CN107735505B - 钢板及制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种钢板，其特征在于，其是使成形性和耐磨性提高的钢板，具有规定的成分组成，钢板的金属组织满足铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率超过1以及铁素体粒径为5μm～50μm，其中，钢板的维氏硬度为100HV～170HV。

Description

钢板及制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
齿轮、离合器等汽车用部件经由冲裁、锻造、冲压加工等加工工序而制 造。在其加工工序中，为了谋求制品品质的提高、稳定化、制造成本的降低， 要求提高作为原材料的碳钢板的加工性。另外，这些部件由于在淬火回火后 以高强度被使用，所以要求优异的淬透性。
为了确保碳钢板的加工性和确保淬透性，以往，给出了大量提案。
专利文献1中公开了一种加工性、淬透性、热处理后的韧性优异的高碳 钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.20～0.45％、Mn：0.40～1.50％、 P：0.03％以下、S：0.02％以下、P+S：0.010％以上、Cr：0.01～0.80％、Ti： 0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构 成，进一步含有Sn：0.05％以下、Te：0.05％以下，并且Sn+Te的合计含量 为0.005％以上，由铁素体与珠光体的混合组织或者铁素体与渗碳体的混合组织形成。
专利文献2中，公开了一种高淬透性高碳热轧钢板的制造方法，其特征 在于，对以质量％计含有C：0.2～0.7％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P： 0.03％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.08％以下、N：0.01％以下且剩余部分 由铁和不可避免的杂质构成的钢，在精轧温度(Ar3相变点为-20℃)以上进 行热轧后，在冷却速度超过120℃/秒且冷却结束温度为620℃以下进行冷却， 接着，在卷取温度为600℃以下进行卷取，控制为具有体积率超过20％的贝 氏体相的组织后，酸洗后，在退火温度为640℃以上且Ac1相变点以下进行 退火，制成球状化组织。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4319940号公报
专利文献2：日本专利第3879459号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是，专利文献1中记载的高碳钢板在原材料组织中也使用了硬度高的 珠光体，加工性未必优异。专利文献2中没有记载加工性优异的具体的组织 形态。
本发明鉴于以往技术的现状，目的在于提供使成形性和耐磨性提高、特 别是适合于通过厚壁板成形而得到齿轮、离合器等部件的钢板和其制造方 法。
用于解决课题的手段
可以理解：为了解决上述的课题，得到适于驱动***部件等的原材料的 钢板，只要在含有对于提高淬透性所需要的C的钢板中，增大铁素体的粒径， 将碳化物(主要为渗碳体)以适当的粒径进行球状化，减少珠光体组织即可。 这是基于以下的理由。
铁素体相的硬度低，延展性高。因此，通过在以铁素体作为主体的组织 中增大其粒径，从而能够提高原材料成形性。
碳化物由于通过适当地分散于金属组织中，从而能够维持原材料成形 性，并且赋予优异的耐磨性、转动疲劳特特性，所以是对驱动***部件不可 缺少的组织。另外，钢板中的碳化物是妨碍滑动的牢固的粒子，通过使碳化 物存在于铁素体晶界，从而能够防止越过晶体晶界的滑动的传播、抑制剪切 带的形成，使冷锻性提高，同时钢板的成形性也提高。
但是，由于渗碳体是硬而脆的组织，如果以与铁素体的层状组织即珠光 体的状态存在，则钢会***变脆，所以必须以球状存在。如果考虑冷锻性、 锻造时的龟裂的发生，则其粒径需为适当的范围。
然而，用于实现上述的组织的制造方法迄今为止没有被公开。于是，本 发明的发明者们对用于实现上述的组织的制造方法进行了深入研究。
其结果是，发现了：为了将热轧后的卷取后的钢板的金属组织制成在片 层间距小的微细的珠光体或细小的铁素体中分散有渗碳体而成的贝氏体组 织，以较低的温度(400～550℃)进行卷取。通过以较低的温度进行卷取， 分散于铁素体中的渗碳体也变得容易球状化。接着，作为第1段退火，通过 在刚好低于Ac1点的温度下的退火对渗碳体进行部分地球状化。接着，作为 第2段退火，通过在Ac1点与Ac3点间的温度(所谓的铁素体和奥氏体的二 相区域)下的退火，使铁素体晶粒的一部分残留，并且使一部分发生奥氏体 相变。其后，通过进行慢冷却而使残留的铁素体晶粒进行生长，并且以此为 核而使奥氏体发生铁素体相变，能够在得到大的铁素体相的同时使渗碳体在 晶界析出，实现上述组织。
即，发现了：就同时满足淬透性和成形性的钢板的制造方法而言，即使 对热轧条件或退火条件等作单一努力仍难以实现，通过以热轧及退火工序等 所谓的一连贯工序来达成最优化，方能实现。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
(1)一种钢板，其特征在于，该钢板以质量％计含有C：0.10～0.40％、 Si：0.01～0.30％、Mn：1.00～2.00％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、 Al：0.001～0.10％、N：0.010％以下、O：0.020％以下、Cr：0.50％以下、 Mo：0.10％以下、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下、Cu：0.10％以下、W： 0.10％以下、Ta：0.10％以下、Ni：0.10％以下、Sn：0.050％以下、Sb：0.050％ 以下、As：0.050％以下、Mg：0.050％以下、Ca：0.050％以下、Y：0.050％ 以下、Zr：0.050％以下、La：0.050％以下、以及Ce：0.050％以下，剩余部 分为Fe和不可避免的杂质，其中，上述钢板的金属组织满足：铁素体晶界 的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率超过1、铁素体 粒径为5μm～50μm、以及珠光体的面积率为6％以下，上述钢板的维氏硬度 为100HV～170HV。
(2)根据上述(1)的钢板，其特征在于，代替上述Fe的一部分而含 有Ti：0.10％以下以及B：0.010％以下中的1种或2种。
(3)一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造上述(1)或(2) 的钢板的制造方法，其中，对上述(1)或(2)的成分组成的钢坯实施在750℃～ 850℃的温度区域内完成精轧的热轧而制成热轧钢板，在400℃～550℃对上 述热轧钢板进行卷取，对卷取了的热轧钢板实施酸洗，对酸洗了的热轧钢板 实施在650℃～720℃的温度区域内保持3小时～60小时的第1段退火，接 着，对热轧钢板实施在725℃～790℃的温度区域内保持3小时～50小时的第2段退火，将退火后的热轧钢板以1℃/小时～30℃/小时的冷却速度冷却至 650℃。
发明效果
根据本发明，能够提供成形性和耐磨性优异、特别是适合于通过厚壁板 成形而得到齿轮、离合器等部件的钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。首先，对本发明钢板的成分组成的限定 理由进行说明。以下，有关成分的“％”是指“质量％”。
[C：0.10～0.40％]
C是在钢中形成碳化物、对于钢的强化及铁素体晶粒的微细化有效的元 素。为了抑制冷加工中的梨皮面的产生、确保冷加工部件的表面美观，需要 抑制铁素体粒径的粗大化，但低于0.10％时，碳化物的体积率不足，无法抑 制箱式退火中的碳化物的粗大化，因此C设定为0.10％以上。优选为0.12 以上。
另一方面，如果超过0.40％，则碳化物的体积率增加，在瞬时性地加载 载荷时会大量生成成为破坏的起点的裂纹，耐冲击特性降低，因此C设定为 0.40％以下。优选为0.38％以下。
[Si：0.01～0.30％]
Si是作为脱氧剂起作用、而且对碳化物的形态产生影响的元素。为了获 得脱氧效果，Si设定为0.01％以上。优选为0.05％以上。
另一方面，如果超过0.30％，则铁素体的延展性降低，在冷加工时变得 容易引起裂纹，冷加工性降低，因此Si设定为0.30％以下。优选为0.28％以 下。
[Mn：1.00～2.00％]
Mn是提高淬透性、有助于强度提高的元素。低于1.00％时，淬火后的 强度和淬火后的残留碳化物的确保变得困难，因此Mn设定为1.00％以上。 优选为1.09％以上。
另一方面，如果超过2.00％，则Mn偏析变成极度的带状，加工性显著 降低，因此Mn设定为2.00％以下。优选为1.91％以下。
[Al：0.001～0.10％]
Al是作为钢的脱氧剂起作用、使铁素体稳定化的元素。低于0.001％时， 无法充分地获得添加效果，因此Al设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。
另一方面，如果超过0.10％，则大量生成夹杂物，冷加工性降低，因此 Al设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
以下的元素为杂质，需要控制在一定量以下。
[P：0.0001～0.020％]
P是在铁素体晶界偏析、抑制晶界碳化物形成的元素。虽然越少越优选， 但如果在精炼工序中，将P降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅上升， 因此P设定为0.0001％以上。优选为0.0013％以上。
另一方面，如果超过0.020％，则晶界碳化物的个数比率降低，冷加工性 降低，因此P设定为0.020％以下。优选为0.018％以下。
[S：0.0001～0.010％]
S是形成MnS等非金属夹杂物的杂质元素。由于非金属夹杂物在冷加工 时会成为裂纹发生的起点，因此S越少越优选，但如果将S降低至低于 0.0001％，则精炼成本会大幅上升，因此S设定为0.0001％以上。优选为 0.0012％以上。
另一方面，如果超过0.010％，则冷加工性降低，因此S设定为0.010％ 以下。优选为0.007％以下。
[N：0.0001～0.010％]
N是通过大量的含有而引起铁素体脆化的元素，越少越优选。N的含量 可以为0，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅上升，因此实质 上的下限为0.0001～0.0006％。另一方面，如果超过0.010％，则铁素体脆化， 冷加工性降低，因此N设定为0.010％以下。优选为0.007％以下。
[O：0.0001～0.020％]
O是通过大量的含有而在钢中形成粗大的氧化物的元素，优选为较少。 O的含量可以为0，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅上升， 因此实质上的下限为0.0001～0.0011％。另一方面，如果超过0.020％，则在 钢中生成粗大的氧化物，在冷加工时成为裂纹的起点，因此O设定为0.020％ 以下。优选为0.017％以下。
[Sn：0.001～0.050％]
Sn是从钢原料(废料)混入的元素。由于在晶界偏析，导致晶界碳化物 的个数比率的降低，因此越少越优选。Sn的含量可以为0，但如果降低至低 于0.001％，则精炼成本大幅增加，因此实质上的下限为0.001～0.002％以上。 另一方面，如果超过0.050％，则铁素体脆化，冷加工性降低，因此Sn设定 为0.050％以下。优选为0.040％以下。
[Sb：0.001～0.050％]
Sb是与Sn同样地从钢原料(废料)混入的元素。由于在晶界偏析，导 致晶界碳化物的个数比率的降低，因此越少越优选。Sb的含量可以为0，但 如果降低至低于0.001％，则精炼成本大幅增加，因此实质上的下限为0.001～ 0.002％以上。另一方面，如果超过0.050％，则铁素体脆化，冷加工性降低， 因此Sb设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
[As：0.001～0.050％]
As是与Sn、Sb同样地从钢原料(废料)混入的元素。由于在晶界偏析， 导致晶界碳化物的个数比率的降低，因此越少越优选。As的含量可以为0， 但如果降低至低于0.001％，则精炼成本大幅增加，因此实质上的下限为 0.001～0.002％以上。另一方面，如果超过0.050％，则晶界碳化物的个数比 率降低，冷加工性降低，因此As设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
本发明钢板以上述元素作为基本成分，进而，为了提高钢板的冷锻性， 也可以含有以下的元素。由于以下的元素并非是为了获得本发明的效果所必 需的，因此含量也可以为0。
[Cr：0.50％以下]
Cr是提高淬透性、有助于强度提高的元素，而且是浓集于碳化物、即使 在奥氏体相中也会形成稳定的碳化物的元素。为了获得添加效果，Cr优选设 定为0.001％以上。更优选为0.007％以上。另一方面，如果超过0.50％，则 碳化物会稳定化，在淬火时碳化物的溶解延迟，有可能无法达成所需的淬火 强度，因此Cr设定为0.50％以下。优选为0.45％以下。
[Mo：0.10％以下]
Mo是与Mn同样地对碳化物的形态控制有效的元素。为了获得添加效 果，Mo优选设定为0.001％以上。更优选为0.010％以上。另一方面，如果超 过0.10％，则r值的面内各向异性恶化，冷加工性降低，因此Mo设定为0.10％ 以下。优选为0.08％以下。
[Nb：0.10％以下]
Nb是对碳化物的形态控制有效的元素，而且是使组织微细化而有助于 韧性提高的元素。为了获得添加效果，Nb优选设定为0.001％以上。更优选 为0.002％以上。另一方面，如果超过0.10％，则大量析出微细的Nb碳化物， 强度过度上升，另外，晶界碳化物的个数比率降低，冷加工性降低，因此 Nb设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
[V：0.10％以下]
V也是与Nb同样地对碳化物的形态控制有效的元素，而且是使组织微 细化而有助于韧性提高的元素。为了获得添加效果，V优选设定为0.001％ 以上。更优选为0.004％以上。另一方面，如果超过0.10％，则大量析出微细 的V碳化物，强度过度上升，另外，晶界碳化物的个数比率降低，冷加工性 降低，因此V设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
[Cu：0.10％以下]
Cu是在铁素体的晶体晶界偏析、并且形成微细的析出物而有助于强度 提高的元素。为了获得添加效果，Cu优选设定为0.001％以上。更优选为 0.005％以上。另一方面，如果超过0.10％，则产生热脆性，热轧中的生产率 降低，因此Cu设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
[W：0.10％以下]
W也是与Nb、V同样地对碳化物的形态控制有效的元素。为了获得添 加效果，W优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另一方面，如 果超过0.10％，则大量析出微细的W碳化物，强度过度上升，另外，晶界碳 化物的个数比率降低，冷加工性降低，因此W设定为0.10％以下。优选为 0.08％以下。
[Ta：0.10％以下]
Ta也是与Nb、V、W同样地对碳化物的形态控制有效的元素。为了获 得添加效果，Ta优选设定为0.001％以上。更优选为0.005％以上。另一方面， 如果超过0.10％，则大量析出微细的Ta碳化物，强度过度上升，另外，晶界
[Ni：0.10％以下]
Ni是对部件的韧性提高有效的元素。为了获得添加效果，Ni优选设定 为0.001％以上。更优选为0.004％以上。另一方面，如果超过0.10％，则晶 界碳化物的个数比率降低，冷加工性降低，因此Ni设定为0.10％以下。优选 为0.08％以下。
[Mg：0.050％以下]
Mg是通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素。为了获得添加 效果，Mg优选设定为0.0001％以上。更优选为0.0008％以上。另一方面，如 果超过0.050％，则铁素体脆化，冷加工性降低，因此Mg设定为0.050％以 下。优选为0.040％以下。
[Ca：0.050％以下]
Ca是与Mg同样地通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素。为 了获得添加效果，Ca优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另一 方面，如果超过0.050％，则生成粗大的Ca氧化物，在冷加工时成为裂纹发 生的起点，因此Ca设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
[Y：0.050％以下]
Y是与Mg、Ca同样地通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素。 为了获得添加效果，Y优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另 一方面，如果超过0.050％，则生成粗大的Y氧化物，在冷加工时成为裂纹 发生的起点，因此Y设定为0.050％以下。优选为0.035％以下。
[Zr：0.050％以下]
Zr是与Mg、Ca、Y同样地通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的 元素。为了获得添加效果，Zr优选设定为0.001％以上。更优选为0.004％以 上。另一方面，如果超过0.050％，则生成粗大的Zr氧化物，在冷加工时成 为裂纹发生的起点，因此Zr设定为0.050％以下。优选为0.045％以下。
[La：0.050％以下]
La是通过微量的添加而对硫化物的形态控制有效的元素，但也是在晶界 偏析而导致晶界碳化物的个数比率降低的元素。为了获得添加效果，La优选 设定为0.001％以上。更优选为0.004％以上。另一方面，如果超过0.050％， 则晶界碳化物的个数比率降低，冷加工性降低，因此La设定为0.050％以下。 优选为0.045％以下。
[Ce：0.050％以下]
Ce是与La同样地通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素，但 也是在晶界偏析而导致晶界碳化物的个数比率降低的元素。为了获得添加效 果，Ce优选设定为0.001％以上。更优选为0.004％以上。另一方面，如果超 过0.050％，则晶界碳化物的个数比率降低，冷加工性降低，因此Ce设定为 0.050％以下。优选为0.046％以下。
本发明钢板的成分组成的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
此外，代替上述的Fe的一部分，也可以含有Ti及B中的1种或2种。
[Ti：0.10％以下]
Ti是对碳化物的形态控制有效的元素，而且也是使组织微细化而有助于 韧性提高的元素。为了获得添加效果，Ti优选设定为0.001％以上。更优选 为0.005％以上。另一方面，如果超过0.10％，则生成粗大的Ti氧化物，在 冷加工时成为裂纹的起点，因此Ti设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
[B：0.0001～0.010％]
B是提高部件热处理时的淬透性而使组织均匀化、有助于韧性提高的元 素。为了获得添加效果，B优选设定为0.0001％以上。更优选为0.0006％以 上。另一方面，如果超过0.010％，则生成粗大的B氧化物，在冷加工时成 为裂纹的起点，因此B设定为0.010％以下。优选为0.009％以下。
接下来，对本发明的钢板的组织进行说明。
本发明钢板的组织是实质上由铁素体和碳化物构成的组织。碳化物除了 是铁与碳的化合物即渗碳体(Fe3C)以外，还是将渗碳体中的Fe原子用Mn、 Cr等合金元素置换而得到的化合物、合金碳化物(M23C6、M6C、MC等[M： Fe以及其他的作为合金添加的金属元素])。
在将钢板成形为规定的形状时，在钢板的宏观组织形成剪切带，在剪切 带的附近集中产生滑动变形。滑动变形伴随着位错的增生，在剪切带的附近 形成位错密度高的区域。伴随着对钢板赋予的应变量的增加，滑动变形被促 进，位错密度增加。
在冷锻中，实施等效应变超过1的强加工。因此，就以往的钢板而言， 无法防止伴随着位错密度增加而发生空隙和/或裂纹，就以往的钢板而言，冷 锻性的提高是困难的。对于该课题的解决，抑制成形时的剪切带的形成是有 效的。
从显微组织的观点考虑，剪切带的形成可以理解为在某一个晶粒中产生 的滑动越过晶体晶界而连续地传播至相邻的晶粒的现象。因而，为了抑制剪 切带的形成，需要防止越过晶体晶界的滑动的传播。
钢板中的碳化物是妨碍滑动的牢固的粒子，通过使碳化物存在于铁素体 晶界，从而能够防止越过晶体晶界的滑动的传播而抑制剪切带的形成，使冷 锻性提高成为可能。同时，钢板的成形性也提高。
钢板的成形性很大程度上取决于应变向晶粒内的蓄积(位错的蓄积)， 如果在晶体晶界处阻止应变向相邻晶粒的传播，则晶粒内的应变量增大。其 结果是，加工硬化率增大，成形性改善。
如果基于理论及原则，则认为冷加工性强烈地受到铁素体晶界的碳化物 的覆盖率的影响，因此需要以高精度测定该覆盖率。
为了在三维空间中测定铁素体晶界中的碳化物的覆盖率，在扫描型电子 显微镜内反复进行利用FIB的样品切削和观察的连续切片SEM观察或者三 维EBSP观察是必需的，这需要巨大的测定时间，并且技术诀窍的蓄积变得 不可或缺。本发明的发明者们弄清了此事，得出的结论为：一般性的分析方 法不适合。
因此，探索了简易且精度高的评价指标，其结果是，本发明的发明者们 发现：如果将铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个 数的比率作为指标，则能够评价冷加工性，如果铁素体晶界的碳化物的个数 相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率超过1，则冷加工性显著提高。
此外，由于在冷加工时产生的钢板的压曲、折入、卷积均是由伴随剪切 带形成的应变局部化而引起的，因此通过使碳化物存在于铁素体晶界，从而 能够缓和剪切带的形成及应变的局部化，有效地抑制压曲、折入、卷积的发 生。
如果晶体晶界上的碳化物的球状化率低于80％，则应变局部地集中于棒 状或板状的碳化物，变得容易产生空隙和/或裂纹，因此晶体晶界上的碳化物 的球状化率优选为80％以上，更优选为90％以上。
如果碳化物的平均粒径低于0.1μm，则钢板的硬度显著增加，加工性降 低，因此碳化物的平均粒径优选为0.1μm以上。更优选为0.17μm以上。另 一方面，如果碳化物的平均粒径超过2.0μm，则在冷加工时粗大的碳化物成 为起点而产生龟裂，冷加工性降低，因此碳化物的平均粒径优选为2.0μm以 下。更优选为1.95μm以下。
碳化物的观察用扫描型电子显微镜进行。在观察之前，对组织观察用的 样品通过利用砂纸的湿式研磨及具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒来 进行研磨，将观察面精加工成镜面后，利用3％硝酸-乙醇溶液对组织进行蚀 刻。观察的倍率是在3000倍中选择能够辨别铁素体与碳化物的倍率。以选 择的倍率，随机地拍摄8张板厚1/4层处的30μm×40μm的视场。
对于所得到的组织图像，采用以三谷商事株式会社制(Win ROOF)为 代表的图像分析软件详细地测定该区域中所含的各碳化物的面积。由各碳化 物的面积求出等效圆直径(＝2×√(面积/3.14))，将其平均值作为碳化物粒 径。另外，碳化物的球状化率是将碳化物近似为等面积且惯性矩相等的椭圆， 计算最大长度与其直角方向的最大长度的比低于3的椭圆的比例而求出。
此外，为了抑制由噪音产生的测定误差的影响，将面积为0.01μm2以下 的碳化物从评价的对象中排除。对铁素体晶界上存在的碳化物的个数进行计 数，由全部碳化物数减去晶界上的碳化物数而求出了铁素体晶粒内的碳化物 数。基于测定的个数，求出了铁素体晶界上的碳化物相对于铁素体晶粒内的 碳化物的个数比率。
在将冷轧钢板退火后的组织中，通过将铁素体粒径设定为5.0μm以上， 从而能够改善冷加工性。如果铁素体粒径低于5μm，则硬度增加，在冷加工 时，变得容易产生龟裂、裂纹，因此铁素体粒径设定为5μm以上。优选为7μm 以上。
另一方面，如果超过50μm，则抑制滑动传播的晶体晶界上的碳化物的 个数减少，冷加工性降低，因此铁素体粒径设定为50μm以下。优选为37μm 以下。
铁素体粒径是通过上述的研磨方法将样品的观察面研磨成镜面后，用 3％硝酸-乙醇溶液进行蚀刻，将观察面的组织用光学显微镜或扫描型电子显 微镜进行观察，对拍摄的图像应用线段法而进行测定。
另外，铁的碳化物即渗碳体为硬而脆的组织，如果以与铁素体的层状组 织即珠光体的状态存在，则钢***变脆。因此，珠光体需要极力减少，在本 发明的钢板中，以面积率计设定为6％以下。
珠光体由于具有特有的片层组织，因此能够通过SEM、光学显微镜观察 来严格甄别。通过在任意的截面中算出片层组织的区域，从而能够求出珠光 体的面积率。
进而，通过将钢板的维氏硬度设定为100HV～170HV，从而能够改善冷 加工性。如果维氏硬度低于100HV，则在冷加工中变得容易产生压曲，因此 维氏硬度设定为100HV以上。优选为110HV以上。
另一方面，如果维氏硬度超过170HV，则延展性降低，在冷加工时变得 容易产生内部裂纹，因此维氏硬度设定为170HV以下。优选为168HV以下。
接下来，对本发明制造方法进行说明。
本发明制造方法的基本思想在于，使用上述的成分组成的钢坯，对热轧 条件和退火条件连贯地进行管理来进行钢板的组织控制。
首先，将所需的成分组成的钢液连续铸造而成的钢坯供于热轧。连续铸 造后的铸坯可直接供于热轧，也可在暂且冷却后进行加热之后再供于热轧。
在将钢坯暂且冷却后进行加热而供于热轧的情况下，加热温度优选为 1000℃～1250℃，加热时间优选为0.5小时～3小时。在将连续铸造后的钢 坯直接供于热轧的情况下，供于热轧的钢坯的温度优选设定为1000℃～ 1250℃。
如果钢坯温度或钢坯加热温度超过1250℃或者钢坯加热时间超过3小 时，则从钢坯表层的脱碳变得显著，在渗碳淬火前的加热时，钢板表层的奥 氏体晶粒异常地生长，耐冲击性降低。因此，钢坯温度或钢坯加热温度优选 为1250℃以下，加热时间优选为3小时以下。更优选为1200℃以下、2.5小 时以下。
如果钢坯温度或钢坯加热温度低于1000℃或者加热时间低于0.5小时， 则因铸造而生成的显微偏析、宏观偏析不会消除，在钢坯内部，Si、Mn等 合金元素局部浓集而成的区域残存下来，耐冲击性降低。因此，钢坯温度或 钢坯加热温度优选为1000℃以上，加热时间优选为0.5小时以上。更优选为 1050℃以上、1小时以上。
热轧中的精轧在750℃～850℃的温度区域内完成。如果精轧温度低于 750℃，则钢板的变形阻力增加，轧制负荷显著上升，另外，辊磨损量增大， 生产率降低，并且为了改善塑性各向异性所需的再结晶化不会充分地进行， 因此精轧温度设定为750℃以上。在促进再结晶这点上，优选为770℃以上。
如果精轧温度超过850℃，则在使钢板通过输出辊道(ROT)中生成相 当厚的氧化皮，起因于该氧化皮而在钢板表面产生伤痕，在冷锻及渗碳淬火 回火后，在施加了冲击负荷时，容易以伤痕作为起点而产生龟裂，因此钢板 的耐冲击性降低。因此，精轧温度设定为850℃以下。优选为830℃以下。
在将精轧后的热轧钢板在ROT进行冷却时，冷却速度优选为10℃/秒～ 100℃/秒。如果冷却速度低于10℃/秒，则在冷却途中生成相当厚的氧化皮， 无法抑制起因于此的伤痕的发生，耐冲击性降低，因此冷却速度优选为10℃ /秒以上。更优选为20℃/秒以上。
如果从钢板的表层直到内部以超过100℃/秒的冷却速度进行冷却，则最 表层部会被过度冷却，产生贝氏体、马氏体等低温相变组织。卷取后，在将 从100℃冷却至室温的热轧钢板卷材开卷利用时，在低温相变组织中产生微 小裂纹。该微小裂纹难以通过酸洗及冷轧来除掉。
并且，如果在冷锻及渗碳淬火回火后对钢板施加冲击负荷，则龟裂以微 小裂纹为起点而发展，因此耐冲击性降低。因此，为了抑制在钢板的最表层 部产生贝氏体、马氏体等低温相变组织，冷却速度优选为100℃/秒以下。更 优选为90℃/秒以下。
此外，上述冷却速度是指精轧后的热轧钢板通过无注水区间后、从在注 水区间受到水冷却的时刻开始直至在ROT上被冷却至卷取的目标温度为止 的期间、从各注水区间的冷却设备所取得的冷却能力，而非表示从注水开始 时刻到被卷取机卷取的温度为止的平均冷却速度。
卷取温度设定为400℃～550℃。这是比一般的卷取温度低的温度，是特 别在C的含量高的情况下通常不进行的条件。通过将在上述的条件下制造的 热轧钢板在该温度范围内进行卷取，从而能够使钢板的组织成为在细小的铁 素体中分散有碳化物而成的贝氏体组织。
如果卷取温度低于400℃，则在卷取前未相变的奥氏体相变为较硬的马 氏体，在热轧钢板卷材的开卷利用时，在热轧钢板的表层产生裂纹，耐冲击 性降低。
再有，在从奥氏体向铁素体的再结晶时，由于再结晶驱动力小，因此再 结晶铁素体晶粒的取向变得强烈地受到奥氏体晶粒取向的影响，织构的无规 化变得困难。因此，卷取温度设定为400℃以上。优选为430℃以上。
如果卷取温度超过550℃，则生成片层间距较大的珠光体，生成热稳定 性高的相当厚的针状碳化物。该针状碳化物在2段退火后也残留。在钢板的 冷锻等成形时，以该针状碳化物作为起点而产生龟裂。
另外，在铁素体由奥氏体再结晶时，相反地，再结晶驱动力变得过大， 在这种情况下，也会成为强烈依赖于奥氏体晶粒取向的再结晶铁素体晶粒， 无法进行织构的无规化。因此，卷取温度设定为550℃以下。优选为520℃ 以下。
将热轧钢板卷材开卷利用，实施了酸洗后，实施在2个温度区域内进行 保持的2段步骤型的退火(2段退火)。通过对热轧钢板实施2段退火，从而 控制碳化物的稳定性，促进铁素体晶界处的碳化物的生成。
如果在退火处理之前对酸洗后的钢板实施冷轧，则铁素体晶粒微细化， 因此钢板变得难以软质化。因此，在本发明中，在退火之前实施冷轧是不优 选的，优选在酸洗后不进行冷轧来实施退火处理。
第1段退火是在650～720℃、优选在Ac1点以下的温度区域内进行。通 过该退火，从而使碳化物粗大化、部分球状化，并且使合金元素在碳化物中 浓集，提高碳化物的热稳定性。
在第1段退火中，直至退火温度为止的加热速度(以下称为“第1段加 热速度”)设定为30℃/小时～150℃/小时。如果第1段加热速度低于30℃/ 小时，则升温需要时间，生产率降低，因此第1段加热速度设定为3℃/小时 以上。优选为10℃/小时以上。
另一方面，如果第1段加热速度超过150℃/小时，则在热轧钢板卷材中 外周部与内部的温度差增大，产生由热膨胀差引起的伤痕、烧粘，在钢板表 面形成凹凸。在冷锻等成形时，该凹凸成为起点而产生龟裂，冷锻性降低、 成形性及渗碳淬火回火后的耐冲击性降低，因此第1段加热速度设定为 150℃/小时以下。优选为130℃/小时以下。
第1段退火中的退火温度(以下称为“第1段退火温度”)设定为650℃～ 720℃。如果第1段退火温度低于650℃，则碳化物的稳定化不充分，在第2 段退火时，使碳化物残存于奥氏体中变得困难。因此，第1段退火温度设定 为650℃以上。优选为670℃以上。
另一方面，如果第1段退火温度超过720℃，则在碳化物的稳定性上升 之前生成奥氏体，上述的组织变化的控制变难，因此第1段退火温度设定为 720℃以下。优选为700℃以下。
第1段退火中的退火时间(以下称为“第1段退火时间”)设定为3小时～ 60小时。如果第1段退火时间低于3小时，则碳化物的稳定化不充分，在第 2段退火时，使碳化物残存于奥氏体中变得困难。因此，第1段退火时间设 定为3小时以上。优选为5小时以上。
另一方面，如果第1段退火时间超过60小时，则无法预料碳化物的更 进一步的稳定化，进而生产率降低，因此第1段退火时间设定为60小时以 下。优选为55小时以下。
然后，升温至725～790℃、优选为Ac1点～A3点的温度区域，使奥氏体 在组织中生成。此时，微细的铁素体晶粒内的碳化物在奥氏体中溶解，但通 过第1段退火使得粗大化的碳化物在奥氏体中残存。
在不进行该第2段退火而进行冷却的情况下，铁素体粒径不会变大，无 法得到理想的组织。
直至第2段退火的退火温度为止的加热速度(以下称为“第2段加热速 度”)设定为1℃/小时～80℃/小时。在第2段退火时，由铁素体晶界生成奥 氏体并生长。此时，通过减慢直至退火温度为止的加热速度，从而抑制奥氏 体的核生成，在由退火后的慢冷却而形成的组织中，提高碳化物的晶界覆盖 率成为可能。
因此，第2段加热速度优选较慢，但如果低于1℃/小时，则升温需要时 间，生产率降低，因此第2段加热速度设定为1℃/小时以上。优选为10℃/ 小时以上。
如果第2段加热速度超过80℃/小时，则在热轧钢板卷材中，外周部与 内部的温度差增大，产生起因于由相变引起的较大热膨胀差的伤痕、烧粘， 在钢板表面形成凹凸。在冷锻时，以该凹凸为起点而产生龟裂，冷锻性和成 形性降低，另外，渗碳淬火回火后的耐冲击性也降低，因此第2段加热速度 设定为80℃/小时以下。优选为70℃/小时以下。
第2段退火中的退火温度(以下称为“第2段退火温度”)设定为725℃～ 790℃。如果第2段退火温度低于725℃，则奥氏体的生成量变少，在第2 段退火后的冷却后，铁素体晶界处的碳化物的个数减少，另外，铁素体粒径 变小。因此，第2段退火温度设定为725℃以上。优选为735℃以上。
另一方面，如果第2段退火温度超过790℃，则使碳化物残存于奥氏体 变得困难，组织变化的控制变难，因此第2段退火温度设定为790℃以下。 优选为770℃以下。
第2段退火中的退火时间(第2段退火时间)设定为3小时以上且低于 50小时。如果第2段退火时间低于3小时，则奥氏体的生成量少，并且，铁 素体晶粒内的碳化物的溶解不会充分地进行，使铁素体晶界的碳化物的个数 增加变得困难，另外，铁素体粒径变小。因此，第2段退火时间设定为3小 时以上。优选为5小时以上。
另一方面，如果第2段退火时间超过50小时，则使碳化物残存于奥氏 体中变得困难，另外，制造成本也增大，因此第2段退火时间设定为低于50 小时。优选为40小时以下。
在2段退火之后，以1℃/小时～30℃/小时的冷却速度将钢板冷却至 650℃。
通过采用慢冷却将第2段退火中生成的奥氏体进行慢冷却，从而在相变 为铁素体的同时碳原子吸附在残存于奥氏体中的碳化物，碳化物和奥氏体将 铁素体晶界覆盖，最终能够成为碳化物大量存在于铁素体晶界的组织。
为此，冷却速度优选较慢，但如果低于1℃/小时，则冷却所需的时间增 大，生产率降低，因此冷却速度设定为1℃/小时以上。优选为10℃/小时以 上。
另一方面，如果冷却速度超过30℃/小时，则奥氏体相变为珠光体，钢 板的硬度增加，冷锻性降低，另外，渗碳淬火回火后的耐冲击性降低，因此 冷却速度设定为30℃/小时以下。优选为20℃/小时以下。
进而，将冷却至650℃的钢板冷却至室温。此时的冷却速度并无限定。
2段退火中的气氛并不特别限定于特定的气氛。例如，可以是95％以上 氮的气氛、95％以上氢的气氛、大气气氛中的任一气氛。
如以上说明那样，根据本发明的对热轧条件和退火条件进行连贯地管理 来进行钢板的组织控制的制造方法，能够制造组合了拉深、增厚成形的冷锻 时成形性优异并且对渗碳淬火回火后的耐冲击性的提高所需的淬透性优异 的钢板。
实施例
接下来，对实施例进行说明，但实施例的水准是为了确认本发明的可实 施性及效果而采用的条件的一个例子，本发明并不限定于该一条件例。本发 明可以采用各种条件，只要不脱离本发明的主旨而达成本发明的目的即可。
就冷加工性的评价而言，由板厚为3mm的退火状态材料采集JIS5号拉 伸试验片来进行拉伸试验，对与轧制方向成0°方向和与轧制方向成90°方 向的总伸长率进行评价，在两个方向均为35％以上且各方向的总伸长率的差 |ΔEL|为4％以下的情况下，视认为冷加工性优越。
就淬透性的评价而言，将板厚为3mm的退火状态材料磨削至板厚为 1.5mm，在真空气氛中进行880℃×10分钟的保持，以30℃/秒的冷却速度进 行淬火，如果马氏体的分率为60％以上，则视认为淬透性优越。
(实施例1)
将表1中所示的成分组成的连续铸造铸坯(钢锭)在1240℃下加热1.8 小时后，供于热轧，在890℃下结束精热轧后，在510℃下进行卷取，制造 了板厚为3.0mm的热轧卷材。对热轧卷材进行酸洗，将热轧卷材装入箱型退 火炉内，将气氛控制为95％氢-5％氮，从室温加热至705℃，在705℃下保持 36小时而使热轧卷材内的温度分布均匀化，然后加热至760℃，在760℃下 保持了10小时。
然后，以10℃/小时的冷却速度冷却至650℃，接着，炉冷至室温，制作 了特性评价用的样品。此外，样品的组织通过上述的方法进行了测定。
表1
表2中示出对所制造的样品的维氏硬度、铁素体晶界上的碳化物的个数 相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率、珠光体面积率、冷加工性、淬 透性进行了测定或评价的结果。
表2
如表2中所示的那样，发明钢的B-1、E-1、F-1、H-1、J-1、K-1、L-1、 M-1、N-1、P-1、R-1、T-1、W-1、X-1、Y-1、Z-1、AB-1及AC-1均为：铁 素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率超过 1，维氏硬度为170HV以下，冷加工性和淬透性优异。
与此相对，比较钢G-1的C量高，冷加工性降低。比较钢O-1由于Mo 量和Cr量高，碳化物的稳定度高，因此在淬火时碳化物没有溶解，奥氏体 生成量少，淬透性低劣。
比较钢Q-1和AD-1由于Si、Al的量高，A3点高，因此在淬火时奥氏 体生成量少，淬透性低劣。比较例U-1的S量高，在钢中生成粗大的MnS， 冷加工性低。比较例AA-1的Mn量低，淬透性低劣。
比较例I-1的热轧的精轧温度低，生产率降低。比较例D-1的热轧的精 轧温度高，在钢板表面生成了氧化皮伤痕。比较例C-1和S-1的热轧的卷取 温度低，贝氏体、马氏体等低温相变组织变多而脆化，在热轧卷材的开卷利 用时频繁产生裂纹，生产率降低。
比较例A-1和V-1的热轧的卷取温度高，在热轧组织中生成片层间隔相 当厚的珠光体和热稳定性高的针状的粗大的碳化物，该碳化物在2段步骤退 火后也残存在钢板中，冷加工性降低。
(实施例2)
为了调查退火条件的影响，将表1中所示的成分组成的钢坯在1240℃下 加热1.8小时后，供于热轧，在820℃下结束精热轧后，在ROT上以45℃/ 秒的冷却速度冷却至520℃，在510℃下进行卷取，制造板厚为3.0mm的热 轧卷材，以表3中所示的退火条件实施2段步骤型的箱式退火，制作了板厚 为3.0mm的样品。
表3中示出对所制造的样品的碳化物直径、铁素体粒径、维氏硬度、铁 素体晶界上的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率、珠 光体面积率、冷加工性、淬透性进行了测定或评价的结果。
表3
如表3中所示的那样，发明钢的B-2、C-2、E-2、F-2、H-2、I-2、J-2、 K-2、M-2、N-2、R-2、S-2、V-2、Z-2及AC-2均为：铁素体晶界的碳化物 的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率超过1，维氏硬度为 170HV以下，冷加工性和淬透性优异。
与此相对，比较钢G-1的C量高，冷加工性降低。比较钢O-1的Mo量 和Cr量高，冷加工性降低。另外，由于碳化物的稳定度高，因此在淬火时 碳化物没有溶解，奥氏体生成量少，淬透性低劣。
比较钢Q-1由于Si量高，铁素体的硬度高，因此加工性降低。另外， 由于A3点高，因此在淬火时奥氏体生成量少，淬透性低劣。比较钢AD-1 由于Al量高，A3点高，因此在淬火时奥氏体生成量少，淬透性低劣。比较 钢U-1的S量高，在钢中生成粗大的MnS，冷加工性降低。比较钢AA-1的 Mn量低，淬透性低劣。
比较钢T-2由于2段步骤型的箱式退火的第1段退火时的保持温度低， Ac1温度以下的碳化物的粗大化处理不充分，碳化物的热稳定度不充分，从 而在第2段退火时残存的碳化物减少，在慢冷却后的组织中无法抑制珠光体 相变，冷加工性降低。
比较钢A-2的2段步骤型的箱式退火的第1段退火时的保持温度高，在 退火中生成奥氏体，无法提高碳化物的稳定度，在第2段退火时残存的碳化 物减少，在慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，冷加工性降低。
比较钢L-2由于2段步骤型的箱式退火的第1段退火时的保持时间短， Ac1温度以下的碳化物的粗大化处理不充分，碳化物的热稳定度不充分，从 而在第2段退火时残存的碳化物减少，在慢冷却后的组织中无法抑制珠光体 相变，冷加工性降低。
比较钢W-2的2段步骤退火时的第1段退火时的保持时间长，生产率降 低。比较钢X-2由于2段步骤退火时的第2段退火时的保持温度低，奥氏体 的生成量少而无法增加晶界处的碳化物的个数比例，因此冷加工性降低。
比较钢AB-2由于2段步骤型的箱式退火的第2段退火时的保持温度高， 促进碳化物的溶解，因此残存的碳化物减少，在慢冷却后的组织中无法抑制 珠光体相变，冷锻加工性降低。
比较钢P-2的2段步骤型的箱式退火的第2段退火时的保持温度低，奥 氏体的生成量少，无法增加铁素体晶界处的碳化物的个数比例，冷加工性降 低。比较钢Y-2由于2段步骤型的箱式退火的第2段退火时的保持时间长， 促进碳化物的溶解，因此残存的碳化物减少，在慢冷却后的组织中无法抑制 珠光体相变，冷锻加工性降低。
比较钢D-2从2段步骤型的箱式退火的第2段退火的结束到650℃为止 的冷却速度大，在冷却时引起珠光体相变，冷加工性降低。
产业上的可利用性
如上述那样，根据本发明，能够制造并提供成形性和耐磨性优异的钢板。 本发明的钢板由于是适宜作为经由冲裁、弯曲、冲压加工等加工工序而制造 的汽车用部件、刀具、其他机械部件的原材料的钢板，因此本发明在产业上 的可利用性高。

Claims (3)

1.一种钢板，其特征在于，该钢板以质量％计含有：
C：0.10～0.40％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.09～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.001～0.10％、
N：0.010％以下、
O：0.020％以下、
Cr：0.50％以下、
Mo：0.10％以下、
Nb：0.10％以下、
V：0.10％以下、
Cu：0.10％以下、
W：0.10％以下、
Ta：0.10％以下、
Ni：0.10％以下、
Sn：0.050％以下、
Sb：0.050％以下、
As：0.050％以下、
Mg：0.050％以下、
Ca：0.050％以下、
Y：0.050％以下、
Zr：0.050％以下、
La：0.050％以下、
Ce：0.050％以下，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
其中，所述钢板的金属组织满足：
铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率超过1，
铁素体粒径为5μm～50μm，以及
珠光体的面积率为6％以下，
所述钢板的维氏硬度为100HV～170HV。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，代替所述Fe的一部分而含有Ti：0.10％以下以及B：0.010％以下中的1种或2种。
3.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1或2所述的钢板的制造方法，
其中，对权利要求1或2所述的成分组成的钢坯实施在750℃～850℃的温度区域内完成精轧的热轧而制成热轧钢板，
在400℃～550℃对所述热轧钢板进行卷取，
对卷取了的热轧钢板实施酸洗，
对酸洗了的热轧钢板实施在650℃～720℃的温度区域内保持3小时～60小时的第1段退火，接着，
对热轧钢板实施在725℃～790℃的温度区域内保持3小时～50小时的第2段退火，
将退火后的热轧钢板以1℃/小时～30℃/小时的冷却速度冷却至650℃。
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