CN107614726B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种使淬透性和原材料成形性提高的钢板，其特征在于，其具有规定的成分组成，钢板的金属组织满足：碳化物的平均粒径为0.4μm～2.0μm、珠光体的面积率为6％以下、将铁素体晶粒内的碳化物的个数设定为A且将铁素体晶界的碳化物的个数设定为B时B/A＞1、以及将上述钢板的1/2板厚部分的板面处的{211}＜011＞的X射线衍射强度设定为I1且将{100}＜011＞的X射线衍射强度设定为I0时I1/I0＜1；钢板的维氏硬度为100HV～150HV。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
对于以质量％计含有0.1～0.7％的碳的钢板而言，对坯料实施冲压成形、 扩孔成形、弯曲成形、拉深成形、增厚和减厚成形或者将这些组合而成的 冷锻等成形，用作制造汽车的齿轮、离合器等驱动系部件的原材料。由于 实施钢板的淬火回火来确保这样的部件的强度，因此对钢板要求高淬透性。
进而，对于作为上述驱动系部件的原材料的钢板要求冷态期间的高成 形性。就部件成形而言，拉深成形和/或增厚成形为主，在部件成形中左右 原材料成形性的最大的因素是塑性各向异性。钢板中的塑性各向异性的改 善对于钢板应用于部件成形变得必要。
关于所要求的淬透性和改善了塑性各向异性的成形性，迄今为止提出 了几个方案，在下面的专利文献中公开了冷锻性及耐冲击特性优异的钢板。
例如，专利文献1中公开了一种机械结构用钢，其是作为通过抑制渗 碳热处理中的晶粒的粗大化来使韧性得以提高的机械结构用钢，其以质量％ 计含有：C：0.10～0.30％、Si：0.05～2.0％、Mn：0.10～0.50％、P：0.030％ 以下、S：0.030％以下、Cr：1.80～3.00％、Al：0.005～0.050％、Nb：0.02～ 0.10％、N：0.0300％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，冷加工 前的组织为铁素体及珠光体组织，铁素体粒径的平均值为15μm以上。
专利文献2中公开了一种钢，其是作为冷加工性和渗碳淬透性优异的 钢，其含有：C：0.15～0.40％、Si：1.00％以下、Mn：0.40％以下、sol.Al： 0.02％以下、N：0.006％以下、B：0.005～0.050％，剩余部分由Fe及不可避 免的杂质构成，并且具有以铁素体相和石墨相为主体的组织。
专利文献3中公开了一种冲击强度优异的渗碳锥齿轮用钢材、高韧性 渗碳锥齿轮及其制造方法。
专利文献4中公开了一种渗碳部件用钢，其相对于由球状化退火后进 行冷锻并进行渗碳淬火回火工序制造的部件而言，具有优异的加工性，与 此同时即使是在其后的渗碳仍抑制晶粒的粗大化，具有优异的耐冲击特性、 耐冲击疲劳特性。
专利文献5中公开了一种钢，其是作为等离子渗碳用冷作工具钢，其 含有：C：0.40～0.80％、Si：0.05～1.50％、Mn：0.05～1.50％及V：1.8～ 6.0％，进一步含有Ni：0.10～2.50％、Cr：0.1～2.0％及Mo：3.0％以下的1 种或2种以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
另一方面，作为成形性改善即塑性各向异性改善，有以下的提案。
例如，在专利文献6中提案有：在C：0.25～0.75％的情况下，规定碳 化物粒径和球状化率，通过冷轧率和箱式退火条件、热轧的卷取温度、由 织构规定进行的面内各向异性的改善的规定，从而来限定r值和Δr。
在专利文献7和8中提案有：通过规定在精轧机的机架间的热轧材料 的加热、退火条件，从而减小Δr值，改善面内各向异性。在专利文献8中 提案有一种钢板，其通过在热轧中规定在Ar3点以上的温度下的精轧、在 500～630℃下的卷取，从而使面内各向异性变小。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-040376号公报
专利文献2：日本特开平06-116679号公报
专利文献3：日本特开平09-201644号公报
专利文献4：日本特开2006-213951号公报
专利文献5：日本特开平10-158780号公报
专利文献6：日本特开2000-328172号公报
专利文献7：日本特开2001-073076号公报
专利文献8：日本特开2001-073077号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在上述的专利文献中，虽提案有面内各向异性的改善，但未能提出直 至兼具部件所要求的强度即淬透性的方案。
本发明鉴于以往技术的上述情况，目的在于提供使淬透性和原材料成 形性提高、特别是适合于通过增厚等冷锻进行成形来获得齿轮等部件的钢 板及其制造方法。
用于解决课题的手段
为了解决上述的课题，得到适合于驱动系部件等的原材料的钢板，可 以理解只要在含有用于提高淬透性所需的C的钢板中，增大铁素体的粒径， 使碳化物(主要为渗碳体)以适当的粒径球状化，减少珠光体组织即可。 其基于以下的理由。
铁素体相的硬度低，延展性高。因此，在以铁素体作为主体的组织中， 通过增大其粒径，能够提高原材料成形性。
碳化物由于通过适当地分散于金属组织中，从而能够维持原材料成形 性，并且赋予优异的耐磨损性、转动疲劳特性，所以是对驱动系统部件不 可缺少的组织。此外，钢板中的碳化物是妨碍滑动的牢固的粒子，通过使 碳化物存在于铁素体晶界，从而能够防止越过晶体晶界的滑动的传播、抑 制剪切带的形成，使冷锻性提高，同时也使钢板的成形性提高。
但是，由于渗碳体是硬而脆的组织，如果以与铁素体的层状组织即珠 光体的状态存在，则钢会变硬变脆，所以需要以球状存在。如果考虑冷锻 性、锻造时的龟裂的产生，则其粒径需为适当的范围。
然而，用于实现上述的组织的制造方法迄今为止没有被公开。于是， 本发明的发明者们对用于实现上述的组织的制造方法进行了深入研究。
其结果是，发现了：为了将热轧后的卷取后的钢板的金属组织制成在 片层间距小的微细的珠光体或细小的铁素体中分散有渗碳体而成的贝氏体 组织，以较低的温度(400℃～550℃)进行卷取。通过以较低的温度进行 卷取，分散于铁素体中的渗碳体也变得容易球状化。接着，作为第1段退 火，通过在刚好低于Ac1点的温度下的退火对渗碳体进行部分地球状化。 接着，作为第2段退火，通过在Ac1点与Ac3点间的温度(所谓的铁素体 和奥氏体的二相区)下的退火，使铁素体晶粒的一部分残留，并且使一部 分发生奥氏体相变。其后，通过进行慢冷却而使残留的铁素体晶粒生长， 并且以此为核而使奥氏体发生铁素体相变，由此能够在得到大的铁素体相 的同时使渗碳体在晶界析出，实现上述组织。
即，发现了：就同时满足淬透性和成形性的钢板的制造方法而言，即 使对热轧条件或退火条件等作单一努力仍难以实现，通过以热轧及退火工 序等所谓的一连贯工序来达成最优化，方能实现。
另外，发现了：对于冷锻时的拉深成形性的改善，塑性各向异性的降 低是必要的，对于该改善，热轧条件的调整是重要的。
本发明基于这些见解而完成，其主旨如以下所述。
(1)一种钢板，其特征在于，该钢板以质量％计含有：C：0.10～0.70％、 Si：0.01～0.30％、Mn：0.30～3.00％、Al：0.001～0.10％、Cr：0.010～0.50％、 Mo：0.0010～0.50％、B：0.0004～0.01％、Ti：0.001～0.10％、P：0.02％以 下、S：0.01％以下、N：0.0200％以下、O：0.0200％以下、Sn：0.05％以下、 Sb：0.05％以下、As：0.05％以下、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下、Cu： 0.10％以下、W：0.10％以下、Ta：0.10％以下、Ni：0.10％以下、Mg：0.05％以下、Ca：0.05％以下、Y：0.05％以下、Zr：0.05％以下、La：0.05％以下、 以及Ce：0.05％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，其中，上述钢板 的金属组织满足：碳化物的平均粒径为0.4μm～2.0μm、珠光体的面积率为 6％以下、将铁素体晶粒内的碳化物的个数设定为A且将铁素体晶界的碳化 物的个数设定为B时B/A＞1、以及将上述钢板的1/2板厚部分的板面处的 {211}＜011＞的X射线衍射强度设定为I1且将{100}＜011＞的X射线 衍射强度设定为I0时I1/I0＜1；上述钢板的维氏硬度为100HV～150HV。
(2)一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造上述(1)的钢板 的制造方法，其中，将上述(1)的成分组成的钢坯在820℃～950℃的温度 区域内实施完成精轧的热轧来制成热轧钢板，在400℃～550℃将上述热轧 钢板卷取，对卷取了的热轧钢板实施酸洗，将酸洗了的热轧钢板以30℃/小 时～150℃/小时的加热速度加热至650℃～720℃的退火温度，实施保持3 小时～60小时的第1段退火，接着，将热轧钢板以1℃/小时～80℃/小时的 加热速度加热至725℃～790℃的退火温度，实施保持3小时以上且低于10 小时的第2段退火，将退火后的热轧钢板以1℃/小时～100℃/小时的冷却速 度冷却至650℃。
发明的效果
根据本发明，能够提供淬透性和原材料成形性优异、特别是适合于通 过增厚等冷锻进行成形来获得齿轮等部件的钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下对本发明进行详细地说明。首先，对本发明钢板的成分组成的限 定理由进行说明。以下对于成分的“％”意味着“质量％”。
[C：0.10～0.70％]
C是形成碳化物且对于钢的强化及铁素体晶粒的微细化有效的元素。 在冷成形时，为了抑制梨皮面的产生，确保冷成形品的表面美观，需要抑 制铁素体粒径的粗大化。
如果C低于0.10％，则碳化物的体积率不足，在退火中无法抑制碳化 物的粗大化，因此C设定为0.10％以上。优选为0.14％以上。另一方面，如 果C的含量变大，则碳化物的体积率增加，在瞬间施加载荷时，会生成成 为断裂起点的裂纹，有成形性、耐冲击特性降低的顾虑。在尽可能减小该 降低的情况下，C设定为0.40％以下。优选为0.38％以下。
另一方面，如果碳化物的体积率增加而强度上升，则疲劳特性提高， 因此在谋求疲劳特性的提高的情况下，C设定为超过0.40％。优选为0.44％ 以上。如果C超过0.70％，则成为断裂的起点的裂纹会大量地生成，疲劳 特性反而降低，因此C设定为0.70％以下。优选为0.66％以下。
[Si：0.01～0.30％]
Si是除了作为脱氧剂起作用以外、还影响碳化物的形态、有助于原材 料成形性的提高的元素。为了获得脱氧效果，Si设定为0.01％以上。优选 为0.07％以上。
如果Si超过0.30％，则由于铁素体的固溶强化使得硬度上升而延展性 降低，冷锻时变得容易产生裂纹，冷锻时的成形性和渗碳淬火回火后的耐 冲击特性降低，因此Si设定为0.30％以下。优选为0.28％以下。
[Mn：0.30～3.00％]
Mn是在2段退火中控制碳化物形态的元素。当低于0.30％时，在第2 段退火后的慢冷却中，在铁素体晶界生成碳化物变得困难，因此Mn设定为 0.30％以上。优选为0.40％以上。
如果Mn超过1.00％，则渗碳淬火回火后的韧性降低，但另一方面，强 度提高。在极力抑制渗碳淬火回火后的韧性的降低的情况下，Mn设定为1.00％ 以下。优选为0.96％以下。
在谋求高强度化的情况下，Mn设定为超过1.00％。优选为1.10％以上。 如果Mn超过3.00％，则渗碳淬火回火后的韧性显著降低，因此Mn设定为 3.00％以下。优选为2.70％以下。
[Al：0.001～0.10％]
Al是作为脱氧剂起作用、并且将铁素体稳定化的元素。当低于0.001％ 时，无法充分地获得添加效果，因此Al设定为0.001％以上。优选为0.004％ 以上。
另一方面，如果Al超过0.10％，则铁素体晶界的碳化物个数减少，成 形性降低，因此Al设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[Cr：0.010～0.50％]
Cr是对热处理时的碳化物的稳定化有效的元素。当低于0.010％时，在 渗碳时使碳化物残存变得困难，表层中的奥氏体粒径粗大化，强度降低， 因此Cr设定为0.010％以上。优选为0.050％以上。
另一方面，如果Cr超过0.50％，则Cr向碳化物中的浓集量增加，微细 的碳化物大量残存于在2段退火中生成的奥氏体相中，另外，即使在慢冷 却后，碳化物仍存在于铁素体晶粒内，招致硬度的增加和铁素体晶界的碳 化物的个数的减少，成形性降低，因此Cr设定为0.50％以下。优选为0.40％ 以下。
[Mo：0.001～0.50％]
Mo是与Mn、Cr同样地对碳化物的形态控制有效的元素。当低于0.001％ 时，无法获得添加效果，因此Mo设定为0.001％以上。优选为0.005％以上。
另一方面，如果超过0.50％，则Mo会在碳化物中浓集，即使在奥氏体 相中稳定的碳化物也会增加，在慢冷却后，碳化物也会存在于铁素体晶粒 内，招致硬度的增加和铁素体晶界的碳化物的个数的减少，原材料成形性 降低，因此Mo设定为0.50％以下。优选为0.40％以下。
[B：0.0004～0.01％]
B是提高淬透性、进而提高韧性的元素。在本发明钢板中，由于需要 所需的淬透性，因此添加0.0004～0.01％。当低于0.0004％时，无法获得添 加效果，因此B设定为0.0004％以上。优选为0.0010％以上。
另一方面，如果超过0.01％，则在钢制造时会生成成为内部缺陷等擦伤 伤痕的原因的粗大硼化物，因此B设定为0.01％以下。优选为0.007％以下。
[Ti：0.001～0.10％]
Ti是形成氮化物且有助于晶粒的微细化、与此同时具有有效地发挥B 的添加效果的作用的元素。当低于0.001％时，无法获得添加效果，因此Ti 设定为0.001％以上。优选为0.010％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则生成粗大的Ti氮化物，原材料成形性 降低，因此Ti设定为0.10％以下。优选为0.07％以下。
以下的元素为杂质，需要控制在一定量以下。
[P：0.02％以下]
P是发挥在铁素体晶界偏析、并且抑制铁素体晶界中的碳化物生成的作 用的元素。因此，P越少越优选。P的含量可以为0，但如果降低至低于 0.0001％，则精炼成本会大幅增加，因此实质上的下限为0.0001～0.0013％。
如果P超过0.02％，则铁素体晶界中的碳化物的生成受到抑制，碳化物 的个数减少，原材料成形性降低，因此P设定为0.02％以下。优选为0.01％ 以下。
[S：0.01％以下]
S是形成MnS等非金属夹杂物的杂质元素。非金属夹杂物在冷锻时成 为裂纹的起点，因此S越少越优选。S的含量可以为0，但如果降低至低于 0.0001％，则精炼成本会大幅增加，因此实质上的下限为0.0001～0.0012％。
如果S超过0.01％，则会生成非金属夹杂物，原材料成形性降低，因此 S设定为0.01％以下。优选为0.009％以下。
[N：0.02％以下]
N是如果大量地存在则使铁素体脆化的元素。因此，N越少越优选。N 的含量可以为0，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅增加，因 此实质上的下限为0.0001～0.0006％。
如果N超过0.02％，则铁素体脆化，原材料成形性降低，因此N设定 为0.02％以下。优选为0.017％以下。
在本发明钢板含有C：0.10～0.40％、Mn：0.30～1.00％的情况下，为 了抑制铁素体的脆化，N设定为0.01％以下。优选为0.007％以下。
[O：0.02％以下]
O是如果大量存在则促进粗大的氧化物的形成的元素。因此，O越少 越优选，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅增加，因此设定为 0.0001％以上。优选为0.0011％以上。
另一方面，如果超过0.020％，则钢中生成粗大的氧化物，该氧化物在 冷锻时成为裂纹的起点而原材料成形性降低，因此O设定为0.02％以下。 优选为0.01％以下。
[Sn：0.05％以下]
Sn是从钢原料不可避免地混入的元素。因此，Sn越少越优选。S的含 量可以为0，但如果降低至低于0.001％，则精炼成本会大幅增加，因此实 质上的下限为0.001～0.002％。
另一方面，如果超过0.05％，则铁素体脆化，原材料成形性降低，因此 Sn设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[Sb：0.05％以下]
Sb是与Sn同样地从钢原料不可避免地混入且在铁素体晶界偏析、降低 铁素体晶界的碳化物的个数的元素。因此，Sb越少越优选。Sb的含量可以 为0，但如果降低至低于0.001％，则精炼成本会大幅增加，因此实质上的 下限为0.001～0.002％。
另一方面，如果超过0.050％，则Sb在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的 碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此Sb设定为0.050％以下。优选 为0.04％以下。
[As：0.05％以下]
As是与Sn、Sb同样地从钢原料不可避免地混入且在铁素体晶界偏析 的元素。因此，As越少越优选。As的含量可以为0，但如果降低至低于0.001％， 则精炼成本会大幅增加，因此实质上的下限为0.001～0.002％。
另一方面，如果超过0.05％，则As在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的 碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此As设定为0.050％以下。优 选为0.04％以下。
本发明的钢板以上述元素作为基本成分，进而，为了提高钢板的冷锻 性，也可含有以下的元素。由于以下的元素并非是为了获得本发明的效果 所必需的，因此含量也可以为0。
[Nb：0.10％以下]
Nb是对碳化物的形态控制有效的元素，此外，是使组织微细化而有助 于延展性提高的元素。为了获得添加效果，Nb优选设定为0.001％以上。更 优选为0.002％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的Nb碳化物而强度过度 上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此Nb 设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[V：0.10％以下]
V也是与Nb同样地对碳化物的形态控制有效的元素，此外，是使组织 微细化而有助于韧性提高的元素。为了获得添加效果，V优选设定为0.001％ 以上。更优选为0.004％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的V碳化物而强度过度 上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此V 设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[Cu：0.10％以下]
Cu是在铁素体晶界偏析的元素，此外，是形成微细的析出物而有助于 强度提高的元素。为了获得强度提高效果，Cu优选设定为0.001％以上。更 优选为0.008％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则向铁素体晶界的偏析会招致热脆性，热 轧中的生产率减低，因此Cu设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[W：0.10％以下]
W也是与Nb、V同样地对碳化物的形态控制有效的元素。为了获得添 加效果，W优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的W碳化物而强度过度 上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此W 设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
[Ta：0.001～0.10％]
Ta也是与Nb、V、W同样地对碳化物的形态控制有效的元素。为了获 得添加效果，Ta优选设定为0.001％以上。更优选为0.007％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的Ta碳化物而强度过度 上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此Ta 设定为0.100％以下。优选为0.09％以下。
[Ni：0.10％以下]
Ni是对成形品的耐冲击特性的提高有效的元素。为了获得添加效果， Ni优选设定为0.001％以上。更优选为0.002％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则铁素体晶界的碳化物的个数减少，原材 料成形性减低，因此Ni设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[Mg：0.05％以下]
Mg是通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素。为了获得添加效 果，Mg优选设定为0.0001％以上。更优选为0.0008％以上。
另一方面，如果超过0.05％，则铁素体脆化，原材料成形性降低，因此 Mg设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[Ca：0.05％以下]
Ca是与Mg同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素。为 了获得添加效果，Ca优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。
另一方面，如果超过0.05％，则生成粗大的Ca氧化物，在采用冷锻的 成形时成为裂纹的起点，即，原材料成形性降低，因此Ca设定为0.05％以 下。优选为0.04％以下。
[Y：0.05％以下]
Y是与Mg、Ca同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素。 为了获得添加效果，Y优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。
另一方面，如果超过0.05％，则生成粗大的Y氧化物，在采用冷锻的 成形时成为裂纹的起点，即，原材料成形性降低，因此Y设定为0.05％以 下。优选为0.03％以下。
[Zr：0.05％以下]
Zr是与Mg、Ca、Y同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的 元素。为了获得添加效果，Zr优选设定为0.001％以上。更优选为0.004％ 以上。
另一方面，如果超过0.05％，则生成粗大的Zr氧化物，在采用冷锻的 成形时成为裂纹的起点，即，原材料成形性降低，因此Zr设定为0.05％以 下。优选为0.04％以下。
[La：0.05％以下]
La是通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素，但也是在铁素体 晶界偏析并降低铁素体晶界的碳化物个数的元素。为了获得硫化物的形态 控制效果，La优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。
另一方面，如果超过0.05％，则La在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的 碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此La设定为0.05％以下。优选 为0.04％以下。
[Ce：0.05％以下]
Ce是与La同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素，但 也是在铁素体晶界偏析并降低铁素体晶界的碳化物个数的元素。为了获得 硫化物的形态控制效果，Ce优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以 上。
另一方面，如果超过0.05％，则Ce在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的 碳化物的个数减少，原材料成形性降低，因此Ce设定为0.05％以下。优选 为0.04％以下。
成分组成的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
接下来，对本发明的钢板的组织进行说明。
本发明钢板的组织是实质上由铁素体和碳化物构成的组织。碳化物除 了是铁与碳的化合物即渗碳体(Fe3C)以外，还是将渗碳体中的Fe原子用 Mn、Cr等合金元素置换而得到的化合物、合金碳化物(M23C6、M6C、 MC等[M：Fe以及作为其他合金添加的金属元素])。
在将钢板成形为规定的形状时，在钢板的宏观组织形成剪切带，在剪 切带的附近集中产生滑动变形。滑动变形伴随着位错的增生，在剪切带的 附近形成位错密度高的区域。伴随着对钢板赋予的应变量的增加，滑动变 形被促进，位错密度增加。
在冷锻中，实施等效应变超过1的强加工。因此，就以往的钢板而言， 无法防止伴随着位错密度增加的空隙和/或裂纹的产生，在以往的钢板中， 冷锻性的提高是困难的。对于该课题的解决，抑制成形时的剪切带的形成 是有效的。
从显微组织的观点考虑，剪切带的形成可以理解为在某一个晶粒中产 生的滑动越过晶体晶界而连续地传播至相邻的晶粒的现象。因而，为了抑 制剪切带的形成，需要防止越过晶体晶界的滑动的传播。
钢板中的碳化物是妨碍滑动的牢固的粒子，通过使碳化物存在于铁素 体晶界，从而能够防止越过晶体晶界的滑动的传播而抑制剪切带的形成， 使冷锻性提高成为可能。同时，钢板的成形性也提高。
钢板的成形性很大程度上取决于应变向晶粒内的蓄积(位错的蓄积)， 如果在晶体晶界处阻止应变向相邻晶粒的传播，则晶粒内的应变量增大。 其结果是，加工硬化率增大，成形性改善。
为了获得这样的效果，需要使碳化物以适当的大小分散于金属组织中。 因此，碳化物的平均粒径设定为0.4μm～2.0μm。如果碳化物的平均粒径低 于0.4μm，则钢板的硬度显著增加，冷锻性降低。更优选为0.6μm以上。
另一方面，如果碳化物的平均粒径超过2.0μm，则冷成形时碳化物成为 龟裂的起点。更优选为1.95μm以下。
另外，铁的碳化物即渗碳体是硬而脆的组织，如果以与铁素体的层状 组织即珠光体的状态存在，则钢会变硬变脆。因此，需要极力地减少珠光 体，在本发明的钢板中，以面积率计设定为6％以下。
珠光体由于具有特有的片层组织，因此能够通过SEM、光学显微镜观 察来严加甄别。通过在任意的断面中算出片层组织的区域，从而能够求出 珠光体的面积率。
如果基于理论及原则，则认为冷锻性强烈地受到铁素体晶界的碳化物 的覆盖率的影响而要求其高精度的测定。但是，为了测定三维空间中的铁 素体晶界的碳化物的覆盖率，需要在扫描型电子显微镜内反复进行利用FIB 的样品切削和观察的连续切片SEM观察或者三维EBSP观察，这需要巨大 的测定时间，并且技术诀窍的蓄积变得不可或缺。
本发明的发明者们以上述观察方法为非一般性的分析方法而未采用， 并探索了更为简便且精度高的评价指标。其结果发现了：如果将铁素体晶 界的碳化物的个数B相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数A的比率B/A作 为指标，则能够定量地评价冷锻性和成形性；以及，如果比率B/A超过1， 则冷锻性、拉深及增厚的成形性显著地提高。
由于在钢板的冷锻时产生的压曲、折入、卷积均是由伴随剪切带形成 的应变局部化而引起的，因此通过使碳化物存在于铁素体晶界，使得剪切 带的形成及应变的局部化得以缓和，压曲、折入、卷积的发生得到抑制。
碳化物的观察用扫描型电子显微镜进行。在观察之前，对组织观察用 的试样进行利用砂纸的湿式研磨及利用具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石 磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，利用3％硝酸-乙醇溶液对组织 进行蚀刻。观察的倍率设定为3000倍，随机地拍摄8张板厚1/4层处的 30μm×40μm的视场。
对于所得到的组织图像，使用图像分析软件(三谷商事株式会社制Win ROOF)详细地测定分析区域中所含的碳化物的面积。由碳化物的面积求出
Figure BDA0001480429870000131
将其平均值作为碳化物粒径。另外， 为了抑制由噪音引起的测定误差的扩大，将面积为0.01μm2以下的碳化物 从评价的对象中排除。
对铁素体晶界中存在的碳化物的个数进行计数，由全部碳化物数减去 铁素体晶界的碳化物的数目，算出铁素体晶粒内的碳化物的个数。基于计 数及算出的碳化物的个数，算出铁素体晶界的碳化物的个数B相对于铁素 体晶粒内的碳化物的个数A的比率B/A。
在退火后的钢板组织中，以冷锻性的提高这点来看，铁素体粒径优选 为3μm～50μm。如果铁素体粒径低于3μm，则硬度增加，冷锻时变得容易 产生龟裂、裂纹，因此铁素体粒径优选为3μm以上。更优选为5μm以上。
如果铁素体粒径超过50μm，则抑制滑动传播的晶体晶界的碳化物的个 数减少，冷锻性降低，因此铁素体粒径优选为50μm以下。更优选为40μm 以下。
铁素体粒径可以通过上述的步骤将试样面的观察面研磨成镜面后，用 光学显微镜或扫描型电子显微镜观察用3％硝酸-乙醇溶液进行了蚀刻的组 织，对所拍摄的图像应用线段法进行测定。
在冷锻时，除了碳化物的形态控制以外，冷锻时的拉深成形性也变得 必要。
为了提高冷锻时的拉深成形性，需要改善塑性各向异性。因此，需要 控制热轧钢板中的织构。通过在与热轧钢板的1/2板厚部分的板面平行的面 处的X射线衍射来进行织构的评价。在X射线衍射中使用采用Mo球管的 X射线。
得到通过反射产生的衍射取向{110}、{220}、{211}、{310} 的衍射强度，基于这些来制作ODF。在ODF制作中使用铁的随机取向的上 述衍射强度数据。由此，将{211}＜011＞的X射线衍射强度设定为I1， 将{100}＜011＞的X射线衍射强度设定为I0来进行求出。该I1/I0低于1 意味着在热轧时、随机织构所需的再结晶显现了。如果得到随机织构，则 塑性各向异性降低，成形性提高。
通过使钢板的维氏硬度成为100HV～150HV(C：0.10～0.40％、Mn： 0.01～0.30％的情况下)或者100HV～170HV，从而能够改善冷锻时的成形 性。如果维氏硬度低于100HV，则在冷锻时的成形中容易发生压曲，成形 品的形状精度降低，因此维氏硬度设定为100HV以上。优选为110HV以上。
如果维氏硬度超过170HV，则延展性降低，在增厚等的压缩变形中容 易发生向面外的压曲，另外，冷锻时变得容易产生内部裂纹，耐冲击特性 变差，因此维氏硬度设定为170HV以下。为了可靠地确保延展性和耐冲击 特性，维氏硬度优选设定为150HV以下。更优选为140HV以下。
接下来，对本发明钢板的制造方法进行说明。
本发明制造方法的基本思想在于，使用上述的成分组成的钢坯，将热 轧条件和退火条件连贯地进行管理来进行钢板的组织控制。
首先，将所需的成分组成的钢液连续铸造而成的钢坯供于热轧。连续 铸造后的铸坯可直接供于热轧，也可在暂且冷却后加热而供于热轧。
在将钢坯暂且冷却后加热而供于热轧的情况下，加热温度优选为 1000℃～1250℃，加热时间优选为0.5小时～3小时。在将连续铸造后的钢 坯直接供于热轧的情况下，供于热轧的钢坯的温度优选设定为1000℃～ 1250℃。
如果钢坯温度或钢坯加热温度超过1250℃或者钢坯加热时间超过3小 时，则从钢坯表层的脱碳变得显著，在渗碳淬火前的加热时，钢板表层的 奥氏体晶粒异常地生长，耐冲击性降低。因此，钢坯温度或钢坯加热温度 优选为1250℃以下，加热时间优选为3小时以下。更优选为1200℃以下、 2.5小时以下。
如果钢坯温度或钢坯加热温度低于1000℃或者加热时间低于0.5小时， 则因铸造而生成的显微偏析、宏观偏析不会消除，在钢坯内部，Si、Mn等 合金元素局部浓集而成的区域残存下来，耐冲击性降低。因此，钢坯温度 或钢坯加热温度优选为1000℃以上，加热时间优选0.5小时以上。更优选 为1050℃以上、1小时以上。
热轧中的精轧在820℃以上、优选在900℃～950℃的温度区域内完成。 如果精轧温度低于820℃，则钢板的变形阻力增加，轧制负荷显著上升，此 外，辊磨损量增大，生产率降低，并且为了改善塑性各向异性而必需的再 结晶化不会充分地进行，因此精轧温度设定为820℃以上。在促进再结晶这 点上，优选为900℃以上。
如果精轧温度超过950℃，则在使钢板通过输出辊道(ROT)中生成相 当厚的氧化皮，起因于该氧化皮而在钢板表面产生擦伤伤痕，在冷锻和渗 碳淬火回火后，在施加了冲击负荷时，容易以擦伤伤痕作为起点而产生龟 裂，因此钢板的耐冲击性降低。因此，精轧温度设定为950℃以下。优选为 920℃以下。
在将精轧后的热轧钢板在ROT进行冷却时，冷却速度优选为10℃/秒～ 100℃/秒。如果冷却速度低于10℃/秒，则在冷却途中生成相当厚的氧化皮， 无法抑制起因于此的擦伤伤痕的产生，耐冲击性降低，因此冷却速度优选 为10℃/秒以上。更优选为15℃/秒以上。
如果从钢板的表层直到内部以超过100℃/秒的冷却速度进行冷却，则 最表层部会被过度冷却，产生贝氏体、马氏体等低温相变组织。卷取后， 在将从100℃冷却至室温的热轧钢板卷材取出时，在低温相变组织中产生微 小裂纹。该微小裂纹难以通过酸洗和冷轧将除掉。
并且，如果在冷锻及渗碳淬火回火后对钢板施加冲击负荷，则龟裂以 微小裂纹为起点而发展，因此耐冲击性降低。因此，为了抑制在钢板的最 表层部产生贝氏体、马氏体等低温相变组织，冷却速度优选为100℃/秒以 下。更优选为90℃/秒以下。
另外，上述冷却速度是指精轧后的热轧钢板通过无注水区间后、从在 注水区间受到水冷却的时刻开始直至在ROT上被冷却至卷取的目标温度为 止的时刻之中、从各注水区间的冷却设备所接受到的冷却能力，而非表示 从注水开始点到被卷取机卷取的温度为止的平均冷却速度。
卷取温度设定为400℃～550℃。其是比一般的卷取温度低的温度，是 特别在C的含量高的情况下通常不进行的条件。通过将在上述的条件下制 造的热轧钢板在该温度区域内进行卷取，从而能够使钢板的组织成为在细 小的铁素体中分散有碳化物而成的贝氏体组织。
如果卷取温度低于400℃，则在卷取前未相变的奥氏体相变为较硬的马 氏体，在热轧钢板卷材的取出时，在热轧钢板的表层产生裂纹，耐冲击性 降低。
再有，在从奥氏体向铁素体的再结晶时，由于再结晶驱动力小，因此 再结晶铁素体晶粒的取向强烈地受到奥氏体晶粒取向的影响，织构的无规 化变得困难。因此，卷取温度设定为400℃以上。优选为430℃以上。
如果卷取温度超过550℃，则生成片层间距较大的珠光体，生成热稳定 性高的相当厚的针状碳化物。该针状碳化物在2段退火后也残留。在钢板 的冷锻等成形时，以该针状碳化物作为起点而产生龟裂。
另外，在铁素体从奥氏体再结晶时，相反地，再结晶驱动力变得过大， 在这种情况下，也会成为强烈依赖于奥氏体晶粒取向的再结晶铁素体晶粒， 无法进行织构的无规化。因此，卷取温度设定为550℃以下。优选为520℃ 以下。
将热轧钢板卷材取出，实施了酸洗后，实施在2个温度区域内进行保 持的2段步骤型的退火(2段退火)。通过对热轧钢板实施2段退火，从而 能够控制碳化物的稳定性，促进铁素体晶界处的碳化物的生成。
如果在退火处理之前对酸洗后的钢板实施冷轧，则铁素体晶粒微细化， 因此钢板变得难以软质化。因此，在本发明中，在退火之前实施冷轧是不 优选的，优选在酸洗后不进行冷轧来实施退火处理。
第1段退火在650～720℃、优选在Ac1点以下的温度区域内进行。通 过该退火，从而使碳化物粗大化、部分球状化，并且使合金元素在碳化物 中浓集，提高碳化物的热稳定性。
在第1段退火中，直至退火温度为止的加热速度(以下称为“第1段加 热速度”)设定为30℃/小时～150℃/小时。如果第1段加热速度低于30℃/ 小时，则升温需要时间，生产率降低，因此第1段加热速度设定为3℃/小 时以上。优选为10℃/小时以上。
另一方面，如果第1段加热速度超过150℃/小时，则在热轧钢板卷材 中外周部与内部的温度差增大，产生起因于热膨胀差的擦伤伤痕、烧粘， 在钢板表面形成凹凸。在冷锻等成形时，该凹凸成为起点而产生龟裂，冷 锻性降低、成形性及渗碳淬火回火后的耐冲击性降低，因此第1段加热速 度设定为150℃/小时以下。优选为130℃/小时以下。
第1段退火中的退火温度(以下称为“第1段退火温度”)设定为650℃～ 720℃。如果第1段退火温度低于650℃，则碳化物的稳定化不充分，在第 2段退火时，使碳化物残存于奥氏体中变得困难。因此，第1段退火温度设 定为650℃以上。优选为670℃以上。
另一方面，如果第1段退火温度超过720℃，则在碳化物的稳定性上升 之前生成奥氏体，上述的组织变化的控制变得困难，因此第1段退火温度 设定为720℃以下。优选为700℃以下。
第1段退火中的退火时间(以下成为“第1段退火时间”)设定为3小时～ 60小时。如果第1段退火时间低于3小时，则碳化物的稳定化不充分，在 第2段退火时，使碳化物残存于奥氏体中变得困难。因此，第1段退火时 间设定为3小时以上。优选为5小时以上。
另一方面，如果第1段退火时间超过60小时，则无法预料碳化物的进 一步的稳定化，进而，生产率降低，因此第1段退火时间设定为60小时以 下。优选为55小时以下。
然后，升温至725～790℃、优选为Ac1点～A3点的温度区域，使奥氏 体在组织中生成。此时，微细的铁素体晶粒内的碳化物在奥氏体中溶解， 但通过第1段退火使得粗大化的碳化物在奥氏体中残存。
在不进行该第2段退火而冷却的情况下，铁素体粒径不会变大，无法 得到理想的组织。
直至第2段退火的退火温度为止的加热速度(以下称为“第2段加热速 度”)设定为1℃/小时～80℃/小时。在第2段退火时，奥氏体从铁素体晶界 生成并生长。此时，通过减慢直至退火温度为止的加热速度，从而抑制奥 氏体的核生成，在由退火后的慢冷却而形成的组织中，提高碳化物的晶界 覆盖率成为可能。
因此，第2段加热速度越慢越优选，但如果低于1℃/小时，则升温需 要时间，生产率下降，因此第2段加热速度设定为1℃/小时以上。优选为 10℃/小时以上。
如果第2段加热速度超过80℃/小时，则在热轧钢板卷材中，外周部与 内部的温度差增大，产生起因于由相变导致的较大热膨胀差的擦伤伤痕、 烧粘，在钢板表面形成凹凸。在冷锻时，以该凹凸为起点而产生龟裂，冷 锻性和成形性降低，此外，渗碳淬火回火后的耐冲击性也降低，因此第2 段加热速度设定为80℃/小时以下。优选为70℃/小时以下。
第2段退火中的退火温度(以下称为“第2段退火温度”)设定为725℃～ 790℃。如果第2段退火温度低于725℃，则奥氏体的生成量变少，在第2 段退火后的冷却后，铁素体晶界处的碳化物的个数减少，此外，铁素体粒 径变小。因此，第2段退火温度设定为725℃以上。优选为735℃以上。
另一方面，如果第2段退火温度超过790℃，则使碳化物残存于奥氏体 变得困难，组织变化的控制变得困难，因此第2段退火温度设定为790℃以 下。优选为770℃以下。
第2段退火中的退火时间(第2段退火时间)设定为3小时以上且低 于10小时。如果第2段退火时间低于3小时，则奥氏体的生成量少，并且 铁素体晶粒内的碳化物的溶解不会充分地进行，使铁素体晶界的碳化物的 个数增加变得困难，此外，铁素体粒径变小。因此，第2段退火时间设定 为3小时以上。优选为5小时以上。
另一方面，如果第2段退火时间超过10小时，则使碳化物残存于奥氏 体中变得困难，此外，制造成本也增大，因此第2段退火时间设定为低于 10小时。优选为8小时以下。
在2段退火之后，以1℃/小时～100℃/小时的冷却速度将钢板冷却至 650℃。
通过采用慢冷却将第2段退火中生成的奥氏体进行慢冷却，从而在相 变为铁素体的同时碳原子吸附于残存于奥氏体中的碳化物，碳化物和奥氏 体将铁素体晶界覆盖，最终能够成为碳化物多数存在于铁素体晶界的组织。
为此，冷却速度越慢越优选，但如果低于1℃/小时，则冷却所需的时 间增大，生产率降低，因此冷却速度设定为1℃/小时以上。优选为10℃/ 小时以上。
另一方面，如果冷却速度超过100℃/小时，则奥氏体相变为珠光体， 钢板的硬度增加，冷锻性降低，此外，渗碳淬火回火后的耐冲击性降低， 因此冷却速度设定为100℃/小时以下。优选为80℃/小时以下。
进而，将冷却至650℃的钢板冷却至室温。此时的冷却速度并无限定。
2段退火中的气氛并不特别限定于特定的气氛。例如，可以是95％以上 氮的气氛、95％以上氢的气氛、大气气氛中的任一气氛。
如以上说明那样，根据对本发明的热轧条件和退火条件进行连贯地管 理来进行钢板的组织控制的制造方法，能够制造组合了拉深、增厚成形的 冷锻时成形性优异并且对渗碳淬火回火后的耐冲击性的提高所需的淬透性 优异的钢板。
实施例
接下来，对于本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确 认本发明的可实施性及效果而采用的条件的一个例子，本发明并不限于该 一条件例。本发明可采用各种条件，只要不脱离本发明的主旨，能达成本 发明的目的就行。
(实施例1)
将表1和表2(续表1)中所示的成分组成的连续铸造铸坯(钢坯)在 1240℃下加热1.8小时后进行热轧，在920℃下进行精热轧后，在ROT上 以45℃/秒的冷却速度冷却至530℃，在520℃下进行卷取，制造了板厚为 5.2mm的热轧钢板卷材。
将热轧钢板卷取出，实施了酸洗后，装入箱型退火炉，将退火气氛控 制为95％氢-5％氮之后，以100℃/小时的加热速度从室温加热至705℃，在 710℃下保持24小时，使热轧钢板卷材内的温度分布均匀化。
接下来，以5℃/小时的加热速度加热至740℃，进而，在740℃下保持 了5小时之后，以10℃/小时的冷却速度冷却至650℃，然后，炉冷至室温， 制作了特性评价用的试样。采用上述的方法观察试样的组织，测定了铁素 体粒径和碳化物的个数。
表1
Figure BDA0001480429870000201
表2
(续表1) (质量％)
No W Ta Ni Sn Sb As Mg Ca Y Zr La Ce 备注
1 发明钢
2 发明钢
3 发明钢
4 发明钢
5 发明钢
6 发明钢
7 发明钢
8 发明钢
9 发明钢
10 发明钢
11 比较钢
12 比较钢
13 比较钢
14 比较钢
15 比较钢
16 发明钢
17 0.033 0.043 发明钢
18 0.091 发明钢
19 0.014 发明钢
20 0.032 0.022 发明钢
21 0.0424 发明钢
22 0.031 0.046 发明钢
23 0.046 发明钢
24 0.017 0.024 发明钢
25 0.027 发明钢
26 0.15 比较钢
27 0.049 0.05 比较钢
28 0.33 0.012 0.041 比较钢
29 0.024 比较钢
30 0.002 比较钢
31 发明钢
32 发明钢
33 发明钢
34 发明钢
35 发明钢
36 发明钢
在表3中示出表1和表2中所示的钢板的铁素体粒径(μm)、平均碳 化物粒径(μm)、珠光体面积率(％)、维氏硬度(HV)、晶界碳化物数 /晶粒内碳化物数、X射线强度比：I1/I0、r值的各向异性指数|Δr|、临界 冷却速度(℃/秒)。如果I1/I0为1以上，则热轧中的再结晶化不会充分地 进行，钢板的塑性各向异性变大。另外，r值的各向异性指数|Δr|是通过 拉伸试验求出的。
表3
Figure BDA0001480429870000221
一般来说，如果与板面平行且由3方向的r值获得的各向异性指数| Δr|超过0.2，则拉深成形性降低。因此，为了确保优异的成形性，要求| Δr|不超过2。
临界冷却速度通过制作CCT线图而求出。如果以比求出的临界冷却速 度还慢的冷却速度来冷却热轧钢板，则成形为部件后的淬火时的淬透性变 差，形成珠光体组织，无法获得充分的强度。因此，为了获得高淬火强度， 临界冷却速度小变得必要。如果临界冷却速度为280℃/秒，则能够判断为 淬透性提高了。
就表3中所示的发明例而言，平均碳化物粒径为0.4～2.0μm，珠光体 面积率为6％以下，晶界碳化物数/晶粒内碳化物数超过1，I1/I0低于1，因 此维氏硬度在100HV～170HV的范围内，|Δr|低于0.2。就使用了比较钢 板的比较例而言，维氏硬度超过150，晶界碳化物数/晶粒内碳化物数低于1。 就没有添加B的比较钢板(表1和2中，No.15)而言，临界冷却速度超过 280℃/秒，淬透性降低了。
(实施例2)
对于发明钢板的No.1～5、No.16～19、No.31、No.33和No.35这12 个钢种应用了本发明所规定的条件范围外的条件的制造方法。在表4中示 出其制造条件，在表5中示出在表4中所示的制造条件下制造的钢板的铁 素体粒径(μm)、维氏硬度(HV)、晶界碳化物数/晶粒内碳化物数、X 射线强度比：I1/I0、r值的各向异性指数|Δr|及临界冷却速度(℃/秒)。
表4
Figure BDA0001480429870000241
表5
可知：将热轧中的精轧温度、卷取温度设定为本发明所规定的条件范 围外的温度会招致再结晶化的降低、对织构的无规化产生较大影响，其结 果是，使|Δr|的值上升。另外可知：如果将退火条件设定为本发明所规 定的条件范围外的条件，则晶界碳化物数/晶粒内碳化物数成为1以下，碳 化物的分布状态大幅地变化。
产业上的可利用性
如上述那样，根据本发明，能够提供淬透性和原材料成形性优异的钢 板及其制造方法。本发明的钢板适合于通过增厚等冷锻而进行成形来获得 齿轮等部件。因而，本发明在钢板制造及利用产业中可利用性高。

Claims (2)

1.一种钢板，其特征在于，该钢板以质量％计含有：
C：0.10～0.70％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：0.30～3.00％、
Al：0.001～0.10％、
Cr：0.010～0.50％、
Mo：0.0010～0.50％、
B：0.0004～0.01％、
Ti：0.001～0.10％、
P：0.02％以下、
S：0.01％以下、
N：0.0200％以下、
O：0.0200％以下、
Sn：0.05％以下、
Sb：0.05％以下、
As：0.05％以下、
Nb：0.10％以下、
V：0.10％以下、
Cu：0.10％以下、
W：0.10％以下、
Ta：0.10％以下、
Ni：0.10％以下、
Mg：0.05％以下、
Ca：0.05％以下、
Y：0.05％以下、
Zr：0.05％以下、
La：0.05％以下、以及
Ce：0.05％以下，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，其中，
所述钢板的金属组织满足：
碳化物的平均粒径为0.4μm～2.0μm、
铁素体的粒径为11μm～50μm、
珠光体的面积率为6％以下、
铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率超过1、以及
将所述钢板的1/2板厚部分的板面处的{211}＜011＞的X射线衍射强度设定为I1且将{100}＜011＞的X射线衍射强度设定为I0时I1/I0＜1；
所述钢板的维氏硬度为100HV～150HV。
2.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1所述的钢板的制造方法，其中，
将权利要求1所述的成分组成的钢坯在820℃～950℃的温度区域内实施完成精轧的热轧来制成热轧钢板，
在400℃～550℃将所述热轧钢板卷取，
对卷取了的热轧钢板实施酸洗，
将酸洗了的热轧钢板以30℃/小时～150℃/小时的加热速度加热至650℃～720℃的退火温度，实施保持3小时～60小时的第1段退火，接着，
将热轧钢板以1℃/小时～80℃/小时的加热速度加热至725℃～790℃的退火温度，实施保持3小时以上且低于10小时的第2段退火，
将退火后的热轧钢板以1℃/小时～100℃/小时的冷却速度冷却至650℃。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2762448C1 (ru) * 2021-04-05 2021-12-21 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства холоднокатаной полосы

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6070912B1 (ja) * 2015-04-10 2017-02-01 新日鐵住金株式会社 成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法
MX2017015016A (es) * 2015-05-26 2018-04-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero y metodo de produccion de la misma.
PL3305931T3 (pl) * 2015-05-26 2020-06-01 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka i sposób jej wytwarzania
JP6206601B2 (ja) * 2015-06-17 2017-10-04 新日鐵住金株式会社 鋼板及び製造方法
JP2017106048A (ja) * 2015-12-07 2017-06-15 株式会社神戸製鋼所 機械構造部品用鋼線
TWI661055B (zh) * 2017-08-31 2019-06-01 日商新日鐵住金股份有限公司 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法
MX2019004216A (es) * 2017-08-31 2019-08-05 Nippon Steel Corp Lamina de acero para carburacion, y metodo para fabricar la lamina de acero para carburacion.
JP6418361B1 (ja) * 2018-03-16 2018-11-07 新日鐵住金株式会社 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板
JP6927427B2 (ja) * 2019-01-30 2021-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
US20220106663A1 (en) * 2019-01-30 2022-04-07 Jfe Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
TW202039881A (zh) * 2019-04-17 2020-11-01 日商日本製鐵股份有限公司 鋼板及其製造方法、以及成形體
JP6690792B1 (ja) * 2019-04-17 2020-04-28 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP7328519B2 (ja) * 2019-07-19 2023-08-17 日本製鉄株式会社 冷間鍛造用鋼材
WO2021123886A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN111394654B (zh) * 2020-04-23 2021-08-03 辽宁科技学院 一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法
WO2021220754A1 (ja) * 2020-04-30 2021-11-04 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス鋼板およびその製造方法、刃物、ならびに、カトラリー
CN111876564B (zh) * 2020-07-14 2022-03-04 昆山正通铭金属有限公司 六角合金工具钢s2的球化退火工艺
CN112621125B (zh) * 2020-12-14 2021-08-24 桃江富硕精密机械有限公司 一种高润滑耐磨的机械手臂导轨
JP7444097B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7444096B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN116997671A (zh) 2021-05-13 2023-11-03 日本制铁株式会社 热冲压用钢板及热冲压成型体
CN115821169B (zh) * 2022-12-21 2024-04-05 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种高强钢及其制备方法与应用

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11269553A (ja) * 1998-03-25 1999-10-05 Nisshin Steel Co Ltd 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法
JP2009024233A (ja) * 2007-07-20 2009-02-05 Nisshin Steel Co Ltd 焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
CN101379208A (zh) * 2006-01-31 2009-03-04 杰富意钢铁株式会社 精冲加工性优良的钢板及其制造方法
JP2010235977A (ja) * 2009-03-30 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd 高加工性浸炭用鋼板
JP2010280929A (ja) * 2009-06-02 2010-12-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材
CN102899564A (zh) * 2012-11-16 2013-01-30 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种超深冲Ti+Nb-IF钢冷轧及退火工艺

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR940002139B1 (ko) * 1991-11-30 1994-03-18 삼성중공업 주식회사 침탄 기어 제조용 보론 처리강
JPH06116679A (ja) 1992-10-06 1994-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷間加工性と浸炭焼入性に優れた鋼及び浸炭焼入方法
JP3319684B2 (ja) 1996-01-23 2002-09-03 日産自動車株式会社 浸炭かさ歯車用鋼材、高靱性浸炭かさ歯車及びその製造方法
JP3629851B2 (ja) 1996-11-28 2005-03-16 大同特殊鋼株式会社 プラズマ浸炭用冷間工具鋼
JP3800902B2 (ja) 1999-03-19 2006-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法
JP2000328172A (ja) 1999-05-13 2000-11-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法
JP4048675B2 (ja) 1999-06-30 2008-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法
JP2006213951A (ja) 2005-02-02 2006-08-17 Sanyo Special Steel Co Ltd 冷間加工性に優れ、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止し、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼
JP4622609B2 (ja) * 2005-03-23 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた軟質高加工性高炭素熱延鋼板の製造方法
JP5292698B2 (ja) * 2006-03-28 2013-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP4992277B2 (ja) 2006-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP4992275B2 (ja) 2006-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2008274416A (ja) * 2007-03-30 2008-11-13 Nippon Steel Corp 疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5064525B2 (ja) * 2010-02-18 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 異方性が小さく焼入性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP5499984B2 (ja) * 2010-08-06 2014-05-21 新日鐵住金株式会社 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
JP5029749B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5965117B2 (ja) 2011-08-15 2016-08-03 山陽特殊製鋼株式会社 耐結晶粒粗大化特性および加工性ならびに靱性に優れた浸炭部品用の機械構造用鋼
KR101600723B1 (ko) * 2011-09-09 2016-03-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 중탄소 강판, 켄칭 부재 및 그들의 제조 방법
JP5641086B2 (ja) * 2013-04-15 2014-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 量産打抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101758003B1 (ko) * 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
JP5817804B2 (ja) * 2013-10-22 2015-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法
JP6439248B2 (ja) * 2013-12-18 2018-12-19 新日鐵住金株式会社 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11269553A (ja) * 1998-03-25 1999-10-05 Nisshin Steel Co Ltd 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法
CN101379208A (zh) * 2006-01-31 2009-03-04 杰富意钢铁株式会社 精冲加工性优良的钢板及其制造方法
JP2009024233A (ja) * 2007-07-20 2009-02-05 Nisshin Steel Co Ltd 焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP2010235977A (ja) * 2009-03-30 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd 高加工性浸炭用鋼板
JP2010280929A (ja) * 2009-06-02 2010-12-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材
CN102899564A (zh) * 2012-11-16 2013-01-30 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种超深冲Ti+Nb-IF钢冷轧及退火工艺

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2762448C1 (ru) * 2021-04-05 2021-12-21 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства холоднокатаной полосы

Also Published As

Publication number Publication date
CN107614726A (zh) 2018-01-19
US20180135146A1 (en) 2018-05-17
BR112017024957A2 (pt) 2018-07-31
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