JP4144224B2 - 窒化用ベイナイト型非調質鋼、その製造方法および窒化製品 - Google Patents
窒化用ベイナイト型非調質鋼、その製造方法および窒化製品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4144224B2 JP4144224B2 JP2002019412A JP2002019412A JP4144224B2 JP 4144224 B2 JP4144224 B2 JP 4144224B2 JP 2002019412 A JP2002019412 A JP 2002019412A JP 2002019412 A JP2002019412 A JP 2002019412A JP 4144224 B2 JP4144224 B2 JP 4144224B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- nitriding
- steel
- bainite
- type non
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化用のベイナイト型非調質鋼と、その製造方法に関し、この鋼を材料とする窒化製品を包含する。
【０００２】
【従来の技術】
軟窒化鋼を含めて、窒化鋼とよばれる鋼は、従来、比較的多量のＡｌを含有する合金組成を有し、この鋼を機械部品の形状に成形し、焼入れ焼戻しの調質を行ったのち、窒化処理をして製品にしている。従来の窒化鋼の問題点は、次のように多数ある。
１）調質は、部品の機械的強度を確保する上で一般に不可欠な処理とされているが、コストが嵩む要因である。できれば非調質ですませたい。
２）窒化後の表層硬さとしてＨｖ７５０以上を確保するためには、Ａｌだけでなく、Ｃｒも多量に含有させる必要があり（各々１％以上）、そうすると素材が硬くなって、加工性（たとえばドリル穴あけ性）が悪いことが難点である。
３）ドリル穴あけ性などをよくするため、Ｐｂを添加することが行われるが、ガス窒化特性を安定させる上で、Ｐｂの存在は好ましくない。
４）多量のＡｌを含有する鋼には、それに固有の製造性とくに鋳造性や、鋼塊品質とくに表面欠陥などの問題が伴う。
【０００３】
出願人は、各種の鋼において被削性を向上させるための研究を長年にわたって続け、これまでに多数の提案をしてきた。とくに機械構造用鋼に関して最近の開発例を挙げれば、特開平１０−２８７９５３号「機械的性質とドリル穴あけ加工性に優れた機械構造用鋼」が、ひとつの代表である。この快削鋼は、ＣａＯを８〜６２％含むカルシウムアルミネート酸化物介在物を内部に包み込んだ、長径／短径比が５以下であるような紡錘型の、Ｃａを１％以上含むカルシウム・マンガン硫化物介在物を含有することを特徴とするものである。この発明は、すぐれた被削性を実現したが、実施に当たって、ときにより被削性にバラツキが見られることが経験された。これは、カルシウム・マンガン硫化物介在物の存在形態が種々あり得るためと解される。
【０００４】
続いて出願人は、特開２０００−３４５３８号「旋削加工性に優れた機械構造用鋼」において、Ｃａ含有硫化物をＣａ含有量に従って３区分し、観察視野の面積に対する面積率を、Ｃａ含有量が４０％を超えるものをＡ、０．３〜４０％のものをＢ、０．３％未満のものをＣとするとき、Ａ／（Ａ＋Ｂ＋Ｃ）≦０．３、かつＢ／（Ａ＋Ｂ＋Ｃ）≧０．１の条件を満たすとき、旋削工具寿命が著しく延びることを開示した。
【０００５】
さらに研究を進めた出願人は、特開２０００−２１９９３６号「快削鋼」に至って、介在物の存在すべき個数を明らかにして、被削性のバラツキを少なくすることに成功した。この発明の鋼は、０．１〜１％のＣａを含有する円相当直径５μｍ以上の硫化物を３．３mm２当たり５個以上含有することを特徴とする。
【０００６】
最近に至って出願人は、機械構造用の合金組成を有する鋼において、ＣａＯ含有量が８〜６２重量％の酸化物系介在物と接して存在する、１．０重量％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積３．５mm２当たり２．０×１０-4mm２以上であるものが、安定した被削性を示すことを見出し、その製造方法を確立して、すでに提案した（特願２００１−１７４６０６）。
【０００７】
上記のような、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが、前者が核となり、その周囲を硫化物主体の介在物が取囲んで複合している形態の介在物（これを出願人は、「二重構造介在物」と呼んでいる）は、その後の研究で、広い範囲の鋼種に適用可能であることが判明しつつあるが、多量のＡｌを含有する鋼には適用できない。介在物の形態をうまく制御するためには、Ａｌの含有量を０．０２％以下に止めなければならないところ、常用の窒化鋼は、上記のように、少なくとも１％のＡｌを含有するから、二重構造介在物を生成させ、利用することができないわけである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、良好な被削性をもたらす二重構造介在物を窒化鋼においても利用可能にし、Ｐｂ快削鋼と同等以上の被削性を有し、機械的性質および窒化特性を維持したまま、非調質のまま窒化して機械部品を製造することができる窒化用の快削鋼と、その製造方法を提供することにある。この窒化鋼を使用した機械部品を提供することもまた、本発明の目的に含まれる。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成する本発明の窒化用の快削鋼は、基本的な合金組成として、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．８％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：１．０〜３．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％およびＯ：０．０００５〜０．０１％を含有し、ただし、
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＞２．０
であって、残部が不可避の不純物およびＦｅからなる合金組成を有し、ＣａＯ含有量が８〜６２重量％の酸化物系介在物と接して存在する、１．０重量％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積３．５mm２当たり２．０×１０-4mm２以上であることを特徴とする、窒化用のベイナイト型非調質鋼である。
【００１０】
上記した窒化用のベイナイト型の非調質鋼快削鋼を製造する本発明の方法は、上記の合金組成を有する合金を溶製し、その際、下記の条件１）〜３）
１）［ＨＳ］／［ＨＯ］：８〜８０
ここで、ＨＳ＝［Ｓ］×１０log Ｆｓ ＨＯ＝［Ｏ］×１０log Ｆｏ であって、
logFs＝0.113[C]+0.065[Si]-0.025[Mn]+0.043[P]-0.028[S]-0.013[Cu]
-0.011[Cr]+0.0027[Mo]-0.27[O]+0.024[N]+0.054[Al]
logFo＝-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133[S]-0.0095[Cu]+0.006
[Ni]-0.041[Cr]+0.0035[Mo]-1.00[O]-0.1834[N]-0.20[Al]+0.11[V]
２）［sol-Ａｌ］：０．０２〜０．２０％ かつ
３）［Ｃａ］×［Ｓ］：１×１０-5〜１×１０-3
を満たす操業を行なうことを特徴とする。
【００１１】
【発明の実施形態】
本発明において、基本的な合金組成の鋼の組成を上記のように限定した理由は、つぎのとおりである。
【００１２】
Ｃ：０．０５〜０．８％
Ｃは強度を確保するために必要な成分であり、０．０５％未満の含有量では強度が不足である。一方、多量になると靱性や被削性が低くなるので、０．８％を上限とした。
【００１３】
Ｓｉ：０．０１〜２．５％
Ｓｉは溶製時の脱酸剤として鋼の成分となり、焼入性を高める働きもあるから、非調質鋼には必要である。この効果は、０．０１％に達しない少量では期待できない。２．５％を超える多量の添加は、延性を損ない、塑性加工時に割れが発生しやすくなる。
【００１４】
Ｍｎ：０．１〜３．５％
Ｍｎは、硫化物を生成する重要な元素である。０．１％未満の量では、介在物の量が足りないが、３．５％を超える過大な含有量になると、鋼を硬くして被削性を低下させる。
【００１５】
Ｐ：０．００１〜０．２％
Ｐは、被削性とくに仕上面性状を改善する成分として、０．００１％以上を、積極的に存在させる。ただし靱性にとっては有害であり、０．２％を超えて存在させることはできない。
【００１６】
Ｓ：０．０１〜０．２％
Ｓは被削性の向上にとって、有用というより、不可欠な成分であって、０．０１％以上を存在させる。Ｓ量が０．２％を超えると、靱性と延性を悪くするばかりか、ＣａとＣａＳを生成する。ＣａＳは融点が高いため、鋳造工程の障害になる。
【００１７】
Ｃｒ：１．０〜３．５％
Ｃｒは焼入性を確保し、窒化層の硬さを確保するために、１．０％以上を添加する。しかし、多量に添加すると、熱間加工性を損ねて鍛造時に割れが生じるから、上限を３．５％と定めた。
【００１８】
Ｖ：０．１〜０．５％
Ｖは、窒化時の焼戻し軟化抵抗性を確保し、製品が表層の硬さを維持するように、少なくとも０．１％を添加する。多量に過ぎると鋼の硬さを上昇させるとともに、耐力比、耐久比を低下させるから、０．５％までの添加に止める。
【００１９】
Ａｌ：０．００１〜０．０２０％
酸化物系介在物の組成を適切に調整する上で必要であり、少なくとも０．００１％を添加する。常用の窒化鋼にくらべて、はるかに低い上限値０．２０％は、これを超えると硬質のアルミナクラスターを生成し、鋼の被削性が損なわれるため設けた。
【００２０】
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％
Ｃａは、本発明の鋼にとってきわめて重要な成分である。硫化物中にＣａを含有させるために、０．０００５％以上の添加を必須とする。一方、０．０２％を上回る過剰のＣａの添加は、前記した高融点のＣａＳの生成を招き、鋳造の障害になる。
【００２１】
Ｏ：０．０００５〜０．０１％
Ｏは酸化物の生成に必要な元素である。過度に脱酸した鋼においては高融点のＣａＳが多量に生成し、鋳造の支障になるから、少なくとも０．０００５％、好ましくは０．００１５％を超えるＯが必要である。一方で、０．０１％を超えるＯは、多量の硬質な酸化物をもたらし、被削性を損なうとともに、所望のカルシウム硫化物の生成が困難になる。
【００２２】
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＞２．０
この条件は、窒化用の非調質鋼の組織を、パーライトでなく、ベイナイトを主体としてそれに若干のフェライトが加わったものにするために、満たさなければならない条件である。ベイナイト主体の組織は、熱間鍛造ままで、焼入れ焼戻し材とほぼ同等の強度を有するうえに、窒素の拡散速度がパーライト主体の組織より高く、従って窒化の速度が速いという利点がある。
【００２３】
本発明の窒化用の非超質鋼快削鋼は、上記した基本的な合金組成に加えて、製品に要求されるところに従い、つぎのグループに属する元素の１種または２種以上を、規定する組成範囲内で、追加的に含有することができる。それらの変更態様において、任意に添加することができる各合金成分の働きと、組成範囲の限定理由を、つぎに述べる。
【００２４】
Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは焼入性を高めるので、適量を添加するとよい。しかし、多量に添加すると熱間加工性を損ねて、鍛造時に割れが生じる。コスト面も配慮して、上限を２．０％と定めた。Ｍｏを添加する場合、上記のベイナイト組織を得るための条件式は、次のように変わる。
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＋Ｍｏ＞２．０
【００２５】
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、組織を緻密にし、強度を高める。多量の添加は、熱間加工性にとっても、被削性にとっても好ましくないから、２．０％以下の添加に止める。
【００２６】
Ｎｉ：４．０％以下
Ｎｉも、ＣｒおよびＭｏと同様に焼入性を高めるが、被削性にはマイナスの存在である。それと、コストを考えて、４．０％を上限とした。
【００２７】
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは微量の添加で焼入性を高める。この効果を得るには、０．０００５％以上の添加を必要とする。０．０１％を超える添加は、熱間加工性を損ねて有害である。
【００２８】
Ｎｂ：０．２％以下およびＴｉ：０．２％以下の１種または２種
ＮｂおよびＴｉは、高温における結晶粒の粗大化を防ぐ上で有用である。その効果は量の増大につれて飽和するので、それぞれ０．２％以下の範囲で添加するのが得策である。
【００２９】
Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｍｇ：０．０２％以下
これらの元素は、いずれも結晶粒を微細化し、靱性を向上させる働きがあるので、１種または２種以上を添加するとよい。添加量は、効果が飽和する上記の上限値０．５％までに止めるのが得策である。
【００３０】
Ｐｂ：０．４％以下、Ｂｉ：０．４％以下、Ｓｅ：０．４％以下およびＴｅ：０．２％以下、
いずれも、被削性改善元素である。Ｐｂは、単独で、または硫化物の外周に付着する形で存在し、それ自身が被削性を高める。０．４％という上限は、これ以上のＰｂを添加しても鋼に溶解せず、凝集・沈殿して鋼の欠陥になることを理由に設けた。Ｂｉも同様である。ＳｅおよびＴｅの上限は、熱間加工性への悪影響を考慮して定めた。
【００３１】
本発明にしたがう窒化用の非調質快削鋼の内部に存在する介在物は、前記したように二重構造であって、ＥＰＭＡ分析によれば、芯部はＣａ，Ｍｇ，ＳｉおよびＡｌの酸化物であり、その周囲を、ＣａＳを含有するＭｎＳが取囲んでいる。その存在形態は、ＣａＯ含有量が８〜６２重量％の酸化物系介在物と接して存在する、１．０重量％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の面積が、視野面積３．５mm２当たり２．０×１０-4mm２以上を占めるものである。このような介在物の形態は、後に論じる機構を通じて、本発明で目標とした高い被削性を達成するために必要なものであり、このような介在物の形態を実現するための条件が、これも前記した製造のための操業条件である。以下に、それらの条件がもつ意義を説明する。
【００３２】
１）［ＨＳ］／［ＨＯ］：８〜８０
ここで、［ＨＳ］および［ＨＯ］は、それぞれ下式で定義されるＳおよびＯの活量を表し、
ＨＳ＝［Ｓ］×１０log Ｆｓ ＨＯ＝［Ｏ］×１０log Ｆｏ
logＦｓおよびlogＦｏは、それぞれ下式で定義される。
logＦｓ＝0.113[C]+0.065[Si]-0.025[Mn]+0.043[P]-0.028[S]-0.013[Cu]
-0.011[Cr]+0.0027[Mo]-0.27[O]+0.024[N]+0.054[Al]
logＦｏ＝-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133[S]-0.0095[Cu]+0.006
[Ni]-0.041[Cr]+0.0035[Mo]-1.00[O]-0.1834[N]-0.20[Al]+0.11[V]
２）［sol-Ａｌ］：０．０２〜０．２０％ かつ
３）［Ｃａ］×［Ｓ］：１×１０-5〜１×１０-3
【００３３】
上記の条件１）に関する実施データは、図１に見るとおりである。このグラフは、窒化前の材料に対するドリル加工能率比が１以上の窒化鋼（●）および１未満（×）の窒化鋼における、ＨＳとＨＯとの関係をプロットしたものである。ここで、「ドリル加工能率比」の語は、ハイスドリルを使用した場合の加工性を、常用のＡｌ−Ｃｒ窒化鋼に０．０７％のＰｂを添加して被削性を向上させた鋼の加工性と比較して得た値として定義される。図１は、ＳおよびＯの活量が適切な比率で組合されたときに、良好な被削性が得られることを示している。
【００３４】
本発明の窒化用のベイナイト型非調質鋼がすぐれた被削性を示す理由として発明者らが考えているのは、以下に説明するような、二重構造介在物による工具表面のよりよい保護および潤滑の機構である。
【００３５】
前記のように、二重構造介在物は、核の部分がＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系の複合酸化物であり、その周りを、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物が取り巻いている。この酸化物は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系の中では低融点のものであり、一方、複合硫化物は、単純な硫化物ＭｎＳよりも高融点である。この二重構造介在物は、酸化物をＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系の低融点のものにすることにより、確実に硫化物が酸化物を取り巻く形で析出する。切削にあたって硫化物系介在物が溶融して工具表面を被覆し、保護するという作用はよく知られているが、硫化物だけしか存在しないと、この被膜の生成および維持は安定しない。発明者らの見出したところでは、硫化物系介在物にＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系の低融点酸化物が共存すると、被膜が安定に生成する上、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物は、単純なＭｎＳよりも、潤滑性能が高い。
【００３６】
（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物が工具表面に被膜を形成することの意義は、超硬工具による切削において、もっとも明らかに認められる。すなわち、「熱拡散摩耗」とよばれる超硬工具の摩耗を抑制する効果である。熱拡散摩耗は、工具が切削対象から生じる切り屑に高温で接すると、工具材料を構成するタングステン・カーバイドＷＣに代表される炭化物が熱分解して、Ｃが切り屑金属中に拡散して失われる結果、工具が脆くなって進む摩耗である。潤滑性の高い被膜が工具表面に生成すると、工具の温度上昇が防がれて、Ｃの拡散が抑制される。
【００３７】
本発明の快削鋼の二重構造介在物ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３／（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓは、観点を変えてみれば、従来のイオウ快削鋼の介在物であるＭｎＳと、従来のカルシウム快削鋼の介在物であるアノルサイトＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２との、それぞれの利点を併せもつものということができる。工具表面のＭｎＳは、潤滑性を示すが、被膜の安定性がいまひとつであり、熱拡散摩耗に対しては無力である。一方、ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２は、安定な被膜を形成して熱拡散摩耗を防ぐが、潤滑性に乏しい。これに対して本発明の二重構造介在物は、安定な被膜を形成して熱拡散摩耗を効果的に防止するとともに、よりよい潤滑性を示す。
【００３８】
このような二重構造介在物の生成は、前述のように低融点の複合酸化物を用意することから始まるので、まず［Ａｌ］量が重要であって、少なくとも０．００１％の存在が必要である。［Ａｌ］が多量に過ぎると、複合酸化物の融点が高くなってしまうから、０．０２０％以内にする。つぎに、ＣａＳの生成量を調節するために、［Ｃａ］×［Ｓ］および［Ｃａ］／［Ｓ］を、前記した値にコントロールするわけである。
【００３９】
【実施例】
以下の実施例および比較例においては、表１および表２に示す合金組成の鋼を、５tonアーク炉で溶製してインゴットに鋳造した。溶製に当り、硫化物被膜で被覆された硬質酸化物を形成させるため、Ｓ源としてはＦＳショット、Ｃａ源としてはＣａＳｉ、Ａｌ源としてはＡｌショットをそれぞれ使用し、鋼中のＳ、Ａｌ、ＣａおよびＯの含有量が、表１および表２に示す組成値となるように成分調整した。各インゴットを径１５mmまたは２２mmの丸棒に、熱間で鍛造した。合金組成に加えて、ＨＳ／ＨＯ、［Ｃａ］×［Ｓ］および［Ｃａ］／［Ｓ］の値を、表１および表２に掲げる。
【００４０】
【００４１】
【００４２】
鍛造品を、鍛造ままで空冷し、５８０℃×３時間のガス窒化を行なった。窒化製品について、表層硬さ（Ｈｖ）、硬化層の深さ（硬さがＨｖ４５０以上の層の深さ）、心部の硬さ（ＨＲＣ）および靭性を測定した。それらの結果を、被削性（前記した「ドリル加工能率比」で表した）とともに、表３および表４に示す。
【００４３】
窒化後の表層硬さと、その製品がどの程度のドリル加工能率比を示したかの関係をプロットして、図２に示す結果を得た。本発明に従う鋼の窒化成品は、表層硬さ７５０Ｈｖ以上の目標を達成した上で、ドリル加工能率比１を確保し、すぐれたものは３を超える、高い被削性に到達している。
【００４４】
【００４５】
【００４６】
【発明の効果】
本発明の窒化用ベイナイト型非調質鋼には、高い被削性をもたらす介在物とくに二重構造介在物が最適の形態で存在するから、すぐれた被削性を実現することができた。
【００４７】
これまで、各種の快削鋼において、良好な被削性を与える介在物の形態に関しては、ある程度の考察が行なわれていたが、そのような介在物を高い再現性をもって作り出す手段に関しては、いまひとつ満足できないのが実状であった。本発明はこの点において従来技術の隘路を突破したものであり、前記の操業条件を満たす製造を行なうことにより、常にすぐれた被削性をもつ窒化用のベイナイト型非調質鋼の快削鋼が製造できる。
【００４８】
この窒化用のベイナイト型非調質鋼において特筆すべき利点は、従来この種の窒化鋼の被削性を高めようとするとＰｂを添加せざるを得なかったのに対して、Ｐｂの添加をすることなく、同等以上の被削性を実現した点にある。Ｐｂの使用は、鋼を製造したり、加工したりする環境からすでに問題を引き起こしやすい上に、使用および廃棄に関しても好ましくないものであり、今日では極力避ける努力がなされていることは、周知のとおりである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の快削鋼と比較鋼とについて、被削性とＨＳおよびＨＯとの関係を示したグラフ。窒化前の材料に対してハイスドリルで穴あけしたときの加工能率（ＶＬ５０００）が、０．０７％Ｐｂ含有快削鋼のそれと同等以上の鋼を●、それより劣るものを×で表した。
【図２】 本発明の快削鋼と比較鋼とについて、窒化後の表層硬さと、ドリル加工能率比との関係を示したグラフ。本発明の鋼のデータを●、比較鋼のそれを○で表した。
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化用のベイナイト型非調質鋼と、その製造方法に関し、この鋼を材料とする窒化製品を包含する。
【０００２】
【従来の技術】
軟窒化鋼を含めて、窒化鋼とよばれる鋼は、従来、比較的多量のＡｌを含有する合金組成を有し、この鋼を機械部品の形状に成形し、焼入れ焼戻しの調質を行ったのち、窒化処理をして製品にしている。従来の窒化鋼の問題点は、次のように多数ある。
１）調質は、部品の機械的強度を確保する上で一般に不可欠な処理とされているが、コストが嵩む要因である。できれば非調質ですませたい。
２）窒化後の表層硬さとしてＨｖ７５０以上を確保するためには、Ａｌだけでなく、Ｃｒも多量に含有させる必要があり（各々１％以上）、そうすると素材が硬くなって、加工性（たとえばドリル穴あけ性）が悪いことが難点である。
３）ドリル穴あけ性などをよくするため、Ｐｂを添加することが行われるが、ガス窒化特性を安定させる上で、Ｐｂの存在は好ましくない。
４）多量のＡｌを含有する鋼には、それに固有の製造性とくに鋳造性や、鋼塊品質とくに表面欠陥などの問題が伴う。
【０００３】
出願人は、各種の鋼において被削性を向上させるための研究を長年にわたって続け、これまでに多数の提案をしてきた。とくに機械構造用鋼に関して最近の開発例を挙げれば、特開平１０−２８７９５３号「機械的性質とドリル穴あけ加工性に優れた機械構造用鋼」が、ひとつの代表である。この快削鋼は、ＣａＯを８〜６２％含むカルシウムアルミネート酸化物介在物を内部に包み込んだ、長径／短径比が５以下であるような紡錘型の、Ｃａを１％以上含むカルシウム・マンガン硫化物介在物を含有することを特徴とするものである。この発明は、すぐれた被削性を実現したが、実施に当たって、ときにより被削性にバラツキが見られることが経験された。これは、カルシウム・マンガン硫化物介在物の存在形態が種々あり得るためと解される。
【０００４】
続いて出願人は、特開２０００−３４５３８号「旋削加工性に優れた機械構造用鋼」において、Ｃａ含有硫化物をＣａ含有量に従って３区分し、観察視野の面積に対する面積率を、Ｃａ含有量が４０％を超えるものをＡ、０．３〜４０％のものをＢ、０．３％未満のものをＣとするとき、Ａ／（Ａ＋Ｂ＋Ｃ）≦０．３、かつＢ／（Ａ＋Ｂ＋Ｃ）≧０．１の条件を満たすとき、旋削工具寿命が著しく延びることを開示した。
【０００５】
さらに研究を進めた出願人は、特開２０００−２１９９３６号「快削鋼」に至って、介在物の存在すべき個数を明らかにして、被削性のバラツキを少なくすることに成功した。この発明の鋼は、０．１〜１％のＣａを含有する円相当直径５μｍ以上の硫化物を３．３mm２当たり５個以上含有することを特徴とする。
【０００６】
最近に至って出願人は、機械構造用の合金組成を有する鋼において、ＣａＯ含有量が８〜６２重量％の酸化物系介在物と接して存在する、１．０重量％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積３．５mm２当たり２．０×１０-4mm２以上であるものが、安定した被削性を示すことを見出し、その製造方法を確立して、すでに提案した（特願２００１−１７４６０６）。
【０００７】
上記のような、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが、前者が核となり、その周囲を硫化物主体の介在物が取囲んで複合している形態の介在物（これを出願人は、「二重構造介在物」と呼んでいる）は、その後の研究で、広い範囲の鋼種に適用可能であることが判明しつつあるが、多量のＡｌを含有する鋼には適用できない。介在物の形態をうまく制御するためには、Ａｌの含有量を０．０２％以下に止めなければならないところ、常用の窒化鋼は、上記のように、少なくとも１％のＡｌを含有するから、二重構造介在物を生成させ、利用することができないわけである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、良好な被削性をもたらす二重構造介在物を窒化鋼においても利用可能にし、Ｐｂ快削鋼と同等以上の被削性を有し、機械的性質および窒化特性を維持したまま、非調質のまま窒化して機械部品を製造することができる窒化用の快削鋼と、その製造方法を提供することにある。この窒化鋼を使用した機械部品を提供することもまた、本発明の目的に含まれる。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成する本発明の窒化用の快削鋼は、基本的な合金組成として、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．８％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：１．０〜３．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％およびＯ：０．０００５〜０．０１％を含有し、ただし、
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＞２．０
であって、残部が不可避の不純物およびＦｅからなる合金組成を有し、ＣａＯ含有量が８〜６２重量％の酸化物系介在物と接して存在する、１．０重量％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積３．５mm２当たり２．０×１０-4mm２以上であることを特徴とする、窒化用のベイナイト型非調質鋼である。
【００１０】
上記した窒化用のベイナイト型の非調質鋼快削鋼を製造する本発明の方法は、上記の合金組成を有する合金を溶製し、その際、下記の条件１）〜３）
１）［ＨＳ］／［ＨＯ］：８〜８０
ここで、ＨＳ＝［Ｓ］×１０log Ｆｓ ＨＯ＝［Ｏ］×１０log Ｆｏ であって、
logFs＝0.113[C]+0.065[Si]-0.025[Mn]+0.043[P]-0.028[S]-0.013[Cu]
-0.011[Cr]+0.0027[Mo]-0.27[O]+0.024[N]+0.054[Al]
logFo＝-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133[S]-0.0095[Cu]+0.006
[Ni]-0.041[Cr]+0.0035[Mo]-1.00[O]-0.1834[N]-0.20[Al]+0.11[V]
２）［sol-Ａｌ］：０．０２〜０．２０％ かつ
３）［Ｃａ］×［Ｓ］：１×１０-5〜１×１０-3
を満たす操業を行なうことを特徴とする。
【００１１】
【発明の実施形態】
本発明において、基本的な合金組成の鋼の組成を上記のように限定した理由は、つぎのとおりである。
【００１２】
Ｃ：０．０５〜０．８％
Ｃは強度を確保するために必要な成分であり、０．０５％未満の含有量では強度が不足である。一方、多量になると靱性や被削性が低くなるので、０．８％を上限とした。
【００１３】
Ｓｉ：０．０１〜２．５％
Ｓｉは溶製時の脱酸剤として鋼の成分となり、焼入性を高める働きもあるから、非調質鋼には必要である。この効果は、０．０１％に達しない少量では期待できない。２．５％を超える多量の添加は、延性を損ない、塑性加工時に割れが発生しやすくなる。
【００１４】
Ｍｎ：０．１〜３．５％
Ｍｎは、硫化物を生成する重要な元素である。０．１％未満の量では、介在物の量が足りないが、３．５％を超える過大な含有量になると、鋼を硬くして被削性を低下させる。
【００１５】
Ｐ：０．００１〜０．２％
Ｐは、被削性とくに仕上面性状を改善する成分として、０．００１％以上を、積極的に存在させる。ただし靱性にとっては有害であり、０．２％を超えて存在させることはできない。
【００１６】
Ｓ：０．０１〜０．２％
Ｓは被削性の向上にとって、有用というより、不可欠な成分であって、０．０１％以上を存在させる。Ｓ量が０．２％を超えると、靱性と延性を悪くするばかりか、ＣａとＣａＳを生成する。ＣａＳは融点が高いため、鋳造工程の障害になる。
【００１７】
Ｃｒ：１．０〜３．５％
Ｃｒは焼入性を確保し、窒化層の硬さを確保するために、１．０％以上を添加する。しかし、多量に添加すると、熱間加工性を損ねて鍛造時に割れが生じるから、上限を３．５％と定めた。
【００１８】
Ｖ：０．１〜０．５％
Ｖは、窒化時の焼戻し軟化抵抗性を確保し、製品が表層の硬さを維持するように、少なくとも０．１％を添加する。多量に過ぎると鋼の硬さを上昇させるとともに、耐力比、耐久比を低下させるから、０．５％までの添加に止める。
【００１９】
Ａｌ：０．００１〜０．０２０％
酸化物系介在物の組成を適切に調整する上で必要であり、少なくとも０．００１％を添加する。常用の窒化鋼にくらべて、はるかに低い上限値０．２０％は、これを超えると硬質のアルミナクラスターを生成し、鋼の被削性が損なわれるため設けた。
【００２０】
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％
Ｃａは、本発明の鋼にとってきわめて重要な成分である。硫化物中にＣａを含有させるために、０．０００５％以上の添加を必須とする。一方、０．０２％を上回る過剰のＣａの添加は、前記した高融点のＣａＳの生成を招き、鋳造の障害になる。
【００２１】
Ｏ：０．０００５〜０．０１％
Ｏは酸化物の生成に必要な元素である。過度に脱酸した鋼においては高融点のＣａＳが多量に生成し、鋳造の支障になるから、少なくとも０．０００５％、好ましくは０．００１５％を超えるＯが必要である。一方で、０．０１％を超えるＯは、多量の硬質な酸化物をもたらし、被削性を損なうとともに、所望のカルシウム硫化物の生成が困難になる。
【００２２】
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＞２．０
この条件は、窒化用の非調質鋼の組織を、パーライトでなく、ベイナイトを主体としてそれに若干のフェライトが加わったものにするために、満たさなければならない条件である。ベイナイト主体の組織は、熱間鍛造ままで、焼入れ焼戻し材とほぼ同等の強度を有するうえに、窒素の拡散速度がパーライト主体の組織より高く、従って窒化の速度が速いという利点がある。
【００２３】
本発明の窒化用の非超質鋼快削鋼は、上記した基本的な合金組成に加えて、製品に要求されるところに従い、つぎのグループに属する元素の１種または２種以上を、規定する組成範囲内で、追加的に含有することができる。それらの変更態様において、任意に添加することができる各合金成分の働きと、組成範囲の限定理由を、つぎに述べる。
【００２４】
Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは焼入性を高めるので、適量を添加するとよい。しかし、多量に添加すると熱間加工性を損ねて、鍛造時に割れが生じる。コスト面も配慮して、上限を２．０％と定めた。Ｍｏを添加する場合、上記のベイナイト組織を得るための条件式は、次のように変わる。
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＋Ｍｏ＞２．０
【００２５】
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、組織を緻密にし、強度を高める。多量の添加は、熱間加工性にとっても、被削性にとっても好ましくないから、２．０％以下の添加に止める。
【００２６】
Ｎｉ：４．０％以下
Ｎｉも、ＣｒおよびＭｏと同様に焼入性を高めるが、被削性にはマイナスの存在である。それと、コストを考えて、４．０％を上限とした。
【００２７】
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは微量の添加で焼入性を高める。この効果を得るには、０．０００５％以上の添加を必要とする。０．０１％を超える添加は、熱間加工性を損ねて有害である。
【００２８】
Ｎｂ：０．２％以下およびＴｉ：０．２％以下の１種または２種
ＮｂおよびＴｉは、高温における結晶粒の粗大化を防ぐ上で有用である。その効果は量の増大につれて飽和するので、それぞれ０．２％以下の範囲で添加するのが得策である。
【００２９】
Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｍｇ：０．０２％以下
これらの元素は、いずれも結晶粒を微細化し、靱性を向上させる働きがあるので、１種または２種以上を添加するとよい。添加量は、効果が飽和する上記の上限値０．５％までに止めるのが得策である。
【００３０】
Ｐｂ：０．４％以下、Ｂｉ：０．４％以下、Ｓｅ：０．４％以下およびＴｅ：０．２％以下、
いずれも、被削性改善元素である。Ｐｂは、単独で、または硫化物の外周に付着する形で存在し、それ自身が被削性を高める。０．４％という上限は、これ以上のＰｂを添加しても鋼に溶解せず、凝集・沈殿して鋼の欠陥になることを理由に設けた。Ｂｉも同様である。ＳｅおよびＴｅの上限は、熱間加工性への悪影響を考慮して定めた。
【００３１】
本発明にしたがう窒化用の非調質快削鋼の内部に存在する介在物は、前記したように二重構造であって、ＥＰＭＡ分析によれば、芯部はＣａ，Ｍｇ，ＳｉおよびＡｌの酸化物であり、その周囲を、ＣａＳを含有するＭｎＳが取囲んでいる。その存在形態は、ＣａＯ含有量が８〜６２重量％の酸化物系介在物と接して存在する、１．０重量％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の面積が、視野面積３．５mm２当たり２．０×１０-4mm２以上を占めるものである。このような介在物の形態は、後に論じる機構を通じて、本発明で目標とした高い被削性を達成するために必要なものであり、このような介在物の形態を実現するための条件が、これも前記した製造のための操業条件である。以下に、それらの条件がもつ意義を説明する。
【００３２】
１）［ＨＳ］／［ＨＯ］：８〜８０
ここで、［ＨＳ］および［ＨＯ］は、それぞれ下式で定義されるＳおよびＯの活量を表し、
ＨＳ＝［Ｓ］×１０log Ｆｓ ＨＯ＝［Ｏ］×１０log Ｆｏ
logＦｓおよびlogＦｏは、それぞれ下式で定義される。
logＦｓ＝0.113[C]+0.065[Si]-0.025[Mn]+0.043[P]-0.028[S]-0.013[Cu]
-0.011[Cr]+0.0027[Mo]-0.27[O]+0.024[N]+0.054[Al]
logＦｏ＝-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133[S]-0.0095[Cu]+0.006
[Ni]-0.041[Cr]+0.0035[Mo]-1.00[O]-0.1834[N]-0.20[Al]+0.11[V]
２）［sol-Ａｌ］：０．０２〜０．２０％ かつ
３）［Ｃａ］×［Ｓ］：１×１０-5〜１×１０-3
【００３３】
上記の条件１）に関する実施データは、図１に見るとおりである。このグラフは、窒化前の材料に対するドリル加工能率比が１以上の窒化鋼（●）および１未満（×）の窒化鋼における、ＨＳとＨＯとの関係をプロットしたものである。ここで、「ドリル加工能率比」の語は、ハイスドリルを使用した場合の加工性を、常用のＡｌ−Ｃｒ窒化鋼に０．０７％のＰｂを添加して被削性を向上させた鋼の加工性と比較して得た値として定義される。図１は、ＳおよびＯの活量が適切な比率で組合されたときに、良好な被削性が得られることを示している。
【００３４】
本発明の窒化用のベイナイト型非調質鋼がすぐれた被削性を示す理由として発明者らが考えているのは、以下に説明するような、二重構造介在物による工具表面のよりよい保護および潤滑の機構である。
【００３５】
前記のように、二重構造介在物は、核の部分がＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系の複合酸化物であり、その周りを、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物が取り巻いている。この酸化物は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系の中では低融点のものであり、一方、複合硫化物は、単純な硫化物ＭｎＳよりも高融点である。この二重構造介在物は、酸化物をＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系の低融点のものにすることにより、確実に硫化物が酸化物を取り巻く形で析出する。切削にあたって硫化物系介在物が溶融して工具表面を被覆し、保護するという作用はよく知られているが、硫化物だけしか存在しないと、この被膜の生成および維持は安定しない。発明者らの見出したところでは、硫化物系介在物にＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系の低融点酸化物が共存すると、被膜が安定に生成する上、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物は、単純なＭｎＳよりも、潤滑性能が高い。
【００３６】
（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物が工具表面に被膜を形成することの意義は、超硬工具による切削において、もっとも明らかに認められる。すなわち、「熱拡散摩耗」とよばれる超硬工具の摩耗を抑制する効果である。熱拡散摩耗は、工具が切削対象から生じる切り屑に高温で接すると、工具材料を構成するタングステン・カーバイドＷＣに代表される炭化物が熱分解して、Ｃが切り屑金属中に拡散して失われる結果、工具が脆くなって進む摩耗である。潤滑性の高い被膜が工具表面に生成すると、工具の温度上昇が防がれて、Ｃの拡散が抑制される。
【００３７】
本発明の快削鋼の二重構造介在物ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３／（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓは、観点を変えてみれば、従来のイオウ快削鋼の介在物であるＭｎＳと、従来のカルシウム快削鋼の介在物であるアノルサイトＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２との、それぞれの利点を併せもつものということができる。工具表面のＭｎＳは、潤滑性を示すが、被膜の安定性がいまひとつであり、熱拡散摩耗に対しては無力である。一方、ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２は、安定な被膜を形成して熱拡散摩耗を防ぐが、潤滑性に乏しい。これに対して本発明の二重構造介在物は、安定な被膜を形成して熱拡散摩耗を効果的に防止するとともに、よりよい潤滑性を示す。
【００３８】
このような二重構造介在物の生成は、前述のように低融点の複合酸化物を用意することから始まるので、まず［Ａｌ］量が重要であって、少なくとも０．００１％の存在が必要である。［Ａｌ］が多量に過ぎると、複合酸化物の融点が高くなってしまうから、０．０２０％以内にする。つぎに、ＣａＳの生成量を調節するために、［Ｃａ］×［Ｓ］および［Ｃａ］／［Ｓ］を、前記した値にコントロールするわけである。
【００３９】
【実施例】
以下の実施例および比較例においては、表１および表２に示す合金組成の鋼を、５tonアーク炉で溶製してインゴットに鋳造した。溶製に当り、硫化物被膜で被覆された硬質酸化物を形成させるため、Ｓ源としてはＦＳショット、Ｃａ源としてはＣａＳｉ、Ａｌ源としてはＡｌショットをそれぞれ使用し、鋼中のＳ、Ａｌ、ＣａおよびＯの含有量が、表１および表２に示す組成値となるように成分調整した。各インゴットを径１５mmまたは２２mmの丸棒に、熱間で鍛造した。合金組成に加えて、ＨＳ／ＨＯ、［Ｃａ］×［Ｓ］および［Ｃａ］／［Ｓ］の値を、表１および表２に掲げる。
【００４０】
鍛造品を、鍛造ままで空冷し、５８０℃×３時間のガス窒化を行なった。窒化製品について、表層硬さ（Ｈｖ）、硬化層の深さ（硬さがＨｖ４５０以上の層の深さ）、心部の硬さ（ＨＲＣ）および靭性を測定した。それらの結果を、被削性（前記した「ドリル加工能率比」で表した）とともに、表３および表４に示す。
【００４３】
窒化後の表層硬さと、その製品がどの程度のドリル加工能率比を示したかの関係をプロットして、図２に示す結果を得た。本発明に従う鋼の窒化成品は、表層硬さ７５０Ｈｖ以上の目標を達成した上で、ドリル加工能率比１を確保し、すぐれたものは３を超える、高い被削性に到達している。
【００４４】
【発明の効果】
本発明の窒化用ベイナイト型非調質鋼には、高い被削性をもたらす介在物とくに二重構造介在物が最適の形態で存在するから、すぐれた被削性を実現することができた。
【００４７】
これまで、各種の快削鋼において、良好な被削性を与える介在物の形態に関しては、ある程度の考察が行なわれていたが、そのような介在物を高い再現性をもって作り出す手段に関しては、いまひとつ満足できないのが実状であった。本発明はこの点において従来技術の隘路を突破したものであり、前記の操業条件を満たす製造を行なうことにより、常にすぐれた被削性をもつ窒化用のベイナイト型非調質鋼の快削鋼が製造できる。
【００４８】
この窒化用のベイナイト型非調質鋼において特筆すべき利点は、従来この種の窒化鋼の被削性を高めようとするとＰｂを添加せざるを得なかったのに対して、Ｐｂの添加をすることなく、同等以上の被削性を実現した点にある。Ｐｂの使用は、鋼を製造したり、加工したりする環境からすでに問題を引き起こしやすい上に、使用および廃棄に関しても好ましくないものであり、今日では極力避ける努力がなされていることは、周知のとおりである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の快削鋼と比較鋼とについて、被削性とＨＳおよびＨＯとの関係を示したグラフ。窒化前の材料に対してハイスドリルで穴あけしたときの加工能率（ＶＬ５０００）が、０．０７％Ｐｂ含有快削鋼のそれと同等以上の鋼を●、それより劣るものを×で表した。
【図２】 本発明の快削鋼と比較鋼とについて、窒化後の表層硬さと、ドリル加工能率比との関係を示したグラフ。本発明の鋼のデータを●、比較鋼のそれを○で表した。
Claims (7)
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．８％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：１．０〜３．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％およびＯ：０．０００５〜０．０１％を含有し、ただし、
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ ＞２．０
であって、残部が不可避の不純物およびＦｅからなる合金組成を有し、ＣａＯ含有量が８〜６２重量％の酸化物系介在物と接して存在する、１．０重量％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の占有面積が、視野面積３．５mm２当たり２．０×１０−４mm２以上であることを特徴とする窒化用のベイナイト型非調質鋼。 - 請求項１に規定した合金成分に加えて、さらに、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：４．０％以下およびＢ：０．０００５〜０．０１％の１種または２種以上を含有し、Ｍｏを含有する場合はさらに、
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＋Ｍｏ＞２．０
である請求項１に記載の窒化用のベイナイト型非調質鋼。 - 請求項１に規定した合金成分に加えて、さらに、Ｎｂ：０．２％以下およびＴｉ：０．２％以下の１種または２種を含有する請求項１に記載の窒化用のベイナイト型非調質鋼。
- 請求項１に規定した合金成分に加えて、さらに、Ｔａ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下およびＭｇ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の窒化用のベイナイト型非調質鋼。
- 請求項１に規定した合金成分に加えて、さらに、Ｐｂ：０．４％以下、Ｂｉ：０．４％以下、Ｓｅ：０．４％以下およびＴｅ：０．２％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の窒化用のベイナイト型非調質鋼。
- 請求項１ないし５のいずれかに記載した非調質鋼を製造する方法であって、請求項１ないし５のいずれかに規定した合金成分を含有し、ただし、
（［Ｍｎ］−５５［Ｓ］／３２）＋Ｃｒ＞２．０
であって、残部が不可避の不純物およびＦｅからなる合金組成を有する合金を溶製し、その際、下記の条件１）〜３）
１）［ＨＳ］／［ＨＯ］：８〜８０
ここで、ＨＳ＝［Ｓ］×１０log Ｆｓ ＨＯ＝［Ｏ］×１０log Ｆｏ であって、
logFs＝0.113[C]+0.065[Si]-0.025[Mn]+0.043[P]-0.028[S]-0.013[Cu]
-0.011[Cr]+0.0027[Mo]-0.27[O]+0.024[N]+0.054[Al]
logFo＝-0.44[C]-0.131[Si]-0.02[Mn]-0.147[P]+0.133[S]-0.0095[Cu]+0.006
[Ni]-0.041[Cr]+0.0035[Mo]-1.00[O]-0.1834[N]-0.20[Al]+0.11[V]
２）［sol-Ａｌ］：０．０２〜０．２０％ かつ
３）［Ｃａ］×［Ｓ］：１×１０-5〜１×１０-3
を満たす操業を行なうことを特徴とする、窒化用のベイナイト型非調質鋼の製造方法。 - 請求項１ないし５のいずれかに記載したベイナイト型非調質鋼を機械部品の形状に成形し、窒化してなる窒化製品。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002019412A JP4144224B2 (ja) | 2002-01-29 | 2002-01-29 | 窒化用ベイナイト型非調質鋼、その製造方法および窒化製品 |
| DE60325824T DE60325824D1 (de) | 2002-01-29 | 2003-01-24 | Nichtraffinierter stahl vom bainit-typ für die nitridierung und nitridiertes produkt |
| PCT/JP2003/000694 WO2003064715A1 (fr) | 2002-01-29 | 2003-01-24 | Acier non raffine de type bainite pour nitruration, procede de production correspondant et produit nitrure |
| US10/499,657 US20050022906A1 (en) | 2002-01-29 | 2003-01-24 | Bainite type non-refined steel for nitriding, method for production thereof and nitrided product |
| EP03703052A EP1471159B1 (en) | 2002-01-29 | 2003-01-24 | Bainite type non-refined steel for nitriding and nitrided product |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002019412A JP4144224B2 (ja) | 2002-01-29 | 2002-01-29 | 窒化用ベイナイト型非調質鋼、その製造方法および窒化製品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003221646A JP2003221646A (ja) | 2003-08-08 |
| JP4144224B2 true JP4144224B2 (ja) | 2008-09-03 |
Family
ID=27743268
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002019412A Expired - Fee Related JP4144224B2 (ja) | 2002-01-29 | 2002-01-29 | 窒化用ベイナイト型非調質鋼、その製造方法および窒化製品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4144224B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4906245B2 (ja) * | 2004-06-08 | 2012-03-28 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 被削性に優れた機械構造用鋼 |
| DE102011088234A1 (de) * | 2011-12-12 | 2013-06-13 | Aktiebolaget Skf | Bauteil |
-
2002
- 2002-01-29 JP JP2002019412A patent/JP4144224B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003221646A (ja) | 2003-08-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101162743B1 (ko) | 피삭성과 강도 특성이 우수한 기계 구조용 강 | |
| JP3398772B2 (ja) | 切削加工性を改良したマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP2005206913A (ja) | 合金工具鋼 | |
| JP4451808B2 (ja) | 疲労特性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼用圧延棒鋼およびその製法 | |
| JP3753054B2 (ja) | 超硬工具切削性にすぐれた機械構造用の快削鋼 | |
| EP2439303A1 (en) | Steel for mechanical structuring | |
| JP3464356B2 (ja) | 耐疲労性に優れたボロン鋼歯車およびその製造方法 | |
| JP5023410B2 (ja) | 破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼 | |
| JP4041413B2 (ja) | 切り屑処理性に優れた機械構造用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2007308784A (ja) | 合金鋼 | |
| JP2002212680A (ja) | マルテンサイト系快削ステンレス鋼 | |
| JPS60224754A (ja) | 合金工具鋼 | |
| JP4144224B2 (ja) | 窒化用ベイナイト型非調質鋼、その製造方法および窒化製品 | |
| JP2003034840A (ja) | 被削性に優れた機械構造用鋼 | |
| JP4023196B2 (ja) | 被削性にすぐれた機械構造用鋼 | |
| EP1471159B1 (en) | Bainite type non-refined steel for nitriding and nitrided product | |
| JP3255612B2 (ja) | 超快削鋼棒線材の製造方法及びそれによる超快削鋼棒線材 | |
| JP2001200341A (ja) | 土砂摩耗特性に優れた工具鋼 | |
| JP4148311B2 (ja) | 被削性に優れ、強度異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼 | |
| JP2004091840A (ja) | 被削性および磨き性に優れた金型用鋼材 | |
| JP2004091886A (ja) | 被削性にすぐれるとともに切屑破砕性が高い機械構造用鋼 | |
| JP2003055743A (ja) | 被削性にすぐれた冷間ダイス金型用鋼 | |
| JP2021028414A (ja) | 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法 | |
| JPH02194144A (ja) | 高速度工具鋼 | |
| JP2989766B2 (ja) | 疲労特性および被削性に優れた肌焼鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041116 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080527 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080609 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110627 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120627 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120627 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130627 Year of fee payment: 5 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |