RU2400557C2 - Закаленная мартенситная сталь, способ получения детали из этой стали и получаемая таким способом деталь - Google Patents
Закаленная мартенситная сталь, способ получения детали из этой стали и получаемая таким способом деталь Download PDFInfo
- Publication number
- RU2400557C2 RU2400557C2 RU2007143989A RU2007143989A RU2400557C2 RU 2400557 C2 RU2400557 C2 RU 2400557C2 RU 2007143989 A RU2007143989 A RU 2007143989A RU 2007143989 A RU2007143989 A RU 2007143989A RU 2400557 C2 RU2400557 C2 RU 2400557C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- traces
- ppm
- impurities
- mln
- Prior art date
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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
-
- 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
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
-
- 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
- C21D1/26—Methods of annealing
- C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/04—Hardening by cooling below 0 degrees Celsius
-
- 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
- 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
- C22C38/06—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
- C22C38/40—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
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- 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
- C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению деталей из закаленной мартенситной стали. Выплавляют сталь, содержащую в мас.%: С 0,18-0,30, Со 5-7, Cr 2-5, Al 1-2, (Mo+W/2) 1-4, V следы - 0,3, Nb следы - 0,1, В следы - 50 ч/млн, Ni 10,5-15 при условии, что Ni≥7+3,5Al, Si следы - 0,4, Mn следы - 0,4, Са следы - 500 ч/млн, редкоземельные элементы следы - 500 ч/млн, Ti следы - 500 ч/млн, N следы - 100 ч/млн, S следы - 50 ч/млн, Cu следы - 1, Р следы - 200 ч/млн, О следы - 200 ч/млн, если сталь получена с помощью порошковой металлургии, или О следы - 50 ч/млн, если сталь получена в производственном процессе из жидкого металла на воздухе или в вакууме, остальное железо и неизбежные примеси. Осуществляют ковку стали. Выполняют размягчающий отпуск при 600-675°С в течение от 4 до 20 час с последующим охлаждением на воздухе. Нагревают сталь до 900-1000°С в течение по меньшей мере 1 часа с переводом в твердый раствор и осуществляют последующее охлаждение в масле и на воздухе достаточно быстро для предотвращения выпадения в аустенитной матрице межгранульных карбидов. Упрочняют сталь старением при 475-600°С, предпочтительно при 490-525°С, в течение 5-20 час. Придают детали требуемую форму окончательной обработкой. Сталь обладает более высокой механической прочностью при нагреве при сохранении требуемых характеристик усталости и хрупкости. 3 н. и 19 з.п. ф-лы, 2 табл.
Description
Изобретение относится к мартенситной стали, закаленной с помощью дуплексной системы, т.е. путем осаждения интерметаллических соединений и карбидов, получаемой благодаря составу стали и состаривающей термообработке.
Эта сталь должна иметь:
- очень высокую механическую прочность, но в то же время повышенные пластичность и ковкость, иначе говоря, малую склонность к хрупкому разрушению, причем эта высокая прочность должна сохраняться при нагреве, т.е. при температурах порядка 400°С,
- хорошие усталостные свойства, что подразумевает, в частности, отсутствие вредных включений, таких как TiN и оксидов; эта характеристика должна быть получена при подходящем составе и тщательном соблюдении условий производства жидкого металла.
Кроме того, сталь должна быть цементируемой и способной азотироваться в такой степени, чтобы можно было повышать прочность ее поверхности с целью придания ей высокой стойкости к истиранию.
Главным предполагаемым применением для такой стали является изготовление трансмиссионных валов, в частности для авиационных двигателей.
Необходимость очень высокой механической прочности при нагреве мешает использовать для применения с этой целью углеродистые стали, прочность которых утрачивается, начиная с 200°С. Обычно используют мартенситостареющие стали, которые обладают удовлетворительной прочностью вплоть до 350-400°С. Выше происходит отпуск, который меняет их структуру.
В документе US-A-5393388 был предложен состав стали, направленный на повышение стойкости к нагреву и в особенности к улучшению усталостных свойств, ковкости и пластичности. Недостатком этого состава является то, что он требует повышенного содержания Со (от 8 до 16%), что делает сталь очень дорогой.
Целью изобретения является предложение стали, которая могла бы быть использована, в частности, для изготовления механических деталей, таких как трансмиссионные валы или структурные элементы, обладала бы еще более высокой механической прочностью при нагреве, но при этом одновременно и подходящими для указанных применений характеристиками усталости и хрупкости. Такая сталь, кроме того, должна была бы иметь более низкую производственную себестоимость по сравнению с наиболее высококачественными из известных сталей, применяемых для указанных целей.
Для осуществления поставленной задачи изобретение предлагает сталь, которая отличается тем, что она имеет следующий состав (в % масс.):
С=0,18-0,30%
Со=5-7%
Cr=2-5%
Al=1-2%
Mo+W/2=1-4%
V = следы - 0,3%
Nb = следы - 0,1%
В = следы - 50 ч/млн
Ni = 10,5-15% при Ni≥7+3,5Al
Si = следы - 0,4%
Mn = следы - 0,4%
Са = следы - 500 ч/млн
редкие земли = следы - 500 ч/млн
Ti = следы - 500 ч/млн
О = следы - 200 ч/млн, если сталь получена с помощью порошковой металлургии, или следы - 50 ч/млн, если сталь получена в производственном процессе из жидкого металла на воздухе или в вакууме
N = следы - 100 ч/млн
S = следы - 50 ч/млн
Cu = следы - 1%
Р = следы - 200 ч/млн
остальное железо и неизбежные примеси.
Предпочтительно сталь содержит С=0,20-0,25%
Предпочтительно сталь содержит Cr=2-4%
Предпочтительно сталь содержит Al=1-1,6%, еще более предпочтительно 1,4-1,6%
Предпочтительно сталь содержит Мо=≥1%
Предпочтительно сталь содержит Mo+W/2=1-2%
Предпочтительно сталь содержит V=0,2-0,3%
Предпочтительно сталь содержит Nb = следы - 0,05%
Предпочтительно сталь содержит Si = следы - 0,25%, еще более предпочтительно следы - 0,10%
Предпочтительно сталь содержит Mn = следы - 0,25%, еще более предпочтительно следы - 0,10%
Предпочтительно сталь содержит Ti = следы - 100 ч/млн
Предпочтительно сталь содержит О = следы - 10 ч/млн
Предпочтительно сталь содержит N = следы - 50 ч/млн, еще более предпочтительно следы - 10 ч/млн
Предпочтительно сталь содержит S = следы - 10 ч/млн, еще более предпочтительно следы - 5 ч/млн
Предпочтительно сталь содержит Р = следы - 100 ч/млн
Предпочтительно, температура мартенситного перехода Ms выше или равна 140°С при условии Ms=550-350×С%-40×Mn%-17×Cr%-10×Мо%-17×Ni%-8×W%-35×V%-10×Cu%-10×Со%+30×А1% (°С).
Целью изобретения является также способ изготовления стальных деталей, отличающийся тем, что он включает в себя следующие стадии, предшествующие окончательной обработке детали с приданием ей завершающей формы:
- приготовление стали, имеющей указанный выше состав;
- ковка этой стали;
- размягчающий отпуск при 600-675°С в течение от 4 до 20 час с последующим охлаждением на воздухе;
- перевод в раствор при 900-1000°С в течение по меньшей мере 1 часа с последующим охлаждением в масле и на воздухе достаточно быстрым, чтобы избежать выпадение в аустенитной матрице межгранульных карбидов;
- необязательно криогенная обработка при -50°С или ниже, предпочтительно при -80°С или ниже, с целью превращения всего аустенита в мартенсит; и при этом температура на 200°С или более ниже Ms, причем по меньшей мере одна из указанных обработок длится не менее 2 час;
- необязательно размягчающая обработка упрочненного при закалке мартенсита, проводимая в течение 4-16 час при 150-250°С, с последующим охлаждением на спокойном воздухе;
- упрочнение старением при 475-600°С, предпочтительно при 490-525°С, в течение 5-20 час.
Деталь может быть также подвергнута азотированию или цементации.
Предметом изобретения является также механическая деталь или деталь структурного элемента, отличающаяся тем, что ее изготовляют с использованием указанного выше способа.
Этой деталью может быть трансмиссионный вал двигателя, устройство для подвешивания двигателя, элемент шасси самолета и т.д.
Как станет ясно из дальнейшего описания, в основе изобретения лежит прежде всего состав стали, который отличается от состава предшествующего уровня техники более низким содержанием Со. Соответственным образом корректируются содержания и других элементов сплава, в частности содержания Al, Mo, W, Ni. При этом предлагается и оптимизированная термическая обработка.
Эти стали обладают пластическим смещением (разницей между пределом прочностью на разрыв Rm и пределом прочности на растяжение Rp0.2), промежуточным между значениями пластического смещения для углеродистых и мартенситостареющих сталей. У последних пластическое смещение очень мало, что обеспечивает повышенный предел упругости, но сопровождающийся быстрым разрывом при его превышении. С этой точки зрения, стали изобретения обладают свойствами, которые могут регулироваться пропорциями упрочняющих фаз и/или углерода.
Сталь изобретения может обрабатываться резкой в закаленном состоянии с помощью инструментов, адаптированных для твердости 45HRC. Эта сталь является промежуточной между мартенситостареющими сталями (обрабатываемыми в виде закаленных заготовок, поскольку они содержат мягкий мартенсит с низким содержанием углерода) и углеродистыми сталями, которые должны обрабатываться в отожженном состоянии.
Изобретение основано на достижении упрочнения, осуществленном одновременно с помощью интерметаллидов типа β-NiAl и карбидов типа М2С, и присутствии вторичного аустенита, образующегося при упрочнении старением, который придает мартенситу ковкость, благодаря образованию сэндвичевой структуры (несколько % вторичного аустенита между обкладками мартенсита).
Следует избегать образования нитридов, в частности нитридов Ti и Al, которые придают хрупкость: по этой причине исключают любое добавление Ti (разрешенный максимум 500 ч/млн, еще лучше 100 ч/млн) и по возможности ограничивают N, который связывают с целью предотвращения образования AlN.
Карбиды М2С, где М=Cr, Mo, W и V, содержащие очень мало Fe, являются предпочтительными благодаря их упрочняющим и неохрупчивающим свойствам. Они стабилизируются с помощью Mo и W. Сумма содержания Mo и полусодержания W должна быть не менее 1%. Чтобы не ухудшать ковкость и не образовать интерметаллиды фазы µ типа Fe7Mo6 (см. также Cr и V), нельзя чтобы Mo+W/2 превышало 4%. Предпочтительно, чтобы сумма Мо+W/2 была в пределах от 1 до 2%.
Cr и V являются предшественниками для стабилизации М2С, которые являются «метастабильными» карбидами. V образует карбиды, которые «блокируют» связки между зернами и ограничивают укрупнение зерен во время термических обработок при повышенной температуре. Нельзя превышать V=0,3%, чтобы не создать благоприятных условий для образования нежелательных интерметаллидов фазы µ. Предпочтительно, чтобы содержание V было в пределах от 0,2 до 0,3%.
Присутствие Cr (по меньшей мере 2%) позволяет понизить содержание карбидов V и повысить содержание М2С. Содержание Cr не должно превышать 5%, чтобы не образовалась фаза µ и затем карбиды М23С6. Предпочтительно содержание Cr не должно превышать 4%.
Присутствие С благоприятствует появлению М2С по отношению к фазе µ. Но избыточное содержание С вызывает сегрегацию и понижение Ms. Его содержание должно быть в пределах от 0,18 до 0,30%, предпочтительно 0,20-0,25%.
Со замедляет восстановление дислокации и, следовательно, замедляет механизмы сверхстарения в мартенсите в горячем состоянии. Он позволяет при этом сохранить повышенную термостойкость. Однако полагают, что, поскольку Со благоприятствует образованию упомянутой выше фазы µ, которая является фазой, упрочняющей мартенситостареющие стали существующего уровня техники, включающие Fe-Ni-Co-Mo, значительные количества Со способствуют уменьшению количества Мо и/или W, способных образовывать карбиды M2C, которые способствуют упрочнению по механизму, который желательно усилить. Предлагаемое содержание Со (5-7%) в сочетании с содержаниями других элементов приводит к компромиссу между различными преимуществами и недостатками.
Ni и Al взаимосвязаны. Если содержание Al слишком высоко по отношению к Ni, потенциала вторичного аустенита больше не существует. Если имеется слишком много Ni, слишком занижается содержание упрочняющей фазы типа NiAl, a Al в основном находится в растворе. В конце закалки нельзя иметь остаточный аустенит и необходим возврат к мартенситной структуре. Для этой цели, если применяется закалка на твердом СО2, нужно иметь Ms≥140°C. Ms рассчитывают по классической формуле: Ms=550-350×С%-40×Mn%-17×Cr%-10×Mo%-17×Ni%-8×W%-35×V%-10×Cu%-10×Co%+30×Al% (°C). Содержание Ni должно быть скорректировано в этих целях как функция от других элементов. Необходимо иметь Al=1-2%, предпочтительно 1-1,6%, еще более предпочтительно 1,4-1,6%, а Ni=10,5-15% при Ni≥7+3,5 Al. В идеальном случае имеется 1,5% Al и 12-13% Ni. Эти условия благоприятствуют присутствию NiAl, что повышает стойкость к деформации растяжения Rm, которая, как это установлено, не изменяется при относительно низком содержании Со. Предел упругости Rp0,2 так же зависит от указанных факторов, как и Rm.
По сравнению с известными сталями из US-A-5393388, где для того, чтобы иметь ковкость и повышенную пластичность, прибегают к очень высокому содержанию вторичного аустенита, настоящее изобретение для того, чтобы добиться повышенной механической прочности при нагреве, оказывает предпочтение присутствию упрочняющих фаз В2, а именно NiAl. Соблюдение указанных выше условий в отношении Ni и Al обеспечивает потенциальное содержание вторичного аустенита, достаточно высокое для сохранения ковкости и пластичности, подходящих для предполагаемых применений.
Возможны добавки В, но, чтобы не ухудшить ковкость стали, их не должно быть более 50 ч/млн.
Одним из признаков изобретения является также возможность замены по меньшей мере части молибдена вольфрамом. В эквивалентной атомной доле W выделяется при затвердевании в меньшей степени, чем Мо и придает механическую прочность в горячем состоянии, благодаря образованию очень стойких к температуре карбидов. Недостатком W является его высокая стоимость, которую можно оптимизировать, ассоциируя W с Мо. Как уже было сказано, сумма Mo+W/2 должна быть в пределах от 1 до 4%, предпочтительно от 1 до 2%. Для ограничения стоимости стали предпочитают сохранять минимальное содержание Мо равным 1%.
N может достигать 100 ч/млн, если производственный процесс проводится на воздухе и если N связывается в виде карбонитридов Nb и/или V, чтобы избежать образования охрупчивающего нитрита AlN. Предпочтительно вести производственный процесс в вакууме, так чтобы иметь N≤50 ч/млн, а в некоторых случаях ≤10 ч/млн.
Си может достигать 1%. Она способна участвовать в упрочнении за счет своей эпсилон-фазы, а присутствие Ni позволяет ограничить ее вредные эффекты.
В общем случае элементы, которые могут включаться в связки между зерен и делают их ломкими, такие как Р и S, должны регулироваться в следующих пределах: S = следы - 50 ч/млн, предпочтительно следы - 10 ч/млн, еще более предпочтительно следы - 5 ч/млн, и Р = следы - 200 ч/млн, предпочтительно следы - 100 ч/млн.
В качестве раскислителя можно использовать Са, который может оставаться в конце в качестве остатка (≤500 ч/млн). Аналогичным образом могут сохраняться в конце остатки редкоземельных металлов (≤500 ч/млн) после аффинажной обработки жидкого металла.
Приемлемое содержание кислорода варьирует в зависимости от того, была ли получена сталь способом порошковой металлургии или она произведена из жидкого металла на воздухе или в вакууме. В первом случае допустимым является содержание, которое может доходить до 200 ч/млн. Во втором случае максимальное содержание составляет 50 ч/млн, предпочтительно 10 ч/млн.
В качестве примеров были испытаны образцы стали, составы которых (в массовых процентах) приведены в таблице 1:
Сталь, обозначенная А, соответствует стали согласно US-A-5393388 с повышенным содержанием Со.
Сталь обозначенная В, соответствует стали, сопоставимой со сталью А, к которой добавлено некоторое количество V без изменения содержания Со.
Сталь С соответствует изобретению, в частности в том, что по сравнению со сталями А и B в ней повышено содержание Al и снижено содержание Со.
Сталь D согласно изобретению, кроме того, дополнена добавкой В.
Сталь Е согласно изобретению, кроме того, дополнена добавкой Nb.
Эти образцы были выкованы из 200-кг слитков в плитки размером 75×35 мм в следующих условиях. После гомогенизационной обработки в течение по меньшей мере 16 час при 1250°С проводят первую операцию ковки, предназначенную для фракционирования грубых структур слитков; вслед за чем после повторного подъема температуры до 1180°С выковывают полупродукты с квадратным сечением 75×75 мм; наконец, каждый из полупродуктов помещают в печь при 950°С и затем выковывают при этой температуре в форме плиток 75×35 мм, структура которых после указанных последовательных операций становится тонкой.
После ковки образцы подвергают:
- переводу в раствор при 900°С в течение 1 часа с последующим охлаждением на воздухе;
- криогенной обработке при -80°С в течение 8 час;
- упрочнению старением при 495°С в течение 5 час с последующим охлаждением на воздухе.
Свойства образцов (прочность на разрыв Rm, предел прочности на растяжение Rp0.2, удлинения A5d, усадка Z, ударная вязкость KV, твердость HRC и размер зерна ASTM) приведены в таблице 2. Измерения проводили при температуре окружающей среды.
Таблица 2 | |||||||
Свойства испытанных образцов | |||||||
Rm (МПа) | Rp0.2 (МПА) | A5d (%) | Z (%) | KV (Дж) | HRC | Зерно ASTM | |
А | 2176 | 1956 | 11,2 | 58 | 25/27 | 55,3 | 8 |
В | 2218 | 2002 | 9.9 | 56 | 26/30 | 56,3 | 8/9 |
С | 2316 | 2135 | 9.5 | 49 | 20/24 | 57.6 | 8 |
D | 2328 | 1997 | 8,9 | 43 | 21/22 | 57.9 | 8 |
Е | 2303 | 1959 | 10 | 47 | 16/19 | 57.6 | 9 |
Как следует из таблицы, образцы С, D и Е согласно изобретению обладают прочностью на разрыв намного более высокой, чем образцы сравнения А и В. Предел прочности на растяжение имеет величину по крайней мере того же порядка. В противоположность повышению прочности на разрыв способность к ковке (усадка и удлинение при разрыве) и ударная вязкость в случае описанной и примененной термообработки оказались пониженными.
Образец сравнения В показывает, что добавление к стали А лишь одного V приводит к улучшению только некоторых свойств и чаще всего в пределах менее значительных, чем в случае изобретения.
В частности, повышение Al в случае изобретения в сочетании с поддержанием высокого содержания Ni увеличивает присутствие упрочняющей фазы NiAl и является существенным фактором в улучшении прочности на разрыв.
Добавки В и Nb в образцах D и Е, соответственно, не являются обязательными для получения повышенной механической прочности, которая является основной целью изобретения.
Дополнительные эксперименты, проводимые, в частности, на образце С, позволили установить, что для того, чтобы получить полную рекристаллизацию стали во время перевода в раствор, в дополнение к проводимым обработкам перед переводом в раствор необходим размягчающий отпуск при температуре не ниже 600°С. Этот размягчающий отпуск может, например, быть проведен в течение 8 час при 650°C с последующим охлаждением на воздухе. Благодаря этому получаемые после термомеханических превращений заготовки могут без всяких проблем подвергаться операциям заключительной обработки (рихтовке, обдирке, токарной обработке и т.д.), придающим детали ее окончательную форму.
После названного размягчающего отпуска в течение 8 час при 650°С и охлаждения на воздухе перевод в раствор при 935°С в течение 1 часа с последующим охлаждением в масле, криогенная обработка при -80°С в течение 8 час, снятие напряжения при 200°С в течение 8 час (на образцах для испытания на растяжение) или 16 час (на образцах для испытания на ударную вязкость) и старения при 500°С в течение 12 час с последующим охлаждением на воздухе позволили получить размер зерна ASTM=8 и следующие механические свойства:
- в продольном направлении при 20°С: Rm=2271 МПа; Rp0.2=1983 МПа; A5d=11,8%; Z=57%; KV=27 Дж;
- в поперечном направлении при 20°С: Rm=2273 МПа; Rp0.2=2023 МПа; A5d=8,8%; Z=41%; KV=22-24 Дж;
- в продольном направлении при 400°С: Rm=1833 МПа; Rp0.2=1643 МПа; A5d=11,1%; Z=58%.
Таким образом, в продольном направлении при 20°С имеет место прекрасный компромисс между прочностью на растяжение, ковкостью и ударной вязкостью. При 400°С прочность на растяжение также остается очень высокой и сталь изобретения, таким образом, очень хорошо соответствует поставленным задачам.
В общем случае усовершенствованный способ термической обработки стали согласно изобретению с целью получения детали, обладающей желаемыми свойствами, после ковки заготовки детали и перед заключительной обработкой, придающей детали конечную форму, состоит в следующем:
- размягчающий отпуск при 600-675°С в течение от 4 до 20 час с последующим охлаждением на воздухе;
- перевод в раствор при 900-1000°С в течение не менее 1 часа с последующим охлаждением в масле или на воздухе, произведенным достаточно быстро, чтобы избежать осаждения в аустенитной матрице межгранульных карбидов;
- необязательно криогенная обработка при -50°С или ниже, предпочтительно при -80°С или ниже, с целью превращения всего аустенита в мартенсит, и при этом температура на 200°С или более ниже Ms, причем по меньшей мере одна из указанных обработок длится не менее 2 час; для составов, у которых, в частности, содержание Ni относительно низко, такая криогенная обработка менее полезна;
- необязательно размягчающая обработка упрочненного при закалке мартенсита, проводимая в течение 4-16 час при 150-250°С, с последующим охлаждением на спокойном воздухе;
- упрочнение старением при 475-600°С, предпочтительно при 490-525°С, в течение 5-20 час.
Предпочтительными объектами применения стали согласно изобретению являются долговечные детали для механических устройств и структурные элементы, для которых необходимо иметь прочность на растяжение на холоду от 2200 до 2350 МПа в сочетании со значениями для ковкости и ударной вязкости, по меньшей мере эквивалентными тем же значениям у лучших высокопрочных сталей, и при нагреве (400°С) прочность на растяжение порядка 1800 МПа, а также оптимальные усталостные характеристики.
Преимуществом стали согласно изобретению является ее способность к цементации и азотированию. Благодаря этому деталям из этой стали можно придавать повышенную стойкость к истиранию. Это в особенности выгодно для упомянутых выше предполагаемых применений.
Claims (24)
1. Сталь, отличающаяся тем, что она имеет следующий состав, мас.%:
С=0,18-0,30
Со=5-7
Cr=2-5
Al=1-2
Mo+W/2=1-4
V = следы - 0,3
Nb = следы - 0,1
В = следы - 50 ч./млн
Ni = 10,5 - 15 при условии, что Ni≥7+3,5Al
Si = следы - 0,4
Mn = следы - 0,4
Са = следы - 500 ч./млн
Редкоземельные элементы = следы - 500 ч./млн
Ti = следы - 500 ч./млн
О = следы - 200 ч./млн, если сталь получена с помощью порошковой металлургии, или О = следы - 50 ч./млн, если сталь получена в производственном процессе из жидкого металла на воздухе или в вакууме
N = следы - 100 ч./млн
S = следы - 50 ч./млн
Cu = следы - 1
Р = следы - 200 ч./млн
остальное железо и неизбежные примеси.
С=0,18-0,30
Со=5-7
Cr=2-5
Al=1-2
Mo+W/2=1-4
V = следы - 0,3
Nb = следы - 0,1
В = следы - 50 ч./млн
Ni = 10,5 - 15 при условии, что Ni≥7+3,5Al
Si = следы - 0,4
Mn = следы - 0,4
Са = следы - 500 ч./млн
Редкоземельные элементы = следы - 500 ч./млн
Ti = следы - 500 ч./млн
О = следы - 200 ч./млн, если сталь получена с помощью порошковой металлургии, или О = следы - 50 ч./млн, если сталь получена в производственном процессе из жидкого металла на воздухе или в вакууме
N = следы - 100 ч./млн
S = следы - 50 ч./млн
Cu = следы - 1
Р = следы - 200 ч./млн
остальное железо и неизбежные примеси.
2. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит 0,20-0,25 мас.% С.
3. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит 2-4 мас.% Cr.
4. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит 1-1,6 мас.% Al, предпочтительно 1,4-1,6 мас.% Al.
5. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит Мо≥1 мас.%.
6. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит Mo+W/2=1-2 мас.%.
7. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит 0,2-0,3 мас.% V.
8. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 0,05 мас.% Nb.
9. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 0,25 мас.% Si, предпочтительно от следов до 0,10 мас.% Si.
10. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 0,25 мас.% Mn, предпочтительно от следов до 0,10 мас.% Mn.
11. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 100 ч./млн Ti.
12. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 10 ч./млн О.
13. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 50 ч./млн N, предпочтительно от следов до 10 ч./млн N.
14. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 10 ч./млн S, предпочтительно от следов до 5 ч./млн S.
15. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит от следов до 100 ч./млн Р.
16. Сталь по одному из пп.1-15, отличающаяся тем, что ее температура мартенситного перехода Ms выше или равна 140°С, при условии Ms=550-350×С%-40×Mn%-17×Cr%-10×Мо%-17×Ni%-8×W%-35×V%-10×Cu%-10×Со%+30×Al%(°С).
17. Способ изготовления детали из стали, отличающийся тем, что он включает в себя следующие стадии, предшествующие окончательной обработке детали с приданием ей завершающей формы:
приготовление стали, имеющей состав по одному из пп.1-16,
ковка этой стали,
размягчающий отпуск при 600-675°С в течение от 4 до 20 ч с последующим охлаждением на воздухе,
нагрев при 900-1000°С в течение по меньшей мере 1 ч для перевода стали в раствор с последующим охлаждением в масле и на воздухе достаточно быстрым, чтобы избежать выпадение в аустенитной матрице межгранульных карбидов,
упрочнение старением при 475-600°С, предпочтительно при 490-525°С, в течение 5-20 ч.
приготовление стали, имеющей состав по одному из пп.1-16,
ковка этой стали,
размягчающий отпуск при 600-675°С в течение от 4 до 20 ч с последующим охлаждением на воздухе,
нагрев при 900-1000°С в течение по меньшей мере 1 ч для перевода стали в раствор с последующим охлаждением в масле и на воздухе достаточно быстрым, чтобы избежать выпадение в аустенитной матрице межгранульных карбидов,
упрочнение старением при 475-600°С, предпочтительно при 490-525°С, в течение 5-20 ч.
18. Способ изготовления детали из стали по п.17, отличающийся тем, что он дополнительно включает криогенную обработку при -50°С или ниже, предпочтительно при -80°С или ниже, с целью превращения всего аустенита в мартенсит, и при этом температура на 200°С или более ниже Ms и по меньшей мере одна из указанных обработок длится не менее 2 ч.
19. Способ изготовления детали из стали по п.17, отличающийся тем, что он дополнительно включает размягчающую обработку упрочненного при закалке мартенсита, проводимую в течение 4-16 ч при 150-250°С, с последующим охлаждением на неподвижном воздухе.
20. Способ изготовления детали из стали по одному из пп.17-19, отличающийся тем, что деталь подвергают цементации или азотированию.
21. Механическая деталь или деталь для структурного элемента, отличающаяся тем, что ее получают способом по одному из пп.17-20.
22. Деталь по п.21, отличающаяся тем, что она представляет собой трансмиссионный вал двигателя.
Приоритет по пунктам:
Приоритет по пунктам:
27.04.2005 по пп.1-19, 21;
12.07.2005 по пп.20, 22.
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR0504254 | 2005-04-27 | ||
FR0504254A FR2885141A1 (fr) | 2005-04-27 | 2005-04-27 | Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue |
FR0507482 | 2005-07-12 | ||
FR0507482A FR2885142B1 (fr) | 2005-04-27 | 2005-07-12 | Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2007143989A RU2007143989A (ru) | 2009-06-10 |
RU2400557C2 true RU2400557C2 (ru) | 2010-09-27 |
Family
ID=36951179
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2007143989A RU2400557C2 (ru) | 2005-04-27 | 2006-04-20 | Закаленная мартенситная сталь, способ получения детали из этой стали и получаемая таким способом деталь |
Country Status (11)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US8153056B2 (ru) |
EP (1) | EP1874973B1 (ru) |
JP (1) | JP5149156B2 (ru) |
AT (1) | ATE539176T1 (ru) |
CA (1) | CA2607446C (ru) |
ES (1) | ES2377657T3 (ru) |
FR (1) | FR2885142B1 (ru) |
PT (1) | PT1874973E (ru) |
RU (1) | RU2400557C2 (ru) |
SI (1) | SI1874973T1 (ru) |
WO (1) | WO2006114499A2 (ru) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2550682C1 (ru) * | 2011-05-12 | 2015-05-10 | Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл | Способ изготовления сверхпрочной мартенситной стали и лист, полученный этим способом |
RU2737903C1 (ru) * | 2020-02-20 | 2020-12-04 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Высокопрочная конструкционная сталь |
Families Citing this family (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2126150B1 (en) * | 2007-01-12 | 2011-05-18 | Rovalma SA | Cold work tool steel with outstanding weldability |
PL2164998T3 (pl) * | 2007-07-10 | 2011-05-31 | Aubert & Duval Sa | Stal martenzytyczna hartowana, mająca niską lub zerową zawartość kobaltu, sposób wytwarzania części z tej stali, oraz część uzyskana tym sposobem |
FR2933990B1 (fr) * | 2008-07-15 | 2010-08-13 | Aubert & Duval Sa | Acier martensitique durci a teneur faible en cobalt, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue |
FR2947565B1 (fr) * | 2009-07-03 | 2011-12-23 | Snecma | Traitement cryogenique d'un acier martensitique a durcissement mixte |
FR2947566B1 (fr) | 2009-07-03 | 2011-12-16 | Snecma | Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte |
WO2012163391A1 (en) * | 2011-05-27 | 2012-12-06 | Società Bulloneria Europea S.B.E. Spa | Process for manufacturing engine starting motor shafts |
JP6166953B2 (ja) | 2012-06-06 | 2017-07-19 | 大同特殊鋼株式会社 | マルエージング鋼 |
US9303295B2 (en) * | 2012-12-28 | 2016-04-05 | Terrapower, Llc | Iron-based composition for fuel element |
US10157687B2 (en) | 2012-12-28 | 2018-12-18 | Terrapower, Llc | Iron-based composition for fuel element |
WO2014126012A1 (ja) * | 2013-02-12 | 2014-08-21 | 日立金属株式会社 | マルテンサイト鋼の製造方法 |
JP5692622B1 (ja) * | 2013-03-26 | 2015-04-01 | 日立金属株式会社 | マルテンサイト鋼 |
RU2535889C1 (ru) * | 2013-07-18 | 2014-12-20 | Открытое акционерное общество "НПО Энергомаш имени академика В.П. Глушко" | Способ термической обработки коррозионно-стойких мартенситностареющих сталей |
CN103667972B (zh) * | 2013-11-08 | 2016-04-27 | 铜陵安东铸钢有限责任公司 | 一种特种耐磨合金材料及其制备方法 |
US10975460B2 (en) * | 2015-01-28 | 2021-04-13 | Daido Steel Co., Ltd. | Steel powder and mold using the same |
US10378072B2 (en) | 2015-05-22 | 2019-08-13 | Daido Steel Co., Ltd. | Maraging steel |
US10337079B2 (en) | 2015-05-22 | 2019-07-02 | Daido Steel Co., Ltd. | Maraging steel |
FR3114327B1 (fr) | 2020-09-23 | 2023-01-27 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
FR3114325B1 (fr) | 2020-09-23 | 2023-01-27 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
FR3114326B1 (fr) | 2020-09-23 | 2023-01-27 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
FR3122667B1 (fr) | 2021-05-05 | 2023-05-12 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
Family Cites Families (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB1089934A (en) * | 1964-10-28 | 1967-11-08 | Republic Steel Corp | High strength steel alloy composition |
JPS5161B1 (ru) * | 1967-09-18 | 1976-01-05 | ||
JPS5423328B2 (ru) * | 1973-11-27 | 1979-08-13 | ||
US5087415A (en) * | 1989-03-27 | 1992-02-11 | Carpenter Technology Corporation | High strength, high fracture toughness structural alloy |
US5221372A (en) * | 1992-02-13 | 1993-06-22 | Northwestern University | Fracture-tough, high hardness stainless steel and method of making same |
US5393488A (en) * | 1993-08-06 | 1995-02-28 | General Electric Company | High strength, high fatigue structural steel |
JP3750202B2 (ja) * | 1996-02-21 | 2006-03-01 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
US6146033A (en) * | 1998-06-03 | 2000-11-14 | Printronix, Inc. | High strength metal alloys with high magnetic saturation induction and method |
SE520169C2 (sv) * | 1999-08-23 | 2003-06-03 | Sandvik Ab | Metod för tillverkning av stålprodukter av utskiljningshärdat martensitiskt stål, samt användning av dessa stålprodukter |
EP1111080B1 (en) * | 1999-12-24 | 2007-03-07 | Hitachi Metals, Ltd. | Maraging steel having high fatigue strength and maraging steel strip made of same |
JP2002161342A (ja) * | 2000-11-24 | 2002-06-04 | Daido Steel Co Ltd | 強度、耐疲労性及び耐食性に優れた構造用鋼 |
JP2002161308A (ja) * | 2000-11-24 | 2002-06-04 | Daido Steel Co Ltd | 高強度、高耐疲労構造用鋼の製造方法 |
JP2002167652A (ja) * | 2000-11-28 | 2002-06-11 | Daido Steel Co Ltd | 高強度・高耐疲労特性に優れた薄板材 |
-
2005
- 2005-07-12 FR FR0507482A patent/FR2885142B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
2006
- 2006-04-20 WO PCT/FR2006/000877 patent/WO2006114499A2/fr active Application Filing
- 2006-04-20 EP EP06743718A patent/EP1874973B1/fr active Active
- 2006-04-20 ES ES06743718T patent/ES2377657T3/es active Active
- 2006-04-20 PT PT06743718T patent/PT1874973E/pt unknown
- 2006-04-20 JP JP2008508252A patent/JP5149156B2/ja active Active
- 2006-04-20 US US11/912,365 patent/US8153056B2/en active Active
- 2006-04-20 AT AT06743718T patent/ATE539176T1/de active
- 2006-04-20 RU RU2007143989A patent/RU2400557C2/ru active
- 2006-04-20 CA CA2607446A patent/CA2607446C/fr active Active
- 2006-04-20 SI SI200631264T patent/SI1874973T1/sl unknown
-
2010
- 2010-08-26 US US12/869,268 patent/US8152938B2/en active Active
- 2010-08-26 US US12/869,207 patent/US8192560B2/en active Active
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2550682C1 (ru) * | 2011-05-12 | 2015-05-10 | Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл | Способ изготовления сверхпрочной мартенситной стали и лист, полученный этим способом |
RU2737903C1 (ru) * | 2020-02-20 | 2020-12-04 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Высокопрочная конструкционная сталь |
WO2021167496A1 (ru) * | 2020-02-20 | 2021-08-26 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Высокопрочная конструкционная сталь |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US8192560B2 (en) | 2012-06-05 |
PT1874973E (pt) | 2012-03-15 |
CA2607446A1 (fr) | 2006-11-02 |
EP1874973B1 (fr) | 2011-12-28 |
US8152938B2 (en) | 2012-04-10 |
WO2006114499A2 (fr) | 2006-11-02 |
WO2006114499A3 (fr) | 2006-12-14 |
US20110048583A1 (en) | 2011-03-03 |
ATE539176T1 (de) | 2012-01-15 |
RU2007143989A (ru) | 2009-06-10 |
ES2377657T3 (es) | 2012-03-29 |
US20080193321A1 (en) | 2008-08-14 |
CA2607446C (fr) | 2015-01-06 |
US20110041961A1 (en) | 2011-02-24 |
FR2885142B1 (fr) | 2007-07-27 |
JP5149156B2 (ja) | 2013-02-20 |
FR2885142A1 (fr) | 2006-11-03 |
EP1874973A2 (fr) | 2008-01-09 |
SI1874973T1 (sl) | 2012-03-30 |
US8153056B2 (en) | 2012-04-10 |
JP2008539331A (ja) | 2008-11-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2400557C2 (ru) | Закаленная мартенситная сталь, способ получения детали из этой стали и получаемая таким способом деталь | |
RU2497974C2 (ru) | Закаленная мартенситная сталь с низким содержанием кобальта, способ получения детали из этой стали и деталь, полученная этим способом | |
RU2456367C2 (ru) | Закаленная мартенситная сталь с низким или нулевым содержанием кобальта, способ изготовления детали из этой стали и полученная этим способом деталь | |
KR101745224B1 (ko) | 침탄용 강 | |
JPH07238350A (ja) | 高温用表面浸炭ステンレス鋼合金及びそれから作られる製品及びその製造方法 | |
KR101726251B1 (ko) | 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법 | |
JPH0892690A (ja) | 耐疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法 | |
EP3168319B1 (en) | Microalloyed steel for heat-forming high-resistance and high-yield-strength parts | |
CN109790602B (zh) | 钢 | |
KR102554100B1 (ko) | NiCrMo강 및 NiCrMo강재의 제조 방법 | |
JP2019077911A (ja) | 鋼部材および鋼部材の製造方法 | |
JP2006169637A (ja) | 高強度浸炭部品の製造方法 | |
JP4464861B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼 | |
JP2991064B2 (ja) | 窒化非調質鍛造用鋼および窒化非調質鍛造品 | |
EP1876255B1 (en) | Carbonitriding or cementation steel and method of producing parts with said steel | |
JP4427772B2 (ja) | 高疲労強度を有するマルエージング鋼ならびにそれを用いたマルエージング鋼帯 | |
KR102520984B1 (ko) | 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법 | |
KR101795277B1 (ko) | 내식성이 우수한 고강도 스프링강 | |
JP4821711B2 (ja) | 軟窒化用鋼材 | |
JPH05279794A (ja) | 軟窒化用鋼 | |
JP7310723B2 (ja) | 鋼部品およびその製造方法 | |
JP2001081531A (ja) | 耐へたり性と耐衝撃疲労性に優れた強靭窒化用鋼 | |
JP2006152445A (ja) | 高強度肌焼鋼および高強度浸炭部品 | |
JP2023142664A (ja) | 芯部硬さに優れた窒化用鋼 | |
JP2023037454A (ja) | 浸炭部品とその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PD4A | Correction of name of patent owner | ||
PD4A | Correction of name of patent owner |