JPH0826432B2 - 高品質肌焼鋼 - Google Patents
高品質肌焼鋼Info
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- JPH0826432B2 JPH0826432B2 JP5085358A JP8535893A JPH0826432B2 JP H0826432 B2 JPH0826432 B2 JP H0826432B2 JP 5085358 A JP5085358 A JP 5085358A JP 8535893 A JP8535893 A JP 8535893A JP H0826432 B2 JPH0826432 B2 JP H0826432B2
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- carburizing
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- steels
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車及び産業用機械
等に用いられる機械構造用部品の疲労強度、耐久寿命、
加工性に優れた肌焼鋼に関するものである。機械構造用
部品に要求される特性として疲労強度、耐久寿命、加工
性があり、特に疲労強度は産業機械、産業用車両等の性
能の高度化により高負荷、高速度化が進むにつれてより
重要視され、これらの特性をさらに向上させ得る鋼の開
発が種々なされている。
等に用いられる機械構造用部品の疲労強度、耐久寿命、
加工性に優れた肌焼鋼に関するものである。機械構造用
部品に要求される特性として疲労強度、耐久寿命、加工
性があり、特に疲労強度は産業機械、産業用車両等の性
能の高度化により高負荷、高速度化が進むにつれてより
重要視され、これらの特性をさらに向上させ得る鋼の開
発が種々なされている。
【０００２】
【従来の技術】従来、疲労強度を向上させるためNi、Mo
等の合金元素を適当量添加し素材自身の強度を向上させ
る方法が採用され、また一部の用途においてVAR 、ESR
等の特殊溶解法の採用によって凝固組織を制御するとと
もに非金属介在物を低減させる方法が実施されている。
等の合金元素を適当量添加し素材自身の強度を向上させ
る方法が採用され、また一部の用途においてVAR 、ESR
等の特殊溶解法の採用によって凝固組織を制御するとと
もに非金属介在物を低減させる方法が実施されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記の合金元
素を単に添加する方法においては前記用途に対して十分
に満足し得る疲労強度を得るものではなく、後者におい
ては、コスト的に高いものとなり、且つ大量生産には適
さない等の問題があった。
素を単に添加する方法においては前記用途に対して十分
に満足し得る疲労強度を得るものではなく、後者におい
ては、コスト的に高いものとなり、且つ大量生産には適
さない等の問題があった。
【０００４】本発明は、上記欠点を克服するものであ
り、Ｓ、Ｏ等の含有量を極力低下させ、酸化物系介在物
や硫化物系介在量を減少させ且つＶを含有させることに
よって、構造用鋼の疲労強度、耐久寿命、温間鍛造性を
大幅に向上させ、高い実用性を有する高品質肌焼鋼を提
供することを目的とする。
り、Ｓ、Ｏ等の含有量を極力低下させ、酸化物系介在物
や硫化物系介在量を減少させ且つＶを含有させることに
よって、構造用鋼の疲労強度、耐久寿命、温間鍛造性を
大幅に向上させ、高い実用性を有する高品質肌焼鋼を提
供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、種々の合
金元素に対して疲労強度に及ぼす影響について鋭意検討
した結果、鋼の清浄性、即ち酸化物系介在物及び硫化物
系介在物が少量の存在でも疲労強度を大幅に低下させ、
更にその他の不純物元素についても疲労強度に悪影響を
与えることを見出したものである。また、Ｖの添加によ
り、もともと結晶粒が小さいとともに、高温浸炭した場
合でも結晶粒の粗大化が著しく抑制されることを見出し
たものである。
金元素に対して疲労強度に及ぼす影響について鋭意検討
した結果、鋼の清浄性、即ち酸化物系介在物及び硫化物
系介在物が少量の存在でも疲労強度を大幅に低下させ、
更にその他の不純物元素についても疲労強度に悪影響を
与えることを見出したものである。また、Ｖの添加によ
り、もともと結晶粒が小さいとともに、高温浸炭した場
合でも結晶粒の粗大化が著しく抑制されることを見出し
たものである。
【０００６】本発明はこれらの知見をもとにＯ量を0.00
10％以下と現在の真空脱ガス精錬法で得られる最低のＯ
量とし、且つＳ量を 0.009％以下と従来鋼に比べ大幅に
低減し、更に不純物元素Ｐについても 0.012％以下と低
下することによって鋼中に存在する非金属介在物量を大
幅に減少させるとともに、Ｖ元素を必須成分とすること
により、優れた疲労強度を得ることに成功したものであ
る。更に本発明は、不純物を大幅に低減したことによっ
て冷間加工性にも優れた鋼である。
10％以下と現在の真空脱ガス精錬法で得られる最低のＯ
量とし、且つＳ量を 0.009％以下と従来鋼に比べ大幅に
低減し、更に不純物元素Ｐについても 0.012％以下と低
下することによって鋼中に存在する非金属介在物量を大
幅に減少させるとともに、Ｖ元素を必須成分とすること
により、優れた疲労強度を得ることに成功したものであ
る。更に本発明は、不純物を大幅に低減したことによっ
て冷間加工性にも優れた鋼である。
【０００７】そして、本発明においては低酸素、低硫
黄、低Ｐの高清浄度の鋼を溶製するに原材料を厳選し、
電気炉において酸化精錬を施した溶鋼を取鍋中へ出鋼
し、塩基度が３以上（通常３〜６）の高塩基性スラグ(F
eO+MnO≦0.5%の還元性で、且つCaO/SiO2/Al2O3=0.3〜0.
4 の脱Ｓ能の優れたスラグ）を電気加熱で造滓し、且つ
浴温度の調整を行いつつ、ダブルポーラスレンガにより
不活性ガスを吹き込み、通常１〜２気圧下において、溶
鋼を強攪拌しながら還元精錬を行い、Ｓ 0.009％以下、
Ｏ 0.0020 ％以下、且つ低Ｐ化を図り、次いで還流式真
空脱ガス装置によって処理時間の２／３を高還流し、残
り１／３を弱還流により真空脱ガス精錬を施し、Ｏ、
Ｎ、Ｈ量をより低減し、次いで常圧の還元性雰囲気下で
弱攪拌しながら還元精錬を施し、微細介在物を浮上、除
去し、更に断気鋳造を行うことによりＯ量を0.0010％以
下、Ｓ量を 0.009％以下、Ｐ量を 0.012％以下と従来鋼
に比べて大幅に低下させ極めて非金属介在物の少ない高
清浄度で、しかもＶ元素を含むことにより結晶粒の粗大
が粗大が防止された肌焼鋼が得られることを見出したも
のである。
黄、低Ｐの高清浄度の鋼を溶製するに原材料を厳選し、
電気炉において酸化精錬を施した溶鋼を取鍋中へ出鋼
し、塩基度が３以上（通常３〜６）の高塩基性スラグ(F
eO+MnO≦0.5%の還元性で、且つCaO/SiO2/Al2O3=0.3〜0.
4 の脱Ｓ能の優れたスラグ）を電気加熱で造滓し、且つ
浴温度の調整を行いつつ、ダブルポーラスレンガにより
不活性ガスを吹き込み、通常１〜２気圧下において、溶
鋼を強攪拌しながら還元精錬を行い、Ｓ 0.009％以下、
Ｏ 0.0020 ％以下、且つ低Ｐ化を図り、次いで還流式真
空脱ガス装置によって処理時間の２／３を高還流し、残
り１／３を弱還流により真空脱ガス精錬を施し、Ｏ、
Ｎ、Ｈ量をより低減し、次いで常圧の還元性雰囲気下で
弱攪拌しながら還元精錬を施し、微細介在物を浮上、除
去し、更に断気鋳造を行うことによりＯ量を0.0010％以
下、Ｓ量を 0.009％以下、Ｐ量を 0.012％以下と従来鋼
に比べて大幅に低下させ極めて非金属介在物の少ない高
清浄度で、しかもＶ元素を含むことにより結晶粒の粗大
が粗大が防止された肌焼鋼が得られることを見出したも
のである。
【０００８】以下、本発明について具体的に説明する。
本第１発明は、重量比にしてＣ ０．１０〜０．２５
％、Ｓｉ ０．３５％以下、Ｍｎ １．５０％以下、Ｐ
０．０１２％以下、Ｓ ０．００９％以下と、Ｃｒ
０．２０〜１．５０％、Ｍｏ ０．１０〜０．３５％、
Ｎｉ ０．２０〜３．０％のうち１種ないし２種以上
と、Ａｌ ０．０２０〜０．０４０％、Ｏ０．００１０
％以下、Ｎ ０．０１００〜０．０２００％を含有し
て、さらにＶ０．０３〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅ
ならびに不純物元素からなるものである。また、本第２
発明は、第１発明の組成に加えて、さらにＮｂ ０．０
３〜０．１０％を加えたものである。更に、上記第１発
明鋼及び第２発明鋼において、ＪＩＳ Ｇ ０５５１
「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」における平均
結晶粒度を９番以上とした高品質肌焼鋼とすることがで
きる。
本第１発明は、重量比にしてＣ ０．１０〜０．２５
％、Ｓｉ ０．３５％以下、Ｍｎ １．５０％以下、Ｐ
０．０１２％以下、Ｓ ０．００９％以下と、Ｃｒ
０．２０〜１．５０％、Ｍｏ ０．１０〜０．３５％、
Ｎｉ ０．２０〜３．０％のうち１種ないし２種以上
と、Ａｌ ０．０２０〜０．０４０％、Ｏ０．００１０
％以下、Ｎ ０．０１００〜０．０２００％を含有し
て、さらにＶ０．０３〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅ
ならびに不純物元素からなるものである。また、本第２
発明は、第１発明の組成に加えて、さらにＮｂ ０．０
３〜０．１０％を加えたものである。更に、上記第１発
明鋼及び第２発明鋼において、ＪＩＳ Ｇ ０５５１
「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」における平均
結晶粒度を９番以上とした高品質肌焼鋼とすることがで
きる。
【０００９】以下に本発明の成分限定理由について説明
する。Ｃは浸炭焼入により芯部硬さを確保するに必要な
元素である。歯車、シャフト等に要求される疲労強度を
確保するための硬さＨR Ｃ30〜45を得るためには、少な
くとも0.10％以上添加する必要がある。しかし、多量に
添加しすぎると切削性や浸炭後の耐衝撃性が低下するた
め上限を0.25％に限定した。
する。Ｃは浸炭焼入により芯部硬さを確保するに必要な
元素である。歯車、シャフト等に要求される疲労強度を
確保するための硬さＨR Ｃ30〜45を得るためには、少な
くとも0.10％以上添加する必要がある。しかし、多量に
添加しすぎると切削性や浸炭後の耐衝撃性が低下するた
め上限を0.25％に限定した。
【００１０】Siは脱酸効果、焼入性を向上させるに必要
な元素であるが、0.35％を越えて含有させると、切削性
等の加工性を低下させたり、浸炭時浸炭異常層の発生を
助長しやすくすることから、その上限を0.35％と限定し
た。Mnは溶鋼の脱酸、脱硫作用、焼入性の向上に必要な
元素であるが、その含有量が1.50％を越えると鋼の加工
性を劣化させるため、上限を1.50％と限定した。
な元素であるが、0.35％を越えて含有させると、切削性
等の加工性を低下させたり、浸炭時浸炭異常層の発生を
助長しやすくすることから、その上限を0.35％と限定し
た。Mnは溶鋼の脱酸、脱硫作用、焼入性の向上に必要な
元素であるが、その含有量が1.50％を越えると鋼の加工
性を劣化させるため、上限を1.50％と限定した。
【００１１】Niは焼入性及び焼もどし後の靱性を向上さ
せるため効果的な元素である。本発明においては要求さ
れる焼入性、強度に応じて0.20％以上添加する。但し、
その含有量が多くなると、浸炭時浸炭層の残留オーステ
ナイトが過剰となって表面硬さを低下させる。また、Ni
は高価な元素であるから経済性の観点から上限を3.00％
と限定した。Crは焼入性及び焼入、焼もどし後の強度を
向上させるために効果的で、浸炭部品に対しては、浸炭
層の硬さ及び有効浸炭深さの向上に有効な元素であり、
これらの効果を得るには、0.20％以上含有させる必要が
あり、下限を0.20％とした。しかし、その含有量が1.50
％を越えると浸炭時、過剰浸炭気味になり弊害も生じる
ため上限を1.50％と限定した。
せるため効果的な元素である。本発明においては要求さ
れる焼入性、強度に応じて0.20％以上添加する。但し、
その含有量が多くなると、浸炭時浸炭層の残留オーステ
ナイトが過剰となって表面硬さを低下させる。また、Ni
は高価な元素であるから経済性の観点から上限を3.00％
と限定した。Crは焼入性及び焼入、焼もどし後の強度を
向上させるために効果的で、浸炭部品に対しては、浸炭
層の硬さ及び有効浸炭深さの向上に有効な元素であり、
これらの効果を得るには、0.20％以上含有させる必要が
あり、下限を0.20％とした。しかし、その含有量が1.50
％を越えると浸炭時、過剰浸炭気味になり弊害も生じる
ため上限を1.50％と限定した。
【００１２】Moは焼入性及び焼もどし後の強靱性を向上
させるために効果的で、浸炭部品に対しては浸炭層の硬
さ、有効浸炭深さを向上させる。本発明においては要求
される焼入性、強度、浸炭性に応じて適当量添加する。
但し、期待される高強度を発揮させるMoの含有量として
0.10％を下限とした。Moの含有量が多くなると、浸炭層
に炭化物が形成されたり、残留オーステナイトが増加し
たり弊害も出るので上限を0.35％と限定した。
させるために効果的で、浸炭部品に対しては浸炭層の硬
さ、有効浸炭深さを向上させる。本発明においては要求
される焼入性、強度、浸炭性に応じて適当量添加する。
但し、期待される高強度を発揮させるMoの含有量として
0.10％を下限とした。Moの含有量が多くなると、浸炭層
に炭化物が形成されたり、残留オーステナイトが増加し
たり弊害も出るので上限を0.35％と限定した。
【００１３】Alは溶解時に脱酸剤として、また溶鋼中に
おいて、Ｎと結合してAlN を生成し、浸炭時の結晶粒粗
大化を防止し、結晶粒を調整する効果がある。Alの含有
量が0.020％未満では、その効果が得られず、 0.040％
を越えるとアルミナ系介在物が多量に生成し、鋼の清浄
性が損なわれたり、切削性が劣化することから、その含
有量を 0.020〜 0.040％と限定した。
おいて、Ｎと結合してAlN を生成し、浸炭時の結晶粒粗
大化を防止し、結晶粒を調整する効果がある。Alの含有
量が0.020％未満では、その効果が得られず、 0.040％
を越えるとアルミナ系介在物が多量に生成し、鋼の清浄
性が損なわれたり、切削性が劣化することから、その含
有量を 0.020〜 0.040％と限定した。
【００１４】ＮはAlと結合してAlN を生成し、浸炭時、
結晶粒粗大化を防止する効果がある。含有されるAlをす
べてAlN にしようとした時、Ｎは0.0100％以上必要とな
り、その下限を0.0100％とした。また、Ｎを0.0200％を
越えて含有させると靱性が損なわれるので上限を0.0200
％とした。Ｏは歯車等の耐ピッチング性を劣化させた
り、切削性等の加工性に有害な酸化物系介在物を形成す
る元素であり、その上限を0.0010％と限定した。
結晶粒粗大化を防止する効果がある。含有されるAlをす
べてAlN にしようとした時、Ｎは0.0100％以上必要とな
り、その下限を0.0100％とした。また、Ｎを0.0200％を
越えて含有させると靱性が損なわれるので上限を0.0200
％とした。Ｏは歯車等の耐ピッチング性を劣化させた
り、切削性等の加工性に有害な酸化物系介在物を形成す
る元素であり、その上限を0.0010％と限定した。
【００１５】Ｐは鋼の縞状偏折を形成しやすく、また結
晶粒界に偏折することにより鋼を脆化させる元素である
ため、その上限を 0.012％と限定した。Ｓは主として硫
化物の形で存在する。切削性に有効な元素であるが多量
に存在すると、鋼に異方性を生じさせたり、清浄性を損
ない疲労強度にも悪影響を及ぼすので、その上限を 0.0
09％と限定した。
晶粒界に偏折することにより鋼を脆化させる元素である
ため、その上限を 0.012％と限定した。Ｓは主として硫
化物の形で存在する。切削性に有効な元素であるが多量
に存在すると、鋼に異方性を生じさせたり、清浄性を損
ない疲労強度にも悪影響を及ぼすので、その上限を 0.0
09％と限定した。
【００１６】本発明ではＶ及びＮｂのうち少なくともＶ
を含むものであるが、これらＶ、Nbは炭窒化物を生成
し、AlN と同様に浸炭時結晶粒の微細化に効果のある元
素であり、特に、Ｖはその効果が大きく、更に好ましく
は、Ｖ及びＮｂ双方を含む場合である。そして、その効
果を得るにはそれぞれ0.03％以上の含有が必要である。
しかし、Ｖ、Nbとも0.10％を越えて含有させると鋼中Ｃ
と結合し焼入性を損なうことになり、上限を0.10％とし
た。
を含むものであるが、これらＶ、Nbは炭窒化物を生成
し、AlN と同様に浸炭時結晶粒の微細化に効果のある元
素であり、特に、Ｖはその効果が大きく、更に好ましく
は、Ｖ及びＮｂ双方を含む場合である。そして、その効
果を得るにはそれぞれ0.03％以上の含有が必要である。
しかし、Ｖ、Nbとも0.10％を越えて含有させると鋼中Ｃ
と結合し焼入性を損なうことになり、上限を0.10％とし
た。
【００１７】
【実施例】以下、実施例及び比較例、従来例により本発
明を詳細に説明する。 （１）供試鋼の化学成分 表１は供試鋼の化学成分を示すものであり、Ａ〜Ｆは本
発明鋼、Ｇ〜Ｋは比較鋼、Ｌ〜Ｎは従来鋼である。尚、
表１中の＊印の数値は、本発明範囲から外れるものであ
る。
明を詳細に説明する。 （１）供試鋼の化学成分 表１は供試鋼の化学成分を示すものであり、Ａ〜Ｆは本
発明鋼、Ｇ〜Ｋは比較鋼、Ｌ〜Ｎは従来鋼である。尚、
表１中の＊印の数値は、本発明範囲から外れるものであ
る。
【００１８】
【表１】
【００１９】（２）転動疲労寿命、表面硬さ、有効浸炭
深さ及び内部硬さの性能評価 表２は表１の供試鋼を素材として、60φ×10mmの試片を
作製し、炭素ポテンシャル0.90％、浸炭温度 930℃× 5
Hrという浸炭処理条件で浸炭を施し、次いで 850℃で20
分保持し、油焼入し、しかる後、 160℃で90℃焼もどし
処理を行い、転動疲労寿命、表面硬さ、有効浸炭深さ及
び内部硬さを示したものである。転動疲労寿命について
は、森式転動疲労試験機を使用して測定した。尚、有効
浸炭深さについては硬さHv 513までの表面からの距離を
示した。
深さ及び内部硬さの性能評価 表２は表１の供試鋼を素材として、60φ×10mmの試片を
作製し、炭素ポテンシャル0.90％、浸炭温度 930℃× 5
Hrという浸炭処理条件で浸炭を施し、次いで 850℃で20
分保持し、油焼入し、しかる後、 160℃で90℃焼もどし
処理を行い、転動疲労寿命、表面硬さ、有効浸炭深さ及
び内部硬さを示したものである。転動疲労寿命について
は、森式転動疲労試験機を使用して測定した。尚、有効
浸炭深さについては硬さHv 513までの表面からの距離を
示した。
【００２０】
【表２】
【００２１】表２より知られるように、従来鋼であるＬ
〜Ｎは転動疲労寿命については、定格寿命（B10)で0.95
〜1.83×107 、平均寿命（B50)で1.23〜2.66×107 であ
るのに対して、本発明鋼であるＡ〜Ｆは、Ｏ、Ｓ等の含
有量を極力抑制するとともにＶを含有させることによっ
て、定格寿命（B10)で6.1 〜17.3×107 、平均寿命（B
50)で12.2〜26.3×107 と、比較鋼及び従来鋼に比べて
大幅に優れた転動寿命強さを有するものである。
〜Ｎは転動疲労寿命については、定格寿命（B10)で0.95
〜1.83×107 、平均寿命（B50)で1.23〜2.66×107 であ
るのに対して、本発明鋼であるＡ〜Ｆは、Ｏ、Ｓ等の含
有量を極力抑制するとともにＶを含有させることによっ
て、定格寿命（B10)で6.1 〜17.3×107 、平均寿命（B
50)で12.2〜26.3×107 と、比較鋼及び従来鋼に比べて
大幅に優れた転動寿命強さを有するものである。
【００２２】（３）絞りの性能評価 また、表１の供試鋼について、以下のようにして「絞
り」について評価し、その結果を表２に示した。即ち、
各試験片を鋼材の圧延方向から採取し 920℃×１Hr→空
冷という焼ならしを施した後、温間鍛造性について示し
たものである。温間鍛造性については平行部が６φの引
張り試験片を作製して引張り温度 700℃、歪速度ε. ＝
10-1 sec-1で引張り試験を行い絞り値を測定した。表２
より明らかなように比較鋼のＨ、Ｉ、Ｊ及び従来鋼の
Ｌ、Ｍの絞り値が74〜79％であるのに対して、本発明鋼
であるＡ〜Ｆはいずれも絞り値が84％以上と高いもので
あり、優れた温間鍛造性を有するものである。
り」について評価し、その結果を表２に示した。即ち、
各試験片を鋼材の圧延方向から採取し 920℃×１Hr→空
冷という焼ならしを施した後、温間鍛造性について示し
たものである。温間鍛造性については平行部が６φの引
張り試験片を作製して引張り温度 700℃、歪速度ε. ＝
10-1 sec-1で引張り試験を行い絞り値を測定した。表２
より明らかなように比較鋼のＨ、Ｉ、Ｊ及び従来鋼の
Ｌ、Ｍの絞り値が74〜79％であるのに対して、本発明鋼
であるＡ〜Ｆはいずれも絞り値が84％以上と高いもので
あり、優れた温間鍛造性を有するものである。
【００２３】
【表２】
【００２４】 （４）浸炭における結晶粒の粗大化防止の評価 表３は表１の供試鋼について、浸炭条件として浸炭温度
930℃×６Hr、浸炭温度 950℃×５Hr、浸炭温度 970℃
×４Hrで浸炭を行い、前記条件におけるオーステナイト
平均結晶粒度を測定したものである。尚、圧延温度につ
いては、従来鋼であるＬ〜Ｎは1050℃、本発明鋼である
Ａ〜Ｆ及び比較鋼であるＧ〜Ｋは1200℃で圧延を行っ
た。また、この結晶粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１「鋼
のオーステナイト結晶粒度試験方法」により測定した。
表３より明らかなように従来鋼であるＬ〜Ｎ及び比較鋼
であるＨ〜Ｋが 950、970℃という高温浸炭により、結
晶粒が粗大化したのに対して本発明鋼であるＡ〜Ｆは 9
50、 970℃という高温で浸炭を施しても結晶粒の粗大化
はわずかであるとともに、その平均結晶粒度が９．０番
以上と極めて小さく、本発明鋼は高温浸炭性について極
めて優れている。特にＶとＮｂの双方を含む場合（Ｄ〜
Ｆ鋼）は、高温浸炭性が更に優れる。
930℃×６Hr、浸炭温度 950℃×５Hr、浸炭温度 970℃
×４Hrで浸炭を行い、前記条件におけるオーステナイト
平均結晶粒度を測定したものである。尚、圧延温度につ
いては、従来鋼であるＬ〜Ｎは1050℃、本発明鋼である
Ａ〜Ｆ及び比較鋼であるＧ〜Ｋは1200℃で圧延を行っ
た。また、この結晶粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１「鋼
のオーステナイト結晶粒度試験方法」により測定した。
表３より明らかなように従来鋼であるＬ〜Ｎ及び比較鋼
であるＨ〜Ｋが 950、970℃という高温浸炭により、結
晶粒が粗大化したのに対して本発明鋼であるＡ〜Ｆは 9
50、 970℃という高温で浸炭を施しても結晶粒の粗大化
はわずかであるとともに、その平均結晶粒度が９．０番
以上と極めて小さく、本発明鋼は高温浸炭性について極
めて優れている。特にＶとＮｂの双方を含む場合（Ｄ〜
Ｆ鋼）は、高温浸炭性が更に優れる。
【００２５】
【表３】
【００２６】（５）耐久限等の性能評価 表４は表１の供試鋼を素材として、平滑部８％の試験片
を作製し、浸炭温度 930℃×３Hr、その他は前記表２に
示した転動疲労寿命測定に際して行ったものと同一の浸
炭処理→焼入れ→焼もどし処理を施したＡ〜Ｉ、Ｌ〜Ｎ
の疲労強度（耐久限）、内部硬さ及び有効浸炭深さを示
したものである。疲労強度については、小野式回転曲げ
試験機を用いて測定した。尚、有効浸炭深さについては
硬さ、Hv513までの表面からの距離を示した。
を作製し、浸炭温度 930℃×３Hr、その他は前記表２に
示した転動疲労寿命測定に際して行ったものと同一の浸
炭処理→焼入れ→焼もどし処理を施したＡ〜Ｉ、Ｌ〜Ｎ
の疲労強度（耐久限）、内部硬さ及び有効浸炭深さを示
したものである。疲労強度については、小野式回転曲げ
試験機を用いて測定した。尚、有効浸炭深さについては
硬さ、Hv513までの表面からの距離を示した。
【００２７】
【表４】
【００２８】表４より知られるように、従来鋼であるＬ
〜Ｎの耐久限が55.5〜78.3 kgf/mm2、比較鋼であるＧ〜
Ｉが57.2〜66.2 kgf/mm2であるのに対して、本発明鋼で
あるＡ〜Ｆの耐久限はいずれも、80.5〜98.2 kgf/mm2で
あり、従来鋼及び比較鋼に比べて大幅に優れた疲労強度
を有するものである。尚、本発明においては、前記具体
的実施例に示すものに限られず、目的、用途に応じて本
発明の範囲内で種々変更した実施例とすることができ
る。
〜Ｎの耐久限が55.5〜78.3 kgf/mm2、比較鋼であるＧ〜
Ｉが57.2〜66.2 kgf/mm2であるのに対して、本発明鋼で
あるＡ〜Ｆの耐久限はいずれも、80.5〜98.2 kgf/mm2で
あり、従来鋼及び比較鋼に比べて大幅に優れた疲労強度
を有するものである。尚、本発明においては、前記具体
的実施例に示すものに限られず、目的、用途に応じて本
発明の範囲内で種々変更した実施例とすることができ
る。
【００２９】
【発明の効果】上述のように、本発明はＳ、Ｏ等の含有
量を極力低下させ、酸化物系介在物や硫化物系介在量を
減少させて鋼の清浄度を大幅に改善し、更にＶを含有さ
せることによって、構造用鋼の疲労強度、耐久寿命、温
間鍛造性、更に高温浸炭性を大幅に向上させたものであ
る。本発明は、自動車、産業用機械等に適した高品質肌
焼鋼であり、高い実用性を有するものである。
量を極力低下させ、酸化物系介在物や硫化物系介在量を
減少させて鋼の清浄度を大幅に改善し、更にＶを含有さ
せることによって、構造用鋼の疲労強度、耐久寿命、温
間鍛造性、更に高温浸炭性を大幅に向上させたものであ
る。本発明は、自動車、産業用機械等に適した高品質肌
焼鋼であり、高い実用性を有するものである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比にしてＣ ０．１０〜０．２５
％、Ｓｉ ０．３５％以下、Ｍｎ １．５０％以下、Ｐ
０．０１２％以下、Ｓ ０．００９％以下と、Ｎｉ
０．２０〜３．０％、Ｃｒ ０．２０〜１．５０％及び
Ｍｏ ０．１０〜０．３５％のうち１種ないし２種以上
と、Ａｌ ０．０２０〜０．０４０％、Ｏ ０．００１
０％以下、Ｎ ０．０１００〜０．０２００％を含有し
て、さらにＶ ０．０３〜０．１０％を含有し、残部Ｆ
ｅならびに不純物元素からなることを特徴とする高品質
肌焼鋼。 - 【請求項２】 重量比にしてＣ ０．１０〜０．２５
％、Ｓｉ ０．３５％以下、Ｍｎ １．５０％以下、Ｐ
０．０１２％以下、Ｓ ０．００９％以下と、Ｎｉ
０．２０〜３．０％、Ｃｒ ０．２０〜１．５０％及び
Ｍｏ ０．１０〜０．３５％のうち１種ないし２種以上
と、Ａｌ ０．０２０〜０．０４０％、Ｏ ０．００１
０％以下、Ｎ ０．０１００〜０．０２００％を含有し
て、さらにＶ ０．０３〜０．１０％及びＮｂ ０．０
３〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなることを特徴とする高品質肌焼鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5085358A JPH0826432B2 (ja) | 1993-03-19 | 1993-03-19 | 高品質肌焼鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5085358A JPH0826432B2 (ja) | 1993-03-19 | 1993-03-19 | 高品質肌焼鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0673492A JPH0673492A (ja) | 1994-03-15 |
| JPH0826432B2 true JPH0826432B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=13856490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5085358A Expired - Lifetime JPH0826432B2 (ja) | 1993-03-19 | 1993-03-19 | 高品質肌焼鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826432B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1420078B1 (en) | 2002-11-12 | 2019-02-27 | JTEKT Corporation | Bearing steel excellent in corrosion resistance |
| DE102011075697A1 (de) * | 2011-05-12 | 2012-11-15 | Robert Bosch Gmbh | Chrom-Molybden-Legierung |
| CN115522121B (zh) * | 2022-08-31 | 2023-06-23 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种低硅Nb-V复合微合金化齿轮钢及其制造方法 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59182952A (ja) * | 1983-04-01 | 1984-10-17 | Daido Steel Co Ltd | はだ焼鋼 |
| JPS6254064A (ja) * | 1985-09-02 | 1987-03-09 | Aichi Steel Works Ltd | 高品質肌焼鋼の製造法 |
| JPS62274052A (ja) * | 1986-05-21 | 1987-11-28 | Daido Steel Co Ltd | 軸受用肌焼鋼 |
| JPS63206449A (ja) * | 1987-02-20 | 1988-08-25 | Kobe Steel Ltd | 冷間圧造用低炭素鋼 |
| JPH02259012A (ja) * | 1989-03-31 | 1990-10-19 | Nippon Steel Corp | 高疲労強度肌焼き品の製造方法 |
| JPH0310047A (ja) * | 1989-06-07 | 1991-01-17 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭焼入れ用快削鋼 |
| JPH03100142A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Kobe Steel Ltd | 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法 |
| JPH04176816A (ja) * | 1990-11-09 | 1992-06-24 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭用鋼材の製造方法 |
-
1993
- 1993-03-19 JP JP5085358A patent/JPH0826432B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPS62274052A (ja) * | 1986-05-21 | 1987-11-28 | Daido Steel Co Ltd | 軸受用肌焼鋼 |
| JPS63206449A (ja) * | 1987-02-20 | 1988-08-25 | Kobe Steel Ltd | 冷間圧造用低炭素鋼 |
| JPH02259012A (ja) * | 1989-03-31 | 1990-10-19 | Nippon Steel Corp | 高疲労強度肌焼き品の製造方法 |
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| JPH03100142A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Kobe Steel Ltd | 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法 |
| JPH04176816A (ja) * | 1990-11-09 | 1992-06-24 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭用鋼材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0673492A (ja) | 1994-03-15 |
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