WO2015115336A1 - 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 - Google Patents

肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 Download PDF

Info

Publication number
WO2015115336A1
WO2015115336A1 PCT/JP2015/051898 JP2015051898W WO2015115336A1 WO 2015115336 A1 WO2015115336 A1 WO 2015115336A1 JP 2015051898 W JP2015051898 W JP 2015051898W WO 2015115336 A1 WO2015115336 A1 WO 2015115336A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
quenching
carburizing
carburized
less
max
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/051898
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
恭平 中山
森田　敏之
井上　圭介
Original Assignee
大同特殊鋼株式会社
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 大同特殊鋼株式会社 filed Critical 大同特殊鋼株式会社
Priority to MX2016007817A priority Critical patent/MX2016007817A/es
Priority to CA2934230A priority patent/CA2934230C/en
Priority to US15/109,190 priority patent/US10689721B2/en
Priority to CN201580004776.3A priority patent/CN106062227B/zh
Publication of WO2015115336A1 publication Critical patent/WO2015115336A1/ja

Links

Images

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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • 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
    • C22C38/40—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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment

Definitions

  • the present invention relates to a case-hardened steel excellent in cold forgeability and hardenability and a carburized part using the same.
  • hot forging forging the steel material at a high temperature is widely performed.
  • the work material must be heated to a high temperature, and the mold also needs to be heated, which consumes a lot of heat energy and increases the number of processing steps, which increases the required cost.
  • gears are usually used after being formed into a part shape by cutting or forging, and then subjected to carburizing and quenching to improve wear resistance and fatigue strength and surface hardening treatment.
  • oil quenching has been the mainstream as quenching in carburizing, but in recent years, quenching by gas cooling may be performed in a small carburizing furnace.
  • Quenching by gas cooling has the advantage of less distortion during quenching than conventional oil quenching.
  • gas cooling has a slower cooling rate than oil cooling, a large amount of alloy elements must be added in order to obtain hardness that can ensure strength.
  • Patent Document 1 discloses an invention relating to “a steel material for skin hardening excellent in cold workability and coarse grain prevention characteristics during carburizing and a manufacturing method thereof”, in order to ensure cold workability there.
  • regulates the amount of precipitate particles of Ti and Nb so that it may be set to 2 or more is disclosed.
  • a large amount of Ti is added to precipitate TiC (the Ti—N balance is different from that of the present invention). This is different from the present invention.
  • the present invention is based on the above circumstances, and has excellent cold forgeability and a case-hardened steel that can improve the hardenability necessary for carburizing and quenching by gas quenching (gas cooling), and the same. It was made for the purpose of providing carburized parts.
  • the present invention relates to the following [1] to [7].
  • the relationship with the DI value obtained by the test is the following formula (1) ⁇ MAX ⁇ 12.8 ⁇ DI + 745 Formula (1) Satisfied case-hardened steel.
  • (A) A model diagram schematically showing the change behavior of crystal grains when pinning particles (precipitate particles) are reduced as much as possible.
  • (B) It is a figure of the comparative example shown in order to demonstrate generation
  • the DI (ideal critical diameter) value is a value serving as an index representing hardenability.
  • this DI value is determined based on the result of the Jominy quenching test specified in JIS G 0561 (2011). Specifically, first, the JI value is obtained by the Jominy quenching test. Here, the JI value is defined as 50% martensite hardness.
  • the JI value is defined as 50% martensite hardness.
  • the JI value is defined as 50% martensite hardness.
  • the DI value is calculated by substituting the JI value obtained as described above into the following equation.
  • the maximum deformation resistance ⁇ MAX is a value that represents the forgeability when cold forging is performed. The smaller this value, the better the cold forgeability, and vice versa. .
  • ⁇ MAX represents the diameter.
  • a steel material in which the DI value and the value of ⁇ MAX satisfy the relationship of the formula (1) is used when manufacturing the carburized part.
  • the gas cooling means a technique in which a non-oxidizing gas such as an inert gas such as nitrogen or argon gas is blown onto an object for cooling.
  • the total precipitation amount of TiC, AlN, and ZrC per 1 mm 2 of grain interface area of the prior austenite grains after carburizing is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less, so that precipitates are formed during carburizing. It is possible to minimize the pinning of the grain boundary by the grains, thereby reducing the grain size number of the grains, that is, increasing the DI value by increasing the grain size, and also improving the cold forgeability. .
  • the technique of precipitating and dispersing particles such as AlN in the manufacturing process before carburizing and pinning (pinning) the grain boundaries is widely implemented with the aim of suppressing coarsening of crystal grains.
  • the technique of pinning grain boundaries with this kind of precipitate particles cannot sufficiently prevent the phenomenon of abnormal grain growth in which the crystal grains are locally coarsened abnormally.
  • abnormal grain growth means that the pinning force due to the precipitate particles was larger than the driving force for grain growth at the beginning of carburizing, but the force relationship was reversed during carburizing, and the pinning force of the precipitate particles
  • this reversal of the force relationship is caused by the solid solution of precipitate particles during carburization, and the pinning force decreases due to the Ostwald growth and coarsening of the precipitate particles. This is caused by factors such as Also, in parts subjected to cold forging, plastic strain distribution is introduced inside the part during forging, and in regions where the strain is large, the driving force of crystal grain growth and the reversal of pinning force occur during carburizing, resulting in abnormal grain Grain growth occurs.
  • FIG. 1 (b) schematically shows the occurrence of such abnormally grown grains.
  • FIGS. 1 (B) and (A) show the initial state of carburization, and p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles (pinning particles).
  • p represents precipitate particles
  • the crystal grains thus increased in size increase the power of grain growth, and under the relative decrease in the pinning force of the precipitate particles p, break the pinning of the crystal grain boundaries by the precipitate particles p, one after another. Grab the crystal grains and grow. That is, once the pinning of the crystal grain boundary by the precipitate particle p is broken, the grain growth of the crystal grain occurs in a chain with the broken crystal grain boundary as the center, as shown in FIGS. When abnormal grain growth occurs, finally an abnormally large crystal grain Q is generated.
  • the total amount of precipitate particles of TiC, AlN, ZrC per 1 mm 2 of grain interface area of the prior austenite grains after carburizing is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol (mol) or less. This is to reduce the density of the precipitate particles, and the state of “pinning force of the precipitate particles ⁇ driving force of crystal grain growth” from the beginning of carburization.
  • the precipitate particles are not precipitated for convenience
  • the precipitate particles are almost the same size and touch each other at each grain boundary.
  • some of the crystal grains are specifically formed by, for example, partly dissolving and disappearing of the precipitate particles during carburization. Grain growth continues and coarsens, resulting in abnormal grain growth that becomes giant crystal grains.
  • the model FIG. 1 (a) of the present invention since the precipitate particles restrain the grain boundary from the beginning and are not pinned, the crystal grain q is pinned by the precipitate particles during carburizing. Try to grow grains freely without being affected.
  • any crystal grain q is the same in that it is intended to grow freely without receiving the pinning effect of the precipitate particles, and as a result, any crystal grain q grows in the other grains q around it. As a result, any crystal grain q cannot be specifically grown, so that any crystal grain q is equally large to a certain size. It can only grow crystal grains.
  • FIGS. 1 (A) and 1 (C) show an example photograph (crystal grain photograph after carburization) in which abnormal grain growth is suppressed by minimizing the precipitation of precipitate particles. Note that, by reducing the number of precipitate particles as much as possible, abnormal grain growth can be suppressed and each crystal grain can be grown uniformly.
  • Japanese Patent Application No. 2013-134262 Japanese Patent Application No. 2013-134263 None of them are disclosed to the public.
  • the precipitation of precipitate particles is reduced as much as possible, so that the crystal grains are uniformly enlarged while suppressing abnormal grain growth, thereby reducing the deformation resistance and reducing the cold forgeability. While increasing the hardenability.
  • the precipitate particles themselves are prevented from increasing the deformation resistance during cold forging, and the cold forgeability is improved.
  • the crystal grain growth under the state in which such abnormal grain growth is suppressed is the sum of TiC, AlN, and ZrC per 1 mm 2 of grain interface area of the prior austenite grains after carburizing. It has been found that this can be achieved by reducing the density of the precipitate particles in the steel as much as possible so that the amount of the precipitate particles is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less.
  • the reason why the total amount of precipitate particles of TiC, AlN, and ZrC is defined as a unit area per 1 mm 2 of grain interface area of prior austenite grains is as follows. First, the effect of pinning by the precipitate particles varies depending on the grain interfacial area. If the grain interfacial area is large, many precipitate particles are required, and conversely, if the grain interfacial area is small, the number of particles is small. What you need to do; Secondly, the amount of precipitate particles is only the amount of precipitate particles measured in the carburized parts, including those that are present in the prior austenite grain boundaries. .
  • the problem in the present invention is the amount of precipitate particles at the grain boundaries, but if the total amount of precipitates is large, the amount of precipitates present at the grain boundaries also increases. It is considered that the influence on the pinning by the precipitate particles can be judged by converting per unit area of the prior austenite grains, and so on.
  • the carburizing and quenching may be carburizing and quenching using gas quenching ([3] above). In this case, distortion caused by carburizing and quenching can be reduced.
  • the structure after carburizing and quenching can be set to No. 6 or less in terms of the average grain size of the prior austenite grains ([4] above).
  • the average grain size number before carburizing can be made small, that is, the crystal grains can be enlarged, and cold forgeability and hardenability can be improved.
  • a carburized part can be obtained using a steel material (skin-hardened steel) having the chemical composition defined in [5] above.
  • a steel material skin-hardened steel having the chemical composition defined in [5] above.
  • the density of precipitate particles acting on the pinning of the grain boundaries is reduced. It can be reduced as much as possible.
  • Ti and Zr are added to crystallize TiN and ZrN which do not contribute to the pinning of the grain boundary due to the combination of N and Ti and Zr contained in the steel at the time of casting the steel. Suppresses precipitation of AlN having a pinning action by combining N in the steel with Al. However, if Ti and Zr are added excessively, TiC and ZrC precipitate, and these become precipitate particles having a pinning action, so it is important to satisfy the formula (2) so that they do not become excessive. It is.
  • formula (2) has the following meaning. That is, there are many N in the steel that can react with Al in the steel to form AlN, or there are many Ti and Zr that react with C in the steel to form TiC and ZrC. Since precipitate particles are precipitated in an undesirable amount in the steel, N, Ti and Zr in the steel are crystallized as crystallized substances during solidification, so that N, Ti and Zr is fixed (consumed), so that excess Ti, Zr, and N are defined by the formula (2), and the target value is set to 3.5 ⁇ 10 ⁇ 6 mol / g or less.
  • the density of the precipitate particles acting for pinning of the grain boundaries can be reduced as much as possible.
  • Ti and Zr, which consume N in the steel by the formation of crystallized materials are each less than 0.001%, preferably no addition.
  • the amount of s-Al added to form a small amount is used so that the density of the precipitate particles is minimized.
  • the steel material can contain B: 0.001 to 0.010% as a selective component in mass% ([7] above).
  • the grain interface area can be expressed by the following formula (4) using the radius r.
  • (1000 / 7.8) is the reciprocal of the density of the steel
  • 1/2 is a coefficient considering that adjacent crystal grains are in contact with each other. Therefore, from the above formulas (3) and (4), the grain boundary area of the prior austenite grains can be obtained by measuring the average grain size n.
  • the total precipitate is extracted by an electrolytic method using 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol (10% AA solution). After electrolysis, suction filtration is performed with a 0.2 ⁇ m pore filter and a part of the resulting residue is made into a solution by melting by mixed acid decomposition, and then the metal element components in the total precipitate are quantified by ICP emission spectrometry. Then, the amount of Ti precipitate per predetermined mass is determined and converted to the amount of precipitate per unit g.
  • TiC amount per unit g TiC amount per unit g
  • % of the composition of each chemical component is “mass%”.
  • C 0.10 to 0.30% C is contained in an amount of 0.10% or more for securing hardness and strength. However, if it is contained in a large amount exceeding 0.30%, the workability at the time of working a part shape such as a gear from a steel material by cold forging is lowered, so the upper limit is made 0.30%.
  • Si 0.01 to 1.50% Si must be contained in an amount of 0.01% or more to ensure hardenability and strength. However, if it is contained in a large amount exceeding 1.50%, the forgeability and machinability are lowered, so the upper limit is made 1.50%.
  • Mn 0.40 to 1.50%
  • Mn is contained in an amount of 0.40% or more in order to control the form of inclusions such as MnS and ensure hardenability. Further, if Mn is less than 0.40%, ferrite is generated in the core part and the strength is lowered. Therefore, 0.40% or more is also contained in this sense. However, if it is contained in a large amount exceeding 1.50%, the machinability is lowered, so the upper limit is made 1.50%.
  • P 0.03% or less
  • P is an impurity component that causes a decrease in strength in the present invention, and this is regulated to 0.03% or less.
  • Cu 0.05 to 1.00% Cu is useful for ensuring hardenability by containing 0.05% or more. On the other hand, if it is contained in a large amount exceeding 1.00%, the hot workability is lowered, so the upper limit is made 1.00% or less.
  • Cr 0.01 to 2.00% Cr is an element effective for improving the hardenability and improving the strength. For this reason, it is contained in an amount of 0.01% or more. However, if it is contained in a large amount exceeding 2.00%, the workability, particularly the machinability, is deteriorated, so the upper limit is made 2.00%.
  • s-Al 0.005 to 0.050% (above [5]), 0.001 to 0.008% (above [6]) Al is contained in the steel by use as a deoxidizer. In said [5], it is set as content in the range of 0.005% or more and 0.050% or less. On the other hand, in the above [6], Zr and Ti as steel components are each less than 0.001%, preferably no additive, so the content is made 0.008% or less in order to suppress the formation of AlN. Be regulated. s-Al represents acid-soluble aluminum and is quantified by the method described in Annex 15 of JIS G 1257 (1994). The contents of JIS G 1257 (1994) are incorporated herein by reference.
  • N 0.005 to 0.030%
  • Ti 0.001 to 0.150% (above [5]), ⁇ 0.001% (above [6])
  • Zr 0.000 to 0.300% (above [5]), ⁇ 0.001% (above [6])
  • formula (2) can also be satisfied by containing only Ti out of Ti and Zr. In this case, it is not necessary to contain Zr. That is, in the above [5], Zr is an optional component, and the content is in a range including 0.000.
  • B 0.001 to 0.010%
  • B is an element that improves hardenability, and can be contained by 0.001% or more as necessary. However, when the content exceeds 0.010%, a precipitate of B is formed at the grain boundary, and the strength is lowered.
  • the total amount of precipitate particles of TiC, AlN and ZrC is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less.
  • the total amount of precipitate particles of TiC, AlN and ZrN per 1 mm 2 of grain interface area of the prior austenite grains of the parts after carburizing Is 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less, so that the number of precipitate particles is reduced as much as possible from the beginning of carburization, so that the precipitate particles do not substantially pin and restrain the grain boundary, or the pinning force is weakened. Therefore, it is important for enlarging the crystal grains while preventing the generation of abnormal crystal grains.
  • a steel material having the chemical composition shown in Table 1 is melted, heated to 1250 ° C., held for 4 hours, hot rolled at 950 ° C. or higher, and columnar for Jominy quenching test specified in JIS G 0561 (2011).
  • a test piece and a steel bar having a diameter of 30 mm were prepared.
  • a Jominy quenching test was performed using a test piece for Geminy quenching test, and a DI value was obtained.
  • Various tests including the following forging tests were performed using a steel bar with a diameter of 30 mm. Normally, parts that are cold forged are subjected to a softening heat treatment before forging. After that, the steel bar is held at 760 ° C.
  • test piece 10 for cold forging (refer FIG. 2 (I)) of (phi) 15 * 22.5Lmm was produced from the steel bar which gave softening heat processing.
  • 2 (II) and (III) a pair of forging dies 12A and 12B is applied to the test piece 10, and the forging dies 12A and 12B are applied to the end faces of the test piece 10 and pressed in an end face constrained state.
  • N 2 gas was used as the cooling gas, and this was blown onto the object at a gas pressure of 9 bar and at a rotational speed of 60 Hz by a cooling fan.
  • the hardness measurement was performed by cutting a test piece that had been cold forged and carburized and hardened in a cross-section, and measured the R / 2 (R: radius) part by 90 degrees in the circumferential direction with a Rockwell hardness meter. The average value was obtained.
  • the observation of crystal grains is that the test piece (carburized and quenched by oil quenching after cold forging) is cut in half in the longitudinal section and the cut surface is mirror-polished and then corroded with supersaturated picric acid. Then, the prior austenite grain boundary was revealed and the crystal grain size was measured. The measurement was performed on the center part of the longitudinal section, and the measurement method was performed in accordance with JIS G 0551 (1998) with a 100 ⁇ field of view and 5 fields of view of the optical microscope, and the average value was obtained.
  • carburization at 1050 ° C. was also performed to confirm the crystal grain size stability, and the crystal grain size was measured.
  • the carburizing treatment at 1050 ° C. was carried out at 1050 ° C. instead of carburizing at 950 ° C., and other conditions were the same as above (quenching was oil quenching). There is no significant difference in crystal grain size between carburizing at 1050 ° C. and carburizing at 950 ° C., and the parts made from the steel material of this example have stable grain size characteristics even at high temperatures.
  • the amount of TiC, AlN, and ZrC precipitate particles (moles) contained in the steel material was quantitatively determined by the above-described method for those that were carburized and quenched (quenching was oil quenching) at a temperature of 950 ° C. And converted per 100 g of steel, and the interfacial area (mm 2 ) of prior austenite grains per 1 g of steel obtained from the measured average grain size n of prior austenite is converted per 100 g of steel, and from these, prior austenite grains The amount of precipitate particles per 1 mm 2 of the interfacial area was calculated. These results are shown in Tables 2 and 3 and FIGS.
  • TN represents the total amount of nitrogen.
  • none of the values of the formula (2) satisfy the above condition [5], and per unit area area of the prior austenite grains after carburizing.
  • the total amount of TiC, AlN, and ZrC precipitate particles exceeds 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol.
  • the average grain size of the prior austenite grains after carburization is 8 or more and the grains are fine, and the value of the maximum deformation resistance during cold forging is large. That is, cold forgeability is not good.
  • the value of the formula (2) satisfies the above condition [5], and the total precipitation of TiC, AlN, and ZrC per grain boundary unit area of the prior austenite grains after carburizing.
  • the amount of product particles is a small amount of 4.5 ⁇ 10 ⁇ 10 mol or less.
  • the average grain size of the prior austenite grains after carburization is 6 or less and the grains are large, and as a result, the value of the maximum deformation resistance ⁇ MAX of compression during cold forging is It is as small as 800 (MPa) or less, indicating that cold forgeability is good.
  • the value of ⁇ MAX is smaller than 12.8 ⁇ DI + 745, and the relationship between the DI value and the ⁇ MAX value satisfies the relationship of Expression (1).
  • the value of ⁇ MAX is larger than 12.8 ⁇ DI + 745 and does not satisfy the relationship of the expression (1). That is, in the comparative example and the example, as the DI value increases, the value of ⁇ MAX increases correspondingly. However, in the comparative example, the level of the value of ⁇ MAX is higher than that of the example. When the hardenability is increased, the value of ⁇ MAX is kept high, while it becomes larger, and it is difficult to perform cold forging while increasing the hardenability. It can be seen that the hardenability can be effectively enhanced while ensuring the forgeability.
  • FIG. 4 shows the relationship between the hardness after spheroidizing annealing and the hardness after carburizing and quenching using oil quenching or gas quenching for each of the examples and comparative examples. From the results of FIG. 4, the hardness of the present example after carburizing and quenching using gas quenching is almost the same as the hardness after carburizing and quenching using oil quenching in the comparative example. You can see that.

Abstract

本発明は、冷間鍛造性及び焼入性に優れた肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供することを課題としており、球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗σＭＡＸ（ＭＰａ）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式（１） σＭＡＸ＜１２．８×ＤＩ＋７４５・・・式（１） を満たす肌焼鋼を提供するものである。また、本発明は、その肌焼鋼を用いて浸炭焼入れし、浸炭部品を得る。

Description

肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品
　この発明は冷間鍛造性及び焼入性に優れた肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品に関する。
　鋼材を歯車その他の部品形状に加工する手段の１つとして、高温下で鋼材を鍛造する熱間鍛造が広く行われている。
　しかし熱間鍛造では被鍛材を高温に加熱しなければならないとともに、金型もまた加熱が必要であることから熱エネルギーを多く消費し、また加工の工数も多くなって所要コストが高くなってしまう問題がある。
　そこで加工手段として、熱間鍛造を冷間鍛造に置き換えることが進められている。冷間鍛造では加熱が不要であり、加工の工数も少なくなって所要コストを低減することができる。
　しかしながら冷間鍛造では熱間鍛造と比較して被鍛材の変形抵抗が大きくなるため、金型の摩耗や割れが大きな問題となる。
　この問題を解決するため、従来にあっては合金元素の添加を抑制することで素材（鋼材）の硬さを低下させ、鍛造加工する際の変形抵抗を小さくする等の対策が取られてきた。
　しかしながら合金元素の添加を減らすことで硬さ、変形抵抗を小さくすることは、部品の強度を低下させてしまうことに繋がる。
　ところで、例えば歯車は、通常切削や鍛造等にて部品形状に成形した後、耐摩耗性、疲労強度を向上させるべく浸炭焼入れを施し、表面硬化処理して使用している。
　従来、浸炭の際の焼入れとして油焼入れが主流であったが、近年、小型の浸炭炉においてガス冷却による焼入れが行われることもある。ガス冷却による焼入れは、従来の油焼入れよりも焼入時の歪みが小さい利点がある。
　しかしながら、ガス冷却は油冷却よりも冷却速度が遅いため、強度を確保できる硬さを得るためには多量の合金元素を添加しなければならない。焼入性を向上させるために多量の合金元素を添加すれば鋼材の硬さも高くなり、先に述べた冷間鍛造性が悪化してしまう。
　即ち冷間鍛造性と焼入性とは、従来トレードオフの関係にあり、両特性をともに両立させることに技術的な困難があった。
　尚、下記特許文献１には「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」についての発明が示され、そこにおいて冷間加工性を確保するためＣｒを１．２５％以下としてＢ添加で焼入性を確保し、また結晶粒の異常粒成長を抑制することを狙いとして、直径０．２μｍ以下のＴｉＣ，ＮｂＣ析出物粒子を１０個／μｍ２以上とするようにＴｉやＮｂの析出物粒子量を規定する点が開示されている。
　この特許文献１に記載のものでは、ＴｉＣを析出するためにＴｉを多く添加しており（Ｔｉ－Ｎバランスは本発明とは異なったものとなっている）、また本発明では不純物成分の扱いとなるＮｂを添加したものがあり、本発明とは異なる。
日本国特開２００４－１８３０６４号公報
　本発明は以上のような事情を背景とし、冷間鍛造性に優れ、またガス焼入れ（ガス冷却）による浸炭焼入れを可能とする上で必要な焼入性も改善できる肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供することを目的としてなされたものである。
　本発明は、下記［１］～［７］に関するものである。
［１］
　球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗σＭＡＸ（ＭＰａ）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式（１）
　　σＭＡＸ＜１２．８×ＤＩ＋７４５・・・式（１）
　を満たす肌焼鋼。
［２］
　球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗σＭＡＸ（ＭＰａ）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式（１）
　　σＭＡＸ＜１２．８×ＤＩ＋７４５・・・式（１）
　を満たす肌焼鋼を用いて冷間鍛造にて部品形状に加工した後、浸炭焼入れを施して得た部品であって、
　浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下であることを特徴とする浸炭部品。
［３］
　前記浸炭焼入れが、ガス焼入れを用いた浸炭焼入れであることを特徴とする［２］に記載の浸炭部品。
［４］
　前記浸炭焼入後における組織が、前記旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６番以下の組織であることを特徴とする［２］，［３］の何れかに記載の浸炭部品。
［５］
　質量％で
　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
　　　　Ｐ：０．０３％以下；
　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
　　　　ｓ－Ａｌ：０．００５～０．０５０％；
　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
　　　　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％；
　　　　Ｚｒ：０．０００～０．３００％；
　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
　の組成を有し、
　且つＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量［Ｔｉ］，［Ｚｒ］，［Ｎ］が下記式（２）を満たす前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る［２］～［４］の何れかに記載の浸炭部品：
　　｜［Ｔｉ］／４７．９＋［Ｚｒ］／９１．２－［Ｎ］／１４｜／１００≦３．５×１０－６モル／ｇ・・・式（２）。
［６］
　質量％で
　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
　　　　Ｐ：０．０３％以下；
　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
　　　　ｓ－Ａｌ：０．００１～０．００８％；
　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
　　　　Ｔｉ：＜０．００１％；
　　　　Ｚｒ：＜０．００１％；
　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
　の組成を有する前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る［２］～［４］の何れかに記載の浸炭部品。
［７］
　前記肌焼鋼が、質量％で
　　　　Ｂ：０．００１～０．０１０％
　を更に含有していることを特徴とする［５］，［６］の何れかに記載の浸炭部品。
　本発明によれば、冷間鍛造性に優れ、またガス冷却による浸炭焼入れを可能とする上で必要な焼入性も改善できる肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供することができる。
（イ）ピンニング粒子（析出物粒子）を極力少なくしたときの結晶粒の変化挙動を模式的に示したモデル図である。（ロ）異常成長粒の発生を説明するために示した比較例の図である。 実施例における冷間鍛造の工程説明図である。 実施例及び比較例についてＤＩ値と最大変形抵抗との関係を表した図である。 実施例及び比較例についての球状化焼鈍後の硬さと油焼入れ，ガス焼入れを行ったときの焼入後硬さとの関係を表した図である。
　上記［１］において、ＤＩ（理想臨界直径）値は焼入性を表す指標となる値である。
　本発明において、このＤＩ値はＪＩＳ　Ｇ　０５６１（２０１１）に規定するジョミニー焼入試験の結果に基づいて定められる。
　詳しくは、先ずジョミニー焼入試験でＪＩ値を求める。ここでＪＩ値は５０％マルテンサイト硬さと定義される。
　ジョミニー焼入試験では、規定の焼入温度に加熱した状態の円柱状の試験片の下端面を噴水で冷却して焼入れし、その後側面を規定の厚みで平坦に削って、下端面から高さ１．５ｍｍの位置の硬さ（ＨＲＣ）を測定する。この１．５ｍｍ高さ（位置）の硬さから、以下のようにしてＪＩ値を求める。
　　ＪＩ＝１．５ｍｍ位置硬さ（ＨＲＣ）－１２（ＨＲＣ）
　以上により求めたＪＩ値を、以下の式に代入してＤＩ値を算出する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　一方最大変形抵抗σＭＡＸは、冷間鍛造を行ったときの鍛造性を表す指標となる値で、この値が小さいほど冷間鍛造性は良く、逆に値が大きいほど冷間鍛造性は悪い。
　一般則として、鋼材の焼入性を高くするには、前述したように焼入れに関連した合金元素を多く添加する。このとき鋼材のＤＩ値は高くなる。
　これと同時に鋼材の冷間鍛造性は悪化し、上記のσＭＡＸの値は大となる。即ちＤＩ値，σＭＡＸの値の何れもが高くなる。
　尚、ＪＩＳ　Ｇ　０５６１（２０１１）の内容はここに参照として取り込まれる。
　また、「φ」は直径を表すものである。
　本発明では、浸炭部品を製造するに際してＤＩ値とσＭＡＸの値とが式（１）の関係を満たす鋼材（肌焼鋼）を用いる。
　この肌焼鋼は、ＤＩ値を大きくして焼入性を高めても、最大変形抵抗値σＭＡＸは一定以下の低い値に保持される。従って良好な冷間鍛造性と良好な焼入性との両特性をともに確保することが可能で、冷間鍛造での部品成形を可能としつつ、浸炭処理に際しての焼入れをガス冷却にて行うのに必要な焼入性を改善することができる。
　ここでガス冷却とは、窒素，アルゴンガス等の不活性ガス等の非酸化性ガスを対象物に吹き付けて冷却する手法を意味する。
　本発明では、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出量が４．５×１０－１０モル以下であるようにして、浸炭の際に析出物粒子による結晶粒界のピンニングを極力しないようにし、そのことによって結晶粒の粒度番号を小さく、即ち結晶粒を大粒化してＤＩ値を高め、併せて冷間鍛造性を高めるようにすることができる。
　浸炭処理前の製造工程でＡｌＮ等の粒子を析出分散させて粒界をピンニング（ピン止め）する技術は、結晶粒の粗大化を抑制することを狙いとして広く実施されている。
　しかしながらこの種の析出物粒子によって粒界をピンニング（ピン止め）する技術にあっては、局部的に結晶粒が異常に粗大化する異常粒成長の現象を十分には防ぐことができない。
　ここで異常粒成長とは、浸炭初期には析出物粒子によるピンニング力が結晶粒成長の駆動力よりも大であったものが、浸炭中に力関係が逆転し、析出物粒子のピンニング力よりも結晶粒成長の駆動力が大となることによって起こる現象で、こうした力関係の逆転は、浸炭中における析出物粒子の固溶、析出物粒子がオストワルド成長し粗大化することによってピンニング力が小さくなること等が要因となって生じる。
　また冷間鍛造を施した部品では、鍛造時に部品内部に塑性歪分布が導入され、歪みが大きい領域では浸炭中に結晶粒成長の駆動力とピンニング力の逆転が起きることで、結晶粒の異常粒成長が起る。
　図１（ロ）は、このような異常成長粒の発生をモデル的に示している。
　図１（ロ）（Ａ）は浸炭初期の状態を示したもので、ｐは析出物粒子（ピン止め粒子）を表している。浸炭初期の状態ではこれら析出物粒子ｐが多数粒界に介在して結晶粒ｑの粒界をピンニングし拘束しており、結晶粒ｑが大きくなろうとするのを妨げている。
　ところが粒界をピンニングしている一部析出物粒子ｐが、浸炭中に固溶により消失し、析出物粒子ｐによるピンニング（拘束）が破れると（外れると）、ここにおいて粒界でのピンニングの外れた隣接結晶粒同士が合体して１つの結晶粒に粒成長する。
　このようにしてサイズ増大した結晶粒は粒成長のパワーを増し、相対的な析出物粒子ｐのピンニング力の低下の下に、析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングを破って次々と隣の結晶粒を呑み込んで粒成長して行く。
　即ち一旦析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングが破れると、そのピンニングの破れた結晶粒界を中心として結晶粒の粒成長が連鎖的に発生し、図１（ロ）（Ｂ）に示すように異常粒成長が生じて遂には異常に巨大化した結晶粒Ｑが発生する。
　図１（ロ）（Ｃ）は、このような異常粒成長した実例（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
　このような異常粒成長が起ると、局部的な焼入性の上昇のために熱処理歪みが生じて、これが騒音や振動の原因となったり、また疲労強度が低下してしまうといった問題が生ずる。
　従来にあっては、こうした場合に析出物粒子をより多く分散析出させ、析出物粒子による粒界のピンニング力をより一層増大させることで対策しているが、そのような対策にては異常粒成長を十分に防止できない。
　またこのように析出物粒子を多く分散析出させたときには、析出物粒子そのものが冷間鍛造時の変形抵抗を上げる１つの要因となる。
　特に近年においては、浸炭時間の短縮を目的とした浸炭温度の高温化、部品製造コスト低減のための冷間鍛造化、生産中のＣＯ２削減や強度の向上を目的とした真空浸炭等の環境対応技術が普及しているが、これらの技術の下では上記の異常粒成長がより生じ易い。
　そこで上記［２］では、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル（ｍｏｌ）以下となるように析出物粒子密度を少なくするもので、浸炭初期から「析出物粒子のピンニング力＜結晶粒成長の駆動力」の状態とするものである。
　以下この点を図１（イ）のモデル図に基づいて説明する。
　図１（イ）のモデル図において（ここでは理解を容易にするため便宜的に析出物粒子が析出していないものとして示している）、（Ａ）の浸炭初期においては、各結晶粒ｑはほぼ同じような大きさでそれぞれの結晶粒界で互いに接している。
　析出物粒子によって結晶粒界をピンニングする従来の技術にあっては、その後、先に述べたように浸炭中に析出物粒子が一部固溶し消失する等によって、ある結晶粒が特異的に粒成長を続けて粗大化し、巨大結晶粒となる異常粒成長を生じる。
　これに対して本発明のモデル図１（イ）の場合には、当初から析出物粒子が結晶粒界を拘束し、ピンニングしていないため、浸炭中に結晶粒ｑは析出物粒子によるピンニング作用を受けないで自由に粒成長しようとする。
　ところが析出物粒子によるピンニング作用を受けずに、自由に粒成長しようとする点は何れの結晶粒ｑも同じであり、結果として何れの結晶粒ｑも、周りの他の結晶粒ｑの粒成長しようとする圧力を自身の粒成長に対する抑制圧力として受けることとなり、その結果何れかの結晶粒ｑが特異的に粒成長するといったことはできず、何れの結晶粒ｑも均等にある程度の大きさまで結晶粒成長できるに留まる。
　この結果、粒成長を止めるための析出物粒子が存在していないにも拘らず（寧ろそのような析出物粒子が存在していないからこそ）、各結晶粒ｑはそれぞれが互いに均等にある程度の大きさまで粒成長するのに留まって、何れか特定の結晶粒ｑが特異的に異常粒成長してしまうのが有効に抑制される。
　因みに図１（イ）（Ｃ）は、析出物粒子の析出を極力少なくすることで異常粒成長が抑制されている実例写真（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
　尚、析出物粒子を極力少なくすることで異常粒成長を抑制し、各結晶粒を均等に粒成長させ得る点は、本出願人の出願に係る特願２０１３－１３４２６２，特願２０１３－１３４２６３（何れも未公開）に開示されている。
　このように上記［２］では析出物粒子の析出を極力少なくすることで、異常粒成長を抑制しつつ結晶粒を均等に大粒化させ、そのことによって変形抵抗を小さくして冷間鍛造性を高めるとともに、焼入性を高める。析出物粒子を少なくすることで、析出物粒子自体が冷間鍛造時の変形抵抗を増す原因となるのを防ぎ、冷間鍛造性を高める。
　このような異常粒成長を抑制した状態の下での結晶粒成長は、本発明者らの研究によれば、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下となるように鋼中の析出物粒子密度を極力少なくすることで達成できることを知得した。
　本発明において、ＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量を旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りの単位面積で規定している理由は、
　第１に、析出物粒子によるピンニング（ピン止め）の効果は粒界面積によって異なり、粒界面積が大きければ沢山の析出物粒子が必要で、逆に粒界面積が小さければ粒子の数は少なくて済むこと、；
　第２に、析出物粒子量はあくまで浸炭部品中に測定される析出物の粒子量であって、これには旧オーステナイト粒界に存在しているものも存在していないものも含まれている。但しその析出量が多ければ、当然に粒界に存在する量も多くなること、；
　第３に、本発明において問題となるのは結晶粒界における析出物粒子の量であるが、トータルの析出物量が多ければ結晶粒界に存在する析出物量も多くなるから、全体の析出物量を旧オーステナイト粒の単位面積当りに換算して整理することで、析出物粒子によるピンニングへの影響を判断できると考えられること、；等による。
　本発明では、上記の浸炭焼入れを、ガス焼入れを用いた浸炭焼入れとすることができる（上記［３］）。
　この場合、浸炭焼入れに伴って生ずる歪みを小さくすることができる。
　本発明では浸炭焼入後における組織が、旧オーステナイト粒の平均結晶粒度で６番以下としておくことができる（上記［４］）。
　このようにすることで、浸炭前における平均結晶粒度番号を小さくしておくこと、即ち結晶粒を大粒化しておくことができ、冷間鍛造性と焼入性を高めることができる。
　本発明では、上記［５］に規定する化学組成の鋼材（肌焼鋼）を用いて浸炭部品を得ることができる。
　上記［５］の化学組成の肌焼鋼では、上記の式（２）を充足するようにＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量を規制することで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子密度を極力少なくすることができる。
　具体的には、例えばＴｉ，Ｚｒを添加することで、鋼の鋳造時に鋼中に含まれるＮとＴｉ，Ｚｒとの結合により結晶粒界のピンニングに対して寄与しないＴｉＮ，ＺｒＮを晶出せしめ、鋼中のＮがＡｌと結合してピンニング作用を持つＡｌＮを析出するのを抑制する。
　但しＴｉ，Ｚｒを過剰に添加するとＴｉＣ，ＺｒＣが析出し、これらがピンニング作用を有する析出物粒子となってしまうため、それらが過剰とならないように式（２）を満たすようにすることが重要である。
　要するに式（２）は次のような意味を有している。
　即ち鋼中のＡｌと反応してＡｌＮと成り得るＮが鋼中に多くあったり、或いは鋼中のＣと反応してＴｉＣ，ＺｒＣと成り得るＴｉ，Ｚｒが多くあったりすると、何れの場合にも析出物粒子が鋼中に望ましくない量で析出してしまうことから、鋼中のＮとＴｉ及びＺｒを凝固時に晶出物として晶出せしめることで、析出物粒子形成可能なＮ，Ｔｉ及びＺｒを固定し（消費し）、以て余剰のＴｉ，Ｚｒ，Ｎを式（２）で規定し、その値を目標とする３．５×１０－６モル／ｇ以下とする。
　但し浸炭部品用の鋼材を上記［６］に規定する化学組成とすることで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子の密度を極力少なくするようになすこともできる。
　具体的にはこの上記［６］では、鋼中のＮを晶出物形成によって消費するＴｉ及びＺｒをそれぞれ０．００１％未満、好ましくは無添加とする一方で、これに伴って析出物粒子を形成するｓ－Ａｌの添加量を微量とし、以て析出物粒子の密度を極力少なくするようにしている。
　尚本発明では、上記鋼材に質量％でＢ：０．００１～０．０１０％を選択的成分として含有させるようになすことができる（上記［７］）。
　本発明では、旧オーステナイト粒の粒界面積，ＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの析出物量を次のようにして求めることができる。
（粒界面積の求め方）
　浸炭品の表面を垂直に切断し、浸炭品から観察用試料を切り出し、表層を含む断面を研磨し、旧オーステナイト粒界を現出させた後、ＪｌＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）で規定された方法で平均結晶粒度ｎを測定する（測定の際、表層（浸炭層）を含めて測定してもよい）。そして以下の式より旧オーステナイト粒半径ｒを算出する。
　ｒ＝（３／２×１／（２（ｎ＋３）×π））０．５　・・・式（３）
　尚、式（３）は以下のようにして求めたものである。
　ＪｌＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）における単位面積（１ｍｍ２）当たりの結晶粒の数ｍと平均結晶粒度ｎとの間には、ｍ＝２（ｎ＋３）の関係がある。この関係式より、旧オーステナイト粒を半径ｒの球形と仮定した場合の結晶粒の断面積はπｒ２＝３／２×１／ｍ＝３／２×１／（２（ｎ＋３））となる。これより半径ｒは式（３）で表すことができる。
　ここで係数３／２は、測定した断面が一般には結晶粒の中心からずれていることを考慮して定めた係数である。
　尚、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）の内容はここに参照として取り込まれる。
　そして粒界面積は、上記半径ｒを用いて以下の式（４）にて表すことができる。
　粒界面積＝（鋼材単位質量（１ｇ）中に含まれる旧オーステナイト粒の個数）×旧オーステナイト粒１個の表面積×１／２＝（１０００／７．８）／（４／３×π×ｒ３）×４πｒ２×１／２　・・・式（４）
　ここで（１０００／７．８）は鋼の密度の逆数、１／２は隣接する結晶粒が互いに接していることを考慮した係数である。
　従って上記式（３）及び式（４）より、旧オーステナイト粒の粒界面積は、平均結晶粒度ｎを測定することにより求めることができる。
（ＴｉＣの定量法）
　１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール（１０％ＡＡ溶液）を用いた電解法により全析出物の抽出を行う。電解後、孔径０．２μｍのニュークリポアフィルターによって吸引ろ過し、得られた残渣の一部を混酸分解による融解で溶液としたのち、全析出物中の金属元素成分をＩＣＰ発光分析法によって定量し、所定質量当りのＴｉの析出物量を求めて単位ｇ当りの析出物量に換算する。また得られた残渣の他の一部を１０％臭素－メタノール溶液に浸漬処理することによりＴｉＮのみ残渣として抽出し、質量測定によって所定質量当りのＴｉＮを定量し、単位ｇ当りの量に換算する。そしてＴｉＣ量＝（全Ｔｉの析出物量）－（ＴｉＮ量）からＴｉＣ量（単位ｇ当りのＴｉＣ量）を求める。
（ＺｒＣの定量法）
　ＴｉＣと同様の方法で行う。
（ＡｌＮの定量法）
　１４％ヨウ素－メタノール溶液による母材の溶解での残渣の一部をＩＣＰ発光分析法により単位ｇ当りの全Ａｌ（ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３）の定量を行う。また残渣の他の一部を硫酸で酸分解することにより、窒化物と酸化物を分離すると残渣中には酸化物が残る。元素分析しＡｌ量を定量すると、Ａｌ２Ｏ３量を定量したことになる。よって、ＡｌＮ量＝全Ａｌ（ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３）－Ａｌ２Ｏ３量で求めることができる。
　上記の方法で求めた粒界面積、析出物量より
旧オーステナイト粒界１ｍｍ２あたりの析出物量＝（析出物量）／（旧オーステナイト粒界面積）・・で求めることができる。
　以下に本発明における各化学成分等の限定理由を説明する。なお、各化学成分の組成の「％」は「質量％」である。
　Ｃ：０．１０～０．３０％
　Ｃは硬さ、強度を確保する上で０．１０％以上含有させる。但し０．３０％を超えて多量に含有させると、鋼材から歯車等の部品形状を冷間鍛造にて加工する際の加工性が低下するため、上限を０．３０％とする。
　Ｓｉ：０．０１～１．５０％
　Ｓｉは焼入性、強度確保のために０．０１％以上含有させる必要がある。但し１．５０％を超えて多量に含有させると鍛造性、被削性の低下をもたらすため、上限を１．５０％とする。
　Ｍｎ：０．４０～１．５０％
　ＭｎはＭｎＳ等の介在物形態制御を図るとともに、焼入性を確保するために０．４０％以上含有させる。またＭｎは０．４０％未満であると芯部にフェライトを生成し、強度低下を生じるため、この意味においても０．４０％以上を含有させる。但し１．５０％を超えて多量に含有させると被削性の低下をもたらすため、上限を１．５０％とする。
　Ｓ：０．０１～０．１０％
　Ｓは被削性確保のため０．０１％以上含有させる。但し０．１０％を超えて多量に含有させると強度の低下をもたらすため、上限を０．１０％とする。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは本発明において強度低下をもたらす不純物成分であり、０．０３％以下にこれを規制する。
　Ｃｕ：０．０５～１．００％
　Ｃｕは０．０５％以上含有させることで焼入性確保に有用である。一方１．００％を超えて多量に含有させると熱間加工性の低下をもたらすため、上限を１．００％以下とする。
　Ｎｉ：０．０５～１．００％
　Ｎｉは０．０５％以上含有させることで焼入性確保に有用である。一方１．００％を超えて多量に含有させると、炭化物析出量が減少し強度低下を招くため、上限を１．００％とする。
　Ｃｒ：０．０１～２．００％
　Ｃｒは焼入性を良くし、強度向上させるのに有効な元素で、そのために０．０１％以上含有させる。但し２．００％を超えて多量に含有させると加工性、特に被削性の低下を招くため、上限を２．００％とする。
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％
　Ｍｏは強度向上させる元素であり、０．０１％以上含有させる。Ｍｏによる強度向上の効果をより求める場合には０．１５％以上含有させることが望ましい。但し０．５０％を超えて多量に含有させると、加工性の劣化を招くとともにコスト高をもたらすので、上限を０．５０％とする。
　Ｎｂ：０．００１％以下
　本発明においてＮｂは不純物元素となるものであり、Ｎｂが含有されているとＮｂＣが析出し、結晶粒界をピンニングするため、０．００１％以下に含有量を規制する。
　ｓ－Ａｌ：０．００５～０．０５０％（上記［５］），０．００１～０．００８％（上記［６］）
　Ａｌは脱酸剤としての使用により鋼に含有される。上記［５］においては０．００５％以上、０．０５０％以下の範囲内の含有量とする。
　一方上記［６］においては、鋼の含有成分としてのＺｒ，Ｔｉがそれぞれ０．００１％未満、好ましくは無添加となるため、ＡｌＮの生成を抑制するために含有量が０．００８％以下に規制される。
　ｓ－Ａｌは、酸可溶性アルミニウムを表し、ＪＩＳ　Ｇ　１２５７（１９９４）の附属書１５に記載された方法により定量される。尚、ＪＩＳ　Ｇ　１２５７（１９９４）の内容はここに参照として取り込まれる。
　Ｎ：０．００５～０．０３０％
　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％（上記［５］），＜０．００１％（上記［６］）
　Ｚｒ：０．０００～０．３００％（上記［５］），＜０．００１％（上記［６］）
　これらＮ，Ｔｉ，Ｚｒはそれぞれが互いに相互に作用し合うことで有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくする。その条件は上記［５］においては式（２）を満たす範囲内である。
　また上記［６］においても、同様に有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくするために必要な範囲内である。
　尚上記［５］においては、Ｔｉ及びＺｒのうちＴｉだけを含有することで式（２）を満たすこともできる。この場合にはＺｒの含有は不要である。即ち上記［５］においてはＺｒは任意成分であり、含有量は０．０００を含む範囲である。
　Ｂ：０．００１～０．０１０％
　Ｂは焼入性を向上させる元素であり、必要に応じて０．００１％以上含有させることができる。但し０．０１０％を超えて含有させた場合粒界にＢの析出物を形成し、強度を低下させる。
　ＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下
　浸炭後の部品の旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＮの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下であることは、浸炭初期から析出物粒子を極力少なくし、析出物粒子が結晶粒界を実質的にピンニングし拘束しないように若しくはピンニングの力を弱めるようにし、異常結晶粒の発生を防ぎつつ結晶粒を大粒化する上で重要である。
　表１に示す化学組成の鋼材を溶解し、１２５０℃に加熱し、４ｈ保持した後、９５０℃以上で熱間圧延し、ＪＩＳ　Ｇ　０５６１（２０１１）に規定するジョミニー焼入試験用の円柱状の試験片及びφ３０ｍｍの棒鋼を作製した。
　そしてジェミニー焼入試験用の試験片を用いてジョミニー焼入試験を実施し、ＤＩ値を求めた。
　またφ３０ｍｍの棒鋼を用いて以下の鍛造試験を含む各種試験を行った。
　通常、冷間鍛造される部品は鍛造前に軟化熱処理を行うので、その後、この棒鋼を７６０℃×４ｈで保持した後に、１５℃／ｈで６５０℃まで温度を下げ、空冷する軟化熱処理を行い、軟化処理後の硬さ（ロックウェル硬さＨＲＢ）を測定した。
　また軟化熱処理を施した棒鋼からφ１５×２２．５Ｌｍｍの冷間鍛造用試験片１０（図２（Ｉ）参照）を作製した。この試験片１０を図２（ＩＩ），（ＩＩＩ）に示すように一対の鍛造型１２Ａ，１２Ｂを用い、試験片１０の各端面に鍛造型１２Ａ，１２Ｂを当て、端面拘束状態でプレスし、圧下率＝７０％，圧下速度（ひずみ速度）６．７（１／Ｓ）で冷間鍛造をして、最大変形抵抗を測定した。最大変形抵抗は各鋼種ｎ＝３で試験を実施し、その平均を求めた。
　次に冷間鍛造したものを９５０℃で浸炭焼入れし、硬さ測定及び旧オーステナイトの結晶粒度測定を行った。
　浸炭条件は温度９５０℃，ＣＰ（カーボンポテンシャル）：０．８％で２ｈ保持した後、８５０℃，ＣＰ：０．８％で０．５ｈ保持の条件とした。その後に８０℃の油での焼入れ（油焼入れ）と、ガス冷却（ガス吹付けによる冷却）即ちガス焼入れとを行い、それぞれの焼入れ後の硬さ（ＨＲＣ）の測定を行った。
　尚ガス冷却では、冷却ガスとしてＮ２ガスを用い、これをガス圧力９ｂａｒで、冷却ファンにより回転数６０Ｈｚで対象物に吹き付けた。
　また硬さ測定は、冷間鍛造及び浸炭焼入れした試験片を横断面で切断し、Ｒ／２（Ｒ：半径）部をロックウェル硬度計で周方向に９０°ごと隔たった４点硬さ測定し、その平均値を求めた。
　一方結晶粒観察は、試験片（冷間鍛造後において油焼入れにより浸炭焼入処理を行ったもの）を縦断面で半分に切断し、切断面を鏡面研磨した後に、過飽和ピクリン酸を用いて腐食し、旧オーステナイト結晶粒界の現出を行って、結晶粒度の測定を行った。測定は縦断面の中心部について行い、測定方法はＪＩＳ　Ｇ　０５５１（１９９８）に準じ、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野で行い、平均値を求めた。
　また実施例１、６、１１に関しては、結晶粒度の安定性を確認するために１０５０℃での浸炭も行い、結晶粒度測定を行った。
　尚１０５０℃の浸炭処理は、９５０℃の浸炭に代えて１０５０℃で浸炭を行う他、その他の条件は上記と同様の条件（焼入れは油焼入れ）とした。
　１０５０℃での浸炭のときと、９５０℃の浸炭とで結晶粒度に大きな差はなく、本実施例の鋼材から作られる部品は、高温でも結晶粒度特性が安定している。
　また、上記温度９５０℃の条件で浸炭焼入処理（焼入れは油焼入れ）を行ったものについて、前述した方法にて鋼材中に含まれるＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの析出物粒子量（モル）を定量化して鋼材１００ｇ当りに換算するとともに、測定した旧オーステナイトの平均結晶粒度ｎから求めた鋼材１ｇ当りの旧オーステナイト粒の粒界面積（ｍｍ２）を鋼材１００ｇ当りに換算し、これらから旧オーステナイト粒界面積１ｍｍ２当りの析出物粒子量を算出した。
　これらの結果が表２及び表３と図３及び図４とに示してある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　Ｔ－Ｎは総窒素量を表す。
　表１、表２の結果に示しているように、比較例では式（２）の値が何れも上記［５］の条件を満たしていないとともに、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界単位面積当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モルを超えて多量である。
　そして比較例のものは、何れも浸炭後の旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８以上で結晶粒が微細であり、冷間鍛造時における最大変形抵抗の値が大きい。即ち冷間鍛造性が良くない。
　一方実施例のものは、何れも式（２）の値が上記［５］の条件を満たしているとともに、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界単位面積当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下の少量である。
　そして実施例のものは、何れも浸炭後の旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６以下で結晶粒が大粒であり、これに起因して冷間鍛造時における圧縮の最大変形抵抗σＭＡＸの値が８００（ＭＰａ）以下と小さく、冷間鍛造性が良いことを示している。
　因みに、図３は表２の実施例，比較例について横軸にＤＩ値を、縦軸に最大変形抵抗σＭＡＸをとって、それらの関係を表したものである。
　この図から、本実施例では比較例に比べて同じＤＩ値の下で最大変形抵抗が小さいことが見て取れる。或いは同一の最大変形抵抗σＭＡＸの下ではＤＩ値が高いことが見て取れる。
　この図において、本実施例のものは何れもσＭＡＸの値が１２．８×ＤＩ＋７４５よりも小さく、ＤＩ値とσＭＡＸ値との関係が式（１）の関係を満たしている。
　これに対して比較例のものは、σＭＡＸの値が１２．８×ＤＩ＋７４５よりも大であり、式（１）の関係を満たしていない。
　即ち、比較例及び実施例におい
て、ＤＩ値が高くなると何れもσＭＡＸの値がこれに対応して大となっているが、比較例ではσＭＡＸの値のレベルが、実施例のものに比べて高く、焼入性を高くするとσＭＡＸの値が高いレベルを保ちつつ、より大となり、焼入性を高くした上で冷間鍛造をすることが困難である一方、実施例では良好な冷間鍛造性を確保しつつ、焼入性を効果的に高め得ることが分る。
　図４には実施例，比較例それぞれについて球状化焼鈍後の硬さと油焼入れ，又はガス焼入れを用いた浸炭焼入後の硬さの関係が示してある。
　この図４の結果から、本実施例のものはガス焼入れを用いた浸炭焼入後の硬さが、比較例において油焼入れを用いた浸炭焼入後の硬さとほぼ同等の硬さが得られていることが見て取れる。
　以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
　本発明によれば、冷間鍛造性に優れ、またガス冷却による浸炭焼入れを可能とする上で必要な焼入性も改善できる肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供することができる。　　　　
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年１月３０日出願の日本特許出願（特願２０１４－０１６２１０）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　　　　ｐ　ピン止め粒子
　　　　ｑ　結晶粒
　　　　Ｑ　巨大化した結晶粒
　　　　１０　試験片
　　　　１２Ａ、１２Ｂ　鍛造型 

Claims (7)

  1. 　球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗σＭＡＸ（ＭＰａ）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式（１）
    　　σＭＡＸ＜１２．８×ＤＩ＋７４５・・・式（１）
    　を満たす肌焼鋼。
  2. 　球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗σＭＡＸ（ＭＰａ）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式（１）
    　　σＭＡＸ＜１２．８×ＤＩ＋７４５・・・式（１）
    　を満たす肌焼鋼を用いて冷間鍛造にて部品形状に加工した後、浸炭焼入れを施して得た部品であって、
    　浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのＴｉＣ，ＡｌＮ，ＺｒＣの合計の析出物粒子量が４．５×１０－１０モル以下であることを特徴とする浸炭部品。
  3. 　前記浸炭焼入れが、ガス焼入れを用いた浸炭焼入れであることを特徴とする請求項２に記載の浸炭部品。
  4. 　前記浸炭焼入後における組織が、前記旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６番以下の組織であることを特徴とする請求項２，請求項３の何れかに記載の浸炭部品。
  5. 　質量％で
    　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
    　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
    　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
    　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
    　　　　Ｐ：０．０３％以下；
    　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
    　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
    　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
    　　　　ｓ－Ａｌ：０．００５～０．０５０％；
    　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
    　　　　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％；
    　　　　Ｚｒ：０．０００～０．３００％；
    　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
    　の組成を有し、
    　且つＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量［Ｔｉ］，［Ｚｒ］，［Ｎ］が下記式（２）を満たす前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る請求項２～請求項４の何れかに記載の浸炭部品：
    　　｜［Ｔｉ］／４７．９＋［Ｚｒ］／９１．２－［Ｎ］／１４｜／１００≦３．５×１０－６モル／ｇ・・・式（２）。
  6. 　質量％で
    　　　　Ｃ：０．１０～０．３０％；
    　　　　Ｓｉ：０．０１～１．５０％；
    　　　　Ｍｎ：０．４０～１．５０％；
    　　　　Ｓ：０．０１～０．１０％；
    　　　　Ｐ：０．０３％以下；
    　　　　Ｃｕ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｎｉ：０．０５～１．００％；
    　　　　Ｃｒ：０．０１～２．００％；
    　　　　Ｍｏ：０．０１～０．５０％；
    　　　　Ｎｂ：０．００１％以下；
    　　　　ｓ－Ａｌ：０．００１～０．００８％；
    　　　　Ｎ：０．００５～０．０３０％；
    　　　　Ｔｉ：＜０．００１％；
    　　　　Ｚｒ：＜０．００１％；
    　残部Ｆｅ及び不可避的不純物；
    　の組成を有する前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る請求項２～請求項４の何れかに記載の浸炭部品。
  7. 　前記肌焼鋼が、質量％で
    　　　　Ｂ：０．００１～０．０１０％
    　を更に含有していることを特徴とする請求項５，請求項６の何れかに記載の浸炭部品。
PCT/JP2015/051898 2014-01-30 2015-01-23 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 WO2015115336A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2016007817A MX2016007817A (es) 2014-01-30 2015-01-23 Caja de acero templado y el componente carburizado obtenido del mismo.
CA2934230A CA2934230C (en) 2014-01-30 2015-01-23 Case hardening steel and carburized component obtained therefrom
US15/109,190 US10689721B2 (en) 2014-01-30 2015-01-23 Case hardening steel and carburized component obtained therefrom
CN201580004776.3A CN106062227B (zh) 2014-01-30 2015-01-23 表面硬化钢及由其获得的渗碳部件

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014016210A JP6237277B2 (ja) 2014-01-30 2014-01-30 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品
JP2014-016210 2014-01-30

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015115336A1 true WO2015115336A1 (ja) 2015-08-06

Family

ID=53756910

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/051898 WO2015115336A1 (ja) 2014-01-30 2015-01-23 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10689721B2 (ja)
JP (1) JP6237277B2 (ja)
CN (1) CN106062227B (ja)
CA (1) CA2934230C (ja)
MX (1) MX2016007817A (ja)
WO (1) WO2015115336A1 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017179394A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 肌焼鋼
BR112018070440B1 (pt) 2016-04-19 2022-07-19 Jfe Steel Corporation Placa de aço resistente à abrasão e método para produzir placa de aço resistente à abrasão
EP3446808B1 (en) * 2016-04-19 2020-01-08 JFE Steel Corporation Abrasion-resistant steel plate and method for producing abrasion-resistant steel plate

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1171613A (ja) * 1997-07-10 1999-03-16 Ascometal 浸炭または浸炭窒化鋼部品の製造方法と、この部品を製造するための鋼
JPH1180882A (ja) * 1997-09-02 1999-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 曲げ強度と衝撃特性に優れた浸炭部品
JP2006274373A (ja) * 2005-03-30 2006-10-12 Jfe Bars & Shapes Corp 靭性および冷間加工性に優れた高強度ねじ用鋼および高強度ねじの製造方法
JP2007031787A (ja) * 2005-07-27 2007-02-08 Kobe Steel Ltd 耐結晶粒粗大化特性、疲労特性及び被削性に優れた肌焼鋼並びにその製造方法
JP2010007120A (ja) * 2008-06-25 2010-01-14 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度浸炭部品の製造方法
JP2010229508A (ja) * 2009-03-27 2010-10-14 Kobe Steel Ltd 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP5669339B2 (ja) * 2007-11-02 2015-02-12 山陽特殊製鋼株式会社 高強度浸炭部品の製造方法
JP5737860B2 (ja) * 2010-04-30 2015-06-17 テルモ株式会社 ゲル状細胞組成物およびその製造方法
JP5458048B2 (ja) * 2011-03-29 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品
JP6394035B2 (ja) * 2013-06-26 2018-09-26 大同特殊鋼株式会社 肌焼鋼
JP6337580B2 (ja) * 2013-06-26 2018-06-06 大同特殊鋼株式会社 浸炭部品

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1171613A (ja) * 1997-07-10 1999-03-16 Ascometal 浸炭または浸炭窒化鋼部品の製造方法と、この部品を製造するための鋼
JPH1180882A (ja) * 1997-09-02 1999-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 曲げ強度と衝撃特性に優れた浸炭部品
JP2006274373A (ja) * 2005-03-30 2006-10-12 Jfe Bars & Shapes Corp 靭性および冷間加工性に優れた高強度ねじ用鋼および高強度ねじの製造方法
JP2007031787A (ja) * 2005-07-27 2007-02-08 Kobe Steel Ltd 耐結晶粒粗大化特性、疲労特性及び被削性に優れた肌焼鋼並びにその製造方法
JP2010007120A (ja) * 2008-06-25 2010-01-14 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度浸炭部品の製造方法
JP2010229508A (ja) * 2009-03-27 2010-10-14 Kobe Steel Ltd 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼

Also Published As

Publication number Publication date
CN106062227A (zh) 2016-10-26
CN106062227B (zh) 2018-11-16
JP2015140482A (ja) 2015-08-03
CA2934230C (en) 2023-03-14
JP6237277B2 (ja) 2017-11-29
US10689721B2 (en) 2020-06-23
MX2016007817A (es) 2016-09-07
CA2934230A1 (en) 2015-08-06
US20160333432A1 (en) 2016-11-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5862802B2 (ja) 浸炭用鋼
WO2012073485A1 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
JP5858204B2 (ja) 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材の製造方法
JP5913214B2 (ja) ボルト用鋼およびボルト、並びにそれらの製造方法
JP2011153364A (ja) クランクシャフトおよびその製造方法
WO2017090738A1 (ja) 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
JP2010229508A (ja) 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼
WO2017115842A1 (ja) 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法
JP4899902B2 (ja) 高温浸炭用鋼材
WO2014208562A1 (ja) 浸炭部品
JP2009263763A (ja) 浸炭用鋼の製造方法
JP6399213B2 (ja) 肌焼鋼部品
WO2015115336A1 (ja) 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品
JP4188307B2 (ja) 浸炭部品及びその製造方法
CN114829636A (zh) 冷加工性优异的高硬度-高耐蚀性用途的马氏体系不锈钢及其制造方法
JP5600502B2 (ja) ボルト用鋼、ボルトおよびボルトの製造方法
JP6394035B2 (ja) 肌焼鋼
JP6182489B2 (ja) 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
EP3095884B1 (en) Maraging steel
JP2011017051A (ja) 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法
JP5400589B2 (ja) 転動疲労寿命に優れた鋼材
JP6172378B2 (ja) 肌焼鋼鋼線
JP6343946B2 (ja) 肌焼用圧延鋼材及びこれを用いた浸炭部品
JP4775276B2 (ja) 高温浸炭用鋼材
JP2014047357A (ja) 鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15743291

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2016/007817

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2934230

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15109190

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15743291

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1