JPH07109518A - 疲労強度、降伏強度および被削性に優れる熱間鍛造用鋼の製造方法 - Google Patents
疲労強度、降伏強度および被削性に優れる熱間鍛造用鋼の製造方法Info
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- JPH07109518A JPH07109518A JP5254333A JP25433393A JPH07109518A JP H07109518 A JPH07109518 A JP H07109518A JP 5254333 A JP5254333 A JP 5254333A JP 25433393 A JP25433393 A JP 25433393A JP H07109518 A JPH07109518 A JP H07109518A
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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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- C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
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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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
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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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【構成】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎ，Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｐｂ，Ｃａを特定した鋼において、熱
間鍛造を施し冷却させ、変態が終了した後の金属組織の
８０％以上がフェライト＋ベイナイト組織であるように
し、これにさらに２００〜７００℃の温度で時効処理を
行うことを特徴とするフェライト＋ベイナイト型熱間鍛
造用鋼の製造方法。 【効果】十分な疲労強度・切削性・降伏強度を有する熱
間鍛造用鋼の製造が可能となり、産業上極めて効果が大
きい。
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｐｂ，Ｃａを特定した鋼において、熱
間鍛造を施し冷却させ、変態が終了した後の金属組織の
８０％以上がフェライト＋ベイナイト組織であるように
し、これにさらに２００〜７００℃の温度で時効処理を
行うことを特徴とするフェライト＋ベイナイト型熱間鍛
造用鋼の製造方法。 【効果】十分な疲労強度・切削性・降伏強度を有する熱
間鍛造用鋼の製造が可能となり、産業上極めて効果が大
きい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、熱間鍛造による自動車
用を始めとする機械構造用鋼の製造方法に関するもので
あり、さらに言えば、特定の化学成分を有する鋼材を熱
間鍛造し特定の金属組織とした後、時効処理を施すこと
によって、優れた疲労強度、切削性および降伏強度を同
時に持たせることができる熱間鍛造鋼の製造方法に関す
るものである。
用を始めとする機械構造用鋼の製造方法に関するもので
あり、さらに言えば、特定の化学成分を有する鋼材を熱
間鍛造し特定の金属組織とした後、時効処理を施すこと
によって、優れた疲労強度、切削性および降伏強度を同
時に持たせることができる熱間鍛造鋼の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】工程省略、製造コストの低減の観点から
自動車を始めとする機械構造用鋼に対して非調質鋼の適
用が普及している。
自動車を始めとする機械構造用鋼に対して非調質鋼の適
用が普及している。
【０００３】これらの非調質鋼は主に高い引張強度（あ
るいは硬さ）と降伏強度および靭性を有することを主眼
に開発が行われてきた。そこで例えば特開昭６２−２０
５２４５号公報などに見られるように、析出強化の代表
的元素であるＶを使った非調質鋼が提案されてきた。と
ころがこの様な高強度高靭性の非調質鋼の機械鋼への適
用において真に障害となるものは疲労強度および被削性
である。
るいは硬さ）と降伏強度および靭性を有することを主眼
に開発が行われてきた。そこで例えば特開昭６２−２０
５２４５号公報などに見られるように、析出強化の代表
的元素であるＶを使った非調質鋼が提案されてきた。と
ころがこの様な高強度高靭性の非調質鋼の機械鋼への適
用において真に障害となるものは疲労強度および被削性
である。
【０００４】疲労強度は、一般に引張強度に依存すると
され、引張強度を高くすれば高くなる。しかし引張強度
を上げることによって被削性は極端に劣化し引張強度が
１２０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるともはや通常の生産能率
では生産ができなくなってしまう。そこで被削性を劣化
させずに疲労強度を向上させる非調質鋼の具現化が切望
された。
され、引張強度を高くすれば高くなる。しかし引張強度
を上げることによって被削性は極端に劣化し引張強度が
１２０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるともはや通常の生産能率
では生産ができなくなってしまう。そこで被削性を劣化
させずに疲労強度を向上させる非調質鋼の具現化が切望
された。
【０００５】これには疲労強度と引張強度の比すなわち
耐久比を向上させることが有効な手段である。そこで例
えば特開平４−１７６８４２号公報などに見られるよう
に、ベイナイト主体の金属組織とし組織中の高炭素島状
マルテンサイトおよび残留オーステナイトを低減する方
法などが提案されてきた。
耐久比を向上させることが有効な手段である。そこで例
えば特開平４−１７６８４２号公報などに見られるよう
に、ベイナイト主体の金属組織とし組織中の高炭素島状
マルテンサイトおよび残留オーステナイトを低減する方
法などが提案されてきた。
【０００６】しかし、このような開発努力にもかかわら
ず、耐久比はせいぜい０．５５程度であり、被削性も極
めて不良である従来型のベイナイト非調質鋼の高々２倍
程度にしか改善されない。
ず、耐久比はせいぜい０．５５程度であり、被削性も極
めて不良である従来型のベイナイト非調質鋼の高々２倍
程度にしか改善されない。
【０００７】本発明者らは先にフェライト組織に適当量
のベイナイト組織が混ざる金属組織を持つ数種類の熱間
鍛造材について、その疲労特性および被削性について検
討し、複合析出物をフェライトの析出核として活用、
低Ｃおよび低Ｎ化、フェライト＋ベイナイト２相組
織中にＶ炭化物を析出させることの３点から、引張強度
および疲労強度を向上させかつ被削性も現行の切削工程
で許容可能なレベルを確保できるフェライト−ベイナイ
ト型の熱間鍛造ままで使用する非調質鋼を発明した。し
かし変態したままのベイナイト組織を有する鋼では引張
強度および疲労強度は向上するものの、降伏強度および
降伏比が顕著に低下する問題点があった。このような問
題点から、特に非定常的に大荷重がかかる自動車のエン
ジン部品関係には適用が困難であった。
のベイナイト組織が混ざる金属組織を持つ数種類の熱間
鍛造材について、その疲労特性および被削性について検
討し、複合析出物をフェライトの析出核として活用、
低Ｃおよび低Ｎ化、フェライト＋ベイナイト２相組
織中にＶ炭化物を析出させることの３点から、引張強度
および疲労強度を向上させかつ被削性も現行の切削工程
で許容可能なレベルを確保できるフェライト−ベイナイ
ト型の熱間鍛造ままで使用する非調質鋼を発明した。し
かし変態したままのベイナイト組織を有する鋼では引張
強度および疲労強度は向上するものの、降伏強度および
降伏比が顕著に低下する問題点があった。このような問
題点から、特に非定常的に大荷重がかかる自動車のエン
ジン部品関係には適用が困難であった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の鋼製
熱間鍛造鋼では実現が困難であった、高い引張強度およ
び疲労強度と降伏強度を有しさらに良好な被削性をも同
時に有する熱間鍛造鋼の製造方法を提供するものであ
る。
熱間鍛造鋼では実現が困難であった、高い引張強度およ
び疲労強度と降伏強度を有しさらに良好な被削性をも同
時に有する熱間鍛造鋼の製造方法を提供するものであ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】降伏強度は塑性変形を開
始する応力に等しく、例えば硬質相＋軟質相の２相組織
であれば軟質相の降伏強度によって決定される。そこで
フェライト＋ベイナイトの２相組織であれば軟質なフェ
ライト相の降伏強度に主に影響を受ける。このフェライ
ト相は比較的高温で変態を終了するので、低温変態相で
あるベイナイト相よりも固溶ＣおよびＮの量が少なく時
効処理による降伏強度の増加は期待できない。
始する応力に等しく、例えば硬質相＋軟質相の２相組織
であれば軟質相の降伏強度によって決定される。そこで
フェライト＋ベイナイトの２相組織であれば軟質なフェ
ライト相の降伏強度に主に影響を受ける。このフェライ
ト相は比較的高温で変態を終了するので、低温変態相で
あるベイナイト相よりも固溶ＣおよびＮの量が少なく時
効処理による降伏強度の増加は期待できない。
【００１０】ところがＶをある程度多くしたフェライト
＋ベイナイト組織の材料ではフェライト中にも固溶Ｖが
多く存在できる。ＣとＮを比較的低めに制御した鋼材成
分のフェライト＋ベイナイト組織の材料に時効処理を行
うと、ベイナイト相のみでなくフェライト中にもフェラ
イトマトリックスと整合な微細Ｖ炭化物が析出し、これ
が変態で導入された可動転位の移動を妨げることにより
降伏強度を高め、しかも適当な温度範囲の時効処理であ
れば引張強度の低下を起こさずかつ疲労強度が向上する
ことがわかった。
＋ベイナイト組織の材料ではフェライト中にも固溶Ｖが
多く存在できる。ＣとＮを比較的低めに制御した鋼材成
分のフェライト＋ベイナイト組織の材料に時効処理を行
うと、ベイナイト相のみでなくフェライト中にもフェラ
イトマトリックスと整合な微細Ｖ炭化物が析出し、これ
が変態で導入された可動転位の移動を妨げることにより
降伏強度を高め、しかも適当な温度範囲の時効処理であ
れば引張強度の低下を起こさずかつ疲労強度が向上する
ことがわかった。
【００１１】本発明者らはこのような知見に基づいて、
特定の化学成分をもつフェライト＋ベイナイト組織鋼に
特定の温度範囲の時効処理を行うことにより、引張強度
・疲労強度および降伏強度が高くかつ被削性も良好であ
る理想的な熱鍛造の製造方法を提供する本発明を完成す
るに至った。
特定の化学成分をもつフェライト＋ベイナイト組織鋼に
特定の温度範囲の時効処理を行うことにより、引張強度
・疲労強度および降伏強度が高くかつ被削性も良好であ
る理想的な熱鍛造の製造方法を提供する本発明を完成す
るに至った。
【００１２】すなわち本発明の第１発明は、重量比にし
てＣ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．１５〜２．０
０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ：０．０３〜
０．１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．００２０〜０．００
７０％、Ｖ：０．３０〜０．７０％を含有し、残部はＦ
ｅならびに不純物元素からなる組成の鋼材に、熱間鍛造
を施し、鍛造仕上げ温度を１０５０℃以上とし、その後
冷却させ変態が終了した後の金属組織の８０％以上がフ
ェライト＋ベイナイト組織であるようにし、これにさら
に２００〜７００℃の温度で時効処理を行うことを特徴
とするフェライト＋ベイナイト型熱間鍛造鋼の製造方法
であり、第２発明は結晶粒微細化とベイナイト組織率の
調整および切削性のさらなる向上のため、第１発明鋼の
成分にさらにＣｒ：０．０２〜１．５０％、Ｍｏ：０．
０２〜１．００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、Ｐ
ｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．
０１０％の内の１種または２種以上を含有させたもので
ある。
てＣ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．１５〜２．０
０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ：０．０３〜
０．１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．００２０〜０．００
７０％、Ｖ：０．３０〜０．７０％を含有し、残部はＦ
ｅならびに不純物元素からなる組成の鋼材に、熱間鍛造
を施し、鍛造仕上げ温度を１０５０℃以上とし、その後
冷却させ変態が終了した後の金属組織の８０％以上がフ
ェライト＋ベイナイト組織であるようにし、これにさら
に２００〜７００℃の温度で時効処理を行うことを特徴
とするフェライト＋ベイナイト型熱間鍛造鋼の製造方法
であり、第２発明は結晶粒微細化とベイナイト組織率の
調整および切削性のさらなる向上のため、第１発明鋼の
成分にさらにＣｒ：０．０２〜１．５０％、Ｍｏ：０．
０２〜１．００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、Ｐ
ｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．
０１０％の内の１種または２種以上を含有させたもので
ある。
【００１３】次に本発明のフェライト−ベイナイト型熱
間鍛造鋼の製造方法における鋼材化学成分、熱間鍛造を
施し冷却して変態が終了した後の金属組織およびこの材
料を時効処理する条件の限定理由について以下に説明す
る。
間鍛造鋼の製造方法における鋼材化学成分、熱間鍛造を
施し冷却して変態が終了した後の金属組織およびこの材
料を時効処理する条件の限定理由について以下に説明す
る。
【００１４】Ｃ：ベイナイト組織率を調整しひいては最
終製品の引張強度を増加させる重要な元素であるが過多
であると強度が上がりすぎて被削性が顕著に劣化する。
すなわち、０．１０％未満では低引張強度および低疲労
強度となり、逆に０．３５％超過では高引張強度となり
すぎ被削性が顕著に低下するので０．１０〜０．３５％
とする。
終製品の引張強度を増加させる重要な元素であるが過多
であると強度が上がりすぎて被削性が顕著に劣化する。
すなわち、０．１０％未満では低引張強度および低疲労
強度となり、逆に０．３５％超過では高引張強度となり
すぎ被削性が顕著に低下するので０．１０〜０．３５％
とする。
【００１５】Ｓｉ：脱酸およびベイナイト組織率を調整
する元素で、０．１５％未満ではその効果は小さく、
２．００％超過では耐久比、被削性、のいずれも低下す
るので０．１５〜２．００％とする。
する元素で、０．１５％未満ではその効果は小さく、
２．００％超過では耐久比、被削性、のいずれも低下す
るので０．１５〜２．００％とする。
【００１６】Ｍｎ：ベイナイト組織率を調整するととも
にＭｎＳとなることによりフェライトの析出サイトであ
る複合析出物の基盤となる元素で、０．４０％未満では
その効果が小さく、２．００％超過ではマルテンサイト
が多量発生して耐久比、被削性のいずれも低下するので
０．４０〜２．００％とする。
にＭｎＳとなることによりフェライトの析出サイトであ
る複合析出物の基盤となる元素で、０．４０％未満では
その効果が小さく、２．００％超過ではマルテンサイト
が多量発生して耐久比、被削性のいずれも低下するので
０．４０〜２．００％とする。
【００１７】Ｓ：ＭｎＳとなることによりフェライトの
析出サイトである複合析出物の基盤となりかつ被削性を
向上させる元素で、０．０３％未満ではその効果が小さ
く、０．１０％超過では耐久比が低下するので０．０３
〜０．１０％とする。
析出サイトである複合析出物の基盤となりかつ被削性を
向上させる元素で、０．０３％未満ではその効果が小さ
く、０．１０％超過では耐久比が低下するので０．０３
〜０．１０％とする。
【００１８】Ａｌ：脱酸および結晶粒微細化効果をもつ
元素で、０．０００５％未満ではその効果が小さく、
０．０５％超過では硬質介在物を形成し耐久比、被削性
のいずれも低下するので０．０００５〜０．０５％とす
る。
元素で、０．０００５％未満ではその効果が小さく、
０．０５％超過では硬質介在物を形成し耐久比、被削性
のいずれも低下するので０．０００５〜０．０５％とす
る。
【００１９】Ｔｉ：ＭｎＳ上に窒化物となって析出しフ
ェライトの析出サイトとなる複合析出物を形成する元素
で、０．００３％未満ではその効果が小さく、０．０５
％超過では粗大硬質介在物の形成を促し、耐久比、被削
性のいずれも低下するので、０．００３〜０．０５％と
する。
ェライトの析出サイトとなる複合析出物を形成する元素
で、０．００３％未満ではその効果が小さく、０．０５
％超過では粗大硬質介在物の形成を促し、耐久比、被削
性のいずれも低下するので、０．００３〜０．０５％と
する。
【００２０】Ｎ：ＴｉおよびＶと窒化物あるいは炭窒化
物を形成する元素で、０．００２０％未満ではその効果
が小さく、０．００７０％超過では耐久比、被削性のい
ずれも低下するので、０．００２０〜０．００７０％と
する。
物を形成する元素で、０．００２０％未満ではその効果
が小さく、０．００７０％超過では耐久比、被削性のい
ずれも低下するので、０．００２０〜０．００７０％と
する。
【００２１】Ｖ：ＭｎＳおよびＴｉＮと複合析出物を形
成するとともにベイナイト中のマトリックスフェライト
を析出強化する元素で、０．３０％未満ではその効果が
小さく、０．７０％超過では耐久比、被削性のいずれも
低下するので、０．３０〜０．７０％とする。
成するとともにベイナイト中のマトリックスフェライト
を析出強化する元素で、０．３０％未満ではその効果が
小さく、０．７０％超過では耐久比、被削性のいずれも
低下するので、０．３０〜０．７０％とする。
【００２２】以上が本願第１発明の鋼の化学成分の限定
理由である。本願第２発明においては、結晶粒微細化と
ベイナイト組織率の調整および被削性のさらなる向上の
ため、第１発明鋼の成分にさらにＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｐ
ｂ、Ｃａの内の１種または２種以上を含有させる。これ
らの化学成分の限定理由について以下に述べる。
理由である。本願第２発明においては、結晶粒微細化と
ベイナイト組織率の調整および被削性のさらなる向上の
ため、第１発明鋼の成分にさらにＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｐ
ｂ、Ｃａの内の１種または２種以上を含有させる。これ
らの化学成分の限定理由について以下に述べる。
【００２３】Ｃｒ：Ｍｎとほぼ同様に、ベイナイト組織
率を調整する元素で、０．０２％未満ではその効果は小
さく、１．５０％超過ではマルテンサイトが多量発生し
て耐久比、被削性のいずれも低下するので０．０２〜
１．５０％とする。
率を調整する元素で、０．０２％未満ではその効果は小
さく、１．５０％超過ではマルテンサイトが多量発生し
て耐久比、被削性のいずれも低下するので０．０２〜
１．５０％とする。
【００２４】Ｍｏ：Ｍｎ、Ｃｒとほぼ同様の効果をもつ
元素で、０．０２％未満ではその効果は小さく、１．０
０％超過ではマルテンサイトが多量発生して耐久比、被
削性のいずれも低下するので０．０２〜１．００％とす
る。
元素で、０．０２％未満ではその効果は小さく、１．０
０％超過ではマルテンサイトが多量発生して耐久比、被
削性のいずれも低下するので０．０２〜１．００％とす
る。
【００２５】Ｎｂ：ＴｉおよびＶとほぼ同様の効果をも
つ元素で、０．００１％未満ではその効果は小さく、
０．２０％超過では耐久比、被削性のいずれも低下する
ので、０．００１〜０．２０％とする。
つ元素で、０．００１％未満ではその効果は小さく、
０．２０％超過では耐久比、被削性のいずれも低下する
ので、０．００１〜０．２０％とする。
【００２６】Ｐｂ：被削性を向上せしめる元素で、０．
０５％未満ではその効果は小さく、０．３０％超過では
その効果は飽和し疲労強度および耐久比が低下するの
で、０．０５〜０．３０％とする。
０５％未満ではその効果は小さく、０．３０％超過では
その効果は飽和し疲労強度および耐久比が低下するの
で、０．０５〜０．３０％とする。
【００２７】Ｃａ：Ｐｂとほぼ同様の効果をもつ元素
で、０．０００５％未満ではその効果は小さく０．０１
０％超過ではその効果は飽和し疲労強度および耐久比が
低下するので、０．０００５〜０．０１０％とする。
で、０．０００５％未満ではその効果は小さく０．０１
０％超過ではその効果は飽和し疲労強度および耐久比が
低下するので、０．０００５〜０．０１０％とする。
【００２８】次に本願発明の鋼において熱間鍛造後冷却
し変態が終了した際の金属組織であるが、切削性の向上
および疲労強度の向上を達成するため、金属組織の８０
％以上がフェライト＋パーライトの２相組織であること
が必要である。組織率で２０％未満のパーライト、マル
テンサイト、あるいは残留オーステナイトがあっても本
効果を妨げない。
し変態が終了した際の金属組織であるが、切削性の向上
および疲労強度の向上を達成するため、金属組織の８０
％以上がフェライト＋パーライトの２相組織であること
が必要である。組織率で２０％未満のパーライト、マル
テンサイト、あるいは残留オーステナイトがあっても本
効果を妨げない。
【００２９】このようなフェライト−ベイナイト２相組
織を得ることができれば、熱間鍛造後の冷却方法は特に
指定しないが、設備や製造コストの点からは自然放冷が
当然望ましい。なお、金属組織は腐食した試験片を光学
顕微鏡等で観察することおよびマイクロビッカース硬度
測定機でその組織の微小硬度を測定する等の方法で確認
する。
織を得ることができれば、熱間鍛造後の冷却方法は特に
指定しないが、設備や製造コストの点からは自然放冷が
当然望ましい。なお、金属組織は腐食した試験片を光学
顕微鏡等で観察することおよびマイクロビッカース硬度
測定機でその組織の微小硬度を測定する等の方法で確認
する。
【００３０】最後にこのような材料を時効処理する条件
の限定理由について述べる。時効処理を加熱温度が２０
０℃未満ではＣの拡散が困難で効果が不十分となる。一
方７００℃を超えると析出した炭化物が粗大化し、引張
強度が下がるだけでなく疲労強度も低下する。そこで時
効処理の加熱温度は２００〜７００℃とする。加熱時間
はこの温度範囲であれば特に限定する必要はないが、望
ましくは１０分〜２時間程度とすべきである。さらに時
効処理後の冷却方法も空冷、水冷、油冷どのような方法
でも本発明の性能は得ることができる。
の限定理由について述べる。時効処理を加熱温度が２０
０℃未満ではＣの拡散が困難で効果が不十分となる。一
方７００℃を超えると析出した炭化物が粗大化し、引張
強度が下がるだけでなく疲労強度も低下する。そこで時
効処理の加熱温度は２００〜７００℃とする。加熱時間
はこの温度範囲であれば特に限定する必要はないが、望
ましくは１０分〜２時間程度とすべきである。さらに時
効処理後の冷却方法も空冷、水冷、油冷どのような方法
でも本発明の性能は得ることができる。
【００３１】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。
らに具体的に示す。
【００３２】
【実施例】以下に挙げる各表において、太枠で囲んだ条
件が本発明を満足する実施例であり、それ以外は比較例
である。
件が本発明を満足する実施例であり、それ以外は比較例
である。
【００３３】（１）鋼材化学成分の影響 表１に示す化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、１５０
ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、一旦９
５０℃加熱放冷で焼準した後、１１００〜１２５０℃に
加熱して１０５０〜１２００℃の温度で熱間鍛造を行
い、その後放冷した。この材料の中央部よりＪＩＳ４号
引張試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ試験片を採取し、引張
試験および回転曲げ疲労試験を行った。同材料から光学
顕微鏡観察試験片を採取し５％ナイタールで腐食して２
００倍で観察しベイナイト組織率を求めた。さらに同材
料より切削試験片を採取し、ＳＫＨ９製１０ｍｍφスト
レートシャンクドリルを用いて３０ｍｍ深さのブライン
ドホールを穿孔し、ドリルが寿命破壊するまでの総穿孔
距離により被削性を評価した。なお、切削速度は５０ｍ
／ｍｉｎ、送り速度は０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、切削油７
Ｌ／ｍｉｎの条件とした。
ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、一旦９
５０℃加熱放冷で焼準した後、１１００〜１２５０℃に
加熱して１０５０〜１２００℃の温度で熱間鍛造を行
い、その後放冷した。この材料の中央部よりＪＩＳ４号
引張試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ試験片を採取し、引張
試験および回転曲げ疲労試験を行った。同材料から光学
顕微鏡観察試験片を採取し５％ナイタールで腐食して２
００倍で観察しベイナイト組織率を求めた。さらに同材
料より切削試験片を採取し、ＳＫＨ９製１０ｍｍφスト
レートシャンクドリルを用いて３０ｍｍ深さのブライン
ドホールを穿孔し、ドリルが寿命破壊するまでの総穿孔
距離により被削性を評価した。なお、切削速度は５０ｍ
／ｍｉｎ、送り速度は０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、切削油７
Ｌ／ｍｉｎの条件とした。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】表２に各供試材のベイナイト組織率および
性能評価結果を示す。
性能評価結果を示す。
【００３７】まず調質鋼であるＮｏ．４２の耐久比０．
４７・切削性１．００に対し、本発明例であるＮｏ．１
〜２０はいずれも耐久比は０．５６以上であり、また切
削性もＮｏ．４２の２〜３倍程度と良好である。
４７・切削性１．００に対し、本発明例であるＮｏ．１
〜２０はいずれも耐久比は０．５６以上であり、また切
削性もＮｏ．４２の２〜３倍程度と良好である。
【００３８】比較例のＮｏ．２１はＣ量が低いため引張
強度が低くかつ耐久比も低いので疲労特性は不良であ
る。比較例のＮｏ．２２はＣ量が高すぎるためマルテン
サイトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト組織率
の条件が満足できず、引張強度は高くなるが本発明例に
比べ耐久比が低く切削性も不良である。
強度が低くかつ耐久比も低いので疲労特性は不良であ
る。比較例のＮｏ．２２はＣ量が高すぎるためマルテン
サイトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト組織率
の条件が満足できず、引張強度は高くなるが本発明例に
比べ耐久比が低く切削性も不良である。
【００３９】比較例のＮｏ．２３はＳｉ量が低いため脱
酸程度が低く耐久比は本発明例に比べ低い。比較例のＮ
ｏ．２４はＳｉ量が高いためマルテンサイトが発生し本
発明のフェライト＋ベイナイト組織率の条件が満足でき
ず、耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良である。
酸程度が低く耐久比は本発明例に比べ低い。比較例のＮ
ｏ．２４はＳｉ量が高いためマルテンサイトが発生し本
発明のフェライト＋ベイナイト組織率の条件が満足でき
ず、耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良である。
【００４０】比較例のＮｏ．２５はＭｎ量が低いため複
合析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低
い。比較例のＮｏ．２６はＭｎ量が高いためマルテンサ
イトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト組織率の
条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
も不良である。
合析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低
い。比較例のＮｏ．２６はＭｎ量が高いためマルテンサ
イトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト組織率の
条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
も不良である。
【００４１】比較例のＮｏ．２７はＳ量が低いため複合
介在物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低く、
またＭｎＳの切削性向上効果を得られないので切削性も
不良である。比較例のＮｏ．２８はＳ量が高いためＭｎ
Ｓの析出が過多となり、耐久比が本発明例に比べ低い。
介在物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低く、
またＭｎＳの切削性向上効果を得られないので切削性も
不良である。比較例のＮｏ．２８はＳ量が高いためＭｎ
Ｓの析出が過多となり、耐久比が本発明例に比べ低い。
【００４２】比較例のＮｏ．２９はＡｌ量が低いため脱
酸程度および結晶粒微細化効果が小さく、耐久比が本発
明例に比べ低い。比較例のＮｏ．３０はＡｌ量が高いた
め硬質介在物が形成され、耐久比は本発明例に比べ低く
切削性も不良である。
酸程度および結晶粒微細化効果が小さく、耐久比が本発
明例に比べ低い。比較例のＮｏ．３０はＡｌ量が高いた
め硬質介在物が形成され、耐久比は本発明例に比べ低く
切削性も不良である。
【００４３】比較例のＮｏ．３１はＴｉ量が低いため複
合析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低
い。比較例のＮｏ．３２はＴｉ量が高いため硬質介在物
が形成され、耐久比が本発明例に比べ低く切削性も不良
である。
合析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低
い。比較例のＮｏ．３２はＴｉ量が高いため硬質介在物
が形成され、耐久比が本発明例に比べ低く切削性も不良
である。
【００４４】比較例のＮｏ．３３はＮ量が低いため複合
析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低い。
比較例のＮｏ．３４はＮ量が高いためマトリックスが硬
化し、耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良であ
る。
析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べ低い。
比較例のＮｏ．３４はＮ量が高いためマトリックスが硬
化し、耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良であ
る。
【００４５】比較例のＮｏ．３５はＶ量が低いため複合
析出物の析出が少なくマトリックスフェライトを析出強
化する効果が小さいので、耐久比が本発明例に比べ低
い。比較例のＮｏ．３６はＶ量が高いため、耐久比は本
発明例に比べ低く切削性も不良である。
析出物の析出が少なくマトリックスフェライトを析出強
化する効果が小さいので、耐久比が本発明例に比べ低
い。比較例のＮｏ．３６はＶ量が高いため、耐久比は本
発明例に比べ低く切削性も不良である。
【００４６】比較例のＮｏ．３７はＣｒ量が高いためマ
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く切削性も不良である。
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く切削性も不良である。
【００４７】比較例のＮｏ．３８はＭｏ量が高いためマ
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く切削性も不良である。
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト＋ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く切削性も不良である。
【００４８】比較例のＮｏ．３９はＮｂ量が高いため、
耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良である。
耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良である。
【００４９】比較例のＮｏ．４０はＰｂ量が高いため、
切削性は良好なるも耐久比が不良である。
切削性は良好なるも耐久比が不良である。
【００５０】比較例のＮｏ．４１はＣａ量が高いため、
切削性は良好なるも耐久比が不良である。
切削性は良好なるも耐久比が不良である。
【００５１】
【表３】
【００５２】
【表４】
【００５３】（２）熱鍛後の冷却方法によるフェライト
＋ベイナイト組織率変化の影響 表１に示す化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、１５０
ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、一旦９
５０℃加熱放冷で焼準した後、１１００〜１２５０℃に
加熱して１０５０〜１２００℃の温度で熱間鍛造を行
い、その後同じく表３に示す方法で冷却した。さらにこ
れらの材料を４００℃の温度の加熱炉に１時間装入して
時効処理を行った。この材料の中央部より実施例１と同
様の方法で、引張強度、疲労強度、被削性およびフェラ
イト＋ベイナイト組織率を求めた。表４に各供試材のベ
イナイト組織率および性能評価結果を示す。
＋ベイナイト組織率変化の影響 表１に示す化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、１５０
ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、一旦９
５０℃加熱放冷で焼準した後、１１００〜１２５０℃に
加熱して１０５０〜１２００℃の温度で熱間鍛造を行
い、その後同じく表３に示す方法で冷却した。さらにこ
れらの材料を４００℃の温度の加熱炉に１時間装入して
時効処理を行った。この材料の中央部より実施例１と同
様の方法で、引張強度、疲労強度、被削性およびフェラ
イト＋ベイナイト組織率を求めた。表４に各供試材のベ
イナイト組織率および性能評価結果を示す。
【００５４】Ｎｏ．４３、４４、４５および４６は、フ
ェライト＋ベイナイト組織率が０．８以上と本発明の条
件を満足しており、いずれも耐久比は０．５６以上を確
保しまた切削性も現行調質鋼であるＮｏ．４８のほぼ
２．５倍と良好である。
ェライト＋ベイナイト組織率が０．８以上と本発明の条
件を満足しており、いずれも耐久比は０．５６以上を確
保しまた切削性も現行調質鋼であるＮｏ．４８のほぼ
２．５倍と良好である。
【００５５】Ｎｏ．４７は冷却速度を高めることにより
マルテンサイトを主とするの組織としたものであり、引
張強度は高くなるものの耐久比は極めて低く、また切削
性も不良で工具寿命は小さい。
マルテンサイトを主とするの組織としたものであり、引
張強度は高くなるものの耐久比は極めて低く、また切削
性も不良で工具寿命は小さい。
【００５６】
【表５】
【００５７】
【表６】
【００５８】（３）時効処理温度の変化の影響 実施例２と同一の化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、
１５０ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、
一旦９５０℃加熱放冷で焼準した後、１１００〜１２５
０℃に加熱して１０５０〜１２００℃の温度で熱間鍛造
を行い、その後放冷した。さらにこの材料を表５に示す
温度の加熱炉に１時間装入して時効処理を行った。これ
らの材料について実施例１と同様の方法で、引張試験、
疲労試験、切削試験および金属組織観察を行った。表６
に各供試材の性能評価結果を示す。
１５０ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、
一旦９５０℃加熱放冷で焼準した後、１１００〜１２５
０℃に加熱して１０５０〜１２００℃の温度で熱間鍛造
を行い、その後放冷した。さらにこの材料を表５に示す
温度の加熱炉に１時間装入して時効処理を行った。これ
らの材料について実施例１と同様の方法で、引張試験、
疲労試験、切削試験および金属組織観察を行った。表６
に各供試材の性能評価結果を示す。
【００５９】Ｎｏ．５０、５１および５２は、本発明の
時効温度範囲である２００〜７００℃を満足しており、
いずれも耐久比は０．５８以上を確保しまた切削性も現
行調質鋼であるＮｏ．５４のほぼ２．５倍と良好であ
る。
時効温度範囲である２００〜７００℃を満足しており、
いずれも耐久比は０．５８以上を確保しまた切削性も現
行調質鋼であるＮｏ．５４のほぼ２．５倍と良好であ
る。
【００６０】Ｎｏ．４９は時効温度が本発明の範囲を下
回った場合であり、耐久比が劣る。またＮｏ．５３は時
効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、耐久比が
劣っている。
回った場合であり、耐久比が劣る。またＮｏ．５３は時
効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、耐久比が
劣っている。
【００６１】
【表７】
【００６２】
【表８】
【００６３】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明鋼はフェライト
＋ベイナイト２相組織とすることにより高い引張強度を
得ると共に被削性を確保し、さらにＭｎＳ、Ｔｉ窒化物
およびＶ窒化物から形成される複合析出物を使って金属
組織の微細化とＶ炭化物（または炭窒化物）によるベイ
ナイト中のフェライトマトリックスの強化を同時に行
い、高Ｖおよび低Ｃ，Ｎ化して時効処理を施すことによ
ってさらに高い降伏強度までも獲得することのできる極
めて理想的な熱間鍛造鋼に関する製造方法を提供し、産
業上極めて効果の大きいものである。
＋ベイナイト２相組織とすることにより高い引張強度を
得ると共に被削性を確保し、さらにＭｎＳ、Ｔｉ窒化物
およびＶ窒化物から形成される複合析出物を使って金属
組織の微細化とＶ炭化物（または炭窒化物）によるベイ
ナイト中のフェライトマトリックスの強化を同時に行
い、高Ｖおよび低Ｃ，Ｎ化して時効処理を施すことによ
ってさらに高い降伏強度までも獲得することのできる極
めて理想的な熱間鍛造鋼に関する製造方法を提供し、産
業上極めて効果の大きいものである。
Claims (2)
- 【請求項１】重量比にして Ｃ ：０．１０〜０．３５％ Ｓｉ：０．１５〜２．００％ Ｍｎ：０．４０〜２．００％ Ｓ ：０．０３〜０．１０％ Ａｌ：０．０００５〜０．０５％ Ｔｉ：０．００３〜０．０５％ Ｎ ：０．００２０〜０．００７０％ Ｖ ：０．３０〜０．７０％を含有し 残部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼材に熱
間鍛造を施し、鍛造仕上げ温度を１０５０℃以上としそ
の後、冷却させ変態が終了した後の金属組織の８０％以
上がフェライト＋ベイナイト組織であるようにし、これ
にさらに２００〜７００℃の温度で時効処理を行うこと
を特徴とする疲労強度、降伏強度および被削性に優れる
フェライト＋ベイナイト型熱間鍛造用鋼の製造方法。 - 【請求項２】成分がさらに Ｃｒ：０．０２〜１．５０％ Ｍｏ：０．０２〜１．００％ Ｎｂ：０．００１〜０．２０％ Ｐｂ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ の内の１種または２種以上を含有する鋼材を用いること
を特徴とする請求項１記載の疲労強度、降伏強度および
被削性に優れるフェライト−ベイナイト型熱間鍛造用鋼
の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25433393A JP3300500B2 (ja) | 1993-10-12 | 1993-10-12 | 疲労強度、降伏強度および被削性に優れる熱間鍛造用鋼の製造方法 |
| PCT/JP1994/001694 WO1995010635A1 (fr) | 1993-10-12 | 1994-10-11 | Procede de production d'acier de forgeage a chaud presentant d'excellentes caracteristiques de resistance a la fatigue et a la deformation et une tres bonne aptitude a la coupe |
| KR1019950702390A KR0180939B1 (ko) | 1993-10-12 | 1994-10-11 | 피로강도, 항복강도 및 피삭성이 우수한 열간 단조 강의 제조방법 |
| EP94929027A EP0674012A4 (en) | 1993-10-12 | 1994-10-11 | PROCESS FOR PRODUCING HOT FORGING STEEL HAVING EXCELLENT CHARACTERISTICS OF RESISTANCE TO FATIGUE AND DEFORMATION AND A VERY GOOD CUTTING ABILITY. |
| CN94190782A CN1039033C (zh) | 1993-10-12 | 1994-10-11 | 疲劳强度、屈服强度和切削性优良的热锻造钢的制法 |
| US08/454,138 US5601667A (en) | 1993-10-12 | 1995-06-08 | Process for producing hot forged steel having excellent fatigue strength, yield strength, and machinability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25433393A JP3300500B2 (ja) | 1993-10-12 | 1993-10-12 | 疲労強度、降伏強度および被削性に優れる熱間鍛造用鋼の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07109518A true JPH07109518A (ja) | 1995-04-25 |
| JP3300500B2 JP3300500B2 (ja) | 2002-07-08 |
Family
ID=17263555
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|---|---|---|---|
| JP25433393A Expired - Fee Related JP3300500B2 (ja) | 1993-10-12 | 1993-10-12 | 疲労強度、降伏強度および被削性に優れる熱間鍛造用鋼の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5601667A (ja) |
| EP (1) | EP0674012A4 (ja) |
| JP (1) | JP3300500B2 (ja) |
| KR (1) | KR0180939B1 (ja) |
| CN (1) | CN1039033C (ja) |
| WO (1) | WO1995010635A1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010090238A1 (ja) * | 2009-02-04 | 2010-08-12 | 住友金属工業株式会社 | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
| JP2013245363A (ja) * | 2012-05-24 | 2013-12-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
Families Citing this family (27)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19639062A1 (de) * | 1996-09-16 | 1998-03-26 | Mannesmann Ag | Modellgestütztes Verfahren zur kontrollierten Kühlung von Warmband oder Grobblech in einem rechnergeführten Walz- und Kühlprozeß |
| US7041641B2 (en) | 1997-03-20 | 2006-05-09 | Stryker Corporation | Osteogenic devices and methods of use thereof for repair of endochondral bone and osteochondral defects |
| EP1988395A1 (en) | 1997-05-30 | 2008-11-05 | Curis, Inc. | Methods for evaluating tissue morphogenesis and morphogenic activity |
| US7147839B2 (en) | 1998-05-29 | 2006-12-12 | Curis, Inc. | Methods for evaluating tissue morphogenesis and activity |
| JP3888865B2 (ja) * | 2000-10-25 | 2007-03-07 | 株式会社ゴーシュー | 鍛造方法 |
| KR20020094603A (ko) * | 2001-06-12 | 2002-12-18 | 현대자동차주식회사 | 링기어와 드라이브 피니언의 고강도 침탄 강재 및 그제조방법 |
| US8372419B2 (en) | 2004-03-10 | 2013-02-12 | Scil Technology Gmbh | Coated implants, their manufacturing and use thereof |
| EP1740609A2 (en) | 2004-04-27 | 2007-01-10 | Research Development Foundation | Antagonism of tgf-beta superfamily receptor signaling |
| EP1763362B1 (en) | 2004-05-25 | 2011-07-06 | Stryker Corporation | Use of op-1 for treating cartilage defects |
| JP5362554B2 (ja) | 2006-05-17 | 2013-12-11 | ストライカー コーポレイション | 軟骨の欠損を処置するための可溶性形態形成タンパク質の使用 |
| EP2120859B1 (en) | 2006-12-21 | 2013-11-20 | Stryker Corporation | Sustained-release formulations comprising bmp-7 crystals |
| JP5200634B2 (ja) * | 2007-04-11 | 2013-06-05 | 新日鐵住金株式会社 | 鍛造及び浸炭用熱間圧延棒鋼 |
| US8741840B2 (en) | 2008-02-13 | 2014-06-03 | Washington University | BMP-7 for use in treating neointimal hyperplasia |
| JP5815946B2 (ja) * | 2008-12-25 | 2015-11-17 | 日立金属株式会社 | 鋼の焼入方法 |
| SG173634A1 (en) | 2009-02-12 | 2011-09-29 | Stryker Corp | COMPOSITIONS AND METHODS FOR MINIMALLY-INVASIVE SYSTEMIC DELIVERY OF PROTEINS INCLUDING TGF-ß SUPERFAMILY MEMBERS |
| JP5819733B2 (ja) | 2009-02-12 | 2015-11-24 | ストライカー コーポレイションＳｔｒｙｋｅｒ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ | 障害および疾患に対する全身治療のためのＴＧＦ−βスーパーファミリーメンバー含有タンパク質の末梢投与 |
| US20120148539A1 (en) | 2009-03-24 | 2012-06-14 | Moulay Hicham Alaoui-Ismaili | Methods and Compositions for Tissue Engineering |
| US20110002897A1 (en) | 2009-06-11 | 2011-01-06 | Burnham Institute For Medical Research | Directed differentiation of stem cells |
| WO2011031856A1 (en) | 2009-09-09 | 2011-03-17 | Stryker Corporation | Bmp -7 for use in treating pain induced by injuries and diseases of an articular joint |
| EP2352750B1 (en) | 2009-09-17 | 2012-06-13 | Stryker Corporation | Buffers for controlling the ph of bone morphogenetic proteins |
| CA2785038A1 (en) | 2009-12-22 | 2011-07-21 | Stryker Corporation | Bmp-7 variants with reduced immunogenicity |
| IN2014MN00580A (ja) * | 2011-10-19 | 2015-07-03 | Jfe Steel Corp | |
| US20140283960A1 (en) * | 2013-03-22 | 2014-09-25 | Caterpillar Inc. | Air-hardenable bainitic steel with enhanced material characteristics |
| EP2985361B1 (en) * | 2013-10-02 | 2018-03-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Age-hardening steel |
| KR101449511B1 (ko) * | 2014-07-29 | 2014-10-13 | 한국기계연구원 | 가공 경화형 항복비 제어강 및 그 제조방법 |
| PT3168312T (pt) * | 2015-11-16 | 2019-07-16 | Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co Kg | Aço estrutural de alta qualidade com estrutura bainítica, peça forjada e método para a produção de peça forjada |
| CN106480279B (zh) * | 2016-12-28 | 2018-01-02 | 长春实越节能材料有限公司 | 一种提高高氮钢石油钻铤表面耐腐蚀耐磨损的方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS582243B2 (ja) * | 1980-05-08 | 1983-01-14 | 大同特殊鋼株式会社 | 自動車用非調質鍛造部品の製造方法 |
| JPS60208414A (ja) * | 1984-03-31 | 1985-10-21 | Kobe Steel Ltd | 直接焼入れ熱間鍛造品の製造方法 |
| JPH01176055A (ja) * | 1987-12-28 | 1989-07-12 | Kawasaki Steel Corp | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPH07116502B2 (ja) * | 1988-12-03 | 1995-12-13 | マツダ株式会社 | 鋼部材の製造方法 |
| JPH02153042A (ja) * | 1988-12-06 | 1990-06-12 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用の高強度・高靭性非調質鋼 |
| JPH04285118A (ja) * | 1991-03-13 | 1992-10-09 | Nippon Steel Corp | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
| US5213634A (en) * | 1991-04-08 | 1993-05-25 | Deardo Anthony J | Multiphase microalloyed steel and method thereof |
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Cited By (3)
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