JPS6128742B2 - - Google Patents
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- JPS6128742B2 JPS6128742B2 JP53097316A JP9731678A JPS6128742B2 JP S6128742 B2 JPS6128742 B2 JP S6128742B2 JP 53097316 A JP53097316 A JP 53097316A JP 9731678 A JP9731678 A JP 9731678A JP S6128742 B2 JPS6128742 B2 JP S6128742B2
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Description
本発明は鍛造または圧延などの熱間加工後フエ
ライト＋パーライト組織が得られる冷却条件を選
んで冷却することにより焼入焼戻処理したものと
同等の高い強度が得られる非調質高強度鋼に関す
るものである。最近、自動車や機械産業等の業界
において、加工工程の省略、省エネルギー等によ
るコスト低減が強く要求されている。従来構造用
合金鋼を用いて高強度を要求される部品を製造す
る場合には一般に鍛造または圧延などの熱間加工
後、焼入焼戻処理が行われ所望の強度に調質して
製造されている。 本発明者等はこれら業界の要求に対処するため
加工工程の省略を前提にして素材の成分組成およ
び製造条件について種々検討した結果炭素量の比
較的高い（0.30〜0.60％）強靭鋼をベースに、該
鋼のフエライト＋パライト組織中に微細な炭窒化
物を均一に析出させることにより、従来から用い
られている構造用合金鋼の焼入焼戻材に匹敵する
強度特性が得られることを見い出した。すなわち
本発明は、 (1) Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜1.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.025％に、さらに
Nb：0.20％以下、Ti：0.20％以下、Zr：0.20％
以下の１種または２種以上を含有し残部が実質
的にFeからなり、1000℃以上の温度に加熱し
て熱間加工を行つた後、フエライト＋パーライ
ト組織が生成する条件で連続冷却するかまたは
該条件で等温変態させることにより、高強度が
得られることを特徴とする非調質高強度鋼。 (2) (1)項の鋼にさらにNi：3.50％以下、Cr：2.0
％以下、Mo：0.70％以下の１種または２種以
上を含有する非調質高強度鋼。 (3) (1)項の鋼にさらにＳ：0.15％以下、Pb：0.30
％以下、Ca：0.010％以下、Se：0.30％以下、
Te：0.30％以下、の１種または２種以上を含
有する非調質高強度鋼。 (4) (1)項の鋼にさらにNi：3.50％以下、Cr：2.0
％以下、Mo：0.70％以下の１種または２種以
上と、Ｓ：0.15％以下、Pb：0.30％以下、
Ca：0.010％以下、Se：0.30％以下、Te：0.30
％以下の１種または２種以上を含有する非調質
高強度鋼。 本発明において1000℃以上の温度に加熱し、そ
のままフエライト＋パーライト組織の生成する条
件で連続冷却するかまたは該条件で等温変換させ
て得られる高強度鋼も本発明の範囲に入る。 次に本発明の特徴について述べる。本発明鋼は
炭素量が比較的高い（0.30％〜0.6％）強靭鋼に
おいてNb、TiおよびZr等の元素を微量添加した
ものでありこれらの炭窒化物をフエライト中に析
出させることにより高強度の得られる非調質高強
度鋼である。 すなわち、炭素量が0.30〜0.60％の強靭鋼に
Nb、TiおよびZr含有させ熱間加工の際に1000℃
以上に加熱してこれらの微量添加元素を基地のオ
ーステナイト組織中に十分固溶させ、その後の冷
却条件を制御（冷却速度、等温変態）することに
よりNb（Ｃ、Ｎ）等をフエライト＋パーライト
組織中に十分析出させることにより従来鋼の焼入
焼戻材に匹敵する高強度が得られる。したがつて
焼入焼戻処理が不要となるため経済的効果が大で
ある。また非調質であることから従来鋼で生じて
いた焼むら等による機械的性質のバラツキの少い
部品が得られるという特徴もある。このほかに
Ni、Cr、Moを添加することにより強度および靭
性がさらに優れた高強度鋼が得られるため必要に
応じて適量添加することが望ましい。さらに被削
性改善元素であるＳ、Pb、SeおよびTe等を微量
添加し被削性を向上させることも可能であり、自
動車産業等において重要部品とされているコンロ
ツド、ハブキヤリア、その他の足まわり部品の生
産において、省エネルギー、工程省略および被削
性向上という効果による価値は大なるものであ
る。 次に本発明非調質高強度鋼の成分組成範囲、熱
間加工加熱温度および熱間加工後の冷却条件に対
する限定理由を以下に述べる。 Ｃ：0.30〜0.60％ 高強度鋼としての鋼全体の強度を保持するため
0.30％以上含有する必要がある。しかしながら本
発明鋼はNb、Ti、Zrなどの炭窒化物の析出硬化
により高強度を得るものであり、Ｃ％が高くなる
とフエライト量が減少し、そのため析出による硬
度上昇が少くなるため0.60％以下に限定した。 Si：0.10〜1.0％ 溶製時の脱酸用として必須元素であるほかフエ
ライト強度を増加させるために0.10％以上含有す
る必要がある。しかしながら多量に含有すると
Sio等の介在物が増加し、清浄度を害する要因と
なるので1.0％以下に限定した。 Mn：0.20〜1.70％ 溶製時の脱酸用として必須元素であるほかフエ
ライト強度を増加させるために0.20％以上含有す
る必要がある。しかしながら多量に含有した場合
冷却時にペイナイト組織が生じ易く、フエライト
組織中に炭窒素化物を析出硬化させる本発明鋼に
は好ましくないため1.70％以下に限定した。 Ｎ：0.005〜0.025％ 析出硬化元素であるNb、Ti、およびZrと結合
してきわめて硬い窒化物をフエライト中に形成さ
せるために必須の元素であり、少くとも0.005％
以上含有する必要がある。しかしながら多量に含
有するとプローホール等の原因となるほか、熱間
加工性が低下するため、0.025％以下に限定し
た。 Nb、Ti、Zr：0.20％以下 いづれも析出硬化元素として本発明鋼の必須元
素である。しかしながら多量に含有すると鋼の被
削性を害すると共に経済性をも考慮して0.2％以
下に限定した。 Ni：3.50％以下、Cr：2.0％以下、Mo：0.70％以
下 これらの元素は本発明非調質高強度鋼の強靭化
元素であり、その成分範囲は、鋼の使用目的に応
じて適当量含有することが望ましいが、いづれの
元素も多量に含有するとペイナイト組織を生じ易
くなるため、Ni：3.50％以下、Cr：2.0％以下、
Mo：0.70％以下に限定した。 Ｓ：0.15％以下、Ca：0.010％以下、Pb、Se、
Te：0.30％以下 いづれも被削性を向上させるために効果的な元
素であり鋼の使用目的形状等に応じて適宜含有す
ることが望ましい。しかしながらいづれの元素も
多量に含有すると熱間加工性が低下するためＳ：
0.15％以下、Ca：0.010％以下、Pb、Se、Teはそ
れぞれ0.30％以下に限定した。 熱間加工の加熱温度：1000℃以上 析出硬化元素であるNb、Ti、Zr等を一且オー
ステナイト組織中に固溶させるためには1000℃以
上の温度に一定時間加熱する必要がある。したが
つて熱間加工の加熱温度を1000℃以上に限定し
た。 熱間加工後の冷却条件、フエライト＋パーライ
ト組織の生成する条件で連続冷却するかまたは該
条件で等温変態させる。 Nb、Ti、Zr等の微細な炭窒化物を基地中に均
一に析出させることにより焼入焼戻材に匹敵する
強度が得られるが、上記の炭窒化物を充分に析出
させるためには冷却後フエライト＋パーライト組
織が得られるような冷却条件を選ぶ必要がある。 次に本発明非調質高強度鋼の特徴を実施例によ
り詳細に説明する。 実施例 １ 塩基性電気炉により第１表に示すごとき成分組
成の本発明非調質高強度鋼および比較鋼である従
来の構造用合金鋼（S45C相当）を溶製し110mm角
鋼片に分塊したのち50mmの丸棒に圧延した。
ライト＋パーライト組織が得られる冷却条件を選
んで冷却することにより焼入焼戻処理したものと
同等の高い強度が得られる非調質高強度鋼に関す
るものである。最近、自動車や機械産業等の業界
において、加工工程の省略、省エネルギー等によ
るコスト低減が強く要求されている。従来構造用
合金鋼を用いて高強度を要求される部品を製造す
る場合には一般に鍛造または圧延などの熱間加工
後、焼入焼戻処理が行われ所望の強度に調質して
製造されている。 本発明者等はこれら業界の要求に対処するため
加工工程の省略を前提にして素材の成分組成およ
び製造条件について種々検討した結果炭素量の比
較的高い（0.30〜0.60％）強靭鋼をベースに、該
鋼のフエライト＋パライト組織中に微細な炭窒化
物を均一に析出させることにより、従来から用い
られている構造用合金鋼の焼入焼戻材に匹敵する
強度特性が得られることを見い出した。すなわち
本発明は、 (1) Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜1.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.025％に、さらに
Nb：0.20％以下、Ti：0.20％以下、Zr：0.20％
以下の１種または２種以上を含有し残部が実質
的にFeからなり、1000℃以上の温度に加熱し
て熱間加工を行つた後、フエライト＋パーライ
ト組織が生成する条件で連続冷却するかまたは
該条件で等温変態させることにより、高強度が
得られることを特徴とする非調質高強度鋼。 (2) (1)項の鋼にさらにNi：3.50％以下、Cr：2.0
％以下、Mo：0.70％以下の１種または２種以
上を含有する非調質高強度鋼。 (3) (1)項の鋼にさらにＳ：0.15％以下、Pb：0.30
％以下、Ca：0.010％以下、Se：0.30％以下、
Te：0.30％以下、の１種または２種以上を含
有する非調質高強度鋼。 (4) (1)項の鋼にさらにNi：3.50％以下、Cr：2.0
％以下、Mo：0.70％以下の１種または２種以
上と、Ｓ：0.15％以下、Pb：0.30％以下、
Ca：0.010％以下、Se：0.30％以下、Te：0.30
％以下の１種または２種以上を含有する非調質
高強度鋼。 本発明において1000℃以上の温度に加熱し、そ
のままフエライト＋パーライト組織の生成する条
件で連続冷却するかまたは該条件で等温変換させ
て得られる高強度鋼も本発明の範囲に入る。 次に本発明の特徴について述べる。本発明鋼は
炭素量が比較的高い（0.30％〜0.6％）強靭鋼に
おいてNb、TiおよびZr等の元素を微量添加した
ものでありこれらの炭窒化物をフエライト中に析
出させることにより高強度の得られる非調質高強
度鋼である。 すなわち、炭素量が0.30〜0.60％の強靭鋼に
Nb、TiおよびZr含有させ熱間加工の際に1000℃
以上に加熱してこれらの微量添加元素を基地のオ
ーステナイト組織中に十分固溶させ、その後の冷
却条件を制御（冷却速度、等温変態）することに
よりNb（Ｃ、Ｎ）等をフエライト＋パーライト
組織中に十分析出させることにより従来鋼の焼入
焼戻材に匹敵する高強度が得られる。したがつて
焼入焼戻処理が不要となるため経済的効果が大で
ある。また非調質であることから従来鋼で生じて
いた焼むら等による機械的性質のバラツキの少い
部品が得られるという特徴もある。このほかに
Ni、Cr、Moを添加することにより強度および靭
性がさらに優れた高強度鋼が得られるため必要に
応じて適量添加することが望ましい。さらに被削
性改善元素であるＳ、Pb、SeおよびTe等を微量
添加し被削性を向上させることも可能であり、自
動車産業等において重要部品とされているコンロ
ツド、ハブキヤリア、その他の足まわり部品の生
産において、省エネルギー、工程省略および被削
性向上という効果による価値は大なるものであ
る。 次に本発明非調質高強度鋼の成分組成範囲、熱
間加工加熱温度および熱間加工後の冷却条件に対
する限定理由を以下に述べる。 Ｃ：0.30〜0.60％ 高強度鋼としての鋼全体の強度を保持するため
0.30％以上含有する必要がある。しかしながら本
発明鋼はNb、Ti、Zrなどの炭窒化物の析出硬化
により高強度を得るものであり、Ｃ％が高くなる
とフエライト量が減少し、そのため析出による硬
度上昇が少くなるため0.60％以下に限定した。 Si：0.10〜1.0％ 溶製時の脱酸用として必須元素であるほかフエ
ライト強度を増加させるために0.10％以上含有す
る必要がある。しかしながら多量に含有すると
Sio等の介在物が増加し、清浄度を害する要因と
なるので1.0％以下に限定した。 Mn：0.20〜1.70％ 溶製時の脱酸用として必須元素であるほかフエ
ライト強度を増加させるために0.20％以上含有す
る必要がある。しかしながら多量に含有した場合
冷却時にペイナイト組織が生じ易く、フエライト
組織中に炭窒素化物を析出硬化させる本発明鋼に
は好ましくないため1.70％以下に限定した。 Ｎ：0.005〜0.025％ 析出硬化元素であるNb、Ti、およびZrと結合
してきわめて硬い窒化物をフエライト中に形成さ
せるために必須の元素であり、少くとも0.005％
以上含有する必要がある。しかしながら多量に含
有するとプローホール等の原因となるほか、熱間
加工性が低下するため、0.025％以下に限定し
た。 Nb、Ti、Zr：0.20％以下 いづれも析出硬化元素として本発明鋼の必須元
素である。しかしながら多量に含有すると鋼の被
削性を害すると共に経済性をも考慮して0.2％以
下に限定した。 Ni：3.50％以下、Cr：2.0％以下、Mo：0.70％以
下 これらの元素は本発明非調質高強度鋼の強靭化
元素であり、その成分範囲は、鋼の使用目的に応
じて適当量含有することが望ましいが、いづれの
元素も多量に含有するとペイナイト組織を生じ易
くなるため、Ni：3.50％以下、Cr：2.0％以下、
Mo：0.70％以下に限定した。 Ｓ：0.15％以下、Ca：0.010％以下、Pb、Se、
Te：0.30％以下 いづれも被削性を向上させるために効果的な元
素であり鋼の使用目的形状等に応じて適宜含有す
ることが望ましい。しかしながらいづれの元素も
多量に含有すると熱間加工性が低下するためＳ：
0.15％以下、Ca：0.010％以下、Pb、Se、Teはそ
れぞれ0.30％以下に限定した。 熱間加工の加熱温度：1000℃以上 析出硬化元素であるNb、Ti、Zr等を一且オー
ステナイト組織中に固溶させるためには1000℃以
上の温度に一定時間加熱する必要がある。したが
つて熱間加工の加熱温度を1000℃以上に限定し
た。 熱間加工後の冷却条件、フエライト＋パーライ
ト組織の生成する条件で連続冷却するかまたは該
条件で等温変態させる。 Nb、Ti、Zr等の微細な炭窒化物を基地中に均
一に析出させることにより焼入焼戻材に匹敵する
強度が得られるが、上記の炭窒化物を充分に析出
させるためには冷却後フエライト＋パーライト組
織が得られるような冷却条件を選ぶ必要がある。 次に本発明非調質高強度鋼の特徴を実施例によ
り詳細に説明する。 実施例 １ 塩基性電気炉により第１表に示すごとき成分組
成の本発明非調質高強度鋼および比較鋼である従
来の構造用合金鋼（S45C相当）を溶製し110mm角
鋼片に分塊したのち50mmの丸棒に圧延した。
【表】
【表】
これらの鋼の成分組成の影響を調査するため第
１表の供試材のうち本発明鋼（No.1〜７）およ
び比較鋼（No.12）をもちいて1100℃に加熱後30
℃/minの冷却速度で徐冷しフエライト＋パーラ
イト組織とした後その試料を用いてかたさ試験
（JIS Ｚ 2245）を行つた、その結果を第２表に
示す。
１表の供試材のうち本発明鋼（No.1〜７）およ
び比較鋼（No.12）をもちいて1100℃に加熱後30
℃/minの冷却速度で徐冷しフエライト＋パーラ
イト組織とした後その試料を用いてかたさ試験
（JIS Ｚ 2245）を行つた、その結果を第２表に
示す。
【表】
【表】
同表にみられるごとく熱間加工温度に相当する
高温加熱処理を施すことにより析出硬化元素であ
るNb、Ti、Zrのうちいづれかの元素を含む本発
明鋼（No.1〜７）は比較鋼（No.12）に比べて極
めて高い硬さが得られることを示している。この
うち特に本発明鋼（No.5〜７）が高い硬さを示
すのは、フエライト強化元素であるNi、Cr、Mo
の添加によるものである。 次に種々の加工処理条件によるかたさの影響を
調べるために本発明鋼（No.1）および比較鋼
（No.12）を用いて、各々の条件によつて加工処
理した場合のかたさおよび顕微鏡組織の検鏡結果
を第３表に示す。
高温加熱処理を施すことにより析出硬化元素であ
るNb、Ti、Zrのうちいづれかの元素を含む本発
明鋼（No.1〜７）は比較鋼（No.12）に比べて極
めて高い硬さが得られることを示している。この
うち特に本発明鋼（No.5〜７）が高い硬さを示
すのは、フエライト強化元素であるNi、Cr、Mo
の添加によるものである。 次に種々の加工処理条件によるかたさの影響を
調べるために本発明鋼（No.1）および比較鋼
（No.12）を用いて、各々の条件によつて加工処
理した場合のかたさおよび顕微鏡組織の検鏡結果
を第３表に示す。
【表】
【表】
同表からわかるとおり900℃の加熱温度では冷
却後のかたさがHRC21程度であり比較鋼と大差
ない。これはNbが基地に充分固溶せず冷却過程
でNb（CN）の析出が生じないためである。これ
に対して1000℃以上に加熱した場合、いづれも
HRC27以上のかたさを示しており比較鋼にくら
べてきわめて高い。すなわち、熱間加工における
加熱温度は1000℃以上にすることが必要であるこ
とを示している。 また同じく本発明鋼を1000℃以上に加熱した後
そのまま冷却した処理Ｂ、Ｃ、Ｄと1000℃以上に
加熱後鍛造加工（50φ→25φ）を行つた処理Ｆと
では、冷却後の硬さに差のないことが認められ
る。 次にやはり本発明鋼を1100℃で加熱後冷却した
処理Ｃと600℃×20分の等温変態を行つた処理Ｅ
とでは冷却後の硬さに差のないことがわかる。以
上の結果から鍛造または圧延などの熱間加工温度
を利用して、その後の冷却条件を適当に選ぶこと
により高強度が確保できることを示している。ま
た熱間加工後の冷却条件は連続冷却または等温変
態のどちらを採用しても高強度が得られることを
示している。またさらに、本発明鋼において炭窒
化物を充分に析出させるためには、冷却後フエラ
イト＋パーライト組織が得られるような冷却条件
を選ぶ必要のあることがわかる。 次に本発明鋼と比較鋼鋼の機械的性質を調査す
るために第１表の供試材のうちNo.1、５、８、
10、12鋼を用いて引張試験（JIS4号試験片）およ
びシヤルビー衝撃試験（JIS3号試験片）を行つ
た。なお上記供試材のうち本発明鋼においては
1100℃に加熱後徐冷（35℃/minの冷却速度）し
比較鋼においては、焼入焼戻処理（850℃水冷→
600℃×2hr空冷）を施しそれぞれの試験に供し
た。その結果を第４表に示す。
却後のかたさがHRC21程度であり比較鋼と大差
ない。これはNbが基地に充分固溶せず冷却過程
でNb（CN）の析出が生じないためである。これ
に対して1000℃以上に加熱した場合、いづれも
HRC27以上のかたさを示しており比較鋼にくら
べてきわめて高い。すなわち、熱間加工における
加熱温度は1000℃以上にすることが必要であるこ
とを示している。 また同じく本発明鋼を1000℃以上に加熱した後
そのまま冷却した処理Ｂ、Ｃ、Ｄと1000℃以上に
加熱後鍛造加工（50φ→25φ）を行つた処理Ｆと
では、冷却後の硬さに差のないことが認められ
る。 次にやはり本発明鋼を1100℃で加熱後冷却した
処理Ｃと600℃×20分の等温変態を行つた処理Ｅ
とでは冷却後の硬さに差のないことがわかる。以
上の結果から鍛造または圧延などの熱間加工温度
を利用して、その後の冷却条件を適当に選ぶこと
により高強度が確保できることを示している。ま
た熱間加工後の冷却条件は連続冷却または等温変
態のどちらを採用しても高強度が得られることを
示している。またさらに、本発明鋼において炭窒
化物を充分に析出させるためには、冷却後フエラ
イト＋パーライト組織が得られるような冷却条件
を選ぶ必要のあることがわかる。 次に本発明鋼と比較鋼鋼の機械的性質を調査す
るために第１表の供試材のうちNo.1、５、８、
10、12鋼を用いて引張試験（JIS4号試験片）およ
びシヤルビー衝撃試験（JIS3号試験片）を行つ
た。なお上記供試材のうち本発明鋼においては
1100℃に加熱後徐冷（35℃/minの冷却速度）し
比較鋼においては、焼入焼戻処理（850℃水冷→
600℃×2hr空冷）を施しそれぞれの試験に供し
た。その結果を第４表に示す。
【表】
同表にみられるとおり本発明鋼の加熱後徐冷材
は、比較鋼の焼入焼戻材と同等またはそれ以上の
機械的性質を示している。 すなわち本発明鋼は、鍛造または圧延などの熱
間加工を施した後に冷却速度を適当に選んで徐冷
することにより90Kg/mm2以上の引張強さが得られ
ることを示している。これは通常の焼入焼戻しを
行つた従来鋼の機械的性質に比べてさほど劣るこ
となく使用が可能であることがわかる。次に本発
明鋼と比較鋼の被削性を調べるために第１表の供
試材のうちNo.1、８、９、10、11、12を用いて
第５表に示す切削条件によつて切削試験を行つ
た。なお供試材のうちNo.1、８、９、10、11の
本発明鋼は、すべて1100℃に加熱して鍛造（50φ
→25φ）を行なつた後徐冷（35℃/minの冷却速
度）し、一方比較鋼（No.12）は焼入焼戻し処理
（850℃水冷→600℃×2hr空冷）を施して切削試験
（工具寿命試験）に供した。その切削試験結果を
第２図に示す。 同図より明らかなように本発明鋼（No.1）
は、比較鋼（No.12）に比べて高速側でやつ劣る
傾向はあるが、大差はないものと云える。 一方被削性改善元素を添加した本発明鋼
（No.8、９、10、11）は比較鋼（No.12）に比べ
被削性が特に優れていることが認められる。 すなわち切削加工を要する複雑な形状の部品に
たいしては、被削性改善元素を添加した第３また
は第４発明鋼を適用することが望ましい。
は、比較鋼の焼入焼戻材と同等またはそれ以上の
機械的性質を示している。 すなわち本発明鋼は、鍛造または圧延などの熱
間加工を施した後に冷却速度を適当に選んで徐冷
することにより90Kg/mm2以上の引張強さが得られ
ることを示している。これは通常の焼入焼戻しを
行つた従来鋼の機械的性質に比べてさほど劣るこ
となく使用が可能であることがわかる。次に本発
明鋼と比較鋼の被削性を調べるために第１表の供
試材のうちNo.1、８、９、10、11、12を用いて
第５表に示す切削条件によつて切削試験を行つ
た。なお供試材のうちNo.1、８、９、10、11の
本発明鋼は、すべて1100℃に加熱して鍛造（50φ
→25φ）を行なつた後徐冷（35℃/minの冷却速
度）し、一方比較鋼（No.12）は焼入焼戻し処理
（850℃水冷→600℃×2hr空冷）を施して切削試験
（工具寿命試験）に供した。その切削試験結果を
第２図に示す。 同図より明らかなように本発明鋼（No.1）
は、比較鋼（No.12）に比べて高速側でやつ劣る
傾向はあるが、大差はないものと云える。 一方被削性改善元素を添加した本発明鋼
（No.8、９、10、11）は比較鋼（No.12）に比べ
被削性が特に優れていることが認められる。 すなわち切削加工を要する複雑な形状の部品に
たいしては、被削性改善元素を添加した第３また
は第４発明鋼を適用することが望ましい。
【表】
以上のように本発明鋼は、自動車あるいは産業
機械などに広く使われている構造用鋼に、特定の
微量元素を添加させた鋼であり、1000℃以上に加
熱して熱間加工を施した後、冷却方法を制御する
ことによつて高い引張強さが得られる非調質の高
強度鋼であり機械的性質および被削性の面でも従
来鋼と比較して大差のないものである。したがつ
て量産のおこなわれる自動車産業、機械産業等に
おいては、熱処理工程省略によるメリツトは大き
く、これらの産業における工業的価値は極めて大
きい。
機械などに広く使われている構造用鋼に、特定の
微量元素を添加させた鋼であり、1000℃以上に加
熱して熱間加工を施した後、冷却方法を制御する
ことによつて高い引張強さが得られる非調質の高
強度鋼であり機械的性質および被削性の面でも従
来鋼と比較して大差のないものである。したがつ
て量産のおこなわれる自動車産業、機械産業等に
おいては、熱処理工程省略によるメリツトは大き
く、これらの産業における工業的価値は極めて大
きい。
第１図は、本発明鋼と比較鋼を使用した場合の
製造工程図、第２図は、本発明鋼および比較鋼の
工具寿命曲線図。
製造工程図、第２図は、本発明鋼および比較鋼の
工具寿命曲線図。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜1.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.0025％にさらに
Nb：0.20％以下、Ti：0.20％以下、Zr：0.20％以
下の１種または２種以上を含有し残部が実質的に
Feからなり、1000℃以上の温度に加熱して、熱
間加工を行つた後、フエライト＋パーライト組織
が生成する条件で連続冷却するかまたは該条件で
等温変態させることにより高強度が得られること
を特徴とする非調質高強度鋼。 ２ Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜1.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.025％、を基本成分
とし、さらにNi：3.50％以下、Cr：2.0％以下、
Mo：0.70％以下の１種または２種以上とさらに
Nb：0.20％以下、Ti：0.20％以下、Zr：0.20％以
下の１種または２種以上を含有し残部が実質的に
Feからなり、1000℃以上の温度に加熱して熱間
加工を行つた後フエライト＋パーライト組織が生
成する条件で連続冷却するかまたは該条件で等温
度変態させることにより、高強度が得られること
を特徴とする非調質高強度鋼。 ３ Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜1.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.025％を基本成分と
し、さらにＳ：0.15％以下、Pb：0.30％以下、
Ca：0.010％以下、Se：0.30％以下、Te：0.30％
以下、の１種または２種以上とさらにNb：0.20
％以下、Ti：0.20％以下、Zr：0.20％以下の１種
または２種以上を含有し残部が実質的にFeから
なり、1000℃以上の温度に加熱して熱間加工を行
つた後、フエライト＋パーライト組織が生成する
条件で連続冷却するかまたは該条件で等温度変態
させさせることにより高強度が得られることを特
徴とする非調質高強度鋼。 ４ Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜1.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.025％、を基本成分
とし、さらにNi：3.50％以下、Cr：2.0％以下、
Mo：0.70％以下の１種または２種以上と、Ｓ：
0.15％以下、Pb：0.30％以下、Ca：0.010％以
下、Se：0.30％以下、Te：0.30％以下の１種ま
たは２種以上と、さらにNb：0.20％以下、Ti：
0.20％以下、Zr：0.20％の１種または２種以上を
含有し残部が実質的にFeからなり、1000℃以上
の温度に加熱して熱間加工を行つた後、フエライ
ト＋パーライト組織が生成する条件で連続冷却す
るかまたは該条件で等温変態させることにより高
強度が得られることを特徴とする非調質高強度
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9731678A JPS5524953A (en) | 1978-08-11 | 1978-08-11 | Not thermally refined high strength steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9731678A JPS5524953A (en) | 1978-08-11 | 1978-08-11 | Not thermally refined high strength steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5524953A JPS5524953A (en) | 1980-02-22 |
| JPS6128742B2 true JPS6128742B2 (ja) | 1986-07-02 |
Family
ID=14189071
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9731678A Granted JPS5524953A (en) | 1978-08-11 | 1978-08-11 | Not thermally refined high strength steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5524953A (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5789431A (en) * | 1980-11-25 | 1982-06-03 | Daido Steel Co Ltd | Production of structural steel |
| JPS57120616A (en) * | 1981-01-21 | 1982-07-27 | Daido Steel Co Ltd | Production of parts for mechanical structure |
| JPS57123920A (en) * | 1981-01-22 | 1982-08-02 | Daido Steel Co Ltd | Production of structural steel |
| JPS57123921A (en) * | 1981-01-23 | 1982-08-02 | Daido Steel Co Ltd | Production of structural steel |
| JPS62130841A (ja) * | 1985-12-02 | 1987-06-13 | 三菱製鋼株式会社 | 鉄筋コンクリ−ト用高強度、耐食性クラツド棒鋼およびその製造法 |
| JPS62119035A (ja) * | 1985-11-20 | 1987-05-30 | 三菱製鋼株式会社 | 高強度、耐食性クラツド形鋼およびその製造法 |
| JPH0675747B2 (ja) * | 1986-02-12 | 1994-09-28 | 住友金属工業株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
| JPS62196359A (ja) * | 1986-02-24 | 1987-08-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
| JP2508034B2 (ja) * | 1986-11-21 | 1996-06-19 | 大同特殊鋼株式会社 | 高強度高靭性熱間鍛造焼入用鋼 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4937884A (ja) * | 1972-08-11 | 1974-04-08 | ||
| JPS502620A (ja) * | 1973-05-14 | 1975-01-11 | ||
| JPS5129492A (en) * | 1974-09-04 | 1976-03-12 | Sankyo Co | Sefuarosuhorinjudotai no seiho |
-
1978
- 1978-08-11 JP JP9731678A patent/JPS5524953A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4937884A (ja) * | 1972-08-11 | 1974-04-08 | ||
| JPS502620A (ja) * | 1973-05-14 | 1975-01-11 | ||
| JPS5129492A (en) * | 1974-09-04 | 1976-03-12 | Sankyo Co | Sefuarosuhorinjudotai no seiho |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5524953A (en) | 1980-02-22 |
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