JPH0625745A - 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法Info
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- JPH0625745A JPH0625745A JP12780192A JP12780192A JPH0625745A JP H0625745 A JPH0625745 A JP H0625745A JP 12780192 A JP12780192 A JP 12780192A JP 12780192 A JP12780192 A JP 12780192A JP H0625745 A JPH0625745 A JP H0625745A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 引張強度１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上を有し、
耐遅れ破壊特性に優れる機械構造用鋼の製造方法を提供
する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎを特定した鋼において、
圧延後の冷却速度をＫ１≦１３０を満たす条件で冷却
し、さらに所定の形状に成形後焼入れ・焼戻しを行うに
際して、焼戻しを４００℃以上で行う。ただし、Ｋ１＝
Ｄ１＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ１＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕）（単位：ｍｍ、
〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ）
耐遅れ破壊特性に優れる機械構造用鋼の製造方法を提供
する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎを特定した鋼において、
圧延後の冷却速度をＫ１≦１３０を満たす条件で冷却
し、さらに所定の形状に成形後焼入れ・焼戻しを行うに
際して、焼戻しを４００℃以上で行う。ただし、Ｋ１＝
Ｄ１＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ１＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕）（単位：ｍｍ、
〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、１２５ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構
造用鋼の製造方法に関するものである。
以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構
造用鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高強度機械構造用鋼は、例えば高強度ボ
ルトとして、機械、自動車、橋、建物に多用されている
ほか、ＰＣ鋼線、自動車部品としても広く使用されてい
る。しかしながら、どの品種についても、引張強度が１
２５ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えると遅れ破壊の危険性が高ま
ることが知られている。従って、現在使用されているボ
ルトの強度は、１１０ｋｇｆ／ｍｍ2 級が上限となって
いる。
ルトとして、機械、自動車、橋、建物に多用されている
ほか、ＰＣ鋼線、自動車部品としても広く使用されてい
る。しかしながら、どの品種についても、引張強度が１
２５ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えると遅れ破壊の危険性が高ま
ることが知られている。従って、現在使用されているボ
ルトの強度は、１１０ｋｇｆ／ｍｍ2 級が上限となって
いる。
【０００３】しかしながら、近年、構造物の大型化に伴
い、継手効率の向上、軽量化の観点からボルトの高強度
化に対する要求が強くなってきている。一方、地球環境
保護の観点から燃費の向上が必要となる自動車において
も、燃費に直接的に関与する車体軽量化を達成するため
に、各種部品の高強度化が要請されている。而して、こ
れらの要請を満たすためには、強度が１２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 を超える機械構造用鋼の遅れ破壊の問題を解決しな
ければならない。高強度部材の遅れ破壊は、鋼中の水素
が原因であるとされている。特に、常温付近で容易に移
動し得る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積
し、粒界割れを助長するために遅れ破壊を惹起すると考
えられている。
い、継手効率の向上、軽量化の観点からボルトの高強度
化に対する要求が強くなってきている。一方、地球環境
保護の観点から燃費の向上が必要となる自動車において
も、燃費に直接的に関与する車体軽量化を達成するため
に、各種部品の高強度化が要請されている。而して、こ
れらの要請を満たすためには、強度が１２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 を超える機械構造用鋼の遅れ破壊の問題を解決しな
ければならない。高強度部材の遅れ破壊は、鋼中の水素
が原因であるとされている。特に、常温付近で容易に移
動し得る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積
し、粒界割れを助長するために遅れ破壊を惹起すると考
えられている。
【０００４】従って、高強度機械構造用鋼は、水素、就
中拡散性水素に対して抵抗力のある鋼でなければならな
い。一方、高強度機械構造用鋼、例えば棒鋼、線材の製
造工程においては、材料を通常の冷却速度で冷却する
と、表層にミクロ偏析によってＰが濃化した箇所から遅
れ破壊感受性の高い低温変態組織が形成され、材料巻取
り後において遅れ破壊を生じ、製品歩留りを低下させる
という問題もある。
中拡散性水素に対して抵抗力のある鋼でなければならな
い。一方、高強度機械構造用鋼、例えば棒鋼、線材の製
造工程においては、材料を通常の冷却速度で冷却する
と、表層にミクロ偏析によってＰが濃化した箇所から遅
れ破壊感受性の高い低温変態組織が形成され、材料巻取
り後において遅れ破壊を生じ、製品歩留りを低下させる
という問題もある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、耐遅れ破壊
特性に優れた１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度を有
する機械構造用鋼を製造する方法を提供することを目的
とする。
特性に優れた１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度を有
する機械構造用鋼を製造する方法を提供することを目的
とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ≦０．０３
％を含有し、さらにＶ：０．２０％超、０．５０％以
下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％以下、Ｎｂ：０．
０５％超、０．５０％以下の１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延した後、下記式によって定義されるＫｌ≦１３０を満
たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を施した後、冷
間加工によって所定の形状に成形し、次いで焼入れ・焼
戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃以上の温度域
で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の
製造方法。
ろは下記のとおりである。 （１） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ≦０．０３
％を含有し、さらにＶ：０．２０％超、０．５０％以
下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％以下、Ｎｂ：０．
０５％超、０．５０％以下の１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延した後、下記式によって定義されるＫｌ≦１３０を満
たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を施した後、冷
間加工によって所定の形状に成形し、次いで焼入れ・焼
戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃以上の温度域
で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の
製造方法。
【０００７】Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） （２） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ≦０．０３
％を含有し、さらにＶ：０．２０％超、０．５０％以
下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％以下、Ｎｂ：０．
０５％超、０．５０％以下の１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に圧延仕
上温度を６５０〜９００℃の温度域とする熱間圧延を施
した後、下記式によって定義されるＫｌ≦１３０を満た
す条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を施した後、冷間
加工によって所定の形状に成形し、次いで焼入れ・焼戻
し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃以上の温度域で
行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製
造方法。
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） （２） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ≦０．０３
％を含有し、さらにＶ：０．２０％超、０．５０％以
下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％以下、Ｎｂ：０．
０５％超、０．５０％以下の１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に圧延仕
上温度を６５０〜９００℃の温度域とする熱間圧延を施
した後、下記式によって定義されるＫｌ≦１３０を満た
す条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を施した後、冷間
加工によって所定の形状に成形し、次いで焼入れ・焼戻
し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃以上の温度域で
行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製
造方法。
【０００８】Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） （３） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ｎｉ≦２．０％、Ａｌ：０．００５〜１．０
％、Ｎ≦０．０３％を含有し、さらにＶ：０．２０％
超、０．５０％以下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％
以下、Ｎｂ：０．０５％超、０．５０％以下の１種また
は２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延した後、下記式によって定義されるＫ
ｌ≦１３０を満たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍
を施した後、冷間加工によって所定の形状に成形し、次
いで焼入れ・焼戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００
℃以上の温度域で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた
機械構造用鋼の製造方法。
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） （３） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ｎｉ≦２．０％、Ａｌ：０．００５〜１．０
％、Ｎ≦０．０３％を含有し、さらにＶ：０．２０％
超、０．５０％以下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％
以下、Ｎｂ：０．０５％超、０．５０％以下の１種また
は２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延した後、下記式によって定義されるＫ
ｌ≦１３０を満たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍
を施した後、冷間加工によって所定の形状に成形し、次
いで焼入れ・焼戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００
℃以上の温度域で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた
機械構造用鋼の製造方法。
【０００９】Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） （４） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ｎｉ≦２．０％、Ａｌ：０．００５〜１．０
％、Ｎ≦０．０３％を含有し、さらにＶ：０．２０％
超、０．５０％以下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％
以下、Ｎｂ：０．０５％超、０．５０％以下の１種また
は２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼に圧延仕上温度を６５０〜９００℃の温度域とす
る熱間圧延を施した後、下記式によって定義されるＫｌ
≦１３０を満たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を
施した後、冷間加工によって所定の形状に成形し、次い
で焼入れ・焼戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃
以上の温度域で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機
械構造用鋼の製造方法。
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） （４） 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ≦
２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦
０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２〜
１．２％、Ｎｉ≦２．０％、Ａｌ：０．００５〜１．０
％、Ｎ≦０．０３％を含有し、さらにＶ：０．２０％
超、０．５０％以下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％
以下、Ｎｂ：０．０５％超、０．５０％以下の１種また
は２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼に圧延仕上温度を６５０〜９００℃の温度域とす
る熱間圧延を施した後、下記式によって定義されるＫｌ
≦１３０を満たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を
施した後、冷間加工によって所定の形状に成形し、次い
で焼入れ・焼戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃
以上の温度域で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機
械構造用鋼の製造方法。
【００１０】Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） 以下、本発明を詳細に説明する。
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） 以下、本発明を詳細に説明する。
【００１１】本発明者等は、上記課題を解決すべく研究
を重ねた結果、鋼の化学成分の調整、特にＭｎ、Ｐ含有
量を低下させること、Ｍｏ、Ｎｉ含有量を増加させるこ
と、およびＶ、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種以上を添加
すること、ならびに焼戻し温度を調整することによっ
て、遅れ破壊に至らない限界拡散水素量を増加し得ると
いう知見を得、また熱間圧延後の材料の冷却速度を制御
することによって材料の遅れ破壊の発生頻度を大きく低
下させ得るという知見を得て本発明を完全させるに至っ
た。本発明によって、従来鋼よりも高い限界拡散水素量
を示す１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度を有する機
械構造用鋼を得ることができる。
を重ねた結果、鋼の化学成分の調整、特にＭｎ、Ｐ含有
量を低下させること、Ｍｏ、Ｎｉ含有量を増加させるこ
と、およびＶ、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種以上を添加
すること、ならびに焼戻し温度を調整することによっ
て、遅れ破壊に至らない限界拡散水素量を増加し得ると
いう知見を得、また熱間圧延後の材料の冷却速度を制御
することによって材料の遅れ破壊の発生頻度を大きく低
下させ得るという知見を得て本発明を完全させるに至っ
た。本発明によって、従来鋼よりも高い限界拡散水素量
を示す１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強度を有する機
械構造用鋼を得ることができる。
【００１２】本発明者等は、耐遅れ破壊特性に及ぼす合
金元素の影響ならびに熱処理における焼戻し温度の影響
を調べた結果、従来の機械構造用鋼に比し、Ｍｎ、Ｐ含
有量を少なくすること、Ｍｏ、Ｎｉ含有量を増加させる
こと、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの多量添加が有効であること、な
らびに４００℃以上の温度域で焼戻しを施すことが有効
であることを見出した。
金元素の影響ならびに熱処理における焼戻し温度の影響
を調べた結果、従来の機械構造用鋼に比し、Ｍｎ、Ｐ含
有量を少なくすること、Ｍｏ、Ｎｉ含有量を増加させる
こと、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの多量添加が有効であること、な
らびに４００℃以上の温度域で焼戻しを施すことが有効
であることを見出した。
【００１３】また、材料の焼入れ性に応じて熱間圧延後
の材料の冷却速度を調節することによって、ワイヤ・コ
イル或はバー・コイルの割れ発生を抑えることができる
ことを見出した。さらに、熱間圧延における仕上温度を
６５０〜９００℃の範囲内とすることによって、ワイヤ
・コイル或はバー・コイルの割れ発生をより一層抑制し
得ることを見出した。
の材料の冷却速度を調節することによって、ワイヤ・コ
イル或はバー・コイルの割れ発生を抑えることができる
ことを見出した。さらに、熱間圧延における仕上温度を
６５０〜９００℃の範囲内とすることによって、ワイヤ
・コイル或はバー・コイルの割れ発生をより一層抑制し
得ることを見出した。
【００１４】次に、本発明における材料の合金成分組成
の限定理由を説明する。Ｃは、焼入れ・焼戻しによって
高い強度の鋼とするためには、０．１５％以上を含有せ
しめる必要がある。一方、０．５０％を超える多量のＣ
を含有せしめると、鋼の靱性を劣化せしめるのみなら
ず、耐遅れ破壊特性をも劣化させる。Ｓｉは、鋼の脱酸
および鋼の強度向上のために必要な元素であるが、２．
０％を超える多量の添加は鋼の冷間加工性を損なう。
の限定理由を説明する。Ｃは、焼入れ・焼戻しによって
高い強度の鋼とするためには、０．１５％以上を含有せ
しめる必要がある。一方、０．５０％を超える多量のＣ
を含有せしめると、鋼の靱性を劣化せしめるのみなら
ず、耐遅れ破壊特性をも劣化させる。Ｓｉは、鋼の脱酸
および鋼の強度向上のために必要な元素であるが、２．
０％を超える多量の添加は鋼の冷間加工性を損なう。
【００１５】Ｍｎは、鋼の脱酸および鋼の焼入れ性確保
のために必要な元素であるが、オーステナイト域へ鋼を
加熱したときに粒界に偏析して粒界を脆化させるのみな
らず、鋼の耐遅れ破壊特性を劣化させるため０．６％以
下とした。Ｐは焼入れ性向上元素としては有効である
が、凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステナイト域加
熱時に粒界に偏析して粒界を脆化させるとともに、耐遅
れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．０１５％
以下とした。
のために必要な元素であるが、オーステナイト域へ鋼を
加熱したときに粒界に偏析して粒界を脆化させるのみな
らず、鋼の耐遅れ破壊特性を劣化させるため０．６％以
下とした。Ｐは焼入れ性向上元素としては有効である
が、凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステナイト域加
熱時に粒界に偏析して粒界を脆化させるとともに、耐遅
れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．０１５％
以下とした。
【００１６】Ｓは不可避的不純物であるが、オーステナ
イト域加熱時に粒界に偏析して粒界を脆化させるととも
に、耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．
０２％以下とした。Ｃｒは鋼の焼入れ性を得るためには
０．１％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化、冷
間加工性の劣化を招く元素であるために３．０％以下と
した。
イト域加熱時に粒界に偏析して粒界を脆化させるととも
に、耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．
０２％以下とした。Ｃｒは鋼の焼入れ性を得るためには
０．１％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化、冷
間加工性の劣化を招く元素であるために３．０％以下と
した。
【００１７】Ｍｏは鋼の焼入れ性を得るために必要であ
るとともに、焼戻し軟化抵抗を有し、４００℃以上の焼
戻し温度で安定して１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張荷
重を得るのに有効な元素であるが、多すぎるとその効果
は飽和し、コストの上昇を招くために１．２％以下とし
た。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために０．００
５％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化を招くた
めに１．０％以下とした。
るとともに、焼戻し軟化抵抗を有し、４００℃以上の焼
戻し温度で安定して１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張荷
重を得るのに有効な元素であるが、多すぎるとその効果
は飽和し、コストの上昇を招くために１．２％以下とし
た。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために０．００
５％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化を招くた
めに１．０％以下とした。
【００１８】Ｎはオーステナイト加熱時に粒界に偏析し
て粒界を脆化させるとともに、耐遅れ破壊特性も劣化さ
せる元素であるため０．０３％以下とした。Ｎｉは必要
に応じて添加され、靱性を向上させるとともに、耐遅れ
破壊特性を向上させる元素である。しかし２．０％を超
えるとその効果は飽和し、むしろコスト上昇を招くため
に２．０％以下とした。
て粒界を脆化させるとともに、耐遅れ破壊特性も劣化さ
せる元素であるため０．０３％以下とした。Ｎｉは必要
に応じて添加され、靱性を向上させるとともに、耐遅れ
破壊特性を向上させる元素である。しかし２．０％を超
えるとその効果は飽和し、むしろコスト上昇を招くため
に２．０％以下とした。
【００１９】Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは、結晶粒の微細化に寄与
し、かつ水素との親和性に富み、鋼中での水素の拡散・
集積を抑制することにより耐遅れ破壊特性向上に有効な
元素であるため、それぞれＶ：０．２０％超、Ｔｉ：
０．０５％超、Ｎｂ：０．０５％超の添加が必要であ
る。ただし、多すぎるとその効果は飽和しむしろ靱性を
劣化させる元素であるために、添加量をそれぞれＶ：
０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５
０％以下とした。
し、かつ水素との親和性に富み、鋼中での水素の拡散・
集積を抑制することにより耐遅れ破壊特性向上に有効な
元素であるため、それぞれＶ：０．２０％超、Ｔｉ：
０．０５％超、Ｎｂ：０．０５％超の添加が必要であ
る。ただし、多すぎるとその効果は飽和しむしろ靱性を
劣化させる元素であるために、添加量をそれぞれＶ：
０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５
０％以下とした。
【００２０】熱処理条件に関しては１２５ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上の高強度において遅れ破壊を起こさないために焼
戻温度の下限値を設定した。すなわち、４００℃未満で
は粒界脆化が顕著となり、耐遅れ破壊特性も劣化するた
め、焼戻温度を４００℃以上とした。一方、棒鋼・線材
コイルの耐遅れ破壊特性を向上させ、コイル割れ発生を
抑制し、コイルの歩留りを上げるために圧延後の冷却速
度を決定し、さらにより一層のコイル割れ抑制のために
圧延仕上温度も決定した。すなわち、圧延後の冷却速度
に関しては、遅れ破壊感受性の高い低温変態組織の生成
を抑制し、遅れ破壊起因の割れを減少させるために徐冷
することが必須であるが、鋼材の焼入性・冷却速度を考
慮して、冷却速度（ＣＲ）をＫｌ≦１３０を満たす範囲
に限定した。
2 以上の高強度において遅れ破壊を起こさないために焼
戻温度の下限値を設定した。すなわち、４００℃未満で
は粒界脆化が顕著となり、耐遅れ破壊特性も劣化するた
め、焼戻温度を４００℃以上とした。一方、棒鋼・線材
コイルの耐遅れ破壊特性を向上させ、コイル割れ発生を
抑制し、コイルの歩留りを上げるために圧延後の冷却速
度を決定し、さらにより一層のコイル割れ抑制のために
圧延仕上温度も決定した。すなわち、圧延後の冷却速度
に関しては、遅れ破壊感受性の高い低温変態組織の生成
を抑制し、遅れ破壊起因の割れを減少させるために徐冷
することが必須であるが、鋼材の焼入性・冷却速度を考
慮して、冷却速度（ＣＲ）をＫｌ≦１３０を満たす範囲
に限定した。
【００２１】ただし、 Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１＋０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ） また、圧延仕上温度に関しては、細粒化によりコイルの
耐遅れ破壊特性を一層向上させるために有効な手段であ
るが、その効果は９００℃を超えた温度では無効とな
り、６５０℃未満の温度では効果は飽和し、むしろ生産
性を阻害するために圧延仕上温度を６５０〜９００℃と
した。
耐遅れ破壊特性を一層向上させるために有効な手段であ
るが、その効果は９００℃を超えた温度では無効とな
り、６５０℃未満の温度では効果は飽和し、むしろ生産
性を阻害するために圧延仕上温度を６５０〜９００℃と
した。
【００２２】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１に示す。（Ａ）〜
（Ｊ）は本発明鋼であり、（Ｋ）〜（Ｏ）は比較鋼であ
る。これらの２０ｍｍφの棒鋼を用いて、引張強度が１
５０ 〜１６０ｋｇｆ／ｍｍ2 を目標に、熱処理（焼入れ
・焼戻し）を行った。この時の熱処理条件および引張強
度を表２に示す。これらの鋼が遅れ破壊に対し、どの程
度の拡散性水素を許容し得るか、すなわち各鋼の限界水
素量を調べた。
（Ｊ）は本発明鋼であり、（Ｋ）〜（Ｏ）は比較鋼であ
る。これらの２０ｍｍφの棒鋼を用いて、引張強度が１
５０ 〜１６０ｋｇｆ／ｍｍ2 を目標に、熱処理（焼入れ
・焼戻し）を行った。この時の熱処理条件および引張強
度を表２に示す。これらの鋼が遅れ破壊に対し、どの程
度の拡散性水素を許容し得るか、すなわち各鋼の限界水
素量を調べた。
【００２３】以下に限界水素量を求める方法について述
べる。図１に示したＭ１０ボルトで軸部に２ｍｍＶの円
周ノッチを設けた試験片を作り、２本を組にして水素を
富化するために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜１２０分
間浸漬することにより試験片中の水素量を変化させた。
このうち１本はＨＣｌに浸漬し、大気中に３０分放置し
た後、熱的分析法により水素量を測定し、他の１本は浸
漬後３０分間大気中に放置した後、図２に示した試験機
で遅れ破壊試験を行った。図２において１は試験片、２
はバランスウェイト、３は支点を示す。また遅れ破壊試
験における試験荷重はＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試験
片の破断荷重の７０％と一定にした。
べる。図１に示したＭ１０ボルトで軸部に２ｍｍＶの円
周ノッチを設けた試験片を作り、２本を組にして水素を
富化するために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜１２０分
間浸漬することにより試験片中の水素量を変化させた。
このうち１本はＨＣｌに浸漬し、大気中に３０分放置し
た後、熱的分析法により水素量を測定し、他の１本は浸
漬後３０分間大気中に放置した後、図２に示した試験機
で遅れ破壊試験を行った。図２において１は試験片、２
はバランスウェイト、３は支点を示す。また遅れ破壊試
験における試験荷重はＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試験
片の破断荷重の７０％と一定にした。
【００２４】以上の手順に従い、ＨＣｌの濃度・浸漬時
間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素量と遅れ破
壊試験における破断時間との関係を表３に示す。同表か
ら、各鋼の遅れ破壊を起こさない上限の拡散性水素量、
すなわち限界拡散性水素量を推定すると表４のようにな
る。この表より、本発明の組成および焼戻温度の範囲に
ある（Ａ）〜（Ｊ）は、比較材である（Ｋ）〜（Ｏ）に
比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいことが明ら
かである。
間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素量と遅れ破
壊試験における破断時間との関係を表３に示す。同表か
ら、各鋼の遅れ破壊を起こさない上限の拡散性水素量、
すなわち限界拡散性水素量を推定すると表４のようにな
る。この表より、本発明の組成および焼戻温度の範囲に
ある（Ａ）〜（Ｊ）は、比較材である（Ｋ）〜（Ｏ）に
比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいことが明ら
かである。
【００２５】次に本発明鋼を用いて１２００℃に加熱
後、圧延仕上温度および圧延後の冷却速度を変えて断面
２５ｍｍφ、直径１４００ｍｍのコイルを１００ｋｇず
つ製造した場合の、製造後１００時間以内のコイル割れ
発生状況を表５に示す。本発明の冷却条件の範囲外であ
るＫｌ＞１３０の冷却速度で冷却した場合には、圧延仕
上温度に関係なくコイルの割れ発生率は０．１７％以上
であるのに対し、本発明のＫｌ≦１３０を満たす冷却速
度で冷却した場合には、０．０５％以下の発生率に抑え
られ、割れ発生率の低減にＫｌ≦１３０を満たす徐冷を
行うことが有効であることが明らかである。さらに圧延
仕上温度を１０００℃から８５０℃に下げることにより
コイルの割れ発生率は０．０２％以下に抑えられ、圧延
仕上温度を９００℃以下に下げることが、コイル割れ発
生率低減に有効であることが明らかである。
後、圧延仕上温度および圧延後の冷却速度を変えて断面
２５ｍｍφ、直径１４００ｍｍのコイルを１００ｋｇず
つ製造した場合の、製造後１００時間以内のコイル割れ
発生状況を表５に示す。本発明の冷却条件の範囲外であ
るＫｌ＞１３０の冷却速度で冷却した場合には、圧延仕
上温度に関係なくコイルの割れ発生率は０．１７％以上
であるのに対し、本発明のＫｌ≦１３０を満たす冷却速
度で冷却した場合には、０．０５％以下の発生率に抑え
られ、割れ発生率の低減にＫｌ≦１３０を満たす徐冷を
行うことが有効であることが明らかである。さらに圧延
仕上温度を１０００℃から８５０℃に下げることにより
コイルの割れ発生率は０．０２％以下に抑えられ、圧延
仕上温度を９００℃以下に下げることが、コイル割れ発
生率低減に有効であることが明らかである。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】
【発明の効果】本発明により１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上
の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたボルトが期
待できる。これによってボルトの継手効率の向上が図ら
れ、自動車等の軽量化に寄与する。またコイル製造後の
割れ発生も抑制でき歩留り低下という操業上の問題点も
解決できる。従って工業的効果は大きい。
の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたボルトが期
待できる。これによってボルトの継手効率の向上が図ら
れ、自動車等の軽量化に寄与する。またコイル製造後の
割れ発生も抑制でき歩留り低下という操業上の問題点も
解決できる。従って工業的効果は大きい。
【図１】試験片の形状の説明図である。
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓ
ｉ≦２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ
≦０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２
〜１．２％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ≦０．０
３％を含有し、さらにＶ：０．２０％超、０．５０％以
下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％以下、Ｎｂ：０．
０５％超、０．５０％以下の１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延した後、下記式によって定義されるＫｌ≦１３０を満
たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を施した後、冷
間加工によって所定の形状に成形し、次いで焼入れ・焼
戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃以上の温度域
で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の
製造方法。 Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） - 【請求項２】 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓ
ｉ≦２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ
≦０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２
〜１．２％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ≦０．０
３％を含有し、さらにＶ：０．２０％超、０．５０％以
下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％以下、Ｎｂ：０．
０５％超、０．５０％以下の１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に圧延仕
上温度を６５０〜９００℃の温度域とする熱間圧延を施
した後、下記式によって定義されるＫｌ≦１３０を満た
す条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を施した後、冷間
加工によって所定の形状に成形し、次いで焼入れ・焼戻
し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃以上の温度域で
行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製
造方法。 Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） - 【請求項３】 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓ
ｉ≦２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ
≦０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２
〜１．２％、Ｎｉ≦２．０％、Ａｌ：０．００５〜１．
０％、Ｎ≦０．０３％を含有し、さらにＶ：０．２０％
超、０．５０％以下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％
以下、Ｎｂ：０．０５％超、０．５０％以下の１種また
は２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延した後、下記式によって定義されるＫ
ｌ≦１３０を満たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍
を施した後、冷間加工によって所定の形状に成形し、次
いで焼入れ・焼戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００
℃以上の温度域で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた
機械構造用鋼の製造方法。 Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ） - 【請求項４】 重量で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓ
ｉ≦２．０％、Ｍｎ≦０．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ
≦０．０２％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．２
〜１．２％、Ｎｉ≦２．０％、Ａｌ：０．００５〜１．
０％、Ｎ≦０．０３％を含有し、さらにＶ：０．２０％
超、０．５０％以下、Ｔｉ：０．０５％超、０．５０％
以下、Ｎｂ：０．０５％超、０．５０％以下の１種また
は２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼に圧延仕上温度を６５０〜９００℃の温度域とす
る熱間圧延を施した後、下記式によって定義されるＫｌ
≦１３０を満たす条件下に冷却し、次いで球状化焼鈍を
施した後、冷間加工によって所定の形状に成形し、次い
で焼入れ・焼戻し処理を施すに際し、焼戻しを４００℃
以上の温度域で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機
械構造用鋼の製造方法。 Ｋｌ＝Ｄｌ＋２６０×１ｏｇ10（ＣＲ） Ｄｌ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓ
ｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８
３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋
２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎ
ｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：ｍ
ｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：鋼材の冷却速度（単位：℃／ｓｅｃ ）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12780192A JP3218442B2 (ja) | 1992-05-20 | 1992-05-20 | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12780192A JP3218442B2 (ja) | 1992-05-20 | 1992-05-20 | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0625745A true JPH0625745A (ja) | 1994-02-01 |
| JP3218442B2 JP3218442B2 (ja) | 2001-10-15 |
Family
ID=14969017
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12780192A Expired - Fee Related JP3218442B2 (ja) | 1992-05-20 | 1992-05-20 | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3218442B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100514800B1 (ko) * | 2002-06-12 | 2005-09-14 | 주식회사 포스코 | 냉간가공성이 우수한 선재의 제조방법 |
| JP2009293095A (ja) * | 2008-06-06 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
| US8459213B2 (en) | 2008-04-16 | 2013-06-11 | Donald E. Moriarty | Partially self-refueling low emissions vehicle and stationary power system |
| CN115572917A (zh) * | 2021-06-21 | 2023-01-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种经济型紧固件用钢及其制造方法 |
| CN115852241A (zh) * | 2021-09-24 | 2023-03-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高均质高淬透性风电螺栓用钢、棒材及其制造方法 |
| CN117344228A (zh) * | 2022-06-28 | 2024-01-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度贝氏体冷镦钢及其制造方法 |
| CN118685604A (zh) * | 2024-08-27 | 2024-09-24 | 太原科技大学 | 一种刀具用马氏体不锈钢及其制备方法 |
| WO2026020501A1 (zh) * | 2024-07-26 | 2026-01-29 | 本钢板材股份有限公司 | 一种汽车耐热紧固件用钢棒材及其生产工艺 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102443740B (zh) * | 2010-10-14 | 2013-10-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种合金氮化钢及其制造方法 |
-
1992
- 1992-05-20 JP JP12780192A patent/JP3218442B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| KR100514800B1 (ko) * | 2002-06-12 | 2005-09-14 | 주식회사 포스코 | 냉간가공성이 우수한 선재의 제조방법 |
| US8459213B2 (en) | 2008-04-16 | 2013-06-11 | Donald E. Moriarty | Partially self-refueling low emissions vehicle and stationary power system |
| JP2009293095A (ja) * | 2008-06-06 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
| CN115572917A (zh) * | 2021-06-21 | 2023-01-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种经济型紧固件用钢及其制造方法 |
| CN115852241A (zh) * | 2021-09-24 | 2023-03-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高均质高淬透性风电螺栓用钢、棒材及其制造方法 |
| CN115852241B (zh) * | 2021-09-24 | 2024-06-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高均质高淬透性风电螺栓用钢、棒材及其制造方法 |
| CN117344228A (zh) * | 2022-06-28 | 2024-01-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度贝氏体冷镦钢及其制造方法 |
| WO2026020501A1 (zh) * | 2024-07-26 | 2026-01-29 | 本钢板材股份有限公司 | 一种汽车耐热紧固件用钢棒材及其生产工艺 |
| CN118685604A (zh) * | 2024-08-27 | 2024-09-24 | 太原科技大学 | 一种刀具用马氏体不锈钢及其制备方法 |
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