MX2013003264A - Acero templado superficialmente y metodo para su produccion. - Google Patents

Acero templado superficialmente y metodo para su produccion.

Info

Publication number
MX2013003264A
MX2013003264A MX2013003264A MX2013003264A MX2013003264A MX 2013003264 A MX2013003264 A MX 2013003264A MX 2013003264 A MX2013003264 A MX 2013003264A MX 2013003264 A MX2013003264 A MX 2013003264A MX 2013003264 A MX2013003264 A MX 2013003264A
Authority
MX
Mexico
Prior art keywords
precipitates
less
content
size
hardened steel
Prior art date
Application number
MX2013003264A
Other languages
English (en)
Other versions
MX336778B (es
Inventor
Nariaki Okamoto
Mutsuhisa Nagahama
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of MX2013003264A publication Critical patent/MX2013003264A/es
Publication of MX336778B publication Critical patent/MX336778B/es

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • B22D11/225—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould for secondary cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Abstract

Un acero templado superficialmente con excelente capacidad de forjado en frío y excelentes propiedades de impacto después del procesamiento de templado superficial que contiene C, Si, Mn, S, Cr, Al, Ti, Nb, B, y N, siendo el resto para el total las cantidades de hierro e impurezas inevitables. De los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño no inferior a 20 µm2 están con una densidad de número de no más de 1,0/mm2. De los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño de más de 5 µm2 y menos de 20 im2 y que contienen Mn y S están con una densidad de número de mas de 0,7/mm2 y no más de 3,0/mm2. La fracción de ferrita es mayor al 77% por unidad de área.

Description

ACERO TEMPLADO SUPERFICIALMENTE Y MÉTODO PARA SU PRODUCCIÓN CAMPO DE LA INVENCIÓN La presente invención se refiere a un acero templado superficialmente para servir como materia prima para piezas mecánicas que son templadas superficialmente y su uso en equipos de transporte tales como automóviles, máquinas de construcción, otras máquinas industriales, etc., y también a un método para su producción. La presente invención se refiere particularmente a un acero templado superficialmente que muestra excelentes propiedades de impacto y excelente capacidad de forja en frío cuando se lo templa superficialmente para engranajes (engranajes con ejes, etc.), ejes, cojinetes, y poleas de transmisión variable continua (CVT por sus iniciales en inglés) , y también a un método para su producción.
ANTECEDENTES EN EL ESTADO DE LA INVENCIÓN Con respecto a las partes mecánicas usadas para automóviles, máquinas de construcción, y otras máquinas industriales diversas, las partes que se requiere que tengan una resistencia particularmente alta se someten convencionalmente a un tratamiento térmico de endurecimiento superficial (tratamiento de templado superficial) , tal como carburización, carbonitruración, o nitruración. Para estas aplicaciones, usualmente, se utilizan aceros templados superficialmente especificados por JIS, tales como SCr, SCM, y SNCM. El acero se moldea por mecanizado en la forma de la pieza deseada, tal como por corte o forjado y luego se lo somete a un tratamiento térmico de templado superficial como se mencionó anteriormente, seguido de un proceso de acabado tal como pulido, por medio del cual se produce la pieza.
En años recientes, en tales piezas mecánicas, se ha deseado reducir el coste de producción, por ejemplo acortando la duración del proceso, y reduciendo la emisión de C02 durante la producción. En consecuencia, se están cambiando los métodos para la formación de las piezas de corte convencional o forja en caliente por forja en frío y por lo tanto se requiere una excelente capacidad de forja en frío. Además, en un acero templado superficialmente especificado por JIS, se produce engrosamiento de los granos de cristal debido al tratamiento térmico de endurecimiento superficial después de la forja en frío. Por lo tanto, también es importante suprimir el engrosamiento de los granos de cristal. Con el fin de resolver el problema del engrosamiento de los granos de cristal, existe una técnica utilizada convencionalmente en la que se añaden elementos tales como Al, Nb y Ti para dispersar finamente precipitados tales como A1N, Nb (CN) , y Tic, y tales precipitados finos se utilizan para detener la migración de los límites de grano del cristal .
Las Publicaciones abiertas al público de las solicitudes de patentes japonesas Nos. 2007-217761, 2006-307271, 2006-307270, 2007-321211, 2004-183064, 11-335777, 2006-161142, y 2007-162128 divulgan cada una que el engrosamiento de los granos de cristal puede evitarse controlando el número de precipitados que contienen Nb y/o Ti que tienen un tamaño de grano o composición predeterminados (carburos, nitruros de carbono, etc.) dentro de un rango predeterminado. Aunque las divulgaciones tienen algunos efectos preventivos sobre el engrosamiento de los granos de cristal, la capacidad de forja en frío no ha sido suficiente.
RESUMEN DE LA INVENCIÓN PROBLEMAS QUE DEBEN SER RESUELTOS POR LA INVENCIÓN La presente invención se ha logrado en vista de los antecedentes anteriores. Un objetivo de la presente invención es proporcionar un acero templado superficialmente que tiene una excelente capacidad de forja en frío garantizando al mismo tiempo propiedades equivalentes convencionales para prevenir el engrosamiento de los granos de cristal y también tiene excelentes propiedades de impacto después de un tratamiento de templado superficial, que normalmente se requieren para las piezas mecánicas mencionadas anteriormente; y también proporcionar un método útil para la producción del acero templado superficialmente.
MEDIOS PARA RESOLVER LOS PROBLEMAS El acero templado superficialmente de la presente invención que ha logrado el objetivo mencionado anteriormente contiene C: 0,05 a 0,3% (% en masa; en lo sucesivo, lo mismo se aplica a la composición química), Si: 0,01 a 0,6%, Mn: 0,20 a 1,0%, S: 0,001 a 0,025%, Cr : 1 a 2,5%, Al: 0,01 a 0,10%, Ti: 0,01 a 0,10%, Nb : 0,01 a 0,10%, B: 0,0005 a 0,005%, y N: 0, 002 a 0,02%, siendo el resto hierro e impurezas inevitables, en donde, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño de no menos de 20 µp?2 se encuentran en una densidad de número de no más de l,0/mm2, en donde, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño de más de 5 µp?2 y menos de 20 ym2 y que contienen Mn y S están en una densidad de número de más de 0,7/mm2 y no más de 3,0/mm2, y en donde la fracción de ferrita es más del 77% por área.
También es preferible que, cuando sea necesario, el acero templado superficialmente de la presente invención contenga (a) Mo: no más de 2% (excluyendo 0%) o (b) Cu: no más de 0,1% (excluyendo 0%) y/o Ni: no más de 0,3% (excluyendo 0%) . Dependiendo de la clase de elementos contenidos, se mejoran adicionalmente las propiedades del acero templado superficialmente.
La presente invención también incluye un método para producir el acero templado superficialmente. El método de producción de la presente invención se caracteriza porque se somete un acero que tiene la composición química anterior a colado a una velocidad de enfriamiento de no menos de 2,5 0 C/min a partir de 1500° C a 800° C, formando lingotes rectangulares a una temperatura de calentamiento de 1100 a 1200° C, primero laminando en caliente a una temperatura de laminado de 970 a 1150° C, enfriando después hasta Ac3 a 950° C, y además un segundo laminado en caliente a temperatura de laminación de Ac3 a 950° C.
EFECTO DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, la composición química del acero se ajusta hasta un rango predeterminado, y también se ajustan la forma (tamaño) y el número de precipitados compuestos, que son precipitados que contienen Ti y/o Nb y que contienen también Mn y S, hasta rangos predeterminados. Como resultado, es posible lograr una excelente capacidad de forja en frío garantizando al mismo tiempo propiedades convencionales equivalentes para prevenir el engrosamiento de los granos de cristal, y también para lograr excelentes propiedades de impacto después de un tratamiento térmico de endurecimiento superficial. Por lo tanto, el acero templado superficialmente de la presente invención es útil como materia prima para diferentes clases de piezas mecánicas. Además, el uso del acero templado superficialmente de la presente invención permite la formación de una pieza reemplazando el corte por forja en frío, haciendo posible lograr un acortamiento del tiempo y una reducción de costes en la formación de una pieza.
BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La Fig. 1 es un diagrama esquemático que muestra la forma de una pieza de ensayo para la medición de la capacidad ¦de forja en frío en los Ejemplos siguientes; La Fig. 2 es un gráfico que muestra las condiciones de tratamiento térmico para conformación en esferas en los Ejemplos siguientes; La Fig. 3 es un diagrama esquemático que muestra la forma de una pieza de prueba para impacto Charpy utilizada para la medición de las propiedades de impacto en los Ejemplos siguientes; y La Fig. 4 es un gráfico que muestra las condiciones del tratamiento de carburización en los Ejemplos a continuación.
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN.
Con el fin de mejorar la capacidad de forja en frío de un acero templado superficialmente y garantizar las propiedades de impacto después de un tratamiento térmico de endurecimiento de la superficie, los presentes inventores han llevado a cabo investigaciones enfocándose particularmente en los componentes químicos de un acero y la forma de existencia de precipitados (el tamaño, el número, etc.) Como resultado, han encontrado que cuando los contenidos de los componentes C, Si, Mn, S, Cr, Al, Ti, Nb, B, y N son controlados cada uno apropiadamente, y también la forma (tamaño) y la densidad de número de precipitados compuestos, que son precipitados que contienen Ti y/o Nb y que también contienen Mn y £5, (denominados en lo sucesivo "precipitados compuestos con base en (Ti, Nb)") se ajustan a intervalos predeterminados, se puede lograr una mejor capacidad de forja en frío al mismo tiempo que se garantizan propiedades convencionales equivalentes para prevenir el engrosamiento de los granos de cristal, y otras propiedades de impacto después de garantizar también un tratamiento térmico de endurecimiento superficial. Se ha logrado por lo tanto la presente invención.
A continuación, se describirán los componentes químicos del acero templado superficialmente de la presente invención.
C: 0, 05 a 0, 3% El C es un elemento que es importante para garantizar la dureza del núcleo como parte necesaria. Cuando el contenido es menor del 0,05%, la dureza es insuficiente, lo que conduce a una resistencia estática insuficiente para una pieza. Mientras tanto, cuando el contenido de C es demasiado alto, se incrementa excesivamente la dureza, dando lugar a una disminución de la capacidad de forja y la capacidad de maquinado. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de C no sea inferior a 0,05% y no mayor al 0,3%. El contenido de C es preferiblemente no menor a 0,10%, y más preferiblemente no menor a 0,15%. Además, el contenido de C es preferiblemente no mayor a 0,27%, y más preferiblemente no mayor a 0,25%.
Si: 0, 01 a 0, 6% El Si es un elemento que mejora la resistencia al reblandecimiento del material de acero y es efectivo para suprimir una disminución de la dureza de la superficie de una pieza después del templado superficial. Por lo tanto, es necesario que el contenido de Si no sea menor a 0,01%. El contenido es más preferiblemente no menor a 0,03%, y aún más preferiblemente no menor a 0,05%. Sin embargo, la adición. excesiva de Si aumenta la resistencia a la deformación de la materia prima, lo que conduce a una disminución en la capacidad de forja y la capacidad de maquinado. Por lo tanto, se especifica que el contenido de Si no sea superior al 0,6%. El contenido es más preferiblemente no mayor al 0,55%, y aún más preferiblemente no mayor al 0,5%.
Mn: 0,20 a 1,0% El Mn actúa como un agente desoxidante. Es efectivo en la reducción de las inclusiones de tipo óxido para incrementar la calidad interna del material de acero y también es efectivo para mejorar significativamente la templabilidad durante el templado superficial tal como el templado por carburización. Además, el Mn forma MnS y causa la precipitación de compuestos con carburos, nitruros, o nitruros de carbono (en lo sucesivo denominados como "carburos y similares") que contienen Nb y/o Ti. Como resultado de ello, se puede suprimir el deterioro de la capacidad de forja en frío debido a carburos gruesos y similares que contienen Nb y/o Ti. Además, un bajo contenido en Mn provoca deficiencia en caliente, dando lugar a una disminución de la productividad. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de Mn no sea inferior a 0,20%. El contenido de Mn es preferiblemente no menor a 0,30%, y más preferiblemente no menor a 0,35%. Mientras tanto, cuando el contenido de Mn es demasiado alto, esto tiene efectos adversos, incluyendo un aumento en la resistencia a. la deformación durante la forja en frío, una segregación significativa en bandas lo que incrementa la variación de la calidad del material, etc. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de Mn no sea mayor al 1,0%. El contenido de Mn es preferiblemente no mayor al 0,85%, y más preferiblemente no mayor al 0,80%.
S: 0, 001 a 0, 025% El S es un elemento que se une al Mn, Ti, o similares para formar MnS, TiS, o similares y es necesario para formar precipitados compuestos que contienen Mn y Ti. Mientras tanto, cuando el contenido de S es demasiado alto, las propiedades de impacto se ven afectadas adversamente. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de S sea de 0,001 a 0,025%. El contenido de S es preferiblemente no menor al 0,005%, y más preferiblemente no menor al 0,010%. Además, el contenido de S es preferiblemente no mayor al 0,022%, y más preferiblemente no mayor al 0,020%.
Cr : 1 a 2 , 5% El Cr es un elemento necesario para obtener un recubrimiento efectivo durante el templado superficial tal como carburización . Mientras tanto, cuando el contenido de Cr es demasiado alto, ocurre una sobrecarburización, por lo que las características de deslizamiento de una pieza después del templado superficial se ven afectadas negativamente. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de Cr sea de 1 a 2,5%. El contenido de Cr es preferiblemente no menor al 1,2%, y más preferiblemente no menor al 1,3%. Además, el contenido de Cr es preferiblemente no mayor al 2,2%, y más preferiblemente no mayor al 2,0% (aún más preferiblemente no mayor al 1,9%).
Al: 0,01 a 0,10% El Al es un elemento que se une al N para formar AlN y es efectivo para suprimir el crecimiento de granos de cristal en el material de acero durante un tratamiento térmico. Además, cuando se añade Al en combinación con el Ti o el Nb mencionados más abajo, el AlN experimenta una precipitación compuesta con precipitados que contienen Ti o Nb, y esto produce efectos preventivos más estables en el engrosamiento de los granos de cristal que en el caso de una precipitación separada. Mientras tanto, cuando el contenido de Al es demasiado alto, se incrementa la cantidad de Al en solución sólida, lo que conduce a un aumento de la resistencia a la deformación durante la forja en frío. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de Al sea de 0,01 a 0,10%. El contenido de Al es preferiblemente no menor al 0,02%, y más preferiblemente no menor al 0,03%. Además, el contenido de Al es preferiblemente no mayor al 0,09%, y más preferiblemente no mayor al 0,08%.
Ti: 0, 01 a 0,10% El Ti produce carburos finos de Ti y similares (Ti (C, N) ) en el acero y es efectivo para suprimir el engrosamiento de los granos de cristal durante el templado superficial. Mientras tanto, cuando el contenido de Ti es demasiado alto, esto conduce a un aumento en el coste de producción del material de acero o una disminución en la capacidad de forja en frío y en las propiedades de impacto (resistencia al impacto representada por la energía absorbida en Charpy, etc.) debido a la producción de inclusiones gruesas con base en Ti. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de Ti sea de 0,01 a 0,10%. El contenido de Ti es preferiblemente no menor al 0,02%, y más preferiblemente no menor al 0,03%. Además, el contenido de Ti es preferiblemente no mayor al 0,09%, y más preferiblemente no mayor al 0,08%.
Nb: 0,01 a 0,10% El Nb produce carburos finos de Nb y similares (Nb (C, N) ) en el acero y es efectivo para suprimir el engrosamiento de los granos de cristal durante el templado superficial. Mientras tanto, cuando el contenido de Nb es demasiado alto, esto conduce a un aumento en el costo de producción del material de acero o una disminución en la capacidad de forja en frío y en las propiedades de impacto (resistencia al impacto, etc.) debido a la producción de inclusiones gruesas con base en Nb. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de Nb sea de 0,01 a 0,10%. El contenido de Nb es preferiblemente no menor al 0,02%, y más preferiblemente no menor al 0,03%. Además, el contenido de Nb es preferiblemente no mayor al 0,09%, y más preferiblemente no mayor al 0,08%.
B: 0, 0005 a 0, 005% El B es efectivo para mejorar significativamente la templabilidad del material de acero, incluso en una pequeña cantidad. Además, el B también es efectivo en el fortalecimiento de los límites del grano de cristal y en el aumento de la resistencia al impacto. Mientras tanto, cuando el contenido de B es demasiado alto, se satura la efectividad anterior, y probablemente también se forman nitruros de B, causando el deterioro de la posibilidad de ser trabajado en frío y en caliente. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de B sea de 0,0005 a 0,005%. El contenido de B es preferiblemente no menor al 0,0007%, y más preferiblemente no menor al 0,0010%. Además, el contenido de B es preferiblemente no mayor al 0,004%, y más preferiblemente no mayor al 0 , 0035% .
N: 0,002 a 0,02% El N es un elemento necesario para producir nitruros o nitruros de carbono con Ti o Nb. Sin embargo, cuando el contenido de N es demasiado alto, es probable que esto cause el engrosamiento de los nitruros a base de Ti, resultando en una disminución de la resistencia al impacto y en una disminución en la capacidad de forja en frío debido a una mayor resistencia a la deformación. Por lo tanto, se ha especificado que el contenido de N sea de 0,002 a 0,02%. El contenido de N es preferiblemente no menor al 0,003%, y más preferiblemente no menor al 0,005%. Además, el contenido de N es preferiblemente no mayor al 0,018%, y más preferiblemente no mayor al 0,015%.
Los componentes básicos del acero templado superficialmente de la presente invención son como se mencionó anteriormente, y el resto es sustancialmente hierro. Sin embargo, la presencia de impurezas inevitables en el acero, que se introducen dependiendo de las condiciones y que incluyen materias primas, materiales, instalaciones de producción, etc., es naturalmente aceptable. Además, en la presente invención, sin interferir con los efectos de operación de la presente invención, también pueden estar contenidos los siguientes elementos opcionales. Dependiendo de los tipos de elementos contenidos, se pueden mejorar adicionalmente las propiedades del acero templado superficialmente .
Mo: no más del 2% (excluyendo 0%) El Mo es efectivo para mejorar significativamente la templabilidad durante el templado superficial tal como el templado por carburización y también es efectivo para mejorar la resistencia al impacto. Por lo tanto, el contenido de Mo es preferiblemente no menor al 0,01%, y más preferiblemente no menor al 0,05%. Mientras tanto, cuando el contenido de Mo es demasiado alto, se incrementa la dureza de los materiales de acero, dando lugar a una pobre capacidad de maquinado. Por lo tanto, el contenido de Mo no es mayor al 2%, más preferiblemente no mayor al 1,5%, y aún más preferiblemente no mayor al 1,0% (en particular no mayor al 0,8%) .
Cu: no más de 0,1% (excluyendo 0%) y/o Ni: no más de 0,3% (excluyendo 0%) El Cu y el Ni son cada uno elementos que son más resistentes a la oxidación que el Fe y por- lo tanto mejoran la resistencia a la corrosión del material de acero. El Ni es también efectivo para mejorar la resistencia al impacto del material de acero. Por lo tanto, el contenido de Cu y el contenido de Ni son cada uno preferiblemente no menores al 0,01%, y más preferiblemente no menores al 0,05%. Mientras tanto, cuando el contenido de Cu es demasiado alto, la ductilidad en caliente del material de acero disminuye, y cuando el contenido de Ni es demasiado alto, se incrementan los costes del material de acero. Por lo tanto, el contenido de Cu es preferiblemente no mayor al 0,1%, más preferiblemente no mayor al 0,08%, y aún más preferiblemente no mayor al 0,05%. El contenido de Ni es preferiblemente no mayor al 0,3%, más preferiblemente no mayor al 0,2%, y aún más preferiblemente no mayor al 0,1%. El Cu y el Ni se pueden usar solos o en combinación. Sin embargo, en el caso en el que se añade Cu, es preferible añadir también Ni.
Un objetivo de la presente invención es obtener una capacidad de forja mejorada en frío junto con propiedades convencionales equivalentes, para prevenir el engrosamiento de los granos de cristal, y además obtener excelentes propiedades de impacto después de un tratamiento térmico de endurecimiento superficial. De acuerdo con la investigación de los presentes inventores, con el fin de obtener excelentes propiedades de impacto, es probable que sea necesario suprimir el engrosamiento de los granos de cristal. Para la supresión del engrosamiento de los granos de cristal, es necesario dispersar finamente carburos de Ti y de Nb y similares. Sin embargo, no todos los carburos de Nb y Ti y similares se dispersan finamente, y los carburos gruesos y similares también precipitan. Tales carburos gruesos y similares son más duros que la matriz y afectan adversamente la capacidad de forja en frío, y por lo tanto son indeseables. En consecuencia, como resultado de la investigación de los presentes inventores, se ha encontrado que incluso en el caso en que los carburos y similares sean gruesos, cuando son precipitados compuestos de MnS con carburos de Ti y similares y/o carburos de Nb y similares (precipitados compuestos basados en (Ti, Nb) ) , se puede suprimir el deterioro de la capacidad de forja en frío por MnS que es más suave que la matriz .
Específicamente, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, la densidad de número de los precipitados que tienen un tamaño de más de 5 pm2 y menor a 20 m2 y que contiene Mn y S se especifica que es mayor a 0,7/mm2 y no mayor a 3,0/mm2. La presente invención está dirigida a precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µp?2 y menos de 20 µp?2. Esto es porque, las propiedades de prevención el engrosamiento de los granos de cristal y la capacidad de forja en frío se ven ambos muy afectados por carburos de Ti y/o de Nb y similares contenidos en precipitados compuestos de este tamaño. Es decir, precipitados que tienen un tamaño de no más de 5 µt?2 no tienen mucho efecto sobre la capacidad de forja en frío. Mientras tanto, originalmente, los efectos adversos de precipitados que tienen un tamaño de no menos de 20 µp?2 en la capacidad de forja en frío son extremadamente altos. Por lo tanto, mediante la mejora de la capacidad de forja en frío con precipitados que tienen un tamaño de más de 5 µp?2 y menos de 20 µt?2 , la capacidad de forja en frío se puede mejorar manteniendo al mismo tiempo los efectos preventivos sobre el engrosamiento de los granos de cristal. Aunque los precipitados que contienen Ti y/o Nb son en sí mismos duros, cuando se forman precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) por precipitación compuesta con MnS suave, se puede mejorar la capacidad de deformación a medida que uno precipita. Al mismo tiempo, debido a los efectos de carburos de Ti y/o de Nb y similares, se pueden garantizar las propiedades para prevenir el engrosamiento de los granos de cristal durante el templado superficial. Con el fin de exhibir suficientemente los efectos de mejoramiento sobre la capacidad de forja en frío y las propiedades para prevenir el engrosamiento de los granos de cristal, de precipitados que contienen Ti y/o Nb, se especifica que la densidad de número de los precipitados que tienen un tamaño de más de 5 µ?2 y menos de 20 µt?2 y que contienen Mn y S es mayor a 0,7/mm2. La densidad de número es preferiblemente no menor a l,0/mm2, más preferiblemente no menor a l,l/mm2, y aún más preferiblemente no menor a l,2/mm2. Mientras tanto, incluso cuando los precipitados son así, una precipitación excesiva conduce a una resistencia insuficiente después del templado superficial. Por lo tanto, se especifica que la densidad de número no es mayor a 3,0/mm2. La densidad de número es preferiblemente no mayor a 2,5/mm2, y más preferiblemente no mayor a 2,0/mm2. Además, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, la densidad de número de los precipitados que tienen un tamaño de más de 5 µp?2 y menor a 20 µt?2 y que no contienen Mn o S es de aproximadamente 1,0 a l0,0/mm2.
Además, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño de no menos de 20 µp\2 (el límite superior del tamaño de los precipitados es usualmente de manera aproximada de 30 µp?2) afectan adversamente en gran medida la capacidad de forja en frío. Por lo tanto, es necesario reducir al mínimo el número de tales precipitados. Por lo tanto, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, se especifica que la densidad de número de los precipitados que tienen un tamaño de no menos de 20 pm2 no sea mayor a l,0/mm2. De los precipitados que contienen Ti y/o Nb, la densidad de número de los precipitados que tienen un tamaño de no menos de 20 µ?t?2 es preferiblemente de no más de 0,9/mm2, y más preferiblemente de no más de 0,8/mm2. Dicho sea de paso, siempre y cuando se use el sistema de componentes de la presente invención y el método de producción mencionado a continuación, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño de no menos de 20 µt?2 usualmente no contienen Mn o S. Sin embargo , la presencia de Mn y S no tiene ningún efecto adverso y también está dentro del alcance de la presente invención. El número de precipitados que tienen un tamaño de no menos de 20 µt?2 se puede controlar mediante el ajuste de la cantidad de Ti y/o Nb añadida al acero o mediante el ajuste de la temperatura de calentamiento y el tiempo de calentamiento antes de la formación de lingotes rectangulares, la temperatura de trabajo durante la laminación en caliente, y similares en el método de producción mencionado más adelante.
Por cierto, en la técnica anterior, la densidad de número de los precipitados que contienen Ti y/o Nb y que tienen un tamaño de no más de 5 pm2 (y no menos de 2 µt?2 como se describe en los Ejemplos a continuación) es como sigue: (i) precipitados compuestos que contienen Mn y S: aproximadamente 0,0 a 0,5/mm2 y (ii) precipitados que no contienen Mn o S: aproximadamente 0,1 a l,5/mm2.
El acero templado superficialmente de la presente invención tiene una fracción de ferrita de más del 77% por unidad de área. Esto es porque cuando la fracción de ferrita es baja, se deteriora la capacidad de forja en frío. La fracción de ferrita es preferiblemente no menor de 80% en área, más preferiblemente no menor de 82% por unidad de área, y aún más preferiblemente no menor de 83% por unidad de área. Además, la estructura restante distinta de la estructura de ferrita incluye por ejemplo perlita, bainita, martensita, etc .
En la producción del acero templado superficialmente de la presente invención, en la serie de etapas que incluyen formación de lingotes, colada, recalentamiento, formación de lingotes rectangulares, y laminado en caliente, es particularmente importante que la velocidad de enfriamiento durante la fundición sea tan alta de tal manera que la temperatura de recalentamiento antes de la formación de lingotes rectangulares no sea demasiado alta. También es importante que el laminado en caliente se realice en dos etapas, y el rango de temperatura en cada etapa sea controlado apropiadamente. Las condiciones detalladas de cada etapa son las siguientes.
En la colada, es importante dispersar finamente el MnS cristalizado durante el enf iamiento. Específicamente, la velocidad de enfriamiento desde 1500° C hasta 800° C durante la colada no deberá ser inferior a 2,5° C/min. Se puede lograr una velocidad de enfriamiento no inferior a 2,5° C/min, por ejemplo, mediante el aumento más allá de lo usual de la cantidad de niebla que se rocía en la zona de enfriamiento durante la colada continua. La velocidad de enfriamiento es preferiblemente no inferior a 2,8° C/min, y más preferiblemente no inferior a 3,0° C/min.
En el calentamiento antes de la formación de lingotes rectangulares (recalentamiento) , es importante evitar la disolución del MnS que ha sido finamente dispersado en el momento del enfriamiento durante la colada, y la temperatura de calentamiento (recalentamiento) debe ser de 1100 a 1200° C. La temperatura de calentamiento es preferiblemente de no más de 1180° C, y más preferiblemente no más de 1170° C. Además, después de la formación de lingotes rectangulares, el enfriamiento a temperatura ambiente se lleva a cabo preferiblemente a una velocidad de no más de 5o C/s, y más preferiblemente a una velocidad de no más de 3 o C/s. El tiempo de calentamiento no está particularmente limitado, y es por ejemplo de aproximadamente 0 a 100 minutos a la temperatura de recalentamiento.
En la laminación en caliente, es importante llevar a cabo laminación en dos etapas a diferentes intervalos de temperatura. En la primera etapa, se permite que el MnS finamente dispersado durante la colada experimente una precipitación compuesta con carburos de Ti y/o Nb y similares. En la segunda etapa, se garantiza la fracción de ferrita. Específicamente, se lleva a cabo primero un laminado en caliente a una temperatura de trabajo de 970 a 1150° C, seguido de enfriamiento con un Ac3 a 950° C, y a continuación se lleva a cabo un segundo laminado en caliente a una temperatura de trabajo de Ac3 a 950° C. La primera temperatura de trabajo es preferiblemente de 1000 a 1130° C, y más preferiblemente de 1020 a 1100° C. Además, la segunda temperatura de trabajo es preferiblemente de 800 a 930° C. La velocidad de enfriamiento desde la primera temperatura de trabajo hasta la segunda temperatura de trabajo no está particularmente limitada, y es por ejemplo aproximadamente de 10° C/s. Es preferible que la velocidad de enfriamiento después de la segunda laminación no sea mayor a 5o C/s de modo que no se produzca bainita o martensita.
EJEMPLOS En lo sucesivo, se describirá la presente invención con más detalle a través de ejemplos. La presente invención no se limita. a los siguientes ejemplos, y, huelga decir, que cualquier modificación en el intervalo del propósito descrito anteriormente o más adelante se encuentra dentro del alcance técnico de la presente invención.
Los aceros que tienen los componentes químicos mostrados en las Tablas 1 a 3 se conforman en lingotes de acuerdo con un método ordinario de conformación en lingotes, colada, recalentamiento, y forjado en caliente (la formación de lingotes rectangulares mencionada anteriormente fue simulada) , seguido de enfriamiento a temperatura ambiente (velocidad de enfriamiento : 5o C/s) . Posteriormente, después de recalentar, se realizó la primera forja (el primer laminado en caliente mencionado anteriormente fue simulado) , seguido por enfriamiento a la segunda temperatura de forja (la segunda laminación en caliente mencionada anteriormente fue simulada) , y luego se realizó la segunda forja, seguida por enfriamiento a temperatura ambiente (velocidad de enfriamiento: 5o C/s) , produciendo una barra de acero de 30 mm de diámetro. La velocidad de enfriamiento (°C/min) durante la colada, la temperatura de recalentamiento (°C), el tiempo de recalentamiento (min) , y la primera y segunda temperaturas de forja (°C) se muestran en las Tablas 1 a 3.
[Tabla 1] Continuación [Tabla 2] Continuación [Tabla 3] La barra de acero obtenida se sometió a medición utilizando los métodos siguientes. (1) Medición de precipitados. Se pulió una sección transversal longitudinal (plano paralelo al centro del eje) de la barra de acero obtenida en la posición D/4 (D es el diámetro de la barra de acero) , y se sometió una región arbitraria de 10 mm x 10 mm a medición utilizando EPMA automática. Con respecto a las inclusiones que .tienen un tamaño de no menos de 2 µ?t?2, en el caso en que el contenido de Ti no fuera inferior a 5% en masa, se juzgó que "contenían Ti", mientras que en el caso en el que el contenido de Nb no era inferior a 5% en masa, se juzgó que "contenían Nb" . También para Mn y S, en el caso en que los contenidos eran cada uno no inferior a 5% en masa, se juzgó que "contenían Mn" o "contenían S". Las condiciones de medición detalladas son las siguientes.
Analizador EPMA: analizador de microsonda de electrones JXA-8100 (fabricado por NEC Corporation) Analizador (EDS) : Sistema Seis (fabricado por Thermo Fisher Scientific K. K.) Voltaje de aceleración: 15 kV Corriente de operación: 4 nA Amplificación de la observación: x 200 (2) Medición de la capacidad de forja en frío Se cortó una pieza de 20 mm de f x 30 mm de la barra de acero obtenida tal como se muestra en la Fig. 1, y se la sometió a conformación en esferas como se muestra en la Fig. 2, es decir, un tratamiento térmico en el que se calentó la pieza de ensayo a 740° C, se la mantuvo a esa temperatura durante 4 horas, se la enfrió a 650° C con una velocidad de enfriamiento de 5o C/h, y luego se enfrió el horno desde 650° C hasta temperatura ambiente. La pieza de ensayo conformada en esferas fue sometida a un ensayo de compresión de extremo confinado hasta una reducción del laminado del 50% para medir la resistencia a la deformación (N/mm2) . (3) Medición de las propiedades de impacto Se obtuvo una pieza de ensayo que tiene la forma mostrada en la Fig. 3 de la barra de acero obtenida. La pieza de ensayo fue carburizada con gas bajo las condiciones de carburización que se muestran en la Fig. 4 (condiciones de la etapa de carburización = temperatura: 950° C, tiempo: 100 minutos, potencial de carbono: 0,8%, gas de carburización: propano; condiciones de la etapa de difusión = temperatura: 850° C, tiempo: 60 minutos, potencial de carbono: 0,8%, gas de carburización: propano; condiciones de templado = enfriamiento con aceite a 80° C) , y a continuación templado a 160° C durante 180 minutos, seguido por enfriamiento al aire. Después del templado de la pieza de ensayo se la sometió a una prueba de impacto Charpy de acuerdo con JIS Z 2242, a temperatura normal para medir el valor del impacto Charpy (J/cm2) . (4) Observación de la Estructura Se incrustó la barra de acero en un sustrato de soporte de tal manera que se expuso una sección transversal longitudinal (plano paralelo al centro del eje) de la barra de acero en la posición D/4 (D es el diámetro de la barra de acero) . Tras el pulido, se sumergió la barra de acero en una solución de nital durante aproximadamente 5 segundos para causar la corrosión. Posteriormente, se observó una región de 700 m x 900 \xm y se la fotografió con un microscopio óptico para identificar la estructura y medir el factor de área. (5) Medición del tamaño de grano Se obtuvo una pieza de ensayo en forma de columna de 20 mm de f ? 30 mm a partir de la barra de acero, y se comprimió la pieza de ensayo en forma de columna en la dirección de la altura a temperatura ambiente (compresibilidad: 85%, altura: 3 mm) , seguido por carburización y templado bajo las mismas condiciones que en (3) más arriba (las condiciones dadas en la Fig. 4) , y se midió el tamaño de grano. El tamaño de grano se midió de la siguiente manera. Usando la capa carburizada en una sección transversal de la pieza de ensayo carburizada y templa'da en la posición con una deformación equivalente de 1,2 con respecto a la posición de examen microscópico, se sometió la sección transversal a grabado al aguafuerte y se la observó bajo un microscopio óptico (aumento: x200) para determinar el número de tamaño de grano de los granos anteriores de austenita de acuerdo con JIS G 0551.
Los resultados se muestran en las Tablas 4 a 6. Por cierto, las Tablas 4 a 6 también muestran el número de precipitados que contienen Ti y/o Nb, que están fuera del rango especificado de la presente invención.
[Tabla 4] Con inuación [Tabla 5] Continuación [Tabla 6] En los Nos. 1 a 49, se controlan adecuadamente la composición componente y el método de producción. Por lo tanto, los precipitados compuestos con base en (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µt?2 y menos de 20 µp?2 y los precipitados con base en (Ti, Nb) que tienen un tamaño de no menos de 20 µt?2 satisfacen los requisitos de la presente invención, y también la fracción de ferrita es mayor al 77% por unidad de área. Como resultado, se logran excelentes propiedades de impacto y de capacidad de forja en frío. Dicho sea de paso, como se muestra en las Tablas 4 a 6, ninguno de los precipitados con base en (Ti, Nb) que tienen un tamaño de no menos de 20 m2 en los Nos. 1 a 49 contenían Mn y S.
Mientras tanto, en los Nos. 50 a 61, o bien al menos una de las composiciones componentes o el método de producción no cumplieron con los requisitos de la presente invención. Como resultado, o bien al menos la capacidad de forja en frío o las propiedades de impacto fueron insuficientes.
En el No. 50, el contenido de Mn y Al eran altos, y también la forja, que es equivalente a la laminación en caliente, sólo se realizó en las segundas condiciones. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tenían un tamaño de más de 5 µp?2 y menos de 20 µp?2 y la fracción de ferrita eran insuficientes, lo que resulta en una capacidad de forja en frío insuficiente.
En el No. 51, no se llevó a cabo la primera forja, y también la segunda temperatura de forja fue alta. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µ??2 y menos de 20 µp?2 y la fracción de ferrita fueron insuficientes, y también se formó en exceso el precipitado a base de (Ti, Nb) que tiene un tamaño de no menos de 20 µt?2, lo que resultó en una capacidad de forja en frío insuficiente.
En el No. 52, la temperatura de recalentamiento antes de la forja, que es equivalente a la formación de lingotes rectangulares, era alta, y tampoco se realizó la primera forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µp?2 y menos de 20 µp\2 y la fracción de ferrita fueron insuficientes, lo que resulta en una capacidad de forja en frío insuficiente.
En el No. 53, el contenido de Ti era alto, y tampoco se realizó la primera forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 pm2 y menos de 20 µ??2 y la fracción de ferrita fueron insuficientes, y también se formaron excesivamente precipitados a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de no menos de 20 µp\2 , lo que resulta en una capacidad de forja en frío insuficiente.
En el No. 54, el contenido de Cr fue alto, y tampoco se realizó la primera forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 x 2 y menos de 20 pm2 fueron insuficientes, lo que resulta en una capacidad de forja en frío insuficiente. En el No. 55, el contenido de Nb era alto, y tampoco se realizó la primera forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µt?2 y menos de 20 µt?2 y la fracción de ferrita fueron insuficientes, lo que resulta en propiedades de impacto y una capacidad de forja en frío insuficientes.
En el No. 56, no se realizó la primera la forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µp2 y menos de 20 µp?2 y la fracción de ferrita fueron insuficientes, lo que resulta en una capacidad de forja en frío insuficiente.
En el No. 57, no se realizó la primera forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, la fracción de ferrita fue insuficiente, lo que resulta en propiedades de impacto insuficientes.
En el No. 58, la velocidad de enfriamiento durante la colada fue baja, la temperatura de recalentamiento antes de la forja, que es equivalente a la de formación de; lingotes rectangulares, fue alta, y tampoco se realizó la primera forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 pm2 y menos de 20 µt?2 fueron insuficientes, lo que resulta en propiedades de impacto y de capacidad de forja en frío insuficientes.
En el número 59, la temperatura de recalentamiento antes de la forja, que es equivalente a la de formación de lingotes rectangulares, fue alta. Por lo tanto, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µtt?2 y menos de 20 m2 fueron insuficientes, y también se formaron excesivamente precipitados a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de no menos de 20 µ??2 , lo que resulta en una capacidad de forja en frío insuficiente.
En los Nos. 60 y 61, la temperatura de recalentamiento antes de la forja, que es equivalente a la de formación de lingotes rectangulares, fue alta, y tampoco se realizó la primera forja, que es equivalente a la laminación en caliente. Por lo tanto, en ambos casos, los precipitados compuestos a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de más de 5 µp?2 y menos de 20 pm2 eran insuficientes. Además, en el No. 61, se formaron excesivamente los precipitados a base de (Ti, Nb) que tienen un tamaño de no menos de 20 pm2. Como resultado, en ambos casos, la capacidad de forja en frío fue insuficiente.

Claims (4)

NOVEDAD DE LA INVENCIÓN Habiéndose descrito la invención como antecedente, se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes: REIVINDICACIONES
1. Un acero templado superficialmente que comprende: C: 0,05 a 0,3% (% en masa; de aquí en adelante aplica lo mismo para la composición del componente químico) , Si : 0, 01 a 0, 6%, Mn: 0,20 a 1,0%, S : 0,001 a 0,025%, Cr: 1 a 2,5%, Al : 0,01 a 0, 10%, Ti: 0, 01 a 0, 10%, Nb: 0, 01 a 0, 10%, B: 0,0005 a 0,005%, y N: 0,002 a 0,02%, siendo el resto para completar el total hierro e impurezas inevitables, en donde, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño no menor a 20 µp?2 están en una densidad de número de no más de l,0/mm2, en donde, de los precipitados que contienen Ti y/o Nb, los precipitados que tienen un tamaño de más de 5 µp?2 y menos de 20 µp?2 y que contienen Mn y S están en una densidad de número de más de 0,7/mm2 y no más de 3,0/mm2, y en donde la fracción de ferrita es mayor al 77% por unidad de área .
2. El acero templado superficialmente de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende además Mo: no más de 2% (excluyendo 0%) .
3. El acero templado superficialmente de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende además Cu: no más de 0,1% (excluyendo 0%) y/o Ni: no más de 0,3% (excluyendo 0%).
4. Un método para producir un acero templado superficialmente , que comprende someter un acero que tiene la composición de componentes químicos de la reivindicación 1 a colado con una velocidad de enfriamiento de no menos de 2,5°C/min desde 1500°C hasta 800°C, formar lingotes rectangulares a una temperatura de calentamiento de 1100 a 1200°C, y un primer laminado en caliente a una temperatura de laminado de 970 a 1150°C, luego enfriamiento con Ac3 a 950°C, y un segundo laminado adicional en caliente a una temperatura de laminado de Ac3 a 950°C.
MX2013003264A 2010-09-28 2011-08-10 Acero templado superficialmente y metodo para su produccion. MX336778B (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010217060A JP5432105B2 (ja) 2010-09-28 2010-09-28 肌焼鋼およびその製造方法
PCT/JP2011/068239 WO2012043074A1 (ja) 2010-09-28 2011-08-10 肌焼鋼およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
MX2013003264A true MX2013003264A (es) 2013-10-28
MX336778B MX336778B (es) 2016-02-02

Family

ID=45892549

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
MX2013003264A MX336778B (es) 2010-09-28 2011-08-10 Acero templado superficialmente y metodo para su produccion.

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9115415B2 (es)
EP (1) EP2623627A4 (es)
JP (1) JP5432105B2 (es)
KR (1) KR101413902B1 (es)
CN (1) CN103124801B (es)
BR (1) BR112013006707A2 (es)
MX (1) MX336778B (es)
RU (1) RU2532766C1 (es)
WO (1) WO2012043074A1 (es)

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5644483B2 (ja) * 2010-12-27 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 表面硬化用熱間加工鋼材
JP6055363B2 (ja) * 2013-04-17 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP6192519B2 (ja) * 2013-12-05 2017-09-06 山陽特殊製鋼株式会社 粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材の製造方法およびその方法からなる機械構造用鋼材
JP2015134945A (ja) * 2014-01-16 2015-07-27 山陽特殊製鋼株式会社 浸炭用鋼
JP2015140449A (ja) * 2014-01-28 2015-08-03 山陽特殊製鋼株式会社 高温での結晶粒度特性に優れた肌焼鋼
JP6186289B2 (ja) * 2014-02-27 2017-08-23 株式会社神戸製鋼所 浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼及びこれを用いた機械構造部品
JP6182489B2 (ja) * 2014-03-27 2017-08-16 株式会社神戸製鋼所 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼
JP2015193929A (ja) * 2014-03-28 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 スポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品
WO2015195285A1 (en) * 2014-06-20 2015-12-23 Arvinmeritor Technology, Llc Ferrous alloy
CA2966479A1 (en) 2014-11-18 2016-05-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rolled steel bar or rolled wire rod for cold-forged component
MX2017006370A (es) 2014-11-18 2017-08-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Barra de acero laminada o material de alambre laminado para componente forjado en frio.
JP6226071B2 (ja) 2015-01-27 2017-11-08 Ｊｆｅスチール株式会社 肌焼鋼
JP2016188422A (ja) * 2015-03-30 2016-11-04 株式会社神戸製鋼所 浸炭部品
JP6452536B2 (ja) * 2015-04-21 2019-01-16 ジヤトコ株式会社 疲労剥離特性に優れた冷間鍛造プーリ用肌焼鋼及びそれを用いたプーリの製造方法
JP6401143B2 (ja) * 2015-10-20 2018-10-03 トヨタ自動車株式会社 浸炭用鍛造材の製造方法
JP6460069B2 (ja) 2016-05-31 2019-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 肌焼鋼およびその製造方法ならびに歯車部品の製造方法
US11332799B2 (en) 2016-09-09 2022-05-17 Jfe Steel Corporation Case hardening steel, method of producing the same, and method of producing gear parts
JP7471068B2 (ja) * 2019-09-30 2024-04-19 山陽特殊製鋼株式会社 肌焼鋼の球状化焼なまし方法
JP7188432B2 (ja) * 2020-12-22 2022-12-13 愛知製鋼株式会社 温間鍛造用肌焼鋼及びこれを用いて製造した鍛造粗形材

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU196338A1 (es) * 1965-02-22 1967-05-16 Научно исследовательский институт металлургии
JPS5845354A (ja) * 1981-09-10 1983-03-16 Daido Steel Co Ltd はだ焼鋼
RU2023049C1 (ru) * 1992-06-22 1994-11-15 Азербайджанский Технический Университет Конструкционная сталь
JP3480630B2 (ja) * 1995-09-07 2003-12-22 大同特殊鋼株式会社 冷間加工性および結晶粒の粗大化特性に優れた肌 焼鋼
WO1999005333A1 (fr) * 1997-07-22 1999-02-04 Nippon Steel Corporation Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees
JP3677972B2 (ja) * 1997-10-21 2005-08-03 住友金属工業株式会社 含ボロン冷間鍛造用鋼材の製造方法
JP3764586B2 (ja) 1998-05-22 2006-04-12 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼の製造方法
CN1147613C (zh) 2000-04-12 2004-04-28 Posco公司 用于焊接结构的具有TiN+MnS析出相的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构
KR100482216B1 (ko) * 2000-12-04 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의해 ＴｉＮ＋ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는용접구조용 강재의 제조방법
KR100482208B1 (ko) * 2000-11-17 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법
CN1223687C (zh) * 2002-08-30 2005-10-19 上海宝钢集团公司 具有纳米析出的亚微米晶粒钢板及其制造方法
JP3738003B2 (ja) * 2002-12-04 2006-01-25 新日本製鐵株式会社 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およびその製造方法
FR2868083B1 (fr) * 2004-03-24 2006-07-21 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques, procede de fabrication de pieces mecaniques l'utilisant et pieces mecaniques ainsi realisees
JP4807949B2 (ja) 2004-12-10 2011-11-02 株式会社神戸製鋼所 高温浸炭特性に優れた肌焼用圧延棒鋼
JP2006291335A (ja) * 2005-04-14 2006-10-26 Kobe Steel Ltd 高温浸炭特性と加工性に優れた肌焼用鋼
JP4464861B2 (ja) 2005-04-27 2010-05-19 株式会社神戸製鋼所 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼
JP4464862B2 (ja) * 2005-04-27 2010-05-19 株式会社神戸製鋼所 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼
JP4956146B2 (ja) 2005-11-15 2012-06-20 株式会社神戸製鋼所 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品
JP4688691B2 (ja) 2006-02-17 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 低サイクル疲労強度に優れた肌焼鋼
JP4688735B2 (ja) 2006-06-01 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材
JP4964063B2 (ja) * 2006-08-28 2012-06-27 株式会社神戸製鋼所 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
US20120018063A1 (en) * 2009-04-06 2012-01-26 Masayuki Hashimura Case-hardened steel superiorin cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburized quenching and method of production of same
JP5135562B2 (ja) * 2011-02-10 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 浸炭用鋼、浸炭鋼部品、及び、その製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN103124801A (zh) 2013-05-29
KR20130051484A (ko) 2013-05-20
BR112013006707A2 (pt) 2016-06-07
EP2623627A4 (en) 2015-09-23
RU2013119623A (ru) 2014-11-10
US9115415B2 (en) 2015-08-25
RU2532766C1 (ru) 2014-11-10
KR101413902B1 (ko) 2014-06-30
JP2012072427A (ja) 2012-04-12
MX336778B (es) 2016-02-02
WO2012043074A1 (ja) 2012-04-05
US20130174943A1 (en) 2013-07-11
CN103124801B (zh) 2015-05-13
JP5432105B2 (ja) 2014-03-05
EP2623627A1 (en) 2013-08-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US9115415B2 (en) Case hardened steel and method for producing same
RU2724767C2 (ru) Способ изготовления из листа детали из мартенситной нержавеющей стали
JP6065120B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP6065121B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP2010255095A (ja) 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法
EP2834378B1 (en) Steel alloy
US11434542B2 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP2006307272A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法
JP5146063B2 (ja) 耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼及びその製造方法
WO2013120903A1 (en) A bearing steel composition
KR101819343B1 (ko) 신선가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법
JP2006265704A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れ、軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法
EP3020841B1 (en) Coil spring, and method for manufacturing same
JP4488228B2 (ja) 高周波焼入れ用鋼材
KR20200062926A (ko) 수소취성 저항성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
JP2006265703A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法
KR101446134B1 (ko) 내피팅성이 우수한 기계구조용 고탄소 침탄용 강 및 고탄소 침탄 열처리방법
WO2017146057A1 (ja) 転動疲労寿命の安定性に優れた鋼材および浸炭鋼部品、並びにそれらの製造方法
KR101070154B1 (ko) 베어링용 강선재, 베어링용 강선재의 제조방법, 베어링의 열처리 방법, 베어링 및 베어링용 주편의 균열확산 처리 방법
KR20170070967A (ko) 고온침탄이 가능한 냉간단조용 강재의 제조방법
KR20220089396A (ko) 가공성이 우수한 고인성 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법
CN117448701A (zh) 一种高弯曲疲劳性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法
EP2814994B1 (en) A bearing steel composition
KR20220089558A (ko) 내마모성이 우수한 열연강판, qt 처리된 열연강판 및 그들의 제조방법
KR20100066143A (ko) 저탈탄형 선재 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
FG Grant or registration