KR101773729B1 - 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바 - Google Patents

스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바 Download PDF

Info

Publication number
KR101773729B1
KR101773729B1 KR1020167007392A KR20167007392A KR101773729B1 KR 101773729 B1 KR101773729 B1 KR 101773729B1 KR 1020167007392 A KR1020167007392 A KR 1020167007392A KR 20167007392 A KR20167007392 A KR 20167007392A KR 101773729 B1 KR101773729 B1 KR 101773729B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
rack bar
rolling
steering rack
ferrite
Prior art date
Application number
KR1020167007392A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20160045831A (ko
Inventor
마코토 에가시라
사다노리 호리카미
마사시 히가시다
다카히로 오카다
유타카 네이시
다츠야 하세가와
히토시 마츠모토
Original Assignee
신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 filed Critical 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Publication of KR20160045831A publication Critical patent/KR20160045831A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101773729B1 publication Critical patent/KR101773729B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B62—LAND VEHICLES FOR TRAVELLING OTHERWISE THAN ON RAILS
    • B62D—MOTOR VEHICLES; TRAILERS
    • B62D3/00—Steering gears
    • B62D3/02—Steering gears mechanical
    • B62D3/12—Steering gears mechanical of rack-and-pinion type
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
    • C21D1/10—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation by electric induction
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like
    • 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
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0075—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rods of limited length
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Combustion & Propulsion (AREA)
  • Transportation (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

C:0.38~0.55%, Si≤1.0%, Mn:0.20~2.0%, S:0.005~0.10%, Cr:0.01~2.0%, Al:0.003~0.10%, B:0.0005~0.0030%, Ti≤0.047%, Cu:0~1.0%, Ni:0~3.0%, Mo:0~0.50%, Nb:0~0.10%, V:0~0.30%, Ca:0~0.005%, Pb:0~0.30%, 잔부가 Fe와 불순물이고, 불순물 중의 P≤0.030%, N≤0.008%로 〔3.4N≤Ti≤3.4N+0.02〕를 만족하는 화학 조성을 가지며, 미크로 조직이 페라이트(F), 라멜라 펄라이트(LP) 및 시멘타이트(C)로 이루어지고, 횡단면에서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 F의 평균 입경≤10μm, LP의 면적율＜20% 및 C 내의 구상 시멘타이트(SC)의 개수≥4×105개/mm2, 또한 중심부의 LP의 면적율≥20% 및 SC의 개수＜4×105개/mm2이며, 종단면에서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 F의 평균 종횡비≥3인 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
이 강재는, 조질 처리를 행하지 않고도, 높은 모재 인성과 양호한 피삭성을 가진다.

Description

스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바{ROLLED ROUND STEEL MATERIAL FOR STEERING RACK BAR, AND STEERING RACK BAR}
본 발명은, 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바에 관한 것이다.
자동차 부품 중에서, 스티어링 장치에 이용되는 스티어링 랙 바(이하, 간단히, 「랙 바」라고도 한다.)는, 자동차의 진행 방향을 조타함과 함께 좌우 양륜을 연결하는 골조적인 역할을 나타내는 중요 부품이며, 이것이 파손된 경우에는 핸들 조작이 불가능해져 버린다. 이 때문에, 랙 바에 이용되는 강재에는, 높은 신뢰성이 요구된다.
또한, 랙 바는, 종래, 중탄소강재의 압연 환강재에 담금질 뜨임의 조질 처리를 행한 후에, 필요에 따라 인발 가공을 행하고 나서, 절삭 가공에 의해 구멍내기 및 톱니내기를 행하고, 그 치형부(齒型部)에, 고주파 담금질과 뜨임을 행하여 제조되어 왔다. 또한, 압연 환강재란 압연에 의해 단면의 형상이 원형으로 가공된 것을 의미하고, 톱니내기란 치형부를 형성하는 것을 의미한다.
그리고, 고주파 담금질을 한 랙 바에는, 과대한 하중이 가해졌을 때에도, 고주파 담금질층에서 생긴 균열이 모재를 진전하여 파단에 이르지 않는 것이 요구된다.
또한, 랙 바는, 경방향 중심부의 길이 방향으로, 심혈(深穴) 가공이 실시된다.
따라서, 랙 바의 소재로서 이용되는 환강재에는, 양호한 피삭성 및 균열의 진전에 저항하는 우수한 모재 충격 특성(모재 인성)이 요구된다.
이러한 스티어링 랙 바에 이용되는 강재로서, 본 발명자들은 예를 들면 다음과 같은 강재를 제안했다.
특허 문헌 1에는, 질량%로, C:0.38~0.55%, Si:1.0% 이하, Mn:0.20~2.0%, P:0.020% 이하, S:0.10% 이하, Cr:0.10~2.0%, Al:0.10% 이하 및 N:0.004~0.03%와, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, [fn1=C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S]의 식(단, 식 중의, C, Si, Mn, Cr, V 및 S는, 각각의 원소의 질량%로의 함유량을 나타낸다.)로 표시되는 fn1의 값이 1.20 이하인 화학 성분을 가지며, 미크로 조직이 페라이트, 라멜라 펄라이트 및 구상 시멘타이트로 이루어지고, 페라이트의 평균 결정입경이 10μm 이하, 라멜라 펄라이트 중 라멜라 간격이 200nm 이하의 라멜라 펄라이트의 미크로 조직에서 차지하는 면적 비율이 20~50% 및 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 이상인, 고주파 담금질용 압연 강재가 개시되어 있다.
또한, 이 고주파 담금질용 압연 강재는, 또한 Cu, Ni, Mo, Ti, Nb 및 V로부터 선택되는 1종 이상을 포함해도 된다.
특허 문헌 2에는, 질량%로, C:0.38~0.55%, Si:1.0% 이하, Mn:0.20~2.0%, P:0.020% 이하, S:0.10% 이하, Cr:0.10~2.0%, Al:0.010~0.10% 및 N:0.004~0.03%와, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, [Ceq=C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S]의 식(단, 식 중의, C, Si, Mn, Cr, V 및 S는, 각각의 원소의 질량%로의 함유량을 나타낸다.)로 표시되는 Ceq의 값이 1.20 이하 및 Si, Mn 및 Cr의 합계 함유량이 1.2~3.5%를 만족하는 화학 성분을 가지며, 미크로 조직이 페라이트, 라멜라 펄라이트 및 구상 시멘타이트로 이루어지고, 그 페라이트의 평균 결정입경이 10μm 이하, 라멜라 펄라이트의 미크로 조직에서 차지하는 면적 비율이 20% 이하(0%를 포함한다) 및 구상 시멘타이트의 개수가 6×105개/mm2 이상인, 고주파 담금질용 압연 강재가 개시되어 있다.
또한, 이 고주파 담금질용 압연 강재는, 또한 Cu, Ni, Mo, Ti, Nb 및 V로부터 선택되는 1종 이상을 포함해도 된다.
일본국 특허공개 2011-214130호 공보 일본국 특허공개 2011-241466호 공보
특허 문헌 1 및 특허 문헌 2에서 제안한 압연 강재에 대해, 파손 방지를 위한 모재 인성과 심혈을 가공하기 위한 피삭성을 더 향상시킨 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바에 대한 요망이 커져 왔다.
본 발명은, 고주파 담금질되는 랙 바의 소재로서 적합하게 이용할 수 있는 압연 환강재 및 그것을 이용한 랙 바를 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명은, 특히 고가의 원소의 첨가를 행하지 않고도, 또 조질 처리를 행하지 않고도, 모재 인성 및 피삭성이 우수한 압연 환강재 및 그것을 이용한 랙 바를 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 경방향 중심부의 길이 방향으로 용이하게 심혈을 가공할 수 있는 압연 환강재 및 생긴 균열을 정류시킬 수 있는 랙 바를 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명의 목적으로 하는 높은 모재 인성이란, 압연 강재 상태로, JIS Z 2242(2005)에 규정의, 노치 각도 45˚, 노치 깊이 2mm 및 노치 바닥 반경 0.25mm의 V노치를 형성한 폭 10mm의 표준 시험편(이하, 「V노치 샤르피 충격 시험편」이라고 한다.)을 이용한 샤르피 충격 시험에 있어서의 시험 온도 25℃에서의 충격치가 160J/cm2 이상인 것을 의미한다. 상기 시험편을 이용한 시험 온도 25℃에서의 충격치가 160J/cm2 이상이면, 보다 파손의 가능성이 높은 환경 하에서의 주행, 예를 들면, 험로 주행 시에, 보다 한층 안전성을 확보할 수 있다.
본 발명자들은, 상술한 과제를 해결하기 위해, 중탄소강에 있어서 조질 처리를 행하지 않고 높은 모재 인성을 얻을 수 있으며, 또한 중심부의 양호한 피삭성을 확보하기 위한 수단에 대해서 다양한 실험실적인 검토를 행했다.
구체적으로는, 먼저, 페라이트와 라멜라 펄라이트로 이루어지는 미크로 조직을 기준으로, 모재 인성을 향상시키는 수단을 검토했다. 그 결과, 하기의 지견을 얻었다.
(A) 페라이트를 미세하고, 또한 압연 방향과 평행한 방향으로 연신시키고, 또한, 라멜라 펄라이트 중의 시멘타이트를 구상 시멘타이트로 하고, 라멜라 펄라이트를 특정의 비율 미만으로 함과 함께, 구상 시멘타이트를 특정의 양 이상 포함하도록 하면, 압연 방향과 수직인 단면에 진전하는 균열에 대한 저항이 높아지므로, 모재 인성을 높일 수 있다.
다음에, 페라이트와 라멜라 펄라이트로 이루어지는 미크로 조직을 기준으로, 심혈을 가공할 때의 피삭성에 미치는 조직의 영향을 조사했다. 그 결과, 하기의 지견을 얻었다.
(B) 미크로 조직 중에 구상 시멘타이트의 양이 너무 많아지면, 절삭 칩 처리성이 나빠짐으로써 절삭 저항이 높아져, 피삭성이 떨어진다. 한편, 라멜라 펄라이트를 특정의 비율 이상 포함함과 함께 구상 시멘타이트를 특정의 양 미만으로 억제한 조직의 경우는, 절삭 칩 처리성이 좋기 때문에 절삭 저항이 낮아지므로, 피삭성이 우수하다.
그래서 또한, 모재 인성 및 피삭성을 향상시키기 위해, 성분 원소의 영향을 조사했다. 그 결과, 하기의 지견을 얻었다.
(C) S는, Mn과 결합하여 MnS를 형성하고, 강재의 길이 방향(압연 방향과 평행한 방향)으로 연신하여 인성을 향상시킨다. 또한, 특정량의 S를 함유하면, 절삭 칩 처리성이 향상됨으로써 절삭 저항이 낮아지므로, 피삭성이 양호해진다.
그래서 상기 (A)~(C)의 지견에 의거하여, 또한 상세한 검토를 행했다. 그 결과, 하기의 중요한 지견을 얻었다.
(D) 스티어링 랙 바용 압연 환강재로서, 파손 방지를 위한 모재 인성이 필요한 부위는, 환강재의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역이다. 따라서, 미크로 조직이 페라이트, 라멜라 펄라이트 및 시멘타이트로 이루어지는 압연 환강재의 경우, 상술한 영역에 있어서의 미크로 조직을, 미세하고 또한 압연 방향과 평행한 방향으로 연신한 페라이트, 특정의 비율 이하로 제한한 라멜라 펄라이트 및 특정의 양 이상의 구상 시멘타이트로 이루어지는 것으로 하면, 파손 방지를 위한 모재 인성을 얻을 수 있다.
(E) 한편, 미크로 조직이 페라이트, 라멜라 펄라이트 및 시멘타이트로 이루어지는 압연 환강재의 중심부에 있어서, 라멜라 펄라이트가 특정의 비율 이상 포함되어 있음과 함께 구상 시멘타이트가 특정의 양 미만이면, 우수한 피삭성을 얻을 수 있다.
또한 본 발명자들은, 상기 (A)~(E)의 지견에 의거하여, 인성을 한층 향상시키기 위해, 구체적으로는, 압연 강재 상태로, V노치 샤르피 충격 시험편을 이용한 샤르피 충격 시험에 있어서의 시험 온도 25℃에서의 충격치를 160J/cm2 이상으로 하기 위해, 성분 원소의 영향을 조사했다. 그 결과, 하기의 지견을 얻었다.
(F) B는, 입계를 강화시킴으로써, 고온 시의 변형의 해방을 억제하고, 또한, 고주파 담금질 시의 오스테나이트립계에 있어서의 P 및 S의 편석을 억제하는 작용을 가진다. 그 결과적으로, 인성이 한층 높아진다.
본 발명은, 상기의 지견에 의거하여 완성된 것이며, 그 요지는, 하기에 나타내는 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바에 있다.
(1) 질량%로, C:0.38~0.55%, Si:1.0% 이하, Mn:0.20~2.0%, S:0.005~0.10%, Cr:0.01~2.0%, Al:0.003~0.10%, B:0.0005~0.0030%, Ti:0.047% 이하, Cu:0~1.0%, Ni:0~3.0%, Mo:0~0.50%, Nb:0~0.10%, V:0~0.30%, Ca:0~0.005%, Pb:0~0.30%, 잔부가 Fe 및 불순물이고, 불순물 중의 P 및 N이, P:0.030% 이하 및 N:0.008% 이하이며, 또한, 하기의 (1) 식을 만족하는 화학 조성을 가지는 스티어링 랙 바용 압연 환강재로서,
미크로 조직이 페라이트, 라멜라 펄라이트 및 시멘타이트로 이루어지고, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경이 10μm 이하, 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 미만 및 시멘타이트 중 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 이상이며, 또한, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 이상 및 시멘타이트 중 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 미만이며, 또한, 그 환강재의 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비가 3 이상인, 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
3.4N≤Ti≤3.4N+0.02···(1)
상기의 (1) 식 중의 원소 기호는, 그 원소의 질량%로의 함유량을 의미한다.
(2) 질량%로, Cu:0.05~1.0%, Ni:0.05~3.0% 및 Mo:0.05~0.50%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 (1)에 기재된 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
(3) 질량%로, Nb:0.010~0.10% 및 V:0.01~0.30%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 (1)에 기재된 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
(4) 질량%로, Ca:0.0005~0.005% 및 Pb:0.05~0.30%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 (1)에 기재된 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 스티어링 랙 바용 압연 환강재를 비조질인 채로 이용하는, 스티어링 랙 바.
「불순물」이란, 철강 재료를 공업적으로 제조할 때에, 원료로서의 광석, 스크랩 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것을 가리킨다.
「구상 시멘타이트」란, 장경 L과 단경 W의 비(L/W)가 2.0 이하인 시멘타이트를 가리킨다.
「중심부」란, 중심으로부터, 반경의 1/4까지의 거리에 있는 부위를 가리킨다.
「비조질인 채로 이용한다」란, 담금질-뜨임의 이른바 「조질 처리」를 행하지 않고 이용하는 것을 가리킨다.
본 발명의 스티어링 랙 바용 압연 환강재는, 반드시 고가의 V를 함유시킬 필요가 없고, 또한, 조질 처리를 행하지 않고도, 압연 환강재 상태로 V노치 샤르피 충격 시험편을 이용한 샤르피 충격 시험에 있어서의 시험 온도 25℃에서의 충격치가 160J/cm2 이상과 같은 높은 모재 인성을 가지며, 또한, 중심부에 심혈을 가공하기 위한 양호한 피삭성을 가지므로, 스티어링 랙 바의 소재로서 이용하는데 적합하다.
또, 본 발명의 스티어링 랙 바는, 상기 스티어링 랙 바용 압연 환강재를 비조질인 채로 이용함으로써 얻을 수 있다.
도 1은 실시예 1에서 봉강으로부터 채취한 V노치 샤르피 충격 시험편의 노치의 방향을 모식적으로 설명하는 도이다.
도 2는 인발 가공한 봉강으로부터 채취하여, 실시예 2의 3점 굽힘 시험에서 이용한 스티어링 랙 바를 모의한 시험편의 형상을 설명하는 도이다. 도 2에 있어서, (a)는 정면도(전체도), (b)는 측면도, (c)는 치형부의 단면 A-A에서의 확대도, 이다. 또한, 도 2의 (a)~(c)에 있어서의 치수의 단위는 「mm」이다.
도 3은 실시예 2에서 행한 3점 굽힘 시험의 방법을 모식적으로 설명하는 도이다.
이하, 본 발명의 각 요건에 대해서 자세하게 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 각 원소의 함유량의 「%」표시는 「질량%」를 의미한다.
1. 화학 조성:
C:0.38~0.55%
C는, 강의 강도, 고주파 담금질성 및 고주파 담금질로 형성된 경화층의 강도를 향상시키는 작용을 가진다. 그러나, 그 함유량이 0.38% 미만에서는, 상기 작용에 의한 원하는 효과를 얻을 수 없다. 한편, C의 함유량이 0.55%를 넘으면, 모재 인성이 저하된다. 따라서, C의 함유량을 0.38~0.55%로 했다. 또한, 상기의 효과를 안정적으로 얻기 위해, C의 함유량은, 0.40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, C의 함유량은, 0.51% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Si:1.0% 이하
Si는, 탈산 원소이며, 또한, 고용강화에 의해 페라이트의 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, Si의 함유량이 1.0%를 넘는 경우에는, 피삭성이 저하되어, 심혈을 가공하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si의 함유량을 1.0% 이하로 했다. Si의 함유량은, 0.8% 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 후술한 Al도 탈산 작용을 가지기 때문에, Si의 함유량에 대해서 하한은 특별히 정할 필요는 없다. 그러나, 상기한 Si의 고용강화 작용을 이용하여 강도 확보를 확실히 행하기 위해서는, Si의 함유량은, 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이상으로 하면 한층 바람직하다.
Mn:0.20~2.0%
Mn은, S와 결합하여 MnS를 형성하고, 피삭성, 그 중에서도 심혈을 가공할 때의 절삭 칩 처리성을 높임으로써 절삭 저항을 낮게 하는 작용을 가지며, 또한 연신한 MnS가 균열의 진전을 억제하여 인성을 높이는 효과를 가진다. 또, Mn은, 고주파 담금질성을 향상시키는데 유효한 원소임과 더불어, 고용강화에 의해 페라이트의 강도를 향상시키는 원소이기도 하다. 그러나, Mn의 함유량이 0.20% 미만인 경우, 상기 작용에 의한 원하는 효과를 얻을 수 없다. 한편, 2.0%를 넘어 Mn을 함유시키면, 피삭성이 저하되어, 심혈을 가공하는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn의 함유량을 0.20~2.0%로 했다. 또한, 합금 비용을 낮게 억제한 다음 상기의 효과를 안정적으로 얻기 위해, Mn의 함유량은, 0.40% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또, 1.50% 이하로 하는 것이 바람직하다.
S:0.005~0.10%
S는, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. S는, Mn과 결합하여 MnS를 형성하고, 피삭성, 그 중에서도 심혈을 가공할 때의 절삭 칩 처리성을 높임으로써 절삭 저항을 낮게 하는 작용을 가지며, 또한 연신한 MnS가 균열의 진전을 억제하여 인성을 높이는 효과를 가진다. 그러나, S의 함유량이 0.005% 미만에서는, 이러한 효과를 얻을 수 없다. 한편, S의 함유량이 많아져, MnS를 너무 많이 형성하면, 반대로 인성을 저하시킨다. 따라서, S의 함유량을 0.005~0.10%로 했다. 또한, S의 함유량은, 0.010% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.015% 이상으로 하면 보다 바람직하다. 또, S의 함유량은, 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Cr:0.01~2.0%
Cr은, 고주파 담금질성을 향상시키는데 유효한 원소임과 더불어, 고용강화에 의해 페라이트의 강도를 향상시키는 원소이기 때문에, 0.01% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Cr의 함유량이 2.0%를 넘으면, 피삭성이 저하되어, 심혈을 가공하는 것이 곤란해진다. 따라서, Cr의 함유량을 0.01~2.0%로 했다. 또한, Cr의 함유량은, 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이상으로 하면 보다 바람직하다. 또, Cr의 함유량은, 1.8% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Al:0.003~0.10%
Al은, 탈산 작용을 가진다. 그러나, Al의 함유량이 0.003% 미만인 경우, 상기 작용에 의한 원하는 효과를 얻을 수 없다. 한편, Al의 함유량이 0.10%를 넘는 경우에는, 고주파 담금질성의 저하가 현저해지고, 또한, 모재 인성의 열화도 초래한다. 따라서, Al의 함유량을 0.003~0.10%로 했다. 또한, Al의 함유량은, 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, Al의 탈산 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, Al의 함유량은, 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.010% 이상으로 하면 한층 바람직하다.
B:0.0005~0.0030%
B는, 입계를 강화시킴으로써, 고온 시의 변형의 해방을 억제하고 또한, 고주파 담금질성을 향상시키는 작용, 또한 고주파 담금질 시의 오스테나이트립계에 있어서의 P 및 S의 편석을 억제하는 작용을 가지며, 그 결과적으로, 인성이 한층 높아진다. 상기의 효과는 B의 함유량이 0.0005% 이상으로 현저하다. 그러나, 0.0030%를 넘어 B를 함유시켜도 상기의 효과는 포화되어, 비용이 커질 뿐이다. 따라서, B의 함유량을 0.0005~0.0030%로 했다. B의 함유량은 0.0010% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또, 0.0020% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ti:0.047% 이하
Ti는, 강 중의 불순물 원소의 N과 우선적으로 결합하여, N을 고정함으로써, BN의 형성을 억제하여, B를 고용 B로서 존재시킨다. 그 때문에, Ti는, 상기한 B의, 입계를 강화하는 효과, 고주파 담금질성을 향상시키는 효과, 및 고주파 담금질 시의 오스테나이트립계에 있어서의 P 및 S의 편석을 억제하는 효과를 확보하는데 유효한 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.047%를 넘으면, 모재 인성의 현저한 저하를 초래한다. 이 때문에, Ti의 함유량을 0.047% 이하로 했다.
Cu:0~1.0%
Cu는, 고주파 담금질성을 향상시켜, 모재 인성을 높이는 작용을 가지므로, 모재 인성 향상을 위해 Cu를 함유시켜도 된다. 그러나, Cu의 함유량이 1.0%를 넘으면, 피삭성이 저하되어, 심혈을 가공하는 것이 곤란해진다. 따라서, 함유시키는 경우의 Cu의 양을 1.0% 이하로 했다. 또한, Cu의 양은, 0.80% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상기한 Cu의 모재 인성 향상 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, Cu의 양은, 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이상으로 하면 한층 바람직하다.
Ni:0~3.0%
Ni는, 고주파 담금질성을 향상시켜, 모재 인성을 높이는 작용을 가지므로, 모재 인성 향상을 위해 Ni를 함유시켜도 된다. 그러나, Ni의 함유량이 3.0%를 넘으면, 피삭성이 저하되어, 심혈을 가공하는 것이 곤란해진다. 따라서, 함유시키는 경우의 Ni의 양을 3.0% 이하로 했다. 또한, Ni의 양은, 2.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상기한 Ni의 모재 인성 향상 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, Ni의 양은, 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이상으로 하면 한층 바람직하다.
Mo:0~0.50%
Mo는, 고주파 담금질성을 향상시켜, 모재 인성을 높이는 작용을 가지므로, 모재 인성 향상을 위해 Mo를 함유시켜도 된다. 그러나, Mo의 함유량이 0.50%를 넘은 경우, 피삭성이 저하되어, 심혈을 가공하는 것이 곤란해진다. 따라서, 함유시키는 경우의 Mo의 양을 0.50% 이하로 했다. 또한, Mo의 양은, 0.40% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상기한 Mo의 모재 인성 향상 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, Mo의 양은, 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이상으로 하면 한층 바람직하다.
또한, 상기의 Cu, Ni 및 Mo는, 그 중의 어느 1종만, 또는 2종 이상의 복합으로 함유시킬 수 있다. 또한, 이들 원소의 합계량은, 4.50%여도 상관없지만, 3.20% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Nb:0~0.10%
Nb는, 강 중의 C 혹은 N과 결합하여 탄화물 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하는 작용을 가진다. 또, Nb에는, 강의 강도를 향상시키는 작용도 있다. 그러나, Nb의 함유량이 0.10%를 넘으면, 그 효과가 포화되어 비용이 커질 뿐만 아니라, 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 함유시키는 경우의 Nb의 양을 0.10% 이하로 했다. 또한, Nb의 양은, 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, Nb의 결정립 미세화 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, Nb의 양은, 0.010% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.015% 이상으로 하면 한층 바람직하다.
V:0~0.30%
V는, 강 중의 C 혹은 N과 결합하여 탄화물 혹은 탄질화물을 형성하고, 결정립을 미세화하는 작용을 가진다. 또, V에는, 강의 강도를 향상시키는 작용도 있다. 그러나, V의 함유량이 0.30%를 넘으면, 그 효과가 포화되어 비용이 커질 뿐만 아니라, 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 함유시키는 경우의 V의 양을 0.30% 이하로 했다. 또한, V의 양은, 0.25% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, V의 결정립 미세화 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, V의 양은, 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02% 이상으로 하면 한층 바람직하다.
또한, 상기의 Nb 및 V는, 그 중의 어느 1종만, 또는 2종의 복합으로 함유시킬 수 있다. 또한, 이들 원소의 합계량은, 0.40%여도 상관없지만, 0.33% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ca:0~0.005%
Ca는, 강의 피삭성을 향상시키는 작용을 가진다. 이 때문에, 필요에 따라 Ca를 함유시켜도 된다. 그러나, Ca의 함유량이 0.005%를 넘으면, 열간 가공성의 저하를 초래하여, 제조성이 저하되어 버린다. 따라서, 함유시키는 경우의 Ca의 양을 0.005% 이하로 했다. Ca의 양은, 0.0035% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상기한 Ca의 피삭성 향상 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, Ca의 양은, 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Pb:0~0.30%
Pb도 Ca와 마찬가지로, 강의 피삭성을 향상시키는 작용을 가진다. 이 때문에, 필요에 따라 Pb를 함유시켜도 된다. 그러나, Pb의 함유량이 0.30%를 넘으면, 상기의 피삭성 향상 효과는 포화되어, 열간 가공성이 과도하게 저하되어 제조가 곤란해진다. 따라서, 함유시키는 경우의 Pb의 양을 0.30% 이하로 했다.
한편, 상기한 Pb의 피삭성 향상 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, Pb의 양은, 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기의 Ca 및 Pb는, 그 중의 어느 1종만, 또는 2종의 복합으로 함유시킬 수 있다. 이들 원소의 합계량은, 0.30% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 스티어링 랙 바용 압연 환강재의 화학 조성은, 잔부가 Fe 및 불순물이고, 불순물 중의 P 및 N이, P:0.030% 이하 및 N:0.008% 이하이며, 또한,
3.4N≤Ti≤3.4N+0.02···(1)
을 만족하는 것이다.
P:0.030% 이하
P는, 강 중에 불순물로서 함유되어, 입계 편석 및 중심 편석을 일으켜, 모재 인성의 저하를 초래하며, 특히, 그 함유량이 0.030%를 넘으면, 모재 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, P의 함유량을, 0.030% 이하로 했다. 또한, P의 함유량은, 0.020% 이하로 하는 것이 바람직하다.
N:0.008% 이하
N도, 강 중에 불순물로서 함유된다. N는, B와의 친화력이 커, 강 중의 B와 결합하여 BN을 형성한 경우에는, B를 함유시킨 것에 의한, 입계를 강화하는 효과, 고주파 담금질성을 향상시키는 효과, 및 고주파 담금질 시의 오스테나이트립계에 있어서의 P 및 S의 편석을 억제하는 효과를 기대할 수 없다. 특히, N의 함유량이 많아져 0.008%를 넘으면, 상기의 B를 함유시킨 것에 의한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, N의 함유량을 0.008% 이하로 했다.
3.4N≤Ti≤3.4N+0.02
본 발명에 관련된 스티어링 랙 바용 압연 환강재는,
3.4N≤Ti≤3.4N+0.02···(1)
의 식을 만족하는 화학 조성이 아니면 안된다. 이미 서술한 대로, 상기의 (1) 식 중의 원소 기호는, 그 원소의 질량%로의 함유량을 의미한다.
이것은, Ti 및 N의 함유량이 비록 상술한 범위에 있어도, Ti의 함유량이 〔3.4N〕 미만인 경우에는, Ti에 의한 강 중의 N의 고정이 불충분해져 N이 B와 결합하여 BN을 형성하므로, 상술한 B의 효과를 충분히 발현하지 못하고, 한편, Ti의 함유량이 〔3.4N+0.02〕를 넘으면, 모재의 인성 저하를 피할 수 없기 때문이다.
2. 미크로 조직:
본 발명의 압연 환강재의 미크로 조직은, 페라이트, 라멜라 펄라이트 및 시멘타이트로 이루어지고, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경이 10μm 이하, 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 미만 및 시멘타이트 중 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 이상이며, 또한, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 이상 및 시멘타이트 중 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 미만이며, 또한, 그 환강재의 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비가 3 이상이 아니면 안된다.
본 발명의 압연 환강재의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경이 10μm를 넘은 경우에는, 목표로 하는 모재 인성을 얻는 것이 곤란하다. 따라서, 상기 페라이트의 평균 입경을 10μm 이하로 했다. 또한, 상기 페라이트의 평균 입경은 8μm 이하인 것이 바람직하다.
상기 페라이트의 평균 입경은, 가능한한 작은 것이 결정립 미세화에 의한 강화를 도모하는데 있어서 바람직하지만, 서브 미크론 오더의 결정립을 형성하려면, 특수한 가공 조건 혹은 설비가 필요하여 공업적으로 실현되는 것이 곤란하다. 따라서, 공업상 실현할 수 있는 사이즈로서의 상기 페라이트의 평균 입경의 하한은 1μm 정도이다.
또한, 상술한 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경은, 예를 들면, 압연 환강재의 표면에서 1mm의 위치, 표면에서 반경의 1/4 위치(이하, 「R/4 위치」라고 한다. 단, 「R」은, 압연 환강재의 반경을 가리키며, 이하도 동일하다.) 및 표면에서 반경의 1/2 위치(이하, 「R/2 위치」라고 한다.)의 3개소의 페라이트 입경을 각각 구한 후, 그 3개소의 페라이트 입경을 산술 평균함으로써 구하면 된다.
또, 본 발명의 압연 환강재의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 이상이 되면, 모재 인성의 저하를 초래한다. 따라서, 상기 라멜라 펄라이트의 면적율을 20% 미만으로 규정했다. 상기 라멜라 펄라이트의 면적율은, 15% 이하인 것이 바람직하고, 0%이어도 된다.
또한, 상술한 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 라멜라 펄라이트의 면적율은, 예를 들면, 압연 환강재의 표면에서 1mm의 위치, R/4 위치 및 R/2 위치의 3개소의 라멜라 펄라이트의 면적율을 각각 구한 후, 그 3개소의 라멜라 펄라이트의 면적율을 산술 평균함으로써 구하면 된다.
또한, 본 발명의 압연 환강재의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2를 밑도는 경우에는, 모재 인성의 저하를 초래한다. 따라서, 상기 구상 시멘타이트의 개수를 4×105개/mm2 이상으로 했다. 상기 구상 시멘타이트의 개수는, 5.0×105개/mm2 이상인 것이 바람직하고, 또, 1.0×1012개/mm2 이하인 것이 바람직하다.
또한, 상술한 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 구상 시멘타이트의 개수는, 예를 들면, 압연 환강재의 표면에서 1mm의 위치, R/4 위치 및 R/2 위치의 3개소의 구상 시멘타이트의 개수를 각각 구한 후, 그 3개소의 구상 시멘타이트의 개수를 산술 평균함으로써 구하면 된다.
또한, 본 발명의 스티어링 랙 바용 압연 환강재의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 미만인 경우에는, 인성이 높아져 절삭 칩 처리성이 저하, 즉 절삭 저항이 높아져, 피삭성이 저하된다. 따라서, 상기 라멜라 펄라이트의 면적율을 20% 이상으로 규정했다. 상기 라멜라 펄라이트의 면적율은, 25% 이상인 것이 바람직하고, 또, 80% 이하인 것이 바람직하다. 이미 서술한 바와 같이, 「중심부」란, 중심으로부터, 반경의 1/4까지의 거리에 있는 부위를 가리킨다.
또한, 상술한 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율은, 예를 들면, 압연 환강재의 표면에서 반경의 3/4 위치(이하, 「3R/4 위치」라고 한다.) 및 중심의 2개소의 라멜라 펄라이트의 면적율을 각각 구한 후, 그 2개소의 라멜라 펄라이트의 면적율을 산술 평균함으로써 구하면 된다.
본 발명의 압연 환강재의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 이상인 경우에는, 인성이 높아져 절삭 칩 처리성이 저하되고 절삭 저항이 높아져, 피삭성의 저하를 초래한다. 따라서, 상기 구상 시멘타이트의 개수를 4×105개/mm2 미만으로 규정했다. 상기 구상 시멘타이트의 개수는, 0개/mm2여도 되지만, 1×102개/mm2 이상인 것이 바람직하고, 또, 3×105개/mm2 이하인 것이 바람직하다.
또한, 상술한 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 구상 시멘타이트의 개수는, 예를 들면, 압연 환강재의 3R/4 위치 및 중심의 2개소의 구상 시멘타이트의 개수를 각각 구한 후, 그 2개소의 구상 시멘타이트의 개수를 산술 평균함으로써 구하면 된다.
본 발명의 압연 환강재의 경우, 그 환강재의 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비가 3 미만인 경우에는, 압연 방향과 수직인 단면에 균열이 진전하기 쉬워져, 인성의 저하를 초래한다. 따라서, 상기 페라이트의 종횡비를 3 이상으로 했다. 상기 페라이트의 평균 종횡비는, 4 이상인 것이 바람직하고, 또, 45 이하인 것이 바람직하다.
또한, 상술한 환강재의 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서, 페라이트의 평균 종횡비는, 예를 들면, 압연 환강재의 표면에서 1mm의 위치, R/4 위치 및 R/2 위치의 3개소의 페라이트의 평균 종횡비를 각각 구한 후, 그 3개소의 페라이트의 평균 종횡비를 산술 평균함으로써 구하면 된다.
상술한 본 발명의 압연 환강재의 미크로 조직은, 이미 서술한 화학 조성을 가지는 피압연재를, 예를 들면, 다음에 나타내는 바와 같이 열간 압연하고, 냉각함으로써 얻을 수 있다.
열간 압연 방법으로서는, 2 이상의 압연 공정을 구비하는 전연속식 열간 압연 방법이, 본 발명의 스티어링 랙 바용 압연 환강재를 제조하는데 적합하다. 이 때문에, 이하의 설명은, 상술한 전연속식 열간 압연 방법에 의한 압연(이하, 간단히 「전연속식 열간 압연」이라고 한다.)을 베이스로 하여 행하는 것으로 한다.
이미 서술한 화학 조성을 가지는 피압연재를, 670~880℃의 온도역으로 가열한 후, 전연속식 열간 압연을 개시한다.
가열 온도가 880℃보다 높은 경우는, 변형이 해방되기 쉬워져, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트 평균 입경, 라멜라 펄라이트 면적율 및 구상 시멘타이트 개수 중 1개 이상이, 상기 「2. 미크로 조직」의 항에서 서술한 조건으로부터 벗어나는 경우가 있다. 또, 가열 온도가 670℃보다 낮은 경우는, 상술한 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트 면적율 및 구상 시멘타이트 개수 중 1개 이상이, 상기한 미크로 조직 조건으로부터 벗어나는 경우가 있다.
따라서, 이미 서술한 화학 조성을 가지는 피압연재를, 670~880℃의 온도역으로 가열한 후, 전연속식 열간 압연을 개시하는 것이 바람직하다.
또한, 열간 압연 전에 행하는, 상기의 670~880℃와 같은 온도역에서의 가열에 있어서는, 피압연재(소재)의 온도를 소정의 영역까지 상승시키는 것 만이 아니라, 소재의 단면내 온도를 균일하게 하기 위해, 장시간에 걸친 가열 처리가 행해지는 경우가 있으며, 이 경우에는, 소재 표면에 페라이트 탈탄을 일으키는 경우가 있다. 따라서, 상기 페라이트 탈탄을 억제하기 위해, 상기 온도역에서의 가열 시간은 3시간 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 온도역으로 가열한 후에 실시하는 전연속식 열간 압연은, 하기의 조건〔1〕 및 〔2〕를 만족하도록 하는 것이 좋다.
〔1〕 피압연재의 표면 온도가 500~820℃이며, 또한 650~820℃의 온도 범위에 있어서의 누적 감면율이 30% 이상이며, 또한 500℃ 이상 650℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 누적 감면율이 35% 이상인 것. 단, 상기 「피압연재의 표면 온도」에는, 후술하는 중간 냉각 공정 중의 피압연재의 표면 온도는 포함하지 않는다.
〔2〕 「v(m/s)」를 전연속식 열간 압연 종료시점, 즉, 최종의 압연기 출측에서의 피압연재 속도(이하, 「마무리 속도」라고 한다.), 「Rd(%)」를 전연속식 열간 압연의 총감면율, 「T(℃)」를 피압연재의 가열 온도로 하여, 하기에서 표시되는 fn(1) 식이 0 이상을 만족하는 것인 것.
fn(1)=v·Rd/100-(1000-T)/100
단, 「총감면율」이란, 전연속식 열간 압연에 있어서의 피압연재의 압연 전의 단면적을 A0, 최종의 압연기를 나온 후의 단면적을 Af로 한 경우에,｛(A0-Af)/A0｝×100의 식으로 구해지는 값(%)을 가리킨다.
〔1〕에 대해서는, 압연 시에 피압연재의 표면 온도가 820℃를 웃돌면, 변형이 해방되기 쉬워져, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트 평균 입경, 라멜라 펄라이트 면적율 및 구상 시멘타이트 개수 중 1개 이상이, 상기 「2. 미크로 조직」의 항에서 서술한 조건으로부터 벗어나는 경우가 있다. 또, 상기의 온도가 500℃보다 낮은 경우는, 밀 부하가 현저하게 높아짐과 함께, 압연 시에 균열이 생기기 쉬워진다. 따라서, 압연 시의 피압연재의 표면 온도는 500~820℃인 것이 바람직하다.
또한, 650~820℃의 온도 범위에 있어서의 누적 감면율이 30%를 밑돌면, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트 평균 입경, 라멜라 펄라이트 면적율 및 구상 시멘타이트 개수 중 1개 이상이, 상기한 미크로 조직 조건으로부터 벗어나는 경우가 있다. 상기 650~820℃에 있어서의 누적 감면율의 상한은, 제조 라인의 다대한 증설을 막기 위해, 99.5% 정도가 된다.
또, 500℃ 이상 650℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 누적 감면율이 35%를 밑돌면, 피압연재의 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비 및 압연 방향과 수직인 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 구상 시멘타이트 개수 중 1개 이상이, 상기한 미크로 조직 조건으로부터 벗어나는 경우가 있다. 500℃ 이상 650℃ 미만에 있어서의 누적 감면율의 상한은, 제조 라인의 다대한 증설을 막기 위해, 80% 정도가 된다.
〔2〕는, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서의 중심부의 미크로 조직을 상기 「2. 미크로 조직」의 항에서 서술한 것으로 하기 위해, 경험적으로 얻어진 식이다. fn(1)가 0 미만이 되는 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수 중 1개 이상이 상기한 미크로 조직 조건으로부터 벗어나는 경우가 있다.
본 발명에 있어서의 랙 바용 압연 환강재를 압연할 때에, 도중 공정에서 수냉 등의 중간 냉각을 행해도 된다. 또한, 중간 냉각 공정 중에, 피압연재의 표면 온도가 500℃를 일시적으로 밑도는 경우가 있다. 그러나, 상기 냉각에 의해 피압연재의 표면 온도가 500℃를 밑돈 경우에서도, 피압연재 내부의 현열(顯熱)에 의해 500℃ 이상의 온도로 복열(復熱)한 후에 다음의 압연 공정을 개시하면, 냉각에 의해 피압연재의 표면 온도가 일시적으로 500℃를 밑돈 영향은 없는 것으로 봐도 된다. 또, 피압연재의 미변태 오스테나이트가, 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경질상으로 변태되어 버리면, 본 발명에서 규정하는 미크로 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다. 이것을 막기 위해 중간 냉각 공정은, 피압연재의 표면 온도가 500℃를 일시적으로 밑돈 후, 500℃ 이상의 온도로 복열할 때까지의 시간 Δt가 10초 이하가 되는 냉각인 것이 바람직하다. 또한, 보다 안정된 전연속식 열간 압연에 의한 제조를 목표로 하는데 있어서는, Δt가 8초 이하가 되는 중간 냉각 공정인 것이 바람직하다.
상기와 같이 하여 전연속식 열간 압연을 행하여 소정의 형상으로 가공한 후는, 500℃까지의 온도역을 표면의 냉각 속도가 0.5~200℃／s의 조건으로 최종 냉각하는 것이 된다.
전연속식 열간 압연 종료 후, 상기 온도역에 있어서의 표면의 냉각 속도가 0.5℃／s 미만에서는, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수 중 1개 이상이 상기 「2. 미크로 조직」의 항에서 서술한 조건으로부터 벗어나는 경우가 있으며, 한편, 표면의 냉각 속도가 200℃／s를 넘으면, 미변태의 오스테나이트가, 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경질상으로 변태해 버리는 경우가 있다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 더 자세하게 설명한다.
[실시예]
(실시예 1)
표 1에 나타내는 화학 조성을 가지는 강 A~Z로 이루어지는 각빌릿(160mm2으로 길이가 10m)를 준비했다.
Figure 112016026911101-pct00001
상기의 각 빌릿을, 냉각 설비를 구비한 전연속식 열간 압연 라인에 의해, 표 2에 시험 번호 1~34로 하여 나타낸 조건에서 직경 34mm의 봉강으로 압연했다. 구체적으로는, 조(粗)압연기열에서 직경 60mm로, 또 중간 압연기열에서 직경 50mm까지 가공한 후, 마무리 압연기열에서 직경 34mm의 봉강까지 가공하여, 「총감면율: Rd」가 96.4%의 열간 압연을 행했다.
· 조압연기열: 8대의 압연기로 구성,
· 중간 압연기열: 4대의 압연기로 구성,
· 마무리 압연기열: 4대의 압연기로 구성,
· 냉각대: 조압연기열의 8대째의 압연기와 중간 압연기열의 1대째의 압연기의 사이 및, 중간 압연기열의 4대째의 압연기와 마무리 압연기열의 1대째의 압연기의 사이에 설치.
또한, 방사 온도계를 이용하여 압연 시의 피압연재의 표면 온도 및 전연속식 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에서의 피압연재의 표면 온도를 측정함과 함께, 중간에서의 냉각 공정 후, 그에 이어지는 압연 공정 개시 시까지의 시간 Δt＇를 측정했다.
전연속식 열간 압연 종료 후, 즉, 마무리 압연기열의 4대째의 압연기에 의한 압연을 종료한 후는, 대기 중에서 방냉하거나, 풍냉 등 냉각 매체를 변화시킴으로써 냉각 속도를 제어하여, 500℃까지 최종 냉각했다. 또한, 그 후의 냉각은 대기 중에서 방냉했다.
표 2에 있어서, 조압연기열, 중간 압연기열 및 마무리 압연기열을 각각, 「조열」, 「중간열」 및 「마무리열」로 표기했다.
또한, 표 2에 기재된 조열, 중간열 및 마무리열란에 있어서의 「입온도」와「출온도」는 각각, 방사 온도계를 이용하여 측정한 조열, 중간열 및 마무리열로, 피압연재가 들어가기 직전과, 피압연재가 나온 직후의 시점에서의 피압연재의 표면 온도이며, 압연 후 500℃까지의 냉각 속도는, 방사 온도계를 이용하여 측정한 상기의 피압연재의 표면 온도와, 500℃까지의 냉각 시간에 의해 구했다.
또한, 시험 번호 1~34에 대해서, 중간에서의 냉각 공정 후, 그에 이어지는 압연 공정 개시 시까지의 시간 Δt＇는, 어느 경우도 8초 이하였다.
Figure 112016026911101-pct00002
또한, 상기와 같이 하여 얻은 각 봉강에 대해서, 다음에 나타내는 방법으로, 미크로 조직, 인장 특성, 충격 특성 및 피삭성을 조사했다.
직경 34mm의 각 봉강으로부터 길이가 20mm의 시험편을 잘라, 이들 시험편의 압연 방향과 수직인 단면 및 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면이 각각, 피검면이 되도록 수지에 매입하여 경면 연마했다.
압연 방향과 수직인 단면에 대해서는, 먼저, 3% 질산 알코올(나이탈액)로 부식시켜 미크로 조직을 출현시키고, 주사형 전자현미경(이하, 「SEM」라고 한다.)으로 관찰하여, 상의 식별을 행함과 함께, 페라이트의 평균 입경 및 라멜라 펄라이트의 면적율을 조사했다.
구체적으로는, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 미크로 조직에 대해서, 표면에서 1mm의 위치, 표면에서 4.25mm의 위치(R/4 위치) 및 표면에서 8.5mm의 위치(R/2 위치)의 총 3개소의 조직을, 배율을 2000배로 하여 SEM로 각 개소당 원주 방향으로 90°간격으로 총 4시야씩 합계 12시야 관찰하여, 미크로 조직을 구성하고 있는 상의 식별을 행함과 함께, 그 촬영 화상을 이용하여, 화상 해석 소프트에 의해 페라이트의 평균 입경 및 라멜라 펄라이트의 면적율을 구했다. 마찬가지로, 중심부의 미크로 조직에 대해서, 표면에서 12.75mm의 위치(3R/4 위치) 및 중심 위치의 총 2개소의 조직을, 배율을 2000배로 하여 SEM에 의해, 3R/4 위치에 대해서는 원주 방향으로 90°간격으로 4시야, 중심 위치에 대해서는 1시야의 합계 5시야 관찰하여, 미크로 조직을 구성하고 있는 상의 식별을 행함과 함께, 그 촬영 화상을 이용하여, 화상 해석 소프트에 의해, 페라이트의 평균 입경 및 라멜라 펄라이트의 면적율을 구했다.
다음에, 상기의 나이탈액으로 부식시킨 시료를 재차 경면 연마한 후, 피크린산 알코올(피크럴액)로 부식시켜, SEM로 관찰하고, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역 및 중심부의 각각에 대해서, 면적 1mm2 당 구상 시멘타이트의 개수를 조사했다. 즉, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역에 대해서는, 상기한 표면에서 1mm의 위치, R/4 위치 및 R/2 위치의 총 3개소의 조직을, 배율을 5000배로 하여 SEM로 각 개소당 원주 방향으로 90°간격으로 총 4시야씩 합계 12시야 관찰하고, 그 촬영 화상을 이용하여, 화상 해석 소프트에 의해 각 시멘타이트의 장경 L과 단경 W를 각각에 측정하고, L/W가 2.0 이하인 시멘타이트, 즉, 구상 시멘타이트의 개수를 카운트하여, 최종적으로 면적 1mm2 당 구상 시멘타이트의 개수(개/mm2)를 산출했다. 마찬가지로, 중심부에 대해서는, 상기한 3R/4 위치 및 중심 위치의 총 2개소의 조직을, 배율을 5000배로 하여 SEM로 3R/4 위치에 대해서는 원주 방향으로 90°간격으로 총 4시야, 중심 위치에 대해서는 1시야의 합계 5시야 관찰하고, 그 촬영 화상을 이용하여, 화상 해석 소프트에 의해, 면적 1mm2 당 구상 시멘타이트의 개수를 산출했다.
한편, 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 대해서는, 경면 연마 후, 전해 연마를 더 행하고, 전자선 후방 산란 패턴법(이하, 「EBSD」라고 한다.)에 의해 관찰을 행했다.
구체적으로는, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 미크로 조직에 대해서, 상기한 표면에서 1mm의 위치, R/4 위치 및 R/2 위치의 총 3개소의 조직을, EBSD에 의해 관찰하고, 페라이트의 방위를 측정하여, 15° 이상의 방위차를 입계로하여 화상 해석함으로써, 페라이트의 평균 종횡비를 구했다.
인장 특성은, 직경 34mm의 각 봉강의 R/4 위치가 시험편의 중심축이 되도록, JIS Z 2241(2011)에 규정되는 14A호 시험편(단, 평행부 직경: 4mm)를 채취하여, 목표점 거리를 20mm로 하고 실온에서 인장 시험을 실시하여, 인장 강도(MPa)를 구했다.
충격 특성은, 도 1에 모식적으로 나타내는 바와 같이 노치의 방향이 표면이 되고, 직경 34mm의 각 봉강의 R/4 위치가 정확히 노치 바닥 위치가 되도록, 이미 서술한 V노치 샤르피 충격 시험편을 채취하고, 25℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하여 충격치(J/cm2)를 구했다.
피삭성은, 직경 34mm의 각 봉강을 길이 170mm로 절단한 후, 직경 8.0mm의 건 드릴을 이용하여, 하기의 조건으로, 압연 방향과 수직인 단면의 중심을 기준으로 하여 압연 방향으로 깊이 150mm까지 심혈 가공을 행했을 때의 토크를 측정함으로써 절삭 저항을 평가했다.
· 회전수: 2300rpm,
· 이송: 0.05mm/rev, 및
· 급유압: 5MPa.
또한, 이미 서술한 바와 같이, 모재 인성의 목표는, 충격치가 160J/cm2 이상이다. 피삭성의 목표는, 절삭 저항의 지표인 토크가 300N·cm 이하인 것으로 했다.
표 3에, 상기의 각 조사 결과를 나타낸다. 또한, 표 3에 있어서는, 「압연 방향과 수직인 단면」 및 「환강재의 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면」을 각각, 「횡단면」 및 「종단면」으로 표기했다. 표 3의 「평가」란에 있어서의 「○」표는, 충격 특성 및 피삭성의 목표를 모두 만족한 것을 가리키고, 한편, 「×」표는 상기의 목표 중 적어도 한쪽이 달성되어 있지 않은 것을 가리킨다.
Figure 112016026911101-pct00003
표 3으로부터, 본 발명에서 규정하는 화학 조성과 미크로 조직의 조건을 만족하는 시험 번호 1~17의 봉강의 경우, 그 평가는 「○」이며, 조질 처리를 행하지 않고, 목표로 하는 특성(V노치 샤르피 충격 시험편을 이용한 샤르피 충격 시험에 있어서의 시험 온도 25℃에서의 충격치가 160J/cm2 이상과 같은 우수한 모재 인성 및 건 드릴에 의해 심혈 가공했을 때의 토크가 300N·cm 이하와 같은 우수한 피삭성)을 가지고 있는 것이 분명하다.
이에 반해, 본 발명에서 규정하는 화학 조성과 미크로 조직의 조건 중 적어도 어느 하나로부터 벗어난 시험 번호 18~34의 봉강의 경우, 그 평가는 「×」이며, 목표로 하는 특성이 얻어지지 않아, 조질 처리의 생략화는 불가능한 것이 분명하다.
즉, 시험 번호 18의 경우는, 이용한 강 R의 Si함유량이 1.25%로 높아, 본 발명에서 규정하는 값을 웃도는 것이다. 이 때문에, 건 드릴에 의해 심혈 가공했을 때의 토크가 345N·cm로 높다.
시험 번호 19의 경우, 이용한 강 S의 Mn함유량이 2.31%로 높아, 본 발명에서 규정하는 값을 웃도는 것이다. 이 때문에, 건 드릴에 의해 심혈 가공했을 때의 토크가 325N·cm로 높다.
시험 번호 20의 경우, 이용한 강 T의 C함유량이 0.62%로 높아, 본 발명에서 규정하는 값을 웃도는 것이다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 105J/cm2로 낮다.
시험 번호 21의 경우, 이용한 강 U의 Cr함유량이 2.41%로 높아, 본 발명에서 규정하는 값을 웃도는 것이다. 이 때문에, 건 드릴에 의해 심혈 가공했을 때의 토크가 340N·cm로 높다.
시험 번호 22의 경우, 이용한 강 V가 B를 포함하지 않고, 본 발명에서 규정하는 화학 조성으로부터 벗어남과 함께, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경, 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수도 각각, 11.8μm, 22.1% 및 2.1×105개/mm2로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 110J/cm2로 낮다.
시험 번호 23의 경우, 이용한 강 W의 N함유량이 0.012%로 높아, 본 발명에서 규정하는 값을 웃돔과 함께, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경 및 구상 시멘타이트의 개수도 각각, 11.2μm 및 3.8×105개/mm2로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 115J/cm2로 낮다.
시험 번호 24의 경우, 이용한 강 X의 Ti함유량이 0.057%로 높아, 본 발명에서 규정하는 값을 웃도는 것이다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 145J/cm2로 낮다.
시험 번호 25의 경우, 이용한 강 Y의 Ti함유량이 (1) 식의 하한인 〔3.4N〕보다 낮아, 본 발명에서 규정하는 조건으로부터 벗어남과 함께, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경, 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수도 각각, 12.1μm, 20.2% 및 2.9×105개/mm2로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 110J/cm2로 낮다.
시험 번호 26의 경우, 이용한 강 Z의 Ti함유량이 (1) 식의 상한인 〔3.4N+0.02〕보다 높아, 본 발명에서 규정하는 조건으로부터 벗어나는 것이다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 130J/cm2로 낮다.
시험 번호 27~31의 경우, 이용한 강 B의 화학 조성은 본 발명에서 규정하는 조건을 만족하지만, 미크로 조직이 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, 충격 특성 및 피삭성 중 어느 한쪽이 목표에 미달이다.
구체적으로는, 시험 번호 27의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경, 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수가 각각, 14.1μm, 32.8%, 및 4.0×104개/mm2로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 105J/cm2로 낮다.
시험 번호 28의 경우, 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비가 1.9로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 115J/cm2로 낮다.
시험 번호 29의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수가 각각, 14.1% 및 5.1×105개/mm2로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, 건 드릴에 의해 심혈 가공했을 때의 토크가 320N·cm로 높다.
시험 번호 30의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 구상 시멘타이트의 개수가 3.3×105개/mm2로, 또 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비도 1.6으로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 110J/cm2로 낮다.
시험 번호 31의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수가 각각, 17.2% 및 6.1×105개/mm2로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, 건 드릴에 의해 심혈 가공했을 때의 토크가 335N·cm로 높다.
시험 번호 32~34의 경우, 이용한 강 K, 강 M 및 강 P의 화학 조성은 본 발명에서 규정하는 조건을 만족하지만, 미크로 조직이 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, 충격 특성 및 피삭성 중 1개 이상이 목표에 미달이다.
구체적으로는, 시험 번호 32의 경우, 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비가 1.3으로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 105J/cm2로 낮다.
시험 번호 33의 경우, 압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율 및 구상 시멘타이트의 개수가 각각, 14.5% 및 5.2×105개/mm2로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, 건 드릴에 의해 심혈 가공했을 때의 토크가 370N·cm로 높다.
시험 번호 34의 경우, 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서의 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비가 2.6으로, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 때문에, V노치 샤르피 충격치가 115J/cm2로 낮다. 또한, 본 시험 번호에서는 조열 및 마무리열에서 650~820℃에 있어서의 압연을 실시하고 있지만, 이 경우의 누적 감면율에 대해서는, 〔(조열에서의 감면율)+(100% 마무리열에 들어가기 직전의 감면율)×마무리열의 감면율〕로서 산출하고 있다.
(실시예 2)
실시예 1에서 얻은 시험 번호 2, 시험 번호 11, 시험 번호 13, 시험 번호 16, 시험 번호 20, 시험 번호 28, 시험 번호 32 및 시험 번호 34의 직경 34mm의 봉강을 이용하여, 랙 바를 모의한 시험편을 제작했다.
먼저, 직경 34mm의 봉강을 쇼트 피닝하여, 표면 스케일을 제거하고, 그 후, 표면에 윤활유를 부여한 상태로 직경 31mm로 인발 가공을 행했다.
다음에, 상기의 인발재를, 도 2에 나타내는 스티어링 랙 바를 모의한 시험편에 가공했다.
또한, 랙 바의 치저(齒底) 상당 부위에 있어서의 경화층 깊이 (비커스 경도로 450이 되는 표면에서의 깊이)가 1mm가 되도록, 고주파 담금질의 조건을 다양하게 조정하여 고주파 담금질했다. 그 후, 고주파 담금질 후의 균열의 방지를 목적으로 하여, 180℃에서 2시간의 뜨임 처리를 행했다.
다음에, 상기의 고주파 담금질 후에 뜨임을 행한 시험편을 이용하여, 도 3에 나타내는 바와 같이, 지점간 거리 180mm, 압입(押入) 속도 1.0mm/min로 3점 굽힘 시험을 행하고, 「하중-스트로크(압입 거리) 곡선」을 채취하여, 최대 하중, 즉, 균열이 생기고, 하중이 변동했을 때의 하중을 「균열 발생 하중」으로 했다.
다음에, 3점 굽힘 시험 후의 시험편을 강제 파단한 후, 그 파단면을 외관 촬영하여, 화상 해석 처리에 의해, 전체 단면에 대해, 굽힘 시험 시에 진전한 균열의 면적율을 구하고, 균열 진전 저항을 평가했다. 또한, 파손 방지 특성은 상기 굽힘 시험 시에 진전한 균열의 면적율이 30% 이하인 것을 목표로 했다.
표 4에, 상기의 각 조사 결과를 나타낸다. 또한, 표 4의 「평가」란에 있어서의 「○」표는 굽힘 시험 시에 진전한 균열의 면적율이 30% 이하이며 목표를 만족하고 있는 것을 가리키고, 한편, 「×」표는 상기의 목표가 만족되어 있지 않은 것을 가리킨다.
Figure 112016026911101-pct00004
표 4로부터, 본 발명에서 규정하는 화학 조성과 미크로 조직의 조건을 만족하는 시험 번호 2, 시험 번호 11, 시험 번호 13 및 시험 번호 16의 봉강을 이용한 시험 번호 35~38의 경우, 그 평가는 「○」이며, 조질 처리를 행하지 않고, 3점 굽힘 시험 시에 진전한 균열의 면적율이 30% 이하와 같은 우수한 특성을 가지고 있는 것이 분명하다.
이에 반해, 시험 번호 20의 봉강을 이용한 시험 번호 39의 경우, 표 3에 나타낸 바와 같이, 그 V노치 샤르피 충격치가 105J/cm2로 낮기 때문에, 3점 굽힘 시험에 있어서도 진전한 균열의 면적율이 80%로 커, 파손 방지 특성이 낮다.
마찬가지로, 시험 번호 28의 봉강을 이용한 시험 번호 40의 경우, 표 3에 나타낸 바와 같이, 그 V노치 샤르피 충격치가 115J/cm2로 낮기 때문에, 3점 굽힘 시험에 있어서도 진전한 균열의 면적율이 65%로 커, 파손 방지 특성이 낮다.
시험 번호 32의 봉강을 이용한 시험 번호 41의 경우도, 표 3에 나타낸 바와 같이, 그 V노치 샤르피 충격치가 105J/cm2로 낮기 때문에, 3점 굽힘 시험에 있어서도 진전한 균열의 면적율이 70%로 커, 파손 방지 특성이 낮다.
시험 번호 34의 봉강을 이용한 시험 번호 42의 경우도, 표 3에 나타낸 바와 같이, 그 V노치 샤르피 충격치가 115J/cm2로 낮기 때문에, 3점 굽힘 시험에 있어서도 진전한 균열의 면적율이 60%로 커, 파손 방지 특성이 낮다.
본 발명의 스티어링 랙 바용 압연 환강재는, 반드시 고가의 V를 함유시킬 필요가 없고, 또한, 조질 처리를 행하지 않고도, 압연 환강재 상태로 V노치 샤르피 충격 시험편을 이용한 샤르피 충격 시험에 있어서의 시험 온도 25℃에서의 충격치가 160J/cm2 이상과 같은 높은 모재 인성을 가지며, 또한, 중심부에 심혈을 가공하기 위한 양호한 피삭성을 가지므로, 스티어링 랙 바의 소재로서 이용하는데 적합하다.
또, 본 발명의 스티어링 랙 바는, 상기 스티어링 랙 바용 압연 환강재를 비조질인 채로 이용함으로써 얻을 수 있다.

Claims (5)

  1. 질량%로,
    C:0.38~0.55%,
    Si:1.0% 이하(0%는 제외),
    Mn:0.20~2.0%,
    S:0.005~0.10%,
    Cr:0.01~2.0%,
    Al:0.003~0.10%,
    B:0.0005~0.0030%,
    Ti:0.047% 이하(0%는 제외),
    Cu:0~1.0%,
    Ni:0~3.0%,
    Mo:0~0.50%,
    Nb:0~0.10%,
    V:0~0.30%,
    Ca:0~0.005%,
    Pb:0~0.30%,
    잔부가 Fe 및 불순물이며,
    불순물 중의 P 및 N이,
    P:0.030% 이하 및
    N:0.008% 이하이며,
    또한, 하기의 (1) 식을 만족하는 화학 조성을 가지는 스티어링 랙 바용 압연 환강재로서,
    미크로 조직이 페라이트, 라멜라 펄라이트 및 시멘타이트로 이루어지고,
    압연 방향과 수직인 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 입경이 10μm 이하, 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 미만 및 시멘타이트 중 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 이상이며, 또한, 중심부의 라멜라 펄라이트의 면적율이 20% 이상 및 시멘타이트 중 구상 시멘타이트의 개수가 4×105개/mm2 미만이며, 또한,
    그 환강재의 중심선을 지나 압연 방향과 평행한 단면에 있어서, 표면에서 반경의 1/2 위치까지의 영역의 페라이트의 평균 종횡비가 3 이상인, 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
    3.4N≤Ti≤3.4N+0.02···(1)
    상기의 (1) 식 중의 원소 기호는, 그 원소의 질량%로의 함유량을 의미한다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    질량%로, Cu:0.05~1.0%, Ni:0.05~3.0% 및 Mo:0.05~0.50%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    질량%로, Nb:0.010~0.10% 및 V:0.01~0.30%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    질량%로, Ca:0.0005~0.005% 및 Pb:0.05~0.30%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 스티어링 랙 바용 압연 환강재.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 기재된 스티어링 랙 바용 압연 환강재를 비조질인 채로 이용하는, 스티어링 랙 바.
KR1020167007392A 2013-08-26 2014-06-18 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바 KR101773729B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013174064 2013-08-26
JPJP-P-2013-174064 2013-08-26
PCT/JP2014/066200 WO2015029553A1 (ja) 2013-08-26 2014-06-18 ステアリングラックバー用圧延丸鋼材およびステアリングラックバー

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20160045831A KR20160045831A (ko) 2016-04-27
KR101773729B1 true KR101773729B1 (ko) 2017-08-31

Family

ID=52586132

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167007392A KR101773729B1 (ko) 2013-08-26 2014-06-18 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9976206B2 (ko)
EP (1) EP3040435B9 (ko)
JP (1) JP5987992B2 (ko)
KR (1) KR101773729B1 (ko)
CN (1) CN105492644B (ko)
PL (1) PL3040435T3 (ko)
WO (1) WO2015029553A1 (ko)

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101676244B1 (ko) * 2015-04-14 2016-11-29 현대자동차주식회사 열변형 저감 스티어링 랙바용 탄소강 조성물 및 이의 제조방법
KR101758491B1 (ko) * 2015-12-17 2017-07-17 주식회사 포스코 강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
WO2018021451A1 (ja) * 2016-07-27 2018-02-01 新日鐵住金株式会社 機械構造用鋼
CN109252096A (zh) * 2018-10-10 2019-01-22 江阴兴澄特种钢铁有限公司 经济型重载卡车转向器齿条用43MnCrMoB钢及其生产方法
CN111304527B (zh) * 2018-12-11 2021-04-27 中内凯思汽车新动力系统有限公司 钢质活塞及其制备方法
CN110106446B (zh) * 2019-06-24 2021-04-13 新余钢铁股份有限公司 一种400MPa级含Ti热轧带肋钢筋及其生产工艺
CN110284062B (zh) * 2019-06-29 2022-01-14 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种具有高强度、高韧性的大直径圆钢及其制造方法
WO2021009543A1 (en) * 2019-07-16 2021-01-21 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN112359274A (zh) * 2020-09-29 2021-02-12 江苏永钢集团有限公司 一种高强度风电锚栓用圆钢及其制造方法
KR20220073051A (ko) * 2020-11-26 2022-06-03 현대자동차주식회사 랙바용 탄소강 및 이의 제조방법
CN114686755A (zh) * 2020-12-31 2022-07-01 扬州龙川钢管有限公司 一种大口径高强度bj890起重机臂架用无缝钢管及其中频热处理方法
CN113217603B (zh) * 2021-04-30 2023-02-24 四川固锐德科技有限公司 用于重载车主减系统的圆柱轮及其制备方法
CN114717474A (zh) * 2022-03-01 2022-07-08 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种蜗杆曲柄销式转向器蜗杆用钢及其制造方法
CN114774774A (zh) * 2022-03-15 2022-07-22 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种大直径低偏析油缸活塞杆用圆钢及其制造方法
CN114774790B (zh) * 2022-04-29 2023-08-15 南京工业大学 一种大尺寸低屈强比齿轮用圆钢及其制备方法
CN115369334B (zh) * 2022-08-18 2023-08-01 中天钢铁集团有限公司 一种工程机械截齿用钢aisi8740h的生产方法
CN116607079A (zh) * 2023-07-07 2023-08-18 江苏三鑫特殊金属材料股份有限公司 一种防锈耐磨高破碎性易切削的碳素钢及制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011241468A (ja) * 2010-05-21 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP2011241465A (ja) 2010-05-21 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP2013147728A (ja) 2011-12-19 2013-08-01 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3809004B2 (ja) * 1998-02-24 2006-08-16 新日本製鐵株式会社 高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法
US20060057419A1 (en) 2003-01-17 2006-03-16 Toru Hayashi High-strength steel product excelling in fatigue strength and process for producing the same
JP4507494B2 (ja) 2003-01-17 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労強度に優れた高強度鋼材の製造方法
JP4197459B2 (ja) 2003-05-27 2008-12-17 株式会社ジェイテクト ステアリングラック用棒鋼
JP2010144226A (ja) * 2008-12-19 2010-07-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP2010168624A (ja) * 2009-01-23 2010-08-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP5459063B2 (ja) 2010-03-18 2014-04-02 新日鐵住金株式会社 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP5459064B2 (ja) * 2010-05-21 2014-04-02 新日鐵住金株式会社 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
KR101717395B1 (ko) * 2013-04-10 2017-03-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011241468A (ja) * 2010-05-21 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP2011241465A (ja) 2010-05-21 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP2013147728A (ja) 2011-12-19 2013-08-01 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3040435A4 (en) 2016-10-05
WO2015029553A1 (ja) 2015-03-05
JPWO2015029553A1 (ja) 2017-03-02
PL3040435T3 (pl) 2018-04-30
CN105492644A (zh) 2016-04-13
CN105492644B (zh) 2017-04-12
EP3040435B9 (en) 2018-03-07
US20160186300A1 (en) 2016-06-30
KR20160045831A (ko) 2016-04-27
US9976206B2 (en) 2018-05-22
EP3040435A1 (en) 2016-07-06
EP3040435B1 (en) 2017-11-01
JP5987992B2 (ja) 2016-09-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101773729B1 (ko) 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바
KR101717395B1 (ko) 스티어링 랙 바용 압연 환강재 및 스티어링 랙 바
US8491732B2 (en) Hot-rolled steel bar or wire rod
JP5811282B2 (ja) 冷間鍛造用丸鋼材
US10808304B2 (en) Steel for induction hardening
US20190300993A1 (en) Steel for Induction Hardening
KR20150023726A (ko) 냉간 가공성, 피삭성 및 퀀칭성이 우수한 고탄소 강관 및 그 제조 방법
KR20180082581A (ko) 냉간 단조 조질품용 압연 봉선
US10801091B2 (en) Steel for induction hardening
JP7168003B2 (ja) 鋼材
US20190300994A1 (en) Steel for Induction Hardening
US20190241997A1 (en) Steel for Induction Hardening
EP3330398B1 (en) Steel pipe for line pipe and method for manufacturing same
CA2882843C (en) Seamless steel pipe and method for producing same
EP3279361B1 (en) Hot rolled bar or hot rolled wire rod, component, and manufacturing method of hot rolled bar or hot rolled wire rod
JP7368723B2 (ja) 浸炭鋼部品用鋼材
WO2022215548A1 (ja) 熱間縮径電縫管

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant