CN1900343A - 耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢及其成型品的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢及其成型品的制造方法，所述钢特征在于：以质量％计含有C：0.20～0.60％、Si：0.50％或以下、Mn：大于0.10％但不超过3％、Al：0.005％～0.1％、Mo：大于3.0％但不超过10％，且根据需要含有W：0.01～10％、V：0.05～1％、Ti：0.01～1％、Nb：0.01～1％、Cr：0.10～2％、Ni：0.05～1％、Cu：0.05～0.5％、B：0.0003～0.01％中的1种、2种或更多种，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。而且，其制造方法的特征在于：将上述钢成型为所期望的形状(例如螺栓形状)后进行淬火，然后在500～750℃的温度范围进行回火。
Description
技术领域
本发明涉及耐延迟断裂特性优良的钢及其成型品的制造方法，特别涉及适合于制造抗拉强度为1600MPa或以上的高强度螺栓且耐延迟断裂特性优良的钢及其成型品的制造方法。
背景技术
伴随汽车和产业机械的高性能化、轻量化以及建筑结构物的大型化，要求高强度螺栓用钢的开发。
现在，通常作为高强度螺栓用钢使用的钢种为JIS规定的SCM435、SCR435等低合金结构用钢，通过施以淬火、回火处理来进行制造。但是，这些钢种在抗拉强度超过1200MPa时，耐延迟断裂特性急剧下降，在螺栓使用中由于延迟断裂而产生破断的危险性增大，因此不能实用于该水平以上的高强度化。
以耐延迟断裂特性的改善为目的的高强度螺栓用钢由各公司提出了方案。例如，在特开平5-148576号公报、特开平5-148580号公报中，记载了这样的发明：通过防止螺栓在热处理中产生的轻渗碳和晶界氧化、以及增加Mo量以设法提高抗回火软化性，从而提高耐延迟断裂特性。
而且，例如在特许第2739713号公报中，记载了这样的发明：通过复合添加Mo和V以极力防止Fe3C的生成，从而提高1400MPa级螺栓的耐延迟断裂特性。
此外，例如在特开2001-32044号公报中，记载了通过较多量地添加Mo，并进行高温回火而提高1500MPa级或以上的螺栓的耐延迟断裂特性的发明。这对于提高抗拉强度为1500～1700MPa左右的螺栓的耐延迟断裂特性是有效的技术。
然而，采用上述特开平5-148576号公报和特开平5-148580号公报所述的发明，在适用于1500MPa级或以上的高强度螺栓的场合，耐延迟断裂特性并不充分，实用化困难。而且，也没有给出回火温度的最佳范围。其实施例所记载的抗拉强度的最大值也只不过在147.0kgf/mm2(1441MPa)。
此外，采用特许第2739713号公报所述的发明，在适用于1600MPa级或以上的高强度螺栓的场合，耐延迟断裂特性称不上充分，实用化困难。而且，也没有给出回火温度的最佳范围。其实施例所记载的抗拉强度的最大值也不过在158.7kgf/mm2(1555MPa)。
而且，从建筑结构物和机械部件的轻量化和高性能化的观点出发，螺栓的强度水平越高越理想，但是在要求超1600～2000MPa级的更高强度化的场合，对于1700MPa或以上的强度，上述特开2001-32044号公报所述的发明不能适合，而即使在1600～1700MPa的强度范围，如果外部环境变得苛刻，则耐延迟断裂特性也会下降，因此超1600～2000MPa的强度水平的高强度螺栓尚未实用化是目前的现状。
如上所述，具有超1600～2000MPa的强度水平且耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓在目前还没有。
发明内容
于是，本发明以有利于解决以上的课题，提供耐延迟断裂特性优良的钢及其成型品的制造方法为目的。特别以提供抗拉强度即便是超过1600MPa的高强度，其延迟断裂特性也比现在作为1000MPa级螺栓而大量使用的SCM435更优良的钢及其成型品的制造方法为目的。
本发明的要旨如下：
(1)一种耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢，其特征在于：以质量％计含有C：0.20～0.60％、Si：0.50％或以下、Mn：大于0.10％但不超过3％、Al：0.005％～0.1％、Mo：大于3.0％但不超过10％，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。
(2)根据上述(1)所述的耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢，其特征在于：以质量％计还含有W：0.01～10％、V：0.05～1％、Ti：0.01～1％、Nb：0.01～1％中的1种、2种或更多种。
(3)根据上述(1)或(2)所述的耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢，其特征在于：以质量％计还含有Cr：0.10～2％、Ni：0.05～1％、Cu：0.05～0.5％、B：0.0003～0.01％中的1种、2种或更多种。
(4)一种耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的高强度螺栓，其特征在于：其具有上述(1)～(3)的任何一项所述的钢成分，金属组织呈现淬火回火组织。
(5)一种耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢成型品的制造方法，其特征在于：将上述(1)～(3)的任何一项所述的钢成型为所期望的形状后，进行淬火，然后在500～750℃的温度范围进行回火。
(6)根据上述(5)所述的耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢成型品的制造方法，其特征在于：上述所期望的形状是螺栓形状。
根据本发明，能够提供抗拉强度为1600MPa级或以上的高强度且耐延迟断裂特性优良的钢、钢成型品、螺栓等，例如在适用了本发明的螺栓中，通过螺栓的固紧轴向力的增加、以及减小尺寸而轻量化等，能够大大地有利于结构物、机械部件的轻量化和高性能化等、本发明的效果是非常大的。
附图说明
图1是用于确认本发明的效果的带有环状切口凹槽的延迟断裂试片的示意说明图。
具体实施方式
本发明者等就影响延迟断裂特性的各种因素进行潜心研究，发现以下的见解。即：
(1)回火温度对高强度钢的延迟断裂特性的影响很大，对于具有同样的抗拉强度的钢材的耐延迟断裂特性进行比较，回火温度越高，其耐延迟断裂特性越提高。这是因为回火温度越高，则在原奥氏体晶界析出的渗碳体的形态越是球状化从而晶界的结合力越是增加，以及基体的位错等缺陷密度减小并且对氢的脆化敏感性下降的缘故。
(2)为了使1600MPa级或以上的高强度钢的耐延迟断裂特性与现在广泛实用化的SCM435的1000MPa级的耐延迟断裂特性处于同等程度，有必要将回火温度设定为至少500℃或以上。
(3)为了将回火温度设定在上述温度范围，并且得到1600MPa级或以上的高强度，比从前的钢添加多得多的Mo(超过3％)，并最大限度地发挥回火时的Mo碳化物带来的析出强化是有效的。这是由于与通过合金碳化物的析出而能够获得析出强化的其它合金元素(Nb、Ti、V等)相比，Mo在奥氏体中的溶解度较大，在淬火热处理的加热(以下仅称为淬火加热)时能够大量地固溶在基体中，所以对于回火时得到大的析出强化量是极其有利的。另外，由于Mo的大量添加，Mo碳化物在淬火加热时存在未固溶的情况，但是即使存在未固溶状态的Mo碳化物，对延迟断裂特性的不利影响也较小，因此Mo大量添加的害处较小。再者，除了Mo以外，组合添加V、W而同时运用V、W碳化物的析出强化时，可获得更好的效果。还有，在能得到所期望的抗拉强度的范围内，越是提高回火温度，则耐延迟断裂特性也越是提高，因此提高回火温度而将抗拉强度调低，可获得更加优良的耐延迟断裂特性。
(4)通过将晶界偏析的杂质P、S量限定在一定量或以下，可以实现原奥氏体晶界的强化，提高耐延迟断裂特性。
(5)通过极力降低铁素体的固溶强化元素Si，可以弥补由于Mo的大量添加引起的冷锻性的降低，在不损害螺栓的冷锻性的情况下实现高强度化。
以下，就本发明进行详细说明。
C：C是对获得强度有效的元素，因此添加0.20％或以上，但是超过0.60％添加时，冷锻性、韧性以及耐延迟断裂特性降低，因此有必要设定为0.20～0.60％的范围。从强度与冷锻性、韧性、耐延迟断裂特性的平衡的观点出发，优选的范围为0.30～0.45％。
Mn：Mn是对提高淬透性的有效元素，同时通过以MnS的形式固定钢中的S，从而具有防止热脆性的效果，而且通过降低A3点而抵消大量添加Mo引起的淬火加热温度(奥氏体化温度)的上升，由此具有防止晶粒粗大化和制造性降低的效果，因此添加量超过0.10％，但是超过3％添加时，则耐延迟断裂特性和冷锻性降低，因此有必要设定为大于0.10％但不超过3％的范围。从淬透性与耐延迟断裂特性、冷锻性的平衡的观点出发，优选的范围为0.30～1.5％。
Mo：Mo是通过回火时因析出微细的Mo碳化物而产生显著的二次硬化，并使高温回火成为可能，从而使耐延迟断裂特性显著提高的元素。在500℃或以上的回火温度范围，为了通过Mo碳氮化物的析出硬化而得到1600MPa级或以上的高强度，有必要添加超过3.0％的Mo，但超过10％添加时，其效果饱和，只会导致材料成本的提高，因此有必要设定为大于3.0％但不超过10％的范围。从二次硬化和材料成本上升的平衡的观点出发，优选的范围为3.1～6.0％。
Al：Al是钢的脱氧所必要的元素，同时形成氮化物而具有使原奥氏体晶粒变得微细的效果，因此添加0.005％或以上，但超过0.1％添加时，不仅效果饱和，而且氧化铝系夹杂物增加，韧性降低，因此有必要设定为0.005～0.1％的范围。从原奥氏体晶粒的微细化与夹杂物增加的平衡的观点出发，优选的范围为0.010～0.050％。
Si：Si是对钢的脱氧有效的元素，但超过0.50％添加时，冷锻性显著降低，因此有必要限定为0.50％或以下。从冷锻性的观点出发，优选的范围为0.10％或以下。
W：W具有与Mo同样的效果，因此根据需要添加0.01％或以上，但超过10％添加时，其效果饱和，只会导致材料成本的上升，因此有必要设定为0.01～10％的范围。从二次硬化和材料成本上升的平衡的观点出发，优选的范围为0.5～3.0％。
V：V是具有使原奥氏体晶粒变得微细的效果，同时通过回火时引起显著的二次硬化，且使高温回火成为可能，从而使耐延迟断裂特性提高的元素，因此根据需要添加0.05％或以上，但超过1％添加时，其效果饱和，只会导致材料成本的上升，因此有必要设定为0.05～1％的范围。从原奥氏体晶粒的微细化、二次硬化与材料成本上升的平衡的观点出发，优选的范围为0.10～0.35％。
Ti：Ti与Al、Nb、V一样，具有使晶粒变得微细的效果，同时将钢中的固溶N以氮化物的形式加以固定，具有使耐延迟断裂特性提高的效果，因此根据需要添加0.01％或以上，但超过1％添加时，不仅效果饱和，而且冷锻性降低，因此有必要设定为0.01～1％的范围。从原奥氏体晶粒的微细化与冷锻性的平衡的观点出发，优选的范围为0.01～0.05％。
Nb：Nb与Al、Ti、V一样，具有使晶粒变得微细的效果，因此根据需要添加0.01％或以上，但超过1％添加时，不仅效果饱和，而且冷锻性降低，因此有必要设定为0.01～1％的范围。从原奥氏体晶粒的微细化与冷锻性的平衡的观点出发，优选的范围为0.01～0.05％。
Cr：Cr是对提高淬透性有效的元素，并且具有对钢赋予抗回火软化的效果，因此根据需要添加0.10％或以上，但超过2％添加时，冷锻性降低，因此有必要设定为0.10～2％的范围。
Ni：Ni是使伴随高强度化而劣化的延展性提高，同时使耐蚀性提高的元素，因此，根据需要添加0.05％或以上，即使超过1％添加，也不能得到与添加量相匹配的效果，因此有必要设定为0.05～1％的范围。从延展性、耐蚀性的提高与材料成本上升的平衡的观点出发，优选的范围为0.30～0.70％。
Cu：Cu是使对环境的耐蚀性提高的元素，因此，根据需要添加0.05％或以上，但是超过0.5％添加时，热加工性下降，钢的制造性降低，因此有必要设定为0.05～0.5％的范围。从耐蚀性的提高与热加工性的降低的平衡的观点出发，优选的范围为0.10～0.30％。
B：B少量添加便具有提高淬透性的效果，同时偏析于原奥氏体晶界而强化晶界，具有使耐延迟断裂特性提高的效果，因此根据需要添加0.0003％或以上，但是超过0.01％添加时，效果饱和，因此有必要设定为0.0003～0.01％的范围。优选范围为对淬透性的提高不会过分缺少的0.0010～0.0030％。
关于P、S，本发明没有规定其含量，钢中的P、S是使耐延迟断裂特性降低的元素，因此尽量减低较为理想，其优选的范围为0.010％或以下。
关于N，本发明没有特别规定其含量，通常钢中含有20～150ppm左右的N。如果是如本发明那样合金元素的添加量比较多的成分体系的情况，为了在淬火加热时合金碳化物的固溶，某些场合要将加热温度设定在比从前高的温度，但是如果高温化，则晶粒变得粗大，有可能损害机械性能。在这种场合，为了防止晶粒的粗大化，也可以通过积极添加Ti和N并形成TiN来实现晶粒细化。在该场合下的N的优选范围为0.0080～0.0150％。在不要求TiN细化晶粒的场合，也可以使N含量比上述范围少。
关于O，本发明对其含量没有特别规定，但O含量多时，Al2O3等夹杂物增多，在进行冷锻造时，有时成为裂纹的起点，因此尽量减低较为理想。其优选范围为0.0015％或以下。
本发明没有特别规定二次加工工序，但对于在部件的制造过程中要求冷锻工序的部件，为了使冷锻性提高，对热轧后的材料也可以施以退火或者球化退火处理。此外，如果是要求材料的尺寸精度的螺栓，在冷锻之前一般进行拔丝。
能最好地发挥上述成分钢的效果的方法是以下说明的钢的制造方法。
能最好地发挥上述成分钢的效果的方法是以下说明的钢的制造方法。
将上述成分的钢通过锻造、切削等成形为所期望的形状后，为了对钢赋予强度，加热至Ac3点或以上的温度后，通过水冷或油冷进行淬火处理。在加热温度过低时，Mo、W、V的碳化物固溶不充分，回火时不能得到充分的析出强化，因此不能得到所期望的特性。另一方面，在加热温度过高时，会导致晶粒的粗大化，导致韧性以及耐延迟断裂特性的劣化。而且，在作业方面，热处理炉的炉体以及附属部件的损伤变得显著，制造成本升高，因此不优选加热到太高温度。在本发明的成分范围内，淬火加热温度优选设定为900～1150℃。
为了对钢赋予规定的强度以及韧性和延展性，有必要在淬火后进行回火。回火一般在150℃～Ac1点的温度范围进行，在本发明中有必要限定在500℃～750℃的温度范围。其理由是：由于在不足500℃时，不能将晶界析出的渗碳体的形态球状化而增加晶界的结合力，不能得到与SCM435的1000MPa级同等或以上的耐延迟断裂特性，而且回火时析出的Mo、W、V碳化物所产生的析出强化在500℃或以上时明显表现出来。另一方面，在回火温度超过750℃时，上述碳化物粗大化，不利于析出强化，因此难以得到1600MPa级或以上的抗拉强度。优选的范围是能够同时得到耐延迟断裂特性的提高和高的抗拉强度的550℃～650℃。
还有，根据本发明，可以得到抗拉强度为1600MPa级或以上的耐延迟断裂特性良好的钢及其成型品(例如高强度螺栓)，但在能够得到所期望的抗拉强度的范围内，回火温度越提高，则耐延迟断裂特性也越是提高，因此如果提高回火温度而将抗拉强度调整得低些，可以得到比从前提出的高强度钢(例如特开2001-32044号公报所述的发明)更加优良的耐延迟断裂特性。
实施例1
以下，根据实施例进一步说明本发明。
连续铸造具有表1所示成分组成的转炉钢锭，根据需要经过均热扩散处理工序、开坯工序制作162mm方的轧制坯料。接着，通过热轧制作成线材形状。表1中的钢代号A～N为本发明钢，其它钢为比较钢。
其次，为了调查这些材料的耐延迟断裂特性，制作了螺栓。对轧材根据需要施以退火或球状化退火，通过冷锻成形为螺栓形状。然后，以规定的条件进行加热，在油槽中进行淬火，并以表2的条件进行回火。表2的No.1～16为本发明例，其它为比较例。从上述工序所制作的螺栓通过机械加工制作以JIS Z 22014号试片为基准的拉伸试片、以及图1所示的带有环状切口凹槽的延迟断裂试片，调查机械性能以及延迟断裂特性。使用《铁和钢(鉄と鋼)》，Vol.83(1997)，p454所记载的极限扩散性氢量进行延迟断裂试验。极限扩散性氢量为0.5ppm或以下者判断为延迟断裂特性不良。从表2可知，本发明例的回火温度均为500℃或以上，抗拉强度均为1600MPa级或以上，且极限扩散性氢量均为0.5ppm以上，因此尽管高强度，耐延迟断裂特性仍然优良。与此相对照，比较例的No.17的钢成分是钢代号A，并且在本发明的范围内，但是由于回火温度不足500℃，因此极限扩散性氢量较低，延迟断裂特性差。No.18是将从前钢SCM435高强度化制成1400MPa级的实例，极限扩散性氢量极低，延迟断裂特性差。No.19、No.20、No.21是Mo添加量比本发明的范围少的实例，极限扩散性氢量不高于0.5ppm，延迟断裂特性不充分。特别是No.19(钢代号P)，与No.15(钢代号N)相比只是Mo添加量不同，其它成分和回火条件几乎是同一水准，尽管由于Mo的增加其抗拉强度增加，但可以知道极限扩散性氢量大，延迟断裂特性优良。而且知道，No.16进一步提高回火温度，使抗拉强度与No.19的水平相当，由于Mo的增加以及回火温度的升高，极限扩散性氢量进一步大幅度增加，可实现延迟断裂特性进一步改善。
以上结果清楚表明，完全满足本发明规定的条件的钢与比较例相比，具有优良的耐延迟断裂特性。
表1
| 钢代号 | 成分组成(质量％) | ||||||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Cr | Mo | W | Ni | Cu | V | Al | Ti | Nb | B | N | ||
| 本发明钢 | A | 0.42 | 0.05 | 0.46 | 0.004 | 0.004 | 4.03 | 0.15 | 0.023 | 0.0036 | |||||||
| B | 0.42 | 0.04 | 0.45 | 0.004 | 0.003 | 3.02 | 0.15 | 0.026 | 0.0042 | ||||||||
| C | 0.42 | 0.02 | 0.46 | 0.005 | 0.003 | 5.62 | 0.36 | 0.025 | 0.0043 | ||||||||
| D | 0.21 | 0.05 | 1.05 | 0.020 | 0.005 | 10.00 | 0.05 | 0.035 | 0.0048 | ||||||||
| E | 0.60 | 0.04 | 0.51 | 0.001 | 0.001 | 3.10 | 0.01 | 0.35 | 0.027 | 0.0052 | |||||||
| F | 0.20 | 0.03 | 3.00 | 0.003 | 0.020 | 3.30 | 10 | 0.031 | 0.0035 | ||||||||
| G | 0.40 | 0.50 | 0.11 | 0.005 | 0.005 | 3.80 | 1 | 0.05 | 0.20 | 0.100 | 0.0032 | ||||||
| H | 0.39 | 0.07 | 0.55 | 0.004 | 0.002 | 0.1 | 4.50 | 0.5 | 0.15 | 0.022 | 0.0039 | ||||||
| I | 0.40 | 0.01 | 0.48 | 0.005 | 0.005 | 2 | 3.50 | 0.35 | 0.032 | 0.0041 | |||||||
| J | 0.42 | 0.05 | 0.45 | 0.005 | 0.005 | 4.00 | 0.15 | 0.030 | 0.01 | 1 | 0.0040 | ||||||
| K | 0.38 | 0.08 | 0.64 | 0.001 | 0.004 | 5.80 | 0.05 | 0.033 | 0.035 | 0.0110 | |||||||
| L | 0.40 | 0.02 | 0.53 | 0.009 | 0.001 | 3.40 | 0.005 | 1 | 0.0025 | 0.0010 | |||||||
| M | 0.43 | 0.09 | 0.51 | 0.002 | 0.002 | 3.30 | 1.00 | 0.045 | 0.01 | 0.0045 | |||||||
| N | 0.43 | 0.05 | 0.70 | 0.008 | 0.013 | 3.30 | 0.041 | 0.0034 | |||||||||
| 比较钢 | O | 0.36 | 0.17 | 0.69 | 0.020 | 0.014 | 0.95 | 0.17 | 0.026 | 0.0037 | |||||||
| P | 0.43 | 0.05 | 0.71 | 0.008 | 0.012 | 2.89 | 0.040 | 0.0035 | |||||||||
| Q | 0.52 | 0.04 | 0.46 | 0.005 | 0.003 | 2.14 | 0.16 | 0.027 | 0.0036 | ||||||||
| R | 0.42 | 0.04 | 0.45 | 0.005 | 0.003 | 2.12 | 0.36 | 0.028 | 0.0034 | ||||||||
表2
| No. | 钢代号 | 淬火加热温度(℃) | 回火温度(℃) | 抗拉强度(MPa) | 极限扩散性氢量(ppm) | |
| 本发明钢 | 1 | A | 1000 | 600 | 1904 | 0.9 |
| 2 | A | 1000 | 660 | 1622 | 3.8 | |
| 3 | B | 1000 | 600 | 1866 | 0.7 | |
| 4 | C | 1000 | 625 | 2150 | 2.2 | |
| 5 | D | 1000 | 600 | 2235 | 2.9 | |
| 6 | E | 1000 | 600 | 2158 | 0.9 | |
| 7 | F | 1000 | 600 | 1957 | 3.3 | |
| 8 | G | 950 | 600 | 1876 | 2.2 | |
| 9 | H | 1000 | 600 | 1906 | 2.4 | |
| 10 | I | 1000 | 600 | 1954 | 3.2 | |
| 11 | J | 1000 | 600 | 1886 | 2 | |
| 12 | K | 1100 | 600 | 1930 | 2.6 | |
| 13 | L | 1000 | 600 | 1658 | 1.7 | |
| 14 | M | 1000 | 600 | 2420 | 2.0 | |
| 15 | N | 950 | 630 | 1801 | 1.1 | |
| 16 | N | 950 | 665 | 1711 | 3.1 | |
| 比较例 | 17 | A | 1000 | 490 | 1962 | 0.35 |
| 18 | O | 860 | 440 | 1445 | 0.02 | |
| 19 | P | 950 | 630 | 1710 | 0.48 | |
| 20 | Q | 1000 | 600 | 1795 | 0.5 | |
| 21 | R | 1000 | 600 | 1822 | 0.5 |
Claims (6)
1.一种耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢，其特征在于：以质量％计含有C：0.20～0.60％、Si：0.50％或以下、Mn：大于0.10％但不超过3％、Al：0.005％～0.1％、Mo：大于3.0％但不超过10％，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢，其特征在于：以质量％计还含有W：0.01～10％、V：0.05～1％、Ti：0.01～1％、Nb：0.01～1％中的1种、2种或更多种。
3.根据权利要求1或2所述的耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢，其特征在于：以质量％计还含有Cr：0.10～2％、Ni：0.05～1％、Cu：0.05～0.5％、B：0.0003～0.01％中的1种、2种或更多种。
4.一种耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的高强度螺栓，其特征在于：具有权利要求1～3的任何一项所述的钢成分，金属组织呈现淬火回火组织。
5.一种耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢成型品的制造方法，其特征在于：将权利要求1～3的任何一项所述的钢成型为所期望的形状后，进行淬火，然后在500～750℃的温度范围进行回火。
6.根据权利要求5所述的耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢成型品的制造方法，其特征在于：上述所期望的形状是螺栓形状。
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| PB01 | Publication | ||
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| ASS | Succession or assignment of patent right |
Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION Free format text: FORMER OWNER: SHIN NIPPON STEEL LTD. Effective date: 20130318 |
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| TR01 | Transfer of patent right |
Effective date of registration: 20130318 Address after: Tokyo, Japan Patentee after: Nippon Steel Corporation Patentee after: Honda Motor Co., Ltd. Address before: Tokyo, Japan Patentee before: Nippon Steel Corporation Patentee before: Honda Motor Co., Ltd. |
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| CP01 | Change in the name or title of a patent holder | ||
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder |
Address after: Tokyo, Japan Co-patentee after: Honda Motor Co., Ltd. Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation Address before: Tokyo, Japan Co-patentee before: Honda Motor Co., Ltd. Patentee before: Nippon Steel Corporation |