JPS5934226B2 - 超高張力鋼 - Google Patents
超高張力鋼Info
- Publication number
- JPS5934226B2 JPS5934226B2 JP13103582A JP13103582A JPS5934226B2 JP S5934226 B2 JPS5934226 B2 JP S5934226B2 JP 13103582 A JP13103582 A JP 13103582A JP 13103582 A JP13103582 A JP 13103582A JP S5934226 B2 JPS5934226 B2 JP S5934226B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- strength
- aging
- tensile strength
- 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.)
- Expired
Links
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は引張強さ２７０Ｋｆ／２以上でかつ延ｍ
性、靭性の良好な超高張力鋼に関する。
従来高張力鋼として知られている、オースフオーム鋼や
ピアノ線等は引張強さが著しく高いが、製造工程が複雑
で製品寸法、用途が限定される欠点がある。
ピアノ線等は引張強さが著しく高いが、製造工程が複雑
で製品寸法、用途が限定される欠点がある。
また従来のマルエージ鋼は熱処理が簡単で、時効前に製
品にするための加工が比較的容易であるが、特公昭４９
−４２５７２号公報および後記文献１に記載のマルエー
ジ鋼＆’４引張強さが２４０’ｆ／、ｚ程度あるが、そ
れ以外のマルエージ鋼は２００Ｋｇ／□２以下である。
品にするための加工が比較的容易であるが、特公昭４９
−４２５７２号公報および後記文献１に記載のマルエー
ジ鋼＆’４引張強さが２４０’ｆ／、ｚ程度あるが、そ
れ以外のマルエージ鋼は２００Ｋｇ／□２以下である。
マルエージ鋼は航空機用部品、工具、押出し用ラム、ダ
イス等に使用されているが、近時機械器具の性能向上、
高度化に伴ない一層苛酷な条件に耐えるものが要求され
、より高い強度とさらに優れた延性を有するマルエージ
鋼の開発が要望されるようになった。
イス等に使用されているが、近時機械器具の性能向上、
高度化に伴ない一層苛酷な条件に耐えるものが要求され
、より高い強度とさらに優れた延性を有するマルエージ
鋼の開発が要望されるようになった。
引張強さが２７０ Ｋｆ／、２のマルエージ鋼として、
析出強化元素のＭＯが著しく高い１３Ｎｉ−１５Ｃｏ−
１０Ｍｏ−０，２Ｔ ｉ系が各種の技術報告や、米国特
許第３３５９０９４号に提案されている。
析出強化元素のＭＯが著しく高い１３Ｎｉ−１５Ｃｏ−
１０Ｍｏ−０，２Ｔ ｉ系が各種の技術報告や、米国特
許第３３５９０９４号に提案されている。
しかしながら前記高ＭＯ含有のマルエージ鋼は、通常の
Ｍｏを含有しないマルエージ鋼に施されている熱処理（
溶体化処理土時効処理）では時効後脆くなり、また溶体
化処理のままでの冷間加工、機械加工が困難である。
Ｍｏを含有しないマルエージ鋼に施されている熱処理（
溶体化処理土時効処理）では時効後脆くなり、また溶体
化処理のままでの冷間加工、機械加工が困難である。
従って、良好な延性を確保するためには熱間で強加工を
行なう等の特別な処理を必要とする。
行なう等の特別な処理を必要とする。
（後記文献２，３．４参照）またＭｏを多量に含有する
ため偏析を起し易く大きな断面積の鋼板、丸鋼を製造す
ることは困難である。
ため偏析を起し易く大きな断面積の鋼板、丸鋼を製造す
ることは困難である。
上述の実情に鑑み、特殊な処理を施すことなく２７０に
９／、２以上の引張強さを有し、かつ時効前に冷間加工
、機械加工が容易なマルエージ鋼として低Ｍｏ高Ｃｏ系
のＮｉ Ｃｏ Ｍｏ−Ｔｉ −ＡＡマルエージ鋼を
発明し、特願昭５０−１１７２５号として特許出願を行
なった。
９／、２以上の引張強さを有し、かつ時効前に冷間加工
、機械加工が容易なマルエージ鋼として低Ｍｏ高Ｃｏ系
のＮｉ Ｃｏ Ｍｏ−Ｔｉ −ＡＡマルエージ鋼を
発明し、特願昭５０−１１７２５号として特許出願を行
なった。
さらに高延性で高靭性を有する高強度マルエージ鋼の開
発に種々取組んだ結果Ｂ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの１種以上
を含有させることにより、脱酸強化による清浄度の改善
等に基づき延性、靭性が向上するという知見を得た。
発に種々取組んだ結果Ｂ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの１種以上
を含有させることにより、脱酸強化による清浄度の改善
等に基づき延性、靭性が向上するという知見を得た。
すなわち本発明鋼は、Ｎｉ１５．０〜１８．５係、Ｃｏ
１５．０−２１．０％、Ｍｏ５．０〜６．５％、Ｔｉ
１、θ〜１．２係、Ａｉ、０５〜０．３０％を含有し、
かつＴｉ、Ａｌｌの合計が１．１０〜１．５０％の範囲
にあると共にＢｏ、００２５％以下、Ｚｒ０．０３％以
下、Ｃａ０．０５％以下、Ｍｇ０．０５％以下の１種又
は２種以上を含有し、さらに不純物とし℃、Ｃ０，０３
％以下、Ｓｉ０．１０％以下、Ｍｎ０．１０係以下、ｐ
ｏ、０１０％以下、８０．０１０％以下を含有し残部は
実質的にＦｅかもなる高強度マルエージ鋼であって、通
常のマルエージ鋼同様の簡単な熱処理によって、著しく
高い強度が得られ、かつ時効前の圧延、線引等の冷間加
工が容易である特徴は前記した発明と同様であり、さら
に製品の延性と靭性の良好であることが特徴である。
１５．０−２１．０％、Ｍｏ５．０〜６．５％、Ｔｉ
１、θ〜１．２係、Ａｉ、０５〜０．３０％を含有し、
かつＴｉ、Ａｌｌの合計が１．１０〜１．５０％の範囲
にあると共にＢｏ、００２５％以下、Ｚｒ０．０３％以
下、Ｃａ０．０５％以下、Ｍｇ０．０５％以下の１種又
は２種以上を含有し、さらに不純物とし℃、Ｃ０，０３
％以下、Ｓｉ０．１０％以下、Ｍｎ０．１０係以下、ｐ
ｏ、０１０％以下、８０．０１０％以下を含有し残部は
実質的にＦｅかもなる高強度マルエージ鋼であって、通
常のマルエージ鋼同様の簡単な熱処理によって、著しく
高い強度が得られ、かつ時効前の圧延、線引等の冷間加
工が容易である特徴は前記した発明と同様であり、さら
に製品の延性と靭性の良好であることが特徴である。
次に本発明における鋼の成分を限定した理由を第１〜６
図を参照して説明する。
図を参照して説明する。
Ｎｉを１５．０〜１８．５係に限定したのは、第１図に
明らかなようにＮ ｉ−１５，５〜２０Ｃｏ−６Ｍｏ−
１，１Ｔｉ−０，２Ａｌ系における時効後の機械的性質
が１．５０％未満では引張強さ、伸び、絞りが低下し、
また１８．５％を超える。
明らかなようにＮ ｉ−１５，５〜２０Ｃｏ−６Ｍｏ−
１，１Ｔｉ−０，２Ａｌ系における時効後の機械的性質
が１．５０％未満では引張強さ、伸び、絞りが低下し、
また１８．５％を超える。
とＭＳ点が低下し、室温では大部分がオーステナイトと
なり、強度が著しく低下する。
なり、強度が著しく低下する。
かかる理由からＮｉを１５．０〜１８．５％とした。
ＣＯを１５．０〜２１．０％に限定したのは、第２図に
明らかなように１７．５Ｎｉ −Ｃｏ−６Ｍｏ −１、
Ｉ Ｔ ｉ−０，２ＡＡ？系における時効後の機械的性
質が、１５，０％未満では十分な引張強さが得られず、
伸び絞りも殆んど向上せず、また２１．０％を超えると
硬さは増加するが著しく脆くなり、引張試験の途中で破
断し、引張強さ、伸び、絞り共に著しく低下する。
明らかなように１７．５Ｎｉ −Ｃｏ−６Ｍｏ −１、
Ｉ Ｔ ｉ−０，２ＡＡ？系における時効後の機械的性
質が、１５，０％未満では十分な引張強さが得られず、
伸び絞りも殆んど向上せず、また２１．０％を超えると
硬さは増加するが著しく脆くなり、引張試験の途中で破
断し、引張強さ、伸び、絞り共に著しく低下する。
かかる理由からＣＯを１５．０〜２１．０％とした。
Ｍｏを５，０〜６．５％に限定したのは、第３図に明ら
かナヨうニ１７．５Ｎｉ−１５，５〜２ ＱＣｏ −Ｍ
ｏ−１，ｌＴｉ−０，２ＡＡ系における時効後の機械的
性質が、５．０％未満では強度が著しく低下し、伸び、
絞りは改善されない。
かナヨうニ１７．５Ｎｉ−１５，５〜２ ＱＣｏ −Ｍ
ｏ−１，ｌＴｉ−０，２ＡＡ系における時効後の機械的
性質が、５．０％未満では強度が著しく低下し、伸び、
絞りは改善されない。
また６、５％を超えるとＭＳ点が室温に近（なり一部に
オーステナイトが生成して強度が低下し、伸び、絞りも
劣化する。
オーステナイトが生成して強度が低下し、伸び、絞りも
劣化する。
かかる理由からＭｏを５．０〜６．５％とした。
Ｔｉを１．０〜１．２％に限定したのは、第４図に明ら
かなように、１７．５Ｎｉ−１５，５Ｃｏ−６Ｍｏ −
Ｔ ｉ−０，２Ａｌ系における時効後の機械的性質が、
１．０％未満では所期の２７０Ｋｇ／、２以上の引張り
強さを得ることができず、またＴｉが１．２％から０．
５％までの間ではＴｉ量の減少によって強度が低下して
も伸び、絞りの変化は少ないが、Ｔｉ量が１．２％を超
えると伸び、絞り共に著しく低下する。
かなように、１７．５Ｎｉ−１５，５Ｃｏ−６Ｍｏ −
Ｔ ｉ−０，２Ａｌ系における時効後の機械的性質が、
１．０％未満では所期の２７０Ｋｇ／、２以上の引張り
強さを得ることができず、またＴｉが１．２％から０．
５％までの間ではＴｉ量の減少によって強度が低下して
も伸び、絞りの変化は少ないが、Ｔｉ量が１．２％を超
えると伸び、絞り共に著しく低下する。
かかる理由からＴｉを１．０〜１．２％とした。
ＡＩを０．０５〜０．３０％に限定したのは、Ａ［はＴ
ｉ添加前の脱酸剤としてＴｉの歩留向上に寄与するほか
、Ｔｉと同様に析出強化にも有効であり、０．５％以下
では析出強化への寄与および脱酸剤としての効果が顕著
でなく、０．３％を超えると靭性、延性を著しく劣化さ
せる。
ｉ添加前の脱酸剤としてＴｉの歩留向上に寄与するほか
、Ｔｉと同様に析出強化にも有効であり、０．５％以下
では析出強化への寄与および脱酸剤としての効果が顕著
でなく、０．３％を超えると靭性、延性を著しく劣化さ
せる。
かかる理由からＡｌを０．０５％〜０．３０％とした。
Ｔｉ＋Ａｌを１．ｌＯ〜１．５０％に限定したのは、１
．１０％未満では所期の強度が得られず、また１、５０
％を超えると伸び、絞りが著しく低下するからである。
．１０％未満では所期の強度が得られず、また１、５０
％を超えると伸び、絞りが著しく低下するからである。
さらにＢ、Ｚｒ、Ｃａは脱酸強化による清浄度向上の他
、Ｂにあっては脱窒及び結晶粒界へのＭｏ、Ｃｒなとの
析出を防止し、延性、靭性を付与するが、０．００２５
％を超えるとかえって靭性が劣下するので０．００２５
％以下にした。
、Ｂにあっては脱窒及び結晶粒界へのＭｏ、Ｃｒなとの
析出を防止し、延性、靭性を付与するが、０．００２５
％を超えるとかえって靭性が劣下するので０．００２５
％以下にした。
ＺｒもＢと同様の効果を有するが、０．０３％を超える
とその効果は飽和の傾向にあるので０．０３係を上限と
した。
とその効果は飽和の傾向にあるので０．０３係を上限と
した。
Ｃａは脱酸に加え、非金属介在物を球状化することによ
り靭性の改善に効果がある他、異方性も減少させるが、
０．０５％を超えて含有すると、介在物が増加すること
と、コスト上昇のため０．０５係以下としたＭｇもＣａ
と同様介在物形態を変える効果を発揮するが、０．０５
％を越えると効果が飽和するので０．０５％以下とした
。
り靭性の改善に効果がある他、異方性も減少させるが、
０．０５％を超えて含有すると、介在物が増加すること
と、コスト上昇のため０．０５係以下としたＭｇもＣａ
と同様介在物形態を変える効果を発揮するが、０．０５
％を越えると効果が飽和するので０．０５％以下とした
。
鋼中に微量含有されるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ｐ、３は延性、
靭性を劣化させる有害元素であるので、それぞれＣ０，
０３％以下、Ｓ １１ Ｍｎ各々０．１０係以下、Ｐ、
Ｓ各々０．０１０％以下に抑えることが必要である。
靭性を劣化させる有害元素であるので、それぞれＣ０，
０３％以下、Ｓ １１ Ｍｎ各々０．１０係以下、Ｐ、
Ｓ各々０．０１０％以下に抑えることが必要である。
本発明になる２７０Ｋｇ／１１．Ｆ級マルエージ鋼（ζ
時効処理前に、７５０°Ｃ〜９００°Ｃで３０分以上１
０時間以下の溶体化処理を行なうか、仕上温度８００℃
以上望ましくは９５０℃以下で熱間加工を行ない、ある
いはこれらにさらに冷間加工を施した後、４２５〜５５
０°Ｃ１望ましくは４７５〜５２５°Ｃで１〜１００時
間の時効処理を行なう。
時効処理前に、７５０°Ｃ〜９００°Ｃで３０分以上１
０時間以下の溶体化処理を行なうか、仕上温度８００℃
以上望ましくは９５０℃以下で熱間加工を行ない、ある
いはこれらにさらに冷間加工を施した後、４２５〜５５
０°Ｃ１望ましくは４７５〜５２５°Ｃで１〜１００時
間の時効処理を行なう。
なおこの時効処理前に一１９６℃〜−４０°Ｃの温度で
３０分〜ｌＯ時間かけてサブゼロ処理を加えてもよい。
３０分〜ｌＯ時間かけてサブゼロ処理を加えてもよい。
本発明鋼においてはまた板厚２５ｕ以上や、外径が３０
ｍ、５１５’以上の場合は、溶体化処理前又は熱間加工
前に１１５０〜１２５０℃の温度で１〜２０時間かけて
ソーキングを行なうと偏析ばさらに改善され、均質な鋼
板あるいは丸鋼が得られる。
ｍ、５１５’以上の場合は、溶体化処理前又は熱間加工
前に１１５０〜１２５０℃の温度で１〜２０時間かけて
ソーキングを行なうと偏析ばさらに改善され、均質な鋼
板あるいは丸鋼が得られる。
次に本発明の実施例について述べる。
第１表において、１〜７鋼は本発明鋼の化学組成を、ま
た８〜２０鋼は順来鋼の化学組成を示し、第２表は第１
表に示した本発明鋼と従来鋼の時効後の機械的性質、Ｔ
ｓ（引張強さ）、Ｙｓ（降伏強さ）、Ｅｌ（伸び）、Ｒ
Ａ（絞り）、ＶＥ（１（０℃におけるシャルピー吸収エ
ネルギー）ヲ示したもの、第３表は本発明鋼と従来鋼の
溶体化処理後の冷間加工性を示したもので、板厚１０１
１１Ｊｎから圧延を開始し、割れが発生した時点での断
面減少率を求めた。
た８〜２０鋼は順来鋼の化学組成を示し、第２表は第１
表に示した本発明鋼と従来鋼の時効後の機械的性質、Ｔ
ｓ（引張強さ）、Ｙｓ（降伏強さ）、Ｅｌ（伸び）、Ｒ
Ａ（絞り）、ＶＥ（１（０℃におけるシャルピー吸収エ
ネルギー）ヲ示したもの、第３表は本発明鋼と従来鋼の
溶体化処理後の冷間加工性を示したもので、板厚１０１
１１Ｊｎから圧延を開始し、割れが発生した時点での断
面減少率を求めた。
第２表、第３表より明らかなように本発明鋼は何れも従
来鋼に較べて通常の熱処理においても著しく伸び、絞り
、靭性が優れているほか、良好な冷間加工性を有してい
ることが解る。
来鋼に較べて通常の熱処理においても著しく伸び、絞り
、靭性が優れているほか、良好な冷間加工性を有してい
ることが解る。
第１図〜第４図は何れも１７．５Ｎｉ−１５，５〜２０
Ｃｏ−６Ｍｏ−１，ｌＴｉ−０，２Ａｌを基本成分とし
、それぞれＮｉを１４〜１９．５％、Ｃｏを８．５〜２
５％、Ｍｏ ヲ３．８−１０％、Ｔ ｉ ヲ０．０８〜
１．６５％の範囲で変化させた場合の時効後の機械的性
質と本発明の特許請求の範囲（斜線を付した２直線間）
を示すものである。 第５図、第６図は、Ｎｉ −Ｃｏ−Ｍｏ−Ｔ １−ＡＡ
系フマルエージ鋼Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇを変化させて強
度、伸び、ＲＡ及び一部シャルピー衝撃エネルギーと、
本発明の特許請求の範囲（斜線を付した以下）を示すも
のである。 参考文献 １、 Ｇ、Ｗ Ｔｕｆｆｎｅｌｌ ａｎｄ Ｒ，Ｌ、
Ｃｏ１ｒｓ＊ ＴｒａｎｓＡＳＭ Ｖｏ１６１（１
９６８）７９８２、鉄と鋼 Ｖｏ１６０（１９７４）８
２８１３、鉄と鋼 Ｖｏ１６０（１９７４）Ａ５５４、
Ｍａｇｎｅｅ、Ａ、Ｖｉａｔｏｕｒ−Ｐ、Ｄｒａｐ
ｉｅｒ Ｊ、Ｍ。 Ｃｏｕｒｔｓｏｕｒｄｉｓ Ｄ ａｎｄ Ｈａｂｒａｋ
ｅｎ、 Ｌ、 Ｃｏｂａｌｔ（１９７３）３
Ｃｏ−６Ｍｏ−１，ｌＴｉ−０，２Ａｌを基本成分とし
、それぞれＮｉを１４〜１９．５％、Ｃｏを８．５〜２
５％、Ｍｏ ヲ３．８−１０％、Ｔ ｉ ヲ０．０８〜
１．６５％の範囲で変化させた場合の時効後の機械的性
質と本発明の特許請求の範囲（斜線を付した２直線間）
を示すものである。 第５図、第６図は、Ｎｉ −Ｃｏ−Ｍｏ−Ｔ １−ＡＡ
系フマルエージ鋼Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇを変化させて強
度、伸び、ＲＡ及び一部シャルピー衝撃エネルギーと、
本発明の特許請求の範囲（斜線を付した以下）を示すも
のである。 参考文献 １、 Ｇ、Ｗ Ｔｕｆｆｎｅｌｌ ａｎｄ Ｒ，Ｌ、
Ｃｏ１ｒｓ＊ ＴｒａｎｓＡＳＭ Ｖｏ１６１（１
９６８）７９８２、鉄と鋼 Ｖｏ１６０（１９７４）８
２８１３、鉄と鋼 Ｖｏ１６０（１９７４）Ａ５５４、
Ｍａｇｎｅｅ、Ａ、Ｖｉａｔｏｕｒ−Ｐ、Ｄｒａｐ
ｉｅｒ Ｊ、Ｍ。 Ｃｏｕｒｔｓｏｕｒｄｉｓ Ｄ ａｎｄ Ｈａｂｒａｋ
ｅｎ、 Ｌ、 Ｃｏｂａｌｔ（１９７３）３
Claims (1)
- ｌ Ｎｉ１５．Ｏ〜１８．５％、Ｃ０１５，０〜２１
．０係、Ｍｏ５．０〜６．５％、Ｔｉ１．Ｏ〜１．２％
、Ａｌ０１０５〜０．３０％を含有し、かつＴｉ５Ａｌ
の合計が１．１０〜１．５０％の範囲にあり、さらにＢ
Ｏ，００２５％以下、Ｚｒ０．０３％以下、Ｃａ０．０
５係以下、Ｍｇ０．０５％以下の１種又は２種以上を含
有し、不純物としてＣ０，０３％以下、ｓｉｏ、１０係
以下、Ｍｎ０．１０％以下、Ｐｏ、０１０％以下、８０
．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなる
超高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13103582A JPS5934226B2 (ja) | 1982-07-26 | 1982-07-26 | 超高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13103582A JPS5934226B2 (ja) | 1982-07-26 | 1982-07-26 | 超高張力鋼 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1172575A Division JPS5815530B2 (ja) | 1975-01-27 | 1975-01-27 | チヨウコウチヨウリヨクコウ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5825457A JPS5825457A (ja) | 1983-02-15 |
| JPS5934226B2 true JPS5934226B2 (ja) | 1984-08-21 |
Family
ID=15048495
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13103582A Expired JPS5934226B2 (ja) | 1982-07-26 | 1982-07-26 | 超高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5934226B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1422301B1 (en) * | 2002-11-19 | 2008-02-20 | Hitachi Metals, Ltd. | Maraging steel and method of producing the same |
| JP6653113B2 (ja) | 2013-08-23 | 2020-02-26 | 大同特殊鋼株式会社 | 疲労特性に優れたマルエージング鋼 |
| JP2019011515A (ja) * | 2013-08-23 | 2019-01-24 | 大同特殊鋼株式会社 | 疲労特性に優れたマルエージング鋼 |
-
1982
- 1982-07-26 JP JP13103582A patent/JPS5934226B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5825457A (ja) | 1983-02-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100414937B1 (ko) | 냉간 가공성이 우수한 기계 구조용 봉강 또는 강선 및 그제조 방법 | |
| US6679954B1 (en) | High-strength, high-toughness stainless steel excellent in resistance to delayed fracture | |
| JPH0841535A (ja) | 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法 | |
| EP0080809A1 (en) | A method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness | |
| EP0884398B1 (en) | High strength and high tenacity non-heat-treated steel having excellent machinability | |
| JPH07188847A (ja) | 被削性に優れた機械構造用炭素鋼 | |
| JPH09324219A (ja) | 耐水素脆性に優れた高強度ばねの製造方法 | |
| JPH02236223A (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造法 | |
| JPH06271975A (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 | |
| JPS5934226B2 (ja) | 超高張力鋼 | |
| JP3297500B2 (ja) | 被削性の優れた高強度棒鋼 | |
| US3719476A (en) | Precipitation-hardenable stainless steel | |
| JP3077567B2 (ja) | 低温鉄筋用鋼材の製造方法 | |
| JP3077568B2 (ja) | 低温鉄筋用鋼材の製造方法 | |
| US5630983A (en) | Precipitation hardening stainless steels | |
| JPH11270531A (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 | |
| JP3861137B2 (ja) | 高強度機械構造用鋼とその製造方法 | |
| JPH1072639A (ja) | 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材 | |
| JPH0317245A (ja) | 切削性の優れた高強度，非磁性ステンレス鋼 | |
| JP3898530B2 (ja) | Ｖ無添加型熱間鍛造用非調質鋼 | |
| JP3033459B2 (ja) | 非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JPS58136715A (ja) | 油井用鋼の製造法 | |
| JPS63206449A (ja) | 冷間圧造用低炭素鋼 | |
| JP2021172875A (ja) | 耐摩耗鋼の製造方法 | |
| JP3354255B2 (ja) | 被削性および冷間鍛造性に優れた機械構造用炭素鋼 |