JPH0285337A - 温間鍛造用鋼 - Google Patents
温間鍛造用鋼Info
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Landscapes
- 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】
覆栗上公租里公団
本発明は、温間鍛造用鋼に関し、詳しくは、機械構造用
部品の温間鍛造に際して、鍛造割れが発生し難く、且つ
、鍛造時の変形抵抗が少ない温間鍛造用鋼に関する。
部品の温間鍛造に際して、鍛造割れが発生し難く、且つ
、鍛造時の変形抵抗が少ない温間鍛造用鋼に関する。
送」呆l支帆
機械構造用鍛造品の製造において、近年、工程の省略や
省エネルギーを目的として、温間鍛造の採用が広がりつ
つある。この温間鍛造とは、従来の熱間鍛造と冷間鍛造
のそれぞれの長所を取り入れた鍛造法であって、その加
工温度域は、約10Q ”C程度の温度から1000℃
程度の高温の範囲にわたり、目的に応じて加工温度が選
ばれるが、最も一般的には、鋼の変形抵抗が小さく、変
形能がすぐれていること、得られる製品の寸法精度が高
いこと、加熱エネルギーが少ないこと等、温間鍛造の特
徴が活かされる約600〜900℃の範囲の温度が選ば
れる。変形抵抗の低減は、鍛造加工範囲の拡大、即ち、
加工荷重の低減によって、より高い加工率の鍛造品まで
成形が可能になることにも繋がる。しかし、上記の温度
域には、反面、鋼の変態脆性といわれる変形能の低下す
る領域が存在し、この温度域で鍛造した場合、しばしば
割れが発生する。
省エネルギーを目的として、温間鍛造の採用が広がりつ
つある。この温間鍛造とは、従来の熱間鍛造と冷間鍛造
のそれぞれの長所を取り入れた鍛造法であって、その加
工温度域は、約10Q ”C程度の温度から1000℃
程度の高温の範囲にわたり、目的に応じて加工温度が選
ばれるが、最も一般的には、鋼の変形抵抗が小さく、変
形能がすぐれていること、得られる製品の寸法精度が高
いこと、加熱エネルギーが少ないこと等、温間鍛造の特
徴が活かされる約600〜900℃の範囲の温度が選ば
れる。変形抵抗の低減は、鍛造加工範囲の拡大、即ち、
加工荷重の低減によって、より高い加工率の鍛造品まで
成形が可能になることにも繋がる。しかし、上記の温度
域には、反面、鋼の変態脆性といわれる変形能の低下す
る領域が存在し、この温度域で鍛造した場合、しばしば
割れが発生する。
従って、現実の温間鍛造においては、この温度域を避け
て、変態温度域よりも高い温度又は低い温度が採用され
ることが多いが、変態温度よりも高い温度の場合は、変
形抵抗が低い利点はあるものの、鋼温度が加工中に変態
温度域まで低下する場合があり、更に、加工後の冷却に
よって加工品が硬化し、次工程の加工に好ましくない影
響を与えることがある。また、高温加工のため、スケー
ル発生量が多くなり、寸法精度が低下する問題もある。
て、変態温度域よりも高い温度又は低い温度が採用され
ることが多いが、変態温度よりも高い温度の場合は、変
形抵抗が低い利点はあるものの、鋼温度が加工中に変態
温度域まで低下する場合があり、更に、加工後の冷却に
よって加工品が硬化し、次工程の加工に好ましくない影
響を与えることがある。また、高温加工のため、スケー
ル発生量が多くなり、寸法精度が低下する問題もある。
他方、変態温度域よりも低温側で温間加工すれば、上記
した問題は避けることができるが、鋼材の変形抵抗が高
(なって、成形性が低下すると共に、工具寿命が低下す
る等の問題を生じる。
した問題は避けることができるが、鋼材の変形抵抗が高
(なって、成形性が低下すると共に、工具寿命が低下す
る等の問題を生じる。
日が ゛ しようと る1
本発明は、従来の温間鍛造における上記したような問題
を解決するためになされたものであって、変態脆性に起
因する温間鍛造時の割れの発生を防止すると共に、温間
鍛造時の変形抵抗をも低減した温間鍛造用機械構造用鋼
を提供することを目的とする。
を解決するためになされたものであって、変態脆性に起
因する温間鍛造時の割れの発生を防止すると共に、温間
鍛造時の変形抵抗をも低減した温間鍛造用機械構造用鋼
を提供することを目的とする。
i をJnoするための−
本発明によれば、先ず、第1に、重量%にて、C0.2
0〜0.80%、 Si0.10%以下、 Mn 0.10〜0.50%、 P 0.010%以下、 S 0.010%以下、 A420.015〜0.060%、 Ti0.01〜0.05%、 B 0.0005〜0.005%、残部鉄及び不可
避的不純物よりなり、700〜850℃の温度域での限
界据込率が65%以上である温間での変形抵抗が少ない
温間鍛造用鋼が提供される。
0〜0.80%、 Si0.10%以下、 Mn 0.10〜0.50%、 P 0.010%以下、 S 0.010%以下、 A420.015〜0.060%、 Ti0.01〜0.05%、 B 0.0005〜0.005%、残部鉄及び不可
避的不純物よりなり、700〜850℃の温度域での限
界据込率が65%以上である温間での変形抵抗が少ない
温間鍛造用鋼が提供される。
更に、本発明によれば、第2に、重量%にて、(arc
0.20〜0.80%、Si0.10%以下、 Mn o、io 〜0.50%、 P 0.010%以下、 S 0.010%以下、 Al 0.015〜0.060%、 Ti0.01〜0.05%、 B 0.0005〜0.005%を含有し、更に、
(bl Cr 0.30%以下、 Mo0.20%以下、及び Nto、20%以下 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、700〜850℃
の温度域での限界据込率が65%以上である温間での変
形抵抗が少ない温間鍛造用鋼が提供される。
0.20〜0.80%、Si0.10%以下、 Mn o、io 〜0.50%、 P 0.010%以下、 S 0.010%以下、 Al 0.015〜0.060%、 Ti0.01〜0.05%、 B 0.0005〜0.005%を含有し、更に、
(bl Cr 0.30%以下、 Mo0.20%以下、及び Nto、20%以下 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、700〜850℃
の温度域での限界据込率が65%以上である温間での変
形抵抗が少ない温間鍛造用鋼が提供される。
本発明鋼における化学成分について説明する。
本発明鋼は温間鍛造用鋼であるので、温間鍛造後に機械
構造部品としての所要の強度を有せしめるために、Cは
、少なくとも0.20%の添加を必要とする。C量が0
.20%よりも低い低炭素鋼は、冷間での成形性にすぐ
れるので、特に、温間鍛造を行なう必要がない。また、
このような低炭素鋼について、敢えて温間鍛造を行なう
場合であっても、変形抵抗が少ないため、600〜70
0℃の変態脆性のない比較的低温領域にて温間鍛造を行
なえばよい。他方、C量が0.SO%を越えるときは、
機械構造用鋼としての延性が不足すると共に、温間鍛造
時の変形抵抗も高くなるので、工具寿命を劣化させる。
構造部品としての所要の強度を有せしめるために、Cは
、少なくとも0.20%の添加を必要とする。C量が0
.20%よりも低い低炭素鋼は、冷間での成形性にすぐ
れるので、特に、温間鍛造を行なう必要がない。また、
このような低炭素鋼について、敢えて温間鍛造を行なう
場合であっても、変形抵抗が少ないため、600〜70
0℃の変態脆性のない比較的低温領域にて温間鍛造を行
なえばよい。他方、C量が0.SO%を越えるときは、
機械構造用鋼としての延性が不足すると共に、温間鍛造
時の変形抵抗も高くなるので、工具寿命を劣化させる。
更に、本発明による温間鍛造用鋼は、C以外の各種の元
素、例えば、Mn、S t、P等を低減することによっ
て、温間鍛造時の変形抵抗の低減を図り、他方において
、かかる諸元素の低減による焼入れ性の低下をBの添加
によって補うものである。ここに、Bの焼入れ向上効果
は、下式1式%) による所謂焼入れ性倍数で表わすことができ、ここに、
r、はBの焼入れ性倍数であり、Cは鋼中のC景(重量
%)である。
素、例えば、Mn、S t、P等を低減することによっ
て、温間鍛造時の変形抵抗の低減を図り、他方において
、かかる諸元素の低減による焼入れ性の低下をBの添加
によって補うものである。ここに、Bの焼入れ向上効果
は、下式1式%) による所謂焼入れ性倍数で表わすことができ、ここに、
r、はBの焼入れ性倍数であり、Cは鋼中のC景(重量
%)である。
この式に従えば、C量が0.8%に達すると、Bの焼入
れ性を向上させる効果がなくなる。そこで、本発明にお
いては、かかる点からも、C量の上限を0.8%とする
。
れ性を向上させる効果がなくなる。そこで、本発明にお
いては、かかる点からも、C量の上限を0.8%とする
。
Siは、製鋼上、脱酸剤として必要な元素であると共に
、焼入れ性を向上させ、強度を高める元素であるが、他
方、フェライトを強化し、温間での変形抵抗を高くする
。本発明においては、すぐれた温間加工性を確保するた
めに、Siは、必要最小限度の添加量にとどめることと
し、添加量は0.10%以下とする。
、焼入れ性を向上させ、強度を高める元素であるが、他
方、フェライトを強化し、温間での変形抵抗を高くする
。本発明においては、すぐれた温間加工性を確保するた
めに、Siは、必要最小限度の添加量にとどめることと
し、添加量は0.10%以下とする。
Mnは、焼入れ性の向上に大きく寄与する元素であって
、調質鋼には多量に添加されるが、他方、フェライト固
溶強化元素でもあり、温間加工時の変形抵抗を増大させ
、Stと同様に、温間変形抵抗の低減に大きい障害とな
る。そこで、本発明においては、SをMnSとして固定
し、無害化するために、少なくとも0.10%を添加す
るが、しかし、過剰量の添加は、上記した有害な影響を
及ぼすので、上限は0.50%とする。
、調質鋼には多量に添加されるが、他方、フェライト固
溶強化元素でもあり、温間加工時の変形抵抗を増大させ
、Stと同様に、温間変形抵抗の低減に大きい障害とな
る。そこで、本発明においては、SをMnSとして固定
し、無害化するために、少なくとも0.10%を添加す
るが、しかし、過剰量の添加は、上記した有害な影響を
及ぼすので、上限は0.50%とする。
Pは、含有量の少ないほど、鋼の強度を低くし、温間鍛
造時の変形抵抗が低くなる。また、Pの存在は、温間鍛
造後の焼入れ焼もどし処理によって、強度及び靭性を得
る場合に、遅れ破壊の問題を生じる。そこで、本発明に
おいてはPiをできるだけ低く抑えるのが好ましく、o
、oio%を上限とする。
造時の変形抵抗が低くなる。また、Pの存在は、温間鍛
造後の焼入れ焼もどし処理によって、強度及び靭性を得
る場合に、遅れ破壊の問題を生じる。そこで、本発明に
おいてはPiをできるだけ低く抑えるのが好ましく、o
、oio%を上限とする。
Sは、冷間加工においては、鋼の変形能に有害な影響を
与えることが知られているが、本発明者らは、温間鍛造
用鋼において、Sが変態脆性に極めて有害であることを
見出した。従って、本発明鋼においては、鋼の変態脆性
を抑制するために、Siは0.01%以下とする。
与えることが知られているが、本発明者らは、温間鍛造
用鋼において、Sが変態脆性に極めて有害であることを
見出した。従って、本発明鋼においては、鋼の変態脆性
を抑制するために、Siは0.01%以下とする。
A/は、鋼の脱酸及び結晶粒の微細化よって、鋼の靭性
を向上させるために、本発明鋼においては、0.010
〜0.060%の範囲で添加される。
を向上させるために、本発明鋼においては、0.010
〜0.060%の範囲で添加される。
Ti及びBは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元
素である。Tiは、鋼中のNを固定し、Bの焼入れ性向
上効果を補うと共に、TiNとなって、結晶粒の粗大化
を防止し、かくして、靭性を向上させる。Aj2添加量
とも関連するが、上記の効果を有効に得るためには、T
iは、通常、0゜01%以上を添加することが必要であ
る。しかし、0.05%を越えて過多に添加するときは
、炭窒化物がその生成量を増大すると共に、粗大化し、
鋼の温間での変形能を阻害するので、Ti量は0.01
〜0.05%の範囲とする。
素である。Tiは、鋼中のNを固定し、Bの焼入れ性向
上効果を補うと共に、TiNとなって、結晶粒の粗大化
を防止し、かくして、靭性を向上させる。Aj2添加量
とも関連するが、上記の効果を有効に得るためには、T
iは、通常、0゜01%以上を添加することが必要であ
る。しかし、0.05%を越えて過多に添加するときは
、炭窒化物がその生成量を増大すると共に、粗大化し、
鋼の温間での変形能を阻害するので、Ti量は0.01
〜0.05%の範囲とする。
Bは、前述したように、Mn5Si及びPの低減による
焼入れ性の低下を補完するために添加される。かかる効
果を有効に得るためには、Bは、0、 OOO5%以上
を添加することが必要であるが、0.005%を越えて
添加しても、上記効果が飽和するので、B量は、0.0
005〜0.005%の範囲とする。
焼入れ性の低下を補完するために添加される。かかる効
果を有効に得るためには、Bは、0、 OOO5%以上
を添加することが必要であるが、0.005%を越えて
添加しても、上記効果が飽和するので、B量は、0.0
005〜0.005%の範囲とする。
本発明鋼は、上記した元素に加えて、更に、Cr0.3
0%以下、 Mo0.20%以下、及び Nto、2o%以下 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有す
ることができる。
0%以下、 Mo0.20%以下、及び Nto、2o%以下 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有す
ることができる。
Crも、本発明鋼においては、Mn及びSiiを低減し
たことによる焼入れ性の低下を補完するために添加され
る。この目的のためには、0.3%以下の添加量で十分
であって、過多に添加するときは、本来の目的である温
間での低変形抵抗化を阻害する。
たことによる焼入れ性の低下を補完するために添加され
る。この目的のためには、0.3%以下の添加量で十分
であって、過多に添加するときは、本来の目的である温
間での低変形抵抗化を阻害する。
また、MO及びNiも、焼入れ性向上のために添加され
る。このような効果を有効に得るためには、いずれの元
素についても、0.20%以下の添加量で十分である。
る。このような効果を有効に得るためには、いずれの元
素についても、0.20%以下の添加量で十分である。
0.20%を越えて過多に添加するときは、却って温間
での変形抵抗を高めると共に、製造費用も高めることと
なる。
での変形抵抗を高めると共に、製造費用も高めることと
なる。
光皿夏殖果
本発明による温間鍛造用鋼は、700〜850℃の温度
域での限界据込率が65%以上であり、しかも、かかる
温度域の温間での変形抵抗が少ない。700〜850℃
の温度域は、通常の温間鍛造において多用される温度域
であって、本発明によれば、この温度域において、変形
能が著しく改善される。
域での限界据込率が65%以上であり、しかも、かかる
温度域の温間での変形抵抗が少ない。700〜850℃
の温度域は、通常の温間鍛造において多用される温度域
であって、本発明によれば、この温度域において、変形
能が著しく改善される。
更に、−iに、温間鍛造では、その加工率が冷間鍛造よ
りも高いことが多いが、本発明によれば、上記温度域で
の限界据込率が65%以上であるので、かかる高加工率
による温間鍛造に際しても、割れの発生なしに加工を行
なうことができる。
りも高いことが多いが、本発明によれば、上記温度域で
の限界据込率が65%以上であるので、かかる高加工率
による温間鍛造に際しても、割れの発生なしに加工を行
なうことができる。
本発明による温間鍛造用鋼は、温間鍛造した後、焼入れ
焼もどし処理して、所定の機械的性質に調質して用いる
ことができる。また、温間鍛造後、浸炭焼入れや高周波
加熱による表面焼入れ処理を行なって用いることもでき
る。更に、目的によっては、温間鍛造後、熱処理を行な
わないで、用いることもできる。
焼もどし処理して、所定の機械的性質に調質して用いる
ことができる。また、温間鍛造後、浸炭焼入れや高周波
加熱による表面焼入れ処理を行なって用いることもでき
る。更に、目的によっては、温間鍛造後、熱処理を行な
わないで、用いることもできる。
大施A
第1表に示す化学成分を有する本発明鋼及び比較鋼を溶
製し、22鰭及び420径の棒鋼にそれぞれ熱間圧延し
た後、切削加工にて径20龍、長さ30報の圧縮試験片
と、径38龍、長さ50龍の前方押出試験片とを作製し
た。
製し、22鰭及び420径の棒鋼にそれぞれ熱間圧延し
た後、切削加工にて径20龍、長さ30報の圧縮試験片
と、径38龍、長さ50龍の前方押出試験片とを作製し
た。
第2表は、各試験片について、種々の温度における温間
据込試験で得られた限界据込率と据込率が80%のとき
の種々の温度における温間変形抵抗を示す。
据込試験で得られた限界据込率と据込率が80%のとき
の種々の温度における温間変形抵抗を示す。
据込試験は、試験片の高さ方向が圧縮方向と平行になる
ように、機械加工によって採取した円柱状の試験片を■
溝付きの端面拘束型工具を用いて据込加工を行ない、目
視にて割れを判定して、鋼材の変形能を調べる試験であ
る。第1図は上記端面拘束型試験用工具を・示し、第2
図は、第1図におけるA部及びB部の拡大図である。第
3図は、fa)に直径り及び高さH(本試験では、H/
Dは1゜5である。)の試験片の形状を示し、tb>
に高さH9まで加工された据込後の形状を示す。据込率
は、((H−Hl)/H) X 100 (%)で表わ
される。
ように、機械加工によって採取した円柱状の試験片を■
溝付きの端面拘束型工具を用いて据込加工を行ない、目
視にて割れを判定して、鋼材の変形能を調べる試験であ
る。第1図は上記端面拘束型試験用工具を・示し、第2
図は、第1図におけるA部及びB部の拡大図である。第
3図は、fa)に直径り及び高さH(本試験では、H/
Dは1゜5である。)の試験片の形状を示し、tb>
に高さH9まで加工された据込後の形状を示す。据込率
は、((H−Hl)/H) X 100 (%)で表わ
される。
また、温間変形抵抗は、下記式
%式%)
を用いて算出した。ここに、7は圧縮変形抵抗、Pは圧
縮時の荷重、Aoは前記試験片の初期断面積、fは拘束
係数を示す。
縮時の荷重、Aoは前記試験片の初期断面積、fは拘束
係数を示す。
以下、第1表及び第2表に示す結果について説明する。
本発明鋼A−Cは、中炭素域の例を示し、700〜85
0℃での限界据込率が70%以上である。
0℃での限界据込率が70%以上である。
本発明鋼は、比較鋼り及びFに比べて、S量が低減され
ており、その結果として、変形能が著しく改善されてい
るのである。比較鋼Gは、本発明鋼と同程度にS量が低
減されており、変形能は改善されているものの、Si、
P量等が本発明で規定する範囲をはずれているために、
変形抵抗が高い。
ており、その結果として、変形能が著しく改善されてい
るのである。比較鋼Gは、本発明鋼と同程度にS量が低
減されており、変形能は改善されているものの、Si、
P量等が本発明で規定する範囲をはずれているために、
変形抵抗が高い。
比較鋼Eも、S量が低減されているので、65%以上の
据込限界率を有するが、Mn、P量等が本発明で規定す
る範囲をはずれているために、変形抵抗が高い。
据込限界率を有するが、Mn、P量等が本発明で規定す
る範囲をはずれているために、変形抵抗が高い。
また、本発明鋼A−Cは、比較mD−Gに比べて、成分
元素量を適正に調整しているために、温間での変形抵抗
が低い。比較鋼Fは、Si、Mn、P量等が低いために
、変形抵抗は低いが、S量が本発明で規定する範囲をは
ずれているために、延性に劣り、限界掘込率が低い。
元素量を適正に調整しているために、温間での変形抵抗
が低い。比較鋼Fは、Si、Mn、P量等が低いために
、変形抵抗は低いが、S量が本発明で規定する範囲をは
ずれているために、延性に劣り、限界掘込率が低い。
比較鋼Iは、高炭素域での例を示す。Mn、P、Si、
S等が本発明で規定する範囲をはずれているために、本
発明鋼Hに比べて抵抗が高く、据込限界率も低い。比較
鋼Jは、C量が本発明で規定する範囲を越えている例を
示し、抵抗が過度に高い。しかし、割れについては、変
態脆性域が殆どなくなるので、65%以上の据込率を示
す。
S等が本発明で規定する範囲をはずれているために、本
発明鋼Hに比べて抵抗が高く、据込限界率も低い。比較
鋼Jは、C量が本発明で規定する範囲を越えている例を
示し、抵抗が過度に高い。しかし、割れについては、変
態脆性域が殆どなくなるので、65%以上の据込率を示
す。
比較鋼り及びMは、低炭素域の例を示す。これら比較鋼
は共にS量が本発明で規定する範囲をはずれているので
、限界掘込率が本発明鋼によりも低い。しかし、比較鋼
Mは、Mn、St、P量等は、本発明で規定する範囲内
にあるために、変形抵抗は低い。
は共にS量が本発明で規定する範囲をはずれているので
、限界掘込率が本発明鋼によりも低い。しかし、比較鋼
Mは、Mn、St、P量等は、本発明で規定する範囲内
にあるために、変形抵抗は低い。
第4図に本発明mA−C及び比較鋼D−Fの限界据込率
と据込温度との関係を示し、第5図に600〜800℃
での温間変形抵抗を示す。
と据込温度との関係を示し、第5図に600〜800℃
での温間変形抵抗を示す。
また、第3表に本発明!!21A及びH1比較!4D〜
■の温間押出加工材を引張強さ95kgf/am2を目
標として焼入れ焼もどし処理したときの延性及び靭性を
示す。
■の温間押出加工材を引張強さ95kgf/am2を目
標として焼入れ焼もどし処理したときの延性及び靭性を
示す。
試験は、42fl径の棒鋼から切削加工によって直径3
8鶴、長さ50mの前方押出試験片を製作し、温間にて
60%の押出加工して直径24.5 tmとし、この試
験片について、引続き焼入れ焼もどし、引張試験を行な
った。本発明鋼は、比較鋼に比べて、伸び、絞り、衝撃
値等が高く、延性及び靭性が改善されている。
8鶴、長さ50mの前方押出試験片を製作し、温間にて
60%の押出加工して直径24.5 tmとし、この試
験片について、引続き焼入れ焼もどし、引張試験を行な
った。本発明鋼は、比較鋼に比べて、伸び、絞り、衝撃
値等が高く、延性及び靭性が改善されている。
第1図から第3図は、据込試験を説明するhめの図、第
4図は、本発明鋼及び比較鋼について、限界据込率と据
込温度との関係を示すグラフ、第5図は、本発明鋼及び
比較鋼について、温間変形抵抗を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第1図 第3図
4図は、本発明鋼及び比較鋼について、限界据込率と据
込温度との関係を示すグラフ、第5図は、本発明鋼及び
比較鋼について、温間変形抵抗を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第1図 第3図
Claims (2)
- (1)重量%で C0.20〜0.80%、 Si0.10%以下、 Mn0.10〜0.50%、 P0.010%以下、 S0.010%以下、 Al0.015〜0.060%、 Ti0.01〜0.05%、 B0.0005〜0.005%、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、700〜850℃
の温度域での限界据込率が65%以上である温間での変
形抵抗が少ない温間鍛造用鋼。 - (2)重量%で (a)C0.20〜0.80%、 Si0.10%以下、 Mn0.10〜0.50%、 P0.010%以下、 S0.010%以下、 Al0.015〜0.060%、 Ti0.01〜0.05%、 B0.0005〜0.005%を含有し、更に、 (b)Cr0.30%以下、 Mo0.20%以下、及び Ni0.20%以下 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、700〜850℃
の温度域での限界据込率が65%以上である温間での変
形抵抗が少ない温間鍛造用鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63235989A JP2813800B2 (ja) | 1988-09-20 | 1988-09-20 | 機械構造用温間鍛造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63235989A JP2813800B2 (ja) | 1988-09-20 | 1988-09-20 | 機械構造用温間鍛造用鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0285337A true JPH0285337A (ja) | 1990-03-26 |
JP2813800B2 JP2813800B2 (ja) | 1998-10-22 |
Family
ID=16994164
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63235989A Expired - Fee Related JP2813800B2 (ja) | 1988-09-20 | 1988-09-20 | 機械構造用温間鍛造用鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2813800B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20070068607A1 (en) * | 2005-09-29 | 2007-03-29 | Huff Philip A | Method for heat treating thick-walled forgings |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59215461A (ja) * | 1983-05-20 | 1984-12-05 | Daido Steel Co Ltd | 半熱間鍛造用鋼 |
JPS6254018A (ja) * | 1985-05-17 | 1987-03-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 温間加工後の材質特性に優れた高張力鋼の製造方法 |
-
1988
- 1988-09-20 JP JP63235989A patent/JP2813800B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59215461A (ja) * | 1983-05-20 | 1984-12-05 | Daido Steel Co Ltd | 半熱間鍛造用鋼 |
JPS6254018A (ja) * | 1985-05-17 | 1987-03-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 温間加工後の材質特性に優れた高張力鋼の製造方法 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP2813800B2 (ja) | 1998-10-22 |
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