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CN105121685B - 转向齿杆用轧制圆钢材和转向齿杆 - Google Patents

转向齿杆用轧制圆钢材和转向齿杆 Download PDF

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CN105121685B CN201480020769.8A CN201480020769A CN105121685B CN 105121685 B CN105121685 B CN 105121685B CN 201480020769 A CN201480020769 A CN 201480020769A CN 105121685 B CN105121685 B CN 105121685B
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Abstract

本发明提供即便不进行调质处理也具有高的母材韧性和在径向中心部的长度方向加工深孔所需的良好的切削性的转向齿杆用轧制圆钢材。转向齿杆用轧制圆钢材具有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％和N：0.003～0.03％、余量由Fe和杂质组成、杂质中的P≤0.030％的化学组成，显微组织含有铁素体(F)、层状珠光体(LP)和渗碳体(C)，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的F的平均粒径≤10μm、LP的面积率＜20％、C中的球状渗碳体(SC)的个数≥4×105个/mm2，此外中心部的LP的面积率≥20％、SC的个数＜4×105个/mm2，在穿过该圆钢材的中心线并平行于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的F的平均长径比≥3。

Description

转向齿杆用轧制圆钢材和转向齿杆
技术领域
本发明涉及转向齿杆用轧制圆钢材(以下，有时称为“齿杆用轧制圆钢材”)和转向齿杆(以下，有时称为“齿杆”)。
需要说明的是，上述的“轧制圆钢材”是指，通过轧制将截面的形状加工成圆形的钢材。
背景技术
汽车部件之中，转向装置所用的齿杆是操控汽车的行驶方向并且具有连接左右两个轮的骨架作用的重要部件，其破损时，方向盘将无法操作。因此，要求齿杆所用的钢材有高的可靠性。
齿杆以往如下制造得到，对中碳钢的轧制圆钢材进行淬火回火的调质处理，根据需要进行拉拔加工，通过切削加工进行开孔和切齿(齿形部的形成)，对该齿形部进行高频淬火和回火。
因此，对于齿杆来说要求即便施加过大的负荷时也不会达到高频淬火层中产生的龟裂加剧致使母材断裂的程度。
此外，齿杆要在径向中心部的长度方向实施深孔加工。
因此，为了兼顾制造性和部件特性，要求作为齿杆的原材料使用的圆钢材有深孔加工时的良好的切削性以及阻止所产生的龟裂加剧的优异的母材冲击特性(母材韧性)。
作为这样的齿杆所用的钢材，本发明人等提出例如如下的钢材。
专利文献1中提出了如下的高频淬火用轧制钢材，其特征在于，具有如下的化学成分：以质量％计，C：0.38～0.55％、Si：1.0％以下、Mn：0.20～2.0％、P：0.020％以下、S：0.10％以下、Cr：0.10～2.0％、Al：0.10％以下和N：0.004～0.03％、以及余量由Fe和杂质组成，式[fn1＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S](其中，式中的C、Si、Mn、Cr、V和S表示各个元素的以质量％计的含量)所示的fn1的值为1.20以下；显微组织含有铁素体、层状珠光体和球状渗碳体，铁素体的平均晶体粒径为10μm以下，层状珠光体中的层的间隔为200nm以下的层状珠光体在显微组织中所占的面积比例为20～50％以及球状渗碳体的个数为4×105个/mm2以上。
另外，该高频淬火用轧制钢材可以进一步含有选自Cu、Ni、Mo、Ti、Nb和V中的1种以上。
专利文献2中提出如下的高频淬火用轧制钢材，其特征在于，具有如下的化学成分：以质量％计，C：0.38～0.55％、Si：1.0％以下、Mn：0.20～2.0％、P：0.020％以下、S：0.10％以下、Cr：0.10～2.0％、Al：0.010～0.10％和N：0.004～0.03％、以及余量由Fe和杂质组成，式[Ceq＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S](其中，式中的C、Si、Mn、Cr、V和S表示各个元素的以质量％计的含量)所示的Ceq的值为1.20以下以及Si、Mn和Cr的总含量满足1.2～3.5％；显微组织含有铁素体、层状珠光体和球状渗碳体，该铁素体的平均晶体粒径为10μm以下，层状珠光体在显微组织中所占的面积比例为20％以下(包括0％)以及球状渗碳体的个数为6×105个/mm2以上。
另外，该高频淬火用轧制钢材可以进一步含有选自Cu、Ni、Mo、Ti、Nb和V中的1种以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-214130号公报
专利文献2：日本特开2011-241466号公报
发明内容
发明要解决的问题
对于前述的专利文献1和专利文献2所提出的轧制钢材，不断地期望用于防止破损的母材韧性和用于加工深孔的切削性进一步提升。
本发明是响应上述期望而做出的，因此目的在于提供可适合作为要进行高频淬火的齿杆的原材料使用的轧制圆钢材以及使用其的齿杆。更具体而言，目的在于提供并不一定需要昂贵的元素、即便不进行调质处理也可获得能够使齿杆中产生的龟裂停止的高的母材韧性、而且具有在径向中心部的长度方向加工深孔所需的良好的切削性的转向齿杆用轧制圆钢材以及使用其的转向齿杆。
需要说明的是，高的母材韧性意指：在轧制钢材的状态下，使用了JIS Z2242(2005)中规定的带有缺口角度45°、缺口深度2mm且缺口底半径0.25mm的V型缺口的宽度10mm的标准试验片(以下，称为“V型缺口夏比冲击试验片”)的夏比冲击试验中的试验温度25℃下的冲击值为120J/cm2以上。
用于解决问题的方案
本发明人等对于可不对中碳钢实施调质处理地获得高的母材韧性并且用于确保中心部的良好的切削性的方法进行了各种实验室规模的研究。
具体而言，首先对基于含有铁素体和层状珠光体的显微组织使母材韧性提升的方法进行了研究。结果得到下述见解。
(A)若使铁素体微细且沿平行于轧制方向的方向延伸，此外使层状珠光体中的渗碳体为球状渗碳体且使层状珠光体小于特定的比例、并且含有特定量以上的球状渗碳体，则对于在垂直于轧制方向的截面加剧的龟裂的阻力升高，因此可以提高母材韧性。
接着，基于含有铁素体和层状珠光体的显微组织，对于组织对加工深孔时的切削性造成的影响进行了调查。结果得到下述见解。
(B)显微组织中的球状渗碳体的量变得过多时，切屑处理性变差导致切削阻力升高、切削性劣化。而若为含有特定比例以上的层状珠光体并且将球状渗碳体抑制为小于特定量的组织，则切屑处理性变好，结果切削阻力降低，所以切削性提升。
因此进而为了使母材韧性和切削性提升，调查了成分元素的影响。结果得到下述见解。
(C)S与Mn键合而形成MnS，在钢材的纵向(平行于轧制方向的方向)延伸而使韧性提升。而且，若含有特定量的S，则切屑处理性提升而使切削阻力降低，所以切削性变得良好。
因此，基于上述(A)～(C)的见解，进行了更详细的研究。结果得到下述重要的见解。
(D)作为转向齿杆用轧制圆钢材，需要用于防止破损的母材韧性的部位是圆钢材的自表面至半径的1/2位置的区域。因此，若使上述区域的显微组织含有微细且沿平行于轧制方向的方向延伸的铁素体、限于特定比例以下的层状珠光体以及特定量以上的球状渗碳体，则可得到足以防止破损的母材韧性。
(E)另一方面，在显微组织含有铁素体、层状珠光体和球状渗碳体的轧制圆钢材的中心部，若含有特定比例以上的层状珠光体并且使球状渗碳体小于特定量，则可得到优异的切削性。
本发明是基于上述见解而完成的，其要旨在于下述所示的转向齿杆用轧制圆钢材和转向齿杆。
(1)一种转向齿杆用轧制圆钢材，化学组成以质量％计为C：0.38～0.55％、Si：1.0％以下、Mn：0.20～2.0％、S：0.005～0.10％、Cr：0.01～2.0％、Al：0.003～0.10％、N：0.003～0.03％、Cu：0～1.0％、Ni：0～3.0％、Mo：0～0.50％、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.10％、V：0～0.30％、Ca：0～0.005％、Pb：0～0.30％、余量：Fe和杂质，杂质中的P为0.030％以下；显微组织含有铁素体、层状珠光体和渗碳体，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体等平均粒径为10μm以下、层状珠光体的面积率小于20％、渗碳体中的球状渗碳体的个数为4×105个/mm2以上，中心部的层状珠光体的面积率为20％以上、以及渗碳体中的球状渗碳体的个数小于4×105个/mm2，并且在穿过该圆钢材的中心线并平行于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比为3以上。
(2)上述(1)的转向齿杆用轧制圆钢材以质量％计含有选自Cu：0.10～1.0％、Ni：0.10～3.0％和Mo：0.10～0.50％中的1种以上。
(3)上述(1)或(2)的转向齿杆用轧制圆钢材以质量％计含有选自Ti：0.010～0.10％、Nb：0.010～0.10％和V：0.010～0.30％中的1种以上。
(4)上述(1)～(3)中任一项的转向齿杆用轧制圆钢材以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.005％和Pb：0.05～0.30％中的1种以上。
(5)不调质地直接使用上述(1)～(4)中任一项的转向齿杆用轧制圆钢材的转向齿杆。
“杂质”是指，工业上制造钢铁材料的过程中，从作为原料的矿石、废料中混入或者从制造环境等中混入的物质。
“球状渗碳体”是指，长径L与短径W之比(L/W)为2.0以下的渗碳体。
“中心部”是指，处于从中心到半径的1/4为止的距离的部位。
“不调质地直接使用”是指，不进行淬火-回火的所谓“调质处理”地使用。
发明的效果
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材并不一定需要含有昂贵的V，即便不进行调质处理，在轧制圆钢材的状态下也具有使用了V型缺口夏比冲击试验片的夏比冲击试验中的试验温度25℃下的冲击值为120J/cm2以上的高的母材韧性，此外具有用于在中心部加工深孔的良好的切削性，所以适合作为转向齿杆的原材料使用。
另外，本发明的转向齿杆可以通过不调质地直接使用上述转向齿杆用轧制圆钢材而得到。
附图说明
图1是示意性说明实施例1中从棒钢中采集的V型缺口夏比冲击试验片的缺口的方向的图。
图2是说明从经过拉拔加工的棒钢中采集并在实施例2的3点弯曲试验中使用的模拟了转向齿杆的试验片的形状的图。图2中，(a)是正视图(整体图)、(b)是侧视图、(c)是齿形部的截面A-A的放大图。需要说明的是，图2的(a)～(c)中的尺寸的单位是“mm”。
图3是示意性说明实施例2中进行的3点弯曲试验的方法的图。
具体实施方式
以下，对本发明的各要件进行详细的说明。另外，以下的说明中各元素的含量的“％”符号意指“质量％”。
1.化学组成：
C：0.38～0.55％
C具有使钢的强度、高频淬火性和高频淬火所形成的硬化层的强度提升的作用。为了得到这些效果，含有0.38％以上的C。另一方面，C的含量超过0.55％时，母材韧性降低。因此，将C的含量设为0.38～0.55％。另外，为了稳定地得到前述效果，C的含量优选设为0.40％以上。另外，C的含量优选设为0.51％以下。
Si：1.0％以下
Si是脱氧元素，还是通过固溶强化使铁素体的强度提升的元素。然而，Si的含量超过1.0％时，切削性降低，难以加工深孔。因此，将Si的含量设为1.0％以下。Si的含量优选设为0.8％以下。
需要说明的是，由于后述的Al也具有脱氧作用，所以对于Si的含量不必特别地确定下限。然而，为了利用前述Si的固溶强化作用来可靠地进行强度的确保，Si的含量优选设为0.03％以上、进一步优选设为0.10％以上。
Mn：0.20～2.0％
Mn与S键合而形成MnS，具有提高切削性、尤其是加工深孔时的切屑处理性的作用，此外延伸的MnS具有抑制龟裂的加剧而提高韧性的效果。另外，还是有效使高频淬火性提升的元素，也是通过固溶强化使铁素体的强度提升的元素。为了得到这些效果，含有0.20％以上的Mn。另一方面，含有超过2.0％的Mn时，切削性降低，难以加工深孔。因此，将Mn的含量设为0.20～2.0％。另外，为了在压低合金成本的基础上稳定地得到前述效果，Mn的含量优选设为0.40％以上、另外优选设为1.50％以下。
S：0.005～0.10％
S是本发明中重要的元素。S与Mn键合而形成MnS，具有提高切削性、尤其是加工深孔时的切屑处理性的作用，此外延伸的MnS具有抑制龟裂的加剧而提高韧性的效果。为了得到这些效果，含有0.005％以上的S。另一方面，S的含量变多而过多形成MnS时，反而使韧性降低。因此，将S的含量设为0.005～0.10％。另外，S的含量优选设为0.010％以上、更优选设为0.015％以上。另外，S的含量优选设为0.08％以下。
Cr：0.01～2.0％
Cr是有效提升高频淬火性的元素、也是通过固溶强化使铁素体的强度提升的元素，所以有必要含有0.01％以上。然而，Cr的含量超过2.0％时，切削性降低，难以加工深孔。因此，将Cr的含量设为0.01～2.0％。另外，Cr的含量优选设为0.05％以上、更优选设为0.10％以上。另外，Cr的含量优选设为1.8％以下。
Al：0.003～0.10％
Al具有脱氧作用，还与钢中的N键合形成AlN而有助于母材组织的微细化。为了得到这些效果，含有0.003％以上的Al。另一方面，Al的含量超过0.10％时，高频淬火性显著降低，进而还导致母材韧性的劣化。因此，将Al的含量设为0.003～0.10％。另外，Al的含量优选设为0.08％以下。另一方面，从防止高频淬火时的晶粒粗大化的观点来看，为了可靠地形成前述的AlN，Al的含量优选设为0.005％以上、进一步优选设为0.010％以上。
N：0.003～0.03％
N与钢中的Al键合形成AlN而有助于母材组织的微细化。为了得到这些效果，含有0.003％以上的N。另一方面，N的含量超过0.03％时，会导致母材韧性的降低。因此，将N的含量设为0.003～0.03％。另外，N的含量优选设为0.004％以上、另外优选设为0.02％以下。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材之一具有如下的化学组成：上述的C～N的元素、以及余量由Fe和杂质组成，杂质中的P为0.030％以下。
P：0.030％以下
P作为杂质被含有，引起晶界偏析和中心偏析，导致母材韧性的降低，尤其是其含量超过0.030％时，母材韧性显著降低。因此，将P的含量设为0.030％以下。另外，P的含量优选设为0.020％以下。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材除了上述的各元素之外还可以含有选自Cu、Ni、Mo、Ti、Nb、V、Ca和Pb中的1种以上的元素。
以下，对于作为任意元素的上述Cu、Ni、Mo、Ti、Nb、V、Ca和Pb的作用效果及含量的限定理由进行说明。
Cu、Ni和Mo具有使高频淬火性提升、并且提高母材韧性的作用，因此为了得到该效果而可以含有上述元素。以下，对此进行详细的说明。
Cu：0～1.0％
Cu具有使高频淬火性提升、提高母材韧性的作用，因此为了提升母材韧性而可以含有Cu。然而，Cu的含量超过1.0％时，切削性降低，难以加工深孔。因此，将含有时的Cu的量设为1.0％以下。另外，Cu的量优选设为0.80％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述的Cu的母材韧性提升效果，Cu的量优选设为0.05％以上、进一步优选设为0.10％以上。
Ni：0～3.0％
Ni具有使高频淬火性提升、提高母材韧性的作用，因此为了提升母材韧性而可以含有Ni。然而，Ni的含量超过3.0％时，切削性降低，难以加工深孔。因此，将含有时的Ni的量设为3.0％以下。另外，Ni的量优选设为2.0％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述的Ni的母材韧性提升效果，Ni的量优选设为0.05％以上、进一步优选设为0.10％以上。
Mo：0～0.50％
Mo具有使高频淬火性提升、提高母材韧性的作用，因此为了提升母材韧性而可以含有Mo。然而，Mo的含量超过0.50％时，切削性降低，难以加工深孔。因此，将含有时的Mo的量设为0.50％以下。另外，Mo的量优选设为0.40％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述的Mo的母材韧性提升效果，Mo的量优选设为0.05％以上、进一步优选设为0.10％以上。
需要说明的是，上述的Cu、Ni和Mo可以只含有其中的任意1种、或者可以复合含有2种以上。另外，这些元素的总量为4.50％也无妨、优选设为3.20％以下。
Ti、Nb和V具有晶粒微细化作用，所以为了得到该效果而可以含有上述元素。以下，对此进行详细的说明。
Ti：0～0.10％
Ti与钢中的C或N键合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物，具有在热轧或高频淬火时将晶粒微细化的作用，所以为了晶粒微细化而可以含有Ti。然而，含有超过0.10％的量的Ti时，虽可期待晶粒的微细化效果，但导致韧性的降低。因此，将含有时的Ti的量设为0.10％以下。另外，从抑制韧性降低这方面来看，Ti的量优选设为0.08％以下。
另一方面，为了使Ti的晶粒微细化效果、尤其是高频淬火时的晶粒微细化效果稳定地发挥，Ti的量优选设为0.010％以上、进一步优选设为0.015％以上。
Nb：0～0.10％
Nb与钢中的C或N键合而形成碳化物或碳氮化物，具有将晶粒微细化的作用。另外，Nb还有使钢的强度提升的作用。然而，Nb的含量超过0.10％时，不仅其效果饱和、成本增加，而且导致韧性的降低。因此，将含有时的Nb的量设为0.10％以下。另外，Nb的量优选设为0.08％以下。
另一方面，为了稳定地得到Nb的晶粒微细化效果，Nb的量优选设为0.010％以上、进一步优选设为0.015％以上。
V：0～0.30％
V与钢中的C或N键合而形成碳化物或碳氮化物，具有将晶粒微细化的作用。另外，V还有使钢的强度提升的作用。然而，V的含量超过0.30％时，不仅其效果饱和、成本增加，而且导致韧性的降低。因此，将含有时的V的量设为0.30％以下。另外，V的量优选设为0.25％以下。
另一方面，为了稳定地得到V的晶粒微细化效果，V的量优选设为0.010％以上、进一步优选设为0.020％以上。
需要说明的是，上述的Ti、Nb和V可以只含有其中的任意1种、或者可以复合含有2种以上。另外，这些元素的总量为0.50％也无妨、优选设为0.41％以下。
含有Ca和Pb时，可以期待切削性的进一步提升，因此为了得到该效果而可以含有上述元素。以下，对此进行详细的说明。
Ca：0～0.005％
Ca具有使钢的切削性提升的作用。因此，根据需要可以含有Ca。然而，Ca的含量超过0.005％时，会导致热加工性降低、制造性降低。因此，将含有时的Ca的量设为0.005％以下。Ca的量优选设为0.0035％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述的Ca的切削性提升效果，Ca的量期望设为0.0005％以上。
Pb：0～0.30％
Pb与Ca同样地也在含有时具有使切削性提升的作用。因此，根据需要可以含有Pb。然而，Pb的含量超过0.30％时，前述的切削性提升效果饱和，热加工性过度降低、难以制造。因此，将含有时的Pb的量设为0.30％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述的切削性提升效果，Pb的量期望设为0.05％以上。
2.显微组织：
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的显微组织含有铁素体、层状珠光体和渗碳体。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的情况下，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均粒径超过10μm时，难以得到作为目标的母材韧性。因此，将上述铁素体的平均粒径设为10μm以下。另外，上述铁素体的平均粒径优选为8μm以下。
上述铁素体的平均粒径极小的话在基于晶粒微细化实现强化的方面是优选的，但为了形成亚微米级的晶粒，需要特殊的加工条件或设备，工业上难以实现。因此，作为工业上可实现的尺寸的上述铁素体的平均粒径的下限为1μm左右。
上述铁素体的平均粒径如下求出即可：例如，分别求出轧制圆钢材的表面起算1mm的位置、表面起算半径的1/4位置(以下，称为“R/4位置”。“R”是指半径。以下也同样)以及表面起算半径的1/2位置(以下，称为“R/2位置”)这3个位置的铁素体粒径之后，对这3处的铁素体粒径进行算术平均。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的情况下，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的层状珠光体的面积率为20％以上时，导致母材韧性的降低。因此，将上述层状珠光体的面积率规定为小于20％。上述层状珠光体的面积率优选为15％以下，也可以为0％。
上述层状珠光体的面积率如下求出即可：例如，分别求出轧制圆钢材的表面起算1mm的位置、R/4位置和R/2位置这3个位置的层状珠光体的面积率之后，对这3个位置的层状珠光体的面积率进行算术平均。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的情况下，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的球状渗碳体的个数低于4×105个/mm2时，导致母材韧性的降低。因此，将上述球状渗碳体的个数设为4×105个/mm2以上。上述球状渗碳体的个数优选为5×105个/mm2以上，另外优选为1.0×1012个/mm2以下。
上述球状渗碳体的个数如下求出即可：例如，分别求出轧制圆钢材的表面起算1mm的位置、R/4位置和R/2位置这3个位置的球状渗碳体的个数之后，对这3个位置的球状渗碳体的个数进行算术平均。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的情况下，在垂直于轧制方向的截面，中心部的层状珠光体的面积率小于20％时，韧性变高而导致切屑处理性的降低。因此，将上述层状珠光体的面积率规定为20％以上。上述层状珠光体的面积率优选为25％以上，另外优选为80％以下。
上述层状珠光体的面积率如下求出即可：例如，分别求出轧制圆钢材的表面起算半径的3/4位置(以下，称为“3R/4位置”)和中心这2个位置的层状珠光体的面积率之后，对这2个位置的层状珠光体的面积率进行算术平均。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的情况下，在垂直于轧制方向的截面，中心部的球状渗碳体的个数为4×105个/mm2以上时，韧性变高而导致切屑处理性的降低。因此，将上述球状渗碳体的个数规定为小于4×105个/mm2。上述球状渗碳体的个数可以为0个/mm2，优选为1×102个/mm2以上，另外优选为3×105个/mm2以下。
上述球状渗碳体的个数如下求出即可：例如，分别求出轧制圆钢材的3R/4位置和中心这2个位置的球状渗碳体的个数之后，对这2个位置的球状渗碳体的个数进行算术平均。
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的情况下，在穿过该圆钢材的中心线并平行于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比小于3时，龟裂易在垂直于轧制方向的截面加剧，导致韧性的降低。因此，将上述铁素体的长径比设为3以上。上述铁素体的平均长径比优选为4以上，另外优选为45以下。
上述铁素体的平均长径比如下求出即可：例如，分别求出轧制圆钢材的表面起算1mm的位置、R/4位置和R/2位置这3个位置的铁素体的平均长径比之后，对这3个位置的铁素体的平均长径比进行算术平均。
上述的本发明的转向齿杆用轧制圆钢材的显微组织可以通过对具有已述的化学组成的被轧材例如下面所示地进行热轧、冷却而得到。
作为热轧方法，具备2道以上的轧制工序的全连续式热轧方法适合于制造本发明的转向齿杆用轧制圆钢材。因此，以下的说明基于利用上述的全连续式热轧方法的轧制(以下，简称为“全连续式热轧”)而进行。
将具有已述的化学成分的被轧材加热至670～850℃的温度域之后，开始全连续式热轧。
加热温度高于850℃时，应变易于被释放，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体平均粒径、层状珠光体面积率和球状渗碳体个数之中的1个以上有时偏离前述项“2.显微组织”中记述的条件。另外，加热温度低于670℃时，在前述截面，中心部的层状珠光体面积率和球状渗碳体个数之中的1个以上有时偏离前述的显微组织条件。
需要说明的是，关于上述的670～850℃这一温度域下的加热，不仅是使被轧材(原材料)的温度上升至规定的区域，而且为了使原材料的截面内温度均一也会进行持续长时间的加热处理，此情况下，在原材料表面会发生铁素体脱碳。因此，为了抑制上述铁素体脱碳，上述温度域下的加热时间优选设为3小时以下。
上述全连续式热轧以满足下述条件〔1〕和〔2〕的方式进行即可。
〔1〕被轧材的表面温度为500～810℃，并且650～810℃的温度范围的累积截面收缩率为30％以上，此外500℃以上且小于650℃的温度范围的累积截面收缩率为35％以上。但是，上述“被轧材的表面温度”不包括后述的中间冷却工序中的被轧材的表面温度。
〔2〕“v(m/s)”表示全连续式热轧结束时刻、即最终的轧机出口侧处的被轧材速度(以下，称为“最终速度”)，“Rd(％)”表示全连续式热轧的总截面收缩率，“T(℃)”表示被轧材的加热温度，满足下述所示的fn(1)式为0以上。
fn(1)＝v·Rd/100-(1000-T)/100
其中，将截面积A的被轧材轧制至截面积A’时的截面收缩率(％)由式{(A-A’)/A}×100求出。
另外，“总截面收缩率”是指，将全连续式热轧中的被轧材的轧制前的截面积设为A0、将出最终轧机之后的截面积设为Af时，由式{(A0-Af)/A0}×100求出的值(％)。
关于〔1〕，若轧制时被轧材的温度大于810℃，则应变易被释放，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体平均粒径、层状珠光体面积率和球状渗碳体个数之中的1个以上有时偏离前述项“2.显微组织”记述的条件。另外，上述的温度低于500℃时，轧机负荷显著升高，并且轧制时易产生裂纹。因此，轧制时的被轧材的表面温度优选为500～810℃。
此外，650～810℃的温度范围的累积截面收缩率小于30％时，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体平均粒径、层状珠光体面积率和球状渗碳体个数之中的1个以上有时偏离前述的显微组织条件。为了防止过多增设制造生产线，上述650～810℃的累积截面收缩率的上限为99.5％左右。
另外，500℃以上且小于650℃的温度范围的累积截面收缩率小于35％时，穿过被轧材的中心线并平行于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比以及垂直于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的球状渗碳体个数之中的1个以上有时偏离前述的显微组织条件。为了防止过多增设制造生产线，500℃以上且小于650℃的累积截面收缩率的上限为80％左右。
〔2〕是为了使垂直于轧制方向的截面中的中心部的显微组织为前述项“2.显微组织”记述的显微组织而凭经验得到的式子。fn(1)小于0时，在垂直于轧制方向的截面，中心部的层状珠光体的面积率和球状渗碳体的个数之中的1个以上有时偏离前述的显微组织条件。
轧制本发明的齿杆用轧制圆钢材时，在中途工序可以进行水冷等的中间冷却。需要说明的是，在中间冷却工序中，有时会使被轧材的表面温度暂时低于500℃。然而，即便因该冷却使被轧材的表面温度低于500℃的情况下，若在利用被轧材内部的显热复热至500℃以上的温度之后开始接下来的轧制工序，则可以使因冷却导致被轧材的表面温度暂时低于500℃的影响消失。另外，被轧材的未相变奥氏体若相变为马氏体、贝氏体之类的硬质相，则存在得不到本发明所规定的显微组织的情况。为了防止此情况，中间冷却工序优选是使被轧材的表面温度暂时低于500℃之后到复热至500℃以上的温度为止的时间Δt为10秒以下的冷却。进而，为了追求更稳定的利用全连续热轧的制造，优选的是Δt为8秒以下的中间冷却工序。
如上所述地进行全连续式热轧而加工为规定的形状之后，截至500℃的温度域以表面的冷却速度为0.5～200℃/s的条件进行最终冷却即可。
全连续热轧结束后，表面的冷却速度小于0.5℃/s时，在垂直于轧制方向的截面，中心部的层状珠光体的面积率和球状渗碳体的个数之中的1个以上有时偏离前述项“2.显微组织”记述的条件。另一方面，若表面的冷却速度超过200℃/s，则存在未相变的奥氏体会相变为马氏体、贝氏体之类的硬质相的情况。
以下，通过实施例更详细地说明本发明。
实施例
(实施例1)
准备由具有表1所示化学组成的钢A～W形成的方坯(160mm见方且长度为10m)。
[表1]
通过具备冷却设备的全连续式热轧生产线按照表2中试验编号1～31所示的条件将前述的方坯轧制成直径34mm的棒钢。具体而言，用粗轧机组加工至直径60mm、并且用中轧机组加工至直径50mm之后，用精轧机组加工成直径34mm的棒钢，进行“总截面收缩率：Rd”为96.4％的热轧。
用粗轧机组和中轧机组将160mm见方的方坯加工至直径50mm时的累积截面收缩率为92.3％。另外，将出自粗轧机组的直径60mm的被轧材用中轧机组和精轧机组加工成直径34mm的棒钢时的累积截面收缩率为67.9％。将160mm见方的方坯用粗轧机组、中轧机组和精轧机组加工成直径34mm的棒钢时的累积截面收缩率即总截面收缩率为96.4％。
·粗轧机组：由8台轧机构成；
·中轧机组：由4台轧机构成；
·精轧机组：由4台轧机构成；
·冷却带：设置在粗轧机组的第8台轧机与中轧机组的第1台轧机之间、以及中轧机组的第4台轧机与精轧机组的第1台轧机之间。
需要说明的是，使用辐射温度计测定轧制时的被轧材的表面温度以及连续轧制结束后的冷却过程中的被轧材的表面温度，并且测定中间的冷却工序后至紧接其后的轧制工序开始时为止的时间Δt’。
连续轧制结束后、即利用精轧机组的第4台轧机的轧制结束之后，在大气中放冷、或通过风冷等使冷却介质变化来控制冷却速度，最终冷却至500℃。另外，之后的冷却在大气中放冷。
表2中，将粗轧机组、中轧机组和精轧机组分别表述为“粗组”、“中间组”和“精组”。
需要说明的是，表2中记载的粗组、中间组和精组栏中的“入口温度”和“出口温度”分别表示使用辐射温度计测定的被轧材即将进入粗组、中间组和精组之前以及被轧材刚从粗组、中间组和精组出去之后的时刻的被轧材的表面温度，轧制后截至500℃的冷却速度由使用辐射温度计测定的上述被轧材的表面温度和截至500℃的冷却时间而求出。
需要说明的是，关于试验编号1～31，中间的冷却工序后至紧接其后的轧制工序开始时为止的时间Δt’在所有情况中均为8秒以下。
[表2]
对于如上所述地得到的各棒钢，按照下面所示的方法调查显微组织、拉伸特性、冲击特性和切削性。
从直径34mm的各棒钢中切取长度为20mm的试验片，将这些试验片的垂直于轧制方向的截面以及穿过中心线并平行于轧制方向的截面分别作为检测面地埋入树脂中，进行镜面研磨。
对于垂直于轧制方向的截面，首先，用3％硝酸乙醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行腐蚀而使显微组织显露，用扫描电子显微镜(以下，称为“SEM”)观察，进行相的识别，并且调查铁素体的平均粒径和层状珠光体的面积率。
具体而言，关于自表面至半径的1/2位置的区域的显微组织，对于表面起算1mm的位置、表面起算4.25mm的位置(R/4位置)和表面起算8.5mm的位置(R/2位置)的共计3个位置的组织，以倍率2000倍用SEM对每个位置在圆周方向每90°的共计4个视场且总计12个视场进行观察，进行构成显微组织的相的识别，并且使用其拍摄图像通过图像分析软件求出铁素体的平均粒径和层状珠光体的面积率。同样地，关于中心部的显微组织，对于表面起算12.75mm的位置(3R/4位置)和中心位置的共计2个位置的组织，以倍率2000倍用SEM对3R/4位置在圆周方向每90°的4个视场、对中心位置的1个视场的总计5个视场进行观察，进行构成显微组织的相的识别，并且使用其拍摄图像通过图像分析软件求出铁素体的平均粒径和层状珠光体的面积率。
接着，将上述已用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的试样再次镜面研磨之后，用苦味酸乙醇(苦味醇液)进行腐蚀，用SEM进行观察，分别对于自表面至半径的1/2位置的区域和中心部调查每1mm2面积的球状渗碳体的个数。即，关于自表面至半径的1/2位置的区域，对于上述的表面起算1mm的位置、R/4位置和R/2位置的共计3个位置的组织，以倍率5000倍用SEM对每个位置在圆周方向每90°的共计4个视场且总计12个视场进行观察，使用其拍摄图像通过图像分析软件逐个测定各渗碳体的长径L和短径W，计数L/W为2.0以下的渗碳体、即球状渗碳体的个数，最终算出每1mm2面积的球状渗碳体的个数(个/mm2)。同样地，关于中心部，对于上述的3R/4位置和中心位置的共计2个位置的组织，以倍率5000倍用SEM对3R/4位置在圆周方向每90°的共计4个视场、对中心位置的1个视场的总计5个视场进行观察，使用其拍摄图像通过图像分析软件而算出每1mm2面积的球状渗碳体的个数。
另一方面，对于穿过中心线并平行于轧制方向的截面，镜面研磨后，进一步进行电解研磨，通过电子背散射花样法(以下，称为“EBSD”)进行观察。
具体而言，关于自表面至半径的1/2位置的区域的显微组织，对于上述的表面起算1mm的位置、R/4位置和R/2位置的共计3个位置的组织，用EBSD进行观察，测定铁素体的取向，以15°以上的取向差作为晶界进行图像分析，由此求出铁素体的平均长径比。
对于拉伸特性，以直径34mm的各棒钢的R/4位置为试验片的中心轴的方式采集JISZ 2241(2011)所规定的14A号试验片(其中，平行部直径：4mm)，将标距设为20mm，在室温下实施拉伸试验，求出拉伸强度(MPa)。
对于冲击特性，如图1示意性所示，以缺口的方向为表面、直径34mm的各棒钢的R/4位置恰好为缺口底位置的方式采集已述的V型缺口夏比冲击试验片，25℃下实施夏比冲击试验，求出冲击值(J/cm2)。
对于切削性，将直径34mm的各棒钢切断为长度170mm之后，使用直径8.0mm的枪钻，测定按照下述条件以垂直于轧制方向的截面的中心为基准沿轧制方向进行深孔加工至深度150mm时的转矩，从而评价切削阻力。
·转速：2300rpm；
·进给量：0.05mm/rev；以及
·给油压力：5MPa。
需要说明的是，母材韧性的目标是冲击值为120J/cm2以上。另外，切削性的目标设为上述转矩为300N·cm以下。
表3显示上述的各调查结果。需要说明的是，表3的“评价”栏中的标记“○”是指同时满足冲击特性和切削性的目标，而标记“×”是指上述的目标之中的至少一者未能实现。
[表3]
由表3可知，满足本发明所规定的化学组成和显微组织的条件的试验编号1～17的棒钢的情况下，其评价为“○”，不进行调质处理也具有目标特性(使用V型缺口夏比冲击试验片的夏比冲击试验中的试验温度25℃下的冲击值为120J/cm2以上这一优异的母材韧性以及利用枪钻进行深孔加工时的转矩为300N·cm以下这一优异的切削性)。
与此相对，可知偏离本发明所规定的化学组成和显微组织的条件中的至少任一者的试验编号18～31的棒钢的情况下，其评价为“×”，得不到目标特性，不能省略调质处理。
即，试验编号18的情况下，所用的钢R的C含量高达0.58％、大于本发明所规定的值。因此，V型缺口夏比冲击值低至100J/cm2。
试验编号19的情况下，所用的钢S的Si含量高达1.21％、大于本发明所规定的值。因此，利用枪钻进行深孔加工时的转矩高达360N·cm。
试验编号20的情况下，所用的钢T的Mn含量高达2.20％、大于本发明所规定的值。因此，利用枪钻进行深孔加工时的转矩高达355N·cm。
试验编号21的情况下，所用的钢U的P含量高达0.052％、大于本发明所规定的值。因此，V型缺口夏比冲击值低至95J/cm2。
试验编号22的情况下，所用的钢V的S含量低至0.003％、小于本发明所规定的值。因此，V型缺口夏比冲击值低至110J/cm2，利用枪钻进行深孔加工时的转矩高达420N·cm。
试验编号23的情况下，所用的钢W的Cr含量高达2.18％、大于本发明所规定的值。因此，利用枪钻进行深孔加工时的转矩高达450N·cm。
试验编号24～28的情况下，虽然所用的钢E的化学组成满足本发明所规定的条件，但显微组织偏离本发明所规定的范围。因此，冲击特性和切削性之中至少一者未达到目标。
具体而言，试验编号24的情况下，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均粒径为13.3μm、偏离本发明所规定的范围。因此，V型缺口夏比冲击值低至110J/cm2。
试验编号25的情况下，垂直于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均粒径、层状珠光体的面积率和球状渗碳体的个数以及穿过中心线并平行于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比分别为11.5μm、35.5％、3.0×105个/mm2和2.3，偏离本发明所规定的范围。因此，V型缺口夏比冲击值低至90J/cm2。
试验编号26的情况下，在垂直于轧制方向的截面，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均粒径以及中心部的层状珠光体的面积率和球状渗碳体的个数分别为10.3μm、12.3％和7.5×105个/mm2，偏离本发明所规定的范围。因此，V型缺口夏比冲击值低至105J/cm2，利用枪钻进行深孔加工时的转矩高达450N·cm。
试验编号27的情况下，穿过中心线并平行于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比为1.5、偏离本发明所规定的范围。因此，V型缺口夏比冲击值低至110J/cm2。
试验编号28的情况下，在垂直于轧制方向的截面，中心部的层状珠光体面积率和球状渗碳体个数分别为11.5％和4.5×105个/mm2、偏离本发明所规定的范围。因此，利用枪钻进行深孔加工时的转矩高达325N·cm。
试验编号29～31的情况下，虽然所用的钢J、钢M和钢P的化学组成满足本发明所规定的条件，但显微组织偏离本发明所规定的范围。因此，冲击特性和切削性之中的1个以上未达到目标。
具体而言，试验编号29的情况下，垂直于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均粒径、层状珠光体的面积率和球状渗碳体的个数以及穿过中心线并平行于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比分别为17.9μm、40.3％、5.0×104个/mm2和1.5，偏离本发明所规定的范围。因此，V型缺口夏比冲击值低至75J/cm2。
试验编号30的情况下，垂直于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均粒径以及中心部的层状珠光体面积率和球状渗碳体的个数分别为11.2μm、5.3％和7.5×105个/mm2，偏离本发明所规定的范围。因此，V型缺口夏比冲击值低至100J/cm2，利用枪钻进行深孔加工时的转矩高达490N·cm。
试验编号31的情况下，穿过中心线并平行于轧制方向的截面中的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比为1.4、偏离本发明所规定的范围。因此，V型缺口夏比冲击值低至105J/mm2。
需要说明的是，本试验编号中用粗组和精组实施了650～810℃的轧制，对于此情况的650～810℃的累积截面收缩率，以〔(粗组的截面收缩率)+(100-粗组及中间组的累积截面收缩率)×精组的截面收缩率/100〕的方式算出。即，此情况的650～810℃的累积截面收缩率为〔89.0+(100-92.3)×53.8/100〕＝93.1％。
(实施例2)
使用实施例1中得到的试验编号5、试验编号10、试验编号13、试验编号16、试验编号18、试验编号25、试验编号29和试验编号31的直径34mm的棒钢，制作了模拟齿杆的试验片。
首先，对直径34mm的棒钢进行喷丸处理，去除表面氧化皮，然后在表面被赋予润滑油的状态下进行拉拔加工至直径31mm。
接着，将上述的拉拔材加工成图2所示的模拟转向齿杆的试验片。
进而，将高频淬火的条件进行各种调整来进行高频淬火以使相当于齿杆的齿底的部位的硬化层深度(维氏硬度达到450的表面起算的深度)为1mm。然后，出于防止高频淬火后的裂纹的目的，180℃下进行2小时的回火处理。
接着，使用上述的在高频淬火后进行了回火的试验片，如图3所示，以支点间距180mm、压凹速度1.0mm/分钟进行3点弯曲试验，采集“负荷-冲程(压凹距离)曲线”，将最大负荷、即产生龟裂而负荷变动时的负荷作为“龟裂产生负荷”。
接着，使3点弯曲试验后的试验片强制断裂之后，对其断裂面进行外观拍摄，通过图像分析处理，求出弯曲试验时加剧的龟裂相对于整个截面的面积率，从而评价龟裂加剧阻力。需要说明的是，抗破损特性将上述弯曲试验时加剧的龟裂的面积率为30％以下作为目标。
表4显示上述的各调查结果。需要说明的是，表4的“评价”栏中的标记“○”是指弯曲试验时加剧的龟裂的面积率为30％以下、满足目标，而标记“×”是指不能满足上述目标。
[表4]
表4
由表4可知，使用了满足本发明所规定的化学组成及显微组织的条件的试验编号5、试验编号10、试验编号13和试验编号16的棒钢的试验编号32～35的情况下，其评价为“○”，不进行调质处理也具有3点弯曲试验时加剧的龟裂的面积率为30％以下的优异特性。
与此相对，使用了试验编号18的棒钢的试验编号36的情况下，如表3所示，由于其V型缺口夏比冲击值低至100J/cm2，所以3点弯曲试验中加剧的龟裂的面积率也大到85％，抗破损特性低。
同样地，使用了试验编号25的棒钢的试验编号37的情况下，如表3所示，由于其V型缺口夏比冲击值低至90J/cm2，所以3点弯曲试验中加剧的龟裂的面积率也大到65％，抗破损特性低。
使用了试验编号29的棒钢的试验编号38的情况也如表3所示，由于其V型缺口夏比冲击值低至75J/cm2，所以3点弯曲试验中加剧的龟裂的面积率也大到70％，抗破损特性低。
使用了试验编号31的棒钢的试验编号39的情况也如表3所示，由于其V型缺口夏比冲击值低至105J/cm2，所以3点弯曲试验中加剧的龟裂的面积率也大到80％，抗破损特性低。
产业上的可利用性
本发明的转向齿杆用轧制圆钢材并不一定需要含有昂贵的V，并且即便不进行调质处理，在轧制圆钢材的状态下也具有使用了V型缺口夏比冲击试验片的夏比冲击试验中的试验温度25℃下的冲击值为120J/cm2以上的高的母材韧性，此外具有使用枪钻在中心部加工深孔所需的良好的切削性，所以适合作为转向齿杆的原材料使用。
另外，本发明的转向齿杆可以通过不调质地直接使用上述转向齿杆用轧制圆钢材而得到。

Claims (9)

1.一种转向齿杆用轧制圆钢材，其中，
化学组成以质量％计为：
C：0.38～0.55％、
Si：1.0％以下、
Mn：0.20～2.0％、
S：0.005～0.10％、
Cr：0.01～2.0％、
Al：0.003～0.10％、
N：0.003～0.03％、
Cu：0～1.0％、
Ni：0～3.0％、
Mo：0～0.50％、
Ti：0～0.10％、
Nb：0～0.10％、
V：0～0.30％、
Ca：0～0.005％、
Pb：0～0.30％、
余量：Fe和杂质，
杂质中的P为0.030％以下；
显微组织含有铁素体、层状珠光体和渗碳体，
在垂直于轧制方向的截面，
自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均粒径为10μm以下、
层状珠光体的面积率小于20％、
渗碳体中的长径L/短径W为2.0以下的渗碳体的个数为4×105个/mm2以上，
从中心到半径的1/4为止的区域的层状珠光体的面积率为20％以上、
渗碳体中的长径L/短径W为2.0以下的渗碳体的个数小于4×105个/mm2，并且
在穿过该圆钢材的中心线并平行于轧制方向的截面，
自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长径比为3以上。
2.根据权利要求1所述的转向齿杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Cu：0.10～1.0％、Ni：0.10～3.0％和Mo：0.10～0.50％中的1种以上。
3.根据权利要求1所述的转向齿杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Ti：0.010～0.10％、Nb：0.010～0.10％和V：0.010～0.30％中的1种以上。
4.根据权利要求2所述的转向齿杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Ti：0.010～0.10％、Nb：0.010～0.10％和V：0.010～0.30％中的1种以上。
5.根据权利要求1所述的转向齿杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.005％和Pb：0.05～0.30％中的1种以上。
6.根据权利要求2所述的转向齿杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.005％和Pb：0.05～0.30％中的1种以上。
7.根据权利要求3所述的转向齿杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.005％和Pb：0.05～0.30％中的1种以上。
8.根据权利要求4所述的转向齿杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Ca：0.0005～0.005％和Pb：0.05～0.30％中的1种以上。
9.一种转向齿杆，其不调质地直接使用权利要求1～8中任一项所述的转向齿杆用轧制圆钢材。
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Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6530882B2 (ja) * 2012-12-27 2019-06-12 高周波熱錬株式会社 ラック製造装置及びラック製造方法
JP6343431B2 (ja) * 2013-06-03 2018-06-13 高周波熱錬株式会社 ラック製造方法及び中空ラックバー
CN105492644B (zh) * 2013-08-26 2017-04-12 新日铁住金株式会社 转向齿条杆用轧制圆钢材以及转向齿条杆
US10562138B2 (en) * 2015-11-04 2020-02-18 Neturen Co., Ltd. Method for manufacturing rack bar
CN106521336B (zh) * 2016-11-09 2017-12-26 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢及其生产方法
US11214856B2 (en) 2017-02-28 2022-01-04 Nippon Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet, hot coil, and automobile exhaust flange member
CN106939391A (zh) * 2017-04-01 2017-07-11 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种Ca微合金化易切削高强度胀断连杆用钢及制造方法
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
CN113710821B (zh) * 2019-05-16 2023-06-23 日本制铁株式会社 钢线以及热轧线材
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
CN112080700B (zh) * 2020-09-14 2022-02-01 新余钢铁股份有限公司 一种高硫低铝易切削钢连铸板坯及其生产方法
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
CN115161550B (zh) * 2022-06-01 2023-10-20 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种大型液压冲击破碎器用高强度紧固件用钢及其制造方法
CN115404414B (zh) * 2022-08-26 2023-05-23 浙江丰原型钢科技有限公司 一种热处理圆钢及设备
CN115369324B (zh) * 2022-09-05 2023-12-08 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种汽车用38MnVS5稀土易切削热轧圆钢及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1701127A (zh) * 2003-01-17 2005-11-23 杰富意钢铁株式会社 疲劳强度优良的高强度钢材及其制造方法
CN1791696A (zh) * 2003-05-27 2006-06-21 光洋精工株式会社 转向齿条用棒钢、其制造方法、以及使用其的转向齿条
CN1942692A (zh) * 2004-04-14 2007-04-04 株式会社捷太格特 小齿轮轴
CN103003462A (zh) * 2010-07-20 2013-03-27 新日铁住金株式会社 热锻造用轧制棒钢或线材

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3904351B2 (ja) 1999-02-26 2007-04-11 独立行政法人物質・材料研究機構 高強度・高靱性棒材とその製造方法
EP1584700A4 (en) 2003-01-17 2007-03-28 Jfe Steel Corp HIGH STRENGTH STEEL PRODUCT HAVING EXCELLENT WEAR RESISTANCE, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
KR20080109351A (ko) * 2007-06-13 2008-12-17 현대자동차주식회사 차량의 스티어링 랙 바 제조용 비조질강
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
KR101939435B1 (ko) 2012-08-20 2019-01-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉간 단조용 환강재

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1701127A (zh) * 2003-01-17 2005-11-23 杰富意钢铁株式会社 疲劳强度优良的高强度钢材及其制造方法
CN1791696A (zh) * 2003-05-27 2006-06-21 光洋精工株式会社 转向齿条用棒钢、其制造方法、以及使用其的转向齿条
CN1942692A (zh) * 2004-04-14 2007-04-04 株式会社捷太格特 小齿轮轴
CN103003462A (zh) * 2010-07-20 2013-03-27 新日铁住金株式会社 热锻造用轧制棒钢或线材

Also Published As

Publication number Publication date
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