JPS6024172B2 - 予備熱処理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有する窒化用鋼 - Google Patents
予備熱処理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有する窒化用鋼Info
- Publication number
- JPS6024172B2 JPS6024172B2 JP2758477A JP2758477A JPS6024172B2 JP S6024172 B2 JPS6024172 B2 JP S6024172B2 JP 2758477 A JP2758477 A JP 2758477A JP 2758477 A JP2758477 A JP 2758477A JP S6024172 B2 JPS6024172 B2 JP S6024172B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- nitriding
- steel
- amount
- hardness
- less
- 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
Links
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は窒化用鋼に係るものであり、特にＣ量とＶ量、
およびＣ量とＣｒ量の相関量ならびにＳｉ量を適切にバ
ランスさせることによって、窒化処理後にかたい窒化層
と深い硬化層を生成し、しかも特別な熱処理による予備
処理を行なわなくとも窒化処理後において非常に高い芯
部硬度を保持させることに成功した窒化用鋼に関するも
のである。
およびＣ量とＣｒ量の相関量ならびにＳｉ量を適切にバ
ランスさせることによって、窒化処理後にかたい窒化層
と深い硬化層を生成し、しかも特別な熱処理による予備
処理を行なわなくとも窒化処理後において非常に高い芯
部硬度を保持させることに成功した窒化用鋼に関するも
のである。
一般に、鋼に耐摩耗性や耐疲労特性などを付与するため
には、特殊鋼を焼入れ競もどし処理したり、あるいは肌
暁鋼を浸炭焼入れ処理することが行なわれているが、こ
れらの熱処理は銅の変態点以上の高い温度に加熱した後
に焼入れ処理を施すために、加熱中にオーステナィト結
晶粒の粗大化や、焼入れ時の熱処理歪みの発生などが問
題となる。
には、特殊鋼を焼入れ競もどし処理したり、あるいは肌
暁鋼を浸炭焼入れ処理することが行なわれているが、こ
れらの熱処理は銅の変態点以上の高い温度に加熱した後
に焼入れ処理を施すために、加熱中にオーステナィト結
晶粒の粗大化や、焼入れ時の熱処理歪みの発生などが問
題となる。
これに対し、窒化処理は鋼の変態Ｖ点以下の比較的低い
温度で処理するために、オーステナイト結晶粒の粗大化
が熱処理歪みの発生もなく、しかも非常に高い表面硬度
が得られる特徴を有しているので、自動車部品、事務磯
部品などに数多〈使用されている。
温度で処理するために、オーステナイト結晶粒の粗大化
が熱処理歪みの発生もなく、しかも非常に高い表面硬度
が得られる特徴を有しているので、自動車部品、事務磯
部品などに数多〈使用されている。
従来、この窒化処理には、普通鋼、肌暁鍵、低合金鋼な
どの各種の材料が適用されているが、このうち、特に耐
摩耗性、強度および鋤性が要求される用途に対しては、
低合金鋼や窒化鋼にあらかじめ熱処理を施して強度およ
び鋤性に適した組織に調整したあとに窒化処理を行なう
のが通常であり、このため従釆の鋼では熱処理工程の増
加が余儀なくされており、また５００〜６００午○の温
度での窒化処理中に素材強度が低下するなどの問題があ
った。
どの各種の材料が適用されているが、このうち、特に耐
摩耗性、強度および鋤性が要求される用途に対しては、
低合金鋼や窒化鋼にあらかじめ熱処理を施して強度およ
び鋤性に適した組織に調整したあとに窒化処理を行なう
のが通常であり、このため従釆の鋼では熱処理工程の増
加が余儀なくされており、また５００〜６００午○の温
度での窒化処理中に素材強度が低下するなどの問題があ
った。
したがって、かたい窒化層を有すると共に芯部硬度の高
い鋤性な室化処理成品を得ることは至難であった。本発
明は、かかる耐摩耗性、強度および靭性が要求される場
合の従来の窒化鋼の欠点を改善することを主目的として
なされたもので、Ｃ量とＶ量の相関量、およびＣ量とＣ
ｒ量の相関量、およびＳｉ量を適切にバランスさせるな
らば、窒化処理後に非常にかたい窒化層（Ｈｖ６５０以
上）と深い硬化層を生成し、特別な前処理を施さなくて
もよく、窒化処理中には析出硬化によって素材強度の軟
化を妨げて非常に高い芯部硬度を有する窒化用鋼が得ら
れることを知見したのである。
い鋤性な室化処理成品を得ることは至難であった。本発
明は、かかる耐摩耗性、強度および靭性が要求される場
合の従来の窒化鋼の欠点を改善することを主目的として
なされたもので、Ｃ量とＶ量の相関量、およびＣ量とＣ
ｒ量の相関量、およびＳｉ量を適切にバランスさせるな
らば、窒化処理後に非常にかたい窒化層（Ｈｖ６５０以
上）と深い硬化層を生成し、特別な前処理を施さなくて
もよく、窒化処理中には析出硬化によって素材強度の軟
化を妨げて非常に高い芯部硬度を有する窒化用鋼が得ら
れることを知見したのである。
すなわち本発明による窒化用鋼は、重量％で、Ｃ：０．
４％禾満、Ｓｉ；０．３６〜１．５０％、Ｍｎ；０．３
〜２．０％、Ｃｒ；０．７１越え〜３．０％未満、ＡＩ
：０．３０％以下、Ｖ；０．２１越え〜１．０％未満、
残部；鉄および製造上の不可避的不純物からなり、窒化
処理前の素材硬さが焼入れ焼房処理なしでＨｖ２０碗越
え〜５００禾満の範囲にあることを特徴とし、予備熱処
理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有するものである
。本発明鋼においてその母材強度はＣ量とＶ量とに関連
し、また窒化処理後の表面硬度はＣ量とＣｒ量に関連す
る。
４％禾満、Ｓｉ；０．３６〜１．５０％、Ｍｎ；０．３
〜２．０％、Ｃｒ；０．７１越え〜３．０％未満、ＡＩ
：０．３０％以下、Ｖ；０．２１越え〜１．０％未満、
残部；鉄および製造上の不可避的不純物からなり、窒化
処理前の素材硬さが焼入れ焼房処理なしでＨｖ２０碗越
え〜５００禾満の範囲にあることを特徴とし、予備熱処
理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有するものである
。本発明鋼においてその母材強度はＣ量とＶ量とに関連
し、また窒化処理後の表面硬度はＣ量とＣｒ量に関連す
る。
これらについての実験結果を参照しつつ各元素の添加範
囲を上記のように限定した理由を述べる。Ｃは母材強度
ならびに窒化処理後の表面硬度に影響する。
囲を上記のように限定した理由を述べる。Ｃは母材強度
ならびに窒化処理後の表面硬度に影響する。
窒化後の表面硬度は、第１図に示すように、同一のＣｒ
量で比較するとＣ量が増加すると低下する。第１図は、
下記の第１表に示すＣ量とＣｒ量の異なる銅を、５７０
ｏＣ×３時間のタフトラィド処理（窒化処理）後、その
表面硬度（Ｈｖ；測定荷重は５ｋ９）を測定したうえ、
この硬さに及ぼすＣ量とＣｄ量の関係を知るべ〈同一硬
さの点をＣ量とＣｒ量とで整理して結んだ線図である。
量で比較するとＣ量が増加すると低下する。第１図は、
下記の第１表に示すＣ量とＣｒ量の異なる銅を、５７０
ｏＣ×３時間のタフトラィド処理（窒化処理）後、その
表面硬度（Ｈｖ；測定荷重は５ｋ９）を測定したうえ、
この硬さに及ぼすＣ量とＣｄ量の関係を知るべ〈同一硬
さの点をＣ量とＣｒ量とで整理して結んだ線図である。
第 １ 表
第１図の線図から明らかなように、０．７１％Ｃｒ添加
材でＨｖ６５０以上の表面硬度が得られるＣ量は０．４
％に対応している。
材でＨｖ６５０以上の表面硬度が得られるＣ量は０．４
％に対応している。
このため、本発明においてはＣ量の上限を０．４％未満
とする。Ｃｒは、窒素と結合して表面窒化層のかたさを
高めるので、拳化鋼においても最も重要な元素である。
とする。Ｃｒは、窒素と結合して表面窒化層のかたさを
高めるので、拳化鋼においても最も重要な元素である。
このＣｒ量は、第１図に示すように、同一Ｃ量で比較す
るとＣｒ量の増加に連れて表面硬度は高くなる。０．４
％未満のＣ量においてＨｖ６５０〜１０００の表面硬度
が得られるＣｒ量は０．７１を越え３．０％未満である
から、Ｃｒ量はこの範囲に限定する。
るとＣｒ量の増加に連れて表面硬度は高くなる。０．４
％未満のＣ量においてＨｖ６５０〜１０００の表面硬度
が得られるＣｒ量は０．７１を越え３．０％未満である
から、Ｃｒ量はこの範囲に限定する。
本発明においては窒化処理後の表面硬度がＨｖ６５０以
上となる窒化用鋼を得ることを一つの目標としており、
Ｃｄ量が０．７１以下であってはＣ量との関係でこの目
標が達成できない。Ｖは、窒化処理中にバナジウム炭窒
化物を析出して素材強度の軟化を防止する。
上となる窒化用鋼を得ることを一つの目標としており、
Ｃｄ量が０．７１以下であってはＣ量との関係でこの目
標が達成できない。Ｖは、窒化処理中にバナジウム炭窒
化物を析出して素材強度の軟化を防止する。
第２図は、下記第２表のＶ量の異なる鋼を８００〜８５
０ｑｏの温度で熱間圧延（圧延後の冷却速度は８０ｏＣ
／ｍｉｎ以下）し、その母材硬さを測定したうえ、その
結果を、第 ２ 表Ｃ量とＶ量との関係において、同一
硬さの点を結んで得た線図である。
０ｑｏの温度で熱間圧延（圧延後の冷却速度は８０ｏＣ
／ｍｉｎ以下）し、その母材硬さを測定したうえ、その
結果を、第 ２ 表Ｃ量とＶ量との関係において、同一
硬さの点を結んで得た線図である。
Ｖによる析出硬化は鋼中のＣ量によって大幅に変化する
が、本発明においては、母材が浸炭処理品の母材強度（
芯部硬度）と同レベルのＨｖ２００を越え〜５００未満
となることを一つの目標としており、Ｃ量が０．４％禾
満においてこのＨｖ２００を越え〜５０氏未満の硬度が
得られるＶ量としては、第２図の結果から、０．２１％
を越え〜１．０％未満であるから、本発明鋼のＶ量は０
．２１％を越え〜１．０％未満とする。Ｓｉは、室化処
理後の母材の籾性を大幅に改善する。第３図は、下記第
３表のＳｉ量の異なる鋼を窒化処理と同等の５７０ｏｏ
×４Ｈｒの熱処理に供し、その母材衝撃値を測定した結
果を、Ｓｉ量との関係で示したものである。第３図から
明らかなように、Ｓｉ量が０．３５％以下では衝撃値は
急激に低下する。このためＳｉ量は０．３６％以上とす
る。しかし１．５０％を越えてＳｉを添加しても、その
効果は第３図からも明らかな如く小さいので、Ｓｉ量の
範囲は０．３６〜１．５０％とした。第 ３ 表 Ｍｎは脱酸剤として添加し、また競入性をも増す効果が
あるので、その範囲を０．３〜２．０％とする。
が、本発明においては、母材が浸炭処理品の母材強度（
芯部硬度）と同レベルのＨｖ２００を越え〜５００未満
となることを一つの目標としており、Ｃ量が０．４％禾
満においてこのＨｖ２００を越え〜５０氏未満の硬度が
得られるＶ量としては、第２図の結果から、０．２１％
を越え〜１．０％未満であるから、本発明鋼のＶ量は０
．２１％を越え〜１．０％未満とする。Ｓｉは、室化処
理後の母材の籾性を大幅に改善する。第３図は、下記第
３表のＳｉ量の異なる鋼を窒化処理と同等の５７０ｏｏ
×４Ｈｒの熱処理に供し、その母材衝撃値を測定した結
果を、Ｓｉ量との関係で示したものである。第３図から
明らかなように、Ｓｉ量が０．３５％以下では衝撃値は
急激に低下する。このためＳｉ量は０．３６％以上とす
る。しかし１．５０％を越えてＳｉを添加しても、その
効果は第３図からも明らかな如く小さいので、Ｓｉ量の
範囲は０．３６〜１．５０％とした。第 ３ 表 Ｍｎは脱酸剤として添加し、また競入性をも増す効果が
あるので、その範囲を０．３〜２．０％とする。
ＡそもＣｒと同機に窒素と結合して表面の窒化層の硬度
を高めるが、Ａそ添加量が多くなると製品の砂癖、表面
癖が多くなり製品価値を減少させるので０．３％以下と
する。
を高めるが、Ａそ添加量が多くなると製品の砂癖、表面
癖が多くなり製品価値を減少させるので０．３％以下と
する。
以下に本発明鋼の実施例を挙げ、比較縦と対比させなが
ら本発明鋼の成分含有量の限定理由ならびに効果を具体
的に説明する。
ら本発明鋼の成分含有量の限定理由ならびに効果を具体
的に説明する。
実施例 １
本例で供試した銅の化学成分（重量％）を第４表に示す
。
。
第 ４ 表
第４表の試料番号Ａ〜日の各鋼を、仕上温度８００ｑｏ
以上、巻取温度５００〜７００ｏｏの通常の圧延条件で
圧延し、この圧延後の熱延ままの素材かたさＨｖ（測定
荷重５ｋ９）を測定した。
以上、巻取温度５００〜７００ｏｏの通常の圧延条件で
圧延し、この圧延後の熱延ままの素材かたさＨｖ（測定
荷重５ｋ９）を測定した。
各々の値を第４表中に表示した。このＨｖ値から明らか
なように、本発明鋼Ｂ〜ＦはＨｖ値が２００を越え５０
氏未満の範囲となり、Ｖが本発明範囲より低域の比較鋼
Ａでは十分なるＨｖ値が得られない。
なように、本発明鋼Ｂ〜ＦはＨｖ値が２００を越え５０
氏未満の範囲となり、Ｖが本発明範囲より低域の比較鋼
Ａでは十分なるＨｖ値が得られない。
すなわち、Ｃ量が低い場合には、Ｈｖ２００以上の硬度
を得るにはＶ量は０．２１％以上必要であることが明ら
かである。またＣ量が０．４％の場合はＶ量が１．０％
でＨｖ５００が得られ（Ｇ鋼）、従来の浸炭処理材の母
材強度のようにＨｖ２００を越え〜５０氏モ満の値を得
ようとすれば、Ｖ量は０．２１％を越え１．０％未満の
添加が必要であることを示している。次に、試料番号Ｄ
、ＥおよびＦの銅について、１２５０ｑＣ×１仇ｈｉｎ
の溶体化処理を行い、冷却速度を変えた場合の硬度に及
ぼす影響を調べ、第４図の結果を得た。
を得るにはＶ量は０．２１％以上必要であることが明ら
かである。またＣ量が０．４％の場合はＶ量が１．０％
でＨｖ５００が得られ（Ｇ鋼）、従来の浸炭処理材の母
材強度のようにＨｖ２００を越え〜５０氏モ満の値を得
ようとすれば、Ｖ量は０．２１％を越え１．０％未満の
添加が必要であることを示している。次に、試料番号Ｄ
、ＥおよびＦの銅について、１２５０ｑＣ×１仇ｈｉｎ
の溶体化処理を行い、冷却速度を変えた場合の硬度に及
ぼす影響を調べ、第４図の結果を得た。
第４図の結果から明らかな如く、１２〜２４０ｏｏ／ｍ
ｉｎの範囲の冷却速度で冷却すると、バナジウム炭化物
による析出硬化が得られる。本発明鞠の製造において、
窒化処理を考慮して（素材硬度の低下を考慮して）過時
効状態とならないように、２４ぴ○／ｍｉｎ以下の冷却
速度で冷却して製造する必要がある。第５図はこの冷却
条件を満足して製造した試料番号○、ＥおよびＦの各鋼
を、通常の窒化処理温度の５７０ｑｏに保持した場合の
、その保持時間と硬度との関係を調べたものである。
ｉｎの範囲の冷却速度で冷却すると、バナジウム炭化物
による析出硬化が得られる。本発明鞠の製造において、
窒化処理を考慮して（素材硬度の低下を考慮して）過時
効状態とならないように、２４ぴ○／ｍｉｎ以下の冷却
速度で冷却して製造する必要がある。第５図はこの冷却
条件を満足して製造した試料番号○、ＥおよびＦの各鋼
を、通常の窒化処理温度の５７０ｑｏに保持した場合の
、その保持時間と硬度との関係を調べたものである。
第５図の結果から明らかな如く、８時間以下の処理であ
れば、素材のかたさの低下は見られない。従って通常の
タフトライド処理（５７０ｑｏ×３時間）を行ったとし
ても本発明鍵は高い芯部硬度を保持することが明らかで
ある。実施例 ２ 本例で供試した鋼の化学成分（重量％）を第５表に示す
。
れば、素材のかたさの低下は見られない。従って通常の
タフトライド処理（５７０ｑｏ×３時間）を行ったとし
ても本発明鍵は高い芯部硬度を保持することが明らかで
ある。実施例 ２ 本例で供試した鋼の化学成分（重量％）を第５表に示す
。
第 ５ 表
第５表の試料番号１〜Ｎの各鋼について、通常の圧延条
件で圧延後、窒化処理と同一の条件（５７０００×４Ｈ
ｒ）で鱗鈍し、それぞれの衝撃値を調べて第６表の結果
を得た。
件で圧延後、窒化処理と同一の条件（５７０００×４Ｈ
ｒ）で鱗鈍し、それぞれの衝撃値を調べて第６表の結果
を得た。
なお、第６表には製品加工を行ったあとで窒化処理を施
す場合も考慮して、冷間圧延によって１５％、３０％の
冷延を行ったあと、熱処理を施した場合の衝撃値も表示
した。ただし、衝撃試験は２肋Ｕノッチ衝撃試験片によ
り室温（２３００）で行った。第６表の結果から、Ｓｉ
の増量に従って衝撃値が大幅に向上し、本発明鋼の場合
には加工による衝撃値低下の煩向も軽微であり、強度お
よび級性にすぐれた窒化処理品が得られることが明らか
である。
す場合も考慮して、冷間圧延によって１５％、３０％の
冷延を行ったあと、熱処理を施した場合の衝撃値も表示
した。ただし、衝撃試験は２肋Ｕノッチ衝撃試験片によ
り室温（２３００）で行った。第６表の結果から、Ｓｉ
の増量に従って衝撃値が大幅に向上し、本発明鋼の場合
には加工による衝撃値低下の煩向も軽微であり、強度お
よび級性にすぐれた窒化処理品が得られることが明らか
である。
例えばＫ鋼はＪ鋼の約２倍の衝撃値を示し、Ｓｉ量は第
３図の結果からも明らかなように、０．３６％以上でな
ければ窒化処理後において十分な轍性が得られない。ま
た０．３６％以上であれば、加工品であっても窒化処理
後において十分な級性を維持する。７６ 実施例 ３ 本例で供試した銅の化学成分（重量％）を第７表に示す
。
３図の結果からも明らかなように、０．３６％以上でな
ければ窒化処理後において十分な轍性が得られない。ま
た０．３６％以上であれば、加工品であっても窒化処理
後において十分な級性を維持する。７６ 実施例 ３ 本例で供試した銅の化学成分（重量％）を第７表に示す
。
第７表の各鋼○〜Ｓを、通常の圧延条件で圧延後、５７
０ｑｏ×細ｒのタフトラィド窒化処理を施した。
０ｑｏ×細ｒのタフトラィド窒化処理を施した。
得られた窒化処理品の断面硬度分布を測定して第６図に
示す結果を得た。第６図の結果から明らかなように、Ｃ
ｒ量の増加につれて表面硬度は高くなり、この現象自体
は従釆公知の事実のとおりであるが、Ｃｒが０．７％以
下の場合（比較鋼○およびＰ）では、本発明で目的とす
る表面かたさＨｖ６５０以上を得ることができない。
示す結果を得た。第６図の結果から明らかなように、Ｃ
ｒ量の増加につれて表面硬度は高くなり、この現象自体
は従釆公知の事実のとおりであるが、Ｃｒが０．７％以
下の場合（比較鋼○およびＰ）では、本発明で目的とす
る表面かたさＨｖ６５０以上を得ることができない。
従って、本発明鋼の場合においてＣｒ量は０．７１％を
越える量を必要とする。第 ７ 表
越える量を必要とする。第 ７ 表
第１図は窒化処理（５７０００×細ｒのタフトラィド処
理）後における表面硬度Ｈｖ（測定荷重５ｋ９）に及ぼ
すＣ量とＣｒ量の関係を示す図、第２図は圧延（通常の
熱延）後における母材強度（母材硬度）に及ぼすＣ量と
Ｖ量の関係を示す図、第３図は５７０ｑｏ×４Ｈｒの焼
鈍後の母村の級性に及ぼすＳｉ量の影響を示す図、第４
図は鋼の製造過程における冷却速度がバナジウム炭化物
の析出硬化挙動に及ぼす影響を示す冷却速度と母材硬度
との関係図、第５図は窒化処理温度に保持したときの保
持時間と母材硬度との関係図、第６図はＣｒ量の異なる
銅を窒化処理した場合の断面硬度分布を示す図である。 第１図第２図 第５図 第６図 図 寸 船 第３図
理）後における表面硬度Ｈｖ（測定荷重５ｋ９）に及ぼ
すＣ量とＣｒ量の関係を示す図、第２図は圧延（通常の
熱延）後における母材強度（母材硬度）に及ぼすＣ量と
Ｖ量の関係を示す図、第３図は５７０ｑｏ×４Ｈｒの焼
鈍後の母村の級性に及ぼすＳｉ量の影響を示す図、第４
図は鋼の製造過程における冷却速度がバナジウム炭化物
の析出硬化挙動に及ぼす影響を示す冷却速度と母材硬度
との関係図、第５図は窒化処理温度に保持したときの保
持時間と母材硬度との関係図、第６図はＣｒ量の異なる
銅を窒化処理した場合の断面硬度分布を示す図である。 第１図第２図 第５図 第６図 図 寸 船 第３図
Claims (1)
- １ 重量％で、Ｃ；０．４％未満、Ｓｉ；０．３６〜１
．５０％、Ｍｎ；０．３〜２．０％、Ｃｒ；０．７１越
え〜３．０％未満、Ａｌ；０．３０％以下、Ｖ；０．２
１越え〜１．０％未満、残部；鉄および製造上の不可避
的不純物からなり、窒化処理前の素材硬さが焼入れ焼戻
処理なしでＨｖ２００越え５００未満の範囲にあること
を特徴とする予備熱処理なしで窒化処理後に高い芯部硬
度を有する窒化用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2758477A JPS6024172B2 (ja) | 1977-03-15 | 1977-03-15 | 予備熱処理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有する窒化用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2758477A JPS6024172B2 (ja) | 1977-03-15 | 1977-03-15 | 予備熱処理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有する窒化用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS53113214A JPS53113214A (en) | 1978-10-03 |
| JPS6024172B2 true JPS6024172B2 (ja) | 1985-06-11 |
Family
ID=12225000
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2758477A Expired JPS6024172B2 (ja) | 1977-03-15 | 1977-03-15 | 予備熱処理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有する窒化用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6024172B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59193214A (ja) * | 1983-04-19 | 1984-11-01 | Caterpillar Mitsubishi Ltd | 伝導装置構成部品用鋼の製造法 |
| US4853049A (en) * | 1984-02-13 | 1989-08-01 | Caterpillar Inc. | Nitriding grade alloy steel article |
| KR100222239B1 (ko) * | 1995-07-12 | 1999-10-01 | 와다 아끼히로 | 성형성과 질화성이 우수한 질화용 강판 및 그의 프레스 성형체 |
| CN109790591A (zh) * | 2016-10-13 | 2019-05-21 | 卡特彼勒公司 | 一种用于机器履带链组件的氮化履带销 |
-
1977
- 1977-03-15 JP JP2758477A patent/JPS6024172B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS53113214A (en) | 1978-10-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2003193137A (ja) | 浸炭焼入部材及びその製造方法 | |
| JP3381738B2 (ja) | 機械的強度に優れた機械構造部品の製造方法 | |
| JP2991064B2 (ja) | 窒化非調質鍛造用鋼および窒化非調質鍛造品 | |
| JPS6024172B2 (ja) | 予備熱処理なしで窒化処理後に高い芯部硬度を有する窒化用鋼 | |
| JP5632722B2 (ja) | 熱処理歪みの少ない肌焼鋼 | |
| JP3629851B2 (ja) | プラズマ浸炭用冷間工具鋼 | |
| JPH04154936A (ja) | 析出硬化型窒化用鋼 | |
| JP3907986B2 (ja) | 冷間加工性と結晶粒度特性に優れた肌焼き鋼の製造方法 | |
| JPS5946288B2 (ja) | 肌焼鋼の製造方法 | |
| JP2600174B2 (ja) | 低合金軟窒化鋼 | |
| JPH05255733A (ja) | 耐遅れ破壊性浸炭肌焼鋼材の製造方法 | |
| JPH02166257A (ja) | 球状黒鉛鋳鉄及びその製造方法 | |
| JPH0568526B2 (ja) | ||
| JP2611241B2 (ja) | 低合金軟窒化鋼 | |
| JP3544460B2 (ja) | 疲労特性に優れたはだ焼き鋼の製造方法 | |
| JP3109146B2 (ja) | 低歪高強度部材の製造方法 | |
| JPS61261427A (ja) | 冷間加工性にすぐれ，且つ，浸炭加熱時の結晶粒粗大化を防止した鋼の製造方法 | |
| JPS63103052A (ja) | 冷間鍛造用肌焼鋼 | |
| JP2000345292A (ja) | 軟窒化用鋼および軟窒化部品の製造方法 | |
| JPH0572442B2 (ja) | ||
| JP4548760B2 (ja) | 耐食性および耐摩耗性に優れた高強度ステンレス鋼 | |
| KR20220169247A (ko) | 수소지연파괴 저항성이 향상된 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법 | |
| JPH108199A (ja) | 浸炭硬化性に優れた肌焼鋼 | |
| JPS5931850A (ja) | 低合金軟窒化鋼 | |
| JPH04141521A (ja) | 軸形状を有する高周波焼入れ部品の製造方法 |