JPH0355539B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0355539B2 JPH0355539B2 JP58096947A JP9694783A JPH0355539B2 JP H0355539 B2 JPH0355539 B2 JP H0355539B2 JP 58096947 A JP58096947 A JP 58096947A JP 9694783 A JP9694783 A JP 9694783A JP H0355539 B2 JPH0355539 B2 JP H0355539B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- product
- cast steel
- strength
- cooling
- products
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〈産業上の利用分野〉
この発明は、機械建設をはじめ機械構造用とし
て用いられる高強度鋳鋼品の製造方法に関する。 〈従来の技術〉 建設機械をはじめ機械構造用として用いられる
鋳鋼は、一般に“低合金鋳鋼”あるいは“炭素鋳
鋼品”と呼ばれる鋼種が主体となつている。 この種の鋳鋼品に要求される引張強さが60〜70
Kgｆ／mm2以下であれば、鋳造後焼きならしを施す
ことにより、これを満足することが可能である
が、それを越える引張強さ、例えば75Kgｆ／mm2以
上の引張強さを必要とする場合は、更に焼入れ、
焼戻しが必要となり、それだけ製品は高コストに
なる。 更に焼入れ、焼戻しにかかるコストに加え、鋳
鋼品のサイズ（肉厚）が大きくなるに従つてより
高い焼入れ性が要求されるため、これを満足させ
る成分を鋳鋼に添加する必要があり、材料のコス
トも高くなる。 従来、熱間鍛造用棒鋼の処理方法として、錬鋼
にＶを含ませ、熱間鍛造した製品の冷却を放冷よ
りも早目にコントロールし、Ｖによる折出硬化を
利用して焼きならし、或は焼入れ、焼戻しの必要
なく製品の強度を80Kgｆ／mm2に高め得ることは特
開昭56−169723号公報により公知である。 〈発明が解決しようとする課題〉 しかし、合金鋳鋼にＶを含ませて製品を鋳造し
ても、それだけでは強度をＶ入り熱間鍛造製品と
同程度にまで高めることはできない。 即ち、熱間鍛造の場合は、1100〜1200℃、或は
それ以上の温度に加熱して鍛造した製品を、その
鍛造温度から常温に冷却する際、その冷却速度は
自由にコントロールすることができる。しかし、
鋳造では合金鋳鋼の溶湯を鋳型に注入し、冷却し
て凝固するまで製品は鋳型の中にある。従つて、
鋳型の中の製品の冷却速度をコントロールするこ
とは実際上、不可能である。そして、假に放冷よ
りも早い冷却速度で冷却を行なうと、Ｖの析出効
果により高強度が得られるにしても製品の組織は
早い冷却速度によつて同一方向に揃い、脆くなつ
て所望の製品にはならない。 〈課題を解決するための手段〉 そこで本発明は、合金鋳鋼中に同様にＶを含ま
せ、Ｖの析出硬化を利用して焼きならし、或は焼
入れ、焼戻しを行なうことなく引張強さが60〜70
Kgｆ／mm2を越える、例えば75Kgｆ／mm2以上の高強
度鋳鋼品を安価に製造することを課題として研究
の結果、化学成分に適切に定め、一連の独特な処
理手順を踏むことで鋳造によつても上記高強度の
製品が得られることを見出したもので、機械構造
用高強度鋳鋼品の製造方法として、 Ｃ：0.30〜0.55％、Si：0.40〜0.80％、Mn：
1.00〜1.60％、Ｖ：0.07〜0.25％、Al：0.02〜0.08
％、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.10％以下であつて、 CE＝Ｃ＋Mn／６＋Cr＋Mo＋Ｖ／５＋Ni＋Cu／＋15 としてCE値0.6以上の化学成分を持つ合金鋳鋼に
依り製品を鋳造し、その製品を常温に冷却し鋳仕
上げ加工後、870〜1000℃の温度範囲で加熱処理
した後、冷却速度５〜100℃／分で冷却すること
を特徴とする。 尚、上記合金鋳鋼は0.30％以下のCr、0.20％以
下のMo、0.30％以下のNi、0.40％以下のCuのう
ち少なくとも一種、又は二種以上を更に含有して
もよい。 〈実施例〉 合金鋳鋼中のＣは鋳鋼品の引張強さを高め、更
にＶ、Cr等との炭化分を形成することによりマ
トリツクスの強化を図る上で、必要な元素である
が、0.30％未満では強度が不足し、0.55％を越え
ると炭化物の過剰な析出により必要以上に硬度が
増し、靭性が低下するとともに溶接上好ましくな
い。又、Siは強力な脱酸剤としての効果ととも
に、空冷後のマトリツクスのフエライトを強化す
る上でも有効であるが、0.40％未満では脱酸、強
度確保の上で懸念があり、また0.80％を越える
と、靭性が低下するとともに被切削性の上でも好
ましくない。Mnは脱硫剤、脱酸剤としての効果
を有するとともに、フエライト強化による強度ア
ツプの面でも有効な元素であるが、1.00％未満で
は強度が不足し、又1.60％を越えると、被切削性
が著しく損なわれるとともに、冷却時に質量効果
による内外の硬さの不均一を生ずる原因となる。
Ｖはこの発明による鋳鋼品の加熱、冷却処理にお
いて、炭．窒化物を形成し、これにより強度の増
加を図る上で極めて有効な元素であるが、0.07％
未満では強度が不足し、0.25％を越えると強度上
昇に伴う靭性低下が生ずるとともに、材料コスト
も高くなる。 一方、Alは脱酸効果と、結晶粒を微細化させ
る効果を有するが、0.02％未満ではその効果が乏
しく、0.08％を越えると増量効果がないばかり
か、AlN形成によりVNの析出を阻害する。 又、Ｐは有害不純物であり、0.04％越えると鋳
鋼に好ましくない影響が表われる。Ｓは一般には
有害不純物として扱われているが、被切削性の改
善を目的として添加する場合を考慮してその上限
を0.10％とした。 更にCrは一般に機械的性質の広汎な改善に有
効な元素として知られているが、この発明では特
に添加しなくてもよく、強度レベルの調整用とし
て加える場合を考え、上限を0.30％とした。又、
以上の化学成分以外にNi、Moはフエライトを強
化する元素と知られて居り、これらを加えること
もできるが、本発明にとつては必須の元素ではな
いと共に、過剰の添加は製造コストを引き上げる
ことになる。更にCuも特に添加しなくてもよい
が、鋼屑を循環的に使用する結果として0.4％以
下含まれる可能性がある。 尚、 CE＝Ｃ＋Mn／６＋Cr＋Mo＋Ｖ／５＋Ni＋Cu／＋15 とした場合、CE値を0.6以上としたのは、CE値が
0.6未満であると、所定の機械的性質を有する鋳
鋼品が得られないためである。 又、以上のような化学成分の合金鋳鋼を870〜
1000℃又はA3変態点以上1000℃以下の温度範囲
で加熱処理を行なうのは、Ｖがオーステナイトに
固溶し、析出効果を生むためと、結晶の微粒化と
組織の改善のためであり、加熱温度は、普通鋳鋼
品の焼きならし温度（約850℃）よりも高く、Ｃ
量に応じて完全にオーステナイト領域となるよう
にその下限を定め、又上限の1000℃は鋳鋼品の熱
衝撃性と、それ以上の温度に加熱すると結晶粒の
粗大化による靭性の低下が懸念されること、及び
通常の加熱装置の能力を考慮して定める。 この加熱処理は十分にオーステナイトに固溶す
るのに必要な時間、行なうが、この時間は製品の
質量により大きく変動するため、実際の加熱時間
は個々の製品により定めなければならない。 又、加熱後の冷却は５〜100℃／分の冷却速度
で行なう。これは充分にＶの炭窒化物を析出させ
るためであるが、通常の機械構造部品では上記の
冷却速度は空冷により充分に達成することができ
る。 別表及び図面第１図はCE値と加熱処理を施し
た鋳鋼品の機械的性質との関係を示すもので、別
表においてサンプルNo.１〜No.３はＶ添加のCE値
0.6未満の比較製品、サンプルNo.１〜No.14はＶ無
添加のJIS SCMn 3A、サンプルNo.４〜No.９は本
発明による製品であり、又表中、機械的性質の下
段（ ）内は加熱処理をしない鋳放し（as cast）
でのデータを示す。 そして別表及び第１図によれば、Ｖ添加、CE
値0.6以上、加熱、冷却処理の三条件のうちいず
れの条件を欠いても所定の機械的性質のものを得
ることができないのに対し、以上の条件のすべて
満足する本発明による製品は引張強さ、耐力、伸
び、硬さ等の機械的性質において満足すべきもの
を得ることができた。
て用いられる高強度鋳鋼品の製造方法に関する。 〈従来の技術〉 建設機械をはじめ機械構造用として用いられる
鋳鋼は、一般に“低合金鋳鋼”あるいは“炭素鋳
鋼品”と呼ばれる鋼種が主体となつている。 この種の鋳鋼品に要求される引張強さが60〜70
Kgｆ／mm2以下であれば、鋳造後焼きならしを施す
ことにより、これを満足することが可能である
が、それを越える引張強さ、例えば75Kgｆ／mm2以
上の引張強さを必要とする場合は、更に焼入れ、
焼戻しが必要となり、それだけ製品は高コストに
なる。 更に焼入れ、焼戻しにかかるコストに加え、鋳
鋼品のサイズ（肉厚）が大きくなるに従つてより
高い焼入れ性が要求されるため、これを満足させ
る成分を鋳鋼に添加する必要があり、材料のコス
トも高くなる。 従来、熱間鍛造用棒鋼の処理方法として、錬鋼
にＶを含ませ、熱間鍛造した製品の冷却を放冷よ
りも早目にコントロールし、Ｖによる折出硬化を
利用して焼きならし、或は焼入れ、焼戻しの必要
なく製品の強度を80Kgｆ／mm2に高め得ることは特
開昭56−169723号公報により公知である。 〈発明が解決しようとする課題〉 しかし、合金鋳鋼にＶを含ませて製品を鋳造し
ても、それだけでは強度をＶ入り熱間鍛造製品と
同程度にまで高めることはできない。 即ち、熱間鍛造の場合は、1100〜1200℃、或は
それ以上の温度に加熱して鍛造した製品を、その
鍛造温度から常温に冷却する際、その冷却速度は
自由にコントロールすることができる。しかし、
鋳造では合金鋳鋼の溶湯を鋳型に注入し、冷却し
て凝固するまで製品は鋳型の中にある。従つて、
鋳型の中の製品の冷却速度をコントロールするこ
とは実際上、不可能である。そして、假に放冷よ
りも早い冷却速度で冷却を行なうと、Ｖの析出効
果により高強度が得られるにしても製品の組織は
早い冷却速度によつて同一方向に揃い、脆くなつ
て所望の製品にはならない。 〈課題を解決するための手段〉 そこで本発明は、合金鋳鋼中に同様にＶを含ま
せ、Ｖの析出硬化を利用して焼きならし、或は焼
入れ、焼戻しを行なうことなく引張強さが60〜70
Kgｆ／mm2を越える、例えば75Kgｆ／mm2以上の高強
度鋳鋼品を安価に製造することを課題として研究
の結果、化学成分に適切に定め、一連の独特な処
理手順を踏むことで鋳造によつても上記高強度の
製品が得られることを見出したもので、機械構造
用高強度鋳鋼品の製造方法として、 Ｃ：0.30〜0.55％、Si：0.40〜0.80％、Mn：
1.00〜1.60％、Ｖ：0.07〜0.25％、Al：0.02〜0.08
％、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.10％以下であつて、 CE＝Ｃ＋Mn／６＋Cr＋Mo＋Ｖ／５＋Ni＋Cu／＋15 としてCE値0.6以上の化学成分を持つ合金鋳鋼に
依り製品を鋳造し、その製品を常温に冷却し鋳仕
上げ加工後、870〜1000℃の温度範囲で加熱処理
した後、冷却速度５〜100℃／分で冷却すること
を特徴とする。 尚、上記合金鋳鋼は0.30％以下のCr、0.20％以
下のMo、0.30％以下のNi、0.40％以下のCuのう
ち少なくとも一種、又は二種以上を更に含有して
もよい。 〈実施例〉 合金鋳鋼中のＣは鋳鋼品の引張強さを高め、更
にＶ、Cr等との炭化分を形成することによりマ
トリツクスの強化を図る上で、必要な元素である
が、0.30％未満では強度が不足し、0.55％を越え
ると炭化物の過剰な析出により必要以上に硬度が
増し、靭性が低下するとともに溶接上好ましくな
い。又、Siは強力な脱酸剤としての効果ととも
に、空冷後のマトリツクスのフエライトを強化す
る上でも有効であるが、0.40％未満では脱酸、強
度確保の上で懸念があり、また0.80％を越える
と、靭性が低下するとともに被切削性の上でも好
ましくない。Mnは脱硫剤、脱酸剤としての効果
を有するとともに、フエライト強化による強度ア
ツプの面でも有効な元素であるが、1.00％未満で
は強度が不足し、又1.60％を越えると、被切削性
が著しく損なわれるとともに、冷却時に質量効果
による内外の硬さの不均一を生ずる原因となる。
Ｖはこの発明による鋳鋼品の加熱、冷却処理にお
いて、炭．窒化物を形成し、これにより強度の増
加を図る上で極めて有効な元素であるが、0.07％
未満では強度が不足し、0.25％を越えると強度上
昇に伴う靭性低下が生ずるとともに、材料コスト
も高くなる。 一方、Alは脱酸効果と、結晶粒を微細化させ
る効果を有するが、0.02％未満ではその効果が乏
しく、0.08％を越えると増量効果がないばかり
か、AlN形成によりVNの析出を阻害する。 又、Ｐは有害不純物であり、0.04％越えると鋳
鋼に好ましくない影響が表われる。Ｓは一般には
有害不純物として扱われているが、被切削性の改
善を目的として添加する場合を考慮してその上限
を0.10％とした。 更にCrは一般に機械的性質の広汎な改善に有
効な元素として知られているが、この発明では特
に添加しなくてもよく、強度レベルの調整用とし
て加える場合を考え、上限を0.30％とした。又、
以上の化学成分以外にNi、Moはフエライトを強
化する元素と知られて居り、これらを加えること
もできるが、本発明にとつては必須の元素ではな
いと共に、過剰の添加は製造コストを引き上げる
ことになる。更にCuも特に添加しなくてもよい
が、鋼屑を循環的に使用する結果として0.4％以
下含まれる可能性がある。 尚、 CE＝Ｃ＋Mn／６＋Cr＋Mo＋Ｖ／５＋Ni＋Cu／＋15 とした場合、CE値を0.6以上としたのは、CE値が
0.6未満であると、所定の機械的性質を有する鋳
鋼品が得られないためである。 又、以上のような化学成分の合金鋳鋼を870〜
1000℃又はA3変態点以上1000℃以下の温度範囲
で加熱処理を行なうのは、Ｖがオーステナイトに
固溶し、析出効果を生むためと、結晶の微粒化と
組織の改善のためであり、加熱温度は、普通鋳鋼
品の焼きならし温度（約850℃）よりも高く、Ｃ
量に応じて完全にオーステナイト領域となるよう
にその下限を定め、又上限の1000℃は鋳鋼品の熱
衝撃性と、それ以上の温度に加熱すると結晶粒の
粗大化による靭性の低下が懸念されること、及び
通常の加熱装置の能力を考慮して定める。 この加熱処理は十分にオーステナイトに固溶す
るのに必要な時間、行なうが、この時間は製品の
質量により大きく変動するため、実際の加熱時間
は個々の製品により定めなければならない。 又、加熱後の冷却は５〜100℃／分の冷却速度
で行なう。これは充分にＶの炭窒化物を析出させ
るためであるが、通常の機械構造部品では上記の
冷却速度は空冷により充分に達成することができ
る。 別表及び図面第１図はCE値と加熱処理を施し
た鋳鋼品の機械的性質との関係を示すもので、別
表においてサンプルNo.１〜No.３はＶ添加のCE値
0.6未満の比較製品、サンプルNo.１〜No.14はＶ無
添加のJIS SCMn 3A、サンプルNo.４〜No.９は本
発明による製品であり、又表中、機械的性質の下
段（ ）内は加熱処理をしない鋳放し（as cast）
でのデータを示す。 そして別表及び第１図によれば、Ｖ添加、CE
値0.6以上、加熱、冷却処理の三条件のうちいず
れの条件を欠いても所定の機械的性質のものを得
ることができないのに対し、以上の条件のすべて
満足する本発明による製品は引張強さ、耐力、伸
び、硬さ等の機械的性質において満足すべきもの
を得ることができた。
【表】
【表】
第２図は本発明による製品及びそれ以外の方法
による製品の引張り強度を80Kgｆ／mm2程度にまで
向上させる手段の相違をわかり易く示した比較図
である。 図中、含Ｖ熱間鍛造製品とは従来例に挙げた特
開昭56−169723号公報による製品のことで、熱間
鍛造により成形した製品を、鍛造温度から常温に
冷却する冷却速度をコントロールすることにより
Ｖの析出硬化により冷却時点で約80Kgｆ／mm2の引
張り強度を有する。 又、Ｖを含有しない普通鋼の熱間鍛造製品は、
鍛造して冷却することにより引張り強度は高々60
Kgｆ／mm2であるが、焼入れ、焼戻しを行なうと80
Kgｆ／mm2程度にまで増加させることができる。 Ｖを含有しない普通鋳鋼は鋳造製品の引張り強
度は鋳造後の冷却状態で約50Kgｆ／mm2、これに通
常の焼きならし処理を行なうと若干の強度増加は
期待できるものの例えば60Kgｆ／mm2程度であり、
約80Kgｆ／mm2以上にするには更に焼入れ、焼戻し
を行なう必要がある。 これに対し、本発明による含Ｖ鋳造製品の引張
り強度は鋳造後の冷却状態で約50Kgｆ／mm2である
が、約900℃の加熱処理を行ない、冷却すると80
Kgｆ／mm2に向上し、この場合は焼入れ、焼戻しは
必要としない。 トラクターの覆帯駆動用フロント・アイドラ支
持体である第３図に示すリコイルヨークを本発明
の製造方法と、一般鋳鋼（JIS SCMo ３）を焼
入れ、焼戻しする方法とで製造し、表面硬さ、及
び断面硬さ分布、引張り特性、疲労特性を比較し
た所、次のような結果が得られた。 表面硬さ、及び断面硬さ分布 第４図は本発明製品と、焼入れ、焼戻した一
般鋳鋼製品の第３図のハツチング部分から採取
したテストピースの断面硬さ分布図であつて、
この図から明らかなように表面硬さは本発明製
品と一般鋳鋼製品は同レベルであるが、一般鋳
鋼製品では芯部程、硬さが低下している。これ
は材料の焼入れ性と、製品の質量効果の制約に
基因する。これに対して、本発明製品ではバナ
ジウム炭窒化物の析出硬化が５〜100℃／分と
いう比較的広範囲の冷却条件下で起きるため製
品の芯部まで、つまり製品の断面のどの位置で
も表面硬さと同程度の高い硬さが均一に得られ
ている。 この事実は、一般鋳鋼製で、焼入れ、焼戻し
を行なつても芯部まで充分に焼きが入らず、強
度不足が懸念される製品は、本発明によつて製
造した方が質量効果が余り受けず、芯部まで強
化することができるので好ましいことを強く示
唆するものであり、後述する引張り特性及び疲
労特性のデータもこれを裏付けている。 引張り特性
による製品の引張り強度を80Kgｆ／mm2程度にまで
向上させる手段の相違をわかり易く示した比較図
である。 図中、含Ｖ熱間鍛造製品とは従来例に挙げた特
開昭56−169723号公報による製品のことで、熱間
鍛造により成形した製品を、鍛造温度から常温に
冷却する冷却速度をコントロールすることにより
Ｖの析出硬化により冷却時点で約80Kgｆ／mm2の引
張り強度を有する。 又、Ｖを含有しない普通鋼の熱間鍛造製品は、
鍛造して冷却することにより引張り強度は高々60
Kgｆ／mm2であるが、焼入れ、焼戻しを行なうと80
Kgｆ／mm2程度にまで増加させることができる。 Ｖを含有しない普通鋳鋼は鋳造製品の引張り強
度は鋳造後の冷却状態で約50Kgｆ／mm2、これに通
常の焼きならし処理を行なうと若干の強度増加は
期待できるものの例えば60Kgｆ／mm2程度であり、
約80Kgｆ／mm2以上にするには更に焼入れ、焼戻し
を行なう必要がある。 これに対し、本発明による含Ｖ鋳造製品の引張
り強度は鋳造後の冷却状態で約50Kgｆ／mm2である
が、約900℃の加熱処理を行ない、冷却すると80
Kgｆ／mm2に向上し、この場合は焼入れ、焼戻しは
必要としない。 トラクターの覆帯駆動用フロント・アイドラ支
持体である第３図に示すリコイルヨークを本発明
の製造方法と、一般鋳鋼（JIS SCMo ３）を焼
入れ、焼戻しする方法とで製造し、表面硬さ、及
び断面硬さ分布、引張り特性、疲労特性を比較し
た所、次のような結果が得られた。 表面硬さ、及び断面硬さ分布 第４図は本発明製品と、焼入れ、焼戻した一
般鋳鋼製品の第３図のハツチング部分から採取
したテストピースの断面硬さ分布図であつて、
この図から明らかなように表面硬さは本発明製
品と一般鋳鋼製品は同レベルであるが、一般鋳
鋼製品では芯部程、硬さが低下している。これ
は材料の焼入れ性と、製品の質量効果の制約に
基因する。これに対して、本発明製品ではバナ
ジウム炭窒化物の析出硬化が５〜100℃／分と
いう比較的広範囲の冷却条件下で起きるため製
品の芯部まで、つまり製品の断面のどの位置で
も表面硬さと同程度の高い硬さが均一に得られ
ている。 この事実は、一般鋳鋼製で、焼入れ、焼戻し
を行なつても芯部まで充分に焼きが入らず、強
度不足が懸念される製品は、本発明によつて製
造した方が質量効果が余り受けず、芯部まで強
化することができるので好ましいことを強く示
唆するものであり、後述する引張り特性及び疲
労特性のデータもこれを裏付けている。 引張り特性
【表】
上記で述べた通り、両製品の表面硬さは同
レベルであつても、一般鋳鋼製品は芯部へ行く
程硬さは低下する傾向があるので表面から少し
内部に入つた部分から採取した引張り試験片で
は本発明製品の方がはるかに高い引張り強さを
示した。 又、伸び、絞りといつた延性面からの評価に
おいても本発明製品は一般鋳鋼製品に対し遜色
はない。これはＶが含有の非調質鍛造鋼製品の
鍛造温度に較べると低い900℃という比較的低
温の加熱温度により組織が微細化しているため
である。 疲労特性 実際の負荷状態よりも更に苛酷な条件として
前記第３図で矢印の位置に４トンの荷重を30
回／分、繰返して加え、疲労破壊起点から破断
するまでのサイクル数を夫々５個宛、測定し、
その測定値と、それを基にワイブル解析して算
出したB10ライフ、B50ライフ（10％、50％が
破断に至るまでのサイクル数）を下表に示す。
レベルであつても、一般鋳鋼製品は芯部へ行く
程硬さは低下する傾向があるので表面から少し
内部に入つた部分から採取した引張り試験片で
は本発明製品の方がはるかに高い引張り強さを
示した。 又、伸び、絞りといつた延性面からの評価に
おいても本発明製品は一般鋳鋼製品に対し遜色
はない。これはＶが含有の非調質鍛造鋼製品の
鍛造温度に較べると低い900℃という比較的低
温の加熱温度により組織が微細化しているため
である。 疲労特性 実際の負荷状態よりも更に苛酷な条件として
前記第３図で矢印の位置に４トンの荷重を30
回／分、繰返して加え、疲労破壊起点から破断
するまでのサイクル数を夫々５個宛、測定し、
その測定値と、それを基にワイブル解析して算
出したB10ライフ、B50ライフ（10％、50％が
破断に至るまでのサイクル数）を下表に示す。
【表】
破壊サイクル数を比較して明らかなように本
発明製品は一般鋳鋼製品に比し疲労特性は格段
と優れ、B10ライフ、B50ライフにおいても本
発明製品は一般鋳鋼製品の1.3倍、1.7倍も優れ
た強度を示した。 本発明による合金鋳鋼はＶを含ませる事と、
鋳仕上げ後の加熱冷却処理をすることのため、
普通鋳鋼よりもコスト高になるが、普通鋳鋼の
製品の引張り強度を80Kgｆ／mm2に向上するには
焼きならし処理、焼入れ、焼戻し処理を要する
コストを考慮すると、本発明による方法は材料
コストが僅かに高くても、焼きならし処理、焼
入れ、焼戻し処理を行なう必要がない分、現状
で1/3程度のコスト低減が計れる製品を提供す
ることができる。 〈発明の効果〉 以上要するに、この発明によれば前述のような
化学成分の合金鋳鋼で製品を鋳造し、鋳造後、そ
の製品を特殊に加熱した後冷却することによつ
て、 引張り強さ……735MPa（75Kgｆ／mm2）以上 耐力（0.2％永久歪）……490MPa（50Kgｆ／mm2）
以上 伸び……８％以上 硬さ（前断面）……BHN220以上 の機械的性質を有する鋳鋼品を得ることができ
る。 そして、この機械的性質は建設機械等の機械構
造用の高強度鋳鋼品として充分に満足できるもの
であり、しかもこの発明では通常の焼入れ、焼戻
しは不要なため、廉価に製造して提供することが
できる。
発明製品は一般鋳鋼製品に比し疲労特性は格段
と優れ、B10ライフ、B50ライフにおいても本
発明製品は一般鋳鋼製品の1.3倍、1.7倍も優れ
た強度を示した。 本発明による合金鋳鋼はＶを含ませる事と、
鋳仕上げ後の加熱冷却処理をすることのため、
普通鋳鋼よりもコスト高になるが、普通鋳鋼の
製品の引張り強度を80Kgｆ／mm2に向上するには
焼きならし処理、焼入れ、焼戻し処理を要する
コストを考慮すると、本発明による方法は材料
コストが僅かに高くても、焼きならし処理、焼
入れ、焼戻し処理を行なう必要がない分、現状
で1/3程度のコスト低減が計れる製品を提供す
ることができる。 〈発明の効果〉 以上要するに、この発明によれば前述のような
化学成分の合金鋳鋼で製品を鋳造し、鋳造後、そ
の製品を特殊に加熱した後冷却することによつ
て、 引張り強さ……735MPa（75Kgｆ／mm2）以上 耐力（0.2％永久歪）……490MPa（50Kgｆ／mm2）
以上 伸び……８％以上 硬さ（前断面）……BHN220以上 の機械的性質を有する鋳鋼品を得ることができ
る。 そして、この機械的性質は建設機械等の機械構
造用の高強度鋳鋼品として充分に満足できるもの
であり、しかもこの発明では通常の焼入れ、焼戻
しは不要なため、廉価に製造して提供することが
できる。
第１図は本発明による製品と比較製品のCE値
（炭素当量）と引張り強度（T.S）、耐力（Y.S）、
伸び（El）等の機械的性質の関係曲線図表、第２
図は本発明による製品、及びそれ以外の方法によ
る製品の強度向上手段を示す比較図、第３図は本
発明による製品と、一般鋳鋼を焼入れ、焼戻しし
て製造した製品の機械的強度を比較するために製
造したリコイルヨークの立面図、第４図は第３図
のリコイルヨークのハツチング部分から採取した
テストピースの断面の硬さ分布図である。
（炭素当量）と引張り強度（T.S）、耐力（Y.S）、
伸び（El）等の機械的性質の関係曲線図表、第２
図は本発明による製品、及びそれ以外の方法によ
る製品の強度向上手段を示す比較図、第３図は本
発明による製品と、一般鋳鋼を焼入れ、焼戻しし
て製造した製品の機械的強度を比較するために製
造したリコイルヨークの立面図、第４図は第３図
のリコイルヨークのハツチング部分から採取した
テストピースの断面の硬さ分布図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.30〜0.55％、Si：0.40〜0.80％、Mn：
1.00〜1.60％、Ｖ：0.07〜0.25％、Al：0.02〜0.08
％、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.10％以下であつて、 CE＝Ｃ＋Mn／６＋Cr＋Mo＋Ｖ／５＋Ni＋Cu／＋15 としてCE値0.6以上の化学成分を持つ合金鋳鋼に
依り製品を鋳造し、その製品を常温に冷却し鋳仕
上げ加工後、870〜1000℃の温度範囲で加熱処理
した後、冷却速度５〜100℃／分で冷却すること
を特徴とする機械構造用高強度鋳鋼品の製造方
法。 ２ 特許請求の範囲第１項に記載の機械構造用高
強度鋳鋼品の製造方法において、合金鋳鋼は0.30
％以下のCr、0.20％以下のMo、0.30％以下のNi、
0.40％以下のCuのうち少なくとも一種、又は二種
以上を更に含有する機械構造用高強度鋳鋼品の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9694783A JPS59226114A (ja) | 1983-06-02 | 1983-06-02 | 機械構造用高強度鋳鋼品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9694783A JPS59226114A (ja) | 1983-06-02 | 1983-06-02 | 機械構造用高強度鋳鋼品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59226114A JPS59226114A (ja) | 1984-12-19 |
| JPH0355539B2 true JPH0355539B2 (ja) | 1991-08-23 |
Family
ID=14178493
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9694783A Granted JPS59226114A (ja) | 1983-06-02 | 1983-06-02 | 機械構造用高強度鋳鋼品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59226114A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2625572B2 (ja) * | 1990-10-24 | 1997-07-02 | 株式会社クボタ | 鋳鋼品の熱処理方法 |
| CN103469116B (zh) * | 2013-08-07 | 2016-03-02 | 安徽蓝博旺机械集团合诚机械有限公司 | 一种叉车转向节用铸钢材料 |
| CN104120364B (zh) * | 2014-08-16 | 2016-02-24 | 西安煤矿机械有限公司 | 一种采煤机摇臂用合金调质铸钢及其制备方法 |
| EA201891069A1 (ru) * | 2018-05-30 | 2019-12-30 | РЕЙЛ 1520 АйПи ЛТД. | Легированная литейная сталь и изделие из нее |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS582243B2 (ja) * | 1980-05-08 | 1983-01-14 | 大同特殊鋼株式会社 | 自動車用非調質鍛造部品の製造方法 |
| JPS6045250B2 (ja) * | 1980-05-28 | 1985-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 非調質鍛造部品の製造方法 |
-
1983
- 1983-06-02 JP JP9694783A patent/JPS59226114A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59226114A (ja) | 1984-12-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11466334B2 (en) | Nitrogen-containing microalloyed spring steel and preparation method thereof | |
| CN108998725A (zh) | 履带链轨节用35MnBM钢及其制备方法 | |
| JPH0892690A (ja) | 耐疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法 | |
| KR101883290B1 (ko) | 오스템퍼드 구상흑연 주철의 제조방법 | |
| CN114107839A (zh) | 一种低合金铸钢及其热处理方法和在铁路行业的应用 | |
| JPH08311607A (ja) | 歯元曲げ強度に優れた低歪浸炭歯車およびその製造方法 | |
| JPH11335777A (ja) | 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| JPH05214484A (ja) | 高強度ばね用鋼およびその製造方法 | |
| CN105483562A (zh) | 一种高抗弯强韧模具钢及其制造方法 | |
| JPH039168B2 (ja) | ||
| JPH11181542A (ja) | 冷間加工性と高周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 | |
| JPS582243B2 (ja) | 自動車用非調質鍛造部品の製造方法 | |
| JPH01176055A (ja) | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 | |
| JPH0355539B2 (ja) | ||
| JPH075960B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼の製造方法 | |
| JPH0643605B2 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 | |
| JPH0696742B2 (ja) | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 | |
| JP2000119818A (ja) | 冷間加工性にすぐれたマルテンサイト系耐熱鋼 | |
| JPH09310152A (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼 | |
| KR101379058B1 (ko) | 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강 및 그 제조방법 | |
| JPH07310118A (ja) | 冷間加工に適した肌焼鋼の製造方法 | |
| JPH01225751A (ja) | 耐スポーリング性に優れた高負荷冷間圧延用ワークロールおよびその製造方法 | |
| JPS61139646A (ja) | 熱間鍛造用非調質棒鋼 | |
| JP4640101B2 (ja) | 熱間鍛造部品 | |
| JP2007146263A (ja) | 水冷孔からの割れが抑制されたダイカスト用熱間工具鋼 |