JPH02147148A - 肌焼鋼製品の製造方法 - Google Patents
肌焼鋼製品の製造方法Info
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- JPH02147148A JPH02147148A JP30015888A JP30015888A JPH02147148A JP H02147148 A JPH02147148 A JP H02147148A JP 30015888 A JP30015888 A JP 30015888A JP 30015888 A JP30015888 A JP 30015888A JP H02147148 A JPH02147148 A JP H02147148A
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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
本発明は、機械構造部品とする肌焼ｕＡ製品の製造方法
に関し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止した製品を提供す
る。
に関し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止した製品を提供す
る。
歯車、アウターレースあるいは軸受のような機械構造部
品の製造は、肌焼鋼の棒材や線材を鍛造や機械加工した
のち、浸炭処理をする工程に従って行なうことが多い。 浸炭のための熱処理は、高温に長時間保持する作業であ
って多大のエネルギーを必要とするから、多少は温度を
高めても短時間で完了させたい。 ところが、浸炭時の高温は結晶粒の急激な粗大化をひき
おこしやすい。 それによって、粗粒、混粒の組織がで
きると、焼き歪の増大や靭性の低下という好ましくない
結果を招く。 最近、この問題に対するひとつの解決策として、Ｔｉお
よびＮを特定量かつ特定の比率で含有する肌焼鋼を溶製
し、連続鋳造により、凝固点から１０００℃の温度範囲
を２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却して鋳片とし、
これを分塊圧延を行なうことなく直ちに棒鋼、線Ｈに圧
延することが提案された（特開昭６３−１６２８１２Ｍ
）。 鋳造時の冷却速度を高くすることは、鋳片の組織を微細
にする点で好ましく、また分塊圧延を行なわずに直接線
材圧延に向けることは、結晶粒粗大の機会を増さないか
ら、原理的に有利なことはたしかである。 分塊圧延を
要しない鋳片サイズは当然に小さいものであって、これ
はまた、高い冷却速度の実現を容易にする。 一方、寸法精度の高い圧延製品を得るために、鋳片の圧
延を冷間ないし温間の温度領域で行なうことがある。
この場合は、後の浸炭のための加熱時に結晶粒が粗大化
する駆動力が、熱間圧延の場合よりむしろ大きいから、
極端に高い浸炭温度を採用しなくてもなお、混粒や巨大
粒が生成する危険が大きい。 上記した、ＴｉおよびＮ
を特定量かつ特定の比率で使用する肌焼鋼の製造方法に
よっても、この問題は対処しきれない。
品の製造は、肌焼鋼の棒材や線材を鍛造や機械加工した
のち、浸炭処理をする工程に従って行なうことが多い。 浸炭のための熱処理は、高温に長時間保持する作業であ
って多大のエネルギーを必要とするから、多少は温度を
高めても短時間で完了させたい。 ところが、浸炭時の高温は結晶粒の急激な粗大化をひき
おこしやすい。 それによって、粗粒、混粒の組織がで
きると、焼き歪の増大や靭性の低下という好ましくない
結果を招く。 最近、この問題に対するひとつの解決策として、Ｔｉお
よびＮを特定量かつ特定の比率で含有する肌焼鋼を溶製
し、連続鋳造により、凝固点から１０００℃の温度範囲
を２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却して鋳片とし、
これを分塊圧延を行なうことなく直ちに棒鋼、線Ｈに圧
延することが提案された（特開昭６３−１６２８１２Ｍ
）。 鋳造時の冷却速度を高くすることは、鋳片の組織を微細
にする点で好ましく、また分塊圧延を行なわずに直接線
材圧延に向けることは、結晶粒粗大の機会を増さないか
ら、原理的に有利なことはたしかである。 分塊圧延を
要しない鋳片サイズは当然に小さいものであって、これ
はまた、高い冷却速度の実現を容易にする。 一方、寸法精度の高い圧延製品を得るために、鋳片の圧
延を冷間ないし温間の温度領域で行なうことがある。
この場合は、後の浸炭のための加熱時に結晶粒が粗大化
する駆動力が、熱間圧延の場合よりむしろ大きいから、
極端に高い浸炭温度を採用しなくてもなお、混粒や巨大
粒が生成する危険が大きい。 上記した、ＴｉおよびＮ
を特定量かつ特定の比率で使用する肌焼鋼の製造方法に
よっても、この問題は対処しきれない。
本発明の目的は、機械構造部品を製造するための肌焼鋼
において、浸炭に先立つ鍛造や圧延の加工工程を冷間な
いし温間で実施しても、浸炭時の熱処理によって結晶粒
の粗大化が生じることのない肌焼鋼製品の製造方法を提
供することにある。 １課題を解決するための手段】 本発明の肌焼鋼製品の製造方法は、Ｃ：０．１０−０．
３０％、Ｓｉ ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ ：０
．２〜２．０％、Ｓｏｎ、ＡＮ ：０．００３〜０．０
６０％、ならびに、Ｎｂ ：０．０１〜０．２０％お
よびＴｉ ：０．０１〜０．１５％の１種または２種を
含有し、Ｎ：０．０２５％以下であって、残部が実質上
Ｆｅからなる合金組成の肌焼鋼を溶製し、連続鋳造法に
よって分塊圧延を必要としないサイズの鋳片に鋳造し、
その際に凝固開始点から凝固終了点に至る温度範囲を２
０℃／ｌｌｌ１ｎ以上の冷却速度をもって急速に冷却し
、得られた鋳片をそのまま棒鋼または線材に圧延するこ
とからなる。 肌焼鋼の合金組成は、上記の各成分に加えて、下記の成
分グループのいずれか一方または両方を添加したもので
あってもよい。 イ） Ｃｒ ：０．３〜２．０％、Ｍｏ ：０．０５
〜０．５％およびＮｉ：０．３〜３．０％の１種または
２種以上。 口） Ｐｂ ：０．０３〜０．１５％、１Ｓｉ：Ｑ。 ０３〜０．１５％、Ｃａ ：０．０００３〜０゜００５
０％、およびＴｅ：００ＯＯ５〜０．１０％の１種また
は２種以上。
において、浸炭に先立つ鍛造や圧延の加工工程を冷間な
いし温間で実施しても、浸炭時の熱処理によって結晶粒
の粗大化が生じることのない肌焼鋼製品の製造方法を提
供することにある。 １課題を解決するための手段】 本発明の肌焼鋼製品の製造方法は、Ｃ：０．１０−０．
３０％、Ｓｉ ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ ：０
．２〜２．０％、Ｓｏｎ、ＡＮ ：０．００３〜０．０
６０％、ならびに、Ｎｂ ：０．０１〜０．２０％お
よびＴｉ ：０．０１〜０．１５％の１種または２種を
含有し、Ｎ：０．０２５％以下であって、残部が実質上
Ｆｅからなる合金組成の肌焼鋼を溶製し、連続鋳造法に
よって分塊圧延を必要としないサイズの鋳片に鋳造し、
その際に凝固開始点から凝固終了点に至る温度範囲を２
０℃／ｌｌｌ１ｎ以上の冷却速度をもって急速に冷却し
、得られた鋳片をそのまま棒鋼または線材に圧延するこ
とからなる。 肌焼鋼の合金組成は、上記の各成分に加えて、下記の成
分グループのいずれか一方または両方を添加したもので
あってもよい。 イ） Ｃｒ ：０．３〜２．０％、Ｍｏ ：０．０５
〜０．５％およびＮｉ：０．３〜３．０％の１種または
２種以上。 口） Ｐｂ ：０．０３〜０．１５％、１Ｓｉ：Ｑ。 ０３〜０．１５％、Ｃａ ：０．０００３〜０゜００５
０％、およびＴｅ：００ＯＯ５〜０．１０％の１種また
は２種以上。
肌焼鋼の結晶粒粗大化を防止する手段として、ＴｉやＮ
ｂの微細炭窒化物を析出させて、そのピンニング効果を
利用することが行なわれている。 従来は、インゴットに鋳造する場合はもちろん、連続鋳
造を行なってもその鋳片は比較的大型で必って分塊圧延
を行なうことを前提にしていたから、Ｔｉ （Ｃ，Ｎ
＞やＮｂ （Ｃ，Ｎ＞は、インゴットにせよ鋳片にせよ
、比較的大きな形で析出し、続く加熱によりいったんマ
トリクス中に溶は込み、再度微細に析出するという過程
を通って、ピンニング効果を発揮する。 前記した、ｌｉおよびＮを特定量かつ特定の比率で存在
させ、急冷鋳造する肌焼鋼の製造方法は、従来技術にお
ける大型炭窒化物の析出−溶解−微細析出という過程を
通らず、溶鋼から一挙に微細なＴｉＮを析出させて利用
するという技術思想に立脚している。 この方法は、前
記したように、高温浸炭への対策としては有用であるが
、冷間ないし温間の加工を行なう場合に効果が乏しかっ
た。 本発明者らの解明したところでは、ＴｉＮは比較的大き
な粒子として析出しやすく、いったん析出した後は析出
物の粒径をコントロールすることは困難であるから、結
晶粒粗大化の駆動力がとくに大きくなる冷間ないし温間
加工を伴う条件下では、ピンニング効果を発揮させるの
に適しないわけである。 そこで、微細に析出してピン
ニング効果を発揮させヤすいＴｉＣ，ＮｂＣ１とくに俊
者を利用すべきである、という結論を発明者らは１ｑだ
。 上記した合金組成の選択、分塊圧延を要しないサイズの
鋳片への連続鋳造、および鋳造の際の高い冷却速度の組
み合わせは、上述の知見にもとづいて導き出した結論で
ある。 本発明で材料とする合金の組成について、任意に添加す
る元素を含めて限定理由を簡単に述べれば、つぎのとお
りである。 Ｃ：０．１０−０．３０％ 機械構造部品としての強度の確保のために、ある程度の
Ｃ含有量が必要であり、一方、過大になると合部の靭性
も低下する。 上記の範囲は、その調和をはかって定め
た。 Ｓ＋ ：０．０２〜０．３５％ 脱酸剤として上記下限値以上の量を添加するが、冷間な
いし温間の加工性にとっては好ましくないから、上限値
止まりとする。 Ｍｎ ：０．２〜２．０％ 介在物とくに硫化物系介在物の形態を制御して、圧延や
鍛造により極度に延伸されないようにすることと、焼入
性を高めるため０．２％以上添加する。 多量にすぎる
と冷温間加工性と機械加工性を損うから、２．０％を限
界とする。 Ｓｏ、ｌ！、 Ａ！Ｊ：０．００３〜０．０６０強力な
脱酸性能を期待して添加するが、あまり多いとアルミナ
系介在物の但が増えて製品の瓢械的性質が劣ってくるか
ら、上記範囲内にコントロールする。 Ｎ ：０．０２５％以下 本発明ではＮの作用には期待せず、むしろ巨大炭窒化物
の生成による強度と靭性の低下を避けるため、上記限度
内で微量に止める。 Ｎｂ ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１５％ 前記したように、微細な炭化物の生成による結晶粒粗大
化防止の効果を得る。 多すぎると加工性を引き下げる
ばかりでなく、巨大炭窒化物が生成する原因となるから
、上記の限界を超えて添加してはならない。 Ｃｒ ：０．３〜２．０％、Ｍｏ ：０．０５〜Ｏ。 ５％ ともに強度と靭性を高めたい場合に、一方または両方を
加える。 Ｃｒが多くなると加工性を低くし、Ｍｏは熱
間加工の妨げとなるほか、コストを高くするから、それ
ぞれ上記限度内の添加に止める。 Ｐｂ ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ ：０．０３〜
０．１５％、Ｃａ ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｅ ：０．００５〜０．１０％ いずれも被削性改善元素として知られている。 加工性を損わない限度で、１種または２種以上を適量添
加する。 凝固開始点および凝固終了点は、それぞれ、連続鋳造の
ため水冷モールドに注入された溶鋼の、モールドと接触
した部分が凝固をはじめる位置、および鋳片の横断面内
に未凝固の部分がなくなる点をいう。 この２点間を２
０’Ｃ／ｍｉｎ以上の速度で冷却するのは、微細な（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）Ｃを均一に析出させて、結晶粒粗大化の防止
に役立てようとするからにほかならない。
ｂの微細炭窒化物を析出させて、そのピンニング効果を
利用することが行なわれている。 従来は、インゴットに鋳造する場合はもちろん、連続鋳
造を行なってもその鋳片は比較的大型で必って分塊圧延
を行なうことを前提にしていたから、Ｔｉ （Ｃ，Ｎ
＞やＮｂ （Ｃ，Ｎ＞は、インゴットにせよ鋳片にせよ
、比較的大きな形で析出し、続く加熱によりいったんマ
トリクス中に溶は込み、再度微細に析出するという過程
を通って、ピンニング効果を発揮する。 前記した、ｌｉおよびＮを特定量かつ特定の比率で存在
させ、急冷鋳造する肌焼鋼の製造方法は、従来技術にお
ける大型炭窒化物の析出−溶解−微細析出という過程を
通らず、溶鋼から一挙に微細なＴｉＮを析出させて利用
するという技術思想に立脚している。 この方法は、前
記したように、高温浸炭への対策としては有用であるが
、冷間ないし温間の加工を行なう場合に効果が乏しかっ
た。 本発明者らの解明したところでは、ＴｉＮは比較的大き
な粒子として析出しやすく、いったん析出した後は析出
物の粒径をコントロールすることは困難であるから、結
晶粒粗大化の駆動力がとくに大きくなる冷間ないし温間
加工を伴う条件下では、ピンニング効果を発揮させるの
に適しないわけである。 そこで、微細に析出してピン
ニング効果を発揮させヤすいＴｉＣ，ＮｂＣ１とくに俊
者を利用すべきである、という結論を発明者らは１ｑだ
。 上記した合金組成の選択、分塊圧延を要しないサイズの
鋳片への連続鋳造、および鋳造の際の高い冷却速度の組
み合わせは、上述の知見にもとづいて導き出した結論で
ある。 本発明で材料とする合金の組成について、任意に添加す
る元素を含めて限定理由を簡単に述べれば、つぎのとお
りである。 Ｃ：０．１０−０．３０％ 機械構造部品としての強度の確保のために、ある程度の
Ｃ含有量が必要であり、一方、過大になると合部の靭性
も低下する。 上記の範囲は、その調和をはかって定め
た。 Ｓ＋ ：０．０２〜０．３５％ 脱酸剤として上記下限値以上の量を添加するが、冷間な
いし温間の加工性にとっては好ましくないから、上限値
止まりとする。 Ｍｎ ：０．２〜２．０％ 介在物とくに硫化物系介在物の形態を制御して、圧延や
鍛造により極度に延伸されないようにすることと、焼入
性を高めるため０．２％以上添加する。 多量にすぎる
と冷温間加工性と機械加工性を損うから、２．０％を限
界とする。 Ｓｏ、ｌ！、 Ａ！Ｊ：０．００３〜０．０６０強力な
脱酸性能を期待して添加するが、あまり多いとアルミナ
系介在物の但が増えて製品の瓢械的性質が劣ってくるか
ら、上記範囲内にコントロールする。 Ｎ ：０．０２５％以下 本発明ではＮの作用には期待せず、むしろ巨大炭窒化物
の生成による強度と靭性の低下を避けるため、上記限度
内で微量に止める。 Ｎｂ ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１５％ 前記したように、微細な炭化物の生成による結晶粒粗大
化防止の効果を得る。 多すぎると加工性を引き下げる
ばかりでなく、巨大炭窒化物が生成する原因となるから
、上記の限界を超えて添加してはならない。 Ｃｒ ：０．３〜２．０％、Ｍｏ ：０．０５〜Ｏ。 ５％ ともに強度と靭性を高めたい場合に、一方または両方を
加える。 Ｃｒが多くなると加工性を低くし、Ｍｏは熱
間加工の妨げとなるほか、コストを高くするから、それ
ぞれ上記限度内の添加に止める。 Ｐｂ ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ ：０．０３〜
０．１５％、Ｃａ ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｅ ：０．００５〜０．１０％ いずれも被削性改善元素として知られている。 加工性を損わない限度で、１種または２種以上を適量添
加する。 凝固開始点および凝固終了点は、それぞれ、連続鋳造の
ため水冷モールドに注入された溶鋼の、モールドと接触
した部分が凝固をはじめる位置、および鋳片の横断面内
に未凝固の部分がなくなる点をいう。 この２点間を２
０’Ｃ／ｍｉｎ以上の速度で冷却するのは、微細な（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）Ｃを均一に析出させて、結晶粒粗大化の防止
に役立てようとするからにほかならない。
表に示す組成の合金組成の肌焼鋼を溶製し、−部は大き
さ４００Ｋｓのインゴットに鋳造し、一部は５００Ｘ４
００ｍの大断面の鋳片へ、そして残りは１５０Ｘ１５０
ｍの小断面の鋳片へ、いずれも連続鋳造により鋳造した
。 凝固開始点から終了点まで（インゴット鋳造では注湯か
ら未凝固部分がなくなると推定される時点まで）の冷却
速度は、それぞれ５℃／ｍｉｎ （インゴット）、１
０℃／ｍｉｎ （大断面連鋳）および５０℃／ｌ１１
ｉｎ （小断面連鋳）である。 従って、第三の場合
だけが本発明に従う実施例であり、他は比較例である。 インゴットおよび大断面鋳片は分塊圧延したのち、小断
面鋳片はそのまま、いずれも圧延して直径３２ｍの棒材
にした。 各試料の半分を、７６０’Ｃに８時間保持し、ついで１
０℃／ｍｉ口の速度で６５０°Ｃまで降温したのち空冷
する球状化焼鈍処理をしてから、機械加工により、直径
２５履×高さ３７．５Ｍの試験片にした。 これを冷間
で据え込み、高さを１２＃まで減らした。 据込率は７
３％である。 残り半分の試料は、直ちに機械加工して上記寸法の試験
片にしてから、９００℃に加熱した温間加工条件下に、
上記と同じ据込率の据え込みを行なった。 それぞれの試験片を、９２０℃×６時間の加熱条件でガ
ス浸炭したのち、ＪＩＳ−ＧＯ５５１にもとづいて結晶
粒度を測定した。 その結果、比較例すなわち冷却速度
の遅いインゴット鋳造の鋼塊および大断面連続鋳造の鋳
片から出発したものは、冷間加工の場合も温間加工の場
合も、粗粒ないし混粒の組織ばかりであったが、実施例
の小断面鋳片から出発したものは、冷間加工、温間加工
の両方とも、すべての試料が細粒の組織であった。 別に、０．２Ｃ−０，８Ｍｎ−１，２Ｏｒ −（０，０
１〜０．２）Ｎｌ）の組成（このほか、Ｓｉ ：０．
０２％およびＳｏｎ 、ｌ！ ： ０．０３％を含有し
、残部が実質上Ｆｅからなる）の合金の溶湯を、種々の
冷却速度で冷却して凝固させ、析出した炭化物の粒径を
しらべた。 プロットは、添付図面に示すような、両対
数グラフで２本のほぼ平行な直線にはさまれる領域（図
に斜線で示した）に入っていた。
さ４００Ｋｓのインゴットに鋳造し、一部は５００Ｘ４
００ｍの大断面の鋳片へ、そして残りは１５０Ｘ１５０
ｍの小断面の鋳片へ、いずれも連続鋳造により鋳造した
。 凝固開始点から終了点まで（インゴット鋳造では注湯か
ら未凝固部分がなくなると推定される時点まで）の冷却
速度は、それぞれ５℃／ｍｉｎ （インゴット）、１
０℃／ｍｉｎ （大断面連鋳）および５０℃／ｌ１１
ｉｎ （小断面連鋳）である。 従って、第三の場合
だけが本発明に従う実施例であり、他は比較例である。 インゴットおよび大断面鋳片は分塊圧延したのち、小断
面鋳片はそのまま、いずれも圧延して直径３２ｍの棒材
にした。 各試料の半分を、７６０’Ｃに８時間保持し、ついで１
０℃／ｍｉ口の速度で６５０°Ｃまで降温したのち空冷
する球状化焼鈍処理をしてから、機械加工により、直径
２５履×高さ３７．５Ｍの試験片にした。 これを冷間
で据え込み、高さを１２＃まで減らした。 据込率は７
３％である。 残り半分の試料は、直ちに機械加工して上記寸法の試験
片にしてから、９００℃に加熱した温間加工条件下に、
上記と同じ据込率の据え込みを行なった。 それぞれの試験片を、９２０℃×６時間の加熱条件でガ
ス浸炭したのち、ＪＩＳ−ＧＯ５５１にもとづいて結晶
粒度を測定した。 その結果、比較例すなわち冷却速度
の遅いインゴット鋳造の鋼塊および大断面連続鋳造の鋳
片から出発したものは、冷間加工の場合も温間加工の場
合も、粗粒ないし混粒の組織ばかりであったが、実施例
の小断面鋳片から出発したものは、冷間加工、温間加工
の両方とも、すべての試料が細粒の組織であった。 別に、０．２Ｃ−０，８Ｍｎ−１，２Ｏｒ −（０，０
１〜０．２）Ｎｌ）の組成（このほか、Ｓｉ ：０．
０２％およびＳｏｎ 、ｌ！ ： ０．０３％を含有し
、残部が実質上Ｆｅからなる）の合金の溶湯を、種々の
冷却速度で冷却して凝固させ、析出した炭化物の粒径を
しらべた。 プロットは、添付図面に示すような、両対
数グラフで２本のほぼ平行な直線にはさまれる領域（図
に斜線で示した）に入っていた。
本発明の方法に従って製造した肌焼鋼製品は、極めて微
細な（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃが均一に析出していて、その後の
加工を、冷間ないし温間の結晶粒粗大化の駆動力が熱間
より高くなる方法で行なった場合でも、浸炭時の加熱に
よる粗粒化や巨大品の生成をみることがない。 この結
晶粒粗大化防止の効果は、高温で浸炭処理を行なった場
合にも、明らかに得られる。 従って本発明の方法は、
冷間ないし温間の加工という、加熱工程を省略するかま
たは消費エネルギーを低減して寸法精度の高い浸炭用部
品を用意する加工法を採用し、それを高温に短時間加熱
するという、生産性を高めエネルギーコストを低く抑え
た浸炭処理を行なう最近の肌焼鋼の使用態様にマツチし
た、合理的な製造方法ということができる。
細な（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃが均一に析出していて、その後の
加工を、冷間ないし温間の結晶粒粗大化の駆動力が熱間
より高くなる方法で行なった場合でも、浸炭時の加熱に
よる粗粒化や巨大品の生成をみることがない。 この結
晶粒粗大化防止の効果は、高温で浸炭処理を行なった場
合にも、明らかに得られる。 従って本発明の方法は、
冷間ないし温間の加工という、加熱工程を省略するかま
たは消費エネルギーを低減して寸法精度の高い浸炭用部
品を用意する加工法を採用し、それを高温に短時間加熱
するという、生産性を高めエネルギーコストを低く抑え
た浸炭処理を行なう最近の肌焼鋼の使用態様にマツチし
た、合理的な製造方法ということができる。
図面は、本発明で使用する合金組成の肌焼鋼を種々の冷
却速度で鋳造したときの、析出した微細な炭化物（主と
してＮｂＣ）の粒径に冷却速度が及ぼす影響を示したグ
ラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
却速度で鋳造したときの、析出した微細な炭化物（主と
してＮｂＣ）の粒径に冷却速度が及ぼす影響を示したグ
ラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
Claims (4)
- （１）Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０２〜０
．３５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０
．００３〜０．０６０％、ならびに、Ｎｂ：０．０１〜
０．２０％およびＴｉ：０．０１〜０．１５％の１種ま
たは２種を含有し、Ｎ：０．０２５％以下であつて、残
部が実質上Ｆｅからなる合金組成の肌焼鋼を溶製し、連
続鋳造法によって分塊圧延を必要としないサイズの鋳片
に鋳造し、その際に凝固開始点から凝固終了点に至る温
度範囲を２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度をもって急速に
冷却し、得られた鋳片をそのまま棒鋼または線材に圧延
することからなる肌焼鋼製品の製造方法。 - （２）肌焼鋼として、請求項１に記載の成分に加えて、
Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％お
よびＮｉ：０．３〜３．０％の１種または２種以上を含
有する組成のものを使用する請求項１の肌焼鋼製品の製
造方法。 - （３）肌焼鋼として、請求項１に記載の成分に加えて、
Ｐｂ：０．０３〜０．１５％、Ｂｉ：０．０３〜０．１
５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％およびＴｅ
：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上を含有
する組成のものを使用する請求項１の肌焼鋼製品の製造
方法。 - （４）肌焼鋼として、請求項１に記載の成分に加えて、
Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％お
よびＮｉ：０．３〜３．０％の１種または２種以上、な
らびに、Ｐｂ：０．０３〜０．１５％、Ｂｉ：０．０３
〜０．１５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％お
よびＴｅ：０．００５〜０．１０％の１種または２種以
上を含有する組成のものを使用する請求項１の肌焼鋼製
品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63300158A JP2926725B2 (ja) | 1988-11-28 | 1988-11-28 | 肌焼鋼製品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63300158A JP2926725B2 (ja) | 1988-11-28 | 1988-11-28 | 肌焼鋼製品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02147148A true JPH02147148A (ja) | 1990-06-06 |
| JP2926725B2 JP2926725B2 (ja) | 1999-07-28 |
Family
ID=17881444
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63300158A Expired - Lifetime JP2926725B2 (ja) | 1988-11-28 | 1988-11-28 | 肌焼鋼製品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2926725B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004238702A (ja) * | 2003-02-07 | 2004-08-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐低サイクル衝撃疲労特性に優れた浸炭部品 |
| JP2007162128A (ja) * | 2005-11-15 | 2007-06-28 | Kobe Steel Ltd | 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品 |
| JP2011219854A (ja) * | 2010-03-26 | 2011-11-04 | Jfe Steel Corp | 肌焼鋼およびその製造方法 |
| JP2012062536A (ja) * | 2010-09-16 | 2012-03-29 | Jfe Steel Corp | 肌焼鋼およびその製造方法 |
| CN105886937A (zh) * | 2016-05-31 | 2016-08-24 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种低成本超高强圆环链用盘条及其制造方法 |
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| JPS63162812A (ja) * | 1986-12-26 | 1988-07-06 | Nippon Steel Corp | 肌焼鋼の製造方法 |
-
1988
- 1988-11-28 JP JP63300158A patent/JP2926725B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2926725B2 (ja) | 1999-07-28 |
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