JPH0598356A - 焼き戻し省略型Ｔｉ−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法 - Google Patents
焼き戻し省略型Ｔｉ−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH0598356A JPH0598356A JP25808491A JP25808491A JPH0598356A JP H0598356 A JPH0598356 A JP H0598356A JP 25808491 A JP25808491 A JP 25808491A JP 25808491 A JP25808491 A JP 25808491A JP H0598356 A JPH0598356 A JP H0598356A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- steel
- quenching
- toughness
- formability
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】チェーン、シートベルト金具製造用に適する焼
入、焼戻の省略可能な安価な材料の製造方法を提供す
る。 【構成】Ｃ: 0.15〜0.40％としてセメンタイトの析出を
抑え、Ｂ添加によって焼入性を確保し、さらにオーステ
ナイト粒の異常成長を抑制すべくAlN 、TiN の析出を利
用する。
入、焼戻の省略可能な安価な材料の製造方法を提供す
る。 【構成】Ｃ: 0.15〜0.40％としてセメンタイトの析出を
抑え、Ｂ添加によって焼入性を確保し、さらにオーステ
ナイト粒の異常成長を抑制すべくAlN 、TiN の析出を利
用する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高炭素薄鋼板の製造方
法、特に自動車部品 (例: クラッチ用皿バネ) 、事務機
器用チェーン、自動車用強度部材 (シートベルト金具)
に好適な、冷間加工性、焼入れ性、熱処理後靱性に優れ
た高炭素薄鋼板の製造方法に関する。
法、特に自動車部品 (例: クラッチ用皿バネ) 、事務機
器用チェーン、自動車用強度部材 (シートベルト金具)
に好適な、冷間加工性、焼入れ性、熱処理後靱性に優れ
た高炭素薄鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、チェーン部品、自動車部品等と
して用いられる高炭素薄鋼板にはJISG3311 に規定され
る S30〜70CMあるいはSK３〜５の高炭素冷延鋼板を素材
とし、これを成形加工した後、焼入れ・焼戻し、オース
テンパ等の熱処理により硬化することにより製造され
る。このような材料では、引張強度で1400MPa 以上(HRC
硬度＝42〜46) の強度確保、焼入れ性確保および焼戻し
後の靱性向上のために炭素を重量比で0.4 ％以上添加す
ることが必要であった。
して用いられる高炭素薄鋼板にはJISG3311 に規定され
る S30〜70CMあるいはSK３〜５の高炭素冷延鋼板を素材
とし、これを成形加工した後、焼入れ・焼戻し、オース
テンパ等の熱処理により硬化することにより製造され
る。このような材料では、引張強度で1400MPa 以上(HRC
硬度＝42〜46) の強度確保、焼入れ性確保および焼戻し
後の靱性向上のために炭素を重量比で0.4 ％以上添加す
ることが必要であった。
【０００３】しかし、このような高炭素鋼では強度の上
昇にともない、切欠感受性の増大による靱性劣化が生
じ、これを防ぐため注意深い焼戻し処理が必要であり、
そのうえ、焼戻し脆性域では著しい靱性劣化が見られる
ことなどから、これら脆化温度域での焼戻しを回避しな
ければならず、ために強度設定にはＣ量、合金成分量の
調整を十分注意して行う必要があった。また、このと
き、0.4 ％超とＣ量が高い場合には、焼入れ、オーステ
ンパ等の熱処理を受けた際に焼入れ歪による寸法の変化
が生じ、これによる精度劣化を防止するためにプレステ
ンパー等煩雑な焼戻し処理が必要となっていた。
昇にともない、切欠感受性の増大による靱性劣化が生
じ、これを防ぐため注意深い焼戻し処理が必要であり、
そのうえ、焼戻し脆性域では著しい靱性劣化が見られる
ことなどから、これら脆化温度域での焼戻しを回避しな
ければならず、ために強度設定にはＣ量、合金成分量の
調整を十分注意して行う必要があった。また、このと
き、0.4 ％超とＣ量が高い場合には、焼入れ、オーステ
ンパ等の熱処理を受けた際に焼入れ歪による寸法の変化
が生じ、これによる精度劣化を防止するためにプレステ
ンパー等煩雑な焼戻し処理が必要となっていた。
【０００４】さらに、かかる高炭素鋼は焼入れ等の熱処
理前の成形性が低く、深絞り、小径曲げ等の複雑な成形
が困難である。この成形性の向上には成形前の冷間圧延
および焼鈍条件を調整して対応しているが、これにも限
界があり、またコスト高は免れない。一方、0.4 ％以下
の炭素量の鋼では比較的これらの成形性は良好である
が、焼入れ性が悪く、板厚の大きな成品あるいは複雑な
形状に成形された成品では焼入れ後のマルテンサイト組
織、あるいはオーステンパ後のベイナイト組織が均一に
確保できない等の弊害があった。
理前の成形性が低く、深絞り、小径曲げ等の複雑な成形
が困難である。この成形性の向上には成形前の冷間圧延
および焼鈍条件を調整して対応しているが、これにも限
界があり、またコスト高は免れない。一方、0.4 ％以下
の炭素量の鋼では比較的これらの成形性は良好である
が、焼入れ性が悪く、板厚の大きな成品あるいは複雑な
形状に成形された成品では焼入れ後のマルテンサイト組
織、あるいはオーステンパ後のベイナイト組織が均一に
確保できない等の弊害があった。
【０００５】そこで、これら熱処理前の成形性に優れか
つ、熱処理後に安定した焼入れ組織が得られ、また焼入
れ、オーステンパ等の熱処理後の靱性にも優れた高強度
鋼板が要求されていた。この問題を打開するため中炭素
域の鋼種にＢ (ボロン) を添加し、成形性と焼入れ性を
両立し得る鋼種として、FORMARLY STANDARD SEA ALLOY
STEELS中のSAE10B20〜SAE10B40等の鋼種が提案されてお
り、またその薄鋼板の製造方法 (特願平２−90764 号)
が発明されたが、焼入れ前の成形加工において打ち抜
き、小径曲げ等の強加工を受けた部分では焼入れ処理の
際にオーステナイト域での均熱中にオーステナイト粒が
異常成長し、熱処理後の靱性を著しく劣化する場合があ
った。
つ、熱処理後に安定した焼入れ組織が得られ、また焼入
れ、オーステンパ等の熱処理後の靱性にも優れた高強度
鋼板が要求されていた。この問題を打開するため中炭素
域の鋼種にＢ (ボロン) を添加し、成形性と焼入れ性を
両立し得る鋼種として、FORMARLY STANDARD SEA ALLOY
STEELS中のSAE10B20〜SAE10B40等の鋼種が提案されてお
り、またその薄鋼板の製造方法 (特願平２−90764 号)
が発明されたが、焼入れ前の成形加工において打ち抜
き、小径曲げ等の強加工を受けた部分では焼入れ処理の
際にオーステナイト域での均熱中にオーステナイト粒が
異常成長し、熱処理後の靱性を著しく劣化する場合があ
った。
【０００６】さらに浸炭用合金鋼であるSCM420の成形性
を向上させる目的の鋼種として「日新製鋼技報」45号p.
30に記載されたN22CB 等のＢ添加型鋼種があるが、この
鋼種は浸炭用にCrが添加されているため880 ℃程度の比
較的高い温度で１h 以上の長時間の均熱プロセスが必要
となっていた。またこれらＢ添加型鋼種では、同じく
「日新製鋼技報」52号p.1 に記載されているように焼
鈍、熱処理等の加熱過程でBNや、M23(CB)6を形成するた
め焼入れ性や熱処理後の靱性阻害が問題となっていた。
また、これらの報文に記載されたN22CB 鋼種はCr添加量
が高く、オーステナイト化温度域に加熱した際に、セメ
ンタイトの分解に時間を要するため、安定した焼入れ性
の確保には比較的長時間のオーステナイト域での均熱が
必要であった。
を向上させる目的の鋼種として「日新製鋼技報」45号p.
30に記載されたN22CB 等のＢ添加型鋼種があるが、この
鋼種は浸炭用にCrが添加されているため880 ℃程度の比
較的高い温度で１h 以上の長時間の均熱プロセスが必要
となっていた。またこれらＢ添加型鋼種では、同じく
「日新製鋼技報」52号p.1 に記載されているように焼
鈍、熱処理等の加熱過程でBNや、M23(CB)6を形成するた
め焼入れ性や熱処理後の靱性阻害が問題となっていた。
また、これらの報文に記載されたN22CB 鋼種はCr添加量
が高く、オーステナイト化温度域に加熱した際に、セメ
ンタイトの分解に時間を要するため、安定した焼入れ性
の確保には比較的長時間のオーステナイト域での均熱が
必要であった。
【０００７】
【発明が解決すべき課題】このように、Ｃ: 0.4 ％超と
した高炭素鋼では、熱処理前の成形性が悪く、焼き入れ
後の焼き戻し処理は不可避であり、コスト上昇は避けら
れなかった。しかし、Ｃ:0.4％以下として成形性と焼き
入れ性との両立を図っても、今度は機械的特性の劣化を
避けられず、これら諸特性をいずれも満足する材料を開
発することは困難と考えられていた。特に、靱性さらに
は焼き入れ性改善には高温での長時間均熱が必要とされ
ており、コスト上昇は避けられなかった。かくして、本
発明の目的は、冷間加工、焼き入れ性、そして熱処理後
靱性のいずれにも優れた高炭素薄鋼板の安価な製造方法
を提供することである。
した高炭素鋼では、熱処理前の成形性が悪く、焼き入れ
後の焼き戻し処理は不可避であり、コスト上昇は避けら
れなかった。しかし、Ｃ:0.4％以下として成形性と焼き
入れ性との両立を図っても、今度は機械的特性の劣化を
避けられず、これら諸特性をいずれも満足する材料を開
発することは困難と考えられていた。特に、靱性さらに
は焼き入れ性改善には高温での長時間均熱が必要とされ
ており、コスト上昇は避けられなかった。かくして、本
発明の目的は、冷間加工、焼き入れ性、そして熱処理後
靱性のいずれにも優れた高炭素薄鋼板の安価な製造方法
を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らはかかる課題
を解決すべく種々検討を重ね、研究開発を続けたとこ
ろ、次のような知見を得た。 １) 熱処理前の成形性確保のため、成形性阻害要因であ
るセメンタイトの体積分率抑制を目的としてＣ量の上限
を重量比で0.4 ％とすることにより、熱延鋼板での伸び
値は、S55Cクラスで20％以下であったのに対し、本発明
鋼では22％以上を有し、従来用いられている熱延高炭素
鋼板よりも、曲げ、絞り等の成形性が良好であり、一
方、冷延鋼板の場合、好ましくは、例えば30〜80％の範
囲で冷間圧延し、箱焼鈍した後の伸び値はS55CM クラス
で30％以下であったのに対し本発明鋼種では35〜40％ま
で向上する。このとき、TS×ELバランスは16000MPa・％
以上となり、S55CM クラスよりも軟質であって、十分な
成形性は確保される。
を解決すべく種々検討を重ね、研究開発を続けたとこ
ろ、次のような知見を得た。 １) 熱処理前の成形性確保のため、成形性阻害要因であ
るセメンタイトの体積分率抑制を目的としてＣ量の上限
を重量比で0.4 ％とすることにより、熱延鋼板での伸び
値は、S55Cクラスで20％以下であったのに対し、本発明
鋼では22％以上を有し、従来用いられている熱延高炭素
鋼板よりも、曲げ、絞り等の成形性が良好であり、一
方、冷延鋼板の場合、好ましくは、例えば30〜80％の範
囲で冷間圧延し、箱焼鈍した後の伸び値はS55CM クラス
で30％以下であったのに対し本発明鋼種では35〜40％ま
で向上する。このとき、TS×ELバランスは16000MPa・％
以上となり、S55CM クラスよりも軟質であって、十分な
成形性は確保される。
【０００９】２) このとき、S55CM クラス並の焼入れ性
を確保するために0.0003％以上のＢを添加し、またこの
Ｂによる焼入れ性を確保するために、好ましくは0.1 ％
を上限として0.005 ％以上のTiを添加する。このとき、
Ｂが過剰に添加されると、熱間圧延あるいは成形加工後
の焼入れ等最終熱処理においてBNが形成され、最終成品
の靱性が阻害されたり、さらに箱焼鈍工程においてM
23(CB)6を形成し、靱性を著しく劣化させるため添加量
の上限を0.0030％とする。
を確保するために0.0003％以上のＢを添加し、またこの
Ｂによる焼入れ性を確保するために、好ましくは0.1 ％
を上限として0.005 ％以上のTiを添加する。このとき、
Ｂが過剰に添加されると、熱間圧延あるいは成形加工後
の焼入れ等最終熱処理においてBNが形成され、最終成品
の靱性が阻害されたり、さらに箱焼鈍工程においてM
23(CB)6を形成し、靱性を著しく劣化させるため添加量
の上限を0.0030％とする。
【００１０】３) さらに、成形加工後焼入れ等の熱処理
を施す場合、打ち抜き、小径曲げ等の強加工を受けた部
分ではオーステナイト化温度域で均熱した際にオーステ
ナイト粒が異常成長し、熱処理後の靱性が劣化する。こ
の対策としてAlN 、TiN の析出物を熱間圧延時、あるい
は成形後の熱処理時に析出させるとオーステナイト粒の
異常成長が効果的に抑制され、この析出条件としては、
ＢとAl、Tiとの間で、Ｂ添加量が0.0032％−0.014 ×so
l.Al％−0.29×Ti％を上限として0.0003％以上であるこ
とを満足する必要がある。
を施す場合、打ち抜き、小径曲げ等の強加工を受けた部
分ではオーステナイト化温度域で均熱した際にオーステ
ナイト粒が異常成長し、熱処理後の靱性が劣化する。こ
の対策としてAlN 、TiN の析出物を熱間圧延時、あるい
は成形後の熱処理時に析出させるとオーステナイト粒の
異常成長が効果的に抑制され、この析出条件としては、
ＢとAl、Tiとの間で、Ｂ添加量が0.0032％−0.014 ×so
l.Al％−0.29×Ti％を上限として0.0003％以上であるこ
とを満足する必要がある。
【００１１】４) 焼入れ方法は水焼入れ、油焼入れでも
問題なく、また鋼中炭素量を低く抑えた結果、焼入れま
まで高靱性の確保が可能であるため焼き戻し処理を省略
できる。
問題なく、また鋼中炭素量を低く抑えた結果、焼入れま
まで高靱性の確保が可能であるため焼き戻し処理を省略
できる。
【００１２】本発明は、上記の知見に基づき発明された
ものであり、その要旨とするところは、重量割合にて、 Ｃ:0.15 〜0.40％、Si≦0.35％、Mn:0.6〜1.50％、Ｐ≦
0.030 ％、 Ｓ: ≦0.020 ％、 Ti:0.005〜0.1 ％、sol.Al:0.01 〜
0.20％、 Ｎ:0.0020 〜0.012 ％、0.0003〜0.0030％のＢ、 ただし、Ｂ≦0.0032−0.014 ×sol.Al−0.029 ×Ti、 残部が実質的にFeから成る鋼組成を有する板厚６mm以下
の熱延鋼板を、塑性加工後、Ac3 〜950 ℃の温度域にて
均熱してから、水中あるいは油中に焼き入れすることを
特徴とする、成形性と靱性に優れた焼き戻し省略型Ti−
Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法である。
ものであり、その要旨とするところは、重量割合にて、 Ｃ:0.15 〜0.40％、Si≦0.35％、Mn:0.6〜1.50％、Ｐ≦
0.030 ％、 Ｓ: ≦0.020 ％、 Ti:0.005〜0.1 ％、sol.Al:0.01 〜
0.20％、 Ｎ:0.0020 〜0.012 ％、0.0003〜0.0030％のＢ、 ただし、Ｂ≦0.0032−0.014 ×sol.Al−0.029 ×Ti、 残部が実質的にFeから成る鋼組成を有する板厚６mm以下
の熱延鋼板を、塑性加工後、Ac3 〜950 ℃の温度域にて
均熱してから、水中あるいは油中に焼き入れすることを
特徴とする、成形性と靱性に優れた焼き戻し省略型Ti−
Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法である。
【００１３】本発明は、その別の面からは、上記鋼組成
を有する板厚４mm以下の冷延鋼板を、塑性加工後、Ac3
〜950 ℃の温度域にて均熱してから、水中あるいは油中
に焼き入れすることを特徴とする、成形性と靱性に優れ
た焼き戻し省略型Ti−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法であ
る。
を有する板厚４mm以下の冷延鋼板を、塑性加工後、Ac3
〜950 ℃の温度域にて均熱してから、水中あるいは油中
に焼き入れすることを特徴とする、成形性と靱性に優れ
た焼き戻し省略型Ti−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法であ
る。
【００１４】さらに別の面からは、本発明は、上述の鋼
組成を有する鋼を、圧下率30〜80％の冷間圧延と箱焼鈍
により、板厚４mm以下でTS×El≧16000MPa％の鋼板と
し、塑性加工後、Ac3 〜950 ℃の温度域にて均熱してか
ら、水中あるいは油中に焼き入れすることを特徴とす
る、成形性と靱性に優れた焼き戻し省略型Ti−Ｂ系高炭
素薄鋼板の製造方法である。
組成を有する鋼を、圧下率30〜80％の冷間圧延と箱焼鈍
により、板厚４mm以下でTS×El≧16000MPa％の鋼板と
し、塑性加工後、Ac3 〜950 ℃の温度域にて均熱してか
ら、水中あるいは油中に焼き入れすることを特徴とす
る、成形性と靱性に優れた焼き戻し省略型Ti−Ｂ系高炭
素薄鋼板の製造方法である。
【００１５】
【作用】ここで、本発明において上記のように成分範囲
および製造処理条件の数値限定を行った理由について下
記に示す。まず、本発明において鋼組成を上記のように
成分限定を行った理由は次の通りである。
および製造処理条件の数値限定を行った理由について下
記に示す。まず、本発明において鋼組成を上記のように
成分限定を行った理由は次の通りである。
【００１６】(a) Ｃ:鋼板に所望の強度と焼入れ性を付
加するためにＣ添加量は0.15％以上とする。また、熱処
理時にオーステナイト化温度域に均熱した際に、比較的
低い温度で均一なオーステナイトを確保し、さらに焼入
れ後に1400MPa 以上の強度を確保するためには、Ｃ量は
0.20％以上が望ましい。しかし、0.40％を超えてＣを添
加すると焼入れ後の強度が2000MPa を超え、靱性が著し
く劣化する。また、この靱性低下を抑制するためには比
較例高温で、かついわゆる焼戻し脆性域と呼ばれる温度
域を除いた温度での焼戻し処理が必要となる。これに対
して0.40％以下、特に0.30％以下のＣ量では焼入れまま
でも引張強度は1800MPa 以下であり、0.40％超の鋼種
の、焼入れ・焼戻し後の耐衝撃性が焼入れままでも確保
することができる。以上の結果、本発明鋼板のＣ添加量
の範囲を0.15〜0.40％、好ましくは0.20〜0.30％と限定
する。
加するためにＣ添加量は0.15％以上とする。また、熱処
理時にオーステナイト化温度域に均熱した際に、比較的
低い温度で均一なオーステナイトを確保し、さらに焼入
れ後に1400MPa 以上の強度を確保するためには、Ｃ量は
0.20％以上が望ましい。しかし、0.40％を超えてＣを添
加すると焼入れ後の強度が2000MPa を超え、靱性が著し
く劣化する。また、この靱性低下を抑制するためには比
較例高温で、かついわゆる焼戻し脆性域と呼ばれる温度
域を除いた温度での焼戻し処理が必要となる。これに対
して0.40％以下、特に0.30％以下のＣ量では焼入れまま
でも引張強度は1800MPa 以下であり、0.40％超の鋼種
の、焼入れ・焼戻し後の耐衝撃性が焼入れままでも確保
することができる。以上の結果、本発明鋼板のＣ添加量
の範囲を0.15〜0.40％、好ましくは0.20〜0.30％と限定
する。
【００１７】(b) Si:脱酸材等として必然的に若干量の
添加が必要となるが、0.35％を超えて含有させると熱間
圧延後、熱間圧延・焼鈍後、あるいは冷間圧延、冷間圧
延・焼鈍後の鋼板強度が増大し、本発明の意図するとこ
ろの成形性の確保が困難となる。そこで、本発明ではSi
添加量の上限を0.35％と限定する。
添加が必要となるが、0.35％を超えて含有させると熱間
圧延後、熱間圧延・焼鈍後、あるいは冷間圧延、冷間圧
延・焼鈍後の鋼板強度が増大し、本発明の意図するとこ
ろの成形性の確保が困難となる。そこで、本発明ではSi
添加量の上限を0.35％と限定する。
【００１８】(c) Mn:本発明では、一般にシートベルト
金具やチェーンに用いられている高Ｃ鋼板よりもＣ含有
量が低めとなっている。このため、絞り成形、曲げ成形
により焼入れの入りにくい部分が生じた場合、部分的に
パーライトやトルースタイトが形成され、著しく強度お
よび靱性が劣化する場合がある。そこで、このような部
分の発生を抑えるために焼入れ性を増大させる目的から
Mnを0.60％以上添加する。また、1.50％を超えてMnを添
加した場合、焼入れ状態での強度が1800MPa を超え、靱
性も劣化することからMn添加量は1.50％以下とする。
金具やチェーンに用いられている高Ｃ鋼板よりもＣ含有
量が低めとなっている。このため、絞り成形、曲げ成形
により焼入れの入りにくい部分が生じた場合、部分的に
パーライトやトルースタイトが形成され、著しく強度お
よび靱性が劣化する場合がある。そこで、このような部
分の発生を抑えるために焼入れ性を増大させる目的から
Mnを0.60％以上添加する。また、1.50％を超えてMnを添
加した場合、焼入れ状態での強度が1800MPa を超え、靱
性も劣化することからMn添加量は1.50％以下とする。
【００１９】(d) Ｐ:熱処理後の鋼板の靱性を向上させ
る目的でＰ含有量は低いほど好ましい。このため、Ｐ含
有量は0.030 ％以下と定めたが、望ましくは0.020 ％以
下に制限するのがよい。
る目的でＰ含有量は低いほど好ましい。このため、Ｐ含
有量は0.030 ％以下と定めたが、望ましくは0.020 ％以
下に制限するのがよい。
【００２０】(e) Ｓ:0.020％以下:熱処理後の鋼板の耐
衝撃性の向上を目的として、Ｓ含有量は極力低く抑える
必要がある。また、MnS の過剰な形成は最終成品の耐疲
労特性を劣化することから、Ｓ含有量は0.020 ％以下と
定めたが、望ましくは0.010 ％以下に制限するのがよ
い。
衝撃性の向上を目的として、Ｓ含有量は極力低く抑える
必要がある。また、MnS の過剰な形成は最終成品の耐疲
労特性を劣化することから、Ｓ含有量は0.020 ％以下と
定めたが、望ましくは0.010 ％以下に制限するのがよ
い。
【００２１】(f) Ti:本発明では、sol.Alの項でも述べ
るようにＢによる焼入れ性向上を促進するためオーステ
ナイト中の固溶Ｎとの結合によるBNの生成を抑制する必
要がある。このため、上記のAlN でのＮ固着が不十分な
場合、TiによるTiN 生成により固溶Ｎを固着し、BN生成
を抑制する。このとき、TiN 生成に要する添加量の下限
は0.005 ％以上で、0.1 ％超では成形時に固溶Tiにより
強度が上昇し成形性が阻害される。また、成形加工後熱
処理を実施した成品では生成したTiN を起点とする破壊
が生じ易く靱性確保のためにも上限を0.1 ％とする必要
がある。
るようにＢによる焼入れ性向上を促進するためオーステ
ナイト中の固溶Ｎとの結合によるBNの生成を抑制する必
要がある。このため、上記のAlN でのＮ固着が不十分な
場合、TiによるTiN 生成により固溶Ｎを固着し、BN生成
を抑制する。このとき、TiN 生成に要する添加量の下限
は0.005 ％以上で、0.1 ％超では成形時に固溶Tiにより
強度が上昇し成形性が阻害される。また、成形加工後熱
処理を実施した成品では生成したTiN を起点とする破壊
が生じ易く靱性確保のためにも上限を0.1 ％とする必要
がある。
【００２２】(g) sol.Al:Alは鋼の脱酸材として必要に
応じて添加される成分であるが、この他AlN を生成し熱
処理時のオーステナイト粒の異常成長を抑制し、さらに
このＮ固着効果によりBNの生成を抑制してＢによる焼入
れ性向上を促進する働きがある。これらの効果に対して
有効なsol.Al量は0.01％以上であるが、0.20％を超えて
はコストアップになり、鋼板の硬化をもたらすことから
上限を0.20％とした。
応じて添加される成分であるが、この他AlN を生成し熱
処理時のオーステナイト粒の異常成長を抑制し、さらに
このＮ固着効果によりBNの生成を抑制してＢによる焼入
れ性向上を促進する働きがある。これらの効果に対して
有効なsol.Al量は0.01％以上であるが、0.20％を超えて
はコストアップになり、鋼板の硬化をもたらすことから
上限を0.20％とした。
【００２３】(h) Ｎ:Ｎの添加は鋼の硬度や引張強度の
向上に効果があり、AlN あるいはTiN を形成することに
よりオーステナイト粒の微細化をはかり、耐衝撃性向上
や、巻取り等における曲げ割れの防止に効果がある。こ
の効果を得るためＮの添加量は、0.0020％以上である。
しかし、過度の添加は成形加工時の材料強度の増大につ
ながり、成形性を劣化させる。また、AlN 、TiN による
固着能力を超えて固溶Ｎが残留しＢの焼入れ性向上効果
を阻害するため、上限を0.0120％とする。さらに、オー
ステナイト粒を微細化しかつ、BNの生成を抑制し得る適
正範囲としては0.0030〜0.0080％の範囲にＮを限定する
ことが望ましい。
向上に効果があり、AlN あるいはTiN を形成することに
よりオーステナイト粒の微細化をはかり、耐衝撃性向上
や、巻取り等における曲げ割れの防止に効果がある。こ
の効果を得るためＮの添加量は、0.0020％以上である。
しかし、過度の添加は成形加工時の材料強度の増大につ
ながり、成形性を劣化させる。また、AlN 、TiN による
固着能力を超えて固溶Ｎが残留しＢの焼入れ性向上効果
を阻害するため、上限を0.0120％とする。さらに、オー
ステナイト粒を微細化しかつ、BNの生成を抑制し得る適
正範囲としては0.0030〜0.0080％の範囲にＮを限定する
ことが望ましい。
【００２４】(i) Ｂ:成形性向上のため本発明ではＣ量
を0.40％以下と限定しているが、この場合深絞り成形、
小径曲げ加工等による複雑な加工部分では、未焼入れ部
が生じる場合があり、ここでは部分的にパーライトやト
ルースタイトが形成され著しく強度および靱性が劣化す
る。そこで、このような部分の発生を抑えるために焼入
れ性を増大させる目的からＢを添加する。このとき焼入
れ性の向上に有効な添加量の下限は0.0003％以上であ
る。また、0.0030％を超えてのＢの添加は焼入れ性上昇
効果が飽和する他、過剰なＢの添加がM23(CB)6を形成
し、熱処理後の靱性を劣化し、さらにBNの析出の増大も
靱性を劣化する。以上の知見によりＢ添加量の上限を0.
0030％とする。またこのとき、添加ＢとＮとの結合によ
るBN形成を防止するため、sol.Al、Tiとの添加バランス
を考慮する必要がある。BNは比較的低い温度で生成する
ことからこれよりも高い温度で生成するAlN 、TiN によ
り固溶Ｎを固着し、BNの生成を抑制する。このときの、
添加量の上限は、Al、Ti複合添加の場合には、Ｂ量の上
限は0.0032％−0.014 ×sol.Al％−0.029 ×Ti％とする
のがよい。
を0.40％以下と限定しているが、この場合深絞り成形、
小径曲げ加工等による複雑な加工部分では、未焼入れ部
が生じる場合があり、ここでは部分的にパーライトやト
ルースタイトが形成され著しく強度および靱性が劣化す
る。そこで、このような部分の発生を抑えるために焼入
れ性を増大させる目的からＢを添加する。このとき焼入
れ性の向上に有効な添加量の下限は0.0003％以上であ
る。また、0.0030％を超えてのＢの添加は焼入れ性上昇
効果が飽和する他、過剰なＢの添加がM23(CB)6を形成
し、熱処理後の靱性を劣化し、さらにBNの析出の増大も
靱性を劣化する。以上の知見によりＢ添加量の上限を0.
0030％とする。またこのとき、添加ＢとＮとの結合によ
るBN形成を防止するため、sol.Al、Tiとの添加バランス
を考慮する必要がある。BNは比較的低い温度で生成する
ことからこれよりも高い温度で生成するAlN 、TiN によ
り固溶Ｎを固着し、BNの生成を抑制する。このときの、
添加量の上限は、Al、Ti複合添加の場合には、Ｂ量の上
限は0.0032％−0.014 ×sol.Al％−0.029 ×Ti％とする
のがよい。
【００２５】次に、本発明においてそれぞれ製造処理条
件を前述のように限定した理由を以下に述べる。 (j) 成品板厚範囲 本発明範囲の成分系の場合、Ｃ量が0.40％以下であるの
で焼入れ性を確保するためには、FORMARLY STANDARD SE
A ALLOY STEELS中のSAE10B20〜SAE10B40等のデータから
熱延鋼板の板厚上限を6.0 mm以下とする。さらに、冷延
鋼板としては板厚精度を±0.05mm以内とするため30％以
上の圧下率で冷間圧延することが必要であり、さらに冷
延鋼板として小径曲げ等の優れた成形性を付与するには
板厚が過度に大きい場合、曲げ割れ等の不都合が生じ
る。このため冷延鋼板としては最大板厚を4.0 mmと限定
する。
件を前述のように限定した理由を以下に述べる。 (j) 成品板厚範囲 本発明範囲の成分系の場合、Ｃ量が0.40％以下であるの
で焼入れ性を確保するためには、FORMARLY STANDARD SE
A ALLOY STEELS中のSAE10B20〜SAE10B40等のデータから
熱延鋼板の板厚上限を6.0 mm以下とする。さらに、冷延
鋼板としては板厚精度を±0.05mm以内とするため30％以
上の圧下率で冷間圧延することが必要であり、さらに冷
延鋼板として小径曲げ等の優れた成形性を付与するには
板厚が過度に大きい場合、曲げ割れ等の不都合が生じ
る。このため冷延鋼板としては最大板厚を4.0 mmと限定
する。
【００２６】(k) 冷延圧下率範囲 本発明によって製造される鋼板の特徴として、優れた焼
入れ性の他に熱処理前の優れた成形性があげられる。こ
の成形性を確保するためには、熱延鋼板であってもある
いは単に冷延鋼板であってもよいが、より一層の成形性
を得るには冷間圧延集合組織の発達を目的として、30％
以上の圧下率を与えることが望ましい。このような冷間
圧延を行うことで、熱処理前のTS×ELバランスは16000M
Pa・％以上となり、平均ｒ値も0.95以上となる。しか
し、過度の圧下率増大は冷間圧延中の耳割れ発生をとも
ない破断の原因となることから圧下率の上限を80％とす
る。
入れ性の他に熱処理前の優れた成形性があげられる。こ
の成形性を確保するためには、熱延鋼板であってもある
いは単に冷延鋼板であってもよいが、より一層の成形性
を得るには冷間圧延集合組織の発達を目的として、30％
以上の圧下率を与えることが望ましい。このような冷間
圧延を行うことで、熱処理前のTS×ELバランスは16000M
Pa・％以上となり、平均ｒ値も0.95以上となる。しか
し、過度の圧下率増大は冷間圧延中の耳割れ発生をとも
ない破断の原因となることから圧下率の上限を80％とす
る。
【００２７】(l) 焼鈍条件:焼鈍は、鋼中パーライトの
セメンタイトを球状化するため箱焼鈍により行う。この
とき、焼鈍温度は特に規定はしないが、650 〜740 ℃に
て１h 以上均熱するのが望ましい。また、箱焼鈍の効率
を考慮して加熱冷却速度の下限は20℃/hとし、上限はセ
メンタイトの球状化が阻害されないよう100 ℃/hとする
のが望ましい。以上の条件で行う箱焼鈍により、これら
鋼板の強度×伸びバランスは16000MPa・％以上が確保で
きる。
セメンタイトを球状化するため箱焼鈍により行う。この
とき、焼鈍温度は特に規定はしないが、650 〜740 ℃に
て１h 以上均熱するのが望ましい。また、箱焼鈍の効率
を考慮して加熱冷却速度の下限は20℃/hとし、上限はセ
メンタイトの球状化が阻害されないよう100 ℃/hとする
のが望ましい。以上の条件で行う箱焼鈍により、これら
鋼板の強度×伸びバランスは16000MPa・％以上が確保で
きる。
【００２８】(m) 塑性加工:ここに規定する塑性加工と
は、打抜き、プレス成形の他、打抜き性の向上を目的と
した圧延ロールによる塑性歪等の付与加工をも包含する (n) 焼入れ条件:オーステナイト化温度条件は、焼入れ
組織中にフェライト組織の残留がないようにAc3 温度以
上で均熱する必要がある。しかし、この温度域で長時間
均熱を行った場合、オーステナイト粒が異常成長し、靱
性を著しく阻害する場合がある。さらに、熱処理コスト
低減の意味からも均熱時間を比較的短い時間とすること
が望ましい。しかし、セメンタイトが分解して均一なオ
ーステナイトを形成するには、１分以上均熱することが
望ましく、この適正温度としてはAc3 ＋50℃以上の温度
がよい。しかし、熱効率、熱処理炉寿命の観点から上限
を950 ℃とする必要があり、さらに成品の焼入れ歪防止
の目的からは900 ℃以下とするのが望ましい。
は、打抜き、プレス成形の他、打抜き性の向上を目的と
した圧延ロールによる塑性歪等の付与加工をも包含する (n) 焼入れ条件:オーステナイト化温度条件は、焼入れ
組織中にフェライト組織の残留がないようにAc3 温度以
上で均熱する必要がある。しかし、この温度域で長時間
均熱を行った場合、オーステナイト粒が異常成長し、靱
性を著しく阻害する場合がある。さらに、熱処理コスト
低減の意味からも均熱時間を比較的短い時間とすること
が望ましい。しかし、セメンタイトが分解して均一なオ
ーステナイトを形成するには、１分以上均熱することが
望ましく、この適正温度としてはAc3 ＋50℃以上の温度
がよい。しかし、熱効率、熱処理炉寿命の観点から上限
を950 ℃とする必要があり、さらに成品の焼入れ歪防止
の目的からは900 ℃以下とするのが望ましい。
【００２９】焼入れ時の冷媒は、焼入れ後の洗浄工程の
簡略化を目的として水あるいは油が用いられる。また冷
媒温度は合金成分に対応して、注意深く調整されるが、
均一なマルテンサイト組織を確保するためオーステナイ
ト域からの冷却速度を50〜1000℃/secとする必要があ
る。また焼入れ時の歪発生を防止する目的で過度の急冷
も望ましくない。このため水温は０〜100 ℃、油温は０
〜180 ℃の範囲で適宜調整するものとする。
簡略化を目的として水あるいは油が用いられる。また冷
媒温度は合金成分に対応して、注意深く調整されるが、
均一なマルテンサイト組織を確保するためオーステナイ
ト域からの冷却速度を50〜1000℃/secとする必要があ
る。また焼入れ時の歪発生を防止する目的で過度の急冷
も望ましくない。このため水温は０〜100 ℃、油温は０
〜180 ℃の範囲で適宜調整するものとする。
【００３０】
(実施例１)本発明の対象となる鋼板には、焼入れ前の良
好な成形性と焼入れ後の高い強度特性が要求される。こ
のため、本例では、Ｃ量の適正値を求めるために表１の
７鋼種( Ａ〜Ｇ）を用い、所定の製造処理条件で熱処理
材を得、焼鈍後と焼入後の機械的特性を調査した。製造
処理条件等は表１の注にまとめて示す。なお、各供試鋼
のAc3 点は、830 〜860 ℃であった。
好な成形性と焼入れ後の高い強度特性が要求される。こ
のため、本例では、Ｃ量の適正値を求めるために表１の
７鋼種( Ａ〜Ｇ）を用い、所定の製造処理条件で熱処理
材を得、焼鈍後と焼入後の機械的特性を調査した。製造
処理条件等は表１の注にまとめて示す。なお、各供試鋼
のAc3 点は、830 〜860 ℃であった。
【００３１】結果は同じく表１にまとめて示す。これら
の結果からも明らかなように、本発明によって製造され
た鋼板は焼鈍後の成形性と、焼入れ後の強度・靱性との
バランスが優れている。
の結果からも明らかなように、本発明によって製造され
た鋼板は焼鈍後の成形性と、焼入れ後の強度・靱性との
バランスが優れている。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】(実施例２)本例では、Ti、Ｂの添加有無で
鋼種Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋの４種からなる板厚2.5 mmの冷延鋼
板を用いて焼鈍処理前の成形性と、焼入れ後の靱性とを
調査した。すなわち、板厚4.0 mmの各熱延鋼板を、2.5
mmへ冷間圧延し、710 ℃×18h の球状化焼鈍を行った。
このときの化学成分と機械特性値を表３に示す。
鋼種Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋの４種からなる板厚2.5 mmの冷延鋼
板を用いて焼鈍処理前の成形性と、焼入れ後の靱性とを
調査した。すなわち、板厚4.0 mmの各熱延鋼板を、2.5
mmへ冷間圧延し、710 ℃×18h の球状化焼鈍を行った。
このときの化学成分と機械特性値を表３に示す。
【００３５】次いで、これらの鋼板を880 ℃×25min の
条件で均熱後、20℃の水中へ焼入れしそのとき機械的特
性と硬度と耐衝撃性について調査した。機械的特性の結
果を同じく表３にまとめて示す。耐衝撃性については図
１にグラフで示す。なお、硬度は、鋼種Ｉ、Ｊはいずれ
もHRC:44と46、鋼種ＨのみHRC:42.3であった。
条件で均熱後、20℃の水中へ焼入れしそのとき機械的特
性と硬度と耐衝撃性について調査した。機械的特性の結
果を同じく表３にまとめて示す。耐衝撃性については図
１にグラフで示す。なお、硬度は、鋼種Ｉ、Ｊはいずれ
もHRC:44と46、鋼種ＨのみHRC:42.3であった。
【００３６】これらの結果からも明らかなように、Ｂ添
加により強度は上昇し、さらにTiの添加により遷移温度
が低下している。なお、比較のため同一条件で冷間圧延
・焼鈍した0.52％Ｃの鋼種Ｋを焼入れ、焼戻しし、硬度
をHRC ＝46.2とした。この鋼種Ｋの遷移温度は本発明鋼
板よりも高く、本発明鋼は成形性、耐衝撃性双方に優
れ、かつ焼入れ後の焼戻しが省略できる優位性があるこ
とを示している。
加により強度は上昇し、さらにTiの添加により遷移温度
が低下している。なお、比較のため同一条件で冷間圧延
・焼鈍した0.52％Ｃの鋼種Ｋを焼入れ、焼戻しし、硬度
をHRC ＝46.2とした。この鋼種Ｋの遷移温度は本発明鋼
板よりも高く、本発明鋼は成形性、耐衝撃性双方に優
れ、かつ焼入れ後の焼戻しが省略できる優位性があるこ
とを示している。
【００３７】(実施例３)本例では、sol.Al量、Ti量の適
正範囲を検討するため、板厚4.0 mmの熱延鋼板を、2.5
mmへ冷間圧延し、710 ℃×18h の球状化焼鈍を行った。
次いで、これら鋼板を880 ℃×25min の条件で均熱後、
20℃の水中へ焼入れし、そのときの硬度と耐衝撃性を調
査し、その化学成分と機械特性値を表４および図２に示
す。また、sol.Al、Tiが本発明範囲を下回る鋼種Ｌでは
焼入れ後の硬度が低く靱性も劣化している。さらに、過
剰のTiが添加された鋼種Ｏでは焼入れ後の硬度は高い
が、靱性が劣化している。
正範囲を検討するため、板厚4.0 mmの熱延鋼板を、2.5
mmへ冷間圧延し、710 ℃×18h の球状化焼鈍を行った。
次いで、これら鋼板を880 ℃×25min の条件で均熱後、
20℃の水中へ焼入れし、そのときの硬度と耐衝撃性を調
査し、その化学成分と機械特性値を表４および図２に示
す。また、sol.Al、Tiが本発明範囲を下回る鋼種Ｌでは
焼入れ後の硬度が低く靱性も劣化している。さらに、過
剰のTiが添加された鋼種Ｏでは焼入れ後の硬度は高い
が、靱性が劣化している。
【００３８】(実施例４)本例では、Si、Mn、P 、S 、N
などの合金成分の影響を見るために、それぞれの添加量
を変化させたときの影響を評価した。供試材は実施例１
に準じて容易され、次いで焼入れを行った。焼入れ条件
は表５の注にまとめて示す。
などの合金成分の影響を見るために、それぞれの添加量
を変化させたときの影響を評価した。供試材は実施例１
に準じて容易され、次いで焼入れを行った。焼入れ条件
は表５の注にまとめて示す。
【００３９】鋼ALは、Ｐ、Ｓ添加量が本発明の規定範囲
外であり、靱性が著しく劣化し遷移温度も80℃を示す。
また、鋼ANはＮ量が低く、オーステナイト粒径が粗大化
しやすいことから遷移温度が高目となる。さらに鋼AO
は、Ｎが過剰に添加されているためやはり遷移温度が高
く低靱性が問題となる。
外であり、靱性が著しく劣化し遷移温度も80℃を示す。
また、鋼ANはＮ量が低く、オーステナイト粒径が粗大化
しやすいことから遷移温度が高目となる。さらに鋼AO
は、Ｎが過剰に添加されているためやはり遷移温度が高
く低靱性が問題となる。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
【表５】
【００４３】
【発明の効果】本発明による、Ti−Ｂ系高炭素薄鋼板
は、焼鈍後の成形性が良好で、かつ熱処理後の靱性にも
優れ、さらに従来靱性向上のために必要とされていた焼
入れ後の焼戻しを省略し得るのであって生産性にも優れ
たものである。
は、焼鈍後の成形性が良好で、かつ熱処理後の靱性にも
優れ、さらに従来靱性向上のために必要とされていた焼
入れ後の焼戻しを省略し得るのであって生産性にも優れ
たものである。
【図１】本発明に実施例の結果をまとめて示すグラフで
ある。
ある。
【図２】本発明に実施例の結果をまとめて示すグラフで
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (3)
- 【請求項１】 重量割合にて、 Ｃ:0.15 〜0.40％、Si≦0.35％、Mn:0.6〜1.50％、Ｐ≦
0.030 ％、 Ｓ: ≦0.020 ％、Ti:0.005〜0.1 ％、sol.Al:0.01 〜0.
20％、 Ｎ:0.0020 〜0.012 ％、Ｂ:0.0003 〜0.0030％、 ただし、Ｂ≦0.0032−0.014 ×sol.Al−0.029 ×Ti、 残部が実質的にFeから成る鋼組成を有する板厚６mm以下
の熱延鋼板を、塑性加工後、Ac3 〜950 ℃の温度域にて
均熱してから、水中あるいは油中に焼き入れすることを
特徴とする、成形性と靱性に優れた焼き戻し省略型Ti−
Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼組成を有する、板厚４
mm以下の冷延鋼板を、塑性加工後、Ac3 〜950 ℃の温度
域にて均熱してから、水中あるいは油中に焼き入れする
ことを特徴とする、成形性と靱性に優れた焼き戻し省略
型Ti−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１記載の鋼組成を有する鋼を、圧
下率30〜80％の冷間圧延と箱焼鈍により、板厚４mm以下
でTS×El≧16000MPa％の鋼板とし、塑性加工後、Ac3 〜
950 ℃の温度域にて均熱してから、水中あるいは油中に
焼き入れすることを特徴とする、成形性と靱性に優れた
焼き戻し省略型Ti−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25808491A JPH0598356A (ja) | 1991-10-04 | 1991-10-04 | 焼き戻し省略型Ｔｉ−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25808491A JPH0598356A (ja) | 1991-10-04 | 1991-10-04 | 焼き戻し省略型Ｔｉ−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0598356A true JPH0598356A (ja) | 1993-04-20 |
Family
ID=17315299
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25808491A Withdrawn JPH0598356A (ja) | 1991-10-04 | 1991-10-04 | 焼き戻し省略型Ｔｉ−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0598356A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104040000A (zh) * | 2012-01-05 | 2014-09-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 高碳热轧钢板及其制造方法 |
| KR20140111002A (ko) | 2012-01-05 | 2014-09-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 퀀칭성이 우수한 면내 이방성이 작은 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20140110995A (ko) | 2012-01-06 | 2014-09-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| US9194017B2 (en) | 2010-03-19 | 2015-11-24 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet having excellent cold formability and hardenability and method for manufacturing the same |
| JP2017141479A (ja) * | 2016-02-08 | 2017-08-17 | 日新製鋼株式会社 | 焼入れ中炭素鋼部品の製造方法 |
-
1991
- 1991-10-04 JP JP25808491A patent/JPH0598356A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9194017B2 (en) | 2010-03-19 | 2015-11-24 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet having excellent cold formability and hardenability and method for manufacturing the same |
| CN104040000A (zh) * | 2012-01-05 | 2014-09-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 高碳热轧钢板及其制造方法 |
| KR20140111002A (ko) | 2012-01-05 | 2014-09-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 퀀칭성이 우수한 면내 이방성이 작은 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| US10077491B2 (en) | 2012-01-05 | 2018-09-18 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US10323293B2 (en) | 2012-01-05 | 2019-06-18 | Jfe Steel Corporation | High-carbon hot rolled steel sheet with excellent hardenability and small in-plane anistropy and method for manufacturing the same |
| KR20140110995A (ko) | 2012-01-06 | 2014-09-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| JP2017141479A (ja) * | 2016-02-08 | 2017-08-17 | 日新製鋼株式会社 | 焼入れ中炭素鋼部品の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5108518A (en) | Method of producing thin high carbon steel sheet which exhibits resistance to hydrogen embrittlement after heat treatment | |
| JP5030280B2 (ja) | 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 | |
| US5454887A (en) | Process for manufacturing a medium-carbon steel plate with improved formability and weldability | |
| US20230203611A1 (en) | 780 mpa-class cold-rolled and annealed dual-phase steel and manufacturing method therefor | |
| JP2013057114A (ja) | 加工性及び焼入性に優れた中炭素鋼板とその製造方法 | |
| JPH0892690A (ja) | 耐疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法 | |
| JP4057930B2 (ja) | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 | |
| US11434542B2 (en) | High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same | |
| EP0462779B1 (en) | Method of making steel useful in springs | |
| JP3468048B2 (ja) | 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| EP3020841B1 (en) | Coil spring, and method for manufacturing same | |
| WO2020158356A1 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3422865B2 (ja) | 高強度マルテンサイト系ステンレス鋼部材の製造方法 | |
| JPH0598356A (ja) | 焼き戻し省略型Ｔｉ−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法 | |
| US20240052467A1 (en) | High-strength wire rod for cold heading with superior heat treatment characteristics and resistance of hydrogen-delayed fracture characteristics, heat-treated component, and method for manufacturing same | |
| JP5601861B2 (ja) | ボロン鋼圧延焼鈍鋼板の製造法 | |
| JP2003268489A (ja) | 熱処理用鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0598357A (ja) | 焼き戻し省略型高炭素薄鋼板の製造方法 | |
| JPH04116137A (ja) | 高靭性高炭素冷延鋼板とその製造方法 | |
| JPH059588A (ja) | 成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法 | |
| JPH1150191A (ja) | 浸炭軸状部品とその製造方法 | |
| JPH05171288A (ja) | 成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法 | |
| JP3747982B2 (ja) | 中・高炭素鋼板の製造方法 | |
| JPH08246051A (ja) | 加工性に優れた中炭素鋼板の製造方法 | |
| JPH07258743A (ja) | 加工性に優れた中炭素鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990107 |