JP2017538033A - 衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 - Google Patents
衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2017538033A JP2017538033A JP2017522896A JP2017522896A JP2017538033A JP 2017538033 A JP2017538033 A JP 2017538033A JP 2017522896 A JP2017522896 A JP 2017522896A JP 2017522896 A JP2017522896 A JP 2017522896A JP 2017538033 A JP2017538033 A JP 2017538033A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- impact toughness
- relational expression
- manganese
- less
- wire
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
-
- 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
- C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Ropes Or Cables (AREA)
Abstract
Description
フェライトまたはパーライト組織の線材は、優れた強度及び衝撃靭性を確保するのに限界がある。これら組織を含む素材は通常衝撃靭性は高いものの、強度は相対的に低いという特徴がある。また、強度を高めるために冷間伸線を行うと、高強度を得ることができるが、衝撃靭性は、強度上昇につれて急激に低下するという短所がある。
これにより、一般に、優れた強度及び衝撃靭性をともに実現するためには、ベイナイト組織または焼戻しマルテンサイト組織を用いる。ベイナイト組織は、熱間圧延した鋼材を用いて恒温変態熱処理を通じて得ることができ、焼戻しマルテンサイト組織は、焼入れ及び焼戻し熱処理を通じて得ることができる。しかし、一般の熱間圧延及び連続冷却工程だけではこれらの組織を安定的に得ることができないため、熱間圧延した鋼材を用いて上述のような追加の熱処理工程を経る必要がある。
しかし、追加の熱処理工程をすることなく熱間圧延及び連続冷却工程を用いてベイナイトまたはマルテンサイト組織を安定的に得ることができる線材は、未だに開発されていないため、かかる線材を開発するための要求が浮上している。
本発明の解決課題は、上記で言及した課題に制限されず、言及されていないさらに他の課題は下記の記載から当業者が明確に理解できる。
また、従来の追加の熱処理工程を省略することができるため、全体の製造コストを削減するのに非常に有利である。
まず、本発明の線材について詳細に説明する。本発明の線材は、重量%で、炭素(C):0.05〜0.15%、シリコン(Si):0.2%以下、マンガン(Mn):3.5%超過5.0%以下、クロム(Cr):0.5〜2.0%、リン(P):0.020%以下、硫黄(S):0.020%以下、アルミニウム(Al):0.010〜0.050%、残りはFe及び不可避不純物を含む。
以下、本発明の線材の鋼成分及び組成範囲を限定する理由について詳細に説明する(以下、重量%である)。
炭素は、強度を確保するための必須の元素で、鋼中に固溶されるか、炭化物またはセメンタイトの形態で存在する。強度を増加するための最も簡単な方法は、炭素含有量を増加させて炭化物またはセメンタイトを形成させることであるが、逆に延性及び衝撃靭性は減少するため炭素の添加量を一定の範囲内に調節する必要がある。本発明では、炭素の含有量を0.05〜0.15%の範囲で添加することが好ましい。これは、炭素含有量が0.05%未満である場合は目標強度を得ることが難しく、0.15%を超えると衝撃靭性が急激に減少する虞があるためである。
シリコン(Si):0.2%以下
シリコンは、アルミニウムとともに脱酸元素として知られており、強度を向上させる元素である。シリコンは、添加時に、フェライトに固溶されて鋼材の固溶強化による強度の増加に非常に大きい効果を奏する元素として知られている。しかし、シリコンの添加により強度は大きく増加するが、延性及び衝撃靭性は急激に減少するため、十分な延性を必要とする冷間鍛造部品の場合は、シリコンの添加を非常に制限している。本発明では、強度の低下を最小限に抑えながらも、優れた衝撃靭性を確保するために、シリコンの含有量を0.2%以下とする。これは、シリコン含有量が0.2%を超えると、目標衝撃靭性を確保することが難しくなる虞があるためである。より好ましくは0.1%以下である。
マンガンは、鋼材の強度を増加させ、硬化能を向上させることで、広い範囲の冷却速度でベイナイトまたはマルテンサイトのような低温組織の形成を容易にする。しかし、マンガン含有量が3.5%以下であると硬化能が十分ではないため、熱間圧延後の連続冷却工程で低温組織を安定的に確保することが難しくなる。また、5.0%を超えると、溶湯の凝固中にMnの偏析が助長されやすい。これを考慮して、本発明では、マンガンの含有量を3.5%超過5.0%以下とした。
クロム(Cr):0.5〜2.0%
クロムは、マンガンと同様に、鋼材の強度及び硬化能を増加させ、特にマンガンとともに添加する場合は衝撃靭性を向上させる。しかし、クロム含有量が0.5%未満であると、強度、硬化能、及び衝撃靭性の特性の向上効果が大きくなく、クロム含有量が2.0%を超えると、強度及び硬化能の向上には有効であるが衝撃靭性の特性が低下する可能性がある。これを考慮して、本発明では、クロム含有量を0.5〜2.0%とした。
リンは、結晶粒界に偏析されて靭性を低下させ、遅延破壊抵抗性を減少させる主な原因であるため、可能な限り含まないことが好ましく、上記理由により、本発明では、その上限を0.020%に限定した。
硫黄(S):0.020%以下
硫黄は、結晶粒界に偏析されて靭性を低下させ、低融点硫化物を形成させて熱間圧延を阻害するため、可能な限り含まないことが好ましい。上記理由により、本発明では、その上限を0.020%に限定した。
アルミニウムは、強力な脱酸元素で、鋼中の酸素を除去することで清浄度を高めるだけでなく、鋼中に固溶された窒素と結合してAlNを形成することにより、衝撃靭性を向上させることができる。本発明では、アルミニウムを積極的に添加するが、含有量が0.010%未満であると、アルミニウムの添加効果を期待することが難しく、0.050%を超えると、アルミナ介在物が多量生成されて機械的物性を大きく低下させる可能性がある。このような点を考慮して、本発明では、アルミニウムの含有量を0.010〜0.050%の範囲に限定した。
上記組成以外に、残りはFe及び不可避不純物を含む。本発明では、言及した合金組成に加えて、他の合金の追加を排除しない。
[関係式1]
4.0≦C(Mn+Cr)5/50≦9.0
(但し、関係式1において、マンガン(Mn)、クロム(Cr)、及び炭素(C)のそれぞれは、該当元素の重量基準含量を意味する。)
本発明では、関係式1のようにマンガン、クロム、及び炭素の含有量を制御することにより、より優れた衝撃靭性を有する線材を製造することができる。すなわち、マンガン及びクロムは硬化能を高めるため、冷却速度が比較的遅い場合にも、マルテンサイトが容易に生成されるように助け、低含有量の炭素及びクロムはマルテンサイトの衝撃靭性を改善するのに大きく寄与することができる。
[関係式2]
Mn/Si≧22
(但し、関係式2において、マンガン(Mn)及びシリコン(Si)のそれぞれは、該当元素の重量基準含量を意味する。)
本発明において、マンガンは硬化能を高めることで、冷却速度が相対的に遅い場合にも、マルテンサイトが容易に生成されるように助ける。また、シリコンには、鋼中に固溶されて強度は増加させる一方で衝撃靭性を低下させるという短所がある。
本発明者らは、上記のような点に着目して研究と実験を重ねた結果、マンガンとシリコンの関係が重量%を基準にMn/Si≧22を満たすとき、優れた強度及び衝撃靭性を有するマルテンサイト組織の線材を提供することができることを確認し、本関係式を提示した。
[関係式3]
[Mnmax]/[Mnmin]≦4
本発明において、マンガンは硬化能を高めることで、冷却速度が相対的に遅い場合にも、マルテンサイトが容易に生成されるように助ける。しかし、局部的にマンガンが偏析される場合、マルテンサイトが容易に生成されるのに対し、マンガンが枯渇した領域では、フェライトが形成される可能性があるため、微細組織が不均一になり衝撃靭性が劣位になる虞がある。
本発明者らは、上記のような点に着目して研究と実験を重ねた結果、線材の任意の断面領域におけるマンガンの最大濃度と最小濃度の比が4以下であるとき、優れた強度及び衝撃靭性を有するマルテンサイト組織の線材を提供することができることを確認し、本関係式を提示した。
本発明の線材の微細組織は、95面積%以上のマルテンサイト及び残りは残留オーステナイト(γ)を含む。本発明のマルテンサイトは、炭素含有量が低いため、高強度にも拘らず、延性が高く、衝撃靭性にも非常に優れた特徴がある。しかし、マルテンサイト以外のベイナイトまたは残留オーステナイトの量が多くなると、衝撃靭性の側面においてやや有利になり得る反面、強度の低下を防ぐことができないため好ましくない。したがって、本発明の線材は、95面積%以上のマルテンサイトを含むようにする。
本発明の線材の素材は、断面が円形状であり、引張強度が1000〜1200MPa、衝撃値が80J以上であることが好ましい。
本発明の線材の製造方法は、上述した組成を有する鋼を準備した後、これを再加熱する段階と、再加熱された鋼材を熱間圧延する段階と、熱間圧延した後、Mf〜Mf−50℃の温度範囲まで0.2℃/s以上の速度で冷却する段階と、冷却された鋼材を空冷する工程と、を含む。
まず、本発明では、上述した組成成分を有する鋼材を準備した後、これを再加熱する。本発明で採用することができる再加熱温度範囲は、1000〜1100℃である。
鋼材の形態は特に限定されないが、一般に、ブルーム(bloom)またはビレット(billet)の形態であることが好ましい。
熱間圧延された鋼材は冷却処理されるが、冷却はMf〜Mf−50℃の温度範囲まで0.2℃/s以上の冷却速度で冷却することが好ましい。冷却終了温度がMfを超えると、十分な量のマルテンサイト組織を確保しにくく、Mf−50℃未満である場合は、鋼材が十分に冷えて取り扱いは容易であるが、生産性を落とすため、冷却終了温度は、Mf〜Mf−50℃の温度範囲にすることが好ましい。Mfとは、オーステナイトからマルテンサイトへの相変態が終了する温度のことである。
また、本発明では、冷却開始温度から冷却終了温度までの区間を0.2℃/s以上の冷却速度で冷却することが好ましい。0.2℃/s以上の冷却速度で冷却してから空冷する段階を経ると、面積分率95%以上のマルテンサイト組織を確保できる。
下記表1の組成成分を有する溶鋼を鋳造し、これを1100℃で再加熱して直径15mmとなるように線材圧延した後、表2の冷却速度でMf温度以下の150℃まで冷却してから空冷して線材を製造した。一方、マルテンサイトの相変態終了温度であるMfは、膨張計(Dilatometer)を用いて測定しており、化学組成に応じてやや異なっているが、150〜200℃の範囲であった。
このように製造された線材の微細組織を分析して表2に示した。また、引張強度及び衝撃靭性を測定して表2に示した。一方、マンガンの濃度はEPMA(Electron Probe Micro−Analysis)を用いて測定した。
さらに、常温引張試験は、クロスヘッド速度(cross head speed)を降伏点までは0.9mm/min、その後は6mm/minの速度で行って測定した。なお、衝撃試験は、試片に衝撃を加えるストライカー(striker)のエッジ(edge)部の曲率が2mmで、試験容量が500Jである衝撃試験機を用いて常温で行って測定した。
一方、発明例7は、シリコンの含有量が0.1重量%以下の場合で、他の発明例に比べて非常に優れた衝撃靭性及び延伸率を確保できることが分かる。また、発明例のうち、マンガン、クロム、及び炭素の含有量の関係式1(4.0≦C(Mn+Cr)5/50≦9.0)と、マンガン及びシリコンの関係式2(Mn/Si≧22.0)の両方を満たす1、4、5、及び7は、そうでない場合と比較すると、衝撃靭性にさらに優れることが分かる。
すなわち、発明例のうち関係式1(4.0≦C(Mn+Cr)5/50≦9.0)及び/または関係式2(Mn/Si≧22.0)を満たしていない発明例2、3、6及び8は、比較的衝撃靭性がやや劣位になることが分かる。
比較例11は、マンガン成分が、本発明の範囲を外れる場合で、強度は増加したが、延性が低下して最終的に衝撃靭性が悪くなることを示す。また、鋼中にマンガンが偏析されているため、局部的に不均一な組織の形成によっても衝撃靭性が劣位になることを示している。
比較例14は、本発明の鋼組成成分は満たしているものの、冷却速度が遅すぎる場合で、マルテンサイトの代わりにベイナイト組織が形成されて、衝撃靭性は増加したが、強度は減少したことを示している。さらに、クロムが少なく含有された比較例15は、衝撃靭性が良くないことが分かる。
Claims (9)
- 重量%で、炭素(C):0.05〜0.15%、シリコン(Si):0.2%以下、マンガン(Mn):3.5%超過5.0%以下、クロム(Cr):0.5〜2.0%、リン(P):0.020%以下、硫黄(S):0.020%以下、アルミニウム(Al):0.010〜0.050%、残りはFe及び不可避不純物を含み、
微細組織は、面積分率で、95%以上のマルテンサイト及び残りは残留オーステナイト(γ)を含むことを特徴とする衝撃靭性に優れた線材。 - 前記マンガン(Mn)、クロム(Cr)、及び炭素(C)の含有量は、下記関係式1を満たすことを特徴とする請求項1に記載の衝撃靭性に優れた線材。
[関係式1]
4.0≦C(Mn+Cr)5/50≦9.0 - 前記マンガン(Mn)及びシリコン(Si)の含有量は、下記関係式2を満たすことを特徴とする請求項1に記載の衝撃靭性に優れた線材。
[関係式2]
Mn/Si≧22.0 - 前記線材は、任意の断面におけるマンガンの最大濃度[Mnmax]と最小濃度[Mnmin]の比が下記関係式3を満たすことを特徴とする請求項1に記載の衝撃靭性に優れた線材。
[関係式3]
[Mnmax]/[Mnmin]≦4 - 重量%で、炭素(C):0.05〜0.15%、シリコン(Si):0.2%以下、マンガン(Mn):3.5%超過5.0%以下、クロム(Cr):0.5〜2.0%、リン(P):0.020%以下、硫黄(S):0.020%以下、アルミニウム(Al):0.010〜0.050%、残りはFe及び不可避不純物を含む鋼材を再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼材を熱間圧延する段階と、
前記熱間圧延後に、Mf〜Mf−50℃の温度範囲まで0.2℃/s以上の速度で冷却する段階と、
前記冷却された鋼材を空冷する段階と、を含むことを特徴とする衝撃靭性に優れた線材の製造方法。 - 前記マンガン(Mn)、クロム(Cr)、及び炭素(C)の含有量は、下記関係式1を満たすことを特徴とする請求項5に記載の衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
[関係式1]
4.0≦C(Mn+Cr)5/50≦9.0 - 前記マンガン(Mn)及びシリコン(Si)の含有量は、下記関係式2を満たすことを特徴とする請求項5に記載の衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
[関係式2]
Mn/Si≧22.0 - 前記再加熱する段階は1000〜1100℃の温度範囲で行うことを特徴とする請求項5に記載の衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
- 前記熱間圧延する段階における仕上げ熱間圧延は850〜950℃の温度範囲で行うことを特徴とする請求項5に記載の衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
Applications Claiming Priority (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR20140151493 | 2014-11-03 | ||
KR10-2014-0151493 | 2014-11-03 | ||
KR1020150146726A KR101714905B1 (ko) | 2014-11-03 | 2015-10-21 | 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
KR10-2015-0146726 | 2015-10-21 | ||
PCT/KR2015/011653 WO2016072681A1 (ko) | 2014-11-03 | 2015-11-02 | 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2017538033A true JP2017538033A (ja) | 2017-12-21 |
JP6475831B2 JP6475831B2 (ja) | 2019-02-27 |
Family
ID=56023561
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2017522896A Expired - Fee Related JP6475831B2 (ja) | 2014-11-03 | 2015-11-02 | 衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20170335439A1 (ja) |
JP (1) | JP6475831B2 (ja) |
KR (1) | KR101714905B1 (ja) |
CN (1) | CN107075650B (ja) |
DE (1) | DE112015004989T5 (ja) |
MX (1) | MX2017005688A (ja) |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0797657A (ja) * | 1993-09-29 | 1995-04-11 | Toa Steel Co Ltd | 空冷型マルテンサイト系強靱性熱間鍛造用非調質鋼 |
JPH10237589A (ja) * | 1997-02-25 | 1998-09-08 | Daido Steel Co Ltd | 被削性に優れた高強度・高靱性マルテンサイト型非調質鋼及びその製造方法 |
WO2010047416A1 (ja) * | 2008-10-23 | 2010-04-29 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性に優れる引張強さ780MPa以上の高張力厚鋼板およびその製造方法 |
CN103397275A (zh) * | 2013-08-09 | 2013-11-20 | 钢铁研究总院 | 一种马氏体系列耐磨钢及其制备方法 |
JP2014501848A (ja) * | 2010-11-19 | 2014-01-23 | ポスコ | 極低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
WO2014141697A1 (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Jfeスチール株式会社 | 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6347354A (ja) * | 1986-08-14 | 1988-02-29 | Kobe Steel Ltd | 延性及びリラクセ−シヨン特性に優れた高強度線材及びその製造方法 |
JPH073399A (ja) * | 1993-06-16 | 1995-01-06 | Hitachi Metals Ltd | 高強度低熱膨張合金 |
JPH09287056A (ja) * | 1996-04-23 | 1997-11-04 | Toa Steel Co Ltd | 冷間鍛造性に優れた線材および棒鋼並びにそれらの製造方法 |
KR20110000395A (ko) * | 2009-06-26 | 2011-01-03 | 현대제철 주식회사 | 초고강도 강판 및 그 제조방법 |
KR101253885B1 (ko) * | 2010-12-27 | 2013-04-16 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법 |
-
2015
- 2015-10-21 KR KR1020150146726A patent/KR101714905B1/ko active IP Right Grant
- 2015-11-02 US US15/521,004 patent/US20170335439A1/en not_active Abandoned
- 2015-11-02 DE DE112015004989.4T patent/DE112015004989T5/de not_active Withdrawn
- 2015-11-02 CN CN201580059834.2A patent/CN107075650B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2015-11-02 MX MX2017005688A patent/MX2017005688A/es unknown
- 2015-11-02 JP JP2017522896A patent/JP6475831B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0797657A (ja) * | 1993-09-29 | 1995-04-11 | Toa Steel Co Ltd | 空冷型マルテンサイト系強靱性熱間鍛造用非調質鋼 |
JPH10237589A (ja) * | 1997-02-25 | 1998-09-08 | Daido Steel Co Ltd | 被削性に優れた高強度・高靱性マルテンサイト型非調質鋼及びその製造方法 |
WO2010047416A1 (ja) * | 2008-10-23 | 2010-04-29 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性に優れる引張強さ780MPa以上の高張力厚鋼板およびその製造方法 |
JP2014501848A (ja) * | 2010-11-19 | 2014-01-23 | ポスコ | 極低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
WO2014141697A1 (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Jfeスチール株式会社 | 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
CN103397275A (zh) * | 2013-08-09 | 2013-11-20 | 钢铁研究总院 | 一种马氏体系列耐磨钢及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
KR101714905B1 (ko) | 2017-03-10 |
US20170335439A1 (en) | 2017-11-23 |
CN107075650A (zh) | 2017-08-18 |
DE112015004989T5 (de) | 2017-07-13 |
JP6475831B2 (ja) | 2019-02-27 |
CN107075650B (zh) | 2018-10-30 |
MX2017005688A (es) | 2017-07-26 |
KR20160053782A (ko) | 2016-05-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5892289B2 (ja) | パーライトレールの製造方法 | |
US10889876B2 (en) | Non-heat treated wire rod having excellent cold workability and manufactured method therefor | |
CA2948297C (en) | Railway vehicle wheel and method for manufacturing railway vehicle wheel | |
US10988821B2 (en) | Wire rod having excellent cold forgeability and manufacturing method therefor | |
KR101344537B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
KR20160126049A (ko) | 고강도이며 내식성이 우수한 스태빌라이저용 강과, 그것을 이용한 차량용 스태빌라이저 및 그의 제조방법 | |
JP2020509187A (ja) | 低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP6488008B2 (ja) | 強度及び衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 | |
JP4299744B2 (ja) | 冷間鍛造用熱間圧延線材及びその製造方法 | |
JP6806905B2 (ja) | 衝撃靭性に優れた高強度線材及びその製造方法 | |
JP6600411B2 (ja) | 低温衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 | |
JP6475831B2 (ja) | 衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 | |
KR101736590B1 (ko) | 고강도 비조질 선재 및 그 제조방법 | |
JP6137043B2 (ja) | レールの製造方法 | |
JP6845936B2 (ja) | 強度及び延性に優れた線材及びその製造方法 | |
KR101676113B1 (ko) | 고강도 선재 및 그 제조방법 | |
KR101676111B1 (ko) | 고강도 강선 및 그 제조방법 | |
KR101736602B1 (ko) | 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법 | |
KR101676112B1 (ko) | 고강도 강선 및 그 제조방법 | |
KR101676110B1 (ko) | 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 | |
KR101676116B1 (ko) | 고강도 선재 및 그 제조방법 | |
KR101546145B1 (ko) | 강재 및 그 제조 방법 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20180613 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20180626 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180921 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20181016 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20181228 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20190115 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190201 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6475831 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |