JPH09279295A - 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 - Google Patents
冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼Info
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- JPH09279295A JPH09279295A JP8117105A JP11710596A JPH09279295A JP H09279295 A JPH09279295 A JP H09279295A JP 8117105 A JP8117105 A JP 8117105A JP 11710596 A JP11710596 A JP 11710596A JP H09279295 A JPH09279295 A JP H09279295A
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は熱間圧延または熱間鍛造ままの硬さ
がＨｖで２００以下であって、冷間鍛造性と軟窒化性に
優れた軟窒化用鋼を提供する。 【解決手段】 重量比にしてＣ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．
５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．１０％超〜
１．００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、必要
に応じてＭｏ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．０１
０〜１．００％を含有し、残部が鉄および不可避的な不
純物からなり、熱間圧延後または熱間鍛造ままの芯部硬
さがＨｖで２００以下、限界圧縮率が６５％以上の冷間
鍛造性に優れた軟窒化用鋼。 【効果】、優れた冷間鍛造性を有すると共に、その後の
軟窒化処理により表面硬さをＨｖ６５０以上、有効硬化
層深さを０．２ｍｍ以上とすることができる。
がＨｖで２００以下であって、冷間鍛造性と軟窒化性に
優れた軟窒化用鋼を提供する。 【解決手段】 重量比にしてＣ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．
５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．１０％超〜
１．００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、必要
に応じてＭｏ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．０１
０〜１．００％を含有し、残部が鉄および不可避的な不
純物からなり、熱間圧延後または熱間鍛造ままの芯部硬
さがＨｖで２００以下、限界圧縮率が６５％以上の冷間
鍛造性に優れた軟窒化用鋼。 【効果】、優れた冷間鍛造性を有すると共に、その後の
軟窒化処理により表面硬さをＨｖ６５０以上、有効硬化
層深さを０．２ｍｍ以上とすることができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軟窒化処理前に優
れた冷間鍛造性を有し、軟窒化処理後には優れた表面硬
さ、強度を発揮することのできる軟窒化用鋼に関するも
のである。例えば、歯車、継手、シャフト等のように熱
処理時の歪みを嫌う構造用部品に好適に利用される。
れた冷間鍛造性を有し、軟窒化処理後には優れた表面硬
さ、強度を発揮することのできる軟窒化用鋼に関するも
のである。例えば、歯車、継手、シャフト等のように熱
処理時の歪みを嫌う構造用部品に好適に利用される。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用クランクシャフト、歯車
等に使用される鋼は高い疲労強度や耐摩耗性を得るため
に軟窒化処理が行われ、従来からＳＣＭ４３５やＳＣＡ
Ｍ６４５が軟窒化用鋼として多く使用されている。これ
らの軟窒化用鋼は窒化層の表面硬さや有効硬化層深さの
改善を目指したものであり、窒化特性と併せて窒化前の
冷間鍛造性を考慮したものはほとんどなかった。そのた
め、冷間鍛造を行う前に軟化焼鈍を必要としたり、冷間
鍛造後に焼入焼戻等の熱処理を必要とし、大きなコスト
要因となっていた。
等に使用される鋼は高い疲労強度や耐摩耗性を得るため
に軟窒化処理が行われ、従来からＳＣＭ４３５やＳＣＡ
Ｍ６４５が軟窒化用鋼として多く使用されている。これ
らの軟窒化用鋼は窒化層の表面硬さや有効硬化層深さの
改善を目指したものであり、窒化特性と併せて窒化前の
冷間鍛造性を考慮したものはほとんどなかった。そのた
め、冷間鍛造を行う前に軟化焼鈍を必要としたり、冷間
鍛造後に焼入焼戻等の熱処理を必要とし、大きなコスト
要因となっていた。
【０００３】冷間鍛造性を考慮した軟窒化用鋼としては
特開平５−１７１３４７号公報が提案されているが、こ
の発明はフェライト＋パーライトの２相組織とし、ベイ
ナイト組織の生成の抑制を特徴としているが、軟窒化時
に芯部の硬さが低くなり、高荷重をうける部品には適用
できないという欠点があった。また、特開平７−１０２
３４３号公報においても軟窒化前に冷間加工を行う鋼が
提案されているが、冷間加工前にＶの析出制御熱処理を
必要とし、製造コスト高の要因となっていた。さらに、
ベイナイト組織を有する窒化用鋼としては特開平１−１
７７３３８号公報、特開平７−１５７８４２号公報が提
案されているが、熱間鍛造後の硬さが高いため、冷間鍛
造用歯車には適用できないという問題があった。
特開平５−１７１３４７号公報が提案されているが、こ
の発明はフェライト＋パーライトの２相組織とし、ベイ
ナイト組織の生成の抑制を特徴としているが、軟窒化時
に芯部の硬さが低くなり、高荷重をうける部品には適用
できないという欠点があった。また、特開平７−１０２
３４３号公報においても軟窒化前に冷間加工を行う鋼が
提案されているが、冷間加工前にＶの析出制御熱処理を
必要とし、製造コスト高の要因となっていた。さらに、
ベイナイト組織を有する窒化用鋼としては特開平１−１
７７３３８号公報、特開平７−１５７８４２号公報が提
案されているが、熱間鍛造後の硬さが高いため、冷間鍛
造用歯車には適用できないという問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は従来の軟窒化
用鋼が冷間鍛造性に劣るという課題を解決すべくなされ
たものであり、良好な冷間鍛造性を有すると共に、優れ
た軟窒化特性を合わせ持つ窒化用鋼を提供するものであ
る。
用鋼が冷間鍛造性に劣るという課題を解決すべくなされ
たものであり、良好な冷間鍛造性を有すると共に、優れ
た軟窒化特性を合わせ持つ窒化用鋼を提供するものであ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記目的の
下に軟窒化用非調質鋼について鋭意研究した結果、熱間
圧延まま、または熱間鍛造ままではＨｖ２００以下で、
その後の冷間鍛造において限界圧縮率が６５％以上を有
することを特徴とする冷間鍛造性に優れ、さらに、フェ
ライト＋ベイナイトの２相組織とすることにより、冷間
鍛造後の軟窒化処理において母材の芯部が軟化すること
なく優れた時効硬化特性を有すると共に優れた軟窒化特
性が得られ、前記課題を解決できることをつきとめた。
さらに、冷間鍛造性に優れたフェライト＋ベイナイトの
２相組織とするために、各元素の含有量について研究を
重ねた。
下に軟窒化用非調質鋼について鋭意研究した結果、熱間
圧延まま、または熱間鍛造ままではＨｖ２００以下で、
その後の冷間鍛造において限界圧縮率が６５％以上を有
することを特徴とする冷間鍛造性に優れ、さらに、フェ
ライト＋ベイナイトの２相組織とすることにより、冷間
鍛造後の軟窒化処理において母材の芯部が軟化すること
なく優れた時効硬化特性を有すると共に優れた軟窒化特
性が得られ、前記課題を解決できることをつきとめた。
さらに、冷間鍛造性に優れたフェライト＋ベイナイトの
２相組織とするために、各元素の含有量について研究を
重ねた。
【０００６】本発明の鋼においては、Ｃを０．０１〜
０．１５％に規制し、Ｓｉを０．０１〜１．００％、Ｍ
ｎを０．１〜１．５％にすることにより、熱間圧延後の
硬さをＨｖ２００以下のフェライト＋ベイナイトの２相
組織が得られ、優れた冷間鍛造性が確保される。さらに
Ｃｒ，Ａｌ，Ｖを適量添加することにより高い軟窒化特
性を得ることができる。
０．１５％に規制し、Ｓｉを０．０１〜１．００％、Ｍ
ｎを０．１〜１．５％にすることにより、熱間圧延後の
硬さをＨｖ２００以下のフェライト＋ベイナイトの２相
組織が得られ、優れた冷間鍛造性が確保される。さらに
Ｃｒ，Ａｌ，Ｖを適量添加することにより高い軟窒化特
性を得ることができる。
【０００７】また、Ｖに加えてＭｏを添加することによ
り、軟窒化特性と同時に軟窒化時の芯部硬さの低下を抑
制し、時効析出硬化による芯部硬さの向上を図ることが
できる。ベイナイト組織ではこれらの元素の多くは固溶
状態であるため、軟窒化時の温度で炭窒化物として微細
析出し、強度を増加させる時効硬化能が得られる。ま
た、さらにＴｉを添加することにより、軟窒化特性をさ
らに改善することができる。
り、軟窒化特性と同時に軟窒化時の芯部硬さの低下を抑
制し、時効析出硬化による芯部硬さの向上を図ることが
できる。ベイナイト組織ではこれらの元素の多くは固溶
状態であるため、軟窒化時の温度で炭窒化物として微細
析出し、強度を増加させる時効硬化能が得られる。ま
た、さらにＴｉを添加することにより、軟窒化特性をさ
らに改善することができる。
【０００８】本発明はこれらの知見によりなされたもの
である。すなわち本発明の窒化用鋼は、重量比でＣ：
０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．１０％超〜１．
００％を含有し、残部が鉄および不可避的な不純物から
なる組成を基本としている。
である。すなわち本発明の窒化用鋼は、重量比でＣ：
０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．１０％超〜１．
００％を含有し、残部が鉄および不可避的な不純物から
なる組成を基本としている。
【０００９】本発明においては、必要に応じてＭｏ：
０．１０〜１．００％を含有せしめることにより、さら
に軟窒化特性と軟窒化時の析出硬化能を改善できること
ができる。また、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％を含
有せしめることにより、軟窒化特性をさらに改善でき
る。さらには、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：
０．０１０〜０．１００％を同時に含有せしめることに
より、軟窒化特性と軟窒化時の析出硬化による芯部硬さ
の改善を図ることができる。
０．１０〜１．００％を含有せしめることにより、さら
に軟窒化特性と軟窒化時の析出硬化能を改善できること
ができる。また、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％を含
有せしめることにより、軟窒化特性をさらに改善でき
る。さらには、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：
０．０１０〜０．１００％を同時に含有せしめることに
より、軟窒化特性と軟窒化時の析出硬化による芯部硬さ
の改善を図ることができる。
【００１０】本発明鋼は熱間圧延または熱間鍛造したま
まの状態でＨｖで２００以下の軟らかいフェライト＋ベ
イナイト組織を得ることができ、その後の冷間鍛造にお
いては限界圧縮率で６５％以上の優れた冷間鍛造性を有
し、冷間鍛造後の軟窒化処理においても、母材の芯部硬
さを低下させることなく、むしろ時効硬化により硬さを
増加させることができる。
まの状態でＨｖで２００以下の軟らかいフェライト＋ベ
イナイト組織を得ることができ、その後の冷間鍛造にお
いては限界圧縮率で６５％以上の優れた冷間鍛造性を有
し、冷間鍛造後の軟窒化処理においても、母材の芯部硬
さを低下させることなく、むしろ時効硬化により硬さを
増加させることができる。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明における軟窒化鋼の
成分限定理由について説明する。Ｃは強度および時効硬
化に必要な炭窒化物の生成に必要な元素であり、０．０
１％未満では強度および炭窒化物の生成が不足となるた
めに下限を０．０１％とした。また、Ｃが０．１５％を
越えると、熱間鍛造後の硬さが大きくなり冷間鍛造性を
劣化させるので、上限を０．１５％とした。
成分限定理由について説明する。Ｃは強度および時効硬
化に必要な炭窒化物の生成に必要な元素であり、０．０
１％未満では強度および炭窒化物の生成が不足となるた
めに下限を０．０１％とした。また、Ｃが０．１５％を
越えると、熱間鍛造後の硬さが大きくなり冷間鍛造性を
劣化させるので、上限を０．１５％とした。
【００１２】Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として使用されるも
のであり、本発明鋼においてＳｉは特に必要としない
が、Ｓｉを無添加にしたり、極端に低減すると製造上の
コスト高になる。また、Ｓｉ含有量が高くなると冷間鍛
造時の鍛造性を著しく劣化させるため、１．００％を上
限とした。
のであり、本発明鋼においてＳｉは特に必要としない
が、Ｓｉを無添加にしたり、極端に低減すると製造上の
コスト高になる。また、Ｓｉ含有量が高くなると冷間鍛
造時の鍛造性を著しく劣化させるため、１．００％を上
限とした。
【００１３】Ｍｎは焼入れ性を向上させて組織をベイナ
イト化するのに必要な元素であるが０．１％未満では焼
き入れ性が不足し、ベイナイトの生成が不足するため下
限を０．１％とした。しかし、１．５％を越えると冷間
鍛造性を劣化させるために１．５％を上限とした。
イト化するのに必要な元素であるが０．１％未満では焼
き入れ性が不足し、ベイナイトの生成が不足するため下
限を０．１％とした。しかし、１．５％を越えると冷間
鍛造性を劣化させるために１．５％を上限とした。
【００１４】Ｃｒは組織をベイナイト化するのに必要な
元素であると共に、窒化層の硬さを確保するために多い
ほどよい。０．１％未満であると前記効果が不足するの
で下限とした。しかし、２．０％を越えると冷間鍛造性
を劣化させると共にコスト高になるので上限を２．０％
とした。
元素であると共に、窒化層の硬さを確保するために多い
ほどよい。０．１％未満であると前記効果が不足するの
で下限とした。しかし、２．０％を越えると冷間鍛造性
を劣化させると共にコスト高になるので上限を２．０％
とした。
【００１５】次に、熱間圧延のまま、あるいは熱間鍛造
のままのベイナイト組織中のＶの多くはフェライト中に
固溶状態にあり、その後の軟窒化により微細な炭窒化物
として析出して時効硬化を起こし、母材芯部の硬さを低
下させることなく、むしろ硬化させることのできる元素
である。０．０５％未満ではその効果は不十分であるた
めに下限を０．０５％とした。しかし、０．４０％を越
えて含有させると冷間鍛造性が劣化し、コスト高ともな
るので上限を０．４０％とした。
のままのベイナイト組織中のＶの多くはフェライト中に
固溶状態にあり、その後の軟窒化により微細な炭窒化物
として析出して時効硬化を起こし、母材芯部の硬さを低
下させることなく、むしろ硬化させることのできる元素
である。０．０５％未満ではその効果は不十分であるた
めに下限を０．０５％とした。しかし、０．４０％を越
えて含有させると冷間鍛造性が劣化し、コスト高ともな
るので上限を０．４０％とした。
【００１６】Ａｌは軟窒化時に鋼中に進入するＮと結合
して表面硬さを高めるので、軟窒化性の向上に必要な元
素である。その効果を得るには０．１０％超を必要とす
る。しかし、１．００％を越えて含有させるとＮの拡散
がかえって阻害されて軟窒化特性が阻害されると共に、
冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもなるので１．００％
を上限とした。
して表面硬さを高めるので、軟窒化性の向上に必要な元
素である。その効果を得るには０．１０％超を必要とす
る。しかし、１．００％を越えて含有させるとＮの拡散
がかえって阻害されて軟窒化特性が阻害されると共に、
冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもなるので１．００％
を上限とした。
【００１７】Ｍｏは焼入れ性を向上させ組織をベイナイ
ト化するために有効な元素であって、さらにＶと共に時
効硬化を得るために有効に作用する元素である。Ｍｏが
０．１０％未満ではベイナイト化が不十分であるため下
限を０．１０％とした。Ｍｏは高価な元素であり、１．
００％を越えると冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもな
るので上限を１．００％とした。
ト化するために有効な元素であって、さらにＶと共に時
効硬化を得るために有効に作用する元素である。Ｍｏが
０．１０％未満ではベイナイト化が不十分であるため下
限を０．１０％とした。Ｍｏは高価な元素であり、１．
００％を越えると冷間鍛造性が劣化し、コスト高にもな
るので上限を１．００％とした。
【００１８】Ｔｉは軟窒化時に鋼中に進入するＮと結合
して表面硬さを高めるので、軟窒化性の向上に有効な元
素である。表面硬さを高めるためには少なくとも０．０
１０％以上含有させる必要がある。しかし、０．１００
％を越えて含有させるとＮの拡散がかえって阻害されて
軟窒化特性が阻害されると共に、冷間鍛造性が劣化し、
コスト高にもなるので０．１００％を上限とした。
して表面硬さを高めるので、軟窒化性の向上に有効な元
素である。表面硬さを高めるためには少なくとも０．０
１０％以上含有させる必要がある。しかし、０．１００
％を越えて含有させるとＮの拡散がかえって阻害されて
軟窒化特性が阻害されると共に、冷間鍛造性が劣化し、
コスト高にもなるので０．１００％を上限とした。
【００１９】さらに、熱間圧延材または熱間鍛造材の硬
さがＨｖで２００以下であり、限界圧縮率が６５％以上
とするのは、冷間鍛造において鋼材の硬さが低いほど鍛
造を行う金型の寿命が向上し、加えて鋼材の変形能が高
いほど、割れの発生なしに鍛造を行うための限界として
６５％以上とした。なお、本発明鋼の製造条件について
は何ら限定されるものではない。
さがＨｖで２００以下であり、限界圧縮率が６５％以上
とするのは、冷間鍛造において鋼材の硬さが低いほど鍛
造を行う金型の寿命が向上し、加えて鋼材の変形能が高
いほど、割れの発生なしに鍛造を行うための限界として
６５％以上とした。なお、本発明鋼の製造条件について
は何ら限定されるものではない。
【００２０】冷間鍛造における変形能の指標となる限界
圧縮試験とは、機械加工により試験片の高さ方向が圧延
方向と平行となるように採取した円柱試験片を、Ｖ溝付
の端面拘束型工具を使用し、圧縮加工を行い、目視によ
る割れの判定によって鋼材の変形能を調べる方法であ
る。図１（ａ）は端面拘束型圧縮試験片工具、図１
（ｂ）は同工具のＡ部およびＢ部の拡大図、図１（ｃ）
は試験片（直径はＤφ、高さＨ、Ｈ／Ｄ＝１．５）の形
状と圧縮試験後の形状を示す。限界圧縮率の計算式は
（（Ｈ−Ｈ1 ）／Ｈ）×１００である。
圧縮試験とは、機械加工により試験片の高さ方向が圧延
方向と平行となるように採取した円柱試験片を、Ｖ溝付
の端面拘束型工具を使用し、圧縮加工を行い、目視によ
る割れの判定によって鋼材の変形能を調べる方法であ
る。図１（ａ）は端面拘束型圧縮試験片工具、図１
（ｂ）は同工具のＡ部およびＢ部の拡大図、図１（ｃ）
は試験片（直径はＤφ、高さＨ、Ｈ／Ｄ＝１．５）の形
状と圧縮試験後の形状を示す。限界圧縮率の計算式は
（（Ｈ−Ｈ1 ）／Ｈ）×１００である。
【００２１】
【実施例】表１、表２および表３に本実施例に用いた供
試鋼の化学成分を示す。表１，２は本発明鋼で表３は比
較のための比較鋼である。これらの供試鋼を溶製した
後、ビレットに圧延した。次いで、１０５０℃で直径４
５ｍｍに熱間圧延した後に放冷し、その後直径４５ｍｍ
×長さ５０ｍｍに切断した。さらに１２００℃に加熱し
た後、直径３５ｍｍに熱間鍛造し空冷した。このときの
芯部硬さを冷間鍛造前の芯部硬さとして測定した。
試鋼の化学成分を示す。表１，２は本発明鋼で表３は比
較のための比較鋼である。これらの供試鋼を溶製した
後、ビレットに圧延した。次いで、１０５０℃で直径４
５ｍｍに熱間圧延した後に放冷し、その後直径４５ｍｍ
×長さ５０ｍｍに切断した。さらに１２００℃に加熱し
た後、直径３５ｍｍに熱間鍛造し空冷した。このときの
芯部硬さを冷間鍛造前の芯部硬さとして測定した。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】限界圧縮試験片は熱間鍛造材から採取し、
試験を行った。軟窒化特性を評価する試験として、熱間
鍛造材を直径３０ｍｍ×長さ５０ｍｍに機械加工した
後、圧下率５０％の冷間鍛造を行った。このときの深部
硬さを冷間鍛造材の中心部の硬さとして測定した。ガス
軟窒化はＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝５０：４５：５の雰囲
気で５７０℃で５時間行った。ガス軟窒化後の芯部硬さ
は冷間鍛造材と同位置で測定した。ガス軟窒化後の表面
硬さは表面から０．０２ｍｍの位置を測定し、Ｈｖ４０
０となる表面からの深さを有効硬化層深さとした。各供
試鋼の試験結果を表４〜６に示した。
試験を行った。軟窒化特性を評価する試験として、熱間
鍛造材を直径３０ｍｍ×長さ５０ｍｍに機械加工した
後、圧下率５０％の冷間鍛造を行った。このときの深部
硬さを冷間鍛造材の中心部の硬さとして測定した。ガス
軟窒化はＮＨ3 ：Ｎ2 ：ＣＯ2 ＝５０：４５：５の雰囲
気で５７０℃で５時間行った。ガス軟窒化後の芯部硬さ
は冷間鍛造材と同位置で測定した。ガス軟窒化後の表面
硬さは表面から０．０２ｍｍの位置を測定し、Ｈｖ４０
０となる表面からの深さを有効硬化層深さとした。各供
試鋼の試験結果を表４〜６に示した。
【００２６】
【表４】
【００２７】
【表５】
【００２８】
【表６】
【００２９】表４〜６から明らかなように、本発明鋼で
あるＮｏ．１〜２５鋼は熱間鍛造後の硬さがＨｖで１０
１〜１９５と軟らかく、限界圧縮率においても６５％以
上で、冷間鍛造性に優れている。さらに、本発明鋼１を
ベースにＭｏ，Ｔｉを添加した本発明鋼２〜４において
も優れた軟窒化特性、時効硬化特性が得られている。本
発明鋼は表面硬さもＨｖで６５０以上であり、有効硬化
層深さも０．２〜０．４６ｍｍであって、冷間鍛造性と
併せて軟窒化特性にも優れていることがわかった。
あるＮｏ．１〜２５鋼は熱間鍛造後の硬さがＨｖで１０
１〜１９５と軟らかく、限界圧縮率においても６５％以
上で、冷間鍛造性に優れている。さらに、本発明鋼１を
ベースにＭｏ，Ｔｉを添加した本発明鋼２〜４において
も優れた軟窒化特性、時効硬化特性が得られている。本
発明鋼は表面硬さもＨｖで６５０以上であり、有効硬化
層深さも０．２〜０．４６ｍｍであって、冷間鍛造性と
併せて軟窒化特性にも優れていることがわかった。
【００３０】これに対して、比較鋼Ｎｏ．２６〜３３は
それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｏ
が本発明鋼の組成範囲よりも高いために冷間鍛造前の硬
さがＨｖで２００以上となり、限界圧縮率においても劣
る。また、比較鋼Ｎｏ．３４はＡｌ含有量が低いために
軟窒化特性が劣っている。
それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｏ
が本発明鋼の組成範囲よりも高いために冷間鍛造前の硬
さがＨｖで２００以上となり、限界圧縮率においても劣
る。また、比較鋼Ｎｏ．３４はＡｌ含有量が低いために
軟窒化特性が劣っている。
【００３１】
【発明の効果】本発明の軟窒化用鋼は以上のような化学
組成を有しており、各種元素の適量添加により冷間鍛造
性と軟窒化時の表面硬化特性と時効硬化特性に優れた軟
窒化用鋼を得ることができる。
組成を有しており、各種元素の適量添加により冷間鍛造
性と軟窒化時の表面硬化特性と時効硬化特性に優れた軟
窒化用鋼を得ることができる。
【図１】限界圧縮試験の説明図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 8/38 Ｃ２３Ｃ 8/38 8/50 8/50
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．００％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．４０％ を含有し、残部が鉄および不可避的な不純物からなり、
熱間圧延後または熱間鍛造後の芯部硬さがＨｖで２００
以下、かつその後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５
％以上の特性を有してなることを特徴とする冷間鍛造性
に優れた軟窒化用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．００％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．４０％ を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１０〜１．００％を含有
し、残部が鉄および不可避的な不純物からなり、熱間圧
延後あるいは熱間鍛造後の芯部硬さがＨｖで２００以
下、その後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５％以上
の特性を有してなることを特徴とする冷間鍛造性に優れ
た軟窒化用鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．００％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．４０％ を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１０〜１．００％を含
有し、残部が鉄および不可避的な不純物からなり、熱間
圧延後または熱間鍛造後の芯部硬さがＨｖで２００以
下、かつその後の冷間鍛造における限界圧縮率が６５％
以上の特性を有してなることを特徴とする冷間鍛造性に
優れた軟窒化用鋼。 - 【請求項４】 重量で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．００％、 Ｍｎ：０．１〜１．５％、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．４０％ を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｔ
ｉ：０．０１０〜０．１００％を含有し、残部が鉄およ
び不可避的な不純物からなり、熱間圧延後または熱間鍛
造後に芯部硬さがＨｖで２００以下、かつその後の冷間
鍛造における限界圧縮率が６５％以上の特性を有してな
ることを特徴とする冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8117105A JPH09279295A (ja) | 1996-04-16 | 1996-04-16 | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8117105A JPH09279295A (ja) | 1996-04-16 | 1996-04-16 | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09279295A true JPH09279295A (ja) | 1997-10-28 |
Family
ID=14703531
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8117105A Pending JPH09279295A (ja) | 1996-04-16 | 1996-04-16 | 冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼 |
Country Status (1)
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|---|---|
| JP (1) | JPH09279295A (ja) |
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