JPH0663025B2 - 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 - Google Patents
高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH0663025B2 JPH0663025B2 JP2008014A JP801490A JPH0663025B2 JP H0663025 B2 JPH0663025 B2 JP H0663025B2 JP 2008014 A JP2008014 A JP 2008014A JP 801490 A JP801490 A JP 801490A JP H0663025 B2 JPH0663025 B2 JP H0663025B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- strength
- kgf
- toughness
- steel
- 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 - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は優れた強度・靱性及び被削性を有する機械構造
用熱間鍛造非調質鋼の製造方法に関するものである。
用熱間鍛造非調質鋼の製造方法に関するものである。
［従来の技術］ 従来、高強度高靱性を必要とする機械部品の製造に関し
ては、所定の形状に熱間鍛造後焼入れ焼き戻しを行うと
いった調質処理が施されていた。しかしながら調質処理
は多くの工程を必要とし、多大な熱エネルギーも要する
ため製造コストの上昇を招くことになる。このため近年
工程数の削減、省エネルギーの観点から調質処理を省略
しうる鋼、即ち非調質鋼の開発が行われてきた。強度向
上を狙うのであればＶを含有させた非調質鋼で十分であ
る。しかしこの鋼種は靱性特に低温靱性が悪く、高強度
高靱性が要求される自動車の足廻り部品に用いる素材と
しては不十分であり、被削性もきわめて悪く部品生産性
に欠けていた。また近年部品設計上、降伏強度が重視さ
れる趨勢にあり同一の引張強度に対しなるべく降伏強度
の高いいわゆる高降伏比の材料の開発が望まれている。
ては、所定の形状に熱間鍛造後焼入れ焼き戻しを行うと
いった調質処理が施されていた。しかしながら調質処理
は多くの工程を必要とし、多大な熱エネルギーも要する
ため製造コストの上昇を招くことになる。このため近年
工程数の削減、省エネルギーの観点から調質処理を省略
しうる鋼、即ち非調質鋼の開発が行われてきた。強度向
上を狙うのであればＶを含有させた非調質鋼で十分であ
る。しかしこの鋼種は靱性特に低温靱性が悪く、高強度
高靱性が要求される自動車の足廻り部品に用いる素材と
しては不十分であり、被削性もきわめて悪く部品生産性
に欠けていた。また近年部品設計上、降伏強度が重視さ
れる趨勢にあり同一の引張強度に対しなるべく降伏強度
の高いいわゆる高降伏比の材料の開発が望まれている。
これに対して特開昭56-38448号公報には、Si、Mn等を多
くすることによる地鉄の強化と、Ti、Ｖ、Nbの析出強化
による鋼材の高強度化を図ると共に鋼中のＮを0.29％Ti
以上と多くすることにより、窒化物主体のTi、Ｖ、Nb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、鋼材の高靱性化を図り熱間鍛造のままで、
その後の熱処理を一切行わずに優れた引張強度・靱性の
確保を可能とした材料が示されている。
くすることによる地鉄の強化と、Ti、Ｖ、Nbの析出強化
による鋼材の高強度化を図ると共に鋼中のＮを0.29％Ti
以上と多くすることにより、窒化物主体のTi、Ｖ、Nb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、鋼材の高靱性化を図り熱間鍛造のままで、
その後の熱処理を一切行わずに優れた引張強度・靱性の
確保を可能とした材料が示されている。
［発明が解決しようとする課題］ しかしこのような材料を用いてもなお十分な降伏強度を
確保するには至っていないというのが現状である。
確保するには至っていないというのが現状である。
本発明の目的は、引張強度８５Kgf／mm2以上で、十分な
靱性と優れた被削性を有し、更に７０Kgf／mm2以上もの
高い降伏強度を有する熱間鍛造非調質鋼の製造方法を提
供することである。
靱性と優れた被削性を有し、更に７０Kgf／mm2以上もの
高い降伏強度を有する熱間鍛造非調質鋼の製造方法を提
供することである。
［課題を解決するための手段］ 本発明者らは高強度高靱性かつ被削性に優れた熱間鍛造
非調質鋼の降伏強度の向上手法を提供するために鋭意検
討を行った結果、熱間鍛造後に従来行われていなかった
時効処理を施すことにより、引張強度・靱性・被削性を
劣化することなしに降伏強度を上昇させることが可能で
あるという新規な知見を得て本発明をなしたものであ
る。
非調質鋼の降伏強度の向上手法を提供するために鋭意検
討を行った結果、熱間鍛造後に従来行われていなかった
時効処理を施すことにより、引張強度・靱性・被削性を
劣化することなしに降伏強度を上昇させることが可能で
あるという新規な知見を得て本発明をなしたものであ
る。
即ち、第一の本発明に係わる製造方法の要旨とするとこ
ろは、重量％で Ｃ ：0.10〜0.60％ Si：0.80〜3.0％ Mn：3.0％以下 Ｓ ：0.050〜0.30％ Ｖ ：0.030〜0.30％ Ｎ ：0.005〜0.060％ を含有し、更に Cr：3.0％以下 Ni：3.0％以下 Mo：1.0％以下 Cu：2.0％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ti：0.001〜0.050％ Nb：0.005〜0.10％ Al：0.005〜0.10％ の一種または二種以上を含有し、残部をFe及び不可避的
不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、冷却過程でベイナ
イト主体で残部が少量のマルテンサイトとオーステナイ
トの混合組織を生成させた後、２００℃〜６００℃に時
効後放冷することにより、引張強度８５Kgf／mm2以上、
降伏強度７０Kgf／mm2以上を有し、さらに２mmＵノッチ
シャルピー吸収エネルギーが−５０℃、２０℃において
それぞれ3.5Kgf・m／cm2以上、6.5Kgf・m／cm2以上を有す
ることを特徴とするものである。次に、第二の本発明に
係わる製造方法の要旨とするところは、第一の本発明鋼
の組成に加え、更に重量％で Pb：0.005〜0.50％ Ca：0.001〜0.050％ Te：0.001〜0.20％ Se：0.010〜0.50％ Bi：0.010〜0.50％ の一種または二種以上を含有し、残部をFe及び不可避的
不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、２００℃〜６００
℃に時効後放冷することにより引張強度８５Kgf／mm2以
上、降伏強度７０Kgf／mm2以上を有する高強度高靱性か
つ被削性の優れた熱間鍛造非調質鋼の製造を可能とする
ことを特徴とするものである。
ろは、重量％で Ｃ ：0.10〜0.60％ Si：0.80〜3.0％ Mn：3.0％以下 Ｓ ：0.050〜0.30％ Ｖ ：0.030〜0.30％ Ｎ ：0.005〜0.060％ を含有し、更に Cr：3.0％以下 Ni：3.0％以下 Mo：1.0％以下 Cu：2.0％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ti：0.001〜0.050％ Nb：0.005〜0.10％ Al：0.005〜0.10％ の一種または二種以上を含有し、残部をFe及び不可避的
不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、冷却過程でベイナ
イト主体で残部が少量のマルテンサイトとオーステナイ
トの混合組織を生成させた後、２００℃〜６００℃に時
効後放冷することにより、引張強度８５Kgf／mm2以上、
降伏強度７０Kgf／mm2以上を有し、さらに２mmＵノッチ
シャルピー吸収エネルギーが−５０℃、２０℃において
それぞれ3.5Kgf・m／cm2以上、6.5Kgf・m／cm2以上を有す
ることを特徴とするものである。次に、第二の本発明に
係わる製造方法の要旨とするところは、第一の本発明鋼
の組成に加え、更に重量％で Pb：0.005〜0.50％ Ca：0.001〜0.050％ Te：0.001〜0.20％ Se：0.010〜0.50％ Bi：0.010〜0.50％ の一種または二種以上を含有し、残部をFe及び不可避的
不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、２００℃〜６００
℃に時効後放冷することにより引張強度８５Kgf／mm2以
上、降伏強度７０Kgf／mm2以上を有する高強度高靱性か
つ被削性の優れた熱間鍛造非調質鋼の製造を可能とする
ことを特徴とするものである。
［作用］ 以下に本発明を詳細に説明する。
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、また0.60％を超
えると、靱性の劣化を招くため、含有量を0.10〜0.60％
とした。
あるが、0.10％未満では強度が不足し、また0.60％を超
えると、靱性の劣化を招くため、含有量を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
として添加するが、0.80％未満ではその効果は不十分で
あり、一方、3.0％を超えるとその効果は飽和し、むし
ろ靱性の劣化を招くので、その含有量を0.80〜3.0とし
た。
として添加するが、0.80％未満ではその効果は不十分で
あり、一方、3.0％を超えるとその効果は飽和し、むし
ろ靱性の劣化を招くので、その含有量を0.80〜3.0とし
た。
また、MnとＳは鋼中でMnSとして存在し、組織の微細化
に寄与するが、Ｓ：0.050％未満ではその効果は不十分
である。またMn：3.0％超、Ｓ：0.30％超ではその効果
は飽和し、むしろ靱性の劣化を招くため、Mn、Ｓの含有
量をそれぞれMn：3.0％以下、Ｓ：0.050〜0.30％とし
た。
に寄与するが、Ｓ：0.050％未満ではその効果は不十分
である。またMn：3.0％超、Ｓ：0.30％超ではその効果
は飽和し、むしろ靱性の劣化を招くため、Mn、Ｓの含有
量をそれぞれMn：3.0％以下、Ｓ：0.050〜0.30％とし
た。
さらに、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：0.030％未満、Ｎ：0.005％未満では
その効果は不十分であり、一方、Ｖ：0.30％超、Ｎ：0.
060％超ではその効果は飽和し、むしろ靱性の劣化を招
くので、その含有量をＶ：0.030〜0.30％、Ｎ：0.005〜
0.060％とした。
に寄与するが、Ｖ：0.030％未満、Ｎ：0.005％未満では
その効果は不十分であり、一方、Ｖ：0.30％超、Ｎ：0.
060％超ではその効果は飽和し、むしろ靱性の劣化を招
くので、その含有量をＶ：0.030〜0.30％、Ｎ：0.005〜
0.060％とした。
そのほか、Cr、Mo、Ni、Cuは鍛造品の強度を増加させる
のに有効な元素であるが、経済的な観点から、含有量を
Cr：3.0％以下、、Mo：1.0％以下、Ni：3.0％以下、C
u：2.0％以下とした。
のに有効な元素であるが、経済的な観点から、含有量を
Cr：3.0％以下、、Mo：1.0％以下、Ni：3.0％以下、C
u：2.0％以下とした。
この他本発明鋼においては、粒度調整の目的でAl、Ti、
Nbの一種または二種以上を添加してある。しかしなが
ら、Al：0.005％未満、Ti：0.001％未満、Nb：0.005％
未満ではその効果は不十分であり、一方、Al：0.10％
超、Ti：0.050％超、Nb：0.10％超では、その効果は飽
和し、むしろ靱性を劣化させるので、Al：0.005〜0.10
％、Ti：0.001〜0.050％、Nb：0.005〜0.010％とした。
Nbの一種または二種以上を添加してある。しかしなが
ら、Al：0.005％未満、Ti：0.001％未満、Nb：0.005％
未満ではその効果は不十分であり、一方、Al：0.10％
超、Ti：0.050％超、Nb：0.10％超では、その効果は飽
和し、むしろ靱性を劣化させるので、Al：0.005〜0.10
％、Ti：0.001〜0.050％、Nb：0.005〜0.010％とした。
更に本発明に係わる非調質鋼においては、Pb、Ca、Te、
Se、Biの一種または二種以上を添加してあるが、これら
は被削性向上を目的としたものである。ただしPb：0.00
5％未満、Ca：0.001％未満、Te：0.001％未満、Se：0.0
10％未満、Bi：0.010％未満ではその効果は不十分であ
り、Pb：0.50％超、Ca：0.050％超、Te：0.20％超、S
e：0.50％超、Bi：0.50％超ではその効果は飽和し、む
しろ靱性の劣化を招くため、その含有量をPb：0.005〜
0.50％、Ca：0.001〜0.050％、Te：0.001〜0.20％、S
e：0.010〜0.50％、Bi：0.010〜0.50％とした。
Se、Biの一種または二種以上を添加してあるが、これら
は被削性向上を目的としたものである。ただしPb：0.00
5％未満、Ca：0.001％未満、Te：0.001％未満、Se：0.0
10％未満、Bi：0.010％未満ではその効果は不十分であ
り、Pb：0.50％超、Ca：0.050％超、Te：0.20％超、S
e：0.50％超、Bi：0.50％超ではその効果は飽和し、む
しろ靱性の劣化を招くため、その含有量をPb：0.005〜
0.50％、Ca：0.001〜0.050％、Te：0.001〜0.20％、S
e：0.010〜0.50％、Bi：0.010〜0.50％とした。
以上が本発明鋼の基本組成である。これらの組成の棒鋼
を用いて熱間鍛造を行い室温まで冷却した場合の組織は
ベイナイト主体でありこれに少量のマルテンサイト、残
留オーステナイトが混在している。このままでは、引張
強度、靱性の点では問題ないが、調質処理鋼に比べ降伏
強度が不足している。そこで時効処理を施しマルテンサ
イト相中の転位の易動度を低減することにより降伏強度
を向上させることに着目した。ただし時効温度が200℃
未満ではその効果は不十分であり、600℃を超えると引
張強度・降伏強度ともに大幅に減少する。従って時効温
度を200℃〜600℃とした。これらの条件に従って時効後
放冷することにより引張強度８５Kgf／mm2以上、降伏強
度７０Kgf／mm2以上を有する高強度高靱性かつ被削性の
優れた熱間鍛造非調質鋼を製造することが可能である。
を用いて熱間鍛造を行い室温まで冷却した場合の組織は
ベイナイト主体でありこれに少量のマルテンサイト、残
留オーステナイトが混在している。このままでは、引張
強度、靱性の点では問題ないが、調質処理鋼に比べ降伏
強度が不足している。そこで時効処理を施しマルテンサ
イト相中の転位の易動度を低減することにより降伏強度
を向上させることに着目した。ただし時効温度が200℃
未満ではその効果は不十分であり、600℃を超えると引
張強度・降伏強度ともに大幅に減少する。従って時効温
度を200℃〜600℃とした。これらの条件に従って時効後
放冷することにより引張強度８５Kgf／mm2以上、降伏強
度７０Kgf／mm2以上を有する高強度高靱性かつ被削性の
優れた熱間鍛造非調質鋼を製造することが可能である。
［実施例］ 以下に本発明に係わる高強度高靱性かつ被削性に優れた
非調質鋼を製造方法の実施例を示す。
非調質鋼を製造方法の実施例を示す。
実施例−１ 第１表に示す、、６、７の組成の鋼を高周波炉にて
溶製し、鋳造後、直径50mmの丸棒に圧延した。これらを
1250℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛造した。鍛造仕上げ
温度は1050℃であり、この後冷却速度1.0℃／secで室温
まで冷却した。このうち一部は300℃で６０分間時効処
理を行った。これらのＩビームの中央部より長手方向に
JIS４号引張試験片、及びJIS３号衝撃試験片を採用し引
張強度及び−50℃、20℃におけるシャルピー衝撃値を求
めた。一方、一部のものについては、鋳造した後、厚さ
30mmの鋼板に圧延した。圧延仕上げ温度は1050℃であり
この後、冷却速度1.0℃／secで室温まで冷却した。この
鋼板を用いて時効前、時効後（300℃×60min）の被削性
を評価した。被削性の目安としては、SKH 9（φ５）ド
リルにより切削油なしで、送りを初速0.1mm/revにして
深さ20mmのめくら穴をあけたときのドリル寿命が穴の総
深さ5000mmとなる場合の切削速度（m/min）を用いた。
これらの結果を第２表に示す。
溶製し、鋳造後、直径50mmの丸棒に圧延した。これらを
1250℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛造した。鍛造仕上げ
温度は1050℃であり、この後冷却速度1.0℃／secで室温
まで冷却した。このうち一部は300℃で６０分間時効処
理を行った。これらのＩビームの中央部より長手方向に
JIS４号引張試験片、及びJIS３号衝撃試験片を採用し引
張強度及び−50℃、20℃におけるシャルピー衝撃値を求
めた。一方、一部のものについては、鋳造した後、厚さ
30mmの鋼板に圧延した。圧延仕上げ温度は1050℃であり
この後、冷却速度1.0℃／secで室温まで冷却した。この
鋼板を用いて時効前、時効後（300℃×60min）の被削性
を評価した。被削性の目安としては、SKH 9（φ５）ド
リルにより切削油なしで、送りを初速0.1mm/revにして
深さ20mmのめくら穴をあけたときのドリル寿命が穴の総
深さ5000mmとなる場合の切削速度（m/min）を用いた。
これらの結果を第２表に示す。
第２表において、は第一の本発明に係わる高強度高
靱性を有する非調質鋼であり、６、７は比較鋼である。
靱性を有する非調質鋼であり、６、７は比較鋼である。
この第２表から明らかなように、時効前、時効後ともに
本発明鋼、はいずれも、85Kgf／mm2以上の引張強度
を有し、3.0Kgf・m／cm2以上の低温靱性、6.5Kgf・m／cm2
以上の常温靱性を有することがわかる。しかし時効前は
降伏強度が不足している。ところが時効を加えることに
より降伏強度はどれも上昇し70Kgf／mm2以上を有するよ
うになる。これに対し比較鋼６はＣの含有量が本発明の
範囲を下回った例であり、靱性は開発鋼と同等であるが
強度が時効前、時効後ともに不足している。一方、比較
鋼７はＳの含有量が本発明の範囲を下回った場合であ
り、強度は問題ないが時効前、時効後ともに低温靱性及
び常温靱性が不足している。
本発明鋼、はいずれも、85Kgf／mm2以上の引張強度
を有し、3.0Kgf・m／cm2以上の低温靱性、6.5Kgf・m／cm2
以上の常温靱性を有することがわかる。しかし時効前は
降伏強度が不足している。ところが時効を加えることに
より降伏強度はどれも上昇し70Kgf／mm2以上を有するよ
うになる。これに対し比較鋼６はＣの含有量が本発明の
範囲を下回った例であり、靱性は開発鋼と同等であるが
強度が時効前、時効後ともに不足している。一方、比較
鋼７はＳの含有量が本発明の範囲を下回った場合であ
り、強度は問題ないが時効前、時効後ともに低温靱性及
び常温靱性が不足している。
実施例−２ 実施例１と同様に第１表に示す〜、８〜１０の組成
の鋼を高周波炉にて溶製し、鋳造後、直径50mmの丸棒に
圧延した。これらを1250℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛
造した。鍛造仕上げ温度は1050℃であり、この後冷却速
度1.0℃／secで室温まで冷却した。このうち一部は300
℃で60分間時効処理を行った。これらのＩビームの中央
部より長手方向にJIS４号引張試験片、及びJIS３号衝撃
試験片を採用し引張強度及び-50℃、20℃におけるシャ
ルピー衝撃値を求めた。一方、一部のものについては、
高周波炉にて溶製し、鋳造した後、厚さ30mmの鋼板に圧
延した。圧延仕上げ温度は1050℃でありこの後大気中に
て放冷した。この鋼板を用いて時効前、時効後（300℃
×60min）の被削性を評価した。被削性の目安として
は、実施例１の場合と全く同じで、ドリル寿命が穴の総
深さ5000mmとなる場合の切削速度（m/min）を用いた。
これらの結果を第３表に示す。
の鋼を高周波炉にて溶製し、鋳造後、直径50mmの丸棒に
圧延した。これらを1250℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛
造した。鍛造仕上げ温度は1050℃であり、この後冷却速
度1.0℃／secで室温まで冷却した。このうち一部は300
℃で60分間時効処理を行った。これらのＩビームの中央
部より長手方向にJIS４号引張試験片、及びJIS３号衝撃
試験片を採用し引張強度及び-50℃、20℃におけるシャ
ルピー衝撃値を求めた。一方、一部のものについては、
高周波炉にて溶製し、鋳造した後、厚さ30mmの鋼板に圧
延した。圧延仕上げ温度は1050℃でありこの後大気中に
て放冷した。この鋼板を用いて時効前、時効後（300℃
×60min）の被削性を評価した。被削性の目安として
は、実施例１の場合と全く同じで、ドリル寿命が穴の総
深さ5000mmとなる場合の切削速度（m/min）を用いた。
これらの結果を第３表に示す。
第３表において、〜は第二の本発明に係わる非調質
鋼であり、８〜１０は比較鋼である。第３表より明らか
なように、〜はどれも時効後、85Kgf／mm2以上の引
張強度、70Kgf／mm2以上の降伏強度を有し、3.0Kgf・m／
cm2以上の低温靱性、6.5Kgf・m／cm2以上の常温靱性を有
することがわかる。比較鋼８はSiの含有量が本発明の範
囲を下回った例であり、靱性は開発鋼と同等であるが強
度が時効前、時効後ともに不足している。一方、比較鋼
９、１０はそれぞれＳ、Ｎの含有量が本発明の範囲を下
回った場合であり、強度は問題ないが時効前、時効後と
もに低温靱性及び常温靱性が不足している。
鋼であり、８〜１０は比較鋼である。第３表より明らか
なように、〜はどれも時効後、85Kgf／mm2以上の引
張強度、70Kgf／mm2以上の降伏強度を有し、3.0Kgf・m／
cm2以上の低温靱性、6.5Kgf・m／cm2以上の常温靱性を有
することがわかる。比較鋼８はSiの含有量が本発明の範
囲を下回った例であり、靱性は開発鋼と同等であるが強
度が時効前、時効後ともに不足している。一方、比較鋼
９、１０はそれぞれＳ、Ｎの含有量が本発明の範囲を下
回った場合であり、強度は問題ないが時効前、時効後と
もに低温靱性及び常温靱性が不足している。
なお被削性については、第２表と第３表を比べるとわか
るように被削性元素（Pb、Ca、Te、Se、Bi）を含有した
、、の方が全く含有しない、よりも被削性が
優れていることがわかる。
るように被削性元素（Pb、Ca、Te、Se、Bi）を含有した
、、の方が全く含有しない、よりも被削性が
優れていることがわかる。
［発明の効果］ 以上述べたごとく、本発明鋼を用いることにより、85Kg
f／mm2以上の高い引張強度を有し、高靱性かつ優れた被
削性を得ることが可能であり、更に熱間鍛造後の時効に
より、70Kgf／mm2以上という高い降伏強度を得ることが
できる。これにより、従来必要とした調質処理の省略と
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ものがある。
f／mm2以上の高い引張強度を有し、高靱性かつ優れた被
削性を得ることが可能であり、更に熱間鍛造後の時効に
より、70Kgf／mm2以上という高い降伏強度を得ることが
できる。これにより、従来必要とした調質処理の省略と
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ものがある。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で Ｃ ：0.10〜0.60％ Ｓｉ：0.80〜3.0％ Ｍｎ：3.0％以下 Ｓ ：0.050〜0.30％ Ｖ ：0.030〜0.30％ Ｎ ：0.005〜0.060％ を含有し、更に Ｃｒ：3.0％以下 Ｎｉ：3.0％以下 Ｍｏ：1.0％以下 Ｃｕ：2.0％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ｔｉ：0.001〜0.050％ Ｎｂ：0.005〜0.10％ Ａ：0.005〜0.10％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、冷却過程でベイ
ナイト主体で残部が少量のマルテンサイトとオーステナ
イトの混合組織を生成させた後、２００℃〜６００℃に
時効後放冷することにより、引張強度８５Kgf／mm2以
上、降伏強度７０Kgf／mm2以上を有し、さらに２mmＵノ
ッチシャルピー吸収エネルギーが−５０℃、２０℃にお
いてそれぞれ3.5Kgf・m／cm2以上、6.5Kgf・m／cm2以上を
有することを特徴とする高強度高靱性熱間鍛造非調質鋼
の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、更に鋼成分として Ｐｂ：0.005〜0.50％ Ｃａ：0.001〜0.050％ Ｔｅ：0.001〜0.20％ Ｓｅ：0.010〜0.50％ Ｂｉ：0.010〜0.50％ の一種または二種以上を含有する、被削性も優れている
ことを特徴とする請求項１記載の高強度高靱性熱間鍛造
非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008014A JPH0663025B2 (ja) | 1990-01-17 | 1990-01-17 | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008014A JPH0663025B2 (ja) | 1990-01-17 | 1990-01-17 | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03211227A JPH03211227A (ja) | 1991-09-17 |
| JPH0663025B2 true JPH0663025B2 (ja) | 1994-08-17 |
Family
ID=11681492
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008014A Expired - Lifetime JPH0663025B2 (ja) | 1990-01-17 | 1990-01-17 | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0663025B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103757553B (zh) * | 2013-12-28 | 2017-03-08 | 宝鼎科技股份有限公司 | 一种40NiCrMo7优化材料轴齿轮锻件及制造方法 |
| US11261511B2 (en) * | 2017-10-31 | 2022-03-01 | Nippon Steel Corporation | Hot forged steel material |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61279656A (ja) * | 1985-06-05 | 1986-12-10 | Daido Steel Co Ltd | 熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPS6274055A (ja) * | 1985-09-27 | 1987-04-04 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 |
| JPH0643605B2 (ja) * | 1986-03-10 | 1994-06-08 | 住友金属工業株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
-
1990
- 1990-01-17 JP JP2008014A patent/JPH0663025B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03211227A (ja) | 1991-09-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7833363B2 (en) | Method for producing high-strength forged parts having high reduction of area | |
| US20060243352A1 (en) | Process for producing steel products having improved grain size properties and machinability | |
| JP2876968B2 (ja) | 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0250910A (ja) | 熱疲労特性の良い金型鋼板の製造方法 | |
| US7678207B2 (en) | Steel product for induction hardening, induction-hardened member using the same, and methods producing them | |
| JPH08277437A (ja) | 高強度・高靭性熱間鍛造用非調質鋼とその鍛造品の製造方法 | |
| JP4299744B2 (ja) | 冷間鍛造用熱間圧延線材及びその製造方法 | |
| JP5266804B2 (ja) | 圧延非調質鋼材の製造方法 | |
| JPH0571657B2 (ja) | ||
| JPH064889B2 (ja) | 厚肉超高張力鋼の製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JP2007513259A (ja) | 優れた低温衝撃特性を有する冷間圧造用鋼線及びその製造方法 | |
| JPH04285118A (ja) | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 | |
| JPH0663025B2 (ja) | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 | |
| JP2692523B2 (ja) | 溶接性と低温靱性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法 | |
| JP3750737B2 (ja) | 非調質高強度・高靭性鍛造品の製造方法 | |
| JPH0696742B2 (ja) | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 | |
| JP4121416B2 (ja) | 機械構造用非調質型熱間鍛造部品およびその製造方法 | |
| JPH0717947B2 (ja) | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH06212255A (ja) | 耐候性の良好な低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2000160285A (ja) | 高強度高靱性非調質鋼材 | |
| JP2566068B2 (ja) | 冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法 | |
| JPH05287373A (ja) | 高強度高靱性熱間加工非調質鋼の製造方法 | |
| JP2010229512A (ja) | フェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法 | |
| JPH0250911A (ja) | 疲労特性の良い金型用鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080817 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090817 Year of fee payment: 15 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090817 Year of fee payment: 15 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100817 Year of fee payment: 16 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100817 Year of fee payment: 16 |