JPH0734189A - 被削性の優れた高強度棒鋼 - Google Patents
被削性の優れた高強度棒鋼Info
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- JPH0734189A JPH0734189A JP17574393A JP17574393A JPH0734189A JP H0734189 A JPH0734189 A JP H0734189A JP 17574393 A JP17574393 A JP 17574393A JP 17574393 A JP17574393 A JP 17574393A JP H0734189 A JPH0734189 A JP H0734189A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、圧延ままで８０kgf/mm2 以上の優
れた強度を有し、かつ被削性の優れた高強度棒鋼を提供
する。 【構成】 Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０２
〜４．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｓ：０．００５
〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．８％、Ｎ：０．０
０２〜０．０２０％を含有し、Ｐを低減し、または／さ
らに特定量のＮｂ，Ｖ，Ｔｉの１種または２種以上を含
有し、または／さらに特定量のＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉの１種
または２種を含有し、または／さらに特定量のＣａ，Ｐ
ｂの１種または２種を含有し、フェライトの組織分率が
１０〜６０％で、残部が実質的にマルテンサイトおよび
ベイナイトの少なくとも１つからなる混合組織である深
さ３mm以上の層を外周部に有する被削性の優れた高強度
棒鋼。
れた強度を有し、かつ被削性の優れた高強度棒鋼を提供
する。 【構成】 Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０２
〜４．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｓ：０．００５
〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．８％、Ｎ：０．０
０２〜０．０２０％を含有し、Ｐを低減し、または／さ
らに特定量のＮｂ，Ｖ，Ｔｉの１種または２種以上を含
有し、または／さらに特定量のＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉの１種
または２種を含有し、または／さらに特定量のＣａ，Ｐ
ｂの１種または２種を含有し、フェライトの組織分率が
１０〜６０％で、残部が実質的にマルテンサイトおよび
ベイナイトの少なくとも１つからなる混合組織である深
さ３mm以上の層を外周部に有する被削性の優れた高強度
棒鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はシャフト、ピン、ロッド
等の軸部品を製作するための素材棒鋼にかかわり、さら
に詳しくは、圧延ままで切削される上記軸類部用棒鋼と
して被削性の優れた高強度棒鋼に関するものである。
等の軸部品を製作するための素材棒鋼にかかわり、さら
に詳しくは、圧延ままで切削される上記軸類部用棒鋼と
して被削性の優れた高強度棒鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】シャフト、ピン、ロッド等の軸部品は、
従来中炭素鋼を用い、切削加工−焼入れ焼戻し（または
焼きならし）−仕上げ切削加工（−さらに一部の部品で
は高周波焼入れ・焼戻し）の工程により製造されてい
る。ここで、焼入れ焼戻しまたは焼きならしは軸部品と
して必要な強度と延性を確保するために行う処理である
が、低コスト化の視点から焼入れ焼戻しまたは焼きなら
し処理省略の指向が強い。さらに一方では、近年このよ
うな軸部品についても高強度化の指向が強い。
従来中炭素鋼を用い、切削加工−焼入れ焼戻し（または
焼きならし）−仕上げ切削加工（−さらに一部の部品で
は高周波焼入れ・焼戻し）の工程により製造されてい
る。ここで、焼入れ焼戻しまたは焼きならしは軸部品と
して必要な強度と延性を確保するために行う処理である
が、低コスト化の視点から焼入れ焼戻しまたは焼きなら
し処理省略の指向が強い。さらに一方では、近年このよ
うな軸部品についても高強度化の指向が強い。
【０００３】これに対して、特公昭５７−２１００８号
公報には特定成分系の材料を特定条件で圧延する靭性の
優れた軸用棒鋼の製造方法が示されている。本方法によ
り８０kgf/mm2 クラスの焼きならし処理省略棒鋼の製造
は可能である。しかしながら、８０kgf/mm2 以上に強度
をアップすると切削が困難になるため、圧延まま材を用
いて、現状で実現できる強度の最大は約８０kgf/mm2 で
ある。
公報には特定成分系の材料を特定条件で圧延する靭性の
優れた軸用棒鋼の製造方法が示されている。本方法によ
り８０kgf/mm2 クラスの焼きならし処理省略棒鋼の製造
は可能である。しかしながら、８０kgf/mm2 以上に強度
をアップすると切削が困難になるため、圧延まま材を用
いて、現状で実現できる強度の最大は約８０kgf/mm2 で
ある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記した強度
８０kgf/mm2 の強度レベルは、軸部品の強度レベルとし
て十分であるとは言えないのが現状である。本発明の目
的は、８０kgf/mm2 以上の優れた強度を有し、かつ切削
加工が可能である被削性の優れた高強度棒鋼を提供しよ
うとするものである。
８０kgf/mm2 の強度レベルは、軸部品の強度レベルとし
て十分であるとは言えないのが現状である。本発明の目
的は、８０kgf/mm2 以上の優れた強度を有し、かつ切削
加工が可能である被削性の優れた高強度棒鋼を提供しよ
うとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、被削性の
優れた高強度棒鋼を実現するために、鋭意検討を行い、
被削性は通常高強度化により低下するが、「組織を軟質
相（フェライト）と硬質相（マルテンサイト、ベイナイ
ト）の二相組織」とすることにより、高強度と被削性の
両立が可能であるという知見を得た。
優れた高強度棒鋼を実現するために、鋭意検討を行い、
被削性は通常高強度化により低下するが、「組織を軟質
相（フェライト）と硬質相（マルテンサイト、ベイナイ
ト）の二相組織」とすることにより、高強度と被削性の
両立が可能であるという知見を得た。
【０００６】本発明は以上の新規なる知見にもとづいて
なされたものであり、本発明の要旨は以下の通りであ
る。重量比として、Ｃ ：０．１０〜０．６０％、Ｓ
ｉ：０．０２〜４．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｓ
：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０
８％、Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、を含有しＰ
：０．０２％以下に制限し、または／さらにＮｂ：
０．０１〜０．３％、Ｖ ：０．０３〜０．７％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５％の１種または２種以上を含
有し、または／さらにＣｒ：０．０５〜２．５％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．５％の１
種または２種以上を含有し、または／さらにＣａ：０．
０００５〜０．００５％、Ｐｂ：０．０５〜０．５％の
１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、外周部に「フェライトの組織分率が１０〜
６０％であり、残部が実質的にマルテンサイトまたは／
およびベイナイトからなる混合組織」である深さ３mm以
上の層を有する被削性の優れた高強度棒鋼。
なされたものであり、本発明の要旨は以下の通りであ
る。重量比として、Ｃ ：０．１０〜０．６０％、Ｓ
ｉ：０．０２〜４．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｓ
：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０
８％、Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、を含有しＰ
：０．０２％以下に制限し、または／さらにＮｂ：
０．０１〜０．３％、Ｖ ：０．０３〜０．７％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５％の１種または２種以上を含
有し、または／さらにＣｒ：０．０５〜２．５％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．５％の１
種または２種以上を含有し、または／さらにＣａ：０．
０００５〜０．００５％、Ｐｂ：０．０５〜０．５％の
１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、外周部に「フェライトの組織分率が１０〜
６０％であり、残部が実質的にマルテンサイトまたは／
およびベイナイトからなる混合組織」である深さ３mm以
上の層を有する被削性の優れた高強度棒鋼。
【０００７】
【作用】以下に、本発明を詳細に説明する。本発明の成
分含有範囲を上記の如く限定した理由について説明す
る。
分含有範囲を上記の如く限定した理由について説明す
る。
【０００８】まず、Ｃは強度を増加させるのに有効な元
素であるが、０．１０％未満では強度が不足し、また
０．６％を超えると、延性の劣化を招くため、含有量を
０．１０〜０．６０％とした。
素であるが、０．１０％未満では強度が不足し、また
０．６％を超えると、延性の劣化を招くため、含有量を
０．１０〜０．６０％とした。
【０００９】次に、Ｓｉは固溶体硬化による強度の増加
を図ることを目的としておよび脱酸元素として添加する
が、０．０２％未満ではその効果は不十分であり、一
方、４．０％を超えるとその効果は飽和し、むしろ延性
の劣化を招くので、その含有量を０．０２〜４．０％と
した。
を図ることを目的としておよび脱酸元素として添加する
が、０．０２％未満ではその効果は不十分であり、一
方、４．０％を超えるとその効果は飽和し、むしろ延性
の劣化を招くので、その含有量を０．０２〜４．０％と
した。
【００１０】Ｍｎは焼入れ性の向上を目的として添加す
る。しかしながら、０．３０％未満ではこの効果は不十
分であり、一方、３．０％を超えるとその効果は飽和
し、むしろ延性の劣化を招くので、その含有量を０．３
〜３．０％とした。
る。しかしながら、０．３０％未満ではこの効果は不十
分であり、一方、３．０％を超えるとその効果は飽和
し、むしろ延性の劣化を招くので、その含有量を０．３
〜３．０％とした。
【００１１】また、Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、組
織の微細化および被削性の向上に寄与するが、０．００
５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５
％を超えるとその効果は飽和し、むしろ延性の劣化およ
び異方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を
０．００５〜０．１５％とした。
織の微細化および被削性の向上に寄与するが、０．００
５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５
％を超えるとその効果は飽和し、むしろ延性の劣化およ
び異方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を
０．００５〜０．１５％とした。
【００１２】次に、Ａｌは脱酸元素として添加するが、
０．０１％未満ではその効果は不十分であり、一方、
０．０８％を超えるとその効果は飽和し、むしろ延性を
劣化させるので、その含有量を０．０１〜０．０８０％
とした。
０．０１％未満ではその効果は不十分であり、一方、
０．０８％を超えるとその効果は飽和し、むしろ延性を
劣化させるので、その含有量を０．０１〜０．０８０％
とした。
【００１３】さらに、ＮはＡｌＮ等の炭窒化物析出によ
る組織の微細化を目的として添加するが、０．００２％
未満ではその効果は不十分であり、一方、０．０２０％
超では、その効果は飽和し、むしろ延性の劣化を招くの
で、その含有量を０．００２〜０．０２０％とした。
る組織の微細化を目的として添加するが、０．００２％
未満ではその効果は不十分であり、一方、０．０２０％
超では、その効果は飽和し、むしろ延性の劣化を招くの
で、その含有量を０．００２〜０．０２０％とした。
【００１４】一方、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起
こし、延性劣化の原因となる。特にＰが０．０２％を超
えると延性の劣化が顕著となるため、０．０２％を上限
とした。
こし、延性劣化の原因となる。特にＰが０．０２％を超
えると延性の劣化が顕著となるため、０．０２％を上限
とした。
【００１５】請求項２は、組織を一層微細化し、圧延ま
までの強靭化を図った鋼材である。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは鋼
中で炭窒化物を形成し、組織を微細化させる効果を有す
る。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０１％未満、Ｖ含
有量が０．０３％未満、Ｔｉ含有量が０．００５％未満
ではその効果は不十分であり、一方、Ｎｂ：０．３０％
超、Ｖ：０．７０％超、Ｔｉ：０．０５％超ではその効
果は飽和し、むしろ延性を劣化させるので、これらの含
有量をＮｂ：０．０１０〜０．３％、Ｖ：０．０３〜
０．７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％とした。
までの強靭化を図った鋼材である。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは鋼
中で炭窒化物を形成し、組織を微細化させる効果を有す
る。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０１％未満、Ｖ含
有量が０．０３％未満、Ｔｉ含有量が０．００５％未満
ではその効果は不十分であり、一方、Ｎｂ：０．３０％
超、Ｖ：０．７０％超、Ｔｉ：０．０５％超ではその効
果は飽和し、むしろ延性を劣化させるので、これらの含
有量をＮｂ：０．０１０〜０．３％、Ｖ：０．０３〜
０．７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％とした。
【００１６】請求項３は、焼入れ性の増加を図り一層の
強靭化を図った鋼材である。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉは焼入れ
性の増加により、圧延まま棒鋼の強度延性を増加させる
ために添加する。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．０
５％未満、Ｍｏの含有量が０．０５％未満、Ｎｉの含有
量が０．１％未満ではその効果は不十分であり、一方、
Ｃｒ：２．５％超、Ｍｏ：１．５％超、Ｎｉ：３．５％
超ではその効果は飽和し、むしろ延性を劣化させるの
で、これらの含有量をＣｒ：０．０５〜２．５％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．５％とし
た。
強靭化を図った鋼材である。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉは焼入れ
性の増加により、圧延まま棒鋼の強度延性を増加させる
ために添加する。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．０
５％未満、Ｍｏの含有量が０．０５％未満、Ｎｉの含有
量が０．１％未満ではその効果は不十分であり、一方、
Ｃｒ：２．５％超、Ｍｏ：１．５％超、Ｎｉ：３．５％
超ではその効果は飽和し、むしろ延性を劣化させるの
で、これらの含有量をＣｒ：０．０５〜２．５％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．５％とし
た。
【００１７】請求項４は、より一層被削性を向上させた
鋼材である。本発明鋼では、被削性向上を目的としてＣ
ａ，Ｐｂの１種または２種を含有させることができる。
しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％未満、Ｐｂ
含有量が０．０５％未満ではその効果は不十分であり、
一方、Ｃａ：０．００５％超、Ｐｂ：０．５０％超で
は、その効果は飽和し、むしろ延性を劣化させるので、
これらの含有量をＣａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｐｂ：０．０５〜０．５％とした。
鋼材である。本発明鋼では、被削性向上を目的としてＣ
ａ，Ｐｂの１種または２種を含有させることができる。
しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％未満、Ｐｂ
含有量が０．０５％未満ではその効果は不十分であり、
一方、Ｃａ：０．００５％超、Ｐｂ：０．５０％超で
は、その効果は飽和し、むしろ延性を劣化させるので、
これらの含有量をＣａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｐｂ：０．０５〜０．５％とした。
【００１８】次に本発明では、棒鋼の外周部に「フェラ
イトの組織分率が１０〜６０％であり、残部が実質的に
マルテンサイトまたは／およびベイナイトからなる混合
組織」である。深さ３mm以上の層を有する。棒鋼の外周
部組織を「フェライトの組織分率が１０〜６０％であ
り、残部が実質的にマルテンサイトまたは／およびベイ
ナイトからなる混合組織」とするのは、軟質相（フェラ
イト）と硬質相（マルテンサイト、ベイナイト）の二相
組織とすることにより、高強度と被削性を両立させるた
めである。フェライトの組織分率が１０〜６０％とした
のは、フェライトの組織分率が１０％未満では被削性が
劣化し、フェライトの組織分率が６０％超では強度が不
足するためである。また、この二相組織の深さを３mm以
上としたのは、３mm未満では高強度と被削性を両立させ
るのに十分な効果が得られないためである。なお、本発
明では、二相組織の深さの上限は規定せず、つまり中心
まで本要件を満たす二相組織とすることができる。ま
た、本発明の被削性の優れた高強度棒鋼では、製造のた
めの加熱−圧延条件−冷却条件は特に限定せず、本発明
の要件を満足すればいずれの条件でも良い。例えば、棒
鋼の外周部に所定の二相組織を得るには、熱間圧延に際
して、仕上げ圧延後の冷却過程で、Ａｒ3 −５℃〜Ａｒ
1 ＋５℃の温度範囲で鋼材表面部を３０℃/sec以上の冷
却速度で冷却する等の方法があり、また延性向上のため
には熱間圧延を仕上げ温度；８５０〜７００℃とするの
が望ましいが、本発明では製造条件を特に限定せず、本
発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。以下
に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示
す。
イトの組織分率が１０〜６０％であり、残部が実質的に
マルテンサイトまたは／およびベイナイトからなる混合
組織」である。深さ３mm以上の層を有する。棒鋼の外周
部組織を「フェライトの組織分率が１０〜６０％であ
り、残部が実質的にマルテンサイトまたは／およびベイ
ナイトからなる混合組織」とするのは、軟質相（フェラ
イト）と硬質相（マルテンサイト、ベイナイト）の二相
組織とすることにより、高強度と被削性を両立させるた
めである。フェライトの組織分率が１０〜６０％とした
のは、フェライトの組織分率が１０％未満では被削性が
劣化し、フェライトの組織分率が６０％超では強度が不
足するためである。また、この二相組織の深さを３mm以
上としたのは、３mm未満では高強度と被削性を両立させ
るのに十分な効果が得られないためである。なお、本発
明では、二相組織の深さの上限は規定せず、つまり中心
まで本要件を満たす二相組織とすることができる。ま
た、本発明の被削性の優れた高強度棒鋼では、製造のた
めの加熱−圧延条件−冷却条件は特に限定せず、本発明
の要件を満足すればいずれの条件でも良い。例えば、棒
鋼の外周部に所定の二相組織を得るには、熱間圧延に際
して、仕上げ圧延後の冷却過程で、Ａｒ3 −５℃〜Ａｒ
1 ＋５℃の温度範囲で鋼材表面部を３０℃/sec以上の冷
却速度で冷却する等の方法があり、また延性向上のため
には熱間圧延を仕上げ温度；８５０〜７００℃とするの
が望ましいが、本発明では製造条件を特に限定せず、本
発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。以下
に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示
す。
【００１９】
【実施例】表１の組成を有する１６２mm角の鋼片を４０
mmφの棒鋼に熱間圧延し、冷却途中で水冷（冷却速度：
３０℃/sec以上）し、表１に示すフェライト分率を有す
るフェライトと硬質相（マルテンサイト、ベイナイト）
の二相組織を得た。この棒鋼について機械的性質よび被
削性の評価を行った。
mmφの棒鋼に熱間圧延し、冷却途中で水冷（冷却速度：
３０℃/sec以上）し、表１に示すフェライト分率を有す
るフェライトと硬質相（マルテンサイト、ベイナイト）
の二相組織を得た。この棒鋼について機械的性質よび被
削性の評価を行った。
【００２０】被削性の評価は、超硬旋削性については基
材がＰ２０でありＴｉＮでＣＶＤコーティングされた市
販の超硬工具を用いて長手外周旋削し、１０分切削後の
工具逃げ面摩耗幅を測定して行った。試験に先立ち、切
削位置の黒皮を旋削で片側０．５mm除去した。切削条件
は切削速度１５０mm/min、送り０．２mm/rev、切り込み
２．０mmとし、切削油は用いなかった。また、ドリル穴
あけ性はＪＩＳ−ＳＫＨ５１で直径３mmのハイスドリル
を用い、切削速度を種々変化させて各切削速度における
切削不能になるまでのドリル寿命から切削速度−ドリル
寿命曲線を求め、この曲線から寿命穴あけ総深さが１０
００mmでドリル寿命となる最大切削速度を求め指標とし
た。ドリル寿命に及ぼす黒皮の影響を排除するため、丸
棒の外周表面の黒皮部に幅約５．５mmの平坦部を設ける
ために、圧延方向に平行に深さ０．２mm研削し、ドリル
穴あけはこの面に対して垂直に行った。穴あけ条件は送
り０．１mm/rev、穴深さ５mmとし、切削油はスピンドル
油を用い、２リットル／分とした。
材がＰ２０でありＴｉＮでＣＶＤコーティングされた市
販の超硬工具を用いて長手外周旋削し、１０分切削後の
工具逃げ面摩耗幅を測定して行った。試験に先立ち、切
削位置の黒皮を旋削で片側０．５mm除去した。切削条件
は切削速度１５０mm/min、送り０．２mm/rev、切り込み
２．０mmとし、切削油は用いなかった。また、ドリル穴
あけ性はＪＩＳ−ＳＫＨ５１で直径３mmのハイスドリル
を用い、切削速度を種々変化させて各切削速度における
切削不能になるまでのドリル寿命から切削速度−ドリル
寿命曲線を求め、この曲線から寿命穴あけ総深さが１０
００mmでドリル寿命となる最大切削速度を求め指標とし
た。ドリル寿命に及ぼす黒皮の影響を排除するため、丸
棒の外周表面の黒皮部に幅約５．５mmの平坦部を設ける
ために、圧延方向に平行に深さ０．２mm研削し、ドリル
穴あけはこの面に対して垂直に行った。穴あけ条件は送
り０．１mm/rev、穴深さ５mmとし、切削油はスピンドル
油を用い、２リットル／分とした。
【００２１】さらに、高周波焼入れによって深さ３mmの
硬化層を有する軸状試験片を製作し、捩り強度を評価し
た。表２に圧延まま材の機械的性質、被削性の評価結果
および高周波焼入れ後の捩り強度を示す。
硬化層を有する軸状試験片を製作し、捩り強度を評価し
た。表２に圧延まま材の機械的性質、被削性の評価結果
および高周波焼入れ後の捩り強度を示す。
【００２２】本発明鋼は圧延まま材でいずれも８０kgf/
mm2 以上の優れた引張強度を有し、同時に優れた被削性
を有しており、また高周波焼入れにより優れた捩り強度
を有していることがわかる。
mm2 以上の優れた引張強度を有し、同時に優れた被削性
を有しており、また高周波焼入れにより優れた捩り強度
を有していることがわかる。
【００２３】一方、比較例５，７，９は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎの含有量が本発明の範囲を下回った場合であり、いず
れも引張強さが不足している。比較例６，８，１０，１
１，１２，１３，１４はＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，
Ｎ，Ｐの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、
いずれも伸びが不十分である。比較例２４，２５，２
６，５５，５６，５７，８１，８２はＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃａ，Ｐｂの含有量が本発明の範囲
を上回った場合であり、いずれも伸びが不十分である。
ｎの含有量が本発明の範囲を下回った場合であり、いず
れも引張強さが不足している。比較例６，８，１０，１
１，１２，１３，１４はＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，
Ｎ，Ｐの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、
いずれも伸びが不十分である。比較例２４，２５，２
６，５５，５６，５７，８１，８２はＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃａ，Ｐｂの含有量が本発明の範囲
を上回った場合であり、いずれも伸びが不十分である。
【００２４】比較例１５，２７，５８，８３はフェライ
トの組織分率が本発明の範囲を下回った場合であり、優
れた被削性が得られていない。また、比較例１６，２
８，５９，８４はフェライトの組織分率が本発明の範囲
を上回った場合であり、いずれも引張強さが不足してい
る。
トの組織分率が本発明の範囲を下回った場合であり、優
れた被削性が得られていない。また、比較例１６，２
８，５９，８４はフェライトの組織分率が本発明の範囲
を上回った場合であり、いずれも引張強さが不足してい
る。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明法を用いれ
ば、シャフト、ピン、ロッド等の軸部品を製作するため
の素材棒鋼として、８０kgf/mm2 以上の優れた強度を有
し、かつ切削加工が可能である被削性の優れた高強度棒
鋼が得られ、産業上の効果は極めて顕著なるものがあ
る。
ば、シャフト、ピン、ロッド等の軸部品を製作するため
の素材棒鋼として、８０kgf/mm2 以上の優れた強度を有
し、かつ切削加工が可能である被削性の優れた高強度棒
鋼が得られ、産業上の効果は極めて顕著なるものがあ
る。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比として、 Ｃ ：０．１０〜０．６０％、 Ｓｉ：０．０２〜４．０％、 Ｍｎ：０．３〜３．０％、 Ｓ ：０．００５〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｎ ：０．００２〜０．０２０％、を含有し Ｐ：０．０２％以下に制限し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、外周部に「フ
ェライトの組織分率が１０〜６０％であり、残部が実質
的にマルテンサイトまたは／およびベイナイトからなる
混合組織」である深さ３mm以上の層を有する被削性の優
れた高強度棒鋼。 - 【請求項２】 さらに、成分が、 Ｎｂ：０．０１〜０．３％、 Ｖ ：０．０３〜０．７％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の１種または２種以上を
含有する請求項１記載の被削性の優れた高強度棒鋼。 - 【請求項３】 さらに、成分が、 Ｃｒ：０．０５〜２．５％、 Ｍｏ：０．０５〜１．５％、 Ｎｉ：０．１〜３．５％の１種または２種以上を含有す
る請求項１または請求項２記載の被削性の優れた高強度
棒鋼。 - 【請求項４】 さらに、成分が、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 Ｐｂ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上を含有
する請求項１、２または３記載の被削性の優れた高強度
棒鋼。
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ID=16001476
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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- 1993-07-15 JP JP17574393A patent/JP3297500B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| US9487848B2 (en) | 2007-10-29 | 2016-11-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot forging use non-heat-treated steel and hot forged non-heat-treated steel part |
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