JP3409275B2 - 熱処理歪の少ない肌焼鋼 - Google Patents
熱処理歪の少ない肌焼鋼Info
- Publication number
- JP3409275B2 JP3409275B2 JP29137997A JP29137997A JP3409275B2 JP 3409275 B2 JP3409275 B2 JP 3409275B2 JP 29137997 A JP29137997 A JP 29137997A JP 29137997 A JP29137997 A JP 29137997A JP 3409275 B2 JP3409275 B2 JP 3409275B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- center
- cross
- section
- rolled material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は熱処理歪の少ない肌
焼鋼に関し、詳細には浸炭焼入れによる部品の形状変化
が少なく、寸法のばらつきの小さい肌焼鋼に関するもの
である。
焼鋼に関し、詳細には浸炭焼入れによる部品の形状変化
が少なく、寸法のばらつきの小さい肌焼鋼に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】歯車やシャフト等の鋼部品には、使用中
に曲げ応力や高い面圧が繰り返しかかることから、耐疲
労性及び耐摩耗性に優れることが要求される。そこで靭
性に優れた低炭素鋼を用いることで耐疲労性を確保する
と共に、上記低炭素鋼に浸炭焼入れを施すことにより表
面を硬化し耐摩耗性を向上する方法が採用されている。
但し、浸炭焼入れは高温で加熱した後に急冷を行う処理
であるので、冷却工程において部品の表層部と内部の温
度差に起因する熱応力が発生すると共に、相変態に伴う
体積変化により変態応力が発生して熱処理歪が不可避的
に発生する。例えば、ギア等の略円筒型部品やスリーブ
等のリング型部品の場合には、外径の真円度や端面の平
坦度が悪くなったり、シャフト等の軸型部品の場合には
曲がりが生じたりする。しかも浸炭焼入れは部品の最終
加工段階で行われることが一般的であることから、発生
した熱処理歪はそのまま部品に残されることとなり、特
定の位置だけに高い圧力がかかって、耐久性の低下を招
いたり、或いは騒音や振動を発生させる等、部品の性能
に直接影響を及ぼすものである。
に曲げ応力や高い面圧が繰り返しかかることから、耐疲
労性及び耐摩耗性に優れることが要求される。そこで靭
性に優れた低炭素鋼を用いることで耐疲労性を確保する
と共に、上記低炭素鋼に浸炭焼入れを施すことにより表
面を硬化し耐摩耗性を向上する方法が採用されている。
但し、浸炭焼入れは高温で加熱した後に急冷を行う処理
であるので、冷却工程において部品の表層部と内部の温
度差に起因する熱応力が発生すると共に、相変態に伴う
体積変化により変態応力が発生して熱処理歪が不可避的
に発生する。例えば、ギア等の略円筒型部品やスリーブ
等のリング型部品の場合には、外径の真円度や端面の平
坦度が悪くなったり、シャフト等の軸型部品の場合には
曲がりが生じたりする。しかも浸炭焼入れは部品の最終
加工段階で行われることが一般的であることから、発生
した熱処理歪はそのまま部品に残されることとなり、特
定の位置だけに高い圧力がかかって、耐久性の低下を招
いたり、或いは騒音や振動を発生させる等、部品の性能
に直接影響を及ぼすものである。
【０００３】そこで浸炭焼入れ時に発生する熱処理歪を
できるだけ小さくすることを目的として、浸炭焼入れの
際に拘束治具を用いて鋼材を拘束する方法や、浸炭焼入
れ後に部品形状を修正するような方法等が行われている
が、いずれの方法も多大の費用と労力を要するという問
題点がある。特開平２−２４０２４９号公報には、浸炭
焼入れ時に部品の拘束を行ったり、浸炭焼入れ後に形状
の修正を行わなくても、熱処理歪の発生を少なくできる
浸炭部品の製造方法が開示されている。但し、この方法
では特定成分の機械構造用鋼を用いて浸炭処理した後、
特定の焼入剤を用いて焼入れを行う必要があった。
できるだけ小さくすることを目的として、浸炭焼入れの
際に拘束治具を用いて鋼材を拘束する方法や、浸炭焼入
れ後に部品形状を修正するような方法等が行われている
が、いずれの方法も多大の費用と労力を要するという問
題点がある。特開平２−２４０２４９号公報には、浸炭
焼入れ時に部品の拘束を行ったり、浸炭焼入れ後に形状
の修正を行わなくても、熱処理歪の発生を少なくできる
浸炭部品の製造方法が開示されている。但し、この方法
では特定成分の機械構造用鋼を用いて浸炭処理した後、
特定の焼入剤を用いて焼入れを行う必要があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであり、浸炭焼入れ時に部品の拘束
を行ったり、浸炭焼入れ後に形状の修正を行う等しなく
ても浸炭焼入れによる熱処理歪を少なくすることのでき
る肌焼鋼であって、しかも焼入時に特定の焼入剤等を必
要としない肌焼鋼を提供しようとするものである。
目してなされたものであり、浸炭焼入れ時に部品の拘束
を行ったり、浸炭焼入れ後に形状の修正を行う等しなく
ても浸炭焼入れによる熱処理歪を少なくすることのでき
る肌焼鋼であって、しかも焼入時に特定の焼入剤等を必
要としない肌焼鋼を提供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明の肌焼鋼とは、棒状圧延材の横断面において等軸晶の
占める領域が面積率で３０％以下であり、なお且つ前記
等軸晶域の中心と前記横断面の中心との距離をｂ、圧延
材の直径をＤとする時、ｂ／Ｄの値が０．０５以下であ
り、化学成分が、Ｃ：０．０１〜０．３０％（質量％の
意味、以下同じ）、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まな
い）、Ｍｎ：０．２０〜２．５％未満、Ａｌ：０．０１
〜１．０％、Ｎ：０．００３〜０．０３％を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを要旨とする
ものであり、また棒状圧延材の横断面における中心偏析
帯の中心と前記横断面の中心との距離をａ、圧延材の直
径をＤとする時、ａ／Ｄの値が０．０５以下であること
が望ましい。
明の肌焼鋼とは、棒状圧延材の横断面において等軸晶の
占める領域が面積率で３０％以下であり、なお且つ前記
等軸晶域の中心と前記横断面の中心との距離をｂ、圧延
材の直径をＤとする時、ｂ／Ｄの値が０．０５以下であ
り、化学成分が、Ｃ：０．０１〜０．３０％（質量％の
意味、以下同じ）、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まな
い）、Ｍｎ：０．２０〜２．５％未満、Ａｌ：０．０１
〜１．０％、Ｎ：０．００３〜０．０３％を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを要旨とする
ものであり、また棒状圧延材の横断面における中心偏析
帯の中心と前記横断面の中心との距離をａ、圧延材の直
径をＤとする時、ａ／Ｄの値が０．０５以下であること
が望ましい。
【０００６】尚、本発明において、等軸晶域の面積率を
算出するにあたり、等軸晶と柱状晶が混在する分岐柱状
晶の領域が存在する場合には、上記分岐柱状晶域は等軸
晶域に含めて面積率を算出することとする。
算出するにあたり、等軸晶と柱状晶が混在する分岐柱状
晶の領域が存在する場合には、上記分岐柱状晶域は等軸
晶域に含めて面積率を算出することとする。
【０００７】本発明の肌焼鋼は、さらに他の元素として
Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有しても良い。
Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有しても良い。
【０００８】また本発明の肌焼鋼の化学成分としては、
Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％
を含まない）、Ｍｎ：０．２０〜２．５％未満、Ａｌ：
０．０１〜１．０％、Ｂ：０．０１％以下（０％を含ま
ない）、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．００２
〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなるものであっても良い。
Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％
を含まない）、Ｍｎ：０．２０〜２．５％未満、Ａｌ：
０．０１〜１．０％、Ｂ：０．０１％以下（０％を含ま
ない）、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．００２
〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなるものであっても良い。
【０００９】さらに焼入性の向上を目的としてＮｉ：
０．２〜４．５％、Ｃｒ：０．２〜６．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．２〜１．０％よりなる
群から選択される１種以上を含有させてもよく、また靭
性の向上を目的としてＶ：０．０３〜１．５％及び／又
はＮｂ：０．００５〜１．５％を含有させてもよく、さ
らに被削性の向上を目的として、Ｓ：０．０２〜０．３
％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｐｂ：０．３％
以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を
含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）よ
りなる群から選択される１種以上を含有させてもよい。
０．２〜４．５％、Ｃｒ：０．２〜６．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．２〜１．０％よりなる
群から選択される１種以上を含有させてもよく、また靭
性の向上を目的としてＶ：０．０３〜１．５％及び／又
はＮｂ：０．００５〜１．５％を含有させてもよく、さ
らに被削性の向上を目的として、Ｓ：０．０２〜０．３
％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｐｂ：０．３％
以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を
含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）よ
りなる群から選択される１種以上を含有させてもよい。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは後記する実施例を含
む多くの実験データに基づいて、上記圧延材横断面中の
等軸晶（分岐柱状晶域を含む）の面積率が浸炭焼入れ時
の熱処理歪に及ぼす影響を調べたところ、図１に示した
グラフの通り、圧延材横断面中の等軸晶域の面積率が小
さくなるほど焼入歪量が少なくなるとの知見を得た。具
体的には、面積率が３０％を超えると歪発生量が極端に
悪くなっており、等軸晶域の割合を３０％以下に抑える
必要があることが分かった。
む多くの実験データに基づいて、上記圧延材横断面中の
等軸晶（分岐柱状晶域を含む）の面積率が浸炭焼入れ時
の熱処理歪に及ぼす影響を調べたところ、図１に示した
グラフの通り、圧延材横断面中の等軸晶域の面積率が小
さくなるほど焼入歪量が少なくなるとの知見を得た。具
体的には、面積率が３０％を超えると歪発生量が極端に
悪くなっており、等軸晶域の割合を３０％以下に抑える
必要があることが分かった。
【００１１】この様に、本発明者らは機械構造用鋼の熱
処理歪に及ぼす鋳造組織の影響について様々な角度から
研究を重ねた結果、鋳造時に生成する鋳造組織と熱処理
歪の間に非常に大きな相関があることを見出し本発明に
想到したものであり、本発明では棒状圧延材の横断面に
おいて、等軸晶域（分岐柱状晶域を含む）を面積率で３
０％以下に抑えることにより、浸炭焼入れ時の熱処理歪
の発生を極力抑制するものである。
処理歪に及ぼす鋳造組織の影響について様々な角度から
研究を重ねた結果、鋳造時に生成する鋳造組織と熱処理
歪の間に非常に大きな相関があることを見出し本発明に
想到したものであり、本発明では棒状圧延材の横断面に
おいて、等軸晶域（分岐柱状晶域を含む）を面積率で３
０％以下に抑えることにより、浸炭焼入れ時の熱処理歪
の発生を極力抑制するものである。
【００１２】図２に示す様に、鋳造初期には柱状晶１が
生成し、鋳造後期には等軸晶２が生成することが知られ
ているが、柱状晶域に対して等軸晶域ではＣやＣｒ等の
焼入性向上元素の含有量が多く、その分ミクロ的には上
記焼入性向上元素の成分偏析の程度が大きくなってい
る。このため、等軸晶域では焼入性が部分的に大きく異
なっており、この焼入性のバラツキが浸炭焼入れ時の歪
の原因となっているものと考えられる。従って、本発明
ではミクロ的な成分偏析が大きく焼入れ性のバラツキの
大きい等軸晶域を減少させて、ミクロ的な成分偏析が小
さく焼入性のバラツキの小さい柱状晶域を増大させるこ
とにより、焼入歪量が非常に小さく制限できるものであ
る。
生成し、鋳造後期には等軸晶２が生成することが知られ
ているが、柱状晶域に対して等軸晶域ではＣやＣｒ等の
焼入性向上元素の含有量が多く、その分ミクロ的には上
記焼入性向上元素の成分偏析の程度が大きくなってい
る。このため、等軸晶域では焼入性が部分的に大きく異
なっており、この焼入性のバラツキが浸炭焼入れ時の歪
の原因となっているものと考えられる。従って、本発明
ではミクロ的な成分偏析が大きく焼入れ性のバラツキの
大きい等軸晶域を減少させて、ミクロ的な成分偏析が小
さく焼入性のバラツキの小さい柱状晶域を増大させるこ
とにより、焼入歪量が非常に小さく制限できるものであ
る。
【００１３】また、浸炭焼入れ時の歪の原因と考えられ
る焼入れ性のバラツキの大きい等軸晶域が、中心よりも
ずれた位置に存在する場合、片側で等軸晶領域が大きく
なり、浸炭焼入れ時に、片側に偏った歪が発生してしま
う。これに対して、等軸晶の中心が圧延材の中心付近に
存在する場合は、全円周方向に対して均一に変形するた
め、全周に均一に変形が発生する。従って本発明では、
更に、図２に示す様に棒状圧延材の横断面における等軸
晶域の中心と前記横断面の中心との距離をｂ、圧延材の
直径をＤとする時、ｂ／Ｄの値を０．０５以下に抑える
ことにより、浸炭焼入れ時の熱処理歪を低減させる。
る焼入れ性のバラツキの大きい等軸晶域が、中心よりも
ずれた位置に存在する場合、片側で等軸晶領域が大きく
なり、浸炭焼入れ時に、片側に偏った歪が発生してしま
う。これに対して、等軸晶の中心が圧延材の中心付近に
存在する場合は、全円周方向に対して均一に変形するた
め、全周に均一に変形が発生する。従って本発明では、
更に、図２に示す様に棒状圧延材の横断面における等軸
晶域の中心と前記横断面の中心との距離をｂ、圧延材の
直径をＤとする時、ｂ／Ｄの値を０．０５以下に抑える
ことにより、浸炭焼入れ時の熱処理歪を低減させる。
【００１４】また鋳造最終段階の凝固時に中心部付近に
生成する中心偏析帯はその周囲よりもＣやＣｒ等の焼入
性向上元素がかなり高くなっていることから、中心偏析
帯は周囲よりも焼入性が高い。この中心偏析帯が鋼材の
中心より離れた位置に存在する場合、浸炭焼入れ時に中
心偏析帯においては周囲に比べマルテンサイトが生成し
易く、且つ変態膨張量も大きくなり、片側に偏った歪が
発生してしまう。一方、中心偏析帯が中心付近に存在す
る場合は、全円周方向または厚み方向に対して均一に変
形が発生する。従って、図２に示す様に、棒状圧延材の
横断面における中心偏析帯の中心と前記横断面の中心と
の距離をａ、圧延材の直径をＤとする時、ａ／Ｄの値を
０．０５以下とすることが、浸炭焼入れ時の熱処理歪を
低減させる上で望ましい。
生成する中心偏析帯はその周囲よりもＣやＣｒ等の焼入
性向上元素がかなり高くなっていることから、中心偏析
帯は周囲よりも焼入性が高い。この中心偏析帯が鋼材の
中心より離れた位置に存在する場合、浸炭焼入れ時に中
心偏析帯においては周囲に比べマルテンサイトが生成し
易く、且つ変態膨張量も大きくなり、片側に偏った歪が
発生してしまう。一方、中心偏析帯が中心付近に存在す
る場合は、全円周方向または厚み方向に対して均一に変
形が発生する。従って、図２に示す様に、棒状圧延材の
横断面における中心偏析帯の中心と前記横断面の中心と
の距離をａ、圧延材の直径をＤとする時、ａ／Ｄの値を
０．０５以下とすることが、浸炭焼入れ時の熱処理歪を
低減させる上で望ましい。
【００１５】尚、等軸晶域を面積率で３０％以下に制御
するにあたっては、比較的大きな速度で冷却を施しなが
ら連続鋳造を行うことが望ましく、鋳造開始から約８０
０℃までを４℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却することが好
ましい。また連続鋳造の際に、電磁撹拌を行うと等軸晶
域が大きくなり易いので、電磁撹拌は極力制限すること
が推奨される。
するにあたっては、比較的大きな速度で冷却を施しなが
ら連続鋳造を行うことが望ましく、鋳造開始から約８０
０℃までを４℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却することが好
ましい。また連続鋳造の際に、電磁撹拌を行うと等軸晶
域が大きくなり易いので、電磁撹拌は極力制限すること
が推奨される。
【００１６】さらに中心偏析帯は、例えば鋳片の片側側
面だけから冷却を施した場合に圧延材中心からずれるの
で、できるだけ鋳片の全周から均一に冷却を施すことが
望ましい。また等軸晶域の中心は、冷却速度が遅く、或
いは鋳片の片側だけを冷却するような不均一冷却の場合
に、圧延材中心からずれて前記ｂ／Ｄの値が０．０５を
超えるので、冷却速度を比較的速くし、且つ鋳片の全周
から均一に冷却を施すことが望ましい。
面だけから冷却を施した場合に圧延材中心からずれるの
で、できるだけ鋳片の全周から均一に冷却を施すことが
望ましい。また等軸晶域の中心は、冷却速度が遅く、或
いは鋳片の片側だけを冷却するような不均一冷却の場合
に、圧延材中心からずれて前記ｂ／Ｄの値が０．０５を
超えるので、冷却速度を比較的速くし、且つ鋳片の全周
から均一に冷却を施すことが望ましい。
【００１７】また化学成分に関しては、少なくとも
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎを以下の範囲で含有させ、残
部をＦｅ及び不可避的不純物とすることが望ましい。
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎを以下の範囲で含有させ、残
部をＦｅ及び不可避的不純物とすることが望ましい。
【００１８】
Ｃ：０．０１〜０．３０％
Ｃは、強化元素として浸炭焼入れ時に芯部硬さを付与
し、必要な有効硬化層深さを得るのに効果的な元素であ
ることから０．０１％以上含有させることが必要であ
り、０．１０％以上であると望ましい。但し、多過ぎる
と焼入れ時の芯部の変態膨張量が大きくなって熱処理歪
が大きくなり、また被削性や靱性が劣化するので上限は
０．３０％とすることが必要であり、０．２５％以下で
あると望ましい。
し、必要な有効硬化層深さを得るのに効果的な元素であ
ることから０．０１％以上含有させることが必要であ
り、０．１０％以上であると望ましい。但し、多過ぎる
と焼入れ時の芯部の変態膨張量が大きくなって熱処理歪
が大きくなり、また被削性や靱性が劣化するので上限は
０．３０％とすることが必要であり、０．２５％以下で
あると望ましい。
【００１９】Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、溶製時に脱酸材として有効に作用する他、強化
元素として芯部硬さの向上に寄与するが、多過ぎると浸
炭性を阻害すると共に粒界酸化を助長して曲げ疲労特性
にも悪影響を及ぼすので上限を２．０％とした。より好
ましくは０．８％以下である。
元素として芯部硬さの向上に寄与するが、多過ぎると浸
炭性を阻害すると共に粒界酸化を助長して曲げ疲労特性
にも悪影響を及ぼすので上限を２．０％とした。より好
ましくは０．８％以下である。
【００２０】
Ｍｎ：０．２０〜２．５％未満
Ｍｎは、脱酸材として有効に作用する他、焼入性を高め
て表層及び芯部硬さを高め、疲労強度の向上に寄与する
元素である。それらの作用を有効に発揮するには０．２
０％以上含有させなければならない。より好ましくは
０．３％以上である。一方、多過ぎると素材が硬くなり
過ぎて冷圧性や被削性が悪くなると共に、焼入れ時の芯
部の変態膨張量が大きくなって熱処理歪が大きくなるの
で上限を２．５％未満とした。好ましくは１．６％以下
である。
て表層及び芯部硬さを高め、疲労強度の向上に寄与する
元素である。それらの作用を有効に発揮するには０．２
０％以上含有させなければならない。より好ましくは
０．３％以上である。一方、多過ぎると素材が硬くなり
過ぎて冷圧性や被削性が悪くなると共に、焼入れ時の芯
部の変態膨張量が大きくなって熱処理歪が大きくなるの
で上限を２．５％未満とした。好ましくは１．６％以下
である。
【００２１】Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ａｌは、浸炭加熱時におけるオーステナイト結晶粒の成
長を抑えることにより歪を抑制するのに有効な元素であ
り、０．０１％以上の添加が必要である。但し、１．０
％を超えて添加してもこの効果は飽和するため上限を
１．０％とした。好ましくは０．０４％以下である。
長を抑えることにより歪を抑制するのに有効な元素であ
り、０．０１％以上の添加が必要である。但し、１．０
％を超えて添加してもこの効果は飽和するため上限を
１．０％とした。好ましくは０．０４％以下である。
【００２２】Ｎ：０．００３〜０．０３％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成しオーステナイト結
晶粒の成長を抑制する元素である。この効果を発揮する
ためには０．００３％以上の添加が必要である。しか
し、０．０３％を超えて過多に含有させると鍛造時や熱
間加工時に割れを起こし易くなるため、上限を０．０３
％とした。好ましくは０．０２％以下である。
晶粒の成長を抑制する元素である。この効果を発揮する
ためには０．００３％以上の添加が必要である。しか
し、０．０３％を超えて過多に含有させると鍛造時や熱
間加工時に割れを起こし易くなるため、上限を０．０３
％とした。好ましくは０．０２％以下である。
【００２３】また焼入性の一層の向上を目的として、
上記成分に加えてＢを含有させてもよく、その場合に
は、Ｎ含有量を更に制限した上で、Ｔｉを併用すること
が望ましい。
上記成分に加えてＢを含有させてもよく、その場合に
は、Ｎ含有量を更に制限した上で、Ｔｉを併用すること
が望ましい。
【００２４】Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｂは、少量の添加で焼入性を高めると共に、粒界強度を
向上させるのに有用な元素である。但し、多過ぎてもそ
の効果は飽和するので、上限を０．０１％とした。
向上させるのに有用な元素である。但し、多過ぎてもそ
の効果は飽和するので、上限を０．０１％とした。
【００２５】Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｔｉは鋼の脱酸、脱窒に有効に作用する他、結晶粒の微
細化に有効であるから、Ｂ含有の有無に限らず含有させ
ることが望ましいが、Ｂと併用する場合には、特に鋼中
のＮを固定してＢを有効に働かせる効果も発揮する。こ
の様なＴｉの添加効果を発揮するためには０．００５％
以上の添加が必要である。但し、多過ぎると粗大なＴｉ
Ｎ等の硬質介在物が多量生成して曲げ疲労特性や転動疲
労特性を劣化させるので０．３％以下とする。好ましく
は０．１％以下であり、０．０５％以下であるとより好
ましい。
細化に有効であるから、Ｂ含有の有無に限らず含有させ
ることが望ましいが、Ｂと併用する場合には、特に鋼中
のＮを固定してＢを有効に働かせる効果も発揮する。こ
の様なＴｉの添加効果を発揮するためには０．００５％
以上の添加が必要である。但し、多過ぎると粗大なＴｉ
Ｎ等の硬質介在物が多量生成して曲げ疲労特性や転動疲
労特性を劣化させるので０．３％以下とする。好ましく
は０．１％以下であり、０．０５％以下であるとより好
ましい。
【００２６】Ｎ：０．００２〜０．０１％
Ｂと共に添加する場合に、Ｎが多過ぎるとＢと結びつい
てＢＮとなりＢの焼入性向上効果を阻害するので、Ｎは
少なめに添加することが望ましく、下限を０．００２％
として上限を０．０１％とすることが望ましい。
てＢＮとなりＢの焼入性向上効果を阻害するので、Ｎは
少なめに添加することが望ましく、下限を０．００２％
として上限を０．０１％とすることが望ましい。
【００２７】更に焼入性の向上を目的として、Ｎｉ，
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕを以下の範囲で添加しても良い。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕを以下の範囲で添加しても良い。
【００２８】Ｎｉ：０．２〜４．５％
Ｎｉは、表面硬化部の焼入性を確保して不完全焼入組織
の生成を抑えると共に靱性の向上に有効な元素であり、
このためには０．２％以上の添加が必要である。但し、
多過ぎても芯部硬さが高くなりすぎ、かえって焼入歪を
増大させるので上限を４．５％とした。より好ましくは
２．０％以下である。
の生成を抑えると共に靱性の向上に有効な元素であり、
このためには０．２％以上の添加が必要である。但し、
多過ぎても芯部硬さが高くなりすぎ、かえって焼入歪を
増大させるので上限を４．５％とした。より好ましくは
２．０％以下である。
【００２９】Ｃｒ：０．２〜６．０％
Ｃｒは、焼入性を向上させ、浸炭焼入れ時の有効硬化層
深さや芯部硬さを確保するのに有効な元素である。その
ためには０．２％以上の添加が必要であり、０．３％以
上であれば望ましい。一方、多過ぎると浸炭性を阻害す
るばかりでなく、芯部硬さが増大しすぎて、歪が大きく
なるため、上限を６．０％とした。好ましくは２．０％
以下である。
深さや芯部硬さを確保するのに有効な元素である。その
ためには０．２％以上の添加が必要であり、０．３％以
上であれば望ましい。一方、多過ぎると浸炭性を阻害す
るばかりでなく、芯部硬さが増大しすぎて、歪が大きく
なるため、上限を６．０％とした。好ましくは２．０％
以下である。
【００３０】Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、表面硬化部の焼入性を確保して不完全焼入れ層
の生成を抑制したり、有効硬化層深さを深くして芯部硬
さを高め、さらにはオーステナイト結晶粒を微細化して
曲げ疲労強度や靱性の向上に有用な元素であることか
ら、０．０５％以上含有させることが望ましい。但し、
多くなり過ぎると芯部硬さが高くなりすぎて歪を増大さ
せると共に被削性の低下も招くので１．０％以下とする
ことが望ましく、０．５％以下であるとより好ましい。
の生成を抑制したり、有効硬化層深さを深くして芯部硬
さを高め、さらにはオーステナイト結晶粒を微細化して
曲げ疲労強度や靱性の向上に有用な元素であることか
ら、０．０５％以上含有させることが望ましい。但し、
多くなり過ぎると芯部硬さが高くなりすぎて歪を増大さ
せると共に被削性の低下も招くので１．０％以下とする
ことが望ましく、０．５％以下であるとより好ましい。
【００３１】Ｃｕ：０．２〜１．０％
Ｃｕは、焼入性を高めると共に靱性の向上に有効な元素
であり、且つ耐食性の向上にも有効である。この効果を
十分に発揮させるには０．２％以上含有することが望ま
しい。但し、多過ぎると熱間割れを生じ易くなって熱間
加工性を阻害するので上限は１．０％とすることが望ま
しく、０．６％以下とすることがより好ましい。
であり、且つ耐食性の向上にも有効である。この効果を
十分に発揮させるには０．２％以上含有することが望ま
しい。但し、多過ぎると熱間割れを生じ易くなって熱間
加工性を阻害するので上限は１．０％とすることが望ま
しく、０．６％以下とすることがより好ましい。
【００３２】またＶ及びＮｂは、Ｔｉと同様に結晶粒
の微細化に有効であり靭性の向上に効果的であるので以
下の範囲で含有させることが望ましい。
の微細化に有効であり靭性の向上に効果的であるので以
下の範囲で含有させることが望ましい。
【００３３】Ｖ：０．０３〜１．５％
Ｖは、炭化物を生成して結晶粒を微細化させるのに有効
であり、また炭化物の安定性を高め、軟化抵抗を高める
ことにより転動疲労強度を向上させるのに効果的である
ので０．０３％含有させることが好ましく、０．２０％
以上であればより好ましい。但し、多過ぎると芯部のＡ
3 ，Ａ1 変態点が大幅に低下し、芯部のオーステナイト
化が不十分となり焼入れによって焼きが入らず、硬さが
低くなるので、上限は１．５％とすべきであり、１．０
％以下とすることがより好ましい。
であり、また炭化物の安定性を高め、軟化抵抗を高める
ことにより転動疲労強度を向上させるのに効果的である
ので０．０３％含有させることが好ましく、０．２０％
以上であればより好ましい。但し、多過ぎると芯部のＡ
3 ，Ａ1 変態点が大幅に低下し、芯部のオーステナイト
化が不十分となり焼入れによって焼きが入らず、硬さが
低くなるので、上限は１．５％とすべきであり、１．０
％以下とすることがより好ましい。
【００３４】Ｎｂ：０．００５〜１．５％
Ｎｂは結晶粒の微細化に効果があるので、０．００５％
以上含有させることが望ましく、０．０１％以上含有さ
せればより望ましい。但し、過度に添加しても効果は飽
和するので、１．５％以下の添加量でよく１．０％以下
がより好ましい。
以上含有させることが望ましく、０．０１％以上含有さ
せればより望ましい。但し、過度に添加しても効果は飽
和するので、１．５％以下の添加量でよく１．０％以下
がより好ましい。
【００３５】Ｓ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｚｒはいずれも
被削性向上元素であり、夫々以下の範囲で添加すること
が推奨される。
被削性向上元素であり、夫々以下の範囲で添加すること
が推奨される。
【００３６】Ｓ ：０．０２〜０．３％
Ｓは、被削性向上元素であり、０．０２％以上含有させ
ることが望ましいが、多量に含有させ過ぎるとＭｎＳが
多く生成し、横目（圧延方向と垂直な方向）の疲労特性
や衝撃特性に悪影響を与えるので上限は０．３％とする
ことが好ましい。
ることが望ましいが、多量に含有させ過ぎるとＭｎＳが
多く生成し、横目（圧延方向と垂直な方向）の疲労特性
や衝撃特性に悪影響を与えるので上限は０．３％とする
ことが好ましい。
【００３７】Ｃａ：０．０００３〜０．０１％
Ｃａは、ＭｎＳと硫化物系介在物を形成することによ
り、介在物を球状化して異方性を改善し靱性および曲げ
疲労強度を劣化させずに被削性を向上させることができ
るので０．０００３％以上添加することが望ましく、
０．０００８％以上がより望ましい。一方、０．０１％
を超えると粗大な複合介在物が多数生成して、曲げ疲労
特性、転動疲労特性が劣化するので、上限は０．０１％
とすべきであり、０．００５％以下の含有量が望まし
い。
り、介在物を球状化して異方性を改善し靱性および曲げ
疲労強度を劣化させずに被削性を向上させることができ
るので０．０００３％以上添加することが望ましく、
０．０００８％以上がより望ましい。一方、０．０１％
を超えると粗大な複合介在物が多数生成して、曲げ疲労
特性、転動疲労特性が劣化するので、上限は０．０１％
とすべきであり、０．００５％以下の含有量が望まし
い。
【００３８】Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｐｂも被削性向上元素であるが、０．３％を超えて添加
すると曲げ疲労強度や転動疲労寿命が大幅に低下するた
め上限を０．３％とした。より好ましくは０．１％以下
である。
すると曲げ疲労強度や転動疲労寿命が大幅に低下するた
め上限を０．３％とした。より好ましくは０．１％以下
である。
【００３９】Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）
ＴｅはＭｎ−Ｔｅを形成してＭｎＳの周辺に共存し、熱
間圧延時にＭｎＳの変形を抑制してＭｎＳの球状化に寄
与することによって、横目の靱性および曲げ疲労強度を
劣化させずに被削性を向上させる。但し、０．１％を超
えると非金属介在物の増大により曲げ疲労強度を劣化さ
せるので上限を０．１％とした。
間圧延時にＭｎＳの変形を抑制してＭｎＳの球状化に寄
与することによって、横目の靱性および曲げ疲労強度を
劣化させずに被削性を向上させる。但し、０．１％を超
えると非金属介在物の増大により曲げ疲労強度を劣化さ
せるので上限を０．１％とした。
【００４０】Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｚｒは熱間圧延時にＭｎＳの変形を抑制してＭｎＳの球
状化に寄与することによって、異方性を改善し、靱性お
よび曲げ疲労強度を劣化させずに被削性を向上させる。
但し、０．１％を超えるとＺｒＯ2 等の非金属介在物が
多く生成し、曲げ疲労強度を劣化させるので上限を０．
１％とした。
状化に寄与することによって、異方性を改善し、靱性お
よび曲げ疲労強度を劣化させずに被削性を向上させる。
但し、０．１％を超えるとＺｒＯ2 等の非金属介在物が
多く生成し、曲げ疲労強度を劣化させるので上限を０．
１％とした。
【００４１】なお、本発明の肌焼鋼を部品に適用する場
合には、部品に加工した後、通常の方法により浸炭焼入
れを行えばよいが、ガス，真空，プラズマ等による浸炭
処理または浸炭窒化処理を行うか、もしくは軟窒化処理
を行い、或いは浸炭後に高周波焼入れ処理を行い、必要
によりショットピーニング加工を行って表面を強化して
もよい。
合には、部品に加工した後、通常の方法により浸炭焼入
れを行えばよいが、ガス，真空，プラズマ等による浸炭
処理または浸炭窒化処理を行うか、もしくは軟窒化処理
を行い、或いは浸炭後に高周波焼入れ処理を行い、必要
によりショットピーニング加工を行って表面を強化して
もよい。
【００４２】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４３】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼材を溶製し、鋳造時
の等軸晶の割合を変化させるために、鋳造開始から８０
０℃までの冷却速度を次の様に、鋼材により夫々変えて
鋳造した。即ち、鋼Ｎo.１〜２０は１０℃／ｍｉｎで冷
却し、Ｎｏ．２１は７℃／ｍｉｎで冷却し、Ｎｏ．２２
〜２４は、冷却速度２℃／ｍｉｎで鋳造を行った。尚、
Ｎｏ．１５，２１とＮｏ．２３，２４は、中心偏析帯及
び等軸晶域の中心が圧延材中心からずれて形成されてい
ることの影響を調べるため、鋳片の片方のみを水冷し
た。また、Ｎｏ．２２以外は、曲げ連鋳で鋳造を行い、
Ｎｏ．２２は造塊法で鋳造し、次いでφ８０ｍｍの丸棒
に圧延した。
の等軸晶の割合を変化させるために、鋳造開始から８０
０℃までの冷却速度を次の様に、鋼材により夫々変えて
鋳造した。即ち、鋼Ｎo.１〜２０は１０℃／ｍｉｎで冷
却し、Ｎｏ．２１は７℃／ｍｉｎで冷却し、Ｎｏ．２２
〜２４は、冷却速度２℃／ｍｉｎで鋳造を行った。尚、
Ｎｏ．１５，２１とＮｏ．２３，２４は、中心偏析帯及
び等軸晶域の中心が圧延材中心からずれて形成されてい
ることの影響を調べるため、鋳片の片方のみを水冷し
た。また、Ｎｏ．２２以外は、曲げ連鋳で鋳造を行い、
Ｎｏ．２２は造塊法で鋳造し、次いでφ８０ｍｍの丸棒
に圧延した。
【００４４】その後、各圧延材の横断面にてマクロ試験
を行い、圧延材横断面中の等軸晶の占める割合を面積率
で示した。等軸晶域の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５３に
規定された鋼のマクロ組織試験方法に準じて、約２０％
ＨＣｌ液中で約３０〜４０秒間腐食し、等軸晶と柱状晶
に分離し、等軸晶域の面積率を測定し、更に中心偏析帯
および等軸晶域の中心と横断面の中心との距離を測定し
た。なお、等軸晶と柱状晶が混在している領域（分岐柱
状晶域）はすべて等軸晶域に分類した。測定結果は表２
に示す。
を行い、圧延材横断面中の等軸晶の占める割合を面積率
で示した。等軸晶域の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５３に
規定された鋼のマクロ組織試験方法に準じて、約２０％
ＨＣｌ液中で約３０〜４０秒間腐食し、等軸晶と柱状晶
に分離し、等軸晶域の面積率を測定し、更に中心偏析帯
および等軸晶域の中心と横断面の中心との距離を測定し
た。なお、等軸晶と柱状晶が混在している領域（分岐柱
状晶域）はすべて等軸晶域に分類した。測定結果は表２
に示す。
【００４５】これらの鋼材をそれぞれ２００ｍｍの長さ
に切断した後、熱間鍛造にて高さ２８ｍｍの円板に据込
み加工し、加熱（９００℃×１Ｈｒ）→空冷の焼ならし
処理を行った。その後、図３に示す様なリング型試験片
を切り出し、図４に示す様にカーボンポテンシャル０．
８％で浸炭処理（９２０℃×２Ｈｒ＋８５０℃×０．５
Ｈｒ）を施した後、１３０℃のオイル中で焼入れを行
い、続いて１７０℃×２Ｈｒの焼戻しを行った。その
後、図３に示す位置において端面の平坦度及び外径真円
度を測定した。
に切断した後、熱間鍛造にて高さ２８ｍｍの円板に据込
み加工し、加熱（９００℃×１Ｈｒ）→空冷の焼ならし
処理を行った。その後、図３に示す様なリング型試験片
を切り出し、図４に示す様にカーボンポテンシャル０．
８％で浸炭処理（９２０℃×２Ｈｒ＋８５０℃×０．５
Ｈｒ）を施した後、１３０℃のオイル中で焼入れを行
い、続いて１７０℃×２Ｈｒの焼戻しを行った。その
後、図３に示す位置において端面の平坦度及び外径真円
度を測定した。
【００４６】また、上記圧延材をφ３０ｍｍに鍛造後、
加熱（９００℃×１Ｈｒ）→空冷の焼ならし処理を行っ
た後、図５に示すφ２０ｍｍ×２００ｍｍの軸型試験片
に加工した。さらに、図４に示す前記浸炭処理及び焼入
れ・焼戻し処理を行い、その後、図５に示す位置におい
て軸の曲がりを測定した。測定結果は表２に併記する。
加熱（９００℃×１Ｈｒ）→空冷の焼ならし処理を行っ
た後、図５に示すφ２０ｍｍ×２００ｍｍの軸型試験片
に加工した。さらに、図４に示す前記浸炭処理及び焼入
れ・焼戻し処理を行い、その後、図５に示す位置におい
て軸の曲がりを測定した。測定結果は表２に併記する。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】Ｎｏ．１〜１５は、等軸晶の面積率が３０
％以下であり、且つ等軸晶中心のズレも小さい（ｂ／Ｄ
≦０．０５）本発明鋼であり、等軸晶面積率が３０％を
超える及び／又は等軸晶中心のズレが大きい（ｂ／Ｄ＞
０．０５）比較鋼Ｎｏ．２１〜２４と比較して、端面の
平坦度及び外径真円度が高く、また軸の曲がりも少なか
った。尚、比較鋼Ｎｏ．２１は、等軸晶の面積率が３０
％以下であるが、等軸晶中心のズレが大きく、本発明鋼
に比較すると熱処理歪が大きくなっている。また、比較
鋼Ｎｏ．２３，２４は、等軸晶の面積率が高いだけでな
く、中心偏析帯及び等軸晶中心のズレも大きく、特に外
形真円度が悪かった。
％以下であり、且つ等軸晶中心のズレも小さい（ｂ／Ｄ
≦０．０５）本発明鋼であり、等軸晶面積率が３０％を
超える及び／又は等軸晶中心のズレが大きい（ｂ／Ｄ＞
０．０５）比較鋼Ｎｏ．２１〜２４と比較して、端面の
平坦度及び外径真円度が高く、また軸の曲がりも少なか
った。尚、比較鋼Ｎｏ．２１は、等軸晶の面積率が３０
％以下であるが、等軸晶中心のズレが大きく、本発明鋼
に比較すると熱処理歪が大きくなっている。また、比較
鋼Ｎｏ．２３，２４は、等軸晶の面積率が高いだけでな
く、中心偏析帯及び等軸晶中心のズレも大きく、特に外
形真円度が悪かった。
【００５０】またＮｏ．１６〜２０は、等軸晶の面積率
は３０％以下であり、中心偏析帯及び等軸晶中心のズレ
も少ないが、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎの含有量が多過
ぎるか、少な過ぎる場合の本発明例であり、Ｎｏ．１６
〜１８は夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの含有量が多いため焼入れ
性が高く本発明鋼に比較すると熱処理歪が大きくなって
いる。Ｎｏ．１９，２０は夫々Ａｌ，Ｎの含有量が少な
く、浸炭焼入れ時にオーステナイト結晶粒が粗大とな
り、本発明鋼に比較すると熱処理歪が大きくなってい
る。
は３０％以下であり、中心偏析帯及び等軸晶中心のズレ
も少ないが、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎの含有量が多過
ぎるか、少な過ぎる場合の本発明例であり、Ｎｏ．１６
〜１８は夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの含有量が多いため焼入れ
性が高く本発明鋼に比較すると熱処理歪が大きくなって
いる。Ｎｏ．１９，２０は夫々Ａｌ，Ｎの含有量が少な
く、浸炭焼入れ時にオーステナイト結晶粒が粗大とな
り、本発明鋼に比較すると熱処理歪が大きくなってい
る。
【００５１】Ｎｏ．１５は、等軸晶の面積率が３０％以
下である本発明鋼であり、且つ等軸晶中心のズレも少な
いが、中心偏析帯が鋳片中心よりずれており、Ｎｏ．１
〜１４の本発明鋼と比較すると軸の曲がりが大きくなっ
ている。
下である本発明鋼であり、且つ等軸晶中心のズレも少な
いが、中心偏析帯が鋳片中心よりずれており、Ｎｏ．１
〜１４の本発明鋼と比較すると軸の曲がりが大きくなっ
ている。
【００５２】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、鋼
材鋳造時の等軸晶域の面積率及び等軸晶中心の位置を制
御することにより、望ましくは更に中心偏析帯及び成分
組成を制御することにより、浸炭焼入れ時に部品の拘束
を行ったり、浸炭焼入れ後に形状の修正を行う等しなく
ても熱処理歪を少なくできる肌焼鋼であって、しかも焼
入時に特定の焼入剤等を必要としない肌焼鋼が提供でき
ることとなった。
材鋳造時の等軸晶域の面積率及び等軸晶中心の位置を制
御することにより、望ましくは更に中心偏析帯及び成分
組成を制御することにより、浸炭焼入れ時に部品の拘束
を行ったり、浸炭焼入れ後に形状の修正を行う等しなく
ても熱処理歪を少なくできる肌焼鋼であって、しかも焼
入時に特定の焼入剤等を必要としない肌焼鋼が提供でき
ることとなった。
【図１】等軸晶の面積率と熱処理歪（端面の平坦度）の
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図２】鋼材の断面の状態を示す説明図である。
【図３】実施例で用いたリング型試験片の形状と熱処理
歪の測定位置を示す説明図である。
歪の測定位置を示す説明図である。
【図４】実施例で採用した浸炭処理及び焼入れ・焼戻し
処理の条件を示す説明図である。
処理の条件を示す説明図である。
【図５】実施例で用いた軸型試験片の形状と熱処理歪の
測定位置を示す説明図である。
測定位置を示す説明図である。
１ 柱状晶
２ 等軸晶
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 近藤 直哉
神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会社神
戸製鋼所 神戸製鉄所内
(56)参考文献 特開 昭56−80367（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−264614（ＪＰ，Ａ)
特公 昭61−2458（ＪＰ，Ｂ１)
特公 平７−56046（ＪＰ，Ｂ２)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｃ ：０．０１〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ） Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、 Ｍｎ：０．２０〜２．５％未満、 Ａｌ：０．０１〜１．０％、 Ｎ ：０．００３〜０．０３％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、 棒状圧延材の横断面において等軸晶の占める領域が面積
率で３０％以下であり、且つ前記等軸晶域の中心と前記
横断面の中心との距離をｂ、圧延材の直径をＤとする
時、ｂ／Ｄの値が０．０５以下であることを特徴とする
熱処理歪の少ない肌焼鋼。 - 【請求項２】 棒状圧延材の横断面における中心偏析帯
の中心と前記横断面の中心との距離をａ、圧延材の直径
をＤとする時、ａ／Ｄの値が０．０５以下である請求項
１に記載の肌焼鋼。 - 【請求項３】 さらに他の元素として Ｔｉ：０．００５〜０．３％ を含有するものである請求項１または２に記載の肌焼
鋼。 - 【請求項４】 Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、 Ｍｎ：０．２０〜２．５％未満、 Ａｌ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）、 Ｔｉ：０．００５〜０．３％、 Ｎ ：０．００２〜０．０１％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、棒状圧延材の横断面において等軸晶の占める領域が面積
率で３０％以下であり、且つ前記等軸晶域の中心と前記
横断面の中心との距離をｂ、圧延材の直径をＤ とする
時、ｂ／Ｄの値が０．０５以下であることを特徴とする
熱処理歪の少ない肌焼鋼。 - 【請求項５】 棒状圧延材の横断面における中心偏析帯
の中心と前記横断面の中心との距離をａ、圧延材の直径
をＤとする時、ａ／Ｄの値が０．０５以下である請求項
４に記載の肌焼鋼。 - 【請求項６】 さらに他の元素として Ｎｉ：０．２〜４．５％、 Ｃｒ：０．２〜６．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．２〜１．０％ よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
る請求項１〜５のいずれかに記載の肌焼鋼。 - 【請求項７】 さらに他の元素として Ｖ ：０．０３〜１．５％、 Ｎｂ：０．００５〜１．５％ よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
る請求項１〜６のいずれかに記載の肌焼鋼。 - 【請求項８】 さらに他の元素として Ｓ ：０．０２〜０．３％、 Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、 Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、 Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）、 Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
る請求項１〜７のいずれかに記載の肌焼鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29137997A JP3409275B2 (ja) | 1997-10-23 | 1997-10-23 | 熱処理歪の少ない肌焼鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29137997A JP3409275B2 (ja) | 1997-10-23 | 1997-10-23 | 熱処理歪の少ない肌焼鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11131184A JPH11131184A (ja) | 1999-05-18 |
| JP3409275B2 true JP3409275B2 (ja) | 2003-05-26 |
Family
ID=17768166
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29137997A Expired - Lifetime JP3409275B2 (ja) | 1997-10-23 | 1997-10-23 | 熱処理歪の少ない肌焼鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3409275B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017058835A1 (en) * | 2015-09-28 | 2017-04-06 | Crs Holdings, Inc. | Steel alloy with high strength, high impact toughness and excellent fatigue life for mud motor shaft applications |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2357260B1 (en) * | 2009-01-16 | 2018-09-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Case hardening steel, carburized component, and manufacturing method of case hardening steel |
| JP5365477B2 (ja) * | 2009-11-12 | 2013-12-11 | 新日鐵住金株式会社 | 表面硬化処理用鋼材 |
| KR101617985B1 (ko) * | 2012-01-26 | 2016-05-03 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열처리 변형이 작은 표면 경화 강재 |
-
1997
- 1997-10-23 JP JP29137997A patent/JP3409275B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017058835A1 (en) * | 2015-09-28 | 2017-04-06 | Crs Holdings, Inc. | Steel alloy with high strength, high impact toughness and excellent fatigue life for mud motor shaft applications |
| CN108474075A (zh) * | 2015-09-28 | 2018-08-31 | Crs 控股公司 | 用于泥浆马达轴应用的具有高强度、高冲击韧性和优异疲劳寿命的钢合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11131184A (ja) | 1999-05-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5664803B2 (ja) | 熱処理歪みの小さい肌焼鋼材 | |
| JP5669339B2 (ja) | 高強度浸炭部品の製造方法 | |
| US9200354B2 (en) | Rolled steel bar or wire for hot forging | |
| WO2019244503A1 (ja) | 機械部品 | |
| JPH08311607A (ja) | 歯元曲げ強度に優れた低歪浸炭歯車およびその製造方法 | |
| JPH11236644A (ja) | 高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 | |
| JP2023002842A (ja) | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材による自動車用機械部品 | |
| JPH10306343A (ja) | 冷間鍛造性及び耐ピッチング性に優れた軟窒化用鋼 | |
| JP5153221B2 (ja) | 軟窒化非焼準機械部品の製造方法 | |
| JP4728884B2 (ja) | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 | |
| JP6477904B2 (ja) | クランク軸粗形材、窒化クランク軸及びその製造方法 | |
| JPH11217649A (ja) | 冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 | |
| JP3409275B2 (ja) | 熱処理歪の少ない肌焼鋼 | |
| JPH10147814A (ja) | 熱処理歪みの少ない肌焼鋼製品の製法 | |
| JP7510045B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JP7149179B2 (ja) | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材による自動車用機械部品 | |
| JP4243852B2 (ja) | 浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材、浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP5505264B2 (ja) | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 | |
| JP4556770B2 (ja) | 浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP3409276B2 (ja) | 熱処理歪の少ない高炭素鋼 | |
| JP7552959B1 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼並びに熱間鍛造材及びその製造方法 | |
| JP7587124B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JP5287183B2 (ja) | 浸炭用鋼の製造方法 | |
| JP2002294396A (ja) | 熱処理歪の少ない肌焼用鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20030218 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080320 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090320 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100320 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100320 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110320 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120320 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130320 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140320 Year of fee payment: 11 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |