JPH08319539A - 高強度高靭性制振合金及びその製造方法 - Google Patents
高強度高靭性制振合金及びその製造方法Info
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- JPH08319539A JPH08319539A JP13156195A JP13156195A JPH08319539A JP H08319539 A JPH08319539 A JP H08319539A JP 13156195 A JP13156195 A JP 13156195A JP 13156195 A JP13156195 A JP 13156195A JP H08319539 A JPH08319539 A JP H08319539A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度、靭性、制振性が同時に優れた構造材料
用制振合金。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．
５〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｃｒ：１〜５％、Ｐ：
０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．
００５〜５％、必要に応じＰ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃａ、ＲＥＭを適切な範囲に添
加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼におい
て、（２００）回折強度比が２．５〜１５．０の高強度
高靭性制振合金。上記成分を有する鋳片を加熱温度１０
００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧下率３０〜７０
％、圧延仕上温度７５０〜９００℃、より制振性向上の
ため圧延仕上温度がＡｒ1 ＋５０℃〜Ａｒ1 −２０℃
で、圧延後に７００〜１０００℃の焼戻し、または、焼
きなましを行うことを特徴とする高強度高靭性制振合金
の製造方法。 【効果】引張強度≧３７０MPa 、０℃の吸収エネルギー
≧８０Ｊで制振性が良好。
用制振合金。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．
５〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｃｒ：１〜５％、Ｐ：
０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．
００５〜５％、必要に応じＰ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃａ、ＲＥＭを適切な範囲に添
加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼におい
て、（２００）回折強度比が２．５〜１５．０の高強度
高靭性制振合金。上記成分を有する鋳片を加熱温度１０
００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧下率３０〜７０
％、圧延仕上温度７５０〜９００℃、より制振性向上の
ため圧延仕上温度がＡｒ1 ＋５０℃〜Ａｒ1 −２０℃
で、圧延後に７００〜１０００℃の焼戻し、または、焼
きなましを行うことを特徴とする高強度高靭性制振合金
の製造方法。 【効果】引張強度≧３７０MPa 、０℃の吸収エネルギー
≧８０Ｊで制振性が良好。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、船舶、橋梁、産業機
械、建築用構造材料としての強度と靭性を満足し、同時
に高い制振性を有する制振合金及びその製造方法に係わ
るものである。
械、建築用構造材料としての強度と靭性を満足し、同時
に高い制振性を有する制振合金及びその製造方法に係わ
るものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、船舶、橋梁、産業機械、建築物は
その材料には、構造材料の基本特性である強度に加え高
い制振性と靭性が同時に要求される傾向にある。すなわ
ち、たとえば、橋梁上の高速鉄道走行時や大規模土木、
建築作業時の騒音、振動を構造材料そのものの制振効果
で抑え、かつ、構造部材として十分な強度と靭性を有す
るという課題を解決しようとするものである。
その材料には、構造材料の基本特性である強度に加え高
い制振性と靭性が同時に要求される傾向にある。すなわ
ち、たとえば、橋梁上の高速鉄道走行時や大規模土木、
建築作業時の騒音、振動を構造材料そのものの制振効果
で抑え、かつ、構造部材として十分な強度と靭性を有す
るという課題を解決しようとするものである。
【０００３】樹脂サンドイッチ型制振鋼板に代わる制振
性を目的とした部材に供される従来の鉄系材料は、振動
による交番応力作用下での磁壁移動の非可逆運動による
ヒステリシスに起因した高い制振特性を得るため、フェ
ライトフォーマーを添加して組織をフェライト単相化す
ることをねらい、Ａｌ及びＳｉを添加した材料と、Ｃｒ
を積極的に添加した材料との２種類に分けられる。前者
の例としては、特開平４−９９１４８号公報に記載され
るように、Ａｌを最高７．０５％及びＳｉを最高４．５
％まで添加した強磁性型制振合金があり、後者の例とし
ては、特開昭５２−７３１１８号公報に記載されるよう
に、Ｃｒを８〜３０％添加した強磁性制振合金などがあ
る。さらに、特開平６−２２０５８３号公報及び特開平
５−３０２１４８号公報で、Ｍｎが０．１または０．２
％以下で、Ｃｒを１〜５％添加した強磁性制振合金があ
る。また、発明者らが提出した特願平６−２５８９８２
号はＭｎが０．２〜２．５％、Ｃｒを１〜５％添加した
強磁性制振合金がある。
性を目的とした部材に供される従来の鉄系材料は、振動
による交番応力作用下での磁壁移動の非可逆運動による
ヒステリシスに起因した高い制振特性を得るため、フェ
ライトフォーマーを添加して組織をフェライト単相化す
ることをねらい、Ａｌ及びＳｉを添加した材料と、Ｃｒ
を積極的に添加した材料との２種類に分けられる。前者
の例としては、特開平４−９９１４８号公報に記載され
るように、Ａｌを最高７．０５％及びＳｉを最高４．５
％まで添加した強磁性型制振合金があり、後者の例とし
ては、特開昭５２−７３１１８号公報に記載されるよう
に、Ｃｒを８〜３０％添加した強磁性制振合金などがあ
る。さらに、特開平６−２２０５８３号公報及び特開平
５−３０２１４８号公報で、Ｍｎが０．１または０．２
％以下で、Ｃｒを１〜５％添加した強磁性制振合金があ
る。また、発明者らが提出した特願平６−２５８９８２
号はＭｎが０．２〜２．５％、Ｃｒを１〜５％添加した
強磁性制振合金がある。
【０００４】次に、田中良平、制振材料＜その機能と応
用＞広済堂１９９２年３月発行ｐ１９２〜１９７に強磁
性型合金として、外部応力が磁区壁の移動を引き起こし
それによるヒステリシス損で振動エネルギーが吸収され
ることが記述されている。
用＞広済堂１９９２年３月発行ｐ１９２〜１９７に強磁
性型合金として、外部応力が磁区壁の移動を引き起こし
それによるヒステリシス損で振動エネルギーが吸収され
ることが記述されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の合金のうち特開平４−９９１４８号公報記載の合金は
Ａｌ及びＳｉ添加量の上限規制が不適当であるため、粗
大なＡｌ系及びＳｉ系介在物の生成をまねき、これが破
壊の発生点として作用するため靭性が低下する。
の合金のうち特開平４−９９１４８号公報記載の合金は
Ａｌ及びＳｉ添加量の上限規制が不適当であるため、粗
大なＡｌ系及びＳｉ系介在物の生成をまねき、これが破
壊の発生点として作用するため靭性が低下する。
【０００６】また、特開昭５２−７３１１８号公報記載
の合金はＣｒ添加が過剰なため、上記同様Ｃｒ系介在物
の靭性低下をまねく。さらに、特開平６−２２０５８３
号公報及び特開平５−３０２１４８号公報は、強度上昇
元素が添加されていないため、強度が低い。また、特開
平６−２５８９８２号公報は製造方法が適切でないた
め、制振性が低い。制振材料の文献では、制振合金の機
構を書いたもので、その向上策や具体的な成分系・製造
方法あるいは制振性に加えて強度と靭性を同時に満足す
る方法に関する記述はない。
の合金はＣｒ添加が過剰なため、上記同様Ｃｒ系介在物
の靭性低下をまねく。さらに、特開平６−２２０５８３
号公報及び特開平５−３０２１４８号公報は、強度上昇
元素が添加されていないため、強度が低い。また、特開
平６−２５８９８２号公報は製造方法が適切でないた
め、制振性が低い。制振材料の文献では、制振合金の機
構を書いたもので、その向上策や具体的な成分系・製造
方法あるいは制振性に加えて強度と靭性を同時に満足す
る方法に関する記述はない。
【０００７】本発明は優れた制振性に加えて強度と靭性
を同時に満足する合金とその製造方法を提供することを
目的とする。
を同時に満足する合金とその製造方法を提供することを
目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、 （１）重量％で、Ｃ ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．５
〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ ：０．０１０％以
下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃｒ：１〜５％、Ａｌ：
０．００５〜５％、Ｎ ：０．００６％以下を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、（２００）回折
強度比が２．５〜１５．０を特徴とする０℃でのシャル
ピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の
高強度高靭性制振合金。
〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ ：０．０１０％以
下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃｒ：１〜５％、Ａｌ：
０．００５〜５％、Ｎ ：０．００６％以下を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、（２００）回折
強度比が２．５〜１５．０を特徴とする０℃でのシャル
ピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の
高強度高靭性制振合金。
【０００９】（２）（１）記載の合金と同一組成を有す
る鋼に、さらに、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．５
％、Ｎｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜４．
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ ：０．００５
〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５％を１種または２種以上含み、
（２００）回折強度比が２．５〜１５．０を特徴とする
０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張強さ
≧４００MPa の高強度高靭性制振合金。
る鋼に、さらに、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．５
％、Ｎｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜４．
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ ：０．００５
〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５％を１種または２種以上含み、
（２００）回折強度比が２．５〜１５．０を特徴とする
０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張強さ
≧４００MPa の高強度高靭性制振合金。
【００１０】（３）（１）または、（２）記載の合金と
同一組成を有する鋼に、さらに、重量％で、Ｃａ：０．
００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％を
１種または２種含み、（２００）回折強度比が２．５〜
１５．０を特徴とする０℃でのシャルピー吸収エネルギ
ー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制
振合金。
同一組成を有する鋼に、さらに、重量％で、Ｃａ：０．
００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％を
１種または２種含み、（２００）回折強度比が２．５〜
１５．０を特徴とする０℃でのシャルピー吸収エネルギ
ー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制
振合金。
【００１１】（４）重量％で、Ｃ ：０．０２％以下、
Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ ：０．
０１０％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃｒ：１〜５
％、Ａｌ：０．００５〜５％、Ｎ ：０．００６％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧
下率が３０〜７０％で、圧延仕上温度が７５０〜９００
℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、７００℃〜１０
００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理することを特徴
とする０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引
張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制振合金の製造方
法。
Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ ：０．
０１０％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃｒ：１〜５
％、Ａｌ：０．００５〜５％、Ｎ ：０．００６％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧
下率が３０〜７０％で、圧延仕上温度が７５０〜９００
℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、７００℃〜１０
００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理することを特徴
とする０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引
張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制振合金の製造方
法。
【００１２】（５）（４）記載の合金と同一組成を有す
る鋼に、さらに、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．５
％、Ｎｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜４．
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ ：０．００５
〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５％を１種または２種以上含み、加
熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧下
率が３０〜７０％で、圧延仕上温度が７５０〜９００℃
で、熱間圧延後室温まで冷却した後、７００℃〜１００
０℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理することを特徴と
する０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張
強さ≧４００MPa の高強度高靭性制振合金の製造方法。
る鋼に、さらに、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．５
％、Ｎｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜４．
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ ：０．００５
〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５％を１種または２種以上含み、加
熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧下
率が３０〜７０％で、圧延仕上温度が７５０〜９００℃
で、熱間圧延後室温まで冷却した後、７００℃〜１００
０℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理することを特徴と
する０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張
強さ≧４００MPa の高強度高靭性制振合金の製造方法。
【００１３】（６）（４）または、（５）記載の合金と
同一組成を有する鋼に、さらに、重量％で、Ｃａ：０．
００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％を
１種または２種含み、加熱温度が１０００〜１１５０
℃、１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧延仕
上温度が７５０〜９００℃で、熱間圧延後室温まで冷却
した後、７００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなま
し熱処理することを特徴とする０℃でのシャルピー吸収
エネルギー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度
高靭性制振合金の製造方法にある。
同一組成を有する鋼に、さらに、重量％で、Ｃａ：０．
００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％を
１種または２種含み、加熱温度が１０００〜１１５０
℃、１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧延仕
上温度が７５０〜９００℃で、熱間圧延後室温まで冷却
した後、７００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなま
し熱処理することを特徴とする０℃でのシャルピー吸収
エネルギー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度
高靭性制振合金の製造方法にある。
【００１４】（７）重量％で、Ｃ ：０．０２％以下、
Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ ：０．
０１０％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃｒ：１〜５
％、Ａｌ：０．００５〜５％、Ｎ ：０．００６％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧
下率が３０〜７０％で、圧延仕上温度がＡｒ1 −２０℃
〜Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、
７００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理
することを特徴とする０℃でのシャルピー吸収エネルギ
ー≧８０Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制振
合金の製造方法。
Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ ：０．
０１０％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃｒ：１〜５
％、Ａｌ：０．００５〜５％、Ｎ ：０．００６％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧
下率が３０〜７０％で、圧延仕上温度がＡｒ1 −２０℃
〜Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、
７００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理
することを特徴とする０℃でのシャルピー吸収エネルギ
ー≧８０Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制振
合金の製造方法。
【００１５】（８）（７）記載の合金と同一組成を有す
る鋼に、さらに、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．５
％、Ｎｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜４．
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ ：０．００５
〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５％を１種または２種以上含み、加
熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧下
率が３０〜７０％で、圧延仕上温度がＡｒ1 −２０℃〜
Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、７
００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理す
ることを特徴とする０℃でのシャルピー吸収エネルギー
≧８０Ｊ、引張強さ≧４００MPa の高強度高靭性制振合
金の製造方法。
る鋼に、さらに、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．５
％、Ｎｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜４．
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ ：０．００５
〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５％を１種または２種以上含み、加
熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧下
率が３０〜７０％で、圧延仕上温度がＡｒ1 −２０℃〜
Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、７
００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理す
ることを特徴とする０℃でのシャルピー吸収エネルギー
≧８０Ｊ、引張強さ≧４００MPa の高強度高靭性制振合
金の製造方法。
【００１６】（９）（７）または（８）記載の合金と同
一組成を有する鋼に、さらに、重量％で、Ｃａ：０．０
０１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％を１
種または２種含み、加熱温度が１０００〜１１５０℃、
１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧延仕上温
度がＡｒ1 −２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延後室
温まで冷却した後、７００℃〜１０００℃で焼戻しまた
は焼きなまし熱処理することを特徴とする０℃でのシャ
ルピー吸収エネルギー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MP
a の高強度高靭性制振合金の製造方法。
一組成を有する鋼に、さらに、重量％で、Ｃａ：０．０
０１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％を１
種または２種含み、加熱温度が１０００〜１１５０℃、
１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧延仕上温
度がＡｒ1 −２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延後室
温まで冷却した後、７００℃〜１０００℃で焼戻しまた
は焼きなまし熱処理することを特徴とする０℃でのシャ
ルピー吸収エネルギー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MP
a の高強度高靭性制振合金の製造方法。
【００１７】
【作用】本発明は上記事情に鑑みなされたもので、強磁
性型の鉄系フェライト合金に、耐食性向上に不可欠で、
かつ、フェライトフォーマーであり固溶体強化に有効な
Ｃｒを適切な範囲で添加し、さらに、強度上昇に不可欠
な固溶体強化元素のＭｎとフェライトフォーマーであり
かつ固溶体強化に有効なＳｉ、Ａｌを同時添加すること
により、優れた制振性に加えて強度と靭性を一度に有す
る合金を得ることに成功した。
性型の鉄系フェライト合金に、耐食性向上に不可欠で、
かつ、フェライトフォーマーであり固溶体強化に有効な
Ｃｒを適切な範囲で添加し、さらに、強度上昇に不可欠
な固溶体強化元素のＭｎとフェライトフォーマーであり
かつ固溶体強化に有効なＳｉ、Ａｌを同時添加すること
により、優れた制振性に加えて強度と靭性を一度に有す
る合金を得ることに成功した。
【００１８】本発明は、振動による交番応力作用下での
磁壁移動の非可逆運動によるヒステリシスに起因した高
い制振特性を得るために適度のフェライトフォーマーを
有するフェライト相を基本とし、フェライトフォーマー
及び固溶体強化元素であり耐食性に有効なＣｒ、フェラ
イトフォーマー及び固溶体強化元素であるＳｉとＡｌ、
大幅な強度上昇をもたらす固溶体強化元素であるＭｎの
添加によって、制振性と強度を同時に満足させる。
磁壁移動の非可逆運動によるヒステリシスに起因した高
い制振特性を得るために適度のフェライトフォーマーを
有するフェライト相を基本とし、フェライトフォーマー
及び固溶体強化元素であり耐食性に有効なＣｒ、フェラ
イトフォーマー及び固溶体強化元素であるＳｉとＡｌ、
大幅な強度上昇をもたらす固溶体強化元素であるＭｎの
添加によって、制振性と強度を同時に満足させる。
【００１９】本発明合金は、マトリックスの磁性向上と
強度向上のためフェライトフォーマーを添加するが、過
剰の添加は介在物や析出物の生成を招き、磁壁移動を防
げ、制振性を大きく損なうため上限がある。
強度向上のためフェライトフォーマーを添加するが、過
剰の添加は介在物や析出物の生成を招き、磁壁移動を防
げ、制振性を大きく損なうため上限がある。
【００２０】さらに、発明者らは細粒でも制振性向上が
図れる方法を見出した。従来は結晶粒界が磁壁移動を阻
害するため、もっぱらそ粗粒化することで制振性を向上
させていたが、粗粒では靭性が低下する。ここで、粗粒
化による制振性向上の方法に替わる方法として、（２０
０）回折強度を高くすることで、大幅に制振性が向上す
ることを知見した。（２００）回折強度を高くすること
で、鋼板表面に平行な方向の＜１１０＞方位が強化され
る。つまり、磁化容易方向が鋼板表面に平行な方向に強
化される。磁化容易方向を強化することで制振性が向上
することは新たな知見である。種々の検討の結果、（２
００）回折強度比を２．５以上にすることで制振性が向
上することを見出した。また、（２００）回折強度比が
１５以上になると逆に制振性が低下するため、この値を
上限とする。ここで、（２００）回折強度比は、Ｘ線で
の板厚方向の（２００）回折強度を測定し、ランダムサ
ンプル材の（２００）回折強度に対する比を求めた。
図れる方法を見出した。従来は結晶粒界が磁壁移動を阻
害するため、もっぱらそ粗粒化することで制振性を向上
させていたが、粗粒では靭性が低下する。ここで、粗粒
化による制振性向上の方法に替わる方法として、（２０
０）回折強度を高くすることで、大幅に制振性が向上す
ることを知見した。（２００）回折強度を高くすること
で、鋼板表面に平行な方向の＜１１０＞方位が強化され
る。つまり、磁化容易方向が鋼板表面に平行な方向に強
化される。磁化容易方向を強化することで制振性が向上
することは新たな知見である。種々の検討の結果、（２
００）回折強度比を２．５以上にすることで制振性が向
上することを見出した。また、（２００）回折強度比が
１５以上になると逆に制振性が低下するため、この値を
上限とする。ここで、（２００）回折強度比は、Ｘ線で
の板厚方向の（２００）回折強度を測定し、ランダムサ
ンプル材の（２００）回折強度に対する比を求めた。
【００２１】この（２００）回折強度比を高くするため
には、低温圧延を行うことが必要で、検討の結果、１０
００℃以下の圧下率を３０％以上にすることで達成でき
る。さらに、制振性向上のため詳細に検討した結果、圧
延仕上温度をＡｒ1 −２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃にするこ
とで（２００）回折強度比がさらに向上し、制振特性が
一層向上することを見い出した。
には、低温圧延を行うことが必要で、検討の結果、１０
００℃以下の圧下率を３０％以上にすることで達成でき
る。さらに、制振性向上のため詳細に検討した結果、圧
延仕上温度をＡｒ1 −２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃にするこ
とで（２００）回折強度比がさらに向上し、制振特性が
一層向上することを見い出した。
【００２２】熱間圧延後、圧延によって鋼板中に導入さ
れた歪みを減少するために、焼戻し、または、焼きなま
し熱処理が必要であるが、集合組織は高温で熱処理する
と弱くなるため、上限温度は１０００℃である。
れた歪みを減少するために、焼戻し、または、焼きなま
し熱処理が必要であるが、集合組織は高温で熱処理する
と弱くなるため、上限温度は１０００℃である。
【００２３】次に、本発明の限定理由を説明する。Ｃは
固溶状態でも炭化物として析出しても磁壁移動の障害と
して作用して制振性を低下させるため低いほど好まし
く、上限を０．０２％とする。
固溶状態でも炭化物として析出しても磁壁移動の障害と
して作用して制振性を低下させるため低いほど好まし
く、上限を０．０２％とする。
【００２４】Ｓｉは脱酸材として重要である以外に、重
要なフェライトフォーマー且つ固溶体強化元素であるた
め制振性及び強度確保上不可欠であり、０．５％以上の
添加が必要である。一方、３％を超えて添加するとＳｉ
Ｏ2 などの介在物の生成をまねき、破壊の発生点として
作用するため靭性を著しく低下させる。従ってＳｉの添
加範囲は０．５〜３％とする。
要なフェライトフォーマー且つ固溶体強化元素であるた
め制振性及び強度確保上不可欠であり、０．５％以上の
添加が必要である。一方、３％を超えて添加するとＳｉ
Ｏ2 などの介在物の生成をまねき、破壊の発生点として
作用するため靭性を著しく低下させる。従ってＳｉの添
加範囲は０．５〜３％とする。
【００２５】Ｍｎは固溶体強化元素であり、制振性及び
靭性向上に効果がなく、添加することでコストアップと
なるため、０．２％以下に限定する。
靭性向上に効果がなく、添加することでコストアップと
なるため、０．２％以下に限定する。
【００２６】Ｐ、Ｓは鋼中において非金属介在物を形成
し、かつ、偏析することにより磁壁の移動を妨げる害を
及ぼし制振性を低下させるので少ないほどよい。このた
め、Ｐは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下とす
る。
し、かつ、偏析することにより磁壁の移動を妨げる害を
及ぼし制振性を低下させるので少ないほどよい。このた
め、Ｐは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下とす
る。
【００２７】Ｃｒは重要な元素である。Ｃｒは重要なフ
ェライトフォーマーであり、制振性向上及び強化元素と
して不可欠である。そのため最低１％必要であるが、５
％を超えるとＣｒ2 Ｎなどの析出物が生じ、破壊の発生
点として作用するため靭性を著しく低下させる。従って
Ｃｒ量は１〜５％とする。
ェライトフォーマーであり、制振性向上及び強化元素と
して不可欠である。そのため最低１％必要であるが、５
％を超えるとＣｒ2 Ｎなどの析出物が生じ、破壊の発生
点として作用するため靭性を著しく低下させる。従って
Ｃｒ量は１〜５％とする。
【００２８】ＡｌはＳｉやＭｎと同様に脱酸材として重
要であるほか、制振性と強度を向上させる重要な元素で
ある。最低０．００５％を確保する必要があるが、過剰
添加によりＡｌ2 Ｏ3 などの介在物のほか、Ｎと化合し
てＡｌＮなどの析出物を生成し、著しい靭性の低下をま
ねくため上限を５％に制限する。さらに、制振性向上の
観点からは望ましくは０．２〜０．４％である。
要であるほか、制振性と強度を向上させる重要な元素で
ある。最低０．００５％を確保する必要があるが、過剰
添加によりＡｌ2 Ｏ3 などの介在物のほか、Ｎと化合し
てＡｌＮなどの析出物を生成し、著しい靭性の低下をま
ねくため上限を５％に制限する。さらに、制振性向上の
観点からは望ましくは０．２〜０．４％である。
【００２９】Ｎは固溶状態でも窒化物として析出しても
磁壁移動の障害として作用して制振性を低下させるため
低いほど好ましく、上限を０．００６％とする。
磁壁移動の障害として作用して制振性を低下させるため
低いほど好ましく、上限を０．００６％とする。
【００３０】さらに、必要に応じて添加されるＣｕ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは強度上昇に有効な元素
であり、その効果が不足しない範囲として前記の量を下
限とし、また制振性及び靭性が劣化しない範囲として、
前記の量を上限とした。
ｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは強度上昇に有効な元素
であり、その効果が不足しない範囲として前記の量を下
限とし、また制振性及び靭性が劣化しない範囲として、
前記の量を上限とした。
【００３１】さらに、必要に応じて添加されるＣａ、Ｒ
ＥＭは靭性向上に有効な元素であり、その効果が不足し
ない範囲として前記の量を下限とし、また靭性がむしろ
低下し制振性が劣化しない範囲として、前記の量を上限
とした。
ＥＭは靭性向上に有効な元素であり、その効果が不足し
ない範囲として前記の量を下限とし、また靭性がむしろ
低下し制振性が劣化しない範囲として、前記の量を上限
とした。
【００３２】製造条件については、加熱温度は加熱オー
ステナイト粒を微細にし、（２００）回折強度比を高く
するため、１１５０℃以下とし、さらに、加熱時の鋼板
内温度偏差をなくすため、１０００℃以上とする。
ステナイト粒を微細にし、（２００）回折強度比を高く
するため、１１５０℃以下とし、さらに、加熱時の鋼板
内温度偏差をなくすため、１０００℃以上とする。
【００３３】圧延条件に関しては、（２００）回折強度
比を高くするため１０００℃以下で３０％以上の圧延が
必要であるが、圧下率が７０％を超えると、結晶粒が細
粒になりすぎ制振性が低下する。
比を高くするため１０００℃以下で３０％以上の圧延が
必要であるが、圧下率が７０％を超えると、結晶粒が細
粒になりすぎ制振性が低下する。
【００３４】圧延仕上温度は１０００℃以下で３０％以
上の圧延を行うため、９００℃以下となるが、７５０℃
未満ではフェライト域圧延となり靭性が低下するため、
下限は７５０℃とする。さらに、圧延仕上温度をＡｒ1
−２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃にすることで、（２００）回
折強度比がさらに向上し制振特性が一層向上する。熱間
圧延後室温まで冷却した後、圧延によって鋼板中に導入
された歪を減少するために、焼戻し、または、焼きなま
し熱処理が必要であり、７００℃以上の熱処理を行なう
が、集合組織は高温で熱処理すると弱くなるため、上限
温度は１０００℃とする。
上の圧延を行うため、９００℃以下となるが、７５０℃
未満ではフェライト域圧延となり靭性が低下するため、
下限は７５０℃とする。さらに、圧延仕上温度をＡｒ1
−２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃にすることで、（２００）回
折強度比がさらに向上し制振特性が一層向上する。熱間
圧延後室温まで冷却した後、圧延によって鋼板中に導入
された歪を減少するために、焼戻し、または、焼きなま
し熱処理が必要であり、７００℃以上の熱処理を行なう
が、集合組織は高温で熱処理すると弱くなるため、上限
温度は１０００℃とする。
【００３５】
【実施例】まず表１に示す成分範囲の供試合金を作製
し、これより元厚×４０mm幅×２００mm長さの板状試験
片を加工し、機械インピーダンス法による制振性測定を
行なった。
し、これより元厚×４０mm幅×２００mm長さの板状試験
片を加工し、機械インピーダンス法による制振性測定を
行なった。
【００３６】表１に示す合金のうち鋼Ａ〜Ｅは本発明の
成分範囲の合金であり、鋼Ｆ〜Ｎは本発明の成分範囲外
の合金である。これらの鋼について、表２に示す製造条
件で製造したものの各種特性を合わせて表に示す。な
お、各鋼板は熱間圧延後室温まで冷却した後熱処理し
た。例１〜５は本発明例であり、例６〜１９は比較例で
ある。例１、２、６〜１２は板厚２５mm、例３は板厚
１．５mm、例４、５は板厚８０mm、例１３〜１９は板厚
５０mmである。
成分範囲の合金であり、鋼Ｆ〜Ｎは本発明の成分範囲外
の合金である。これらの鋼について、表２に示す製造条
件で製造したものの各種特性を合わせて表に示す。な
お、各鋼板は熱間圧延後室温まで冷却した後熱処理し
た。例１〜５は本発明例であり、例６〜１９は比較例で
ある。例１、２、６〜１２は板厚２５mm、例３は板厚
１．５mm、例４、５は板厚８０mm、例１３〜１９は板厚
５０mmである。
【００３７】例１の本発明例は（２００）回折強度比が
２．５以上で、良好な制振性能（η≧０．０４）、高強
度（≧３７０MPa ）、高靭性（≧８０Ｊ）を有するが例
２、３は、強度上昇に有効な選択元素を含有するため、
さらに高強度（≧４００MPa）で、かつ、例２はＡｌが
さらに望ましい範囲にあるため制振性能がさらに高い。
例４、５は靭性上昇に有効な選択元素を含有するため、
さらに高靭性（≧１００Ｊ）である。比較例６はＣが高
く、制振性能が低い。例７はＳｉが低く、制振性能、強
度が低い。例８はＳｉが高く、靭性が低い。例９はＰが
高く、例１０はＳが高く、制振性能が低い。例１１はＣ
ｒが低く、制振性能が低い。例１２はＣｒが高く、靭性
が低い。例１３はＡｌが高く、靭性が低い。例１４はＮ
が高く、制振性能が低い。例１５は加熱温度が高く、例
１６は１０００℃以下の圧下率が低く、（２００）回折
強度比が低く、制振性能が低い。例１７は圧延仕上温度
が低く、靭性が低い。例１８は熱処理温度が低く、制振
性能が低い。例１９は熱処理温度が高く、（２００）回
折強度比が低く、制振性能が低い。
２．５以上で、良好な制振性能（η≧０．０４）、高強
度（≧３７０MPa ）、高靭性（≧８０Ｊ）を有するが例
２、３は、強度上昇に有効な選択元素を含有するため、
さらに高強度（≧４００MPa）で、かつ、例２はＡｌが
さらに望ましい範囲にあるため制振性能がさらに高い。
例４、５は靭性上昇に有効な選択元素を含有するため、
さらに高靭性（≧１００Ｊ）である。比較例６はＣが高
く、制振性能が低い。例７はＳｉが低く、制振性能、強
度が低い。例８はＳｉが高く、靭性が低い。例９はＰが
高く、例１０はＳが高く、制振性能が低い。例１１はＣ
ｒが低く、制振性能が低い。例１２はＣｒが高く、靭性
が低い。例１３はＡｌが高く、靭性が低い。例１４はＮ
が高く、制振性能が低い。例１５は加熱温度が高く、例
１６は１０００℃以下の圧下率が低く、（２００）回折
強度比が低く、制振性能が低い。例１７は圧延仕上温度
が低く、靭性が低い。例１８は熱処理温度が低く、制振
性能が低い。例１９は熱処理温度が高く、（２００）回
折強度比が低く、制振性能が低い。
【００３８】次に、表３に示す本発明の成分範囲の合金
の鋼Ｐ、Ｑ、Ｒについて表４に示す製造条件で製造した
ものの各種特性を合わせて示す。例１、２、３は本発明
例であり、例４〜７は比較例である。板厚は全て２５mm
である。鋼Ｐ、Ｑ、ＲのＡｒ1 はそれぞれ７７５℃、７
８０℃、８４０℃である。
の鋼Ｐ、Ｑ、Ｒについて表４に示す製造条件で製造した
ものの各種特性を合わせて示す。例１、２、３は本発明
例であり、例４〜７は比較例である。板厚は全て２５mm
である。鋼Ｐ、Ｑ、ＲのＡｒ1 はそれぞれ７７５℃、７
８０℃、８４０℃である。
【００３９】例１、２、３の本発明例は圧延仕上温度が
Ａｒ1 ＋５０℃〜Ａｒ1 −２０℃で、（２００）回折強
度比が４以上で、さらに良好な制振性能（η≧０．０
５）、高強度（≧３７０MPa ）、高靭性（≧８０Ｊ）を
有する。比較例４、６は圧延仕上温度がＡｒ1 ＋５０℃
を超え、比較例５、７は圧延仕上温度がＡｒ1 −２０℃
未満で、（２００）回折強度比が低く、制振性能が低
い。
Ａｒ1 ＋５０℃〜Ａｒ1 −２０℃で、（２００）回折強
度比が４以上で、さらに良好な制振性能（η≧０．０
５）、高強度（≧３７０MPa ）、高靭性（≧８０Ｊ）を
有する。比較例４、６は圧延仕上温度がＡｒ1 ＋５０℃
を超え、比較例５、７は圧延仕上温度がＡｒ1 −２０℃
未満で、（２００）回折強度比が低く、制振性能が低
い。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【発明の効果】本発明により、強度、靭性、制振性能、
が同時に要求される船舶、橋梁、産業機械、建設用構造
材料の供給が可能となり、工業界に与える効果は極めて
大きい。
が同時に要求される船舶、橋梁、産業機械、建設用構造
材料の供給が可能となり、工業界に与える効果は極めて
大きい。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年６月１３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】さらに、発明者らは細粒でも制振性向上が
図れる方法を見出した。従来は結晶粒界が磁壁移動を阻
害するため、もっぱらそ粗粒化することで制振性を向上
させていたが、粗粒では靭性が低下する。ここで、粗粒
化による制振性向上の方法に替わる方法として、（２０
０）回折強度を高くすることで、大幅に制振性が向上す
ることを知見した。（２００）回折強度を高くすること
で、鋼板表面に平行な方向の＜１００＞方位が強化され
る。つまり、磁化容易方向が鋼板表面に平行な方向に強
化される。磁化容易方向を強化することで制振性が向上
することは新たな知見である。種々の検討の結果、（２
００）回折強度比を２．５以上にすることで制振性が向
上することを見出した。また、（２００）回折強度比が
１５以上になると逆に制振性が低下するため、この値を
上限とする。ここで、（２００）回折強度比は、Ｘ線で
の板厚方向の（２００）回折強度を測定し、ランダムサ
ンプル材の（２００）回折強度に対する比を求めた。
図れる方法を見出した。従来は結晶粒界が磁壁移動を阻
害するため、もっぱらそ粗粒化することで制振性を向上
させていたが、粗粒では靭性が低下する。ここで、粗粒
化による制振性向上の方法に替わる方法として、（２０
０）回折強度を高くすることで、大幅に制振性が向上す
ることを知見した。（２００）回折強度を高くすること
で、鋼板表面に平行な方向の＜１００＞方位が強化され
る。つまり、磁化容易方向が鋼板表面に平行な方向に強
化される。磁化容易方向を強化することで制振性が向上
することは新たな知見である。種々の検討の結果、（２
００）回折強度比を２．５以上にすることで制振性が向
上することを見出した。また、（２００）回折強度比が
１５以上になると逆に制振性が低下するため、この値を
上限とする。ここで、（２００）回折強度比は、Ｘ線で
の板厚方向の（２００）回折強度を測定し、ランダムサ
ンプル材の（２００）回折強度に対する比を求めた。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｆ１６Ｆ 15/02 8917−3Ｊ Ｆ１６Ｆ 15/02 Ｑ
Claims (9)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５〜３％、 Ｍｎ：０．２％以下、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１〜５％、 Ａｌ：０．００５〜５％、 Ｎ ：０．００６％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、（２
００）回折強度比が２．５〜１５．０であることを特徴
とする０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引
張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制振合金。 - 【請求項２】 請求項１記載の合金と同一組成を有する
鋼に、さらに、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜２．５％、 Ｎｉ：０．０５〜２．５％、 Ｍｏ：０．０５〜４．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｖ ：０．００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５％ を１種または２種以上含み、（２００）回折強度比が
２．５〜１５．０であることを特徴とする０℃でのシャ
ルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張強さ≧４００MPa
の高強度高靭性制振合金。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の合金と同一組成
を有する鋼に、さらに、重量％で、 Ｃａ：０．００１〜０．０５％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．１％ を１種または２種含み、（２００）回折強度比が２．５
〜１５．０であることを特徴とする０℃でのシャルピー
吸収エネルギー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高
強度高靭性制振合金。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５〜３％、 Ｍｎ：０．２％以下、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１〜５％、 Ａｌ：０．００５〜５％、 Ｎ ：０．００６％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧
下率が３０〜７０％で、圧延仕上温度が７５０〜９００
℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、７００℃〜１０
００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理することを特徴
とする０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引
張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制振合金の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項４記載の合金と同一組成を有する
鋼に、さらに、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜２．５％、 Ｎｉ：０．０５〜２．５％、 Ｍｏ：０．０５〜４．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｖ ：０．００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５％ を１種または２種以上含み、加熱温度が１０００〜１１
５０℃、１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧
延仕上温度が７５０〜９００℃で、熱間圧延後室温まで
冷却した後、７００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼き
なまし熱処理することを特徴とする０℃でのシャルピー
吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張強さ≧４００MPa の高強
度高靭性制振合金の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４または５記載の合金と同一組成
を有する鋼に、さらに、重量％で、 Ｃａ：０．００１〜０．０５％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．１％ を１種または２種含み、加熱温度が１０００〜１１５０
℃、１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧延仕
上温度が７５０〜９００℃で、熱間圧延後室温まで冷却
した後、７００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなま
し熱処理することを特徴とする０℃でのシャルピー吸収
エネルギー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度
高靭性制振合金の製造方法。 - 【請求項７】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％以下、 Ｓｉ：０．５〜３％、 Ｍｎ：０．２％以下、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：１〜５％、 Ａｌ：０．００５〜５％、 Ｎ ：０．００６％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、
加熱温度が１０００〜１１５０℃、１０００℃以下の圧
下率が３０〜７０％で、圧延仕上温度がＡｒ1 −２０℃
〜Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延後室温まで冷却した後、
７００℃〜１０００℃で焼戻しまたは焼きなまし熱処理
することを特徴とする０℃でのシャルピー吸収エネルギ
ー≧８０Ｊ、引張強さ≧３７０MPa の高強度高靭性制振
合金の製造方法。 - 【請求項８】 請求項７記載の合金と同一組成を有する
鋼に、さらに、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜２．５％、 Ｎｉ：０．０５〜２．５％、 Ｍｏ：０．０５〜４．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｖ ：０．００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５％ を１種または２種以上含み、加熱温度が１０００〜１１
５０℃、１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧
延仕上温度がＡｒ1 −２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間
圧延後室温まで冷却した後、７００℃〜１０００℃で焼
戻しまたは焼きなまし熱処理することを特徴とする０℃
でのシャルピー吸収エネルギー≧８０Ｊ、引張強さ≧４
００MPa の高強度高靭性制振合金の製造方法。 - 【請求項９】 請求項７または８記載の合金と同一組成
を有する鋼に、さらに、重量％で、 Ｃａ：０．００１〜０．０５％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．１％ を１種または２種含み、加熱温度が１０００〜１１５０
℃、１０００℃以下の圧下率が３０〜７０％で、圧延仕
上温度がＡｒ1 −２０℃〜Ａｒ1 ＋５０℃で、熱間圧延
後室温まで冷却した後、７００℃〜１０００℃で焼戻し
または焼きなまし熱処理することを特徴とする０℃での
シャルピー吸収エネルギー≧１００Ｊ、引張強さ≧３７
０MPa の高強度高靭性制振合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13156195A JPH08319539A (ja) | 1995-03-22 | 1995-05-30 | 高強度高靭性制振合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6240295 | 1995-03-22 | ||
| JP7-62402 | 1995-03-22 | ||
| JP13156195A JPH08319539A (ja) | 1995-03-22 | 1995-05-30 | 高強度高靭性制振合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08319539A true JPH08319539A (ja) | 1996-12-03 |
Family
ID=26403457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13156195A Withdrawn JPH08319539A (ja) | 1995-03-22 | 1995-05-30 | 高強度高靭性制振合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08319539A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013117184A1 (de) * | 2012-02-08 | 2013-08-15 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Warmband zur herstellung eines elektroblechs und verfahren hierzu |
-
1995
- 1995-05-30 JP JP13156195A patent/JPH08319539A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013117184A1 (de) * | 2012-02-08 | 2013-08-15 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Warmband zur herstellung eines elektroblechs und verfahren hierzu |
| CN104204237A (zh) * | 2012-02-08 | 2014-12-10 | 萨尔茨吉特法特尔有限公司 | 用于制造电工钢片的热轧带材及其制造方法 |
| RU2615423C2 (ru) * | 2012-02-08 | 2017-04-04 | Зальцгиттер Флахшталь Гмбх | Горячекатаная полоса для изготовления электротехнической листовой стали и способ изготовления горячекатаной полосы |
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