JPH1088237A - 高炭素冷延鋼帯の製造方法 - Google Patents
高炭素冷延鋼帯の製造方法Info
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- JPH1088237A JPH1088237A JP26351696A JP26351696A JPH1088237A JP H1088237 A JPH1088237 A JP H1088237A JP 26351696 A JP26351696 A JP 26351696A JP 26351696 A JP26351696 A JP 26351696A JP H1088237 A JPH1088237 A JP H1088237A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 加工性、焼入れ性に優れた高炭素冷間鋼帯を
連続焼鈍法を活用して製造する。 【解決手段】 所定化学成分の高炭素鋼片を、通常の熱
間圧延、酸洗脱スケール後、２０〜１００℃／ｈｒの加
熱速度でＡｃ１点〜（Ａｃ１点＋３０℃）の温度に加熱
し、この温度で１〜１２ｈｒ均熱後、１０〜５０℃／ｈ
ｒの冷却速度で６５０〜７００℃まで冷却したのち、室
温まで５０℃／ｈｒ以上の冷却速度で炉冷し、引続き２
０〜６０％の圧下率で冷間圧延した後、連続焼鈍により
（Ａｃ１点−５０℃）〜Ａｃ１点の温度範囲で１０〜１
８０ｓｅｃの均熱を行って仕上焼鈍することによって、
高品質で加工性や焼入れ性に優れ、座金、クラッチ部
品、チェーン部品、バネ、刃物、事務機等の用途に適し
た高炭素冷間鋼帯を得る。
連続焼鈍法を活用して製造する。 【解決手段】 所定化学成分の高炭素鋼片を、通常の熱
間圧延、酸洗脱スケール後、２０〜１００℃／ｈｒの加
熱速度でＡｃ１点〜（Ａｃ１点＋３０℃）の温度に加熱
し、この温度で１〜１２ｈｒ均熱後、１０〜５０℃／ｈ
ｒの冷却速度で６５０〜７００℃まで冷却したのち、室
温まで５０℃／ｈｒ以上の冷却速度で炉冷し、引続き２
０〜６０％の圧下率で冷間圧延した後、連続焼鈍により
（Ａｃ１点−５０℃）〜Ａｃ１点の温度範囲で１０〜１
８０ｓｅｃの均熱を行って仕上焼鈍することによって、
高品質で加工性や焼入れ性に優れ、座金、クラッチ部
品、チェーン部品、バネ、刃物、事務機等の用途に適し
た高炭素冷間鋼帯を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、刃物、ワッシャ
ー、バネ、自動車部品、編み針、その他の機械部品の素
材として使用される軟質で、良好な加工特性を有する高
炭素冷延鋼帯の製造方法に関する。
ー、バネ、自動車部品、編み針、その他の機械部品の素
材として使用される軟質で、良好な加工特性を有する高
炭素冷延鋼帯の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に刃物、ゼンマイ、ワッシャー、バ
ネ、シートベルト金具、その他の機械部品は、ＪＩＳ
Ｇ ３３１１に規定のみがき特殊鋼帯である高炭素冷延
鋼帯を素材とし、打抜き、曲げ、プレス加工、切削等の
加工工程と、焼入れ、焼戻し、その他の熱処理工程とを
経て製造される。その製品品質の向上、安定化、製造コ
ストの低減を図るには、素材の高炭素冷延鋼帯の板厚そ
のままで製品となることが殆どで、板厚精度に優れてい
ることが要求されると共に、軟質で加工性がよく、かつ
組織の均一性に優れていることが必要である。
ネ、シートベルト金具、その他の機械部品は、ＪＩＳ
Ｇ ３３１１に規定のみがき特殊鋼帯である高炭素冷延
鋼帯を素材とし、打抜き、曲げ、プレス加工、切削等の
加工工程と、焼入れ、焼戻し、その他の熱処理工程とを
経て製造される。その製品品質の向上、安定化、製造コ
ストの低減を図るには、素材の高炭素冷延鋼帯の板厚そ
のままで製品となることが殆どで、板厚精度に優れてい
ることが要求されると共に、軟質で加工性がよく、かつ
組織の均一性に優れていることが必要である。
【０００３】しかし、炭素冷延鋼帯は、一般にフェライ
トおよびパーライト組織からなり、伸びが小さいため、
曲げ加工、プレス加工時に割れが生じ易い。このため、
高炭素冷延鋼帯は、板厚精度の向上と軟質化を目的とし
て、熱延鋼帯を酸洗したのち、一般に箱焼鈍（熱延板焼
鈍）が施され、冷間圧延されるが、また、必要に応じ
て、焼鈍後に冷間圧延を行い、引続き箱焼鈍による仕上
焼鈍を行って冷延鋼帯とすることもある。
トおよびパーライト組織からなり、伸びが小さいため、
曲げ加工、プレス加工時に割れが生じ易い。このため、
高炭素冷延鋼帯は、板厚精度の向上と軟質化を目的とし
て、熱延鋼帯を酸洗したのち、一般に箱焼鈍（熱延板焼
鈍）が施され、冷間圧延されるが、また、必要に応じ
て、焼鈍後に冷間圧延を行い、引続き箱焼鈍による仕上
焼鈍を行って冷延鋼帯とすることもある。
【０００４】しかし、上記の方法は、いずれの工程にお
いても焼鈍前後の搬送中にコイル内で巻姿にズレが発生
し、重大な疵欠陥を生じる場合がある。これらの疵欠陥
は、コイルの状態での搬送により生じるものであり、連
続焼鈍へのプロセス変更ができれば、これら疵欠陥の防
止が期待できる。
いても焼鈍前後の搬送中にコイル内で巻姿にズレが発生
し、重大な疵欠陥を生じる場合がある。これらの疵欠陥
は、コイルの状態での搬送により生じるものであり、連
続焼鈍へのプロセス変更ができれば、これら疵欠陥の防
止が期待できる。
【０００５】高炭素熱延鋼帯の連続焼鈍法としては、高
炭素熱延鋼帯を球状化連続焼鈍するに際し、加熱速度：
３〜２０℃／ｓｅｃで７３０〜７７０℃まで昇温、保定
時間１０ｓｅｃ〜３ｍｉｎの保定後、５℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度で６５０℃以下まで冷却する方法（特開平７
−４１８６５号公報）が提案されているが、この方法で
は、セメンタイトの球状化率が低く、成形性が悪いとい
う問題点を有している。
炭素熱延鋼帯を球状化連続焼鈍するに際し、加熱速度：
３〜２０℃／ｓｅｃで７３０〜７７０℃まで昇温、保定
時間１０ｓｅｃ〜３ｍｉｎの保定後、５℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度で６５０℃以下まで冷却する方法（特開平７
−４１８６５号公報）が提案されているが、この方法で
は、セメンタイトの球状化率が低く、成形性が悪いとい
う問題点を有している。
【０００６】このことから、高炭素鋼板におけるセメン
タイト球状化は、長時間を必要とし、連続焼鈍の適用は
非常に困難であるとされていた。しかし、「鉄と鋼」第
７７年（１９９１）第１２号、Ｐ２１４７〜２１５４の
「高炭素冷延鋼板の再結晶挙動に及ぼす炭素量と炭化物
分散形態の影響」に示されるように、セメンタイトが球
状化された状態では、冷間圧延後の焼鈍における回復再
結晶は比較的低い温度で生じる。そこで、冷間圧延後の
焼鈍における回復再結晶には、連続焼鈍の適用が可能と
なる。
タイト球状化は、長時間を必要とし、連続焼鈍の適用は
非常に困難であるとされていた。しかし、「鉄と鋼」第
７７年（１９９１）第１２号、Ｐ２１４７〜２１５４の
「高炭素冷延鋼板の再結晶挙動に及ぼす炭素量と炭化物
分散形態の影響」に示されるように、セメンタイトが球
状化された状態では、冷間圧延後の焼鈍における回復再
結晶は比較的低い温度で生じる。そこで、冷間圧延後の
焼鈍における回復再結晶には、連続焼鈍の適用が可能と
なる。
【０００７】上記の点に着目した発明としては、高炭素
熱延鋼帯を２０〜４０％の圧下率で冷間圧延した後、連
続焼鈍炉の均熱帯域で６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度
にて均熱し、６００℃まで３℃／ｍｉｎ以上２５℃／ｍ
ｉｎ以下の冷却速度で冷却して球状化処理を行ったの
ち、通常の冷間圧延と６５０〜７３０℃の温度で５ｍｉ
ｎ以内均熱保持する連続焼鈍とをそれぞれ１回以上繰り
返して再結晶を行わせる方法（特公昭５４−３２４１０
号公報）、高炭素熱延鋼帯を連続焼鈍炉の均熱帯域でＡ
ｅ１点〜（Ａｅ１点＋７０℃）の温度にて均熱し、（Ａ
ｒ１点−３０℃）にまで３℃／ｍｉｎ〜２０℃／ｍｉｎ
の冷却速度で冷却して球状化処理を行った後、通常の冷
間圧延と６５０〜７３０℃の温度で５ｍｉｎ以内均熱保
持する連続焼鈍とをそれぞれ１回以上繰り返して再結晶
を行わせる方法（特公昭５５−１９７０号公報）、Ａｃ
１点以上の温度で均熱する焼鈍により、セメンタイトの
球状化率を高めて成形性を向上させる方法（特開平４−
２０２６２９号公報）が提案されている。
熱延鋼帯を２０〜４０％の圧下率で冷間圧延した後、連
続焼鈍炉の均熱帯域で６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度
にて均熱し、６００℃まで３℃／ｍｉｎ以上２５℃／ｍ
ｉｎ以下の冷却速度で冷却して球状化処理を行ったの
ち、通常の冷間圧延と６５０〜７３０℃の温度で５ｍｉ
ｎ以内均熱保持する連続焼鈍とをそれぞれ１回以上繰り
返して再結晶を行わせる方法（特公昭５４−３２４１０
号公報）、高炭素熱延鋼帯を連続焼鈍炉の均熱帯域でＡ
ｅ１点〜（Ａｅ１点＋７０℃）の温度にて均熱し、（Ａ
ｒ１点−３０℃）にまで３℃／ｍｉｎ〜２０℃／ｍｉｎ
の冷却速度で冷却して球状化処理を行った後、通常の冷
間圧延と６５０〜７３０℃の温度で５ｍｉｎ以内均熱保
持する連続焼鈍とをそれぞれ１回以上繰り返して再結晶
を行わせる方法（特公昭５５−１９７０号公報）、Ａｃ
１点以上の温度で均熱する焼鈍により、セメンタイトの
球状化率を高めて成形性を向上させる方法（特開平４−
２０２６２９号公報）が提案されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】上記特公昭５４−３２
４１０号公報に開示の方法は、セメンタイトの球状化を
箱焼鈍から連続焼鈍に変更したもので、セメンタイトの
球状化が不十分で軟質性に欠ける。また、特公昭５５−
１９７０号公報に開示の方法は、セメンタイトを球状化
し、続く冷間圧延の後の回復再結晶を連続焼鈍により行
うものであるが、３〜２０℃／ｍｉｎのゆっくりした冷
却速度が必要で、長大な徐冷帯域が必要となり、非効率
的である。さらに、特開平４−２０２６２９号公報に開
示の方法は、良好な球状化組織を有するが、焼鈍時間が
長いために生産性が低く、また、バッチ焼鈍のためにコ
イル半径方向での機械的特性が変動するという問題点を
有している。
４１０号公報に開示の方法は、セメンタイトの球状化を
箱焼鈍から連続焼鈍に変更したもので、セメンタイトの
球状化が不十分で軟質性に欠ける。また、特公昭５５−
１９７０号公報に開示の方法は、セメンタイトを球状化
し、続く冷間圧延の後の回復再結晶を連続焼鈍により行
うものであるが、３〜２０℃／ｍｉｎのゆっくりした冷
却速度が必要で、長大な徐冷帯域が必要となり、非効率
的である。さらに、特開平４−２０２６２９号公報に開
示の方法は、良好な球状化組織を有するが、焼鈍時間が
長いために生産性が低く、また、バッチ焼鈍のためにコ
イル半径方向での機械的特性が変動するという問題点を
有している。
【０００９】一方、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．６
（１９９３）、Ｐ１７０５には、高炭素鋼板をＡｃ１点
直下の温度域に加熱焼鈍後、急冷した際には固溶Ｃが増
大することが示されている。このため、高炭素鋼板をＡ
ｃ１点直下の温度域に加熱焼鈍後、急冷する方法では、
降伏伸びの増大によって、絞り、曲げ加工に対して弊害
を伴う。そこで、Ａｃ１直下の温度域から急冷しても、
固溶Ｃが抑制できる鋼種、プロセスが必要となってい
た。以上のように、高炭素冷延鋼帯の連続焼鈍技術は、
これまでに十分確立されたものとは言い難い。
（１９９３）、Ｐ１７０５には、高炭素鋼板をＡｃ１点
直下の温度域に加熱焼鈍後、急冷した際には固溶Ｃが増
大することが示されている。このため、高炭素鋼板をＡ
ｃ１点直下の温度域に加熱焼鈍後、急冷する方法では、
降伏伸びの増大によって、絞り、曲げ加工に対して弊害
を伴う。そこで、Ａｃ１直下の温度域から急冷しても、
固溶Ｃが抑制できる鋼種、プロセスが必要となってい
た。以上のように、高炭素冷延鋼帯の連続焼鈍技術は、
これまでに十分確立されたものとは言い難い。
【００１０】本発明の目的は、上記従来技術の欠点を解
消し、高炭素鋼板をＡｃ１点直下の温度域に加熱焼鈍
後、Ａｃ１点直下の温度域から急冷しても、固溶Ｃが抑
制できる高炭素冷間鋼帯の製造方法を提供することにあ
る。
消し、高炭素鋼板をＡｃ１点直下の温度域に加熱焼鈍
後、Ａｃ１点直下の温度域から急冷しても、固溶Ｃが抑
制できる高炭素冷間鋼帯の製造方法を提供することにあ
る。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｃ：０．３０
〜１．００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：
０．２０〜１．５０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜
０．０５０％、Ｎ：０．０５０％以下を含み、さらに
Ｖ：０．０３〜０．１０％を含有し、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼片を、通常の
熱間圧延、酸洗脱スケール後、２０〜１００℃／ｈｒの
加熱速度でＡｃ１点〜（Ａｃ１点＋３０℃）に加熱し、
この温度で１〜１２ｈｒ均熱後、１０〜５０℃／ｈｒの
冷却速度で６５０〜７００℃まで冷却したのち、室温ま
で５０℃／ｈｒ以上の冷却速度で炉冷し、引続き２０〜
６０％の圧下率で冷間圧延した後、連続焼鈍により（Ａ
ｃ１点−５０℃）〜Ａｃ１点の温度範囲で１０〜１８０
ｓｅｃの均熱を行って仕上焼鈍することとしている。こ
のように、Ｖを所定量添加した高炭素熱延鋼帯を箱焼鈍
による球状化焼鈍をおこなったのち、２０〜６０％の圧
下率で冷間圧延し、Ａｃ１点直下の温度域で１０〜１８
０ｓｅｃの均熱を行って連続仕上焼鈍することによっ
て、Ａｃ１点直下の温度域から急冷しても、固溶Ｃが抑
制でき、スリット時の曲げ加工における表面皺の発生を
防止することができ、加工性、焼入れ性に優れた高炭素
冷間鋼帯を得ることができる。
〜１．００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：
０．２０〜１．５０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜
０．０５０％、Ｎ：０．０５０％以下を含み、さらに
Ｖ：０．０３〜０．１０％を含有し、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼片を、通常の
熱間圧延、酸洗脱スケール後、２０〜１００℃／ｈｒの
加熱速度でＡｃ１点〜（Ａｃ１点＋３０℃）に加熱し、
この温度で１〜１２ｈｒ均熱後、１０〜５０℃／ｈｒの
冷却速度で６５０〜７００℃まで冷却したのち、室温ま
で５０℃／ｈｒ以上の冷却速度で炉冷し、引続き２０〜
６０％の圧下率で冷間圧延した後、連続焼鈍により（Ａ
ｃ１点−５０℃）〜Ａｃ１点の温度範囲で１０〜１８０
ｓｅｃの均熱を行って仕上焼鈍することとしている。こ
のように、Ｖを所定量添加した高炭素熱延鋼帯を箱焼鈍
による球状化焼鈍をおこなったのち、２０〜６０％の圧
下率で冷間圧延し、Ａｃ１点直下の温度域で１０〜１８
０ｓｅｃの均熱を行って連続仕上焼鈍することによっ
て、Ａｃ１点直下の温度域から急冷しても、固溶Ｃが抑
制でき、スリット時の曲げ加工における表面皺の発生を
防止することができ、加工性、焼入れ性に優れた高炭素
冷間鋼帯を得ることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】この発明に使用される高炭素鋼の
成分限定理由は、以下の通りである。Ｃは鋼に強度、焼
入れ性、耐摩耗性等を付与する作用を有する元素である
が、０．３０％未満では焼入れ焼戻し後の硬度がロック
ウェル硬さ（ＨＲＣ）３０以上を確保できず、また、
１．００％を超えると、セメンタイトを良好に球状化し
たとしても、連続仕上焼鈍における再結晶に遅れが生
じ、軟質化が困難となるので、０．３０〜１．００％と
した。
成分限定理由は、以下の通りである。Ｃは鋼に強度、焼
入れ性、耐摩耗性等を付与する作用を有する元素である
が、０．３０％未満では焼入れ焼戻し後の硬度がロック
ウェル硬さ（ＨＲＣ）３０以上を確保できず、また、
１．００％を超えると、セメンタイトを良好に球状化し
たとしても、連続仕上焼鈍における再結晶に遅れが生
じ、軟質化が困難となるので、０．３０〜１．００％と
した。
【００１３】Ｓｉは溶製工程での脱酸材として添加する
元素であるが、０．０１％未満では脱酸効果が十分では
なく、また、０．３０％を超えると脱酸能力が飽和し、
かつ固溶硬化により素材の硬度が上昇して成形性を阻害
するため、０．０１〜０．３０％とした。
元素であるが、０．０１％未満では脱酸効果が十分では
なく、また、０．３０％を超えると脱酸能力が飽和し、
かつ固溶硬化により素材の硬度が上昇して成形性を阻害
するため、０．０１〜０．３０％とした。
【００１４】Ｍｎは強度、焼入れ性を向上させ、焼戻し
軟化抵抗を向上させることにより、硬度−靭性バランス
を高める元素であるが、０．２％未満では前記の効果を
得ることができず、また、１．５％を超えるとセメンタ
イト中に固溶し、セメンタイトの球状化を阻害すると共
に、その固溶により伸びの低下を招くので、０．２〜
１．５％とした。
軟化抵抗を向上させることにより、硬度−靭性バランス
を高める元素であるが、０．２％未満では前記の効果を
得ることができず、また、１．５％を超えるとセメンタ
イト中に固溶し、セメンタイトの球状化を阻害すると共
に、その固溶により伸びの低下を招くので、０．２〜
１．５％とした。
【００１５】Ｓｏｌ．ＡｌはＳｉと同様溶製工程での脱
酸材として添加する元素であるが、０．００５％未満で
は脱酸効果が十分で、鋼中に欠陥を生じる可能性があ
り、また、０．０５０％を超えると鋼中ＮとＡｌＮ介在
物を形成し、連続仕上焼鈍時にフェライト粒成長が阻害
され、さらに、連続鋳造においてもＡｌＮ介在物に起因
するスラブ割れ等の欠陥を生じるので、０．００５〜
０．０５０％とした。
酸材として添加する元素であるが、０．００５％未満で
は脱酸効果が十分で、鋼中に欠陥を生じる可能性があ
り、また、０．０５０％を超えると鋼中ＮとＡｌＮ介在
物を形成し、連続仕上焼鈍時にフェライト粒成長が阻害
され、さらに、連続鋳造においてもＡｌＮ介在物に起因
するスラブ割れ等の欠陥を生じるので、０．００５〜
０．０５０％とした。
【００１６】Ｎは鋼中ＡｌとＡｌＮ介在物を形成し、連
続仕上焼鈍時にフェライト粒成長が阻害され、さらに、
連続鋳造においてもＡｌＮ介在物に起因するスラブ割れ
等の欠陥を生じるので、少ない方が好ましいが、連続鋳
造時の表面疵防止と、Ｎ自体の固溶硬化による伸びの低
下の観点から、０．００５０％以下とした。
続仕上焼鈍時にフェライト粒成長が阻害され、さらに、
連続鋳造においてもＡｌＮ介在物に起因するスラブ割れ
等の欠陥を生じるので、少ない方が好ましいが、連続鋳
造時の表面疵防止と、Ｎ自体の固溶硬化による伸びの低
下の観点から、０．００５０％以下とした。
【００１７】Ｖは４５０〜６００℃までの温度範囲で炭
化物を形成することが可能であり、しかも添加量が微量
であれば本発明の焼鈍温度範囲では炭化物を分解してＣ
が固溶状態とすることが可能であるが、０．０３％未満
ではその効果が十分でなく、０．１０％を超えると、Ｖ
炭化物自体が硬度を高め、成形性を劣化させるので、
０．０３〜０．１０％とした。
化物を形成することが可能であり、しかも添加量が微量
であれば本発明の焼鈍温度範囲では炭化物を分解してＣ
が固溶状態とすることが可能であるが、０．０３％未満
ではその効果が十分でなく、０．１０％を超えると、Ｖ
炭化物自体が硬度を高め、成形性を劣化させるので、
０．０３〜０．１０％とした。
【００１８】連続仕上焼鈍の処理効率を向上させるため
に大きな冷却速度が必要となる場合、加熱中にセメンタ
イトよりフェライト中に固溶したＣが残存し、上降伏
点、降伏伸びを増大して成形性を劣化させる。このこと
から、冷却時にＣをセメンタイトおよびそれ以外の炭化
物として形成し、フェライト中の固溶Ｃを極力低減する
必要がある。本発明においては、冷却時にＣをセメンタ
イトおよびそれ以外の炭化物として形成し、フェライト
中の固溶Ｃを極力低減させるべく、Ｖを添加するのであ
る。
に大きな冷却速度が必要となる場合、加熱中にセメンタ
イトよりフェライト中に固溶したＣが残存し、上降伏
点、降伏伸びを増大して成形性を劣化させる。このこと
から、冷却時にＣをセメンタイトおよびそれ以外の炭化
物として形成し、フェライト中の固溶Ｃを極力低減する
必要がある。本発明においては、冷却時にＣをセメンタ
イトおよびそれ以外の炭化物として形成し、フェライト
中の固溶Ｃを極力低減させるべく、Ｖを添加するのであ
る。
【００１９】上記化学組成を有する高炭素鋼片の熱間圧
延は、通常の方法で行われ、熱延条件に特別の制限はな
いが、熱延鋼帯の巻取りは、相変態終了後に行うのが好
ましい。相変態を終了する前の高温で巻取りを行った熱
延鋼帯の結晶組織は、粗大なパーライトが発達した組織
を呈するのに対し、相変態を終了後に巻取った熱延鋼帯
の結晶組織は、フェライト＋パーライトまたは微細パー
ライトあるいは微細パーライト＋初析セメンタイトから
なる均質な組織を有するので、一次焼鈍処理におけるオ
ーステナイト相の偏析が少なく、球状化炭化物の分布の
偏りや粒径のバラツキを抑制するのに有効である。
延は、通常の方法で行われ、熱延条件に特別の制限はな
いが、熱延鋼帯の巻取りは、相変態終了後に行うのが好
ましい。相変態を終了する前の高温で巻取りを行った熱
延鋼帯の結晶組織は、粗大なパーライトが発達した組織
を呈するのに対し、相変態を終了後に巻取った熱延鋼帯
の結晶組織は、フェライト＋パーライトまたは微細パー
ライトあるいは微細パーライト＋初析セメンタイトから
なる均質な組織を有するので、一次焼鈍処理におけるオ
ーステナイト相の偏析が少なく、球状化炭化物の分布の
偏りや粒径のバラツキを抑制するのに有効である。
【００２０】本発明における熱延鋼帯の箱焼鈍による球
状化焼鈍は、熱延組織のパーライトをオーステナイト中
に固溶させる工程であり、均熱後の徐冷は、未溶解の残
留炭化物を核とする固溶Ｃの析出により球状化炭化物を
生成させる工程である。加熱速度を２０〜１００℃／Ｈ
ｒとしたのは、２０℃／Ｈｒ未満では生産性が悪化し、
また、１００℃／Ｈｒを超えると加熱効率が悪くなって
コイル内の温度不均一を生じ易いからである。均熱温度
をＡｃ１点〜（Ａｃ１点＋３０℃）としたのは、（Ａｃ
１点＋３０℃）を超えると冷却後のセメンタイトの球状
化が困難となり、また、Ａｃ１点未満では、セメンタイ
トの球状化に長時間を要するからである。均熱時間を１
〜１２ｈｒとしたのは、１ｈｒ未満の均熱ではセメンタ
イトの球状化が困難であり、また、１２ｈｒを超えて均
熱すると、セメンタイトの球状化率が劣化するためであ
る。均熱後の冷却速度を１０〜５０℃／ｈｒとしたの
は、１０℃／ｈｒ未満では処理効率が劣化し、５０℃／
ｈｒを超えるとセメンタイトの球状化率が劣化するため
である。冷却到達温度を６５０〜７００℃としたのは、
６５０℃未満では処理効率が劣化し、７００℃を超える
とセメンタイトの球状化率が劣化するためである。
状化焼鈍は、熱延組織のパーライトをオーステナイト中
に固溶させる工程であり、均熱後の徐冷は、未溶解の残
留炭化物を核とする固溶Ｃの析出により球状化炭化物を
生成させる工程である。加熱速度を２０〜１００℃／Ｈ
ｒとしたのは、２０℃／Ｈｒ未満では生産性が悪化し、
また、１００℃／Ｈｒを超えると加熱効率が悪くなって
コイル内の温度不均一を生じ易いからである。均熱温度
をＡｃ１点〜（Ａｃ１点＋３０℃）としたのは、（Ａｃ
１点＋３０℃）を超えると冷却後のセメンタイトの球状
化が困難となり、また、Ａｃ１点未満では、セメンタイ
トの球状化に長時間を要するからである。均熱時間を１
〜１２ｈｒとしたのは、１ｈｒ未満の均熱ではセメンタ
イトの球状化が困難であり、また、１２ｈｒを超えて均
熱すると、セメンタイトの球状化率が劣化するためであ
る。均熱後の冷却速度を１０〜５０℃／ｈｒとしたの
は、１０℃／ｈｒ未満では処理効率が劣化し、５０℃／
ｈｒを超えるとセメンタイトの球状化率が劣化するため
である。冷却到達温度を６５０〜７００℃としたのは、
６５０℃未満では処理効率が劣化し、７００℃を超える
とセメンタイトの球状化率が劣化するためである。
【００２１】本発明における冷間圧延における圧下率を
２０％以上６０％以下としたのは、２０％未満では再結
晶温度を十分に下げることができず、また、６０％を超
えると再結晶粒が微細化して軟質化が阻害されるからで
ある。
２０％以上６０％以下としたのは、２０％未満では再結
晶温度を十分に下げることができず、また、６０％を超
えると再結晶粒が微細化して軟質化が阻害されるからで
ある。
【００２２】本発明における冷間圧延後の連続仕上焼鈍
は、（Ａｃ１点−５０℃）〜Ａｃ１点の温度範囲で、１
０〜１８０ｓｅｃの均熱を行う。連続仕上焼鈍における
均熱温度が（Ａｃ１点−５０℃）未満、あるいは均熱時
間が１０ｓｅｃ未満では、再結晶による軟化が不十分と
なる。また、連続仕上焼鈍における均熱温度がＡｃ１点
を超えた場合は、オーステナイトに変態したマトリック
スへセメンタイトが固溶し、セメンタイトの球状化組織
が得られず、伸びが低下するので、均熱温度を（Ａｃ１
点−５０℃）〜Ａｃ１点とした。また、均熱時間の上限
１８０ｓｅｃは、操業能率を向上させることを目的に設
定した。
は、（Ａｃ１点−５０℃）〜Ａｃ１点の温度範囲で、１
０〜１８０ｓｅｃの均熱を行う。連続仕上焼鈍における
均熱温度が（Ａｃ１点−５０℃）未満、あるいは均熱時
間が１０ｓｅｃ未満では、再結晶による軟化が不十分と
なる。また、連続仕上焼鈍における均熱温度がＡｃ１点
を超えた場合は、オーステナイトに変態したマトリック
スへセメンタイトが固溶し、セメンタイトの球状化組織
が得られず、伸びが低下するので、均熱温度を（Ａｃ１
点−５０℃）〜Ａｃ１点とした。また、均熱時間の上限
１８０ｓｅｃは、操業能率を向上させることを目的に設
定した。
【００２３】
実施例１ 表１に示す鋼Ｎｏ．１〜１３を実験室において真空溶解
後、スラブに鍛造し、１２００℃×１ｈｒ加熱後、仕上
温度８５０℃、巻取温度６００℃の条件で熱間圧延して
板幅２００ｍｍ、板厚３ｍｍの熱延鋼帯とし、この熱延
鋼帯を冷却後酸洗脱スケール処理した。この熱延鋼帯を
表２に示す条件で箱焼鈍してセメンタイトを球状化した
のち、表２に示す条件で冷間圧延して板幅２００ｍｍ、
板厚１．８ｍｍとしたのち連続仕上焼鈍を行った。得ら
れた各冷延鋼帯の板幅中央部からＪＩＳ Ｚ ２２０１
の金属材料引張試験片に規定の５号試験片を圧延方向に
採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の金属材料引張試
験方法に準じて引張強度特性を測定すると共に、箱焼鈍
後の熱延鋼帯および連続仕上焼鈍後の冷延鋼帯から採取
した試験片ならびに連続仕上焼鈍後の冷延鋼帯から採取
した試験片に焼入れ、焼戻し処理を行ったものにつき、
ＪＩＳ Ｚ ２２４５に規定のロックウェル硬さ試験方
法に準じて熱延鋼帯はロックウェル硬さＨＲＢ、冷延鋼
帯はロックウェル硬さＨＲＣを測定した。その結果を表
３に示す。
後、スラブに鍛造し、１２００℃×１ｈｒ加熱後、仕上
温度８５０℃、巻取温度６００℃の条件で熱間圧延して
板幅２００ｍｍ、板厚３ｍｍの熱延鋼帯とし、この熱延
鋼帯を冷却後酸洗脱スケール処理した。この熱延鋼帯を
表２に示す条件で箱焼鈍してセメンタイトを球状化した
のち、表２に示す条件で冷間圧延して板幅２００ｍｍ、
板厚１．８ｍｍとしたのち連続仕上焼鈍を行った。得ら
れた各冷延鋼帯の板幅中央部からＪＩＳ Ｚ ２２０１
の金属材料引張試験片に規定の５号試験片を圧延方向に
採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の金属材料引張試
験方法に準じて引張強度特性を測定すると共に、箱焼鈍
後の熱延鋼帯および連続仕上焼鈍後の冷延鋼帯から採取
した試験片ならびに連続仕上焼鈍後の冷延鋼帯から採取
した試験片に焼入れ、焼戻し処理を行ったものにつき、
ＪＩＳ Ｚ ２２４５に規定のロックウェル硬さ試験方
法に準じて熱延鋼帯はロックウェル硬さＨＲＢ、冷延鋼
帯はロックウェル硬さＨＲＣを測定した。その結果を表
３に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】表２、表３に示すとおり、本発明例の鋼Ｎ
ｏ．１〜３は、Ｃ量が変化しても冷間圧延前の焼鈍後の
硬度と、冷間圧延後の連続仕上焼鈍後の硬度がほぼ同じ
値を示している。また、本発明例の鋼Ｎｏ．４〜７は、
Ｃ：０．５〜０．７％においてＶ量が変化しているが、
Ｖの添加量の増大によって連続仕上焼鈍後の降伏伸びが
減少している。一方、比較例の鋼Ｎｏ．８は、Ｃ量が本
発明範囲の下限を下回っており、Ｓｏｌ．Ａｌ量が本発
明範囲の上限を超えるため、連続仕上焼鈍後に焼入れ焼
戻し後の硬度が低く実用的でない。また、比較例の鋼Ｎ
ｏ．９は、Ｖ量が本発明範囲の下限を下回っているた
め、降伏伸びが５％を超え、曲げ、絞り加工には適して
いない。さらに、比較例の鋼Ｎｏ．１０は、Ｍｎ量が本
発明範囲の上限を超えるため、引張強さが高く、伸びが
低いため、成形性が不十分であると推定される。さらに
また、比較例の鋼Ｎｏ．１１は、Ｓｉ量が、また、比較
例の鋼Ｎｏ．１２は、Ｃ量が本発明範囲の上限を超える
ため、引張強さが高く、伸びが低いため、成形性が不十
分であると推定される。また、比較例の鋼Ｎｏ．１３
は、Ｃ量、Ｖ量が本発明範囲の下限を下回っている場合
の事例を示したもので、降伏伸びが５％を超え、曲げ、
絞り加工には適していない。
ｏ．１〜３は、Ｃ量が変化しても冷間圧延前の焼鈍後の
硬度と、冷間圧延後の連続仕上焼鈍後の硬度がほぼ同じ
値を示している。また、本発明例の鋼Ｎｏ．４〜７は、
Ｃ：０．５〜０．７％においてＶ量が変化しているが、
Ｖの添加量の増大によって連続仕上焼鈍後の降伏伸びが
減少している。一方、比較例の鋼Ｎｏ．８は、Ｃ量が本
発明範囲の下限を下回っており、Ｓｏｌ．Ａｌ量が本発
明範囲の上限を超えるため、連続仕上焼鈍後に焼入れ焼
戻し後の硬度が低く実用的でない。また、比較例の鋼Ｎ
ｏ．９は、Ｖ量が本発明範囲の下限を下回っているた
め、降伏伸びが５％を超え、曲げ、絞り加工には適して
いない。さらに、比較例の鋼Ｎｏ．１０は、Ｍｎ量が本
発明範囲の上限を超えるため、引張強さが高く、伸びが
低いため、成形性が不十分であると推定される。さらに
また、比較例の鋼Ｎｏ．１１は、Ｓｉ量が、また、比較
例の鋼Ｎｏ．１２は、Ｃ量が本発明範囲の上限を超える
ため、引張強さが高く、伸びが低いため、成形性が不十
分であると推定される。また、比較例の鋼Ｎｏ．１３
は、Ｃ量、Ｖ量が本発明範囲の下限を下回っている場合
の事例を示したもので、降伏伸びが５％を超え、曲げ、
絞り加工には適していない。
【００２８】実施例２ 表４に示す鋼Ｎｏ．１４〜２２を実験室において真空溶
解後、スラブに鍛造し、１２００℃×１ｈｒ加熱後、仕
上温度８５０℃、巻取温度６００℃の条件で熱間圧延し
て板幅２００ｍｍ、板厚３ｍｍの熱延鋼帯とし、この熱
延鋼帯を冷却後酸洗脱スケール処理した。この熱延鋼帯
を前記表２に示す条件で箱焼鈍してセメンタイトを球状
化したのち、表２に示す条件で冷間圧延して板幅２００
ｍｍ、板厚１．８ｍｍとしたのち連続仕上焼鈍を行っ
た。得られた各冷延鋼帯の板幅中央部からＪＩＳ Ｚ
２２０１の金属材料引張試験片に規定の５号試験片を圧
延方向に採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の金属材
料引張試験方法に準じて引張強度特性を測定すると共
に、連続仕上焼鈍後の冷延鋼帯から採取した試験片に焼
入れ、焼戻し処理を行ったものにつき、ＪＩＳ Ｚ ２
２４５に規定のロックウェル硬さ試験方法に準じて熱延
鋼帯はロックウェル硬さＨＲＣを測定した。その結果を
表５に示す。
解後、スラブに鍛造し、１２００℃×１ｈｒ加熱後、仕
上温度８５０℃、巻取温度６００℃の条件で熱間圧延し
て板幅２００ｍｍ、板厚３ｍｍの熱延鋼帯とし、この熱
延鋼帯を冷却後酸洗脱スケール処理した。この熱延鋼帯
を前記表２に示す条件で箱焼鈍してセメンタイトを球状
化したのち、表２に示す条件で冷間圧延して板幅２００
ｍｍ、板厚１．８ｍｍとしたのち連続仕上焼鈍を行っ
た。得られた各冷延鋼帯の板幅中央部からＪＩＳ Ｚ
２２０１の金属材料引張試験片に規定の５号試験片を圧
延方向に採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の金属材
料引張試験方法に準じて引張強度特性を測定すると共
に、連続仕上焼鈍後の冷延鋼帯から採取した試験片に焼
入れ、焼戻し処理を行ったものにつき、ＪＩＳ Ｚ ２
２４５に規定のロックウェル硬さ試験方法に準じて熱延
鋼帯はロックウェル硬さＨＲＣを測定した。その結果を
表５に示す。
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】表５に示すとおり、本発明例の鋼Ｎｏ．１
４〜１７は、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｓｏｌ．Ａｌ量、Ｎ量が
本発明範囲内で種々変化しているが、Ｖの添加によって
降伏伸びが５％以内に抑制され、曲げ、絞り加工に適し
たものとなっている。一方、比較例の鋼Ｎｏ．１８は、
Ｍｎ量が本発明範囲の下限を下回っているため、焼入れ
焼戻し後の硬度が低く実用的でない。また、比較例の鋼
Ｎｏ．１９は、Ｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲の下限を下
回っているため、降伏伸びが５％を超えており、曲げ、
絞り加工には適していない。さらに、比較例の鋼Ｎｏ．
２０は、Ｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲の上限を超えてお
り、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ2を超え、成形性が不十
分である。さらにまた、比較例の鋼Ｎｏ．２１は、Ｎ量
が本発明の下限を下回っているため、降伏伸びが５％を
超えており、曲げ、絞り加工には適していない。また、
比較例の鋼Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量、Ｎ量が本発明範囲の
上限を超えており、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ2を大き
く超え、成形性が不十分である。
４〜１７は、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｓｏｌ．Ａｌ量、Ｎ量が
本発明範囲内で種々変化しているが、Ｖの添加によって
降伏伸びが５％以内に抑制され、曲げ、絞り加工に適し
たものとなっている。一方、比較例の鋼Ｎｏ．１８は、
Ｍｎ量が本発明範囲の下限を下回っているため、焼入れ
焼戻し後の硬度が低く実用的でない。また、比較例の鋼
Ｎｏ．１９は、Ｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲の下限を下
回っているため、降伏伸びが５％を超えており、曲げ、
絞り加工には適していない。さらに、比較例の鋼Ｎｏ．
２０は、Ｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲の上限を超えてお
り、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ2を超え、成形性が不十
分である。さらにまた、比較例の鋼Ｎｏ．２１は、Ｎ量
が本発明の下限を下回っているため、降伏伸びが５％を
超えており、曲げ、絞り加工には適していない。また、
比較例の鋼Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量、Ｎ量が本発明範囲の
上限を超えており、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ2を大き
く超え、成形性が不十分である。
【００３２】実施例３ 前記実施例１の表１に示す鋼Ｎｏ．４（Ａｃ１点７２７
℃）を実験室において真空溶解後、スラブに鍛造し、１
２００℃×１ｈｒ加熱後、仕上温度８５０℃、巻取温度
６００℃の条件で熱間圧延して板幅２００ｍｍ、板厚３
ｍｍの熱延鋼帯とし、この熱延鋼帯を冷却後酸洗脱スケ
ール処理した。この熱延鋼帯を表６に示す焼鈍条件ａ〜
ｊで箱焼鈍してセメンタイトを球状化したのち、表６に
示す条件で冷間圧延したのち焼鈍条件ａ〜ｊで連続仕上
焼鈍を行った。得られた各冷延鋼帯の板幅中央部からＪ
ＩＳ Ｚ ２２０１の金属材料引張試験片に規定の５号
試験片を圧延方向に採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規
定の金属材料引張試験方法に準じて引張強度特性を測定
すると共に、連続仕上焼鈍後の各冷延鋼帯から採取した
試験片に焼入れ、焼戻し処理を行ったものにつき、ＪＩ
Ｓ Ｚ ２２４５に規定のロックウェル硬さ試験方法に
準じてロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を測定した。その結
果を表７に示す。なお、球状化焼鈍における６５０℃以
下の冷却速度は、全て５０℃／ｈｒで常温まで冷却し
た。
℃）を実験室において真空溶解後、スラブに鍛造し、１
２００℃×１ｈｒ加熱後、仕上温度８５０℃、巻取温度
６００℃の条件で熱間圧延して板幅２００ｍｍ、板厚３
ｍｍの熱延鋼帯とし、この熱延鋼帯を冷却後酸洗脱スケ
ール処理した。この熱延鋼帯を表６に示す焼鈍条件ａ〜
ｊで箱焼鈍してセメンタイトを球状化したのち、表６に
示す条件で冷間圧延したのち焼鈍条件ａ〜ｊで連続仕上
焼鈍を行った。得られた各冷延鋼帯の板幅中央部からＪ
ＩＳ Ｚ ２２０１の金属材料引張試験片に規定の５号
試験片を圧延方向に採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規
定の金属材料引張試験方法に準じて引張強度特性を測定
すると共に、連続仕上焼鈍後の各冷延鋼帯から採取した
試験片に焼入れ、焼戻し処理を行ったものにつき、ＪＩ
Ｓ Ｚ ２２４５に規定のロックウェル硬さ試験方法に
準じてロックウェル硬さ（ＨＲＣ）を測定した。その結
果を表７に示す。なお、球状化焼鈍における６５０℃以
下の冷却速度は、全て５０℃／ｈｒで常温まで冷却し
た。
【００３３】
【表６】
【００３４】
【表７】
【００３５】表６、７に示すとおり、本発明例の焼鈍条
件ａ〜ｅは、いずれも本発明範囲内であり、連続仕上焼
鈍後の降伏伸びはいずれも５％以内に低減されている。
これに対し比較例の焼鈍条件ｆは、球状化焼鈍における
加熱速度、均熱温度が本発明範囲の上限を超えているた
め、連続仕上焼鈍後の引張強さが高く、成形性が不十分
であると推定される。また、比較例の焼鈍条件ｇ、ｈ
は、連続仕上焼鈍における均熱温度が本発明範囲の下限
以下または上限をこえるため、連続仕上焼鈍後の引張強
さが高く、伸びが小さい。さらに、比較例の焼鈍条件ｉ
は、連続仕上焼鈍における均熱時間が本発明範囲の下限
より短く、連続仕上焼鈍後の伸びが小さい。さらにま
た、比較例の焼鈍条件ｊは、連続仕上焼鈍における均熱
時間が本発明範囲の上限を超えており、連続仕上焼鈍後
の降伏伸びが大きくなっている。
件ａ〜ｅは、いずれも本発明範囲内であり、連続仕上焼
鈍後の降伏伸びはいずれも５％以内に低減されている。
これに対し比較例の焼鈍条件ｆは、球状化焼鈍における
加熱速度、均熱温度が本発明範囲の上限を超えているた
め、連続仕上焼鈍後の引張強さが高く、成形性が不十分
であると推定される。また、比較例の焼鈍条件ｇ、ｈ
は、連続仕上焼鈍における均熱温度が本発明範囲の下限
以下または上限をこえるため、連続仕上焼鈍後の引張強
さが高く、伸びが小さい。さらに、比較例の焼鈍条件ｉ
は、連続仕上焼鈍における均熱時間が本発明範囲の下限
より短く、連続仕上焼鈍後の伸びが小さい。さらにま
た、比較例の焼鈍条件ｊは、連続仕上焼鈍における均熱
時間が本発明範囲の上限を超えており、連続仕上焼鈍後
の降伏伸びが大きくなっている。
【００３６】
【発明の効果】本発明の方法により製造した高炭素冷延
鋼帯は、処理速度および温度の均一性に優れた薄鋼板の
連続焼鈍法を活用することによって、高品質で加工性や
焼入れ性に優れ、座金、クラッチ部品、チェーン部品、
バネ、刃物、事務機等の用途に適している。
鋼帯は、処理速度および温度の均一性に優れた薄鋼板の
連続焼鈍法を活用することによって、高品質で加工性や
焼入れ性に優れ、座金、クラッチ部品、チェーン部品、
バネ、刃物、事務機等の用途に適している。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/12 Ｃ２２Ｃ 38/12
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：０．３０〜１．００％、Ｓｉ：０．
０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．０５０
％以下を含み、さらにＶ：０．０３〜０．１０％を含有
し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる
高炭素鋼片を、通常の熱間圧延、酸洗脱スケール後、２
０〜１００℃／ｈｒの加熱速度でＡｃ１点〜（Ａｃ１点
＋３０℃）の温度に加熱し、この温度で１〜１２ｈｒ均
熱後、１０〜５０℃／ｈｒの冷却速度で６５０〜７００
℃まで冷却したのち、室温まで５０℃／ｈｒ以上の冷却
速度で炉冷し、引続き２０〜６０％の圧下率で冷間圧延
した後、連続焼鈍により（Ａｃ１点−５０℃）〜Ａｃ１
点の温度範囲で１０〜１８０ｓｅｃの均熱を行って仕上
焼鈍することを特徴とする高炭素冷延鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26351696A JPH1088237A (ja) | 1996-09-11 | 1996-09-11 | 高炭素冷延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26351696A JPH1088237A (ja) | 1996-09-11 | 1996-09-11 | 高炭素冷延鋼帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1088237A true JPH1088237A (ja) | 1998-04-07 |
Family
ID=17390630
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26351696A Pending JPH1088237A (ja) | 1996-09-11 | 1996-09-11 | 高炭素冷延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1088237A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007119883A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-17 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 |
| JP2012518723A (ja) * | 2009-02-26 | 2012-08-16 | ツェー デー ヴェルツホルツ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 特にバネ部材用の、圧延により集合組織形成された帯鋼としてのマイクロ合金化された炭素鋼 |
| JP2019173170A (ja) * | 2018-03-26 | 2019-10-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 高炭素鋼板の製造方法 |
| CN111172455A (zh) * | 2019-12-31 | 2020-05-19 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 一种碳素钢45Mn热轧酸洗板及其生产方法 |
| CN114055082A (zh) * | 2021-11-15 | 2022-02-18 | 江苏九天光电科技有限公司 | 一种钩针用优特钢精密钢带的生产方法 |
-
1996
- 1996-09-11 JP JP26351696A patent/JPH1088237A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007119883A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-17 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 |
| JP4696853B2 (ja) * | 2005-10-31 | 2011-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 |
| JP2012518723A (ja) * | 2009-02-26 | 2012-08-16 | ツェー デー ヴェルツホルツ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 特にバネ部材用の、圧延により集合組織形成された帯鋼としてのマイクロ合金化された炭素鋼 |
| US9290832B2 (en) | 2009-02-26 | 2016-03-22 | C.D. Waelzholz Gmbh | Micro-alloyed carbon steel as a texture-rolled strip steel, in particular for spring elements |
| JP2019173170A (ja) * | 2018-03-26 | 2019-10-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 高炭素鋼板の製造方法 |
| CN111172455A (zh) * | 2019-12-31 | 2020-05-19 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 一种碳素钢45Mn热轧酸洗板及其生产方法 |
| CN111172455B (zh) * | 2019-12-31 | 2021-07-20 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 一种碳素钢45Mn热轧酸洗板及其生产方法 |
| CN114055082A (zh) * | 2021-11-15 | 2022-02-18 | 江苏九天光电科技有限公司 | 一种钩针用优特钢精密钢带的生产方法 |
| CN114055082B (zh) * | 2021-11-15 | 2024-02-06 | 江苏九天光电科技有限公司 | 一种钩针用优特钢精密钢带的生产方法 |
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