JPH0247240A - 中炭素強靭鋼 - Google Patents
中炭素強靭鋼Info
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- JPH0247240A JPH0247240A JP19785488A JP19785488A JPH0247240A JP H0247240 A JPH0247240 A JP H0247240A JP 19785488 A JP19785488 A JP 19785488A JP 19785488 A JP19785488 A JP 19785488A JP H0247240 A JPH0247240 A JP H0247240A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は中炭素強靭鋼にかかわり、さらに詳しくは、高
強度・高靭性を必要とする各種機械構造部品の製造に際
して、調質処理をすることなく。
強度・高靭性を必要とする各種機械構造部品の製造に際
して、調質処理をすることなく。
十分な材質特性、特に強度と靭性を製品に付与すること
を可能にした中炭素強靭鋼に関するものである。
を可能にした中炭素強靭鋼に関するものである。
[従来の技術]
従来、高強度・高靭性を必要とする各種機械構造部品は
、主として中炭素鋼を熱間鍛造によって成形後、調質処
理、即ち、焼入れ焼きもどし処理をして使用されている
。鋼材の調質処理は、その鋼材の強度と靭性との兼ね合
いを最高度に引き出すための手段として、広く活用され
てきた。
、主として中炭素鋼を熱間鍛造によって成形後、調質処
理、即ち、焼入れ焼きもどし処理をして使用されている
。鋼材の調質処理は、その鋼材の強度と靭性との兼ね合
いを最高度に引き出すための手段として、広く活用され
てきた。
しかし、調質処理は多大なる熱エネルギーを要すること
から、製造コスト低減のためには、調質処理を省略する
事ができる鋼材、即ち熱間鍛造のままで調質材以上の強
度と靭性を確保し得るいわゆる熱間鍛造非調質鋼が必要
になってくる。
から、製造コスト低減のためには、調質処理を省略する
事ができる鋼材、即ち熱間鍛造のままで調質材以上の強
度と靭性を確保し得るいわゆる熱間鍛造非調質鋼が必要
になってくる。
一般に、鋼材の靭性を無視して、強度のみ高くすること
は、非調質であっても、比較的容易であるけれども、こ
のような鋼材は、用途が限定され。
は、非調質であっても、比較的容易であるけれども、こ
のような鋼材は、用途が限定され。
従来の調質鋼に代替できるものではない。
これに対して、特開昭56−38448号公報には、S
i、Mn等を多くすることによる地鉄の強化と、Ti、
V、Nbによる析出強化による鋼材の高強度化を図ると
ともに、鋼中のNを0.29XTi%以上と多くして、
窒化物主体の”x t V HNbの析出物を生成させ
ることにより、旧オーステナイト粒径を微細化して、鋼
材の高靭性化を図り、熱間鍛造のままで優れた強度と靭
性の確保を可能にした材料が示されている。
i、Mn等を多くすることによる地鉄の強化と、Ti、
V、Nbによる析出強化による鋼材の高強度化を図ると
ともに、鋼中のNを0.29XTi%以上と多くして、
窒化物主体の”x t V HNbの析出物を生成させ
ることにより、旧オーステナイト粒径を微細化して、鋼
材の高靭性化を図り、熱間鍛造のままで優れた強度と靭
性の確保を可能にした材料が示されている。
しかしながら、この材料を用いてもなおかつ、従来の調
質材以上の強度と靭性の保証には未だ十分ではない。
質材以上の強度と靭性の保証には未だ十分ではない。
一方、特開昭61−117245号公報には、溶接用低
温強靭鋼として、溶接後の冷却過程で、旧オーステナイ
ト粒内に生成する粒内フェライトの活用により組織を実
効的に微細化し、高靭性化を可能とした鋼材が示されて
いる。しかしながら、この鋼材は、非調質において強度
のグレードが最大60kgf/mm”であり、通常75
kgf/mm”以上の強度を必要とする熱間鍛造非調質
鋼としては適用できず。
温強靭鋼として、溶接後の冷却過程で、旧オーステナイ
ト粒内に生成する粒内フェライトの活用により組織を実
効的に微細化し、高靭性化を可能とした鋼材が示されて
いる。しかしながら、この鋼材は、非調質において強度
のグレードが最大60kgf/mm”であり、通常75
kgf/mm”以上の強度を必要とする熱間鍛造非調質
鋼としては適用できず。
また、この鋼材をベースとして、C量の増量等により7
5kgf/mm2級の強度を確保した場合、この鋼材の
基本組成では1粒内フェライトによる実効的な組織の微
細化は実現できず、靭性の向上が図られない。すなわち
、この鋼材の技術思想は、直接的にも間接的にも、熱間
鍛造非調質鋼には適用できない。
5kgf/mm2級の強度を確保した場合、この鋼材の
基本組成では1粒内フェライトによる実効的な組織の微
細化は実現できず、靭性の向上が図られない。すなわち
、この鋼材の技術思想は、直接的にも間接的にも、熱間
鍛造非調質鋼には適用できない。
以上のように、従来のいかなる技術を用いても、調質材
以上の強度と靭性の保証には未だ十分であるとはいえな
いのが現状である。
以上の強度と靭性の保証には未だ十分であるとはいえな
いのが現状である。
[発明が解決しようとする課題]
本発明の目的は、熱間鍛造のままで従来の調質材以上の
強度と靭性の保証を可能にした。中炭素強靭鋼を提供し
ようとするものである。
強度と靭性の保証を可能にした。中炭素強靭鋼を提供し
ようとするものである。
[課題を解決するための手段、および作用]本発明者ら
は、熱間鍛造のままで従来の調質材以上の強度と靭性の
保証を可能にした中炭素強靭鋼を実現するために、鋭意
検討を行った結果、Ti、Zr等の酸化物生成元素を特
定の範囲添加し。
は、熱間鍛造のままで従来の調質材以上の強度と靭性の
保証を可能にした中炭素強靭鋼を実現するために、鋭意
検討を行った結果、Ti、Zr等の酸化物生成元素を特
定の範囲添加し。
かつ、特定の範囲の大きさの酸化物及び酸化物とMnS
の複合体の粒子を特定の範囲の個数含有させ、さらに、
S、V、Nを多量添加することにより、熱間鍛造のまま
で微細な組織を実現することが可能であり、かかる鋼材
を用いれば、熱間鍛造のままで従来の調質材以上の強度
と靭性の保証が可能であるという新規な知見を得て1本
発明をなしたものである。
の複合体の粒子を特定の範囲の個数含有させ、さらに、
S、V、Nを多量添加することにより、熱間鍛造のまま
で微細な組織を実現することが可能であり、かかる鋼材
を用いれば、熱間鍛造のままで従来の調質材以上の強度
と靭性の保証が可能であるという新規な知見を得て1本
発明をなしたものである。
即ち、本発明は以上の知見にもとすいてなされたもので
あって、その要旨とするところは、重量比として、C:
0.10〜0.60%、 Si : 0.01〜3.0
0%、 Mn : 0.20〜3.00%、 S :
0.01〜0.30%。
あって、その要旨とするところは、重量比として、C:
0.10〜0.60%、 Si : 0.01〜3.0
0%、 Mn : 0.20〜3.00%、 S :
0.01〜0.30%。
V : 0.03〜0.30%、 N : 0,005
〜0.060%を含有し。
〜0.060%を含有し。
さらに、T i : 0.001〜0.100%、 Z
r : 0.001〜0.100%、 Hf : 0.
001〜0.200%、 y : o、ooi〜0.1
50%、 La : 0.001〜0.150%、 C
a : 0.0O1”0.150%。
r : 0.001〜0.100%、 Hf : 0.
001〜0.200%、 y : o、ooi〜0.1
50%、 La : 0.001〜0.150%、 C
a : 0.0O1”0.150%。
Ca : 0.0O1〜0.050%、 Mg : 0
.001〜0.010%のうち1種または2種以上を含
有し、かつ、粒子径が0.1〜10.0μmである酸化
物及び酸化物とMnSの複合体の粒子を、]、X103
〜1×10@個/mn+”含有し、A Q : 0.0
05%以下、P:0.03%以下に制限し、残部がFe
及び不可避的不純物からなることを特徴とする中炭素強
靭鋼にある。
.001〜0.010%のうち1種または2種以上を含
有し、かつ、粒子径が0.1〜10.0μmである酸化
物及び酸化物とMnSの複合体の粒子を、]、X103
〜1×10@個/mn+”含有し、A Q : 0.0
05%以下、P:0.03%以下に制限し、残部がFe
及び不可避的不純物からなることを特徴とする中炭素強
靭鋼にある。
又さらに必要に応じて、Cr:3.0%以下、Mo:1
゜0%以下、Ni:3.0%以下、Cu:2.0%以下
、Nb:0.5%以下のうち1種または2種以上を含有
するものである。
゜0%以下、Ni:3.0%以下、Cu:2.0%以下
、Nb:0.5%以下のうち1種または2種以上を含有
するものである。
以下に1本発明の詳細な説明する。
まず、Cは鍛造品の強度を増加させるのに有効な元素で
あるが、 0.10%未満では強度が不足し。
あるが、 0.10%未満では強度が不足し。
また0、60%を超えると、靭性の劣化を招くため、含
有量を0.10〜0.60%とした。
有量を0.10〜0.60%とした。
次にSiは固溶体硬化による強度の増加を図ることを目
的として添加する。この効果は、1.0%超で特に顕著
であり、1.0%超のSi添加が望ましいが、0.01
%〜1.0%でも十分な効果を示し、0゜01%未満で
はその効果は不十分である。一方、3゜00%を超える
とその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招く。以上の
理由から、Siの含有量を0゜01〜3.00%とした
。
的として添加する。この効果は、1.0%超で特に顕著
であり、1.0%超のSi添加が望ましいが、0.01
%〜1.0%でも十分な効果を示し、0゜01%未満で
はその効果は不十分である。一方、3゜00%を超える
とその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招く。以上の
理由から、Siの含有量を0゜01〜3.00%とした
。
また、Mnは焼入れ性の増加によりパーライト分率を増
加させ、鍛造品の強度を増加させるために添加するが、
0.20%未満ではその効果は小さい。
加させ、鍛造品の強度を増加させるために添加するが、
0.20%未満ではその効果は小さい。
また3、00%を超えると、マルテンサイトを含む組織
となり、靭性の劣化を招く。そのために、Mnの範囲を
0.20〜3.00%とした。
となり、靭性の劣化を招く。そのために、Mnの範囲を
0.20〜3.00%とした。
次にS、V、Nは本発明鋼における重要な元素であり、
熱間鍛造のままで組織を微細化させるために、必須元素
として添加する。
熱間鍛造のままで組織を微細化させるために、必須元素
として添加する。
まず、Sは鋼中でMnS及び酸化物とMnSの複合体と
して存在し、組織の微細化に寄与する。この効果は、0
.05%超で特に顕著であり、0.05%超のS添加が
望ましいが、0.01%〜0.05%でも十分な効果を
示し、0.01%未満ではその効果は不十分である。一
方、0.30%を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭
性の劣化及び異方性の増加を招く。
して存在し、組織の微細化に寄与する。この効果は、0
.05%超で特に顕著であり、0.05%超のS添加が
望ましいが、0.01%〜0.05%でも十分な効果を
示し、0.01%未満ではその効果は不十分である。一
方、0.30%を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭
性の劣化及び異方性の増加を招く。
以上の理由から、Sの含有量を0.01〜0.30%と
した。
した。
また、V、NはVNの析出挙動を通じて、組織の微細化
に寄与するが、 V : 0.03%未満、N : 0
.005%未満ではその効果は不十分であり、一方、V
二0.30%超、N : 0.060%超では、その効
果は飽和し、むしろ析出脆化による靭性の劣化を招くの
で、その含有量をV : 0.03〜0.30%、 N
: 0.005〜0.060%とした。
に寄与するが、 V : 0.03%未満、N : 0
.005%未満ではその効果は不十分であり、一方、V
二0.30%超、N : 0.060%超では、その効
果は飽和し、むしろ析出脆化による靭性の劣化を招くの
で、その含有量をV : 0.03〜0.30%、 N
: 0.005〜0.060%とした。
次に本発明鋼においては、Ti、Zr、Hf、Y。
La、Ce、Ca、Mgのうち1種または2種以上を必
須元素として特定の成分範囲で含有させ、かつ特定の範
囲の大きさの酸化物及び酸化物とMnSの複合体の粒子
を特定の範囲の個数含有させる。
須元素として特定の成分範囲で含有させ、かつ特定の範
囲の大きさの酸化物及び酸化物とMnSの複合体の粒子
を特定の範囲の個数含有させる。
なお、ここでいう酸化物とは、必須元素として添加する
。TL、Zr、Hf、Y、La、Ce、Ca。
。TL、Zr、Hf、Y、La、Ce、Ca。
Mgのうち1種または2種以上の酸化物のことである。
これらの元素、酸化物及び酸化物とMnSの複合体の粒
子は、熱間鍛造後の組織を微細化し、鍛造品の靭性を増
加させるために含有させる。しかしながら、Ti、Zr
、Hf、Y、La、Ce、Ca。
子は、熱間鍛造後の組織を微細化し、鍛造品の靭性を増
加させるために含有させる。しかしながら、Ti、Zr
、Hf、Y、La、Ce、Ca。
Mgの含有量が0.001%未満であるか、又は粒子径
が0.1〜10.0μmの酸化物及び酸化物とMnSの
複合体の粒子の個数がlXl0”個/ll11″未満で
あれば、その効果は小さい、ここで、酸化物及び酸化物
とMnSの複合体の粒子径を0.1〜10.0μmと限
定したのは、0.1μm未満及び10μm超の酸化物及
び酸化物とMnSの複合体の粒子は、熱間鍛造後の組織
の微細化に対して効果が小さいためである。
が0.1〜10.0μmの酸化物及び酸化物とMnSの
複合体の粒子の個数がlXl0”個/ll11″未満で
あれば、その効果は小さい、ここで、酸化物及び酸化物
とMnSの複合体の粒子径を0.1〜10.0μmと限
定したのは、0.1μm未満及び10μm超の酸化物及
び酸化物とMnSの複合体の粒子は、熱間鍛造後の組織
の微細化に対して効果が小さいためである。
一方、Ti:0.100%超、Zr : 0.100%
超、Hfl。
超、Hfl。
200%超、Y : 0.150%超、La : 0.
150%超、Ce:0.150%超、Ca : 0.0
50%超、Mg : 0.010%超を添加するか、又
は粒子径が0.1〜10.0μmの酸化物及び酸化物、
とMnSの複合体の粒子の個数が1×106個/Lll
I!+3超であれば、熱間鍛造後の組織の微細化に対す
る効果は飽和し、むしろ靭性を劣化させる。以上の理由
で、各元素の含有量を、Ti : 0.001−0.1
00%、Zr : 0.001〜0.100%、 Hf
: 0.001〜0.200%、 Y : 0.00
1〜0.150%、 La : O,001〜0゜15
0%、 Ca : 0.001〜0.150%、 Ca
: 0.001〜0.050%、 Mg : 0.0
01〜0.010%とし、粒子径が0.1〜10.0μ
■の酸化物及び酸化物とMnSの複合体の個数を1×1
03〜1×10″個/11ys”の範囲に限定した。
150%超、Ce:0.150%超、Ca : 0.0
50%超、Mg : 0.010%超を添加するか、又
は粒子径が0.1〜10.0μmの酸化物及び酸化物、
とMnSの複合体の粒子の個数が1×106個/Lll
I!+3超であれば、熱間鍛造後の組織の微細化に対す
る効果は飽和し、むしろ靭性を劣化させる。以上の理由
で、各元素の含有量を、Ti : 0.001−0.1
00%、Zr : 0.001〜0.100%、 Hf
: 0.001〜0.200%、 Y : 0.00
1〜0.150%、 La : O,001〜0゜15
0%、 Ca : 0.001〜0.150%、 Ca
: 0.001〜0.050%、 Mg : 0.0
01〜0.010%とし、粒子径が0.1〜10.0μ
■の酸化物及び酸化物とMnSの複合体の個数を1×1
03〜1×10″個/11ys”の範囲に限定した。
なお、このような酸化物及び酸化物とMnSの複合体の
粒子の個数を満足するには、例えばその手段の一つとし
て、本発明者の一人が特願昭63−53458号の明細
書の中で提示しているように、鋳込み直前の溶鋼中の溶
存酸素濃度を重量で20〜60pp+mの範囲で制御し
、酸化物生成元素の添加後溶鋼をすみやかに鋳型に鋳込
み鋳片を製造することが有効であるが、これにこだわる
ものではなく、かかる酸化物及び酸化物とMnSの複合
体の粒子の個数を満たせるものであれば、いかなる製造
手段でも良い。 一方、Alは、鋼中で粗大な酸化物及
び酸化物とMnSの複合体を形成し、靭性劣化の原因と
なる。特にAlがo、oos%以上で靭性の劣化が顕著
となるため、AΩの含有量を0.005%以下とした。
粒子の個数を満足するには、例えばその手段の一つとし
て、本発明者の一人が特願昭63−53458号の明細
書の中で提示しているように、鋳込み直前の溶鋼中の溶
存酸素濃度を重量で20〜60pp+mの範囲で制御し
、酸化物生成元素の添加後溶鋼をすみやかに鋳型に鋳込
み鋳片を製造することが有効であるが、これにこだわる
ものではなく、かかる酸化物及び酸化物とMnSの複合
体の粒子の個数を満たせるものであれば、いかなる製造
手段でも良い。 一方、Alは、鋼中で粗大な酸化物及
び酸化物とMnSの複合体を形成し、靭性劣化の原因と
なる。特にAlがo、oos%以上で靭性の劣化が顕著
となるため、AΩの含有量を0.005%以下とした。
また、Pは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起し。
靭性劣化の原因となる。特にPが0.03%を超えると
靭性の劣化が顕著となるため、0.03%を上限とした
。
靭性の劣化が顕著となるため、0.03%を上限とした
。
以上が本発明鋼の基本組成であるが、この他本発明鋼に
おいては、鋼材の焼入れ性を増加させて。
おいては、鋼材の焼入れ性を増加させて。
鍛造品の強度を増加させる目的で、Cr、Mo。
Ni、Cu、Nbの1種又は2種以上を含有させること
が出来る。しかしながら、これらの元素の多量添加は、
経済性の点で好ましくないため、 Cr。
が出来る。しかしながら、これらの元素の多量添加は、
経済性の点で好ましくないため、 Cr。
Mo、Ni、Cu及びNbの上限をそれぞれ3.0%。
1.0%、3.0%、2.0%及び0.5%とした。
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に
示す。
示す。
[実施例コ
第1表に示す直径50mmの鋼材を、1250”C加熱
の後、直径25m■に熱間鍛造し、得られた鍛造品の強
度と靭性の評価を行った。これらの結果を第2表に示す
。
の後、直径25m■に熱間鍛造し、得られた鍛造品の強
度と靭性の評価を行った。これらの結果を第2表に示す
。
なお、熱間鍛造のままで従来の調質材以上の強度と靭性
の確保が可能か否かについて1次の基準により判断した
。
の確保が可能か否かについて1次の基準により判断した
。
(1)強度: 75kgf/脂扉2以上、且つ(2)
靭性:強度に応じて7.LI E25 = 15.3−
0.095X 71’、 S 、kgf−m1cm”以
上(調質用高靭性鍛造用鋼として、一般に用いられてい
る、SMn鋼の焼入れ焼戻しく550℃焼戻し)材の強
度と靭性をその化学成分と併せて第3表に示したが、靭
性(−LIE−o)を強度(T、S、)について、回帰
分析すると、 、、E、、=15.3−0.095X”
r、S。
靭性:強度に応じて7.LI E25 = 15.3−
0.095X 71’、 S 、kgf−m1cm”以
上(調質用高靭性鍛造用鋼として、一般に用いられてい
る、SMn鋼の焼入れ焼戻しく550℃焼戻し)材の強
度と靭性をその化学成分と併せて第3表に示したが、靭
性(−LIE−o)を強度(T、S、)について、回帰
分析すると、 、、E、、=15.3−0.095X”
r、S。
となるため)。
第2表から明らかなように1本発明の鋼は、いずれも熱
間鍛造のままで、75kgf/mm”以上の強度と、強
度に応じて、 、uE、、=15.3−0.095XT
、S。
間鍛造のままで、75kgf/mm”以上の強度と、強
度に応じて、 、uE、、=15.3−0.095XT
、S。
kHf−m1cm”以上の靭性を有することがわかる。
一方、比較例33.36は、C或はMnの含有量がそれ
ぞれ本発明の範囲を下回った場合であり、ともに強度が
不足している。比較例34.35.37゜56、57は
C,Si、Mn、Al戒はPのいずれかの含有量がそれ
ぞれ本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも所定
の靭性が得られていない。また、比較例38.40.4
2は、S、V、Nのいずれかの含有量がそれぞれ本発明
の範囲を下回った場合であり、比較例39.41.43
は、S、V、N(7)いずれかの含有量がそれぞれ本発
明の範囲を上回った場合であり、いずれも所定の靭性が
得られていない。さらに、比較例44.45は、Ti、
比較例46、47.48はZr、比較例49はHf、比
較例50゜51はY、比較例52はLa、比較例53は
Ce、比較例54はCa、比較例55はMgの含有量が
それぞれ本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも
所定の靭性が得られていない。また比較例58.59は
粒子径が0.1〜10.0μmである酸化物及び酸化物
とMnSの複合体の粒子の個数が本発明の範囲を下回っ
た場合であり、比較例60.61.62は粒子径が0.
1〜10.0μmである酸化物及び酸化物とMnSの複
合体の粒子の個数が本発明の範囲を上回った場合であり
、いずれも所定の靭性が得られていない。
ぞれ本発明の範囲を下回った場合であり、ともに強度が
不足している。比較例34.35.37゜56、57は
C,Si、Mn、Al戒はPのいずれかの含有量がそれ
ぞれ本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも所定
の靭性が得られていない。また、比較例38.40.4
2は、S、V、Nのいずれかの含有量がそれぞれ本発明
の範囲を下回った場合であり、比較例39.41.43
は、S、V、N(7)いずれかの含有量がそれぞれ本発
明の範囲を上回った場合であり、いずれも所定の靭性が
得られていない。さらに、比較例44.45は、Ti、
比較例46、47.48はZr、比較例49はHf、比
較例50゜51はY、比較例52はLa、比較例53は
Ce、比較例54はCa、比較例55はMgの含有量が
それぞれ本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも
所定の靭性が得られていない。また比較例58.59は
粒子径が0.1〜10.0μmである酸化物及び酸化物
とMnSの複合体の粒子の個数が本発明の範囲を下回っ
た場合であり、比較例60.61.62は粒子径が0.
1〜10.0μmである酸化物及び酸化物とMnSの複
合体の粒子の個数が本発明の範囲を上回った場合であり
、いずれも所定の靭性が得られていない。
[発明の効果コ
以上述べたごとく、本発明の鋼を用いれば、熱間鍛造ま
まで従来の調質材以上の強度と靭性の確保が可能であり
、従来必要としだ調質処理の省略とそれにともなう製造
コスト低減が可能となり、産業上の効果は極めて顕著な
るものがある。
まで従来の調質材以上の強度と靭性の確保が可能であり
、従来必要としだ調質処理の省略とそれにともなう製造
コスト低減が可能となり、産業上の効果は極めて顕著な
るものがある。
Claims (2)
- (1)重量比として、 C:0.10〜0.60%、Si:0.01〜3.00
%、Mn:0.20〜3.00%、S:0.01〜0.
30%、V:0.03〜0.30%、N:0.005〜
0.060%、を含有し、さらに Ti:0.001〜0.100%、Zr:0.001〜
0.100%、Hf:0.001〜0.200%、Y:
0.001〜0.150%、La:0.001〜0.1
50%、Ce:0.001〜0.150%、Ca:0.
001〜0.050%、Mg:0.001〜0.010
%、のうち1種または2種以上を含有し、かつ粒子径が
0.1〜10.0μmである酸化物及び酸化物とMnS
の複合体の粒子を、1×10^3〜1×10^6個/m
m^3含有し、 Al:0.005%以下、P:0.03%以下に制限し
、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴と
する中炭素強靭鋼。 - (2)重量比として C:0.10〜0.60%、Si:0.01〜3.00
%、Mn:0.20〜3.00%、S:0.01〜0.
30%、V:0.03〜0.30%、N:0.005〜
0.060%、を含有し、さらに、 Ti:0.001〜0.100%、Zr:0.001〜
0.100%、Hf:0.001〜0.200%、Y:
0.001〜0.150%、La:0.001〜0.1
50%、Ce:0.001〜0.150%、Ca:0.
001〜0.050%、Mg:0.001〜0.010
%、のうち1種または2種以上を含有し、かつ、粒子径
が0.1〜10.0μmである酸化物及び酸化物とMn
Sの複合体の粒子を、1×10^3〜1×10^6個/
mm^3含有し、さらに、 Cr:3.0%以下、Mo:1.0%以下、Ni:3.
0%以下、Cu:2.0%以下、Nb:0.5%以下 のうち1種または2種以上を含有し、 Al:0.005%以下、P:0.03%以下、に制限
し、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴
とする中炭素強靭鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63197854A JPH0796695B2 (ja) | 1988-08-10 | 1988-08-10 | 中炭素強靭鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63197854A JPH0796695B2 (ja) | 1988-08-10 | 1988-08-10 | 中炭素強靭鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0247240A true JPH0247240A (ja) | 1990-02-16 |
JPH0796695B2 JPH0796695B2 (ja) | 1995-10-18 |
Family
ID=16381442
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63197854A Expired - Lifetime JPH0796695B2 (ja) | 1988-08-10 | 1988-08-10 | 中炭素強靭鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0796695B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6858101B1 (en) * | 2000-03-06 | 2005-02-22 | Nippon Steel Corporation | Steel excellent in forgeability and machinability |
EP1580287A1 (en) * | 2002-11-15 | 2005-09-28 | Nippon Steel Corporation | Steel excellent in machinability and method for production thereof |
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 |
CN112442629A (zh) * | 2019-08-28 | 2021-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种中碳机械结构用钢及其制造方法 |
CN115354229A (zh) * | 2022-08-29 | 2022-11-18 | 西安建筑科技大学 | 一种曲轴用非调质钢及其加工工艺 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61117245A (ja) * | 1984-11-12 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 溶接用低温強靭鋼 |
JPS6296653A (ja) * | 1981-10-20 | 1987-05-06 | Daido Steel Co Ltd | 非調質構造用鋼 |
-
1988
- 1988-08-10 JP JP63197854A patent/JPH0796695B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6296653A (ja) * | 1981-10-20 | 1987-05-06 | Daido Steel Co Ltd | 非調質構造用鋼 |
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US7445680B2 (en) | 2000-02-10 | 2008-11-04 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Lead-free steel for machine structural use with excellent machinability and low strength anisotropy |
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EP1580287A4 (en) * | 2002-11-15 | 2006-07-05 | Nippon Steel Corp | STEEL WITH EXCELLENT CUTTING CAPACITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
US7488396B2 (en) * | 2002-11-15 | 2009-02-10 | Nippon Steel Corporation | Superior in machinability and method of production of same |
US8137484B2 (en) | 2002-11-15 | 2012-03-20 | Nippon Steel Corporation | Method of production of steel superior in machinability |
CN112442629A (zh) * | 2019-08-28 | 2021-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种中碳机械结构用钢及其制造方法 |
CN115354229A (zh) * | 2022-08-29 | 2022-11-18 | 西安建筑科技大学 | 一种曲轴用非调质钢及其加工工艺 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0796695B2 (ja) | 1995-10-18 |
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