JPH04350113A - 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 - Google Patents
浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH04350113A JPH04350113A JP12400191A JP12400191A JPH04350113A JP H04350113 A JPH04350113 A JP H04350113A JP 12400191 A JP12400191 A JP 12400191A JP 12400191 A JP12400191 A JP 12400191A JP H04350113 A JPH04350113 A JP H04350113A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- heat treatment
- carburizing heat
- alloy
- molten steel
- 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.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 72
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 72
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 title claims abstract description 33
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 title claims abstract description 31
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 12
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 28
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 27
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 26
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 26
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims abstract description 26
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 11
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 claims abstract description 11
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 13
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 12
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 9
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 claims description 6
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims description 5
- 230000008014 freezing Effects 0.000 claims description 3
- 238000007710 freezing Methods 0.000 claims description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 8
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 7
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 5
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 5
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 5
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 4
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000914 Mn alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 229910052814 silicon oxide Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001093 Zr alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 1
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車、産業機械など
の機械部品に加工される鋼のうち、特に浸炭熱処理を施
されて部品となる鋼に関するものである。
の機械部品に加工される鋼のうち、特に浸炭熱処理を施
されて部品となる鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】肌焼鋼を素材として作られる自動車、産
業用機械部品は、熱間あるいは冷間で成形、切削された
後、通常９２０℃から９３０℃程度の炭素雰囲気中に加
熱し、長時間をかけて炭素を表面部に拡散させ、表面を
強化して使用されている。近年はコスト低減のため、高
温短時間にて浸炭熱処理を行うことが要求されているが
、高温での浸炭熱処理における問題点は異常な粗大粒が
発生することである。粗大粒は熱処理歪を増大させ、歯
車では使用時の騒音の原因となる。
業用機械部品は、熱間あるいは冷間で成形、切削された
後、通常９２０℃から９３０℃程度の炭素雰囲気中に加
熱し、長時間をかけて炭素を表面部に拡散させ、表面を
強化して使用されている。近年はコスト低減のため、高
温短時間にて浸炭熱処理を行うことが要求されているが
、高温での浸炭熱処理における問題点は異常な粗大粒が
発生することである。粗大粒は熱処理歪を増大させ、歯
車では使用時の騒音の原因となる。
【０００３】浸炭熱処理において粗大粒の発生を抑制す
るためには、鋼中に微細析出物を分散させることが有効
であることは良く知られており、例えば特開平２−８５
３４２号公報には微細ＮｂＮを利用する方法が述べられ
ている。また、高温における結晶粒の粗大化防止効果を
高めるためには、分散する析出物粒子を微細化すること
が有効であり、特開昭６３−１６２８１２号公報には鋳
造後の凝固速度を制御して鋼中のＴｉＮを微細分散させ
る方法が示されている。
るためには、鋼中に微細析出物を分散させることが有効
であることは良く知られており、例えば特開平２−８５
３４２号公報には微細ＮｂＮを利用する方法が述べられ
ている。また、高温における結晶粒の粗大化防止効果を
高めるためには、分散する析出物粒子を微細化すること
が有効であり、特開昭６３−１６２８１２号公報には鋳
造後の凝固速度を制御して鋼中のＴｉＮを微細分散させ
る方法が示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】これらの発明により、
高温で粗大粒が発生しにくい肌焼鋼が実用化されるよう
になってきてはいるが、加工条件によって高温浸炭熱処
理での粗大粒発生は防止しきれないのが実情である。本
発明は、酸化物による晶析出物の制御効果を利用し、よ
り一層効果的でかつ安定な粗大粒の発生防止を実現せし
め、高温における浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない
肌焼鋼の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
高温で粗大粒が発生しにくい肌焼鋼が実用化されるよう
になってきてはいるが、加工条件によって高温浸炭熱処
理での粗大粒発生は防止しきれないのが実情である。本
発明は、酸化物による晶析出物の制御効果を利用し、よ
り一層効果的でかつ安定な粗大粒の発生防止を実現せし
め、高温における浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない
肌焼鋼の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】従来の技術に記載したよ
うに、浸炭熱処理時に生ずる結晶粒の粗大化を防止する
ためには、浸炭熱処理温度において安定な析出物あるい
は晶出物を微細分散させることが有効であるが、本発明
者らは、これまで浸炭熱処理時の粗大粒発生防止に利用
されることのなかったＭｎＳ粒子が、実は粗大粒発生防
止に有効であることを見出した。
うに、浸炭熱処理時に生ずる結晶粒の粗大化を防止する
ためには、浸炭熱処理温度において安定な析出物あるい
は晶出物を微細分散させることが有効であるが、本発明
者らは、これまで浸炭熱処理時の粗大粒発生防止に利用
されることのなかったＭｎＳ粒子が、実は粗大粒発生防
止に有効であることを見出した。
【０００６】また、鋼の脱酸時に生成する微細な酸化物
、あるいは鋼鋳造後の冷却時に晶析出する酸化物を、Ｍ
ｎＳの晶析出核として最適に利用することにより、Ｍｎ
Ｓを鋼中に微細分散化できること、またその結果、粗大
粒発生の防止効果が大きくなることを発見して本発明を
完成した。本発明者らが表１に示した基本成分の鋼を用
いて、酸化物を利用した晶析出物の制御方法を鋭意研究
した結果、ＭｎＳ粒子の大きさに及ぼすＡｌ脱酸前の溶
存酸素量と脱酸Ａｌ量の影響について、図１に示したよ
うな結果を得た。図１は鋳造ままの１０ｋｇ鋼塊におけ
る結果であり、同図から脱酸前の溶存酸素量が１０〜１
６０ｐｐｍ であるとき、かつＡｌ量が０．００５％か
ら０．０６％である時に比較的微細なＭｎＳが晶析出し
ていることが分かる。
、あるいは鋼鋳造後の冷却時に晶析出する酸化物を、Ｍ
ｎＳの晶析出核として最適に利用することにより、Ｍｎ
Ｓを鋼中に微細分散化できること、またその結果、粗大
粒発生の防止効果が大きくなることを発見して本発明を
完成した。本発明者らが表１に示した基本成分の鋼を用
いて、酸化物を利用した晶析出物の制御方法を鋭意研究
した結果、ＭｎＳ粒子の大きさに及ぼすＡｌ脱酸前の溶
存酸素量と脱酸Ａｌ量の影響について、図１に示したよ
うな結果を得た。図１は鋳造ままの１０ｋｇ鋼塊におけ
る結果であり、同図から脱酸前の溶存酸素量が１０〜１
６０ｐｐｍ であるとき、かつＡｌ量が０．００５％か
ら０．０６％である時に比較的微細なＭｎＳが晶析出し
ていることが分かる。
【０００７】また、表１の基本成分の鋼を種々の脱酸条
件、鋳造後の冷却条件で溶製し、ＭｎＳの大きさを変え
たインゴットから試料を切出し、９００℃で２時間焼準
した後、７０％の冷間加工を加え、１０００℃に１時間
加熱焼入れして旧オーステナイト組織を調べた。その結
果を図２に表す。図２よりＭｎＳが微細なほど再加熱オ
ーステナイト組織の平均粒度が小さく、かつ粗大な粒が
発生し難くなることが分かる。
件、鋳造後の冷却条件で溶製し、ＭｎＳの大きさを変え
たインゴットから試料を切出し、９００℃で２時間焼準
した後、７０％の冷間加工を加え、１０００℃に１時間
加熱焼入れして旧オーステナイト組織を調べた。その結
果を図２に表す。図２よりＭｎＳが微細なほど再加熱オ
ーステナイト組織の平均粒度が小さく、かつ粗大な粒が
発生し難くなることが分かる。
【０００８】
【表１】
【０００９】さらに、Ｔｉ、Ｚｒの脱酸元素についても
同様の研究を積み重ねた結果、現用の鋼精錬、鋳造設備
で実現できる、晶析出物制御法を見出し、本発明を完成
させた。すなわち、本発明の要旨とするところは以下の
とおりである。 （１）重量％で Ｃ ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｓ ：０．０２〜０．
２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、 および Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉあるい
はＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
同様の研究を積み重ねた結果、現用の鋼精錬、鋳造設備
で実現できる、晶析出物制御法を見出し、本発明を完成
させた。すなわち、本発明の要旨とするところは以下の
とおりである。 （１）重量％で Ｃ ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｓ ：０．０２〜０．
２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、 および Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉあるい
はＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
【００１０】（２）重量％で
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｓ ：０．０２〜０．
２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、およびＣｒ：０．
２０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、 Ｎｉ：０．３０〜４．００％の１種以上、およびＡｌ：
０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉあるい
はＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
５０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｓ ：０．０２〜０．
２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、およびＣｒ：０．
２０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、 Ｎｉ：０．３０〜４．００％の１種以上、およびＡｌ：
０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉあるい
はＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
【００１１】（３）前項（１）または（２）の成分に加
えて、重量％でＺｒ：０．０１０〜０．０７０％、Ｃｅ
：０．０１０〜０．０７０％、Ｈｆ：０．０１０〜０．
０７０％、の１種あるいは２種以上を含む鋼を製造する
際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単
体もしくは合金の１種または２種以上を添加する脱酸処
理、および／または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶
鋼中の溶存酸素量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａ
ｌ、Ｔｉの１種または２種とＺｒ、Ｃｅ、Ｈｆの１種あ
るいは２種以上の単体もしくは合金で複合脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
えて、重量％でＺｒ：０．０１０〜０．０７０％、Ｃｅ
：０．０１０〜０．０７０％、Ｈｆ：０．０１０〜０．
０７０％、の１種あるいは２種以上を含む鋼を製造する
際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単
体もしくは合金の１種または２種以上を添加する脱酸処
理、および／または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶
鋼中の溶存酸素量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａ
ｌ、Ｔｉの１種または２種とＺｒ、Ｃｅ、Ｈｆの１種あ
るいは２種以上の単体もしくは合金で複合脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
【００１２】（４）前項（１）、（２）または（３）の
方法に加え、鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷
却速度を２０℃／分以上とすることを特徴とする浸炭熱
処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法。以下
に、本発明の成分、条件の限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃは脱酸剤として溶鋼中の溶存酸素量を調整するの
に有効な元素であり、またＣは鋼の強化元素であるが、
０．１０％未満では鋼の強度を向上させるのに不足であ
り、０．３０％を越えると鋼の靱性を低下させる。
方法に加え、鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷
却速度を２０℃／分以上とすることを特徴とする浸炭熱
処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法。以下
に、本発明の成分、条件の限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃは脱酸剤として溶鋼中の溶存酸素量を調整するの
に有効な元素であり、またＣは鋼の強化元素であるが、
０．１０％未満では鋼の強度を向上させるのに不足であ
り、０．３０％を越えると鋼の靱性を低下させる。
【００１３】ＳｉおよびＭｎ：本発明のＳｉ、Ｍｎは弱
脱酸元素として溶鋼中の酸素量を制御する。すなわち、
Ａｌで最終脱酸する前の酸素量の制御に有効である。ま
た、Ｓｉ、Ｍｎの酸化物はＳｉとＭｎの複合酸化物とし
て、あるいはＡｌとＳｉ、ＡｌとＭｎの複合酸化物とし
て鋼中に微細分散し、ＭｎＳの晶析出核となる。ＭｎＳ
の晶析出核としての酸化物をつくるため、Ｓｉは０．０
５％以上、Ｍｎは０．３０％以上が必要である。Ｓｉ、
Ｍｎは鋼の固溶強化元素であるが、Ｓｉは０．５０％を
越えて添加した場合、浸炭熱処理時に粒界酸化層ができ
やすく、最終部品となった時の疲労特性を劣化させる。 またＭｎは２．００％を越えて添加した場合、靱性を著
しく低下させる。
脱酸元素として溶鋼中の酸素量を制御する。すなわち、
Ａｌで最終脱酸する前の酸素量の制御に有効である。ま
た、Ｓｉ、Ｍｎの酸化物はＳｉとＭｎの複合酸化物とし
て、あるいはＡｌとＳｉ、ＡｌとＭｎの複合酸化物とし
て鋼中に微細分散し、ＭｎＳの晶析出核となる。ＭｎＳ
の晶析出核としての酸化物をつくるため、Ｓｉは０．０
５％以上、Ｍｎは０．３０％以上が必要である。Ｓｉ、
Ｍｎは鋼の固溶強化元素であるが、Ｓｉは０．５０％を
越えて添加した場合、浸炭熱処理時に粒界酸化層ができ
やすく、最終部品となった時の疲労特性を劣化させる。 またＭｎは２．００％を越えて添加した場合、靱性を著
しく低下させる。
【００１４】なお、Ｓｉ、ＭｎはＡｌ、Ｔｉ、Ｚｒによ
る脱酸の前と後のいずれに添加しても十分な量の複合酸
化物をつくり、ＭｎＳ、ＴｉＮ等の晶析出核として働く
。 Ｃｒ：Ｃｒは強度の向上のために添加される元素であり
、０．２０％未満では強度の向上のために十分ではなく
、また２．００％を越えて添加した場合、靱性を低下さ
せる。
る脱酸の前と後のいずれに添加しても十分な量の複合酸
化物をつくり、ＭｎＳ、ＴｉＮ等の晶析出核として働く
。 Ｃｒ：Ｃｒは強度の向上のために添加される元素であり
、０．２０％未満では強度の向上のために十分ではなく
、また２．００％を越えて添加した場合、靱性を低下さ
せる。
【００１５】Ｓ：浸炭熱処理時の粗大粒発生を防止する
のに十分な量の微細ＭｎＳを晶析出させるためＳは０．
０２％以上が必要である。しかし、０．２０％を越える
Ｓは多量の硫化物をつくるため、機械的性質に大きな異
方性をもたらすので、これを限定する。 Ｎ：Ｎは微細なＡｌ、Ｔｉ窒化物を析出させ、高温にお
ける結晶粒粗大化防止効果を高める効果があるが、０．
００２％未満のＮ量では十分な粗大粒発生防止効果が期
待できず、また０．０２０％を越えた場合、結晶粒の粗
大化は防止されるが靱性が低下する。
のに十分な量の微細ＭｎＳを晶析出させるためＳは０．
０２％以上が必要である。しかし、０．２０％を越える
Ｓは多量の硫化物をつくるため、機械的性質に大きな異
方性をもたらすので、これを限定する。 Ｎ：Ｎは微細なＡｌ、Ｔｉ窒化物を析出させ、高温にお
ける結晶粒粗大化防止効果を高める効果があるが、０．
００２％未満のＮ量では十分な粗大粒発生防止効果が期
待できず、また０．０２０％を越えた場合、結晶粒の粗
大化は防止されるが靱性が低下する。
【００１６】Ｍｏ：強度、靱性の向上、あるいは粒界酸
化層の低減にＭｏは有効である。０．１０％未満ではこ
の効果が不十分であり、また０．５０％を越えて添加し
た場合、かえって靱性が低下する。 Ｎｉ：ＮｉもＭｏ同様に強度と靱性を向上させる元素で
ある。また、疲労強度を向上させる効果もある。Ｎｉは
０．３０％未満では効果が小さく、４．００％超ではコ
ストが高くなりすぎる。
化層の低減にＭｏは有効である。０．１０％未満ではこ
の効果が不十分であり、また０．５０％を越えて添加し
た場合、かえって靱性が低下する。 Ｎｉ：ＮｉもＭｏ同様に強度と靱性を向上させる元素で
ある。また、疲労強度を向上させる効果もある。Ｎｉは
０．３０％未満では効果が小さく、４．００％超ではコ
ストが高くなりすぎる。
【００１７】Ａｌ、ＴｉおよびＺｒ：Ａｌ、Ｔｉおよび
Ｚｒは、鋼中に酸化物として微細分散し、浸炭熱処理時
の粗大粒発生防止に有効な微細ＭｎＳ粒子の晶析出核と
なる。また、窒化物として析出して同じく浸炭熱処理時
の粗大粒発生を防止する。Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ添加前の溶
鋼段階における溶存酸素量が１５０ｐｐｍ 以下で、か
つＡｌ、ＴｉおよびＺｒ量範囲がそれぞれ、０．００５
〜０．０６０％、０．００５〜０．０６０％、０．０１
０〜０．０７０％において、ＭｎＳ粒子が微細分散する
。 ０．００５％未満のＡｌ、Ｔｉ、あるいは０．０１０％
未満のＺｒ添加では晶析出核となる酸化物が不足し、ま
た０．０６％を越えたＡｌ、Ｔｉ、０．０７％を越えた
Ｚｒを添加すると、酸化物上にＭｎＳが微細に晶析出し
にくくなる。
Ｚｒは、鋼中に酸化物として微細分散し、浸炭熱処理時
の粗大粒発生防止に有効な微細ＭｎＳ粒子の晶析出核と
なる。また、窒化物として析出して同じく浸炭熱処理時
の粗大粒発生を防止する。Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ添加前の溶
鋼段階における溶存酸素量が１５０ｐｐｍ 以下で、か
つＡｌ、ＴｉおよびＺｒ量範囲がそれぞれ、０．００５
〜０．０６０％、０．００５〜０．０６０％、０．０１
０〜０．０７０％において、ＭｎＳ粒子が微細分散する
。 ０．００５％未満のＡｌ、Ｔｉ、あるいは０．０１０％
未満のＺｒ添加では晶析出核となる酸化物が不足し、ま
た０．０６％を越えたＡｌ、Ｔｉ、０．０７％を越えた
Ｚｒを添加すると、酸化物上にＭｎＳが微細に晶析出し
にくくなる。
【００１８】Ｃｅ、Ｈｆ：比重の大きなＣｅ、Ｈｆを添
加して、Ａｌ、Ｔｉとの酸化物とすると、酸化物の凝集
浮上が防止され、晶析出物の大きさ、数の分布が鋳造時
間に影響されにくくなる。この効果を期待するには０．
０１０％以上が必要であるが、０．０７０％を越える添
加はコストがかかることからこれを限定する。本発明に
おいて重要な点の一つは晶析出核として適当な酸化物を
微細分散させることである。しかるに、酸化物を形成す
る強脱酸元素を、１５０ｐｐｍ を越える溶存酸素を含
む粗溶鋼に添加した場合には、酸化物は粗大化し、また
晶析出核となりにくくなる。また、溶鋼中の溶存酸素量
が１０ｐｐｍ 未満では必要とする酸化物が十分形成さ
れない。 よって、始めにＣ、Ｓｉ合金、Ｍｎ合金の１種または２
種以上を添加する脱酸処理、および／または真空脱ガス
処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素量を１０〜１５
０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉ、ＺｒあるいはＡｌ合
金、Ｔｉ合金、Ｚｒ合金の１種または２種以上で最終脱
酸するのが適当である。
加して、Ａｌ、Ｔｉとの酸化物とすると、酸化物の凝集
浮上が防止され、晶析出物の大きさ、数の分布が鋳造時
間に影響されにくくなる。この効果を期待するには０．
０１０％以上が必要であるが、０．０７０％を越える添
加はコストがかかることからこれを限定する。本発明に
おいて重要な点の一つは晶析出核として適当な酸化物を
微細分散させることである。しかるに、酸化物を形成す
る強脱酸元素を、１５０ｐｐｍ を越える溶存酸素を含
む粗溶鋼に添加した場合には、酸化物は粗大化し、また
晶析出核となりにくくなる。また、溶鋼中の溶存酸素量
が１０ｐｐｍ 未満では必要とする酸化物が十分形成さ
れない。 よって、始めにＣ、Ｓｉ合金、Ｍｎ合金の１種または２
種以上を添加する脱酸処理、および／または真空脱ガス
処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素量を１０〜１５
０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉ、ＺｒあるいはＡｌ合
金、Ｔｉ合金、Ｚｒ合金の１種または２種以上で最終脱
酸するのが適当である。
【００１９】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金の１種
または２種以上を添加する脱酸処理、および真空脱ガス
処理による脱酸は、ともに溶存酸素量の調整が目的であ
り、順番はこれを限定しない。また、その他の成分は溶
存酸素量にはほとんど影響しないので、添加の時期を限
定しない。また、鋳造後凝固点から１０００℃までの平
均冷却速度を２０℃／分以上とすることにより、凝固中
、あるいは凝固後に晶析出するＭｎＳ、ＴｉＮは微細化
され、浸炭熱処理時の粗大粒発生防止効果は一層高めら
れる。
または２種以上を添加する脱酸処理、および真空脱ガス
処理による脱酸は、ともに溶存酸素量の調整が目的であ
り、順番はこれを限定しない。また、その他の成分は溶
存酸素量にはほとんど影響しないので、添加の時期を限
定しない。また、鋳造後凝固点から１０００℃までの平
均冷却速度を２０℃／分以上とすることにより、凝固中
、あるいは凝固後に晶析出するＭｎＳ、ＴｉＮは微細化
され、浸炭熱処理時の粗大粒発生防止効果は一層高めら
れる。
【００２０】本発明の方法は、強化のためさらにＮｂを
添加した鋼、被削性向上のためにＣａ、Ｂｉ、Ｐｂを添
加した鋼、その他防錆、耐塩性向上等の目的で特許請求
の範囲に記載されていない元素を添加した鋼についても
有効な方法である。以下に実施例を説明する。
添加した鋼、被削性向上のためにＣａ、Ｂｉ、Ｐｂを添
加した鋼、その他防錆、耐塩性向上等の目的で特許請求
の範囲に記載されていない元素を添加した鋼についても
有効な方法である。以下に実施例を説明する。
【００２１】
実施例１
真空溶解炉にて２０ｋｇの粗溶鋼を溶解し、表２に示し
た成分に調整した後、表３に示したようにＡｌ、Ｔｉ、
Ｚｒ脱酸前の酸素量を変えて脱酸を行い鋼塊に鋳造した
。 鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷却速度は３０
℃／分 となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を
１２００℃に加熱して直径３０ｍｍの棒鋼に成形し、こ
れを試験素材とした。
た成分に調整した後、表３に示したようにＡｌ、Ｔｉ、
Ｚｒ脱酸前の酸素量を変えて脱酸を行い鋼塊に鋳造した
。 鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷却速度は３０
℃／分 となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を
１２００℃に加熱して直径３０ｍｍの棒鋼に成形し、こ
れを試験素材とした。
【００２２】浸炭熱処理時の組織を再現するため、この
試験素材を直径１０ｍｍ、高さ１５ｍｍの円柱試料とし
、冷間で５０％圧下した後、９５０℃から１１００℃に
１時間再加熱、焼入し、旧オーステナイト結晶粒を観察
した。粗大粒の発生結果を表３に示す。ここで粗大粒の
発生とは、マトリクスの平均粒径の３倍以上の径を有す
る粒の出現を表わす。
試験素材を直径１０ｍｍ、高さ１５ｍｍの円柱試料とし
、冷間で５０％圧下した後、９５０℃から１１００℃に
１時間再加熱、焼入し、旧オーステナイト結晶粒を観察
した。粗大粒の発生結果を表３に示す。ここで粗大粒の
発生とは、マトリクスの平均粒径の３倍以上の径を有す
る粒の出現を表わす。
【００２３】表３より、Ａｌ、ＴｉあるいはＺｒ脱酸前
の酸素量が１０〜１５０ｐｐｍ である時に１０００℃
の高温浸炭熱処理時に粗大粒が発生しないことが明らか
である。
の酸素量が１０〜１５０ｐｐｍ である時に１０００℃
の高温浸炭熱処理時に粗大粒が発生しないことが明らか
である。
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】実施例２
溶解炉にて２０ｋｇの粗溶鋼を溶解した後、Ｃ、Ｓｉ、
Ｍｎあるいは真空脱ガス処理にて予備脱酸し、他の成分
を調整して溶存酸素量を１００ｐｐｍ 以下とした後、
脱酸剤であるＡｌ、Ｔｉ、Ｚｒの添加量を変えた脱酸を
行い、表４〜６に示した成分の鋼塊を鋳造した。鋳造後
凝固点から１０００℃までの平均冷却速度は３０℃／分
となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を１２０
０℃に加熱して直径３０ｍｍの棒鋼に成形し、これを試
験素材とした。
Ｍｎあるいは真空脱ガス処理にて予備脱酸し、他の成分
を調整して溶存酸素量を１００ｐｐｍ 以下とした後、
脱酸剤であるＡｌ、Ｔｉ、Ｚｒの添加量を変えた脱酸を
行い、表４〜６に示した成分の鋼塊を鋳造した。鋳造後
凝固点から１０００℃までの平均冷却速度は３０℃／分
となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を１２０
０℃に加熱して直径３０ｍｍの棒鋼に成形し、これを試
験素材とした。
【００２７】この試験素材を７５０℃に８時間加熱空冷
する焼準し後、直径１０ｍｍ、高さ１５ｍｍの円柱試料
とし、冷間で５０％圧下した。続いて浸炭熱処理の再現
のため１０００℃に１時間再加熱、焼入し、粗大粒の発
生を調べた。この結果を表６に示した。表６に示したよ
うに、本発明の成分の鋼は１０００℃浸炭の再現実験に
おいて粗大粒が発生しない。
する焼準し後、直径１０ｍｍ、高さ１５ｍｍの円柱試料
とし、冷間で５０％圧下した。続いて浸炭熱処理の再現
のため１０００℃に１時間再加熱、焼入し、粗大粒の発
生を調べた。この結果を表６に示した。表６に示したよ
うに、本発明の成分の鋼は１０００℃浸炭の再現実験に
おいて粗大粒が発生しない。
【００２８】表６において比較鋼Ｎｏ． ２５の鋼には
粗大粒が発生していないが、Ｎの限定理由で述べたよう
に０．０２５％のＮを添加した場合には粗大粒が発生し
なくても靱性が低下する。
粗大粒が発生していないが、Ｎの限定理由で述べたよう
に０．０２５％のＮを添加した場合には粗大粒が発生し
なくても靱性が低下する。
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】
【表６】
【００３２】実施例３
１００ｔｏｎ の粗溶鋼を酸素転炉にて精錬した後、Ｓ
ｉ合金、Ｍｎ合金を添加し、真空脱ガス装置にて溶存酸
素量を表７に示したように１００ｐｐｍ 以下とし、他
の合金元素を添加した後、Ｔｉにて最終脱酸を行った。 Ｎｏ． ３３の鋼は鋳造断面大きさが３５０×５６０ｍ
ｍの連続鋳造機で鋳造し、最終的に直径１００ｍｍの棒
鋼に圧延した（圧下比２５．０）。Ｎｏ． ３４の鋼は
鋳造断面大きさが１６２×１６２ｍｍの連続鋳造機で鋳
造し、最終的に直径３７ｍｍの棒鋼に圧延した（圧下比
２４．４）。Ｎｏ． ３３、３４の鋳造時の凝固点から
１０００℃までの平均冷却速度は、それぞれ１０℃／分
、５２℃／分 であった。Ｎｏ． ３３、３４の棒鋼
から直径２０ｍｍの試料を切出し、１２００℃にて５０
％の熱間加工を加えた。その後９００℃で１時間焼準し
、放冷したものを供試材とし、９５０℃から１１００℃
に１時間加熱、焼入れして旧オーステナイト結晶粒を調
べた。その結果、表７中に示したように、本発明（３）
を示した方法、すなわちＮｏ． ３４の鋼の粗大粒発生
温度は、Ｎｏ． ３３の鋼より高温であることが分かる
。
ｉ合金、Ｍｎ合金を添加し、真空脱ガス装置にて溶存酸
素量を表７に示したように１００ｐｐｍ 以下とし、他
の合金元素を添加した後、Ｔｉにて最終脱酸を行った。 Ｎｏ． ３３の鋼は鋳造断面大きさが３５０×５６０ｍ
ｍの連続鋳造機で鋳造し、最終的に直径１００ｍｍの棒
鋼に圧延した（圧下比２５．０）。Ｎｏ． ３４の鋼は
鋳造断面大きさが１６２×１６２ｍｍの連続鋳造機で鋳
造し、最終的に直径３７ｍｍの棒鋼に圧延した（圧下比
２４．４）。Ｎｏ． ３３、３４の鋳造時の凝固点から
１０００℃までの平均冷却速度は、それぞれ１０℃／分
、５２℃／分 であった。Ｎｏ． ３３、３４の棒鋼
から直径２０ｍｍの試料を切出し、１２００℃にて５０
％の熱間加工を加えた。その後９００℃で１時間焼準し
、放冷したものを供試材とし、９５０℃から１１００℃
に１時間加熱、焼入れして旧オーステナイト結晶粒を調
べた。その結果、表７中に示したように、本発明（３）
を示した方法、すなわちＮｏ． ３４の鋼の粗大粒発生
温度は、Ｎｏ． ３３の鋼より高温であることが分かる
。
【００３３】
【表７】
【００３４】
【発明の効果】以上述べたように、本発明の方法によっ
て製造された鋼は、高温における浸炭熱処理時に結晶粒
が粗大化せず、高温短時間での浸炭熱処理が可能である
。
て製造された鋼は、高温における浸炭熱処理時に結晶粒
が粗大化せず、高温短時間での浸炭熱処理が可能である
。
【図１】鋳造ままの１０ｋｇ鋼塊中のＭｎＳ円相当直径
（観察されたＭｎＳの面積を円に置き換えた場合の円の
直径）に及ぼすＡｌ脱酸前の溶存酸素量と脱酸Ａｌ量の
影響を示す図である。
（観察されたＭｎＳの面積を円に置き換えた場合の円の
直径）に及ぼすＡｌ脱酸前の溶存酸素量と脱酸Ａｌ量の
影響を示す図である。
【図２】鋳片中のＭｎＳ粒子の円相当直径と、同鋳片を
７０％冷間加工した後、１０００℃に１時間再加熱した
場合のオーステナイト結晶粒度との関係を示す図である
。
７０％冷間加工した後、１０００℃に１時間再加熱した
場合のオーステナイト結晶粒度との関係を示す図である
。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｓ ：０．０２〜０．
２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、 および Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉあるい
はＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｓ ：０．０２〜０．
２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、およびＣｒ：０．
２０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、 Ｎｉ：０．３０〜４．００％の１種以上、およびＡｌ：
０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉあるい
はＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２の成分に加えて、重
量％でＺｒ：０．０１０〜０．０７０％、Ｃｅ：０．０
１０〜０．０７０％、Ｈｆ：０．０１０〜０．０７０％
の１種あるいは２種以上を含む鋼を製造する際、製鋼炉
から出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは
合金の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および
／または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存
酸素量を１０〜１５０ｐｐｍ とした後、Ａｌ、Ｔｉの
１種または２種とＺｒ、Ｃｅ、Ｈｆの１種あるいは２種
以上の単体もしくは合金で複合脱酸することを特徴とす
る浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方
法。 - 【請求項４】 請求項１、２または３の方法に加え、
鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷却速度を２０
℃／分以上とすることを特徴とする浸炭熱処理時に結晶
粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3124001A JPH0791579B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3124001A JPH0791579B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04350113A true JPH04350113A (ja) | 1992-12-04 |
| JPH0791579B2 JPH0791579B2 (ja) | 1995-10-04 |
Family
ID=14874586
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3124001A Expired - Fee Related JPH0791579B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0791579B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09176784A (ja) * | 1995-12-25 | 1997-07-08 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性および被削性に優れた肌焼鋼 |
| WO2001073139A3 (en) * | 2000-03-27 | 2002-05-23 | Newland Bart G | Compositions and two-stage methods for the deoxidation of molten steel |
| JP2005163181A (ja) * | 2004-11-22 | 2005-06-23 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 結晶粒度特性に優れた肌焼ボロン鋼の浸炭熱処理方法 |
| JP2009030089A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼と浸炭部品の製造方法 |
| JP2009074151A (ja) * | 2007-09-21 | 2009-04-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた鋼の製造方法 |
| JP2012197519A (ja) * | 2012-05-31 | 2012-10-18 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼 |
| CN115109998A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-09-27 | 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 | 一种高强度、保淬透性齿轮用钢及其制备方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6154844A (ja) * | 1984-08-27 | 1986-03-19 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 小型モ−タ |
| JPS63162812A (ja) * | 1986-12-26 | 1988-07-06 | Nippon Steel Corp | 肌焼鋼の製造方法 |
-
1991
- 1991-05-28 JP JP3124001A patent/JPH0791579B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6154844A (ja) * | 1984-08-27 | 1986-03-19 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 小型モ−タ |
| JPS63162812A (ja) * | 1986-12-26 | 1988-07-06 | Nippon Steel Corp | 肌焼鋼の製造方法 |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09176784A (ja) * | 1995-12-25 | 1997-07-08 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性および被削性に優れた肌焼鋼 |
| WO2001073139A3 (en) * | 2000-03-27 | 2002-05-23 | Newland Bart G | Compositions and two-stage methods for the deoxidation of molten steel |
| JP2005163181A (ja) * | 2004-11-22 | 2005-06-23 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 結晶粒度特性に優れた肌焼ボロン鋼の浸炭熱処理方法 |
| JP2009030089A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼と浸炭部品の製造方法 |
| JP2009074151A (ja) * | 2007-09-21 | 2009-04-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた鋼の製造方法 |
| JP2012197519A (ja) * | 2012-05-31 | 2012-10-18 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼 |
| CN115109998A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-09-27 | 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 | 一种高强度、保淬透性齿轮用钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0791579B2 (ja) | 1995-10-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA3132062C (en) | Hot-working die steel, heat treatment method thereof and hot- working die | |
| CN105886933B (zh) | 一种高抗回火软化性和高韧性的热作模具钢及其制造方法 | |
| CN113322410B (zh) | 一种耐延迟断裂性能优异的高强度螺栓用钢及其制备方法 | |
| CN115261715A (zh) | 一种高温渗碳齿轴用钢及其制造方法 | |
| JPH05214484A (ja) | 高強度ばね用鋼およびその製造方法 | |
| JP3483493B2 (ja) | 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法 | |
| JPH04350113A (ja) | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 | |
| JP2001303172A (ja) | 浸炭時に異常組織を生成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼とその製造方法 | |
| JP2002167652A (ja) | 高強度・高耐疲労特性に優れた薄板材 | |
| CN113106345B (zh) | 一种高塑性双相钢及其生产方法 | |
| JPH021208B2 (ja) | ||
| CN114686773A (zh) | 一种高耐磨性高强韧性含稀土Cr-Mo合金及其制备方法 | |
| JPS62207821A (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 | |
| JPS62196359A (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 | |
| JPH04259349A (ja) | 熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法 | |
| JPH03177535A (ja) | 溶接用低温高靭性鋼の製造方法 | |
| CN116200662B (zh) | 一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法 | |
| JPH02147148A (ja) | 肌焼鋼製品の製造方法 | |
| JP7287448B1 (ja) | 浸炭用温間鍛造部品及びその製造方法 | |
| JP4564189B2 (ja) | 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 | |
| CN115725894B (zh) | 一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢及其制造方法 | |
| JPH0229725B2 (ja) | Kojinseinetsukantanzoyohichoshitsubokonoseizohoho | |
| CN116121629B (zh) | 一种齿轮钢18CrNiMo7-6的制备方法 | |
| JPS6056056A (ja) | 加工硬化性オ−ステナイト系マンガン鋼およびその製造方法 | |
| JPH03249126A (ja) | 強靭鋼製造における均熱化処理方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19980106 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071004 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081004 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091004 Year of fee payment: 14 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |