JPH0673490A - 高靭性非調質圧延棒鋼 - Google Patents
高靭性非調質圧延棒鋼Info
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- JPH0673490A JPH0673490A JP25204792A JP25204792A JPH0673490A JP H0673490 A JPH0673490 A JP H0673490A JP 25204792 A JP25204792 A JP 25204792A JP 25204792 A JP25204792 A JP 25204792A JP H0673490 A JPH0673490 A JP H0673490A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 通常の圧延方法による諸特性の優れた有用な
非調質圧延棒鋼。 【構成】 重量比にして、C:0.15〜0.35% 、Si:0.05 〜
0.50% 、Mn:0.80 〜2.00% 、Cr:0.30 〜1.50% 、Mo:0.0
5 〜0.50% 、Al:0.002〜0.060%、V:0.05〜0.50%、N:0.0
08 〜0.020%を含有し、かつMo(%)+V(%)≧0.20、1.8Mn
(%)+Cr(%)+0.5Mo(%) ≦20C(%)、 BS ≧550(℃)( BS =83
0-270C(%)-90Mn(%)-70Cr(%)-83Mo(%)であり残部はFeな
らびに不純物元素からなる。必要に応じてTi:0.005〜0.
030%、Nb:0.01 〜0.30% のうち１種または２種を含有し
てもよい。さらに必要に応じてS:0.04〜0.12% 、Pb:0.0
5 〜0.30% 、Ca:0.0005 〜0.01% のうち１種または２種
以上を含有してもよい。 【効果】直径20〜230mm と広い範囲の棒鋼において制御
圧延・制御冷却を施すことなく通常の圧延条件で調質炭
素鋼以上の特性が得られる。
非調質圧延棒鋼。 【構成】 重量比にして、C:0.15〜0.35% 、Si:0.05 〜
0.50% 、Mn:0.80 〜2.00% 、Cr:0.30 〜1.50% 、Mo:0.0
5 〜0.50% 、Al:0.002〜0.060%、V:0.05〜0.50%、N:0.0
08 〜0.020%を含有し、かつMo(%)+V(%)≧0.20、1.8Mn
(%)+Cr(%)+0.5Mo(%) ≦20C(%)、 BS ≧550(℃)( BS =83
0-270C(%)-90Mn(%)-70Cr(%)-83Mo(%)であり残部はFeな
らびに不純物元素からなる。必要に応じてTi:0.005〜0.
030%、Nb:0.01 〜0.30% のうち１種または２種を含有し
てもよい。さらに必要に応じてS:0.04〜0.12% 、Pb:0.0
5 〜0.30% 、Ca:0.0005 〜0.01% のうち１種または２種
以上を含有してもよい。 【効果】直径20〜230mm と広い範囲の棒鋼において制御
圧延・制御冷却を施すことなく通常の圧延条件で調質炭
素鋼以上の特性が得られる。
Description
【００１０】
【産業上の利用分野】本発明は、制御圧延、制御冷却等
の特殊な圧延技術を用いなくても、通常の圧延後空冷し
たままの非調質で、優れた強度、靱性、疲労強度を有
し、かつ丸棒の直径で２０ｍｍ〜２３０ｍｍと広範囲な
寸法においても特性の変化が少なく安定している特徴を
有し、特に高靱性を必要とする建設機械の軸部品等に用
いられる鋼として有用な非調質圧延棒鋼に関する。
の特殊な圧延技術を用いなくても、通常の圧延後空冷し
たままの非調質で、優れた強度、靱性、疲労強度を有
し、かつ丸棒の直径で２０ｍｍ〜２３０ｍｍと広範囲な
寸法においても特性の変化が少なく安定している特徴を
有し、特に高靱性を必要とする建設機械の軸部品等に用
いられる鋼として有用な非調質圧延棒鋼に関する。
【００２０】
【従来の技術】従来、ロッド軸、シャフト等の建設機械
の軸部品には高強度、高靱性が要求され、機械構造用炭
素鋼であるＳ４３Ｃ、Ｓ４５Ｃ、Ｓ４８Ｃなどの熱延丸
棒を焼入焼き戻し（以下、調質という。）した後、機械
加工して使用していた。しかし、この調質処理には多大
のエネルギーを必要とするため、省エネルギーの社会的
要請に応えるべく、熱間圧延のままで使用することので
きる非調質鋼の開発が近年盛んに行われている。例え
ば、Ｃを０．３０〜０．５０％含有する中炭素鋼が提案
されている。この非調質鋼は熱間圧延後の冷却過程で析
出するＶの炭窒化物がフェライト基地を強化するもので
ある。
の軸部品には高強度、高靱性が要求され、機械構造用炭
素鋼であるＳ４３Ｃ、Ｓ４５Ｃ、Ｓ４８Ｃなどの熱延丸
棒を焼入焼き戻し（以下、調質という。）した後、機械
加工して使用していた。しかし、この調質処理には多大
のエネルギーを必要とするため、省エネルギーの社会的
要請に応えるべく、熱間圧延のままで使用することので
きる非調質鋼の開発が近年盛んに行われている。例え
ば、Ｃを０．３０〜０．５０％含有する中炭素鋼が提案
されている。この非調質鋼は熱間圧延後の冷却過程で析
出するＶの炭窒化物がフェライト基地を強化するもので
ある。
【００３０】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来か
ら提案されている非調質鋼は強度的には調質鋼とほぼ同
程度のレベルにあるものの、通常の圧延方法では十分な
靱性が得られないために制御圧延や制御冷却等の技術に
より結晶粒を微細化する必要があった。これらの制御圧
延や制御冷却等は、圧延途中において熱間圧延材を所定
温度まで冷却するための圧延待ち時間の増加による生産
性の低下や、圧延温度を低下させているために圧延材の
変形抵抗が大きくなってロール型寿命の低下あるいは熱
間圧延材を所定温度まで冷却するための冷却設備の維持
管理にともなうコストの増加という問題を含んでいた。
また、圧延による鍛練比が小さい太丸材（直径１８０〜
２３０ｍｍの丸棒）については制御圧延の効果が発現さ
れず、非調質化することが困難であった。
ら提案されている非調質鋼は強度的には調質鋼とほぼ同
程度のレベルにあるものの、通常の圧延方法では十分な
靱性が得られないために制御圧延や制御冷却等の技術に
より結晶粒を微細化する必要があった。これらの制御圧
延や制御冷却等は、圧延途中において熱間圧延材を所定
温度まで冷却するための圧延待ち時間の増加による生産
性の低下や、圧延温度を低下させているために圧延材の
変形抵抗が大きくなってロール型寿命の低下あるいは熱
間圧延材を所定温度まで冷却するための冷却設備の維持
管理にともなうコストの増加という問題を含んでいた。
また、圧延による鍛練比が小さい太丸材（直径１８０〜
２３０ｍｍの丸棒）については制御圧延の効果が発現さ
れず、非調質化することが困難であった。
【００４０】本発明は、従来の調質炭素鋼および非調質
鋼の前期のごとき問題点を考慮してなされたもので、丸
棒の直径が２０ｍｍ〜２３０ｍｍと広範囲の寸法におい
て、制御圧延や制御冷却を施さずに通常の圧延条件にお
いて、強度、靱性、疲労強度等の特性が調質炭素鋼と同
等以上の特性を有する非調質圧延棒鋼を提供するもので
ある。
鋼の前期のごとき問題点を考慮してなされたもので、丸
棒の直径が２０ｍｍ〜２３０ｍｍと広範囲の寸法におい
て、制御圧延や制御冷却を施さずに通常の圧延条件にお
いて、強度、靱性、疲労強度等の特性が調質炭素鋼と同
等以上の特性を有する非調質圧延棒鋼を提供するもので
ある。
【００５０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記課題
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、初析フェライ
ト・パーライトと微細なベイナイト組織とからなる混合
組織とすることにより、制御圧延や制御冷却を必要とせ
ず、粗大な結晶粒度あっても優れた強度、靱性を達成す
ることを見いだしたものである。また、ベイナイト鋼の
降伏比および耐久比を低下させる原因となる高炭素島状
マルテンサイト（Ｍ）および残留オーステナイト（Ａ）
（以下、Ｍ−Ａという。）と変態歪を低減させるため
に、Ｃ量と添加する合金元素量との関係を所定の範囲に
規制し、全ての化学成分の調整によって変態温度の下限
を規制することにより降伏比および耐久比が向上するこ
とを見出すとともに、ＭｏとＶとの複合添加によりベイ
ナイトラスが微細化するために著しく靱性が向上するこ
とを併せて知見し、前記の考えの基に設計した鋼は丸棒
の直径が２０ｍｍ〜２３０ｍｍと広範囲の寸法において
も安定して優れた特性を示すことを確認し、本発明の完
成に至ったものである。
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、初析フェライ
ト・パーライトと微細なベイナイト組織とからなる混合
組織とすることにより、制御圧延や制御冷却を必要とせ
ず、粗大な結晶粒度あっても優れた強度、靱性を達成す
ることを見いだしたものである。また、ベイナイト鋼の
降伏比および耐久比を低下させる原因となる高炭素島状
マルテンサイト（Ｍ）および残留オーステナイト（Ａ）
（以下、Ｍ−Ａという。）と変態歪を低減させるため
に、Ｃ量と添加する合金元素量との関係を所定の範囲に
規制し、全ての化学成分の調整によって変態温度の下限
を規制することにより降伏比および耐久比が向上するこ
とを見出すとともに、ＭｏとＶとの複合添加によりベイ
ナイトラスが微細化するために著しく靱性が向上するこ
とを併せて知見し、前記の考えの基に設計した鋼は丸棒
の直径が２０ｍｍ〜２３０ｍｍと広範囲の寸法において
も安定して優れた特性を示すことを確認し、本発明の完
成に至ったものである。
【００６０】すなわち、本発明の第１発明は重量比にし
て、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｃｒ：０．３０
〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：
０．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０
％、Ｎ：０．００８〜０．０２０％を含有し、かつＭｏ
（％）＋Ｖ（％）≧０．２０、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ
（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、ＢS ≧５５
０（℃）（ＢS ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ
（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））であり、残
部Ｆｅならびに不純物元素からなり、通常の圧延後空冷
したままで使用することを特徴とする高靱性非調質圧延
棒鋼であり、第２発明は、第１発明鋼に比べて結晶粒を
微細化し靱性を向上させるため、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％のうち１種
または２種を含有させたものであり、第３、第４発明は
被削性を改善するために第１、２発明鋼にさらにＳ：
０．０４〜０．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種
以上を含有させたものである。
て、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｃｒ：０．３０
〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：
０．００２〜０．０６０％、Ｖ：０．０５〜０．５０
％、Ｎ：０．００８〜０．０２０％を含有し、かつＭｏ
（％）＋Ｖ（％）≧０．２０、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ
（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、ＢS ≧５５
０（℃）（ＢS ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ
（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））であり、残
部Ｆｅならびに不純物元素からなり、通常の圧延後空冷
したままで使用することを特徴とする高靱性非調質圧延
棒鋼であり、第２発明は、第１発明鋼に比べて結晶粒を
微細化し靱性を向上させるため、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％のうち１種
または２種を含有させたものであり、第３、第４発明は
被削性を改善するために第１、２発明鋼にさらにＳ：
０．０４〜０．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種
以上を含有させたものである。
【００７０】
【作用】次に本発明の高靱性非調質圧延棒鋼における成
分組成の限定理由を以下に説明する。 Ｃ；０．１５〜０．３５％ Ｃは強度を確保するための元素であり、０．１５％以上
の含有が必要である。しかし、０．３５％を越えて含有
させると靱性が低下するので上限を０．３５％とした。
分組成の限定理由を以下に説明する。 Ｃ；０．１５〜０．３５％ Ｃは強度を確保するための元素であり、０．１５％以上
の含有が必要である。しかし、０．３５％を越えて含有
させると靱性が低下するので上限を０．３５％とした。
【００８０】Ｓｉ；０．０５〜０．５０％ Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として添加されるものであり、
０．０５％以上含有させることが必要である。しかし、
０．５０％を越えて含有させると靱性が低下するので上
限を０．３０％とした。
０．０５％以上含有させることが必要である。しかし、
０．５０％を越えて含有させると靱性が低下するので上
限を０．３０％とした。
【００９０】Ｍｎ；０．８０〜２．００％ Ｍｎは焼入性を向上させて組織をベイナイト化するのに
必要な元素である。Ｍｎの含有が０．８０％未満である
と焼入性が不足し、ベイナイトの生成量が少なくなり、
強度および靱性が不足するので下限を０．８０％とし
た。しかし、２．００％を越えて含有させると焼入性が
向上しすぎるとともにＭ−Ａの生成を促進し、降伏比お
よび耐久比が低下するので上限を２．００％とした。
必要な元素である。Ｍｎの含有が０．８０％未満である
と焼入性が不足し、ベイナイトの生成量が少なくなり、
強度および靱性が不足するので下限を０．８０％とし
た。しかし、２．００％を越えて含有させると焼入性が
向上しすぎるとともにＭ−Ａの生成を促進し、降伏比お
よび耐久比が低下するので上限を２．００％とした。
【０１００】Ｃｒ；０．３０〜１．５０％ ＣｒはＭｎと同様に組織をベイナイト化するのに必要な
元素である。０．３０％未満の含有では前記効果が不十
分であるので下限を０．３０％とした。しかし、１．５
０％を越えて含有させるとＭ−Ａの生成を促進し、降伏
比および耐久比が低下するので上限を１．５０％とし
た。
元素である。０．３０％未満の含有では前記効果が不十
分であるので下限を０．３０％とした。しかし、１．５
０％を越えて含有させるとＭ−Ａの生成を促進し、降伏
比および耐久比が低下するので上限を１．５０％とし
た。
【０１１０】Ｍｏ；０．０５〜０．５０％ Ｍｏは組織をベイナイト化するとともにベイナイトラス
を微細化させ靱性を向上させるために必要な元素であ
る。０．０５％未満の含有では前記効果が不十分である
ので下限を０．０５％とした。しかし、０．５０％を越
えて含有させてもその効果が飽和するとともにコスト高
となり、またＭｎ、Ｃｒと同様に過剰添加はＭ−Ａの生
成を促進し、降伏比および耐久比が低下するので上限を
０．５０％とした。
を微細化させ靱性を向上させるために必要な元素であ
る。０．０５％未満の含有では前記効果が不十分である
ので下限を０．０５％とした。しかし、０．５０％を越
えて含有させてもその効果が飽和するとともにコスト高
となり、またＭｎ、Ｃｒと同様に過剰添加はＭ−Ａの生
成を促進し、降伏比および耐久比が低下するので上限を
０．５０％とした。
【０１２０】Ａｌ；０．００２〜０．０６０％ Ａｌは強力な脱酸効果を持つ元素であるが、０．００２
％未満の含有では脱酸効果が認められなくなるので下限
を０．００２％とした。しかし、０．０６０％を越えて
含有させると前記効果が飽和するとともに被削性を低下
させるので上限を０．０６０％とした。
％未満の含有では脱酸効果が認められなくなるので下限
を０．００２％とした。しかし、０．０６０％を越えて
含有させると前記効果が飽和するとともに被削性を低下
させるので上限を０．０６０％とした。
【０１３０】Ｖ；０．０５〜０．５０％ ＶはＣ、Ｎと親和力が強く、鋼中においてもＶＣ、ＶＮ
として析出し、初析フェライトが生成した場合にこれを
析出強化させて強度を向上させるとともに、ベイナイト
ラスを微細化させて靱性を向上させる効果のある元素で
あるが、０．０５％未満の含有ではその効果が不十分で
あるので下限を０．０５％とした。しかし、０．５０％
を越えて含有させてもその効果が飽和するとともにコス
ト高となるため上限を０．５０％とした。
として析出し、初析フェライトが生成した場合にこれを
析出強化させて強度を向上させるとともに、ベイナイト
ラスを微細化させて靱性を向上させる効果のある元素で
あるが、０．０５％未満の含有ではその効果が不十分で
あるので下限を０．０５％とした。しかし、０．５０％
を越えて含有させてもその効果が飽和するとともにコス
ト高となるため上限を０．５０％とした。
【０１４０】Ｎ；０．００８〜０．０２０％ ＮはＡｌ、Ｖと親和力が強く、鋼中においてＡｌＮ、Ｖ
Ｎとして析出し、ピン止め効果によりオーステナイト結
晶粒を微細化させて靱性を向上させる効果があり、前記
効果を得るためには少なくとも０．００８％の含有が必
要である。しかし、０．０２０％を越えて含有させると
逆に靱性を低下させるので上限を０．０５０％とした。
Ｎとして析出し、ピン止め効果によりオーステナイト結
晶粒を微細化させて靱性を向上させる効果があり、前記
効果を得るためには少なくとも０．００８％の含有が必
要である。しかし、０．０２０％を越えて含有させると
逆に靱性を低下させるので上限を０．０５０％とした。
【０１５０】Ｔｉ；０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ；
０．０１〜０．３０％ ＴｉおよびＮｂは鋼中においてはＴｉ（ＣＮ）、Ｎｂ
（ＣＮ）として析出し、ピン止め効果によりオーステナ
イト結晶粒を微細化する効果があり、ＡｌＮ、ＶＮにく
らべてその効果が大きい。従って、靱性をさらに向上さ
せるためには少なくともＴｉは０．００５以上、Ｎｂは
０．０１以上の含有が必要である。しかし、Ｔｉは０．
０３０％、Ｎｂは０．３０％を越えて含有させても前記
効果が飽和するとともにコスト高になるので上限をＴｉ
は０．０３０％、Ｎｂは０．３０％とした。
０．０１〜０．３０％ ＴｉおよびＮｂは鋼中においてはＴｉ（ＣＮ）、Ｎｂ
（ＣＮ）として析出し、ピン止め効果によりオーステナ
イト結晶粒を微細化する効果があり、ＡｌＮ、ＶＮにく
らべてその効果が大きい。従って、靱性をさらに向上さ
せるためには少なくともＴｉは０．００５以上、Ｎｂは
０．０１以上の含有が必要である。しかし、Ｔｉは０．
０３０％、Ｎｂは０．３０％を越えて含有させても前記
効果が飽和するとともにコスト高になるので上限をＴｉ
は０．０３０％、Ｎｂは０．３０％とした。
【０１６０】Ｓ；０．０４〜０．１２％、Ｐｂ；０．０
５〜０．３０％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１％ Ｓ、Ｐｂ、Ｃａは快削性の改善に有効な元素であり、必
要に応じて添加されるものである。前記効果をえるため
にはそれぞれ０．０４％、０．０５％、０．０００５％
の含有が必要である。しかし、多量に含有させてもその
効果が飽和するとともに、靱性を低下させるのでそれぞ
れ０．１２％、０．３０％、０．０１％とした。
５〜０．３０％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１％ Ｓ、Ｐｂ、Ｃａは快削性の改善に有効な元素であり、必
要に応じて添加されるものである。前記効果をえるため
にはそれぞれ０．０４％、０．０５％、０．０００５％
の含有が必要である。しかし、多量に含有させてもその
効果が飽和するとともに、靱性を低下させるのでそれぞ
れ０．１２％、０．３０％、０．０１％とした。
【０１７０】Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）≧０．２０ Ｍｏ、Ｖの複合添加はＣの拡散を遅滞させベイナイトラ
スの成長を妨げるのでベイナイトラスを特に微細にする
効果がある。前記効果を得るためにはＭｏ、Ｖの合計含
有量を０．２０％以上にする必要がある。
スの成長を妨げるのでベイナイトラスを特に微細にする
効果がある。前記効果を得るためにはＭｏ、Ｖの合計含
有量を０．２０％以上にする必要がある。
【０１８０】１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍ
ｏ（％）≦２０Ｃ（％） １．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２
０Ｃ（％）はベイナイトのミクロ組織中に存在するＭ−
Ａの生成を防止するとともに、微細なセメンタイトを析
出させるための必要条件である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを過
剰に添加し１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ
（％）＞２０Ｃ（％）となるとセメンタイトの析出量が
減少し、これに代わってＭ−Ａを生成し、降伏比および
耐久比を低下させるため１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）
＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）とする必要がある。
ｏ（％）≦２０Ｃ（％） １．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２
０Ｃ（％）はベイナイトのミクロ組織中に存在するＭ−
Ａの生成を防止するとともに、微細なセメンタイトを析
出させるための必要条件である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを過
剰に添加し１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ
（％）＞２０Ｃ（％）となるとセメンタイトの析出量が
減少し、これに代わってＭ−Ａを生成し、降伏比および
耐久比を低下させるため１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）
＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）とする必要がある。
【０１９０】ＢS ≧５５０（℃）（ＢS ＝８３０−２７
０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍ
ｏ（％）） 上式で示されるＢS はベイナイト変態開始温度を示し、
ＢS が高いと変態歪は小さく、ＢS が低いと変態歪が大
きくなる。変態歪は降伏比および耐久比を低下させる
が、特にＢS ＜５５０（℃）では変態歪が急増し、降伏
比、耐久比を著しく低下させるためＢS ≧５５０（℃）
が必要である。
０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍ
ｏ（％）） 上式で示されるＢS はベイナイト変態開始温度を示し、
ＢS が高いと変態歪は小さく、ＢS が低いと変態歪が大
きくなる。変態歪は降伏比および耐久比を低下させる
が、特にＢS ＜５５０（℃）では変態歪が急増し、降伏
比、耐久比を著しく低下させるためＢS ≧５５０（℃）
が必要である。
【０２００】
【実施例】次に本発明を比較鋼および従来鋼と対比し
て、その特徴を実施例でもって明らかにする。表１およ
び表２は実施例に用いた供試材の化学成分を示すもので
ある。
て、その特徴を実施例でもって明らかにする。表１およ
び表２は実施例に用いた供試材の化学成分を示すもので
ある。
【０２１０】
【表１】
【０２２０】
【表２】
【０２３０】表１および表２において、１〜１８鋼は本
発明鋼であり、１〜４鋼は第１請求項、５〜７鋼は第２
請求項、８〜１２鋼は第３請求項、１３〜１８鋼は第４
請求項に該当する鋼である。また、１９〜２５鋼は本発
明の化学組成を部分的に満足しない比較鋼であり、２
６、２７鋼はフェライト・パーライト型の従来の非調質
鋼、２８鋼は従来鋼であるＳ４５Ｃである。
発明鋼であり、１〜４鋼は第１請求項、５〜７鋼は第２
請求項、８〜１２鋼は第３請求項、１３〜１８鋼は第４
請求項に該当する鋼である。また、１９〜２５鋼は本発
明の化学組成を部分的に満足しない比較鋼であり、２
６、２７鋼はフェライト・パーライト型の従来の非調質
鋼、２８鋼は従来鋼であるＳ４５Ｃである。
【０２４０】次に表１および表２に示した化学組成を有
する供試鋼を試験溶解により２．３トンの鋼塊を作製
し、１３０ｘ１３０ｍｍの断面からなる鋼片を作製し
た。１〜２６鋼については鋼片を１２００℃に加熱後１
０００〜１１００℃で直径８０ｍｍに圧延し、次いで室
温まで自然空冷の通常圧延にて製造したものである。２
７鋼については、鋼片を１２００℃に加熱後８５０〜９
５０℃で直径８０ｍｍに圧延し、室温まで自然空冷の制
御圧延にて製造したものである。また、Ｓ４５Ｃである
２８鋼については、通常圧延にて製造した直径８０ｍｍ
の丸棒を８８０℃にて加熱後油浴中にて焼入れを行い、
続いて５８０℃にて焼戻しを行ったものである。
する供試鋼を試験溶解により２．３トンの鋼塊を作製
し、１３０ｘ１３０ｍｍの断面からなる鋼片を作製し
た。１〜２６鋼については鋼片を１２００℃に加熱後１
０００〜１１００℃で直径８０ｍｍに圧延し、次いで室
温まで自然空冷の通常圧延にて製造したものである。２
７鋼については、鋼片を１２００℃に加熱後８５０〜９
５０℃で直径８０ｍｍに圧延し、室温まで自然空冷の制
御圧延にて製造したものである。また、Ｓ４５Ｃである
２８鋼については、通常圧延にて製造した直径８０ｍｍ
の丸棒を８８０℃にて加熱後油浴中にて焼入れを行い、
続いて５８０℃にて焼戻しを行ったものである。
【０２５０】１〜２８鋼の各供試材について、直径８０
ｍｍの丸棒の１／４に相当する位置よりＪＩＳ４号引張
試験片、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験片および小
野式回転曲げ疲労試験片を採取し、試験に供した。ま
た、各供試材についてミクロ組織を調査するとともにベ
イナイト組織が現出したものについてはベイナイトラス
の長手方向の寸法およびＭ−Ａ量を測定した。ベイナイ
トラスの寸法は倍率１０００倍の光学顕微鏡にて各試料
につき１００視野の測定を行い、その平均値をもって測
定値とした。Ｍ−Ａ量については、倍率５０００倍の走
査型電子顕微鏡観察により各試料１００視野をポイント
カウンティング法で測定しその平均値をもって測定値と
した。オーステナイト結晶の粒度番号については、ＪＩ
Ｓ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方
法）に基づいて試験を行った。
ｍｍの丸棒の１／４に相当する位置よりＪＩＳ４号引張
試験片、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験片および小
野式回転曲げ疲労試験片を採取し、試験に供した。ま
た、各供試材についてミクロ組織を調査するとともにベ
イナイト組織が現出したものについてはベイナイトラス
の長手方向の寸法およびＭ−Ａ量を測定した。ベイナイ
トラスの寸法は倍率１０００倍の光学顕微鏡にて各試料
につき１００視野の測定を行い、その平均値をもって測
定値とした。Ｍ−Ａ量については、倍率５０００倍の走
査型電子顕微鏡観察により各試料１００視野をポイント
カウンティング法で測定しその平均値をもって測定値と
した。オーステナイト結晶の粒度番号については、ＪＩ
Ｓ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイト結晶粒度試験方
法）に基づいて試験を行った。
【０２６０】さらに、被削性については各供試材につい
てドリル穿孔試験を行った。試験条件としてドリルの材
質はＳＫＨ９、ドリル回転数は１７１０ｒ．ｐ．ｍ、切
削油なし、荷重７５ｋｇ、ドリルは５ｍｍφストレート
シャンクを用いた。測定した値は、従来鋼である２８鋼
の定荷重単位時間穿孔距離を１００とし、それぞれの穿
孔距離を整数比で示し、被削性を評価した。これらの結
果を表３および表４に示した。
てドリル穿孔試験を行った。試験条件としてドリルの材
質はＳＫＨ９、ドリル回転数は１７１０ｒ．ｐ．ｍ、切
削油なし、荷重７５ｋｇ、ドリルは５ｍｍφストレート
シャンクを用いた。測定した値は、従来鋼である２８鋼
の定荷重単位時間穿孔距離を１００とし、それぞれの穿
孔距離を整数比で示し、被削性を評価した。これらの結
果を表３および表４に示した。
【０２７０】
【表３】
【０２８０】
【表４】
【０２９０】表３および表４から明らかなように比較
鋼、従来鋼である１９〜２８鋼を本発明鋼と比較する
と、１９鋼はＣ含有量が高いことにより衝撃値および被
削性がともに劣るものである。２０、２１鋼はＭｎある
いはＣｒ含有量が高いために焼入性が向上しすぎるとと
もにＭ−Ａ量が非常に多く、また１．８Ｍｎ（％）＋Ｃ
ｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）（以下、式
（１）という。）およびＢS ≧５５０（℃）を満足しな
いために降伏比および耐久比が劣るものである。２２鋼
はＭｏの含有量が低くかつ式（１）を満足しないために
ベイナイトラス寸法が大きく、Ｍ−Ａ量が多くなり、降
伏比、耐久比および衝撃値が劣るものである。２３鋼は
Ｖの含有量が低いためにベイナイトラス寸法が大きくな
り、耐久比と衝撃値が劣るものである。２４、２５鋼は
化学成分は本発明鋼の範囲に入っているが、２４鋼は式
（1)を、２５鋼はＢS ≧５５０（℃）を満足しないため
に降伏比、耐久比が劣るものである。
鋼、従来鋼である１９〜２８鋼を本発明鋼と比較する
と、１９鋼はＣ含有量が高いことにより衝撃値および被
削性がともに劣るものである。２０、２１鋼はＭｎある
いはＣｒ含有量が高いために焼入性が向上しすぎるとと
もにＭ−Ａ量が非常に多く、また１．８Ｍｎ（％）＋Ｃ
ｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）（以下、式
（１）という。）およびＢS ≧５５０（℃）を満足しな
いために降伏比および耐久比が劣るものである。２２鋼
はＭｏの含有量が低くかつ式（１）を満足しないために
ベイナイトラス寸法が大きく、Ｍ−Ａ量が多くなり、降
伏比、耐久比および衝撃値が劣るものである。２３鋼は
Ｖの含有量が低いためにベイナイトラス寸法が大きくな
り、耐久比と衝撃値が劣るものである。２４、２５鋼は
化学成分は本発明鋼の範囲に入っているが、２４鋼は式
（1)を、２５鋼はＢS ≧５５０（℃）を満足しないため
に降伏比、耐久比が劣るものである。
【０３００】また、従来のフェライト・パーライト型非
調質鋼について、通常圧延した２６鋼は降伏比、耐久比
および衝撃値が低く、制御圧延した２７鋼は結晶粒度番
号が８．５と細粒なため降伏比および衝撃値が改善され
るものの耐久比は依然として低いままである。さらに、
Ｓ４５Ｃである２８鋼は焼入焼戻しを行っても不完全焼
入組織となり、降伏比、耐久比、衝撃値がともに劣るも
のである。
調質鋼について、通常圧延した２６鋼は降伏比、耐久比
および衝撃値が低く、制御圧延した２７鋼は結晶粒度番
号が８．５と細粒なため降伏比および衝撃値が改善され
るものの耐久比は依然として低いままである。さらに、
Ｓ４５Ｃである２８鋼は焼入焼戻しを行っても不完全焼
入組織となり、降伏比、耐久比、衝撃値がともに劣るも
のである。
【０３１０】これに対して、本発明鋼である１〜１８鋼
は通常の圧延ままにおいてもＭｏとＶを複合添加したこ
と、Ｃ量と合金元素量の関係において適切な範囲内に規
制した（式（１））こと、およびＢｓ≧５５０としたこ
とにより、ベイナイトラス寸法が７〜１７μｍと微細化
され、Ｍ−Ａ量も０％となった結果、０．２％耐力は５
６kgf/mm2 以上、引張強さは７６kgf/mm2 以上、降伏比
は０．７０以上、耐久比は０．５０以上、衝撃値は１６
kgf ・m/cm2 以上という調質炭素鋼以上の優れた特性が
得られている。なお、本発明の特徴である通常の圧延ま
まにより、混合組織の結晶の粒度番号は５〜７と、従来
鋼である制御圧延を施して粒度番号８．５の細粒からな
る２７鋼に比較して粗大な結晶粒度にもかかわらず調質
炭素鋼以上の優れた特性が得られたことである。
は通常の圧延ままにおいてもＭｏとＶを複合添加したこ
と、Ｃ量と合金元素量の関係において適切な範囲内に規
制した（式（１））こと、およびＢｓ≧５５０としたこ
とにより、ベイナイトラス寸法が７〜１７μｍと微細化
され、Ｍ−Ａ量も０％となった結果、０．２％耐力は５
６kgf/mm2 以上、引張強さは７６kgf/mm2 以上、降伏比
は０．７０以上、耐久比は０．５０以上、衝撃値は１６
kgf ・m/cm2 以上という調質炭素鋼以上の優れた特性が
得られている。なお、本発明の特徴である通常の圧延ま
まにより、混合組織の結晶の粒度番号は５〜７と、従来
鋼である制御圧延を施して粒度番号８．５の細粒からな
る２７鋼に比較して粗大な結晶粒度にもかかわらず調質
炭素鋼以上の優れた特性が得られたことである。
【０３２０】また、被削性については、快削性元素を添
加した第３および第４発明鋼である８〜１８鋼は第１お
よび第２発明鋼に比べて強度、靱性、疲労強度などの特
性を損なうことなく、第１、第２発明鋼、比較鋼および
従来鋼に比べて優れた被削性を得ることができた。
加した第３および第４発明鋼である８〜１８鋼は第１お
よび第２発明鋼に比べて強度、靱性、疲労強度などの特
性を損なうことなく、第１、第２発明鋼、比較鋼および
従来鋼に比べて優れた被削性を得ることができた。
【０３３０】次に圧延寸法の影響について、本発明鋼の
優れた特徴を別の実施例により明らかにする。表１およ
び表２に示す供試鋼のうち、本発明鋼の２、７、１０、
１６鋼と従来の非調質鋼である２６鋼（通常圧延）、２
７鋼（制御圧延）をそれぞれ直径２０ｍｍ、８０ｍｍ、
２３０ｍｍの３サイズに圧延し、０．２％耐力、引張強
さ、降伏比および衝撃値について試験を行った。
優れた特徴を別の実施例により明らかにする。表１およ
び表２に示す供試鋼のうち、本発明鋼の２、７、１０、
１６鋼と従来の非調質鋼である２６鋼（通常圧延）、２
７鋼（制御圧延）をそれぞれ直径２０ｍｍ、８０ｍｍ、
２３０ｍｍの３サイズに圧延し、０．２％耐力、引張強
さ、降伏比および衝撃値について試験を行った。
【０３４０】圧延条件は、本発明鋼の２、７、１０、１
６鋼については２．３トン鋼塊又は１３０×１３０ｍｍ
の断面を有する鋼片を１２００℃に加熱し、次いで１０
００〜１１００℃で圧延後室温まで自然空冷した。２７
鋼については、２．３トン鋼塊又は１３０×１３０ｍｍ
の断面を有する鋼片を１２００℃に加熱し、次いで８５
０〜９５０℃で圧延後室温まで自然空冷した。なお、直
径２０ｍｍ、８０ｍｍの圧延には１３０×１３０ｍｍの
断面を有する鋼片を、直径２３０ｍｍの圧延には２．３
トン鋼塊を母材として圧延を行った。試験片の採取につ
いては、直径２０ｍｍの場合は中心部から、また直径８
０ｍｍおよび２３０ｍｍの場合にはそれぞれの直径の１
／４の位置より、ＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３
号Ｕノッチシャルピー試験片を採取した。試験を実施し
た結果を表５に示した。
６鋼については２．３トン鋼塊又は１３０×１３０ｍｍ
の断面を有する鋼片を１２００℃に加熱し、次いで１０
００〜１１００℃で圧延後室温まで自然空冷した。２７
鋼については、２．３トン鋼塊又は１３０×１３０ｍｍ
の断面を有する鋼片を１２００℃に加熱し、次いで８５
０〜９５０℃で圧延後室温まで自然空冷した。なお、直
径２０ｍｍ、８０ｍｍの圧延には１３０×１３０ｍｍの
断面を有する鋼片を、直径２３０ｍｍの圧延には２．３
トン鋼塊を母材として圧延を行った。試験片の採取につ
いては、直径２０ｍｍの場合は中心部から、また直径８
０ｍｍおよび２３０ｍｍの場合にはそれぞれの直径の１
／４の位置より、ＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３
号Ｕノッチシャルピー試験片を採取した。試験を実施し
た結果を表５に示した。
【０３５０】
【表５】
【０３６０】表５から明らかなように、従来のフェライ
ト・パーライト型の非調質鋼は通常圧延の２６鋼はもと
より、制御圧延した２７鋼においても圧延寸法がφ２３
０ｍｍと太くなると降伏比、衝撃値が低下し、特に衝撃
値の低下は著しい。しかし、本発明鋼２、７、１０、１
６鋼はφ２３０ｍｍと寸法が太くなっても降伏比、衝撃
値はわずかな減少にとどまり良好な特性が得られている
ことがわかる。
ト・パーライト型の非調質鋼は通常圧延の２６鋼はもと
より、制御圧延した２７鋼においても圧延寸法がφ２３
０ｍｍと太くなると降伏比、衝撃値が低下し、特に衝撃
値の低下は著しい。しかし、本発明鋼２、７、１０、１
６鋼はφ２３０ｍｍと寸法が太くなっても降伏比、衝撃
値はわずかな減少にとどまり良好な特性が得られている
ことがわかる。
【０３７０】また、０．２％耐力および引張強さについ
ても、従来鋼では圧延寸法が太くなるに従って大幅に低
下しているが、本発明鋼はその低下は小さく圧延寸法の
変化への依存性が少なく安定している。
ても、従来鋼では圧延寸法が太くなるに従って大幅に低
下しているが、本発明鋼はその低下は小さく圧延寸法の
変化への依存性が少なく安定している。
【０３８０】なお、Ｍ−Ａ量については、発明鋼および
従来鋼ともに０％であり、ベイナイトラスの寸法は、直
径２０ｍｍの細丸棒では直径８０ｍｍに比べてやや細か
く６〜１５μｍ、直径２３０ｍｍの太丸棒では直径８０
ｍｍに比べてやや大きく１０〜１９μｍが得られて、良
好な特性を示している。混合組織の結晶の粒度番号は、
直径２０ｍｍの細丸棒および直径２３０ｍｍの太丸棒の
両サイズともに５〜７と直径８０ｍｍと同等の粒度番号
が得られて、圧延寸法へ依存せず、安定している。
従来鋼ともに０％であり、ベイナイトラスの寸法は、直
径２０ｍｍの細丸棒では直径８０ｍｍに比べてやや細か
く６〜１５μｍ、直径２３０ｍｍの太丸棒では直径８０
ｍｍに比べてやや大きく１０〜１９μｍが得られて、良
好な特性を示している。混合組織の結晶の粒度番号は、
直径２０ｍｍの細丸棒および直径２３０ｍｍの太丸棒の
両サイズともに５〜７と直径８０ｍｍと同等の粒度番号
が得られて、圧延寸法へ依存せず、安定している。
【０３９０】
【発明の効果】本発明の非調質圧延棒鋼は、従来のフェ
ライト・パーライト型の非調質鋼では通常の圧延により
十分な靱性を確保できないために制御圧延を必要とする
ことにより生産性の低下やコストの上昇ならびに鍛練比
の小さい太丸寸法（直径１８０〜２３０ｍｍ）は制御圧
延の効果が発現されないことによる非調質化が不可能と
いう問題点を解決した。このことは、丸棒の直径が２０
〜２３０ｍｍと広い範囲において、制御圧延あるいは制
御冷却を施すことなく通常の圧延条件であらゆる特性に
ついて調質炭素鋼以上の特性が得られるものであり、省
エネルギーの社会的要請への対応等、産業上寄与すると
ころが大きい。
ライト・パーライト型の非調質鋼では通常の圧延により
十分な靱性を確保できないために制御圧延を必要とする
ことにより生産性の低下やコストの上昇ならびに鍛練比
の小さい太丸寸法（直径１８０〜２３０ｍｍ）は制御圧
延の効果が発現されないことによる非調質化が不可能と
いう問題点を解決した。このことは、丸棒の直径が２０
〜２３０ｍｍと広い範囲において、制御圧延あるいは制
御冷却を施すことなく通常の圧延条件であらゆる特性に
ついて調質炭素鋼以上の特性が得られるものであり、省
エネルギーの社会的要請への対応等、産業上寄与すると
ころが大きい。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比にして、Ｃ：０．１５〜０．３５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜
２．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、
Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２
０％を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ（％）≧０．２０、
１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２
０Ｃ（％）、ＢS ≧５５０（℃）（ＢS ＝８３０−２７
０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍ
ｏ（％））であり、残部Ｆｅならびに不純物元素からな
り、通常の圧延後空冷したままで使用することを特徴と
する高靱性非調質圧延棒鋼。 - 【請求項２】 重量比にして、Ｃ：０．１５〜０．３５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜
２．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、
Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２
０％を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０３０
％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％のうち１種または２種
を含有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ（％）≧０．２０、１．
８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ
（％）、ＢS ≧５５０（℃）（ＢS ＝８３０−２７０Ｃ
（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ
（％））であり、残部Ｆｅならびに不純物元素からな
り、通常の圧延後空冷したままで使用することを特徴と
する高靱性非調質圧延棒鋼。 - 【請求項３】 重量比にして、Ｃ：０．１５〜０．３５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜
２．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、
Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２
０％を含有し、さらにＳ：０．０４〜０．１２％、Ｐ
ｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．
０１％のうち１種または２種以上を含有し、かつＭｏ
（％）＋Ｖ（％）≧０．２０、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ
（％）＋０．５Ｍｏ（％）≦２０Ｃ（％）、ＢS ≧５５
０（℃）（ＢS ＝８３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ
（％）−７０Ｃｒ（％）−８３Ｍｏ（％））であり、残
部Ｆｅならびに不純物元素からなり、通常の圧延後空冷
したままで使用することを特徴とする高靱性非調質圧延
棒鋼。 - 【請求項４】 重量比にして、Ｃ：０．１５〜０．３５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜
２．００％、Ｃｒ：０．３０〜１．５０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００２〜０．０６０％、
Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８〜０．０２
０％を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０３０
％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％のうち１種または２種
と、Ｓ：０．０４〜０．１２％、Ｐｂ：０．０５〜０．
３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％のうち１種ま
たは２種以上とを含有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ（％）≧
０．２０、１．８有し、かつＭｏ（％）＋Ｖ（％）≧
０．２０、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ
（％）≦２０Ｃ（％）、ＢS ≧５５０（℃）（ＢS ＝８
３０−２７０Ｃ（％）−９０Ｍｎ（％）−７０Ｃｒ
（％）−８３Ｍｏ（％））であり、残部Ｆｅならびに不
純物元素からなり、通常の圧延後空冷したままで使用す
ることを特徴とする高靱性非調質圧延棒鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25204792A JPH0673490A (ja) | 1992-08-26 | 1992-08-26 | 高靭性非調質圧延棒鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25204792A JPH0673490A (ja) | 1992-08-26 | 1992-08-26 | 高靭性非調質圧延棒鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0673490A true JPH0673490A (ja) | 1994-03-15 |
Family
ID=17231834
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25204792A Pending JPH0673490A (ja) | 1992-08-26 | 1992-08-26 | 高靭性非調質圧延棒鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0673490A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0674014A1 (en) * | 1993-10-12 | 1995-09-27 | Nippon Steel Corporation | Non-heat-treated hot-forging steel excellent in tensile strength, fatigue strength and machinability |
| CN103469117A (zh) * | 2013-08-12 | 2013-12-25 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种强屈比≥1.25的热轧带肋钢筋及其生产方法 |
| CN113416828A (zh) * | 2021-06-24 | 2021-09-21 | 大冶特殊钢有限公司 | 16-27MnCrS5圆钢制备方法 |
| WO2023229428A1 (ko) * | 2022-05-27 | 2023-11-30 | 주식회사 포스코 | 절삭성과 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 선재 및 그 제조방법 |
| WO2023229432A1 (ko) * | 2022-05-27 | 2023-11-30 | 주식회사 포스코 | 절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 |
-
1992
- 1992-08-26 JP JP25204792A patent/JPH0673490A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0674014A1 (en) * | 1993-10-12 | 1995-09-27 | Nippon Steel Corporation | Non-heat-treated hot-forging steel excellent in tensile strength, fatigue strength and machinability |
| EP0674014A4 (en) * | 1993-10-12 | 1996-02-07 | Nippon Steel Corp | HEAT-TREATED HEAT-FORGED STEEL WITH EXCELLENT TENSILE STRENGTH, FATIGUE RESISTANCE AND MACHINABILITY. |
| CN103469117A (zh) * | 2013-08-12 | 2013-12-25 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种强屈比≥1.25的热轧带肋钢筋及其生产方法 |
| CN103469117B (zh) * | 2013-08-12 | 2016-04-27 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种强屈比≥1.25的热轧带肋钢筋及其生产方法 |
| CN113416828A (zh) * | 2021-06-24 | 2021-09-21 | 大冶特殊钢有限公司 | 16-27MnCrS5圆钢制备方法 |
| WO2023229428A1 (ko) * | 2022-05-27 | 2023-11-30 | 주식회사 포스코 | 절삭성과 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 선재 및 그 제조방법 |
| WO2023229432A1 (ko) * | 2022-05-27 | 2023-11-30 | 주식회사 포스코 | 절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 |
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