WO1999005333A1 - Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees - Google Patents

Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees Download PDF

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WO1999005333A1
WO1999005333A1 PCT/JP1998/003276 JP9803276W WO9905333A1 WO 1999005333 A1 WO1999005333 A1 WO 1999005333A1 JP 9803276 W JP9803276 W JP 9803276W WO 9905333 A1 WO9905333 A1 WO 9905333A1
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hot rolling
carburizing
rolling
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Tatsuro Ochi
Manabu Kubota
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • the present invention relates to a case hardening steel having excellent characteristics for preventing coarse grains during carburizing, a method for producing the case hardening steel, and a shaped material for carburized parts.
  • Gears, bearing parts, rolling parts, shafts, and constant velocity joint parts are usually medium-carbon mechanical structural alloys specified in, for example, JISG 4052, JISG 4104, JISG 4105, and JISG 4106.
  • Cold forging including rolling using steel, processed into a given shape by one cutting, and then carburized and quenched. Since cold forging has better surface texture and dimensional accuracy of products, lower production cost and better yield than hot forging, cold forging is used to replace parts that were conventionally manufactured by hot forging. In recent years, the trend toward cold forging and carburizing has increased significantly in recent years. A major issue with carburized parts is the reduction of heat treatment distortion.
  • the temperature is about 930 ° C, however, if so-called high-temperature carburizing is performed in the temperature range of 990 to 1090 ° C, coarse particles are generated and necessary material properties such as rolling fatigue properties cannot be obtained. The problem has occurred. Therefore, there is a need for a case hardening steel that does not generate coarse grains even in high-temperature carburizing, that is, is suitable for high-temperature carburizing.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 56-75551 discloses that steel containing a specific amount of Al and N is heated to 1200 ° C or more and then hot-worked so that the steel is heated at 980 ° C for 6 hours. It shows carburizing steel that can be retained in fine grains with austenite grain size number of 6 or more even when carburizing is performed. However, the ability of the steel to control coarse grains is unstable, and the reality is that it is not possible to suppress the generation of coarse grains during carburization depending on the steel manufacturing process ⁇ 3 o.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-261427 also discloses that steel containing specific amounts of Al and N is heated to a temperature corresponding to the amounts of A1 and N, and the finishing temperature is set to 950 ° C or less. It shows a method of producing a carburizing steel in which the amount of precipitated A1N after rolling is 40 ppm or less and the grain size number of the fly is 11 to 9. You. However, this steel also has an unstable ability to suppress coarse grains, and it is a reality that the generation of coarse grains during carburizing cannot be suppressed depending on the steel material manufacturing process.
  • JP-A-58-45354 discloses a case hardening steel containing specific amounts of Al, Nb and N.
  • the ability of the present steel to control coarse grains is also unstable, and the generation of coarse grains may or may not be suppressed.
  • the steel contains 0.021% or more of N. For this reason, the crystal grain coarsening properties are rather deteriorated, and they have disadvantages such as easy cracking and scratching during the production of steel, and the material is hard and has poor cold workability. .
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and relates to a case hardening steel having a small heat treatment distortion and an excellent property of preventing coarse grains during carburization, a method of manufacturing the same, and a method of manufacturing a carburized part manufactured by a hot forging process. Further, it is an object of the present invention to provide a shaped material for carburized parts which prevents generation of coarse particles even in high-temperature carburizing and has sufficient strength characteristics.
  • the present inventors have intensively investigated the controlling factors of the coarsening of crystal grains in order to achieve the above object, and have clarified the following points.
  • Nb (CN) In order to stably exert the pinning effect of Nb (CN) during carburizing heating, a certain amount of Nb (CN) must be finely precipitated in advance on steel after hot rolling or hot forging. It is necessary to keep it. Further, the steel after hot rolling or after hot forging, or are deposited coarse A1N is, or, if there is TiN or A1 2 0 3, is the heart of the precipitation of coarse Nb (CN), Nb ( Fine precipitation of CN) is hindered. Therefore, it is necessary to limit the contents of Ti and 0 as impurities as much as possible.
  • the rolling heating temperature In the state of steel after hot rolling, the rolling heating temperature must be high in order to minimize the amount of A1N precipitation.
  • Nb (CN) is once dissolved in the matrix by raising the rolling heating temperature to a high temperature, and the Nb (CN) precipitation temperature region is gradually cooled after hot rolling, so that Nb (CN) is gradually cooled.
  • Nb (CN) is gradually cooled.
  • the present invention has been made based on the above novel findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • the balance consists of iron and unavoidable impurities
  • the precipitation amount of Nb (CN) after hot rolling is 0.005% or more, and the precipitation amount of A1N is limited to 0.005% or less,
  • the structure fraction of the paysite after hot rolling is limited to 30% or less
  • This case hardening steel is characterized by having a ferrite grain size number of 8 to 11 after hot rolling and having excellent properties to prevent coarse grains during carburization.
  • This is a method for producing a case hardening steel that has an excellent property of preventing coarse grains during carburization, wherein the finishing temperature of hot rolling is 920 to 1000 ° C.
  • the balance consists of iron and unavoidable impurities
  • the precipitation amount of Nb (CN) after hot forging is 0.005% or more, and the precipitation amount of A1N is limited to 0.005% or less,
  • FIG. 1 is a graph showing an example of analyzing the relationship between the Ti content and the grain coarsening temperature.
  • FIG. 2 is a graph showing an example in which the relationship between the 0 content and the grain coarsening temperature is analyzed.
  • Figure 3 is a graph showing an example of the analysis of the relationship between the amount of precipitated A1N, the amount of precipitated Nb (CN), and the grain coarsening temperature after hot rolling.
  • Figure 4 is a graph showing an example of an analysis of the relationship between the number of fine Nb (CN) precipitates in the matrix of hot-rolled steel and the grain coarsening temperature.
  • Figure 5 is a graph showing an example of analyzing the relationship between the bainite fraction after hot rolling and the grain coarsening temperature.
  • FIG. 6 is a graph showing an example in which the relationship between the grain size number of the fine particles after hot rolling and the crystal grain coarsening temperature is analyzed.
  • C is an element effective in giving the necessary strength to steel, but if it is less than 0.1%, the required tensile strength cannot be secured, and if it exceeds 0.40%, it becomes hard and the cold workability deteriorates. At the same time, the core toughness after carburization deteriorates, so it is necessary to set it within the range of 0.1 to 0.40%. The preferred range is 0.1-0.35%.
  • Si is an element that is effective in deoxidizing steel, and is also an element that gives the necessary strength and hardenability to steel and improves the tempering softening resistance, but its effect is insufficient if it is less than 0.02% It is.
  • it exceeds 1.3% the hardness will increase and the cold forgeability will deteriorate.
  • its content must be within the range of 0.02 to 1.3%.
  • the preferred range of steels subjected to cold working is 0.02 to 0.5%, and the more preferred range is 0.02 to 0.3%. If the cold forgeability is particularly important, it is desirable to set the range to 0.02 to 0.15%.
  • Si is an element that is effective in increasing the grain boundary strength.
  • rolling components it is an element effective for prolonging the life by suppressing the structural change and material deterioration during the rolling fatigue process. Therefore, if high strength is to be achieved for parts manufactured in the hot forging process, the range of 0.2 to 1.3% is suitable. In particular, in order to obtain a high level of rolling fatigue strength, it is desirable to set the range of 0.4 to 1.3%.
  • the effect of suppressing the structural change and material deterioration during the rolling fatigue process of bearing parts and rolling parts due to the addition of Si is based on the amount of residual austenite in the structure after carburizing (commonly known as residual 7). Especially large at ⁇ 40%.
  • Carburizing and nitriding is a process in which nitriding is performed during the diffusion process after carburizing.
  • Appropriate conditions are such that the surface nitrogen concentration is in the range of 0.2-0.6%.
  • the carbon potential during carburization is desirably in the range of 0.9 to 1.3%.
  • Mn is an element effective in deoxidizing steel and is also an element effective in imparting the necessary strength and hardenability to steel.However, if it is less than 0.3%, the effect is insufficient, and if it exceeds 1.8%, it is insufficient. The effect not only saturates, but also increases the hardness and degrades the cold forgeability, so it must be within the range of 0.3% to 1.8%. The preferred range is 0.5-1.2%. If cold forgeability is important, it is desirable to set it in the range of 0.5 to 0.75%.
  • S forms MnS in steel and is added for the purpose of improving machinability, but its effect is insufficient if it is less than 0.001%.
  • the content exceeds 0.15%, the effect is saturated, and rather, segregation at the grain boundaries occurs, causing grain boundary embrittlement.
  • the content of S must be within the range of 0.001 to 0.15%.
  • a preferred range is 0.005 to 0.15%, and a more preferred range is 0.005 to 0.04%.
  • A1 combines with N in steel during carburizing heating to form A1N, and is an element that is effective in refining crystal grains and suppressing grain coarsening. If it is less than 0.015%, the effect is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.04%, the precipitate of A1N becomes coarse, and does not contribute to suppressing the coarsening of crystal grains. For the above reasons, its content must be within the range of 0.015 to 0.04%. The preferred range is 0.02 to 0.035%.
  • Nb combines with C and N in steel to form Nb (C, N) during carburizing heating, and is an element effective in refining crystal grains and suppressing grain coarsening. If less than 0.005%, the effect is insufficient. On the other hand, if the content exceeds 0.04%, the hardness of the material becomes hard and the cold forgeability is deteriorated, and the precipitates of Nb (C, N) become coarse, which does not contribute to suppressing the coarsening of crystal grains. . For the above reasons, its content must be within the range of 0.005 to 0.04%. The preferred range is 0.01-0.03%.
  • N is added for the purpose of refining crystal grains during carburization due to the precipitation of A1N and Nb (C, N) and suppressing the coarsening of crystal grains, but if the content is less than 0.006%, the effect is insufficient. . On the other hand, if it exceeds 0.020%, the effect becomes saturated. Sum up. Excessive N addition increases the hardness of the material, deteriorating cold forgeability and rolling fatigue properties of the final part. For the above reasons, its content must be within the range of 0.006 to 0.020%. The preferred range is 0.009-0.020%.
  • the present invention contains one or more of Cr, Mo, Ni, and V.
  • Cr is an element that is effective in imparting strength and hardenability to steel.In bearing parts and rolling parts, it increases the amount of residual carbon after carburizing and changes the structure during the rolling fatigue process. It is an element effective for prolonging the life by suppressing material deterioration. If it is less than 0.4%, the effect is insufficient,
  • the hardness will increase and the cold forgeability will deteriorate.
  • its content must be within the range of 0.4-1.8%.
  • a preferred range is 0.7-1.6%, and a more preferred range is 0.7-1.5%.
  • the effect of suppressing the structural change and material deterioration during the rolling fatigue process of bearing parts and rolling parts due to the addition of Cr is particularly large when the amount of residual carbon in the structure after carburization is 25 to 40%. In order to control the amount of residual carbon within this range, it is effective to perform so-called carburizing and nitriding so that the nitrogen concentration on the surface is in the range of 0.2 to 0.6%.
  • Mo is also an element effective in imparting strength and hardenability to steel.In bearing parts and rolling parts, the amount of residual carbon after carburizing is increased, and the structure changes during the rolling fatigue process. It is an element effective for prolonging the life by suppressing material deterioration. If it is less than 0.02%, the effect is insufficient,
  • Ni is also an effective element for imparting strength and hardenability to steel, but its effect is insufficient when it is less than 0.1%, and when it exceeds 3.5%, the hardness increases and the cold forgeability deteriorates. I do. For the above reasons, its content must be within the range of 0.1-3.5%. The preferred range is 0.4-2.0%.
  • V is also an effective element for imparting strength and hardenability to steel, but its effect is insufficient when it is less than 0.03%, and when it exceeds 0.5%, the hardness increases and the cold forgeability deteriorates. I do. For the above reasons, its content must be within the range of 0.03-0.5%. The preferred range is 0.07-0.2%.
  • P is an element that increases the deformation resistance during cold forging and deteriorates toughness, so that cold forgeability deteriorates. Also, the fatigue strength is degraded by embrittlement of the crystal grain boundaries of the quenched and tempered parts, so it is desirable to reduce them as much as possible. Therefore, its content must be limited to 0.025% or less. The preferred range is 0.015% or less.
  • Ti combines with N in the steel to form TiN.
  • the precipitates of TiN are coarse and do not contribute to the refinement of the crystal grains during carburization and the suppression of the coarsening of the crystal grains. Rather, if TiN is present, it becomes a precipitation site for A1N and Nb (CN), and A1N and Nb (CN) precipitate coarsely during hot rolling, making it impossible to suppress the coarsening of grains during carburizing. . Therefore, it is desirable to reduce the Ti content as much as possible.
  • the temperature for generating coarse particles falls to 950 ° C or less, and there is a concern about the generation of coarse particles in practical use. Less than For the above reasons, it is necessary to limit the Ti content to 0.010% or less. A preferred range is 0.005% or less. In bearing parts and rolling parts, the presence of coarse TiN causes significant deterioration of the rolling fatigue characteristics of the final parts. Therefore, when applied as bearing parts and rolling parts, it is desirable to limit the Ti content to 0.0025% or less.
  • the 0 content exceeds 0.0025%, the temperature at which coarse particles are generated becomes less than 950 ° C, and there is a concern about the generation of coarse particles in practical use. For the above reasons, it is necessary to limit the content to 0.0025% or less. The preferred range is 0.002% or less. In bearing components and rolling components, oxide inclusions are the starting point of rolling fatigue fracture, so that the lower the 0 content, the longer the rolling life. Therefore, it is desirable to limit the 0 content to 0.0012% or less in bearing parts and rolling parts.
  • the precipitation amount of Nb (CN) after hot rolling or hot forging is 0.005% or more, and the precipitation amount of A1N is limited to 0.005% or less.
  • the reasons for such limitation are as follows. State.
  • A1N and Nb (CN) are not only completely useless to prevent grain coarsening during carburization, but rather acts to reduce the number of pinned particles, and is therefore harmful to the prevention of coarsening.
  • Nb is combined with C and N in steel.
  • NbC, NbN and Nb (CN) in which both are combined are formed.
  • Nb (CN) as used in the present invention is used as a generic term for these three types of precipitates.
  • the precipitation amount of Nb (CN) is less than 0.005% and the precipitation amount of A1N exceeds 0.005%, coarse particles are formed. From the above, it is necessary to limit the precipitation of Nb (CN) after hot rolling or hot forging to 0.005% or more and the precipitation of A1N to 0.005% or less.
  • a preferable range is 0.01% or more of Nb (CN) precipitation after hot rolling or hot forging, and 0.003% or less of A1N precipitation.
  • the amount of A1N precipitation is limited as much as possible within the scope of the present invention in the state of the steel material after hot rolling or hot forging, the A1N in the subsequent annealing process, normalizing process, or heating process during carburizing is performed. Can be finely dispersed in steel, and coarse grains during carburization can be prevented.
  • a chemical analysis method for the amount of precipitated A1N a method of dissolving with a bromine methanol solution, collecting the residue with a 0.2 / m filter, and chemically analyzing the residue is generally used.
  • Nb (CN) As a general method of chemical analysis, a method of dissolving with hydrochloric acid, collecting the residue with a filter of 0. m, and subjecting the residue to chemical analysis is common. Even if a 0.2 zm filter is used, it is possible to extract fine precipitates of 0.2 ⁇ m or less in practice, because the filter clogs the filter with precipitates during the filtration process.
  • Nb-added steel 20 pieces of Nb (CN) having a diameter of 0.1 m or less are contained in the matrix of the steel after hot rolling. Z 100 / m 2 or more, but the reason for such limitation is described below.
  • Nb (CN) Nb (CN) with a diameter of 0.1 ⁇ m or less be dispersed in the matrix.
  • a preferable range is 50 pieces / 100 m 2 or more.
  • the dispersion state of Nb (CN) was determined by extracting the precipitates present in the matrix of the steel material by the extraction replica method and observing it with a transmission electron microscope at a magnification of 30,000 at about 20 fields of view. counting the number of diameter 0.1 zm following Nb (CN), it can be obtained by converting the number per 100 ⁇ m 2.
  • the steel consisting of the above-mentioned component of the present invention is melted by a usual method such as a converter or an electric furnace, the components are adjusted, and the steel is formed into a wire or a steel bar through a manufacturing process and, if necessary, a slab rolling process. It is a rolling material to be cold rolled.
  • the rolled material is heated at a temperature of 1150 ° C. or more and a heat retention time of 10 minutes or more. If the heating condition is less than 1150 ° C, or if the heating temperature is 1150 ° C or more and the heat retention time is less than 10 minutes, A1N and Nb (CN) must be dissolved in the matrix once. Can't. As a result, a certain amount of Nb (CN) cannot be precipitously finely precipitated in the steel material after hot rolling, and coarse A1N and Nb (CN) are present after hot rolling, resulting in carburization. Occasionally, the generation of coarse grains cannot be suppressed. Therefore, during hot rolling, it is necessary to heat at a temperature of 1150 ° C or more and a heat retention time of 10 minutes or more. A preferred range is a temperature of 1180 ° C or more and a heat retention time of 10 minutes or more.
  • the temperature is gradually cooled in a temperature range of 800 to 500 ° C at a cooling rate of 1 ° CZ second or less. If the cooling conditions exceed l ° CZ s, it can only pass through the Nb (CN) precipitation temperature range for a short time, and the amount of fine Nb (CN) precipitated after hot rolling becomes insufficient. In addition, the organizational ratio of paynights increases. Therefore, the generation of coarse grains during carburizing cannot be suppressed. Also, if the cooling rate is high, the hardness of the rolled material increases, and the cold forgeability deteriorates. Therefore, it is desirable that the cooling rate be as low as possible.
  • the preferred range is 0.7 ° C / s or less.
  • a method for reducing the cooling rate there is a method in which a heat insulating cover or a heat insulating cover with a heat source is installed behind the rolling line, thereby gradually cooling.
  • claim 7 of the present invention is to set the finishing temperature of hot rolling to 920 to 1000 ° C. If the finishing temperature is lower than 920 ° C, the crystal grain size of the fly becomes too fine, and coarse grains are likely to be generated during the subsequent carburization. On the other hand, when the finishing temperature exceeds 1 000 ° C, the hardness of the rolled material becomes hard and the cold forgeability deteriorates. For the above reasons, the finishing temperature of hot rolling is 920-10000 ° C.
  • claims 8 and 9 relate to the invention relating to a shaped material for a carburized part having excellent characteristics of preventing coarse grains during carburization.
  • the present invention relates to a carburized part and a carburized-nitrided part manufactured in the process of "bar steel-hot rolling, heat treatment such as normalizing if necessary-cutting-carburizing and quenching-polishing as necessary".
  • the shaped material in the above refers to the intermediate part after hot forging.
  • the size of the piece, the cooling rate at the time of solidification, and the conditions of the bulk rolling are not particularly limited, and any conditions may be used as long as the requirements of the present invention are satisfied.
  • carburizing conditions are not particularly limited.
  • For bearing parts and rolling parts if a particularly high level of rolling fatigue life is desired, set the carbon potential during carburization to a higher value in the range of 0.9 to 1.3% as described above. It is also effective to perform so-called carburizing and nitriding.
  • Carburizing and nitriding is a process in which nitriding is performed during the diffusion process after carburizing, and conditions suitable for the surface nitrogen concentration to be in the range of 0.2 to 0.6% are appropriate. By selecting these conditions, a large amount of fine Nb (CN) precipitates in the carburized layer, The introduction of 25 to 40% contributes to the improvement of rolling life.
  • CN fine Nb
  • Converter steel smelting steel having the composition shown in Table 1 was continuously forged and, if necessary, passed through a slab rolling process to form a 162 mm square rolled material. Subsequently, steel bars with a diameter of 23 to 25 mm were manufactured by hot rolling.
  • the conditions for hot rolling are heating temperature of 1080 ° C to 1280 ° C, finishing temperature of 920 ° C to 1000 ° C, and cooling rate of 800 ° C to 500 ° C after rolling in the range of 0.2 to 1.5 ° CZ seconds. It is.
  • A1N and Nb (CN) precipitated from the steel bars after hot rolling were determined by chemical analysis.
  • the Vickers hardness of the bar after rolling was measured and used as an index of cold workability.
  • upsetting test pieces were prepared, and after upsetting at a reduction of 50%, carburizing simulation was performed.
  • the conditions for carburizing simulation are heating at 910 ° C to 1010 ° C for 5 hours and water cooling. Then, the cut surface was polished and corroded, and the old austenite grain size was observed to determine the coarse grain generation temperature (crystal grain coarsening temperature). Since the carburizing treatment is usually performed in the temperature range of 930 to 950 ° C, it was judged that those having a coarse grain generation temperature of 950 ° C or less were inferior in crystal grain coarsening characteristics.
  • the measurement of the old austenite particle size was carried out in accordance with JIS G 0551. Observation was performed at a magnification of about 400 for about 10 visual fields. If at least one coarse particle having a particle size number of 5 or less was present, it was determined that coarse particles were generated.
  • Table 2 summarizes the results of these surveys.
  • the grain size during carburization at 950 ° C is also shown.
  • the grain coarsening temperature of the example of the present invention is 960 ° C. or higher, and it is apparent that fine grain is obtained at 950 ° C., which is the usual upper limit carburizing condition.
  • Comparative Example 12 the Al content was below the range specified in the present application, and the coarsening characteristics were inferior.
  • Comparative Examples 13 and 14 are cases where the content of A1 exceeds the range specified in the present application, and the coarsening properties are inferior. This is due to the presence of coarse A IN that prevented the fine dispersion of A1N and Nb (CN).
  • Comparative Example 15 is a case where the Nb content was below the range specified in the present application, and the coarsening characteristics were inferior. When cold forging is performed after spheroidizing annealing as in this example, coarse A1N alone cannot suppress coarse grains unless fine Nb (CN) is present.
  • Comparative Examples 16 and 17 are cases where the Nb content exceeds the range specified in the present application, and the coarsening characteristics are inferior.
  • Comparative Example 18 is a case where the N content was below the range specified in the present application, and the coarsening property was inferior because the amount of nitride was insufficient. In Comparative Example 19, the N content was higher than the range specified in the present application, and the precipitate became coarse, and the coarsening property was also poor.
  • Example of JP-A-58-45354 The reason why the coarsening properties of the steel material of the invention Z steel are not necessarily good is considered to be that the N content is as high as 0.021% or more. Comparative Examples 20 to 21 are cases where the content of Ti and the content of 0 exceeded the range specified in the present application, and all of them had poor coarsening characteristics. In Comparative Example 22, although the component system was within the scope of the present invention, the cooling rate after hot rolling was as fast as 1.5 ° CZ seconds, and the precipitation amount of Nb (CN) after hot rolling was as defined in the present application. And the temperature at which coarse particles are generated is low.
  • the hot-rolling heating temperature was as low as 1080 ° C
  • the A1N was not sufficiently encapsulated
  • the amount of A1N precipitated after hot rolling was low. This is the case where the temperature exceeds the range specified in the present application, and the coarse grain generation temperature is low.
  • a steel bar having a diameter of 23 to 25 was produced by hot rolling.
  • the hot rolling conditions are as follows: heating temperature 1150 ° C ⁇ 1280 ° C, finishing temperature 840 ° C ⁇ 1000 ° C, 800 ° C-500 ° C after rolling, cooling rate 0.2 ⁇ 1.5 ° C / sec. Range.
  • the precipitates present in the matrix of the bar were collected by the extraction replica method and observed with a transmission electron microscope. The observation method was 30,000 times, and observed about 20 visual fields.
  • the number of Nb (CN) having a diameter of 0.1 / m or less was counted and converted to the number per 100 zm 2 .
  • the microstructure of the rolled steel bar was observed, and the microstructure fraction of the penite and the grain size number of the ferrite were determined.
  • the crystal grain coarsening temperature of the second invention example is 970 ° C or higher, and the y-grain size at 950 ° C carburization is No. 8.7 or more.
  • the crystal grain coarsening temperature of the third invention example is 990 ° C or more, and the particle size at carburization at 950 ° C is 9.5 or more.
  • the crystal grain coarsening temperature of the fourth invention example is 1010 ° C. or more, and the grain size during carburizing at 950 ° C. is 10.0 or more.
  • Comparative Example 34 the cooling rate after hot rolling was as fast as 1.5 ° C / sec, and the amount of Nb (CN) precipitated and the number of Nb (CN) after hot rolling were below the range specified in the present application.
  • the cooling rate after hot rolling was as fast as 1.5 ° CZ seconds, and the structural fraction of the pane after hot rolling exceeded the range specified in the present application.
  • the coarse grain generation temperature is low.
  • the finishing temperature of the hot rolling was as low as 840 ° C., the ferrite grain size number exceeded the range specified in the present application, and the coarse grain generation temperature was low.
  • Example 2 The 162 mm square rolled material manufactured in Example 1 was hot-rolled under various conditions to produce a steel bar having a diameter of 25 mm.
  • Example 4 After performing spheroidizing annealing of the hot-rolled steel bar, the same method as in Example 1 was used. The grain coarsening temperature was determined. Table 4 summarizes the results of these surveys.
  • the crystal grain coarsening temperature of the example of the present invention is 970 ° C or more, and the particle size at carburization at 950 ° C is 8.8 or more. At 950 ° C, the normal upper limit of carburizing conditions, it is clear that the grains are finely sized.
  • Example 2 The 162 mm square rolled material manufactured in Example 1 was hot-rolled under various conditions to manufacture a steel bar having a diameter of 25 mni.
  • the crystal grain coarsening temperature of the sixth invention example is 990 ° C or more, and the particle size at carburization at 950 ° C is 9.4 or more. Further, the crystal grain coarsening temperature of the seventh invention example is 1010 ° C. or more, and the y grain size at 950 ° C. carburization is 10.0 or more. Thus, it is clear that all of the examples of the present invention are finely sized at 950 ° C., which is the normal upper limit of carburizing conditions.
  • Comparative Example 73 the finishing temperature during hot rolling was lower than the range specified in the present application, and the crystal grain size after rolling exceeded the range specified in the present application. Causes coarse grains.
  • Comparative Example 74 the cooling rate during hot rolling exceeded the range specified in the present application, and the microstructure fraction of the payite exceeded the range specified in the present application. At 950 ° C., coarse grains were generated.
  • Converter steelmaking having the composition shown in Table 6 was continuously forged and, if necessary, passed through the slab rolling process to obtain a 162-fold angle rolled material. Subsequently, a steel bar with a diameter of 80 was manufactured by hot rolling. Using this steel bar as a material, It was forged and finished into a material with a diameter of 65 marauders.
  • the heating temperature for hot forging is 1100 ° C to 1290 ° C.
  • the cooling rate at 800 ° C-500 ° C is 0.2-1.3. It is in the range of CZ seconds.
  • A1N and Nb (CN) were determined by chemical analysis from the raw material formed by hot forging.
  • the cast material produced in the above process was subjected to normalizing treatment under the conditions of heating and air cooling at 900 ° C for 1 hour. Then, carburizing simulation was performed under the condition of water cooling at 1050 ° C for 5 hours. After that, the cut surface was polished and corroded, and the old austenite particle size was observed. The measurement of the former austenite particle size was performed according to JIS G 0551.
  • Carburizing treatment is one of the following three conditions.
  • the carburizing condition ⁇ is the so-called carburizing and nitriding treatment.
  • the quenching oil temperature was 130 ° C and tempering was 180 ° C for 2 hours.
  • Table 7 summarizes the results of these surveys. Rolling fatigue life compared Example L, 98 (steel level u). L of each material when the service life is 1 The relative values of life are shown.
  • the fine grains are fine grains of No. 8 or more, and the rolling fatigue life is extremely good, that is, 5 times or more as compared with the comparative example.
  • the examples of the present invention in which the carburizing and nitriding treatment was performed under the carburizing condition ⁇ have remarkably excellent rolling fatigue life. This is due to the large amount of residual ⁇ and the large amount of Nb (CN) precipitated in the carburized layer during carburizing and nitriding.
  • Comparative Example 96 was a case where the content of A1 was lower than the range specified in the present application
  • Comparative Example 97 was a case where the content of A1 exceeded the range specified in the present application, and coarse particles were generated.
  • Comparative Example 98 is a case where the Nb content is lower than the range specified in the present application
  • Comparative Example 99 is a case where the Nb content is higher than the range specified in the present application, and coarse particles are also generated.
  • the N content was below the range specified in the present application, and coarse particles were generated because the amount of nitride was insufficient.
  • Comparative Example 101 is a case where the N content exceeded the range specified in the present application, and the precipitate became coarse, and coarse particles were generated.
  • Comparative Examples 102 and 103 are cases in which the content of Ti and the content of 0 exceeded the range specified in the present application, and both were coarser than those of the present invention. In addition, the rolling fatigue characteristics are insufficient.
  • Comparative Example 104 although the component system was within the scope of the present invention, the cooling rate after hot forging was as fast as 1.3 ° CZ seconds, and the precipitation amount of Nb (CN) after hot forging was within the specified range. This is the case when the value is below the range, and coarse grains are generated.
  • Comparative Example 105 the component system was also within the range of the present invention, but the hot forging heating temperature was as low as 1100 ° C., the solution solution of A 1 N was insufficient, and the A 1 N after hot forging was insufficient. This is the case where the amount of N precipitated exceeds the range specified in the present application and coarse grains are generated.
  • the above conditions After carburizing and quenching at 900 ° C for 1 hour Reheating and quenching were carried out under the same conditions. Table 8 shows the results. It is clear that the y grains in the examples of the present invention become finer and the rolling fatigue life is further improved.
  • the materials subjected to carburizing and nitriding under carburizing conditions ⁇ have remarkably improved rolling fatigue life by reheating and quenching. This is because in the example of the present invention, a large amount of Nb (CN) is finely dispersed in the layer by reheating and quenching.
  • a cast material having a diameter of 30 to 45 bandages was produced by hot forging.
  • the conditions for hot forging are a heating temperature of 1200 ° C to 1300 ° C, and a cooling rate of 800 ° C to 500 ° C after forging is in the range of 0.4 to 1.5 ° C / sec.
  • Example 9 The same carburizing treatment as in Example 5 was performed, and the rolling fatigue characteristics and the like were determined. Table 9 summarizes the results of these surveys. In each of the examples of the present invention, the a-grain is fine and the rolling fatigue characteristics are excellent.
  • the use of a shaped material for carburized parts that has excellent characteristics of preventing coarse particles during carburization can prevent the generation of coarse particles even in high-temperature carburizing, and provide sufficient strength characteristics such as rolling fatigue characteristics. it can.
  • the industrial effects of the present invention are extremely remarkable.

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Description

明 細 書 浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼とその製造方法ならびに浸 炭部品用素形材 技術分野
本発明は、 浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼とその製造方 法ならびに浸炭部品用素形材に関するものである。 背景技術
歯車、 軸受部品、 転動部品、 シャフ ト、 等速ジ ョ イ ン ト部品は、 通常、 例えば J I S G 4052, J I S G 4104, J I S G 4105， J I S G 4106な どに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼を使用し、 冷間鍛造 (転造も含む） 一切削により所定の形状に加工された後、 浸炭焼入 れを行う工程で製造されている。 冷間鍛造は、 製品の表面肌、 寸法 精度が良く、 熱間鍛造に比べて製造コス 卜が低く、 歩留まり も良好 であるため、 従来は熱間鍛造で製造されていた部品を、 冷間鍛造へ 切り替える傾向が強く なつており、 冷間鍛造 浸炭工程で製造され る浸炭部品の対象は近年顕著に増加している。 浸炭部品の大きな課 題として、 熱処理歪みの低減が挙げられる。 これは、 シャフ トにつ いては熱処理歪みで曲がればシャフ トとしての機能が損なわれるた めであり、 また歯車や等速ジ ョイ ン ト部品では熱処理歪みが大きけ れば、 騒音や振動の原因となるためである。 こ こで、 熱処理歪みの 最大の原因は、 浸炭時に発生する粗大粒である。 この粗大粒を抑制 するために、 従来は、 冷間緞造後、 浸炭焼入れの前に、 焼鈍が行わ れていた。 これに対して、 コス ト削減の視点から、 近年焼鈍省略の 指向が強い。 そのためには、 焼鈍を省略しても粗大粒を生じない鋼 材が強く求められている。
一方、 軸受部品、 転動部品のなかで高面圧が負荷される軸受部品 、 転動部品においては、 高深度浸炭が行われている。 高深度浸炭は 、 通常、 十数時間から数十時間の長時間を要するために、 省エネル ギ一の視点から、 浸炭時間の短縮が重要な課題である。 浸炭時間短 縮のためには、 浸炭温度の高温化が有効である。 通常の浸炭温度は
930°C程度であるが、 これに対して、 990〜 1090 °Cの温度域でいわ ゆる高温浸炭を行う と、 粗大粒が発生し、 転動疲労特性等の必要な 材質特性が得られないという問題が発生している。 そのため、 高温 浸炭でも粗大粒が発生しない、 つまり高温浸炭に適した肌焼鋼が求 められている。 このような高面圧が負荷される軸受部品、 転動部品 は大型部品が多く、 通常 「棒鋼 -熱間鍛造 -必要により焼準等の熱 処理一切削一浸炭焼入れ一必要により研磨」 の工程で製造される。 浸炭時の粗大粒の発生を抑制するためには、 熱間鍛造後の状態で、 つまり素形材の状態で、 粗大粒を抑制するために適正な材質を造り 込んでおく ことが必要がある。
これに対して、 特開昭 56 -75551号公報には、 特定量の A l， Nを含 有する鋼を 1200°C以上に加熱後、 熱間加工をすることにより、 980 °Cで 6時間の浸炭を行った場合でも、 芯部のオーステナイ ト結晶粒 度番号で 6番以上の細粒に保持できる浸炭用鋼が示されている。 し かしながら、 該鋼の粗大粒抑制の能力は不安定であり、 鋼材の製造 工程によつては、 浸炭時の粗大粒の発生を抑制できないのが現実で あ <3 o
また、 特開昭 61— 261427号公報には、 特定量の A l， Nを含有する 鋼を、 A 1と N量に応じた温度に加熱し、 仕上げ温度を 950°C以下の 条件で熱間圧延し、 圧延後の A 1 Nの析出量を 40ppm以下、 フ ライ 卜の結晶粒度番号を 1 1〜 9である浸炭用鋼の製造方法が示されてい る。 しかしながら、 該鋼もやはり、 粗大粒抑制の能力は不安定であ り、 鋼材の製造工程によっては、 浸炭時の粗大粒の発生を抑制でき ないのが現実である。
また、 特開昭 58 -45354号公報には、 特定量の A l， Nb， Nを含有す る肌焼鋼が示されている。 しかしながら、 本鋼もやはり、 粗大粒抑 制の能力は不安定であり、 粗大粒の発生を抑制できる場合もあれば 、 できない場合もある。 また、 該鋼はその実施例から明らかな通り 、 0. 021 %以上の Nを含有する。 そのため、 結晶粒粗大化特性はか えって劣化するとともに、 鋼材の製造時に割れやキズが発生しやす く、 また素材の状態で硬くて冷間加工性が良く ない等の欠点を有し ている。
上記従来の方法では、 浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安 定的に抑制することができず、 歪みや曲がりの発生を防止すること はできない。 また、 高面圧が負荷される軸受部品、 転動部品につい ても、 高温浸炭により高深度浸炭を行って、 十分な強度特性を実現 した例はない。 つまり、 高温浸炭に適した肌焼鋼および浸炭部品用 素形材の先例はない。 発明の開示
本発明は上記従来技術の問題を解決して、 熱処理歪みの小さい浸 炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼とその製造方法、 ならびに熱 間鍛造工程で製造される浸炭部品の製造に関して、 高温浸炭におい ても粗大粒の発生を防止し、 十分な強度特性を有する浸炭部品用素 形材を提供することを目的とする。
本発明者らは、 上記目的を達成するために結晶粒の粗大化の支配 因子について鋭意調査し、 次の点を明らかにした。
( 1 ) 同じ化学組成の鋼材でも、 粗大粒の発生を抑制できる場合 もあれば、 できない場合もあり、 化学組成を制限するのみでは、 粗 大粒を防止することはできない。 化学組成以外の要因と して、 熱間 圧延後または熱間鍛造後の鋼材の炭窒化物の析出状態が重要である
( 2 ) 浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するには、 ピン止め粒子と して微細な A1N， Nb (CN)を浸炭加熱時に多量分散させることがボイ ン トである。
( 3 ) 浸炭加熱時に Nb (CN) のピン止め効果を安定して発揮させ るには、 熱間圧延後または熱間鍛造後の鋼材に、 一定量以上の Nb ( CN) をあらかじめ微細析出させておく ことが必要である。 また、 熱 間圧延後または熱間鍛造後の鋼材に、 粗大な A1Nが析出していたり 、 あるいは、 TiNや A1203が存在すると、 粗大 Nb (CN) の析出の核 になり、 Nb (CN) の微細析出が妨げられる。 そのため、 不純物と し ての Tiの含有量および 0の含有量を極力制限する必要がある。
( 4 ) 浸炭加熱時に A1Nのピン止め効果を安定して発揮させるに は、 Nb (CN) の場合とは逆に、 熱間圧延後または熱間鍛造後の鋼材 の状態で、 A1Nの析出量を極力制限する必要がある。 これは、 上記 のように Nb (CN) の微細析出のためにも、 必須の要件である。 なお 、 熱間圧延後または熱間鍛造後の鋼材に、 TiNや A1203が存在する と、 これが、 A1N析出の核になり、 A1Nの析出量が増大するので、 やはり不純物としての Tiの含有量および 0の含有量を極力制限しな ければならない。
( 5 ) 上記のように炭窒化物の規制を満足したと しても、 熱間圧 延後の鋼材にペイナイ ト組織が混入すると、 浸炭加熱時の粗大粒発 生の原因になる。
( 6 ) さらに、 熱間圧延後の鋼材のフ ライ ト粒が過度に微細で あると、 浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすく なる。 ( 7 ) 熱間圧延後の鋼材の状態で、 A1Nの析出量を極力制限する ためには、 圧延加熱温度を高温にする必要がある。
( 8 ) 熱間圧延後の鋼材に、 一定量以上の Nb (CN) をあらかじめ 微細析出させるためには、 圧延加熱温度及び圧延後の冷却条件を最 適化すれば良い。 すなわち圧延加熱温度を高温にするこ とによって Nb (CN) を一旦マ ト リ ッ クス中に固溶させ、 熱間圧延後に Nb (CN ) の析出温度域を徐冷するこ とによって Nb (CN) を多量、 微細分散 させるこ とができる。
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、 本発明の要旨は以下の通りである。
本発明の請求項 1 4の発明は、 質量％で、
C 0.1 0.40%
Si 0.02 1.3 %
Mn 0.3 1.8 %
S 0.001 0.15%
A1 0.015 0.04%
Nb 0.005 0.04%,
N 0.006 0.020 %
を含有し、
さらに、
Cr 0.4 1.8 %
Mo 0.02 1.0 %
Ni 0. 3.5 %
V 0.03 0.5 %
の 1種または 2種以上を含有し、
P 0.025%以下、
Ti 0.010 %以下、 0 ： 0.0025%以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
熱間圧延後の Nb (CN) の析出量が 0.005%以上であり、 A1Nの析出 量を 0.005%以下に制限し、
又はさ らに、
熱間圧延後の鋼のマ ト リ ッ クス中に直径 0. 1 m以下の Nb (CN) を 20個/ 100 m 2 以上を有し、
又はさ らに、
熱間圧延後のペイナイ トの組織分率を 30%以下に制限し、
又はさ らに、
熱間圧延後のフ ェ ライ ト結晶粒度番号を 8〜 11番とすることを特徴 とする浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼である。
本発明の請求項 5〜 7の発明は、
上記の鋼を製造するに際して、
1150°C以上の温度で保熱時間 10分以上加熱して線材または棒鋼に熱 間圧延し、
又はさ らに、
熱間圧延後に 800〜500 °Cの温度範囲を 1 °CZ秒以下の冷却速度で 徐冷し、
又はさ らに、
熱間圧延の仕上げ温度を 920〜 1000°Cとすることを特徴とする浸炭 時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼の製造方法である。
本発明の請求項 8， 9の発明は、
質量％で
C ： 0.1〜0.40%、
Si ： 0.02〜1.3 %、
Mn： 0· 3〜1· 8 %、 S ： 0.001〜0.15%、
Al ： 0.015〜0.04%、
Nb： 0.005〜0.04%、
N ： 0.006〜 0.020 %、
を含有し、
さ らに、
Cr： 0.4〜1.8 %、
Mo： 0.02〜1.0 %、
Ni ： 0.1〜3.5 %、
V ： 0.03〜0.5 %、
の 1種または 2種以上を含有し、
P ： 0.025%以下、
Ti ： 0.010 %以下、
0 ： 0.0025%以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
熱間鍛造後の Nb (CN) の析出量が 0.005%以上であり、 A1N の析出 量を 0.005%以下に制限し、
又はさ らに、
熱間鍛造後の鋼のマ ト リ ッ クス中に直径 0.1 / m以下の Nb (CN) を 20個 Z100 fi m 2 以上を有することを特徴とする浸炭時の粗大粒防 止特性に優れた浸炭部品用素形材である。 図面の簡単な説明
図 1 は、 Ti量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を 示すグラフである。
図 2 は、 0量と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を 示すグラフである。 図 3 は、 熱間圧延後の A1Nの析出量と Nb (CN) の析出量と結晶粒 粗大化温度の関係について解析した一例を示すグラフである。
図 4 は、 熱間圧延後の鋼のマ ト リ ッ クス中の微細 Nb (CN) の析出 物の個数と結晶粒粗大化温度の関係について解析した一例を示すグ ラフである。
図 5 は、 熱間圧延後のベイナイ ト分率と結晶粒粗大化温度の関係 について解析した一例を示すグラフである。
図 6 は、 熱間圧延後のフ 二ライ ト結晶粒度番号と結晶粒粗大化温 度の関係について解析した一例を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明について詳細に説明する。
まず、 成分の限定理由について説明する。
Cは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、 0.1 %未 満では必要な引張強さを確保することができず、 0.40%を超えると 硬く なつて冷間加工性が劣化するとともに、 浸炭後の芯部靱性が劣 化するので、 0. 1〜0.40%の範囲内にする必要がある。 好適範囲は 0. 1〜0.35%である。
Siは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、 鋼に必要な強度、 焼 入れ性を与え、 焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるが 、 0.02%未満ではその効果は不十分である。 一方、 1.3%を超える と、 硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。 以上の理由から、 そ の含有量を 0.02〜1.3 %の範囲にする必要がある。 冷間加工を受け る鋼材の好適範囲は 0.02〜0.5 % , 更に好適な範囲は 0.02〜0.3 % である。 なお、 特に冷間鍛造性を重視する場合は、 0.02〜0. 15%の 範囲にするのが望ま しい。
一方、 Siは粒界強度の増加に有効な元素であり、 さ らに軸受部品 、 転動部品においては、 転動疲労過程での組織変化、 材質劣化の抑 制による高寿命化に有効な元素である。 そのため、 熱間鍛造工程で 製造される部品において、 高強度化を指向する場合には、 0.2〜1. 3 %の範囲が好適である。 特に転動疲労強度の高いレベルを得るた めには、 0.4〜1.3 %の範囲にするのが望ま しい。 なお、 Si添加に よる軸受部品、 転動部品の転動疲労過程での組織変化、 材質劣化の 抑制の効果は、 浸炭後の組織中の残留オーステナイ ト量 （通称、 残 留 7量） が 30〜40%の時に特に大きい。 残留ァ量をこの範囲で制御 するには、 いわゆる浸炭浸窒処理を行う ことが有効である。 浸炭浸 窒処理は、 浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理である。 表面 の窒素濃度が 0.2〜0.6 %の範囲になるような条件が適切である。 なお、 この場合の浸炭時の炭素ポテンシャルは 0.9~1.3 %の範囲 とするのが望ま しい。
Mnは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、 鋼に必要な強度、 焼 入れ性を与えるのに有効な元素であるが、 0.3%未満では効果は不 十分であり、 1.8%を超えるとその効果は飽和するのみならず、 硬 さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、 0.3%〜 1.8%の範囲 内にする必要がある。 好適範囲は 0.5〜1.2 %である。 なお、 冷間 鍛造性を重視する場合は、 0.5〜0.75%の範囲にするのが望ま しい o
Sは鋼中で MnSを形成し、 これによる被削性の向上を目的と して 添加するが、 0.001%未満ではその効果は不十分である。 一方、 0. 15%を超えるとその効果は飽和し、 むしろ粒界偏析を起こ し粒界脆 化を招く。 以上の理由から、 Sの含有量を 0.001〜0. 15%の範囲内 にする必要がある。 好適範囲は 0.005〜0.15%、 更に好適な範囲は 0.005〜0.04%である。 なお、 軸受部品、 転動部品においては、 Mn S が転動疲労寿命を劣化させるために、 Sを極力低減する必要があ り、 0.001〜0.01%の範囲にするのが望ま しい。
A1は、 浸炭加熱の際に、 鋼中の Nと結び付いて A1Nを形成し、 結 晶粒の微細化、 及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。 0.0 15%未満ではその効果は不十分である。 一方、 0.04%を超えると、 A1Nの析出物が粗大になり、 結晶粒の粗大化抑制に寄与しなく なる 。 以上の理由から、 その含有量を 0.015〜0.04%の範囲内にする必 要がある。 好適範囲は 0.02〜0.035 %である。
Nbは、 浸炭加熱の際に、 鋼中の C， Nと結び付いて Nb (C, N) を 形成し、 結晶粒の微細化、 及び結晶粒の粗大化抑制に有効な元素で ある。 0.005%未満ではその効果は不十分である。 一方、 0.04%を 超えると、 素材の硬さが硬く なって冷間鍛造性が劣化するとともに 、 Nb (C, N) の析出物が粗大になり、 結晶粒の粗大化抑制に寄与し なく なる。 以上の理由から、 その含有量を 0.005〜0.04%の範囲内 にする必要がある。 好適範囲は 0.01〜0.03%である。 なお、 本願発 明の鋼および浸炭部品用素形材は、 浸炭加熱時に侵入してく る炭素 および窒素と固溶 Nbが反応して、 浸炭層に微細な Nb (CN) が多量に 析出する。 そのために、 軸受部品、 転動部品においては、 これらの Nb (CN) が転動疲労寿命の向上に寄与する。 したがって、 軸受部品 、 転動部品において、 特に高いレベルの転動疲労寿命を指向する場 合には、 浸炭時の炭素ポテンシャルを 0.9〜1.3 %の範囲で高めに 設定すること、 あるいは、 いわゆる浸炭浸窒処理を行う ことが有効 である。 浸炭浸窒処理は、 上記のように浸炭後の拡散処理の過程で 浸窒を行う処理であるが、 表面の窒素濃度が 0.2〜0.6 %の範囲に なるような条件が適切である。
Nは A1N， Nb (C， N)の析出による浸炭時の結晶粒の微細化、 及び 結晶粒の粗大化抑制を目的と して添加するが、 0.006%未満ではそ の効果は不十分である。 一方、 0.020 %を超えると、 その効果は飽 和する。 過剰な Nの添加は、 素材の硬さを増大させ、 冷間鍛造性お よび最終部品の転動疲労特性を劣化させる。 以上の理由から、 その 含有量を 0.006〜0.020 %の範囲内にする必要がある。 好適範囲は 0.009〜0.020 %である。
次に、 本願発明では、 Cr， Mo, Ni, Vの 1種又は 2種以上を含有 する。
Crは鋼に強度、 焼入れ性を与えるのに有効な元素であり、 さ らに 軸受部品、 転動部品においては、 浸炭後の残留ァ量を増大させると ともに、 転動疲労過程での組織変化、 材質劣化の抑制による高寿命 化に有効な元素である。 0.4%未満ではその効果は不十分であり、
1.8%を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する 。 以上の理由から、 その含有量を 0.4〜1.8 %の範囲内にする必要 がある。 好適範囲は 0.7〜1.6 %、 更に好適な範囲は 0.7〜1.5 % である。 なお、 Cr添加による軸受部品、 転動部品の転動疲労過程で の組織変化、 材質劣化の抑制の効果は、 浸炭後の組織中の残留ァ量 が 25〜40%の時に特に大きい。 残留ァ量をこの範囲で制御するには 、 いわゆる浸炭浸窒処理を行い、 表面の窒素濃度が 0.2〜0.6 %の 範囲になるようにすることが有効である。
Moも鋼に強度、 焼入れ性を与えるのに有効な元素であり、 さ らに 軸受部品、 転動部品においては、 浸炭後の残留ァ量を増大させると ともに、 転動疲労過程での組織変化、 材質劣化の抑制による高寿命 化に有効な元素である。 0.02%未満ではその効果は不十分であり、
1.0%を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する 。 以上の理由から、 その含有量を 0.02〜1.0 %の範囲内にする必要 がある。 好適範囲は 0.02〜0.5 %、 更に好適な範囲は 0.02〜0.4 % である。 Mo添加による軸受部品、 転動部品の転動疲労過程での組織 変化、 材質劣化の抑制の効果についても、 Crと同様に、 いわゆる浸 炭浸窒処理を行い、 浸炭後の組織中の残留 Ί量が 25〜40%の時に特 大き ヽ o
Niも鋼に強度、 焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、 0.1 %未満ではその効果は不十分であり、 3.5%を超えて添加すると硬 さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。 以上の理由から、 その含有 量を 0.1〜3.5 %の範囲内にする必要がある。 好適範囲は 0.4〜2. 0 %である。
Vも鋼に強度、 焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、 0.03 %未満ではその効果は不十分であり、 0.5%を超えて添加すると硬 さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。 以上の理由から、 その含有 量を 0.03〜0.5 %の範囲内にする必要がある。 好適範囲は 0.07〜0. 2 %である。
Pは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、 靱性を劣化させる元素である ため、 冷間鍛造性が劣化する。 また、 焼入れ、 焼戻し後の部品の結 晶粒界を脆化させることによって、 疲労強度を劣化させるので、 で きるだけ低減することが望ま しい。 従ってその含有量を 0.025%以 下に制限する必要がある。 好適範囲は 0.015%以下である。
本発明のような高 N鋼においては、 Tiは鋼中の Nと結び付いて T iNを形成する。 TiNの析出物は粗大であり、 浸炭時の結晶粒の微細 化、 及び結晶粒の粗大化抑制に寄与しない。 むしろ、 TiNが存在す ると、 A1Nや Nb (CN) の析出サイ トとなり、 熱間圧延時に A1Nや Nb (CN) が粗大に析出し、 浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなく な る。 そのため、 Ti量はできるだけ低減することが望ま しい。 図 1 に Ti量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。 圧下率 R =50%の冷間据 え込みを行った後、 各温度で 5時間保定して浸炭シ ミ ュ レーショ ン を行った結果である。 Ti含有量が 0.010 %を超えると粗大粒発生温 度が 950°C以下になり、 実用的には粗大粒の発生が懸念される。 以 上の理由から、 Tiの含有量を 0.010 %以下に制限する必要がある。 好適範囲は 0.005%以下である。 なお、 軸受部品、 転動部品におい ては、 粗大な TiN の存在は、 最終部品の転動疲労特性の顕著な劣化 を招く。 そのため、 軸受部品、 転動部品と して適用する場合には、 Tiの含有量を 0.0025%以下に制限するのが望ま しい。
本発明のような高 A1鋼においては、 0は鋼中で A 1203のような酸 化物系介在物を形成する。 酸化物系介在物が鋼中に多量に存在する と、 A1Nや Nb (CN) の析出サイ トとなり、 熱間圧延時に A1Nや Nb ( CN) が粗大に析出し、 浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなく なる 。 そのため、 0量はできるだけ低減することが望ま しい。 図 2 に〇 量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。 圧下率 R = 50%の冷間据え 込みを行った後、 各温度で 5時間保定して浸炭シ ミ ュ レーショ ンを 行った結果である。 0含有量が 0.0025%を超えると粗大粒発生温度 が 950°C未満になり、 実用的には粗大粒の発生が懸念される。 以上 の理由から、 その含有量を 0.0025%以下に制限する必要がある。 好 適範囲は 0.002%以下である。 なお、 軸受部品、 転動部品において は、 酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、 0含有量が 低いほど転動寿命は向上する。 そのため、 軸受部品、 転動部品にお いては、 0含有量を 0.0012%以下に制限するのが望ま しい。
本願発明では、 熱間圧延後または熱間鍛造後の Nb (CN) の析出量 が 0.005%以上であり、 A1Nの析出量を 0.005%以下に制限するが 、 このよう に限定した理由を以下に述べる。
浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するにはピン止め粒子と して微細 な A1N， Nb (CN)を浸炭時に多量分散させることが有効である。 粗大 な A1N， Nb (CN)は浸炭時の結晶粒の粗大化防止に全く役に立たない ばかりでなく、 むしろピン止め粒子の数を減らす作用をするため、 粗大化防止に対して有害である。 ここで、 Nbは、 鋼中の C， Nと結 合し、 NbC， NbN及び両者が複合した Nb (CN) を生成するが、 本願発 明で言う Nb (CN) はこれら 3種類の析出物の総称と して用いている まず、 浸炭加熱時に Nb (CN) のピン止め効果を安定して発揮させ るには、 熱間圧延後または熱間鍛造後の鋼材に、 一定量以上の Nb ( CN) をあらかじめ微細析出させておく ことが必要である。 また、 浸 炭加熱時に A1Nのピン止め効果を安定して発揮させるには、 熱間圧 延後または熱間鍛造後の鋼材の状態で、 A1Nの析出量を逆に極力制 限する必要がある。 これは、 熱間圧延後または熱間鍛造後の鋼材の 状態で析出する A1Nは粗大であり、 ピン止め粒子と して寄与しない ばかり力、、 むしろ上記の Nb (CN) の粗大析出の核になり、 Nb (CN) の微細析出が妨げられて、 結晶粒の粗大化を促進する。 図 3 に熱間 圧延後の A1Nの析出量と Nb (CN) の析出量と結晶粒粗大化温度との 関係を示す。 球状化焼鈍後、 圧下率 R =50%の冷間据え込みを行つ た後、 950°C 5時間の条件で浸炭シミ ュレ一ショ ンを行つた結果 である。 Nb (CN) の析出量が 0.005%未満、 および A1Nの析出量が 0.005%を超えると粗大粒が生成する。 以上から、 熱間圧延後また は熱間鍛造後の Nb (CN) の析出量を 0.005%以上に、 また、 A1Nの 析出量を 0.005%以下に制限する必要がある。 好適範囲は、 熱間圧 延後または熱間鍛造後の Nb (CN) の析出量 0.01%以上、 A1Nの析出 量 0.003%以下である。 なお、 熱間圧延後または熱間鍛造後の鋼材 の状態で、 A1Nの析出量を本発明の範囲で極力制限すれば、 その後 の焼鈍過程、 焼準過程、 あるいは浸炭時の昇温過程で A1Nを鋼中に 微細分散させることが可能になり、 浸炭時の粗大粒を防止すること が可能になる。 なお、 A1N の析出量の化学分析法と しては、 臭素メ タノ一ル溶液で溶解し、 0.2 / mのフィルタ一で残さを採取し、 こ れを化学分析する方法が一般的であり、 また Nb (CN) の析出量の化 学分析法と しては、 塩酸で溶解し、 0. mのフ ィ ルタ一で残さを 採取し、 これを化学分析する方法が一般的である。 0.2 z mのフ ィ ルターを用いても、 ろ過の過程で析出物によりフィルタ一が目詰ま りを起こすため、 実際には 0.2^ m以下の微細な析出物の抽出も可 能である。
次に、 本願発明の請求項 2、 請求項 6、 請求項 9では、 Nb添加鋼 について、 熱間圧延後の鋼のマ ト リ ッ クス中に直径 0.1 m以下の Nb (CN) を 20個 Z 100 / m 2 以上を有するが、 このよ う に限定した 理由を以下に述べる。
結晶粒の粗大化を抑制するには、 上記のように、 結晶粒界をピン 止めする粒子を多量、 微細に分散させることが有効であり、 粒子の 直径が小さいほど、 また量が多いほどピン止め粒子の数が増加する ため好ま しい。 微細 Nb (CN) と結晶粒粗大化温度との関係を図 4 に 示す。 圧下率 R = 50%の冷間据え込みを行った後、 各温度で 5時間 保定して浸炭シ ミ ュ レーシ ョ ンを行った結果である。 図 4から明ら かなように、 結晶粒粗大化特性と熱間圧延後の微細な析出粒子数に は極めて密接な関連があり、 マ ト リ ッ ク ス中に直径 0.1 z m以下の Nb (CN) を 20個/ 100^ m2 以上分散させると実用上の浸炭加熱温 度域において結晶粒の粗大化が生じず、 優れた結晶粒粗大化防止特 性が得られる。 以上から、 マ ト リ ッ ク ス中に直径 0.1〃 m以下の Nb (CN) が 20個/ 100// m 2 以上分散していることが必要である。 好 適範囲は 50個/ 100 m 2 以上である。 なお、 Nb (CN) の分散状態 は、 鋼材のマ ト リ ッ ク ス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によ つて採取し、 透過型電子顕微鏡で、 30000倍で 20視野程度観察し、 直径 0.1 z m以下の Nb (CN) の数を数え、 100〃 m2 あたりの数に 換算することにより求めることができる。
次に、 本願発明の請求項 3， 6では、 熱間圧延後のペイナイ 卜の 組織分率を 30 %以下に制限するが、 このよう に限定した理由を以下 に述べる。
上記のように A 1 N， Nb (CN)の規制を満足したと しても、 熱間圧延 後の鋼材にペイナイ ト組織が混入すると、 浸炭加熱時の粗大粒発生 の原因になる。 図 5 にべイナィ ト分率と結晶粒粗大化温度との関係 を示す。 圧下率 R = 50 %の冷間据え込みを行った後、 各温度で 5時 間保定して浸炭シ ミ ュ レーショ ンを行った結果である。 ペイナイ ト の組織分率が 30 %を超えると粗大粒発生温度が 950°C未満になり、 実用的には粗大粒の発生が懸念される。 また、 ペイナイ 卜の混入の 抑制は冷間加工性改善の視点からも望ま しい。 以上の理由から、 熱 間圧延後のペイナイ 卜の組織分率を 30 %以下に制限する必要がある 。 好適範囲は 20 %以下である。 なお、 熱間鍛造工程で製造される部 口
ΠΠにおいては、 熱間鍛造時の鍛造温度と鍛造後の冷却速度を制御し て、 素形材の状態でペイナイ 卜の組織分率を 30 %以下に抑制すると 、 熱間鍛造後の焼準の省略が可能になる。
次に、 本願発明の請求項 4， 7では、 熱間圧延後のフ ライ ト結 晶粒度番号を 8〜 11番とするが、 このように限定した理由を以下に 述べる。
熱間圧延後の鋼材のフ ェライ ト粒が過度に微細であると、 浸炭加 熱時に粗大粒が発生しやすく なる。 図 6 にフ ライ ト結晶粒度と結 晶粒粗大化温度との関係を示す。 圧下率 R = 50 %の冷間据え込みを 行った後、 各温度で 5時間保定して浸炭シ ミ ュ レーショ ンを行った 結果である。 フ ェライ 卜結晶粒度番号が 11番を超えると粗大粒発生 温度が 950°C未満になり、 実用的には粗大粒の発生が懸念される。 また、 熱間圧延後の鋼材のフ ユライ ト結晶粒度番号を 8番未満の粗 粒にすると、 熱間圧延材の硬さが増加し、 冷間鍛造性が劣化する。 以上の理由から、 熱間圧延後のフ ェライ ト結晶粒度番号を 8 ~ 1 1番 の範囲内にする必要がある。
次に、 熱間圧延条件について説明する。
上記の本発明成分からなる鋼を、 転炉、 電気炉等の通常の方法に よって溶製し、 成分調整を行い、 铸造工程、 必要に応じて分塊圧延 工程を経て、 線材または棒鋼に熱間圧延する圧延素材とする。
次に、 本発明の請求項 5 は、 圧延素材を 1150°C以上の温度で保熱 時間 10分以上加熱の温度で加熱する。 加熱条件が、 1150°C未満であ るか、 あるいは加熱温度が 1150°C以上でも保熱時間が 10分未満では 、 A1N及び Nb (CN) を一旦マ ト リ ッ クス中に固溶させることができ ない。 そのため、 熱間圧延後の鋼材に、 一定量以上の Nb (CN) をあ らかじめ微細析出させるこ とができず、 熱間圧延後に粗大な A1Nお よび Nb (CN) が存在し、 浸炭時に粗大粒の発生を抑制することがで きない。 そのため、 熱間圧延に際して、 1150°C以上の温度で保熱時 間 10分以上加熱するこ とが必要である。 好適範囲は 1180°C以上の温 度で保熱時間 10分以上である。
次に、 本発明の請求項 6 は、 熱間圧延後に 800〜500 °Cの温度範 囲を 1 °CZ秒以下の冷却速度で徐冷する。 冷却条件は、 l °CZ s を 超えると Nb (CN) の析出温度域を短時間しか通過させることができ ず、 熱間圧延後の微細な Nb (CN) の析出量が不十分となり、 さ らに また、 ペイナイ 卜の組織分率が大き く なる。 そのため、 浸炭時に粗 大粒の発生を抑制することができなく なる。 また、 冷却速度が大き いと圧延材の硬さが上昇し、 冷間鍛造性が劣化するため、 冷却速度 はできるだけ小さ く するのが望ま しい。 好適範囲は 0.7°C/ s以下 である。 なお、 冷却速度を小さ く する方法と しては、 圧延ライ ンの 後方に保温カバーまたは熱源付保温カバ一を設置し、 これにより、 徐冷を行う方法が挙げられる。
次に、 本発明の請求項 7 は、 熱間圧延の仕上げ温度を 920〜1000 °Cとする。 仕上げ温度が 920 °C未満では、 フ ライ ト結晶粒度が過 度に微細になりすぎて、 その後の浸炭時に粗大粒が発生しやすく な る。 一方、 仕上げ温度が 1 000 °Cを超えると、 圧延材の硬さが硬く な つて冷間鍛造性が劣化する。 以上の理由から、 熱間圧延の仕上げ温 度を 920〜 1 000 °Cとする。
次に請求項 8， 9 は、 浸炭時の粗大粒防止特性に優れた浸炭部品 用素形材に関する発明である。 本発明は、 「棒鋼一熱間緞造ー必要 により焼準等の熱処理一切削一浸炭焼入れ一必要により研磨」 のェ 程で製造される浸炭部品および浸炭浸窒部品に関するものであり、 本発明における素形材とは、 熱間鍛造後の中間部品を指す。 本願発 明の浸炭時の粗大粒防止特性に優れた浸炭部品用素形材を用いれば 、 990 °C〜 1090 °Cの温度域での高温浸炭のような厳しい条件での浸 炭焼入れ熱処理においても、 粗大粒の発生の抑制が可能となり、 優 れた材質特性が得られる。 例えば、 軸受部品、 転動部品の場合であ ると、 高温浸炭を行っても、 優れた転動疲労特性が得られる。 各要 件の限定理由は、 請求項 1 〜 2で述べたのと同じである。
本願発明では、 铸片のサイズ、 凝固時の冷却速度、 分塊圧延条件 については特に限定するものではなく、 本発明の要件を満足すれば いずれの条件でも良い。
なお、 本願発明では、 浸炭条件を特に限定するものではない。 軸 受部品、 転動部品において、 特に高いレベルの転動疲労寿命を指向 する場合には、 上記のように、 浸炭時の炭素ポテンシャルを 0. 9〜 1. 3 %の範囲で高めに設定すること、 あるいは、 いわゆる浸炭浸窒 処理を行う ことが有効である。 浸炭浸窒処理は、 浸炭後の拡散処理 の過程で浸窒を行う処理であるが、 表面の窒素濃度が 0. 2〜0. 6 % の範囲になるような条件が適切である。 これらの条件を選択するこ とにより、 浸炭層に微細な Nb ( CN) が多量に析出し、 また残留ァが 25〜40%導入されることが、 転動寿命の向上に寄与する。 実施例
以下に、 本発明の効果を実施例により、 さ らに具体的に示す。 実施例 1
表 1 に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続铸造し、 必要に応じて 分塊圧延工程を経て 162mm角の圧延素材と した。 続いて、 熱間圧延 により、 直径 23〜 25mmの棒鋼を製造した。 熱間圧延の条件は、 加熱 温度 1080°C〜1280°C、 仕上げ温度は 920°C〜 1000°C、 圧延後の 800 °C - 500 °Cの冷却速度は 0.2— 1.5 °CZ秒の範囲である。
熱間圧延後の棒鋼から、 A1Nの析出量、 Nb (CN) の析出量を化学 分析により求めた。 また、 圧延後の棒鋼のビッカーズ硬さを測定し 、 冷間加工性の指標とした。
上記の工程で製造した棒鋼について、 球状化焼鈍を行った後、 据 え込み試験片を作成し、 圧下率 50%の据え込みを行った後、 浸炭シ ミ ュレ一ショ ンを行つた。 浸炭シ ミ ュ レ一ショ ンの条件は、 910°C 〜1010°Cに 5時間加熱一水冷である。 その後、 切断面に研磨一腐食 を行い、 旧オーステナイ ト粒径を観察して粗粒発生温度 （結晶粒粗 大化温度） を求めた。 浸炭処理は通常 930〜950 °Cの温度域で行わ れるため、 粗粒発生温度が 950°C以下のものは結晶粒粗大化特性に 劣ると判定した。 なお、 旧オーステナィ ト粒度の測定は JIS G 0551 に準じて行い、 400倍で 10視野程度観察し、 粒度番号 5番以下の粗 粒が 1 つでも存在すれば粗粒発生と判定した。
これらの調査結果をまとめて、 表 2 に示す。 950°C浸炭時のァ粒 度もあわせて示した。 本発明例の結晶粒粗大化温度は 960°C以上で あり、 通常の上限の浸炭条件である 950°Cでは、 細整粒であること が明らかである。 一方、 比較例 12は Alの含有量が本願規定の範囲を下回った場合で あり、 粗大化特性は劣る。 比較例 13， 14は A1の含有量が本願規定の 範囲を上回った場合であり、 粗大化特性は劣る。 これは、 粗大な A INが存在し、 A1Nと Nb (CN) の微細分散が妨げられたためである。 比較例 15は Nbの含有量が本願規定の範囲を下回つた場合であり、 粗 大化特性は劣る。 本実施例のように球状化焼鈍後に冷間鍛造する場 合には、 微細な Nb (CN) が存在しないと、 微細な A1Nのみでは粗大 粒を抑制できない。 比較例 16， 17は Nbの含有量が本願規定の範囲を 上回った場合であり、 粗大化特性は劣る。 比較例 18は Nの含有量が 本願規定の範囲を下回つた場合であり、 窒化物の量が不足するため 、 粗大化特性は劣る。 比較例 19は Nの含有量が本願規定の範囲を上 回った場合であり、 析出物が粗大になり、 やはり粗大化特性は劣る 。 特開昭 58- 45354号公報の実施例 Z発明鋼の鋼材の粗大化特性が必 ずしも良く ない原因は、 N量が 0.021%以上と高いためと考えられ る。 比較例 20〜21は、 Tiの含有量、 0の含有量が本願規定の範囲を 上回った場合であり、 いずれも粗大化特性は劣る。 また、 比較例 22 は、 成分系は本願発明の範囲にあるが、 熱間圧延後の冷却速度が 1 .5°CZ秒と速く、 熱間圧延後の Nb (CN) の析出量が本願規定の範囲 を下回った場合であり、 粗大粒発生温度は低い。 また、 比較例 23も 成分系は本願発明の範囲にあるが、 熱間圧延加熱温度が 1080°Cと低 く、 A1Nの容体化が不十分であり、 熱間圧延後の A1Nの析出量が本 願規定の範囲を上回つた場合であり、 粗大粒発生温度は低い。
実施例 2
実施例 1 で製造した 162mm角の圧延素材を用いて、 熱間圧延によ り、 直径 23〜25關の棒鋼を製造した。 熱間圧延の条件は、 加熱温度 1150°C〜 1280°C、 仕上げ温度は 840°C〜 1000°C、 圧延後の 800°C— 500 °Cの冷却速度は 0.2— 1.5 °C /秒の範囲である。 熱間圧延後の棒鋼の Nb (CN) の分散状態を調べるため、 棒鋼のマ ト リ ックス中に存在する析出物を抽出レプリ カ法によって採取し、 透過型電子顕微鏡で観察した。 観察方法は 30000倍で 20視野程度観 察し、 直径 0.1 / m以下の Nb (CN) の数を数え、 100 z m 2 あたり の数に換算した。 また、 圧延後の棒鋼の組織観察を行い、 ペイナイ 卜の組織分率、 フ ェライ 卜の結晶粒度番号を求めた。
熱間圧延棒鋼を焼鈍した後、 実施例 1 と同様の方法で、 結晶粒粗 大化温度を求めた。 これらの調査結果をまとめて、 表 3 に示す。 第 2発明例の結晶粒粗大化温度は 970°C以上であり、 950°C浸炭時の y粒度は 8.7番以上である。 また、 第 3発明例の結晶粒粗大化温度 は 990°C以上であり、 950°C浸炭時のァ粒度は 9.5番以上である。 さ らに、 第 4発明例の結晶粒粗大化温度は 1010°C以上であり、 950 °C浸炭時のァ粒度は 10.0番以上である。 このよう に、 本願発明例で は、 いずれも、 通常の上限の浸炭条件である 950°Cでは、 細整粒で あることが明らかである。
一方、 比較例 34は、 熱間圧延後の冷却速度が 1.5°C/秒と速く、 熱間圧延後の Nb (CN) の析出量と Nb (CN) の個数が本願規定の範囲 を下回った場合であり、 比較例 43も、 熱間圧延後の冷却速度が 1.5 °CZ秒と速く、 熱間圧延後のペイナイ 卜の組織分率が本願規定の範 囲を上回った場合であり、 いずれも粗大粒発生温度は低い。 比較例 50は、 熱間圧延の仕上げ温度が 840°Cと低く、 フ ェライ ト結晶粒度 番号が本願規定の範囲を上回つた場合であり、 粗大粒発生温度は低 い。
実施例 3
実施例 1 で製造した 162mm角の圧延素材を用いて、 種々の条件で 熱間圧延を行う ことにより、 直径 25賴の棒鋼を製造した。
熱間圧延棒鋼を球状化焼鈍を行った後、 実施例 1 と同様の方法で 結晶粒粗大化温度を求めた。 これらの調査結果をまとめて、 表 4 に 示す。 本発明例の結晶粒粗大化温度は 970°C以上であり、 950°C浸 炭時のァ粒度は 8.8番以上である。 通常の上限の浸炭条件である 9 50°Cでは、 細整粒であることが明らかである。
一方、 比較例 53は、 熱間圧延時の加熱温度が本願規定の範囲を下 回り、 A1Nの析出量も本願規定の範囲を上回った場合であり、 910 ででも粗大粒が発生する。
実施例 4
実施例 1 で製造した 162mm角の圧延素材を用いて、 種々の条件で 熱間圧延を行う ことにより、 直径 25mniの棒鋼を製造した。
熱間圧延棒鋼を球状化焼鈍を行った後、 実施例 1 と同様の方法で 結晶粒粗大化温度を求めた。 これらの調査結果をまとめて、 表 5 に 示す。 第 6発明例の結晶粒粗大化温度は 990°C以上であり、 950°C 浸炭時のァ粒度は 9.4番以上である。 また、 第 7発明例の結晶粒粗 大化温度は 1010°C以上であり、 950°C浸炭時の y粒度は 10.0番以上 である。 このように、 本願発明例では、 いずれも、 通常の上限の浸 炭条件である 950°Cでは、 細整粒であることが明らかである。
一方、 比較例 73は、 熱間圧延時の仕上げ温度が本願規定の範囲を 下回った場合であり、 圧延後のフ ライ ト結晶粒度も本願規定の範 囲を上回った場合であり、 950°Cで粗大粒が発生する。 比較例 74は 、 熱間圧延時の冷却速度が本願規定の範囲を上回り、 ペイナイ トの 組織分率も本願規定の範囲を上回つた場合であり、 950°Cで粗大粒 が発生する。
実施例 5
表 6 に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続铸造し、 必要に応じて 分塊圧延工程を経て 162隱角の圧延素材と した。 続いて、 熱間圧延 により、 直径 80匪の棒鋼を製造した。 この棒鋼を素材と して、 熱間 鍛造を行い直径 65匪の素形材に仕上げた。 熱間鍛造の加熱温度は 11 00°C〜 1290°Cである。 熱間鍛造後の 800°C— 500 °Cの冷却速度は 0 .2— 1.3 。CZ秒の範囲である。
熱間鍛造により成形された素形材から、 A1N の析出量、 Nb (CN) の析出量を化学分析により求めた。
上記の工程で製造した素形材について、 900°C X 1 時間加熱空冷 の条件で焼準処理を行った。 その後、 1050°C X 5時間一水冷の条件 で浸炭シ ミ ュ レーシ ョ ンを行った。 その後、 切断面に研磨一腐食を 行い、 旧オーステナィ ト粒径を観察した。 旧オーステナイ ト粒度の 測定は JIS G 0551に準じて行った。
また、 上記の熱間鍛造により成形された素形材を焼準した後、 直 径 12.2麵の円柱状の転動疲労試験片を作成し、 浸炭焼入れを行った 。 浸炭処理は次の 3条件のいずれかである。 なお、 浸炭条件 Πは、 いわゆる浸炭浸窒処理である。
I . 1000°C X 12時間、 炭素ポテンシャル 1.15%
Π . 1000°C X 12時間、 炭素ポテンシャル 1.15%、 引き続いて 870 °Cで浸窒処理。 窒素濃度約 0.4%。
M. 1050°C X 1 時間、 炭素ポテンシャル 1.2%
また、 いずれの条件ともに焼入れ油の温度は 130°C、 焼戻しは 1 80°C 2時間の条件である。
これらの浸炭焼入れ材について、 硬さ、 残留オーステナイ ト量、 ァ粒度を調査した。 さ らに、 点接触型転動疲労試験機 （ヘルツ最大 接触応力 5884MPa)を用いて転動疲労特性を評価した。 疲労寿命の尺 度として、 「試験結果をヮィブル確率紙にプロ ッ ト して得られる累 積破損確率 10%における疲労破壌までの応力繰り返し数」 と して定 義される L ,。寿命を用いた。
これらの調査結果をまとめて、 表 7 に示す。 転動疲労寿命は比較 例 98 (鋼水準 u ) の L ,。寿命を 1 と した時の各材料の L ,。寿命の相 対値を示した。
表 7 に示した通り、 本発明例では、 ァ粒は 8番以上の細粒であり 、 転動疲労寿命も比較例に比べて 5倍以上と極めて良好である。 特 に、 浸炭条件 Πで浸炭浸窒処理を行った本発明例は転動疲労寿命が 顕著に優れている。 これは、 残留ァ量が多く、 さ らに浸炭浸窒時に Nb ( CN) が浸炭層に多量に析出したためである。
一方、 比較例 96は A 1の含有量が本願規定の範囲を下回った場合で あり、 比較例 97は A 1の含有量が本願規定の範囲を上回つた場合であ り、 粗大粒が発生している。 比較例 98は Nbの含有量が本願規定の範 囲を下回った場合であり、 比較例 99は Nbの含有量が本願規定の範囲 を上回った場合であり、 やはり粗大粒が発生している。 比較例 100 は Nの含有量が本願規定の範囲を下回つた場合であり、 窒化物の量 が不足するため、 粗大粒が発生している。 比較例 101 は Nの含有量 が本願規定の範囲を上回った場合であり、 析出物が粗大になり、 や はり粗大粒が発生している。 比較例 102， 103は、 T iの含有量、 0の 含有量が本願規定の範囲を上回つた場合であり、 いずれも本発明例 に比較して粗粒である。 また、 転動疲労特性も不十分である。 比較 例 104 は、 成分系は本願発明の範囲にあるが、 熱間鍛造後の冷却速 度が 1. 3°C Z秒と速く、 熱間鍛造後の Nb ( CN) の析出量が本願規定 の範囲を下回った場合であり、 粗大粒が発生している。 また、 比較 例 105 も成分系は本願発明の範囲にあるが、 熱間鍛造加熱温度が 1 1 00°Cと低く、 A 1 N の溶体化が不十分であり、 熱間鍛造後の A 1 N の析 出量が本願規定の範囲を上回った場合であり、 粗大粒が発生してい 次に、 熱間鍛造により成形された素形材から採取した一部の試験 片については、 上記の条件で浸炭焼入れ後、 900°C X 1 時間加熱焼 入れの条件で再加熱焼入れを実施した。 結果を表 8 に示す。 本発明 例の y粒はさ らに細粒になり、 また転動疲労寿命もさ らに向上する ことが明らかである。 特に、 浸炭条件 Πで浸炭浸窒処理を行った材 料は、 再加熱焼入れにより、 転動疲労寿命が顕著に向上している。 これは、 本発明例では、 再加熱焼入れにより、 Nb (CN) がー層多量 微細分散するためである。
実施例 6
実施例 5で製造した直径 80隨の圧延棒鋼を用いて、 熱間鍛造によ り、 直径 30〜45匪の素形材を製造した。 熱間鍛造の条件は、 加熱温 度 1200°C〜 1300°C、 鍛造後の 800°C— 500 °Cの冷却速度は 0.4— 1. 5 °C /秒の範囲である。
熱間鍛造により成形された素形材の Nb (CN) の分散状態を調べる ため、 マ ト リ ックス中に存在する析出物を抽出レプリ力法によって 採取し、 透過型電子顕微鏡で観察した。 観察方法は 30000倍で 20視 野程度観察し、 直径 0. 1 /z m以下の Nb (CN) の数を数え、 100// m 2 あたりの数に換算した。
実施例 5 と同様の浸炭処理等を行い、 転動疲労特性他を求めた。 これらの調査結果をまとめて、 表 9 に示す。 本願発明例では、 いず れも、 ァ粒は細粒であり、 転動疲労特性も優れている。
一方、 比較例 125 は、 熱間鍛造後の冷却速度が 1.5°C/秒と速く 、 熱間鍛造後の Nb (CN) の析出量と Nb (CN) の個数が本願規定の範 囲を下回った場合であり、 結晶粒が粗大であり、 転動疲労特性も不 十分である。 (質量％)
IS? ffl綱フ小竿淮 c
し 1； mil c A 1 M Ni V P Ti 0
A 0.19 0.29 0.83 0.012 0.028 0.028 0.0184 1.07 ― ― ― 0.016 0.0018 0.0014
B 0.20 0.04 0.81 0.015 0.031 0.025 0.0174 1.05 ― ― ― 0.014 0.0021 0.0009
C 0.20 0.05 0.66 0.015 0.028 0.025 0.0173 1.53 ― ― ― 0.015 0.0022 0.0018
D 0.19 0.26 0.82 0.020 0.026 0.023 0.0146 1.04 0.18 ― ― 0.017 0.0020 0.0016
E 0.21 0.04 0.64 0.017 0.030 0.026 0.0162 0.99 0.16 ― ― 0.013 0.0019 0.0014 明 F 0.20 0.03 0.75 0.014 0.031 0.022 0.0173 0.84 0.74 ― ― 0.009 0.0017 0.0016
G 0.19 0.04 0.72 0.016 0.032 0.024 0.0168 0.83 0.76 0.12 0.012 0.0022 0.0017
H 0.20 0.26 0.65 0.021 0.030 0.022 0.0159 0.55 0.21 1.78 0.013 0.0021 0.0018
J 0.20 0.42 0.78 0.018 0.035 0.022 0.0164 0.98 ― ― ― 0.016 0.0022 0.0017 m
K 0.20 0.27 0.75 0.013 0.025 0.022 0.0101 1.02 一 ― ― 0.015 0.0020 0.0015
L 0.19 0.23 0.80 0.018 0.026 0.020 0.0089 0.98 0.21 一- ― 0.018 0.0021 0.0019
M 0.21 0.20 0.80 0.015 0.011 0.025 0.0170 1.00 ― ― 0.015 0.0018 0.0013
N 0.20 0.06 0.81 0.016 0.049 0.022 0.0181 0.98 ― ― ― 0.017 0.0017 0.0009
0 0.20 0.05 0.81 0.015 0.052 0.026 0.0163 1.05 0.16 ― ― 0.013 0.0019 0.0016
P 0.19 0.05 0.76 0.016 0.026 0.002 0.0167 1.12 一 一 ― 0.015 0.0022 0.0018
Q 0.20 0.24 0.79 0.019 0.031 0.048 0.0142 1.06 ― ― ― 0.019 0.0017 0.0017 較
R 0.78 0.021 0.035 0.053 0.0148 0.97 0.17 ―
0.20 0.23 ― 0.016 0.0018 0.0019
S 0.20 0.18 0.83 0.017 0.029 0.027 0.0052 1.05 0.016 0.0018 0.0014
T 0.21 0.06 0.81 0.014 0.030 0.028 0.0224 0.99 0.014 0.0021 0.0009 鋼
u 0.20 0.05 0.84 0.016 0.028 0.020 0.0180 1.02 0.016 0.0124 0.0018
V 0.19 0.24 0.79 0.020 0.026 0.022 0.0151 0.98 0.016 0.0022 0.0029 w 0.20 0.25 0.78 0.015 0.032 0.024 0.0175 1.00 0.014 0.0019 0.0017
X 0.19 0.24 0.83 0.017 0.030 0.026 0.0174 1.02 0.18 0.016 0.0020 0.0018 明
Y 0.21 0.22 0.75 0.015 0.027 0.025 0.0161 0.97 0.017 0.0021 0.0020 鋼
z 0.19 0.24 0.79 0.020 0.031 0.023 0.0164 1.01 0.19 0.018 0.0018 0.0012
表 2 (実施例 1 )
Figure imgf000029_0001
表 3 (実施例 2 )
Figure imgf000030_0001
未測定。
表 4 (実施例 3 )
Figure imgf000031_0001
* 保熱時間 20分。
表 5 (実施例 4 )
Figure imgf000032_0001
* 保熱時間 20分。 未測定
(質量％) 区分 鋼水準 c Si Mn S Al Nb N Cr Mo Ni V P Ti 0 ou n nOfi 0 029 0 027 0 0175 1 05 0.014 0 0009 0 0009
0 IP n 24 0 81 0 00 0 030 0 026 0.0186 1.16 0.17 0.016 0.0012 0 0008
0 7R 0 005 0 031 0 030 0.0183 1.18 0.29 0.011 0.0010 0 0008 u. 0 20 0 007 0 026 0 024 0 0144 1 06 0.18 0.014 0.0014 0.0007
0 U.91 n 74 n oofi 0 oso 0 027 0 0161 1 02 0 17 0.016 0.0014 0 0009 f 0 017 1 0 18 0 011 0 οοι^ 0 0009
0 1 q 1 01 0 RQ 0 0010 0 0007 XI 0 9A A.19 0 007 0 f) 1 \J 1 44. 0 2" 0 009 0 oooq 0 0008
1 n 9ς 0 O Π υ. Q 31 0 OOfi 0 0 0 01 fiO 1 ?1 Π 001 B 0 0007 明
J U.00 U. O \J, 44 U. WL) Π 0 ^ v. \J10 0 OA 0 0010 u. \jyj
U. π U.0 υώΑ¾ 0 01 OA 1 AA 0 ?4 i*± 0 OOflR
1 0 Qf]
U. 0 DDR 0 097 υ. υ 0 00Q0 ¾υ 0 Olfi 0 οοπ 0 0009
0 01
U. u. u u. ou U. Ut3 0 091 1 0 υ4¾ 0 ? fl 001R 0 0008
11 w. u 0 OR v. uu¾ U. 0 0 5 o u. ni7 jfi υ Π IQ 0 0012 0 0009 鋼 u Π w.90 u. v. < o 0 007 J 0 0〗74 0.016 0.0011 0.0007 o ^ 0 44? 0 fi7 0 0〗71 1 0 18 0.014 0.0016 0 0008
0 ?1 n o v_ofi 0 0 2 0 027 0 0164 0 17 1 R 0.014 0.0015 0.0007
0 1Q 0 7Q 0 02R 0 026 0 01^ 1 01 0 IP 0 13 0.015 0.0016 0.0007 s 0.21 0.24 0.78 0.006 0.010 0.028 0.0165 1.05 0.17 0.015 0.0015 0.0007 t 0.20 0.22 0.81 0.005 0.056 0.031 0.0164 1.12 0.20 0.014 0.0017 0.0008 比
u 0.21 0.21 0.76 0.007 0.031 0.001 0.0147 1.06 0.17 0.018 0.0015 0.0009
V 0.20 0.25 0.82 0.008 0.034 0.055 0.0143 1.03 0.16 0.017 0.0016 0.0008 較
w 0.20 0.23 0.76 0.006 0.030 0.029 0.0051 1.05 0.20 0.015 0.0014 0.0007
X 0.19 0.17 0.83 0.006 0.029 0.030 0.0227 1.03 0.17 0.015 0.0015 0.0009 鋼
y 0.21 0.24 0.81 0.005 0.028 0.031 0.0181 1.02 0.16 0.017 0.0116 0.0008 z 0.20 0.21 0.83 0.007 0.026 0.025 0.0153 0.98 0.18 0.014 0.0016 0.0028
7 (実施例 5)
Figure imgf000034_0001
*比較例 98 (鋼水準 u) の 。寿命を とした時の相対値。
表 8 (実施例 5)
Figure imgf000035_0001
*第 7表の比較例 98 (鋼水準 u) の L10寿命を 1とした時の相対値。 ** 900°CX 1時間加熱焼入れ。
表 9 (実施例 6 )
Figure imgf000036_0001
未 測 定 *第 7表の比較例 98 (鋼水準 u ) の L ,。寿命を 1とした時の相対値。
産業上の利用可能性
本発明の浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼及びその製造方 法を用いれば、 冷間鍛造工程で部品を製造しても、 浸炭時の結晶粒 の粗大化が抑制されるために、 焼入れ歪みによる寸法精度の劣化が 従来より も極めて少ない。 そのため、 これまで、 粗大粒の問題から 冷間鍛造化が困難であつた部品の冷間緞造化が可能になり、 さ らに 冷間鍛造後の焼鈍を省略することも可能になる。 また、 浸炭時の粗 大粒防止特性に優れた浸炭部品用素形材を用いれば、 高温浸炭にお いても粗大粒の発生を防止し、 転動疲労特性等の十分な強度特性を 得ることができる。 以上のように、 本発明による産業上の効果は極 めて顕著なるものがある。

Claims

請 求 の 範 囲
1 · 質量％で、
C ： 0.1〜0.40%、
Si ： 0.02-1.3 %、
Mn： 0.3〜1.8 %、
S ： 0.001〜0.15%、
A1 ： 0.015〜0.04%、
Nb： 0.005〜0.04%、
N ： 0.006〜0.020 %、
を含有し、
さ らに、
Cr： 0.4〜1.8 %、
Mo： 0.02〜1.0 %、
Ni ： 0.1〜3.5 %、
V ： 0.03〜0.5 %、
の 1種または 2種以上を含有し、
P ： 0.025%以下、
Ti ： 0.010 %以下、
0 ： 0.0025%以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
熱間圧延後の Nb (CN) の析出量が 0.005%以上であり、 A1Nの析出 量を 0.005%以下に制限したことを特徴とする浸炭時の粗大粒防止 特性に優れた肌焼鋼。
2. 熱間圧延後の鋼のマ ト リ ックス中に直径 0.1/z m以下の Nb ( CN) を 20個/ 100 m 2 以上を有することを特徴とする請求項 1 に 記載の浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼。
3. 熱間圧延後のペイナイ 卜の組織分率を 30%以下に制限したこ とを特徴とする請求項 1 又は 2 に記載の浸炭時の粗大粒防止特性に 優れた肌焼鋼。
4. 熱間圧延後のフェライ ト結晶粒度番号が 8〜11番であること を特徴とする請求項 1〜 3の内のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒 防止特性に優れた肌焼鋼。
5. 質量％で、
C ： 0.1-0.40%、
Si ： 0.02〜1.3 %、
Mn： 0.3〜1.8 %、
S ： 0.001〜0.15%、
A1 ： 0.015〜0.04%、
Nb： 0.005〜0.04%.
N ： 0.006〜0.020 %、
を含有し、
さ らに、
Cr： 0.4〜1.8 %、
Mo： 0.02〜1.0 %、
Ni ： 0.卜 3.5 %、
V ： 0.03〜0.5 %、
の 1種または 2種以上を含有し、
P ： 0.025%以下、
Ti ： 0.010 %以下、
0 ： 0.0025%以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、
1150°C以上の温度で保熱時間 10分以上加熱して線材または棒鋼に熱 間圧延し、 熱間圧延後の Nb (CN) の析出量が 0.005%以上であり、 A1Nの析出量を 0.005%以下に制限した鋼となるようにするこ とを 特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
6 . 熱間圧延後に 800〜500 °Cの温度範囲を 1 °CZ秒以下の冷却 速度で徐冷し、 熱間圧延後の鋼のマ ト リ ッ クス中に直径 0. 1 m以 下の Nb (CN) を 20個/ 100 m 2 以上を有する鋼となるようにし、 さ らにまた、 熱間圧延後のベイナイ トの組織分率が 30%以下の鋼と なるようにするこ とを特徴とする請求項 5 に記載の浸炭時の粗大粒 防止特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
7 . 熱間圧延の仕上げ温度を 920〜 1000°Cと し、 フ ェ ライ ト結晶 粒度番号が 8〜 11番である鋼となるようにすることを特徴とする請 求項 5又は 6 に記載の浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼の製 造方法。
8. 質量％で、
C ： 0. 10〜0.40%、
Si ： 0.02〜1.3 %、
Mn： 0.3〜1· 8 %、
S ： 0.001〜0.15%、
A1 ： 0.015〜0.04%,
Nb： 0.005〜0.04%、
N ： 0.006〜0.020 %、
を含有し、
さ らに、
Cr ： 0.4〜1.8 %、
Mo ： 0.02〜1.0 %、
Ni ： 0.1〜3.5 %、
V ： 0.03〜0.5 %、
の 1 種または 2種以上を含有し、 P ： 0.025%以下、
Ti ： 0.010 %以下、
〇 ： 0.0025%以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
熱間鍛造後の Nb (CN) の析出量が 0.005%以上であり、 A1N の析出 量を 0.005%以下に制限したことを特徴とする浸炭時の粗大粒防止 特性に優れた浸炭部品用素形材。
9. 熱間鍛造後の鋼のマ ト リ ックス中に直径 0.1 / m以下の Nb ( CN) を 20個 Z100 rn2 以上を有することを特徴とする請求項 8 に 記載の浸炭時の粗大粒防止特性に優れた浸炭部品用素形材。
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Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008189989A (ja) * 2007-02-05 2008-08-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温浸炭用鋼材
WO2009154235A1 (ja) * 2008-06-19 2009-12-23 株式会社神戸製鋼所 熱処理用鋼
JP2010222634A (ja) * 2009-03-23 2010-10-07 Kobe Steel Ltd 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
US7858749B2 (en) 2003-02-26 2010-12-28 Nektar Therapeutics Polymer-factor VIII moiety conjugates
WO2011055651A1 (ja) * 2009-11-05 2011-05-12 住友金属工業株式会社 熱間圧延棒鋼または線材
WO2012073485A1 (ja) * 2010-11-30 2012-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
US8562965B2 (en) 2004-05-03 2013-10-22 Nektar Therapeutics Polymer derivatives comprising an acetal or ketal branching point
JP2014189895A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Kobe Steel Ltd 転動疲労特性に優れた肌焼鋼
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
JP2017106079A (ja) * 2015-12-10 2017-06-15 山陽特殊製鋼株式会社 耐結晶粒粗大化特性、耐曲げ疲労強度および耐衝撃強度に優れた機械構造用鋼
WO2018061197A1 (ja) * 2016-09-30 2018-04-05 株式会社ゴーシュー はだ焼鋼の鍛造熱処理品

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1167561A3 (en) * 2000-06-28 2009-03-04 Mitsubishi Steel Muroran Inc. Carburizing and carbonitriding steel
JP2002060847A (ja) * 2000-08-22 2002-02-28 Ntn Corp 耐熱浸炭転がり軸受部品およびその製造方法
DE60222595T2 (de) * 2002-10-18 2008-06-19 Jfe Steel Corp. Stahlmaterial für mechanische konstruktionen mit hervorragender walzbarkeit, abschreckungsrissfestigkeit und torsionseigenschaft und antriebswelle
US20040094238A1 (en) 2002-11-12 2004-05-20 Koyo Seiko Co., Ltd. Bearing steel excellent in corrosion resistance
KR100706005B1 (ko) * 2003-01-17 2007-04-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 피로 강도가 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR100702491B1 (ko) * 2003-01-17 2007-04-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고주파 담금질용 강재, 그것을 이용한 고주파 담금질 부재, 및 그들의 제조방법
JP2004360830A (ja) * 2003-06-05 2004-12-24 Ntn Corp 等速自在継手およびその製造方法
CN100374604C (zh) * 2003-09-01 2008-03-12 住友金属工业株式会社 软氮化用非调质钢
WO2006021123A2 (de) * 2004-08-26 2006-03-02 Von Moos Stahl Ag Einsatzstahl und verfahren zur herstellung mit schmelzbehandlung
KR20080056945A (ko) * 2006-12-19 2008-06-24 주식회사 세아베스틸 접촉피로강도가 우수한 침탄용 초고강도강
NL2001369C2 (nl) * 2007-03-29 2010-06-14 Ims Nanofabrication Ag Werkwijze voor maskerloze deeltjesbundelbelichting.
DE102008052885A1 (de) * 2008-10-23 2010-04-29 Deutsche Edelstahlwerke Gmbh Einsatzstahl
US8075420B2 (en) * 2009-06-24 2011-12-13 Acushnet Company Hardened golf club head
JP5432105B2 (ja) * 2010-09-28 2014-03-05 株式会社神戸製鋼所 肌焼鋼およびその製造方法
RU2456368C1 (ru) * 2011-02-08 2012-07-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли (Минпромторг России) Высокопрочная стойкая при динамическом воздействии сталь и способ производства листов из нее
DE102012204618A1 (de) * 2012-03-22 2013-09-26 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Wälzlager mit einem Lagerring mit gehärteter Randzone
JP6405083B2 (ja) * 2012-08-10 2018-10-17 Ntn株式会社 金属製自動車部品の塗膜の形成方法
CN107338351B (zh) * 2017-07-27 2018-09-04 燕山大学 利用原位纳米AlN异质形核加速钢中贝氏体相变的方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6376815A (ja) * 1986-09-18 1988-04-07 Kobe Steel Ltd 浸炭用鋼材における温間加工方法
JPH02149643A (ja) * 1988-11-30 1990-06-08 Kobe Steel Ltd 温間鍛造用肌焼鋼
JPH03100142A (ja) * 1989-09-13 1991-04-25 Kobe Steel Ltd 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法
JPH04143253A (ja) * 1990-10-04 1992-05-18 Kobe Steel Ltd 転動疲労特性に優れた軸受用鋼
JPH04247848A (ja) * 1991-01-24 1992-09-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐粗粒化特性に優れた冷間鍛造用肌焼鋼
JPH05125437A (ja) * 1991-10-31 1993-05-21 Sanyo Special Steel Co Ltd 結晶粒度安定化肌焼用鋼の製造方法
JPH05171347A (ja) * 1991-12-18 1993-07-09 Aichi Steel Works Ltd 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼
JPH0617224A (ja) * 1992-07-01 1994-01-25 Kobe Steel Ltd 高温転動疲労性に優れた浸炭軸受部品
JPH08199303A (ja) * 1995-01-24 1996-08-06 Daido Steel Co Ltd 結晶粒粗大化防止鋼
JP6060345B2 (ja) * 2012-10-22 2017-01-18 株式会社北電子 遊技用装置、遊技場用装置及び遊技用システム

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5675551A (en) * 1979-11-22 1981-06-22 Sanyo Tokushu Seikou Kk Grain stabilized carburizing steel
JPS5845354A (ja) * 1981-09-10 1983-03-16 Daido Steel Co Ltd はだ焼鋼
JPH01176031A (ja) * 1987-12-28 1989-07-12 Kawasaki Steel Corp 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法
JP2885829B2 (ja) 1988-07-11 1999-04-26 日本精工株式会社 転がり軸受
JP2767254B2 (ja) * 1988-08-01 1998-06-18 株式会社神戸製鋼所 Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の製造方法
JP3100142B2 (ja) 1989-09-21 2000-10-16 薩摩酒造株式会社 濁り焼酎の製造法
JPH04263012A (ja) * 1991-02-15 1992-09-18 Nippon Steel Corp 高温強度の優れた耐火ｈ形鋼の製造法
JPH05271753A (ja) * 1992-03-23 1993-10-19 Nippon Steel Corp 高温強度の優れたｈ形鋼の製造方法
JPH05279796A (ja) 1992-04-02 1993-10-26 Daido Steel Co Ltd 軸受用肌焼鋼
JPH0617225A (ja) 1992-07-01 1994-01-25 Kobe Steel Ltd 転動疲労性に優れた浸炭軸受部品
JPH0660345A (ja) 1992-08-10 1994-03-04 Sony Corp 回転ヘツド突出量測定装置
US5743972A (en) * 1995-08-29 1998-04-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall structural steel and method
WO1998050594A1 (en) * 1997-05-08 1998-11-12 The Timken Company Steel compositions and methods of processing for producing cold-formed and carburized components with fine-grained microstructures

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6376815A (ja) * 1986-09-18 1988-04-07 Kobe Steel Ltd 浸炭用鋼材における温間加工方法
JPH02149643A (ja) * 1988-11-30 1990-06-08 Kobe Steel Ltd 温間鍛造用肌焼鋼
JPH03100142A (ja) * 1989-09-13 1991-04-25 Kobe Steel Ltd 圧壊特性の優れた軸受用肌焼鋼およびその製造方法
JPH04143253A (ja) * 1990-10-04 1992-05-18 Kobe Steel Ltd 転動疲労特性に優れた軸受用鋼
JPH04247848A (ja) * 1991-01-24 1992-09-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐粗粒化特性に優れた冷間鍛造用肌焼鋼
JPH05125437A (ja) * 1991-10-31 1993-05-21 Sanyo Special Steel Co Ltd 結晶粒度安定化肌焼用鋼の製造方法
JPH05171347A (ja) * 1991-12-18 1993-07-09 Aichi Steel Works Ltd 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼
JPH0617224A (ja) * 1992-07-01 1994-01-25 Kobe Steel Ltd 高温転動疲労性に優れた浸炭軸受部品
JPH08199303A (ja) * 1995-01-24 1996-08-06 Daido Steel Co Ltd 結晶粒粗大化防止鋼
JP6060345B2 (ja) * 2012-10-22 2017-01-18 株式会社北電子 遊技用装置、遊技場用装置及び遊技用システム

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP0933440A4 *

Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8519102B2 (en) 2003-02-26 2013-08-27 Nektar Therapeutics Polymer Factor VIII moiety conjugates
US11141465B2 (en) 2003-02-26 2021-10-12 Nektar Therapeutics Method of making a water-soluble polymer-factor VIII moiety conjugate
US9999657B2 (en) 2003-02-26 2018-06-19 Nektar Therapeutics Polymer-factor VIII moiety conjugates
US7858749B2 (en) 2003-02-26 2010-12-28 Nektar Therapeutics Polymer-factor VIII moiety conjugates
US7863421B2 (en) 2003-02-26 2011-01-04 Nektar Therapeutics Polymer-factor VIII moiety conjugates
US8889831B2 (en) 2003-02-26 2014-11-18 Nektar Therapeutics Unit dosage forms of pharmaceutical compositions comprising a polymer-factor VIII polypeptide conjugate
US8133977B2 (en) 2003-02-26 2012-03-13 Nektar Therapeutics Polymer-factor VIII moiety conjugates
US8143378B2 (en) 2003-02-26 2012-03-27 Nektar Therapeutics Polymer factor VIII moiety conjugates
US8618259B2 (en) 2003-02-26 2013-12-31 Nektar Therapeutics Polymer-factor VIII conjugate compositions
US8247536B2 (en) 2003-02-26 2012-08-21 Nektar Therapeutics Factor VIII compositions
US8562965B2 (en) 2004-05-03 2013-10-22 Nektar Therapeutics Polymer derivatives comprising an acetal or ketal branching point
JP2008189989A (ja) * 2007-02-05 2008-08-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温浸炭用鋼材
US9023159B2 (en) 2008-06-19 2015-05-05 Kobe Steel, Ltd. Steel for heat treatment
WO2009154235A1 (ja) * 2008-06-19 2009-12-23 株式会社神戸製鋼所 熱処理用鋼
JP2010001525A (ja) * 2008-06-19 2010-01-07 Kobe Steel Ltd 熱処理用鋼
KR101235448B1 (ko) * 2008-06-19 2013-02-20 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열처리용 강
JP2010222634A (ja) * 2009-03-23 2010-10-07 Kobe Steel Ltd 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
JP5348249B2 (ja) * 2009-11-05 2013-11-20 新日鐵住金株式会社 熱間圧延棒鋼または線材
WO2011055651A1 (ja) * 2009-11-05 2011-05-12 住友金属工業株式会社 熱間圧延棒鋼または線材
US8491732B2 (en) 2009-11-05 2013-07-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel bar or wire rod
WO2012073485A1 (ja) * 2010-11-30 2012-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
CN103154293A (zh) * 2010-11-30 2013-06-12 杰富意钢铁株式会社 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法
CN103154293B (zh) * 2010-11-30 2015-09-16 杰富意钢铁株式会社 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法
JP2013082988A (ja) * 2010-11-30 2013-05-09 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
JP2014189895A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Kobe Steel Ltd 転動疲労特性に優れた肌焼鋼
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
JP2017106079A (ja) * 2015-12-10 2017-06-15 山陽特殊製鋼株式会社 耐結晶粒粗大化特性、耐曲げ疲労強度および耐衝撃強度に優れた機械構造用鋼
WO2018061197A1 (ja) * 2016-09-30 2018-04-05 株式会社ゴーシュー はだ焼鋼の鍛造熱処理品
WO2018061396A1 (ja) * 2016-09-30 2018-04-05 株式会社ゴーシュー はだ焼鋼の鍛造熱処理品

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