JP5245544B2 - 疲労特性の優れたコモンレール - Google Patents
疲労特性の優れたコモンレール Download PDFInfo
- Publication number
- JP5245544B2 JP5245544B2 JP2008143321A JP2008143321A JP5245544B2 JP 5245544 B2 JP5245544 B2 JP 5245544B2 JP 2008143321 A JP2008143321 A JP 2008143321A JP 2008143321 A JP2008143321 A JP 2008143321A JP 5245544 B2 JP5245544 B2 JP 5245544B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- inclusions
- less
- rem
- oxide
- steel
- 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.)
- Active
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
本発明は、自動車などの燃料噴射システム部品として使用される疲労特性の優れたコモンレールに関するものである。
コモンレールは、例えばディーゼルエンジン用の燃料噴射システムの部品として使用され（例えば、特許文献１および特許文献２参照）、高圧燃料を蓄圧するパイプ状中空本体部と、該中空本体部と交差する通孔を有して高圧燃料を流出入するパイプ接続部から構成されている。
コモンレールは、パイプ接続部が、高圧燃料により高応力が繰り返し付加され、疲労破壊を起こし易いが、熱間圧延や熱間鍛造の熱間加工により伸長した硫化物系介在物の伸長方向とパイプ接続部に生じる引張応力の方向とが交差していることが一因と考えられている。
一般に、降伏応力以上の応力が負荷されると鋼材が変形するが、降伏応力以下の応力であっても、繰り返し負荷されると鋼材が破壊される、いわゆる金属疲労という現象が知られている。鋼材が使用されている多くの部品はこのような応力環境下にあるため、鋼材の疲労強度を向上することは極めて重要である。疲労強度を改善する最もオーソドックスな方法は鋼材の強度を上げるという方法であるが、近年、鋼中の介在物が疲労強度に悪影響を及ぼすことが明らかになり、介在物、特にＭｎＳなど硫化物系介在物の種類や大きさ、密度などの影響を詳細に研究し、その制御技術が開発されてきている。
コモンレールとしては、例えば、上記特許文献１においては、Ｍｎ硫化物系介在物の長さと幅の比を一定値以下に小さくすることにより製品の疲労特性を向上させる技術が示されている。また、上記特許文献２においては、ＴｉＮを利用してその周りにＭｎＳを析出させて硫化物系介在物を微細化し、これによりＢｉ金属介在物も微細化して被削性を向上させる技術が示されている。
しかしながら、昨今においては、部品の高寿命化、或いは軽量化のため、さらなる疲労強度の向上が求められている。そこで、本発明は、被削性を確保しつつ、疲労強度に優れたコモンレールを提供することを課題とする。
昨今においては、溶銑および溶鋼の脱硫技術が発達し、製品中のＳを質量％で０．００１５％以下と極めて低い濃度に安定して抑えることができるようになった。すなわち、硫化物系介在物だけでなく、ＴｉＮのような窒化物系介在物、Ａｌ2Ｏ3のような酸化物系介在物による悪影響がコモンレールの性能を改善する上で見逃せなくなってきているが、前に述べた２つの発明はＴｉＮのような窒化物系介在物、Ａｌ2Ｏ3のような酸化物系介在物の制御による製品性能の改善策に関して解決を与えていない。
本発明者らは鋭意研究した結果、コモンレール用鋼溶製中にＲＥＭを適量添加することにより、
（１） 硫化物系介在物の平均粒径を小さくし、アスペクト比（長さ／幅）を下げられる
（２） 窒化物系介在物の平均粒径を小さくできる
（３） 酸化物系介在物の平均粒径を小さくできる
という３つの効果を同時に発現させられることを見出し、前記課題が解決できることを知見し、本発明を完成した。
なお、硫化物系介在物とは、純粋なＭｎＳや（Ｍｎ、ＲＥＭ）Ｓが主体であるが、その他に酸化物を核として析出したＭｎＳ、（Ｍｎ、ＲＥＭ）Ｓ、あるいは（Ｍｎ，ＲＥＭ）Ｓを主体として含有し、Ｆｅ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、等の硫化物がＭｎＳと固溶したり、結合したりして共存している介在物を指す。また、窒化物系介在物とは、ＴｉＮやＡｌＮを指す。また、酸化物系介在物とは、Ａｌ2Ｏ3や（Ａｌ、ＲＥＭ）2Ｏ3が主体であるが、一部介在物においては（Ａｌ、ＲＥＭ）（Ｏ、Ｓ）のようないわゆるオキシサルファイドの形をとるものも存在した。これらの介在物中のＳはＯと比較して十分低濃度だったため、ここではＳを含まないものと区別せず酸化物系介在物と称することとした。
本発明者らは鋭意研究した結果、コモンレール用鋼溶製中にＲＥＭを適量添加することにより、
（１） 硫化物系介在物の平均粒径を小さくし、アスペクト比（長さ／幅）を下げられる
（２） 窒化物系介在物の平均粒径を小さくできる
（３） 酸化物系介在物の平均粒径を小さくできる
という３つの効果を同時に発現させられることを見出し、前記課題が解決できることを知見し、本発明を完成した。
なお、硫化物系介在物とは、純粋なＭｎＳや（Ｍｎ、ＲＥＭ）Ｓが主体であるが、その他に酸化物を核として析出したＭｎＳ、（Ｍｎ、ＲＥＭ）Ｓ、あるいは（Ｍｎ，ＲＥＭ）Ｓを主体として含有し、Ｆｅ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、等の硫化物がＭｎＳと固溶したり、結合したりして共存している介在物を指す。また、窒化物系介在物とは、ＴｉＮやＡｌＮを指す。また、酸化物系介在物とは、Ａｌ2Ｏ3や（Ａｌ、ＲＥＭ）2Ｏ3が主体であるが、一部介在物においては（Ａｌ、ＲＥＭ）（Ｏ、Ｓ）のようないわゆるオキシサルファイドの形をとるものも存在した。これらの介在物中のＳはＯと比較して十分低濃度だったため、ここではＳを含まないものと区別せず酸化物系介在物と称することとした。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、
Ｃｒ：０．４〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１５％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％、
Ｂｉ：０．０１〜０．０３％
を含有し、
Ｓ：０．００１５％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｏ：０．００３％以下
に制限し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｌ断面において、長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下、かつ、
円相当径０．０１〜５．０μｍである硫化物系介在物が５×１０ 1 〜１×１０ 4 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径５．０μｍを超える硫化物系介在物が５×１０ 1 個／ｍｍ 2 以下であり、
円相当径０．００２〜０．５μｍの窒化物系介在物が１×１０ 3 〜１×１０ 6 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径０．５μｍを超える窒化物系介在物が２×１０ 2 個／ｍｍ 2 以下であり、
さらに円相当径０．０１〜５．０μｍの酸化物系介在物が５×１０ 1 〜１×１０ 4 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径５．０μｍを超える酸化物系介在物が５×１０ 1 個／ｍｍ 2 以下であることを特徴とするコモンレール。
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、
Ｃｒ：０．４〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１５％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％、
Ｂｉ：０．０１〜０．０３％
を含有し、
Ｓ：０．００１５％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｏ：０．００３％以下
に制限し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｌ断面において、長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下、かつ、
円相当径０．０１〜５．０μｍである硫化物系介在物が５×１０ 1 〜１×１０ 4 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径５．０μｍを超える硫化物系介在物が５×１０ 1 個／ｍｍ 2 以下であり、
円相当径０．００２〜０．５μｍの窒化物系介在物が１×１０ 3 〜１×１０ 6 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径０．５μｍを超える窒化物系介在物が２×１０ 2 個／ｍｍ 2 以下であり、
さらに円相当径０．０１〜５．０μｍの酸化物系介在物が５×１０ 1 〜１×１０ 4 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径５．０μｍを超える酸化物系介在物が５×１０ 1 個／ｍｍ 2 以下であることを特徴とするコモンレール。
（２） さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載のコモンレール。
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載のコモンレール。
なお、Ｌ断面とは、圧延や鍛造等の圧縮加工による延伸方向断面をいう。
本発明によれば、被削性を確保し、疲労強度、耐久性に優れたコモンレールとすることができるという顕著な効果を奏する。
まず、本発明者らが鋭意検討の結果見出したＲＥＭを適量添加することによる、
（１） 硫化物系介在物の平均粒径を小さくし、アスペクト比（長さ／幅）を下げられる
（２） 窒化物系介在物の平均粒径を小さくできる
（３） 酸化物系介在物の平均粒径を小さくできる
という３つの効果と本発明の介在物の形態、分布に関する規定理由について述べる。
（１） 硫化物系介在物の平均粒径を小さくし、アスペクト比（長さ／幅）を下げられる
（２） 窒化物系介在物の平均粒径を小さくできる
（３） 酸化物系介在物の平均粒径を小さくできる
という３つの効果と本発明の介在物の形態、分布に関する規定理由について述べる。
質量％で０．４％のＣ、１．０％のＭｎ、０．００１％のＳ、０．０５％のＡｌ、０．０１％のＴｉ、０．００１％のＯを含む溶鋼を２つのるつぼに分け、片方にのみ０．００３５％のＲＥＭを添加し、鋳型内で凝固させた。このように得られた２つの鋼塊を通常の条件で熱間圧延し、厚さ１５〜４０ｍｍ、幅８０ｍｍの鋼板を作製した。
析出物の分散状態は、以下のように測定した。鋼板ごとに厚さの中心付近から、Ｌ方向（熱間圧延による延伸方向）に２０ｍｍ角の試験片を採取し、この試験片のＬ断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００〜１０００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の領域にわたって観察し、対象となる大きさの粒子を測定し円相当径に換算するとともに、観察された個数と被験面積から単位面積（ｍｍ2）当たりの個数に換算した。なお、本発明内に記載の粒子径は断りのない限り円相当径を指すものとする。
対象となる硫化物系介在物、窒化物系介在物、酸化物系介在物のうち少なくとも２０個以上について付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成を求めた。この時、酸化物組成の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求めた。
（１） 硫化物系介在物
ＲＥＭを含有する水準の硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値は２．８、ＲＥＭを含有しない水準のＬ／Ｄの平均値は３．７となり、ＲＥＭを含有する硫化物系介在物のＬ／Ｄが小さくなることがわかった。ＲＥＭはＳとの親和力が大きく、ＭｎＳより硬質なＲＥＭ−Ｓを形成したことが理由と考えられる。
ＲＥＭを含有する水準の硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値は２．８、ＲＥＭを含有しない水準のＬ／Ｄの平均値は３．７となり、ＲＥＭを含有する硫化物系介在物のＬ／Ｄが小さくなることがわかった。ＲＥＭはＳとの親和力が大きく、ＭｎＳより硬質なＲＥＭ−Ｓを形成したことが理由と考えられる。
硫化物系介在物は、熱間加工により伸長形状になり、これが引張応力方向とある角度で交差すると、切欠き作用が起こり、あたかも表面欠陥のような作用として働くものと推定される。本発明では、硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄが４．５を超えると耐久比が大きく低下するため、硫化物系介在物のＬ／Ｄの平均値を４．５以下とした。
平均Ｌ／Ｄは、ＲＥＭの添加、さらには後述するＭｇ、Ｃａ、Ｚｒの添加の他、鋼塊、鋳片からの減面率によって制御される。
また、硫化物系介在物の平均粒径を調査した結果、ＲＥＭを含有する微細な硫化物系介在物が多く見られることを見出した。その粒子径は円相当径で０．０１〜５．０μｍであった。
ＲＥＭを添加することにより硫化物系介在物の平均粒径が小さくなる現象に関しては検討中であるが、以下の機構が推定される。すなわち、ＲＥＭを添加しない場合に主たる構成物となるＭｎＳより融点の高いＲＥＭ−Ｓが溶鋼段階に存在することで、硫化物系介在物同士の衝突による凝集がおこりづらくなり、結果として硫化物系介在物が粒子径０．０１〜５．０μｍと細粒化される。なお、ＲＥＭを添加しない水準においては５．０μｍを超える粗大な硫化物系介在物がＲＥＭを添加した水準と比較して多く残存していた。この硫化物系介在物の組成はほぼ純粋なＭｎＳであり、溶鋼中にて凝集合体して粗大化したものと推定される。
硫化物系介在物は脱硫処理において不可避的に発生する介在物である。粒子径５．０μｍを超えるものはＬ／Ｄによらず少量でも疲労寿命に不利となり、５×１０1個／ｍｍ2を超えるとその影響が大きくなるため好ましくない。よって上限を５×１０1個／ｍｍ2とする。粒子径０．０１〜５．０μｍのものに関しても低減するほど疲労強度に有利となるが、５×１０1個／ｍｍ2未満ではその効果はほぼ飽和し、さらなる低減はコストの増大を招き好ましくない。よって下限を５×１０1個／ｍｍ2とする。また、１×１０4個／ｍｍ2を超えると疲労寿命に及ぼす影響が大きくなるため好ましくない。よって上限を１×１０4個／ｍｍ2とする。
（２） 窒化物系介在物
鋼中に析出している窒化物系介在物を詳細に観察したところ、微小な酸化物を核生成サイトとして析出している窒化物系介在物、特にＴｉＮが頻度高く存在することを見いだした。そのような微小な酸化物として、ＲＥＭを含み、さらにＴｉとＡｌのいずれか１種類以上を含む酸化物（以後、ＴｉあるいはＡｌが含まれずともＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸化物と呼ぶ）であることを見出した。窒化物系介在物を含めたその粒子径は０．００２〜０．５μｍであった。
鋼中に析出している窒化物系介在物を詳細に観察したところ、微小な酸化物を核生成サイトとして析出している窒化物系介在物、特にＴｉＮが頻度高く存在することを見いだした。そのような微小な酸化物として、ＲＥＭを含み、さらにＴｉとＡｌのいずれか１種類以上を含む酸化物（以後、ＴｉあるいはＡｌが含まれずともＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸化物と呼ぶ）であることを見出した。窒化物系介在物を含めたその粒子径は０．００２〜０．５μｍであった。
すなわち、Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸化物が鋼中に存在することで、それら酸化物が存在しない場合に比較して窒化物系介在物が析出するサイトが増加し、窒化物系介在物の析出個数が増加する。その結果として窒化物系介在物が粒子径０．００２〜０．５μｍと細粒化される。なお、ＲＥＭを添加しない水準においては０．５μｍを超える粗大な窒化物系介在物がＲＥＭを添加した水準と比較して多く残存していた。
窒化物系介在物は０．５μｍを超える粗大なものが２×１０2個／ｍｍ2を超えて存在すると疲労強度に悪影響がある。よって上限を２×１０2個／ｍｍ2とする。逆に、本発明で多数観察されるような０．００２〜０．５μｍの微細な粒子であれば適正な数の分散により結晶粒粗大化抑制効果を発現させることができる。しかし１×１０3個／ｍｍ2未満であるとその効果が得られない。よって下限を１×１０3個／ｍｍ2とする。また、１×１０6個／ｍｍ2を超えると疲労強度や母材の靭性に悪影響が出る。よって上限を１×１０6個／ｍｍ2とする。
酸化物系介在物
ＲＥＭを添加しない場合、Ａｌ2Ｏ3を主な成分とする酸化物系介在物が生成する。Ａｌ2Ｏ3は凝集力が大きく、クラスター状の粗大酸化物系介在物を形成しやすい。しかし、Ａｌより強い脱酸力を有するＲＥＭの添加により、一部のＡｌ2Ｏ3が還元され、（ＲＥＭ、 Ａｌ）2Ｏ3なる酸化物系介在物が生成する。本実験により観察された酸化物系介在物の粒径は、ＲＥＭ添加水準は０．０１〜５．０μｍであったが、ＲＥＭを添加しない水準においては５．０μｍを超える粗大な酸化物系介在物がＲＥＭを添加した水準と比較して多く残存していた。メカニズムは不明であるが、ＲＥＭを含有する酸化物系介在物はＲＥＭを含有しない酸化物系介在物と比較して微細に分散する傾向があり、コモンレールの疲労強度向上に有利に作用する。
ＲＥＭを添加しない場合、Ａｌ2Ｏ3を主な成分とする酸化物系介在物が生成する。Ａｌ2Ｏ3は凝集力が大きく、クラスター状の粗大酸化物系介在物を形成しやすい。しかし、Ａｌより強い脱酸力を有するＲＥＭの添加により、一部のＡｌ2Ｏ3が還元され、（ＲＥＭ、 Ａｌ）2Ｏ3なる酸化物系介在物が生成する。本実験により観察された酸化物系介在物の粒径は、ＲＥＭ添加水準は０．０１〜５．０μｍであったが、ＲＥＭを添加しない水準においては５．０μｍを超える粗大な酸化物系介在物がＲＥＭを添加した水準と比較して多く残存していた。メカニズムは不明であるが、ＲＥＭを含有する酸化物系介在物はＲＥＭを含有しない酸化物系介在物と比較して微細に分散する傾向があり、コモンレールの疲労強度向上に有利に作用する。
酸化物系介在物は脱硫処理において不可避的に発生する介在物である。粒子径５．０μｍを超えるものは少量でも疲労寿命に不利となり、５×１０1個／ｍｍ2を超えるとその影響が大きくなるため好ましくない。よって上限を５×１０1個／ｍｍ2とする。粒子径０．０１〜５．０μｍのものに関しても低減するほど疲労強度に有利となるが、５×１０1個／ｍｍ2未満ではその効果はほぼ飽和し、さらなる低減はコストの増大を招き好ましくない。よって下限を５×１０1個／ｍｍ2とする。また、１×１０4個／ｍｍ2を超えると疲労寿命に及ぼす影響が大きくなるため好ましくない。よって上限を１×１０4個／ｍｍ2とする。
次に、本発明の鋼成分組成の規定理由について述べる。
単位はいずれも質量％である。
単位はいずれも質量％である。
Ｃ：０．３〜０．５％
Ｃは静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃが０．３％未満では静的強度および疲労強度が不十分である。よって下限を０．３％とする。また、０．５％を超えると靭性が劣化する。よって上限を０．５％とする。
Ｃは静的強度だけでなく、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃが０．３％未満では静的強度および疲労強度が不十分である。よって下限を０．３％とする。また、０．５％を超えると靭性が劣化する。よって上限を０．５％とする。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
ＳｉはＣに次いで固溶強化能が大きい重要な元素である。Ｓｉが０．０５％未満では十分な強度を得ることができない。よって下限を０．０５％とする。また、０．５％を超えると靭性や加工性を著しく劣化させる元素でもある。よって、上限を０．５％とする。
ＳｉはＣに次いで固溶強化能が大きい重要な元素である。Ｓｉが０．０５％未満では十分な強度を得ることができない。よって下限を０．０５％とする。また、０．５％を超えると靭性や加工性を著しく劣化させる元素でもある。よって、上限を０．５％とする。
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、冷却速度が不十分な場合でも部品の内部まで硬度を確保するのに重要な元素である。Ｍｎが０．３％未満では必要な強度が確保できない。よって下限を０．３％とする。また、１．５％を超えると靭性および加工性が劣化する。よって上限を１．５％とする。
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、冷却速度が不十分な場合でも部品の内部まで硬度を確保するのに重要な元素である。Ｍｎが０．３％未満では必要な強度が確保できない。よって下限を０．３％とする。また、１．５％を超えると靭性および加工性が劣化する。よって上限を１．５％とする。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは脱酸目的で用いられる必須元素であり、またＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。Ａｌが０．０１％未満ではこの効果が得られにくく、結晶粒の粗大化は靭性劣化をもたらすだけでなく、部品の一部に粗大粒が発生することは機械的性質が不均一になるので望ましくない。よって下限を０．０１％とする。また、０．１％を超えると、鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存する酸化物系介在物が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じやすい。よって上限を０．１％とする。
Ａｌは脱酸目的で用いられる必須元素であり、またＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。Ａｌが０．０１％未満ではこの効果が得られにくく、結晶粒の粗大化は靭性劣化をもたらすだけでなく、部品の一部に粗大粒が発生することは機械的性質が不均一になるので望ましくない。よって下限を０．０１％とする。また、０．１％を超えると、鋳造中にノズル詰まりが発生したり、鋼中に残存する酸化物系介在物が性能を劣化させたりするなどの不具合が生じやすい。よって上限を０．１％とする。
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％
ＴｉはＡｌ同様窒化物を生成する元素であるが、熱的安定性に優れ、より高温まで結晶粒粗大化抑制効果を持続させる。Ｔｉが０．００３％未満ではこの効果が得られにくいため、下限を０．００３％とする。また、０．０２％を超えると、本発明で述べるＲＥＭ添加による窒化物微細化効果が飽和し、ＴｉＮ自体が粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる原因となる。よって上限を０．０２％とする。
ＴｉはＡｌ同様窒化物を生成する元素であるが、熱的安定性に優れ、より高温まで結晶粒粗大化抑制効果を持続させる。Ｔｉが０．００３％未満ではこの効果が得られにくいため、下限を０．００３％とする。また、０．０２％を超えると、本発明で述べるＲＥＭ添加による窒化物微細化効果が飽和し、ＴｉＮ自体が粗大に成長しやすくなり、疲労強度を低下させる原因となる。よって上限を０．０２％とする。
Ｃｒ：０．４〜１．５％
ＣｒはＭｎと同様、鋼の焼入れ性を向上する有用な元素である。０．４％未満ではこの効果が十分得られない。よって下限を０．４％とする。また、１．５％を超えると効果がほぼ飽和するため、コストの増大を招いて好ましくない。よって上限を１．５％とする。
ＣｒはＭｎと同様、鋼の焼入れ性を向上する有用な元素である。０．４％未満ではこの効果が十分得られない。よって下限を０．４％とする。また、１．５％を超えると効果がほぼ飽和するため、コストの増大を招いて好ましくない。よって上限を１．５％とする。
Ｍｏ：０．１〜１．５％
Ｍｏはその炭窒化物を微細に析出させることにより、焼戻し時に鋼を硬化させる、いわゆる２次硬化を起こす元素であり、疲労強度を改善に有効である。また、焼入れ性向上効果も大きい。０．１％未満では十分な効果が得られない。よって下限を０．１％とする。また、１．５％を超えると焼き入れ熱処理時に未溶解の炭化物が残存しやすくなり、靭性を劣化させる。よって上限を１．５％とする。
Ｍｏはその炭窒化物を微細に析出させることにより、焼戻し時に鋼を硬化させる、いわゆる２次硬化を起こす元素であり、疲労強度を改善に有効である。また、焼入れ性向上効果も大きい。０．１％未満では十分な効果が得られない。よって下限を０．１％とする。また、１．５％を超えると焼き入れ熱処理時に未溶解の炭化物が残存しやすくなり、靭性を劣化させる。よって上限を１．５％とする。
Ｎ：０．００３〜０．０１５％
ＮはＴｉＮ、ＡｌＮ等の窒化物系介在物を生成し、結晶粒粗大化抑制効果を発現させる。０．００３％未満ではこの効果が十分に得られない。よって下限を０．００３％とする。また、０．０１５％を超えると窒化物系介在物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため好ましくない。また、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる。よって上限を０．０１５％とする。鋼材清浄性の観点から、０．０１％以下とするとさらに望ましい。
ＮはＴｉＮ、ＡｌＮ等の窒化物系介在物を生成し、結晶粒粗大化抑制効果を発現させる。０．００３％未満ではこの効果が十分に得られない。よって下限を０．００３％とする。また、０．０１５％を超えると窒化物系介在物の粗大化を招き、疲労強度を低下させる原因となるため好ましくない。また、熱間延性を低下させ、鋳造時あるいは圧延時に表面疵の要因となる。よって上限を０．０１５％とする。鋼材清浄性の観点から、０．０１％以下とするとさらに望ましい。
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％
ＲＥＭは本発明において最も重要な元素であり、硫化物系介在物のアスペクト比低下、窒化物系介在物の微細化、酸化物系介在物の微細化効果を持つ。０．０００３％未満ではこれらの効果が十分に得られない。よって下限を０．０００３％とするが、０．００１％以上であればさらに望ましい。また、０．０１％を超えると鋼の清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させる。よって上限を０．０１％とする。なお、ここでＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
ＲＥＭは本発明において最も重要な元素であり、硫化物系介在物のアスペクト比低下、窒化物系介在物の微細化、酸化物系介在物の微細化効果を持つ。０．０００３％未満ではこれらの効果が十分に得られない。よって下限を０．０００３％とするが、０．００１％以上であればさらに望ましい。また、０．０１％を超えると鋼の清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させる。よって上限を０．０１％とする。なお、ここでＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２種類以上のＲＥＭを用いることができる。
Ｂｉ：０．０１〜０．０３％
Ｂｉは鋼材の被削性を向上させる効果がある。本発明では疲労強度改善を志向し、後述するようにＳを低位に抑制しているため、同じく被削性向上効果のあるＭｎＳが十分に生成しない。コモンレールは燃料噴射用の細長い孔を必要とする場合が多く、Ｂｉ添加により被削性を確保することが必須となる。十分な被削性を得るためには０．０１％未満では効果がなく、下限を０．０１％とする。また、０．０３％を超えると被削性向上はさらに期待できるものの熱間延性が極端に劣化し、製造が困難になる。よって上限を０．０３％とする。
Ｂｉは鋼材の被削性を向上させる効果がある。本発明では疲労強度改善を志向し、後述するようにＳを低位に抑制しているため、同じく被削性向上効果のあるＭｎＳが十分に生成しない。コモンレールは燃料噴射用の細長い孔を必要とする場合が多く、Ｂｉ添加により被削性を確保することが必須となる。十分な被削性を得るためには０．０１％未満では効果がなく、下限を０．０１％とする。また、０．０３％を超えると被削性向上はさらに期待できるものの熱間延性が極端に劣化し、製造が困難になる。よって上限を０．０３％とする。
Ｓ：０．００１５％以下
本発明においてＳの低位制御は非常に重要である。Ｓが０．００１５％を超えると、ＲＥＭによる硫化物系介在物改質効果が十分に発揮されず、粗大化しやすくなるためコモンレールの性能を劣化させる。０．００１５％以下に制限する。０．００１０％以下とするとさらに望ましい。
本発明においてＳの低位制御は非常に重要である。Ｓが０．００１５％を超えると、ＲＥＭによる硫化物系介在物改質効果が十分に発揮されず、粗大化しやすくなるためコモンレールの性能を劣化させる。０．００１５％以下に制限する。０．００１０％以下とするとさらに望ましい。
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは鋼に添加する元素の中でも最も粒界に偏析しやすく、かつ粒界を脆弱にする元素である。本発明では極力低減したほうが望ましい。特に、０．０３５％を超えると粒界破壊が著しくなるため、Ｐの上限を０．０３５％とする。０．０１５％以下とするとさらに望ましい。
Ｐは鋼に添加する元素の中でも最も粒界に偏析しやすく、かつ粒界を脆弱にする元素である。本発明では極力低減したほうが望ましい。特に、０．０３５％を超えると粒界破壊が著しくなるため、Ｐの上限を０．０３５％とする。０．０１５％以下とするとさらに望ましい。
Ｏ：０．００３％以下
Ｏは溶鋼中に含まれる元素で、主にＡｌやＲＥＭにより脱酸される。Ｏが０．００３％を超えると鋼の清浄性を劣化させ、母材の靭性を劣化させる。よって上限を０．００３％とする。鋼材清浄性の観点から、０．００１％以下とするとさらに望ましい。
Ｏは溶鋼中に含まれる元素で、主にＡｌやＲＥＭにより脱酸される。Ｏが０．００３％を超えると鋼の清浄性を劣化させ、母材の靭性を劣化させる。よって上限を０．００３％とする。鋼材清浄性の観点から、０．００１％以下とするとさらに望ましい。
本発明においては、製品に求める特性を発現させるため、さらに以下の元素を１種または２種以上を溶鋼に添加しても良い。
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％
ＭｇはＲＥＭ同様、Ａｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０００２％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００２％とする。また、０．０１％を超えるとＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となって好ましくない。よって上限を０．０１％とする。
ＭｇはＲＥＭ同様、Ａｌ2Ｏ3を改質し、酸化物系介在物粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０００２％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００２％とする。また、０．０１％を超えるとＭｇＯを主成分とする粗大なクラスター状酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となって好ましくない。よって上限を０．０１％とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＣａはＲＥＭ同様、Ａｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０００５％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００５％とする。また、０．０１％を超えるとＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3を主成分とする、硫化物系介在物同様伸長性に富んだ酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となって好ましくない。よって上限を０．０１％とする。
ＣａはＲＥＭ同様、Ａｌ２Ｏ３を改質し、酸化物系介在物粗大化を抑制する効果がある。また、硫化物系介在物にも作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０００５％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００５％とする。また、０．０１％を超えるとＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3を主成分とする、硫化物系介在物同様伸長性に富んだ酸化物系介在物を形成し、疲労破壊の基点となって好ましくない。よって上限を０．０１％とする。
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒは硫化物系介在物に作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０００５％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００５％とする。しかし０．０２％を超えると、硬質のクラスター状酸化物系介在物を発生させ、鋼の清浄性ならびに疲労強度に悪影響を及ぼす。よって上限を０．０２％とする。
Ｚｒは硫化物系介在物に作用し、アスペクト比を低下させる効果がある。しかし、０．０００５％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００５％とする。しかし０．０２％を超えると、硬質のクラスター状酸化物系介在物を発生させ、鋼の清浄性ならびに疲労強度に悪影響を及ぼす。よって上限を０．０２％とする。
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％
Ｔｅは主にＭｎＴｅの化合物の形で存在し、ＭｎＳ近傍に存在してアスペクト比の低下に寄与する。
しかし、０．０００２％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００２％とする。反面、熱間延性を大きく劣化させ、０．００５％を超えると鋳片の表面疵やブレークアウトが頻発するなど連続鋳造での製造が困難になる。よって上限を０．００５％とする。
Ｔｅは主にＭｎＴｅの化合物の形で存在し、ＭｎＳ近傍に存在してアスペクト比の低下に寄与する。
しかし、０．０００２％未満ではこれらの効果が見られないため、下限を０．０００２％とする。反面、熱間延性を大きく劣化させ、０．００５％を超えると鋳片の表面疵やブレークアウトが頻発するなど連続鋳造での製造が困難になる。よって上限を０．００５％とする。
以下に本発明を実施例によってさらに詳細に説明する。
表１に示した化学成分（残部はＦｅおよび不可避不純物）で、鋼材を試作した。１〜１０が本発明鋼、１１〜３２が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、転炉出鋼時にＳｉ、Ｍｎによる脱酸を、取鍋精錬にて真空脱ガス処理時にその他の元素による脱酸および脱硫およびその他の成分調整を行った。なお、Ｂｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅは蒸気圧が高いことを考慮し、ワイヤーを用いた添加を連続鋳造開始５分前以内とした。この溶鋼を連続鋳造により２００ｍｍ厚鋳片に鋳造し、一旦室温まで冷却した後１１７０℃に加熱して熱間圧延を行い、板厚１５〜３５ｍｍ、幅８０ｍｍの鋼板とし、鋼板の厚さ中心付近からＣ方向に１５ｍｍ角、長さ８０ｍｍの角棒を採取した。
さらに各角棒の前記鋼板でのＬ断面の内の厚み方向断面（該角棒の長手方向との直角断面）において介在物観察用サンプルを採取した。
介在物の大きさ、個数は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて調査した。硫化物系介在物、０．５μｍを超える窒化物系介在物、および酸化物系介在物に関しては約５０００倍の倍率で少なくとも１００００μｍ2以上の領域にわたって写真撮影し、この写真を元に各介在物の大きさ（円相当径に変換）と個数を測定し、被験面積から単位面積（ｍｍ2）当たりの個数に換算した。さらに、０．０１〜５．０μｍの硫化物系介在物に関してはそれぞれのＬ／Ｄを測定し、平均値（相加平均）を求めた。０．００２〜０．５μｍの窒化物系介在物に関しては微細かつ多量に分散していたため、倍率を約２００００倍とし、少なくとも２５０μｍ2以上の領域にわたって写真撮影し、この写真を元に各介在物の大きさ（円相当径に変換）と個数を測定し、被験面積から単位面積（ｍｍ2）当たりの個数に換算した。
Ｌ／Ｄは断面の中心付近にある１００個程度の硫化物系介在物を撮影し、その写真を画像処理装置で読み取り、それぞれのＬ／Ｄを求め、それらの平均値を計算した。
析出物の分散状態は、対象となる硫化物系介在物、窒化物系介在物、酸化物系介在物のうち少なくとも３０個以上について付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成を求めた。この時、酸化物組成の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求めた。
同時に、各角棒を８５０〜９６０℃に加熱後、焼入れ、５３０〜６６０℃で焼戻した。その後、これらの角棒から引張試験片と小野式回転曲げ疲労試験片を作製し、耐久比（疲労限界／引張強さ）を求めた。さらに同じ角棒から被削性試験片を作成し、ドリル穿孔試験に供した。ドリル穿孔試験は累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００、単位：ｍ／ｍｉｎ）で被削性を評価する方法であり、数値が大きいほど被削性が良好であることを示す。
以上の結果を表２に示す。
以上の結果を表２に示す。
鋼種１〜１０は本発明コモンレールの鋼であり、本発明範囲を満たしていて、いずれも十分な耐久比を持っている。一方、比較例鋼の１１〜２６、２８〜３０は本発明範囲を満たしておらず、本発明鋼ほどの十分な耐久比もしくは被削性を持っておらず、比較例鋼の２７は製造が困難となった。
比較例１１、１２はＭｎに関するものである。比較例１１はＭｎが過少であったため、強度が劣化したために耐久比が劣化した例である。また、比較例１２はＭｎが過大であったため、靭性を劣化させ耐久比を満足しなかった例である。
比較例１３、１４はＳに関するものであり、いずれも過大であったため、硫化物系介在物が過多となり耐久比が劣化した例である。
比較例１５、１６はＡｌに関するものである。比較例１５はＡｌが過少であったため、０．００２〜０．５μｍの窒化物系介在物を十分量生成できず、耐久比が劣化した例である。また、比較例１６はＡｌが過大であったため、鋼中に５．０μｍを超えるクラスター状酸化物系介在物を過剰に生成させ、耐久比を劣化させた例である。
比較例１７、１８はＴｉに関するものである。比較例１７はＴｉが過少であったため、０．００２〜０．５μｍの窒化物系介在物を十分量生成できず、耐久比が劣化した例である。また、比較例１８はＴｉが過大であったため、鋼中に０．５μｍを超える窒化物系介在物を過剰に生成させ、耐久比を劣化させた例である。
比較例１９、２０はＯに関するものであり、いずれも過大であったため、０．５μｍを超える酸化物系介在物が過多となり耐久比が劣化した例である。
比較例２１、２２はＮに関するものである。比較例２１はＮが過少であったため、０．００２〜０．５μｍの窒化物系介在物を十分量生成できず、耐久比が劣化した例である。また、比較例２２はＮが過大であったため、鋼中に０．５μｍを超える窒化物系介在物を過剰に生成させ、耐久比を劣化させた例である。また、鋳片に表面疵が発生しており、これもＮが課題であることが原因と考えられる。
比較例２３、２４、２５はＲＥＭに関するものである。比較例２３はＲＥＭが過少であり、Ｍｇ、Ｃａなどの硫化物系介在物展伸抑制効果を持つ元素も含有しないため、Ｌ／Ｄが４．５を超え、さらに硫化物系介在物の微細化効果、窒化物系介在物の微細化効果、酸化物系介在物の微細化効果がいずれも得られず、耐久比が大きく劣化した例である。比較例２４はＺｒ添加により硫化物系介在物の伸長は抑制できているものの、窒化物系介在物の核生成サイトとなるＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸化物が十分量存在しないため、窒化物系介在物の微細分散に至らず、また酸化物系介在物の微細化もなされなかったために耐久比が劣化した例である。また、比較例２５はＲＥＭが過大であったため、５．０μｍを超える酸化物系介在物を過剰に生成させ、耐久比を劣化させた例である。
比較例２６、２７はＢｉに関するものである。比較例２６はＢｉが過少であり、十分な耐久比が得られているものの、十分な被削性が得られなかった例である。また、比較例鋼の２７はＢｉが過大であり、分塊圧延段階で大きなクラックが生じたため、サンプルを採取することができなかった例である。
比較例鋼の２８、２９、３０は化学成分が本発明範囲内であるが、圧延での減面率が大きすぎ、粒子径０．０１〜５．０μｍの硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄが本発明範囲を超えたため、耐久比が劣化した例である。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、
Ｃｒ：０．４〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１５％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％、
Ｂｉ：０．０１〜０．０３％
を含有し、
Ｓ：０．００１５％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｏ：０．００３％以下
に制限し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｌ断面において、長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下、かつ、
円相当径０．０１〜５．０μｍである硫化物系介在物が５×１０ 1 〜１×１０ 4 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径５．０μｍを超える硫化物系介在物が５×１０ 1 個／ｍｍ 2 以下であり、
円相当径０．００２〜０．５μｍの窒化物系介在物が１×１０ 3 〜１×１０ 6 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径０．５μｍを超える窒化物系介在物が２×１０ 2 個／ｍｍ 2 以下であり、
さらに円相当径０．０１〜５．０μｍの酸化物系介在物が５×１０ 1 〜１×１０ 4 個／ｍｍ 2 分散し、円相当径５．０μｍを超える酸化物系介在物が５×１０ 1 個／ｍｍ 2 以下であることを特徴とするコモンレール。 - さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のコモンレール。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008143321A JP5245544B2 (ja) | 2008-05-30 | 2008-05-30 | 疲労特性の優れたコモンレール |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008143321A JP5245544B2 (ja) | 2008-05-30 | 2008-05-30 | 疲労特性の優れたコモンレール |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009287108A JP2009287108A (ja) | 2009-12-10 |
| JP5245544B2 true JP5245544B2 (ja) | 2013-07-24 |
Family
ID=41456605
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008143321A Active JP5245544B2 (ja) | 2008-05-30 | 2008-05-30 | 疲労特性の優れたコモンレール |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5245544B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5778055B2 (ja) | 2012-02-15 | 2015-09-16 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材ならびにコモンレールおよびその製造方法 |
| IN2015DN00655A (ja) * | 2012-10-19 | 2015-06-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
| WO2021075509A1 (ja) * | 2019-10-16 | 2021-04-22 | 日本製鉄株式会社 | 鋼線 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001131684A (ja) * | 1999-11-04 | 2001-05-15 | Kobe Steel Ltd | 切り屑処理性に優れた機械構造用鋼 |
| JP4564189B2 (ja) * | 2001-02-20 | 2010-10-20 | 新日本製鐵株式会社 | 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 |
| JP3468239B2 (ja) * | 2001-10-01 | 2003-11-17 | 住友金属工業株式会社 | 機械構造用鋼及びその製造方法 |
| JP3934511B2 (ja) * | 2002-08-26 | 2007-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性の優れたコモンレール |
| JP2005054216A (ja) * | 2003-08-08 | 2005-03-03 | Jfe Steel Kk | 被削性および疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP4141405B2 (ja) * | 2003-10-28 | 2008-08-27 | 大同特殊鋼株式会社 | 快削鋼及びそれを用いた燃料噴射システム部品 |
-
2008
- 2008-05-30 JP JP2008143321A patent/JP5245544B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009287108A (ja) | 2009-12-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6210155B2 (ja) | 鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法 | |
| US7264684B2 (en) | Steel for steel pipes | |
| JP5251872B2 (ja) | 破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品 | |
| JP4363403B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ | |
| JP4431185B2 (ja) | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 | |
| KR20130105941A (ko) | 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판 및 고강도 라인 파이프용 강관 | |
| JP5708431B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007092155A (ja) | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007119850A (ja) | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP4379620B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法 | |
| JP2006063351A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管 | |
| JP4900127B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法 | |
| JP2003213366A (ja) | 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| JP2016166398A (ja) | 軸受鋼およびその製造方法 | |
| JP5435837B2 (ja) | 高張力厚鋼板の溶接継手 | |
| JP4041413B2 (ja) | 切り屑処理性に優れた機械構造用鋼、およびその製造方法 | |
| JP5245544B2 (ja) | 疲労特性の優れたコモンレール | |
| JP5223706B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3747585B2 (ja) | 加工性および耐食性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP6551632B1 (ja) | 油井用低合金高強度継目無鋼管 | |
| JP2009179844A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 | |
| JP6551631B1 (ja) | 油井用低合金高強度継目無鋼管 | |
| JP5030695B2 (ja) | 破断分離性に優れる高炭素鋼およびその製造方法 | |
| JP6551633B1 (ja) | 油井用低合金高強度継目無鋼管 | |
| JP2002161329A (ja) | 溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100810 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120628 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120703 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120803 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130312 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130325 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5245544 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20160419 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |