JP2003073769A - 高強度機械構造用鋼 - Google Patents
高強度機械構造用鋼Info
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- JP2003073769A JP2003073769A JP2001264399A JP2001264399A JP2003073769A JP 2003073769 A JP2003073769 A JP 2003073769A JP 2001264399 A JP2001264399 A JP 2001264399A JP 2001264399 A JP2001264399 A JP 2001264399A JP 2003073769 A JP2003073769 A JP 2003073769A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Abstract
(57)【要約】
【課題】 単純な組成からなるためにリサイクル性に優
れ、なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、耐遅れ
破壊特性に優れた新規な高強度機械構造用鋼を提供す
る。 【解決手段】 組成が、重量％で、Ｃ：０．２〜０．７
％、Ｓｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０
％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．５％
で、かつ合金元素の総量が、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦
５重量％を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼材であって、５００℃〜Ａｅ1点以下の温度範
囲で、焼きもどしパラメーター：λが、λ＝Ｔ（２０＋
ｌｏｇｔ）≧１５８００（式中、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは
時間（ｈ）を示す）となる条件で焼きもどし処理を施さ
れ、引張強さが１８００ＭＰａ以上である高強度機械構
造用鋼とする。
れ、なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、耐遅れ
破壊特性に優れた新規な高強度機械構造用鋼を提供す
る。 【解決手段】 組成が、重量％で、Ｃ：０．２〜０．７
％、Ｓｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０
％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．５％
で、かつ合金元素の総量が、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦
５重量％を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼材であって、５００℃〜Ａｅ1点以下の温度範
囲で、焼きもどしパラメーター：λが、λ＝Ｔ（２０＋
ｌｏｇｔ）≧１５８００（式中、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは
時間（ｈ）を示す）となる条件で焼きもどし処理を施さ
れ、引張強さが１８００ＭＰａ以上である高強度機械構
造用鋼とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、高強度機
械構造用鋼に関するものである。さらに詳しくは、この
出願の発明は、単純な組成からなるためにリサイクル性
に優れ、なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、耐
遅れ破壊特性に優れた新規な高強度機械構造用鋼に関す
るものである。
械構造用鋼に関するものである。さらに詳しくは、この
出願の発明は、単純な組成からなるためにリサイクル性
に優れ、なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、耐
遅れ破壊特性に優れた新規な高強度機械構造用鋼に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】近年の構造物の大型化や自動
車部品等の軽量化に伴い、今まで以上に高い強度を有す
る機械構造用鋼の実現が求められている。それと同時
に、環境負荷の低減の観点から、材料設計の全般におい
ては、リサイクル性を考慮した単純かつ低合金組成の鋼
材の開発が望まれてもいる。
車部品等の軽量化に伴い、今まで以上に高い強度を有す
る機械構造用鋼の実現が求められている。それと同時
に、環境負荷の低減の観点から、材料設計の全般におい
ては、リサイクル性を考慮した単純かつ低合金組成の鋼
材の開発が望まれてもいる。
【０００３】しかしながら、鋼を１２００ＭＰａ以上に
高強度化すると、耐遅れ破壊特性が著しく低下すること
が一般に知られている。そして、１２００ＭＰａ以上で
優れた耐遅れ破壊特性を示す鋼材としては、高合金組成
のマルエージング鋼や特殊な加工熱処理を施したピアノ
線が知られている程度であり、汎用性のある高強度の機
械構造用鋼については実現されていないのが実状であ
る。高強度の機械構造用鋼について耐遅れ破壊特性を向
上させることができれば、構造物の安全性や信頼性を高
めるだけでなく、使用寿命の長期化や材料の省資源化に
もつながるため、社会的な貢献度は極めて大きい。すな
わち、汎用性のある高強度の機械構造用鋼の実現には、
遅れ破壊を克服することが最重要課題とされている。
高強度化すると、耐遅れ破壊特性が著しく低下すること
が一般に知られている。そして、１２００ＭＰａ以上で
優れた耐遅れ破壊特性を示す鋼材としては、高合金組成
のマルエージング鋼や特殊な加工熱処理を施したピアノ
線が知られている程度であり、汎用性のある高強度の機
械構造用鋼については実現されていないのが実状であ
る。高強度の機械構造用鋼について耐遅れ破壊特性を向
上させることができれば、構造物の安全性や信頼性を高
めるだけでなく、使用寿命の長期化や材料の省資源化に
もつながるため、社会的な貢献度は極めて大きい。すな
わち、汎用性のある高強度の機械構造用鋼の実現には、
遅れ破壊を克服することが最重要課題とされている。
【０００４】この課題を解決するために、従来より、遅
れ破壊の大半が旧γ粒界を起点とすることに着目して、
旧γ粒界の強度を高めることで遅れ破壊を抑制するよう
にした対策が講じられている。具体的には、旧γ粒界を
脆化させるＰ、Ｓ等の不純物元素を低減させ、高温焼き
もどしにより粒界セメンタイトを球状化させることで、
旧γ粒界の強度を高めるようにする方法がある。
れ破壊の大半が旧γ粒界を起点とすることに着目して、
旧γ粒界の強度を高めることで遅れ破壊を抑制するよう
にした対策が講じられている。具体的には、旧γ粒界を
脆化させるＰ、Ｓ等の不純物元素を低減させ、高温焼き
もどしにより粒界セメンタイトを球状化させることで、
旧γ粒界の強度を高めるようにする方法がある。
【０００５】この高温焼きもどしによる方法について
は、耐遅れ破壊特性に優れ、比較的高強度の鋼材が得ら
れる方法がいくつか提案されているのものの、焼きもど
し軟化抵抗を示す合金元素の複合添加が必要不可欠とさ
れ、低合金化は実現されていない。また、その加熱処理
については、強度低下を避けるため５００℃以下の温度
で焼きもどすか、あるいはオースフォーミングなどの複
雑な加工熱処理を必要としている。
は、耐遅れ破壊特性に優れ、比較的高強度の鋼材が得ら
れる方法がいくつか提案されているのものの、焼きもど
し軟化抵抗を示す合金元素の複合添加が必要不可欠とさ
れ、低合金化は実現されていない。また、その加熱処理
については、強度低下を避けるため５００℃以下の温度
で焼きもどすか、あるいはオースフォーミングなどの複
雑な加工熱処理を必要としている。
【０００６】一方で、最近になって、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ等
の炭化物の析出に関連する水素トラップを利用して遅れ
破壊を抑制することが注目されているが、これらの元素
の働きは必ずしも明確ではなく、また低合金化について
も有効な策とはなり得ていなかった。
の炭化物の析出に関連する水素トラップを利用して遅れ
破壊を抑制することが注目されているが、これらの元素
の働きは必ずしも明確ではなく、また低合金化について
も有効な策とはなり得ていなかった。
【０００７】そこで、この出願の発明は、以上の通りの
事情に鑑みてなされたものであり、従来技術の問題点を
解消し、単純な組成からなるためにリサイクル性に優
れ、なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、高強度
を有する耐遅れ破壊特性に優れた新規な機械構造用鋼を
提供することを課題としている。
事情に鑑みてなされたものであり、従来技術の問題点を
解消し、単純な組成からなるためにリサイクル性に優
れ、なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、高強度
を有する耐遅れ破壊特性に優れた新規な機械構造用鋼を
提供することを課題としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】そこで、この出願の発明
は、以上の通りの事情に鑑みてなされたものであり、従
来技術の問題点を解消し、以下の通りの発明を提供す
る。
は、以上の通りの事情に鑑みてなされたものであり、従
来技術の問題点を解消し、以下の通りの発明を提供す
る。
【０００９】すなわち、まず第１には、この出願の発明
は、組成が、重量％で、Ｃ ：０．２〜０．７％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．５％で、か
つ合金元素の総量が、 Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦５重量％ を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
材であって、５００℃〜Ａｅ1点以下の温度範囲で、焼
きもどしパラメーター：λが、 λ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）≧１５８００ （式中、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈ）を示す）とな
る条件で焼きもどし処理が施され、引張強さ（σB）が
１８００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度機械
構造用鋼を提供する。
は、組成が、重量％で、Ｃ ：０．２〜０．７％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．５％で、か
つ合金元素の総量が、 Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦５重量％ を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
材であって、５００℃〜Ａｅ1点以下の温度範囲で、焼
きもどしパラメーター：λが、 λ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）≧１５８００ （式中、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈ）を示す）とな
る条件で焼きもどし処理が施され、引張強さ（σB）が
１８００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度機械
構造用鋼を提供する。
【００１０】また、この出願の発明は、上記第１の発明
について、第２には、焼入れ処理の前に、鍛錬成形比で
４以上の鍛造を施されていることを特徴とする高強度機
械構造用鋼を、第３には、不純物としてのＰ、Ｓの含有
量が、０．０１重量％以下であることを特徴とする高強
度機械構造用鋼を、第４には、Ｍｏの代わりにＷが０．
３〜１．５重量％含まれていることを特徴とする高強度
機械構造用鋼を提供する。
について、第２には、焼入れ処理の前に、鍛錬成形比で
４以上の鍛造を施されていることを特徴とする高強度機
械構造用鋼を、第３には、不純物としてのＰ、Ｓの含有
量が、０．０１重量％以下であることを特徴とする高強
度機械構造用鋼を、第４には、Ｍｏの代わりにＷが０．
３〜１．５重量％含まれていることを特徴とする高強度
機械構造用鋼を提供する。
【００１１】
【発明の実施の形態】この出願の発明は、上記の通りの
特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態につい
て詳しく説明する。
特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態につい
て詳しく説明する。
【００１２】この出願の発明者らは、鋼の高強度化と耐
遅れ破壊特性の向上をより単純な組成で実現するため
に、まず、５００℃以上での焼きもどしにおけるＭｏ炭
化物の超微細析出による鋼材の２次硬化に着目した。そ
してさらに、多数の合金元素の中から、複合添加元素と
して鉄炭化物に固溶しないＳｉおよび固溶するＣｒを選
定して、Ｍｏ、ＳｉおよびＣｒの合金元素の複合添加が
鉄の強度と遅れ破壊特性に及ぼす影響を詳細に調査し
た。
遅れ破壊特性の向上をより単純な組成で実現するため
に、まず、５００℃以上での焼きもどしにおけるＭｏ炭
化物の超微細析出による鋼材の２次硬化に着目した。そ
してさらに、多数の合金元素の中から、複合添加元素と
して鉄炭化物に固溶しないＳｉおよび固溶するＣｒを選
定して、Ｍｏ、ＳｉおよびＣｒの合金元素の複合添加が
鉄の強度と遅れ破壊特性に及ぼす影響を詳細に調査し
た。
【００１３】その結果、この出願の発明者らは、Ｍｏ、
Ｓｉ、Ｃｒ合金元素の複合添加により、（１）Ｍｏ添加
による鋼材の硬さの極大が５００〜６００℃付近に現わ
れること、また（２）Ｓｉはおよそ３５０℃以下の低温
域、Ｃｒはおよそ４００℃以上の高温域での焼きもどし
による軟化を顕著に抑制できること、そして焼きもどし
処理後の鋼材についても、（３）１８００ＭＰａ以上と
いう強度レベルを維持することができることを見出し
た。そして更なる検討を重ねた結果、上記の高温焼きも
どしの条件と効果、および、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ元
素の複合添加による効果を巧みに組み合わせることによ
り、（４）耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることがで
きるという全く新しい知見を得るに至った。
Ｓｉ、Ｃｒ合金元素の複合添加により、（１）Ｍｏ添加
による鋼材の硬さの極大が５００〜６００℃付近に現わ
れること、また（２）Ｓｉはおよそ３５０℃以下の低温
域、Ｃｒはおよそ４００℃以上の高温域での焼きもどし
による軟化を顕著に抑制できること、そして焼きもどし
処理後の鋼材についても、（３）１８００ＭＰａ以上と
いう強度レベルを維持することができることを見出し
た。そして更なる検討を重ねた結果、上記の高温焼きも
どしの条件と効果、および、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ元
素の複合添加による効果を巧みに組み合わせることによ
り、（４）耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることがで
きるという全く新しい知見を得るに至った。
【００１４】すなわち、この出願の発明の提供する高強
度機械構造用鋼は、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏのみを
合金元素とする単純な組成を有し、それぞれが重量％
で、Ｃ ：０．２〜０．７％、Ｓｉ：０．２〜２．５
％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜１．５
％、Ｍｏ：０．３〜１．５％で、かつその総量が、 Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦５重量％ を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
材であって、５００℃〜Ａｅ1点以下の温度範囲で、焼
きもどしパラメーター：λが、 λ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）≧１５８００ （式中、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈ）を示す）とな
る条件で焼きもどし処理を施され、引張強さ（σB）が
１８００ＭＰａ以上であることを特徴としている。なお
この出願の発明では特にことわりのない限り、％表示は
全て重量％を示すものとする。
度機械構造用鋼は、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏのみを
合金元素とする単純な組成を有し、それぞれが重量％
で、Ｃ ：０．２〜０．７％、Ｓｉ：０．２〜２．５
％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜１．５
％、Ｍｏ：０．３〜１．５％で、かつその総量が、 Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦５重量％ を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
材であって、５００℃〜Ａｅ1点以下の温度範囲で、焼
きもどしパラメーター：λが、 λ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）≧１５８００ （式中、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈ）を示す）とな
る条件で焼きもどし処理を施され、引張強さ（σB）が
１８００ＭＰａ以上であることを特徴としている。なお
この出願の発明では特にことわりのない限り、％表示は
全て重量％を示すものとする。
【００１５】この出願の発明の高強度機械構造用鋼は、
Ｍｏ添加による鋼材の２次硬化を積極的に利用するよう
にしている。そして、この出願の発明者らにより、Ｍｏ
鋼には、図１に□で例示したように、５５０〜６００℃
（８２３〜８７３Ｋ）付近にＭｏの添加による硬度の極
大が認められることが見出された。
Ｍｏ添加による鋼材の２次硬化を積極的に利用するよう
にしている。そして、この出願の発明者らにより、Ｍｏ
鋼には、図１に□で例示したように、５５０〜６００℃
（８２３〜８７３Ｋ）付近にＭｏの添加による硬度の極
大が認められることが見出された。
【００１６】さらに、このＭｏ鋼に対するＳｉ、Ｃｒ元
素の添加は、Ｍｏ添加鋼の焼きもどし硬さに以下のよう
な影響を及ぼすことが見出された。図１において、前述
の□は０．６％Ｃ−０．２％Ｍｎ−１％Ｍｏ鋼を、△は
１％Ｃｒ添加Ｍｏ鋼を、▲は２％Ｓｉ添加Ｍｏ鋼を、○
は２％Ｓｉ−１％Ｃｒ添加Ｍｏ鋼を示している。すなわ
ち、たとえば０．６％Ｃ−０．２％Ｍｎ−１％Ｍｏ鋼の
焼入れ硬さ（ａｓ−Ｑｕｅｎｃｈｅｄ）は、Ｓｉおよび
Ｃｒの添加に依らずいずれの場合でもＨｖ８４０程度で
ほぼ同じである。そして、Ｓｉの添加により３５０℃
（６２３Ｋ）以下の低温域で、Ｃｒの添加により４５０
℃（７２３Ｋ）以上の高温域で、焼きもどしによる軟化
が顕著に遅滞されるのである。さらにＳｉとＣｒの複合
添加は、５５０〜６００℃（８２３〜８７３Ｋ）の高温
域での焼きもどし後も１８００ＭＰａ超級の強度（Ｈｖ
５３０以上）を維持するのに有効であることが見出され
た。
素の添加は、Ｍｏ添加鋼の焼きもどし硬さに以下のよう
な影響を及ぼすことが見出された。図１において、前述
の□は０．６％Ｃ−０．２％Ｍｎ−１％Ｍｏ鋼を、△は
１％Ｃｒ添加Ｍｏ鋼を、▲は２％Ｓｉ添加Ｍｏ鋼を、○
は２％Ｓｉ−１％Ｃｒ添加Ｍｏ鋼を示している。すなわ
ち、たとえば０．６％Ｃ−０．２％Ｍｎ−１％Ｍｏ鋼の
焼入れ硬さ（ａｓ−Ｑｕｅｎｃｈｅｄ）は、Ｓｉおよび
Ｃｒの添加に依らずいずれの場合でもＨｖ８４０程度で
ほぼ同じである。そして、Ｓｉの添加により３５０℃
（６２３Ｋ）以下の低温域で、Ｃｒの添加により４５０
℃（７２３Ｋ）以上の高温域で、焼きもどしによる軟化
が顕著に遅滞されるのである。さらにＳｉとＣｒの複合
添加は、５５０〜６００℃（８２３〜８７３Ｋ）の高温
域での焼きもどし後も１８００ＭＰａ超級の強度（Ｈｖ
５３０以上）を維持するのに有効であることが見出され
た。
【００１７】加えて、この出願の発明の高強度機械構造
用鋼における複合添加元素として選定されたＳｉおよび
Ｃｒは、たとえば、鉄中のＭｏ、ＣｒおよびＳｉ合金元
素の１時間あたりの拡散移動距離を例示した図２からわ
かるように、Ｓｉは４００℃（６７３Ｋ）以上で、Ｃｒ
は４５０℃（７２３Ｋ）以上で、Ｍｏは５５０℃（８２
３Ｋ）以上で格子拡散量が顕著になるという特性を示
す。すなわち、これらの合金元素の拡散は鋼材中で炭化
物の生成と成長とに密接に関係しており、換言すると、
炭化物の生成および成長はこれらの合金元素の拡散に律
速されることになる。従って、ＳｉおよびＣｒの添加
は、高温域における析出強化を促し、炭化物が均一かつ
微細に分散した組織を有する鋼材の実現にも寄与するこ
とがわかった。
用鋼における複合添加元素として選定されたＳｉおよび
Ｃｒは、たとえば、鉄中のＭｏ、ＣｒおよびＳｉ合金元
素の１時間あたりの拡散移動距離を例示した図２からわ
かるように、Ｓｉは４００℃（６７３Ｋ）以上で、Ｃｒ
は４５０℃（７２３Ｋ）以上で、Ｍｏは５５０℃（８２
３Ｋ）以上で格子拡散量が顕著になるという特性を示
す。すなわち、これらの合金元素の拡散は鋼材中で炭化
物の生成と成長とに密接に関係しており、換言すると、
炭化物の生成および成長はこれらの合金元素の拡散に律
速されることになる。従って、ＳｉおよびＣｒの添加
は、高温域における析出強化を促し、炭化物が均一かつ
微細に分散した組織を有する鋼材の実現にも寄与するこ
とがわかった。
【００１８】これらの新たな知見を基に、各元素の含有
量についてさらに詳細に調査した結果、その含有量は以
下の範囲とすることが好適なものとして考慮することが
できる。 ＜Ｃ＞ Ｃは炭化物を形成し、析出強化によって鋼の強
度を高める必須元素であり、その含有量は０．２〜０．
７％とする。Ｃが０．２％未満では炭化物の析出量が少
なくなってしまい、焼きもどしにより十分な強度が得ら
れないため好ましくない。一方、０．７％を超える場合
には、焼入れ時の焼き割れ感受性が増大すると共に靭性
の低下を招いてしまうために好ましくない。 ＜Ｓｉ＞ Ｓｉは鋼の脱酸および強度上昇に必要不可欠
な合金元素であり、その含有量は０．２〜２．５％とす
る。とくにＳｉは、フェライト中に固溶して基地の強度
を高める作用が強い上に、セメンタイト粒にはほとんど
固溶せず、セメンタイトの生成を抑制し、低温域での焼
きもどしによる軟化を遅滞させる作用が強い元素であ
る。従って、脱酸剤として添加したもので鋼中に残るも
のも含め、他の合金元素とのバランスから含有量を０．
２％以上とする。また、過剰な添加は鋼と脆化させてし
まうため、その上限は２．５％とする。 ＜Ｃｒ＞ Ｃｒは焼入れ性の向上に必要な合金元素であ
り、その含有量は０．２〜１．５％とする。Ｃｒはセメ
ンタイト中に固溶して高温域での焼きもどしによる軟化
を遅滞させる作用が強い元素である。従って、少なくと
も０．２％以上含有させる必要がある。好ましくは１％
以上を含有させるが、過剰になるとその効果が飽和する
と共に靭性が低下してしまうため、上限は１．５％とし
ている。 ＜Ｍｎ＞ Ｍｎは鋼材中に存在するＳの害を阻止し、焼
入れ性を高めるために必要な合金元素であり、その含有
量は０．０５〜１．０量％とする。含有量が０．０５％
未満ではこの効果が少ないが、１％を超えて含有される
と靭性を劣化させるとともに、焼き戻し後の鋼材の水素
透過性を高め、その結果として遅れ破壊を起こしやすく
してしまう。したがって、Ｍｎ量は０．０５〜１．０％
とする。 ＜Ｍｏ＞ Ｍｏは焼入れ性の向上に有効な元素であり、
拡散速度が遅く、比較的少量を添加することで、セメン
タイト中に固溶して高温域でのセメンタイトの成長を抑
制し、焼きもどしによる軟化を遅滞できる元素である。
しかしＭｏはセメンタイト中への固溶量が少なく、Ｆｅ
よりも炭化物形成能が強いという性質があるため、多量
に添加した場合には新しく別個の炭化物を形成し、鋼を
２次硬化させる効果をも得ることができる。それゆえ、
高温焼きもどしで鋼の高強度化を図るこの出願の発明に
おいて、Ｍｏの含有量は０．３％以上を必要とする。
１．５％以上となるとその効果は飽和し、また、過剰な
添加は経済性の観点から好ましくない。従って、Ｍｏ量
は０．３〜１．５％としている。またＭｏの代わりに、
Ｍｏと同様の特性を示すＷを用いることもできる。
量についてさらに詳細に調査した結果、その含有量は以
下の範囲とすることが好適なものとして考慮することが
できる。 ＜Ｃ＞ Ｃは炭化物を形成し、析出強化によって鋼の強
度を高める必須元素であり、その含有量は０．２〜０．
７％とする。Ｃが０．２％未満では炭化物の析出量が少
なくなってしまい、焼きもどしにより十分な強度が得ら
れないため好ましくない。一方、０．７％を超える場合
には、焼入れ時の焼き割れ感受性が増大すると共に靭性
の低下を招いてしまうために好ましくない。 ＜Ｓｉ＞ Ｓｉは鋼の脱酸および強度上昇に必要不可欠
な合金元素であり、その含有量は０．２〜２．５％とす
る。とくにＳｉは、フェライト中に固溶して基地の強度
を高める作用が強い上に、セメンタイト粒にはほとんど
固溶せず、セメンタイトの生成を抑制し、低温域での焼
きもどしによる軟化を遅滞させる作用が強い元素であ
る。従って、脱酸剤として添加したもので鋼中に残るも
のも含め、他の合金元素とのバランスから含有量を０．
２％以上とする。また、過剰な添加は鋼と脆化させてし
まうため、その上限は２．５％とする。 ＜Ｃｒ＞ Ｃｒは焼入れ性の向上に必要な合金元素であ
り、その含有量は０．２〜１．５％とする。Ｃｒはセメ
ンタイト中に固溶して高温域での焼きもどしによる軟化
を遅滞させる作用が強い元素である。従って、少なくと
も０．２％以上含有させる必要がある。好ましくは１％
以上を含有させるが、過剰になるとその効果が飽和する
と共に靭性が低下してしまうため、上限は１．５％とし
ている。 ＜Ｍｎ＞ Ｍｎは鋼材中に存在するＳの害を阻止し、焼
入れ性を高めるために必要な合金元素であり、その含有
量は０．０５〜１．０量％とする。含有量が０．０５％
未満ではこの効果が少ないが、１％を超えて含有される
と靭性を劣化させるとともに、焼き戻し後の鋼材の水素
透過性を高め、その結果として遅れ破壊を起こしやすく
してしまう。したがって、Ｍｎ量は０．０５〜１．０％
とする。 ＜Ｍｏ＞ Ｍｏは焼入れ性の向上に有効な元素であり、
拡散速度が遅く、比較的少量を添加することで、セメン
タイト中に固溶して高温域でのセメンタイトの成長を抑
制し、焼きもどしによる軟化を遅滞できる元素である。
しかしＭｏはセメンタイト中への固溶量が少なく、Ｆｅ
よりも炭化物形成能が強いという性質があるため、多量
に添加した場合には新しく別個の炭化物を形成し、鋼を
２次硬化させる効果をも得ることができる。それゆえ、
高温焼きもどしで鋼の高強度化を図るこの出願の発明に
おいて、Ｍｏの含有量は０．３％以上を必要とする。
１．５％以上となるとその効果は飽和し、また、過剰な
添加は経済性の観点から好ましくない。従って、Ｍｏ量
は０．３〜１．５％としている。またＭｏの代わりに、
Ｍｏと同様の特性を示すＷを用いることもできる。
【００１９】さらに、上記の合金元素の総量は、経済
性、リサイクル性の観点から、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ
≦５を満足する単純組成であることが好ましい。
性、リサイクル性の観点から、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ
≦５を満足する単純組成であることが好ましい。
【００２０】このような極めて限定された単純組成で、
炭化物が均一かつ微細に分散した焼き戻し組織を有し、
１８００ＭＰａ以上の強度レベルの鋼材に対し、この出
願の発明においては、５００℃以上かつＡｅ1点以下の
温度で、Ｔ（２０＋ｌｏｇＴ）≧１５８００の条件で焼
き戻し処理することで優れた耐遅れ破壊特性を付与する
ようにしている。ここで、前式中のＴは焼きもどし温度
（単位：Ｋ）を、ｔは焼きもどし時間（単位：ｈ）を示
している。この発明の高強度機械構造用鋼は、このよう
な条件で焼きもどし処理を施せばよく、従来のような複
雑な加工熱処理を必要としない。
炭化物が均一かつ微細に分散した焼き戻し組織を有し、
１８００ＭＰａ以上の強度レベルの鋼材に対し、この出
願の発明においては、５００℃以上かつＡｅ1点以下の
温度で、Ｔ（２０＋ｌｏｇＴ）≧１５８００の条件で焼
き戻し処理することで優れた耐遅れ破壊特性を付与する
ようにしている。ここで、前式中のＴは焼きもどし温度
（単位：Ｋ）を、ｔは焼きもどし時間（単位：ｈ）を示
している。この発明の高強度機械構造用鋼は、このよう
な条件で焼きもどし処理を施せばよく、従来のような複
雑な加工熱処理を必要としない。
【００２１】さらに、この出願の発明の高強度機械構造
用鋼は、焼入れ処理の前に鍛錬成形比で４以上の鍛造を
行うこと、より好適には１０以上、さらには５０以上の
鍛造を行うことが好ましい。このような処理を行うこと
で、鋼材に含まれる合金元素の偏析帯の幅を狭めること
ができ、偏析による機械的性質への悪影響が抑制され
て、さらに遅れ破壊特性を向上させることができる。こ
れによって、例えば、負荷応力を０．９σBとする遅れ
破壊試験において、遅れ破壊の発生する拡散性水素量の
限界値（Ｈｃ）を０．１ｐｐｍレベル、さらには０．２
ｐｐｍ、より好適には、０．４ｐｐｍ以上に高めること
ができる。
用鋼は、焼入れ処理の前に鍛錬成形比で４以上の鍛造を
行うこと、より好適には１０以上、さらには５０以上の
鍛造を行うことが好ましい。このような処理を行うこと
で、鋼材に含まれる合金元素の偏析帯の幅を狭めること
ができ、偏析による機械的性質への悪影響が抑制され
て、さらに遅れ破壊特性を向上させることができる。こ
れによって、例えば、負荷応力を０．９σBとする遅れ
破壊試験において、遅れ破壊の発生する拡散性水素量の
限界値（Ｈｃ）を０．１ｐｐｍレベル、さらには０．２
ｐｐｍ、より好適には、０．４ｐｐｍ以上に高めること
ができる。
【００２２】また、遅れ破壊特性をさらに向上させるた
めには、不純物としてのＰおよびＳの量をそれぞれ０．
０１％以下と、極力減らすことが望ましい。
めには、不純物としてのＰおよびＳの量をそれぞれ０．
０１％以下と、極力減らすことが望ましい。
【００２３】このように、この出願の発明は、引張り強
さが１８００ＭＰａ以上で耐遅れ破壊に優れた高強度機
械構造用鋼を実現するものであって、しかもリサイクル
性を考慮した単純組成を有している。すなわち、この出
願の発明の高強度機械構造用鋼は、全く新しい合金設計
の指針を与えるものとなる。そしてこの発明の高強度機
械構造用鋼の実用化により、構造物や自動車材料の軽量
化や安全性が向上されることになり、社会的、経済的貢
献度は極めて高いものになると期待される。
さが１８００ＭＰａ以上で耐遅れ破壊に優れた高強度機
械構造用鋼を実現するものであって、しかもリサイクル
性を考慮した単純組成を有している。すなわち、この出
願の発明の高強度機械構造用鋼は、全く新しい合金設計
の指針を与えるものとなる。そしてこの発明の高強度機
械構造用鋼の実用化により、構造物や自動車材料の軽量
化や安全性が向上されることになり、社会的、経済的貢
献度は極めて高いものになると期待される。
【００２４】以下に実施例を示し、この発明の実施の形
態についてさらに詳しく説明する。
態についてさらに詳しく説明する。
【００２５】
【実施例】（実施例１）Ａ：引張り強さ
表１に示したとおりの組成を有し、各種の焼きもどし処
理を施したＳｉ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｍｏ鋼（鋼１〜鋼７）の
丸棒試験片について引張り試験を行い、その結果を併せ
て示した。
理を施したＳｉ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｍｏ鋼（鋼１〜鋼７）の
丸棒試験片について引張り試験を行い、その結果を併せ
て示した。
【００２６】なお、鋼１〜鋼７はいずれもＳｉ＋Ｃｒ＋
Ｍｎ＋Ｍｏ≦５重量％を満たしているが、鋼３〜７はこ
の出願の発明の鋼材の組成から外れている。なお、鋼４
は従来鋼のＳＵＰ１２鋼に、鋼５はＳＣＭ４４０鋼に相
当している。
Ｍｎ＋Ｍｏ≦５重量％を満たしているが、鋼３〜７はこ
の出願の発明の鋼材の組成から外れている。なお、鋼４
は従来鋼のＳＵＰ１２鋼に、鋼５はＳＣＭ４４０鋼に相
当している。
【００２７】
【表１】
【００２８】表中のλは焼きもどしパラメータであっ
て、焼きもどし温度Ｔ（Ｋ）および焼きもどし時間ｔ
（ｈ）より、λ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）で求められた値
である。Ｈｖはビッカース硬さを、σBは引張強さ（Ｍ
Ｐａ）を示している。また、評価欄における、○は、前
記λ≧１５８００かつσB≧１８００を満たす鋼材を、
×は満たさない鋼材を示している。
て、焼きもどし温度Ｔ（Ｋ）および焼きもどし時間ｔ
（ｈ）より、λ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）で求められた値
である。Ｈｖはビッカース硬さを、σBは引張強さ（Ｍ
Ｐａ）を示している。また、評価欄における、○は、前
記λ≧１５８００かつσB≧１８００を満たす鋼材を、
×は満たさない鋼材を示している。
【００２９】表１から、この出願の発明の単純組成を有
する鋼１、鋼２に対し、５００℃〜Ａｅ1点以下の高温
焼きもどしをλ≧１５８００の条件で施すことで、σB
≧１８００を満たす鋼材が得られることが示された。
する鋼１、鋼２に対し、５００℃〜Ａｅ1点以下の高温
焼きもどしをλ≧１５８００の条件で施すことで、σB
≧１８００を満たす鋼材が得られることが示された。
【００３０】一方、従来鋼の鋼４（ＳＵＰ１２鋼）およ
び鋼５（ＳＣＭ４４０鋼）に５００℃以上の高温焼きも
どし処理を施しても、σB≧１８００を達成することは
できない。また、この出願の発明の鋼材の組成よりもＭ
ｏ量の少ない鋼３、Ｓｉ量の少ない鋼６、ＳｉおよびＣ
ｒ量の少ない鋼７については、５００℃以上の高温焼き
もどし処理によりσB≧１８００を達成することはでき
ない。従って、５００℃以上の高温焼きもどし処理によ
りσB≧１８００を示すこの出願の発明の鋼材を得るに
は、適切な量のＳｉ，Ｃｒ，Ｍｏの複合添加が必要であ
ることが示された。Ｂ：遅れ破壊特性 遅れ破壊特性を、前記の表１の備考欄に※印で示した鋼
材について評価した。評価方法は、応力集中係数４．９
あるいは３．６の切欠き試験片を用意し、負荷荷重を上
記Ａで測定した引張強さの０．９倍とする定荷重試験法
により行った。
び鋼５（ＳＣＭ４４０鋼）に５００℃以上の高温焼きも
どし処理を施しても、σB≧１８００を達成することは
できない。また、この出願の発明の鋼材の組成よりもＭ
ｏ量の少ない鋼３、Ｓｉ量の少ない鋼６、ＳｉおよびＣ
ｒ量の少ない鋼７については、５００℃以上の高温焼き
もどし処理によりσB≧１８００を達成することはでき
ない。従って、５００℃以上の高温焼きもどし処理によ
りσB≧１８００を示すこの出願の発明の鋼材を得るに
は、適切な量のＳｉ，Ｃｒ，Ｍｏの複合添加が必要であ
ることが示された。Ｂ：遅れ破壊特性 遅れ破壊特性を、前記の表１の備考欄に※印で示した鋼
材について評価した。評価方法は、応力集中係数４．９
あるいは３．６の切欠き試験片を用意し、負荷荷重を上
記Ａで測定した引張強さの０．９倍とする定荷重試験法
により行った。
【００３１】なお、遅れ破壊試験に際し、陰極チャージ
によって試験片中の平均水素量を変化させ、Ｃｄメッキ
を施すことによって、試験片中の水素が散逸しないよう
な状態にした上で荷重を負荷し、試験片が破断するまで
の時間を測定した。また、３００℃までに放出される水
素量を鋼中の拡散性水素量と定義して、この拡散性水素
量を四重極質量分析計を用いた昇温分析法により測定し
た。この昇温分析は、試験片からＣｄメッキを除去した
後に行った。
によって試験片中の平均水素量を変化させ、Ｃｄメッキ
を施すことによって、試験片中の水素が散逸しないよう
な状態にした上で荷重を負荷し、試験片が破断するまで
の時間を測定した。また、３００℃までに放出される水
素量を鋼中の拡散性水素量と定義して、この拡散性水素
量を四重極質量分析計を用いた昇温分析法により測定し
た。この昇温分析は、試験片からＣｄメッキを除去した
後に行った。
【００３２】表２に遅れ破壊試験の結果を示した。表中
の定荷重試験の結果は、荷重の負荷１００時間後に試験
片が破断したか破断しなかった（未破断）かを示してい
る。また、備考欄に示した鋼材（ａ）（ｂ）（ｃ）につ
いての遅れ破壊特性を図３に示した。
の定荷重試験の結果は、荷重の負荷１００時間後に試験
片が破断したか破断しなかった（未破断）かを示してい
る。また、備考欄に示した鋼材（ａ）（ｂ）（ｃ）につ
いての遅れ破壊特性を図３に示した。
【００３３】
【表２】
【００３４】表２および図３より、鋼材中の拡散性水素
量が少ないほど遅れ破壊が発生しにくいことがわかる。
そして、遅れ破壊が発生する拡散性水素量の限界値（Ｈ
ｃ）は、鋼材（ａ）：１％Ｍｏ、鋼材（ｂ）：０．５％
Ｍｏでそれぞれ０．４ｐｐｍ、０．２１ｐｐｍであり、
鋼材（ｃ）：０％Ｍｏの０．０５ｐｐｍよりも４倍以上
高いことがわかった。この結果から、Ｍｏの添加が１８
００ＭＰａ強度レベルの耐遅れ破壊特性の向上に有効で
あることが示された。
量が少ないほど遅れ破壊が発生しにくいことがわかる。
そして、遅れ破壊が発生する拡散性水素量の限界値（Ｈ
ｃ）は、鋼材（ａ）：１％Ｍｏ、鋼材（ｂ）：０．５％
Ｍｏでそれぞれ０．４ｐｐｍ、０．２１ｐｐｍであり、
鋼材（ｃ）：０％Ｍｏの０．０５ｐｐｍよりも４倍以上
高いことがわかった。この結果から、Ｍｏの添加が１８
００ＭＰａ強度レベルの耐遅れ破壊特性の向上に有効で
あることが示された。
【００３５】また、鋼４（ＳＵＰ１２相当）のＨｃも
０．０４ｐｐｍときわめて低い値であり、耐遅れ破壊特
性が劣ることが示された。一方の、鋼５（ＳＣＭ４４０
相当）のＨｃは、応力集中係数が３．６、引張強さが１
６００ＭＰａレベルの鋼材で０．１３ｐｐｍ、引張強さ
１８００ＭＰａ以上のレベルになると０．１ｐｐｍ未満
と、比較的高めではあるものの、鋼１および鋼２に比較
すると１／２以下の低い値となることが示された。
０．０４ｐｐｍときわめて低い値であり、耐遅れ破壊特
性が劣ることが示された。一方の、鋼５（ＳＣＭ４４０
相当）のＨｃは、応力集中係数が３．６、引張強さが１
６００ＭＰａレベルの鋼材で０．１３ｐｐｍ、引張強さ
１８００ＭＰａ以上のレベルになると０．１ｐｐｍ未満
と、比較的高めではあるものの、鋼１および鋼２に比較
すると１／２以下の低い値となることが示された。
【００３６】以上のことから、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ
（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｍｏ≦５重量％）の単純合金組成
でも、これらを適切な量だけ複合添加し、かつ５００℃
以上で高温焼きもどしを施した鋼は、引張強さが１８０
０ＭＰａ以上の強度レベルでも優れた耐遅れ破壊特性を
示すことが示された。 （実施例２）０．６Ｃ−２Ｓｉ−１Ｃｒ−０．２Ｍｎ−
１Ｍｏ鋼について、焼入れ処理前に鍛錬成形比が４の熱
間鍛造を施した鋼材と、鍛錬成形比が５０の鋼材とを用
意し、遅れ破壊特性を評価した。その結果を図４に示し
た。
（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｍｏ≦５重量％）の単純合金組成
でも、これらを適切な量だけ複合添加し、かつ５００℃
以上で高温焼きもどしを施した鋼は、引張強さが１８０
０ＭＰａ以上の強度レベルでも優れた耐遅れ破壊特性を
示すことが示された。 （実施例２）０．６Ｃ−２Ｓｉ−１Ｃｒ−０．２Ｍｎ−
１Ｍｏ鋼について、焼入れ処理前に鍛錬成形比が４の熱
間鍛造を施した鋼材と、鍛錬成形比が５０の鋼材とを用
意し、遅れ破壊特性を評価した。その結果を図４に示し
た。
【００３７】熱間鍛錬成形比が４の鋼では、遅れ破壊が
発生する拡散性水素量の限界値（Ｈｃ）が０．２ｐｐｍ
であるのに対し、鍛錬成形比が５０の鋼では０．４ｐｐ
ｍと２倍程度高くなることがわかった。この結果は、鍛
造が耐遅れ破壊特性の向上に有効であることを示してい
る。
発生する拡散性水素量の限界値（Ｈｃ）が０．２ｐｐｍ
であるのに対し、鍛錬成形比が５０の鋼では０．４ｐｐ
ｍと２倍程度高くなることがわかった。この結果は、鍛
造が耐遅れ破壊特性の向上に有効であることを示してい
る。
【００３８】もちろん、この発明は以上の例に限定され
るものではなく、細部については様々な態様が可能であ
ることは言うまでもない。
るものではなく、細部については様々な態様が可能であ
ることは言うまでもない。
【００３９】
【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この発明によ
って、単純な組成からなるためにリサイクル性に優れ、
なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、耐遅れ破壊
特性に優れた新規な高強度機械構造用鋼が提供される。
って、単純な組成からなるためにリサイクル性に優れ、
なおかつ複雑な加工熱処理を必要としない、耐遅れ破壊
特性に優れた新規な高強度機械構造用鋼が提供される。
【図１】０．６％Ｃ−０．２％Ｍｎ−１％Ｍｏ鋼の焼き
もどし硬さに及ぼすＳｉ、Ｃｒ添加の影響を例示した図
である。図中のマーカーの、□はＳｉ、Ｃｒ添加なしの
０．６％Ｃ−０．２％Ｍｎ−１％Ｍｏ鋼を、△は１％Ｃ
ｒ添加を、▲は２％Ｓｉ添加を、○は２％Ｓｉ−１％Ｃ
ｒ添加を示している。
もどし硬さに及ぼすＳｉ、Ｃｒ添加の影響を例示した図
である。図中のマーカーの、□はＳｉ、Ｃｒ添加なしの
０．６％Ｃ−０．２％Ｍｎ−１％Ｍｏ鋼を、△は１％Ｃ
ｒ添加を、▲は２％Ｓｉ添加を、○は２％Ｓｉ−１％Ｃ
ｒ添加を示している。
【図２】鉄材における各合金元素の１時間あたりの拡散
移動距離を例示した図である。
移動距離を例示した図である。
【図３】実施例における鋼材（ａ）（ｂ）（ｃ）につい
ての遅れ破壊特性を例示した図である。
ての遅れ破壊特性を例示した図である。
【図４】鍛錬成形比と遅れ破壊特性の関係を例示した図
である。
である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
Ｆターム(参考） 4K032 AA05 AA06 AA11 AA12 AA16
AA19 AA20 AA31 AA32 AA37
CB00 CH04
Claims (4)
- 【請求項１】 組成が、重量％で、 Ｃ ：０．２〜０．７％、 Ｓｉ：０．２〜２．５％、 Ｍｎ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．２〜１．５％、 Ｍｏ：０．３〜１．５％ で、かつ合金元素の総量が、 Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦５重量％ を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
材であって、５００℃〜Ａｅ1点以下の温度範囲で、焼
きもどしパラメーター：λが、 λ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）≧１５８００ （式中、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈ）を示す）とな
る条件で焼きもどし処理が施され、引張強さが１８００
ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度機械構造用
鋼。 - 【請求項２】 焼入れ処理の前に、鍛錬成形比で４以上
の鍛造を施されていることを特徴とする請求項１記載の
高強度機械構造用鋼。 - 【請求項３】 不純物としてのＰ、Ｓの含有量が、０．
０１重量％以下であることを特徴とする請求項１または
２記載の高強度機械構造用鋼。 - 【請求項４】 Ｍｏの代わりにＷが０．３〜１．５重量
％含まれていることを特徴とする請求項１ないし３いず
れかに記載の高強度機械構造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001264399A JP3861137B2 (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | 高強度機械構造用鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001264399A JP3861137B2 (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | 高強度機械構造用鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003073769A true JP2003073769A (ja) | 2003-03-12 |
| JP3861137B2 JP3861137B2 (ja) | 2006-12-20 |
Family
ID=19091002
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001264399A Expired - Lifetime JP3861137B2 (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | 高強度機械構造用鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3861137B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106350748A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-01-25 | 云南德胜钢铁有限公司 | 一种捞渣耙及其加工工艺 |
| CN106795598A (zh) * | 2014-08-29 | 2017-05-31 | 日产自动车株式会社 | 高强度螺栓用钢及高强度螺栓 |
| RU2779102C1 (ru) * | 2021-11-17 | 2022-08-31 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Российский государственный аграрный университет - МСХА имени К.А. Тимирязева" (ФГБОУ ВО РГАУ - МСХА имени К.А. Тимирязева) | Способ получения высокопрочной хромомолибденовой стали |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5334769B2 (ja) * | 2009-09-10 | 2013-11-06 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 高強度ボルト |
-
2001
- 2001-08-31 JP JP2001264399A patent/JP3861137B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106795598A (zh) * | 2014-08-29 | 2017-05-31 | 日产自动车株式会社 | 高强度螺栓用钢及高强度螺栓 |
| EP3187610A4 (en) * | 2014-08-29 | 2018-01-17 | Nissan Motor Co., Ltd | Steel for high-strength bolt, and high-strength bolt |
| US10913993B2 (en) | 2014-08-29 | 2021-02-09 | Nissan Motor Co., Ltd. | Steel for high-strength bolt, and high-strength bolt |
| CN106350748A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-01-25 | 云南德胜钢铁有限公司 | 一种捞渣耙及其加工工艺 |
| RU2779102C1 (ru) * | 2021-11-17 | 2022-08-31 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Российский государственный аграрный университет - МСХА имени К.А. Тимирязева" (ФГБОУ ВО РГАУ - МСХА имени К.А. Тимирязева) | Способ получения высокопрочной хромомолибденовой стали |
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| JP3861137B2 (ja) | 2006-12-20 |
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