RU2532766C1 - Поверхностно-упрочненная сталь и способ ее изготовления - Google Patents

Поверхностно-упрочненная сталь и способ ее изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2532766C1
RU2532766C1 RU2013119623/02A RU2013119623A RU2532766C1 RU 2532766 C1 RU2532766 C1 RU 2532766C1 RU 2013119623/02 A RU2013119623/02 A RU 2013119623/02A RU 2013119623 A RU2013119623 A RU 2013119623A RU 2532766 C1 RU2532766 C1 RU 2532766C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
precipitated phases
temperature
content
size
less
Prior art date
Application number
RU2013119623/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2013119623A (ru
Inventor
Нариаки ОКАМОТО
Муцухиса НАГАХАМА
Original Assignee
Кабусики Кайся Кобе Сейко Се
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Кабусики Кайся Кобе Сейко Се filed Critical Кабусики Кайся Кобе Сейко Се
Application granted granted Critical
Publication of RU2532766C1 publication Critical patent/RU2532766C1/ru
Publication of RU2013119623A publication Critical patent/RU2013119623A/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • B22D11/225—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould for secondary cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к поверхностно-упрочненной стали. Сталь содержит, в мас.%: С от 0,05 до 0,3, Si от 0,01 до 0,6, Mn от 0,20 до 1,0, S от 0,001 до 0,025, Cr от 1 до 2,5, Al от 0,01 до 0,10, Ti от 0,01 до 0,10, Nb от 0,01 до 0,10, В от 0,0005 до 0,005, N от 0,002 до 0,02, железо и неизбежные примеси остальное. Микроструктура стали содержит ферритную составляющую в количестве более 77% по площади, причем среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, фазы, имеющие размер не менее 20 мкм2, присутствуют с плотностью распределения частиц не более 1,0/мм2, а среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и содержащие Mn и S, присутствуют с плотностью распределения частиц более 0,7/мм2 и не более 3,0/мм2. Сталь пригодна к холодной штамповке и обладает высокими характеристиками ударной вязкости после обработки с поверхностным упрочнением. 2 н. и 2 з.п. ф-лы, 4 ил., 6 табл., 1 пр.

Description

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001] Настоящее изобретение относится к поверхностно-упрочненной стали, служащей в качестве сырьевого материала для механических деталей, подлежащих упрочнению, и используемой в транспортных устройствах, таких как автомобили, строительная техника, прочее промышленное оборудование, и т.д., и также к способу ее изготовления. В частности, настоящее изобретение относится к поверхностно-упрочненной стали, которая проявляет превосходные ударные характеристики и превосходную пригодность к холодной штамповке, будучи поверхностно-упрочненной для шестерен (валов-шестерен, и т.д.), валов, подшипников и шкивов бесступенчато-регулируемых передач (CVT), и также к способу ее изготовления.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002] В отношении механических деталей, используемых в автомобилях, строительной технике и другом разнообразном промышленном оборудовании, детали, которые должны иметь особенно высокую прочность, традиционно подвергают термической обработке для поверхностного упрочнения (упрочняющая обработка), такой как науглероживание, нитроцементация или азотирование. Для этих вариантов применения обычно используют поверхностно-упрочненные стали, указанные в Японском Промышленном Стандарте (JIS), такие как SCr, SCM и SNCM. Сталь формуют до желательной конфигурации детали станочной обработкой, такой как обработка резанием или ковка, и затем подвергают термической обработке для поверхностного упрочнения, как упомянуто выше, с последующим процессом отделки, таким как шлифование, в результате чего изготавливают деталь.
[0003] В последние годы для таких механических деталей было желательным, например, снижение производственных затрат, сокращение времени на освоение новой продукции и уменьшение выбросов СО2 в процессе производства. Соответственно этому методы формования деталей изменялись от традиционной обработки резанием или горячей штамповки на холодную штамповку, и тем самым потребовалась превосходная пригодность к холодной штамповке. В дополнение, в поверхностно-упрочненной стали, регламентированной JIS, происходит укрупнение кристаллических зерен вследствие термической обработки для поверхностного упрочнения после холодной штамповки. Таким образом, также важно подавлять укрупнение кристаллических зерен. Чтобы разрешить проблему укрупнения кристаллических зерен, существует традиционно применяемый способ, в котором такие элементы, как Al, Nb и Ti, добавляют для образования тонкодисперсных выделившихся фаз, таких как AlN, Nb(CN) и TiC, и такие тонкодисперсные включения используют для прекращения миграции границ кристаллических зерен (например, Патентные Документы 1-8).
[0004] Каждый из публикаций Японских Выложенных Патентных Заявок №№ 2007-217761, 2006-307271, 2006-307270, 2007-321211, 2004-183064, 11-335777, 2006-161142, и 2007-162128 описывает, что укрупнение кристаллических зерен может быть предотвращено регулированием числа Nb- и/или Ti-содержащих выделившихся имеющих предварительно заданный размер зерен или состав (карбиды, карбонитриды, и т.д.) в пределах предварительно заданного диапазона. Хотя изобретения показывают некоторое профилактическое влияние на укрупнение кристаллических зерен, пригодность к холодной штамповке все еще была неудовлетворительной.
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ПРОБЛЕМЫ, РАЗРЕШАЕМЫЕ ИЗОБРЕТЕНИЕМ
[0006] Настоящее изобретение было выполнено с учетом вышеуказанных предпосылок. Цель настоящего изобретения состоит в создании поверхностно-упрочненной стали, которая имеет превосходную пригодность к холодной штамповке, в то же время обеспечивая эквивалентные традиционным свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, и также имеет превосходные характеристики ударной вязкости после обработки для поверхностного упрочнения, которые обычно требуются для вышеупомянутых механических деталей; и также создание применимого способа изготовления поверхностно-упрочненной стали.
СРЕДСТВА РАЗРЕШЕНИЯ ПРОБЛЕМ
[0007] Поверхностно-упрочненная сталь согласно настоящему изобретению, которая достигла вышеупомянутой цели, содержит С: от 0,05 до 0,3% (% по массе; далее то же применимо к химическому составу), Si: от 0,01 до 0,6%, Mn: от 0,20 до 1,0%, S: от 0,001 до 0,025%, Cr: от 1 до 2,5%, Al: от 0,01 до 0,10%, Ti: от 0,01 до 0,10%, Nb: от 0,01 до 0,10%, В: от 0,0005 до 0,005%, и N: от 0,002 до 0,02%, с остальным количеством, приходящимся на железо и неизбежные примеси, причем среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер не менее 20 мкм2, присутствуют с плотностью частиц не более 1,0/мм2, причем среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и содержащие Mn и S, присутствуют с плотностью частиц более 0,7/мм2 и не более 3,0/мм2, и причем ферритная составляющая составляет более 77% по площади.
[0008] Также является предпочтительным, что, при необходимости, поверхностно-упрочненная сталь согласно настоящему изобретению содержит (а) Mo: не более 2% (за исключением 0%), или (b) Cu: не более 0,1% (за исключением 0%), и/или Ni: не более 0,3% (за исключением 0%). В зависимости от типов содержащихся элементов, дополнительно улучшаются свойства поверхностно-упрочненной стали.
[0009] Настоящее изобретение также включает способ изготовления поверхностно-упрочненной стали. Способ изготовления согласно настоящему изобретению отличается тем, что сталь, имеющую вышеуказанный химический состав, подвергают литью со скоростью охлаждения не менее 2,5°С/мин от 1500°С до 800°С, прокатке в обжимной клети при температуре нагрева от 1100 до 1200°С, первой горячей прокатке при температуре прокатки от 970 до 1150°С, затем охлаждению до Ас3 до 950°С и дополнительной второй горячей прокатке при температуре прокатки Ас3 до 950°С.
РЕЗУЛЬТАТ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0010] Согласно настоящему изобретению, химический состав стали регулируют до предварительно заданного диапазона, и также форму (размер) и число композитных выделившихся фаз (включений), которые представляют собой выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb, и также содержащие Mn и S, регулируют до предварительно заданных диапазонов. В результате можно достигнуть превосходной пригодности к холодной штамповке, в то же время обеспечивая эквивалентные традиционным свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, и также достигнуть превосходных характеристик ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения. Поэтому поверхностно-упрочненная сталь в настоящем изобретении применима в качестве сырьевого материала для механических деталей разнообразных видов. В дополнение, применение поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению позволяет заменить обработку резанием при формовании детали на холодную штамповку, что делает возможным сокращение времени на освоение новой продукции и снижение производственных затрат при формовании детали.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0011] Фиг. 1 представляет схематическую диаграмму, показывающую форму испытательного образца для измерения пригодности к холодной штамповке в нижеприведенных Примерах;
Фиг. 2 представляет график, показывающий условия термической обработки для сфероидизации в нижеприведенных Примерах;
Фиг. 3 представляет схематическую диаграмму, показывающую форму испытательного образца для испытания ударной вязкости по Шарпи, используемого для измерения характеристик ударной вязкости в нижеприведенных Примерах; и
Фиг. 4 представляет график, показывающий условия обработки для науглероживания в нижеприведенных Примерах.
ВАРИАНТ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0012] Для улучшения пригодности к холодной штамповке поверхностно-упрочненной стали и обеспечения характеристик ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения, авторы настоящего изобретения провели исследование, сосредоточенное в особенности на химических компонентах стали и форме присутствующих выделившихся фаз (размере, числе, и т.д.). В результате авторы настоящего изобретения нашли, что, когда уровни содержания каждого из компонентов С, Si, Mn, S, Cr, Al, Ti, Nb, В и N регулируются надлежащим образом, и также форма (размер) и плотность частиц композитных выделившихся фаз, которые представляют собой выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb, и также содержащие Mn и S (далее называемые «композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе»), корректируются до предварительно заданных диапазонов, может быть достигнута улучшенная пригодность к холодной штамповке, в то же время с обеспечением эквивалентных традиционным свойств для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, и, кроме того, могут быть также достигнуты характеристики ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения. Тем самым настоящее изобретение было выполнено.
[0013] Далее будут описаны химические компоненты поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению.
[0014] С: от 0,05 до 0,3%
Углерод (С) представляет собой элемент, который важен для обеспечения твердости центральной части, необходимой для детали. Когда содержание составляет менее 0,05%, твердость недостаточна, что ведет к недостаточной прочности при статической нагрузке детали. Между тем, когда содержание С является слишком высоким, твердость чрезмерно возрастает, приводя к снижению пригодности к штамповке и станочной обработке. Таким образом, содержание С было регламентировано составляющим не менее 0,05% и не более 0,3%. Содержание С предпочтительно составляет не менее 0,10%, и более предпочтительно не менее 0,15%. В дополнение, содержание С предпочтительно составляет не более 0,27%, и более предпочтительно не более 0,25%.
[0015] Si: от 0,01 до 0,6%
Кремний (Si) представляет собой элемент, который улучшает устойчивость к размягчению стального материала и эффективен в подавлении снижения поверхностной твердости детали после поверхностного упрочнения. Поэтому необходимо, чтобы содержание Si было не менее 0,01%. Содержание более предпочтительно составляет не менее 0,03%, и еще более предпочтительно не менее 0,05%. Однако чрезмерное добавление Si повышает сопротивление деформации основного материала, приводя к снижению пригодности к штамповке и обрабатываемости на станках. Поэтому содержание Si определено составляющим не более 0,6%. Содержание более предпочтительно составляет не более 0,55%, и еще более предпочтительно не более 0,5%.
[0016] Mn: от 0,20 до 1,0%
Марганец (Mn) действует как раскислитель. Он эффективен в сокращении включений оксидного типа для повышения внутреннего качества стального материала, и также эффективен в значительном увеличении прокаливаемости во время поверхностного упрочнения, такого как закалка с науглероживанием. В дополнение, Mn образует MnS и вызывает образование композитных выделившихся фаз (сложных включений) с карбидами, нитридами или карбонитридами (далее обозначаемыми как «карбиды и тому подобные»), содержащими Nb и/или Ti. В результате может быть подавлено ухудшение пригодности к штамповке вследствие крупнозернистых карбидов и тому подобных, содержащих Nb и/или Ti. Кроме того, низкое содержание Mn обусловливает красноломкость, ведущую к снижению производительности. Таким образом, содержание Mn было установлено составляющим не менее 0,20%. Содержание Mn предпочтительно составляет не менее 0,30%, и более предпочтительно не менее 0,35%. Между тем, когда содержание Mn является слишком высоким, это проявляется во вредных эффектах, включающих повышение сопротивления деформации во время холодной штамповки, значительной полосчатой ликвации, которая усиливает вариации качества материала, и т.д. Таким образом, содержание Mn было установлено на уровне не более 1,0%. Содержание Mn предпочтительно составляет не более 0,85%, и более предпочтительно не выше 0,80%.
[0017] S: от 0,001 до 0,025%
Сера (S) представляет собой элемент, который связывается с Mn, Ti или тому подобными с образованием MnS, TiS или тому подобных, и необходима для формирования композитных выделившихся фаз, содержащих Mn и Ti. Между тем, когда содержание S является слишком высоким, это вредно влияет на характеристики ударной вязкости. Таким образом, содержание S было установлено в пределах от 0,001 до 0,025%. Содержание S предпочтительно составляет не менее 0,005%, и более предпочтительно не менее 0,010%. В дополнение, содержание S предпочтительно составляет не более 0,022%, и более предпочтительно не выше 0,020%.
[0018] Cr: от 1 до 2,5%
Хром (Cr) представляет собой элемент, необходимый для получения эффективного поверхностного слоя во время поверхностного упрочнения, такого как науглероживание. Между тем, когда содержание Cr является слишком высоким, это вызывает чрезмерное науглероживание, в результате чего проявляется вредное влияние на характеристики скольжения детали после поверхностного упрочнения. Таким образом, содержание Cr было установлено в пределах от 1 до 2,5%. Содержание Cr предпочтительно составляет не менее 1,2%, и более предпочтительно не менее 1,3%. В дополнение, содержание Cr предпочтительно составляет не более 2,2%, и более предпочтительно не более 2,0% (еще более предпочтительно не более 1,9%).
[0019] Al: от 0,01 до 0,10%
Алюминий (Al) представляет собой элемент, который связывается с азотом (N) с образованием AlN, и является эффективным в подавлении роста кристаллических зерен в стальном материале во время термической обработки. В дополнение, когда Al добавляют в сочетании с упомянутыми ниже Ti или Nb, AlN участвует в композитном соосаждении с выделившимися фазами, содержащими Ti или Nb, и это обеспечивает более стабильные эффекты в предотвращении укрупнения кристаллических зерен, чем в случае отдельного выделения упрочняющих фаз. Между тем, когда содержание Al является слишком высоким, возрастает количество твердого раствора Al, приводя к возрастанию сопротивления деформации во время холодной штамповки. Таким образом, содержание Al было установлено в пределах от 0,01 до 0,10%. Содержание Al предпочтительно составляет не менее 0,02%, и более предпочтительно не менее 0,03%. В дополнение, содержание Al предпочтительно составляет не более 0,09%, и более предпочтительно не выше 0,08%.
[0020] Ti: от 0,01 до 0,10%
Титан (Ti) образует тонкодисперсные карбиды титана (Ti) и тому подобные (Ti(C,N)) в стали и является эффективным в подавлении укрупнения кристаллических зерен во время поверхностного упрочнения. Между тем, когда содержание Ti является слишком высоким, это ведет к повышению стоимости производства стального материала или к ухудшению пригодности к холодной штамповке и характеристик ударной вязкости (ударной вязкости, которая определяется поглощением энергии по Шарпи, и т.д.) вследствие образования крупнозернистых включений на основе Ti. Таким образом, содержание Ti было установлено в пределах от 0,01 до 0,10%. Содержание Ti предпочтительно составляет не менее 0,02%, и более предпочтительно не менее 0,03%. В дополнение, содержание Ti предпочтительно составляет не более 0,09%, и более предпочтительно не выше 0,08%.
[0021] Nb: от 0,01 до 0,10%
Ниобий (Nb) образует мелкодисперсные карбиды ниобия (Nb) и тому подобные (Nb(C,N)) в стали и является эффективным в подавлении укрупнения кристаллических зерен во время поверхностного упрочнения. Между тем, когда содержание Nb является слишком высоким, это ведет к повышению стоимости производства стального материала или к ухудшению пригодности к холодной штамповке и характеристик ударной вязкости (ударной вязкости, и т.д.) вследствие образования крупнозернистых включений на основе Nb. Таким образом, содержание Nb было установлено в пределах от 0,01 до 0,10%. Содержание Nb предпочтительно составляет не менее 0,02%, и более предпочтительно не менее 0,03%. В дополнение, содержание Nb предпочтительно составляет не более 0,09%, и более предпочтительно не выше 0,08%.
[0022] В: от 0,0005 до 0,005%
Бор (В) эффективен в значительном улучшении прокаливаемости стального материала, даже в малом количестве. В дополнение, бор (В) также эффективен в упрочнении границ кристаллических зерен и повышении ударной вязкости. Между тем, когда содержание В является слишком высоким, вышеуказанные эффекты насыщаются, и также могут образовываться нитриды бора (В), вызывая ухудшение холодной и горячей обрабатываемости. Таким образом, содержание В было установлено в пределах от 0,0005 до 0,005%. Содержание В предпочтительно составляет не менее 0,0007%, и более предпочтительно не менее 0,0010%. В дополнение, содержание В предпочтительно составляет не более 0,004%, и более предпочтительно не выше 0,0035%.
[0023] N: от 0,002 до 0,02%
Азот (N) представляет собой элемент, необходимый для образования нитридов или карбонитридов с Ti или Nb. Однако, когда содержание N является слишком высоким, это может вызывать укрупнение нитридов на основе Ti, приводя к снижению ударной вязкости и ухудшению пригодности к холодной штамповке вследствие повышенного сопротивления деформации. Таким образом, содержание N было установлено в пределах от 0,002 до 0,02%. Содержание N предпочтительно составляет не менее 0,003%, и более предпочтительно не менее 0,005%. В дополнение, содержание N предпочтительно составляет не более 0,018%, и более предпочтительно не выше 0,015%.
[0024] Базовые компоненты поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению являются такими, как упомянутые выше, и остальное количество по существу составляет железо. Однако, конечно, допустимо присутствие неизбежных примесей в стали, которые внедряются в зависимости от условий, включающих сырьевые материалы, материалы, производственное оборудование, и т.д. Кроме того, в настоящем изобретении, без помех для эффективности результатов настоящего изобретения, также могут содержаться следующие необязательные элементы. В зависимости от видов содержащихся элементов, могут быть дополнительно улучшены свойства поверхностно-упрочненной стали.
[0025] Mo: не более 2% (за исключением 0%)
Молибден (Mo) эффективен в значительном улучшении прокаливаемости во время поверхностного упрочнения, такого как закалка с науглероживанием, и также эффективен в повышении ударной вязкости. Таким образом, содержание Mo предпочтительно составляет не менее 0,01%, и более предпочтительно не менее 0,05%. Между тем, когда содержание Mo является слишком высоким, повышается твердость стального материала, приводя к плохой обрабатываемости на станках. Таким образом, содержание Mo составляет не более 2%, более предпочтительно не выше 1,5%, и еще более предпочтительно не более 1,0% (в частности, не более 0,8%).
[0026] Cu: не более 0,1% (за исключением 0%) и/или Ni: не более 0,3% (за исключением 0%)
Медь (Cu) и никель (Ni) представляют собой элементы, каждый из которых является более устойчивым к окислению, чем Fe, и тем самым улучшает коррозионную стойкость стального материала. Ni также эффективен в повышении сопротивления удару стального материала. Таким образом, содержание Cu и содержание Ni для каждого предпочтительно составляет не менее 0,01%, и более предпочтительно не менее 0,05%. Между тем, когда содержание Cu является слишком высоким, снижается пластичность стального материала в горячем состоянии, и когда содержание Ni является слишком высоким, возрастает стоимость стального материала. Таким образом, содержание Cu предпочтительно составляет не более 0,1%, более предпочтительно не выше 0,08%, и еще более предпочтительно не более 0,05%. Содержание Ni предпочтительно составляет не более 0,3%, более предпочтительно не выше 0,2%, и еще более предпочтительно не более 0,1%. Cu и Ni могут быть использованы по отдельности или в комбинации. Однако в случае, где добавлена Cu, предпочтительно также добавление Ni.
[0027] Цель настоящего изобретения состоит в получении улучшенной пригодности к холодной штамповке вместе с эквивалентными традиционным свойствами для предотвращения укрупнения кристаллических зерен и, кроме того, в получении превосходных характеристик ударной вязкости после термической обработки для поверхностного упрочнения. Согласно исследованиям авторов настоящего изобретения, чтобы получить превосходные характеристики ударной вязкости, скорее всего необходимо подавлять укрупнение кристаллических зерен. Для подавления укрупнения кристаллических зерен необходимо обеспечить образование тонкодисперсных карбидов титана (Ti) и ниобия (Nb) и тому подобных. Однако не все карбиды титана (Ti) и ниобия (Nb) и тому подобные являются тонкодисперсными, и также выделяются крупнозернистые карбиды и тому подобные. Такие крупнозернистые карбиды и тому подобные являются более твердыми, чем матрица, и оказывают вредное влияние на пригодность к холодной штамповке, и поэтому нежелательны. Таким образом, в результате исследования авторов настоящего изобретения было найдено, что даже в случае, где карбиды и тому подобные являются крупнозернистыми, когда они представляют собой композитные выделившиеся фазы из MnS с карбидами титана (Ti) и тому подобными и/или карбидами ниобия (Nb) и тому подобными (композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе), ухудшение пригодности к холодной штамповке может быть подавлено посредством MnS, который является более мягким, чем матрица.
[0028] Более конкретно, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и содержащих Mn и S, задается на уровне свыше 0,7/мм2 и не более 3,0/мм2. Настоящее изобретение ориентировано на композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер свыше 5 мкм2 и менее 20 мкм2. Это обусловливается тем, что как свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, так и пригодность к холодной штамповке, весьма существенно зависят от карбидов титана (Ti) и/или ниобия (Nb) и тому подобных, содержащихся в композитных выделившихся фазах этого размера. То есть, выделившиеся фазы, имеющие размер не более 5 мкм2, не оказывают значительного влияния на пригодность к холодной штамповке. Между тем, изначально вредные влияния выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм2, на пригодность к холодной штамповке являются предельно сильными. Поэтому путем улучшения пригодности к холодной штамповке посредством выделившихся фаз, имеющих размер свыше 5 мкм2 и менее 20 мкм2, может быть улучшена пригодность к холодной штамповке, в то же время с сохранением эффектов, предотвращающих укрупнение кристаллических зерен. Хотя выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb, сами по себе являются твердыми, когда композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе формируются при композитном соосаждении с мягким MnS, может быть улучшена деформируемость как от одной выделившейся фазы. В то же время, благодаря эффектам карбидов титана (Ti) и/или ниобия (Nb) и тому подобных, могут быть обеспечены свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен во время поверхностного упрочнения. Чтобы в достаточной мере проявились влияния выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, на улучшение пригодности к холодной штамповке и свойства для предотвращения укрупнения кристаллических зерен, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и содержащих Mn и S, установлена на уровне более 0,7/мм2. Плотность частиц предпочтительно составляет не менее 1,0/мм2, более предпочтительно не менее 1,1/мм2, и еще более предпочтительно не менее 1,2/мм2. Между тем, даже когда выделившиеся фазы подобны этим, чрезмерное осаждение ведет к недостаточной прочности после поверхностного упрочнения. Таким образом, плотность частиц установлена на уровне не более 3,0/мм2. Плотность частиц предпочтительно составляет не более 2,5/мм2, и более предпочтительно не более 2,0/мм2. В дополнение, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2 и не содержащих Mn или S, составляет от около 1,0 до 10,0/мм2.
[0029] В дополнение, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер не менее 20 мкм2 (верхний предел размера выделившихся фаз обычно составляет около 30 мкм2), оказывают очень сильное вредное влияние на пригодность к холодной штамповке. Поэтому необходимо сводить к минимуму число таких выделившихся фаз. Поэтому среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм2, установлена на уровне не более 1,0/мм2. Среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, плотность частиц выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм2, предпочтительно составляет не более 0,9/мм2, и более предпочтительно не более 0,8/мм2. Кстати, до тех пор, пока используются компонентная система согласно настоящему изобретению и упомянутый ниже способ получения, среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер не менее 20 мкм2, обычно не содержат Mn или S. Однако присутствие Mn и S не оказывает вредного влияния и также находится в пределах области настоящего изобретения. Число выделившихся фаз, имеющих размер не менее 20 мкм2, можно контролировать регулированием количества Ti и/или Nb, добавляемых в сталь, или корректированием температуры нагрева и продолжительности нагрева перед прокаткой в обжимной клети, температуры обработки во время горячей прокатки и тому подобными в упомянутом ниже способе получения.
[0030] Между прочим, в прототипе плотность частиц выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb и имеющих размер не более 5 мкм2 (и не менее 2 мкм2, как описано ниже в Примерах) является следующей: (i) композитные выделившиеся фазы, содержащие Mn и S: от около 0,0 до 0,5/мм2, и (ii) выделившиеся фазы, не содержащие Mn и S: от около 0,1 до 1,5/мм2.
[0031] Поверхностно-упрочненная сталь согласно настоящему изобретению имеет ферритную составляющую более 77% по площади. Это обусловлено тем, что, когда ферритная составляющая мала, снижается пригодность к холодной штамповке. Ферритная составляющая предпочтительно составляет не менее 80% по площади, более предпочтительно не менее 82% по площади, и еще более предпочтительно не менее 83% по площади. В дополнение, остальная структура, иная, нежели ферритная составляющая, включает, например, перлит, бейнит, мартенсит, и т.д.
[0032] При изготовлении поверхностно-упрочненной стали согласно настоящему изобретению в серии этапов, включающих стадии, в которых проводят разливку металла в слитки, литье, томление, прокатку в обжимной клети и горячую прокатку, в особенности важно, что скорость охлаждения во время литья является настолько высокой, чтобы температура томления перед прокаткой в обжимной клети не становилась слишком высокой. Также важно, чтобы горячая прокатка выполнялась в два этапа, и температурный диапазон на каждом этапе контролировался надлежащим образом. Подробные условия каждого этапа являются следующими.
[0033] При литье важно обеспечить тонкое диспергирование MnS, кристаллизующегося во время охлаждения. Более конкретно, скорость охлаждения от 1500°С до 800°С во время литья должна быть не менее 2,5°С/мин. Скорость охлаждения не менее 2,5°С/мин может быть достигнута, например, увеличением сверх обычного количества тумана, который распыляют в зоне охлаждения во время непрерывного литья. Скорость охлаждения предпочтительно составляет не менее 2,8°С/мин, и более предпочтительно не менее 3,0°С/мин.
[0034] При нагреве перед прокаткой в обжимной клети (томлении) важно предотвратить растворение MnS, который был тонко диспергирован в ходе охлаждения во время литья, и температура нагрева (томления) должна составлять от 1100 до 1200°С. Температура нагрева предпочтительно составляет не более 1180°С, и более предпочтительно не более 1170°С. В дополнение, после прокатки в обжимной клети охлаждение до комнатной температуры предпочтительно выполняют со скоростью не более 5°С/сек, и более предпочтительно со скоростью не более 3°С/сек. Продолжительность нагрева не является конкретно ограниченной и составляет, например, от около 0 до 100 минут при температуре томления.
[0035] При горячей прокатке важно выполнять прокатку в два этапа в различных температурных диапазонах. На первом этапе обеспечивают возможность MnS, тонко диспергированному во время литья, подвергаться композитному соосаждению с карбидами титана (Ti) и/или ниобия (Nb) и тому подобными. На втором этапе обеспечивают образование ферритной составляющей. Более конкретно, первую горячую прокатку выполняют при температуре обработки от 970 до 1150°С, с последующим охлаждением до температуры от Ас3 до 950°С, и затем выполняют вторую горячую прокатку при температуре обработки Ас3 до 950°С. Температура первой обработки предпочтительно составляет от 1000 до 1130°С, и более предпочтительно от 1020 до 1100°С. В дополнение, температура второй обработки предпочтительно составляет от 800 до 930°С. Скорость охлаждения от температуры первой обработки до температуры второй обработки не является конкретно ограниченной и составляет, например, около 10°С/сек. Предпочтительно, чтобы скорость охлаждения после второй прокатки составляла не более 5°С/сек, чтобы не образовывались бейнит или мартенсит.
Примеры
[0036] Далее настоящее изобретение будет описано с дополнительными подробностями с привлечением примеров. Настоящее изобретение не ограничивается нижеследующими примерами, и, разумеется, любая модификация в рамках описанной выше или ниже цели находится в пределах технической области настоящего изобретения.
[0037] Стали, имеющие химические компоненты, показанные в таблицах 1-3, были отлиты в слитки в соответствии со стандартным способом разливки металла в слитки, подвергнуты литью, томлению и горячей штамповке (была имитирована упомянутая выше прокатка в обжимной клети), с последующим охлаждением до комнатной температуры (скорость охлаждения: 5°С/сек). После этого, после повторного нагрева, была выполнена первая проковка (была имитирована вышеупомянутая первая горячая прокатка), с последующим охлаждением до температуры второй проковки (была имитирована вышеупомянутая вторая горячая прокатка), и затем была выполнена вторая проковка с последующим охлаждением до комнатной температуры (скорость охлаждения: 5°С/сек), с получением тем самым стального стержня с диаметром 30 мм. Скорость охлаждения (°С/мин) во время литья, температура томления (°С), продолжительность томления (минут) и температуры первой и второй проковки (°С) показаны в таблицах 1-3.
[0038]
Таблица 1
No. Химические компоненты (% по массе),
*остальное количество: железо и неизбежные примеси		 Условия изготовления
Литье Прокатка в обжимной клети Горячая прокатка
С Si Mn S Cr Al Ti Nb В N Mo Cu Ni Скорость охлаж-
дения (°С/мин)		 Темпе-ратура томле-ния (°С) Продолжитель-ность томле-ния (минут) Темпе-ратура первой проков-ки (°С) Темпе-ратура второй проков-ки (°С)
1 0,19 0,07 0,73 0,011 1,94 0,031 0,040 0,040 0,0012 0,0050 0,08     2,5 1100 60 1000 950
2 0,18 0,05 0,46 0,010 1,42 0,030 0,038 0,075 0,0014 0,0036       3,0 1100 60 1000 950
3 0,21 0,36 0,44 0,008 1,40 0,029 0,056 0,076 0,0018 0,0062 0,11     2,5 1100 60 1050 900
4 0,21 0,40 0,40 0,007 1,61 0,030 0,056 0,079 0,0170 0,0073 0,10     2,5 1100 60 1050 900
5 0,19 0,05 0,52 0,010 1,66 0,082 0,083 0,072 0,0012 0,0088       3,5 1100 60 1000 950
6 0,18 0,08 0,60 0,012 1,89 0,029 0,046 0,049 0,0011 0,0045       2,5 1100 60 1000 950
7 0,19 0,08 0,47 0,009 1,39 0,065 0,034 0,064 0,0008 0,0033       2,5 1100 60 1000 925
8 0,17 0,09 0,57 0,017 1,65 0,089 0,039 0,079 0,0024 0,0151       3,0 1100 60 1050 925
9 0,18 0,07 0,69 0,013 1,45 0,079 0,033 0,032 0,0019 0,0081       2,5 1100 60 1050 950
10 0,19 0,01 0,58 0,017 1,60 0,049 0,034 0,081 0,0009 0,0108       3,0 1100 60 1000 900
11 0,18 0,09 0,66 0,018 1,56 0,065 0,083 0,048 0,0008 0,0119       3,0 1100 60 1000 950
12 0,18 0,09 0,71 0,019 1,78 0,056 0,083 0,052 0,0006 0,0146       3,0 1100 60 1000 950
13 0,19 0,09 0,71 0,018 1,62 0,059 0,075 0,074 0,0028 0,0148       3,0 1100 60 1050 950
14 0,18 0,02 0,56 0,014 1,76 0,051 0,057 0,073 0,0008 0,0089       2,5 1100 60 1050 950
15 0,18 0,07 0,67 0,020 1,65 0,089 0,082 0,029 0,0027 0,0141       2,5 1100 60 1050 950
16 0,17 0,40 0,47 0,020 1,84 0,038 0,049 0,051 0,0025 0,0133       2,5 1100 60 1050 900
17 0,18 0,44 0,45 0,019 1,65 0,039 0,055 0,038 0,0017 0,0048       2,5 1100 60 1000 950
18 0,18 0,04 0,67 0,017 1,55 0,033 0,084 0,078 0,0038 0,0089       3,5 1100 45 1000 925
19 0,18 0,10 0,64 0,015 1,70 0,070 0,063 0,088 0,0016 0,0172       3,0 1100 45 1000 925
20 0,19 0,09 0,63 0,009 1,85 0,082 0,033 0,078 0,0022 0,0079       2,5 1100 45 1000 950
21 0,17 0,07 0,67 0,016 1,49 0,043 0,079 0,082 0,0027 0,0170       2,5 1100 45 1050 950
22 0,19 0,02 0,48 0,018 1,36 0,086 0,087 0,082 0,0014 0,0094 0,12     3,0 1100 60 1050 900
23 0,19 0,37 0,70 0,011 1,79 0,077 0,064 0,071 0,0007 0,0107       2,5 1100 60 1050 950
24 0,18 0,06 0,61 0,016 1,61 0,063 0,063 0,031 0,0023 0,0088       2,5 1100 60 1050 950
25 0,18 0,02 0,61 0,011 1,42 0,040 0,040 0,029 0,0022 0,0039       2,5 1100 60 1000 950
26 0,20 0,10 0,65 0,020 1,85 0,029 0,072 0,052 0,0011 0,0038       3,5 1100 60 1050 950
[0039]
Таблица 2
No. Химические компоненты (% по массе),
*остальное количество: железо и неизбежные примеси		 Условия изготовления
Литье Прокатка в обжимной клети Горячая прокатка
С Si Mn S Cr Al Ti Nb В N Mo Cu Ni Ско-рость охлаж-
дения (°С/
мин)		 Темпе-ратура томле-ния (°С) Продолжитель-ность томле-ния (минут) Темпе-ратура первой проков-ки (°С) Темпе-ратура второй проков-ки (°С)
27 0,18 0,05 0,74 0,019 1,84 0,033 0,039 0,051 0,0032 0,0128       3,0 1100 60 1050 950
28 0,19 0,40 0,79 0,009 1,60 0,043 0,071 0,035 0,0005 0,0155       2,5 1100 60 1000 950
29 0,18 0,05 0,68 0,017 1,37 0,033 0,045 0,049 0,0020 0,0146       3,0 1100 45 1000 950
30 0,19 0,07 0,71 0,012 1,33 0,049 0,070 0,062 0,0022 0,0089       2,5 1100 45 1050 950
31 0,20 0,08 0,66 0,011 1,44 0,039 0,077 0,037 0,0009 0,0058       2,5 1100 45 1050 950
32 0,18 0,08 0,80 0,012 1,33 0,087 0,036 0,073 0,0023 0,0144       3,0 1100 45 1000 950
33 0,18 0,35 0,77 0,015 1,56 0,087 0,033 0,088 0,0012 0,0173     0,20 3,0 1100 60 1000 950
34 0,18 0,03 0,73 0,014 1,44 0,058 0,059 0,078 0,0039 0,0117       3,5 1100 60 1000 950
35 0,19 0,09 0,46 0,012 1,68 0,087 0,032 0,033 0,0009 0,0085       2,5 1100 60 1000 950
36 0,18 0,06 0,48 0,016 1,89 0,063 0,049 0,039 0,0014 0,0105   0,05   2,5 1175 60 1125 950
37 0,18 0,02 0,62 0,008 1,75 0,076 0,049 0,062 0,0009 0,0060       3,5 1100 60 1125 950
38 0,21 0,09 0,82 0,008 1,28 0,060 0,066 0,041 0,0018 0,0057       3,5 1100 60 1000 950
39 0,21 0,07 0,72 0,015 1,49 0,073 0,068 0,028 0,0012 0,0080       3,0 1100 60 1000 950
40 0,17 0,08 0,64 0,012 1,55 0,049 0,060 0,048 0,0026 0,0100 0,23     3,0 1100 60 1000 950
41 0,21 0,07 0,53 0,019 1,72 0,035 0,088 0,056 0,0035 0,0048       3,0 1100 60 1000 950
42 0,19 0,04 0,48 0,017 1,61 0,080 0,061 0,059 0,0020 0,0050 0,11     2,5 1100 60 1000 950
43 0,20 0,07 0,48 0,017 1,31 0,075 0,090 0,070 0,0032 0,0045 0,08     2,5 1100 60 1000 950
44 0,21 0,04 0,41 0,008 1,22 0,059 0,087 0,038 0,0008 0,0071 0,10     2,5 1100 60 1000 950
45 0,20 0,04 0,42 0,015 1,42 0,068 0,055 0,077 0,0011 0,0066 0,38 0,08 0,06 2,5 1100 60 1000 950
46 0,20 0,06 0,70 0,015 1,36 0,043 0,079 0,045 0,0007 0,0174 0,25 0,04   3,0 1100 60 1000 950
47 0,20 0,02 0,48 0,011 1,82 0,050 0,045 0,071 0,0005 0,0081       3,0 1100 60 1000 950
48 0,18 0,09 0,46 0,014 1,71 0,036 0,090 0,071 0,0039 0,0167       3,0 1100 60 1000 950
49 0,18 0,09 0,57 0,016 1,40 0,080 0,075 0,063 0,0037 0,0116       3,0 1100 60 1000 900
[0040]
Таблица 3
No. Химические компоненты (% по массе),
*остальное количество: железо и неизбежные примеси		 Условия изготовления
Литье Прокатка в обжимной клети Горячая прокатка
С Si Mn S Cr Al Ti Nb В N Mo Cu Ni Ско-рость охлаж-
дения (ºС/
мин)		 Температура томле-ния (ºС) Продолжитель-ность томле-ния (минут) Температура первой про-ковки (ºС) Темпе-ратура второй проковки (ºС)
50 0,21 0,07 1,22 0,013 1,04 0,109 0,010 0,040 0,0006 0,0190 0,17 0,06 0,04 2,5 1100 60 - 950
51 0,21 0,35 0,44 0,008 1,40 0,029 0,056 0,076 0,0018 0,0062 0,11     3,0 1100 60 - 1100
52 0,20 0,08 0,45 0,007 1,02 0,033 0,062 0,072 0,0015 0,0068     0,01 3,0 1250 60 - 950
53 0,23 9,00 0,80 0,006 1,52 0,037 0,118 0,023 0,0012 0,0058 0,08     3,0 1100 60 - 950
54 0,18 0,07 0,28 0,012 3,12 0,038 0,059 0,066 0,0028 0,0062       3,0 1100 60 - 950
55 0,21 0,05 0,62 0,015 1,35 0,040 0,081 0,126 0,0021 0,0068       3,0 1100 60 - 950
56 0,18 0,05 0,74 0,019 1,84 0,033 0,039 0,051 0,0032 0,0128       3,0 1100 60 - 950
57 0,18 0,03 0,73 0,014 1,44 0,058 0,059 0,078 0,0039 0,0117       3,0 1100 60 - 950
58 0,19 0,07 0,45 0,018 1,06 0,028 0,044 0,021 0,0027 0,0046       2,0 1000 60 - 950
59 0,20 0,24 0,80 0,009 1,00 0,059 0,012 0,040 0,0030 0,0196       2,5 1320 180 1000 900
60 0,21 0,06 0,42 0,007 1,27 0,030 0,060 0,070 0,0018 0,0060       3,0 1300 30 - 950
61 0,20 0,13 0,50 0,012 1,07 0,015 0,069 0,087 0,0012 0,0054       2,5 1250 150 - 900
[0041] Полученный стальной стержень был подвергнут измерению с использованием следующих методов.
[0042] (1) Измерение выделившихся фаз. Отполировали полученный стальной стержень в продольном сечении (в плоскости, параллельной центру вала) в положении D/4 (D представляет диаметр стального стержня), и провели измерение на произвольном участке 10 мм × 10 мм с использованием автоматического прибора EPMA (электронно-зондового анализатора). В отношении включений, имеющих размер не менее 2 мкм2, в случае, где содержание Ti было не менее 5% по массе, они считались как «содержащие Ti», тогда как в случае, где содержание Nb составляло не менее 5% по массе, они рассматривались как «содержащие Nb». Также для Mn и S, в случае, где уровни содержания каждого из них были не менее 5% по массе, они считались как «содержащие Mn» или «содержащие S». Подробные условия измерений являются следующими.
Анализатор EPMA: электронно-зондовый анализатор JXA-8100 (производства фирмы NEC Corporation)
Анализатор (EDS): System Six (производства фирмы Thermo Fisher Scientific K.K.)
Ускоряющее напряжение: 15 кВ
Рабочий ток: 4 нА
Увеличение при наблюдении: ×200
[0043] (2) Измерение пригодности к холодной штамповке
Из полученного стального стержня вырезали испытательный образец с размерами 20 мм (диаметр)×30 мм, как показано в Фиг. 1, и подвергли обработке для сфероидизации, показанной в Фиг. 2, то есть, термической обработке, в которой испытательный образец нагревали до температуры 740°С, выдерживали при этой температуре в течение 4 часов, охлаждали до температуры 650°С при скорости охлаждения 5°С/час, и затем охлаждали в печи от температуры 650°С до комнатной температуры. На подвергнутом сфероидизации испытательном образце провели испытание на ограниченное сжатие с 50%-ным обжатием при прокатке для измерения сопротивления деформации (Н/мм2).
[0044] (3) Измерение характеристик ударной вязкости
Из полученного стального стержня изготовили испытательный образец, имеющий показанную в Фиг. 3 форму. Испытательный образец подвергли газовому науглероживанию в условиях науглероживания, показанных в Фиг. 4 (условия стадии науглероживания=температура: 950°С, продолжительность: 100 минут, углеродный потенциал: 0,8%, науглероживающий газ: пропан; условия диффузионной стадии: температура: 850°С, продолжительность: 60 минут, углеродный потенциал: 0,8%, науглероживающий газ: пропан; условия быстрого охлаждения: закалка в масле до температуры 80°С), и затем подвергли отжигу при температуре 160°С в течение 180 минут, с последующим охлаждением на воздухе. После отжига испытательный образец подвергли испытанию ударной вязкости по Шарпи в соответствии со стандартом JIS Z 2242 при нормальной температуре для измерения значения ударной вязкости по Шарпи (Дж/см2).
[0045] (4) Наблюдение структуры
Стальной стержень погрузили в поддерживающую подложку таким образом, что продольное сечение (в плоскости, параллельной центру вала) стального стержня в положении D/4 (D представляет диаметр стального стержня) было обнажено. После полирования стальной стержень погрузили в раствор нитала на время около 5 секунд для инициирования коррозии. После этого обследовали участок величиной 700 мкм × 900 мкм и сфотографировали в оптическом микроскопе для идентификации структуры и измерения коэффициента площади.
[0046] (5) Измерение размера зерен
Из стального стержня изготовили столбчатый испытательный образец с размерами 20 мм (диаметр) × 30 мм, и столбчатый испытательный образец подвергли сжатию по направлению высоты при комнатной температуре (сжимаемость: 85%, высота: 3 мм), с последующим науглероживанием и отжигом в тех же условиях, как в пункте (3) выше (условия приведены в Фиг. 4), и измерили размер зерен. Размер зерен измеряли следующим образом. С использованием науглероженного слоя в поперечном сечении подвергнутого науглероживанию и отжигу испытательного образца в положении при эквивалентной деформации 1,2 как положении микроскопического исследования, поперечное сечение протравили и наблюдали с использованием оптического микроскопа (увеличение: ×200) для определения размера зерен ряда бывших аустенитных зерен в соответствии со стандартом JIS G 0551.
[0047] Результаты показаны в таблицах 4-6. Между прочим, таблицы 4-6 также показывают ряд выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, которые выходят за пределы заданного диапазона настоящего изобретения.
[0048]
Таблица 4
No. Сопротив-ление деформации при 50%-ном сжатии (Н/мм2) Ферритная составляющая (% по площади) Значение ударной вязкости по Шарпи (Дж/см2) Выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb Размер зерен Средний размер (мкм2), более 5 мкм2 без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
Не более 5 мкм2 Более 5 мкм2 и менее 20 мкм2 Не менее 20 мкм2
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2) Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2) Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2)
С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе) С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе) С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
1 609 80 66,0 0,1 0,2 1,2 3,5 0,0 0,1 8,0 8,6
2 554 85 79,7 0,0 0,3 1,3 6,7 0,0 0,9 8,5 11,1
3 601 83 9,7 0,0 0,2 1,2 5,4 0,0 0,5 8,5 13,2
4 607 82 9,8 0,0 0,1 1,3 4,7 0,0 0,8 9,0 11,6
5 582 85 61,6 0,0 0,6 1,2 9,3 0,0 0,7 9,0 10,5
6 572 81 67,5 0,2 0,5 1,7 3,7 0,0 0,3 8,0 12,6
7 567 84 46,3 0,2 0,7 1,6 3,7 0,0 0,9 8,5 12,3
8 581 82 53,9 0,2 0,2 1,2 5,1 0,0 0,6 9,0 11,0
9 565 81 59,1 0,2 0,7 1,6 1,5 0,0 0,5 8,0 13,7
10 594 81 41,2 0,0 0,4 1,7 4,6 0,0 0,3 8,0 11,6
11 573 84 81,8 0,2 0,8 1,4 7,9 0,0 0,2 8,5 8,9
12 591 84 54,9 0,4 0,7 1,5 8,2 0,0 0,5 8,5 8,4
13 607 82 49,1 0,3 0,6 1,6 8,8 0,0 0,5 9,0 10,0
14 581 82 43,5 0,2 1,2 1,2 6,5 0,0 0,4 8,0 12,4
15 592 83 54,8 0,4 0,5 1,2 6,7 0,0 0,8 9,5 9,5
16 591 85 61,1 0,3 0,9 1,6 4,5 0,0 0,6 8,5 11,9
17 572 84 69,8 0,2 1,1 1,6 4,5 0,0 0,2 8,0 8,4
18 565 84 76,5 0,2 1,0 1,2 9,8 0,0 0,7 9,5 9,3
19 596 83 42,1 0,2 0,6 1,1 8,1 0,0 0,0 8,0 7,2
20 594 85 63,7 0,2 1,1 1,4 4,4 0,0 0,4 9,0 11,7
21 582 82 72,2 0,3 0,7 1,4 9,2 0,0 0,8 9,0 11,0
22 604 84 53,9 0,1 0,8 1,2 8,2 0,0 0,8 9,0 10,5
23 604 83 50,1 0,4 0,6 1,4 7,2 0,0 0,4 8,5 8,8
24 574 81 70,9 0,3 1,0 1,2 5,0 0,0 0,9 8,0 12,5
25 564 83 78,4 0,2 1,1 1,9 1,9 0,0 0,7 7,5 13,3
26 579 84 50,0 0,1 0,9 1,3 7,4 0,0 0,7 8,0 12,4
[0049]
Таблица 5
No. Сопротив-ление деформации при 50%-ном сжатии (Н/мм2) Ферритная составляющая (% по площади) Значение ударной вязкости по Шарпи (Дж/см2) Выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb Размер зерен Средний размер (мкм2), более 5 мкм2 без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
Не более 5 мкм2 Более 5 мкм2 и менее 20 мкм2 Не менее 20 мкм2
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2) Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2) Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2)
С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе) С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе) С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
27 598 82 58,9 0,1 1,0 1,8 3,1 0,0 0,4 8,0 12,2
28 610 80 44,8 0,1 0,7 1,2 6,4 0,0 0,8 8,0 11,0
29 578 80 46,9 0,0 0,2 1,7 3,7 0,0 0,3 7,5 12,4
30 570 85 61,8 0,3 0,4 1,1 8,0 0,0 0,4 8,5 9,4
31 594 85 66,0 0,3 1,1 1,2 7,2 0,0 0,7 8,5 9,8
32 583 82 60,8 0,2 0,3 1,3 4,4 0,0 0,4 8,0 10,3
33 600 82 45,7 0,2 0,5 1,3 4,9 0,0 0,9 8,0 11,8
34 578 84 62,4 0,4 1,3 1,1 7,6 0,0 0,1 8,5 7,2
35 574 83 44,4 0,4 0,7 1,6 1,5 0,0 0,1 7,5 10,6
36 578 85 66,1 0,0 0,3 1,5 3,8 0,0 0,8 8,0 12,3
37 560 81 68,6 0,0 0,4 1,2 5,2 0,0 0,6 8,5 8,9
38 588 84 49,0 0,2 0,8 1,2 5,9 0,0 0,6 8,5 12,1
39 596 84 45,1 0,0 0,8 1,1 5,6 0,0 0,8 8,0 13,3
40 609 82 76,2 0,3 0,7 1,3 5,7 0,0 0,0 8,5 12,5
41 583 84 43,2 0,1 1,0 1,3 8,9 0,0 0,7 8,5 12,6
42 584 85 52,2 0,1 1,1 1,2 6,7 0,0 0,9 8,0 12,7
43 603 84 38,2 0,0 0,2 1,2 10,0 0,0 0,1 9,5 8,2
44 599 81 42,2 0,0 0,2 1,1 8,4 0,0 0,1 8,0 7,5
45 601 81 43,2 0,1 0,8 1,1 7,3 0,0 0,8 8,5 11,5
46 594 80 45,2 0,1 0,9 1,0 7,5 0,0 0,8 8,5 11,3
47 599 83 37,4 0,4 1,4 1,5 4,9 0,0 0,9 8,5 12,9
48 588 84 43,8 0,0 0,7 1,3 10,0 0,0 0,8 9,5 11,8
49 568 82 55,4 0,1 0,1 1,2 8,1 0,0 0,6 9,0 10,2
[0050]
Таблица 6
No. Сопротив-ление деформации при 50%-ном сжатии (Н/мм2) Ферритная составляющая (% по площади) Значение ударной вязкости по Шарпи (Дж/см2) Выделившиеся фазы, содержащие Ti и/или Nb Размер зерен Средний размер (мкм2), более 5 мкм2 без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
Не более 5 мкм2 Более 5 мкм2 и менее 20 мкм2 Не менее 20 мкм2
Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2) Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2) Плотность частиц (число выделившихся фаз/мм2)
С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе) С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе) С MnS (компо-зитные) Без MnS (только на (Ti, Nb)-основе)
50 659 75 19,7 0,4 0,1 0,7 0,4 0,3 0,3 6,0 14,8
51 680 65 42,0 0,0 0,3 0,3 7,9 0,3 1,4 8,5 13,9
52 662 72 36,1 0,0 0,6 0,5 8,5 0,1 0,2 8,5 9,7
53 638 65 44,9 0,2 1,8 0,7 10,9 0,2 1,2 8,5 12,4
54 642 78 26,6 0,1 0,4 0,5 7,9 0,1 0,4 8,0 10,7
55 621 63 6,7 0,2 1,2 0,7 13,4 0,1 0,3 8,0 8,1
56 623 78 32,0 0,0 0,8 0,1 4,2 0,0 0,3 8,0 11,6
57 586 77 4,3 0,4 0,3 0,8 8,3 0,7 0,2 8,0 10,1
58 632 80 6,8 0,0 1,2 0,2 3,2 0,0 0,8 7,5 14,6
59 689 85 34,7 0,0 2,5 0,3 0,7 0,0 1,3 6,5 14,4
60 619 78 21,8 0,0 0,4 0,1 8,1 0,0 0,2 8,5 8,9
61 638 81 24,0 0,0 1,4 0,1 10,0 0,0 4,0 8,0 13,4
[0051] В образцах №№ 1-49 компонентный состав и способ изготовления регулировались надлежащим образом. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер не менее 20 мкм2, удовлетворяют требованиям настоящего изобретения, и также ферритная составляющая составляет более 77% по площади. В результате достигнуты превосходные пригодность к холодной штамповке и характеристики ударной вязкости. Между прочим, как показано в таблицах 4-6, ни одна из выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм2 в образцах №№ 1-49, не содержит Mn и S.
[0052] Между тем, в образцах №№ 50-61 по меньшей мере один фактор из компонентного состава и способа изготовления не удовлетворял требованиям настоящего изобретения. В результате по меньшей мере одно из пригодности к холодной штамповке и характеристик ударной вязкости было недостаточным.
[0053] В образце № 50 уровни содержания Mn и Al были высокими, и также проковка, которая эквивалентна горячей прокатке, была выполнена только при вторых условиях. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке.
[0054] В образце № 51 первую проковку не выполняли, и также температура второй проковки была высокой. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и ферритная составляющая были недостаточными, и также происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм2, что имело результатом недостаточную пригодность к холодной штамповке.
[0055] В образце № 52 температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке.
[0056] В образце № 53 содержание Ti было высоким, и также не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и ферритная составляющая были недостаточными, и также происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм2, что имело результатом недостаточную пригодность к холодной штамповке.
[0057] В образце № 54 содержание Cr было высоким, и также не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке. В образце № 55 содержание Nb было высоким, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточным пригодности к холодной штамповке и характеристикам ударной вязкости.
[0058] В образце № 56 не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и ферритная составляющая были недостаточными, приводя к недостаточной пригодности к холодной штамповке.
[0059] В образце № 57 не выполняли первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому ферритная составляющая была недостаточной, приводя к недостаточным характеристикам ударной вязкости.
[0060] В образце № 58 скорость охлаждения во время литья была низкой, температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, были недостаточными, приводя к недостаточным пригодности к холодной штамповке и характеристикам ударной вязкости.
[0061] В образце № 59 температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой. Поэтому композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, были недостаточными, и также происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм2, что имело результатом недостаточную пригодность к холодной штамповке.
[0062] В образцах №№ 60 и 61 температура томления перед проковкой, которая эквивалентна прокатке в обжимной клети, была высокой, и также не проводили первую проковку, которая эквивалентна горячей прокатке. Поэтому в обоих случаях композитные выделившиеся фазы на (Ti, Nb)-основе, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, были недостаточными. Кроме того, в образце № 61 происходило чрезмерное образование выделившихся фаз на (Ti, Nb)-основе, имеющих размер не менее 20 мкм2. В результате в обоих случаях пригодность к холодной штамповке была недостаточной.

Claims (4)

1. Поверхностно-упрочненная сталь, включающая в % по массе:
С: от 0,05 до 0,3
Si: от 0,01 до 0,6
Mn: от 0,20 до 1,0
S: от 0,001 до 0,025
Cr: от 1 до 2,5
Al: от 0,01 до 0,10
Ti: от 0,01 до 0,10
Nb: от 0,01 до 0,10
В: от 0,0005 до 0,005 и
N: от 0,002 до 0,02
железо и неизбежные примеси остальное,
при этом среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер не менее 20 мкм2, присутствуют с плотностью частиц не более 1,0/мм2,
а среди выделившихся фаз, содержащих Ti и/или Nb, выделившиеся фазы, имеющие размер более 5 мкм2 и менее 20 мкм2, и содержащие Mn и S, присутствуют с плотностью частиц более 0,7/мм2 и не более 3,0/мм2,
причем ферритная составляющая составляет более 77% по площади.
2. Поверхностно-упрочненная сталь по п.1, дополнительно включающая Mo: не более 2%, за исключением 0%.
3. Поверхностно-упрочненная сталь по п.1, дополнительно включающая Cu: не более 0,1%, за исключением 0%, и/или Ni: не более 0,3%, за исключением 0%.
4. Способ изготовления поверхностно-упрочненной стали, включающий стадии, в которых
подвергают сталь, имеющую состав с химическими компонентами по п.1, обработке на стадиях, в которых
проводят литье при скорости охлаждения не менее 2,5°С/мин от температуры 1500°С до 800°С,
нагревают до температуры от 1100 до 1200°С для выполнения прокатки в обжимной клети, и
проводят первую горячую прокатку при температуре прокатки от 970 до 1150°С, затем охлаждение до температуры от Ас3 до 950°С, и дополнительную вторую горячую прокатку при температуре прокатки от Ас3 до 950°С.
RU2013119623/02A 2010-09-28 2011-08-10 Поверхностно-упрочненная сталь и способ ее изготовления RU2532766C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010217060A JP5432105B2 (ja) 2010-09-28 2010-09-28 肌焼鋼およびその製造方法
JP2010-217060 2010-09-28
PCT/JP2011/068239 WO2012043074A1 (ja) 2010-09-28 2011-08-10 肌焼鋼およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2532766C1 true RU2532766C1 (ru) 2014-11-10
RU2013119623A RU2013119623A (ru) 2014-11-10

Family

ID=45892549

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2013119623/02A RU2532766C1 (ru) 2010-09-28 2011-08-10 Поверхностно-упрочненная сталь и способ ее изготовления

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9115415B2 (ru)
EP (1) EP2623627A4 (ru)
JP (1) JP5432105B2 (ru)
KR (1) KR101413902B1 (ru)
CN (1) CN103124801B (ru)
BR (1) BR112013006707A2 (ru)
MX (1) MX336778B (ru)
RU (1) RU2532766C1 (ru)
WO (1) WO2012043074A1 (ru)

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5644483B2 (ja) * 2010-12-27 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 表面硬化用熱間加工鋼材
JP6055363B2 (ja) * 2013-04-17 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP6192519B2 (ja) * 2013-12-05 2017-09-06 山陽特殊製鋼株式会社 粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材の製造方法およびその方法からなる機械構造用鋼材
JP2015134945A (ja) * 2014-01-16 2015-07-27 山陽特殊製鋼株式会社 浸炭用鋼
JP2015140449A (ja) * 2014-01-28 2015-08-03 山陽特殊製鋼株式会社 高温での結晶粒度特性に優れた肌焼鋼
JP6186289B2 (ja) * 2014-02-27 2017-08-23 株式会社神戸製鋼所 浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼及びこれを用いた機械構造部品
JP6182489B2 (ja) * 2014-03-27 2017-08-16 株式会社神戸製鋼所 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼
JP2015193929A (ja) * 2014-03-28 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 スポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品
US10351944B2 (en) 2014-06-20 2019-07-16 Arvinmeritor Technology, Llc Ferrous alloy
ES2759002T3 (es) 2014-11-18 2020-05-07 Nippon Steel Corp Barra de acero laminada o alambrón laminado para componente forjado en frío
TWI589706B (zh) 2014-11-18 2017-07-01 新日鐵住金股份有限公司 冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材
WO2016121371A1 (ja) 2015-01-27 2016-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 肌焼鋼
JP2016188422A (ja) * 2015-03-30 2016-11-04 株式会社神戸製鋼所 浸炭部品
JP6452536B2 (ja) * 2015-04-21 2019-01-16 ジヤトコ株式会社 疲労剥離特性に優れた冷間鍛造プーリ用肌焼鋼及びそれを用いたプーリの製造方法
JP6401143B2 (ja) * 2015-10-20 2018-10-03 トヨタ自動車株式会社 浸炭用鍛造材の製造方法
JP6460069B2 (ja) * 2016-05-31 2019-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 肌焼鋼およびその製造方法ならびに歯車部品の製造方法
CN109689911B (zh) * 2016-09-09 2021-10-12 杰富意钢铁株式会社 表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法
JP7471068B2 (ja) * 2019-09-30 2024-04-19 山陽特殊製鋼株式会社 肌焼鋼の球状化焼なまし方法
JP7188432B2 (ja) * 2020-12-22 2022-12-13 愛知製鋼株式会社 温間鍛造用肌焼鋼及びこれを用いて製造した鍛造粗形材

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU196338A1 (ru) * 1965-02-22 1967-05-16 Научно исследовательский институт металлургии
RU2023049C1 (ru) * 1992-06-22 1994-11-15 Азербайджанский Технический Университет Конструкционная сталь
RU2381295C2 (ru) * 2004-03-24 2010-02-10 Аскометаль Сталь для деталей машин, способ изготовления деталей машин из этой стали и изготовленные детали машин

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5845354A (ja) * 1981-09-10 1983-03-16 Daido Steel Co Ltd はだ焼鋼
JP3480630B2 (ja) * 1995-09-07 2003-12-22 大同特殊鋼株式会社 冷間加工性および結晶粒の粗大化特性に優れた肌 焼鋼
WO1999005333A1 (fr) * 1997-07-22 1999-02-04 Nippon Steel Corporation Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees
JP3677972B2 (ja) * 1997-10-21 2005-08-03 住友金属工業株式会社 含ボロン冷間鍛造用鋼材の製造方法
JP3764586B2 (ja) 1998-05-22 2006-04-12 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼の製造方法
KR100482216B1 (ko) * 2000-12-04 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의해 ＴｉＮ＋ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는용접구조용 강재의 제조방법
KR100482208B1 (ko) * 2000-11-17 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법
EP1337678B1 (en) 2000-12-01 2007-10-03 Posco Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same
CN1223687C (zh) * 2002-08-30 2005-10-19 上海宝钢集团公司 具有纳米析出的亚微米晶粒钢板及其制造方法
JP3738003B2 (ja) * 2002-12-04 2006-01-25 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法
JP4807949B2 (ja) 2004-12-10 2011-11-02 株式会社神戸製鋼所 高温浸炭特性に優れた肌焼用圧延棒鋼
JP2006291335A (ja) * 2005-04-14 2006-10-26 Kobe Steel Ltd 高温浸炭特性と加工性に優れた肌焼用鋼
JP4464861B2 (ja) 2005-04-27 2010-05-19 株式会社神戸製鋼所 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼
JP4464862B2 (ja) * 2005-04-27 2010-05-19 株式会社神戸製鋼所 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼
JP4956146B2 (ja) 2005-11-15 2012-06-20 株式会社神戸製鋼所 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品
JP4688691B2 (ja) 2006-02-17 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 低サイクル疲労強度に優れた肌焼鋼
JP4688735B2 (ja) 2006-06-01 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材
JP4964063B2 (ja) * 2006-08-28 2012-06-27 株式会社神戸製鋼所 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
WO2010116555A1 (ja) * 2009-04-06 2010-10-14 新日本製鐵株式会社 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
CN103119189B (zh) * 2011-02-10 2015-04-22 新日铁住金株式会社 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU196338A1 (ru) * 1965-02-22 1967-05-16 Научно исследовательский институт металлургии
RU2023049C1 (ru) * 1992-06-22 1994-11-15 Азербайджанский Технический Университет Конструкционная сталь
RU2381295C2 (ru) * 2004-03-24 2010-02-10 Аскометаль Сталь для деталей машин, способ изготовления деталей машин из этой стали и изготовленные детали машин

Also Published As

Publication number Publication date
JP5432105B2 (ja) 2014-03-05
CN103124801A (zh) 2013-05-29
CN103124801B (zh) 2015-05-13
KR101413902B1 (ko) 2014-06-30
EP2623627A1 (en) 2013-08-07
JP2012072427A (ja) 2012-04-12
BR112013006707A2 (pt) 2016-06-07
RU2013119623A (ru) 2014-11-10
EP2623627A4 (en) 2015-09-23
US20130174943A1 (en) 2013-07-11
MX336778B (es) 2016-02-02
WO2012043074A1 (ja) 2012-04-05
KR20130051484A (ko) 2013-05-20
MX2013003264A (es) 2013-10-28
US9115415B2 (en) 2015-08-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2532766C1 (ru) Поверхностно-упрочненная сталь и способ ее изготовления
JP4956146B2 (ja) 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品
RU2599934C2 (ru) Стальной лист для горячей штамповки, способ его изготовления и изделие из горячештампованного стального листа
JP5556151B2 (ja) 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法
KR20120118059A (ko) 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 강재와 고강도 볼트 및 그 제조 방법
JP4964063B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
JP5820326B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材およびその製造方法
JP6065120B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2012029212A1 (ja) 転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼、軸受用造塊材並びにそれらの製造方法
JP6065121B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP3614113B2 (ja) 被削性に優れた軸受要素部品用鋼材
JP2009299180A (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法
EP2834378B1 (en) Steel alloy
JP5754077B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受鋼の製造方法および軸受鋼
JP2010255099A (ja) 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法
JP2012158827A (ja) 表面硬化用熱間加工鋼材
JP5146063B2 (ja) 耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼及びその製造方法
JP2019011508A (ja) 低降伏比型高強度鋼板およびその製造方法
JP2010236049A (ja) 異物環境下での転動疲労特性に優れた軸受部品の製造方法
EP3128031A1 (en) High-strength steel material having excellent fatigue characteristics
US20110247734A1 (en) Surface Decarburization-Restrained Steel and Manufacturing Method Thereof
JP2015030899A (ja) 軸受用鋼
JP5976581B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品
JP7444096B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP2018035421A (ja) 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20200811