JPS605821A - 冷間鍛造用部品鋼の製造方法 - Google Patents
冷間鍛造用部品鋼の製造方法Info
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- JPS605821A JPS605821A JP11318783A JP11318783A JPS605821A JP S605821 A JPS605821 A JP S605821A JP 11318783 A JP11318783 A JP 11318783A JP 11318783 A JP11318783 A JP 11318783A JP S605821 A JPS605821 A JP S605821A
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- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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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
【発明の詳細な説明】
この発明は、冷間加工性に優れた冷間鍛造用部品鋼を、
長時間の球状化焼なまし工程を要することなく高能率で
製造する方法に関するものである。
長時間の球状化焼なまし工程を要することなく高能率で
製造する方法に関するものである。
これまで、ボルト、ナツト、各種軸傾等の、冷間鍛造に
よって作られる機械構造用部材には、必要とする強度等
に応じて様々な鋼種のものが使用されてきており、ＪＩ
’Ｓ規格においても、炭素鋼Ｃ８Ｃ材（Ｇ ４０５．１
） ３ ｇクロム鋼（ＳＣｒ材（Ｇ４１０４）］、ク
ロムモリブデン鋼（ＳＣＭ材（＋ｏ＋１ｏ５））、ニッ
ケルクロムモリブデン鋼［ｓＮｃＭ材（Ｇ４１０３））
等の如く、成分や用途に応じて多くの冷間鍛造用部品鋼
が規定されている。
よって作られる機械構造用部材には、必要とする強度等
に応じて様々な鋼種のものが使用されてきており、ＪＩ
’Ｓ規格においても、炭素鋼Ｃ８Ｃ材（Ｇ ４０５．１
） ３ ｇクロム鋼（ＳＣｒ材（Ｇ４１０４）］、ク
ロムモリブデン鋼（ＳＣＭ材（＋ｏ＋１ｏ５））、ニッ
ケルクロムモリブデン鋼［ｓＮｃＭ材（Ｇ４１０３））
等の如く、成分や用途に応じて多くの冷間鍛造用部品鋼
が規定されている。
ところで、これら従来の冷間鍛造用部品鋼は、その製造
の際、冷間で実施する伸線工程での割れの防止や冷間鍛
造性向上のための球状化焼なましを必須とするものであ
シ、その上、冷間鍛造終了後にも機械的性質向上のため
の焼入れ・焼もどし処理を欠くことができないものであ
った。特に、前記球状化焼なましには７ｏｏ〜８０．０
℃の温度域での１０時間近くの保持工程が必要であシ
、これが冷間鍛造用部品鋼製造作業上の大きな障害とな
っていたのである。
の際、冷間で実施する伸線工程での割れの防止や冷間鍛
造性向上のための球状化焼なましを必須とするものであ
シ、その上、冷間鍛造終了後にも機械的性質向上のため
の焼入れ・焼もどし処理を欠くことができないものであ
った。特に、前記球状化焼なましには７ｏｏ〜８０．０
℃の温度域での１０時間近くの保持工程が必要であシ
、これが冷間鍛造用部品鋼製造作業上の大きな障害とな
っていたのである。
従って、冷間鍛造用部品の製造においては、前記のよう
な長時間に亘る熱処理工程を省略するか或いは該工程に
おける時間短縮を図って作業能率を向上するとともに、
これＫよって製品コストを低減することが、従来からの
最大の課題となっていたのである。
な長時間に亘る熱処理工程を省略するか或いは該工程に
おける時間短縮を図って作業能率を向上するとともに、
これＫよって製品コストを低減することが、従来からの
最大の課題となっていたのである。
本発明者等は、上述のような観点から、長時間に亘る球
状化熱処理を必要とせずに優れだ冷間加工性を発揮し５
かつ冷間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理を施さなくても良
好な機械品性質を示す冷間鍛造用部品鋼を提供すべく、
多くの実、験・検討を加えながら研究を行った結果、 ＜） 特定成分組成の炭素鋼又は低合金鋼を（Ａｒ３変
態点＋２００℃〕以上の温度に加熱してから熱間圧延を
施すことにより、鋼中に含まれるＡ９Ｎ。
状化熱処理を必要とせずに優れだ冷間加工性を発揮し５
かつ冷間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理を施さなくても良
好な機械品性質を示す冷間鍛造用部品鋼を提供すべく、
多くの実、験・検討を加えながら研究を行った結果、 ＜） 特定成分組成の炭素鋼又は低合金鋼を（Ａｒ３変
態点＋２００℃〕以上の温度に加熱してから熱間圧延を
施すことにより、鋼中に含まれるＡ９Ｎ。
ＮｂＮ、 ＮｂＣ、’Ｉ’ ｉＣ，Ｔ ｉＮ等のオース
テナ・イト細粒化に有効な炭窒化析出物を均一に分散さ
せるとともに素地中に完全に固溶化すると、 Ａｒ１変
態点以下に冷却した場合に前記オーステナイト細粒化析
出物が再度均一微細に析出するようになる。そして、こ
れをＡＣ３点以上の、しかも極低温度域に加熱すると、
生成するオーステナ・イト粒は極めて微細なものとなる
が、この温度域において各パス毎に一定以上の圧下な加
える圧延を行うことで結晶粒の異常成長を防止しつつ再
結晶のみを促進せしめ、更に該圧延をＡ’ｒ３変態点未
満の温度域で終了してそのまま放冷するか、焼入れ組織
にならない範囲で急冷する処理を続けると、冷間加工性
に優れる上、成形後の強度及び靭性もそのままで極めて
良好な値を示す極微細組織鋼が得られること、（ｂ）
この場合、二次圧延後の放冷又は強制冷却をＡｒｃ変態
点直下まで続けた後徐冷するか、或いは前記放冷又は強
制冷却の後Ａｃｔ変態点未満の温度での焼もどしを行う
と、得られる鋼の伸びが回復して、冷間加工性が一層向
上すること、以上（ａ）及び（ｂ）に示す如き知見を得
るに至ったのである。
テナ・イト細粒化に有効な炭窒化析出物を均一に分散さ
せるとともに素地中に完全に固溶化すると、 Ａｒ１変
態点以下に冷却した場合に前記オーステナイト細粒化析
出物が再度均一微細に析出するようになる。そして、こ
れをＡＣ３点以上の、しかも極低温度域に加熱すると、
生成するオーステナ・イト粒は極めて微細なものとなる
が、この温度域において各パス毎に一定以上の圧下な加
える圧延を行うことで結晶粒の異常成長を防止しつつ再
結晶のみを促進せしめ、更に該圧延をＡ’ｒ３変態点未
満の温度域で終了してそのまま放冷するか、焼入れ組織
にならない範囲で急冷する処理を続けると、冷間加工性
に優れる上、成形後の強度及び靭性もそのままで極めて
良好な値を示す極微細組織鋼が得られること、（ｂ）
この場合、二次圧延後の放冷又は強制冷却をＡｒｃ変態
点直下まで続けた後徐冷するか、或いは前記放冷又は強
制冷却の後Ａｃｔ変態点未満の温度での焼もどしを行う
と、得られる鋼の伸びが回復して、冷間加工性が一層向
上すること、以上（ａ）及び（ｂ）に示す如き知見を得
るに至ったのである。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであシ、
Ｃ： ０．１０−０．６０％（以下、成分割合を表わす
係は重量係とする）。
係は重量係とする）。
Ｓｉ： ０．０１〜Ｏ，’７０％、 Ｍｎ： ０．２０
〜２．００％。
〜２．００％。
ＳＯムＡＱ ： Ｏ，Ｏ］、 〜０．１０％。
を含有するとともに、必要にょシ更に、Ｎｂ：０．１５
％以下、 Ｔｉ二〇、１５％以下。
％以下、 Ｔｉ二〇、１５％以下。
Ｚｒ：０．１５％以下、 Ｂ ： ０．００１〜０．０
３０％。
３０％。
のうちの１種以上をも含有し、
Ｆｅ及び不可避不純物：残シ。
から成る成分組成の鋼を、（Ａｃ３変態点＋２００℃〕
以上の温度に加熱して熱間圧延した後、Ａｒｚ変態点以
下の温度に壕で冷却し、続いてＡｃ３変態点〜［Ａｃ３
変態点＋２００℃〕の温度域に加熱した後、１パス当シ
の圧下率が１０％以上であるところの、Ａｒ３変態点以
上の温度域での圧延と、これに続く圧下率がｌＯ係係上
上Ａｒ３変態点未満の仕上圧延とを施し、その後直ちに
放冷又は強制冷却するか、該冷却をＡｒｃ変態点以下に
なるまで実施した後徐冷するか、或いは圧延後の放冷又
は強制冷却終了後にＡｃ１変態点未満の温度で焼もどす
ことにより、冷間加工性に優れ、しかも冷間加工後の機
械的性質が焼入れ処理を施すことなく良好な値を示す冷
間鍛造用部品鋼を、比較的短時間に、かつ低コストで実
現することに特徴を有するものである。
以上の温度に加熱して熱間圧延した後、Ａｒｚ変態点以
下の温度に壕で冷却し、続いてＡｃ３変態点〜［Ａｃ３
変態点＋２００℃〕の温度域に加熱した後、１パス当シ
の圧下率が１０％以上であるところの、Ａｒ３変態点以
上の温度域での圧延と、これに続く圧下率がｌＯ係係上
上Ａｒ３変態点未満の仕上圧延とを施し、その後直ちに
放冷又は強制冷却するか、該冷却をＡｒｃ変態点以下に
なるまで実施した後徐冷するか、或いは圧延後の放冷又
は強制冷却終了後にＡｃ１変態点未満の温度で焼もどす
ことにより、冷間加工性に優れ、しかも冷間加工後の機
械的性質が焼入れ処理を施すことなく良好な値を示す冷
間鍛造用部品鋼を、比較的短時間に、かつ低コストで実
現することに特徴を有するものである。
なお、この発明の方法における「強制冷却」とは、焼入
れ組織にならない範囲での急冷を意味するものである。
れ組織にならない範囲での急冷を意味するものである。
次に、この発明の冷間鍛造用部品鋼の製造方法において
、鋼の化学成分組成、及び圧延・熱処理条件を前記の如
くに限定した理由を説明する。
、鋼の化学成分組成、及び圧延・熱処理条件を前記の如
くに限定した理由を説明する。
Ａ、鋼の化学成分組成
■ Ｃ
Ｃ成分は、鋼に所定の強度を付与するために欠くことの
できないものであるが、その含有量が０．１０％未満で
は所望の強度を得ることができず、他方０．６．０％を
越えて含有させると冷間加工性及び靭性の劣化を招くよ
うになることから、Ｃ含有量を０．１０〜０．６０％と
定めだ。
できないものであるが、その含有量が０．１０％未満で
は所望の強度を得ることができず、他方０．６．０％を
越えて含有させると冷間加工性及び靭性の劣化を招くよ
うになることから、Ｃ含有量を０．１０〜０．６０％と
定めだ。
■ ５Ｉ
Ｓｉ成分は、鋼の脱酸剤として有効な元素であるととも
に、鋼の強化作用をも有するものであるが、その含有量
が００１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、
他方０．７０％を越えて含有させると靭性低下が著しく
なることから、Ｓ１含有量を０．０１〜Ｏ，’７０％と
定めた。
に、鋼の強化作用をも有するものであるが、その含有量
が００１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、
他方０．７０％を越えて含有させると靭性低下が著しく
なることから、Ｓ１含有量を０．０１〜Ｏ，’７０％と
定めた。
■ Ｍｎ
Ｍｎ成分は、鋼の素地に固溶してこれを強化するととも
に、細晶粒の微細化により強度及び靭性を向上させる作
用を有しているが、その含有量が０．２０％未満では靭
性向上作用に所望の効果を得ることができず、他方２．
ＯＯ％を越えて含有させると冷間加工性が劣化するよ
うになることから、Ｍｎ含有量を０２０〜２．００％と
定めた。
に、細晶粒の微細化により強度及び靭性を向上させる作
用を有しているが、その含有量が０．２０％未満では靭
性向上作用に所望の効果を得ることができず、他方２．
ＯＯ％を越えて含有させると冷間加工性が劣化するよ
うになることから、Ｍｎ含有量を０２０〜２．００％と
定めた。
■ ｓｏｂ、Ａｅ
ｓｏｔ、Ａｌ成分は優れた細粒化作用を有しており、特
にＡＡＮ等の微細な析出物を得るだめの一次圧延を実施
するこの発明の方法においては極めて重要な元素である
。しかしながら、その含有量が０．０Ｉチ未満では所望
の細粒化効果が得られず、他方、０、１０ ％を越えて
含有させると非金属介在物の量が急激に増加して切削性
を低下させることから、ｓｏｔ、Ａｌｆ含有量を０．０
１〜０．１０％と定めた。
にＡＡＮ等の微細な析出物を得るだめの一次圧延を実施
するこの発明の方法においては極めて重要な元素である
。しかしながら、その含有量が０．０Ｉチ未満では所望
の細粒化効果が得られず、他方、０、１０ ％を越えて
含有させると非金属介在物の量が急激に増加して切削性
を低下させることから、ｓｏｔ、Ａｌｆ含有量を０．０
１〜０．１０％と定めた。
■Ｎｂ 、 Ｔｉ 、及びＺｒ
これらの成分には、いずれも炭化物の形成・析出によっ
て鋼材組織を微細化し強度及び延性を上昇させる作用が
あるので、特にこれらの特性を向上させる作用がある場
合に１種以上含有させるものであるが、それぞれ０．１
４％を越えて含有させてもそれ以上の強度上昇効果を得
ることができないばかシか靭性劣化を招くことにもなる
ので、Ｎｂ。
て鋼材組織を微細化し強度及び延性を上昇させる作用が
あるので、特にこれらの特性を向上させる作用がある場
合に１種以上含有させるものであるが、それぞれ０．１
４％を越えて含有させてもそれ以上の強度上昇効果を得
ることができないばかシか靭性劣化を招くことにもなる
ので、Ｎｂ。
Ｔｉ及びＺｒ含有量はそれぞれ０．１５％以下と定めた
。
。
■ Ｂ
Ｂ成分には、鋼の焼入れ性を向上し、圧延材に微細組織
をもたらす作用があるので必要に応じて含有せしめられ
るものであるが、その含有量が０、０ Ｏｌ ％未満で
は前記作用に所望の効果を得ることができず、他方０．
０３０ ％を越えて含有させても前記作用にそれ以上の
向上効果が得られないはかシか靭性劣化を招くことにも
なるので、Ｂ含有量はＯ，ＯＯｌ〜０．０３０％と定め
た。
をもたらす作用があるので必要に応じて含有せしめられ
るものであるが、その含有量が０、０ Ｏｌ ％未満で
は前記作用に所望の効果を得ることができず、他方０．
０３０ ％を越えて含有させても前記作用にそれ以上の
向上効果が得られないはかシか靭性劣化を招くことにも
なるので、Ｂ含有量はＯ，ＯＯｌ〜０．０３０％と定め
た。
Ｂ、圧延・熱処理条件
■ −次圧延条件
上記のような化学成分組成の鋼の凝固組織は、一般に、
ＭＮ 、 ＮｂＮ、 ＮｂＣ，ＴｉＣ，ＴｉＮ等のオー
ステナイト細粒化に有効な析出物が不均一分散している
２ともに、その一部が粗大析出物となった状態を呈して
いるため、これをＡｃ３変態点直上に加熱しても均一な
微細オーステナイト組織とすることが極めて困難である
。しかし、これを（Ａｃ３変態点＋２００℃〕以上の温
度に加熱後、中間寸法への一次熱間圧延を行うと、前記
オーステナイト細粒化成分が素地中へ完全に固溶してし
まい、続いてこれをＡｒｃ変態点以下の温度に一旦冷却
することにより、該オーステナイト細粒化析出物を均一
微細に分散析出することができるのである。
ＭＮ 、 ＮｂＮ、 ＮｂＣ，ＴｉＣ，ＴｉＮ等のオー
ステナイト細粒化に有効な析出物が不均一分散している
２ともに、その一部が粗大析出物となった状態を呈して
いるため、これをＡｃ３変態点直上に加熱しても均一な
微細オーステナイト組織とすることが極めて困難である
。しかし、これを（Ａｃ３変態点＋２００℃〕以上の温
度に加熱後、中間寸法への一次熱間圧延を行うと、前記
オーステナイト細粒化成分が素地中へ完全に固溶してし
まい、続いてこれをＡｒｃ変態点以下の温度に一旦冷却
することにより、該オーステナイト細粒化析出物を均一
微細に分散析出することができるのである。
そして、この−次圧延の際の加熱温度が（ＡＣ３変態点
＋２００℃〕未満では、オーステナイト細粒化成分の完
全固溶を図ることが極めて困難となシ、最終ミクロ組織
の細粒化並びに均一化の阻害要因となる。
＋２００℃〕未満では、オーステナイト細粒化成分の完
全固溶を図ることが極めて困難となシ、最終ミクロ組織
の細粒化並びに均一化の阻害要因となる。
また、Ａｃ３変態点以下の加熱温度での一次熱間圧延で
は粒成長が著しくなって所定の細粒化が困難となるが、
仕上温度なＡ ｒ ３変態点以下とする低温圧延を行う
ことは、再加熱後のオーステナイト粒を一層細かくする
ので好ましいことである。
は粒成長が著しくなって所定の細粒化が困難となるが、
仕上温度なＡ ｒ ３変態点以下とする低温圧延を行う
ことは、再加熱後のオーステナイト粒を一層細かくする
ので好ましいことである。
■ 二次圧延条件
二次の熱間圧延は、最終目的の微細なα結晶粒を有する
高度形能、高強度、高靭性を兼ね備えた鋼を得るために
特に重要なものである。
高度形能、高強度、高靭性を兼ね備えた鋼を得るために
特に重要なものである。
即ち、ＡＣ３変態点〜〔Ａｃ３変態点＋２００℃）の範
囲の温度に加熱した後、１パス当りの圧下率を１０％以
上にしてγ粒の異常成長を抑制し、かつＡｒ３変態点未
満の温度で１０％以上の加工を加える条件にて圧延を行
って仕上げをしてから、放冷又は焼入れ組織にならない
範囲で急冷すると、α粒の成長を有効ゝに防止すること
ができて、高靭性を得ることができるのである。
囲の温度に加熱した後、１パス当りの圧下率を１０％以
上にしてγ粒の異常成長を抑制し、かつＡｒ３変態点未
満の温度で１０％以上の加工を加える条件にて圧延を行
って仕上げをしてから、放冷又は焼入れ組織にならない
範囲で急冷すると、α粒の成長を有効ゝに防止すること
ができて、高靭性を得ることができるのである。
二次圧延に際しての加熱温度がＡｃ３変態点未満である
と均一微細なオーステナイト粒を得ることができず、一
方（ＡＣ３変態点＋２ｏｏ℃〕を越える温度に加熱する
オーステナイト粒が粗大化してしまい、いずれにしても
所望とする細粒の最終組織が得られなくなる。
と均一微細なオーステナイト粒を得ることができず、一
方（ＡＣ３変態点＋２ｏｏ℃〕を越える温度に加熱する
オーステナイト粒が粗大化してしまい、いずれにしても
所望とする細粒の最終組織が得られなくなる。
また、Ａ ｒ ３変態点以上での１バス当りの圧下率が
１０％未満であるとγ粒の異常成長を来たし、Ａｒ３変
態点未満での圧下率が１０チ未満であると結晶粒の微細
化及び整粒化が不十分となって、所望の高靭性が達成で
きなく彦る。そして、二次冷却後に放冷又は強制冷却す
ることによって、α粒の成長が防止され、組織の微細化
が確保されるのである。
１０％未満であるとγ粒の異常成長を来たし、Ａｒ３変
態点未満での圧下率が１０チ未満であると結晶粒の微細
化及び整粒化が不十分となって、所望の高靭性が達成で
きなく彦る。そして、二次冷却後に放冷又は強制冷却す
ることによって、α粒の成長が防止され、組織の微細化
が確保されるのである。
■ 二次圧延終了後の徐冷、又は焼もどし処理条件
二次圧延終了後の冷却時に、鋼材温度がＡｒｃ変態点を
下回ってから徐冷を行うか、或いは冷却終了後にＡｃ１
変態点未満の温度での焼戻しを行うと圧延後の銅相の伸
びが回復して冷間加工性が一層改善されるが、徐冷開始
温度がＡｒｃ変態点以上であったり、焼もどし温度がＡ
ｃｔ変態点以上であると鋼Ｈ強度が低下して所望の機械
的性質を得ることができなくなる。
下回ってから徐冷を行うか、或いは冷却終了後にＡｃ１
変態点未満の温度での焼戻しを行うと圧延後の銅相の伸
びが回復して冷間加工性が一層改善されるが、徐冷開始
温度がＡｒｃ変態点以上であったり、焼もどし温度がＡ
ｃｔ変態点以上であると鋼Ｈ強度が低下して所望の機械
的性質を得ることができなくなる。
以上のような条件で製造された細粒７エライト及びパー
ライトコロニーを有する鋼は、冷間鍛造時に要求される
変形能に優れるばかりでなく、強度及び靭性においても
良好な値を示すので、従来の冷間鍛造用部品鋼のように
長時間の球状化熱処理工程や、冷間鍛造後の焼入れ−・
焼もどし処理工程を要することなく、目的とする強度及
び靭性を具備した冷間鍛造部品を得ることが可能となる
。
ライトコロニーを有する鋼は、冷間鍛造時に要求される
変形能に優れるばかりでなく、強度及び靭性においても
良好な値を示すので、従来の冷間鍛造用部品鋼のように
長時間の球状化熱処理工程や、冷間鍛造後の焼入れ−・
焼もどし処理工程を要することなく、目的とする強度及
び靭性を具備した冷間鍛造部品を得ることが可能となる
。
次に、この発明を、実施例により比較例と対比しながら
説明する。
説明する。
実施例
まず、通常の溶解法にて第１表に示される如き成分組成
を有する炭素鋼並びに低合金鋼を溶製した後、直径：１
８０７ｎｆＬのビレットとした。
を有する炭素鋼並びに低合金鋼を溶製した後、直径：１
８０７ｎｆＬのビレットとした。
次いで、このビレットに、第２表に示すような条件の圧
延及び熱処理を施し、直径：２５朋の線材を製造した。
延及び熱処理を施し、直径：２５朋の線材を製造した。
次に、このようにして得られた線材を使用［、第１図に
示゛される工程にて冷間据込鍛造を行った後、製品頭部
外周における割れの有無によって冷間加工性を評価し、
更に製品軸部から試験片を切シ出して引張り試験を行い
、その結果も第２表に併せて示した。
示゛される工程にて冷間据込鍛造を行った後、製品頭部
外周における割れの有無によって冷間加工性を評価し、
更に製品軸部から試験片を切シ出して引張り試験を行い
、その結果も第２表に併せて示した。
第２表に示される結果からも、本発明の方法によって得
られる鋼材は、いずれも優れた加工性を有しているとと
もに良好な機械的性質をも示すのに対して、製造条件の
いずれかが本発明の範囲から外れた比較法によって得ら
れる鋼材はこれらの特性に劣っていることが明白である
。
られる鋼材は、いずれも優れた加工性を有しているとと
もに良好な機械的性質をも示すのに対して、製造条件の
いずれかが本発明の範囲から外れた比較法によって得ら
れる鋼材はこれらの特性に劣っていることが明白である
。
上述のように、本発明によれば、長時間を必要゛ とす
る球状化熱処理を施すことなく優れた冷間加工性を発揮
し、しかも冷開成形後の焼入れ処理を行わなくても強度
及び靭性に優れだ冷間鍛造用部品鋼を、格別な設備を要
することなく低コストで製造することができるなど、工
業上有用な効果がもたらされるのである。
る球状化熱処理を施すことなく優れた冷間加工性を発揮
し、しかも冷開成形後の焼入れ処理を行わなくても強度
及び靭性に優れだ冷間鍛造用部品鋼を、格別な設備を要
することなく低コストで製造することができるなど、工
業上有用な効果がもたらされるのである。
１０１図は本発明の実施例で採用した冷間据込鍛造の工
程図である。 出願人 住友金、属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名
程図である。 出願人 住友金、属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名
Claims (3)
- （１）重量割合で、 Ｃ：０．１０〜０６０％。 Ｓｉ：Ｏ，Ｏ２Ｎ２．７０％。 Ｍｎ： ０．２０〜２．００％。 ｓｏｂ−Ｍ 二 ０．０１ 〜０．１０％。 を含有するとともに、必要により更に、Ｎｂ：０．１５
％以下、Ｔｉ：０．１５％以下。 Ｚｒ：０．１５％以下、 Ｂ 二０．００１〜０．０３
０％。 のうちの１種以上をも含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残シ。 から成る成分組成の鋼を、［Ａｃ３変態点＋２００℃〕
以上の温度に加熱して熱間圧延した後、Ａｒｃ変態点以
下の温度にまで冷却し、続いてＡＣ３変態点〜（Ａｃ３
変態点＋２０Ｃ）Ｃ，］の温度域に加熱した後、１パス
当りの圧下率が１０％以上であるところの、Ａｒ３変態
点以上の温度域での圧延と、これに続く圧下率が１０％
以上のＡｒ３変態点未満の仕上圧延とを施し、その後直
ちに放冷又は強制冷却することを特徴とする、加工性に
優れた冷間鍛造用部品鋼の製造方法。 - （２）重量割合で、 Ｃ： ０．１０〜０．６０％。 Ｓｉ： ０．０１〜Ｏ，’７０％。 Ｍｎ： ０．２０〜２． Ｏ０％。 ｓｏＬ、ＡＱ： ０．０１〜０．１０％。 を含有するとともに、必要により更に、Ｎｂ： Ｏｙｌ
５ ％以下、Ｔｉ：０．１５％以下。 Ｚｒ：０．１５％以下、Ｂ ： ０．００１〜０．０３
０％。 のうちの１種以上をも含有し、 Ｆ’ｅ及び不可避不純物：残り。 から成る成分組成の鋼を、［Ａｃ３変態点＋２００℃］
以上の温度に加熱して熱間圧延した後、Ａｒ□変態点以
下の温度にまで冷却し、続いてＡＣ３変態点〜（Ａｃ３
変態点＋２００℃〕の温度域に加熱した後、１パス当り
の圧下率が１０％以上であるところの、Ａｒ３変態点以
−ヒの温度域での圧延と、これに続く圧下率が１０％以
上のＡｒ３変態点未満の仕上圧延とを施し、その後直ち
にＡｒｃ変態点以下にまで放冷又は強制冷却ｉ〜てから
徐冷することを特徴とする、加工性に優れた冷間鍛造用
部品鋼の製造方法。 - （３）重量割合で、 Ｃ：０．１０〜０．６０％。 Ｓｉ：０．０１〜０．７０％。 Ｍｎ： ０．２０〜２．００％。 ＳＯムＡｇ：ｏ、ｏ１〜０．１０％。 を含有するとともに、必要により更に、Ｎｂ：０．１５
％以下、Ｔｉ：０．１５係以下。 Ｚｒ：０．１５％以下、 Ｂ ：０．００１〜０．０３
０％。 のうちの１種以上をも含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り。 から成る成分組成の鋼を、（Ａｃ３変態点＋２００℃〕
以上の温度に加熱して熱間圧延した後、Ａｒｃ変態点以
下の温度にまで冷却し、続いてＡｃ３変態点〜（’Ａｃ
３Ａｃ３変態００℃〕の温度域に加熱した後、１バス当
りの圧下率が１０ｑ６以上であるところの、Ａｒ３変態
点以上の温度域での圧延と、これに続く圧下率が１０ｑ
６以上のＡｒ３変態点未満の仕上圧延とを施し、その後
直ちに放冷又は強制冷却してから、Ａｃ４変態点未満の
温度で焼もどすことを特徴とする、加工性に優れた冷間
鍛造用部品鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11318783A JPS605821A (ja) | 1983-06-23 | 1983-06-23 | 冷間鍛造用部品鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11318783A JPS605821A (ja) | 1983-06-23 | 1983-06-23 | 冷間鍛造用部品鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS605821A true JPS605821A (ja) | 1985-01-12 |
Family
ID=14605754
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11318783A Pending JPS605821A (ja) | 1983-06-23 | 1983-06-23 | 冷間鍛造用部品鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS605821A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6231766A (ja) * | 1985-07-31 | 1987-02-10 | Tech Res Assoc Openair Coal Min Mach | 静油圧駆動制御装置 |
| JPS62124354A (ja) * | 1985-11-20 | 1987-06-05 | Tech Res Assoc Openair Coal Min Mach | 閉回路油圧駆動装置の制御方法 |
| JPH02225620A (ja) * | 1989-02-27 | 1990-09-07 | Kobe Steel Ltd | 冷間鍛造性にすぐれる肌焼鋼の製造方法 |
-
1983
- 1983-06-23 JP JP11318783A patent/JPS605821A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6231766A (ja) * | 1985-07-31 | 1987-02-10 | Tech Res Assoc Openair Coal Min Mach | 静油圧駆動制御装置 |
| JPS62124354A (ja) * | 1985-11-20 | 1987-06-05 | Tech Res Assoc Openair Coal Min Mach | 閉回路油圧駆動装置の制御方法 |
| JPH02225620A (ja) * | 1989-02-27 | 1990-09-07 | Kobe Steel Ltd | 冷間鍛造性にすぐれる肌焼鋼の製造方法 |
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