JP3954751B2 - 鍛造性と被削性に優れる鋼 - Google Patents
鍛造性と被削性に優れる鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3954751B2 JP3954751B2 JP09573399A JP9573399A JP3954751B2 JP 3954751 B2 JP3954751 B2 JP 3954751B2 JP 09573399 A JP09573399 A JP 09573399A JP 9573399 A JP9573399 A JP 9573399A JP 3954751 B2 JP3954751 B2 JP 3954751B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- machinability
- steel
- mns
- forging
- effect
- 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 Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車や一般機械などに用いられる鋼に関するものであり、特に鍛造性とその後の機械的性質および被削性に優れた鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年鋼の高強度化が進む反面、加工性が低下するため、切削能率の低下させない鋼に対するニーズが高まっている。被削性を向上させるために被削性向上元素を添加するのが有効であることが知られているが、それら被削性向上元素は高温延性を低下させたり、圧延や鍛造による異方性を大きくするので、鍛造時や加工後の部品に割れを生じ易くする。たとえばＰｂ、Ｂｉは被削性を向上し、鍛造への影響も比較的少ないとされているが、高温延性を低減することが知られている。このことは鋳造時や熱間鍛造時に割れの原因となり易い。またＰに関しても被削性を向上させることが知られているが、鋼の融点を下げるために鋳造時に割れを生じ易すく、添加量に限界がある。また被削性向上効果にもＰｂ、Ｂｉ等と比較すると小さい。ＳはＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳ寸法はＰｂ等の粒子に比べて大きく、応力集中元となり易い。特に鍛造や圧延によりＭｎＳは伸延すると異方性を生じ、特定の方向に極端に弱くなる。また設計上もその様な異方性を考慮する必要が生じる。したがってこのような快削元素の異方性を最低限にする技術が必要になる。Ｔｅを添加すれば異方性が解消されることが主張されているが（特開昭５５−４１９４３号公報）、Ｔｅは鋳造時および圧延、鍛造時に割れを生じ易い。
【０００３】
そこでこのような熱間延性と被削性を両立した鋼は、これまでに存在していないのが実状であって、さらなる技術革新が必要である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記実状に対応するため、熱間延性、加工後の異方性および被削性の良好な鋼を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
被削性を向上させるためには快削元素Ｓの添加が有効である。一般に鋼は圧延や鍛造により加工が加わるが、その際の塑性流動により、ＭｎＳが変形し、機械的性質に異方性を生じる。鍛造時にはその異方性に起因する割れが実質の鍛造限界を示す。したがって鍛造性を向上させるには介在物の形状を極力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効である。また、たとえ介在物が塑性流動によって長く伸延しても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響は小さくできる。そのため、被削性を向上させるＭｎＳを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることが望ましい。
【０００６】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下に示すとおりである。
【０００７】
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ ：０．００３〜０．２％、
Ｓ ：０．００３〜０．５％
を含有し、さらに、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％、
のうち１種または２種を含有するとともに、
Ａｌ≦０．０１％、
ｔｏｔａｌ−Ｏ≦０．０２％、
ｔｏｔａｌ−Ｎ≦０．０２％
に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【０００８】
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ ：０．００３〜０．２％、
Ｓ ：０．００３〜０．５％
を含有し、さらに、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％、
のうち１種または２種を含有するとともに、
Ａｌ≦０．０１％、
ｔｏｔａｌ−Ｏ≦０．０２％、
ｔｏｔａｌ−Ｎ≦０．０２％
に制限し、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【０００９】
（３） 上記（１）または上記（２）に記載の鋼が、さらに、質量％で、
Ｖ ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【００１０】
（４） 上記（１）乃至上記（３）のいずれかに記載の鋼が、さらに、質量％で、
Ｂｉ：０．０５〜０．５％、
Ｐｂ：０．０１〜０．５％
のうち１種または２種を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
（５） 上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の鋼が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
のうち１種または２種を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明の鋼成分の限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、十分な強度を得るために０．１〜０．８５％とした。０．１％未満では十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、０．８５％を超えると過共析に近くなり、硬質の炭化物を多く析出するので被削性を著しく低下させる。
【００１３】
Ｓｉは脱酸元素として添加されるが、フェライトの強化や焼戻し軟化抵抗を付与するために添加する。本発明においては脱酸元素としても必要である。０．０１％未満ではその効果は認められず、１．５％を超えると脆化し、高温での変形抵抗も増加するのでこれを上限とした。
【００１４】
Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要であるとともに、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要である。その下限値は０．０５％で、それ未満であるとＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下するとともに、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和するので、２．０％を上限とした。
【００１５】
Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性や鋳造特性が低下するので、その上限を０．２％にしなければならない。一方、被削性に効果がある元素で下限値を０．００３％とした。
【００１６】
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは被削性を向上させるが、伸延したＭｎＳは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。異方性の程度と要求される被削性によって調整されるべきであるが、同時に熱間および冷間鍛造における割れの原因となり易いので、その上限値を０．５％とした。下限は現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇しない限界である０．００３％とした。
【００１７】
次に、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅについての限定理由を説明する。
【００１８】
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＺｒＯ2と考えられＺｒＯ2がＭｎＳの析出核となるので、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる。またＺｒはＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．０１％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＺｒＯ2やＺｒＳなどを大量に生成し、かえって被削性や衝撃値や疲労特性などの機械的性質を低下させる。したがって成分範囲を０．０００３〜０．０１％と規定した。
【００１９】
Ｃａは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００２〜０．００５％と規定した。
【００２０】
Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲を０．０００３〜０．００５％と規定した。
【００２１】
Ｔｅは被削性向上元素である。またＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させてＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は０．０００３％未満では認められず、０．００５％を超えると効果が飽和するとともに高温延性を低下させ、鍛造時の割れの原因となり易い。
【００２２】
Ｚｒ、Ｃａは酸化物、硫化物、窒化物などさまざまな介在物を生成する。そのような場合、単一元素の多量添加より、複合添加することでより効果的に硫化物の析出核および変形能低減を達成でき、硫化物の球状化を促進できる。すなわちＺｒ、Ｔｅ、Ｍｇは、これらの１種または２種以上を複合させることでそれぞれ最小限の添加量で大きな効果を得ることができる。
【００２３】
Ａｌは脱酸元素で鋼中ではＡｌ2Ｏ3を形成する。Ａｌ2Ｏ3は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進させる。またＡｌを添加するとＯが少なくなり、ＺｒＯ2が生成しにくい。また微細なＺｒＯ2のを均一分散させるためにもＡｌを添加しない方が良い。この影響はＺｒの添加量や歩留まり、そしてＭｎＳの分布や形状に大きく影響し、本発明では硬質Ａｌ2Ｏ3の抑制とＺｒＯ2を微細均一分散させるために０．０１％以下に制限した。このことでＺｒの添加量を大きく低減でき、Ｚｒ添加の析出核としての効果とＭｎＳとの複合化効果を大きくすることができる。
【００２４】
Ｏはｆｒｅｅで存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因となる。またＳｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇなどと結合すると硬質酸化物を生成するため、制限が必要である。本鋼ではＺｒ、Ｃａ、Ｍｇの微細分散効果が無くなる０．０２％を上限として制限した。
【００２５】
Ｎは固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においては動的ひずみ時効によって刃先近傍で硬化し、工具の寿命を低下させる。またＴｉ、Ａｌ、Ｖなどの窒化物として存在する場合もオーステナイト粒の成長を抑制するので制限が必要である。特に高温域ではＴｉＮやＺｒＮを生成する。また窒化物を生成しない場合でも鋳造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。本発明ではその弊害が顕著になる０．０２％を上限とした。
【００２６】
次に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｂのうちの１種または２種以上を含有させることの限定理由を説明する。
【００２７】
Ｃｒは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。そのため高強度化が必要な鋼には添加される。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加するとCr炭化物を生成し脆化させるため、２．０％を上限とした。
【００２８】
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。
【００２９】
Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である。０．０５％未満ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和しているので、０．０５〜１．０％を添加範囲とした。
【００３０】
Ｂは固溶している場合は粒界強化や焼入れ性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出するので被削性に効果がある。これらの効果は０．０００５％未満では顕著でなく、０．００５％を超えて添加してもその効果が飽和し、BNが多く析出しすぎるとかえって鋼の機械的性質を損なう。そこで０．０００５〜０．００５％を範囲とした。
【００３１】
次に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を含有させることの限定理由を説明する。
【００３２】
Ｖは炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．０５％以下では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００３３】
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．００５％以下では高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００３４】
Ｔｉも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで被削性を向上させることが可能である。０．００５％以下ではその効果が認められず、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和する。またＴｉは高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限を０．１％とした。
【００３５】
ＢｉおよびＰｂは被削性向上に効果のある元素である。その効果は０．０５％以下では認められず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造特性が低下して疵の原因となり易い。したがって、Ｂｉ０．０５〜０．５％、Ｐｂ０．０５〜０．５％の範囲とし、これらの１種または２種を含有させることとした。
【００３６】
【実施例】
本発明の効果を実施例によって説明する。
【００３７】
表１に示す供試材は２ｔ真空溶解炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６０ｍｍに圧延した。圧延後、熱間加工性評価用熱間据え込み試験片、冷間加工評価用冷間据え込み試験片を切り出して据え込み試験を行った。また一部は熱処理として１２００℃に加熱後、放冷して切削試験に供した。
【００３８】
ここで鋼中Ｚｒの分析方法であるが、ＪＩＳ Ｇ １２３７−１９９７付属書３と同様の方法でサンプルを処理した後ＩＣＰによって測定した。ただし本発明での実施例の測定に供したサンプルは２ｇ／鋼種で、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚｒに適するように設定して測定した。
【００３９】
【表１】
【００４０】
図１は据え込み試験片の切り出し方向で、切り出し位置１に示すように、鋼中ＭｎＳ２が長手方向になるように熱間据え込み試験片３およびノッチ５を形成した冷間据え込み試験片４を切り出した。据え込み試験では図２に示すように荷重６で負荷をかけて試験片が変形後の試験片７のように変形すると外周部に周方向に引張応力が生じる。その際、多くの場合、鋼中のＭｎＳが破壊源となり割れ８を生じる場合が多い。このように切り出した試験片の据え込み試験により、鍛造時の加工性を評価できる。
【００４１】
図３に示すように、熱間における据え込み試験片はφ２０ｍｍ×３０ｍｍで熱電対を取り付けてあり、高周波により１０００℃まで加熱し、荷重６により負荷をかけて３ｓ以内に据え込み鍛造を行った。試験片は、変形前９から変形後１０のように変形する。さまざまなひずみで鍛造し、割れの発生するひずみを限界ひずみとして測定した。ここでひずみとは式（１）で定義される、いわゆる公称ひずみである。
【００４２】
ε＝（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0 式（１）
【００４３】
ここでε：ひずみ、Ｈ0：変形前の試験片高さ、Ｈ：変形後の試験片高さで図３に示した。
【００４４】
また冷間加工性を評価するために冷間据え込み試験を行った。図１のように切り出した素材を８５０℃から焼き入れた後、７００℃で１２ｈｒの球状化焼鈍した。その後、機械加工で２ｍｍのノッチ付きφ７ｍｍ×１４ｍｍ冷間据え込み試験片を作成した。ひずみの定義は式（１）と同様である。
【００４５】
さらに被削性評価はドリル穿孔試験で行い、表２にその切削条件を示す。累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）で被削性を評価した。
【００４６】
【表２】
【００４７】
表１に加工性を評価した実施例を示す。表１実施例１〜２２はＳ４５Ｃをベースとした鋼でＳ量を変化させ、Ｚｒ、Ｔｅのいずれかが添加されている。その比較例として実施例２３〜２７はＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇのいずれも添加していない鋼である。表１中には熱間鍛造における限界ひずみ、冷間鍛造における限界ひずみおよび被削性ＶＬ１０００を示した。熱間鍛造における限界ひずみに関しては図４に図示した。これらの比較の結果、Ｓ添加量が多くなると限界ひずみが小さくなるが、その減少量はＺｒ、Ｔｅのいずれかが添加されている場合は小さく、添加しない場合は大きく減少した。この傾向は冷間鍛造における限界ひずみでも同様であった。
【００４８】
次に表３は、Ｚｒ、Ｔｅの添加量を変化させた場合の限界ひずみと工具寿命ＶＬ１０００の関係を示す。また、表３の実施例および該実施例とＳ量がほぼ同程度の表１の実施例に関して、図５にＺｒおよびＴｅを変化させた場合の限界ひずみ、工具寿命ＶＬ１０００、硫化物アスペクト比および硫化物の単位面積当たりの個数を示す。ＺｒとＴｅを複合して添加した場合、横軸をＺｒ＋Ｔｅの値で整理した。図５と同様の実施例に関して、図６にはＣａおよびＭｇの添加量を変化させた場合の限界ひずみ、工具寿命ＶＬ１０００、硫化物アスペクト比および硫化物の単位面積当たりの個数を示す。ＺｒまたはＴｅと複合させた場合にはそのＣａまたはＭｇ量で整理した。また実施例４１はＡｌを規定より多く添加し、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇを添加しなかった比較例である。この結果によるとＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇを添加しない場合、限界ひずみが小さい。また規定を超えて添加した場合には限界ひずみまたは工具寿命ＶＬ１０００のいずれかが低下する。硫化物が球状化するにもかかわらず、限界ひずみが低下する傾向にあるのはＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、ＭｇがＭｎＳの析出物やＭｎＳとの複合硫化物とならず、窒化物や単独の硫化物を形成するためと考えられている。またＡｌを添加した場合には限界ひずみだけでなく、工具寿命ＶＬ１０００が他に比べて極端に低い。
【００４９】
なお、図４〜６において、図中の添字は、実施例Ｎｏ．を示し、図中の印の表示は、共通している。
【００５０】
【表３】
【００５１】
表４に他の元素への影響を検討した実施例を示す。その製造方法と熱間加工性および被削性評価方法は表１に示す実施例と同様である。実施例４２〜７８はさまざまな合金元素を添加した場合の熱間限界ひずみと被削性を示した。比較例は被削性の差は小さくとも熱間限界ひずみの点で大きく劣った。また実施例７０〜７５に示すような基本的な強度をＣ量によって変化させた場合にも発明例は比較例より優れる。このように本発明は構造用鋼の範囲に広範に適用することができる。実施例７６〜７８はそれぞれｔｏｔａｌ−Ｏ量とｔｏｔａｌ−Ｎ量を発明の範囲外にした比較例である。これらはたとえＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ等を規定内に調整してもｔｏｔａｌ−Ｏ量とｔｏｔａｌ−Ｎ量が異なると熱間限界ひずみと被削性の両面で劣った。このように本発明に含まれる実施例は同一のＳ量で比較した場合、良好な加工性と被削性を両立していることがわかる。
【００５２】
【表４】
【００５３】
【発明の効果】
本発明は熱間加工性、機械的性質、被削性を兼ね備えた鋼を供することができる。特に本発明の技術は熱処理やミクロ組織などの影響を大きく受けず、硫化物の形状制御を基本としているので、広範な鋼に適用できる。また加工に関しても熱間鍛造だけでなく、冷間鍛造に対しても有効で、鍛造加工性、機械的性質、被削性を必要とする広範囲な鋼に対して有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鍛造加工性（熱間、冷間）評価用試験片切り出し位置と試験片形状を説明するための図である。
【図２】据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。
【図３】鍛造加工性評価(据え込み試験)時のひずみの定義を説明する図である。
【図４】表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図５】表３の実施例に関して熱間鍛造限界ひずみと工具寿命ＶＬ１０００へのＺｒおよびＴｅの影響を示す図である。
【図６】表３の実施例に関して熱間鍛造限界ひずみと工具寿命ＶＬ１０００へのＣａおよびＭｇの影響を示す図である。
【符号の説明】
１ 切り出し位置
２ ＭｎＳ
３ 熱間据え込み試験片
４ 冷間据え込み試験片
５ ノッチ
６ 荷重
７ 変形後の試験片
８ 割れ
９ 変形前
１０ 変形後
Ｈ0 変形前の試験片高さ
Ｈ 変形後の試験片高さ
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車や一般機械などに用いられる鋼に関するものであり、特に鍛造性とその後の機械的性質および被削性に優れた鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年鋼の高強度化が進む反面、加工性が低下するため、切削能率の低下させない鋼に対するニーズが高まっている。被削性を向上させるために被削性向上元素を添加するのが有効であることが知られているが、それら被削性向上元素は高温延性を低下させたり、圧延や鍛造による異方性を大きくするので、鍛造時や加工後の部品に割れを生じ易くする。たとえばＰｂ、Ｂｉは被削性を向上し、鍛造への影響も比較的少ないとされているが、高温延性を低減することが知られている。このことは鋳造時や熱間鍛造時に割れの原因となり易い。またＰに関しても被削性を向上させることが知られているが、鋼の融点を下げるために鋳造時に割れを生じ易すく、添加量に限界がある。また被削性向上効果にもＰｂ、Ｂｉ等と比較すると小さい。ＳはＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳ寸法はＰｂ等の粒子に比べて大きく、応力集中元となり易い。特に鍛造や圧延によりＭｎＳは伸延すると異方性を生じ、特定の方向に極端に弱くなる。また設計上もその様な異方性を考慮する必要が生じる。したがってこのような快削元素の異方性を最低限にする技術が必要になる。Ｔｅを添加すれば異方性が解消されることが主張されているが（特開昭５５−４１９４３号公報）、Ｔｅは鋳造時および圧延、鍛造時に割れを生じ易い。
【０００３】
そこでこのような熱間延性と被削性を両立した鋼は、これまでに存在していないのが実状であって、さらなる技術革新が必要である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記実状に対応するため、熱間延性、加工後の異方性および被削性の良好な鋼を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
被削性を向上させるためには快削元素Ｓの添加が有効である。一般に鋼は圧延や鍛造により加工が加わるが、その際の塑性流動により、ＭｎＳが変形し、機械的性質に異方性を生じる。鍛造時にはその異方性に起因する割れが実質の鍛造限界を示す。したがって鍛造性を向上させるには介在物の形状を極力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効である。また、たとえ介在物が塑性流動によって長く伸延しても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響は小さくできる。そのため、被削性を向上させるＭｎＳを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることが望ましい。
【０００６】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下に示すとおりである。
【０００７】
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ ：０．００３〜０．２％、
Ｓ ：０．００３〜０．５％
を含有し、さらに、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％、
のうち１種または２種を含有するとともに、
Ａｌ≦０．０１％、
ｔｏｔａｌ−Ｏ≦０．０２％、
ｔｏｔａｌ−Ｎ≦０．０２％
に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【０００８】
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ ：０．００３〜０．２％、
Ｓ ：０．００３〜０．５％
を含有し、さらに、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％、
のうち１種または２種を含有するとともに、
Ａｌ≦０．０１％、
ｔｏｔａｌ−Ｏ≦０．０２％、
ｔｏｔａｌ−Ｎ≦０．０２％
に制限し、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【０００９】
（３） 上記（１）または上記（２）に記載の鋼が、さらに、質量％で、
Ｖ ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【００１０】
（４） 上記（１）乃至上記（３）のいずれかに記載の鋼が、さらに、質量％で、
Ｂｉ：０．０５〜０．５％、
Ｐｂ：０．０１〜０．５％
のうち１種または２種を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
（５） 上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の鋼が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
のうち１種または２種を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明の鋼成分の限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、十分な強度を得るために０．１〜０．８５％とした。０．１％未満では十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、０．８５％を超えると過共析に近くなり、硬質の炭化物を多く析出するので被削性を著しく低下させる。
【００１３】
Ｓｉは脱酸元素として添加されるが、フェライトの強化や焼戻し軟化抵抗を付与するために添加する。本発明においては脱酸元素としても必要である。０．０１％未満ではその効果は認められず、１．５％を超えると脆化し、高温での変形抵抗も増加するのでこれを上限とした。
【００１４】
Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要であるとともに、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要である。その下限値は０．０５％で、それ未満であるとＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下するとともに、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和するので、２．０％を上限とした。
【００１５】
Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性や鋳造特性が低下するので、その上限を０．２％にしなければならない。一方、被削性に効果がある元素で下限値を０．００３％とした。
【００１６】
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは被削性を向上させるが、伸延したＭｎＳは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。異方性の程度と要求される被削性によって調整されるべきであるが、同時に熱間および冷間鍛造における割れの原因となり易いので、その上限値を０．５％とした。下限は現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇しない限界である０．００３％とした。
【００１７】
次に、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅについての限定理由を説明する。
【００１８】
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＺｒＯ2と考えられＺｒＯ2がＭｎＳの析出核となるので、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる。またＺｒはＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．０１％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＺｒＯ2やＺｒＳなどを大量に生成し、かえって被削性や衝撃値や疲労特性などの機械的性質を低下させる。したがって成分範囲を０．０００３〜０．０１％と規定した。
【００１９】
Ｃａは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００２〜０．００５％と規定した。
【００２０】
Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲を０．０００３〜０．００５％と規定した。
【００２１】
Ｔｅは被削性向上元素である。またＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させてＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は０．０００３％未満では認められず、０．００５％を超えると効果が飽和するとともに高温延性を低下させ、鍛造時の割れの原因となり易い。
【００２２】
Ｚｒ、Ｃａは酸化物、硫化物、窒化物などさまざまな介在物を生成する。そのような場合、単一元素の多量添加より、複合添加することでより効果的に硫化物の析出核および変形能低減を達成でき、硫化物の球状化を促進できる。すなわちＺｒ、Ｔｅ、Ｍｇは、これらの１種または２種以上を複合させることでそれぞれ最小限の添加量で大きな効果を得ることができる。
【００２３】
Ａｌは脱酸元素で鋼中ではＡｌ2Ｏ3を形成する。Ａｌ2Ｏ3は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進させる。またＡｌを添加するとＯが少なくなり、ＺｒＯ2が生成しにくい。また微細なＺｒＯ2のを均一分散させるためにもＡｌを添加しない方が良い。この影響はＺｒの添加量や歩留まり、そしてＭｎＳの分布や形状に大きく影響し、本発明では硬質Ａｌ2Ｏ3の抑制とＺｒＯ2を微細均一分散させるために０．０１％以下に制限した。このことでＺｒの添加量を大きく低減でき、Ｚｒ添加の析出核としての効果とＭｎＳとの複合化効果を大きくすることができる。
【００２４】
Ｏはｆｒｅｅで存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因となる。またＳｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇなどと結合すると硬質酸化物を生成するため、制限が必要である。本鋼ではＺｒ、Ｃａ、Ｍｇの微細分散効果が無くなる０．０２％を上限として制限した。
【００２５】
Ｎは固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においては動的ひずみ時効によって刃先近傍で硬化し、工具の寿命を低下させる。またＴｉ、Ａｌ、Ｖなどの窒化物として存在する場合もオーステナイト粒の成長を抑制するので制限が必要である。特に高温域ではＴｉＮやＺｒＮを生成する。また窒化物を生成しない場合でも鋳造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。本発明ではその弊害が顕著になる０．０２％を上限とした。
【００２６】
次に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｂのうちの１種または２種以上を含有させることの限定理由を説明する。
【００２７】
Ｃｒは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。そのため高強度化が必要な鋼には添加される。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加するとCr炭化物を生成し脆化させるため、２．０％を上限とした。
【００２８】
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。
【００２９】
Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である。０．０５％未満ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和しているので、０．０５〜１．０％を添加範囲とした。
【００３０】
Ｂは固溶している場合は粒界強化や焼入れ性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出するので被削性に効果がある。これらの効果は０．０００５％未満では顕著でなく、０．００５％を超えて添加してもその効果が飽和し、BNが多く析出しすぎるとかえって鋼の機械的性質を損なう。そこで０．０００５〜０．００５％を範囲とした。
【００３１】
次に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を含有させることの限定理由を説明する。
【００３２】
Ｖは炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．０５％以下では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００３３】
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる。０．００５％以下では高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００３４】
Ｔｉも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで被削性を向上させることが可能である。０．００５％以下ではその効果が認められず、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和する。またＴｉは高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限を０．１％とした。
【００３５】
ＢｉおよびＰｂは被削性向上に効果のある元素である。その効果は０．０５％以下では認められず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造特性が低下して疵の原因となり易い。したがって、Ｂｉ０．０５〜０．５％、Ｐｂ０．０５〜０．５％の範囲とし、これらの１種または２種を含有させることとした。
【００３６】
【実施例】
本発明の効果を実施例によって説明する。
【００３７】
表１に示す供試材は２ｔ真空溶解炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６０ｍｍに圧延した。圧延後、熱間加工性評価用熱間据え込み試験片、冷間加工評価用冷間据え込み試験片を切り出して据え込み試験を行った。また一部は熱処理として１２００℃に加熱後、放冷して切削試験に供した。
【００３８】
ここで鋼中Ｚｒの分析方法であるが、ＪＩＳ Ｇ １２３７−１９９７付属書３と同様の方法でサンプルを処理した後ＩＣＰによって測定した。ただし本発明での実施例の測定に供したサンプルは２ｇ／鋼種で、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚｒに適するように設定して測定した。
【００３９】
【表１】
図１は据え込み試験片の切り出し方向で、切り出し位置１に示すように、鋼中ＭｎＳ２が長手方向になるように熱間据え込み試験片３およびノッチ５を形成した冷間据え込み試験片４を切り出した。据え込み試験では図２に示すように荷重６で負荷をかけて試験片が変形後の試験片７のように変形すると外周部に周方向に引張応力が生じる。その際、多くの場合、鋼中のＭｎＳが破壊源となり割れ８を生じる場合が多い。このように切り出した試験片の据え込み試験により、鍛造時の加工性を評価できる。
【００４１】
図３に示すように、熱間における据え込み試験片はφ２０ｍｍ×３０ｍｍで熱電対を取り付けてあり、高周波により１０００℃まで加熱し、荷重６により負荷をかけて３ｓ以内に据え込み鍛造を行った。試験片は、変形前９から変形後１０のように変形する。さまざまなひずみで鍛造し、割れの発生するひずみを限界ひずみとして測定した。ここでひずみとは式（１）で定義される、いわゆる公称ひずみである。
【００４２】
ε＝（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0 式（１）
【００４３】
ここでε：ひずみ、Ｈ0：変形前の試験片高さ、Ｈ：変形後の試験片高さで図３に示した。
【００４４】
また冷間加工性を評価するために冷間据え込み試験を行った。図１のように切り出した素材を８５０℃から焼き入れた後、７００℃で１２ｈｒの球状化焼鈍した。その後、機械加工で２ｍｍのノッチ付きφ７ｍｍ×１４ｍｍ冷間据え込み試験片を作成した。ひずみの定義は式（１）と同様である。
【００４５】
さらに被削性評価はドリル穿孔試験で行い、表２にその切削条件を示す。累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）で被削性を評価した。
【００４６】
【表２】
表１に加工性を評価した実施例を示す。表１実施例１〜２２はＳ４５Ｃをベースとした鋼でＳ量を変化させ、Ｚｒ、Ｔｅのいずれかが添加されている。その比較例として実施例２３〜２７はＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇのいずれも添加していない鋼である。表１中には熱間鍛造における限界ひずみ、冷間鍛造における限界ひずみおよび被削性ＶＬ１０００を示した。熱間鍛造における限界ひずみに関しては図４に図示した。これらの比較の結果、Ｓ添加量が多くなると限界ひずみが小さくなるが、その減少量はＺｒ、Ｔｅのいずれかが添加されている場合は小さく、添加しない場合は大きく減少した。この傾向は冷間鍛造における限界ひずみでも同様であった。
【００４８】
次に表３は、Ｚｒ、Ｔｅの添加量を変化させた場合の限界ひずみと工具寿命ＶＬ１０００の関係を示す。また、表３の実施例および該実施例とＳ量がほぼ同程度の表１の実施例に関して、図５にＺｒおよびＴｅを変化させた場合の限界ひずみ、工具寿命ＶＬ１０００、硫化物アスペクト比および硫化物の単位面積当たりの個数を示す。ＺｒとＴｅを複合して添加した場合、横軸をＺｒ＋Ｔｅの値で整理した。図５と同様の実施例に関して、図６にはＣａおよびＭｇの添加量を変化させた場合の限界ひずみ、工具寿命ＶＬ１０００、硫化物アスペクト比および硫化物の単位面積当たりの個数を示す。ＺｒまたはＴｅと複合させた場合にはそのＣａまたはＭｇ量で整理した。また実施例４１はＡｌを規定より多く添加し、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇを添加しなかった比較例である。この結果によるとＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇを添加しない場合、限界ひずみが小さい。また規定を超えて添加した場合には限界ひずみまたは工具寿命ＶＬ１０００のいずれかが低下する。硫化物が球状化するにもかかわらず、限界ひずみが低下する傾向にあるのはＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、ＭｇがＭｎＳの析出物やＭｎＳとの複合硫化物とならず、窒化物や単独の硫化物を形成するためと考えられている。またＡｌを添加した場合には限界ひずみだけでなく、工具寿命ＶＬ１０００が他に比べて極端に低い。
【００４９】
なお、図４〜６において、図中の添字は、実施例Ｎｏ．を示し、図中の印の表示は、共通している。
【００５０】
【表３】
表４に他の元素への影響を検討した実施例を示す。その製造方法と熱間加工性および被削性評価方法は表１に示す実施例と同様である。実施例４２〜７８はさまざまな合金元素を添加した場合の熱間限界ひずみと被削性を示した。比較例は被削性の差は小さくとも熱間限界ひずみの点で大きく劣った。また実施例７０〜７５に示すような基本的な強度をＣ量によって変化させた場合にも発明例は比較例より優れる。このように本発明は構造用鋼の範囲に広範に適用することができる。実施例７６〜７８はそれぞれｔｏｔａｌ−Ｏ量とｔｏｔａｌ−Ｎ量を発明の範囲外にした比較例である。これらはたとえＺｒ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ等を規定内に調整してもｔｏｔａｌ−Ｏ量とｔｏｔａｌ−Ｎ量が異なると熱間限界ひずみと被削性の両面で劣った。このように本発明に含まれる実施例は同一のＳ量で比較した場合、良好な加工性と被削性を両立していることがわかる。
【００５２】
【表４】
【発明の効果】
本発明は熱間加工性、機械的性質、被削性を兼ね備えた鋼を供することができる。特に本発明の技術は熱処理やミクロ組織などの影響を大きく受けず、硫化物の形状制御を基本としているので、広範な鋼に適用できる。また加工に関しても熱間鍛造だけでなく、冷間鍛造に対しても有効で、鍛造加工性、機械的性質、被削性を必要とする広範囲な鋼に対して有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鍛造加工性（熱間、冷間）評価用試験片切り出し位置と試験片形状を説明するための図である。
【図２】据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。
【図３】鍛造加工性評価(据え込み試験)時のひずみの定義を説明する図である。
【図４】表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図５】表３の実施例に関して熱間鍛造限界ひずみと工具寿命ＶＬ１０００へのＺｒおよびＴｅの影響を示す図である。
【図６】表３の実施例に関して熱間鍛造限界ひずみと工具寿命ＶＬ１０００へのＣａおよびＭｇの影響を示す図である。
【符号の説明】
１ 切り出し位置
２ ＭｎＳ
３ 熱間据え込み試験片
４ 冷間据え込み試験片
５ ノッチ
６ 荷重
７ 変形後の試験片
８ 割れ
９ 変形前
１０ 変形後
Ｈ0 変形前の試験片高さ
Ｈ 変形後の試験片高さ
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ ：０．００３〜０．２％、
Ｓ ：０．００３〜０．５％
を含有し、さらに、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％、
のうち１種または２種を含有するとともに、
Ａｌ≦０．０１％、
ｔｏｔａｌ−Ｏ≦０．０２％、
ｔｏｔａｌ−Ｎ≦０．０２％
に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。 - 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｐ ：０．００３〜０．２％、
Ｓ ：０．００３〜０．５％
を含有し、さらに、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％、
のうち１種または２種を含有するとともに、
Ａｌ≦０．０１％、
ｔｏｔａｌ−Ｏ≦０．０２％、
ｔｏｔａｌ−Ｎ≦０．０２％
に制限し、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。 - 請求項１または請求項２に記載の鋼が、さらに、質量％で、
Ｖ ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。 - 請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の鋼が、さらに、質量％で、
Ｂｉ：０．０５〜０．５％、
Ｐｂ：０．０１〜０．５％
のうち１種または２種を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。 - 請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の鋼が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
のうち１種または２種を含むことを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09573399A JP3954751B2 (ja) | 1999-04-02 | 1999-04-02 | 鍛造性と被削性に優れる鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09573399A JP3954751B2 (ja) | 1999-04-02 | 1999-04-02 | 鍛造性と被削性に優れる鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000282169A JP2000282169A (ja) | 2000-10-10 |
| JP3954751B2 true JP3954751B2 (ja) | 2007-08-08 |
Family
ID=14145688
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09573399A Expired - Fee Related JP3954751B2 (ja) | 1999-04-02 | 1999-04-02 | 鍛造性と被削性に優れる鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3954751B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7195736B1 (en) | 2000-02-10 | 2007-03-27 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Lead-free steel for machine structural use with excellent machinability and low strength anisotropy |
| JP3524479B2 (ja) * | 2000-08-31 | 2004-05-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 機械的特性に優れた機械構造用快削鋼 |
| JP4768117B2 (ja) * | 2000-12-21 | 2011-09-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 被削性および冷間加工性に優れた鋼、および機械部品 |
| CN1169992C (zh) | 2001-11-15 | 2004-10-06 | 住友金属工业株式会社 | 机械结构用钢 |
| EP1471159B1 (en) * | 2002-01-29 | 2009-01-14 | Tanaka Seimitsu Kogyo Co., Ltd. | Bainite type non-refined steel for nitriding and nitrided product |
| JP3929035B2 (ja) * | 2002-07-03 | 2007-06-13 | 三菱製鋼株式会社 | 硫黄含有快削性機械構造用鋼 |
| JP4250008B2 (ja) * | 2003-03-31 | 2009-04-08 | 新日本製鐵株式会社 | 条鋼用鋼の製造方法 |
| JP2005273000A (ja) * | 2004-02-26 | 2005-10-06 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 被削性に優れた機械構造用鋼 |
| JP4906245B2 (ja) * | 2004-06-08 | 2012-03-28 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 被削性に優れた機械構造用鋼 |
| JP5873405B2 (ja) * | 2012-07-18 | 2016-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS514934B1 (ja) * | 1969-03-26 | 1976-02-16 | ||
| JPS60208414A (ja) * | 1984-03-31 | 1985-10-21 | Kobe Steel Ltd | 直接焼入れ熱間鍛造品の製造方法 |
| JP2926856B2 (ja) * | 1990-03-30 | 1999-07-28 | 住友金属工業株式会社 | 高温延性の優れた非調質快削鋼 |
| JPH04187742A (ja) * | 1990-11-21 | 1992-07-06 | Nippon Steel Corp | 被削性の優れた機械構造用電気抵抗溶接鋼管 |
| JP3327635B2 (ja) * | 1993-04-23 | 2002-09-24 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労強度に優れた熱間鍛造用非調質鋼材及びその鋼材を用いた非調質熱間鍛造品の製造方法 |
| JP3297500B2 (ja) * | 1993-07-15 | 2002-07-02 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性の優れた高強度棒鋼 |
| JPH09310152A (ja) * | 1996-05-21 | 1997-12-02 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用非調質鋼 |
| JP3489376B2 (ja) * | 1997-02-27 | 2004-01-19 | 住友金属工業株式会社 | 高強度高靱性快削非調質鋼材 |
| JPH10265891A (ja) * | 1997-03-24 | 1998-10-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | フェライト・パーライト型非調質鋼 |
| JP3739958B2 (ja) * | 1999-03-09 | 2006-01-25 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性に優れる鋼とその製造方法 |
-
1999
- 1999-04-02 JP JP09573399A patent/JP3954751B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000282169A (ja) | 2000-10-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4709944B2 (ja) | 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法 | |
| JP6479527B2 (ja) | 酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト | |
| JP6631640B2 (ja) | 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法 | |
| JP4451808B2 (ja) | 疲労特性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼用圧延棒鋼およびその製法 | |
| JP4267234B2 (ja) | 鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材 | |
| JP3954751B2 (ja) | 鍛造性と被削性に優れる鋼 | |
| JP4294237B2 (ja) | 耐食性、靱性および冷間加工性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製品。 | |
| CN109790602B (zh) | 钢 | |
| JP6620490B2 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| JP2017133052A (ja) | 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法 | |
| JP2004238702A (ja) | 耐低サイクル衝撃疲労特性に優れた浸炭部品 | |
| US20050205168A1 (en) | Crankshaft | |
| JP5050515B2 (ja) | クランクシャフト用ｖ含有非調質鋼 | |
| JP3739958B2 (ja) | 被削性に優れる鋼とその製造方法 | |
| WO2018212196A1 (ja) | 鋼及び部品 | |
| JP6265048B2 (ja) | 肌焼鋼 | |
| JP2007107046A (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JP5131770B2 (ja) | 軟窒化用非調質鋼 | |
| JP4302480B2 (ja) | 冷間加工性に優れた高硬度鋼 | |
| JP2007002292A (ja) | 軟窒化用非調質鋼 | |
| JP2018028149A (ja) | 肌焼鋼 | |
| JP2007031747A (ja) | ばね用鋼線材およびその耐疲労性の判定方法 | |
| JP2000319751A (ja) | 鍛造性と被削性に優れる鋼 | |
| JP2022130746A (ja) | 非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼 | |
| JPH11199968A (ja) | 被削性に優れた高強度・低延性非調質鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050823 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051007 |
|
| 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: 20070417 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070427 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100511 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110511 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120511 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130511 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130511 Year of fee payment: 6 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130511 Year of fee payment: 6 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130511 Year of fee payment: 6 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140511 Year of fee payment: 7 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |