JP2000204433A - 冷間加工性に優れた鋼および機械部品 - Google Patents
冷間加工性に優れた鋼および機械部品Info
- Publication number
- JP2000204433A JP2000204433A JP566199A JP566199A JP2000204433A JP 2000204433 A JP2000204433 A JP 2000204433A JP 566199 A JP566199 A JP 566199A JP 566199 A JP566199 A JP 566199A JP 2000204433 A JP2000204433 A JP 2000204433A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- excluding
- solid solution
- deformation resistance
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
のままで冷間加工性に優れた鋼、および該鋼を用いて得
られるボルトやナットなどの機械部品を提供する。 【解決手段】 内部摩擦試験における炭素のピーク高さ
が2.0×10-4以下,及び窒素のピーク高さが1.7
×10-4以下である鋼である。
Description
た鋼(線状および棒状鋼を含む)、及び該鋼を用いて得
られる機械部品に関し、詳細には、冷間鍛造、冷間圧
造、冷間転造等の冷間加工によってボルトやナット等の
機械部品を製造するに当たり、熱処理を施すことなく熱
間圧延のままでも優れた冷間加工性を有する鋼に関する
ものである。
して生産性が高いうえに鋼材の歩留まりも良好なことか
ら、ボルト、ナット、ねじ等の機械部品や電装部品を製
造する為の方法として汎用されている。
的に冷間加工性に優れていることが要求される。具体的
には、冷間加工時の変形抵抗が低く、且つ延性(伸び、
絞り)が高いことが必要である。鋼の変形抵抗が高いと
冷間加工に使用する工具の寿命が低下してしまい、一
方、延性が低いと冷間加工時に割れが発生し易くなり、
不良品発生の原因になるからである。
る為に、通常、冷間加工前に球状化焼鈍処理がなされて
おり、それにより鋼材を軟化し、且つ延性を高めた状態
で冷間加工するという方法が従来より採用されている。
0〜20時間)を要することから、生産性の向上や省エ
ネルギー対策、ひいてはコストの低減化を目的として、
球状化焼鈍処理の省略が可能な、冷間加工性に優れた鋼
の開発が切望されている。
目してなされたものであり、その目的は、球状化焼鈍処
理を省略したとしても熱間圧延のままで冷間加工性に優
れた鋼、および該鋼を用いて得られるボルトやナットな
どの機械部品を提供することにある。
発明の冷間加工性に優れた鋼は、内部摩擦試験における
炭素のピーク高さが2.0×10-4以下,及び窒素のピ
ーク高さが1.7×10-4以下であるところに要旨を有
する。
下同じ), Sol.Al:0.1%以下(0%を含まない), N :0.015%以下(0%を含まない), 2. 0≦sol.Al/N<15, 残部 :Fe及び不可避的不純物であるものは本発明
の好ましい態様である。
指して、 Cr:2%以下 (0%を含まない), Ti:0.2%以下 (0%を含まない), B :0.01%以下(0%を含まない), Nb:0.1%以下 (0%を含まない), V :0.2%以下 (0%を含まない), Zr:0.1%以下 (0%を含まない)及び Mo:0.3%以下 (0%を含まない) よりなる群から選択される少なくとも一種を含有した
り; Si:1%以下(0%を含まない), Mn:2%以下(0%を含まない)を含有し、 S≦0.29×[Ti]+0.15×[Zr]+0.25×
[Mn] (0を含まない,式中[ ]は各元素の含有量(%)を
意味する)を満足する様制御したりすることが推奨され
る。また、上記鋼を用いて製造される機械部品も本発明
の範囲内に包含される。
冷間加工性に優れた鋼を提供すべく、冷間加工性のなか
でも変形抵抗を支配している固溶C及び固溶Nに着目し
て詳細に検討してきた。その結果、固溶C及び固溶Nの
量を測定する手段として汎用されている内部摩擦試験法
において、各元素(炭素および窒素)のピーク高さを所
定値以下に制御すれば、鋼中に固溶する固溶C及び固溶
Nを炭化物及び窒化物として固定化し得、動的歪み時効
を抑制し得る結果、変形抵抗を低減することが可能であ
ること;この様な構成とすることにより、冷間加工の初
期のみならず、加工が進み温度が300℃付近に達した
場合においても変形抵抗を低く抑えられるという顕著な
効果が得られることを見出し、本発明を完成した。
し、球状化焼鈍処理を省略しても冷間加工性に優れた鋼
を製造する方法は、これまでにも提案されている。
延条件や冷却条件を制御することにより固溶C及び固溶
Nを少なくし、歪時効に起因する加工硬化を抑制して変
形抵抗を小さくする方法が開示されている。
技術として、特開昭56−158841および同5
7−39002が挙げられる。これらは、固溶Nを固定
化すれば硬度の低下や加工硬化率の低減が得られるとい
う知見に基づき、なされたものであり、前者では、窒化
物生成元素としてTiまたはBを使用することにより、
後者ではAl/Nを制御することにより、ダイス寿命の
優れた熱延線材を製造する方法が開示されている。
C1変態点以下、AC1変態点より50℃を下回らない温度
に5時間以上保持することによりセメンタイトを充分凝
集させると共に、Al量を制御して固溶Nを固定するこ
とにより、加工工具寿命の高められた冷間鍛造用棒鋼の
製造方法が開示されている。
鍛造で歪時効の原因となる固溶Cを減少させるべく、フ
ェライト粒を微細化し、その粒界に析出物を多量に生成
させる為、固溶冷間圧延後に過時効処理すると共に、上
記固溶Cと同様、冷間鍛造時の歪時効発生原因となる固
溶Nを減少させるべく、Al添加量の上限とのバランス
からその上限を0.0050%以下に制御している。
間加工の際に生じる時効硬化を抑制して加工性を高める
べく、Nb/(C+N)≧7に制御すると共に、C量を
0.01%以下に抑制している。
も、変形抵抗の低減に悪影響を及ぼす固溶Cや固溶Nを
固定化すべく、鋼中の化学成分を制御したり、圧延条件
や冷却条件を制御するというものであり、上記公報を精
査しても、内部摩擦試験における炭素および窒素のピー
ク高さを所定値以下に制御することが固溶C及び固溶N
の低減化に極めて有効であること;これにより冷間加工
の初期のみならず加工後期の100〜350℃付近に達
した場合においても変形抵抗を低く抑えられることにつ
いては開示も示唆もされていない。ちなみに上記〜
には、加工後期における変形抵抗の低減については全く
留意されていない。この様に、内部摩擦試験における炭
素および窒素のピーク高さと変形抵抗の関係について着
目し検討されたものは従来全くない。また、上記要件を
採用することにより、冷間加工の初期のみならず加工後
期の100〜350℃付近に達した場合においても変形
抵抗を低く抑えられるという顕著な効果は本発明者らに
よって始めて見出された知見であり、この点に本発明の
技術的意義が存在するものである。以下、本発明を特定
する各要件について説明する。
優れた鋼は、内部摩擦試験における炭素及び窒素のピー
ク高さを夫々測定した場合、炭素のピーク高さが2.0
×10-4以下,窒素のピーク高さが1.7×10-4以下
を満足するものであるところに特徴を有する。
溶C及び固溶Nの量を測定する手段として汎用されてい
る。内部摩擦試験におけるSnoek ピークは体心立方格子
金属中に固溶しているCやN等の侵入型原子によって生
じ、固溶量に比例して該ピーク高さも高くなる為、各元
素のSnoek ピークと固溶元素量との間には下記関係式が
成立する。 [Q-1 C ]=kl[C] [Q-2 N ]=k2[N] 式中、[Q-1 C ]はCのSnoek ピーク,[Q-2 N ]はN
のSnoek ピーク,[C]及び[N]は、各々固溶C量及
び固溶N量(質量%),kl、k2は定数を意味する。
小さくするということは、固溶C及び固溶Nの量も減少
し、これらの固溶C及び固溶Nは夫々、炭化物及び窒化
物として析出されることを意味するものである。ここで
上記炭化物としては、セメンタイト(Fe3 C)等の鉄
炭化物;Cr、Ti、Nb、∨、Zr、Mo等の炭化物
生成元素が単独若しくは混合状態若しくは複合状態で鋼
中のCと結合した炭化物の他;セメンタイト中に固溶し
た上記炭化物が析出している状態も包含される。また、
上記窒化物としては、アルミナイトライド(AlN)の
他、Ti、Nb、∨、Zr、B等の窒化物生成元素が単
独若しくは混合状態若しくは複合状態で鋼中の固溶Nと
結合し、窒化物として析出している状態のものを意味す
る。
しくは窒化物として析出することにより動的歪時効を抑
制することができ、更には冷間鍛造時において、加工発
熱、摩擦発熱などよって生じる濃度域(100〜350
℃)における変形抵抗を小さくするといった効果を達成
し得るのである。
-1 C ]が2.0×10-4以下,[Q -2 N ]が1.7×1
0-4以下でなければならない。上記値を超えると固溶C
及び固溶Nの量も増大する為、冷間鍛造中に導入される
転位にコットレル雰囲気が形成される結果、転位が固着
されてしまい、結果として転位が動きにくくなる為に、
特に100〜400℃の温度域(冷間鍛造の際、加工発
熱によって生じる温度に相当する)における変形抵抗が
著しく増加してしまうからである。次に、本発明鋼の化
学成分について説明する。
内部摩擦試験法において、各元素(炭素および窒素)の
ピーク高さを所定値以下に制御したところにある。従っ
て、所定のピーク高さが得られる様、C,Al,Nを特
定すると共に、更に種々の炭化物生成元素、窒化物生成
元素などを積極的に添加することが推奨される。
る。0.002%未満の低濃度域に制御しようとすると
工業的にコストが高くつき経済的でない。好ましくは
0.003%以上、より好ましくは0.005%以上で
ある。一方、0.85%を超えると強度が高くなり過ぎ
てしまい、変形抵抗を低く抑えられたとしても冷間鍛造
用工具が持たず、所望の効果が得られない。好ましくは
0.82%以下である。
(AlN)を生成させる為に添加する。その為には0.
005%以上添加することが好ましい。但し、0.1%
を超えて添加したとしても上記作用が飽和してしまい、
経済的に無駄である。より好ましくは0.08%以下で
ある。
考慮すれば不要な元素であるが、AlN等の窒化物を核
としてセメンタイト等の炭化物をうまく析出させる為に
は或る程度の添加が必要である。好ましくは0.001
%以上である。一方、0.015%を超えると、所定の
窒化物を析出させる為に添加される合金元素の量が増加
する為、コストが増加してしまう。より好ましくは0.
005%以下である。
ができず固溶Nが増加してしまう。より好ましくは3.
5以上である。一方、sol.Al/Nが15以上になると、
Nの固定に必要なsol.Al量を超える為、効果が蝕和する
のみならずコストも上昇する。より好ましくは12以下
である。
ものであり、残部:鉄及び不可避的不純物であるが、そ
の他に、以下の元素を積極的に添加することができる。
B:0.01%以下,Nb:0.1%以下,V:0.2
%以下,Zr:0.1%以下,及びMo:0.3%以下
よりなる群から選択される少なくとも1種(いずれの元
素も0%を含まない) このうちBを除く元素(Cr,Ti,Nb,V,Zr,
Mo)は炭化物及び/又は窒化物生成元素で、鋼の強化
元素としても有用であり;一方、BはAlと同様、窒化
物生成元素であり、これら元素の添加により、変形抵抗
に悪影響を及ぼす固溶C及び固溶Nを低減することが可
能になる。この様な作用を有効に発揮させる為には、C
r:0.02%以上,Ti:0.01%以上,B:0.
0003%以上,Nb:0.005%以上,V:0.0
1%以上,Zr:0.005%以上,Mo:0.02%
以上を添加することが推奨される。但し、上記範囲を超
えて添加しても効果が飽和してしまい、経済的に無駄で
ある。好ましくはCr:1%以下,Ti:0.15%以
下,B:0.008%以下,Nb:0.1%以下,V:
0.15%以下,Zr:0.08%以下,Mo:0.2
5%以下である。尚、これらの元素は1種または2種以
上使用することができる。その他、下記元素を少なくと
も1種、積極的に添加することもできる。
させる為には0.005%以上添加することが好まし
い。より好ましくは0.008%以上である。一方、1
%を超えて添加しても効果が飽和してしまう他、変形抵
抗も増加してしまう。より好ましくは0.45%以下で
ある。
ことができず、加工性が劣化する。より好ましくは0.
1%以上である。一方、2%を超えると圧延荷重が高過
ぎて工具寿命が低下してしまう。より好ましくは1.8
%以下である。
+0.25×[Mn] (0を含まない,式中[ ]は各元素の含有量(%)を
意味する) Sは硫化物系介在物を形成するが、FeSを形成した場
合、熱間圧延において赤熱脆性を招く可能性がある為、
Ti,Zr,MnでSを固定し、無害化する必要があ
る。その為には、Sの下限を0.002%にすることが
好ましい。より好ましくは0.005%以上である。し
かしながら、これらの元素を多量に添加し、TiS、Z
rS、MnSの硫化物が過剰に生成すると冷間鍛造で割
れる可能性がある。よって、その上限は、[Ti],[Z
r],[Mn]との関係で上式を満足することが好まし
い。具体的には、Sの上限を0.12%以下にすること
が推奨される。次に、本発明に係る線材または棒材を製
造する方法について説明する。
N ]を得る為には、鋼片を800〜1050℃の範囲ま
で加熱し、725〜1000℃の範囲で所定の線径まで
圧延した後、水流等によって600〜6000℃/分の
冷却速度で700〜950℃まで冷却し、引き続き、
0.1〜10℃/分の冷却速度で500℃まで冷却する
ことが推奨される。以下、各要件について説明する。
加熱温度は、AlN等の窒化物を一部固溶させ、圧延後
には微細に析出させる為に設定されたものである。10
50℃を超えて加熱すると、析出している窒化物が固溶
し過ぎてしまい固溶Nが生成され、それ以降の製造工程
を如何に制御したとしても、窒化物を析出させることが
困難となる。好ましくは1025℃以下、より好ましく
は1000℃以下である。一方、加熱温度が800℃未
満になると、AlN等の窒化物が全く固溶しなくなり、
炭化物の析出核として作用しなくなる。好ましくは82
5℃以上、より好ましくは850℃以上である。
度は、圧延時においても上記鋼片加熱時と同様、窒化物
の固溶を防止する為に設定したものであり、併せて、鋼
中の組織に転位を付与することで、固溶しているNをフ
ェライト中に窒化物として微細に再析出させることによ
り、セメンタイトなどの炭化物を更に析出させるという
相乗効果も得るべく設定したものである。但し、圧延ロ
ールの負荷増大、寸法精度の低下、表面疵の発生等を防
止するという観点からすれば、実用上は725〜100
0℃程度の圧延温度とすることが推奨される。好ましく
は775℃以上、975℃以下である。
〜6000℃/分の冷却速度で700〜950℃まで冷
却する。950℃よりも高くなると、窒化物の析出が遅
くなり、固溶C及び固溶Nの低減化に支障が生じる。実
操業レベルでは900℃以下が好ましい。一方、700
℃よりも低くなると、表層部にマルテンサイト組織が生
成され、硬くて脆い鋼になる為、冷間加工用には適さな
い。実操業レベルで好ましいのは750℃以上である。
まで) 固溶Cをセメンタイトなどの炭化物として析出させる為
には、冷却速度を遅くする程好ましいが、遅くなり過ぎ
るとパーライト(フェライトとセメンタイトの層状組
織)中のラメラー間隔が広くなり、延性に乏しい組織と
なる恐れがある。実用上は0.2℃/分以上、7℃/分
以下にすることが推奨される。
を70%以下に制御することが好ましい。70%を超え
ると、加工によりパーライトが分解し始めて固溶Cが増
加するからである。
棒鋼でも優れた冷間加工性が得られるが、この線材また
は棒鋼に、更に酸(塩酸、硫酸等)を添加したり機械的
に歪みを付与する等してスケールを除去した後、燐酸亜
鉛皮膜、燐酸カルシウム皮膜、石灰、金属石鹸などを潤
滑剤として伸線,冷間圧延などを施した鋼線において
も、同様の優れた冷間加工性が得られることを確認して
いる。
べる。ただし、下記実施例は本発明を制限するものでは
なく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施する
ことは全て本発明の技術範囲に包含される。
条件を種々変化させてφ6〜20mmの径に圧延した線
材について、内部摩擦及び圧縮による変形抵抗を下記要
領で夫々測定した。
に示す内部摩擦試験片を作製し、この試験片をULVA
C真空理工(株)の内部摩擦測定装置(型式:IMF−
1500L)に供して内部摩擦を測定した。試験条件は
以下の通りである。 測定方法:自由振動減衰法 周波数 :1.7(Hz) 測定温度:−30〜120℃
れる温度は各々、約40℃、約20℃である。よって、
各元素のピーク高さからバックグラウンドの数値を引い
た高さを各々、[Q-1 C ]及び[Q-1 N ]とした。図7
は、表2のNo.23における内部摩擦測定結果を示すグ
ラフ、図8は、表2のNo.31における内部摩擦測定結
果を示すグラフである。
の指標となるものであり、以下の要領でプレスによる据
込み試験を実施することにより測定した。まず、日本塑
性加工学会が推奨する形状(鍛造、塑性加工技術シリー
ズ4,p155,コロナ社)にすべく上記線材をφ×
1.5の長さに切削し(図2)、これを据込み加工用円
柱試験片とした後、据込み圧延として同心円溝付きの拘
束型厚板を使用して据込み加工を行った。試験条件は圧
縮率:60%とし、このときにかかる最大荷重を測定
し、下記計算式により変形抵抗を算出した。 変形抵抗(kgf/mm2 )=荷重(kgf)/A/f 式中、A:試験片の断面積(mm2 ) [φ10の場合、A=78.5mm2 ] f:拘束係数 [60%圧縮の場合、f=2.77]
100/秒)の際、加工発熱により被加工材が数百℃ま
で達成することを考慮して、常温(25℃)の他75
℃、155℃、220℃、320℃、360℃、420
℃まで昇温したときの変形抵抗を夫々測定した。また、
変形抵抗に及ぼす動的歪時効の影響を調べる為に、下式
に基づき、動的歪時効による変形抵抗の増加量(kgf
/mm2 )を算出した。
(σ320)]−[常温時(25℃)の変形抵抗(σ25)] これらの結果を表2に示す。
[Q-1 N ]の両方が本発明の要件を満足する線材(No.
1〜2,5〜6,9〜10,13〜16,18〜22,
24〜33,36,38〜40)は、いずれも変形抵抗
の増加量が小さかった。
-1 C ]及び[Q-1 N ]の両方が本発明の範囲を超えるN
o.3,23;平均圧延温度が高いため[Q-1 C ]及び
[Q-1 N ]の両方が本発明の範囲を超えるNo.4,8;
加熱温度が高いため[Q-1 N ]が本発明の範囲を超える
No.7,11;平均圧延温度及び平均冷却速度が高いた
め[Q-1 C ]及び[Q-1 N ]の両方が本発明の範囲を超
えるNo.12;鋼中のsol.Al/Nが本発明の上限を超
えて効果が飽和したNo.24;加熱温度及び平均圧延温
度が高いため[Q-1 C ]及び[Q-1 N ]の両方が本発明
の範囲を超えるNo.34;鋼中のsol.Al/Nが本発明
の下限を下回るため[Q-1 C ]及び[Q-1 N ]の両方が
本発明の範囲を超えるNo.35,37は、いずれも変形
抵抗の増加量が高くなった。また、No.17では平均圧
延温度が高く、且つMn量が少ない為、FeSによる熱
間脆性割れが発生した。
足するNo.1,2(本発明例)及び本発明の要件を満足
しないNo.3,4(比較例)を取上げ、加工温度と変形
抵抗の関係をグラフ化したものである。同図より、比較
例では100〜400℃における変形抵抗が著しく上昇
しているのに対し、本発明例では上記温度範囲における
変形抵抗の上昇は見られなかったのが明瞭に分かる。
き、内部摩擦試験における炭素のピーク高さ[Q-1 C ]
と変形抵抗の増加量の関係、及び内部摩擦試験における
窒素のピーク高さ[Q-1 N ]と変形抵抗の増加量の関係
を夫々グラフ化したものであるが、これらの図より、
[Q-1 C ],[Q-1 N ]が本発明の要件を満足するもの
は変形抵抗の増加量を低減し得ることが明瞭に読取れ
る。
熱温度を種々変化させた場合に、AlN析出量がどれだ
け溶け残っているかを示すグラフである。鋼種B中のN
量(0.0048%)が全てAlNになったと仮定する
と、AlN量は下記計算式より0.0142%となる。 0.0048+{(27/14)×0.0048}=
0.0142% (式中、27はAlの原子量、14はNの原子量を夫々
意味する)図6より、上記のAlNは約800℃から溶
け始め、1150℃付近で全て溶けることが分かる。
々の減面率で伸線加工した後、上記と同様にして内部摩
擦および変形抵抗を測定した。これらの結果を表3に示
す。
合は、変形抵抗の増加を抑えられることが分かる。
き説明したが、これに限定されず、他の形態においても
同様の結果を確認している。
で、球状化焼鈍処理を省略したとしても熱間圧延のまま
で冷間加工性に優れた鋼を効率よく提供することができ
た。特に本発明の鋼は、冷間加工時において、加工発熱
によって生じる温度上昇域(100〜400℃付近)に
おける変形抵抗を抑制することができる点で極めて有用
である。
す図。
図。
さ[Q-1 C ]と変形抵抗の増加量の関係を示すグラフ。
さ[Q-1 N ]と変形抵抗の増加量の関係を示すグラフ。
出量の関係を示すグラフ。
すグラフ。
すグラフ。
Claims (5)
- 【請求項1】 内部摩擦試験における炭素のピーク高さ
が2.0×10-4以下,及び窒素のピーク高さが1.7
×10-4以下であることを特徴とする冷間加工性に優れ
た鋼。 - 【請求項2】 鋼中の化学成分が、 C :0.002〜0.85%(質量%の意味、以
下同じ), Sol.Al:0.1%以下(0%を含まない), N :0.015%以下(0%を含まない), 2. 0≦sol.Al/N<15, 残部 :Fe及び不可避的不純物 である請求項1に記載の冷間加工性に優れた鋼。 - 【請求項3】 更に、 Cr:2%以下 (0%を含まない), Ti:0.2%以下 (0%を含まない), B :0.01%以下(0%を含まない), Nb:0.1%以下 (0%を含まない), V :0.2%以下 (0%を含まない), Zr:0.1%以下 (0%を含まない)及び Mo:0.3%以下 (0%を含まない) よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請
求項2に記載の冷間加工性に優れた鋼。 - 【請求項4】 更に、 Si:1%以下(0%を含まない), Mn:2%以下(0%を含まない)を含有し、 S≦0.29×[Ti]+0.15×[Zr]+0.25×
[Mn] (0を含まない,式中[ ]は各元素の含有量(%)を
意味する)を満足するものである請求項2または3に記
載の冷間加工性に優れた鋼。 - 【請求項5】 請求項1〜4のいずれかに記載の鋼によ
って製造される機械部品。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP00566199A JP3493153B2 (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP00566199A JP3493153B2 (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000204433A true JP2000204433A (ja) | 2000-07-25 |
JP3493153B2 JP3493153B2 (ja) | 2004-02-03 |
Family
ID=11617302
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP00566199A Expired - Fee Related JP3493153B2 (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3493153B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004162146A (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 異形引抜き用鋼材とそれを用いた鋼部材の製造法 |
JP2010189677A (ja) * | 2009-02-16 | 2010-09-02 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼材および冷間加工鋼部品 |
WO2018139400A1 (ja) * | 2017-01-24 | 2018-08-02 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼材、及び、鋼材の製造方法 |
KR20200042118A (ko) * | 2018-10-15 | 2020-04-23 | 주식회사 포스코 | 고강도 강섬유용 선재, 고강도 강섬유 및 이들의 제조방법 |
-
1999
- 1999-01-12 JP JP00566199A patent/JP3493153B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004162146A (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 異形引抜き用鋼材とそれを用いた鋼部材の製造法 |
JP2010189677A (ja) * | 2009-02-16 | 2010-09-02 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼材および冷間加工鋼部品 |
WO2018139400A1 (ja) * | 2017-01-24 | 2018-08-02 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼材、及び、鋼材の製造方法 |
JPWO2018139400A1 (ja) * | 2017-01-24 | 2019-11-07 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材、及び、鋼材の製造方法 |
RU2725389C1 (ru) * | 2017-01-24 | 2020-07-02 | Ниппон Стил Корпорейшн | Стальной материал и способ производства стального материала |
KR20200042118A (ko) * | 2018-10-15 | 2020-04-23 | 주식회사 포스코 | 고강도 강섬유용 선재, 고강도 강섬유 및 이들의 제조방법 |
KR102117399B1 (ko) | 2018-10-15 | 2020-06-09 | 주식회사 포스코 | 고강도 강섬유용 선재, 고강도 강섬유 및 이들의 제조방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP3493153B2 (ja) | 2004-02-03 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5292698B2 (ja) | 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP4650006B2 (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5362582B2 (ja) | 耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
JP4600196B2 (ja) | 加工性に優れた高炭素冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP4696853B2 (ja) | 加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 | |
JP4687554B2 (ja) | 焼入れ部材用鋼板、焼入れ部材及びその製造方法 | |
EP0952233B1 (en) | Steel wire rod or bar with good cold deformability and machine parts made thereof | |
JP3474545B2 (ja) | 機械部品 | |
JP4102284B2 (ja) | {100}<011>方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JP2938101B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼の製造方法 | |
JP4696753B2 (ja) | 打抜き加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 | |
JPH1161272A (ja) | 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
JP3422865B2 (ja) | 高強度マルテンサイト系ステンレス鋼部材の製造方法 | |
JP3493153B2 (ja) | 冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品 | |
JPH11199926A (ja) | 冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造方法 | |
JP2000008140A (ja) | 線状または棒状鋼、および機械部品 | |
JP3515923B2 (ja) | 冷間加工性に優れた線状または棒状鋼、および冷間鍛造品、冷間圧造品、または冷間転造品 | |
JP3474544B2 (ja) | 室温及び加工発熱領域の変形抵抗の上昇が抑制された線状または棒状鋼 | |
JP3299287B2 (ja) | 成形加工用高強度鋼板とその製造方法 | |
TWI711706B (zh) | 具高降伏強度的汽車用鋼材及其製造方法 | |
JPS5980726A (ja) | 深絞り性に優れた面内異方性の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP3596045B2 (ja) | 成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 | |
JPS63179046A (ja) | 加工性および耐置き割れ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
JPH0681045A (ja) | 加工性および焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JP2501438B2 (ja) | 低炭素鋼線材および棒鋼の製造法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20031014 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081114 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081114 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091114 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091114 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101114 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111114 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121114 Year of fee payment: 9 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131114 Year of fee payment: 10 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |