JPH0790485A - 高靭性高強度非調質鋼及びこの製造方法 - Google Patents
高靭性高強度非調質鋼及びこの製造方法Info
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- JPH0790485A JPH0790485A JP6172152A JP17215294A JPH0790485A JP H0790485 A JPH0790485 A JP H0790485A JP 6172152 A JP6172152 A JP 6172152A JP 17215294 A JP17215294 A JP 17215294A JP H0790485 A JPH0790485 A JP H0790485A
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- 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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- 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
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- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 調質処理を行われない状態で調質処理鋼のご
ときレベル以上の機械的性質を有する高靭性高強度非調
質鋼及びこの製造方法を提供すること。 【構成】 高靭性高強度非調質鋼が、重量％でＣ：０．
３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍ
ｎ：０．８０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０５
０％、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０
５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、Ｔｉ：０．０
３％以下、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、不純物とし
てＰ：０．０３％以下、Ｏ2：０．００５０％以下、そ
してＦｅ及び製鋼工程上必然的に含有される不純物を含
むため、引張強度を９０Kgf／mm2以上、衝撃靭性をＫＳ
３号試験片において５Kgf-m／cm2以上確保できる。
ときレベル以上の機械的性質を有する高靭性高強度非調
質鋼及びこの製造方法を提供すること。 【構成】 高靭性高強度非調質鋼が、重量％でＣ：０．
３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍ
ｎ：０．８０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０５
０％、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０
５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、Ｔｉ：０．０
３％以下、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、不純物とし
てＰ：０．０３％以下、Ｏ2：０．００５０％以下、そ
してＦｅ及び製鋼工程上必然的に含有される不純物を含
むため、引張強度を９０Kgf／mm2以上、衝撃靭性をＫＳ
３号試験片において５Kgf-m／cm2以上確保できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、調質処理を行わない状
態において調質処理鋼のごときレベル以上の機械的性質
を有する高靭性高強度非調質鋼及びこの製造方法に関す
るものであって、特に引張強度を７５Kgf／mm2以上衝撃
靭性をＫＳ３号試験片において７Kgf-m／cm2以上確保す
るか、引張強度を９０Kgf／mm2以上衝撃靭性をＫＳ３号
試験片において５Kgf-m／cm2以上確保できる高靭性高強
度非調質鋼及びこの製造方法に関する。
態において調質処理鋼のごときレベル以上の機械的性質
を有する高靭性高強度非調質鋼及びこの製造方法に関す
るものであって、特に引張強度を７５Kgf／mm2以上衝撃
靭性をＫＳ３号試験片において７Kgf-m／cm2以上確保す
るか、引張強度を９０Kgf／mm2以上衝撃靭性をＫＳ３号
試験片において５Kgf-m／cm2以上確保できる高靭性高強
度非調質鋼及びこの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般的に非調質鋼は、機械構造用製造
時、調質処理、即ち焼入れ−焼もどし（Quenching-Temp
ering)、焼ならし(normalizing)のごとき熱処理を行わ
なくても鍛練加工された状態で満足な機械的性質を得る
ことができる鋼を意味するものであるが、靭性が調質鋼
に比べて、極めて低いので、靭性が問題にならないクラ
ンクシャフトやその他単純用途に制限的に用いられるこ
とができた。特に日本特公平１−２１１６０６号又は日
本特公昭５８−５３７０９号等に記載されたごとき従来
の非調質鋼は大径製品ではその特性が十分発揮されず、
小径製品においてのみ機械的性質が好ましく現われる短
所があるので、実際に適用するのに制約が多かった。且
つ靭性が不足になっていたので、日本特公昭５４−６６
３２２号、日本特公昭５８−１６７７５１号、日本特公
昭６１−５６２３５号、のごとく低炭素高合金系が開発
されたが、誘導硬化熱処理が不可な短所があった。
時、調質処理、即ち焼入れ−焼もどし（Quenching-Temp
ering)、焼ならし(normalizing)のごとき熱処理を行わ
なくても鍛練加工された状態で満足な機械的性質を得る
ことができる鋼を意味するものであるが、靭性が調質鋼
に比べて、極めて低いので、靭性が問題にならないクラ
ンクシャフトやその他単純用途に制限的に用いられるこ
とができた。特に日本特公平１−２１１６０６号又は日
本特公昭５８−５３７０９号等に記載されたごとき従来
の非調質鋼は大径製品ではその特性が十分発揮されず、
小径製品においてのみ機械的性質が好ましく現われる短
所があるので、実際に適用するのに制約が多かった。且
つ靭性が不足になっていたので、日本特公昭５４−６６
３２２号、日本特公昭５８−１６７７５１号、日本特公
昭６１−５６２３５号、のごとく低炭素高合金系が開発
されたが、誘導硬化熱処理が不可な短所があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の目的
は、引張強度を７５Kgf／mm2以上衝撃靭性を７Kgf-m／c
m2以上確保するか、引張強度を９０Kgf／mm2以上衝撃靭
性を５Kgf-m／cm2以上確保し、同時に疲労強度向上のた
め、表面誘導硬化、熱処理が可能であり、鍍金及び溶接
特性が優れた高靭性高強度非調質鋼を提供することにあ
る。
は、引張強度を７５Kgf／mm2以上衝撃靭性を７Kgf-m／c
m2以上確保するか、引張強度を９０Kgf／mm2以上衝撃靭
性を５Kgf-m／cm2以上確保し、同時に疲労強度向上のた
め、表面誘導硬化、熱処理が可能であり、鍍金及び溶接
特性が優れた高靭性高強度非調質鋼を提供することにあ
る。
【０００４】本発明の他の目的は、上記高靭性高強度非
調質鋼の製造方法を提供することにある。
調質鋼の製造方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
の本発明の高靭性高強度非調質鋼の強度は引張強度が７
５Kgf／mm2以上、衝撃靭性を７Kgf-m／cm2以上確保する
ために、重量％でＣ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：
０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．３０％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．０５
〜０．１５％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６
〜０．０２０％、不純物としてＰ：０．０３％以下、Ｏ
2：０．００５０％以下、そして残りはＦｅ及び製鋼工
程上必然的に含有される不純物から成る。
の本発明の高靭性高強度非調質鋼の強度は引張強度が７
５Kgf／mm2以上、衝撃靭性を７Kgf-m／cm2以上確保する
ために、重量％でＣ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：
０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．３０％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．０５
〜０．１５％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６
〜０．０２０％、不純物としてＰ：０．０３％以下、Ｏ
2：０．００５０％以下、そして残りはＦｅ及び製鋼工
程上必然的に含有される不純物から成る。
【０００６】なお、本発明の高靭性高強度非調質鋼は、
引張強度を９０Kgf／mm2以上、衝撃靭性を５Kgf-m／cm2
以上確保するために、重量％でＣ：０．４０〜０．５０
％、Ｓｉ：０．２５〜０．６５％、Ｍｎ：１．００〜
１．６０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：
０．３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎ
ｂ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００６％〜０．０２％、必要に応じてＢ：０．
００３０％以下、不純物としてＰ：０．０３％以下、Ｏ
2：０．００５０％以下、そして残りはＦｅ及び製鋼工
程上必然的に含有される不純物から成る。
引張強度を９０Kgf／mm2以上、衝撃靭性を５Kgf-m／cm2
以上確保するために、重量％でＣ：０．４０〜０．５０
％、Ｓｉ：０．２５〜０．６５％、Ｍｎ：１．００〜
１．６０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：
０．３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎ
ｂ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００６％〜０．０２％、必要に応じてＢ：０．
００３０％以下、不純物としてＰ：０．０３％以下、Ｏ
2：０．００５０％以下、そして残りはＦｅ及び製鋼工
程上必然的に含有される不純物から成る。
【０００７】
【実施例】以下、本発明の構成を具体的に説明する。
【０００８】従来の非調質鋼は大概、引張強度は７５Kg
f／mm2以上であり、衝撃靭性が４Kgf-m／cm2以上になる
ものが主流を成していたが、それさえも保証限度はそれ
よりも低い場合が多かった。
f／mm2以上であり、衝撃靭性が４Kgf-m／cm2以上になる
ものが主流を成していたが、それさえも保証限度はそれ
よりも低い場合が多かった。
【０００９】軽量化のためには、高強度、高靭性を有す
る製品が要求されるので、高衝撃荷重を受ける所には７
５Kgf／mm2以上の引張強度と、７Kgf-m／cm2以上の衝撃
靭性を有する程度に製造されたものを適用しなければな
らない。その理由は北欧とロシア等地またはカナダのご
とき酷寒地では材料の低温脆性問題のため、高靭性が要
求されるからである。実例としては衝撃靭性が４Kgf-m
／cm2級である材料がスカンジナビア半島において冬期
に破壊を生じ、重装備に適用するためには低温用の場
合、引張強度は７５Kgf／mm2級では７Kgf-m／cm2以上の
を有しなければならないことが分かる。
る製品が要求されるので、高衝撃荷重を受ける所には７
５Kgf／mm2以上の引張強度と、７Kgf-m／cm2以上の衝撃
靭性を有する程度に製造されたものを適用しなければな
らない。その理由は北欧とロシア等地またはカナダのご
とき酷寒地では材料の低温脆性問題のため、高靭性が要
求されるからである。実例としては衝撃靭性が４Kgf-m
／cm2級である材料がスカンジナビア半島において冬期
に破壊を生じ、重装備に適用するためには低温用の場
合、引張強度は７５Kgf／mm2級では７Kgf-m／cm2以上の
を有しなければならないことが分かる。
【００１０】しかしながら、衝撃靭性は延伸率(Elongat
ion)と強度(Strength)の混合概念であるので引張強度と
衝撃靭性のバランス(balance)が重要である。
ion)と強度(Strength)の混合概念であるので引張強度と
衝撃靭性のバランス(balance)が重要である。
【００１１】本発明者はこれを満足させるための式を次
の如く算出することが出来た。
の如く算出することが出来た。
【００１２】Ｉ．Ｖ＝０．０５Ｔ＋６……（１） Ｉ．Ｖ＝０．０５Ｔ＋４……（２） このとき、Ｉ、Ｖは衝撃値(Impact Value)の略字であっ
て、ＫＳ３号（ＪＩＳ３号）衝撃試験片で得られる衝撃
靭性値であり、単位はKgf-m／cm2である。Ｔは摂氏
（℃）を意味し、素材を用いる温度で有する衝撃靭性を
類推するために本式を用いる。（１）式は７５Kgf／mm2
級の引張強度を有する場合に、（２）式は９０Kgf／mm2
級の引張強度を有する場合にそれぞれ適用する（図１参
照）。
て、ＫＳ３号（ＪＩＳ３号）衝撃試験片で得られる衝撃
靭性値であり、単位はKgf-m／cm2である。Ｔは摂氏
（℃）を意味し、素材を用いる温度で有する衝撃靭性を
類推するために本式を用いる。（１）式は７５Kgf／mm2
級の引張強度を有する場合に、（２）式は９０Kgf／mm2
級の引張強度を有する場合にそれぞれ適用する（図１参
照）。
【００１３】又、引張強度を９０Kgf／mm2以上に確保す
る製品を要求する場合は、靭性保証３Kgf-m／cm2以上は
困難な問題があった。これを解決するために、このよう
な場合はＳＣｒ４４０又はＳＣＭ４４０等を調質処理(Q
uenchin + Tempering)して用いたが、本発明は非調質鋼
であって高強度と高靭性を有するように製造されるの
で、部品の製造コスト面において大いに有利である。
る製品を要求する場合は、靭性保証３Kgf-m／cm2以上は
困難な問題があった。これを解決するために、このよう
な場合はＳＣｒ４４０又はＳＣＭ４４０等を調質処理(Q
uenchin + Tempering)して用いたが、本発明は非調質鋼
であって高強度と高靭性を有するように製造されるの
で、部品の製造コスト面において大いに有利である。
【００１４】これを満足させるためには、材料の圧延率
が重要であるが、中間加熱のあと、最終圧延時の圧延率
が特に重要である。のみならず、圧延温度もまた重要で
あり、本発明は試験結果に基づいてこれらの因子が靭性
に及ぼす効果を次の式で算出した。
が重要であるが、中間加熱のあと、最終圧延時の圧延率
が特に重要である。のみならず、圧延温度もまた重要で
あり、本発明は試験結果に基づいてこれらの因子が靭性
に及ぼす効果を次の式で算出した。
【００１５】Ｉ．Ｖ＝９．４LOGＲ＋２．５……（３） このとき、Ｒは中間加熱後最終圧延時の圧延率であっ
て、鍛練比（Ｓ）と同じ概念である（図２参照）。
て、鍛練比（Ｓ）と同じ概念である（図２参照）。
【００１６】これらの衝撃靭性をサイズと共に考慮して
みると、サイズが小さい程、衝撃靭性が高くなることが
分かり、これは圧延率の効果と冷却速度の効果とのこと
を類推することができた（図３参照）。
みると、サイズが小さい程、衝撃靭性が高くなることが
分かり、これは圧延率の効果と冷却速度の効果とのこと
を類推することができた（図３参照）。
【００１７】Ｉ．Ｖ＝７．５−２３．５Ｃ＋１．３Ｓｉ
＋１．５Ｍｎ＋０．５（Ｃｒ＋Ｖ）＋２１．１Ａｌ＋６
６．７Ｔｉ＋３１．２Ｓ−０．５Ｎｂ＋９．４LOGＲ−
０．０６（Ｔ’−８５０） このとき、Ｔ’は最終圧延後の温度であり、これを通じ
て概念的に衝撃靭性を類推することができた。
＋１．５Ｍｎ＋０．５（Ｃｒ＋Ｖ）＋２１．１Ａｌ＋６
６．７Ｔｉ＋３１．２Ｓ−０．５Ｎｂ＋９．４LOGＲ−
０．０６（Ｔ’−８５０） このとき、Ｔ’は最終圧延後の温度であり、これを通じ
て概念的に衝撃靭性を類推することができた。
【００１８】以下に、上述の各元素等の成分組成を限定
する理由は、つぎのとおりである。
する理由は、つぎのとおりである。
【００１９】引張強度７５Kgf／mm2級において、Ｃは、
望む強度と硬度とを得るのに必須的な成分であって、最
少０．３５％以上含有されなければ引張強度７５Kgf／m
m2以上と高周波誘導硬化能の面から表面硬度ＨＫＣ５０
以上を得るのに満足できないものである。しかし、０．
４５％以上では、脆性の増加により衝撃靭性を７Kgf-m
／cm2以上得るのが難しいので制限する。
望む強度と硬度とを得るのに必須的な成分であって、最
少０．３５％以上含有されなければ引張強度７５Kgf／m
m2以上と高周波誘導硬化能の面から表面硬度ＨＫＣ５０
以上を得るのに満足できないものである。しかし、０．
４５％以上では、脆性の増加により衝撃靭性を７Kgf-m
／cm2以上得るのが難しいので制限する。
【００２０】Ｓｉは製鋼のうち、重要な脱酸剤として作
用し、フェライトの強化効果があるので、０．１５％以
上要求される。しかし、０．３５％以上は必要な量のパ
ーライトを得るのに妨害となり、強度未達の危険がある
ので制限する。
用し、フェライトの強化効果があるので、０．１５％以
上要求される。しかし、０．３５％以上は必要な量のパ
ーライトを得るのに妨害となり、強度未達の危険がある
ので制限する。
【００２１】Ｍｎは強度向上と靭性の確保に寄与する有
効な元素であり、製鋼中には重要な脱硫剤の役割をす
る。特に本発明ではＭｎ０を析出位置としてＭｎＳの析
出を誘導し、これは機械加工性と相俟ってフェライト形
成を促進することにより、靭性を向上させる効果があ
る。強度確保のために０．８０％以上添加し、Ｃ量添加
に反比例して添加するのに最大１．５０％まで添加す
る。それ以上では機械加工性が悪化され、溶接性が低下
するので制限する。
効な元素であり、製鋼中には重要な脱硫剤の役割をす
る。特に本発明ではＭｎ０を析出位置としてＭｎＳの析
出を誘導し、これは機械加工性と相俟ってフェライト形
成を促進することにより、靭性を向上させる効果があ
る。強度確保のために０．８０％以上添加し、Ｃ量添加
に反比例して添加するのに最大１．５０％まで添加す
る。それ以上では機械加工性が悪化され、溶接性が低下
するので制限する。
【００２２】Ｓは、製鋼過程中に必然的に含有され、焼
成変形温度が低い硫化物を形成するので従来の鋼では
０．０３５％以下に規制するが、本発明では前述の如く
機械加工性向上効果の他にパーライト粒内のフェライト
形成効果があり、靭性を改善するので最小０．００５％
以上添加する。しかし、０．０５０％以上では却って介
在物過多により鍍金性、そして疲労強度と引張強度とを
減少させるので規制する。
成変形温度が低い硫化物を形成するので従来の鋼では
０．０３５％以下に規制するが、本発明では前述の如く
機械加工性向上効果の他にパーライト粒内のフェライト
形成効果があり、靭性を改善するので最小０．００５％
以上添加する。しかし、０．０５０％以上では却って介
在物過多により鍍金性、そして疲労強度と引張強度とを
減少させるので規制する。
【００２３】Ｃｒはフェライトに固溶されて強化させ、
安定化させるのに効果的であるので、少量添加するが、
０．３％以上では却って靭性を害する場合があるので制
限する。
安定化させるのに効果的であるので、少量添加するが、
０．３％以上では却って靭性を害する場合があるので制
限する。
【００２４】Ａｌは脱酸作用が強いので製鋼中に脱酸剤
として用い、鋼中においてＮと化合した窒化物に残留す
る場合、結晶粒微細化と靭性向上に寄与する。０．０１
％以下では十分な脱酸が難しく、０．０５％以上ではＳ
ｉＯ2に少量含有され、焼成変形をたやすく起こさせ、
非金属介在物による機械加工性の低下と清浄度悪化があ
るばかりでなく、過多な酸化物に残留する場合、素地傷
の原因となり、鍍金品質を低下させるので制限する。
として用い、鋼中においてＮと化合した窒化物に残留す
る場合、結晶粒微細化と靭性向上に寄与する。０．０１
％以下では十分な脱酸が難しく、０．０５％以上ではＳ
ｉＯ2に少量含有され、焼成変形をたやすく起こさせ、
非金属介在物による機械加工性の低下と清浄度悪化があ
るばかりでなく、過多な酸化物に残留する場合、素地傷
の原因となり、鍍金品質を低下させるので制限する。
【００２５】Ｖは炭化物形成と窒化物形成とで強度と靭
性向上に寄与し、少量でも効果的に強度を確保する。
性向上に寄与し、少量でも効果的に強度を確保する。
【００２６】ＮｂとＶのごとく炭化物と窒化物とを形成
するのに特に１０００℃以上熱間加工中にオーステナイ
トの再結晶成長を遅延させ、変態後微細析出して強度を
向上させる。従って、ＶとＮｂとは相互補完的に強度と
靭性とを向上させるが、Ｎｂは溶接性を害しない０．０
５％以下の範囲でＶと複合添加して、ＶとＮｂの全体量
は０．０５〜０．２０％範囲であるとき満足な効果が現
われる。
するのに特に１０００℃以上熱間加工中にオーステナイ
トの再結晶成長を遅延させ、変態後微細析出して強度を
向上させる。従って、ＶとＮｂとは相互補完的に強度と
靭性とを向上させるが、Ｎｂは溶接性を害しない０．０
５％以下の範囲でＶと複合添加して、ＶとＮｂの全体量
は０．０５〜０．２０％範囲であるとき満足な効果が現
われる。
【００２７】ＴｉはＮと結合力が強いので窒化物を形成
し、Ｂ添加時有効ボロンを確保するためにＢＮ形成を抑
制する用途に用いられる。それ以外の場合にもオーステ
ナイト粒度微細化に寄与して靭性向上に比べて機械加工
性が大いに低下されるので制限する。
し、Ｂ添加時有効ボロンを確保するためにＢＮ形成を抑
制する用途に用いられる。それ以外の場合にもオーステ
ナイト粒度微細化に寄与して靭性向上に比べて機械加工
性が大いに低下されるので制限する。
【００２８】ＮはＶとＶＮ、Ｖ（ＣＮ）とを形成し、Ｎ
ｂとＮｂ（ＣＮ）、ＡｌとＡｌＮとを形成する。その他
にＴｉ（ＣＮ）、ＴｉＮ又は少量のＢＮに残留する。こ
のとき窒化物と炭窒化物は生成温度が高いので、再結晶
温度を上昇させるか結晶粒を微細化させ、フェライト基
地を強化するのに効果的に作用する。
ｂとＮｂ（ＣＮ）、ＡｌとＡｌＮとを形成する。その他
にＴｉ（ＣＮ）、ＴｉＮ又は少量のＢＮに残留する。こ
のとき窒化物と炭窒化物は生成温度が高いので、再結晶
温度を上昇させるか結晶粒を微細化させ、フェライト基
地を強化するのに効果的に作用する。
【００２９】ところが、上記炭窒化物等はＭｎのＣとＮ
の活性度を減少させるので満足な結果を得るためには必
ずＣとＮの活性度を高めるＶ、Ｎｂのごとき元素が必要
である。このとき、ＶはＮｂより小さい侵入形であって
拡散がよくなり、分散しやすいのでより効果的である。
の活性度を減少させるので満足な結果を得るためには必
ずＣとＮの活性度を高めるＶ、Ｎｂのごとき元素が必要
である。このとき、ＶはＮｂより小さい侵入形であって
拡散がよくなり、分散しやすいのでより効果的である。
【００３０】一方、９０Kgf／mm2級である場合、必要に
応じて０．００３０％以下のＢを添加して、非調整鋼に
おいてフェライト形成を促進し硬化能を向上させること
ができるが、０．００３０％以上では偏析や脆性の危険
があるので制限する。
応じて０．００３０％以下のＢを添加して、非調整鋼に
おいてフェライト形成を促進し硬化能を向上させること
ができるが、０．００３０％以上では偏析や脆性の危険
があるので制限する。
【００３１】その他に、不純物としてＰを０．０３％以
下に規制するが、これは粒界に偏成して衝撃靭性を低下
させる短所と溶接部において残留水素と結合することに
より、亀裂感受性を高めるのに害があるからである。
下に規制するが、これは粒界に偏成して衝撃靭性を低下
させる短所と溶接部において残留水素と結合することに
より、亀裂感受性を高めるのに害があるからである。
【００３２】また、Ｏを０．００５０％以下に制限する
が、これは疲労強度、機械加工性、鍍金特性及び溶接性
に及ぼす害があるからである。本発明では必要に応じ
て、脱酸と非金属介在物の形成制御のためＣａ、Ｔｅ、
Ｃｅ又はその他希土類金属やＭｉｓｃｈ金属を０．００
４％以下に添加する。
が、これは疲労強度、機械加工性、鍍金特性及び溶接性
に及ぼす害があるからである。本発明では必要に応じ
て、脱酸と非金属介在物の形成制御のためＣａ、Ｔｅ、
Ｃｅ又はその他希土類金属やＭｉｓｃｈ金属を０．００
４％以下に添加する。
【００３３】本発明の特徴である欠陥規制の中、非金属
介在物の制御はＫＳＤＯ２０４（鉄鋼の非金属介在物の
顕微鏡試験方法）によって占有率計算法(point countin
g Method)にて測定時ｄＡ＝０．２０％以下、ｄＢ＋ｄ
Ｃ＝０．１０％以下、及びｄＴ＝０．２５％以下に規定
する。このときｄＡはＡタイプ、ｄＢはＢタイプ、ｄＣ
はＣタイプ、ｄＴはＡ＋Ｂ＋Ｃの非金属介在物占有率を
それぞれ意味する。
介在物の制御はＫＳＤＯ２０４（鉄鋼の非金属介在物の
顕微鏡試験方法）によって占有率計算法(point countin
g Method)にて測定時ｄＡ＝０．２０％以下、ｄＢ＋ｄ
Ｃ＝０．１０％以下、及びｄＴ＝０．２５％以下に規定
する。このときｄＡはＡタイプ、ｄＢはＢタイプ、ｄＣ
はＣタイプ、ｄＴはＡ＋Ｂ＋Ｃの非金属介在物占有率を
それぞれ意味する。
【００３４】これは、清浄度を適正に規定することによ
り、鍍金工程中に未鍍金部が発生する不良を減少させ、
疲労強度と靭性とを向上させる効果があるからである。
非金属介在物が疲労強度に及ぼす影響は既に広く知られ
ている事実である。巨視的鍍金品質(Macro plating qua
lity)に影響を及ぼす素地傷に関しては、ＫＳＤ０２０
８（鉄鋼の素地傷肉眼試験方法）とＡＳＴＭＥ４５（鋼
の介在物含有測定法）を利用して確かめる。
り、鍍金工程中に未鍍金部が発生する不良を減少させ、
疲労強度と靭性とを向上させる効果があるからである。
非金属介在物が疲労強度に及ぼす影響は既に広く知られ
ている事実である。巨視的鍍金品質(Macro plating qua
lity)に影響を及ぼす素地傷に関しては、ＫＳＤ０２０
８（鉄鋼の素地傷肉眼試験方法）とＡＳＴＭＥ４５（鋼
の介在物含有測定法）を利用して確かめる。
【００３５】用途に合わせて段階形に切削した後、研磨
した表面を肉眼で検査するか、切削後、磁粉探傷法を利
用して検出される素地傷に対して総換算個数２０個以
下、総長さ１５．０mm以下、最大素地傷長さ５．０mm以
下に規制する。これは２０−１５．０−（５．０）に表
記することができる。より好ましくは総換算個数７個以
下、総長さ１５．０mm以下、最大素地傷長さ４．０mm以
下に規制する。
した表面を肉眼で検査するか、切削後、磁粉探傷法を利
用して検出される素地傷に対して総換算個数２０個以
下、総長さ１５．０mm以下、最大素地傷長さ５．０mm以
下に規制する。これは２０−１５．０−（５．０）に表
記することができる。より好ましくは総換算個数７個以
下、総長さ１５．０mm以下、最大素地傷長さ４．０mm以
下に規制する。
【００３６】本発明の他の目的を達成するための方法
は、製鋼後、鋳造したインゴットまたはブルームを１２
００〜１３００℃の温度区間で加熱維持し分塊圧延を行
い、中間材を９５０〜１２５０℃区間に再加熱して制御
圧延するが、最終圧延温度をＡＣ３〜９８０℃区間に
し、より好ましくは最終圧延温度をＡＣ３〜８５０℃区
間にして加工フェライトと微細なオーステナイトを得て
強度と靭性とを向上させることから成る。
は、製鋼後、鋳造したインゴットまたはブルームを１２
００〜１３００℃の温度区間で加熱維持し分塊圧延を行
い、中間材を９５０〜１２５０℃区間に再加熱して制御
圧延するが、最終圧延温度をＡＣ３〜９８０℃区間に
し、より好ましくは最終圧延温度をＡＣ３〜８５０℃区
間にして加工フェライトと微細なオーステナイトを得て
強度と靭性とを向上させることから成る。
【００３７】本発明の方法をもう少しさらに具体的に考
察すれば、上述の本発明の非調質鋼用組成物を通常の製
鋼炉及び製鋼方法にて処理してインゴット又は連続鋳造
した後、それぞれ形状に従って１２００〜１３００℃の
温度区間で一定時間加熱後、維持して樹脂上組織偏析(d
endrite segrigation)と鋳造欠陥を除去し分塊圧延を行
うことにより、組織を健全にし、中間材を９５０〜１２
５０℃区間に再加熱して制御圧延するが、最終圧延温度
をＡＣ３〜９８０℃にして加工硬化された硝石フェライ
トと微細なオーステナイトを得て強度と靭性とを同時に
向上させるのである。若し９８０℃を超えなければ、炭
化物、窒化物等の析出物が溶解されて固溶されるので、
結晶成長を抑制することが難しくなり、これは靭性を低
下させる。
察すれば、上述の本発明の非調質鋼用組成物を通常の製
鋼炉及び製鋼方法にて処理してインゴット又は連続鋳造
した後、それぞれ形状に従って１２００〜１３００℃の
温度区間で一定時間加熱後、維持して樹脂上組織偏析(d
endrite segrigation)と鋳造欠陥を除去し分塊圧延を行
うことにより、組織を健全にし、中間材を９５０〜１２
５０℃区間に再加熱して制御圧延するが、最終圧延温度
をＡＣ３〜９８０℃にして加工硬化された硝石フェライ
トと微細なオーステナイトを得て強度と靭性とを同時に
向上させるのである。若し９８０℃を超えなければ、炭
化物、窒化物等の析出物が溶解されて固溶されるので、
結晶成長を抑制することが難しくなり、これは靭性を低
下させる。
【００３８】このとき、制御圧延の代りに直接焼ならし
(derect normalizing)を通じて非調質鋼を製造する場
合、通常の一般圧延にて進行し、最終圧延後、ＡＣ３〜
９８０℃区間で一定時間維持した後、冷却する方法を採
用することができる。また、鍛造、プレスのごとき鍛練
方法を採択する場合にも同じ要領にて温度を管理するこ
とにより満足な結果を得ることができるし、これらの場
合も本発明の特徴に含まれる。
(derect normalizing)を通じて非調質鋼を製造する場
合、通常の一般圧延にて進行し、最終圧延後、ＡＣ３〜
９８０℃区間で一定時間維持した後、冷却する方法を採
用することができる。また、鍛造、プレスのごとき鍛練
方法を採択する場合にも同じ要領にて温度を管理するこ
とにより満足な結果を得ることができるし、これらの場
合も本発明の特徴に含まれる。
【００３９】本発明の更に他の特徴として微細組織的な
特性によれば、上の温度調節方法と鍛練成形比を５Ｓ以
上維持するとき、微細なフェライトとパーライトの混合
組織を得るのが容易であり、特にパーライトコロニー(p
earlite colony)の大きさがＡＳＴＭ粒度番号で平均５
以上であって結晶粒平均直径が０．０７以下である状態
となる。このときフェライトとパーライトの平均結晶粒
度は非調質鋼の衝撃靭性と密接な関係があり、本発明者
の研究と実験によればパーライト結晶粒度番号とＫＳ３
号衝撃試験片の衝撃吸収エネルギーが比例的な関係に確
認された。且つフェライトの分率も靭性を確保するのに
重要な内容であって、衝撃靭性を５Kgf／mm2以上確保す
るには０．１５以上の面積分率を維持しなければならな
い。
特性によれば、上の温度調節方法と鍛練成形比を５Ｓ以
上維持するとき、微細なフェライトとパーライトの混合
組織を得るのが容易であり、特にパーライトコロニー(p
earlite colony)の大きさがＡＳＴＭ粒度番号で平均５
以上であって結晶粒平均直径が０．０７以下である状態
となる。このときフェライトとパーライトの平均結晶粒
度は非調質鋼の衝撃靭性と密接な関係があり、本発明者
の研究と実験によればパーライト結晶粒度番号とＫＳ３
号衝撃試験片の衝撃吸収エネルギーが比例的な関係に確
認された。且つフェライトの分率も靭性を確保するのに
重要な内容であって、衝撃靭性を５Kgf／mm2以上確保す
るには０．１５以上の面積分率を維持しなければならな
い。
【００４０】又、本発明による非調質鋼は曲げ疲労、引
張又は引張圧縮疲労、ねじれ疲労等のごとき種々の形態
の反復応力に対する抵抗性と鍍金時に発生する種々の表
面欠陥、即ち線状未鍍金部やピンホール等のごとき欠
陥、溶接性、高周波誘導硬化のとき伴われる亀裂感受性
による表面亀裂等を解決するために、非金属介在物、素
地傷、表面傷のごとき欠陥内容を制御することを特徴と
している。
張又は引張圧縮疲労、ねじれ疲労等のごとき種々の形態
の反復応力に対する抵抗性と鍍金時に発生する種々の表
面欠陥、即ち線状未鍍金部やピンホール等のごとき欠
陥、溶接性、高周波誘導硬化のとき伴われる亀裂感受性
による表面亀裂等を解決するために、非金属介在物、素
地傷、表面傷のごとき欠陥内容を制御することを特徴と
している。
【００４１】以下、本発明の実施例を通じて本発明をさ
らに具体的に考察するが、下記例に本発明のカテゴリー
が限定されるものではない。
らに具体的に考察するが、下記例に本発明のカテゴリー
が限定されるものではない。
【００４２】実施例１〜４ 下記表１に記載された組成で電気炉において、インゴッ
トとブルームに鋳造した後、１２００〜１３００℃で加
熱し、中間材であるビレットに圧延し、再び１１００〜
１２００℃の温度範囲で加熱したのをそれぞれのサイズ
に圧延又は鍛造するが、最終鍛練温度をＡＣ３〜８９０
℃にし、その後９５０〜５００℃の温度範囲を平均６０
〜８０℃／minの冷却速度で冷却したものに対して試片
を採取して非金属介在物、素地傷又は表面傷等の欠陥内
容を下記表３に記載し、さらに引張試験とシャルピー衝
撃試験を行ってその結果を下記表４に記載した。
トとブルームに鋳造した後、１２００〜１３００℃で加
熱し、中間材であるビレットに圧延し、再び１１００〜
１２００℃の温度範囲で加熱したのをそれぞれのサイズ
に圧延又は鍛造するが、最終鍛練温度をＡＣ３〜８９０
℃にし、その後９５０〜５００℃の温度範囲を平均６０
〜８０℃／minの冷却速度で冷却したものに対して試片
を採取して非金属介在物、素地傷又は表面傷等の欠陥内
容を下記表３に記載し、さらに引張試験とシャルピー衝
撃試験を行ってその結果を下記表４に記載した。
【００４３】比較例１〜４ 下記表４に記載された組成にすることの他には上記実施
例１〜４と同一に製造し、各試片を採取して上記実施例
１〜４におけるのと同一な実験を行って下記表３と表４
にその結果を記載した。
例１〜４と同一に製造し、各試片を採取して上記実施例
１〜４におけるのと同一な実験を行って下記表３と表４
にその結果を記載した。
【００４４】
【表１】
【表２】 ＊ 最終圧延後９００℃再加熱して３時間維持後、
８０℃／minの冷却速度で５００℃まで冷却 ＊＊ ９５素材を３Kg自動車用ナックルに鍛造した
後、平均８０℃／minの冷却速度で５００℃まで冷却 ＊＊＊ 高さ１３０mm素材を平均高さ２５mmである製品
に鍛造 ・ ＳＭ４５Ｃ−油焼入れ（９００℃）後、焼もどし
（１５００℃）−比較材 ・・ＳＭ４４０−油焼入れ（８８０℃）後、焼もどし
（６５０℃）−比較材
８０℃／minの冷却速度で５００℃まで冷却 ＊＊ ９５素材を３Kg自動車用ナックルに鍛造した
後、平均８０℃／minの冷却速度で５００℃まで冷却 ＊＊＊ 高さ１３０mm素材を平均高さ２５mmである製品
に鍛造 ・ ＳＭ４５Ｃ−油焼入れ（９００℃）後、焼もどし
（１５００℃）−比較材 ・・ＳＭ４４０−油焼入れ（８８０℃）後、焼もどし
（６５０℃）−比較材
【表３】 最終鍛練温度測定は赤外線温度計にて測定する（＋−５
℃の誤差）。
℃の誤差）。
【００４５】・素地傷検査はＭＰ１１０００Ampにて検
査する。
査する。
【００４６】・鍍金後線状欠陥検出 １、３、４−１、比較例３は鍍金厚さ２５μmに硬質ク
ロム鍍金を行ったし、比較例３各種の他には欠陥がな
い。
ロム鍍金を行ったし、比較例３各種の他には欠陥がな
い。
【００４７】非金属介在物は以上におけるごとき結果に
よりｄＡ＝０．２％以下、ｄＢ＋ｄＣ＝０．１％以下、
ｄＴ＝０．２５％以下に管理させなければ前述の機械的
性質及び耐疲労性を満足させることができない。素地傷
も同じ理由で２０−１５−（５）以下、好ましくは７−
１５（４）以下に管理させなければ鍍金特性及び耐疲労
性等を満足させることができない。パーライト結晶粒度
は現われる腐蝕溶液（３〜５％）にて腐蝕させた状態で
１００倍光学顕微鏡にて測定時、ＡＳＴＭのＮＯ．５以
上の均一な粒度を有する微細な結晶粒でなければ要求さ
れる衝撃特性及び高周波誘導硬化特性等を満足させるこ
とができない。そしてパーライト分率の場合、１５％以
上確保されないと要求する衝撃靭性を確保することがで
きない。最初鍛練温度は８００〜９８０℃の間の温度で
最終鍛練比１０％以上を満足させなければ要求する機械
的性質、特に衝撃靭性を満足させることができない。
よりｄＡ＝０．２％以下、ｄＢ＋ｄＣ＝０．１％以下、
ｄＴ＝０．２５％以下に管理させなければ前述の機械的
性質及び耐疲労性を満足させることができない。素地傷
も同じ理由で２０−１５−（５）以下、好ましくは７−
１５（４）以下に管理させなければ鍍金特性及び耐疲労
性等を満足させることができない。パーライト結晶粒度
は現われる腐蝕溶液（３〜５％）にて腐蝕させた状態で
１００倍光学顕微鏡にて測定時、ＡＳＴＭのＮＯ．５以
上の均一な粒度を有する微細な結晶粒でなければ要求さ
れる衝撃特性及び高周波誘導硬化特性等を満足させるこ
とができない。そしてパーライト分率の場合、１５％以
上確保されないと要求する衝撃靭性を確保することがで
きない。最初鍛練温度は８００〜９８０℃の間の温度で
最終鍛練比１０％以上を満足させなければ要求する機械
的性質、特に衝撃靭性を満足させることができない。
【００４８】
【表４】 引張試片：ＫＳ４号 衝撃試片：ＫＳ３号 以上、本発明の実施例を図面によって説明してきたが、
具体的な構成はこれら実施例に限られるものでなく、本
発明の要旨を逸脱しない範囲における変更や追加があっ
ても本発明に含まれる。
具体的な構成はこれら実施例に限られるものでなく、本
発明の要旨を逸脱しない範囲における変更や追加があっ
ても本発明に含まれる。
【００４９】
【発明の効果】前述のごとく、本発明の非調質鋼は既存
の非調質鋼より更に高い強度を得ることにより設計許容
応力を高めることができるし、製品の軽量化が可能な高
強度高靭性非調質非調質鋼は、他の調質鋼を用いるか、
低い強度の非調質鋼を用いる場合に比べて生産コスト面
や適用面から更に有利である。従って本発明の非調質鋼
は重装備の固定ピン類、シャフト類、及び油圧シリンダ
ーのロッドに適用可能であり、自動車部品のナックル、
トーションバー等においても使用可能である。
の非調質鋼より更に高い強度を得ることにより設計許容
応力を高めることができるし、製品の軽量化が可能な高
強度高靭性非調質非調質鋼は、他の調質鋼を用いるか、
低い強度の非調質鋼を用いる場合に比べて生産コスト面
や適用面から更に有利である。従って本発明の非調質鋼
は重装備の固定ピン類、シャフト類、及び油圧シリンダ
ーのロッドに適用可能であり、自動車部品のナックル、
トーションバー等においても使用可能である。
【００５０】且つ、本発明は鍍金特性、高周波誘導硬化
性、溶接性の面で安全であるので不良率を減少させるこ
とができる。
性、溶接性の面で安全であるので不良率を減少させるこ
とができる。
【００５１】
【図１】温度（Ｔ）における衝撃靭性を示すグラフであ
る。
る。
【図２】圧延率（Ｒ）による衝撃靭性を示すグラフであ
る。
る。
【図３】サイズによる衝撃靭性を示すグラフである。
Claims (12)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．３５〜０．４５％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０
％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．３０％
以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．０
５〜０．１５％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００
６〜０．０２０％、不純物としてＰ：０．０３％以下、
Ｏ2：０．００５０％以下、そしてＦｅ及び製鋼工程上
必然的に含有される不純物を含む高靭性高強度非調質
鋼。 - 【請求項２】 上記非調質鋼の引張強度が７５Kgf／mm2
以上であり、シャルピー衝撃靭性が７Kgf−m／cm2以上
であることを特徴とする請求項１に記載の高靭性高強度
非調質鋼。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．２５〜０．６５％、Ｍｎ：１．００〜１．６
０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．３０
％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．
０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．０
０６％〜０．０２０％、不純物としてＰ：０．０３％以
下、Ｏ2：０．００５０％以下、そしてＦｅ及び製鋼工
程上必然的に含有される不純物を含む高靭性高強度非調
質鋼。 - 【請求項４】 上記非調質鋼の引張強度が９０Kgf／mm2
以上であり、シャルピー衝撃靭性が５Kgf−m／cm2以上
であることを特徴とする請求項３に記載の高靭性高強度
非調質鋼。 - 【請求項５】 上記非調質鋼は０．００３０％以下のＢ
を更に含むことを特徴とする請求項３に記載の高靭性高
強度非調質鋼。 - 【請求項６】 上記非調質鋼の非金属介在物がｄＡ＝
０．２０％以下、ｄＢ＋ｄＣ＝０．１０％以下、ｄＴ＝
０．２５％以下に衝撃靭性と鍍金特性を改善することを
特徴とする請求項１ないし５のうちいずれかの項に記載
の高靭性高強度非調質鋼。 - 【請求項７】 上記非調質鋼の素地傷が２０−１５．０
−（５．０）以下に疲労強度と鍍金特性を改善すること
を特徴とする請求項１ないし５のうちいずれかの項に記
載の高靭性高強度非調質鋼。 - 【請求項８】 上記非調質鋼の素地傷が７−１５．０−
（４．０）以下に疲労強度と鍍金特性を改善することを
特徴とする請求項１ないし５のうちいずれかの項に記載
の高靭性高強度非調質鋼。 - 【請求項９】 製鉄後鋳造したインゴットとブルームと
のうち少なくともいずれか１つを１２００〜１３００℃
の温度範囲で加熱維持し分塊圧延を行い、中間材を９５
０〜１２５０Ｃ゜の温度範囲に再加熱して制御圧延する
が、最終圧延温度をＡＣ３〜９８０℃の温度範囲にして
加工硬化されたフェライトと微細なオーステナイトを得
ることを特徴とする高靭性高強度非調質鋼の製造方法。 - 【請求項１０】 製鋼後、鋳造したインゴットとブルー
ムとのうち少なくともいずれか１つを１２００〜１３０
０℃の温度範囲で加熱維持し分塊圧延を行い、中間材を
９５０〜１２５０Ｃ゜の温度範囲に再加熱して制御圧延
するが、最終圧延温度をＡＣ３〜８５０℃の温度範囲で
一定時間維持し、加工硬化されたフェライトと微細なオ
ーステナイトを得ることを特徴とする高靭性高強度非調
質鋼の製造方法。 - 【請求項１１】 上記制御圧延の代りに、通常の一般圧
延後ＡＣ３〜９８０℃の温度範囲で一定時間維持し、５
０〜１２０℃／minの冷却速度で制御冷却することを特
徴とする請求項９又は１０記載の高靭性高強度非調質鋼
の製造方法。 - 【請求項１２】 上記非調質鋼の鍛練成形比を５Ｓ以上
にすることにより平均パーライト結晶粒度がＡＳＴＭ粒
度番号５以上であることを特徴とする請求項９又は１０
記載の高靭性高強度非調質鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR93-12148 | 1993-06-30 | ||
| KR930012148 | 1993-06-30 | ||
| KR94-14931 | 1994-06-28 | ||
| KR1019940014931A KR0157252B1 (ko) | 1993-06-30 | 1994-06-28 | 고인성 고강도 비조질강 봉재의 제조방법 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790485A true JPH0790485A (ja) | 1995-04-04 |
Family
ID=26629756
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6172152A Pending JPH0790485A (ja) | 1993-06-30 | 1994-06-30 | 高靭性高強度非調質鋼及びこの製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5527401A (ja) |
| EP (1) | EP0632138B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0790485A (ja) |
| KR (1) | KR0157252B1 (ja) |
| DE (1) | DE69420473T2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012077371A (ja) * | 2010-10-06 | 2012-04-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法 |
| KR101140911B1 (ko) * | 2009-05-26 | 2012-05-03 | 현대제철 주식회사 | 조질합금강급 Ｖ-Ｆｒｅｅ비조질강의 제조방법 |
| JP2012106284A (ja) * | 2010-10-20 | 2012-06-07 | Kobe Steel Ltd | フェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法 |
| JP2013000790A (ja) * | 2011-06-21 | 2013-01-07 | Kobe Steel Ltd | フェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法 |
| KR101467078B1 (ko) * | 2013-02-27 | 2014-12-02 | 현대제철 주식회사 | 고주파 열처리 소재의 개재물 평가방법 |
| JP2019502815A (ja) * | 2015-12-17 | 2019-01-31 | ポスコＰｏｓｃｏ | 強度及び冷間加工性に優れた非調質線材及びその製造方法 |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5704998A (en) * | 1990-10-24 | 1998-01-06 | Consolidated Metal Products, Inc. | Hot rolling high-strength steel structural members |
| DE19821797C1 (de) * | 1998-05-15 | 1999-07-08 | Skf Gmbh | Verfahren zur Herstellung von gehärteten Teilen aus Stahl |
| JP2000130447A (ja) | 1998-10-28 | 2000-05-12 | Nsk Ltd | 転がり軸受 |
| KR20010010072A (ko) * | 1999-07-15 | 2001-02-05 | 정몽규 | 크랭크 축용 고강도 중탄소 비조질강 조성물 |
| KR100428581B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-04-30 | 주식회사 포스코 | 강도 및 인성이 우수한 비조질강 및 이를 이용한 선재의 제조방법 |
| KR20010066065A (ko) * | 1999-12-31 | 2001-07-11 | 이계안 | 디젤 엔진용 비조질강 크랭크샤프트 제조방법 |
| US6689234B2 (en) | 2000-11-09 | 2004-02-10 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Method of producing metallic materials |
| US7341765B2 (en) * | 2004-01-27 | 2008-03-11 | Battelle Energy Alliance, Llc | Metallic coatings on silicon substrates, and methods of forming metallic coatings on silicon substrates |
| KR101143170B1 (ko) * | 2009-04-23 | 2012-05-08 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성 강선재 및 그 제조방법 |
| KR101253823B1 (ko) * | 2010-06-07 | 2013-04-12 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 비조질 선재 및 강선과 이들의 제조방법 |
| WO2014075664A1 (de) * | 2012-11-19 | 2014-05-22 | Paul Müller GmbH & Co. KG Unternehmensbeteiligungen | Lagereinheit für drehanoden von röntgenröhren |
| CN103212943B (zh) * | 2012-12-24 | 2016-01-20 | 浙江易锋机械有限公司 | 汽车空调压缩机偏心轮的生产方法 |
| CN103009005B (zh) * | 2012-12-24 | 2015-10-07 | 浙江易锋机械有限公司 | 汽车空调压缩机缸体的生产方法 |
| CN103042364B (zh) * | 2012-12-24 | 2015-11-18 | 浙江易锋机械有限公司 | 汽车空调压缩机活塞的生产方法 |
| CN103695793B (zh) * | 2013-12-17 | 2015-05-27 | 西宁特殊钢股份有限公司 | 大规格非调质钢及其冶炼方法 |
| CN103695767A (zh) * | 2013-12-18 | 2014-04-02 | 宁夏维尔铸造有限责任公司 | 贝氏体钢 |
| CN103938095B (zh) * | 2014-04-29 | 2016-08-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种165ksi钢级高强高韧钻杆及其制造方法 |
| CN115261734B (zh) * | 2022-08-19 | 2023-05-23 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种工程机械用高均质非调质钢及生产方法 |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1342582A (en) * | 1970-03-20 | 1974-01-03 | British Steel Corp | Rail steel |
| JPS58120727A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Kawasaki Steel Corp | セパレ−シヨンが少なく溶接性に優れた高靭性非調質高張力鋼板の製造方法 |
| DE3201204C2 (de) * | 1982-01-16 | 1983-12-22 | M.A.N. Maschinenfabrik Augsburg-Nürnberg AG, 8900 Augsburg | "Verwendung eines Kohlenstoff-Mangan-Stahles für Bauteile mit hoher Festigkeit und Zähigkeit bei einfacher Wärmebehandlung" |
| JPS6156235A (ja) * | 1984-08-28 | 1986-03-20 | Daido Steel Co Ltd | 高靭性非調質鋼の製造方法 |
| DE3434759A1 (de) * | 1984-09-21 | 1986-05-22 | M.A.N.-B & W Diesel GmbH, 8900 Augsburg | Verfahren zur herstellung von statisch und/oder dynamisch hochbelastbaren maschinenteilen |
| JPS61279656A (ja) * | 1985-06-05 | 1986-12-10 | Daido Steel Co Ltd | 熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPS6283420A (ja) * | 1985-10-04 | 1987-04-16 | Kawasaki Steel Corp | 低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS63183129A (ja) * | 1987-01-26 | 1988-07-28 | Nkk Corp | 高炭素熱延鋼板の製造方法 |
| DE3721641C1 (de) * | 1987-07-01 | 1989-01-12 | Thyssen Stahl Ag | Verfahren zur Herstellung von Warmband |
| JPH02153042A (ja) * | 1988-12-06 | 1990-06-12 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用の高強度・高靭性非調質鋼 |
| JP2725747B2 (ja) * | 1990-11-16 | 1998-03-11 | 大同特殊鋼株式会社 | 高周波焼入れ用鋼材 |
-
1994
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101140911B1 (ko) * | 2009-05-26 | 2012-05-03 | 현대제철 주식회사 | 조질합금강급 Ｖ-Ｆｒｅｅ비조질강의 제조방법 |
| JP2012077371A (ja) * | 2010-10-06 | 2012-04-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法 |
| JP2012106284A (ja) * | 2010-10-20 | 2012-06-07 | Kobe Steel Ltd | フェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法 |
| JP2013000790A (ja) * | 2011-06-21 | 2013-01-07 | Kobe Steel Ltd | フェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法 |
| KR101467078B1 (ko) * | 2013-02-27 | 2014-12-02 | 현대제철 주식회사 | 고주파 열처리 소재의 개재물 평가방법 |
| JP2019502815A (ja) * | 2015-12-17 | 2019-01-31 | ポスコＰｏｓｃｏ | 強度及び冷間加工性に優れた非調質線材及びその製造方法 |
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