JPS624819A - 浸炭用鋼の製造方法 - Google Patents
浸炭用鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPS624819A JPS624819A JP14335685A JP14335685A JPS624819A JP S624819 A JPS624819 A JP S624819A JP 14335685 A JP14335685 A JP 14335685A JP 14335685 A JP14335685 A JP 14335685A JP S624819 A JPS624819 A JP S624819A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- carburizing
- temperature
- cold
- 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
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (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
【発明の詳細な説明】
〔発明の目的］
（産業上の利用分野）
この発明は、冷間鍛造後に浸炭処理する部品（製品）の
素材として使用される冷間鍛造浸炭用鋼の製造に利用さ
れる浸炭用鋼の製造方法に関するものである。
素材として使用される冷間鍛造浸炭用鋼の製造に利用さ
れる浸炭用鋼の製造方法に関するものである。
（従来の技術）
従来の浸炭用鋼としては、例えばクロム鋼（ＪＩＳ
Ｇ４１０４．ＳＣｒ材）やクロムモリブデン鋼（ＪＩＳ
Ｇ４１０５．ＳＣＭ材）などがある、このような従
来のクロム鋼やクロムモリブデン鋼を冷間鍛造成形１機
械加工、浸炭焼入れすることにより歯車、シャフトなど
の機械構造部品を製造する工程では、冷間鍛造成形の前
に球状化焼鈍処理を施すことにより素材の冷間加工性を
上げる必要があり、鍛造成形後には切削性を上げるため
に焼ならし処理が必要となる。また、冷間転造などで歯
車、シャフト等のスプラインの１ｍ！まで成形し、その
後浸炭焼入れに供する場合においても、冷間加工後に焼
ならし処理を施さないと、浸炭時に結晶粒の粗大化を引
きおこす。
Ｇ４１０４．ＳＣｒ材）やクロムモリブデン鋼（ＪＩＳ
Ｇ４１０５．ＳＣＭ材）などがある、このような従
来のクロム鋼やクロムモリブデン鋼を冷間鍛造成形１機
械加工、浸炭焼入れすることにより歯車、シャフトなど
の機械構造部品を製造する工程では、冷間鍛造成形の前
に球状化焼鈍処理を施すことにより素材の冷間加工性を
上げる必要があり、鍛造成形後には切削性を上げるため
に焼ならし処理が必要となる。また、冷間転造などで歯
車、シャフト等のスプラインの１ｍ！まで成形し、その
後浸炭焼入れに供する場合においても、冷間加工後に焼
ならし処理を施さないと、浸炭時に結晶粒の粗大化を引
きおこす。
従って、いずれの場合においても、冷間加工前の球状化
焼鈍処理、冷間加工後の焼ならし処理は必要不可欠の熱
処理である。
焼鈍処理、冷間加工後の焼ならし処理は必要不可欠の熱
処理である。
（発明が解決しようとする問題点）
このように、従来の歯車、シャフトなどの機械構造部品
の製造工程にあっては、冷間加工前の球状化焼鈍処理、
および冷間加工後の焼ならし処理が必要となっていたた
め、生産性が著しく阻害されると同時に、設備コストが
増大しかつ英文な熱エネルギーを消費するという問題点
があった。
の製造工程にあっては、冷間加工前の球状化焼鈍処理、
および冷間加工後の焼ならし処理が必要となっていたた
め、生産性が著しく阻害されると同時に、設備コストが
増大しかつ英文な熱エネルギーを消費するという問題点
があった。
この発明は、このような従来の問題点に着目してなされ
たもので、歯車、シャフトなどの機械構造部品の製造工
程において、冷間鍛造加工前に球状化焼鈍処理を施した
り、冷間鍛造加工後に焼ならし処理を施したりする必要
がなく、この種の機械構造部品を高い生産性および低コ
ストで製造することが可能である冷間鍛造浸炭用鋼の製
造方法を提供することを目的としている。
たもので、歯車、シャフトなどの機械構造部品の製造工
程において、冷間鍛造加工前に球状化焼鈍処理を施した
り、冷間鍛造加工後に焼ならし処理を施したりする必要
がなく、この種の機械構造部品を高い生産性および低コ
ストで製造することが可能である冷間鍛造浸炭用鋼の製
造方法を提供することを目的としている。
［発明の構成］
（問題点を解決するための手段）
この発明の第一発明による浸炭用鋼の製造方法は１重量
％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．０〜３％、
Ｍ ｎ ＋ ０ 、２〜２％、Ｔｊ：０．０３〜０．３
％を基本成分とし、必要に応じて、Ｃｒ：２％以下、Ｎ
ｉ：２％以下、Ｍａｉ１％以下のうちの１種または２種
以上を含有し、同じく必要に応じてＡ文：０．１％以下
、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．５％以下。
％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．０〜３％、
Ｍ ｎ ＋ ０ 、２〜２％、Ｔｊ：０．０３〜０．３
％を基本成分とし、必要に応じて、Ｃｒ：２％以下、Ｎ
ｉ：２％以下、Ｍａｉ１％以下のうちの１種または２種
以上を含有し、同じく必要に応じてＡ文：０．１％以下
、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．５％以下。
Ｚｒ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼を素材とし、フェ
ライトーオーステナイトニ相域温度から冷却して微細な
フェライト−パーライト組織とすることにより、冷間鍛
造成形（ただし、転造や圧造等の冷間塑性加工全般を含
む、）を行ない、焼ならし処理を施さずに９５０℃以上
の温度域で高温浸炭処理を行った後の浸炭層および心部
の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上の整細粒であること
を特徴としており、基本的にＳｉ、Ｔｉを添加した鋼を
フェライト−オーステナイト二相域温度から例えば空冷
またはそれ以上の冷却速度で冷却するのみですぐれた冷
間鍛造性（冷間髪性加工性）を付与し、冷間転造などの
塑性加工により部品の最終形状近くまで成形し、焼なら
し処理を施さずに９５０℃以上の温度域で高温浸炭処理
を行ない、高温浸炭時に、加工歪およびＴｉ炭窒化物の
析出ならびにフェライトーオーステナイトニ相組織によ
る結晶粒成長抑制を利用した結晶粒微細化をはかるよう
にしたことを特徴としている。
し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼を素材とし、フェ
ライトーオーステナイトニ相域温度から冷却して微細な
フェライト−パーライト組織とすることにより、冷間鍛
造成形（ただし、転造や圧造等の冷間塑性加工全般を含
む、）を行ない、焼ならし処理を施さずに９５０℃以上
の温度域で高温浸炭処理を行った後の浸炭層および心部
の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上の整細粒であること
を特徴としており、基本的にＳｉ、Ｔｉを添加した鋼を
フェライト−オーステナイト二相域温度から例えば空冷
またはそれ以上の冷却速度で冷却するのみですぐれた冷
間鍛造性（冷間髪性加工性）を付与し、冷間転造などの
塑性加工により部品の最終形状近くまで成形し、焼なら
し処理を施さずに９５０℃以上の温度域で高温浸炭処理
を行ない、高温浸炭時に、加工歪およびＴｉ炭窒化物の
析出ならびにフェライトーオーステナイトニ相組織によ
る結晶粒成長抑制を利用した結晶粒微細化をはかるよう
にしたことを特徴としている。
また、この発明の第二発明による浸炭用鋼の製造方法は
１重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．０〜
３％、Ｍ ｎ ： ０ 、２〜２％、Ｔｉ：０．０３〜
０．３％を基本成分とし、必要に応じて、Ｃｒ：２％以
下、Ｎｉ：２％以下。
１重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．０〜
３％、Ｍ ｎ ： ０ 、２〜２％、Ｔｉ：０．０３〜
０．３％を基本成分とし、必要に応じて、Ｃｒ：２％以
下、Ｎｉ：２％以下。
Ｍａｉ１％以下のうちの１種または２種以上を含有し、
同じく必要に応じてＡｕ：０．１％以下。
同じく必要に応じてＡｕ：０．１％以下。
Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ
：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼を素材とし、素材圧延
における仕上圧延においてＡｒ、〜Ａｒ３点＋１００℃
の温度範囲で少なくとも２０％以上の圧下を加えた後冷
却して微細なフェライト−パーライト組織とすることに
より、冷間鍛造成形（ただし、転造や圧造等の冷間塑性
加工全般を含む。）を行ない、焼ならし処理を施さずに
９５０℃以上の温度域で高温浸炭処理を行った後の浸炭
層および心部の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上の整細
粒であることを特徴とじており、基本的にＳｉ、Ｔｉを
添加した鋼の素材圧延における仕上圧延において上述の
ようにＡｒ１〜Ａｒ３点＋１００ ’Ｃ！の温度範囲で
少なくとも２０％以−Ｌの圧下を加えた後例えば空冷ま
たはそれ以上の冷却速度で冷却することによってすぐれ
た冷間鍛造性（冷間塑性加工性）を付与し、前記第一発
明の場合と同様に、冷間転造などの塑性加工により部品
の最終形状近くまで成形し、焼ならし処理を施さずに９
５０°Ｃ以上の温度域で高温浸炭処理を行ない、高温浸
炭時に、加工歪およびＴｉ炭窒化物の析出ならびにフェ
ライトーオーステナイトニ相組織による結晶粒成長抑制
を利用した結晶粒微細化をはかるようにしたことを特徴
としている。
：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼を素材とし、素材圧延
における仕上圧延においてＡｒ、〜Ａｒ３点＋１００℃
の温度範囲で少なくとも２０％以上の圧下を加えた後冷
却して微細なフェライト−パーライト組織とすることに
より、冷間鍛造成形（ただし、転造や圧造等の冷間塑性
加工全般を含む。）を行ない、焼ならし処理を施さずに
９５０℃以上の温度域で高温浸炭処理を行った後の浸炭
層および心部の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上の整細
粒であることを特徴とじており、基本的にＳｉ、Ｔｉを
添加した鋼の素材圧延における仕上圧延において上述の
ようにＡｒ１〜Ａｒ３点＋１００ ’Ｃ！の温度範囲で
少なくとも２０％以−Ｌの圧下を加えた後例えば空冷ま
たはそれ以上の冷却速度で冷却することによってすぐれ
た冷間鍛造性（冷間塑性加工性）を付与し、前記第一発
明の場合と同様に、冷間転造などの塑性加工により部品
の最終形状近くまで成形し、焼ならし処理を施さずに９
５０°Ｃ以上の温度域で高温浸炭処理を行ない、高温浸
炭時に、加工歪およびＴｉ炭窒化物の析出ならびにフェ
ライトーオーステナイトニ相組織による結晶粒成長抑制
を利用した結晶粒微細化をはかるようにしたことを特徴
としている。
次に、この発明による冷間鍛造浸炭用鋼の成分範囲（重
量％）の限定理由について説明する。
量％）の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは構造用鋼としての強度、特に焼入”れ硬さを確保す
るのに有効な元素であり、強度を考慮してその下限は０
．０３％とした。また、十分広いフェライトーオーステ
ナイトニ相温度域と、すぐれた冷間鍛造性を得るために
、０．２％挿加を上限とした。
るのに有効な元素であり、強度を考慮してその下限は０
．０３％とした。また、十分広いフェライトーオーステ
ナイトニ相温度域と、すぐれた冷間鍛造性を得るために
、０．２％挿加を上限とした。
Ｓｉ：１．０〜３％
Ｓｉはフェライト−オーステナイト二相域温度範囲を広
げるために有効な元素であるので１．０％以上の添加を
必要とする。しかし、過度の添加では冷間変形抵抗の増
大をきたし、かつまた靭性の低下を招くので３％添加を
上限とした。
げるために有効な元素であるので１．０％以上の添加を
必要とする。しかし、過度の添加では冷間変形抵抗の増
大をきたし、かつまた靭性の低下を招くので３％添加を
上限とした。
Ｍ ｎ ＋ ０ 、２〜２％
Ｍｎは脱酸、脱硫に効果があると同時に、焼入性向上に
有効な元素である。そして、十分な脱酸、脱硫効果を得
ると共に、焼入性を確保するために０．２％以上の添加
を必要とするが、冷間鍛造性および靭性の低下を抑制す
るために２％添加を上限とした。
有効な元素である。そして、十分な脱酸、脱硫効果を得
ると共に、焼入性を確保するために０．２％以上の添加
を必要とするが、冷間鍛造性および靭性の低下を抑制す
るために２％添加を上限とした。
Ｔｉ：０．０３〜０．３％
Ｔｉは高温浸炭処理後に形成された表面浸炭層の結晶粒
の微細化に有効な元素である。そして、浸炭層の結晶粒
微細化のためには最低０．０３％の添加を必要とするが
、靭性および冷間鍛造性の低下を抑制するために０．３
％添加を上限とした。
の微細化に有効な元素である。そして、浸炭層の結晶粒
微細化のためには最低０．０３％の添加を必要とするが
、靭性および冷間鍛造性の低下を抑制するために０．３
％添加を上限とした。
Ｃｒ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｍｏ：１％以下のう
ちの１種または２種以上 Ｃｒ 、 Ｎ ｉ 、 Ｍ ｏは焼入性を向上させ、高
温浸炭焼入れ後の心部組織の強化に有効であるが、Ｃｒ
含有量が２％をこえ、Ｎｉ含有量が２％をこえ、ＭＯ含
有量が１％をこえると靭性の低下および冷間鍛造時の荷
重増大を招くので、添加する場合に、Ｃｒは２％以下、
Ｎｉは２％以下、ＭＯは１％以下とした。
ちの１種または２種以上 Ｃｒ 、 Ｎ ｉ 、 Ｍ ｏは焼入性を向上させ、高
温浸炭焼入れ後の心部組織の強化に有効であるが、Ｃｒ
含有量が２％をこえ、Ｎｉ含有量が２％をこえ、ＭＯ含
有量が１％をこえると靭性の低下および冷間鍛造時の荷
重増大を招くので、添加する場合に、Ｃｒは２％以下、
Ｎｉは２％以下、ＭＯは１％以下とした。
Ａ見二０．１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ＋Ｔａ
（いずれか一方が０である場合を含む）二０．５％以下
、Ｚｒ：０．１％以下のうちの１種または２種以上 ＡＭ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒは炭化物、窒化物の形成に
より結晶粒を微細化し、冷間変形能を向上させるととも
に、靭性をも向上させるので、必要に応じてこれらのう
ちの１種または２種以上を添加させるのも良い。しかし
、Ａｎの含有量が０．１％をこえ、Ｎ ｂ ＋Ｔ ａｃ
７）含有量が０．５％をこえ、Ｚｒの含有量が０．１％
をこえると、炭化物、窒化物が粗大化し、結晶粒微細化
効果がかえって低下し、冷間変形能および靭性の低下を
招くので、添加する場合に、ＡＭは０．１％以下、Ｎｂ
＋Ｔａは０．５％以下、Ｚｒは０．１％以下とした。ま
た、Ｎ含有量が０．０３％をこえるとＮのブローホール
によって鋼塊または鋳片の健全性が損なわれるのでＮの
含有量は０．０３％以下に限定した。
（いずれか一方が０である場合を含む）二０．５％以下
、Ｚｒ：０．１％以下のうちの１種または２種以上 ＡＭ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒは炭化物、窒化物の形成に
より結晶粒を微細化し、冷間変形能を向上させるととも
に、靭性をも向上させるので、必要に応じてこれらのう
ちの１種または２種以上を添加させるのも良い。しかし
、Ａｎの含有量が０．１％をこえ、Ｎ ｂ ＋Ｔ ａｃ
７）含有量が０．５％をこえ、Ｚｒの含有量が０．１％
をこえると、炭化物、窒化物が粗大化し、結晶粒微細化
効果がかえって低下し、冷間変形能および靭性の低下を
招くので、添加する場合に、ＡＭは０．１％以下、Ｎｂ
＋Ｔａは０．５％以下、Ｚｒは０．１％以下とした。ま
た、Ｎ含有量が０．０３％をこえるとＮのブローホール
によって鋼塊または鋳片の健全性が損なわれるのでＮの
含有量は０．０３％以下に限定した。
この発明による冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法は、上記の
成分範囲をもつ鋼を素材とし、■フェライトーオーステ
ナイトニ相域温度から例えば空冷またはそれ以上の冷却
速度で冷却して微細なフェライト−パーライト組織とす
るか、■素材圧延における仕上圧延においてＡｒ１〜Ａ
ｒ３点＋１００℃の温度範囲で少なくとも２０％以上の
圧下を加えた後例えば空冷またはそれ以上の冷却速度で
冷却して微細なフェライト−パーライト組織とする。
成分範囲をもつ鋼を素材とし、■フェライトーオーステ
ナイトニ相域温度から例えば空冷またはそれ以上の冷却
速度で冷却して微細なフェライト−パーライト組織とす
るか、■素材圧延における仕上圧延においてＡｒ１〜Ａ
ｒ３点＋１００℃の温度範囲で少なくとも２０％以上の
圧下を加えた後例えば空冷またはそれ以上の冷却速度で
冷却して微細なフェライト−パーライト組織とする。
次に、このような組織とする場合の圧延条件の限定理由
について説明する。
について説明する。
圧延温度Ａｒ１点以上：圧延温度をＡｒ１点以上とした
のは、これよりも低い温度で圧延すると加工の影響が残
り、冷間鍛造性が低下するためである。
のは、これよりも低い温度で圧延すると加工の影響が残
り、冷間鍛造性が低下するためである。
圧延温度ＡｒＢ点＋１００℃以下：圧延温度をＡｒ３点
＋１００℃以下としたのは、これよりも高い温度で圧延
しても微細な組織が得られず、同様に冷間鍛造性が改善
されないためである。
＋１００℃以下としたのは、これよりも高い温度で圧延
しても微細な組織が得られず、同様に冷間鍛造性が改善
されないためである。
圧下率２０％以上：圧延の際の圧下率を２０％以上とし
たのは、組織の微細化により冷間鍛造性を改善するため
であって、これよりも低い圧下率ではほとんど効果が得
られないためである。
たのは、組織の微細化により冷間鍛造性を改善するため
であって、これよりも低い圧下率ではほとんど効果が得
られないためである。
そして、上記のように成分調整した鋼を素材とし、■フ
ェライトーオーステナイトニ相域温度から例えば空冷ま
たはそれ以上の冷却速度で冷却するか、■上記の圧延条
件にて圧延した後例えば空冷またはそれ以上の冷却速度
で冷却することによって、微細なフェライト−パーライ
ト組織とすることにより、球状化焼鈍処理（ＳＡ処理）
なしの冷間鍛造を行ない、歯車、シャフトなどの機械構
造部品を最終形状近くまで成形することが可能となり、
また冷間鍛造成形後に焼ならし処理を省略し、高温浸炭
処理を行なう際に、冷間加工歪。
ェライトーオーステナイトニ相域温度から例えば空冷ま
たはそれ以上の冷却速度で冷却するか、■上記の圧延条
件にて圧延した後例えば空冷またはそれ以上の冷却速度
で冷却することによって、微細なフェライト−パーライ
ト組織とすることにより、球状化焼鈍処理（ＳＡ処理）
なしの冷間鍛造を行ない、歯車、シャフトなどの機械構
造部品を最終形状近くまで成形することが可能となり、
また冷間鍛造成形後に焼ならし処理を省略し、高温浸炭
処理を行なう際に、冷間加工歪。
Ｔｉ炭窒化物析出およびフェライトーオーステナイトニ
相組織による結晶粒成長抑制を利用し、上記部品の結晶
粒微細化が可能となる。
相組織による結晶粒成長抑制を利用し、上記部品の結晶
粒微細化が可能となる。
（実施例１）（比較例１）
第１表に示す化学成分の鋼を溶製したのち造塊し、鍛造
によって直径２５ｍｍに旋削加工し、同じく第１表に示
す二相域保持温度でフェライ）−オーステナイトニ相域
に１時間保持（ただし、Ｎｏ、 １ 、２を除く、）
シたのち空冷処理を行った。次いで、それぞれの処理材
より第１図に示すＶ ｂ’ｉ １ ａおよびセンター穴
１ｂを有する圧縮試験片１を作製した。なお、この圧縮
試験片１の高さＨは２１ ｍ ｍ 、直径りは１４ｍｍ
であり、■溝の開き角度θは３０’ 、深さｄは０．８
ｍｍであり、センター穴１ｂの角度αは１２０°、開口
直径Ｗは２ｍｍである０次に、上記各圧縮試験片１をア
ムスラー試験機に設置して上下端面で拘束ダイスを取付
け、室温で圧線試験を行った。そして、圧縮試験の際に
Ｖ溝１ａ中にクラックが発生したときの圧縮率を割れ発
生限界とし、変形能の評価を行った。その結果を５Ｃｒ
４２０材（Ｎｏ。
によって直径２５ｍｍに旋削加工し、同じく第１表に示
す二相域保持温度でフェライ）−オーステナイトニ相域
に１時間保持（ただし、Ｎｏ、 １ 、２を除く、）
シたのち空冷処理を行った。次いで、それぞれの処理材
より第１図に示すＶ ｂ’ｉ １ ａおよびセンター穴
１ｂを有する圧縮試験片１を作製した。なお、この圧縮
試験片１の高さＨは２１ ｍ ｍ 、直径りは１４ｍｍ
であり、■溝の開き角度θは３０’ 、深さｄは０．８
ｍｍであり、センター穴１ｂの角度αは１２０°、開口
直径Ｗは２ｍｍである０次に、上記各圧縮試験片１をア
ムスラー試験機に設置して上下端面で拘束ダイスを取付
け、室温で圧線試験を行った。そして、圧縮試験の際に
Ｖ溝１ａ中にクラックが発生したときの圧縮率を割れ発
生限界とし、変形能の評価を行った。その結果を５Ｃｒ
４２０材（Ｎｏ。
１）およびＳ ０Ｍ４２０材（Ｎｏ、 ２）の球状化焼
鈍処理材と比較して同じく第１表に示した。
鈍処理材と比較して同じく第１表に示した。
第１表に示すように、成分がこの発明の範囲内にある鋼
を素材としたものはいずれもフエライトーオーステナイ
トニ相温度域からの空冷により微細なフェライト−パー
ライト組織となるため、比較の５Ｃｒ４２０ （Ｎｏ、
１）およびＳ ０Ｍ４２０（Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍
材と同等以上の変形能を示した。また、この発明の範囲
外の鋼を素材とした場合であっても、Ｓｉ不足のＮｏ、
６およびＴｉ無添加のＮｏ、１１においても比較の５
Ｃｒ４２０（Ｎｏ、 １）およびＳ ０Ｍ４２０ （
Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍材と同等以上の変形能を示し
た。しかし、Ｃ過剰のＮｏ、 ５、Ｓｉ過剰（７）Ｎｏ
、８、Ｍｎ過剰のＮｏ、１０およびＴｉ過剰のＮｏ、１
３の変形能は比較ｃ７）ＳＣｒ４２０ （Ｎｏ、１）お
よびＳＣＭ４２０ （Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍材の変
形能には及ばなかった。
を素材としたものはいずれもフエライトーオーステナイ
トニ相温度域からの空冷により微細なフェライト−パー
ライト組織となるため、比較の５Ｃｒ４２０ （Ｎｏ、
１）およびＳ ０Ｍ４２０（Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍
材と同等以上の変形能を示した。また、この発明の範囲
外の鋼を素材とした場合であっても、Ｓｉ不足のＮｏ、
６およびＴｉ無添加のＮｏ、１１においても比較の５
Ｃｒ４２０（Ｎｏ、 １）およびＳ ０Ｍ４２０ （
Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍材と同等以上の変形能を示し
た。しかし、Ｃ過剰のＮｏ、 ５、Ｓｉ過剰（７）Ｎｏ
、８、Ｍｎ過剰のＮｏ、１０およびＴｉ過剰のＮｏ、１
３の変形能は比較ｃ７）ＳＣｒ４２０ （Ｎｏ、１）お
よびＳＣＭ４２０ （Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍材の変
形能には及ばなかった。
そこで、上記５Ｃｒ４２０ （Ｎｏ、１）およびＳ ０
Ｍ４２０ （Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍材と同等以上の
変形能を示したＮｏ、 ３ 、４ 、６ 、７ 、９
。
Ｍ４２０ （Ｎｏ、 ２）の球状化焼鈍材と同等以上の
変形能を示したＮｏ、 ３ 、４ 、６ 、７ 、９
。
１１．１２．１４〜１９について第２図に示す圧縮試験
片２（直径りが１４ｍｍ、高さＨが２１ｍ ｍ ）を作
製し、上下端面に非拘束ダイスにて８０％の圧下を加え
た後、第２表に示す条件で高温真空浸炭処理を施し、処
理後の浸炭層および心部の結晶粒度を測定した。また、
比較の５Ｃｒ４２０およびＳ ０Ｍ４２０の球状化焼鈍
材についても同様に冷間圧縮後９２０℃Ｘ１ｈｒのガス
浸炭処理を施し、浸炭層および心部の結晶粒度を測定し
た。その結果を第３表に示す。
片２（直径りが１４ｍｍ、高さＨが２１ｍ ｍ ）を作
製し、上下端面に非拘束ダイスにて８０％の圧下を加え
た後、第２表に示す条件で高温真空浸炭処理を施し、処
理後の浸炭層および心部の結晶粒度を測定した。また、
比較の５Ｃｒ４２０およびＳ ０Ｍ４２０の球状化焼鈍
材についても同様に冷間圧縮後９２０℃Ｘ１ｈｒのガス
浸炭処理を施し、浸炭層および心部の結晶粒度を測定し
た。その結果を第３表に示す。
第 ３ 表
第３表に示すように、成分がこの発明の範囲内にある鋼
を素材としたものは、浸炭層および心部ともに結晶粒度
番号で８番以上となっていたが、 ゛Ｓｉ添加量が不
足するＮｏ、 ６では浸炭温度でオーステナイト単相と
なるため心部結晶粒が微細化されず、また、Ｔｉ無添加
のＮｏ、１１では浸炭層結晶粒が粗大化していた。
を素材としたものは、浸炭層および心部ともに結晶粒度
番号で８番以上となっていたが、 ゛Ｓｉ添加量が不
足するＮｏ、 ６では浸炭温度でオーステナイト単相と
なるため心部結晶粒が微細化されず、また、Ｔｉ無添加
のＮｏ、１１では浸炭層結晶粒が粗大化していた。
また、５Ｃｒ４２０ （Ｎｏ、１）およびＳＣＭ４２０
（Ｎｏ、 ２）では冷間加工歪が原因で結晶粒が粗大
化していた。
（Ｎｏ、 ２）では冷間加工歪が原因で結晶粒が粗大
化していた。
（実施例２）（比較例２）
第１表に示したこの発明の成分を満足する鋼素材（Ｎｏ
、 ４ 、１７）を用いて直径２７．１ｍｍ。
、 ４ 、１７）を用いて直径２７．１ｍｍ。
２９．９ｍｍ、３２．３ｍｍの三種の丸棒材を製作し、
各丸棒材に対して第４表に示す圧延温度および圧下率で
圧延を行っていずれも直径２５ ｍ ｍとした後、実施
例１と同様第１図に示した試験片１を作製して圧縮試験
を行い、割れ発生限界を測定した。その結果を同じく第
４表に示す。
各丸棒材に対して第４表に示す圧延温度および圧下率で
圧延を行っていずれも直径２５ ｍ ｍとした後、実施
例１と同様第１図に示した試験片１を作製して圧縮試験
を行い、割れ発生限界を測定した。その結果を同じく第
４表に示す。
第４表
第４表に示すように、素材圧延における仕上圧延時にＡ
ｒ１〜Ａｒ３点＋１００℃の温度範囲で２０％以上の圧
下を加えた場合には、その後の冷間塑性加工における割
れ発生限界が大きくなることが確認された。
ｒ１〜Ａｒ３点＋１００℃の温度範囲で２０％以上の圧
下を加えた場合には、その後の冷間塑性加工における割
れ発生限界が大きくなることが確認された。
次に、Ｎｏ、 ４の鋼を素材として９５０℃で４０％圧
下した直径２５ｍｍの丸棒より、実施例１の第２図に示
した試験片２を作製し、実施例１と同様に８０％の圧下
を加え、第２表に示した条件で高温真空浸炭し、浸炭層
および心部の結晶粒度番号を測定した結果を第５表に示
す。
下した直径２５ｍｍの丸棒より、実施例１の第２図に示
した試験片２を作製し、実施例１と同様に８０％の圧下
を加え、第２表に示した条件で高温真空浸炭し、浸炭層
および心部の結晶粒度番号を測定した結果を第５表に示
す。
第 ５ 表
第５表に示すように、この発明の第二発明による条件範
囲で素材を仕上圧延し、冷間塑性加工を加えた後、焼な
らし処理を省略して高温真空浸度処理を施した場合、浸
炭層および心部ともに整細粒を保つことが確認された。
囲で素材を仕上圧延し、冷間塑性加工を加えた後、焼な
らし処理を省略して高温真空浸度処理を施した場合、浸
炭層および心部ともに整細粒を保つことが確認された。
［発明の効果］
以上説明してきたように、この発明による冷間鍛造浸炭
用鋼の製造方法では１重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：１．０〜３％、Ｍｎ＋０．２〜２％、Ｔｉ
：０．０３−０．３％を基本成分とし、必要に応じて、
Ｃｒ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｍｏ：１％以下のう
ちの１種または２種以上を含有己、同じく必要に応じて
Ａ！；Ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ＋
Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ：０．１％以下のうちの１種
または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からな
る鋼を素材とし、フエライト−オーステナイトニ相域温
度から例えば空冷またはそれ以上の冷却速度で冷却する
か、もしくは、冷間鍛造に先立つ素材圧延における仕上
圧延時にＡｒ、−Ａｒ３点＋１００ ’Ｏの温度範囲で
少なくとも２０％以上の圧下を加えた後例えば空冷また
はそれ以上の冷却速度で冷却することにより、微細なフ
ェライト−パーライト組織を得るようにしたため、すぐ
れた冷間鍛造性を有しており、処理時間が長くかつ英文
なエネルギーを必要とする球状化焼鈍処理を施すことな
く、歯車、シャフト等の部品を最終形状近くまで冷間鍛
造成形することが可能であり、しかる後に焼ならし処理
を省略して高温浸炭することが可能となり、高温浸炭時
に、加工歪およびＴｉ炭窒化物の析出ならびにフェライ
ト−オーステナイト二層組織による結晶粒成長抑制を利
用した結晶粒微細化を行うことにより、靭性の著しく優
れた浸炭部品（製品）を得ることが可能であるという非
常に優れた効果がもたらされる。
用鋼の製造方法では１重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：１．０〜３％、Ｍｎ＋０．２〜２％、Ｔｉ
：０．０３−０．３％を基本成分とし、必要に応じて、
Ｃｒ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｍｏ：１％以下のう
ちの１種または２種以上を含有己、同じく必要に応じて
Ａ！；Ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｎｂ＋
Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ：０．１％以下のうちの１種
または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からな
る鋼を素材とし、フエライト−オーステナイトニ相域温
度から例えば空冷またはそれ以上の冷却速度で冷却する
か、もしくは、冷間鍛造に先立つ素材圧延における仕上
圧延時にＡｒ、−Ａｒ３点＋１００ ’Ｏの温度範囲で
少なくとも２０％以上の圧下を加えた後例えば空冷また
はそれ以上の冷却速度で冷却することにより、微細なフ
ェライト−パーライト組織を得るようにしたため、すぐ
れた冷間鍛造性を有しており、処理時間が長くかつ英文
なエネルギーを必要とする球状化焼鈍処理を施すことな
く、歯車、シャフト等の部品を最終形状近くまで冷間鍛
造成形することが可能であり、しかる後に焼ならし処理
を省略して高温浸炭することが可能となり、高温浸炭時
に、加工歪およびＴｉ炭窒化物の析出ならびにフェライ
ト−オーステナイト二層組織による結晶粒成長抑制を利
用した結晶粒微細化を行うことにより、靭性の著しく優
れた浸炭部品（製品）を得ることが可能であるという非
常に優れた効果がもたらされる。
第１図および第２図はこの発明の実施例および比較例に
おいて使用した圧縮試験片を示し、第１図（ａ）は全体
斜視図、第１図（ｂ）はＶ溝部分の説明図、第１図（Ｃ
）はセンター穴部分の説明図、第２図は全体斜視図であ
る。
おいて使用した圧縮試験片を示し、第１図（ａ）は全体
斜視図、第１図（ｂ）はＶ溝部分の説明図、第１図（Ｃ
）はセンター穴部分の説明図、第２図は全体斜視図であ
る。
Claims (6)
- （１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．
０〜３％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｔｉ：０．０３〜０．
３％を基本成分とし、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼
を素材とし、フェライト−オーステナイト二相域温度か
ら冷却して微細なフェライト−パーライト組織とするこ
とにより、冷間鍛造成形を行ない、焼ならし処理を施さ
ずに９５０℃以上の温度域で高温浸炭処理を行った後の
浸炭層および心部の結晶粒が結晶粒度番号で８番以上の
整細粒であることを特徴とする冷間鍛造浸炭用鋼の製造
方法。 - （２）残部Ｆｅが、重量％で、Ｃｒ：２％以下、Ｎｉ：
２％以下、Ｍｏ：１％以下のうちの１種または２種以上
を含有していることを特徴とする特許請求の範囲第（１
）項記載の冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法。 - （３）残部Ｆｅが、重量％で、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ
：０．０３％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ：
０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有してい
ることを特徴とする特許請求の範囲第（１）項または第
（２）項記載の冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法。 - （４）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：１．
０〜３％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｔｉ：０．０３〜０．
３％を基本成分とし、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼
を素材とし、素材圧延における仕上圧延においてＡｒ＿
１〜Ａｒ＿３点＋１００℃の温度範囲で少なくとも２０
％以上の圧下を加えた後冷却して微細なフェライト−パ
ーライト組織とすることにより、冷間鍛造成形を行ない
、焼ならし処理を施さずに９５０℃以上の温度域で高温
浸炭処理を行った後の浸炭層および心部の結晶粒が結晶
粒度番号で８番以上の整細粒であることを特徴とする冷
間鍛造浸炭用鋼の製造方法。 - （５）残部Ｆｅが、重量％で、Ｃｒ：２％以下、Ｎｉ：
２％以下、Ｍｏ：１％以下のうちの１種または２種以上
を含有していることを特徴とする特許請求の範囲第（４
）項記載の冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法。 - （６）残部Ｆｅが、重量％で、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ
：０．０３％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ：
０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有してい
ることを特徴とする特許請求の範囲第（４）項または第
（５）項記載の冷間鍛造浸炭用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14335685A JPS624819A (ja) | 1985-06-28 | 1985-06-28 | 浸炭用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14335685A JPS624819A (ja) | 1985-06-28 | 1985-06-28 | 浸炭用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS624819A true JPS624819A (ja) | 1987-01-10 |
| JPH0243807B2 JPH0243807B2 (ja) | 1990-10-01 |
Family
ID=15336880
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14335685A Granted JPS624819A (ja) | 1985-06-28 | 1985-06-28 | 浸炭用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS624819A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126939A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 鍛造用鋼 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5719324A (en) * | 1980-05-30 | 1982-02-01 | Nippon Steel Corp | Production of steel for machine structural use for forging having fine structure at high temperature |
| JPS59136416A (ja) * | 1983-01-22 | 1984-08-06 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭用部品の製造方法 |
-
1985
- 1985-06-28 JP JP14335685A patent/JPS624819A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5719324A (en) * | 1980-05-30 | 1982-02-01 | Nippon Steel Corp | Production of steel for machine structural use for forging having fine structure at high temperature |
| JPS59136416A (ja) * | 1983-01-22 | 1984-08-06 | Daido Steel Co Ltd | 浸炭用部品の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126939A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 鍛造用鋼 |
| EP2135967A1 (en) * | 2007-04-11 | 2009-12-23 | Nippon Steel Corporation | Forging steel |
| US9657379B2 (en) | 2007-04-11 | 2017-05-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Forging steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0243807B2 (ja) | 1990-10-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5126857B2 (ja) | 加工性に優れた肌焼鋼管の製造方法 | |
| JPH08311607A (ja) | 歯元曲げ強度に優れた低歪浸炭歯車およびその製造方法 | |
| JPH0892690A (ja) | 耐疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法 | |
| US4584032A (en) | Bolting bar material and a method of producing the same | |
| JPH0250910A (ja) | 熱疲労特性の良い金型鋼板の製造方法 | |
| JP2004204263A (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
| JP4500246B2 (ja) | 機械構造部材用鋼管およびその製造方法 | |
| KR20170072995A (ko) | 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 | |
| JPS589813B2 (ja) | 非調質鍛鋼品の製造方法 | |
| JPS59182952A (ja) | はだ焼鋼 | |
| JPS6223929A (ja) | 冷間鍛造用鋼の製造方法 | |
| JPH11124623A (ja) | 含ボロン冷間鍛造用鋼材の製造方法 | |
| JPH10226817A (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 | |
| US6110296A (en) | Thin strip casting of carbon steels | |
| JPH0425343B2 (ja) | ||
| JPH09287056A (ja) | 冷間鍛造性に優れた線材および棒鋼並びにそれらの製造方法 | |
| JPH10265841A (ja) | 高強度冷間鍛造部品の製造方法 | |
| JPH10226818A (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 | |
| JP3724142B2 (ja) | 耐粗粒化肌焼鋼鋼材の製造方法 | |
| JPS6137333B2 (ja) | ||
| JPH0526850B2 (ja) | ||
| JPS624819A (ja) | 浸炭用鋼の製造方法 | |
| JPH07310118A (ja) | 冷間加工に適した肌焼鋼の製造方法 | |
| JPH09316540A (ja) | 冷鍛性に優れた輪郭高周波焼入用機械構造用鋼の製造方法及び冷間鍛造部品の製造方法 | |
| WO2023248556A1 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 |