JP3333697B2 - 冷間加工性及び熱処理歪みに優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents
冷間加工性及び熱処理歪みに優れた鋼およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷間加工性及び熱
処理歪み特性に優れたボロンを含有する機械構造用鋼に
関するものである。
処理歪み特性に優れたボロンを含有する機械構造用鋼に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、低コスト化の傾向が強まり材料費
の低減や冷間鍛造による生産工程の簡略化あるいは熱処
理歪み低減などによる生産コストの低減が望まれてい
る。そのような流れの中で材料費の削減や冷間加工性を
向上させることを目的にＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ
などの合金元素を低減してＢを添加して焼入性を補った
ボロン鋼が使用されるようになっている。しかしなが
ら、さらに冷間加工性を向上させ、かつ、熱処理歪みを
低減せしめた材料が望まれている。
の低減や冷間鍛造による生産工程の簡略化あるいは熱処
理歪み低減などによる生産コストの低減が望まれてい
る。そのような流れの中で材料費の削減や冷間加工性を
向上させることを目的にＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ
などの合金元素を低減してＢを添加して焼入性を補った
ボロン鋼が使用されるようになっている。しかしなが
ら、さらに冷間加工性を向上させ、かつ、熱処理歪みを
低減せしめた材料が望まれている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎなどの合金元素を低減しＢを添加
することによって焼入性を補った鋼において、圧延後の
組織を改善し加工性を向上させ、かつ、熱処理歪みを低
減した鋼とその製造方法を提供することである。
ｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎなどの合金元素を低減しＢを添加
することによって焼入性を補った鋼において、圧延後の
組織を改善し加工性を向上させ、かつ、熱処理歪みを低
減した鋼とその製造方法を提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めのこの発明の手段は、請求項１の発明では、重量％
で、Ｃ：０．３５〜０．７０％、Ｓｉ：０．０３〜０．
１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｂ：０．０００５
〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５％超〜０．２０％、
Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０２２
％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなること
を特徴とし、Ｔｉを０．２５％超〜０．２０％添加する
ことによってｆｒｅｅ−Ｎを固定し、かつ、Ｔｉ炭化
物、Ｔｉを含有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析
出させるものである。そのことによって圧延または鍛造
中のオーステナイト結晶粒の成長を抑制し圧延または鍛
造後の組織においてフェライト量を増加させ、かつ、フ
ェライト粒度を均一にし、冷間加工性および熱処理歪み
特性を向上させた鋼である。
めのこの発明の手段は、請求項１の発明では、重量％
で、Ｃ：０．３５〜０．７０％、Ｓｉ：０．０３〜０．
１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｂ：０．０００５
〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５％超〜０．２０％、
Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０２２
％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなること
を特徴とし、Ｔｉを０．２５％超〜０．２０％添加する
ことによってｆｒｅｅ−Ｎを固定し、かつ、Ｔｉ炭化
物、Ｔｉを含有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析
出させるものである。そのことによって圧延または鍛造
中のオーステナイト結晶粒の成長を抑制し圧延または鍛
造後の組織においてフェライト量を増加させ、かつ、フ
ェライト粒度を均一にし、冷間加工性および熱処理歪み
特性を向上させた鋼である。
【０００５】請求項２の発明では、請求項１の鋼成分に
加えて、さらにＣｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．
０３〜０．５０％のうち１種または２種を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とし、Ｔｉ
を０．０５％超〜０．２０％添加することによってｆｒ
ｅｅ−Ｎを固定し、かつ、Ｔｉを含有する複合炭化物、
Ｔｉ窒化物を微細に析出させものである。そのことによ
って圧延または鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長を
抑制し圧延または鍛造後の組織においてフェライト量を
増加させ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工
性および熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
加えて、さらにＣｒ：０．２０〜２．０％、Ｍｏ：０．
０３〜０．５０％のうち１種または２種を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とし、Ｔｉ
を０．０５％超〜０．２０％添加することによってｆｒ
ｅｅ−Ｎを固定し、かつ、Ｔｉを含有する複合炭化物、
Ｔｉ窒化物を微細に析出させものである。そのことによ
って圧延または鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長を
抑制し圧延または鍛造後の組織においてフェライト量を
増加させ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工
性および熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
【０００６】請求項３の発明では、請求項１の鋼成分に
加えて、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．
０２〜０．１０％のうち１種または２種を含有させるこ
とによってＶ炭化物、Ｎｂ炭化物を析出させ、圧延また
は鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長をより抑制して
圧延または鍛造後の組織においてフェライト量を増加さ
せ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性およ
び熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
加えて、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．
０２〜０．１０％のうち１種または２種を含有させるこ
とによってＶ炭化物、Ｎｂ炭化物を析出させ、圧延また
は鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長をより抑制して
圧延または鍛造後の組織においてフェライト量を増加さ
せ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性およ
び熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
【０００７】請求項４の発明では、請求項２の鋼成分に
加えて、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．
０２〜０．１０％のうち１種または２種を含有させるこ
とによってＶ炭化物、Ｎｂ炭化物を析出させ、圧延また
は鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長をより抑制し圧
延または鍛造後の組織においてフェライト量を増加さ
せ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性およ
び熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
加えて、さらにＶ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．
０２〜０．１０％のうち１種または２種を含有させるこ
とによってＶ炭化物、Ｎｂ炭化物を析出させ、圧延また
は鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長をより抑制し圧
延または鍛造後の組織においてフェライト量を増加さ
せ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性およ
び熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
【０００８】請求項５の発明では、請求項１〜いずれか
１項の鋼において、重量％で、Ｓｉ：０．０７〜０．１
５％であることを特徴とする冷間加工性および熱処理歪
みに優れた鋼である。請求項６の発明では、請求項１な
いし請求項５のいずれか１項における鋼を素材とし、圧
延または鍛造前の加熱温度をＡC3〜１０００℃とした後
に減面率３０％以上で圧延または鍛造することによって
圧延または鍛造時のオーステナイト結晶粒を微細にし最
も優れた冷間加工性および熱処理歪み特性を発揮せしめ
るための製造方法である。
１項の鋼において、重量％で、Ｓｉ：０．０７〜０．１
５％であることを特徴とする冷間加工性および熱処理歪
みに優れた鋼である。請求項６の発明では、請求項１な
いし請求項５のいずれか１項における鋼を素材とし、圧
延または鍛造前の加熱温度をＡC3〜１０００℃とした後
に減面率３０％以上で圧延または鍛造することによって
圧延または鍛造時のオーステナイト結晶粒を微細にし最
も優れた冷間加工性および熱処理歪み特性を発揮せしめ
るための製造方法である。
【０００９】本発明の鋼は、Ｔｉ単独あるいはＴｉと
Ｖ、Ｎｂの複合添加によって微細な析出物析出させ、圧
延または鍛造時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制
し、圧延または鍛造後の組織においてフェライト量を増
加させ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性
および熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
Ｖ、Ｎｂの複合添加によって微細な析出物析出させ、圧
延または鍛造時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制
し、圧延または鍛造後の組織においてフェライト量を増
加させ、かつ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性
および熱処理歪み特性を向上させた鋼である。
【００１０】本発明の鋼の組成割合（以下、％は重量％
を示す。）の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃは機械構造用部品として焼入焼戻し後の強度を確
保するために必要な元素であり、０．３５％未満ではそ
の効果が十分に得られず、反対に０．７０％を超えると
加工性を阻害すると共に焼入れ時に焼き割れを生じ易く
なる。そのため、含有量を０．３５〜０．７０％とし
た。
を示す。）の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃは機械構造用部品として焼入焼戻し後の強度を確
保するために必要な元素であり、０．３５％未満ではそ
の効果が十分に得られず、反対に０．７０％を超えると
加工性を阻害すると共に焼入れ時に焼き割れを生じ易く
なる。そのため、含有量を０．３５〜０．７０％とし
た。
【００１１】Ｓｉ：Ｓｉは０．０３％未満では脱酸効果
が十分に得られず、過剰に含有させると加工性を低下さ
せるため上限を０．１５％とした。
が十分に得られず、過剰に含有させると加工性を低下さ
せるため上限を０．１５％とした。
【００１２】Ｍｎ：Ｍｎは焼入性を確保するのに必要な
元素であり、０．２０％未満ではその効果が十分に得ら
れず、また２．０％を超えると冷間加工性を低下させ
る。そのため、含有量を０．２０〜１．０％とした。
元素であり、０．２０％未満ではその効果が十分に得ら
れず、また２．０％を超えると冷間加工性を低下させ
る。そのため、含有量を０．２０〜１．０％とした。
【００１３】Ｂ：Ｂは極く微量の添加によって鋼の焼入
性を著しく向上させる元素であるが、０．０００５％未
満ではその効果は十分でなく、０．００５％を超えると
逆に焼入性を低下させる。そのため含有量を０．０００
５〜０．００５％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のｆｒｅｅ−Ｎを固定してＢの焼入性
への効果を向上させると共にＴｉ炭化物、Ｔｉを含有す
る複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析出させることによ
って圧延または鍛造時のオーステナイト結晶粒の成長を
抑制するために必要な元素であり、０．０５％以下では
その効果は十分でなく、０．２０％を超えると析出物の
量が過剰となり加工性を低下させる。そのため、含有量
を０．０５％超〜０．２０％とした。
性を著しく向上させる元素であるが、０．０００５％未
満ではその効果は十分でなく、０．００５％を超えると
逆に焼入性を低下させる。そのため含有量を０．０００
５〜０．００５％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のｆｒｅｅ−Ｎを固定してＢの焼入性
への効果を向上させると共にＴｉ炭化物、Ｔｉを含有す
る複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析出させることによ
って圧延または鍛造時のオーステナイト結晶粒の成長を
抑制するために必要な元素であり、０．０５％以下では
その効果は十分でなく、０．２０％を超えると析出物の
量が過剰となり加工性を低下させる。そのため、含有量
を０．０５％超〜０．２０％とした。
【００１４】Ｖ：Ｖは炭化物を形成しＴｉ同様にオース
テナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果があり、０．
０２％未満ではその効果が得られず、０．１０％超えて
含有させると析出物の量が過剰となり冷間加工性を低下
させる。そのため、含有量を０．０２〜０．１０％とし
た。
テナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果があり、０．
０２％未満ではその効果が得られず、０．１０％超えて
含有させると析出物の量が過剰となり冷間加工性を低下
させる。そのため、含有量を０．０２〜０．１０％とし
た。
【００１５】Ｎｂ：Ｎｂは炭化物あるいは窒化物を形成
し、Ｔｉ同様にオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制
する効果があり、０．０２％未満ではその効果が得られ
ず、０．１０％超えて含有させると析出物が過剰となり
冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．０２
〜０．１０％とした。
し、Ｔｉ同様にオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制
する効果があり、０．０２％未満ではその効果が得られ
ず、０．１０％超えて含有させると析出物が過剰となり
冷間加工性を低下させる。そのため、含有量を０．０２
〜０．１０％とした。
【００１６】Ｃｒ；Ｃｒは焼入性を向上させる元素であ
るが、０．２０％未満ではその効果が十分でなく、２．
０％を超えて含有させると圧延または鍛造後の組織にお
いてベーナイトを生成し冷間加工性を低下させる。その
ため、含有量を０．２０〜２．０％とした。
るが、０．２０％未満ではその効果が十分でなく、２．
０％を超えて含有させると圧延または鍛造後の組織にお
いてベーナイトを生成し冷間加工性を低下させる。その
ため、含有量を０．２０〜２．０％とした。
【００１７】Ｍｏ：Ｍｏ焼入性および靱性を向上させる
元素であるが、０．０３％未満ではその効果は十分でな
く、０．５０％を超えて含有させると圧延あるいは鍛造
後にベーナイトやマルテンサイト組織となり加工性を著
しく低下させる。そのため、含有量を０．０３〜０．５
％とした。
元素であるが、０．０３％未満ではその効果は十分でな
く、０．５０％を超えて含有させると圧延あるいは鍛造
後にベーナイトやマルテンサイト組織となり加工性を著
しく低下させる。そのため、含有量を０．０３〜０．５
％とした。
【００１８】Ｎ：Ｎは０．０１５％を超えて含有すると
ＴｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのた
め、含有量を０．０１５％以下とした。
ＴｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのた
め、含有量を０．０１５％以下とした。
【００１９】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として使用される元素
であり、０．００５％未満ではその効果が十分でなく
０．０２２％を超えるとアルミナ系酸化物が増加し疲労
特性、加工性を低下させる。そのため、含有量を０．０
０５〜０．０２２％とした。請求項５の鋼の発明は、請
求項１ないし請求項４のいずれか１項の鋼において、さ
らに、下記の表１の発明鋼に基づいてＳｉの上限を低下
して０．０２２％としたものである。請求項６の製造方
法の発明は、請求項１ないし請求項５のいずれか１項の
化学成分を含有する鋼を素材とし、冷間加工性および熱
処理歪み特性に優れた鋼を製造するために、ＡC3〜１０
００℃に加熱した後減面率３０％以上で圧延または鍛造
するものである。ＡC3以上に加熱する理由は、オーステ
ナイト化し炭化物やフェライトを残さないためであり、
フェライトが残留した場合、圧延または鍛造後の組織に
おいて均質なフェライト粒度の組織が得られず、圧延ま
たは鍛造後の結晶粒が均一とならず熱処理歪みを大きく
する。また、１０００℃以上の加熱温度になると微細析
出物の成長が起こり析出物が比較的大きくなるため、圧
延または鍛造前の加熱時のオーステナイト結晶粒が大き
くなり圧延または鍛造後のフェライト量を減少させる。
そのため、圧延または鍛造前の加熱温度をＡC3〜１００
０℃とした。減面率については、３０％以下ではフェラ
イトの生成量が減少し冷間加工性が低下する。
であり、０．００５％未満ではその効果が十分でなく
０．０２２％を超えるとアルミナ系酸化物が増加し疲労
特性、加工性を低下させる。そのため、含有量を０．０
０５〜０．０２２％とした。請求項５の鋼の発明は、請
求項１ないし請求項４のいずれか１項の鋼において、さ
らに、下記の表１の発明鋼に基づいてＳｉの上限を低下
して０．０２２％としたものである。請求項６の製造方
法の発明は、請求項１ないし請求項５のいずれか１項の
化学成分を含有する鋼を素材とし、冷間加工性および熱
処理歪み特性に優れた鋼を製造するために、ＡC3〜１０
００℃に加熱した後減面率３０％以上で圧延または鍛造
するものである。ＡC3以上に加熱する理由は、オーステ
ナイト化し炭化物やフェライトを残さないためであり、
フェライトが残留した場合、圧延または鍛造後の組織に
おいて均質なフェライト粒度の組織が得られず、圧延ま
たは鍛造後の結晶粒が均一とならず熱処理歪みを大きく
する。また、１０００℃以上の加熱温度になると微細析
出物の成長が起こり析出物が比較的大きくなるため、圧
延または鍛造前の加熱時のオーステナイト結晶粒が大き
くなり圧延または鍛造後のフェライト量を減少させる。
そのため、圧延または鍛造前の加熱温度をＡC3〜１００
０℃とした。減面率については、３０％以下ではフェラ
イトの生成量が減少し冷間加工性が低下する。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態の鋼組成を表
１のＮｏ．６〜Ｎｏ．１２に示す。Ｎｏ．６、Ｎｏ．１
０はＳＣ系の鋼に、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．９、Ｎ
ｏ．１１はＳＣＲ系の鋼に、Ｎｏ．１２はＳＣＭ系にそ
れぞれ相当する鋼である。さらにＮｏ．６、Ｎｏ．７、
Ｎｏ．８、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２はＴｉの単独添加で
あり、Ｎｏ．９はＴｉとＮｂ、Ｎｏ．１１はＴｉとＶの
複合添加である。なお、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１０における
Ｃｒは不可避不純物として含有されるものである。以下
実施例よりさらに本発明の実施形態を説明する。
１のＮｏ．６〜Ｎｏ．１２に示す。Ｎｏ．６、Ｎｏ．１
０はＳＣ系の鋼に、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．９、Ｎ
ｏ．１１はＳＣＲ系の鋼に、Ｎｏ．１２はＳＣＭ系にそ
れぞれ相当する鋼である。さらにＮｏ．６、Ｎｏ．７、
Ｎｏ．８、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２はＴｉの単独添加で
あり、Ｎｏ．９はＴｉとＮｂ、Ｎｏ．１１はＴｉとＶの
複合添加である。なお、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１０における
Ｃｒは不可避不純物として含有されるものである。以下
実施例よりさらに本発明の実施形態を説明する。
【００２２】
【表２】
【００２３】
【実施例】表１に示す種々の化学成分（％）の肌焼鋼を
真空溶解炉で溶製し、圧延前の加熱温度９５０℃で１６
７ｍｍφから３０ｍｍφ棒鋼すなわち減面率９８％で圧
延し、１４ｍｍφ×２１ｍｍＨの端面拘束型圧縮試験用
円柱型試験片を作製した後、変形抵抗及び硬さを測定し
た。また、同様の圧延条件で６５ｍｍφすなわち減面率
８５％で圧延した後、図１に示すＣリング形状（寸法：
外径６０ｍｍ×内径３４．８ｍｍ×厚さ１２ｍｍ×開口
部６．０ｍｍ）の試験片を作製し、焼入温度８４５℃で
水焼入れを行い開口部の変位量をを測定した。なお、図
１の（ａ）はＣリング形状の試験片の平面図を（ｂ）は
その側面図を示す。それらの結果を表２に示す。同成分
系の比較鋼と比較する発明鋼の方が変形抵抗が低く歪み
量も少なくなっている。また、比較鋼Ｎｏ．３と本発明
鋼Ｎｏ．１０において圧延前の加熱温度を変化させたと
きの硬さを表３に示す。表３から明らかなように、１０
００℃以下で硬さの差が大きくなっている。以上のこと
から本発明鋼およびその製造方法によって冷間加工性及
び熱処理歪みに優れた鋼を製造できる。
真空溶解炉で溶製し、圧延前の加熱温度９５０℃で１６
７ｍｍφから３０ｍｍφ棒鋼すなわち減面率９８％で圧
延し、１４ｍｍφ×２１ｍｍＨの端面拘束型圧縮試験用
円柱型試験片を作製した後、変形抵抗及び硬さを測定し
た。また、同様の圧延条件で６５ｍｍφすなわち減面率
８５％で圧延した後、図１に示すＣリング形状（寸法：
外径６０ｍｍ×内径３４．８ｍｍ×厚さ１２ｍｍ×開口
部６．０ｍｍ）の試験片を作製し、焼入温度８４５℃で
水焼入れを行い開口部の変位量をを測定した。なお、図
１の（ａ）はＣリング形状の試験片の平面図を（ｂ）は
その側面図を示す。それらの結果を表２に示す。同成分
系の比較鋼と比較する発明鋼の方が変形抵抗が低く歪み
量も少なくなっている。また、比較鋼Ｎｏ．３と本発明
鋼Ｎｏ．１０において圧延前の加熱温度を変化させたと
きの硬さを表３に示す。表３から明らかなように、１０
００℃以下で硬さの差が大きくなっている。以上のこと
から本発明鋼およびその製造方法によって冷間加工性及
び熱処理歪みに優れた鋼を製造できる。
【００２４】
【表３】
【００２５】
【発明の効果】以上説明したとおり、本発明による鋼
は、Ｔｉ単独あるいはＴｉとＶ、Ｎｂを複合添加するこ
とによって鋼中に微細な化合物を析出させ、圧延または
鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長を抑制し圧延また
は鍛造後の組織においてフェライト量を増加させ、か
つ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性及び熱処理
歪み特性を向上させた鋼を提供できる。
は、Ｔｉ単独あるいはＴｉとＶ、Ｎｂを複合添加するこ
とによって鋼中に微細な化合物を析出させ、圧延または
鍛造中のオーステナイト結晶粒の成長を抑制し圧延また
は鍛造後の組織においてフェライト量を増加させ、か
つ、フェライト粒度を均一にし、冷間加工性及び熱処理
歪み特性を向上させた鋼を提供できる。
【図１】熱処理歪を調査するためのＣリング形状の試験
片を示す図で、（ａ）は平面図で、（ｂ）は側面図であ
る。
片を示す図で、（ａ）は平面図で、（ｂ）は側面図であ
る。
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．０
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５
％超〜０．２０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．０２２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなることを特徴とする冷間加工性および熱処
理歪みに優れた鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．２０〜１．０
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５
％超〜０．２０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．０２２％を含有し、さらにＣｒ：０．２０
〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％のうち１種ま
たは２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
ることを特徴とする冷間加工性および熱処理歪みに優れ
た鋼。 - 【請求項３】 請求項１の鋼成分に加えて、さらにＶ：
０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％の
うち１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなることを特徴とする冷間加工性および熱処理
歪みに優れた鋼。 - 【請求項４】 請求項２の鋼成分に加えて、さらにＶ：
０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％の
うち１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなることを特徴とする冷間加工性および熱処理
歪みに優れた鋼。 - 【請求項５】 請求項１ないし請求項４のいずれか１項
の鋼において、重量％で、Ｓｉ：０．０７〜０．１５％
であることを特徴とする冷間加工性および熱処理歪みに
優れた鋼。 - 【請求項６】 請求項１ないし請求項５のいずれか１項
における鋼を素材とし、圧延または鍛造前の加熱温度を
ＡC3〜１０００℃とした後に減面率３０％以上で圧延ま
たは鍛造することを特徴とする冷間加工性および熱処理
歪みに優れた鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29975996A JP3333697B2 (ja) | 1996-10-23 | 1996-10-23 | 冷間加工性及び熱処理歪みに優れた鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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