TWI241349B - Method for manufacturing steel sheet - Google Patents

Method for manufacturing steel sheet Download PDF

Info

Publication number
TWI241349B
TWI241349B TW091102062A TW91102062A TWI241349B TW I241349 B TWI241349 B TW I241349B TW 091102062 A TW091102062 A TW 091102062A TW 91102062 A TW91102062 A TW 91102062A TW I241349 B TWI241349 B TW I241349B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
steel sheet
manufacturing
steel plate
temperature
Prior art date
Application number
TW091102062A
Other languages
English (en)
Inventor
Takeshi Fujita
Kenichi Mitsuzuka
Nobuyuki Nakamura
Toshiaki Urabe
Katsutoshi Ito
Original Assignee
Jfe 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
Priority claimed from JP2001268315A external-priority patent/JP3952714B2/ja
Priority claimed from JP2001268316A external-priority patent/JP4123748B2/ja
Application filed by Jfe Steel Corp filed Critical Jfe Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of TWI241349B publication Critical patent/TWI241349B/zh

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
    • 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
    • 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
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C21D1/42—Induction heating
    • 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
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C21D2211/003—Cementite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

1241349
五、發明說明（1) 技術領 本發明係關於汽車的構造零件及機能性零件等所使用的 薄鋼板，尤其是關於藉由零件成形後之淬火處理來得到高 強度及優異的韌性之薄鋼板，及其製造方法。 q 背景技術 現今’作為耐撞擊門框（D〇〇r Impact Beam)及中央襟柱 (Center Pillar)等之汽車的構造零件，就輕量且高耐久 性之觀點考量，係使用有98〇MPa以上的高強度之薄鋼板。 又’座％凋整裔及窗玻璃開關器（wind〇w regUiat〇r)所用 之齒輪零件等之汽車的機能性零件，由耐磨耗性的觀點考 量’亦使用此等具有高強度之薄鋼板。 然而，此等零件由於須要求嚴苛的成形性，故現行之薄 鋼板夕易發生裂痕或形狀不良之情形。又，此等鋼板之材 料成本也昂貴。
在此等問題之背景下，近來，業界嘗試著用強度為44〇 MPa級之薄鋼板來成形為零件後，經由高頻淬火之熱處理 以謀求咼強度化。例如，於「Ma t e r i a 1雜誌（日文），第3 7 卷、第6號（ 1 998 )」中，揭示以44〇MPa、39〇MPa的鋼板成 开>作成強化中央樑柱（Center Piuai« Re_ enforcement)及 前橫樑，其後再施以高頻淬火處理以謀求高強度化之例子 。其中’為了縮小坪火的條件之變動，提案以由機器人支 撐之加熱用線圈沿著零件形狀作精密的移動而施行高頻淬 火處理之方法。 又，於特開眧6-238424號公報及特開平7_1 268〇7號公報
1241349 五、發明說明（2) ' 中γ揭示出對成形後的零件以雷射等之高能量密度光束照 射施行淬火處理以謀求高強度化之技術。 然則，於「Material雜誌（日文），第37卷、第6號 (1 9 9 8 )」所§己述之技術中，為了縮小淬火條件的變動須要 有特殊的機器人，招致龐大的設備成本之增加。 、 又，於特開昭60-238424號公報及特開平7〜1 2 68 〇7號公 報所A述的技術中，高能量密度光束之照射部範圍狹小， 欲行零件全體的高強度化須要長的時間，顯著地妨礙到生 產性，並招致設備成本之增加。再者，受到此種處理之鋼 板，由於其淬火後的強度為71 OMPa程度，韌性亦非充分， 故無法適用於要求須9 8 0 MPa以上的強度之耐撞擊門框、中 央樑柱等之構造零件及座椅調整器及窗玻璃開關器（ window regulator)所用之齒輪零件等之汽車的機能性交 件。 發明之揭示
本發明之目的在於，藉由廉價的淬火方法以提供一種可 期達到汽車之構造零件及機能零件所必要的程度^高強^ 化，且淬火後的韌性優異之薄鋼板及其製造方法。 X 此目的，可藉由本質上係由以質量％計之C:〇. 1〇〜〇 3了 ％ 、Si ·· 1· 0% 以下、Mn:2. 5% 以下、P: 〇· 1% 以下、s:〇· 〇3% 以0 T、so1.A1:0.01〜0.1%、N:0.0005〜0.0050%、b· 0· 0 0 0 3〜0· 0 0 50%、及其餘部分為Fe所構成；且14B/ (10· 8N)為0· 5以上，析出物BN的平均粒徑為〇· 1 以上， 淬火後的舊沃斯田體粒徑為2〜2 5 // m之薄鋼板來達成。
1241349 五、發明說明（4) ，為確實地求得汽車的構造零件所必要的程度之高強度 化，必須添加C、B。 i i )淬火後的韌性’受到析出物的粒徑及微組織的影響 甚大。尤其是析出物與T i N的形態，會使淬火加熱時的 沃斯田體粒的大小改變’而左右淬火後的韌性。亦即，由 於於BN微細地析出之情況，於淬火加熱中，BN會熔解使沃 斯田體粒明顯地粗大化，且由於於T i N微細地析出之情 況，於淬火加熱時沃斯田體粒會顯著地微細化，於冷卻時 部分地生成肥粒體（f e r r i t e )粒，故韌性會降低。 i i i )對於高頻加熱後至冷卻止之時間變動，受到 14Β/(1〇·8Ν)的影響，或於添加Ti的情況受到Β-(10·8/14) Ν*的影響大，此等數值小之情況，與2 )的情況同樣地，於 冷卻時會生成肥粒體粒，致韌性降低。唯，Ν * = Ν - ( 1 4 / 4 8 ) Ti，Ν為負數時，作為ν* = 〇。 本發明係基於上述發現而完成者，以下詳細加以說明。 1)鋼成分 本發明之薄鋼板，本質上係由下述之元素及其餘部分之 F e所構成。 C · C為用以得到淬火後的強度之重要的元素。為了得到 98 0MPa以上的強度，至少需要有〇· 1〇%以上。然而，若添 加超過0 · 3 7 %，則韌性會顯著地降低。因此，c量須設定為 0· 1 0〜0· 37%。欲得到較高的強度與較優異的韌性則以 0.15 〜0.30% 為佳。 S 1 : S i為提高可淬性，並同時藉由固熔強化提高強度之
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第9頁 1241349 五、發明說明（5) 元素。然而，若添力0超 帶之帶狀（band)組織，則會於熱軋鋼板上形成偏析 以下。欲得到較優異 土 ¥ 刃丨生又差。因此，s i量設定為1 % 之章刀性，則以設定為〇1早=宜為〇.5%以下，欲得到極優異 Μη : Μη為提高可淬性， 士:、佳。 元素。，然*，若添加超日守藉由固⑫強化提高強度之 拿刀性變差。因此則偏析帶之形成顯著，致 韋刃性則以1.5%以下為疋為2.5%…欲得到較優異之 Ρ · Ρ為提南可淬性，廿η 士 — 素。又，Ρ ★异合低4 冋蚪糟由固熔強化提高強度之元 、、Α θ 析於粒界使韌性降低之元素。藉由Ρ之 添加雖可抑制粒界值k I 斤，唯冰加若超過〇 1 %，則會引起粒 界脆化’致動性變差。因此，P量設定為01%以下。又 ，欲得到更優異之勒性，以0 05%以下=0佳。 其是，若超過0. 03% 定為0.03%以下。又 下為佳。 sol. A1 ·· sol. Al， 則韌性會顯著地變差 欲得到更優異之韌性 ς : S會形成硫化物而使韌性降低，故須減低之元素。尤 _ ’若走3過0 - DS% ’曰,ι ^ u a〜因此，S量設 則以0· 02%以 為作為脫酸劑使用之用以提南鋼的純 • * … m 1 ·「μ峨削1定用之用以拆丨〜…〜 方未滿0 · 0 1 %，則純淨度會降低’ 7 你。β 一^ _，若添加超過0.1%，則 淨度之元素。然而 質會增加，致韌性降低。另一方面，若添加t 會顯著地生成A1 N，致淬火加熱時的沃斯田體粒微細化於 冷卻時生成肥粒體粒使得韌性變差。因此，s〇丨· A1設定 為0 · 0 1〜0 ·1 %。又，欲得到更優異之韌性則以〇 · 〇 3〜〇. 0 7% 為佳。 、
Η C:\2D-roDE\91-04\91102062.ptd 第10頁 1241349 五、發明說明（6) N : N會形成BN，或於添加71之情況會形成TiN，可抑制 淬火加熱時之沃斯田體粒的成長使韌性提高之重要的元素 。至少必須有〇· 0 0 0 5%。另一方面，若添加超過〇. 〇〇5〇%， 則不只形成BN及TiN，亦會顯著地形成A1N，使淬火加熱時 之沃斯田體粒微細化，於冷卻時生成肥粒體粒，致動性變 差。因此，N量設定為〇·〇〇〇5〜0.0050%。
B : B可提高可淬性，並形成BN而可抑制淬火加熱時之沃 斯田體粒的粗大化，或於添加Ti的情況抑制肥粒體粒的生 成’而使韌性提高之重要元素。然而，若未滿〇 〇〇 則無法得到充…。另-方面，#添加超過"°=， 則熱軋的負荷變高，作業性降低，且鋼板的加工性亦降 低。，此，Β量設定為0.000 3〜0.0 0 5〇%。又，欲得到更優 異之韌性，則以〇 · 〇 〇 1 〇〜〇 · 0 0 3 0 %為佳。 的情況，除了上述的元素之外，了丨量$ 再者，於添加Τ 如下述般設定。 Τι · Ή會與Ν形成TiN ’可抑制淬火加熱時的沃 勺=大化，使韌性提高之重要的元素。然 ’ 〇.〇〇〇5%，則無法得到充分 右未滿
時的沃斯田體粒的成長，於加熱後之 ：：：：力:， 粒，致韌性變差。因 生成肥粒體 於上述元素之外ΐ. Γι里6又疋為0.005〜〇.05%。 更為提外zr:cr’則可於加工性不變差之- 高效果小，若超過未滿〇.〇5%，則可淬性之提 右起過0.30%，則導致成本增加，故Cr量設定
1^41349 五、發明說明（7) 為 〇·〇5 〜0·30ο/〇。 再者，若添加選自N i、Mo中之至少1種元素，則可得到 更優異之可淬性。然而，過量的添加會造成成本增加，故 恭加量設定為1 %以下。 又’為了抑制於淬火加熱時的沃斯田體粒的粗大化，可 恭加0· 1%以下之Nb或0· 1%以下之V，為提高延展性，可添 力口〇· 01%以下之Ca，為提高耐蝕性，可添加1%以下之Cu。 2)14Β/(1〇·8Ν)與B-（10·8/14)Ν* 除了上述般之元素的控制之外，對於淬火條件的變動之 下名人確保有安定而優異的勃性，如以下所示般，於未添加 Ti之情況，須就14Β/(10· 8Ν)加以控制，於添加Ti之情 况，須就Β-(1〇· 8/14)N*加以控制。 2·1)14Β/(1〇·8N) υ · I ϋ/〇
熔製成分為C : 0. 16% 0· 015%、s : 〇. 〇m、Sol. A1 ·· 0· 0 40%、N : 〇· 0 0 2 0 〜 〇· 0 0 28%、B : 〇· 0 0 0 3 〜0· 0 0 28%、14Β"10· 8N) : 〇· 19 〜
〇· 30的鋼，加熱溫度：12〇〇。〇，終軋溫度· 88〇艺，中間 酿度（於郎納伍德輸送台（t a b 1 e)中央部的溫度）：71 於捲繞溫度：640 °C下進行熱軋，經酸洗後，以壓延率5〇 進行冷軋，於退火溫度：70〇 t下進行2分鐘退火，製造^ 板f為1. 2mm之冷軋鋼板，測定其高頻淬火後之韌性。 4·= 員'卞火係以圖1所不之方法施行。亦即，對寬35mm X =〇〇_的鋼板，使高頻線圈於邊移動下進行4秒鐘之迄 90 0 C止之加熱後，將冷卻時間作為通常使用之5秒、
1241349 五、發明說明（8) ----- 1 · 5秒、3 · 0秒之3種變化，茲士、入％ A 4匕、公一 t人 错由冷部喷嘴進打水冷。鈥德 ，用圖2所示之試驗片，於〜r η 〇Γ — …、 ' 5 0 C下施行查拜式衝擊試驗 求出吸收能量。又，吸收能署，仫 ― 月匕里 係施订衝擊试驗3次之平 於圖3，係、表不查拜式衝擊吸收能量與冷卻開 14Β/(10· 8Ν)之間的關係。 14Β/(10· 8Ν)為0· 5以上，冷卻開始時間即使為3秒，亦 可安定地得到高的查拜式衝擊吸收能量。另一方面，丨 U0.8N)若未滿0.5之情況，淬火加熱時之固溶8量無法充 分確保，若冷卻開始時間延遲，則會生成肥粒體粒致章刃性 降低。因此，為安定地得到高韌性，14Β/(1〇. 8Ν)設 0. 5以上。 2. 2)Β-(10. 8/14)Ν* ύ : 〇· 015%、Sol·Α1 : 0· 035%、Ti 0.0018-〇β〇〇3〇% Β ：〇~〇.〇〇31% ^Β~( 0〜0 · 0 0 1 7的鋼，加熱溫度：丨2 〇 〇 ，終軋 溫度·· 870 °C，中間溫度·· 70 0 °c，於捲繞溫度：620 °C下 於添加Ti之情況’有效固炼Β對於淬火條件的變動有甚 大的影響。於此’熔製成分為C ·· 〇. 15%、Si : 〇. 〇2%、Μη ：0.90% > Ρ ·· 0 · 0 10/〇、Ν 10· 8/14)Ρ
進行熱軋，經酸洗後，以壓延率5 0 %進行冷軋，於退火溫 度：72 0 °C下進行2分鐘退火，製造成板厚為1· 2mm之冷軋 鋼板，以與上述同樣的方法測定其高頻淬火後之韌性。 圖4中，表示查拜式衝擊吸收能量與冷卻開始時間、 B-（ 1 0 · 8 / 1 4 ) N *之間的關係。
C:\2D-CQDE\91-04\91102062.ptd 第13頁 1241349 五、發明說明（9) β-（1〇·8/14)Ν* 為0.0005% 以上护 、 3秒亦可得到安定之高的查拜式二’冷卻開始時間即使於 ，Β-(1〇·8/14)Ν*未滿0 0 0 0 5%之吸收能量。另一方面 Β量無法充分確保，冷卻開始'况’淬火加熱時的固炫 體粒’致韌性降低。因此，為彳θ 右延遲，則會生成肥粒 (10.8/14) Ν*須設定為〇.〇〇〇5/以到安定之高的動性，卜
3)ΒΝ 與TiN 再者，為了控制淬火加熱時 添加Ti的鋼須控制BN，於、/斯田體粒的大小，於未 3β ! )ΒΝ 加了1的鋼須控制TiN的粒徑。 B N的平均粒獲為去、、生Λ «j 上，則BN會溶解了致益法=的情$兄，若加熱至9〇〇t以 火加熱時的沃斯田體沃斯田體粒的成長，導致淨 Μ的平均粒經設定為。/=，而使勃性《。因此， 量，以1 以下為佳。""^乂上。又，就勃性的觀點考
3. 2)TiN T i N的平均粒經為〇 η β , 斯田體粒會變得極Α. 未滿的情況’彳火加熱時的沃 韌性變差。另一句彳放細’於冷卻時會生成肥粒體粒’使 樣地，會無法抑Π ;過°.3°，’則與BN的情況同
韋刃性變差。因此，二匕熱時的沃斯田體粒的成長’致使 G淬火後之舊沃斯二的粒:句粒徑設定為U6〜°.30，。 未添加T i的情汉 . I 田體粒徑（亦即，於、、^、u添加Ti的情況’其淬火後的舊沃斯 ;/午火後測定之相變前的舊沃斯田體粒
第14頁 1241349 五、發明說明（10) 徑），均對韌性有大的影響。舊沃斯田體粒徑未滿2 之 情況，於加熱後冷卻時會一部份生成肥粒體粒，而在肥粒 體粒與沃斯田體粒的界面引起應力集中，致使韌性變差 另一方面，若超過2 5 // m，則粒界脆化變得顯著，致韌性 較習知的規袼JSC98 0Y更降低。因此，淬火後的舊沃斯田 體粒徑設定為2〜2 5 // m。 又，舊沃斯田體粒徑，係將鋼板的板厚截面於研磨、腐 独後’以光學顯微鏡觀察，用微區分析儀（micr〇— ^ a n a 1 y z e r)測定之平均粒徑。 5 )鋼板表面粗度 由可淬性的觀點，鋼板表面粗度以設定為Ra(算術平均 粗度）0·40//πι以上、Ry (最大高度）設定為u.Oem以下為 佳。此處，Ra與Ry，係依據jis B0601就壓延方向與壓延 垂直方向所測定加以平均之值。 R a若作為〇. 4 〇 /z m以上，則表面積亦變大，即使以高頻 進行短時間加熱，也能充分加熱，而可更加提高可淬性。 然而’若超過1 · 6 // m，則會有導致韌性變差之情形，故Ra 以設定為1 · 6 # m以下較佳。
Ry右超過12.0 //m ’則由於切口（notch)之效果而會有韋刃 性變差的情形，故R y以設定為1 2 · 〇 # m以下為佳。又，r y 若未滿2 · 0 // m，則表面粗度變小，會有導致可淬性將低之 情形，故Ry以設定為2 · 〇 # m以上為佳。 6)製造方法 上述之薄鋼板’可错由例如含有下述步驟之製造方法來
111
W C:\2D-CQDE\91-04\9ll02062.ptd 第15頁 1241349 五、發明說明（11) 製造’其為：將可滿足關於上述的成分之條件的厚鋼板在 Ar3相變點以上的溫度下進行熱軋步驟；與熱軋後於5〇〇〜 72 0 °C的溫度下捲繞之步驟。此時所製造之薄鋼板為熱軋 鋼板。熱軋，為了作成均一的組織，必須於^3相變點以 上的溫度進行。捲繞溫度，若超過7 2 〇 〇c，則波來體 (pearl ite)的層間隔變大，可淬性降低，並於淬火&時之雪 明碳體（cement ite)會殘熔其中致韌性降低，故設定為72^ C以下’而以设疋為7 0 0 C以下更佳。另一方面，於^滿 5 0 0 °C之情況，由於會形成極微細的BN與7丨N，於淬火加熱 時BN會溶解，致沃斯田體粒或會粗大化，或因於微細的 T i N使得沃斯田體變得極微細而於冷卻時生成肥粒體，導 致初性變差’故捲繞溫度設定為5 〇 〇 以上，而以$ § 〇以 上更佳。 又，熱軋後的鋼板，直到可捲繞之前所行走之郎納伍德 輸送台（tab 1 e)中央部之鋼板溫度稱為中間溫度，此中間 溫度’為了確實地抑制肥粒體之生成，須設定為7 5 〇 以 下，又，為了確實地抑制微細的B N及T i N之形成，以設定 為5 6 0 °C以上為佳。 於將熱軋後之鋼板酸洗後，進行退火，則雪明碳體會球 狀化，可得到有更優異之加工性與可淬性之熱軋鋼板。退 火之溫度，若未滿6 4 0 °C，則雪明碳體之球狀化不充分， 若超過Ac 1相變點，則會部分地沃斯田體化致使在冷卻中 會生成粗大的波來體，導致加工性及可淬性降低，並且， 於淬火時雪明碳體會殘熔其中致韌性降低，故設定為64()
C:\2D-CODE\91-04\911O2O62.ptd 第16頁 1241349 五、發明說明（12) °C以上Acl相變點以下。 將熱軋後之鋼板酸洗後，以3〇%以上的壓延率進行冷 軋，再於6 4 0 C以上Ac 1相變點以下的溫度進行退火， 得到有優異之加工性與可淬性之冷軋鋼板。壓延率^可 3〇%，則於退火後會殘留未再結晶部，且雪明石炭體未滿 :匕會變得不充分，故設定為30%以上。壓延率的上限表： =別規定，唯以對壓延機之負荷不要過大為&，以設定 為8 0 %以下為佳。 =熱軋後之鋼板酸洗後，於64Gt以上ag1相變點以下的 ✓皿度下進行退火之熱札鋼板 ^ , Λ 心…孔驷板將其以30%以上的壓延率施 火V :使再6 0 0 C以上Acl相變點以下的溫度施行退 人’亦可得到同樣的冷軋鋼板。 面:ΐίΐ!^板及冷札鋼板中’為了形狀橋正及調整表 成材二：的，可施行表皮光軋。此時，伸長率，為不造 度的ϋ，二為佳°又’上述之鋼板表面粗 二：°正’、岌表皮光軋的輥表面粗度及伸長率來施 原：i:2製造條件下製造本發明之薄鋼板之情況，作為 原材枓的鋼，可藉由例如回轉爐、電氣 又，厚 鋼板，製造’可使用鑄錠_中胚軋製〉去、皿連續鑄造法、薄 鋼片鑄造法、條鋼鑄造法之任一者。 、 士二軋 了用將尽鋼板再加熱後施行壓延之方法、或於連 續鑄造後施行短時間的再加熱或省略再加熱而直接施行壓 延之直接壓延法來施行。又，於熱軋中，亦可藉由棒塑加
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第17頁
1241349
熱器（bar heater)施行加熱。又，為求組織之均_化，。 於熱軋後1秒中内以2 0 0 °C /秒以上的冷卻速度進行卻可 本發明之薄鋼板之熱軋鋼板及冷軋鋼板，可對其7施y 一、 當的表面處理（皮膜化成處理、熔融鍍鋅、合金化溶融 本發明之薄鋼板，由於可藉由廉價的淬火法可期達到 98 0MPa以上的高強度化得到優異之韌性，故適合於成妒後 須施行淬火處理之汽車用零件，尤其是耐撞擊門框、^ ^ 樑柱等之構造零件及座椅調整器及窗玻璃開關器所用之齒 輪零件等之機能性零件。 w
實施例1
炼製成分為如表1所示之鋼Ν〇· 1〜1 2之鋼，然後以表2所 示之條件進行熱軋或熱軋後再退火，製造成板厚為2 4mm 之熱軋鋼板。接著，沿著與壓延方向垂直的方向取得JIS 5號試驗片，施行拉伸試驗。藉由透過式電子顯微鏡觀察 BN，求出其平均粒徑。以與上述同樣的方法施行高頻淬 火’以上述的方法測定查拜式衝擊吸收能量與舊沃斯田體 粒徑。進而，亦以與上述同樣的方法施行淬火後的拉伸試 驗。又，查拜式衝擊吸收能量，係使用將熱軋鋼板研削至 板厚為1.2mm來求出，可滿足習知的規格JSC98〇Y之〇4kgm 以上’為合格者。 結果示如表3。 成分、14Β/(1〇· 8N)、BN的平均粒徑、舊沃斯田體粒徑 為本發明範圍内之鋼板Ν 〇 · a、Β、c、Ε、G，其淬火後可得
發明說明（14) 二8:: 2上之拉伸強度，且不論其冷卻開始時間為何均 ;曰iU 2，0·4kgm以上之查拜式衝擊吸收能量，亦即可 ^0 Ο Π7^ 性。尤其是，c、Si、Mn、p、s 低，so1·A1 杳拜 獻/為曰0· 0010〜0.0 0 3 0 %之鋼板No.A、B、C， ^。工W吸收能量為0.5kgm以Ji，可得到極優異之韌 低另。一:本面發明 1:!::讓之鋼 之鋼板u ，Si與p較本發明範圍高 = !低，無法得到優異之細性。又，s〇ui較 圍小，=、人Γ之鋼板No.L，其舊沃斯田體粒徑較本發明範 低。b #右卩開始％間較遲，則查拜式衝擊吸收能量會變 :鋼板:f，明編^ 夕，土 ◦ \ 、其舊沃斯田體粒徑較本發明範圍粗大化甚 N夕。N軔3差。14β/(1〇· 8N)較本發明範圍小之鋼板 ^·。嫉Ϊ 1!部開始時間較遲，則查拜式衝擊吸收能量變 1 μ _ %酿度較本發明範圍高之鋼板No. D，於淬火時雪明 二T :〜ί其中，致查拜式衝擊吸收能量變低。捲繞溫度 乂 & ^範圍低之鋼板No· F，其ΒΝ平均粒徑較本發明範 圍小’舊沃斯田體粒徑較本發明範圍粗大化甚多，查拜式 衝擊吸收能量變低。 一
C:\2D-CX)DE\9l.〇4\911〇2〇62.ptd 第19頁 1241349 五、發明說明（15)表1
備考 本發明例I 本發明例1 本發明例1 1本發明例1 i本發明例1 1比較例ι I比較例| I比較例| 比較例 l比較例ι 比較例 I比較例| 14B/ (10.8N) 〇 卜 rH r-H Ο ι-Η PO σ\ ο L〇 Ο 00 1—1 00 卜 rH KD rH m 1~1 Γ0 cn CNJ o CNJ LO o •K PO Γ0 〇 其他 1 0.2Ni,0.IMo 1 0.2Cr 1 0.2Cr 1 j 0.02Nb 1 O.lCr 1 0.2M〇 1 1 1 CQ 0.0026 1 1 0.0018 | 0.0030 1 1 0.0005 1 0.0024 1 0.0028 丨 0.0032 1 0.0016 | 0.0027 1 0.0045 1 0.0002* 1 0.0008 2 0.0020 | 0.0023 ] 1 0.0042 0.0011 I 0.0021 0.0022 0.0025 0.0018 j | 0.0015 1 0.0064* 1 0.0005 1 0.0031 sol.A1 0.045 | [0.037 J 0.066 1 0.021 0.090 j 0.044 | 0.032 I 0.047 | 0.030 1 0.140* ! 1 0.037 1 0.052 0.012 I 0.018 I 0.004 1 1 0.002 1 0.024 1 1 0.010 I 0.024 0.008 | 0.042* I 0.012 I 0.015 | o.oio Cu 0.015 0.028 0.009 0.008 0.070 0.014 0.031 0.110* 0.021 I 0.023 0.018 1 0.015 2 〇 00 〇 o t-H Ο if) ο Ο CM Ο Ο 卜 ο Ο CM rH L〇 o m 〇 -K 〇 〇 Γ0 VD 卜 o 〇 rH o cn CM Ο Ο o L〇 o ιi Ο CM Ο ϊ—1 ο CM 〇 ι—i CM 〇 + o CM rH rH o CN o CM 〇 CNJ o U kD Ο CM rH o (Τ\ CM Ο L〇 ΓΟ Ο 00 rH Ο K L〇 〇 o K CM π 〇 in rH o CN] rH o cn 11 O VD rH o 卜 o 翳0 Γ—1 <N ΡΟ LO 00 <Γ» o I1 CM %¥1
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第20頁 1241349 五、發明說明（16) 表2 鋼板 No. 鋼 No. 加熱溫度 (°C) 劇 (°C) 中間溫度 rc) 捲繞溫度 rc) 退火條件 A 1 1200 880 700 640 - B 2 1200 900 7 0〇 640 - C 3 1250 870 680 620 72〇°C X4 0 小時 D 3 1250 870 7 8〇 - E 4 1200 850 700 640 72〇°C X4〇小時 F 4 1200 850 57〇 480^ 720°C X4 0 小時 G 5 1200 900 7 00 640 - H 6 1200 900 7 20 660 一 工 7 1200 830 680 600 720°C X4 0 小時 J 8 1100 900 700 640 一 K 9 1200 900 700 640 - L 10 1250 900 700 640 - M 11 1200 880 700 640 - N 12 1200 880 700 640 - =本發明範圍外 画_丨11 C:\2D-CQDE\91-04\91102062.ptd 第 21 頁 1241349 五、發明說明（17) 表3 備考 1 本發明例 本發明例 本發明例 比較例 l本發明例I 比較例 本發明例 比較例 I比較例| 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 | 淬火後 | 舊沃斯田體粒徑 (Mm) 1 〇 CO χ~~1 CM 00 00 L〇 00 -κ (Μ cn CM CsJ ro Os! CTt CN 〇 1~~1 '«νΓ -κ 00 ο + Csl Γ ΟΟ ΡΟ m CNJ I 冷卻開始時間：3秒 1 衝擊吸收能量 (kgm) CM LD 〇 CM ； Ο S ο Ο CM Ο ： 〇 〇 Csl 守 O KD 〇 m fH o 卜 o 00 ο ο ο LO ο CM 11 ο 拉伸強度 (MPa) 1460 1260 1 1520 1 1 1130 1 1590 1200 1 1030 1 760 1 | 1810 | 1 1370 1270 1030 1060 1 1130 1 1 冷卻開始時間：0.5秒 j 衝擊吸收能量 (kgm) 00 IT) ο 5 Ο ο 00 CNl ο S o CM 〇 Γ0 〇 卜 〇 f-H r-H o o o m ο CN Ο ΓΟ CM Ο ^r ο 拉伸強度 (MPa) 1 1470 1 1310 1590 1270 [1660 1 1320 1080 840 I 1890 | 1490 1380 1410 1120 1 1370 ] L 淬火前 」 BN平均粒徑 (βτη) Ο CM Ο ^r Csl Ο c\i ο <T\ CM Ο rH CNJ 〇 -K 卜 〇 〇 lD 〇 CM 〇 Γ0 CNJ 〇 00 CNl 〇 00 ο ΓΟ ΡΊ Ο 〇 ο Τ-Η rH 〇 拉伸強度 (MPa) [488 1 1__463 1 1^___1 1_____1 1___^^1 1 476 1 1_359 1 1____1 1 483 1 1 508 j LIZ.5 1 _ι^ι 468 疆〇 t1 CNJ PO ro L〇 CO ο ι—1 1—1 CNJ !1 鋼板 No. < CQ CJ a ω Uj 3C M ¥ j Σ： 2 忒凾留誃鎞柃： C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第22頁 1241349 五、發明說明（18)^ ~ ---— 實施例2 用成^為表1所示之鋼No· 1〜12之鋼，接著以表4所示之 $件施行熱札或熱軋後再施行1次退火，以壓延率5 0 %施行 ~札後以表4所示之條件施行最終退火，製造成板厚為 1 · 2mm之冷軋鋼板。又，於最終退火後施行表皮光軋，將 t α·1⑽’Ry作成6·4± Ο·1 μηι。再進行與實施 例i同樣的查察。 結果示如表5。 μ rf ^施例1的熱軋鋼板之情況同樣地，成分、14B/ m . 的平均粒徑、舊沃斯田體粒徑皆為本發明範 圍内之鋼板N〇 a曰知月祀 之拉伸強庚，· d、e、h，淬火後可得到980MPa以上 0 4kgm以:Μ ΐ不文冷卻開始時間影響，可得到安定之 。广尤义的。查 擊吸收能量，亦即可得到優異之動 ，B 為。·〇〇ΐ〇〜〇 〇〇3 n、P、Sj& ’ S0l.A1 為 〇·〇3 〜。.07% 吸收能量為〇.5k Si之鋼板N〇.a、C、d，其查拜式衝擊 另-方面，』=久可f到極優異之動性。 之鋼板No. b、g，舊沃BN的平均粒徑較本發明範圍小 卻開始時間較遲，：杳斯二體粒徑較本發明範圍大，若冷 異之韌性。C較本發明—r ’衝擊吸收能量⑯’無法得到優 較本發明範圍高之鋼$圍低之鋼板No. i ’拉伸強度低。C 板No· k，Μη與S較本發’ Sl與P較本發明範圍高之鋼 吸收能量較低。又/s ^圍咼之鋼板Ν〇· 1，查拜式衝擊 m，其舊沃斯田體粒徑與N較本發明範圍高之鋼板牝· 車又本發明範圍小’若冷卻開始時間
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第23頁 hm 1241349 五、發明說明（19) 較遲，則查拜式衝擊吸收能量變低。B較本發明範圍低、 且B N的平均粒徑為本發明範圍外之鋼板Ν ο. η，其舊沃斯田 體粒徑較本發明範圍粗大化甚多，致韌性變差。1 4Β/ ( 10. 8Ν)較本發明範圍小之鋼板No. 〇，若冷卻開始時間較 遲，則查拜式衝擊吸收能量變低。捲繞溫度較本發明範圍 高之鋼板No. f，於淬火時雪明碳體會殘熔其中，致查拜式 衝擊吸收能量變低。
C:\2D-CODE\91·04\91102062.ptd 第24頁 1241349 五、發明說明（20) 表4 鋼板 No. 鋼 No. 加熱溫度 rc) 終軋溫度 (°C) 中間溫度 rc) 捲繞溫度 rc) 1次退火條件 退火條件 a 1 1200 880 700 640 - 72〇°C x2分鐘 b 1 1200 880 550 450 — 720〇C x2分鐘 c 2 1200 900 700 620 - 720〇C x2分鐘 d 3 1250 870 680 620 - 680〇C x2〇小時 e 4 1250 870 700 640 680〇C χ4 ◦小時 680〇C x2 0小時 f 4 1200 850 780 740* - 720〇C x4 0小時 g 4 1200 850 560 470* 72〇°C χ 4 0小時 720〇C x4 0小時 h 5 1200 900 700 640 - 720〇C x2分鐘 i 6 1200 900 720 660 - 72〇°C x2分鐘 j 7 1200 830 660 600 720〇C χ4 0小時 7 2〇°C x 4 0小時 k 8 1100 900 700 * 640 - 720〇C x2分鐘 1 9 1200 900 700 640 - 720〇C x2分鐘 m 10 1250 900 700 640 - 72〇°C x2分鐘 n 11 1200 880 700 .640 - 720〇C x2分鐘 〇 12 1200 880 700 640 - 720〇C x2分鐘 *:本發明範圍外
第25頁 C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 1241349 五、發明說明（21) 表5 備考 ί 本發明例 比較例 本發明例 本發明例 本發明例 比較例 比較例 本發明例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 淬火後 1 1- 舊沃斯田體粒徑 (βτη) Γ0 00 CM m ι-Η 11 卜 cn 00 CN + m o m 00 CM 卜 CTi 00 CM CTi 卜 -κ σ\ ο 〇 KD ΓΟ ΓΟ cn CsJ 冷卻開始時間：3秒 | 酱"i" !twi? 〇 CM CSJ o Ο ο LO ο CM 〇 CsJ CNJ 〇 cn o CN 〇 ε ο CN 〇 m o σ\ ο ο CNJ ： ο 卜 〇 ro o |拉伸強度 (MPa) ;1470 | !m ! 1250 1 1530 1630 1 I 1270 | 1300 1020 L」90 1 1780 1480 1280 1 1120 ! 1 1080 1 1150 冷卻開始時間：〇.5秒 | 查拜式衝擊吸收 能量（kgm) LO LO 〇 VO CNJ 〇 L〇 VO 〇 CM ο LO 〇 CM 〇 r- CM o CM 〇 cn 卜 ο cn rH o CO o o γΗ Ο m Ο Ο 〇 拉伸強度 (MPa) I 1490 | 1 1530 1 ! 1310 1 1 1580 1 [1680 | | 1390 | 1420 | 1060 | 860 I 1880 | 1520 1 1390 1 1 1440 1 1- 1110 1 I 1340 1 淬火前 1 BN平均粒徑 (ym) CN] CNJ 〇 -K LO o o 卜 CN 〇 t—I Ο o CM 〇 PO CNJ o K r- o o rH o m CM o CNJ <N 〇 卜 CNJ o (Τ\ ι—Η Ο γΗ ΓΟ ο ro ο ο CSJ 1—I o 拉伸強度 (MPa) 4 4 6 1 I.49·5· L心i L.432.…1 L 458 1 L 1 I4.6·1 L-347 L-55!-. LJ.8l 1 498 1 1 460 L—·44·2 I 456 | i-H 1~t Ovl m LO VO r- 00 <Τ\ Ο t—1 J CM j rH I j 鋼板 No. CT3 ja u Ό Q) A Cn •C •H •门 <1 Β c 0 C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第26頁 1241349
1241349 五、發明說明（23) 明小，且B - (1 0. 8 / 1 4 ) N *為本發明範圍外之鋼板N 〇. N，其 舊沃斯田體粒會粗大化，查拜式衝擊吸收能量變低。T i較 本發明範圍高，T i N的平均粒徑較本發明範圍大之鋼板No. 0，其沃斯田體粒徑較本發明範圍小，查拜式衝擊吸收能 量變低。捲繞溫度較本發明範圍高之鋼板No. D，於淬火時 雪明碳體會殘熔其中，查拜式衝擊吸收能量變低。捲繞溫 度較本發明範圍低之鋼板No. F，由於TiN的平均粒徑較本 發明範圍小，舊沃斯田體粒徑較本發明範圍小，若冷卻開 始時間較遲，則查拜式衝擊吸收能量變低。
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第28頁 1241349五、發明說明（24) 6 表 s is ^is-l-x 1^ 匡jgs /8.01)-8 9T0CT0 6T-H0CT 〇 lr)〇〇〇
Lz§ oslT—loo c\]c\]〇〇 〇CNJ〇〇 CSJI00 8I〇〇 〇 〇 〇£〇〇，〇 i S0CT〇 下〇 Γ~ΐοο.〇
0H 〇5 · ο、ΤΝς·ο ΰΐ.〇 ΰ(Ν.〇 ciNS,〇 ΰςι ·〇 〇ΣΓ\Ι·〇 9Τ〇0·〇 0^00-0 ^000-0 i〇 εΓΗ〇〇 s〇〇 oso CNJT00 8T〇〇 〇 8πο〇〇 i s〇oo εο〇·〇 二〇〇.〇 9I〇 TI〇 zs so 900 〇I〇 πτ—l〇 i el〇 C\]T〇 〇 ςι〇·0 -i.〇 ;s〇.o 9c\)〇〇 πε〇〇 πτ〇〇 8S〇 6I0〇 ▽ so i Γ-Ι00 zso 0 K+sLnoo·〇 cslIQo εεοο
ISO 〇 TV· Is
Lns oos ros 880
Los
8S so πΓηο focslI ·0
CN1S so εεο
LnrHo 80〇 εοο (Nt—l〇
CNS i 9o〇 600 0 10·0 ros 600 ιτο CNlIo 0 〇s
loIO 8〇〇 es so
CNJTO vx»I0 0 二ZI ·0 810
Is
CNIO 〇 0 卜I〇.〇 810 .〇
US 〇6
LnLn
OCSJ
LnLn 00
ZL s
LnLO ε 〇 〇 T〇 s I〇 CN10 10 81 0 οε·ο
CNO T〇
COT—I x〇 0
LnI
IT 6c\) 〇 ><—!·〇 io.o -Ιπ·〇 9ΐ·0 IT ·0 〇 0CN1 o
LnI ·〇 ,〇z 疆 01 ΓΗΙ
(NJI ει C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第29頁 1241349 五、發明說明（25) 表7
鋼板 No. 鋼 No. 加熱溫度 rc) rc) 中間溫度 (°C) 捲繞溫度 (°C) 退火條件 A 1 1200 880 690 620 - B 2 1200 900 690 620 - C 3 1250 870 690 610 720〇C x4 0小時 D 3 1250 870 7 8〇 740^ 680〇C X2 0小時 E 4 1200 850 690 620 720〇C X 4 0小時 F 4 1200 850 600 490^ 720〇C χ 4 ◦小時 G 5 1200 900 690 620 - H 6 1200 900 720 660 - I 7 1200 830 660 600 720〇C χ 4 0小日寺 J 8 1250 900 690 620 - K 9 1200 900 690 620 - L 10 1250 900 690 620 一 M 11 1200 880 690 620 - N 12 1200 880 690 620 680〇C x2 0小時 〇 13 1200 880 690 620 - 第30頁 C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 1241349 五、發明說明（26) 表8 備考 本發明例 本發明例 本發明例 比較例 本發明例 比較例 本發明例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 比較例 I比較例 比較例 1 淬火後 1 舊沃斯田體粒徑 ("m) 00 ΓΟ i—1 cn 00 *νΓ 00 t1 卜 CNl rH CM 00 CsJ Π LO -κ ο ί—1 LD + ί—1 ΓΟ σ\ ο I 冷卻開始時間：3秒 | 盛？ Mi cn »ir 5551 恝_ ffir UA3 \Ζί -4EH： 诈丨 on m ο VD 〇 CM if) 〇 kD CsJ 〇 ο ο 00 ο rH Ο ε ο m rH Ο L〇 ο ο Ο m ο LO ο m ο 拉伸強度 (MPa) 1 1420 1 1 1200 1510 LI70 I 1650 ! 1320 1 [1270 L 780 1 I 1810 1480 1240 1060 L1110 —1 ! 1530 丨 870 1 | 冷卻開始時間：〇.5秒 | 裔"i Is LD ID 〇 m o m m o PO o 5 Ο ο 5 Ο 卜 Ο Ο CSJ ο ΙΟ ο 5 Ο LD LO Ο ΓΟ CNJ ο ΡΟ «ςτ 〇 拉伸強度 (MPa) 1 1440 I 1250 | 1580 | 1060 1 1680 1 1460 1 1340 1 1 860 1 1840 1520 1320 1540 1 1490 1580 1300 1 1 淬火前 I TiN平均粒徑 (^m) LD 〇 CM 〇 m C\1 〇 00 o ιπ ι1 ο LO ο ο σ\ ο ο ΙΟ ο CN1 CN Ο ο CS3 CN Ο Ο ιη <Ν ο κ Ο 00 ο 拉伸強度 (MPa) L-,l75·, 1 469 | _HZ_ 1 I32.… L 434 508 1__463 1 — -,ί62-. —493 _^5— 448 1 _I41. 1 467 1 rH CM ro ro ΚΓ LO KD 卜 00 σ% ο γΗ (Μ ΓΟ 1 rH 1 鋼板 No. < CQ u Ί Ί ο 工 Μ Σ ζ 〇 C: \2D-CODE\91 -04\91102062. ptd 第31頁 1241349 五、發明說明（27) 貫施例4 接著以表9所示 以壓延率50%施^ 製造成板厚為 用成分為表Λ ΛΤ 所不之鋼No· 1〜13之鋼 ϋ &行熱札或熱軋後再施行1次退火 冷軋後以表9所示之條件施行最終退火 1 · 2 m m之冷軋細^ w η 綱板。又，於最終退火後施行表皮光軋，u 施
Ra 作成 U±0.1/zm，Ry 作成 6·4±ϋ1 ㈣。再^ 軋’^ 例3同樣的查察。 疋仃興貧 結果示如表1 〇。 與實施例3的熱軋鋼板之情況同樣地’成分、B_ 14)N*、BN的平均粒徑、舊沃斯田體粒徑皆為本發明= 内之鋼板^^、^、^，淬火後可得剩他月以專已圍 拉伸強度，且不受冷卻開始時間影響，可得到安之 kgm以上的查拜式衝擊吸收能量，亦即可得到優昱· 4 R。/ 其是，C、Si、Mn、P、S低，S01.A1 為 Ho (T7f B 為 0.0010 〜0·0 0 2 0% 之鋼板 N〇a、c、d，並杳 乂7/。，
收能量為0 · 5kgm以上，可得到極優異之韌性了 ，街擊π及 另一方面，捲繞溫度低、T i N :之鋼板No. b、g，舊沃斯田體粒徑較本;二:：了範圍 冷卻開始時間較遲，則查拜式衝擊吸收巳圍小，若 優異之韌性。C較本發明範圍低之此里低，無法得到 低。C較本發明範圍高之鋼板….彳，〇· \’拉伸強度 之鋼板No· k，Μη與S較本發明範圍古1與P較本發明範圍高 衝擊吸收能量較低。又，sol A1與鋼板Ν〇·1，查拜式 板No· m，其舊沃斯田體粒徑較二較本發明範圍高之鋼 “範圍小，若冷卻開始 第32頁 C:\2D-CODE\93-04\91j02062.ptd 1241349 五、發明說明（28) 時間較遲，則查拜式衝擊吸收能量變低。B較本發明範圍 低、且B-(10.8/14)N*為本發明範圍外之鋼板No.n，若冷 卻開始時間較遲，會生成肥粒體粒，致韌性變差。T i較本 發明範圍低，T i N的平均粒徑較本發明範圍小，且 B-（ 1 0. 8/1 4 )N*為本發明範圍外之鋼板No. 〇，其舊沃斯田 體粒會粗大化，查拜式衝擊吸收能量變低。T i較本發明範 圍高，TiN的平均粒徑較本發明範圍大之No. p，其舊沃斯 田體粒徑較本發明範圍小，查拜式衝擊吸收能量變低。捲 繞溫度較本發明範圍高之鋼板No. f，於淬火時雪明碳體會 殘熔其中，致查拜式衝擊吸收能量變低。
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第33頁 1241349 五、發明說明（29) 表9 鋼板 No. 鋼 No. 加熱溫度 rc) 終軋溫度 rc) 中間溫度 rc) 捲繞溫度 (°C) 1次退火條件 退火條件 a 1 1200 880 690 620 - 720〇C x2分鐘 b 1 1300 880 570 480 - 720〇C x2分鐘 c 2 1200 900 690 620 - 720〇C x2分鐘 d 3 1250 870 690 - 680〇C x2〇小時 e 4 1200 850 690 620 680〇C x4〇小日寺 680〇C X4 0小時 f 4 1200 850 780 740* - 720〇C x4 0小時 g 4 1200 850 580 490^ 680〇C χ 4 0小時 720〇C x4〇小時 h 5 1200 900 690 620 - 720〇C x2分鐘 i 6 1200 900 720 660 - 720〇C x2分鐘 j 7 1200 830 660 600 720〇C x4 0小時 720〇C x4 0小時 k 8 1250 900 690 620 - 720〇C x2分鐘 1 9 1200 900 690 620 - 7 20°C x2分鐘 m 10 1250 900 690 620 - 720〇C χ2分鐘 n 11 1200 880 690 620 - 7 20〇C x2分鐘 〇 12 1200 880 690 620 680〇C x2 0小時 680〇C x4 0小時 P 13 1200 880 690 620 - 720〇C x2分鐘
*:本發明範圍外
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第34頁 1241349 五、發明說明（30) 表10 備考 本發明例 比較例 本發明例 本發明例 本發明例 比較例 比較例 本發明例 比較例 比較例 丨比較例 I比較例 1比較例 比較例 比較例 比較例 1 淬火後 1 舊沃斯田體粒徑 (βΐη) (T\ (Ν *~i CO 1—1 L〇 ti <Ts CM m K PO 1—~I Ο m 卜 CN ϊ1 ς〇ι L〇 VO + CM 1—I rH VO K (M LO 卜 Ο | 冷卻開始時間：3秒 | 查拜式衝擊吸收 能量（kgm> un ο to CNJ o m O s o o <r o rH CNJ o o C\1 〇 s o σ\ o 00 ο ο VO ο ο L〇 Ο rM o 卜 o f—t 〇 拉伸強度 (MPa) 1430 1480 1210 I 1530 I 1680 I 1300 ] ! 1320 I 1250 ! 770 1880 1 1470 1 ! 1230 I 1070 1 1 1090 I 1540 I 860 | | 冷卻開始時間：0.5秒 | 551 ίπ Μ μ- 33 vTi <nc Ο CsJ L〇 o 00 〇 CNJ LO 〇 rH 〇 〇 00 m o 〇 卜 卜 ο rH Ο ΓΟ ο ο CT\ ο V£) Ln o *^r CM 〇 5 o 拉伸強度 (MPa) 1 1470 1 | 1520 I 1250 | 1590 1700 | 1420 | 1440 | L 13—60 | 840 1 1910 1 [1510 1 1 1340 1 j 1530 1 1470 | [ 1560 1 1290 1 丨 淬火前 1 TiN平均粒徑 (//m) i—i 〇 m o o 1—I 〇 m CM o 卜 o ID rH 〇 + 〇 o 00 o o 1~I ο CM Ο cn Ο Ο Ο CN Ο CM CM 〇 C\I 〇 + in O o 00 卜 o 拉伸強度 (MPa) LJ37. 1 458 I 457 I ! 434 1 447 1 516 1 510 1 442 1 348 1 531 ] 443 1 479 1 452 | 433 | 432 1 452 | 1ί t1 (M Γ0 ID Γ- CO Ο"» o rH CM fO rH 鋼板 No. iT3 u Ό 0) CP JC •Η •门 Μ γΗ g c 0 a C: \2D-CODE\91 -04\91102062. ptd 第35頁 1241349 圖式簡單說明 圖1為表示高頻淬火方法之圖。 圖2為表示用於查拜式衝擊試驗（Charpy Impact Test) 之試驗片的形狀之圖。 圖3為表示查拜式衝擊吸收能量與冷卻開始時間、1 4B/ (10. 8N)之間的關係之圖。 圖4為表示查拜式衝擊吸收能量與冷卻開始時間、B-(10. 8M4)N*之間的關係之圖。
C:\2D-CODE\91-04\91102062.ptd 第36頁

Claims (1)

  1. 1 · 一種薄鋼板之製造方法，其係包含下述步驟者： 熱軋步驟：對本質上係由以質量％計之c:0.15〜0.3 Sl : 1 0% 以下、Μη:2· 5% 以下、Ρ··〇· 1% 以下、s:〇· 〇3% 以 〇、 下、sol· A1 :〇· 01 〜〇· 1%、Ν:〇· 〇〇〇5 〜〇· 〇〇5〇%、β: 〜0.0 050%、及其餘部分為Fe所構成，且l4B/(i〇8趵 3 0.5以上之厚鋼板，於Ar3相變點以上的溫度進行者；及 捲繞步驟：熱軋後，於61〇〜72〇它下進行者。 2 · —種薄鋼板之製造方法，其係包含下述步驟者： 熱軋步驟：對本質上係由以質量％計之c:〇. 15〜〇, 3了％、 31:1.〇%以下、如：25%以下、？：〇1%以下、^〇〇3%以0、 下、sol· A1 :〇· ο!〜〇· 1%、Ν:0· 0 0 0 5 〜〇· 〇〇5〇%、B 〇 〜0·00 50%、Cr:0.05〜0·30%、及其餘部分為以所構成， 且14Β/(1〇·8Ν)為〇·5以上之厚鋼板，於Ar3相變點以上的 溫度進行者；及 的 捲繞步驟：熱軋後，於6 10〜720 t下進行者。 3 · —種薄鋼板之製造方法，其係包含下述步驟者： 熱軋步驟：對本質上係由以質量％計之c:〇· 15〜〇· 37%、 h : 1· 0% 以下、Μη:2· 5% 以下、P:〇· 1% 以下、s:〇·03% 以 T、sol.Al:0.〇l〜〇.l%、N:0.0〇〇5〜〇.〇〇50%、Ti:〇.〇〇5 〜0·05%、Β:0·0 0 03〜0.0 0 50°/。、及其餘部分為Fe所構成， 且滿足Β-(10·8/14)Ν*^0·0005%之厚鋼板，於Ar3相變點 以上的溫度進行者；及 ” 捲繞步驟：熱軋後，於6 10〜720 °c下進行者； 唯，N* = N- (14/48)Ti，N為負數時，定為N* = 〇。
    1241349 _案號91102062_年月日 修正 _ 六、申請專利範圍 4. 一種薄鋼板之製造方法，其係包含下述步驟者： 熱軋步驟：對本質上係由以質量％計之C : 0. 1 5〜0. 3 7%、 Si:1. 0% 以下、Μη : 2. 5% 以下、P:0· 1% 以下、S:0. 03% 以 下、sol. Α1 : 0· 01 〜0· 10/〇、Ν: 0· 0 0 0 5 〜0· 0 0 5 0%、Ti : 0· 005 〜0.05%、B:0.0 0 0 3 〜0.0 0 5 0%、Cr:0.05 〜0.30%、及其餘 部分為Fe所構成，且滿足B-(10.8/14)N*2 0.0 0 0 5%之厚鋼 板，於Ar3相變點以上的溫度進行者；及 捲繞步驟：熱軋後，於61 0〜72 0 °C下進行者； 其中，N*二N-(14/48)Ti，N為負數時，作為N* = 0。 5. 如申請專利範圍第1項之薄鋼板之製造方法，其係更 進一步含有在酸洗後於640 °C以上至Acl相變點以下的溫度 間進行退火之步驟。 6. 如申請專利範圍第2項之薄鋼板之製造方法，其係更 進一步含有在酸洗後於640 °C以上至Acl相變點以下的溫度 間進行退火之步驟。 7. 如申請專利範圍第3項之薄鋼板之製造方法，其係更 進一步含有在酸洗後於640 °C以上至Acl相變點以下的溫度 間進行退火之步驟。 8. 如申請專利範圍第4項之薄鋼板之製造方法，其係更 進一步含有在酸洗後於640 °C以上至Acl相變點以下的溫度 間進行退火之步驟。 9. 如申請專利範圍第1項之薄鋼板之製造方法，其係更 進一步含有在酸洗後之：壓延率為3 0 %以上之冷軋步驟； 與於6 4 0 °C以上至Acl相變點以下的溫度間進行退火之步
    C:\ 總檔\91\91102062\91102062(替換）-2.ptc 第38頁 1241349 _案號91102062_年月日 修正 -_ 六、申請專利範圍 驟。 1 0.如申請專利範圍第2項之薄鋼板之製造方法，其係更 進一步含有在酸洗後之：壓延率為3 0 %以上之冷軋步驟； 與於6 4 0 °C以上至Acl相變點以下的溫度間進行退火之步 驟。 11.如申請專利範圍第3項之薄鋼板之製造方法，其係更 ‘ 進一步含有在酸洗後之：壓延率為3 0 %以上之冷軋步驟； 與於6 4 0 °C以上至Acl相變點以下的溫度間進行退火之步 驟。 ' 1 2 .如申請專利範圍第4項之薄鋼板之製造方法，其係更 _ 進一步含有在酸洗後之：壓延率為3 0 %以上之冷軋步驟； 與於6 4 0 °C以上至Acl相變點以下的溫度間進行退火之步 驟0
    C:\總檔\91\91102062\91102062(替換）-2. ptc 第39頁
TW091102062A 2001-02-07 2002-02-06 Method for manufacturing steel sheet TWI241349B (en)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2001030355 2001-02-07
JP2001030354 2001-02-07
JP2001268315A JP3952714B2 (ja) 2001-02-07 2001-09-05 焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP2001268316A JP4123748B2 (ja) 2001-02-07 2001-09-05 焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
TWI241349B true TWI241349B (en) 2005-10-11

Family

ID=27482030

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW091102062A TWI241349B (en) 2001-02-07 2002-02-06 Method for manufacturing steel sheet

Country Status (6)

Country Link
US (1) US6767417B2 (zh)
EP (1) EP1359235A4 (zh)
KR (1) KR100513991B1 (zh)
CN (1) CN1232672C (zh)
TW (1) TWI241349B (zh)
WO (1) WO2002063058A1 (zh)

Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2005031021A1 (ja) * 2003-09-29 2005-04-07 Jfe Steel Corporation 鋼製の機械構造用部品、その素材、およびその製造方法
US7717976B2 (en) * 2004-12-14 2010-05-18 L&P Property Management Company Method for making strain aging resistant steel
WO2008000300A1 (en) * 2006-06-29 2008-01-03 Tenaris Connections Ag Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same
DK3290200T3 (da) 2006-10-30 2022-01-03 Arcelormittal Coatede stålstrimler, fremgangsmåder til fremstilling heraf, fremgangsmåder til anvendelse heraf, udstansning af emner fremstillet heraf, udstansede produkter fremstillet heraf og fremstillede produkter, der indeholder et sådant udstanset produkt
MX2007004600A (es) * 2007-04-17 2008-12-01 Tubos De Acero De Mexico S A Un tubo sin costura para la aplicación como secciones verticales de work-over.
US7862667B2 (en) * 2007-07-06 2011-01-04 Tenaris Connections Limited Steels for sour service environments
KR100967030B1 (ko) * 2007-11-07 2010-06-30 주식회사 포스코 딥 드로잉용 고장력강 및 그 제조방법
MX2010005532A (es) * 2007-11-19 2011-02-23 Tenaris Connections Ltd Acero bainítico de alta resistencia para aplicaciones octg.
MX2009012811A (es) * 2008-11-25 2010-05-26 Maverick Tube Llc Procesamiento de desbastes delgados o flejes compactos de aceros al boro/titanio.
JP5272714B2 (ja) * 2008-12-24 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 製缶用鋼板の製造方法
JP5382421B2 (ja) * 2009-02-24 2014-01-08 株式会社デルタツーリング 高強度高靱性薄肉鋼の製造方法及び熱処理装置
JP6010730B2 (ja) * 2009-05-29 2016-10-19 日産自動車株式会社 高延性ダイクエンチによる高強度成形品及びその製造方法
US20100319814A1 (en) * 2009-06-17 2010-12-23 Teresa Estela Perez Bainitic steels with boron
EP2325435B2 (en) 2009-11-24 2020-09-30 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
IT1403689B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri.
IT1403688B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio con pareti spesse con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensione da solfuri.
US8414715B2 (en) 2011-02-18 2013-04-09 Siderca S.A.I.C. Method of making ultra high strength steel having good toughness
US8636856B2 (en) 2011-02-18 2014-01-28 Siderca S.A.I.C. High strength steel having good toughness
JP2014521833A (ja) * 2011-07-25 2014-08-28 マグナ インターナショナル インコーポレイテッド 薄鋼板の局所的熱処理による生産物及びプロセス
EP2801636B1 (en) * 2012-01-05 2018-08-01 JFE Steel Corporation High carbon hot-rolled steel sheet and method for producing same
JP6001883B2 (ja) 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
US9340847B2 (en) 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same
US9970242B2 (en) 2013-01-11 2018-05-15 Tenaris Connections B.V. Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe
US9187811B2 (en) 2013-03-11 2015-11-17 Tenaris Connections Limited Low-carbon chromium steel having reduced vanadium and high corrosion resistance, and methods of manufacturing
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
JP6144417B2 (ja) 2013-06-25 2017-06-07 テナリス・コネクシヨンズ・ベー・ブイ 高クロム耐熱鋼
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
US10434554B2 (en) 2017-01-17 2019-10-08 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string
EP3797176A1 (de) * 2018-05-22 2021-03-31 ThyssenKrupp Steel Europe AG Aus einem stahl geformtes blechformteil mit einer hohen zugfestigkeit und verfahren zu dessen herstellung

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4397699A (en) * 1980-05-27 1983-08-09 Nippon Steel Corporation Process for producing deep-drawing cold rolled steel strip by continuous annealing
JPS60238424A (ja) 1984-05-12 1985-11-27 Nippon Steel Corp 部分硬化鋼板の製造方法
JPH01161272A (ja) 1987-12-18 1989-06-23 Canon Inc 画像形成装置
JP3314833B2 (ja) * 1993-10-18 2002-08-19 新日本製鐵株式会社 加工性の優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP2979030B2 (ja) 1993-11-08 1999-11-15 日本鋼管株式会社 高エネルギー密度ビーム照射による硬化性と成形性に優れた鋼板およびその製造方法
JPH08269615A (ja) * 1995-03-27 1996-10-15 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性にすぐれる急速加熱焼入れ用熱延鋼板及びその用途と製造方法
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
JP4214330B2 (ja) * 1998-11-17 2009-01-28 住友金属工業株式会社 成形性および焼入れ性にすぐれた鋼板とその製造方法
JP2000248338A (ja) * 1998-12-28 2000-09-12 Kobe Steel Ltd 焼入部の靱性に優れた高周波焼入用鋼板、高周波焼入強化部材およびその製造方法
JP3921040B2 (ja) * 2000-08-08 2007-05-30 新日本製鐵株式会社 加工性の優れた高炭素鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN1455821A (zh) 2003-11-12
WO2002063058A1 (fr) 2002-08-15
KR100513991B1 (ko) 2005-09-09
EP1359235A1 (en) 2003-11-05
US20030121576A1 (en) 2003-07-03
US6767417B2 (en) 2004-07-27
CN1232672C (zh) 2005-12-21
EP1359235A4 (en) 2005-01-12
KR20020082889A (ko) 2002-10-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI241349B (en) Method for manufacturing steel sheet
CN114015933B (zh) 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法
EP3394299B1 (en) Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
EP2660345B1 (en) Molding member, and method for manufacturing same
EP2138596B1 (en) Steel sheet for use in can, and method for production thereof
EP2581465B1 (en) Hot-stamp-molded article, process for production of steel sheet for hot stamping, and process for production of hot-stamp-molded article
KR101247862B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
EP2995696B1 (en) Hot stamping product with enhanced toughness and method for manufacturing same
EP3128026B1 (en) High-strength cold rolled steel sheet exhibiting excellent material-quality uniformity, and production method therefor
WO2012157581A1 (ja) ホットスタンプ成形品、ホットスタンプ成形品の製造方法、エネルギ吸収部材、及びエネルギ吸収部材の製造方法
KR101767780B1 (ko) 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20070061859A (ko) 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
TW201102444A (en) High strength galvanized steel sheet having excellent formability, weldability and fatigue property and method for manufacturing the same
KR20160145656A (ko) 높은 항복 강도를 갖는 냉간-압연 판상 강 제품을 제조하기 위한 방법 및 판상 냉간-압연 강 제품
JP2016531200A (ja) 高強度および高成形鋼を用いたスポット溶接継手ならびにその製造方法
KR102020407B1 (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
US11629389B2 (en) Steel material for taylor welded blank and method for manufacturing hot-stamped part using same steel
EP3828301B1 (en) High-strength steel sheet having excellent impact resistant property and method for manufacturing thereof
EP1867746A1 (en) Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method for producing same
TW201137171A (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and spot weldability and process for producing same
EP3724359B1 (de) Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hohem kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem bake-hardening potential und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
JP4123748B2 (ja) 焼入れ後の衝撃特性に優れる薄鋼板およびその製造方法
JP3602471B2 (ja) 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP4265582B2 (ja) 焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
KR102075216B1 (ko) 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees