JPS6156235A - 高靭性非調質鋼の製造方法 - Google Patents
高靭性非調質鋼の製造方法Info
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- JPS6156235A JPS6156235A JP17887484A JP17887484A JPS6156235A JP S6156235 A JPS6156235 A JP S6156235A JP 17887484 A JP17887484 A JP 17887484A JP 17887484 A JP17887484 A JP 17887484A JP S6156235 A JPS6156235 A JP S6156235A
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- JP
- Japan
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- toughness
- rolling
- steel
- necessary
- manufacturing
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Classifications
-
- 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
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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)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、焼入れ焼もどしを省略する非調質によって
高靭性が得られ、各種機械構造用部品等の素材として好
適に利用される高靭性非調質鋼の製造方法に関するもの
である。
高靭性が得られ、各種機械構造用部品等の素材として好
適に利用される高靭性非調質鋼の製造方法に関するもの
である。
（従来技術）
従来、機械構造用部品等においてそれらの靭性を高める
ために焼入れ焼もどし処理を施すことが行われてきたが
、近年になって製造工程の簡略化ならびに省エネルギー
化等の観点から上記焼入れ焼もどしを省略しても高靭性
が得られる高靭性非調質鋼の開発ならびに採用が進んで
きている。この非調質鋼は、熱間加工時における加熱に
よってＶやＮｂなとの特殊元素をオーステナイト中に固
溶させ、熱間加工後の空冷段階で加工されたオーステナ
イトが再結晶し、次に前記オーステナイトがフェライト
＋パーライト組織に相変態し、前記ＶやＮｂは炭番窒化
物として析出して鋼を強化することを利用したものであ
る。
ために焼入れ焼もどし処理を施すことが行われてきたが
、近年になって製造工程の簡略化ならびに省エネルギー
化等の観点から上記焼入れ焼もどしを省略しても高靭性
が得られる高靭性非調質鋼の開発ならびに採用が進んで
きている。この非調質鋼は、熱間加工時における加熱に
よってＶやＮｂなとの特殊元素をオーステナイト中に固
溶させ、熱間加工後の空冷段階で加工されたオーステナ
イトが再結晶し、次に前記オーステナイトがフェライト
＋パーライト組織に相変態し、前記ＶやＮｂは炭番窒化
物として析出して鋼を強化することを利用したものであ
る。
このような非調質鋼においては、従来より化学成分や熱
間加工条件等を規制することにより高靭性が得られるよ
うにする研究が進められており、例えばＭｎ量を増加さ
せることも考えられた。しかしながら、Ｍｎ量を増加さ
せると被削性が劣るなどの問題があり、高靭性を得るた
めの手法の開発が望まれていた。
間加工条件等を規制することにより高靭性が得られるよ
うにする研究が進められており、例えばＭｎ量を増加さ
せることも考えられた。しかしながら、Ｍｎ量を増加さ
せると被削性が劣るなどの問題があり、高靭性を得るた
めの手法の開発が望まれていた。
（発明の目的）
この発明は上述した要望に鑑みてなされたもので、被削
性その他の特性を劣化させることなく靭性（衝撃値）に
優れた非調質鋼を得ることができる製造方法を提供する
ことを目的とするものである。
性その他の特性を劣化させることなく靭性（衝撃値）に
優れた非調質鋼を得ることができる製造方法を提供する
ことを目的とするものである。
（発明の構成）
この発明による高靭性非調質鋼の製造方法は、重量％で
、Ｃ： ０．３〜０．５％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５
％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｓ：０．５％以下、Ｃｒ
：０．５〜１．２％、Ｖ＋０．０３〜０．１５％、およ
び必要に応じてＡｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．
０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％。
、Ｃ： ０．３〜０．５％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５
％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｓ：０．５％以下、Ｃｒ
：０．５〜１．２％、Ｖ＋０．０３〜０．１５％、およ
び必要に応じてＡｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．
０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％。
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％のうちの１種または２種以
上、同じく必要に応じてＴｅ：０．ＯＯ１〜０．０３％
、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、 Ｐ ｂ ：
Ｏ′、 ０２〜０．０８％、Ｂｉ ：０．０２〜０．
０７％のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅお
よび不純物からなる鋼を素材とし、熱間圧延時の加熱温
度を９５０９Ｃ以上。
上、同じく必要に応じてＴｅ：０．ＯＯ１〜０．０３％
、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、 Ｐ ｂ ：
Ｏ′、 ０２〜０．０８％、Ｂｉ ：０．０２〜０．
０７％のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅお
よび不純物からなる鋼を素材とし、熱間圧延時の加熱温
度を９５０９Ｃ以上。
仕上圧延温度を９５０℃以下〜Ａｒ、＋４０℃以上、圧
延後の冷却速度を５℃／ｍｉｎ〜２００”Ｏ／ｍｉｎと
するようにしたことを特徴としている。
延後の冷却速度を５℃／ｍｉｎ〜２００”Ｏ／ｍｉｎと
するようにしたことを特徴としている。
この発明による高靭性非調質鋼の製造方法は、上記した
組成の鋼を素材とするものであるが、このよ゛うな成分
範囲（重量％）とした限定理由について説明する。
組成の鋼を素材とするものであるが、このよ゛うな成分
範囲（重量％）とした限定理由について説明する。
Ｃ：０．３〜０．５％
Ｃは機械構造用部品等の強度を確保するのに必要な元素
であって、このために０．３％以上含有させる。しかし
、０．５％を超えると衝撃値が低下し、高靭性が得られ
なくなるので０．５％以下とした。
であって、このために０．３％以上含有させる。しかし
、０．５％を超えると衝撃値が低下し、高靭性が得られ
なくなるので０．５％以下とした。
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
ｉＳｔは鋼の脱酸に有効な元素であり、十
分な脱酸効果を得るために０．１５％以上含有させる。
ｉＳｔは鋼の脱酸に有効な元素であり、十
分な脱酸効果を得るために０．１５％以上含有させる。
しかし、多すぎると冷間加工性や被削性を劣化させるの
で、０．３５％以下とした。
で、０．３５％以下とした。
Ｍｎ：０．６〜１．５％
Ｍｎは鋼の脱酸・脱硫に有効であると同時に鋼の強度お
よび靭性を確保するのに有効な元素であり、このために
０．６％以上含有させる。しかし、多すぎると熱間圧延
後の冷却時にベイナイトが生成して靭性が低下し、また
被削性も悪化するので１．５％以下とした。
よび靭性を確保するのに有効な元素であり、このために
０．６％以上含有させる。しかし、多すぎると熱間圧延
後の冷却時にベイナイトが生成して靭性が低下し、また
被削性も悪化するので１．５％以下とした。
Ｓ：０．５％以下
ＳはＭｎＳ系の介在物量を増大して鋼の冷間加工性およ
び靭性な劣化させるので０．５％以下に抑制する必要が
あり、この観点からは少ない方がよい。しかし、Ｓ含有
量が著しく少ない場合には鋼の被削性が低下するので、
後述する被削性向上元素を適宜添加することによって、
被削性の改善をはかることも必要に応じて望ましい。
び靭性な劣化させるので０．５％以下に抑制する必要が
あり、この観点からは少ない方がよい。しかし、Ｓ含有
量が著しく少ない場合には鋼の被削性が低下するので、
後述する被削性向上元素を適宜添加することによって、
被削性の改善をはかることも必要に応じて望ましい。
Ｃｒ：０．５〜１．２％
Ｃｒは機械構造用部品等の強度および靭性を高めるのに
有効な元素であり、このためには０．５％以上含有させ
ることが必要である。しかし、Ｃｒ含有量が多すぎると
ベイナイトが生成しやすくなって靭性を低下させると同
時に被削性をも悪化させるので１．２％以下とした。
有効な元素であり、このためには０．５％以上含有させ
ることが必要である。しかし、Ｃｒ含有量が多すぎると
ベイナイトが生成しやすくなって靭性を低下させると同
時に被削性をも悪化させるので１．２％以下とした。
Ｖ： ０．０３〜０．１５％
■は熱間圧延時の加熱によってオーステナイト中に固溶
し、熱間圧延後の冷却時に初析フェライトやパーライト
中のフェライト中に炭化物や炭窒化物として析出して鋼
の強度および靭性を高めるのに有効な元素である。しか
し、０．０３％未満では上記した炭化物や炭窒化物の析
出量が少なくなって十分な析出硬化を得ることができず
。
し、熱間圧延後の冷却時に初析フェライトやパーライト
中のフェライト中に炭化物や炭窒化物として析出して鋼
の強度および靭性を高めるのに有効な元素である。しか
し、０．０３％未満では上記した炭化物や炭窒化物の析
出量が少なくなって十分な析出硬化を得ることができず
。
０．１５％を超えると強度は上昇するが靭性が低下する
ため、０．０３〜０．１５％の範囲とした。
ため、０．０３〜０．１５％の範囲とした。
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０１〜０．０２
５％、Ｔｉ ：０．０１〜０．０６％。
５％、Ｔｉ ：０．０１〜０．０６％。
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％のうちの１種または２種以
上 ＡＭ、Ｎ、Ｔｉ 、Ｎｂはいずれも鋼の結晶粒をコント
ロールして機械構造用部品等の強度および靭性をより一
層高めるのに有効な元素であり、必要に応じてこれらの
１種または２種以上をＡｌについては０．０１〜０．０
６％、Ｎについては０．０１〜０．０２５％、Ｔｉにつ
いては０．０１〜０．０６％、Ｎｂについては０．０３
〜０．１５％の範囲で添加するのもよい。
上 ＡＭ、Ｎ、Ｔｉ 、Ｎｂはいずれも鋼の結晶粒をコント
ロールして機械構造用部品等の強度および靭性をより一
層高めるのに有効な元素であり、必要に応じてこれらの
１種または２種以上をＡｌについては０．０１〜０．０
６％、Ｎについては０．０１〜０．０２５％、Ｔｉにつ
いては０．０１〜０．０６％、Ｎｂについては０．０３
〜０．１５％の範囲で添加するのもよい。
Ｔｅ：Ｏ，ＯＯｌ 〜０．０３％、Ｃａ：０．０００３
〜０．００５％、Ｐｂ：０．０２〜０．０８％、Ｂｉ：
０．０２〜０．０７％のうちの１種または２種以上 Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉはいずれも鋼の被削性を向上さ
せるのに有効な元素であり、特にＳ含有量を低下させて
Ｓによる害を低減したことに伴う被削性の劣化を防止す
るのに有効であって、必要に応じてこれらの１種または
２種以上なＴｅについては０．００１〜０．０３％、Ｃ
ａについては０．０００３〜０．００５％、Ｐｂについ
ては０．０２〜０．０８％、Ｂｉについては０．０２〜
０．０７の範囲で添加するのもよい。
〜０．００５％、Ｐｂ：０．０２〜０．０８％、Ｂｉ：
０．０２〜０．０７％のうちの１種または２種以上 Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉはいずれも鋼の被削性を向上さ
せるのに有効な元素であり、特にＳ含有量を低下させて
Ｓによる害を低減したことに伴う被削性の劣化を防止す
るのに有効であって、必要に応じてこれらの１種または
２種以上なＴｅについては０．００１〜０．０３％、Ｃ
ａについては０．０００３〜０．００５％、Ｐｂについ
ては０．０２〜０．０８％、Ｂｉについては０．０２〜
０．０７の範囲で添加するのもよい。
この発明による高靭性非調質鋼の製造方法では、上記し
た成分範囲の鋼を素材とし、熱間圧延時の加熱温度を９
５０℃以上、仕上圧延温度を９５０’Ｃ以下〜ＡｒＩ＋
４０℃以上、圧延後の冷却速度を５℃／ｗｉｎ〜２００
℃／ｍｉｎとするようにしているが、このような圧延条
件とした理由は次のとおりである。
た成分範囲の鋼を素材とし、熱間圧延時の加熱温度を９
５０℃以上、仕上圧延温度を９５０’Ｃ以下〜ＡｒＩ＋
４０℃以上、圧延後の冷却速度を５℃／ｗｉｎ〜２００
℃／ｍｉｎとするようにしているが、このような圧延条
件とした理由は次のとおりである。
まず、熱間圧延時の加熱温度を９５０℃以上としたのは
、■および必要に応じて添加したＮｂがオーステナイト
中に十分固溶するようになすためであり、オーステナイ
ト中に十分固溶させたのち熱間圧延後の冷却時にＶおよ
び必要に応じて添加したＮｂが初析フェライトやパーラ
イト中のフェライトに炭化物や炭窒化物として十分に析
出するようにして高強度および高靭性が得られるように
するためである。この場合、加熱温度が高すぎるとバー
ニング現象を生ずるおそれがでてくるので、このような
観点からは１３００℃以下とすることが望ましい。
、■および必要に応じて添加したＮｂがオーステナイト
中に十分固溶するようになすためであり、オーステナイ
ト中に十分固溶させたのち熱間圧延後の冷却時にＶおよ
び必要に応じて添加したＮｂが初析フェライトやパーラ
イト中のフェライトに炭化物や炭窒化物として十分に析
出するようにして高強度および高靭性が得られるように
するためである。この場合、加熱温度が高すぎるとバー
ニング現象を生ずるおそれがでてくるので、このような
観点からは１３００℃以下とすることが望ましい。
次に、仕上圧延温度については、これが９５００Ｃより
も高いと仕」二圧延後の冷却時にオーステナイトがフェ
ライト＋パーライト組織に相変態せず、ベイナイト組織
が生成して靭性が低下すると共に被削性が悪くなるため
であり、他方、仕上圧延温度がＡｒ１＋４０℃よりも低
いと仕上圧延後の冷却時にＶあるいはＮｂの微細な炭化
物や炭窒化物が均一に析出せず、靭性が劣化するためで
あって、このようなことから仕上圧延温度は９５０℃以
下〜ＡｒＩ＋４０’Ｏ以上の範囲とした。
も高いと仕」二圧延後の冷却時にオーステナイトがフェ
ライト＋パーライト組織に相変態せず、ベイナイト組織
が生成して靭性が低下すると共に被削性が悪くなるため
であり、他方、仕上圧延温度がＡｒ１＋４０℃よりも低
いと仕上圧延後の冷却時にＶあるいはＮｂの微細な炭化
物や炭窒化物が均一に析出せず、靭性が劣化するためで
あって、このようなことから仕上圧延温度は９５０℃以
下〜ＡｒＩ＋４０’Ｏ以上の範囲とした。
さらに、圧延後の冷却速度については、５℃／ｍｉｎよ
りも冷却速度が遅いと、仕上圧延後の冷却過程で析出す
る炭化物や炭窒化物が凝集して粗大化することにより靭
性が低下するためであり、２００℃／ｆｉｌｉｎよりも
冷却速度が大であるとＶおよび必要に応じて添加したＮ
ｂの析出量が少なくなって十分な靭性を得ることができ
なくなるためであり、このようなことから仕上圧延後の
冷却速度は５℃／ｓｉｎ ｗ ２００℃／ｓｉｎの範囲
とした。
りも冷却速度が遅いと、仕上圧延後の冷却過程で析出す
る炭化物や炭窒化物が凝集して粗大化することにより靭
性が低下するためであり、２００℃／ｆｉｌｉｎよりも
冷却速度が大であるとＶおよび必要に応じて添加したＮ
ｂの析出量が少なくなって十分な靭性を得ることができ
なくなるためであり、このようなことから仕上圧延後の
冷却速度は５℃／ｓｉｎ ｗ ２００℃／ｓｉｎの範囲
とした。
（実施例）
次表に示す化学成分の鋼を溶製したのち造塊し、分塊圧
延および鋼片圧延を行ったのち熱間での製品圧延を行っ
た。この熱間圧延における加熱温度、圧延仕上温度、圧
延後冷却速度は同じく表に示す条件で行った。
延および鋼片圧延を行ったのち熱間での製品圧延を行っ
た。この熱間圧延における加熱温度、圧延仕上温度、圧
延後冷却速度は同じく表に示す条件で行った。
その後、各圧延材から引張試験片（ＪＩＳ ４号）お
よび衝撃試験片（ＪＩＳ ４号）を作成してそれぞれ
引張試験およびシャルピー衝撃試験を行った。これらの
結果を同じく表に示す。
よび衝撃試験片（ＪＩＳ ４号）を作成してそれぞれ
引張試験およびシャルピー衝撃試験を行った。これらの
結果を同じく表に示す。
表に示すように、この発明を満足する実施例１〜５の場
合はいずれも引張強さおよび衝撃値が高い値を示してお
り、規定の範囲内でＭｎ量を高めたＮ０９５の場合には
引張強さがかなり大きくなっており、ＭｎＭが多いほど
同−硬さ、同一引張強さでは衝撃値が高くなることが確
かめられた。
合はいずれも引張強さおよび衝撃値が高い値を示してお
り、規定の範囲内でＭｎ量を高めたＮ０９５の場合には
引張強さがかなり大きくなっており、ＭｎＭが多いほど
同−硬さ、同一引張強さでは衝撃値が高くなることが確
かめられた。
これに対して、Ｃｒ含有量が少なすぎるＮｏ、 ６では
圧延条件を満足したとしても強度が低く、Ｍｎ含有量が
多すぎるＮｏ、 ７では冷却時にベイナイトが生成され
るため靭性が低く、圧延時の加熱温度が低すぎるＮｏ、
８ではＶの固溶が十分でないために強度および靭性が
低く、圧延仕上温度が高すぎるＮｏ、 ９ではベイナイ
トが生成するため靭性が低く、圧延仕上温度が低すぎる
Ｎｏ、１０ではＶ炭化物や炭窒化物の析出量が少ないた
め靭性が低く、圧延後の冷却速度が遅すぎるＮｏ、１１
では析出した炭窒化物の凝集を生じて靭性が低くなり、
圧延後の冷却速度が大きすぎるＮｏ、１２では炭窒化物
の析出量が少ないため靭性が低いという結果になってい
る。
圧延条件を満足したとしても強度が低く、Ｍｎ含有量が
多すぎるＮｏ、 ７では冷却時にベイナイトが生成され
るため靭性が低く、圧延時の加熱温度が低すぎるＮｏ、
８ではＶの固溶が十分でないために強度および靭性が
低く、圧延仕上温度が高すぎるＮｏ、 ９ではベイナイ
トが生成するため靭性が低く、圧延仕上温度が低すぎる
Ｎｏ、１０ではＶ炭化物や炭窒化物の析出量が少ないた
め靭性が低く、圧延後の冷却速度が遅すぎるＮｏ、１１
では析出した炭窒化物の凝集を生じて靭性が低くなり、
圧延後の冷却速度が大きすぎるＮｏ、１２では炭窒化物
の析出量が少ないため靭性が低いという結果になってい
る。
（発明の効果）
以上説明してきたように、この発明による高靭性非調質
鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、
Ｓ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｖ：０．
０３〜０．１５％、および必要に応じてＡＪＩ：０．０
１〜０．０６％、Ｎ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ
：０．０１ ＮＯ，０６％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５
％のうちの１種または２種以上、同じく必要に応じてＴ
ｅ：Ｏ，ＯＯｌ 〜０．０３％。
鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、
Ｓ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｖ：０．
０３〜０．１５％、および必要に応じてＡＪＩ：０．０
１〜０．０６％、Ｎ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ
：０．０１ ＮＯ，０６％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５
％のうちの１種または２種以上、同じく必要に応じてＴ
ｅ：Ｏ，ＯＯｌ 〜０．０３％。
Ｃａ：Ｏ，０Ｏ０３〜 ０．００５ ％ 、Ｐｂ：０
．０２〜０．０８％、Ｂｉ ： ０．０２〜０．０７％
のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不
純物からなる鋼を素材とし、熱間圧延時の加熱温度を９
５０℃以」：、仕上圧延温度を９５０℃以下〜Ａｒ１＋
４ｏ℃以上、圧延後の冷却速度を５°Ｏ／ｍｉｎ 〜２
００’Ｏ／ｍｉｎに規制したものであるから、強度およ
び靭性に優れた鋼を非調質で得ることが可能であり、従
来の焼入れ焼もどしを行う調質鋼に匹敵する高い靭性が
得られ、Ｍｎ含有量を高めた非調質鋼のように被削性の
低下をきたすことがなく、近年の省エネルギーへの要求
を満たすことができるという非常に優れた効果をもたら
すものである。
．０２〜０．０８％、Ｂｉ ： ０．０２〜０．０７％
のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不
純物からなる鋼を素材とし、熱間圧延時の加熱温度を９
５０℃以」：、仕上圧延温度を９５０℃以下〜Ａｒ１＋
４ｏ℃以上、圧延後の冷却速度を５°Ｏ／ｍｉｎ 〜２
００’Ｏ／ｍｉｎに規制したものであるから、強度およ
び靭性に優れた鋼を非調質で得ることが可能であり、従
来の焼入れ焼もどしを行う調質鋼に匹敵する高い靭性が
得られ、Ｍｎ含有量を高めた非調質鋼のように被削性の
低下をきたすことがなく、近年の省エネルギーへの要求
を満たすことができるという非常に優れた効果をもたら
すものである。
Claims (1)
- （１）重量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：０．１
５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｓ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｖ：０．０３〜０．
１５％、および必要に応じてＡｌ：０．０１〜０．０６
％、Ｎ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．０１〜０
．０６％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％のうちの１種ま
たは２種以上、同じく必要に応じてＴｅ：０．００１〜
０．０３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｐｂ
：０．０２〜０．０８％、Ｂｉ： ０．０２〜０．０７％のうちの１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼を素材とし、熱間
圧延時の加熱温度を９５０℃以上、仕上圧延温度を９５
０℃以下〜Ａｒ＿１＋４０℃以上、圧延後の冷却速度を
５℃／ｍｉｎ〜２００℃／ｍｉｎとすることを特徴とす
る高靭性非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17887484A JPS6156235A (ja) | 1984-08-28 | 1984-08-28 | 高靭性非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17887484A JPS6156235A (ja) | 1984-08-28 | 1984-08-28 | 高靭性非調質鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6156235A true JPS6156235A (ja) | 1986-03-20 |
Family
ID=16056201
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17887484A Pending JPS6156235A (ja) | 1984-08-28 | 1984-08-28 | 高靭性非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6156235A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63118055A (ja) * | 1986-11-07 | 1988-05-23 | Daido Steel Co Ltd | 非調質鋼 |
| JPS63199848A (ja) * | 1987-02-16 | 1988-08-18 | Kobe Steel Ltd | 耐疲労性及び切削性にすぐれる熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPH01165749A (ja) * | 1987-12-22 | 1989-06-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間鍛造用快削鋼 |
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| US5284534A (en) * | 1991-11-08 | 1994-02-08 | Mendes Carlos A T | Thermomechanical methods for improving the fatigue characteristics of metallic materials |
| EP0632138A1 (en) * | 1993-06-30 | 1995-01-04 | Samsung Heavy Industry Co., Ltd | High toughness and high strength untempered steel and processing method thereof |
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| CN114855084A (zh) * | 2022-04-29 | 2022-08-05 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种120ksi钢级高强高韧高级抗硫钻杆接头用热轧圆钢及其制备方法 |
-
1984
- 1984-08-28 JP JP17887484A patent/JPS6156235A/ja active Pending
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