JP2023021614A - 冷間鍛造用鋼 - Google Patents
冷間鍛造用鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2023021614A JP2023021614A JP2021126584A JP2021126584A JP2023021614A JP 2023021614 A JP2023021614 A JP 2023021614A JP 2021126584 A JP2021126584 A JP 2021126584A JP 2021126584 A JP2021126584 A JP 2021126584A JP 2023021614 A JP2023021614 A JP 2023021614A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- carbides
- area ratio
- grains
- spheroidized
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 48
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 48
- 238000010273 cold forging Methods 0.000 title claims abstract description 27
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims abstract description 82
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 52
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 35
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 17
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 30
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 21
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 21
- 239000000463 material Substances 0.000 description 18
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 15
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 10
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 7
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 5
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 5
- 238000000034 method Methods 0.000 description 4
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 3
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- -1 C 3 carbides Chemical class 0.000 description 2
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 2
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 2
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 1
- 229910000953 kanthal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 1
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 1
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】 冷間鍛造時の割れを抑制できる鋼の提供。【解決手段】 質量％でＣ：０．１４～０．３３％、Ｓｉ：０．２０～０．８０％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：１．４０～２．７０％、Ａｌ：０．０２０～０．１００％、Ｎ：０．００４０～０．０３００％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳは０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上、球状化焼なまし処理された状態であって、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライト及びベイナイトの面積率が５．０％以下、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合が７．０％以下、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率)が３．５以上である、冷間鍛造用鋼。【選択図】 図２
Description
本発明は亜共析鋼である冷間鍛造用鋼に関する。とりわけ、本発明は、冷間鍛造による部品成型が選択される際に、球状化焼なましにより、球状化炭化物が全体に均一分散していることで、優れた冷間鍛造性を有する鋼に関する。
低炭素鋼である亜共析鋼を加工して部品等に成型する際には、歩留まり向上や生産効率の観点から、冷間鍛造が選択されることがある。そして、通常、冷間鍛造に際しては、変形抵抗低減のために、球状化焼なましが実施されている。
そして、亜共析鋼の球状化焼なましでは、通常、次のような工程が採られている。（工程１）Ａ1点以上へ昇温する。（工程２）Ａ1点以上で保持し、フェライト相及びオーステナイト相の２相からなる組織とする。（工程３）その後、オーステナイト→パーライト変態を抑制するため、Ａ1点直上からＡ1点直下へ徐冷する。
このとき、２相組織のオーステナイト／フェライト界面にて球状セメンタイトが析出し、Ａ1点直下への徐冷が完了後、フェライト粒内に球状化セメンタイトが析出した組織となる。
このとき、２相組織のオーステナイト／フェライト界面にて球状セメンタイトが析出し、Ａ1点直下への徐冷が完了後、フェライト粒内に球状化セメンタイトが析出した組織となる。
さて、亜共析鋼の球状化焼なまし組織では、（工程２）のフェライト相及びオーステナイト相からなる２相域で保持する工程に起因して、徐冷後の球状化セメンタイト分布の不均一が不可避に生じることがある。このようなセメンタイト分布の不均一は、冷間鍛造時の不均一変形を促進することで割れ発生の一因となるため、加工性の観点から望ましくない。
従来の冷間鍛造性に優れた鋼材では、たとえば、球状化焼なまし前のフェライト、ベイナイト、パーライトの面積率を適切に制御することで、球状化焼なまし後の球状化炭化物の形状、密度、分散状態のバランスを取り、冷間鍛造性を向上させようとする肌焼用鋼材が提案されている（特許文献１参照。）。
また、球状化焼なまし前のベイナイト面積率を適当量確保することで、球状化焼なまし後、ベイナイト起因の微細炭化物を分散させ、割れを改善した肌焼用鋼線材・棒鋼が提案されている（特許文献２参照。）。
また、球状化焼なまし前のフェライト相及びパーライト相の２相からなる組織について、フェライト粒、パーライト粒を小さくすることで、フェライト／パーライト粒界を増やして、界面でのセメンタイト析出を促進させることで、球状化焼なまし時間短縮と、セメンタイトの均一分散させることにより、冷間鍛造性を確保しようとする冷間鍛造用肌焼鋼が提案されている（特許文献３参照。）。
亜共析鋼の球状化焼なまし組織では、上述の（工程２）のフェライト相及びオーステナイト相からなる２相域で保持する工程に起因して、徐冷後の球状化セメンタイト分布の不均一が不可避に生じることがある。このようなセメンタイト分布の不均一は、冷間鍛造時の不均一変形を促進することで割れ発生の一因となるため、加工性の観点からは、セメンタイト分布を均一とすることが望ましい。
上述の従来技術における提案は、球状化焼なまし後の球状化セメンタイトの形状、分散状態を適正化しようとするものの、いずれも球状化焼なまし前組織を適切に制御しようとする提案にとどまっている。すなわち、通常の球状化焼なまし工程における（工程２）のフェライト相及びオーステナイト相からなる２相組織におけるフェライト粒内についてみると、球状化セメンタイトを析出させることができないため、球状化セメンタイトの不均一分布の回避には十分に対処したものとはいえなかった。
そこで、本発明が解決しようとする課題は、組織全体に球状化炭化物を均一分散させることで、冷間鍛造時の割れを抑制できる鋼を提供することである。
本願の発明者らは、オーステナイト化温度直下でのＣ拡散挙動に着目して鋭意検討した。従来の亜共析鋼では、オーステナイト化温度直下において、フェライト粒内における固溶Ｃは、Ｍ3Ｃ型炭化物（セメンタイト）として安定析出する。そのため、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（セメンタイトが安定析出）では、どちらもＣがＭ3Ｃ型炭化物として存在する。その結果、Ｃ拡散挙動に差が生じ難く、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒への十分なＣ拡散の駆動力が得られなかった。
一方、高Ｃｒ成分とすることにより、オーステナイト化温度直下において、フェライト粒内の固溶ＣはＭ7Ｃ3型（Ｍ＝ＦｅおよびＣｒの混合成分）の炭化物として安定析出する。つまり、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（Ｍ7Ｃ3炭化物が安定）との間でＣ拡散挙動の差が大きくなる。その結果、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が十分に促進されることを見出した。
そこで、鋼の成分を調整することにより、オーステナイト化温度直下におけるフェライト粒内の安定炭化物をＭ7Ｃ3型としたことで、球状化炭化物が均一分散しやすくなることの知見を得た。
このように、本願発明者らは、所定の成分組成の鋼を、所定の球状化焼なましに付することで、組織全体に球状化炭化物が均一分散し、冷間鍛造時の割れを抑制できる鋼が得られることを見出した。
すると、熱処理前の組織がフェライト相及びパーライト相の２相からなる組織、フェライト相及びベイナイト相の２相からなる組織、またはフェライト相及びパーライト相及びベイナイト相の３相からなる組織であるところ、（ａ）オーステナイト化温度直下での保持中において、パーライトを構成するラメラーセメンタイト及びベイナイトを構成するセメンタイトが固溶・球状化し、（ｂ）固溶Ｃがフェライト粒内へ流入し、（ｃ）フェライト粒内でＭ7Ｃ3型の炭化物が析出し、（ｄ）それが球状化炭化物に成長することで、全体に球状化炭化物が均一分散した鋼を得ることができることとなった。ここで、Ｍ7Ｃ3型の炭化物はＭ＝ＦｅおよびＣｒの混合成分である。
以上から、本発明の課題を解決する第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３３％、Ｓｉ：０．２０～０．８０％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：１．４０～２．７０％、Ａｌ：０．０２０～０．１００％、Ｎ：０．００４０～０．０３００％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上であり、球状化焼なまし処理された状態であって、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライト及びベイナイトの面積率が５．０％以下、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合が７．０％以下、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）が３．５以上である、冷間鍛造用鋼である。
その第２の手段は、第１の手段に記載の化学成分に加えて、Ｎｉ：０．０２～２．００％、Ｍｏ：０．０２～２．００％のいずれか１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上であり、球状化焼なまし処理された状態であって、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライト及びベイナイトの面積率が５．０％以下、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合が７．０％以下、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）が３．５以上である、冷間鍛造用鋼である。
その第３の手段は、第１または第２の手段に記載の化学成分に加えて、Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｖ：０．０１０～０．５００％のいずれか１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上であり、球状化焼なまし処理された状態であって、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライト及びベイナイトの面積率が５．０％以下、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合が７．０％以下、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）が３．５以上である、冷間鍛造用鋼である。
本発明の冷間鍛造用鋼は、球状化炭化物が全体に均一分散した組織となっている。また、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率の測定した結果、組織全体の６．０％以内であり、球状化焼なまし後の残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率も５．０％以下であることから、炭化物の球状化が十分に進んでいる。その結果、冷間鍛造による高圧縮でも割れないものとなっている。そこで、本発明の冷間鍛造用鋼は、硬さが８２ＨＲＢ以下であって、冷間据込み率７７％で冷間鍛造しても割れを生じることがなく冷間加工することができるなど、本発明の冷間鍛造用鋼は、優れた冷間鍛造性を示す。
本発明にかかる鋼の実施の形態の説明に先立って、まず、鋼の成分組成を規定する理由、Ａ1点の下限を規定する理由、炭化物の析出していないフェライト粒の面積率を規定する理由、残存パーライト・ベイナイトの面積率を規定する理由、炭化物の分布、形状、粒内／粒界割合を規定する理由について説明する。なお、以下の成分組成における％は質量％である。
Ｃ：０．１４～０．３３％
Ｃは素材硬さを向上させる元素である。Ｃが０．１４％未満だと、浸炭後の芯部硬さが低下して、強度が不足する。他方、Ｃが０．３３％を超えると、素材硬さが上昇しすぎて、加工性が低下することから、被削性、冷間鍛造性が劣るものとなる。
そこで、Ｃは、０．１４～０．３３％とする。望ましくはＣは０．１４～０．２７％である。
Ｃは素材硬さを向上させる元素である。Ｃが０．１４％未満だと、浸炭後の芯部硬さが低下して、強度が不足する。他方、Ｃが０．３３％を超えると、素材硬さが上昇しすぎて、加工性が低下することから、被削性、冷間鍛造性が劣るものとなる。
そこで、Ｃは、０．１４～０．３３％とする。望ましくはＣは０．１４～０．２７％である。
Ｓｉ：０．２０～０．８０％
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。Ｓｉが０．２０％未満であると、脱酸材が不足することとなる。他方、Ｓｉが０．８０％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて加工性が低下することとなり、また、浸炭阻害が発生する。
そこで、Ｓｉは０．２０～０．８０％とする。望ましくは、Ｓｉは０．３０～０．８０％である。
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。Ｓｉが０．２０％未満であると、脱酸材が不足することとなる。他方、Ｓｉが０．８０％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて加工性が低下することとなり、また、浸炭阻害が発生する。
そこで、Ｓｉは０．２０～０．８０％とする。望ましくは、Ｓｉは０．３０～０．８０％である。
Ｍｎ：０．１０～０．６０％
Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎが０．１０％未満であると、焼入れが不足となる。他方、Ｍｎが０．６０％を超えると、加工性が低下する。
そこで、Ｍｎは０．１０～０．６０％である。望ましくは、Ｍｎ：０．１５～０．５０％である。
Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎが０．１０％未満であると、焼入れが不足となる。他方、Ｍｎが０．６０％を超えると、加工性が低下する。
そこで、Ｍｎは０．１０～０．６０％である。望ましくは、Ｍｎ：０．１５～０．５０％である。
Ｃｒ：１．４０～２．７０％
ＣｒはＭ7Ｃ3型炭化物を安定化させる元素である。Ｃｒが１．４０％未満であると、Ｍ7Ｃ3型炭化物が析出しないことから、球状化焼なまし中のパーライト粒からフェライト粒へのＣ流入量が不足することとなり、球状化炭化物の分布が不均一となることから、冷間鍛造性が低下することとなる。また、焼入れ性が不足する。他方、Ｃｒが２．７０％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて、加工性が低下することとなる。また、浸炭阻害が発生する。そこで、Ｃｒは１．４０～２．７０％とする。望ましくは、Ｃｒは１．４０～２．５０％である。
ＣｒはＭ7Ｃ3型炭化物を安定化させる元素である。Ｃｒが１．４０％未満であると、Ｍ7Ｃ3型炭化物が析出しないことから、球状化焼なまし中のパーライト粒からフェライト粒へのＣ流入量が不足することとなり、球状化炭化物の分布が不均一となることから、冷間鍛造性が低下することとなる。また、焼入れ性が不足する。他方、Ｃｒが２．７０％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて、加工性が低下することとなる。また、浸炭阻害が発生する。そこで、Ｃｒは１．４０～２．７０％とする。望ましくは、Ｃｒは１．４０～２．５０％である。
Ａｌ：０．０２０～０．１００％
Ａｌは脱酸に有用な元素である。Ａｌが０．０２０％未満であると、脱酸材として不足することとなる。また、微細な窒化物が不足することとなるので、Ｍ7Ｃ3型炭化物の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ａｌが０．１００％を超えると、粗大な窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．０２０～０．１００％とする。望ましくは、Ａｌは０．０２０～０．０５０％である。
Ａｌは脱酸に有用な元素である。Ａｌが０．０２０％未満であると、脱酸材として不足することとなる。また、微細な窒化物が不足することとなるので、Ｍ7Ｃ3型炭化物の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ａｌが０．１００％を超えると、粗大な窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．０２０～０．１００％とする。望ましくは、Ａｌは０．０２０～０．０５０％である。
Ｎ：０．００４０～０．０３００％
Ｎは窒化物を形成する元素である。Ｎが０．００４０％未満だと、微細な窒化物が不足することから、Ｍ7Ｃ3の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ｎが０．０３００％を超えると、粗大な炭窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ｎは０．００４０～０．０３００％とする。望ましくは、Ｎは０．００４０～０．０２００％である。
Ｎは窒化物を形成する元素である。Ｎが０．００４０％未満だと、微細な窒化物が不足することから、Ｍ7Ｃ3の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ｎが０．０３００％を超えると、粗大な炭窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ｎは０．００４０～０．０３００％とする。望ましくは、Ｎは０．００４０～０．０２００％である。
Ｐ：不可避不純物として０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を上回ると、粒界偏析により靱性が低下する。そこで、Ｐは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
Ｐは、０．０３０％を上回ると、粒界偏析により靱性が低下する。そこで、Ｐは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
Ｓ：不可避不純物として０．０３０％以下
Ｓは、０．０３０％を上回ると、ＭｎＳが形成することによって靱性や疲労強度が低下する。そこで、Ｓは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
Ｓは、０．０３０％を上回ると、ＭｎＳが形成することによって靱性や疲労強度が低下する。そこで、Ｓは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
以下の成分は選択的に添加しうる任意成分について説明する。
Ｎｉ：０．０２～２．００％
Ｎｉは焼入れ性および靭性を向上させる元素である。Ｎｉが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さく、また、靱性向上の効果も小さい。他方、２．００％を超えてＮｉを添加すると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｎｉを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＮｉは０．０２～１．８０％である。
Ｎｉ：０．０２～２．００％
Ｎｉは焼入れ性および靭性を向上させる元素である。Ｎｉが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さく、また、靱性向上の効果も小さい。他方、２．００％を超えてＮｉを添加すると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｎｉを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＮｉは０．０２～１．８０％である。
Ｍｏ：０．０２～２．００％
Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｏが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さい。他方、Ｍｏが２．００％を超えると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｍｏを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＭｏは０．０２～０．５０％である。
Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｏが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さい。他方、Ｍｏが２．００％を超えると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｍｏを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＭｏは０．０２～０．５０％である。
Ｎｂ：０．０２～０．１０％
Ｎｂは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｎｂが０．０２％未満であると、微細な炭窒化物が不足するので、結晶粒粗大化抑制効果が小さくなり、靱性および疲労強度が不足することとなる。他方、Ｎｂが０．１０％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｎｂを添加する場合は、０．０２～０．１０％とする。望ましくは、添加するＮｂは０．０２～０．０８％である。
Ｎｂは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｎｂが０．０２％未満であると、微細な炭窒化物が不足するので、結晶粒粗大化抑制効果が小さくなり、靱性および疲労強度が不足することとなる。他方、Ｎｂが０．１０％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｎｂを添加する場合は、０．０２～０．１０％とする。望ましくは、添加するＮｂは０．０２～０．０８％である。
Ｔｉ：０．０２０～０．２００％
Ｔｉは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｔｉが０．０２０％未満であると、微細な窒化物量が不足する。また、Ｎが固定されず、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。また、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さくなる。
他方、Ｔｉが０．２００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。
そこで、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０～０．２００％とする。望ましくは、添加するＴｉは、０．０２０～０．１００％である。
Ｔｉは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｔｉが０．０２０％未満であると、微細な窒化物量が不足する。また、Ｎが固定されず、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。また、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さくなる。
他方、Ｔｉが０．２００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。
そこで、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０～０．２００％とする。望ましくは、添加するＴｉは、０．０２０～０．１００％である。
Ｂ：０．００１０～０．００５０％
Ｂは焼入れ性を向上させる元素である。Ｂが０．００１０％未満だと、焼入れ性向上の効果が小さい。Ｂが０．００５０％を超えると、素材硬さの上昇により加工性が低下する。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００１０～０．００５０％とする。望ましくは、添加するＢは０．００１０～０．００３０％である。
Ｂは焼入れ性を向上させる元素である。Ｂが０．００１０％未満だと、焼入れ性向上の効果が小さい。Ｂが０．００５０％を超えると、素材硬さの上昇により加工性が低下する。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００１０～０．００５０％とする。望ましくは、添加するＢは０．００１０～０．００３０％である。
Ｖ：０．０１０～０．５００％
Ｖは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｖが０．０１０％未満であると、微細な炭窒化物が不足し、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さいので、靱性および疲労強度に不足することとなる。他方、Ｖが０．５００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｖを添加する場合は、０．０１０～０．５００％とする。望ましくは、添加するＶは０．０１０～０．４００％である。
Ｖは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｖが０．０１０％未満であると、微細な炭窒化物が不足し、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さいので、靱性および疲労強度に不足することとなる。他方、Ｖが０．５００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｖを添加する場合は、０．０１０～０．５００％とする。望ましくは、添加するＶは０．０１０～０．４００％である。
Ａ1点：７５０℃以上
Ａ1点が７５０℃未満だと、球状化焼なましの保持温度が低くなり、パーライト、ベイナイトを構成する炭化物の球状化が不十分となる。すると、軟化不足によって、冷間加工性が低下する。
そこで、Ａ1点が７５０℃以上であることとする。さらに好ましくは、Ａ1点が７５０～８００℃とするとよい。
なお、本発明のＡ1は、Ａｃ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］を用いて計算することができる。
Ａ1点が７５０℃未満だと、球状化焼なましの保持温度が低くなり、パーライト、ベイナイトを構成する炭化物の球状化が不十分となる。すると、軟化不足によって、冷間加工性が低下する。
そこで、Ａ1点が７５０℃以上であることとする。さらに好ましくは、Ａ1点が７５０～８００℃とするとよい。
なお、本発明のＡ1は、Ａｃ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］を用いて計算することができる。
炭化物の析出していないフェライト粒の面積率：６．０％以下
炭化物の析出していないフェライト粒の面積率が６．０％を超えると、炭化物の析出分布が不均一といえる。球状化炭化物の析出分布が不均一であると、冷間鍛造時に不均一な変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では、割れが発生しやすくなる。そこで、炭化物の析出していないフェライト粒の面積率は６．０％以下とする。
炭化物の析出していないフェライト粒の面積率が６．０％を超えると、炭化物の析出分布が不均一といえる。球状化炭化物の析出分布が不均一であると、冷間鍛造時に不均一な変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では、割れが発生しやすくなる。そこで、炭化物の析出していないフェライト粒の面積率は６．０％以下とする。
残存パーライト及びベイナイトの面積率：５．０％以下
残存パーライト及びベイナイトの面積率が過多であると、素材の軟化不足を招き、加工性が低下し、また球状化炭化物の析出分布が不均一となるので、冷間鍛造時に不均一変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では割れが発生しやすくなる。そこで、残存パーライト及びベイナイトの面積率は、５．０％以下とする。
残存パーライト及びベイナイトの面積率が過多であると、素材の軟化不足を招き、加工性が低下し、また球状化炭化物の析出分布が不均一となるので、冷間鍛造時に不均一変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では割れが発生しやすくなる。そこで、残存パーライト及びベイナイトの面積率は、５．０％以下とする。
全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合：７．０％以下
炭化物の球状化が不足すると、冷間鍛造時に不均一変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では割れが発生しやすくなる。そこで、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合は７．０％以下とする。
炭化物の球状化が不足すると、冷間鍛造時に不均一変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では割れが発生しやすくなる。そこで、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合は７．０％以下とする。
（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）：３．５以上
粒内と粒界の炭化物とで、粒界炭化物の割合が多いと、粒内における球状化炭化物の析出分量が不足し、球状化炭化物の不均一が生じる。すると、冷間鍛造時に不均一変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では割れが発生しやすくなる。そこで、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）を３．５以上とする。
粒内と粒界の炭化物とで、粒界炭化物の割合が多いと、粒内における球状化炭化物の析出分量が不足し、球状化炭化物の不均一が生じる。すると、冷間鍛造時に不均一変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では割れが発生しやすくなる。そこで、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）を３．５以上とする。
球状化焼なましにおいて、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が不十分であると、フェライト粒内で炭化物が析出できないため、炭化物分布が不均一となり、冷間鍛造性が低下する。そこで、本発明では、Ｍ7Ｃ3型炭化物を存在させるため、高Ｃｒ成分とすることとする。
すると、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（Ｍ7Ｃ3炭化物が安定）との間でＣ拡散挙動の差が大きくなるので、その結果、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が十分に促進され、球状化炭化物が均一分散しやすくなるので、冷間鍛造性に優れたものとなるのである。
すると、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（Ｍ7Ｃ3炭化物が安定）との間でＣ拡散挙動の差が大きくなるので、その結果、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が十分に促進され、球状化炭化物が均一分散しやすくなるので、冷間鍛造性に優れたものとなるのである。
（球状化焼なまし処理条件）
図１に球状化焼なまし処理条件となる温度履歴の保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（ｈｒ）の説明のための模式図を示す。本発明における球状化焼なまし処理のための保持温度Ｔや保持時間ｔの条件は、以下の［式１］～［式３］を充足するものとする。
［式１］：（Ａ1点－３０℃）≦Ｔ≦（Ａ1点－５℃）
［式２］：ｔ≧１２０／（Ｔ－Ａ1＋５０）
［式３］：Ａ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］
図１に球状化焼なまし処理条件となる温度履歴の保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（ｈｒ）の説明のための模式図を示す。本発明における球状化焼なまし処理のための保持温度Ｔや保持時間ｔの条件は、以下の［式１］～［式３］を充足するものとする。
［式１］：（Ａ1点－３０℃）≦Ｔ≦（Ａ1点－５℃）
［式２］：ｔ≧１２０／（Ｔ－Ａ1＋５０）
［式３］：Ａ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］
（供試材の製造工程）
表１の発明鋼Ｎｏ．１～２０と、比較例Ｎｏ．１～１７に記載の化学成分と残部Ｆｅとからなる各鋼を、１００ｋｇ真空誘導炉（ＶＩＭ）で溶解して鋼塊として溶製し、１２５０℃でφ３２に鍛伸し、９２５℃で１時間の焼ならしをした後、１００ｍｍに切断して、供試材を得た。
表１の発明鋼Ｎｏ．１～２０と、比較例Ｎｏ．１～１７に記載の化学成分と残部Ｆｅとからなる各鋼を、１００ｋｇ真空誘導炉（ＶＩＭ）で溶解して鋼塊として溶製し、１２５０℃でφ３２に鍛伸し、９２５℃で１時間の焼ならしをした後、１００ｍｍに切断して、供試材を得た。
（球状化焼なまし工程）
上記で作製した供試材について、カンタル炉を用い、以下の手順で球状化焼なましを実施した。表２に記載の保持温度Ｔおよび保持時間ｔのとおり、球状化焼なましの保持温度に設定した炉内に、上記供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保し、所定の時間保持した後、空冷した。
上記で作製した供試材について、カンタル炉を用い、以下の手順で球状化焼なましを実施した。表２に記載の保持温度Ｔおよび保持時間ｔのとおり、球状化焼なましの保持温度に設定した炉内に、上記供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保し、所定の時間保持した後、空冷した。
（球状化炭化物のアスペクト比および炭化物の各種面積率の測定）
球状化焼なまし後の供試材について、Ｄ／４位置より切り出し、樹脂埋め後に研磨し、さらに表面をナイタール腐食液でエッチング処理してから、５０００倍の電子顕微鏡にて３視野を観察し、画像解析にて面積率を算定した。なお、円相当径０．１０μｍ未満の炭化物は除外する。
また、炭化物のアスペクト比は、炭化物の長径と短径の比から求まる。
球状化焼なまし後の供試材について、Ｄ／４位置より切り出し、樹脂埋め後に研磨し、さらに表面をナイタール腐食液でエッチング処理してから、５０００倍の電子顕微鏡にて３視野を観察し、画像解析にて面積率を算定した。なお、円相当径０．１０μｍ未満の炭化物は除外する。
また、炭化物のアスペクト比は、炭化物の長径と短径の比から求まる。
球状化焼なまし後の観察視野における、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率の測定した結果、面積率で組織全体の６．０％を超えるものは、球状化が不十分であったり、均一に分散しているとは言い難いものといえる。結果を表２に示す。なお、円相当径０．１０μｍ未満の炭化物は除外しているので、「球状化炭化物が析出していない」とは、円相当径０．１０μｍ以上の炭化物を含まないことをいう。
球状化焼なまし後の残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率が５．０％以下であることは、炭化物の球状化が十分に進んでいると評することができるが、残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率が５．０％を超えるときは、炭化物の球状化が不十分といえるので、軟化不足によって、冷間鍛造性が低下することとなる。結果を表２に示す。
図２に、発明鋼Ｎｏ．６、発明鋼Ｎｏ．１９、比較鋼Ｎｏ．６について、球状化焼なまし後の光学顕微鏡画像と、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率、残存パーライト粒およびベイナイト粒の面積率を示す。
（硬さの測定）
球状化焼なましされた棒鋼材の中心と外周の中間点（「Ｄ／４」という。なお、Ｄは直径を表す。）の部分における硬さをロックウエル硬さ試験機により測定して硬さ（ＨＲＢ）とした。
球状化焼なまし硬さが８２ＨＲＢを超えると、冷間鍛造変形性が低下し、高加工率の冷間鍛造を行うと割れが発生しやすくなる。そこで、球状化焼なまし硬さは８２ＨＲＢ以下とすることが望ましい。結果を表２に示す。
球状化焼なましされた棒鋼材の中心と外周の中間点（「Ｄ／４」という。なお、Ｄは直径を表す。）の部分における硬さをロックウエル硬さ試験機により測定して硬さ（ＨＲＢ）とした。
球状化焼なまし硬さが８２ＨＲＢを超えると、冷間鍛造変形性が低下し、高加工率の冷間鍛造を行うと割れが発生しやすくなる。そこで、球状化焼なまし硬さは８２ＨＲＢ以下とすることが望ましい。結果を表２に示す。
（７７％冷間据込みでの割れの有無）
供試材の中心位置より、φ１４×２１ｍｍ円柱試験片を作製（供試材の鍛伸方向と試験片の長手方向が平行とする。）した。それらの円柱試験片を用いて、室温で冷間据込み試験を実施した。その据込み速度は１０ｍｍ／ｍｉｎで、最終据込み率（試験片の高さ減少率）を７７％とし、４回実施し（ｎ＝４）、加工後の試験片の表面割れの有無を観察した。結果を表２に示す。
供試材の中心位置より、φ１４×２１ｍｍ円柱試験片を作製（供試材の鍛伸方向と試験片の長手方向が平行とする。）した。それらの円柱試験片を用いて、室温で冷間据込み試験を実施した。その据込み速度は１０ｍｍ／ｍｉｎで、最終据込み率（試験片の高さ減少率）を７７％とし、４回実施し（ｎ＝４）、加工後の試験片の表面割れの有無を観察した。結果を表２に示す。
発明鋼１～２０は、本発明の規定する化学成分の範囲であり、Ａ1点も７５０℃以上であって、球状化焼なましされた粒内にはＭ7Ｃ3炭化物が確認されるところ、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率を測定すると組織全体の６．０％以内であって、残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率も５．０％以内であって、高アスペクト比の炭化物の割合も少なく、粒内炭化物に比して粒界炭化物が少ないので、球状化が十分に進み、均一分散されている冷間鍛造鋼が得られている。そして、発明鋼１～２０は、いずれも硬さは８２ＨＲＢ以下であり、７７％冷間据込み試験でも割れを呈することもなかったので、発明鋼には優れた冷間加工性があることが確認された。
比較鋼１～２は、Ｍｎが過多でＣｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、球状化炭化物が粒内析出していないフェライト粒の面積率が高く、残存パーライト・ベイナイト面積率も高く、アスペクト比の高い炭化物の割合が高く、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そこで、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較鋼３～７は、Ｃｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、球状化炭化物が粒内析出していないフェライト粒の面積率が高く、残存パーライト・ベイナイト面積率も高く、アスペクト比の高い炭化物の割合が高く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例８は、Ｃｒが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高く、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、８４ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例９は、ＭｎとＣｒが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高めであった。そして、８５ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１０は、Ｓｉが過多であって、粒界炭化物の比率が高めであった。そして、８５ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１１は、ＣとＭｏとＡｌが過多であって、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率は高めであった。そして、８６ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１２は、Ｃｒが過多であって、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の割合が高めであり、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１３は、ＳｉとＭｎが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高く、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１４は、ＣｒとＡｌが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１５は、Ｃが過多で、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、８３ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１６は、ＳｉとＡｌが過多であって、炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１７は、ＭｎとＣｒとＡｌが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較鋼３～７は、Ｃｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、球状化炭化物が粒内析出していないフェライト粒の面積率が高く、残存パーライト・ベイナイト面積率も高く、アスペクト比の高い炭化物の割合が高く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例８は、Ｃｒが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高く、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、８４ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例９は、ＭｎとＣｒが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高めであった。そして、８５ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１０は、Ｓｉが過多であって、粒界炭化物の比率が高めであった。そして、８５ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１１は、ＣとＭｏとＡｌが過多であって、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率は高めであった。そして、８６ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１２は、Ｃｒが過多であって、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の割合が高めであり、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１３は、ＳｉとＭｎが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高く、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１４は、ＣｒとＡｌが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１５は、Ｃが過多で、粒内析出している炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、８３ＨＲＢと硬く、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１６は、ＳｉとＡｌが過多であって、炭化物に対する粒界炭化物の比率も高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１７は、ＭｎとＣｒとＡｌが過多であって、アスペクト比の高い炭化物の割合が高めであった。そして、７７％冷間据込み試験で割れが認められた。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．１４～０．３３％、Ｓｉ：０．２０～０．８０％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：１．４０～２．７０％、Ａｌ：０．０２０～０．１００％、Ｎ：０．００４０～０．０３００％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、
Ａ1点が７５０℃以上であり、球状化焼なまし処理された状態であって、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライト及びベイナイトの面積率が５．０％以下、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合が７．０％以下、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）が３．５以上である、冷間鍛造用鋼。 - 請求項１に記載の化学成分に加えて、Ｎｉ：０．０２～２．００％、Ｍｏ：０．０２～２．００％のいずれか１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、
Ａ1点が７５０℃以上であり、球状化焼なまし処理された状態であって、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライト及びベイナイトの面積率が５．０％以下、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合が７．０％以下、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）が３．５以上である、冷間鍛造用鋼。 - 請求項１または請求項２に記載の化学成分に加えて、Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｖ：０．０１０～０．５００％のいずれか１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、
Ａ1点が７５０℃以上であり、球状化焼なまし処理された状態であって、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライト及びベイナイトの面積率が５．０％以下、全炭化物に対してアスペクト比５．０以上の炭化物が占める面積割合が７．０％以下、（粒内析出しているアスペクト比５．０未満の球状化炭化物の面積率）／（粒界炭化物の面積率）が３．５以上である、冷間鍛造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021126584A JP2023021614A (ja) | 2021-08-02 | 2021-08-02 | 冷間鍛造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021126584A JP2023021614A (ja) | 2021-08-02 | 2021-08-02 | 冷間鍛造用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2023021614A true JP2023021614A (ja) | 2023-02-14 |
Family
ID=85201252
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021126584A Pending JP2023021614A (ja) | 2021-08-02 | 2021-08-02 | 冷間鍛造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2023021614A (ja) |
-
2021
- 2021-08-02 JP JP2021126584A patent/JP2023021614A/ja active Pending
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6461360B2 (ja) | ばね用鋼線およびばね | |
| JP6089131B2 (ja) | 高炭素冷延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2012005373A1 (ja) | 高強度ばね用伸線熱処理鋼線および高強度ばね用伸線前鋼線 | |
| KR20120047303A (ko) | 고주파 켄칭용 강 및 고주파 켄칭 강 부품 및 그들의 제조 방법 | |
| JPWO2017115842A1 (ja) | 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法 | |
| CN108350538A (zh) | 高硬度且韧性优异的钢 | |
| JP3738004B2 (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
| US20170159158A1 (en) | Ultra-high-strength spring steel | |
| JP2004027334A (ja) | 高周波焼もどし用鋼およびその製造方法 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP2012237052A (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| JP2023002842A (ja) | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材による自動車用機械部品 | |
| JP7383437B2 (ja) | 肌焼鋼の簡略球状化焼なまし方法 | |
| JP2009191322A (ja) | 浸炭部品用の耐粗粒化特性に優れたはだ焼鋼 | |
| JP3725666B2 (ja) | 浸炭軸状部品の製造方法 | |
| JP2006009150A (ja) | 浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP2023021614A (ja) | 冷間鍛造用鋼 | |
| JP2017071859A (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| JP7031428B2 (ja) | 浸窒焼入れ処理用鋼、浸窒焼入れ部品及びその製造方法 | |
| JP2022143388A (ja) | 冷間鍛造用鋼 | |
| JP2022143487A (ja) | 冷間鍛造用鋼 | |
| JP2023021615A (ja) | 冷間鍛造用鋼 | |
| US12006994B2 (en) | Valve spring | |
| JP2018178228A (ja) | 高周波焼入れ部品用素材 | |
| KR102497429B1 (ko) | 절삭성 및 연자성이 우수한 흑연화 열처리용 선재 및 흑연강 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20240711 |