JP2004068064A - 球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】比較的短時間の球状化焼鈍でも、球状化した炭化物が均一に分散して冷間鍛造性を十分確保できる球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法を提案する。
【解決手段】化学組成が、質量比で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０４〜２．０％、残部：鉄および不可避不純物から成り、金属組織において旧オーステナイトの平均結晶粒径が１００μｍ以上であり、かつフェライト分率が２０％以下である。
【選択図】 なし
【解決手段】化学組成が、質量比で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０４〜２．０％、残部：鉄および不可避不純物から成り、金属組織において旧オーステナイトの平均結晶粒径が１００μｍ以上であり、かつフェライト分率が２０％以下である。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車部品や産業機械の部品に使用される冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法、特に球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱間圧延された棒材あるは線材を冷間成型して製造される自動車等の部品用素材は高い冷間成型性が要求され、そのため、例えば特開平６−３３１９０号に記載されているような球状化焼鈍を施している。一般に、この球状化焼鈍は、線材のＡｒ１点近傍で長時間、たとえば２０〜３０ｈ保持することによって行われるものであるため、特別の焼鈍炉が必要であるほか、多大の熱エネルギー消費がかかり、省エネルギー及び設備費低減の障害となっている。
【０００３】
さらに、このような長時間の球状化焼鈍を施しても、得られた製品の金属組織、特に球状化されたセメンタイトのフェライト基地中への分散が均一でないため、目標とする鍛造性が十分確保できないという問題がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような状況に鑑みてなされたものであり、比較的短時間の球状化焼鈍でも、球状化した炭化物が均一に分散して冷間鍛造性を十分確保できる球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法を提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の機械構造用鋼は、化学組成が、質量比で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０４〜２．０％、残部：鉄および不可避不純物から成り、金属組織において旧オーステナイトの平均粒径が１００μｍ以上であり、かつフェライト分率が２０％以下であり、これにより球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れるという特性を有する。ここに、旧オーステナイトの平均粒径（以下「旧オーステナイト粒径」という）とは、初析フェライト、パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトなどの変態相を生ずる母相オーステナイトの平均粒径をいう。また、フェライト分率とは、製品鋼材の金属組織において初析フェライトの占める割合をいう。
【０００６】
上記機械構造用鋼を製造するためには、上記化学組成を有する素材に対し、熱間圧延をその終了温度が９７０℃以上となるように行い、かつ、該熱間圧延終了後、９７０℃から５００℃の間を平均２℃／ｍｉｎ以上で冷却する工程を採用するのがよい。
【０００７】
【本発明の実施の形態】
以下、本発明に係る球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼の化学組成及び金属組織並びにその製造方法について具体的に説明する。
【０００８】
本発明の機械構造用鋼は以下の化学組成を有する。なお、以下各元素の含有量の単位（％）は質量比による。
【０００９】
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．３％未満では所定の強度及び疲労強度を確保するのが難しく、また、フェライト分率を十分下げることができず、球状化焼鈍後にセメンタイトを均一に分散させることができない。一方、０．６％を超えると冷間鍛造性が著しく低下したり、鍛造後に熱処理する場合に割れ等の欠陥が発生しやすくなる。
【００１０】
Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは脱酸に必要な元素である。また、固溶強化により機械的特性及び疲労特性を向上させる。これらの効果を得るためには０．２％以上含有させることが必要である。しかし１．５％を超えると冷間鍛造性の低下が著しい。
【００１１】
Ｓｉ：０．０５％〜２．０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、０．０５％残存するように添加する。しかし、２．０％を超えると冷間鍛造性の低下が著しくなり、また、フェライト分率を２０％以下とすることも困難になる。
【００１２】
Ｃｒ：０．４〜２．０％
Ｃｒはセメンタイトの形成を促進するとともに、セメンタイト球状化に寄与して鍛造性を向上する。その効果は０．０４％以上で現われる。しかし、２．０％を超えて含有させても、その効果が向上することはなく、かえって疲労強度や延性等の機械的特性に悪影響を与える。
【００１３】
残部：鉄および不可避不純物
不可避不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｏ等のほかトランプエレメントがある。これらは少なければ少ない方がおよい。特にＰ及びＳは鋼の粒界に偏析し、鋼を脆化させるのでそれぞれ０．０３％以下に制限するのがよい。
【００１４】
本発明に係る機械構造用鋼は、フェライト分率が２０％以下であることを要する。熱間加工ままの素材であっても、フェライト分率が低い場合には組織中のフェライト以外の組織の分率、すなわちパーライト分率、ベイナイト分率及びマルテンサイトの分率が高まり、その後の球状化焼鈍において、セメンタイトの分散がより均一になる。このフェライト分率は、光学顕微鏡によって得られる倍率４００倍の１０視野の写真から視野内の初析フェライト相の面積を測定して求めることができる。
【００１５】
このようなフェライト分率は母相であるオーステナイト粒を大きくすることによって低くすることができ、これによりパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの均一性を高めることができる。亜共析鋼においては母相であるオーステナイト粒界は主に初析フェライトの析出サイトとして機能し、オーステナイト粒が小さいときには、初析フェライトの優先析出が進む。逆に、オーステナイト粒を大きくすると、このような初析フェライトの優先析出が妨げられ、フェライト分率が低くなる。その傾向は特にオーステナイト粒径が平均で１００μｍ以上のときに顕著であり、本発明鋼の成分範囲においてパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの分率が合計で８０％以上となる。さらに、母相であるオーステナイト粒径が細かすぎると、鋼組織の微細化とそれによる強化により鍛造性が低下する。したがって、本発明では母相オーステナイトの平均粒径、すなわち旧オーステナイト粒径が１００μｍ以上であることを要する。
【００１６】
なお、旧オーステナイト粒径の測定は、製品である熱間圧延製品から切り出した試料を以下の方法により腐食し、顕微鏡下で観察することによって行う。
▲１▼フェライト−パーライト組織の場合：硝酸アルコールで腐食後、パーライト粒を取り囲んだ初析フェライトによって平均結晶粒径を測定する。
▲２▼マルテンサイトあるいはベイナイトを主とした組織である場合：塩化第ＩＩ鉄と塩酸をエチルアルコールに溶解した液で腐食し平均結晶粒径を測定する。
なお、結晶粒径の決定には、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法）に記載の方法を利用した。
【００１７】
上記のような粗大なオーステナイト粒を得るためには、上記鋼素材に対する熱延条件を、その終了温度が９７０℃以上となるように行うことが望ましい。これにより熱延後のオーステナイト結晶粒成長が十分に行われ粒径が平均で１００μｍ以上に達する。なお、この熱延後のオーステナイト結晶粒は本発明にいう旧オーステナイト粒であり、その粒界は、先に示した方法で観察され、それによって旧オーステナイト粒径が決定される。
【００１８】
上記熱間圧延の終了後、９７０〜５００℃の間の平均冷却速度を２℃／ｍｉｎ以上として冷却する。これにより上記の熱延終了温度を高めたことにより生成された粒径１００μｍ以上の粗大な母相オーステナイトからパーライト、ベイナイト及びマルテンサイトをそれらの合計分率が高い状態で生成させることができる。なお、冷却速度が２℃／ｍｉｎより遅くなると初析フェライトが多量に生成し、その後の球状化焼鈍で均一な組織が得がたくなる。
【００１９】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成を有する鋼塊を製造し、１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度を９７０℃として直径６０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。熱間圧延終了後、９７０〜５００℃の温度区間を５℃／ｍｉｎで冷却して製品とした。得られた製品の圧延方向と直角な方向に試験片を切り出し顕微鏡観察により組織観察（旧オーステナイト粒径及びフェライト分率の測定）を行った。
【００２０】
得られた製品に対し、７４５℃で５ｈ保持する簡易球状化焼鈍を施し、図１に示す径１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍのタブレット試験片をその高さ方向が製品の圧延方向に一致するように切り出し、冷間鍛造試験に供した。冷間鍛造試験は各１０個の試験片について圧下率を変えて圧縮をおこない、われの有無を調査した。冷間鍛造性の評価は、圧縮割れの発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率をもって冷間鍛造性評価値とした。
【００２１】
上記試験に加え、製品（直径６０ｍｍ丸棒）をさらに厚さ２０ｍｍまで熱間圧延し、その後７４５℃で５ｈ保持する球状化処理を施した。また、圧延方向と圧延方向に垂直な方向から各々小野式回転転曲げ疲労試験片を切り出し、回転数３０００ｒｐｍの下で、繰り返し数１０７回に達する疲れ限度を求めた。これらの試験結果は、組織観察結果とともに表１に併せて示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
上記の結果から、鋼組成が本発明の範囲内において疲労強度、冷間鍛造性が優れた製品が得られることがわかる。
【００２４】
（実施例２）
質量比で、Ｃ：０．４８％、Ｓｉ：０．２１％、Ｍｎ：０．８５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００４％、Ｃｒ：０．１１％の組成を有する鋼を表２に示す条件で熱間圧延し、直径６０ｍｍの棒鋼とした。得られた棒鋼に対し、圧延方向と直角な方向に試験片を切りだし顕微鏡観察を行った。また、得られた棒鋼に対し、７４５℃で５ｈ保持しする球状化焼鈍処理を施した。球状化焼鈍の施された棒鋼から、実施例１と同様にタブレット試験片を圧延方向に一致するように切り出し、冷間鍛造試験に供した。試験結果を表２に併せて示す。
【００２５】
【表２】
【００２６】
熱間圧延条件が適当な試験Ｎｏ．２１および試験Ｎｏ．２３、２６、２７のものでは、フェライト分率が低く、旧オーステナイト粒径も適当に大きくなっており、冷間鍛造性も高い。しかし平均冷却速度が小さい試験Ｎｏ．２２のものでは旧オーステナイト粒径は大きいもののフェライト分率が高く、冷間鍛造性は急激に低下している。さらに試験Ｎｏ．２４、試験Ｎｏ．２５のものでは、旧オーステナイト粒径は小さくフェライト分率が高いため、鍛造性は低い。また、試験Ｎｏ．２８のものでは、フェライト分率は２０％以下であるものの、旧オーステナイト粒径が小さく鍛造性が悪い。
【００２７】
【発明の効果】
本発明による機械構造用鋼は、フェライト分率が低いために組織が均一であり、比較的簡易な球状化焼鈍を施した状態でも、球状化した炭化物が均一に分散し、さらに旧オーステナイト粒径が大きいため、組織の微細化による鍛造性の劣化を回避でき、優れた冷間鍛造性を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間鍛造試験片の斜視図及び圧縮割れの発生状況を示す。
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車部品や産業機械の部品に使用される冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法、特に球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱間圧延された棒材あるは線材を冷間成型して製造される自動車等の部品用素材は高い冷間成型性が要求され、そのため、例えば特開平６−３３１９０号に記載されているような球状化焼鈍を施している。一般に、この球状化焼鈍は、線材のＡｒ１点近傍で長時間、たとえば２０〜３０ｈ保持することによって行われるものであるため、特別の焼鈍炉が必要であるほか、多大の熱エネルギー消費がかかり、省エネルギー及び設備費低減の障害となっている。
【０００３】
さらに、このような長時間の球状化焼鈍を施しても、得られた製品の金属組織、特に球状化されたセメンタイトのフェライト基地中への分散が均一でないため、目標とする鍛造性が十分確保できないという問題がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような状況に鑑みてなされたものであり、比較的短時間の球状化焼鈍でも、球状化した炭化物が均一に分散して冷間鍛造性を十分確保できる球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法を提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の機械構造用鋼は、化学組成が、質量比で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０４〜２．０％、残部：鉄および不可避不純物から成り、金属組織において旧オーステナイトの平均粒径が１００μｍ以上であり、かつフェライト分率が２０％以下であり、これにより球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れるという特性を有する。ここに、旧オーステナイトの平均粒径（以下「旧オーステナイト粒径」という）とは、初析フェライト、パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトなどの変態相を生ずる母相オーステナイトの平均粒径をいう。また、フェライト分率とは、製品鋼材の金属組織において初析フェライトの占める割合をいう。
【０００６】
上記機械構造用鋼を製造するためには、上記化学組成を有する素材に対し、熱間圧延をその終了温度が９７０℃以上となるように行い、かつ、該熱間圧延終了後、９７０℃から５００℃の間を平均２℃／ｍｉｎ以上で冷却する工程を採用するのがよい。
【０００７】
【本発明の実施の形態】
以下、本発明に係る球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼の化学組成及び金属組織並びにその製造方法について具体的に説明する。
【０００８】
本発明の機械構造用鋼は以下の化学組成を有する。なお、以下各元素の含有量の単位（％）は質量比による。
【０００９】
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．３％未満では所定の強度及び疲労強度を確保するのが難しく、また、フェライト分率を十分下げることができず、球状化焼鈍後にセメンタイトを均一に分散させることができない。一方、０．６％を超えると冷間鍛造性が著しく低下したり、鍛造後に熱処理する場合に割れ等の欠陥が発生しやすくなる。
【００１０】
Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは脱酸に必要な元素である。また、固溶強化により機械的特性及び疲労特性を向上させる。これらの効果を得るためには０．２％以上含有させることが必要である。しかし１．５％を超えると冷間鍛造性の低下が著しい。
【００１１】
Ｓｉ：０．０５％〜２．０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、０．０５％残存するように添加する。しかし、２．０％を超えると冷間鍛造性の低下が著しくなり、また、フェライト分率を２０％以下とすることも困難になる。
【００１２】
Ｃｒ：０．４〜２．０％
Ｃｒはセメンタイトの形成を促進するとともに、セメンタイト球状化に寄与して鍛造性を向上する。その効果は０．０４％以上で現われる。しかし、２．０％を超えて含有させても、その効果が向上することはなく、かえって疲労強度や延性等の機械的特性に悪影響を与える。
【００１３】
残部：鉄および不可避不純物
不可避不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｏ等のほかトランプエレメントがある。これらは少なければ少ない方がおよい。特にＰ及びＳは鋼の粒界に偏析し、鋼を脆化させるのでそれぞれ０．０３％以下に制限するのがよい。
【００１４】
本発明に係る機械構造用鋼は、フェライト分率が２０％以下であることを要する。熱間加工ままの素材であっても、フェライト分率が低い場合には組織中のフェライト以外の組織の分率、すなわちパーライト分率、ベイナイト分率及びマルテンサイトの分率が高まり、その後の球状化焼鈍において、セメンタイトの分散がより均一になる。このフェライト分率は、光学顕微鏡によって得られる倍率４００倍の１０視野の写真から視野内の初析フェライト相の面積を測定して求めることができる。
【００１５】
このようなフェライト分率は母相であるオーステナイト粒を大きくすることによって低くすることができ、これによりパーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの均一性を高めることができる。亜共析鋼においては母相であるオーステナイト粒界は主に初析フェライトの析出サイトとして機能し、オーステナイト粒が小さいときには、初析フェライトの優先析出が進む。逆に、オーステナイト粒を大きくすると、このような初析フェライトの優先析出が妨げられ、フェライト分率が低くなる。その傾向は特にオーステナイト粒径が平均で１００μｍ以上のときに顕著であり、本発明鋼の成分範囲においてパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの分率が合計で８０％以上となる。さらに、母相であるオーステナイト粒径が細かすぎると、鋼組織の微細化とそれによる強化により鍛造性が低下する。したがって、本発明では母相オーステナイトの平均粒径、すなわち旧オーステナイト粒径が１００μｍ以上であることを要する。
【００１６】
なお、旧オーステナイト粒径の測定は、製品である熱間圧延製品から切り出した試料を以下の方法により腐食し、顕微鏡下で観察することによって行う。
▲１▼フェライト−パーライト組織の場合：硝酸アルコールで腐食後、パーライト粒を取り囲んだ初析フェライトによって平均結晶粒径を測定する。
▲２▼マルテンサイトあるいはベイナイトを主とした組織である場合：塩化第ＩＩ鉄と塩酸をエチルアルコールに溶解した液で腐食し平均結晶粒径を測定する。
なお、結晶粒径の決定には、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法）に記載の方法を利用した。
【００１７】
上記のような粗大なオーステナイト粒を得るためには、上記鋼素材に対する熱延条件を、その終了温度が９７０℃以上となるように行うことが望ましい。これにより熱延後のオーステナイト結晶粒成長が十分に行われ粒径が平均で１００μｍ以上に達する。なお、この熱延後のオーステナイト結晶粒は本発明にいう旧オーステナイト粒であり、その粒界は、先に示した方法で観察され、それによって旧オーステナイト粒径が決定される。
【００１８】
上記熱間圧延の終了後、９７０〜５００℃の間の平均冷却速度を２℃／ｍｉｎ以上として冷却する。これにより上記の熱延終了温度を高めたことにより生成された粒径１００μｍ以上の粗大な母相オーステナイトからパーライト、ベイナイト及びマルテンサイトをそれらの合計分率が高い状態で生成させることができる。なお、冷却速度が２℃／ｍｉｎより遅くなると初析フェライトが多量に生成し、その後の球状化焼鈍で均一な組織が得がたくなる。
【００１９】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成を有する鋼塊を製造し、１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度を９７０℃として直径６０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。熱間圧延終了後、９７０〜５００℃の温度区間を５℃／ｍｉｎで冷却して製品とした。得られた製品の圧延方向と直角な方向に試験片を切り出し顕微鏡観察により組織観察（旧オーステナイト粒径及びフェライト分率の測定）を行った。
【００２０】
得られた製品に対し、７４５℃で５ｈ保持する簡易球状化焼鈍を施し、図１に示す径１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍのタブレット試験片をその高さ方向が製品の圧延方向に一致するように切り出し、冷間鍛造試験に供した。冷間鍛造試験は各１０個の試験片について圧下率を変えて圧縮をおこない、われの有無を調査した。冷間鍛造性の評価は、圧縮割れの発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率をもって冷間鍛造性評価値とした。
【００２１】
上記試験に加え、製品（直径６０ｍｍ丸棒）をさらに厚さ２０ｍｍまで熱間圧延し、その後７４５℃で５ｈ保持する球状化処理を施した。また、圧延方向と圧延方向に垂直な方向から各々小野式回転転曲げ疲労試験片を切り出し、回転数３０００ｒｐｍの下で、繰り返し数１０７回に達する疲れ限度を求めた。これらの試験結果は、組織観察結果とともに表１に併せて示す。
【００２２】
【表１】
上記の結果から、鋼組成が本発明の範囲内において疲労強度、冷間鍛造性が優れた製品が得られることがわかる。
【００２４】
（実施例２）
質量比で、Ｃ：０．４８％、Ｓｉ：０．２１％、Ｍｎ：０．８５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００４％、Ｃｒ：０．１１％の組成を有する鋼を表２に示す条件で熱間圧延し、直径６０ｍｍの棒鋼とした。得られた棒鋼に対し、圧延方向と直角な方向に試験片を切りだし顕微鏡観察を行った。また、得られた棒鋼に対し、７４５℃で５ｈ保持しする球状化焼鈍処理を施した。球状化焼鈍の施された棒鋼から、実施例１と同様にタブレット試験片を圧延方向に一致するように切り出し、冷間鍛造試験に供した。試験結果を表２に併せて示す。
【００２５】
【表２】
熱間圧延条件が適当な試験Ｎｏ．２１および試験Ｎｏ．２３、２６、２７のものでは、フェライト分率が低く、旧オーステナイト粒径も適当に大きくなっており、冷間鍛造性も高い。しかし平均冷却速度が小さい試験Ｎｏ．２２のものでは旧オーステナイト粒径は大きいもののフェライト分率が高く、冷間鍛造性は急激に低下している。さらに試験Ｎｏ．２４、試験Ｎｏ．２５のものでは、旧オーステナイト粒径は小さくフェライト分率が高いため、鍛造性は低い。また、試験Ｎｏ．２８のものでは、フェライト分率は２０％以下であるものの、旧オーステナイト粒径が小さく鍛造性が悪い。
【００２７】
【発明の効果】
本発明による機械構造用鋼は、フェライト分率が低いために組織が均一であり、比較的簡易な球状化焼鈍を施した状態でも、球状化した炭化物が均一に分散し、さらに旧オーステナイト粒径が大きいため、組織の微細化による鍛造性の劣化を回避でき、優れた冷間鍛造性を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間鍛造試験片の斜視図及び圧縮割れの発生状況を示す。
Claims (2)
- 化学組成が、質量比で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０４〜２．０％、残部：鉄および不可避不純物から成り、金属組織において旧オーステナイトの平均粒径が１００μｍ以上であり、かつフェライト分率が２０％以下であることを特徴とする球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼。
- 化学組成が、質量比で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０４〜２．０％、残部：鉄および不可避不純物から成る鋼素材に対し、熱間圧延をその終了温度が９７０℃以上となるように行い、かつ、該熱間圧延終了後、９７０℃から５００℃の間を平均２℃／ｍｉｎ以上で冷却することを特徴とする球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002227589A JP3783666B2 (ja) | 2002-08-05 | 2002-08-05 | 球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP2002227589A JP3783666B2 (ja) | 2002-08-05 | 2002-08-05 | 球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004068064A true JP2004068064A (ja) | 2004-03-04 |
| JP3783666B2 JP3783666B2 (ja) | 2006-06-07 |
Family
ID=32014573
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002227589A Expired - Lifetime JP3783666B2 (ja) | 2002-08-05 | 2002-08-05 | 球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3783666B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007246956A (ja) * | 2006-03-14 | 2007-09-27 | Nippon Steel Corp | 冷間鍛造加工性に優れた鋼管およびその製造方法 |
| JP2010236005A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 |
| WO2014030327A1 (ja) * | 2012-08-20 | 2014-02-27 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間鍛造用丸鋼材 |
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