JP5151662B2 - Method of manufacturing steel for soft nitriding - Google Patents

Method of manufacturing steel for soft nitriding Download PDF

Info

Publication number
JP5151662B2
JP5151662B2 JP2008121910A JP2008121910A JP5151662B2 JP 5151662 B2 JP5151662 B2 JP 5151662B2 JP 2008121910 A JP2008121910 A JP 2008121910A JP 2008121910 A JP2008121910 A JP 2008121910A JP 5151662 B2 JP5151662 B2 JP 5151662B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
soft nitriding
steel
content
fatigue strength
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.)
Active
Application number
JP2008121910A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2009270160A (en
Inventor
将人 祐谷
直幸 佐野
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2008121910A priority Critical patent/JP5151662B2/en
Publication of JP2009270160A publication Critical patent/JP2009270160A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP5151662B2 publication Critical patent/JP5151662B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Description

本発明は、軟窒化用鋼材の製造方法に関する。詳しくは、自動車、産業機械および建設機械などに用いられるクランクシャフトやコネクティングロッドなど、所定の形状に熱間鍛造された後で焼なましを施され、さらにその後、軟窒化を施されて使用される機械構造部品の素材として好適な軟窒化用鋼材の製造方法に関する。   The present invention relates to a method for producing a soft nitriding steel material. Specifically, crankshafts and connecting rods used in automobiles, industrial machinery, construction machinery, etc. are hot-forged into a predetermined shape and then annealed, and then subjected to soft nitriding. The present invention relates to a method for producing a soft nitriding steel material suitable as a material for machine structural parts.

自動車、産業機械および建設機械などに用いられるクランクシャフトやコネクティングロッドなどの機械構造部品にとって、疲労強度は具備すべき重要な機械的特性である。   For mechanical structural parts such as crankshafts and connecting rods used in automobiles, industrial machines, construction machines and the like, fatigue strength is an important mechanical property to be provided.

上記した部品の疲労強度を向上させるために、機械構造用炭素鋼鋼材や機械構造用合金鋼鋼材などを所望の形状に熱間鍛造し、鍛造ままの状態あるいは鍛造後さらに焼ならし処理を施した状態で、軟窒化が施されることがある。   In order to improve the fatigue strength of the above-mentioned parts, hot forging the carbon steel material for machine structure or alloy steel material for machine structure into the desired shape and subjecting it to the forged condition as it is or after forging. In such a state, soft nitriding may be performed.

軟窒化することによって、確かに機械構造部品の疲労強度は向上するが、例えば、クランクシャフトなどの部品の場合には、軟窒化を施すと「反り」が生じるので、反りの矯正が必要となる。なお、機械構造部品に生じた反りの矯正のし易さは、「曲げ矯正性」あるいは「曲がり取り性」などの用語で呼ばれることが多く、軟窒化を施された機械構造部品(以下、「軟窒化機械構造部品」という。)にとっては疲労強度とともに具備すべき重要な特性の一つである。   Although the nitrocarburizing will certainly improve the fatigue strength of mechanical structural parts, for example, in the case of parts such as crankshafts, soft warping will cause “warping”, so that it is necessary to correct the warpage. . In addition, the ease of correcting the warp generated in the mechanical structural part is often referred to as a term such as “bend straightening” or “bendability”, and the mechanical structural part subjected to soft nitriding (hereinafter, “ This is one of the important characteristics that should be provided with fatigue strength.

しかしながら、反りの矯正のし易さ(以下、「曲げ矯正性」という。)と疲労強度とは一般にトレードオフの関係にあるため、軟窒化後の機械構造部品に高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を兼備させたいという要望が極めて大きくなっている。   However, since the ease of warping correction (hereinafter referred to as “bend straightening”) and fatigue strength are generally in a trade-off relationship, high fatigue strength and excellent bending correction are required for machined structural parts after nitrocarburizing. There is an increasing demand for having sex.

そこで、前記した要望に応えるべく、A3点直上の温度で行なう焼ならし、合金成分の最適化、鍛造プロセスの最適化といった技術が提案されている。 Therefore, in order to meet the aforementioned requirements, to if baked at a temperature just above A 3-point, the optimization of the alloy components, techniques such as optimization of the forging process has been proposed.

例えば、特許文献1には、「合金元素の含有率が質量%で、C:0.15〜0.40%、Si:0.50%以下、Mn:0.20〜1.50%、Cr:0.05〜0.50%を含み、必要に応じてさらに、〈1〉Ni:0.50%以下、Mo:0.50%以下のうちの1種または2種、〈2〉N:0.005〜0.030%、V:0.3%以下、Nb:0.3%以下、Ti:0.2%以下、Zr:0.1%以下、Ta:0.2%以下のうちの1種または2種以上、〈3〉S:0.01〜0.30%、〈4〉Pb:0.3%以下、Ca:0.05%以下、Bi:0.2%以下、Te:0.05%以下のうちの1種または2種以上、の4元素群のうちの少なくとも1つの元素群から選ばれる元素を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなり、熱間加工後の組織が実質上フェライト・パーライト組織であり、フェライトの面積率が30%以上かつフェライト粒度番号が5番以上の粒度であり、しかも、パーライトの平均寸法が50μm以下である窒化鋼」が開示されている。   For example, Patent Document 1 states that “alloy element content is mass%, C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.20 to 1.50%, Cr : 0.05 to 0.50%, and if necessary, <1> Ni: 0.50% or less, Mo: 0.5% or less of one or two, <2> N: 0.005 to 0.030%, V: 0.3% or less, Nb: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, Zr: 0.1% or less, Ta: 0.2% or less <3> S: 0.01 to 0.30%, <4> Pb: 0.3% or less, Ca: 0.05% or less, Bi: 0.2% or less, Te : Containing at least one element selected from the group of four elements of one or more of 0.05% or less, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, A nitrided steel in which the structure after the cold working is substantially a ferrite-pearlite structure, the area ratio of ferrite is 30% or more, the grain size number of ferrite is 5 or more, and the average dimension of pearlite is 50 μm or less. Is disclosed.

特許文献2には、「質量%で、C:0.30〜0.45%、Si:0.1〜0.5%、Mn:0.6〜1.0%、Ti:0.005〜0.1%およびN:0.015〜0.030%を含有し、必要に応じてさらに、〈1〉Nb:0.003〜0.1%、Mo:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%およびB:0.001〜0.005%の中から選んだ1種以上、〈2〉S:0.01〜0.1%およびCa:0.0001〜0.005%のうち1種または2種、の2元素群のうちの少なくとも1つの元素群から選ばれる元素を含み、残部がFeおよび不純物よりなり、ベイナイトおよびフェライトからなる混合組織またはベイナイト、フェライトおよびパーライトからなる混合組織を有し、その混合組織中のベイナイト分率が5〜90%である軟窒化用非調質鋼」が開示されている。   Patent Document 2 states that “in mass%, C: 0.30 to 0.45%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.6 to 1.0%, Ti: 0.005 to 0.005%. 0.1% and N: 0.015 to 0.030%, if necessary, <1> Nb: 0.003 to 0.1%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0% and B: one or more selected from 0.001 to 0.005%, <2> S: 0.01 to 0.1% and Ca: one or two elements out of 0.0001 to 0.005%, an element selected from at least one element group of two element groups, the balance being Fe and impurities, It has a mixed structure composed of bainite and ferrite or a mixed structure composed of bainite, ferrite and pearlite, and the mixed structure Bainite fraction is non-heat treated steel for soft-nitriding 5 to 90% "is disclosed in.

特許文献3には、「重量%で、C:0.20〜0.50、Si:0.20〜0.40、Mn:0.50〜1.20、Cr:1.50以下、Mo:1.00以下。Al:1.00以下、Nb:0.025以下、V:0.05以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、窒化処理前に加熱温度400〜700℃、加熱時間0.5〜10時間の条件で焼なまし処理を行うことにより、窒化層表面硬さをHv350〜500、窒化層硬さ勾配を300〜500Hv/mmに調整することを特徴とする軟窒化鋼の製造方法」が開示されている。   Patent Document 3 states that “in weight percent, C: 0.20 to 0.50, Si: 0.20 to 0.40, Mn: 0.50 to 1.20, Cr: 1.50 or less, Mo: 1.00 or less, Al: 1.00 or less, Nb: 0.025 or less, V: 0.05 or less, and the steel composed of the remaining Fe and unavoidable impurities is heated to 400 to 700 ° C. before nitriding, By performing an annealing treatment under the conditions of a heating time of 0.5 to 10 hours, the nitride layer surface hardness is adjusted to Hv 350 to 500, and the nitride layer hardness gradient is adjusted to 300 to 500 Hv / mm. A method for producing nitrided steel "is disclosed.

特開平9−291339号公報Japanese Patent Laid-Open No. 9-291339 WO2005/021816号公報WO2005 / 021816 特開平3−104816号公報Japanese Patent Laid-Open No. 3-104816

前述の特許文献1で提案された技術は、主に組織を微細化することで、疲労強度と曲げ矯正性の両立を狙ったものである。しかしながら、曲げ矯正性に悪影響を及ぼすCrを疲労強度確保のために意図的に添加しており、Cr添加量の多いものについてはCの添加量を減らすことで曲げ矯正性を確保している。そのため、切欠き付きの小野式回転曲げ疲労試験による疲労強度は最大でも403MPaであり、高い疲労強度が要求される部材には使えない可能性がある。   The technique proposed in the above-mentioned Patent Document 1 aims at achieving both fatigue strength and bend correction by mainly refining the structure. However, Cr that has an adverse effect on bend straightening is intentionally added to ensure fatigue strength, and bending straightness is ensured by reducing the amount of C added for those with a large Cr addition. Therefore, the fatigue strength according to the Ono-type rotating bending fatigue test with notches is 403 MPa at the maximum, and there is a possibility that it cannot be used for a member that requires high fatigue strength.

特許文献2で提案された技術も同様に、組織を微細化することで、疲労強度と曲げ矯正性の両立を狙ったものである。この技術ではCrは曲げ矯正性劣化の原因となるため添加しないとしており、不純物であるCr量が高いスクラップを使用することができないため、原料の管理を厳しくする必要がある。   Similarly, the technique proposed in Patent Document 2 aims to achieve both fatigue strength and bend correction by refining the structure. In this technique, Cr is not added because it causes bending straightening deterioration, and scrap with a high amount of Cr as an impurity cannot be used. Therefore, it is necessary to strictly control raw materials.

特許文献3で提案された技術は、窒化処理前に焼なましすることによってCr、AlおよびVを窒化物として析出させておき、これらの元素の固溶量を調整してから窒化処理することによって、新たな窒化物の生成量を制御して、窒化層の表面硬さおよび硬さ勾配を調整することで、疲労強度と曲げ矯正性の両立を図るものである。しかしながら、この特許文献3で提案されている鋼には、結晶粒微細化のためにNbを含有させているものの、このような鋼では880℃程度の焼ならし時の結晶粒微細化効果は期待できても、熱間鍛造を行う際の加熱温度である1200℃付近での粒成長を抑制するには十分とはいえず、熱間鍛造後の組織の粗大化が懸念される。そして、結晶粒が粗大化した組織は曲げ矯正性を劣化させてしまい、このため、必ずしも十分な高い曲げ矯正性を得ることができないものであった。   In the technique proposed in Patent Document 3, Cr, Al and V are precipitated as nitrides by annealing before nitriding treatment, and the nitriding treatment is performed after adjusting the solid solution amount of these elements. Thus, by controlling the amount of new nitride generated and adjusting the surface hardness and hardness gradient of the nitride layer, both fatigue strength and bend straightening can be achieved. However, although the steel proposed in Patent Document 3 contains Nb for grain refinement, the effect of grain refinement during normalization at about 880 ° C. is not achieved with such steel. Even if it can be expected, it cannot be said to be sufficient for suppressing grain growth around 1200 ° C., which is the heating temperature for hot forging, and there is a concern about the coarsening of the structure after hot forging. And the structure | tissue in which the crystal grain coarsened deteriorated the bend correction property, Therefore For this reason, sufficient high bend correction property was not necessarily obtained.

そこで、本発明は、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性に優れ、軟窒化機械構造部品の素材として好適な軟窒化用鋼材の製造方法を提供することを目的とする。   Accordingly, an object of the present invention is to provide a method for producing a soft nitriding steel material that is excellent in fatigue strength and bend straightening after soft nitriding and is suitable as a material for a soft nitriding mechanical structural component.

クランクシャフトなどの機械構造部品には、芯部強度および耐摩耗性の確保が要求されることから、その素材としては中炭素鋼鋼材が用いられることが多い。そして、一般的に中炭素鋼鋼材の熱間鍛造後の組織は、特別な制御鍛造を実施しない限り、フェライトとパーライトの混合組織となる。このため、例えば熱間鍛造後に、さらにオーステナイト域に加熱して急冷するといったような特別な処理を施すことなく軟窒化を行う場合には、一般に、中炭素鋼鋼材を素材とする機械構造部品(以下、「中炭素鋼機械構造部品」という。)の軟窒化時における組織はフェライトとパーライトの混合組織である。なお、上記の「フェライト」とは光学顕微鏡観察した場合にいわゆる「ブロック」状に見える相(組織)であり、以下の説明においては、このフェライトをパーライトを構成するフェライトと区別するために、「ポリゴナルフェライト」という。これに対して、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトは「ラメラーフェライト」ということとする。   Since mechanical structure parts such as crankshafts are required to ensure core strength and wear resistance, medium carbon steel is often used as the material. In general, the structure after hot forging of the medium carbon steel material is a mixed structure of ferrite and pearlite unless special controlled forging is performed. For this reason, when performing soft nitriding without performing special treatment such as heating to an austenite region and quenching further after hot forging, for example, in general, a mechanical structural component made of a medium carbon steel material ( Hereinafter, the structure at the time of soft nitriding of “medium carbon steel mechanical structural component”) is a mixed structure of ferrite and pearlite. In addition, the above-mentioned “ferrite” is a phase (structure) that looks like a so-called “block” when observed with an optical microscope. In the following description, in order to distinguish this ferrite from ferrite constituting pearlite, “ Polygonal ferrite ". On the other hand, the ferrite that forms pearlite together with cementite is referred to as “lamellar ferrite”.

そこで、本発明者らは、軟窒化後の組織がポリゴナルフェライトとパーライトからなる中炭素鋼機械構造部品の曲げ矯正性と疲労強度の双方を高めるために、種々の検討を行った。その結果、下記(a)〜(i)の知見を得た。   Therefore, the present inventors have made various studies in order to improve both the bendability and fatigue strength of a medium carbon steel mechanical structural component whose structure after soft nitriding is composed of polygonal ferrite and pearlite. As a result, the following findings (a) to (i) were obtained.

(a)軟窒化後の組織がポリゴナルフェライトとパーライトからなる中炭素鋼機械構造部品の曲げ矯正性は、ポリゴナルフェライトの延性とパーライトの延性の両方の影響を受ける。しかしながら、セメンタイトはほとんど延性を持たないため、パーライトの延性はラメラーフェライトの延性に支配されることになり、したがって、軟窒化後の上記中炭素鋼機械構造部品の曲げ矯正性はポリゴナルフェライトの延性とラメラーフェライトの延性によって決定される。   (A) The bend straightening property of a medium carbon steel mechanical structural part whose structure after soft nitriding is composed of polygonal ferrite and pearlite is affected by both the ductility of polygonal ferrite and the ductility of pearlite. However, since cementite has almost no ductility, the ductility of pearlite is governed by the ductility of lamellar ferrite, and therefore the bend straightening of the above medium carbon steel machine structural parts after soft nitriding is the ductility of polygonal ferrite. And the ductility of lamellar ferrite.

(b)曲げ矯正性に対して、CrやAlなどN(窒素)との親和力の大きい元素の悪影響が挙げられ、これらの元素のうちでも特に、鋼に不可避的に混入し易い元素であるCrが軟窒化時に固溶状態で存在すると、曲げ矯正性は大きく劣化してしまう。   (B) An adverse effect of elements having high affinity with N (nitrogen), such as Cr and Al, on bending straightening properties can be mentioned, and among these elements, Cr is an element that is inevitably easily mixed into steel. If the nitriding is present in a solid solution state during soft nitriding, the bending straightness is greatly deteriorated.

(c)スクラップや鉄鉱石には、少量のCrが含まれており、意図的にCrを添加しなくとも、鋼中には質量%で、0.05〜0.20%程度のCrが混入してしまうことが多い。そして、Crが曲げ矯正性に及ぼす悪影響は、僅か0.05%程度でも顕著に表れ、その含有量が多くなるほど曲げ矯正性に及ぼす悪影響も大きくなるため、疲労強度と曲げ矯正性の両立を困難にしている。   (C) Scrap and iron ore contain a small amount of Cr, and even if Cr is not added intentionally, the steel contains about 0.05 to 0.20% Cr in mass%. I often do. And the adverse effect of Cr on bend straightening is noticeable even at only about 0.05%, and as the content increases, the bad influence on bend straightening also increases, making it difficult to achieve both fatigue strength and bend straightening. I have to.

(d)Crによる曲げ矯正性劣化のメカニズムはCrとNとの相互作用による。すなわち、Crがマトリックス中に固溶した状態で機械構造部品を軟窒化すると、表層近傍でCr窒化物あるいはCrとNのクラスターを生成するため、上記部品の表層近傍だけが著しく硬化する。また、固溶Crの存在によってN原子の拡散係数が低下するため、機械構造部品の芯部方向へのNの拡散が抑制されることとなる。したがって、固溶Crが存在すると、表層から芯部方向への硬さの傾きが急峻になり、曲げ矯正性が劣化する。   (D) The mechanism of bending straightness deterioration due to Cr is due to the interaction between Cr and N. That is, when soft nitriding of a mechanical structural part in a state where Cr is dissolved in the matrix, Cr nitride or a cluster of Cr and N is generated in the vicinity of the surface layer, so that only the vicinity of the surface layer of the part is hardened. In addition, since the diffusion coefficient of N atoms decreases due to the presence of solid solution Cr, the diffusion of N in the direction of the core portion of the mechanical structural component is suppressed. Therefore, when solid solution Cr exists, the inclination of the hardness from the surface layer toward the core portion becomes steep, and the bending straightness deteriorates.

(e)上記のCrによる曲げ矯正性の劣化は、Crが固溶状態にある場合に生じるので、ポリゴナルフェライト中もしくはラメラーフェライト中の固溶Cr濃度、あるいは上記双方のフェライト中のCr濃度を低下させることによって、曲げ矯正性を高めることができる。   (E) The above-mentioned deterioration of the bending straightening due to Cr occurs when Cr is in a solid solution state. Therefore, the solid solution Cr concentration in polygonal ferrite or lamellar ferrite, or the Cr concentration in both ferrites is determined. By reducing it, the bending straightness can be improved.

(f)Crはセメンタイト中に濃化しやすい元素である。したがって、セメンタイトをマトリックス中に残し、適度な温度で焼なましを施すことにより、マトリックス中に残ったセメンタイトにCrを固定することによって、特に、ポリゴナルフェライトとパーライトの混合組織においてパーライトを形成するラメラーフェライト中の固溶Cr濃度を低下させることができる。そして、ラメラーフェライト中のCr濃度が低下すれば、軟窒化を行ってもCrとNの相互作用によって機械構造部品の表層近傍だけが極端に硬化することはなく、しかも、軟窒化後のラメラーフェライトの延性が向上しているので、軟窒化機械構造部品の曲げ矯正性が向上する。   (F) Cr is an element easily concentrated in cementite. Therefore, pearlite is formed in the mixed structure of polygonal ferrite and pearlite, particularly by fixing Cr to cementite remaining in the matrix by leaving cementite in the matrix and annealing at an appropriate temperature. The solute Cr concentration in lamellar ferrite can be reduced. If the Cr concentration in the lamellar ferrite decreases, even when soft nitriding is performed, only the surface layer of the mechanical structural component is not hardened by the interaction of Cr and N, and the lamellar ferrite after soft nitriding is not hardened. Therefore, the straightening property of the nitrocarburized machine structural component is improved.

(g)軟窒化の前にセメンタイトをマトリックス中に残した状態にするためには、熱間鍛造した鋼材の温度を、
A1=723−10.7(Mn%)+29.1(Si%)−16.9(Ni%)+16.9(Cr%)・・・・・(1)
の式で表されるA1℃を超える温度域に上昇させてはならない。したがって、焼なましはA1℃以下の温度で行う必要がある。
(G) In order to leave cementite in the matrix before soft nitriding, the temperature of the hot forged steel is
A1 = 723-10.7 (Mn%) + 29.1 (Si%) − 16.9 (Ni%) + 16.9 (Cr%) (1)
It must not be raised to a temperature range exceeding A1 ° C. represented by the formula: Therefore, it is necessary to perform the annealing at a temperature of A1 ° C. or lower.

なお、上記の(1)式における(Mn%)、(Si%)、(Ni%)および(Cr%)はそれぞれ、Mn、Si、NiおよびCrの質量%での鋼材中含有量を表す。   In addition, (Mn%), (Si%), (Ni%), and (Cr%) in the above formula (1) represent the contents in the steel material in terms of mass% of Mn, Si, Ni, and Cr, respectively.

(h)しかしながら、熱間鍛造後の結晶粒が粗大化し、パーライトコロニーの径が150μmを超えるような場合には、たとえ前記A1℃以下の温度で焼なましを行っても、パーライトを形成するラメラー間隔も広くなるため、焼なまし中のCrの拡散に時間がかかり、Crのセメンタイトへの濃化が進行しにくくなる。   (H) However, when the crystal grain after hot forging becomes coarse and the diameter of the pearlite colony exceeds 150 μm, even if annealing is performed at a temperature of A1 ° C. or lower, pearlite is formed. Since the lamellar spacing is also wide, it takes time to diffuse Cr during annealing, and the concentration of Cr to cementite is difficult to proceed.

(i)熱間鍛造後の結晶粒を粗大化させないためには、熱間鍛造時に1100〜1300℃の温度域に加熱しても安定してピンニング作用を有する粒子を形成するTiを含有させることが効果的である。   (I) In order not to coarsen the crystal grains after hot forging, Ti that stably forms particles having a pinning action even when heated to a temperature range of 1100 to 1300 ° C. during hot forging is included. Is effective.

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)〜(3)に示す軟窒化用鋼材の製造方法にある。   This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the manufacturing method of the steel material for soft nitriding shown to following (1)-(3).

(1)質量%で、C:0.25〜0.50%、Si:0.1〜0.5%、Mn:0.3〜1.5%、P:0.05%以下、S:0.1%以下、Ti:0.005〜0.05%、Cr:0.40%以下、Al:0.05%以下およびN:0.005〜0.030%を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のVが0.05%未満である鋼を、1100〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上として熱間鍛造した後、570℃以上で、かつ、下記の(1)式で表されるA1℃以下の温度で焼なましすることを特徴とする軟窒化用鋼材の製造方法。
A1=723−10.7(Mn%)+29.1(Si%)−16.9(Ni%)+16.9(Cr%)・・・・・(1)
但し、(1)式中の(Mn%)、(Si%)、(Ni%)および(Cr%)はそれぞれ、Mn、Si、NiおよびCrの質量%での鋼材中含有量を表す。
(1) By mass%, C: 0.25 to 0.50%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.3 to 1.5%, P: 0.05% or less, S: 0.1% or less, Ti: 0.005 to 0.05%, Cr: 0.40% or less, Al: 0.05% or less and N: 0.005 to 0.030%, the balance being Fe and Ri Do from impurities, the V is Ru der less than 0.05% the steel in impurities, in heating to 1100 to 1300 ° C., after hot forging finish temperature of 900 ° C. or higher, 570 ° C. or higher, and, A method for producing a steel material for soft nitriding, characterized by annealing at a temperature of A1 ° C. or less represented by the following formula (1).
A1 = 723-10.7 (Mn%) + 29.1 (Si%) − 16.9 (Ni%) + 16.9 (Cr%) (1)
However, (Mn%), (Si%), (Ni%) and (Cr%) in the formula (1) represent the contents in the steel material in terms of mass% of Mn, Si, Ni and Cr, respectively.

A1=723−10.7(Mn%)+29.1(Si%)−16.9(Ni%)+16.9(Cr%)・・・・・(1)
但し、(1)式中の(Mn%)、(Si%)、(Ni%)および(Cr%)はそれぞれ、Mn、Si、NiおよびCrの質量%での鋼材中含有量を表す。
A1 = 723-10.7 (Mn%) + 29.1 (Si%) − 16.9 (Ni%) + 16.9 (Cr%) (1)
However, (Mn%), (Si%), (Ni%) and (Cr%) in the formula (1) represent the contents in the steel material in terms of mass% of Mn, Si, Ni and Cr, respectively.

(2)鋼がさらに、質量%で、Mo:0.50%以下、Cu:0.60%以下およびNi:0.60%以下のうちの1種以上を含有するものであることを特徴とする上記(1)に記載の軟窒化用鋼材の製造方法。   (2) The steel is further characterized by containing, in mass%, at least one of Mo: 0.50% or less, Cu: 0.60% or less, and Ni: 0.60% or less. The manufacturing method of the steel material for soft nitriding as described in said (1).

(3)鋼がさらに、質量%で、Ca:0.005%以下を含有するものであることを特徴とする上記(1)または(2)に記載の軟窒化用鋼材の製造方法。   (3) The method for producing a steel material for soft nitriding as described in (1) or (2) above, wherein the steel further contains, by mass%, Ca: 0.005% or less.

以下、上記(1)〜(3)の軟窒化用鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明(1)」〜「本発明(3)」という。また、総称して「本発明」ということがある。   Hereinafter, the inventions related to the method for producing a soft nitriding steel material (1) to (3) are referred to as “present invention (1)” to “present invention (3)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.

本発明の方法によれば、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性に優れ、軟窒化機械構造部品の素材として好適な軟窒化用鋼材が得られる。そして、この軟窒化用鋼材を用いれば、疲労強度が同レベルであっても、50%以上優れた曲げ矯正性を有する軟窒化機械構造部品を得ることが可能となる。   According to the method of the present invention, a steel material for soft nitriding that is excellent in fatigue strength and bend straightening after soft nitriding and that is suitable as a material for a soft nitriding mechanical structural component can be obtained. If this steel material for soft nitriding is used, even if the fatigue strength is the same level, it is possible to obtain a soft nitriding mechanical structural component having an excellent bending straightness of 50% or more.

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.

(A)化学組成
C:0.25〜0.50%
Cは、軟窒化機械構造部品の強度、靱性を担うための必須元素であり、熱間鍛造時のオーステナイトの安定化および製品(軟窒化機械構造部品)の耐摩耗性の確保、またCrを固定するためのセメンタイト量を増やすためにも0.25%以上の含有量が必要である。一方、その含有量が0.50%を超えると、焼入れ性が上がり過ぎて被削性を害する硬いマルテンサイトの生成を招きやすくなる。したがって、Cの含有量を0.25〜0.50%とした。なお、Cの作用をより十分に発揮させるためには、C含有量の下限を0.30%とすることが好ましい。また、焼入れ性の上がり過ぎを抑止してマルテンサイトを生成し難くするためには、C含有量の上限を0.45%とすることが好ましい。
(A) Chemical composition C: 0.25 to 0.50%
C is an indispensable element for bearing the strength and toughness of nitrocarburized mechanical structural parts, stabilizing austenite during hot forging, ensuring wear resistance of products (soft nitriding mechanical structural parts), and fixing Cr In order to increase the amount of cementite for the purpose, a content of 0.25% or more is necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the hardenability is excessively increased and the formation of hard martensite that impairs the machinability is easily caused. Therefore, the content of C is set to 0.25 to 0.50%. In addition, in order to fully exhibit the effect | action of C, it is preferable to make the minimum of C content into 0.30%. Moreover, in order to suppress the rise of hardenability and make it difficult to generate martensite, the upper limit of the C content is preferably set to 0.45%.

Si:0.1〜0.5%
Siは、脱酸剤として製鋼工程で添加されるが、フェライトの固溶強化にも効くので0.1%以上の含有量が必要である。一方、Siの含有量が0.5%を超えると、鋼の熱間変形抵抗を高めたり、靱性や被削性を劣化させたりしてしまう。したがって、Siの含有量を0.1〜0.5%とした。なお、Siの脱酸およびフェライト強化の作用をより十分に発揮させるためには、Si含有量の下限を0.15%とすることが好ましい。また、熱間加工性、靱性の確保のためには、Si含有量の上限を0.3%とすることが好ましい。
Si: 0.1 to 0.5%
Si is added as a deoxidizer in the steel making process, but it is also effective for strengthening the solid solution of ferrite, so a content of 0.1% or more is necessary. On the other hand, if the Si content exceeds 0.5%, the hot deformation resistance of steel is increased, and the toughness and machinability are deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.1 to 0.5%. In order to fully exhibit the effects of Si deoxidation and ferrite strengthening, the lower limit of the Si content is preferably 0.15%. In order to ensure hot workability and toughness, the upper limit of Si content is preferably 0.3%.

Mn:0.3〜1.5%
Mnは、Siと同様に脱酸剤として製鋼工程で添加される。また、オーステナイトを安定化して焼入れ性を向上させる。さらに、Mnは鋼中のSと結合してMnSを形成し、被削性改善にも効果がある。そのためには0.3%以上のMnの含有量が必要である。一方、Mnの含有量が1.5%を超えると、焼入れ性が上がり過ぎて切削性に有害なマルテンサイトの生成を招きやすくなる。したがって、Mnの含有量を0.3〜1.5%とした。なお、Mnの作用をより十分に発揮させるためには、Mn含有量の下限を0.5%とすることが好ましい。また、焼入れ性の上がり過ぎを抑止してマルテンサイトを生成し難くするためには、Mn含有量の上限を1.2%とすることが好ましい。
Mn: 0.3 to 1.5%
Mn is added in the steel making process as a deoxidizing agent similarly to Si. Moreover, austenite is stabilized and hardenability is improved. Furthermore, Mn combines with S in steel to form MnS, which is effective in improving machinability. For this purpose, a Mn content of 0.3% or more is necessary. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.5%, the hardenability is excessively increased, and martensite that is harmful to the machinability is easily generated. Therefore, the Mn content is set to 0.3 to 1.5%. In order to fully exhibit the action of Mn, it is preferable to set the lower limit of the Mn content to 0.5%. Moreover, in order to suppress the rise of hardenability and make it difficult to generate martensite, the upper limit of the Mn content is preferably set to 1.2%.

P:0.05%以下
Pは、鋼に含有される不純物であり、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長し、特に、その含有量が0.05%を超えると粒界脆化割れの発生が著しくなる。したがって、Pの含有量を0.05%以下とした。なお、Pの含有量は0.03%以下とすることが好ましい。
P: 0.05% or less P is an impurity contained in steel and segregates at grain boundaries to promote grain boundary embrittlement cracking. In particular, when the content exceeds 0.05%, grain boundary embrittlement occurs. The occurrence of cracking becomes remarkable. Therefore, the content of P is set to 0.05% or less. The P content is preferably 0.03% or less.

S:0.1%以下
Sは、鋼に含有される不純物であるが、鋼材の被削性を高める作用を有する元素でもある。しかしながら、Sを過剰に含有すると鋼片内での偏析欠陥が発生したり、熱間加工性の低下を招き、特に、Sの含有量が0.1%を超えると、鋼片内での偏析欠陥の発生や熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Sの含有量を0.1%以下とした。なお、鋼片内での偏析欠陥の発生や熱間加工性の低下を抑止するためには、Sの含有量の上限は0.09%とすることが好ましい。一方、Sの被削性向上効果は、0.02%以上の含有量で確実に得られるので、被削性向上効果を得る場合にはSの含有量の下限は0.02%とすることが好ましい。
S: 0.1% or less S is an impurity contained in steel, but is also an element having an effect of enhancing the machinability of steel. However, when S is contained excessively, segregation defects occur in the steel slab or hot workability is deteriorated. In particular, when the S content exceeds 0.1%, segregation in the steel slab is caused. Defects are generated and hot workability is significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.1% or less. In order to suppress the occurrence of segregation defects in the steel slab and the decrease in hot workability, the upper limit of the S content is preferably 0.09%. On the other hand, since the machinability improvement effect of S can be reliably obtained with a content of 0.02% or more, when obtaining the machinability improvement effect, the lower limit of the S content should be 0.02%. Is preferred.

Ti:0.005〜0.05%
Tiは、熱間鍛造時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を形成させるために必須の元素である。ピンニング粒子としてはTiの窒化物、炭化物および炭窒化物があり、十分な分布密度のピンニング粒子を生成させるために、0.005%以上の含有量とする必要がある。一方、Tiの含有量が0.05%を超えても前記の効果が飽和するうえに、ピンニング粒子として析出しきれなかった固溶Tiが軟窒化後の曲げ矯正性を劣化させるといった弊害を生じる。したがって、Tiの含有量を0.005〜0.05%とした。なお、固溶Tiによる弊害を抑止するためには、Ti含有量の上限を0.035%とすることが好ましい。
Cr:0.40%以下
Crは、スクラップや鉄鉱石に由来して、溶鋼中に0.05〜0.20%程度不可避的に混入する元素である。また、Crは、軟窒化後の表層硬度を高めて、疲労強度の増大を図るために意図的に添加されることもある。
Ti: 0.005 to 0.05%
Ti is an essential element for forming pinning particles for suppressing crystal grain coarsening during hot forging. Pinning particles include Ti nitrides, carbides, and carbonitrides. In order to generate pinning particles having a sufficient distribution density, the content must be 0.005% or more. On the other hand, even if the Ti content exceeds 0.05%, the above effect is saturated, and in addition, the solid solution Ti that cannot be precipitated as pinning particles causes the detrimental effect that the bend straightening after soft nitriding deteriorates. . Therefore, the Ti content is set to 0.005 to 0.05%. In addition, in order to suppress the harmful effect due to solute Ti, the upper limit of the Ti content is preferably set to 0.035%.
Cr: 0.40% or less Cr is an element derived from scrap or iron ore and inevitably mixed in molten steel by about 0.05 to 0.20%. Further, Cr may be intentionally added to increase the surface layer hardness after soft nitriding and to increase the fatigue strength.

しかしながら、Crの含有量が上記の不可避的に混入する程度の少量であっても、軟窒化後の曲げ矯正性が劣化してしまう。具体的には、Crの含有量が0.05%以上になると、軟窒化後の曲げ矯正性が劣化する傾向がある。この軟窒化後の曲げ矯正性の劣化に対して、後述する本発明の焼なましを施すことが有効である。すなわち、焼なましすることによってCrの表層硬さの上昇効果は若干低下するものの、Crによる軟窒化後の曲げ矯正性の劣化を抑止するという大きな効果が得られる。しかしながら、Crの含有量が多くなって0.40%を超えると、本発明の焼なましを施しても軟窒化後の曲げ矯正性の劣化を十分には防ぐことができなくなる。したがって、Crの含有量を0.40%以下とした。なお、軟窒化後の曲げ矯正性の劣化を確実に抑止するためには、Crの含有量を0.20%以下とすることが好ましい。   However, even if the Cr content is so small that it is inevitably mixed, the bend straightening after soft nitriding will deteriorate. Specifically, when the Cr content is 0.05% or more, the bending straightness after soft nitriding tends to deteriorate. It is effective to perform the annealing of the present invention, which will be described later, against the deterioration of the bending straightness after soft nitriding. That is, although the effect of increasing the surface hardness of Cr is slightly reduced by annealing, a great effect of suppressing the deterioration of the bending straightening after soft nitriding by Cr is obtained. However, if the Cr content increases and exceeds 0.40%, the bending straightening after soft nitriding cannot be sufficiently prevented from being deteriorated even if the annealing of the present invention is performed. Therefore, the Cr content is set to 0.40% or less. In order to surely suppress the deterioration of the bending straightening after soft nitriding, the Cr content is preferably 0.20% or less.

Al:0.05%以下
Alは、脱酸剤として、通常、溶製時に添加されるが、アルミナ粒子として鋼中に残存したり、Nと結合してAlNを形成して表面硬度を増大させて、軟窒化後の曲げ矯正性を劣化させてしまう。また、アルミナは硬さの高い酸化物系介在物であり、切削加工に使用される工具の寿命を短くしてしまう。さらに、Alは、セメンタイト/フェライトの分配係数、すなわち、セメンタイトとフェライトの両相に固溶する濃度の比率が小さく、後述する本発明の焼なましを行なってもセメンタイト中にほとんど濃縮することがないので、軟窒化後の曲げ矯正性を劣化させてしまう。加えて、AlNは熱間鍛造の際にマトリックスに固溶してしまうので、ピンニング粒子としての機能は期待できず、結晶粒の微細化にはほとんど役に立たない。したがって、Alの含有量は低い方がよく、0.05%以下とした。なお、Alの含有量は0.005%以下とすることが好ましい。
Al: 0.05% or less Al is usually added at the time of melting as a deoxidizer, but remains in the steel as alumina particles or forms AlN by combining with N to increase the surface hardness. As a result, the bending straightening after soft nitriding is deteriorated. Alumina is an oxide-based inclusion with high hardness, and shortens the life of a tool used for cutting. Furthermore, Al has a small cementite / ferrite distribution coefficient, that is, the ratio of the concentration of solid solution in both phases of cementite and ferrite is small, and it can be almost concentrated in cementite even after annealing of the present invention described later. As a result, bending straightening after soft nitriding is deteriorated. In addition, since AlN dissolves in the matrix during hot forging, it cannot be expected to function as pinning particles, and is hardly useful for crystal grain refinement. Therefore, the content of Al is preferably low, and is 0.05% or less. The Al content is preferably 0.005% or less.

N:0.005〜0.030%
Nは、オーステナイトを安定化したり、結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子を構成したり、Fe窒化物を形成して析出強化に寄与したり、さらには、固溶窒素として固溶強化に寄与して母材強度を増大させたりする作用を有するので積極的に含有させる。上記の効果を得るためには、Nを0.005%以上の量で含有する必要がある。一方、Nの含有量が0.030%を超えると、インゴット中で気泡欠陥が生成して材質を損なうことがある。したがって、Nの含有量を0.005〜0.030%とした。なお、Nの作用をより十分に発揮させるためには、N含有量の下限を0.010%とすることが好ましい。また、インゴット中での気泡欠陥の発生を抑止するためには、N含有量の上限を0.025%とすることが好ましい。
N: 0.005-0.030%
N stabilizes austenite, constitutes pinning particles to suppress grain coarsening, forms Fe nitride to contribute to precipitation strengthening, and further contributes to solid solution strengthening as solid solution nitrogen Thus, it has an effect of increasing the strength of the base material, so it is positively contained. In order to obtain the above effect, it is necessary to contain N in an amount of 0.005% or more. On the other hand, if the content of N exceeds 0.030%, bubble defects may be generated in the ingot and the material may be damaged. Therefore, the N content is set to 0.005 to 0.030%. In addition, in order to fully exhibit the effect | action of N, it is preferable to make the minimum of N content into 0.010%. Moreover, in order to suppress generation | occurrence | production of the bubble defect in an ingot, it is preferable that the upper limit of N content shall be 0.025%.

上記の理由から、本発明(1)は、その化学組成が上述した範囲のCからNまでの元素を含有し、残部はFeおよび不純物からなる鋼を用いて軟窒化用鋼材を製造することと規定した。   For the reasons described above, the present invention (1) includes the production of a steel for soft nitriding using a steel whose chemical composition is in the above-mentioned range from C to N, and the balance is Fe and impurities. Stipulated.

なお、本発明の軟窒化用鋼材の製造方法においては、必要に応じてさらに、Mo、Cu、NiおよびCaの中から選ばれた1種以上の元素を含有した鋼を用いることができる。   In addition, in the manufacturing method of the steel for soft nitriding of this invention, the steel containing 1 or more types of elements chosen from Mo, Cu, Ni, and Ca can further be used as needed.

以下、上記の任意元素に関して説明する。   Hereinafter, the above optional elements will be described.

Mo、CuおよびNiは、いずれも、疲労強度を向上させる作用を有する。このため、より大きな疲労強度を得たい場合には以下の範囲で含有してもよい。   Mo, Cu and Ni all have the effect of improving fatigue strength. For this reason, when it is desired to obtain a greater fatigue strength, it may be contained in the following range.

Mo:0.50%以下
Moは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与し疲労強度を向上させるので、この効果を得るためにMoを含有してもよい。しかしながら、Moの含有量が0.50%を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて、マルテンサイトの生成が促進されるので、軟窒化後の曲げ矯正性や靱性の低下を招く。したがって、Moの含有量を0.50%以下とした。なお、軟窒化後の曲げ矯正性や靱性の低下を抑止するためには、Moの含有量の上限は0.30%とすることが好ましい。
Mo: 0.50% or less Mo increases the hardenability of the steel and contributes to increasing the strength and improving the fatigue strength. Therefore, Mo may be included to obtain this effect. However, if the Mo content exceeds 0.50%, the hardenability becomes too high and the formation of martensite is promoted, resulting in a decrease in bending straightness and toughness after soft nitriding. Therefore, the Mo content is set to 0.50% or less. In order to suppress a decrease in bending straightening and toughness after soft nitriding, the upper limit of the Mo content is preferably 0.30%.

一方、前記したMoの疲労強度向上効果を確実に得るためには、Moの含有量の下限は0.03%とすることが好ましく、0.05%とすれば一層好ましい。   On the other hand, in order to reliably obtain the effect of improving the fatigue strength of Mo, the lower limit of the Mo content is preferably 0.03%, and more preferably 0.05%.

Cu:0.60%以下
Cuは、フェライトを強化し、疲労強度を向上させるので、この効果を得るためにCuを含有してもよい。しかしながら、Cuは、融点が1083℃と低いので、製鋼工程における凝固の過程で液相として残存する時間が長くなり、鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起することとなり、特に、その含有量が0.60%を超えると、上記の傾向が著しくなる。したがって、Cuの含有量を0.60%以下とした。なお、熱間での割れの誘起を抑止するためには、Cuの含有量の上限は0.50%とすることが好ましい。
Cu: 0.60% or less Since Cu strengthens ferrite and improves fatigue strength, Cu may be contained to obtain this effect. However, since Cu has a melting point as low as 1083 ° C., the time remaining as a liquid phase in the solidification process in the steelmaking process becomes long, and segregates at the grain boundaries of the steel to induce hot cracking. When the content exceeds 0.60%, the above tendency becomes remarkable. Therefore, the Cu content is set to 0.60% or less. In order to suppress the induction of cracking in the hot state, the upper limit of the Cu content is preferably 0.50%.

一方、前記したCuの疲労強度向上効果を確実に得るためには、Cuの含有量の下限は0.05%とすることが好ましく、0.10%とすれば一層好ましい。   On the other hand, in order to reliably obtain the effect of improving the fatigue strength of Cu, the lower limit of the Cu content is preferably 0.05%, and more preferably 0.10%.

Ni:0.60%以下
Niは、フェライトを強化し、疲労強度を向上させる作用を有する。また、Niは、鋼がCuを含む場合に、Cuに起因する熱間での割れを防止するのに有効な元素である。しかしながら、こうした効果はNiの含有量が多くなると飽和するので、製鋼コストを高めないために、Niの含有量を0.60%以下とした。
Ni: 0.60% or less Ni has an effect of strengthening ferrite and improving fatigue strength. Moreover, Ni is an element effective in preventing the hot cracking resulting from Cu, when steel contains Cu. However, since these effects are saturated when the Ni content increases, the Ni content is set to 0.60% or less in order not to increase the steelmaking cost.

Niの効果を確実に得るためには、Niの含有量の下限は0.05%とすることが好ましく、0.10%とすれば一層好ましい。   In order to reliably obtain the effect of Ni, the lower limit of the Ni content is preferably 0.05%, and more preferably 0.10%.

なお、上記のMo、CuおよびNiは、そのうちのいずれか1種のみ、または2種以上の複合で含有することができる。   In addition, said Mo, Cu, and Ni can be contained only in any 1 type in them, or 2 or more types of composites.

Ca:0.005%以下
Caは、鋼材の被削性を高める作用を有するので、この効果を得るためにCaを含有してもよい。しかしながら、Caを過剰に含有させると鋼片内での偏析欠陥が発生したり、熱間加工性の低下を招き、特に、Caの含有量が0.005%を超えると、鋼片内での偏析欠陥の発生や熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Caの含有量を0.005%以下とした。なお、鋼片内での偏析欠陥の発生や熱間加工性の低下を抑止するためには、Caの含有量の上限は0.003%とすることが好ましい。
Ca: 0.005% or less Ca has an effect of enhancing the machinability of the steel material, and therefore, Ca may be contained in order to obtain this effect. However, when Ca is contained excessively, segregation defects occur in the steel slab, or hot workability is deteriorated. In particular, when the Ca content exceeds 0.005%, The occurrence of segregation defects and the decrease in hot workability become significant. Therefore, the Ca content is set to 0.005% or less. In order to suppress the occurrence of segregation defects in the steel slab and the decrease in hot workability, the upper limit of the Ca content is preferably 0.003%.

一方、前記したCaの被削性向上効果を確実に得るためには、Caの含有量の下限は0.0001%とすることが好ましく、0.0003%とすれば一層好ましい。   On the other hand, in order to reliably obtain the above-described effect of improving the machinability of Ca, the lower limit of the Ca content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0003%.

上記の理由から、本発明(2)は、本発明(1)の鋼に、さらに、Mo:0.50%以下、Cu:0.60%以下およびNi:0.60%以下のうちの1種以上を含有する鋼を用いて軟窒化用鋼材を製造することと規定した。   For the reasons described above, the present invention (2) further includes one of Mo: 0.50% or less, Cu: 0.60% or less, and Ni: 0.60% or less. It was stipulated that steel for soft nitriding should be produced using steel containing more than seeds.

同様に、本発明(3)は、本発明(1)または本発明(2)の鋼に、さらに、Ca:0.005%以下を含有する鋼を用いて軟窒化用鋼材を製造することと規定した。   Similarly, the present invention (3) further comprises producing a steel for soft nitriding using the steel of the present invention (1) or the present invention (2), further using a steel containing Ca: 0.005% or less. Stipulated.

本発明で用いる鋼においては、前述したCからCaまでの元素以外は、意図的に添加するものではない。そこで、次に、不純物元素として鋼に混入する可能性のある元素のうちでも、特に、軟窒化後の曲げ矯正性に影響を及ぼすVに関して、その上限含有量について説明する。   In the steel used in the present invention, elements other than the above-described elements from C to Ca are not intentionally added. Therefore, among the elements that may be mixed into the steel as an impurity element, the upper limit content will be described particularly regarding V that affects the bending straightening after soft nitriding.

V:0.05%未満
Vの含有量が多くなり、特に、0.05%以上になると、熱間鍛造の冷却速度が空冷程度であると、冷却中に完全に相界面析出しないので、一部のVは、マトリックスに固溶した状態のままで室温まで残ってしまう。そして、上記の固溶状態のVは、軟窒化時に析出して表層近傍を過度に硬化するので、曲げ矯正性が劣化してしまう。したがって、不純物元素中に多量のVを含むことは好ましくなく、Vの含有量は0.05%未満とするのがよい。より好ましいVの含有量は0.02%以下である。
V: Less than 0.05% When the V content increases, especially 0.05% or more, if the cooling rate of hot forging is about air cooling, phase interface precipitation does not occur completely during cooling. Part V remains up to room temperature in a state of solid solution in the matrix. And since the above-mentioned V in the solid solution is precipitated during soft nitriding and excessively hardens the vicinity of the surface layer, the bend straightening property is deteriorated. Therefore, it is not preferable that the impurity element contains a large amount of V, and the V content is preferably less than 0.05%. A more preferable V content is 0.02% or less.

(B)熱間鍛造条件
前記(A)項に記載の化学組成を有する鋼であっても、熱間鍛造時の加熱温度が高くなりすぎると、結晶粒の粗大化が生じる。結晶粒の粗大化を防ぐためには、熱間鍛造時の加熱温度の上限は1300℃にする必要がある。加熱温度の上限は1250℃とするのが好ましい。一方、熱間鍛造時の加熱温度はオーステナイト単相域であれば低ければ低いほど結晶粒が微細になり、続く軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性は向上するが、鍛造中の素材の温度が低くなると金型への負担が急激に大きくなるため、下限は1100℃とする必要がある。
(B) Hot forging conditions Even in the steel having the chemical composition described in the above (A), if the heating temperature during hot forging becomes too high, the crystal grains become coarse. In order to prevent coarsening of crystal grains, the upper limit of the heating temperature during hot forging needs to be 1300 ° C. The upper limit of the heating temperature is preferably 1250 ° C. On the other hand, the lower the heating temperature during hot forging in the austenite single-phase region, the finer the crystal grains, and the fatigue strength and bend straightening after the subsequent soft nitriding improve, but the temperature of the material during forging Since the burden on a mold | type will become large rapidly when it becomes low, it is necessary to make a minimum into 1100 degreeC.

同様に、熱間鍛造の仕上げ温度は、オーステナイト単相域であれば低ければ低いほど結晶粒が微細になり、続く軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性は向上するが、金型の負担を低減するためには、仕上げ温度の下限は900℃とする必要がある。好ましくは950℃以上である。   Similarly, the lower the austenite single-phase finish temperature for hot forging, the finer the crystal grains, and the fatigue strength and bend straightening after subsequent soft nitriding will improve, but the burden on the mold will be reduced. In order to reduce, the lower limit of finishing temperature needs to be 900 degreeC. Preferably it is 950 degreeC or more.

(C)焼なまし条件
前記(A)項に記載の化学組成を有する鋼を、(B)項に記載の条件で熱間鍛造した鋼材に、軟窒化を施す前の段階で、
A1=723−10.7(Mn%)+29.1(Si%)−16.9(Ni%)+16.9(Cr%)・・・・・(1)
の式で表されるA1℃以下の温度で焼なましを行えば、マトリックス中に残ったセメンタイトにCrを固定することができ、しかも、その鋼材は後述するパーライトコロニー径が150μm以下であって、結晶粒が粗大化していないので、軟窒化後に良好な曲げ矯正性を確保することができる。
(C) Annealing conditions In the stage before soft nitriding, the steel having the chemical composition described in the item (A) is hot-forged on the condition described in the item (B).
A1 = 723-10.7 (Mn%) + 29.1 (Si%) − 16.9 (Ni%) + 16.9 (Cr%) (1)
When annealing is performed at a temperature of A1 ° C. or less represented by the formula: Cr can be fixed to the cementite remaining in the matrix, and the steel material has a pearlite colony diameter described later of 150 μm or less. Since the crystal grains are not coarsened, good bend straightening can be ensured after soft nitriding.

なお、上記の(1)式における(Mn%)、(Si%)、(Ni%)および(Cr%)はそれぞれ、Mn、Si、NiおよびCrの質量%での鋼材中含有量を表す。   In addition, (Mn%), (Si%), (Ni%), and (Cr%) in the above formula (1) represent the contents in the steel material in terms of mass% of Mn, Si, Ni, and Cr, respectively.

なお、焼なましによってCrを拡散させ、セメンタイトに固定するためには、Crの拡散係数が大きい高温域で処理を行うほうがよいが、前記(1)式で表されるA1℃を超える温度で焼なましすると、セメンタイトがマトリックス中に固溶するため、セメンタイトによる十分なCrの固定効果を確保することができない。一方、焼なまし温度が570℃を下回ると、Crがセメンタイトに固定されるのに長時間を要することとなる。   In order to diffuse Cr by annealing and fix it to cementite, it is better to perform the treatment in a high temperature range where the diffusion coefficient of Cr is large, but at a temperature exceeding A1 ° C. expressed by the above formula (1). When annealed, the cementite is dissolved in the matrix, so that a sufficient Cr fixing effect by the cementite cannot be ensured. On the other hand, when the annealing temperature is below 570 ° C., it takes a long time for Cr to be fixed to cementite.

したがって、本発明においては、前記(A)項に記載の化学組成を有する鋼を、(B)項に記載の条件で熱間鍛造した後、570℃以上で、かつ、前記の(1)式で表されるA1℃以下の温度で焼なましすることとした。   Therefore, in the present invention, after hot forging the steel having the chemical composition described in the item (A) under the condition described in the item (B), the temperature is 570 ° C. or more and the formula (1) It was decided to anneal at a temperature below A1 ° C.

なお、焼なまし時間が短いとCrの拡散が不十分になるため、上記焼なまし時間の下限は30分程度とすることが好ましい。一方、焼なまし時間が長くなりすぎるとセメンタイトが球状化し、素材の硬度が急激に低くなるため、上記焼なまし時間の上限は10時間程度とすることが好ましい。   In addition, since the diffusion of Cr becomes insufficient when the annealing time is short, the lower limit of the annealing time is preferably about 30 minutes. On the other hand, if the annealing time is too long, the cementite is spheroidized and the hardness of the material is drastically lowered. Therefore, the upper limit of the annealing time is preferably about 10 hours.

(D)所望の軟窒化部品形状への仕上げ加工
所望の軟窒化部品形状への仕上げ加工は、例えば、切削加工など適宜の方法で行えばよく、部品形状に合わせて適宜選択すればよい。そして、この仕上げ加工は、熱間鍛造後、(C)項で述べた焼なましの前に行ってもよいし、熱間鍛造後にさらに(C)項で述べた焼なましを行った後で実施してもよい。
(D) Finishing to desired soft-nitrided part shape Finishing to the desired soft-nitrided part shape may be performed by an appropriate method such as cutting, for example, and may be appropriately selected according to the part shape. This finishing may be performed after hot forging and before the annealing described in the section (C), or after performing the annealing described in the section (C) after the hot forging. May be implemented.

(E)軟窒化処理
本発明において軟窒化の方法は特に規定する必要はなく、ガス軟窒化、塩浴軟窒化やイオン窒化など通常の方法を用いることができる。
(E) Soft nitriding treatment In the present invention, the soft nitriding method is not particularly limited, and a normal method such as gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, or ion nitriding can be used.

いずれの方法を用いても、製品(軟窒化機械構造部品)の表面に厚さ20μm程度の化合物層(窒化物層)とその直下の拡散層を均質に形成させることが可能である。   Whichever method is used, it is possible to uniformly form a compound layer (nitride layer) having a thickness of about 20 μm and a diffusion layer directly therebelow on the surface of the product (soft nitriding mechanical structural component).

ガス軟窒化して、所望の軟窒化機械構造部品を得るためには、例えば、吸熱型変成ガス(RXガス)とアンモニアガスを1:1に混合した雰囲気中で均熱温度560〜620℃にて1〜3時間処理を行えばよい。   In order to obtain a desired soft nitriding machine structural component by gas soft nitriding, for example, in an atmosphere in which endothermic metamorphic gas (RX gas) and ammonia gas are mixed 1: 1, the soaking temperature is set to 560 to 620 ° C. And processing may be performed for 1 to 3 hours.

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.

表1に示す化学組成を有する鋼A〜Gを180kg真空溶解炉によって溶製した後、インゴットを1250℃に加熱し、仕上げ温度が1000℃となるように熱間鍛造した後、大気中で放冷して、直径が50mmの丸棒とした。   After steels A to G having the chemical compositions shown in Table 1 were melted in a 180 kg vacuum melting furnace, the ingot was heated to 1250 ° C., hot forged to a finishing temperature of 1000 ° C., and then released in the atmosphere. It was cooled to form a round bar having a diameter of 50 mm.

表1中の鋼A〜Fは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼G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、表1には前記の(1)式で表されるA1の値を併記した。   Steels A to F in Table 1 are steels of the present invention examples whose chemical compositions are within the range defined by the present invention, while Steel G is a comparative example whose chemical composition deviates from the conditions defined by the present invention. Of steel. In Table 1, the value of A1 represented by the above formula (1) is also shown.

上記の熱間鍛造後に大気中で放冷したままの組織の粗さを定量的に比較するために、次に示す方法でパーライトコロニー径を測定した。   In order to quantitatively compare the roughness of the structure as it was allowed to cool in the air after the above hot forging, the pearlite colony diameter was measured by the following method.

先ず、上記のようにして得た直径50mmの各丸棒のD/4部(「D」は丸棒の直径を表す。)から、鍛造方向(鍛錬軸)に平行な断面が被検面になるようにミクロ組織観察用のサンプルを採取し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後ナイタール腐食液で腐食して、倍率を200倍として光学顕微鏡写真を撮影した。   First, from the D / 4 part (“D” represents the diameter of the round bar) of each round bar having a diameter of 50 mm obtained as described above, a cross section parallel to the forging direction (forging axis) is formed on the test surface. A sample for microstructural observation was collected as described above, embedded in a resin, mirror-polished and then corroded with a nital corrosive solution, and an optical micrograph was taken at a magnification of 200 times.

次いで、写真上でパーライトコロニーを目視で判定して閉曲線で囲み、その面積に相当する円の直径、すなわち、円相当直径をもってパーライトコロニー径と定義した。   Next, the pearlite colony was visually determined on the photograph, surrounded by a closed curve, and the diameter of the circle corresponding to the area, that is, the equivalent circle diameter was defined as the pearlite colony diameter.

表2に、上記のようにして測定したパーライトコロニー径を示す。この表2から、比較例の鋼であるTi非添加とした鋼Gは、Tiを含む他の鋼に比べて、粗大な組織であることがわかる。   Table 2 shows the pearlite colony diameter measured as described above. From Table 2, it can be seen that the steel G with no addition of Ti, which is a steel of the comparative example, has a coarser structure than other steels containing Ti.

また、前記の熱間鍛造後に大気中で放冷して得た直径50mmの丸棒に対して、種々の温度と時間で焼なましを行った。なお、焼なましは大気中で行い、焼なまし後は室温まで大気中で放冷した。   In addition, the round bar having a diameter of 50 mm obtained by cooling in the air after the hot forging was annealed at various temperatures and times. In addition, annealing was performed in the air, and after annealing, it was left to cool in the air to room temperature.

表3に、上記焼なましの詳細条件を示す。なお、表3の焼なまし欄における「−」は焼なましを行っていないことを示す。   Table 3 shows the detailed conditions of the annealing. In addition, "-" in the annealing column of Table 3 indicates that no annealing is performed.

焼なまし後の各丸棒のD/4部から鍛造方向(鍛錬軸)に平行に、疲労強度測定用の小野式回転曲げ疲労試験片と曲げ矯正性測定用の三点曲げ試験片を採取した。   Collected Ono type rotating bending fatigue test piece for fatigue strength measurement and three-point bending test piece for bending straightness measurement from D / 4 part of each round bar after annealing in parallel to the forging direction (forging axis) did.

小野式回転曲げ疲労試験片は、深さが1mmでRが3mmの切欠きをつけた丸棒試験片であり、図1にその形状を示す。なお、図1における寸法の単位は「mm」である。   The Ono-type rotating bending fatigue test piece is a round bar test piece with a notch having a depth of 1 mm and an R of 3 mm, and its shape is shown in FIG. The unit of the dimension in FIG. 1 is “mm”.

上記小野式回転曲げ疲労試験片に後述する軟窒化を行い、疲労試験に供した。   The above Ono-type rotating bending fatigue test piece was subjected to soft nitriding which will be described later and subjected to a fatigue test.

なお、疲労試験は室温、大気中、回転数3400rpmの条件で行い、応力付加繰返し回数107回において破断しない最大の応力を疲労強度とした。 The fatigue test was carried out under conditions of room temperature, air, and rotation speed of 3400 rpm, and the maximum stress that did not break when the stress was applied 10 7 times was defined as the fatigue strength.

三点曲げ試験片は、深さが5mmで底部曲率半径が10mmの切欠きをつけた長さ100mmの角状試験片であり、図2にその形状を示す。なお、図2における寸法の単位も「mm」である。   The three-point bending test piece is a square test piece having a depth of 5 mm and a notch having a bottom curvature radius of 10 mm and a length of 100 mm, and the shape thereof is shown in FIG. The unit of dimension in FIG. 2 is also “mm”.

上記三点曲げ試験片に後述する軟窒化を行い、三点曲げ試験に供した。   The three-point bending test piece was subjected to soft nitriding described later and subjected to a three-point bending test.

なお、三点曲げ試験は図3の要領で行った。すなわち、切欠きを含む面の長手方向に切欠きを中心として支点間距離70mmとなるように二つの支点を設け、押し込み速度を0.5mm/分として室温、大気中で実施した。なお、切欠き底の歪量を測定するために、切欠きの一番底の両エッジ部二ヶ所に、試験片長手方向と平行な向きに歪ゲージを貼付し、押し込みストロークを一方のゲージが断線するまで増加させた際の、もう一方のゲージが示す歪値を矯正限界歪量として曲げ矯正性を評価した。   The three-point bending test was performed as shown in FIG. That is, two fulcrums were provided in the longitudinal direction of the surface including the notches so that the distance between the fulcrums was 70 mm with the notch as the center, and the pushing speed was 0.5 mm / min. In order to measure the amount of strain at the bottom of the notch, strain gauges are affixed to the two edges on the bottom of the notch in a direction parallel to the longitudinal direction of the test piece, and the indentation stroke is applied to one gauge. The bending straightness was evaluated using the strain value indicated by the other gauge when increasing until the wire was broken as the straightening limit strain amount.

なお、小野式回転曲げ疲労試験片と三点曲げ試験片には、RXガスとアンモニアガスを1:1に混合した雰囲気中で580℃にて2時間保持する条件でガス軟窒化を施し、その後100℃の油中へ冷却した。   The Ono-type rotating bending fatigue test piece and the three-point bending test piece were subjected to gas soft nitriding under the condition of holding at 580 ° C. for 2 hours in an atmosphere in which RX gas and ammonia gas were mixed 1: 1. Cooled into 100 ° C. oil.

表3に、上記のようにして求めた疲労強度と矯正限界歪量を併せて示した。また、この表3における曲げ矯正性の指標である矯正限界歪量と疲労強度との関係を整理して、図4に示す。   Table 3 also shows the fatigue strength and correction limit strain amount obtained as described above. Further, the relationship between the correction limit strain amount and the fatigue strength, which is an index of bending straightness in Table 3, is summarized and shown in FIG.

図4から、本発明例と比較例とを、同レベルの疲労強度で比較すると、本発明例は比較例に比べて60%から340%程度矯正限界歪量が大きいことがわかる。したがって、本発明で規定する条件で製造した軟窒化用鋼材を用いれば、軟窒化機械構造部品に高いレベルで疲労強度と曲げ矯正性を兼備させることができることが明らかである。   FIG. 4 shows that when the inventive example and the comparative example are compared at the same level of fatigue strength, the inventive example has a larger correction limit strain amount of about 60% to 340% than the comparative example. Therefore, it is clear that if the steel for soft nitriding manufactured under the conditions specified in the present invention is used, the nitrocarburized mechanical structural component can have both fatigue strength and bend straightening at a high level.

本発明の方法によれば、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性に優れ、軟窒化機械構造部品の素材として好適な軟窒化用鋼材が得られる。そして、この軟窒化用鋼材を用いれば、疲労強度が同レベルであっても、50%以上優れた曲げ矯正性を有する軟窒化機械構造部品を得ることが可能となる。   According to the method of the present invention, a steel material for soft nitriding that is excellent in fatigue strength and bend straightening after soft nitriding and that is suitable as a material for a soft nitriding mechanical structural component can be obtained. If this steel material for soft nitriding is used, even if the fatigue strength is the same level, it is possible to obtain a soft nitriding mechanical structural component having an excellent bending straightness of 50% or more.

実施例で用いた疲労強度測定用の小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the Ono type | formula rotation bending fatigue test piece for the fatigue strength measurement used in the Example. 実施例で用いた曲げ矯正性測定用の三点曲げ試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the three-point bending test piece for a bending straightness measurement used in the Example. 実施例で実施した三点曲げ試験の方法について説明する図である。It is a figure explaining the method of the three-point bending test implemented in the Example. 実施例の試験番号1〜17について、曲げ矯正性の指標である矯正限界歪量と疲労強度との関係を整理して示す図である。It is a figure which arrange | positions and shows the relationship between the amount of correction limit distortion which is a parameter | index of a bending straightness, and fatigue strength about the test numbers 1-17 of an Example.

Claims (3)

質量%で、C:0.25〜0.50%、Si:0.1〜0.5%、Mn:0.3〜1.5%、P:0.05%以下、S:0.1%以下、Ti:0.005〜0.05%、Cr:0.40%以下、Al:0.05%以下およびN:0.005〜0.030%を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のVが0.05%未満である鋼を、1100〜1300℃に加熱し、仕上げ温度を900℃以上として熱間鍛造した後、570℃以上で、かつ、下記の(1)式で表されるA1℃以下の温度で焼なましすることを特徴とする軟窒化用鋼材の製造方法。
A1=723−10.7(Mn%)+29.1(Si%)−16.9(Ni%)+16.9(Cr%)・・・・・(1)
但し、(1)式中の(Mn%)、(Si%)、(Ni%)および(Cr%)はそれぞれ、Mn、Si、NiおよびCrの質量%での鋼材中含有量を表す。
In mass%, C: 0.25 to 0.50%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.3 to 1.5%, P: 0.05% or less, S: 0.1 %: Ti: 0.005 to 0.05%, Cr: 0.40% or less, Al: 0.05% or less, and N: 0.005 to 0.030%, the balance being Fe and impurities Do Ri, the V is Ru der less than 0.05% the steel in impurities, were heated to 1100 to 1300 ° C., after hot forging finish temperature of 900 ° C. or higher, at 570 ° C. or higher, and, following ( 1) A method for producing a soft nitriding steel material, characterized by annealing at a temperature of A1 ° C. or lower represented by the formula.
A1 = 723-10.7 (Mn%) + 29.1 (Si%) − 16.9 (Ni%) + 16.9 (Cr%) (1)
However, (Mn%), (Si%), (Ni%) and (Cr%) in the formula (1) represent the contents in the steel material in terms of mass% of Mn, Si, Ni and Cr, respectively.
鋼がさらに、質量%で、Mo:0.50%以下、Cu:0.60%以下およびNi:0.60%以下のうちの1種以上を含有するものであることを特徴とする請求項1に記載の軟窒化用鋼材の製造方法。   The steel further contains at least one of Mo: 0.50% or less, Cu: 0.60% or less, and Ni: 0.60% or less in mass%. 2. A method for producing a soft nitriding steel material according to 1. 鋼がさらに、質量%で、Ca:0.005%以下を含有するものであることを特徴とする請求項1または2に記載の軟窒化用鋼材の製造方法。
The method for producing a steel material for soft nitriding according to claim 1 or 2, wherein the steel further contains, by mass%, Ca: 0.005% or less.
JP2008121910A 2008-05-08 2008-05-08 Method of manufacturing steel for soft nitriding Active JP5151662B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008121910A JP5151662B2 (en) 2008-05-08 2008-05-08 Method of manufacturing steel for soft nitriding

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008121910A JP5151662B2 (en) 2008-05-08 2008-05-08 Method of manufacturing steel for soft nitriding

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2009270160A JP2009270160A (en) 2009-11-19
JP5151662B2 true JP5151662B2 (en) 2013-02-27

Family

ID=41436976

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2008121910A Active JP5151662B2 (en) 2008-05-08 2008-05-08 Method of manufacturing steel for soft nitriding

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP5151662B2 (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10704126B2 (en) 2014-02-17 2020-07-07 Hyundai Motor Company Non-normalized steel composition and connecting rod using the same, and method of manufacturing the connecting rod

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020194653A1 (en) * 2019-03-28 2020-10-01 日本製鉄株式会社 Steel to be subjected to induction hardening

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11229032A (en) * 1998-02-13 1999-08-24 Sumitomo Metal Ind Ltd Production of steel for soft-nitriding and soft-nitrided parts using the steel
JP4737601B2 (en) * 2005-06-14 2011-08-03 大同特殊鋼株式会社 High temperature nitriding steel
JP5153221B2 (en) * 2006-07-31 2013-02-27 新日鐵住金株式会社 Soft nitriding non-tempered machine parts
JP4946328B2 (en) * 2006-10-03 2012-06-06 住友金属工業株式会社 Method for manufacturing age-hardening machine parts

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10704126B2 (en) 2014-02-17 2020-07-07 Hyundai Motor Company Non-normalized steel composition and connecting rod using the same, and method of manufacturing the connecting rod

Also Published As

Publication number Publication date
JP2009270160A (en) 2009-11-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5432105B2 (en) Case-hardened steel and method for producing the same
JP5123335B2 (en) Crankshaft and manufacturing method thereof
JP4385019B2 (en) Manufacturing method for steel nitrocarburized machine parts
JP5182067B2 (en) Steel for vacuum carburizing or carbonitriding
KR101726251B1 (en) Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods for producing said steel for nitrocarburizing and said nitrocarburized component
JP4464862B2 (en) Case-hardening steel with excellent grain coarsening resistance and cold workability that can be omitted for soft annealing.
JP5206271B2 (en) Carbonitriding parts made of steel
JP4451808B2 (en) Rolled steel bar for case hardening with excellent fatigue characteristics and grain coarsening resistance and its manufacturing method
JP4609585B2 (en) Soft nitriding steel, soft nitriding steel and crankshaft
JP6620490B2 (en) Age-hardening steel
JP2010189697A (en) Crankshaft and method for producing the same
JP5153221B2 (en) Soft nitriding non-tempered machine parts
JP5151662B2 (en) Method of manufacturing steel for soft nitriding
JP4488228B2 (en) Induction hardening steel
KR101713677B1 (en) Steel for high nitrogen air hardened bearing with high performance on rolling contact fatigue and method producing the same
WO2017056896A1 (en) Preform for crankshaft, nitride crankshaft, and manufacturing method for same
JP5272609B2 (en) Carbonitriding parts made of steel
JP2009191322A (en) Case-hardened steel superior in grain-coarsening resistance for use in carburized parts
JP6635100B2 (en) Case hardened steel
JP2005220377A (en) Steel wire rod or bar steel for case hardening having excellent cold forgeability after spheroidizing
JP5440398B2 (en) Method for manufacturing nitrocarburized machine structural parts
KR101070154B1 (en) Steel wire rod for bearing steel, manufacturing method of steel wire rod for bearing steel, heat treatment method of steel bearing, steel bearing and soaking method of bearing steel
JP2010090457A (en) Non-heat-treated steel to be nitrocarburized
JP6477614B2 (en) Steel for soft nitriding and parts and method for manufacturing them
JP5454620B2 (en) Steel for carburized parts with excellent grain size prevention properties

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20100625

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20120821

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20121001

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20121011

A711 Notification of change in applicant

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712

Effective date: 20121011

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: 20121106

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20121119

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151214

Year of fee payment: 3

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 5151662

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151214

Year of fee payment: 3

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