JPH10298703A - 降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents
降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調質鋼Info
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- JPH10298703A JPH10298703A JP10329197A JP10329197A JPH10298703A JP H10298703 A JPH10298703 A JP H10298703A JP 10329197 A JP10329197 A JP 10329197A JP 10329197 A JP10329197 A JP 10329197A JP H10298703 A JPH10298703 A JP H10298703A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱間鍛造後空冷のままで優れた強度、靭
性が得られると共に優れた降伏比、耐久比が得られる熱
間鍛造用ベイナイト型非調質鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：１．５０〜２．５
０％、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００５〜０．
０２５％を含有し、あるいはさらにＴｉ：０．００５〜
０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％のうち
１種または２種、または／およびＳ：０．０１〜０．１
０％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｃａ：０．０００
５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、Ｔｅ：
０．００２〜０．１５％、Ｂｉ：０．０４〜０．２０％
のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的な不純物からなることを特徴とする。
性が得られると共に優れた降伏比、耐久比が得られる熱
間鍛造用ベイナイト型非調質鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：１．５０〜２．５
０％、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００５〜０．
０２５％を含有し、あるいはさらにＴｉ：０．００５〜
０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％のうち
１種または２種、または／およびＳ：０．０１〜０．１
０％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｃａ：０．０００
５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、Ｔｅ：
０．００２〜０．１５％、Ｂｉ：０．０４〜０．２０％
のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的な不純物からなることを特徴とする。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は低Ｓｉ化することに
より熱間鍛造後空冷のままで優れた強度、靭性が得られ
ると共に優れた降伏比、耐久比が得られる熱間鍛造用ベ
イナイト型非調質鋼に関するものである。
より熱間鍛造後空冷のままで優れた強度、靭性が得られ
ると共に優れた降伏比、耐久比が得られる熱間鍛造用ベ
イナイト型非調質鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用部品、機械構造用部品等
には熱間鍛造後、焼入れ・焼戻しを施した調質鋼が使用
されることが多い。近年においては、製造コストの低減
の点から熱間鍛造後の焼入れ・焼戻しを省略した非調質
鋼の使用が広がってきている。初期に登場したフェライ
ト−パーライト型非調質鋼は低温衝撃値および最大引張
強度が小さく、それらを改善するためにベイナイト型非
調質鋼が開発されている。
には熱間鍛造後、焼入れ・焼戻しを施した調質鋼が使用
されることが多い。近年においては、製造コストの低減
の点から熱間鍛造後の焼入れ・焼戻しを省略した非調質
鋼の使用が広がってきている。初期に登場したフェライ
ト−パーライト型非調質鋼は低温衝撃値および最大引張
強度が小さく、それらを改善するためにベイナイト型非
調質鋼が開発されている。
【０００３】しかし、ベイナイト型非調質鋼は調質鋼に
比べて降伏比、耐久比が劣り、引張強度が上昇してもそ
の割りに降伏強度、疲労強度が低くなっていた。そのた
めベイナイト型非調質鋼の降伏比及び耐久比を上昇させ
るため、いろいろな手段が提案されている。
比べて降伏比、耐久比が劣り、引張強度が上昇してもそ
の割りに降伏強度、疲労強度が低くなっていた。そのた
めベイナイト型非調質鋼の降伏比及び耐久比を上昇させ
るため、いろいろな手段が提案されている。
【０００４】例えば、熱間鍛造し、空冷の後、焼戻しを
施す方法、あるいは、熱間鍛造した後の冷却速度を制御
する方法が提案されている。
施す方法、あるいは、熱間鍛造した後の冷却速度を制御
する方法が提案されている。
【０００５】しかしながら、このような降伏比、耐久比
の改善方法では、熱間鍛造後の焼戻し工程が必要なこ
と、また、冷却速度を制御する装置が必要なことから、
製造コストが増えてしまう。
の改善方法では、熱間鍛造後の焼戻し工程が必要なこ
と、また、冷却速度を制御する装置が必要なことから、
製造コストが増えてしまう。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、熱間鍛造後
の焼戻し工程や冷却速度の制御を行わなくとも、良好な
降伏比及び耐久比が得られるベイナイト型高強度高靭性
熱間鍛造用非調質鋼を提供することを目的とする。
の焼戻し工程や冷却速度の制御を行わなくとも、良好な
降伏比及び耐久比が得られるベイナイト型高強度高靭性
熱間鍛造用非調質鋼を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、従来技術で
は達成が困難であった熱間鍛造後、空冷したままでも良
好な降伏比及び耐久比が得られる高強度高靭性熱間鍛造
用非調質鋼について研究した結果、以下の知見を得て本
発明に到達した。
は達成が困難であった熱間鍛造後、空冷したままでも良
好な降伏比及び耐久比が得られる高強度高靭性熱間鍛造
用非調質鋼について研究した結果、以下の知見を得て本
発明に到達した。
【０００８】従来のベイナイト型非調質鋼は熱間鍛造
後、空冷したままでは、良好な降伏比及び耐久比が得ら
れていなかった。その原因はベイナイト型非調質鋼の一
部のミクロ組織が島状マルテンサイト−残留オーステナ
イト混合組織（以下、Ｍ−Ａ）が存在することによるも
のであることをつきとめた。
後、空冷したままでは、良好な降伏比及び耐久比が得ら
れていなかった。その原因はベイナイト型非調質鋼の一
部のミクロ組織が島状マルテンサイト−残留オーステナ
イト混合組織（以下、Ｍ−Ａ）が存在することによるも
のであることをつきとめた。
【０００９】そして、Ｓｉの添加量を減少させると熱間
鍛造後、空冷したままのベイナイト型非調質鋼のＭ−Ａ
量が減少することをつきとめた。
鍛造後、空冷したままのベイナイト型非調質鋼のＭ−Ａ
量が減少することをつきとめた。
【００１０】以上の知見から、Ｓｉの添加量を減少させ
ることによりＭ−Ａ量を減少させることで、熱間鍛造
後、空冷したままで良好な降伏比及び耐久比が得られる
ことを確認し、本発明に到達した。
ることによりＭ−Ａ量を減少させることで、熱間鍛造
後、空冷したままで良好な降伏比及び耐久比が得られる
ことを確認し、本発明に到達した。
【００１１】すなわち、本発明の第１発明は重量％で、
Ｃ：０．２０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０２〜０．１０
％、Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．３０％以
下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、
Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０
５０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とす
る降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱
間鍛造用非調質鋼で、第２発明は、さらにＴｉ：０．０
０５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
のうち１種または２種を含有させることにより炭窒化物
を析出させ、靭性、降伏比、耐久比をさらに向上させた
もので、第３、第４発明は第１発明鋼並びに第２発明鋼
にそれぞれさらにＳ：０．０１〜０．１０％、Ｐｂ：
０．０１〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、Ｔｅ：０．００２〜
０．１５％、Ｂｉ：０．０４〜０．２０％のうち１種ま
たは２種以上を含有させることにより被削性を向上させ
たものである。
Ｃ：０．２０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０２〜０．１０
％、Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．３０％以
下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、
Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０
５０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とす
る降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱
間鍛造用非調質鋼で、第２発明は、さらにＴｉ：０．０
０５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
のうち１種または２種を含有させることにより炭窒化物
を析出させ、靭性、降伏比、耐久比をさらに向上させた
もので、第３、第４発明は第１発明鋼並びに第２発明鋼
にそれぞれさらにＳ：０．０１〜０．１０％、Ｐｂ：
０．０１〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、Ｔｅ：０．００２〜
０．１５％、Ｂｉ：０．０４〜０．２０％のうち１種ま
たは２種以上を含有させることにより被削性を向上させ
たものである。
【００１２】次に、本発明の上記組成について限定理由
を説明する。
を説明する。
【００１３】Ｃ：Ｃは強度を確保するために必要な元素
で０．２０％以上の含有とする。しかし、０．４５％を
超える多量の含有は靭性を低下させる。従って、Ｃの含
有量は０．２０〜０．４５％の範囲とした。
で０．２０％以上の含有とする。しかし、０．４５％を
超える多量の含有は靭性を低下させる。従って、Ｃの含
有量は０．２０〜０．４５％の範囲とした。
【００１４】Ｓｉ：Ｓｉは本発明において最も重要な元
素で、その含有により熱間鍛造後、空冷したままのベイ
ナイト鋼のＭ−Ａ量が変化する。Ｍ−Ａはベイナイト組
織中の炭素濃縮層のＣ濃度が高い場合、また、冷却速度
が速い場合に発生し易い。また、Ｓｉ含有量の増加は炭
素濃縮層のＣ濃度を高める方向に働く。すなわち、Ｓｉ
含有量の増加はＭ−Ａ量を増加させる。０．１０％を超
える含有はＭ−Ａ量を増加させ、良好な降伏比、耐久比
が得られない。また、０．０２％未満の含有では強度が
大きく低下する。従って、Ｓｉの含有量は０．０２〜
０．１０％の範囲とした。
素で、その含有により熱間鍛造後、空冷したままのベイ
ナイト鋼のＭ−Ａ量が変化する。Ｍ−Ａはベイナイト組
織中の炭素濃縮層のＣ濃度が高い場合、また、冷却速度
が速い場合に発生し易い。また、Ｓｉ含有量の増加は炭
素濃縮層のＣ濃度を高める方向に働く。すなわち、Ｓｉ
含有量の増加はＭ−Ａ量を増加させる。０．１０％を超
える含有はＭ−Ａ量を増加させ、良好な降伏比、耐久比
が得られない。また、０．０２％未満の含有では強度が
大きく低下する。従って、Ｓｉの含有量は０．０２〜
０．１０％の範囲とした。
【００１５】Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を確保し、熱間鍛造
後、空冷したままのミクロ組織をベイナイト化させるの
に必要な元素で１．５０％以上の含有を必要とする。し
かし、２．５０％を超える含有は靭性を低下させる。従
って、Ｍｎの含有量は１．５０〜２．５０％の範囲とし
た。
後、空冷したままのミクロ組織をベイナイト化させるの
に必要な元素で１．５０％以上の含有を必要とする。し
かし、２．５０％を超える含有は靭性を低下させる。従
って、Ｍｎの含有量は１．５０〜２．５０％の範囲とし
た。
【００１６】Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは焼
入れ性を確保する元素である。しかし、Ｃｒは１．００
％を越える含有では靭性を低下させるとともにコスト高
となる。また、Ｎｉ、Ｍｏも多量の場合にはコスト高と
なる。従って、Ｎｉの含有量は０．３０％以下、なお、
好ましい範囲は０．０１〜０．２０％である。Ｃｒの含
有量は１．００％以下、なお、好ましい範囲は０．０５
〜０．５０％である。Ｍｏの含有量は０．２０％以下、
なお、好ましい範囲は０．０１〜０．１５％である。
入れ性を確保する元素である。しかし、Ｃｒは１．００
％を越える含有では靭性を低下させるとともにコスト高
となる。また、Ｎｉ、Ｍｏも多量の場合にはコスト高と
なる。従って、Ｎｉの含有量は０．３０％以下、なお、
好ましい範囲は０．０１〜０．２０％である。Ｃｒの含
有量は１．００％以下、なお、好ましい範囲は０．０５
〜０．５０％である。Ｍｏの含有量は０．２０％以下、
なお、好ましい範囲は０．０１〜０．１５％である。
【００１７】Ｖ：Ｖは強度を確保するために必要な元素
で、０．０５％以上の含有を必要とする。しかし、０．
５０％を超える含有は靭性を低下させるとともにコスト
高となる。従って、Ｖの含有量は０．０５〜０．５０％
の範囲とした。
で、０．０５％以上の含有を必要とする。しかし、０．
５０％を超える含有は靭性を低下させるとともにコスト
高となる。従って、Ｖの含有量は０．０５〜０．５０％
の範囲とした。
【００１８】Ａｌ：ＡｌはＮと結合してＡｌＮを生成
し、オーステナイト結晶粒度を細粒化する作用を有する
元素であり、０．０１０％未満の含有ではその作用が十
分ではない。一方、０．０５０％を超える含有は被削性
に有害なＡｌ2Ｏ3の生成を助長する。従って、Ａｌの含
有量は０．０１０〜０．０５０％の範囲とした。
し、オーステナイト結晶粒度を細粒化する作用を有する
元素であり、０．０１０％未満の含有ではその作用が十
分ではない。一方、０．０５０％を超える含有は被削性
に有害なＡｌ2Ｏ3の生成を助長する。従って、Ａｌの含
有量は０．０１０〜０．０５０％の範囲とした。
【００１９】Ｎ：Ｎは窒化物を生成し、オーステナイト
結晶粒度を細粒化する作用を有する元素であり、０．０
０５％未満の含有では、その作用が十分ではない。一
方、０．０２５％を超える含有ではその作用が飽和して
しまう。従って、Ｎの含有量は０．００５〜０．０２５
％の範囲とした。
結晶粒度を細粒化する作用を有する元素であり、０．０
０５％未満の含有では、その作用が十分ではない。一
方、０．０２５％を超える含有ではその作用が飽和して
しまう。従って、Ｎの含有量は０．００５〜０．０２５
％の範囲とした。
【００２０】Ｔｉ、Ｎｂ：ＴｉとＮｂはＣ、Ｎと結合し
て炭窒化物を生成し、オーステナイト結晶粒度を細粒化
する作用を有する元素であり、Ｔｉ、Ｎｂともに０．０
０５％未満の含有ではその作用が十分ではない。一方、
Ｔｉは０．０３０％を超える含有、Ｎｂは０．１００％
を超える含有では粗大な炭窒化物を形成し、靭性を低下
させる。従って、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０３
０％、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．１０％の範囲と
した。
て炭窒化物を生成し、オーステナイト結晶粒度を細粒化
する作用を有する元素であり、Ｔｉ、Ｎｂともに０．０
０５％未満の含有ではその作用が十分ではない。一方、
Ｔｉは０．０３０％を超える含有、Ｎｂは０．１００％
を超える含有では粗大な炭窒化物を形成し、靭性を低下
させる。従って、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０３
０％、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．１０％の範囲と
した。
【００２１】Ｓ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｂｉ：Ｓ、
Ｐｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｂｉは被削性の向上に効果が
ある元素で、必要に応じて単独あるいは重複して含有さ
せることができる。その効果を得るにはそれぞれ０．０
１、０．０１、０．０００５、０．０１、０．００２、
０．０４％以上の含有が必要である。しかし、それぞれ
０．１０、０．３０、０．０１、０．２０、０．１５、
０．２０％を超える含有は靭性を低下させる。従って、
Ｓの含有量は０．０１〜０．１０％、Ｐｂの含有量は
０．０１〜０．３０％、Ｃａの含有量は０．０００５〜
０．０１％、Ｚｒの含有量は０．０１〜０．２０％、Ｔ
ｅの含有量は０．００２〜０．１５％、Ｂｉの含有量は
０．０４〜０．２０％の範囲とした。
Ｐｂ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｂｉは被削性の向上に効果が
ある元素で、必要に応じて単独あるいは重複して含有さ
せることができる。その効果を得るにはそれぞれ０．０
１、０．０１、０．０００５、０．０１、０．００２、
０．０４％以上の含有が必要である。しかし、それぞれ
０．１０、０．３０、０．０１、０．２０、０．１５、
０．２０％を超える含有は靭性を低下させる。従って、
Ｓの含有量は０．０１〜０．１０％、Ｐｂの含有量は
０．０１〜０．３０％、Ｃａの含有量は０．０００５〜
０．０１％、Ｚｒの含有量は０．０１〜０．２０％、Ｔ
ｅの含有量は０．００２〜０．１５％、Ｂｉの含有量は
０．０４〜０．２０％の範囲とした。
【００２２】
【発明の実施の形態】つぎに実施例を比較鋼と対比して
説明する。
説明する。
【００２３】実施例１ 表１に示す化学組成の鋼を２０ｋｇｆ真空溶解炉で溶
解、作製した鋼塊を８０ｍｍ角棒に鍛伸した。８０ｍｍ
角棒を長さ１５０ｍｍに切断、１２００℃に加熱して４
０ｍｍ角棒に熱間鍛造した。鍛造終了後は室温まで空冷
した。得られた鍛造材よりＪＩＳ４号引張試験片および
ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片をＬ方向、１／４Ｄの
部位より機械加工により採取した。引張試験片について
は室温にて、シャルピー衝撃試験片については室温及び
−４０℃にて試験を実施した。試験結果を表２に示す。
解、作製した鋼塊を８０ｍｍ角棒に鍛伸した。８０ｍｍ
角棒を長さ１５０ｍｍに切断、１２００℃に加熱して４
０ｍｍ角棒に熱間鍛造した。鍛造終了後は室温まで空冷
した。得られた鍛造材よりＪＩＳ４号引張試験片および
ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片をＬ方向、１／４Ｄの
部位より機械加工により採取した。引張試験片について
は室温にて、シャルピー衝撃試験片については室温及び
−４０℃にて試験を実施した。試験結果を表２に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】表１において１〜２０鋼は本発明鋼であ
り、１〜６鋼は第１発明鋼、７、８鋼は第２発明鋼、９
〜１４鋼は第３発明鋼、１５〜２０鋼は第４発明鋼であ
る。また、２１〜２５鋼は比較鋼である。
り、１〜６鋼は第１発明鋼、７、８鋼は第２発明鋼、９
〜１４鋼は第３発明鋼、１５〜２０鋼は第４発明鋼であ
る。また、２１〜２５鋼は比較鋼である。
【００２７】表２に示す結果から明らかなように比較鋼
である２１〜２５鋼を本発明鋼と比較すると、２１、２
２鋼はＳｉ含有量が高いため、Ｍ−Ａ量が増加し、降伏
比が劣るものであり、２３鋼はＣ含有量が高いため衝撃
値が劣るものである。２４、２５鋼はそれぞれＭｎ含有
量が低いためミクロ組織がベイナイト組織ではなくフェ
ライト＋パーライト組織になっているため、降伏比は高
いが低温衝撃値が劣るものである。
である２１〜２５鋼を本発明鋼と比較すると、２１、２
２鋼はＳｉ含有量が高いため、Ｍ−Ａ量が増加し、降伏
比が劣るものであり、２３鋼はＣ含有量が高いため衝撃
値が劣るものである。２４、２５鋼はそれぞれＭｎ含有
量が低いためミクロ組織がベイナイト組織ではなくフェ
ライト＋パーライト組織になっているため、降伏比は高
いが低温衝撃値が劣るものである。
【００２８】実施例２ 表３に示す化学組成の鋼を６５ｍｍ丸棒に熱間圧延した
後、１２００℃に加熱し、１１００℃の温度で図１に示
す形状に鍛造し、室温まで空冷した。得られた鍛造材よ
りＪＩＳ４号引張試験片、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試
験片および小野式回転曲げ試験片を機械加工により採取
した。引張試験については室温にて、シャルピー衝撃試
験片については室温及び−４０℃にて試験を実施した。
また、小野式回転曲げ試験片については小野式回転曲げ
疲労試験により１０7回の疲労強度を求め、耐久比を計
算した。また、鍛造材を用いて実体耐久試験を行った。
これらの試験結果を表４に示す。
後、１２００℃に加熱し、１１００℃の温度で図１に示
す形状に鍛造し、室温まで空冷した。得られた鍛造材よ
りＪＩＳ４号引張試験片、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試
験片および小野式回転曲げ試験片を機械加工により採取
した。引張試験については室温にて、シャルピー衝撃試
験片については室温及び−４０℃にて試験を実施した。
また、小野式回転曲げ試験片については小野式回転曲げ
疲労試験により１０7回の疲労強度を求め、耐久比を計
算した。また、鍛造材を用いて実体耐久試験を行った。
これらの試験結果を表４に示す。
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】表４より比較鋼と本発明鋼を比較すると引
張強さ、衝撃値は同等であるが、降伏比、耐久比、耐久
回数が本発明鋼の方が優れていることが判る。
張強さ、衝撃値は同等であるが、降伏比、耐久比、耐久
回数が本発明鋼の方が優れていることが判る。
【００３２】
【発明の効果】以上の実施例からも判るように、本発明
鋼は低Ｓｉ化することにより熱間鍛造後、空冷したまま
でも良好な降伏比、耐久比が得られる。従来の方法では
熱間鍛造後に冷却速度を制御することや冷却完了後焼戻
しを施すことにより降伏比、耐久比を向上させていた
が、それらの必要がなくなりコストを改善、工程の短縮
に寄与することができる。
鋼は低Ｓｉ化することにより熱間鍛造後、空冷したまま
でも良好な降伏比、耐久比が得られる。従来の方法では
熱間鍛造後に冷却速度を制御することや冷却完了後焼戻
しを施すことにより降伏比、耐久比を向上させていた
が、それらの必要がなくなりコストを改善、工程の短縮
に寄与することができる。
【図１】実施例２で製造した熱間鍛造品の形状を示す図
である。
である。
Claims (4)
- 【請求項１】 必須成分として、重量％でＣ：０．２０
〜０．４５％、Ｓｉ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：
１．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：
１．００％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．０５
〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：
０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的な不純物からなることを特徴とする降伏比、耐
久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調
質鋼。 - 【請求項２】 必須成分として、重量％でＣ：０．２０
〜０．４５％、Ｓｉ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：
１．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：
１．００％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．０５
〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：
０．００５〜０．０２５％を含有し、さらにＴｉ：０．
００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００
％のうち１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的な不純物からなることを特徴とする降伏比、耐久
比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調質
鋼。 - 【請求項３】 必須成分として、重量％でＣ：０．２０
〜０．４５％、Ｓｉ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：
１．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：
１．００％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．０５
〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：
０．００５〜０．０２５％を含有し、さらにＳ：０．０
１〜０．１０％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｃａ：
０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０
％、Ｔｅ：０．００２〜０．１５％、Ｂｉ：０．０４〜
０．２０％のうち１種または２種以上を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする
降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間
鍛造用非調質鋼。 - 【請求項４】 必須成分として、重量％でＣ：０．２０
〜０．４５％、Ｓｉ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：
１．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：
１．００％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．０５
〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：
０．００５〜０．０２５％を含有し、さらにＴｉ：０．
００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００
％のうち１種または２種を含有し、さらにＳ：０．０１
〜０．１０％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｃａ：
０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０
％、Ｔｅ：０．００２〜０．１５％、Ｂｉ：０．０４〜
０．２０％のうち１種または２種以上を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする
降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間
鍛造用非調質鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10329197A JPH10298703A (ja) | 1997-04-21 | 1997-04-21 | 降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調質鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10329197A JPH10298703A (ja) | 1997-04-21 | 1997-04-21 | 降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調質鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298703A true JPH10298703A (ja) | 1998-11-10 |
Family
ID=14350196
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10329197A Pending JPH10298703A (ja) | 1997-04-21 | 1997-04-21 | 降伏比、耐久比に優れたベイナイト型高強度高靭性熱間鍛造用非調質鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10298703A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013018893A1 (ja) * | 2011-08-03 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼および熱間鍛造非調質品、ならびにその製造方法 |
| US20130087250A1 (en) * | 2010-11-17 | 2013-04-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for nitriding and nitrided part |
| JP2017071859A (ja) * | 2015-10-08 | 2017-04-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 非調質鋼およびその製造方法 |
| KR20240118819A (ko) | 2022-01-28 | 2024-08-05 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강 부품 및 그 제조 방법 |
-
1997
- 1997-04-21 JP JP10329197A patent/JPH10298703A/ja active Pending
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