JPWO2013077298A1 - 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品 - Google Patents

疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品 Download PDF

Info

Publication number
JPWO2013077298A1
JPWO2013077298A1 JP2013545918A JP2013545918A JPWO2013077298A1 JP WO2013077298 A1 JPWO2013077298 A1 JP WO2013077298A1 JP 2013545918 A JP2013545918 A JP 2013545918A JP 2013545918 A JP2013545918 A JP 2013545918A JP WO2013077298 A1 JPWO2013077298 A1 JP WO2013077298A1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
nitriding
dislocation density
rolling
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.)
Granted
Application number
JP2013545918A
Other languages
English (en)
Other versions
JP5664797B2 (ja
Inventor
栄作 桜田
栄作 桜田
俊二 樋渡
俊二 樋渡
邦夫 林
邦夫 林
鈴木　眞一
眞一 鈴木
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 and Sumitomo Metal 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 and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to JP2013545918A priority Critical patent/JP5664797B2/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5664797B2 publication Critical patent/JP5664797B2/ja
Publication of JPWO2013077298A1 publication Critical patent/JPWO2013077298A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/02—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for lubricating, cooling, or cleaning
    • B21B45/0269—Cleaning
    • 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
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0236—Cold 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
    • C23C4/10—Oxides, borides, carbides, nitrides or silicides; Mixtures thereof
    • C23C4/11—Oxides
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/12—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the method of spraying
    • C23C4/134—Plasma spraying
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/28—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases more than one element being applied in one step
    • C23C8/30—Carbo-nitriding
    • C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/36—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases using ionised gases, e.g. ionitriding
    • C23C8/38—Treatment of ferrous surfaces
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/40—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions
    • C23C8/52—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions more than one element being applied in one step
    • C23C8/54—Carbo-nitriding

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

特に適量のＣｒ、Ｖ、Ｂを含有する鋼であって、表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下である疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板あるいは窒化用冷延鋼板で、その製法は前記の成分を有する熱延鋼板あるいは冷延鋼板を酸洗後、圧下率にて０．５〜５．０％であり、圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔが８０００以上の条件でスキンパス圧延を施すことを特徴とし、さらにはそれら熱延鋼板もしくは冷延鋼板を成形し窒化処理した自動車部品とする。

Description

本発明は加工性を確保し、かつガス窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理によって硬質の窒化層が得られる疲労強度に優れる窒化用鋼板及びそれらの製造方法であり、表面に硬質の窒化層を有する疲労特性に優れた自動車部品に関するものである。
本願は、２０１１年１１月２１日に日本に出願された特願２０１１−２５３６７７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車や各機械部品には、表面硬化処理を施した部品が数多く使用されている。表面硬化処理は耐摩耗性や疲労強度改善を目的として施されるものであり、代表的な表面硬化処理方法として、浸炭、窒化、高周波焼入れ等が挙げられる。ガス窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理は、他の方法と異なりオーステナイトへの変態点以下で処理されるため、数時間の処理時間を要するものの、熱処理歪みを小さくすることができるという利点を有する。
したがって、窒化は動車部材においてはクランクシャフト、トランスミッションギアといった精密加工を施した部品、あるいはプレスにより成形されるダンパディスク、ダンパプレートの硬化処理後の製品形状精度を要する部材に適した表面硬化処理である。窒化処理のうち、ガス軟窒化、塩浴軟窒化などがあげられるが、アンモニア雰囲気で行われるガス窒化は、高い表面硬度が得られるが、窒素の拡散が遅く、一般的に２０時間以上の処理時間が必要である。一方、ガス軟窒化、塩浴軟窒化など、窒素と共に炭素を含む浴又は雰囲気にて処理される軟窒化処理は、窒素の拡散速度を増すことができる。その結果、軟窒化処理では数時間で表面硬化層深さを高めた部品を得ることができる。このような窒化処理により表面硬化深さの高い表面硬化層が形成され、部品の表面の疲労亀裂発生を抑制し、疲労耐久性の改善が可能となる。
表面硬化層深さおよび表面硬度を高めるためには窒化物形成合金を含有した鋼が提案されており、例えば特許文献１にて開示されている。また、熱延鋼板あるいは冷延鋼板によりプレス成形された部品においては窒化処理前のプレス成形時の加工性と窒化処理後の部品表面硬度特性を向上させたガス軟窒化処理鋼板が提案されており、例えば、特許文献２、３に開示されている。前記した公知文献ではいずれもガス軟窒化処理による表面硬度の向上には窒化物形成元素であるＡｌ、Ｃｒ、Ｖ等の元素が有効であり、ガス軟窒化用鋼板の合金元素として含有されている。
特開２００７−１６２１３８号 特開２００５−２６４２０５号 特開平９−２５５４４号
例えば熱延鋼板あるいは冷延鋼板をプレスにより成形されたガス軟窒化部品である場合、ガス軟窒化処理前の加工性と処理後の疲労特性を両立させる鋼板の合金成分設計が必要となる。
ガス軟窒化処理後の疲労特性はＡｌ、Ｃｒ、Ｖの窒化物により、表面硬度と深さを高める必要がある。特にＶはＮの拡散を助長させることで硬化層深さを高め、ＣｒおよびＡｌは表面硬度を高めるために有効であるが、ＡｌおよびＶはオーステナイト粒界に微細な窒化物が線状析出し、バーリング成形性や伸びフランジ性を著しく低下させる。さらにＶは熱間仕上げ圧延工程後の冷却行程および熱間圧延板の巻取り工程においてＶＣの析出による高強度化が促進され加工性が低下する。このようなＶＣ析出強化を避けるためには熱間圧延後の冷却停止温度を５００℃以下とすることが有効であるが、下部ベイナイトあるいはマルテンサイト変態が促進し、延性は著しく低下する。したがって、極力Ｖ量を低減させることでガス軟窒化用鋼板強度上昇を抑制する必要があるが、Ｖを低めた場合にガス軟窒化処理後の表面硬度深さを高めることが困難となる問題がある。
本発明は、ガス軟窒化処理前の優れた加工性と処理後の疲労強度改善のために表面硬化層を深くすることが可能な疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板およびそれらの製造方法であり、表層の窒化層の硬さを高めた疲労強度に優れた自動車部品の提供を可能とする。
本発明者らはガス軟窒化、塩浴軟窒化などの窒化処理によって、自動車部品の成形性を損なうことなく、表面硬化深さが得られる鋼板合金組成と製造方法、さらに部品の硬さを検討した。
その結果、適量のＣｒ、Ｖを含有する鋼がＢを適量含有し、さらに製造工程でスキンパス圧下率範囲を規定し、かつ、そのスキンパス圧下の圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される荷重であって圧延出側における単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比であるＦ／Ｔを所定の範囲とすることで鋼板の板厚方向の転位密度を規定して窒化後の硬度深さを深めることで、強度を適度に抑制しつつ、転位導入による延性の低下を抑制し、かつ、せん断加工端面の破断面の粗度を低減させ、窒化後に十分な表面硬度深さを確保できることが判明し、本発明に至った。
即ち、本発明は、
（１）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下であることを特徴とする疲労強度に優れる窒化用鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｍｏ０．００１％以上、０．２０％以下、Ｎｂが０．００１％以上、０．０５０％以下の１種または両方を含有することを特徴とする（１）に記載の疲労強度に優れる窒化用鋼板。
（３）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を熱間圧延し、酸洗を施した後、圧下率にて０．５〜５．０％であり、かつ圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔが８０００以上の条件でスキンパス圧延を施すことを特徴とした疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板の製造方法。
（４）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を熱間圧延し、酸洗、冷間圧延、焼鈍を施した後、圧下率にて０．５〜５．０％であり、かつ圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔ（ｍｍ）が８０００以上の条件でスキンパス圧延を施すことを特徴とした疲労強度に優れた窒化用冷延鋼板の製造方法。
（５）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下である鋼板を成形した後に窒化処理した疲労強度に優れた自動車部品。
本発明によれば、窒化処理前には優れたプレス成形性を有し、窒化処理によって、深い表面硬化層が得られる鋼板、更に、深い表面硬化層を有する自動車部品を提供することが可能になる。その結果、熱処理歪みが小さく、高疲労強度の窒化処理部品が得られるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
スキンパス圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比であるＦ／Ｔと、鋼板表面と表面から５０μｍの転位密度比の関係を表すグラフである。 前記Ｆ／Ｔと鋼板板厚１／４の位置の転位密度の関係を表すグラフである。 表面から５０μｍの位置と板厚１／４の転位密度比と表面硬化深さの関係を表すグラフである。 表面硬化深さと鋼板表面の１０５回時間強度の関係を表すグラフである。 窒化後の鋼板表面の１０５回時間強度を評価するための平面曲げ疲労試験片形状である。 窒化後のせん断加工端面の１０５回時間強度を評価するための平面曲げ疲労試験片形状である。
本発明において、窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板とは、窒化処理部品の素材として用いられる鋼板である。なお、当該鋼板は、後述の製法にて製造される。自動車部品は、本発明の窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板を素材とし、成形後に窒化処理を施された自動車部品である。本発明の窒化用熱延鋼板または窒化用冷延鋼板を冷間にてプレス成形し、必要に応じて切削加工あるいはせん断、打抜き加工などを行って最終製品形状とし、その後窒化処理を行うことにより疲労強度に優れた自動車部品となる。
本発明において、「窒化処理」とは、鉄鋼の表層に窒素を拡散させ、表層を硬化する処理を意味し、このうち、鉄鋼の表層に窒素と炭素を拡散させ、表層を硬化する処理を「軟窒化処理」という。代表的には、ガス窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化等が挙げられ、このうちガス軟窒化、塩浴軟窒化は軟窒化処理である。また、製品が窒化処理部品であることは、窒化処理によって鋼板表面が窒化処理前に比べ硬化していることと、鋼板表層の窒素濃度が上昇していることとして確認することができる。
まず、本発明において、鋼材の化学成分を限定した理由について説明する。化学成分限定に関しては、本発明の窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板とそれらを用いた自動車部品のいずれにも適用される。
Ｃは他の炭化物形成元素の炭化物を析出することで強度の向上に有効な元素であり、さらに窒化処理中に合金炭化物を析出させ、窒化処理後の表面硬度を高める析出強化にも寄与する元素である。Ｃが０．０７％を超えるとセメンタイトの析出密度が高まることでバーリング成形性を損なう。また、０．０００２％未満では粒界強度が低下することで、二次加工脆性が低下する上に製鋼での脱炭コストが大きくなり過ぎるため好ましくない。したがって、Ｃの含有量は、０．０００２％以上、０．０７％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であるが、窒化処理において表面硬さの向上に寄与せず、表面硬化深さを浅くする。そのため、Ｓｉの含有量を０．５０％以下に制限することが好ましい。一方、Ｓｉを著しく低減するには製造時にコスト高になるため、Ｓｉの含有量は０．００１％以上が好ましい。したがって、Ｓｉの含有量は０．００１以上、０．５０％以下とする。さらに深い表面硬化深さを得るために、より好ましいＳｉの含有量の上限は０．１％以下である。
ＭｎはＡｃ１以下の温度域においてパーライト変態を遅延させるために有用な元素である。Ｍｎが０．１０％未満ではその効果が得られない。また、Ｍｎが１．３３％を超えると、ＭｎＳバンド組織が顕著に形成することで、せん断加工端面の粗さが増すことにより、せん断端面疲労特性の極端な低下を示す。したがって、Ｍｎの含有量は０．１０％以上、１．３３％以下とする。
Ｐは０．０２％を超えると粒界偏析による靭性の顕著な低下を示す。０．００３％未満では製鋼脱リンコストに見合った効果が得られない。したがって、Ｐの含有量は０．００３％以上、０．０２％以下とした。
Ｓは０．０２％を超えると赤熱脆性を示す他、ＭｎＳ介在物密度が高まることで成形性を低下させる。０．００１％未満では製鋼脱硫コストに見合った効果が得られない。したがって、Ｓの含有量は０．００１％以上、０．０２％以下とした。
Ｃｒは、窒化処理時に浸入するＮ及び鋼中のＣと炭窒化物を形成することで表面硬度を向上させる極めて有効な元素である。Ｃｒ量が０．８％以下では十分な表面硬度を得ることができない。一方、Ｃｒ量が１．２０％を超えると効果が飽和する。したがって、Ｃｒの含有量は、０．８％超、１．２０％以下とする。
Ａｌは、窒化時に浸入するＮと窒化物を形成し、表面硬度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有すると有効硬化深さが浅くなることがある。Ａｌが０．１０％未満であると十分な表面硬さを発現しない。０．５０％を超えて含有するとＮとの親和力が高く、窒素の深さ方向への拡散を抑制することで表面硬化深さを低下させる。したがって、Ａｌの含有量は、０．１０％以上、０．５０％以下とする。なお、Ａｌを０．３％以上含有することで表面硬度が顕著に増加するため、Ａｌの含有量は０．３０％以上が好ましい。
Ｖは、熱延工程で炭窒化物を生成することで鋼の強度に寄与する元素である。また、本発明では、Ｍｏ、Ｎｂと同様、ＣｒやＡｌと複合炭窒化物を形成し、窒化層の硬化に極めて有効である。Ｖは、０．０５％以上含有すると、表面硬さ及び表面硬化深さが顕著に向上する。一方、Ｖの含有量が０．１０％超では、焼入れ性向上による組織強化と析出強化による鋼板強度の著しい増加を示し、伸びの低下による成形性の劣化を示す。また、Ｖの過度な含有は熱延工程での窒化物形成による、靭性やせん断端面疲労特性の顕著な低下を示す。したがって、Ｖの含有量は０．０５％以上、０．１０％以下とする。含有量のより好ましい範囲は、０．０７％以上である。
Ｔｉの範囲はＡｌとのバランスでその範囲が決定される。前記したようにＡｌは窒化処理後に窒化物形成することで、表面硬度を上げる極めて有効な元素である。一方、Ａｌはγ域での結晶粒界に点状配列し析出する。そのため、Ａｌ窒化物が窒化処理前に析出するとせん断加工時の端面粗度を高め、せん断端面疲労特性を低下させる。Ｔｉは窒素との親和力がＡｌよりも高く、Ａｌよりも優先的にＴｉの窒化物が形成する。そのため、Ｔｉを含有することで前記したＡｌの窒化物によるせん断端面疲労特性の低下を抑制できる。しかしながら、Ｔｉが０．００５％未満ではＴｉの窒化物形成によるＡｌ窒化物形成抑制効果が発現しない。一方、Ｔｉが０．１０％を超えると鋳造スラブの靭性低下により、空冷でのスラブ割れを生ずる。したがって、Ｔｉの含有量は０．００５％以上、０．１０％以下とする。前記せん断端面の粗度とはせん断加工時の端面の表面粗さのことであり、平均粗さのことをさし、この粗度が高くなることで疲労変形中のせん断端面に過度の応力集中を生じ、疲労特性が低下する傾向にある。なお、前記粗度はせん断加工破断面の板厚方向の測定値を用いる。
Ｂは結晶粒界に固溶することで、粒界脆化元素であるＰの粒界偏析を抑制し、２次加工脆性を向上させる。また、せん断加工時の端面の粗度を低下させ、せん断端面疲労特性を向上させる。Ｂの含有量が０．０００１％未満ではその効果が発現しない。また、０．００１５％を超えて含有すると、フェライト変態を遅延させるため、鋼板の伸びを低下させる。したがって、Ｂの含有量は０．０００１％以上、０．００１５％以下とした。
ＭｏおよびＮｂはＣｒやＡｌと複合炭窒化物を形成し、窒化層の硬化に極めて有効である。ＭｏおよびＮｂの含有量が０．００１％未満では、その効果を発現しない。Ｍｏ含有量が０．２０％を超えるとＭｏの炭窒化物形成による表面硬度の向上効果が低下し、かつ、延性が低下する。そのため、Ｍｏの含有量は０．００１％〜０．２０％とした。
また、Ｎｂは０．０５０％を超えて含有されると、鋼板の熱延中のγ再結晶を遅延させるため、極めて高い異方性を生ずることでバーリング成形性が低下する。そのため、Ｎｂの含有量は０．００１％以上、０．０５％以下とした。
次に、本発明の特徴とする鋼板の転位密度について説明する。
転位は鋼中の拡散を助長する。窒化処理中においては窒素の拡散を助長し、表面硬化深さを深くする。鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上の場合、その効果を発現することを本発明ではじめて見出した。一方、表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度が１０．０倍を超えると転位強化による延性の顕著な低下を示す。なお、鋼板の板厚は１．６〜５．０ｍｍであり、特に板厚が２．３ｍｍ以上の場合に顕著な効果があることを発明者らは見出した。
この転位密度の測定は、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法に代表されるＸ線回折による半価幅から求めることが好ましい。ＴＥＭでの直接観察での測定では測定範囲が限定され、かつ、観察試料作製においてひずみが導入されることで、測定精度の低下が懸念されるためである。なお、Ｘ線回折による半価幅から求める方法は、例えば、「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価法」（中島ら ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６）に記載されている。
測定用サンプルのサイズは１０ｍｍ角以上のサイズとすることが好ましい。測定用のサンプル表面は電解研磨にて５０μｍ以上減厚する事が好ましい。したがって、所定の板厚の位置を測定したい場合、電解研磨による減厚量を考慮し、機械研削する必要がある。なお、機械研削ままの表面では、加工ひずみにより正確な転位密度が求められない。また、Ｘ線の半価幅には（１１０）、（１１２）および（２２０）の回折ピークを用いることが好ましい。例えば、（２００）、（３１１）の回折ピークを含めた場合、半価幅を過度に高く見積もり正確な測定が困難となる。
次に、本発明の鋼板の望ましいミクロ組織について説明する。
本発明ではフェライトおよびベイナイトの合計の面積率が９０％以上で構成される金属組織であることが好ましい。その他の金属組織の合計の面積率が１０％を超えた場合、延性とバーリング成形性の両立が困難となる。ここで、その他の金属組織はオーステナイト、マルテンサイト、パーライトを示す。
鋼の金属組織の同定はナイタール腐食による光学顕微鏡およびＸ線あるいはディフラクションパターンによる結晶構造から行うことが可能である。また、ナイタール以外の腐食液を用いた判別でもよい。ナイタール腐食による場合は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡５視野を５００倍で観察して写真を撮影し、目視にて部分を決定し、それを画像解析して求めた。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板が熱延鋼板である場合の熱間圧延から酸洗までの製造方法について説明する。前述の鋼成分の鋼片であるスラブを加熱炉にて圧延前加熱温度を１２００℃以上にすることが好ましい。これは含有される析出元素を十分に溶体化させるためであり、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒界が粗大化するため、加熱温度は１３００℃以下が好ましい。熱間圧延温度は９００℃以上が好ましい。９００℃未満では変形抵抗が大きくなる他、圧延集合組織の形成による異方性により成形性が低下する。さらに、マルテンサイトの分率の低下を防止するためには熱間圧延後、巻取り温度は４５０℃以上が好ましい。巻取り温度が６００℃以上であれば、Ｔｉ、Ｖの炭化物析出が促進されるため、巻取り温度は５５０℃〜６００℃の間がより好ましい。冷却速度は、冷却中にフェライト変態、ベイナイト変態を生じる範囲であればよく、上限値を１０℃／ｓ以下にすることが好ましい。フェライト変態、ベイナイト変態を生じない冷却速度にて冷却を停止した場合、例えば、コイル状に巻取りを行った後に変態が促進し、鋼板コイルが変形するためである。なお、巻取り温度に至るまでに中間空冷を行ってもよい。熱間圧延終了後は常法により酸洗を行い、鋼板表面のスケールを除去する。
本発明の鋼板が冷延鋼板である場合の、熱間圧延から酸洗までの製造方法について説明する。前記熱延鋼板を酸洗後、所定の板厚まで冷間圧延を施した後、最高加熱温度をＡｒ３点より−５０℃以上に加熱し、前記した最高加熱温度から５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍処理を施すことが好ましい。
次にスキンパス圧延について説明する。前記の酸洗済みの熱延鋼板あるいは冷延鋼板を、圧下率にて０．５％以上５％以下であり、かつ圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔが８０００以上条件でスキンパス圧延を施すことを特徴としている。
前記したスキンパス圧延の目的は、可動転位を導入することで降伏伸びを抑制させることであるが、ただ単に圧下率を所定の値とするだけでなく、前記したＦ／Ｔが８０００以上の条件にすれば、鋼板表面の転位密度を増加でき、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下である熱延鋼板あるいは冷延鋼板の製造が可能であることを見出した。以下、（鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度）／（板厚方向の１／４の位置の転位密度）を「転位密度比」とする。
図１には表１に示す成分の熱延鋼板および冷延鋼板に関して、スキンパス条件Ｆ／Ｔと転位密度比の関係を調査した結果を示した。スキンパス条件Ｆ／Ｔが８０００未満の場合、転位密度比は２．０未満であった。また、Ｆ／Ｔが８０００以上１４０００以下では転位密度比は２．０以上１０．０以下であった。Ｆ／Ｔが１４０００超では転位密度比が１０．０を超えるものが現れる。図２には板厚１／４の位置の転位密度に及ぼすＦ／Ｔの影響を示した。Ｆ／Ｔが１４０００を超えると板厚１／４の位置の転位密度が増加していた。
Ｆ／Ｔが８０００未満では鋼板長手方向の張力が強く、単軸引張応力により、鋼板板厚方向断面の全面に転位が導入されるため、本発明の鋼板の製造方法として望ましくない。なお、鋼板表面のみの転位の導入させる条件として、Ｆ／Ｔが１４０００以下であることが好ましい。尚、圧下率については、５％を超えると転位が板厚方向中心まで導入することで延性が低下する。一方、圧下率が０．５％未満では降伏伸びが抑制できないばかりか、前記Ｆ／Ｔが安定的に８０００以上を確保することが困難となることを見出した。したがって、圧下率の範囲は０．５〜５％とした。尚、５％を超える圧下が加えられた場合、転位を回復ための焼鈍工程を施し、その後、圧下率にて０．５％以上５％以下の冷間圧延を施せばよい。この場合、焼鈍温度は２００℃以下では転位が回復しないため、２００℃以上が好ましい。
スキンパス圧下率およびＦ／Ｔを満足し、転位密度比を満足した鋼板を窒化処理した場合、表面に転位が導入されたことにより、窒化処理中の窒素の拡散を助長させ、窒化後の表面硬化深さが深くなる。この深い表面硬化深さをもつ窒化処理鋼板では、き裂発生寿命の向上と、疲労微視き裂の伝播抵抗に優れ、疲労強度ばかりでなく、所定の繰返し数で破断する応力、すなわち時間強度の向上をもたらす。
図３に本発明の転位密度比と表面硬化深さの関係を示す。転位密度比が２．０以下では、表面硬化深さが顕著に低下する。一方、本発明範囲では安定的に深い表面硬化深さが発現しており、実施の範囲内においては４２５μｍ以上の深さであった。また、転位密度比が２．０以下の場合に対して、平均的に約５０μｍ程度深かった。この結果から、表面硬化深さは４２５μｍ以上であることが好ましい。尚、表面硬化深さは、ＪＩＳ−Ｇ−０５５７を参考に、表面からＨＶが増加し始める位置までの距離とした。
疲労特性の評価のひとつとして、図４に窒化後の表面硬化深さと鋼板表面の１０５回時間強度の関係を示す。なお、比較鋼は転位密度比が本発明の範囲内のものと範囲外のものに分けてプロットした。鋼板表面の１０５回時間強度と表面硬化深さの関係は正の相関関係をもっており、特に表面硬化深さが４２５μｍ以上では、表面硬化深さに対して鋼板表面の１０５回時間強度が顕著に増加している。本発明により表面硬化深さが４２５μｍ以上となる場合は、表面硬化深さによる鋼板表面の１０５回時間強度が大きく向上していることがわかる。さらに、本発明の鋼板においては、適正な成分選択と範囲とすることで、いずれも鋼板表面の１０５回時間強度が４００ＭＰａ以上となる。尚、疲労試験にはシェンク式疲労試験を採用し、１０５回にて破断する応力、すなわち１０５回時間強度を調査した。疲労試験の周波数は２５Ｈｚ一定として、変位制御の試験条件で疲労試験を行った。合否は、表面硬化深さが４２５μｍ以上となる場合は鋼板表面の１０５回時間強度が顕著に増加し、４００σ／ＭＰａ以上となるので、これを閾値とした。
次に本発明の熱延鋼板あるいは冷延鋼板を窒化処理した自動車部品の特徴について説明する。本発明の熱延鋼板あるいは冷延鋼板は前記した通り、転位導入により成形性を損なうことはなく、目的の自動車部品形状へ成形することが可能である。ここで成形とはせん断加工を施した後のプレス成形あるいは曲げ成形のことである。また、自動車部品とは鋼板から成形される駆動系部品あるいは構造部品である。成形後に窒化処理を施すことで、表面に深い表面硬化深さの窒化層を形成することで優れた疲労特性を発現する。また、せん断加工時の端面粗度を低減させているためせん断端面疲労特性も優れる。窒化処理として、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化を挙げることができる。ガス窒化を行う場合は、例えば、５４０℃のアンモニア雰囲気で、２０時間以上保持する。特に、窒化処理として、例えば、５７０℃のＮ2＋ＮＨ3＋ＣＯ2混合ガスによる一般的なガス軟窒化処理であれば、５時間程度以上の処理時間で前述の窒化層を得ることができる。
以下に本発明の実施例を示す。
Figure 2013077298
Figure 2013077298
Figure 2013077298
表１に示す化学成分を有する２８種の鋼を溶製した。なお、鋼種１〜１２が本発明の成分範囲であり、鋼種１３〜２８は本発明の成分からはずれた比較成分である。また、Ｃについては０．０００２％未満の成分を溶製するため、極めて高いコストを要するため、実施から除外した。これらの鋼の一部を熱間圧延して２５ｍｍの粗圧延材試作した。粗圧延材は１２００〜１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度９５０℃にて仕上げ圧延を行った後、冷却帯の平均冷却速度５℃／ｓで冷却し、巻取り温度５５０℃にて鋼板をコイル状に巻取ることで板厚さ２．３ｍｍの鋼板を製造し、７％塩酸水溶液にて表面のスケールを除去し、表２のスキンパス条件で圧延して窒化用熱延鋼板とした。
また、スキンパス圧延前の熱延鋼板を、冷延率６０％で冷間圧延を施し、加熱速度１０（℃／ｓeｃ）で最高加熱温度保持時間３０（ｓeｃ）で保定し、５５０℃まで冷却停止する焼鈍処理を施し、表２のスキンパス条件で圧延し窒化用冷延鋼板を製造した。表２中の試験番号１〜１２は鋼板成分、製造条件共に範囲内であり、試験番号１３〜２８は鋼板成分の何れかが範囲外、試験番号２９〜３３はスキンパス圧延条件が範囲外である。
全試験番号の鋼板についてＸ線回折の半価幅を測定し、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法にて転位密度を測定した。なお、Ｘ線の半価幅には（１１０）、（１１２）および（２２０）の回折ピークを用いた。なお、表面から５０μｍの位置および板厚１／４の位置の転位密度を測定するために、各鋼種から２５ｍｍ長さ×１５ｍｍ幅のサイズのサンプルを切り出し、電解研磨により所定の測定位置まで減厚した。
測定結果は表２に示した通りであり、本発明の製造範囲となる試験番号１〜２８では、表面から５０μｍの位置と板厚１／４の位置の転位密度比が２．０以上、１０．０以下であった。スキンパス圧下率が０．５％を下回る試験番号２９においては、Ｆ／Ｔが８０００以下のため転位密度比が２．０を下回った。また試験番号３０は、スキンパス圧下率が５％以上であり張力を著しく高めた結果、表面から５０μｍの位置ばかりでなく、板厚１／４の位置の転位密度が著しく増加し、転位密度比は２．０を下回った。また試験番号３１においては、よりスキンパス圧延時の線荷重を高めた結果、転位密度比は１０．０を超えた。なお、試験番号２と比較し、板厚１／４の位置の転位密度も顕著に高まっていた。
次に、全鋼種について以下の条件でガス窒化処理を実施した。ガス窒化処理の条件は、雰囲気を体積分率でＮＨ3：Ｎ2：ＣＯ2＝５０：４５：５の混合ガス、温度を５７０℃、保持時間を５時間とした。 窒化処理前の引張強さＴＳ、延性Ｅｌについては、ＪＩＳ-Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ-Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って評価した。また、窒化前のバーリング成形性λはＪＩＳ-Ｚ２２５６に記載の試験方法に従って評価した。窒化前のせん断端面の粗度は、１０ｍｍφの円柱ポンチとクリアランス１５％のダイスを用いて、打抜きせん断加工を施した後、接触式粗度測定器を用いて測定した。なお、せん断端面の粗度は、破断面板厚方向に測定し、平均粗さを採用した。全試験番号の鋼板について、窒化後の鋼板表面疲労特性を調査するため図５に示した平面試験片へと加工し、また、せん断端面の疲労特性を調査するため、前記打抜き条件にて図６に示した試験片へと加工し、前記窒化処理条件で窒化処理を施した窒化疲労試験片を作成し、前述の疲労試験を行った。窒化処理後の硬さは、ＪＩＳ−Ｚ−２２４４に従って測定した。測定箇所は、その試験片のＬ断面が現れるように切断、研磨し、直径の１／４から表面まで１０μｍ間隔にて、ＨＶ０．３（２．９Ｎ）を測定した。
窒化処理前の材質特性を表３に示す。
Ｓｉ含有量が異なる、試験番号２、１８および２４の比較では、Ｓｉ含有量が０．５％を超えた試験番号１８では表面硬化深さが顕著に低下した。また、Ｓｉ含有量が０．００１％未満である試験番号２４では試験２に対して、表面硬化深さがわずかに増加したものの、顕著な効果ではなかった。Ｍｎ含有量が異なる試験番号２、２０および２１の比較では１．３３％を超えた試験番号２０ではせん断端面粗度の顕著な増加が確認された。Ｃｒの含有量が異なる、試験番号２、４、１４および１５の表面硬度の比較から、本発明の成分範囲では安定的に窒化後の硬度が確保できており、Ｃｒ量が２．０％を超えても硬度はほとんど変わらなかった。
Ａｌの含有量が異なる、試験番号２、６、７、１６および２５の比較では、Ａｌ含有量が０．１０％以上で顕著な表面硬化を確認できた。また、０．５％を超えた含有では表面硬度の増加は認められるが、表面硬化深さの顕著な低下が確認された。Ｖの含有量が異なる、試験番号２、３、１３および１７の比較から、Ｖが０．１％を超えると延性の指標であるＥｌ（％）が顕著に低下していた。窒化後の表面硬化深さについてはＶの含有量が０．０５％以上で表面硬化深さが顕著に増加するが、０．１０％を超えると飽和傾向にあり、試験番号１３においてはむしろ低下した。また、本発明鋼は、Ｂの含有によりせん断端面粗度の著しい増加が抑制し、過度な含有とならない適正な範囲であることが分った。Ｔｉの含有量が異なる試験番号２、２２、および２６の比較において、Ｔｉ含有量が０．１％超えた試験番号２２はせん断端面粗度の顕著な増加が確認された。また、Ｔｉ含有量が０．００５％未満である試験番号２６においてもせん断端面粗度の顕著な増加が確認された。Ｂの含有量が異なる試験番号２、２３および２４の比較において、Ｂを含有していない試験番号２３ではせん断端面粗度の顕著な増加が確認された。また、０．００１５％を超えてＢを含有した試験番号２４では、試験番号２の結果以上のせん断端面粗度の低下の効果は認められなかった。Ｍｏ、Ｎｂを含有した試験番号１および５では表面硬度の向上が認められた。しかしながら、Ｍｏ量が０．２０％を超えた試験番号２７では表面硬度の向上が認められず、Ｎｂ量が０．０５％を超えた試験番号２８ではバーリング成形性λの顕著な低下が認められた。
スキンパス圧下範囲が０．４％の試験番号２９では転位密度比が２．０を下回っており、同一鋼板番号である試験２の結果に比べ、表面硬化深さの向上硬化が認められなかった。また、試験番号３０においては圧下率が５．１％かつ、転位密度比が２．０を下回っており、同一鋼板番号である試験番号２の結果に比べ、延性の顕著な低下が確認された。さらに、転位密度比が１０．０を超えた試験番号３１においては、より顕著な延性の低下が確認された。さらに試験番号２９〜３１では表面硬化深さの低下も確認された。試験番号３２はスキンパス圧下率は適正範囲であるが、前記Ｆ／Ｔが８０００未満であるため、転位密度比は２．０未満であった。そのため、試験番号３２の窒化後の表面硬化深さは試験番号２に比べ極めて低い。また、試験番号３３では前記Ｆ／Ｔおよび転位密度比を満足するが、スキンパス圧下率が０．４％であったため、上降伏・下降伏が発生し、降伏伸び抑制が出来ていなかったことが確認された。
最後に本発明の鋼板の疲労特性結果について表３に示す。本発明の鋼板はいずれも鋼板表面の１０５回時間強度が４００ＭＰａ以上であった。尚、試験番号１５においてはＣｒが２．０％を超えて含有されており、含有量が適正範囲の試験番号４と比較してむしろ前記時間強度は低下し、表面硬度が向上したものの表面硬化深さが低下し、鋼板表面の１０５回時間強度が４００ＭＰａ以下であった。Ａｌ含有量が０．５０％を超えた試験番号１６およびＶ含有量が０．１０％を超えた試験番号１３においても同様で、表面硬化深さが低下し、鋼板表面の１０５回時間強度が４００ＭＰａ以下であった。また、Ｂが０．００１５％を超えて含有した試験番号２３については、せん断端面の１０５回時間強度の顕著な低下を抑制できたが、過剰な含有のため、鋼板表面の１０５回時間強度は４００ＭＰａ以下であった。これはＢの過剰な含有による原子空孔の拡散の遅れによるものと考察される。本発明に範囲においては適正な成分範囲とすることでせん断端面の１０５回時間強度と鋼板表面の１０５回時間強度の両立がされていることが分かった。
以上から、適正な成分範囲と適正な製造方法に製造した本発明の鋼板を用いることで、窒化前の成形性を劣化させることなく、窒化後の表面硬化深さを深くし、窒化後には極めて優れた疲労特性を発現させることが可能であることが分った。
（３）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を熱間圧延し、酸洗を施した後、圧下率にて０．５〜５．０％であり、かつ圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔ（ｍｍ）が８０００以上の条件でスキンパス圧延を施し、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度を、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下とすることを特徴とした疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板の製造方法。
（４）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を熱間圧延し、酸洗、冷間圧延、焼鈍を施した後、圧下率にて０．５〜５．０％であり、かつ圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔ（ｍｍ）が８０００以上の条件でスキンパス圧延を施し、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度を、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下とすることを特徴とした疲労強度に優れた窒化用冷延鋼板の製造方法。
図３に本発明の転位密度比と表面硬化深さの関係を示す。転位密度比が２．０未満では、表面硬化深さが顕著に低下する。一方、本発明範囲では安定的に深い表面硬化深さが発現しており、実施の範囲内においては４２５μｍ以上の深さであった。また、転位密度比が２．０未満の場合に対して、平均的に約５０μｍ程度深かった。この結果から、表面硬化深さは４２５μｍ以上であることが好ましい。尚、表面硬化深さは、ＪＩＳ−Ｇ−０５５７を参考に、表面からＨＶが増加し始める位置までの距離とした。
即ち、本発明は、
（１）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、圧下率にて０．５〜５．０％の条件でスキンパス圧延が施されて、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下であることを特徴とする疲労強度に優れる窒化用鋼板。
（５）質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、圧下率にて０．５〜５．０％の条件でスキンパス圧延が施されて、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下である鋼板を成形した後に窒化処理した疲労強度に優れた自動車部品。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０００２％以上、０．０７％以下、
    Ｓｉ：０．００１０％以上、０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上、１．３３％以下、
    Ｐ：０．００３％以上、０．０２％以下、
    Ｓ：０．００１％以上、０．０２％以下、
    Ｃｒ：０．８０％超、１．２０％以下、
    Ａｌ：０．１０％以上、０．５０％以下、
    Ｖ ：０．０５％以上、０．１０％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上、０．１０％以下、
    Ｂ ：０．０００１％以上、０．００１５％以下、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下であることを特徴とする疲労強度に優れる窒化用鋼板。
  2. さらに質量％で、
    Ｍｏ：０．００１以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０．００１以上、０．０５０％以下、
    の１種または両方を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労強度に優れる窒化用鋼板。
  3. 質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を熱間圧延し、酸洗を施した後、圧下率にて０．５〜５．０％であり、かつ圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔ（ｍｍ）が８０００以上の条件でスキンパス圧延を施すことを特徴とした疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板の製造方法。
  4. 質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼片を熱間圧延し、酸洗、冷間圧延、焼鈍を施した後、圧下率にて０．５〜５．０％であり、かつ圧延機荷重を鋼板板幅で除した線荷重Ｆ（ｋｇ／ｍｍ）と鋼板の長手方向に負荷される単位面積あたりの荷重Ｔ（ｋｇ／ｍｍ２）の比、Ｆ／Ｔ（ｍｍ）が８０００以上の条件でスキンパス圧延を施すことを特徴とした疲労強度に優れた窒化用冷延鋼板の製造方法。
  5. 質量％で、Ｃが０．０００２％以上、０．０７％以下、Ｓｉが０．００１０％以上、０．５０％以下、Ｍｎが０．１０％以上、１．３３％以下、Ｐが０．００３％以上、０．０２％以下、Ｓが０．００１％以上、０．０２％以下、Ｃｒが０．８０％超、１．２０％以下、Ａｌが０．１０％以上、０．５０％以下、Ｖが０．０５％以上、０．１０％以下、Ｔｉが０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂが０．０００１％以上、０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以内の転位密度が、板厚方向の１／４の位置の転位密度に比べ、２．０倍以上、１０．０倍以下である鋼板を成形した後に窒化処理したことを特徴とした疲労強度に優れた自動車部品。
JP2013545918A 2011-11-21 2012-11-19 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品 Active JP5664797B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013545918A JP5664797B2 (ja) 2011-11-21 2012-11-19 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011253677 2011-11-21
JP2011253677 2011-11-21
PCT/JP2012/079991 WO2013077298A1 (ja) 2011-11-21 2012-11-19 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品
JP2013545918A JP5664797B2 (ja) 2011-11-21 2012-11-19 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP5664797B2 JP5664797B2 (ja) 2015-02-04
JPWO2013077298A1 true JPWO2013077298A1 (ja) 2015-04-27

Family

ID=48469742

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2013545918A Active JP5664797B2 (ja) 2011-11-21 2012-11-19 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品

Country Status (8)

Country Link
US (1) US9777353B2 (ja)
JP (1) JP5664797B2 (ja)
KR (1) KR101626227B1 (ja)
CN (1) CN103958713B (ja)
BR (1) BR112014011809B1 (ja)
MX (1) MX363871B (ja)
TW (1) TWI493056B (ja)
WO (1) WO2013077298A1 (ja)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6119627B2 (ja) * 2014-02-05 2017-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 比例限の高い高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP6119628B2 (ja) * 2014-02-05 2017-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 比例限が高く、曲げ加工性に優れた高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
CN106460121B (zh) * 2014-06-13 2019-06-07 日本制铁株式会社 软氮化处理用钢板及其制造方法和软氮化处理钢
WO2017094876A1 (ja) 2015-12-04 2017-06-08 新日鐵住金株式会社 窒化プレート部品およびその製造方法
WO2017203313A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
US12018344B2 (en) * 2019-03-22 2024-06-25 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN113172980B (zh) * 2021-05-12 2023-01-03 北京科技大学 一种不锈钢/碳钢复合薄板带材的制备方法
CN113927247B (zh) * 2021-08-30 2022-05-20 浙江威罗德汽配股份有限公司 一种汽车排气管的隔热隔板及其制备方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3153108B2 (ja) * 1995-07-12 2001-04-03 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた窒化用鋼板およびそのプレス成形体
KR100222239B1 (ko) * 1995-07-12 1999-10-01 와다 아끼히로 성형성과 질화성이 우수한 질화용 강판 및 그의 프레스 성형체
JP3764411B2 (ja) * 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板
CN100591789C (zh) * 2002-12-24 2010-02-24 新日本制铁株式会社 焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板及其制造方法
JP4325245B2 (ja) * 2003-03-27 2009-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐久疲労特性に優れた窒化処理部材およびその製造方法
JP2005146354A (ja) * 2003-11-17 2005-06-09 Nippon Steel Corp 高速曲げ変形時のエネルギ吸収量の高い衝突補強部品
KR20080035005A (ko) * 2003-12-09 2008-04-22 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용기용 강판 및 그 제조 방법
JP4561136B2 (ja) 2004-03-17 2010-10-13 Ｊｆｅスチール株式会社 窒化処理用鋼板
US20070068605A1 (en) * 2005-09-23 2007-03-29 U.I.T., Llc Method of metal performance improvement and protection against degradation and suppression thereof by ultrasonic impact
CN101096738A (zh) * 2006-06-26 2008-01-02 舞阳钢铁有限责任公司 低焊接裂纹敏感性钢板及其生产方法
JP4462264B2 (ja) 2006-12-28 2010-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 窒化処理用冷延鋼板の製造方法
JP4992589B2 (ja) 2007-07-19 2012-08-08 コニカミノルタビジネステクノロジーズ株式会社 トナー供給ローラおよび画像形成装置
CA2715660C (en) * 2008-03-31 2012-11-27 Nippon Steel Corporation Fire-resistant steel superior in weld joint reheat embrittlement resistance and toughness and method of production of same

Also Published As

Publication number Publication date
MX2014005863A (es) 2014-06-23
KR20140077212A (ko) 2014-06-23
CN103958713A (zh) 2014-07-30
BR112014011809B1 (pt) 2019-03-26
KR101626227B1 (ko) 2016-05-31
BR112014011809A2 (pt) 2017-05-02
TWI493056B (zh) 2015-07-21
US9777353B2 (en) 2017-10-03
JP5664797B2 (ja) 2015-02-04
CN103958713B (zh) 2016-02-17
US20140334966A1 (en) 2014-11-13
MX363871B (es) 2019-04-05
WO2013077298A1 (ja) 2013-05-30
TW201333221A (zh) 2013-08-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10563281B2 (en) Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
JP5664797B2 (ja) 疲労強度に優れる窒化用熱延鋼板、窒化用冷延鋼板及びそれらの製造方法、並びにそれらを用いた疲労強度に優れた自動車部品
US11041225B2 (en) Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
KR101288701B1 (ko) 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101594268B1 (ko) 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
TWI412605B (zh) 高強度鋼板及其製造方法
JP4692259B2 (ja) 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
KR20180099876A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP6777274B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2468911A1 (en) Hot pressed member, steel sheet for hot pressed member, and method for producing hot pressed member
US20230069838A1 (en) Steel sheet, member, and production methods therefor
JP4901623B2 (ja) 打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
KR101733513B1 (ko) 질화 처리용 강판 및 그의 제조 방법
EP2868764B1 (en) Steel sheet for soft nitriding and method for manufacturing the same
EP2868762A1 (en) Steel sheet for soft nitriding and process for producing same
JP6098537B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR102517499B1 (ko) 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
CN116897215A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP2003277887A (ja) 窒化処理用薄鋼板
JP2005344196A (ja) 伸びフランジ性の優れた高炭素冷延鋼板
WO2022176984A1 (ja) ガス軟窒化用鋼板
EP4074855B1 (en) Hot-rolled steel sheet

Legal Events

Date Code Title Description
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: 20141111

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20141124

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 5664797

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