高周波焼入れ用素材 | |
| JP5655366B2 (ja) | ベイナイト鋼 | |
| JP5541418B2 (ja) | ばね鋼およびばね | |
| CN109790602B (zh) | 钢 | |
| JP6620490B2 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| JP5503170B2 (ja) | 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼 | |
| JP2006037177A (ja) | 時効硬化鋼 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP2005220423A (ja) | Ｔｉ含有肌焼き鋼 | |
| JP7223997B2 (ja) | 高硬度かつ靱性に優れる鋼 | |
| JP5181621B2 (ja) | マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品 | |
| JP4752800B2 (ja) | 非調質鋼材 | |
| JP2005105390A (ja) | 高温浸炭用鋼 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP5443277B2 (ja) | 被削性に優れた高強度鋼、およびその製造方法 | |
| JP6390685B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| JP4807949B2 (ja) | 高温浸炭特性に優れた肌焼用圧延棒鋼 | |
| JP2019026874A (ja) | 高周波焼入れ部品用素材 | |
| JP4835178B2 (ja) | 耐焼き割れ性に優れた部品の製造方法 | |
| JP4038457B2 (ja) | 高周波焼入用熱間鍛造非調質鋼 | |
| JPH08260039A (ja) | 浸炭肌焼鋼の製造方法 |