JP2885905B2 - 高強度非調質快削鋼 - Google Patents
高強度非調質快削鋼Info
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- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/84—Controlled slow cooling
-
- 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
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野） この発明は、製造時の被削性と使用時の強度とを兼ね
そなえていることが要求される自動車部品などの各種機
械構造物部品の素材として好適に利用される被削性と強
度とを兼ねそなえた高強度非調質快削鋼に関するもので
ある。 （従来の技術） 従来、焼入れ焼もどしを施さない非調質鋼の採用も広
い分野にわたって多く試みられてきており、従来の非調
質鋼は、主として中炭素鋼の焼入れ焼もどし材の代替と
して用いられてきたので、硬さもHRC25以下のものが多
く、切削加工は比較的容易であった。 また、被削性をさらに改善する必要がある場合には、
ＳやPb等の被削性改善元素を適量添加することが行われ
ているが、この場合には硬さが低く切欠き感受性が小さ
いので強度の低下は起こらない。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、硬さがHRC25を超えるような高強度域
では、被削性を改善するためにＳやPb等を添加すると疲
れ強さが低下する傾向があらわれるという問題点があ
り、このような問題点を解決することが課題となってい
た。 （発明の目的） この発明は、このような従来の課題にかんがみてなさ
れたもので、被削性と強度との両方を兼ねそなえた高強
度非調質快削鋼を提供することを目的としている。
そなえていることが要求される自動車部品などの各種機
械構造物部品の素材として好適に利用される被削性と強
度とを兼ねそなえた高強度非調質快削鋼に関するもので
ある。 （従来の技術） 従来、焼入れ焼もどしを施さない非調質鋼の採用も広
い分野にわたって多く試みられてきており、従来の非調
質鋼は、主として中炭素鋼の焼入れ焼もどし材の代替と
して用いられてきたので、硬さもHRC25以下のものが多
く、切削加工は比較的容易であった。 また、被削性をさらに改善する必要がある場合には、
ＳやPb等の被削性改善元素を適量添加することが行われ
ているが、この場合には硬さが低く切欠き感受性が小さ
いので強度の低下は起こらない。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、硬さがHRC25を超えるような高強度域
では、被削性を改善するためにＳやPb等を添加すると疲
れ強さが低下する傾向があらわれるという問題点があ
り、このような問題点を解決することが課題となってい
た。 （発明の目的） この発明は、このような従来の課題にかんがみてなさ
れたもので、被削性と強度との両方を兼ねそなえた高強
度非調質快削鋼を提供することを目的としている。
（課題を解決するための手段） この発明に係わる高強度非調質快削鋼は、重量％で、
C:0.30〜0.45％、Si:0.35〜0.70％、Mn:0.80〜1.40％、
Cr:0.30〜0.70％、V:0.05〜0.35％の範囲で含み、異な
る作用で被削性を改善するS,Pb,CaをともにS:0.03〜0.1
5％、Pb:0.03〜0.35％でかつＳ＋Pb:0.05％以上および
Ｓ＋Pb/4:0.15％以下、Ca:0.0003〜0.0050％の範囲で含
み、Al:0.010％以下に規制し、被削性を改善する酸化物
量を得るO:0.0015〜0.0030％の範囲で含み、残部Feおよ
び不可避的不純物よりなり、熱間鍛造等の熱間加工−空
冷後の組織がフェライト＋パーライトであってフェライ
ト面積率が10〜40％である構成としたことを特徴として
おり、このような高強度非調質快削鋼に係わる発明の構
成を前述した従来の課題を解決するための手段としてい
る。 次に、この発明に係わる高強度非調質快削鋼の化学成
分組成（重量％）および組織の限定理由について説明す
る。 C:0.30〜0.45％ Ｃは熱間鍛造等の熱間塑性加工−空冷後の硬さを決定
する主要元素であり、所望の硬さを得るためには0.30％
以上とすることが必要であるが、過剰に含有させるとパ
ーライトの面積率が増加して靭性が低下し、切欠き感受
性が増大することから0.45％以下とした。 Si:0.35〜0.70％ Siは通常において脱酸元素として用いられるが、本発
明鋼では酸化物の組成を調整して被削性を改善するため
に積極的に含有させる。 この場合、酸化物が強度に影響せずして被削性の改善
に有効であるためには、その融点が低いことが必要であ
る。このような意味からは本発明鋼の成分ではSi含有量
を0.35〜0.70％の範囲とすることが重要である。そし
て、これよりもSi含有量が少ないとアルミナよりの介在
物となり、被削性の改善効果が小さいものとなる。ま
た、Si含有量が上記よりも多いとAl含有量を少なくする
ことが困難であり、この場合もアルミナよりの介在物に
なるという傾向があって被削性の改善効果は小さいもの
となるので、Si含有量は0.35〜0.70％の範囲とした。 Mn:0.80〜1.40％ Mnはフェライト＋パーライト組織の靭性を改善するの
にきわめて有効な元素であり、このためには0.80％以上
含有させることが必要であるが、多量に含有すると空冷
であってもベイナイトを生成して靭性を低下させるよう
になるので、0.80〜1.40％の範囲とするのが最適であ
る。 Cr:0.30〜0.70％ Crはフェライト−パーライト組織の靭性を改善するの
に有効な元素であり、このためには0.30％以上含有させ
ることが必要であるが、多量に含有させるとベイナイト
を生成して靭性を低下させやすくなるので、0.30〜0.70
％の範囲とするのがよい。 V:0.05〜0.35％ Ｖはフェライトおよびパーライト中のフェライトの硬
さを増大させるのに有効な元素であり、非調質鋼の主要
元素である。そして、目標硬さと材料の大きさ（冷却速
度に影響する）によりＶ含有量を調節することが必要で
あるが、0.05〜0.35％の範囲であれば通常の部品の要求
を満たすことが可能であり、また、被削性や靭性に及ぼ
す影響も比較的小さい。 S:0.03〜0.15％ Ｓは鋼中のMnと結合してMnS介在物となることにより
被削性を改善するが、多量に含有すると強度や靭性を低
下するので、0.03〜0.15％の範囲とすることが好まし
い。 Pb:0.03〜0.35％ Pbは鋼中で金属鉛粒として析出して被削性を改善する
が、Pb単独での最適含有量は0.03〜0.35％である。 Ｓ＋Pb:0.05％以上 被削性に及ぼすＳとPbの影響は、厳密には、加工の様
式によって異なるが、これらの元素の効果が顕著である
ドリル加工などでは、重量％で同量の場合、その効果は
類似している。そして、Ｓ＋Pbが0.05％以上であれば被
削性改善の効果が顕著である。 Ｓ＋Pb/4:0.15％以下 ＳおよびPbは上記したように被削性改善の効果が顕著
であるが、本発明鋼の成分で疲れ強さに及ぼすＳとPbの
影響を調査した結果、ＳはPbの４倍の有害度を示した。
したがって、Ｓ＋Pb/4の値が0.15％を超えると疲れ強さ
に対する悪影響が顕著になるので、Ｓ＋Pb/4の値で0.15
％以下とした。 Ca:0.0003〜0.0050％ CaはSiと同様に酸化物の組成を制御して被削性を改善
するのに有用な元素である。この場合、Caの適正含有量
はＯやAl,Si含有量によって異なるが、本発明鋼の成分
組成範囲では0.0003〜0.0050％が最適である。 Al:0.010％以下 Alは強力な脱酸元素であるが、多量に含有するとSiや
Caの含有量を調整してもすべてアルミナよりの介在物に
なって、被削性の改善が得がたくなるので、0.010％以
下とすることが必要である。 O:0.0015〜0.0030％ Ｏ含有量はRH脱ガスなどの製鋼設備の充実等によって
年々低くなっているが、被削性を改善するために酸化物
の組成を調整するという点からは、Ｏ含有量には適正範
囲がある。そして、Ｏ含有量が0.0015％よりも少ないと
被削性を改善するのに十分な量の酸化物が得られなくな
り、0.003％を超えると巨大な酸化物が生成する確率が
増加して疲れ強さに悪い影響を与えるので、Ｏ含有量は
0.0015〜0.0030％の範囲とした。 組織：フェライト＋パーライトで且つフェライト面積率
が10〜40％ MnとCrを含有する中炭素の鋼を高温から空冷すると、
一般にフェライト＋パーライト組織あるいはフェライト
＋パーライト＋ベイナイト組織になる。この場合、ベイ
ナイトはパーライトよりも靭性に優れているが、中炭素
のベイナイトは十分な靭性がないこと、およびフェライ
ト面積率を著しく減少させて全体としての靭性を低下さ
せることとなるので好ましくない。そして、フェライト
面積率が大きくなると靭性は向上するが、硬さが低下
し、逆に小さくなると靭性が低下するので、フェライト
面積率は10〜40％の範囲とするのが適正である。このフ
ェライト面積率は、化学成分組成，鍛造加熱温度，鍛造
温度，鍛造終止温度，冷却速度等により変化するが、本
発明鋼の成分組成範囲であれば通常の非調質鍛造条件で
フェライト面積率は上記の範囲に入る。 （発明の作用） この発明に係わる高強度非調質快削鋼は、上述した化
学成分組成および組織を有するものであり、 マトリックスの靭性向上と 介在物の影響低減と をはかるため、 に関してはＣとMnおよびCrのバランスの最適値を決
定するとともに、 に関しては有害度を考慮した適量範囲の決定と、少
量で被削性を改善できる最適組成を見い出すこと により、被削性と強度の両方を兼ねそなえた高強度非調
質快削鋼となる。 （実施例） 第１表に示す化学成分組成の鋼をアーク炉にて溶製し
たのち造塊し、熱間圧延により150mm角のビレットを製
造した。 次いで、熱間鍛造により直径25mmと50mmの丸棒を製造
した。 そして、直径20mmの丸棒はミクロ組織およびフェライ
ト面積率の測定と疲れ試験（小野式回転曲げ疲労試験）
に用い、直径50mmの材料はドリル加工と超硬による被削
性試験に用いて、ミクロ組織，フェライト面積率，疲れ
強さ，被削性を調べた。これらの結果を第２表に示す。
なお、第２表のドリル加工性および超硬施削性は、比較
例No.7を100（基準）とする比率で評価した。 第１表および第２表に示すように、Siを積極的に添加
しないと共に被削性改善元素も含有させない比較例No.7
の鋼を基準とした場合において、ＣとMnおよびCrのバラ
ンスを最適範囲内に設定すると共にSi,Ca,Al,O量を適切
な範囲にして酸化物の組成を制御し、ＳおよびPb含有量
をも適切に制御するとともにフェライト面積率を10〜40
％の範囲とした本発明鋼No.1〜６はいずれも基準の比較
鋼No.7に比べて疲れ限度がかなり高く、ドリル加工性お
よび超硬施削性に示す被削性が著しく良好であって、高
強度非調質の快削鋼となっていることが認められた。 これに対して、本発明を満足しない比較鋼No.8〜11で
はＣとMnおよびCrのバランスが適切なものとはなってお
らず、Si,Ca,Al,Oによる酸化物の組成の制御が積極的に
なされていないことから、疲れ限度および被削性とも本
発明鋼に比べてかなり劣ったものとなっていることが認
められた。
C:0.30〜0.45％、Si:0.35〜0.70％、Mn:0.80〜1.40％、
Cr:0.30〜0.70％、V:0.05〜0.35％の範囲で含み、異な
る作用で被削性を改善するS,Pb,CaをともにS:0.03〜0.1
5％、Pb:0.03〜0.35％でかつＳ＋Pb:0.05％以上および
Ｓ＋Pb/4:0.15％以下、Ca:0.0003〜0.0050％の範囲で含
み、Al:0.010％以下に規制し、被削性を改善する酸化物
量を得るO:0.0015〜0.0030％の範囲で含み、残部Feおよ
び不可避的不純物よりなり、熱間鍛造等の熱間加工−空
冷後の組織がフェライト＋パーライトであってフェライ
ト面積率が10〜40％である構成としたことを特徴として
おり、このような高強度非調質快削鋼に係わる発明の構
成を前述した従来の課題を解決するための手段としてい
る。 次に、この発明に係わる高強度非調質快削鋼の化学成
分組成（重量％）および組織の限定理由について説明す
る。 C:0.30〜0.45％ Ｃは熱間鍛造等の熱間塑性加工−空冷後の硬さを決定
する主要元素であり、所望の硬さを得るためには0.30％
以上とすることが必要であるが、過剰に含有させるとパ
ーライトの面積率が増加して靭性が低下し、切欠き感受
性が増大することから0.45％以下とした。 Si:0.35〜0.70％ Siは通常において脱酸元素として用いられるが、本発
明鋼では酸化物の組成を調整して被削性を改善するため
に積極的に含有させる。 この場合、酸化物が強度に影響せずして被削性の改善
に有効であるためには、その融点が低いことが必要であ
る。このような意味からは本発明鋼の成分ではSi含有量
を0.35〜0.70％の範囲とすることが重要である。そし
て、これよりもSi含有量が少ないとアルミナよりの介在
物となり、被削性の改善効果が小さいものとなる。ま
た、Si含有量が上記よりも多いとAl含有量を少なくする
ことが困難であり、この場合もアルミナよりの介在物に
なるという傾向があって被削性の改善効果は小さいもの
となるので、Si含有量は0.35〜0.70％の範囲とした。 Mn:0.80〜1.40％ Mnはフェライト＋パーライト組織の靭性を改善するの
にきわめて有効な元素であり、このためには0.80％以上
含有させることが必要であるが、多量に含有すると空冷
であってもベイナイトを生成して靭性を低下させるよう
になるので、0.80〜1.40％の範囲とするのが最適であ
る。 Cr:0.30〜0.70％ Crはフェライト−パーライト組織の靭性を改善するの
に有効な元素であり、このためには0.30％以上含有させ
ることが必要であるが、多量に含有させるとベイナイト
を生成して靭性を低下させやすくなるので、0.30〜0.70
％の範囲とするのがよい。 V:0.05〜0.35％ Ｖはフェライトおよびパーライト中のフェライトの硬
さを増大させるのに有効な元素であり、非調質鋼の主要
元素である。そして、目標硬さと材料の大きさ（冷却速
度に影響する）によりＶ含有量を調節することが必要で
あるが、0.05〜0.35％の範囲であれば通常の部品の要求
を満たすことが可能であり、また、被削性や靭性に及ぼ
す影響も比較的小さい。 S:0.03〜0.15％ Ｓは鋼中のMnと結合してMnS介在物となることにより
被削性を改善するが、多量に含有すると強度や靭性を低
下するので、0.03〜0.15％の範囲とすることが好まし
い。 Pb:0.03〜0.35％ Pbは鋼中で金属鉛粒として析出して被削性を改善する
が、Pb単独での最適含有量は0.03〜0.35％である。 Ｓ＋Pb:0.05％以上 被削性に及ぼすＳとPbの影響は、厳密には、加工の様
式によって異なるが、これらの元素の効果が顕著である
ドリル加工などでは、重量％で同量の場合、その効果は
類似している。そして、Ｓ＋Pbが0.05％以上であれば被
削性改善の効果が顕著である。 Ｓ＋Pb/4:0.15％以下 ＳおよびPbは上記したように被削性改善の効果が顕著
であるが、本発明鋼の成分で疲れ強さに及ぼすＳとPbの
影響を調査した結果、ＳはPbの４倍の有害度を示した。
したがって、Ｓ＋Pb/4の値が0.15％を超えると疲れ強さ
に対する悪影響が顕著になるので、Ｓ＋Pb/4の値で0.15
％以下とした。 Ca:0.0003〜0.0050％ CaはSiと同様に酸化物の組成を制御して被削性を改善
するのに有用な元素である。この場合、Caの適正含有量
はＯやAl,Si含有量によって異なるが、本発明鋼の成分
組成範囲では0.0003〜0.0050％が最適である。 Al:0.010％以下 Alは強力な脱酸元素であるが、多量に含有するとSiや
Caの含有量を調整してもすべてアルミナよりの介在物に
なって、被削性の改善が得がたくなるので、0.010％以
下とすることが必要である。 O:0.0015〜0.0030％ Ｏ含有量はRH脱ガスなどの製鋼設備の充実等によって
年々低くなっているが、被削性を改善するために酸化物
の組成を調整するという点からは、Ｏ含有量には適正範
囲がある。そして、Ｏ含有量が0.0015％よりも少ないと
被削性を改善するのに十分な量の酸化物が得られなくな
り、0.003％を超えると巨大な酸化物が生成する確率が
増加して疲れ強さに悪い影響を与えるので、Ｏ含有量は
0.0015〜0.0030％の範囲とした。 組織：フェライト＋パーライトで且つフェライト面積率
が10〜40％ MnとCrを含有する中炭素の鋼を高温から空冷すると、
一般にフェライト＋パーライト組織あるいはフェライト
＋パーライト＋ベイナイト組織になる。この場合、ベイ
ナイトはパーライトよりも靭性に優れているが、中炭素
のベイナイトは十分な靭性がないこと、およびフェライ
ト面積率を著しく減少させて全体としての靭性を低下さ
せることとなるので好ましくない。そして、フェライト
面積率が大きくなると靭性は向上するが、硬さが低下
し、逆に小さくなると靭性が低下するので、フェライト
面積率は10〜40％の範囲とするのが適正である。このフ
ェライト面積率は、化学成分組成，鍛造加熱温度，鍛造
温度，鍛造終止温度，冷却速度等により変化するが、本
発明鋼の成分組成範囲であれば通常の非調質鍛造条件で
フェライト面積率は上記の範囲に入る。 （発明の作用） この発明に係わる高強度非調質快削鋼は、上述した化
学成分組成および組織を有するものであり、 マトリックスの靭性向上と 介在物の影響低減と をはかるため、 に関してはＣとMnおよびCrのバランスの最適値を決
定するとともに、 に関しては有害度を考慮した適量範囲の決定と、少
量で被削性を改善できる最適組成を見い出すこと により、被削性と強度の両方を兼ねそなえた高強度非調
質快削鋼となる。 （実施例） 第１表に示す化学成分組成の鋼をアーク炉にて溶製し
たのち造塊し、熱間圧延により150mm角のビレットを製
造した。 次いで、熱間鍛造により直径25mmと50mmの丸棒を製造
した。 そして、直径20mmの丸棒はミクロ組織およびフェライ
ト面積率の測定と疲れ試験（小野式回転曲げ疲労試験）
に用い、直径50mmの材料はドリル加工と超硬による被削
性試験に用いて、ミクロ組織，フェライト面積率，疲れ
強さ，被削性を調べた。これらの結果を第２表に示す。
なお、第２表のドリル加工性および超硬施削性は、比較
例No.7を100（基準）とする比率で評価した。 第１表および第２表に示すように、Siを積極的に添加
しないと共に被削性改善元素も含有させない比較例No.7
の鋼を基準とした場合において、ＣとMnおよびCrのバラ
ンスを最適範囲内に設定すると共にSi,Ca,Al,O量を適切
な範囲にして酸化物の組成を制御し、ＳおよびPb含有量
をも適切に制御するとともにフェライト面積率を10〜40
％の範囲とした本発明鋼No.1〜６はいずれも基準の比較
鋼No.7に比べて疲れ限度がかなり高く、ドリル加工性お
よび超硬施削性に示す被削性が著しく良好であって、高
強度非調質の快削鋼となっていることが認められた。 これに対して、本発明を満足しない比較鋼No.8〜11で
はＣとMnおよびCrのバランスが適切なものとはなってお
らず、Si,Ca,Al,Oによる酸化物の組成の制御が積極的に
なされていないことから、疲れ限度および被削性とも本
発明鋼に比べてかなり劣ったものとなっていることが認
められた。
この発明に係わる高強度非調質快削鋼は、上述した成
分組成および組織を有するものであり、ＣとMnおよびCr
のバランスの最適値を決定することによってマトリック
スの靭性向上をはかると共に、Si,Ca,Al,O量を適正範囲
にすることによって酸化物の組成を制御して被削性が良
好なものとなるようにし、さらには被削性をより一層改
善するS,Pb量を強度に悪影響を及ぼさない範囲に制限し
て含有させるようにしているので、良好なる被削性と強
度とを兼ねそなえた非調質鋼であるという著大なる効果
がもたらされる。
分組成および組織を有するものであり、ＣとMnおよびCr
のバランスの最適値を決定することによってマトリック
スの靭性向上をはかると共に、Si,Ca,Al,O量を適正範囲
にすることによって酸化物の組成を制御して被削性が良
好なものとなるようにし、さらには被削性をより一層改
善するS,Pb量を強度に悪影響を及ぼさない範囲に制限し
て含有させるようにしているので、良好なる被削性と強
度とを兼ねそなえた非調質鋼であるという著大なる効果
がもたらされる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−179840（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−15141（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−199848（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−162839（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−34162（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、C:0.30〜0.45％、Si:0.35〜0.7
0％、Mn:0.80〜1.40％、Cr:0.30〜0.70％、V:0.05〜0.3
5％の範囲で含み、異なる作用で被削性を改善するS,Pb,
CaをともにS:0.03〜0.15％、Pb:0.03〜0.35％でかつＳ
＋Pb:0.05％以上およびＳ＋Pb/4:0.15％以下、Ca:0.000
3〜0.0050％の範囲で含み、Al:0.010％以下に規制し、
被削性を改善する酸化物量を得るO:0.0015〜0.0030％の
範囲で含み、残部Feおよび不可避的不純物よりなり、熱
間加工−空冷後の組織がフェライト＋パーライトであっ
てフェライト面積率が10〜40％であることを特徴とする
高強度非調質快削鋼。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2212107A JP2885905B2 (ja) | 1990-08-10 | 1990-08-10 | 高強度非調質快削鋼 |
| US07/742,125 US5102479A (en) | 1990-08-10 | 1991-08-08 | High strength non-heat refining free cutting steels |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2212107A JP2885905B2 (ja) | 1990-08-10 | 1990-08-10 | 高強度非調質快削鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0499249A JPH0499249A (ja) | 1992-03-31 |
| JP2885905B2 true JP2885905B2 (ja) | 1999-04-26 |
Family
ID=16616997
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2212107A Expired - Fee Related JP2885905B2 (ja) | 1990-08-10 | 1990-08-10 | 高強度非調質快削鋼 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5102479A (ja) |
| JP (1) | JP2885905B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5201965A (en) * | 1991-04-15 | 1993-04-13 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant cast steel, method of producing same, and exhaust equipment member made thereof |
| US5961747A (en) * | 1997-11-17 | 1999-10-05 | University Of Pittsburgh | Tin-bearing free-machining steel |
| US6200395B1 (en) | 1997-11-17 | 2001-03-13 | University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education | Free-machining steels containing tin antimony and/or arsenic |
| US6206983B1 (en) | 1999-05-26 | 2001-03-27 | University Of Pittsburgh - Of The Commonwealth System Of Higher Education | Medium carbon steels and low alloy steels with enhanced machinability |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3489620A (en) * | 1967-03-01 | 1970-01-13 | United States Steel Corp | Method of processing sucker rods and resulting article |
| JPS582243B2 (ja) * | 1980-05-08 | 1983-01-14 | 大同特殊鋼株式会社 | 自動車用非調質鍛造部品の製造方法 |
| SU990861A1 (ru) * | 1981-05-08 | 1983-01-23 | Центральный Ордена Трудового Красного Знамени Научно-Исследовательский Институт Черной Металлургии Им.И.П.Бардина | Сталь |
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