JP2024515134A - 高温浸炭ギヤシャフト用鋼および鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

高温浸炭ギヤシャフト用鋼および該鋼の製造方法が開示される。高温浸炭ギヤシャフト用鋼は、質量パーセントで以下の化学成分を含む：0.17-0.22% C、0.05-0.35% Si、0.80-1.40% Mn、0.010-0.035% S、0.80-1.40% Cr、0.020-0.046% Al、0.006-0.020% N、0.002-0.030% Nb、0.02%以下のV、および0.01%以下のTi。また、以下の工程を含む当該高温浸炭ギヤシャフト用鋼の製造方法が開示される：製錬および鋳造；加熱；鍛造または圧延；および最終仕上げ。鋼の化学元素組成を合理的に制御することによって、本発明におけるギヤシャフト用鋼は、高温で適切なオーステナイト粒度および安定性を維持し得、940-1050℃での高温浸炭前後で5-8グレードのオーステナイト粒度を維持し、自動車用のギヤボックスまたは新たなエネルギー車両の減速装置および差動装置などの高性能部品に効果的に適用され得、そして良好な応用展望および価値を有する。【選択図】なし

Description

技術分野
本発明は、冶金の技術分野、特に高温浸炭ギヤシャフト用鋼および当該鋼の製造方法に関する。

背景
自動車工業のグローバル化の徹底的な進行に伴い、自動車の安全性、環境保護および快適性に対する市場および使用者の要求は増大しており、そして自動車部品に対する技術的要求もまた増大している。高温安定性、高い疲労寿命、容易な機械加工および経済効率を有するギヤまたはシャフト部品を得ることは、重要な開発の方向性の１つである。

高性能ギヤまたはシャフト部品の表面は、より高い硬度を有する表面およびより良好な靭性を有するコアを得るため、および最終的に優れた疲労寿命および耐摩耗性を得るために通常浸炭、焼入れおよび焼き戻しによって処理される。近年、自動車、特に新たなエネルギー車両の減速装置および差動装置におけるギヤの高い技術的要求に直面して、高温浸炭技術が広く使用され、これは、優れた性能を有する浸炭ギヤを得ることができるだけでなく、生産効率を大いに改善し、ガス排出を低減し、そして環境を保護することができる。

現在、国内外で一般的に使用されているガス浸炭温度は、通常930℃以下であり、一方、高温真空浸炭の温度は、その無酸素処理環境のために960℃程度の高さおよび1000℃以上でさえあり得る。浸炭原理によれば、同じ厚さの硬化層を得るための浸炭時間は、浸炭温度を約50℃上げることによって約50%短くすることができる。従って、浸炭温度を930℃から980℃へと上げた場合、浸炭時間は最初の浸炭時間の50%に短くすることができ、そして生産効率は顕著に改善される。さらに、高温真空浸炭によって得られるギヤは、表面上で粒間酸化がほとんどまたは全くなく、これは、耐衝撃破壊性を明らかに改善することができる。高温真空浸炭技術は、それ自体の利点のせいで、ガス浸炭技術に取って代わる不可避な選択に徐々になりつつある。

現在、広く使用されているMnCr-ベースの浸炭ギヤ鋼は、その優れた総合的な費用対効果のため、新たなエネルギー車両の減速装置および差動装置においてもまた広く使用されている。MnCr-ベースの高温浸炭ギヤ鋼の主たる技術的問題は、ギヤ中の混晶および粗い粒子の現象を回避しつつ、浸炭温度をいかにして上げるかであり；一旦異常な粒子成長が起こると、熱処理変形および早期の疲労破壊が容易に起こり、そして伝達効率に影響を与えそして交通事故を引き起こす可能性がある。さらに、複雑な形状のギヤの焼入れおよび焼き戻しに対処するため、高温真空浸炭を用いたガス焼入れが広く使用されており、そしてまたギヤ鋼の焼入れ性に対してより高い要求が出されている。

実験的研究は、Al、Nb、V、Ti、およびNなどの元素のMnCr-ベースの浸炭ギヤ鋼への添加が炭窒化物を用いることによる高温浸炭の間の粒子粗大化を防止し得ることを示している。しかし、ギヤの粒子粗大化温度が十分に高くないという問題、および大量生産によって得られるギヤ鋼の粒度が不安定であるという問題が依然としてある。

例えば、中国発明特許No. CN200610028265.8は、自動車用の高強度ギヤ鋼を記載し、ここで元のオーステナイト粒子を微細化するためにNb、V、およびAlなどの合金元素が鋼に複合的に添加され、そして鋼は質量パーセントで以下の成分を含む：0.20-0.40% C、0.20-0.50% Si、0.50-1.00% Mn、0.80-1.30% Cr、0.015-0.080% Nb、0.030-0.090% V、0.15-0.55% Mo、および0.015-0.050% Al、残部はFeおよび不可避不純物である。痕跡量のNbおよびVを添加することによって、ギヤ鋼の粒度、焼入れ性および帯域はすべて顕著に最適化され；同時に、ギヤ鋼の総合的な機械特性は向上し、そして耐用年数は延ばされる。しかし、この特許は特定の浸炭温度を記載しておらず、そしてAl、NbおよびVなどの合金化元素の添加は従来のガス浸炭の温度要求を満足し得るのみである。

別の例では、中国発明特許No. CN201310301638.4は、以下の成分を含む、NbTi複合マイクロ合金化20CrMnTi快削ギヤ鋼を記載している：0.17-0.22% C、0.20-0.35% Si、0.9-1.10% Mn、0.025%以下のP、0.020-0.035% S、1.05-1.30% Cr、0.015-0.035% Al、0.02-0.06% Ti、および0.02-0.06% Nb、残部は鉄および不可避不純物である。Nb、Ti、およびAlなどのマイクロ合金化元素の含有量を制御することによって、ギヤの浸炭温度は上げることができるか、または浸炭時間は短くすることができ、例えば、1050℃で1hまたは1000℃で6hである。この特許において、0.02-0.06%のTiおよびNbの添加は浸炭温度を1000℃まで上げることができる。

別の例では、中国発明特許No. CN202010128336.1は、以下の化学成分を含む超純高温微粒浸炭ギヤ鋼を記載する：0.15-0.21% C、0.12%以下のSi、1.00-1.30% Mn、1.00-1.30% Cr、0.010-0.025% S、0.025%以下のP、0.70-1.00% Ni、0.02-0.10% Mo、0.0020-0.0040% B、0.20%以下のCu、0.05%以下のAl、0.0005%以下のCa、0.003%以下のTi、および0.0080-0.016% N、N=(0.80-1.0)×(0.5%Al+0.7%B)、残部はFeおよび不可避不純物である。鋼は、960℃以上での高温浸炭後に6グレード以上のマトリクス粒度を依然として有する。この特許において、B元素が添加され、そしてAlおよびBはNに十分に結合してAlNおよびBN粒子を形成し、そしてそれゆえ1000℃で4hの高温処理後に6グレード以上の粒度を有するギヤ丸鋼を得る。

高温オーステナイト粒度の制御におけるV元素の効果が明らかでないことを考慮すると、四角い介在物はTi元素の添加後に容易に形成されて疲労寿命に影響を与え、B元素のより高い含有量は、粒界での偏析を起こしやすく、浸炭ギヤ鋼のますます高い技術的要求を満足するために、高温(真空)浸炭および快削に適したギヤシャフト用の大型のMnCr-ベースの浸炭鋼を開発しそして製造することが極めて緊急である。

要約
上記分析を鑑みて、本発明は、ギヤシャフト用鋼が従来の浸炭温度の要求を満足し得るのみであり、そして粒子粗大化および粒度の不安定性によって引き起こされる熱処理変形および早期の疲労破壊が高温浸炭の間に容易に発生するという先行技術に存在する問題を解決するための、高温浸炭ギヤシャフト用鋼および当該鋼の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の目的は、高温浸炭ギヤシャフト用鋼を提供することである。本発明の元素成分を用いることによって製造されるギヤシャフト用鋼は、高温で適切なオーステナイト粒度および安定性を維持し得、狭い焼入れ性帯域を有し、加工が容易であり、そしてギヤシャフト用鋼の生産安定性および使用安全性を効果的に改善し得る。ギヤシャフト用鋼は、940-1050℃での高温浸炭前後で5-8グレードのオーステナイト粒度を維持し、そして自動車用のギヤボックスまたは新たなエネルギー車両の減速装置および差動装置などの高性能部品に効果的に適用され得、そして良好な応用展望および価値を有する。

上記目的を達成するため、本発明は、以下の化学成分を質量パーセントで含む高温浸炭ギヤシャフト用鋼を提案する：0.17-0.22% C、0.05-0.35% Si、0.80-1.40% Mn、0.010-0.035% S、0.80-1.40% Cr、0.020-0.046% Al、0.006-0.020% N、0.002-0.030% Nb、0.02%以下のV、および0.01%以下のTi。本発明による高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、各化学成分の設計原理は、以下のように具体的に記載される：

C：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Cは鋼中の必須成分であり、そして同時に、Cは鋼の焼入れ性に影響を与える最も重要な元素の１つでもある。浸炭ギヤ鋼は、高い表面強度および十分なコア衝撃靭性の両方を要求し、そして鋼中のCの含有量が低すぎる、すなわち0.17%未満である場合、鋼の強度は不十分であり、そして良好な焼入れ性は保証されず；従って、鋼中のC元素の含有量は、高すぎないべきである。鋼中のC元素の含有量が高すぎる場合、ギヤのコア靭性に対する要求は満足されず、そして高すぎるCの含有量は鋼、特に高いMn含有量を有する浸炭ギヤ鋼の塑性に悪影響があり、そしてC含有量が0.22%よりも多い場合、鋼の加工性に悪影響がある。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Cの質量パーセントは0.17-0.22%であるよう制御される。

Si：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Si元素は、鋼に対する酸化鉄の悪影響を良好に除去し得るだけでなく、フェライトに溶解し、フェライトを強化し、そして鋼の強度、硬度、耐摩耗性および弾性ならびに弾性限界を改善する。同時に、Si元素は鋼のAc₃温度を上げ、熱伝導率を減少させ、それゆえ鋼が亀裂の危険性および脱炭の傾向を有するようにすることに留意すべきである。これに基づいて、組み合わせてSiの有益な効果および悪影響を考慮して、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Siの質量パーセントは0.05-0.35%であるように制御される。

Mn：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Mnは鋼の焼入れ性に影響を与える主要な元素の１つである。Mn元素は脱酸能に優れ、鋼中の酸化鉄を減少させ得、そして鋼の収率を効果的に増加させ得る。Mnはフェライトに溶解し得、鋼の強度および硬度を改善し得、そして鋼が熱間圧延後に冷却される場合に、鋼がより微細な薄層およびより高い強度を有するパーライトを有するようにし得る。さらに、Mnはまた鋼中のSとMnSを形成し得、これはSの有害な効果を除去し得る。Mnは鋼中のオーステナイト構造を形成しそして安定化する能力を有し、鋼の焼入れ性を強力に増大させ得、そしてまた熱間加工性を改善し得る。鋼中のMn元素の含有量が0.80%未満である場合、鋼の焼入れ性は不十分であり；鋼中のMn元素の含有量が高すぎる場合、鋼の熱可塑性は悪化し、生産が影響を受け、そして鋼は水焼入れの間に割れる傾向がある。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Mnの質量パーセントは0.80-1.40%であるように制御される。

S：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Sは一般的に鋼中に不純物元素として存在し、そして鋼の塑性および靭性を顕著に下げ、一定量のS元素はMnと非金属介在物を形成し得、そして適切な量のSは鋼の切断特性を改善し得る。これに基づいて、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Sの質量パーセントは0.010-0.035%であるように制御される。

Cr：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Crは本発明の鋼に添加される主要な合金化元素の１つであり、そしてCrは鋼の焼入れ性、強度、耐摩耗性などを顕著に改善し得る。さらに、Crはまた、鋼中のC元素の活性を低減し得、そして加熱、圧延および熱処理の間の脱炭を防止し得るが、Crの高すぎる含有量は焼入れおよび焼き戻しした鋼の靭性を顕著に下げ、粒界に沿って分布した粗い炭化物を形成する。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Cr元素の質量パーセントは0.80-1.40%であるように制御される。

Al：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Alは粒子を微細化するための元素に属する。Al元素とNとの組み合わせは、粒子をさらに微細化し得、そして鋼の靭性を改善する。粒子の微細化は、鋼の機械特性、特に強度および靭性の改善において重要な役割を果たし、そしてその一方で、粒子の微細化はまた、鋼の水素脆化感受性を低下させるのに役立つ。しかし、鋼中のAl元素の含有量は高すぎないべきであり、そしてAlの高すぎる含有量は鋼中に介在物を発生させる機会を容易に増大させることに留意すべきである。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Al元素の質量パーセントは0.020-0.046%であるように制御される。

N：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Nは鋼中のマイクロ合金に結合してMN-タイプの析出物(「M」は合金化元素をいう)を形成し得る格子間原子であり、これは高温で粒界を固定し、それによってオーステナイト粒子の成長を阻害し得る。鋼中のN元素の含有量が低い場合、MNはそれほど形成されず、そして固定効果は顕著ではなく；鋼中のN元素の含有量が高すぎる場合、N元素は鋼製造において豊富になる傾向があり、鋼の靭性を低下させる。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、N元素の質量パーセントは0.006-0.020%であるように制御される。

Nb：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、鋼中のNb元素の添加は、微細な析出物を形成し、それによって鋼の再結晶を阻害しそして粒子を効果的に微細化し得る。鋼中のNb元素の含有量は高すぎないべきであり、そして鋼中のNb含有量が高すぎる場合、製錬プロセスの間に粗いNbC粒子が形成され、これが鋼の衝撃靭性を低下させることに留意すべきである。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Nb元素の質量パーセントは0.002-0.030%であるように制御される。

V：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Vは鋼の焼入れ性を効果的に改善し得る。V元素は鋼中のC元素またはN元素と析出物を形成し、それによって鋼の強度をさらに改善し得る。C元素の含有量およびV元素の含有量が高すぎると、粗いVC粒子が形成される。生産コストおよび競争力を考慮して、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、V元素の質量パーセントは0.02%以下であるように制御される。

Ti:鋼へのTiの添加は、微細析出物を形成し得るが、鋼中のTi元素の含有量が高すぎる場合、製錬プロセスの間にへりおよび角を有する粗いTiN粒子が形成され、それによって鋼の衝撃靭性が低下する。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼中のTi元素の含有量は0.01%以下であるように制御される。

好ましくは、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼は、元素Ni、MoおよびCuの少なくとも１つを、質量パーセントで0.25%以下のNi、0.10%以下のMo、および0.20%以下のCuをさらに含み得る。

本発明において、元素Ni、MoおよびCuは本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼の性能をさらに改善し得る。

Ni：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Niは鋼中に固溶体の形態で存在し、そして鋼の低温衝撃性能を効果的に改善し得る。しかし、Niの高すぎる含有量は鋼中の残留オーステナイトの高すぎる含有量をもたらし、それによって鋼の強度が低下することに留意すべきである。従って、生産コストおよび競争力を考慮して、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Niの質量パーセントは好ましくは0.25%以下であるように制御され得る。

Mo：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Moは鋼中に固溶し得、これは鋼の焼入れ性および鋼の強度を改善するのに有益である。より高温での焼き戻しは微細な炭化物を形成して鋼の強度をさらに改善し；そしてモリブデンとマンガンとの組み合わせ作用はオーステナイトの安定性を顕著に改善し得る。Moは貴金属でありそしてそのコストは高いことを考慮して、生産コストを制御するために、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Moの質量パーセントは好ましくは0.10%以下であるように制御され得る。

Cu：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Cuは鋼の強度を改善し得、そして鋼の耐候性および耐腐食性を改善するのに有益である。鋼中のCu元素の含有量は高すぎないべきであり、そして鋼中のCu含有量が高すぎると、Cuは加熱の間に粒界で豊富になり、粒界の弱化および亀裂をもたらす。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Cuの質量パーセントは好ましくは0.20%以下であるように制御され得る。

好ましくは、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、不可避的不純物のなかで、各不純物元素の含有量は以下の要求を満足する：P≦0.015%、O≦0.0020%、H≦0.0002%、B≦0.0010%、およびCa≦0.003%。

本発明において、P、O、H、BおよびCaはすべて鋼中の不純物元素であり、そして鋼中の不純物元素の含有量は、技術的条件が許可する場合、より良好な性能およびより良好な品質を有する鋼を得るために、できる限る低減されるべきである。

P: Pは鋼中の粒界で容易に分離され、これは粒界結合エネルギーを低下させ、そして鋼の衝撃靭性を悪化させる。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、P含有量は0.015%以下であるように制御される。

O: Oは鋼中のAl元素と酸化物および複合酸化物などを形成し得、そして鋼の構造の均一性ならびに低温衝撃エネルギーおよび疲労性能を確保するため、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼中のO元素の含有量は0.0020%以下であるように制御され得る。

H: Hは鋼中の欠陥で蓄積し、そして1000 MPaを超える引張強度を有する鋼中、水素誘導遅れ破壊が起こる。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、H元素の含有量は0.0002%以下であるように制御される。

B: Bは焼入れ性に対してより感度が高い元素であり、B含有量の小さな変化は鋼の焼入れ性に大きな変動を引き起こす。なぜなら、B元素は容易に偏析し、そしてギヤシャフト用鋼へのB元素の添加はギヤ鋼にとって焼入れ性帯域の狭い振幅の制御を助長しないからである。従って、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、B元素の含有量は0.0010%以下であるように制御される。

Ca：本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼において、Ca元素は介在物を容易に形成し、それによって最終製品の疲労性能に影響を与える。従って、Ca元素の含有量は0.003%以下であるように制御され得る。

好ましくは、本発明はMX(XはCまたはNをいう)析出物の微細分散を記載するためにマイクロ合金化元素係数

を定義し、ここで

そして式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセント含有量のパーセントの記号の前の数値で置き換えられる。本発明において、Nb、V、Ti、およびAlはすべてMXマイクロ合金析出物を形成し得、これはオーステナイト粒子を微細化することおよび粒子安定性を維持することにある特定の役割を果たす。研究は、本発明のギヤシャフト用鋼に用いられる温度条件下、ナノサイズの炭窒化物析出物MXを形成するプロセスにおいて、VおよびNbは競争関係を有し、V元素の含有量をさらに増加させることは高温オーステナイト粒度を制御することに対して顕著な効果を有さず、一方、Ti元素それ自体は炭素および窒素元素と介在物を容易に形成し、鋼の機械加工性に影響を与え、そしてまたTi元素は製錬の間にNbと複合化して大きな介在物を形成するのが容易であり、オーステナイト粒子の微細化においてNb析出物の効果に影響を与えることを見い出した。従って、本発明において、微細分散したMX析出物は、主として、２つの元素NbおよびAl、特にマイクロ合金化元素Nbの量を制御することによって形成され、そうしてオーステナイト粒子を高温で安定に保つ。上記分析に基づいて、本発明のマイクロ合金化元素係数

は上記の通り計算され、そして0.5～3.0の範囲にある。製錬プロセスの間、マイクロ合金化元素係数は適切な範囲内に制御される必要があり：マイクロ合金化元素係数が大きすぎる場合、製錬プロセスの間に粗い析出物が容易に形成し、鋼の衝撃靭性および疲労寿命を低下させ；そしてマイクロ合金化元素係数が小さすぎる場合、適切な量の微細析出物が形成されず、これは粒界を固定し、粒界移動を阻害し、そしてそれによってオーステナイト粒子成長を阻害する目的を達成することができない。

本発明のプラスの効果の１つは、ギヤ鋼におけるマイクロ合金化元素ならびに炭素および窒素元素の含有量およびマイクロ合金化元素係数を制御することによって、適切な量のAlおよびNbが過剰の窒素および炭素元素と析出物を形成し、それゆえ高温段階でオーステナイト粒子成長を効果的に阻害することである。

好ましくは、本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼は、代表位置J9mmで30-43 HRCの焼入れ性を有し、そして940-1050℃での高温真空浸炭前後に5-8グレードのオーステナイト粒度を維持する。

本発明の別の目的は、高温浸炭ギヤシャフト用鋼の製造方法を提供することである。製造方法は、生産するのが簡単であり、そして適応性が高く、そして本発明の方法によって製造される高温浸炭ギヤシャフト用鋼は、高温オーステナイト安定性、狭い焼入れ性帯域、高い靭性、快削、高い寸法精度、高い疲労性能などを有し、自動車用のギヤボックスまたは新たなエネルギー車両の減速装置および差動装置などの高度に要求が厳しい部品に効果的に適用され得、そして良好な応用展望および適用価値を有する。

上記目的を達成するため、本発明は、以下の工程を含む高温浸炭ギヤシャフト用鋼の製造方法を提案する：
製錬および鋳造；
加熱；
鍛造または圧延；および
最終仕上げ。

本発明の製造方法の製錬および鋳造工程における製錬は、電気炉製錬または転炉製錬によって行われ得、そして外部精錬などの精錬および真空処理ならびに真空脱ガスが行われる。もちろん、いくつかの他の実施態様において、真空誘導炉が製錬のために使用され得る。電気炉製錬のための炉の充填は、低いPおよびSくず鉄、末端切断および高品質銑鉄を使用し得；合金はクロム鉄、低リンマンガン鉄、モリブデン鉄などであり得；還元剤は：炭化カルシウム、炭素粉末およびアルミニウム粉末を含み得；酸化期間の間：Pを除去するためにしばしばスラグを流し、およびしばしばスラグを流すとは、スラグを流す回数および鋼スラグの量を増加させることによってP元素を取り除くプロセスを意味し、鋼中のP含有量を低減し；スラグ排出条件は以下のように制御され得る：スラグ排出温度は1630-1660℃であり；および[P]≦0.015%；およびねじ立て条件は以下のように制御され得る：ねじ立て温度は1630-1650℃であり；[P]≦0.011%、および[C]≧0.03%。

電気炉製錬または転炉製錬の完了後、取鍋（レードル）精錬炉において溶融鋼を精錬して鋼中の有害ガスおよび介在物を除去する必要がある。制御取鍋（レードル）台座、温度測定および分析、ならびにアルゴン圧は状況により調節され得る；LFの初期脱酸は0.04% Alを供給し、そして次いで合金ブロックを添加し、そして5-10分間攪拌することによって達成され得る。溶融鋼の温度がT=1650-1670℃であると測定される場合、真空脱ガスが行われ得、そして真空脱ガスの真空度は66.7 Paであるように制御されそして15分以上保持され得、[O]≦0.0020%および[H]≦0.00015%を確保する。さらに、この技術的解決法において、クレーン取鍋（レードル）の温度は1550-1570℃であろうように制御され得、そしてクレーン取鍋（レードル）の温度は下げられるので、元素拡散は加速され、これは樹状偏析をさらに低減するのに有益である。

従って、鋳造はダイカストまたは連続鋳造によって行われ得る。連続鋳造プロセスの間、鋼取鍋（レードル）中の高温溶融鋼は保護スリーブを通してタンディッシュに注がれ、ここでタンディッシュの過熱度は20-40℃である。タンディッシュは使用前に徹底的に掃除され、そしてタンディッシュの内面は耐火コーティングでコーティングされ、そして亀裂を有していてはならず；そしてタンディッシュ中の溶融鋼は連続鋳造晶析装置を使った電磁撹拌によって十分に攪拌され、その結果140mm×140mm～320mm×425mmの断面寸法を有する適格の連続鋳造ビレットを得ることができる。この技術的解決法において、鋳造速度は、異なる正方形ビレットサイズに応じて0.6-2.1 m/minであるように制御され得る。次いで、連続鋳造ビレットは徐冷ピット中で24時間以上の徐冷時間、ゆっくりと冷却される。

さらに、本発明の製造方法の鍛造または圧延工程において、鍛造が行われる場合、最終仕上げ製品サイズに直接鍛造され得；圧延が行われる場合、鋼スラブは最終仕上げ製品サイズに直接圧延され得るか、または鋼スラブは最初に規定の中間スラブサイズに圧延され、次いで加熱されそして最終仕上げ製品サイズに圧延され得るかのいずれかである。それらのなかで、中間スラブの加熱温度は1050-1250℃であるように制御され得、そして保持時間は3-24時間であるように制御され得る。

さらに、本発明の製造方法の最終仕上げ工程において、最終仕上げプロセスは丸鋼の皮剥ぎおよび熱処理ならびに品質を確保するための非破壊検査を含む。最終仕上げ工程において、必要に応じて行われる皮剥ぎプロセスは：回転皮剥ぎまたは砥石車皮剥ぎなどを含み得；必要に応じて行われる熱処理プロセスは、焼きなまし、等温焼きなましなどを含み得；必要に応じて行われる非破壊検査は超音波検査、磁粉検査などを含み得る。

好ましくは、加熱工程において、鋼スラブは最初に予備加熱セクションにおいて700℃よりも高くないよう加熱され、そして次いで第１加熱セクションにおいて980℃よりも高くないよう連続して加熱される。そしてその温度で加熱維持後、第２加熱セクションにおいて950-1200℃に加熱され続ける。次いで、その温度で加熱維持後、1050-1250℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そしてその温度で加熱維持後、続く圧延または鍛造を進める。

上記技術的解決法において、先行技術と比較して、本発明の製造方法の加熱工程において採用される技術的解決法は、浸漬セクションにおいてより高い温度を有する。浸漬セクションにおけるより高い温度は、鋼スラブ加熱の拡散プロセスの間に連続的に鋳造されたビレットの組成均一性および構造均一性を改善するのに有益であり得る。この温度で、析出物はまたより速い固溶体速度を有し、その結果、高い圧延加熱温度は、鋼中のもともと溶解していない析出物粒子のより大きな溶解を引き起こし、マトリクス中のマイクロ合金化元素の濃度を増大させ、そして続く冷却時にますます分散した粒子を析出させる。さらに、圧延加熱温度が上げられた後にのみ、最終圧延温度が上げられ得、圧延後にオーステナイトのより完全な回復および再結晶、ならびにより均一な析出物分布をもたらす。

好ましくは、本発明の製造方法において、鍛造または圧延工程において、最終鍛造または最終圧延温度は900℃以上であるように制御される。

本発明の製造方法の鍛造または圧延工程において、鋼スラブが炉から排出された後、高圧水を用いてスケールおよび酸化物膜を除去することができ、そして初期鍛造または初期圧延温度は1150-1250℃であるように制御され、そして最終鍛造または最終圧延温度は900℃以上であるように制御される。これは、このプロセス下、Nがガンマ固溶体から溶出しそして鋼中のマイクロ合金化元素と結合して窒化物を形成するのに有益である。

Nはγ-Fe中よりもα-Fe中でより低い溶解性を有すること、および相変態の励起のせいで析出物量の２つのピークが生じることに留意すべきである。最終鍛造または最終圧延温度が低い場合、析出物のピーク析出は析出物の不均一な分布、ならびに不十分な回復および再結晶を引き起こし、微細構造の異方性をもたらす。従って、最終鍛造または最終圧延温度は900℃以上であり、析出物の均一な分散分布をもたらす。さらに、最終鍛造または最終圧延温度を上げることは、より微細な粒子をもたらし、これは、過冷却したオーステナイトの変態後のフェライトの平均粒径と、マンガン豊富なバンド間の空間との間の差異を増加させ、そしてマンガン豊富なバンドがパーライトを形成する傾向を低下させ、それによってしま状組織を減少させる。

本発明の有益な効果は以下の通りである：
1.本発明によれば、上記高温条件下でオーステナイト粒子を安定に保持し得るギヤシャフト用鋼は、化学成分を合理的に制御することによって得ることができる。本発明において、マイクロ合金化元素Nb、AlおよびVならびに炭素および窒素元素の含有量は主として合理的に制御され、炭窒化物析出物MXが、適切なサイズおよび量を有し、これがオーステナイト粒界の移動を制限し、そして本発明の浸炭ギヤシャフト用鋼のオーステナイト粒子が高温で適切な粒度および安定性を維持することを可能にするのを確保する。それらのなかで、NbおよびAlは本発明において析出物を形成するための主たる元素であり、本発明における高温オーステナイトの粒度を制御することにおけるVおよびTi元素の効果は明白ではなく、そしてVおよびTi元素がNbと複合化して大きな介在物を形成することは容易であり、それによってNbの析出物の特性に影響を与え、そしてそれゆえ、VおよびTi元素は本発明において低い範囲に制御すべき不純物元素と見なされ、それによって鋼中の大きな粒子の有害な介在物の発生を回避し、鋼の安定な生産品質を確保し、鋼の生産コストを低減し、そして棒生産ライン上で大量生産を実現する。

2. 本発明の高温浸炭ギヤシャフト用鋼はNi、Mo、Cu、Vなどの貴金属元素を含まないか、または少量しか含まず、これは、高温浸炭、高い焼入れ性、狭い帯域および快削などを確保する前提下で、鋼中の合金化元素のタイプおよび量を制御し得、それによって鋼の適用性を改善する。本発明の元素組成および製造方法を採用することによって得られる高温浸炭ギヤシャフト用鋼のオーステナイト粒度、焼入れ性およびコスト競争力は、既存の特許技術におけるものよりも優れている。

3. 本発明において、加熱、鍛造または圧延段階において熱処理温度を上げることにより、鍛造または圧延後のオーステナイトの回復および再結晶はより十分であり、そしてナノサイズの炭窒化物析出物はマトリクス鋼中に均一に分散され、そして高温浸炭の間のオーステナイトの粒子安定性はさらに改善される。

4.本発明の技術的解決法を用いることによって、960℃までである高温でおよび1000℃以上でさえ真空浸炭を受け得、そして浸炭の間にオーステナイト粒子の安定性を維持し得、そして混晶および粗い粒子の現象を回避するギヤシャフト用鋼を得ることができる。1000℃までである温度で4時間の真空浸炭後のこの鋼の粒度は、5-8グレードで安定に維持され、そしてそれらの特性はギヤシャフト用鋼のサービス性能指標に達する。本発明の鋼を使用することによって、鋼の浸炭温度は960℃以上程度の高さであり得、そしてこのような高温条件下での浸炭はギヤシャフトの浸炭時間を大いに短くし得、ギヤの生産コストを低減し得、二酸化炭素排出を低減し得、エネルギーを節約し得、そして環境を保護し得、そして広い工業用途の見込みを有し得る。

詳細な説明
本発明の実施態様は、特定の実施態様とともに記載され、そして本発明の他の利点および効果はこの明細書の開示から当業者に容易に明らかであろう。本発明は好適な実施態様に関連して記載されるが、本発明の特徴はこの実施態様にのみ限定されることを意図されない。それどころか、実施態様に関連した本発明の記載は、本発明の特許請求の範囲に基づいて導かれ得る他の代替または改変をカバーすることが意図される。本発明の完全な理解を提供するため以下の記載は多くの具体的詳細を含む。本発明はまた、これらの詳細なしで実施され得る。さらに、本発明の焦点を混同させるまたは曖昧にさせるのを避けるため、いくつかの具体的詳細は記載において省略される。本発明の実施例および実施例における特徴は、矛盾なく互いに組み合わされ得ることに留意すべきである。

実施例1-8および比較例1-4
実施例1-8における高温浸炭ギヤシャフト用鋼はすべて以下の工程を用いることによって製造する：
(1)製錬および鋳造は以下の表1に示す化学組成に従って行う：ここで製錬は50 kg真空誘導炉、150 kg真空誘導炉、または500 kg真空誘導炉を用いることによって行い得、あるいは製錬はまた電気炉製錬+外部精錬+真空脱ガスを用いることによって行い得、あるいは製錬は転炉製錬+外部精錬+真空脱ガスを用いることによって行い得る。そして鋳造はダイカストまたは連続鋳造を用いることによって行い得る。

(2)加熱：鋼スラブを最初に予備加熱セクションにおいて700℃以下であるよう加熱し、そして次いで第１加熱セクションにおいて加熱し続け、ここで指定の加熱温度は980℃以下である。この段階で、鋼スラブの温度は600-980℃であり；加熱維持後、第２加熱セクションにおいて950-1200℃に加熱し続け、そして加熱維持後浸漬セクションに入る。浸漬セクションの温度は1050-1250℃であり、そして鋼スラブのコアの温度および鋼スラブの表面の温度は加熱維持によって同じ温度に維持する。

(3)鍛造または圧延：最終鍛造または最終圧延温度は900℃以上であるように制御する。

(4)最終仕上げ：最終仕上げは皮剥ぎまたは焼きなましまたは焼きならしを含む。

実施例1-8における高温浸炭ギヤシャフト用鋼および比較例1-4にける鋼の具体的なプロセスは以下の通りである：
実施例1：製錬は以下の表1に示す化学組成に従って50 kg真空誘導炉で行う。溶融鋼を鋼インゴットに鋳造し、そして加熱し、そしてビレットに鍛造し、そして鋼インゴットを最初に予備加熱セクションにおいて700℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて900℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1000℃に加熱し続ける。加熱維持後、1100℃の温度を有する浸漬セクションに入る。次いで、加熱維持後、続く鍛造に進み、最後にΦ60 mmを有する棒を作製し、ここで最終鍛造温度は910℃であるように制御し、そして鍛造後、920℃で100分間焼きならしする。

実施例2：製錬は以下の表1に示す化学組成に従って150 kg真空誘導炉で行う。溶融鋼を鋼インゴットに鋳造し、加熱し、そしてビレットに鍛造し、そして鋼インゴットを最初に予備加熱セクションにおいて650℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1100℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1200℃の温度を有する浸漬セクションに入り、そして加熱維持後、続く鍛造に進み、最後にΦ75mmを有する棒を作製し、ここで最終鍛造温度は1000℃あるように制御し、そして鍛造後、回転皮剥ぎを行う。

実施例3：表1に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、そして精錬および真空処理を行い、そして次いで320 mm×425 mmの連続鋳造ビレットに鋳造し、そして連続鋳造ビレットを最初に予備加熱セクションにおいて600℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて980℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1200℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1220℃の温度を有する浸漬セクションに入り、そして加熱維持後、続く圧延を行う。鋼スラブを加熱炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に圧延し始め、そして最後にΦ120 mmを有する棒に圧延し、ここで最終圧延温度は1000℃であるように制御する。圧延後、空冷、650℃で12時間の焼きなまし処理、ならびに超音波検査および磁粉検査などによる検査を行う。

実施例4：表1に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、そして精錬および真空処理を行い、そして次いで280 mm×280 mmの連続鋳造ビレットに鋳造し、そして連続鋳造ビレットを最初に予備加熱セクションにおいて620℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1150℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1200℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そして加熱維持後、続く圧延に進む。鋼スラブを加熱炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に圧延し始め、そして最後にΦ90mmを有する棒に圧延し、ここで最終圧延温度は970℃であるように制御する。圧延後、空冷、砥石車皮剥ぎ、ならびに超音波検査および磁粉検査などによる検査を行う。

実施例5：表1に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、そして精錬および真空処理を行い、そして次いで320 mm×425 mmの連続鋳造ビレットに鋳造し、そして連続鋳造ビレットを最初に予備加熱セクションにおいて600℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1200℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1230℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そして加熱維持後、続く圧延を行う。鋼スラブを加熱炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に中間スラブに圧延し始め、ここで第１最終圧延温度は1050℃であるように制御し、そして中間スラブは220 mm×220 mmのサイズを有する。中間スラブを次いで680℃に予備加熱し、そして続いて最初に1050℃に加熱し、次いで1200℃に加熱する。そして加熱維持後、浸漬を行い、浸漬温度は1220℃であり、そして浸漬後のスラブを炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に圧延し始め、それによってΦ50mmの仕様を有する仕上げ製品棒を得、ここで第２最終圧延温度は950℃であるように制御する。圧延後、空冷、等温焼きなまし処理、すなわち900℃で90分間保持し、続いて600℃に空冷し、そして120分間保持し、次いで炉から排出し、そして空冷する、および次いで超音波検査および磁粉検査などによる検査を行う。

実施例6：表1に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、そして精錬および真空処理を行い、そして次いで280mm×280mmの連続鋳造ビレットに鋳造し、そして連続鋳造ビレットを最初に予備加熱セクションにおいて680℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて900℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1180℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1200℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そして加熱維持後、続く圧延を行う。鋼スラブを加熱炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に中間スラブに圧延し始め、ここで第１最終圧延温度は1000℃であるように制御し、そして中間スラブは140 mm×140 mmのサイズを有する。中間スラブを次いで700℃に予備加熱し、そして続いて1100℃に加熱し、次いで1220℃に加熱する。そして加熱維持後、浸漬を行い、浸漬温度は1220℃であり、そして浸漬後のスラブを炉から排出し、そして高圧水脱スケール後にΦ20mmの仕様を有する仕上げ製品棒に圧延し始め、ここで第２最終圧延温度は920℃であるように制御する。圧延後、空冷、回転皮剥ぎ、ならびに超音波検査および磁粉検査などによる検査を行う。

実施例7：表1に示す化学組成に従って転炉製錬を行い、そして精錬および真空処理を行い、そして次いでダイカストスラブに鋳造し、そして鋳造したスラブを最初に予備加熱セクションにおいて620℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1150℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1200℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そして加熱維持後、続く圧延を行う。鋼スラブを加熱炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に圧延し始め、そして最後にΦ110 mmを有する棒に圧延し、ここで最終圧延温度は970℃であるように制御する。圧延後、空冷、砥石車皮剥ぎ、ならびに超音波検査および磁粉検査などによる検査を行う。

実施例8：表1に示す化学組成に従って転炉製錬を行い、そして精錬および真空処理を行い、そして次いでダイカストスラブに鋳造し、そして鋳造したスラブを最初に予備加熱セクションにおいて600℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950℃に加熱し続ける。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1200℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1230℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そして加熱維持後、続く圧延を行う。鋼スラブを加熱炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に中間スラブに圧延し始め、ここで第１最終圧延温度は1050℃であるように制御し、そして中間スラブは260 mm×260 mmのサイズを有する。中間スラブを次いで680℃に予備加熱し、そして続いて最初に1050℃に加熱し、そして次いで1200℃に加熱する。そして加熱維持後、浸漬を行い、浸漬温度は1220℃であり、そして浸漬後のスラブを炉から排出し、そして高圧水脱スケール後にΦ60mmの仕様を有する仕上げ製品棒に圧延し始め、ここで第２最終圧延温度は950℃であるように制御する。圧延後、空冷、ならびに次いで超音波検査および磁粉検査などによる検査を行う。

比較例1および2における鋼は市販材料からのものである。

比較例3：その実施方法は実施例1における方法と同じであり：表1に示す化学組成に従って50 kg真空誘導炉で製錬し、溶融鋼を鋼インゴットへ鋳造し、加熱およびビレットへ鍛造し、そして鋼インゴットを最初に予備加熱セクションにおいて700℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて900℃に加熱し続けることを含む。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1000℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1100℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そして加熱維持後、続く圧延を行い、そして最後にΦ60 mmを有する棒に圧延し、ここで最終鍛造温度は910℃であるように制御し、そして鍛造後、920℃で100分間焼きならしする。

比較例4：その実施方法は実施例5における方法と同じであり：表1に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、そして精錬および真空処理を行い、そして次いで320 mm×425 mmの連続鋳造ビレットに鋳造し、そして連続鋳造ビレットを予備加熱セクションにおいて600℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950℃に加熱し続けることを含む。そして加熱維持後、第２加熱セクションにおいて1200℃に加熱し続ける。次いで、加熱維持後、1230℃の温度を有する浸漬セクションに入る。そして加熱維持後、続く圧延を行う。鋼スラブを加熱炉から排出し、そして高圧水脱スケール後に中間スラブに圧延し始め、ここで第１最終圧延温度は1050℃であるように制御し、そして中間スラブは220 mm×220 mmのサイズを有する。中間スラブを次いで680℃に予備加熱し、そして続いて最初に1050℃に加熱し、そして次いで1200℃に加熱する。そして加熱維持後、浸漬を行い、浸漬温度は1220℃であり、そして浸漬後のスラブを炉から排出し、そして高圧水脱スケール後にΦ50mmの仕様を有する仕上げ製品棒に圧延し始め、ここで第２最終圧延温度は950℃であるように制御する。圧延後、空冷、等温焼きなまし処理、すなわち900℃で90分間保持し、続いて600℃に空冷し、そして120分間保持し、次いで炉から排出し、そして空冷を行う、および次いで超音波検査および磁粉検査などによる検査を行う。

表1は、実施例1-8における高温浸炭ギヤシャフト用鋼および比較例1-4における比較鋼の各化学元素の質量パーセントおよびマイクロ合金化元素係数r_M/Xを列挙する。

表2は、実施例1-8における高温浸炭ギヤシャフト用鋼および比較例1-4における比較鋼の上記プロセス工程における具体的なプロセスパラメーターを列挙する。

上記表2において、実施例5、6、および8ならびに比較例4は、本発明の上記プロセスにおける工程(2)および工程(3)においてパラメーターの欄を２つ有する。なぜなら、上記３つの実施例における圧延の間、鋼スラブを最初に特定の中間スラブサイズに圧延し、そして次いで加熱しそして最終仕上げ製品サイズに再度圧延するからである。

実施例1-8において得られた高温浸炭ギヤシャフト用鋼および比較例1-4における比較鋼は、それぞれサンプリングし、そして模擬浸炭焼入れ試験、焼入れ性試験および硬度試験に供し、そして実施例および比較例において得られた鋼の試験結果をそれぞれ表3に示す。

模擬浸炭焼入れ試験、焼入れ性試験および硬度試験について関連方法を以下に記載する：
模擬浸炭焼入れ試験：940℃で5時間保持する；それぞれ960℃、980℃および1000℃で4時間保持する；1020℃で3時間保持する；および1050℃で2時間保持する、次いで水焼入れを行い、そしてサンプルを取り、実施例および比較例における鋼の構造を観察し、そして規格ASTM E112に従ってそれらのオーステナイト粒度を評価する。

焼入れ性試験：実施例における鋼および比較例における鋼について、国家規格GB/T 225に従って熱間圧延丸鋼からサンプルを取りそして調製し、そしてGB/T 5216を参照して末端焼入れ性試験(ジョミニー試験)に供し、ここで焼きならし温度は920±10℃であるように制御し、そして焼入れ温度は870±5℃であるように制御する。そしてGB/T 230.2に従ってロックウェル硬度試験を行い、焼入れ端から9 mm、すなわちJ9 mmでの硬度などの特定位置での硬度値(HRC)を得る。上記プロセスパラメーターもまた交渉によって決定し得る。

表3は、実施例1-8における高温浸炭ギヤシャフト用鋼および比較例1-4における比較鋼の試験結果を列挙する。

表3から分かるように、本発明の実施例1-8における高温浸炭ギヤシャフト用鋼を模擬浸炭焼入れ試験において1000℃を超えない４つの温度で模擬浸炭に供した後、オーステナイト粒度は5-8グレード内に維持され、そして混晶または異常な粗い粒子などの現象は観察されない。そして得られた鋼の加工性は技術的要求を満足し、ここで実施例1および実施例3における鋼は、1040℃で2h加熱後に5グレードの粒度を有する。

混晶現象(1グレード)は、比較例2における比較鋼を960℃の温度で模擬浸炭および焼入れに供した後に観察され、ここで6(1)は、6グレードの平均粒度および局所領域で起こる1グレードの異常な粗大化を表す。比較例1、3、および4における比較鋼の模擬浸炭温度を980℃以上に上げ続けた後、オーステナイト粒子の異常成長が激しくなり、ここで5.5(1)は、5.5グレードの平均粒度および局所領域で起こる1グレードの異常な粗大化を表す。比較例3において、TiNタイプの介在物が鋼中に存在し、疲労性能に悪影響を与えることが分かる。比較例1における比較鋼は、より低い焼入れ性を有し、そしてEN 10084-2008において特定される20MnCrS5H高焼入れ性ギヤ鋼の要件を満足しない。

要約すれば、本発明において、合理的な化学組成設計および最適化プロセスによって、本発明による高温浸炭ギヤシャフト用鋼は、高温オーステナイト粒子安定性、高い焼入れ性、狭い焼入れ性帯域および良好な高温粒子安定性を有し得ることが分かる。それはまた、快削でありそして高温浸炭に適している。そしてそれは、代表位置J9mmで30-43 HRCの焼入れ性を有し、そして1000℃まででの高温真空浸炭前後で5-8グレードのオーステナイト粒度を維持する。ギヤシャフト用高焼入れ性鋼で圧延または鍛造した棒は、ギヤに効果的に加工され得、そして高温浸炭などの熱処理後に適切な強度および靭性を有する。ギヤシャフト用鋼は、自動車用のギヤボックスまたは新たなエネルギー車両の減速装置および差動装置などの高性能部品に効果的に適用され得、そして良好な応用展望および価値を有する。

さらに、本発明における種々の技術的特徴の組み合わせは、本発明の特許請求の範囲に記載された組み合わせまたは特定の実施例に記載された組み合わせに限定されず、そして本発明に記載された全ての技術的特徴は、技術的特徴の間に矛盾がない限り、自由に組み合わせられ得、またはいかなる方法によっても結合され得る。

また、上記で列挙した実施例は単に本発明の特定の例でしかないことに留意すべきである。明らかに、本発明は上記実施例に限定されず、そしてそれに従ってなされた類似の変形または改変は、本発明によって開示された内容から当業者によって直接導き出され得るかまたは容易に連想され得、そしてそれらは本発明の保護範囲に含まれるべきである。

Claims (10)

1. 質量パーセントで以下の化学成分を含む高温浸炭ギヤシャフト用鋼：0.17-0.22% C、0.05-0.35% Si、0.80-1.40% Mn、0.010-0.035% S、0.80-1.40% Cr、0.020-0.046% Al、0.006-0.020% N、0.002-0.030% Nb、0.02%以下のV、および0.01%以下のTi。
2. 残部がＦｅおよび不可避的不純物である、請求項１に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼。
3. 元素Ni、MoおよびCuの少なくとも１つを、質量パーセントで0.25%以下のNi、0.10%以下のMo、および0.20%以下のCuでさらに含む、請求項１に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼。
4. 質量パーセントで0.015%以下のP、0.0020%以下のO、0.0002%以下のH、0.0010%以下のB、および0.003%以下のCaをさらに含む、請求項１～３のいずれか１項に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼。
5. 高温浸炭ギヤシャフト用鋼中の元素Nb、V、Al、NおよびCの含有量が下式：
   マイクロ合金化元素係数
   を満足し、該マイクロ合金化元素係数
   が0.5～3.0の範囲にあり、ここで該式中の各化学元素が、対応する化学元素の質量パーセント含有量のパーセントの記号の前の数値で置き換えられる、請求項１に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼。
6. 代表位置J9mmで30-43 HRCの焼入れ性を有し、そして高温真空浸炭の前後で5-8グレードのオーステナイト粒度を維持する、請求項１～３のいずれか１項に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼。
7. 以下の工程を含む、請求項１～６のいずれか１項に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼の製造方法：
   製錬および鋳造；
   加熱；
   鍛造または圧延;および
   最終仕上げ。
8. 加熱工程において、予備加熱セクションの加熱温度が700℃以下であり、第１加熱セクションの温度が980℃以下であり、第２加熱セクションの温度が950-1200℃であり、そして浸漬セクションの温度が1050-1250℃である、請求項７に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼の製造方法。
9. 鍛造または圧延工程において、最終鍛造温度または最終圧延温度が900℃以上である、請求項７に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼の製造方法。
10. 最終仕上げ工程が皮剥ぎ、焼きなましおよび焼き戻しの少なくとも１つを含む、請求項７に記載の高温浸炭ギヤシャフト用鋼の製造方法。