JP2000256785A - 被削性に優れる鋼とその製造方法 - Google Patents
被削性に優れる鋼とその製造方法Info
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- JP2000256785A JP2000256785A JP11061408A JP6140899A JP2000256785A JP 2000256785 A JP2000256785 A JP 2000256785A JP 11061408 A JP11061408 A JP 11061408A JP 6140899 A JP6140899 A JP 6140899A JP 2000256785 A JP2000256785 A JP 2000256785A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 被削性の良い高強度鋼を提供する。
【解決手段】 重量％で、Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０
％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．００３〜
０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以下、ｔ
ｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．
０２％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下で
あることを特徴とする鋼およびそのような鋼にするため
に１０００℃以上に加熱し、３ｍｉｎ以上保持する製造
方法。
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０
％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．００３〜
０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以下、ｔ
ｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．
０２％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下で
あることを特徴とする鋼およびそのような鋼にするため
に１０００℃以上に加熱し、３ｍｉｎ以上保持する製造
方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は自動車や一般機械な
どに用いられる鋼に関するものであり、特に高強度かつ
被削性に優れた鋼とその製造方法に関するものである。
どに用いられる鋼に関するものであり、特に高強度かつ
被削性に優れた鋼とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年鋼の高強度化が進む反面、加工性が
低下するため、切削能率の低下させないいわゆる快削鋼
に対するニーズが高まっている。これまで被削性を向上
させるためにＳ、Ｐｂなどの被削性向上元素を添加する
のが有効であることが知られているが、それらの方法は
近年問題を生じている。たとえばＳはＭｎＳのような切
削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上さ
せるが、製造途中で介在物自身が変形し方向性を有する
ので製造された鋼材や部品に材料の異方性を生じる場合
がある。特に鍛造や圧延によりＭｎＳは伸延すると異方
性を生じ、特定の方向に極端に弱くなる。また設計上も
その様な異方性を考慮する必要が生じる。したがってこ
のような快削元素の異方性を最低限にする技術が必要に
なる。またＰｂの様に比較的異方性の少ない快削性元素
を添加することも考えられるが、Ｐｂ、Ｂｉは被削性を
向上させることができても、圧延や熱間鍛造時に割れを
生じ易くなるため、極力少ない方が望ましいとされてい
る。Ｐに関しても被削性を向上させることが知られてい
るが、鋳造時に割れを生じ易いために多く添加すること
ができず、被削性向上効果にも限界がある。
低下するため、切削能率の低下させないいわゆる快削鋼
に対するニーズが高まっている。これまで被削性を向上
させるためにＳ、Ｐｂなどの被削性向上元素を添加する
のが有効であることが知られているが、それらの方法は
近年問題を生じている。たとえばＳはＭｎＳのような切
削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上さ
せるが、製造途中で介在物自身が変形し方向性を有する
ので製造された鋼材や部品に材料の異方性を生じる場合
がある。特に鍛造や圧延によりＭｎＳは伸延すると異方
性を生じ、特定の方向に極端に弱くなる。また設計上も
その様な異方性を考慮する必要が生じる。したがってこ
のような快削元素の異方性を最低限にする技術が必要に
なる。またＰｂの様に比較的異方性の少ない快削性元素
を添加することも考えられるが、Ｐｂ、Ｂｉは被削性を
向上させることができても、圧延や熱間鍛造時に割れを
生じ易くなるため、極力少ない方が望ましいとされてい
る。Ｐに関しても被削性を向上させることが知られてい
るが、鋳造時に割れを生じ易いために多く添加すること
ができず、被削性向上効果にも限界がある。
【０００３】Ｔｅを添加すれば異方性が解消されること
が提案されているが（特開昭５５−−１４１５５０号公
報）、Ｔｅは鋳造時や圧延または熱間鍛造時に疵や割れ
発生の原因となりやすく、その使用量にも限界がある。
が提案されているが（特開昭５５−−１４１５５０号公
報）、Ｔｅは鋳造時や圧延または熱間鍛造時に疵や割れ
発生の原因となりやすく、その使用量にも限界がある。
【０００４】そこで異方性に起因する部品強度の低下を
抑制するために、既存の介在物による被削性向上手法に
依存することなくマトリックスの性能により被削性を向
上させることが重要となる。
抑制するために、既存の介在物による被削性向上手法に
依存することなくマトリックスの性能により被削性を向
上させることが重要となる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記実状に対
応するため、異方性を抑制し、被削性の良好な高強度鋼
を実現するとともにその製造方法を提供することを目的
とするものである。
応するため、異方性を抑制し、被削性の良好な高強度鋼
を実現するとともにその製造方法を提供することを目的
とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】切削は切り屑を分離する
破壊現象であり、それを促進させることが一つのポイン
トとなる。ただしやみくもに破壊を促進させるための手
段を鋼に講じると肝心の部品強度が不足し、構造材には
使用できなくなる。
破壊現象であり、それを促進させることが一つのポイン
トとなる。ただしやみくもに破壊を促進させるための手
段を鋼に講じると肝心の部品強度が不足し、構造材には
使用できなくなる。
【０００７】一般に鋼は圧延や鍛造により加工が加わる
がその際の塑性流動により、機械的性質に異方性を生じ
る。部品に加工した場合にはその異方性の弱い方向への
強度が最弱となる。したがって部品として使用するには
異方性を最低限に抑制し、最弱部の強度(または破壊特
性)低下を抑制することが、被削性と強度を両立させる
手法である。
がその際の塑性流動により、機械的性質に異方性を生じ
る。部品に加工した場合にはその異方性の弱い方向への
強度が最弱となる。したがって部品として使用するには
異方性を最低限に抑制し、最弱部の強度(または破壊特
性)低下を抑制することが、被削性と強度を両立させる
手法である。
【０００８】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨は以下に示す通りである。
のであって、その要旨は以下に示す通りである。
【０００９】（１） 重量％で、Ｃ ：０．１〜０．８
５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜
２．０％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．０
０３〜０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以
下、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−
Ｎ：０．０２％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７
番以下であることを特徴とする鋼。
５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜
２．０％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．０
０３〜０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以
下、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−
Ｎ：０．０２％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７
番以下であることを特徴とする鋼。
【００１０】（２） 重量％で、Ｃ ：０．１〜０．８
５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜
２．０％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．０
０３〜０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以
下、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−
Ｎ：０．０２％以下に制限し、さらに、Ｃｒ：０．０１
〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０
５〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種
または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純
物よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下
であることを特徴とする鋼。
５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜
２．０％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．０
０３〜０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以
下、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−
Ｎ：０．０２％以下に制限し、さらに、Ｃｒ：０．０１
〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０
５〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種
または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純
物よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下
であることを特徴とする鋼。
【００１１】（３） さらに、重量％で、Ｖ ：０．０
５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含むこと
を特徴とする、上記（１）または上記（２）に記載の
鋼。
５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含むこと
を特徴とする、上記（１）または上記（２）に記載の
鋼。
【００１２】（４） さらに、重量％で、Ｃａ：０．０
００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１
％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｅ：０．０
００３〜０．０５％の１種または２種以上を含むことを
特徴とする、上記（１）乃至上記（３）のいずれかに記
載の鋼。
００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１
％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｅ：０．０
００３〜０．０５％の１種または２種以上を含むことを
特徴とする、上記（１）乃至上記（３）のいずれかに記
載の鋼。
【００１３】（５） さらに、重量％で、Ｂｉ：０．０
５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％の１種または
２種を含むことを特徴とする、上記（１）乃至上記
（４）のいずれかに記載の鋼。
５〜０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％の１種または
２種を含むことを特徴とする、上記（１）乃至上記
（４）のいずれかに記載の鋼。
【００１４】（６） 上記（１）乃至上記（５）のいず
れかに記載の化学成分を有する鋼を９００℃以上で３ｍ
ｉｎ以上保持することで、オーステナイト粒径の粒度番
号を７番以下とすることを特徴とする鋼の製造方法。
れかに記載の化学成分を有する鋼を９００℃以上で３ｍ
ｉｎ以上保持することで、オーステナイト粒径の粒度番
号を７番以下とすることを特徴とする鋼の製造方法。
【００１５】ここで本発明で用いられている「オーステ
ナイト」の意味を説明しておく。本発明鋼の室温でのミ
クロ組織はフェライト、セメンタイトまたはマルテンサ
イトからなり、室温での残留オーステナイトは極めて少
ない。本発明での「オーステナイト」は室温で残留する
残留オーステナイトのことではなく、高温時に生成した
オーステナイト粒を指し、室温における本発明でのオー
ステナイト粒の記述はＪＩＳ Ｇ ０５５１のオーステ
ナイト粒測定法で測定される粒を指しており、ここでは
それを「オーステナイト」と記している。
ナイト」の意味を説明しておく。本発明鋼の室温でのミ
クロ組織はフェライト、セメンタイトまたはマルテンサ
イトからなり、室温での残留オーステナイトは極めて少
ない。本発明での「オーステナイト」は室温で残留する
残留オーステナイトのことではなく、高温時に生成した
オーステナイト粒を指し、室温における本発明でのオー
ステナイト粒の記述はＪＩＳ Ｇ ０５５１のオーステ
ナイト粒測定法で測定される粒を指しており、ここでは
それを「オーステナイト」と記している。
【００１６】
【発明の実施の形態】Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響
を及ぼす元素であり、十分な強度を得るために０．１〜
０．８５％とした。０．１％未満では十分な強度を得ら
れず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、
０．８５％を超えると過共析に近くなり、硬質の炭化物
を多く析出するので被削性を著しく低下させる。
を及ぼす元素であり、十分な強度を得るために０．１〜
０．８５％とした。０．１％未満では十分な強度を得ら
れず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、
０．８５％を超えると過共析に近くなり、硬質の炭化物
を多く析出するので被削性を著しく低下させる。
【００１７】Ｓｉは脱酸元素として添加されるが、フェ
ライトの強化や焼戻し軟化抵抗を付与するために添加す
る。０．０１％未満ではその効果は認められず、２．５
％を超えると脆化し、高温での変形抵抗も増加するので
これを上限とした。
ライトの強化や焼戻し軟化抵抗を付与するために添加す
る。０．０１％未満ではその効果は認められず、２．５
％を超えると脆化し、高温での変形抵抗も増加するので
これを上限とした。
【００１８】Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散
させるために必要であるとともに、マトリックスに固溶
させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するため
に必要である。その下限値は０．０５％で、それ未満で
あるとＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなる
と素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下するととも
に、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和するので、２．
０％を上限とした。
させるために必要であるとともに、マトリックスに固溶
させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するため
に必要である。その下限値は０．０５％で、それ未満で
あるとＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなる
と素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下するととも
に、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和するので、２．
０％を上限とした。
【００１９】Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくな
り、冷間加工性だけでなく、熱間加工性や鋳造特性が低
下するので、その上限を０．２％にしなければならな
い。一方、被削性に効果がある元素で下限値を０．００
３％とした。
り、冷間加工性だけでなく、熱間加工性や鋳造特性が低
下するので、その上限を０．２％にしなければならな
い。一方、被削性に効果がある元素で下限値を０．００
３％とした。
【００２０】ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存
在する。ＭｎＳは被削性を向上させるが、伸延したＭｎ
Ｓは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。異方性
の程度と要求される被削性によって調整されるべきであ
るが、冷間加工性の点からその上限値を０．５％とし
た。下限は現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇
しない限界である０．００３％とした。
在する。ＭｎＳは被削性を向上させるが、伸延したＭｎ
Ｓは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。異方性
の程度と要求される被削性によって調整されるべきであ
るが、冷間加工性の点からその上限値を０．５％とし
た。下限は現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇
しない限界である０．００３％とした。
【００２１】Ａｌは脱酸元素で鋼中ではＡｌ2Ｏ3やＡｌ
Ｎを形成する。Ａｌ2Ｏ3は硬質なので切削時に工具損傷
の原因となり、摩耗を促進させる。またＡｌＮはピン止
め効果によりオーステナイト粒成長を抑制する。本発明
では硬質Ａｌ2Ｏ3の抑制とオーステナイト粒を成長させ
ることが必要なため、０．０１％以下に制限した。
Ｎを形成する。Ａｌ2Ｏ3は硬質なので切削時に工具損傷
の原因となり、摩耗を促進させる。またＡｌＮはピン止
め効果によりオーステナイト粒成長を抑制する。本発明
では硬質Ａｌ2Ｏ3の抑制とオーステナイト粒を成長させ
ることが必要なため、０．０１％以下に制限した。
【００２２】Ｏはｆｒｅｅで存在する場合には冷却時に
気泡となり、ピンホールの原因となる。またＡｌと結合
すると硬質酸化物を生成するため、制限が必要である。
本鋼ではその弊害が顕著となる０．０２％を上限として
制限した。
気泡となり、ピンホールの原因となる。またＡｌと結合
すると硬質酸化物を生成するため、制限が必要である。
本鋼ではその弊害が顕著となる０．０２％を上限として
制限した。
【００２３】Ｎは固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に
切削においては動的ひずみ時効によって刃先近傍で硬化
し、工具の寿命を低下させる。またＴｉ、Ａｌ、Ｖなど
の窒化物として存在する場合もオーステナイト粒の成長
を抑制するので制限が必要である。特に高温域ではＴｉ
Ｎを生成する。また窒化物を生成しない場合でも鋳造途
中に気泡を生成し、疵などの原因となる。本発明ではそ
の弊害が顕著になる０．０２％を上限とした。
切削においては動的ひずみ時効によって刃先近傍で硬化
し、工具の寿命を低下させる。またＴｉ、Ａｌ、Ｖなど
の窒化物として存在する場合もオーステナイト粒の成長
を抑制するので制限が必要である。特に高温域ではＴｉ
Ｎを生成する。また窒化物を生成しない場合でも鋳造途
中に気泡を生成し、疵などの原因となる。本発明ではそ
の弊害が顕著になる０．０２％を上限とした。
【００２４】Ｃｒは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与
元素である。そのため高強度化が必要な鋼には添加され
る。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。し
かし多量に添加するとCr炭化物を生成し脆化させるた
め、２．０％を上限とした。
元素である。そのため高強度化が必要な鋼には添加され
る。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。し
かし多量に添加するとCr炭化物を生成し脆化させるた
め、２．０％を上限とした。
【００２５】Ｎｉはフェライトを強化し、延性を延性向
上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効で
ある。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．
０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽
和するので、これを上限とした。
上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効で
ある。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．
０％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽
和するので、これを上限とした。
【００２６】Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を付与するととも
に、焼入れ性を向上させる元素である。０．０５％未満
ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加して
もその効果が飽和しているので、０．０５〜１．０％を
添加範囲とした。
に、焼入れ性を向上させる元素である。０．０５％未満
ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加して
もその効果が飽和しているので、０．０５〜１．０％を
添加範囲とした。
【００２７】Ｂは固溶している場合は粒界強化や焼入れ
性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出する
ので被削性に効果がある。これらの効果は０．０００５
％未満では顕著でなく、０．００５％を超えて添加して
もその効果が飽和し、ＢＮが多く析出しすぎるとかえっ
て鋼の機械的性質を損なう。そこで０．０００５〜０．
００５％を範囲とした。
性に効果があり、析出する場合にはＢＮとして析出する
ので被削性に効果がある。これらの効果は０．０００５
％未満では顕著でなく、０．００５％を超えて添加して
もその効果が飽和し、ＢＮが多く析出しすぎるとかえっ
て鋼の機械的性質を損なう。そこで０．０００５〜０．
００５％を範囲とした。
【００２８】Ｖは炭窒化物を形成し、二次析出硬化によ
り鋼を強化することができる。０．０５％以下では高強
度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの
炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、
これを上限とした。
り鋼を強化することができる。０．０５％以下では高強
度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの
炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、
これを上限とした。
【００２９】Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化に
より鋼を強化することができる。０．００５％以下では
高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多
くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうの
で、これを上限とした。
より鋼を強化することができる。０．００５％以下では
高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多
くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうの
で、これを上限とした。
【００３０】Ｔｉも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。
また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで
被削性を向上させることが可能である。０．００５％以
下ではその効果が認められず、０．１％を超えて添加し
てもその効果が飽和する。またＴｉは高温でも窒化物と
なりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限を
０．１％とした。
また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで
被削性を向上させることが可能である。０．００５％以
下ではその効果が認められず、０．１％を超えて添加し
てもその効果が飽和する。またＴｉは高温でも窒化物と
なりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限を
０．１％とした。
【００３１】Ｃａは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成
し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶して
その変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形
状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低
減に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効
果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留ま
りが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯを大量
に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成
分範囲を０．０００２〜０．００５％と規定した。
し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶して
その変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形
状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低
減に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効
果は顕著ではなく、０．００５％以上添加しても歩留ま
りが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯを大量
に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成
分範囲を０．０００２〜０．００５％と規定した。
【００３２】Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成す
る。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分
散に効果がある。またＭｎＳに固溶してその変形能を低
下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制
する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素
である。０．０００５％未満ではその効果は顕著ではな
く、０．１％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなる
ばかりでなく、硬質のＺｒＯ2やＺｒＳなどを大量に生
成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範
囲を０．０００５〜０．１％と規定した。
る。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分
散に効果がある。またＭｎＳに固溶してその変形能を低
下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制
する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素
である。０．０００５％未満ではその効果は顕著ではな
く、０．１％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなる
ばかりでなく、硬質のＺｒＯ2やＺｒＳなどを大量に生
成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範
囲を０．０００５〜０．１％と規定した。
【００３３】Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成す
る。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分
散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素
である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではな
く、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪く
なるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲を
０．０００３〜０．００５％と規定した。
る。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分
散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素
である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではな
く、０．００５％以上添加しても歩留まりが極端に悪く
なるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲を
０．０００３〜０．００５％と規定した。
【００３４】Ｔｅは被削性向上元素である。またＭｎＴ
ｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形
能を低下させてＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがあ
る。したがって異方性の低減に有効な元素である。この
効果は０．０００３％未満では認められず、０．０５％
を超えると効果が飽和する。
ｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形
能を低下させてＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがあ
る。したがって異方性の低減に有効な元素である。この
効果は０．０００３％未満では認められず、０．０５％
を超えると効果が飽和する。
【００３５】ＢｉおよびＰｂは被削性向上に効果のある
元素である。その効果は０．０５％以下では認められ
ず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和
するだけでなく、熱間鍛造特性が低下して疵の原因とな
りやすい。
元素である。その効果は０．０５％以下では認められ
ず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和
するだけでなく、熱間鍛造特性が低下して疵の原因とな
りやすい。
【００３６】次にオーステナイト粒径の粒度番号が７番
以下とする理由を述べる。
以下とする理由を述べる。
【００３７】切削は切り屑を分離する破壊現象であり、
それを促進させることが一つのポイントとであるが、極
力異方性を抑制して最弱方向の強度低下を最低限に抑制
する手法で破壊を促進すれば、最終的な部品強度の低下
を最低限に抑制して被削性を向上させることができる。
被削性向上のための軟質介在物に頼る被削性向上手法は
異方性を助長し、最強方向の強度はそれほど低下させな
いものの、最弱方向の強度は極端に低下するという欠点
がある。それを避けるために軟質介在物に頼ること無
く、オーステナイト粒を粗大化させてマトリックスの破
壊特性を平均的にわずかに低下させることで異方性を助
長せずに被削性を付与する。この効果はオーステナイト
粒の再結晶により粒径が変化しない限り、最終的なミク
ロ組織の影響をうけない。すなわち同一ミクロ組織で、
同一硬さであればオーステナイト粒径が大きな方が被削
性に優れる。その理由は焼戻しマルテンサイトやフェラ
イト−パーライトのいずれであってもその組織の局部的
な変形/破壊挙動は結局オーステナイト粒径に支配され
るためである。たとえフェライト−パーライト組織であ
っても軟質なフェライトはオーステナイト粒界に多く、
結局変形挙動はオーステナイト粒界に支配されている。
それを促進させることが一つのポイントとであるが、極
力異方性を抑制して最弱方向の強度低下を最低限に抑制
する手法で破壊を促進すれば、最終的な部品強度の低下
を最低限に抑制して被削性を向上させることができる。
被削性向上のための軟質介在物に頼る被削性向上手法は
異方性を助長し、最強方向の強度はそれほど低下させな
いものの、最弱方向の強度は極端に低下するという欠点
がある。それを避けるために軟質介在物に頼ること無
く、オーステナイト粒を粗大化させてマトリックスの破
壊特性を平均的にわずかに低下させることで異方性を助
長せずに被削性を付与する。この効果はオーステナイト
粒の再結晶により粒径が変化しない限り、最終的なミク
ロ組織の影響をうけない。すなわち同一ミクロ組織で、
同一硬さであればオーステナイト粒径が大きな方が被削
性に優れる。その理由は焼戻しマルテンサイトやフェラ
イト−パーライトのいずれであってもその組織の局部的
な変形/破壊挙動は結局オーステナイト粒径に支配され
るためである。たとえフェライト−パーライト組織であ
っても軟質なフェライトはオーステナイト粒界に多く、
結局変形挙動はオーステナイト粒界に支配されている。
【００３８】この性質を利用して被削性を向上させるた
めにはＪＩＳ Ｇ ０５５１のオーステナイト粒測定法
の粒度番号において７以下の粗大な粒度に調整する必要
がある。
めにはＪＩＳ Ｇ ０５５１のオーステナイト粒測定法
の粒度番号において７以下の粗大な粒度に調整する必要
がある。
【００３９】図１の（ａ）および（ｂ）に示すように、
被削材１の切削では、変形前のオーステナイト粒２は刃
先で分離直前に大きく変形して点Ｘ３において分離され
切り屑４となる。そのため変形破断挙動には工具５周辺
の変形領域、すなわち、二次せん断域６および主せん断
域７とオーステナイト粒径が大きく影響する。工具周辺
の変形領域は切削条件によってコントロールできるが、
通常切削で用いられる切込み量８（被削材表面からの切
削線９までの距離）は０．０５〜０．３ｍｍ程度である
から、粒度番号８以上では切込み量に比べてオーステナ
イト粒径が微細なので、ほとんど均質体としての挙動を
示すため、破壊に対する粒の影響は小さくなり、被削性
向上効果が認められなくなる。一方、オーステナイト粒
度が７番以下の粗粒の場合、オーステナイト粒径の粒界
や結晶方位のずれにより、均一な変形をせず、容易に刃
先で分離できる。
被削材１の切削では、変形前のオーステナイト粒２は刃
先で分離直前に大きく変形して点Ｘ３において分離され
切り屑４となる。そのため変形破断挙動には工具５周辺
の変形領域、すなわち、二次せん断域６および主せん断
域７とオーステナイト粒径が大きく影響する。工具周辺
の変形領域は切削条件によってコントロールできるが、
通常切削で用いられる切込み量８（被削材表面からの切
削線９までの距離）は０．０５〜０．３ｍｍ程度である
から、粒度番号８以上では切込み量に比べてオーステナ
イト粒径が微細なので、ほとんど均質体としての挙動を
示すため、破壊に対する粒の影響は小さくなり、被削性
向上効果が認められなくなる。一方、オーステナイト粒
度が７番以下の粗粒の場合、オーステナイト粒径の粒界
や結晶方位のずれにより、均一な変形をせず、容易に刃
先で分離できる。
【００４０】次に、鋼の製造方法で温度および保持時間
を限定した理由を述べる。
を限定した理由を述べる。
【００４１】オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下
とするには、それだけオーステナイト粒を成長させる操
作が必要である。そのためには変態点以上の温度で保持
する必要がある。すなわち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂなどのオー
ステナイト粒微細化元素が添加されていない場合には９
００℃以上まで昇温し３ｍｉｎ以上保持すればオーステ
ナイト粒度番号を７番以下にできる。また、Ｔｉ、Ｖ、
Ｎｂなどが添加されている場合には、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂな
どのオーステナイト粒微細化元素は通常炭窒化物を生成
し、それがピン止め効果によってオーステナイト粒の成
長を抑制しているが、これらの炭窒化物は１０００℃以
上の温度で３ｍｉｎ以上保定すれば固溶するため、ピン
止め効果が失われる。したがって、これらの成分が添加
されている場合には、１０００℃以上の温度で３ｍｉｎ
以上保持することが好ましい。なお、加熱温度および保
持時間の上限は特に限定されるものでないが、熱効率や
操業上の条件により決められる。したがって部品製造ま
でにこのような変態点以上の温度域で熱間圧延、熱間鍛
造または熱処理を施す必要がある。
とするには、それだけオーステナイト粒を成長させる操
作が必要である。そのためには変態点以上の温度で保持
する必要がある。すなわち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂなどのオー
ステナイト粒微細化元素が添加されていない場合には９
００℃以上まで昇温し３ｍｉｎ以上保持すればオーステ
ナイト粒度番号を７番以下にできる。また、Ｔｉ、Ｖ、
Ｎｂなどが添加されている場合には、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂな
どのオーステナイト粒微細化元素は通常炭窒化物を生成
し、それがピン止め効果によってオーステナイト粒の成
長を抑制しているが、これらの炭窒化物は１０００℃以
上の温度で３ｍｉｎ以上保定すれば固溶するため、ピン
止め効果が失われる。したがって、これらの成分が添加
されている場合には、１０００℃以上の温度で３ｍｉｎ
以上保持することが好ましい。なお、加熱温度および保
持時間の上限は特に限定されるものでないが、熱効率や
操業上の条件により決められる。したがって部品製造ま
でにこのような変態点以上の温度域で熱間圧延、熱間鍛
造または熱処理を施す必要がある。
【００４２】
【実施例】本発明の効果を実施例によって説明する。
【００４３】表１に示す化学成分の供試材は２７０ｔ転
炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６０ｍｍに
圧延した。さらに硬さ、オーステナイト粒径、ミクロ組
織を調整するために熱処理した。熱処理条件を表１中に
併記して示す。
炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６０ｍｍに
圧延した。さらに硬さ、オーステナイト粒径、ミクロ組
織を調整するために熱処理した。熱処理条件を表１中に
併記して示す。
【００４４】
【表１】
【００４５】表１実施例１〜３４に示す材料の被削性評
価はドリル穿孔試験で行った。
価はドリル穿孔試験で行った。
【００４６】表２に切削条件を示す。累積穴深さ１００
０ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１
０００）で被削性を評価した。またそれぞれの圧延方向
と断面方向に対する衝撃値の比率を示した。すなわち
（衝撃値の比）＝（断面方向の衝撃値）／（圧延方向の
衝撃値）で、この値が大きいほど異方性が少ないことを
示す。
０ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１
０００）で被削性を評価した。またそれぞれの圧延方向
と断面方向に対する衝撃値の比率を示した。すなわち
（衝撃値の比）＝（断面方向の衝撃値）／（圧延方向の
衝撃値）で、この値が大きいほど異方性が少ないことを
示す。
【００４７】
【表２】
【００４８】図２に示すように鋼のミクロ組織や硬さに
よって被削性は異なるが、硬さとミクロ組織を同一に調
整した鋼では加熱温度が１０００℃より低く、オーステ
ナイト粒径が小さな場合には被削性が悪く、オーステナ
イト粒度番号が７以下（すなわち粗粒）の場合には被削
性が良好である。なお図中の番号はそれぞれの実施例番
号である。
よって被削性は異なるが、硬さとミクロ組織を同一に調
整した鋼では加熱温度が１０００℃より低く、オーステ
ナイト粒径が小さな場合には被削性が悪く、オーステナ
イト粒度番号が７以下（すなわち粗粒）の場合には被削
性が良好である。なお図中の番号はそれぞれの実施例番
号である。
【００４９】表１の実施例に関して、衝撃値の比は比較
例の方が低い傾向にあった。この衝撃値と本発明の意義
を明確にするため、Ｓとの関係を用いて説明する。
例の方が低い傾向にあった。この衝撃値と本発明の意義
を明確にするため、Ｓとの関係を用いて説明する。
【００５０】図３に棒鋼の長手方向と断面方向から切り
出した場合の衝撃値の比較を示す。使用した鋼材は表１
中の実施例１９、２１、２５、２７、３４である。Ｓが
添加されるとＭｎＳが生成され、断面方向の衝撃値が低
下する。ここで注目すべきは実施例１９（発明例）と実
施例２７（比較例）では実施例１９（発明例）の方がわ
ずかに優れた被削性を有していることである。実施例１
９はオーステナイト粒径が大きなため、長手方向の衝撃
値は低下するものの、同一の被削性を得るためにＳを添
加した鋼実施例２７（(比較例)よりは断面方向の衝撃値
は良好である。さらにこの同様の被削性を有する実施例
１９（発明例）と実施例２７（比較例）の小野式回転曲
げ疲労特性を評価した。断面方向は試験片つかみ部を摩
擦圧接することで試験片形状として試験を実施した。
出した場合の衝撃値の比較を示す。使用した鋼材は表１
中の実施例１９、２１、２５、２７、３４である。Ｓが
添加されるとＭｎＳが生成され、断面方向の衝撃値が低
下する。ここで注目すべきは実施例１９（発明例）と実
施例２７（比較例）では実施例１９（発明例）の方がわ
ずかに優れた被削性を有していることである。実施例１
９はオーステナイト粒径が大きなため、長手方向の衝撃
値は低下するものの、同一の被削性を得るためにＳを添
加した鋼実施例２７（(比較例)よりは断面方向の衝撃値
は良好である。さらにこの同様の被削性を有する実施例
１９（発明例）と実施例２７（比較例）の小野式回転曲
げ疲労特性を評価した。断面方向は試験片つかみ部を摩
擦圧接することで試験片形状として試験を実施した。
【００５１】その結果は図４に示す通りで、長手方向の
疲労特性はほぼ同様にもかかわらず、断面方向の疲労特
性はＳ量の少ない実施例１９の方が優れていた。すなわ
ち本発明によれば同様の被削性であれば、断面方向の機
械的性質の低下を最低限に抑制できる。また逆に被削性
のためにＳを添加する必要が無いので、断面方向の機械
的性質の低下を最低限に抑制しつつ、被削性を向上させ
ることができる。
疲労特性はほぼ同様にもかかわらず、断面方向の疲労特
性はＳ量の少ない実施例１９の方が優れていた。すなわ
ち本発明によれば同様の被削性であれば、断面方向の機
械的性質の低下を最低限に抑制できる。また逆に被削性
のためにＳを添加する必要が無いので、断面方向の機械
的性質の低下を最低限に抑制しつつ、被削性を向上させ
ることができる。
【００５２】また同一のオーステナイト粒度であって
も、Ａｌの含有量によって被削性は影響を受ける。
も、Ａｌの含有量によって被削性は影響を受ける。
【００５３】表３に示す供試材に対してドリルによる被
削性を評価を行った。その結果を図５に示す。同一硬
さ、同一ミクロ組織で比較するとＡｌ＞０．０１％の範
囲では被削性が悪い。
削性を評価を行った。その結果を図５に示す。同一硬
さ、同一ミクロ組織で比較するとＡｌ＞０．０１％の範
囲では被削性が悪い。
【００５４】
【表３】
【００５５】さらに表４に示す鋼に関してオーステナイ
ト粒度番号と加熱温度の影響について述べる。表４の化
学成分は両者とも本発明の範囲内であるが、実施例４５
はＴｉ、Ｖ、Ｎｂなどのオーステナイト粒径をピン止め
効果によって微細化する元素を多く含んでいる。
ト粒度番号と加熱温度の影響について述べる。表４の化
学成分は両者とも本発明の範囲内であるが、実施例４５
はＴｉ、Ｖ、Ｎｂなどのオーステナイト粒径をピン止め
効果によって微細化する元素を多く含んでいる。
【００５６】図６に実施例４４および４６の化学成分の
鋼を加熱した場合のオーステナイト粒度番号を示す。い
ずれの場合も１０００℃以上に加熱すれば本発明で必要
とするオーステナイト粒度７以下を達成できる。オース
テナイト微細化元素を添加していない実施例４４ではさ
らに低温でもオーステナイト粒度７以下を達成してい
る。保持時間はサンプル全体に変態/粒成長が行き渡れ
ばよいが、オーステナイト粒の成長速度から考えて実用
上は最低３ｍｉｎは必要である。
鋼を加熱した場合のオーステナイト粒度番号を示す。い
ずれの場合も１０００℃以上に加熱すれば本発明で必要
とするオーステナイト粒度７以下を達成できる。オース
テナイト微細化元素を添加していない実施例４４ではさ
らに低温でもオーステナイト粒度７以下を達成してい
る。保持時間はサンプル全体に変態/粒成長が行き渡れ
ばよいが、オーステナイト粒の成長速度から考えて実用
上は最低３ｍｉｎは必要である。
【００５７】
【表４】
【００５８】さらに他の鋼種への適用性を検討した。表
５にさまざまな化学成分に対する被削性を示す。表５の
供試材は５０ｋｇ真空溶解炉で溶製し、１９０ｍｍ角の
インゴットを減面率９０％まで熱間圧延し、それからφ
２０×３０ｍｍの円柱サンプルを採取した。中心線は圧
延長手方向である。さらに採取したサンプルを熱間鍛造
を行い、その際、圧延温度を変化させてオーステナイト
粒径を変化させた。実施例６３、６４を除く実施例４６
〜６７はすべて１２００℃にて円盤状に鍛造した。実施
例６３、６４の鍛造温度は９５０℃である。圧下比は５
０％で表面機械加工後、ドリルによる被削性を評価し
た。ドリルの評価方法は表２に示す通りである。硬さは
成分によりばらつきがあるものの、ＨＶ２２０〜２６０
であり、比較例である実施例６３、６４はオーステナイ
ト粒度番号は８番以上であり、実施例６５〜６７はそれ
ぞれＯ、Ｎ、Ａｌの含有量が本発明と異なる。それら比
較例のＶＬ１０００は発明例に比べて低いことがわか
る。
５にさまざまな化学成分に対する被削性を示す。表５の
供試材は５０ｋｇ真空溶解炉で溶製し、１９０ｍｍ角の
インゴットを減面率９０％まで熱間圧延し、それからφ
２０×３０ｍｍの円柱サンプルを採取した。中心線は圧
延長手方向である。さらに採取したサンプルを熱間鍛造
を行い、その際、圧延温度を変化させてオーステナイト
粒径を変化させた。実施例６３、６４を除く実施例４６
〜６７はすべて１２００℃にて円盤状に鍛造した。実施
例６３、６４の鍛造温度は９５０℃である。圧下比は５
０％で表面機械加工後、ドリルによる被削性を評価し
た。ドリルの評価方法は表２に示す通りである。硬さは
成分によりばらつきがあるものの、ＨＶ２２０〜２６０
であり、比較例である実施例６３、６４はオーステナイ
ト粒度番号は８番以上であり、実施例６５〜６７はそれ
ぞれＯ、Ｎ、Ａｌの含有量が本発明と異なる。それら比
較例のＶＬ１０００は発明例に比べて低いことがわか
る。
【００５９】
【表５】
【００６０】
【発明の効果】本発明により、被削性を向上させつつも
圧延や鍛造で生じた最弱方向の機械的性質低下を最低限
に抑制できるので、部品の機械的性質と加工性を両立さ
せることが可能となる。特に熱間鍛造や切削を多用して
製造される部品に有用である。また鍛造フローなどの異
方性の原因となる複雑な部品内部の不均一を考慮する必
要がなくなるので、部品設計、工程設計などに要する仕
事を大幅に簡略化できる。
圧延や鍛造で生じた最弱方向の機械的性質低下を最低限
に抑制できるので、部品の機械的性質と加工性を両立さ
せることが可能となる。特に熱間鍛造や切削を多用して
製造される部品に有用である。また鍛造フローなどの異
方性の原因となる複雑な部品内部の不均一を考慮する必
要がなくなるので、部品設計、工程設計などに要する仕
事を大幅に簡略化できる。
【図１】切削におけるオーステナイト粒の影響を説明す
るための図である。
るための図である。
【図２】被削性に及ぼすオーステナイト粒の影響を示す
図である。
図である。
【図３】衝撃値に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図４】疲労特性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図５】被削性におよぼずＡｌ量の影響を示す図であ
る。
る。
【図６】加熱温度とオーステナイト粒径の関係を示す図
である。
である。
１ 被削材 ２ オーステナイト粒 ３ 点Ｘ ４ 切り屑 ５ 工具 ６ 二次せん断域 ７ 主せん断域 ８ 切込み量 ９ 切削線
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０
％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．００３〜
０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以下、ｔ
ｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．
０２％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下で
あることを特徴とする鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ ：０．１〜０．８５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０
％、Ｐ ：０．００３〜０．２％、Ｓ ：０．００３〜
０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以下、ｔ
ｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．
０２％以下に制限し、さらに、Ｃｒ：０．０１〜２．０
％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２
種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりな
り、オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下であるこ
とを特徴とする鋼。 - 【請求項３】 さらに、重量％で、Ｖ ：０．０５〜
１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．１％の１種または２種以上を含むことを特徴
とする、請求項１または請求項２に記載の鋼。 - 【請求項４】 さらに、重量％で、Ｃａ：０．０００２
〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１％、Ｍ
ｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｅ：０．０００３
〜０．０５％の１種または２種以上を含むことを特徴と
する、請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の鋼。 - 【請求項５】 さらに、重量％で、Ｂｉ：０．０５〜
０．５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５％の１種または２種
を含むことを特徴とする、請求項１乃至請求項４のいず
れかに記載の鋼。 - 【請求項６】 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載
の化学成分を有する鋼を９００℃以上で３ｍｉｎ以上保
持することで、オーステナイト粒径の粒度番号を７番以
下とすることを特徴とする鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06140899A JP3739958B2 (ja) | 1999-03-09 | 1999-03-09 | 被削性に優れる鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06140899A JP3739958B2 (ja) | 1999-03-09 | 1999-03-09 | 被削性に優れる鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000256785A true JP2000256785A (ja) | 2000-09-19 |
| JP3739958B2 JP3739958B2 (ja) | 2006-01-25 |
Family
ID=13170289
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06140899A Expired - Fee Related JP3739958B2 (ja) | 1999-03-09 | 1999-03-09 | 被削性に優れる鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3739958B2 (ja) |
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| EP1270757A4 (en) * | 2000-02-10 | 2004-11-10 | Sanyo Special Steel Co Ltd | LEAD-FREE MACHINE STEEL WITH EXCELLENT WORKABILITY AND REDUCED ANISOTROPY OF STRENGTH |
| WO2013146675A1 (ja) | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 皮削り性に優れた高強度ばね用鋼線材および高強度ばね |
| KR101382833B1 (ko) * | 2012-03-16 | 2014-04-08 | 주식회사 포스코 | 내침식성이 우수한 오일샌드 슬러리 파이프용 강판 및 그 제조방법. |
| KR101382790B1 (ko) * | 2012-03-16 | 2014-04-08 | 주식회사 포스코 | 내침식성 및 저온충격인성이 우수한 오일샌드 슬러리 파이프용 강판 및 그 제조방법 |
| KR101490565B1 (ko) | 2012-12-27 | 2015-02-05 | 주식회사 포스코 | 내침식성과 저온충격인성이 우수한 오일샌드 슬러리 파이프용 강판 및 그의 제조방법 |
| CN109355573A (zh) * | 2018-12-03 | 2019-02-19 | 东北大学 | 一种基于碳分配技术的一钢多级热轧钢板及其制造方法 |
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1999
- 1999-03-09 JP JP06140899A patent/JP3739958B2/ja not_active Expired - Fee Related
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