JPH05163525A - 微細組織を有する結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法 - Google Patents
微細組織を有する結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法Info
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- JPH05163525A JPH05163525A JP35006591A JP35006591A JPH05163525A JP H05163525 A JPH05163525 A JP H05163525A JP 35006591 A JP35006591 A JP 35006591A JP 35006591 A JP35006591 A JP 35006591A JP H05163525 A JPH05163525 A JP H05163525A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、熱間圧延したままの状態で微細な
組織を有し、かつ浸炭時にオーステナイト結晶粒度の粗
大化し難い結晶粒度安定化肌焼用鋼の製造方法を提供す
ることを目的とする。 【構成】 本願の第１の発明は、重量比で、Ｃ：０．０
８〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：
０．３〜２．０％を含有し、さらにＡｌ：０．０１５〜
０．０５０％、Ｎ：０．０１５〜０．０３０％をＡｌ
（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的に含まれる不純物よりなる肌焼
用鋼を１１５０℃以上の温度に加熱後、終止温度が９５
０〜８００℃となるように熱間圧延を行い、その後０．
５〜０．０５℃／sec のゆっくりした速度でＡ1 変態点
以下まで冷却することを特徴とする。また、本該の第２
の発明は、第１の発明の肌焼用鋼の成分に加え、さらに
Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：０．３〜５．０％、Ｍ
ｏ： ０．０５〜１．０％のうち一種または二種以上を
含有させたことを特徴とする。
組織を有し、かつ浸炭時にオーステナイト結晶粒度の粗
大化し難い結晶粒度安定化肌焼用鋼の製造方法を提供す
ることを目的とする。 【構成】 本願の第１の発明は、重量比で、Ｃ：０．０
８〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：
０．３〜２．０％を含有し、さらにＡｌ：０．０１５〜
０．０５０％、Ｎ：０．０１５〜０．０３０％をＡｌ
（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的に含まれる不純物よりなる肌焼
用鋼を１１５０℃以上の温度に加熱後、終止温度が９５
０〜８００℃となるように熱間圧延を行い、その後０．
５〜０．０５℃／sec のゆっくりした速度でＡ1 変態点
以下まで冷却することを特徴とする。また、本該の第２
の発明は、第１の発明の肌焼用鋼の成分に加え、さらに
Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：０．３〜５．０％、Ｍ
ｏ： ０．０５〜１．０％のうち一種または二種以上を
含有させたことを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、熱間圧延したままの状
態で微細な組織を有し、かつ浸炭時にオーステナイト結
晶粒度の粗大化し難い結晶粒度安定化肌焼用鋼の製造方
法に関するものである。
態で微細な組織を有し、かつ浸炭時にオーステナイト結
晶粒度の粗大化し難い結晶粒度安定化肌焼用鋼の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】浸炭時にオーステナイト結晶粒が粗大化
すると、熱処理歪や硬さのバラツキ、部品の強度低下等
を引き起こすために、オーステナイト結晶粒度特性の安
定な肌焼用鋼が求められている。特に最近では、制御圧
延を適用して焼ならし処理の省略をはかることも実用化
されている。また、結晶粒度を安定化させた鋼として
は、例えば特開昭５６−７５５５１号公報や特開昭５９
−１２３７１４号公報などに記載の鋼が知られている。
すると、熱処理歪や硬さのバラツキ、部品の強度低下等
を引き起こすために、オーステナイト結晶粒度特性の安
定な肌焼用鋼が求められている。特に最近では、制御圧
延を適用して焼ならし処理の省略をはかることも実用化
されている。また、結晶粒度を安定化させた鋼として
は、例えば特開昭５６−７５５５１号公報や特開昭５９
−１２３７１４号公報などに記載の鋼が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記制
御圧延によって得られた鋼は、結晶粒度が微細であるが
故に却って浸炭等の高温加熱時に粗大化しやすいという
傾向をもっている。また、上記従来公報記載の鋼では、
圧延したままの状態では微細な組織は得られないという
問題があった。本発明は、かかる問題点に鑑み、熱間圧
延したままの状態で微細な組織を有し、しかも浸炭時に
オーステナイト結晶粒度が粗大化が生じ難いようにした
肌焼用鋼の製造方法を提供することを課題とする。
御圧延によって得られた鋼は、結晶粒度が微細であるが
故に却って浸炭等の高温加熱時に粗大化しやすいという
傾向をもっている。また、上記従来公報記載の鋼では、
圧延したままの状態では微細な組織は得られないという
問題があった。本発明は、かかる問題点に鑑み、熱間圧
延したままの状態で微細な組織を有し、しかも浸炭時に
オーステナイト結晶粒度が粗大化が生じ難いようにした
肌焼用鋼の製造方法を提供することを課題とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、肌焼用鋼
の変態特性および粒度特性に及ぼす種々の要因を詳細に
検討した結果、熱間加工条件及び冷却条件と共に化学成
分をある特定範囲にコントロールすることにより、加工
後の冷却状態で微細な組織を有すると共に、浸炭等の高
温熱処理時にも結晶粒度が成長粗大化しにくいようにＡ
ｌＮをより微細にかつ均一に分散させることができ、こ
れによって上記のような従来技術の問題点を解決し、オ
ーステナイト結晶粒度のより安定化をはかることができ
ることを見出した。
の変態特性および粒度特性に及ぼす種々の要因を詳細に
検討した結果、熱間加工条件及び冷却条件と共に化学成
分をある特定範囲にコントロールすることにより、加工
後の冷却状態で微細な組織を有すると共に、浸炭等の高
温熱処理時にも結晶粒度が成長粗大化しにくいようにＡ
ｌＮをより微細にかつ均一に分散させることができ、こ
れによって上記のような従来技術の問題点を解決し、オ
ーステナイト結晶粒度のより安定化をはかることができ
ることを見出した。
【０００５】即ち、本願における第１の発明は、重量比
で、 Ｃ ： ０．０８〜０．３０％、 Ｓｉ： ０．０５〜１．０％、 Ｍｎ： ０．３〜２．０％、 を含有し、さらに Ａｌ： ０．０１５〜０．０５０％、 Ｎ ： ０．０１５〜０．０３０％、 をＡｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的に含まれる不純物よりな
る肌焼用鋼を１１５０℃以上の温度に加熱後、終止温度
が９５０〜８００℃となるように熱間圧延を行い、その
後０．５〜０．０５℃／sec のゆっくりした速度でＡ1
変態点以下まで冷却することを特徴とする結晶粒安定化
肌焼用鋼の製造方法である。
で、 Ｃ ： ０．０８〜０．３０％、 Ｓｉ： ０．０５〜１．０％、 Ｍｎ： ０．３〜２．０％、 を含有し、さらに Ａｌ： ０．０１５〜０．０５０％、 Ｎ ： ０．０１５〜０．０３０％、 をＡｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的に含まれる不純物よりな
る肌焼用鋼を１１５０℃以上の温度に加熱後、終止温度
が９５０〜８００℃となるように熱間圧延を行い、その
後０．５〜０．０５℃／sec のゆっくりした速度でＡ1
変態点以下まで冷却することを特徴とする結晶粒安定化
肌焼用鋼の製造方法である。
【０００６】また、本願における第２の発明は、重量比
で、 Ｃ ： ０．０８〜０．３０％、 Ｓｉ： ０．０５〜１．０％、 Ｍｎ： ０．３〜２．０％、 を含有し、又 Ａｌ： ０．０１５〜０．０５０％、 Ｎ ： ０．０１５〜０．０３０％、 をＡｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含
有し、さらに Ｃｒ： ０．３〜２．０％、 Ｎｉ： ０．３〜５．０％、 Ｍｏ： ０．０５〜１．０％、 うちの一種または二種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的に含まれる不純物よりなる肌焼鋼を１１５０℃以上
の温度に加熱後、終止温度が９５０〜８００℃となるよ
うに熱間圧延を行い、その後、０．５〜０．０５℃／se
c のゆっくりした速度でＡ1 変態点以下まで冷却するこ
とを特徴とする結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法であ
る。
で、 Ｃ ： ０．０８〜０．３０％、 Ｓｉ： ０．０５〜１．０％、 Ｍｎ： ０．３〜２．０％、 を含有し、又 Ａｌ： ０．０１５〜０．０５０％、 Ｎ ： ０．０１５〜０．０３０％、 をＡｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含
有し、さらに Ｃｒ： ０．３〜２．０％、 Ｎｉ： ０．３〜５．０％、 Ｍｏ： ０．０５〜１．０％、 うちの一種または二種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的に含まれる不純物よりなる肌焼鋼を１１５０℃以上
の温度に加熱後、終止温度が９５０〜８００℃となるよ
うに熱間圧延を行い、その後、０．５〜０．０５℃／se
c のゆっくりした速度でＡ1 変態点以下まで冷却するこ
とを特徴とする結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法であ
る。
【０００７】
【作用】以下に、本発明の方法において鋼の成分範囲お
よび製造条件を上記のように限定した理由について述べ
る。 〔Ｃ〕：Ｃは焼入性や強度を確保する上で必須の元素で
あり、通常の機械部品での強度を確保するためには最低
０．０８％が必要である。しかし、０．３０％を越える
と芯部の硬さが上がりすぎて、靱性の劣化や圧縮の残留
応力の低減に伴う疲労強度の低下等が起こり、肌焼鋼本
来の目的に対しては好ましくない。よって、下限を０．
０８％とし、上限を０．３０％とする。 〔Ｓｉ〕：Ｓｉは通常脱酸材として使用されるが、フェ
ライト強化作用が強く、焼入性も向上させる。０．０５
％以下では脱酸が不十分となり、１．０％以上では鋼の
延性、靱性、加工性を阻害するようになる。よって、下
限を０．０５％とし、上限を１．０％とする。 〔Ｍｎ〕：ＭｎもＳｉと同様に脱酸材として使用され、
また焼入性、強度を確保する上では必須の元素である。
０．３０％未満ではこの効果が十分ではなく、また、
２．０％を越えると加工性や靱性等に悪影響が出てく
る。したがって、下限を０．３０％とし、上限を２．０
％とする。 〔Ａｌ〕：Ａｌはオーステナイト結晶粒度を微細に保持
するためには必須元素であり、鋼中のＮと結合してＡＩ
Ｎとなって微細析出し、いわゆるピンナップ効果によ
り、結晶粒の粗大化阻止効果を示す。０．０１５％未満
ではＡＩＮの析出量が不足して結晶粒の阻止効果が十分
でない。また、０．０５０％以上では析出物が粗大にな
り、逆に粗大化阻止効果が低下するようになる。したが
って、Ａｌの下限を０．０１５％とし、上限を０．０５
０％とする。 〔Ｎ〕：ＮはＡｌと結合してＡＩＮとして析出し、オー
ステナイト結晶粒度を微細にさせる。０．０１５％未満
では必要な析出物の量の確保が難しく、０．０３０％を
越えると鋼材の健全性に問題が出てくる。したがって、
下限を０．０１５％とし、上限を０．０３０％とする。 〔Ａｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２〕：ＡｌとＮをこの
関係式を満足させるように添加することにより、ＡＩＮ
は微細かつ均一に分散し、しかも浸炭等の高温加熱中に
おいても、これらの微細析出物は成長し難く、安定した
結晶粒阻止効果を示すことが判明した。
よび製造条件を上記のように限定した理由について述べ
る。 〔Ｃ〕：Ｃは焼入性や強度を確保する上で必須の元素で
あり、通常の機械部品での強度を確保するためには最低
０．０８％が必要である。しかし、０．３０％を越える
と芯部の硬さが上がりすぎて、靱性の劣化や圧縮の残留
応力の低減に伴う疲労強度の低下等が起こり、肌焼鋼本
来の目的に対しては好ましくない。よって、下限を０．
０８％とし、上限を０．３０％とする。 〔Ｓｉ〕：Ｓｉは通常脱酸材として使用されるが、フェ
ライト強化作用が強く、焼入性も向上させる。０．０５
％以下では脱酸が不十分となり、１．０％以上では鋼の
延性、靱性、加工性を阻害するようになる。よって、下
限を０．０５％とし、上限を１．０％とする。 〔Ｍｎ〕：ＭｎもＳｉと同様に脱酸材として使用され、
また焼入性、強度を確保する上では必須の元素である。
０．３０％未満ではこの効果が十分ではなく、また、
２．０％を越えると加工性や靱性等に悪影響が出てく
る。したがって、下限を０．３０％とし、上限を２．０
％とする。 〔Ａｌ〕：Ａｌはオーステナイト結晶粒度を微細に保持
するためには必須元素であり、鋼中のＮと結合してＡＩ
Ｎとなって微細析出し、いわゆるピンナップ効果によ
り、結晶粒の粗大化阻止効果を示す。０．０１５％未満
ではＡＩＮの析出量が不足して結晶粒の阻止効果が十分
でない。また、０．０５０％以上では析出物が粗大にな
り、逆に粗大化阻止効果が低下するようになる。したが
って、Ａｌの下限を０．０１５％とし、上限を０．０５
０％とする。 〔Ｎ〕：ＮはＡｌと結合してＡＩＮとして析出し、オー
ステナイト結晶粒度を微細にさせる。０．０１５％未満
では必要な析出物の量の確保が難しく、０．０３０％を
越えると鋼材の健全性に問題が出てくる。したがって、
下限を０．０１５％とし、上限を０．０３０％とする。 〔Ａｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２〕：ＡｌとＮをこの
関係式を満足させるように添加することにより、ＡＩＮ
は微細かつ均一に分散し、しかも浸炭等の高温加熱中に
おいても、これらの微細析出物は成長し難く、安定した
結晶粒阻止効果を示すことが判明した。
【０００８】〔Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ〕：本願第２の発明に
おいてはこれらの元素を添加する。これらは一般に低合
金肌焼鋼において、焼入性を向上かつ安定させる作用を
有し、目的用途に応じた強度、靱性を確保する上で有効
な元素である。いずれも添加の効果を十分に得るために
は経済性も考慮し、Ｎｉは０．３〜５．０％、Ｃｒは
０．３〜２．０％、Ｍｏは０．１〜１．０％とする。
おいてはこれらの元素を添加する。これらは一般に低合
金肌焼鋼において、焼入性を向上かつ安定させる作用を
有し、目的用途に応じた強度、靱性を確保する上で有効
な元素である。いずれも添加の効果を十分に得るために
は経済性も考慮し、Ｎｉは０．３〜５．０％、Ｃｒは
０．３〜２．０％、Ｍｏは０．１〜１．０％とする。
【０００９】以上は本発明鋼の合金成分の制約条件であ
るが、本発明ではさらにオーステナイト結晶粒度の安定
化をはかるために、製造条件として次のような要件を必
要とする。即ち、 〔加熱温度：１１５０℃以上〕：熱間圧延するために加
熱していくと、鋼中のＡｌＮは固溶していく。しかし、
加熱温度が十分でないと溶け残っている部分は一部が粗
大化を起こし、結晶粒の粗大化防止には有効に寄与しな
い。また、再加熱の場合に溶け残った析出物を核として
固溶した部分が析出するために、析出物自体の大きさが
大きくなり、結晶粒の粗大化阻止効果が減少する。加熱
温度が１１５０℃以上の場合、初期状態として十分な量
のＡｌＮを固溶させることができる。そこで、圧延時の
加熱温度は１１５０℃以上とする。 〔圧延終止温度：９５０〜８００℃〕：上記の温度に加
熱したのちに、圧延終止温度が９５０〜８００℃となる
ように圧延をコントロールすることにより、オーステナ
イト結晶粒が微細化し、冷却後に微細な組織が得られ
る。しかし、この場合には一般的に浸炭時の初期粒度が
微細になりすぎて、逆に結晶粒の粗大化が起きやすく、
制御圧延材の欠点ともなっている。本件発明者らは、種
々の製造条件のオーステナイト結晶粒度に及ぼす影響に
ついて検討した結果、先のＡｌ、Ｎ量のコントロールと
ともに、次に示す冷却速度のコントロールを行うことに
より、著しく結晶粒度の安定性を高めることができるこ
とを見出した。 〔加工後の冷却速度：０．５〜０．０５℃／sec 〕：上
記の温度で圧延を終止した後に、０．５０〜０．０５℃
／sec の冷却速度で冷却することにより、加工後の組織
を微細化せずに、結晶粒度の安定性を著しく高められ
る。これは冷却中にＡｌＮが微細に析出するためで、
０．５℃／ｓｅｃ以上では、析出する量が少なく、０．
０５℃／ｓｅｃ以下では、析出粒子が成長粗大化して、
結晶粒粗大化に対して有効でなくなるためである。従っ
て上記のような冷却速度で冷却することにより、微細な
組織と安定した結晶粒度特性の両方が得られることが判
明した。
るが、本発明ではさらにオーステナイト結晶粒度の安定
化をはかるために、製造条件として次のような要件を必
要とする。即ち、 〔加熱温度：１１５０℃以上〕：熱間圧延するために加
熱していくと、鋼中のＡｌＮは固溶していく。しかし、
加熱温度が十分でないと溶け残っている部分は一部が粗
大化を起こし、結晶粒の粗大化防止には有効に寄与しな
い。また、再加熱の場合に溶け残った析出物を核として
固溶した部分が析出するために、析出物自体の大きさが
大きくなり、結晶粒の粗大化阻止効果が減少する。加熱
温度が１１５０℃以上の場合、初期状態として十分な量
のＡｌＮを固溶させることができる。そこで、圧延時の
加熱温度は１１５０℃以上とする。 〔圧延終止温度：９５０〜８００℃〕：上記の温度に加
熱したのちに、圧延終止温度が９５０〜８００℃となる
ように圧延をコントロールすることにより、オーステナ
イト結晶粒が微細化し、冷却後に微細な組織が得られ
る。しかし、この場合には一般的に浸炭時の初期粒度が
微細になりすぎて、逆に結晶粒の粗大化が起きやすく、
制御圧延材の欠点ともなっている。本件発明者らは、種
々の製造条件のオーステナイト結晶粒度に及ぼす影響に
ついて検討した結果、先のＡｌ、Ｎ量のコントロールと
ともに、次に示す冷却速度のコントロールを行うことに
より、著しく結晶粒度の安定性を高めることができるこ
とを見出した。 〔加工後の冷却速度：０．５〜０．０５℃／sec 〕：上
記の温度で圧延を終止した後に、０．５０〜０．０５℃
／sec の冷却速度で冷却することにより、加工後の組織
を微細化せずに、結晶粒度の安定性を著しく高められ
る。これは冷却中にＡｌＮが微細に析出するためで、
０．５℃／ｓｅｃ以上では、析出する量が少なく、０．
０５℃／ｓｅｃ以下では、析出粒子が成長粗大化して、
結晶粒粗大化に対して有効でなくなるためである。従っ
て上記のような冷却速度で冷却することにより、微細な
組織と安定した結晶粒度特性の両方が得られることが判
明した。
【００１０】
【実施例】表１及び表２に本発明鋼と比較鋼の化学成分
と圧延加熱温度、圧延終止温度および加工後の冷却速度
の操業条件とオーステナイト粒度特性の結果をあわせて
示す。鋼材のサイズはいずれも直径３０ｍｍで、オース
テナイト粒度特性は、９５０℃×６ｈｒ加熱時のもので
ある。
と圧延加熱温度、圧延終止温度および加工後の冷却速度
の操業条件とオーステナイト粒度特性の結果をあわせて
示す。鋼材のサイズはいずれも直径３０ｍｍで、オース
テナイト粒度特性は、９５０℃×６ｈｒ加熱時のもので
ある。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】表１及び表２から下記のことが判明した。
即ち、仕上げ温度が９５０℃以下となると、微細な結晶
粒が得られる。しかしこの場合には、浸炭時の加熱にお
いて一般にオーステナイトの初期粒度も微細になって、
結晶粒が粗大化しやすくなる傾向を示す。他方、加工後
の冷却速度によってオーステナイト結晶粒度特性は影響
を受け、一般の冷却床における放冷では粒度特性は安定
しないが、徐冷ボックスや冷却床内のカバー徐冷などに
より、０．３〜０．０５℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却す
ることにより、オーステナイト結晶粒度特性は大幅に改
善されることがわかる。しかしこの効果は熱間圧延時の
加熱が不十分な場合には認められず、また成分範囲が請
求範囲に無い場合にも認められない。このように本発明
の方法によれば、熱間圧延後の組織が微細であり、かつ
浸炭条件が高温長時間であってもオーステナイト結晶粒
の安定な肌焼鋼が得られる。
即ち、仕上げ温度が９５０℃以下となると、微細な結晶
粒が得られる。しかしこの場合には、浸炭時の加熱にお
いて一般にオーステナイトの初期粒度も微細になって、
結晶粒が粗大化しやすくなる傾向を示す。他方、加工後
の冷却速度によってオーステナイト結晶粒度特性は影響
を受け、一般の冷却床における放冷では粒度特性は安定
しないが、徐冷ボックスや冷却床内のカバー徐冷などに
より、０．３〜０．０５℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却す
ることにより、オーステナイト結晶粒度特性は大幅に改
善されることがわかる。しかしこの効果は熱間圧延時の
加熱が不十分な場合には認められず、また成分範囲が請
求範囲に無い場合にも認められない。このように本発明
の方法によれば、熱間圧延後の組織が微細であり、かつ
浸炭条件が高温長時間であってもオーステナイト結晶粒
の安定な肌焼鋼が得られる。
【００１４】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、熱間加
工後に冷却状態で微細な組織を有し、かつ冷間鍛造等に
よる機械部品の製造方法を経ても、浸炭時にオーステナ
イト結晶粒の粗大化し難い、結晶粒度安定化肌焼用鋼を
製造することができ、その産業上の効果は極めて大なる
ものである。
工後に冷却状態で微細な組織を有し、かつ冷間鍛造等に
よる機械部品の製造方法を経ても、浸炭時にオーステナ
イト結晶粒の粗大化し難い、結晶粒度安定化肌焼用鋼を
製造することができ、その産業上の効果は極めて大なる
ものである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ ： ０．０８〜０．３０％、 Ｓｉ： ０．０５〜１．０％、 Ｍｎ： ０．３〜２．０％、 を含有し、さらに Ａｌ： ０．０１５〜０．０５０％、 Ｎ ： ０．０１５〜０．０３０％、 をＡｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的に含まれる不純物よりな
る肌焼用鋼を１１５０℃以上の温度に加熱後、終止温度
が９５０〜８００℃となるように熱間圧延を行い、その
後０．５〜０．０５℃／sec のゆっくりした速度でＡ1
変態点以下まで冷却することを特徴とする微細組織を有
する結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量比で、 Ｃ ： ０．０８〜０．３０％、 Ｓｉ： ０．０５〜１．０％、 Ｍｎ： ０．３〜２．０％、 を含有し、又 Ａｌ： ０．０１５〜０．０５０％、 Ｎ ： ０．０１５〜０．０３０％、 をＡｌ（％）／Ｎ（％）≦１．９２を満足する範囲で含
有し、さらに Ｃｒ： ０．３〜２．０％、 Ｎｉ： ０．３〜５．０％、 Ｍｏ： ０．０５〜１．０％、 のうちの一種または二種以上を含み、残部Ｆｅおよび不
可避的に含まれる不純物よりなる肌焼鋼を１１５０℃以
上の温度に加熱後、終止温度が９５０〜８００℃となる
ように熱間圧延を行い、その後、０．５〜０．０５℃／
sec のゆっくりした速度でＡ1 変態点以下まで冷却する
ことを特徴とする微細組織を有する結晶粒安定化肌焼用
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35006591A JPH05163525A (ja) | 1991-12-09 | 1991-12-09 | 微細組織を有する結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35006591A JPH05163525A (ja) | 1991-12-09 | 1991-12-09 | 微細組織を有する結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05163525A true JPH05163525A (ja) | 1993-06-29 |
Family
ID=18407994
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35006591A Pending JPH05163525A (ja) | 1991-12-09 | 1991-12-09 | 微細組織を有する結晶粒安定化肌焼用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05163525A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002030339A (ja) * | 2000-07-19 | 2002-01-31 | Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk | Ｖを含有しない熱間鍛造用非調質鋼 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5672124A (en) * | 1979-11-16 | 1981-06-16 | Daido Steel Co Ltd | Manufacture of case hardening steel |
| JPS5675551A (en) * | 1979-11-22 | 1981-06-22 | Sanyo Tokushu Seikou Kk | Grain stabilized carburizing steel |
| JPS63157816A (ja) * | 1986-12-22 | 1988-06-30 | Kawasaki Steel Corp | 浸炭用鋼材の製造方法 |
-
1991
- 1991-12-09 JP JP35006591A patent/JPH05163525A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5672124A (en) * | 1979-11-16 | 1981-06-16 | Daido Steel Co Ltd | Manufacture of case hardening steel |
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| JPS63157816A (ja) * | 1986-12-22 | 1988-06-30 | Kawasaki Steel Corp | 浸炭用鋼材の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002030339A (ja) * | 2000-07-19 | 2002-01-31 | Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk | Ｖを含有しない熱間鍛造用非調質鋼 |
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