冷加工性优异的轴承用钢材及其制造方法.pdf

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1、10申请公布号CN104204265A43申请公布日20141210CN104204265A21申请号201380017375222申请日20130305201208306620120330JPC22C38/44200601C21D1/32200601C21D8/06200601F16C33/62200601F16C33/64200601C21D9/4020060171申请人株式会社神户制钢所地址日本兵库县72发明人贝塚正树新堂阳介74专利代理机构中科专利商标代理有限责任公司11021代理人雒运朴54发明名称冷加工性优异的轴承用钢材及其制造方法57摘要一种轴承用钢材满足规定的化学成分组成，并满。

2、足母材的从与球状化渗碳体的边界面起到20NM位置的区域中界面区域中所含的SI界面SI06以下不含0、NI界面NI010以下不含0、CU界面CU010以下不含0、MO界面MO003以下含0、MN界面MN010以下不含0以及CR界面CR09以下不含0，并且，球状化渗碳体的圆形度系数为080以上。轴承用钢材在通过冷加工制造轴承零件时，能够发挥良好的冷加工性。30优先权数据85PCT国际申请进入国家阶段日2014092886PCT国际申请的申请数据PCT/JP2013/0560082013030587PCT国际申请的公布数据WO2013/146123JA2013100351INTCL权利要求书1页说明。

3、书12页19中华人民共和国国家知识产权局12发明专利申请权利要求书1页说明书12页10申请公布号CN104204265ACN104204265A1/1页21一种冷加工性优异的轴承用钢材，其特征在于，满足C095110质量的意思，关于化学成分以下相同、SI010030、MN01040、CR100150、NI005以下不含0、CU005以下不含0、以及MO003以下含0，余量由铁以及不可避免的杂质构成，母材的从与球状化渗碳体的边界面起到20NM位置的区域界面区域中所含的SI界面SI、NI界面NI、CU界面CU、MO界面MO、MN界面MN以及CR界面CR满足下述范围，并且，球状化渗碳体的圆形度系数为。

4、080以上，界面SI06以下不含0界面NI010以下不含0界面CU010以下不含0界面MO003以下含0界面MN010以下不含0界面CR09以下不含0。2一种冷加工性优异的轴承用钢材的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1所述的轴承用钢材的方法，其中，使用权利要求1所述的成分组成的钢材，在热轧后进行球状化退火，热轧后到740的平均冷却速度为8/S以上，并且，在球状化退火中，从室温到780800的温度区域均热温度以100150/HR的平均升温速度升温，在上述均热温度进行12小时加热后，从上述均热温度到680为止以50150/HR的平均冷却速度进行冷却。权利要求书CN104204265A1/12页。

5、3冷加工性优异的轴承用钢材及其制造方法技术领域0001本发明涉及用于制造汽车和各种工业机械等所使用的轴承零件的钢材，特别是在通过冷加工制造轴承零件时，发挥良好的冷加工性的轴承用钢材及其制造方法。背景技术0002历来，作为在汽车和各种工业机械等各种领域中使用的轴承的材料，使用JISG48051999规定的SUJ2等高碳铬轴承钢。0003本申请申请人进行了各种作为上述轴承用钢材能够得到优异的特性的提案，例如专利文献1，为了使加工成制品形状时的研磨性良好，并且稳定得到良好的滚动疲劳寿命，而特别是限定在钢中分散的AL系氮化合物的大小和密度、以及渗碳体的大小和面积率。另外，专利文献2为了进一步提高滚动疲。

6、劳寿命，而限定在条纹状偏析产生的CR稠化部和CR非偏析部分别观察到的碳化物面积率之比。另外，专利文献3提出了为了得到即使进行拉丝减面率超过大约50进一步为70这种强拉丝加工也不会断线的、适于强拉丝加工的轴承钢线材，而控制制造条件，将球状化退火后的渗碳体的平均当量圆直径和标准偏差限定为一定以下来抑制偏差。0004另外，轴承零件是通过对线材和棒钢等的形状的轴承用钢材实施切断、锻造、切削等冷加工而加工成最终形状而得到。但是，热轧状态的上述线材和棒材过硬而难以进行上述冷加工，因此，为了提高冷加工性，通过在冷加工前实施球状化退火。为了确保优异的冷加工性，重要的是控制上述球状化退火后的钢材球状化退火材的组。

7、织，而提出了各种方案。0005例如，在专利文献4中提出了通过控制制造工序中的热轧温度和冷却速度，来实现网状先共析渗碳体的降低和珠光体片层间隔的粗大化。但是，在该技术中，由于使球状化渗碳体均匀且微细地分散，因此难以说硬度得到充分的降低。0006另外，在专利文献5中公开了通过限定球状化退火处理后，经冷拉丝后的铁素体平均粒径、渗碳体平均粒径，由此提高冷加工性的专利。但是，由于存在C和CR的含量多，生成共晶碳化物的情况，因此，必须扩散退火，另外，在经球状化退火后，还要以2040实施冷拉丝，因此，钢材的成品率恶化，制造成本变高。0007但是近年来，从进一步降低成本和削减CO2的观点出发，要求更优异的冷加。

8、工性。0008现有技术文献0009专利文献0010专利文献1日本特开2011111668号公报0011专利文献2日本特开2010047832号公报0012专利文献3日本特开2007224410号公报0013专利文献4日本特开平6299240号公报0014专利文献5日本特开2001294972号公报说明书CN104204265A2/12页4发明内容0015本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于实现发挥比现有优异的冷加工性的轴承用钢材及其制造方法。0016用于解决技术课题的技术手段0017能够解决上述课题的本发明的冷加工性优异的轴承用钢材，其特征在于，满足0018C095110质量的意思，关于化学成。

9、分以下相同、0019SI010030、0020MN01040、0021CR100150、0022NI005以下不含0、0023CU005以下不含0、以及0024MO003以下含0，0025余量由铁以及不可避免的杂质构成，0026母材的从与球状化渗碳体的边界面起到20NM位置的区域界面区域中所含的SI界面SI、NI界面NI、CU界面CU、MO界面MO、MN界面MN以及CR界面CR满足下述范围，并且，球状化渗碳体的圆形度系数为080以上。0027界面SI06以下不含00028界面NI010以下不含00029界面CU010以下不含00030界面MO003以下含00031界面MN010以下不含0003。

10、2界面CR09以下不含00033本发明还包括冷加工性优异的轴承用钢材的制造方法，其特征在于，是制造上述轴承用钢材的方法，其中，0034使用上述成分组成的钢材，在热轧后进行球状化退火，热轧后到740的平均冷却速度为8/S以上，并且，在球状化退火中，从室温到780800的温度区域均热温度以100150/HR的平均升温速度升温，在上述均热温度进行12小时加热后，从上述均热温度到680为止以50150/HR的平均冷却速度进行冷却。0035发明效果0036根据本发明，能够得到与现有相比发挥优异的冷加工性的轴承用钢材。如果使用该轴承用钢材，则能够良好地进行切断、锻造。切削等冷加工。由此，在制造滚珠、滚柱、。

11、滚针、座圈等轴承零件时，能够实现所使用的模具的长寿命化。另外，由于能够通过冷加工制造在热态加工而成的环等，因此，能够削减零件制造工序中的CO2排出量。另外，能够缩短球状化时间，还能够降低成本。具体实施方式0037本发明者们以进一步提高轴承用钢材的冷加工性为目标，为了降低冷加工时产生的变形阻力，在球状化退火材的组织中，特别是着眼于作为最弱部的球状化渗碳体和母相的界面，详细地说，是与母相的球状化渗碳体的截面区域的组织铁素体组织进行了锐意说明书CN104204265A3/12页5研究。0038其结果是发现，A为了降低冷加工时产生的变形阻力，降低从球状化渗碳体表面起到20NM的位置为止的母相区域以下，。

12、将该母相区域称为“界面区域”的组织中的固溶元素SI、CR、MN、NI、CU、MO非常有效。0039另外，进一步判明B使球状化渗碳体的圆形度系数为080以上，确保优异的变形能力也对进一步提高冷加工性有效。0040以下，首先对上述A进行详细说明。0041在现有的球状化退火材的组织中，在通过FETEM的EDX对界面区域的元素浓度进行线分析时，判明在该界面区域中，SI、CU、NI、MO比钢材母相的各元素浓度高而稠化，CR、MN比钢材母相的各元素浓度低而匮乏。0042SI、NI、CU、MO均是平衡分布系数低的元素，在球状化退火中难以融入渗碳体，因此，在渗碳体和母相的界面稠化，其结果认为，界面区域的铁素体。

13、组织强化，变形阻力增大。由此，从降低变形阻力的观点出发，降低该界面区域的SI、NI、CU、MO即可。0043另一方面，MN、CR均是平衡分布系数高的元素，在球状化退火中容易融入渗碳体，因此，在渗碳体和母相的界面中，生成MN、CR的匮乏区域。MN、CR匮乏时，认为铁素体组织的强度降低，因此，能够降低变形阻力。0044如上所述，为了确保优异的冷加工性为了降低变形阻力，积极地降低在界面区域容易稠化的SI、NI、CU、MO，并且，进一步降低在界面区域容易匮乏的MN、CR即可，从这种观点出发，对界面区域中的上述各元素的容许量进行了研究还有，在以下，将界面区域中的SI、NI、CU、MO、MN、CR分别称为。

14、界面SI、界面NI、界面CU、界面MO、界面MN、界面CR。0045其结果是，发现为了充分降低变形阻力来确保优异的冷加工性，如下进行抑制即可。0046界面SI06以下不含0、0047界面NI010以下不含0、0048界面CU010以下不含0、0049界面MO003以下含0、0050界面MN010以下不含0、以及0051界面CR09以下不含00052如上所述，为了降低变形阻力，优选降低存在于界面区域的任一元素，界面SI优选为05以下，更优选为04以下。界面NI和界面CU分别优选为008以下，更分别优选为005以下。另外，界面MO优选为002以下，更优选为001以下。另外，界面MN优选为008以下。

15、，更优选为005以下，界面CR优选为085以下，更优选为070以下。0053还有，虽然从确保优异的冷加工性的观点出发，上述界面区域的任一元素没有特别限定含量下限，但考虑到钢中成分和制造条件等，界面SI的下限为大约030，界面NI的下限为大约001，界面CU的下限为大约001，界面MO的下限为0，界面MN的下限为大约001，界面CR的下限为大约060。0054为了将界面SI、界面NI、界面CU以及界面MO限定在上述范围内，在钢材中的成分组成母相的平均成分组成中，需要使SI、NI、CU、MO为各自的规定上限值以下。另外，说明书CN104204265A4/12页6为了使界面MN和界面CR在上述范围，。

16、在钢材中的成分组成中，需要使MN、CR在各自的规定上限值以下，并且，需要如后所述地控制球状化退火的条件。0055在上述界面区域中，上述SI、NI、CU、MO、CR、MN以外为铁以及不可避免的杂质。0056接着，对上述B使球状化渗碳体的圆形度系数为080以上，确保优异的变形能力进行说明。0057对通过下述式1计算得到的球状化渗碳体的圆形度系数和冷加工性的关系进行了研究，在对球状化渗碳体的圆形度系数为各种的钢材进行后述实施例所示的冷加工试验压缩试验时发现，上述球状化渗碳体的圆形度系数为080以上时，在上述试验中在压缩后未发生裂纹，能够确保良好的冷加工性。0058另一方面上述圆形度系数低于080时，。

17、在冷锻时在球状化渗碳体容易应力集中，在界面发生龟裂、容易产生裂纹。0059上述球状化渗碳体的圆形度系数优选为083以上，更优选为086以上。还有，从生产性的观点出发，上述圆形度系数的上限为095左右。0060球状化渗碳体的圆形度系数4球状化渗碳体的面积/球状化渗碳体的周围长度210061为了使球状化渗碳体的圆形度系数为080以上，如下即可。即，在本发明中，如后面详细记述，为了抑制球状化渗碳体中的CR、MN在界面扩散，而使球状化退火时间比通常短。如此球状化退火时间短时，珠光体的截断以及球状化未充分进行，圆形度系数低于080而容易产生裂纹。由此，在本发明中，控制球状化退火前的轧制条件。详细地说，通。

18、过使热轧后的平均冷却速度加速到8/S以上而使先共析渗碳体和珠光体微细化，由此，即使球状化退火时间为短时间，渗碳体也容易球状化，能够使圆形度系数为080以上。0062以下，对用于得到上述组织的成分组成和制造条件进行详细说明。0063首先，为了得到上述组织并且，确保作为轴承用钢材必要的特性，需要使成分组成在下述范围内。0064C0951100065C是增大淬火硬度，使适当的渗碳体分散，用于维持室温以及高温中的零件强度而赋予耐磨损性所必须的元素。因此，C需要含有095以上，优选为098以上，更优选为100以上。但是，C量过多时，铁素体被强化变形阻力容易增大，因此，C量为110以下。优选为105以下。。

19、0066SI0100300067SI是提高回火软化阻抗性，确保零件的滚动疲劳特性所必须的元素，但过量时，上述界面SI量也过量，由于基材的固溶强化，冷加工时的变形阻力增加。由此，SI量为030以下。优选为025以下，更优选为020以下。但是，SI量过少时，不能充分确保上述的滚动疲劳特性，因此，SI量为010以上。优选为013以上，更优选为015以上。0068MN010400069MN是提高母材的淬火性，确保滚动疲劳特性所必须的元素，但过量时，上述界面MN量也过量，由于基材的固溶强化，冷加工时的变形阻力增加。由此，MN量需要为040以下。优选为035以下，更优选为030以下。但是，MN量过少时，不。

20、能确保淬火性，难以确保高的零件强度和优异的滚动疲劳特性，因此，MN量为010以上。优选为015以说明书CN104204265A5/12页7上，更优选为020以上。0070CR1001500071CR是与C结合形成微细且圆形度系数为080以上的渗碳体，有助于冷加工性以及耐磨损性，并且，提高淬火性所必须的元素。为了发挥这种效果，CR含量需要为100以上。优选为110以上，更优选为115以上。但是，CR量超过150时，上述界面CR量也过量，由于基材的固溶强化，冷加工时的变形阻力增加。由此，CR量为150以下。优选为145以下，更优选为140以下。0072NI005以下不含00073NI是如上所述平衡。

21、分布系数低，在球状化渗碳体和母相的界面稠化，提高上述界面NI量，使变形阻力增加的元素。由此，优选尽可能地降低，在本发明中，NI量为005以下。优选为004以下，更优选为003以下。还有，极端降低会导致炼钢成本的增加，因此，NI量下限为001左右。0074CU005以下不含00075CU也是如上所述平衡分布系数低，在球状化渗碳体和母相的界面稠化，提高上述界面CU量，使变形阻力增加的元素。由此，优选尽可能地降低，在本发明中，CU量为005以下。优选为004以下，更优选为003以下。还有，极端降低会导致炼钢成本的增加，因此，CU量下限为001左右。0076MO003以下含00077MO也是如上所述平。

22、衡分布系数低，在球状化渗碳体和母相的界面稠化，提高上述界面MO量，使变形阻力增加的元素。由此，优选尽可能地降低，在本发明中，MO量为003以下。优选为002以下，更优选为001以下。还有，MO量下限没有特别限定，也包括0的情况。0078本发明钢材的成分如上所述，余量由铁以及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质的P在晶界偏析，会使滚动疲劳特性以及冲击特性下降，因此，希望极力降低，优选为005以下。更优选为004以下，进一步优选为003以下为佳。另外，作为不可避免的杂质的S，作为MNS析出，会使滚动疲劳特性下降，因此，希望极力降低，优选将S含量抑制在005以下。更优选为004以下，进一步优选为0。

23、03以下。0079制造条件0080为了得到具有上述规定的界面区域的轴承用钢材，需要以下述条件进行制造。0081在现有的球状化退火中，将上述热轧材或热锻材在780800的温度范围加热28小时后，以1015/HR的平均冷却速度冷却到680进行大气放冷，由此，使球状化渗碳体分散。其结果是，在冷却中析出的球状化渗碳体中的CR、MN的一部分在母相中扩散，界面CR和界面MN超过规定量。0082对此，在本发明中，使用上述成分组成的钢材，在热轧后进行球状化退火时，使热轧后到740为止的平均冷却速度为8/S以上，并且，在球状化退火中，从室温到780800的温度区域均热温度为止以100150/HR的平均升温速度升。

24、温，在上述均热温度加热12小时后，从上述均热温度到680为止以50150/HR的平均冷却速度进行冷却在其后进行大气放冷即可，由此，能够实现渗碳体的球状化，并且，不会使球状化渗碳体中的CR、MN在母相中扩散，能够将界面区域的CR和MN的浓度抑制在规定范围内。说明书CN104204265A6/12页80083以下，对各制造条件的限定理由进行详细说明。0084热轧后到740为止的平均冷却速度8/S以上0085在热轧后到740为止的平均冷却速度低于8/S时，由于旧晶粒粗大化，因此，不能使先共析渗碳体和珠光体微细化，在后述条件进行球状化退火时，不能实现珠光体的截断以及先共析渗碳体的球状化，不能使球状化渗。

25、碳体的圆形度系数为080以上。由此，热轧后到740为止的平均冷却速度为8/S以上。优选为10/S以上，更优选为20/S以上。还有，由于因过冷组织马氏体而发生断线，因此，从制造性的观点出发，上述平均冷却速度的上限为100/S左右。0086上述以外的到热轧的制造条件没有特别限定，能够采用通常的条件。例如可以例举在加热炉中加热到11001300后，在9001200实施开坯轧制，其后，在8301100进行热轧。0087接着，对热轧后的球状化退火工序进行说明。0088从室温到780800的温度区域均热温度的平均升温速度100150/HR0089从室温到780800的温度区域均热温度的平均升温速度低于10。

26、0/HR时，在珠光体截断中CR、MN会在界面扩散，不能将界面CR和界面MN抑制在规定范围内。由此，上述平均升温速度为100/HR以上。优选为110/HR以上，更优选为120/HR以上。另一方面，上述平均升温速度超过150/HR时，不能将珠光体充分截断，渗碳体的圆形度系数低于080。由此，上述平均升温速度为150/HR以下。优选为140/HR以下，更优选为130/HR以下。0090在780800的温度域均热温度下加热12小时0091均热温度低于780时，珠光体的截断不充分，不能得到良好的渗碳体分布，渗碳体的圆形度系数低于080。由此，均热温度为780以上。优选为790以上。另一方面，均热温度超过。

27、800时，球状化渗碳体中的CR、MN在界面扩散，不能将界面CR和界面MN抑制在规定范围内。由此，均热温度抑制在800以下。优选为795以下。0092上述均热温度的加热时间均热时间低于11R时，珠光体的截断不充分，不能得到良好的渗碳体分布，渗碳体的圆形度系数低于080。均热时间优选为12HR以上，更优选为15HR以上。但是，均热时间超过2HR时，球状化渗碳体中的CR、MN在母相侧扩散，不能将界面CR和界面MN抑制在规定以下。由此，在本发明中，均热时间为2HR以下。优选为18HR以下。0093从上述均热温度到680为止的平均冷却速度50150/HR0094从上述均热温度到680为止的平均冷却速度低。

28、于50/HR时，析出的球状化渗碳体中的CR、MN在界面扩散，不能将界面CR和界面MN抑制在规定范围内。由此，上述平均冷却速度为50/HR以上。优选为60/HR以上，更优选为70/HR以上。另一方面，上述平均冷却速度超过150/HR时，析出的渗碳体的球状化不充分，渗碳体的粗大化进行，大小成为06M以上，渗碳体的圆形度系数低于080。由此，上述平均冷却速度为150/HR以下。优选为140/HR以下，更优选为130/HR以下。0095上述平均冷却速度的冷却在从上述均热温度到至少680为止进行。在680以下时，各元素的扩散变得极慢，因此，680以下的冷却速度基本不会影响界面区域浓度。为说明书CN104。

29、204265A7/12页9此，680以下的冷却速度可以根据生产线适当选择。如此，冷却到上述680后，到室温为止的冷却速度没有特别限定，但从提高生产性的观点出发，优选放冷大气放冷。0096根据上述方法，与由于现有的球状化退火工序相比均热时间短，所以能够实现成本降低和提高生产性。0097本发明的钢材在进行上述的球状化退火后，被加工成规定的零件形状，接着，进行淬火、回火制造成轴承零件等，但对于钢材阶段的形状也包括能够适于这种制造的线状、棒状的任一种，其大小也可以根据最终制品而适当决定。0098实施例0099以下，举实施例对本发明进行具体的说明，但本发明不受限于下述实施例，在适于前、后宗旨的范围内当然。

30、可以适当变更实施，这均包含在本发明的技术范围内容。0100将表1所示的化学成分组成的铸片在加热炉中加热到11001300后，在9001200实施开坯轧制。其后，在8301100进行热轧，热轧结束后到740为止的冷却以表2所示的平均冷却速度实施而得到大小的钢材。接着，将该钢材以表2所示的各平均升温速度从室温加热到表2所示的各均热温度，在該均热温度保持表2所示的均热时间。其后，以表2所示的平均冷却速度冷却到680后进行大气放冷。0101表101020103表20104说明书CN104204265A8/12页100105使用如上述得到的钢材，如下进行界面区域的各元素浓度的测量、渗碳体的圆形度系数的测。

31、量、冷加工性冷锻性的评价。0106界面区域的各元素浓度的测量说明书CN104204265A109/12页110107将上述球状化退火热处理后的钢材，以能够观察D直径/4的位置的方式在纵截面轧制方向与平行的截面进行切断，对该截面进行研磨后，通过薄膜法制作试料，通过FETEM场致发射型透射式电子显微镜进行球状化渗碳体的观察。此时，通过TEM的EDX能量色散型X射线检测仪以通过球状化渗碳体的大致圆中心的方式实施球状化渗碳体的线分析测量条件如下所述，测量FE、SI、MN、CR、CU、NI、MO各元素的浓度。对任意选择的5个球状化渗碳体进行该分析，求得母材的、从与球状化渗碳体的边界面起到20NM位置的区。

32、域的各元素的平均值，分别作为界面FE、界面SI、界面MN、界面CR、界面CU、界面NI、界面MO的量。0108测量条件0109倍率500000倍0110测量节距2NM0111分析长度100NM0112渗碳体的圆形度系数的测量0113将上述热处理后的试验片以能够观察D直径/4的位置的方式在纵截面轧制方向与平行的截面切断，通过扫描电子显微镜以2000倍观察D/4的位置。1个视野的大小为2688M2，合计观察4个视野2688M2410752M2。而且，使用粒子分析软件粒子分析III，对渗碳体粒径当量圆直径为013M以上的粒子通过下述式1算出圆形度系数。0114圆形度系数4面积/周围长度20115冷加。

33、工性冷锻性的评价0116从上述球状化退火后的钢材的轴中心部，切出直径14MM、长度21MM的试验片，使用冲压试验机，以压缩率加工率60进行冷加工后，使用光学显微镜以20倍观察试验片的侧面，确认有无裂纹来评价变形能力。另外，测量以压缩率40加工时的变形阻力。0117还有，上述压缩率由下述式2求得。0118压缩率1L/L010020119式2中，L0加工前的试验片长度，L加工后的试验片长度0120而且，将以压缩率60加工后没有裂纹且相对于由下述式3求得的基材钢现有钢，NO1的变形阻力的降低率为5以上的评价为合格冷加工性优异。0121变形阻力的降低率100NO1的变形阻力934MPA各试料的变形阻力。

34、/NO1的变形阻力934MPA30122这些结果在表3以及表4中显示。0123表30124说明书CN104204265A1110/12页120125表40126说明书CN104204265A1211/12页130127根据表14可以进行如下考察。NO25、1416、2539是满足本发明规定的要件的例，能够得到发挥良好的冷加工性的轴承用钢材。对此，上述NO以外的试样由于不满足本发明规定的要件中的任一个，所以不能得到优异的冷加工性。详细情况如下所述。0128即NO1是基材钢现有钢，热轧后的冷却速度慢1/S，并且，球状化退火时说明书CN104204265A1312/12页14的平均升温速度慢80/S。

35、，另外，均热时间长6HR，；另外，均热后到680的冷却速度慢15/HR，所以未将界面CR和界面MN抑制在规定范围内，变形阻力高934MPA。0129还有，NO1中，虽然热轧后的冷却速度慢1/S，但球状化渗碳体的圆形度系数为080以上的理由，是由于均热时间长6HR。0130NO6和NO40由于到均热温度为止的升温时间过慢，所以均未能将界面CR和界面MN抑制在规定范围内，变形阻力增加NO6921MPA、NO40908MPA。0131NO7和NO41由于均热温度过高NO7820、NO41830，所以均未能将界面CR和界面MN抑制在规定范围内，变形阻力增加NO7923MPA、NO41910MPA。01。

36、32NO8和NO42由于均热时间过长NO85HR、NO427HR，所以均未将界面CR和界面MN抑制在规定范围内，变形阻力变高NO8938MPA、NO42925MPA。0133NO9和NO43由于均热后到680的冷却速度过慢NO930/HR、NO4330/HR，所以均未将界面CR和界面MN抑制在规定范围内，变形阻力变高NO9945MPA、NO43932MPA。0134NO10和NO44由于热轧后的冷却速度过慢NO101/S、NO445/S，所以渗碳体的圆形度系数低于080，其结果是，冷加工时发生裂纹。0135NO11和NO45由于球状化退火时的平均升温速度过快NO11170/HR、NO45180。

37、/HR，所以珠光体为充分截断，渗碳体的圆形度系数低于080，其结果是，冷加工时发生裂纹。0136NO12和NO46由于均热时间过短NO1205HR、NO4605HR，所以珠光体的截断不充分，渗碳体的圆形度系数低于080，其结果是，冷加工时发生裂纹。0137NO13和NO47由于均热温度过低NO13760、NO47760，所以珠光体的截断不充分，渗碳体的圆形度系数低于080，其结果是，冷加工时发生裂纹。0138NO48由于均热后到680的冷却速度过快200/HR，所以析出的渗碳体的球状化不充分，渗碳体的圆形度系数低于080，其结果是，冷加工时发生裂纹。0139NO17由于钢材钢材编号5的SI量过。

38、量038MASS，所以界面SI量在规定范围外，变形阻力增加945MPA。0140NO18由于钢材钢材编号6的MN量过量044MASS，所以界面MN量在规定范围外，变形阻力增加897MPA。0141NO19由于钢材钢材编号7的CR量不足097MASS，所以渗碳体的圆形度系数低于080，其结果是，冷加工时发生裂纹。0142NO20由于钢材钢材编号8的C量过量114MASS，所以变形阻力增加945MPA。NO21由于钢材钢材编号9的CR量过量158MASS，所以界面CR量在规定范围外，变形阻力增加912MPA。0143NO22由于钢材钢材编号10的CU量过量007MASS，所以界面CU量在规定范围外，变形阻力增加942MPA。另外，NO23由于钢材钢材编号11的NI量过量008MASS，所以界面NI量在规定范围外，变形阻力增加923MPA。0144NO24由于钢材钢材编号12的MO量过量006MASS，所以界面MO量在规定范围外，变形阻力增加911MPA。说明书CN104204265A14。