JP3764273B2 - 被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法、その部品、それに用いる熱間圧延鋼材及び鋼材の製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
この発明は、クランクシャフト、ギア等熱間鍛造により製造される自動車、産業機械用の鋼部品の製造方法に関するもので、機械加工前に適度な大きさと量の黒鉛を有し、機械加工性が良好で、従来の球状黒鉛鋳鉄より高い疲労強度と靱性を有する熱間鍛造鋼部品の製造方法及びその部品、更に、それに用いる熱間圧延鋼材に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
自動車や建設機械等に使用されるクランクシャフト、ギア等の鋼部品は熱間鍛造により粗形状の部品(以下、「粗形材」という)に加工した後、切削、ドリル穴明け等の機械加工を行って、所望の部品形状に仕上げられるが、この機械加工に要するコストは部品製造費の50%を超えることもあり、多大なコストアップの要因となっている。
【0003】
したがって熱間鍛造後の粗形材は、優れた被削性を有することが必要である。ところで、鋼に求められる被削性としては、切削工具の寿命と切り屑の処理性が重要である。
【0004】
今日の機械加工は生産性を高めるため、従来より極めて高速で行なわれるため、工具の摩耗が、より大きくなって、工具寿命に優れた快削鋼が求められている。また最近は自動盤により無人で機械加工されることが多く、切り屑が長くつながって絡まってしまうと、機械の停止や切り屑を取り除くための余計な作業を行なう必要が生じ、生産性を低下させることになる。このため、切り屑が適当な大きさに細かく分断するような、切り屑処理性に優れた快削鋼が求められている。
【0005】
また、コネクチングロッド、クランクシャフトにおいては、潤滑油を供給するための、径の細い穴をいくつか有しているが、この穴は深いために、穴明け加工においては、切り屑が細かく分断して、ドリル穴から支障なく排出されることが必要である。即ち、分断しにくい切り屑では穴から排出されず、切り屑が穴に詰まってドリル折損を引き起こすのである。
【0006】
従って、上記のような部品の機械加工に当たっては、工具寿命向上及び切り屑処理性の改善のため、快削元素である鉛を0.05〜0.30%添加した鉛快削鋼が広く用いられてきた。たとえばS45C、S50Cといった機械構造用炭素鋼や0.10%程度のVを含有させた非調質鋼に、被削性改善のためにPbを添加した鋼が用いられてきた。
【0007】
鉛は融点が327℃程度と低いので、機械加工の熱により容易に溶融して、鋼の延性が低下して切り屑は適度な大きさに分断する。これによって工具の寿命が延びる。
【0008】
しかしながら、鉛含有鋼からは鉛のヒュームが発生すること、また、鉛には元来毒性がある等の問題があるため、近年の地球環境保護の機運の高まりに伴って、無鉛の快削鋼が強く求められている。
【0009】
切削性を向上させる元素としてはPbの他にS、Ca、Bi、Se、Te等の元素が知られているが、これら元素は、▲1▼単独では被削性改善効果が鉛に及ばない、▲2▼高価である、▲3▼毒性がある、といった欠点を少なくとも1つはもっているので、鉛代替の元素にはなり得ない。
【0010】
また歯車やカムシャフトにおいては、Pbを含有させると、使用中に繰り返し負荷される高面圧により、Pbが溶融して表面が剥離するという問題、いわゆるピッチングを発生する問題があり、歯車用鋼として鉛を添加した肌焼鋼は、積極的には使用されていない。従って、歯車の機械加工における被削性は良好ではなく、更に、耐ピッチング性を落とすことなく、被削性を改善した鋼材の開発が望まれている。
【0011】
一方、黒鉛は鋳鉄にみられるように、被削性を極めて向上させる物質である。しかし、鋼においては黒鉛を析出させるために炭素を多量に添加すると、セメンタイトが析出し、黒鉛を得るのは容易ではない。従来の発明における炭素0.10〜1.5%を有する鋼の場合には、例えば特開平2−107742号公報、及び特開平3−140411号公報には、600〜800℃の温度で数時間〜200時間もの長い時間の焼鈍を行なって、黒鉛を析出させた鋼材又はその製造方法が開示されている。
【0012】
また、特開昭49−67816号公報、及び特開昭49−67817号公報には、750〜950℃で焼入れ、600〜750℃で焼戻して黒鉛を形成させた黒鉛快削鋼が開示されている。
【0013】
このように、従来開示例においてはいずれも黒鉛を得るための、黒鉛化熱処理を施す必要がある。従って、極めてコスト高になってしまう。また黒鉛化熱処理により金属組織がフェライトになってしまう。このために強度の低い部品や冷間鍛造によって製造可能な小さな部品の製造に限定されてしまい、クランクシャフトやコネクチングロッド、あるいはハイポイドギアといった大型の鍛造部品の製造には適用することができなかった。
【0014】
一方、炭素量が3.8%前後の鋳鉄や鋳鋼はCaやMg等の接種により、鋳造ままで容易に球状黒鉛が得られ、被削性が良好であることは良く知られている。これら鋳鉄や鋳鋼は、クランクシャフトや歯車として使用されているが、これらは鋳込ままで使用するので、形状の自由度はあるものの、結晶粒が粗く、また金属組織も粗い。従って、このような鋳鉄や鋳鋼は、降伏応力、伸び、絞り及び衝撃値といった機械的特性が低いという欠点を有しており、高い疲労強度や衝撃値を要求される部品には、使用されていない。
【0015】
近年、オーステンパー処理により基地組織をベイナイトにすることにより、その靱性が改善されてきてはいる。例えば、特開昭61−243121号公報には球状黒鉛鋳鉄にオーステンパー処理を施すクランクシャフトの製造方法が、また特開昭61−174332号公報には同じく、球状黒鉛鋳鉄にオーステンパー処理を施すコネクチングロッドの製造方法が開示されている。しかしながらこれら鋳造品は、S50Cの焼入れ焼戻し材や、S48Cを基本成分にして0.10%程度のVを添加した非調質鋼の鍛造品に較べると、降伏応力が低く、疲労強度が低いものである。また、伸び、絞り、衝撃値といった特性もなお鍛造品には及ばないものである。
【0016】
また、これら鋳造品には0.1mm程度の鋳造巣が発生することがあり、これは疲労破壊の起点となるので信頼性が劣るのが欠点である。従って、鋳造方法ならびに製品の超音波検査に厳重な注意を払う必要があり、コストアップの大きな要因となっていた。
【0017】
【発明が解決しようとする課題】
この発明の目的は、自動車、産業機械用の鋼部品の製造過程において、熱間鍛造により調製された粗形材の被削性を改善すると共に、従来の球状黒鉛鋳鉄より高い疲労強度と靱性を有する鋼材等の製造技術を開発することにある。この目的を達成するために、上述した先行技術等には、次のような問題点がある。
【0018】
▲1▼鋼にPbを添加することにより、鋼材の快削性は著しく向上するが、Pbの毒性を解消するという観点から、Pb快削鋼には問題がある。
▲2▼黒鉛の被削性向上効果を、C:0.1〜1.5%の鋼において発揮させる場合には、黒鉛化熱処理を施す必要があり、コストが著しく高くなること、またその熱処理により金属組織がフェライトになるので大型の鍛造部品では機械的特性や疲労特性が不十分となり、製造することができない。
【0019】
▲3▼黒鉛の被削性向上効果を、鋳鉄や鋳鋼において発揮させ、且つオーステンパー処理により材質改善を図ることができる。そして、形状の自由度の点において優れている。しかし、そのような改善をしても、機械的特性や疲労特性が不十分であり、要求される部品には使用することができない。
【0020】
従って、この発明の最大の課題は、このような問題を解決して、上述した目的を達成するために、鋼の被削性向上に対して、黒鉛の大きさ及び量を適切に制御した鋼材ないし粗形材を製造する技術を開発することにある。
【0021】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した背景を考慮し、鉛を添加することなく鋳鉄に匹敵する被削性を有し、且つ耐疲労性等の特性が、鋳鉄より優れており、従来の機械構造用炭素鋼あるいは機械構造用合金鋼並みの水準にある鋼部品の製造技術を開発すべく、鋭意研究を重ねた。その結果、次の知見を得た。
【0022】
即ち、Cを0.80%以上の過共析鋼とし、黒鉛化促進のためSiを高めとし、鋼の延性を確保するために適量のMnを添加し、且つP、S、O、Nの不純元素を低位に抑えた鋼を調製する。次いで、上記化学成分の鋼を熱間鍛造して600℃までを緩冷却して黒鉛を析出させ、同時に金属組織を適度な硬さのフェライト+パーライト組織とする。必要に応じて更に、黒鉛析出熱処理を行なった後、機械加工により部品を所望形状に仕上げる。その後適当な熱処理、又は/及び表面硬化処理を施すことによって鋼部品を製造する。
【0023】
これによって、鉛を添加することなく、機械構造用炭素鋼あるいは、機械構造用合金鋼並みの水準であって、鋳鉄より優れた機械的性質を有する熱間鍛造鋼部品の製造が可能であることを見い出した。
【0024】
この発明は上記知見に基づきなされたものであって、下記特徴を有するものである。
請求項1に記載の発明は、重量%で、C:0.80〜1.50%、Si:0.50〜2.80%、Mn:0.01〜0.30%未満、P:0.050%以下、S:0.10%以下、Al:0.001〜0.100%、O:0.0050%以下、及び、N:0.015%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記(1)式:
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 --------------(1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす、
で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上である熱間圧延鋼材を、800℃以上、当該熱間圧延鋼材の固相線温度−50℃以下の間の温度に加熱し、熱間鍛造し、こうして得られた熱間鍛造鋼材をその温度が600℃になるまで5分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却して、平均粒径0.5μm以上の黒鉛を50個/mm2 以上有し、且つブリネル硬さが350未満である粗形材に加工し、こうして得られた上記粗形材を機械加工により部品形状に仕上げ、次いで、得られた上記部品材に熱処理又は/及び表層部の加工硬化処理を施すことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法である。
【0025】
請求項2に記載の発明は、請求項1記載の発明のMn含有率を、Mn:0.30〜2.0%に増加し、Si含有率を、0.80〜2.80%の間として、Siの下限を高めたものである。即ち、Mnは鋼の延性を確保するために重要な元素であるが、黒鉛化を妨げる作用が大きい。このためMn含有率を増やして黒鉛化の遅延を、Siを若干高めることにより補ったものである。
【0026】
請求項3に記載の発明は、請求項1又は2に記載の発明において、上記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記6種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、重量%で、
Cu:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Co:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜0.50%、及び、
B :0.0005〜0.010%、
そして、上記黒鉛化指数のCEの算出式として、下記(2)式を用いることに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法である。
【0027】
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0028】
請求項4に記載の発明は、請求項1〜3に記載の発明のいずれかにおいて、上記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記4種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、重量%で、
Ti:0.005〜0.10%、
Zr:0.005〜0.10%、
V:0.01〜0.30%、及び、
Nb:0.01〜0.30%、
そして、上記黒鉛化指数のCEの算出式として、下記(3)式を用いることに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法である。
【0029】
請求項5に記載の発明は、請求項1〜4に記載の発明のいずれかにおいて、上記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記3種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、重量%で、
Ca:0.0010〜0.0100%、
Mg:0.0010〜0.10%、及び、
REM:0.0010〜0.10、
そして、上記黒鉛化指数のCEの算出式として、下記(3)式を用いることに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法である。
【0030】
請求項6に記載の発明は、請求項1〜5記載の発明におけるよりも更に黒鉛を析出させ、硬さを低めて、被削性を向上させるために行なうものである。即ち、上記熱間鍛造及び前記冷却方法として、熱間鍛造後800℃超えの温度にある粗形材を、徐冷用容器、例えばバケットに投入して多数個の粗形材を積み重ねた状態とし、600℃まで10分以上で緩冷却を行なうことにより、黒鉛粒を成長させると共に、パーライトの面積率を減少させて、硬さをブリネルで290未満に低下させる。こうして、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。また、600℃まで10分以上をかけて冷却できる大型粗形材では、単品放冷してもよい。
【0031】
請求項7に記載の発明は、請求項6に記載の発明よりも更に被削性を向上させるため、請求項1〜6のいずれかに記載の発明の熱間鍛造後、一旦室温まで冷却した粗形材を、機械加工する前に、700〜1000℃の間の温度に再加熱して、黒鉛の析出処理を行なうことにより、硬さの一層の低下を図ることに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。
【0032】
請求項8に記載の発明は、請求項1〜7のいずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処理として、800〜1000℃の間でオーステナイト化した後、100〜600℃の間の恒温槽に入れて急冷し、残留オーステナイトを含む、ベイナイト、パーライト又はベイナイト+パーライトの混合組織にする等温変態処理を行なうことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより、降伏応力を高めて、耐疲労性を向上させる。
【0033】
請求項9に記載の発明は、請求項1〜7のいずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処理として、400〜600℃の間で軟窒化処理を行なうことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより耐摩耗性、耐疲労性を改善する。
【0034】
請求鋼10に記載の発明は、請求項1〜7のいずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処理として、800〜1000℃の間でオーステナイト化した後焼入れ、400〜650℃の間で焼戻しを行なうことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより強度とともに高い靱性を付与する。
【0035】
請求項11に記載の発明は、請求項1〜7のいずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処理として、高周波焼入れ焼戻しで行なうことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより耐摩耗性、耐疲労性を改善する。
【0036】
請求項12に記載の発明は、請求項1〜11のいずれかに記載の上記部品材に施す上記表層部の加工硬化処理を、フィレットロール加工で行なうことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより、表層部に塑性加工を加え、加工硬化によって圧縮残留応力を付与して、耐疲労性を向上させる。
【0037】
請求項13に記載の発明は、請求項1〜11のいずれかに記載の上記部品材に施す上記表層部の加工硬化処理を、ショットピーニングで行なうことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより、表層部に塑性加工を加え、圧縮残留応力を付与して、耐疲労性、耐摩耗性を向上させる。
【0038】
請求項14に記載の発明は、重量%で、C:0.80〜1.50%、Si:0.50〜2.80%、Mn:0.01〜0.30%未満、P:0.050%以下、S:0.10%以下、Al:0.001〜0.100%、O:0.0050%以下、及び、N:0.015%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、平均粒径0.5μm以上の黒鉛を50個/mm 2 以上有し、且つブリネル硬さが350未満であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0039】
請求項15に記載の発明は、重量%で、C:0.80〜1.50%、Si:0.80〜2.80%、Mn:0.30〜2.0%、P:0.050%以下、S:0.10%以下、Al:0.001〜0.100%、O:0.0050%以下、及び、N:0.015%以下を含有し、残部鉄Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、平均粒径0.5μm以上の黒鉛を50個/mm 2 以上有し、且つブリネル硬さが350以下であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 ------------------ (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0040】
請求項16に記載の発明は、請求項14又は15に記載の発明において、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Cu:0.01〜2.0%、Ni:0.01〜2.0%、Co:0.01〜0.50%、Cr:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜0.50%、及び、B:0.0005〜0.010%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(2)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9
−Cr/9−Mo/9+B ------------------ (2)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0041】
請求項17に記載の発明は、請求項14〜16に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Ti:0.005〜0.10%、Zr:0.005〜0.10%、V:0.01〜0.30%、及び、Nb:0.01〜0.30%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0042】
請求項18に記載の発明は、請求項14〜17に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Ca:0.0010〜0.0100%、Mg:0.0010〜0.10%、及び、REM:0.0010〜0.10の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
+0.07 ------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0043】
請求項19に記載の発明は、重量%で、C:0.80〜1.50%、Si:0.50〜2.80%、Mn:0.01〜0.30%未満、P:0.050%以下、S:0.10%以下、Al:0.001〜0.100%、O:0.0050%以下、及び、N:0.015%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下である、請求項14に記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に優れた熱間圧延鋼材に特徴を有するものである。
【0044】
請求項20に記載の発明は、重量%で、C:0.80〜1.50%、Si:0.80〜2.80%、Mn:0.30〜2.0%、P:0.050%以下、S:0.10%以下、Al:0.001〜0.100%、O:0.0050%以下、及び、N:0.015%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下である、請求項15に記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に優れた熱間圧延鋼材に特徴を有するものである。
【0045】
請求項21に記載の発明は、請求項19又は20に記載の発明において、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Cu:0.01〜2.0%、Ni:0.01〜2.0%、Co:0.01〜0.50%、Cr:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜0.50%、及び、B:0.0005〜0.010%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(2)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9
−Cr/9−Mo/9+B ------------------ (2)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0046】
請求項22に記載の発明は、請求項19〜21に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Ti:0.005〜0.10%、Zr:0.005〜0.10%、V:0.01〜0.30%、及び、Nb:0.01〜0.30%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
請求項23に記載の発明は、請求項19〜22に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Ca:0.0010〜0.0100%、Mg:0.0010〜0.10%、及び、REM:0.0010〜0.10の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
+0.07 ------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
請求項24記載の発明は、重量%で、C:0.80〜1.50%、Si:0.50〜2.80%、Mn:0.01〜0.30%未満、P:0.050%以下、S:0.10%以下、Al:0.001〜0.100%、O:0.0050%以下、及び、N:0.015%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上である熱間圧延用素材を、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
800℃以上、当該熱間圧延用素材の固相線温度−50℃以下の間の温度に加熱し、棒鋼に熱間圧延し、こうして得られた熱間圧延鋼材をその温度が600℃になるまで3分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却して、得られた棒鋼の黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下である、請求項14に記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に優れた熱間圧延鋼材の製造方法に特徴を有するものである。
請求項25に記載の発明は、重量%で、C:0.80〜1.50%、Si:0.80〜2.80%、Mn:0.30〜2.0%、P:0.050%以下、S:0.10%以下、Al:0.001〜0.100%、O:0.0050%以下、及び、N:0.015%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上である熱間圧延用素材を、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
800℃以上、当該熱間圧延用素材の固相線温度−50℃以下の間の温度に加熱し、棒鋼に熱間圧延し、こうして得られた熱間圧延鋼材をその温度が600℃になるまで3分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却して、得られた棒鋼の黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下である、請求項15に記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に優れた熱間圧延鋼材の製造方法に特徴を有するものである。
請求項26に記載の発明は、請求項24又は25に記載の発明において、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Cu:0.01〜2.0%、Ni:0.01〜2.0%、Co:0.01〜0.50%、Cr:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜0.50%、及び、B:0.0005〜0.010%の化学成分組成からなる群から選ばれた少 なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(2)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9
−Cr/9−Mo/9+B ------------------ (2)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
請求項27記載の発明は、請求項24〜26に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Ti:0.005〜0.10%、Zr:0.005〜0.10%、V:0.01〜0.30%、及び、Nb:0.01〜0.30%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
請求項28に記載の発明は、請求項24〜27に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、重量%で、Ca:0.0010〜0.0100%、Mg:0.0010〜0.10%、及び、REM:0.0010〜0.10の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることに特徴を有するものである。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
+0.07 ------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
【0047】
【発明の実施の形態】
この発明の基本的事項は、過共析組成の炭素鋼、及びその低合金鋼を素材とし、所望の形状に熱間鍛造した粗形材を、所定の冷却速度以下で緩冷却して、黒鉛を析出させ、且つ硬さを低下させて、被削性を向上させた粗形材にする。次いで、上記熱間鍛造粗形材を機械加工した後、適切な熱処理、又は/及び表層部の加工硬化処理を行って、機械的性質及び耐疲労性を向上させるものである。
【0048】
次に、この発明の構成要件とその限定理由について、以下に述べる。
〔I〕化学成分関係
(1)炭素(C)
Cは、黒鉛を析出させ、強度を確保するのに重要な元素である。熱間加工ままで黒鉛を析出させるには、Cを0.80%以上は必要とする。しかしながら、C含有量が1.50%を超えると、熱間延性の低下が大きく、棒圧延に際して表面疵の発生が増大する。また、熱間加工後に析出する黒鉛粒が粗大になり、靱性を低下させる。従って、C含有量は0.80〜1.50%の範囲内に限定する。
【0049】
(2)珪素(Si)
Siは、本発明において重要な役目を果たす元素である。即ち、Siはセメンタイトの黒鉛化を促進する元素である。しかし、0.50%未満ではその効果は小さい。一方、Siが2.80%を超えると、非金属介在物が増加して靱性の低下を招くのみならず、熱間加工時の加熱において脱炭を大きくする。従って、Si含有量は, 0.50〜2.80%の範囲内に限定する。但し、Mnを0.30%以上含有させる場合には、Mnによる、黒鉛析出の阻害作用を緩和して、黒鉛化を確保するために、Si含有率は0.80%以上とする。
【0050】
(3)マンガン(Mn)
Mnは、鋼中のSをMnSの形態に固定し、Sを無害化して鋼の熱間延性を向上させる。また、Mnは焼入れ性を向上させ、パーライトを微細化して、鋼の延性を向上させる。この目的でMnを用いるときには、0.01%以上の添加を必要とする。しかし、Mnは黒鉛の析出を阻害する元素であるので、上限は0.30%未満が望ましい。しかし、部品が大型になって内部まで十分微細なパーライトとしたいときには、2.0%までのMn添加をしてもよい。但し、Mnを0.30〜2.0%添加するときには、上述したようにMnによる、黒鉛析出の阻害作用を緩和するために、Siは0.80〜2.80%の範囲内とする必要がある。
【0051】
(4)燐(P)
Pは、黒鉛化を促進する元素であるが、粒界に偏析して熱間延性を低下させ、鋼材の表面疵の発生を助長する。これを抑制するために、0.050%以下に限定する。望ましくは0.030%以下にする。
【0052】
(5)硫黄(S)
Sは、黒鉛化を大きく阻害する元素であり、Sの量が0.10%を超えるとSi等の黒鉛化促進元素を多量に添加することが必要となり、その結果、熱間延性の低下を招く。従って、S含有率は0.10%以下に限定する。望ましくは0.030%以下にする。
【0053】
(6)アルミニウム(Al)
Alは、脱酸剤として重要な元素であると共に、Nと結合してAlNを析出し結晶粒を微細にする元素である。また、AlはSiと同様に黒鉛化を促進する元素である。これらの効果を発揮させるためには、Alは0.001%以上添加する必要がある。しかし0.10%を超えて添加すると、酸化物系介在物の量が多くなって、鋼の清浄性を低下させ、熱間加工時の割れ発生の原因となる。また、連続鋳造においてAl2 O3 がノズルに堆積して、ノズル詰まりを引き起こす。従って、Al含有率は0.001〜0.10%の範囲内に限定する。
【0054】
(7)酸素(O)
Oは、鋼の清浄性を低下させ、黒鉛化を阻害する元素である。従って、できる限り低く抑えるべきである。しかし、0.0050%までは許容される。
【0055】
(8)窒素(N)
Nは、単独で鋼中に存在すると黒鉛化を阻害する。N含有率が0.015%を超えると、黒鉛の析出が困難になる他、窒素ガスによるブローホ─ルが多数形成されて、圧延後の表面疵の原因になる。従って、N含有率は0.015%以下に限定する。
【0056】
次のCu、Ni、Co、Cr、Mo及びBは、いずれも鋼の焼入れ性を向上させる作用をもつ点において、この発明における鋼材特性の向上の観点から、共通の効果を有するものである。
【0057】
(9)銅(Cu)
Cuは、黒鉛の析出を促進し、且つ焼入れ性を向上させる元素である。また、Cuは、溶湯の流動性を増し、鋳造性を向上させる。これらの目的でCuを利用するするときには、0.01%以上の添加を必要とする。しかし、2.0%を超えると、鋼中への固溶限を超えてしまうため、未固溶Cuが残存して熱間延性を低下させ、表面疵の発生を助長する。従って、Cuを0.01〜2.0%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0058】
(10)ニッケル(Ni)
Niも、Cuと同様に黒鉛の析出を促進させると共に、焼入れ性を向上させる有用な元素である。これらの目的で添加するときには、Niは0.01%以上の添加を必要とする。しかし、2.0%を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、変形抵抗を増大させることになる。従って、Niを0.01〜2.0%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0059】
(11)コバルト(Co)
Coも、CuやNiと同じく黒鉛の析出を促進させると共に、焼入れ性を向上させる元素である。これらの目的で添加するときには、Coは0.01%以上の添加を必要とする。しかし、2.0%を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、変形抵抗を増大させる。また、Coは高価な元素である。従って、Coを0.01〜0.50%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0060】
(12)クロム(Cr)
Crは、Mnと同様に焼入れ性を大きく向上させ、パーライトを微細化する元素である。この目的で用いる場合には、0.01%以上の添加を必要とする。しかし、CrもMnと同様に黒鉛化を阻害する作用が大きいので、1.0%を超えて添加すると、黒鉛化促進元素を多量必要とし、コスト高になる。従って、Crを0.01〜1.0%の範囲内に限定する。
【0061】
(13)モリブデン(Mo)
Moも、鋼の焼入れ性を高め、パーライトを微細化する元素である。この目的で用いる場合には、0.01%以上の添加を必要とする。しかし、MoもMn、Crと同様に黒鉛化を阻害する元素であり、0.50%を超えて添加すると、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従って、Moを0.01〜0.50%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0062】
(14)ボロン(B)
Bは、微量の添加で焼入れ性を高める元素である。また、Bは鋼中のNをBNとして固定し、Nの黒鉛化阻害作用を軽減する。この目的でBを用いる場合には、0.0005%以上の添加を必要とする。しかし、0.010%を超えてBを添加してもその効果は飽和するのみならず、多量のBNや炭ほう化物が析出し、熱間延性を低下させる。従って、Bを0.0005〜0.010%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0063】
次のTi、Zr、V及びNbは、いずれも鋼材の結晶粒を微細化する作用をもつ点において、この発明における鋼材特性の向上の観点から、共通の効果を有するものである。
【0064】
(15)チタン(Ti)
Tiは、TiN及びTiCを析出させ、結晶粒を微細化する。また、これら析出物は、黒鉛析出の核として作用して黒鉛の析出を促進する。Ti含有率が0.005%未満ではその効果は小さく、一方、0.10%を超えて添加すると、硬いTiNやTiCが多量に析出して、工具の摩耗をはやめる。従って、Tiを0.005〜0.10%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0065】
(15)ジルコニウム(Zr)
Zrも、Tiと同様に窒化物及び炭化物を析出し、結晶粒を微細化すると共に、黒鉛の析出を促進させる。Zr含有率が0.005%未満ではその効果は小さく、一方、Zrを0.10%を超えて添加すると、工具の摩耗を早める。従って、Zrを0.005〜0.10%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0066】
(16)バナジウム(V)
Vも、窒化物及び炭化物を析出し、結晶粒を微細化する。また、析出物が微細であるので鋼の降伏応力を高め、疲労限応力を向上させる。V含有率が0.01%未満では、その効果は小さい。一方、Vは黒鉛の析出を阻害する元素であり、0.30%を超えて添加すると、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従って、Vを0.01〜0.30%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0067】
(17)ニオブ(Nb)
Nbも、窒化物及び炭化物を析出し、結晶粒を微細化すると共に、降伏応力を高める。Nbの炭窒化物は1150℃の高温でも鋼中に固溶せず、オーステナイト粒の粗大化を阻止し、鍛造後の粒を微細にして、靱性を向上させる。V含有率が0.01%未満ではその効果は小さく、一方、0.30%を超えて添加すると、黒鉛の析出が阻害されて、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従って、Nbを0.01〜0.30%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0068】
次のCa、Mg及びREMは、いずれも鋼材における黒鉛の析出を促進する作用をもつので、この発明における鋼材特性の内、被削性向上の観点から共通の効果を有するものである。
【0069】
(18)カルシウム(Ca)
Caは、鋳鉄において接種材として使用され、黒鉛化を促進させる。これはCaの蒸気圧が高く、鋳造中にCaの蒸気が鉄内に微小な空洞を形成し、これが黒鉛析出の核となって、球状黒鉛を析出させると考えられる。そして、鋳鉄と同様に鋼においても、Caは熱間加工後の黒鉛析出を容易にする。また、Caは酸化物系介在物として存在すると、超硬工具切削においてベラーグを形成し、工具寿命を延長する効果が大きいので、快削鋼には望ましい添加元素である。こうした目的のためには、Caは0.0010%以上添加する必要があるが、0.010%を超えて添加してもその効果は飽和する。従って、Caを0.0010〜0.010%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0070】
(19)マグネシウム(Mg)
Mgも、Caと同じく鋳鉄において接種材として使用され黒鉛化を促進させ、鋼においても熱間加工後の黒鉛析出を容易にする。その添加量が0.0010%未満では効果は小さく、一方、0.10%を超えて添加しても効果は飽和する。従って、Mgを0.0010〜0.10%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0071】
(20)REM(希土類元素)
Ce、La等のREMも鍛造後の黒鉛析出を促進する。その添加量が0.0010%未満ではその効果は小さく、一方、0.10%を超えて添加してもその効果は飽和する。従って、REMを0.0010〜0.10%の範囲内で含有させることが望ましい。
【0072】
なお、この発明における鋼には以上の他に、Sn、As等の不可避的に混入する元素を含んでもよい。また環境に対する問題が小さい場合には、補足的にBi、Se、Te等の快削元素を少量添加することも可能である。
【0073】
(21)黒鉛化指数
次に、この発明における部品を製造する工程において、熱間鍛造された粗形材を切削により部品材に加工するとき、粗形材の被削性が良好であることが重要である。一方、上記被削性向上の要因として、粗形材中での適切な黒鉛分布が効果的であり、特に切削時の切り屑処理性の改善に有効である。ここで、鋼材において黒鉛の析出を促進するためには、鋼の黒鉛化指数CEに注目することが重要である。この黒鉛化指数CEは主要元素については以下の式で表わされる。
【0074】
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9−Cr/9−Mo/9+B+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
なお、Ca、Mg、及びREMの内少なくとも1種を、0.001%以上含む場合には、上記式の右辺に、0.07を加える。
【0075】
黒鉛の析出は加熱温度、加工度及び冷却速度によっても左右されるので、CEによって一義的に決定されるものではない。しかしながら、CEが1.30以上でないと、焼鈍等の黒鉛を析出させる熱処理を行なわない限り、実用的な条件で黒鉛を析出させることが困難になる。従って、黒鉛化指数CEは1.30以上に限定する。なお、黒鉛の析出傾向にも関係する鋼材の加熱温度、加工度及び冷却速度の適正条件については、鋼材の他の特性との関連も考慮して、以下の通り規定した。
【0076】
〔II〕加熱、圧延・鍛造、熱処理等関係
この明細書の請求項1〜13に記載された発明(以下、「請求項1〜13の発明」という。その他請求項の場合も同じ)は、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品(製品)の製造方法に関するものであり、請求項14の発明は、当該熱間鍛造鋼部品そのものに関するものである。これに対して、請求項15〜19の発明に係る熱間圧延鋼材は、請求項1〜13の製造方法において、熱間鍛造により熱間鍛造粗形材を作るが、その熱間鍛造粗形材を作るのに供する鋼材に関するものである。この鋼材には、その履歴の如何を問わず、この明細書では「熱間圧延鋼材」という語句を用いた。そして、この「熱間圧延鋼材」を作るのに供する鋼には、「熱間圧延用素材」という語句を用いた。
【0077】
(22)加熱温度
黒鉛の析出を促進するために、熱間加工時の加熱温度、即ち、鍛造加熱温度又は圧延加熱温度は重要な因子である。鋼の化学成分組成が適切であって、加熱温度が適正ならば、鋼が高温状態にある間に微細な黒鉛を析出する。また熱間加工によって導入された格子欠陥を多量残存させることによって、その後の冷却中における黒鉛の析出を容易ならしめる。しかし過度の高温に長時間保持すると、その間に一旦析出した黒鉛は再溶解して、加工後に得られる黒鉛粒の数が少なくなる。
【0078】
鋼材の加熱温度が鋼の固相線温度TS −50℃を超えて高くなると、熱間延性が急激に低下し、鍛造材に割れが発生したり圧延棒鋼に疵が発生したりする。そこで、加熱温度は固相線温度TS −50℃以下にする必要がある。一方、加工時の加熱温度が800℃より低い場合には、材料の変形抵抗が増大し、鍛造工具の寿命は短くなる。また変形能が不足して鍛造割れの原因となる。従って、鋼材の加熱温度は、800℃以上、鋼の固相線温度−50℃以下の間の温度に限定する。
【0079】
図1に、Fe−C−Si3元系成分においてSi=2%のときのFe−C系平衡状態図を示す。同図中、S点の温度はA1 温度、E点の温度は共晶温度、HE線は固相線温度を示す。これにより、固相線温度TS の低下に及ぼすC含有率の影響を推定できる。但し、同図は、Si=2%におけるFe−C2元系状態図であり、その他の成分は含まれていないので、HE線から本発明鋼におけるSi含有率2%のときの固相線温度を厳密に推定することはできない。しかし、固相線温度を実用的に推定するには十分役立つ。同図中に斜線部で、このような条件下での本発明におけるC含有率に対する加熱温度領域を示す。
【0080】
さて、鋼材の加熱温度を上記の通り決めると、その上限は鋼の固相線温度(鋼を加熱したときに、液相が出始める温度)TS によって左右される。この固相線温度TS は、鋼の化学成分組成により定まり、C含有率及びSi含有率が高くなると低下する。C及びSi含有率が固相線温度TS に及ぼす影響は概ね下記式:
TS (℃) =1420−250(C−0.5)−20Si、
で表わされる。
例えば、1.2%C−1.5%Si鋼の固相線温度TS は上式より1215℃であるから、加熱温度の上限はこれより50℃低い1165℃となる。この温度を超えると熱間延性が急激に低下することになる。そして、熱間圧延棒鋼に疵が発生したり、熱間鍛造品に割れが発生したりする。従って、上述したように、加熱温度の上限は、鋼の固相線温度TS −50℃とする。
【0081】
さて、通常の0.5%Cの中炭素鋼のTS は1420℃程度であることを考慮すると、本発明に係る鋼、例えば上記1.2%C−1.5%Si鋼のTS は約200℃低い。このことは200℃低い加熱温度でも、従来の機械構造用鋼と同等の変形抵抗、変形能を有することが示唆され、省エネルギーの面からも好ましい鋼材ということができる。
【0082】
(23)熱間加工後の冷却速度
熱間加工後の冷却速度は、黒鉛の析出、鋼の硬さに大きな影響を及ぼす。冷却速度が小さいほど、黒鉛は析出しやすく、その分地鉄中にパーライトとして析出するはずの炭素が黒鉛として析出し、フェライトの量が増えることになるので、硬さが低下する。
【0083】
熱間圧延鋼材においては、次工程における熱間鍛造後の黒鉛の析出を容易ならしめるため、微小な黒鉛核を生成させる必要がある。黒鉛粒は必ずしも大きくする必要はないので、600℃までを3分以上の時間をかけて冷却すればよい。
【0084】
熱間鍛造粗形材の場合には、被削性を良好ならしめるため、黒鉛粒を大きく成長させる必要がある。適当な大きさ及び量の黒鉛、並びに適当な硬さの粗形材を得るには、少なくとも、600℃までを5分以上の時間をかけて緩冷却する必要がある。黒鉛が最も析出する温度は、800〜700℃の間であり、望ましくはこの温度域を5分以上かけてゆっくり冷却するのがよい。緩冷却を簡便に行なう方法としては、800℃以上にある熱間鍛造粗形材をバケット等の徐冷用容器に投入し、これらを積み重ねた状態で冷却すればよい。
【0085】
上記のように、冷却した粗形材の被削性を更に向上させたい場合には、粗形材を700〜1000℃の間の温度に再加熱する。黒鉛は850℃付近までは昇温中に析出する。これを超えると黒鉛の再溶解が起こるが、冷却中にまた再析出する。そこで、再加熱の温度及び再加熱後の冷却速度は、目標とする黒鉛量や強度等の機械的性質に応じて上記範囲内において適宜選択する。また、750〜850℃付近の温度域において、等温保持によって黒鉛を析出させることも可能である。
【0086】
(24)黒鉛の粒径
熱間圧延鋼材においては、前述の如く熱間鍛造後の黒鉛の析出を容易ならしめるため、少なくとも、0.3μm以上の微小な黒鉛核を生成させる必要がある。核は、0.3μm以上あれば、析出核としての効果を有しているので十分である。
【0087】
熱間鍛造粗形材においては、粗形材の被削性を向上させるために、粒状に析出した黒鉛の平均粒径が、0.5μm未満では、切削時に切り屑を小さく破砕する効果が小さく、切削性改善への寄与は小さい。したがって黒鉛の平均粒径は0.5μm以上とする。一方、平均粒径の上限は特に限定しないが、30μmを超える黒鉛が多数析出すると靱性低下の原因となるので30μm以下であることがが望ましい。なお、本発明における黒鉛の形状は、一般的に塊状と表現されるものであるが、球状、粒状あるいは楕円体状であってもよく、平均的な長さ/厚み比が5以下ならば特に差し支えはない。
【0088】
(25)黒鉛の数
熱間圧延鋼材においては、次工程における熱間鍛造後に十分な数の黒鉛を得るため、少なくとも、100個/mm2 以上の黒鉛を必要とする。
【0089】
熱間鍛造粗形材においては、被削性を向上させて、切り屑を小さく分断するためには、50個/mm2 以上の黒鉛を必要とする。
黒鉛の数は黒鉛の大きさに左右され、粒が大きくなれば少なくなり、小さくなれば多くなる。本発明では、10〜25μmの径の黒鉛が析出する場合、その数は凡そ50〜1000個/mm2 の間であるが、0.3〜5μmの径の黒鉛が析出する場合には、その数は凡そ3000〜50000個/mm2 に達する。
【0090】
(26)ブリネル硬さ
熱間圧延鋼材のブリネル硬さが、380より高い場合には、熱間鍛造後においても、被削性が良好な程度にまで軟化した粗形材を得ることが困難になる。また、圧延終了後に鋼材の圧延両端が裂けて割れたするので、熱間圧延鋼材のブリネル硬さは、380以下とする。
【0091】
また、粗形材のブリネル硬さが350より高い場合には、機械加工工具の寿命が短くなり、工具の取り替え累計時間が長くなること、工具代がかさむこと等、コストアップの原因となる。従って、望ましくはブリネル硬さ290未満の硬さの粗形材がよい。そのためには、800℃以上の温度にある粗形材を徐冷用容器に装入して、600℃までを20分以上かけて緩冷却することによって、黒鉛の析出を促進すると共に、地鉄中のパーライトの量を減らして、硬さを低下させる。硬さを更に低下させたい場合には、700〜1000℃の間の温度に再加熱して、黒鉛を析出し、硬さを低下させる。これにより被削性を更に改善する。
【0092】
以上のようにして調製した粗形材に、外周切削、穴明け等の機械加工をして、所望の形状に仕上げて部品材を作る。こうして得られた部品材に、オーステンパー等の各種熱処理や、フィレットロール加工等の表層部の塑性歪み付与処理を施して、機械的性質及び耐疲労性を向上させる。以下、この発明において部品材に施す、熱処理条件及び表層部の塑性歪み付与処理条件の限定理由を説明する。
【0093】
(27)部品材の熱処理条件
オーステンパーは通常、800〜1000℃に無酸化雰囲気中で0.5〜2hr加熱してオーステナイト化する熱処理である。オーステナイト化温度が低い場合には、多量の黒鉛が析出するため、即ち地鉄中の炭素量が少なくなるため、強度が低くなる。逆に、オーステナイト化温度が高い場合には、析出した黒鉛が再溶解するので、地鉄中の炭素量が多くなって、伸び、絞り及び衝撃値が低くなる。従って、適切なオーステナイト化温度を選定することが重要である。
【0094】
オーステナイト化した部品材は、これが球状黒鉛鋳鉄の場合は通常、200〜450℃の塩浴に投入して急冷し、ベイナイトに変態させる、いわゆるオーステンパー処理を行なう。オーステンパー処理により、その部品材は、変態温度が低いことと炭素含有率が高いこととにより、残留オーステナイトが多量残存したベイナイト組織になる。そのとき、塩浴温度が低いと、引張強さは高くなるが、伸び、絞り及び衝撃値が低くなり、逆に、塩浴温度が高いと、引張強さが低くなり、伸び、絞り及び衝撃値が向上する。従って、製造対象とする部品に応じて、塩浴温度を選択する。例えば、ギア、カムシャフトといった部品は、耐摩耗性と高い硬さを必要とするので、250℃程度の低めの温度で処理する。クランクシャフトやコンロッドといった部品は、高い伸びと衝撃値が要求されるので、380℃程度の高めの温度で処理する。
【0095】
しかしながら、この発明においては熱間加工を加えるので、化学成分組成が本発明に係る鋼を用いると、結晶粒が鋳鉄より細かくなり、このため引張強さが200N/mm2 程度だけ高くなる。従って、本発明に係る鋼を用いて鋳鉄並みの引張強さを得ようとする場合には、塩浴温度を鋳鉄の場合よりも高める必要がある。塩浴温度を鋳鉄並みにすれば、鋳鉄より高い引張強さが得られる。従って、塩浴温度は200〜600℃の間とする。450〜600℃の間では微細なパーライト組織が得られ、延性、靱性も良好なものとなる。またパーライト変態はベイナイト変態より高温で起こるので、変態完了までの時間が短く、塩浴投入後10分程度で完了するので、経済的である。なお450〜600℃に急冷して、微細パーライトを得る熱処理は本来、パテンティングと呼ぶべきものであり、これと、200〜450℃の塩浴で処理されるオーステンパーとを総称して、本明細書では「等温変態処理」と呼ぶことにした(請求項8参照)。
【0096】
また、以上の等温変態処理は通常、塩浴を用いて行なわれるが、所望の金属組織、機械的性質を得るのが目的であるから、鉛浴や流動層炉を用いてもなんら差し支えない。その冷却能力から、鉛浴の場合には塩浴より約50℃温度を高める必要があるし、流動層炉の場合には、流動砂の大きさに合わせて温度を選択せねばならないが、約100℃低めに設定する必要がある。従って、この発明において部品材に施す熱処理としての等温変態処理においては、オーステンパーにおけるオーステナイト化後の急冷は、100〜600℃の間の恒温槽に入れて行なう必要がある。
【0097】
更に、上記等温変態処理をした鋼にフィレットロール加工、ショットピーニングを施すと、圧縮残留応力が付与されて、疲労強度、耐摩耗性を大きく高めることができる。
【0098】
(28)部品材の軟窒化、焼入れ焼戻し、高周波焼入れ、フィレットロール加工、ショットピーニングの条件
▲1▼軟窒化条件
部品材の軟窒化の代表処理法としては、RXガスとNH3 ガスを1:1で調整したガスにより400〜600℃の間の温度の炉に2〜5hr保持して行なう。これにより表面にビッカース硬さ600〜700の硬い化合物層を形成させて、疲労強度を高めることができる。
【0099】
▲2▼焼入れ焼戻し条件
部品材のは、部品に高い強度と延性、靱性を持たせるために行なう。一般的には、850〜950℃の間でオーステナイト化し、400〜650℃の間の温度で焼戻すことにより、焼戻しマルテンサイトを得る。
【0100】
▲3▼高周波焼入れ条件
部品材の高周波焼入れは、部品の一部を局部的に高周波加熱してオーステナイト化し、その後急冷してマルテンサイトを得る。これによって疲労強度を高めることができる。焼入れ後通常は、150〜200℃の間で焼戻して、残留歪みを開放して、部品が使用中に割れたり変形するのを防ぐ。
【0101】
▲4▼フィレットロール加工条件
部品材のフィレットロール加工は、繰り返し曲げ応力を受けるような部品の軸部にローラーを押し当てて、表層部に加工歪みを加え、これによって圧縮残留応力を付与して、疲労強度を向上させる。機械加工後の部品にフィレットロール加工を加えても十分効果はあるが、特に400℃以下の低温オーステンパー処理後にこれをおこなうと、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態して大きい残留応力を付与するとができる。また、フィレットロール加工を、軟窒化材、焼入れ焼戻し材、あるいは高周波焼入れ材に行なっても効果がある。
【0102】
▲5▼ショットピーニング条件
部品材のショットピーニングは、1mm程度のショット粒を部品材表面に吹きつけて、表層部に加工歪みを加え、これによって圧縮残留応力を付与して、疲労強度を向上させるものである。フィレットロールと同じく、機械加工後の部品にショットピーニングを行っても十分効果はあるが、ショットピーニングをオーステンパー、軟窒化、焼入れ焼戻し、高周波焼入れ処理後に行なっても大きな効果を発揮する。
【0103】
【実施例】
次に、この発明を実施例によって更に詳細に説明する。
表1、表2及び表3に、試験に用いた供試材の化学成分組成、黒鉛化指数CE、及び固相線温度Ts −50℃の値を示す。なお、この明細書においては、黒鉛化指数CEの値も含めた化学成分組成に注目した場合に、本発明の範囲内の鋼であるものを、「本発明鋼」と称し、本発明鋼以外の鋼を、「比較鋼」と称する。但し、比較鋼の内、公知のものは「従来鋼」と称する。
【0104】
【表1】
【0105】
【表2】
【0106】
【表3】
【0107】
表1の鋼No.1〜24の化学成分組成は全て、少なくとも請求項1に記載の本発明の範囲内の鋼の化学成分組成に該当する本発明鋼であり、また、鋼No.25は従来の球状黒鉛鋳鉄、鋼No.26は従来のSCM822、鋼No.27はS48CにVとPbを添加した従来の非調質鋼、そして鋼No.28は従来のS50Cの化学成分組成に該当する従来鋼である。
【0108】
表2の鋼No.29〜52の化学成分組成は全て、少なくとも請求項2に記載の本発明の範囲内の鋼の化学成分組成に該当し、表3の鋼No.53〜74の化学成分組成は全て、本発明の範囲外の化学成分組成であり、比較鋼である。これらの成分の供試材を130トン電気炉により溶製後、連続鋳造又は造塊法により鋳片又は鋼塊に鋳造した。
【0109】
鋳片又は鋼塊を鋳造した後、下記4通りの工程を経て熱間鍛造ラインへ装入した。
工程▲1▼:連続鋳造による350×400mm断面寸法の鋳片は、多くのものは分塊圧延により断面寸法160mm角のビレットにした後、鋼片加熱炉にて加熱後、45mmφ、及び98mmφ熱間圧延棒鋼を製造し、これを熱間鍛造ラインに装入した。但し、一部の鋳片については、
工程▲2▼:分塊圧延により90mm角の熱間圧延ビレットにした後、これを棒鋼にせず、直接、熱間鍛造ラインに装入した試験、及び、
工程▲3▼:連続鋳造による200mm角の小断面鋳片の場合に分塊圧延せずに、鋼片加熱炉にて加熱後、直接、45mmφ、及び98mmφ熱間圧延棒鋼を製造し、これを熱間鍛造ラインに装入した試験を行なった。
工程▲4▼:鋼塊は、全て分塊圧延により断面寸法160mm角のビレットにした後、鋼片加熱炉にて加熱後、45mmφ及び98mmφ熱間圧延棒鋼を製造し、これを熱間鍛造ラインに装入した。
【0110】
工程▲1▼、▲3▼及び▲4▼による45mm圧延棒鋼は、次の試験1に、工程▲1▼、▲3▼及び▲4▼による98mm圧延棒鋼、並びに工程▲2▼による90mm角ビレットは試験2に供した。
【0111】
〔試験1〕
表1の鋼No.1〜24及び26、表2の鋼No.29〜52、表3の鋼No.53〜74の45mmφ熱間圧延棒鋼を800℃〜TS −50℃の間の温度に加熱して、熱間鍛造により自動車デファレンシャル装置のサイドギア(傘歯車)を製造した。また、鋼No.25の従来黒鉛鋳鉄はサイドギアに直接鋳造した。サイドギアの形状・諸元は、外径56.5mmφ、内径16mmφ、歯数10、モジュール4.770、圧力角22°30′である。
【0112】
熱間鍛造で製造されたギアをコンベアで搬送する際に、コンベアを低速送りにして各々の粗形材が積み重なる用にして冷却した。その後バケット内で徐冷した。600℃までの冷却時間は35分であった。次いで、室温まで冷却された粗形材を、目視で割れの有無をチェックし、顕微鏡により黒鉛の析出状態を試験し、硬さ計により表面のブリネル硬さを測定した。その後、ホブ盤により歯切り加工を行い、歯車形状に仕上げて、その時の切り屑処理性を判定した。
【0113】
図2により、切り屑処理性の判定方法を説明する。切り屑が2巻き以下で分断しているものを良好としてランク1、切り屑が3〜6巻で分断しているものを普通としてランク2、そして、切り屑が8巻以上につながっているものを劣るとしてランク3と位置づけた。
【0114】
歯車に対しては、この後でオーステンパーを始めとする種々の熱処理、あるいは表面硬化処理が施され、疲労試験機により歯車の疲労強度を試験した。
表4、表6におけるオーステンパー条件は、900℃×1hr加熱後、130℃×3Hr流動槽内での保持、軟窒化処理はRXガス:NH3 ガス=1:1のガス中で550℃×3hrの処理、焼入れ焼戻しは850℃×1hr加熱、油焼入れ、550℃×2Hrの焼戻しの各処理を行った。また、表5におけるオーステンパー条件は950℃×1hr加熱後、280℃×1Hr塩浴での浸漬、軟窒化処理はRXガス:NH3 ガス=1:1のガス中で480℃×5hrの処理、焼入れ焼戻しは900℃×1hr加熱、油焼入れ、620℃×1Hrの焼戻しの各処理を行った。
【0115】
表4、5及び6に、上記試験結果を示す。
【0116】
【表4】
【0117】
【表5】
【0118】
【表6】
【0119】
本発明の範囲内の試験である実施例1〜22、及び29〜50は、化学成分、圧延加熱温度共に適正であり、粗形材に割れの発生はなく、黒鉛粒の大きさも0.5〜25μmの間となっており、黒鉛粒の数も十分多い。このため切り屑は、全て2巻以下に小さく分断した良好な形状を呈していた。また、表には記載していないが、金属組織はパーライト単相ないしフェライト+パーライトの組織になっていた。オーステンパー等の処理後の歯車疲労強度もいずれも400N/mm2 以上と高く、良好なものであった。
【0120】
これに対して、比較例23、24、51及び52は化学成分は本発明の範囲内であるが、鍛造加熱温度が本発明の範囲外であったために、粗形材に割れが発生した。また、比較例25の従来鋳鉄を用いた試験では、鋳造品の表面に0.10mmの気泡を有しており、オーステンパーを施したギアの疲労強度も330N/mm2 と低いものであった。これは、鋳込ままであるため結晶粒が粗いこともその一因と考えられる。
【0121】
また、比較例26の従来SCM822を用いた試験では、疲労強度は460N/mm2 と良好であるが、黒鉛や鉛を含有しないため、切り屑がつながり、機械を停止して切り屑を除去する必要があった。
【0122】
図3に、疲労試験結果の詳細例を、実施例1、5、33及び49、並びに、比較例28及び25(従来の球状黒鉛鋳鉄)について示す。
以下に比較例についての試験結果を述べる。
【0123】
●比較例53は、C量が本発明の範囲を外れて低く、このため黒鉛の析出は見られなかった。●比較例54は、逆にCが本発明の範囲を外れて高く、熱間延性が不足して、棒鋼に割れが発生した。●比較例55は、Mn=0.35%とやや高めであるにもかかわらず、Si=0.80%未満であったために、黒鉛指数CEが小さくなり、黒鉛の析出は見られず、切り屑が長くつながってしまった。このため機械を停止して切り屑を除去する必要があった。●比較例56は、Siが本発明の範囲を外れて高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れが生じた。●比較例57は、Mnが2.0%を超えて高いにもかかわらず、Siが1.0%未満であったために、CEが小さく、黒鉛の析出はみられなかった。●比較例58は、Mnのみが2.0%を超えたものであるが、やはりCEが小さく黒鉛の析出はみられなかった。●比較例59は、Pが本発明より高く、熱間延性不足で、粗形材に割れが発生した。●比較例60は、Sが本発明の範囲より高く、熱間延性不足で、粗形材に割れが発生した。●比較例61は、Cuが本発明の範囲より高く、熱間延性不足で、粗形材に割れが発生した。●比較例62は、Niが本発明の範囲より高く、延性不足で、粗形材に割れが発生した。●比較例63は、Crが本発明の範囲より高く、このため熱間延性が不足して、粗形材に割れが生じた。●比較例64は、Mo及びAlが本発明の範囲より高く、やはり粗形材に割れが生じた。●比較例65は、B、Nが本発明の範囲より高く、多量のBNが析出して延性不足から割れが生じた。●比較例66は、Co、Tiが本発明より高く、また比較例77はZrが、比較例78はVが、比較例69はNbが、いずれも本発明の範囲より高く、このため延性不足で割れが生じてしまった。●比較例70はCaが、比較例71はMgが、比較例72はREMが、本発明の範囲より高く、このため酸化物系介在物を多量に巻き込み、これが棒鋼に圧延疵として残存し、これが原因で、粗形材に割れが発生してしまった。●比較例73及びNo.74は、化学成分は本発明の範囲内であるが、CEが本発明の範囲より低いため、黒鉛の析出はみられなかった。
【0124】
更に、本発明鋼の化学成分を持つ鋼材(本発明鋼)を熱間鍛造して粗形材を作った場合に、粗径材の硬さに及ぼす熱間鍛造後の冷却速度の影響について試験した。
【0125】
試験方法は、熱間鍛造後の粗形材を種々の冷却速度で冷却し、またミクロ組織を観察した。即ち、約950℃で鍛造終了した下記鋼No.の粗形材を、衝風冷却(800℃から600℃に低下するまでの所要冷却時間=1.5分)、単品放冷(同=3分)、コンベア上で5個ずつ積み重ねた冷却(同=6分)、鍛造後バケット内冷却(同=20分)、及び、バケットに蓋をした徐冷(同=35分)を行った。
【0126】
図4に、本発明鋼No.1、5、33及び49のそれぞれについて、粗形材に熱間鍛造後の冷却速度に対する硬さの変化を示す。どの実施例においても、6分以上の時間で800℃から600℃まで冷却した場合には、ブリネル硬さ350以下が得られている。
【0127】
図5には、上記試験における図4の鋼No.5の冷却時間=4分(単品放冷材)の場合、そして図6には、同鋼No.5の冷却時間=90分(蓋付きバケット冷却材)の場合のミクロ組織を示す。単品放冷材では、黒鉛の析出が小さく、粒界付近にわずかのフェライトがみられるのみであるが、90分冷却材には粒界に黒鉛が析出、成長し、これに伴い、粒界付近のフェライトが成長して、パーライトを浸食した様子が伺える。即ち、図5及び6より、フェライト量の増大につれて硬さが低下していることがわかる。
【0128】
また、本発明鋼の化学成分を持つ粗形材の硬さに及ぼす再加熱効果の試験を行なった。試験方法は、熱間鍛造後冷却された粗形材を再加熱して、ブリネル硬さ及びミクロ組織の変化を試験した。
【0129】
図7に、本発明鋼の鋼No.1、5、33及び49のそれぞれについて、1050℃に加熱して熱間鍛造後、600℃までを6分で冷却し、次いで再加熱した場合の粗形材の硬さに及ぼす加熱温度の影響を示す。再加熱は各温度に1時間保持した後放冷した。700〜1000℃の間に加熱することにより硬さが低下することが判る。
【0130】
図8には、上記試験における図7の鋼No.5で焼きならし温度が850℃の場合のミクロ組織を、また、図9には、同じく図7の鋼No.33で焼きならし温度が850℃の場合のミクロ組織を示す。析出黒鉛を中心にフェライトが形成されている。
【0131】
上記850℃処理した鋼No.5及び33鋼を機械加工して、サイドギアに仕上げ、その後900℃×1hr加熱後、500℃×25分塩浴浸漬の等温変態処理を行ない、更にショットピーニングを施した。いずれのサイドギアでも歯切りにおける工具摩耗も小さく、切り屑処理性に優れたものであった。また、歯車疲労強度もそれぞれ、480及び500N/mm2 と良好なものであった。
【0132】
〔試験2〕
表1に示した鋼No.1〜22の本発明鋼、及び鋼No.27、28の比較鋼、並びに表2に示した鋼No.29〜50の本発明鋼の、ぞれぞれの工程▲1▼、▲3▼及び▲4▼により製造した98mmφ熱間圧延棒鋼、及び工程▲2▼により製造した90mm角圧延ビレットを用いて、熱間鍛造により自動車のクランクシャフトに鍛造した。また従来の黒鉛鋳鉄である鋼No.25については、クランクシャフトに直接鋳造した。
【0133】
熱間鍛造後、本発明の実施例については粗形材としての上記クランクシャフトをバケットに投入して600℃に下がるまで25分で冷却した。また、従来非調質鋼である鋼No.27及び従来SC材である鋼No.28は、鍛造後衝風冷却した。これらの鍛造品、鋳造品に対して、外周を切削した後、油穴として小径深穴ドリルで3mm径の穴を明けて、切り屑処理性の試験をした。機械加工後のクランクシャフトにオーステンパーを始めとする種々の処理を施した後、曲げ疲労試験に供した。
【0134】
表7、表8に、実施例101〜122、比較例125、127及び128、並びに実施例129〜150の試験条件及び試験結果を示す。
【0135】
【表7】
【0136】
【表8】
【0137】
オーステンパー条件は900℃×1hr加熱後、450℃×30分鉛浴での浸漬、軟窒化処理はRXガス:NH3 ガス=1:1のガス中で550℃×5hrの処理、そして、焼入れ焼戻し処理は900℃×1hr加熱、油焼入れ、580℃×1.5Hrの焼戻しの各処理を行った。
【0138】
本発明の実施例では、粗形材に割れもなく、黒鉛の十分な析出があり、硬さも低く、切り屑処理性も良好であり、また疲労強度も380N/mm2 を超える高いものであった。
【0139】
これに対して比較例では、従来鋳鉄を用いた比較例125では、疲労強度が325N/mm2 と低い。また、従来調質鋼を用いた比較例127では、鉛を含有しているため、切り屑処理性については良好で、また疲労強度も高いものであった。一方、鉛を含有しない従来SC材を用いた比較例128では、切り屑処理性が劣り、ドリル折損が頻発した。
【0140】
次に、表9に、本発明の範囲内の試験である実施例1、102、103、105〜107、111、113、114、18、120〜122、132、36、137、138、140、43、144、145、147及び150の中間段階で製造された熱間圧延棒鋼、又は熱間圧延ビレットの製造工程の種別(数字で記載した)及び加熱温度その他の製造条件を示す。また、上記で製造された熱間圧延棒鋼、又は熱間圧延ビレットの性状試験結果(割れ、黒鉛分布及び硬さ)を併記した。但し、上記において熱間圧延ビレットの製造工程の種別は、▲2▼の場合に限る。上記実施例の中間段階で製造された熱間圧延棒鋼、又は熱間圧延ビレットはいずれも、請求項15〜19に記載した本発明品に該当する。なお、表9には、比較試験例として比較例151についての試験条件及び結果を併記した。
【0141】
【表9】
【0142】
なお、これらの熱間圧延棒鋼、又は熱間圧延ビレットを用いて、コネクチングロッド、ナックルスピンドル、カムシャフト、トランスミッションギア、エンジンギア、デファレンシャルドライブギア、ピニオンギア及びシャフトギア等、各種の部材の製造試験を行なった。その結果、全ての実施例において、被削性良好で、疲労特性、摩耗特性及び機械的性質にすぐれた部材を製造することができた。
【0143】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、無鉛で被削性に優れた快削鋼部品の製造が可能であり、被削性は鉛快削鋼や球状黒鉛鋳鉄と同等であり、またその材質特性は、従来の球状黒鉛鋳鉄を上回り、鋼製品と同等の疲労強度を有している。このような熱間鍛造鋼部品の製造方法、その部品、それに用いる熱間圧延鋼材及び鋼材の製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図1】2.0%Siを含有するときのFe−C系状態図により、本発明鋼のC%と熱間鍛造加熱温度の本発明範囲との関係を説明する図である。
【図2】部品材切削時の切り屑処理性のランクと切り屑形態との対応関係を説明する図である。
【図3】実施例及び比較例における歯車の疲労試験結果の一例を示すグラフである。
【図4】本発明鋼の成分組成の粗形材の硬さに及ぼす熱間鍛造後の冷却速度の影響を示すグラフである。
【図5】比較例において、粗形材に熱間鍛造した後の冷却を単品放冷した場合の金属組織を示す図(倍率×600)である。
【図6】実施例において、粗形材に熱間鍛造した後の冷却を蓋付きバケットで徐冷した場合の金属組織を示す図(倍率×600)である。
【図7】本発明鋼の成分組成の粗形材の、再加熱温度が硬さに及ぼす影響を示すグラフである。
【図8】鋼No.5の鍛造後、単品放冷材を850℃に再加熱した時の金属組織を示す図(倍率×600)である。
【図9】鋼No.33の鍛造後、単品放冷材を850℃に再加熱した時の金属組織(倍率×600)を示す図である。
Claims (28)
- 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.50〜2.80%、
Mn:0.01〜0.30%未満、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び、
N :0.015%以下
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上である熱間圧延鋼材を、800℃以上、当該熱間圧延鋼材の固相線温度−50℃以下の間の温度に加熱し、熱間鍛造し、こうして得られた熱間鍛造鋼材をその温度が600℃になるまで5分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却して、平均粒径0.5μm以上の黒鉛を50個/mm2 以上有し、且つブリネル硬さが350未満である粗形材に加工し、こうして得られた前記粗形材を機械加工により部品形状に仕上げ、次いで、得られた前記部品材に熱処理又は/及び表層部の加工硬化処理を施すことを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 --------------(1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.80〜2.80%、
Mn:0.30〜2.0%、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び、
N :0.015%以下
を含有し、残部鉄Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上である熱間圧延鋼材を800℃以上、当該熱間圧延鋼材の固相線温度−50℃以下の間の温度に加熱し、熱間鍛造し、こうして得られた熱間鍛造鋼材をその温度が600℃以下になるまで5分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却して、平均粒径0.5μm以上の黒鉛を50個/mm2 以上有し、且つブリネル硬さが350以下である粗形材に加工し、こうして得られた前記粗形材を機械加工により部品形状に仕上げ、次いで得られた前記部品材に熱処理又は/及び表層部の加工硬化処理を施すことを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 ------------------(1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項1又は2に記載の発明において、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記6種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、重量%で、
Cu:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Co:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜0.50%、及び、
B :0.0005〜0.010%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式として、下記(2)式を用いることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9
−Cr/9−Mo/9+B ------------------(2)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項1〜3に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記4種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、重量%で、
Ti:0.005〜0.10%、
Zr:0.005〜0.10%、
V:0.01〜0.30%、及び、
Nb:0.01〜0.30%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式として、下記(3)式を用いることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
------------------(3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項1〜4に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記3種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、重量%で、
Ca:0.0010〜0.0100%、
Mg:0.0010〜0.10%、及び、
REM:0.0010〜0.10、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式として、下記(3)式を用いることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
+0.07
------------------(3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 前記熱間鍛造及び前記冷却方法として、熱間圧延鋼材の熱間鍛造を800℃超えの温度で終了し、こうして得られた熱間鍛造鋼材を800℃以上の温度で徐冷用容器に投入して、その温度が600℃以下になるまで10分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却し、そして、前記粗形材のブリネル硬さが290未満となるようにすることを特徴とする、請求項1〜5の何れかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 前記粗形材を機械加工する前に、当該粗形材に対して700〜1000℃の間の温度に再加熱して、黒鉛析出処理を行なうことを特徴とする、請求項1〜6の何れかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 前記部品材に施す熱処理として、800〜1000℃の間でオーステナイト化した後、100〜600℃の間の恒温槽に入れて急冷し、残留オーステナイトを含む、ベイナイト、パーライト又はベイナイト+パーライトの混合組織にする等温変態処理を行なうことを特徴とする、請求項1〜7の何れかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 前記部品材に施す熱処理として、400〜600℃の間で軟窒化処理を行なうことを特徴とする、請求項1〜7のいずれかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 前記部品材に施す熱処理として、800〜1000℃の間でオーステナイト化した後焼入れ、400〜650℃の間で焼戻しを行なうことを特徴とする、請求項1〜7の何れかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 前記部品材に施す熱処理を、高周波焼入れ焼戻しで行なうことを特徴とする、請求項1〜7の何れかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 前記部品材に施す前記表層部の加工硬化処理を、フィレットロール加工で行なうことを特徴とする、請求項1〜11のいずれかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 前記部品材に施す前記表層部の加工硬化処理を、ショットピーニングで行なうことを特徴とする、請求項1〜11のいずれかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
- 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.50〜2.80%、
Mn:0.01〜0.30%未満、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び、
N :0.015%以下
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、平均粒径0.5μm以上の黒鉛を50個/mm 2 以上有し、且つブリネル硬さが350未満であることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.80〜2.80%、
Mn:0.30〜2.0%、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び、
N :0.015%以下
を含有し、残部鉄Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、平均粒径0.5μm以上の黒鉛を50個/mm 2 以上有し、且つブリネル硬さが350以下であることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 ------------------ (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項14又は15に記載の発明において、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記6種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Cu:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Co:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜0.50%、及び、
B :0.0005〜0.010%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(2)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9
−Cr/9−Mo/9+B ------------------ (2)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項14〜16に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記4種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Ti:0.005〜0.10%、
Zr:0.005〜0.10%、
V:0.01〜0.30%、及び、
Nb:0.01〜0.30%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項14〜17に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記3種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Ca:0.0010〜0.0100%、
Mg:0.0010〜0.10%、及び、
REM:0.0010〜0.10、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
+0.07
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.50〜2.80%、
Mn:0.01〜0.30%未満、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び
N :0.015%以下
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、
下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下であることを特徴とする、請求項14に記載された熱間鍛造鋼部品 の素材として用いる被削性に優れた熱間圧延鋼材。 - 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.80〜2.80%、
Mn:0.30〜2.0%、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び
N :0.015%以下
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、
下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上であり、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下であることを特徴とする、請求項15に記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に優れた熱間圧延鋼材。 - 請求項19又は20に記載の発明において、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記6種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Cu:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Co:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜0.50%、及び、
B :0.0005〜0.010%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(2)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間圧延鋼材。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9
−Cr/9−Mo/9+B ------------------ (2)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項19〜21に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記4種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Ti:0.005〜0.10%、
Zr:0.005〜0.10%、
V:0.01〜0.30%、及び、
Nb:0.01〜0.30%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間圧延鋼材。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項19〜22に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記3種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Ca:0.0010〜0.0100%、
Mg:0.0010〜0.10%、及び、
REM:0.0010〜0.10、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間圧延鋼材。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
+0.07
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.50〜2.80%、
Mn:0.01〜0.30%未満、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び
N :0.015%以下
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、
下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上である熱間圧延用素材を、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
800℃以上、当該熱間圧延用素材の固相線温度−50℃以下の間の温度に加熱し、棒鋼に熱間圧延し、こうして得られた熱間圧延鋼材をその温度が600℃になるまで3分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却して、得られた棒鋼の黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下であることを特徴とする、請求項14に記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に優れた熱間圧延鋼材の製造方法。 - 重量%で、
C :0.80〜1.50%、
Si:0.80〜2.80%、
Mn:0.30〜2.0%、
P :0.050%以下、
S :0.10%以下、
Al:0.001〜0.100%、
O :0.0050%以下、及び
N :0.015%以下
を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる化学成分を有し、且つ、
下記(1)式で求められる黒鉛化指数CEが1.30以上である熱間圧延用素材を、
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6 -------------- (1)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。
800℃以上、当該熱間圧延用素材の固相線温度−50℃以下の間の温度に加熱し、棒鋼に熱間圧延し、こうして得られた熱間圧延鋼材をその温度が600℃になるまで3分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで冷却して、得られた棒鋼の黒鉛分布が平均粒径0.3μm以上のものが100個/mm 2 以上であり、且つそのブリネル硬さが380以下であることを特徴とする、請求項15に記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる 被削性に優れた熱間圧延鋼材の製造方法。 - 請求項24又は25に記載の発明において、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記6種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Cu:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Co:0.01〜0.50%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜0.50%、及び、
B :0.0005〜0.010%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(2)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間圧延鋼材の製造方法。
CE=C+Si/3−Mn/12+Al/6+Cu/9+Ni/9+Co/9
−Cr/9−Mo/9+B ------------------ (2)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項24〜26に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記4種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Ti:0.005〜0.10%、
Zr:0.005〜0.10%、
V:0.01〜0.30%、及び、
Nb:0.01〜0.30%、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間圧延鋼材の製造方法。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
------------------ (3)
但し、上式中の元素記号は各元素の重量%を表わす。 - 請求項24〜27に記載の発明の何れかにおいて、前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記3種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種が、更に付加されて含まれており、
重量%で、
Ca:0.0010〜0.0100%、
Mg:0.0010〜0.10%、及び、
REM:0.0010〜0.10、
そして、前記黒鉛化指数のCEの算出式が下記(3)式であることを特徴とする、被削性に優れた熱間圧延鋼材の製造方法。
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Co/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9+B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
+0.07 ------------------ (3)
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