JPH0121846B2 - - Google Patents
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- JPH0121846B2 JPH0121846B2 JP58169024A JP16902483A JPH0121846B2 JP H0121846 B2 JPH0121846 B2 JP H0121846B2 JP 58169024 A JP58169024 A JP 58169024A JP 16902483 A JP16902483 A JP 16902483A JP H0121846 B2 JPH0121846 B2 JP H0121846B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- delayed fracture
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- wear
- Prior art date
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-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、鉱石や土砂による摩耗が問題にな
る土木・鉱山機械類のバケツト、大型ダンプトラ
ツクの荷台、ブルドーザーの排土板等に使用され
る高硬度の耐摩耗性鋼板に関するものである。 一般に、土木・鉱山機械類に使用される鋼材
の、鉱石や土砂等に直接触れる部分の摩耗は予想
をはるかに上回るほど激しいものであり、摩耗に
よつて耐用年数が決まると言われている。 ところで、鉱石や土砂類による鋼材の摩耗は鋼
材表面の硬さに支配されるものであり、硬さが硬
いほど摩耗量が小さくなることが知られている。 第１図は、鋼材の表面硬さと、砕石、硅砂及び
砂による鋼材の摩耗量との関係を示す線図であ
り、摩耗量を軟鋼（SM41材）に対する比で表わ
したものであるが、この第１図からも、鋼材の表
面硬さが高くなるにつれて摩耗量が減少すること
がわかる。 このように、鋼材の摩耗量の減少を図るには鋼
材硬度を上昇させるのが効果的な手段であつた
が、鋼材硬度を高めると、今度は水素に起因する
遅れ破壊発生の感受性が高まり、土木・鉱山機械
等の製作途中、或いはその使用中に破壊が発生し
やすくなるという困難な問題があつた。そして、
遅れ破壊現象は、厚鋼板をガス溶断した際に生し
る熱影響部硬化或を起点として起るものであるこ
とが解明されており、溶接施工を必須とする土
木・鉱山機械類には、耐摩耗性の良好な、表面硬
度の高い鋼板を使用することが事実上不可能だつ
たのである。 このため、比較的安価な厚鋼板を素材として使
用せざるを得ない土木・鉱山機械類には、表面硬
度の低い鋼板しか適用できず、土木・鉱山機械類
の耐用年数はどうしても摩耗により制約を受ける
こととなつて大きな経済的損失を余儀なくされて
いるのが現状であつた。 本発明者等は、上述のような観点から、耐摩耗
性の良好な表面ブリネル硬さ：360〜600程度の高
硬度鋼であつて、しかも遅れ破壊感受性の低い鋼
材を実現し、鉱物資源等の採掘能率の向上と作業
コストの低減を図るべく研究を行つた結果、以上
(a)〜(d)に示す如き知見を得たのである。即ち、 (a) 土木・鉱山機械類に必要とされる鋼材硬度を
実現する成分組成の鋼において、そのMn含有
量を通常鋼の0.6〜1.2％（以下、成分組成割合
を表わす％は重量％とする）から0.30％前後に
低減すると遅れ破壊時間が大幅に延長され、耐
遅れ破壊性が非常に改善されること。 第２図は、55℃温水中での遅れ破壊発生促進
試験における鋼材硬さと遅れ破壊発生時間との
対応を示すグラフであるが、耐遅れ破壊対策を
何ら施していないところのMn含有量が0.9％で
ある通常鋼では鋼材の遅れ破壊発生時間と硬さ
との間に一定の相関関係があり、硬度の上昇に
伴つて遅れ破壊発生時間の短かくなることが明
らかである。そして、第２図からは、鋼材の
Mn含有量を0.30％程度未満に低減するとその
遅れ破壊発生時間が大幅に延長され、耐遅れ破
壊性能が改善されることも明白である。 また、第２図からは、鋼材の遅れ破壊発生時
間と硬さとの対応状況は一義的であつて、硬さ
が同等であれば焼入れ・焼もどし処理したもの
でも、焼入れのままのものでも同等の遅れ破壊
発生時間を示すことが明らかであるから、特に
Mn含有量を低く調整すれば、溶接性の良好な
低Ｃ材等の比較的少ない化学成分の鋼材であつ
ても、焼入れのまま材とすることによつて焼入
れ・焼もどし材よりも有利に耐摩耗性の良好な
高硬度を達成でき、かつ遅れ破壊に対して十分
に対処し得る鋼材にできることがわかる。 (b) Sb及びPbを含有した鋼材の遅れ破壊発生時
間は通常鋼材よりも短かく、これらの元素は不
純物としてであつても、遅れ破壊の観点からは
極力低減する必要のあること。 (c) 従つて、Mn含有量を十分に低減するととも
に、Sb及びPb含有量を極力低減した鋼に焼入
れ処理を施せば、土木・鉱山機械類に必要とさ
れる耐摩耗性に応え得る硬度を確保し、しかも
耐遅れ破壊性の優れた鋼材が実現できること。 (d) 更に、前記焼入れ材に所定の焼もどしを施す
と、残留応力が軽減されるとともに、平坦度確
保のためのレベラー作業が非常に容易となるこ
と。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であつて、 Ｃ：0.15〜0.45％、 Si：0.05〜1.00％、 Mn：0.05〜0.30％未満、 Cr：0.05〜1.00％、 Mo：0.03〜0.85％、 sol.Al：0.010〜0.150％、 Ｂ：0.0003〜0.0025％、 を含有し、必要により更に、 Cu：0.05〜0.75％、 Ni：0.05〜1.50％、 Ｖ：0.005〜0.250％、 Nb：0.005〜0.150％、 Ti：0.005〜0.250％、 Ca：0.0005〜0.0080％、 のうちの１種以上をも含むとともに、 Fe及び不可避不純物：残り から成り、かつ不純物中のＮ、Ｐ、Ｓ、Pb及び
Sbの含有量がそれぞれ、 Ｎ：0.0015〜0.0100％、 Ｐ：0.018％以下、 Ｓ：0.008％以下、 Pb：0.015％以下、 Sb：0.015％以下、 である鋼を、加熱温度：1000〜1200℃にて熱間圧
延し、次いでAc3変態点の温度以上からの焼入れ
処理を施すか、或いは必要により更に300〜500℃
で焼もどすことにより、耐遅れ破壊性能の優れた
耐摩耗性鋼板を得る点に特徴を有するものであ
る。 次いで、この発明の方法において、鋼の成分組
成割合及び圧延・熱処理条件を前述のように数値
限定した理由を説明する。 Ａ 鋼の成分組成 Ｃ Ｃ成分には鋼板の硬さを向上させる作用が
あり、表面ブリネル硬さ：360以上を確保す
るためには0.15％以上添加する必要がある
が、0.45％を越えて添加しても残留オーステ
ナイトが未変態のまま残るのでより以上の硬
さの向上が期待できず、従つてＣ含有量を
0.15〜0.45％と定めた。 Si Si成分は、0.05％以上の添加により焼入れ
性及び焼もどし軟化抵抗を向上させるが、
1.00％を越えて含有させると靭性が著しく劣
化することとなるので、Si含有量を0.05〜
1.00％と定めた。 Mn 鋼の耐遅れ破壊性に対してMnは大きな影
響を与えるものであり、Mn含有量を調整す
ることは本発明の骨子をなすものである。 Mn成分は、鋼材の板厚中心にまで“焼
き”を入れるためには0.05％以上含有させる
ことが必要であるが、第２図に示す0.3％程
度のMn鋼の中でより低Mnのものが良好な
側に偏在することなどを考慮して、Mn量を
厳しく限定し、Mn含有量を0.05〜0.30％未
満と定めた。なお、Mnは安価で、しかも鋼
の焼入れ性を高めるのに有効な元素であるこ
とから、通常の鋼には0.6％以上添加含有せ
しめられているものであるが、本発明の方法
においては、このようにMn含有量を低く抑
えることによつて耐遅れ破壊特性を飛躍的に
向上することができるのである。 Cr 鋼のMn含有量を低減すると焼入れ性が低
下するが、その焼入れ性不足を補うために
0.05％以上のCr成分を含有せしめる必要があ
る。但し、その含有量が1.00％を越えると、
鋼の靭性及び溶接性が劣化することとなるの
で、Cr含有量を0.05〜1.00％と定めた。 Mo Mo成分は、Ｂと共在して鋼の焼入れ性を
著しく高める作用があり、板厚中心にまで確
実に焼きを入れるためには0.03％以上のMo
を含有させる必要がある。一方、通常使用す
る板厚範囲では0.85％を越えて含有せしめる
必要はなく、溶接性をも考慮してMo含有量
を0.03〜0.85％を定めた。 Sol.Al 鋼の脱酸、細粒化による靭性改善のために
は0.010％以上のsol.Al成分を添加する必要が
あるが、0.150％を越えて含有させるとかえ
つて粗粒化を来たし、靭性劣化の原因となる
ことから、sol.Al含有量を0.010〜0.150％と
定めた。 Ｂ Ｂ成分は、0.0003％以上の微量添加で鋼の
焼入れ性を大幅い向上させるので所望の焼入
れ性を確保するために添加するものである
が、0.0025％を越えて含有させると焼入れ途
中でボロン組成物を析出し、かえつて焼入れ
性を低下させることから、Ｂ含有量を0.0003
〜0.0025％と定めた。 Cu、及びNi これらの成分には、いずれも鋼の焼入れ性
を向上する作用があり、鋼材板厚が厚くなつ
たときにも板厚中心部まで確実に焼きを入れ
るのに有効な元素であるので、必要に応じて
添加含有せしめられるものであるが、直接焼
入れを行う場合には再加熱焼入れよりも焼入
れ性が向上するので、板厚増大に伴なつて添
加するCu及びNiの合金元素量は少なくて良
い。以下、それぞれについて、その含有量を
数値によつて限定した理由を詳述する。 (i) Cu Cu成分は、0.05％以上の添加によつて鋼
の焼入れ性向上効果が得られるが、0.75％
を越えて添加してもより以上の向上効果が
得られないことから、Cu含有量を0.05〜
0.75％と定めた。なお、直接焼入れを施す
場合には0.50％以下で十分な効果を得るこ
とができる。 (ii) Ni Ni成分も、0.05％以上の添加で鋼の焼入
れ性を高める元素であり、かつ靭性を劣化
させることがないので焼入れ性改善のため
には極めて有効なものであるが、非常に高
価な元素であることから経済性を考慮し
て、Ni含有量を0.05〜1.50％と定めた。な
お、直接焼入れを施す場合には1.00％以下
で十分な効果を得ることができる。 ○
る土木・鉱山機械類のバケツト、大型ダンプトラ
ツクの荷台、ブルドーザーの排土板等に使用され
る高硬度の耐摩耗性鋼板に関するものである。 一般に、土木・鉱山機械類に使用される鋼材
の、鉱石や土砂等に直接触れる部分の摩耗は予想
をはるかに上回るほど激しいものであり、摩耗に
よつて耐用年数が決まると言われている。 ところで、鉱石や土砂類による鋼材の摩耗は鋼
材表面の硬さに支配されるものであり、硬さが硬
いほど摩耗量が小さくなることが知られている。 第１図は、鋼材の表面硬さと、砕石、硅砂及び
砂による鋼材の摩耗量との関係を示す線図であ
り、摩耗量を軟鋼（SM41材）に対する比で表わ
したものであるが、この第１図からも、鋼材の表
面硬さが高くなるにつれて摩耗量が減少すること
がわかる。 このように、鋼材の摩耗量の減少を図るには鋼
材硬度を上昇させるのが効果的な手段であつた
が、鋼材硬度を高めると、今度は水素に起因する
遅れ破壊発生の感受性が高まり、土木・鉱山機械
等の製作途中、或いはその使用中に破壊が発生し
やすくなるという困難な問題があつた。そして、
遅れ破壊現象は、厚鋼板をガス溶断した際に生し
る熱影響部硬化或を起点として起るものであるこ
とが解明されており、溶接施工を必須とする土
木・鉱山機械類には、耐摩耗性の良好な、表面硬
度の高い鋼板を使用することが事実上不可能だつ
たのである。 このため、比較的安価な厚鋼板を素材として使
用せざるを得ない土木・鉱山機械類には、表面硬
度の低い鋼板しか適用できず、土木・鉱山機械類
の耐用年数はどうしても摩耗により制約を受ける
こととなつて大きな経済的損失を余儀なくされて
いるのが現状であつた。 本発明者等は、上述のような観点から、耐摩耗
性の良好な表面ブリネル硬さ：360〜600程度の高
硬度鋼であつて、しかも遅れ破壊感受性の低い鋼
材を実現し、鉱物資源等の採掘能率の向上と作業
コストの低減を図るべく研究を行つた結果、以上
(a)〜(d)に示す如き知見を得たのである。即ち、 (a) 土木・鉱山機械類に必要とされる鋼材硬度を
実現する成分組成の鋼において、そのMn含有
量を通常鋼の0.6〜1.2％（以下、成分組成割合
を表わす％は重量％とする）から0.30％前後に
低減すると遅れ破壊時間が大幅に延長され、耐
遅れ破壊性が非常に改善されること。 第２図は、55℃温水中での遅れ破壊発生促進
試験における鋼材硬さと遅れ破壊発生時間との
対応を示すグラフであるが、耐遅れ破壊対策を
何ら施していないところのMn含有量が0.9％で
ある通常鋼では鋼材の遅れ破壊発生時間と硬さ
との間に一定の相関関係があり、硬度の上昇に
伴つて遅れ破壊発生時間の短かくなることが明
らかである。そして、第２図からは、鋼材の
Mn含有量を0.30％程度未満に低減するとその
遅れ破壊発生時間が大幅に延長され、耐遅れ破
壊性能が改善されることも明白である。 また、第２図からは、鋼材の遅れ破壊発生時
間と硬さとの対応状況は一義的であつて、硬さ
が同等であれば焼入れ・焼もどし処理したもの
でも、焼入れのままのものでも同等の遅れ破壊
発生時間を示すことが明らかであるから、特に
Mn含有量を低く調整すれば、溶接性の良好な
低Ｃ材等の比較的少ない化学成分の鋼材であつ
ても、焼入れのまま材とすることによつて焼入
れ・焼もどし材よりも有利に耐摩耗性の良好な
高硬度を達成でき、かつ遅れ破壊に対して十分
に対処し得る鋼材にできることがわかる。 (b) Sb及びPbを含有した鋼材の遅れ破壊発生時
間は通常鋼材よりも短かく、これらの元素は不
純物としてであつても、遅れ破壊の観点からは
極力低減する必要のあること。 (c) 従つて、Mn含有量を十分に低減するととも
に、Sb及びPb含有量を極力低減した鋼に焼入
れ処理を施せば、土木・鉱山機械類に必要とさ
れる耐摩耗性に応え得る硬度を確保し、しかも
耐遅れ破壊性の優れた鋼材が実現できること。 (d) 更に、前記焼入れ材に所定の焼もどしを施す
と、残留応力が軽減されるとともに、平坦度確
保のためのレベラー作業が非常に容易となるこ
と。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であつて、 Ｃ：0.15〜0.45％、 Si：0.05〜1.00％、 Mn：0.05〜0.30％未満、 Cr：0.05〜1.00％、 Mo：0.03〜0.85％、 sol.Al：0.010〜0.150％、 Ｂ：0.0003〜0.0025％、 を含有し、必要により更に、 Cu：0.05〜0.75％、 Ni：0.05〜1.50％、 Ｖ：0.005〜0.250％、 Nb：0.005〜0.150％、 Ti：0.005〜0.250％、 Ca：0.0005〜0.0080％、 のうちの１種以上をも含むとともに、 Fe及び不可避不純物：残り から成り、かつ不純物中のＮ、Ｐ、Ｓ、Pb及び
Sbの含有量がそれぞれ、 Ｎ：0.0015〜0.0100％、 Ｐ：0.018％以下、 Ｓ：0.008％以下、 Pb：0.015％以下、 Sb：0.015％以下、 である鋼を、加熱温度：1000〜1200℃にて熱間圧
延し、次いでAc3変態点の温度以上からの焼入れ
処理を施すか、或いは必要により更に300〜500℃
で焼もどすことにより、耐遅れ破壊性能の優れた
耐摩耗性鋼板を得る点に特徴を有するものであ
る。 次いで、この発明の方法において、鋼の成分組
成割合及び圧延・熱処理条件を前述のように数値
限定した理由を説明する。 Ａ 鋼の成分組成 Ｃ Ｃ成分には鋼板の硬さを向上させる作用が
あり、表面ブリネル硬さ：360以上を確保す
るためには0.15％以上添加する必要がある
が、0.45％を越えて添加しても残留オーステ
ナイトが未変態のまま残るのでより以上の硬
さの向上が期待できず、従つてＣ含有量を
0.15〜0.45％と定めた。 Si Si成分は、0.05％以上の添加により焼入れ
性及び焼もどし軟化抵抗を向上させるが、
1.00％を越えて含有させると靭性が著しく劣
化することとなるので、Si含有量を0.05〜
1.00％と定めた。 Mn 鋼の耐遅れ破壊性に対してMnは大きな影
響を与えるものであり、Mn含有量を調整す
ることは本発明の骨子をなすものである。 Mn成分は、鋼材の板厚中心にまで“焼
き”を入れるためには0.05％以上含有させる
ことが必要であるが、第２図に示す0.3％程
度のMn鋼の中でより低Mnのものが良好な
側に偏在することなどを考慮して、Mn量を
厳しく限定し、Mn含有量を0.05〜0.30％未
満と定めた。なお、Mnは安価で、しかも鋼
の焼入れ性を高めるのに有効な元素であるこ
とから、通常の鋼には0.6％以上添加含有せ
しめられているものであるが、本発明の方法
においては、このようにMn含有量を低く抑
えることによつて耐遅れ破壊特性を飛躍的に
向上することができるのである。 Cr 鋼のMn含有量を低減すると焼入れ性が低
下するが、その焼入れ性不足を補うために
0.05％以上のCr成分を含有せしめる必要があ
る。但し、その含有量が1.00％を越えると、
鋼の靭性及び溶接性が劣化することとなるの
で、Cr含有量を0.05〜1.00％と定めた。 Mo Mo成分は、Ｂと共在して鋼の焼入れ性を
著しく高める作用があり、板厚中心にまで確
実に焼きを入れるためには0.03％以上のMo
を含有させる必要がある。一方、通常使用す
る板厚範囲では0.85％を越えて含有せしめる
必要はなく、溶接性をも考慮してMo含有量
を0.03〜0.85％を定めた。 Sol.Al 鋼の脱酸、細粒化による靭性改善のために
は0.010％以上のsol.Al成分を添加する必要が
あるが、0.150％を越えて含有させるとかえ
つて粗粒化を来たし、靭性劣化の原因となる
ことから、sol.Al含有量を0.010〜0.150％と
定めた。 Ｂ Ｂ成分は、0.0003％以上の微量添加で鋼の
焼入れ性を大幅い向上させるので所望の焼入
れ性を確保するために添加するものである
が、0.0025％を越えて含有させると焼入れ途
中でボロン組成物を析出し、かえつて焼入れ
性を低下させることから、Ｂ含有量を0.0003
〜0.0025％と定めた。 Cu、及びNi これらの成分には、いずれも鋼の焼入れ性
を向上する作用があり、鋼材板厚が厚くなつ
たときにも板厚中心部まで確実に焼きを入れ
るのに有効な元素であるので、必要に応じて
添加含有せしめられるものであるが、直接焼
入れを行う場合には再加熱焼入れよりも焼入
れ性が向上するので、板厚増大に伴なつて添
加するCu及びNiの合金元素量は少なくて良
い。以下、それぞれについて、その含有量を
数値によつて限定した理由を詳述する。 (i) Cu Cu成分は、0.05％以上の添加によつて鋼
の焼入れ性向上効果が得られるが、0.75％
を越えて添加してもより以上の向上効果が
得られないことから、Cu含有量を0.05〜
0.75％と定めた。なお、直接焼入れを施す
場合には0.50％以下で十分な効果を得るこ
とができる。 (ii) Ni Ni成分も、0.05％以上の添加で鋼の焼入
れ性を高める元素であり、かつ靭性を劣化
させることがないので焼入れ性改善のため
には極めて有効なものであるが、非常に高
価な元素であることから経済性を考慮し
て、Ni含有量を0.05〜1.50％と定めた。な
お、直接焼入れを施す場合には1.00％以下
で十分な効果を得ることができる。 ○
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量割合で、 Ｃ：0.15〜0.45％、 Si：0.05〜1.00％、 Mn：0.05〜0.30％未満、 Cr：0.05〜1.00％、 Mo：0.03〜0.85％、 sol.Al：0.010〜0.150％、 Ｂ：0.0003〜0.0025％、 を含有し、更に、 Cu：0.05〜0.75％、 Ni：0.05〜1.50％、 Ｖ：0.005〜0.250％、 Nb：0.005〜0.150％、 Ti：0.005〜0.250％、 Ca：0.0005〜0.0080％、 のうちの１種以上をも含むとともに、 Fe及び不可避不純物：残り から成り、かつ不純物中のＮ、Ｐ、Ｓ、Pb及び
Sbの含有量がそれぞれ、 Ｎ：0.0015〜0.0100％、 Ｐ：0.018％以下、 Ｓ：0.008％以下、 Pb：0.015％以下、 Sb：0.015％以下、 である鋼を、加熱温度：1000〜1200℃にて熱間圧
延し、次いでAc3変態点の温度以上からの焼入れ
処理を施すことを特徴とする、耐遅れ破壊性能の
優れた耐摩耗性鋼板の製造方法。 ２ 焼入れ処理を、圧延終了後Ar3変態点以下に
降温することなく実施する直接焼入れとする、特
許請求の範囲第１項に記載の耐遅れ破壊性能の優
れた耐摩耗性鋼板の製造方法。 ３ 重量割合で、 Ｃ：0.15〜0.45％、 Si：0.05〜1.00％、 Mn：0.05〜0.30％未満、 Cr：0.05〜1.00％、 Mo：0.03〜0.85％、 sol.Al：0.010〜0.150％、 Ｂ：0.0003〜0.0025％、 を含有し、更に、 Cu：0.05〜0.75％、 Ni：0.05〜1.50％、 Ｖ：0.005〜0.250％、 Nb：0.005〜0.150％、 Ti：0.005〜0.250％、 Ca：0.0005〜0.0080％、 のうちの１種以上をも含むとともに、 Fe及び不可避不純物：残り から成り、かつ不純物中のＮ、Ｐ、Ｓ、Pb及び
Sbの含有量がそれぞれ、 Ｎ：0.0015〜0.0100％、 Ｐ：0.018％以下、 Ｓ：0.008％以下、 Pb：0.015％以下、 Sb：0.015％以下、 である鋼を、加熱温度：1000〜1200℃にて熱間圧
延し、次いでAc3変態点の温度以上からの焼入れ
処理を施した後、300〜500℃で焼きもどすことを
特徴とする、耐遅れ破壊性能の優れた耐摩耗性鋼
板の製造方法。 ４ 焼入れ処理を、圧延終了後Ar3変態点以下に
降温することなく実施する直接焼入れとする、特
許請求の範囲第２項に記載の耐遅れ破壊性能の優
れた耐摩耗性鋼板の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16902483A JPS6059019A (ja) | 1983-09-13 | 1983-09-13 | 耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法 |
| AU32935/84A AU568403B2 (en) | 1983-09-13 | 1984-09-12 | Wear - resistant steel plate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16902483A JPS6059019A (ja) | 1983-09-13 | 1983-09-13 | 耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6059019A JPS6059019A (ja) | 1985-04-05 |
| JPH0121846B2 true JPH0121846B2 (ja) | 1989-04-24 |
Family
ID=15878908
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16902483A Granted JPS6059019A (ja) | 1983-09-13 | 1983-09-13 | 耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6059019A (ja) |
| AU (1) | AU568403B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107177801A (zh) * | 2017-06-06 | 2017-09-19 | 界首市七曜新能源有限公司 | 耐高压易导热气体冷却器及其制备方法 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61204353A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造のままで優れた強度靭性を有する鋼材 |
| JPS61204352A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
| JPS6318019A (ja) * | 1986-07-10 | 1988-01-25 | Kobe Steel Ltd | 耐摩耗用鋼板の製造方法 |
| JPS6431928A (en) * | 1987-07-27 | 1989-02-02 | Kawasaki Steel Co | Manufacture of wear-resistant steel stock by direct hardening |
| JP2578449B2 (ja) * | 1987-12-04 | 1997-02-05 | 川崎製鉄株式会社 | 耐遅れ割れ性の優れた直接焼入れ型高強度鋼の製造方法 |
| JPH01172550A (ja) * | 1987-12-25 | 1989-07-07 | Nippon Steel Corp | 耐熱亀裂性に優れた高硬度高靭性耐摩耗鋼 |
| JP4846308B2 (ja) | 2005-09-09 | 2011-12-28 | 新日本製鐵株式会社 | 使用中の硬さ変化が少ない高靭性耐摩耗鋼およびその製造方法 |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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