JPS5852459A - 肌焼鋼およびその製造方法 - Google Patents
肌焼鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JPS5852459A JPS5852459A JP56148817A JP14881781A JPS5852459A JP S5852459 A JPS5852459 A JP S5852459A JP 56148817 A JP56148817 A JP 56148817A JP 14881781 A JP14881781 A JP 14881781A JP S5852459 A JPS5852459 A JP S5852459A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- hardening steel
- case
- strain
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、浸炭あるいは浸炭窒化地理等の駅部用に適す
る低歪肌焼鋼およびその製造方法に関するものである。
る低歪肌焼鋼およびその製造方法に関するものである。
表面における耐摩耗性や疲れ強さなどが要求される部品
あるいは製品、例えけ歯車などに対して浸炭、浸炭窒化
および真空浸炭等の表面硬化処理を行なう機台には、素
材をいったん人、変態点以上の温度に加熱した後焼入れ
するようにしているため、変態による体積変化中熱応力
などＫよって変形を生ずる。この変形量が大きくま几そ
のばらつきが大きいｉ′；後工程においてその修正に多
大な労力を必要とする。例えば、トランスミッション用
のメインシャフトの場合には表面硬化処理後に１本毎に
矯正を施す必要があり、また、デフリングギヤの場合に
はブレスクエンチが必須となっている。
あるいは製品、例えけ歯車などに対して浸炭、浸炭窒化
および真空浸炭等の表面硬化処理を行なう機台には、素
材をいったん人、変態点以上の温度に加熱した後焼入れ
するようにしているため、変態による体積変化中熱応力
などＫよって変形を生ずる。この変形量が大きくま几そ
のばらつきが大きいｉ′；後工程においてその修正に多
大な労力を必要とする。例えば、トランスミッション用
のメインシャフトの場合には表面硬化処理後に１本毎に
矯正を施す必要があり、また、デフリングギヤの場合に
はブレスクエンチが必須となっている。
そのため、表面硬化処理時の歪量が少なくかつそのばら
つきが小さい低歪肌焼鋼の開発が、表面硬化処理後の歪
の修正工程を簡略化する上で急務である。
つきが小さい低歪肌焼鋼の開発が、表面硬化処理後の歪
の修正工程を簡略化する上で急務である。
本発明は、上述した従来の問題点に着目してなされた４
ので、浸炭、浸炭窒化、真空浸炭等の表面硬化処理時の
歪量が少なくかつそのばらつきが小さい低歪肌焼鋼を提
供することを目的としている。
ので、浸炭、浸炭窒化、真空浸炭等の表面硬化処理時の
歪量が少なくかつそのばらつきが小さい低歪肌焼鋼を提
供することを目的としている。
本発明は、駅部用に適する化学成分をもつ鋼の鋳片段階
におけるＣ（炭素）の中心偏析度（鋼片中心部Ｃ１／Ｃ
のレードル分析値）が１．１〜ｉ、。
におけるＣ（炭素）の中心偏析度（鋼片中心部Ｃ１／Ｃ
のレードル分析値）が１．１〜ｉ、。
の範囲にある鋳片から製造したことを特徴としており、
前記駅部用に適する鋼としてより望ましくは、重量−で
、Ｃ： ０．４％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ ： ２
％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｍｏ ：
１ ％以下を含み、残部実質的にＦ・よりなるものを
選択し、さらにより望ましくは、Ｃ： ０．２５〜０．
３５ ％、Ｓｔ ： Ｑ、５ ％以下、Ｍｎ ： ０．
７〜１．５チ、Ｃｒ ： ０．３５〜１９ｂ、Ａｔ：
０．０１〜０．０６ ％ 。
前記駅部用に適する鋼としてより望ましくは、重量−で
、Ｃ： ０．４％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ ： ２
％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｍｏ ：
１ ％以下を含み、残部実質的にＦ・よりなるものを
選択し、さらにより望ましくは、Ｃ： ０．２５〜０．
３５ ％、Ｓｔ ： Ｑ、５ ％以下、Ｍｎ ： ０．
７〜１．５チ、Ｃｒ ： ０．３５〜１９ｂ、Ａｔ：
０．０１〜０．０６ ％ 。
Ｎ ： ０．０１〜０．０２５チ、必要に応じてＮｉ：
２チ以下、！ｖｌｏ ： ０．３チ以下のうちの１種ま
たは２種を含み、残部実質的にＦ・よりなるものを選択
し、さらＫより望ましくは、鋼中のＯ含有量を３９ ｐ
ｐｍ以下に抑えたものを選択する。ｔた、このような駅
部用圧適する化学成分の鋼を製造するにあたっては、前
記鋼を連続鋳造法により製造し、この際、鋳込時の過熱
温度（スーパーヒート；鋳込温度と凝固温度の差−）を
４０℃以下にすると共に、電磁攪拌時の攪拌強度を凝固
界面で４０ガウス以上として、Ｃ（炭素）の中心偏析度
が１．１〜１．０となるようにしたことを特徴としてい
る。
２チ以下、！ｖｌｏ ： ０．３チ以下のうちの１種ま
たは２種を含み、残部実質的にＦ・よりなるものを選択
し、さらＫより望ましくは、鋼中のＯ含有量を３９ ｐ
ｐｍ以下に抑えたものを選択する。ｔた、このような駅
部用圧適する化学成分の鋼を製造するにあたっては、前
記鋼を連続鋳造法により製造し、この際、鋳込時の過熱
温度（スーパーヒート；鋳込温度と凝固温度の差−）を
４０℃以下にすると共に、電磁攪拌時の攪拌強度を凝固
界面で４０ガウス以上として、Ｃ（炭素）の中心偏析度
が１．１〜１．０となるようにしたことを特徴としてい
る。
駅部用に適する鋼としては、機械構造用炭素鋼、含ニツ
ケルクロム低合金鋼、含ニツケルクロムモリブデン低合
金鋼、含クロム低合金鋼、含クロムモリブデン低合金鋼
、含マンガン低合金鋼、含マンガンクロム低合金鋼など
種々のものがあるが、このような鋼種において、より望
ましくは、重責ｓで、Ｃ： ０．４ ％以下、Ｓｉ：１
Ｓ以下、Ｍｎ ： ２チ以下、Ｃｒ ： ３％以下、Ｎ
１５％以下、Ｍｏ：１−以下とし、必要に応じて適宜Ａ
ｊ ： ０．０１〜０．０６ ％ 、 Ｎ ： ０．０
１〜０．０２５ ％％Ｎ１：２−以下、Ｍｏ ： ０．
３ ％以下の範囲のものを使用し、その他Ｎｂ＃ Ｔ’
ｅ Ｚ’ ｅ Ｖ ＋ Ｔａ等を添加したものを使用
するのが良いが、以下、この理由を説明する。
ケルクロム低合金鋼、含ニツケルクロムモリブデン低合
金鋼、含クロム低合金鋼、含クロムモリブデン低合金鋼
、含マンガン低合金鋼、含マンガンクロム低合金鋼など
種々のものがあるが、このような鋼種において、より望
ましくは、重責ｓで、Ｃ： ０．４ ％以下、Ｓｉ：１
Ｓ以下、Ｍｎ ： ２チ以下、Ｃｒ ： ３％以下、Ｎ
１５％以下、Ｍｏ：１−以下とし、必要に応じて適宜Ａ
ｊ ： ０．０１〜０．０６ ％ 、 Ｎ ： ０．０
１〜０．０２５ ％％Ｎ１：２−以下、Ｍｏ ： ０．
３ ％以下の範囲のものを使用し、その他Ｎｂ＃ Ｔ’
ｅ Ｚ’ ｅ Ｖ ＋ Ｔａ等を添加したものを使用
するのが良いが、以下、この理由を説明する。
Ｃ；Ｃは表面硬化処理において、必要な硬化層深さを確
保するのに有効な元素であり、例えば肌焼鋼素材から歯
車を成形した場合に、所要の鑓元硬さを維持する一方心
部硬さを低下させて浸炭、浸炭窒化、真空浸炭焼入れ等
の硬化処理に伴う歪を最小限に抑えると共に必要な有効
硬化層深さを確保する。しかしながら、０．４４ｉ越え
ると靭性ならびに被剛性が低下するので、より望ましく
は０．４チ以下とし、さらにより望ましくは上記した効
果を最大限に発揮させるために０．２５〜０．３５％の
範囲とするのがよい。
保するのに有効な元素であり、例えば肌焼鋼素材から歯
車を成形した場合に、所要の鑓元硬さを維持する一方心
部硬さを低下させて浸炭、浸炭窒化、真空浸炭焼入れ等
の硬化処理に伴う歪を最小限に抑えると共に必要な有効
硬化層深さを確保する。しかしながら、０．４４ｉ越え
ると靭性ならびに被剛性が低下するので、より望ましく
は０．４チ以下とし、さらにより望ましくは上記した効
果を最大限に発揮させるために０．２５〜０．３５％の
範囲とするのがよい。
Ｓｔ：Ｓｉは溶解時における脱酸ならび°に脱硫元素と
して有効な元素であるが、含有量が多過ぎると浸炭性な
らびに被削−性が低下する傾向があるので、より望まし
くは１％以下とし、さらにより望ましくは帆５チ以下と
するのがよい。
して有効な元素であるが、含有量が多過ぎると浸炭性な
らびに被削−性が低下する傾向があるので、より望まし
くは１％以下とし、さらにより望ましくは帆５チ以下と
するのがよい。
Ｍｎ ： Ｍｎは溶解時における脱酸ならびに脱硫元素
として有効な元素であるが、含有量が多過ぎると被剛性
が低下するので、より望ましくは２−以下とし、さらに
より望ましくは上記した効果を考慮して０．７〜１．５
チの範囲とするのがよい。
として有効な元素であるが、含有量が多過ぎると被剛性
が低下するので、より望ましくは２−以下とし、さらに
より望ましくは上記した効果を考慮して０．７〜１．５
チの範囲とするのがよい。
Ｃｒ ： Ｃｒは表面硬化処理において所定の有効硬化
層深さを確保し、良好な浸炭性ならびに浸炭窒化性全維
持するために有効な元素であるが、多過ぎると６部硬さ
が大となり、高歪発生の原因となるので、より望ましく
は３％以下とし、さらＫより望ましくは上記した効果を
考慮して０．３５〜１饅の範囲とするのがよい。
層深さを確保し、良好な浸炭性ならびに浸炭窒化性全維
持するために有効な元素であるが、多過ぎると６部硬さ
が大となり、高歪発生の原因となるので、より望ましく
は３％以下とし、さらＫより望ましくは上記した効果を
考慮して０．３５〜１饅の範囲とするのがよい。
ＡＡ：ＡＡｕ表面硬化処理時においで、オーステナイト
結晶粒の成長を抑制すること釦より歪の発生を防止する
のに有効な元素であり、そのためには０．０１４以上含
有させる必要がある。しかし、０．０６ ％を越えると
鋼の清浄度が低下する。したがって、含有させる場合に
は０．０１〜０．０６１６の範囲とするのが望ましい。
結晶粒の成長を抑制すること釦より歪の発生を防止する
のに有効な元素であり、そのためには０．０１４以上含
有させる必要がある。しかし、０．０６ ％を越えると
鋼の清浄度が低下する。したがって、含有させる場合に
は０．０１〜０．０６１６の範囲とするのが望ましい。
Ｎ：Ｎは上記Ａｔと結合してＡｔＮｔ形成することによ
り表面硬化処理時においてオーステナイト結０．０１−
未満ではその効果が小さく、０．０２５ Ｓ ｔ−越え
るとブローが発生しやすくなるので、含有させる場合に
は０．０１〜０．０２５ ％の範−とするのが５望まし
い。
り表面硬化処理時においてオーステナイト結０．０１−
未満ではその効果が小さく、０．０２５ Ｓ ｔ−越え
るとブローが発生しやすくなるので、含有させる場合に
は０．０１〜０．０２５ ％の範−とするのが５望まし
い。
Ｎｉ：Ｎｉは浸炭性ならびに一浸炭窒化性を向上させる
と共に、例えば駅部品が歯車である場合にその歯車の歯
元硬さを維持できる上で効果がある。しかし、多過ぎる
と６部硬さも大となり、高歪発生１０の原因となるので
、より望ましくは５嘔以下とし、さらにより望ましくは
２チ以下とするのがよい。
と共に、例えば駅部品が歯車である場合にその歯車の歯
元硬さを維持できる上で効果がある。しかし、多過ぎる
と６部硬さも大となり、高歪発生１０の原因となるので
、より望ましくは５嘔以下とし、さらにより望ましくは
２チ以下とするのがよい。
Ｍｏ ： ＭｏはＮｉと同様に浸炭性ならびに浸炭窒化
性を向上させると共に、歯車の場合に歯元硬さを維持で
きる上で効果がある。しかし、多過ぎると１５心部硬さ
も大となり、高歪発生の原因となるので、より望ましく
は１−以下とし、さらにより望ましくは０．３％以下と
する：のがよい。
性を向上させると共に、歯車の場合に歯元硬さを維持で
きる上で効果がある。しかし、多過ぎると１５心部硬さ
も大となり、高歪発生の原因となるので、より望ましく
は１−以下とし、さらにより望ましくは０．３％以下と
する：のがよい。
０：０含有量が多過ぎると鋼の清浄度が悪くなり、疲れ
強さの低下を招くので、より望壕しくは３０２０ ｐｐ
ｍ以下とするのがよい。
強さの低下を招くので、より望壕しくは３０２０ ｐｐ
ｍ以下とするのがよい。
その他、必要に応じて、Ｎｂ 、 Ｔｉ 、 Ｚｒ 、
Ｖ 、 Ｔａ等の元素を含有させることも当然ありう
る。
Ｖ 、 Ｔａ等の元素を含有させることも当然ありう
る。
Ｃ中心偏析度：１．１〜１．０
鋳片状態におけるＣの中心偏析度が大きいと、こ２れを
素材とする圧延材にもＣの中心偏析が残り、これが表面
硬化処理時に歪発生の原因となるため、鋳片状態におけ
るＣの中心偏析を少なくする必要がある。この場合、鋳
片のし一ドル分析値と比較して鋳片中心部のｃｔが１．
１ ｆｆｌを超える偏析度を有すると歪の発生をおさえ
ることが困難となるため、ｉ、ｉ倍以下に限定した。
素材とする圧延材にもＣの中心偏析が残り、これが表面
硬化処理時に歪発生の原因となるため、鋳片状態におけ
るＣの中心偏析を少なくする必要がある。この場合、鋳
片のし一ドル分析値と比較して鋳片中心部のｃｔが１．
１ ｆｆｌを超える偏析度を有すると歪の発生をおさえ
ることが困難となるため、ｉ、ｉ倍以下に限定した。
このように、Ｃ、Ｓｉ 、Ｍｎ 、ＣｒおよびＮｉ 。
ＭＯ等の含有量を調整することによって、浸炭。
浸炭窒化、真空浸炭などの表面硬化処理において、表面
硬化特性を劣化させることなく歪の発生を少なくするこ
とができ、また、ＡＡ、Ｎを規定量含有させることによ
って、表面硬化処理中でのオーステナイト結晶粒の成長
を抑制することにより歪量の発生を低減でき、さらに加
えて、鋳片段階におけるＣ（炭素）の中心偏析度ｔ−１
，１〜１．ＯＫすることＫよって、表面硬化処理による
歪の発生を著しく低減できる。
硬化特性を劣化させることなく歪の発生を少なくするこ
とができ、また、ＡＡ、Ｎを規定量含有させることによ
って、表面硬化処理中でのオーステナイト結晶粒の成長
を抑制することにより歪量の発生を低減でき、さらに加
えて、鋳片段階におけるＣ（炭素）の中心偏析度ｔ−１
，１〜１．ＯＫすることＫよって、表面硬化処理による
歪の発生を著しく低減できる。
本発明者らは、連続鋳造法によって製造され九鋳片の厚
さ方向の中央部には偏析によってＣ含有量が多くなると
いう現象つまり中心偏析に着目し、この中心偏析が表面
硬化処理品の厚さ変化（歪量）Ｋ及ぼす影響を調べ念。
さ方向の中央部には偏析によってＣ含有量が多くなると
いう現象つまり中心偏析に着目し、この中心偏析が表面
硬化処理品の厚さ変化（歪量）Ｋ及ぼす影響を調べ念。
この場合、第１図に示すように、鋳片１の厚さＴの中心
部すなわちＴ／２の部分において、３１１１１間隔でＣ
濃度を測定して鋳−片中心部のＣチを求め、この中心部
のＣ濃度とし一ドル中のＣａＩ２（０％）との比で表わ
すことによりＣの中心偏析度を調べ念。また、表面硬化
処理品の厚さ変化は次のようにして行なった。まず、第
２図および＠３図に示すように、直径Ｄ□＝６０−９高
さＨ，−９４ｍの素材２を熱間据込み鍛造し、第３図（
ｂ）に示す直径Ｄ２＝ ９５■、高さも＝４２−の形状
の中間素材６を製造し、さらに第３図（ｃ）に示す直径
り、 ＝ ９６１１１１ ＃高さＨ３＝ ４０ ｗｍ
。
部すなわちＴ／２の部分において、３１１１１間隔でＣ
濃度を測定して鋳−片中心部のＣチを求め、この中心部
のＣ濃度とし一ドル中のＣａＩ２（０％）との比で表わ
すことによりＣの中心偏析度を調べ念。また、表面硬化
処理品の厚さ変化は次のようにして行なった。まず、第
２図および＠３図に示すように、直径Ｄ□＝６０−９高
さＨ，−９４ｍの素材２を熱間据込み鍛造し、第３図（
ｂ）に示す直径Ｄ２＝ ９５■、高さも＝４２−の形状
の中間素材６を製造し、さらに第３図（ｃ）に示す直径
り、 ＝ ９６１１１１ ＃高さＨ３＝ ４０ ｗｍ
。
中央部厚さＴ１＝７閣のリング素材４に加工し、このリ
ング素材４″ｆｔ焼ならししたのち第３図（ｄ）に示す
外径り。＝９０鴫、内径Ｄ１＝４５ｇＩＩＭ、厚さＴ４
＝３０■（目標）のリング状試験片５に加工した。
ング素材４″ｆｔ焼ならししたのち第３図（ｄ）に示す
外径り。＝９０鴫、内径Ｄ１＝４５ｇＩＩＭ、厚さＴ４
＝３０■（目標）のリング状試験片５に加工した。
そして、このようなリング状試験片５を多数用意して各
試験片５の仕上が９厚さＴ４の寸法を正確に測定し、次
いで第４図に示す表面硬化処３１ｔ−行なった。すなわ
ち、試験片５？９００Ｃに加熱して２時間の浸炭処理、
１時間の拡散処理を行ない、８５０℃に３０分間保持し
たのち油冷し、次いで１８０℃で２時間加熱後空冷する
焼もどしを行なつ几。この後、各試験片５の厚さＴ４の
寸法を測定して厚さ変化量を求めた。すなわち、厚さ変
化量（ｐｍ） ＝ （（浸炭焼入れ焼もどし処理後の厚
さく、、） ’） −（浸炭焼入れ焼もどし処理前の厚
さく−） ））Ｘ１００Ｏで求めた。このようにして、
鋳片におけるＣの中心偏析度と厚さ変化量との関係管調
べたところ、第５図に示すような結果を得九。第５図に
示すように、Ｃの中心偏析度が１．１−１．０の間にあ
れば、表面硬化処理による厚さ変化量すなわち歪量を著
しく低減できることが明らかとなっ、た。なお、ここで
リング状試験片５を用いたのは、駅部品として歯車を想
定し九九めであり、このリング状試験片５の歪と実際の
歯車の歪との間には明確な相関□関係あることが確認さ
れたことによる。
試験片５の仕上が９厚さＴ４の寸法を正確に測定し、次
いで第４図に示す表面硬化処３１ｔ−行なった。すなわ
ち、試験片５？９００Ｃに加熱して２時間の浸炭処理、
１時間の拡散処理を行ない、８５０℃に３０分間保持し
たのち油冷し、次いで１８０℃で２時間加熱後空冷する
焼もどしを行なつ几。この後、各試験片５の厚さＴ４の
寸法を測定して厚さ変化量を求めた。すなわち、厚さ変
化量（ｐｍ） ＝ （（浸炭焼入れ焼もどし処理後の厚
さく、、） ’） −（浸炭焼入れ焼もどし処理前の厚
さく−） ））Ｘ１００Ｏで求めた。このようにして、
鋳片におけるＣの中心偏析度と厚さ変化量との関係管調
べたところ、第５図に示すような結果を得九。第５図に
示すように、Ｃの中心偏析度が１．１−１．０の間にあ
れば、表面硬化処理による厚さ変化量すなわち歪量を著
しく低減できることが明らかとなっ、た。なお、ここで
リング状試験片５を用いたのは、駅部品として歯車を想
定し九九めであり、このリング状試験片５の歪と実際の
歯車の歪との間には明確な相関□関係あることが確認さ
れたことによる。
次に、鋳片におけるＣの中心偏析度が１．１〜１．０で
あるようにするためには、いかなる鋳造条件を設定すれ
ばよいかについて、本発明者らはさらに実験研究を行な
った。
あるようにするためには、いかなる鋳造条件を設定すれ
ばよいかについて、本発明者らはさらに実験研究を行な
った。
そこでまず、連続鋳造法において、溶鋼の鋳込時の過熱
温度（スーパーヒート；鋳込温度と凝固＠度の差）とＣ
の中心偏析度との関係を調べたところ、第６図に示す結
果を得九。なお、この際のＣのレードル値は０．２８重
ｔＳであり、電磁攪拌（ＥＭＳ）時の撹拌強度を凝固界
面で５０ガウスとした。第６図の結果から、この場合に
過熱温度を４０℃以下にすることによって、Ｃの中心偏
析度を１．１より十分小さくできることが明らかとなっ
た。
温度（スーパーヒート；鋳込温度と凝固＠度の差）とＣ
の中心偏析度との関係を調べたところ、第６図に示す結
果を得九。なお、この際のＣのレードル値は０．２８重
ｔＳであり、電磁攪拌（ＥＭＳ）時の撹拌強度を凝固界
面で５０ガウスとした。第６図の結果から、この場合に
過熱温度を４０℃以下にすることによって、Ｃの中心偏
析度を１．１より十分小さくできることが明らかとなっ
た。
次に、通常の溶製法により製造したインゴットと、連続
鋳造法により製造した鋳片について、その１ｊｉ１部（
Ｔｏ−ｐ）と底部（Ｒｏｔ ）との間におけるＣの中心
偏析度を調べたところ、第７図に示す結果を得た。第７
図に示すように、通常の溶製法によ・るインゴットの場
合にはＣの中心偏析度が１．１〜１．０の部分の割合が
かなり小さいため、歩留り上下別である。また、連続鋳
造法（ＣＣ）にＬる場合において、過熱温度を４５℃と
し、電磁攪拌（ＥＭＳ）の強度を凝固界面で３５ガウス
として製造しに鋳片ではすべてＣの中心偏析度が１．１
を上回っている。これに対し、過熱温度を４０℃としか
つ電磁攪拌の攪拌強度ｔ−凝固界面で４０ガウスとした
鋳片ではＣの中心偏析度が１．１以下となっており、過
熱温度を３０℃と小さくしかつ電磁攪拌強度を凝固界面
で４５ガウスと大きくした場合にはＣの中心偏析度がよ
り小さくなっている。したがって、電磁攪拌の攪拌強度
を凝固界面で４０ガウス以上とするのが良い。そして、
第７図に示す結果から明らかなように、連続鋳造法を採
用することによってＣの中心偏析度が同一チャージの部
位間で鋼塊鋳造法に比べてほぼ一定となっており、その
結果、同一チャージ内での部位間の歪量のばらつきが小
さくなり、歪量の一定化がはかれる点で連続鋳造法によ
ることが有利である。
鋳造法により製造した鋳片について、その１ｊｉ１部（
Ｔｏ−ｐ）と底部（Ｒｏｔ ）との間におけるＣの中心
偏析度を調べたところ、第７図に示す結果を得た。第７
図に示すように、通常の溶製法によ・るインゴットの場
合にはＣの中心偏析度が１．１〜１．０の部分の割合が
かなり小さいため、歩留り上下別である。また、連続鋳
造法（ＣＣ）にＬる場合において、過熱温度を４５℃と
し、電磁攪拌（ＥＭＳ）の強度を凝固界面で３５ガウス
として製造しに鋳片ではすべてＣの中心偏析度が１．１
を上回っている。これに対し、過熱温度を４０℃としか
つ電磁攪拌の攪拌強度ｔ−凝固界面で４０ガウスとした
鋳片ではＣの中心偏析度が１．１以下となっており、過
熱温度を３０℃と小さくしかつ電磁攪拌強度を凝固界面
で４５ガウスと大きくした場合にはＣの中心偏析度がよ
り小さくなっている。したがって、電磁攪拌の攪拌強度
を凝固界面で４０ガウス以上とするのが良い。そして、
第７図に示す結果から明らかなように、連続鋳造法を採
用することによってＣの中心偏析度が同一チャージの部
位間で鋼塊鋳造法に比べてほぼ一定となっており、その
結果、同一チャージ内での部位間の歪量のばらつきが小
さくなり、歪量の一定化がはかれる点で連続鋳造法によ
ることが有利である。
実施例
表１に示すＡ−にの化学成分の鋼を溶製した後、鋳込時
の過熱温度を表１に示す値にして連続鋳造した。この際
電磁攪拌を加え、その攪拌強［を凝固界面で同じく表１
に示す磁束密度とした。また、Ｃ−の中心偏析度を前記
第１図をもとに説明したと同じ要領で測定した。さらに
１ リング状試験片の厚さ変化量を前記第２図〜第４図
をもとに説明したと同じ要領で測定した。これらの結果
を表１に示す。
の過熱温度を表１に示す値にして連続鋳造した。この際
電磁攪拌を加え、その攪拌強［を凝固界面で同じく表１
に示す磁束密度とした。また、Ｃ−の中心偏析度を前記
第１図をもとに説明したと同じ要領で測定した。さらに
１ リング状試験片の厚さ変化量を前記第２図〜第４図
をもとに説明したと同じ要領で測定した。これらの結果
を表１に示す。
比較例
表２に示すＬ−８の化学成分の鋼を溶製したのち鋼塊鋳
造法によって鋼塊を製造した。また、Ｔ〜Ｙは鋳込時の
過熱温ｒｌ！Ｌを表２に示す値にして連続鋳造法によっ
て鋳片ｆ：製造した鋼である。この際電磁攪拌を加え、
その攪拌強度を凝固界面で同じく表２に示す磁束密度と
した。また、鋼塊鋳造法および連続鋳造法によるものに
ついて、各々Ｃの中心偏析Ｉｆを前記第１図をもとに説
明したと同じ要領で測定すると共に、リング試験片の厚
さ変化量を前記＠２図〜第４図をもとに説明したと同じ
要領で測定した。これらの結果を表２に示す。
造法によって鋼塊を製造した。また、Ｔ〜Ｙは鋳込時の
過熱温ｒｌ！Ｌを表２に示す値にして連続鋳造法によっ
て鋳片ｆ：製造した鋼である。この際電磁攪拌を加え、
その攪拌強度を凝固界面で同じく表２に示す磁束密度と
した。また、鋼塊鋳造法および連続鋳造法によるものに
ついて、各々Ｃの中心偏析Ｉｆを前記第１図をもとに説
明したと同じ要領で測定すると共に、リング試験片の厚
さ変化量を前記＠２図〜第４図をもとに説明したと同じ
要領で測定した。これらの結果を表２に示す。
９１および表２に示すように、Ｃの中心偏析度が１．１
〜１．０の範囲にある本発明によるものではリング状試
験片の厚さ変化量が小さく、ばらつきも小さな値になっ
ているのに対して、Ｃの中心偏析度が１．１を越える比
較例によるものではリング状試験片の厚さ変化量が大き
く、ばらつきも大きな値になっており、リング状試験片
の厚さ変化量の平均値が比較的小さい（Ｒ，Ｕ）ときで
もそのばらつきは本発明によるものより大きくなってお
り、本発明によるものでは歪が小さくかつ一定歪が得ら
れることが明らかである。
〜１．０の範囲にある本発明によるものではリング状試
験片の厚さ変化量が小さく、ばらつきも小さな値になっ
ているのに対して、Ｃの中心偏析度が１．１を越える比
較例によるものではリング状試験片の厚さ変化量が大き
く、ばらつきも大きな値になっており、リング状試験片
の厚さ変化量の平均値が比較的小さい（Ｒ，Ｕ）ときで
もそのばらつきは本発明によるものより大きくなってお
り、本発明によるものでは歪が小さくかつ一定歪が得ら
れることが明らかである。
さらに、表１および表２に示すように、鋳込時の過熱温
度が４０℃より高く、かつ電磁攪拌の強度が４０ガウス
より小さい場合にはＣの中心偏析度が１．１を越えてい
ることが明らかであり、また鋼塊鋳造法によってＣの中
心偏析度１．１−１．０の部分を得ようとする場合にそ
の歩留りがかなり小さいことも確認された。
度が４０℃より高く、かつ電磁攪拌の強度が４０ガウス
より小さい場合にはＣの中心偏析度が１．１を越えてい
ることが明らかであり、また鋼塊鋳造法によってＣの中
心偏析度１．１−１．０の部分を得ようとする場合にそ
の歩留りがかなり小さいことも確認された。
以上説明してきたように、本発明は表面硬化処理におけ
る歪の発生が小さくかつ、発生する歪のばらつきも小さ
いという特徴を有する肌焼鋼およびその製造法を提供す
るものであり、工業的価値は絶大である。
る歪の発生が小さくかつ、発生する歪のばらつきも小さ
いという特徴を有する肌焼鋼およびその製造法を提供す
るものであり、工業的価値は絶大である。
第１図はＣの中心偏析度の測定要領を示す説明図、第２
図および第３図（ａ）〜（ｄ）は光面硬化処理品の厚さ
変化を測定するための試験片の作成工程を示すそれぞれ
工程図および加工状況の説明図、第４図は表面硬化処理
条件の説明図、第５図はＣの中心偏析度と厚さ変化量と
の関係の一例を示すグラフ、第６図は鋳込時の過熱温度
とＣの中心偏析度との関係の一例を示すグラフ、第７図
は鋳片および鋳塊の部位によるＣの中心偏析度の変化を
調べた結果の一例を示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊第１＠ 第２図 第３図 （ａ） （１）） （Ｃ）（山 第４図
図および第３図（ａ）〜（ｄ）は光面硬化処理品の厚さ
変化を測定するための試験片の作成工程を示すそれぞれ
工程図および加工状況の説明図、第４図は表面硬化処理
条件の説明図、第５図はＣの中心偏析度と厚さ変化量と
の関係の一例を示すグラフ、第６図は鋳込時の過熱温度
とＣの中心偏析度との関係の一例を示すグラフ、第７図
は鋳片および鋳塊の部位によるＣの中心偏析度の変化を
調べた結果の一例を示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊第１＠ 第２図 第３図 （ａ） （１）） （Ｃ）（山 第４図
Claims (8)
- （１） 連続鋳造によって製造した肌焼鋼であって、
Ｃ（炭素）の中心偏析度が１．１− ｉ、ｏの範囲にあ
る一片から製造したことを特徴とする低歪肌焼鋼。 - （２）肌焼鋼が、重量−で、Ｃ： ０．４ Ｓ以下、３
１：１％以下、Ｍｎ ： ２ Ｓ以下、Ｃｒ ： ３−
以下、Ｎｉ：５−以下、ＭＯ： １ ％以下ｔ−含−＞
、残部実質的にＦ・よりなる特許請求の範囲第（１）項
記載の低歪肌焼鋼。 - （３）肌焼鋼が、重量−で、Ｃ： ０．２５〜０．３５
％ 。 ３ｉ ： ０．５ Ｓ以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５
％ ％Ｃｒ ： ０．３５〜１ ％、 ｈｔ ： ０
．０１〜０．０６ ％、Ｎ ： ０．０１〜０．０２５
チを含み、残部実質的にＦ・よりなる特許請求の範囲第
（１）項記載の低歪肌焼鋼。 - （４） 肌ｆｉ 鋼ｄ！、重ｔ＊ｉ”、Ｃ： ０．２
５〜０．３５ Ｓ 。 Ｓｔ ： ０．５％以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５
％、（：ｒ ： ０．３５〜１ ｑｌｂ ％＊ｔ ：
０．０１〜０．０６ ％、Ｎ ： ０．０１−０．０２
５チ、Ｎｌ ： ２−以下を含み、残部実質的ＫＦ・よ
りなる特許請求の範囲第（１）項記載の低歪肌焼鋼。 - （５）肌焼鋼が、重量％で、Ｃ： ０．２５〜０．３５
％ 。 Ｓｔ ： ０．５ Ｓ以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５
％ ％Ｃｒ ： ０．３５〜１−１ＡＡ ： ０．０
１〜０．０６チ、Ｎ ： ０．０１〜０．０２５％、Ｍ
ｏ ： ０．３ ’１４以下を含み、残部実質的にＦ・
よりなる特許請求の範囲第（１）項記載の低歪肌焼鋼。 - （６）肌焼鋼が、重量−で、Ｃ： ０．２５〜０．３５
％ 。 ｓｉ ： ｏ、ｓ ｓ以下、Ｍｎ ： ０．７〜１．５
％、Ｃｒ ： ０．３５〜１％、）Ｌ ： ０．０１〜
０．０６ ％％Ｎ ： ０．０１〜０．０２５チ、Ｎｉ
：２％以下、Ｍｏ ： ０．３１６以下を含み、残部実
質的にＦｅよりなる特許請求の範囲第（１）項記載の低
歪肌焼鋼。 - （７）肌焼鋼が、ｏ ： ａ ｏ ｐｐｍ以下である特
許請求の範囲第（１）項ないし第（６）項のいずれかに
記載の低歪肌焼鋼。 - （８）低歪肌焼鋼を製造するにあたり、前記鋼を連続鋳
造法により製造し、この際、鋳込時の過熱温度を４０℃
以下にすると共に、電磁攪拌時の攪拌強度を凝固界面で
４０ガウス以上とすることを特徴とする低歪肌焼鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56148817A JPS5852459A (ja) | 1981-09-22 | 1981-09-22 | 肌焼鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56148817A JPS5852459A (ja) | 1981-09-22 | 1981-09-22 | 肌焼鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5852459A true JPS5852459A (ja) | 1983-03-28 |
Family
ID=15461374
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56148817A Pending JPS5852459A (ja) | 1981-09-22 | 1981-09-22 | 肌焼鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5852459A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6075547A (ja) * | 1983-09-28 | 1985-04-27 | Aichi Steel Works Ltd | 浸炭用鋼 |
| JPS6447838A (en) * | 1987-08-13 | 1989-02-22 | Nippon Steel Corp | Curburizing steel |
| US9422613B2 (en) | 2012-01-26 | 2016-08-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Case hardened steel having reduced thermal treatment distortion |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4915625A (ja) * | 1972-06-03 | 1974-02-12 | ||
| JPS4945971B1 (ja) * | 1969-09-09 | 1974-12-07 | ||
| JPS50131632A (ja) * | 1974-04-08 | 1975-10-17 | ||
| JPS5465132A (en) * | 1977-11-02 | 1979-05-25 | Kobe Steel Ltd | Continuous casting method |
| JPS54125132A (en) * | 1978-03-24 | 1979-09-28 | Nisshin Steel Co Ltd | Continuous casting of ferite stainless steel |
-
1981
- 1981-09-22 JP JP56148817A patent/JPS5852459A/ja active Pending
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4945971B1 (ja) * | 1969-09-09 | 1974-12-07 | ||
| JPS4915625A (ja) * | 1972-06-03 | 1974-02-12 | ||
| JPS50131632A (ja) * | 1974-04-08 | 1975-10-17 | ||
| JPS5465132A (en) * | 1977-11-02 | 1979-05-25 | Kobe Steel Ltd | Continuous casting method |
| JPS54125132A (en) * | 1978-03-24 | 1979-09-28 | Nisshin Steel Co Ltd | Continuous casting of ferite stainless steel |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6075547A (ja) * | 1983-09-28 | 1985-04-27 | Aichi Steel Works Ltd | 浸炭用鋼 |
| JPS6447838A (en) * | 1987-08-13 | 1989-02-22 | Nippon Steel Corp | Curburizing steel |
| US9422613B2 (en) | 2012-01-26 | 2016-08-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Case hardened steel having reduced thermal treatment distortion |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6702981B2 (en) | Low-carbon, low-chromium carburizing high speed steels | |
| JP7252761B2 (ja) | 析出硬化鋼およびその製造 | |
| JP6384626B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 | |
| JP2016003395A (ja) | 優れた特性を有している表面処理機械部品用鋼、並びにその鋼の部品及びその製造方法 | |
| JP6628014B1 (ja) | 浸炭処理が行われる部品用の鋼材 | |
| JPH08127845A (ja) | 黒鉛鋼及びその製品と製造方法 | |
| JP2007131907A (ja) | 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法 | |
| JP6729686B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| US5536335A (en) | Low silicon rapid-carburizing steel process | |
| JP2016222985A (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 | |
| JPS6033338A (ja) | 高温浸炭用鋼 | |
| JP2009191330A (ja) | 電縫鋼管 | |
| WO2013120903A1 (en) | A bearing steel composition | |
| JPS5852459A (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法 | |
| US4853049A (en) | Nitriding grade alloy steel article | |
| JPH03254342A (ja) | 転動疲労寿命に優れた軸受用素材の製造方法 | |
| JP7510045B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法 | |
| WO1987004731A1 (en) | Corrosion resistant stainless steel alloys having intermediate strength and good machinability | |
| US2585372A (en) | Method of making low-alloy steel | |
| JP3409275B2 (ja) | 熱処理歪の少ない肌焼鋼 | |
| JP2017179394A (ja) | 肌焼鋼 | |
| JP7587124B2 (ja) | 浸炭用鋼、浸炭鋼部品および浸炭鋼部品の製造方法 | |
| JPS59123743A (ja) | 熱処理歪の少ない浸炭用鋼 | |
| JPS58113316A (ja) | 熱処理ひずみの少ない肌焼鋼の製造法 | |
| JP7205067B2 (ja) | 高周波焼入れ用非調質鋼 |