JPS62207821A - 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 - Google Patents
熱間鍛造用非調質鋼の製造方法Info
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- JPS62207821A JPS62207821A JP5200586A JP5200586A JPS62207821A JP S62207821 A JPS62207821 A JP S62207821A JP 5200586 A JP5200586 A JP 5200586A JP 5200586 A JP5200586 A JP 5200586A JP S62207821 A JPS62207821 A JP S62207821A
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Landscapes
- 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】
（産業上の利用分野）
本発明は、熱間鍛造用非調質鋼とその製造方法に関する
。
。
（従来の技術）
従来にあっても、自動車部品など多くの機械部品は熱間
鍛造により成形された後、焼入れ、焼戻しからなる調質
処理を行い、さらに切削、研磨などの機械加工を施して
製造されている。かかる調質処理は部品の機械的性質を
所要の値に調整するための熱処理として極めて有用であ
り、従来より必須の処理と考えられてきた。
鍛造により成形された後、焼入れ、焼戻しからなる調質
処理を行い、さらに切削、研磨などの機械加工を施して
製造されている。かかる調質処理は部品の機械的性質を
所要の値に調整するための熱処理として極めて有用であ
り、従来より必須の処理と考えられてきた。
しかしながら、今日のように製造ラインの合理化、生産
性の向上が強く叫ばれている状況下では、■熱処理工程
の省略合理化、■熱処理の熱エネルギーの省略合理化、
■焼入れ時の焼き割れ防止による生産性向上、■焼入れ
時の変形の防止による生産性の向上等の観点から従来の
製造ラインの形態には多くの改善すべき点がある。
性の向上が強く叫ばれている状況下では、■熱処理工程
の省略合理化、■熱処理の熱エネルギーの省略合理化、
■焼入れ時の焼き割れ防止による生産性向上、■焼入れ
時の変形の防止による生産性の向上等の観点から従来の
製造ラインの形態には多くの改善すべき点がある。
このような従来技術における今日的問題点を一気に解決
する手段として、上述の調質処理を省略することが考え
られ、そのためにＶなどの析出強化元素を添加して組織
の微細化と析出強化とを利用し、鍛造ままで所要特性を
備えたいわゆる非調質型の鍛造用鋼が種々提案されてい
る。
する手段として、上述の調質処理を省略することが考え
られ、そのためにＶなどの析出強化元素を添加して組織
の微細化と析出強化とを利用し、鍛造ままで所要特性を
備えたいわゆる非調質型の鍛造用鋼が種々提案されてい
る。
例えば、特公昭６０−４５２５０号には、熱間鍛造後に
、成形部品を１０００℃から５５０℃の温度範囲を０゜
７℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却して、オーステナイト粒
中に多角形フェライトを多量に分散させ、実質的に細粒
組織とすることが開示されている。
、成形部品を１０００℃から５５０℃の温度範囲を０゜
７℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却して、オーステナイト粒
中に多角形フェライトを多量に分散させ、実質的に細粒
組織とすることが開示されている。
特開１ｓｓ−１００２５６号は、中炭素鋼領域でのＴｉ
の粗粒化抑制効果を利用するものであって、Ｔｉ／Ｎの
比を限定することを提案している。
の粗粒化抑制効果を利用するものであって、Ｔｉ／Ｎの
比を限定することを提案している。
特開昭６０−１０３１６１号には、Ｃ：０．０５〜０．
１５％の範囲内においてＣｒ ＋ Ｍｎ ＝ ２．２０
〜５．９０に調整することが開示されている。
１５％の範囲内においてＣｒ ＋ Ｍｎ ＝ ２．２０
〜５．９０に調整することが開示されている。
このように、従来にあっては、鋼の成分とｍ織とを調整
することで、熱間鍛造後の冷却途上における■、Ｎｂ等
の化合物の析出硬化を利用した熱間鍛造ままの非調質鋼
部品を得ていたのであった。
することで、熱間鍛造後の冷却途上における■、Ｎｂ等
の化合物の析出硬化を利用した熱間鍛造ままの非調質鋼
部品を得ていたのであった。
しかしながら、これらの従来の非調質鋼部品は、同じく
熱間鍛造による従来の調質鋼部品に比べて靭性が劣るた
め、靭性を要求されない限られた一部の部品で実用化さ
れているだけで、高強度、高靭性を要求される重要部品
にまで一般的に実用化することは不可能であった。
熱間鍛造による従来の調質鋼部品に比べて靭性が劣るた
め、靭性を要求されない限られた一部の部品で実用化さ
れているだけで、高強度、高靭性を要求される重要部品
にまで一般的に実用化することは不可能であった。
特に、比較的大型の熱間鍛造部品では加工時に負荷を下
げるために、鋼材の加熱温度を１２００℃以上にする必
要があり、このような高温加熱では予め鋼中にＡｌ、
ＶＳＮｂ、・Ｔｉｓ等の細粒化元素を添加して組織の微
細化を図っても、これらの元素の化合物は鍛造加工に先
立つ高温加熱時にほとんど分解固溶してしまって、その
細粒化作用も消失してしまう、このため、微細化元素に
よる細粒化を利用するにはいきおい熱間鍛造後の熱処理
を工夫しなければならず、結局、高強度、高靭性を実現
することは、費用がかかり、従来技術では極めて困難で
あワた。
げるために、鋼材の加熱温度を１２００℃以上にする必
要があり、このような高温加熱では予め鋼中にＡｌ、
ＶＳＮｂ、・Ｔｉｓ等の細粒化元素を添加して組織の微
細化を図っても、これらの元素の化合物は鍛造加工に先
立つ高温加熱時にほとんど分解固溶してしまって、その
細粒化作用も消失してしまう、このため、微細化元素に
よる細粒化を利用するにはいきおい熱間鍛造後の熱処理
を工夫しなければならず、結局、高強度、高靭性を実現
することは、費用がかかり、従来技術では極めて困難で
あワた。
（発明が解決しようとする問題点）
かくして、本発明の目的は、上述のような従来技術の欠
点を解消した、熱間鍛造用、特に大型部品の熱間鍛造用
非調質鋼とその製造方法を提供することである。
点を解消した、熱間鍛造用、特に大型部品の熱間鍛造用
非調質鋼とその製造方法を提供することである。
（問題点を解決するための手段）
ここに、本発明者らは、かかる目的達成のため、種々検
討したところ、従来法と全く異なる観点からの解決手段
があることを知り、本発明を完成させた。
討したところ、従来法と全く異なる観点からの解決手段
があることを知り、本発明を完成させた。
すなわち、従来からの炭窒化物分散によりオーステナイ
ト粒成長阻止作用をもとにしたオーステナイト組織粗大
化の防止法が十分その効果を発揮できないのは、熱間鍛
造におけるような１２００〜１３００℃というような高
温度に加熱する際には、炭窒化物がことごとく分解して
オーステナイト中に固溶してしまうため、オーステナイ
ト粒の成長阻止の作用が全く消失してしまうからである
。
ト粒成長阻止作用をもとにしたオーステナイト組織粗大
化の防止法が十分その効果を発揮できないのは、熱間鍛
造におけるような１２００〜１３００℃というような高
温度に加熱する際には、炭窒化物がことごとく分解して
オーステナイト中に固溶してしまうため、オーステナイ
ト粒の成長阻止の作用が全く消失してしまうからである
。
したがって、本発明の目的達成には、このような、加熱
状態でも分解固溶しない化合物でなければならない、こ
のような化合物としては、ＭｎＳ、ＴｉＮ ｓ ＺｒＮ
ｓへＱ！０３．５ｌｏｚ等の非金属介在物がある。ち
なみに、従来のオーステナイト漱細化化合物であるＡｌ
Ｎの分解温度は１１００℃である。
状態でも分解固溶しない化合物でなければならない、こ
のような化合物としては、ＭｎＳ、ＴｉＮ ｓ ＺｒＮ
ｓへＱ！０３．５ｌｏｚ等の非金属介在物がある。ち
なみに、従来のオーステナイト漱細化化合物であるＡｌ
Ｎの分解温度は１１００℃である。
しかしながら、これらの非金属介在物は従来の製造方法
では粗大でまばらにしか分布しておらず、そのままでは
結晶粒成長の阻止を有効に発揮し得る状態ではない、ま
た、従来は非金属介在物は一般に可及的に少なくするこ
とが要望されており、それを積極的に利用するという考
えはみられなかった。
では粗大でまばらにしか分布しておらず、そのままでは
結晶粒成長の阻止を有効に発揮し得る状態ではない、ま
た、従来は非金属介在物は一般に可及的に少なくするこ
とが要望されており、それを積極的に利用するという考
えはみられなかった。
そこで種々の実験を重ねたところ、Ｚｒを含有する製鋼
原料を使用することにより、従来であれば粗大でまばら
にしか分布していなかった非金属介在物のうち、鋼中の
硫化物が極めて微細に分散するようになるばかりか、鋼
中の酸化物も極めて微細に分散するようになることが分
かった。
原料を使用することにより、従来であれば粗大でまばら
にしか分布していなかった非金属介在物のうち、鋼中の
硫化物が極めて微細に分散するようになるばかりか、鋼
中の酸化物も極めて微細に分散するようになることが分
かった。
かかる２「添加の作用により、微細に分散した硫化物、
酸化物が存在することになり、これによって熱間鍛造前
の高温加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制さ
れているものと思われる。一方、これらの非金属介在物
はそのような高温でも分解しないため鍛造加工後の高温
領域でのオーステナイト粒の粒成長も抑制されると同時
に、微細に分散した多数の介在物が変態の核として作用
するため、これらの作用が複合して鍛造ま一層における
最終組織は微細化される結果、鋼の靭性が向上するので
ある。
酸化物が存在することになり、これによって熱間鍛造前
の高温加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制さ
れているものと思われる。一方、これらの非金属介在物
はそのような高温でも分解しないため鍛造加工後の高温
領域でのオーステナイト粒の粒成長も抑制されると同時
に、微細に分散した多数の介在物が変態の核として作用
するため、これらの作用が複合して鍛造ま一層における
最終組織は微細化される結果、鋼の靭性が向上するので
ある。
またさらに、硫化物、酸化物が微細に分散することによ
り、今度はその他の鋼中介在物も微細分散することにな
り、鋼の靭性がさらに一層改善されるのである。
り、今度はその他の鋼中介在物も微細分散することにな
り、鋼の靭性がさらに一層改善されるのである。
よって、本発明の要旨とするところは、重量％で、
Ｃ： ０．０５〜０．３５％、 Ｓｔ： ０．０２〜２
．０％、？Ｉｎ＝ ０．１〜３．０％、 Ｐ ： ０．
０５％以下、Ｓ ： ０．０５％以下、 Ｃｒ： ０
．１〜３．０％、Ｂ ： ０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ： ０．００３〜０．３％、Ｚｒ： ０．００１〜
０．５％、Ａｌ： ０．００１〜０．１％、Ｎ ： ０
．００１〜０．０２％、 を含有し、さらに、所望により、次の各群■ないし［３
］の少なくとも１種 ［１］Ｃｕ： ０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜
２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ ：０．００
１〜１．０ ％、オヨびＮｂ：０，００１〜０．３０％
の１種もしくは２種以上［２］Ｓ：０．０５〜０．５％
、Ｐｂ：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０゜００１〜０
．０５％、Ｔｅ：０．００１〜０．２％、Ｓｅ：０．０
１〜０．５％、およびＢｉ：０．０１〜０．５％の１種
もしくは２種以上、および、 ■希土類元素少なくとも１種、合計でｏ、ｏｏｓ〜０．
５％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０００
℃の温度範囲を２℃／分以上、好ましくは５〜ｂ／分の
冷却速度で冷却することを特徴とする、熱間鍛造用非調
質鋼の製造方法である。
．０％、？Ｉｎ＝ ０．１〜３．０％、 Ｐ ： ０．
０５％以下、Ｓ ： ０．０５％以下、 Ｃｒ： ０
．１〜３．０％、Ｂ ： ０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ： ０．００３〜０．３％、Ｚｒ： ０．００１〜
０．５％、Ａｌ： ０．００１〜０．１％、Ｎ ： ０
．００１〜０．０２％、 を含有し、さらに、所望により、次の各群■ないし［３
］の少なくとも１種 ［１］Ｃｕ： ０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜
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１〜１．０ ％、オヨびＮｂ：０，００１〜０．３０％
の１種もしくは２種以上［２］Ｓ：０．０５〜０．５％
、Ｐｂ：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０゜００１〜０
．０５％、Ｔｅ：０．００１〜０．２％、Ｓｅ：０．０
１〜０．５％、およびＢｉ：０．０１〜０．５％の１種
もしくは２種以上、および、 ■希土類元素少なくとも１種、合計でｏ、ｏｏｓ〜０．
５％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０００
℃の温度範囲を２℃／分以上、好ましくは５〜ｂ／分の
冷却速度で冷却することを特徴とする、熱間鍛造用非調
質鋼の製造方法である。
また、別の面において、本発明の要旨とするところは、
上述の組成の鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０
００℃の温度範囲を２℃／分以上、好ましくは５〜ｂ 得られた鋼を熱間鍛造により成形後、最終製品に至るま
でに少なくとも１回以上１５０〜６５０℃に加熱するこ
とを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法である
。
上述の組成の鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０
００℃の温度範囲を２℃／分以上、好ましくは５〜ｂ 得られた鋼を熱間鍛造により成形後、最終製品に至るま
でに少なくとも１回以上１５０〜６５０℃に加熱するこ
とを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法である
。
ここに、「鋳込」とは造塊法による場合、連続鋳造によ
る場合のいずれをも包含する趣旨である。
る場合のいずれをも包含する趣旨である。
しかし、本発明の作用効果が特に発揮されるのは造塊法
による場合である。連続鋳造法による場合、他の操業条
件から冷却速度が制約されることが多いからである。
による場合である。連続鋳造法による場合、他の操業条
件から冷却速度が制約されることが多いからである。
かくして、本発明にあっては、前述のような非金属介在
物を微細にし、均一にマトリックス中に分散させること
によって、結晶粒の成長を阻止して所期の目的を達成す
るものである。これらの介在物は、溶鋼中および凝固過
程中の高温オーステナイト中で生成するので、これらの
介在物が生成析出する温度域を急速に冷却することによ
り介在物を均一微細に生成析出させるのである。
物を微細にし、均一にマトリックス中に分散させること
によって、結晶粒の成長を阻止して所期の目的を達成す
るものである。これらの介在物は、溶鋼中および凝固過
程中の高温オーステナイト中で生成するので、これらの
介在物が生成析出する温度域を急速に冷却することによ
り介在物を均一微細に生成析出させるのである。
本発明において非金属介在物の種類、量、分散形態は特
に制限しないが、これは通常の鋼組成にあって実際上含
有されるような種類、量であれば十分な程度であり、そ
れを本発明において規定する冷却を行なったときに得ら
れた程度の分散形態で十分であるとの趣旨である。
に制限しないが、これは通常の鋼組成にあって実際上含
有されるような種類、量であれば十分な程度であり、そ
れを本発明において規定する冷却を行なったときに得ら
れた程度の分散形態で十分であるとの趣旨である。
しかし、特に効果的な非金属介在物は、ＭｎＳ、ＺｒＮ
、 ＴｉＮであって、Ｍｎ：０．６〜２．５％、Ｚｒ
： ０ 、００５〜０．３％、Ｔｉ：ｏ、００５〜０
．０３％の範囲で効果が顕著である。
、 ＴｉＮであって、Ｍｎ：０．６〜２．５％、Ｚｒ
： ０ 、００５〜０．３％、Ｔｉ：ｏ、００５〜０
．０３％の範囲で効果が顕著である。
したがって、本発明によれば、溶湯凝固時に非金属介在
物の析出、分散を制御することによって熱間鍛造前の加
熱時および熱間鍛造後のオーステナイト粒の成長粗大化
を阻止できる。
物の析出、分散を制御することによって熱間鍛造前の加
熱時および熱間鍛造後のオーステナイト粒の成長粗大化
を阻止できる。
このように、鋳込み直後の冷却速度を抑制するという考
えは前述の従来技術においても全く触れられておらず、
また介在物によるオーステナイト粒の成長粗大化の阻止
というその作用効果においても、従来は全く知られてい
なかった事項である。
えは前述の従来技術においても全く触れられておらず、
また介在物によるオーステナイト粒の成長粗大化の阻止
というその作用効果においても、従来は全く知られてい
なかった事項である。
特に、本発明は熱間鍛造に際しての加熱温度が１２００
〜１３００℃と高い比較的大型の熱間鍛造部品、例えば
一部品の重量が１ｋｇ以上という部品の製造において特
にすぐれた効果を発揮する。
〜１３００℃と高い比較的大型の熱間鍛造部品、例えば
一部品の重量が１ｋｇ以上という部品の製造において特
にすぐれた効果を発揮する。
（作用）
次に、本発明において、鋼組成および冷却、加熱条件を
上述のように限定した理由を詳述する。
上述のように限定した理由を詳述する。
Ｃは０．３５％を越えると靭性が劣化して従来の熱間鍛
造用非調質鋼と同様の靭性不良問題を生じるので、０．
３５％を上限とした。また、ｏ、０５％未満になると機
械構造用部品としての所要強度が得られなくなるので０
．０５％を下限とした。
造用非調質鋼と同様の靭性不良問題を生じるので、０．
３５％を上限とした。また、ｏ、０５％未満になると機
械構造用部品としての所要強度が得られなくなるので０
．０５％を下限とした。
なお、熱間鍛造部品は高周波焼入れを施して使用するこ
−とも多く、この場合にはＣ量は０．２５％以上にしな
いと充分な高周波焼入れ効果があられれないことがある
ので、０．２５〜０．３５％とするのが・好ましい。
−とも多く、この場合にはＣ量は０．２５％以上にしな
いと充分な高周波焼入れ効果があられれないことがある
ので、０．２５〜０．３５％とするのが・好ましい。
Ｓｌ：
Ｓｉは強度を確保するのに非常に有効な元素であるが、
２．０を越えるとフェライト地が脆化して靭性が著しく
劣化するので上限を２．０、好ましくは１．５％とした
。また、３ｉは溶鋼の脱酸に有用な元素として活用され
、含有量が０．０２％未満では脱酸が不充分になり鋼の
成分、組織、性質が不安定になるので下限を０．０２％
とし、好ましくは０．０５％とした。
２．０を越えるとフェライト地が脆化して靭性が著しく
劣化するので上限を２．０、好ましくは１．５％とした
。また、３ｉは溶鋼の脱酸に有用な元素として活用され
、含有量が０．０２％未満では脱酸が不充分になり鋼の
成分、組織、性質が不安定になるので下限を０．０２％
とし、好ましくは０．０５％とした。
Ｍｎ＝
Ｍｎは強靭化作用が大きく極めて有用な元素であり、０
．１％以上の添加で効果があられれる。
．１％以上の添加で効果があられれる。
含有量が０．３％未満になると熱間加工割れを生じるこ
とがあるので、下限は０．１％以上、好ましくは０．３
％以上とした。Ｍｎ含を量が２．０％を越えると均一な
組織にならずに粗大なベイナイトが混在するようになる
。含有量が３．０を越えると靭性を損なう異常粗大組織
があられれる。
とがあるので、下限は０．１％以上、好ましくは０．３
％以上とした。Ｍｎ含を量が２．０％を越えると均一な
組織にならずに粗大なベイナイトが混在するようになる
。含有量が３．０を越えると靭性を損なう異常粗大組織
があられれる。
このため上限を３．０％以下、好ましくは２．０％以下
とした。
とした。
Ｐ、Ｓ％Ｎ：
Ｐ、ＳおよびＮはいずれも靭性を劣化させ、それぞれ限
定範囲の上限を越えると従来の熱間鍛造部品１１ｆａよ
りもすぐれた靭性を得ることが困難になるので、Ｐ ：
０．０５％以下、Ｓ ：０．０５％以下、Ｎ ：０．０
０１〜０．０２％とした。これらの元素はなるべく微量
にすることが好ましいが、被削性の改善をはかるべくＳ
量を上限値以上に含有してもよい。
定範囲の上限を越えると従来の熱間鍛造部品１１ｆａよ
りもすぐれた靭性を得ることが困難になるので、Ｐ ：
０．０５％以下、Ｓ ：０．０５％以下、Ｎ ：０．０
０１〜０．０２％とした。これらの元素はなるべく微量
にすることが好ましいが、被削性の改善をはかるべくＳ
量を上限値以上に含有してもよい。
Ｃｒ：
Ｃｒは強度上昇に有効であり、０．１％以上添加される
が、添加量が３．０を越えると、靭性が劣化するので上
限を３．０％とした。熱間鍛造部品の寸法が小さい時や
冷却が速いときなどではＣｒ含有量が１．５％を越える
と、局部的に硬化組織が現れて靭性が低下することがあ
るので、好ましくは１．５％とした。
が、添加量が３．０を越えると、靭性が劣化するので上
限を３．０％とした。熱間鍛造部品の寸法が小さい時や
冷却が速いときなどではＣｒ含有量が１．５％を越える
と、局部的に硬化組織が現れて靭性が低下することがあ
るので、好ましくは１．５％とした。
Ｂ：
Ｂは鋼の組織を改善して強靭化をはかるのに極めて有効
な元素である。従来の熱間鍛造用非調質鋼ではフェライ
トパーライトＭｉ織の中にベイナイトが混在して組織が
不均一になること、およびＶの析出硬化作用が減少する
ことからＢの添加は考えられなかった。しかし、本発明
によれば、かかる従来の認識とは異なり、本来母地をベ
イナイト組織としているためＢ添加をこ′れまでの常識
にはんして積極的に添加、活用するのである。
な元素である。従来の熱間鍛造用非調質鋼ではフェライ
トパーライトＭｉ織の中にベイナイトが混在して組織が
不均一になること、およびＶの析出硬化作用が減少する
ことからＢの添加は考えられなかった。しかし、本発明
によれば、かかる従来の認識とは異なり、本来母地をベ
イナイト組織としているためＢ添加をこ′れまでの常識
にはんして積極的に添加、活用するのである。
他の合金元素が多い場合、あるいは熱間鍛造部品の寸法
が小さくて冷却速度が大きい場合などでは、Ｂ添加量は
少なくてよい。
が小さくて冷却速度が大きい場合などでは、Ｂ添加量は
少なくてよい。
Ｂの含を量は０．０１％を越えると脆化が生じるので、
この値を上限とし、Ｂの焼入れ性向上効果が認められる
ようになる０、０００５％を下限値とした。
この値を上限とし、Ｂの焼入れ性向上効果が認められる
ようになる０、０００５％を下限値とした。
Ｔｉ：
ＴｉはＢの作用を有効ならしめるために、０．００３％
以上含有される。また、Ｔｉにはオーステナイト粒を微
細にして熱間鍛造後の組織を微細にする作用もあるが、
０．３％を越えると、逆に高温加熱する時のオーステナ
イト粒が粗大化するとともに地の靭性を著しく劣化させ
るので、この値を上限値とした。
以上含有される。また、Ｔｉにはオーステナイト粒を微
細にして熱間鍛造後の組織を微細にする作用もあるが、
０．３％を越えると、逆に高温加熱する時のオーステナ
イト粒が粗大化するとともに地の靭性を著しく劣化させ
るので、この値を上限値とした。
ｚｒ：
Ｚｒを含有する添加剤で処理して、掻く微量のＺｒ含有
にとどめると介在物が非常に均一微細に分散して熱間鍛
造後の靭性が向上する。この場合、Ｚｒ含有量が現在の
分析手段では定量的に含を量を分析することが容易でな
い極微量であっても靭性改善の効果が認められるが、下
限値をｏ、ｏｏｔ％とした。 Ｚｒ含有量が増加すると
上記の介在物微細均一分散による効果に加えて非常に微
細なＺｒ化合物が生成析出することにより、熱間鍛造後
の組織ｍａｌｌ化と靭性向上がさらに効果的にもたらさ
れる。このときのＺｒ化合物は、例えば１１００℃以上
で鍛造加工を加える場合、オーステナイトの結晶の再結
晶を促進しその後の結晶粒粗大化を抑制する作用も併せ
て有する。この場合、Ｚｒ含有量が０．５％を越えると
靭性が劣化するので、上限を０．５％とした。好ましく
は０．３％以下である。
にとどめると介在物が非常に均一微細に分散して熱間鍛
造後の靭性が向上する。この場合、Ｚｒ含有量が現在の
分析手段では定量的に含を量を分析することが容易でな
い極微量であっても靭性改善の効果が認められるが、下
限値をｏ、ｏｏｔ％とした。 Ｚｒ含有量が増加すると
上記の介在物微細均一分散による効果に加えて非常に微
細なＺｒ化合物が生成析出することにより、熱間鍛造後
の組織ｍａｌｌ化と靭性向上がさらに効果的にもたらさ
れる。このときのＺｒ化合物は、例えば１１００℃以上
で鍛造加工を加える場合、オーステナイトの結晶の再結
晶を促進しその後の結晶粒粗大化を抑制する作用も併せ
て有する。この場合、Ｚｒ含有量が０．５％を越えると
靭性が劣化するので、上限を０．５％とした。好ましく
は０．３％以下である。
Ａｌ：
Ａｌは脱酸元素として非常に有用な元素であり、含有量
がｏ、ｏｏｉ％未満では気泡を生じたり表面疵が生成す
るなどのトラブルを生じやすい、また、０゜１％を越え
ると熱間加工割れを起こしやす（なるので、下限値を０
．００１％、上限値を００１％とした。
がｏ、ｏｏｉ％未満では気泡を生じたり表面疵が生成す
るなどのトラブルを生じやすい、また、０゜１％を越え
ると熱間加工割れを起こしやす（なるので、下限値を０
．００１％、上限値を００１％とした。
Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｍｏ、 Ｖ ＳＷｂ：これらの元素は
いずれも熱間鍛造後の組織を微細な組織にして強度、靭
性を向上させるのに有効なものであり、少なくとも１種
または２種以上添加される。こうした強靭化作用を具現
するためには、ＣＩ＋、、Ｎｔｓ Ｍｏは０．０１％以
上が必要であり、Ｖ 、 Ｎｂはｏ、ｏｏｔ％以上が必
要であるので、これらを下限値とした。又、Ｃｕ １゜
０％、Ｎｉ ２．０％、Ｍｏ １．０ ％を越えると
熱間鍛造後の組織は靭性を大きく損なう異常粗大組織に
なり、一方、Ｖ １．０％、Ｎｂ Ｏ，３％を越えると
組織が著しく脆化して靭性が劣化するので、これらをそ
れぞれの上限値とした。
いずれも熱間鍛造後の組織を微細な組織にして強度、靭
性を向上させるのに有効なものであり、少なくとも１種
または２種以上添加される。こうした強靭化作用を具現
するためには、ＣＩ＋、、Ｎｔｓ Ｍｏは０．０１％以
上が必要であり、Ｖ 、 Ｎｂはｏ、ｏｏｔ％以上が必
要であるので、これらを下限値とした。又、Ｃｕ １゜
０％、Ｎｉ ２．０％、Ｍｏ １．０ ％を越えると
熱間鍛造後の組織は靭性を大きく損なう異常粗大組織に
なり、一方、Ｖ １．０％、Ｎｂ Ｏ，３％を越えると
組織が著しく脆化して靭性が劣化するので、これらをそ
れぞれの上限値とした。
したがって、本発明にあって、Ｃｕ Ｏ，０１〜１゜０
％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．
０％、Ｖ：Ｏ，ＯＯｌ 〜１．０％、Ｎｂ：０．００１
〜０．３％とした。
％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．
０％、Ｖ：Ｏ，ＯＯｌ 〜１．０％、Ｎｂ：０．００１
〜０．３％とした。
被削性向上元素：
被削性を向上させることが要求される場合、ｓ 、 Ｐ
ｂｓ Ｃａｓ Ｔｅ、 Ｓｅｚ旧の１種もしくは２種以
上の添加が有効である。 Ｓ：０．０５％、Ｐｂ：０．
００５％、Ｃａ：０．００１％、Ｔｅ：０．００１％、
Ｓｅ：０．０１％Ｂｉ：０．０１％がそれぞれ有効に作
用する最小含有量であるので、これらを下限値とした。
ｂｓ Ｃａｓ Ｔｅ、 Ｓｅｚ旧の１種もしくは２種以
上の添加が有効である。 Ｓ：０．０５％、Ｐｂ：０．
００５％、Ｃａ：０．００１％、Ｔｅ：０．００１％、
Ｓｅ：０．０１％Ｂｉ：０．０１％がそれぞれ有効に作
用する最小含有量であるので、これらを下限値とした。
Ｓ：Ｏ，Ｓ％、Ｐｂ：０゜５％、Ｃａ：０．０５％、Ｔ
ｅ：０．２％、Ｓｅ：０．５％、Ｂｉ：０゜５％を越え
て含有しても被削性向上効果は飽和し、むしろ靭性が大
きく劣化するのでこれらを上限値とした。
ｅ：０．２％、Ｓｅ：０．５％、Ｂｉ：０゜５％を越え
て含有しても被削性向上効果は飽和し、むしろ靭性が大
きく劣化するのでこれらを上限値とした。
希土類元素：
高温加熱の熱間鍛造の場合には、特に希土類元素を添加
することにより、靭性を大きく改善することができる。
することにより、靭性を大きく改善することができる。
この向上効果はＺｒ処理鋼で一層大きくあられれており
、含有量ｏ、ｏｏｓ％を越えてその効果が認められる。
、含有量ｏ、ｏｏｓ％を越えてその効果が認められる。
希土類元素の添加量が少なくとも１種、合計で０．５％
を越えても向上効果は飽和してしまうので、上限値を０
゜５％とした。
を越えても向上効果は飽和してしまうので、上限値を０
゜５％とした。
本発明は、上述のような鋼組成を有する熱間鍛造用非調
質鋼に関するものであるが、本発明におけるＺｒ添加の
効果を最大限に発揮させるためには、鋳込後１４００〜
１０００℃間に冷却速度を２℃／分以上とするのが好ま
しい、冷却速度が２℃／分よりも大きくなると、２℃／
分よりも小さい冷却速度の場合に生じている硫化物、酸
化物および窒化物の凝集粗大化がおこらなくなり、これ
ら介在物が均一に微細分散するようになる。特に、Ｚｒ
化合物の関与している介在物の凝集粗大化が５℃／分よ
りも小さい冷却速度で生じ始め２℃／分より小になると
顕著になる。このため靭性が大幅に低下するので、冷却
速度の下限値を２℃／分、好ましくは５℃／分とした。
質鋼に関するものであるが、本発明におけるＺｒ添加の
効果を最大限に発揮させるためには、鋳込後１４００〜
１０００℃間に冷却速度を２℃／分以上とするのが好ま
しい、冷却速度が２℃／分よりも大きくなると、２℃／
分よりも小さい冷却速度の場合に生じている硫化物、酸
化物および窒化物の凝集粗大化がおこらなくなり、これ
ら介在物が均一に微細分散するようになる。特に、Ｚｒ
化合物の関与している介在物の凝集粗大化が５℃／分よ
りも小さい冷却速度で生じ始め２℃／分より小になると
顕著になる。このため靭性が大幅に低下するので、冷却
速度の下限値を２℃／分、好ましくは５℃／分とした。
介在物や化合物のｗｌ、ＩＩｌ均一分散という点に関し
ていえば冷却速度は大きいほど有効であるが、表面割れ
発生などのトラブルを生じやすくなるので、トラブルを
回避できる範囲内で可能な限り大きい冷却速度をとるこ
とが望ましい。
ていえば冷却速度は大きいほど有効であるが、表面割れ
発生などのトラブルを生じやすくなるので、トラブルを
回避できる範囲内で可能な限り大きい冷却速度をとるこ
とが望ましい。
一般にはその上限は１５℃／分である。
このように、本発明によれば、鋳込後１４００〜１００
０℃間の温度域を２℃／分以上、好ましくは５〜ｂ ００℃までの冷却速度は硫化物、窒化物の大きさと分布
に非常に大きな影響を与えると共に、硫化物や酸化物の
偏析に大きな影響を与える０本発明では高温域での熱間
鍛造組織が介在物によって大幅に変化し、介在物ができ
るだけ微細に均一分散すれば、熱間鍛造後の靭性が改善
されることを活用しているが、鋳込みから１ｏｏｏ℃に
至るまでの間の冷却速度を大きくすることによって硫化
物、酸化物、窒化物が均一微細に分散して靭性の改善が
さらに顕著になることが判明した。特にＺｒ処理鋼では
硫化物、酸化物の微細均一分散が顕著になり、またＺｒ
含有鋼ではＺｒ化合物の凝集粗大化が抑制されるなど、
鋳込後の冷却速度を２℃／分以上とすることによる効果
は顕著である。
０℃間の温度域を２℃／分以上、好ましくは５〜ｂ ００℃までの冷却速度は硫化物、窒化物の大きさと分布
に非常に大きな影響を与えると共に、硫化物や酸化物の
偏析に大きな影響を与える０本発明では高温域での熱間
鍛造組織が介在物によって大幅に変化し、介在物ができ
るだけ微細に均一分散すれば、熱間鍛造後の靭性が改善
されることを活用しているが、鋳込みから１ｏｏｏ℃に
至るまでの間の冷却速度を大きくすることによって硫化
物、酸化物、窒化物が均一微細に分散して靭性の改善が
さらに顕著になることが判明した。特にＺｒ処理鋼では
硫化物、酸化物の微細均一分散が顕著になり、またＺｒ
含有鋼ではＺｒ化合物の凝集粗大化が抑制されるなど、
鋳込後の冷却速度を２℃／分以上とすることによる効果
は顕著である。
上述したように冷却速度は鋳込みから１０００℃までの
間で調整されるべきであるが、実際上鋳込みから凝固ま
での冷却速度は測定が困難であること、凝固後ははり直
線的に冷却されるので容易に冷却速度が外挿できること
、また容易に測定できるのが１４００〜１０００℃の間
であることからこの温度範囲を冷却速度の数値限定の対
象範囲とした。
間で調整されるべきであるが、実際上鋳込みから凝固ま
での冷却速度は測定が困難であること、凝固後ははり直
線的に冷却されるので容易に冷却速度が外挿できること
、また容易に測定できるのが１４００〜１０００℃の間
であることからこの温度範囲を冷却速度の数値限定の対
象範囲とした。
なお、所望により非金属介在物の量、種類を予め調整す
るには、例えば脱酸の程度を調節するとか、その他、す
でに当業者には良く知られた手段によって適宜行うこと
ができる。
るには、例えば脱酸の程度を調節するとか、その他、す
でに当業者には良く知られた手段によって適宜行うこと
ができる。
このようにして得られた本発明にかかる熱間鍛造用鋼は
、一般には１２００−１３００℃に加熱されてから１０
５０℃以上の仕上り温度で熱間鍛造され、放冷され、適
宜機械加工後、非調質型製品となる。このときの熱間鍛
造については何ら制限はなく、従来のものであってもよ
く、またさらに従来の適宜オーステナイト微細化処理を
この熱間鍛造中および熱間鍛造後に行ってもよい。
、一般には１２００−１３００℃に加熱されてから１０
５０℃以上の仕上り温度で熱間鍛造され、放冷され、適
宜機械加工後、非調質型製品となる。このときの熱間鍛
造については何ら制限はなく、従来のものであってもよ
く、またさらに従来の適宜オーステナイト微細化処理を
この熱間鍛造中および熱間鍛造後に行ってもよい。
次に、本発明を実施例によってさらに詳細に説明する。
実施例１
第１表に示す化学成分の鋼を２００ ｋｇ低周波誘導炉
で溶製し、鋳込み後、型抜きをしてから断続的に気水噴
霧冷却を施して１４００〜１０００℃の間を５．２℃／
＃で冷却し、得られた鋼塊を一辺８０ｍｍの角棒に鍛伸
したものを次の熱間鍛造実験の素材に用いた。
で溶製し、鋳込み後、型抜きをしてから断続的に気水噴
霧冷却を施して１４００〜１０００℃の間を５．２℃／
＃で冷却し、得られた鋼塊を一辺８０ｍｍの角棒に鍛伸
したものを次の熱間鍛造実験の素材に用いた。
熱間鍛造による機械部品の成形加工をシュミレーション
するために、この−辺８０ｍｍ＋の角棒を１２５０℃に
加熱した後１１００℃の鍛造仕上り温度で一辺３０ｍｍ
の角棒に熱間鍛造後自然放冷した。
するために、この−辺８０ｍｍ＋の角棒を１２５０℃に
加熱した後１１００℃の鍛造仕上り温度で一辺３０ｍｍ
の角棒に熱間鍛造後自然放冷した。
上記のシュミレーション熱間鍛造材の中心部からＪＩＳ
１４Ａ号の引張試験片（平行部直径１０ｍｍ）とＪＩ
Ｓ ａ号シャルピー試験片を製作して機械的性質を調査
した。
１４Ａ号の引張試験片（平行部直径１０ｍｍ）とＪＩ
Ｓ ａ号シャルピー試験片を製作して機械的性質を調査
した。
得られた特性を第２表にまとめて記載した。第２表に示
すように、いずれの鋼についても、ｕＥＺ。
すように、いずれの鋼についても、ｕＥＺ。
は５ ｋｇ−ｍ７ｃｍ”をこえており５ｕＥ−ｓｏも数
ｋｇ−ｍ／ｃｍ”を有している。
ｋｇ−ｍ／ｃｍ”を有している。
実施例２
第３表の成分の５１１１種を３．５ｔｏｎ電炉で溶製し
、第４表のような各種サイズに鋳込んだ、この時の冷却
速度を第４表に併記した。
、第４表のような各種サイズに鋳込んだ、この時の冷却
速度を第４表に併記した。
第５表に示すように、いずれの鋼についても、冷却方法
イないし二で得られる性質を比較すると、引張試験での
特性値にはほとんど差異がないが、衝撃吸収エネルギー
にかなり大きな差がみられる。
イないし二で得られる性質を比較すると、引張試験での
特性値にはほとんど差異がないが、衝撃吸収エネルギー
にかなり大きな差がみられる。
また、冷却方法イないし八までは、ｕＥｌ。が５ ｋｇ
ｓ／ｃＩＩ！を越えており、ｕＥ−、、も数ｋｇ−ｓ／
ａｍ”を有しているが、冷却方法二にて製造された場合
は、ｕＥオ。が５ｋｇ−ｍ／ｃｍＩ以下になり、ｕＥ−
４゜は極めて小さな値に低下してしまう。
ｓ／ｃＩＩ！を越えており、ｕＥ−、、も数ｋｇ−ｓ／
ａｍ”を有しているが、冷却方法二にて製造された場合
は、ｕＥオ。が５ｋｇ−ｍ／ｃｍＩ以下になり、ｕＥ−
４゜は極めて小さな値に低下してしまう。
なお、参考として調査した冷却方法ホについてはおおよ
そ冷却方法口とへの特性に近くなっている。
そ冷却方法口とへの特性に近くなっている。
実施例３
第３表の鋼２４と鋼２８を第４表の記号口で示す場合の
、２００ Ｘ ２５０ｍ５＋断面の鋼塊に鋳込んだもの
を実施例１と同じ方法でシュミレーション熱間鍛造を行
った。
、２００ Ｘ ２５０ｍ５＋断面の鋼塊に鋳込んだもの
を実施例１と同じ方法でシュミレーション熱間鍛造を行
った。
この−辺３０１１ｍｌの角棒鍛造材を第６表のＢからＦ
の各種条件で再加熱処理を施した。第６表中のＢは焼付
塗装時の加熱を、Ｃは軟窒化処理を、０とＥとは残留応
力の除去焼鈍を、Ｆは残留応力除去焼鈍後軟窒化処理を
、それぞれ想定した再加熱処理である。
の各種条件で再加熱処理を施した。第６表中のＢは焼付
塗装時の加熱を、Ｃは軟窒化処理を、０とＥとは残留応
力の除去焼鈍を、Ｆは残留応力除去焼鈍後軟窒化処理を
、それぞれ想定した再加熱処理である。
第７表にこれら再加熱処理後の機械的性質を、熱間鍛造
後放冷ままで再加熱しない場合（表中、記号Ａで示す）
と比較して記載した。各試験片は実施例１に同じであっ
た。
後放冷ままで再加熱しない場合（表中、記号Ａで示す）
と比較して記載した。各試験片は実施例１に同じであっ
た。
第７表に示す結果からも明らかなように、成形後、少な
くとも一回、１５０〜６５０℃に再加熱することにより
、いずれの再加熱であっても、降伏点の改善と降伏比の
向上が著しく、シャルピー衝撃吸収エネルギーもわずか
ながら、向上する傾向がみとめられる。
くとも一回、１５０〜６５０℃に再加熱することにより
、いずれの再加熱であっても、降伏点の改善と降伏比の
向上が著しく、シャルピー衝撃吸収エネルギーもわずか
ながら、向上する傾向がみとめられる。
（第５表つづき）
Claims (4)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０００
℃の温度範囲を２℃／分以上の冷却速度で冷却すること
を特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 を含有し、さらに、次の各群［１］ないし［３］の少な
くとも１種 ［１］Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２
．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜
１．０％、およびＮｂ：０．００１〜０．３０％の１種
もしくは２種以上［２］Ｓ：０．０５〜０．５％、Ｐｂ
：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０．００１〜０．０５
％、Ｔｅ：０．００１〜０．２％、Ｓｅ：０．０１〜０
．５％、およびＢｉ：０．０１〜０．５％の１種もしく
は２種以上、および、 ［３］希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜
０．５％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０００
℃の温度範囲を２℃／分以上の冷却速度で冷却すること
を特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。 - （３）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０００
℃の温度範囲を２℃／分以上の冷却速度で冷却するとと
もに、得られた鋼を熱間鍛造により成形後、最終製品に
至るまでに少なくとも１回以上１５０〜６５０℃に加熱
することを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法
。 - （４）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：
０．０５％以下、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００３〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１
％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、 を含有し、さらに、次の各群［１］ないし［３］の少な
くとも１種 ［１］Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２
．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜
１．０％、およびＮｂ：０．００１〜０．３０％の１種
もしくは２種以上［２］Ｓ：０．０５〜０．５％、Ｐｂ
：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０．００１〜０．０５
％、Ｔｅ：０．００１〜０．２％、Ｓｅ：０．０１〜０
．５％、およびＢｉ：０．０１〜０．５％の１種もしく
は２種以上、および、 ［３］希土類元素少なくとも１種、合計で０．００５〜
０．５％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼を、溶鋼から鋳込後、１４００℃〜１０００
℃の温度範囲を２℃／分以上の冷却速度で冷却するとと
もに、得られた鋼を熱間鍛造により成形後、最終製品に
至るまでに少なくとも１回以上１５０〜６５０℃に加熱
することを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61052005A JPH0643605B2 (ja) | 1986-03-10 | 1986-03-10 | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61052005A JPH0643605B2 (ja) | 1986-03-10 | 1986-03-10 | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62207821A true JPS62207821A (ja) | 1987-09-12 |
| JPH0643605B2 JPH0643605B2 (ja) | 1994-06-08 |
Family
ID=12902706
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61052005A Expired - Fee Related JPH0643605B2 (ja) | 1986-03-10 | 1986-03-10 | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0643605B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02228447A (ja) * | 1989-02-28 | 1990-09-11 | Nippon Steel Corp | 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼 |
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| JPH03211227A (ja) * | 1990-01-17 | 1991-09-17 | Nippon Steel Corp | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
| US5922145A (en) * | 1996-11-25 | 1999-07-13 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel products excellent in machinability and machined steel parts |
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| WO2001066814A1 (fr) * | 2000-03-06 | 2001-09-13 | Nippon Steel Corporation | Acier presentant une excellente aptitude au forgeage et au decoupage |
| JP2007204798A (ja) * | 2006-01-31 | 2007-08-16 | Jfe Steel Kk | 耐焼き割れ性に優れた部品の製造方法 |
| CN103352177A (zh) * | 2013-06-17 | 2013-10-16 | 浙江浦宁不锈钢有限公司 | 一种强度增强的钢材 |
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| JPS60245768A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-05 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
-
1986
- 1986-03-10 JP JP61052005A patent/JPH0643605B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| CN103352177A (zh) * | 2013-06-17 | 2013-10-16 | 浙江浦宁不锈钢有限公司 | 一种强度增强的钢材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0643605B2 (ja) | 1994-06-08 |
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