JPH09287054A - 冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼 - Google Patents
冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼Info
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- JPH09287054A JPH09287054A JP9841196A JP9841196A JPH09287054A JP H09287054 A JPH09287054 A JP H09287054A JP 9841196 A JP9841196 A JP 9841196A JP 9841196 A JP9841196 A JP 9841196A JP H09287054 A JPH09287054 A JP H09287054A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、軸部品および軸受部品が冷間鍛造
工程で製造可能であり、且つ軸部品および軸受部品にお
いて優れた転動疲労特性を得ることができる高周波焼入
れ用鋼を提供する。 【解決手段】 重量比で、Ｃ：０．４５〜０．６５％、
Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜０．６
％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜
０．００５％未満を含有し、必要によりＮｉ：０．０５
〜３．００％、Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．７０％の１種または２種以上、Ｖ：０．
０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％の１種ま
たは２種を含有し、Ｐ，Ｃｕ，Ｔ．Ｏ量を特定量以下に
制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを
特徴とする冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼。
工程で製造可能であり、且つ軸部品および軸受部品にお
いて優れた転動疲労特性を得ることができる高周波焼入
れ用鋼を提供する。 【解決手段】 重量比で、Ｃ：０．４５〜０．６５％、
Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜０．６
％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜
０．００５％未満を含有し、必要によりＮｉ：０．０５
〜３．００％、Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．７０％の１種または２種以上、Ｖ：０．
０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％の１種ま
たは２種を含有し、Ｐ，Ｃｕ，Ｔ．Ｏ量を特定量以下に
制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを
特徴とする冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は冷間鍛造−高周波焼
入れ用鋼にかかわり、さらに詳しくは、図１に示す外筒
部４付きシャフト１〜３のような転動面を有する軸部品
および軸受部品の中で、冷間鍛造による部品の成形と高
周波焼入れを含む工程により製造される部品用として好
適な鋼に関するものである。
入れ用鋼にかかわり、さらに詳しくは、図１に示す外筒
部４付きシャフト１〜３のような転動面を有する軸部品
および軸受部品の中で、冷間鍛造による部品の成形と高
周波焼入れを含む工程により製造される部品用として好
適な鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年の自動車エンジンの高出力化及び環
境規制対応にともない、軸部品、軸受部品においても高
強度化、転動疲労寿命向上の指向が強い。一方、これら
の部品は通常熱間鍛造により所定の部品形状に成形加工
されているが、生産性向上の視点から、冷間鍛造への切
り替えが強く指向されている。そのため、高強度化を図
るために高合金化すると、高周波焼入れ前の段階で硬く
て冷間鍛造が困難になることから、冷間加工性と高周波
焼入れ後の高強度化、高寿命化の両立が求められてい
る。
境規制対応にともない、軸部品、軸受部品においても高
強度化、転動疲労寿命向上の指向が強い。一方、これら
の部品は通常熱間鍛造により所定の部品形状に成形加工
されているが、生産性向上の視点から、冷間鍛造への切
り替えが強く指向されている。そのため、高強度化を図
るために高合金化すると、高周波焼入れ前の段階で硬く
て冷間鍛造が困難になることから、冷間加工性と高周波
焼入れ後の高強度化、高寿命化の両立が求められてい
る。
【０００３】これに対して、特公平１−３８８４７公報
にはＣ：０．３５超〜０．６５％、Ｓｉ：０．１５％以
下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００
５％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．
０５％、Ｎ：０．０１０％以下からなる冷間鍛造用鋼を
素材として冷間鍛造後高周波焼入れをして機械構造用部
品を製造することを特徴とする機械構造用部品の製造方
法が示されている。この発明では、Ｓｉ：０．１５％以
下が特徴の一つである。また、同公報の第３〜４頁の第
１表から、Ｔｉの添加量は０．０２〜０．０４％であ
る。この鋼の冷間鍛造性は必ずしも十分ではなく、また
軸部品、軸受部品として十分な強度が実現できていな
い。特に、外輪のような部品における転動疲労特性が不
十分である。
にはＣ：０．３５超〜０．６５％、Ｓｉ：０．１５％以
下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００
５％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．
０５％、Ｎ：０．０１０％以下からなる冷間鍛造用鋼を
素材として冷間鍛造後高周波焼入れをして機械構造用部
品を製造することを特徴とする機械構造用部品の製造方
法が示されている。この発明では、Ｓｉ：０．１５％以
下が特徴の一つである。また、同公報の第３〜４頁の第
１表から、Ｔｉの添加量は０．０２〜０．０４％であ
る。この鋼の冷間鍛造性は必ずしも十分ではなく、また
軸部品、軸受部品として十分な強度が実現できていな
い。特に、外輪のような部品における転動疲労特性が不
十分である。
【０００４】また、特開平５−１７９４００公報には
Ｃ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍ
ｎ：１．０超〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００
３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．０１
〜０．０６％、Ｎ：０．０１０％以下でフェライト結晶
粒度番号６以上の細粒組織を有する直接切削−高周波焼
入れ用鋼材が示されている。この発明材の特徴の一つは
Ｍｎ：１．０超〜１．５％であり、軸部品において、高
周波焼入れ後の静的捩り強度は十分な特性が得られる
が、冷間鍛造が困難である。また外輪のような部品にお
ける転動疲労特性については全く配慮されていない。
Ｃ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍ
ｎ：１．０超〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００
３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．０１
〜０．０６％、Ｎ：０．０１０％以下でフェライト結晶
粒度番号６以上の細粒組織を有する直接切削−高周波焼
入れ用鋼材が示されている。この発明材の特徴の一つは
Ｍｎ：１．０超〜１．５％であり、軸部品において、高
周波焼入れ後の静的捩り強度は十分な特性が得られる
が、冷間鍛造が困難である。また外輪のような部品にお
ける転動疲労特性については全く配慮されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、軸部
品および軸受部品が冷間鍛造工程で製造可能であり、且
つ軸部品および軸受部品において優れた強度特性、特に
転動疲労特性を得ることができる高周波焼入れ用鋼を提
供しようとするものである。
品および軸受部品が冷間鍛造工程で製造可能であり、且
つ軸部品および軸受部品において優れた強度特性、特に
転動疲労特性を得ることができる高周波焼入れ用鋼を提
供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、冷間鍛造
性に優れ、且つ軸部品および軸受部品において優れた強
度特性、特に転動疲労特性を得ることができる高周波焼
入れ用鋼を実現するために、鋭意検討を行ない次の知見
を得た。 （１）素材の段階での冷間鍛造性を確保するには、固溶
体硬化元素であるＭｎ，Ｐを低減することが有効であ
る。Ｍｎ低減により劣化した焼入れ性は、Ｂ添加により
補う。 （２）さらに、冷間鍛造性を確保するには、Ｔｉ，Ｎ量
の適正化が必須である。上記のＢの焼入れ性向上効果を
引き出すためには、Ｔｉを添加し固溶Ｎを低減する必要
がある。しかしながら、特公平１−３８８４７公報の第
３〜４頁の第１表に開示されているようなＴｉの多量添
加（Ｔｉ：０．０２〜０．０４％）は次のような弊害を
引き起こす。
性に優れ、且つ軸部品および軸受部品において優れた強
度特性、特に転動疲労特性を得ることができる高周波焼
入れ用鋼を実現するために、鋭意検討を行ない次の知見
を得た。 （１）素材の段階での冷間鍛造性を確保するには、固溶
体硬化元素であるＭｎ，Ｐを低減することが有効であ
る。Ｍｎ低減により劣化した焼入れ性は、Ｂ添加により
補う。 （２）さらに、冷間鍛造性を確保するには、Ｔｉ，Ｎ量
の適正化が必須である。上記のＢの焼入れ性向上効果を
引き出すためには、Ｔｉを添加し固溶Ｎを低減する必要
がある。しかしながら、特公平１−３８８４７公報の第
３〜４頁の第１表に開示されているようなＴｉの多量添
加（Ｔｉ：０．０２〜０．０４％）は次のような弊害を
引き起こす。
【０００７】（ｉ）冷間鍛造の前に行う球状化焼鈍や軟
化焼鈍の冷却過程においてＴｉＮ又はＴｉＣが析出し、
Ｔｉ多量添加鋼では、これによる析出硬化により、冷間
変形抵抗の増加を引き起こす。 （ii) 高Ｔｉ鋼では、ＴｉＮ，ＴｉＣの多量析出は冷間
鍛造時の割れの原因になり、冷間鍛造性を著しく悪化さ
せる。
化焼鈍の冷却過程においてＴｉＮ又はＴｉＣが析出し、
Ｔｉ多量添加鋼では、これによる析出硬化により、冷間
変形抵抗の増加を引き起こす。 （ii) 高Ｔｉ鋼では、ＴｉＮ，ＴｉＣの多量析出は冷間
鍛造時の割れの原因になり、冷間鍛造性を著しく悪化さ
せる。
【０００８】特公平１−３８８４７公報の技術の冷間鍛
造性が必ずしも十分ではないのは、このような冷間鍛造
性に対するＴｉ多量添加の弊害によると考えられる。冷
間鍛造性に対するＴｉの弊害を抑制して、なお且つＢの
焼入れ性向上効果を引き出すためには、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０％未満に制限することが必要であり、さ
らにまた、Ｎ：０．００１５〜０．００５％未満の範囲
で制御することが必要である。 （３）次に、高周波焼入れ材の転動疲労試験を行った場
合、転動疲労過程において、白色組織・炭化物組織が生
成し、硬さの低下を伴う材質劣化が起こり、こうした局
所的な材質劣化部を起点として破壊が起きる。これらの
転動疲労過程での材質劣化を抑制して寿命を向上させる
ためには、Ｓｉの添加、増量が有効である。 （４）さらに、従来のＴｉ：０．０２０％以上、Ｎ：
０．００５％以上を含有するボロン鋼では、ＴｉＮを起
点として転動疲労破壊が起こる。特公平１−３８８４７
公報の技術が転動疲労特性が不十分であり、普及してい
ない原因の一つは、これが原因と考えられる。そのた
め、転動疲労寿命向上の視点からも、Ｔｉ，Ｎ量をＴ
ｉ：０．００５〜０．０２０％未満、Ｎ：０．００１５
〜０．００５％未満の範囲に規制することが必須であ
る。 （５）上記に加えて、さらにＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏを適正量
添加することにより、転動疲労過程での材質劣化抑制、
硬さ低下防止の効果はさらに大きくなる。 （６）軸部で静的捩り破壊、捩り疲労破壊を起こす場合
においては、Ｓｉの添加、増量が高強度化に有効であ
る。また、Ｎｂ，Ｖ添加による細粒化も高強度化に有効
である。これは、Ｓｉの添加や細粒化によって粒界強度
が向上し、粒界割れが抑制されるためである。
造性が必ずしも十分ではないのは、このような冷間鍛造
性に対するＴｉ多量添加の弊害によると考えられる。冷
間鍛造性に対するＴｉの弊害を抑制して、なお且つＢの
焼入れ性向上効果を引き出すためには、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０％未満に制限することが必要であり、さ
らにまた、Ｎ：０．００１５〜０．００５％未満の範囲
で制御することが必要である。 （３）次に、高周波焼入れ材の転動疲労試験を行った場
合、転動疲労過程において、白色組織・炭化物組織が生
成し、硬さの低下を伴う材質劣化が起こり、こうした局
所的な材質劣化部を起点として破壊が起きる。これらの
転動疲労過程での材質劣化を抑制して寿命を向上させる
ためには、Ｓｉの添加、増量が有効である。 （４）さらに、従来のＴｉ：０．０２０％以上、Ｎ：
０．００５％以上を含有するボロン鋼では、ＴｉＮを起
点として転動疲労破壊が起こる。特公平１−３８８４７
公報の技術が転動疲労特性が不十分であり、普及してい
ない原因の一つは、これが原因と考えられる。そのた
め、転動疲労寿命向上の視点からも、Ｔｉ，Ｎ量をＴ
ｉ：０．００５〜０．０２０％未満、Ｎ：０．００１５
〜０．００５％未満の範囲に規制することが必須であ
る。 （５）上記に加えて、さらにＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏを適正量
添加することにより、転動疲労過程での材質劣化抑制、
硬さ低下防止の効果はさらに大きくなる。 （６）軸部で静的捩り破壊、捩り疲労破壊を起こす場合
においては、Ｓｉの添加、増量が高強度化に有効であ
る。また、Ｎｂ，Ｖ添加による細粒化も高強度化に有効
である。これは、Ｓｉの添加や細粒化によって粒界強度
が向上し、粒界割れが抑制されるためである。
【０００９】本発明は以上の新規なる知見にもとずいて
なされたものであって、その要旨とするところは以下の
通りである（以下％は重量％）。Ｃ：０．４５〜０．６
５％、Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜
０．６％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１
５〜０．００５％未満を含有し、必要によりＮｉ：０．
０５〜３．００％、Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、Ｍ
ｏ：０．０１〜０．７０％、の１種または２種以上、
Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％
の１種または２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｃ
ｕ：０．０５％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制
限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる冷間鍛造
−高周波焼入れ用鋼である。
なされたものであって、その要旨とするところは以下の
通りである（以下％は重量％）。Ｃ：０．４５〜０．６
５％、Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜
０．６％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１
５〜０．００５％未満を含有し、必要によりＮｉ：０．
０５〜３．００％、Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、Ｍ
ｏ：０．０１〜０．７０％、の１種または２種以上、
Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％
の１種または２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｃ
ｕ：０．０５％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制
限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる冷間鍛造
−高周波焼入れ用鋼である。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下に、本発明を詳細に説明す
る。本発明の鋼材の成分含有範囲を上記の如く限定した
理由について説明する。 Ｃ：０．４５〜０．６５％ Ｃは最終製品の部品として必要な転動疲労強度、捩り疲
労強度を得るために有効な元素であるが、高周波焼入れ
材の場合、０．４５％未満ではその効果が不十分であ
り、また０．６５％を超えると粒界強度が劣化しかえっ
て強度の劣化を招くので、含有量を０．４５〜０．６５
％とした。
る。本発明の鋼材の成分含有範囲を上記の如く限定した
理由について説明する。 Ｃ：０．４５〜０．６５％ Ｃは最終製品の部品として必要な転動疲労強度、捩り疲
労強度を得るために有効な元素であるが、高周波焼入れ
材の場合、０．４５％未満ではその効果が不十分であ
り、また０．６５％を超えると粒界強度が劣化しかえっ
て強度の劣化を招くので、含有量を０．４５〜０．６５
％とした。
【００１１】Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％ 薄いは脱酸元素としておよび転動疲労過程での白色組織
・炭化物組織生成抑制、材質劣化抑制により最終製品の
寿命を増加させることを目的として添加するが、０．３
０％以下ではその効果は不十分である。一方、Ｓｉは固
溶体硬化元素であり、１．２０％を超える量を添加する
と、冷間鍛造前の素材の硬さが著しく増加し、冷間鍛造
性が劣化する。以上の理由から、Ｓｉの含有量を０．３
０超〜１．２０％とした。
・炭化物組織生成抑制、材質劣化抑制により最終製品の
寿命を増加させることを目的として添加するが、０．３
０％以下ではその効果は不十分である。一方、Ｓｉは固
溶体硬化元素であり、１．２０％を超える量を添加する
と、冷間鍛造前の素材の硬さが著しく増加し、冷間鍛造
性が劣化する。以上の理由から、Ｓｉの含有量を０．３
０超〜１．２０％とした。
【００１２】Ｍｎ：０．２〜０．６０％ Ｍｎは（ｉ）焼入れ性の向上、および鋼中でＭｎＳを形
成することによる（ii）高周波焼入れ加熱時のオーステ
ナイト粒の微細化と(iii) 被削性の向上を目的として添
加する。しかしながら、０．２％未満ではこの効果は不
十分であり、一方、０．６０％を超えると冷間鍛造前の
素材の硬さが増加し、冷間鍛造性が劣化する。以上の理
由から、Ｍｎの含有量を０．２〜０．６０％とした。
成することによる（ii）高周波焼入れ加熱時のオーステ
ナイト粒の微細化と(iii) 被削性の向上を目的として添
加する。しかしながら、０．２％未満ではこの効果は不
十分であり、一方、０．６０％を超えると冷間鍛造前の
素材の硬さが増加し、冷間鍛造性が劣化する。以上の理
由から、Ｍｎの含有量を０．２〜０．６０％とした。
【００１３】Ｓ：０．００１〜０．０３％ Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上および組
織の微細化に寄与するが、０．００１％未満ではその効
果は不十分である。一方、０．０３％を超えるとその効
果は飽和し、むしろ転動疲労特性の劣化を招く。以上の
理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．０３％とし
た。
織の微細化に寄与するが、０．００１％未満ではその効
果は不十分である。一方、０．０３％を超えるとその効
果は飽和し、むしろ転動疲労特性の劣化を招く。以上の
理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．０３％とし
た。
【００１４】Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満 Ｔｉは鋼中でＮと結合してＴｉＮを生成し、固溶Ｎの完
全固定によるＢＮ析出の防止、つまり固溶Ｂの確保を目
的として添加する。しかしながら、０．００５未満では
その効果は不十分であり、一方、０．０２０％以上の過
剰添加では、多量のＴｉＮ，ＴｉＣによる冷間変形抵抗
の増大、冷間鍛造割れおよび最終製品での転動寿命の劣
化を引き起こすので、その含有量を０．００５〜０．０
２０％未満とした。
全固定によるＢＮ析出の防止、つまり固溶Ｂの確保を目
的として添加する。しかしながら、０．００５未満では
その効果は不十分であり、一方、０．０２０％以上の過
剰添加では、多量のＴｉＮ，ＴｉＣによる冷間変形抵抗
の増大、冷間鍛造割れおよび最終製品での転動寿命の劣
化を引き起こすので、その含有量を０．００５〜０．０
２０％未満とした。
【００１５】Ａｌ：０．０１０〜０．０６％ Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加する
が、０．０１０％未満ではその効果は不十分であり、一
方、０．０６％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させるので、その含有量を０．０１０〜０．０
６％とした。 Ｂ：０．０００５〜０．００５％ Ｂは固溶状態でオーステナイト粒界に粒界偏析し、焼入
れ性を増加させることを狙いとして添加する。同時に、
Ｐ，Ｃｕ等の粒界不純物を粒界から追い出すことにより
粒界強度を増加させる作用も存在する。粒界強度により
軸部の捩り強度、捩り疲労強度が増加する。しかしなが
ら、０．０００５％未満ではその効果は不十分であり、
一方、０．００５％を超える過剰添加は、むしろ粒界脆
化を招くので、その含有量を０．０００５〜０．００５
％とした。
が、０．０１０％未満ではその効果は不十分であり、一
方、０．０６％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させるので、その含有量を０．０１０〜０．０
６％とした。 Ｂ：０．０００５〜０．００５％ Ｂは固溶状態でオーステナイト粒界に粒界偏析し、焼入
れ性を増加させることを狙いとして添加する。同時に、
Ｐ，Ｃｕ等の粒界不純物を粒界から追い出すことにより
粒界強度を増加させる作用も存在する。粒界強度により
軸部の捩り強度、捩り疲労強度が増加する。しかしなが
ら、０．０００５％未満ではその効果は不十分であり、
一方、０．００５％を超える過剰添加は、むしろ粒界脆
化を招くので、その含有量を０．０００５〜０．００５
％とした。
【００１６】Ｎ：０．００１５〜０．００５％未満 ＮはＡｌＮ等の炭窒化物析出による高周波加熱時のオー
ステナイト粒の微細化を目的として添加するが、０．０
０１５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．
００５％以上では、ＢＮを析出して固溶Ｂの低減を引き
起こすとともに、多量のＴｉＮ析出による冷間変形抵抗
の増大、冷間鍛造割れおよび最終製品での寿命劣化を引
き起こすので、その含有量を０．００１５〜０．００５
％未満とした。
ステナイト粒の微細化を目的として添加するが、０．０
０１５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．
００５％以上では、ＢＮを析出して固溶Ｂの低減を引き
起こすとともに、多量のＴｉＮ析出による冷間変形抵抗
の増大、冷間鍛造割れおよび最終製品での寿命劣化を引
き起こすので、その含有量を０．００１５〜０．００５
％未満とした。
【００１７】Ｐ：０．０２５％以下 Ｐは固溶体硬化により素材硬さを高くし、高周波焼入れ
前の段階で冷間鍛造性を劣化させる。さらにオーステナ
イト粒界に粒界偏析を起こし、粒界強度を低下させて捩
り応力下での脆性破壊を起こし易くし、そのため強度を
低下させる。特にＰが０．０２５％を超えると強度低下
が顕著となるため、０．０２５％を上限とした。なお、
より粒界強度を図る場合には、０．０２０％以下が望ま
しい。
前の段階で冷間鍛造性を劣化させる。さらにオーステナ
イト粒界に粒界偏析を起こし、粒界強度を低下させて捩
り応力下での脆性破壊を起こし易くし、そのため強度を
低下させる。特にＰが０．０２５％を超えると強度低下
が顕著となるため、０．０２５％を上限とした。なお、
より粒界強度を図る場合には、０．０２０％以下が望ま
しい。
【００１８】Ｃｕ：０．０５％以下 ＣｕもＰと同様オーステナイト粒界に粒界偏析を起こ
し、強度低下の原因となる。特にＣｕが０．０５％を超
えると強度低下が顕著となるため、０．０５％を上限と
した。 Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下 本発明においてＴ．Ｏ含有量とは、鋼中の溶存酸素含有
量と酸化物（主にアルミナ）を形成している酸素含有量
の和であるが、Ｔ．Ｏ含有量は酸化物を形成している酸
素含有量にほぼ一致する。従って、Ｔ．Ｏ含有量が高い
ほど酸化物系介在物が多いことになる。酸化物系介在物
は転動疲労過程で、白色組織・炭化物組織生成、材質劣
化の引き金となり、転動疲労寿命劣化の原因となる。特
にＯが０．００２０％を超えるとこの現象が顕著になる
ため、０．００２０％を上限とした。なお、非金属介在
物を微細化して、より一層高寿命化を図るためには、特
開平７−５４１０３号公報にて本出願人が提案したＭｇ
の適正量添加が有効である。本発明では、請求項１〜４
について、さらにＴ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３０
０％を含有し、鋼中に含有される酸化物が、個数比とし
て次式を満足する鋼材としても良い。
し、強度低下の原因となる。特にＣｕが０．０５％を超
えると強度低下が顕著となるため、０．０５％を上限と
した。 Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下 本発明においてＴ．Ｏ含有量とは、鋼中の溶存酸素含有
量と酸化物（主にアルミナ）を形成している酸素含有量
の和であるが、Ｔ．Ｏ含有量は酸化物を形成している酸
素含有量にほぼ一致する。従って、Ｔ．Ｏ含有量が高い
ほど酸化物系介在物が多いことになる。酸化物系介在物
は転動疲労過程で、白色組織・炭化物組織生成、材質劣
化の引き金となり、転動疲労寿命劣化の原因となる。特
にＯが０．００２０％を超えるとこの現象が顕著になる
ため、０．００２０％を上限とした。なお、非金属介在
物を微細化して、より一層高寿命化を図るためには、特
開平７−５４１０３号公報にて本出願人が提案したＭｇ
の適正量添加が有効である。本発明では、請求項１〜４
について、さらにＴ．Ｍｇ：０．０００５〜０．０３０
０％を含有し、鋼中に含有される酸化物が、個数比とし
て次式を満足する鋼材としても良い。
【００１９】（ＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3 個数＋ＭｇＯ個数）
／全酸化物系介在物個数≧０．８０ 次に、請求項２，４の発明の鋼材では、高周波焼入れ性
の向上および転動疲労過程での材質劣化抑制、白色組織
・炭化物組織生成抑制を目的としてＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏの
１種または２種以上を含有させることが出来る。 Ｎｉ：０．０５〜３．００％、 Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．７０％ これらの元素はいずれも焼入れ性を向上し、転動過程で
の転位密度の低下を抑制することにより、または繰り返
し過程でセメンタイトの生成を抑制することにより、繰
り返し軟化防止に有効である。特に、Ｍｏの添加は効果
が大きい。この効果はＮｉ：０．０５％未満、Ｃｒ：
０．０３％未満、Ｍｏ：０．０１％未満では不十分であ
り、一方Ｎｉ：３．００％、Ｃｒ：０．７０％、Ｍｏ：
０．７０％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ冷間鍛
造性の劣化、高周波焼入れ時の炭化物の溶解不良による
最終製品の強度劣化等の弊害を招くので、その含有量を
上記の範囲に限定した。
／全酸化物系介在物個数≧０．８０ 次に、請求項２，４の発明の鋼材では、高周波焼入れ性
の向上および転動疲労過程での材質劣化抑制、白色組織
・炭化物組織生成抑制を目的としてＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏの
１種または２種以上を含有させることが出来る。 Ｎｉ：０．０５〜３．００％、 Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．７０％ これらの元素はいずれも焼入れ性を向上し、転動過程で
の転位密度の低下を抑制することにより、または繰り返
し過程でセメンタイトの生成を抑制することにより、繰
り返し軟化防止に有効である。特に、Ｍｏの添加は効果
が大きい。この効果はＮｉ：０．０５％未満、Ｃｒ：
０．０３％未満、Ｍｏ：０．０１％未満では不十分であ
り、一方Ｎｉ：３．００％、Ｃｒ：０．７０％、Ｍｏ：
０．７０％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ冷間鍛
造性の劣化、高周波焼入れ時の炭化物の溶解不良による
最終製品の強度劣化等の弊害を招くので、その含有量を
上記の範囲に限定した。
【００２０】次に、請求項３，４は、高周波加熱時のオ
ーステナイト粒を微細化し、粒界破壊抑制による高強度
化を図った鋼である。 Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｖ，Ｎｂは鋼中で炭窒化物を形成し、高周波加熱時のオ
ーステナイト粒を微細化させる効果を有する。しかしな
がら、Ｖ含有量が０．０３％未満、Ｎｂ含有量が０．０
０５％未満ではその効果は不十分であり、一方、Ｖ：
０．３％超、Ｎｂ：０．１％超では、その効果は飽和
し、むしろ冷間鍛造性の劣化、最終製品での強度劣化を
招くので、これらの含有量をＶ：０．０３〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％とした。
ーステナイト粒を微細化し、粒界破壊抑制による高強度
化を図った鋼である。 Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｖ，Ｎｂは鋼中で炭窒化物を形成し、高周波加熱時のオ
ーステナイト粒を微細化させる効果を有する。しかしな
がら、Ｖ含有量が０．０３％未満、Ｎｂ含有量が０．０
０５％未満ではその効果は不十分であり、一方、Ｖ：
０．３％超、Ｎｂ：０．１％超では、その効果は飽和
し、むしろ冷間鍛造性の劣化、最終製品での強度劣化を
招くので、これらの含有量をＶ：０．０３〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％とした。
【００２１】ここで、転動疲労破壊の主因である転動疲
労過程での局所的な材質劣化部生成の原因の一つは、硬
化層の硬さムラである。本願発明の対象部品は、通常、
圧延後、球状化焼鈍、冷間鍛造、Ａ3 点以下の温度での
簡易焼鈍を１〜数回経た後に高周波焼入れされるが、高
周波焼入れ直前の組織は、圧延材の組織に大きく影響さ
れる。つまり、圧延材のフェライト粒径が粗大である
と、高周波焼入れ直前の球状化組織におけるフェライト
粒径も粗大となり、高周波焼入れ後に硬さムラを生じや
すくなる。特に、圧延材組織のフェライト粒径が３０μ
ｍを超えると硬化層で顕著な硬さのムラを生じ、転動疲
労破壊を起こしやすくなる。そのため、圧延材組織のフ
ェライト粒径を３０μｍ以下とするのが望ましい。但
し、本発明では、本組織因子を特に限定するものではな
い。
労過程での局所的な材質劣化部生成の原因の一つは、硬
化層の硬さムラである。本願発明の対象部品は、通常、
圧延後、球状化焼鈍、冷間鍛造、Ａ3 点以下の温度での
簡易焼鈍を１〜数回経た後に高周波焼入れされるが、高
周波焼入れ直前の組織は、圧延材の組織に大きく影響さ
れる。つまり、圧延材のフェライト粒径が粗大である
と、高周波焼入れ直前の球状化組織におけるフェライト
粒径も粗大となり、高周波焼入れ後に硬さムラを生じや
すくなる。特に、圧延材組織のフェライト粒径が３０μ
ｍを超えると硬化層で顕著な硬さのムラを生じ、転動疲
労破壊を起こしやすくなる。そのため、圧延材組織のフ
ェライト粒径を３０μｍ以下とするのが望ましい。但
し、本発明では、本組織因子を特に限定するものではな
い。
【００２２】また、本発明の高周波焼入れ用鋼では、製
造条件は特に限定せず、本発明の要件を満足すればいず
れの条件でも良い。例えば、冷間鍛造性を一層改善し、
また高周波焼入れ性を向上させるためには、鋼材素材の
熱間圧延による製造を仕上げ温度；７５０〜９００℃、
仕上げ圧延後７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速
度；０．１〜１．７℃／秒の条件で行う方法が上げられ
るが、本発明では特に限定するものではない。また、本
発明鋼を用いた部品の製造に際しては、球状化焼鈍、簡
易焼鈍、通常焼鈍、焼準等の熱処理を冷間鍛造の前に必
要に応じて行うことができる。
造条件は特に限定せず、本発明の要件を満足すればいず
れの条件でも良い。例えば、冷間鍛造性を一層改善し、
また高周波焼入れ性を向上させるためには、鋼材素材の
熱間圧延による製造を仕上げ温度；７５０〜９００℃、
仕上げ圧延後７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速
度；０．１〜１．７℃／秒の条件で行う方法が上げられ
るが、本発明では特に限定するものではない。また、本
発明鋼を用いた部品の製造に際しては、球状化焼鈍、簡
易焼鈍、通常焼鈍、焼準等の熱処理を冷間鍛造の前に必
要に応じて行うことができる。
【００２３】以下に、本発明の効果を実施例により、さ
らに具体的に示す。
らに具体的に示す。
【００２４】
【実施例】表１の組成を有する鋼材を直径５０mmの棒鋼
に圧延した。この棒鋼から、光学顕微鏡観察試験片を採
取し、５％ナイタール液で腐食して２００倍、４００倍
で観察しフェライト粒径を求めた。表１にフェライト粒
径を併せて示す。
に圧延した。この棒鋼から、光学顕微鏡観察試験片を採
取し、５％ナイタール液で腐食して２００倍、４００倍
で観察しフェライト粒径を求めた。表１にフェライト粒
径を併せて示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】次に、この棒鋼を球状化焼鈍した。その
後、硬さを測定した。また、直径１４mm、高さ２１mmの
試験片を採取し、冷間鍛造性の指標として、冷間変形抵
抗と限界圧縮率を測定した。結果を表２に示す。
後、硬さを測定した。また、直径１４mm、高さ２１mmの
試験片を採取し、冷間鍛造性の指標として、冷間変形抵
抗と限界圧縮率を測定した。結果を表２に示す。
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】さらに、この球状化焼鈍済みの材料から、
平行部直径２０mmの捩り疲労試験片を採取した。捩り疲
労試験片について周波数８．５kHz で高周波焼入れを行
い、その後１７０℃で焼戻しを行った。いずれも、有効
硬化層深さは約５mmである。その後、捩り疲労試験を行
った。捩り疲労特性は１×１０4 サイクルでの時間強度
で評価した。表２に各供試材の捩り疲労強度を示す。
平行部直径２０mmの捩り疲労試験片を採取した。捩り疲
労試験片について周波数８．５kHz で高周波焼入れを行
い、その後１７０℃で焼戻しを行った。いずれも、有効
硬化層深さは約５mmである。その後、捩り疲労試験を行
った。捩り疲労特性は１×１０4 サイクルでの時間強度
で評価した。表２に各供試材の捩り疲労強度を示す。
【００３１】また、この球状化焼鈍済みの材料から、転
動疲労試験片を採取・作成し、周波数１００kHz 、硬化
層深さ２〜３mmの条件で高周波焼入れを行い、１６０℃
で焼戻し処理を行った。転動疲労寿命の評価は、円筒型
転動疲労試験片による点接触型転動疲労試験機（ヘルツ
最大接触応力６００ kgf／mm2 ）を用いた。疲労寿命の
尺度として、通常、「試験結果をワイブル確率紙にプロ
ットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊
までの応力繰り返し数」がＬ10寿命として用いられる。
表２に比較鋼２９（ＪＩＳ規格のＳ５３Ｃ鋼にＴｉ，Ｂ
を添加した鋼）のＬ10寿命を１とした時の各鋼材のＬ10
寿命の相対値を示した。また、１０8 回転動疲労後の試
験片について、白色帯組織および炭化物組織の有無を調
べ、その結果を表２に併せて示した。さらに、転動疲労
過程での材質劣化挙動を評価するために、１０8 回転動
疲労後の試験片の転動面から深さ０．２mmの位置で、フ
ェライト（２１１）面のＸ線回折ピークの半価幅の減少
量を評価した。Ｘ線発生源としては、Ｃｒ管球を使用し
た。また、同位置での転動疲労試験に伴う硬さの低下量
も評価した。
動疲労試験片を採取・作成し、周波数１００kHz 、硬化
層深さ２〜３mmの条件で高周波焼入れを行い、１６０℃
で焼戻し処理を行った。転動疲労寿命の評価は、円筒型
転動疲労試験片による点接触型転動疲労試験機（ヘルツ
最大接触応力６００ kgf／mm2 ）を用いた。疲労寿命の
尺度として、通常、「試験結果をワイブル確率紙にプロ
ットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊
までの応力繰り返し数」がＬ10寿命として用いられる。
表２に比較鋼２９（ＪＩＳ規格のＳ５３Ｃ鋼にＴｉ，Ｂ
を添加した鋼）のＬ10寿命を１とした時の各鋼材のＬ10
寿命の相対値を示した。また、１０8 回転動疲労後の試
験片について、白色帯組織および炭化物組織の有無を調
べ、その結果を表２に併せて示した。さらに、転動疲労
過程での材質劣化挙動を評価するために、１０8 回転動
疲労後の試験片の転動面から深さ０．２mmの位置で、フ
ェライト（２１１）面のＸ線回折ピークの半価幅の減少
量を評価した。Ｘ線発生源としては、Ｃｒ管球を使用し
た。また、同位置での転動疲労試験に伴う硬さの低下量
も評価した。
【００３２】表２のNo. １〜２８は本発明鋼である。本
発明鋼では、比較鋼２９と比較して、硬さは軟らかく、
変形抵抗も小さく、また限界圧縮率は大きく、冷間鍛造
性は優れている。また、本発明鋼の捩り疲労強度は、比
較鋼２９と比較して、同等以上である。さらに、本発明
鋼ではいずれも白色帯組織・炭化物組織の生成が抑制さ
れ、また転動疲労過程での半価幅の減少量、硬さの低下
量も小さい。これにより、本発明鋼は、比較鋼２９に比
べて約７〜１２倍と極めて良好な転動疲労特性が得られ
た。
発明鋼では、比較鋼２９と比較して、硬さは軟らかく、
変形抵抗も小さく、また限界圧縮率は大きく、冷間鍛造
性は優れている。また、本発明鋼の捩り疲労強度は、比
較鋼２９と比較して、同等以上である。さらに、本発明
鋼ではいずれも白色帯組織・炭化物組織の生成が抑制さ
れ、また転動疲労過程での半価幅の減少量、硬さの低下
量も小さい。これにより、本発明鋼は、比較鋼２９に比
べて約７〜１２倍と極めて良好な転動疲労特性が得られ
た。
【００３３】一方、比較鋼３２はＴｉの含有量が本発明
の範囲を上回った場合であり、比較鋼材３３はＮの含有
量が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも、本
発明鋼１に比べて変形抵抗は大きく、限界圧縮率は小さ
く、つまり冷間鍛造性は良くない。また、転動疲労特性
も劣っている。比較鋼３４はＳｉの含有量が本発明の範
囲を下回った場合であり、本発明鋼１に比べて、捩り疲
労特性、転動疲労特性が劣っている。比較鋼３４は転動
疲労後組織変化が認められ、また「転動疲労後の半価幅
の減少量」、「転動疲労後の硬さ低下量」は、本発明鋼
１に比較して、相対的に大きい。つまり、比較鋼３４が
本願発明に比較して転動疲労寿命が不足するのは、Ｓｉ
が低いために転動疲労過程での材質劣化が抑制されなか
ったためである。また、捩り疲労強度が不足するのは、
Ｓｉが低いため、粒界強度が不十分なためである。
の範囲を上回った場合であり、比較鋼材３３はＮの含有
量が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも、本
発明鋼１に比べて変形抵抗は大きく、限界圧縮率は小さ
く、つまり冷間鍛造性は良くない。また、転動疲労特性
も劣っている。比較鋼３４はＳｉの含有量が本発明の範
囲を下回った場合であり、本発明鋼１に比べて、捩り疲
労特性、転動疲労特性が劣っている。比較鋼３４は転動
疲労後組織変化が認められ、また「転動疲労後の半価幅
の減少量」、「転動疲労後の硬さ低下量」は、本発明鋼
１に比較して、相対的に大きい。つまり、比較鋼３４が
本願発明に比較して転動疲労寿命が不足するのは、Ｓｉ
が低いために転動疲労過程での材質劣化が抑制されなか
ったためである。また、捩り疲労強度が不足するのは、
Ｓｉが低いため、粒界強度が不十分なためである。
【００３４】次に、比較鋼３１はＳｉの含有量が本発明
の範囲を下回り、さらにＭｎの含有量が本発明の範囲を
上回った場合であり、本発明鋼１に比べて変形抵抗は大
きく、限界圧縮率は小さく、つまり冷間鍛造性は顕著に
良くない。捩り疲労特性も劣っている。また、転動疲労
特性も劣っている。比較鋼３１は転動疲労後組織変化が
認められ、また「転動疲労後の半価幅の減少量」、「転
動疲労後の硬さ低下量」は、本発明鋼１に比較して、相
対的に大きい。比較鋼３１が本願発明に比較して転動疲
労寿命が不足するのは、このことが原因である。
の範囲を下回り、さらにＭｎの含有量が本発明の範囲を
上回った場合であり、本発明鋼１に比べて変形抵抗は大
きく、限界圧縮率は小さく、つまり冷間鍛造性は顕著に
良くない。捩り疲労特性も劣っている。また、転動疲労
特性も劣っている。比較鋼３１は転動疲労後組織変化が
認められ、また「転動疲労後の半価幅の減少量」、「転
動疲労後の硬さ低下量」は、本発明鋼１に比較して、相
対的に大きい。比較鋼３１が本願発明に比較して転動疲
労寿命が不足するのは、このことが原因である。
【００３５】また、比較鋼３０はＳｉの含有量が本発明
の範囲を下回り、ＴｉとＮの含有量が本発明の範囲を上
回った場合であり、比較鋼２９はＪＩＳ規格のＳ５３Ｃ
鋼にＴｉ，Ｂを添加した鋼であり、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，
Ｎの含有量が本願発明の範囲と異なった場合である。い
ずれも、本発明鋼１に比べて変形抵抗は大きく、限界圧
縮率は小さく、つまり冷間鍛造性は顕著に良くない。捩
り疲労特性も劣っており、また転動疲労過程で組織変化
が認められ、転動疲労特性も劣っている。
の範囲を下回り、ＴｉとＮの含有量が本発明の範囲を上
回った場合であり、比較鋼２９はＪＩＳ規格のＳ５３Ｃ
鋼にＴｉ，Ｂを添加した鋼であり、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，
Ｎの含有量が本願発明の範囲と異なった場合である。い
ずれも、本発明鋼１に比べて変形抵抗は大きく、限界圧
縮率は小さく、つまり冷間鍛造性は顕著に良くない。捩
り疲労特性も劣っており、また転動疲労過程で組織変化
が認められ、転動疲労特性も劣っている。
【００３６】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明の冷間鍛造−
高周波焼入れ用鋼を用いることにより、軸部品および軸
受部品が冷間鍛造工程で製造可能であり、且つ軸部品お
よび軸受部品において優れた強度特性、特に転動疲労特
性を得ることが可能となり、産業上の効果は極めて顕著
なるものがある。
高周波焼入れ用鋼を用いることにより、軸部品および軸
受部品が冷間鍛造工程で製造可能であり、且つ軸部品お
よび軸受部品において優れた強度特性、特に転動疲労特
性を得ることが可能となり、産業上の効果は極めて顕著
なるものがある。
【図１】外筒部付シャフトの正面図である。
１，２，３…シャフト ４…外筒部
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比として、Ｃ：０．４５〜０．６５
％、Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜
０．６％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１
５〜０．００５％未満を含有し、Ｐ：０．０２５％以
下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以
下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼。 - 【請求項２】 重量比として、Ｃ：０．４５〜０．６５
％、Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜
０．６％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１
５〜０．００５％未満を含有し、さらに、Ｎｉ：０．０
５〜３．００％、Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．７０％の１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｔ．
Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が鉄および不可
避的不純物からなることを特徴とする冷間鍛造−高周波
焼入れ用鋼。 - 【請求項３】 重量比として、Ｃ：０．４５〜０．６５
％、Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜
０．６％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１
５〜０．００５％未満を含有し、さらに、Ｖ：０．０３
〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％の１種または
２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．０５
％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が
鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする冷間
鍛造−高周波焼入れ用鋼。 - 【請求項４】 重量比として、Ｃ：０．４５〜０．６５
％、Ｓｉ：０．３０超〜１．２０％、Ｍｎ：０．２〜
０．６％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１
５〜０．００５％未満を含有し、さらに、Ｎｉ：０．０
５〜３．００％、Ｃｒ：０．０３〜０．７０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．７０％の１種または２種以上を含有し、
さらに、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％の１種または２種を含有し、Ｐ：０．０２５％
以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｔ．Ｏ：０．００２０％
以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
ことを特徴とする冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09841196A JP3533034B2 (ja) | 1996-04-19 | 1996-04-19 | 冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09841196A JP3533034B2 (ja) | 1996-04-19 | 1996-04-19 | 冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09287054A true JPH09287054A (ja) | 1997-11-04 |
| JP3533034B2 JP3533034B2 (ja) | 2004-05-31 |
Family
ID=14219092
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09841196A Expired - Fee Related JP3533034B2 (ja) | 1996-04-19 | 1996-04-19 | 冷間鍛造−高周波焼入れ用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3533034B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002180185A (ja) * | 2000-12-20 | 2002-06-26 | Kawasaki Steel Corp | 被削性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 |
| JP2003277881A (ja) * | 2002-03-25 | 2003-10-02 | Jfe Steel Kk | 高周波熱処理部の転動疲労特性および加工性に優れた軸受部材 |
| EP1640467A1 (en) * | 2003-05-27 | 2006-03-29 | Koyo Seiko Co., Ltd. | Steel bar for steering rack, method for producing the same, and steering rack using the same |
| CN101724787A (zh) * | 2008-10-21 | 2010-06-09 | 攀钢集团研究院有限公司 | 一种车轴钢及其制备方法 |
| EP3480335A4 (en) * | 2016-07-01 | 2019-06-05 | Iljin Global Co., Ltd. | BEAM STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
-
1996
- 1996-04-19 JP JP09841196A patent/JP3533034B2/ja not_active Expired - Fee Related
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