JPH0696742B2 - 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 - Google Patents
高強度・高靭性非調質鋼の製造方法Info
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- JPH0696742B2 JPH0696742B2 JP62271667A JP27166787A JPH0696742B2 JP H0696742 B2 JPH0696742 B2 JP H0696742B2 JP 62271667 A JP62271667 A JP 62271667A JP 27166787 A JP27166787 A JP 27166787A JP H0696742 B2 JPH0696742 B2 JP H0696742B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
-
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Description
【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] 本発明は、自動車部品あるいは機械部品の製造におい
て、熱間鍛造あるいは熱間圧延在後に直接焼入れのまま
で、高強度・高靱性の得られる非調質鋼の製造方法に関
する。
て、熱間鍛造あるいは熱間圧延在後に直接焼入れのまま
で、高強度・高靱性の得られる非調質鋼の製造方法に関
する。
[従来の技術] 従来、自動車部品等の機械部品は、棒鋼から熱間鍛造に
より成形され、その後、焼入れ、焼戻し(調質)処理さ
れ切削加工して製造されるものが多い。
より成形され、その後、焼入れ、焼戻し(調質)処理さ
れ切削加工して製造されるものが多い。
このような製造方法において、省エネルギー、コスト低
減を目的として熱処理を省略し、V、Ti等の微量元素を
活用したフェライト+パーライト系の非調質鋼や、Cr、
Mnあるいは活用したベイナイト系の非調質鋼が開発され
ている。
減を目的として熱処理を省略し、V、Ti等の微量元素を
活用したフェライト+パーライト系の非調質鋼や、Cr、
Mnあるいは活用したベイナイト系の非調質鋼が開発され
ている。
フェライト+パーライト系の非調質鋼については、特開
昭59−100256号公報に記載されている。
昭59−100256号公報に記載されている。
ベイナイト系の非調質鋼については、特開昭61−19761
号公報、特開昭60−103161号公報、特開昭61−139646号
公報に記載されている。
号公報、特開昭60−103161号公報、特開昭61−139646号
公報に記載されている。
即ち、特開昭59−100256号公報には、C:0.02〜0.40%、
V:0.01〜0.20%、N:0.0020〜0.025%、Ti:0.2≦Ti/N≦
2.5からなる熱間鍛造用非調質鋼が開示されている。
V:0.01〜0.20%、N:0.0020〜0.025%、Ti:0.2≦Ti/N≦
2.5からなる熱間鍛造用非調質鋼が開示されている。
特開昭61−19761号公報には、 C:0.05〜0.18%、Cr+Mn:1.60〜4.20%からなる鋼を熱
間鍛造後放冷却のままで高靱性の得られる熱間鍛造用棒
鋼が開示されている。
間鍛造後放冷却のままで高靱性の得られる熱間鍛造用棒
鋼が開示されている。
特開昭60−103161号公報には、 C:0.05〜0.15%、Mn:0.60〜3.00%、Cr+Mn:2.20〜5.90
%からなる鋼を熱間鍛造用放冷のままで高靱性の得られ
る熱間鍛造用棒鋼が開示されている。
%からなる鋼を熱間鍛造用放冷のままで高靱性の得られ
る熱間鍛造用棒鋼が開示されている。
特開昭61−139646号公報には、 C:0.06〜0.15%、Mn:0.50〜2.00%、Cr+Mn:2.20〜4.00
%、Ti:0.010〜0.030%からなる鋼を熱間鍛造後湯冷却
することによって、高い靱性の得られる熱間鍛造用非調
質棒鋼が開示されている。
%、Ti:0.010〜0.030%からなる鋼を熱間鍛造後湯冷却
することによって、高い靱性の得られる熱間鍛造用非調
質棒鋼が開示されている。
更に、特公昭61−32371号公報では C:0.01〜0.2%、Si:0.1〜0.8%、Mn:0.5〜2.5%からな
る鋼をオーステナイト状態から60℃以上の温水中で冷却
することからなる低炭素ベイナイト強靱鋼の製造法が開
示されている。
る鋼をオーステナイト状態から60℃以上の温水中で冷却
することからなる低炭素ベイナイト強靱鋼の製造法が開
示されている。
[発明が解決しようとする問題点] 特開昭59−100256号公報に記載されたものでは、C量が
0.02〜0.40%と高いために高靱性化には限界があった。
0.02〜0.40%と高いために高靱性化には限界があった。
特開昭61−19761号公報、特開昭60−103161号公報、特
開昭61−139646号公報に記載されているものは、高強度
が得られ易い利点があるものの、靱性面ではTiNを活用
したフェライト+パーライト系と同等かそれ以下のレベ
ルに留まるものであった。
開昭61−139646号公報に記載されているものは、高強度
が得られ易い利点があるものの、靱性面ではTiNを活用
したフェライト+パーライト系と同等かそれ以下のレベ
ルに留まるものであった。
また、特開昭61−139646号公報に記載されているもの
は、C量が0.06〜0.15%であり、靱性面でやや劣る欠点
がある。
は、C量が0.06〜0.15%であり、靱性面でやや劣る欠点
がある。
また、特公昭61−32371号公報では、焼戻し処理は省略
できるものの、焼入れ時には再加熱が必要であり、いわ
ゆる直接焼入れでないため焼入れ性が劣り、強度・靱性
の点においても、製造工程上あるいは製造コスト上も、
改善の余地がある技術である。
できるものの、焼入れ時には再加熱が必要であり、いわ
ゆる直接焼入れでないため焼入れ性が劣り、強度・靱性
の点においても、製造工程上あるいは製造コスト上も、
改善の余地がある技術である。
以上述べたように、従来の非調質鋼あるいは低C鋼で
は、若干の靱性改善は認められるものの、充分な靱性が
安価に得られるとはいえない。
は、若干の靱性改善は認められるものの、充分な靱性が
安価に得られるとはいえない。
高靱性が要求される部品にたいしては適用されるまでに
至っていない。
至っていない。
本発明は、以上のような問題点を解消し、高強度・高靱
性が得られる非調質鋼の製造方法を提供するものであ
る。
性が得られる非調質鋼の製造方法を提供するものであ
る。
[問題点を解決するための手段] 第1の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、重量%でC:0.02〜0.05%、Si:0.10〜1.00%、Mn:1.
00〜3.50%、Cr+Mn:2.50〜6.0%、V:0.02〜0.20%、A
l:0.01〜0.05%、N:0.0060%以下を含み、残部は実質的
にFeからなる鋼を熱間加工後にオーステナイトの状態か
ら、2.0〜100℃/secの冷却速度にて少なくとも300℃ま
で冷却することを特徴とするものである。
は、重量%でC:0.02〜0.05%、Si:0.10〜1.00%、Mn:1.
00〜3.50%、Cr+Mn:2.50〜6.0%、V:0.02〜0.20%、A
l:0.01〜0.05%、N:0.0060%以下を含み、残部は実質的
にFeからなる鋼を熱間加工後にオーステナイトの状態か
ら、2.0〜100℃/secの冷却速度にて少なくとも300℃ま
で冷却することを特徴とするものである。
第2の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、第1の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ti:0.0
05〜0.030%、B:0.0003〜0.0030%を含む鋼を、第1の
発明と同様に処理することを特徴とするものである。
は、第1の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ti:0.0
05〜0.030%、B:0.0003〜0.0030%を含む鋼を、第1の
発明と同様に処理することを特徴とするものである。
第3の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、第2の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ni:1.0
%以下、Cu:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Nb:0.05%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
る鋼を第1の発明と同様に処理することを特徴とするも
のである。
は、第2の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ni:1.0
%以下、Cu:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Nb:0.05%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
る鋼を第1の発明と同様に処理することを特徴とするも
のである。
第4の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、第1の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ni:1.0
%以下、Cu:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Nb:0.05%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
る鋼を第1の発明と同様に処理することを特徴とするも
のである。
は、第1の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ni:1.0
%以下、Cu:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Nb:0.05%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
る鋼を第1の発明と同様に処理することを特徴とするも
のである。
[作用] 本発明において、鋼の化学成分(%)を限定した理由に
ついて、以下に述べる。
ついて、以下に述べる。
(1)C Cは強度・靱性に大きな影響を及ぼす元素であり、0.02
%未満では充分な強度が得られないために、0.02%以上
とした。また、0.05%を超えると高靱性が得られないた
め、0.05%以下とした。
%未満では充分な強度が得られないために、0.02%以上
とした。また、0.05%を超えると高靱性が得られないた
め、0.05%以下とした。
従って、C含有量は0.02〜0.05%の範囲とした。
(2)Si Siは、脱酸に必要な元素であり、同時に強化元素でもあ
る。0.10%未満では脱酸効果が得られないため、0.01%
以上とした。また、1.00%を超すと靱性に悪影響がある
ので1.00%とした。
る。0.10%未満では脱酸効果が得られないため、0.01%
以上とした。また、1.00%を超すと靱性に悪影響がある
ので1.00%とした。
従って、Si含有量は0.10〜1.00%の範囲とした。
(3)Mn MnはCと同様、強度・靱性に大きな影響を与える元素で
ある。本発明では靱性を向上させるため特にC量を0.02
〜0.05と低減しており、Mn量が1.00%未満では充分な強
度が得られないため1.00%以上とした。
ある。本発明では靱性を向上させるため特にC量を0.02
〜0.05と低減しており、Mn量が1.00%未満では充分な強
度が得られないため1.00%以上とした。
また、3.50%を超すと靱性に悪影響があるので3.50%以
下とした。従って、Mn含有量は1.00〜3.50%の範囲とし
た。
下とした。従って、Mn含有量は1.00〜3.50%の範囲とし
た。
(4)Cr+Mn Crは、Mn、Cと同様、強度・靱性を確保するのに重要な
元素である。本発明では靱性を向上させるために、特に
C量を0.02〜0.05%と低減しており、Cr+Mn量が2.50%
を下回ると強度が不足するので、2.50%以上とした。
元素である。本発明では靱性を向上させるために、特に
C量を0.02〜0.05%と低減しており、Cr+Mn量が2.50%
を下回ると強度が不足するので、2.50%以上とした。
また、6.0%を超すと靱性に悪影響があるとともに、コ
スト面で不利となるので、6.0%以下とした。
スト面で不利となるので、6.0%以下とした。
従って、Cr+Mn含有量は、2.50〜6.0%の範囲とした。
(5)V Vは、強力な強化元素であり、高強度を得る為に重要な
元素である。0.02%未満では充分な強度が得られないた
め、0.02%以上とした。
元素である。0.02%未満では充分な強度が得られないた
め、0.02%以上とした。
また、0.20%を超えると靱性に悪影響があるので、0.20
%以下とした。
%以下とした。
従って、V含有量は0.02〜0.20%の範囲とした。
(6)Al Alは強力な脱酸効果を持つため添加する。0.01%未満で
は脱酸効果が認められなくなるので、0.01%以上とし
た。また、0.05%を超えて添加しても効果が飽和するの
で、0.05%以下とした。Al含有量は0.01〜0.05%の範囲
が好ましい。
は脱酸効果が認められなくなるので、0.01%以上とし
た。また、0.05%を超えて添加しても効果が飽和するの
で、0.05%以下とした。Al含有量は0.01〜0.05%の範囲
が好ましい。
(7)N Nは0.0060%を超すと靱性が低下するのでこれを上限と
した。この場合、必要に応じてTiを添加した場合には、
Nは0.0060%を超すとNを固定させるために必要なTiの
量が多くなり、TiNの量が増える。この大量のTiNの存在
により、一層靱性が低下することになる。
した。この場合、必要に応じてTiを添加した場合には、
Nは0.0060%を超すとNを固定させるために必要なTiの
量が多くなり、TiNの量が増える。この大量のTiNの存在
により、一層靱性が低下することになる。
本発明においては上記鋼の化学成分(%)に必要に応じ
てTi、Bを含有させ、又はさらにこれらにNi、Cu、Mo、
Nbよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有
させることが出来る。
てTi、Bを含有させ、又はさらにこれらにNi、Cu、Mo、
Nbよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有
させることが出来る。
この場合のこれらの化学成分(%)の限定理由は次のよ
うである。
うである。
(8)Ti Tiは、鋼中のNを固定しBの持つ焼入れ性向上効果を確
保するために添加される。0.005%未満では、Nは固定
する効果が充分でないために、0.005%以上とした。
保するために添加される。0.005%未満では、Nは固定
する効果が充分でないために、0.005%以上とした。
また、0.030%を超えて添加しても効果が飽和してしま
うこと、及び、過剰のTiNが生成することにより靱性を
損なうことがあるために、0.030%とした。
うこと、及び、過剰のTiNが生成することにより靱性を
損なうことがあるために、0.030%とした。
従って、Ti含有量は、0.005〜0.030%の範囲とした。
また、鋼中のNをTiNとして固定するために、N量の3.4
倍のTi量を添加することが最も望ましい。
倍のTi量を添加することが最も望ましい。
(9)B Bは焼入れ性を向上させるために添加する。0.0003%未
満では焼入れ性を向上させる効果が少ないため0.0003%
以上とした。
満では焼入れ性を向上させる効果が少ないため0.0003%
以上とした。
また、0.0030%を超えて添加しても、効果が飽和するの
で0.0030%以下とした。
で0.0030%以下とした。
従って、B含有量は0.0003〜0.0030%の範囲とした。
(10)Ni、Cu Ni、Cuは何れも高強度・高靱性を得るのに有効な元素で
あるが、経済的な面を考慮にいれて1.0%以下とした。
あるが、経済的な面を考慮にいれて1.0%以下とした。
(11)Mo Moについても、強度・靱性を向上させるのに有効な元素
であるが、やはり経済的な面を考慮にいれて0.5%以下
とした。
であるが、やはり経済的な面を考慮にいれて0.5%以下
とした。
(12)Nb Nbは強化元素であるが、0.05%を超えると、靱性を損な
うため、0.05%以下とした。
うため、0.05%以下とした。
以上述べた元素のほかに、被削性を向上させるために、
0.07%までのS、あるいは0.4%までのPbを添加しても
有効である。
0.07%までのS、あるいは0.4%までのPbを添加しても
有効である。
熱間加工の条件については、通常の加熱条件にて加熱
し、加工を実施した後、直接焼入れすれば良い。
し、加工を実施した後、直接焼入れすれば良い。
しかし、オーステナイト状態から焼入れしないと充分に
焼が入らないため、オーステナイト状態から焼入れする
ことにした。
焼が入らないため、オーステナイト状態から焼入れする
ことにした。
冷却条件については、2.0〜100℃/secとする。
2.0℃/sec以下では、焼きが充分に入らず、良好な強度
・靱性バランスが得られない。
・靱性バランスが得られない。
100℃/secを超えると、工業的に実現が困難となる。
冷却温度範囲は、焼きを充分に入れるためには、少なく
とも300℃以下までとする。
とも300℃以下までとする。
300℃を超えた停止温度の場合には、良好な強度・靱性
バランスが得られない。
バランスが得られない。
焼入れ後の焼戻し処理は不要であるが、材質の劣化を招
かない範囲で必要に応じて施してもよい。
かない範囲で必要に応じて施してもよい。
本発明は前記のような構成によって、C、Mn、Crの成分
限定による作用効果と、これにVを加え、更にはTi+B
を加え、Ni、Cu、Mo、Nbの群から選ばれる少なくとも1
種の元素をくわえた付加効果と、そして熱間加工後のオ
ーステナストの状態から少なくとも300℃までの冷却温
度の限定により、焼入れ性を確保した作用との相乗効果
によって、高強度・高靱性の非調質鋼を得る。
限定による作用効果と、これにVを加え、更にはTi+B
を加え、Ni、Cu、Mo、Nbの群から選ばれる少なくとも1
種の元素をくわえた付加効果と、そして熱間加工後のオ
ーステナストの状態から少なくとも300℃までの冷却温
度の限定により、焼入れ性を確保した作用との相乗効果
によって、高強度・高靱性の非調質鋼を得る。
[発明の実施例] (実施例1) 第1表に示される鋼A、Bを150kg真空溶解炉にて溶製
し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鍛造した。
し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鍛造した。
この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステナイ
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。
試験結果を第2表に示す。
また、鋼Aを使用した場合、引っ張り強度、シャルピー
衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を第1図に示す。
衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を第1図に示す。
第2表で、YSは降伏強度、TSは引っ張り強度、E1は伸
び、RAは断面減少率、uE-40、uE-25は−40℃、25℃にお
ける衝撃値である。
び、RAは断面減少率、uE-40、uE-25は−40℃、25℃にお
ける衝撃値である。
この結果、第2表および第1図から分かるように、冷却
速度の増加にともない、強度と靱性が共に向上し、冷却
速度を2.0℃/sec以上とすることで焼きの入った低炭素
ベイナイト組織が出現し、良好な強度・靱性バランスが
得られた。
速度の増加にともない、強度と靱性が共に向上し、冷却
速度を2.0℃/sec以上とすることで焼きの入った低炭素
ベイナイト組織が出現し、良好な強度・靱性バランスが
得られた。
即ち、引っ張り強度(TS)で84kgf/mm2以上、−40℃に
おけるシャルピー衝撃値(uE-40)で15kgfm/cm2以上が
得られた。
おけるシャルピー衝撃値(uE-40)で15kgfm/cm2以上が
得られた。
冷却速度が2.0℃/secより遅いと引っ張り強度(TS)及
びシャルピー衝撃値(uE-40)が低い。
びシャルピー衝撃値(uE-40)が低い。
冷却を500℃で停止した試験No.5では引っ張り強度(T
S)及びシャルピー衝撃値(uE-40)が低い。
S)及びシャルピー衝撃値(uE-40)が低い。
(実施例2) 第3表に示される鋼D、E、F、Gを150kg真空溶解炉
にて溶製し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鋳造し
た。
にて溶製し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鋳造し
た。
この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステナイ
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。試験結果を第4表に示
す。
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。試験結果を第4表に示
す。
また、鋼D、Eを使用した場合の引っ張り強度及びシャ
ルピー衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を第2図に示す。
ルピー衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を第2図に示す。
この結果、第4表及び第2図から分かるように、冷却速
度を2.0℃/sec以上とすることで、良好な強度・靱性バ
ランスが得られた。
度を2.0℃/sec以上とすることで、良好な強度・靱性バ
ランスが得られた。
即ち、引っ張り強度(TS)で85kgf/mm2以上、−40℃に
おけるシャルピー衝撃値(uE-40)で10kgfm/cm2以上が
得られた。
おけるシャルピー衝撃値(uE-40)で10kgfm/cm2以上が
得られた。
冷却速度が20℃/secより遅いと引っ張り強度(TS)及び
シャルピー衝撃値(uE-40)が低い。
シャルピー衝撃値(uE-40)が低い。
冷却を400℃で停止した試験No.15ではシャルピー衝撃値
(uE-40)が10kgfm/cm2未満と低い。
(uE-40)が10kgfm/cm2未満と低い。
(実施例3) 第5表に示される鋼H、I、J、K、L、M、Nを150k
g真空溶解炉にて溶製し、鋳塊としたのち、直径90mmの
棒鋼に鋳造した。
g真空溶解炉にて溶製し、鋳塊としたのち、直径90mmの
棒鋼に鋳造した。
この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステナイ
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。試験結果を第6表に示
す。
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。試験結果を第6表に示
す。
引っ張り強度(TS)で90kgf/mm2以上、−40℃における
シャルピー衝撃値(uE-40)で13kgfm/cm2以上が得られ
た。
シャルピー衝撃値(uE-40)で13kgfm/cm2以上が得られ
た。
(比較例) 表7に示される鋼O、P、S、Tを150kg真空溶解炉に
て溶解し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鋳造し
た。この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステ
ナイトの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片
を採取して機械的性質を調査した。
て溶解し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鋳造し
た。この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステ
ナイトの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片
を採取して機械的性質を調査した。
試験結果を第8表に示す。
C量が高いために、引っ張り強度(TS)は90kgf/mm2以
上が得られたが、−40℃におけるシャルピー衝撃値(uE
-40)で10kgfm/cm2未満しか得られなかった。
上が得られたが、−40℃におけるシャルピー衝撃値(uE
-40)で10kgfm/cm2未満しか得られなかった。
[発明の効果] 以上のように、本発明によれば、C量を0.02〜0.05%に
低減した鋼を、熱間加工の後にオーステナイトの状態か
ら直接焼入れしたことで、優れた強度・靱性値が得ら
れ、自動車の足回り用の鋼性能の機械部品が安価に製造
可能である。
低減した鋼を、熱間加工の後にオーステナイトの状態か
ら直接焼入れしたことで、優れた強度・靱性値が得ら
れ、自動車の足回り用の鋼性能の機械部品が安価に製造
可能である。
第1図は本発明に係る冷却速度と機械的性質との関係を
示す図であり、第2図は本発明に係る他の冷却速度と機
械的性質との関係を示す図である。
示す図であり、第2図は本発明に係る他の冷却速度と機
械的性質との関係を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項1】重量%でC:0.02〜0.05%、Si:0.10〜1.00
%、Mn:1.00〜3.50%、Cr+Mn:2.50〜6.0%、V:0.02〜
0.20%、Al:0.01〜0.05、N:0.0060%以下を含み、残部
は実質的にFeからなる鋼を熱間加工後にオーステナイト
の状態から、2.0〜100℃/secの冷却速度にて、少なくと
も300℃まで冷却することを特徴とする高強度・高靱性
非調質鋼の製造方法。 - 【請求項2】重量%でC:0.02〜0.05%、Si:0.10〜1.00
%、Mn:1.00〜3.50%、Cr+Mn:2.50〜6.0%、V:0.02〜
0.20%、Al:0.01〜0.05%、N:0.0060%以下、Ti:0.005
〜0.030%、B:0.0003〜0.0030%を含み、残部は実質的
にFeからなる鋼を、熱間加工後にオーステナイトの状態
から、2.0〜100℃/secの冷却速度にて、少なくとも300
℃まで冷却することを特徴とする高強度・高靱性非調質
鋼の製造方法。 - 【請求項3】重量%でC:0.02〜0.05%、Si:0.10〜1.00
%、Mn:1.00〜3.50%、Cr+Mn:2.50〜6.0%、V:0.02〜
0.20%、Al:0.01〜0.05%、N:0.0060%以下、Ti:0.005
〜0.030%、B:0.0003〜0.0030%を含み、Ni:1.0%以
下、Cu:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Nb:0.05%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
部は実質的にFeからなる鋼を、熱間加工後にオーステナ
イトの状態から、2.0〜100℃/secの冷却速度にて、少な
くとも300℃まで冷却することを特徴とする高強度・高
靱性非調質鋼の製造方法。 - 【請求項4】重量%でC:0.02〜0.05%、Si:0.10〜1.00
%、Mn:1.00〜3.50%、Cr+Mn:2.50〜6.0%、V:0.02〜
0.20%、Al:0.01〜0.05%、N:0.0060%以下を含み、Ni:
1.0%以下、Cu:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Nb:0.05%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、残部は実質的にFeからなる鋼を、熱間加工後にオー
ステナイトの状態から、2.0〜100℃/secの冷却速度に
て、少なくとも300℃まで冷却することを特徴とする高
強度・高靱性非調質鋼の製造方法。
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US07/261,241 US4936926A (en) | 1987-10-29 | 1988-10-21 | Method for manufacturing steel article having high toughness and high strength |
US07/261,240 US4952250A (en) | 1987-10-29 | 1988-10-21 | Method for manufacturing steel article having high toughness and high strength |
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EP88117947A EP0314145B1 (en) | 1987-10-29 | 1988-10-27 | Method for manufacturing steel article having high toughness and high strength |
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-
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-
1988
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- 1988-10-21 US US07/261,241 patent/US4936926A/en not_active Expired - Fee Related
- 1988-10-27 EP EP88117947A patent/EP0314145B1/en not_active Expired
- 1988-10-27 DE DE8888117947T patent/DE3869320D1/de not_active Revoked
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- 1988-10-27 DE DE8888117946T patent/DE3871327D1/de not_active Expired - Fee Related
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