WO2007004707A1 - 強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents

強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2007004707A1
WO2007004707A1 PCT/JP2006/313521 JP2006313521W WO2007004707A1 WO 2007004707 A1 WO2007004707 A1 WO 2007004707A1 JP 2006313521 W JP2006313521 W JP 2006313521W WO 2007004707 A1 WO2007004707 A1 WO 2007004707A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
ductility
mass
strength
Prior art date
Application number
PCT/JP2006/313521
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Keiichi Maruta
Tohru Hayashi
Nobutaka Kurosawa
Hideto Kimura
Takaaki Toyooka
Kazukuni Hase
Katsumi Yamada
Original Assignee
Jfe Steel Corporation
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 Jfe Steel Corporation filed Critical Jfe Steel Corporation
Priority to US11/795,192 priority Critical patent/US20080017283A1/en
Priority to EP06780846A priority patent/EP1900838A4/en
Publication of WO2007004707A1 publication Critical patent/WO2007004707A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to steel for machine structures mainly used for parts of automobiles and industrial machines, and in particular, used for continuously variable transmissions (hereinafter referred to as CVT) in which currently expensive maraging steel is used.
  • CVT continuously variable transmissions
  • the present invention relates to a machine structural steel having both strength, ductility, and toughness, particularly suitable for use in a metal belt, a steel plate for machine structure using the same, and a metal belt using the steel.
  • the maraging steel in addition to the N i of ten 0/0, Co Mo, contain C r, etc., C r and N i a 10 number 0/0 containing the austenitic stainless steel. This significantly increases the cost of steel, and there is a risk that production itself may be intimidated in the current situation of raw material waste.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-345302
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-38251
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-231921
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-53936
  • Patent Document 5 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-33803 Disclosure of the invention
  • the increase in manufacturing cost is suppressed as much as possible, and the steel for machine structure and the steel for machine structure having high strength, high ductility and high toughness, and further.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems, and as a result, have found a means for solving this problem. That is, a large amount of maraging steel or austenitic stainless steel
  • the strength of the block that forms the martensite structure is made to be a certain value or less, resulting in particularly excellent strength. It was found that an elongation balance was developed. In addition, it was found that excellent toughness can be secured by the presence of solute B above a certain value and the presence of 1.5 times or more of the prior austenite grains on the prior austenite grain boundaries.
  • the mechanical structural steel excellent in strength, ductility and toughness according to the present invention has a steel component composition of mass%, C: more than 0.30 to 0.5%, S i: 1.0 % Or less, Mn: 1.5% or less, A1: 0.025% or less, Mo: 0.3 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.01%, the balance is Fe and inevitable It consists of impurities, has a tensile strength of 200 OMPa or more and a total elongation of 10% or more.
  • the component composition is further, in mass%, Cr: 2.5% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0 ° /. In the following, it is characterized by including one or more of V: 0.5% or less.
  • the component composition is further mass. / In 0, T i: 0.1 1% or less, Nb: characterized in that it contains one or more of 1% or less 0.1.
  • the steel for machine structural use having excellent strength, ductility and toughness according to the present invention has a component composition of steel of mass%, C: more than 0.30 to 0.5%, S i: 1.0 % Or less, Mn: 1. 5% or less,
  • the balance is Fe and inevitable impurities, and the structure is a martensite structure having a volume ratio of 90% or more, and the size of the block constituting the martensite structure is 1.5 / xm or less,
  • the solid solution B is 0.0005% or more, and the solid solution B is present on the former austenite grain boundary by 1.5 times or more in the former austenite grain.
  • the chemical composition further contains, by mass 0/0, Cr: 2. 5 % hereinafter, Cu: 1. 0% or less, Ni: 2. 0% or less, V: 0 It is characterized by containing one or more of 5% or less.
  • the component composition is further mass. It is characterized by containing one or two or more of T i: 0.1% or less and N b: 0.1% or less.
  • a steel sheet for machine structure excellent in strength, ductility and toughness according to the present invention is made of the steel for machine structure according to any one of the above (1) to (6) and has a thickness of 0.5 mm or less. It is characterized by that.
  • a metal belt according to the present invention is characterized by comprising the steel plate described in (7) above and having a ring shape.
  • the mechanical structure steel manufacturing method having excellent strength, ductility, and toughness has a composition of mass%, C: more than 0.30 to 0.5%, S i: 1 0% or less, Mn: 1. 5% or less, ⁇ 1: 0 ⁇ 025% or less, Mo: 0.3 to 0.5%, B ,: 0 .. Q 005 to 0.01%, the balance is F
  • the steel material consisting of e and inevitable impurities is quenched by heating at a heating rate of 100 ° CZ s or more and then tempering at a temperature of 100 ° C or more and 400 ° C or less.
  • the component composition further contains one or more of T i: 0.1% or less and Nb: 0.1% or less in mass%. It is characterized by this.
  • the method for producing a steel sheet for machine structure excellent in strength, ductility and ductility according to the present invention has a component composition of mass%, C: more than 0.30 to 0.5%, S i: 1. 0% or less, Mn: 1.
  • a steel plate having a residual content of Fe and unavoidable impurities at 0.01% and a thickness of 0.5 mm or less was heated and quenched at a heating rate of 100 ° C / s or more. It is characterized by tempering at a temperature not lower than 400C and not higher than 400C.
  • the component composition further includes mass.
  • mass is characterized by containing one or more of Cr: 2.5% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, V: 0.5% or less.
  • the component composition further comprises one or two or more of T i: 0.1% or less, Nb: 0.1 ° / 0 or less, in mass%. It is characterized by containing.
  • the component composition is, by mass%, C: more than 0.3 to 0.5%, S i: 1.0% or less, Mn: 1.5% Below, A1: 0.025% or less, Mo: 0.3-0.5%, B: 0.0005-0.01%, the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, and 0.5 mm
  • a metal belt having the following plate thickness and ring shape is heated and quenched at a heating rate of 100 ° C / s or higher, and then baked at a temperature of 100 ° C or higher and 40 ° C or lower. It is characterized by returning.
  • the component composition is further, in mass%, Cr: 2.5% or less, Cu: 1.0 ° / 0 or less, Ni: 2.0% or less, V: 0 It is characterized by containing 5% or less of 1 type or 2 types or more.
  • the component composition further contains one or two or more of T i: 0.1% or less and Nb: 0.1% or less by mass%. And features.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a fatigue evaluation test method using an endless metal belt. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • C is an essential element to ensure the necessary strength and toughness, and if it is 0.30% or less, it is difficult to ensure the specified strength. On the other hand, when it exceeds 0.5%, the ductility and toughness are reduced, and a huge carbide is formed in the steel structure, and the fatigue properties are remarkably deteriorated.
  • Si acts as a deoxidizer during the melting of steel, it can be contained. However, if it exceeds 1.0%, the ductility of the steel is significantly reduced, so the upper limit was made 1.0%.
  • Mn has a function as a deoxidizing agent at the time of melting steel, it can be contained. However, if it exceeds 1.5%, the ductility of the steel is significantly reduced, so the upper limit was made 1.5%.
  • A1 is an effective element for deoxidation.
  • austenite grain growth by suppressing the austenite grain growth during quenching, it is an element effective in maintaining strength and toughness.
  • the content exceeds 0.025%, the effect is saturated, rather the cost increases. The above-mentioned range was limited.
  • Mo is a particularly important element in the present invention. Mo improves strength and toughness without significantly impairing ductility. Addition of 0.3% or more is essential to achieve the effect. On the other hand, even if added over 0.5%, the strength does not improve the toughness further, resulting in a high cost. In addition, since the ductility starts to drop when added in excess, the upper limit was made 0.5%.
  • B is a useful element that is effective in improving hardenability and contributes to improving the strength of the whole steel by strengthening grain boundaries.
  • the content of 0.0005% or more is necessary.
  • Cr is effective in improving hardenability and is useful in ensuring the hardening depth.
  • excessive content promotes the formation of residual carbides due to the carbide stabilizing effect and leads to a decrease in strength. Therefore, it is desirable to reduce the Cr content as much as possible, but up to 2.5% is acceptable.
  • Cu is effective in improving hardenability and improves the strength by dissolving in ferrite.
  • N i 2.0% or less
  • Ni is effective in improving hardenability, and also suppresses the formation of carbides, so it suppresses the formation of film-like carbides at the grain boundaries and increases the grain boundary strength, thereby improving strength and toughness. Donate.
  • Ni is a very expensive element, and adding more than 2.0% significantly increases the cost of steel. Therefore, it is preferable to make it 2.0% or less. In order to develop the effect of improving the hardenability and strength and toughness, it is preferable to contain 0.5% or more.
  • V 0.5 ° /. Less than
  • V binds to C in steel and is expected to act as a strengthening element. It also has the effect of improving resistance to temper softening and contributes to strength improvement. However, even if the content exceeds 0.5%, the effect is saturated, so the content is limited to the above range. In order to develop the effect of improving the strength, it is preferable to contain 0.1% or more.
  • Ti combines with N, which is mixed as an inevitable impurity, to prevent B from becoming BN and the effect of improving the hardenability of B to disappear.
  • the content exceeds 0.1%, T Since a large amount of iN is formed, resulting in a decrease in strength and fatigue strength, it is preferable to set it to 1% or less. In order to obtain this effect, it is more preferable to contain 0.005% or more.
  • Nb contributes to the improvement of strength and strength as a precipitation strengthening element.
  • the content exceeds 0.1%, the effect is saturated, so 0.1% or less is preferable. In order to exhibit this effect, it is more preferable to contain 0.005% or more.
  • the balance other than the elements described above is Fe and inevitable impurities.
  • the main inevitable impurities are S, P, N, and O. These elements are acceptable if S: 0.05% or less, P: 0.05% or less, N: 0.01% or less, ⁇ : 0.01% or less.
  • Martensite is an essential structure for obtaining strength.
  • a martensitic structure with a volume ratio of 90% or more exhibits excellent characteristics. Therefore, it was limited to the above range.
  • the volume fraction of martensite is less than 90%, the amount of untransformed phases such as retained austenite phase and carbides and other precipitates that do not contribute to the increase in strength is too high, and a high strength of 2000 MPa or more is required. It will be difficult to achieve this.
  • Martensite structure The size of the block constituting the structure is 1.5 ⁇ m or less
  • the martensite structure which is a typical transformation structure from austenite, has a complex substructure, but is generally classified into the following organizational units.
  • the minimum unit is martensite. Adjacent laths have very small crystal orientation differences and do not dominate mechanical properties.
  • a group of adjacent laths with almost the same crystal plane and crystal orientation is called a block, and there are several blocks in the austenite grain before transformation.
  • a group of blocks with the same crystal plane and different growth directions is classified as a packet. Refining the martensite structure is almost synonymous with making each of the above-mentioned structural units smaller, but most effectively can be achieved by refining the block units.
  • the size of the block can be evaluated by a crystal orientation microscope (Orientation Imaging Microscopy), a transmission electron microscope (TEM), or the like.
  • the packet is also a lower structural unit of martensite yarn and weaving, but it is desirable to define it by a block which is a smaller structural unit which also has a large inclination grain boundary.
  • the size of the block in the martensitic structure.
  • size refers to an average particle size that is generally used for steel structure evaluation. For example, an average particle size derived by a cutting method can be used.
  • Presence form of solute B 0.05% or more in steel, and 1.5 times or more in the grain on the old austenite grain boundary when quenching is performed
  • solute B stable mechanical properties are exhibited by controlling the existence form of solute B as follows. That is, as described above, in the present invention, the amount of B is specified for the purpose of improving hardenability and strengthening the grain boundary, but in order for this element to exert its effect, it is very necessary to secure solid solution B and its existence state. is important.
  • B in steel is, for example, BNM 2 3 (C,
  • the solid solution is mainly present at the prior austenite grain boundaries.
  • the grain boundary strength that greatly affects the mechanical properties such as strength, elongation, and toughness is that the solid solution exists mainly on the prior austenite grain boundaries and has a concentration difference compared to the grain boundaries (that is, the grain boundaries). This is due to the fact that the field is bent.
  • the amount of solute B can be obtained by subtracting the amount of precipitated B from the amount of added B.
  • the amount of precipitated B is determined by extracting and separating precipitates present as oxides, nitrides, carbides or intermetallic compounds by electrolysis, etc., and directly quantifying B contained in these.
  • concentration distribution of the solid solution B in the former austenite grains and on the grain boundaries if the former austenite grain size is 10 ⁇ or more, for example, secondary ion mass spectrometry spectroscopy (SIMS) This can be judged by the fact that the ratio of the ionic strength on the grain boundary to the inside of the grain is 1.5 times or more.
  • SIMS secondary ion mass spectrometry spectroscopy
  • TEM can be used to obtain an electron energy loss spectrum (EELS) from grain boundaries, and the sample can be activated by a nuclear reactor, etc., and generated from a B isotope (B 1C ) with a mass number of 10
  • ATE electron energy loss spectrum
  • B 1C B isotope
  • SIMS is also an effective high-sensitivity detection method, but the above-mentioned SIMS is the most suitable in terms of detection sensitivity and quantitativeness when the amount is very small.
  • the strength ductility level needs to be higher than this in order to have the same properties as the maraging steel that is currently expensive and to be replaced. Therefore, it is limited to the above range.
  • a tensile strength of 200 MPa or more and a total elongation of 10% or more are satisfied, and strength and toughness are maintained.
  • a steel having the above-mentioned composition range as a CVT metal belt, a steel having a tensile strength of 20 OMPa or more and a total elongation of 10% or more. It was also found that the durability equivalent to that of a conventional metal belt made of maraging steel can be obtained.
  • the steel with the above composition is used as a steel material, and it is manufactured by quenching and tempering.
  • the heating rate and tempering temperature during quenching are important and must be as follows. Heating rate during quenching: 10 ° C / s or more
  • the heating rate during quenching is less than 100 ° C / s, the block size of the martensite structure will exceed 1.5 // m, and both strength and ductility will be achieved. It becomes impossible. Therefore, the heating rate at the time of quenching needs to be 100 ° C / s or more. Tempering temperature: 100 ° C or higher, 400 ° C or lower
  • the tempering temperature By setting the tempering temperature to a temperature range of 100 ° C or higher and 400 ° C or lower, the B contained in the steel is concentrated at the grain boundaries without diffusing or precipitating. Contributes appropriately to strengthening grain boundaries.
  • the tempering temperature By setting the tempering temperature to 400 ° C or less, high strength, high ductility and high toughness are maintained by superimposition with the fine grain effect.
  • the tempering temperature When the tempering temperature is high, the strength decreases, and the concentration of B at the grain boundary also decreases, and as a result, the toughness significantly decreases. In this sense, the tempering temperature must be '400 ° C or lower. Further, if the tempering temperature is less than 100 ° C, the elongation becomes insufficient and the total elongation does not exceed 10%. Therefore, the tempering temperature should be in the range of 100 ° C or higher and 400 ° C or lower.
  • a steel ingot containing the above-mentioned components can be used which is hot-worked or cold-worked by rolling or forging.
  • the steel ingot containing the above-mentioned components can be used for melting in a converter or vacuum melting.
  • the steel material is a steel plate
  • the steel ingot or continuous slab is heated and hot-rolled, further pickled and scaled, and then cold-rolled to a predetermined thickness.
  • this steel plate is processed into a metal belt, it is made into a plate material having a thickness of 0.5 mm or less by the cold rolling, and then cut into a predetermined width and length, and further ring-shaped. To form a metal belt.
  • the above-described steel materials including steel plates and metal belts
  • the heating means in these treatments may be high-frequency, furnace heating, infrared heating, or electric heating.
  • Example Example 1 Although the steel materials (including steel plates and metal belts) thus obtained can be manufactured at low cost, they have a balance of strength and ductility comparable to maraging steel, and require high strength, high ductility, and high toughness. Application to is possible.
  • a metal belt with a shape is suitable for use as an endless metal belt for CVT, which currently uses maraging steel.
  • Example Example 1
  • the steel shown in Table 1 was manufactured by vacuum melting. These steels were heated to 110 ° C. and hot-rolled into 3 mm-thick plates. Then, after pickling and removing the surface scale, cold rolling was performed. Rolling was performed many times, and when the thickness was 0.8 mni, annealing was performed once to remove the processing strain, and then cold rolling was performed. The final thickness was 0.4 mm, and the material was subjected to the following heat treatment and evaluation.
  • the structure assumed after the final heat treatment is the martensite phase, which is a transformation phase from the austenite temperature range, the untransformed ferrite phase when heating is insufficient, and carbides, etc. These are only undissolved inclusions and precipitates. These can be distinguished by observation with an optical microscope after revealing the structure by commonly used nital etching. Therefore, the volume ratio of the martensite structure was calculated as follows. The aforementioned material was cut into 20 mm squares. This sample was heated to 920 ° C by high-frequency heating, then immediately quenched, and then tempered at 1700 ° C for 20 minutes to obtain a sample.
  • the region other than the martensite phase ie, untransformed ferrite phase and undissolved inclusions and precipitates such as carbides
  • the area ratio was calculated. Furthermore, the area ratio was converted into the volume ratio, and the value obtained by subtracting the volume ratio of the region other than the martensite phase from 100% was defined as the volume ratio of the martensite phase in this example.
  • the induction hardening temperature was 920 ° C. in the austenite region, most of the yarn and weave became the martensite phase.
  • the following method was used to evaluate blocks, which are subordinate organizations of the martensite organization.
  • the above-mentioned material was cut into 20 mm square and used as a sample.
  • the sample was heated to 920 ° C. by high frequency heating and then immediately quenched. Subsequently, after tempering at 170 ° C. for 20 minutes, another 10 mm square spectroscopic sample was taken, and the probe evaluation was performed with the crystal orientation microscope described above.
  • the crystal orientation information of about 11,000 points in total was acquired for each sample from two 10 ⁇ m square regions. After recognizing the boundary of the closed area of the same color in each field of view as a block, the value obtained by applying the same cutting method as the general average particle size derivation is the size of the block of the field of view. The total number of values in each field of view was simply arithmetically averaged to obtain the average size of blocks for the material.
  • the amount of solute B in the steel was determined by subtracting the amount of precipitated B from the amount of added B. Electrolytic extraction analysis was used for the amount of B in the precipitate.
  • the above-mentioned material was cut into 30 mm square and used as a sample. This sample was heated to 920 ° C by high-frequency heating, then immediately quenched, and then tempered at 170 ° C for 20 minutes. 1 g of the tempered sample was electrolyzed with 10% acetyl-acetone-electrolyte, and the electrolytic residue was collected in a filter to quantify the amount of B as a precipitate.
  • the concentration distribution of solute B in the sample was measured as follows.
  • the 1 O mm square sample used in the block size evaluation was mirror-polished again, and the concentration distribution was measured with SBiS.
  • the measurement conditions with SIMS were primary ions ⁇ 2 +, and two fields of ion images of secondary ions B02 2 with a mass number of 4 3 were obtained from a field of 1550 m (diameter).
  • the average value of secondary ion intensity at the grain boundary and the average value of secondary ion intensity within the grain were determined, and the ratio of the respective intensity average values was determined.
  • the ionic strength ratio in the two visual fields was arithmetically averaged to obtain the concentration distribution ratio in the sample.
  • the confirmation of the prior austenite grain boundaries was performed as follows.
  • the 10 mm square sample used in the measurement of the concentration distribution of solute B was used again as a microscopic sample.
  • the L section parallel to the rolling direction was mirror-polished, and the aqueous solution of picric acid: 50 g dissolved in water: 500 g Sodium dodecylbenzenesulfonate: 11 g, ferrous chloride: 1 g, and oxalic acid 1.5 g were added as a caustic solution to reveal the prior austenite grain boundaries.
  • the prior austenite grain boundaries were confirmed in the optical microscope field of view at 100 ⁇ magnification.
  • the material was cut into the shape of a tensile specimen (JI S 5) by electric discharge machining.
  • the specimen was heated to 920 ° C. by high frequency heating and then immediately quenched. Thereafter, tempering was carried out for 20 minutes at 1700 ° C. and subjected to a tensile test.
  • the maraging steel (Fe-18Ni-10Co-5Mo-0.4Ti) was also cold-rolled. After cutting out the test piece with the same shape as above, it was heated to 820 ° C and quenched by air cooling. Aging treatment was performed by heating at 20 ° C.
  • Table 1 shows the results of the volume ratio, tensile strength, total elongation, and toughness of the martensite structure. Table 1 shows that the steels within the range of the present invention have a better balance between strength and ductility than maraging steels and good toughness.
  • the volume ratio of martensite was less than 90% because the amount of untransformed ferrite phase was increased by lowering the heating temperature.
  • Table 2 shows the experimental results. It can be seen that when the volume fraction of martensite is lower than 90%, the strength is significantly reduced.
  • Example 5 Here, the effect of tempering temperature was investigated. For steels with the same composition as steel No. 1–4 and steel No. 1–12 in Example 1, quenching was performed under the same conditions as in Example 1 and then the tempering temperature was 260 ° C, 380 ° The experiment was conducted with C and 450 ° C changed. The results are shown in Table 5.
  • the materials used in the experiment were steel No. 1-1-1-16 described in Example 1 and steel No. 5-1-5-6 described in Example 5. The quenching and tempering conditions are the same as in Example 1 for steel No.
  • Example 5 1 1-1 1-1 16 and in Example 5 for steel No. 5—1-5_6.
  • N 3
  • the steel of the inventive example has approximately the same number of times as the maraging steel, but the steel of the comparative example has a low tensile strength or ductility, so it can be seen that the fatigue strength of actual parts is also reduced. In addition, the fatigue strength decreases even when the tempering temperature exceeds 400 ° C. From the case of using steel No. 1-14, it can be seen that adding Mo beyond 0.5 ° / 0 has no effect beyond a certain level.
  • this steel has superior tensile strength, elongation balance and high toughness that surpass marage steel, it can be applied to parts where marage steel has been used.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

マルエージ鋼を凌駕する強度、伸び、靱性バランスに優れた機械構造用鋼およびその応用製品を提供する。鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０超～０．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．３～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．０１％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、組織が体積率で９０％以上のマルテンサイト組織で、該マルテンサイト組織を構成するブロックの大きさが１．５μｍ以下であり、さらに、固溶Ｂが０．０００５％以上で該固溶Ｂが旧オーステナイト粒界上に旧オーステナイト粒内の１．５倍以上存在することを特徴とする強度、延性、靭性に優れた機械構造用鋼。

Description

明細書 強度、 延性及ぴ靱性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 技術分野 .
本発明は， 主に自動車や産業機械の部品に用いられる機械構造用鋼に関するもので あり、 特に、 現状高価なマルエージ鋼等が用いられている無段変速機 （以下 CVTと 呼ぶ） に用いられる金属ベルト等へ用いることが特に好適な、 強度と延性及び靭性と を兼ね備えた機械構造用鋼、 これを用いた機械構造用鋼板およびこれを用いた金属べ ルトに関する。 背景技術
近年、 環境問題の高まりにより、 自動車分野等では燃費の向上、 排気ガス規制が求 められてきているため、 自動車の開発は、 駆動系の小型高出力化の方向にあり、 例え ば、 CVTなどの開発が顕著である。 CVTに用いられる金属ベルトには、 高い強度 と延性そして高い靭性を併せ持つ必要がある。 このような用途に現状用いられている ものとしては、 マルエージ鋼がある。 マルエージ鋼を用いる技術が例えば特許文献 1. 特許文献 2、 特許文献 3に開示されている。 また準安定型オーステナイト系ステンレ ス鋼を用いる技術が例えば特許文献 4、 特許文献 5に開示されている。
し力 し、 上記の鋼に関らず高強度化をはかろうとする材料には合金元素の添加が一 般的である。 マルエージ鋼では 10数0 /0の N iに加えて、 Co Mo、 C r等を含有 し、 オーステナイト系ステンレス鋼では C rや N iを 10数0 /0含有する。 これは鋼の コストを著しく高めるとともに、 昨今の原料枯渴の情勢では生産そのものがおびやか される恐れもある。
特許文献 1 ：特開 2000— 345302号公報
特許文献 2 ：特開 2002— 38251号公報
特許文献 3 ：特開 2003— 231921号公報
特許文献 4 ：特開 2002— 53936号公報
特許文献 5 ：特開 2003— 33803号公報 発明の開示
そこで本発明では、 上記の従来技術の問題点に鑑みて、 製造コストの増加を極力抑 制して、 しかも高強度、 高延性かつ高靭性の機械構造用鋼および機械構造用鋼板、 さ らには CVT用無端金属ベルトに好適な金属ベルトを安価に提供することを目的とする。 発明者らは、 上記課題を解決すべく鋭意検討をかさねた結果、 これを解決する手段 を見出した。 すなわち、 マルエージ鋼やオーステナイトステンレス鋼のように多量の
N iや C rを含有しない成分系の場合であっても、 Moおよび Bを適正範囲で添加し た鋼を焼入れ焼戻ししてマルテンサイト糸且織とすれば、 マルエージ鋼を凌駕する優れ た引張強度一伸びバランスおよび高い靭性を示すことが明らかになった。
さらに、 このマルテンサイト組織を構成する組織 （以降、 下部組織と呼ぶ） に関し て詳細に検討した結果、 マルテンサイト組織を構成するブロックの大きさを一定値以 下とすることで、 特に優れた強度一伸びバランスが発現することを見出した。 また、 固溶 Bがある値以上存在し、 かつ旧オーステナイト粒界上に旧オーステナイト粒内の 1. 5倍以上存在することで優れた靭性が確保できることを見出した。
本努明は以上の知見に基づいて完成されたものであり、 その要旨は以下の通りであ る。
(1) 本発明に係る強度、 延性及ぴ靭性に優れた機械構造用鋼は、 鋼の成分組成が、 質量％で、 C： 0. 30超〜0. 5%、 S i ： 1. 0%以下、 Mn ： 1. 5 %以下、 A 1 ： 0. 025 %以下、 Mo : 0. 3~0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 01% で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 引張強度が 200 OMP a以上、 か つ全伸びが 10 %以上であることを特徴とする。
(2) 上記 （1) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 Cr ： 2. 5%以 下、 Cu ： 1. 0%以下、 N i ： 2. 0°/。以下、 V： 0. 5%以下の 1種または 2種 以上を含むことを特徴とする。
(3) 上記 (1) または （2) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量。 /0で、 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0. 1%以下の 1種または 2種以上を含有することを特徴 とする。
(4) 本発明に係る強度、 延性及ぴ靭性に優れた機械構造用鋼は、 鋼の成分組成が、 質量％で、 C： 0. 30超〜0. 5%、 S i ： 1. 0%以下、 Mn ： 1. 5%以下、
A 1 ： 0. 025 %以下、 Mo : 0. 3〜0. 5%、 B : 0. 0005〜0. 01% で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ、 組織が体積率で 90 %以上の マルテンサイト組織で、 該マルテンサイト組織を構成するブロックの大きさが 1. 5 /xm以下であり、 さらに、 固溶 Bが 0. 0005%以上で該固溶 Bが旧オーステナイ ト粒界上に旧オーステナイト粒内の 1. 5倍以上存在することを特徴とする。
(5) 上記 (4) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量0 /0で、 Cr ： 2. 5%以 下、 Cu ： 1. 0%以下、 Ni ： 2. 0%以下、 V： 0. 5%以下の 1種または 2種 以上を含むことを特徴とする。
(6) 上記 (4) または （5) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量。/oで、 T i ： 0. 1 %以下、 N b ： 0. 1 %以下の 1種または 2種以上を含有することを特徴 とする。
(7) 本発明に係る強度、 延性及び靭性に優れた機械構造用鋼板は、 上記 (1) 乃至 (6) のいずれかに記載の機械構造用鋼からなり、 かつ板厚 0. 5 mm以下であるこ とを特徴とする。
( 8 ) 本発明に係る金属ベルトは、 上記 (7) に記載の鋼板からなり、 かつリング状 の形状をなしていることを特徴とする。
(9) 本発明に係る強度、 延性及ぴ靭性に優れた機械構造用鋼の製造方法は、 成分組 成が、 質量％で、 C： 0. 30超〜 0. 5%、 S i ： 1. 0%以下、 Mn ： 1. 5% 以下、 Α1 : 0· 025%以下、 Mo : 0. 3〜0. 5 %、 B ,: 0.. Q 005〜 0. 01%で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、 昇温速度 100°CZ s以上で加熱して焼入れた後に、 100°C以上、 400°C以下の温度にて焼戻すこと を特徴とする。
(10) 上記 (9) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量0 /0で、 Cr ： 2. 5% 以下、 Cu ： 1. 0%以下、 N i ： 2. 0%以下、 V： 0. 5%以下の 1種または 2 種以上を含むことを特徴とする。
(11) 上記 （9) または （10) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 T i : 0. 1%以下、 Nb ： 0. 1%以下の 1種または 2種以上を含有することを特 徴とする。
(12) 本発明に係る強度、 延性及ぴ勒性に優れた機械構造用鋼板の製造方法は、 成 分組成が、 質量％で、 C： 0. 30超〜0. 5%、 S i ： 1. 0%以下、 Mn ： 1.
5 %以下、 A 1 ： 0. 025。/。以下、 Μο : 0· 3〜0. 5%、 Β ： 0. 0005- 0. 01 %で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ板厚が 0. 5 mm以 下である鋼板を、 昇温速度 100°C/s以上で加熱して焼入れた後に、 100°C以上、 400°C以下の温度にて焼戻すことを特徴とする。
(13) 上記 （12) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量。んで、 Cr ： 2. 5%以下、 Cu ： 1. 0%以下、 Ni ： 2. 0%以下、 V： 0. 5%以下の 1種また は 2種以上を含むことを特徴とする。
(14) 上記 （12) または （13) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 T i : 0. 1%以下、 Nb ： 0. 1°/0以下の 1種または 2種以上を含有することを特 徴とする。
(15) 本発明に係る金属ベルトの製造方法は、 成分組成が、 質量％で、 C： 0. 3 0超〜 0. 5%、 S i ： 1. 0%以下、 Mn： 1· 5 %以下、 A1 : 0. 025 %以 下、 Mo ： 0. 3〜0. 5%、 B ： 0. 0005〜0. 01 %で、 残部が F eおよび 不可避的不純物からなり、 かつ 0. 5 mm以下の板厚とリング状の形状とを有する金 属ベルトを、 昇温速度 100 °C/ s以上で加熱して焼入れた後に、 100 °C以上、 4 0 o°c以下の温度にて焼戻すことを特徴とする。
(16) 上記 （15) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 Cr ： 2. 5%以下、 Cu ： 1. 0°/0以下、 N i ： 2. 0%以下、 V： 0. 5%以下の 1種また は 2種以上を含むことを特徴とする。
(17) 上記 （15) または （16) において、 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0. 1%以下の 1種または 2種以上を含有する とを特 徴とする。
本発明によれば、 高価な合金元素を大量に含有することなく、 高強度、 高延性かつ 高靭性の機械構造用鋼と、 それを用いた機械構造用鋼板あるいはその鋼板を用いた金 属べ _ /レトを得ることができる。 図面の簡単な説明
図 1は、 無端金属ベルトによる疲労評価試験方法を説明する図である。 発明を実施するための最良の形態 .
本発明の成分組成、 組織及び強度、 伸びについて以下に具体的に説明する 1. 成分組成について
成分組成の限定理由について説明する。 なお、 成分組成における各元素の含有量
(%) は全て質量％を意味する。
C： 0. 30超〜 0. 5 %
Cは必要な強度、 靭性を確保するために必須の元素であり、 0. 30%以下では， 所 定の強度確保が難しい。 一方、 0. 5%を超えると延性、 靭性が低下し、 また鋼の組 織中に巨大な炭化物が生成し、 疲労特性を著しく低下させるため 0. 5%を上限とし た。
S i ： 1. 0。/。以下
S iは脱酸剤として鋼の溶製時に作用するので、 含有させることができる。 但し、 1. 0%を超えると， 鋼の延性を著しく低下させるので、 上限を 1. 0%とした。
Mn ： 1. 5%以下
Mnは、 鋼の溶製時の脱酸剤としての作用を有しているので、 含有させることができ る。 但し、 1. 5%を超えると鋼の延性を著しく低下させるので、 上限を 1. 5%と した。
A 1 ： 0. 025 %以下
A1は， 脱酸に有効な元素である。 また焼入れ時のオーステナイト粒成長を抑制する ことによって、 強度、 靭性の維持に有効な元素である、 しかしながら含有量が 0. 0 25%を越えて含有させてもその効果は飽和し、 むしろコスト上昇を招く不利が生じ るので上記の範囲に限定した。
Mo ： 0. 3〜0. 5%
Moは本発明において、 特に重要な元素である。 Moは延性を大きく損なうことなく 強度、 靭性を向上させる。 その効果を発現するには 0. 3%以上の添加が必須である。 一方、 0. 5%を超えて添加しても強度ゃ靭性のそれ以上の向上にならず、 コス ト高' となってしまう。 また過剰に添加すると延性も低下し始めるので、 上限を 0. 5%と した。
B ： 0. 0005〜 0. 01 %
Bは、 焼入れ性の向上に有効であり、 また粒界強化により鋼全体の強度向上に寄与す る有用な元素である。 そのためには 0. 0005%以上の含有が必要である。 しかし
0. 01%を超えて含有してもその効果は飽和するので、 上記範囲に限定した。 以上が、 本発明における基本成分であるが、 本発明ではその他にも、 以下に述べる 元素を適宜含有させることができる。
C r ： 2. 5 %以下
Crは， 焼入れ性の向上に有効であり、 硬化深さを確保する上で有用である。 しかし 過度に含有すると、 炭化物安定効果によって残留炭化物の生成を助長し、 強度の低下 をまねく。 従って Cr含有は， できる限り低減することが望ましいが、 2. 5%まで は許容できる。 なお、 焼入れ性を向上させる作用を発現させるためには、 0. 2%以 上含有させることが好ましい。
Cu ： 1. 0 %以下
Cuは， 焼入れ性の向上に有効であり、 またフェライト中に固溶して強度を向上させ る。
しかし、 1. 0%を超えて含有すると， 熱延時に割れが発生する。 そこで上記の範囲 に限定した。 なお、 焼入れ性や強度を向上させる作用を発現させるためには、 0. 2 %以上含有させることが好ましい。
N i ： 2. 0 %以下
N iは， 焼入れ性を向上させるのに有効であり、 また炭化物の生成を抑制するため、 膜状炭化物の粒界への生成を抑制し、 粒界強度を上げることで強度、 靭性の向上に寄 与する。 ただし N iは、 非常に高価な元素であり、 2. 0%を超えて添加すると鋼材 コストが著しく上昇する。 そこで、 2. 0%以下とすることが好ましい。 なお、 焼入 れ性ゃ強度、 靭性を向上させる作用を発現させるためには、 0. 5%以上含有させる ことが好ましい。
V： 0. 5 ° /。以下
Vは、 鋼中で Cと結合し、 強化元素としての作用が期待される。 また焼き戻し軟化抵 抗性を向上させる効果もあり、 強度向上に寄与する。 し力 し 0. 5%を超えて含有し てもその効果は飽和するため、 上記の範囲に限定した。 なお、 強度を向上させる作用 を発現させるためには、 0. 1%以上含有させることが好ましい。
さらに本発明では以下に述べる成分の 1種または 2種以上を含有することができる。
T i ： 0. 1 ° /。以下
T iは、 不可避的不純物として混入する Nと結合することで、 Bが BNとなって Bの 焼入れ性向上効果が消失することを防止する。 しかし 0. 1%を超えて含有しても T i Nが大量に形成されて、 強度や疲労強度の低下を招くため、 Τ ΠΐΟ. 1%以下と することが好ましい。 なお、 この効果を得るためには、 0. 005%以上含有させる ことが、 より好ましい。
Nb ： 0. 1%以下
Nbは、 焼入れ性向上効果のほかに、 析出強化元素として強度や 13性の向上に寄与す る。 しかし 0. 1%を超えて含有しても、 その効果は飽和するので 0. 1%以下とす ることが好ましい。 なお、 この効果を発現させるためには、 0. 005%以上含有さ せることが、 より好ましい。
以上説明した元素以外の残部は F eおよび不可避的不純物である。 主な不可避的不 純物としては、 S、 P、 N、 Oが挙げられる。 これら元素は、 S ： 0. 05%以下、 P ： 0. 05%以下、 N： 0. 01%以下、 〇： 0. 01%以下であれば許容できる。
2. 組織について 以上、 好適成分組成範囲ついて説明したが、 本発明では、 成分 組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、 以下に説明するように鋼の組織が調 整されている必要がある。
鋼の組織：体積率 90%以上のマルテンサイト組織
マルテンサイトは強度を得るために必須の組織である。 本努明の場合には体積率で 9 0%以上のマルテンサイト組織とすることで優れた特性を発揮する。 そのため上記範 囲に限定した。 マルテンサイトの体積率が 90%未満である場合には、 強度の上昇に 寄与しない残留オーステナイト相等の未変態相や炭化物等の析出物の量が多くなりす ぎて、 2000 MP a以上という高強度化の達成は困難となる。
マルテンサイト組織：組織を構成するプロックの大きさが 1. 5 μ m以下
マルテンサイト組織は、 耐疲労性の観点等からもより微細であることが望ましい。 ォ ーステナイトからの代表的変態組織であるマルテンサイト組織は複雑な下部組織を有 しているが、 一般的には、 次のような組織単位で分類されている。 まず、 最小単位は マルテンサイトラスである。 隣接するラスは、 結晶方位差が極めて小さく、 機械的特 性を大きく支配しない。 次に、 結晶面と結晶方位のほぼ同等な隣接するラスの集団を ブロックと呼ぴ、 変態前のオーステナイト粒内には、 数個のブロックが存在する。 さ らに、 結晶面が同等で成長方向の異なるブロックの集団をパケットと分類する。 マル テンサイト組織を微細化するということは、 上述の各組織単位を小さくすることとほ ぼ同義であるが、 最も効果的には、 ブロック単位を微細化することで達成できる。 な ぜならば、 ブロック内のマルテンサイトラス間は、 小傾角粒界となっており、 実質的 に連続した組織とみなすことができる。 一方、 プロ.ック、 パケットもしくは変態前ォ ーステナイト粒界は、 大傾角粒界であるため、 これらの大きさは直接的に素材の機械 的特性に影響を及ぼすと考えられる。 そじて当該ブロックの大きさは、 結晶方位顕微 鏡 （Orientation Imaging Microscopy) や透過電子顕微鏡 (TEM) 等によって評価可 能である。 一方、 パケットもマルテンサイト糸且織の下部組織単位であるが、 同じく大 傾角粒界を有する、 より小さな組織単位であるブロックで規定するのが望ましい。 ま た、 変態前のオーステナイト組織の大きさを最終熱処理前に全製品に対して検査する のは、 実工程上現実的でない。 よって、 最終製品 （特に、 最終熱処理後） に対し容易 に評価可能で、 素材の機械的特性に影響を及ぼす下部組織ということから、 マル ン サイト組織内のブロックの大きさを規定するものである。 本発明においては、 当該ブ ロックの平均化された大きさが 1 . 5 /χ πι以下とすることで、 特に優れた強度一延性 バランスと強靭性を発揮する。 なお、 ここでいう 「大きさ」 とは、 鋼の組織評価に対 し一般的に用いられる平均粒径を指し、 例えば、 切断法により導かれる平均粒径を用 いることができる。
固溶 Bの存在形態：鋼中に 0 . 0 0 0 5 %以上、 かつ、 焼入れ処理等を行なった時 の旧オーステナイト粒界上に粒内の 1 . 5倍以上存在する
さらに、 本発明においては、 固溶 Bの存在形態を以下のように制御することにより、 安定した機械的特性を発揮する。 すなわち、 前述の通り本発明では、 焼入れ性向上と 粒界強化の目的で B量を規定しているが、 この元素が効果を発揮するには、 固溶 Bの 確保とその存在状態が非常に重要である。 鋼中の Bは、 例えば、 B N M2 3 (C，
B ) 6 (ここで、 Mは金属元素を示す） の形成によって、 その固溶量が低減する。 B
N形成抑制には、 Nと結合しやすい T i等の添加が効果的であるが、 鋼中炭素量が多 い鋼種系においては、 添加した T i等が炭化物へ置換固溶してしまい、 その効果が期 待できなくなってしまう。 このため、 γ 域での充分な溶体化が必須となる。 さらに、 当該固溶 Βは、 主として旧オーステナイト粒界に存在していることが望ましい。 強度、 伸びおよぴ靭性等の機械特性に大きく影響する粒界強度は、 固溶 Βが、 主として旧ォ ーステナイト粒界上に存在し、 粒内と比較して濃度差を有すること （即ち粒界偏折す ること） により向上するからである。 これは、 固溶 Βが粒界偏析することで、 粒界脆 化を引き起こす Ρの粒界偏析を防止するためと考えている。 発明者らの検討により、 高周波加熱焼入れもしくは 4 0 0 °C以下の低温焼戻し等の最終熱処理後に、 0 . 0 0 0 5 %以上の固溶 Bが確保されており、 かつ当該最終熱処理により形成された旧ォー ステナイト粒内に対し、 当該旧オーステナイト粒界上に 1 . 5倍の当該固溶 Bが存在 していれば、 より確実に、 安定した靭性が得られることを確認、した.。
固溶 B量は、 添加 B量から析出物となっている B量を差し引くことで求められる。 析 出物となっている B量は、 酸化物、 窒化物、 炭化物あるいは金属間化合物として存在 している析出物を電解等により抽出分離し、 これらに含まれる Bを直接定量する。 一 方、 固溶 Bの旧オーステナイト粒内と粒界上との濃度分布については、 当該旧オース テナイト粒径が 1 0 μ πι以上であれば、 例えば二次イオン質量分析分光法 （SIMS) で、 粒内に対する粒界上のイオン強度比が 1 . 5倍以上あることで判断可能である。 この 他、 TEMを用いて粒界から電子エネルギー損失スペク トル （EELS) を取得する方法、 また、 試料を原子炉等で放射化し、 質量数 1 0の B同位体 （B 1C) から発生する α 線をフィルム上に感光させる α線トラックエッチング法 （ATE) も有効な高感度検出 手段であるが、 微量な場合の検出感度や定量性の点で、 前述の SIMSが最も適してい る。 以上記述のように、 固溶 Bとしての量 0. 0 0 0 5 %以上を確保しつつ、 その存 在箇所を主として旧オーステナイト粒界上に制限することで、 粒界脆性を回避するこ とが可能である。
3 . 強度及ぴ伸ぴについて
引張強度： 2 0 0 O MP a以上、 かつ全伸ぴ： 1 0 %以上
本発明では、 現状高価であり、 代替したいマルエージ鋼と同等の特性を持っためには、 強度延性レベルはこれ以上である必要がある。 そこで上記の範囲に限定した。 なお、 上述の成分組成および鋼の組織を満足することにより、 引張強度 2 0 0 0 MP a以上、 全伸び 1 0 %以上を満足するものとなり、 力 高靭性を維持したものとなる。 特に、 発明者らの検討により、 C V T用金属ベルトとして、 前述した成分範囲とした鋼で、 引張強度が 2 0 0 O MP a以上、 かつ全伸びが 1 0 %以上である鋼を用いることで、 従来のマルエージ鋼製の金属ベルトと同等の耐久性が得られることも明らかとなった。 次に、 本発明の機械構造用鋼の製造方法について説明する。 上述の成分組成を有す る鋼を鋼素材として、 これに焼入れと焼戻し処理を施すことで製造する。 本発明の場 合には、 焼入れ時の昇温速度およぴ焼戻し温度が重要であり、 以下のようにする必要 がある。 焼入れ時の加熱昇温速度： 1 0 0 °C/ s以上
焼入れ時の加熱昇温速度が 1 0 0 °C/ s未満であると、 マルテンサイト組織のブロ ックの大きさが 1 . 5 // mを超えて大きくなり、 強度と延性とを両立することができ なくなる。 よって、 焼入れ時の加熱昇温速度は 1 0 0 °C/ s以上とする必要がある。 焼戻し温度： 1 0 0 °C以上、 4 0 0 °C以下
焼戻し温度を 1 0 0 °C以上、 4 0 0 °C以下の温度範囲とすることで、 鋼中に含有さ れている Bが拡散したり析出したりすることなく、 粒界に濃化して粒界強化に適切に 寄与する。 焼戻し温度を 4 0 0 °C以下とすることで、 微細粒効果との重畳により高強 度、 高延性および高靭性を維持する。 焼戻し温度が高いと強度が低下するとともに、 Bの粒界への濃化度も下がり、 その結果、 靭性が顕著に低下する。 この意味で、 焼戻 し温度は' 4 0 0 °C以下とする必要がある。 また、 焼戻し温度が 1 0 0 °C未満であると、 伸びが不十分となり、 全伸びが 1 0 %以上とならない。 よ て、 焼戻し温度は 1 0 0 °C以上、 4 0 0 °C以下の範囲とする。
なお、 鋼素材は、 前述の成分を含む鋼塊を、 圧延や鍛造等で熱間加工あるいは冷間 加工したものも使用できる。 前述の成分を含む鋼塊は、 転炉による溶製においても真 空溶製によるものでも使用できる。 特に、'鋼素材を鋼板とする場合には、 鋼塊または 連铸スラブを加熱して熱間圧延し、 さらに酸洗してスケール除去した後に、 冷間圧延 で所定の厚さに整える。 また、 この鋼板を加工して金属ベルトとする場合には、 上記 冷間圧延により 0 . 5 mm以下の厚さの板材にした後、 所定の幅と長さに裁断し、 さ らにリング状に成形して金属ベルトとする。
その後、 マルテンサイト組織とするために、 上述の鋼素材 （鋼板や金属ベルトを含 む） に対し焼入れと焼戻し処理を行う。 これらの処理における加熱手段は、 高周波に よるものでも、 炉加熱でも、 赤外線加熱でも、 通電加熱でもいずれでもよい。
かくして得られた鋼材 （鋼板および金属ベルトを含む） は、 安価に製造できるにも かかわらず、 マルエージ鋼に匹敵する強度延性バランスを有し、 高強度、 高延性、 高 靭性を必要とする自動車部品への適用が可能となる。 特に、 形状が金属ベルトのもの は、 現在マルエージ鋼が用いられている C VT用無端金属ベルトとして用いるのに、 好適である。 実施例 実施例 1
以下、 実施例に従って説明する。
表 1に示す鋼を真空溶製にて製造した。 これらの鋼を 1 1 0 o °cに加熱して、 熱間 圧延し、 厚さ 3 mmの板とした。 その後、 酸洗して表面スケールを除去した後に、 冷 間圧延をおこなった。 圧延は多数回おこない、 厚さ 0 . 8 mniの時点で 1回焼鈍をお こなって加工歪を除去し、 さらに冷間圧延した。 最終的な厚さは 0 . 4 mm厚さとし て素材とし、 これに以下の熱処理、 評価を実施した。
高周波加熱焼入れを前提とする本鋼種において、 最終熱処理後に想定される組織は、 オーステナイト温度域からの変態相であるマルテンサイト相、 加熱が不十分であった 場合の未変態フェライト相、 ならびに炭化物等の未固溶介在物や析出物のみである。 これらは、 一般的に使用されるナイタールエッチングにより組織を現出した後、 光学 顕微鏡での観察で判別できる。 よって、 マルテンサイト組織の体積率の算出は、 以下 の方法とした。 前述の素材を 2 0 mm角に切り出した。 この試料を高周波加熱によつ て 9 2 0 °Cに加熱した後、 即焼入れし、 さらにその後 1 7 0 °Cで 2 0分間の焼戻しを おこない、 試料とした。 当該試料表面をナイタールエッチングした後、 光学顕微鏡で 観察し、 この光学顕微鏡観察で判別したマルテンサイト相以外 （即ち、 未変態フェラ イト相ならびに炭化物等の未固溶介在物や析出物） の領域の面積率を算出した。 さら にこの面積率から体積率に換算し、 このマルテンサイト相以外の領域の体積率を 1 0 0 %から引いた値を、 本実施例におけるマルテンサイト相の体積率とした。 発明例に おいては、 高周波焼入れ温度を 9 2 0 °Cとオーステナイト領域にとったために、 糸且織 の大半がマルテンサイト相となった。
マルテンサイト組織の下部組織であるブロックの評価は、 以下の方法とした。 前述 の素材を 2 0 mm角に切り出し、 試料とした。 この試料を高周波加熱によって 9 2 0 °Cに加熱した後、 即焼入れした。 その後 1 7 0 °Cで 2 0分間の焼戻しをおこなった 後に、 さらに 1 0 mm角の検鏡試料を採取し、 前述した結晶方位顕微鏡によってプロ ック評価を行った。
各試料に対して 1 0 μ m角領域を 2視野づっ、 合計約 11000点の結晶方位情報を取得 した。 各視野内において同一色で閉じた領域をブロックとして境界認識させた後、 一 般的な平均粒径導出と同じ切断法の適用で得られた値をその視野のプロックの大きさ とし、 各視野の値の全数を単純算術平均して、 素材に対するブロックの平均化された 大きさとした。
鋼中の固溶 B量は、 添加 B量から析出物となっている B量を差し引くことで求めた。 析出物となっている B量は、 電解抽出分析方法を用いた。 まず、 前述の素材を 3 0 m m角に切り出し、 試料とした。 この試料を高周波加熱によって 9 2 0 °Cに加熱した後、 即焼入れし、 さらにその後、 1 7 0 °Cで 2 0分間の焼戻しをおこなった。 この焼戻し 後の試料を、 1 0 %ァセチルーアセトン電解液にて 1 g電解し、 電解残渣をフィルタ 一捕集して、 析出物となっている B量を定量した。
試料中の固溶 Bの濃度分布測定は、 以下の方法とした。 ブロックサイズ評価で用い た 1 O mm角試料を再度鏡面研磨し、 SBiSで濃度分布を測定した。 SIMSでの測定条 件は、 一次イオン〇2 +を用い、 視野絞り 1 5 0 m (直径） の領域から質量数 4 3 の二次イオン B〇2—のイオン像を 2視野得た。 その各視野内について、 粒界上にお ける二次ィォン強度平均値と粒内における二次ィォン強度平均値とをそれぞれ求め、 その各強度平均値の比を求めた。 最後に、 2視野におけるイオン強度比を算術平均し、 その試料における濃度分布比とした。
旧オーステナイト粒界の確認、は次のように行なった。 固溶 Bの濃度分布測定で用い た 1 0 mm角試料を再度用いて、 検鏡試料とした。 固溶 Bの濃度分布測定で用いた試 料に対し、 圧延方向に平行な L断面を鏡面研磨し、 水： 5 0 0 gに対しピクリン酸： 5 0 gを溶解させたピクリン酸水溶液に、 ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム： 1 1 g、 塩化第一鉄： 1 gおよびシユウ酸 1 . 5 gを添加したものを腐食液として作 用させ、 旧オーステナイト粒界を現出させた。 その後 1 0 0 0倍の光学顕微鏡視野に て、 旧オーステナイト粒界の確認を行った。
素材より、 引張試験片 （J I S 5号） の形状に放電加工で切り出した。 この試験片 を高周波加熱によって 9 2 0 °Cに加熱した後、 即焼入れした。 その後 1 7 0 °Cで 2 0 分間の焼戻しをおこない、 引張試験に供した。
マルエージ鋼 (Fe-18Ni-10Co-5Mo-0. 4Ti) においても冷間圧延までおこない、 上記と同じ形状の試験片を切り出した後、 8 2 0 °Cに加熱後、 空冷によって焼入れし、 5 2 0 °C加熱によってエージング処理を行った。
靭性の評価のみは上述と異なり、 熱間圧延で 1 5 mm厚さとした。 圧延材の C方向 と一致するように Uノッチのシャルピー試験片を切り出した。 試験片は、 高周波焼入 れにて 9 2 0 °Cに加熱された後、 即焼入れした。 焼戻しは、 1 7 0 °C X 3 0分間おこ ない、 その後シャルピー試験に供した。 試験温度は一 4 0 °C、 4 0 °Cの 2条件でおこ ない、 その吸収エネルギーで比較することとした。
マルテンサイト組織の体積率、 引張強度、 全伸び、 靭性の結果を表 1中に示す。 表 1より、 本 明の範囲内にある鋼は強度、 延性バランスがマルエージ鋼を上回り、 ま た靭性においても良好な結果を示した。
実施例 2 .
ここでは組織の影響を調べた。 実験方法は全て実施例 1と同じである。 ただしマル テンサイトの体積率の影響を見るために、 高周波加熱の温度に関して種々の条件を採 用した。
例えば、 比較例においては、 加熱温度を低くして未変態フェライト相の量を増やした ので、 マルテンサイトの体積率が 9 0 %未満となった。 実験結果を表 2に示す。 マル テンサイトの体積率が 9 0 %より低くなると強度が顕著に低下してしまうことがわか る。
実施例 3
ここでは他の成分の効果を調べた。 表 3に示すような鋼を真空溶製にて製造した。 以下の実験手法は実施例 1と同じである。 結果を表 3中にまとめて示す。 C r、 T i が過度に含有されると、 強度低下を招き、 また N i、 V、 N bについてはその効果が 飽和することがわかる。
実施例 4 - ここでは、 焼入れにおける加熱時の昇温速度の影響について調べた、 実施例 1にお ける鋼 N o . 1一 4と同一の成分組成の鋼に対し、 高周波加熱に変えて伊加熱を実施 した。 その後、 実施例 1と同一条件で焼戻しを行い、 組織おょぴ特性の調査を行った。 表 4に、 炉加熱を採用した場合 （鋼 N o . 4—1 ) の昇温速度、 組織、 特性について、 高周波加熱の場合 （表 1中の鋼 N o . 1—4 ) と比較して示す。
焼入れ時の加熱昇温速度が遅い炉加熱の場合、 マルテンサイトのプロックサイズが 大きくなり、 2 0 0 O MP a以上の強度で伸びが 1 0 %以上を達成できず、 さらに、 靱性についても低下していることがわかる。
実施例 5 ここでは、 焼戻し温度の影響について調べた。 実施例 1における鋼 No. 1— 4、 鋼 N o . 1— 12と同一の成分組成の鋼に対し、 実施例 1と同一条件で焼入れまで行 つた後、 焼戻し温度を 260°C、 380°C、 450°Cと変化させて実験を行った。 そ の結果を表 5に示す。
焼戻し温度が 400°C以上になると、 Bの粒界濃化が低くなり、 その結果、 靭性が 顕著に低下することがわかる。 実施例 6
ここでは、 実際に無端金属ベルトとした際の、 疲労強度について評価した。 実施例 1の厚さ 0. 4nmiの冷間圧延材を、 幅 2 Ommに裁断した後に、 リング状に溶接に てつないぎ、 その後、 焼入れ処理と焼戻し処理を行って試料とした。 そして、 これら の試料を図 1に示すような SU J 2製のプーリーに掛けて、 一定の引張り荷重 (P = 350 ON) をかけながら、 回転数 2000 r p mで回した際の破断までの回転数 (ベルトの特定点が、 両プーリー間を往復する回数） によって評価した。 実験に供し た素材は、 実施例 1に記載の鋼 N o. 1ー1〜1ー16、 実施例 5に記載の鋼 N o · 5-1-5-6である。 焼入れ条件と焼戻し条件は、 鋼 N o. 1一 1〜1一 16が実 施例 1と、 鋼 No. 5— 1〜5_ 6が実施例 5と、 同一条件である。 試験は、 各々 N =3おこない、 結果を表 6に示す。 発明例の鋼はマルエージ鋼とほぼ同等の回数であ るが、 比較例の鋼は、 引張強度もしくは延性が低いため、 実部品疲労強度においても 低下していることがわかる。 また、 焼戻し温度を 400°C超えとしても疲労強度は低 下している。 また、 鋼 No. 1— 14を用いた場合より、 Moを 0. 5°/0を超えて添 加しても、 一定以上の効果がないことがわかる。
Figure imgf000017_0001
※下線は、本発明範囲外
Figure imgf000018_0001
※下線は、本発明範囲外
Figure imgf000019_0001
※下線は、本発明範囲外
Figure imgf000020_0002
Figure imgf000020_0001
Figure imgf000021_0002
Figure imgf000021_0001
Figure imgf000022_0001
※下線は、本発明範囲外
産業上の利用可能性
本努明鋼は、 マルエージ鋼を凌駕する優れた引張強度と伸びバランスおよび高 い靱性を有するので、 従来マルエージ鋼が使用されていた部品に適用可能である。

Claims

請求の範囲
1. 鋼の成分組成が、 質量％で、 C： 0.' 30超〜0. 5%、 S i ： 1. 0% 以下、 Mn ： 1. 5%以下、 A1 ： 0. 025 °/。以下、 Mo ： 0. 3〜0. 5 %、 B ： 0. 0005〜0. 01 %で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 引張強度が 200 OMP a以上、 かつ全伸びが 10 %以上であることを特徴とす る強度、 延性及ぴ靭性に優れた機械構造用鋼。
2. 前記成分組成が、 さらに、 質量0 /0で、 Cr ： 2. 5%以下、 C.u ： 1. 0%以下、 N i ： 2. 0%以下、 V： 0. 5%以下の 1種または 2種以上を含む ことを特徴とする請求項 1に記載の強度、 延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
3. 前記成分糸且成が、 さらに、 質量％で、 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0.
1 %以下の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1又は 2に記 載の強度、 延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
4. 鋼の成分糸且成が、 質量0/。で、 C： 0. 30超〜0. 5%、 S i ： 1. 0% 以下、 Mn ： 1. 5%以下、 A1 : 0. 025 %以下、 Mo ： 0. 3〜0. 5%、 B ： 0. 0005〜0. 01%で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ、 組織が体積率で 90%以上のマルテンサイト組織で、 該マルテンサイト組 織を構成するブロックの大きさが 1. 5 //m以下であり、 さらに、 固溶 Bが 0.
0005%以上で該固溶 Bが旧オーステナイト粒界上に旧オーステナイト粒内の 1. 5倍以上存在することを特徴とする強度、 延性及び靭性に優れた機械構造用
5. 前記成分糸且成が、 さらに、 質量％で、 Cr ： 2. 5%以下、 Cu ： 1. 0%以下、 Ni ： 2. 0%以下、 V： 0. 5%以下の 1種または 2種以上を含む ことを特徴とする請求項 4に記載の強度、 延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
6. 前記成分組成が、 さらに、 質量。 /0で、 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0.
1 %以下の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 4又は 5に記 載の強度、 延性及び靭性に優れた機械構造用鋼。
7. 請求項 1乃至 6のいずれかに記載の機械構造用鋼からなり、 かつ板厚 0.
5 mm以下であることを特徴とする強度、 延性及ぴ靭性に優れた機械構造用鋼板。
8. 請求項 7に記載の鋼板からなり、 かつリング状の形状をなしていることを 特徴とする金属ベルト。
9. 成分組成が、 質量％で、 C： 0. 30超〜0. 5%、 S i ： 1. 0%以下、 Mn： 1. 5 %以下、 A 1 ： 0. 025 %以下、 M o ： 0 · 3〜 0. 5 %、 B ： 0. 0005〜0. 01 %で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる鋼素材 を、 昇温速度 100°CZ s以上で加熱して焼入れた後に、 100°C以上、 40 0°C以下の温度にて焼戻すことを特徴とする強度、 延性及ぴ靭性に優れた機械構 造用鋼の製造方法。
10. 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 Cr ： 2. 5%以下、 Cu ： 1. 0%以下、 N i ： 2. 0%以下、 V： 0, 5%以下の 1種または 2種以上を含む ことを特徴とする請求項 9に記載の強度、 延性及ぴ靭性に優れた機械構造用鋼の 製造方法。
11. 前記成分組成が、 さらに、 質量0 /0で、 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0.
1 °/0以下の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 9又は 10に 記載の強度、 延性及ぴ靱性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
12. 成分組成が、 質量％で、 C： 0. 30超〜0. 5%、 S i ： 1. 0%以 下、 Mn : l. 5%以下、 A 1 : 0. 025%以下、 Mo : 0. 3〜0. 5 %、 B ： 0. 0005〜0. 01%で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ板厚が 0. 5 mm以下である鋼板を、 昇温速度 100°C/s以上で加熱して 焼入れた後に、 100°C以上、 400°C以下の温度にて焼戻すことを特徴とする 強度、 延性及ぴ靱性に優れた機械構造用鋼板の製造方法。
13. 前記成分組成が、 さらに、 質量0 /0で、 Cr ： 2. 5%以下、 Cu ： 1. 0%以下、 N i ： 2. 0%以下、 V： 0. 5%以下の 1種または 2種以上を含む ことを特徴とする請求項 12に記載の強度、 延性及び靭性に優れた機械構造用鋼 板の製造方法。
14. 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0.
1%以下の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 12又は 13 に記載の強度、 延性及ぴ勒性に優れた機械構造用鋼板の製造方法。
15. 成分組成が、 質量％で、 C： 0. 30超〜0. 5%、 S i : 1. 0%以 下、 Mn ： 1. 5 %以下、 A 1 ： 0. 025 %以下、 M o ： 0. 3 ~ 0. 5 %、 B ： 0. 0005〜0. 01%で、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ 0. 5 mm以下の板厚とリング状の形状とを有する金属ベルトを、 昇温速度 100°CZ s以上で加熱して焼入れた後に、 100°C以上、 400°C以下の温度 にて焼戻すことを特徴とする金属ベルトの製造方法。
16. 前記成分糸且成が、 さらに、 質量0 /0で、 C r ： 2. 5%以下、 Cu ： 1. 0%以下、 N i ： 2. 0°/。以下、 V： 0. 5%以下の 1種または 2種以上を含む ことを特徴とする請求項 15に記載の金属ベルトの製造方法。
1 7. 前記成分組成が、 さらに、 質量％で、 T i ： 0. 1%以下、 Nb ： 0.
1%以下の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 15又は 16 に記載の金属ベルトの製造方法。
PCT/JP2006/313521 2005-07-05 2006-06-30 強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 WO2007004707A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US11/795,192 US20080017283A1 (en) 2005-07-05 2006-06-30 Steel For Machine Structural Use With Excellent Strength, Ductility, And Toughness And Method For Producing The Same
EP06780846A EP1900838A4 (en) 2005-07-05 2006-06-30 STEEL FOR MECHANICAL STRUCTURE EXCELLENT IN RESISTANCE, DUCTILITY AND TENACITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME

Applications Claiming Priority (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005-195739 2005-07-05
JP2005195739 2005-07-05
JP2005326844 2005-11-11
JP2005-326844 2005-11-11
JP2006-079070 2006-03-22
JP2006079070A JP2007154305A (ja) 2005-07-05 2006-03-22 強度、延性及び靱性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2007004707A1 true WO2007004707A1 (ja) 2007-01-11

Family

ID=37604564

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2006/313521 WO2007004707A1 (ja) 2005-07-05 2006-06-30 強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20080017283A1 (ja)
EP (1) EP1900838A4 (ja)
JP (1) JP2007154305A (ja)
KR (1) KR100945313B1 (ja)
TW (1) TWI321590B (ja)
WO (1) WO2007004707A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1956108A1 (en) * 2005-10-31 2008-08-13 JFE Steel Corporation High-strength steel excellent in delayed fracture resistance characteristics and metal bolts

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2437958C1 (ru) * 2007-10-24 2011-12-27 Ниппон Стил Корпорейшн Нитроцементированная стальная деталь с индукционной закалкой с повышенной усталостной прочностью поверхности при высокой температуре и способ ее производства
CA2718304C (en) 2008-03-27 2012-03-06 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability,and methods for manufacturing the same
JP5425675B2 (ja) * 2010-03-18 2014-02-26 愛知製鋼株式会社 無段変速機ベルト及び無段変速機ベルト用鋼
JP5410466B2 (ja) * 2011-03-01 2014-02-05 株式会社神戸製鋼所 ステンレス鋼フラックス入りワイヤ
WO2012153009A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
WO2012153008A1 (fr) 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ou piece ainsi obtenue
EP3081661B1 (en) * 2013-12-12 2019-07-17 Aichi Steel Corporation Ring member for cvt and method for producing same
JP6202034B2 (ja) * 2015-04-06 2017-09-27 トヨタ自動車株式会社 金属リング及びその製造方法
CN104988391A (zh) * 2015-07-07 2015-10-21 河北钢铁股份有限公司 一种1200MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法
CN105256246A (zh) * 2015-10-22 2016-01-20 南京钢铁股份有限公司 一种生产薄规格高强度耐大气腐蚀结构钢板的方法
CN105296885B (zh) * 2015-11-19 2017-07-18 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 含钛高铬耐候钢及其制备方法
CN116219279B (zh) * 2022-12-23 2024-04-16 鞍钢股份有限公司 一种高强度高韧性核反应堆安全壳用钢及其制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003105443A (ja) * 2001-09-27 2003-04-09 Honda Motor Co Ltd 金属製積層リングの製造方法
JP2005068482A (ja) * 2003-08-22 2005-03-17 Daido Steel Co Ltd ベルト式ｃｖｔ用エレメントとその製造方法
JP2005126817A (ja) * 2003-09-29 2005-05-19 Jfe Steel Kk 疲労特性および被削性に優れた機械構造用鋼材およびその製造方法と高周波焼入れ用素材

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0637686B2 (ja) * 1988-11-29 1994-05-18 住友金属工業株式会社 高靭性高炭素薄鋼板
JP3402562B2 (ja) * 1996-07-19 2003-05-06 大同特殊鋼株式会社 高周波焼入れ部品
US20050034795A1 (en) * 2001-08-17 2005-02-17 Takashi Motoyoshi Highly impact-resistant steel pipe and method for producing the same
DE60222595T2 (de) * 2002-10-18 2008-06-19 Jfe Steel Corp. Stahlmaterial für mechanische konstruktionen mit hervorragender walzbarkeit, abschreckungsrissfestigkeit und torsionseigenschaft und antriebswelle
US20060196583A1 (en) * 2003-09-29 2006-09-07 Tohru Hayashi Steel parts for machine structure, material therefor, and method for manufacture thereof
WO2006008960A1 (ja) * 2004-07-16 2006-01-26 Jfe Steel Corporation 機械構造用部品およびその製造方法と高周波焼入れ用素材

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003105443A (ja) * 2001-09-27 2003-04-09 Honda Motor Co Ltd 金属製積層リングの製造方法
JP2005068482A (ja) * 2003-08-22 2005-03-17 Daido Steel Co Ltd ベルト式ｃｖｔ用エレメントとその製造方法
JP2005126817A (ja) * 2003-09-29 2005-05-19 Jfe Steel Kk 疲労特性および被削性に優れた機械構造用鋼材およびその製造方法と高周波焼入れ用素材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1900838A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1956108A1 (en) * 2005-10-31 2008-08-13 JFE Steel Corporation High-strength steel excellent in delayed fracture resistance characteristics and metal bolts
EP1956108A4 (en) * 2005-10-31 2015-03-11 Jfe Steel Corp HIGH-RESISTANCE STEEL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED FRACTURE AND METAL BOLTS

Also Published As

Publication number Publication date
JP2007154305A (ja) 2007-06-21
TWI321590B (en) 2010-03-11
KR20070088766A (ko) 2007-08-29
EP1900838A4 (en) 2009-03-25
KR100945313B1 (ko) 2010-03-08
TW200710227A (en) 2007-03-16
EP1900838A1 (en) 2008-03-19
US20080017283A1 (en) 2008-01-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2007004707A1 (ja) 強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法
JP5167616B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト
EP2468911B1 (en) Hot pressed member, steel sheet for hot pressed member, and method for producing hot pressed member
JP6418358B1 (ja) 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法
JP4542624B2 (ja) 高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2011111872A1 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法
KR20080017365A (ko) 내지연파괴특성이 우수한 고강도 강 및 금속볼트
JP7218533B2 (ja) 鋼材およびその製造方法
EP4386099A1 (en) High-strength steel plate, high-strength plated steel plate, method for producing same, and member
CN100540706C (zh) 强度、延展性以及韧性优良的机械结构用钢及其制造方法
EP3999667A1 (en) Method for producing a steel part and steel part
EP3255169B1 (en) Age hardening steel for cold forging
JP4952708B2 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
EP3141627B1 (en) Steel-sheet for soft-nitriding treatment, method of manufacturing same and soft-nitrided steel
JP2004360022A (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法
JP7337486B2 (ja) 鋼材およびその製造方法
KR20220095232A (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP2021161479A (ja) 鋼材およびその製造方法
JP7552545B2 (ja) 耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼板の製造方法
JP7533413B2 (ja) 耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼板の製造方法
JP7567739B2 (ja) 耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼板の製造方法
JP7533414B2 (ja) 耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼板およびその製造方法
EP4321633A1 (en) Hot-stretch-reduced electric resistance welded pipe
KR20240019803A (ko) 강 부품의 제조 방법
JP2004238718A (ja) マルエージング鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020077015294

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 11795192

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006780846

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200680003529.2

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE