JPH04350113A - 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 - Google Patents
浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法Info
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- JPH04350113A JPH04350113A JP12400191A JP12400191A JPH04350113A JP H04350113 A JPH04350113 A JP H04350113A JP 12400191 A JP12400191 A JP 12400191A JP 12400191 A JP12400191 A JP 12400191A JP H04350113 A JPH04350113 A JP H04350113A
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Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車、産業機械など
の機械部品に加工される鋼のうち、特に浸炭熱処理を施
されて部品となる鋼に関するものである。
の機械部品に加工される鋼のうち、特に浸炭熱処理を施
されて部品となる鋼に関するものである。
【0002】
【従来の技術】肌焼鋼を素材として作られる自動車、産
業用機械部品は、熱間あるいは冷間で成形、切削された
後、通常920℃から930℃程度の炭素雰囲気中に加
熱し、長時間をかけて炭素を表面部に拡散させ、表面を
強化して使用されている。近年はコスト低減のため、高
温短時間にて浸炭熱処理を行うことが要求されているが
、高温での浸炭熱処理における問題点は異常な粗大粒が
発生することである。粗大粒は熱処理歪を増大させ、歯
車では使用時の騒音の原因となる。
業用機械部品は、熱間あるいは冷間で成形、切削された
後、通常920℃から930℃程度の炭素雰囲気中に加
熱し、長時間をかけて炭素を表面部に拡散させ、表面を
強化して使用されている。近年はコスト低減のため、高
温短時間にて浸炭熱処理を行うことが要求されているが
、高温での浸炭熱処理における問題点は異常な粗大粒が
発生することである。粗大粒は熱処理歪を増大させ、歯
車では使用時の騒音の原因となる。
【0003】浸炭熱処理において粗大粒の発生を抑制す
るためには、鋼中に微細析出物を分散させることが有効
であることは良く知られており、例えば特開平2−85
342号公報には微細NbNを利用する方法が述べられ
ている。また、高温における結晶粒の粗大化防止効果を
高めるためには、分散する析出物粒子を微細化すること
が有効であり、特開昭63−162812号公報には鋳
造後の凝固速度を制御して鋼中のTiNを微細分散させ
る方法が示されている。
るためには、鋼中に微細析出物を分散させることが有効
であることは良く知られており、例えば特開平2−85
342号公報には微細NbNを利用する方法が述べられ
ている。また、高温における結晶粒の粗大化防止効果を
高めるためには、分散する析出物粒子を微細化すること
が有効であり、特開昭63−162812号公報には鋳
造後の凝固速度を制御して鋼中のTiNを微細分散させ
る方法が示されている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】これらの発明により、
高温で粗大粒が発生しにくい肌焼鋼が実用化されるよう
になってきてはいるが、加工条件によって高温浸炭熱処
理での粗大粒発生は防止しきれないのが実情である。本
発明は、酸化物による晶析出物の制御効果を利用し、よ
り一層効果的でかつ安定な粗大粒の発生防止を実現せし
め、高温における浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない
肌焼鋼の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
高温で粗大粒が発生しにくい肌焼鋼が実用化されるよう
になってきてはいるが、加工条件によって高温浸炭熱処
理での粗大粒発生は防止しきれないのが実情である。本
発明は、酸化物による晶析出物の制御効果を利用し、よ
り一層効果的でかつ安定な粗大粒の発生防止を実現せし
め、高温における浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない
肌焼鋼の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【0005】
【課題を解決するための手段】従来の技術に記載したよ
うに、浸炭熱処理時に生ずる結晶粒の粗大化を防止する
ためには、浸炭熱処理温度において安定な析出物あるい
は晶出物を微細分散させることが有効であるが、本発明
者らは、これまで浸炭熱処理時の粗大粒発生防止に利用
されることのなかったMnS粒子が、実は粗大粒発生防
止に有効であることを見出した。
うに、浸炭熱処理時に生ずる結晶粒の粗大化を防止する
ためには、浸炭熱処理温度において安定な析出物あるい
は晶出物を微細分散させることが有効であるが、本発明
者らは、これまで浸炭熱処理時の粗大粒発生防止に利用
されることのなかったMnS粒子が、実は粗大粒発生防
止に有効であることを見出した。
【0006】また、鋼の脱酸時に生成する微細な酸化物
、あるいは鋼鋳造後の冷却時に晶析出する酸化物を、M
nSの晶析出核として最適に利用することにより、Mn
Sを鋼中に微細分散化できること、またその結果、粗大
粒発生の防止効果が大きくなることを発見して本発明を
完成した。本発明者らが表1に示した基本成分の鋼を用
いて、酸化物を利用した晶析出物の制御方法を鋭意研究
した結果、MnS粒子の大きさに及ぼすAl脱酸前の溶
存酸素量と脱酸Al量の影響について、図1に示したよ
うな結果を得た。図1は鋳造ままの10kg鋼塊におけ
る結果であり、同図から脱酸前の溶存酸素量が10〜1
60ppm であるとき、かつAl量が0.005%か
ら0.06%である時に比較的微細なMnSが晶析出し
ていることが分かる。
、あるいは鋼鋳造後の冷却時に晶析出する酸化物を、M
nSの晶析出核として最適に利用することにより、Mn
Sを鋼中に微細分散化できること、またその結果、粗大
粒発生の防止効果が大きくなることを発見して本発明を
完成した。本発明者らが表1に示した基本成分の鋼を用
いて、酸化物を利用した晶析出物の制御方法を鋭意研究
した結果、MnS粒子の大きさに及ぼすAl脱酸前の溶
存酸素量と脱酸Al量の影響について、図1に示したよ
うな結果を得た。図1は鋳造ままの10kg鋼塊におけ
る結果であり、同図から脱酸前の溶存酸素量が10〜1
60ppm であるとき、かつAl量が0.005%か
ら0.06%である時に比較的微細なMnSが晶析出し
ていることが分かる。
【0007】また、表1の基本成分の鋼を種々の脱酸条
件、鋳造後の冷却条件で溶製し、MnSの大きさを変え
たインゴットから試料を切出し、900℃で2時間焼準
した後、70%の冷間加工を加え、1000℃に1時間
加熱焼入れして旧オーステナイト組織を調べた。その結
果を図2に表す。図2よりMnSが微細なほど再加熱オ
ーステナイト組織の平均粒度が小さく、かつ粗大な粒が
発生し難くなることが分かる。
件、鋳造後の冷却条件で溶製し、MnSの大きさを変え
たインゴットから試料を切出し、900℃で2時間焼準
した後、70%の冷間加工を加え、1000℃に1時間
加熱焼入れして旧オーステナイト組織を調べた。その結
果を図2に表す。図2よりMnSが微細なほど再加熱オ
ーステナイト組織の平均粒度が小さく、かつ粗大な粒が
発生し難くなることが分かる。
【0008】
【表1】
【0009】さらに、Ti、Zrの脱酸元素についても
同様の研究を積み重ねた結果、現用の鋼精錬、鋳造設備
で実現できる、晶析出物制御法を見出し、本発明を完成
させた。すなわち、本発明の要旨とするところは以下の
とおりである。 (1)重量%で C :0.10〜0.30%、Si:0.05〜0.
50%、 Mn:0.30〜2.00%、S :0.02〜0.
20%、 N :0.002〜0.020%、 および Al:0.005〜0.050%、Ti:0.005〜
0.030% の1種あるいは2種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単体もしくは合金
の1種または2種以上を添加する脱酸処理、および/ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を10〜150ppm とした後、Al、Tiあるい
はAl合金、Ti合金の1種または2種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
同様の研究を積み重ねた結果、現用の鋼精錬、鋳造設備
で実現できる、晶析出物制御法を見出し、本発明を完成
させた。すなわち、本発明の要旨とするところは以下の
とおりである。 (1)重量%で C :0.10〜0.30%、Si:0.05〜0.
50%、 Mn:0.30〜2.00%、S :0.02〜0.
20%、 N :0.002〜0.020%、 および Al:0.005〜0.050%、Ti:0.005〜
0.030% の1種あるいは2種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単体もしくは合金
の1種または2種以上を添加する脱酸処理、および/ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を10〜150ppm とした後、Al、Tiあるい
はAl合金、Ti合金の1種または2種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
【0010】(2)重量%で
C :0.10〜0.30%、Si:0.05〜0.
50%、 Mn:0.30〜2.00%、S :0.02〜0.
20%、 N :0.002〜0.020%、およびCr:0.
20〜2.00%、Mo:0.10〜0.50%、 Ni:0.30〜4.00%の1種以上、およびAl:
0.005〜0.050%、Ti:0.005〜0.0
30% の1種あるいは2種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単体もしくは合金
の1種または2種以上を添加する脱酸処理、および/ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を10〜150ppm とした後、Al、Tiあるい
はAl合金、Ti合金の1種または2種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
50%、 Mn:0.30〜2.00%、S :0.02〜0.
20%、 N :0.002〜0.020%、およびCr:0.
20〜2.00%、Mo:0.10〜0.50%、 Ni:0.30〜4.00%の1種以上、およびAl:
0.005〜0.050%、Ti:0.005〜0.0
30% の1種あるいは2種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単体もしくは合金
の1種または2種以上を添加する脱酸処理、および/ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を10〜150ppm とした後、Al、Tiあるい
はAl合金、Ti合金の1種または2種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
【0011】(3)前項(1)または(2)の成分に加
えて、重量%でZr:0.010〜0.070%、Ce
:0.010〜0.070%、Hf:0.010〜0.
070%、の1種あるいは2種以上を含む鋼を製造する
際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単
体もしくは合金の1種または2種以上を添加する脱酸処
理、および/または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶
鋼中の溶存酸素量を10〜150ppm とした後、A
l、Tiの1種または2種とZr、Ce、Hfの1種あ
るいは2種以上の単体もしくは合金で複合脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
えて、重量%でZr:0.010〜0.070%、Ce
:0.010〜0.070%、Hf:0.010〜0.
070%、の1種あるいは2種以上を含む鋼を製造する
際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単
体もしくは合金の1種または2種以上を添加する脱酸処
理、および/または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶
鋼中の溶存酸素量を10〜150ppm とした後、A
l、Tiの1種または2種とZr、Ce、Hfの1種あ
るいは2種以上の単体もしくは合金で複合脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。
【0012】(4)前項(1)、(2)または(3)の
方法に加え、鋳造後凝固点から1000℃までの平均冷
却速度を20℃/分以上とすることを特徴とする浸炭熱
処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法。以下
に、本発明の成分、条件の限定理由について述べる。 C:Cは脱酸剤として溶鋼中の溶存酸素量を調整するの
に有効な元素であり、またCは鋼の強化元素であるが、
0.10%未満では鋼の強度を向上させるのに不足であ
り、0.30%を越えると鋼の靱性を低下させる。
方法に加え、鋳造後凝固点から1000℃までの平均冷
却速度を20℃/分以上とすることを特徴とする浸炭熱
処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法。以下
に、本発明の成分、条件の限定理由について述べる。 C:Cは脱酸剤として溶鋼中の溶存酸素量を調整するの
に有効な元素であり、またCは鋼の強化元素であるが、
0.10%未満では鋼の強度を向上させるのに不足であ
り、0.30%を越えると鋼の靱性を低下させる。
【0013】SiおよびMn:本発明のSi、Mnは弱
脱酸元素として溶鋼中の酸素量を制御する。すなわち、
Alで最終脱酸する前の酸素量の制御に有効である。ま
た、Si、Mnの酸化物はSiとMnの複合酸化物とし
て、あるいはAlとSi、AlとMnの複合酸化物とし
て鋼中に微細分散し、MnSの晶析出核となる。MnS
の晶析出核としての酸化物をつくるため、Siは0.0
5%以上、Mnは0.30%以上が必要である。Si、
Mnは鋼の固溶強化元素であるが、Siは0.50%を
越えて添加した場合、浸炭熱処理時に粒界酸化層ができ
やすく、最終部品となった時の疲労特性を劣化させる。 またMnは2.00%を越えて添加した場合、靱性を著
しく低下させる。
脱酸元素として溶鋼中の酸素量を制御する。すなわち、
Alで最終脱酸する前の酸素量の制御に有効である。ま
た、Si、Mnの酸化物はSiとMnの複合酸化物とし
て、あるいはAlとSi、AlとMnの複合酸化物とし
て鋼中に微細分散し、MnSの晶析出核となる。MnS
の晶析出核としての酸化物をつくるため、Siは0.0
5%以上、Mnは0.30%以上が必要である。Si、
Mnは鋼の固溶強化元素であるが、Siは0.50%を
越えて添加した場合、浸炭熱処理時に粒界酸化層ができ
やすく、最終部品となった時の疲労特性を劣化させる。 またMnは2.00%を越えて添加した場合、靱性を著
しく低下させる。
【0014】なお、Si、MnはAl、Ti、Zrによ
る脱酸の前と後のいずれに添加しても十分な量の複合酸
化物をつくり、MnS、TiN等の晶析出核として働く
。 Cr:Crは強度の向上のために添加される元素であり
、0.20%未満では強度の向上のために十分ではなく
、また2.00%を越えて添加した場合、靱性を低下さ
せる。
る脱酸の前と後のいずれに添加しても十分な量の複合酸
化物をつくり、MnS、TiN等の晶析出核として働く
。 Cr:Crは強度の向上のために添加される元素であり
、0.20%未満では強度の向上のために十分ではなく
、また2.00%を越えて添加した場合、靱性を低下さ
せる。
【0015】S:浸炭熱処理時の粗大粒発生を防止する
のに十分な量の微細MnSを晶析出させるためSは0.
02%以上が必要である。しかし、0.20%を越える
Sは多量の硫化物をつくるため、機械的性質に大きな異
方性をもたらすので、これを限定する。 N:Nは微細なAl、Ti窒化物を析出させ、高温にお
ける結晶粒粗大化防止効果を高める効果があるが、0.
002%未満のN量では十分な粗大粒発生防止効果が期
待できず、また0.020%を越えた場合、結晶粒の粗
大化は防止されるが靱性が低下する。
のに十分な量の微細MnSを晶析出させるためSは0.
02%以上が必要である。しかし、0.20%を越える
Sは多量の硫化物をつくるため、機械的性質に大きな異
方性をもたらすので、これを限定する。 N:Nは微細なAl、Ti窒化物を析出させ、高温にお
ける結晶粒粗大化防止効果を高める効果があるが、0.
002%未満のN量では十分な粗大粒発生防止効果が期
待できず、また0.020%を越えた場合、結晶粒の粗
大化は防止されるが靱性が低下する。
【0016】Mo:強度、靱性の向上、あるいは粒界酸
化層の低減にMoは有効である。0.10%未満ではこ
の効果が不十分であり、また0.50%を越えて添加し
た場合、かえって靱性が低下する。 Ni:NiもMo同様に強度と靱性を向上させる元素で
ある。また、疲労強度を向上させる効果もある。Niは
0.30%未満では効果が小さく、4.00%超ではコ
ストが高くなりすぎる。
化層の低減にMoは有効である。0.10%未満ではこ
の効果が不十分であり、また0.50%を越えて添加し
た場合、かえって靱性が低下する。 Ni:NiもMo同様に強度と靱性を向上させる元素で
ある。また、疲労強度を向上させる効果もある。Niは
0.30%未満では効果が小さく、4.00%超ではコ
ストが高くなりすぎる。
【0017】Al、TiおよびZr:Al、Tiおよび
Zrは、鋼中に酸化物として微細分散し、浸炭熱処理時
の粗大粒発生防止に有効な微細MnS粒子の晶析出核と
なる。また、窒化物として析出して同じく浸炭熱処理時
の粗大粒発生を防止する。Al、Ti、Zr添加前の溶
鋼段階における溶存酸素量が150ppm 以下で、か
つAl、TiおよびZr量範囲がそれぞれ、0.005
〜0.060%、0.005〜0.060%、0.01
0〜0.070%において、MnS粒子が微細分散する
。 0.005%未満のAl、Ti、あるいは0.010%
未満のZr添加では晶析出核となる酸化物が不足し、ま
た0.06%を越えたAl、Ti、0.07%を越えた
Zrを添加すると、酸化物上にMnSが微細に晶析出し
にくくなる。
Zrは、鋼中に酸化物として微細分散し、浸炭熱処理時
の粗大粒発生防止に有効な微細MnS粒子の晶析出核と
なる。また、窒化物として析出して同じく浸炭熱処理時
の粗大粒発生を防止する。Al、Ti、Zr添加前の溶
鋼段階における溶存酸素量が150ppm 以下で、か
つAl、TiおよびZr量範囲がそれぞれ、0.005
〜0.060%、0.005〜0.060%、0.01
0〜0.070%において、MnS粒子が微細分散する
。 0.005%未満のAl、Ti、あるいは0.010%
未満のZr添加では晶析出核となる酸化物が不足し、ま
た0.06%を越えたAl、Ti、0.07%を越えた
Zrを添加すると、酸化物上にMnSが微細に晶析出し
にくくなる。
【0018】Ce、Hf:比重の大きなCe、Hfを添
加して、Al、Tiとの酸化物とすると、酸化物の凝集
浮上が防止され、晶析出物の大きさ、数の分布が鋳造時
間に影響されにくくなる。この効果を期待するには0.
010%以上が必要であるが、0.070%を越える添
加はコストがかかることからこれを限定する。本発明に
おいて重要な点の一つは晶析出核として適当な酸化物を
微細分散させることである。しかるに、酸化物を形成す
る強脱酸元素を、150ppm を越える溶存酸素を含
む粗溶鋼に添加した場合には、酸化物は粗大化し、また
晶析出核となりにくくなる。また、溶鋼中の溶存酸素量
が10ppm 未満では必要とする酸化物が十分形成さ
れない。 よって、始めにC、Si合金、Mn合金の1種または2
種以上を添加する脱酸処理、および/または真空脱ガス
処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素量を10〜15
0ppm とした後、Al、Ti、ZrあるいはAl合
金、Ti合金、Zr合金の1種または2種以上で最終脱
酸するのが適当である。
加して、Al、Tiとの酸化物とすると、酸化物の凝集
浮上が防止され、晶析出物の大きさ、数の分布が鋳造時
間に影響されにくくなる。この効果を期待するには0.
010%以上が必要であるが、0.070%を越える添
加はコストがかかることからこれを限定する。本発明に
おいて重要な点の一つは晶析出核として適当な酸化物を
微細分散させることである。しかるに、酸化物を形成す
る強脱酸元素を、150ppm を越える溶存酸素を含
む粗溶鋼に添加した場合には、酸化物は粗大化し、また
晶析出核となりにくくなる。また、溶鋼中の溶存酸素量
が10ppm 未満では必要とする酸化物が十分形成さ
れない。 よって、始めにC、Si合金、Mn合金の1種または2
種以上を添加する脱酸処理、および/または真空脱ガス
処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素量を10〜15
0ppm とした後、Al、Ti、ZrあるいはAl合
金、Ti合金、Zr合金の1種または2種以上で最終脱
酸するのが適当である。
【0019】C、Si、Mnの単体もしくは合金の1種
または2種以上を添加する脱酸処理、および真空脱ガス
処理による脱酸は、ともに溶存酸素量の調整が目的であ
り、順番はこれを限定しない。また、その他の成分は溶
存酸素量にはほとんど影響しないので、添加の時期を限
定しない。また、鋳造後凝固点から1000℃までの平
均冷却速度を20℃/分以上とすることにより、凝固中
、あるいは凝固後に晶析出するMnS、TiNは微細化
され、浸炭熱処理時の粗大粒発生防止効果は一層高めら
れる。
または2種以上を添加する脱酸処理、および真空脱ガス
処理による脱酸は、ともに溶存酸素量の調整が目的であ
り、順番はこれを限定しない。また、その他の成分は溶
存酸素量にはほとんど影響しないので、添加の時期を限
定しない。また、鋳造後凝固点から1000℃までの平
均冷却速度を20℃/分以上とすることにより、凝固中
、あるいは凝固後に晶析出するMnS、TiNは微細化
され、浸炭熱処理時の粗大粒発生防止効果は一層高めら
れる。
【0020】本発明の方法は、強化のためさらにNbを
添加した鋼、被削性向上のためにCa、Bi、Pbを添
加した鋼、その他防錆、耐塩性向上等の目的で特許請求
の範囲に記載されていない元素を添加した鋼についても
有効な方法である。以下に実施例を説明する。
添加した鋼、被削性向上のためにCa、Bi、Pbを添
加した鋼、その他防錆、耐塩性向上等の目的で特許請求
の範囲に記載されていない元素を添加した鋼についても
有効な方法である。以下に実施例を説明する。
【0021】
実施例1
真空溶解炉にて20kgの粗溶鋼を溶解し、表2に示し
た成分に調整した後、表3に示したようにAl、Ti、
Zr脱酸前の酸素量を変えて脱酸を行い鋼塊に鋳造した
。 鋳造後凝固点から1000℃までの平均冷却速度は30
℃/分 となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を
1200℃に加熱して直径30mmの棒鋼に成形し、こ
れを試験素材とした。
た成分に調整した後、表3に示したようにAl、Ti、
Zr脱酸前の酸素量を変えて脱酸を行い鋼塊に鋳造した
。 鋳造後凝固点から1000℃までの平均冷却速度は30
℃/分 となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を
1200℃に加熱して直径30mmの棒鋼に成形し、こ
れを試験素材とした。
【0022】浸炭熱処理時の組織を再現するため、この
試験素材を直径10mm、高さ15mmの円柱試料とし
、冷間で50%圧下した後、950℃から1100℃に
1時間再加熱、焼入し、旧オーステナイト結晶粒を観察
した。粗大粒の発生結果を表3に示す。ここで粗大粒の
発生とは、マトリクスの平均粒径の3倍以上の径を有す
る粒の出現を表わす。
試験素材を直径10mm、高さ15mmの円柱試料とし
、冷間で50%圧下した後、950℃から1100℃に
1時間再加熱、焼入し、旧オーステナイト結晶粒を観察
した。粗大粒の発生結果を表3に示す。ここで粗大粒の
発生とは、マトリクスの平均粒径の3倍以上の径を有す
る粒の出現を表わす。
【0023】表3より、Al、TiあるいはZr脱酸前
の酸素量が10〜150ppm である時に1000℃
の高温浸炭熱処理時に粗大粒が発生しないことが明らか
である。
の酸素量が10〜150ppm である時に1000℃
の高温浸炭熱処理時に粗大粒が発生しないことが明らか
である。
【0024】
【表2】
【0025】
【表3】
【0026】実施例2
溶解炉にて20kgの粗溶鋼を溶解した後、C、Si、
Mnあるいは真空脱ガス処理にて予備脱酸し、他の成分
を調整して溶存酸素量を100ppm 以下とした後、
脱酸剤であるAl、Ti、Zrの添加量を変えた脱酸を
行い、表4〜6に示した成分の鋼塊を鋳造した。鋳造後
凝固点から1000℃までの平均冷却速度は30℃/分
となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を120
0℃に加熱して直径30mmの棒鋼に成形し、これを試
験素材とした。
Mnあるいは真空脱ガス処理にて予備脱酸し、他の成分
を調整して溶存酸素量を100ppm 以下とした後、
脱酸剤であるAl、Ti、Zrの添加量を変えた脱酸を
行い、表4〜6に示した成分の鋼塊を鋳造した。鋳造後
凝固点から1000℃までの平均冷却速度は30℃/分
となるような鋳型を使用した。冷却後の鋼塊を120
0℃に加熱して直径30mmの棒鋼に成形し、これを試
験素材とした。
【0027】この試験素材を750℃に8時間加熱空冷
する焼準し後、直径10mm、高さ15mmの円柱試料
とし、冷間で50%圧下した。続いて浸炭熱処理の再現
のため1000℃に1時間再加熱、焼入し、粗大粒の発
生を調べた。この結果を表6に示した。表6に示したよ
うに、本発明の成分の鋼は1000℃浸炭の再現実験に
おいて粗大粒が発生しない。
する焼準し後、直径10mm、高さ15mmの円柱試料
とし、冷間で50%圧下した。続いて浸炭熱処理の再現
のため1000℃に1時間再加熱、焼入し、粗大粒の発
生を調べた。この結果を表6に示した。表6に示したよ
うに、本発明の成分の鋼は1000℃浸炭の再現実験に
おいて粗大粒が発生しない。
【0028】表6において比較鋼No. 25の鋼には
粗大粒が発生していないが、Nの限定理由で述べたよう
に0.025%のNを添加した場合には粗大粒が発生し
なくても靱性が低下する。
粗大粒が発生していないが、Nの限定理由で述べたよう
に0.025%のNを添加した場合には粗大粒が発生し
なくても靱性が低下する。
【0029】
【表4】
【0030】
【表5】
【0031】
【表6】
【0032】実施例3
100ton の粗溶鋼を酸素転炉にて精錬した後、S
i合金、Mn合金を添加し、真空脱ガス装置にて溶存酸
素量を表7に示したように100ppm 以下とし、他
の合金元素を添加した後、Tiにて最終脱酸を行った。 No. 33の鋼は鋳造断面大きさが350×560m
mの連続鋳造機で鋳造し、最終的に直径100mmの棒
鋼に圧延した(圧下比25.0)。No. 34の鋼は
鋳造断面大きさが162×162mmの連続鋳造機で鋳
造し、最終的に直径37mmの棒鋼に圧延した(圧下比
24.4)。No. 33、34の鋳造時の凝固点から
1000℃までの平均冷却速度は、それぞれ10℃/分
、52℃/分 であった。No. 33、34の棒鋼
から直径20mmの試料を切出し、1200℃にて50
%の熱間加工を加えた。その後900℃で1時間焼準し
、放冷したものを供試材とし、950℃から1100℃
に1時間加熱、焼入れして旧オーステナイト結晶粒を調
べた。その結果、表7中に示したように、本発明(3)
を示した方法、すなわちNo. 34の鋼の粗大粒発生
温度は、No. 33の鋼より高温であることが分かる
。
i合金、Mn合金を添加し、真空脱ガス装置にて溶存酸
素量を表7に示したように100ppm 以下とし、他
の合金元素を添加した後、Tiにて最終脱酸を行った。 No. 33の鋼は鋳造断面大きさが350×560m
mの連続鋳造機で鋳造し、最終的に直径100mmの棒
鋼に圧延した(圧下比25.0)。No. 34の鋼は
鋳造断面大きさが162×162mmの連続鋳造機で鋳
造し、最終的に直径37mmの棒鋼に圧延した(圧下比
24.4)。No. 33、34の鋳造時の凝固点から
1000℃までの平均冷却速度は、それぞれ10℃/分
、52℃/分 であった。No. 33、34の棒鋼
から直径20mmの試料を切出し、1200℃にて50
%の熱間加工を加えた。その後900℃で1時間焼準し
、放冷したものを供試材とし、950℃から1100℃
に1時間加熱、焼入れして旧オーステナイト結晶粒を調
べた。その結果、表7中に示したように、本発明(3)
を示した方法、すなわちNo. 34の鋼の粗大粒発生
温度は、No. 33の鋼より高温であることが分かる
。
【0033】
【表7】
【0034】
【発明の効果】以上述べたように、本発明の方法によっ
て製造された鋼は、高温における浸炭熱処理時に結晶粒
が粗大化せず、高温短時間での浸炭熱処理が可能である
。
て製造された鋼は、高温における浸炭熱処理時に結晶粒
が粗大化せず、高温短時間での浸炭熱処理が可能である
。
【図1】鋳造ままの10kg鋼塊中のMnS円相当直径
(観察されたMnSの面積を円に置き換えた場合の円の
直径)に及ぼすAl脱酸前の溶存酸素量と脱酸Al量の
影響を示す図である。
(観察されたMnSの面積を円に置き換えた場合の円の
直径)に及ぼすAl脱酸前の溶存酸素量と脱酸Al量の
影響を示す図である。
【図2】鋳片中のMnS粒子の円相当直径と、同鋳片を
70%冷間加工した後、1000℃に1時間再加熱した
場合のオーステナイト結晶粒度との関係を示す図である
。
70%冷間加工した後、1000℃に1時間再加熱した
場合のオーステナイト結晶粒度との関係を示す図である
。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で C :0.10〜0.30%、Si:0.05〜0.
50%、 Mn:0.30〜2.00%、S :0.02〜0.
20%、 N :0.002〜0.020%、 および Al:0.005〜0.050%、Ti:0.005〜
0.030% の1種あるいは2種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単体もしくは合金
の1種または2種以上を添加する脱酸処理、および/ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を10〜150ppm とした後、Al、Tiあるい
はAl合金、Ti合金の1種または2種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。 - 【請求項2】 重量%で C :0.10〜0.30%、Si:0.05〜0.
50%、 Mn:0.30〜2.00%、S :0.02〜0.
20%、 N :0.002〜0.020%、およびCr:0.
20〜2.00%、Mo:0.10〜0.50%、 Ni:0.30〜4.00%の1種以上、およびAl:
0.005〜0.050%、Ti:0.005〜0.0
30% の1種あるいは2種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単体もしくは合金
の1種または2種以上を添加する脱酸処理、および/ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を10〜150ppm とした後、Al、Tiあるい
はAl合金、Ti合金の1種または2種で脱酸すること
を特徴とする浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼
鋼の製造方法。 - 【請求項3】 請求項1または2の成分に加えて、重
量%でZr:0.010〜0.070%、Ce:0.0
10〜0.070%、Hf:0.010〜0.070%
の1種あるいは2種以上を含む鋼を製造する際、製鋼炉
から出鋼された粗溶鋼にC、Si、Mnの単体もしくは
合金の1種または2種以上を添加する脱酸処理、および
/または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存
酸素量を10〜150ppm とした後、Al、Tiの
1種または2種とZr、Ce、Hfの1種あるいは2種
以上の単体もしくは合金で複合脱酸することを特徴とす
る浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方
法。 - 【請求項4】 請求項1、2または3の方法に加え、
鋳造後凝固点から1000℃までの平均冷却速度を20
℃/分以上とすることを特徴とする浸炭熱処理時に結晶
粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3124001A JPH0791579B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3124001A JPH0791579B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04350113A true JPH04350113A (ja) | 1992-12-04 |
JPH0791579B2 JPH0791579B2 (ja) | 1995-10-04 |
Family
ID=14874586
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3124001A Expired - Fee Related JPH0791579B2 (ja) | 1991-05-28 | 1991-05-28 | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0791579B2 (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09176784A (ja) * | 1995-12-25 | 1997-07-08 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性および被削性に優れた肌焼鋼 |
WO2001073139A3 (en) * | 2000-03-27 | 2002-05-23 | Newland Bart G | Compositions and two-stage methods for the deoxidation of molten steel |
JP2005163181A (ja) * | 2004-11-22 | 2005-06-23 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 結晶粒度特性に優れた肌焼ボロン鋼の浸炭熱処理方法 |
JP2009030089A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼と浸炭部品の製造方法 |
JP2009074151A (ja) * | 2007-09-21 | 2009-04-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた鋼の製造方法 |
JP2012197519A (ja) * | 2012-05-31 | 2012-10-18 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼 |
CN115109998A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-09-27 | 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 | 一种高强度、保淬透性齿轮用钢及其制备方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6154844A (ja) * | 1984-08-27 | 1986-03-19 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 小型モ−タ |
JPS63162812A (ja) * | 1986-12-26 | 1988-07-06 | Nippon Steel Corp | 肌焼鋼の製造方法 |
-
1991
- 1991-05-28 JP JP3124001A patent/JPH0791579B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6154844A (ja) * | 1984-08-27 | 1986-03-19 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 小型モ−タ |
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WO2001073139A3 (en) * | 2000-03-27 | 2002-05-23 | Newland Bart G | Compositions and two-stage methods for the deoxidation of molten steel |
JP2005163181A (ja) * | 2004-11-22 | 2005-06-23 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 結晶粒度特性に優れた肌焼ボロン鋼の浸炭熱処理方法 |
JP2009030089A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼と浸炭部品の製造方法 |
JP2009074151A (ja) * | 2007-09-21 | 2009-04-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた鋼の製造方法 |
JP2012197519A (ja) * | 2012-05-31 | 2012-10-18 | Nippon Steel Corp | 粒径粗大化防止特性に優れた浸炭部品用鋼 |
CN115109998A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-09-27 | 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 | 一种高强度、保淬透性齿轮用钢及其制备方法 |
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JPH0791579B2 (ja) | 1995-10-04 |
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