JP2013185204A - 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 - Google Patents
冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2013185204A JP2013185204A JP2012050915A JP2012050915A JP2013185204A JP 2013185204 A JP2013185204 A JP 2013185204A JP 2012050915 A JP2012050915 A JP 2012050915A JP 2012050915 A JP2012050915 A JP 2012050915A JP 2013185204 A JP2013185204 A JP 2013185204A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- excluding
- amount
- cold workability
- 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
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】良好な冷間加工性を示し、しかも焼入れ性向上元素として従来から用いられているＮｉ、Ｃｒ、およびＭｏの含有量が少なく、且つ浸炭焼入れ処理後における強度を高められる肌焼用条鋼を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、および
Ｏを含有し、残部：鉄および不可避不純物からなり、金属組織は、フェライトおよびベイナイトを含有し、フェライトとベイナイトの合計：９０面積％以上、パーライト：１０面積％以下（０面積％を含む）を満足する肌焼用条鋼。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、および
Ｏを含有し、残部：鉄および不可避不純物からなり、金属組織は、フェライトおよびベイナイトを含有し、フェライトとベイナイトの合計：９０面積％以上、パーライト：１０面積％以下（０面積％を含む）を満足する肌焼用条鋼。
【選択図】なし
Description
本発明は、デフギアやトランスミッションギアなどの歯車、または無段変速機（ＣＶＴ）プーリーなど浸炭焼入れ処理を施して用いられる鋼部品を製造するために有用な肌焼用条鋼に関するものである。
歯車やＣＶＴプーリーなどの鋼部品は、例えば、鋼を熱間圧延（例えば、棒鋼圧延または線材圧延など）した後、球状化焼鈍してから冷間加工して最終製品に近い形状に加工し、切削加工等を施して最終形状に仕上げ、その後、浸炭焼入れ処理を行うことによって鋼部品の強度を高めて製造される。そのため、熱間圧延後、球状化焼鈍前の肌焼用条鋼には、球状化焼鈍後に良好な球状化組織が得られて冷間加工性が良好で、且つ浸炭焼入れ処理時における焼入れ性が良好であることが求められる。
浸炭焼入れ処理を施して鋼部品の強度を高めるために、鋼部品の素材としては、焼入れ性を保証した構造用鋼鋼材が用いられている。この構造用鋼鋼材としては、ＪＩＳ Ｇ４０５２で規定されるＳＣｒ４２０Ｈ（クロム鋼）、ＳＣＭ４２０Ｈ（クロムモリブデン鋼）、ＳＮＣＭ４２０Ｈ（ニッケルクロムモリブデン鋼）などが一般に用いられている。こうした構造用鋼鋼材は、鋼材の焼入れ性を向上させるために、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を含有している。
こうした構造用鋼鋼材の特性を改善した技術として、特許文献１、２が知られている。これらのうち特許文献１には、真空浸炭を行ったときに表面炭素濃度の幅が小さい浸炭部品を得やすい合金組成を用いた浸炭用鋼が開示されている。この文献には、Ｓｉが浸炭時の炭化物生成を抑制するため、炭化物の分解がもたらす局部的に高い炭素濃度が生じるのを防止でき、Ｓｉは０．５〜３．０％の範囲で含有させればよいことが記載されている。また、この文献では、焼入れ性を高めて製品の機械的特性を確保するために、Ｃｒを０．３〜１．０％の範囲で含有させている。しかし、近年では、Ｃｒの価格の高騰が指摘されており、Ｃｒ添加量の低減や省略が求められている。
特許文献２には、浸炭肌焼鋼の疲労強度を向上させるために、浸炭処理時の粒界酸化および不完全焼入れ層を防止する技術が開示されている。この文献には、鋼中のＭｎを０．３５％以下、Ｃｒを０．１０％以下に抑えることによって、浸炭異常層の生成を抑えることが記載されている。また、この文献には、焼入れ性を付与し、静的強度と靭性を向上させるために、Ｍｏを０．３５〜２．００％の範囲で含有させることが記載されている。この文献によれば、Ｃｒ量を低減できるが、焼入れ性を改善するためにＭｏを積極的に添加している。しかしＭｏの価格も高騰しているため、コストを削減できない。
近年では、焼入れ性向上元素として広く一般的に用いられてきたＣｒやＭｏの価格が高騰しており、これら以外に焼入れ性向上元素として用いられているＮｉの価格も高騰している。これら代表的な焼入れ性向上元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉなど）の使用量を削減しても、もし所望の焼入れ性を得ることができれば、代替鋼として有用である。しかも肌焼部品（歯車、プーリーなど）は冷間加工して所定の形状に成形されるため、この冷間加工性に悪影響を与えることなく所望の焼入れ性を確保できれば、代替鋼としてより有用になるものと期待される。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、良好な冷間加工性を示し、しかも焼入れ性向上元素として従来から用いられているＮｉ、Ｃｒ、およびＭｏの含有量が少なく、且つ浸炭焼入れ処理後における強度を高められる肌焼用条鋼を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る冷間加工性に優れた肌焼用条鋼とは、Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。以下、成分について同じ）、Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．３％超、２％以下、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、およびＯ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物からなるものである。そして、金属組織が、フェライトおよびベイナイトを含有し、フェライトとベイナイトの合計：９０面積％以上、パーライト：１０面積％以下（０面積％を含む）を満足する点に要旨を有している。
前記鋼は、更に他の元素として、Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、およびＮｂ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有していてもよい。
本発明の肌焼用条鋼は、上記成分組成を満足する鋼を熱間圧延した後、８５０℃から６００℃までの温度範囲を１．０℃／秒以上で冷却することによって製造できる。前記冷却を行った後は、球状化焼鈍してから冷間加工を行えばよい。
本発明によれば、焼入れ性向上元素として添加するＮｉ、Ｃｒ、およびＭｏ量を低減する代わりに、比較的安価なＭｎ、Ｂ、およびＴｉを積極的に添加すると共に、Ｓｉ量を低減し、更に金属組織を、パーライトを実質的に含まず、フェライトとベイナイトの混合組織としている。このように成分組成と金属組織を適切に制御することによって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどを削減しても冷間加工性に悪影響を与えることなく、浸炭焼入れ処理後における強度を向上できる。
本発明者は、焼入れ性向上元素として従来から広く知られているＮｉ、Ｃｒ、およびＭｏの含有量を低減しても、浸炭焼入れ処理後における強度（特に、静的曲げ強度および衝撃強度）を高くでき、しかも冷間加工性が良好な肌焼用条鋼を提供するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、肌焼用条鋼の冷間加工性を改善するには、Ｓｉ量を低減すると共に、金属組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、パーライトの生成を抑制すればよいこと、浸炭焼入れ処理後における強度を確保するには、高価なＮｉ、Ｃｒ、およびＭｏの添加量を低減する代わりに、Ｍｎ、Ｂ、およびＴｉを積極的に添加して焼入れ性を確保すれば良いことを見出し、本発明を完成した。
即ち、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、肌焼用条鋼の焼入れ性を高める元素であり、浸炭焼入れ処理を施して得られる鋼部品の強度を高めるのに寄与する元素である。特にＣｒを低減または省略すると、焼入れ性が著しく低下し、鋼部品の強度が低下する。焼入れ性を高めるには、ＮｉやＭｏを添加することが有効であるが、これらの元素もＣｒと同様に高価な元素である。そこで本発明者は、比較的安価なＭｎとＢに着目し、ＭｎとＢを積極的に添加して焼入れ性を確保することにした。また、Ｂは、鋼中に固溶することによって焼入れ性向上作用を発揮するが、Ｂは、鋼中のＮと結合してＢＮを形成し易い元素であるため、本発明では、ＢＮの生成を抑制し、Ｂを固溶させるために、Ｔｉを積極的に添加している。
また、特にＣｒを低減または省略すると、球状化焼鈍を行ってもセメンタイトが球状化し難くなるため、肌焼用条鋼の変形能が低下する。そのため球状化焼鈍後に行う冷間加工時の冷間加工性が劣化する。そこで本発明では、球状化焼鈍後に良好な球状化組織を得て冷間加工性を改善するために、パーライトの生成を抑制している。
また、Ｃｒは、浸炭時に鋼部品表面における平衡炭素濃度を高め、浸炭性を改善する作用を有している元素である。そのためＣｒを低減または省略すると浸炭性が低下し、鋼部品の強度が低下する。浸炭性を改善するには、Ｎｉを添加することが有効であるが、上述したように、Ｎｉは高価な元素である。そこで本発明では、Ｓｉ量を低減して浸炭性を高めることにした。
まず、本発明に係る肌焼用条鋼の成分組成について説明する。
［Ｃ：０．１〜０．３％］
Ｃは、鋼部品として要求される硬さを確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．１％未満では、焼入れ性が悪くなり、硬さを確保できない。従ってＣ量は０．１％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。しかしＣ量が０．３％を超えると硬くなり過ぎるため、冷間加工性と被削性が低下する。従ってＣ量は０．３％以下、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２３％以下とする。
Ｃは、鋼部品として要求される硬さを確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．１％未満では、焼入れ性が悪くなり、硬さを確保できない。従ってＣ量は０．１％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。しかしＣ量が０．３％を超えると硬くなり過ぎるため、冷間加工性と被削性が低下する。従ってＣ量は０．３％以下、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２３％以下とする。
［Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、鉄中に固溶し、変形抵抗を増大させるため、Ｓｉ量が過剰になると部品形状にするときの冷間加工性が悪くなる。また、Ｓｉは、鉄よりも酸化され易い元素であり、浸炭焼入れ処理中に酸素と結びついて粒界酸化層を形成し、鋼部品の衝撃特性や疲労特性を低下させる作用を有している。従ってＳｉ量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下とする。
Ｓｉは、鉄中に固溶し、変形抵抗を増大させるため、Ｓｉ量が過剰になると部品形状にするときの冷間加工性が悪くなる。また、Ｓｉは、鉄よりも酸化され易い元素であり、浸炭焼入れ処理中に酸素と結びついて粒界酸化層を形成し、鋼部品の衝撃特性や疲労特性を低下させる作用を有している。従ってＳｉ量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下とする。
［Ｍｎ：１．３％超、２％以下］
Ｍｎは、浸炭焼入れ処理を行ったときの焼入れ性を向上させ、鋼部品として要求される硬さを確保するために積極的に含有させる元素である。即ち、Ｍｎ量が１．３％以下では、Ｃｒ等を低減したことによる焼入れ性不足を充分に補えないため、鋼部品として要求される硬さを確保できない。従ってＭｎ量は、１．３％超となるように含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．３５％以上、より好ましくは１．４０％以上である。しかしＭｎ量が過剰になると、成分偏析が顕著となり、材質のバラツキが大きくなる。その結果、衝撃強度や疲労強度のバラツキが大きくなる。従ってＭｎ量は２％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．７％以下とする。
Ｍｎは、浸炭焼入れ処理を行ったときの焼入れ性を向上させ、鋼部品として要求される硬さを確保するために積極的に含有させる元素である。即ち、Ｍｎ量が１．３％以下では、Ｃｒ等を低減したことによる焼入れ性不足を充分に補えないため、鋼部品として要求される硬さを確保できない。従ってＭｎ量は、１．３％超となるように含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは１．３５％以上、より好ましくは１．４０％以上である。しかしＭｎ量が過剰になると、成分偏析が顕著となり、材質のバラツキが大きくなる。その結果、衝撃強度や疲労強度のバラツキが大きくなる。従ってＭｎ量は２％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．７％以下とする。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が過剰になると結晶粒界に偏析して鋼部品の衝撃特性を低下させるため、できるだけ低減する必要がある。従って本発明では、Ｐ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が過剰になると結晶粒界に偏析して鋼部品の衝撃特性を低下させるため、できるだけ低減する必要がある。従って本発明では、Ｐ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、Ｐと同様、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｓ量が過剰になると、結晶粒界に偏析して鋼部品の衝撃特性を低下させるため、低減する必要がある。従って本発明では、Ｓ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。なお、Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工後に行う切削加工の被削性を向上させるのに寄与する。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１３％以上とする。
Ｓは、Ｐと同様、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｓ量が過剰になると、結晶粒界に偏析して鋼部品の衝撃特性を低下させるため、低減する必要がある。従って本発明では、Ｓ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。なお、Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工後に行う切削加工の被削性を向上させるのに寄与する。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１３％以上とする。
［Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、肌焼用条鋼の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Ｃｕは、鉄よりも酸化され難いため、浸炭焼入れ処理時に、粒界酸化が発生するのを低減する作用を有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしＣｕを過剰に含有すると、Ｃｕ相が析出するため、冷間加工後に行う切削加工時の被削性が低下する。また、Ｃｕは高価な元素であるため、できるだけ低減することが推奨される。従ってＣｕ量は０．３％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
Ｃｕは、肌焼用条鋼の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Ｃｕは、鉄よりも酸化され難いため、浸炭焼入れ処理時に、粒界酸化が発生するのを低減する作用を有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしＣｕを過剰に含有すると、Ｃｕ相が析出するため、冷間加工後に行う切削加工時の被削性が低下する。また、Ｃｕは高価な元素であるため、できるだけ低減することが推奨される。従ってＣｕ量は０．３％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
［Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）］
Ｎｉは、上記Ｃｕと同様、肌焼用条鋼の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Ｎｉは、鉄よりも酸化され難いため、浸炭焼入れ処理時に、粒界酸化が発生するのを低減する作用を有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしＮｉを過剰に含有すると、硬くなり過ぎて肌焼用条鋼の被削性が低下する。また、Ｎｉは高価な元素であるため、できるだけ低減することが推奨される。従ってＮｉ量は０．２５％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
Ｎｉは、上記Ｃｕと同様、肌焼用条鋼の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Ｎｉは、鉄よりも酸化され難いため、浸炭焼入れ処理時に、粒界酸化が発生するのを低減する作用を有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしＮｉを過剰に含有すると、硬くなり過ぎて肌焼用条鋼の被削性が低下する。また、Ｎｉは高価な元素であるため、できるだけ低減することが推奨される。従ってＮｉ量は０．２５％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
［Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、肌焼用条鋼の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Ｃｒは、浸炭焼入れ処理時に、肌焼用条鋼表面における平衡炭素濃度を高めて浸炭性を改善する作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。しかしＣｒは、Ｍｎに比べて高価な元素であるため、本発明では、Ｃｒの添加を極力控える必要がある。従ってＣｒ量は０．３％以下、好ましくは０．２７％以下、より好ましくは０．２３％以下とする。
Ｃｒは、肌焼用条鋼の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。また、Ｃｒは、浸炭焼入れ処理時に、肌焼用条鋼表面における平衡炭素濃度を高めて浸炭性を改善する作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。しかしＣｒは、Ｍｎに比べて高価な元素であるため、本発明では、Ｃｒの添加を極力控える必要がある。従ってＣｒ量は０．３％以下、好ましくは０．２７％以下、より好ましくは０．２３％以下とする。
［Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、肌焼用条鋼に含まれる酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌは０．０３％以上含有させることが好ましい。しかしＡｌを過剰に含有すると、粗大で硬い非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成し、鋼部品の疲労特性が低下する。従ってＡｌ量は０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、肌焼用条鋼に含まれる酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌは０．０３％以上含有させることが好ましい。しかしＡｌを過剰に含有すると、粗大で硬い非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成し、鋼部品の疲労特性が低下する。従ってＡｌ量は０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。
［Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｎ量が過剰になると、ＡｌＮやＴｉＮ等の窒化物が生成し、変形能が低下するため、肌焼用条鋼の冷間加工性が劣化する。従ってＮ量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、Ｎ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｎ量が過剰になると、ＡｌＮやＴｉＮ等の窒化物が生成し、変形能が低下するため、肌焼用条鋼の冷間加工性が劣化する。従ってＮ量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、Ｎ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下とする。
［Ｂ：０．０００５〜０．００５％］
Ｂは、少量の添加で肌焼用条鋼の焼入れ性を大幅に高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。しかしＢ量が０．０００５％未満では、こうした焼入れ性向上作用は発揮されない。従って本発明では、Ｂ量は０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。しかしＢを過剰に含有させても焼入れ性向上作用は飽和する。また、ＢＮが生成して肌焼用条鋼の変形能が悪くなり、冷間加工性が劣化する。また、ＢＮが過剰に生成して鋼部品の衝撃特性が低下する。従ってＢ量は０．００５％以下、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。
Ｂは、少量の添加で肌焼用条鋼の焼入れ性を大幅に高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。しかしＢ量が０．０００５％未満では、こうした焼入れ性向上作用は発揮されない。従って本発明では、Ｂ量は０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。しかしＢを過剰に含有させても焼入れ性向上作用は飽和する。また、ＢＮが生成して肌焼用条鋼の変形能が悪くなり、冷間加工性が劣化する。また、ＢＮが過剰に生成して鋼部品の衝撃特性が低下する。従ってＢ量は０．００５％以下、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。
［Ｔｉ：０．０１〜０．０８％］
Ｔｉは、鋼中のＮと結合し、ＮがＢと結合するのを妨げて固溶Ｂ量を確保し、固溶Ｂによる焼入れ性を確保するために添加する元素である。また、Ｔｉは、鋼中のＣと結合してＴｉ窒化物（ＴｉＣ）を形成し、浸炭焼入れ処理時に、結晶粒が粗大化するのを抑制する作用を有している元素である。従って本発明では、Ｔｉ量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０３５％以上とする。しかしＴｉを０．０８％を超えて含有させてもこうした効果は飽和する。また、Ｔｉを過剰に含有すると、ＴｉＣが過多に生成して冷間加工後に行う切削加工時の被削性を低下させる。従って本発明では、Ｔｉ量は０．０８％以下、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６５％以下とする。
Ｔｉは、鋼中のＮと結合し、ＮがＢと結合するのを妨げて固溶Ｂ量を確保し、固溶Ｂによる焼入れ性を確保するために添加する元素である。また、Ｔｉは、鋼中のＣと結合してＴｉ窒化物（ＴｉＣ）を形成し、浸炭焼入れ処理時に、結晶粒が粗大化するのを抑制する作用を有している元素である。従って本発明では、Ｔｉ量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０３５％以上とする。しかしＴｉを０．０８％を超えて含有させてもこうした効果は飽和する。また、Ｔｉを過剰に含有すると、ＴｉＣが過多に生成して冷間加工後に行う切削加工時の被削性を低下させる。従って本発明では、Ｔｉ量は０．０８％以下、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６５％以下とする。
［Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｏ量が過剰になると、酸化物系介在物が生成し、鋼部品の衝撃特性や疲労特性が低下する。従ってＯ量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、Ｏ量は０．００３％以下、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１０％以下とする。
Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｏ量が過剰になると、酸化物系介在物が生成し、鋼部品の衝撃特性や疲労特性が低下する。従ってＯ量はできるだけ低減する必要があり、本発明では、Ｏ量は０．００３％以下、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１０％以下とする。
上記鋼の残部は、鉄および不可避不純物であるが、選択元素として、Ｍｏ、Ｖ、およびＮｂよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。Ｍｏ、Ｖ、およびＮｂは、いずれも肌焼用条鋼の焼入れ性を高め、鋼部品の硬さを向上させる作用を有している元素である。
［Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、上述した作用を有しており、こうした作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＭｏは高価な元素であるため、使用量は低減することが推奨される、従って本発明では、Ｍｏ量は０．３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｏは、上述した作用を有しており、こうした作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＭｏは高価な元素であるため、使用量は低減することが推奨される、従って本発明では、Ｍｏ量は０．３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
［Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）］
Ｖは、上述した作用を有している他、鋼中で炭化物や窒化物として析出することによって鋼部品の硬度を高める作用も有している元素である。また、Ｖの炭化物や窒化物は、水素のトラップサイトとして作用し、鋼部品の耐遅れ破壊性を向上させる作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｖは、０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしＶは高価な元素であるため、使用量はできるだけ低減することが推奨される。従って本発明では、Ｖ量は０．３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。
Ｖは、上述した作用を有している他、鋼中で炭化物や窒化物として析出することによって鋼部品の硬度を高める作用も有している元素である。また、Ｖの炭化物や窒化物は、水素のトラップサイトとして作用し、鋼部品の耐遅れ破壊性を向上させる作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｖは、０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしＶは高価な元素であるため、使用量はできるだけ低減することが推奨される。従って本発明では、Ｖ量は０．３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１％以下とする。
［Ｎｂ：０．０８％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、上述した作用を有している他、鋼中で炭化物（ＮｂＣ）として析出し、浸炭焼入れ処理時に結晶粒が粗大化するのを抑制する作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂは、０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３５％以上である。しかしＮｂを過剰に含有させてもその効果は飽和する。従って本発明では、Ｎｂ量は０．０８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下、更に好ましくは０．０６５％以下とする。
Ｎｂは、上述した作用を有している他、鋼中で炭化物（ＮｂＣ）として析出し、浸炭焼入れ処理時に結晶粒が粗大化するのを抑制する作用も有している。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂは、０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３５％以上である。しかしＮｂを過剰に含有させてもその効果は飽和する。従って本発明では、Ｎｂ量は０．０８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下、更に好ましくは０．０６５％以下とする。
次に、本発明に係る肌焼用条鋼の金属組織について説明する。
本発明の肌焼用条鋼の金属組織は、フェライトとベイナイトを主体とし、パーライトが殆ど生成していないところに特徴がある。具体的には、金属組織は、フェライトおよびベイナイトを含有し、金属組織全体に対して、フェライトとベイナイトの合計が９０面積％以上で、パーライトが１０面積％以下（０面積％を含む）である。
フェライトとベイナイトの合計面積率が９０％を下回ると、球状化度のバラツキが発生し、冷間加工性が劣化する。従って上記合計面積率は９０％以上、好ましくは９５％以上、より好ましくは１００％とする。
上記フェライトは、金属組織全体に対して、例えば、４０〜７０面積％であることが好ましく、上記ベイナイトは、金属組織全体に対して、例えば、３０〜６０面積％であることが好ましい。
上記フェライトの粒度番号は特に限定されず、通常の範囲であればよい。フェライトの粒度番号は、例えば、７．０〜９．０である。
パーライトが１０面積％を超えて過剰になると、球状化し難くなるため、冷間加工性が劣化する。従ってパーライトは、１０面積％以下、好ましくは５面積％以下、最も好ましくは０面積％とする。
次に、本発明に係る肌焼用条鋼を製造できる方法について説明する。
鋼部品は、通常、成分組成を調整した溶鋼を連続鋳造して鋳塊（ブルーム）とし、その後、分塊圧延により中間製品（ビレット）へ加工した後、１０００〜１２５０℃程度に加熱され、角材に熱間鍛造される。熱間鍛造後、熱間圧延（例えば、棒鋼圧延または線材圧延など）により圧延材とし、適当な長さに切断した後、球状化焼鈍してから冷間加工して最終製品に近い形状に加工すればよい。しかしこの圧延材の金属組織中にパーライトが含まれているとセメンタイトが球状化し難いため、冷間加工性が低下する。
そこで本発明では、球状化焼鈍後の冷間加工性を向上させるために、上述した成分組成を満足する鋼を熱間圧延した後、８５０℃から６００℃までの温度範囲を平均速度１．０℃／秒以上で冷却することによってベイナイトを生成し、フェライトとベイナイト主体の金属組織とすることが重要である。
上記８５０℃から６００℃までの温度範囲における平均冷却速度が１．０℃／秒を下回ると、ベイナイトが充分に生成せず、金属組織はフェライトとパーライトの混合組織が主体となるため、球状化焼鈍しても良好な球状化組織を得ることができず、肌焼用条鋼の冷間加工性が低下する。従って上記温度範囲における平均冷却速度は、１．０℃／秒以上、好ましくは１．１℃／秒以上、より好ましくは１．２℃／秒以上とする。なお、上記温度範囲における平均冷却速度が大き過ぎると表面キズなどが発生し、製品品質が劣化するため、平均冷却速度は１０℃／秒以下とすることが好ましい。
冷却した後は、上述したように、球状化焼鈍を施してから冷間加工すればよい。上記球状化焼鈍は、７１０〜７９０℃に加熱して３〜１２時間保持した後、６００〜６９０℃の温度域まで平均速度５〜２０℃／時間で冷却し、空冷すればよい。
冷間加工後は、必要に応じて切削加工を行ってから、浸炭焼入れ処理などの表面硬化処理を施した後、必要に応じて焼戻し処理、ショットピーニング、仕上研摩等を行えば、鋼部品を製造できる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）の鋼を小型溶製炉で溶製、鋳造し、１２００℃で、３０分間加熱した後、熱間鍛造して角１５５ｍｍの角棒を製造した。得られた角１５５ｍｍの角棒を熱間圧延して直径２６ｍｍの棒鋼とした。熱間圧延後、８５０℃から６００℃までの温度範囲における平均冷却速度を下記表２に示す。
冷却して得られた棒鋼（直径２６ｍｍ）の金属組織を調べた。即ち、棒鋼のＤ／４位置（Ｄは直径）における断面を、光学顕微鏡で、倍率２００倍で、３視野観察し、それぞれの視野においてフェライト、ベイナイト、およびパーライトの面積率を測定し、平均値を求めた。結果を下記表２に示す。下記表２には、フェライトとベイナイトの合計面積率も併せて示す。
また、参考値として、フェライト粒の結晶粒度番号を算出した。フェライト粒の結晶粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に規定されている「７．１．２ 結晶粒度標準図との比較による評価方法」に基づいて判定した。結果を下記表２に示す。結晶粒度番号７．０〜９．０番は、ＪＩＳ Ｇ０５５１の「付属書Ｃ （規定） 評価の方法」によれば、平均粒径１５．６〜３１．２μｍに相当している。
次に、冷却して得られた直径２６ｍｍの棒鋼に、図１に示した熱履歴の条件で球状化焼鈍した。即ち、球状化焼鈍は、７５０℃に加熱してこの温度で５時間保持した後、平均速度１０℃／時間で６５０℃まで冷却し、次いで室温まで空冷して行なった。
球状化焼鈍して得られた供試材の金属組織を調べ、球状化度を測定した。球状化度は、供試材のＤ／４位置（Ｄは直径）における断面を、光学顕微鏡で、倍率２００倍で、３視野観察し、それぞれの視野においてセメンタイトの球状化度を測定し、平均値を求めた。結果を下記表２に示す。本発明では、球状化度が、ＪＩＳ Ｇ４０５２に規定されているＳＣｒ４２０Ｈを模擬して製造した下記表２のＮｏ．２８と同じであるか、数値が低いものを合格とし、球状化度がＮｏ．２８よりも大きくなっているものを不合格とする。
次に、球状化焼鈍して得られた供試材を機械加工して図２に示す形状の冷間加工性評価用の試験片を作製した。
［冷間加工性の評価］
冷間加工性は、上記試験片を据え込み率５０％で冷間圧縮した後、更に２．５％ずつ圧縮を加えていき、割れが発生しない限界の据え込み率を割れ限界圧縮率として測定した。測定は５回ずつ行い、平均値を求めた。結果を下記表２に示す。
冷間加工性は、上記試験片を据え込み率５０％で冷間圧縮した後、更に２．５％ずつ圧縮を加えていき、割れが発生しない限界の据え込み率を割れ限界圧縮率として測定した。測定は５回ずつ行い、平均値を求めた。結果を下記表２に示す。
次に、球状化焼鈍して得られた供試材に浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後、静的曲げ特性と衝撃特性について評価した。
［静的曲げ特性の評価］
静的曲げ特性は、静的曲げ試験を行って評価した。静的曲げ試験は、上記供試材（直径２６ｍｍ）のＤ／４位置（Ｄは直径）から、機械加工により１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ（２ｍｍのＵノッチ）の形状の試験片を切り出し、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後に行った。
静的曲げ特性は、静的曲げ試験を行って評価した。静的曲げ試験は、上記供試材（直径２６ｍｍ）のＤ／４位置（Ｄは直径）から、機械加工により１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ（２ｍｍのＵノッチ）の形状の試験片を切り出し、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後に行った。
浸炭焼入れ処理は、ガス浸炭炉で、浸炭ガスとしてＲＸガスとプロパンガスの混合ガスを用い、図３に示すように、９３０℃で３時間浸炭して表面炭素濃度を０．８質量％とした後、８６０℃で１時間保持してから油冷し焼入れを行った。油温は、８０℃とした。浸炭焼入れ処理後、１７０℃で、２時間の焼戻し処理を行った。焼戻し処理後、ＪＩＳ Ｚ２２４８に基づいて静的曲げ試験を行い、破断強度を測定した。測定結果を下記表２に示す。
［衝撃特性の評価］
衝撃特性は、衝撃試験を行って評価した。衝撃試験は、上記供試材（直径２６ｍｍ）のＤ／４位置（Ｄは直径）から、機械加工により１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ（１０Ｒノッチ）の形状の試験片を切り出し、上記静的曲げ特性を評価したときと同じ条件で、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後に行った。焼戻し処理後、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定されている「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に基づいて衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。測定結果を下記表２に示す。
衝撃特性は、衝撃試験を行って評価した。衝撃試験は、上記供試材（直径２６ｍｍ）のＤ／４位置（Ｄは直径）から、機械加工により１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ（１０Ｒノッチ）の形状の試験片を切り出し、上記静的曲げ特性を評価したときと同じ条件で、浸炭焼入れ焼戻し処理を施した後に行った。焼戻し処理後、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定されている「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に基づいて衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。測定結果を下記表２に示す。
下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜３、７〜２６は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、Ｃｒ量を低減でき、しかもＮｉとＭｏを殆ど使用していないにもかかわらず、浸炭焼入れ焼戻し処理後における静的曲げ特性および衝撃特性を改善できている。また、金属組織を適切に制御しているため、球状化焼鈍後の冷間加工性にも優れている。
これに対し、Ｎｏ．４〜６、２７、２８は、いずれも本発明で規定する要件を満足しない例である。まず、Ｎｏ．２８は、ＪＩＳ Ｇ４０５２に規定されているＳＣｒ４２０Ｈを模擬して製造した例であり、Ｃｒを１．０８％含有しているため、コスト高になっている。Ｎｏ．２７は、Ｓｉ量が過剰な例であり、浸炭焼入れ焼戻し処理時に粒界酸化層が形成された結果、衝撃強度が低下した。
Ｎｏ．４〜６は、いずれも成分組成は本発明で規定する要件を満足しているが、製造条件が本発明で規定する要件を満足していない例である。即ち、Ｎｏ．４〜６は、熱間圧延した後、８５０℃から６００℃までの温度範囲を冷却するときの平均冷却速度が１．０℃／秒を下回っているため、パーライトが過剰に生成した。そのため球状化焼鈍を行ってもセメンタイトを球状化できず、球状化度がＮｏ．２８よりも悪くなっていた。そのため冷間加工性が劣化していた。
以上の通り、本発明では、Ｍｎ量をＪＩＳ Ｇ４０５２に規定されているＳＣｒ４２０ＨやＳＣＭ４２０Ｈよりも多く含有させ、また、ＢとＴｉを添加すると共に、Ｓｉを低減することによって、Ｃｒ量を、ＳＣｒ４２０ＨやＳＣＭ４２０Ｈで用いているＣｒ量（０．８５〜１．２５％）より大幅に低減しても、ＳＣｒ４２０ＨやＳＣＭ４２０Ｈと同程度か、それ以上の機械的特性を得ることができることが分かる。
Claims (4)
- Ｃ ：０．１〜０．３％（質量％の意味。以下、成分について同じ）、
Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．３％超、２％以下、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、および
Ｏ ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、
残部：鉄および不可避不純物からなり、
金属組織は、フェライトおよびベイナイトを含有し、
フェライトとベイナイトの合計：９０面積％以上、
パーライト：１０面積％以下（０面積％を含む）を満足することを特徴とする冷間加工性に優れた肌焼用条鋼。 - 前記鋼は、更に他の元素として、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｖ ：０．３％以下（０％を含まない）、および
Ｎｂ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の肌焼用条鋼。 - 請求項１または２に記載の成分組成を満足する鋼を熱間圧延した後、８５０℃から６００℃までの温度範囲を１．０℃／秒以上で冷却することを特徴とする冷間加工性に優れた肌焼用条鋼の製造方法。
- 前記冷却を行った後、球状化焼鈍してから冷間加工を行う請求項３に記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012050915A JP5869919B2 (ja) | 2012-03-07 | 2012-03-07 | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012050915A JP5869919B2 (ja) | 2012-03-07 | 2012-03-07 | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013185204A true JP2013185204A (ja) | 2013-09-19 |
| JP5869919B2 JP5869919B2 (ja) | 2016-02-24 |
Family
ID=49386907
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012050915A Active JP5869919B2 (ja) | 2012-03-07 | 2012-03-07 | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5869919B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016141821A (ja) * | 2015-01-30 | 2016-08-08 | 大同特殊鋼株式会社 | 冷間鍛造性及び耐結晶粒粗大化特性に優れた鋼材の軟化熱処理方法 |
| CN108413007A (zh) * | 2018-03-14 | 2018-08-17 | 吉林大学 | 一种具有自适应功能的耐磨齿轮及其制造方法 |
| JP2021017618A (ja) * | 2019-07-19 | 2021-02-15 | 日本製鉄株式会社 | 冷間鍛造用鋼材 |
Citations (4)
| 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 |
| KR20020031710A (ko) * | 2000-10-23 | 2002-05-03 | 이계안 | 규소 및 크롬이 첨가되지 않은 트랜스미션 기어용 합금조성물 |
| JP2006307273A (ja) * | 2005-04-27 | 2006-11-09 | Kobe Steel Ltd | 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 |
| JP2007231305A (ja) * | 2006-02-27 | 2007-09-13 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭部品および浸炭歯車 |
-
2012
- 2012-03-07 JP JP2012050915A patent/JP5869919B2/ja active Active
Patent Citations (4)
| 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 |
| KR20020031710A (ko) * | 2000-10-23 | 2002-05-03 | 이계안 | 규소 및 크롬이 첨가되지 않은 트랜스미션 기어용 합금조성물 |
| JP2006307273A (ja) * | 2005-04-27 | 2006-11-09 | Kobe Steel Ltd | 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 |
| JP2007231305A (ja) * | 2006-02-27 | 2007-09-13 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭部品および浸炭歯車 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016141821A (ja) * | 2015-01-30 | 2016-08-08 | 大同特殊鋼株式会社 | 冷間鍛造性及び耐結晶粒粗大化特性に優れた鋼材の軟化熱処理方法 |
| CN108413007A (zh) * | 2018-03-14 | 2018-08-17 | 吉林大学 | 一种具有自适应功能的耐磨齿轮及其制造方法 |
| CN108413007B (zh) * | 2018-03-14 | 2021-07-23 | 吉林大学 | 一种具有自适应功能的耐磨齿轮及其制造方法 |
| JP2021017618A (ja) * | 2019-07-19 | 2021-02-15 | 日本製鉄株式会社 | 冷間鍛造用鋼材 |
| JP7328519B2 (ja) | 2019-07-19 | 2023-08-17 | 日本製鉄株式会社 | 冷間鍛造用鋼材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5869919B2 (ja) | 2016-02-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4956146B2 (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 | |
| JP5927868B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP5332646B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法 | |
| JP5432105B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP4464862B2 (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 | |
| CN108315637B (zh) | 高碳热轧钢板及其制造方法 | |
| 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 | |
| JP6244701B2 (ja) | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| JP4384592B2 (ja) | 高温浸炭特性と熱間鍛造性に優れた浸炭用圧延鋼材 | |
| JP4502929B2 (ja) | 転動疲労特性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼用鋼 | |
| JP5503170B2 (ja) | 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼 | |
| JP5869919B2 (ja) | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 | |
| JP4464861B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼 | |
| 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 | |
| JP2006265703A (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法 | |
| JP7135485B2 (ja) | 浸炭用鋼及び部品 | |
| JP5937852B2 (ja) | 肌焼用鋼部品 | |
| JP2012201984A (ja) | 冷間鍛造性および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 | |
| JP2016074951A (ja) | 肌焼鋼の製造方法 | |
| JP6085210B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 | |
| JP2015017285A (ja) | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7111029B2 (ja) | 鋼部品の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140901 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150630 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150828 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160105 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160108 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5869919 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |