JP3494271B2 - 強度と靱性に優れた快削非調質鋼 - Google Patents
強度と靱性に優れた快削非調質鋼Info
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Description
た快削非調質鋼に関する。更に詳しくは、熱間加工後に
焼入れ焼戻しの調質処理を施さずとも優れた強度と靱性
を有する、機械構造用部品などの素材として好適な快削
非調質鋼に関するものである。 【0002】 【従来の技術】従来、高い引張強度と疲労強度(以下、
引張強度と疲労強度を単に「強度」という場合もある)
並びに高靱性を必要とする鋼製の機械構造部品などは、
熱間加工で所定の形状に粗加工し、次いで切削加工によ
って最終の所望形状とした後、焼入れ焼戻しの調質処理
を施すのが一般的であった。しかしこの調質処理には多
くのエネルギーとコストを費やす。そこで近年、省エネ
ルギーの社会的要請に応え、且つ一方では低コスト化を
図るために、熱間加工のままで使用できる非調質鋼の開
発が盛んに行われている。 【0003】又、熱間加工後の切削加工を容易にする目
的から、被削性に優れた快削鋼に対する要求もますます
大きくなっている。 【0004】一般に鋼の被削性は金属組織に大きく依存
し、その組織が主としてフェライト・パーライトからな
る鋼の場合には被削性が良好であり、フェライト・ベイ
ナイト組織やベイナイトあるいはマルテンサイトの単相
組織の鋼にあっては被削性が悪いことが知られている。
又、Pb、Te、Bi、Ca及びSなどの快削元素を単
独あるいは複合添加すれば被削性が向上することも周知
の事実である。したがって、従来は非調質鋼に前記の快
削元素を添加して熱間加工後の切削加工性を改善する方
法が採られてきた。しかし、非調質鋼に単に快削元素を
添加しただけの場合には、所望の強度(なかでも疲労強
度)と所望の靱性とを確保できないことが多い。 【0005】こうした状況の下、例えば、特開平2−1
11842号公報と特開平6−279849号公報に
は、鋼中のCを黒鉛として存在させ、この黒鉛の切欠き
並びに潤滑効果を利用することによって被削性を向上さ
せた「被削性、焼入性に優れた熱間圧延鋼材」と「被削
性に優れた機械構造用鋼の製造方法」がそれぞれ提案さ
れている。 【0006】しかし、特開平2−111842号公報に
提案された鋼材は、Bを添加しB窒化物(BN)を黒鉛
化の核として黒鉛化を促進させるものであって、Bの添
加が必須であるため凝固時に割れを生じ易いという問題
を含んでいる。一方、特開平6−279849号公報に
記載の方法は、Al添加とともに鋼中O(酸素)を低く
規制することで熱間圧延ままで黒鉛化を促進させるもの
であるが、熱間圧延後に黒鉛化焼なまし処理を施す必要
があるため、必ずしも経済的とはいえないものである。
更に、前記した2つの公報における提案はいずれも黒鉛
化を活用したものであるため、所定の形状に加工した機
械構造部品などに所望の機械的特性を付与するために
は、必ず焼入れ焼戻しの調質処理を施さねばならず、
「非調質化」と「高強度鋼の被削性の向上」を両立させ
たいとする産業界の要請には応えきれないものであっ
た。 【0007】鉄と鋼(vol.57(1971年)S4
84)には、脱酸調整快削鋼にTiを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、T
iの多量の添加はTiNが多量に生成されることもあっ
て工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくない
ことも述べられている。例えば、C:0.45%、S
i:0.29%、Mn:0.78%、P:0.017
%、S:0.041%、Al:0.006%、N:0.
0087%、Ti:0.228%、O:0.004%及
びCa:0.001%を含有する鋼では却ってドリル寿
命が低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単
にTiを添加するだけでは被削性は向上するものではな
い。 【0008】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、前記した問
題に鑑みなされたもので、通常の熱間加工と冷却の条件
で、それも焼戻しを含めて熱処理を行うことなく非調質
のままで、高い強度と良好な靱性を有し、しかも優れた
被削性を有する機械構造部品などの素材用の鋼を、低コ
ストで提供することを目的とする。 【0009】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記に
示す強度と靱性に優れた快削非調質鋼にある。 【0010】すなわち、「重量%で、C:0.2〜0.
6%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.1〜2.0
%、P:0.01〜0.07%、S:0.01〜0.2
%、Cr:0.02〜2.0%、Ti:0.04〜1.
0%、Al:0.002〜0.05%、N:0.008
%以下、Nd:0〜0.1%、V:0〜0.3%、N
b:0〜0.05%、Mo:0〜0.5%、Cu:0〜
1.0%、Pb:0〜0.50%、Ca:0〜0.01
%、Se:0〜0.5%、Te:0〜0.05%及びB
i:0〜0.4%を含有し、残部がFe及び不可避不純
物からなり、更に、組織の90%以上がフェライト・パ
ーライト組織からなることを特徴とする強度と靱性に優
れた快削非調質鋼」である。 【0011】 【発明の実施の形態】本発明者は、非調質鋼の化学組成
及び組織について研究を重ねた結果、Tiを添加した鋼
を熱間加工した後適正な冷却速度で冷却して、その組織
を主としてフェライト・パーライトからなるものにすれ
ば、鋼の被削性が飛躍的に向上することを見いだした。
そこで更に研究を続けた結果、下記の事項を知見した。 【0012】Sとのバランスを考慮して鋼にTiを積
極的に添加すると、鋼中にTiの炭硫化物が形成され
る。 【0013】鋼中に上記したTiの炭硫化物が生成す
ると、MnSの生成量が減少する。 【0014】鋼中のS含有量が同じ場合には、Tiの
炭硫化物はMnSよりも大きな被削性改善効果を有す
る。これは、Tiの炭硫化物の融点がMnSのそれより
も低いため、切削加工時に工具のすくい面での潤滑作用
が大きくなることに基づくものである。 【0015】Tiの炭硫化物の効果を充分発揮させる
ためには、N含有量を低く制限することが重要である。
これは、N含有量が多いとTiNとしてTiが固定され
てしまい、Tiの炭硫化物の生成が抑制されてしまうた
めである。 【0016】製鋼時に生成したTiの炭硫化物は、通
常の熱間加工のための加熱温度では基地に固溶しない。 【0017】本発明は上記の知見に基づいて完成された
ものである。 【0018】以下、本発明の各要件について詳しく説明
する。なお、成分含有量の「%」は「重量%」を意味す
る。 【0019】(A)鋼の化学組成 C: 0.2〜0.6% Cは、強度を確保するのに有効な元素である。しかし、
その含有量が0.2%未満では添加効果に乏しく、一
方、0.6%を超えると靱性が劣化する。したがって、
Cの含有量を0.2〜0.6%とした。なお、C含有量
は0.25〜0.5%とすることが好ましい。 【0020】Si:0.1〜1.5% Siは、鋼の脱酸及びフェライトの強化のために添加す
る。しかし、その含有量が0.1%未満では前記の効果
は不十分であり、一方、1.5%を超えると前記の効果
が飽和するばかりか靱性の低下をきたす。したがって、
Siの含有量を0.1〜1.5%とした。なお、Siの
好ましい含有量は0.3〜1.3%である。 【0021】Mn:0.1〜2.0% Mnは、固溶強化によって疲労強度を向上させる効果を
有する。しかし、その含有量が0.1%未満では所望の
効果が得られず、2.0%を超えると焼入れ性が高くな
りすぎてベイナイト組織や島状マルテンサイト組織の生
成を促進し、耐久比(疲労限度/引張強度)及び降伏比
(耐力/引張強度)が低下するようになる。したがっ
て、Mnの含有量を0.1〜2.0%とした。なお、M
n含有量は0.5〜1.7%とすることが好ましい。 【0022】P:0.01〜0.07% Pは、固溶強化元素であり、引張強度及び疲労強度を向
上させる効果がある。しかし、その含有量が0.01%
未満では添加効果に乏しく、一方、0.07%を超える
とその効果が飽和するとともに靱性の劣化及び延性(加
工性)の低下をもたらすので、その含有量を0.01〜
0.07%とした。Pの好ましい含有量は0.015〜
0.05%である。 【0023】S:0.01〜0.2% Sは、被削性の向上に有効な元素である。特に、Cとと
もにTiと結合してTiの炭硫化物を形成し、被削性を
高める作用を有する。更に、Mnと結合したMnSやN
dを添加した場合のNdと結合したNd2S3が微細分散
析出することによってフェライト生成核密度を高くし、
フェライト量を増加させるとともにフェライト粒を微細
化する効果を有する。しかし、その含有量が0.01%
未満では所望の効果が得られず、0.2%を超えるとM
nSが過剰に生成するのでTi炭硫化物による被削性向
上効果が低下するばかりか、却って靱性が劣化するよう
になるので、その含有量を0.01〜0.2%とした。
なお、S含有量は0.02〜0.17%とすることが好
ましい。 【0024】Cr:0.02〜2.0% Crは、固溶強化によって疲労強度を向上させる効果を
有する。しかし、その含有量が0.02%未満では所望
の効果が得られず、2.0%を超えると焼入れ性が高く
なりすぎてベイナイト組織や島状マルテンサイト組織の
生成を促進し、耐久比並びに降伏比が低下するようにな
る。したがって、Crの含有量を0.02〜2.0%と
した。Crの好ましい含有量は0.05〜1.5%であ
る。 【0025】Ti:0.04〜1.0% Tiは本発明において重要な元素であって、C及びSと
結合してTiの炭硫化物を形成し、被削性を高める作用
を有する。しかし、その含有量が0.04%未満では所
望の効果が得られない。一方、1.0%を超えて含有さ
せてもTi炭硫化物による被削性向上効果が飽和してコ
ストが嵩むばかりか、TiCが過剰に生成するので靱性
の低下をきたす。したがって、Tiの含有量を0.04
〜1.0とした。なお、安定して被削性を向上させると
ともに良好な靱性を確保するためには、Tiの含有量を
0.08〜0.6%とすることが好ましい。 【0026】Al:0.002〜0.05% Alは、鋼の脱酸の安定化及び均質化を図るのに有効な
元素である。しかし、その含有量が0.002%未満で
は所望の効果が得られず、0.05%を超えるとその効
果が飽和するとともに、却って鋼の被削性を低下させる
ことになる。したがって、Alの含有量を0.002〜
0.05%とした。なお、Al含有量は0.005〜
0.03%とすることが好ましい。 【0027】N:0.008%以下 本発明においてはNの含有量を低く制御することが極め
て重要である。すなわち、NはTiとの親和力が大きい
ために、容易にTiと結合してTiNを形成して靱性を
大きく劣化させるだけでなく、Tiを固定してしまうの
で、Nを多量に含有する場合には前記したTiの炭硫化
物の被削性向上効果が充分に発揮できないこととなる。
N含有量が0.008%以下の場合に前記したTi炭硫
化物の効果が確保される。なお、Ti炭硫化物の効果を
高めるために、N含有量の上限は0.006%とするこ
とが好ましい。 【0028】Nd:0〜0.1% Ndは添加しなくても良い。添加すれば、Nd2S3とし
てチップブレーカーの作用を有し被削性を向上させる効
果を有する。更に、Nd2S3が溶鋼の比較的高温域で微
細に分散して生成することにともなって、MnSを微細
に分散析出させてフェライト生成核密度を高め、フェラ
イト量を増加させるとともにフェライト粒を微細化し
て、微細なフェライト・パーライト組織として鋼を高強
度・高靱性化する効果もある。前記の効果を確実に得る
には、Ndは0.005%以上の含有量とすることが好
ましい。しかし、その含有量が0.1%を超えるとNd
2S3自体が粗大化して却って靱性の低下をきたす。した
がって、Ndの含有量を0〜0.1%とした。なお、N
d含有量の好ましい上限値は0.08%である。 【0029】V:0〜0.3% Vは添加しなくても良い。添加すれば、微細な窒化物や
炭窒化物として析出し、鋼の強度、特に疲労強度を向上
させる効果を有する。この効果を確実に得るには、Vは
0.05%以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が0.3%を超えると析出物が粗大化す
るので前記の効果が飽和したり、却って低下したりす
る。更に、原料コストも嵩むばかりである。したがっ
て、Vの含有量を0〜0.3%とした。 【0030】Nb:0〜0.05% Nbは添加しなくても良い。添加すれば、微細な窒化物
や炭窒化物として析出し、オ−ステナイト粒の粗大化を
防止するとともに、鋼の強度、特に疲労強度を向上させ
る効果を有する。この効果を確実に得るには、Nbは
0.005%以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が0.05%を超えると前記の効果が飽
和するばかりか、粗大な窒化物が生じて工具を損傷し、
被削性の低下を招く。したがって、Nbの含有量を0〜
0.05%とした。 【0031】Mo:0〜0.5% Moは添加しなくても良い。添加すれば、フェライト・
パーライト組織を微細化して鋼の強度、特に疲労強度を
向上させる効果を有する。この効果を確実に得るには、
Moの含有量は0.05%以上とすることが好ましい。
しかし、その含有量が0.5%を超えると熱間加工後の
組織が却って異常粗大化し、疲労強度が低下してしま
う。このため、Moの含有量を0〜0.5%とした。 【0032】Cu:0〜1.0% Cuは添加しなくても良い。添加すれば、析出強化によ
り鋼の強度、特に疲労強度を向上させる効果を有する。
この効果を確実に得るには、Cuは0.2%以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、その含有量が1.0
%を超えると熱間加工性が劣化することに加えて、析出
物が粗大化して前記の効果が飽和したり却って低下した
りする。更に、コストも嵩むばかりである。したがっ
て、Cuの含有量を0〜1.0%とした。 【0033】Pb:0〜0.50% Pbは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の被削性を
一段と高める作用がある。この効果を確実に得るには、
Pbは0.05%以上の含有量とすることが好ましい。
しかし、その含有量が0.50%を超えると前記の効果
が飽和するばかりか、却って粗大介在物を生成して疲労
強度の低下をきたす。更に、熱間加工性が劣化するので
鋼材の表面に疵が生じてしまう。したがって、Pbの含
有量を0〜0.50%とした。 【0034】Ca:0〜0.01% Caは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の被削性を
大きく高める作用がある。この効果を確実に得るには、
Caは0.001%以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、その含有量が0.01%を超えると前記の
効果が飽和するばかりか、却って粗大介在物を生成して
疲労強度の低下をきたす。したがって、Caの含有量を
0〜0.01%とした。 【0035】Se:0〜0.5% Seは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の被削性を
一段と向上させる効果を有する。この効果を確実に得る
には、Seは0.1%以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、その含有量が0.5%を超えると前記の効
果が飽和するばかりか、却って粗大介在物を生成して疲
労強度の低下をきたす。したがって、Seの含有量を0
〜0.5%とした。 【0036】Te:0〜0.05% Teも添加しなくても良い。添加すれば、鋼の被削性を
一段と高める効果を有する。この効果を確実に得るに
は、Teは0.005%以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、その含有量が0.05%を超えると前記
の効果が飽和するばかりか、却って粗大介在物を生成し
て疲労強度の低下をもたらす。更に、熱間加工性が著し
く劣化するので鋼材の表面に疵が生じてしまう。したが
って、Teの含有量を0〜0.05%とした。 【0037】Bi:0〜0.4% Biは添加しなくても良い。添加すれば、鋼の被削性を
大きく向上させる効果を有する。この効果を確実に得る
には、Biは0.05%以上の含有量とすることが好ま
しい。しかし、その含有量が0.4%を超えると前記の
効果が飽和するばかりか、却って粗大介在物を生成して
疲労強度の低下をきたす。更に、熱間加工性が劣化する
ので鋼材の表面に疵が生じてしまう。したがって、Bi
の含有量を0〜0.4%とした。 【0038】ところで、不純物元素としてのO(酸素)
は硬質な酸化物系介在物を形成し、これが切削時に切削
工具を損傷させて被削性を低下させてしまう場合があ
る。特に、O含有量が0.015%を超えると被削性の
著しい低下を招く場合がある。したがって、良好な被削
性を維持するために不純物元素としてのOはその含有量
を0.015%以下とすることが好ましい。なお、Oの
含有量は0.01%以下とすることがより好ましい。 【0039】(B)鋼の組織 上記の化学組成を有する鋼であっても、熱間加工後に常
温(室温)まで冷却した場合、その組織がベイナイトや
マルテンサイトといった所謂「低温変態生成物」からな
るものでは、被削性が劣化する。更に、熱間加工後の冷
却過程で、変態歪による曲がりや残留応力が大きくなっ
て仕上げ工程で支障をきたし、例えば、曲がり取りの矯
正工程が必要となりコストアップにつながる。したがっ
て、良好な被削性を得るとともに変態歪を小さくするた
めに鋼の主な組織は、フェライト・パーライト組織とし
なければならない。なお、組織中に占める上記の「低温
変態生成物」の割合が10%未満であれば、前記した被
削性の劣化や変態歪による曲がりや残留応力の発生は大
きな問題にはならない。したがって、本発明において
は、組織の90%以上がフェライト・パーライトからな
るように規定した。そのための製造方法としては例え
ば、鋼片を1050〜1300℃に加熱してから、例え
ば熱間鍛造などの熱間加工を行い、900℃以上の温度
で仕上げた後60℃/分以下の冷却速度で、少なくとも
500℃まで空冷あるいは放冷する処理がある。なお、
前記(A)の化学組成は熱間加工後に鋼材を上記の条件
で冷却すれば組織中に10%を超える「低温変態生成
物」が生成しないように配慮されたものである。 【0040】ところで、組織におけるフェライトの体積
分率が20〜70%で、且つフェライトの結晶粒度がJ
IS粒度番号5以上の場合、特に強度と被削性が優れた
ものとなる。 【0041】更に、Ti炭硫化物の最大直径が10μm
以下で、且つ、その量が清浄度で0.05%以上の場合
に、良好な被削性とともに高い強度が得られ、特に、T
i炭硫化物の最大直径が0.5〜7μm程度でその量が
清浄度で0.08〜2.0%程度の場合に、被削性と強
度が極めて優れたものとなる。なお、Tiの炭硫化物の
サイズと清浄度を前記の値とするためには、Tiの酸化
物が過剰に生成することを防ぐことが重要で、このため
には製鋼時に、例えば、Si及びAlで充分脱酸し、最
後にTiを添加すれば良い。 【0042】上記のTi炭硫化物は、鋼材から採取した
試験片を鏡面研磨し、その研磨面を被検面として倍率4
00倍以上で光学顕微鏡観察すれば、色と形状から容易
に他の介在物と識別できる。すなわち、前記の条件で光
学顕微鏡観察すれば、Ti炭硫化物の「色」は極めて薄
い灰色で、「形状」はJISのB系介在物に相当する粒
状(球状)として認められる。Ti炭硫化物の詳細判定
は、前記の被検面をEDX(エネルギー分散型X線分析
装置)などの分析機能を備えた顕微鏡で観察することに
よって行うこともできる。なお、前記のTi炭硫化物の
清浄度は、光学顕微鏡の倍率を400倍として、JIS G
0555の方法によって測定した値をいう。 【0043】 【実施例】表1〜6に示す化学組成の鋼を150kg真
空溶解炉を用いて溶製した。なお、Ti酸化物の生成を
防ぐために、Si及びAlで充分脱酸し種々の元素を添
加した最後にTiを添加して、Ti炭硫化物のサイズと
清浄度を調整するようにした。 【0044】表1における鋼1〜5、表2における鋼1
5〜21、表3における鋼26〜30、表4における鋼
36〜40、表5における鋼51〜57及び表6におけ
る鋼62〜66は本発明例の鋼、表1における鋼6〜1
4、表2における鋼22〜25、表3における鋼31〜
35、表4における鋼41〜50、表5における鋼58
〜61及び表6における鋼67〜71は成分のいずれか
が本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼
である。 【0045】 【表1】 【0046】 【表2】【0047】 【表3】 【0048】 【表4】【0049】 【表5】 【0050】 【表6】【0051】次いで、これらの鋼を1250℃に加熱し
てから1000℃で仕上げる熱間鍛造を行って直径60
mmの丸棒を作製した。なお、熱間鍛造後の冷却条件を
冷却速度が5〜35℃/分となるように空冷又は放冷し
て400℃まで冷却し、丸棒の組織が主にフェライト・
パーライトからなるように調整した。 【0052】こうして得られた丸棒の表面から15mm
の位置(R/2部位置、Rは丸棒の半径)から、JIS
14A号の引張試験片、小野式回転曲げ試験片(平行部
の直径が8mmでその長さが18.4mm)及びJIS
3号衝撃試験片(2mmUノッチシャルピー試験片)を
採取し、室温での引張強度、疲労強度(疲労限度)及び
靱性(衝撃試験時の吸収エネルギー)を調査した。又、
JIS G 0555の図3に則って試験片を採取し、鏡面研磨し
た幅が15mmで高さが20mmの被検面を、倍率40
0倍の光学顕微鏡観察して、Ti炭硫化物を他の介在物
と区分しながらその清浄度を測定した。又、Ti炭硫化
物の最大直径を、倍率400倍の光学顕微鏡観察して調
査した。 【0053】ドリル穿孔試験による被削性の評価も行っ
た。すなわち、直径60mmの丸棒を25mmの長さの
輪切りにしたものを用いてその長さ方向に貫通孔をあ
け、刃先摩損により穿孔不能となった時の貫通孔の個数
を数え、被削性の評価を行った。穿孔条件はJIS高速
度工具鋼SKH51のφ5mmストレートシャンクドリ
ルを使用し、水溶性の潤滑剤を用いて、送り0.15m
m/rev、回転数980rpmで行った。 【0054】表7、8に、上記の各種試験の結果を示
す。又、図1〜6に各鋼の疲労強度と被削性の関係を、
図7及び図8に引張強度と靱性の関係を整理して示す。
なお、図1は鋼1〜14について、図2は鋼15〜25
について、図3は鋼26〜35について、図4は鋼36
〜50について、図5は鋼51〜61について、図6は
鋼62〜71について疲労強度と被削性の関係を整理し
たものである。又、図7は鋼1〜35について、図8は
鋼36〜71について引張強度と靱性の関係を整理した
ものである。 【0055】 【表7】【0056】 【表8】【0057】先ず、表7と図1〜3及び図7から本発明
例の鋼は良好な被削性を有するとともに、強度(引張強
度と疲労強度)と靱性に優れていることが明らかであ
る。本発明例の鋼のうちでも、鋼15〜21の耐久比
(疲労強度/引張強度)は0.45を超える大きなもの
で、疲労強度−引張強度のバランスが特に優れている。 【0058】これに対して比較例の鋼の場合には、引張
強度、疲労強度、靱性(吸収エネルギー)、被削性(貫
通孔の数)のうち少なくとも1つの特性が劣っている。 【0059】次に、表8と図4〜6及び図8から、Nd
を添加した本発明例の鋼は良好な被削性を有するととも
に、強度(引張強度と疲労強度)に優れ、更に靱性が極
めて優れていることが明らかである。本発明例の鋼のう
ちでも、鋼51〜57の耐久比は0.45を超える大き
なもので、疲労強度−引張強度のバランスが特に優れて
いる。 【0060】これに対して比較例の鋼の場合には、引張
強度、疲労強度、靱性(吸収エネルギー)、被削性(貫
通孔の数)のうち少なくとも1つの特性が劣っている。 【0061】 【発明の効果】本発明の快削非調質鋼は優れた強度と靱
性を有し、且つ、被削性に優れるので、機械構造部品な
どの素材として利用することができる。この強度と靱性
に優れた快削非調質鋼は比較的容易に低コストで製造す
ることができる。
の関係を示した図である。 【図2】実施例で用いた鋼15〜25の疲労強度と被削
性の関係を示した図である。 【図3】実施例で用いた鋼26〜35の疲労強度と被削
性の関係を示した図である。 【図4】実施例で用いた鋼36〜50の疲労強度と被削
性の関係を示した図である。 【図5】実施例で用いた鋼51〜61の疲労強度と被削
性の関係を示した図である。 【図6】実施例で用いた鋼62〜71の疲労強度と被削
性の関係を示した図である。 【図7】実施例で用いた鋼1〜35の引張強度と靱性の
関係を示した図である。 【図8】実施例で用いた鋼36〜71の引張強度と靱性
の関係を示した図である。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項1】重量%で、C:0.2〜0.6%、Si:
0.1〜1.5%、Mn:0.1〜2.0%、P:0.
01〜0.07%、S:0.01〜0.2%、Cr:
0.02〜2.0%、Ti:0.04〜1.0%、A
l:0.002〜0.05%、N:0.008%以下、
Nd:0〜0.1%、V:0〜0.3%、Nb:0〜
0.05%、Mo:0〜0.5%、Cu:0〜1.0
%、Pb:0〜0.50%、Ca:0〜0.01%、S
e:0〜0.5%、Te:0〜0.05%及びBi:0
〜0.4%を含有し、残部がFe及び不可避不純物から
なり、更に、組織の90%以上がフェライト・パーライ
ト組織からなることを特徴とする強度と靱性に優れた快
削非調質鋼。
Priority Applications (8)
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---|---|---|---|
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PCT/JP1997/004297 WO1998023784A1 (fr) | 1996-11-25 | 1997-11-25 | Acier d'excellente usinabilite et composant usine |
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CN97191416A CN1095503C (zh) | 1996-11-25 | 1997-11-25 | 切削性优良的钢材 |
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EP97913441A EP0903418B1 (en) | 1996-11-25 | 1997-11-25 | Steel having excellent machinability and machined component |
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US09/103,566 US5922145A (en) | 1996-11-25 | 1998-06-24 | Steel products excellent in machinability and machined steel parts |
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JP5778055B2 (ja) * | 2012-02-15 | 2015-09-16 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材ならびにコモンレールおよびその製造方法 |
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-
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「材料とプロセス」,Vol.7(1994),No.3(日本鉄鋼協会)p.819(「極低炭素鋼の加熱オーステナイト粒の観察」) |
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