JPWO2016194938A1 - Steel for hot forging - Google Patents
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Abstract
Ｖによる製造コストの上昇を抑え、かつ、熱間鍛造後においても高い強度と、優れた常温靭性及び低温靭性とを有する熱間鍛造用鋼材を提供する。本実施形態による熱間鍛造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．３０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０〜０．１００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜１．４９％、Ｖ：０．０２％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ｆｎ１が７．１以上であり、ｆｎ２が０．２６４以下であり、ｆｎ３が０．４９以上である。ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）Provided is a steel material for hot forging that suppresses an increase in production cost due to V and has high strength and excellent room temperature toughness and low temperature toughness even after hot forging. The steel for hot forging according to the present embodiment is in mass%, C: more than 0.30 to less than 0.40%, Si: 0.30 to 1.00%, Mn: 1.00 to 2.00%, Ti: 0.002 to 0.020%, P: 0.035% or less, S: 0.050 to 0.100%, Al: 0.050% or less, Cr: 0.02 to 1.49%, V : 0.02% or less, N: 0.003 to 0.030%, O: 0.0050% or less, with the balance being Fe and impurities, fn1 is 7.1 or more, and fn2 is 0.00. 264 or less, and fn3 is 0.49 or more. fn1 = 17C + Si + Mn + Cr (1) fn2 = 0.25Mn-14Ti (2) fn3 = C + 0.1Mn + 0.28Cr (3)
Description
本発明は、熱間鍛造用鋼材に関し、さらに詳しくは、機械構造用部品に用いられる熱間鍛造用鋼材に関する。 The present invention relates to a steel material for hot forging, and more particularly to a steel material for hot forging used for machine structural components.
自動車用部品、産業機械用部品、及び建設機械用部品に代表される機械構造用部品には、機械構造用炭素鋼鋼材や機械構造用合金鋼鋼材が用いられている。これらの鋼材は通常、熱間鍛造されて機械構造用部品に製造される。機械構造用部品には高い強度及び靭性が求められる。 Carbon steel for machine structure and alloy steel for machine structure are used for machine structural parts represented by automobile parts, industrial machine parts, and construction machine parts. These steel materials are usually hot forged and manufactured into machine structural parts. Mechanical structural parts are required to have high strength and toughness.
機械構造用部品のうち、ハブに代表される部品は、寒冷地で用いられる場合がある。そのため、強度及び常温での靭性だけでなく、低温靭性も求められる。したがって、ハブ等の用途に利用される熱間鍛造用鋼材（機械構造用炭素鋼鋼材及び機械構造用合金鋼鋼材）には、高い強度とともに、優れた常温靭性及び低温靭性が求められる。 Among mechanical structural parts, parts typified by a hub may be used in cold regions. Therefore, not only strength and toughness at normal temperature but also low temperature toughness is required. Therefore, hot forging steel materials (carbon steel materials for machine structures and alloy steel materials for machine structures) used for applications such as hubs are required to have high strength and excellent normal temperature toughness and low temperature toughness.
従来、強度及び靭性が求められる鋼材には、Ｖが含有されている。Ｖ以外の他の合金元素で強度を高めた場合、低温靭性が低下する。しかしながら、Ｖは高価であるため、製造コストを高める。そのため、製造コストを抑えるためにＶを極力使用しなくても、強度、常温靭性及び低温靭性に優れる熱間鍛造用鋼材が求められている。 Conventionally, V is contained in steel materials that require strength and toughness. When the strength is increased with an alloy element other than V, the low temperature toughness is lowered. However, since V is expensive, the manufacturing cost is increased. Therefore, there is a need for a hot forging steel material that is excellent in strength, room temperature toughness and low temperature toughness even if V is not used as much as possible in order to reduce manufacturing costs.
強度及び靭性に優れる熱間鍛造用鋼材が特開平１１−２６９６００号公報（特許文献１）、特開平８−２７７４３７号公報（特許文献２）、及び、特開平８−３６８０号公報（特許文献３）に提案されている。 Steel materials for hot forging having excellent strength and toughness are disclosed in JP-A-11-269600 (Patent Document 1), JP-A-8-277437 (Patent Document 2), and JP-A-8-3680 (Patent Document 3). ) Is proposed.
特許文献１に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、重量基準でＣ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％、ｓ−Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％、および次式を満たし、Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０％、０．４％≦Ｎｉ＋Ｃｕ≦２．０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる。 The non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 1 is C: 0.30-0.60%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.50-1. 80%, Cu: 0.10 to 1.50%, Ni: 0.10 to 1.50%, Cr: 0.10 to 1.50%, V: 0.05 to 0.40%, s-Al : 0.010 to 0.045%, N: 0.005 to 0.025%, and satisfying the following formula, Mn + Cr ≦ 2.0%, 0.4% ≦ Ni + Cu ≦ 2.0%, remaining Fe and inevitable Made of impurities.
特許文献２に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、重量％でＣ：０．０５〜０．３％，Ｓｉ：０．０５〜１％，Ｍｎ：０．３〜５．０％，Ｃｒ：０．３〜３％，Ｎｂ：０．０１〜０．３％，Ｔｉ：０．０１〜０．０５％，Ｂ：０．０００３〜０．００５％，Ａｌ：０．００５〜０．０６％，Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）を含有し、且つ−１５．３Ｃ（％）＋１．６Ｍｎ（％）＋２．０Ｃｒ（％）≧２．０を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる。上記非調質鋼では、熱間鍛造後の空冷により得られる組織がベイナイトとマルテンサイトの混合組織であるか、或はベイナイト組織であると共に、ラスベイナイトの面積率が５０％以上且つラスベイナイトの間隔が３μｍ以下である。 Non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 2 is C: 0.05 to 0.3%, Si: 0.05 to 1%, Mn: 0.3 to 5.0% by weight. , Cr: 0.3-3%, Nb: 0.01-0.3%, Ti: 0.01-0.05%, B: 0.0003-0.005%, Al: 0.005-0 0.06%, N: 0.008% or less (not including 0%), and satisfying −15.3C (%) + 1.6Mn (%) + 2.0Cr (%) ≧ 2.0, The balance consists of Fe and inevitable impurity elements. In the non-tempered steel, the structure obtained by air cooling after hot forging is a mixed structure of bainite and martensite, or a bainite structure, and the area ratio of las bainite is 50% or more and las bainite. The interval is 3 μm or less.
特許文献３に開示された熱間鍛造用鋼は、重量比にしてＣ：０．２０~０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ:０．８０〜２．００％、Ｐ:０．０１８％以下、Ｓ:０．０３０％以下、Ｃｒ:０．３０〜１．５０％、Ｍｏ:０．０５〜０．５０％、Ａｌ:０．００２〜０．０６０％、Ｖ:０．０５〜０．５０％、Ｎ:０．００８〜０．０２０％と、必要に応じてＰｂ:０．０５〜０．３０％、Ｃａ:０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種を含有し、かつＴｉ（％）+Ｎｂ（％）＜０．０１％、Ｍｏ（％）+Ｖ（％）＞０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）＜２０Ｃ（％）、であり、残部Ｆｅならびに不純物元素からなる。 The steel for hot forging disclosed in Patent Document 3 has a weight ratio of C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.80 to 2.00%. , P: 0.018% or less, S: 0.030% or less, Cr: 0.30 to 1.50%, Mo: 0.05 to 0.50%, Al: 0.002 to 0.060%, V: 0.05 to 0.50%, N: 0.008 to 0.020%, and Pb: 0.05 to 0.30%, Ca: 0.0005 to 0.01% as necessary 1 or 2 types, and Ti (%) + Nb (%) <0.01%, Mo (%) + V (%)> 0.20 (%), 1.8 Mn (%) + Cr ( %) + 0.5 Mo (%) <20 C (%), and the balance is Fe and impurity elements.
特許文献１の熱間鍛造用非調質鋼では、Ｃｕ及びＮｉを含有することにより十分な硬さと靱性が得られる。しかしながら、製造コストを高めるＶが０．０５％以上含有される必要がある。さらに、低温靭性について考慮されていない。 In the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 1, sufficient hardness and toughness can be obtained by containing Cu and Ni. However, it is necessary to contain 0.05% or more of V that increases the manufacturing cost. Furthermore, low temperature toughness is not considered.
特許文献２の熱間鍛造用非調質鋼では、従来はフェライト及びパーライトであったミクロ組織を、ベイナイト及びマルテンサイト、又は、ベイナイト単相にすることにより、強度及び靭性を高める。しかしながら、低温靭性については考慮されていない。 In the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 2, strength and toughness are increased by making the microstructure of ferrite and pearlite conventionally bainite and martensite or bainite single phase. However, low temperature toughness is not considered.
特許文献３の熱間鍛造用非調質鋼では、Ｃ含有量及び他の合金元素含有量との関係を適切な範囲に規定する。これにより、島状マルテンサイト及び残留オーステナイトの生成を抑え、強度を高める。さらに、Ｔｉ及びＮｂ含有量を制限して、圧延直角方向の低温靭性を改善する。しかしながら、特許文献３の熱間鍛造用非調質鋼では、Ｖが０．０５％以上含有される必要がある。 In the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 3, the relationship between the C content and the content of other alloy elements is defined within an appropriate range. Thereby, the generation of island martensite and retained austenite is suppressed, and the strength is increased. Furthermore, the Ti and Nb contents are limited to improve the low temperature toughness in the direction perpendicular to the rolling. However, in the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 3, V must be 0.05% or more.
本発明の目的は、Ｖによる製造コストの上昇を抑え、かつ、熱間鍛造後において、高い強度と、優れた常温靭性及び低温靭性とを有する熱間鍛造用鋼材を提供することである。 An object of the present invention is to provide a steel material for hot forging that suppresses an increase in manufacturing cost due to V and has high strength and excellent room temperature toughness and low temperature toughness after hot forging.
本発明による熱間鍛造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．３０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０〜０．１００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜１．４９％、Ｖ：０．０２％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｐｂ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｂ：０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。The steel for hot forging according to the present invention is in mass%, C: more than 0.30 to less than 0.40%, Si: 0.30 to 1.00%, Mn: 1.00 to 2.00%, Ti : 0.002 to 0.020%, P: 0.035% or less, S: 0.050 to 0.100%, Al: 0.050% or less, Cr: 0.02 to 1.49%, V: 0.02% or less, N: 0.003 to 0.030%, O: 0.0050% or less, Ca: 0 to 0.0100%, Pb: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.20 %, Ni: 0 to 0.20%, Mo: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.050%, and B: 0 to 0.0050%, with the balance being Fe and impurities. Fn1 defined by equation (1) is 7.1 or more, fn2 defined by equation (2) is 0.264 or less, and fn3 defined by equation (3) Is 0.49 or more.
fn1 = 17C + Si + Mn + Cr (1)
fn2 = 0.25Mn-14Ti (2)
fn3 = C + 0.1Mn + 0.28Cr (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) to (3).
本発明による熱間鍛造用鋼材は、Ｖによる製造コストの上昇を抑え、かつ、熱間鍛造後において高い強度と、優れた常温靭性及び低温靭性とを有する。 The steel for hot forging according to the present invention suppresses an increase in production cost due to V, and has high strength, excellent room temperature toughness and low temperature toughness after hot forging.
本発明者らは、Ｖを含有しなくても、熱間鍛造後の強度及び靭性（常温靭性及び低温靭性）を高める方法について調査、検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。 The present inventors investigated and examined a method for increasing the strength and toughness (normal temperature toughness and low temperature toughness) after hot forging without containing V. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
［強度について］
Ｖを含有することなく高強度を得るためには、Ｃとともに、固溶強化元素であるＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を高めることが有効である。[Strength]
In order to obtain high strength without containing V, it is effective to increase the contents of Si, Mn and Cr, which are solid solution strengthening elements, together with C.
ｆｎ１を式（１）で定義する。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。fn1 is defined by equation (1).
fn1 = 17C + Si + Mn + Cr (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
図１は、ｆｎ１と引張強度との関係を示す図である。図１は後述の実施例及び後述の化学組成の説明に記載のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒ含有量の範囲内の条件で、ｆｎ１を種々振った実験で得られたデータをプロットしたものである。図１を参照して、ｆｎ１の上昇に伴い、引張強度（ＭＰａ）も上昇する。そして、ｆｎ１が７．１以上の場合、引張強度は、機械構造用部品として十分な引張強度である７００ＭＰａ以上となる。したがって、ｆｎ１を７．１以上とする。 FIG. 1 is a diagram showing the relationship between fn1 and tensile strength. FIG. 1 is a plot of data obtained from experiments in which fn1 was varied in various conditions within the ranges of the C, Si, Mn, and Cr contents described in the examples and chemical compositions described later. It is. With reference to FIG. 1, the tensile strength (MPa) also increases as fn1 increases. When fn1 is 7.1 or more, the tensile strength is 700 MPa or more, which is a sufficient tensile strength as a machine structural component. Therefore, fn1 is set to 7.1 or more.
［靭性について］
（Ａ）低温靭性及び常温靭性には、相関関係が必ずしも認められない。低温靭性を高めた場合、常温靭性が低下する場合があり、その逆もある。たとえば、後述の表２の試験番号４０と試験番号４１とに注目する。試験番号４１では、試験番号４０と比較してＮ含有量が低い。そのため、試験番号４１の常温靭性（２０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）は、試験番号４０の常温靭性よりも優れる。しかしながら、試験番号４０の低温靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）は、試験番号４１の低温靭性よりも低い。したがって、Ｎ含有量の低減は、常温靭性を高めるが、低温靭性を低下する。このように、常温靭性及び低温靭性には、相関関係が必ずしも得られない。したがって、常温靭性の改善策が低温靭性に与える影響を予測することは困難である。[About toughness]
(A) A correlation is not necessarily recognized between low temperature toughness and normal temperature toughness. When the low temperature toughness is increased, the normal temperature toughness may decrease and vice versa. For example, attention is paid to a test number 40 and a test number 41 in Table 2 described later. In the test number 41, the N content is lower than that in the test number 40. Therefore, the normal temperature toughness of the test number 41 (Charpy impact value obtained by the Charpy impact test at 20 ° C.) is superior to the normal temperature toughness of the test number 40. However, the low temperature toughness of the test number 40 (Charpy impact value obtained by the Charpy impact test at −40 ° C.) is lower than the low temperature toughness of the test number 41. Therefore, the reduction of the N content increases the normal temperature toughness but decreases the low temperature toughness. Thus, a correlation is not necessarily obtained between normal temperature toughness and low temperature toughness. Therefore, it is difficult to predict the effect of room temperature toughness improvement measures on low temperature toughness.
（Ｂ）常温靭性を維持しつつ、低温靭性を高めるには、Ｔｉによるパーライト粒の微細化が有効である。Ｔｉは微細な窒化物を形成する。微細なＴｉ窒化物によりパーライト粒が微細化される。パーライト粒が微細化されれば、遷移温度が低下する。通常、遷移温度よりも高い温度域の靭性は高く、遷移温度よりも低い温度域の靭性は低い。したがって、遷移温度が低下すれば、低温靭性が高まる。 (B) Refinement of pearlite grains with Ti is effective in increasing low temperature toughness while maintaining room temperature toughness. Ti forms fine nitrides. The pearlite grains are refined by the fine Ti nitride. If the pearlite grains are refined, the transition temperature decreases. Usually, the toughness in the temperature range higher than the transition temperature is high, and the toughness in the temperature range lower than the transition temperature is low. Therefore, if the transition temperature decreases, the low temperature toughness increases.
一方、Ｍｎは上述のとおり強度を高めるものの、低温靭性を低下する。したがって、Ｍｎ含有量とＴｉ含有量とを適正化できれば、強度を高めつつ、低温靭性も高まる。 On the other hand, Mn increases strength as described above, but lowers low temperature toughness. Therefore, if the Mn content and the Ti content can be optimized, the low temperature toughness is enhanced while increasing the strength.
ｆｎ２を式（２）で定義する。
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。fn2 is defined by equation (2).
fn2 = 0.25Mn-14Ti (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).
図２は、ｆｎ２と低温靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）との関係を示す図である。図２は後述の実施例及び後述の化学組成の説明中のＭｎ及びＴｉ含有量の範囲内の条件で、ｆｎ２を種々振った実験のデータをプロットしたものである。 FIG. 2 is a diagram showing the relationship between fn2 and low temperature toughness (Charpy impact value obtained by a Charpy impact test at −40 ° C.). FIG. 2 is a plot of experimental data in which fn2 was varied in various conditions under the conditions of the Mn and Ti contents in the examples and the chemical composition described later.
図２を参照して、ｆｎ２が０．２６４よりも高い場合、ｆｎ２の値にかかわらず、シャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ2程度でほぼ一定である。一方、ｆｎ２が０．２６４以下の場合、シャルピー衝撃値は急激に上昇する。したがって、ｆｎ２が０．２６４以下であれば、優れた低温靭性が得られる。Referring to FIG. 2, when fn2 is higher than 0.264, the Charpy impact value is approximately constant at about 20 J / cm 2 regardless of the value of fn2. On the other hand, when fn2 is 0.264 or less, the Charpy impact value increases rapidly. Therefore, if fn2 is 0.264 or less, excellent low temperature toughness can be obtained.
（Ｃ）低温靭性はさらに、フェライトがパーライト粒の周りを囲んで形成された場合にも、低下する。このように、パーライト粒の粒界に連続的に形成されたフェライトを、本明細書では「ネットワークフェライト」という。ネットワークフェライトが形成された場合、ネットワークフェライトにおいて亀裂が発生及び進展する。その結果、低温靭性が低下する。 (C) The low temperature toughness is further reduced when ferrite is formed surrounding the pearlite grains. Thus, the ferrite continuously formed in the grain boundary of the pearlite grains is referred to as “network ferrite” in the present specification. When network ferrite is formed, cracks are generated and propagated in the network ferrite. As a result, low temperature toughness is reduced.
ネットワークフェライトの生成を抑制すれば、亀裂の進展を阻止でき、低温靭性が高まる。Ｃ含有量を高めれば、フェライトの生成が抑制される。そのため、フェライトの生成が不連続（断続的）となり、隣り合うフェライト粒の間にパーライト粒が生成されて、ネットワークフェライトの生成が抑制される。しかしながら、ネットワークフェライトの生成が抑制できても、不連続に生成されたフェライト粒間のパーライト粒が亀裂の進展を抑制できなければ、低温靭性が改善されない。Ｃｒ及びＭｎはパーライト粒での亀裂の進展を抑制する。したがって、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量を適正化すれば、ネットワークフェライトによる低温靭性の低下を抑制できる。 Suppressing the formation of network ferrite can prevent the growth of cracks and increase the low temperature toughness. If the C content is increased, the formation of ferrite is suppressed. Therefore, the generation of ferrite becomes discontinuous (intermittent), pearlite grains are generated between adjacent ferrite grains, and the generation of network ferrite is suppressed. However, even if the formation of network ferrite can be suppressed, the low temperature toughness cannot be improved unless the pearlite grains between the discontinuously generated ferrite grains can suppress the progress of cracks. Cr and Mn suppress the development of cracks in pearlite grains. Therefore, if the C content, the Mn content, and the Cr content are optimized, a decrease in low temperature toughness due to network ferrite can be suppressed.
ｆｎ３を式（３）で定義する。
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。fn3 is defined by equation (3).
fn3 = C + 0.1Mn + 0.28Cr (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (3).
ｆｎ３が０．４９以上であれば、ネットワークフェライトの生成が十分に抑制され、かつ、パーライト粒が亀裂進展を抑制するため、低温靭性が高まる。 If fn3 is 0.49 or more, the formation of network ferrite is sufficiently suppressed, and the pearlite grains suppress crack growth, so that low temperature toughness is enhanced.
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の熱間鍛造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．３０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０〜０．１００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜１．４９％、Ｖ：０．０２％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｐｂ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｂ：０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。The steel for hot forging of this embodiment completed based on the above knowledge is mass%, C: more than 0.30 to less than 0.40%, Si: 0.30 to 1.00%, Mn: 1 0.0 to 2.00%, Ti: 0.002 to 0.020%, P: 0.035% or less, S: 0.050 to 0.100%, Al: 0.050% or less, Cr: 0.0. 02 to 1.49%, V: 0.02% or less, N: 0.003 to 0.030%, O: 0.0050% or less, Ca: 0 to 0.0100%, Pb: 0 to 0.20 %, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, Mo: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.050%, and B: 0 to 0.0050% The balance is Fe and impurities, fn1 defined by the formula (1) is 7.1 or more, and fn2 defined by the formula (2) is 0.264 or less. fn3 defined in Equation (3) is 0.49 or more.
fn1 = 17C + Si + Mn + Cr (1)
fn2 = 0.25Mn-14Ti (2)
fn3 = C + 0.1Mn + 0.28Cr (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) to (3).
上述の熱間鍛造用鋼材は、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、及び、Ｐｂ：０．０２〜０．２０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。 The steel for hot forging described above may contain one or more selected from the group consisting of Ca: 0.0005 to 0.0100% and Pb: 0.02 to 0.20%.
上述の熱間鍛造用鋼材は、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．２０％、及び、Ｍｏ：０．０５〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。 The steel material for hot forging described above is selected from the group consisting of Cu: 0.05 to 0.20%, Ni: 0.05 to 0.20%, and Mo: 0.05 to 0.20%. You may contain 1 type, or 2 or more types.
上述の熱間鍛造用鋼材は、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、及び、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。 The steel for hot forging described above may contain one or more selected from the group consisting of Nb: 0.002 to 0.050% and B: 0.0005 to 0.0050%.
本実施形態の熱間鍛造用鋼材は、Ｖを実質的に含有しないため、Ｖによる製造コストの上昇を抑制できる。本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、熱間鍛造後において、高い強度を有し、かつ、常温靭性及び低温靭性に優れる。 Since the steel for hot forging of this embodiment does not substantially contain V, an increase in manufacturing cost due to V can be suppressed. The steel material for hot forging of this embodiment further has high strength after hot forging and is excellent in normal temperature toughness and low temperature toughness.
以下、本実施形態の熱間鍛造用鋼材について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。 Hereinafter, the hot forging steel material of the present embodiment will be described in detail. In the following description, “%” of the content of each element means “mass%”.
［化学組成］
本実施形態による熱間鍛造用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。[Chemical composition]
The chemical composition of the steel for hot forging according to the present embodiment contains the following elements.
Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満
炭素（Ｃ）は、機械構造用部品としての鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．３０％以下であれば、この効果が得られない。さらに、フェライトが旧オーステナイト粒界に生成しやすくなり、パーライト粒を囲む。この場合、ネットワークフェライトが形成され、上述のとおり、鋼の低温靭性が低下する。一方、Ｃ含有量が０．４０％以上であれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０超〜０．４０％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３１％であり、さらに好ましくは０．３２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％である。C: More than 0.30 to less than 0.40% Carbon (C) increases the strength of steel as a machine structural component. If the C content is 0.30% or less, this effect cannot be obtained. In addition, ferrite tends to form at the prior austenite grain boundaries and surrounds the pearlite grains. In this case, network ferrite is formed, and the low temperature toughness of the steel is lowered as described above. On the other hand, if the C content is 0.40% or more, the low temperature toughness of the steel is lowered. Therefore, the C content is more than 0.30 to less than 0.40%. The minimum with preferable C content is 0.31%, More preferably, it is 0.32%. The upper limit with preferable C content is 0.39%, More preferably, it is 0.38%.
Ｓｉ：０．３０〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトを固溶強化して鋼の強度を高める。Ｓｉ含有量が０．３０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％である。Si: 0.30 to 1.00%
Silicon (Si) enhances the strength of steel by solid solution strengthening of ferrite. If the Si content is less than 0.30%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 1.00%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.30 to 1.0%. A preferable lower limit of the Si content is 0.35%. The upper limit with preferable Si content is 0.95%.
Ｍｎ：１．００〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が１．００％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、鋼の常温での靭性が低下する。そのため、常温での靭性の低下を抑制するためのＭｎ含有量の上限は２．００％である。しかしながら、本実施形態の熱間鍛造用鋼材では、常温での靭性だけでなく、低温靭性の向上も求められる。Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％である。Mn: 1.00 to 2.00%
Manganese (Mn) increases the strength of the steel. If the Mn content is less than 1.00%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.00%, the toughness of the steel at room temperature decreases. Therefore, the upper limit of the Mn content for suppressing a decrease in toughness at room temperature is 2.00%. However, the steel for hot forging according to the present embodiment is required to improve not only toughness at normal temperature but also low temperature toughness. If Mn content exceeds 2.00%, low temperature toughness will fall. Therefore, the Mn content is 1.00 to 2.00%. The minimum with preferable Mn content is 1.10%. The upper limit with preferable Mn content is 1.90%.
Ｐ：０．０３５％以下
燐（Ｐ）は、鋼中に不可避的に含有される。Ｐは鋼中で偏析しやすく、局所的に靱性を低下する。特に、Ｐ含有量が０．０３５％を超えれば、局所的な靱性低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。Ｐの含有量の好ましい上限は、０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。P: 0.035% or less Phosphorus (P) is inevitably contained in steel. P tends to segregate in steel and locally lowers toughness. In particular, if the P content exceeds 0.035%, the local toughness is significantly reduced. Therefore, the P content is 0.035% or less. The upper limit with preferable content of P is 0.030%. The P content is preferably as low as possible.
Ｓ：０．０５０〜０．１００％
硫黄（Ｓ）は、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０５０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、鋼中に粗大な硫化物が生成して熱間鍛造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０〜０．１００％である。Ｓの含有量の好ましい下限は０．０５５％であり、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％である。S: 0.050-0.100%
Sulfur (S) increases the machinability of steel. If the S content is less than 0.050%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the S content exceeds 0.100%, coarse sulfides are generated in the steel, and cracks are likely to occur during hot forging. Therefore, the S content is 0.050 to 0.100%. A preferable lower limit of the S content is 0.055%, and a preferable upper limit of the S content is 0.080%.
Ａｌ：０．０５０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼中に不可避に含有される。Ａｌは鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、鋼中に粗大な介在物が生成し、熱間鍛造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、全Ａｌ（ｔｏｔａｌ Ａｌ）の含有量を意味する。Al: 0.050% or less Aluminum (Al) is inevitably contained in steel. Al deoxidizes steel. However, if the Al content exceeds 0.050%, coarse inclusions are generated in the steel, and cracks are likely to occur during hot forging. Therefore, the Al content is 0.050% or less. The upper limit with preferable Al content is 0.045%. Al content in this specification means content of all the Al (total Al).
Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物を生成して熱間鍛造後の鋼材のパーライト粒を微細化し、鋼の低温靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．００２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、粗大なＴｉ炭窒化物が生成して鋼の低温靱性がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８０％超であり、さらに好ましくは０．００９０％超である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％である。Ti: 0.002 to 0.020%
Titanium (Ti) produces nitrides and refines the pearlite grains of the steel material after hot forging, thereby increasing the low temperature toughness of the steel. If the Ti content is less than 0.002%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.020%, coarse Ti carbonitrides are generated and the low temperature toughness of the steel is lowered. Therefore, the Ti content is 0.002 to 0.020%. The minimum with preferable Ti content is 0.005%, More preferably, it exceeds 0.0080%, More preferably, it exceeds 0.0090%. The upper limit with preferable Ti content is 0.018%.
Ｃｒ：０．０２〜１．４９％
クロム（Ｃｒ）は、鋼中に固溶して熱間鍛造後の鋼を強化する。Ｃｒ含有量が０．０２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．４９％を超えれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２〜１．４９％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４４％である。Cr: 0.02-1.49%
Chromium (Cr) solidifies in steel and strengthens the steel after hot forging. If the Cr content is less than 0.02%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.49%, the low temperature toughness of the steel decreases. Therefore, the Cr content is 0.02 to 1.49%. A preferable lower limit of the Cr content is 0.03%. The upper limit with preferable Cr content is 1.44%.
Ｖ：０．０２％以下
バナジウム（Ｖ）は含有されなくてもよい。Ｖは高価であり、製造コストを高める。そのため、本実施形態では、Ｖ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｖ含有量は０．０２％以下である。V: 0.02% or less Vanadium (V) may not be contained. V is expensive and increases manufacturing costs. Therefore, in this embodiment, it is preferable that the V content is as low as possible. Therefore, the V content is 0.02% or less.
Ｎ：０．００３〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉ等と窒化物を生成して結晶粒を微細化し、低温靭性を高める。Ｎ含有量が０．００３％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な析出物（窒化物）を生成して常温靭性が低下する。Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば特に、常温靭性が顕著に低下することを本発明者らは知見した。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２２％である。N: 0.003-0.030%
Nitrogen (N) generates nitrides such as Ti and the like to refine crystal grains and enhance low temperature toughness. If the N content is less than 0.003%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, coarse precipitates (nitrides) are generated and the room temperature toughness is lowered. The present inventors have found that the room temperature toughness is significantly lowered particularly when the N content exceeds 0.030%. Therefore, the N content is 0.003 to 0.030%. A preferable lower limit of the N content is 0.004%. The upper limit with preferable N content is 0.022%.
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不可避的に含有される。Ｏは、粗大な酸化物系介在物を生成する。粗大な酸化物系介在物は割れの起点となり、鋼の疲労強度及び低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。O: 0.0050% or less Oxygen (O) is inevitably contained. O produces coarse oxide inclusions. Coarse oxide inclusions serve as starting points for cracking, and lower the fatigue strength and low temperature toughness of steel. Therefore, the O content is 0.0050% or less. The O content is preferably as low as possible.
本実施形態の熱間鍛造用鋼材の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱間鍛造用鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものを意味する。 The balance of the chemical composition of the steel for hot forging according to this embodiment is composed of Fe and impurities. Here, an impurity means what is mixed from the ore as a raw material, a scrap, or a manufacturing environment, etc., when manufacturing steel for hot forging industrially.
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＰｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の被削性を高める。 The steel material for hot forging of this embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Ca and Pb, instead of a part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all enhance the machinability of steel.
Ｃａ：０〜０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、粗大な介在物が生成する。粗大な介在物は熱間鍛造時の割れ発生の原因となる。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１００％である。上記効果をより有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９５％である。Ca: 0 to 0.0100%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca increases the machinability of steel. However, if the Ca content exceeds 0.0100%, coarse inclusions are generated. Coarse inclusions cause cracking during hot forging. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%. The minimum with preferable Ca content for acquiring the said effect more effectively is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%. The upper limit with preferable Ca content is 0.0095%.
Ｐｂ：０〜０．２０％
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｐｂは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＰｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．１９％である。Pb: 0 to 0.20%
Lead (Pb) is an optional element and may not be contained. When contained, Pb increases the machinability of the steel. However, if the Pb content exceeds 0.20%, the hot forgeability decreases. Therefore, the Pb content is 0 to 0.20%. The minimum with preferable Pb content for acquiring the said effect more effectively is 0.01%, More preferably, it is 0.02%. The upper limit with preferable Pb content is 0.19%.
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、フェライトに固溶して鋼の硬さを高める。 The steel material for hot forging of this embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, and Mo instead of a part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all increase the hardness of the steel by dissolving in ferrite.
Ｃｕ：０〜０．２０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１９％である。Cu: 0 to 0.20%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu dissolves in the ferrite and increases the hardness of the steel. However, if the Cu content exceeds 0.20%, the hot forgeability decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.20%. The minimum with preferable Cu content for acquiring the said effect more effectively is 0.05%, More preferably, it is 0.07%. The upper limit with preferable Cu content is 0.19%.
Ｎｉ：０〜０．２０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１９％である。Ni: 0 to 0.20%
Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni dissolves in ferrite and increases the hardness of the steel. However, if the Ni content exceeds 0.20%, the hot forgeability decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.20%. The preferable lower limit of the Ni content for obtaining the above effect more effectively is 0.05%, more preferably 0.07%. The upper limit with preferable Ni content is 0.19%.
Ｍｏ：０〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１９％である。Mo: 0 to 0.20%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo dissolves in ferrite and increases the hardness of the steel. However, if the Mo content exceeds 0.20%, the hot forgeability decreases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.20%. The minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect more effectively is 0.05%, More preferably, it is 0.07%. The upper limit with preferable Mo content is 0.19%.
上述のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上が含有される場合、それらの元素の合計含有量の好ましい上限は０．５０％である。 When 1 type or 2 types or more selected from the group which consists of the above-mentioned Cu, Ni, and Mo contain, the upper limit with the preferable total content of those elements is 0.50%.
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。 The steel for hot forging according to the present embodiment may further contain Nb instead of a part of Fe.
Ｎｂ：０〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは結晶粒を微細化して、鋼の低温靭性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大な析出物が生成する。粗大な析出物は割れの起点となり、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。Nb: 0 to 0.050%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb refines the crystal grains and increases the low temperature toughness of the steel. However, if the Nb content exceeds 0.050%, coarse precipitates are generated. Coarse precipitates become the starting point of cracking and lower the low temperature toughness of the steel. Therefore, the Nb content is 0 to 0.050%. The minimum with preferable Nb content is 0.002%, More preferably, it is 0.005%. The upper limit with preferable Nb content is 0.045%.
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。 The steel for hot forging of this embodiment may further contain B instead of a part of Fe.
Ｂ：０〜０．００５０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、Ｐ等の粒界脆化元素を粒界から排除する。その結果、粒界が強化される。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、Ｂの粒界への偏析が強くなりすぎ、かえって粒界強度が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。B: 0 to 0.0050%
Boron (B) is an optional element and may not be contained. When B is contained, B segregates at the austenite grain boundary and excludes grain boundary embrittlement elements such as P from the grain boundary. As a result, the grain boundary is strengthened. However, if the B content exceeds 0.0050%, the segregation of B to the grain boundary becomes too strong, and on the contrary, the grain boundary strength decreases. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%. The minimum with preferable B content is 0.0005%, More preferably, it is 0.0008%. The upper limit with preferable B content is 0.0045%.
［ｆｎ１〜ｆｎ３について］
本実施形態の熱間鍛造用鋼材ではさらに、式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。[About fn1 to fn3]
In the steel for hot forging of this embodiment, fn1 defined by the formula (1) is 7.1 or more, fn2 defined by the formula (2) is 0.264 or less, and the formula (3) Fn3 defined by is 0.49 or more.
fn1 = 17C + Si + Mn + Cr (1)
fn2 = 0.25Mn-14Ti (2)
fn3 = C + 0.1Mn + 0.28Cr (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) to (3).
［ｆｎ１について］
ｆｎ１は鋼の強度の指標である。式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒはいずれも、鋼の強度を高める。図１を参照して、ｆｎ１の上昇とともに、引張強度も上昇する。そして、ｆｎ１が７．１以上であれば、熱間鍛造用鋼材として十分高い７００ＭＰａ以上の引張強度が得られる。したがって、ｆｎ１は７．１以上である。ｆｎ１の好ましい下限は７．３であり、さらに好ましくは７．４である。ｆｎ１の上限は特に限定されないが、上述の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒ）含有量の上限値により決まる。[About fn1]
fn1 is an index of steel strength. C, Si, Mn and Cr in the formula (1) all increase the strength of the steel. Referring to FIG. 1, the tensile strength increases as fn1 increases. If fn1 is 7.1 or more, a tensile strength of 700 MPa or more, which is sufficiently high as a steel material for hot forging, can be obtained. Therefore, fn1 is 7.1 or more. The minimum with preferable fn1 is 7.3, More preferably, it is 7.4. The upper limit of fn1 is not particularly limited, but is determined by the upper limit value of the content of each element (C, Si, Mn, and Cr) described above.
［ｆｎ２について］
ｆｎ２は鋼のパーライト粒の細粒化による低温靭性の指標である。式（２）中のＴｉは窒化物を形成して、熱間鍛造後の鋼中のパーライト粒を微細化する。これにより、低温靭性が高まる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、低温靭性が低下し、Ｔｉによる低温靭性の向上効果が低減される。[About fn2]
fn2 is an index of low temperature toughness due to the refinement of steel pearlite grains. Ti in formula (2) forms nitrides and refines pearlite grains in the steel after hot forging. Thereby, low temperature toughness increases. On the other hand, if the Mn content is too high, the low temperature toughness is lowered, and the effect of improving the low temperature toughness by Ti is reduced.
図２を参照して、ｆｎ２が０．２６４以下の場合、ｆｎ２が０．２６４よりも高い場合と比較して、−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値が急激に上昇する。したがって、ｆｎ２が０．２６４以下であれば、優れた低温靭性が得られる。ｆｎ２の好ましい上限は０．２６０であり、さらに好ましくは０．２５０であり、さらに好ましくは０．２４５未満である。 Referring to FIG. 2, when fn2 is 0.264 or less, the Charpy impact value obtained in the Charpy impact test at −40 ° C. increases sharply as compared with the case where fn2 is higher than 0.264. . Therefore, if fn2 is 0.264 or less, excellent low temperature toughness can be obtained. The upper limit with preferable fn2 is 0.260, More preferably, it is 0.250, More preferably, it is less than 0.245.
［ｆｎ３について］
ｆｎ３はネットワークフェライトに起因した低温靭性の指標である。式（３）中のＣ、Ｍｎ及びＣｒのうち、Ｃはフェライトの生成を抑制してパーライト粒の周りに生成するフェライトを抑制する。この場合、フェライトが不連続に（断続して）生成し、隣り合うフェライトの間にパーライトが生成する。そのため、低温靭性の低下が抑制される。さらに、Ｍｎ及びＣｒはパーライトの強度を高めるため、フェライト間に形成されたパーライトでの亀裂進展が抑制される。そのため、低温靭性が高まる。ｆｎ３が０．４９以上であれば、上記効果が得られる。ｆｎ３の好ましい下限は０．５０であり、さらに好ましくは０．５１である。ｆｎ３の上限は特に限定されないが、上述の各元素（Ｃ、Ｍｎ及びＣｒ）含有量の上限値により決まる。[About fn3]
fn3 is an index of low temperature toughness due to network ferrite. Of C, Mn and Cr in the formula (3), C suppresses the generation of ferrite and suppresses the ferrite generated around the pearlite grains. In this case, ferrite is generated discontinuously (intermittently), and pearlite is generated between adjacent ferrites. For this reason, a decrease in low temperature toughness is suppressed. Furthermore, since Mn and Cr increase the strength of pearlite, crack growth in pearlite formed between ferrites is suppressed. Therefore, low temperature toughness is increased. If fn3 is 0.49 or more, the above effect is obtained. The preferable lower limit of fn3 is 0.50, and more preferably 0.51. The upper limit of fn3 is not particularly limited, but is determined by the upper limit value of the content of each element (C, Mn, and Cr) described above.
［製造方法］
本実施形態の熱間鍛造用鋼材の製造方法の一例は次のとおりである。[Production method]
An example of the manufacturing method of the steel for hot forging of this embodiment is as follows.
上述の化学組成及びｆｎ１〜ｆｎ３を満たす溶鋼を準備する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。又は、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。インゴット又は鋳片を、熱間圧延（分塊圧延等）してビレットを製造してもよい。 A molten steel satisfying the above chemical composition and fn1 to fn3 is prepared. An ingot is manufactured by the ingot-making method using molten steel. Or a slab is manufactured by a continuous casting method using molten steel. You may manufacture a billet by hot-rolling (ingot-rolling etc.) an ingot or a slab.
素材（インゴット、鋳片又はビレット）を熱間圧延して鋼材を製造する。熱間圧延条件は特に制限されない。冷却方法も特に制限されず、例えば、放冷でよい。以上の製造により、熱間鍛造用鋼材（鋳片、インゴット、鋼片又は棒鋼）を製造する。 A material (ingot, slab or billet) is hot-rolled to produce a steel material. Hot rolling conditions are not particularly limited. The cooling method is not particularly limited, and may be allowed to cool, for example. The steel for hot forging (slab, ingot, steel slab or steel bar) is manufactured by the above manufacturing.
熱間鍛造用鋼材を熱間鍛造して機械構造用部品（例えばハブ）の粗形状の中間品を製造する。製造された中間品を大気中で放冷する。中間品を機械加工により所定の形状に切削する。以上の工程により、機械構造用部品が製造される。 Hot forging steel is hot forged to produce a rough intermediate product of a machine structural part (for example, a hub). The produced intermediate product is allowed to cool in the atmosphere. The intermediate product is cut into a predetermined shape by machining. Through the above steps, a machine structural component is manufactured.
種々の化学組成を有する熱間鍛造用鋼材を製造し、強度及び靭性（常温靭性及び低温靭性）について調査した。 Steels for hot forging having various chemical compositions were produced and investigated for strength and toughness (normal temperature toughness and low temperature toughness).
［実験方法］
［熱間鍛造用鋼材の製造］
表１及び表２に示す化学組成を有する１５０ｋｇの溶鋼を真空溶解により製造し、インゴット（熱間鍛造用鋼材）とした。[experimental method]
[Manufacture of steel for hot forging]
150 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 1 and Table 2 was manufactured by vacuum melting to obtain an ingot (steel for hot forging).
各インゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造を実施した。熱間鍛造時の仕上げ温度はいずれも１０００℃であった。熱間鍛造により、直径４０ｍｍの丸棒鍛伸材を製造した。 Each ingot was heated to 1250 ° C. and then hot forging was performed. The finishing temperature during hot forging was 1000 ° C. A forged bar with a diameter of 40 mm was manufactured by hot forging.
［引張試験］
各試験番号の丸棒鍛伸材から、ＪＩＳ１４号試験片を作製した。試験片の長手方向は、丸棒鍛伸材の長手方向と平行であった。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、常温（２０℃）、大気中にて引張試験を実施して、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を測定した。[Tensile test]
A JIS No. 14 test piece was prepared from the round bar forging material of each test number. The longitudinal direction of the test piece was parallel to the longitudinal direction of the round bar forging material. The tensile strength TS (MPa) was measured by conducting a tensile test at room temperature (20 ° C.) and in the atmosphere using the test piece in accordance with JIS Z2241 (2011).
測定結果を表３に示すとおり分類した。各試験番号の測定結果を表１及び表２に示す。 The measurement results were classified as shown in Table 3. Tables 1 and 2 show the measurement results for each test number.
［シャルピー衝撃試験］
各試験番号の丸棒鍛伸材から、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験片を作製した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験では、各試験番号ごとに、常温（２０℃）と−４０℃とで実施し、常温での吸収エネルギー（Ｊ）と、−４０℃での吸収エネルギー（Ｊ）とをそれぞれ求め、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を算出した。[Charpy impact test]
JIS No. 3 U-notch Charpy test pieces were produced from the round bar forging material of each test number. The Charpy impact test based on JIS Z2242 (2005) was implemented using the test piece. In the Charpy impact test, each test number is carried out at normal temperature (20 ° C.) and −40 ° C., and the absorbed energy (J) at normal temperature and the absorbed energy (J) at −40 ° C. are obtained. The Charpy impact value (J / cm 2 ) was calculated.
測定結果を表４に示すとおり分類した。各試験番号の測定結果を表１及び表２に示す。表１、表２及び表４中の「常温靭性」は、２０℃でのシャルピー衝撃試験結果を示す。「低温靭性」は、−４０℃でのシャルピー衝撃試験結果を示す。 The measurement results were classified as shown in Table 4. Tables 1 and 2 show the measurement results for each test number. “Room-temperature toughness” in Tables 1, 2 and 4 indicates the Charpy impact test results at 20 ° C. “Low temperature toughness” indicates a Charpy impact test result at −40 ° C.
［試験結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１〜４、７〜１０、１３〜１６、２０、２１、２３〜２６、２９〜３２、３５〜３９、４２、４４、４５、４７〜４９、５１、５３〜６２の化学組成は適切であり、ｆｎ１〜ｆｎ３も適切であった。その結果、いずれの試験番号においても、強度は良好であり、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ以上であった。さらに、２０℃でのシャルピー衝撃値（常温靭性）は５５Ｊ／ｃｍ2以上、−４０℃でのシャルピー衝撃値（低温靭性）は３５Ｊ／ｃｍ2以上であり、優れた常温靭性及び低温靭性を示した。[Test results]
Referring to Table 1 and Table 2, test numbers 1 to 4, 7 to 10, 13 to 16, 20, 21, 23 to 26, 29 to 32, 35 to 39, 42, 44, 45, 47 to 49, The chemical compositions of 51, 53-62 were appropriate, and fn1-fn3 were also appropriate. As a result, in any test number, the strength was good and the tensile strength TS was 700 MPa or more. Further, the Charpy impact value at 20 ° C. (room temperature toughness) of 55 J / cm 2 or more, Charpy impact value at -40 ° C. (low-temperature toughness) is at 35 J / cm 2 or more, shows excellent cold toughness and low temperature toughness It was.
一方、試験番号５のＣ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。On the other hand, the C content of Test No. 5 was too high. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
試験番号６のＣ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。さらに、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The C content of test number 6 was too low. Therefore, the tensile strength TS was as low as less than 700 MPa. Furthermore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 , and the low temperature toughness was low.
試験番号１１のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。試験番号１２のＳｉ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。The Si content of test number 11 was too high. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low. The Si content of Test No. 12 was too low. Therefore, the tensile strength TS was as low as less than 700 MPa.
試験番号１７のＭｎ含有量は２．５０％以上であった。そのため、２０℃でのシャルピー衝撃値が５５Ｊ／ｃｍ2未満であり、常温靭性が低かった。さらに、ｆｎ２が高すぎ、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The Mn content of Test No. 17 was 2.50% or more. Therefore, the Charpy impact value at 20 ° C. was less than 55 J / cm 2 and the room temperature toughness was low. Furthermore, fn2 was too high, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 , and the low temperature toughness was low.
試験番号１８のＭｎ含有量は２．００％よりも高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The Mn content of Test No. 18 was too higher than 2.00%. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
試験番号１９のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。 The Mn content of test number 19 was too low. Therefore, the tensile strength TS was as low as less than 700 MPa.
試験番号２２のＰ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The P content of test number 22 was too high. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
試験番号２７のＴｉ含有量は高すぎた。また、試験番号２８のＴｉ含有量は低すぎた。そのため、試験番号２７及び２８ではいずれも、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The Ti content of test number 27 was too high. Moreover, the Ti content of test number 28 was too low. Therefore, in both test numbers 27 and 28, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 , and the low temperature toughness was low.
試験番号３３のＣｒ含有量は高かった。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The Cr content of Test No. 33 was high. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
試験番号３４のＣｒ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。 The Cr content of Test No. 34 was too low. Therefore, the tensile strength TS was as low as less than 700 MPa.
試験番号４０のＮ含有量は高すぎた。そのため、２０℃でのシャルピー衝撃値が５５Ｊ／ｃｍ2未満であり、常温靭性が低かった。The N content of test number 40 was too high. Therefore, the Charpy impact value at 20 ° C. was less than 55 J / cm 2 and the room temperature toughness was low.
試験番号４１のＮ含有量は低すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The N content of test number 41 was too low. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
試験番号４３のＯ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。The O content of test number 43 was too high. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
試験番号４６では、ｆｎ１が低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低く、疲労強度が低いことが予想された。 In test number 46, fn1 was too low. Therefore, it was expected that the tensile strength TS was as low as less than 700 MPa and the fatigue strength was low.
試験番号５０では、ｆｎ２が高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。In test number 50, fn2 was too high. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
試験番号５２では、ｆｎ３が低すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。In test number 52, fn3 was too low. Therefore, the Charpy impact value at −40 ° C. was less than 35 J / cm 2 and the low temperature toughness was low.
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。 The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
本発明による熱間鍛造用鋼材は、高い強度を有し、さらに、常温靭性だけでなく、低温靭性にも優れる。そのため、熱間鍛造により製造される機械構造用部品に広く適用できる。特に、従前には高価なＶを含有した非調質鋼から製造されていた、寒冷地での靭性が必要となる機械構造用部品（ハブ等）に好適である。 The steel for hot forging according to the present invention has high strength and is excellent not only in normal temperature toughness but also in low temperature toughness. Therefore, it can be widely applied to machine structural parts manufactured by hot forging. In particular, it is suitable for machine structural parts (such as hubs) that have been manufactured from non-heat treated steel containing expensive V and require toughness in cold regions.
Claims (4)
Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満、
Ｓｉ：０．３０〜１．００％、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０〜０．１００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．０２〜１．４９％、
Ｖ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｐｂ：０〜０．２０％、
Ｃｕ：０〜０．２０％、
Ｎｉ：０〜０．２０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、
Ｂ：０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、
式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、
式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である、熱間鍛造用鋼材。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。% By mass
C: more than 0.30 to less than 0.40%,
Si: 0.30 to 1.00%,
Mn: 1.00 to 2.00%,
Ti: 0.002 to 0.020%,
P: 0.035% or less,
S: 0.050-0.100%
Al: 0.050% or less,
Cr: 0.02-1.49%,
V: 0.02% or less,
N: 0.003-0.030%,
O: 0.0050% or less,
Ca: 0 to 0.0100%,
Pb: 0 to 0.20%,
Cu: 0 to 0.20%,
Ni: 0 to 0.20%,
Mo: 0 to 0.20%,
Nb: 0 to 0.050% and
B: 0 to 0.0050% is contained, the balance consists of Fe and impurities,
Fn1 defined by the formula (1) is 7.1 or more,
Fn2 defined by the formula (2) is 0.264 or less,
A steel material for hot forging, wherein fn3 defined by formula (3) is 0.49 or more.
fn1 = 17C + Si + Mn + Cr (1)
fn2 = 0.25Mn-14Ti (2)
fn3 = C + 0.1Mn + 0.28Cr (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) to (3).
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、及び、
Ｐｂ：０．０２〜０．２０％からなる群から選択される１種以上を含有する、熱間鍛造用鋼材。The hot forging steel material according to claim 1,
Ca: 0.0005 to 0.0100%, and
Pb: a steel material for hot forging containing one or more selected from the group consisting of 0.02 to 0.20%.
Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２０％、及び、
Ｍｏ：０．０５〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、熱間鍛造用鋼材。The hot forging steel material according to claim 1 or 2,
Cu: 0.05-0.20%,
Ni: 0.05-0.20% and
Mo: A steel material for hot forging containing one or more selected from the group consisting of 0.05 to 0.20%.
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、及び、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、熱間鍛造用鋼材。
It is a steel material for hot forging according to any one of claims 1 to 3,
Nb: 0.002 to 0.050% and
B: A steel material for hot forging containing one or more selected from the group consisting of 0.0005 to 0.0050%.
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7376784B2 (en) * | 2019-12-13 | 2023-11-09 | 日本製鉄株式会社 | hot forged parts |
| JP7445119B2 (en) * | 2020-01-31 | 2024-03-07 | 日本製鉄株式会社 | Machine parts and methods of manufacturing machine parts |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04254547A (en) * | 1991-02-05 | 1992-09-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for induction hardening |
| JP2004292920A (en) * | 2003-03-28 | 2004-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Non-heat treated steel, and product of non-heat treated steel |
| JP2005256134A (en) * | 2004-03-15 | 2005-09-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for induction hardening and crankshaft obtained by using the same |
| JP2008291323A (en) * | 2007-05-25 | 2008-12-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for deep hole drilling with minimum quantity lubrication |
| JP2013044030A (en) * | 2011-08-25 | 2013-03-04 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Non-heat treated steel for hot forging excellent in machinability |
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Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04254547A (en) * | 1991-02-05 | 1992-09-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for induction hardening |
| JP2004292920A (en) * | 2003-03-28 | 2004-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Non-heat treated steel, and product of non-heat treated steel |
| JP2005256134A (en) * | 2004-03-15 | 2005-09-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for induction hardening and crankshaft obtained by using the same |
| JP2008291323A (en) * | 2007-05-25 | 2008-12-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for deep hole drilling with minimum quantity lubrication |
| JP2013044030A (en) * | 2011-08-25 | 2013-03-04 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Non-heat treated steel for hot forging excellent in machinability |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109234627A (en) * | 2018-10-17 | 2019-01-18 | 南京钢铁股份有限公司 | A kind of high-strength and high-ductility Micro Alloying round steel and preparation method |
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