CN103228810A - 热锻用轧制棒钢或线材 - Google Patents

热锻用轧制棒钢或线材 Download PDF

Info

Publication number
CN103228810A
CN103228810A CN2011800574481A CN201180057448A CN103228810A CN 103228810 A CN103228810 A CN 103228810A CN 2011800574481 A CN2011800574481 A CN 2011800574481A CN 201180057448 A CN201180057448 A CN 201180057448A CN 103228810 A CN103228810 A CN 103228810A
Authority
CN
China
Prior art keywords
fatigue strength
content
ferrite
wire rod
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN2011800574481A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103228810B (zh
Inventor
大藤善弘
今高秀树
堀本雅之
志贺聪
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN103228810A publication Critical patent/CN103228810A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103228810B publication Critical patent/CN103228810B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • 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
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—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
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

提供可以以高的水平兼具部件的弯曲-面疲劳强度和切削性的热锻用轧制棒钢或线材。通过本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，其按质量%计含有C：0.1～0.25%、Si：0.01～0.10%、Mn：0.4～1.0%、S：0.003～0.05%、Cr：1.60～2.00%、Mo：0.10%以下(包括0%)、Al：0.025～0.05%、N：0.010～0.025%，(1)式所示的fn1满足1.82≤fn1≤2.10，杂质中的P、Ti和O分别为P：0.025%以下、Ti：0.003%以下、O(氧)：0.002%以下，横断面中使每1个视野的面积为62500μm2来随机观察测定15个视野时的铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下。fn1=Cr＋2×Mo (1)。

Description

热锻用轧制棒钢或线材
技术领域
本发明为成为齿轮、滑轮等部件的原材料的热锻用轧制棒钢或线材。更具体而言，涉及渗碳或碳氮共渗之前的切削性优异、且渗碳或碳氮共渗之后的部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度优异的通过热锻而粗成型的热锻用轧制棒钢或线材。
背景技术
以往，汽车、工业机械的齿轮、滑轮等钢制的部件如下制造：以JIS标准的SCr420、SCM420、SNCM420等机械结构用合金钢的热轧棒钢或线材作为原材料，通过热锻或冷锻进行粗成型后，根据需要进行正火后，实施切削加工，然后实施渗碳淬火或碳氮共渗淬火，然后进行200℃以下的回火，进而根据需要实施喷丸硬化处理，由此制造上述齿轮、滑轮等钢制的部件，并确保接触疲劳强度、弯曲疲劳强度、耐磨耗性等各部件所要求的特性。
但是，近年，为了应对汽车的油耗升高、引擎的高输出功率化而加深部件的轻量、小型化，随之存在对部件施加的负荷增加的倾向。另一方面，从降低成本的观点考虑，欲省略渗碳淬火后的喷丸硬化等附加的表面处理的要求也大。另外，切削加工成本在部件的加工费用中所占的比例大，因此提高切削性的要求也大。
为了提高部件的疲劳强度，通常大多添加大量的合金元素，但是若如此则切削性大多降低。因此，期待以高的水平兼具部件的弯曲-接触疲劳强度和切削性。
需要说明的是，上述“接触疲劳”包括“面疲劳”、“线疲劳”和“点疲劳”，但是实际上几乎不会形成“线”接触、“点”接触，因此接触疲劳强度使用“面疲劳强度”。
需要说明的是，“点状腐蚀”为面疲劳的破坏形态之一，齿轮的齿面、滑轮等的面疲劳的损伤形态主要为点状腐蚀。因此，提高点状腐蚀强度对应于提高上述面疲劳强度，因此以下对作为“面疲劳”的“点状腐蚀”进行说明，将“点状腐蚀强度”称为“面疲劳强度”。
日本特开昭60-21359号公报、日本特开平7-242994号公报和日本特开平7-126803号公报提出了齿轮用钢的改善方案。具体而言，日本特开昭60-21359号公报中公开了一种齿轮用钢，其规定了Si：0.1%以下、P：0.01%以下等，提供强度高、坚韧且可靠性高的齿轮。另外，日本特开平7-242994号公报中公开了齿面强度优异的齿轮用钢、齿轮以及齿轮的制造方法，该齿轮用钢规定了Cr：1.50～5.0%、进而根据需要7.5%＞2.2×Si(%)＋2.5×Mn(%)＋Cr(%)＋5.7×Mo(%)、或Si：0.40～1.0%等。另外，日本特开平7-126803号公报中公开了一种渗碳齿轮用钢，其规定了Si：0.35～3.0%以下、V：0.05～0.5%等，其适于得到除了弯曲疲劳强度优异之外、耐磨耗性和面疲劳强度也优异的齿轮。
发明内容
但是，对于日本特开昭60-21359号公报而言，未考虑到面疲劳强度，因此面疲劳强度不充分。对于日本特开平7-242994号公报而言，未考虑到弯曲疲劳强度，因此弯曲疲劳强度不充分。另外，切削性也不充分。对于日本特开平7-126803号公报而言，未充分考虑到弯曲疲劳强度，因此弯曲疲劳强度不充分。另外，V的添加使热锻后的硬度大幅增加，因此切削性也不充分。
如日本特开昭60-21359号公报、日本特开平7-242994号公报和日本特开平7-126803号公报所述，一直以来已知通过调整Si和Cr含量等而渗碳或碳氮共渗后的弯曲和面疲劳强度优异的钢材。但是，不能以高的水平兼具通常相反的弯曲-面疲劳强度和切削性。
本发明的目的在于，提供可以以高的水平兼具切削性和渗碳淬火或碳氮共渗淬火后的部件的弯曲-面疲劳强度的、通过热锻而粗成型的热锻用轧制棒钢或线材。
用于解决问题的方案和发明的效果
通过本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，其具有下述组成：按质量%计含有C：0.1～0.25%、Si：0.01～0.10%、Mn：0.4～1.0%、S：0.003～0.05%、Cr：1.60～2.00%、Mo：0.10%以下(包括0%)、Al：0.025～0.05%、N：0.010～0.025%，并且Cr和Mo的含量按下述(1)式所示的fn1的值计满足1.82≤fn1≤2.10，剩余部分由Fe和杂质组成，杂质中的P、Ti和O分别为P：0.025%以下、Ti：0.003%以下、O(氧)：0.002%以下，所述热锻用轧制棒钢或线材由铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织或铁素体-贝氏体组织构成，横断面中使每1个视野的面积为62500μm2来随机观察测定15个视野时的铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下。
fn1=Cr＋2×Mo(1)
其中，(1)式中的元素符号表示该元素的按质量%计的含量。
通过本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，能够以高的水平兼具切削性和渗碳淬火或碳氮共渗淬火后的部件的弯曲-面疲劳强度。
通过本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，可以按质量%计含有Nb：0.08%以下来替代Fe的一部分。
通过本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，可以按质量%计含有Cu：0.4%以下和Ni：0.8%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
附图说明
图1为表示实施例中制作的滚轴点蚀小滚轴试验片的尺寸形状的侧视图。
图2为表示实施例中制作的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片的尺寸形状的侧视图。
图3为表示实施例中的渗碳淬火条件的图。
图4为表示实施例中的滚轴点蚀试验中使用的大滚轴的尺寸形状的主视图。
具体实施方式
如上所述，已知通过调整Si和Cr含量等能得到渗碳或碳氮共渗后的弯曲-面疲劳强度优异的钢材。但是，不能以高的水平兼具通常相反的弯曲-面疲劳强度和切削性。因此，为了开发可以以高的水平兼具弯曲-面疲劳强度和切削性的热锻用轧制棒钢或线材而进行了调查、研究，其结果得到下述发现。
(a)为了提高弯曲疲劳强度，降低Si含量是有效的，但是仅如此是不充分的，还需要提高Cr、Mo的含量。
(b)为了提高面疲劳强度，需要提高Cr、Mo的含量。
(c)若提高Mo含量，则即使在热锻后或进而进行正火后，除了铁素体组织、珠光体组织的生成得到促进之外，贝氏体组织的生成也得到促进，而***，因此切削性降低。另外，即使不添加Mo时，若Cr含量过多，则也同样地促进贝氏体组织的生成，从而切削性降低。
(d)可以以高的水平兼具弯曲疲劳强度、面疲劳强度和切削性全部性能的成分范围窄，除了需要限定Si、Cr和Mo的各含量之外，还需要限定“Cr%＋2×Mo%”的范围。
(e)热锻用轧制棒钢或线材中的晶体粒径不均匀时，存在弯曲疲劳强度和面疲劳强度都降低的倾向。晶体粒径的不均匀性可以以铁素体粒径评价。
本发明的热锻用轧制棒钢或线材是基于上述发现而完成的。以下对本发明进行详细说明。需要说明的是，化学成分的含量的“%”指的是“质量%”。
(A)化学组成
C：0.1～0.25%
C为对于确保经过渗碳淬火或碳氮共渗淬火的部件的芯部强度而言必须的元素。其含量不足0.1%时是不充分的。另一方面，若C的含量超过0.25%，则渗碳淬火或碳氮共渗淬火时的部件的变形量的增加变得显著。因此，C的含量为0.1～0.25%。优选C的含量为0.18%以上，另外，优选为0.23%以下。
Si：0.01～0.10%
Si为具有提高淬火性的作用的元素。另一方面，Si在渗碳处理或碳氮共渗处理时引起晶界氧化层的增加。特别是若其含量超过0.10%，则晶界氧化层大幅增加而弯曲疲劳强度降低，不能满足本发明中的目标值。Si的含量不足0.01%时，提高淬火性的效果不充分。因此，Si的含量为0.01～0.10%。优选Si的含量为0.06～0.10%。
Mn：0.4～1.0%
Mn为提高淬火性的效果大、对于确保经过渗碳淬火或碳氮共渗淬火的部件的芯部强度而言必须的元素。其含量不足0.4%时是不充分的。另一方面，若Mn的含量超过1.0%，则不仅其效果饱和、而且热锻后的切削性的降低变得显著。因此，Mn的含量为0.4～1.0%。Mn的含量优选为0.5%以上，更优选为0.6%以上。Mn的含量优选为0.9%以下。
S：0.003～0.05%
S与Mn结合而形成MnS，为对于切削加工性的提高有效的元素。其含量不足0.003%时，难以得到前述效果。另一方面，若S的含量增多，则存在容易生成粗大的MnS、使疲劳强度降低的倾向。若S的含量超过0.05%则疲劳强度降低变得显著。因此，S的含量为0.003～0.05%。S的含量优选为0.01%以上，另外，优选为0.02%以下。
Cr：1.60～2.00%
Cr为提高淬火性和回火软化抵抗的效果大、对于弯曲疲劳强度和面疲劳强度的提高有效的元素。Cr的含量不足1.60%时，即使含有0.10%的Mo，也得不到目标的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。另一方面，若Cr的含量超过2.00%，则热锻后、正火后容易生成贝氏体组织，切削性降低。因此，Cr的含量为1.60～2.00%。Cr的含量优选为1.80%以上，另外，优选为1.90%以下。
Mo：0.10%以下(包括0%)
Mo也可以不添加，但是Mo为提高淬火性、回火软化抵抗的效果大、对于弯曲疲劳强度、面疲劳强度的提高有效的元素。Cr的含量不足1.82%时，通过以使“Cr%＋2×Mo%”为1.82以上的量来含有Mo，能得到目标的弯曲强度和面疲劳强度。另一方面，若Mo的含量超过0.10%，则热锻后、正火后贝氏体组织的生成得到促进，切削性降低。因此，Mo的含量为0.10%以下(包括0%)。为了切实地得到上述效果，优选的Mo的含量为0.02%以上。
Al：0.025～0.05%
Al为具有脱氧作用的同时，容易与N结合而形成AlN，对于防止渗碳加热时的奥氏体颗粒粗化有效的元素。但是，Al的含量不足0.025%时，不能稳定地防止奥氏体颗粒的粗化，粗化时弯曲疲劳强度降低。另一方面，若Al的含量超过0.05%，则容易形成粗大的氧化物，弯曲疲劳强度降低。因此，Al的含量为0.025～0.05%。Al的含量优选为0.030%以上，另外，优选为0.040%以下。
N：0.010～0.025%
N为容易与Al、Nb结合而形成AlN、NbN的元素。本发明中，AlN和NbN对于防止渗碳加热时的奥氏体颗粒的粗化是有效的。N的含量不足0.010%时，不能稳定地防止奥氏体颗粒的粗化。另一方面，若N含量超过0.025%，则制钢工序中难以以批量生产方式稳定地制造。因此，N的含量为0.010～0.025%。N的含量优选为0.018%以下。
通过本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材的化学组成的剩余部分由Fe和杂质组成。在此所称的杂质指的是由用作钢的原料的矿石、废料、或制造过程的环境等混入的元素。本发明中，如下所述限制作为杂质元素的P、Ti和O(氧)的含量。
P：0.025%以下
P为容易晶界偏析而使晶界脆化的元素。若P的含量超过0.025%则疲劳强度降低。因此，P的含量为0.025%以下。P的含量优选为0.020%以下。
Ti：0.003%以下
Ti容易与N结合而形成硬质且粗大的TiN，该TiN成为疲劳强度降低的原因。若Ti的含量超过0.003%则疲劳强度的降低变得显著。优选尽量减少作为杂质元素的Ti的含量，若考虑到制钢工序的成本，则优选为0.002%以下。
O(氧)：0.002%以下
O容易与Al结合而形成硬质的氧化物系夹杂物，该氧化物系夹杂物成为弯曲疲劳强度降低的原因。若O的含量超过0.002%则疲劳强度的降低变得显著。优选尽量减少作为杂质元素的O含量，若考虑到制钢工序的成本，则优选为0.001%以下。
fn1=Cr＋2×Mo：1.82～2.10
Cr和Mo，如前述所述为提高淬火性、回火软化抵抗的效果大，对于弯曲疲劳强度、面疲劳强度的提高有效的元素。Mo由于以Cr的一半的含量就具有与Cr同等的效果，因此定义为fn1=Cr＋2×Mo。向fn1中的各元素符号(Cr、Mo)代入该元素的按质量%计的含量。fn1的值不足1.82时，得不到目标的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。若fn1的值超过2.10，则热锻后、正火后贝氏体组织的生成得到促进，切削性降低。因此，fn1的值为1.82～2.10。fn1的值的优选上限为不足2.00。
本发明中，为了得到更优异的特性，还可以添加下述元素。
Nb：0.08%以下
Nb为容易与C、N结合而形成NbC、NbN、Nb(C,N)，对于补充通过前述AlN实现的防止渗碳加热时的奥氏体颗粒粗化有效的元素。另一方面，若Nb的含量超过0.08%则防止奥氏体颗粒粗化的效果反倒降低。因此，Nb的含量为0.08%以下。为了切实地得到该效果，优选含有0.01%以上的Nb。优选的Nb的含量为0.05%以下。
本实施方式提供的棒钢或线材进而可以含有Cu和Ni中的一种以上来替代Fe的一部分。Cu和Ni均提高淬火性、提高疲劳强度。
Cu：0.4%以下
Cu由于为具有提高淬火性的效果、对于进一步提高疲劳强度有效的元素，因此可以根据需要含有。但是，若Cu的含量超过0.4%，则热延展性降低，热加工性的降低变得显著。因此，含有Cu时的Cu含量为0.4%以下。含有Cu时的Cu的含量优选为0.3%以下。优选的Cu含量的下限为0.1%以上。
Ni：0.8%以下
Ni由于为具有提高淬火性的效果、对于进一步提高疲劳强度有效的元素，因此可以根据需要含有。但是，若Ni的含量超过0.8%，则通过提高淬火性来提高疲劳强度的效果饱和。进而，不仅热锻后的切削性降低变得显著，而且合金成本也升高。因此，含有Ni时的Ni的含量为0.8%以下。含有Ni时的Ni的含量优选为0.6%以下。优选的Ni含量的下限为0.1%以上。
(B)显微组织
预想热轧材料(保持热轧原样的材料)的阶段中的晶体粒径的不均匀性即使在热锻、进而渗碳淬火后也作为倾向被继承，对弯曲疲劳强度、面疲劳强度有影响。因此，对热轧材料的晶体粒径的不均匀性与渗碳淬火后的弯曲疲劳强度、面疲劳强度的关系进行了调查。晶体粒径的不均匀性的评价的指标为各视野下的平均铁素体粒径的最大值/最小值。选择铁素体粒径是由于，与珠光体、贝氏体相比，铁素体通过蚀刻可以容易地观察到晶界，若利用铁素体粒径，则容易评价组织的均匀性。将最大值/最小值作为指标是由于认为，以疲劳强度最低的部分作为起点产生断裂，因此比以标准偏差作为指标更合适。
因此，需要使显微组织适当。即，热轧中，组织由铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织、或铁素体-贝氏体组织构成，对于横断面，使每1个视野的面积为62500μm2来随机观察测定15个视野时的各视野的铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下时，在渗碳淬火后可以提高弯曲疲劳强度、面疲劳强度。
在此所称的“铁素体-珠光体组织”指的是由铁素体和珠光体构成的两相组织。“铁素体-珠光体-贝氏体组织”指的是由铁素体、珠光体和贝氏体构成的三相组织。“铁素体-贝氏体组织”指的是由铁素体和贝氏体构成的两相组织。
组织中含有马氏体时，由于马氏体硬质且延展性低，在热轧棒钢或线材的矫正、搬运时易产生裂纹。
需要说明的是，若组织为上述含有铁素体组织的各种混合组织，前述铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下，则热锻用轧制棒钢或线材(保持轧制原样的材料)的阶段中的断面内的晶体粒径的偏差小，在渗碳淬火后能够提高弯曲疲劳强度、面疲劳强度。
上述组织中的“相”可以如下鉴定：切出热锻用轧制棒钢或线材的垂直于长度方向且含有中心部的断面(横断面)后，进行镜面研磨，并用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，得到试验片，对于该试验片，以400倍的倍率，使视野的尺寸为250μm×250μm来随机观察各15个视野，由此鉴定上述组织中的“相”。对于上述各视野，利用通常的方法进行图像解析，求出各视野的铁素体平均粒径，由该平均粒径算出最大值/最小值。优选前述最大值/最小值为1.6以下。由上述横断面测定铁素体平均粒径时，在横断面中的、除了表层的脱碳层之外的区域进行观察。
作为用于得到本发明的热锻用轧制棒钢或线材的制造方法的一例，以下对使用具有上述(A)所示的化学组成的钢的情况进行说明。本发明的热锻用轧制棒钢或线材的制造方法不限于此。
将上述化学组成的钢熔炼，制造铸坯。此时，对凝固中途的铸坯施加轧制。对所制造的铸坯进行开坯，制造钢坯。此时，对铸坯实施加热温度1250～1300℃且加热时间为10小时以上的加热后进行开坯。对所制造的钢坯进行热轧而制造热锻用轧制棒钢或线材。此时，实施钢坯的加热温度为1150～1200℃且加热时间为1.5小时以上的加热后进行热轧。另外，使热轧的精加工温度为900～1000℃，不进行精轧之前的水冷，并且精轧后，以大气中自然冷却(以下仅称为“自然冷却”)以下的冷却速度冷却至600℃以下的温度。另外，由钢坯向棒钢、线材的断面收缩率({1-(棒钢、线材的断面积/钢坯的断面积)}×100)为87.5%以上。
热轧中的精轧后也可以无需以自然冷却以下的冷却速度冷却至室温，在达到600℃以下的温度的时点，利用空气冷却、喷雾冷却、水冷等适当方法冷却。
本说明书中的加热温度指的是加热炉的炉内温度的平均值，加热时间指的是在炉时间。热轧的精加工温度指的是刚精轧之后的棒钢、线材的表面温度，进而，精加工之后的冷却速度指的是棒钢、线材的表面冷却速度。
通过本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，可以以高的水平兼具切削性和部件的弯曲-面疲劳强度。
以下通过实施例对本发明进行具体说明。
实施例1
在70吨转炉中对具有表1所示化学成分的钢A～C进行成分调整后，进行连续铸造，得到400mm×300mm方形的大方坯，并冷却至600℃以下。
在连续铸造的凝固中途的阶段施加轧制。在表2所示的条件下对大方坯进行加热后，开坯制作180mm×180mm方形的钢坯，并冷却至室温。接着在表2所示条件下对钢坯进行加热后，在表2所示条件下进行热轧，得到直径50mm和直径70mm的棒钢。
Figure BDA00003269922400141
切出直径50mm的棒钢的垂直于长度方向且含有中心部的断面(横断面)后，研磨为镜面后，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，得到试验片，对于该试验片，以400倍的倍率随机观察各15个视野。此时，由横断面中除了表层的脱碳层之外的区域随机观察15个视野。使各视野的尺寸为250μm×250μm。对于各视野，利用通常的方法进行图像解析，求出铁素体的平均粒径。可知全部试样中，显微组织不含有马氏体组织，由铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织和铁素体-贝氏体组织中的任意一种构成。
对使用表1的钢在表2的条件下制造的直径50mm的热锻用轧制棒钢在1200℃下加热30分钟，使精加工温度为950℃以上来进行热锻，得到直径35mm的圆棒。接着，通过机械加工，制作图1所示的滚轴点蚀小滚轴试验片和图2所示形状的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片(图1和图2中，图中的尺寸的单位都为mm)。对于上述试验片，使用气体渗碳炉在图3所示的条件下进行渗碳淬火，接着在170℃下进行1.5小时的回火。进而，对于这些试验片，为了去除热处理变形，进行夹持部的精加工。
对于滚轴点蚀试验，以上述小滚轴试验片与图4所示形状的大滚轴(图中的尺寸单位为mm)的组合在表3所示条件下进行。
Figure BDA00003269922400151
上述滚轴点蚀试验用大滚轴为使用满足JIS标准SCM420H标准的钢、利用通常的制造工序制成的。也就是说，是通过“正火、试验片加工、利用气体渗碳炉进行的共析渗碳、低温回火和研磨”的工序制作的。
对于各试验编号，滚轴点蚀试验中的试验数为6。以纵轴为表面压力、横轴为直至产生点状腐蚀的重复次数制成S-N线图，将直至重复次数为2.0×107次为止不产生点状腐蚀之内最高表面压力作为面疲劳强度。将小滚轴的试验部的表面损伤的部位中最大的部位的面积为1mm2以上时判定为产生点状腐蚀。
对于各试验编号，小野式旋转弯曲疲劳试验中的试验数为8。转速为3000rpm，其它通过通常的方法进行试验，将直至重复次数1.0×104次和1.0×107次为止不产生断裂之内最高应力分别作为中循环旋转弯曲疲劳强度和高循环旋转弯曲疲劳强度。
后述的表4中汇总示出上述各试验结果。以将作为通用钢种类的通常的满足JIS标准SCr420H的标准的钢A进行渗碳而得到的试验编号1的面疲劳强度作为100进行标准化，滚轴点蚀试验中的面疲劳强度的目标值超过20%以上。以将钢A进行渗碳得到的试验编号1的中循环、高循环的旋转弯曲疲劳强度分别作为100进行标准化，小野式旋转弯曲疲劳强度的目标值均超过15%以上。
切削试验中，对通过上述热轧制作的直径70mm的热锻用轧制棒钢在1200℃下加热30分钟，使精加工温度为950℃以上来进行热锻，得到直径50mm的圆棒。由该圆棒通过机械加工得到直径46mm、长度400mm的试验材料。使用该试验材料，在下述条件下进行切削试验。
切削试验(车削)
刀片：母材材质硬质P20种类等级没有涂覆
条件：圆周速度200m/分钟、进给速度0.30mm/rev、切深1.5mm、使用水溶性切削油
测定项目：切削时间10分钟后的后隙面的主切削刃磨耗量
表4汇总示出上述各试验结果。以将作为高强度材料的通常的满足JIS标准SCM822H的标准的钢B进行渗碳得到的试验编号2的后隙面的主切削刃磨耗量作为100进行标准化，切削试验中的目标值低于主切削刃磨耗量20%以上。
如表4所示，处于本发明中规定的条件之外的试验编号的情况下，得不到目标的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和切削性中的任意一种。
满足本发明中规定的条件的试验编号的情况下，能得到目标的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和切削性。
实施例2
在70吨转炉中对具有表5所示化学成分的钢D～T进行成分调整后，进行连续铸造，得到400mm×300mm方形的大方坯，并冷却至600℃以下。
Figure BDA00003269922400201
需要说明的是，在连续铸造的凝固中途的阶段施加轧制。在表2所示的条件下对铸坯进行加热后，开坯制作180mm×180mm方形的钢坯，并冷却至室温。接着在表2所示条件下对钢坯进行加热后，在表2所示条件下进行热轧，得到直径50mm和直径70mm的棒钢。调查项目和调查方法与上述实施例1中记载的方法相同。
表6汇总示出各试验结果。
Figure BDA00003269922400221
如表6所示，处于本发明中规定的条件之外的试验编号的情况下，得不到目标的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和切削性中的任意一种。
满足本发明中规定的条件的试验编号的情况下，能得到目标的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和切削性。含有Nb的试验编号31和33大幅超过目标。另外，含有Cu和Ni中的一种以上的试验编号39～41大幅超过目标。
以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因而，本发明不被上述实施方式所限定，能够在不脱离其宗旨的范围内将上述实施方式适当变形来实施。

Claims (3)

1.一种热锻用轧制棒钢或线材，其特征在于，其具有下述组成：按质量%计含有
C：0.1～0.25%、
Si：0.01～0.10%、
Mn：0.4～1.0%、
S：0.003～0.05%、
Cr：1.60～2.00%、
Mo：0.10%以下、其中包括0%、
Al：0.025～0.05%、
N：0.010～0.025%，
并且Cr和Mo的含量按下述(1)式所示的fn1的值计满足1.82≤fn1≤2.10，
剩余部分由Fe和杂质组成，杂质中的P、Ti和O分别为
P：0.025%以下、
Ti：0.003%以下、
O(氧)：0.002%以下，
所述热锻用轧制棒钢或线材由铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织或铁素体-贝氏体组织构成，
横断面中使每1个视野的面积为62500μm2来随机观察测定15个视野时的铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下，
fn1=Cr＋2×Mo(1)
其中，(1)式中的元素符号表示该元素的按质量%计的含量。
2.根据权利要求1所述的热锻用轧制棒钢或线材，其特征在于，按质量%计含有Nb：0.08%以下来替代Fe的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的热锻用轧制棒钢或线材，其特征在于，按质量%计含有Cu：0.4%以下和Ni：0.8%以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
CN201180057448.1A 2010-11-29 2011-11-28 热锻用轧制棒钢或线材 Expired - Fee Related CN103228810B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010265760 2010-11-29
JP2010-265760 2010-11-29
PCT/JP2011/077407 WO2012073896A1 (ja) 2010-11-29 2011-11-28 熱間鍛造用圧延棒鋼または線材

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103228810A true CN103228810A (zh) 2013-07-31
CN103228810B CN103228810B (zh) 2015-09-23

Family

ID=46171828

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201180057448.1A Expired - Fee Related CN103228810B (zh) 2010-11-29 2011-11-28 热锻用轧制棒钢或线材

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9200354B2 (zh)
JP (1) JP5333682B2 (zh)
KR (1) KR20130108403A (zh)
CN (1) CN103228810B (zh)
WO (1) WO2012073896A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107429359A (zh) * 2015-03-31 2017-12-01 新日铁住金株式会社 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
CN115335544A (zh) * 2020-06-26 2022-11-11 日本制铁株式会社 钢材及渗碳钢部件

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5736936B2 (ja) * 2011-04-27 2015-06-17 新日鐵住金株式会社 熱間圧延棒鋼または線材、および冷間鍛造用鋼線の製造方法
JP5737154B2 (ja) * 2011-11-22 2015-06-17 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材
JP5790517B2 (ja) * 2012-01-25 2015-10-07 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用圧延棒鋼または線材
JP5897975B2 (ja) * 2012-04-25 2016-04-06 本田技研工業株式会社 ベルト式ｃｖｔのプーリー用鋼及びベルト式ｃｖｔプーリー
JP5799917B2 (ja) * 2012-08-30 2015-10-28 新日鐵住金株式会社 熱間圧延棒鋼または線材
JP6558016B2 (ja) * 2015-03-26 2019-08-14 日本製鉄株式会社 浸炭機械構造部品
RU2605034C1 (ru) * 2015-11-20 2016-12-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Горячекатаная сталь для горячей штамповки
CN114574751B (zh) * 2022-03-15 2022-08-30 建龙北满特殊钢有限责任公司 一种建筑用hrb400e抗震钢筋的生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101191181A (zh) * 2006-11-24 2008-06-04 宝山钢铁股份有限公司 一种齿轮用合金钢及其制备方法
JP2009052062A (ja) * 2007-08-24 2009-03-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間圧延棒鋼または線材
JP2009249684A (ja) * 2008-04-07 2009-10-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 肌焼鋼
JP2010168628A (ja) * 2009-01-23 2010-08-05 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
JP2010180455A (ja) * 2009-02-06 2010-08-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 肌焼鋼

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6021359A (ja) 1983-07-15 1985-02-02 Daido Steel Co Ltd 歯車用鋼
JPH06256898A (ja) * 1993-03-03 1994-09-13 Daido Steel Co Ltd 浸炭窒化用鋼
JPH07126803A (ja) 1993-11-08 1995-05-16 Daido Steel Co Ltd 浸炭歯車用鋼
JP3308377B2 (ja) 1994-03-09 2002-07-29 大同特殊鋼株式会社 歯面強度の優れた歯車およびその製造方法
JP3521190B2 (ja) * 1999-09-16 2004-04-19 三菱製鋼室蘭特殊鋼株式会社 浸炭及び浸炭窒化処理用高強度クロム鋼

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101191181A (zh) * 2006-11-24 2008-06-04 宝山钢铁股份有限公司 一种齿轮用合金钢及其制备方法
JP2009052062A (ja) * 2007-08-24 2009-03-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間圧延棒鋼または線材
JP2009249684A (ja) * 2008-04-07 2009-10-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 肌焼鋼
JP2010168628A (ja) * 2009-01-23 2010-08-05 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
JP2010180455A (ja) * 2009-02-06 2010-08-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 肌焼鋼

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107429359A (zh) * 2015-03-31 2017-12-01 新日铁住金株式会社 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
CN107429359B (zh) * 2015-03-31 2020-05-19 日本制铁株式会社 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
CN115335544A (zh) * 2020-06-26 2022-11-11 日本制铁株式会社 钢材及渗碳钢部件
CN115335544B (zh) * 2020-06-26 2024-04-26 日本制铁株式会社 钢材及渗碳钢部件

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2012073896A1 (ja) 2014-05-19
KR20130108403A (ko) 2013-10-02
WO2012073896A1 (ja) 2012-06-07
CN103228810B (zh) 2015-09-23
US9200354B2 (en) 2015-12-01
US20130243641A1 (en) 2013-09-19
JP5333682B2 (ja) 2013-11-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103228810B (zh) 热锻用轧制棒钢或线材
JP4709944B2 (ja) 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法
WO2012073485A1 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
US10597765B2 (en) Steel, carburized steel component, and method for manufacturing carburized steel component
JP6631640B2 (ja) 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法
US20180347025A1 (en) Steel, carburized steel component, and method for manufacturing carburized steel component
CN103797144B (zh) 热锻用轧制棒钢或线材
JP2013151719A (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼または線材
JP5262740B2 (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法
CN105102659A (zh) 氮化处理用钢板及其制造方法
JP4448047B2 (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れ、軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼
JP4556770B2 (ja) 浸炭用鋼およびその製造方法
JP5737154B2 (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材
CN107429359B (zh) 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
JP2006265703A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法
JP7135485B2 (ja) 浸炭用鋼及び部品
JP2016102253A (ja) 鋼部品
JP2016074951A (ja) 肌焼鋼の製造方法
JP7323850B2 (ja) 鋼材及び浸炭鋼部品
JPH11106863A (ja) 冷間加工性に優れた機械構造用鋼材及びその製造方法
JP7269522B2 (ja) 鋼材
JP7151474B2 (ja) 浸炭鋼部品用鋼材
JP7469596B2 (ja) 軸受用鋼
WO2023248556A1 (ja) 高周波焼入れ用鋼
JP3282491B2 (ja) 冷間加工性に優れた機械構造用鋼材及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20150923

Termination date: 20201128