JPH0331444A - 熱間鍛造用強靭非調質鋼 - Google Patents
熱間鍛造用強靭非調質鋼Info
- Publication number
- JPH0331444A JPH0331444A JP16794889A JP16794889A JPH0331444A JP H0331444 A JPH0331444 A JP H0331444A JP 16794889 A JP16794889 A JP 16794889A JP 16794889 A JP16794889 A JP 16794889A JP H0331444 A JPH0331444 A JP H0331444A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- hot forging
- toughness
- strength
- tough
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 80
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 80
- 238000005242 forging Methods 0.000 title claims abstract description 32
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 15
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 15
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 238000005496 tempering Methods 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 16
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 9
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 4
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910001369 Brass Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000954 Medium-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010951 brass Substances 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 210000000078 claw Anatomy 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 239000010730 cutting oil Substances 0.000 description 1
- 238000005553 drilling Methods 0.000 description 1
- 238000004134 energy conservation Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
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】
[産業上の利用分野]
本発明は熱間鍛造後、焼入れ、焼もどし等の熱処理を行
わず非調質のままで引張強さ90kgf/m―2以上、
シャルピー衝撃値15 kgfm/ am”以上の高強
度、高靭性を有し、特に高強度と高靭性を必要とする自
動車の足廻り部品に用いられる鋼として有用な熱間鍛造
用強靭非調質鋼に関する。
わず非調質のままで引張強さ90kgf/m―2以上、
シャルピー衝撃値15 kgfm/ am”以上の高強
度、高靭性を有し、特に高強度と高靭性を必要とする自
動車の足廻り部品に用いられる鋼として有用な熱間鍛造
用強靭非調質鋼に関する。
[従来の技術]
従来、フォークリフト用の爪や、ステアリングナックル
、アッパーアーム等の自動車または建設機械等の部品に
用いられる鋼には、高強度と高靭性が要求され、545
CやCrあるいはCrとM。
、アッパーアーム等の自動車または建設機械等の部品に
用いられる鋼には、高強度と高靭性が要求され、545
CやCrあるいはCrとM。
を含有させた機械構造用合金鋼である80M440ある
いは5Cr440が用いられ、熱間鍛造により成形後、
高強度、高靭性を付与させるため焼入れ焼もどし等の熱
処理(以下調質と称する。)が施されていた。
いは5Cr440が用いられ、熱間鍛造により成形後、
高強度、高靭性を付与させるため焼入れ焼もどし等の熱
処理(以下調質と称する。)が施されていた。
しかしこれらの熱処理工程はかなり高価であり、熱処理
工程を省略できれば、大幅なコスト低減が図られ、省エ
ネルギーの社会的要請に応えることができる。そこで熱
間鍛造のままで使用することのできる非調質鋼の開発が
近年盛んに行なわれている。
工程を省略できれば、大幅なコスト低減が図られ、省エ
ネルギーの社会的要請に応えることができる。そこで熱
間鍛造のままで使用することのできる非調質鋼の開発が
近年盛んに行なわれている。
例えば、Cを0.30〜0.50%含有する中炭素鋼、
あるいはMn鋼に0.03〜0.20%の■を添加した
フェライト−パーライト型の非調質鋼が提案されている
。この非調質鋼は熱間鍛造後の冷却過程で■の炭窒化物
が析出し、このV炭窒化物がフェライト生地を強化する
ものである。非調質鋼はこの強化作用によって、上記熱
処理を行うことなく、熱同鍛造後冷却するのみで、強度
を持たせることができるものである。
あるいはMn鋼に0.03〜0.20%の■を添加した
フェライト−パーライト型の非調質鋼が提案されている
。この非調質鋼は熱間鍛造後の冷却過程で■の炭窒化物
が析出し、このV炭窒化物がフェライト生地を強化する
ものである。非調質鋼はこの強化作用によって、上記熱
処理を行うことなく、熱同鍛造後冷却するのみで、強度
を持たせることができるものである。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながら従来開発された熱間鍛造のままで使用する
非調質鋼は、熱間鍛造が1100℃以上という高温で行
なわれることと、熱間鍛造後の冷却速度が遅いこともあ
り、粗大なフェライト・パーライト組織を有するのもの
であり、靭性が低く、また引張強さが90 k、f/・
鋤2以上という強度を確保することは困難であり、80
M440等の性能には遠く及ばない、そのため、自動車
用の足回り部品の中でも特に強度および靭性の要求され
る部品、例えば寒冷地向けの部品や高性能車の部品等の
要求を満足することができなかった。
非調質鋼は、熱間鍛造が1100℃以上という高温で行
なわれることと、熱間鍛造後の冷却速度が遅いこともあ
り、粗大なフェライト・パーライト組織を有するのもの
であり、靭性が低く、また引張強さが90 k、f/・
鋤2以上という強度を確保することは困難であり、80
M440等の性能には遠く及ばない、そのため、自動車
用の足回り部品の中でも特に強度および靭性の要求され
る部品、例えば寒冷地向けの部品や高性能車の部品等の
要求を満足することができなかった。
本発明は従来の非調質鋼の前記のごとき問題点に鑑みて
なされたもので、非調質で80M440または5Cr4
40と同等またはそれ以上の引張強さおよび衝撃値を得
ることができ、強度および靭性等の性能の高い熱間鍛造
用強靭非調質鋼を提供することを目的とする。
なされたもので、非調質で80M440または5Cr4
40と同等またはそれ以上の引張強さおよび衝撃値を得
ることができ、強度および靭性等の性能の高い熱間鍛造
用強靭非調質鋼を提供することを目的とする。
[課題を解決するための手段]
本発明者は上記目的の下に熱間鍛造用非調質鋼について
鋭意研究した結果、第1に靭性を向上させるために低炭
素化すること、第2に焼入れ性を向上させるためにベイ
ナイト生成作用を持つMn量、Cr量を高めることによ
り、熱間鍛造用非調質鋼の組織を強度と靭性が優れたベ
イナイト組織にすること、第3にベイナイト組織は冷却
速度の差により強度が変化しやすいが、微細なV炭窒化
物を上記組織に析出させれば、その析出硬化により、強
度の安定化を図ることができ、従来の非調質鋼に比べて
許容される鍛造加熱温度範囲が広く、かつ高い強度およ
び靭性を有し、熱間鍛造のままで、従来の中炭素低合金
鋼と同等若しくは同等以上の強度および靭性を確保し得
ることを知見した。
鋭意研究した結果、第1に靭性を向上させるために低炭
素化すること、第2に焼入れ性を向上させるためにベイ
ナイト生成作用を持つMn量、Cr量を高めることによ
り、熱間鍛造用非調質鋼の組織を強度と靭性が優れたベ
イナイト組織にすること、第3にベイナイト組織は冷却
速度の差により強度が変化しやすいが、微細なV炭窒化
物を上記組織に析出させれば、その析出硬化により、強
度の安定化を図ることができ、従来の非調質鋼に比べて
許容される鍛造加熱温度範囲が広く、かつ高い強度およ
び靭性を有し、熱間鍛造のままで、従来の中炭素低合金
鋼と同等若しくは同等以上の強度および靭性を確保し得
ることを知見した。
さらに、靭性を従来の中炭素低合金鋼以上に向上させる
ために、残留オーストナイトを利用することに着想し、
Si含有量を1%以上としMoを添加することにより、
ベイナイト組織中に10%以上の残留オーストナイトを
安定化させるとともにベイナイトラス間隔を細かくさせ
たものである。
ために、残留オーストナイトを利用することに着想し、
Si含有量を1%以上としMoを添加することにより、
ベイナイト組織中に10%以上の残留オーストナイトを
安定化させるとともにベイナイトラス間隔を細かくさせ
たものである。
本発明の熱間鍛造用強靭非調質鋼は、これらの知見と着
想に基づいてなされたものであって、第1発明として、
重量比にしてC,0,10〜0.20%、Si;1.0
0〜2.00%、Mn;0.85〜2.50%、Cr;
0.50〜1.50%、Mo;0.20〜1.00%、
Al:0.010〜0.060%、V:0.10〜0.
50%を含有し、残部Feならびに不純物元素からなり
、前記鋼を熱間鍛造を施した後、空冷もしくは衝風冷却
することにより、ベイナイト組織の中に10〜30%の
残留オーステナイトが安定化された組織が生成されるこ
とを要旨とする。しかして、第2発明は第1発明の切削
性を改善するため、第1発明にさらにS ;0 、o
4〜0.12%、Pb;0.05〜0.30%、CJL
;0.0005〜0.0100%のうち1種または2種
以上を含有せしめたことを要旨とする。
想に基づいてなされたものであって、第1発明として、
重量比にしてC,0,10〜0.20%、Si;1.0
0〜2.00%、Mn;0.85〜2.50%、Cr;
0.50〜1.50%、Mo;0.20〜1.00%、
Al:0.010〜0.060%、V:0.10〜0.
50%を含有し、残部Feならびに不純物元素からなり
、前記鋼を熱間鍛造を施した後、空冷もしくは衝風冷却
することにより、ベイナイト組織の中に10〜30%の
残留オーステナイトが安定化された組織が生成されるこ
とを要旨とする。しかして、第2発明は第1発明の切削
性を改善するため、第1発明にさらにS ;0 、o
4〜0.12%、Pb;0.05〜0.30%、CJL
;0.0005〜0.0100%のうち1種または2種
以上を含有せしめたことを要旨とする。
[作用]
本発明の熱間鍛造用強靭非調質鋼では、低炭素化するこ
とにより靭性を向上させ、Mn量、Cr量を高めること
により強度と靭性が優れたベイナイト組織を生成させ、
■を添加することにより、広い鍛造加熱温度範囲におい
て強度の安定化を図ることができる。また、Si含有量
を高めMoを添加したので、ベイナイト組織中に10%
以上の残留オーステナイトを安定化させ、かつ、ベイナ
イトラス間隔を細かくして、優れた靭性を確保すること
ができる。
とにより靭性を向上させ、Mn量、Cr量を高めること
により強度と靭性が優れたベイナイト組織を生成させ、
■を添加することにより、広い鍛造加熱温度範囲におい
て強度の安定化を図ることができる。また、Si含有量
を高めMoを添加したので、ベイナイト組織中に10%
以上の残留オーステナイトを安定化させ、かつ、ベイナ
イトラス間隔を細かくして、優れた靭性を確保すること
ができる。
次に本発明にかかる熱間鍛造用強靭非調質鋼の成分限定
の理由について説明する。
の理由について説明する。
C:0.10〜0.20%
Cは非調質鋼の強度を確保するために必要な元素であり
0.10%未満であると強度が不足するので下限を0.
10%とした。また、Cが0.20%を越えると靭性が
低下するので、上限を0.20%とした。
0.10%未満であると強度が不足するので下限を0.
10%とした。また、Cが0.20%を越えると靭性が
低下するので、上限を0.20%とした。
Si;1.00〜2.00%
Siは残留オーステナイトを安定化させるために必要な
元素であり、10%以上の残留オーステナイトを確保す
るためには1.00%は必要である。しかし、2.00
%を越えると逆に靭性が低下するので、上限を2.00
%とした。
元素であり、10%以上の残留オーステナイトを確保す
るためには1.00%は必要である。しかし、2.00
%を越えると逆に靭性が低下するので、上限を2.00
%とした。
Mn;0.85〜2.50%
Meは焼入れ性を向上させて熱間鍛造後の組織をベイナ
イト化するのに必要な元素である。M。
イト化するのに必要な元素である。M。
が0.85%未満であると焼入れ性が不足しベイナイト
にフェライトが混在した組織となり、強度が不足するの
で、下限を0.85%とした。しかし、2.50%を越
えると焼入れ性が向上し過ぎてマルテンサイトが生成さ
れ、靭性が低下するので、上限を2.50%とした。
にフェライトが混在した組織となり、強度が不足するの
で、下限を0.85%とした。しかし、2.50%を越
えると焼入れ性が向上し過ぎてマルテンサイトが生成さ
れ、靭性が低下するので、上限を2.50%とした。
CrHo、50〜1.50%
C「は焼入性を向上させ、熱間鍛造後の組織をベイナイ
ト化するのに必要な元素である。0.50%未満である
と前記効果が不充分であるので、下限を0.50%とし
た。しかし、1.50%を越えると焼入性が向上し過ぎ
てマルテンサイト組織が生成して、靭性が低下するので
、上限を1.50%とした。
ト化するのに必要な元素である。0.50%未満である
と前記効果が不充分であるので、下限を0.50%とし
た。しかし、1.50%を越えると焼入性が向上し過ぎ
てマルテンサイト組織が生成して、靭性が低下するので
、上限を1.50%とした。
Mo;0.20〜1.00%
Moは焼入性を向上させ、熱間鍛造後の組織をベイナイ
ト化するとともにベイナイトラス間隔を細かくするため
に必要な元素である。Moが0.20%未満であるとベ
イナイト化が不充分であり、また、ベイナイト化しても
ベイナイトラス間隔が粗くなるので、下限を0.20%
とした。Moは高価な元素であり、1.00%を越える
と前記効果が飽和すると共にコスト高となるので、上限
を1゜00%とした。
ト化するとともにベイナイトラス間隔を細かくするため
に必要な元素である。Moが0.20%未満であるとベ
イナイト化が不充分であり、また、ベイナイト化しても
ベイナイトラス間隔が粗くなるので、下限を0.20%
とした。Moは高価な元素であり、1.00%を越える
と前記効果が飽和すると共にコスト高となるので、上限
を1゜00%とした。
Al;0.010〜0.060%
AIは強力な脱酸剤として添加される元素であり、0.
010%未満では充分な効果が得られないので、その下
限を0.010%とした。しかし、0.060%を越え
て含有させてもその効果が°飽和するとともに、靭性が
低下するので、上限を0.060%とした。
010%未満では充分な効果が得られないので、その下
限を0.010%とした。しかし、0.060%を越え
て含有させてもその効果が°飽和するとともに、靭性が
低下するので、上限を0.060%とした。
V ; 0 、10〜0 、50 %
■は微細な炭化物を析出して強度および靭性を得るため
に必要な元素である。0.10%ではその効果が不十分
なので、下限を0.10%とした。
に必要な元素である。0.10%ではその効果が不十分
なので、下限を0.10%とした。
また、0.50%を越えて含有させても、その効果が飽
和するとともに、コスト高となるので、上限を0.50
%とした。
和するとともに、コスト高となるので、上限を0.50
%とした。
S ;0 、o 4〜0612%
Sは被剛性を一層改善するため有効な元素であり、その
効果を得るためには0.04%以上が必要である。しか
し、0.12%を越えて含有させてもその効果が飽和し
、靭性を低下させるので上限を0.12%とした。
効果を得るためには0.04%以上が必要である。しか
し、0.12%を越えて含有させてもその効果が飽和し
、靭性を低下させるので上限を0.12%とした。
Pb;0.05〜0.30%
pbは被剛性を一層改善するため有効な元素であり、そ
の効果を得るためには0.05%以上が必要である。し
かし、0.30%を越えて含有させてもその被剛性改善
の効果の向上が少なくなるので上限を0.30%とした
。
の効果を得るためには0.05%以上が必要である。し
かし、0.30%を越えて含有させてもその被剛性改善
の効果の向上が少なくなるので上限を0.30%とした
。
Ca;0.0005〜0.0100%
Caは被剛性を一層改善するため有効な元素であり、そ
の効果を得るためには0.0005%以上が必要である
。しかし、0.0100%を越えて含有させてもその被
剛性改善の効果の向上が少なくなるので上限をo、oi
oo%とした。
の効果を得るためには0.0005%以上が必要である
。しかし、0.0100%を越えて含有させてもその被
剛性改善の効果の向上が少なくなるので上限をo、oi
oo%とした。
本発明においてベイナイト組織中に残留するオ−ステナ
イトの量を10〜30%としたのは、靭性を向上させる
ためには10%以上の残留オーステナイトが必要だから
であり、また残留オーステナイト量が30%を越えると
耐力が不足するようになるからである。
イトの量を10〜30%としたのは、靭性を向上させる
ためには10%以上の残留オーステナイトが必要だから
であり、また残留オーステナイト量が30%を越えると
耐力が不足するようになるからである。
[実施例1
本発明にかかる熱間鍛造用強靭非調質鋼の特徴を従来鋼
、比較鋼と比較して実施例でもって明らかにする。
、比較鋼と比較して実施例でもって明らかにする。
第1表はこれら供試鋼の化学成分を示すものである。第
1表において、A鋼からF鋼までは第1発明鋼、G鋼か
らL鋼までは第2発明鋼である。
1表において、A鋼からF鋼までは第1発明鋼、G鋼か
らL鋼までは第2発明鋼である。
またM−P鋼は比較鋼であって、M鋼はC含有量が本発
明の組成範囲より多い比較鋼、N鋼はSiが本発明の組
成範囲よりも低い比較鋼、0鋼はMo含有量が本発明の
組成範囲より低い比較鋼、P鋼はV含有量が本発明の組
成範囲より低い比較鋼である。Q鋼はSCM440に相
当する従来鋼である。
明の組成範囲より多い比較鋼、N鋼はSiが本発明の組
成範囲よりも低い比較鋼、0鋼はMo含有量が本発明の
組成範囲より低い比較鋼、P鋼はV含有量が本発明の組
成範囲より低い比較鋼である。Q鋼はSCM440に相
当する従来鋼である。
(以下余白)
第1表の化学成分を有する供試鋼を高周波誘導炉で溶解
し、20kg鋼塊を製造した。前記鋼塊を50−一直径
の棒鋼に圧延し、次いでこの棒鋼を1200℃に加熱し
、1100℃で熱間鍛造を行い、30whm直径に鍛伸
した後、空冷し、ついで切削により引張試験片(JIS
J号)、衝撃試験片(JIS3号)を作製し、引張強さ
、衝撃値、残留オーステナイトを測定した。なお、従来
鋼であるQ鋼は熱間鍛造した後、850℃で40分間加
熱し、油焼入し、ついで580℃で90分間焼もどしを
施した。
し、20kg鋼塊を製造した。前記鋼塊を50−一直径
の棒鋼に圧延し、次いでこの棒鋼を1200℃に加熱し
、1100℃で熱間鍛造を行い、30whm直径に鍛伸
した後、空冷し、ついで切削により引張試験片(JIS
J号)、衝撃試験片(JIS3号)を作製し、引張強さ
、衝撃値、残留オーステナイトを測定した。なお、従来
鋼であるQ鋼は熱間鍛造した後、850℃で40分間加
熱し、油焼入し、ついで580℃で90分間焼もどしを
施した。
また、第1表に示した発明鋼および比較鋼について、鍛
造を施したままの状態で、従来鋼については前記と同様
の焼入焼もどしを行った状態で、ドリル穿孔試験を行っ
た。なお、ドリルの材質は5KH9、ドリル回転数は1
710rpm、切削油なし、荷重75kg、ドリルは5
−φストレートシャンクを用いた。測定した結果は第1
表に示したが、従来鋼の定荷重単位時間穿孔距離を10
0とし、それぞれの穿孔距離を整数比で示した。得られ
た結果は第1表に示す。
造を施したままの状態で、従来鋼については前記と同様
の焼入焼もどしを行った状態で、ドリル穿孔試験を行っ
た。なお、ドリルの材質は5KH9、ドリル回転数は1
710rpm、切削油なし、荷重75kg、ドリルは5
−φストレートシャンクを用いた。測定した結果は第1
表に示したが、従来鋼の定荷重単位時間穿孔距離を10
0とし、それぞれの穿孔距離を整数比で示した。得られ
た結果は第1表に示す。
第1表から知られるように、比較鋼であるMjIlはC
含有量が高いので引張強さはし126 kgf/ ml
I2と優れているが衝撃値は2 、3 kgf輸/cm
’と低く靭性において劣る。N鋼はSi含有1が低いの
で、残留オーステナイトが少なく、また、その安定度が
低いため衝撃値が7 、9 kg4wr/ am2と低
い、また。
含有量が高いので引張強さはし126 kgf/ ml
I2と優れているが衝撃値は2 、3 kgf輸/cm
’と低く靭性において劣る。N鋼はSi含有1が低いの
で、残留オーステナイトが少なく、また、その安定度が
低いため衝撃値が7 、9 kg4wr/ am2と低
い、また。
比較鋼のQ鋼は、Moの含有量が低いので、ベイナイト
ラスが粗く、そのため衝撃値が3゜9kgfs/c−2
と低い、また、比較鋼であるP鋼は■含有量が低いので
、引張強さが84kgf/as”、衝撃値が2 、1
kgtea/ cm”と強度および靭性において劣る。
ラスが粗く、そのため衝撃値が3゜9kgfs/c−2
と低い、また、比較鋼であるP鋼は■含有量が低いので
、引張強さが84kgf/as”、衝撃値が2 、1
kgtea/ cm”と強度および靭性において劣る。
また、従来鋼であるP鋼は焼入焼もどしを行ったにも拘
わらず、引張強さが95kgf/mm”であり、衝撃値
は10 、3 kgra7 am”であって所期の値が
得られていない。
わらず、引張強さが95kgf/mm”であり、衝撃値
は10 、3 kgra7 am”であって所期の値が
得られていない。
これに対して本発明鋼であるA鋼〜L鋼では、残留オー
ステナイトが10〜30%の範囲にあり、引張強さは9
2〜103kgf/−−2、衝撃値は15゜3〜19.
8kgf鋤/c−2と、従来鋼と同等以上の強さと靭性
が確保されることが確認された。また、切削性について
も従来鋼のQ鋼に比べて、本発明鋼は非常に良好で、特
にS、Pb、Caを添加した第2発明その効果が大きく
表れていることが明らかとなった。
ステナイトが10〜30%の範囲にあり、引張強さは9
2〜103kgf/−−2、衝撃値は15゜3〜19.
8kgf鋤/c−2と、従来鋼と同等以上の強さと靭性
が確保されることが確認された。また、切削性について
も従来鋼のQ鋼に比べて、本発明鋼は非常に良好で、特
にS、Pb、Caを添加した第2発明その効果が大きく
表れていることが明らかとなった。
〔発明の効果]
本発明の熱間鍛造用強靭非調質鋼は以上説明したように
、低炭素鋼にMn、Crを添加することにより、焼入性
を向上させ、熱間鍛造後の空冷もしくは衝風冷却により
、ベイナイト組織とするものであり、さらにSi含有量
を高めMoを添加することにより、残留オーステナイト
を安定化させるとともにベイナイトラス間隔を細かくし
て、強靭性を付与し、■を添加することにより、前記の
ベイナイト組織に炭窒化物を析出させたものであり、そ
の結果非調質で90 kgf/曽鍮2の引張強さと15
kgrm/Cm”以上のシャルピー衝撃値を得ることが
できる0本発明の熱間鍛造用強靭非調質鋼はこのように
優れた引張強さと優れた靭性を有する非調質鋼であり、
自動車用の足回り部品の中でも持重強度および靭性の要
求される部品、例えば寒冷地向けの部品や高性能車の部
品等に極めて有用なものである。
、低炭素鋼にMn、Crを添加することにより、焼入性
を向上させ、熱間鍛造後の空冷もしくは衝風冷却により
、ベイナイト組織とするものであり、さらにSi含有量
を高めMoを添加することにより、残留オーステナイト
を安定化させるとともにベイナイトラス間隔を細かくし
て、強靭性を付与し、■を添加することにより、前記の
ベイナイト組織に炭窒化物を析出させたものであり、そ
の結果非調質で90 kgf/曽鍮2の引張強さと15
kgrm/Cm”以上のシャルピー衝撃値を得ることが
できる0本発明の熱間鍛造用強靭非調質鋼はこのように
優れた引張強さと優れた靭性を有する非調質鋼であり、
自動車用の足回り部品の中でも持重強度および靭性の要
求される部品、例えば寒冷地向けの部品や高性能車の部
品等に極めて有用なものである。
Claims (2)
- (1)重量比にしてC;0.10〜0.20%、Si;
1.00〜2.00%、Mn;0.85〜2.50%、
Cr;0.50〜1.50%、Mo;0.20〜1.0
0%、Al;0.010〜0.060%、V;0.10
〜0.50%を含有し、残部Feならびに不純物元素か
らなり、前記鋼を熱間鍛造を施した後、空冷もしくは衝
風冷却することにより、ベイナイト組織の中に10〜3
0%の残留オーステナイトが安定化された組織が生成さ
れることを特徴とする熱間鍛造用強靭非調質鋼。 - (2)重量比にしてC;0.10〜0.20%、Si;
1.00〜2.00%、Mn;0.85〜2.50%、
Cr;0.50〜1.50%、Mo;0.20〜1.0
0%、Al;0.010〜0.060%、V;0.10
〜0.50%を含有し、さらにS;0.04〜0.12
%、Pb;0.05〜0.30%、Ca;0.0005
〜0.0100%のうち1種または2種以上を含有し、
残部Feならびに不純物元素からなり、前記鋼を熱間鍛
造を施した後、空冷もしくは衝風冷却することにより、
ベイナイト組織の中に10〜30%の残留オーステナイ
トが安定化された組織が生成されることを特徴とする熱
間鍛造用強靭非調質鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16794889A JPH0331444A (ja) | 1989-06-29 | 1989-06-29 | 熱間鍛造用強靭非調質鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16794889A JPH0331444A (ja) | 1989-06-29 | 1989-06-29 | 熱間鍛造用強靭非調質鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0331444A true JPH0331444A (ja) | 1991-02-12 |
Family
ID=15859017
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP16794889A Pending JPH0331444A (ja) | 1989-06-29 | 1989-06-29 | 熱間鍛造用強靭非調質鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0331444A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7717881B2 (en) | 2003-05-02 | 2010-05-18 | Becton, Dickinson And Company | Controlled release structure for attaching medical devices |
US9789265B2 (en) | 2009-07-30 | 2017-10-17 | Becton, Dickinson And Company | Medical device assembly |
-
1989
- 1989-06-29 JP JP16794889A patent/JPH0331444A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7717881B2 (en) | 2003-05-02 | 2010-05-18 | Becton, Dickinson And Company | Controlled release structure for attaching medical devices |
US8591475B2 (en) | 2003-05-02 | 2013-11-26 | Becton, Dickinson And Company | Controlled release structure for attaching medical devices |
US9259538B2 (en) | 2003-05-02 | 2016-02-16 | Becton, Dickinson And Company | Controlled release structure for attaching medical devices |
US9789265B2 (en) | 2009-07-30 | 2017-10-17 | Becton, Dickinson And Company | Medical device assembly |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP3139876B2 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 | |
CN112877591A (zh) | 一种高强韧五金工具及链条用钢及其制造方法 | |
JPS61238941A (ja) | 熱間鍛造用の非調質棒鋼 | |
JPH06306460A (ja) | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 | |
JP2756556B2 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼 | |
JPH0425343B2 (ja) | ||
JP3089424B2 (ja) | 強靭非調質鋼の製造方法 | |
JPH0331444A (ja) | 熱間鍛造用強靭非調質鋼 | |
JPH04371547A (ja) | 高強度強靭鋼の製造方法 | |
JPH0621319B2 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼 | |
JPH0331443A (ja) | 熱間鍛造用強靭非調質鋼 | |
JPH05302117A (ja) | 熱間鍛造用焼入省略鋼の製造方法 | |
JP3042574B2 (ja) | 高疲労強度を有する熱間鍛造品及びその製造方法 | |
JPH10265891A (ja) | フェライト・パーライト型非調質鋼 | |
JPH02179841A (ja) | 高周波焼入用非調質鋼およびその製造方法 | |
JP2583776B2 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼 | |
JPH07102340A (ja) | 疲労特性に優れる非調質鋼の製造方法 | |
JPH0336234A (ja) | 強靭非調質鋼 | |
JPH01177338A (ja) | 窒化用非調質鋼 | |
JP3054981B2 (ja) | 高疲労強度鍛造品の製造方 | |
JP3169464B2 (ja) | 高疲労強度を有する機械構造部品の熱処理方法 | |
JPH07157824A (ja) | 降伏強度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法 | |
JPH0336233A (ja) | 強靭非調質鋼 | |
JPH05302116A (ja) | 熱間鍛造用焼入省略鋼の製造方法 | |
JPH0351779B2 (ja) |