CN111295457A - 热锻钢材 - Google Patents

热锻钢材 Download PDF

Info

Publication number
CN111295457A
CN111295457A CN201880069835.9A CN201880069835A CN111295457A CN 111295457 A CN111295457 A CN 111295457A CN 201880069835 A CN201880069835 A CN 201880069835A CN 111295457 A CN111295457 A CN 111295457A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel material
hot
forged steel
content
ferrite
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
Application number
CN201880069835.9A
Other languages
English (en)
Inventor
末安遥子
多比良裕章
吉野健
西原基成
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN111295457A publication Critical patent/CN111295457A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种具有高强度和优异的低温韧性的热锻钢材。本实施方式的热锻钢材具有如下化学组成：以质量％计，C：0.14～0.20％、Si：0.20～1.00％、Mn：1.00～1.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、V：0.16～0.30％、Al：0.015～0.050％、N：0.0050～0.0250％、Cr：0.10～0.30％、Cu：0～0.10％、Nb：0～0.10％、以及余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足式(1)和式(2)，钢中的铁素体的晶粒度编号为9.0以上，在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，‑30℃下的吸收能为100J以上。0.36≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15<0.68 (1) 51/12×C‑V≤0.52 (2)。

Description

热锻钢材
技术领域
本发明涉及一种钢材，更具体而言涉及一种被热锻的钢材，即热锻钢材。
背景技术
大型钢制部件被用作柱塞泵等机械产品的框架。
这种大型钢制部件通常通过如下制造方法制造。准备由机械结构用钢制成的厚钢板。对准备好的厚钢板实施切削加工，从而制造多个中间钢材。在对厚钢板进行切削加工从而制造的多个中间钢材之间夹住支撑肋，并通过焊接支撑肋和中间钢材将多个中间钢材彼此接合。通过以上工序，制造钢制部件。
如上所述，在对厚钢板进行切削加工从而制造中间钢材的情况下，焊接中间钢材和支撑肋从而制造钢制部件。这种情况下，焊接工时增加。
另一方面，利用对钢材进行热锻而获得的热锻钢材作为中间钢材时，可以制造将支撑肋与中间钢材一体形成的热锻钢材。如果使用热锻钢材，则可以削减焊接支撑肋和中间钢材的工序，可以在钢制部件的制造中削减焊接工时。此外，由于支撑肋与中间钢材一体形成，因此支撑肋与中间钢材的接合部的强度提高。因此，优选使用通过热锻制造的热锻钢材来制造钢制部件。
如上所述，使用热锻钢材制造钢制部件的情况下，要求热锻钢材具有高的拉伸强度和韧性。不过，柱塞泵等机械产品有时在寒冷地区使用。因此，钢制部件用热锻钢材不仅需要高的拉伸强度，还特别需要优异的低温韧性。
例如日本特开平11-256267号公报(专利文献1)和日本特开昭60-262941号公报(专利文献2)公开了钢制部件用钢。
专利文献1所述的结构用钢材具有如下化学组成，以重量％计含有C：0.04～0.18％、Si：0.60％以下、Mn：0.80～1.80％、P：0.030％以下、S：0.015％以下、V：0.04～0.15％、N：0.0050～0.0150％，还含有Al：0.005～0.050％和Ti：0.005～0.050％中的1种或2种，余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足下式：0.34≤C+Si/24+Mn/6+V/14+Ni/40+Cr/5+Mo/4≤0.48％。该结构用钢材还含有0.02～0.07％的VN析出物，具有将粒径5～200nm的VN析出物析出106～1010个/mm3而成的组织。该结构用钢材的铁素体的晶粒度按照JIS G 0552规定的晶粒度编号为5以上，铁素体晶粒的面积率为50～100％。专利文献1记载了通过上述构成，该结构用钢材可以在高速变形下具有优异的断裂韧性。
专利文献2所述的温锻用钢是对以重量％计由C：0.1～0.5％、Si：0.03～1.0％、Mn：0.2～2.0％、Al：0.015～0.07％、N：0.009～0.03％、余量Fe和杂质组成的钢进行热加工而成，300～950℃下的温锻后的正火、渗碳或碳氮共渗等再加热时的晶粒是以晶粒度编号计为6以上的整细粒。专利文献2记载了，通过上述构成，该温锻用钢能够提高部件的强度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-256267号公报
专利文献2：日本特开昭60-262941号公报
发明内容
发明要解决的问题
但是，参见专利文献1中的实施例(参见表2-1、表2-2)可知，专利文献1中的结构用钢材的铁素体的晶粒度编号低，为7.5以下。因此，有时低温韧性低。此外，专利文献1中，拉伸试验的变形速度为通常的0.2mm/秒左右时，可能无法获得高的拉伸强度。
专利文献2的温锻用钢的锻造温度低，为950℃以下。因此，有时不能获得高的拉伸强度和高的低温韧性。
已知如果含有Ni和稀土元素，则能够获得高的低温韧性。但是，这些元素价格高，会增加制造成本。因此，希望得到一种即使省略这些元素，或者将这些元素的含量抑制地较低，也具有高强度和优异的低温韧性的热锻钢材。
本发明的目的在于，提供一种具有高强度和优异的低温韧性的热锻钢材。
用于解决问题的方案
本发明的热锻钢材具有如下化学组成：以质量％计，C：0.14～0.20％、Si：0.20～1.00％、Mn：1.00～1.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、V：0.16～0.30％、Al：0.015～0.050％、N：0.0050～0.0250％、Cr：0.10～0.30％、Cu：0～0.10％、Nb：0～0.10％、以及余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足式(1)和式(2)，热锻钢材中的铁素体的晶粒度编号为9.0以上，在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上。
0.36≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15<0.68 (1)
51/12×C-V≤0.52 (2)
此处，在式(1)和式(2)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
发明的效果
本发明的热锻钢材具有高强度和高的低温韧性。
具体实施方式
本发明人等为了提高用于大型钢制部件的热锻钢材的强度和低温韧性，进行了调查和研究。结果，本发明人等首次认为，若减少C含量，则钢材的焊接性提高。并且，进一步研究的结果，本发明人等认为，如果热锻钢材具有如下化学组成：以质量％计，C：0.14～0.20％、Si：0.20～1.00％、Mn：1.00～1.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、V：0.16～0.30％、Al：0.015～0.050％、N：0.0050～0.0250％、Cr：0.10～0.30％、Cu：0～0.10％、Nb：0～0.10％、以及余量为Fe和杂质，则强度和低温韧性均可能提高。
但是，如果仅仅是将热锻钢材的化学组成调整为C含量低的上述化学组成，则有时不能得到充分的强度。为此，本发明人等进一步进行了研究。其结果发现，如果上述化学组成进一步满足下面的式(1)，则强度提高。
0.36≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15<0.68 (1)
此处，在式(1)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F1＝C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15。F1是焊接性和强度的指标，相当于碳当量。若F1为0.36以上，则在上述化学组成的情况下也能得到充分的强度。需要说明的是，众所周知，碳当量低，则焊接性优异。为此，上述化学组成的本实施方式的钢材中，将F1设为小于0.68。认为在这种情况下，与F1为0.68以上的情况相比，能够获得优异的焊接性。另外，若F1小于0.68，则显微组织中难以生成贝氏体，因此低温韧性提高。
进而，本实施方式中，如上述化学组成所示，热锻钢材中含有0.16～0.30％的V，从而使微细V碳氮化物等(VC、VN、以及V(C、N)、或它们与其他元素的复合析出物)析出。本发明人等认为，通过满足式(1)且如上述化学组成所示，将V含量设为0.16～0.30％而析出微细V碳氮化物等，从而热锻钢材的拉伸强度TS为600MPa以上，得到高强度。
但是，已明确在上述化学组成中，满足式(1)且将V含量设为0.16～0.30％的情况下，虽然能够获得高强度，但有时热锻钢材的低温韧性变低。为此，本发明人等进一步研究了不仅可以获得强度而且还获得充分的低温韧性的热锻钢材。结果，本发明人等发现，上述化学组成中，通过满足式(1)，并且满足下述式(2)，不仅能够提高强度，也能够提高低温韧性。
51/12×C-V≤0.52 (2)
此处，在式(2)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F2＝51/12×C-V。F2是在热锻钢材中，V碳氮化物析出后以固溶状态残留的C量(以下称为固溶C量)的指标。若F2超过0.52，则即使V碳氮化物等析出后，钢材中的固溶C量也过多。这种情况下，热锻钢材的低温韧性降低。在上述化学组成中，若满足式(1)且F2为0.52以下，则V碳氮化物等析出后的固溶C量被充分抑制，其结果，热锻钢材的低温韧性提高。具体而言，根据后述JIS G 0551(2013)的铁素体晶粒的晶粒度编号为9.0以上，在此前提下，在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上。
上述的热锻钢材中，若使铁素体(先共析铁素体)的晶粒微细化，则低温韧性进一步提高。具体而言，若根据JIS G 0551(2013)的铁素体晶粒的晶粒度编号为9.0以上，则能够获得优异的低温韧性。
实施热锻的情况下，热锻后的铁素体晶粒为粗粒。为此，如上述化学组成所示，本发明的热锻钢材中含有Al 0.015～0.050％、N 0.0050～0.0250％，例如在875～950℃下实施正火处理。这种情况下，通过正火处理，不仅使铁素体晶粒细粒化，而且通过在正火处理时形成的AlN的钉扎效应使铁素体晶粒进一步细粒化。需要说明的是，由于TiN、V碳氮化物等非常微细，因此不能发挥钉扎效应。为了在正火处理时使铁素体晶粒细粒化，AlN引起的钉扎效应是有效的。
需要说明的是，在本发明中，Ti和Mo为杂质。Ti形成TiN，降低热锻钢材的低温韧性。Mo在钢中形成贝氏体，降低热锻钢材的低温韧性。因此，Ti和Mo为杂质。
基于以上见解完成的本实施方式的热锻钢材具有如下化学组成，以质量％计，C：0.14～0.20％、Si：0.20～1.00％、Mn：1.00～1.90％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、V：0.16～0.30％、Al：0.015～0.050％、N：0.0050～0.0250％、Cr：0.10～0.30％、Cu：0～0.10％、Nb：0～0.10％、以及余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足式(1)和式(2)，热锻钢材中的铁素体的晶粒度编号为9.0以上，在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上。
0.36≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15<0.68 (1)
51/12×C-V≤0.52 (2)
此处，在式(1)和式(2)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
上述化学组成可以含有选自由Cu：0.01～0.10％和Nb：0.01～0.10％组成的组中的1种以上。
本实施方式的热锻钢材中，拉伸强度TS可以为600MPa以上。
以下，对本发明的热锻钢材进行详细说明。关于元素的“％”，除非另有说明，否则其是指质量％。
[化学组成]
本实施方式的热锻钢材的化学组成含有如下元素。
C：0.14～0.20％
碳(C)提高钢材的拉伸强度。若C含量小于0.14％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到该效果。另一方面，若C含量超过0.20％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，钢材的焊接性和低温韧性也会下降。因此，C含量为0.14～0.20％。C含量的优选下限为大于0.14％，更优选为0.15％，进一步优选为0.16％。C含量的优选上限为0.19％，更优选为0.18％，进一步优选为0.17％。
Si：0.20～1.00％
硅(Si)使钢脱氧。Si还会固溶于钢材中的铁素体，强化铁素体，提高钢材的强度。若Si含量小于0.20％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到该效果。另一方面，若Si含量超过1.00％，则容易在热锻钢材的表面残留氧化皮，热锻钢材的外观性下降。因此，Si含量为0.20～1.00％。Si含量的优选下限为0.30％，更优选为0.40％，进一步优选为0.50％。Si含量的优选上限为0.90％，更优选为0.80％，进一步优选为0.70％。
Mn：1.00～1.90％
锰(Mn)使钢脱氧。Mn还会固溶于钢材而提高钢材的强度。若Mn含量小于1.00％，即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到该效果。另一方面，若Mn含量大于1.90％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也会在钢材中生成贝氏体而导致热锻钢材的低温韧性下降。因此，Mn含量为1.00～1.90％。Mn含量的优选下限为1.20％，更优选为1.30％，进一步优选为1.40％。Mn含量的优选上限为小于1.90％，更优选为1.80％，进一步优选为1.70％，再进一步优选为1.60％。
P：0.030％以下
磷(P)是不可避免含有的杂质。即，P含量为大于0％。若P含量大于0.030％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，P会在钢材的晶界处偏析而导致钢材脆化。因此，P含量为0.030％以下。P含量的优选上限为0.020％，更优选为0.015％，进一步优选为0.010％。优选P含量尽可能低者。但是，在制钢工序中，若极力降低P含量，则制造成本会增加，生产率也会下降。因此，优选P含量的下限为0.001％，更优选为0.002％。
S：0.030％以下
硫(S)是不可避免含有的杂质。即，S含量大于0％。若S含量大于0.030％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，S也会降低钢材的热加工性。因此，S含量为0.030％以下。S含量的优选上限为0.020％，更优选为0.015％，进一步优选为0.013％。优选S含量尽可能低者。但是，在制钢工序中，若极力降低S含量则制造成本增加，生产率也会下降。因此，优选S含量的下限为0.001％，更优选为0.002％。
V：0.16～0.30％
钒(V)与碳和/或氮结合而形成微细V碳氮化物等(VC、VN以及V(C、N)、或它们与其他元素的复合析出物)，提高热锻钢材的强度。若V含量小于0.16％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得该效果。另一方面，若V含量大于0.30％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也会生成粗大的V碳氮化物等。粗大的V碳氮化物等会降低热锻钢材的低温韧性。因此，V含量为0.16～0.30％。V含量的优选下限为0.17％，更优选为0.18％，进一步优选为0.19％，更进一步优选为0.20％。V含量的优选上限为0.29％，更优选为0.28％，进一步优选为0.27％，更进一步优选为0.26％。
Al：0.015～0.050％
铝(Al)使钢脱氧。Al还会形成AlN，并且通过钉扎效应使热锻钢材的铁素体晶粒微细化。由此，热锻钢材的低温韧性提高。若Al含量小于0.015％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到该效果。另一方面，若Al含量大于0.050％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也容易生成粗大的Al2O3系夹杂物和粗大的AlN。粗大的Al2O3系夹杂物和粗大的AlN降低热锻钢材的低温韧性。因此，Al含量为0.015～0.050％。Al含量的优选下限为0.016％，更优选为0.018％，进一步优选为0.020％。Al含量的优选上限为0.040％，更优选为0.035％，进一步优选为0.030％。本说明书中的“Al”含量为“酸溶性Al”，即是指“sol.Al”的含量。
N：0.0050～0.0250％
氮(N)与Al和V结合而形成AlN和V碳氮化物等。AlN通过钉扎效应使热锻钢材的铁素体晶粒微细化，提高热锻钢材的低温韧性。V碳氮化物等通过析出强化，提高热锻钢材的强度。若N含量小于0.0050％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到该效果。另一方面，若N含量超过0.0250％，则生成粗大的AlN和粗大的V碳氮化物，降低热锻钢材的低温韧性。因此，N含量为0.0050～0.0250％。N含量的优选下限为0.0060％，更优选为0.0070％，进一步优选为0.0080％，更进一步优选为0.0090％。N含量的优选上限为0.0220％，更优选为0.0210％，进一步优选为0.0200％，更进一步优选为0.0190％，更进一步优选为0.0180％。
Cr：0.10～0.30％
铬(Cr)提高钢材的强度。若Cr含量小于0.10％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到该效果。另一方面，若Cr含量大于0.30％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，钢材的低温韧性和焊接性也会下降。因此，Cr含量为0.10～0.30％。Cr含量的优选下限为0.12％，更优选为0.15％，进一步优选为0.16％。Cr含量的优选上限为0.25％，更优选为0.22％，进一步优选为0.20％。
本实施方式的热锻钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。在此，杂质是指，工业制造热锻钢材时，从作为原料的矿石、废料、或制造环境等中混入的，且在不给本发明的热锻钢材带来不良影响的范围内容许存在的物质。
本实施方式的热锻钢材中，杂质是指，例如Ti和Mo。Ti形成TiN。TiN显著降低热锻钢材的低温韧性。若含有Mo，则在正火处理后，也容易在钢材中生成贝氏体。其结果，钢材的低温韧性下降。本实施方式的热锻钢材中，Ti和Mo降低热锻钢材的低温韧性。因此，Ti和Mo含量越低越好，Ti含量和Mo含量可以为0％。本实施方式中，Ti含量为0.010％以下。Mo含量为0.10％以下。如果是由本领域技术人员在后述的制造工序中制造，则可以将Ti含量和Mo含量调整在上述范围内。Ti含量的优选上限为0.008％，更优选为0.005％，进一步优选为小于0.003％。Mo含量的优选上限为0.09％，更优选为0.08％。
[关于任意元素(Optional Elements)]
上述热锻钢材的化学组成可以进一步含有选自由Cu和Nb组成的组中的1种以上来代替Fe的一部分。这些元素均为任意元素，均会提高热锻钢材的强度。
Cu：0～0.10％
铜(Cu)为任意元素，可以不含有。即Cu含量可以为0％。在含有Cu的情况下，Cu提高热锻钢材的强度。Cu只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Cu含量大于0.10％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，热锻钢材的热加工性也会下降。因此，Cu含量为0～0.10％。Cu含量的优选下限为大于0％，更优选为0.01％，进一步优选为0.02％。Cu含量的优选上限为0.08％，更优选为0.07％，进一步优选为0.05％。
Nb：0～0.10％
铌(Nb)为任意元素，可以不含有。即Nb含量可以为0％。在含有Nb的情况下，Nb在晶粒内与碳和/或氮结合而形成微细的Nb碳氮化物等(NbC、NbN和Nb(C、N)、或它们与其他元素的复合析出物)，通过析出强化来提高热锻钢材的强度。Nb只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。不过，本实施方式的热锻钢材的化学组成中，上述Nb碳氮化物等难以有助于铁素体晶粒的细粒化。另一方面，若Nb含量大于0.10％，则即使其他元素的含量在本实施方式的范围内，也会生成粗大的Nb碳氮化物等，降低热锻钢材的低温韧性。因此，Nb含量为0～0.10％。Nb含量的优选下限为大于0％，更优选为0.01％，进一步优选为0.02％。Nb含量的优选上限为0.08％，进一步优选为0.05％。
[关于式(1)]
本实施方式的热锻钢材的化学组成还满足式(1)。
0.36≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15<0.68 (1)
此处，在式(1)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F1＝C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15。F1为热锻钢材的强度的指标，相当于碳当量。F1小于0.36时，热锻钢材的强度不充分。具体而言，即使化学组成中的各元素含量在上述范围内，且满足式(2)，热锻钢材的拉伸强度也小于600MPa。需要说明的是，众所周知，碳当量越低，焊接性越优异。为了防止焊接性过度下降，将F1的上限设为小于0.68。F1为0.68以上时还会在显微组织中生成贝氏体，热锻钢材会变得过硬。其结果，低温韧性下降。若F1为0.36以上且小于0.68，则在化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内，且满足式(2)的前提下，能够获得600MPa以上的拉伸强度，能够获得优异的低温韧性。F1的优选下限为0.40，更优选为0.45，进一步优选为0.50。F1的优选上限为0.65，更优选为0.63，进一步优选为0.61。需要说明的是，F1是将小数点后第3位四舍五入得到的。
[关于式(2)]
本实施方式的热锻钢材的化学组成还满足式(2)。
51/12×C-V≤0.52 (2)
此处，在式(2)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F2＝51/12×C-V。F2是在热锻钢材中，与V碳氮化物析出后残留在钢材中的固溶C量相关的指标。F2中的“51”是指V的原子量，“12”是指C的原子量。若F2大于0.52，则即使V碳氮化物等析出后，残留在钢中的固溶C量也过多。这种情况下，热锻钢材的低温韧性下降。在上述化学组成中，若满足式(1)，且F2为0.52以下，则V碳氮化物等析出后的钢材中的固溶C量充分低，因此热锻钢材的低温韧性变高。其结果，化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内，且化学组成满足式(1)，进而显微组织中的铁素体的晶粒度编号为9.0以上，在此前提下，在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上。
F2的优选上限为0.50，更优选为0.49，进一步优选为0.48。对于F2的下限没有特别限定。但是，若考虑上述化学组成中的C含量的下限值和V含量的上限值，则F2的优选下限为0.30，更优选为0.32。
[关于显微组织]
本发明的热锻钢材的显微组织(基质组织)由铁素体和珠光体构成。对于本说明书中所述的铁素体，若无特别说明，是指先共析铁素体。若显微组织由铁素体和珠光体构成，则在化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内，且化学组成满足式(1)和式(2)的前提下，在热锻钢材中能够获得优异的低温韧性。本实施方式的热锻钢材中，若化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内，且化学组成满足式(1)和式(2)，则在实施后述的制造方法的前提下，能够得到由铁素体和珠光体构成的显微组织。需要说明的是，本说明书中的显微组织是指除析出物和夹杂物以外的、所谓基质(母材)的组织。显微组织由铁素体和珠光体构成是指，以后述的显微组织的各相的测定方法得到的铁素体和珠光体的总面积率为95.0％以上。
[显微组织中的各相的测定方法]
显微组织中的各相(铁素体、珠光体等)可以通过如下方法来确定。
从距离热锻钢材的表面5mm深度以上的内部的任意部分采集样品。对于样品的尺寸，只要能够确保后述的观察视场，就没有特别限定。对样品的表面(观察面)进行镜面研磨后，用包含以体积分数计为2％的硝酸的乙醇溶液(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。对被蚀刻的观察面实施组织观察。组织观察中使用100倍的光学显微镜，观察视场设为200μm×200μm。对观察面内的任意一个视场进行观察。在观察视场中，各相(铁素体、珠光体、贝氏体等)的对比度不同。因此，基于对比度来确定相。在所确定的相中，求出铁素体的总面积和珠光体的总面积。求出铁素体和珠光体加起来的总面积相对于观察视场的总面积的比例(以下称为铁素体和珠光体总面积率)。若铁素体和珠光体总面积率为95.0％以上，则认为显微组织是由铁素体和珠光体构成的显微组织。
[关于晶粒度]
本实施方式的热锻钢材中，进一步，显微组织中的铁素体中，JIS G 0551(2013)规定的晶粒度编号为9.0以上。本实施方式的热锻钢材中，铁素体的晶粒度编号为9.0以上、为微细，因此低温韧性优异。具体而言，在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上。
本实施方式的热锻钢材中，显微组织中的铁素体的根据JIS G 0551(2013)的晶粒度编号的优选下限为9.5，更优选为10.0。对于显微组织中的铁素体的根据JIS G 0551(2013)的晶粒度编号的上限并不特别限定，上述化学组成满足式(1)和式(2)的情况下，晶粒度编号的上限例如为15.0，也可以为14.5。需要说明的是，如上所述，本实施方式限定的铁素体的晶粒度编号是指先共析铁素体的晶粒度编号，不是珠光体中的铁素体的晶粒度编号。
[晶粒度编号的测定方法]
显微组织中的铁素体的晶粒度编号通过如下方法确定。从距离热锻钢材表面的深度3.0mm～深度20.0mm的范围的区域内采集样品。对于样品的尺寸，只要能够确保后述的视场，就不特别限定。将样品的表面之一确定为观察面，对观察面进行镜面研磨后，用包含以体积分数计为2％的硝酸的乙醇溶液(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻，使观察面上出现铁素体晶粒的晶界。在被蚀刻的观察面内的包含铁素体的任意的10个视场(各视场的面积为40mm2)中，求出各视场的铁素体晶粒的晶粒度编号。具体而言，通过与JIS G 0551(2013)的7.2所规定的晶粒度标准图进行比较，来确定各视场中的铁素体晶粒的晶粒度编号。将各视场的晶粒度编号的平均数定义为本实施方式的热锻钢材的晶粒度编号。晶粒度编号是将小数点后第2位四舍五入得到的数值(即，铁素体晶粒的晶粒度编号的数值为保留到小数点后第1位)。
[关于低温韧性]
本实施方式的热锻钢材中，在使用根据JIS Z 2242(2005)的V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上。本实施方式的热锻钢材具有由铁素体和珠光体构成的显微组织，且显微组织中的铁素体的根据JIS G 0551(2013)的晶粒度编号为9.0以上，因此在上述夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上，能够获得优异的低温韧性。本实施方式的热锻钢材中，在使用根据JIS Z 2242(2005)的V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能的优选下限为105J以上，更优选为115J以上。
[低温韧性的测定方法]
本实施方式的热锻钢材的低温韧性可以通过如下方法测定。在热锻钢材中，从距离表面的深度3.0mm～深度20.0mm的范围的区域内，采集JIS Z 2242(2005)规定的V型缺口试验片。将V型缺口试验片的截面设为10mm×10mm的正方形，V型缺口试验片的长度方向的长度设为55mm。即，将V型缺口试验片作为所谓的全尺寸试验片。即，从上述距离热锻钢材表面的深度3.0mm～深度20.0mm的区域内采集全尺寸试验片。V型缺口试验片的长度方向设为平行于热锻钢材的轴方向(长度方向)。在V型缺口试验片的长度中央位置(即长度55mm的中央位置)处形成V型缺口。将V型缺口角度设为45°，缺口深度设为2mm，缺口底部半径设为0.25mm。使用V型缺口试验片，实施根据JIS Z 2242(2005)的夏比冲击试验，求出-30℃下的吸收能。具体而言，对冷却至-30℃的3个V型缺口试验片，在大气中实施根据JIS Z 2242(2005)的夏比冲击试验，将所得吸收能的平均值定义为-30℃下的吸收能(J)。吸收能(J)是将小数点后第1位四舍五入后的整数值。
[关于拉伸强度]
本实施方式的热锻钢材的拉伸强度为600MPa以上。本实施方式的热锻钢材中，通过相界面析出，在铁素体中析出大量微细V碳氮化物等。因此，本实施方式的热锻钢材具有高的拉伸强度。需要说明的是，铁素体中的微细V碳氮化物等的尺寸是纳米级别，因此对铁素体中的微细V碳氮化物等的面密度(个/μm2)等进行定量测定是极其困难的。为此，本实施方式的热锻钢材中，将微细V碳氮化物等的析出程度用拉伸强度的限定来代替。
本实施方式的热锻钢材的拉伸强度的优选下限为605MPa，更优选为610MPa。需要说明的是，对于本实施方式的热锻钢材的拉伸强度的上限不特别限定，但是在上述化学组成的情况下，拉伸强度的上限例如为750MPa。
[拉伸强度的测定方法]
本实施方式的热锻钢材的拉伸强度可以通过如下方法来测定。从距离热锻钢材表面的深度3.0mm～深度20.0mm的范围的区域内，制作直径6.35mm、平行部长度35mm的圆棒拉伸试验片。将圆棒拉伸试验片的平行部设为平行于热锻钢材的轴方向(长度方向)。使用圆棒拉伸试验片，根据JIS Z 2241(2011)，在常温(10～35℃)、大气中实施拉伸试验，得到拉伸强度(MPa)。需要说明的是，拉伸试验的变形速度设为0.2mm/秒。
[热锻钢材的用途]
本实施方式的热锻钢材能够广泛适用于要求强度和低温韧性的用途。热锻钢材例如用作通过焊接制造的钢制部件。钢制部件例如是以柱塞泵为代表的工业机械的框架构件。将热锻钢材用作工业机械的框架构件时，例如，可以通过组合多个热锻钢材，并通过焊接等将相邻的热锻钢材固定，从而制造工业机械的框架(壳体)。
[制造方法]
对本实施方式的热锻钢材的制造方法的一例进行说明。需要说明的是，只要本实施方式的热锻钢材具有上述构成，制造方法就不限于以下的制造方法。不过，以下说明的制造方法是制造本实施方式的热锻钢材的优选的一例。
热锻钢材的制造方法具备如下工序：准备坯料的工序(准备工序)；将坯料热锻的工序(热锻工序)；以及对经热锻的坯料实施正火处理，从而制造热锻钢材的工序(正火处理工序)。以下对各工序进行详细描述。
[准备工序]
制造各元素含量满足上述本实施方式的范围且具有满足式(1)和式(2)的化学组成的钢水。使用钢水制造坯料。具体而言，使用钢水，利用连铸法制造板坯或大方坯。也可以使用钢水，通过铸锭法制造钢锭。可以根据需要，对板坯或大方坯、钢锭进行初轧，制作小方坯。通过以上工序制造坯料(板坯、大方坯、钢锭、或、小方坯)。实施初轧的情况下，初轧前的板坯、大方坯、钢锭的加热温度为公知的温度范围(例如1050～1300℃)即可。
[热锻工序]
对准备的坯料进行热锻从而制造粗糙形状的中间品。热锻时的加热温度设为1200～1300℃。坯料例如通过加热炉加热。在此，热锻时的加热温度相当于热锻开始时的坯料的表面温度。热锻时的加热温度例如可以通过设置在加热炉的排出口的温度计来测定。
通过将热锻时的加热温度设为1200～1300℃，能够使坯料中的V碳氮化物等充分固溶。如果通过热锻时的加热，能够使坯料中的V碳氮化物充分固溶，则在热锻后的冷却工序中，通过相界面析出可以使微细V碳氮化物等在铁素体(先共析铁素体)中分散析出。若热锻时的加热温度小于1200℃，则在热锻时的加热后，V碳氮化物等不能充分固溶而残留在钢材中。这种情况下，在热锻后的冷却工序和热锻工序的后工序中的正火处理中，残留在坯料中的V碳氮化物等变得粗大化。其结果，热锻钢材的低温韧性下降，并且在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能小于100J。另一方面，若热锻温度过高，则制造成本变高。因此，热锻温度为1200～1300℃。可以实施多次热锻。实施多次热锻的情况下，最终的热锻时的热锻温度为1200～1300℃足矣。将热锻后的中间品放置冷却。放置冷却时的速度例如为3～50℃/分钟。这种情况下，能够抑制在冷却时V碳氮化物等粗大化，并且能够抑制在显微组织中生成贝氏体等硬质组织。
[正火处理工序]
正火处理工序中，对热锻后的中间品实施正火处理。通过正火处理，使得钢材中的铁素体的晶粒度编号为9.0以上。正火处理中的温度(正火温度)为Ac3相变点以上，具体而言为875～950℃。通过使正火温度为上述范围，正火处理时一部分V碳氮化物等再次固溶，从而使得冷却时再次发生相界面析出。这种情况下，生成微细V碳氮化物等，从而抑制粗大V碳氮化物等的生长。其结果，热锻钢材的拉伸强度TS为600MPa以上。上述正火温度下的保持时间并不特别限定，例如为40～150分钟。
另外，正火处理中铁素体晶粒发生微细化。进而，在具有本实施方式的化学组成的热锻钢材中，在上述正火温度区域内，生成微细的AlN。因此，不仅正火处理使铁素体晶粒微细化，而且通过正火处理时生成的AlN的钉扎效应，铁素体晶粒进一步细粒化。具体而言，通过上述正火处理，铁素体晶粒的晶粒度编号为9.0以上，在具有满足上述式(1)和式(2)的化学组成的热锻钢材中，获得优异的低温韧性，具体而言，在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上。
通过以上工序，制造本实施方式的热锻钢材。需要说明的是，上述制造方法是本实施方式的热锻钢材的制造方法的一例，本实施方式的热锻钢材不限于上述制造方法。可以通过与上述制造方法不同的其他方法，来制造具有上述构成的本实施方式的热锻钢材。
需要说明的是，可以对所制造的热锻钢材实施机械加工等。可以使用所制造的热锻钢材作为框架构件，对多个热锻钢材实施焊接，制造柱塞泵等工业机械的框架(壳体)等钢制部件。
实施例
准备具有表1所示化学组成的坯料(直径80～100mm的圆棒)。
[表1]
Figure BDA0002467164470000171
表1中的“-”表示对应元素含量小于检测界限。在表1中的“F1”栏中示出各试验编号下的F1值。F1值小于0.68时，判断为焊接性优异，并在表1的“焊接性”栏中记为“○”。F1值为该范围以外的值时，判断为焊接性低，在“焊接性”栏中记为“×”。在表1中的“F2”栏中示出各试验编号下的F2值。
对上述坯料即圆棒实施热锻(热锻拉伸)，从而制造中间品(直径60mm的圆棒)。热锻时的坯料(圆棒)的加热温度(相当于热锻开始时的温度)如表1所示。将热锻结束后的中间品以3～50℃/分钟放置冷却至常温。对放置冷却后的中间品实施正火处理。正火处理中的温度(正火温度)为875～950℃，保持时间为60～120分钟。通过以上工序，制造热锻钢材。
[评价试验]
[显微组织观察试验]
从各试验编号的距离热锻钢材表面的深度3.0mm～深度20.0mm的范围的区域内采集样品。对样品的表面(观察面)进行镜面研磨后，用包含以体积分数计为2％的硝酸的乙醇溶液(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。对被蚀刻的观察面实施组织观察。组织观察中使用100倍的光学显微镜，视场设为200μm×200μm。对观察面内的任意一个视场进行观察。在观察视场中，各相(铁素体、珠光体、贝氏体等)的对比度不同。因此，基于对比度来确定相。在所确定的相中，求出铁素体的总面积和珠光体的总面积。求出铁素体和珠光体加起来的总面积相对于观察视场的总面积的比例(以下称为铁素体和珠光体总面积率)。若铁素体和珠光体总面积率为95.0％以上，则认为显微组织是由铁素体和珠光体构成的显微组织。表1中的“显微组织”栏的“F+P”表示显微组织是由铁素体和珠光体构成的组织。另一方面，铁素体和珠光体总面积率小于95.0％，除铁素体和珠光体之外，还观察到贝氏体的情况下，判断显微组织不是由铁素体和珠光体构成的组织。表1中的“显微组织”栏的“F+P+B”表示显微组织中铁素体和珠光体的总面积率小于95.0％，显微组织是包含铁素体、珠光体和贝氏体的组织。
[晶粒度编号的测定试验]
从各试验编号的距离热锻钢材表面的深度3.0mm～深度20.0mm的范围的区域内采集样品。对样品的观察面进行镜面研磨后，用包含以体积分数计为2％的硝酸的乙醇溶液(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻，使观察面上出现铁素体晶粒的晶界。在被蚀刻的观察面内的包含铁素体的任意的10个视场(各视场的面积为40mm2)中，求出各视场的铁素体晶粒的晶粒度编号。具体而言，通过与JIS G 0551(2013)的被规定为7.2的晶粒度标准图进行比较，来确定各视场中的铁素体晶粒的晶粒度编号。将各视场的晶粒度编号的平均数定义为本实施方式的热锻钢材的晶粒度编号。需要说明的是，晶粒度编号是将小数点后第2位四舍五入得到的数值。
[拉伸强度试验]
从各试验编号的距离热锻钢材表面的深度3.0mm～深度20.0mm的范围的区域内制作直径6.35mm、平行部长度35mm的圆棒拉伸试验片。圆棒拉伸试验片的平行部平行于热锻钢材的轴方向。使用圆棒拉伸试验片，根据JIS Z 2241(2011)，在常温(10～35℃)、大气中实施拉伸试验，得到拉伸强度TS(MPa)。需要说明的是，拉伸试验的变形速度设为0.2mm/秒。拉伸强度TS为600MPa以上的情况下，评价为具有高的拉伸强度。
[夏比冲击试验]
从各试验编号的距离热锻钢材表面的深度3.0mm～深度20.0mm的范围的区域内制作JIS Z 2242(2005)规定的V型缺口试验片。V型缺口试验片的截面设为10mm×10mm的正方形，V型缺口试验片的长度方向的长度设为55mm。V型缺口试验片的长度方向设为平行于热锻钢材的轴方向(长度方向)。在V型缺口试验片的长度中央位置(即长度55mm的中央位置)处形成V型缺口。将V型缺口角度设为45°，缺口深度设为2mm，缺口底部半径设为0.25mm。使用V型缺口试验片，实施根据JIS Z 2242(2005)的夏比冲击试验，求出-30℃下的吸收能。具体而言，对冷却至-30℃的3个V型缺口试验片，在大气中实施根据JIS Z 2242(2005)的夏比冲击试验，将所得吸收能的平均值定义为-30℃下的吸收能(J)。吸收能(J)是将小数点后第1位四舍五入后的整数值。
[试验结果]
将试验结果示于表1。
参见表1，试验编号1～试验编号6的热锻钢材的化学组成是合适的。并且，F1为0.36以上且小于0.68。并且F2为0.52以下，钢材中的铁素体的晶粒度编号为9.0以上。因此，拉伸强度TS为600MPa以上，显示出高强度，进而，-30℃下的吸收能为100J以上，显示出优异的低温韧性。
另一方面，试验编号7的热锻钢材中，C含量低。其结果，拉伸强度TS小于600MPa，强度低。
试验编号8的热锻钢材中，Mn含量高，V含量低，因此在显微组织中生成贝氏体。其结果，-30℃下的吸收能小于100J，低温韧性低。
试验编号9的热锻钢材中，V含量低。因此，拉伸强度TS小于600MPa，强度低。
试验编号10的热锻钢材中，V含量低，且含有Mo。因此，在显微组织中生成贝氏体。其结果，-30℃下的吸收能小于100J，低温韧性低。
试验编号11的热锻钢材中，N含量低。因此，铁素体晶粒的晶粒度编号小于9.0。其结果，-30℃下的吸收能小于100J，低温韧性低。
试验编号12的热锻钢材中，Al含量低。并且，F2不满足式(2)。因此，晶粒度编号小于9.0。其结果，-30℃下的吸收能小于100J，低温韧性低。
试验编号13的热锻钢材中，F1为0.68以上。因此认为焊接性低。进而，在显微组织中生成贝氏体。其结果，-30℃下的吸收能小于100J，低温韧性低。
试验编号14的热锻钢材中，热锻时的加热温度小于1200℃。其结果，-30℃下的吸收能小于100J。认为由于热锻时的加热温度低，因此热锻下的加热后，残留的V碳氮化物等在正火处理工序中粗大化，其结果，低温韧性下降。
试验编号15的热锻钢材中，F2不满足式(2)。其结果，-30℃下的吸收能小于100J。认为退火处理工序后的钢材中的固溶C量变高，因此低温韧性下降。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式仅仅是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限于上述实施方式，可以在不脱离其宗旨的范围内对上述实施方式进行适当改变来实施。

Claims (3)

1.一种热锻钢材，其具有如下化学组成：以质量％计，
C：0.14～0.20％、
Si：0.20～1.00％、
Mn：1.00～1.90％、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
V：0.16～0.30％、
Al：0.015～0.050％、
N：0.0050～0.0250％、
Cr：0.10～0.30％、
Cu：0～0.10％、
Nb：0～0.10％、以及
余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足式(1)和式(2)，
所述热锻钢材中的铁素体的晶粒度编号为9.0以上，
在使用V型缺口试验片的夏比冲击试验中，-30℃下的吸收能为100J以上，
0.36≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+V)/5+Cu/15<0.68 (1)
51/12×C-V≤0.52 (2)
此处，在式(1)和式(2)中的各元素符号处代入对应元素的质量％含量。
2.根据权利要求1所述的热锻钢材，其中，
所述化学组成含有选自由
Cu：0.01～0.10％和
Nb：0.01～0.10％组成的组中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热锻钢材，其中，
拉伸强度TS为600MPa以上。
CN201880069835.9A 2017-10-31 2018-10-31 热锻钢材 Pending CN111295457A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017209869 2017-10-31
JP2017-209869 2017-10-31
PCT/JP2018/040570 WO2019088190A1 (ja) 2017-10-31 2018-10-31 熱間鍛造鋼材

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN111295457A true CN111295457A (zh) 2020-06-16

Family

ID=66332601

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880069835.9A Pending CN111295457A (zh) 2017-10-31 2018-10-31 热锻钢材

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11261511B2 (zh)
JP (1) JP7010298B2 (zh)
CN (1) CN111295457A (zh)
CA (1) CA3080313C (zh)
MX (1) MX2020004500A (zh)
WO (1) WO2019088190A1 (zh)

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58107474A (ja) * 1981-12-21 1983-06-27 Nippon Steel Corp 熱間鍛造用機械構造用鋼
JPS6357742A (ja) * 1986-08-29 1988-03-12 Nippon Steel Corp 高靭性熱間鍛造用非調質鋼
JPH03211227A (ja) * 1990-01-17 1991-09-17 Nippon Steel Corp 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法
JPH04210449A (ja) * 1990-12-12 1992-07-31 Toa Steel Co Ltd 高靱性熱間鍛造用非調質鋼
EP0572246A1 (en) * 1992-05-29 1993-12-01 Imatra Steel Oy Ab Forging and a method for its manufacture
CN1115582A (zh) * 1993-10-12 1996-01-24 新日本制铁株式会社 抗拉强度、疲劳强度和切削性优良的热锻造用非调质钢
JP2004346415A (ja) * 2003-05-26 2004-12-09 Nippon Steel Corp 超高温熱間鍛造非調質部品とその製造方法
JP2008274393A (ja) * 2007-03-30 2008-11-13 Daido Steel Co Ltd 高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法
CN101568661A (zh) * 2007-10-29 2009-10-28 新日本制铁株式会社 马氏体型热锻造用非调质钢以及热锻造非调质钢部件
CN101883874A (zh) * 2008-07-29 2010-11-10 新日本制铁株式会社 高强度断裂分割用非调质钢和断裂分割用钢部件
CN103958714A (zh) * 2011-11-21 2014-07-30 新日铁住金株式会社 热锻用轧制棒钢
CN104674132A (zh) * 2013-11-27 2015-06-03 斗山重工业株式会社 混合型模具钢及其制造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60262941A (ja) 1984-06-08 1985-12-26 Daido Steel Co Ltd 温間鍛造用鋼
JP3567726B2 (ja) 1998-03-09 2004-09-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐地震特性に優れた構造用鋼材およびその製造方法
US9869009B2 (en) * 2013-11-15 2018-01-16 Gregory Vartanov High strength low alloy steel and method of manufacturing

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58107474A (ja) * 1981-12-21 1983-06-27 Nippon Steel Corp 熱間鍛造用機械構造用鋼
JPS6357742A (ja) * 1986-08-29 1988-03-12 Nippon Steel Corp 高靭性熱間鍛造用非調質鋼
JPH03211227A (ja) * 1990-01-17 1991-09-17 Nippon Steel Corp 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法
JPH04210449A (ja) * 1990-12-12 1992-07-31 Toa Steel Co Ltd 高靱性熱間鍛造用非調質鋼
EP0572246A1 (en) * 1992-05-29 1993-12-01 Imatra Steel Oy Ab Forging and a method for its manufacture
CN1115582A (zh) * 1993-10-12 1996-01-24 新日本制铁株式会社 抗拉强度、疲劳强度和切削性优良的热锻造用非调质钢
JP2004346415A (ja) * 2003-05-26 2004-12-09 Nippon Steel Corp 超高温熱間鍛造非調質部品とその製造方法
JP2008274393A (ja) * 2007-03-30 2008-11-13 Daido Steel Co Ltd 高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法
CN101568661A (zh) * 2007-10-29 2009-10-28 新日本制铁株式会社 马氏体型热锻造用非调质钢以及热锻造非调质钢部件
CN101883874A (zh) * 2008-07-29 2010-11-10 新日本制铁株式会社 高强度断裂分割用非调质钢和断裂分割用钢部件
CN103958714A (zh) * 2011-11-21 2014-07-30 新日铁住金株式会社 热锻用轧制棒钢
CN104674132A (zh) * 2013-11-27 2015-06-03 斗山重工业株式会社 混合型模具钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2019088190A1 (ja) 2020-11-12
WO2019088190A1 (ja) 2019-05-09
CA3080313A1 (en) 2019-05-09
CA3080313C (en) 2023-01-10
MX2020004500A (es) 2020-08-13
US11261511B2 (en) 2022-03-01
US20210189532A1 (en) 2021-06-24
JP7010298B2 (ja) 2022-02-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5811282B2 (ja) 冷間鍛造用丸鋼材
KR101143170B1 (ko) 고강도 고인성 강선재 및 그 제조방법
KR101965520B1 (ko) 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재
JP6366326B2 (ja) 高靱性熱間工具鋼およびその製造方法
WO2018182480A1 (en) Hot work tool steel
KR101965521B1 (ko) 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재
CN109477179B (zh) 高频淬火用钢
WO2015050152A1 (ja) 時効硬化性鋼
KR20190028781A (ko) 고주파 담금질용 강
JP2013521411A (ja) 押出用工具鋼
WO2007123164A1 (ja) 内燃機関用ピストンリング材
JP5368830B2 (ja) 機械構造用鋼およびその製造方法ならびに機械構造用部品
JP5668547B2 (ja) 継目無鋼管の製造方法
WO2017213166A1 (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼
WO2016158470A1 (ja) 時効硬化性鋼及び時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法
CN109563587B (zh) 无缝钢管及其制造方法
JP6828591B2 (ja) 軸受用鋼及び軸受部品
JP6844943B2 (ja) 高周波焼入れ用非調質鋼
CN106167879A (zh) 马氏体时效钢
KR102113076B1 (ko) 압연 선재
JP2012077371A (ja) 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法
JP5512494B2 (ja) 高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品およびその製造方法
CN111295457A (zh) 热锻钢材
JP7063169B2 (ja) 熱間鍛造用継目無鋼管
WO2015050151A1 (ja) 時効硬化性鋼

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20200616

WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication