JP5567747B2 - 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法 - Google Patents

軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5567747B2
JP5567747B2 JP2013550692A JP2013550692A JP5567747B2 JP 5567747 B2 JP5567747 B2 JP 5567747B2 JP 2013550692 A JP2013550692 A JP 2013550692A JP 2013550692 A JP2013550692 A JP 2013550692A JP 5567747 B2 JP5567747 B2 JP 5567747B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
soft nitriding
steel
less
soft
treatment
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
JP2013550692A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2014017074A1 (ja
Inventor
靖浩 大森
清史 上井
眞司 三田尾
岩本　　隆
佳祐 安藤
邦和 冨田
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.)
JFE Steel Corp
JFE Bars and Shapes Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
JFE Bars and Shapes 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 JFE Steel Corp, JFE Bars and Shapes Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2013550692A priority Critical patent/JP5567747B2/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5567747B2 publication Critical patent/JP5567747B2/ja
Publication of JPWO2014017074A1 publication Critical patent/JPWO2014017074A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/28—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases more than one element being applied in one step
    • C23C8/30—Carbo-nitriding
    • C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/04—Treatment of selected surface areas, e.g. using masks
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Description

本発明は、軟窒化用鋼およびその軟窒化用鋼から得られる軟窒化部品、さらにこれらの製造方法に関し、特に軟窒化処理後において疲労特性に優れ、自動車、建設機械用部品として好適なものである。
自動車の歯車等の機械構造部品には優れた疲労特性が要求され、表面硬化処理が施されるのが通例である。表面硬化処理としては、浸炭処理、高周波焼入処理および窒化処理などが良く知られている。
このうち、浸炭処理は、高温のオーステナイト域においてＣを侵入・拡散させることから、深い硬化深さが得られ、疲労強度の向上に有効である。しかしながら、浸炭処理により熱処理歪が発生することから、静粛性等の観点より厳しい寸法精度が要求される部品には、その適用が困難であった。
また、高周波焼入処理は、高周波誘導加熱により表層部を焼入れする処理であるため、やはり熱処理歪が発生し、浸炭処理と同様に寸法精度が劣る。
一方、窒化処理は、Ａc１変態点以下の比較的低温度域で窒素を侵入・拡散させて表面硬さを高める処理であるため、上記したような熱処理歪が発生するおそれはない。しかしながら、処理時間が50〜100時間と長く、また処理後に表層の脆い化合物層を除去する必要があるという問題があった。
そのため、窒化処理と同程度の処理温度で、処理時間を短くした軟窒化処理が開発され、近年では機械構造用部品などを対象に広く普及している。この軟窒化処理は、500〜600℃の温度域でＮとＣを同時に侵入・拡散させて、表面を硬化するもので、従来の窒化処理と比較して処理時間を半分以下とすることが可能である。
しかしながら、上述した浸炭処理では焼入硬化により芯部硬度を上昇させることが可能であるのに対し、軟窒化処理は鋼の変態点以下の温度で処理を行うものであるため、芯部硬度が上昇せず、軟窒化処理材は浸炭処理材と比較すると、疲労強度が劣る。
このような軟窒化処理材の疲労強度を高めるため、通常、軟窒化処理前に焼入・焼戻し処理を行い、芯部硬度を上昇させているが、得られる疲労強度は十分とは言い難く、また製造コストが上昇し、さらに機械加工性も低下する。
このような問題を解決するため、特許文献１では、鋼中に、NiやAl，Cr，Tiなどを含有させることで、軟窒化処理後に高い曲げ疲労強度が得られる軟窒化用鋼が提案されている。
すなわち、この鋼は、軟窒化処理により、芯部についてはNi−Al、Ni−Ti系の金属間化合物あるいはCu化合物で時効硬化させる一方、表層部については窒化層中にCr，Al，Ti等の窒化物や炭化物を析出硬化させることで、曲げ疲労強度を向上させている。
また、特許文献２では、Cuを0.5〜2％含有した鋼を、熱間鍛造で鍛伸後、空冷して、Cuが固溶したフェライト主体の組織とし、580℃、120分の軟窒化処理中にCuを析出硬化させ、さらにTi、ＶおよびNb炭窒化物の析出硬化も併用することで、軟窒化処理後において優れた曲げ疲労特性が得られる軟窒化用鋼が提案されている。
特許文献３では、Ti−Mo炭化物、またそれらに更にNb，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を含む炭化物を分散させた軟窒化用鋼が提案されている。
特開平５−５９４８８号公報 特開２００２−６９５７２号公報 特開２０１０−１６３６７１号公報
しかしながら、特許文献１に記載の軟窒化用鋼は、Ni−Al、Ni−Ti系の金属間化合物やCuの析出硬化により曲げ疲労強度は向上するものの、加工性の確保が十分とは言い難く、また特許文献２に記載の軟窒化用鋼は、Cu，Ti，Ｖ，Nbを比較的多量に添加することが必要なため、生産コストが高いという問題があった。また、特許文献３に記載の軟窒化用鋼は、Ti，Moを比較的多量に含むため、やはり高コストであるという問題があった。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、軟窒化処理前は硬化を抑制することで機械加工性が確保された軟窒化用鋼を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
また、本発明は、機械加工後、軟窒化処理により芯部硬さを高め、もって疲労特性を向上させることができる、軟窒化部品を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記課題を解決するため、鋼の成分組成および組織の影響について鋭意検討を行った。
その結果、鋼の成分組成としてＶおよびNbを適正量含有させ、さらに鋼組織としてベイナイト相を面積率で50％超とすることにより、TiやCuといった比較的高価な元素を含有させずとも、優れた機械加工性が得られ、また軟窒化処理後には、芯部にＶおよびNbを含む微細な析出物を分散析出させて芯部硬さを上昇させることにより、優れた疲労特性が得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．軟窒化処理後にベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物が分散析出している軟窒化部品を製造するための軟窒化用鋼であって、
質量％で、
Ｃ：0.01％以上0.10％未満、
Si：1.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.06％以下、
Cr：0.3〜3.0％、
Mo：0.005〜0.4％、
Ｖ：0.02〜0.5％、
Nb：0.003〜0.15％、
Al：0.005〜0.2％および
Sb：0.0005〜0.02％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、ベイナイト相が組織全体に対する面積率で50％超を満足することを特徴とする軟窒化用鋼。
２．前記１に記載の軟窒化用鋼を、所望の形状に仕上げたのち、軟窒化処理を施して得た軟窒化部品であって、
前記軟窒化処理後、ベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物が分散析出していることを特徴とする軟窒化部品。
３．前記１に記載の軟窒化用鋼を製造するための方法であって、
質量％で、
Ｃ：0.01％以上0.10％未満、
Si：1.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.06％以下、
Cr：0.3〜3.0％、
Mo：0.005〜0.4％、
Ｖ：0.02〜0.5％、
Nb：0.003〜0.15％、
Al：0.005〜0.2％および
Sb：0.0005〜0.02％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼を、加熱温度：950〜1250℃、仕上げ温度：800℃以上として熱間加工し、加工後、少なくとも700〜550℃の温度域における冷却速度を0.5℃/s超として冷却することを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。
４．前記２に記載の軟窒化部品を製造するための方法であって、
前記３に記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、所望の形状に仕上げたのち、軟窒化処理温度：550〜700℃、軟窒化処理時間：10分以上として軟窒化処理を施すことを特徴とする軟窒化部品の製造方法。
本発明によれば、安価な成分系で、機械加工性に優れた軟窒化用鋼を得ることができ、また軟窒化処理後は、浸炭処理を施したJIS SCr420材と同等以上の疲労特性を有する軟窒化部品を得ることができる。
そして、本発明の軟窒化部品は、自動車等の機械構造部品に適用して極めて有用である。
軟窒化部品の代表的な製造工程を示す図である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：0.01％以上0.10％未満
Ｃは、ベイナイト相の生成および強度確保のために添加する。しかしながら、Ｃ量が0.01％未満の場合、十分な量のベイナイト相が得られないだけでなく、軟窒化処理後にＶおよびNb析出物量が不足し、強度確保が困難となるため、0.01％以上とする。一方、0.10％以上添加すると、生成したベイナイト相の硬さが増加し、機械加工性が低下するため、0.10％未満とする。好ましくは0.03％以上0.10％未満の範囲である。
Si：1.0％以下
Siは、脱酸ならびにベイナイト相の生成に有効なため添加するが、1.0％を超えるとフェライト相およびベイナイト相に対する固溶硬化により、機械加工性および冷間加工性を劣化させるため1.0％以下とする。好ましくは0.5％以下、より好ましくは0.3％以下である。
なお、Siを脱酸に有効に寄与させるためには、Si添加量を0.01％以上とすることが好ましい。
Mn：0.5〜3.0％
Mnは、ベイナイト相の生成ならびに強度向上に有効なため添加する。しかしながら、Mn量が0.5％未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にＶおよびNb析出物がベイナイト相で生成するため、軟窒化処理前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるＶおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従って、Mn量は0.5％以上とする。一方、3.0％を超えると機械加工性および冷間加工性を劣化させるので、3.0％以下とする。好ましくは0.5〜2.5％の範囲、より好ましくは0.6〜2.0％の範囲である。
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより強度、靭性を低下させる。従って、Ｐの含有は極力抑制することが望ましいが、0.02％までは許容される。
なお、Ｐを0.001％未満とするには高いコストを要することから、工業的には0.001％まで低減すればよい。
Ｓ：0.06％以下
Ｓは、鋼中でMnＳを形成し、被削性を向上させる有用元素であるが、0.06％を超えて含有させると靭性を損なうため、0.06％以下に制限する。好ましくは0.04％以下である。
なお、Ｓによる被削性向上効果を発現させるためには、Ｓ含有量を0.002％以上とすることが好ましい。
Cr：0.3〜3.0％
Crは、ベイナイト相の生成に有効なため添加する。しかしながら、Cr量が0.3％未満の場合、ベイナイト相の生成量が少なくなり、軟窒化処理前にＶおよびNb析出物がベイナイト相で生成するため、軟窒化処理前の硬さが増加する。加えて、軟窒化処理後におけるＶおよびNb析出物の絶対量が減少するため、軟窒化処理後の硬さが低下して強度確保が困難となる。従って、Cr量は0.3％以上とする。一方、3.0％を超えると機械加工性および冷間加工性を劣化させるので、3.0％以下とする。好ましくは0.5〜2.0％の範囲、より好ましくは0.5〜1.5％の範囲である。
Mo：0.005〜0.4％
Moは、ＶおよびNb析出物を微細に析出させ、軟窒化処理材の強度を向上させる効果があり、本発明において重要な元素である。また、ベイナイト相の生成にも有効である。強度向上のため、Moは0.005％以上を添加するが、高価な元素のため0.4％を超えて添加すると、成分コストの上昇を招く。このため、0.005〜0.4％の範囲とする。好ましくは0.01〜0.3％の範囲、より好ましくは0.04〜0.2％の範囲である。
Ｖ：0.02〜0.5％
Ｖは、軟窒化処理時の温度上昇により、Nbとともに微細析出物を形成して芯部硬さを増加させ、強度を向上させる重要な元素である。Ｖ量が0.02％未満では、所望の効果が得難いので、0.02％以上とする。一方、0.5％を超えると析出物が粗大化し、十分な強度向上効果が得られないため、0.5％以下とする。好ましくは0.03〜0.3％の範囲、より好ましくは0.03〜0.25％の範囲である。
Nb：0.003〜0.15％
Nbは、軟窒化処理時の温度上昇により、Ｖとともに微細析出物を形成して芯部硬さを増加させるため、疲労強度向上に極めて有効である。Nb量が0.003％未満では所望の効果が得難いので、0.003％以上とする。一方、0.15％を超えると析出物が粗大化し、十分な強度向上効果が得られないため、0.15％以下とする。好ましくは0.02〜0.12％の範囲である。
Al：0.005〜0.2％
Alは、軟窒化処理後の表面硬さおよび有効硬化層深さの向上に有用な元素であり、積極的に添加する。また、熱間鍛造時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって、組織を微細化し靭性を向上させる上でも有用な元素である。このような観点から、Alは0.005％以上添加する。一方、0.2％を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、0.2％以下に限定する。好ましくは0.020％以上0.1％以下の範囲であり、より好ましくは0.020％以上0.040％以下の範囲である。
Sb：0.0005〜0.02％
Sbは、ベイナイト相の生成を促進する効果を有する。その添加量が0.0005％に満たないと添加効果に乏しく、一方0.02％を超えて添加しても効果が飽和し、成分コストの上昇を招くだけでなく、偏析により母材靭性の低下も生じるため、Sbは0.0005〜0.02％の範囲に限定する。好ましくは0.0010〜0.01％の範囲である。
本発明の鋼材において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
なお、特にTiは、ＶおよびNbの析出強化に悪影響を及ぼし、芯部硬さを低下させるので、極力含有させないようにする。好ましくは0.010％未満、より好ましくは0.005％未満である。
また、Ｎは、不可避的不純物として含有されるが、Ｎ量が増大すると粗大なＶＮを生成し、靭性が低下するため、上限を0.02％とすることが好ましい。
次に、本発明における軟窒化用鋼の鋼組織を前記の範囲に限定した理由を説明する。
ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超
本発明では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とすることが、極めて重要である。
本発明は、軟窒化処理後に表層窒化部以外の芯部にはＶおよびNb析出物を分散析出させ、これによって芯部硬さを上昇させ、軟窒化処理後の疲労強度を向上させようとするものである。
ここで、軟窒化処理前にＶおよびNb析出物が存在していると、通常軟窒化処理前に行われる切削加工時の被削性の観点からは不利である。また、ベイナイト変態過程では、フェライト−パーライト変態過程に比べ、母相中へのＶおよびNb析出物が生成しにくい。
従って、本発明の軟窒化用鋼の鋼組織、すなわち軟窒化処理前の鋼組織はベイナイト相を主体とする。具体的には、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とする。好ましくは60％超、より好ましくは80％超である。また、100％であってもよい。
なお、ベイナイト相以外の組織としては、フェライト相やパーライト相等が考えられるが、これらの組織は少ないほど好ましいのは言うまでもない。
ここに、各相の面積率は、得られた軟窒化用鋼から試験片を採取し、圧延方向に平行な垂直断面（Ｌ断面）について、研磨後ナイタールで腐食し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）を用い、断面組織観察（200倍の光学顕微鏡組織観察）により相の種類を同定し、各相の面積率を求める。
また、本発明の軟窒化部品では、本発明の軟窒化用鋼に軟窒化処理を施し、ベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物を分散析出させる。
この理由は、表層軟窒化部以外の芯部組織中にＶおよびNb析出物を分散析出させることで、芯部硬さが上昇し、軟窒化処理後の疲労強度が顕著に向上するからである。
ここに、ベイナイト相中のＶおよびNbを含む析出物の粒径は10nm未満とすることが、軟窒化処理後の析出強化に寄与させる上で好ましい。なお、析出物の粒径の測定限界は、１nm程度である。
また、析出物の個数としては、１μm2当り500個以上存在することが十分に析出強化させる上で好ましい。一方、上限は１μm2当り10000個とすることが好ましい。
次に、本発明の軟窒化用鋼および軟窒化部品の製造方法について説明する。
図１に、本発明に係る軟窒化用鋼（棒鋼）を用いて軟窒化部品を製造する代表的な製造工程を示す。ここで、Ｓ１は素材となる棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品（軟窒化部品）仕上げ工程である。
まず、棒鋼製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延して棒鋼とし、品質検査後、出荷する。
そして、搬送（Ｓ２）後、製品（軟窒化部品）仕上げ工程（Ｓ３）で、該棒鋼を所定の寸法に切断し、熱間鍛造あるいは冷間鍛造を行い、必要に応じてドリル穿孔や旋削等の切削加工で所望の形状（例えば、ギア部品やシャフト部品）とした後、軟窒化処理を行って、製品とする。
また、熱間圧延材をそのまま旋削やドリル穿孔等の切削加工で所望の形状に仕上げ、その後軟窒化処理を行い製品とすることもある。なお、熱間鍛造の場合、熱間鍛造後に冷間矯正が行われる場合がある。また、最終製品にペンキやメッキ等の皮膜処理がなされる場合もある。
本発明の軟窒化用鋼の製造方法では、軟窒化処理直前の熱間加工工程において、熱間加工時の加熱温度、加工温度を特定の条件とすることにより、前述のようなベイナイト相を主体とした組織とし、Ｖ及びNb析出物の生成を抑制する。
ここに、熱間加工とは、主に熱間圧延、熱間鍛造を意味するが、熱間圧延後さらに熱間鍛造を行ってもよい。なお、熱間圧延後、冷間鍛造を行ってもよいのは言うまでもない。
ここで、軟窒化処理直前の熱間加工工程が熱間圧延工程である場合、すなわち、熱間圧延後に熱間鍛造を行わない場合は、熱間圧延工程において以下に示す条件を満足させる。
圧延加熱温度：950〜1250℃
熱間圧延工程では、圧延材（熱間鍛造部品の素材となる棒鋼）に微細析出物が析出し鍛造性を損なわないよう、溶解時から残存する炭化物を固溶させる。
ここで、圧延加熱温度が950℃に満たないと、溶解時から残存する炭化物が固溶しづらくなる。一方1250℃を超えると、結晶粒が粗大化して鍛造性が悪化しやすくなる。このため、圧延加熱温度は950℃〜1250℃とする。
圧延仕上げ温度：800℃以上
圧延仕上げ温度が800℃未満の場合、フェライト相が生成するため、軟窒化処理前に組織全体に対する面積率で50％超を満足するベイナイト相を生成させる上で不利となる。また、圧延負荷も高くなる。従って、圧延仕上げ温度は800℃以上とする。なお、上限値については、1100℃程度とすることが好ましい。
圧延後の少なくとも700〜550℃の温度域における冷却速度：0.5℃/s超
鍛造前に微細析出物が析出し、鍛造性を損なわないようにするため、微細析出物の析出温度範囲である少なくとも700〜550℃の温度域においては、圧延後の冷却速度を、微細析出物が得られる限界冷却速度である0.5℃/sを超える速度とする。なお、上限値については、200℃/s程度とすることが好ましい。
また、軟窒化処理直前の熱間加工工程が熱間鍛造工程である場合、すなわち、熱間鍛造のみを行う場合または熱間圧延後に熱間鍛造を行う場合は、熱間鍛造工程において以下に示す条件を満足させる。
なお、熱間鍛造前に熱間圧延を行う場合には、熱間圧延条件としては必ずしも上記した熱延条件を満足していなくてもよい。
熱間鍛造条件
この熱間鍛造では、ベイナイト相を組織全体に対する面積率で50％超とするため、および、熱間鍛造後の冷間矯正や被削性の観点から微細析出物が析出しないようにするため、熱間鍛造時の加熱温度を950〜1250℃、鍛造仕上げ温度を800℃以上、鍛造後の冷却速度を少なくとも700〜550℃の温度域において0.5℃/s超とする。なお、上限値については、200℃/s程度とすることが好ましい。
次に、得られた圧延材または鍛造材に対して切削加工等を施して部品形状とし、その後、以下の条件で軟窒化処理を行う。
軟窒化処理（析出処理）条件
軟窒化処理は、微細析出物を析出させるように、軟窒化処理温度を550〜700℃、軟窒化処理時間を10分以上として行うことが好ましい。ここに、軟窒化処理温度を550〜700℃の範囲とするのは、550℃に満たないと十分な量の析出物が得られず、700℃を超えるとオーステナイト域となり軟窒化が困難となるからである。より好ましくは550〜630℃の範囲である。
なお、軟窒化処理ではＮとＣを同時に侵入・拡散させるので、NH3やN2といった浸窒性ガスと、CO2やCOといった浸炭性ガスの混合雰囲気、例えばNH3：N2：CO2＝50：45：5の雰囲気で軟窒化処理を行えばよい。
以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｐ）を150kg、真空溶解炉にて溶製し、1150℃に加熱後、圧延仕上げ温度：970℃の条件で熱間圧延し、その後0.9℃/sの速度で室温まで冷却し、50mmφの棒鋼とした。なお、鋼種ＰはJIS SCr420に相当する鋼である。
なお、表１中の全鋼について、ＰおよびＮは積極的に添加してはいない。よって、表１中のＰおよびＮ含有量は、不可避的不純物として混入している値を示している。また、Tiについては、表１中の鋼種Ｎは添加したものであるが、その他の鋼種については積極的に添加していない。よって、表１中、鋼種Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，ＯおよびＰのTi含有量は、いずれも不可避的不純物として混入している値を示している。
これらの素材をさらに、1200℃に加熱後、仕上げ温度：1100℃の条件で熱間鍛造して、30mmφの棒鋼とし、その後、700〜550℃の範囲を0.8℃/sの速度として、室温まで冷却した。なお、一部については、比較のため700〜550℃の範囲を0.1℃/sの速度として、室温まで冷却した。
かくして得られた熱間鍛造材について、被削性、特にドリル加工性をドリル切削試験により評価した。熱間鍛造材を20mm厚に切断したものを試験材として、JIS高速度工具鋼SKH51の6mmφのストレートドリルで送り0.15mm／rev、回転数795rpm、１断面当たり５箇所の貫通穴を開け、ドリルが切削不能になるまでの総穴数で評価した。
また、上記した熱間鍛造材について、組織観察および硬度測定を行った。
組織観察では、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
硬度測定では、ビッカース硬度計を用い、JIS Z 2244に準拠して芯部の硬さを2.94Ｎ(300gf)の試験荷重で５点測定し、その平均値を硬さＨＶとした。
ついで、鋼種Ａ〜Ｏについては、上記の熱間鍛造後、さらに軟窒化処理を施した。一方、鋼種Ｐの熱間鍛造材については、比較のため、浸炭処理を施した。
軟窒化処理は、NH3：N2：CO2＝50：45：5の雰囲気で525〜620℃に加熱し、3.5時間保持することによって行った。
一方、浸炭処理は、930℃で3時間浸炭し、850℃に40分保持後、油冷し、さらに170℃、1時間焼戻すことにより行った。
かくして得られた熱処理材について、組織観察、硬度測定、析出物の観察および疲労特性評価を行った。
ここで、組織観察では、軟窒化処理前と同様、前述した方法により、相の種類を同定するとともに、各相の面積率を求めた。
硬度測定では、上記熱処理材の表面硬さを表面から0.05mmの位置で、芯部硬さを中心部（芯部）でそれぞれ測定した。また、表面硬さおよび芯部硬さの測定はいずれも、ビッカース硬度計を用い、JIS Z 2244に準拠して2.94Ｎ(300gf)の試験荷重で６点測定し、その平均値をそれぞれ表面硬さＨＶ、芯部硬さＨＶとした。さらに、有効硬化層深さは、ＨＶ400となる表面からの深さと定義して、測定した。
また、軟窒化材ならびに浸炭材の芯部から、透過型電子顕微鏡観察用の試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法により作成し、得られた試料について、加速電圧を200kVとした透過型電子顕微鏡を用いて析出物の観察を行った。さらに、観察される析出物の組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により求めた。
疲労特性評価は、小野式回転曲げ疲労試験により行い、疲労強度を求めた。疲労試験は、上記の熱処理材より、試験片として切欠き付き試験片（ノッチＲ：1.0mm、ノッチ径：8mm、応力集中係数：1.8）を採取して、行った。
表２に、軟窒化処理前後の組織観察および硬度測定結果、ならびに軟窒化処理後の疲労特性評価結果を示す。なお、No.1〜6が発明例、No.7〜16が比較例、No.17がJIS SCr420相当鋼に浸炭処理を施した従来例である。
Figure 0005567747
Figure 0005567747
表２から明らかなように、発明例No.1〜6はいずれも、浸炭処理を施した従来例No.17に比べて、疲労強度に優れている。また、No.1〜6の軟窒化処理前のドリル加工性については、従来例No.17と同等レベルかそれ以上である。
さらに、透過型電子顕微鏡による析出物の観察およびエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による析出物組成の調査の結果、No.1〜6の軟窒化処理材には、ベイナイト相中にＶ，Nbを含む粒径：10nm未満の微細な析出物が１μm2当り500個以上分散析出していることが確認できた。この結果から、本発明に従う軟窒化処理材は、上記微細な析出物による析出強化により、高い疲労強度を示したものと考えられる。
一方、比較例No.7〜16は、成分組成あるいは得られた鋼組織が本発明範囲外であったため、疲労強度あるいはドリル加工性に劣っている。
No.7は、熱間鍛造後の冷却速度が遅いため、適正量のベイナイト相が得られず、また軟窒化処理による微細析出物の生成量が少ないため、析出強化が不足し、発明例に比べ疲労強度が低い。
No.8は、Ｃ量が適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.9は、Si量およびMn量が適正範囲を超えているため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の硬さが増加し、ドリル加工性が従来例No.17の約1/5まで低下している。
No.10は、Mn量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の鋼組織がフェライト相−パーライト相主体となっている。このため、組織中にＶおよびNb析出物が析出して軟窒化処理前の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.11は、Cr量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理前の熱間鍛造材の鋼組織がにフェライト相−パーライト相主体となっている。このため、組織中にＶおよびNb析出物が析出して軟窒化処理前の硬さが増加し、ドリル加工性が低下している。
No.12は、Mo量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.17に比べて疲労強度が低い。
No.13は、Ｖ量およびNb量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.17に比べて疲労強度が低い。
No.14は、Nb量が適正範囲に満たないため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.17に比べて疲労強度が低い。
No.15は、本発明では不純物成分となるTiを多量に含むため、軟窒化処理後の微細析出物の生成量が少なく、十分な芯部硬さが得られていない。このため、従来例No.17に比べて疲労強度が低い。
No.16は、Al量が適正範囲に満たないため、十分な軟窒化処理後の表面硬さおよび有効硬化層深さが得られず、従来例No.17に比べて疲労強度が低い。

Claims (4)

  1. 軟窒化処理後にベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物が分散析出している軟窒化部品を製造するための軟窒化用鋼であって、
    質量％で、
    Ｃ：0.01％以上0.10％未満、
    Si：1.0％以下、
    Mn：0.5〜3.0％、
    Ｐ：0.02％以下、
    Ｓ：0.06％以下、
    Cr：0.3〜3.0％、
    Mo：0.005〜0.4％、
    Ｖ：0.02〜0.5％、
    Nb：0.003〜0.15％、
    Al：0.005〜0.2％および
    Sb：0.0005〜0.02％
    を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、ベイナイト相が組織全体に対する面積率で50％超を満足することを特徴とする軟窒化用鋼。
  2. 請求項１に記載の軟窒化用鋼を、所望の形状に仕上げたのち、軟窒化処理を施して得た軟窒化部品であって、
    前記軟窒化処理後、ベイナイト相中にＶおよびNbを含む析出物が分散析出していることを特徴とする軟窒化部品。
  3. 請求項１に記載の軟窒化用鋼を製造するための方法であって、
    質量％で、
    Ｃ：0.01％以上0.10％未満、
    Si：1.0％以下、
    Mn：0.5〜3.0％、
    Ｐ：0.02％以下、
    Ｓ：0.06％以下、
    Cr：0.3〜3.0％、
    Mo：0.005〜0.4％、
    Ｖ：0.02〜0.5％、
    Nb：0.003〜0.15％、
    Al：0.005〜0.2％および
    Sb：0.0005〜0.02％
    を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼を、加熱温度：950〜1250℃、仕上げ温度：800℃以上として熱間加工し、加工後、少なくとも700〜550℃の温度域における冷却速度を0.5℃/s超として冷却することを特徴とする軟窒化用鋼の製造方法。
  4. 請求項２に記載の軟窒化部品を製造するための方法であって、
    請求項３に記載の製造方法にて得られた軟窒化用鋼を、所望の形状に仕上げたのち、軟窒化処理温度：550〜700℃、軟窒化処理時間：10分以上として軟窒化処理を施すことを特徴とする軟窒化部品の製造方法。
JP2013550692A 2012-07-26 2013-07-22 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法 Active JP5567747B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013550692A JP5567747B2 (ja) 2012-07-26 2013-07-22 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012166302 2012-07-26
JP2012166302 2012-07-26
PCT/JP2013/004459 WO2014017074A1 (ja) 2012-07-26 2013-07-22 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法
JP2013550692A JP5567747B2 (ja) 2012-07-26 2013-07-22 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP5567747B2 true JP5567747B2 (ja) 2014-08-06
JPWO2014017074A1 JPWO2014017074A1 (ja) 2016-07-07

Family

ID=49996901

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2013550692A Active JP5567747B2 (ja) 2012-07-26 2013-07-22 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10125416B2 (ja)
EP (1) EP2878695B1 (ja)
JP (1) JP5567747B2 (ja)
KR (1) KR101726251B1 (ja)
CN (1) CN104508164B (ja)
IN (1) IN2015DN00283A (ja)
WO (1) WO2014017074A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016152167A1 (ja) * 2015-03-24 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法
WO2018101451A1 (ja) 2016-11-30 2018-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品
WO2020090739A1 (ja) 2018-10-31 2020-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および軟窒化部品並びにこれらの製造方法
US11959177B2 (en) 2015-03-24 2024-04-16 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6287390B2 (ja) * 2014-03-13 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 低合金鋼のガス軟窒化処理方法
JP6225965B2 (ja) * 2014-09-05 2017-11-08 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法
JP6431456B2 (ja) * 2014-09-05 2018-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法
WO2016158470A1 (ja) * 2015-03-31 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 時効硬化性鋼及び時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法
CN104975160A (zh) * 2015-06-18 2015-10-14 柳州科尔特锻造机械有限公司 一种主、从动锥齿轮热处理方法
WO2024003593A1 (en) * 2022-06-28 2024-01-04 Arcelormittal Forged part of steel and a method of manufacturing thereof

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0881734A (ja) * 1994-09-12 1996-03-26 Daido Steel Co Ltd 窒化処理用鋼およびその製造方法
JP2012012701A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2012087361A (ja) * 2010-10-20 2012-05-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4421574C1 (en) * 1981-09-08 2002-06-18 Inland Steel Co Method for suppressing internal oxidation in steel with antimony addition
JPH0559488A (ja) 1991-09-02 1993-03-09 Kobe Steel Ltd 機械加工性の優れた析出硬化型高強度軟窒化用鋼
JP4291941B2 (ja) 2000-08-29 2009-07-08 新日本製鐵株式会社 曲げ疲労強度に優れた軟窒化用鋼
JP4102281B2 (ja) 2003-04-17 2008-06-18 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
KR101094594B1 (ko) * 2003-09-30 2011-12-15 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 냉연 강판
JP4500708B2 (ja) 2005-02-25 2010-07-14 住友金属工業株式会社 非調質鋼軟窒化処理部品
KR100928788B1 (ko) * 2007-12-28 2009-11-25 주식회사 포스코 용접성이 우수한 고강도 박강판과 그 제조방법
JP5427418B2 (ja) 2009-01-19 2014-02-26 Ｊｆｅ条鋼株式会社 軟窒化用鋼
CN102089452A (zh) 2009-05-15 2011-06-08 新日本制铁株式会社 软氮化用钢和软氮化处理部件
JP5528082B2 (ja) * 2009-12-11 2014-06-25 Ｊｆｅ条鋼株式会社 軟窒化歯車
JP5123335B2 (ja) 2010-01-28 2013-01-23 本田技研工業株式会社 クランクシャフトおよびその製造方法
JP4874434B1 (ja) * 2010-02-15 2012-02-15 新日本製鐵株式会社 厚鋼板の製造方法
KR101382828B1 (ko) 2010-11-17 2014-04-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 질화용 강 및 질화 처리 부품

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0881734A (ja) * 1994-09-12 1996-03-26 Daido Steel Co Ltd 窒化処理用鋼およびその製造方法
JP2012012701A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2012087361A (ja) * 2010-10-20 2012-05-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016152167A1 (ja) * 2015-03-24 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法
JP6098769B2 (ja) * 2015-03-24 2017-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法
JPWO2016152167A1 (ja) * 2015-03-24 2017-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法
EP3276023A4 (en) * 2015-03-24 2018-01-31 JFE Steel Corporation Steel for soft nitriding, components, and method for manufacturing same
US11959177B2 (en) 2015-03-24 2024-04-16 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same
WO2018101451A1 (ja) 2016-11-30 2018-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および部品
KR20190077033A (ko) 2016-11-30 2019-07-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연질화용 강 및 부품
US11242593B2 (en) 2016-11-30 2022-02-08 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing, and component
WO2020090739A1 (ja) 2018-10-31 2020-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および軟窒化部品並びにこれらの製造方法
KR20210065170A (ko) 2018-10-31 2021-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법
US11814709B2 (en) 2018-10-31 2023-11-14 Jfe Steel Corporation Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same

Also Published As

Publication number Publication date
EP2878695B1 (en) 2019-05-22
CN104508164B (zh) 2017-08-04
KR101726251B1 (ko) 2017-04-12
WO2014017074A8 (ja) 2015-01-15
EP2878695A1 (en) 2015-06-03
CN104508164A (zh) 2015-04-08
US10125416B2 (en) 2018-11-13
WO2014017074A1 (ja) 2014-01-30
JPWO2014017074A1 (ja) 2016-07-07
EP2878695A4 (en) 2015-12-30
IN2015DN00283A (ja) 2015-06-12
KR20150028354A (ko) 2015-03-13
US20150159261A1 (en) 2015-06-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5567747B2 (ja) 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法
JP4725401B2 (ja) 鋼製部品及びその製造方法
JP5449626B1 (ja) 軟窒化用鋼およびこの鋼を素材とする軟窒化部品
JP6610808B2 (ja) 軟窒化用鋼および部品
JP5427418B2 (ja) 軟窒化用鋼
JP2011153364A (ja) クランクシャフトおよびその製造方法
JP6098769B2 (ja) 軟窒化用鋼および部品並びにこれらの製造方法
JP5258458B2 (ja) 耐高面圧性に優れた歯車
JP6225965B2 (ja) 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法
JP5528082B2 (ja) 軟窒化歯車
JP4962695B2 (ja) 軟窒化用鋼及び軟窒化部品の製造方法
JP4737601B2 (ja) 高温窒化処理用鋼
JP2010189697A (ja) クランクシャフトおよびその製造方法
JP6431456B2 (ja) 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法
JP5370073B2 (ja) 機械構造用合金鋼鋼材
JP6721141B1 (ja) 軟窒化用鋼および軟窒化部品並びにこれらの製造方法
JP6447064B2 (ja) 鋼部品
JP6477614B2 (ja) 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法
US11959177B2 (en) Steel for nitrocarburizing and nitrocarburized component, and methods of producing same

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20140516

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: 20140610

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20140619

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5567747

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250