JP3823347B2 - 高耐力、高延性鋳鉄及びその製造方法 - Google Patents
高耐力、高延性鋳鉄及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3823347B2 JP3823347B2 JP28272495A JP28272495A JP3823347B2 JP 3823347 B2 JP3823347 B2 JP 3823347B2 JP 28272495 A JP28272495 A JP 28272495A JP 28272495 A JP28272495 A JP 28272495A JP 3823347 B2 JP3823347 B2 JP 3823347B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast iron
- yield strength
- less
- elongation
- graphite
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高耐力、高延性の鋳鉄及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
球状黒鉛鋳鉄は高い機械的強度や伸びを有しているため、種々の機械や自動車部品として広く使用されている。伸びを必要とする部品にはＪＩＳのＦＣＤ３７０材や４５０材等が使用され、機械的強度を必要とする部品には、ＪＩＳのＦＣＤ６００材等が使用されている。とくに自動車の懸架装置部品としては、かしめ加工や塑性加工の必要性が高まってきており、優れた耐力と伸び特性、または優れた耐力比と伸び特性を兼備したものが要求されている。
【０００３】
球状黒鉛鋳鉄の強靱化を狙ったものとして、特公昭５５ー９４５２号公報には、低Ｍｎ材でフェライト粒とパーライト粒との微細混合組織よりなる基地に黒鉛を晶出した組織を有するものが開示されている。
また、特開平３ー２０２４１８号公報には、ＪＩＳのＦＣＤ４００材等を用い、自動車部品の締結部のみを誘導加熱保持後、焼入れ、焼戻し処理し、硬さの低下を防ぐ技術が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＪＩＳのＦＣＤ３７０材はほとんどが通常のフェライトの基地で伸びは１７％以上、耐力は２３５Ｎ／ｍｍ2と規定されており、高延性を示すが、耐力比（耐力／引張強さ）は０．６５〜０．７０程度である。一方、ＦＣＤ６００材は通常のフェライトとパーライトの混合組織の基地で耐力は３７３Ｎ／ｍｍ2 以上、伸びは３％以上と規定されており、耐力比は０．６３〜０．６５程度である。何れの場合も耐力比は０．６３〜０．７０と不十分であった。
【０００５】
また、上記特公昭５５ー９４５２号公報に開示される球状黒鉛鋳鉄として、ＣｕやＮｉを含有する例が示されている。しかしこの球状黒鉛鋳鉄は０．０６又は０．０７％の低Ｍｎ材を用い、パーライト基地のものを７７５〜７９０℃の狭い共析変態温度に加熱後空冷することにより、基地がパーライト粒とこのパーライト粒からフェライト化した粒との微細混合組織となるものである。耐力比は０．６５と低く優れた耐力と伸び特性、または優れた耐力比と伸び特性を兼備するものではなく、熱処理加熱温度範囲も狭く管理する温度範囲が狭いという問題がある。また、特開平３ー２０２４１８号公報には、ＪＩＳのＦＣＤ４００材等の鋳造部品について部分的に硬度の低下を防ぐために、誘導加熱による局部熱処理が開示されているが、局部熱処理された部分は焼戻しマルテンサイト組織となり、他の部分は通常のフェライト基地組織となっており、鋳造部品全体について優れた耐力と伸び特性、または優れた耐力比と伸び特性を兼備していない。
【０００６】
本発明は、上記課題を解決し、高耐力と高延性を兼備した鋳鉄とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は上記の課題を解決するために種々検討し、鋳鉄の適正な組成と成分範囲を確認し、かつ適正な熱処理を施すことが必要であることを究明し本発明に想到した。
【０００８】
即ち、上記目的を達成するための本第１の発明の高耐力、高延性鋳鉄は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出した組織であることを特徴とする。
【０００９】
また、本第２の発明の高耐力、高延性鋳鉄は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出した組織であることを特徴とする。
【００１０】
また、上記本第１の発明の組成と組織を有し、伸びが１３％以上で耐力比が０．７５以上であること、あるいは伸びが１３％以上で耐力ｙ（Ｎ／ｍｍ2） と伸びｘ（％）との関係が次式で表される相関式ｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋４９０を満足することを特徴とする。
【００１１】
また、上記本第２の発明の組成と組織を有し、伸びが１０％以上で耐力比が０．８０以上であること、あるいは伸びが１０％以上で、耐力ｙ（Ｎ／ｍｍ2） と伸びｘ（％）との関係が次式で表される相関式ｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋５３０を満足することを特徴とする。
【００１２】
また、上記鋳鉄であって、降伏現象を示すこと、黒鉛が鋳造時に晶出する黒鉛と熱処理時に晶出する微細２次黒鉛からなることを特徴とする。
【００１３】
また、上記鋳鉄であって、より好ましい成分範囲として、Ｃｕが０．８５〜１．３０％であること、Ｎｉが０．５〜１．５％であることを特徴とする。
【００１４】
また、上記鋳鉄であって、より好ましい特性として、Ｃｕのみを含有する場合、伸びが１５％以上で耐力比が０．８０以上であること、ＣｕおよびＮｉを含有する場合、伸びが１２％以上で耐力比がＯ．８５以上であることを特徴とする。なお、本発明の鋳鉄としては、上記した組成と成分範囲からなり、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛を晶出した組織であるが、組織中に未分解のマルテンサイトから生じた炭化物が一部存在しても良い。
【００１５】
また、本発明の高耐力、高延性鋳鉄の製造方法は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄素材をオーステナイト化温度領域に昇温した後に所定時間保ち、その後焼入れを行い、さらに６４０〜７２０℃で焼戻しを行って微細フェライト基地組織に黒鉛を析出することを特徴とする。
【００１６】
また、本発明の別の製造方法は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄素材をオーステナイト化温度領域に昇温した後に所定時間保ち、その後焼入れを行い、さらに６４０〜７２０℃で焼戻しを行って微細フェライト基地組織に黒鉛を析出することを特徴とする。
【００１７】
また、上記本発明の製造方法は、オーステナイト化温度領域が７９０〜９１０℃であること、オーステナイト化温度領域で２つの所定温度に所定時間保つ２段加熱することを特徴とする。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の高耐力、高延性鋳鉄の組成と各成分範囲の限定理由について述べる。
【００１９】
（１）Ｃ（炭素）：３．０〜４．０％
Ｃは３．０％未満では黒鉛粒数が減少して共晶セメンタイト（チル）が晶出しやすく、また４．０％を越えるとキッシュ黒鉛が出やすくなりいずれも強度と伸びが低下するので、３．０〜４．０％とする。
【００２０】
（２）Ｓｉ（珪素）：１．０〜３．０％
Ｓｉは１．０％未満では黒鉛化せずチルしやすくなり伸びが低下する。一方、Ｓｉが３．０％を越えると基地が脆くなり伸びが低下し、被削性も低下するので、１．０〜３．０％とする。
【００２１】
（３）Ｍｎ（マンガン）：０．２〜１．２％
Ｍｎは炭化物形成元素であり１．２％を越えるとチルを出やすくし伸びが低下する。また、０．２％以下にするには使用原材料を厳選する必要があり、コスト高となることから、０．２〜１．２％とする。
【００２２】
（４）Ｐ（リン）：０．１％以下
Ｐは多量に含有すると基地中に固溶して組織を脆化させるので、０．１％以下とする。
【００２３】
（５）Ｓ（硫黄）：０．０２％以下
Ｓは多量に含有すると黒鉛の球状化が阻害され強度が低下するので、０．０２％以下とする。
【００２４】
（６）Ｃｕ（銅）：０．７〜１．５％、好ましくは、０．８５〜１．３０％
Ｃｕは本発明の鋳鉄を構成する成分としては重要な元素であり、焼入れマルテンサイトのフェライト化にあたり、フェライトの再結晶化を阻止するため含有され、０．７％未満ではその効果が小さく必要とする耐力、耐力比が得られず、１．５％を越えて含有すると伸びが低下する。従って、Ｃｕは０．７〜１．５％とし、より優れた耐力と伸びを兼備するために、好ましくは、０．８５〜１．３０％とする。
【００２５】
（７）Ｍｇ（マグネシウム）：０．０１５〜０．０６％
Ｍｇは黒鉛球状化剤として含有されるものであり、０．０１５％未満では黒鉛が球状化せず、一方、０．０６％を越えて含有されると、チル発生の原因となるので０．０１５〜０．０６％とする。
【００２６】
（８）Ｎｉ（ニッケル）：０．１〜３．０％、好ましくは、０．５〜１．５％
Ｎｉは耐力や耐力比を向上する成分であり、その効果を発揮するためには０．１％以上の含有を必要とするが、３．０％を越えて含有されても効果は小さく、高価格となる。従って、Ｎｉは０．１〜３．０％とし、より優れた耐力と伸びを兼備するために、好ましくは、０．５〜１．５％とする。
【００２７】
本発明の高耐力、高延性鋳鉄は、上記組成と成分範囲を有する鋳鉄素材が次に述べる適正な熱処理によって、微細フェライト基地組織に微細２次黒鉛が析出した組織となって得られるものである。
【００２８】
本発明の高耐力、高延性鋳鉄の製造方法としては、上記組成と成分範囲を有する鋳鉄素材を、オーステナイト化温度領域に昇温してオーステナイト化した後に焼入れを行い、さらに焼戻し処理を行うものである。焼戻し温度が６４０℃未満では焼戻しマルテンサイトのセメンタイトの分解が十分でなく、伸びが不十分であり、７１０℃を越えるとフェライトが急激に粗大化する傾向を示し耐力が低下し、優れた耐力と伸びを兼備することができない。またＳｉ含有量が少なく、かつ、Ｎｉ、Ｍｎを多めに添加する場合にはオーステナイトが生じるため望ましくない。従って、上記組成と成分範囲を有し、微細フェライト基地組織に黒鉛を晶出または析出した組織として、優れた耐力と伸び、または優れた耐力比と伸びを兼備するために、焼戻し温度を６４０〜７２０℃とする。
【００２９】
焼戻し後の基地組織を微細フェライトとし、微細２次黒鉛と通常サイズの黒鉛を晶出するためには、オーステナイト化温度領域として７９０〜９１０℃とする。焼入れ後のマルテンサイトの炭素濃度を低くし、焼戻し後の耐力および伸びを向上させるためには、オーステナイト化温度領域で２つの所定温度に加熱処理し、オーステナイト化温度領域内の低い温度に保持後焼入れを行う２段加熱オーステナイト化処理とすることもできる。
【００３０】
【実施例】
以下、本発明の実施例を説明する。
本実施例に用いた鋳鉄素材の組成を比較例と共に、その最終化学成分（ただし、残部Ｆｅと不可避的不純物を除く）と、その鋳鉄素材の熱処理後の本発明鋳鉄の耐力、引張強さ、伸び、耐力比（耐力／引張強さ）の値を表１に示す。なお、熱処理としては、８５０℃に３０分加熱後８００℃まで冷却し８００℃で３０分保持後、油冷焼入れし、７００℃に１時間焼戻し処理したものである。
【００３１】
【表１】
【００３２】
表１において、Ｎｏ．１はＪＩＳのＦＣＤ３７０相当材、Ｎｏ．２はＦＣＤ６００相当材の比較例であり、Ｎｏ．３〜１１は本発明の実施例である。ＦＣＤ３７０相当材は伸びは２６％と大きいが耐力は３２０Ｎ／ｍｍ2、耐力比はＯ．７３と低い。
一方、ＦＣＤ６００相当材は耐力が４２０Ｎ／ｍｍ2と比較的高いが、耐力比が０．５６と低く、伸びも９％と小さい。これに対し、Ｎｏ．３〜１１の本実施例は、いずれも優れた耐力と伸び、または耐力比と伸びを兼備している。Ｎｏ．３〜７のＣｕを含有したものは、伸びが１３％以上で耐力比が０．７５以上であり、好ましいものでは伸びが１５％以上で耐力比が０．８０以上である。Ｎｏ．８〜１１のＣｕとＮｉを含有したものは、伸びは若干低下するが耐力、耐力比は高くなる。伸びが１０％以上で耐力比が０．８０以上であり、好ましいものでは伸びが１２％で耐力比が０．８５以上である。
【００３３】
図１および図２に、比較例と本発明でＣｕ含有量を変えた場合の焼戻し後のミクロ組織を示す。図１の（ａ）はＪＩＳのＦＣＤ３７０相当材について、（ｂ）は比較例としてＣｕを０．２７％含有したもの、（ｃ）は本発明でＣｕを０．７５％含有したものの焼戻し後のミクロ組織を示す金属顕微鏡写真であり、倍率は４００倍である。図２の（ａ）は本発明でＣｕを１．２５％含有したものの焼戻し後のミクロ組織を示す倍率が４００倍の金属顕微鏡写真であり、（ｂ）はその拡大ＳＥＭ写真で、倍率は４０００倍である。本発明の熱処理として、８５０℃に３０分加熱後冷却し８００℃に３０分保持後、油冷焼入れし、７００℃に１時間焼戻し処理を施した。
【００３４】
ＪＩＳのＦＣＤ３７０相当材は、フェライトのサイズが約６０〜６５μm と大きく、ＣｕをＯ．２７％含有した鋳鉄でも、黒鉛の周りのフェライトが大きい。Ｃｕを０．７５および１．２５％含有した本発明の鋳鉄では、約１０μm という微細フェライト基地組織となり、鋳造時に晶出した黒鉛の他に熱処理時に晶出した約５〜１０μm の微細２次黒鉛が分散した組織となっている。パーライトからフェライト化するものと相違し、本発明の如くマルテンサイトからフェライト化されたものは、焼戻し処理時に焼入れマルテンサイトから炭素が抜け、マルテンサイトのレンズ状の形状を痕跡として残す長形の微細フェライトになっていることが、図２（ｂ）からわかる。
【００３５】
表２に、Ｎｏ．４、６、９、１０の本発明の実施例について、８５０℃に３０分加熱後冷却し８００℃に３０分保持後、油冷焼入れし、焼戻し温度を７００、６７５、６５０、６００℃に変えた場合の耐力、引張強さ、伸び、耐力比の値を示す。
【００３６】
【表２】
【００３７】
表２より、優れた耐力および伸びの観点から焼戻し温度としては、６４０〜７２０℃が良いが、焼戻し温度が低くなると伸びが低下する傾向にあるので、好ましくは、６６５〜７２０℃である。７２０℃を上限としたのは表２中No.10（２．０％Ｎｉ添加）のオーステナイト変態開始温度が７２０℃、完了温度が７４３℃となるためである。
【００３８】
表３に、Ｃｕを１％含有する本発明の鋳鉄について、オーステナイト化温度の影響を調べた結果を示す。
【表３】
【００３９】
表３より、オーステナイト化温度が８５０℃の場合は、焼戻し温度としては６７５℃でも７００℃でも伸びが大きいが、オーステナイト化温度が９００℃と高くなった場合には、伸びおよび耐力の観点より焼戻し温度としては６７５℃より７００℃の方が良い。
【００４０】
表１、表２および表３に示す耐力と伸びとの関係を図３に示す。図３には、ＪＩＳ Ｇ５５０２に示されるＦＣＤ３７０、４００、４５０、５００、６００、７００、８００材の下限値（図中×）とそれぞれ相当材の実測値（図中△）を合わせ表示する。図中黒三角▲１は表１のＮｏ．１の比較例（ＦＣＤ３７０相当材）を、黒三角▲２は表１のＮｏ．２の比較例（ＦＣＤ６００相当材）の値を示し、白丸○はＣｕ含有の本発明の実施例を、黒丸●は
ＣｕとＮｉを含有する本発明の実施例の値を示している。
【００４１】
図中黒三角▲１（耐力：３２０Ｎ／ｍｍ2、伸び：２６％）と黒三角▲２（耐力：４２０Ｎ／ｍｍ2、伸び：９％）を結ぶ線は、耐力をｙで、伸びをｘで表すと次の相関式となる。
ｙ＝ー（１００／１７）ｘ＋４７３
本発明としては、優れた耐力と伸びの兼備した鋳鉄の提供を目的としており、Ｃｕを含有するものでは、耐力としてはｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋４９０以上の相関式を満足し、伸びが１３％以上である図３の線ＡＢＣの右上の領域の値を有する高耐力、高延性鋳鉄である。
ＣｕとＮｉを含有するものでは、より高い耐力と若干の伸びの低下を考慮し、耐力としてはｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋５３０以上の相関式を満足し、伸びが１０％以上である図３の線ＤＥＦの右上の領域の値を有する高耐力、高延性鋳鉄である。
【００４２】
表１に示すＮｏ．１と２の比較例であるＪＩＳのＦＣＤ３７０材およびＦＣＤ６００材と、Ｎｏ．６の本発明の実施例について、応力ー歪曲線を図４に示す。図中に示すＮｏ．は表１に示すＮｏ．に対応し、その鋳鉄についての特性を示している。本発明の鋳鉄は、従来の球状黒鉛鋳鉄であるＦＣＤ３７０や６００材と異なり、鋼に類似した降伏現象を示し、優れた耐力と伸び特性を兼備すると共に、耐塑性変形能は高いが、一度塑性変形を開始するとあまり加工硬化せず変形する。したがって、かしめ加工のように部分的な塑性加工を行う必要がある場合、例えば図５に示す自動車の懸架装置部品１の材料として本発明の材料を適用する場合には、懸架装置部品１のかしめ加工部２を誘導コイル３を用いた誘導加熱により部分加熱し、熱処理を施すことによって、熱処理部について耐塑性変形能は高いが、一度塑性変形を開始するとあまり加工硬化せず変形するという特性を備える様にすることができ、極めて有用となる。
【００４３】
【発明の効果】
以上のように本発明の鋳鉄は、高耐力と高延性を兼備しており、機械的強度と共にかしめ加工や塑性加工の必要性が高まってきている自動車の懸架装置部品の材料として有用であり、このような優れた特性と組織を有する鋳鉄は、適正な組成と成分範囲を持つ鋳鉄素材をオーステナイト化処理後焼入し、６４０〜７２０℃で焼戻し処理する本発明の製造方法によって得られるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 比較例と本発明の一実施例の焼戻し後のミクロ組織を示す金属顕微鏡写真である。
【図２】本発明の他の実施例の焼戻し後のミクロ組織を示す金属顕微鏡およびその拡大ＳＥＭ写真である。
【図３】 本発明の実施例と比較例の耐力と伸びとの関係を示す図である。
【図４】 本発明の実施例と比較例の応力ー歪曲線を示す図である。
【図５】 自動車の懸架装置部品に本発明の材料を適用する場合の部分熱処理の態様を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は高耐力、高延性の鋳鉄及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
球状黒鉛鋳鉄は高い機械的強度や伸びを有しているため、種々の機械や自動車部品として広く使用されている。伸びを必要とする部品にはＪＩＳのＦＣＤ３７０材や４５０材等が使用され、機械的強度を必要とする部品には、ＪＩＳのＦＣＤ６００材等が使用されている。とくに自動車の懸架装置部品としては、かしめ加工や塑性加工の必要性が高まってきており、優れた耐力と伸び特性、または優れた耐力比と伸び特性を兼備したものが要求されている。
【０００３】
球状黒鉛鋳鉄の強靱化を狙ったものとして、特公昭５５ー９４５２号公報には、低Ｍｎ材でフェライト粒とパーライト粒との微細混合組織よりなる基地に黒鉛を晶出した組織を有するものが開示されている。
また、特開平３ー２０２４１８号公報には、ＪＩＳのＦＣＤ４００材等を用い、自動車部品の締結部のみを誘導加熱保持後、焼入れ、焼戻し処理し、硬さの低下を防ぐ技術が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＪＩＳのＦＣＤ３７０材はほとんどが通常のフェライトの基地で伸びは１７％以上、耐力は２３５Ｎ／ｍｍ2と規定されており、高延性を示すが、耐力比（耐力／引張強さ）は０．６５〜０．７０程度である。一方、ＦＣＤ６００材は通常のフェライトとパーライトの混合組織の基地で耐力は３７３Ｎ／ｍｍ2 以上、伸びは３％以上と規定されており、耐力比は０．６３〜０．６５程度である。何れの場合も耐力比は０．６３〜０．７０と不十分であった。
【０００５】
また、上記特公昭５５ー９４５２号公報に開示される球状黒鉛鋳鉄として、ＣｕやＮｉを含有する例が示されている。しかしこの球状黒鉛鋳鉄は０．０６又は０．０７％の低Ｍｎ材を用い、パーライト基地のものを７７５〜７９０℃の狭い共析変態温度に加熱後空冷することにより、基地がパーライト粒とこのパーライト粒からフェライト化した粒との微細混合組織となるものである。耐力比は０．６５と低く優れた耐力と伸び特性、または優れた耐力比と伸び特性を兼備するものではなく、熱処理加熱温度範囲も狭く管理する温度範囲が狭いという問題がある。また、特開平３ー２０２４１８号公報には、ＪＩＳのＦＣＤ４００材等の鋳造部品について部分的に硬度の低下を防ぐために、誘導加熱による局部熱処理が開示されているが、局部熱処理された部分は焼戻しマルテンサイト組織となり、他の部分は通常のフェライト基地組織となっており、鋳造部品全体について優れた耐力と伸び特性、または優れた耐力比と伸び特性を兼備していない。
【０００６】
本発明は、上記課題を解決し、高耐力と高延性を兼備した鋳鉄とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は上記の課題を解決するために種々検討し、鋳鉄の適正な組成と成分範囲を確認し、かつ適正な熱処理を施すことが必要であることを究明し本発明に想到した。
【０００８】
即ち、上記目的を達成するための本第１の発明の高耐力、高延性鋳鉄は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出した組織であることを特徴とする。
【０００９】
また、本第２の発明の高耐力、高延性鋳鉄は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出した組織であることを特徴とする。
【００１０】
また、上記本第１の発明の組成と組織を有し、伸びが１３％以上で耐力比が０．７５以上であること、あるいは伸びが１３％以上で耐力ｙ（Ｎ／ｍｍ2） と伸びｘ（％）との関係が次式で表される相関式ｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋４９０を満足することを特徴とする。
【００１１】
また、上記本第２の発明の組成と組織を有し、伸びが１０％以上で耐力比が０．８０以上であること、あるいは伸びが１０％以上で、耐力ｙ（Ｎ／ｍｍ2） と伸びｘ（％）との関係が次式で表される相関式ｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋５３０を満足することを特徴とする。
【００１２】
また、上記鋳鉄であって、降伏現象を示すこと、黒鉛が鋳造時に晶出する黒鉛と熱処理時に晶出する微細２次黒鉛からなることを特徴とする。
【００１３】
また、上記鋳鉄であって、より好ましい成分範囲として、Ｃｕが０．８５〜１．３０％であること、Ｎｉが０．５〜１．５％であることを特徴とする。
【００１４】
また、上記鋳鉄であって、より好ましい特性として、Ｃｕのみを含有する場合、伸びが１５％以上で耐力比が０．８０以上であること、ＣｕおよびＮｉを含有する場合、伸びが１２％以上で耐力比がＯ．８５以上であることを特徴とする。なお、本発明の鋳鉄としては、上記した組成と成分範囲からなり、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛を晶出した組織であるが、組織中に未分解のマルテンサイトから生じた炭化物が一部存在しても良い。
【００１５】
また、本発明の高耐力、高延性鋳鉄の製造方法は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄素材をオーステナイト化温度領域に昇温した後に所定時間保ち、その後焼入れを行い、さらに６４０〜７２０℃で焼戻しを行って微細フェライト基地組織に黒鉛を析出することを特徴とする。
【００１６】
また、本発明の別の製造方法は、重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄素材をオーステナイト化温度領域に昇温した後に所定時間保ち、その後焼入れを行い、さらに６４０〜７２０℃で焼戻しを行って微細フェライト基地組織に黒鉛を析出することを特徴とする。
【００１７】
また、上記本発明の製造方法は、オーステナイト化温度領域が７９０〜９１０℃であること、オーステナイト化温度領域で２つの所定温度に所定時間保つ２段加熱することを特徴とする。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の高耐力、高延性鋳鉄の組成と各成分範囲の限定理由について述べる。
【００１９】
（１）Ｃ（炭素）：３．０〜４．０％
Ｃは３．０％未満では黒鉛粒数が減少して共晶セメンタイト（チル）が晶出しやすく、また４．０％を越えるとキッシュ黒鉛が出やすくなりいずれも強度と伸びが低下するので、３．０〜４．０％とする。
【００２０】
（２）Ｓｉ（珪素）：１．０〜３．０％
Ｓｉは１．０％未満では黒鉛化せずチルしやすくなり伸びが低下する。一方、Ｓｉが３．０％を越えると基地が脆くなり伸びが低下し、被削性も低下するので、１．０〜３．０％とする。
【００２１】
（３）Ｍｎ（マンガン）：０．２〜１．２％
Ｍｎは炭化物形成元素であり１．２％を越えるとチルを出やすくし伸びが低下する。また、０．２％以下にするには使用原材料を厳選する必要があり、コスト高となることから、０．２〜１．２％とする。
【００２２】
（４）Ｐ（リン）：０．１％以下
Ｐは多量に含有すると基地中に固溶して組織を脆化させるので、０．１％以下とする。
【００２３】
（５）Ｓ（硫黄）：０．０２％以下
Ｓは多量に含有すると黒鉛の球状化が阻害され強度が低下するので、０．０２％以下とする。
【００２４】
（６）Ｃｕ（銅）：０．７〜１．５％、好ましくは、０．８５〜１．３０％
Ｃｕは本発明の鋳鉄を構成する成分としては重要な元素であり、焼入れマルテンサイトのフェライト化にあたり、フェライトの再結晶化を阻止するため含有され、０．７％未満ではその効果が小さく必要とする耐力、耐力比が得られず、１．５％を越えて含有すると伸びが低下する。従って、Ｃｕは０．７〜１．５％とし、より優れた耐力と伸びを兼備するために、好ましくは、０．８５〜１．３０％とする。
【００２５】
（７）Ｍｇ（マグネシウム）：０．０１５〜０．０６％
Ｍｇは黒鉛球状化剤として含有されるものであり、０．０１５％未満では黒鉛が球状化せず、一方、０．０６％を越えて含有されると、チル発生の原因となるので０．０１５〜０．０６％とする。
【００２６】
（８）Ｎｉ（ニッケル）：０．１〜３．０％、好ましくは、０．５〜１．５％
Ｎｉは耐力や耐力比を向上する成分であり、その効果を発揮するためには０．１％以上の含有を必要とするが、３．０％を越えて含有されても効果は小さく、高価格となる。従って、Ｎｉは０．１〜３．０％とし、より優れた耐力と伸びを兼備するために、好ましくは、０．５〜１．５％とする。
【００２７】
本発明の高耐力、高延性鋳鉄は、上記組成と成分範囲を有する鋳鉄素材が次に述べる適正な熱処理によって、微細フェライト基地組織に微細２次黒鉛が析出した組織となって得られるものである。
【００２８】
本発明の高耐力、高延性鋳鉄の製造方法としては、上記組成と成分範囲を有する鋳鉄素材を、オーステナイト化温度領域に昇温してオーステナイト化した後に焼入れを行い、さらに焼戻し処理を行うものである。焼戻し温度が６４０℃未満では焼戻しマルテンサイトのセメンタイトの分解が十分でなく、伸びが不十分であり、７１０℃を越えるとフェライトが急激に粗大化する傾向を示し耐力が低下し、優れた耐力と伸びを兼備することができない。またＳｉ含有量が少なく、かつ、Ｎｉ、Ｍｎを多めに添加する場合にはオーステナイトが生じるため望ましくない。従って、上記組成と成分範囲を有し、微細フェライト基地組織に黒鉛を晶出または析出した組織として、優れた耐力と伸び、または優れた耐力比と伸びを兼備するために、焼戻し温度を６４０〜７２０℃とする。
【００２９】
焼戻し後の基地組織を微細フェライトとし、微細２次黒鉛と通常サイズの黒鉛を晶出するためには、オーステナイト化温度領域として７９０〜９１０℃とする。焼入れ後のマルテンサイトの炭素濃度を低くし、焼戻し後の耐力および伸びを向上させるためには、オーステナイト化温度領域で２つの所定温度に加熱処理し、オーステナイト化温度領域内の低い温度に保持後焼入れを行う２段加熱オーステナイト化処理とすることもできる。
【００３０】
【実施例】
以下、本発明の実施例を説明する。
本実施例に用いた鋳鉄素材の組成を比較例と共に、その最終化学成分（ただし、残部Ｆｅと不可避的不純物を除く）と、その鋳鉄素材の熱処理後の本発明鋳鉄の耐力、引張強さ、伸び、耐力比（耐力／引張強さ）の値を表１に示す。なお、熱処理としては、８５０℃に３０分加熱後８００℃まで冷却し８００℃で３０分保持後、油冷焼入れし、７００℃に１時間焼戻し処理したものである。
【００３１】
【表１】
表１において、Ｎｏ．１はＪＩＳのＦＣＤ３７０相当材、Ｎｏ．２はＦＣＤ６００相当材の比較例であり、Ｎｏ．３〜１１は本発明の実施例である。ＦＣＤ３７０相当材は伸びは２６％と大きいが耐力は３２０Ｎ／ｍｍ2、耐力比はＯ．７３と低い。
一方、ＦＣＤ６００相当材は耐力が４２０Ｎ／ｍｍ2と比較的高いが、耐力比が０．５６と低く、伸びも９％と小さい。これに対し、Ｎｏ．３〜１１の本実施例は、いずれも優れた耐力と伸び、または耐力比と伸びを兼備している。Ｎｏ．３〜７のＣｕを含有したものは、伸びが１３％以上で耐力比が０．７５以上であり、好ましいものでは伸びが１５％以上で耐力比が０．８０以上である。Ｎｏ．８〜１１のＣｕとＮｉを含有したものは、伸びは若干低下するが耐力、耐力比は高くなる。伸びが１０％以上で耐力比が０．８０以上であり、好ましいものでは伸びが１２％で耐力比が０．８５以上である。
【００３３】
図１および図２に、比較例と本発明でＣｕ含有量を変えた場合の焼戻し後のミクロ組織を示す。図１の（ａ）はＪＩＳのＦＣＤ３７０相当材について、（ｂ）は比較例としてＣｕを０．２７％含有したもの、（ｃ）は本発明でＣｕを０．７５％含有したものの焼戻し後のミクロ組織を示す金属顕微鏡写真であり、倍率は４００倍である。図２の（ａ）は本発明でＣｕを１．２５％含有したものの焼戻し後のミクロ組織を示す倍率が４００倍の金属顕微鏡写真であり、（ｂ）はその拡大ＳＥＭ写真で、倍率は４０００倍である。本発明の熱処理として、８５０℃に３０分加熱後冷却し８００℃に３０分保持後、油冷焼入れし、７００℃に１時間焼戻し処理を施した。
【００３４】
ＪＩＳのＦＣＤ３７０相当材は、フェライトのサイズが約６０〜６５μm と大きく、ＣｕをＯ．２７％含有した鋳鉄でも、黒鉛の周りのフェライトが大きい。Ｃｕを０．７５および１．２５％含有した本発明の鋳鉄では、約１０μm という微細フェライト基地組織となり、鋳造時に晶出した黒鉛の他に熱処理時に晶出した約５〜１０μm の微細２次黒鉛が分散した組織となっている。パーライトからフェライト化するものと相違し、本発明の如くマルテンサイトからフェライト化されたものは、焼戻し処理時に焼入れマルテンサイトから炭素が抜け、マルテンサイトのレンズ状の形状を痕跡として残す長形の微細フェライトになっていることが、図２（ｂ）からわかる。
【００３５】
表２に、Ｎｏ．４、６、９、１０の本発明の実施例について、８５０℃に３０分加熱後冷却し８００℃に３０分保持後、油冷焼入れし、焼戻し温度を７００、６７５、６５０、６００℃に変えた場合の耐力、引張強さ、伸び、耐力比の値を示す。
【００３６】
【表２】
表２より、優れた耐力および伸びの観点から焼戻し温度としては、６４０〜７２０℃が良いが、焼戻し温度が低くなると伸びが低下する傾向にあるので、好ましくは、６６５〜７２０℃である。７２０℃を上限としたのは表２中No.10（２．０％Ｎｉ添加）のオーステナイト変態開始温度が７２０℃、完了温度が７４３℃となるためである。
【００３８】
表３に、Ｃｕを１％含有する本発明の鋳鉄について、オーステナイト化温度の影響を調べた結果を示す。
【表３】
表３より、オーステナイト化温度が８５０℃の場合は、焼戻し温度としては６７５℃でも７００℃でも伸びが大きいが、オーステナイト化温度が９００℃と高くなった場合には、伸びおよび耐力の観点より焼戻し温度としては６７５℃より７００℃の方が良い。
【００４０】
表１、表２および表３に示す耐力と伸びとの関係を図３に示す。図３には、ＪＩＳ Ｇ５５０２に示されるＦＣＤ３７０、４００、４５０、５００、６００、７００、８００材の下限値（図中×）とそれぞれ相当材の実測値（図中△）を合わせ表示する。図中黒三角▲１は表１のＮｏ．１の比較例（ＦＣＤ３７０相当材）を、黒三角▲２は表１のＮｏ．２の比較例（ＦＣＤ６００相当材）の値を示し、白丸○はＣｕ含有の本発明の実施例を、黒丸●は
ＣｕとＮｉを含有する本発明の実施例の値を示している。
【００４１】
図中黒三角▲１（耐力：３２０Ｎ／ｍｍ2、伸び：２６％）と黒三角▲２（耐力：４２０Ｎ／ｍｍ2、伸び：９％）を結ぶ線は、耐力をｙで、伸びをｘで表すと次の相関式となる。
ｙ＝ー（１００／１７）ｘ＋４７３
本発明としては、優れた耐力と伸びの兼備した鋳鉄の提供を目的としており、Ｃｕを含有するものでは、耐力としてはｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋４９０以上の相関式を満足し、伸びが１３％以上である図３の線ＡＢＣの右上の領域の値を有する高耐力、高延性鋳鉄である。
ＣｕとＮｉを含有するものでは、より高い耐力と若干の伸びの低下を考慮し、耐力としてはｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋５３０以上の相関式を満足し、伸びが１０％以上である図３の線ＤＥＦの右上の領域の値を有する高耐力、高延性鋳鉄である。
【００４２】
表１に示すＮｏ．１と２の比較例であるＪＩＳのＦＣＤ３７０材およびＦＣＤ６００材と、Ｎｏ．６の本発明の実施例について、応力ー歪曲線を図４に示す。図中に示すＮｏ．は表１に示すＮｏ．に対応し、その鋳鉄についての特性を示している。本発明の鋳鉄は、従来の球状黒鉛鋳鉄であるＦＣＤ３７０や６００材と異なり、鋼に類似した降伏現象を示し、優れた耐力と伸び特性を兼備すると共に、耐塑性変形能は高いが、一度塑性変形を開始するとあまり加工硬化せず変形する。したがって、かしめ加工のように部分的な塑性加工を行う必要がある場合、例えば図５に示す自動車の懸架装置部品１の材料として本発明の材料を適用する場合には、懸架装置部品１のかしめ加工部２を誘導コイル３を用いた誘導加熱により部分加熱し、熱処理を施すことによって、熱処理部について耐塑性変形能は高いが、一度塑性変形を開始するとあまり加工硬化せず変形するという特性を備える様にすることができ、極めて有用となる。
【００４３】
【発明の効果】
以上のように本発明の鋳鉄は、高耐力と高延性を兼備しており、機械的強度と共にかしめ加工や塑性加工の必要性が高まってきている自動車の懸架装置部品の材料として有用であり、このような優れた特性と組織を有する鋳鉄は、適正な組成と成分範囲を持つ鋳鉄素材をオーステナイト化処理後焼入し、６４０〜７２０℃で焼戻し処理する本発明の製造方法によって得られるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 比較例と本発明の一実施例の焼戻し後のミクロ組織を示す金属顕微鏡写真である。
【図２】本発明の他の実施例の焼戻し後のミクロ組織を示す金属顕微鏡およびその拡大ＳＥＭ写真である。
【図３】 本発明の実施例と比較例の耐力と伸びとの関係を示す図である。
【図４】 本発明の実施例と比較例の応力ー歪曲線を示す図である。
【図５】 自動車の懸架装置部品に本発明の材料を適用する場合の部分熱処理の態様を示す図である。
Claims (16)
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出または析出した組織であることを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出または析出した組織であることを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出または析出した組織であり、伸びが１３％以上で耐力比が０．７５以上であることを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出または析出した組織であり、伸びが１０％以上で耐力比が０．８０以上であることを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出または析出した組織であり、伸びが１３％以上で、耐力ｙ（Ｎ／ｍｍ2） と伸びｘ（％）との関係が次式で表される相関式ｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋４９０を満足することを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄であって、焼入マルテンサイトを焼戻しした微細フェライト基地組織に黒鉛が晶出または析出した組織であり、伸びが１０％以上で、耐力ｙ（Ｎ／ｍｍ2） と伸びｘ（％）との関係が次式で表される相関式ｙ≧ー（１００／１７）ｘ＋５３０を満足することを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄。
- 前記鋳鉄であって、降伏現象を示すことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の高耐力、高延性鋳鉄。
- 黒鉛が鋳造時に晶出する黒鉛と熱処理時に晶出する微細２次黒鉛からなることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比でＣｕが０．８５〜１．３０％である請求項１〜８のいずれか１項に記載の高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比でＮｉが０．５〜１．５％である請求項２、４、６〜８のいずれか１項に記載の高耐力、高延性鋳鉄。
- 伸びが１５％以上で耐力比が０．８０以上である請求項３、５、７〜９のいずれか１項に記載の高耐力、高延性鋳鉄。
- 伸びが１２％以上で耐力比が０．８５以上である請求項４、６〜８、１０のいずれか１項に記載の高耐力、高延性鋳鉄。
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄素材をオーステナイト化温度領域に昇温した後に所定時間保ち、その後焼入れを行い、さらに６４０〜７１０℃で焼戻しを行って微細フェライト基地組織に黒鉛を晶出することを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄の製造方法。
- 重量比で、Ｃ３．０〜４．０％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ０．２〜１．２％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０２％以下、Ｎｉ０．１〜３．０％、Ｃｕ０．７〜１．５％、Ｍｇ０．０１５〜０．０６％を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物の鋳鉄素材をオーステナイト化温度領域に昇温した後に所定時間保ち、その後焼入れを行い、さらに６４０〜７２０℃で焼戻しを行って微細フェライト基地組織に黒鉛を晶出することを特徴とする高耐力、高延性鋳鉄の製造方法。
- 前記オーステナイト化温度領域が７９０〜９１０である請求項１３又は請求項１４記載の高耐力、高延性鋳鉄の製造方法。
- 前記オーステナイト化温度領域で２つの所定温度に所定時間保つ２段加熱する請求項１３〜１５のいずれか１項に記載の高耐力、高延性鋳鉄の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28272495A JP3823347B2 (ja) | 1995-10-31 | 1995-10-31 | 高耐力、高延性鋳鉄及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28272495A JP3823347B2 (ja) | 1995-10-31 | 1995-10-31 | 高耐力、高延性鋳鉄及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09125189A JPH09125189A (ja) | 1997-05-13 |
| JP3823347B2 true JP3823347B2 (ja) | 2006-09-20 |
Family
ID=17656225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28272495A Expired - Fee Related JP3823347B2 (ja) | 1995-10-31 | 1995-10-31 | 高耐力、高延性鋳鉄及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3823347B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3964675B2 (ja) | 1999-06-08 | 2007-08-22 | 旭テック株式会社 | 非オーステンパー処理球状黒鉛鋳鉄 |
| KR100614938B1 (ko) * | 1999-12-29 | 2006-08-25 | (주)씨제이이엔지 | 저열팽창 주철재와 그 제조방법 |
| CN107475604A (zh) * | 2017-09-19 | 2017-12-15 | 湘潭华进科技股份有限公司 | 一种高铁钢背材料及其制备方法 |
| CN111304524A (zh) * | 2020-04-10 | 2020-06-19 | 江西省萍乡市方圆实业有限公司 | 一种高铁闸片钢背及其制备方法 |
-
1995
- 1995-10-31 JP JP28272495A patent/JP3823347B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09125189A (ja) | 1997-05-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN105378132B (zh) | 高碳热轧钢板及其制造方法 | |
| JP5099865B2 (ja) | マルエージ鋼の鋼製品の製造方法、及びこの製造方法により得られる鋼製品 | |
| CN113366137A (zh) | 高碳热轧钢板及其制造方法 | |
| JP3460659B2 (ja) | 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法 | |
| JP6569845B1 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3738004B2 (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
| JP3468048B2 (ja) | 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3291068B2 (ja) | 球状化焼鈍特性の優れた軸受用鋼材の製造方法 | |
| JP3823347B2 (ja) | 高耐力、高延性鋳鉄及びその製造方法 | |
| CN113366136B (zh) | 高碳热轧钢板和其制造方法 | |
| JP2588421B2 (ja) | 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法 | |
| JPH0813079A (ja) | 球状黒鉛鋳鉄とその製造方法 | |
| JPS58107416A (ja) | 機械構造用鋼線棒鋼の直接軟化処理方法 | |
| JP2775049B2 (ja) | 球状黒鉛鋳鉄の製造法 | |
| JP3241748B2 (ja) | 加工性と焼入れ性に優れた鋼材及びその製造方法 | |
| JP2000144311A (ja) | 高炭素薄鋼板 | |
| JPH07216497A (ja) | 高疲労強度の薄鋼板または薄鋼板部品およびその製造方法 | |
| JPH09125190A (ja) | 高耐力、高延性球状黒鉛鋳鉄 | |
| EP4261313A1 (en) | High-strength wire rod for cold heading, having excellent heat treatment characteristics and hydrogen delayed fracture characteristics, heat treatment component, and manufacturing methods therefor | |
| JPS62112753A (ja) | 高強度鋳鋼製品の製造方法 | |
| JPH07258743A (ja) | 加工性に優れた中炭素鋼板の製造方法 | |
| JPH10147816A (ja) | 成形性に優れた高炭素熱延鋼板および高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2017210656A (ja) | 浸炭用鋼の製造方法 | |
| JPH08232040A (ja) | 高靱性球状黒鉛鋳鉄およびその製造方法 | |
| JPH05112817A (ja) | Ａｄｉ部品の熱処理方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040616 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060606 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060619 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090707 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100707 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100707 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110707 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110707 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120707 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120707 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130707 Year of fee payment: 7 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |