JP7383437B2 - Simplified spheroidizing annealing method for case hardened steel - Google Patents
Simplified spheroidizing annealing method for case hardened steel Download PDFInfo
- Publication number
- JP7383437B2 JP7383437B2 JP2019176221A JP2019176221A JP7383437B2 JP 7383437 B2 JP7383437 B2 JP 7383437B2 JP 2019176221 A JP2019176221 A JP 2019176221A JP 2019176221 A JP2019176221 A JP 2019176221A JP 7383437 B2 JP7383437 B2 JP 7383437B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- spheroidizing annealing
- temperature
- steel
- point
- holding
- 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.)
- Active
Links
- 238000000137 annealing Methods 0.000 title claims description 73
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 30
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 title description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 64
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 64
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 48
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 21
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 9
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 claims description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 29
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 25
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 20
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 15
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 14
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 14
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 13
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 13
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 11
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 10
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 9
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 7
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 7
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 5
- 238000010273 cold forging Methods 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 241000282342 Martes americana Species 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 2
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007550 Rockwell hardness test Methods 0.000 description 1
- 125000004432 carbon atom Chemical group C* 0.000 description 1
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 229910000953 kanthal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 238000009828 non-uniform distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、肌焼鋼の球状化焼なまし方法に関する。 The present invention relates to a method for spheroidizing case hardening steel.
球状化焼なまし方法としては、たとえば、軸受鋼については、通常よりも軟質化を必要とする場合における球状化焼鈍を効率的に行う方法として、加熱、変態前冷却、管理冷却および変態後冷却の各工程からなる球状化焼鈍を施すに際し、前記高温保持工程における高温保持時間と、前記管理冷却工程における管理冷却時間との比率を制御することを特徴とする軸受鋼の熱処理方法が開示されている(特許文献1参照。)。 Examples of spheroidizing annealing methods include heating, pre-transformation cooling, controlled cooling, and post-transformation cooling to efficiently perform spheroidizing annealing when bearing steel needs to be made softer than usual. A method for heat treatment of bearing steel is disclosed, which comprises controlling the ratio of the high temperature holding time in the high temperature holding step and the controlled cooling time in the controlled cooling step when performing spheroidizing annealing consisting of each step. (See Patent Document 1.)
また、C:0.15~1.10mass%を含有する機械構造用の鋼材における球状化焼なましとしては、(1)加熱途中の(オーステナイトが出現する温度-50℃)~(オーステナイトが出現する温度-5℃)の温度範囲を0.01℃/s以下の速度で加熱し、(2)最高加熱温度である(オーステナイト単相になる温度-30℃)~(オーステナイト単相になる温度-5℃)の温度範囲まで加熱した後、直ちに冷却に転じ、(3)冷却途中の、(フェライトが出現する温度+10℃)~(フェライトが出現する温度-40℃)の温度範囲を0.005℃/s以下の速度で冷却した後、空冷することを特徴とする鋼材の短時間球状化焼なまし方法が開示されている(特許文献2参照。)。昇温速度を制御することで、高温保持時間を短縮しようとするものである。 In addition, the spheroidizing annealing of steel materials for mechanical structures containing 0.15 to 1.10 mass% C: (1) (temperature at which austenite appears -50°C) during heating to (austenite appears (2) maximum heating temperature (temperature at which austenite becomes a single phase -30 °C) to (temperature at which austenite becomes a single phase) at a rate of 0.01 °C/s or less After heating to a temperature range of -5℃), immediately turn to cooling, and (3) during cooling, reduce the temperature range from (temperature at which ferrite appears +10℃) to (temperature at which ferrite appears -40℃) to 0. A method for short-time spheroidizing annealing of a steel material is disclosed, which is characterized by cooling at a rate of 0.005° C./s or less and then air cooling (see Patent Document 2). The aim is to shorten the high temperature holding time by controlling the temperature increase rate.
C:0.3%以下の肌焼鋼について、球状化焼なまし前組織が(フェライト+パーライト)の面積率75%以上であり、且つフェライトの平均粒径が40μm以下、およびパーライトの平均粒径が30μm以下に制御する冷間鍛造用肌焼鋼が開示されている(特許文献3参照。)。球状化焼なまし前組織を制御することで、球状化焼なまし後の炭化物分布を均一とし、冷間鍛造性を確保しようとするものである。 C: For case hardening steel of 0.3% or less, the structure before spheroidizing annealing has an area ratio of (ferrite + pearlite) of 75% or more, and the average grain size of ferrite is 40 μm or less, and the average grain of pearlite A case hardening steel for cold forging whose diameter is controlled to be 30 μm or less has been disclosed (see Patent Document 3). By controlling the structure before spheroidizing annealing, the carbide distribution after spheroidizing annealing is made uniform and cold forgeability is ensured.
もっとも、これらの特許文献では、球状化焼なましの保持温度がオーステナイト+フェライトの2相域に達するため、その後の冷却過程で、長時間の徐冷を実施しなければならないものであった。 However, in these patent documents, since the holding temperature during spheroidizing annealing reaches the two-phase region of austenite + ferrite, slow cooling must be performed for a long time in the subsequent cooling process.
ところで、低炭素鋼である肌焼鋼においては、部品成型時、歩留りや加工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、冷間鍛造に際しては、変形抵抗低減のために、一般的に、合計20時間程度を要する球状化焼なましが実施されている。 By the way, for case-hardened steel, which is a low carbon steel, cold forging is sometimes selected from the viewpoint of yield and processing efficiency when molding parts. During cold forging, spheroidizing annealing, which generally takes about 20 hours in total, is performed to reduce deformation resistance.
すなわち、従前の肌焼鋼の球状化焼なましでは次の工程をとる。
(1)A1点以上へ昇温し、前組織のパーライトもしくはベイナイトをオーステナイト変態させる。
(2)A1点以上で保持し、フェライト+オーステナイトの2相組織とする。このとき、オーステナイト粒内に炭化物核を残存させる。
(3)その後、A1点直上からA1点直下へと徐冷することにより、オーステナイト粒内の炭化物核、ならびにオーステナイト/フェライト粒界を析出サイトとして球状炭化物を析出させる工程である。
That is, in the conventional spheroidizing annealing of case hardened steel, the following steps are taken.
(1) A: Raise the temperature to one point or more to transform the previous structure of pearlite or bainite into austenite.
(2) A: Hold at one point or more to create a two-phase structure of ferrite + austenite. At this time, carbide nuclei remain within the austenite grains.
(3) Thereafter, by slow cooling from just above the A1 point to just below the A1 point, spheroidal carbides are precipitated using the carbide nuclei within the austenite grains and the austenite/ferrite grain boundaries as precipitation sites.
このとき、A1点を跨ぐ徐冷速度が大きいと、硬質なパーライトの生成を抑制できない。これを防ぐため、徐冷速度は10℃/h程度で制御されるために長時間を有し、トータル時間の長時間化の原因となっている。 At this time, if the slow cooling rate beyond the A1 point is high, the formation of hard pearlite cannot be suppressed. In order to prevent this, the slow cooling rate is controlled at about 10° C./h, which takes a long time, which causes the total time to increase.
また、肌焼鋼の球状化焼なまし組織は、(2)のフェライト+オーステナイトの2相域で保持する工程に起因して、その2相域のフェライト粒内では球状炭化物が析出できない。これにより、徐冷後の球状炭化物分布の不均一が不可避に生じる。このような炭化物分布の不均一は、冷間鍛造時の割れや、その後の浸炭工程における結晶粒粗大化の一因となるため、炭化物分布を均一とすることが望ましい。 Furthermore, due to the step (2) of maintaining the spheroidized annealed structure in the two-phase region of ferrite + austenite, no spheroidal carbide can precipitate within the ferrite grains in the two-phase region. This inevitably causes non-uniform distribution of spherical carbides after slow cooling. Such non-uniform carbide distribution causes cracking during cold forging and coarsening of crystal grains in the subsequent carburizing process, so it is desirable to make the carbide distribution uniform.
これらの課題に対して、前述の特許文献1では、軸受鋼に対する球状化焼なまし条件について、高温保持時間と、管理冷却時間の時間分配を工夫することで、トータル処理時間を短縮しようとしている。また、特許文献2では、昇温速度を制御することで、高温保持時間を短縮化しようとしている。さらに、特許文献3では、前組織を制御することで、球状化焼なまし後の炭化物分布を均一にしようとしている。しかしながら、これらの文献の方法では、球状化焼なまし処理時間の大部分を占める徐冷工程を省略できないこと、さらに炭化物分布の不均一を完全には解決できない問題があった。 To address these issues, the above-mentioned Patent Document 1 attempts to shorten the total processing time by devising the time distribution of high temperature holding time and controlled cooling time regarding the spheroidizing annealing conditions for bearing steel. . Further, Patent Document 2 attempts to shorten the high temperature holding time by controlling the temperature increase rate. Further, Patent Document 3 attempts to make the carbide distribution uniform after spheroidizing annealing by controlling the previous structure. However, the methods disclosed in these documents have the problem that the slow cooling step, which takes up most of the spheroidizing annealing process time, cannot be omitted, and that the non-uniformity of carbide distribution cannot be completely resolved.
そこで、本願の発明が解決しようとする課題は、徐冷工程省略による球状化焼なまし時間の短縮が可能であり、かつ炭化物が均一分散した組織が得られる球状化焼なまし方法を提供することである。 Therefore, the problem to be solved by the invention of the present application is to provide a spheroidizing annealing method that can shorten the spheroidizing annealing time by omitting the slow cooling step and can obtain a structure in which carbides are uniformly dispersed. That's true.
これらの従来技術では、球状化焼なまし処理時間の大部分を占める徐冷工程を省略できない問題があった。そこで、本願の発明者らは、鋭意検討の結果、供試材成分を調整することで、徐冷工程を省略することによって球状化焼なまし時間を短縮することが可能であって、かつ炭化物が均一分散した組織が得られることを特徴とする肌焼き鋼の球状化焼なまし方法を考案した。 These conventional techniques have a problem in that the slow cooling step, which occupies most of the time for the spheroidizing annealing process, cannot be omitted. Therefore, as a result of intensive studies, the inventors of the present application found that it is possible to shorten the spheroidizing annealing time by omitting the slow cooling process by adjusting the components of the sample material, and We have devised a method for spheroidizing case-hardened steel, which is characterized by the ability to obtain a structure in which carbon atoms are uniformly dispersed.
すなわち時間を短縮しつつ炭化物を均一分散させた球状化焼なましを実現させるべく、供試材成分を調整することにより、(a)A1点温度を通常の肌焼鋼より高くし、(b)球状化焼なまし前組織のフェライト中にナノオーダーの微細析出物(Al窒化物、Nb炭窒化物、Fe炭化物、Cr炭化物など)を分散させた。 In other words, in order to realize spheroidizing annealing in which carbides are uniformly dispersed while shortening the time, by adjusting the composition of the sample material, (a) the temperature at point A was made higher than that of normal case hardening steel, and ( b) Nano-order fine precipitates (Al nitride, Nb carbonitride, Fe carbide, Cr carbide, etc.) were dispersed in the ferrite of the structure before spheroidizing annealing.
なお、A1点の温度は、[式1]のように算出して求めることができる。
[式1]:A1=723℃-14Mn[%]+22Si[%]-14.4Ni[%]+23.3Cr[%]
Note that the temperature at point A1 can be calculated as in [Formula 1].
[Formula 1]: A 1 = 723°C - 14Mn [%] + 22Si [%] - 14.4Ni [%] + 23.3Cr [%]
そこで、本願の課題を解決するための第1の手段は、質量%で、C:0.15~0.26%、Si:0.05~1.00%、Mn:0.1~0.9%、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:1.30~2.50%、Al:0.020~0.050%、N:0.0040~0.0300%、残部Fe及び不可避的不純物からなる、A1点温度が750℃以上の鋼からなる鋼材を、
球状化焼なましの保持温度T(℃):(A1点-10)≦T≦(A1点)、
球状化焼なましの保持時間t(h):1h以上、
の条件を満たすように焼なましする鋼材の球状化焼なまし方法である。
Therefore, the first means for solving the problem of the present application is as follows: C: 0.15-0.26%, Si: 0.05-1.00%, Mn: 0.1-0. 9%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr: 1.30 to 2.50%, Al: 0.020 to 0.050%, N: 0.0040 to 0.0300 %, balance Fe and unavoidable impurities, A steel material with a temperature of 750 ° C or higher ,
Holding temperature T for spheroidizing annealing (°C): (A 1 point - 10) ≦T ≦ (A 1 point),
Holding time t (h) for spheroidizing annealing: 1 h or more,
This is a method of annealing steel to spheroidize it so that it satisfies the following conditions:
その第2の手段は、第1の手段に記載の成分に加えて、
Ni:0.02~2.00%、Mo:0.05~2.00%のうち少なくともいずれか1種以上を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる、A1点温度が750℃以上の鋼からなる鋼材を、
球状化焼なましの保持温度T(℃):(A1点-10)≦T≦(A1点)、
球状化焼なましの保持時間t(h):1h以上、
の条件を満たすように焼なましする鋼材の球状化焼なまし方法である。
The second means includes, in addition to the ingredients described in the first means,
Contains at least one of Ni: 0.02 to 2.00% and Mo: 0.05 to 2.00%,
A steel material with a temperature of 750°C or higher at one point, consisting of the balance Fe and unavoidable impurities,
Holding temperature T for spheroidizing annealing (°C): (A 1 point - 10) ≦T ≦ (A 1 point),
Holding time t (h) for spheroidizing annealing: 1 h or more,
This is a method of annealing steel to spheroidize it so that it satisfies the following conditions:
第3の手段は、第1の手段または第2の手段に記載の成分に加えて、
Nb:0.02~0.10%、Ti:0.020~0.200%、B:0.0010~0.0050%、V:0.010~0.500%のうち少なくともいずれか1種以上を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる、A1点温度が750℃以上の鋼からなる鋼材を、
球状化焼なましの保持温度T(℃):(A1点-10)≦T≦(A1点)、
球状化焼なましの保持時間t(h):1h以上、
の条件を満たすように焼なましする鋼材の球状化焼なまし方法である。
The third means includes, in addition to the components described in the first means or the second means,
At least one of Nb: 0.02 to 0.10%, Ti: 0.020 to 0.200%, B: 0.0010 to 0.0050%, and V: 0.010 to 0.500%. Contains more than
A steel material with a temperature of 750°C or higher at one point, consisting of the balance Fe and unavoidable impurities,
Holding temperature T for spheroidizing annealing (°C): (A 1 point - 10) ≦T ≦ (A 1 point),
Holding time t (h) for spheroidizing annealing: 1 h or more,
This is a method of annealing steel to spheroidize it so that it satisfies the following conditions:
本発明の化学成分からなる鋼は、球状化焼なまし前の組織がフェライト、パーライト、ベイナイトの混相組織であるところ、球状化焼なまし処理において、保持温度TをA1点以下で1h以上保持することで、(ア)微細析出物を核として、フェライト粒内に球状炭化物が直接的に析出し、(イ)パーライトやベイナイトを構成する炭化物の球状化が促進されることとなるので、結果として、冷却後に、フェライト粒内に球状炭化物が均一分散した組織が得られることとなり、その素材硬さは84HRB以下の鋼材となっている。 The steel made of the chemical composition of the present invention has a mixed phase structure of ferrite, pearlite, and bainite before spheroidizing annealing, and in the spheroidizing annealing treatment, the holding temperature T is 1 hour or more at A 1 point or less. By holding, (a) spherical carbides are directly precipitated within the ferrite grains using fine precipitates as nuclei, and (b) spheroidization of the carbides that constitute pearlite and bainite is promoted. As a result, after cooling, a structure in which spherical carbides are uniformly dispersed within the ferrite grains is obtained, and the steel material has a hardness of 84 HRB or less.
また、A1点以下で保持する熱処理によって球状化焼なましした場合、球状炭化物生成にオーステナイトを介さないので通常実施されるような長時間の徐冷工程が必要ではなくなる。そこで、球状化焼なまし処理のトータルでの所要時間の大幅な短縮が実現できる。 In addition, when spheroidizing annealing is performed by heat treatment that maintains the A1 point or lower, austenite is not involved in the formation of spheroidal carbides, so there is no need for a normally long slow cooling process. Therefore, the total time required for the spheroidizing annealing treatment can be significantly shortened.
そして、本発明では、特に球状化焼なましの温度条件を若干高めにしていることで、保持時間自体を1h近くまで短縮させることができる。そこで、徐冷工程の短縮に加えて、保持時間そのものを短縮することができることから、トータルでの所要時間がより短縮されることとなっている。 In the present invention, the holding time itself can be shortened to nearly 1 hour by setting the temperature conditions for the spheroidizing annealing to be slightly higher. Therefore, in addition to shortening the slow cooling process, the holding time itself can be shortened, so that the total time required is further shortened.
また、本発明の手段によって球状化焼なましされた鋼材は、その組織が、球状炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が3%以下、パーライトまたはベイナイトの面積率が10%以下、マルテンサイトの発生は認められないもの、となっている。また、その素材硬さは84HRB以下の鋼材となっている。 Further, the steel material spheroidized and annealed by the means of the present invention has a structure in which the area ratio of ferrite grains in which no spheroidal carbide is precipitated is 3% or less, the area ratio of pearlite or bainite is 10% or less, and the area ratio of marten The occurrence of this site is not permitted. In addition, the material hardness is steel material with a hardness of 84HRB or less.
本願の発明を実施するための形態の記載に先立って、本願方法の適用対象となる発明鋼の化学成分の限定理由および当該鋼の鋼素材を浸炭した場合の特性の限定理由について説明する。なお、化学成分における%は、質量%である。 Prior to describing the mode for carrying out the invention of the present application, the reason for limiting the chemical composition of the invention steel to which the method of the present application is applied and the reason for limiting the characteristics when the steel material of the steel is carburized will be explained. In addition, % in a chemical component is mass %.
C:0.15~0.26%
Cは素材硬さを上昇させる元素である。しかしCが0.15%未満だと、浸炭後の芯部硬さが低下することによって強度が不足する。他方、Cが0.26%を超えると、素材硬さが上昇することで加工性が低下するので、被削性や冷間加工性に劣ることとなる。そこで、Cは0.15~0.26%とする。
C: 0.15-0.26%
C is an element that increases the hardness of the material. However, if C is less than 0.15%, the core hardness after carburization decreases, resulting in insufficient strength. On the other hand, if C exceeds 0.26%, the material hardness increases and the workability decreases, resulting in poor machinability and cold workability. Therefore, C is set at 0.15 to 0.26%.
Si:0.05~1.00%
Siは脱酸材であり、素材硬さを上昇させる元素である。しかし、Siが0.05%未満だと、脱酸材に不足で、脱酸が十分とはいえない。他方、Siは1.00%超だと、素材硬さが上昇することで加工性が低下することとなり、また、浸炭阻害も生じることとなる。そこで、Siは0.05~1.00%とする。
Si: 0.05-1.00%
Si is a deoxidizing agent and an element that increases the hardness of the material. However, if Si is less than 0.05%, the deoxidizing agent is insufficient and deoxidizing is not sufficient. On the other hand, if Si exceeds 1.00%, the material hardness will increase, resulting in a decrease in workability, and carburization will also be inhibited. Therefore, Si is set at 0.05 to 1.00%.
Mn:0.1~0.9%
Mnは、焼入れに寄与する元素である。Mnが0.1%未満だと、焼入れ性が十分に伴わず、焼入れが不足する。Mnは0。9%を超えると、加工性が低下する。そこで、Mnは0.1~0.9%とする。
Mn: 0.1-0.9%
Mn is an element that contributes to hardening. If Mn is less than 0.1%, hardenability will not be sufficient and hardening will be insufficient. When Mn exceeds 0.9%, workability decreases. Therefore, Mn is set to 0.1 to 0.9%.
P:0.030%以下
Pは不可避的不純物であるが、0.030%を超えると、粒界偏析によって靱性が定価することとなる。そこで、Pは0.030%以下とする。
P: 0.030% or less P is an unavoidable impurity, but if it exceeds 0.030%, the toughness will decrease due to grain boundary segregation. Therefore, P is set to 0.030% or less.
S:0.030%以下
Sは不可避的不純物であるが、0.030%を超えると、MnSの形成によって靱性が低下し、疲労強度も低下する。そこで、Sは0.030%以下とする。
S: 0.030% or less S is an unavoidable impurity, but if it exceeds 0.030%, toughness decreases due to the formation of MnS, and fatigue strength also decreases. Therefore, S is set to 0.030% or less.
Cr:1.30~2.50%
CrはA1点の上昇、および焼入れ性に寄与する元素であるが1.30%未満だと、A1点の上昇が不十分となる。また、焼入れ性も不足する。しかし、Crが2.50%を超えると、素材硬さが上昇することで加工性が低下する。そこで、Crは1.30~2.50%とする。
Cr: 1.30-2.50%
Cr is an element that contributes to raising the A1 point and hardenability, but if it is less than 1.30%, the raising of the A1 point will be insufficient. Furthermore, hardenability is also insufficient. However, when Cr exceeds 2.50%, the material hardness increases and workability decreases. Therefore, Cr is set at 1.30 to 2.50%.
Al:0.020~0.050%
Alは脱酸材であり、微細な窒化物を生成させ、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Alが0.020%未満だと、脱酸材が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って、結晶粒が粗大化するので、靱性及び疲労特性が低下する。他方、Alが0.050%を超えると、粗大な窒化物が形成されるので、疲労特性及び加工性が低下する。そこで、Alは0.020~0.050%とする。
Al: 0.020-0.050%
Al is a deoxidizing agent and is an element that generates fine nitrides and suppresses crystal grain coarsening. If Al is less than 0.020%, there will be a shortage of deoxidizing material. Further, since fine nitrides become insufficient and the crystal grains become coarse, toughness and fatigue properties deteriorate. On the other hand, if Al exceeds 0.050%, coarse nitrides are formed, resulting in poor fatigue properties and workability. Therefore, Al is set at 0.020 to 0.050%.
N:0.0040~0.0300%
Nは0.0300%を超えると、粗大な炭窒化物を形成し、疲労特性や加工性を低下させる。もっとも、Nが0.0040%未満だと、微細な炭窒化物が不足するので、結晶粒が粗大化しやすくなり、靱性や疲労特性を低下させる。
そこで、Nは0.0040~0.0300%とする。
N:0.0040~0.0300%
When N exceeds 0.0300%, coarse carbonitrides are formed, which deteriorates fatigue properties and workability. However, if N is less than 0.0040%, fine carbonitrides will be insufficient, so crystal grains will tend to become coarser, which will reduce toughness and fatigue properties.
Therefore, N is set to 0.0040 to 0.0300%.
次に、これらの鋼の化学成分に任意的に付加できる成分について説明する。
Ni:0.02~2.00%
Niは焼入れ性と靱性を向上させる元素である。Niが0.02%未満だと、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、Niが2.00%を超えると、コストが上昇し、素材硬さが上昇するので加工性が低下する。そこで、Niを添加する場合は0.02~2.00%とする。
Next, components that can be optionally added to the chemical components of these steels will be explained.
Ni: 0.02-2.00%
Ni is an element that improves hardenability and toughness. When Ni is less than 0.02%, the effect of improving hardenability is small, and the effect of improving toughness is also small. On the other hand, if Ni exceeds 2.00%, the cost will increase and the material hardness will increase, resulting in a decrease in workability. Therefore, when Ni is added, it should be 0.02 to 2.00%.
Mo:0.05~2.00%
Moは焼入れ性を向上させる元素である。Moが0.05%未満だと、焼入れ性向上の効果が小さい。他方、Moが2.00%を超えると、コストが上昇し、また、素材硬さも上昇するので、加工性が低下する。そこで、Moを添加する場合は、0.05~2.00%とする。
Mo: 0.05-2.00%
Mo is an element that improves hardenability. When Mo is less than 0.05%, the effect of improving hardenability is small. On the other hand, if Mo exceeds 2.00%, the cost will increase and the material hardness will also increase, resulting in a decrease in workability. Therefore, when Mo is added, it is added in an amount of 0.05 to 2.00%.
Nb:0.02~0.10%
Nbは微細な炭窒化物の生成により結晶粒粗大化を抑制する元素である。Nbが0.02%未満だと、微細な炭窒化物が不足し、結晶粒粗大化の抑制効果が小さいので、靱性や疲労強度に不足する。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
Nb: 0.02-0.10%
Nb is an element that suppresses crystal grain coarsening by generating fine carbonitrides. If Nb is less than 0.02%, fine carbonitrides are insufficient and the effect of suppressing crystal grain coarsening is small, resulting in insufficient toughness and fatigue strength. When Nb exceeds 0.10%, the amount of carbonitrides becomes excessive and workability deteriorates. Therefore, when adding Nb, it should be 0.02 to 0.10%.
Ti:0.020~0.200%
Tiは微細な炭窒化物の生成により結晶粒粗大化を抑制する元素である。Tiが0.020%未満だと、微細な炭窒化物量が不足し、Nが固定されず、BNを形成するので焼入れ性が低下することとなり、結晶粒粗大化抑制効果も小さくなる。Tiが0.200%を超えると、炭窒化物の量が過剰となることから、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。
Ti: 0.020-0.200%
Ti is an element that suppresses crystal grain coarsening by producing fine carbonitrides. If Ti is less than 0.020%, the amount of fine carbonitrides will be insufficient, and N will not be fixed, forming BN, resulting in a decrease in hardenability and a decrease in the effect of suppressing crystal grain coarsening. If Ti exceeds 0.200%, the amount of carbonitrides becomes excessive, resulting in poor workability. Therefore, when adding Ti, it should be 0.020 to 0.200%.
B:0.0010~0.0050%
Bは焼入れ性を向上させ、また、素材硬さを上昇させる元素である。Bが0.0010%未満では焼入れ性の向上の効果が小さい。他方、Bが0.0050%を超えると、素材硬さが上昇することによって加工性が低下する。そこで、Bを添加する場合は、0.0010~0.0050%とする。
B: 0.0010-0.0050%
B is an element that improves hardenability and increases material hardness. If B is less than 0.0010%, the effect of improving hardenability is small. On the other hand, when B exceeds 0.0050%, workability decreases due to increase in material hardness. Therefore, when B is added, it is added in an amount of 0.0010 to 0.0050%.
V:0.010~0.500%
Vは微細な炭窒化物を生成して結晶粒粗大化を抑制する元素である。Vが0.010%未満では、微細な炭窒化物が不足し、結晶粒粗大化抑制の効果が小さいので、靱性や疲労強度に不足する。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。
V:0.010~0.500%
V is an element that generates fine carbonitrides and suppresses crystal grain coarsening. When V is less than 0.010%, fine carbonitrides are insufficient and the effect of suppressing crystal grain coarsening is small, resulting in insufficient toughness and fatigue strength. On the other hand, when V exceeds 0.500%, the amount of carbonitrides becomes excessive and workability deteriorates. Therefore, when V is added, it is added in an amount of 0.010 to 0.500%.
A1点温度:750℃以上
A1点温度が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ので、軟化の効果が不足する。そこで、A1点温度は750℃以上とする。望ましくは、A1点温度は750℃~800℃とする。
A 1 point temperature: 750℃ or more A If the 1 point temperature is less than 750℃, the holding temperature for spheroidizing annealing will be low, and the carbides that make up pearlite and bainite will not be sufficiently spheroidized, so softening will be delayed. The effect is insufficient. Therefore, the temperature at point A1 should be 750°C or higher. Preferably, the temperature at point A1 is 750°C to 800°C.
球状化焼なましの保持温度T(℃):(A1点-10℃)≦T≦(A1点)
球状化焼なましの保持時間t(h):1h以上
まず、球状化焼なましの熱処理における保持温度Tと保持時間tについては、図1に模式的に示すように、保持温度とは焼なましのために鋼材を昇温した後に保持する温度Tのことであり、保持時間とは、温度Tで保持している時間tのことである。
Holding temperature T (℃) for spheroidizing annealing: ( 1 point A - 10℃) ≦T ≦ ( 1 point A)
Holding time t (h) for spheroidizing annealing: 1 h or more First, regarding the holding temperature T and holding time t in the heat treatment for spheroidizing annealing, as schematically shown in Figure 1, the holding temperature is It refers to the temperature T at which the steel material is held after being heated for annealing, and the holding time refers to the time t during which the steel material is held at the temperature T.
次に、球状化焼なましの保持温度T(℃)を(A1点-10℃)~(A1点)とするのは、A1点-10℃よりも保持温度が低いと、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り、軟化の効果に不足するからである。
他方、球状化焼なましの保持温度T(℃)が(A1点)よりも高いと、焼鈍炉内の温度のばらつきによって素材温度がA1点を超えるので、オーステナイトが発生し、その後の空冷や水冷の際にパーライトもしくはマルテンサイトが発生することとなって硬さが上昇することから、加工性が低下しやすくなる。
そこで、球状化焼なましの保持温度T(℃)は、(A1点-10℃)≦T≦(A1点)の範囲とする。
Next, the reason why the holding temperature T (℃) for spheroidizing annealing is set from (A 1 point - 10 ℃) to (A 1 point) is that if the holding temperature is lower than A 1 point - 10 ℃, pearlite This is because the carbides constituting bainite are not sufficiently spheroidized and the softening effect is insufficient.
On the other hand, if the holding temperature T (°C) for spheroidizing annealing is higher than ( A1 point), the material temperature will exceed A1 point due to temperature variations in the annealing furnace, so austenite will occur and the subsequent Pearlite or martensite is generated during air cooling or water cooling, which increases hardness and tends to reduce workability.
Therefore, the holding temperature T (°C) for spheroidizing annealing is set in the range of ( A1 point - 10°C)≦T≦( A1 point).
球状化焼なましの保持温度Tに保持する保持時間t(h)を1h以上とするのは、保持温度に保持している時間が短いと、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り、軟化の効果が不足するからである。 The reason why the holding time t(h) for holding at the holding temperature T for spheroidizing annealing is set to 1 h or more is because if the holding time is short, carbides constituting pearlite and bainite will not be spheroidized. This is because the softening effect becomes insufficient.
本発明の手段に記載の化学成分からなるA1点温度が750℃以上鋼を、所定の手段で焼なまし処理すると、フェライト中に球状炭化物が均一分散した組織が得られ、その素材硬さが84HRB以下の鋼材が得られる。 When a steel with a single point temperature of 750°C or higher is annealed by a predetermined method, a structure in which spherical carbides are uniformly dispersed in ferrite is obtained, and the hardness of the material increases. A steel material having a value of 84HRB or less can be obtained.
すなわち、本発明の手段によって球状化焼なましされた鋼材は、その組織が(1)球状炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が3%以下、(2)パーライトまたはベイナイトの面積率が10%以下、(3)マルテンサイトの発生は認められないものとなる。
また、その素材硬さは84HRB以下の鋼材となる。
That is, the steel material spheroidized and annealed by the means of the present invention has a structure in which (1) the area ratio of ferrite grains in which no spheroidal carbide is precipitated is 3% or less, and (2) the area ratio of pearlite or bainite is 3% or less. 10% or less, (3) generation of martensite is not observed.
Moreover, the material hardness is a steel material of 84HRB or less.
さて、供試材に用いた発明鋼成分及び比較鋼成分の化学成分値、A1点として計算上のA1点を表1に示す。この値を参考にA1点温度が750℃以上となる鋼を選別することができる。
なお、計算上のA1点は、A1=723℃-14Mn[%]+22Si[%]-14.4Ni[%]+23.3Cr[%]の式に各化学成分の[%]の値を代入して求めることができる。
Now, Table 1 shows the chemical composition values of the invention steel components and comparative steel components used in the test materials, and the calculated A 1 point as 1 point. With reference to this value, steels with an A1 point temperature of 750°C or higher can be selected.
Note that the calculated A1 point is obtained by adding the [%] value of each chemical component to the formula A1 = 723°C - 14Mn [%] + 22Si [%] - 14.4Ni [%] + 23.3Cr [%]. It can be found by substitution.
次に、表2に、作製された各供試材を用いた、球状化焼なまし処理のための熱処理条件(保持温度、保持時間、冷却方法)と、焼なまし後の組織(マルテンサイトの有無、パーライト、ベイナイトの面積率)及び素材の硬さを示す。 Next, Table 2 shows the heat treatment conditions (holding temperature, holding time, cooling method) for spheroidizing annealing using each of the prepared test materials, and the structure after annealing (martensite Indicates the presence or absence of pearlite, area ratio of pearlite and bainite), and hardness of the material.
<供試材の製造工程>
表1に記載の化学成分及び残部Feと不可避的不純物からなる鋼成分100kgを真空溶解炉で鋼塊に溶製した後、1250℃で直径32mmに鍛伸し、その後、925℃で1時間の焼ならしを行った。これらを100mmに切断して、球状化焼なましするための供試材として作製した。
<Manufacturing process of sample material>
After melting 100 kg of steel consisting of the chemical components listed in Table 1 and the balance Fe and unavoidable impurities into a steel ingot in a vacuum melting furnace, it was forged at 1250°C to a diameter of 32 mm, and then heated at 925°C for 1 hour. I performed normalizing. These were cut into 100 mm pieces to prepare test materials for spheroidizing annealing.
<球状化焼なまし工程>
作製された供試材について、カンタル炉を用いて、以下の手順で球状化焼なましを実施した。表2に記載の球状化焼なましの保持温度に設定した炉内に、作製された供試材を投入し、供試材の昇温時間として30分確保した後、表2に所定の保持時間、炉内に保持した。その後、表2に記載のように、空冷もしくは水冷を実施し、球状化焼なまし処理とした。また、トータルの在炉時間も示す。
<Spheroidizing annealing process>
The produced sample material was subjected to spheroidizing annealing using a Kanthal furnace according to the following procedure. The prepared sample material was placed in a furnace set at the holding temperature for spheroidizing annealing listed in Table 2, and after securing 30 minutes as the temperature rise time for the sample material, the temperature was set at the specified holding temperature shown in Table 2. kept in the oven for an hour. Thereafter, as shown in Table 2, air cooling or water cooling was performed to obtain a spheroidizing annealing treatment. It also shows the total in-furnace time.
<評価項目>
球状化焼なまし処理された各供試材の特性の評価としては、(1)ミクロ組織の観察(a.球状炭化物の粒内析出していないフェライト粒の面積率、b.パーライトおよびベイナイトの面積率、c.マルテンサイトの有無)と(2)素材硬さを測定し、各供試材の結果を表2に、それぞれ、マルテンサイトの有無、パーライト・ベイナイトの面積率、球状炭化物の発生していないフェライト粒(α粒)の面積率、硬さの項目に記載して示した。
<Evaluation items>
In order to evaluate the properties of each sample material subjected to spheroidizing annealing treatment, (1) Observation of the microstructure (a. Area ratio of ferrite grains without intragranular precipitation of spheroidal carbide, b. (2) material hardness were measured, and the results for each sample material are shown in Table 2, respectively. The area ratio and hardness of ferrite grains (α grains) that are not used are listed and shown.
<評価方法>
(1)ミクロ組織について
供試材の組織観察は、まず供試材の中心を通り圧延方向と平行となるようにこれを切断し、切断面を研磨し、研磨された面をナイタール液にて腐食させた。その後、光学顕微鏡を用いて、切断面のD/4位置を観察し、以下のように評価した。
a.球状炭化物の粒内析出していないフェライト粒の面積率の評価
D/4位置にて、×400の視野で撮影し、画像の対象領域中における球状炭化物の析出していないフェライトの面積率を測定する。
b.パーライトおよびベイナイトの面積率の評価
D/4位置にて、×400の視野で撮影し、画像の対象領域中におけるパーライト及びベイナイトの面積率を測定する。
c.マルテンサイト発生の有無の評価
D/4位置にて、×400の視野で撮影し、画像の対象領域中にマルテンサイト組織の発生の有無を観察する。
<Evaluation method>
(1) Regarding the microstructure To observe the structure of the sample material, first cut the sample material parallel to the rolling direction through the center, polish the cut surface, and polish the polished surface with nital liquid. Corroded. Thereafter, the D/4 position of the cut surface was observed using an optical microscope and evaluated as follows.
a. Evaluation of the area ratio of ferrite grains in which spherical carbides are not precipitated within the grains Photographed at the D/4 position with a field of view of ×400, and the area ratio of ferrite grains in which spherical carbides are not precipitated in the target area of the image is measured. do.
b. Evaluation of area ratio of pearlite and bainite A photograph is taken at the D/4 position with a field of view of ×400, and the area ratio of pearlite and bainite in the target area of the image is measured.
c. Evaluation of presence/absence of martensite formation Photographing was performed at the D/4 position with a field of view of x400, and the presence/absence of martensite tissue generation in the target area of the image was observed.
(2)素材硬さ
供試材を圧延方向と垂直な方向に切断し、切断面を平面研削後、D/4位置でロックウェル硬さ試験を実施し、得られた硬さを素材硬さとして表2に記載して示した。
(2) Material hardness The sample material was cut in the direction perpendicular to the rolling direction, and the cut surface was surface ground, then a Rockwell hardness test was performed at the D/4 position, and the obtained hardness was calculated as the material hardness. It is described and shown in Table 2 as follows.
図2~4にD/4位置で400倍で撮影した画像を示す。
図2は、球状化炭化物の析出していないフェライトの面積率の測定例の光学顕微鏡による組織観察写真である。写真(左)は発明鋼成分であるC鋼を保持温度760℃、保持時間6h、空冷で球状化焼なましした発明例の供試材の断面組織であり、写真(右)は、比較鋼成分であるD鋼を保持温度720℃、保持時間2hで空冷した比較例の供試材の断面組織である。写真(左)は、本発明例で、フェライトの面積率が0%、写真(右)はフェライトの面積率が78.1%である。
Figures 2 to 4 show images taken at 400x magnification at the D/4 position.
FIG. 2 is a microstructure observation photograph taken with an optical microscope of an example of measuring the area ratio of ferrite in which no spheroidized carbide is precipitated. The photo (left) shows the cross-sectional structure of the invention example test material, which was made by annealing C steel, which is the composition of the invention steel, at a holding temperature of 760°C and a holding time of 6 hours to form a spheroid. This is a cross-sectional structure of a sample material of a comparative example in which steel D, which is a component, is air-cooled at a holding temperature of 720° C. and a holding time of 2 hours. The photo (left) shows an example of the present invention in which the area ratio of ferrite is 0%, and the photo (right) shows an area ratio of ferrite of 78.1%.
図3は、パーライトおよびベイナイトの面積率の評価例の光学顕微鏡による組織観察写真である。写真(左)は発明鋼成分であるC鋼を保持温度760℃、保持時間6h、空冷で球状化焼なましした発明例の供試材の断面組織であり、写真(右)は、発明鋼成分であるC鋼を保持温度730℃、保持時間1hで空冷した比較例の供試材の断面組織である。写真(左)は本発明例で、パーライトおよびベイナイトの面積率が0%、写真(右)は比較例で、面積率が21.1%である。 FIG. 3 is a microstructure observation photograph using an optical microscope of an evaluation example of the area ratio of pearlite and bainite. The photo (left) shows the cross-sectional structure of the invention example test material obtained by annealing C steel, which is a component of the invention steel, at a holding temperature of 760°C and a holding time of 6 hours to form a spheroid. This is a cross-sectional structure of a sample material of a comparative example in which component C steel was air-cooled at a holding temperature of 730°C and a holding time of 1 hour. The photo (left) is an example of the present invention, where the area ratio of pearlite and bainite is 0%, and the photo (right) is a comparative example, where the area ratio is 21.1%.
図4は、マルテンサイト発生の例である。写真は、発明鋼成分のC鋼を保持温度780℃、保持時間6h、水冷で球状化焼なましした比較例の供試材の断面組織であり、マルテンサイト組織の発生が認められた。 FIG. 4 is an example of martensite generation. The photograph shows a cross-sectional structure of a comparative sample material in which steel C, which is an inventive steel component, was annealed to spheroidize by water cooling at a holding temperature of 780° C. for a holding time of 6 hours, and the occurrence of a martensitic structure was observed.
表2に、発明鋼成分を本発明の球状化焼なまし条件を充たす方法で球状化焼なまししたものを発明例として、発明鋼成分を本発明の球状化焼なまし条件を充たさない方法で熱処理したものを比較例として、また、比較鋼成分を球状化焼なまし処理したものを比較例として示している。 Table 2 shows examples of inventions in which the invented steel components were spheroidized by a method that satisfies the spheroidizing annealing conditions of the present invention, and examples of inventive steel components that were spheroidized using a method that did not satisfy the spheroidizing annealing conditions of the present invention. A comparative example is shown in which the steel components were heat-treated in the above manner, and a comparative example in which the comparative steel components were subjected to a spheroidizing annealing treatment.
発明鋼成分を用いつつ本発明の球状化焼なまし条件を充足するものでは、球状炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が3%以下、パーライトまたはベイナイトの面積率が10%以下、マルテンサイトの発生は認められないもの、となり、その素材硬さは球状化焼なましによって、84HRB以下の鋼材となった。そして、その在炉時間も2.5h以内であるから、極めて短時間で所望の鋼の性状が得られた。 In a steel that satisfies the spheroidizing annealing conditions of the present invention while using the invention steel components, the area ratio of ferrite grains in which no spheroidal carbide is precipitated is 3% or less, the area ratio of pearlite or bainite is 10% or less, and the area ratio of marten No sites were observed, and the hardness of the steel material was 84 HRB or less after spheroidizing annealing. Since the furnace time was also within 2.5 hours, the desired steel properties were obtained in an extremely short time.
他方、発明鋼成分のA鋼,B鋼,C鋼を用いた場合であっても、熱処理条件が異なる比較例の場合、たとえば保持温度が高い比較例では、マルテンサイト組織が発生したり、あるいは、素材硬さが硬すぎるものとなったりするもの、パーライトまたはベイナイトの面積率が高いもの、球状炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が高いもの、など、本発明例の特性を充たさないものとなった。
また、発明鋼成分のA鋼やC鋼を低い保持温度で焼きならしした比較例では、パーライト、ベイナイトの面積率が高くなった。
また、保持時間が不足する比較例では、パーライト、ベイナイトの面積率が高いものとなった。
また、比較鋼成分のD鋼の場合は、保持温度、保持時間によらず、球状炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が高いものとなり、パーライト・ベイナイトの面積率も高いものとなったり、素材硬さも高めとなった。
On the other hand, even when using A steel, B steel, and C steel of the invention steel composition, in the case of comparative examples with different heat treatment conditions, for example, in the comparative example with a high holding temperature, a martensitic structure may occur or , material hardness is too hard, material has a high area ratio of pearlite or bainite, material has a high area ratio of ferrite grains without precipitated spherical carbide, etc., which do not satisfy the characteristics of the examples of the present invention. It became a thing.
In addition, in comparative examples in which steels A and C, which are inventive steel components, were normalized at a low holding temperature, the area ratios of pearlite and bainite were high.
In addition, in the comparative example where the holding time was insufficient, the area ratio of pearlite and bainite was high.
In addition, in the case of comparative steel D steel, the area ratio of ferrite grains without precipitated spheroidal carbides is high, and the area ratio of pearlite and bainite is also high, regardless of the holding temperature and holding time. , the material hardness has also become higher.
Claims (3)
球状化焼なましの保持温度T(℃):(A1点-10)≦T≦(A1点)、
球状化焼なましの保持時間t(h):1h以上保持、
の条件を満たすように焼なましする際に、徐冷工程を経ずに冷却すること、を特徴とする鋼材の球状化焼なまし方法。 In mass%, C: 0.15 to 0.26%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.1 to 0.9%, P: 0.030% or less, S: 0.030 % or less, Cr: 1.30-2.50%, Ni: 0.02-2.00%, Al: 0.020-0.050%, N: 0.0040-0.0300%, balance Fe and A steel material consisting of unavoidable impurities and having a temperature of 750°C or higher at one point,
Holding temperature T for spheroidizing annealing (°C): (A 1 point - 10) ≦T ≦ (A 1 point),
Holding time t (h) for spheroidizing annealing: Holding for 1 h or more,
A method for spheroidizing steel material , characterized by cooling without passing through an annealing process when annealing to satisfy the following conditions.
Mo:0.05~2.00%を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる、A1点温度が750℃以上の鋼からなる鋼材を、
球状化焼なましの保持温度T(℃):(A1点-10)≦T≦(A1点)、
球状化焼なましの保持時間t(h):1h以上保持、
の条件を満たすように焼なましする際に、徐冷工程を経ずに冷却すること、を特徴とする鋼材の球状化焼なまし方法。 In addition to the ingredients according to claim 1,
Contains Mo: 0.05 to 2.00% ,
A steel material with a temperature of 750°C or higher at one point, consisting of the balance Fe and unavoidable impurities,
Holding temperature T for spheroidizing annealing (°C): (A 1 point - 10) ≦T ≦ (A 1 point),
Holding time t (h) for spheroidizing annealing: Holding for 1 h or more,
A method for spheroidizing steel material , characterized by cooling without passing through an annealing process when annealing to satisfy the following conditions.
Nb:0.02~0.10%、Ti:0.020~0.200%、B:0.0010~0.0050%、V:0.010~0.500%のうち少なくともいずれか1種以上を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる、A1点温度が750℃以上の鋼からなる鋼材を、
球状化焼なましの保持温度T(℃):(A1点-10)≦T≦(A1点)、
球状化焼なましの保持時間t(h):1h以上保持、
の条件を満たすように焼なましする際に、徐冷工程を経ずに冷却すること、を特徴とする鋼材の球状化焼なまし方法。 In addition to the ingredients according to claim 1 or claim 2,
At least one of Nb: 0.02 to 0.10%, Ti: 0.020 to 0.200%, B: 0.0010 to 0.0050%, and V: 0.010 to 0.500%. Contains more than
A steel material with a temperature of 750°C or higher at one point, consisting of the balance Fe and unavoidable impurities,
Holding temperature T for spheroidizing annealing (°C): (A 1 point - 10) ≦T ≦ (A 1 point),
Holding time t (h) for spheroidizing annealing: Holding for 1 h or more,
A method for spheroidizing steel material , characterized by cooling without passing through an annealing process when annealing to satisfy the following conditions.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2019176221A JP7383437B2 (en) | 2019-09-26 | 2019-09-26 | Simplified spheroidizing annealing method for case hardened steel |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2019176221A JP7383437B2 (en) | 2019-09-26 | 2019-09-26 | Simplified spheroidizing annealing method for case hardened steel |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2021055118A JP2021055118A (en) | 2021-04-08 |
JP7383437B2 true JP7383437B2 (en) | 2023-11-20 |
Family
ID=75269940
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2019176221A Active JP7383437B2 (en) | 2019-09-26 | 2019-09-26 | Simplified spheroidizing annealing method for case hardened steel |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP7383437B2 (en) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN115323128B (en) * | 2022-07-01 | 2023-10-20 | 江阴兴澄合金材料有限公司 | Spheroidizing annealing process based on bell-type furnace GCr15 wire rod |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006199993A (en) | 2005-01-19 | 2006-08-03 | Nippon Steel Corp | Steel material to be case-hardened superior in cold forgeability and temper softening resistance |
JP2011231375A (en) | 2010-04-28 | 2011-11-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Hot-working steel for case hardening |
JP2014185389A (en) | 2013-03-25 | 2014-10-02 | Kobe Steel Ltd | Steel material for case hardening and gear excellent in surface fatigue strength and cold forgeability |
JP2014198877A (en) | 2013-03-29 | 2014-10-23 | 株式会社神戸製鋼所 | Carburized component excellent in surface fatigue strength and method of manufacturing the same |
-
2019
- 2019-09-26 JP JP2019176221A patent/JP7383437B2/en active Active
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006199993A (en) | 2005-01-19 | 2006-08-03 | Nippon Steel Corp | Steel material to be case-hardened superior in cold forgeability and temper softening resistance |
JP2011231375A (en) | 2010-04-28 | 2011-11-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Hot-working steel for case hardening |
JP2014185389A (en) | 2013-03-25 | 2014-10-02 | Kobe Steel Ltd | Steel material for case hardening and gear excellent in surface fatigue strength and cold forgeability |
JP2014198877A (en) | 2013-03-29 | 2014-10-23 | 株式会社神戸製鋼所 | Carburized component excellent in surface fatigue strength and method of manufacturing the same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2021055118A (en) | 2021-04-08 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6461360B2 (en) | Spring steel wire and spring | |
JP6447799B1 (en) | Rolled wire rod for spring steel | |
JP4555768B2 (en) | Steel wire for high strength spring | |
JP5288259B2 (en) | Pre-quenching method and quenching method for martensitic tool steel | |
KR20120040728A (en) | Drawn and heat-treated steel wire for high-strength spring, and undrawn steel wire for high-strength spring | |
JP6950821B2 (en) | Machine parts and their manufacturing methods | |
JP2016050350A (en) | Steel component for high strength high toughness machine structure excellent in pitching resistance and abrasion resistance and manufacturing method therefor | |
JP4994932B2 (en) | Oil tempered wire and method for producing oil tempered wire | |
JP7383437B2 (en) | Simplified spheroidizing annealing method for case hardened steel | |
JP4631618B2 (en) | Manufacturing method of steel parts for bearings with excellent fatigue characteristics | |
US20230020467A1 (en) | Wire rod and component, for cold forging, each having excellent delayed fracture resistance characteristics, and manufacturing methods therefor | |
JP2017133052A (en) | Case hardened steel excellent in coarse particle prevention property, fatigue property and machinability during carburization and manufacturing method therefor | |
JP2004204263A (en) | Steel material for case hardening superior in cold workability and coarse-particle-preventing property in carburization, and manufacturing method therefor | |
JP2010053430A (en) | Method for manufacturing high-strength non-heat-treated hot-forged steel | |
WO2019244504A1 (en) | Method for producing machine components | |
JP2007107046A (en) | Steel material to be induction-hardened | |
JP2010215961A (en) | Steel sheet of boron steel superior in hardenability, and manufacturing method therefor | |
JP7471068B2 (en) | Spheroidizing annealing method for case hardening steel | |
JP3725666B2 (en) | Manufacturing method of carburized shaft parts | |
JP6752624B2 (en) | Manufacturing method of carburized steel | |
JP6705344B2 (en) | Case-hardening steel excellent in coarse grain prevention characteristics and fatigue characteristics during carburization and its manufacturing method | |
JP2007002292A (en) | Non-heat-treated steel to be nitrocarburized | |
JP2022143487A (en) | Steel for cold forging | |
JP2022143388A (en) | Steel for cold forging | |
JP2023021615A (en) | Steel for cold forging |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220714 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20230814 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230816 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20231016 |
|
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: 20231025 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20231108 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7383437 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |