TWI509086B - High carbon steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents
High carbon steel sheet and manufacturing method thereof Download PDFInfo
- Publication number
- TWI509086B TWI509086B TW103135835A TW103135835A TWI509086B TW I509086 B TWI509086 B TW I509086B TW 103135835 A TW103135835 A TW 103135835A TW 103135835 A TW103135835 A TW 103135835A TW I509086 B TWI509086 B TW I509086B
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- less
- iron
- steel sheet
- content
- carbon
- Prior art date
Links
- 229910000677 High-carbon steel Inorganic materials 0.000 title claims description 66
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 18
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 239
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 132
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 132
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 116
- QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N methylidyneiron Chemical compound [C].[Fe] QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 75
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 58
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 33
- 210000001161 mammalian embryo Anatomy 0.000 claims description 25
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 24
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 20
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 17
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 16
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 15
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 15
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 15
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 15
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 241000220286 Sedum Species 0.000 claims description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 97
- 238000012669 compression test Methods 0.000 description 53
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 38
- 229910001347 Stellite Inorganic materials 0.000 description 30
- AHICWQREWHDHHF-UHFFFAOYSA-N chromium;cobalt;iron;manganese;methane;molybdenum;nickel;silicon;tungsten Chemical compound C.[Si].[Cr].[Mn].[Fe].[Co].[Ni].[Mo].[W] AHICWQREWHDHHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 30
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 25
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 20
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 19
- 241000894007 species Species 0.000 description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 15
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 14
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 14
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 13
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 11
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 10
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 9
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 9
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 8
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 8
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 8
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 7
- 229910021647 smectite Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 6
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 6
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- HGPWUQTUKGXTBS-UHFFFAOYSA-N [C].[S].[Fe] Chemical compound [C].[S].[Fe] HGPWUQTUKGXTBS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 5
- QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N Sulfuric acid Chemical compound OS(O)(=O)=O QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 4
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 4
- 230000009471 action Effects 0.000 description 3
- 239000000853 adhesive Substances 0.000 description 3
- 230000001070 adhesive effect Effects 0.000 description 3
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 3
- 229910001141 Ductile iron Inorganic materials 0.000 description 2
- KJTLSVCANCCWHF-UHFFFAOYSA-N Ruthenium Chemical compound [Ru] KJTLSVCANCCWHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000011324 bead Substances 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 2
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 2
- 230000029052 metamorphosis Effects 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 2
- 125000004430 oxygen atom Chemical group O* 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241000446313 Lamella Species 0.000 description 1
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N Nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000001464 adherent effect Effects 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- CREMABGTGYGIQB-UHFFFAOYSA-N carbon carbon Chemical compound C.C CREMABGTGYGIQB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011203 carbon fibre reinforced carbon Substances 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 239000003337 fertilizer Substances 0.000 description 1
- 239000008187 granular material Substances 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 229910017604 nitric acid Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 239000010081 sangu Substances 0.000 description 1
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 238000010792 warming Methods 0.000 description 1
- 239000002699 waste material Substances 0.000 description 1
- 238000001238 wet grinding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本發明係有關於一種謀求提升成形性之高碳鋼板及其製造方法。
高碳鋼板係被使用在汽車的鏈條、齒輪及離合器等的驅動系零件、鋸和切削工具等各種鋼鐵製品。在製造該等鋼鐵製品時，係進行高碳鋼板的成形及熱處理。就成形而言，係進行衝孔加工、拉伸加工、壓縮加工、剪切加工等，就熱處理而言，係進行淬火、回火、滲碳(carburization)、氮化、軟氮化等。因為相較於軟鋼板的強度水準，高碳鋼板的強度水準係較高，所以相較於軟鋼板的成形所使用的模具，在高碳鋼板的成形所使用的模具係較容易損耗。又，高碳鋼板在成形中亦比軟鋼板容易產生裂紋。
為了抑制模具損耗，提升高碳鋼板表面的潤滑性係有效的，為了抑制在成形中產生裂紋，高碳鋼板的軟質化係有效的。因此，有提案揭示以提升潤滑性和軟質化作為目的之技術(專利文獻1~5)。
但是，該等先前技術係帶來成本的顯著增加，乃
是不佳。
在專利文獻6係記載一種以提升衝孔性作為目的之碳鋼板，在專利文獻7係記載一種以提升成形性作為目的之高碳鋼板，但是採用該等亦無法得到充分的成形性。
專利文獻1：日本特開2010-174252號公報
專利文獻2：日本特開2009-215612號公報
專利文獻3：日本特開2011-168842號公報
專利文獻4：日本特開2010-255066號公報
專利文獻5：日本特開2000-34542號公報
專利文獻6：日本特開2000-265240號公報
專利文獻7：日本特開平10-147816號公報
本發明之目的係提供一種在避免成本的顯著增加之同時，能夠得到良好的成形性之高碳鋼板及其製造方法。
為了解決上述課題，本發明者等重複專心研討的結果，得到使高碳鋼板含有預定量的B；使在表面之肥粒鐵的微摩擦係數為預定；及使雪明碳鐵的態樣為預定係重要的之知識。而且，亦得到為了製造此種高碳鋼板，將熱軋
及退火的條件看作所謂的一貫步驟且使該等成為預定係重要的之知識。而且，本申請發明者等係基於該等知識而想出如以下所顯示之本發明的各種態樣。
(1)一種高碳鋼板，其特徵在於具有下述表示之化學組成：以質量%計，C：0.30%~0.70%、Si：0.07%~1.00%、Mn：0.20%~3.00%、Ti：0.010%~0.500%、Cr：0.01%~1.50%、B：0.0004%~0.0035%、P：0.025%以下、Al：0.100%以下、S：0.0100%以下、N：0.010%以下、Cu：0.500%以下、Nb：0.000%~0.500%、Mo：0.000%~0.500%、V：0.000%~0.500%、W：0.000%~0.500%、Ta：0.000%~0.500%、Ni：0.000%~0.500%、Mg：0.000%~0.500%、
Ca：0.000%~0.500%、Y：0.000%~0.500%、Zr：0.000%~0.500%、La：0.000%~0.500%、Ce：0.000%~0.500%，且剩餘部分：Fe及不純物；並且具有下述表示之組織：雪明碳鐵的球狀化率：80%以上，且雪明碳鐵的平均粒徑：0.3μ
m~2.2μ
m；又在表面的肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。
(2)如(1)之高碳鋼板，其中前述化學組成中：Nb：0.001%~0.500%、Mo：0.001%~0.500%、V：0.001%~0.500%、W：0.001%~0.500%、Ta：0.001%~0.500%、Ni：0.001%~0.500%、Mg：0.001%~0.500%、Ca：0.001%~0.500%、Y：0.001%~0.500%、Zr：0.001%~0.500%、La：0.001%~0.500%、或Ce：0.001%~0.500%，或是該等的任意組合成立。
(3)一種高碳鋼板之製造方法，其特徵在於具有以下步驟：進行鋼胚的熱軋而製得熱軋鋼板之步驟；及進行前述熱軋鋼板的酸洗，且在前述酸洗之後，進行前述熱軋鋼板的退火之步驟；其中前述鋼胚具有下述表示之化學組成：以質量%計，C：0.30%~0.70%、Si：0.07%~1.00%、Mn：0.20%~3.00%、Ti：0.010%~0.500%、Cr：0.01%~1.50%、B：0.0004%~0.0035%、P：0.025%以下、Al：0.100%以下、S：0.0100%以下、N：0.010%以下、Cu：0.500%以下、Nb：0.000%~0.500%、Mo：0.000%~0.500%、V：0.000%~0.500%、W：0.000%~0.500%、Ta：0.000%~0.500%、Ni：0.000%~0.500%、
Mg：0.000%~0.500%、Ca：0.000%~0.500%、Y：0.000%~0.500%、Zr：0.000%~0.500%、La：0.000%~0.500%、Ce：0.000%~0.500%，且剩餘部分：Fe及不純物；又前述進行熱軋之步驟中，係將鋼胚加熱溫度設為1000℃以上且小於1150℃，將精加工輥軋溫度設為830℃以上且950℃以下，且將捲取溫度設為450℃以上且700℃以下；又前述進行退火之步驟具有以下步驟：將前述熱軋鋼板保持在730℃以上且770℃以下的溫度3小時以上且60小時以下之步驟；其次，將前述熱軋鋼板以1℃/hr以上且60℃/hr以下的冷卻速度冷卻至650℃為止之步驟。
(4)如(3)之高碳鋼板之製造方法，其中前述化學組成中：Nb：0.001%~0.500%、Mo：0.001%~0.500%、V：0.001%~0.500%、W：0.001%~0.500%、Ta：0.001%~0.500%、Ni：0.001%~0.500%、
Mg：0.001%~0.500%、Ca：0.001%~0.500%、Y：0.001%~0.500%、Zr：0.001%~0.500%、La：0.001%~0.500%、或Ce：0.001%~0.500%，或是該等的任意組合成立。
依照本發明，因為將B含量、在表面的肥粒鐵的微摩擦係數等設為適當者，所以在避免成本的顯著增加之同時，能夠得到良好的成形性。
11、31‧‧‧肥粒鐵
12‧‧‧沃斯田鐵
13‧‧‧B原子
14‧‧‧共價鍵
15‧‧‧鋼板表面
16‧‧‧O原子
32‧‧‧雪明碳鐵
33‧‧‧瑕疵
圖1係顯示肥粒鐵的微摩擦係數與B含量之關係之圖。
圖2係顯示肥粒鐵的微摩擦係數與在模具或高碳鋼板產生瑕疵為止的沖壓次數之關係之圖。
圖3A係顯示測定微摩擦係數前之高碳鋼板表面之顯微鏡照片。
圖3B係顯示測定微摩擦係數後之高碳鋼板表面之顯微鏡照片。
圖4係顯示從熱軋至冷卻為止之間的溫度變化之示意圖。
圖5A係顯示在時點tA之組織之示意圖。
圖5B係顯示在時點tB之組織之示意圖。
圖5C係顯示在時點tC之組織之示意圖。
圖5D係顯示在時點tD之組織之示意圖。
圖5E係顯示在時點tE之組織之示意圖。
圖6A係顯示鋼胚加熱溫度為大於1150℃時之組織之圖。
圖6B係顯示鋼胚加熱溫度為小於1000℃時之組織之圖。
圖6C係顯示退火保持溫度為小於730℃時之組織之圖。
圖6D係顯示退火保持溫度為大於770℃時或退火保持時間為大於60小時時之組織之圖。
圖6E係顯示退火保持溫度為小於3小時的情況之組織之圖。
圖6F係顯示冷卻速度為小於1℃/hr的情況之組織之圖。
圖6G係顯示冷卻速度為大於60℃/hr的情況之組織之圖。
圖7係針對在第1實驗或第3實驗之實施例的一部分之肥粒鐵的微摩擦係數與B含量的關係之圖。
以下，說明本發明的實施形態。
首先，說明在本發明的實施形態之高碳鋼板及其製造所所使用的鋼胚(鋼塊)之化學組成。詳細係後述，本發
明的實施形態之高碳鋼板係經過鋼胚的熱軋及退火等而製造。因此，高碳鋼板及鋼胚的化學組成，係不僅是考慮高碳鋼板的特性，而且亦考慮該等的處理。在以下的說明，在高碳鋼板及其製造所使用的鋼胚所含有的各元素之含量單位之「%」，係只要是未預先告知，就意味著「質量%」。
在本實施形態之高碳鋼板及其製造所使用之鋼胚，係具有下述表示之化學組成：C：0.30%~0.70%、Si：0.07%~1.00%、Mn：0.20%~3.00%、Ti：0.010%~0.500%、Cr：0.01%~1.50%、B：0.0004%~0.0035%、P：0.025%以下、Al：0.100%以下、S：0.0100%以下、N：0.010%以下、Cu：0.500%以下、Nb：0.000%~0.500%、Mo：0.000%~0.500%、V：0.000%~0.500%、W：0.000%~0.500%、Ta：0.000%~0.500%、Ni：0.000%~0.500%、Mg：0.000%~0.500%、Ca：0.000%~0.500%、Y：0.000%~0.500%、Zr：0.000%~0.500%、La：0.000%~0.500%、及Ce：0.000%~0.500%，且剩餘部分：Fe及不純物。作為不純物，能夠例示在礦石、廢料等的原材料所含有者、及在製造步驟所者。例如在使用廢料作為原材料時，Sn、Sb或是As或該等的任意組合係有混入0.003%以上之情況。但是任一含量為0.03%以下時，因為不阻礙本實施形態的效果，所以能夠容許作為不純物。又，O係能夠容許以0.0025%為限度的方式作為不純物。O係形成氧化物，氧化物凝聚而粗大化時，無法得到充分的成形性。因此，O含量係越低越佳，但是將O含量減低至小於0.0001%為止係在技術上有困難。
(C：0.30%~0.70%)
因為C係與Fe鍵結而形成摩擦係數較小的雪明碳鐵，所以是用以確保高碳鋼板的大潤滑性之重要元素。C含量小於0.30%時，雪明碳鐵的量不足而無法得到充分的潤滑性，致使在成形中與模具產生黏附。因此，C含量係設為0.30%以上，較佳是設為0.35%以上。C含量大於0.70%時，雪明碳鐵的量變為過剩，在成形中容易產生以雪明碳鐵作為起點之裂紋。因此，C含量係設為0.70%以下，較佳是設為0.65%以下。
(Si：0.07%~1.00%)
Si係具有作為脫氧劑之作用，又，係抑制雪明碳鐵在退火中過剩的粗大化之有效的元素。Si含量小於0.07%時，無法充分地得到利用上述作用之效果。因此，Si含量係設為0.07%以上，較佳是設為0.10%以上。Si含量大於1.00%時，肥粒鐵的延展性低，在成形中容易產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。因此，Si含量係設為1.00%以下，較佳是設為0.80%以下。
(Mn：0.20%~3.00%)
Mn係控制波來鐵變態之重要元素。Mn含量小於0.20%時，利用上述作用之效果係無法充分地得到。亦即，Mn含量小於0.20%時，在二相區域退火後之冷卻過程產生波來鐵變態致使雪明碳鐵的球狀化率。因此，Mn含量係設為0.20%以上，較佳是設為0.25%以上。Mn含量大於3.00%時，肥粒鐵的延展性低，在成形中容易產生以肥粒鐵的粒內裂紋作
為起點之裂紋。因此，Mn含量係設為3.00%以下，較佳是設為2.00%以下。
(Ti：0.010%~0.500%)
Ti係在熔鋼階段形成氮化物，來防止形成BN之有效的元素。Ti含量小於0.010%時，無法充分地得到利用上述作用之效果。因此，Ti含量係設為0.010%以上，較佳是設為0.040%以上。Ti含量大於0.500%時，在成形中容易產生以粗大的Ti氧化物作為起點之裂紋。這是因為在連續鑄造中形成粗大的Ti氧化物且被捲入鋼胚的內部之緣故。因此，Ti含量係設為0.500%以下，較佳是設為0.450%以下。
(Cr：0.01%~1.50%)
Cr係與N的親和力高且是抑制BN的形成之有效的元素，又，亦是對於控制波來鐵變態之有效的元素。Cr含量小於0.01%時，無法充分地得到利用上述作用之效果。因此，Cr含量係設為0.01%以上，較佳是設為0.05%以。Cr含量大於1.50%時，退火中之雪明碳鐵的球狀化係受到阻礙且雪明碳鐵的粗大化係大幅度地受到抑制。因此，Cr含量係設為1.50%以下，較佳是設為0.90%以下。
(B：0.0004%~0.0035%)
B係使在高碳鋼板的表面的肥粒鐵的微摩擦係數降低之元素。後述的退火中，B亦是在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面的偏析及濃化，而抑制成形中在該界面之剝離且防止產生裂紋之有效的元素。B含量小於0.0004%時，無法充分地得到利用上述作用之效果。因此，B含量係設為0.0004%以上，
較佳是設為0.0008%以上。B含量大於0.0035%時，在成形中容易產生以Fe和B的碳化物等的硼化物作為起點之裂紋。
因此，B含量係設為0.0035%以下，較佳是設為0.0030%以下。
圖1係顯示肥粒鐵的微摩擦係數與B含量之關係
之圖。如圖1所顯示，相較於B含量小於0.0004%時，B含量為0.0004%以上時之肥粒鐵的微摩擦係數係顯著地較低。作為肥粒鐵的微摩擦係數越低，能夠抑制模具的損耗之理由，係如後述，能夠推測係因為在高碳鋼板的表面形成較硬的B膜之緣故。又，能夠推測在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面偏析及濃化後的B亦是使該界面的強度提升而能夠抑制高碳鋼板產生裂紋且抑制裂紋所帶來的模具損耗之原因之一。
(P：0.025%以下)
P不是必要元素，例如在鋼板中以不純物的方式含有。P係在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面強烈地產生偏析，而阻礙B在該界面的偏析且在該界面引起剝離。因此，P含量係越低越佳。特別是P含量大於0.025%時，不良影響係變為顯著。
因此，P含量係設為0.025%。又，P含量減低係花費精煉成本，欲減低至小於0.0001%為止時，精煉成本係顯著地上升。
因此，P含量亦可設為0.0001%以上。
(Al：0.100%以下)
Al係具有在製鋼階段作為脫氧劑之作用且是N的固定之有效的元素，但不是高碳鋼板的必要元素，例如鋼板中以不純物的方式含有。Al含量大於0.100%時，肥粒鐵的延
展性低，在成形中容易產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋，又，強度係變為過剩且引起成形荷重的增加。因此，Al含量係設為0.100%以下。高碳鋼板的Al含量小於0.001%時，亦有N的固定不充分之情形。因此，Al含量亦可設為0.001%以上。
(S：0.0100%以下)
S不是必要元素，例如在鋼板中以不純物的方式含有。S係形成MnS等的粗大的非金屬夾雜物且使成形性變差。因此，S含量係越低越佳。特別是S含量大於0.0100%時，不良影響係變為顯著。因此，S含量係設為0.0100%以下。又，S含量的減低係花費精煉成本，欲小於至0.0001%為止時，精煉成本係顯著地上升。因此，S含量亦可設為0.0001%以上。
(N：0.010%以下)
N不是必要元素，例如在鋼板中以不純物的方式含有。N係由於形成BN而使B的固熔量低落且引起模具的黏附及在成形中產生裂紋等。因此，N含量係越低越佳。特別是N含量大於0.010%時，不良影響係變為顯著。因此，N含量係設為0.010%以下。又，N含量減低係花費精煉成本，欲減低至小於0.001%為止時、精煉成本係顯著地。因此，N含量亦可設為0.001%以上。
(Cu：0.000%~0.500%)
Cu不是必要元素，例如從廢料等混入且在鋼板中以不純物的方式含有。Cu係引起強度上升及熱脆性。因此，Cu含量係越低越佳。特別是Cu含量大於0.500%時，不良影響
係變為顯著。因此，Cu含量係設為0.500%以下。又，為了減低Cu含量係花費精煉成本，欲減低至小於0.001%為止時，精煉成本係顯著地上升。因此，Cu含量亦可設為0.001%以上。
Nb、Mo、V、W、Ta、Ni、Mg、Ca、Y、Zr、
La及Ce不是必要元素，而是在高碳鋼板及鋼胚中亦可有限度地適當地含有預定量之任意元素。
(Nb：0.000%~0.500%)
Nb係形成氮化物且是抑制BN的形成之有效的元素。因此，亦可含有Nb。但是，Nb含量大於0.500%時，肥粒鐵的延展性低且無法得到充分的成形性。因此，Nb含量係設為0.500%以下。為了確實地利用上述作用之效果，Nb含量係較佳為0.001%以上。
(Mo：0.000%~0.500%)
Mo係提升淬火性之有效的元素。因此，亦可含有Mo。但是，Mo含量大於0.500%時，肥粒鐵的延展性低且無法得到充分的成形性。因此，Mo含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果Mo含量係較佳為0.001%以上。
(V：0.000%~0.500%)
V係與Nb同樣地形成氮化物且是抑制BN的形成之有效的元素。因此，亦可含有V。但是，V含量大於0.500%時，肥粒鐵的延展性低且無法得到充分的成形性。因此，V含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果，
V含量係較佳為0.001%以上。
(W：0.000%~0.500%)
W係與Mo同樣地是提升淬火性之有效的元素。因此，亦可含有W。但是，W含量大於0.500%時，肥粒鐵的延展性低且無法得到充分的成形性。因此，W含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果，W含量係較佳為0.001%以上。
(Ta：0.000%~0.500%)
Ta係與Nb及V同樣地形成氮化物且是抑制BN的形成之有效的元素。因此，亦可含有Ta。但是，Ta含量大於0.500%時，肥粒鐵的延展性低且無法得到充分的成形性。因此，Ta含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果，Ta含量係較佳為0.001%以上。
(Ni：0.000%~0.500%)
Ni係提升韌性及提升淬火性之有效的元素。因此，亦可含有Ni。但是，Ni含量大於0.500%時，肥粒鐵的微摩擦係數變高，致使與模具容易產生黏附。因此，Ni含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果、Ni含量係較佳為0.001%以上。
(Mg：0.000%~0.500%)
Mg係控制硫化物的形態之有效的元素。因此，亦可含有Mg。但是，Mg係容易形成氧化物，Mg含量大於0.500%時，以氧化物作為起點之裂紋致使無法得到更充分的成形性。因此，Mg含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利
用上述作用之效果，Mg含量係較佳為0.001%以上。
(Ca：0.000%~0.500%)
Ca係與Mg同樣地是控制硫化物的形態之有效的元素。因此，亦可含有Ca。但是，Ca係容易形成氧化物，Ca含量大於0.500%時，以氧化物作為起點之裂紋致使無法得到更充分的成形性。因此，Ca含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果、Ca含量係較佳為0.001%以上。
(Y：0.000%~0.500%)
Y係與Mg及Ca同樣地是控制硫化物的形態之有效的元素。因此，亦可含有Y。但是，Y係容易形成氧化物、Y含量大於0.500%時，以氧化物作為起點之裂紋致使無法得到更充分的成形性。因此，Y含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果、Y含量係較佳為0.001%以上。
(Zr：0.000%~0.500%)
Zr係與Mg、Ca及Y同樣地是控制硫化物的形態之有效的元素。因此，亦可含有Zr。但是，Zr係容易形成氧化物，Zr含量大於0.500%時，以氧化物作為起點之裂紋致使無法得到更充分的成形性。因此，Zr含量係設為0.500%以下。
為了確實地得到利用上述作用之效果，Zr含量係較佳為0.001%以上。
(La：0.000%~0.500%)
La係與Mg、Ca、Y及Zr同樣地是控制硫化物的形態之
有效的元素。因此，亦可含有La。但是，La係容易形成氧化物、La含量大於0.500%時，以氧化物作為起點之裂紋致使無法得到更充分的成形性。因此，La含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果，La含量係較佳為0.001%以上。
(Ce：0.000%~0.500%)
Ce係與Mg、Ca、Y、Z及rLa同樣地是控制硫化物的形態之有效的元素。因此，亦可含有Ce。但是，Ce係容易形成氧化物，Ce含量大於0.500%時，以氧化物作為起點之裂紋致使無法得到更充分的成形性。因此，Ce含量係設為0.500%以下。為了確實地得到利用上述作用之效果，Ce含量係較佳為0.001%以上。
如此，Nb、Mo、V、W、Ta、Ni、Mg、Ca、Y、
Zr、La及Ce係任意元素，以滿足「Nb：0.001%~0.500%」、「Mo：0.001%~0.500%」、「V：0.001%~0.500%」、「W：0.001%~0.500%」、「Ta：0.001%~0.500%」、「Ni：0.001%~0.500%」、「Mg：0.001%~0.500%」、「Ca：0.001%~0.500%」、「Y：0.001%~0.500%」、「Zr：0.001%~0.500%」、「La：0.001%~0.500%」、或「Ce：0.001%~0.500%」、或是該等的任意組合為佳。
其次，說明在本實施形態的高碳鋼板表面的肥粒
鐵的微摩擦係數。在本實施形態的高碳鋼板表面的肥粒鐵的微摩擦係數係小於0.5。
(在表面的肥粒鐵的微摩擦係數：小於0.5)
在表面的肥粒鐵的微摩擦係數，係與模具在成形中與高碳鋼板產生黏附有密切的關係。肥粒鐵的微摩擦係數為0.5以上時，在使用模具之成形中，在高碳鋼板與模具之間產生微黏附。該結果，使用該模具而進行從數千至達到數萬次之衝孔等的成形時，黏附物係在該期間蓄積模具上且在模具或是高碳鋼板或其雙方產生瑕疵，致使成形性低落。
因此，肥粒鐵的微摩擦係數係設為小於0.5。從成形性的觀點而言，微摩擦係數係以盡可能較低為佳。雖然亦依存於高碳鋼板的製造方法等，微摩擦係數係多半為0.35以上。
圖2係顯示在高碳鋼板的衝孔成形之肥粒鐵的微
摩擦係數與模具或高碳鋼板至產生瑕疵為止的沖壓次數(shot)之關係之圖。如圖2所顯示，相較於微摩擦係數為0.5以上時，微摩擦係數小於0.5時，至產生瑕疵為止之沖壓次數係顯著地較高。
微摩擦係數係能夠使用奈米壓痕儀而測定。亦即，
使用鑽石壓頭且在高碳鋼板表面負荷10μ
N的垂直荷重P，來取得使其在水平方向移動時所產生的動摩擦力F。此時的移動速度係例如設為1μ
m/秒。然後，從下述(1)式算出微摩擦係數μ
(動摩擦係數)。作為奈米壓痕儀，例如能夠使用Omicron公司製的「TI-900 TriboIndenter」。
F=μP．．．(1)式
圖3A係顯示測定微摩擦係數前之高碳鋼板表面之顯微鏡照片，圖3B係顯示測定微摩擦係數後之高碳鋼板表面之顯微鏡照片。圖3A及圖3B係顯示10μ
m×10μ
m的視
野例。如圖3A及圖3B所顯示，該視野例係存在有肥粒鐵31及雪明碳鐵32。又，如圖3B所顯示，在測定後，係存在有伴隨著鑽石壓頭在水平方向的移動所產生的測定瑕疵33。
又，雪明碳鐵的微摩擦係數係0.4以下。
其次，說明本實施形態之高碳鋼板的組織。本實
施形態之高碳鋼板係具有下述表示的組織，雪明碳鐵的球狀化率：80%以上，且雪明碳鐵的平均粒徑：0.3μ
m~2.2μ
m。
(雪明碳鐵的球狀化率：80%以上)
雪明碳鐵係在成形中有成為應力集中的起點之情形，特別是在針狀雪明碳鐵，應力係容易局部地產生集中。雪明碳鐵的球狀化率小於80%時，因為大量地含有應力容易集中的針狀雪明碳鐵，所以容易產生應力集中且在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面產生剝離，而無法得到充分的成形性。
因此，雪明碳鐵的球狀化率係設為80%以上，較佳是設為85%以上。從成形性的觀點而言，雪明碳鐵的球狀化率係以盡可能較高為佳，亦可為100%。但是，卻使雪明碳鐵的球狀化率為100%時，生產性有可能低落，從生產性的觀點而言，雪明碳鐵的球狀化率係較佳為80%以上且小於100%。
(雪明碳鐵的平均粒徑：0.3μ
m~2.2μ
m)
雪明碳鐵的平均粒徑係與在雪明碳鐵之應力集中的程度有密切的關係。雪明碳鐵的平均粒徑小於0.3μm時，在成形中所產生的差排(dislocation)係對雪明碳鐵形成差排環
(Orowan loop)且雪明碳鐵周邊的差排密度增加而產生裂紋(空隙)。因此，雪明碳鐵的平均粒徑係設為0.3μm以上，較佳是設為0.5μm以上。雪明碳鐵的平均粒徑大於2.2μm時，在成形中所產生的差排係大量地堆積且產生局部的應力集中，致使產生裂紋。因此，雪明碳鐵的平均粒徑係設為2.2μm以下，較佳是設為2.0μm以下。
雪明碳鐵的球狀化率及平均粒徑，係能夠藉由使
用掃描型電子顯微鏡組織觀察來進行。製造組織觀察用試樣，係藉由使用砂紙之濕式研磨及使用粒子尺寸為1μm的鑽石砥粒之研磨將觀察面精加工成為鏡面之後，使用3體積%硝酸及97體積%酒精的蝕刻液進行蝕刻。觀察倍率係設為3000倍~10000倍，例如設為10000倍且在觀察面選擇16處之含有明碳鐵為500個以上的視野，而且取得該等的組織影像。
然後，使用影像處理軟體而測定組織影像中之各雪明碳鐵的面積。作為影像處理軟體，例如能夠使用三谷商事股份公司製的「Win ROOF」。此時，為了抑制雜訊引起的測定誤差之影響，係將面積為0.01μm2以下的雪明碳鐵從評價對象除去。然後，求取評價對象的雪明碳鐵之平均面積且求取該平均面積所得到的圓之直徑，將該直徑設作雪明碳鐵的平均粒徑。雪明碳鐵的平均面積係將評價對象的雪明碳鐵之總面積除以該雪明碳鐵的個數而得到的值。又，將長軸長度與短軸長度之比為3以上的雪明碳鐵設作針狀雪明碳鐵，將小於3的雪明碳鐵設作球狀雪明碳鐵，且將球狀雪明碳鐵的個數除以總雪明碳鐵的個數所得到的值設作雪明
碳鐵的球狀化率。
其次，說明本實施形態的高碳鋼板之製造方法。
在該製造方法，係進行上述化學組成的鋼胚之熱軋而製得熱軋鋼板，而且進行該熱軋鋼板的酸洗，隨後進行熱軋鋼板的退火。在熱軋，係將鋼胚加熱溫度設為1000℃以上且小於1150℃，將精加工輥軋溫度設為830℃以上且950℃以下，而且將捲取溫度設為450℃以上且700℃以下。在退火時，係將熱軋鋼板保持在730℃以上且770℃以下的溫度3小時以上且60小時以下，其次，以1℃/hr以上且60℃/hr以下的冷卻速度將熱軋鋼板冷卻至650℃為止。又，退火環境係例如設為在至少環境溫度為大於400℃之溫度區域，含有75體積%以上的氫之環境，但是不被此限定。
在此，概略地說明從熱軋至冷卻為止之間的鋼板
變化。圖4係顯示溫度的變化之示意圖。圖5A至圖5E係顯示組織的變化之示意圖。
圖4所顯示的例子，係在熱軋S1含有鋼胚加熱S11、
精加工輥軋S12及捲取S13，在退火S3含有高溫保持S31及冷卻S32。在熱軋S1與退火S3之間有酸洗S2，在退火S3之後有冷卻S4。
在鋼胚加熱S11的結束之時點tA，係如圖5A所顯示，B原子13係在沃斯田鐵12與沃斯田鐵12之界面的偏析。在高溫保持S31的結束之時點tB，係如圖5B所顯示，鋼板的組織係含有肥粒鐵11及沃斯田鐵12。又，B原子13係在肥粒鐵11與沃斯田鐵12之界面的偏析。B原子13的一部分亦存在
鋼板表面15且在鋼板表面所存在的B原子13係藉由共價鍵14而互相鍵結著。圖5B係未顯示，在鋼板組織亦含有雪明碳鐵，B原子13的一部分亦在肥粒鐵11與雪明碳鐵之界面的偏析。冷卻S32的途中之時點tC，相較於圖5B所顯示的組織，如圖5C所顯示，肥粒鐵11的比例係增加且沃斯田鐵12的比例減少，伴隨著該情形，該等二相的界面係移動。而且，伴隨著界面移動，在鋼板表面所存在的B原子13係增加。然後，進行冷卻S32後之時點tD，相較於圖5C所顯示的組織，如圖5D所顯示，肥粒鐵11的比例係增加且沃斯田鐵12的比例減少且在鋼板表面存在的B原子13係增加。然後，在鋼板的溫度達到650℃之時點tE，如圖5E所顯示，沃斯田鐵12消失且鋼板表面15係被許多B原子13覆蓋。因為B原子13係藉由共價鍵14而互相鍵結著之緣故，所以結晶化。圖5E所顯示的組織，係冷卻S4之間亦無變化且在鋼板的溫度達到室溫左右、例如小於60℃的溫度時亦能夠維持。
依照該製造方法，因為藉由共價鍵14而互相鍵結
的許多B原子13係將鋼板表面15覆蓋，所以能夠使在表面15之肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。
(鋼胚加熱溫度：1000℃以上且小於1150℃)
鋼胚加熱溫度大於1150℃時，氧容易從鋼胚表面擴散至鋼胚內部且與鋼胚中的B鍵結。亦即，如圖6A所顯示，因為B原子13係與O原子16鍵結而被消耗。因此，即便隨後適當地進行處理，亦無法得到被B的結晶覆蓋之良好的表面且無法使在表面之肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。因此，
鋼胚加熱溫度係設為1150℃以下，較佳是設為1140℃以下。
鋼胚加熱溫度為小於1000℃時，係無法消在鑄造中所形成的微偏析及/或大偏析，如圖6B所顯示，B原子13凝固偏析係殘留。B原子13的凝固偏析，因為即便隨後適當地進行處理亦無法消除，所以無法得到被B的結晶覆蓋之良好的表面且無法使在表面之肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。又，鋼胚加熱溫度為小於1000℃時，在高碳鋼板中亦殘留Cr及/或Mn等偏析及濃化之區域。因此，即便隨後適當地進行處理，在成形中亦從該區域產生裂紋且無法得到充分的成形性。
因此，鋼胚加熱溫度係設為1000℃以上，較佳是設為1030℃以上。
(精加工輥軋溫度：830℃以上且950℃以下)
精加工輥軋溫度大於950℃時，係例如在至捲取完成為止之期間，在輸出台(ROT：run out table)上產生粗大的鏽垢。雖然藉由酸洗而能夠將粗大的鏽垢除去，但是會產生大的凹凸痕跡，且起因於該痕跡而有在成形中與模具產生黏附之情形。又，產生粗大的鏽垢時，捲取時在鋼板表面產生凹凸瑕疵，且起因於該瑕疵而有在成形中與模具產生黏附之情形。因此，精加工輥軋溫度係設為950℃以下，較佳是設為940℃以下。精加工輥軋溫度小於830℃時，在至捲取完成為止之期間所產生的鏽垢與鋼板之密著性係非常高且難以藉由酸洗而除去。雖然進行強酸洗時能夠除去，但是進行強酸洗時，因為鋼板表面係粗糙化，所以在成形中有與模具產生黏附之情形。又，精加工輥軋溫度小於830
℃時，因為在至捲取之期間沃斯田鐵的再結晶係未完成，所以熱軋鋼板的各向異性提高。因為熱軋鋼板的各向異性係即便退火後亦持續，所以無法得到充分的成形性。因此，精加工輥軋溫度係設為830℃以上，較佳是設為840℃以上。
(捲取溫度：450℃以上且700℃以下)
捲取溫度大於700℃時，係在熱軋鋼板中生成具有粗大的板層之波來鐵且退火中的雪明碳鐵之球狀化係受到阻礙，致使無法得到80%以上的球狀化率。因此，捲取溫度係設為700℃以下。又，捲取溫度大於570℃時，至捲取完成為止之期間產生粗大的鏽垢。因此，基於與精加工輥軋溫度為大於950℃時之同樣的理由，而有在成形中與模具產生黏附之情形。因此，捲取溫度係較佳是設為570℃以下，更佳是設為550℃以下。捲取溫度小於450℃時，在至捲取完成為止之期間所產生的鏽垢與鋼板之密著性係非常高且難以藉由酸洗而除去。雖然進行強酸洗時能夠除去，但是進行強酸洗時，因為鋼板表面係粗糙化，所以在成形中有與模具產生黏附之情形。又，捲取溫度小於450℃時，熱軋鋼板係脆化且在酸洗之鋼捲退捲時，熱軋鋼板產生裂紋且無法得到充分的產率。因此，捲取溫度係設為450℃以上，較佳是設為460℃以上。
為了確保藉由捲取而得到的熱軋鋼捲在長度方
向及寬度方向之品質(減低材質的偏差等)，亦可在精加工輥軋機之入側跟前將粗軋件(rough bar)升溫。在該升溫所使用
的裝置及該升溫的方法係沒有特別限定，以藉由高頻感應加熱來進行升溫為佳。升溫後的粗軋件之較佳溫度範圍係850℃~1100℃。因為小於850℃的溫度係接近從沃斯田鐵變態成為肥粒鐵之溫度，升溫後的粗軋件之溫度小於850℃時，有在變態及逆變態產生發熱及吸熱之情形，致使溫度控制變為不穩定且熱軋鋼捲的長度方向及寬度方向的溫度係難以均勻化。因此，進行粗軋件升溫時，升溫之溫度係較佳是設為850℃以上。為了使粗軋件的溫度大於1100℃，係花費太多的時間且生產性低落。因此，進行粗軋件升溫時，升溫之溫度係較佳是設為1100℃以下。
(退火保持溫度：730℃以上且770℃以下)
退火保持溫度小於730℃時，係無法充分地生成沃斯田鐵12，如圖6C所顯示，會存在許多肥粒鐵11與肥粒鐵11之界面，而B原子13產生偏析的位置不足。因此，即便隨後適當地進行處理，亦無法得到被B的結晶覆蓋之良好的表面且無法使在表面之肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。又，退火保持溫度小於730℃時，B原子13係不容易在肥粒鐵11與雪明碳鐵之界面的偏析，為了使其充分地偏析，需要100小時左右之非常長的時間，致使生產性低落。因此，退火保持溫度係設為730℃以上，較佳是設為735℃以上。退火保持溫度大於770℃時，如圖6D所顯示，B原子13係集中肥粒鐵11、沃斯田鐵12及鋼板表面之三態點(triple point)附近且生成粗大的B結晶。生成粗大的B結晶時，即便隨後適當地進行處理，B結晶的膜厚度偏差變大且無法使在表面之肥粒鐵的微
摩擦係數小於0.5。又，退火保持溫度大於770℃時，被捲取成為鋼捲狀之熱軋鋼板係熱膨脹大，熱軋鋼板之間在退火中有產生摩擦，致使在表面產生擦痕之情形。擦痕引起表面美觀受到損害、或產率低落。因此，退火保持溫度係設為770℃以下，較佳是設為765℃以下。
(退火保持時間：3小時以上且60小時以下)
退火保持時間小於3小時之情況，係如圖6E所顯示，因為B原子13係未在肥粒鐵11與沃斯田鐵12之界面充分地產生偏析，即便隨後適當地進行處理亦無法得到被B結晶覆蓋之良好的表面，且無法使在表面之肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。又，退火保持時間小時3小時之情況，雪明碳鐵係未充分地粗大化且無法得到使雪明碳鐵的平均粒徑為0.3μ
m以上。因此，退火保持時間係設為3小時以上，較佳是設為5小時以上。退火保持時間大於60小時之情況，基於與退火保持溫度大於770℃時同樣的理由，無法使在表面之肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。又，退火保持時間大於60小時之情況，雪明碳鐵係過剩地粗大化且無法使雪明碳鐵的平均粒徑為2.2μ
m以下。因此，退火保持時間係設為60小時以下，較佳是設為40小時以下。
(至650℃為止之冷卻速度：1℃/hr以上且60℃/hr以下)
至650℃為止之冷卻速度小於1℃/hr之情況，如圖6F所顯示，B結晶在冷卻中係過剩地產生且B結晶係在高碳鋼板表面形成凸部。形成凸部時，B結晶的膜厚度偏差大且在成
形中與模具產生黏附、或在模具產生瑕疵。又，至650℃為止之冷卻速度小於1℃/hr之情況，無法得到充分的生產性。
因此，至650℃為止之冷卻速度係設為1℃/hr以上，較佳是設為2℃/hr以上。至650℃為止之冷卻速度大於60℃/hr之情況，沃斯田鐵12的減少速度係變為過剩，如圖6G所顯示，無法使B原子13之間產生充分的共價鍵14且無法使在表面之肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。又，至650℃為止之冷卻速度大於60℃/hr之情況，在冷卻中係從沃斯田鐵12生成波來鐵，致使雪明碳鐵的球狀化受到阻礙且無法得到80%以上的球狀化率。因此，至650℃為止之冷卻速度係設為60℃/hr以下，較佳是設為50℃/hr以下。
依照本實施形態，因為能夠得到優異的潤滑性，所以能夠抑制高碳鋼板與模具之黏附而抑制模具的損耗。又，依照本實施形態，亦能夠抑制在成形中產生裂紋。
又，上述實施形態係任一者均只不過在實施本發明時揭示作為具體化的例子，本發明的技術的範圍係不可因該等而被限定地解釋。亦即，本發明係不從其技術思想、或其主要的特徵脫離而能夠以各式各樣的形式來實施。
其次，說明本發明的實施例。在實施例的條件，係為了確認本發明的實施可能性及效果而採用之一條件例，本發明係不被該一條件例限定。本發明係只要不脫離本發明的要旨而達成本發明的目的，能夠採用各種條件而得者。
(第1實驗)
在第1實驗，係進行表1所顯示的化學組成的鋼胚(鋼種A~Y、BK)之熱軋而取得厚度為4mm的熱軋鋼板。在熱軋係將鋼胚加熱溫度設為1130℃，將其時間設為1小時，將精加工輥軋溫度設為850℃且將捲取溫度設為520℃。其次，冷卻至小於60℃的溫度為止且進行使用硫酸之酸洗。隨後，進行熱軋鋼板的退火而取得熱軋退火鋼板。在退火係將熱軋鋼板於750℃保持15小時之後，以30℃/hr的冷卻速度冷卻至650℃為止。接著，冷卻至小於60℃的溫度為止。如此進行而製造各種高碳鋼板。表1中的空欄係顯示該元素的含量為小於檢出界限且剩餘部分係Fe及不純物。例如鋼種BK的Cr含量係能夠視為0.00%。表1中的底線係表示該數值為從本發明的範圍脫離。
然後，針對各高碳鋼板，測定肥粒鐵的微摩擦係
數和雪明碳鐵的球狀化率及平均粒徑。在測定肥粒鐵的微摩擦係數時，亦進行測定雪明碳鐵的摩擦係數。將該等的結果顯示在表2。表2中的底線係表示該項目係從本發明的範圍脫離。
而且，針對各高碳鋼板，進行黏附抑制性的評價及裂紋敏感性(crack sensitivity)的評價作為成形性的評價。在黏附抑制性的評價係進行引伸珠試驗(drawbead test)。亦即，將前端之半徑R為20mm的壓入珠粒以10kN的荷重加壓接觸高碳鋼板而拔出。然後，觀察在壓入珠粒的前端有無黏附物，將有黏附物存在者評定為×，而將不存在者評定為○。又，在該試驗之存在黏附物，係表示在從數千至達到數萬次之沖壓成形，黏附物係早期在模具產生且使成形性低落。在裂紋敏感性的評價係進行壓縮加工試驗。亦即，從高碳鋼板以試片高度方向係與板厚方向平行的方式切取直徑為10mm、高度為4mm的圓柱試片，將其進行壓縮加工至高度成為1mm為止。然後，進行外觀觀察及剖面組織觀察，將壓縮中或壓縮後在外觀存在有裂紋者以及在剖面組織觀察存在有1mm以上的龜裂者評定為評點×，而將除此以外者評定為○。將該等的結果亦顯示在表2。
如表2所顯示，在試料No.1~No.9，因為在本發明
範圍內，所以能夠得到良好的黏附抑制性及裂紋敏感性。
另一方面，在試料No.10，因為鋼種J的C含量太
低，所以雪明碳鐵的量不足而無法得到充分的潤滑性，致
使在成形中與模具產生黏附。在試料No.11，因為鋼種K的N含量太高，所以BN析出且B的固熔量不足，而且肥粒鐵的微摩擦係數低，致使產生黏附及在壓縮試驗中產生裂紋。
在試料No.12，因為鋼種L的Al含量太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.13，因為鋼種M的B含量太高，所以形成硼化物，致使在壓縮試驗中產生以此作為起點之裂紋。在試料No.14，因為鋼種N的Mn含量為太低，所以在退火的冷卻中產生波來鐵變態且雪明碳鐵的球狀化率低，致使在壓縮試驗中產生以針狀雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.15，因為鋼種O的P含量太高，所以B在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面的偏析係受到阻礙，致使在壓縮試驗中產生裂紋。在試料No.16，因為鋼種P的Si含量太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.17及試料No.18，因為各自鋼種Q、鋼種R的B含量太低，所以肥粒鐵的微摩擦係數低，致使產生黏附及在壓縮試驗中產生裂紋。在試料No.19，因為鋼種S的Si含量太低，所以雪明碳鐵在退火中過剩地粗大，致使在壓縮試驗中產生以粗大的雪明碳鐵作為起點之裂紋。
在試料No.20，因為鋼種T的S含量太高，所以形成非金屬夾雜物之粗大的硫化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的硫化物作為起點之裂紋。在試料No.21，因為鋼種U的Mn含量為太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.22，因為
鋼種V的Cr含量太高，所以退火中之雪明碳鐵的球狀化係受到阻礙且雪明碳鐵的粗大化係受到抑制，致使在壓縮試驗中產生以微細的針狀雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.23，因為鋼種W的C含量太高，所以雪明碳鐵的量過剩，致使在壓縮試驗中產生以雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.24，因為鋼種X的Ti含量太低，所以BN析出且B的固熔量不足，而且肥粒鐵的微摩擦係數低，致使產生黏附及在壓縮試驗中產生裂紋。在試料No.25，因為鋼種Y的Ti含量太高，所以形成粗大的Ti氧化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的Ti氧化物作為起點之裂紋。在試料No.26，因為鋼種BK的Cr含量太低，所以BN析出且B的固熔量不足，而且肥粒鐵的微摩擦係數低，致使在成形中與模具產生黏附。
(第2實驗)
在第2實驗，係進行表3所顯示的化學組成的鋼胚(鋼種Z~BJ)之熱軋而取得厚度為4mm的熱軋鋼板。在熱軋係將鋼胚加熱溫度設為1130℃，將其時間設為1小時，將精加工輥軋溫度設為850℃且將捲取溫度設為520℃。其次，冷卻至小於60℃的溫度為止且進行使用硫酸之酸洗。隨後，進行熱軋鋼板的退火而取得熱軋退火鋼板。在退火係將熱軋鋼板於750℃保持15小時之後，以30℃/hr的冷卻速度冷卻至650℃為止。接著，冷卻至小於60℃的溫度為止。如此進行而製造各種高碳鋼板。表3中的空欄係顯示該元素的含量為小於檢出界限且剩餘部分係Fe及不純物。表3中的底線係表
示該數值為從本發明的範圍脫離。
然後，與第1實驗同樣地進行且針對各高碳鋼板，
測定肥粒鐵的微摩擦係數和雪明碳鐵的球狀化率及平均粒徑，而且，進行黏附抑制性的評價及裂紋敏感性的評價。
將該等結果顯示在表4。表4的底線係表示其項目係從本發明的範圍脫離。
如表4所顯示，在試料No.31~No.43，因為在本
發明範圍內，所以能夠得到良好的黏附抑制性及裂紋敏感性。
另一方面，在試料No.44，因為鋼種AM的C含量
太低，所以雪明碳鐵的量不足且無法得到充分的潤滑性，致使在成形中與模具產生黏附。在試料No.45，因為鋼種AN的Cu含量太高，所以在熱軋中產生瑕疵，致使產生以該瑕疵作為起點之黏附。在試料No.46，因為鋼種AO的Ca含量太高，所以形成粗大的Ca氧化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的Ca氧化物作為起點之裂紋。在試料No.47，因為鋼種AP的Mo含量太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.48，因為鋼種AQ的B含量太低，所以肥粒鐵的微摩擦係數低，致使產生黏附及在壓縮試驗中產生裂紋。在試料No.49，因為鋼種AR的Nb含量太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.50，因為鋼種AS的Mn含量太低，所以在退火的冷卻中產生波來鐵變態且雪明碳鐵的球狀化率低，致使在壓縮試驗中產生以針狀雪明碳鐵作為起點之裂紋。
在試料No.51，因為鋼種AT的Ce含量太高，所以形成粗大的Ce氧化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的Ce氧化物作為起點之裂紋。在試料No.52，因為鋼種AU的B含量太高，所以形成硼化物，致使在壓縮試驗中產生以此作為起點之裂紋。在試料No.53，因為鋼種AV的Ni含量太高，所以肥粒鐵的微摩擦係數高，致使產生黏附。在試料No.54，因為
鋼種AW的V含量太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.55，因為鋼種AX的Zr含量太高，所以形成粗大的Zr氧化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的Zr氧化物作為起點之裂紋。在試料No.56，因為鋼種AY的Cr含量太高，所以退火中之雪明碳鐵的球狀化受到阻礙且雪明碳鐵的粗大化受到抑制，致使壓縮試驗中產生以微細的針狀雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.57，因為鋼種AZ的Mn含量太低，所以在退火的冷卻中產生波來鐵變態且雪明碳鐵的球狀化率低，致使在壓縮試驗中產生以針狀雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.58，因為鋼種BA的Y含量太高，所以形成粗大的Y氧化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的Y氧化物作為起點之裂紋。在試料No.59，因為鋼種BB的La含量太高，所以形成粗大的La氧化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的La氧化物作為起點之裂紋。在試料No.60，因為鋼種BC的S含量太高，所以形成非金屬夾雜物之粗大的硫化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的硫化物作為起點之裂紋。在試料No.61，因為鋼種BD的W含量太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.62，因為鋼種BE的Ti含量太低，所以BN析出且B的固熔量不足，而且肥粒鐵的微摩擦係數低，致使產生黏附及在壓縮試驗中產生裂紋。在試料No.63，因為鋼種BF的Si含量太低，所以雪明碳鐵在退火中過剩地粗大，致使在壓縮試驗中產生以粗大的雪明碳鐵作
為起點之裂紋。在試料No.64，因為鋼種BG的P含量太高，所以B在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面的偏析係受到阻礙，致使在壓縮試驗中產生裂紋。在試料No.65，因為鋼種BH的Ta含量太高，所以肥粒鐵的延展性低，致使在壓縮試驗中產生以肥粒鐵的粒內裂紋作為起點之裂紋。在試料No.66，因為鋼種BI的Mg含量太高，所以形成粗大的Mg氧化物，致使在壓縮試驗中產生以粗大的Mg氧化物作為起點之裂紋。在試料No.67，因為鋼種BJ的C含量太高，所以雪明碳鐵的量過剩，致使在壓縮試驗中產生以雪明碳鐵作為起點之裂紋。
又，在圖1，係顯示從試料No.1~No.25及
No.31~No.67，除了試料No.11、No.51、No.53及No.62以外之肥粒鐵的微摩擦係數與B含量之關係。如圖1所顯示，相較於B含量小於0.0004%時，B含量為0.0004%以上時，肥粒鐵的微摩擦係數係顯著地較低。
(第3實驗)
在第3實驗，係在第1實驗所使用的鋼種及在第2實驗所使用的鋼種之中，針對在本發明的範圍內者(鋼種A~I及鋼種Z~AL)，在各種條件下進行熱軋及退火而製造高碳鋼板。
將該等條件顯示在表5~表7。表5~表7中的底線係顯示其數值為從本發明的範圍脫離。
然後，與第1實驗同樣地進行且針對各高碳鋼板
測定肥粒鐵的微摩擦係數和雪明碳鐵的球狀化率及平均粒徑，而且進行黏附抑制性的評價及裂紋敏感性的評價。將該等的結果顯示在表8~表10。表8~表10的底線係顯示其項目為從本發明的範圍脫離。
如表8所顯示，在試料No.72、No.74、
No.77~No.80、No.82、No.83、No.85及No.88~92，因為係在本發明範圍內，所能夠得到良好的黏附抑制性及裂紋敏感性。如表9所顯示，試料No.103、No.105、No.106、No.108~No.111、No.114~No.117及No.120~No.122，因為均在本發明範圍內，所以能夠得到良好的黏附抑制性及裂紋
敏感性。如表10所顯示，試料No.131、No.133、No.134、No.136、No.139、No.141~No.143、No.145、No.147、No.148、No.151及No.152，因為均在本發明範圍內，所以能夠得到良好的黏附抑制性及裂紋敏感性。
另一方面，在試料No.71，因為退火保持溫度太
高，所以體積膨脹大，致使熱軋鋼捲鬆開而產生擦痕且亦產生捆縛帶引起的壓痕。又，B結晶的膜厚度的偏差大且肥粒鐵的微摩擦係數大。因而產生黏附。而且，雪明碳鐵係過剩地粗大化，致使在壓縮試驗中產生以粗大的雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.73，因為捲取溫度太高，所以在熱軋鋼板中生成具有粗大的板層(lamella)之波來鐵，致使退火中之雪明碳鐵的球狀化係受到阻礙且雪明碳鐵的球狀化率低。又，伴隨著鏽垢的除去而形成大的凹凸且肥粒鐵的微摩擦係數大。因此，產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。
在試料No.75，因為退火保持時間為太短，所以肥粒鐵的微摩擦係數大且雪明碳鐵的平均粒徑小。因此，產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。在試料No.76，因為鋼胚加熱溫度太低，所以B及Mn等的偏析係未消除，致使肥粒鐵的微摩擦係數大。因此，產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。在試料No.81，因為捲取溫度太高，所以與試料No.73同樣地產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。在試料No.84，因為冷卻速度為太高，所以在冷卻中產生波來鐵變態，致使在壓縮試驗中產生以針狀雪明碳鐵作為起點之裂紋。又，因為無法在高碳鋼板表面形成B結晶良好的膜，所以肥粒鐵的微摩擦係數高，致使
產生黏附。在試料No.86，因為退火保持溫度太高，所以與試料No.81同樣地產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。在試料No.87，因為捲取溫度太低，將鏽垢除去之結果，鋼板表面粗糙化且產生黏附。
在試料No.101，因為退火保持溫度太低，所以B
在肥粒鐵與沃斯田鐵之界面的偏析係受到抑制且肥粒鐵的微摩擦係數大，致使產生黏附。又，B在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面的偏析亦受到抑制，致使在壓縮試驗中產生裂紋。
在試料No.102，因為精加工輥軋溫度太高，所以伴隨著鏽垢的除去而形成大的凹凸且肥粒鐵的微摩擦係數大。因此產生黏附。在試料No.104，因為鋼胚加熱溫度太高，所以B原子在鋼胚加熱中產生氧化且肥粒鐵的微摩擦係數大。因此產生黏附。在試料No.107，因為冷卻速度為太高，所以在冷卻中產生波來鐵變態，致使在壓縮試驗中產生以針狀雪明碳鐵作為起點之裂紋。又，在高碳鋼板表面無法形成B結晶良好的膜且肥粒鐵的微摩擦係數高，致使產生黏附。
在試料No.112，因為鋼胚加熱溫度太高，所以與試料No.104同樣地產生黏附。在試料No.113，因為精加工輥軋溫度太低且組織的各向異性強，致使在壓縮試驗中產生以不均勻組織作為起點之裂紋。又，將鏽垢除去之結果、鋼板表面粗糙化且產生黏附。在試料No.118，因為退火保持溫度太低，所以與試料No.101同樣地產生黏附及在壓縮試驗中產生裂紋。
在試料No.132，因為冷卻速度太低且B結晶的
膜厚度的偏差大，而且肥粒鐵的微摩擦係數大。因此產生黏附。又，雪明碳鐵過剩地粗大化，致使在壓縮試驗中產生以粗大的雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.135，因為精加工輥軋溫度太低，所以組織的各向異性強，致使在壓縮試驗中產生以不均勻組織作為起點之裂紋。又，將鏽垢除去之結果，鋼板表面粗糙化且產生黏附。在試料No.137，因為捲取溫度太低，所以將鏽垢除去之結果，鋼板表面粗糙化且產生黏附。在試料No.138，因為退火保持時間太長，所以體積膨脹大，致使熱軋鋼捲鬆開而產生擦痕且亦產生捆縛帶引起的壓痕。又，B結晶的膜厚度的偏差大且肥粒鐵的微摩擦係數大，因此產生黏附。而且，雪明碳鐵係過剩地粗大化，致使在壓縮試驗中產生以粗大的雪明碳鐵作為起點之裂紋。在試料No.140，因為退火保持時間太短，所以肥粒鐵的微摩擦係數大且雪明碳鐵的平均粒徑小。因此產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。在試料No.144，因為冷卻速度太低，所以與試料No.132同樣地產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。在試料No.146，因為精加工輥軋溫度太高，所以伴隨著鏽垢的除去而形成大的凹凸且肥粒鐵的微摩擦係數大。因此產生黏附。在試料No.149，因為鋼胚加熱溫度太低，所以B及Mn等的偏析未消除且肥粒鐵的微摩擦係數大。因此產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。在試料No.150，因為退火保持時間太長，所以與試料No.138同樣地產生黏附及壓縮試驗中的裂紋。
在圖7，係顯示從第1實驗或第3實驗的實施例所
摘錄之試料的肥粒鐵的微摩擦係數與B含量之關係。如圖7所顯示，相較於B含量小於0.0008%，B含量為0.0008%以上時，肥粒鐵的微摩擦係數係較低。
本發明係能夠利用在例如汽車的驅動系統零件、鋸及切削工具等各種鋼鐵製品所使用之高碳鋼板的製造產業及利用產業。
Claims (4)
- 一種高碳鋼板，其特徵在於具有下述表示之化學組成：以質量%計，C：0.30%~0.70%、Si：0.07%~1.00%、Mn：0.20%~3.00%、Ti：0.010%~0.500%、Cr：0.01%~1.50%、B：0.0004%~0.0035%、P：0.025%以下、Al：0.100%以下、S：0.0100%以下、N：0.010%以下、Cu：0.500%以下、Nb：0.000%~0.500%、Mo：0.000%~0.500%、V：0.000%~0.500%、W：0.000%~0.500%、Ta：0.000%~0.500%、Ni：0.000%~0.500%、Mg：0.000%~0.500%、Ca：0.000%~0.500%、Y：0.000%~0.500%、 Zr：0.000%~0.500%、La：0.000%~0.500%、及Ce：0.000%~0.500%，且剩餘部分：Fe及不純物；並且具有下述表示之組織：雪明碳鐵的球狀化率：80%以上，且雪明碳鐵的平均粒徑：0.3μ m~2.2μ m；又在表面的肥粒鐵的微摩擦係數小於0.5。
- 如請求項1之高碳鋼板，其中前述化學組成中：Nb：0.001%~0.500%、Mo：0.001%~0.500%、V：0.001%~0.500%、W：0.001%~0.500%、Ta：0.001%~0.500%、Ni：0.001%~0.500%、Mg：0.001%~0.500%、Ca：0.001%~0.500%、Y：0.001%~0.500%、Zr：0.001%~0.500%、La：0.001%~0.500%、或Ce：0.001%~0.500%，或是該等的任意組合成立。
- 一種高碳鋼板之製造方法，其特徵在於具有以下步驟：進行鋼胚的熱軋而製得熱軋鋼板之步驟；及 進行前述熱軋鋼板的酸洗，且在前述酸洗之後，進行前述熱軋鋼板的退火之步驟；其中前述鋼胚具有下述表示之化學組成：以質量%計，C：0.30%~0.70%、Si：0.07%~1.00%、Mn：0.20%~3.00%、Ti：0.010%~0.500%、Cr：0.01%~1.50%、B：0.0004%~0.0035%、P：0.025%以下、Al：0.100%以下、S：0.0100%以下、N：0.010%以下、Cu：0.500%以下、Nb：0.000%~0.500%、Mo：0.000%~0.500%、V：0.000%~0.500%、W：0.000%~0.500%、Ta：0.000%~0.500%、Ni：0.000%~0.500%、Mg：0.000%~0.500%、Ca：0.000%~0.500%、 Y：0.000%~0.500%、Zr：0.000%~0.500%、La：0.000%~0.500%、及Ce：0.000%~0.500%，且剩餘部分：Fe及不純物；又前述進行熱軋之步驟中，係將鋼胚加熱溫度設為1000℃以上且小於1150℃，將精加工輥軋溫度設為830℃以上且950℃以下，且將捲取溫度設為450℃以上且700℃以下；又前述進行退火之步驟具有以下步驟：將前述熱軋鋼板保持在730℃以上且770℃以下的溫度3小時以上且60小時以下之步驟；其次，將前述熱軋鋼板以1℃/hr以上且60℃/hr以下的冷卻速度冷卻至650℃為止之步驟。
- 如請求項3之高碳鋼板之製造方法，其中前述化學組成中：Nb：0.001%~0.500%、Mo：0.001%~0.500%、V：0.001%~0.500%、W：0.001%~0.500%、Ta：0.001%~0.500%、Ni：0.001%~0.500%、Mg：0.001%~0.500%、 Ca：0.001%~0.500%、Y：0.001%~0.500%、Zr：0.001%~0.500%、La：0.001%~0.500%、或Ce：0.001%~0.500%，或是該等的任意組合成立。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| TW103135835A TWI509086B (zh) | 2014-10-16 | 2014-10-16 | High carbon steel sheet and manufacturing method thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| TW103135835A TWI509086B (zh) | 2014-10-16 | 2014-10-16 | High carbon steel sheet and manufacturing method thereof |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| TWI509086B true TWI509086B (zh) | 2015-11-21 |
| TW201615861A TW201615861A (zh) | 2016-05-01 |
Family
ID=55220138
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| TW103135835A TWI509086B (zh) | 2014-10-16 | 2014-10-16 | High carbon steel sheet and manufacturing method thereof |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| TW (1) | TWI509086B (zh) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103764862A (zh) * | 2011-09-09 | 2014-04-30 | 新日铁住金株式会社 | 中碳钢板、淬火构件以及它们的制造方法 |
-
2014
- 2014-10-16 TW TW103135835A patent/TWI509086B/zh not_active IP Right Cessation
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103764862A (zh) * | 2011-09-09 | 2014-04-30 | 新日铁住金株式会社 | 中碳钢板、淬火构件以及它们的制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| TW201615861A (zh) | 2016-05-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI609088B (zh) | Heat-treated steel plate member and its manufacturing method | |
| KR101456772B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6119924B1 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| JP6380659B2 (ja) | 熱処理鋼板部材およびその製造方法 | |
| CN110325656B (zh) | 钢板 | |
| TWI522479B (zh) | High carbon steel sheet and manufacturing method thereof | |
| TWI658151B (zh) | 鋼板及其製造方法 | |
| JP5092433B2 (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP6160783B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| TWI639714B (zh) | 鋼板 | |
| KR101941067B1 (ko) | 스테인리스 냉연 강판용 소재 | |
| CN105102658A (zh) | 热轧钢板 | |
| CN105829561A (zh) | 热压钢板构件、其制造方法以及热压用钢板 | |
| CN104114731A (zh) | 钢板、镀敷钢板和它们的制造方法 | |
| JP2008240046A (ja) | 熱間プレス時のスケール密着性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6098537B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5093029B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101919262B1 (ko) | 고탄소 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6519012B2 (ja) | 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法 | |
| JP7662963B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| TWI509086B (zh) | High carbon steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP4280202B2 (ja) | 焼き入れ性と伸びフランジ性の優れた高炭素鋼板 | |
| CN117136250B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| JP6331511B2 (ja) | 冷延鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees |