JPS6214606B2 - - Google Patents
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- JPS6214606B2 JPS6214606B2 JP56007193A JP719381A JPS6214606B2 JP S6214606 B2 JPS6214606 B2 JP S6214606B2 JP 56007193 A JP56007193 A JP 56007193A JP 719381 A JP719381 A JP 719381A JP S6214606 B2 JPS6214606 B2 JP S6214606B2
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- steel
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は靭性に優れた構造用鋼の製造方法に関
し、さらに詳しくは熱間圧延後の焼入れ、焼もど
し処理を必要としない靭性及び疲労強度に優れた
構造用鋼の製造方法に関するものである。自動車
用のアクスルシヤフト、ドライブシヤフト等の軸
状部品、またはラツク、ピニオン等の機構部品は
通常機械構造用炭素鋼または機械構造用合金鋼を
素材として熱間圧延加工により所定の寸法に粗加
工した後焼入れ、焼もどし処理により目的とする
強度と靭性を付与し、しかるのち切削加工により
所定の形状に仕上げ各種部品に供されている。 上記のごとく機械構造用部品の製造においては
強度および靭性を確保するために焼入れ、焼もど
し処理は必須の工程である。一方焼入れ、焼もど
し処理は歪の発生を伴なうため、その処理に際し
ては加熱温度および冷却速度等のきめ細かい管理
が必要であることおよび多大な熱エネルギーを消
費する等種々の問題点があるため機械構造用部品
の製造においては焼入、焼もどし処理そのものの
見直しが検討されている。そこで本発明者等は熱
間圧延加工のままで焼入、焼もどし処理を施した
ものとほぼ同等の強度を確保できる素材、すなわ
ち熱処理不用の機械構造用鋼を製造するために合
金組成および熱間加工条件等を詳細に調査した結
果以下に示す成分組成の鋼を用いて特定した条件
で熱間加工を施すことにより上記目的が達成でき
ることを見い出した。 すなわち本発明は (1) Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜2.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.020％、Ｖ：0.50
％以下、Cu：2.0％以下、Ｏ：0.0030％以下、
残余が実質的にFeからなる鋼を用いて950℃以
上1300℃以下の温度に加熱した後熱間加工を開
始し、終止温度が600℃以上800℃以下となるよ
うに熱間加工を施した後、500℃まで１〜100
℃／minの冷却速度で冷却することを特徴とす
る構造用鋼の製造方法。 (2) Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜2.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.020％、Ｖ：0.50
％以下、Cu：2.0％以下、Ｏ：0.0030％以下、
さらにNi：3.50％以下、Cr：2.0％以下、Mo：
0.70％以下から選んだ１種または２種以上含有
し、残余が実質的にFeからなる鋼を用いて950
℃以上1300℃以下の温度に加熱した後、熱間加
工を開始し、終止温度が600℃以上800℃以下と
なるように熱間加工を施した後500℃まで１〜
100℃／minの冷却速度で冷却することを特徴
とする構造用鋼の製造方法である。 本発明製造方法の特徴は上記したごとくＮとと
もにＶを適量含有した鋼またはこれにNi、Cr、
Moから選んだ元素を適量含有した鋼を用いて加
熱温度、加工終止温度および加工後の冷却速度を
制御することにより焼入、焼もどし処理が省略で
き、更にＯを規制することにより疲労強度の向上
をはかつたところにあり、従来のこの種技術にく
らべて経済的効果はきわめて多大である。 次に本発明を構成する鋼の成分組成および熱間
加工条件の限定理由を以下に述べる。 Ｃ：0.30〜0.60％ 強度を確保するために必要な元素であり、とく
に熱間加工ままの状態でも充分な強度を維持する
ため少なくとも0.30％以上含有させる必要があ
る。ただし多量に含有させると靭性が劣化するた
め0.60％以下に限定した。 Si：0.10〜2.0％ 溶解時の脱酸用として必要な元素であり、少な
くとも0.10％以上含有させる必要がある。また積
極的に含有させることにより圧延状態における強
度は向上するが、その反面被削性が劣化するため
2.0％以下に限定した。 Mn：0.20〜1.70％ Siと同様に溶解時の脱酸用として必要な元素で
あり、少なくとも0.10％以上含有させる必要があ
る。また積極的に含有させることにより圧延状態
における強度は向上するが、その反面被削性が劣
化するため1.70％以下に限定した。 Ｎ：0.005〜0.020％ 圧延状態における強度を確保するために重要な
元素である。すなわち鋼中のＶと結合して析出硬
化に大きく寄与する。したがつて少なくとも
0.005％以上含有させる必要がある。ただし多量
に含有させる靭性が劣化するため0.020％以下に
限定した。 Ｖ：0.50％以下 圧延状態における強度を確保するために重要な
元素である。すなわち鋼中のＮと結合して、析出
硬化に大きく寄与する。多量に添加しても析出硬
化にたいする寄与は、それほど向上しないため
0.50％以下に限定した。 Cu：2.0％以下 耐候性を向上させるために含有するが多量に添
加すると赤熱ぜい性が起きるため上限を2.0％と
した。 Ｏ：0.0030％以下 疲労強度を向上させるために0.0030％以下に制
御する。 上記の成分組成にて焼入・焼もどし処理を必要
としない素材が得られるが、さらに以下の元素を
適量含有させることにより圧延後の強度の向上が
さらに期待できる。 Ni：3.50％以下、Cr：2.0％以下、Mo：0.70％以
下 上記元素は圧延後の機械的強度を確実に向上で
きる元素であり、目的に応じて適量含有させるこ
とが望ましいが、多量に添加すると靭性および被
削性が低下するためNiにあつては3.50％以下、Cr
にあつては2.0％以下、Moにあつては0.70％以下
に限定した。 加熱温度：950℃以上、1300℃以下 本発明の素材はＣおよびＮとともにＶを含有さ
せ、これらの炭窒化物を微細に析出させることに
より強度を確保するものである。したがつてこれ
らの元素を一旦完全に固溶させる必要性があるた
め加熱温度を950℃以上に限定した。 1300℃を超えると鋼材のスケール発生量が増大
し、歩留が低下するようになる。 熱間加工終止温度：600℃以上、800℃以下 熱間加工終止温度が高すぎると加工終了後の余
熱で再結晶が起こり、微細な結晶粒が得られず、
したがつて靭性の高い鋼材が得られにくいため加
圧終止温度は800℃以下に限定した。 また600℃未満では仕上圧延機ロールの摩耗が
著しく、鋼材の所定の寸法精度の維持が困難とな
る。 熱間加工後の冷却：500℃まで１〜100℃／min 加工後の冷却速度が遅いと炭窒化物が凝集し粗
粒となるため強度の向上は望めない。したがつて
加工後の冷却速度は炭化物の凝集が起こらないよ
うに、すみやかに冷却する必要があるため１℃／
min以上とした。ただし必要以上に冷却速度を早
くするとベイナイトまたはマルテンサイト等の硬
質な組成が形成され、靭性の確保が困難となるた
め100℃／min以下に限定した。 尚調整冷却が必要な温度範囲は500℃までであ
り、500℃未満では炭窒化物の形態ならび基地の
ミクロ組織はほとんど変化しないため、設備条件
等に応じて徐冷あるいは急冷してもさしつかえな
い。 次に本発明製造法の特徴を実施例により詳細に
説明する。 実施例 １ 電気アーク炉により第１表に示すごとき成分組
成の構造用鋼を溶製し、分塊圧延により直径90mm
のビレツトを製造した。
し、さらに詳しくは熱間圧延後の焼入れ、焼もど
し処理を必要としない靭性及び疲労強度に優れた
構造用鋼の製造方法に関するものである。自動車
用のアクスルシヤフト、ドライブシヤフト等の軸
状部品、またはラツク、ピニオン等の機構部品は
通常機械構造用炭素鋼または機械構造用合金鋼を
素材として熱間圧延加工により所定の寸法に粗加
工した後焼入れ、焼もどし処理により目的とする
強度と靭性を付与し、しかるのち切削加工により
所定の形状に仕上げ各種部品に供されている。 上記のごとく機械構造用部品の製造においては
強度および靭性を確保するために焼入れ、焼もど
し処理は必須の工程である。一方焼入れ、焼もど
し処理は歪の発生を伴なうため、その処理に際し
ては加熱温度および冷却速度等のきめ細かい管理
が必要であることおよび多大な熱エネルギーを消
費する等種々の問題点があるため機械構造用部品
の製造においては焼入、焼もどし処理そのものの
見直しが検討されている。そこで本発明者等は熱
間圧延加工のままで焼入、焼もどし処理を施した
ものとほぼ同等の強度を確保できる素材、すなわ
ち熱処理不用の機械構造用鋼を製造するために合
金組成および熱間加工条件等を詳細に調査した結
果以下に示す成分組成の鋼を用いて特定した条件
で熱間加工を施すことにより上記目的が達成でき
ることを見い出した。 すなわち本発明は (1) Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜2.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.020％、Ｖ：0.50
％以下、Cu：2.0％以下、Ｏ：0.0030％以下、
残余が実質的にFeからなる鋼を用いて950℃以
上1300℃以下の温度に加熱した後熱間加工を開
始し、終止温度が600℃以上800℃以下となるよ
うに熱間加工を施した後、500℃まで１〜100
℃／minの冷却速度で冷却することを特徴とす
る構造用鋼の製造方法。 (2) Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜2.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.020％、Ｖ：0.50
％以下、Cu：2.0％以下、Ｏ：0.0030％以下、
さらにNi：3.50％以下、Cr：2.0％以下、Mo：
0.70％以下から選んだ１種または２種以上含有
し、残余が実質的にFeからなる鋼を用いて950
℃以上1300℃以下の温度に加熱した後、熱間加
工を開始し、終止温度が600℃以上800℃以下と
なるように熱間加工を施した後500℃まで１〜
100℃／minの冷却速度で冷却することを特徴
とする構造用鋼の製造方法である。 本発明製造方法の特徴は上記したごとくＮとと
もにＶを適量含有した鋼またはこれにNi、Cr、
Moから選んだ元素を適量含有した鋼を用いて加
熱温度、加工終止温度および加工後の冷却速度を
制御することにより焼入、焼もどし処理が省略で
き、更にＯを規制することにより疲労強度の向上
をはかつたところにあり、従来のこの種技術にく
らべて経済的効果はきわめて多大である。 次に本発明を構成する鋼の成分組成および熱間
加工条件の限定理由を以下に述べる。 Ｃ：0.30〜0.60％ 強度を確保するために必要な元素であり、とく
に熱間加工ままの状態でも充分な強度を維持する
ため少なくとも0.30％以上含有させる必要があ
る。ただし多量に含有させると靭性が劣化するた
め0.60％以下に限定した。 Si：0.10〜2.0％ 溶解時の脱酸用として必要な元素であり、少な
くとも0.10％以上含有させる必要がある。また積
極的に含有させることにより圧延状態における強
度は向上するが、その反面被削性が劣化するため
2.0％以下に限定した。 Mn：0.20〜1.70％ Siと同様に溶解時の脱酸用として必要な元素で
あり、少なくとも0.10％以上含有させる必要があ
る。また積極的に含有させることにより圧延状態
における強度は向上するが、その反面被削性が劣
化するため1.70％以下に限定した。 Ｎ：0.005〜0.020％ 圧延状態における強度を確保するために重要な
元素である。すなわち鋼中のＶと結合して析出硬
化に大きく寄与する。したがつて少なくとも
0.005％以上含有させる必要がある。ただし多量
に含有させる靭性が劣化するため0.020％以下に
限定した。 Ｖ：0.50％以下 圧延状態における強度を確保するために重要な
元素である。すなわち鋼中のＮと結合して、析出
硬化に大きく寄与する。多量に添加しても析出硬
化にたいする寄与は、それほど向上しないため
0.50％以下に限定した。 Cu：2.0％以下 耐候性を向上させるために含有するが多量に添
加すると赤熱ぜい性が起きるため上限を2.0％と
した。 Ｏ：0.0030％以下 疲労強度を向上させるために0.0030％以下に制
御する。 上記の成分組成にて焼入・焼もどし処理を必要
としない素材が得られるが、さらに以下の元素を
適量含有させることにより圧延後の強度の向上が
さらに期待できる。 Ni：3.50％以下、Cr：2.0％以下、Mo：0.70％以
下 上記元素は圧延後の機械的強度を確実に向上で
きる元素であり、目的に応じて適量含有させるこ
とが望ましいが、多量に添加すると靭性および被
削性が低下するためNiにあつては3.50％以下、Cr
にあつては2.0％以下、Moにあつては0.70％以下
に限定した。 加熱温度：950℃以上、1300℃以下 本発明の素材はＣおよびＮとともにＶを含有さ
せ、これらの炭窒化物を微細に析出させることに
より強度を確保するものである。したがつてこれ
らの元素を一旦完全に固溶させる必要性があるた
め加熱温度を950℃以上に限定した。 1300℃を超えると鋼材のスケール発生量が増大
し、歩留が低下するようになる。 熱間加工終止温度：600℃以上、800℃以下 熱間加工終止温度が高すぎると加工終了後の余
熱で再結晶が起こり、微細な結晶粒が得られず、
したがつて靭性の高い鋼材が得られにくいため加
圧終止温度は800℃以下に限定した。 また600℃未満では仕上圧延機ロールの摩耗が
著しく、鋼材の所定の寸法精度の維持が困難とな
る。 熱間加工後の冷却：500℃まで１〜100℃／min 加工後の冷却速度が遅いと炭窒化物が凝集し粗
粒となるため強度の向上は望めない。したがつて
加工後の冷却速度は炭化物の凝集が起こらないよ
うに、すみやかに冷却する必要があるため１℃／
min以上とした。ただし必要以上に冷却速度を早
くするとベイナイトまたはマルテンサイト等の硬
質な組成が形成され、靭性の確保が困難となるた
め100℃／min以下に限定した。 尚調整冷却が必要な温度範囲は500℃までであ
り、500℃未満では炭窒化物の形態ならび基地の
ミクロ組織はほとんど変化しないため、設備条件
等に応じて徐冷あるいは急冷してもさしつかえな
い。 次に本発明製造法の特徴を実施例により詳細に
説明する。 実施例 １ 電気アーク炉により第１表に示すごとき成分組
成の構造用鋼を溶製し、分塊圧延により直径90mm
のビレツトを製造した。
【表】
供試材No.１はJIS3102に規定されているS45L相当
鋼でありNo.２〜５は本発明用の鋼である。 第１表の供試材を用いて以下の条件で熱間圧延
加工を行ない直径30mmの棒材を製造し、各種特性
を調査した。 圧延加熱温度：1200℃ 圧延加工終止温度：700℃ 圧延後の冷却速度：50℃／min その結果のうち硬さおよび衝撃値を第２表にま
とめて示した。
鋼でありNo.２〜５は本発明用の鋼である。 第１表の供試材を用いて以下の条件で熱間圧延
加工を行ない直径30mmの棒材を製造し、各種特性
を調査した。 圧延加熱温度：1200℃ 圧延加工終止温度：700℃ 圧延後の冷却速度：50℃／min その結果のうち硬さおよび衝撃値を第２表にま
とめて示した。
【表】
【表】
同表にみられるごとく従来材では本発明の圧延
条件で圧延しても焼入れ、焼もどし材と同程度の
高いかたさおよび衝撃値は得られないことを示し
ている。これにたいして本発明用材では本発明の
圧延条件で圧延を施すことにより焼入れ、焼もど
し材と同程度の高いかたさと良好な衝撃値が得ら
れることを示している。 又、小野式回転曲げ試験方法による疲れ強さは
供試材No.１と比較しNo.２の方が約20％向上してい
た。 つづいて圧延加熱温度、圧延加工終止温度およ
び圧延後の冷却速度の影響を調べるために供試材
No.２の直径90mmビレツトを用いて圧延加熱温度を
900〜1200℃の温度範囲を選び、圧延加工終止温
度を600〜900℃の温度範囲を選びかつ圧延後の冷
却速度を0.5〜200℃／minを選んで直径30mmの棒
材を製造し、それらについて各種特性値を調査し
た。その結果のうちかたさと衝撃特性を第３表に
まとめて示した。
条件で圧延しても焼入れ、焼もどし材と同程度の
高いかたさおよび衝撃値は得られないことを示し
ている。これにたいして本発明用材では本発明の
圧延条件で圧延を施すことにより焼入れ、焼もど
し材と同程度の高いかたさと良好な衝撃値が得ら
れることを示している。 又、小野式回転曲げ試験方法による疲れ強さは
供試材No.１と比較しNo.２の方が約20％向上してい
た。 つづいて圧延加熱温度、圧延加工終止温度およ
び圧延後の冷却速度の影響を調べるために供試材
No.２の直径90mmビレツトを用いて圧延加熱温度を
900〜1200℃の温度範囲を選び、圧延加工終止温
度を600〜900℃の温度範囲を選びかつ圧延後の冷
却速度を0.5〜200℃／minを選んで直径30mmの棒
材を製造し、それらについて各種特性値を調査し
た。その結果のうちかたさと衝撃特性を第３表に
まとめて示した。
【表】
圧延加熱温度の影響
本発明用材を用いても圧延加熱温度が900℃の
場合には加工終止温度を700℃とし、かつその後
の冷却速度を50℃／minに制御しても圧延後のか
たさはＨRC13程度であり、前記した焼入れ、焼
もどし材のかたさにくらべて著るしく低いことを
示している。これにたいして圧延加熱温度を1000
℃以上に選んで圧延加工を施した場合にはかたさ
および衝撃値ともに焼入れ、焼もどし材と同程度
の特性が得られることを確認した。 圧延加工終止温度の影響 本発明用材を用いて圧延加熱温度を1200℃に選
んでも加工終止温度を900℃とした場合には、そ
の後の冷却速度を50℃／minに制御しても圧延後
のシヤルピー値は５Kgｆ・ｍ／cm2程度であり、前
記した焼入れ、焼もどし材のシヤルピー値にくら
べて著るしく低いことを示している。 これにたいして圧延加工終止温度を800℃以下
とした場合にはかたさおよび衝撃値ともに焼入
れ、焼もどし材と同程度の特性が得られることを
確認した。 圧延加工後の冷却速度の影響 本発明用材を用いて圧延加熱温度を1200℃に選
んで、かつ圧延終止温度を700℃としても、その
後の冷却速度が0.5℃／minの場合には圧延後の
かたさおよびシヤルピー値ともに焼入れ、焼もど
し材のそれにくらべて著るしく低いことを示して
いる。これにたいして圧延後の冷却速度を５℃／
min以上とした場合にはかたさおよびシヤルピー
値ともに向上し焼入れ、焼もどし材に匹敵する強
度特性を示すことを確認した。ただし冷却速度が
200℃／minのように早いとかたさは著るしく向
上する反面シヤルピー値が低下するため好ましく
は100℃／min以下の冷却速度を選ぶべきであ
る。 実施例 ２ アーク炉により第４表に示すごとき各種組成の
本発明用材を溶製した。
場合には加工終止温度を700℃とし、かつその後
の冷却速度を50℃／minに制御しても圧延後のか
たさはＨRC13程度であり、前記した焼入れ、焼
もどし材のかたさにくらべて著るしく低いことを
示している。これにたいして圧延加熱温度を1000
℃以上に選んで圧延加工を施した場合にはかたさ
および衝撃値ともに焼入れ、焼もどし材と同程度
の特性が得られることを確認した。 圧延加工終止温度の影響 本発明用材を用いて圧延加熱温度を1200℃に選
んでも加工終止温度を900℃とした場合には、そ
の後の冷却速度を50℃／minに制御しても圧延後
のシヤルピー値は５Kgｆ・ｍ／cm2程度であり、前
記した焼入れ、焼もどし材のシヤルピー値にくら
べて著るしく低いことを示している。 これにたいして圧延加工終止温度を800℃以下
とした場合にはかたさおよび衝撃値ともに焼入
れ、焼もどし材と同程度の特性が得られることを
確認した。 圧延加工後の冷却速度の影響 本発明用材を用いて圧延加熱温度を1200℃に選
んで、かつ圧延終止温度を700℃としても、その
後の冷却速度が0.5℃／minの場合には圧延後の
かたさおよびシヤルピー値ともに焼入れ、焼もど
し材のそれにくらべて著るしく低いことを示して
いる。これにたいして圧延後の冷却速度を５℃／
min以上とした場合にはかたさおよびシヤルピー
値ともに向上し焼入れ、焼もどし材に匹敵する強
度特性を示すことを確認した。ただし冷却速度が
200℃／minのように早いとかたさは著るしく向
上する反面シヤルピー値が低下するため好ましく
は100℃／min以下の冷却速度を選ぶべきであ
る。 実施例 ２ アーク炉により第４表に示すごとき各種組成の
本発明用材を溶製した。
【表】
直径110mmの上記供試材を下記の圧延条件で直
径30mmの棒材とした。 加熱温度：1200℃ 加工終止温度：700℃ 冷却速度：10℃／min 直径30mmの圧延材についてそのままかたさおよ
び衝撃特性を調査した。その結果を第５表に示し
た。
径30mmの棒材とした。 加熱温度：1200℃ 加工終止温度：700℃ 冷却速度：10℃／min 直径30mmの圧延材についてそのままかたさおよ
び衝撃特性を調査した。その結果を第５表に示し
た。
【表】
同表にみられるごとく本発明用材を用いてかつ
本発明のごとく限定した圧延条件で圧延加工を行
なうことにより圧延ままの状態でもＨRC20以上
のかたさと９Kgｆ・ｍ／cm2以上のシヤルピー衝撃
値が得られることを確認した。 以上のごとく、本発明は圧延ままの状態で焼入
れ、焼もどし材に匹敵する高強度、高靭性を保有
できる素材およびその製造方法に関するもので、
本発明の完成により焼入れ、焼もどし処理が省略
できるため、熱エネルギーの多大な消費を防止で
きるばかりでなく、高温加熱に伴なう歪の発生も
防止できるため、機械構造用部品の製造に際して
多大な利益を生むものである。
本発明のごとく限定した圧延条件で圧延加工を行
なうことにより圧延ままの状態でもＨRC20以上
のかたさと９Kgｆ・ｍ／cm2以上のシヤルピー衝撃
値が得られることを確認した。 以上のごとく、本発明は圧延ままの状態で焼入
れ、焼もどし材に匹敵する高強度、高靭性を保有
できる素材およびその製造方法に関するもので、
本発明の完成により焼入れ、焼もどし処理が省略
できるため、熱エネルギーの多大な消費を防止で
きるばかりでなく、高温加熱に伴なう歪の発生も
防止できるため、機械構造用部品の製造に際して
多大な利益を生むものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜2.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.020％、Ｖ：0.50％
以下、Cu：2.0％以下、Ｏ：0.0030％以下、残余
が実質的にFeからなる鋼を用いて950℃以上、
1300℃以下の温度に加熱した後熱間加工を開始
し、終止温度が600℃以上、800℃以下となるよう
に熱間加工を施した後500℃まで１〜100℃／min
の冷却速度で冷却することを特徴とする構造用鋼
の製造方法。 ２ Ｃ：0.30〜0.60％、Si：0.10〜2.0％、Mn：
0.20〜1.70％、Ｎ：0.005〜0.020％、Ｖ：0.50％
以下、Cu：2.0％以下、Ｏ：0.0030％以下、さら
にNi：3.50％以下、Cr：2.0％以下、Mo：0.70％
以下から選んだ１種または２種以上含有し、残余
が実質的にFeからなる鋼を用いて950℃以上、
1300℃以下の温度に加熱した後熱間加工を開始
し、終止温度が600℃以上、800℃以下となるよう
に熱間加工を施した後500℃まで１〜100℃／min
の冷却速度で冷却することを特徴とする構造用鋼
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP719381A JPS57123920A (en) | 1981-01-22 | 1981-01-22 | Production of structural steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP719381A JPS57123920A (en) | 1981-01-22 | 1981-01-22 | Production of structural steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57123920A JPS57123920A (en) | 1982-08-02 |
| JPS6214606B2 true JPS6214606B2 (ja) | 1987-04-03 |
Family
ID=11659193
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP719381A Granted JPS57123920A (en) | 1981-01-22 | 1981-01-22 | Production of structural steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57123920A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11330947B2 (en) | 2018-03-14 | 2022-05-17 | Lg Electronics Inc. | Cyclone type dust collector and cleaner having the same |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59133320A (ja) * | 1983-01-18 | 1984-07-31 | Mazda Motor Corp | 強度および耐摩耗性の優れた鋼部材の製造方法 |
| JPS61175239A (ja) * | 1985-01-30 | 1986-08-06 | Mazda Motor Corp | エンジンの過給装置 |
| JPS62199750A (ja) * | 1986-02-27 | 1987-09-03 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた非調質棒鋼およびその製造方法 |
| JPS62287013A (ja) * | 1986-06-03 | 1987-12-12 | Kobe Steel Ltd | 非調質棒鋼の製造方法 |
| JPH0674482B2 (ja) * | 1987-02-16 | 1994-09-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐疲労性及び切削性にすぐれる熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPH07116502B2 (ja) * | 1988-12-03 | 1995-12-13 | マツダ株式会社 | 鋼部材の製造方法 |
| JP5206056B2 (ja) * | 2008-03-21 | 2013-06-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 非調質鋼材の製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5524953A (en) * | 1978-08-11 | 1980-02-22 | Daido Steel Co Ltd | Not thermally refined high strength steel |
-
1981
- 1981-01-22 JP JP719381A patent/JPS57123920A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5524953A (en) * | 1978-08-11 | 1980-02-22 | Daido Steel Co Ltd | Not thermally refined high strength steel |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11330947B2 (en) | 2018-03-14 | 2022-05-17 | Lg Electronics Inc. | Cyclone type dust collector and cleaner having the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57123920A (en) | 1982-08-02 |
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