JP6525115B1 - 窒化用棒鋼および機械部品 - Google Patents
窒化用棒鋼および機械部品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6525115B1 JP6525115B1 JP2018565897A JP2018565897A JP6525115B1 JP 6525115 B1 JP6525115 B1 JP 6525115B1 JP 2018565897 A JP2018565897 A JP 2018565897A JP 2018565897 A JP2018565897 A JP 2018565897A JP 6525115 B1 JP6525115 B1 JP 6525115B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- nitriding
- content
- hardness
- 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
Links
Images
Classifications
-
- 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
- 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
- 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
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
Abstract
Description
C:0.09〜0.30%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:2.20%を超えて3.50%以下、
P:0.050%以下、
S:0.001〜0.100%、
Cr:0.02〜0.80%、
V:0.10〜0.40%、
Al:0.001〜0.080%、
N:0.0250%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0〜0.050%、
Nb:0〜0.05%、
Mo:0〜0.10%、
Cu:0〜0.30%、
Ni:0〜0.30%、
Bi:0〜0.35%、
B:0〜0.0050%、
残部:Feおよび不純物であり、
金属組織が、全体の平均面積%で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が35%以上である、
窒化用棒鋼。
初析フェライトおよびパーライトの合計が50%以上である、
上記(1)に記載の窒化用棒鋼。
上記(1)または(2)に記載の窒化用棒鋼。
前記硬化層を除く領域における化学組成が、質量%で、
C:0.09〜0.30%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:2.20%を超えて3.50%以下、
P:0.050%以下、
S:0.001〜0.100%、
Cr:0.02〜0.80%、
V:0.10〜0.40%、
Al:0.001〜0.080%、
N:0.0250%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0〜0.050%、
Nb:0〜0.05%、
Mo:0〜0.10%、
Cu:0〜0.30%、
Ni:0〜0.30%、
Bi:0〜0.35%、
B:0〜0.0050%、
残部:Feおよび不純物であり、
前記表面から深さ方向に2mmの位置までで、かつ前記硬化層を除く領域に、平均面積%で、初析フェライトおよびパーライトの合計が40%以下となる領域を有し、
硬化深さが0.26mm超である、
機械部品。
本発明に係る棒鋼において、各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、鋼に含まれることで鋼の硬度を高めるため、棒鋼および機械部品の硬さを制御するうえで重要な元素である。本発明に係る棒鋼は、棒鋼の段階では硬さが低く、一方で機械部品とした際に所望の硬さとなるために、Cを適切な範囲で含む。Cは、窒化処理の際に、芯部ではVとともにV炭化物を形成して析出することで、機械部品となった後の芯部硬さの向上にも寄与する。また、C含有量は、比較的硬さの低い組織である初析フェライトおよびパーライトの面積率に影響を与える。すなわち、C含有量が過少である鋼は、棒鋼の段階ではフェライトおよびパーライトを多く含み、硬さが低く切断性に優れるが、機械部品の段階では硬度が不十分となる。このような観点から、本発明ではC含有量を0.09%以上とする。反面、C含有量が過大である鋼は、機械部品の段階では十分な硬度を有するが、棒鋼の段階では焼入れ性が高いために初析フェライトおよびパーライトが少なくなり、切断性が悪くなる。このような観点から、C含有量を0.30%以下に限定する。C含有量は0.10%以上であることが好ましく、0.11%以上であることがより好ましい。また、C含有量は、0.27%以下であることが好ましく、0.25%以下であることがより好ましく、0.22%以下であることがさらに好ましい。
Siは、鋼の脱酸剤として必要な元素である。この効果を得るためには、Si含有量を0.01%以上とする必要がある。一方、Si含有量が0.50%を超えると、固溶強化により棒鋼での硬さが高くなりすぎ、切断性が劣化する。したがって、Si含有量は0.01〜0.50%とする。Si含有量は0.05%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがより好ましい。また、Si含有量は、0.40%以下であることが好ましく、0.30%以下であることがより好ましい。
Mnは、鋼に含まれることで鋼の硬度を高める元素であり、含有量が適切な範囲に制御されることが必要である。またMnは、窒化処理によってVおよびCrと複合窒化物を形成し、窒化後の表層硬さの増大と硬化深さの深化との両立に寄与する。これらの効果を適切に得るためには、Mn含有量を2.20%超とする必要がある。反面、Mnは焼入れ性を高める元素であり、過度に含有された場合には初析フェライトおよびパーライトの生成を抑制し、棒鋼において過冷組織を生じて硬さを高める。すなわち、Mn含有量が3.50%を超えると、棒鋼の切断性を劣化させる。したがって、Mn含有量は2.20%を超えて3.50%以下とする。Mn含有量は2.30%以上であることが好ましい。また、Mn含有量は、3.00%以下であることが好ましく、2.80%以下であることがより好ましい。
Pは、不純物元素である。Pは結晶粒界に偏析し、粒界脆化割れを引き起こす。したがって、P含有量はなるべく低い方がよい。そのため、P含有量は0.050%以下とする。P含有量は0.040%以下であるのが好ましい。
Sは、鋼中でMnと結合してMnSを形成し、鋼の切断性および被削性を高める。この効果を得るためには、S含有量を0.001%以上とする必要がある。一方、S含有量が0.100%を超えると、粗大なMnSが形成され、疲労強度が劣化する。したがって、S含有量は0.001〜0.100%とする。なお、S含有量は0.005%以上であることが好ましく、0.010%以上であることがより好ましい。また、S含有量は、0.080%以下であることが好ましく、0.070%以下であることがより好ましい。
Crは、窒化処理によってMnおよびVと複合窒化物を形成し、窒化後の表層硬さの増大と硬化深さの深化の両立に寄与する。この効果を得るためには、Cr含有量を0.02%以上とする必要がある。一方、Cr含有量が過度であると、窒化処理の際に窒素の拡散を阻害する作用が顕著になり、硬化深さが浅くなる。さらに、Crは焼入れ性を高める元素であるため、過度に含有された場合には棒鋼での初析フェライトおよびパーライトの生成を抑制する。したがって、Cr含有量は0.02〜0.80%とする。Cr含有量は、0.05%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがより好ましく、0.15%を超えることがさらに好ましい。また、Cr含有量は、0.60%以下であることが好ましく、0.50%以下であることがより好ましい。
Vは、窒化処理前の時点では固溶の状態で存在し、窒化処理によってMnおよびCrと微細な複合窒化物を形成して析出し、表層硬さの増大と硬化深さの深化との両方に寄与する。また、Vは、複合窒化物の核生成頻度を高め、そのサイズを微細化させる効果を有する。さらに、窒化処理による窒素の侵入が届かない深部においても、窒化処理による加熱によってCと結合してV炭化物を形成し、芯部硬さを増大させる効果も有する。この効果を得るためには、V含有量を0.10%以上とする必要がある。一方、V含有量が0.40%を超えると、合金コストが上昇し、経済性が劣化する。したがって、V含有量は0.10〜0.40%とする。なお、V含有量は0.13%以上であるのが好ましく、0.15%以上であることがより好ましい。また、V含有量は、0.30%以下であることが好ましく、0.25%以下であることがより好ましい。
Alは、鋼の脱酸に用いられる元素である。一方、Al含有量が高すぎると、窒素の拡散が阻害され、硬化深さが浅くなる。したがって、Al含有量は0.001〜0.080%とする。Al含有量は0.005%以上であるのが好ましく、0.010%以上であるのがより好ましい。また、Al含有量は0.060%以下であるのが好ましく、0.050%以下であるのがより好ましく、0.040%以下であるのがさらに好ましい。
Nは、不純物として鋼に混入する元素である。N含有量が高すぎれば、熱間鍛造中にVが窒化物として析出し、窒化時の硬化に寄与する固溶Vが減少する。したがって、N含有量は0.0250%以下とする。なお、N含有量は0.0200%以下であることが好ましく、0.0150%以下であることがより好ましく、0.0080%未満であることがさらに好ましい。なお、窒化処理によって窒素が表層から侵入するため、窒化処理がなされた後の機械部品は、後述する窒素化合物層および窒素拡散層において上記上限以上のNを含有しうる。機械部品においても、硬化層よりも深い位置においては、棒鋼と同様にN含有量は0.0250%以下となる。
Oは、不純物として鋼に混入する元素である。O含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が形成され、疲労破壊の起点となることで疲労特性が劣化する。したがって、O含有量は0.0050%以下とする。なお、O含有量は0.0040%以下であることが好ましく、0.0025%以下であることがより好ましい。
Tiは、母材中のNと結合してTiNを形成し、熱間鍛造時の結晶粒の粗大化を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ti含有量が過剰になると、TiCが生成して鋼の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ti含有量は0.050%以下とする。Ti含有量は、0.040%以下であるのが好ましく、0.030%以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ti含有量は0.005%以上であるのが好ましく、0.010%以上であるのがより好ましい。
Nbは母材中のNと結合してNbNを形成し、熱間鍛造時の再結晶を遅滞させ、結晶粒の粗大化を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Nb含有量が過剰になると、NbCが生成して鋼の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Nb含有量は0.05%以下とする。Nb含有量は0.04%以下であるのが好ましく、0.03%以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Nb含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.02%以上であるのがより好ましい。
Moは鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度および疲労強度を高める。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Mo含有量が過剰になると、鋼の製造コストが増加する。したがって、Mo含有量は0.10%以下とする。Mo含有量は0.09%以下であるのが好ましく、0.08%以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Mo含有量は0.02%以上であるのが好ましく、0.03%以上であるのがより好ましい。
Cuはフェライトに固溶して鋼の強度および疲労強度を高める。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Cu含有量が過剰になると、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Cu含有量は0.30%以下とする。Cu含有量は0.25%以下であるのが好ましく、0.20%以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Cu含有量は0.05%以上であるのが好ましく、0.10%以上であるのがより好ましい。
Niはフェライトに固溶して鋼の強度および疲労強度を高める。Niはさらに、鋼がCuを含有する場合に、Cuに起因する熱間割れを抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ni含有量が過剰になると、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ni含有量は0.30%以下とする。Ni含有量は0.25%以下であるのが好ましく、0.20%以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ni含有量は0.05%以上であるのが好ましく、0.10%以上であるのがより好ましい。
Biは、切削抵抗を低下させ工具寿命を長寿命化させる作用を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Bi含有量が過剰になると、熱間圧延時に割れや疵が生じやすくなる。したがって、Bi含有量は0.35%以下とする。Bi含有量は0.30%以下であるのが好ましく、0.25%以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Bi含有量は0.03%以上であるのが好ましく、0.05%以上であるのがより好ましい。
Bは、機械部品の組織のフェライトおよびパーライトの面積率を低下させる作用を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、B含有量が過剰になると、棒鋼の状態における組織のフェライトおよびパーライトの面積率を大きくすることができない。したがって、B含有量は0.0050%以下とする。B含有量は0.0040%以下であるのが好ましく、0.0030%以下であるのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、B含有量は0.0005%以上であるのが好ましく、0.0010%以上であるのがより好ましい。
本発明に係る棒鋼は、焼入れ性を高める元素であるMnおよびCrを多く含むため、ベイナイトの生成は避けられない。しかしながら、棒鋼段階での切断性を確保するためには、棒鋼の金属組織を適切に制御する必要がある。具体的には、棒鋼の金属組織中に含まれる初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を35%以上とする必要がある。切断性のさらなる改善のためには、上記の合計面積率は50%以上であることが好ましい。
上述のように、棒鋼には、丸鋼、角鋼、平鋼、六角鋼、八角鋼などが含まれる。本発明に係る窒化用棒鋼を素材として製造される機械部品は、産業機械および建設機械などに用いられる。そのため、窒化用棒鋼の直径または厚さは所定の値より大きいことが望ましい。具体的には、窒化用棒鋼の直径または厚さは、70mm以上であることが好ましく、75mm以上であることが好ましい。また、平鋼の場合には、断面の短辺に対する長辺の比が1.0を超えて2.5以下であることが好ましい。
上記の窒化用棒鋼から得られる機械部品は、表面に窒素化合物層および窒素拡散層からなる硬化層を有する。窒素化合物層とは、窒化処理により形成された、鉄窒化物(Fe3NまたはFe4N等)を主体とする厚さ数μm程度の層のことである。窒素拡散層とは、母材が侵入した窒素元素により強化された層のことを指す。なお一般に、窒化処理によって機械部品の表面に窒素化合物層が形成され、窒素化合物層よりも深い位置に窒素拡散層が形成される。また、本発明の一実施形態に係る機械部品の、硬化層を除く領域における化学組成については、上記の窒化用棒鋼と同じであるため、説明は省略する。
窒化用棒鋼の製造方法については特に制限は設けないが、例えば、以下の方法により製造が可能である。
機械部品の製造方法についても特に制限は設けないが、例えば、上記の窒化用棒鋼に対して、熱間加工および切削加工を施し、素形材とした後に窒化処理を行うことで製造することができる。以下、それぞれの工程について説明する。
製造された上記棒鋼を加熱する。加熱温度が低すぎれば、熱間加工装置に過度の負荷がかかる。一方、加熱温度が高すぎれば、スケールロスが大きい。したがって、加熱温度は1000〜1300℃とするのが好ましい。また、上記加熱温度での保持時間は、30〜1000分とするのが好ましい。
上述の熱間加工後の棒鋼に対して、切削加工を実施して所定の形状の素形材にする。
切削加工された素形材に対して、窒化処理を実施する。本実施形態では、周知の窒化処理が採用される。窒化処理は例えば、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等である。窒化中に炉内に導入するガスは、NH3のみであってもよいし、NH3と、N2および/またはH2とを含有する混合気体であってもよい。また、これらのガスに、浸炭性のガスを含有して、軟窒化処理を実施してもよい。したがって、本明細書にいう「窒化」とは「軟窒化」も含む。
φ50の各試験材の丸棒から、元の丸棒の中心と表面とを結ぶ直線の中点を中心とした1辺の長さが13mmの正方形の断面を持つ、長さ100mmの硬さ測定用の試験片を切削加工により作製した。すなわち、硬さ測定用の試験片(正方形)の中心は、元のφ50の試験材である丸棒において、中心と表面との中間地点、すなわちR/2の位置に対応する。
窒化後の硬さ測定用の試験片の端部から10mm位置を切断し、切断面を観察できるように樹脂に埋め込み、硬さ測定用のサンプルを作製した。作製したサンプルの表面から0.05mmピッチでJIS Z 2244に基づくビッカース硬さの測定を行った。試験力は2.94Nとした。測定深さ位置ごとに試験を3回行い、得られた3つのビッカース硬さの平均値を、その深さ位置の硬さと定義した。測定点間の硬さは、その深さ位置を挟む二つの測定点の硬さを結ぶ直線上に乗ると仮定した。そして、表面から0.05mm深さ位置の硬さを窒化後の表層硬さと定義した。
上述の窒化処理がされた2種類の形状の小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。JIS Z 2274(1978)に準拠した回転曲げ疲労試験を室温(25℃)の大気雰囲気中において実施した。試験は、回転数3000rpmの両振り条件で実施した。繰り返し数1.0×107回まで破断しなかった試験片のうち、最も高い応力を、その試験番号の疲労強度(MPa)と定義した。2種類の試験片を用いた試験において、疲労強度がいずれも600MPa以上である場合、疲労強度に優れると判断した。
Claims (4)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.09〜0.30%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:2.20%を超えて3.50%以下、
P:0.050%以下、
S:0.001〜0.100%、
Cr:0.02〜0.80%、
V:0.10〜0.40%、
Al:0.001〜0.080%、
N:0.0250%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0〜0.050%、
Nb:0〜0.05%、
Mo:0〜0.10%、
Cu:0〜0.30%、
Ni:0〜0.30%、
Bi:0〜0.35%、
B:0〜0.0050%、
残部:Feおよび不純物であり、
金属組織が、全体の平均面積%で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が35%以上である、
窒化用棒鋼。 - 前記金属組織が、全体の平均面積%で、
初析フェライトおよびパーライトの合計が50%以上である、
請求項1に記載の窒化用棒鋼。 - 前記棒鋼が丸鋼であり、当該丸鋼の直径が70mm以上である、
請求項1または請求項2に記載の窒化用棒鋼。 - 表面に窒素化合物層および窒素拡散層からなる硬化層を有する機械部品であって、
前記硬化層を除く領域における化学組成が、質量%で、
C:0.09〜0.30%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:2.20%を超えて3.50%以下、
P:0.050%以下、
S:0.001〜0.100%、
Cr:0.02〜0.80%、
V:0.10〜0.40%、
Al:0.001〜0.080%、
N:0.0250%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0〜0.050%、
Nb:0〜0.05%、
Mo:0〜0.10%、
Cu:0〜0.30%、
Ni:0〜0.30%、
Bi:0〜0.35%、
B:0〜0.0050%、
残部:Feおよび不純物であり、
前記表面から深さ方向に2mmの位置までで、かつ前記硬化層を除く領域に、平均面積%で、初析フェライトおよびパーライトの合計が40%以下となる領域を有し、
硬化深さが0.26mm超である、
機械部品。
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/JP2018/024469 WO2020003425A1 (ja) | 2018-06-27 | 2018-06-27 | 窒化用棒鋼および機械部品 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP6525115B1 true JP6525115B1 (ja) | 2019-06-05 |
JPWO2020003425A1 JPWO2020003425A1 (ja) | 2020-07-02 |
Family
ID=66730609
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2018565897A Active JP6525115B1 (ja) | 2018-06-27 | 2018-06-27 | 窒化用棒鋼および機械部品 |
Country Status (2)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP6525115B1 (ja) |
WO (1) | WO2020003425A1 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN112239842B (zh) * | 2020-10-12 | 2021-08-31 | 山东大学 | 用于镍、铬合金切削的表层渗碲弱化处理辅助加工方法 |
JP2022090974A (ja) * | 2020-12-08 | 2022-06-20 | 大同特殊鋼株式会社 | フェライト系ステンレス鋼溶接ワイヤ |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000063935A (ja) * | 1998-08-20 | 2000-02-29 | Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk | 窒化部品の製造方法 |
EP1700925A1 (en) * | 2005-03-09 | 2006-09-13 | Imatra Steel Oy Ab | High-strength air cooled steel alloy, manufacturing method and hot worked product |
WO2010070958A1 (ja) * | 2008-12-19 | 2010-06-24 | 新日本製鐵株式会社 | 表面硬化用機械構造用鋼及び機械構造鋼部品 |
JP2014043609A (ja) * | 2012-08-27 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 時効硬化型軟窒化用鋼 |
JP2016056450A (ja) * | 2014-09-05 | 2016-04-21 | 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 |
WO2016098143A1 (ja) * | 2014-12-18 | 2016-06-23 | 新日鐵住金株式会社 | 窒化部品の製造方法及び窒化用鋼材 |
-
2018
- 2018-06-27 WO PCT/JP2018/024469 patent/WO2020003425A1/ja active Application Filing
- 2018-06-27 JP JP2018565897A patent/JP6525115B1/ja active Active
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000063935A (ja) * | 1998-08-20 | 2000-02-29 | Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk | 窒化部品の製造方法 |
EP1700925A1 (en) * | 2005-03-09 | 2006-09-13 | Imatra Steel Oy Ab | High-strength air cooled steel alloy, manufacturing method and hot worked product |
WO2010070958A1 (ja) * | 2008-12-19 | 2010-06-24 | 新日本製鐵株式会社 | 表面硬化用機械構造用鋼及び機械構造鋼部品 |
JP2014043609A (ja) * | 2012-08-27 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 時効硬化型軟窒化用鋼 |
JP2016056450A (ja) * | 2014-09-05 | 2016-04-21 | 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 |
WO2016098143A1 (ja) * | 2014-12-18 | 2016-06-23 | 新日鐵住金株式会社 | 窒化部品の製造方法及び窒化用鋼材 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2020003425A1 (ja) | 2020-01-02 |
JPWO2020003425A1 (ja) | 2020-07-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP2514847B1 (en) | Surface layer-hardened steel part and method of manufacturing the same | |
JP4729135B2 (ja) | 窒化用鋼及び窒化処理部品 | |
JP5333682B2 (ja) | 熱間鍛造用圧延棒鋼または線材 | |
JP2007162128A (ja) | 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品 | |
JP6784960B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼部材 | |
JP6468366B2 (ja) | 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
JP4464862B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼 | |
JP4941252B2 (ja) | 動力伝達部品用肌焼鋼 | |
JP2006291310A (ja) | クランクシャフト及びその製造方法 | |
WO2017090731A1 (ja) | 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法 | |
WO2019244503A1 (ja) | 機械部品 | |
JP3792341B2 (ja) | 冷間鍛造性及び耐ピッチング性に優れた軟窒化用鋼 | |
JP6525115B1 (ja) | 窒化用棒鋼および機械部品 | |
JP6911606B2 (ja) | 窒化部品および窒化処理方法 | |
JP2006348321A (ja) | 窒化処理用鋼 | |
JP5477248B2 (ja) | 被削性に優れた窒化用鋼及び窒化処理部品 | |
JP2009167505A (ja) | 調質型軟窒化クランク軸用粗形品および調質型軟窒化クランク軸 | |
JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
JP3978111B2 (ja) | 捻り疲労特性に優れた浸炭用鋼 | |
JP2006307270A (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法 | |
JP5768734B2 (ja) | 冷鍛窒化用圧延鋼材 | |
JP2008223083A (ja) | クランクシャフト及びその製造方法 | |
JP6477614B2 (ja) | 軟窒化用鋼および部品ならびにこれらの製造方法 | |
JP7436826B2 (ja) | 窒化部品及び窒化部品の製造方法 | |
JP2019049032A (ja) | 浸窒処理用鋼材 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20181214 |
|
A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20181214 |
|
A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20190117 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190205 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20190327 |
|
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: 20190409 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190422 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6525115 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |