JPS63121638A - 肌焼鋼 - Google Patents
肌焼鋼Info
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- JPS63121638A JPS63121638A JP26891586A JP26891586A JPS63121638A JP S63121638 A JPS63121638 A JP S63121638A JP 26891586 A JP26891586 A JP 26891586A JP 26891586 A JP26891586 A JP 26891586A JP S63121638 A JPS63121638 A JP S63121638A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (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
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、浸炭焼入れを行っても表面に浸炭異常組織の
生成が殆どなく、機械構造用部品に使用して高度の疲労
強度、転勤疲労強度、耐摩耗性を付与することができる
肌焼鋼に関するものである。
生成が殆どなく、機械構造用部品に使用して高度の疲労
強度、転勤疲労強度、耐摩耗性を付与することができる
肌焼鋼に関するものである。
従来、機械構造用部品は、その疲労強度、転勤疲労強度
、耐摩耗性を向上せしめるために表面硬化処理、なかで
も特にその効果の大きい浸炭焼入れが広範に行われてい
る。しかし、従来の肌焼鋼(例えばJ l5−3Cr4
20、SCM420)に浸炭焼入れを施すと、浸炭部表
面に深さ10〜20μmの結晶粒界酸化が生じ、これに
付随して不完全焼入組mcトルースタイト)が生成して
表面の硬さが低下してしまう。この浸炭部表面の結晶粒
界酸化と不完全焼入組織とを合わせて浸炭異常組織と称
している。
、耐摩耗性を向上せしめるために表面硬化処理、なかで
も特にその効果の大きい浸炭焼入れが広範に行われてい
る。しかし、従来の肌焼鋼(例えばJ l5−3Cr4
20、SCM420)に浸炭焼入れを施すと、浸炭部表
面に深さ10〜20μmの結晶粒界酸化が生じ、これに
付随して不完全焼入組mcトルースタイト)が生成して
表面の硬さが低下してしまう。この浸炭部表面の結晶粒
界酸化と不完全焼入組織とを合わせて浸炭異常組織と称
している。
この異常組織は、浸炭雰囲気中の酸化性ガス(Co、、
H2O)中の0が浸炭中の鋼のオーステナイト粒界
に優先的に侵入拡散し、Si、Mn、CrのようなFe
より酸化されやすい元素と結合して酸化物を形成する上
に、この酸化物のために粒界近傍で固溶Sl、固溶Mn
、固溶Cr濃度が低下し、これらの相乗として焼入性が
極端に低下する結果、表面で不完全焼入組織が生成され
ることが原因とされている。
H2O)中の0が浸炭中の鋼のオーステナイト粒界
に優先的に侵入拡散し、Si、Mn、CrのようなFe
より酸化されやすい元素と結合して酸化物を形成する上
に、この酸化物のために粒界近傍で固溶Sl、固溶Mn
、固溶Cr濃度が低下し、これらの相乗として焼入性が
極端に低下する結果、表面で不完全焼入組織が生成され
ることが原因とされている。
そして、表層部に粒界酸化物が形成されると、それが切
欠として作用するため、疲労強度、耐衝撃性が劣化し、
さらに粒界酸化物の形成に付随して軟かい不完全焼入層
が生成することから、疲労強度、転勤疲労強度、耐摩耗
性も劣化する。
欠として作用するため、疲労強度、耐衝撃性が劣化し、
さらに粒界酸化物の形成に付随して軟かい不完全焼入層
が生成することから、疲労強度、転勤疲労強度、耐摩耗
性も劣化する。
ところで近年、産業機械、輸送機械、建設機械などに使
われている機械構造用部品に対する耐久性についての要
求はますます高度化してきており、特に繰返し荷重のか
かる強度部材では高疲労強度化、高転勤疲労強度化が、
また摺動部材では高耐摩耗性が望まれている。
われている機械構造用部品に対する耐久性についての要
求はますます高度化してきており、特に繰返し荷重のか
かる強度部材では高疲労強度化、高転勤疲労強度化が、
また摺動部材では高耐摩耗性が望まれている。
例えば、自動車のトランスミツシランギヤにあっては、
エンジンの高出力化に伴って歯元疲労強度と歯面転動疲
労強度の向上が、またプラスチック成形機、さく岩機な
どの油圧ピストンおよびシリンダーにあっては、機械の
大型化、摺動サイクルの高速化に伴って摺動部表面の耐
摩耗性の向上が強く望まれている。
エンジンの高出力化に伴って歯元疲労強度と歯面転動疲
労強度の向上が、またプラスチック成形機、さく岩機な
どの油圧ピストンおよびシリンダーにあっては、機械の
大型化、摺動サイクルの高速化に伴って摺動部表面の耐
摩耗性の向上が強く望まれている。
このため従来より、浸炭異常組織の生成を防止し、疲労
強度、耐衝撃性、あるいは耐摩耗性の改善を目的とした
肌焼鋼が、例えば特公昭55−3277号公報、特開昭
60−21359号公報、特開昭60−243252号
公報等により提案されている。
強度、耐衝撃性、あるいは耐摩耗性の改善を目的とした
肌焼鋼が、例えば特公昭55−3277号公報、特開昭
60−21359号公報、特開昭60−243252号
公報等により提案されている。
しかしながら、これらの提案はいずれも粒界酸化を助長
するs is Mns Crの添加量規制のみで対応し
ようとするものであり、浸炭条件、焼入条件によっては
、完全に浸炭異常組織を抑えることが困難である。従っ
て、近年の機械構造用部品に対する高度な要求に完全に
応えることは難しかった。
するs is Mns Crの添加量規制のみで対応し
ようとするものであり、浸炭条件、焼入条件によっては
、完全に浸炭異常組織を抑えることが困難である。従っ
て、近年の機械構造用部品に対する高度な要求に完全に
応えることは難しかった。
また、表層部に圧縮残留応力を導入すれば疲労強度、転
勤疲労強度が向上することがら、浸炭焼入れ後にショッ
トピーニングを施すことが従来より行われているが、不
完全焼入組織が存在すると、ショットピーニングによる
極端な肌荒れ(表面凸凹)が生じ、かえって疲労強度が
低下することもあり、効果的な対策とは言えなかった。
勤疲労強度が向上することがら、浸炭焼入れ後にショッ
トピーニングを施すことが従来より行われているが、不
完全焼入組織が存在すると、ショットピーニングによる
極端な肌荒れ(表面凸凹)が生じ、かえって疲労強度が
低下することもあり、効果的な対策とは言えなかった。
本発明は、このような状況に鑑み、浸炭異常組織の生成
に対して極めて高い抵抗力を示ず肌焼鋼を提供するもの
である。
に対して極めて高い抵抗力を示ず肌焼鋼を提供するもの
である。
本発明者らは、浸炭異常組織の生成を抑制するためには
、S i、Mns Crにとられれることなく広い成分
系から総合的に、しかも粒界酸化と不完全焼入組織の両
面から対策を講じることが必要であると考え、鋭意実験
研究を重ねた結果、次の知見を得るに至った。
、S i、Mns Crにとられれることなく広い成分
系から総合的に、しかも粒界酸化と不完全焼入組織の両
面から対策を講じることが必要であると考え、鋭意実験
研究を重ねた結果、次の知見を得るに至った。
○ Cuを添加すれば粒界酸化が大巾に抑制されること
が判明した。これは、浸炭中に表層部にCUが濃化し、
最表面を極めて薄いCu化合物が覆うため、粒界へのO
の侵入を防ぐためと考えられる。
が判明した。これは、浸炭中に表層部にCUが濃化し、
最表面を極めて薄いCu化合物が覆うため、粒界へのO
の侵入を防ぐためと考えられる。
○ しかし、Cuによる粒界酸化抑制効果は、酸化物生
成自由エネルギーがFeより低い元素、言い換えればF
eより酸化しやすい元素(第1図に示すように、例えば
S i、Mn、Cr、Alなど)との相互作用が大きく
、これらの元素を添加し過ぎると粒界酸化が抑制できな
くなる。
成自由エネルギーがFeより低い元素、言い換えればF
eより酸化しやすい元素(第1図に示すように、例えば
S i、Mn、Cr、Alなど)との相互作用が大きく
、これらの元素を添加し過ぎると粒界酸化が抑制できな
くなる。
この観点から、極めて酸化しやすいAAは出来るだけ含
まれないのがよ(、含まれてもSoj!。
まれないのがよ(、含まれてもSoj!。
A1で0.07%以下、次いで酸化しゃすいSlについ
ては0.15%未満、Crについては1.5%以下、M
nについては1.2%以下に制限する必要がある。
ては0.15%未満、Crについては1.5%以下、M
nについては1.2%以下に制限する必要がある。
QCuについては、また、Cu化合物被膜の下はCut
I化層になっており、たとえ粒界酸化により固溶S +
、固溶Mn、固溶Crの量が低下してもCuの焼入性
向上効果で表層部の不完全焼入組織は生成しにくいこと
が判明した。
I化層になっており、たとえ粒界酸化により固溶S +
、固溶Mn、固溶Crの量が低下してもCuの焼入性
向上効果で表層部の不完全焼入組織は生成しにくいこと
が判明した。
○ S i、Mn、Crは焼入性を向上させる元素でも
あるため、これら元素の添加量を前述のように規制する
と、肌焼鋼としての焼入性が確保されないばかりでなく
、焼入冷媒の種類によっては焼入時に鋼表面に沸騰膜が
できて最表面の冷却速度が遅(なるため、たとえ内部ま
で十分に焼入されたとしても表層部に不完全焼入&11
mができることが判明した。
あるため、これら元素の添加量を前述のように規制する
と、肌焼鋼としての焼入性が確保されないばかりでなく
、焼入冷媒の種類によっては焼入時に鋼表面に沸騰膜が
できて最表面の冷却速度が遅(なるため、たとえ内部ま
で十分に焼入されたとしても表層部に不完全焼入&11
mができることが判明した。
そこで、さらに検討を重ねた結果、NiおよびMOは粒
界酸化を助長ぜずかつ不完全焼入層を防止できることが
明らかとなった。これは、第1図に示すように、Niと
MoはFaより酸化物生成自由エネルギーが高い、すな
わちFeより酸化しにりく、かつ焼入性を向上させる元
素であるためと考えられる。
界酸化を助長ぜずかつ不完全焼入層を防止できることが
明らかとなった。これは、第1図に示すように、Niと
MoはFaより酸化物生成自由エネルギーが高い、すな
わちFeより酸化しにりく、かつ焼入性を向上させる元
素であるためと考えられる。
母材の焼入性が不足する場合には、Bを添加するのも有
効である。
効である。
○ また、Alの含を量規制によるオースティト粒の粗
大化に対しては、Nb、■が有効に働くことも明らかに
なった。
大化に対しては、Nb、■が有効に働くことも明らかに
なった。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、下記■
の成分組成を基礎とし、これに必要に応じて■または■
もしくは■+■の成分系を加えた肌焼鋼を要旨とする。
の成分組成を基礎とし、これに必要に応じて■または■
もしくは■+■の成分系を加えた肌焼鋼を要旨とする。
■ 重量比でC:O,X〜0.4%、Si:0.15%
未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5%以下、So
1.A1:0.07%以下、Cu :0.02〜0.
5%を含み、残部Feおよび不可避的不純物。
未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5%以下、So
1.A1:0.07%以下、Cu :0.02〜0.
5%を含み、残部Feおよび不可避的不純物。
■ 重量比でNj:5.0%以下、Mo:2.5%以下
、B’:0.005%以下のうち1種または2種以上。
、B’:0.005%以下のうち1種または2種以上。
@ ffi!比でNbjO,15%以下、V:0.1
5%以下の1種または2種。
5%以下の1種または2種。
次に本発明鋼の成分範囲限定理由を述べる。
□c:o、t〜0.4%
Cは機械構造用部品としての強度確保のために必要な基
本成分であり、肌焼鋼として浸炭焼入、焼戻し後のコア
(非浸炭部)の硬さは少なくともH=C25は必要であ
り、このためにはC量は0゜1%以上は必要である。
本成分であり、肌焼鋼として浸炭焼入、焼戻し後のコア
(非浸炭部)の硬さは少なくともH=C25は必要であ
り、このためにはC量は0゜1%以上は必要である。
しかし、0.4%を越えて添加すると、ケース(浸炭部
)とコアの硬さの差が小さくなり、fil労強度向上、
転勤疲労強度向上に有効な圧縮残留応力が導入されにく
くなるとともに、耐衝撃性、被削性が劣化するので、上
限を0.4%とした。
)とコアの硬さの差が小さくなり、fil労強度向上、
転勤疲労強度向上に有効な圧縮残留応力が導入されにく
くなるとともに、耐衝撃性、被削性が劣化するので、上
限を0.4%とした。
QSi:0.15%未満−
StはFeより非常に酸化されやすい元素であり、浸炭
された表層部で粒界酸化物の生成を著しく助長する作用
を有する。このため少ない方が好ましいが、0.15%
未満では粒界酸化は無視できる程度に軽微になるため上
限を0.15%(0,15%は含まない)とした。
された表層部で粒界酸化物の生成を著しく助長する作用
を有する。このため少ない方が好ましいが、0.15%
未満では粒界酸化は無視できる程度に軽微になるため上
限を0.15%(0,15%は含まない)とした。
下限はSiが少ないほど粒界酸化を抑制できるので特に
規定しないが、製鋼上0.05%より少なくするには困
難をともなうので、好ましくは0.05%である。
規定しないが、製鋼上0.05%より少なくするには困
難をともなうので、好ましくは0.05%である。
OMrzl、2%以下
Mn43 iはどではないが、Feより酸化されやすい
元素であり、従って粒界酸化を助長する。
元素であり、従って粒界酸化を助長する。
このため、Mn添加量も少ないほどよいが、Cuを添加
する場合には1.21%以下にすると粒界酸化物はほと
んど生成しなくなる。このためMnの上限は1.2%と
した。
する場合には1.21%以下にすると粒界酸化物はほと
んど生成しなくなる。このためMnの上限は1.2%と
した。
下限はMnが少量はど粒界酸化を抑制できるので特に規
定しないが、コア部の焼入性を確保することを考慮する
と0.3%以上が好ましい。
定しないが、コア部の焼入性を確保することを考慮する
と0.3%以上が好ましい。
OCr:1.5%以下
Crも粒界酸化物を生成しやすい元素であり、従ってC
r添加量も少ないほど好ましい。しかし、Cuを添加す
る場合には1.5%以下にすると粒界酸化物はほとんど
生成しなくなる。このため、Crの上限は1.5%とし
た。
r添加量も少ないほど好ましい。しかし、Cuを添加す
る場合には1.5%以下にすると粒界酸化物はほとんど
生成しなくなる。このため、Crの上限は1.5%とし
た。
下限はCrが少ないほど粒界酸化を抑制できるので特に
規定しないが、0.5%未満になると浸炭性が低下する
ので0.5%以上が好ましい。
規定しないが、0.5%未満になると浸炭性が低下する
ので0.5%以上が好ましい。
○ Sol、Al :0.01%以下
A1はS r 、M n s Crに比べ大巾に酸化し
やすく、粒界酸化を生じる要因になるので、少ないほど
好ましいが、Cuを添加する場合には、0.07%以下
にすると粒界酸化物はほとんど生成しなくなるため、上
限を0.07%とする。
やすく、粒界酸化を生じる要因になるので、少ないほど
好ましいが、Cuを添加する場合には、0.07%以下
にすると粒界酸化物はほとんど生成しなくなるため、上
限を0.07%とする。
下限はAffiが少ないほど粒界酸化防止に有効である
ので特に規定しない。
ので特に規定しない。
Q Cu :0.02〜0.5%
既に述べたようにCuを添加することにより、最表面に
極めて薄いCu化合物層が生じ、粒界酸化を防止するこ
とができる。また、Cu化合物層の下にはCu濃化層が
生じ、たとえ粒界酸化が生じて表面層の焼入性が低下し
てもCuの焼入性向上効果で不完全焼入性組織は生成し
にくくなる。
極めて薄いCu化合物層が生じ、粒界酸化を防止するこ
とができる。また、Cu化合物層の下にはCu濃化層が
生じ、たとえ粒界酸化が生じて表面層の焼入性が低下し
てもCuの焼入性向上効果で不完全焼入性組織は生成し
にくくなる。
これらの効果を十分に発現されるためには少なくとも0
.02%のCuが必要であるが、0.5%を越えて添加
すると、Cu化合物層の厚さが厚(なり、浸炭性が急激
に低下して不完全焼入組織の生成が顕著になるので、下
限を0.02%、上限を0.5%とした。
.02%のCuが必要であるが、0.5%を越えて添加
すると、Cu化合物層の厚さが厚(なり、浸炭性が急激
に低下して不完全焼入組織の生成が顕著になるので、下
限を0.02%、上限を0.5%とした。
○ Ni:5.0%以下
本発明鋼は粒界酸化を防止するために、Feより酸化さ
れやすいStSMn、Crの添加量を制限している。こ
れらの元素はいずれも焼入性向上元素であるため、肌焼
鋼としてのコア部の焼入性が十分に確保されなくなる。
れやすいStSMn、Crの添加量を制限している。こ
れらの元素はいずれも焼入性向上元素であるため、肌焼
鋼としてのコア部の焼入性が十分に確保されなくなる。
また、ケースにおいても焼入性が不十分なため、表層部
の不完全焼入組織が生成されやすくなる。従って、粒界
酸化を生じ、かつ焼入性を高めるNiの添加は浸炭異常
組織(粒界酸化、不完全焼入層)の防止に有効である。
の不完全焼入組織が生成されやすくなる。従って、粒界
酸化を生じ、かつ焼入性を高めるNiの添加は浸炭異常
組織(粒界酸化、不完全焼入層)の防止に有効である。
また、このNiはCu添加による熱間加工性の劣化を改
善する効果も有する。
善する効果も有する。
しかし、Niは5.0%を越えて添加すると浸炭性が阻
害されるとともに、切削性が著しく劣化するので添加さ
れる場合は上限を5.0%とする。
害されるとともに、切削性が著しく劣化するので添加さ
れる場合は上限を5.0%とする。
下限についてはCu添加による熱間加工性の劣化を防止
するため、Cu添加量以上にするのが好ましい。
するため、Cu添加量以上にするのが好ましい。
○ Mo:2.5%以下
MOもNiと同様、粒界酸化を起こさず、焼入性を向上
させる元素であるため、コア部の焼入性を確保するのみ
ならず、表層部の不完全焼入組織の防止に役に立つ、し
かし、2.5%を越えて添加すると、浸炭されたケース
部においてMo炭化物が析出し、表層部の焼入性はかえ
って低下するので添加する場合は上限を2.5%とする
。
させる元素であるため、コア部の焼入性を確保するのみ
ならず、表層部の不完全焼入組織の防止に役に立つ、し
かし、2.5%を越えて添加すると、浸炭されたケース
部においてMo炭化物が析出し、表層部の焼入性はかえ
って低下するので添加する場合は上限を2.5%とする
。
下限についてはコア部の焼入性を確保することを考慮す
ると、0.1%以上が好ましい。
ると、0.1%以上が好ましい。
○ B:o、oos%以下
Bは微量添加で焼入性を著しく向上させる元素であるが
、clが多くなるほどその効果が薄れる。
、clが多くなるほどその効果が薄れる。
従って、コア部の焼入性だけを向上させる場合には非常
に有効である。しかし、BはFeより酸化しやすい元素
でもあり、0.005%を越えて添加すると表層部に粒
界酸化が生成し始める。このため添加される場合は上限
を0.005%とする。
に有効である。しかし、BはFeより酸化しやすい元素
でもあり、0.005%を越えて添加すると表層部に粒
界酸化が生成し始める。このため添加される場合は上限
を0.005%とする。
下限は、焼入性向上効果が顕著になるo、oo。
3%を越えることが好ましい。
Q Nb:O,O2N2.1%、V:0.01〜0.
1%通常、AlはNと結合して微細なA7!Nを形成し
、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を阻止する効果が
ある。しかし、本発明鋼では粒界酸化を抑制するために
、Alを無添加または添加量を0゜07%未満に制限し
ていることから、浸炭前の履歴および浸炭条件によって
はオーステナイト粒が粗大化する場合がある。これを防
止するためにはNb、V添加して、NbC1VCを微細
析出させるのが有効である。この効果を十分に発揮させ
るためにはNb5Vはいずれも0.01%以上添加する
必要がある。しかし、Nb、VともFeより酸化しやす
<、0.01%を越えて添加すると粒界酸化物が生成し
はじめる。このため下限を0.01%、上限を0.1%
とした。
1%通常、AlはNと結合して微細なA7!Nを形成し
、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を阻止する効果が
ある。しかし、本発明鋼では粒界酸化を抑制するために
、Alを無添加または添加量を0゜07%未満に制限し
ていることから、浸炭前の履歴および浸炭条件によって
はオーステナイト粒が粗大化する場合がある。これを防
止するためにはNb、V添加して、NbC1VCを微細
析出させるのが有効である。この効果を十分に発揮させ
るためにはNb5Vはいずれも0.01%以上添加する
必要がある。しかし、Nb、VともFeより酸化しやす
<、0.01%を越えて添加すると粒界酸化物が生成し
はじめる。このため下限を0.01%、上限を0.1%
とした。
次に実施例をもって本発明を説明する。
第1表に示す化学成分を有する42種類の鋼を高周波真
空炉にて溶製し、熱間鍜造により直径40龍の丸棒と3
5nx35nの角棒にと成形し、角棒からは第2図に示
す曲げ疲労試験片を、丸棒からは第3図に示す円板状転
勤疲労試験片をそれぞれ作成した。
空炉にて溶製し、熱間鍜造により直径40龍の丸棒と3
5nx35nの角棒にと成形し、角棒からは第2図に示
す曲げ疲労試験片を、丸棒からは第3図に示す円板状転
勤疲労試験片をそれぞれ作成した。
そして、これらの試験片を先ずカーボンポテンシャル0
.8%の浸炭雰囲気で930℃×2hr保持した後、2
00℃のホントクエンチ油で焼入した。
.8%の浸炭雰囲気で930℃×2hr保持した後、2
00℃のホントクエンチ油で焼入した。
浸炭焼入後、曲げ疲労試験片の断面を研磨し、しかる後
、無腐食で粒界酸化深さを、ナイタール腐食により不完
全焼入層深さを光学顕a&鏡観察によって測定した。測
定はそれぞれ20ケ所行い、その平均値をもって測定値
とした。
、無腐食で粒界酸化深さを、ナイタール腐食により不完
全焼入層深さを光学顕a&鏡観察によって測定した。測
定はそれぞれ20ケ所行い、その平均値をもって測定値
とした。
合せて曲げ疲労試験と転勤疲労試験とを行った。
曲げ疲労試験は、第4図に示すように、試験片両端を支
持した状態で10’回まで中央部に繰返し圧縮応力を付
加して、圧縮応力と繰返し数との関係をS−N曲線に表
わし、その結果から疲労限度を求めるものとした。
持した状態で10’回まで中央部に繰返し圧縮応力を付
加して、圧縮応力と繰返し数との関係をS−N曲線に表
わし、その結果から疲労限度を求めるものとした。
転勤疲労試験片については、第5図に示すように、同一
試験片どうしの20一ラ式転勤疲労試験(すべり率0%
)を107回まで繰返し、押え面圧と繰返しの数との関
係をS−N曲線に表わして、耐久限度を求めた。
試験片どうしの20一ラ式転勤疲労試験(すべり率0%
)を107回まで繰返し、押え面圧と繰返しの数との関
係をS−N曲線に表わして、耐久限度を求めた。
これらの試験結果を第1表に併記する。
鋼種11kLL−429は本発明に係る鋼である。−方
、鋼種Na30〜患32はSi含有量の点で、鋼種l1
k133〜阻35はMn含有量の点で、鋼種ぬ36〜3
8はCr含’f[の点で、鋼種N139〜lm42はC
u含有量の点でそれぞれ本発明の範囲を外れる比較鋼で
ある。
、鋼種Na30〜患32はSi含有量の点で、鋼種l1
k133〜阻35はMn含有量の点で、鋼種ぬ36〜3
8はCr含’f[の点で、鋼種N139〜lm42はC
u含有量の点でそれぞれ本発明の範囲を外れる比較鋼で
ある。
第1表の試験結果から明らかなように、本発明鋼は粒界
酸化、不完全焼入層をほとんど生成せず、曲げ疲労限度
は83 kr / +u ”以上、転勤疲労耐久限度は
280kg/am”以上と、いずれも比較鋼に比べて格
段にすぐれたものとなっている。
酸化、不完全焼入層をほとんど生成せず、曲げ疲労限度
は83 kr / +u ”以上、転勤疲労耐久限度は
280kg/am”以上と、いずれも比較鋼に比べて格
段にすぐれたものとなっている。
また、耐摩耗性についても特に特性値は示していないが
、上記と同一条件の浸炭焼入れを施した本発明14m
13、比較aNa39. 40. 42に:Pin−R
ing式摩耗試験を行った結果、試験片(P i n)
の全摩耗量の比はHNch13:に39:隘40:隘4
2=1:5:4:8となり、本発明鋼は比較鋼に比べて
格段に優れていることがわかっている。
、上記と同一条件の浸炭焼入れを施した本発明14m
13、比較aNa39. 40. 42に:Pin−R
ing式摩耗試験を行った結果、試験片(P i n)
の全摩耗量の比はHNch13:に39:隘40:隘4
2=1:5:4:8となり、本発明鋼は比較鋼に比べて
格段に優れていることがわかっている。
第6図、第7図、第8図は、それぞれSt含有量、Mn
含有量、C「含有量の影響を明確にするため、これら各
元素以外の成分が実質的に同一の#111Mぬ2,4〜
6.30〜32、鋼種1ih2. 7〜9.33〜35
、鋼種阻2.10〜12.36〜38についてS i、
Mn、Cr含有量と粒界酸化深さとの関係を整理して示
したものである。また、第9図はCu含0′量以外の元
素が実質的に同一の鋼種m2.13〜16.39〜42
についてCu含有量と粒界酸化深さ、不完全焼入N深さ
との関係を整理したものである。
含有量、C「含有量の影響を明確にするため、これら各
元素以外の成分が実質的に同一の#111Mぬ2,4〜
6.30〜32、鋼種1ih2. 7〜9.33〜35
、鋼種阻2.10〜12.36〜38についてS i、
Mn、Cr含有量と粒界酸化深さとの関係を整理して示
したものである。また、第9図はCu含0′量以外の元
素が実質的に同一の鋼種m2.13〜16.39〜42
についてCu含有量と粒界酸化深さ、不完全焼入N深さ
との関係を整理したものである。
これらの図から、S i % M n % Cr 、C
u含有量が本発明範囲内にあれば粒界酸化と不完全焼入
れとが防止され、浸炭異常層がほとんど生成しないこと
がわかる。
u含有量が本発明範囲内にあれば粒界酸化と不完全焼入
れとが防止され、浸炭異常層がほとんど生成しないこと
がわかる。
以上の説明から明らかなように、本発明の肌焼鋼は浸炭
異常組織の生成が極端に少ないので、自動車のトランス
ミッション、プラスチック射出成形機やさく岩槻の油圧
ピストンおよびシリンダーなど、苛酷な条件で使用され
る機械構造用部品に使用して、これに高度の疲労強度、
転勤疲労強度、耐摩耗性を与えることができ、これら機
械構造用部品の耐久性向上に大きな効果を発揮するもの
である。
異常組織の生成が極端に少ないので、自動車のトランス
ミッション、プラスチック射出成形機やさく岩槻の油圧
ピストンおよびシリンダーなど、苛酷な条件で使用され
る機械構造用部品に使用して、これに高度の疲労強度、
転勤疲労強度、耐摩耗性を与えることができ、これら機
械構造用部品の耐久性向上に大きな効果を発揮するもの
である。
第1図は金属酸化物の温度と生成自由エネルギ−との関
係を示すグラフ、第2図および第3図は試験片の形状寸
法の説明図、第4図および第5図は試験方法の説明図、
第6図〜第9図は本発明鋼における特長的元素の浸炭異
常組織生成に与える影響を示したグラフである。 Si(%) 第 6 図 Cr(%) 第8図 Mn(@A) 第 7 図 Cu(Z) 第 9 図
係を示すグラフ、第2図および第3図は試験片の形状寸
法の説明図、第4図および第5図は試験方法の説明図、
第6図〜第9図は本発明鋼における特長的元素の浸炭異
常組織生成に与える影響を示したグラフである。 Si(%) 第 6 図 Cr(%) 第8図 Mn(@A) 第 7 図 Cu(Z) 第 9 図
Claims (4)
- (1)重量比でC:0.1〜0.4%、Si:0.15
%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5%以下、S
ol.Al:0.07%以下、Cu:0.02〜0.5
%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする肌焼鋼。 - (2)重量比でC:0.1〜0.4%、Si:0.15
%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5%以下、S
ol.Al:0.07%以下、Cu:0.02〜0.5
%を含むとともに、Ni:5.0%以下、Mo:2.5
%以下、B:0.005%以下のうち1種または2種以
上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする肌焼鋼。 - (3)重量比でC:0.1〜0.4%、Si:0.15
%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5%以下、S
ol.Al:0.07%以下、Cu:0.02〜0.5
%を含むとともに、Nb:0.15%以下、V:0.1
5%以下の1種または2種を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなることを特徴とする肌焼鋼。 - (4)重量比でC:0.1〜0.4%、Si:0.15
%未満、Mn:1.2%以下、Cr:1.5%以下、S
ol.Al:0.07%以下、Cu:0.02〜0.5
%を含むとともに、Ni:5.0%以下、Mo:205
%以下、B:0.005%以下のうち1種または2種以
上を含有し、さらにNb:0.15%以下、V:0.1
5%以下の1種または2種を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなることを特徴とする肌焼鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26891586A JPS63121638A (ja) | 1986-11-11 | 1986-11-11 | 肌焼鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26891586A JPS63121638A (ja) | 1986-11-11 | 1986-11-11 | 肌焼鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63121638A true JPS63121638A (ja) | 1988-05-25 |
JPH0465893B2 JPH0465893B2 (ja) | 1992-10-21 |
Family
ID=17465040
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP26891586A Granted JPS63121638A (ja) | 1986-11-11 | 1986-11-11 | 肌焼鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63121638A (ja) |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS556456A (en) * | 1978-06-29 | 1980-01-17 | Daido Steel Co Ltd | Blank for surface hardened material having less heat treatment strain |
JPS56116857A (en) * | 1980-02-20 | 1981-09-12 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | Low-heat treated strained steel for gear |
JPS59182952A (ja) * | 1983-04-01 | 1984-10-17 | Daido Steel Co Ltd | はだ焼鋼 |
JPS6021359A (ja) * | 1983-07-15 | 1985-02-02 | Daido Steel Co Ltd | 歯車用鋼 |
-
1986
- 1986-11-11 JP JP26891586A patent/JPS63121638A/ja active Granted
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS556456A (en) * | 1978-06-29 | 1980-01-17 | Daido Steel Co Ltd | Blank for surface hardened material having less heat treatment strain |
JPS56116857A (en) * | 1980-02-20 | 1981-09-12 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | Low-heat treated strained steel for gear |
JPS59182952A (ja) * | 1983-04-01 | 1984-10-17 | Daido Steel Co Ltd | はだ焼鋼 |
JPS6021359A (ja) * | 1983-07-15 | 1985-02-02 | Daido Steel Co Ltd | 歯車用鋼 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0465893B2 (ja) | 1992-10-21 |
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