JPS60262941A - 温間鍛造用鋼 - Google Patents
温間鍛造用鋼Info
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- JPS60262941A JPS60262941A JP11787584A JP11787584A JPS60262941A JP S60262941 A JPS60262941 A JP S60262941A JP 11787584 A JP11787584 A JP 11787584A JP 11787584 A JP11787584 A JP 11787584A JP S60262941 A JPS60262941 A JP S60262941A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、機械構造用鍛造品の素材として好適に利用
される温間鍛造用鋼に関するものである。
される温間鍛造用鋼に関するものである。
（従来技術）
従来、機械構造用部品、例えば歯車、シャフト、ベアリ
ングレース等の部品を製造するに僚しては、 ■圧延材→球状化焼なましく約１０時間）→潤滑→冷間
鍛造→球状化焼なまし→潤滑峠冷間鍛造峠焼ならし→機
械加工（加工量多ない）峠浸炭処理する工程や、 ■圧延材呻潤滑→熱間鍛造→（焼・ならし）→機械加工
（加工量多い）→浸炭処理するＴ＃をとるものがあった
。
ングレース等の部品を製造するに僚しては、 ■圧延材→球状化焼なましく約１０時間）→潤滑→冷間
鍛造→球状化焼なまし→潤滑峠冷間鍛造峠焼ならし→機
械加工（加工量多ない）峠浸炭処理する工程や、 ■圧延材呻潤滑→熱間鍛造→（焼・ならし）→機械加工
（加工量多い）→浸炭処理するＴ＃をとるものがあった
。
一方、近年、省資源、省エネルギーを背景として、機械
構造用部品の鍛造加工において、温１１ＪＪ鍛造が注目
されるようになってきている。
構造用部品の鍛造加工において、温１１ＪＪ鍛造が注目
されるようになってきている。
この温間鍛造は、冷間＃９造に比較して鍛造素材の変形
抵抗が小さいため、球状死焼なまし等の中間熱処理を省
略することが可能であり、また工具寿命の向上が期待さ
れるという利点を有し、鍛造素材の変形能が大きいため
に上記の中間熱処理が省略できるという利点を有してい
る。
抵抗が小さいため、球状死焼なまし等の中間熱処理を省
略することが可能であり、また工具寿命の向上が期待さ
れるという利点を有し、鍛造素材の変形能が大きいため
に上記の中間熱処理が省略できるという利点を有してい
る。
また、温間鍛造は、熱間鍛造に比較して仕上り寸法精度
が良好であるため製品歩留りが向上し、スケールの発生
量が少ないため製品組が良好であす、鋭炭が少ないため
に製品内部の品質が安定したものとなり、さらには熱間
鍛造の加熱温度（１１００−１３００℃）に比べて低い
ため省エネルギーにもなるなどの利点を有している。
が良好であるため製品歩留りが向上し、スケールの発生
量が少ないため製品組が良好であす、鋭炭が少ないため
に製品内部の品質が安定したものとなり、さらには熱間
鍛造の加熱温度（１１００−１３００℃）に比べて低い
ため省エネルギーにもなるなどの利点を有している。
そして、このような利点を有する温間鍛造においては、
前述したように、鍛造素材の変形能、変形抵抗および鍛
造製品の寸法精度、仕上り肌などを考慮して、鍛造加工
温度を３′００〜９５０℃程度とすることが好ましい。
前述したように、鍛造素材の変形能、変形抵抗および鍛
造製品の寸法精度、仕上り肌などを考慮して、鍛造加工
温度を３′００〜９５０℃程度とすることが好ましい。
ところが、従来の機械構造用鋼を湿間＃９造し、機械加
工後にそのまま浸炭あるいは浸炭窒化等の表面硬化処理
を行うと２表面硬化層や６部の結晶粒が粗大化し、熱処
理歪が大きくなったり、そのばらつきが大きくなったり
、あるいは部品強度が低下したりするなどの問題があっ
た。そのため、従来の場合には温間鍛造後に通常９００
℃前後の焼ならし処理を行うことが多い。
工後にそのまま浸炭あるいは浸炭窒化等の表面硬化処理
を行うと２表面硬化層や６部の結晶粒が粗大化し、熱処
理歪が大きくなったり、そのばらつきが大きくなったり
、あるいは部品強度が低下したりするなどの問題があっ
た。そのため、従来の場合には温間鍛造後に通常９００
℃前後の焼ならし処理を行うことが多い。
しかしながら、このような焼ならし処理を施した場合に
は、焼ならし加熱時の結晶粒粗大化によって均一微細な
組織が得られず、一部ペイナイト等の硬化組織が発生す
るため、浸度麩理前の切削加工工程において支障が生ず
るなどの問題があった。そのため、浸炭処理後の熱処理
歪対策として温間鍛造後に２回以上の焼ならし処理を施
すことが必要であるなどの問題があった。
は、焼ならし加熱時の結晶粒粗大化によって均一微細な
組織が得られず、一部ペイナイト等の硬化組織が発生す
るため、浸度麩理前の切削加工工程において支障が生ず
るなどの問題があった。そのため、浸炭処理後の熱処理
歪対策として温間鍛造後に２回以上の焼ならし処理を施
すことが必要であるなどの問題があった。
（発明の目的）
この発明は、上述したような従来の問題点に着目してな
されたもので、鍛造素材の変形抵抗が小さくその変形能
が大きいと共に、鍛造製品の寸法精度および仕上り肌が
良好であるという温間鍛造の利点を十分に活すことがで
き、とくに温Ｍ鍛造して機械加工を行った後に焼ならし
、浸炭あるいは浸炭窒化等の熱処理を行ったときでも表
面硬化層や６部の結晶粒を小さなものとすることができ
、熱処理歪やそのばらつきを小さくして、部品の強度を
高めることが可能である温間鍛造用鋼を提供することを
目的としている。
されたもので、鍛造素材の変形抵抗が小さくその変形能
が大きいと共に、鍛造製品の寸法精度および仕上り肌が
良好であるという温間鍛造の利点を十分に活すことがで
き、とくに温Ｍ鍛造して機械加工を行った後に焼ならし
、浸炭あるいは浸炭窒化等の熱処理を行ったときでも表
面硬化層や６部の結晶粒を小さなものとすることができ
、熱処理歪やそのばらつきを小さくして、部品の強度を
高めることが可能である温間鍛造用鋼を提供することを
目的としている。
（発明の構成）
この発明による温間鍛造用鋼は２重量％で、Ｃ：０．１
−０．５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．２
〜２．０％、Ａｉ：０．０１５〜０．０７％、Ｎ：０．
００９〜０．０３％を基本成分とし、必要に応じて強度
のより一層の向上のためにＮｉ：３．０％以下、Ｃｒ：
２．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうちの１種または
２種以上を添加し、結晶粒をさらに微細化させるために
Ｎｂ＋Ｔａ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、 Ｔ
ｉ ： ０ 、３％以下、Ｚｒ：０．３％以下のうちの
１種または２種以上を添加し、被削性のより一層の向上
のためにＳ：０．３０％以下。
−０．５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．２
〜２．０％、Ａｉ：０．０１５〜０．０７％、Ｎ：０．
００９〜０．０３％を基本成分とし、必要に応じて強度
のより一層の向上のためにＮｉ：３．０％以下、Ｃｒ：
２．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうちの１種または
２種以上を添加し、結晶粒をさらに微細化させるために
Ｎｂ＋Ｔａ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、 Ｔ
ｉ ： ０ 、３％以下、Ｚｒ：０．３％以下のうちの
１種または２種以上を添加し、被削性のより一層の向上
のためにＳ：０．３０％以下。
Ｐｂ：０．３０９６以下、Ｔｅ：０．０１０％以下のう
ちの１種または２種以上を添加し、残＠Ｆｅおよび不純
物からなる鋼を熱間加工したものであり、３００〜９５
０℃での温間鍛造後の焼ならし、浸炭あるいは浸炭窒化
等の再加熱時に、結晶粒が結晶粒度番号で６番以上の整
細粒であることを特徴としている。
ちの１種または２種以上を添加し、残＠Ｆｅおよび不純
物からなる鋼を熱間加工したものであり、３００〜９５
０℃での温間鍛造後の焼ならし、浸炭あるいは浸炭窒化
等の再加熱時に、結晶粒が結晶粒度番号で６番以上の整
細粒であることを特徴としている。
次に、この発明による温間鍛造用鋼の成分範囲（重量％
）の限定理由について説明する。
）の限定理由について説明する。
Ｃ：０．１〜０．５％
Ｃは構造部品として必要な強度ならびに表面硬化処理後
の表面硬さを得るために有効な元素であるが、０．１％
よりも少ないと上記した必要な強度ならびに表面硬さを
得ることができず、０．５％を超えると靭性が低下する
ので、０．１〜０．５％の範囲とした。
の表面硬さを得るために有効な元素であるが、０．１％
よりも少ないと上記した必要な強度ならびに表面硬さを
得ることができず、０．５％を超えると靭性が低下する
ので、０．１〜０．５％の範囲とした。
Ｓｉ：０．０３〜１．０％
Ｓｔは脱酸元素として有効であるが、０．０３％よりも
少ないと上記の脱酸効果が得られず、１．０％を超える
と靭性を低下させるので、０．０３〜１．０％の範囲と
した。
少ないと上記の脱酸効果が得られず、１．０％を超える
と靭性を低下させるので、０．０３〜１．０％の範囲と
した。
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは脱酸および介在物の形態制御に有効な元素である
が、０．２％よりも少ないと上記した効果が小さく、表
面硬化処理後の硬さも十分なものが得られず、２．０％
を超えると被削性ならびに加工性が低下するので、０．
２〜２．０％の範囲とした。
が、０．２％よりも少ないと上記した効果が小さく、表
面硬化処理後の硬さも十分なものが得られず、２．０％
を超えると被削性ならびに加工性が低下するので、０．
２〜２．０％の範囲とした。
（
ＡｆＬ：０．０１５〜０．０７％
Ａ文は温間鍛造後の再加熱時において結晶粒の粗大化を
防１ヒするのに有効な元素であり、そのためには０．０
１５％以上添加させる必要があり１、より望ましくは０
．０２５％以上添加するのが良い。しかし、多すぎると
靭性が低下するので０．０７％以下とする必要がある。
防１ヒするのに有効な元素であり、そのためには０．０
１５％以上添加させる必要があり１、より望ましくは０
．０２５％以上添加するのが良い。しかし、多すぎると
靭性が低下するので０．０７％以下とする必要がある。
Ｎ：０．００９〜０．０３％
Ｎは温間鍛造後の再加熱時において結晶粒の粗大化を防
止するのに有効な元素であり、そのためには０．００９
％以上添加させる必要があり、より望ましくは０．０１
５％以上添加するのが良い、しかし、多すぎると鋼塊ま
たは鋳片にブローホールが発生するので、０．０３％以
下とした。
止するのに有効な元素であり、そのためには０．００９
％以上添加させる必要があり、より望ましくは０．０１
５％以上添加するのが良い、しかし、多すぎると鋼塊ま
たは鋳片にブローホールが発生するので、０．０３％以
下とした。
Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍ。
：０．５％以下のうちの１種または２種以ｔＮｉ、Ｃｒ
、Ｍｏは鋼の焼入性をより一層向上させて強度を高める
のに有効な元素であるので。
、Ｍｏは鋼の焼入性をより一層向上させて強度を高める
のに有効な元素であるので。
要求強度に応じて上記基本成分に対し適宜添加するのも
よい。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超え、Ｃｒ含有
量が２．０％を超え、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると
鋼の靭性が低下するので、それぞれ上記の値を上限とす
るのがよい。
よい。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超え、Ｃｒ含有
量が２．０％を超え、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると
鋼の靭性が低下するので、それぞれ上記の値を上限とす
るのがよい。
Ｎｂ＋Ｔａ （いずれか一方が０である場合を含む）：
０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ ：０．３％以
下、Ｚｒ：０．３％以下のうちの１種または２種以上 Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒは結晶粒をより一層微細化
して鋼の靭性を高めるのに有効な元素であるので、必要
に応じて上記基本成分に対し適宜添加するのもよい、し
かし、Ｎｂ＋Ｔａ含有量が０．３％を超え、Ｖ含有量が
０．３％を趙え、Ｔｉ含有量が０．３％を超え、Ｚｒ含
有量が０．３％を超えると靭性が低下するので、それぞ
れ上記の値を上限とするのがよい。
０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ ：０．３％以
下、Ｚｒ：０．３％以下のうちの１種または２種以上 Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒは結晶粒をより一層微細化
して鋼の靭性を高めるのに有効な元素であるので、必要
に応じて上記基本成分に対し適宜添加するのもよい、し
かし、Ｎｂ＋Ｔａ含有量が０．３％を超え、Ｖ含有量が
０．３％を趙え、Ｔｉ含有量が０．３％を超え、Ｚｒ含
有量が０．３％を超えると靭性が低下するので、それぞ
れ上記の値を上限とするのがよい。
Ｓ：０．３０％以下、Ｐｂ：０．３０％以下。
Ｔｅ：０．０１０％以下のうちの１種または２種以上
Ｓ、Ｐｂ、Ｔｅは鋼の被削性を向上させるのに有効な元
素であるので、必要に応じてト記基水成分に対し適宜添
加するのもよい、しかし、Ｓ含有量が０．３０％を趙え
、Ｐｂ含有量が０．３０％を佃え、Ｔｅ含有量が０．０
１０％を趙えると靭性が低下するので、それぞれ上記の
値を上限とするのがよい。
素であるので、必要に応じてト記基水成分に対し適宜添
加するのもよい、しかし、Ｓ含有量が０．３０％を趙え
、Ｐｂ含有量が０．３０％を佃え、Ｔｅ含有量が０．０
１０％を趙えると靭性が低下するので、それぞれ上記の
値を上限とするのがよい。
上記した成分の鋼を熱間加工するに際しては、温間鍛造
前の鍛造用素材の圧延時に、１０７０℃以下あるいは１
１７５°Ｃ以上に鋼片または鋳片を加熱する加工を施す
ことが望ましい、この理由は、ＳＬ［９造後の焼ならし
、浸炭あるいは浸炭窒化等の再加熱時に結晶粒の粗大化
を生ずるのを防止するためである。そして、この際の加
熱温度は９５０〜１０７５℃の間では低い方が望ましく
、１１７５〜１３００℃の間では高い方が望ましい。
前の鍛造用素材の圧延時に、１０７０℃以下あるいは１
１７５°Ｃ以上に鋼片または鋳片を加熱する加工を施す
ことが望ましい、この理由は、ＳＬ［９造後の焼ならし
、浸炭あるいは浸炭窒化等の再加熱時に結晶粒の粗大化
を生ずるのを防止するためである。そして、この際の加
熱温度は９５０〜１０７５℃の間では低い方が望ましく
、１１７５〜１３００℃の間では高い方が望ましい。
（実施例）
次に、この発明の実施例を比較例と共に説明する。
第１表に示す化学成分の鋼を溶製したのち造塊し、次い
で圧延加熱温度１１００℃で直径３５ｍｍの林鋼に圧延
した。
で圧延加熱温度１１００℃で直径３５ｍｍの林鋼に圧延
した。
次に、第１表に示すＮｏ、１の棒鋼に対し、ｓ２表に示
す据込温度で０．５時間加熱したのも同じく第２表に示
す据込率で温間鍛造して空冷した。
す据込温度で０．５時間加熱したのも同じく第２表に示
す据込率で温間鍛造して空冷した。
なお、このときの据込率Ｆは、鍛造前高さをｈｏ 、鍛
造後高さをｈヒしたときに、Ｆ＝ （（ｈａ−ｈ）／ｈ
ｏ ） Ｘ１００ （％）で表わされるものである。
造後高さをｈヒしたときに、Ｆ＝ （（ｈａ−ｈ）／ｈ
ｏ ） Ｘ１００ （％）で表わされるものである。
次いで、各鍛造材に対して、模擬浸炭試験として、９２
５℃×６時間加熱後水焼入れを施し、その後結晶粒度を
測定した。この結果を同じく第２、／ ／′ ／′ ／′ ／′ 第２表 第２表に示すように、成分がこの発明を満足しないＮｏ
、ｌの場合には、据込温度および据込率を変えたときで
も結晶粒はかなり粗大化していることが明らかであり、
好ましいものではなかった。
５℃×６時間加熱後水焼入れを施し、その後結晶粒度を
測定した。この結果を同じく第２、／ ／′ ／′ ／′ ／′ 第２表 第２表に示すように、成分がこの発明を満足しないＮｏ
、ｌの場合には、据込温度および据込率を変えたときで
も結晶粒はかなり粗大化していることが明らかであり、
好ましいものではなかった。
次に、第１表に示すＮｏ、１〜２２の鋼を圧延加熱温度
１１００℃で直径３５ｍ１の棒鋼に圧延し、次いで据込
温度を８００℃として０．５時間加熱したのち据込率７
０％で温間鍛造して空冷した。
１１００℃で直径３５ｍ１の棒鋼に圧延し、次いで据込
温度を８００℃として０．５時間加熱したのち据込率７
０％で温間鍛造して空冷した。
次いで、各鍛造材に対して模擬浸炭試験として、９２５
℃×６時間加熱後水焼入れを施し、その後結晶粒度を測
定した。この結果を第３表に水弟３表 第３表に示すように、この発明の成分範囲を満足しない
Ｎｏ、１．３．５の場合には上記熱処理後に結晶粒がか
なり粗大化しているのに対して、この発明の成分範囲を
満足するＮｏ、２．４．６〜２２の場合には平均結晶粒
度が６＃以上の整細粒であり、組織が著しく微細なもの
であることが確かめられた。
℃×６時間加熱後水焼入れを施し、その後結晶粒度を測
定した。この結果を第３表に水弟３表 第３表に示すように、この発明の成分範囲を満足しない
Ｎｏ、１．３．５の場合には上記熱処理後に結晶粒がか
なり粗大化しているのに対して、この発明の成分範囲を
満足するＮｏ、２．４．６〜２２の場合には平均結晶粒
度が６＃以上の整細粒であり、組織が著しく微細なもの
であることが確かめられた。
次に、第１表に示す成分のうち、Ｎｏ、 ５ 、６ 。
１２．１４の鋼をそれぞれ第４表に示す圧延加熱温度で
直径３５ＩＩ１１の棒鋼に圧延し１次いで据込温度を８
００℃として０．５時間加熱したのち据込率７０％で温
間鍛造して空冷した。
直径３５ＩＩ１１の棒鋼に圧延し１次いで据込温度を８
００℃として０．５時間加熱したのち据込率７０％で温
間鍛造して空冷した。
次いで、各鍛造材に対して模擬浸炭試験として、９２５
℃×６時間加熱後水焼入れを施し、その後結晶粒度を測
定した。この結果を１４表に示／− 第４表 ｔ！４４表に示すように、この発明の成分範囲を満足し
ないＮｏ、 ５の場合には、圧延加熱温度を変えたとし
てもいずれも結晶粒がかなり粗大化していることかわか
った。これに対して、この発明の成分範囲を満足するＮ
ｏ、６．１２．１４ではいずれも平均結晶粒度が６＃に
以上の整細粒となっており、とくに、圧延加熱温度を１
０７０°Ｃ以下あるいは１１７５℃以トとしたときの方
がより結晶粒が微細化していることが確認された。
℃×６時間加熱後水焼入れを施し、その後結晶粒度を測
定した。この結果を１４表に示／− 第４表 ｔ！４４表に示すように、この発明の成分範囲を満足し
ないＮｏ、 ５の場合には、圧延加熱温度を変えたとし
てもいずれも結晶粒がかなり粗大化していることかわか
った。これに対して、この発明の成分範囲を満足するＮ
ｏ、６．１２．１４ではいずれも平均結晶粒度が６＃に
以上の整細粒となっており、とくに、圧延加熱温度を１
０７０°Ｃ以下あるいは１１７５℃以トとしたときの方
がより結晶粒が微細化していることが確認された。
（発明の効果）
以上説明したきたように、この発明による温間鍛造用鋼
は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０３
〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａ文・０．０１
５〜０．０７％、Ｎ：０．００９〜０．０３％を基本成
分とし、前記基本成分に対して強度のより一層の向上の
ためにＮｉ：３．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、 Ｍ
。
は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０３
〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａ文・０．０１
５〜０．０７％、Ｎ：０．００９〜０．０３％を基本成
分とし、前記基本成分に対して強度のより一層の向上の
ためにＮｉ：３．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、 Ｍ
。
二０．５％以下のうちの１種または２種以上を添加し、
結晶粒をさらに微細化させるためにＮｂ＋Ｔａ：０．３
％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ＋０．３％以下、Ｚｒ
：０．３％以下のうちの１＃または２種以上を添加し、
被削性のより一層の向上のためにＳ＋０．３０％以下、
Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．０１０％以下のうち
の１種または２種以上を適宜添加するようにし、残部Ｆ
ｅおよび不純物からなる鋼を熱間加工したものであり、
３００〜９５０℃での温間鍛造後の焼ならし、浸炭ある
いは浸炭密化等の再加熱時に、結晶粒が結晶粒度番号で
６番以上の整細粒となっているものであるから、鍛造素
材を温間鍛造して機械加工を行った後に焼ならし、浸炭
あるいは浸炭空化等の熱処理を行ったときでも表面硬化
層や６部の結晶粒をかなり小さなものとすることができ
、熱処理歪やそのばらつき等を小さなものとすることが
可能であって、部品の強度および品質を著しく高めるこ
とが可能であり、変形抵抗が小さく且つ変形能が大きい
と共に、鍛造製品の寸法精度および仕上り肌が良好であ
るというすぐれた特徴をもつ温間鍛造の利点を十分に活
すことができ、機械構造部品例えば、歯車、シャフト、
シンクロスリーブ、ベアリングツース等の品質ならびに
生産性の向上をもたらすことができるという著大なる効
果を奏するものである。
結晶粒をさらに微細化させるためにＮｂ＋Ｔａ：０．３
％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ＋０．３％以下、Ｚｒ
：０．３％以下のうちの１＃または２種以上を添加し、
被削性のより一層の向上のためにＳ＋０．３０％以下、
Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．０１０％以下のうち
の１種または２種以上を適宜添加するようにし、残部Ｆ
ｅおよび不純物からなる鋼を熱間加工したものであり、
３００〜９５０℃での温間鍛造後の焼ならし、浸炭ある
いは浸炭密化等の再加熱時に、結晶粒が結晶粒度番号で
６番以上の整細粒となっているものであるから、鍛造素
材を温間鍛造して機械加工を行った後に焼ならし、浸炭
あるいは浸炭空化等の熱処理を行ったときでも表面硬化
層や６部の結晶粒をかなり小さなものとすることができ
、熱処理歪やそのばらつき等を小さなものとすることが
可能であって、部品の強度および品質を著しく高めるこ
とが可能であり、変形抵抗が小さく且つ変形能が大きい
と共に、鍛造製品の寸法精度および仕上り肌が良好であ
るというすぐれた特徴をもつ温間鍛造の利点を十分に活
すことができ、機械構造部品例えば、歯車、シャフト、
シンクロスリーブ、ベアリングツース等の品質ならびに
生産性の向上をもたらすことができるという著大なる効
果を奏するものである。
特許出願人 大同特殊鋼株式会社
代理人弁理士 小 塩 豊
Claims (5)
- （１）重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０
３〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａ立：０．Ｏ
１５〜０．０７％、Ｎ；０．００９〜０．０３％、残部
Ｆｅおよび小Ｈ柳からなる鋼を熱間加工したものであり
、３００〜９５０℃での温間鍛造後の焼ならし、浸炭あ
るいは浸炭窒化等の再加熱時に、結晶粒が結晶粒度番号
で６番以上の整細粒であることを特徴とする温間鍛造用
鋼。 - （２）熱間加工は、温間鍛造前の鍛造用素材の圧延時に
、１０７０℃以下あるいは１１７５°Ｃ以上に鋼片また
は鋳片を加熱する加工である特許請求の範囲第（１）項
記載の温間鍛造用鋼。 - （３）残部Ｆｅが、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：２．０
％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうちの１種または２種以
上を含有する特許請求の範囲第（１）項または第（２）
項記載の温間鍛造用鋼。 - （４）残部Ｆｅが、Ｎｂ＋Ｔａ：０．３％以下、Ｖ：０
．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下。 Ｚｒ：０．３％以下のうちの１種または２種以上を含有
する特許請求の範囲第（１）項ないし第（３）１％のい
ずれかに記載の温間鍛造用鋼。 - （５）残部Ｆｅが、Ｓ：０．３０％以下、Ｐｂ：０．３
０％以下、Ｔｅ：０．０１０％以下のうちの１種または
２ｓ以上を含有する特許請求の範囲第（１）項ないし第
（４）項のいずれかに記載の温間鍛造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11787584A JPS60262941A (ja) | 1984-06-08 | 1984-06-08 | 温間鍛造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11787584A JPS60262941A (ja) | 1984-06-08 | 1984-06-08 | 温間鍛造用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60262941A true JPS60262941A (ja) | 1985-12-26 |
Family
ID=14722419
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11787584A Pending JPS60262941A (ja) | 1984-06-08 | 1984-06-08 | 温間鍛造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60262941A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7507303B2 (en) * | 2004-09-08 | 2009-03-24 | Arvinmeritor Technology, Llc | Carbonitrided low manganese carbon steel alloy driveline component |
| US11261511B2 (en) | 2017-10-31 | 2022-03-01 | Nippon Steel Corporation | Hot forged steel material |
| WO2023120348A1 (ja) * | 2021-12-23 | 2023-06-29 | 愛知製鋼株式会社 | 浸炭用温間鍛造部品及びその製造方法 |
-
1984
- 1984-06-08 JP JP11787584A patent/JPS60262941A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7507303B2 (en) * | 2004-09-08 | 2009-03-24 | Arvinmeritor Technology, Llc | Carbonitrided low manganese carbon steel alloy driveline component |
| US11261511B2 (en) | 2017-10-31 | 2022-03-01 | Nippon Steel Corporation | Hot forged steel material |
| WO2023120348A1 (ja) * | 2021-12-23 | 2023-06-29 | 愛知製鋼株式会社 | 浸炭用温間鍛造部品及びその製造方法 |
| JP2023094168A (ja) * | 2021-12-23 | 2023-07-05 | 愛知製鋼株式会社 | 浸炭用温間鍛造部品及びその製造方法 |
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