JPH10235447A - 高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 - Google Patents
高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法Info
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- JPH10235447A JPH10235447A JP5825797A JP5825797A JPH10235447A JP H10235447 A JPH10235447 A JP H10235447A JP 5825797 A JP5825797 A JP 5825797A JP 5825797 A JP5825797 A JP 5825797A JP H10235447 A JPH10235447 A JP H10235447A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】安価であり且つ広い用途に用いられているフェ
ライト＋パーライト型非調質鋼を用いて、高靱性且つ高
耐力を有する鍛造品を製造する方法を提供する。 【解決手段】重量％でＣ：0.20〜0.50％，Ｓｉ：0.10〜
2.0％，Ｐ：≦0.050％，Ｖ：0.08〜0.40％であり、且つ
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／2＋Ｖ＋10
（Ｎｂ−0.02）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅｑが、
Ｍｎｅｑ：0.8〜2.0％（但しＭｎ：0.2〜2.0％，Ｃｒ：
0.1〜1.0％，Ｍｏ：≦0.50％，Ｎｉ：≦0.50％，Ｃｕ：
≦0.50％）であって残部実質的にＦｅから成る合金を95
0℃以上に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行
って一旦750〜1050℃に降温させてその温度域で鍛造加
工を行い、しかる後冷却を行ってフェライト＋パーライ
ト変態させることによって降伏比73以上の鍛造品を得
る。
ライト＋パーライト型非調質鋼を用いて、高靱性且つ高
耐力を有する鍛造品を製造する方法を提供する。 【解決手段】重量％でＣ：0.20〜0.50％，Ｓｉ：0.10〜
2.0％，Ｐ：≦0.050％，Ｖ：0.08〜0.40％であり、且つ
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／2＋Ｖ＋10
（Ｎｂ−0.02）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅｑが、
Ｍｎｅｑ：0.8〜2.0％（但しＭｎ：0.2〜2.0％，Ｃｒ：
0.1〜1.0％，Ｍｏ：≦0.50％，Ｎｉ：≦0.50％，Ｃｕ：
≦0.50％）であって残部実質的にＦｅから成る合金を95
0℃以上に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行
って一旦750〜1050℃に降温させてその温度域で鍛造加
工を行い、しかる後冷却を行ってフェライト＋パーライ
ト変態させることによって降伏比73以上の鍛造品を得
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明はコネクティングロ
ッド，ホイールハブ，スピンドル関連部品，サスペンシ
ョン関連部品，アーム類等の自動車等の輸送機器，建設
機器，産業機械等の部品に好適に適用可能な高靱性・高
耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方
法に関する。
ッド，ホイールハブ，スピンドル関連部品，サスペンシ
ョン関連部品，アーム類等の自動車等の輸送機器，建設
機器，産業機械等の部品に好適に適用可能な高靱性・高
耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】フェラ
イト＋パーライト型非調質鋼は安価であり且つ用途が広
いため、最も多く使用されている鋼種の１つである。し
かしながらこの鋼種は材料特性的には強度と靱性のバラ
ンスは決して高くなく、従来にあっては強度か靱性のど
ちらかのみしか有効に高めることができなかったのが実
情である。
イト＋パーライト型非調質鋼は安価であり且つ用途が広
いため、最も多く使用されている鋼種の１つである。し
かしながらこの鋼種は材料特性的には強度と靱性のバラ
ンスは決して高くなく、従来にあっては強度か靱性のど
ちらかのみしか有効に高めることができなかったのが実
情である。
【０００３】また焼入れ−焼戻しされた材料と比較し
て、強度−靱性だけでなく降伏強度（降伏比）において
も低く、実際の部品ないし構造物等に使用されるときに
は安全率を高く見積もらなければならないなどの問題が
あった。
て、強度−靱性だけでなく降伏強度（降伏比）において
も低く、実際の部品ないし構造物等に使用されるときに
は安全率を高く見積もらなければならないなどの問題が
あった。
【０００４】制御圧延の分野においては、圧延の際のパ
ス条件とか温度条件，冷却条件等を制御して緻密な組織
を得、高い強度と靱性バランスを得ることは実現されて
いる。
ス条件とか温度条件，冷却条件等を制御して緻密な組織
を得、高い強度と靱性バランスを得ることは実現されて
いる。
【０００５】しかしながら制御圧延鋼は製造上の制約か
ら棒状或いは板状のものしか生産できず、直接切削用の
非調質鋼或いは冷間加工用鋼としてしか使用することが
できない。また切削或いは冷間加工が目的であるため、
得られる強度は自ずと制限されてしまう。
ら棒状或いは板状のものしか生産できず、直接切削用の
非調質鋼或いは冷間加工用鋼としてしか使用することが
できない。また切削或いは冷間加工が目的であるため、
得られる強度は自ずと制限されてしまう。
【０００６】従来、フェライト＋パーライト型非調質鋼
を鍛造加工して上記自動車部品等の鍛造品を製造する場
合、１１００〜１２００℃程度の高温で鍛造加工してい
るのが通常である。
を鍛造加工して上記自動車部品等の鍛造品を製造する場
合、１１００〜１２００℃程度の高温で鍛造加工してい
るのが通常である。
【０００７】しかしながらこの場合得られる組織は粗い
ものとなってしまい、靱性や降伏強度（降伏比）は大幅
に低下してしまう。１１００〜１２００℃程度の高温で
熱間加工したとき、加工後に再結晶が進み、その後の冷
却過程で組織が粗大化してしまう。
ものとなってしまい、靱性や降伏強度（降伏比）は大幅
に低下してしまう。１１００〜１２００℃程度の高温で
熱間加工したとき、加工後に再結晶が進み、その後の冷
却過程で組織が粗大化してしまう。
【０００８】これに対して鍛造加工温度を低下させた場
合、微細なフェライト＋パーライト組織をより得やすく
なるが、鍛造温度の低下に伴いフェライト分率が増大し
硬さの低下を招いてしまう。またＶが添加された鋼種で
は鍛造時の変形抵抗増加にもつながるなど様々な問題が
生じる。
合、微細なフェライト＋パーライト組織をより得やすく
なるが、鍛造温度の低下に伴いフェライト分率が増大し
硬さの低下を招いてしまう。またＶが添加された鋼種で
は鍛造時の変形抵抗増加にもつながるなど様々な問題が
生じる。
【０００９】フェライト＋パーライト型非調質鋼の熱間
鍛造品を高靱性化する手法として、Ｎｂ添加によりオー
ステナイト粒の粗大化を防止する方法、或いはＭｎ，Ｃ
ｒ等を添加してフェライト＋パーライトスタート点の低
下を図り、組織を微細化する方法が知られている。
鍛造品を高靱性化する手法として、Ｎｂ添加によりオー
ステナイト粒の粗大化を防止する方法、或いはＭｎ，Ｃ
ｒ等を添加してフェライト＋パーライトスタート点の低
下を図り、組織を微細化する方法が知られている。
【００１０】また降伏強度或いは降伏比を上げるため
に、Ｖ添加量を０．２〜０．３％に増加した鋼種も見ら
れるが、従来の熱間鍛造加工では組織の粗大化は免れ
ず、本来得られるべき降伏強度は得られていない。
に、Ｖ添加量を０．２〜０．３％に増加した鋼種も見ら
れるが、従来の熱間鍛造加工では組織の粗大化は免れ
ず、本来得られるべき降伏強度は得られていない。
【００１１】以上のように成分調整のみによる手法では
得られる組織や靱性，降伏強度等に限界があり、強靭鋼
レベルの強度，靱性バランスを達成することは困難であ
る。
得られる組織や靱性，降伏強度等に限界があり、強靭鋼
レベルの強度，靱性バランスを達成することは困難であ
る。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本願の発明はこのような
事情を背景とし、靱性，降伏強度に優れたフェライト＋
パーライト型非調質鋼鍛造品を得ることを目的としてな
されたものである。而して請求項１の鍛造品の製造方法
は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％，Ｓｉ：０．
１０〜２．０％，Ｐ：≦０．０５０％，Ｖ：０．０８〜
０．４０％であり、且つＭｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−０．０２）で表わさ
れるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎｅｑ：０．８〜２．
０％（但しＭｎ：０．２〜２．０％，Ｃｒ：０．１〜
１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎｉ：≦０．５０％，
Ｃｕ：≦０．５０％）であって残部実質的にＦｅから成
る合金を９５０℃以上に加熱してオーステナイト化した
後、冷却を行って一旦７５０〜１０５０℃に降温させて
その温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフ
ェライト＋パーライト変態させることによって降伏比７
３以上の鍛造品を得ることを特徴とする。
事情を背景とし、靱性，降伏強度に優れたフェライト＋
パーライト型非調質鋼鍛造品を得ることを目的としてな
されたものである。而して請求項１の鍛造品の製造方法
は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％，Ｓｉ：０．
１０〜２．０％，Ｐ：≦０．０５０％，Ｖ：０．０８〜
０．４０％であり、且つＭｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−０．０２）で表わさ
れるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎｅｑ：０．８〜２．
０％（但しＭｎ：０．２〜２．０％，Ｃｒ：０．１〜
１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎｉ：≦０．５０％，
Ｃｕ：≦０．５０％）であって残部実質的にＦｅから成
る合金を９５０℃以上に加熱してオーステナイト化した
後、冷却を行って一旦７５０〜１０５０℃に降温させて
その温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフ
ェライト＋パーライト変態させることによって降伏比７
３以上の鍛造品を得ることを特徴とする。
【００１３】請求項２の鍛造品の製造方法は、重量％
で、Ｃ：０．２０〜０．５０％，Ｓｉ：０．１０〜２．
０％，Ｐ：≦０．０５０％，Ｖ：０．０８〜０．４０
％，Ｎｂ：０．０２〜０．１％であり、且つＭｎｅｑ＝
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−
０．０２）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎ
ｅｑ：０．８〜２．０％（但しＭｎ：０．２〜２．０
％，Ｃｒ：０．１〜１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎ
ｉ：≦０．５０％，Ｃｕ：≦０．５０％）であって残部
実質的にＦｅから成る合金を９５０℃以上に加熱してオ
ーステナイト化した後、冷却を行って一旦７５０〜１１
００℃に降温させてその温度域で鍛造加工を行い、しか
る後冷却を行ってフェライト＋パーライト変態させるこ
とによって降伏比７３以上の鍛造品を得ることを特徴と
する。
で、Ｃ：０．２０〜０．５０％，Ｓｉ：０．１０〜２．
０％，Ｐ：≦０．０５０％，Ｖ：０．０８〜０．４０
％，Ｎｂ：０．０２〜０．１％であり、且つＭｎｅｑ＝
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−
０．０２）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎ
ｅｑ：０．８〜２．０％（但しＭｎ：０．２〜２．０
％，Ｃｒ：０．１〜１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎ
ｉ：≦０．５０％，Ｃｕ：≦０．５０％）であって残部
実質的にＦｅから成る合金を９５０℃以上に加熱してオ
ーステナイト化した後、冷却を行って一旦７５０〜１１
００℃に降温させてその温度域で鍛造加工を行い、しか
る後冷却を行ってフェライト＋パーライト変態させるこ
とによって降伏比７３以上の鍛造品を得ることを特徴と
する。
【００１４】請求項３の鍛造品の製造方法は、重量％
で、Ｃ：０．２０〜０．５０％，Ｓｉ：０．１０〜２．
０％，Ｐ：≦０．０５０％，Ｖ：０．０８〜０．４０
％，Ｎｂ：０．０２〜０．１％，Ａｌ：０．０１５〜
０．１０％であり、且つＭｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−０．０２）で表わさ
れるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎｅｑ：０．８〜２．
０％（但しＭｎ：０．２〜２．０％，Ｃｒ：０．１〜
１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎｉ：≦０．５０％，
Ｃｕ：≦０．５０％）であって残部実質的にＦｅから成
る合金を９５０℃以上に加熱してオーステナイト化した
後、冷却を行って一旦７５０〜１１００℃に降温させて
その温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフ
ェライト＋パーライト変態させることによって降伏比７
３以上の鍛造品を得ることを特徴とする。
で、Ｃ：０．２０〜０．５０％，Ｓｉ：０．１０〜２．
０％，Ｐ：≦０．０５０％，Ｖ：０．０８〜０．４０
％，Ｎｂ：０．０２〜０．１％，Ａｌ：０．０１５〜
０．１０％であり、且つＭｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−０．０２）で表わさ
れるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎｅｑ：０．８〜２．
０％（但しＭｎ：０．２〜２．０％，Ｃｒ：０．１〜
１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎｉ：≦０．５０％，
Ｃｕ：≦０．５０％）であって残部実質的にＦｅから成
る合金を９５０℃以上に加熱してオーステナイト化した
後、冷却を行って一旦７５０〜１１００℃に降温させて
その温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフ
ェライト＋パーライト変態させることによって降伏比７
３以上の鍛造品を得ることを特徴とする。
【００１５】請求項４の鍛造品の製造方法は、請求項
１，２，３の何れかにおいて、前記合金中に前記合金成
分に加えて更にＳ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの何れか１
種若しくは２種以上を、Ｓ：０．０３〜０．３％，Ｐ
ｂ：≦０．３％，Ｂｉ：≦０．１５％，Ｔｅ：≦０．０
５％，Ｃａ：≦０．０５％の範囲で含有させることを特
徴とする。
１，２，３の何れかにおいて、前記合金中に前記合金成
分に加えて更にＳ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの何れか１
種若しくは２種以上を、Ｓ：０．０３〜０．３％，Ｐ
ｂ：≦０．３％，Ｂｉ：≦０．１５％，Ｔｅ：≦０．０
５％，Ｃａ：≦０．０５％の範囲で含有させることを特
徴とする。
【００１６】
【作用及び発明の効果】上記のように請求項１の製造方
法は、焼入れ性を表わすマンガン当量を上記所定の範囲
に規定するとともに、合金成分としてＣとともにＶを含
有させ、かかる合金を９５０℃以上の高温に加熱してＶ
Ｃを固溶化させた上で、一旦先ず７５０〜１０５０℃に
降温させてその温度域で鍛造加工を施し、しかる後再び
冷却してフェライト＋パーライト変態させて所定の鍛造
品を得ることを骨子とするもので、これにより高靱性，
高降伏強度の鍛造品を得ることができる。
法は、焼入れ性を表わすマンガン当量を上記所定の範囲
に規定するとともに、合金成分としてＣとともにＶを含
有させ、かかる合金を９５０℃以上の高温に加熱してＶ
Ｃを固溶化させた上で、一旦先ず７５０〜１０５０℃に
降温させてその温度域で鍛造加工を施し、しかる後再び
冷却してフェライト＋パーライト変態させて所定の鍛造
品を得ることを骨子とするもので、これにより高靱性，
高降伏強度の鍛造品を得ることができる。
【００１７】尚本発明において、９５０℃以上の加熱で
オーステナイト化した後の冷却手法として空冷，衝風冷
却等の冷却手法を用いることができる。また同様に鍛造
加工後における冷却方法として空冷，衝風冷却等の冷却
手法を用いることができる。
オーステナイト化した後の冷却手法として空冷，衝風冷
却等の冷却手法を用いることができる。また同様に鍛造
加工後における冷却方法として空冷，衝風冷却等の冷却
手法を用いることができる。
【００１８】上記のように本発明において高靱性，高降
伏強度の鍛造品の得られる理由は以下の点にある。本発
明に従って合金中にＣと併せてＶを含有させ、これを９
５０℃以上の高温に加熱したとき、ＶＣをオーステナイ
ト組織に十分に固溶させることができる。
伏強度の鍛造品の得られる理由は以下の点にある。本発
明に従って合金中にＣと併せてＶを含有させ、これを９
５０℃以上の高温に加熱したとき、ＶＣをオーステナイ
ト組織に十分に固溶させることができる。
【００１９】Ｖはオーステナイトへの固溶量が極めて少
ないが、含有量を上記範囲としたとき、９５０℃以上の
加熱によって十分にこれをオーステナイト中に固溶させ
ることができる。
ないが、含有量を上記範囲としたとき、９５０℃以上の
加熱によって十分にこれをオーステナイト中に固溶させ
ることができる。
【００２０】オーステナイト中に固溶したＶの炭化物Ｖ
Ｃはそのまま冷却を行ったときには、通常オーステナイ
トよりも更に固溶度の低いフェライト粒内に変態とほぼ
同時に析出し始める。この場合十分な組織の微細化は得
られない。
Ｃはそのまま冷却を行ったときには、通常オーステナイ
トよりも更に固溶度の低いフェライト粒内に変態とほぼ
同時に析出し始める。この場合十分な組織の微細化は得
られない。
【００２１】しかるに本発明に従って加熱によりオース
テナイト化した上で、一旦フェライト変態の始まる７５
０℃以上の温度に降温して再結晶温度以下で塑性加工を
加えると、加工誘起現象によってＶ炭化物が析出を開始
する。このとき析出したＶ炭化物は、塑性加工によって
導入させる転位を効果的にピンニングする。この結果フ
ェライト変態まで高い加工歪を保つことができる。
テナイト化した上で、一旦フェライト変態の始まる７５
０℃以上の温度に降温して再結晶温度以下で塑性加工を
加えると、加工誘起現象によってＶ炭化物が析出を開始
する。このとき析出したＶ炭化物は、塑性加工によって
導入させる転位を効果的にピンニングする。この結果フ
ェライト変態まで高い加工歪を保つことができる。
【００２２】而して加工歪の入ったオーステナイトから
変態−析出するフェライトは極めて微細となり、靱性，
降伏強度（降伏比７３以上）の向上に大きく寄与するの
である。
変態−析出するフェライトは極めて微細となり、靱性，
降伏強度（降伏比７３以上）の向上に大きく寄与するの
である。
【００２３】前述した通常の高温での熱間鍛造では、熱
拡散や再結晶により加工による歪が消失し、得られる組
織は極めて粗い組織となる。そしてこれが原因で靱性，
降伏強度（降伏比）は焼準材に対し大幅に低下する。一
方鍛造温度を低下させて行くと靱性，降伏比は増加する
ものの、引張強度の大幅な低下を免れない。
拡散や再結晶により加工による歪が消失し、得られる組
織は極めて粗い組織となる。そしてこれが原因で靱性，
降伏強度（降伏比）は焼準材に対し大幅に低下する。一
方鍛造温度を低下させて行くと靱性，降伏比は増加する
ものの、引張強度の大幅な低下を免れない。
【００２４】本発明は、Ｖを含む鋼種を一旦ＶＣ固溶温
度以上に加熱した後、７５０〜１０５０℃で鍛造するこ
とによって、ＶＣの加工誘起析出による効果を狙ったも
のである。
度以上に加熱した後、７５０〜１０５０℃で鍛造するこ
とによって、ＶＣの加工誘起析出による効果を狙ったも
のである。
【００２５】即ち本発明に従って鍛造加工を行った場
合、鍛造温度は高くても加工誘起析出したＶＣによるピ
ンニング効果により、導入された多量の歪が熱拡散等に
より消失するのが防がれ、より高い歪を保ちながらフェ
ライト変態できるため、今までのいわゆる亜熱間鍛造で
得られる組織よりも緻密な組織が得られる。
合、鍛造温度は高くても加工誘起析出したＶＣによるピ
ンニング効果により、導入された多量の歪が熱拡散等に
より消失するのが防がれ、より高い歪を保ちながらフェ
ライト変態できるため、今までのいわゆる亜熱間鍛造で
得られる組織よりも緻密な組織が得られる。
【００２６】組織が緻密であれば降伏強度，靱性は増加
し、従来の熱間鍛造材と比較にならないほどの特性が得
られるのである。但しこの効果を得るためにはＶＣを一
旦固溶させることが必要であり、その温度の下限値は９
５０℃である。尚本発明において、バーニング防止のた
めにオーステナイト化のための加熱温度は１３００℃以
下とするのが望ましい。
し、従来の熱間鍛造材と比較にならないほどの特性が得
られるのである。但しこの効果を得るためにはＶＣを一
旦固溶させることが必要であり、その温度の下限値は９
５０℃である。尚本発明において、バーニング防止のた
めにオーステナイト化のための加熱温度は１３００℃以
下とするのが望ましい。
【００２７】本発明ではまた、焼入れ性を表わすマンガ
ン当量を０．８〜２．０％に規定している。これは次の
理由に基づく。フェライト結晶粒を微細化する手法とし
て、Ｍｎ，Ｃｒ等の焼入れ性向上元素の添加量を増す方
法がある。焼入れ性向上元素の添加量を増加させると、
連続冷却線図におけるフェライト変態曲線はより低温
側、変態開始時間がより長時間側に移動する。そのため
鍛造後のフェライト変態開始温度が低くなり、微細なフ
ェライト粒が得られるようになる。しかしながら焼入れ
性向上元素の添加量を増やし過ぎるとベイナイトが析出
し始める。
ン当量を０．８〜２．０％に規定している。これは次の
理由に基づく。フェライト結晶粒を微細化する手法とし
て、Ｍｎ，Ｃｒ等の焼入れ性向上元素の添加量を増す方
法がある。焼入れ性向上元素の添加量を増加させると、
連続冷却線図におけるフェライト変態曲線はより低温
側、変態開始時間がより長時間側に移動する。そのため
鍛造後のフェライト変態開始温度が低くなり、微細なフ
ェライト粒が得られるようになる。しかしながら焼入れ
性向上元素の添加量を増やし過ぎるとベイナイトが析出
し始める。
【００２８】本発明においてマンガン当量の上限値を規
定しているのは以上の理由に基づく。而して本発明にお
いて許容できるマンガン当量の上限値は２．０％である
ことを確認した。
定しているのは以上の理由に基づく。而して本発明にお
いて許容できるマンガン当量の上限値は２．０％である
ことを確認した。
【００２９】本発明はまた、鍛造品の降伏比が７３以
上、望ましくは７５以上となるように合金の組成及び加
熱・加工条件を制御するもので、かかる本発明によれ
ば、鍛造品を小型化，軽量化することができ、適用可能
な製品の用途が広がる効果が得られる。
上、望ましくは７５以上となるように合金の組成及び加
熱・加工条件を制御するもので、かかる本発明によれ
ば、鍛造品を小型化，軽量化することができ、適用可能
な製品の用途が広がる効果が得られる。
【００３０】請求項２の製造方法は、上記合金成分に加
えてＮｂを０．０２〜０．１％の範囲で含有させ、オー
ステナイト状態から降温後の鍛造加工を７５０〜１１０
０℃の温度領域で行うものである。
えてＮｂを０．０２〜０．１％の範囲で含有させ、オー
ステナイト状態から降温後の鍛造加工を７５０〜１１０
０℃の温度領域で行うものである。
【００３１】本発明に従ってＮｂを合金中に含有させた
場合、Ｎｂが高温で安定な複炭・窒化物を作るため、オ
ーステナイト粒の粗大化を防止し、より微細なフェライ
ト＋パーライト組織が得られやすくなる。
場合、Ｎｂが高温で安定な複炭・窒化物を作るため、オ
ーステナイト粒の粗大化を防止し、より微細なフェライ
ト＋パーライト組織が得られやすくなる。
【００３２】またＮｂを固溶させた後７５０〜１１００
℃で鍛造した場合、Ｖと同様の理由で加工誘起されたＮ
ｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、転位の増加を促し、拡散による
消失を防ぐことができる。
℃で鍛造した場合、Ｖと同様の理由で加工誘起されたＮ
ｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、転位の増加を促し、拡散による
消失を防ぐことができる。
【００３３】尚、Ｎｂは一旦固溶することによって活性
化エネルギーの増加や再結晶温度の上昇効果も得られる
ので、微細結晶粒が得られる有効鍛造温度域が拡大す
る。
化エネルギーの増加や再結晶温度の上昇効果も得られる
ので、微細結晶粒が得られる有効鍛造温度域が拡大す
る。
【００３４】Ｖを添加せずにＮｂを単独で添加した場合
であっても高温側での鍛造時の組織粗大化を防ぐことが
できるが、低温側での鍛造後の組織はＶのみを添加した
場合よりもむしろ粗い。従ってＮｂの最も有効的な利用
はＶとの複合添加である。
であっても高温側での鍛造時の組織粗大化を防ぐことが
できるが、低温側での鍛造後の組織はＶのみを添加した
場合よりもむしろ粗い。従ってＮｂの最も有効的な利用
はＶとの複合添加である。
【００３５】次に請求項３の製造方法は、上記Ｖ，Ｎｂ
に加えて更にＡｌをＡｌ：０．０１５〜０．１０％の範
囲で含有させるものである。この請求項３に従ってＡｌ
を更に合金中に含有させた場合、Ｎｂに加えてＡｌが高
温で安定な複炭・窒化物を作るため、オーステナイト粒
の粗大化を更に効果的に防止し、また微細なフェライト
＋パーライト組織が得られやすくなる。
に加えて更にＡｌをＡｌ：０．０１５〜０．１０％の範
囲で含有させるものである。この請求項３に従ってＡｌ
を更に合金中に含有させた場合、Ｎｂに加えてＡｌが高
温で安定な複炭・窒化物を作るため、オーステナイト粒
の粗大化を更に効果的に防止し、また微細なフェライト
＋パーライト組織が得られやすくなる。
【００３６】またＡｌを含有させた場合、鍛造加工時に
加工誘起された（Ｎｂ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）が析出し、転
位の増加を促し、拡散による消失を更に効果的に防ぐこ
とができる。
加工誘起された（Ｎｂ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）が析出し、転
位の増加を促し、拡散による消失を更に効果的に防ぐこ
とができる。
【００３７】本発明では、上記成分に加えて快削成分
Ｓ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの何れか１種若しくは２種
以上をＳ：０．０３〜０．３％，Ｐｂ：≦０．３％，Ｂ
ｉ：≦０．１５％，Ｔｅ：≦０．０５％，Ｃａ：≦０．
０５％の範囲で含有させることができる（請求項４）。
これら成分を含有させることによって被削性を効果的に
高めることができる。
Ｓ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの何れか１種若しくは２種
以上をＳ：０．０３〜０．３％，Ｐｂ：≦０．３％，Ｂ
ｉ：≦０．１５％，Ｔｅ：≦０．０５％，Ｃａ：≦０．
０５％の範囲で含有させることができる（請求項４）。
これら成分を含有させることによって被削性を効果的に
高めることができる。
【００３８】次に本発明における各化学成分の限定理由
を以下に詳述する。 Ｃ：０．２０〜０．５０％ Ｃはその添加量によって硬さを決定するものである。本
発明では高強度，高靱性を得るためにその添加量を０．
２０〜０．５０％とする。
を以下に詳述する。 Ｃ：０．２０〜０．５０％ Ｃはその添加量によって硬さを決定するものである。本
発明では高強度，高靱性を得るためにその添加量を０．
２０〜０．５０％とする。
【００３９】Ｓｉ：０．１０〜２．０％ Ｓｉは固溶強化によって強度を高める作用があるが、同
時に鍛造時の変形抵抗をも高めてしまうため０．１０〜
２．０％とする。
時に鍛造時の変形抵抗をも高めてしまうため０．１０〜
２．０％とする。
【００４０】Ｐ：≦０．０５０％ Ｐは粒界偏析の原因となる元素であり、上限を抑える必
要がある。故にその添加量を０．０５０％以下とする。
要がある。故にその添加量を０．０５０％以下とする。
【００４１】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ：Ｍｎｅｑ
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ
−０．０２））で０．８〜２．０％ これらの元素は連続冷却線図におけるフェライトノーズ
を長時間側或いは低温側に移動させる作用があるため、
フェライト変態開始温度を下げ、フェライト粒の微細化
に効果がある。
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ
−０．０２））で０．８〜２．０％ これらの元素は連続冷却線図におけるフェライトノーズ
を長時間側或いは低温側に移動させる作用があるため、
フェライト変態開始温度を下げ、フェライト粒の微細化
に効果がある。
【００４２】しかしこれらの元素を添加しすぎるとベイ
ナイトが生成し、様々な弊害が出てしまうため、総添加
量をマンガン当量（Ｍｎｅｑ）に換算して０．８％以
上、２．０％以下に規定する。
ナイトが生成し、様々な弊害が出てしまうため、総添加
量をマンガン当量（Ｍｎｅｑ）に換算して０．８％以
上、２．０％以下に規定する。
【００４３】またＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉそれぞ
れ単独については、Ｍｎ：０．２〜２．０％，Ｃｒ：
０．１〜１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎｉ：≦０．
５０％，Ｃｕ：≦０．５０％に規定する。
れ単独については、Ｍｎ：０．２〜２．０％，Ｃｒ：
０．１〜１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，Ｎｉ：≦０．
５０％，Ｃｕ：≦０．５０％に規定する。
【００４４】Ｖ：０．０８〜０．４０％ Ｖは鍛造時にＶ炭化物が加工誘起析出することによって
結晶粒を微細化する働きがある。但しＶは固溶度が低い
ため０．０８〜０．４０％の範囲に規定する。
結晶粒を微細化する働きがある。但しＶは固溶度が低い
ため０．０８〜０．４０％の範囲に規定する。
【００４５】Ｎｂ：０．０２〜０．１％ ＮｂもＶと同様の理由から上限を０．１％に規定する。
一方Ｎｂを積極的に利用するときは０．０２％以上添加
する。
一方Ｎｂを積極的に利用するときは０．０２％以上添加
する。
【００４６】Ａｌ：０．０１５〜０．１０％ ＡｌはＮｂとともにＮと結合して安定な窒化物を形成
し、結晶粒の粗大化を防止する。しかし添加量が多くな
ると鍛造性を悪化させるため添加量を０．０１５〜０．
１０％とする。
し、結晶粒の粗大化を防止する。しかし添加量が多くな
ると鍛造性を悪化させるため添加量を０．０１５〜０．
１０％とする。
【００４７】Ｓ ：０．０３〜０．３％ Ｐｂ：≦０．３％ Ｂｉ：≦０．１５％ Ｔｅ：≦０．０５％ Ｃａ：≦０．０５％ Ｓ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａ等の元素は被削性を高める
作用があるが、鍛造性を阻害する元素でもある。従って
本発明では添加量をそれぞれ上記のように規定する。
作用があるが、鍛造性を阻害する元素でもある。従って
本発明では添加量をそれぞれ上記のように規定する。
【００４８】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。 ［実施例１］表１に示す化学組成の合金を図１に示すプ
ロセス１，プロセス２に従って処理し、各種試験を行っ
た。尚、鍛造は前方押出法により減面率６０％で２４ｍ
ｍφ×４８ｍｍＬの試験片に加工形成した。
ロセス１，プロセス２に従って処理し、各種試験を行っ
た。尚、鍛造は前方押出法により減面率６０％で２４ｍ
ｍφ×４８ｍｍＬの試験片に加工形成した。
【００４９】
【表１】
【００５０】図２は焼入れ性向上元素の添加量をマンガ
ン当量（Ｍｎｅｑ）に換算して、マンガン当量とフェラ
イト粒度番号との関係を、また図３はマンガン当量と冷
却後硬さとの関係をそれぞれ示したものである。尚、こ
れらは何れも図１（Ａ）のプロセス１に従って鍛造した
結果である（加熱温度：１０５０℃，鍛造温度：９００
℃）。これらの結果から、微細なフェライト＋パーライ
ト組織を得るためにはマンガン当量を０．８％以上とす
ることが必要であることが分かる。
ン当量（Ｍｎｅｑ）に換算して、マンガン当量とフェラ
イト粒度番号との関係を、また図３はマンガン当量と冷
却後硬さとの関係をそれぞれ示したものである。尚、こ
れらは何れも図１（Ａ）のプロセス１に従って鍛造した
結果である（加熱温度：１０５０℃，鍛造温度：９００
℃）。これらの結果から、微細なフェライト＋パーライ
ト組織を得るためにはマンガン当量を０．８％以上とす
ることが必要であることが分かる。
【００５１】この結果によれば、マンガン当量の増加に
伴って結晶粒度は高くなっている。但しマンガン当量が
２．０％を超えるとベイナイトの析出により硬さが上昇
し始める（図３参照）。完全にフェライト＋パーライト
組織にするためにはマンガン当量の上限を２．０％に規
定しなければならない。
伴って結晶粒度は高くなっている。但しマンガン当量が
２．０％を超えるとベイナイトの析出により硬さが上昇
し始める（図３参照）。完全にフェライト＋パーライト
組織にするためにはマンガン当量の上限を２．０％に規
定しなければならない。
【００５２】次に表３は鋼種Ａ，Ｄ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，
Ｌ，Ｍ，Ｎについて、各種鍛造温度で鍛造加工を行った
場合の降伏強度，引張強度，降伏比，衝撃値特性をそれ
ぞれ表わしている。
Ｌ，Ｍ，Ｎについて、各種鍛造温度で鍛造加工を行った
場合の降伏強度，引張強度，降伏比，衝撃値特性をそれ
ぞれ表わしている。
【００５３】
【表３】
【表４】
【００５４】図４はこの結果に基づき、Ｎｂを添加せず
Ｖを単独で添加した場合のＶ添加量及び鍛造温度と降伏
比との関係を表わしている。この結果に示しているよう
に、Ｖを０．０８〜０．４０％の範囲で添加したＶ添加
鋼（表１中Ｄ，Ｈ，Ｉ，Ｊ）は本発明の鍛造温度７５０
〜１０５０℃の範囲内、具体的には８００，９００℃，
１０００℃において非常に高い降伏比（７５％以上）が
得られている。
Ｖを単独で添加した場合のＶ添加量及び鍛造温度と降伏
比との関係を表わしている。この結果に示しているよう
に、Ｖを０．０８〜０．４０％の範囲で添加したＶ添加
鋼（表１中Ｄ，Ｈ，Ｉ，Ｊ）は本発明の鍛造温度７５０
〜１０５０℃の範囲内、具体的には８００，９００℃，
１０００℃において非常に高い降伏比（７５％以上）が
得られている。
【００５５】但し降伏比の最大値はＶが０．３％のとき
でそれ以上添加した場合、降伏比は低下傾向となる。ま
た何れの鋼種においても、鍛造温度が１１００℃以上に
なると降伏比は極端に低下する。
でそれ以上添加した場合、降伏比は低下傾向となる。ま
た何れの鋼種においても、鍛造温度が１１００℃以上に
なると降伏比は極端に低下する。
【００５６】次に図５は、ＮｂとＶとを複合添加した場
合（表１中Ｌ，Ｍ，Ｎ）のＶ添加量及び鍛造温度と降伏
比との関係を表わしている。図５の結果に表われている
ように、ＮｂとＶとを複合添加したものは、Ｖを単独で
添加したものに比べて１１００℃の高温で鍛造加工を行
った場合でも高い降伏比が得られている。但し更に降温
の１２００℃で鍛造を行った場合、十分な降伏比は得ら
れていない。
合（表１中Ｌ，Ｍ，Ｎ）のＶ添加量及び鍛造温度と降伏
比との関係を表わしている。図５の結果に表われている
ように、ＮｂとＶとを複合添加したものは、Ｖを単独で
添加したものに比べて１１００℃の高温で鍛造加工を行
った場合でも高い降伏比が得られている。但し更に降温
の１２００℃で鍛造を行った場合、十分な降伏比は得ら
れていない。
【００５７】以上から分かるように本発明においてＶを
単独で添加した場合、鍛造温度の望ましい上限値は１０
５０℃であり、またＮｂとＶとを複合添加した場合、鍛
造温度の望ましい上限値は１１００℃である。
単独で添加した場合、鍛造温度の望ましい上限値は１０
５０℃であり、またＮｂとＶとを複合添加した場合、鍛
造温度の望ましい上限値は１１００℃である。
【００５８】尚、図４及び図５において鍛造温度が１０
００℃以下の場合には図１（Ａ）のプロセス１に従って
処理を行った。また鍛造温度が１０００℃を超える場合
については図１（Ｂ）のプロセス２に従って処理を行っ
た。
００℃以下の場合には図１（Ａ）のプロセス１に従って
処理を行った。また鍛造温度が１０００℃を超える場合
については図１（Ｂ）のプロセス２に従って処理を行っ
た。
【００５９】次に快削成分の添加による影響を見るた
め、表２に示す化学組成の合金を図１（Ａ）のプロセス
１に従って処理し、引張試験及びシャルピー衝撃試験を
実施した。快削成分の添加量（Ｓ＋Ｐｂ＋２×Ｂｉ量）
と降伏比の関係が図６に、また快削成分の添加量と衝撃
値との関係が図７にそれぞれ示してある。
め、表２に示す化学組成の合金を図１（Ａ）のプロセス
１に従って処理し、引張試験及びシャルピー衝撃試験を
実施した。快削成分の添加量（Ｓ＋Ｐｂ＋２×Ｂｉ量）
と降伏比の関係が図６に、また快削成分の添加量と衝撃
値との関係が図７にそれぞれ示してある。
【００６０】
【表２】
【００６１】これらの結果から、快削成分を通常レベル
で添加しても降伏比及び衝撃値に対してそれほど大きな
影響はなく、従って鋼の特性を特に損なわないで快削成
分の添加により被削性を効果的に高め得ることが分か
る。
で添加しても降伏比及び衝撃値に対してそれほど大きな
影響はなく、従って鋼の特性を特に損なわないで快削成
分の添加により被削性を効果的に高め得ることが分か
る。
【００６２】［実施例２］次に表４に示す試作条件の下
で、図８に示す自動車エンジン用コネクティングロッド
１０を試作した。尚コネクティングロッド１０のＩ−断
面形状は、引張試験片（３ｍｍφ×３０ｍｍ（平行部）
つかみ部Ｍ５）及び衝撃試験片が取り出せるように、Ｒ
部を実際の形状よりも小さくし、厚みが５ｍｍ以上とな
るようにした。
で、図８に示す自動車エンジン用コネクティングロッド
１０を試作した。尚コネクティングロッド１０のＩ−断
面形状は、引張試験片（３ｍｍφ×３０ｍｍ（平行部）
つかみ部Ｍ５）及び衝撃試験片が取り出せるように、Ｒ
部を実際の形状よりも小さくし、厚みが５ｍｍ以上とな
るようにした。
【００６３】
【表５】
【００６４】引張試験及び衝撃試験の結果を図９及び図
１０に示している。これらの図の結果から、鋼種Ｈを鍛
造開始温度９００℃で鍛造した水準（１）は、通常の熱
間鍛造を行う他水準のものと比較して明らかに降伏強度
（降伏比），靱性において優れていること、また水準
（１）のものは衝撃値が目標値５０以上であるのに対
し、水準（２）及び水準（３）のものは衝撃値が５０以
下となっていることが分かる。
１０に示している。これらの図の結果から、鋼種Ｈを鍛
造開始温度９００℃で鍛造した水準（１）は、通常の熱
間鍛造を行う他水準のものと比較して明らかに降伏強度
（降伏比），靱性において優れていること、また水準
（１）のものは衝撃値が目標値５０以上であるのに対
し、水準（２）及び水準（３）のものは衝撃値が５０以
下となっていることが分かる。
【００６５】降伏強度，靱性が高ければ自ずと疲労強度
も高くなり、コネクティングロッドのみならずその他の
部品の軽量化，小型化に大きく寄与することができる。
も高くなり、コネクティングロッドのみならずその他の
部品の軽量化，小型化に大きく寄与することができる。
【００６６】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図１】本発明の実施例において採用した鍛造品の製造
プロセスのパターン例を示す図である。
プロセスのパターン例を示す図である。
【図２】本発明の実施例において得られたマンガン当量
とフェライト粒度番号との関係を表わす図である。
とフェライト粒度番号との関係を表わす図である。
【図３】本発明の実施例において得られたマンガン当量
と硬さとの関係を表わす図である。
と硬さとの関係を表わす図である。
【図４】本発明の実施例において得られたＶ添加量及び
鍛造温度と降伏比との関係を表わす図である。
鍛造温度と降伏比との関係を表わす図である。
【図５】本発明の実施例において得られたＮｂとＶとを
複合添加した場合のＶ添加量及び鍛造温度と降伏比との
関係を表わす図である。
複合添加した場合のＶ添加量及び鍛造温度と降伏比との
関係を表わす図である。
【図６】快削成分の添加による降伏比への影響を表わす
図である。
図である。
【図７】快削成分の添加による靱性への影響を表わす図
である。
である。
【図８】本発明の他の実施例において試作したコネクテ
ィングロッド（コンロッド）の形状を示す図である。
ィングロッド（コンロッド）の形状を示す図である。
【図９】図８のコネクティングロッドから採取した試料
について引張試験を行った結果を表わす図である。
について引張試験を行った結果を表わす図である。
【図１０】図８のコネクティングロッドから採取した試
料について行った衝撃値の結果を表わす図である。
料について行った衝撃値の結果を表わす図である。
１０ コネクティングロッド
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で Ｃ ：０．２０〜０．５０％ Ｓｉ：０．１０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０５０％ Ｖ ：０．０８〜０．４０％ であり、且つ Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１
０（Ｎｂ−０．０２）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅ
ｑが Ｍｎｅｑ：０．８〜２．０％（但しＭｎ：０．２〜２．
０％，Ｃｒ：０．１〜１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，
Ｎｉ：≦０．５０％，Ｃｕ：≦０．５０％） であって残部実質的にＦｅから成る合金を９５０℃以上
に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦
７５０〜１０５０℃に降温させてその温度域で鍛造加工
を行い、しかる後冷却を行ってフェライト＋パーライト
変態させることによって降伏比７３以上の鍛造品を得る
ことを特徴とする高靱性・高耐力フェライト＋パーライ
ト型非調質鋼鍛造品の製造方法。 - 【請求項２】重量％で Ｃ ：０．２０〜０．５０％ Ｓｉ：０．１０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０５０％ Ｖ ：０．０８〜０．４０％ Ｎｂ：０．０２〜０．１％ であり、且つ Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１
０（Ｎｂ−０．０２）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅ
ｑが Ｍｎｅｑ：０．８〜２．０％（但しＭｎ：０．２〜２．
０％，Ｃｒ：０．１〜１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，
Ｎｉ：≦０．５０％，Ｃｕ：≦０．５０％） であって残部実質的にＦｅから成る合金を９５０℃以上
に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦
７５０〜１１００℃に降温させてその温度域で鍛造加工
を行い、しかる後冷却を行ってフェライト＋パーライト
変態させることによって降伏比７３以上の鍛造品を得る
ことを特徴とする高靱性・高耐力フェライト＋パーライ
ト型非調質鋼鍛造品の製造方法。 - 【請求項３】重量％で Ｃ ：０．２０〜０．５０％ Ｓｉ：０．１０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０５０％ Ｖ ：０．０８〜０．４０％ Ｎｂ：０．０２〜０．１％ Ａｌ：０．０１５〜０．１０％ であり、且つ Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１
０（Ｎｂ−０．０２）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅ
ｑが Ｍｎｅｑ：０．８〜２．０％（但しＭｎ：０．２〜２．
０％，Ｃｒ：０．１〜１．０％，Ｍｏ：≦０．５０％，
Ｎｉ：≦０．５０％，Ｃｕ：≦０．５０％） であって残部実質的にＦｅから成る合金を９５０℃以上
に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦
７５０〜１１００℃に降温させてその温度域で鍛造加工
を行い、しかる後冷却を行ってフェライト＋パーライト
変態させることによって降伏比７３以上の鍛造品を得る
ことを特徴とする高靱性・高耐力フェライト＋パーライ
ト型非調質鋼鍛造品の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１，２，３の何れかにおいて、前
記合金中に前記合金成分に加えて更にＳ，Ｐｂ，Ｂｉ，
Ｔｅ，Ｃａの何れか１種若しくは２種以上を Ｓ ：０．０３〜０．３％ Ｐｂ：≦０．３％ Ｂｉ：≦０．１５％ Ｔｅ：≦０．０５％ Ｃａ：≦０．０５％ の範囲で含有させることを特徴とする高靱性・高耐力フ
ェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5825797A JPH10235447A (ja) | 1997-02-25 | 1997-02-25 | 高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5825797A JPH10235447A (ja) | 1997-02-25 | 1997-02-25 | 高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10235447A true JPH10235447A (ja) | 1998-09-08 |
Family
ID=13079111
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5825797A Pending JPH10235447A (ja) | 1997-02-25 | 1997-02-25 | 高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10235447A (ja) |
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-
1997
- 1997-02-25 JP JP5825797A patent/JPH10235447A/ja active Pending
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