JP3713805B2 - 冷鍛性に優れた高周波焼入用鋼とその製造法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は，機械構造用部品，例えば変速ギヤ，無段変速機用転動体，等速ジョイントアウターレース，その他の高周波焼入を施して機械構造部品に用いられる静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度に優れた高強度高周波焼入用鋼とその製造法の開発に関する。
【０００２】
【従来の技術】
これまで機械構造用炭素鋼のうちＳ４０Ｃ−Ｓ４５Ｃなどの中炭素鋼は高周波焼入により表面硬化処理を行い，曲げ疲労強度や転がり接触疲労強度および静的強度を得てきた。しかしながら冷間鍛造によって成形される部品では冷鍛性を向上させるためその前処理として炭化物の球状化焼きなまし処理が行われている。
【０００３】
冷間鍛造性の向上には炭化物の球状化処理が有効であるが，球状化処理後の炭化物は焼ならし状態の層状炭化物と異なり，熱的に安定化し高周波焼入のような極短時間の加熱では十分に固溶できず，均質な硬化層が得られなかったり，表面硬さが低下し，高い転がり接触疲労強度や静的強度が要求される部品には不適当であった。しかし，短時間の加熱でも容易に固溶できる層状の炭化物のままでは著しく冷鍛性を損なうと言う問題がある。
【０００４】
また，焼ならし状態での冷鍛性を向上させるために，固溶強化元素のＳｉやＭｎ，Ｃｒ含有量を低減することも考えられるが，この場合には高周波焼入性が低下したり，層状炭化物の層間隔が粗大化し，かえって冷鍛性が低下するという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は，上記のような事情を背景としてなされたもので，本発明の目的とするところは，冷間加工性に優れかつ十分な高周波焼入性を有し優れた静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度を得ることができる高強度高周波焼入用鋼に関する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は，種々の合金元素の組み合わせについて検討した結果，静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度を向上させるためにＣ含有量を通常のＳ４０Ｃ〜Ｓ４５Ｃの炭素鋼より高い０．４５％以上の添加とした。また，Ｓｉ含有量を低減し，焼ならし硬さを下げるとともに焼入性向上元素であるＢを添加することによりＳｉ含有量低減による焼入性低下を補い，安定した高周波焼入性を確保した。
【０００７】
また，炭化物球状化処理によって炭化物が安定化する原因であるところの炭化物形成元素Ｃｒ含有量の上限および炭化物の平均粒径と平均粒子間隔を規定することにより，高周波加熱のような短時間の加熱でも均質な硬化層が得られることを見いだした。これにより優れた冷鍛性と高周波焼入性を併せ持つ高強度高周波焼入用鋼を開発した。
【０００８】
すなわち，本発明の高強度高周波焼入用鋼（請求項１）は重量基準で
Ｃ ：０．４５〜０．６０％
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｃｒ：０．３％以下
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼において，平均粒径が５μｍ以下の炭化物を平均粒子間隔２０μｍ以下で分散させることを特徴とする。また，８００〜１０００℃より焼入，さらに６００℃〜Ａ１ｃで炭化物の析出処理を行うことを特徴とする。
【０００９】
以下に各合金成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０．４５〜０．６０％
Ｃは高周波焼入後，鋼の強度を保持するための必須の元素であり，高周波焼入後の表面硬さを確保し，静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度を向上させるために０．４５％以上添加する必要がある。しかし，その含有量が０．６０％を超えて添加すると硬さが高くなり冷鍛性を著しく損なうなどの弊害をもたらすので，Ｃ含有量の上限を０．６０％にした。
【００１０】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉは溶製時の脱酸剤として作用する元素であるが，通常の脱酸剤として含有される量であると素材硬さを高め冷鍛性の劣化をまねくので０．０１〜０．１５％の規定した。
【００１１】
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは溶製時の脱酸剤として作用する元素であり，また高周波焼入性を向上させる元素であが，十分な焼入性を得るために必要な量を添加すると素材硬さを高め被削性および加工性を劣化させる。このため，Ｍｎ含有量は０．１０〜１．００％にする必要がある。
【００１２】
Ｃｒ：０．３％以下
ＣｒはＭｎと同様に高周波焼入性を向上させる元素であるため，しばしば利用されている。しかし，冷鍛性を高めるために炭化物の球状化処理を行った場合には炭化物中に濃化し，炭化物の熱的な安定性を著しく高める。このため高周波焼入のような短時間の加熱で炭化物が固溶できず，かえって高周波焼入性を低下させる。このためＣｒ含有量を０．３％以下に規定した。
【００１３】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは素材の硬さを高めることなく，硬化層深さを深める元素である。このＢ添加によりＳｉ含有量の低減およびＭｎ含有量の変化による焼入性の変動を効果的に抑制することができる。この効果を安定して得るためにも０．０００５％以上の添加を必要とする。しかし，過剰に添加してもその効果はかえって低下するので上限を０．００５％以下にした。
【００１４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中のＮと結びつき，ＴｉＮ化合物の生成によりＢＮ化合物の生成を抑制し，Ｂによる焼入性向上効果を確保するために必要な元素である。しかし，多量に添加すると靭性や疲労強度の低下をきたすので０．０５％以下に限定した。また，Ｔｉ望ましい添加量はＴｉ／Ｎ≧３．４である。
【００１５】
ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
ｓ−Ａｌは溶製時の脱酸剤として作用する元素であり，０．０１５％以上添加する必要がある。しかし，多量に添加すると靭性や疲労強度の低下をきたすので０．０５０％以下に限定した。
【００１６】
炭化物の粒径は炭化物の固溶時間に影響を及ぼし，粒径の大きなものほど固溶に長い時間が必要になる。また，分布状態が均一なほど冷鍛性は高くなり，微細な炭化物を均一に分散させることが優れた冷鍛性と高周波焼入性をあわせ持つために必要である。このような炭化物の分布状態を得るため，本発明請求項２にかかわる手段は以下のとおりである。すなわち上述した成分範囲の鋼を８００〜１０００℃より焼入，さらに６００℃〜Ａｃ１で炭化物の析出処理を行うことにより炭化物の平均粒径を５μｍ以下，平均粒子間核を２０μｍ以下にすることができる。なお焼入温度は８００℃未満では均一なオーステナイト化ができず，１０００℃をこえると結晶粒が粗大化する。また，析出処理温度は６００℃未満では硬さが高くなりすぎ，Ａｃ１をこえると組織の一部がオーステナイト化するために上記の条件とした。
【００１７】
【実施例】
表１に示す化学組成をもつ各鋼材を高周波誘導炉で溶解し１５０ｋｇの鋼塊に鋳造した。その後，鍛造によって直径３２ｍｍの丸棒に鍛造した。このようにして得られた丸棒を８５０℃より油中に焼入を行い。さらに７００℃で５時間の炭化物析出処理を行い１／２Ｒ部の硬さ測定を行った。またこれらの丸棒より下記の試験条件にて転動試験，高周波焼入試験，圧縮試験を下記の条件で行い評価した。その結果を表２に示す。また実施例に示される鋼には通常の鋼に含まれるＰ：０．０３０％以下，Ｃｕ：０．３０％以下，Ｎｉ：０．２０％以下，Ｎ：０．０３０％以下，０：０．００３％以下の不純物が含有されてもよい。
【００１８】
転動試験は試験部直径１２．３ｍｍの疲労試験片を削りだし，周波数：１００ｋＨｚ，方式：定置焼入，加熱時間：２．５ｓ，電力：５０ｋＷ，最高加熱温度：９８０℃．冷却水：水，焼戻し：１６０℃×１時間の条件で高周波焼入焼戻し処理を施した。試験はラジアル型転動試験機により，ＳＵＪ２製ボールを用いて面圧５８８０ＭＰａにて試験を実施した。
【００１９】
高周波焼入性は直径２５ｍｍ，長さ１００ｍｍの丸棒試験片を加工し，周波数：１０ｋＨｚ，電力：５５ｋＷ，加熱時間：４ｓの条件で高周波焼入をし，表面からビッカース硬さで４５０ＨＶになる硬さまでの距離を測定した。
【００２０】
圧縮試験は試験片端面に潤滑剤を塗布し，加工速度２ｍｍ／ｍｉｎで行い，き裂発生までの圧縮加工率を求めた。
【００２１】
さらに発明鋼Ｎｏ．１において表３に示す炭化物析出処理条件により，炭化物平均粒径と平均粒子間隔を変化させた場合の特性を表４に示す。炭化物の平均粒径および平均粒子間隔の測定は走査型電子顕微鏡により５０００倍で２０視野の観察をおこない，画像解析により求めた。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
表１の実施例１〜９は本発明にかかわる成分組成，焼ならし硬さおよび焼入性指数の全ての条件を満足する実施例であり，転動疲労特性，限界圧縮率，および高周波焼入性のすべてに優れている。
【００２７】
これに対して比較鋼ＡはＣ含有量が低すぎるため十分な転動疲労強度が得られていない。また．Ｂ鋼はＣ含有量が高すぎるため硬さが高くなり冷間鍛造に適さない。
【００２８】
比較鋼Ｃ，Ｄ，ＥはそれぞれＭｎ，Ｃｒ，Ｓｉ含有量が高すぎるため，硬さが高くなりすぎてＢ鋼と同様に冷間鍛造性を著しく低下させている。また，Ｃｒ含有量が高いＤ鋼は炭化物析出処理時に炭化物を安定化させるため高周波焼入性も著しく低下させている。
【００２９】
比較鋼ＦはＢ含有量が低すぎるために十分な高周波焼入性が得られず，そのため転動疲労強度も低下する。また，比較鋼ＨはＴｉ含有量が不足しているためＢの効果が十分に得られず，高周波焼入性が低下する。このためＧ鋼と同様に転動疲労強度が低下している。比較鋼Ｈはｓ−Ａｌが過剰に添加されているため転動疲労強度の低下が見られる。
【００３０】
次に炭化物析出処理条件および炭化物分布状態の実施例を示す。表３に示す炭化物析出処理条件および炭化物分布状態が請求範囲内である条件ｂ，ｃでは硬さ，限界圧縮率，転動疲労強度，高周波焼入性の全てが優れていることがわかる。
【００３１】
条件ａでは処理温度が低く炭化物の平均粒子間隔が狭いため，硬さが高くなりすぎ冷鍛性を著しく低下させている。また，通常のＳＡ条件であるｄでは焼入処理を省略しているため初析フェライト部に炭化物がない領域が存在するため平均粒子間隔が広くなり高周波焼入性および限界圧縮率が低下している。
【００３２】
【発明の効果】
以上説明してきたように，本発明に係わる高強度高周波焼入用鋼は重量基準でＣ：０．４５〜０．６０％，Ｓｉ：０．０１〜０．１５％，Ｍｎ：０．１０〜１．５０％，Ｃｒ：０．１０〜１．００％，Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％，ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼を８００〜１０００℃より焼入，さらに６００℃〜Ａ１ｃで炭化物の析出処理をおこない，平均粒径が５μｍ以下の炭化物を平均粒子間隔２０μｍ以下で分散させることを特徴とし，優れた冷鍛性と優れた高周波焼入性をあわせもつ冷鍛高周波焼入用鋼を得ることができる。
【産業上の利用分野】
本発明は，機械構造用部品，例えば変速ギヤ，無段変速機用転動体，等速ジョイントアウターレース，その他の高周波焼入を施して機械構造部品に用いられる静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度に優れた高強度高周波焼入用鋼とその製造法の開発に関する。
【０００２】
【従来の技術】
これまで機械構造用炭素鋼のうちＳ４０Ｃ−Ｓ４５Ｃなどの中炭素鋼は高周波焼入により表面硬化処理を行い，曲げ疲労強度や転がり接触疲労強度および静的強度を得てきた。しかしながら冷間鍛造によって成形される部品では冷鍛性を向上させるためその前処理として炭化物の球状化焼きなまし処理が行われている。
【０００３】
冷間鍛造性の向上には炭化物の球状化処理が有効であるが，球状化処理後の炭化物は焼ならし状態の層状炭化物と異なり，熱的に安定化し高周波焼入のような極短時間の加熱では十分に固溶できず，均質な硬化層が得られなかったり，表面硬さが低下し，高い転がり接触疲労強度や静的強度が要求される部品には不適当であった。しかし，短時間の加熱でも容易に固溶できる層状の炭化物のままでは著しく冷鍛性を損なうと言う問題がある。
【０００４】
また，焼ならし状態での冷鍛性を向上させるために，固溶強化元素のＳｉやＭｎ，Ｃｒ含有量を低減することも考えられるが，この場合には高周波焼入性が低下したり，層状炭化物の層間隔が粗大化し，かえって冷鍛性が低下するという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は，上記のような事情を背景としてなされたもので，本発明の目的とするところは，冷間加工性に優れかつ十分な高周波焼入性を有し優れた静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度を得ることができる高強度高周波焼入用鋼に関する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は，種々の合金元素の組み合わせについて検討した結果，静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度を向上させるためにＣ含有量を通常のＳ４０Ｃ〜Ｓ４５Ｃの炭素鋼より高い０．４５％以上の添加とした。また，Ｓｉ含有量を低減し，焼ならし硬さを下げるとともに焼入性向上元素であるＢを添加することによりＳｉ含有量低減による焼入性低下を補い，安定した高周波焼入性を確保した。
【０００７】
また，炭化物球状化処理によって炭化物が安定化する原因であるところの炭化物形成元素Ｃｒ含有量の上限および炭化物の平均粒径と平均粒子間隔を規定することにより，高周波加熱のような短時間の加熱でも均質な硬化層が得られることを見いだした。これにより優れた冷鍛性と高周波焼入性を併せ持つ高強度高周波焼入用鋼を開発した。
【０００８】
すなわち，本発明の高強度高周波焼入用鋼（請求項１）は重量基準で
Ｃ ：０．４５〜０．６０％
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｃｒ：０．３％以下
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼において，平均粒径が５μｍ以下の炭化物を平均粒子間隔２０μｍ以下で分散させることを特徴とする。また，８００〜１０００℃より焼入，さらに６００℃〜Ａ１ｃで炭化物の析出処理を行うことを特徴とする。
【０００９】
以下に各合金成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０．４５〜０．６０％
Ｃは高周波焼入後，鋼の強度を保持するための必須の元素であり，高周波焼入後の表面硬さを確保し，静的強度や曲げ疲労強度および転がり接触疲労強度を向上させるために０．４５％以上添加する必要がある。しかし，その含有量が０．６０％を超えて添加すると硬さが高くなり冷鍛性を著しく損なうなどの弊害をもたらすので，Ｃ含有量の上限を０．６０％にした。
【００１０】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉは溶製時の脱酸剤として作用する元素であるが，通常の脱酸剤として含有される量であると素材硬さを高め冷鍛性の劣化をまねくので０．０１〜０．１５％の規定した。
【００１１】
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは溶製時の脱酸剤として作用する元素であり，また高周波焼入性を向上させる元素であが，十分な焼入性を得るために必要な量を添加すると素材硬さを高め被削性および加工性を劣化させる。このため，Ｍｎ含有量は０．１０〜１．００％にする必要がある。
【００１２】
Ｃｒ：０．３％以下
ＣｒはＭｎと同様に高周波焼入性を向上させる元素であるため，しばしば利用されている。しかし，冷鍛性を高めるために炭化物の球状化処理を行った場合には炭化物中に濃化し，炭化物の熱的な安定性を著しく高める。このため高周波焼入のような短時間の加熱で炭化物が固溶できず，かえって高周波焼入性を低下させる。このためＣｒ含有量を０．３％以下に規定した。
【００１３】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは素材の硬さを高めることなく，硬化層深さを深める元素である。このＢ添加によりＳｉ含有量の低減およびＭｎ含有量の変化による焼入性の変動を効果的に抑制することができる。この効果を安定して得るためにも０．０００５％以上の添加を必要とする。しかし，過剰に添加してもその効果はかえって低下するので上限を０．００５％以下にした。
【００１４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中のＮと結びつき，ＴｉＮ化合物の生成によりＢＮ化合物の生成を抑制し，Ｂによる焼入性向上効果を確保するために必要な元素である。しかし，多量に添加すると靭性や疲労強度の低下をきたすので０．０５％以下に限定した。また，Ｔｉ望ましい添加量はＴｉ／Ｎ≧３．４である。
【００１５】
ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
ｓ−Ａｌは溶製時の脱酸剤として作用する元素であり，０．０１５％以上添加する必要がある。しかし，多量に添加すると靭性や疲労強度の低下をきたすので０．０５０％以下に限定した。
【００１６】
炭化物の粒径は炭化物の固溶時間に影響を及ぼし，粒径の大きなものほど固溶に長い時間が必要になる。また，分布状態が均一なほど冷鍛性は高くなり，微細な炭化物を均一に分散させることが優れた冷鍛性と高周波焼入性をあわせ持つために必要である。このような炭化物の分布状態を得るため，本発明請求項２にかかわる手段は以下のとおりである。すなわち上述した成分範囲の鋼を８００〜１０００℃より焼入，さらに６００℃〜Ａｃ１で炭化物の析出処理を行うことにより炭化物の平均粒径を５μｍ以下，平均粒子間核を２０μｍ以下にすることができる。なお焼入温度は８００℃未満では均一なオーステナイト化ができず，１０００℃をこえると結晶粒が粗大化する。また，析出処理温度は６００℃未満では硬さが高くなりすぎ，Ａｃ１をこえると組織の一部がオーステナイト化するために上記の条件とした。
【００１７】
【実施例】
表１に示す化学組成をもつ各鋼材を高周波誘導炉で溶解し１５０ｋｇの鋼塊に鋳造した。その後，鍛造によって直径３２ｍｍの丸棒に鍛造した。このようにして得られた丸棒を８５０℃より油中に焼入を行い。さらに７００℃で５時間の炭化物析出処理を行い１／２Ｒ部の硬さ測定を行った。またこれらの丸棒より下記の試験条件にて転動試験，高周波焼入試験，圧縮試験を下記の条件で行い評価した。その結果を表２に示す。また実施例に示される鋼には通常の鋼に含まれるＰ：０．０３０％以下，Ｃｕ：０．３０％以下，Ｎｉ：０．２０％以下，Ｎ：０．０３０％以下，０：０．００３％以下の不純物が含有されてもよい。
【００１８】
転動試験は試験部直径１２．３ｍｍの疲労試験片を削りだし，周波数：１００ｋＨｚ，方式：定置焼入，加熱時間：２．５ｓ，電力：５０ｋＷ，最高加熱温度：９８０℃．冷却水：水，焼戻し：１６０℃×１時間の条件で高周波焼入焼戻し処理を施した。試験はラジアル型転動試験機により，ＳＵＪ２製ボールを用いて面圧５８８０ＭＰａにて試験を実施した。
【００１９】
高周波焼入性は直径２５ｍｍ，長さ１００ｍｍの丸棒試験片を加工し，周波数：１０ｋＨｚ，電力：５５ｋＷ，加熱時間：４ｓの条件で高周波焼入をし，表面からビッカース硬さで４５０ＨＶになる硬さまでの距離を測定した。
【００２０】
圧縮試験は試験片端面に潤滑剤を塗布し，加工速度２ｍｍ／ｍｉｎで行い，き裂発生までの圧縮加工率を求めた。
【００２１】
さらに発明鋼Ｎｏ．１において表３に示す炭化物析出処理条件により，炭化物平均粒径と平均粒子間隔を変化させた場合の特性を表４に示す。炭化物の平均粒径および平均粒子間隔の測定は走査型電子顕微鏡により５０００倍で２０視野の観察をおこない，画像解析により求めた。
【００２２】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
表１の実施例１〜９は本発明にかかわる成分組成，焼ならし硬さおよび焼入性指数の全ての条件を満足する実施例であり，転動疲労特性，限界圧縮率，および高周波焼入性のすべてに優れている。
【００２７】
これに対して比較鋼ＡはＣ含有量が低すぎるため十分な転動疲労強度が得られていない。また．Ｂ鋼はＣ含有量が高すぎるため硬さが高くなり冷間鍛造に適さない。
【００２８】
比較鋼Ｃ，Ｄ，ＥはそれぞれＭｎ，Ｃｒ，Ｓｉ含有量が高すぎるため，硬さが高くなりすぎてＢ鋼と同様に冷間鍛造性を著しく低下させている。また，Ｃｒ含有量が高いＤ鋼は炭化物析出処理時に炭化物を安定化させるため高周波焼入性も著しく低下させている。
【００２９】
比較鋼ＦはＢ含有量が低すぎるために十分な高周波焼入性が得られず，そのため転動疲労強度も低下する。また，比較鋼ＨはＴｉ含有量が不足しているためＢの効果が十分に得られず，高周波焼入性が低下する。このためＧ鋼と同様に転動疲労強度が低下している。比較鋼Ｈはｓ−Ａｌが過剰に添加されているため転動疲労強度の低下が見られる。
【００３０】
次に炭化物析出処理条件および炭化物分布状態の実施例を示す。表３に示す炭化物析出処理条件および炭化物分布状態が請求範囲内である条件ｂ，ｃでは硬さ，限界圧縮率，転動疲労強度，高周波焼入性の全てが優れていることがわかる。
【００３１】
条件ａでは処理温度が低く炭化物の平均粒子間隔が狭いため，硬さが高くなりすぎ冷鍛性を著しく低下させている。また，通常のＳＡ条件であるｄでは焼入処理を省略しているため初析フェライト部に炭化物がない領域が存在するため平均粒子間隔が広くなり高周波焼入性および限界圧縮率が低下している。
【００３２】
【発明の効果】
以上説明してきたように，本発明に係わる高強度高周波焼入用鋼は重量基準でＣ：０．４５〜０．６０％，Ｓｉ：０．０１〜０．１５％，Ｍｎ：０．１０〜１．５０％，Ｃｒ：０．１０〜１．００％，Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％，ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼を８００〜１０００℃より焼入，さらに６００℃〜Ａ１ｃで炭化物の析出処理をおこない，平均粒径が５μｍ以下の炭化物を平均粒子間隔２０μｍ以下で分散させることを特徴とし，優れた冷鍛性と優れた高周波焼入性をあわせもつ冷鍛高周波焼入用鋼を得ることができる。
Claims (2)
- 重量基準で
Ｃ ：０．４５〜０．６０％
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｃｒ：０．３％以下
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼において平均粒径が５μｍ以下の炭化物を平均粒子間隔２０μｍ以下で分散させることを特徴とする冷鍛性に優れた高周波焼入用鋼。 - 重量基準で
Ｃ ：０．４５〜０．６０％
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｃｒ：０．３％以下
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
ｓ−Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
残部Ｆｅおよび不純物よりなる鋼を８００〜１０００℃より焼入，さらに６００℃〜Ａ１ｃで炭化物の析出処理をおこない，平均粒径が５μｍ以下の炭化物を平均粒子間隔２０μｍ以下で分散させることを特徴とする冷鍛性に優れた高周波焼入用鋼の製造法。
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| JP11405296A JP3713805B2 (ja) | 1996-04-02 | 1996-04-02 | 冷鍛性に優れた高周波焼入用鋼とその製造法 |
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Publications (2)
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|---|---|
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| JP3713805B2 true JP3713805B2 (ja) | 2005-11-09 |
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Family Applications (1)
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| JP11405296A Expired - Fee Related JP3713805B2 (ja) | 1996-04-02 | 1996-04-02 | 冷鍛性に優れた高周波焼入用鋼とその製造法 |
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Families Citing this family (3)
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