JPS59200724A - 溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法 - Google Patents
溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法Info
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- JPS59200724A JPS59200724A JP7463283A JP7463283A JPS59200724A JP S59200724 A JPS59200724 A JP S59200724A JP 7463283 A JP7463283 A JP 7463283A JP 7463283 A JP7463283 A JP 7463283A JP S59200724 A JPS59200724 A JP S59200724A
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- Japan
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- steel
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法に
関するものである。
関するものである。
ＬＰＧのタンク、タンカーのような低温構造物に使用さ
れる鋼には、低温靭性が重要な材質特性であるが、溶接
部の脆性破壊の発生と母材の破壊伝播を防止する溶接部
の高靭性材料が要求されている。しかし、これまでの低
温構造物用鋼の′＠接部および溶接熱影響部は、浴接時
の高温度の熱影響を受けて、結晶粒が粗大化し、靭性ヲ
看しく低下する問題があった。この問題は粒の粗大化と
島状マルテンサイトの生成に原因し、この問題を防止す
るため鋼中Ｎの低減、結晶粒の細粒化を計っている。し
かし鋼中Ｎの低減化は製鋼技術の問題から限界があり、
また溶接？ンド部の結晶粒の細粒化は高温度の熱影響を
受けて期待できるものでなかった。
れる鋼には、低温靭性が重要な材質特性であるが、溶接
部の脆性破壊の発生と母材の破壊伝播を防止する溶接部
の高靭性材料が要求されている。しかし、これまでの低
温構造物用鋼の′＠接部および溶接熱影響部は、浴接時
の高温度の熱影響を受けて、結晶粒が粗大化し、靭性ヲ
看しく低下する問題があった。この問題は粒の粗大化と
島状マルテンサイトの生成に原因し、この問題を防止す
るため鋼中Ｎの低減、結晶粒の細粒化を計っている。し
かし鋼中Ｎの低減化は製鋼技術の問題から限界があり、
また溶接？ンド部の結晶粒の細粒化は高温度の熱影響を
受けて期待できるものでなかった。
本発明は、上記のような問題から母材と共に溶接部の靭
性がすぐれた低温用鋼の製造法を提供することを目的と
するもので、極低Ｎ量にして少量のＢを含有する鋼をあ
る条件の制到圧延をし続いて焼戻する製造法である。詳
しくはＣ：０．０２〜０．１６ｔＩ）、Ｓｉ ：０．０
５〜０．７％、Ｍｎ ：０．５−１．６％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ ： ０．０００５−０．００４％ 、
Ａｔ： ０．０１−０．１係、 Ｂ ： ０．０００
５−０．００２％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、さ
らに必要によッテはＴｉ ： ０．００３−０．０２
’Ｉｙ 、 Ｚｒ ：０．００３〜０．０２％の１種ま
たは２種を含有し、かっＣｅｑ：０．４係以下で残部が
実質的に鉄からなる鋼片を、温度９００〜１１００℃に
加熱して８００℃以下の圧下率が３０係以上の圧延を行
なった後３’ＯＯ℃以下までを１０〜ｂ ４００〜６５０℃に加熱して焼戻す浴接部の靭性がすぐ
れた低温用鋼の製造法である・ 以下本発明の製造法について詳細に説明する。
性がすぐれた低温用鋼の製造法を提供することを目的と
するもので、極低Ｎ量にして少量のＢを含有する鋼をあ
る条件の制到圧延をし続いて焼戻する製造法である。詳
しくはＣ：０．０２〜０．１６ｔＩ）、Ｓｉ ：０．０
５〜０．７％、Ｍｎ ：０．５−１．６％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ ： ０．０００５−０．００４％ 、
Ａｔ： ０．０１−０．１係、 Ｂ ： ０．０００
５−０．００２％、Ｎ：０．００４％以下を含有し、さ
らに必要によッテはＴｉ ： ０．００３−０．０２
’Ｉｙ 、 Ｚｒ ：０．００３〜０．０２％の１種ま
たは２種を含有し、かっＣｅｑ：０．４係以下で残部が
実質的に鉄からなる鋼片を、温度９００〜１１００℃に
加熱して８００℃以下の圧下率が３０係以上の圧延を行
なった後３’ＯＯ℃以下までを１０〜ｂ ４００〜６５０℃に加熱して焼戻す浴接部の靭性がすぐ
れた低温用鋼の製造法である・ 以下本発明の製造法について詳細に説明する。
本発明は転炉、電気炉など通常の溶解炉を使用して溶製
された溶鋼を造塊・分塊法または連続鋳造法によって鋼
片を製造する。鋼片の鋼成分組成は上記したように、Ｃ
は鋼の強度を向上する有効な成分として添加するもので
、０、Ｏ２係未満では溶接構造用鋼として必要な強度が
得られず、また０、 １６ ％を超える過剰な含有量で
は溶接部に島状マルテンサイトを析出して鋼の靭性ｆ：
署しく劣化させる。Ｓｔはｍ鋼の脱酸元素として有効で
あるが、本発明のよう々圧延鋼においては溶接部＠性成
分として０．７４以下に規制する必要がある。Ｍｎは鋼
の強度を向上する成分として０．５係以上を添加する必
要があるが、過剰な含有量では溶接部の靭性を阻害する
。したがってＭｎは強度と靭性を考慮して０．５〜１．
６％に規制した。Ｐは島状マルテンサイトの析出を促し
、溶接部の靭性全劣化せしめる有害な成分として０．０
１５％以下に規制した。Ｂは＃接部の靭性を向上せしめ
る有効な成分である。
された溶鋼を造塊・分塊法または連続鋳造法によって鋼
片を製造する。鋼片の鋼成分組成は上記したように、Ｃ
は鋼の強度を向上する有効な成分として添加するもので
、０、Ｏ２係未満では溶接構造用鋼として必要な強度が
得られず、また０、 １６ ％を超える過剰な含有量で
は溶接部に島状マルテンサイトを析出して鋼の靭性ｆ：
署しく劣化させる。Ｓｔはｍ鋼の脱酸元素として有効で
あるが、本発明のよう々圧延鋼においては溶接部＠性成
分として０．７４以下に規制する必要がある。Ｍｎは鋼
の強度を向上する成分として０．５係以上を添加する必
要があるが、過剰な含有量では溶接部の靭性を阻害する
。したがってＭｎは強度と靭性を考慮して０．５〜１．
６％に規制した。Ｐは島状マルテンサイトの析出を促し
、溶接部の靭性全劣化せしめる有害な成分として０．０
１５％以下に規制した。Ｂは＃接部の靭性を向上せしめ
る有効な成分である。
その理由は次に説明するように３つの要因が挙げられる
。
。
■ Ｂの化合物は高温度の、容接熱を受けて鋼中に溶解
するが、冷却中に析出してセメンタイトの核と々って残
留オーステナイトよりの／９−ライト変態を促進し、島
状マルテンサイトの析出を阻止する。それによって靭性
を向上する。すなわちＢを添加した鋼の浴接部はフェラ
イトパーライト組織またＢを添加しない溶接部はフェラ
イト島状マルテンサイトを呈する。この組織の差が溶接
部の靭性に影響するものと考えられる。
するが、冷却中に析出してセメンタイトの核と々って残
留オーステナイトよりの／９−ライト変態を促進し、島
状マルテンサイトの析出を阻止する。それによって靭性
を向上する。すなわちＢを添加した鋼の浴接部はフェラ
イトパーライト組織またＢを添加しない溶接部はフェラ
イト島状マルテンサイトを呈する。この組織の差が溶接
部の靭性に影響するものと考えられる。
■ Ｂの一部が７リーボロン（Ｆｒｅｅ Ｂ ）となっ
て粒界に偏析し、粒界フェライトの生成温度を下げて、
粒内変態を促進し、破壊の有効破面単位を短縮させ、靭
性を改善する。
て粒界に偏析し、粒界フェライトの生成温度を下げて、
粒内変態を促進し、破壊の有効破面単位を短縮させ、靭
性を改善する。
■ Ｂは＼溶接後の冷却中にＢＮ化して鋼中のフリー窒
素（Ｆｒｅｅ Ｎ ）を低減し、フリー窒素の存在によ
り低下する靭性を防止する。
素（Ｆｒｅｅ Ｎ ）を低減し、フリー窒素の存在によ
り低下する靭性を防止する。
上記のようなりの作用効果を得るためには、鋼中にＢが
０．０００５％以上を含有されているのが必要である。
０．０００５％以上を含有されているのが必要である。
また過剰の含有はＢの析出物を多くして靭性を劣化させ
る。したがって本発明はＢの作用効果と鋼の靭性を考慮
して０．０００５〜０．００２係に規制した。
る。したがって本発明はＢの作用効果と鋼の靭性を考慮
して０．０００５〜０．００２係に規制した。
ＡｔはＳｔ同様の作用効果から０．１ ％以下に規制し
たＯ８はＢの有効作用をもたらすために一定の範囲に含
有する必要がある。鋼中のＳはＭｎＳで存在し、溶接熱
サイクルを受けてその一部を溶解するが冷却中に微細な
ＭｎＳとなって析出し、その周りにＢＮを固定する作用
を呈して＠１図で示すように溶接部の靭性を向上する。
たＯ８はＢの有効作用をもたらすために一定の範囲に含
有する必要がある。鋼中のＳはＭｎＳで存在し、溶接熱
サイクルを受けてその一部を溶解するが冷却中に微細な
ＭｎＳとなって析出し、その周りにＢＮを固定する作用
を呈して＠１図で示すように溶接部の靭性を向上する。
Ｓのその効果は多過ぎると溶接熱で溶解しにくく、また
少なすぎると発揮されない。したがってＳは０．０００
５〜０．００３係に含有させ、しかもＭｎＳを出来るだ
け微細分散させることが好ましい。Ｎは低い含有↑１ｔ
はど靭性が向上する。その理由に次のような要因が考え
られる。
少なすぎると発揮されない。したがってＳは０．０００
５〜０．００３係に含有させ、しかもＭｎＳを出来るだ
け微細分散させることが好ましい。Ｎは低い含有↑１ｔ
はど靭性が向上する。その理由に次のような要因が考え
られる。
■ Ｎを低下させることによって、浴接冷却時に転位密
度が低下して強度を低下させ、靭性を向上する。これは
フェライト地そのものの靭性を向上させる。
度が低下して強度を低下させ、靭性を向上する。これは
フェライト地そのものの靭性を向上させる。
■ Ｎはオーステナイト安定化元素である。したがって
フェライトが変態した残りのオーステナイトの焼入性を
増して島状マルテンサイトを殖やすＯつまり低Ｎ化によ
って島状マルテンサイトを減少せしめることによって靭
性の向上を計る。
フェライトが変態した残りのオーステナイトの焼入性を
増して島状マルテンサイトを殖やすＯつまり低Ｎ化によ
って島状マルテンサイトを減少せしめることによって靭
性の向上を計る。
このような作用から本発明において鋼に含まれるＮを４
０ ｐｐｍ以下に規制した。
０ ｐｐｍ以下に規制した。
次に、Ｔｉ 、 Ｚｒの１種または２種を選択して添加
する。従来から溶接部の靭性を改善するために’ｌ’ｉ
、 Ｚｒがこれらの窒化物によるオーステナイト粒の
微細化、フェライトの核サイトとして用いられており、
そのために多量の添加が必要であった。
する。従来から溶接部の靭性を改善するために’ｌ’ｉ
、 Ｚｒがこれらの窒化物によるオーステナイト粒の
微細化、フェライトの核サイトとして用いられており、
そのために多量の添加が必要であった。
ところが本発明者らは詳細に検討した結果、プント部の
融点近傍まで加熱でれた部分は、これらの窒化物と云え
ども溶融して細粒化に効力′−々いば力＼りか、むしろ
これらの炭化物による析出効果によって劣化することが
判った。した力；つて微量添カロすることが必要であり
、それによってプント部で一部が再析出して粒内変態の
核サイトとなり、また熱影響部の細粒化に役立つ必要な
添加址としてそれぞれの成分を０．００３〜０．０２係
に規制した。
融点近傍まで加熱でれた部分は、これらの窒化物と云え
ども溶融して細粒化に効力′−々いば力＼りか、むしろ
これらの炭化物による析出効果によって劣化することが
判った。した力；つて微量添カロすることが必要であり
、それによってプント部で一部が再析出して粒内変態の
核サイトとなり、また熱影響部の細粒化に役立つ必要な
添加址としてそれぞれの成分を０．００３〜０．０２係
に規制した。
さらに上記のような成分と組成で構成される鋼のＣｅｑ
を０．４０係以下とした。Ｃｅｑは次なる式で算出され
る値で０．４０％を超えると浴接割れ感受性を強め靭性
を著しく劣化せしめる。
を０．４０係以下とした。Ｃｅｑは次なる式で算出され
る値で０．４０％を超えると浴接割れ感受性を強め靭性
を著しく劣化せしめる。
上記のような成分組成に構成された鋼片は、温度９００
〜１１００℃に加熱して熱間圧延する。
〜１１００℃に加熱して熱間圧延する。
本発明において鋼中成分のうち特に溶接部の靭性を考属
してフＩＪ−Ｎを少なくしているため、母材熱処理時の
オーステナイト粒が」１↓くなる傾向にある。したがっ
て１１００℃を越える温度の加熱温度は避けるべきであ
る。しかＬ９００℃未満の低い温度の加熱は鋼の変形抵
抗が大きくなって圧延作業性を悪化する問題を起す。さ
らに本発明は熱間圧延において温度８００℃以下で圧下
率が３０係以上の制御圧延を行う必要がある。この制御
圧延はフリーＢが存在する未再結晶域圧延を施すことに
よってオーステナイトが細粒化し、フェライト変態が遅
れ、変態後のフェライトが細粒化して靭性が改善される
。この場合の温度と圧下率は靭性が改善式れる境界値で
ある。このようにして靭性が改善される範囲で圧延を終
えた鋼片は１０〜ｂ ェライト＋ベイナイトまたはフェライト＋／々−ライト
の微細な混合組織を呈する。しかしこのままでは靭性が
低く、この鋼を温度４００〜６５０℃に加熱して焼戻し
靭性を改善する。この場合の温度は靭性の改善が得られ
る範囲である。図は、第１表に示す各鋼を温度１０００
℃に加熱して圧延し８００℃以下の圧下率を６０チで制
御圧延した後３０℃／秒で水冷した場合の圧延ままの靭
性と温度５００℃で１分間加熱する焼戻しな場合の靭性
を各鋼の降伏強度に関係させてプロットしたも・のであ
る。すなわち圧延後焼戻しを施した鋼は高強度にして低
温靭性が著しく改善される。特に含Ｂ鋼に少欲のＴｉを
含有させた鋼は高強度ですぐれた低温靭性を示す。
してフＩＪ−Ｎを少なくしているため、母材熱処理時の
オーステナイト粒が」１↓くなる傾向にある。したがっ
て１１００℃を越える温度の加熱温度は避けるべきであ
る。しかＬ９００℃未満の低い温度の加熱は鋼の変形抵
抗が大きくなって圧延作業性を悪化する問題を起す。さ
らに本発明は熱間圧延において温度８００℃以下で圧下
率が３０係以上の制御圧延を行う必要がある。この制御
圧延はフリーＢが存在する未再結晶域圧延を施すことに
よってオーステナイトが細粒化し、フェライト変態が遅
れ、変態後のフェライトが細粒化して靭性が改善される
。この場合の温度と圧下率は靭性が改善式れる境界値で
ある。このようにして靭性が改善される範囲で圧延を終
えた鋼片は１０〜ｂ ェライト＋ベイナイトまたはフェライト＋／々−ライト
の微細な混合組織を呈する。しかしこのままでは靭性が
低く、この鋼を温度４００〜６５０℃に加熱して焼戻し
靭性を改善する。この場合の温度は靭性の改善が得られ
る範囲である。図は、第１表に示す各鋼を温度１０００
℃に加熱して圧延し８００℃以下の圧下率を６０チで制
御圧延した後３０℃／秒で水冷した場合の圧延ままの靭
性と温度５００℃で１分間加熱する焼戻しな場合の靭性
を各鋼の降伏強度に関係させてプロットしたも・のであ
る。すなわち圧延後焼戻しを施した鋼は高強度にして低
温靭性が著しく改善される。特に含Ｂ鋼に少欲のＴｉを
含有させた鋼は高強度ですぐれた低温靭性を示す。
第 １ 表
（％）
上記のように本発明法は、低温靭性がすぐれた低温用鋼
を製造することができる。また本発明は上記のような成
分にＣｒ ＋ Ｍｎ 、 Ｎｉ 、 Ｃｕをそれぞれ０
．０５〜１．０％、Ｖ、Ｎｂは０．００５−０．０５
％、ＣａあるいはＩＭは５〜２００ ｐｐｍの強度また
は靭性向上成分を撰択して添加しても得ら１する効果を
失なうものでない。また、う・岡塊法、連鋳法などで造
塊、スラブに製造した後、必要に応じて、圧延前に偏析
拡散処理をおこなう。
を製造することができる。また本発明は上記のような成
分にＣｒ ＋ Ｍｎ 、 Ｎｉ 、 Ｃｕをそれぞれ０
．０５〜１．０％、Ｖ、Ｎｂは０．００５−０．０５
％、ＣａあるいはＩＭは５〜２００ ｐｐｍの強度また
は靭性向上成分を撰択して添加しても得ら１する効果を
失なうものでない。また、う・岡塊法、連鋳法などで造
塊、スラブに製造した後、必要に応じて、圧延前に偏析
拡散処理をおこなう。
次に本発明の実施例について説明する。
転炉で溶製された第２表に示す鋼成分組成の供試錐片を
第３表に示す製造条件で圧延し焼戻しだ時の鋼の機械的
性質を第４表に示す。
第３表に示す製造条件で圧延し焼戻しだ時の鋼の機械的
性質を第４表に示す。
本発明で製造された鋼は、比較法で得られた鋼に比較し
て、製造後あるいは溶接熱影響部の低温靭性は著しくす
ぐれている〇 第４表 ＊ 再現溶接熱サイクル試験 入熱１００ＫＪ／ｃｒｎ
て、製造後あるいは溶接熱影響部の低温靭性は著しくす
ぐれている〇 第４表 ＊ 再現溶接熱サイクル試験 入熱１００ＫＪ／ｃｒｎ
１面は圧延後水冷のままとさらに焼−戻−した鋼の１靭
性を降伏強度についてグロットした図であ第１頁の続き ０発 明 者 島紀男 北九州市へ幡東区枝光１−１− １新日本製鐵株式會社八幡製鐵 所内
性を降伏強度についてグロットした図であ第１頁の続き ０発 明 者 島紀男 北九州市へ幡東区枝光１−１− １新日本製鐵株式會社八幡製鐵 所内
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０２〜０１６係、Ｓｔ：０．０５〜０，
７％、Ｍｎ：０．５−１．６％、Ｐ：０．０１５％以下
ｔＳ ： ００００５〜０．００４係、Ａｔ：０．０１
〜０１係。 Ｂ：０．０００５〜０．００２係、Ｎ：０．００４係以
下を含有してＣｅｑ：０．４％以下で残部が実質的に鉄
からなる鋼片を、温度９００〜１１００℃に加熱して８
００℃以下の圧下率が３０％以上の圧延を行なった後３
００℃以下までを１０〜ｂ 却し、続いて４００〜６５０℃に加熱して焼戻すことを
特徴とする溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法。 ２Ｃ：０．０２〜０．１６係、Ｓｉ：Ｑ、０５〜０７％
、 Ｍｎ ： ０．５−１．６ ％ 、Ｐ ： ０．
Ｏ１５％以下。 Ｓ：０．０００５〜０．００４％、ＡＡ：０．０１〜０
．１チ。 Ｂ：Ｏ，０ＯＱ５〜０．００２％ 、 Ｎ ： ０．０
０４係以下を含有し、さらにＴｉ ： ０．０００３−
０．０２ ％ 、 Ｚｒ ：０．００３〜０．０２係の
１種または２棟を含イ１してＣｅｑ ： ０．４係以下
で残部が実質的に鉄からなる鋼片を、温度９００〜１１
００℃に加熱して８００℃以下の圧下率が３０係以上の
圧延を行なった後３００℃以下までｆ：１０〜ｂ いて４００〜６５０℃に加熱して焼戻すことを特徴とす
る溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7463283A JPS59200724A (ja) | 1983-04-27 | 1983-04-27 | 溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7463283A JPS59200724A (ja) | 1983-04-27 | 1983-04-27 | 溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59200724A true JPS59200724A (ja) | 1984-11-14 |
Family
ID=13552771
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7463283A Pending JPS59200724A (ja) | 1983-04-27 | 1983-04-27 | 溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59200724A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61238940A (ja) * | 1985-04-12 | 1986-10-24 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた低温強靭鋼 |
| JPS621842A (ja) * | 1985-06-26 | 1987-01-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼 |
| JPS6267151A (ja) * | 1985-09-19 | 1987-03-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
| US5279688A (en) * | 1989-12-06 | 1994-01-18 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Steel shaft material which is capable of being directly cut and induction hardened and a method for manufacturing the same |
-
1983
- 1983-04-27 JP JP7463283A patent/JPS59200724A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61238940A (ja) * | 1985-04-12 | 1986-10-24 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた低温強靭鋼 |
| JPH0359134B2 (ja) * | 1985-04-12 | 1991-09-09 | Nippon Steel Corp | |
| JPS621842A (ja) * | 1985-06-26 | 1987-01-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼 |
| JPS6267151A (ja) * | 1985-09-19 | 1987-03-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
| JPH0555584B2 (ja) * | 1985-09-19 | 1993-08-17 | Nippon Kokan Kk | |
| US5279688A (en) * | 1989-12-06 | 1994-01-18 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Steel shaft material which is capable of being directly cut and induction hardened and a method for manufacturing the same |
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