JP6206601B2 - 鋼板及び製造方法 - Google Patents

鋼板及び製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6206601B2
JP6206601B2 JP2016559467A JP2016559467A JP6206601B2 JP 6206601 B2 JP6206601 B2 JP 6206601B2 JP 2016559467 A JP2016559467 A JP 2016559467A JP 2016559467 A JP2016559467 A JP 2016559467A JP 6206601 B2 JP6206601 B2 JP 6206601B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
carbides
carbide
annealing
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Active
Application number
JP2016559467A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2016204288A1 (ja
Inventor
匹田　和夫
和夫 匹田
元仙 橋本
元仙 橋本
健悟 竹田
健悟 竹田
高田　健
健 高田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JPWO2016204288A1 publication Critical patent/JPWO2016204288A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6206601B2 publication Critical patent/JP6206601B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • 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
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Description

本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
ギヤやクラッチなどの自動車用部品は、打抜き、鍛造、プレス加工等の加工工程を経て製造される。その加工工程において、製品品質の向上、安定化、製造コストの低減を計るには、素材である炭素鋼板の加工性の向上が求められる。また、これらの部品は、焼入れ焼戻し後、高強度で使用されるため、優れた焼入れ性が要求される。
炭素鋼板の加工性の確保と焼入れ性の確保のため、従来、多くの提案がなされている。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４５％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ＋Ｓ：０．０１０％以上、Ｃｒ：０．０１〜０．８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、Ｓｎ：０．０５％以下、Ｔｅ：０．０５％以下を含有し、かつ、Ｓｎ＋Ｔｅの合計が０．００５％以上含有し、フェライトとパーライトの混合組織、又は、フェライトとセメンタイトの混合組織からなることを特徴とする加工性、焼入れ性、熱処理後の靭性の優れた高炭素鋼板が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．２〜０．７％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１％以下含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼に、熱間圧延を、仕上げ温度（Ａr3変態点−２０℃）以上で行った後、冷却速度１２０℃／秒を超え、かつ、冷却終了温度６２０℃以下で冷却を行い、次いで、巻取温度６００℃以下で巻取り、体積率２０％を超えるベイナイト相を有する組織に制御した後、酸洗後、焼鈍温度６４０℃以上Ａc1変態点以下で焼鈍を行い、球状化組織とすることを特徴とする高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。
特許第４３１９９４０号公報 特許第３８７９４５９号公報
しかし、特許文献１に記載の高炭素鋼板は、素材組織に、硬度が高いパーライトも用いられており、必ずしも加工性に優れているわけではない。特許文献２に、加工性に優れる具体的な組織形態は記載されていない。
本発明は、従来技術の現状に鑑み、成形性と耐摩耗性を向上させ、特に厚肉板成形によりギヤ、クラッチ等の部品を得るのに好適な鋼板と、その製造方法を提供することを目的とする。
上記の課題を解決し、駆動系部品等の素材に適した鋼板を得るためには、焼入れ性を高めるのに必要なＣを含有した鋼板において、フェライトの粒径を大きくし、炭化物（主としてセメンタイト）を適切な粒径で球状化し、パーライト組織を少なくすればよいことが理解できる。これは、以下の理由による。
フェライト相は硬度が低く、延性が高い。したがって、フェライトを主体とした組織で、その粒径を大きくすることにより、素材成形性を高めることが可能となる。
炭化物は、金属組織中に適切に分散させることにより、素材成形性を維持しつつ、優れた耐摩耗性や転動疲労特性を付与することができるので、駆動系部品にはなくてはならない組織である。また、鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物をフェライト粒界に存在させることで、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防止して、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間鍛造性を向上させ、同時に、鋼板の成形性も向上させる。
ただし、セメンタイトは硬くて脆い組織であり、フェライトとの層状組織であるパーライトの状態で存在すると、鋼が硬く、脆くなるので、球状で存在させる必要がある。冷間鍛造性や、鍛造時のき裂の発生を考慮すると、その粒径は適切な範囲である必要がある。
しかしながら、上記の組織を実現するための製造方法はこれまでに開示されていない。そこで、本発明者らは、上記の組織を実現するための製造方法について鋭意研究した。
その結果、熱間圧延後の巻取り後の鋼板の金属組織をラメラ間隔の小さい微細なパーライトまたは細かなフェライト中にセメンタイトが分散したベイナイト組織にするため、比較的低温（４００〜５５０℃）で巻取る。比較的低温で巻取ることにより、フェライト中に分散したセメンタイトも球状化しやすくなる。続いて、１段目の焼鈍としてＡｃ１点直下の温度での焼鈍でセメンタイトを部分的に球状化する。次いで、２段目の焼鈍としてＡｃ１点とＡｃ３点間の温度（いわゆるフェライトとオーステナイトの二相域）での焼鈍で、フェライト粒の一部を残しつつ、一部をオーステナイト変態させる。その後緩冷却して残したフェライト粒を成長させつつ、そこを核にしてオーステナイトをフェライト変態させることにより、おおきなフェライト相を得つつ粒界にセメンタイトを析出させ、上記組織の実現できることを見出した。
すなわち、焼入れ性と成形性を同時に満足する鋼板の製造方法は、熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても実現困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することにより実現可能であることを知見した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０〜０．１０％、Ｗ：０〜０．１０％、Ｔａ：０〜０．１０％、Ｎｉ：０〜０．１０％、Ｓｎ：０〜０．０５０％、Ｓｂ：０〜０．０５０％、Ａｓ：０〜０．０５０％、Ｍｇ：０〜０．０５０％、Ｃａ：０〜０．０５０％、Ｙ：０〜０．０５０％、Ｚｒ：０〜０．０５０％、Ｌａ：０〜０．０５０％、Ｃｅ：０〜０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である鋼板であって、上記鋼板の金属組織がフェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１超、結晶粒界上の炭化物の球状化率が８０％以上、炭化物の平均粒子径が０．１μｍ以上、２．０μｍ以下、フェライト粒径が２０．５μｍ以上、５０μｍ以下、及びパーライトの面積率が６％以下を満たし、上記鋼板のビッカース硬さが１００ＨＶ以上１７０ＨＶ以下であり、圧延方向から０°方向と圧延方向から９０°方向の全伸びが、両方向とも３５％以上であることを特徴とする鋼板。
（２）前記Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．１０％以下、及びＢ：０．０１０％以下、の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１）の鋼板。
（３）前記（１）又は（２）の鋼板を製造する製造方法であって、前記（１）又は（２）の成分組成の鋼片を、７５０℃以上８５０℃以下の温度域で仕上げ圧延を完了する熱間圧延を施し熱延鋼板とし、上記熱延鋼板を４００℃以上５５０℃以下で巻き取り、巻き取った熱延鋼板に酸洗を施し、酸洗した熱延鋼板を６５０℃以上７２０℃以下の温度域で、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、熱延鋼板を７２５℃以上７９０℃以下の温度域で、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、焼鈍後の熱延鋼板を、１℃／時間以上３０℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却することを特徴とする鋼板の製造方法。
本発明によれば、成形性と耐摩耗性に優れ、特に厚肉板成形によりギヤ、クラッチ等の部品を得るのに好適な鋼板及びその製造方法を提供することができる。
以下、本発明について詳細説明する。はじめに、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下。成分についての「％」は、「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．１０〜０．４０％］
Ｃは、鋼中で炭化物を形成し、鋼の強化及びフェライト粒の微細化に有効な元素である。冷間加工における梨地の発生を抑制し、冷間加工部品の表面美観を確保するためには、フェライト粒径の粗大化を抑制する必要があるが、０．１０％未満では、炭化物の体積率が不足し、箱焼鈍中の炭化物の粗大化を抑制することができないので、Ｃは０．１０％以上とする。好ましくは０．１２以上である。
一方、０．４０％を超えると、炭化物の体積率が増加し、瞬時的に荷重を負荷させた際に破壊の起点となるクラックが多量に生成し、耐衝撃特性が低下するので、Ｃは０．４０％以下とする。好ましくは０．３８％以下である。
［Ｓｉ：０．０１〜０．３０％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、炭化物の形態に影響を及ぼす元素である。脱酸効果を得るために、Ｓｉは０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。
一方、０．３０％を超えると、フェライトの延性が低下し、冷間加工時に割れが起こりやすくなり、冷間加工性が低下するので、Ｓｉは０．３０％以下とする。好ましくは０．２８％以下である。
［Ｍｎ：１．００〜２．００％］
Ｍｎは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。１．００％未満では、焼入れ後の強度と焼入れ後の残留炭化物の確保が困難となるので、Ｍｎは１．００％以上とする。好ましくは１．０９％以上である。
一方、２．００％を超えると、Ｍｎ偏析が極度のバンド状になり、加工性が著しく低下するので、Ｍｎは２．００％以下とする。好ましくは１．９１％以下である。
［Ａｌ：０．１０％以下］
Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用し、フェライトを安定化する元素である。好ましくは０．００４％以上である。
一方、０．１０％を超えると、介在物が多量に生成し、冷間加工性が低下するので、Ａｌは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
以下の元素は、不純物であり、一定量以下に制御する必要がある。
［Ｐ：０．０００１〜０．０２０％］
Ｐは、フェライト粒界に偏析し、粒界炭化物の形成を抑制する元素である。少ないほど好ましいが、精錬工程において、Ｐを０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｐは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１３％以上である。
一方、０．０２０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｐは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１８％以下である。
［Ｓ：０．０００１〜０．０１０％］
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する不純物元素である。非金属介在物は、冷間加工時、割れ発生の起点となるので、Ｓは少ないほど好ましいが、Ｓを０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｓは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１２％以上である。
一方、０．０１０％を超えると、冷間加工性が低下するので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
［Ｎ：０．０００１〜０．０１０％］
Ｎは、多量の含有により、フェライトの脆化を引き起こす元素であり、少ないほど好ましい。Ｎの含有量は０でもよいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、実質的な下限は０．０００１〜０．０００６％である。一方、０．０１０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間加工性が低下するので、Ｎは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
［Ｏ：０．０００１〜０．０２０％］
Ｏは、多量の含有により、鋼中に粗大な酸化物を形成する元素であり、少ないほうが好ましい。Ｏの含有量は０でもよいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、実質的な下限は０．０００１〜０．００１１％である。一方、０．０２０％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、冷間加工時に割れの起点となるので、Ｏは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下である。
［Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％］
Ｓｎは、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましい。Ｓｎの含有量は０でもよいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１〜０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間加工性が低下するので、Ｓｎは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
［Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％］
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましい。Ｓｂの含有量は０でもよいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１〜０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間加工性が低下するので、Ｓｂは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
［Ａｓ：０．００１〜０．０５０％］
Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましい。Ａｓの含有量は０でもよいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１〜０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ａｓは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
本発明鋼板は、上記元素を基本成分とするが、さらに、鋼板の冷間鍛造性を向上させる目的で、以下の元素を含有してもよい。以下の元素は、本発明の効果を得るために必須ではないので、含有量は０でもよい。
［Ｃｒ：０．５０％以下］
Ｃｒは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素であり、また、炭化物に濃化し、オーステナイト相でも安定な炭化物を形成する元素である。添加効果を得るためには、Ｃｒは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００７％以上である。一方、０．５０％を超えると、炭化物が安定化し、焼入れ時に炭化物の溶解が遅れ、所要の焼入れ強度を達成できないおそれがあるので、Ｃｒは０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下である。
［Ｍｏ：０．１０％以下］
Ｍｏは、Ｍｎと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。添加効果を得るためには、Ｍｏは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．１０％を超えると、ｒ値の面内異方性が悪化し、冷間加工性が低下するので、Ｍｏは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｎｂ：０．１０％以下］
Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、Ｎｂは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＮｂ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｎｂは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｖ：０．１０％以下］
Ｖも、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、Ｖは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＶ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｖは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｃｕ：０．１０％以下］
Ｃｕは、フェライトの結晶粒界に偏析し、また、微細な析出物を形成して、強度の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、Ｃｕは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えると、赤熱脆性が生じ、熱延での生産性が低下するので、Ｃｕは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｗ：０．１０％以下］
Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。添加効果を得るためには、Ｗは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｗは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｔａ：０．１０％以下］
Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。添加効果を得るためには、Ｔａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｔａは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｎｉ：０．１０％以下］
Ｎｉは、部品の靭性の向上に有効な元素である。添加効果を得るためには、Ｎｉは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。一方、０．１０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｎｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｍｇ：０．０５０％以下］
Ｍｇは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｍｇは０．０００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０００８％以上である。一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間加工性が低下するので、Ｍｇは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
［Ｃａ：０．０５０％以下］
Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｃａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粗大なＣａ酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Ｃａは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
［Ｙ：０．０５０％以下］
Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｙは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粗大なＹ酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Ｙは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３５％以下である。
［Ｚｒ：０．０５０％以下］
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｚｒは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Ｚｒは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
［Ｌａ：０．０５０％以下］
Ｌａは、微量の添加で硫化物の形態制御に有効な元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。添加効果を得るためには、Ｌａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｌａは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
［Ｃｅ：０．０５０％以下］
Ｃｅは、Ｌａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。添加効果を得るためには、Ｃｅは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｃｅは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４６％以下である。
本発明鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
なお、上記のＦｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＢの１種又は２種を含有してもよい。
［Ｔｉ：０．１０％以下］
Ｔｉは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化して靭性の向上に寄与する元素でもある。添加効果を得るためには、Ｔｉは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えると、粗大なＴｉ酸化物が生成し、冷間加工時に割れの起点となるので、Ｔｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
［Ｂ：０．０００１〜０．０１０％］
Ｂは、部品熱処理時の焼入れ性を高めて組織を均一化し、靭性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、Ｂは０．０００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０００６％以上である。一方、０．０１０％を超えると、粗大なＢ酸化物が生成し、冷間加工時に割れの起点となるので、Ｂは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００９％以下である。
次に、本発明の鋼板の組織について説明する。
本発明鋼板の組織は、実質的に、フェライトと炭化物で構成される組織である。炭化物は、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）に加え、セメンタイト中のＦｅ原子を、Ｍｎ、Ｃｒ等の合金元素で置換した化合物や、合金炭化物（Ｍ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ、ＭＣ等［Ｍ：Ｆｅ、及び、その他合金として添加した金属元素］）である。
鋼板を所定の形状に成形する際、鋼板のマクロ組織には剪断帯が形成され、剪断帯の近傍で、すべり変形が集中して起きる。すべり変形は転位の増殖を伴い、剪断帯の近傍には、転位密度の高い領域が形成される。鋼板に付与する歪量の増加に伴い、すべり変形は促進され、転位密度は増加する。
冷間鍛造では、相当歪で１を超える強加工が施される。このため、従来の鋼板では、転位密度の増加に伴うボイド及び／又はクラックの発生を防ぐことはできず、従来の鋼板において、冷間鍛造性の向上は困難であった。この課題の解決には、成形時における剪断帯の形成を抑制することが効果的である。
ミクロ組織の観点では、剪断帯の形成を、ある一つの結晶粒で発生したすべりが、結晶粒界を乗り越えて、隣接の結晶粒に連続的に伝播する現象として理解される。よって、剪断帯の形成を抑制するには、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防ぐ必要がある。
鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物をフェライト粒界に存在させることで、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防止して、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間鍛造性を向上させることが可能となる。同時に、鋼板の成形性も向上する。
鋼板の成形性は、結晶粒内への歪の蓄積（転位の蓄積）によるところが大きく、結晶粒界にて、歪の隣接結晶粒への伝搬が阻止されれば、結晶粒内の歪量が増大する。その結果、加工硬化率が増大し、成形性が改善する。
理論及び原則に基づけば、冷間加工性は、フェライト粒界の炭化物の被覆率の影響を強く受けると考えられるので、該被覆率を高精度で測定することが必要となる。
３次元空間において、フェライト粒界における炭化物の被覆率を測定するためには、走査型電子顕微鏡内にて、ＦＩＢによるサンプル切削と観察を繰り返し行うシリアルセクショニングＳＥＭ観察、又は、３次元ＥＢＳＰ観察が必須となり、膨大な測定時間を要するとともに、技術ノウハウの蓄積が不可欠となる。このことを、本発明者らは明らかにし、一般的な分析手法は適さないと結論付けた。
このため、簡易的で精度の高い評価指標を探索した結果、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を指標とすれば、冷間加工性を評価することが可能となり、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超えると、冷間加工性が著しく向上することを本発明者らは見出した。
なお、冷間加工時に起こる鋼板の座屈、折込み、たたみ込みのいずれも、剪断帯の形成に伴う歪の局所化により引き起こされるものであるから、炭化物をフェライト粒界に存在させることにより、剪断帯の形成及び歪の局所化を緩和し、座屈、折込み、たたみ込みの発生を効果的に抑制することができる。
結晶粒界上の炭化物の球状化率が８０％未満であると、棒状又は板状の炭化物に局所的に歪が集中し、ボイド及び／又はクラックが発生しやすくなるので、結晶粒界上の炭化物の球状化率は８０％以上が好ましく、より好ましくは９０％以上である。
炭化物の平均粒子径が０．１μｍ未満であると、鋼板の硬さが顕著に増加して、加工性が低下するので、炭化物の平均粒子径は０．１μｍ以上が好ましい。より好ましくは０．１７μｍ以上である。一方、炭化物の平均粒子径が２．０μｍを超えると、冷間加工時に粗大な炭化物が起点となり亀裂が発生し、冷間加工性が低下するので、炭化物の平均粒径は２．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは１．９５μｍ以下である。
炭化物の観察は、走査型電子顕微鏡で行う。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸−アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率は３０００倍の中でフェライトと炭化物を判別できる倍率を選択する。選択した倍率で、板厚１／４層における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに８枚撮影する。
得られた組織画像に対して、三谷商事株式会社製（Ｗｉｎ ＲＯＯＦ）に代表される画像解析ソフトにより、その領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。各炭化物の面積から円相当直径（＝２×√（面積／３．１４））を求め、その平均値を炭化物粒子径とする。また、炭化物の球状化率は炭化物を、等面積でかつ慣性モーメントが等しい楕円に近似し、最大長さと、その直角方向の最大長さの比が３未満となるものの割合を計算して求めた。
なお、ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、面積が０．０１μｍ２以下の炭化物は、評価の対象から除外した。フェライト粒界上に存在する炭化物の個数をカウントし、全炭化物数から粒界上の炭化物数を引算してフェライト粒内の炭化物数を求めた。測定した個数をもとに、フェライト粒内の炭化物に対するフェライト粒界上の炭化物の個数比率を求めた。
冷延鋼板を焼鈍した後の組織において、フェライト粒径を５．０μｍ以上とすることで、冷間加工性を改善することができる。フェライト粒径が５μｍ未満であると、硬さが増加して、冷間加工時に、亀裂やクラックが発生しやすくなるので、フェライト粒径は５μｍ以上とする。好ましくは７μｍ以上である。
一方、５０μｍを超えると、すべりの伝播を抑制する結晶粒界上の炭化物の個数が減少し、冷間加工性が低下するので、フェライト粒径は５０μｍ以下とする。好ましくは３７μｍ以下である。
フェライト粒径は、前述した研磨方法で、サンプルの観察面を鏡面に研磨した後、３％硝酸−アルコール溶液でエッチングし、観察面の組織を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡で観察し、撮影した画像に対して線分法を適用して測定する。
また、鉄の炭化物であるセメンタイトは硬くて脆い組織であり、フェライトとの層状組織であるパーライトの状態で存在すると、鋼が硬く、脆くなる。したがって、パーライトは極力少なくする必要があり、本発明の鋼板においては、面積率で６％以下とする。
パーライトは特有のラメラ組織を有するため、ＳＥＭ、光学顕微鏡観察により峻別可能である。任意の断面の中でラメラ組織の領域を算出することで、パーライトの面積率を求めることができる。
さらに、鋼板のビッカース硬さを１００ＨＶ以上１７０ＨＶ以下とすることで、冷間加工性を改善することができる。ビッカース硬さが１００ＨＶ未満であると、冷間加工中に座屈が発生しやすくなるので、ビッカース硬さは１００ＨＶ以上とする。好ましくは１１０ＨＶ以上である。
一方、ビッカース硬さが１７０ＨＶを超えると、延性が低下し、冷間加工時に内部割れが起き易くなるので、ビッカース硬さは１７０ＨＶ以下とする。好ましくは１６８ＨＶ以下である。
次に、本発明製造方法について説明する。
本発明製造方法は、前述した成分組成の鋼片を用いて、熱延条件と焼鈍条件を一貫して管理し、鋼板の組織制御を行うことを基本思想とする。
はじめに、所要の成分組成の溶鋼を連続鋳造した鋼片を熱間圧延に供する。連続鋳造後の鋳片は、直接熱間圧延に供してもよいし、一旦冷却後加熱してから熱間圧延に供してもよい。
鋼片を一旦冷却後加熱して熱間圧延に供する場合、加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下が好ましく、加熱時間は０．５時間以上３時間以下が好ましい。連続鋳造した鋼片を、直接、熱間圧延に供する場合、熱間圧延に供する鋼片の温度は、１０００℃以上１２５０℃とするのが好ましい。
鋼片温度又は鋼片加熱温度が１２５０℃を超え、又は、鋼片加熱時間が３時間を超えると、鋼片表層からの脱炭が著しくなり、浸炭焼入れ前の加熱時に、鋼板表層のオーステナイト粒が異常に成長し、耐衝撃性が低下する。このため、鋼片温度又は鋼片加熱温度は１２５０℃以下が好ましく、加熱時間は３時間以下が好ましい。より好ましくは１２００℃以下、２．５時間以下である。
鋼片温度又は鋼片加熱温度が１０００℃未満であり、又は、加熱時間が０．５時間未満であると、鋳造で生成したミクロ偏析やマクロ偏析が解消せず、鋼片内部に、ＳｉやＭｎ等の合金元素が局所的に濃化した領域が残存し、耐衝撃性が低下する。このため、鋼片温度又は鋼片加熱温度は１０００℃以上が好ましく、加熱時間は０．５時間以上が好ましい。より好ましくは１０５０℃以上、１時間以上である。
熱間圧延における仕上げ圧延は、７５０℃以上８５０℃以下の温度域で完了する。仕上げ圧延温度が７５０℃未満であると、鋼板の変形抵抗が増加して、圧延負荷が著しく上昇し、また、ロール磨耗量が増大して、生産性が低下するとともに、塑性異方性を改善するために必要な再結晶化が十分に進行しないので、仕上げ圧延温度は７５０℃以上とする。再結晶を促進する点で、好ましくは７７０℃以上である。
仕上げ圧延温度が８５０℃を超えると、Run Out Table（ＲＯＴ）を通板中に分厚いスケールが生成し、このスケールに起因して、鋼板表面に疵が発生し、冷間鍛造及び浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった際、疵を起点として亀裂が発生しやすいので、鋼板の耐衝撃性が低下する。このため、仕上げ圧延温度は８５０℃以下とする。好ましくは８３０℃以下である。
仕上げ圧延後の熱延鋼板をＲＯＴで冷却する際、冷却速度は１０℃／秒以上１００℃／秒以下が好ましい。冷却速度が１０℃／秒未満であると、冷却途中に分厚いスケールが生成し、それに起因する疵の発生を抑制できず、耐衝撃性が低下するので、冷却速度は１０℃／秒以上が好ましい。より好ましくは２０℃／秒以上である。
鋼板の表層から内部にわたり、１００℃／秒を超える冷却速度で冷却すると、最表層部が過剰に冷却されて、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織を生じる。巻取り後、１００℃〜室温に冷却された熱延鋼板コイルを払い出す際、低温変態組織に微小クラックが発生する。この微小クラックを、酸洗及び冷延で取り除くことは難しい。
そして、鋼板に、冷間鍛造及び浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わると、微小クラックを起点に亀裂が進展するので、耐衝撃性が低下する。このため、鋼板の最表層部に、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織が生じるのを抑制するため、冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。より好ましくは９０℃／秒以下である。
なお、上記冷却速度は、仕上げ圧延後の熱延鋼板が無注水区間を通過後、注水区間で水冷却を受ける時点から、巻取りの目標温度までＲＯＴ上で冷却される時点において、各注水区間の冷却設備から受ける冷却能を指しており、注水開始点から巻取機により巻き取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。
巻取温度は４００℃以上５５０℃以下とする。これは、一般的な巻取温度よりも低い温度であり、特にＣの含有量が高い場合には通常行われない条件である。上述した条件で製造した熱延鋼板を、この温度範囲で巻取ることにより、鋼板の組織を、細かなフェライト中に炭化物が分散したベイナイト組織とすることができる。
巻取温度が４００℃未満であると、巻取り前に未変態であったオーステナイトが硬いマルテンサイトに変態し、熱延鋼板コイルの払い出し時に、熱延鋼板の表層にクラックが発生し、耐衝撃性が低下する。
さらに、オーステナイトからフェライトへの再結晶時、再結晶駆動力が小さいために、再結晶フェライト粒の方位は、オーステナイト粒の方位の影響を強く受けることとなり、集合組織のランダム化が困難になる。それゆえ、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４３０℃以上である。
巻取温度が５５０℃を超えると、ラメラ間隔の大きなパーライトが生成し、熱的安定性の高い、分厚い針状炭化物が生成する。この針状炭化物は２段焼鈍後も残留する。鋼板の冷間鍛造等の成形時、この針状炭化物を起点として亀裂が生成する。
また、オーステナイトからフェライトの再結晶時、逆に、再結晶駆動力が大きくなりすぎ、この場合においても、オーステナイト粒の方位に強く依存した再結晶フェライト粒となり、集合組織のランダム化がなされない。それゆえ、巻取温度は５５０℃以下とする。好ましくは５２０℃以下である。
熱延鋼板コイルを払い出し、酸洗を施した後に、２つの温度域に保持する２段ステップ型の焼鈍（２段焼鈍）を施す。熱延鋼板に２段焼鈍を施すことにより、炭化物の安定性を制御して、フェライト粒界における炭化物の生成を促進する。
焼鈍処理の前に、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施すと、フェライト粒が微細化するので、鋼板が軟質化しにくくなる。そのため、本発明においては、焼鈍の前に冷間圧延を施すのは好ましくなく、酸洗後、冷間圧延を行わずに焼鈍処理を施すのが好ましい。
１段目の焼鈍は、６５０〜７２０℃、好ましくはＡc1点以下の温度域で行う。この焼鈍により、炭化物を粗大化させ、部分的に球状化させるとともに、合金元素を炭化物に濃化させ、炭化物の熱的安定性を高める。
１段目の焼鈍において、焼鈍温度までの加熱速度（以下「１段目加熱速度」という）は３０℃／時間以上１５０℃／時間以下とする。１段目加熱速度が３０℃／時間未満であると、昇温に時間を要し生産性が低下するので、１段目加熱速度は３℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
一方、１段目加熱速度が１５０℃／時間を超えると、熱延鋼板コイルにおいて外周部と内部の温度差が増大して、熱膨張差に起因するすり疵や焼付きが発生し、鋼板表面に凹凸が形成される。冷間鍛造等の成形時に、この凹凸が起点となり亀裂が発生し、冷間鍛造性が低下したり、成形性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性が低下するので、１段目加熱速度は１５０℃／時間以下とする。好ましくは１３０℃／時間以下である。
１段目の焼鈍における焼鈍温度（以下「１段目焼鈍温度」という）は６５０℃以上７２０℃以下とする。１段目焼鈍温度が６５０℃未満であると、炭化物の安定化が十分でなく、２段目の焼鈍時に、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となる。このため、１段目焼鈍温度は６５０℃以上とする。好ましくは６７０℃以上である。
一方、１段目焼鈍温度が７２０℃を超えると、炭化物の安定性が上昇する前にオーステナイトが生成し、前述の組織変化の制御が難しくなるので、１段目焼鈍温度は７２０℃以下とする。好ましくは７００℃以下である。
１段目の焼鈍における焼鈍時間（以下「１段目焼鈍時間」という）は３時間以上６０時間以下とする。１段目焼鈍時間が３時間未満であると、炭化物の安定化が十分でなく、２段目の焼鈍時に、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となる。このため、１段目焼鈍時間は３時間以上とする。好ましくは５時間以上である。
一方、１段目焼鈍時間が６０時間を超えると、炭化物のより一層の安定化は見込めず、さらに、生産性が低下するので、１段目焼鈍時間は６０時間以下とする。好ましくは５５時間以下である。
その後、７２５〜７９０℃、好ましくはＡc1点以上Ａ3点以下の温度域に昇温し、オーステナイトを組織中に生成させる。この際、微細なフェライト粒内の炭化物はオーステナイト中に溶解するが、１段目の焼鈍により粗大化した炭化物はオーステナイト中に残存する。
この２段目の焼鈍を行わずに冷却した場合は、フェライト粒径が大きくならず、理想的な組織を得ることはできない。
２段目の焼鈍の焼鈍温度までの加熱速度（以下「２段目加熱速度」という）は１℃／時間以上８０℃／時間以下とする。２段目の焼鈍の際、フェライト粒界からオーステナイトが生成し成長する。その際、焼鈍温度までの加熱速度を遅くすることで、オーステナイトの核生成を抑制し、焼鈍後の徐冷で形成される組織において、炭化物の粒界被覆率を高めることが可能となる。
それゆえ、２段目加熱速度は遅い方が好ましいが、１℃／時間未満であると、昇温に時間を要し、生産性が低下するので、２段目加熱速度は１℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
２段目加熱速度が８０℃／時間を超えると、熱延鋼板コイルにおいて、外周部と内部の温度差が増大して、変態による大きな熱膨張差に起因するすり疵や焼付きが発生し、鋼板表面に凹凸が形成される。冷間鍛造時、この凹凸を起点として亀裂が発生し、冷間鍛造性と成形性が低下し、また、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性も低下するので、２段目加熱速度は８０℃／時間以下とする。好ましくは７０℃／時間以下である。
２段目の焼鈍における焼鈍温度（以下「２段目焼鈍温度」という）は７２５℃以上７９０℃以下とする。２段目焼鈍温度が７２５℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なくなり、２段目の焼鈍後の冷却後に、フェライト粒界における炭化物の個数が減少し、また、フェライト粒径が小さくなる。このため、２段目焼鈍温度は７２５℃以上とする。好ましくは７３５℃以上である。
一方、２段目焼鈍温度が７９０℃を超えると、炭化物をオーステナイトに残存させることが困難となり、組織変化の制御が難しくなるので、２段目焼鈍温度は７９０℃以下とする。好ましくは７７０℃以下である。
２段目の焼鈍における焼鈍時間（２段目焼鈍時間）は３時間以上５０時間未満とする。２段目焼鈍時間が３時間未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、かつ、フェライト粒内の炭化物の溶解が十分に進まず、フェライト粒界の炭化物の個数を増加させることが困難となり、また、フェライト粒径が小さくなる。このため、２段目焼鈍時間は３時間以上とする。好ましくは５時間以上である。
一方、２段目焼鈍時間が５０時間を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となり、また、製造コストも増大するので、２段目焼鈍時間は５０時間未満とする。好ましくは４０時間以下である。
２段焼鈍の後、鋼板を、１℃／時間以上３０℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する。
徐冷により、２段目の焼鈍において生成したオーステナイトを徐冷することにより、フェライトに変態するとともに、オーステナイトに残存する炭化物に炭素原子が吸着し、炭化物とオーステナイトがフェライト粒界を覆い、最終的に、フェライト粒界に炭化物が多数存在する組織にすることができる。
そのためには、冷却速度は遅い方が好ましいが、１℃／時間未満であると、冷却に要する時間が増大し、生産性が低下するので、冷却速度は１℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
一方、冷却速度が３０℃／時間を超えると、オーステナイトがパーライトに変態し、鋼板の硬さが増加して、冷間鍛造性が低下し、また、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性が低下するので、冷却速度は３０℃／時間以下とする。好ましくは２０℃／時間以下である。
さらに、６５０℃まで冷却した鋼板を室温まで冷却する。この時の冷却速度は限定されるものではない。
２段焼鈍における雰囲気は、特に、特定の雰囲気に限定されない。例えば、９５％以上窒素の雰囲気、９５％以上水素の雰囲気、大気雰囲気のいずれの雰囲気でもよい。
以上説明したように、本発明の熱延条件と焼鈍条件を一貫して管理し、鋼板の組織制御を行う製造方法によれば、絞り、増肉成形を組み合わせた冷間鍛造時の成形性に優れ、さらに、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性の向上に必要な焼入れ性に優れる鋼板を製造することができる。
次に、実施例について説明するが、実施例の水準は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した条件の一例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達する限りにおいて、種々の条件を採用することが可能なものである。
冷間加工性の評価は、板厚３ｍｍの焼鈍まま材から、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行い、圧延方向から０°方向と圧延方向から９０°方向の全伸びを評価し、両方向とも３５％以上で、かつ、それぞれの方向の全伸びの差｜ΔＥＬ｜が４％以下の場合に、冷間加工性が優位であるとした。
焼入れ性の評価は、板厚３ｍｍの焼鈍まま材を、板厚１．５ｍｍに研削し、真空雰囲気の中で８８０℃×１０分の保持を行い、３０℃／秒の冷却速度で焼入れし、マルテンサイトの分率が６０％以上であれば、焼入れ性が優位であるとした。
（実施例１）
表１に示す成分組成の連続鋳造鋳片（鋼塊）を、１２４０℃で１．８時間加熱した後、熱間圧延に供し、表２に記載の温度で仕上げ熱延を終了した後、表２に記載の温度で巻き取り、板厚３．０ｍｍの熱延コイルを製造した。熱延コイルを酸洗し、箱型焼鈍炉内に熱延コイルを装入し、雰囲気を９５％水素−５％窒素に制御して、室温から７０５℃に加熱し、７０５℃で３６時間保持して熱延コイル内の温度分布を均一化してから、に７６０℃まで加熱し、７６０℃で１０時間保持した。
その後、６５０℃までを１０℃／時間の冷却速度で冷却し、次いで、室温まで炉冷して、特性評価用のサンプルを作製した。なお、サンプルの組織は、前述した方法で測定した。
Figure 0006206601
表２に、製造したサンプルのビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界上の炭化物の個数の比率、パーライト面積率、冷間加工性、焼入れ性を測定又は評価した結果を示す。
Figure 0006206601
表２に示すように、発明鋼のＢ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｍ−１、Ｎ−１、Ｐ−１、Ｒ−１、Ｔ−１、Ｗ−１、Ｘ−１、Ｙ−１、Ｚ−１、ＡＢ−１、及び、ＡＣ−１は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、ビッカース硬さが１７０ＨＶ以下であり、冷間加工性と焼入れ性に優れている。
これに対し、比較鋼Ｇ−１は、Ｃ量が高く、冷間加工性が低下した。比較鋼Ｏ−１は、Ｍｏ量とＣｒ量が高く、炭化物の安定度が高いため、焼入れ時に炭化物が溶解せず、オーステナイト生成量が少なく、焼入れ性が劣位である。
比較鋼Ｑ−１とＡＤ−１は、Ｓｉ、Ａｌの量が高く、Ａ3点が高いため、焼入れ時にオーステナイト生成量が少なく、焼入れ性が劣位である。比較例Ｕ−１は、Ｓ量が高く、鋼中に粗大なＭｎＳが生成し、冷間加工性が低い。比較例ＡＡ−１は、Ｍｎ量が低く、焼入れ性が劣位である。
比較例Ｉ−１は、熱延の仕上げ温度が低く、生産性が低下した。比較例Ｄ−１は、熱延の仕上げ温度が高く、鋼板表面にスケール疵が生成した。比較例Ｃ−１とＳ−１は、熱延の巻取温度が低く、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態組織が多くなり脆化して、熱延コイルの払い出し時に割れが頻発し、生産性が低下した。
比較例Ａ−１とＶ −１は、熱延の捲取温度が高く、熱延組織においてラメラー間隔の分厚いパーライトと熱的安定性の高い針状の粗大な炭化物が生成し、この炭化物が２段ステップ焼鈍後においても鋼板中に残存して、冷間加工性が低下した。
（実施例２）
焼鈍条件の影響を調べるため、表１に示す成分組成の鋼片を１２４０℃で１．８時間加熱した後、熱間圧延に供し、８２０℃で仕上げ熱延を終了した後、ＲＯＴ上で４５℃／秒の冷却速度で５２０℃まで冷却し、５１０℃で巻き取り、板厚３．０ｍｍの熱延コイルを製造し、表３に示す焼鈍条件で２段ステップ型の箱焼鈍を施し、板厚３．０ｍｍのサンプルを作製した。
表３に、製造したサンプルの、炭化物径、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界上の炭化物の個数の比率、パーライト面積率、冷間加工性、焼入れ性を測定又は評価した結果を示す。
Figure 0006206601
表３に示すように、発明鋼のＢ−２、Ｃ−２、Ｅ−２、Ｆ−２、Ｈ−２、Ｉ−２、Ｊ−２、Ｋ−２、Ｍ−２、Ｎ−２、Ｒ−２、Ｓ−２、Ｖ−２、Ｚ−２、及び、ＡＣ−２は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、ビッカース硬さが１７０ＨＶ以下であり、冷間加工性と焼入れ性に優れている。
これに対し、比較鋼Ｇ−２は、Ｃ量が高く、冷間加工性が低下した。比較鋼Ｏ−２は、Ｍｏ量とＣｒ量が高く、冷間加工性が低下した。また、炭化物の安定度が高いため焼入れ時に炭化物が溶解せず、オーステナイト生成量が少なく、焼入れ性は劣位である。
比較鋼Ｑ−２は、Ｓｉ量が高く、フェライトの硬さが高いため、加工性が低下した。また、Ａ3点が高いため、焼入れ時にオーステナイト生成量が少なく、焼入れ性が劣位である。比較鋼ＡＤ−２は、Ａｌ量が高く、Ａ3点が高いため、焼入れ時にオーステナイト生成量が少なく、焼入れ性が劣位である。比較鋼Ｕ−２は、Ｓ量が高く、鋼中に粗大なＭｎＳが生成し、冷間加工性が低下した。比較鋼ＡＡ−２は、Ｍｎ量が低く、焼入れ性が劣位である。
比較鋼Ｔ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の１段目の焼鈍時の保持温度が低く、Ａc1温度以下での炭化物の粗大化処理が不十分であり、炭化物の熱的安定度が不十分であることにより、２段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、冷間加工性が低下した。
比較鋼Ａ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の１段目の焼鈍時の保持温度が高く、焼鈍中にオーステナイトが生成し、炭化物の安定度を高めることができず、２段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず冷間加工性が低下した。
比較鋼Ｌ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の１段目の焼鈍時の保持時間が短く、Ａc1温度以下での炭化物の粗大化処理が不十分であり、炭化物の熱的安定度が不十分であることにより、２段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、冷間加工性が低下した。
比較鋼Ｗ−２は、２段ステップ焼鈍時の１段目焼鈍時の保持時間が長く、生産性が低下した。
比較鋼ＡＢ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の２段目の焼鈍時の保持温度が高く、炭化物の溶解が促進したため、残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織において、パーライト変態を抑制できず、冷間鍛加工性が低下した。
比較鋼Ｐ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の２段目の焼鈍時の保持温度が低く、オーステナイトの生成量が少なく、フェライト粒界における炭化物の個数割合を増やすことができず、冷間加工性が低下した。比較鋼Ｙ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の２段目の焼鈍時の保持時間が長く、炭化物の溶解が促進したため、残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織において、パーライト変態を抑制できず、冷間鍛加工性が低下した。
比較鋼Ｄ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の２段目の焼鈍の終了から６５０℃までの冷却速度が大きく、冷間加工性が低下した。
前述したように、本発明によれば、成形性と耐摩耗性に優れた鋼板を製造し提供することができる。本発明の鋼板は、打抜き、曲げ、プレス加工等の加工工程を経て製造する自動車用部品、刃物、その他機械部品の素材として好適な鋼板であるので、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (3)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．１０〜０．４０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
    Ｍｎ：１．００〜２．００％、
    Ｐ ：０．０２０％以下、
    Ｓ ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ ：０．０１０％以下、
    Ｏ ：０．０２０％以下、
    Ｃｒ：０〜０．５０％、
    Ｍｏ：０〜０．１０％、
    Ｎｂ：０〜０．１０％、
    Ｖ ：０〜０．１０％、
    Ｃｕ：０〜０．１０％、
    Ｗ ：０〜０．１０％、
    Ｔａ：０〜０．１０％、
    Ｎｉ：０〜０．１０％、
    Ｓｎ：０〜０．０５０％、
    Ｓｂ：０〜０．０５０％、
    Ａｓ：０〜０．０５０％、
    Ｍｇ：０〜０．０５０％、
    Ｃａ：０〜０．０５０％、
    Ｙ ：０〜０．０５０％、
    Ｚｒ：０〜０．０５０％、
    Ｌａ：０〜０．０５０％、
    Ｃｅ：０〜０．０５０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である鋼板であって、
    上記鋼板の金属組織が
    フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１超、
    結晶粒界上の炭化物の球状化率が８０％以上、
    炭化物の平均粒子径が０．１μｍ以上、２．０μｍ以下、
    フェライト粒径が２０．５μｍ以上、５０μｍ以下、及び
    パーライトの面積率が６％以下
    を満たし、
    上記鋼板のビッカース硬さが１００ＨＶ以上１７０ＨＶ以下であり、
    圧延方向から０°方向と圧延方向から９０°方向の全伸びが、両方向とも３５％以上である
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 前記Ｆｅの一部に代えて、
    Ｔｉ：０．１０％以下、及び
    Ｂ ：０．０１０％以下、
    の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 請求項１又は２に記載の鋼板を製造する製造方法であって、
    請求項１又は２に記載の成分組成の鋼片を、７５０℃以上８５０℃以下の温度域で仕上げ圧延を完了する熱間圧延を施し熱延鋼板とし、
    上記熱延鋼板を４００℃以上５５０℃以下で巻き取り、
    巻き取った熱延鋼板に酸洗を施し、
    酸洗した熱延鋼板を６５０℃以上７２０℃以下の温度域で、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、
    熱延鋼板を７２５℃以上７９０℃以下の温度域で、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、
    焼鈍後の熱延鋼板を、１℃／時間以上３０℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
JP2016559467A 2015-06-17 2016-06-17 鋼板及び製造方法 Active JP6206601B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015122260 2015-06-17
JP2015122260 2015-06-17
PCT/JP2016/068169 WO2016204288A1 (ja) 2015-06-17 2016-06-17 鋼板及び製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2016204288A1 JPWO2016204288A1 (ja) 2017-06-29
JP6206601B2 true JP6206601B2 (ja) 2017-10-04

Family

ID=57545378

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2016559467A Active JP6206601B2 (ja) 2015-06-17 2016-06-17 鋼板及び製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20180171445A1 (ja)
EP (1) EP3312299A4 (ja)
JP (1) JP6206601B2 (ja)
KR (1) KR101997382B1 (ja)
CN (1) CN107735505B (ja)
BR (1) BR112017025756A2 (ja)
MX (1) MX2017015266A (ja)
TW (1) TWI588270B (ja)
WO (1) WO2016204288A1 (ja)

Families Citing this family (17)

* 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
CN107614727B (zh) * 2015-05-26 2020-01-14 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
ES2769275T3 (es) 2015-05-26 2020-06-25 Nippon Steel Corp Chapa de acero y procedimiento para su fabricación
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.
JP6583588B2 (ja) * 2017-08-31 2019-10-02 日本製鉄株式会社 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
US20210207235A1 (en) * 2018-10-02 2021-07-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet for carburizing, and method for manufacturing steel sheet for carburizing
EP3901303A4 (en) * 2019-01-30 2021-11-03 JFE Steel Corporation HIGH CARBON HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
CN111334720B (zh) * 2020-03-30 2022-03-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 具有良好冷成型性能的高Al耐磨钢带及其生产方法
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
RU2758716C1 (ru) * 2020-08-20 2021-11-01 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаного проката из инструментальной стали
CN112080697B (zh) * 2020-09-08 2021-09-17 北京首钢股份有限公司 离合器从动盘用钢及其制备方法、离合器从动盘
CN112322976A (zh) * 2020-10-30 2021-02-05 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种具有优良耐低温韧性的稀土耐磨钢nm400卷板及其生产方法
RU2765047C1 (ru) * 2020-12-28 2022-01-25 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства листов толщиной 2-20 мм из высокопрочной износостойкой стали (варианты)
CN114763590B (zh) * 2021-01-11 2023-03-14 宝山钢铁股份有限公司 一种高均匀延伸率的耐磨钢及其制造方法
CN113774266A (zh) * 2021-02-08 2021-12-10 中航上大高温合金材料股份有限公司 一种耐蚀合金纯洁度优化生产工艺
CN115216683B (zh) * 2022-05-19 2023-05-05 北京科技大学 调控铸坯组织中铁素体形态的方法及所制备的微合金钢
CN115572887B (zh) * 2022-10-31 2023-06-09 常州大学 一种超细孪晶梯度结构中锰钢及其制备方法

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09316540A (ja) * 1996-05-27 1997-12-09 Aichi Steel Works Ltd 冷鍛性に優れた輪郭高周波焼入用機械構造用鋼の製造方法及び冷間鍛造部品の製造方法
JPH10265840A (ja) * 1997-03-25 1998-10-06 Aichi Steel Works Ltd 冷間鍛造部品の製造方法
JP3468048B2 (ja) * 1997-08-26 2003-11-17 住友金属工業株式会社 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法
JP3848444B2 (ja) * 1997-09-08 2006-11-22 日新製鋼株式会社 局部延性および焼入れ性に優れた中・高炭素鋼板
JP3909939B2 (ja) * 1997-09-08 2007-04-25 日新製鋼株式会社 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法
JP3909949B2 (ja) * 1998-03-25 2007-04-25 日新製鋼株式会社 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法
JP2001073033A (ja) * 1999-09-03 2001-03-21 Nisshin Steel Co Ltd 局部延性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法
JP3879459B2 (ja) 2001-08-31 2007-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法
US20050199322A1 (en) * 2004-03-10 2005-09-15 Jfe Steel Corporation High carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP4319940B2 (ja) 2004-04-27 2009-08-26 新日本製鐵株式会社 加工性と、焼入れ性、熱処理後の靭性の優れた高炭素鋼板
JP5194454B2 (ja) * 2006-01-31 2013-05-08 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
EP1980635B1 (en) * 2006-01-31 2012-01-11 JFE Steel Corporation Steel sheet with excellent suitability for fine blanking and process for producing the same
WO2007088965A1 (ja) * 2006-02-03 2007-08-09 Nikon Corporation 画像処理装置、画像処理方法、および画像処理プログラム
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
JP5076347B2 (ja) * 2006-03-31 2012-11-21 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
JP4992274B2 (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
JP2007270331A (ja) * 2006-03-31 2007-10-18 Jfe Steel Kk 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
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
JP5262012B2 (ja) * 2006-08-16 2013-08-14 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
JP5652844B2 (ja) * 2009-03-30 2015-01-14 日新製鋼株式会社 高加工性浸炭用鋼板
JP5521931B2 (ja) * 2010-09-14 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 高周波焼入れ性優れた軟質中炭素鋼板
JP6108924B2 (ja) * 2013-04-08 2017-04-05 株式会社神戸製鋼所 冷間鍛造用鋼の製造方法
PL3006586T3 (pl) * 2013-06-07 2019-12-31 Nippon Steel Corporation Materiał stalowy poddany obróbce cieplnej i sposób jego wytwarzania
CN103469089B (zh) * 2013-09-11 2016-01-27 马鞍山市安工大工业技术研究院有限公司 一种饼形晶粒深冲双相钢板及其制备方法
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
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
ES2769275T3 (es) * 2015-05-26 2020-06-25 Nippon Steel Corp Chapa de acero y procedimiento para su fabricación
WO2016190396A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
CN107614727B (zh) * 2015-05-26 2020-01-14 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3312299A4 (en) 2018-12-05
JPWO2016204288A1 (ja) 2017-06-29
MX2017015266A (es) 2018-02-19
KR20180004262A (ko) 2018-01-10
TW201708564A (zh) 2017-03-01
EP3312299A1 (en) 2018-04-25
KR101997382B1 (ko) 2019-07-08
CN107735505A (zh) 2018-02-23
US20180171445A1 (en) 2018-06-21
WO2016204288A1 (ja) 2016-12-22
CN107735505B (zh) 2019-10-18
TWI588270B (zh) 2017-06-21
BR112017025756A2 (ja) 2018-08-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6206601B2 (ja) 鋼板及び製造方法
JP6119924B1 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN107614727B (zh) 钢板及其制造方法
KR101988153B1 (ko) 강판 및 그의 제조 방법
JP6070912B1 (ja) 成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法
JP6515332B2 (ja) 被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板及びその製造方法
JP6519012B2 (ja) 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法
JP6728929B2 (ja) 加工性及び焼入れ・焼戻し後の耐摩耗特性に優れる高炭素鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20170217

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20170411

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20170515

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20170808

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20170821

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 6206601

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350