JPS62253725A - 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法 - Google Patents
高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法Info
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- JPS62253725A JPS62253725A JP9687886A JP9687886A JPS62253725A JP S62253725 A JPS62253725 A JP S62253725A JP 9687886 A JP9687886 A JP 9687886A JP 9687886 A JP9687886 A JP 9687886A JP S62253725 A JPS62253725 A JP S62253725A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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]
本発明は、高い靭性を有する熱間鍛造用の非調質棒鋼の
製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。
自動車あるいは産業機械用の機械部品は、機械構造用炭
素鋼等を所定の形状に熱間鍛造により成型加工後、焼入
・焼戻処理(調質熱処理)と切削加工により製造される
ことが多い。この製造工程において、熱間鍛造後の熱処
理を省略することにより、多大の省エネルギー、コスト
低減という工業的な利益を享受することができる。本発
明は。
素鋼等を所定の形状に熱間鍛造により成型加工後、焼入
・焼戻処理(調質熱処理)と切削加工により製造される
ことが多い。この製造工程において、熱間鍛造後の熱処
理を省略することにより、多大の省エネルギー、コスト
低減という工業的な利益を享受することができる。本発
明は。
この熱間鍛造後の熱処理を省略しても高い靭性を確保で
きる高靭性の熱間鍛造用の非調質棒鋼の製造方法に関す
るものである。
きる高靭性の熱間鍛造用の非調質棒鋼の製造方法に関す
るものである。
[従来の技術]
上述の熱間鍛造後の熱処理を省略するため、機械構造用
炭素鋼等にV、Nb等の元素を少量添加した、いわゆる
マイクロアロイ型の非調質鋼が知られている。しかしこ
の種の非調質鋼の熱間鍛造ままの金属組織は、著しく結
晶粒の粗大化したフェライト・パーライト組織であり、
得られる非調質鍛造部品の靭性は極めて低く、従って適
用できる範囲は、エンジン部品等の高い靭性を必要とし
ない分野に限られており、足回り部品等の重要な部品へ
は適用できないというのが実状であった。。
炭素鋼等にV、Nb等の元素を少量添加した、いわゆる
マイクロアロイ型の非調質鋼が知られている。しかしこ
の種の非調質鋼の熱間鍛造ままの金属組織は、著しく結
晶粒の粗大化したフェライト・パーライト組織であり、
得られる非調質鍛造部品の靭性は極めて低く、従って適
用できる範囲は、エンジン部品等の高い靭性を必要とし
ない分野に限られており、足回り部品等の重要な部品へ
は適用できないというのが実状であった。。
この欠点を解消するため少量のTiを添加し結晶粒の粗
大化を防止し靭性の改善を図ることが提案されているが
(例えば特開昭56−38448)、その効果は必ずし
も安定したものではなく万全の対策とはなっていないの
が実状である。
大化を防止し靭性の改善を図ることが提案されているが
(例えば特開昭56−38448)、その効果は必ずし
も安定したものではなく万全の対策とはなっていないの
が実状である。
[発明が解決しようとする問題点]
本発明は上述の機械部品製造工程において、熱間鍛造後
の熱処理を省略しても、常に安定して高い靭性が得られ
る熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法に関するものである
。
の熱処理を省略しても、常に安定して高い靭性が得られ
る熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法に関するものである
。
[問題点を解決するための手段]
本発明者らは上記の問題点を解決するため種々研究を重
ね本発明を完成した。即ち本発明はCeq、=C%+1
/7XSj%+1/5×Mn%+1/9×Cr%+1.
54×V% 上式で示されるCeq、が0.70〜1.15の範囲で
且つC:0.20〜0.50%、Si:0.10〜1.
00%、Mn: 0.60〜2.00%、 Cr:0.
10〜1.00%、V: 0.03〜0.050用 0.020 %、 Al : 0.005〜0
.050 %を含み残りは実質的に不可避の不純物と
Feよりなる鋼を通常の方法で溶製し、連続鋳造により
、凝固点から1000℃までの温度範囲を20℃/mi
n以上の冷却速度となるような条件で鋳片に鋳造冷却し
、その後、分塊圧延をすることなく、直径100mm以
下の棒鋼に圧延することを特徴とする高靭性の熱間鍛造
用非il質棒鋼の製造方法である。
ね本発明を完成した。即ち本発明はCeq、=C%+1
/7XSj%+1/5×Mn%+1/9×Cr%+1.
54×V% 上式で示されるCeq、が0.70〜1.15の範囲で
且つC:0.20〜0.50%、Si:0.10〜1.
00%、Mn: 0.60〜2.00%、 Cr:0.
10〜1.00%、V: 0.03〜0.050用 0.020 %、 Al : 0.005〜0
.050 %を含み残りは実質的に不可避の不純物と
Feよりなる鋼を通常の方法で溶製し、連続鋳造により
、凝固点から1000℃までの温度範囲を20℃/mi
n以上の冷却速度となるような条件で鋳片に鋳造冷却し
、その後、分塊圧延をすることなく、直径100mm以
下の棒鋼に圧延することを特徴とする高靭性の熱間鍛造
用非il質棒鋼の製造方法である。
本発明のポイントは、特定の範囲内に制限した化学成分
を有する溶鋼を鋳造する際、凝固後の冷却速度を大きく
とり且つその後分塊圧延をすることなく棒鋼に圧延する
ことにより、熱間鍛造の加熱時に生じる結晶粒の粗大化
を防止し、熱鍛まま使用する非調質鍛造部品において高
い靭性が安定して得られることを見出したことである。
を有する溶鋼を鋳造する際、凝固後の冷却速度を大きく
とり且つその後分塊圧延をすることなく棒鋼に圧延する
ことにより、熱間鍛造の加熱時に生じる結晶粒の粗大化
を防止し、熱鍛まま使用する非調質鍛造部品において高
い靭性が安定して得られることを見出したことである。
本発明者らは次のような実験を行った。即ち0゜25%
C,0,33%Si、1.45%Mn、0.12%V、
0.35%Cr、0.019%p、o、o。
C,0,33%Si、1.45%Mn、0.12%V、
0.35%Cr、0.019%p、o、o。
20%S、0.015%Ti、0.0066%N。
0.022%Alを含み(Caq=0.81)残りは実
質不可避の不純物とFeよりなる鋼を真空溶解炉により
溶製した後、10Kgの鋼塊に鋳造した。鋳造する鋳型
は各種のものを準備して。
質不可避の不純物とFeよりなる鋼を真空溶解炉により
溶製した後、10Kgの鋼塊に鋳造した。鋳造する鋳型
は各種のものを準備して。
lll後後第1図は第2図に表示のごとく種々の冷却速
度で鋳造した。
度で鋳造した。
得られた鋼塊は1200℃に加熱後直径30m@の丸棒
に鍛造した。この丸棒を1250℃で20分加熱後、一
つは水冷し他は大気中で自然冷却を行った。
に鍛造した。この丸棒を1250℃で20分加熱後、一
つは水冷し他は大気中で自然冷却を行った。
水冷を行った試験片より頴*鏡観祭用試験片を採取し旧
オーステナイト結晶粒度を測定した。一方自然冷却は熱
間鍛造非調質鋼としての使われ方のシュミレーション試
験を行ったもので、冷却後の丸棒の長手方向に平行にJ
I33号衝撃試験片を採取し種々の温度で衝撃試験を行
った。
オーステナイト結晶粒度を測定した。一方自然冷却は熱
間鍛造非調質鋼としての使われ方のシュミレーション試
験を行ったもので、冷却後の丸棒の長手方向に平行にJ
I33号衝撃試験片を採取し種々の温度で衝撃試験を行
った。
第1図に鋼の凝固点から1000℃の間の平均冷却速度
と、再加熱後の旧オーステナイト結晶粒度の関係、また
第2図に同じく衝撃値との関係を示す。これらの図から
鋼の凝固後の冷却速度を20℃/min以上にすること
により、熱間鍛造の加熱温度域に再加熱した時の結晶粒
の粗大化が防止されその結果高い靭性が得られることが
わかった。
と、再加熱後の旧オーステナイト結晶粒度の関係、また
第2図に同じく衝撃値との関係を示す。これらの図から
鋼の凝固後の冷却速度を20℃/min以上にすること
により、熱間鍛造の加熱温度域に再加熱した時の結晶粒
の粗大化が防止されその結果高い靭性が得られることが
わかった。
工業的に凝固点から1000℃の温度範囲を20℃/m
in以上の冷却速度で冷却するためには、連続鋳造法を
採用し、且つ鋳造の鋳型の断面の大きさをほぼ250X
250mm以下にすればよい。
in以上の冷却速度で冷却するためには、連続鋳造法を
採用し、且つ鋳造の鋳型の断面の大きさをほぼ250X
250mm以下にすればよい。
更に本発明者等は凝固後の冷却速度を大きくするだけで
は不十分で、鋳造冷却後、分塊圧延をすることなく製品
圧延すなわち棒鋼圧延をする必要があることを見出した
。即ち0.45%C,O。
は不十分で、鋳造冷却後、分塊圧延をすることなく製品
圧延すなわち棒鋼圧延をする必要があることを見出した
。即ち0.45%C,O。
22%Si、1.10%Mn、0.11%V、0.33
%Cr、0.016%P、0.0025%S、0゜01
3%Ti、0.0088%N、0.028%Alを含み
(Ceq:0.91)残りは実質不可避の不純物とFe
よりなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により直径180
mmの丸型鋼片を製造し冷却した。この際凝固点から1
000℃の範囲の冷却速度は39℃/minとした。こ
の鋼片から直ちに熱間棒鋼圧延により直径50mmの棒
鋼としたものと(A工程)、鋼片を一度120X120
mmの断面に熱間で分塊圧延し冷却したのち改めて熱間
棒鋼圧延により直径50III11の棒鋼としたもの(
B工程)とを製造した。この2種類の棒鋼を1250℃
の温度に20分加熱後大気中で冷却し、冷却後、丸鋼の
長手方向に平行にJI83号衝撃試験片を採取し、衝撃
値、金属組織を検討した。
%Cr、0.016%P、0.0025%S、0゜01
3%Ti、0.0088%N、0.028%Alを含み
(Ceq:0.91)残りは実質不可避の不純物とFe
よりなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により直径180
mmの丸型鋼片を製造し冷却した。この際凝固点から1
000℃の範囲の冷却速度は39℃/minとした。こ
の鋼片から直ちに熱間棒鋼圧延により直径50mmの棒
鋼としたものと(A工程)、鋼片を一度120X120
mmの断面に熱間で分塊圧延し冷却したのち改めて熱間
棒鋼圧延により直径50III11の棒鋼としたもの(
B工程)とを製造した。この2種類の棒鋼を1250℃
の温度に20分加熱後大気中で冷却し、冷却後、丸鋼の
長手方向に平行にJI83号衝撃試験片を採取し、衝撃
値、金属組織を検討した。
その結果は第1表に示すごとく、鋼片を直ちに棒鋼に圧
延したもののほうが分塊圧延工程を経たものに比べ再加
熱後の結晶粒は細かく、靭性も高い値をしめすことが判
明した。
延したもののほうが分塊圧延工程を経たものに比べ再加
熱後の結晶粒は細かく、靭性も高い値をしめすことが判
明した。
前述したごとく、従来熱間鍛造用非調質鋼の靭第 1
表 製造工程と材質特性性向上のため、少量のT
1を添加する方法が提案されていたが、その効果が安定
して得られなかった。これは鋳造後の冷却速度がコント
ロールされておらず、大型鋼塊法で製造したり、あるい
は連続鋳造方法を採用し比較的、断面の小さな鋳片に鋳
造しても、製品圧延に至までに一度分塊圧延を行ってい
たことなどが大きな理由であることが本発明者らの研究
結果によって明かとなった。
表 製造工程と材質特性性向上のため、少量のT
1を添加する方法が提案されていたが、その効果が安定
して得られなかった。これは鋳造後の冷却速度がコント
ロールされておらず、大型鋼塊法で製造したり、あるい
は連続鋳造方法を採用し比較的、断面の小さな鋳片に鋳
造しても、製品圧延に至までに一度分塊圧延を行ってい
たことなどが大きな理由であることが本発明者らの研究
結果によって明かとなった。
次にC:0.20〜0.50%、Si: 0.10〜1
.00%、 V : 0.03〜0.20%、Mn:0
゜60〜2.00%、Cr: 0.10〜1.00%。
.00%、 V : 0.03〜0.20%、Mn:0
゜60〜2.00%、Cr: 0.10〜1.00%。
Ti:0.01〜0.07%、N:0.003〜0゜0
20%、 An : 0.005〜0.050%を含み
残りは実質的に不可避の不純物と、Feからなる鋼を真
空溶解により溶製し、凝固後1000℃までを50℃/
minの冷却速度で冷却し鋼塊を製造した。
20%、 An : 0.005〜0.050%を含み
残りは実質的に不可避の不純物と、Feからなる鋼を真
空溶解により溶製し、凝固後1000℃までを50℃/
minの冷却速度で冷却し鋼塊を製造した。
この鋼塊を1200℃に加熱後熱間鍛造により直径30
mmの丸棒とした。この丸棒を1250℃で20分加熱
後大気中で放冷し、その後丸棒の断面の硬さを測定した
。
mmの丸棒とした。この丸棒を1250℃で20分加熱
後大気中で放冷し、その後丸棒の断面の硬さを測定した
。
硬さは第3図に示すごとく次式のCeqとの関係で表さ
れることを見出した。
れることを見出した。
Ceq、=C%+1/7×Si%+1/5×Mn%+1
/9×Cr%+1.54×V% 自動車、産業機械用の機械部品の硬さ範囲は、一般にビ
ッカース硬さで210から310の範囲であるので、C
eq、で0.7%から1.15%の範囲で必要な硬さが
確保できることを見出して1発明を完成した。
/9×Cr%+1.54×V% 自動車、産業機械用の機械部品の硬さ範囲は、一般にビ
ッカース硬さで210から310の範囲であるので、C
eq、で0.7%から1.15%の範囲で必要な硬さが
確保できることを見出して1発明を完成した。
[作用]
以下に本発明の構成技術の作用について述べる。
Cは非調質鍛造品のフェライト・パーライト組織をコン
トロールすると共にVと結びついて析出硬化し部品の強
度を高めるために必要な元素で、その量が0.20%未
満では必要な強度を得るための合金元素の量が多くなり
不経済であり、0゜50%を超えた場合1強度が高くな
りすぎて靭性が損われるため請求の範囲から除いた。
トロールすると共にVと結びついて析出硬化し部品の強
度を高めるために必要な元素で、その量が0.20%未
満では必要な強度を得るための合金元素の量が多くなり
不経済であり、0゜50%を超えた場合1強度が高くな
りすぎて靭性が損われるため請求の範囲から除いた。
Siは脱酸剤として0.10%以上必要であり、一方1
.OO%を超すと必要以上に硬くなりすぎるので1.0
0%を上限とした。
.OO%を超すと必要以上に硬くなりすぎるので1.0
0%を上限とした。
Mnは脱酸及びC,Si、Crと共に非調質鍛造製品の
強度を支配する元素であり、且つ鋼中のSと結びついて
鋼の熱間加工時の脆化を防止するとともに、製品の被削
性を支配する重要な元素であり、そのため0.60%以
上必要であり、一方2゜00%を超すと製造上の困難さ
が増大し、且つ、かえって被削性が低下するため避けな
ければならない。
強度を支配する元素であり、且つ鋼中のSと結びついて
鋼の熱間加工時の脆化を防止するとともに、製品の被削
性を支配する重要な元素であり、そのため0.60%以
上必要であり、一方2゜00%を超すと製造上の困難さ
が増大し、且つ、かえって被削性が低下するため避けな
ければならない。
Crは上述のMnと同様に非FJI質鍛造製品の強度を
向上する元素で、0.10%未満ではその効果が十分で
なく、1.00%を超して添加しても、経済的でないた
め請求の範囲からは除いた。
向上する元素で、0.10%未満ではその効果が十分で
なく、1.00%を超して添加しても、経済的でないた
め請求の範囲からは除いた。
■は熱間鍛造後の冷却中に鋼中炭素と結びついて析出し
強度を向上せしめる元素であり、0.03%未満ではそ
の効果は得られず、一方0.20%を超して添加しても
、徒に硬くなり過ぎるだけであるので0.20%を上限
とした。
強度を向上せしめる元素であり、0.03%未満ではそ
の効果は得られず、一方0.20%を超して添加しても
、徒に硬くなり過ぎるだけであるので0.20%を上限
とした。
C,Si、Mn、Cr、Vは何れも鍛造ままの非調質鍛
造製品の強度を上げる元素であり、その、添加量はCe
q、の式で算出した値で、0.70以上。
造製品の強度を上げる元素であり、その、添加量はCe
q、の式で算出した値で、0.70以上。
1.15以下でなければならない。これは自動車あるい
は産業機械等で使われる機械部品の硬さが、ビッカース
硬さで210から310の範囲であるため定めたもので
あり、従ってCeq、が0.70未満では必要な硬度が
得られず、また一方Ceq、が1.15を超すと硬くな
りすぎるため避けなければならない。
は産業機械等で使われる機械部品の硬さが、ビッカース
硬さで210から310の範囲であるため定めたもので
あり、従ってCeq、が0.70未満では必要な硬度が
得られず、また一方Ceq、が1.15を超すと硬くな
りすぎるため避けなければならない。
TiとNは鋼中に窒化物を生成せしめ熱間鍛造加熱時、
鋼材の結晶粒の粗大化を防止するために必要な元素であ
る。このためのTi量は0.01%未満ではその効果が
得られず、又0.07%を超えて添加されると却ってて
靭性が低下するので0゜07%を上限とした。一方Nは
0.003%未満では結晶粒の粗大化防止効果が得られ
ず、0.020%を超えると靭性が低下するので避けな
ければならない。
鋼材の結晶粒の粗大化を防止するために必要な元素であ
る。このためのTi量は0.01%未満ではその効果が
得られず、又0.07%を超えて添加されると却ってて
靭性が低下するので0゜07%を上限とした。一方Nは
0.003%未満では結晶粒の粗大化防止効果が得られ
ず、0.020%を超えると靭性が低下するので避けな
ければならない。
Alは鋼の脱酸に必要で0.005%未満では効果が得
られず、又0.05%を超して添加してもそれ以上の効
果が得られないので請求範囲から除いた。
られず、又0.05%を超して添加してもそれ以上の効
果が得られないので請求範囲から除いた。
尚被剛性を向上せしめる必要がある場合良く知られてい
る被削性向上元素であるS、Pb、Bi。
る被削性向上元素であるS、Pb、Bi。
Ca等添加しても何等本発明の効能は損われない。
次に鋳造する際、凝固後の速度をコントロールすること
が本発明の技術上の重要なポイントの一つである。凝固
後1000℃までの温度範囲を20℃/1Iin以上の
速度で冷却しないと、鍛造ままの非調質部品の結晶粒が
粗大化し靭性が低くなるので避けなければならない。
が本発明の技術上の重要なポイントの一つである。凝固
後1000℃までの温度範囲を20℃/1Iin以上の
速度で冷却しないと、鍛造ままの非調質部品の結晶粒が
粗大化し靭性が低くなるので避けなければならない。
また上記のごとき条件下で冷却を行い鋳造しても、製品
圧延前に熱間での分塊圧延工程を通すとやはり有効な結
晶粒微細化効果が得られないので避けなければならない
。
圧延前に熱間での分塊圧延工程を通すとやはり有効な結
晶粒微細化効果が得られないので避けなければならない
。
[実施例コ
以下に本発明の実施例を挙げて更に詳しく本発明を説明
する。
する。
(1)第2表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し
、8を鋼塊(凝固後1000℃までの平均冷却速度4℃
/min)、350X560ma+断面の連鋳片(同9
℃/min) 、及び160X160mm断面の連鋳片
(同45℃/min)に鋳造し冷却した。8を鋼塊およ
び350X560mmの連鋳片は160X160mmの
鋼片に熱間で分塊圧延後冷却し、改めて加熱し直径70
!II+の棒鋼に圧延した。
、8を鋼塊(凝固後1000℃までの平均冷却速度4℃
/min)、350X560ma+断面の連鋳片(同9
℃/min) 、及び160X160mm断面の連鋳片
(同45℃/min)に鋳造し冷却した。8を鋼塊およ
び350X560mmの連鋳片は160X160mmの
鋼片に熱間で分塊圧延後冷却し、改めて加熱し直径70
!II+の棒鋼に圧延した。
又160X160mmの連鋳片の一つは120X120
mmの鋼片に熱間で分塊圧延し冷却後、又他方は分塊圧
延することなく加熱し直径70mmの棒鋼に圧延した。
mmの鋼片に熱間で分塊圧延し冷却後、又他方は分塊圧
延することなく加熱し直径70mmの棒鋼に圧延した。
この直径70mmの棒鋼を熱間鍛造によりトラック用の
前車軸に鍛造成型し、鍛造後大気中で自然冷却した。こ
の鍛造ままの車軸の中央部より軸方向に平行に衝撃試験
片、引張試験片等を採取し材質を検討した。その結果は
第3表に示すごとく、本発明方法による本発明例のN
o 4は、比較例のNo1〜3に比べ車軸は高い靭性を
有していることが分かる。
前車軸に鍛造成型し、鍛造後大気中で自然冷却した。こ
の鍛造ままの車軸の中央部より軸方向に平行に衝撃試験
片、引張試験片等を採取し材質を検討した。その結果は
第3表に示すごとく、本発明方法による本発明例のN
o 4は、比較例のNo1〜3に比べ車軸は高い靭性を
有していることが分かる。
(2)第4表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し
、200X200mm断面の連鋳片(1000℃までの
平均冷却速度31℃/min) 、及び160X160
mm断面の連鋳片(同47℃/m1n)に鋳造冷却した
。200X200mmの連鋳片の一つは160X160
m*の鋼片に熱間で分塊圧延後冷却し、又他方は分塊圧
鋸することなく、それぞれ加熱し直径85mmの棒鋼に
圧延した。一方160X160m+aの連鋳片は分塊圧
延することなく加熱し直径85mmの棒鋼に圧延した。
、200X200mm断面の連鋳片(1000℃までの
平均冷却速度31℃/min) 、及び160X160
mm断面の連鋳片(同47℃/m1n)に鋳造冷却した
。200X200mmの連鋳片の一つは160X160
m*の鋼片に熱間で分塊圧延後冷却し、又他方は分塊圧
鋸することなく、それぞれ加熱し直径85mmの棒鋼に
圧延した。一方160X160m+aの連鋳片は分塊圧
延することなく加熱し直径85mmの棒鋼に圧延した。
これらの直径86mmの棒鋼を熱間鍛造によりトラック
用の前車軸に鍛造成型し、鍛造後大気中で自然冷却した
。
用の前車軸に鍛造成型し、鍛造後大気中で自然冷却した
。
この鍛造ままの車軸の中央部より軸方向に平行に衝撃試
験片、引張試験片等を採取し材質を調査した。結果は第
5表に示すごとく1本発明になる熱間鍛造ままの本発明
例No6と7は比較例のNo5に比べて車軸は極めて高
い靭性を有してことが分かる。
験片、引張試験片等を採取し材質を調査した。結果は第
5表に示すごとく1本発明になる熱間鍛造ままの本発明
例No6と7は比較例のNo5に比べて車軸は極めて高
い靭性を有してことが分かる。
[発明の効果]
以上述べたごとく本発明の非調質棒鋼の製造方法は、熱
間鍛造後火気中で自然冷却することにより、従来行って
いた焼入・焼戻処理を行うことなくビッカース硬さで2
10から310の範囲で、高い靭性を有する機械部品が
得られ、自動車の足回り部品等の重要保安部品に適用す
ることが可能である。
間鍛造後火気中で自然冷却することにより、従来行って
いた焼入・焼戻処理を行うことなくビッカース硬さで2
10から310の範囲で、高い靭性を有する機械部品が
得られ、自動車の足回り部品等の重要保安部品に適用す
ることが可能である。
第1図は凝固後1000℃までの平均冷却速度と再加熱
後のオーステナイト結晶粒度との関係を示す図である。 第2図は凝固後1000℃までの平均冷却速度と衝撃値
との係を示す図である。 第3図はCeq、と硬さの関係を示す図である。
後のオーステナイト結晶粒度との関係を示す図である。 第2図は凝固後1000℃までの平均冷却速度と衝撃値
との係を示す図である。 第3図はCeq、と硬さの関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 下式で示されるCeq.が0.70から1.15の範囲
で C:0.20〜0.50% Si:0.10〜1.00% Mn:0.60〜2.00% Cr:0.10〜1.00% V:0.03〜0.20% Ti:0.01〜0.07% N:0.0030〜0.020% Al:0.005〜0.050% を含み残りは実質的に不可避の不純物とFeよりなる鋼
を通常の方法で溶製し、連続鋳造により、凝固点から1
000℃の温度範囲を20℃/min以上の冷却速度と
なるような条件で鋳片に鋳造冷却し、その後、分塊圧延
を行うことなく、直径100mm以下の棒鋼に圧延する
ことを特徴とする高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方
法。 Ceq=C%+1/7×Si%+1/5×Mn%+1/
9×Cr%+1.54×V%
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9687886A JPH0229725B2 (ja) | 1986-04-28 | 1986-04-28 | Kojinseinetsukantanzoyohichoshitsubokonoseizohoho |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9687886A JPH0229725B2 (ja) | 1986-04-28 | 1986-04-28 | Kojinseinetsukantanzoyohichoshitsubokonoseizohoho |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62253725A true JPS62253725A (ja) | 1987-11-05 |
JPH0229725B2 JPH0229725B2 (ja) | 1990-07-02 |
Family
ID=14176674
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9687886A Expired - Lifetime JPH0229725B2 (ja) | 1986-04-28 | 1986-04-28 | Kojinseinetsukantanzoyohichoshitsubokonoseizohoho |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0229725B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02163319A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nippon Steel Corp | 高靭性鋼の製造方法および高靭性鋼部品の製造方法 |
JPH0347918A (ja) * | 1989-04-08 | 1991-02-28 | Kobe Steel Ltd | 含b鋼の製造方法 |
JPH03183739A (ja) * | 1989-12-13 | 1991-08-09 | Nippon Steel Corp | 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 |
JPH03260010A (ja) * | 1990-03-12 | 1991-11-20 | Nippon Steel Corp | 熱間鍛造非調質部品の製造方法 |
-
1986
- 1986-04-28 JP JP9687886A patent/JPH0229725B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02163319A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nippon Steel Corp | 高靭性鋼の製造方法および高靭性鋼部品の製造方法 |
JPH0347918A (ja) * | 1989-04-08 | 1991-02-28 | Kobe Steel Ltd | 含b鋼の製造方法 |
JPH03183739A (ja) * | 1989-12-13 | 1991-08-09 | Nippon Steel Corp | 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 |
JPH03260010A (ja) * | 1990-03-12 | 1991-11-20 | Nippon Steel Corp | 熱間鍛造非調質部品の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0229725B2 (ja) | 1990-07-02 |
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Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |