JPH11335776A - 冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた浸炭用鋼 - Google Patents
冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた浸炭用鋼Info
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- JPH11335776A JPH11335776A JP10141225A JP14122598A JPH11335776A JP H11335776 A JPH11335776 A JP H11335776A JP 10141225 A JP10141225 A JP 10141225A JP 14122598 A JP14122598 A JP 14122598A JP H11335776 A JPH11335776 A JP H11335776A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐粗粒化特性に優れ、かつ圧延ままの状態で
冷間鍛造が可能な浸炭用鋼を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.15〜0.30mass％、 Si：0.35
mass％以下、Mn：0.4 〜0.85mass％、 Ｓ：0.02
5 mass％以下、Al：0.005 〜0.050 mass％、 Cr：0.
30〜0.70mass％、Ti：0.005 〜0.1 mass％、 Ｎ：
0.0010〜0.0200mass％、Ｂ：0.0003〜0.01mass％を含有
し、残部は実質的にFeになる成分組成に調整すると共
に、鋼中のTiN の平均サイズを50nm以下に抑制する。
冷間鍛造が可能な浸炭用鋼を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.15〜0.30mass％、 Si：0.35
mass％以下、Mn：0.4 〜0.85mass％、 Ｓ：0.02
5 mass％以下、Al：0.005 〜0.050 mass％、 Cr：0.
30〜0.70mass％、Ti：0.005 〜0.1 mass％、 Ｎ：
0.0010〜0.0200mass％、Ｂ：0.0003〜0.01mass％を含有
し、残部は実質的にFeになる成分組成に調整すると共
に、鋼中のTiN の平均サイズを50nm以下に抑制する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、熱間圧延ままで
も冷間鍛造性に優れるだけでなく、浸炭時における耐粗
粒化特性にも優れた浸炭用鋼に関するものである。
も冷間鍛造性に優れるだけでなく、浸炭時における耐粗
粒化特性にも優れた浸炭用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】機械部品では、その耐摩耗性および疲労
強度の向上のために浸炭処理が利用されている。浸炭処
理を施される機械部品用の鋼材としては、SCr420やSCM4
20などの低合金機械構造用鋼が挙げられるが、寸法精度
要求の厳しい機械部品についてはその成形プロセスとし
て冷間鍛造が採用されることが多い。
強度の向上のために浸炭処理が利用されている。浸炭処
理を施される機械部品用の鋼材としては、SCr420やSCM4
20などの低合金機械構造用鋼が挙げられるが、寸法精度
要求の厳しい機械部品についてはその成形プロセスとし
て冷間鍛造が採用されることが多い。
【０００３】しかしながら、冷間鍛造を上記のSCr420や
SCM420等に適用するに当たっては、次に述べるような問
題がある。まず、SCr420およびSCM420では、熱間圧延ま
まの強度が高くそのままでは冷間鍛造を行うことが難し
いため、冷間鍛造に先立って球状化焼なまし処理が必要
とされるが、この処理は機械部品の製造コストを上昇さ
せるという問題がある。また、球状化焼なましを行った
後に浸炭焼入れを行うと、浸炭時におけるγ粒の耐粗粒
化特性が低下し、熱処理による歪みが増加するという問
題がある。
SCM420等に適用するに当たっては、次に述べるような問
題がある。まず、SCr420およびSCM420では、熱間圧延ま
まの強度が高くそのままでは冷間鍛造を行うことが難し
いため、冷間鍛造に先立って球状化焼なまし処理が必要
とされるが、この処理は機械部品の製造コストを上昇さ
せるという問題がある。また、球状化焼なましを行った
後に浸炭焼入れを行うと、浸炭時におけるγ粒の耐粗粒
化特性が低下し、熱処理による歪みが増加するという問
題がある。
【０００４】浸炭用鋼では、γ粒の粗大化防止のため、
Al, Ｎを適正化することによって鋼中に微細なAlN を形
成し、これにより浸炭時におけるγ粒の粗大化を防止す
るのが一般的である。しかしながら、球状化焼なましを
行うとAl, Ｎを適正化した鋼材においてもAlN が成長す
る結果、その後の浸炭焼入時に耐粗粒化特性が低下する
わけである。このように、従来、肌焼鋼においては、冷
間鍛造性の向上のために施される球状化焼なましが浸炭
焼入時における耐粗粒化特性を低下させるところに問題
を残していた。
Al, Ｎを適正化することによって鋼中に微細なAlN を形
成し、これにより浸炭時におけるγ粒の粗大化を防止す
るのが一般的である。しかしながら、球状化焼なましを
行うとAl, Ｎを適正化した鋼材においてもAlN が成長す
る結果、その後の浸炭焼入時に耐粗粒化特性が低下する
わけである。このように、従来、肌焼鋼においては、冷
間鍛造性の向上のために施される球状化焼なましが浸炭
焼入時における耐粗粒化特性を低下させるところに問題
を残していた。
【０００５】このような問題を解決するために、例え
ば、（社）日本鉄鋼協会講演大会論文集“材料とプロセ
ス”1O巻６号 P.1296 （1997年）には、微量の添加で焼
入性の向上に寄与するＢを用いることによって、その他
の合金元素を低減する一方、耐粗粒化特性のためにNbを
用いることが提案されている。また、特開昭２-85342号
公報には、同様にNb，Ｂを添加した鋼が提案されてい
る。
ば、（社）日本鉄鋼協会講演大会論文集“材料とプロセ
ス”1O巻６号 P.1296 （1997年）には、微量の添加で焼
入性の向上に寄与するＢを用いることによって、その他
の合金元素を低減する一方、耐粗粒化特性のためにNbを
用いることが提案されている。また、特開昭２-85342号
公報には、同様にNb，Ｂを添加した鋼が提案されてい
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、発明者
らの検討によれば、上記の鋼種は、浸炭焼入時における
耐粗粒化特性は改善されるものの、Nbを含有するため、
Nb炭窒化物の析出強化作用により圧延ままでの強度低下
が十分でなく、従って圧延ままの状態で冷間鍛造に供す
るには限界があることが判明した。この発明は、上記の
問題を有利に解決するもので、耐粗粒化特性に優れるの
はいうまでもなく、圧延ままの状態で冷間鍛造が可能な
浸炭用鋼を提案することを目的とする。
らの検討によれば、上記の鋼種は、浸炭焼入時における
耐粗粒化特性は改善されるものの、Nbを含有するため、
Nb炭窒化物の析出強化作用により圧延ままでの強度低下
が十分でなく、従って圧延ままの状態で冷間鍛造に供す
るには限界があることが判明した。この発明は、上記の
問題を有利に解決するもので、耐粗粒化特性に優れるの
はいうまでもなく、圧延ままの状態で冷間鍛造が可能な
浸炭用鋼を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べ
る知見を得るに至った。なお、圧延ままで冷間鍛造を可
能とするためには合金元素の削減が有効であるが、これ
による焼入性の低下はＢの活用により補うことを基本方
針として検討した。Ｂは、Ｎとの親和力が強く鋼中では
ＢＮとなり易いが、Ｂを焼入性向上のために活用するた
めには、ＢＮの形成を防止する必要があり、Ｎを低減す
るかまたはTiの添加によりＮをTiN として固定する必要
がある。このため、一般的に行われているAlN による耐
粗粒化防止策は適用が困難である。
の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べ
る知見を得るに至った。なお、圧延ままで冷間鍛造を可
能とするためには合金元素の削減が有効であるが、これ
による焼入性の低下はＢの活用により補うことを基本方
針として検討した。Ｂは、Ｎとの親和力が強く鋼中では
ＢＮとなり易いが、Ｂを焼入性向上のために活用するた
めには、ＢＮの形成を防止する必要があり、Ｎを低減す
るかまたはTiの添加によりＮをTiN として固定する必要
がある。このため、一般的に行われているAlN による耐
粗粒化防止策は適用が困難である。
【０００８】そこで、発明者らは、TiN による粗粒化防
止法について検討した結果、TiN の平均サイズを50nm以
下に制御してやれば、耐粗粒化特性を効果的に向上させ
得ることを新たに見出した。また、TiN は固溶温度が高
いため、熱間圧延の加熱時におけるγ粒粗大化防止作用
にも優れることも併せて見出された。従って、TiN のサ
イズを上記の範囲に制御すれば、圧延ままの組織を微細
とすることもでき、結局、圧延ままの組織の微細化にも
有効であることが判明したのである。
止法について検討した結果、TiN の平均サイズを50nm以
下に制御してやれば、耐粗粒化特性を効果的に向上させ
得ることを新たに見出した。また、TiN は固溶温度が高
いため、熱間圧延の加熱時におけるγ粒粗大化防止作用
にも優れることも併せて見出された。従って、TiN のサ
イズを上記の範囲に制御すれば、圧延ままの組織を微細
とすることもでき、結局、圧延ままの組織の微細化にも
有効であることが判明したのである。
【０００９】さらに、このような組織微細化により延性
が向上するので、成分組成の調整とTiN サイズの制御に
より、圧延ままで硬さが低く同時に変形能に優れる鋼材
が得られ、その結果、球状化焼なまし無しで冷間鍛造が
可能となるのである。この発明は、上記の知見に立脚す
るものである。
が向上するので、成分組成の調整とTiN サイズの制御に
より、圧延ままで硬さが低く同時に変形能に優れる鋼材
が得られ、その結果、球状化焼なまし無しで冷間鍛造が
可能となるのである。この発明は、上記の知見に立脚す
るものである。
【００１０】すなわち、この発明は、 Ｃ：0.15〜0.30mass％、 Si：0.35mass％以下、 Mn：0.4 〜0.85mass％、 Ｓ：0.025 mass％以下、 Al：0.005 〜0.050 mass％、 Cr：0.30〜0.70mass％、 Ti：0.005 〜0.1 mass％、 Ｎ：0.0010〜0.0200mass％、 Ｂ：0.0003〜0.01mass％ を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、か
つ鋼中のTiN の平均サイズが50nm以下であることを特徴
とする冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた
浸炭用鋼である。
つ鋼中のTiN の平均サイズが50nm以下であることを特徴
とする冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた
浸炭用鋼である。
【００１１】この発明では、上記した鋼組成において、
さらにMo：0.05〜0.3 mass％、Ni：0.05〜2.0 mass％の
うちから選んだ１種または２種を含有させることができ
る。
さらにMo：0.05〜0.3 mass％、Ni：0.05〜2.0 mass％の
うちから選んだ１種または２種を含有させることができ
る。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。まず、この発明において、鋼の成分組成を上記の範
囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.15〜0.30mass％ Ｃは、機械部品としての強度を確保する上で不可欠の成
分であるが、0.15mass％未満ではその効果に乏しく、一
方0.30mass％を超えると靱性の低下を招くので、0.15〜
0.30mass％の範囲に限定した。
る。まず、この発明において、鋼の成分組成を上記の範
囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.15〜0.30mass％ Ｃは、機械部品としての強度を確保する上で不可欠の成
分であるが、0.15mass％未満ではその効果に乏しく、一
方0.30mass％を超えると靱性の低下を招くので、0.15〜
0.30mass％の範囲に限定した。
【００１３】Si：0.35mass％以下 Siは、脱酸に有効な成分であるが、一方で冷間鍛造時の
変形抵抗を増大させる作用があるので、この発明の目的
からは低減することが望ましいけれども、0.35mass％ま
では許容される。
変形抵抗を増大させる作用があるので、この発明の目的
からは低減することが望ましいけれども、0.35mass％ま
では許容される。
【００１４】Mn：0.4 〜0.85mass％ Mnは、焼入性に有効であるが、一方で熱間圧延ままの強
度を上昇させる作用もある。ここに、Mn量が 0.4mass％
未満では焼入性の向上効果が小さく、一方0.85mass％を
超えると熱間圧延後の硬さが上昇し、熱間圧延ままで冷
間鍛造を実施することが困難となるので、 0.4〜0.85ma
ss％の範囲に限定した。
度を上昇させる作用もある。ここに、Mn量が 0.4mass％
未満では焼入性の向上効果が小さく、一方0.85mass％を
超えると熱間圧延後の硬さが上昇し、熱間圧延ままで冷
間鍛造を実施することが困難となるので、 0.4〜0.85ma
ss％の範囲に限定した。
【００１５】Ｓ：0.025 mass％以下 Ｓは、冷間鍛造性の低下を招く有害元素であるので、こ
の発明では極力低減することが望ましいが、0.025 mass
％までの添加は許容される。
の発明では極力低減することが望ましいが、0.025 mass
％までの添加は許容される。
【００１６】Al：0.005 〜0.050 mass％ Alは、脱酸に極めて有用な元素であるので積極的に活用
するが、0.005 mass％未満ではその添加効果に乏しく、
一方 0.050mass％を超えて添加するとアルミナを形成
し、これが連続鋳造時にノズル詰まりを誘発し連続鋳造
が困難となるので、 0.005〜0.050 mass％の範囲に限定
した。
するが、0.005 mass％未満ではその添加効果に乏しく、
一方 0.050mass％を超えて添加するとアルミナを形成
し、これが連続鋳造時にノズル詰まりを誘発し連続鋳造
が困難となるので、 0.005〜0.050 mass％の範囲に限定
した。
【００１７】Cr：0.30〜0.70mass％ Crは、焼入性を向上させると同時にフェライト・パーラ
イト組織のパーライト組織を微細にし、その結果、冷間
鍛造時における変形能の改善に有効に寄与するが、一方
で過剰に添加すると圧延ままの強度が上昇し、冷間鍛造
が困難となる。そこで、両特性のバランスする0.30〜0.
70mass％の範囲で含有させるものとした。
イト組織のパーライト組織を微細にし、その結果、冷間
鍛造時における変形能の改善に有効に寄与するが、一方
で過剰に添加すると圧延ままの強度が上昇し、冷間鍛造
が困難となる。そこで、両特性のバランスする0.30〜0.
70mass％の範囲で含有させるものとした。
【００１８】Ti：0.005 〜0.1 mass％ Tiは、TiN を形成し、浸炭焼入時におけるγ粒の粗大化
を防止する作用がある他、ＮをTiN として固定してＢの
焼入性を発揮させる上で不可欠の成分である。しかしな
がら、含有量が0.005 mass％未満ではその効果に乏し
く、一方 0.1mass％を超えて添加するとTiC の析出強化
作用により圧延ままの強度が上昇し、冷間鍛造が困難と
なるので、 0.005〜0.1 mass％の範囲に限定した。
を防止する作用がある他、ＮをTiN として固定してＢの
焼入性を発揮させる上で不可欠の成分である。しかしな
がら、含有量が0.005 mass％未満ではその効果に乏し
く、一方 0.1mass％を超えて添加するとTiC の析出強化
作用により圧延ままの強度が上昇し、冷間鍛造が困難と
なるので、 0.005〜0.1 mass％の範囲に限定した。
【００１９】Ｎ：0.0010〜0.0200mass％ Ｎは、TiN を形成し、γ粒の粗大化を防止する上で必須
の元素であるので積極的に添加するが、0.0010mass％未
満ではその添加効果に乏しく、一方0.0200mass％を超え
て添加すると連鋳時に鋳片割れの発生が懸念されるの
で、0.0010〜0.0200mass％の範囲に限定した。
の元素であるので積極的に添加するが、0.0010mass％未
満ではその添加効果に乏しく、一方0.0200mass％を超え
て添加すると連鋳時に鋳片割れの発生が懸念されるの
で、0.0010〜0.0200mass％の範囲に限定した。
【００２０】Ｂ：0.0003〜0.01mass％ Ｂは、微量で焼入性を向上させる元素であり、この発明
では必須の成分である。しかしながら、含有量が0.0003
mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方、0.01mass
％を超えて添加しても効果は飽和に達するので、0.0003
〜0.01mass％の範囲に限定した。
では必須の成分である。しかしながら、含有量が0.0003
mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方、0.01mass
％を超えて添加しても効果は飽和に達するので、0.0003
〜0.01mass％の範囲に限定した。
【００２１】以上、この発明の必須成分について説明し
たが、焼入性が不足する場合には、さらにMoおよびNiの
うちから選んだ１種または２種を下記の範囲で含有させ
ることができる。 Mo：0.05〜0.3 mass％ Moは、焼入性を向上させるが、一方で熱間圧延時にベイ
ナイトの発生を容易にし、圧延ままでの硬さを上昇させ
る結果、冷間鍛造を困難にする作用もある。そこで両特
性のバランスする0.05〜0.3 mass％の範囲で含有させる
ものとした。
たが、焼入性が不足する場合には、さらにMoおよびNiの
うちから選んだ１種または２種を下記の範囲で含有させ
ることができる。 Mo：0.05〜0.3 mass％ Moは、焼入性を向上させるが、一方で熱間圧延時にベイ
ナイトの発生を容易にし、圧延ままでの硬さを上昇させ
る結果、冷間鍛造を困難にする作用もある。そこで両特
性のバランスする0.05〜0.3 mass％の範囲で含有させる
ものとした。
【００２２】Ni：0.05〜2.0 mass％ Niは、焼入性を向上させると同時に靱性も向上させるの
で、高靱性が必要とされる場合に特に有利である。しか
しながら、含有量が0.05mass％未満ではその添加効果に
乏しく、一方 2.0mass％を超えて添加するとベイナイト
が発生し、圧延ままの強度が上昇して冷間鍛造が困難と
なるので、0.05〜２mass％の範囲で含有させるものとし
た。
で、高靱性が必要とされる場合に特に有利である。しか
しながら、含有量が0.05mass％未満ではその添加効果に
乏しく、一方 2.0mass％を超えて添加するとベイナイト
が発生し、圧延ままの強度が上昇して冷間鍛造が困難と
なるので、0.05〜２mass％の範囲で含有させるものとし
た。
【００２３】以上、この発明の成分組成範囲について説
明したが、この発明では、さらに鋼中のTiN の平均サイ
ズを50nm以下に規定することが重要である。というの
は、鋼中TiN の平均サイズが50nmを超えると、熱間圧延
後のミクロ組織が粗大となって冷間鍛造時の変形能を低
下させるだけでなく、浸炭時におけるγ粒の粗大化防止
効果が急速に低下するからである。
明したが、この発明では、さらに鋼中のTiN の平均サイ
ズを50nm以下に規定することが重要である。というの
は、鋼中TiN の平均サイズが50nmを超えると、熱間圧延
後のミクロ組織が粗大となって冷間鍛造時の変形能を低
下させるだけでなく、浸炭時におけるγ粒の粗大化防止
効果が急速に低下するからである。
【００２４】この発明に従い、鋼中のTiN の平均サイズ
を50nm以下に抑制するには、以下のようにすればよい。
TiN の平均サイズの制御は、基本的には鋳込み時におけ
る冷却速度を調整することによって行うことができ、通
常、1000℃までを10℃/min以上の速度で冷却することに
より、TiN サイズを目標とする50nm以下に抑制すること
ができる。なおこのためには、鋳片の断面積を122500 m
m2未満とする必要がある。
を50nm以下に抑制するには、以下のようにすればよい。
TiN の平均サイズの制御は、基本的には鋳込み時におけ
る冷却速度を調整することによって行うことができ、通
常、1000℃までを10℃/min以上の速度で冷却することに
より、TiN サイズを目標とする50nm以下に抑制すること
ができる。なおこのためには、鋳片の断面積を122500 m
m2未満とする必要がある。
【００２５】
【実施例】実施例１ まず、γ粒粗粒化特性に及ぼすTiN サイズの影響につい
て検討した。表１に示す成分組成の鋼を連続鋳造により
溶製した。この際、鋳片のサイズを180 ×200, 300×40
0, 350×430, 400×560 mmの４水準に変化させた。かか
る鋳片よりビレット圧延を経て 170mmφのビレットに圧
延し、さらにビレットを棒鋼圧延により30mmφに圧延し
た。
て検討した。表１に示す成分組成の鋼を連続鋳造により
溶製した。この際、鋳片のサイズを180 ×200, 300×40
0, 350×430, 400×560 mmの４水準に変化させた。かか
る鋳片よりビレット圧延を経て 170mmφのビレットに圧
延し、さらにビレットを棒鋼圧延により30mmφに圧延し
た。
【００２６】
【表１】
【００２７】この棒鋼から20mmφ×30mml の試験片を作
製し、これを 300トンプレスにより高さ減少率：50％の
冷間加工を行った後、 930℃×４ｈ（Ｃポテンシャル：
0.88）→油焼入の浸炭焼入れ処理を行った。得られた鋼
材について、光学顕微鏡により旧γ粒組織を観察し粗粒
化面積率を測定した。ここで、旧γ粒径が 100μm 以上
のものを粗大粒とした。
製し、これを 300トンプレスにより高さ減少率：50％の
冷間加工を行った後、 930℃×４ｈ（Ｃポテンシャル：
0.88）→油焼入の浸炭焼入れ処理を行った。得られた鋼
材について、光学顕微鏡により旧γ粒組織を観察し粗粒
化面積率を測定した。ここで、旧γ粒径が 100μm 以上
のものを粗大粒とした。
【００２８】また、比較のため、表１に示す成分組成の
SCr420鋼を用いて30mmφ棒鋼を製造し、 760℃×４ｈ→
10℃/h冷却の球状化焼なまし（S.A.）を行ったものおよ
び行わなかったものを用いて上記と同様の方法により粗
粒化面積率を測定した。なお、検討鋼については、電子
顕微鏡により鋼中のTiN を観察し、画像解析装置を用い
てTiN の平均サイズを測定した。
SCr420鋼を用いて30mmφ棒鋼を製造し、 760℃×４ｈ→
10℃/h冷却の球状化焼なまし（S.A.）を行ったものおよ
び行わなかったものを用いて上記と同様の方法により粗
粒化面積率を測定した。なお、検討鋼については、電子
顕微鏡により鋼中のTiN を観察し、画像解析装置を用い
てTiN の平均サイズを測定した。
【００２９】かくして得られたTiN の平均サイズと粗粒
化面積率との関係を、整理して図１に示す。同図に示し
たとおり、平均TiN サイズが50nm以下では粗粒化面積率
はほぼSCr420鋼の球状化焼なまし無し材と同等であり、
耐粗粒化特性に極めて優れていることが判明した。
化面積率との関係を、整理して図１に示す。同図に示し
たとおり、平均TiN サイズが50nm以下では粗粒化面積率
はほぼSCr420鋼の球状化焼なまし無し材と同等であり、
耐粗粒化特性に極めて優れていることが判明した。
【００３０】実施例２ 表２に示す成分組成の鋼を連続鋳造により 300×400mm
の鋳片とし、ビレット圧延および棒鋼圧延により30mmφ
とし、実施例１と同じ方法および条件にて浸炭焼入れを
行い、その時の粗粒化面積率を求めた。なお、SCr420鋼
に相当するｎ鋼については、冷間加工前に球状化焼なま
しを行った後、浸炭焼入れ処理を行った場合についても
調査した。
の鋳片とし、ビレット圧延および棒鋼圧延により30mmφ
とし、実施例１と同じ方法および条件にて浸炭焼入れを
行い、その時の粗粒化面積率を求めた。なお、SCr420鋼
に相当するｎ鋼については、冷間加工前に球状化焼なま
しを行った後、浸炭焼入れ処理を行った場合についても
調査した。
【００３１】また、圧延棒鋼より20mmφ×30mml の試験
片を切削加工により作製し、300 トンプレスを用いて高
さ減少率を変えて圧縮加工を行った。その後、試験片の
側面を目視で観察し割れ発生の有無を確認して、割れの
発生しない最大の高さ減少率を限界圧縮率とした。さら
に、加工時の変形荷重から高さ減少率：60％時における
変形抵抗を算出した。これらの結果を表３に示す。
片を切削加工により作製し、300 トンプレスを用いて高
さ減少率を変えて圧縮加工を行った。その後、試験片の
側面を目視で観察し割れ発生の有無を確認して、割れの
発生しない最大の高さ減少率を限界圧縮率とした。さら
に、加工時の変形荷重から高さ減少率：60％時における
変形抵抗を算出した。これらの結果を表３に示す。
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】No.1〜8 は発明例である。冷間鍛造時の変
形抵抗は、SCr420に相当する表２のｎ鋼に球状化焼なま
しを行ったNo.15 よりも変形抵抗は低くまた限界圧縮率
も同等以上であり、熱間圧延ままで冷間鍛造が可能であ
ることが判る。また、粗粒化面積率はいずれも０％であ
り耐粗粒化特性にも優れている。
形抵抗は、SCr420に相当する表２のｎ鋼に球状化焼なま
しを行ったNo.15 よりも変形抵抗は低くまた限界圧縮率
も同等以上であり、熱間圧延ままで冷間鍛造が可能であ
ることが判る。また、粗粒化面積率はいずれも０％であ
り耐粗粒化特性にも優れている。
【００３５】No.9は、Ｃ量がこの発明の適正範囲を超え
て多量に含有されているため、変形抵抗が高く、かつ変
形能が低く、冷間鍛造性に劣っていると言える。No.10
は、Siが適正範囲の上限を超えて多量に含有されている
ため、変形抵抗が高い。No.11 は、Mnが適正範囲の上限
を超えて多量に含有されているため、冷間鍛造性に劣っ
ている。No.12 は、Ｓがこの発明の適正範囲を超えて多
量に含有された場合であるが、限界圧縮率が低い。No.1
3 は、Tiがこの発明の下限に満たない場合であるが、Ti
N サイズが大きくなり、その結果、従来鋼SCr420球状化
焼なまし材（No.15)よりも粗粒化面積率が大きく、耐粗
粒化特性に劣っている。
て多量に含有されているため、変形抵抗が高く、かつ変
形能が低く、冷間鍛造性に劣っていると言える。No.10
は、Siが適正範囲の上限を超えて多量に含有されている
ため、変形抵抗が高い。No.11 は、Mnが適正範囲の上限
を超えて多量に含有されているため、冷間鍛造性に劣っ
ている。No.12 は、Ｓがこの発明の適正範囲を超えて多
量に含有された場合であるが、限界圧縮率が低い。No.1
3 は、Tiがこの発明の下限に満たない場合であるが、Ti
N サイズが大きくなり、その結果、従来鋼SCr420球状化
焼なまし材（No.15)よりも粗粒化面積率が大きく、耐粗
粒化特性に劣っている。
【００３６】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、球状化焼
なましを行わなくとも冷間鍛造性に優れ、しかも浸炭焼
入時における耐粗粒化特性に優れた鋼材を提供すること
ができ、浸炭部品の省エネルギーおよび省プロセスを実
現してその工業的な価値は極めて大と言える。
なましを行わなくとも冷間鍛造性に優れ、しかも浸炭焼
入時における耐粗粒化特性に優れた鋼材を提供すること
ができ、浸炭部品の省エネルギーおよび省プロセスを実
現してその工業的な価値は極めて大と言える。
【図１】TiN の平均サイズと粗粒化面積率との関係を示
したグラフである。
したグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.15〜0.30mass％、 Si：0.35mass％以下、 Mn：0.4 〜0.85mass％、 Ｓ：0.025 mass％以下、 Al：0.005 〜0.050 mass％、 Cr：0.30〜0.70mass％、 Ti：0.005 〜0.1 mass％、 Ｎ：0.0010〜0.0200mass％、 Ｂ：0.0003〜0.01mass％ を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、か
つ鋼中のTiN の平均サイズが50nm以下であることを特徴
とする冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた
浸炭用鋼。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼組成が、さらに Mo：0.05〜0.3 mass％、 Ni：0.05〜2.0 mass％ のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になる
冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた浸炭用
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10141225A JPH11335776A (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた浸炭用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10141225A JPH11335776A (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた浸炭用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335776A true JPH11335776A (ja) | 1999-12-07 |
Family
ID=15287039
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10141225A Pending JPH11335776A (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 冷間鍛造性および浸炭時の耐粗粒化特性に優れた浸炭用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11335776A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1215297A2 (en) * | 2000-12-15 | 2002-06-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel sheet excellent in ductility and strength stability after heat treatment |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5798657A (en) * | 1980-12-06 | 1982-06-18 | Nisshin Steel Co Ltd | Carburizing steel with superior workability and carburizability |
| JPH03122218A (ja) * | 1989-10-06 | 1991-05-24 | Nippon Steel Corp | 肌焼鋼の製造方法 |
| JPH0693375A (ja) * | 1991-11-30 | 1994-04-05 | Samsung Heavy Ind Co Ltd | 浸炭ギア製造用ホウ素処理鋼 |
| JPH108199A (ja) * | 1996-06-14 | 1998-01-13 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭硬化性に優れた肌焼鋼 |
-
1998
- 1998-05-22 JP JP10141225A patent/JPH11335776A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5798657A (en) * | 1980-12-06 | 1982-06-18 | Nisshin Steel Co Ltd | Carburizing steel with superior workability and carburizability |
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| JPH108199A (ja) * | 1996-06-14 | 1998-01-13 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭硬化性に優れた肌焼鋼 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1215297A2 (en) * | 2000-12-15 | 2002-06-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel sheet excellent in ductility and strength stability after heat treatment |
| EP1215297A3 (en) * | 2000-12-15 | 2002-06-26 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel sheet excellent in ductility and strength stability after heat treatment |
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