JP4775276B2 - 高温浸炭用鋼材 - Google Patents
高温浸炭用鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4775276B2 JP4775276B2 JP2007025159A JP2007025159A JP4775276B2 JP 4775276 B2 JP4775276 B2 JP 4775276B2 JP 2007025159 A JP2007025159 A JP 2007025159A JP 2007025159 A JP2007025159 A JP 2007025159A JP 4775276 B2 JP4775276 B2 JP 4775276B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- carburizing
- temperature
- less
- coarsening
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、高温浸炭用鋼材に関する。詳しくは、機械構造部品の素材として用いられ、浸炭処理前の焼準処理を省略しても、前記部品を１０００℃を超えるような高温で浸炭した場合に異常粒を生じることがなく、粗粒化の発生を抑止することが可能な高温浸炭用鋼材に関する。
以下、本明細書においては、倍率を１００倍として光学顕微鏡観察した場合に、視野内で最大頻度をもつ粒度番号の結晶粒から３番以上大きい結晶粒が２０％以上の面積を占める状態を「混粒」として、その粒度番号で３番以上大きい各々の結晶粒を「異常粒」といい、また、「異常粒」の存在しない部分を「整粒部」という。
また、本明細書においては、浸炭或いは浸炭を模擬した加熱保持実験で混粒が発生することを単に「粗粒化が生じる」或いは「粗粒化する」といい、粗粒化が生じる最も低い温度を「粗粒化温度」という。
従来、肌焼鋼は９３０℃前後の浸炭ガス雰囲気中で浸炭処理されてきた。上記９３０℃前後の浸炭温度においてＡｌＮは比較的安定であるので、従来の肌焼鋼には適量のＡｌとＮが含有されており、このＡｌとＮを浸炭処理の前にＡｌＮとして析出させオーステナイトのピン止め粒子として用いることによって、粗粒化の発生を抑制することが行われてきた。
一方、処理時間の短縮のために、最近では、１０００℃を超えるような高温で浸炭処理することが検討されている。これは、例えば１０５０℃で浸炭すれば、９３０℃で浸炭する場合に比べて処理時間を１／３〜１／４に短縮することができるからである。
しかしながら、このような高温で浸炭処理する場合には、ＡｌＮの一部がマトリックス（素地）に固溶してピン止め効果が低下するため、粗粒化が起こることを避け難い。そして、粗粒化が生じれば、当該部位の焼入れ性が上昇するため、部品の熱処理ひずみが大きくなり、更に、機械的性質の劣化にもつながってしまう。
このため、１０００℃を超えるような高温で浸炭した場合にも粗粒化の発生を抑止することが可能な高温浸炭用鋼に対する要望が極めて大きくなっている。
また、高温で浸炭処理される場合、熱間鍛造後オフラインで焼準処理が施されＡｌＮ等のピン止め粒子を均一多量分散させることで、粗粒化防止対策が施されている。しかしながら、近年、コスト低減の観点から、浸炭時間の短縮とともに浸炭処理前の焼準処理をも省略したいとする要望が大きくなっている。
そこで、前記した要望に応えるべく、特許文献１〜３に、微細なＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）のピン止め作用を利用した種々の高温浸炭用鋼が提案されている。
具体的には、特許文献１に、質量％で、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％及びＮ：０．０１〜０．０３％を含むとともに、必要に応じて、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｔｅ及び希土類元素よりなる群から選択される１種以上並びに／又はＰｂ、Ｂｉ及びＳｅよりなる群から選択される１種以上を含有し、Ｎの含有量が特定の式を満足し、且つ特定の式で表される熱間加工後の固溶Ａｌ量が０．０１〜０．１０％である「高温浸炭用鋼」が開示されている。
特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０２〜１．３％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１〜０．０２％を含有し、更に、特定量のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＶの１種又は２種以上を含有し、Ｐ、Ｔｉ及びＯの含有量を特定量以下に制限するとともに、熱間鍛造後のＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５％以上、ＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、加えて、熱間鍛造後の組織中のベイナイト分率、パーライト分率及びフェライト結晶粒度番号をも特定の範囲に規定した「熱間鍛造後の焼準処理が不要な結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素形材」が開示されている。
特許文献３に、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４０％、Ｓｉ：０．０２〜１．３％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｎ：０．００６〜０．０２０％を含有し、更に、特定量のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＶの１種又は２種以上を含有し、Ｐ、Ｔｉ及びＯの含有量を特定量以下に制限するとともに、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量を０．００５％以上、ＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限するか、或いは、上記内容に加えて、更に、熱間圧延後の鋼のマトリックス中の直径０．１μｍ以下のＮｂ（ＣＮ）の個数、熱間圧延後のベイナイトの組織分率及び熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号のうちの少なくともいずれかを特定の範囲に規定した「浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼とその製造方法ならびに浸炭部品用素形材」が開示されている。
前述の特許文献１で開示された技術は、温間鍛造や冷間鍛造後の浸炭焼入れ処理時における粗粒化の発生を極力抑制することを目的に、特定量のＮｂ、Ａｌ及びＮを含有させ、更に、熱間加工後にＡｌをＡｌＮとして析出させず、固溶Ａｌの状態で適正量含有させ、その後の球状化焼鈍等の熱処理時に微細なＡｌＮ、ＮｂＣ、ＮｂＮやＮｂ（ＣＮ）を析出させるものである。つまり、適正量のＮｂ、Ａｌ及びＮを複合して含有させて、微細なＡｌＮ、ＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（ＣＮ）を浸炭の前の熱処理によって予め析出させ、前記析出物のピン止め作用を利用するものである。しかしながら、必ずしも高温浸炭時の粗粒化発生の抑制に対して十分な効果が得られるというものではなかった。
特許文献２で開示された技術は、熱間鍛造後の焼準処理を省略した部品の高温浸炭時の粗粒化発生防止を目的に、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ及びＯの含有量を規定し、熱間鍛造後に、Ｎｂ（ＣＮ）を一定量以上微細析出させる一方でＡｌがＡｌＮとして析出することを極力制限し、浸炭の加熱途上で新たにＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を微細に析出させ、ピン止め粒子として微細なＡｌＮ及びＮｂ（ＣＮ）を用いるものである。しかしながら、前記特許文献１の場合と同様、必ずしも高温浸炭時の粗粒化発生の抑制に対して十分な効果が得られるというものではなかった。
特許文献３で開示された技術は、高温浸炭時の粗粒化発生の防止を目的に、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ及びＯの含有量を規定し、熱間圧延後或いは熱間鍛造後に、Ｎｂ（ＣＮ）を一定量以上微細析出させる一方でＡｌがＡｌＮとして析出することを極力制限し、その後の焼鈍過程、焼準過程、或いは浸炭の昇温過程で新たにＡｌＮを微細に析出させ、ピン止め粒子として微細なＡｌＮ及びＮｂ（ＣＮ）を用いるものである。しかしながら、前記特許文献１や特許文献２の場合と同様、必ずしも高温浸炭時の粗粒化発生の抑制に対して十分な効果が得られるというものではなかった。
そこで、本発明の目的は、機械構造部品の素材であって、浸炭処理前の焼準処理を省略しても、前記部品を１０００℃を超える高い温度で浸炭した場合の粗粒化の発生を確実に抑止することができる高温浸炭用鋼材を提供することである。
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行い、その結果、下記（ａ）〜（ｉ）の知見を得た。
（ａ）高温で加熱保持することによって生じる粗粒化は、鋼中に分散するＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）等の析出粒子による結晶粒界のピン止め力よりも結晶粒成長の駆動力が大きくなった場合に生じる。そして、析出粒子によるピン止め力はその析出粒子の数に依存し、析出粒子数が多いほど大きくなる。一方、結晶粒成長の駆動力は結晶粒径に依存し、結晶粒径が小さいほど大きくなる。
（ｂ）高温で長時間加熱保持する高温浸炭を施す場合、特許文献１のように、鋼中に予めＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）等の析出粒子を分散させておくと、浸炭の初期段階ではＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）のピン止め力により結晶粒は微細に維持されるものの、保持時間が長くなると、上記析出物の固溶や凝集が進行してピン止め力が低下し、その結果、結晶粒成長の駆動力がピン止め力に対して相対的に大きくなり粗粒化が進行する。つまり、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）だけでは、粗粒化を防止することができない。
（ｃ）特許文献２や特許文献３のように、浸炭の加熱途上で析出物が微細に析出すると、浸炭初期の結晶粒が細かくなって、結晶粒成長の駆動力が大きくなる。このため、高温浸炭時の粗粒化発生の抑制に対して十分な効果が得られるというものではない。
（ｄ）高温浸炭時における粗粒化を防止するためには、浸炭時の結晶粒成長の駆動力に勝るピン止め力を確保するために、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）よりもマトリックス中に固溶し難い析出物を析出させておくことが必要である。
（ｅ）上記のＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）よりもマトリックス中に固溶し難い析出物としては、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を用いるのがよく、こうしたＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物は、極微量のＴｉやＶを特定量のＮｂ、Ｃ及びＮとともに複合して含有させることによって生成させることができる。
（ｆ）高温浸炭時における粗粒化を防止するためには、上記（ｅ）で述べたＮｂとＴｉやＶの複合炭窒化物を浸炭処理する前の段階で特定量以上析出させることが重要である。
（ｇ）ＡｌＮは比較的粗大に成長する傾向がある。このため、上記（ｆ）で述べたようにＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物を浸炭処理する前の段階で特定量以上析出させても、粗大なＡｌＮを核として上記のＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物が凝集・粗大化してしまうと、粗粒化の防止が達成できない。したがって、高温浸炭時における粗粒化を防止するためには、浸炭処理する前の段階でのＡｌＮの析出量を制限する必要がある。
（ｈ）上記したＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕は、その直径に着目すると、［１］２０ｎｍ以下、［２］２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下及び［３］８０ｎｍを超える、の３区分に大別できる。そして、高温浸炭時における粗粒化防止に寄与するのは、上記３区分のうちで、［２］の直径が２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のものである。すなわち、［３］の直径が８０ｎｍを超えるものは、粗大化しているためにピン止め作用が小さい。また、上記ＮｂとＴｉやＶの複合炭窒化物は、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）よりもマトリックス中に固溶し難いとはいうものの、［１］の直径が２０ｎｍ以下のものは、浸炭処理時にマトリックス中にほぼ固溶し、その後に［３］の直径が８０ｎｍを超えるものを成長・粗大化する傾向がある。よって、いずれも、高温浸炭時における粗粒化防止にあまり寄与しない。
（ｉ）上記（ｈ）で述べた直径が２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物が析出している場合であっても、その数が少ない場合には、粗粒化防止の効果が得られない。したがって、高温浸炭時における粗粒化を防止するためには、浸炭処理する前の段階で、上記（ｆ）のＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物を特定量以上析出させることに加えて、直径が２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物を数多く析出させる必要がある。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）及び（２）に示す高温浸炭用鋼材にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００３０％、Ｖ：０．００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．０６０％以下及びＮ：０．０１８５〜０．０３００％を含有し、浸炭処理前の鋼材中における炭窒化物及び窒化物について、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の析出量の合計が質量％で０．０１０％以上、且つＡｌＮの析出量が質量％で０．０１０％以下を満たすとともに、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で、３００個／１０００μｍ2以上であることを特徴とする高温浸炭用鋼材。
但し、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物とは、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を指す。
但し、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物とは、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を指す。
（２）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００３０％、Ｖ：０．００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．０６０％以下及びＮ：０．０１８５〜０．０３００％を含むとともに、Ｎｉ：０．１〜３．０％及びＭｏ：０．０２〜１．５％のうちの１種又は２種を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、浸炭処理前の鋼材中における炭窒化物及び窒化物について、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の析出量の合計が質量％で０．０１０％以上、且つＡｌＮの析出量が質量％で０．０１０％以下を満たすとともに、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で、３００個／１０００μｍ2以上であることを特徴とする高温浸炭用鋼材。
但し、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物とは、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を指す。
但し、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物とは、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を指す。
なお、析出物の直径とは、長径と短径の平均値、すなわち「（長径＋短径）／２」を指す。
以下、上記（１）及び（２）の高温浸炭用鋼材に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」及び「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
機械構造部品の素材に本発明の高温浸炭用鋼材を用いれば、浸炭前の焼準処理を省略していても、１０００℃を超える高い温度で浸炭する場合の粗粒化の発生を確実に抑止できるので、浸炭時間の短縮による製造コストの合理化が行える。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、Ｎとともに、ＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成して、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。Ｃには、浸炭焼入れ後の母材（生地）の強度を上昇させる作用もある。こうした効果を得るには、０．１０％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃを過剰に含有すると被削性の低下をきたし、特に、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、被削性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．３０％とした。望ましいＣ含有量の範囲は０．１５〜０．２５％である。
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、Ｎとともに、ＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成して、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。Ｃには、浸炭焼入れ後の母材（生地）の強度を上昇させる作用もある。こうした効果を得るには、０．１０％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃを過剰に含有すると被削性の低下をきたし、特に、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、被削性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．３０％とした。望ましいＣ含有量の範囲は０．１５〜０．２５％である。
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％
Ｎｂは、Ｃ及びＮ、更には、ＴｉやＶとともに〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成して、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０３０％未満の場合には、複合炭窒化物の量と個数が少なくなり、特に、１０００℃を超える高温での浸炭では、ピン止め力が低下して粗粒化抑制効果が得られない。一方、０．０６０％を超えて含有させても、粗粒化抑制効果は飽和するし、被削性が劣化するので、コストが嵩んで経済性を損なうばかりである。したがって、Ｎｂの含有量を０．０３０〜０．０６０％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０３５〜０．０５０％とすることが好ましい。
Ｎｂは、Ｃ及びＮ、更には、ＴｉやＶとともに〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成して、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０３０％未満の場合には、複合炭窒化物の量と個数が少なくなり、特に、１０００℃を超える高温での浸炭では、ピン止め力が低下して粗粒化抑制効果が得られない。一方、０．０６０％を超えて含有させても、粗粒化抑制効果は飽和するし、被削性が劣化するので、コストが嵩んで経済性を損なうばかりである。したがって、Ｎｂの含有量を０．０３０〜０．０６０％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０３５〜０．０５０％とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００１０〜０．００３０％
Ｔｉは、高温でも非常に安定な析出物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成し、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．００１０％未満の場合にはその効果が乏しい。一方、Ｔｉの含有量が０．００３０％を超えると粗大なＴｉ窒化物を生成し、これを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕が粗大に析出するため、十分な粗粒化抑制効果を確保することができない。したがって、Ｔｉの含有量を０．００１０〜０．００３０％とした。
Ｔｉは、高温でも非常に安定な析出物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成し、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．００１０％未満の場合にはその効果が乏しい。一方、Ｔｉの含有量が０．００３０％を超えると粗大なＴｉ窒化物を生成し、これを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕が粗大に析出するため、十分な粗粒化抑制効果を確保することができない。したがって、Ｔｉの含有量を０．００１０〜０．００３０％とした。
Ｖ：０．００５〜０．０１５％
Ｖは、高温でも非常に安定な析出物である〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成し、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｖの含有量が０．００５％未満の場合にはその効果が乏しく、十分な粗粒化抑制効果を確保することができない。一方、Ｖの含有量が０．０１５％を超えると、粗大なＶ窒化物を生成し、これを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕が粗大に析出するため、十分な粗粒化抑制効果を確保することができない。したがって、Ｖの含有量を０．００５〜０．０１５％とした。
Ｖは、高温でも非常に安定な析出物である〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕や〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成し、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｖの含有量が０．００５％未満の場合にはその効果が乏しく、十分な粗粒化抑制効果を確保することができない。一方、Ｖの含有量が０．０１５％を超えると、粗大なＶ窒化物を生成し、これを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕が粗大に析出するため、十分な粗粒化抑制効果を確保することができない。したがって、Ｖの含有量を０．００５〜０．０１５％とした。
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは、鋼の脱酸作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０６０％を超えると、粗大なＡｌＮが生成し、この粗大なＡｌＮを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物が凝集・粗大化するため、粗粒化防止効果が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０６０％以下とした。粗大なＡｌＮの生成防止という点からは、Ａｌの含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。なお、鋼の脱酸作用を確実に得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ａｌは、鋼の脱酸作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０６０％を超えると、粗大なＡｌＮが生成し、この粗大なＡｌＮを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物が凝集・粗大化するため、粗粒化防止効果が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０６０％以下とした。粗大なＡｌＮの生成防止という点からは、Ａｌの含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。なお、鋼の脱酸作用を確実に得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１８５〜０．０３００％
Ｎは、Ｃとともに、ＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成して、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０１８５％未満では、１０００℃を超える高温での浸炭の場合には、前記ＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物の析出量が不十分となって粗粒化抑制効果が得られない。一方、Ｎの含有量が０．０３００％を超えると粗大なＡｌＮが生成し、この粗大なＡｌＮを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物が凝集・粗大化するため、却って粗粒化抑制効果が低下する。したがって、Ｎの含有量を０．０１８５〜０．０３００％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１８５〜０．０２５０％とすることが好ましい。
Ｎは、Ｃとともに、ＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を形成して、高温浸炭時における粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０１８５％未満では、１０００℃を超える高温での浸炭の場合には、前記ＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物の析出量が不十分となって粗粒化抑制効果が得られない。一方、Ｎの含有量が０．０３００％を超えると粗大なＡｌＮが生成し、この粗大なＡｌＮを核としてＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物が凝集・粗大化するため、却って粗粒化抑制効果が低下する。したがって、Ｎの含有量を０．０１８５〜０．０３００％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１８５〜０．０２５０％とすることが好ましい。
上記の理由から、本発明（１）に係る高温浸炭用鋼材の化学組成は、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌ及びＮを上述した範囲で含むこととした。
なお、本発明に係る高温浸炭用鋼材は、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌ及びＮを上述した範囲で含んでおりさえすればよいが、上記範囲のＣ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌ及びＮの他に、下記の範囲のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒとともに、Ｎｉ及びＭｏのうちの１種又は２種を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼材であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜２．００％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、強度及び焼入れ性を付与するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、硬さの上昇を招いて被削性が劣化することがある。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜２．００％とすることが好ましい。
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、強度及び焼入れ性を付与するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、硬さの上昇を招いて被削性が劣化することがある。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜２．００％とすることが好ましい。
なお、Ｓｉは、浸炭焼入れ後の転動疲労寿命を向上させる作用を有するものの、浸炭時の内部酸化を助長する元素であり、このため内部酸化された部位が疲労き裂の起点となることがある。したがって、浸炭ままの熱処理肌で使用する場合には、Ｓｉの含有量は低めの０．０１〜０．５０％とすることが一層好ましい。一方、浸炭後に機械加工によって表層を除去する場合において、その強度を高くしたい場合には、Ｓｉの含有量は高めの０．５０〜２．００％とすることが一層好ましい。
なお、Ｓｉを含有していても、ＴｉやＶとＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕による粗粒化抑制効果には影響がない。
Ｍｎ：０．１０〜２．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、浸炭焼入れ後の部品の硬さを高める作用を有する。この作用を発揮させるためには、少なくとも０．１０％のＭｎを含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有させると浸炭前の硬さが上昇して被削性の低下をきたし、特に、Ｍｎの含有量が２．００％を超えると、浸炭前の硬さ上昇が大きくなって被削性の低下が著しくなることがあるので、Ｍｎ含有量の上限は２．００％とすることが好ましい。なお、Ｍｎ含有量の一層望ましい範囲は０．３０〜１．２０％である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、浸炭焼入れ後の部品の硬さを高める作用を有する。この作用を発揮させるためには、少なくとも０．１０％のＭｎを含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有させると浸炭前の硬さが上昇して被削性の低下をきたし、特に、Ｍｎの含有量が２．００％を超えると、浸炭前の硬さ上昇が大きくなって被削性の低下が著しくなることがあるので、Ｍｎ含有量の上限は２．００％とすることが好ましい。なお、Ｍｎ含有量の一層望ましい範囲は０．３０〜１．２０％である。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、鋼を脆化させ、特に、その含有量が０．０２５％を超えると、浸炭硬化層が脆化して疲労強度等の低下を招くことがあるので、Ｐ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。なお、Ｐの含有量は０．０１５％以下とすることが一層好ましい。
Ｐは、鋼を脆化させ、特に、その含有量が０．０２５％を超えると、浸炭硬化層が脆化して疲労強度等の低下を招くことがあるので、Ｐ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。なお、Ｐの含有量は０．０１５％以下とすることが一層好ましい。
Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、その含有量が０．１０％を超えると、浸炭硬化層が脆化して疲労強度等の低下をきたすことがあるので、Ｓ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｓには被削性を高める作用があり、この効果はＳを０．０２％以上含有させることで発揮されるので、前記上限規定の下で、０．０２％以上のＳを含有させてもよい。
Ｓは、その含有量が０．１０％を超えると、浸炭硬化層が脆化して疲労強度等の低下をきたすことがあるので、Ｓ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｓには被削性を高める作用があり、この効果はＳを０．０２％以上含有させることで発揮されるので、前記上限規定の下で、０．０２％以上のＳを含有させてもよい。
Ｃｒ：０．５〜２．５％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、浸炭焼入れ後の部品の硬さを高める作用を有する。この作用を発揮させるためには、少なくとも０．５％のＣｒを含有させることが好ましい。しかしながら、２．５％を超えて含有させると、被削性が低下することがあるので、Ｃｒ含有量の上限は２．５％とすることが好ましい。なお、Ｃｒ含有量の一層望ましい範囲は０．７〜２．０％である。
Ｃｒは、Ｍｎと同様に鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、浸炭焼入れ後の部品の硬さを高める作用を有する。この作用を発揮させるためには、少なくとも０．５％のＣｒを含有させることが好ましい。しかしながら、２．５％を超えて含有させると、被削性が低下することがあるので、Ｃｒ含有量の上限は２．５％とすることが好ましい。なお、Ｃｒ含有量の一層望ましい範囲は０．７〜２．０％である。
Ｎｉ：０．１〜３．０％及びＭｏ：０．０２〜１．５％のうちの１種又は２種
Ｎｉ及びＭｏは、いずれも焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。このため、部品の大きさ、形状や浸炭後の焼入れ方法に応じて、０．１％以上のＮｉ及び０．０２％以上のＭｏのうちの１種又は２種を含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させるとコストが大幅に上昇してしまうので、上記元素を含有させる場合には、その上限をＮｉについては３．０％、また、Ｍｏについては１．５％とすることが好ましい。
Ｎｉ及びＭｏは、いずれも焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。このため、部品の大きさ、形状や浸炭後の焼入れ方法に応じて、０．１％以上のＮｉ及び０．０２％以上のＭｏのうちの１種又は２種を含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させるとコストが大幅に上昇してしまうので、上記元素を含有させる場合には、その上限をＮｉについては３．０％、また、Ｍｏについては１．５％とすることが好ましい。
上記の理由から、本発明（２）に係る高温浸炭用鋼材の化学組成は、上述した範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌ及びＮを含むとともに、Ｎｉ及びＭｏの１種又は２種を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることとした。
（Ｂ）浸炭処理前の鋼材中における炭窒化物及び窒化物
（Ｂ−１）Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物及びＡｌＮ
高温浸炭時における粗粒化を防止するためには、浸炭時の結晶粒成長の駆動力に勝るピン止め力を確保するために、析出物を微細分散させておくことが必要である。
（Ｂ−１）Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物及びＡｌＮ
高温浸炭時における粗粒化を防止するためには、浸炭時の結晶粒成長の駆動力に勝るピン止め力を確保するために、析出物を微細分散させておくことが必要である。
しかしながら、従来、浸炭時の結晶粒成長を抑制するために用いられているＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）では、１０００℃を超えるような高温での保持時間が長くなると、固溶や凝集が進行するためピン止め力が低下し、その結果、結晶粒成長の駆動力がピン止め力に対して相対的に大きくなって粗粒化が進んでしまう。
したがって、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）よりもマトリックス中に固溶し難いＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を浸炭処理する前の段階で鋼材中に、特に、質量％で、その析出量の合計が０．０１０％以上となるように、析出させておく必要がある。
なお、浸炭処理前にＡｌＮが析出しているとＡｌＮは高温浸炭時に比較的粗大に成長する傾向があり、ＡｌＮが多量に、特に、質量％で、０．０１０％を超えて析出していると、その粗大なＡｌＮを核として、前記のＮｂとＴｉやＶの複合炭窒化物が凝集・粗大化しやすい。そして、前記のＮｂとＴｉやＶの複合炭窒化物が粗大化した場合には、後述するように、高温浸炭時における粗粒化防止にあまり寄与しない。したがって、浸炭処理前の鋼材中におけるＡｌＮの析出量は、質量％で、０．０１０％以下とする必要がある。
上記の理由から、本発明においては、浸炭処理前の鋼材中における炭窒化物及び窒化物について、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の析出量の合計が、質量％で、０．０１０％以上且つＡｌＮの析出量が、質量％で、０．０１０％以下を満たすこととした。
（Ｂ−２）Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の寸法と個数
Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕は、たとえ前記（Ｂ−１）項で述べたとおりの析出量の合計が質量％で、０．０１０％以上となるようにした場合であっても、その寸法と個数が特定の範囲から外れている場合には、高温浸炭時における粗粒化防止にあまり寄与しない。
Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕は、たとえ前記（Ｂ−１）項で述べたとおりの析出量の合計が質量％で、０．０１０％以上となるようにした場合であっても、その寸法と個数が特定の範囲から外れている場合には、高温浸炭時における粗粒化防止にあまり寄与しない。
すなわち、上記したＮｂとＴｉやＶの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕は、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）よりもマトリックス中に固溶し難いとはいうものの、その直径に着目して、
［１］２０ｎｍ以下、
［２］２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下、
［３］８０ｎｍを超える、
の３区分に大別した場合、［３］の直径が８０ｎｍを超えるものは、粗大化しているためにピン止め作用が小さい。また、［１］の直径が２０ｎｍ以下のものは、浸炭処理時にマトリックス中にほぼ固溶し、その後に［３］の直径が８０ｎｍを超えるものを成長・粗大化する傾向がある。
［１］２０ｎｍ以下、
［２］２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下、
［３］８０ｎｍを超える、
の３区分に大別した場合、［３］の直径が８０ｎｍを超えるものは、粗大化しているためにピン止め作用が小さい。また、［１］の直径が２０ｎｍ以下のものは、浸炭処理時にマトリックス中にほぼ固溶し、その後に［３］の直径が８０ｎｍを超えるものを成長・粗大化する傾向がある。
よって、上記［１］と［３］のいずれの場合も、高温浸炭時における粗粒化防止にあまり寄与しない。
このため、ＮｂとＴｉやＶの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕は、１０００℃を超えるような高温でもマトリックスに固溶せず、しかもピン止め効果を発揮するように、その直径が２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のものを析出させておく必要がある。
なお、上記の直径が２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＮｂとＴｉやＶの複合炭窒化物が析出している場合であっても、その数が少なく、特に、その個数が合計で、３００個／１０００μｍ2を下回る場合には、粗粒化防止の効果が得られない。
上記の理由から、本発明においては、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で、３００個／１０００μｍ2以上であることとした。
既に述べたように、析出物の直径とは、長径と短径の平均値、すなわち「（長径＋短径）／２」を指す。
本発明に係る高温浸炭用鋼材は、例えば、次に述べるような方法で製造するのがよい。
先ず、鋼塊や鋳片を、
・加熱温度：１２７０℃以上、
・加熱時間：３０分以上、
の条件で加熱した後、分塊圧延して鋼片に仕上げる。
・加熱温度：１２７０℃以上、
・加熱時間：３０分以上、
の条件で加熱した後、分塊圧延して鋼片に仕上げる。
次いで、上記鋼片を、
・昇温速度：１５℃／ｍｉｎ以上、
・加熱温度：９５０℃以上、
・鍛造仕上げ温度：９５０℃以上、
の条件で部品形状に熱間鍛造し、更に、
・鍛造仕上げ温度から７００℃の平均冷却速度：６０〜５００℃／ｍｉｎ、
・７００〜５５０℃の平均冷却速度：２０〜６０℃／ｍｉｎ、
の条件で冷却する。
・昇温速度：１５℃／ｍｉｎ以上、
・加熱温度：９５０℃以上、
・鍛造仕上げ温度：９５０℃以上、
の条件で部品形状に熱間鍛造し、更に、
・鍛造仕上げ温度から７００℃の平均冷却速度：６０〜５００℃／ｍｉｎ、
・７００〜５５０℃の平均冷却速度：２０〜６０℃／ｍｉｎ、
の条件で冷却する。
なお、前記のようにして分塊圧延した後、更に、
・加熱温度：１２００℃以上、
・加熱時間：３０分以上、
の条件で加熱した後、熱間圧延して棒鋼や線材に仕上げ、次いで、この棒鋼や線材に、先に述べたのと同じようにして、熱間鍛造と冷却を行うという方法で製造するのもよい。
・加熱温度：１２００℃以上、
・加熱時間：３０分以上、
の条件で加熱した後、熱間圧延して棒鋼や線材に仕上げ、次いで、この棒鋼や線材に、先に述べたのと同じようにして、熱間鍛造と冷却を行うという方法で製造するのもよい。
例えば、上記のようにして得た高温浸炭用鋼材を部品形状に切削加工した後に、高温浸炭処理を施すことで、所望の浸炭部品を製造することができる。
なお、上記のようにして製造する場合、本発明の高温浸炭用鋼材の炭窒化物や窒化物を得るために最も重要であるのは、分塊圧延条件と、熱間鍛造時の昇温速度及び冷却速度である。
分塊圧延を行うに際して、加熱温度を１２７０℃以上及び加熱時間を３０分以上とするのがよいのは、前記温度や時間を下回ると、鋼塊や鋳片の段階で存在する大型の炭窒化物が、浸炭の直前で受ける熱履歴である熱間鍛造の後にもそのまま残存し、このため、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数の合計が、３００個／１０００μｍ2未満と減ってしまい、粗粒化が発生してしまうためである。
本発明の高温浸炭用鋼材は、分塊圧延後や熱間圧延の冷却過程で、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物は微量ながら析出し、熱間鍛造前の状態ではこの微量な複合炭窒化物が鋼材中に存在する。また、熱間鍛造時の昇温速度が遅い場合には、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物が昇温過程で微量ながら析出する。
加熱温度や鍛造仕上げ温度が９５０℃未満では、熱間鍛造時に不均一組織が生成されるので、本発明の高温浸炭用鋼材は、９５０℃以上に加熱して熱間鍛造し、鍛造仕上げ温度も９５０℃以上として製造するのが望ましい。
そして、熱間鍛造時の昇温速度が遅いと、微量ながら熱間鍛造前に存在していた複合炭窒化物や、昇温過程で微量ながら析出した複合炭窒化物は成長し、９５０℃程度の鍛造温度域で保持してもマトリックスには十分に固溶しきれない。そのため、熱間鍛造後の冷却過程で新たに微細析出する複合炭窒化物の数が少なくなり、結果的に、浸炭処理前の鋼材中において、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数の合計を、３００個／１０００μｍ2以上析出させることが困難となって、粗粒化を生じてしまうからである。よって、熱間鍛造時の昇温速度は１５℃／ｍｉｎ以上とするのがよい。
熱間鍛造の仕上げ温度から７００℃の平均冷却速度を６０〜５００℃／ｍｉｎとするのがよいのは、６０℃／ｍｉｎ未満では、脱炭が進行しやすくなり、続く７００〜５５０℃の冷却過程で表層部において、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の析出量の合計が、質量％で、０．０１０％未満と少なくなってしまうためである。一方、５００℃／ｍｉｎを超える場合では、過冷されたオーステナイトが、オーステナイトから変態したフェライト及びパーライトとともにその後の冷却過程で存在することとなって、７００〜５５０℃の冷却過程で析出する複合炭窒化物の分散状況が不均一になり、安定して、鋼材中に、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数の合計を、３００個／１０００μｍ2以上とすることが困難となり、また、上記複合炭窒化物の析出量の合計が、質量％で、０．０１０％未満となってしまうためである。
更に、上記冷却に続く７００〜５５０℃の平均冷却速度を２０〜６０℃／ｍｉｎとするのがよいのは、２０℃／ｍｉｎ未満では、浸炭処理前の鋼材中におけるＡｌＮの析出量が、質量％で、０．０１０％を超えてしまうことがあり、一方、６０℃／ｍｉｎを超える場合では、浸炭処理前の鋼材中におけるＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の析出量の合計が、質量％で、０．０１０％未満となってしまうからである。
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
（実施例１）
転炉溶製後に連続鋳造して、表１に示す化学組成を有する鋼イの鋳片を作製した。なお、この鋼イは、化学組成が本発明で規定する条件を満足する鋼である。
転炉溶製後に連続鋳造して、表１に示す化学組成を有する鋼イの鋳片を作製した。なお、この鋼イは、化学組成が本発明で規定する条件を満足する鋼である。
上記鋼イの鋳片を、表２に示す種々の条件で加熱して分塊圧延し、１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片とした。
次いで、上記の各鋼片を、加熱温度を１２８０℃、加熱時間を４０分として加熱した後熱間圧延して、直径が３５ｍｍの棒鋼を製造した。
このようにして得た直径３５ｍｍの棒鋼を長さ５２．５ｍｍに切断した後１２００℃に加熱し、表２に示す種々の条件で、据込みによる熱間鍛造及びその後の冷却を行い、直径が約７０ｍｍの浸炭用素材を作製した。
熱間で据込みして作製した上記の直径が約７０ｍｍの各浸炭用素材について、そのＲ／２部（但し、「Ｒ」は浸炭用素材の半径を表す。）から直径１０ｍｍで長さ１０ｍｍの円筒状の試料を切り出し、電解抽出分離分析法でＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の析出量の合計及びＡｌＮの析出量を求めた。
ここで、電解抽出分離分析法は、下記〈１〉〜〈４〉の条件で行った。
〈１〉電解液として、所謂「１０％ＡＡ−メタノール溶液」である「１０％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液」を使用し、定電位（−１００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ（飽和カロメル電極））又は定電流（２０ｍＡ／ｃｍ2）によって、鋼約０．５ｇを電解する。
〈２〉電解後、孔径が０．２μｍのニュークリポアフィルターで電解残渣（電解液中で凝集した前記の複合炭窒化物及びＡｌＮ）を吸引濾過して回収する。
〈３〉上記〈２〉によって回収した電解残渣を混酸（硫酸１、リン酸１、水１）で分解し、純水で定容してから、ＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光分析法又は原子吸光分析法でＮｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＡｌの定量分析を行う。
〈４〉各元素について、上記〈３〉で求めた電解量を鋼材中の含有量（質量％）に換算し、前記複合炭窒化物の合計の析出量を上記のＮｂ、Ｔｉ及びＶの換算含有量の合計で、また、ＡｌＮの析出量を上記のＡｌの換算含有量で表す。
また、前記熱間で据込みして作製した各浸炭用素材のＲ／２部について、抽出レプリカ法にて析出物を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察に供した。
ＴＥＭにはエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＳ）を装備したものを用い、ＥＤＳによる元素分析から複合炭窒化物中に含有されるＮｂ、Ｔｉ及びＶの複合形態及び形状を確認した。
なお、複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の個数は次のようにして求めた。
すなわち、直径が８０ｎｍ以下のものについて、倍率が１０００００倍の１０視野で計数し、１０００μｍ2当りの個数に換算した。この際、直径が２０ｎｍ以下のものについては計数の対象から除外した。
更に、前記熱間で据込みして作製した浸炭用素材のＲ／２部から、直径２０ｍｍの円筒状の試験片を切り出し、粗粒化温度を調査する試験（以下、「粗粒化試験」という。）に供した。粗粒化試験は、高温浸炭のヒートパターンを模擬し、Ａｒ雰囲気中で試験片を９６０〜１１００℃で２時間保持することによって行った。なお、加熱保持後は水冷処理した。
このようにして得た各試験片の縦断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、倍率を１００倍として光学顕微鏡で観察してオーステナイト結晶粒度を測定し、異常粒が存在する混粒の発生状況、整粒部粒度及び粗粒化温度を調査した。
なお、既に述べたように、本明細書における「混粒」、「異常粒」、「整粒部」及び「粗粒化温度」は、倍率を１００倍として光学顕微鏡観察した場合における次の定義に基づくものを指す。また、混粒が発生することを「粗粒化が生じる」或いは「粗粒化する」ということも既に述べたとおりである。
「混粒」：視野内で最大頻度をもつ粒度番号の結晶粒から３番以上大きい結晶粒が２０％以上の面積を占める状態、
「異常粒」：上記の粒度番号で３番以上大きい各々の結晶粒、
「整粒部」：異常粒の存在しない部分、
「粗粒化温度」：混粒が発生する最も低い温度。
「異常粒」：上記の粒度番号で３番以上大きい各々の結晶粒、
「整粒部」：異常粒の存在しない部分、
「粗粒化温度」：混粒が発生する最も低い温度。
表３に、上記の試験結果をまとめて示す。なお、表３中に斜字体で表記したオーステナイト粒度番号に対応する温度が「粗粒化温度」であり、その温度を超えた加熱温度でのオーステナイト結晶粒度は測定しなかったので「−」で示した。上記斜字体で表記したオーステナイト粒度番号は、異常粒が生じて混粒となった場合の整粒部における粒度番号を示す。
表３から、本発明で規定する条件を満足する試験番号１、試験番号２及び試験番号４の場合、その粗粒化温度はいずれも１０６０℃以上と高く、このため、１０００℃を超える高い温度で浸炭する場合にも粗粒化の発生が抑止されることが明らかである。
これに対して、化学組成が本発明で規定する条件を満足する鋼である鋼イを用いた場合であっても、浸炭処理前の鋼材中における炭窒化物及び窒化物、具体的には、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕、並びにＡｌＮが発明で規定する条件から外れた試験番号３及び試験番号５〜８の場合、粗粒化温度は高々１０００℃であって本発明の目標に達していない。
すなわち、試験番号３の場合、浸炭処理前の鋼材中における直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で３００個／１０００μｍ2未満であるため、粗粒化温度は９８０℃という低い温度であった。
試験番号５及び試験番号８の場合、浸炭処理前の鋼材中におけるＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の析出量の合計が、質量％で、０．０１０％未満である。このため、試験番号５の粗粒化温度は１０００℃、また、試験番号８の粗粒化温度は９８０℃であった。
また、試験番号６の場合、浸炭処理前の鋼材中におけるＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の析出量の合計が、質量％で、０．０１０％未満で、しかも直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で３００個／１０００μｍ2未満であるため、粗粒化温度は９６０℃という極めて低い温度であった。
更に、試験番号７の場合、浸炭処理前の鋼材中におけるＡｌＮの析出量が、質量％で、０．０１０％を超えるため、粗粒化温度は１０００℃であった。
（実施例２）
転炉溶製後に連続鋳造して、表４に示す化学組成を有する鋼Ａ１〜Ａ１２及び鋼Ｂ１〜Ｂ８の鋳片を作製した。表４中の鋼Ａ１〜Ａ１２は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂ１〜Ｂ８は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
転炉溶製後に連続鋳造して、表４に示す化学組成を有する鋼Ａ１〜Ａ１２及び鋼Ｂ１〜Ｂ８の鋳片を作製した。表４中の鋼Ａ１〜Ａ１２は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂ１〜Ｂ８は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
なお、鋼Ａ１は基本鋼である。この鋼Ａ１に対して、鋼Ａ２及び鋼Ａ３ではＮｂ含有量を、鋼Ａ４及び鋼Ａ５ではＴｉ含有量を、鋼Ａ６及びＡ７鋼ではＶ含有量を、鋼Ａ８ではＡｌ含有量を、また、鋼Ａ９及び鋼Ａ１０ではＮ含有量を、それぞれ、単独に変化させた。鋼Ａ１１は、鋼Ａ１に対し、Ｍｏを非添加としＮｉの単独添加とした。鋼Ａ１２では、鋼Ａ１に対し、ＮｉとＭｏを複合添加した。
一方、鋼Ａ１に対して、鋼Ｂ１はＮｂ含有量を低めに、鋼Ｂ２はＴｉ含有量を低めに、鋼Ｂ３はＴｉ含有量を高めに、鋼Ｂ４はＶ含有量を低めに、鋼Ｂ５はＶ含有量を高めに、鋼Ｂ６はＡｌ含有量を高めに、鋼Ｂ７はＮ含有量を低めに、また、鋼Ｂ８はＮ含有量を高めに変化させた。
上記の各鋳片に、１３００℃で５０分保持の加熱（溶体化処理）を行った後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片を作製した。
次いで、上記の各鋼片を、加熱温度を１２７０℃、加熱時間を３５分として加熱した後、熱間圧延を行って直径が３５ｍｍの棒鋼を製造した。
このようにして得た直径３５ｍｍの棒鋼を長さ５２．５ｍｍに切断した後、下記の条件で据込みによる熱間鍛造及びその後の冷却を行い、直径が約７０ｍｍの浸炭用素材を作製した。
・昇温速度：２０℃／ｍｉｎ、
・加熱温度：１２８０℃、
・鍛造仕上げ温度：１０２０℃、
・鍛造仕上げ温度から７００℃の平均冷却速度：６５℃／ｍｉｎ、
・７００〜５５０℃の平均冷却速度：２０℃／ｍｉｎ。
・加熱温度：１２８０℃、
・鍛造仕上げ温度：１０２０℃、
・鍛造仕上げ温度から７００℃の平均冷却速度：６５℃／ｍｉｎ、
・７００〜５５０℃の平均冷却速度：２０℃／ｍｉｎ。
上記の熱間で据込みして作製した直径が約７０ｍｍの各浸炭用素材について、そのＲ／２部から直径１０ｍｍで長さ１０ｍｍの円筒状の試料を切り出し、電解抽出分離分析法でＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の析出量の合計及びＡｌＮの析出量を求めた。
なお、電解抽出分離分析法は、前記の実施例１の場合と同じ下記の〈１〉〜〈４〉の条件で行った。
すなわち、
〈１〉電解液として、所謂「１０％ＡＡ−メタノール溶液」を使用し、定電位（−１００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ（飽和カロメル電極））又は定電流（２０ｍＡ／ｃｍ2）によって、鋼約０．５ｇを電解する。
〈１〉電解液として、所謂「１０％ＡＡ−メタノール溶液」を使用し、定電位（−１００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ（飽和カロメル電極））又は定電流（２０ｍＡ／ｃｍ2）によって、鋼約０．５ｇを電解する。
〈２〉電解後、孔径が０．２μｍのニュークリポアフィルターで電解残渣（電解液中で凝集した前記の複合炭窒化物及びＡｌＮ）を吸引濾過して回収する。
〈３〉上記〈２〉によって回収した電解残渣を混酸（硫酸１、リン酸１、水１）で分解し、純水で定容してから、ＩＣＰ発光分光分析法又は原子吸光分析法でＮｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＡｌの定量分析を行う。
〈４〉各元素について、上記〈３〉で求めた電解量を鋼材中の含有量（質量％）に換算し、前記複合炭窒化物の合計の析出量を上記のＮｂ、Ｔｉ及びＶの換算含有量の合計で、また、ＡｌＮの析出量を上記のＡｌの換算含有量で表す。
また、前記熱間で据込みして作製した各浸炭用素材のＲ／２部について、抽出レプリカ法にて析出物をＴＥＭによる観察に供した。
ＴＥＭにはＥＤＳを装備したものを用い、ＥＤＳによる元素分析から複合炭窒化物中に含有するＮｂ、Ｔｉ及びＶの複合形態及び形状を確認した。
なお、複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の個数は前記の実施例１の場合と同様に、次のようにして求めた。
すなわち、直径が８０ｎｍ以下のものについて、倍率が１０００００倍の１０視野で計数し、１０００μｍ2当りの個数に換算した。この際、直径が２０ｎｍ以下のものについては計数の対象から除外した。
更に、前記熱間で据込みして作製した浸炭用素材のＲ／２部から、直径２０ｍｍの円筒状の試験片を切り出し、粗粒化試験に供した。この粗粒化試験も、高温浸炭のヒートパターンを模擬し、Ａｒ雰囲気中で試験片を９６０〜１１００℃で２時間保持することによって行った。なお、加熱保持後は水冷処理した。
このようにして得た各試験片の縦断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、倍率を１００倍として光学顕微鏡で観察してオーステナイト結晶粒度を測定し、異常粒が存在する混粒の発生状況、整粒部粒度及び粗粒化温度を調査した。
表５に、上記の試験結果をまとめて示す。なお、表５中に斜字体で表記したオーステナイト粒度番号に対応する温度が「粗粒化温度」であり、その温度を超えた加熱温度でのオーステナイト結晶粒度は測定しなかったので「−」で示した。上記斜字体で表記したオーステナイト粒度番号は、異常粒が生じて混粒となった場合の整粒部における粒度番号を示す。
表５から、本発明で規定する条件を満たす試験番号９〜２０の場合、その粗粒化温度はいずれも１０２０℃以上と高く、このため、１０００℃を超える高い温度で浸炭する場合にも粗粒化の発生が抑止されることが明らかである。
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号２１〜２８の場合、粗粒化温度は高々１０００℃であって本発明の目標に達していない。
試験番号２１、試験番号２２、試験番号２４及び試験番号２７は、それぞれ、鋼Ｂ１、鋼Ｂ２、鋼Ｂ４及び鋼Ｂ７におけるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＮの含有量が本発明で規定する値よりも低いため、いずれも、浸炭処理前の鋼材中におけるＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の析出量の合計が、質量％で、０．０１０％を下回り、しかも直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で３００個／１０００μｍ2未満であるため、粗粒化温度が低い。
試験番号２３は、鋼Ｂ３におけるＴｉの含有量が本発明で規定する値よりも高いため、また、試験番号２５は、鋼Ｂ５におけるＶの含有量が本発明で規定する値よりも高いため、それぞれ、粗大なＴｉ窒化物（ＴｉＮ）及びＶ窒化物（ＶＮ）を生成し、これを核としてＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕が析出する。このため、浸炭処理前の鋼材中における直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下の前記複合炭窒化物の個数の合計は３００個／１０００μｍ2未満であって、粗粒化温度が低い。
試験番号２６は、鋼Ｂ６におけるＡｌの含有量が本発明で規定する値よりも高いため、また、試験番号２８は、鋼Ｂ８におけるＮの含有量が本発明で規定する値よりも高いため、いずれも、浸炭処理前の鋼材中におけるＡｌＮの析出量が０．０１０％を超え、また、粗大なＡｌＮの生成に伴い、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物である〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕の個数が合計で３００個／１０００μｍ2未満であるため、粗粒化温度が低い。
本発明の高温浸炭用鋼材の粗粒化温度は１０００℃を超える高い温度であるので、機械構造部品の素材に本発明の高温浸炭用鋼材を用いれば、１０００℃を超える高い温度で浸炭する場合にも粗粒化の発生を確実に抑止でき、浸炭時間の短縮による製造コストの合理化が行える。更に、本発明の高温浸炭用鋼材を用いる場合は、浸炭前の焼準処理を省略できるという効果も生じる。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００３０％、Ｖ：０．００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．０６０％以下及びＮ：０．０１８５〜０．０３００％を含有し、浸炭処理前の鋼材中における炭窒化物及び窒化物について、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の析出量の合計が質量％で０．０１０％以上、且つＡｌＮの析出量が質量％で０．０１０％以下を満たすとともに、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で、３００個／１０００μｍ2以上であることを特徴とする高温浸炭用鋼材。
但し、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物とは、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を指す。 - 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００３０％、Ｖ：０．００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．０６０％以下及びＮ：０．０１８５〜０．０３００％を含むとともに、Ｎｉ：０．１〜３．０％及びＭｏ：０．０２〜１．５％のうちの１種又は２種を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、浸炭処理前の鋼材中における炭窒化物及び窒化物について、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の析出量の合計が質量％で０．０１０％以上、且つＡｌＮの析出量が質量％で０．０１０％以下を満たすとともに、直径２０ｎｍを超えて８０ｎｍ以下のＴｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物の個数が合計で、３００個／１０００μｍ2以上であることを特徴とする高温浸炭用鋼材。
但し、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上とＮｂの複合炭窒化物とは、〔ＮｂＴｉ（ＣＮ）〕、〔ＮｂＶ（ＣＮ）〕及び〔ＮｂＴｉＶ（ＣＮ）〕を指す。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007025159A JP4775276B2 (ja) | 2006-03-30 | 2007-02-05 | 高温浸炭用鋼材 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006093597 | 2006-03-30 | ||
| JP2006093597 | 2006-03-30 | ||
| JP2007025159A JP4775276B2 (ja) | 2006-03-30 | 2007-02-05 | 高温浸炭用鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2007291497A JP2007291497A (ja) | 2007-11-08 |
| JP4775276B2 true JP4775276B2 (ja) | 2011-09-21 |
Family
ID=38762387
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007025159A Expired - Fee Related JP4775276B2 (ja) | 2006-03-30 | 2007-02-05 | 高温浸炭用鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4775276B2 (ja) |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04371522A (ja) * | 1991-06-21 | 1992-12-24 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭用鋼材の製造方法 |
| JP3760535B2 (ja) * | 1996-12-13 | 2006-03-29 | 住友金属工業株式会社 | 耐粗粒化肌焼鋼及び強度と靱性に優れた表面硬化部品並びにその製造方法 |
| JP2005256142A (ja) * | 2004-03-15 | 2005-09-22 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐粗粒化特性と被削性に優れた高温浸炭鋼の製造方法 |
| JP2006291335A (ja) * | 2005-04-14 | 2006-10-26 | Kobe Steel Ltd | 高温浸炭特性と加工性に優れた肌焼用鋼 |
-
2007
- 2007-02-05 JP JP2007025159A patent/JP4775276B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2007291497A (ja) | 2007-11-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4712882B2 (ja) | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP4699341B2 (ja) | 疲労限度比に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼部品 | |
| JP4712838B2 (ja) | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP4728204B2 (ja) | 疲労限度比および靭性に優れた高強度非調質熱間鍛造用鋼 | |
| JP5858204B2 (ja) | 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材の製造方法 | |
| WO2016148037A1 (ja) | 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板 | |
| JP4899902B2 (ja) | 高温浸炭用鋼材 | |
| JP2020050916A (ja) | 冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| CN114829636A (zh) | 冷加工性优异的高硬度-高耐蚀性用途的马氏体系不锈钢及其制造方法 | |
| JP3738004B2 (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 | |
| WO2014208562A1 (ja) | 浸炭部品 | |
| JP4073860B2 (ja) | 高温浸炭後の耐粗粒化特性に優れた浸炭鋼の製造方法 | |
| JP3738003B2 (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およびその製造方法 | |
| JP5600502B2 (ja) | ボルト用鋼、ボルトおよびボルトの製造方法 | |
| JP6394035B2 (ja) | 肌焼鋼 | |
| JP4369250B2 (ja) | 高温浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| CN113366136A (zh) | 高碳热轧钢板和其制造方法 | |
| WO2015115336A1 (ja) | 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 | |
| EP3095884B1 (en) | Maraging steel | |
| WO2010109702A1 (ja) | 冷延鋼板 | |
| TWI776112B (zh) | 冷加工性優異之高硬度、高耐蝕性用途之麻田散鐵系不鏽鋼及其製造方法 | |
| JP4775276B2 (ja) | 高温浸炭用鋼材 | |
| JP4020822B2 (ja) | 疲労特性に優れた軟窒化部品およびその製造方法 | |
| JP2005163168A (ja) | 熱間鍛造後の焼きならしの省略可能な高温浸炭鋼の製造方法 | |
| JP2020094236A (ja) | 浸炭部品、浸炭部品用の素形材、及び、それらの製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20090325 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20110519 |
|
| 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: 20110531 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110613 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4775276 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140708 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140708 Year of fee payment: 3 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140708 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |