JPS62202054A - 熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents
熱間鍛造用非調質鋼Info
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- JPS62202054A JPS62202054A JP4581986A JP4581986A JPS62202054A JP S62202054 A JPS62202054 A JP S62202054A JP 4581986 A JP4581986 A JP 4581986A JP 4581986 A JP4581986 A JP 4581986A JP S62202054 A JPS62202054 A JP S62202054A
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は、熱間鍛造用非調質鋼に関する。
（従来の技術）
従来にあっても、自動車部品など多くの機械部品は熱間
鍛造により成形された後、焼入れ、焼戻しからなる調質
処理を行い、さらに切削、研磨などの機械加工を施して
製造されている。かかる調質処理は部品の機械的性質を
所要の値に調整するための熱処理として極めて育用であ
り、従来より必須の処理と考えられてきた。
鍛造により成形された後、焼入れ、焼戻しからなる調質
処理を行い、さらに切削、研磨などの機械加工を施して
製造されている。かかる調質処理は部品の機械的性質を
所要の値に調整するための熱処理として極めて育用であ
り、従来より必須の処理と考えられてきた。
しかしながら、今日のように製造ラインの合理化、生産
性の向上が強く叫ばれている状況下では、■熱処理工程
の省略合理化、■熱処理の熱エネルギーの省略合理化、
■焼入れ時の焼き割れ防止による生産性向上、■焼入れ
時の変形の防止による生産性の向上等の観点から従来の
製造ラインの形態には多くの改善すべき点がある。
性の向上が強く叫ばれている状況下では、■熱処理工程
の省略合理化、■熱処理の熱エネルギーの省略合理化、
■焼入れ時の焼き割れ防止による生産性向上、■焼入れ
時の変形の防止による生産性の向上等の観点から従来の
製造ラインの形態には多くの改善すべき点がある。
このような従来技術における今日的問題点を一気に解決
する手段として、上述の調質処理を省略することが考え
られ、そのためにＶなどの析出強化元素を添加して組織
の微細化と析出強化とを利用し、鍛造ままで所要特性を
備えたいわゆる非調質型の鍛造用鋼が種々提案されてい
る。
する手段として、上述の調質処理を省略することが考え
られ、そのためにＶなどの析出強化元素を添加して組織
の微細化と析出強化とを利用し、鍛造ままで所要特性を
備えたいわゆる非調質型の鍛造用鋼が種々提案されてい
る。
例えば、特公昭６０−４５２５０号には、熱間鍛造後に
、成形部品を１０００℃から５５０℃の温度範囲を０゜
７℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却して、オーステナイト粒
中に多角形フェライトを多量に分散させ、実質的に細粒
組織とすることが開示されている。
、成形部品を１０００℃から５５０℃の温度範囲を０゜
７℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却して、オーステナイト粒
中に多角形フェライトを多量に分散させ、実質的に細粒
組織とすることが開示されている。
特開昭５９−１００２５６号は、中炭素鋼Ｎ域でのＴｉ
の粗粒化抑制効果を利用するものであって、Ｔｉ／Ｎの
比を限定することを提案している。
の粗粒化抑制効果を利用するものであって、Ｔｉ／Ｎの
比を限定することを提案している。
特開昭６０−１０３１６１号には、Ｃ：０．０５〜０．
１５％の範囲内においてＣｒ＋Ｍｎ＝２．２０〜５．９
０に調整することが開示されている。
１５％の範囲内においてＣｒ＋Ｍｎ＝２．２０〜５．９
０に調整することが開示されている。
このように、従来にあっては、綱の成分と組織とを！１
！整することで、熱間鍛造後の冷却途上におけるＶ、Ｎ
ｂ等の化合物の析出硬化を利用した熱間鍛造ままの非ｌ
ｉｌ質鋼部品を得ていたのであった。
！整することで、熱間鍛造後の冷却途上におけるＶ、Ｎ
ｂ等の化合物の析出硬化を利用した熱間鍛造ままの非ｌ
ｉｌ質鋼部品を得ていたのであった。
しかしながら、これらの従来の非１ｍ賞鋼部品は、同じ
く熱間鍛造による従来の調質鋼部品に比べて靭性が劣る
ため、靭性を要求されない限られた一部の部品で実用化
されているだけで、高強度、高靭性を要求される重要部
品にまで一般的に実用化することは不可能であった。
く熱間鍛造による従来の調質鋼部品に比べて靭性が劣る
ため、靭性を要求されない限られた一部の部品で実用化
されているだけで、高強度、高靭性を要求される重要部
品にまで一般的に実用化することは不可能であった。
特に、大型の熱間鍛造部品では加工時に負荷を下げるた
めに、鋼材の加熱温度を１２００℃以上にする必要があ
り、このような高温加熱では予め鋼中にＡＫＩ、■、Ｎ
ｂ、 Ｔｉ等の細粒化元素を添加してＭＬ織の微細化を
図っても、これらの元素の化合物は鍛造加工に先立つ高
温加熱時にほとんど分解固溶してしまって、その細粒化
作用も消失してしまう。
めに、鋼材の加熱温度を１２００℃以上にする必要があ
り、このような高温加熱では予め鋼中にＡＫＩ、■、Ｎ
ｂ、 Ｔｉ等の細粒化元素を添加してＭＬ織の微細化を
図っても、これらの元素の化合物は鍛造加工に先立つ高
温加熱時にほとんど分解固溶してしまって、その細粒化
作用も消失してしまう。
このため、微細化元素による細粒化を利用するにはいき
おい熱間鍛造後の熱処理を工夫しなければならず、結局
、高強度、高靭性を実現することは、費用がかかり、従
来技術では極めて困難であった。
おい熱間鍛造後の熱処理を工夫しなければならず、結局
、高強度、高靭性を実現することは、費用がかかり、従
来技術では極めて困難であった。
（発明が解決しようとする問題点）
かくして、本発明の目的は、上述のような従来技術の欠
点を解消した、熱間鍛造用、特に大型部品の熱間鍛造用
非調質鋼を提供することである。
点を解消した、熱間鍛造用、特に大型部品の熱間鍛造用
非調質鋼を提供することである。
本発明の別の目的は、引張強さ８０ ｋｇｆ／ｍｍ”以
上、好ましくは９０ｋｇｆ／ａｍ”以上の高強度とｕｌ
ｉｚ。が５ｋｇ−ｍ７ｃｍ”以上の優れた靭性を備えて
いる熱間鍛造用非調質鋼を提供することである。
上、好ましくは９０ｋｇｆ／ａｍ”以上の高強度とｕｌ
ｉｚ。が５ｋｇ−ｍ７ｃｍ”以上の優れた靭性を備えて
いる熱間鍛造用非調質鋼を提供することである。
（問題点を解決するための手段）
ここに、本発明者らは、かかる目的達成のため、種々検
討したところ、従来法と全く異なる観点からの解決手段
があることを知り、本発明を完成させた。
討したところ、従来法と全く異なる観点からの解決手段
があることを知り、本発明を完成させた。
まず、熱間鍛造用の非調質型鋼を実現するという観点か
ら種々検討したところ、次のような知見を得た。
ら種々検討したところ、次のような知見を得た。
すなわち、従来からの炭窒化物分散にょリオーステナイ
ト粒成長阻止作用をもとにしたオーステナイ）！織粗大
化の防止法が十分その効果を発揮できないのは、熱間鍛
造におけるような１２００〜１３００℃というような高
温度に加熱する際には、炭窒化物がことごとく分解して
オーステナイト中に固溶してしまうため、オーステナイ
ト粒の成長阻止の作用が全く消失してしまうがらである
。
ト粒成長阻止作用をもとにしたオーステナイ）！織粗大
化の防止法が十分その効果を発揮できないのは、熱間鍛
造におけるような１２００〜１３００℃というような高
温度に加熱する際には、炭窒化物がことごとく分解して
オーステナイト中に固溶してしまうため、オーステナイ
ト粒の成長阻止の作用が全く消失してしまうがらである
。
したがって、本発明の目的達成には、このような、加熱
状態でも分解固溶しない化合物でなければならない。こ
のような化合物としては、ＭｎＳ、ＴｉＮ 、 ＺｒＮ
、 Ａｌ２０３．５ｉＯｚ等の非金属介在物がある。
状態でも分解固溶しない化合物でなければならない。こ
のような化合物としては、ＭｎＳ、ＴｉＮ 、 ＺｒＮ
、 Ａｌ２０３．５ｉＯｚ等の非金属介在物がある。
ちなみに、従来のオーステナイト微細化化合物であるＡ
ＥＮの分解温度は１１００℃である。
ＥＮの分解温度は１１００℃である。
しかしながら、これらの非金属介在物は従来の製造方法
では粗大でまばらにしか分布しておらず、そのままでは
結晶粒成長の阻止を有効に発揮し得る状態ではない。ま
た、従来は非金属介在物は一般に可及的に少なくするこ
とが要望されており、それを積極的に利用するという考
えはみられなかった。
では粗大でまばらにしか分布しておらず、そのままでは
結晶粒成長の阻止を有効に発揮し得る状態ではない。ま
た、従来は非金属介在物は一般に可及的に少なくするこ
とが要望されており、それを積極的に利用するという考
えはみられなかった。
そこで種々の実験を重ねたところ、Ｚｒを含有する製鋼
原料を使用することにより、従来であれば粗大でまばら
にしか分布していなかった非金属介在物のうち、鋼中の
硫化物が極めて微細に分散するようになるばかりか、鋼
中の酸化物も極めて微細に分散するようになることが分
かった。
原料を使用することにより、従来であれば粗大でまばら
にしか分布していなかった非金属介在物のうち、鋼中の
硫化物が極めて微細に分散するようになるばかりか、鋼
中の酸化物も極めて微細に分散するようになることが分
かった。
かかるＺｒ添加の作用により、微細に分散した硫化物、
酸化物が存在することになり、これによって熱間鍛造前
の高温加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制さ
れているものと思われる。一方、これらの非金属介在物
はそのような高温でも分解しないため鍛造加工後の高温
？ｌＪＩ域でのオーステナイト粒の粒成長も抑制される
と同時に、微細に分散した多数の介在物が変態の核とし
て作用するため、これらの作用が複合して鍛造ま一層に
おける最終組織は微細化される結果、鋼の靭性が向上す
るのである。
酸化物が存在することになり、これによって熱間鍛造前
の高温加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制さ
れているものと思われる。一方、これらの非金属介在物
はそのような高温でも分解しないため鍛造加工後の高温
？ｌＪＩ域でのオーステナイト粒の粒成長も抑制される
と同時に、微細に分散した多数の介在物が変態の核とし
て作用するため、これらの作用が複合して鍛造ま一層に
おける最終組織は微細化される結果、鋼の靭性が向上す
るのである。
またさらに、硫化物、酸化物が微細に分散することによ
り、今度はその他の網中介在物も微細分散することにな
り、鋼の靭性がさらに一層改善されるのである。
り、今度はその他の網中介在物も微細分散することにな
り、鋼の靭性がさらに一層改善されるのである。
次に、熱間鍛造材の強度と靭性の改善という観点から検
討したところ、Ｂを０．０１％以下添加することによっ
てＭｎ、 Ｃｒ、 Ｍｏ、その他の合金元素を増加させ
ることなく 、９０ｋｇｆ／Ｉｍｍ”以上に強度を上げ
ることができ、更に、Ｚｒとの複合添加によってベイナ
イト変態に先立ってオーステナイト粒界に発生ずる粗大
なフェライト組織の生成が防止されてベイナイ）＆［の
強度と靭性が改善されること、しかもそれが上述のよう
な熱間鍛造まま材においてとくに顕著であること、を知
り、本発明を完成した。
討したところ、Ｂを０．０１％以下添加することによっ
てＭｎ、 Ｃｒ、 Ｍｏ、その他の合金元素を増加させ
ることなく 、９０ｋｇｆ／Ｉｍｍ”以上に強度を上げ
ることができ、更に、Ｚｒとの複合添加によってベイナ
イト変態に先立ってオーステナイト粒界に発生ずる粗大
なフェライト組織の生成が防止されてベイナイ）＆［の
強度と靭性が改善されること、しかもそれが上述のよう
な熱間鍛造まま材においてとくに顕著であること、を知
り、本発明を完成した。
なお、従来の非調質型鋼では、その組織がフェライト−
パーライト組織であるため、これにＢを添加するとベイ
ナイト変態織が混在するようになり、＆ｌＩ織が不均一
となり、さらにはり化合物の析出強化作用が消失すると
考えられていた。
パーライト組織であるため、これにＢを添加するとベイ
ナイト変態織が混在するようになり、＆ｌＩ織が不均一
となり、さらにはり化合物の析出強化作用が消失すると
考えられていた。
よって、本発明の要旨とするところは、重量％で、
Ｃ： ０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ： ０．０２〜２
．０％、Ｍｎ： ０．１〜３．０％、 Ｐ ： ０．０
５％以下、Ｓ ： ０．０５％以下、 Ｃｒ： ０．
１〜３．０％、Ｂ ： ０．０００５〜０．０１％、 Ｔｉ： ０．００３〜０．３％、Ｚｒ： ０．００１〜
０．５％、＃ ０．００１〜０．１％、Ｎ ： ０．０
０１〜０．０２％、ならびに、所望により次の各群（１
）ないしく３）の少なくとも１種をさらに含有し、 （１） Ｃｕ： ０．０１〜１．０ ％、Ｎｉ：
０．０１ 〜２．０ ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％
、Ｖ ：０．００１〜ｉ、ｏ％、およびＮｂ：０．００
１〜０．３０％の１種もしくは２種以上（２） Ｓ：０
．０５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％、Ｃａ
：０．００１ 〜０．０５％、Ｔｅ：Ｏ，ＯＱ１〜０．
２％、Ｓｅ：０．Ｏ１〜０．５％、およびＢｉ：０．０
１〜０．５％の１種もしくは２種以上、および （３）希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜
０．５％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非１１質鋼である。
．０％、Ｍｎ： ０．１〜３．０％、 Ｐ ： ０．０
５％以下、Ｓ ： ０．０５％以下、 Ｃｒ： ０．
１〜３．０％、Ｂ ： ０．０００５〜０．０１％、 Ｔｉ： ０．００３〜０．３％、Ｚｒ： ０．００１〜
０．５％、＃ ０．００１〜０．１％、Ｎ ： ０．０
０１〜０．０２％、ならびに、所望により次の各群（１
）ないしく３）の少なくとも１種をさらに含有し、 （１） Ｃｕ： ０．０１〜１．０ ％、Ｎｉ：
０．０１ 〜２．０ ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％
、Ｖ ：０．００１〜ｉ、ｏ％、およびＮｂ：０．００
１〜０．３０％の１種もしくは２種以上（２） Ｓ：０
．０５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％、Ｃａ
：０．００１ 〜０．０５％、Ｔｅ：Ｏ，ＯＱ１〜０．
２％、Ｓｅ：０．Ｏ１〜０．５％、およびＢｉ：０．０
１〜０．５％の１種もしくは２種以上、および （３）希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜
０．５％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非１１質鋼である。
このように、本発明は、８添加とＺｒ添加との組合せを
本質的な特徴とするものであり、本発明によれば、強度
９０ｋｇｆ／＋ｗｍ”以上テ、ｕ Ｅｇｏ カ５ｋｇ−
ｍ／ｃｍ １以上の高い靭性を持つ非ｔＪＪ質型の熱間
鍛造材が得られるのである。
本質的な特徴とするものであり、本発明によれば、強度
９０ｋｇｆ／＋ｗｍ”以上テ、ｕ Ｅｇｏ カ５ｋｇ−
ｍ／ｃｍ １以上の高い靭性を持つ非ｔＪＪ質型の熱間
鍛造材が得られるのである。
（作用）
次に、本発明において、鋼組成を上述のように限定した
理由を詳述する。
理由を詳述する。
Ｃ；
Ｃは０．３５％を越えるとヘイナイト組織の強度が非常
に高くなって切削や矯正加工が困難となると共に靭性が
著しく劣化する。また熱間鍛造部品の大きさや各部位に
おける冷却速度の相違に強度靭性が大きく依存し、熱間
鍛造成品の機械的性質のバラツキが非常に大きくなる。
に高くなって切削や矯正加工が困難となると共に靭性が
著しく劣化する。また熱間鍛造部品の大きさや各部位に
おける冷却速度の相違に強度靭性が大きく依存し、熱間
鍛造成品の機械的性質のバラツキが非常に大きくなる。
したがって、Ｃ含有量の上限を０．３５％とした。Ｃ量
が０．０５％未満となるとベイナイト組織の強度が低く
、機械構造用部品としての所要強度が得られなくなるの
で、０．０５％を下限とした。
が０．０５％未満となるとベイナイト組織の強度が低く
、機械構造用部品としての所要強度が得られなくなるの
で、０．０５％を下限とした。
Ｓｉ：
Ｓｉは強度を確保するのに非常に有効な元素であるが、
２％を越えるとフェライト地が脆化して靭性が著しく劣
化するので上限を２％、好ましくは１．５％とした。ま
た、Ｓｉは溶鋼の脱酸にを用な元素として活用され、含
有量が０．０２％未満では脱酸が不充分になり鋼の成分
、組織、性質が不安定になるので下限を０．０２％とし
、好ましくは０．０５％とした。
２％を越えるとフェライト地が脆化して靭性が著しく劣
化するので上限を２％、好ましくは１．５％とした。ま
た、Ｓｉは溶鋼の脱酸にを用な元素として活用され、含
有量が０．０２％未満では脱酸が不充分になり鋼の成分
、組織、性質が不安定になるので下限を０．０２％とし
、好ましくは０．０５％とした。
ｎｎ：
Ｍｎは強靭化作用が大きく極めて有用な元素であり、０
．１％以上の添加で効果があられれる。
．１％以上の添加で効果があられれる。
含有量が０．１％未満になると熱間加工割れを生じ、ま
た０、３％以下では強化作用が不足して所要の組織と強
度が得られなくなるので、下限は０．１％以上、好まし
くは０．３％以上とした。含有量が３％を越えると靭性
を損なう異常粗大組織があられれる。このため上限を３
％以下、好ましくは２．５％以下とした。
た０、３％以下では強化作用が不足して所要の組織と強
度が得られなくなるので、下限は０．１％以上、好まし
くは０．３％以上とした。含有量が３％を越えると靭性
を損なう異常粗大組織があられれる。このため上限を３
％以下、好ましくは２．５％以下とした。
Ｐ、Ｓ：
ＰおよびＳはいずれも靭性を劣化させ、それぞれ限定範
囲の上限を越えると従来の熱間鍛造用非調質鋼よりもす
ぐれた靭性を得ることが困難になるので、Ｐ ：０．０
５％以下、Ｓ ：０．０５％以下とした。これらの元素
はなるべく微量にすることが好ましいが、被削性の改善
をはかるべくＳｉを上限値以上に含有してもよい。
囲の上限を越えると従来の熱間鍛造用非調質鋼よりもす
ぐれた靭性を得ることが困難になるので、Ｐ ：０．０
５％以下、Ｓ ：０．０５％以下とした。これらの元素
はなるべく微量にすることが好ましいが、被削性の改善
をはかるべくＳｉを上限値以上に含有してもよい。
Ｃｒ：
Ｃｒは強度上昇に有効であるが、添加量が３％を越える
と、靭性が劣化するので上限を３％とした。熱間鍛造部
品の寸法が小さい時や冷却が速いときなどではＣｒ含有
量が１．５％を越えると、局部的に硬化＆１１織が現れ
て靭性が低下することがあるので、好ましくは１．５％
を上限とした。
と、靭性が劣化するので上限を３％とした。熱間鍛造部
品の寸法が小さい時や冷却が速いときなどではＣｒ含有
量が１．５％を越えると、局部的に硬化＆１１織が現れ
て靭性が低下することがあるので、好ましくは１．５％
を上限とした。
Ｂ ：
Ｂは鋼の組織を改善して強靭化をはかるのに極めて有効
な元素である。従来の熱間鍛造成品ｉｍｘｍではフェラ
イトパーライト組織の中にベイナイトが混在して組織が
不均一になること、およびνの析出硬化作用が減少する
ことからＢの添加は考えられなかった。しかし、本発明
によれば、かかる従来の認識とは異なり、本来母地をヘ
イナイト組織としているためＢ添加をこれまでの常識に
反して積極的に添加、活用するのである。
な元素である。従来の熱間鍛造成品ｉｍｘｍではフェラ
イトパーライト組織の中にベイナイトが混在して組織が
不均一になること、およびνの析出硬化作用が減少する
ことからＢの添加は考えられなかった。しかし、本発明
によれば、かかる従来の認識とは異なり、本来母地をヘ
イナイト組織としているためＢ添加をこれまでの常識に
反して積極的に添加、活用するのである。
他の合金元素が多い場合、あるいは熱間鍛造部品の寸法
が小さくて冷却速度が大きい場合などでは、Ｂの添加量
は少なくてよい。
が小さくて冷却速度が大きい場合などでは、Ｂの添加量
は少なくてよい。
Ｂの含有量は０．０１％を越えると脆化が生じるので、
この値を上限とし、Ｂの焼入れ性向上効果が認められる
ようになる０、０００５％を下限値とした。
この値を上限とし、Ｂの焼入れ性向上効果が認められる
ようになる０、０００５％を下限値とした。
Ｔｉ：
ＴｉはＢの作用を有効ならしめるために、０．００３％
以上含有される。また、Ｔｉにはオーステナイト粒を微
細にして熱間鍛造後のＭｉ織を微細にする作用もあるが
、０．３％を越えると、逆に高温加熱する時のオーステ
ナイト粒が粗大化するとともに地の靭性を著しく劣化さ
せるので、この値を上限値とした。
以上含有される。また、Ｔｉにはオーステナイト粒を微
細にして熱間鍛造後のＭｉ織を微細にする作用もあるが
、０．３％を越えると、逆に高温加熱する時のオーステ
ナイト粒が粗大化するとともに地の靭性を著しく劣化さ
せるので、この値を上限値とした。
Ｚｒ：
Ｚｒを含有する添加剤で処理して、極く微量の、 Ｚ
ｒ含有にとどめると介在物が非常に均一微細に分散して
熱間鍛造後の靭性が向上する。この場合、Ｚｒ含有量が
現在の分析手段では定量的に含有量を分析することが容
易でない極ｉｔであっても靭性改善の効果が認められる
が、下限値を０．００１％とした。Ｚｒ含有量が増加す
ると上記の介在物微細均一分散による効果に加えて非常
に微細なＺｒ化合物が生成析出することにより、熱間鍛
造後の組織微細化と靭性向上がさらに効果的にもたらさ
れる。このときのＺｒ化合物は、例えば１１００℃以上
で鍛造加工を加える場合、オーステナイトの結晶の再結
晶を促進しその後の結晶粒粗大化を抑制する作用も併せ
て有する。更に高温加熱鍛造した後放冷する場合、粗大
なオーステナイト粒から比較的ゆるやかな冷却速度でヘ
イナイト組織を生成させようとするとオーステナイト粒
界から粗大なフェライト結晶が成長しやすい。
ｒ含有にとどめると介在物が非常に均一微細に分散して
熱間鍛造後の靭性が向上する。この場合、Ｚｒ含有量が
現在の分析手段では定量的に含有量を分析することが容
易でない極ｉｔであっても靭性改善の効果が認められる
が、下限値を０．００１％とした。Ｚｒ含有量が増加す
ると上記の介在物微細均一分散による効果に加えて非常
に微細なＺｒ化合物が生成析出することにより、熱間鍛
造後の組織微細化と靭性向上がさらに効果的にもたらさ
れる。このときのＺｒ化合物は、例えば１１００℃以上
で鍛造加工を加える場合、オーステナイトの結晶の再結
晶を促進しその後の結晶粒粗大化を抑制する作用も併せ
て有する。更に高温加熱鍛造した後放冷する場合、粗大
なオーステナイト粒から比較的ゆるやかな冷却速度でヘ
イナイト組織を生成させようとするとオーステナイト粒
界から粗大なフェライト結晶が成長しやすい。
Ｂを添加した鋼でとくにこの傾向が強く、機械的性質の
劣化を招きやすいが、Ｂと共にＺｒを添加することによ
って、この粗大フェライトの生成が抑制されると共に粒
内のへイナイトも−Ｎ微細化されて、ベイナイト組織が
非常に強靭化される。この場合、Ｚｒ含有量が０．３％
を越えると靭性が劣化するので、上限を０．３％とした
。
劣化を招きやすいが、Ｂと共にＺｒを添加することによ
って、この粗大フェライトの生成が抑制されると共に粒
内のへイナイトも−Ｎ微細化されて、ベイナイト組織が
非常に強靭化される。この場合、Ｚｒ含有量が０．３％
を越えると靭性が劣化するので、上限を０．３％とした
。
Ａｌ：
八Ｉ２は脱酸元素として非常に有用な元素であり、含有
量が０．００１％未満では気泡を生じたり表面疵が生成
するなどのトラブルを生じゃすい。また、０．１％を越
えると熱間加工割れを起こしゃすくなるので、下限値を
０．００１％、上限値を０゜１％とした。
量が０．００１％未満では気泡を生じたり表面疵が生成
するなどのトラブルを生じゃすい。また、０．１％を越
えると熱間加工割れを起こしゃすくなるので、下限値を
０．００１％、上限値を０゜１％とした。
Ｎ：
Ｎは０．０２％を越えると、Ｂの効果を減少せしめたり
、鋼中の気泡や表面疵の生成をもたらす等のトラブルを
生じる。固溶Ｎは靭性を劣化させるのでなるべく微量に
するのが好ましいが、一方、鋼中の窒化物は高温加熱、
熱間鍛造の時のオーステナイト粒の粗大化を防止する作
用があって、Ｎ含有量が０．００１％未満では組織の粗
大化が生じるので、この値を下限値とした。
、鋼中の気泡や表面疵の生成をもたらす等のトラブルを
生じる。固溶Ｎは靭性を劣化させるのでなるべく微量に
するのが好ましいが、一方、鋼中の窒化物は高温加熱、
熱間鍛造の時のオーステナイト粒の粗大化を防止する作
用があって、Ｎ含有量が０．００１％未満では組織の粗
大化が生じるので、この値を下限値とした。
Ｃｕ、ＮｉＳ Ｍｏ％ Ｖ 、Ｎｂ：これらの元素は
いずれも熱間鍛造後の組織を均一微細なベイナイト組織
にすると共に、ベイナイトの強度、靭性を向上させるの
に有効なものであり、少なくとも１種または２種以上添
加される。こうした強靭化作用を具現するためには、Ｃ
ｕ、、ｓｔ、 Ｍｏは０．０１％以上が必要であり、Ｖ
。
いずれも熱間鍛造後の組織を均一微細なベイナイト組織
にすると共に、ベイナイトの強度、靭性を向上させるの
に有効なものであり、少なくとも１種または２種以上添
加される。こうした強靭化作用を具現するためには、Ｃ
ｕ、、ｓｔ、 Ｍｏは０．０１％以上が必要であり、Ｖ
。
Ｎｂは０．００１％以上が必要であるので、これらを下
限値とした。また、Ｃｕ １．０％、Ｎｉ ２．０％、
阿。
限値とした。また、Ｃｕ １．０％、Ｎｉ ２．０％、
阿。
１．０ ％を越えると熱間鍛造後の組織は靭性を大き
く損なう異常粗大組織になり、一方、ｖｌ。
く損なう異常粗大組織になり、一方、ｖｌ。
０％、Ｎｂ Ｏ，３％を越えるとベイナイト組織が著し
く脆化して靭性が劣化するので、これらをそれぞれの上
限値とした。
く脆化して靭性が劣化するので、これらをそれぞれの上
限値とした。
したがって、本発明にあって、Ｃｕ Ｏ，０１〜ｌ。
０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１
．０％、ｖ：０．００１〜ｉ、ｏ％、Ｎｂ：０．００１
〜０．３％とした。
．０％、ｖ：０．００１〜ｉ、ｏ％、Ｎｂ：０．００１
〜０．３％とした。
希土類元素：
高温加熱の熱間鍛造の場合には、特に希土類元素を添加
することにより、靭性を大きく改善することができる。
することにより、靭性を大きく改善することができる。
この向上効果はＺｒ処理鋼で一層大きくあられれており
、含有１０．００１％を越えてその効果が認められる。
、含有１０．００１％を越えてその効果が認められる。
希土類元素の添加量が０．５％を越えても向上効果は飽
和してしまうので、上限値を０．５％とした。
和してしまうので、上限値を０．５％とした。
被削伸開上元素：
被削性を向上させることが要求される場合、Ｓ ％ Ｐ
ｂ５Ｃａｓ Ｔｅｓ Ｓｅｓ Ｂｉの１種もしくは２種
以上の添加が有効である。Ｓ：０．０５％、Ｐｂ：０．
００５％、Ｃａ：０．００１％、Ｔｅ：０．００１％、
Ｓｅ：０．０１％、１二０．０１％がそれぞれ有効に作
用する最小含有量であるので、これらを下限値とした。
ｂ５Ｃａｓ Ｔｅｓ Ｓｅｓ Ｂｉの１種もしくは２種
以上の添加が有効である。Ｓ：０．０５％、Ｐｂ：０．
００５％、Ｃａ：０．００１％、Ｔｅ：０．００１％、
Ｓｅ：０．０１％、１二０．０１％がそれぞれ有効に作
用する最小含有量であるので、これらを下限値とした。
Ｓ：０．５％、ｐｂ：０．５％、Ｃａ：０．０５％、Ｔ
ｅ：０．２％、Ｓｅ：０．５％、Ｂｉ：０．５％を越え
て含有しても被削性向上効果は飽和し、むしろ靭性が大
きく劣化するので、また熱間加工割れをおこすため、こ
れらを上限値とした。
ｅ：０．２％、Ｓｅ：０．５％、Ｂｉ：０．５％を越え
て含有しても被削性向上効果は飽和し、むしろ靭性が大
きく劣化するので、また熱間加工割れをおこすため、こ
れらを上限値とした。
本発明は、上述のような鋼組成を有する熱間鍛造用非調
質鋼に関するものであるが、本発明におけるＺｒ添加の
効果を最大限に発揮させるためには、鋳込後１４００〜
１０００℃間に冷却速度を２℃／分以上とするのが好ま
しい。介在物や化合物の微細均一分散という点に関して
いえば冷却速度は大きいほど有効であるが、表面割れ発
生などのトラブルを生じやすくなるので、トラブルを回
避できる範囲内で可能な限り大きい冷却速度をとること
が望ましい。なお、所望により非金属介在物の量、種類
を予め調整するには、例えば脱酸の程度を調節するとか
、その他、すでに当業者には良く知られた手段によって
適宜行うことができる。
質鋼に関するものであるが、本発明におけるＺｒ添加の
効果を最大限に発揮させるためには、鋳込後１４００〜
１０００℃間に冷却速度を２℃／分以上とするのが好ま
しい。介在物や化合物の微細均一分散という点に関して
いえば冷却速度は大きいほど有効であるが、表面割れ発
生などのトラブルを生じやすくなるので、トラブルを回
避できる範囲内で可能な限り大きい冷却速度をとること
が望ましい。なお、所望により非金属介在物の量、種類
を予め調整するには、例えば脱酸の程度を調節するとか
、その他、すでに当業者には良く知られた手段によって
適宜行うことができる。
このようにして得られた本発明にかかる熱間鍛造用鋼は
、−Ｃには１２００〜１３００℃に加熱されてから１０
５０°Ｃ以上の仕上り温度で熱間鍛造され、放冷され、
適宜機械加工後、非調質型製品となる。このときの熱間
鍛造については何ら制限はなく、従来のものであっても
よく、またさらに従来の適宜オーステナイトｉ細化処理
をこの熱間鍛造後に行ってもよい。
、−Ｃには１２００〜１３００℃に加熱されてから１０
５０°Ｃ以上の仕上り温度で熱間鍛造され、放冷され、
適宜機械加工後、非調質型製品となる。このときの熱間
鍛造については何ら制限はなく、従来のものであっても
よく、またさらに従来の適宜オーステナイトｉ細化処理
をこの熱間鍛造後に行ってもよい。
なお、最終製品にいたるまでの過程の中で少なくとも一
回以上１５０〜６５０℃に加熱することによって、さら
に、降伏強度と延性靭性が改善される。
回以上１５０〜６５０℃に加熱することによって、さら
に、降伏強度と延性靭性が改善される。
次に、本発明を実施例によってさらに詳細に説明する。
実施例１
第１表に示す化学成分の鋼を２００ ｋｇ低周波誘導炉
で溶製し、鋳込み後、型抜きをしてから断続的に気水噴
霧冷却を反復して施して１４００〜１０００℃の間を５
．２℃／分で冷却し、得られた鋼塊を一辺８０ｔａｒｓ
の角棒に鍛伸したものを次の熱間鍛造実験の素材に用い
た。
で溶製し、鋳込み後、型抜きをしてから断続的に気水噴
霧冷却を反復して施して１４００〜１０００℃の間を５
．２℃／分で冷却し、得られた鋼塊を一辺８０ｔａｒｓ
の角棒に鍛伸したものを次の熱間鍛造実験の素材に用い
た。
この−辺８０１ｍ１１１の角棒を１２５０℃に加熱した
後１１００℃の鍛造仕上り温度で一辺３０ｍｍの角棒に
熱間鍛造後自然放冷した。
後１１００℃の鍛造仕上り温度で一辺３０ｍｍの角棒に
熱間鍛造後自然放冷した。
上記のシュミレーション熱間鍛造材の中心部からＪＩＳ
１４八号の引張試験片（平行部直径１０ｍｍ）とＪＩ
Ｓ ａ号シャルピー試験片を製作して機械的性質を調査
した。
１４八号の引張試験片（平行部直径１０ｍｍ）とＪＩ
Ｓ ａ号シャルピー試験片を製作して機械的性質を調査
した。
得られた特性を第２表にまとめて記載した。
第１表および第２表に示すように、まず、鋼記号患４１
は、従来の熱間鍛造用非調質鋼、鋼記号陽４２は中低Ｃ
のＭｎ−Ｃｒ−８９１１４である。これらの従来鋼では
引張強さが８０ｋｇｆ／ｍｎ＋”以上の熱間鍛造部品を
作ることは可能であるが、ＬＩＥ２０が５ｋｇ−ｍ／ｃ
ｍ”以上を得ることはできず、ＬＩＥ−４゜はほぼ完全
な脆性破壊になっている。
は、従来の熱間鍛造用非調質鋼、鋼記号陽４２は中低Ｃ
のＭｎ−Ｃｒ−８９１１４である。これらの従来鋼では
引張強さが８０ｋｇｆ／ｍｎ＋”以上の熱間鍛造部品を
作ることは可能であるが、ＬＩＥ２０が５ｋｇ−ｍ／ｃ
ｍ”以上を得ることはできず、ＬＩＥ−４゜はほぼ完全
な脆性破壊になっている。
鋼記号階１〜５はｃｌの効果をみたものであり、鋼記号
階１はＣが低く、引張強さが７０ ｋｇｆ／ｎ＋ｍ”に
達していないため目的に合わない。
階１はＣが低く、引張強さが７０ ｋｇｆ／ｎ＋ｍ”に
達していないため目的に合わない。
鋼記号隘６〜８はＳｉ量の効果をみたものであり、Ｓｉ
・２．０％になると、靭性はやや低下するが、目標値は
越えている。
・２．０％になると、靭性はやや低下するが、目標値は
越えている。
鋼記号患９〜１１はＭｎ量の効果をみたものであり、鋼
記号隘１１になると熱間鍛造放冷ままでは引張強さは高
いが、降伏点が比較的低く、靭性も目標ギリギリではあ
るが、目標値を越えた性質が得られている。
記号隘１１になると熱間鍛造放冷ままでは引張強さは高
いが、降伏点が比較的低く、靭性も目標ギリギリではあ
るが、目標値を越えた性質が得られている。
鋼記号１１ｍ１２〜１３は、Ｃｒ量の効果をみたもので
あって、鋼記号Ｎ１１２の０．０３％では強度が不足す
る。
あって、鋼記号Ｎ１１２の０．０３％では強度が不足す
る。
鋼記号ｌｌ＆ｌ１４はＲｉの効果をみたもので、０．０
０９０％ではわずかに靭性が下がる傾向がみられるもの
の目標を実現している。
０９０％ではわずかに靭性が下がる傾向がみられるもの
の目標を実現している。
鋼記号魚１５〜１７はＺｒの効果をみたものであって、
鋼記号隘４２と綱紀号隘ｌＯ２鋼記号隘１５〜１６とを
比較すると、Ｚｒの効果は明らかであるが、鋼記号隘１
７になると、靭性の劣化が見られる。
鋼記号隘４２と綱紀号隘ｌＯ２鋼記号隘１５〜１６とを
比較すると、Ｚｒの効果は明らかであるが、鋼記号隘１
７になると、靭性の劣化が見られる。
鋼記号患１８〜２０はＺｒとＢの複合添加の効果をみた
もので、Ｂ非添加の隘１８では強度がかろうじて８０ｋ
ｇｆ／＋ａｍ”をこえているものの、ｕＥｚ。は５ｋｇ
−閤へｉに達していない、Ｂを単独で添加した階１９で
は強度が８６．２ｋｇｆ／ｍｓ”に上昇しているが、靭
性の向上は認め難い。ＺｒとＢを複合添加した本発明鋼
の隘２０では強度、靭性ともに大幅に向上している。
もので、Ｂ非添加の隘１８では強度がかろうじて８０ｋ
ｇｆ／＋ａｍ”をこえているものの、ｕＥｚ。は５ｋｇ
−閤へｉに達していない、Ｂを単独で添加した階１９で
は強度が８６．２ｋｇｆ／ｍｓ”に上昇しているが、靭
性の向上は認め難い。ＺｒとＢを複合添加した本発明鋼
の隘２０では強度、靭性ともに大幅に向上している。
鋼記号患２１〜２２はＴｉの効果をみたものである。
綱記号Ｎａ２３〜２９は、ＣｕＳＮｉ、 ｉｏ、 Ｖ
、、Ｎｂの複合添加系の例である。
、、Ｎｂの複合添加系の例である。
鋼記号阻３０はＳ含有量を高めて被削性改善をはかった
場合の強度と靭性をみたもので、鋼記号隘４１．４２の
従来鋼よりもすぐれた性質になっているのがわかる。
場合の強度と靭性をみたもので、鋼記号隘４１．４２の
従来鋼よりもすぐれた性質になっているのがわかる。
鋼記号隘３１〜３２はｐｂを添加した場合、鋼記号磁３
３〜３４はＴｅを添加した場合の結果で、いずれも性質
の劣化は少ない。
３〜３４はＴｅを添加した場合の結果で、いずれも性質
の劣化は少ない。
鋼記号患３５〜３６は、Ｃａ−５−Ｔｅの複合添加、鋼
記号覧３７はＳｓ添加、鋼記号１に３８はＢｉ添加の各
効果をみたものであって、いずれも従来鋼よりもすぐれ
た性質を示している。
記号覧３７はＳｓ添加、鋼記号１に３８はＢｉ添加の各
効果をみたものであって、いずれも従来鋼よりもすぐれ
た性質を示している。
鋼記号１ＩｋＬ３９〜４０は、Ｓ含有量の高い鋼でＣｅ
を添加したもので、鋼記号Ｎ１１Ｌ３０と比べると希土
類元素であるＣｅ添加による靭性向上が認められる。
を添加したもので、鋼記号Ｎ１１Ｌ３０と比べると希土
類元素であるＣｅ添加による靭性向上が認められる。
Claims (8)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 を含有し、さらに Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％
、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜１．０
％、およびＮｂ：０．００１〜０．３０％の１種もしく
は２種以上残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。 - （３）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ
：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚｒ：０．００１〜０．
５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０２％、を含有し、さらに Ｓ：０．０５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％
、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｔｅ：０．００１〜
０．２％、Ｓｅ：０．０１〜０．５％、およびＢｉ：０
．０１〜０．５％の１種もしくは２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。 - （４）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ
：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚｒ：０．００１〜０．
５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０２％、ならびに、 Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％
、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜１．０
％、およびＮｂ：０．００１〜０．３０％の１種もしく
は２種以上を含有し、さらに Ｓ：０．０５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％
、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｔｅ：０．００１〜
０．２％、 Ｓｅ：０．０１〜０．５％、およびＢｉ：
０．０１〜０．５％の１種もしくは２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。 - （５）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 を含有し、さらに 希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜０．５
％を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。 - （６）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 を含有し、さらに Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％
、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜１．０
％、およびＮｂ：０．００１〜０．３０％の１種もしく
は２種以上ならびに、 希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜０．５
％を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。 - （７）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ
：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚｒ：０．００１〜０．
５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０２％、を含有し、さらに Ｓ：０．０５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％
、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｔｅ：０．００１〜
０．２％、Ｓｅ：０．０１〜０．５％、およびＢｉ：０
．０１〜０．５％の１種もしくは２種以上、 ならびに、 希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜０．５
％を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。 - （８）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ
：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚｒ：０．００１〜０．
５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０２％、ならびに、 Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％
、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜１．０
％、およびＮｂ：０．００１〜０．３０％の１種もしく
は２種以上を含有し、さらに Ｓ：０．０５〜０．５％、Ｐｂ：０．００５〜０．５％
、、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｔｅ：０．００１
〜０．２％、Ｓｅ：０．０１〜０．５％、およびＢｉ：
０．０１〜０．５％の１種もしくは２種以上、 ならびに、 希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜０．５
％を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る熱間鍛造用非調質鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4581986A JPS62202054A (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | 熱間鍛造用非調質鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4581986A JPS62202054A (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | 熱間鍛造用非調質鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62202054A true JPS62202054A (ja) | 1987-09-05 |
| JPH0470385B2 JPH0470385B2 (ja) | 1992-11-10 |
Family
ID=12729855
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4581986A Granted JPS62202054A (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | 熱間鍛造用非調質鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62202054A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04141548A (ja) * | 1990-09-28 | 1992-05-15 | Aichi Steel Works Ltd | 高強度、高靭性鍛造用非調質鋼 |
| WO1994023085A1 (fr) * | 1993-04-05 | 1994-10-13 | Nippon Steel Corporation | Acier non traite thermiquement pour forgeage a chaud, procede pour realiser un forgeage a chaud sans traitement thermique, et forgeage a chaud sans traitement thermique |
| US5922145A (en) * | 1996-11-25 | 1999-07-13 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel products excellent in machinability and machined steel parts |
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|---|---|---|---|---|
| DE69724595T2 (de) * | 1996-09-27 | 2004-08-05 | Jfe Steel Corp. | Widerstandsfähiger, wärmeunbehandelter hochfester stahl mit hervorragender bearbeitbarkeit |
| JP4212640B1 (ja) | 2008-07-23 | 2009-01-21 | 有限会社ランドエンジニアリング | 摩擦抵抗低減船およびその運転方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JPS4988715A (ja) * | 1972-12-26 | 1974-08-24 | ||
| JPS5524932A (en) * | 1978-08-08 | 1980-02-22 | Nippon Steel Corp | Manufacture of bainite tough hardening steel |
| JPS5719324A (en) * | 1980-05-30 | 1982-02-01 | Nippon Steel Corp | Production of steel for machine structural use for forging having fine structure at high temperature |
| JPS57200541A (en) * | 1981-06-04 | 1982-12-08 | Nippon Steel Corp | Forged direct tempering steel excellent in tenacity |
-
1986
- 1986-03-03 JP JP4581986A patent/JPS62202054A/ja active Granted
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0470385B2 (ja) | 1992-11-10 |
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