JP4377973B2 - Steel sheet with excellent local ductility and heat treatment - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、炭化物の分散形態に特徴を有する、局部延性と焼入れ性に優れた鋼板に関するものである。

（以下余白）
【０００２】
【従来の技術】
鋼中のＣ含有量が概ね０．１〜０．４質量％の、いわゆる中炭素鋼板は、焼入れ強化が可能であるとともに焼鈍状態ではある程度の加工性も有しているため、自動車部品をはじめ各種機械部品や軸受け部品の素材として広く使用されている。部品の製造にあたっては、一般的には打抜加工や曲げ成形が施され、さらに比較的軽度な絞り加工，伸びフランジ成形が施されることもある。また、部品形状が複雑な場合は、二ないし三部品を溶接して製造される場合も多い。そしてこれらの加工部品は熱処理を経て各種用途の部品に仕上げられていく。
【０００３】
ところが近年、部品の製造コストを低減すべく、部品の一体成形や、部品加工の工程簡略化が進められている。このことは素材側から見ればより加工率の高い（＝塑性変形量の大きい）加工に耐えなくてはならないことを意味する。つまり、加工技術の高度化に伴い、素材である中炭素鋼板自体にもより高い加工性が要求されるようになってきた。特に昨今では、打抜加工や曲げ加工のみならず、高度な伸びフランジ成形加工（例えば穴拡げ加工）にも耐え得る局部延性に優れた鋼板素材のニーズが高まりつつある。
【０００４】
こうした中、特公昭６１−１５９３０号公報，特公平５−７０６８５号公報，および特開平４−３３３５２７号公報には、加工方法あるいは熱処理方法を工夫することによって棒鋼中の炭化物を球状化し、棒鋼線材の加工性を改善する技術が紹介されている。しかし、これらはいずれも棒鋼線材を対象とするものであり、素材が板材である場合に問題となる伸びフランジ性の改善手段は明らかにされていない。
【０００５】
また、特開平８−３６８７号公報には、Ｃを０．３ｍａｓｓ％以上含有し、炭化物の占める面積率が２０％以下で、粒径１．５μｍ以上の炭化物の割合が３０％以上である加工用高炭素鋼板が示されている。これは炭化物の形態を制御して鋼板の加工性を改善したものではあるが、局部延性に関連する伸びフランジ性といった高度な加工性を改善するには至っていない。
【０００６】
さらに特開平８−１２０４０５号公報には、Ｃ：０．２０〜０．６０％の他、Ｓｉ，Ａｌ，Ｎ，Ｂ，Ｃａ等の黒鉛化を促進する元素を含有し、Ｃ含有量の１０〜５０％が黒鉛化しており、断面の鋼組織が３μｍ以上の黒鉛粒子を特定量含んだ球状化セメンタイトの分散したフェライト相になっている加工性に優れた薄鋼板が示されている。この薄鋼板は穴拡げ性と二次加工性に優れているという。しかしその薄鋼板は含有炭素の黒鉛化を利用して加工性を改善したものであるから、黒鉛化を促進する元素の添加した鋼を用いる必要があり、一般的な市販の中・高炭素鋼種に広く適用できるものではない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、加工性の中でも「伸びフランジ性」といった、特に局部延性を改善した中炭素鋼板のニーズが高いにもかかわらず、一般的な中炭素の鋼種において、鋼板の局部延性を改善する手法は確立されていない。その理由として、局部延性を向上させ得るに足る鋼板の金属組織が未だ明らかにされていないことが挙げられる。
さらに、鋼板を加工した部品の熱処理特性として、焼入性（鋼の硬化のしやすさ）や焼入加熱温度からの冷却過程において冷却速度の影響が小さい（焼入硬さが一定となる）ことなどが要求されている。
【０００８】
そこで本発明は、「伸びフランジ性」等の局部延性を安定的に改善することができる金属組織を特定し、特殊な元素を添加することなく一般的な中炭素鋼の鋼種において局部延性と熱処理性に優れた鋼板を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記目的は、請求項１の発明、すなわち、質量％において、Ｃ：０．１５〜０．４０％，Ｓｉ：０．１０％以下，Ｍｎ：０．３〜０．８％， Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１％以下， Ｔｉ：０．０１〜０．０５%，Ｂ：０．０００５〜０．００５０%， Ｎ：０．０１％以下，Ｔ．Ａｌ：０．０２〜０．１０％，Ｃｒ：０〜０．６％（無添加を含む）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（ａ）で定義される炭化物球状化率が９０％以上、かつ下記（ｂ）で定義される平均炭化物粒径が０．４〜１．０μｍであるように炭化物がフェライト中に分散している局部延性と熱処理性に優れた鋼板によって達成される。なお、不純物としてＣｕを０．３質量％以下、Ｎｉを０．２５質量％以下、Ｃａを０．００５０質量％以下の範囲で含んでも局部加工性や熱処理性に対して何も悪影響を及ぼすことがないので、必要に応じてこれらの元素を１種または２種以上添加してもよい。
（ａ）炭化物球状化率：鋼板断面の金属組織観察において、観察視野内の炭化物総数に占める、炭化物の最大長さｐとその直角方向の最大長さｑの比（ｐ／ｑ）が３未満である炭化物の数の割合（％）をいう。ただし、観察視野は炭化物総数が３００個以上となる領域とする。
（ｂ）平均炭化物粒径：鋼板断面の金属組織観察において観察視野内の個々の炭化物について測定した円相当径を全測定炭化物について平均した値をいう。ただし、観察視野は炭化物総数が３００個以上となる領域とする。
【００１１】
請求項２の発明は、請求項１の発明において、特にフェライトの結晶粒径が20μｍ以上であることに特徴を有するものである。
【００１４】
請求項３の発明は、請求項１または２の発明における局部延性と熱処理性に優れた鋼板において、特に当該鋼板が伸びフランジ加工用の鋼板であることに特徴を有するものである。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、一般的な中炭素鋼種における鋼板の加工性を改善する手段について詳細に検討してきた。その結果、▲１▼一般的な打抜加工性や曲げ加工性が向上する場合でも、伸びフランジ性等の局部延性が改善されるとは限らないこと、▲２▼炭化物を単に球状化させるだけでは局部延性の安定した改善を図ることはできないこと、そして、▲３▼伸びフランジ性等の局部延性は、鋼板中における炭化物の分散形態に大きく依存し、具体的には炭化物のより一層の球状化と、平均炭化物粒径を大きくすることによって改善し得ることを知見した。さらに、高周波焼入性を劣化させることなく局部延性を十分に改善できることもわかった。
【００１６】
伸びフランジ成形加工によって生じる割れや亀裂は、加工変形中に生じる非常に局所的な欠陥によって敏感に引き起こされるものと考えられる。中・高炭素鋼板においては、そのような欠陥の生成原因として、炭化物（セメンタイト）を起点として生じたミクロボイドの成長（連結）が挙げられる。このため、中・高炭素鋼板の伸びフランジ性を改善するうえで、加工変形時において上記ミクロボイドの生成・成長をできるだけ抑制できるような金属組織に調整することが重要であると考えられる。伸びフランジ性が他の一般的な加工性の改善に伴って必ずしも同様に改善されないのは、他の加工性には影響を及ぼさないようなミクロ的な欠陥が、伸びフランジ性に対しては敏感に影響するためであると推察される。
【００１７】
このような考察に基づき種々の実験を繰り返した結果、鋼板中に分散している炭化物の粒径を大きくすることによって、個々の炭化物を起点として生成したミクロボイドの連結を抑制でき、伸びフランジ性等の局部延性を顕著に改善できることが確認された。さらに、分散している炭化物の球状化率を高めることもミクロボイドの生成自体を抑制するうえで効果的であることがわかった。
また、局部延性を改善するには、鋼板の成分のうちＣ，Ｍｎの量を下げることが有利であるが、Ｃ，Ｍｎの低下は焼入性や焼入硬さの確保などの熱処理性を劣化させることになる。このような熱処理性の低下を抑制し、かつ局部延性を改善するにはＣｒ，Ｔｉ，Ｂを適量添加することが効果的であることがわかった。
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００１８】
本発明では、Ｃ：０．１５〜０．４０質量％を含有する中炭素鋼を対象とする。Ｃは炭素鋼においては最も基本となる合金元素であり、その含有量によって焼入れ硬さおよび炭化物量が大きく変動する。Ｃ含有量が０．１５質量％以下の鋼では、各種機械構造用部品に適用するうえで十分な焼入れ硬さが得られない。一方、Ｃ含有量が０．４０質量％を超えると、熱間圧延後の靭性が低下して鋼帯の製造性・取扱い性が悪くなるとともに、焼鈍後においても十分な延性が得られないため、加工度の高い部品への適用が困難になる。したがって、本発明では適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた素材鋼板を提供する観点から、Ｃ含有量が０．１５〜０．４０質量％の範囲の鋼を対象とする。なお、Ｃ含有量が低くなるほど局部延性は一層改善される。
【００１９】
Ｓｉは、局部延性に対して影響の大きい元素の１つである。Ｓｉを過剰に添加すると固溶強化作用によりフェライトが硬化し、成形加工時に割れ発生の原因となる。またＳｉ含有量が増加すると製造過程で鋼板表面にスケール疵が発生する傾向を示し、表面品質の低下を招く。そこでＳｉを添加するに際しては０．１０質量％以下の含有量となるようにする。加工性を特に重視する用途ではＳｉ含有量は０．０３質量％以下とすることが望ましい。
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、強靭化にも有効な添加元素である。十分な焼入れ性を得るためには０．３質量％以上の含有が望ましい。しかし、０．８質量％を超えて多量に含有させるとフェライトが硬化し、加工性の劣化を招く。そこで、Ｍｎは０．３〜０．８質量％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２１】
Ｐは、延性や靭性を劣化させるので、０．０２質量％以下の含有量とすることが望ましい。
Ｓは、ＭｎＳ系介在物を形成する元素である。この介在物の量が多くなると局部延性が劣化するので、鋼中のＳ含有量はできるだけ低減することが望ましい。本発明で規定する炭化物分散形態を実現させれば、Ｓ含有量を特別に低減していない一般的な市販鋼に対しても伸びフランジ性の向上効果は得られる。しかし、Ｃ含有量が０．４０質量％近くまで高くなった場合でも、後述するＥｌ_V値およびλ値がそれぞれ例えば３５％以上，４０％以上というような、高い局部延性を安定して確保するためには、Ｓ含有量を０．０１質量％以下に低減した鋼を用いるのが望ましい。本願発明ではそのような観点からＳ含有量を０．０１質量％以下に規定した。なお、さらにＥｌ_V値およびλ値をそれぞれ４０％以上，５５％以上にまで高めた非常に優れた局部延性を有する鋼板素材を安定して得るためには、Ｓ含有量を０．００５質量％以下に低減した鋼を用いるのがよい。
【００２２】
Ｔｉは、溶鋼の脱酸調整に添加される成分であるが、脱窒作用を呈する。また、鋼板に固溶しているＮを窒化物として固定するので、焼入れ性を改善する有効Ｂ量を高める。更に、炭窒化物を形成し、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する作用を呈する。これらの作用を安定して得るために少なくとも０．０１質量％以上のＴｉ含有量が必要である。しかし、０．０５質量％を超える多量のＴｉが含まれると、経済的に不利になるばかりか、局部延性を劣化させる原因ともなる。
Ｂは、極く微量の添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させる。また、粒界の歪みエネルギーを低下させることによって粒界を強化する作用を呈する。また、焼入れ硬さを安定して得るためにも、必要な合金成分である。このようなＢの効果は、０．０００５質量％以上の含有量で顕著になるが、０．００５０質量％を超えるＢを添加しても、その効果が飽和し、逆に靱性を劣化させる原因となる。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、焼入れ時の結晶粒微細化に有効な成分である。しかし、Ｎ含有量が０．０１質量％を超えると、延性が低下する。また、過剰なＮはＢと結合し、焼入れ性の改善に有効なＢ量を消費する。そこで、本発明においては、Ｎ含有量の上限を０．０１質量％に設定した。
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として使用される成分であり、Ｎを固定する作用も呈する。このような作用は０．０２質量％以上のＡｌ含有量で顕著になる。しかし、鋼中のＡｌ量が０．１質量％を超えると鋼の清浄度が損なわれて鋼板に表面疵が発生しやすくなるので、Ｔ.Ａｌ含有量は０．１質量％以下とすることが望ましい。
【００２３】
Ｃｒは、焼入れ性を改善するとともに焼戻し軟化抵抗を大きくする元素である。しかし、０．６質量％を超える多量のＣｒが含まれると３段階焼鈍を施しても軟質化しにくく焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化するようになる。したがってＣｒを添加する場合は０．６質量％以下の範囲とする。
【００２４】
次に、本発明鋼板の金属組織を特定するための事項について説明する。
【００２５】
〔炭化物球状化率〕
炭化物球状化率は先に定義したとおりであるが、これは、全炭化物のうち「球状化した炭化物」とみなされるものがどの程度を占めているかを表している。ここで、ある炭化物が「球状化した炭化物」とみなされるための条件として、鋼板断面の金属組織観察平面内において、その炭化物の最大長さｐとそれに直角方向の最大長さｑの比（ｐ／ｑ）が３未満であることを要件とした。例えば、再生パーライトにおける炭化物では、そのほとんどは上記の比（ｐ／ｑ）が３以上である。一方、Ａ_C1点以上の加熱で残留した未溶解炭化物を起点として成長した炭化物では、上記の比（ｐ／ｑ）が３未満となる。
【００２６】
炭化物の形状を立体的に正確に捉えて規定することは難しく、また製品鋼板の適否を判定するうえでも煩雑である。これに対し、鋼板断面の平面的な金属組織を観察することは容易である。本発明者らは、鋼板断面の金属組織の中で観察される炭化物形状について上記のようなｐとｑの比（ｐ／ｑ）を用いて球状化の程度を捉えたとき、鋼板の局部延性に対する炭化物形状の影響を適切に評価できることを確認した。そして、種々の実験の結果、上記の比（ｐ／ｑ）が３未満であるような「球状化した炭化物」の数が全体の炭化物数の９０％以上を占めており、かつ後述の平均炭化物距離が特定範囲となるときに、その鋼板は高い局部延性を示すことを見出した。なお、数値の信頼性を高めるために、観察視野は炭化物総数が３００個以上となる領域とする。
【００２７】
炭化物球状化率の低い鋼板では、分散している炭化物のうち、例えば再生パーライトの炭化物のように球状化が不十分な炭化物を起点としてミクロボイドの生成・連結が助長され、これが割れの原因となる。伸びフランジ性等の局部延性を安定して改善するためには、後述の平均炭化物間距離と相まって、鋼板の炭化物球状化率を９０％以上とする必要がある。
【００２８】
〔平均炭化物粒径〕
炭化物の平均粒径を大きくすることによっても局部延性は顕著に改善されることが確認された。鋼中の炭素量は一定であるから、平均炭化物粒径の増大は炭化物総数の減少を意味する。炭化物総数が減少すれば、個々の炭化物を起点として生成したミクロボイドの連結が抑制され、これが局部延性の顕著な向上に寄与するものと考えられる。一方、高周波焼入のような短時間の加熱による焼入性を向上させるためには、炭化物の粒径は小さい方が良い。これは、炭化物粒径が大きいと短い加熱時間で炭化物を十分に固溶させることが困難となるからである。このように、局部延性の向上と焼入性の向上は、平均炭化物粒径の変化に対して相反する挙動をとる。したがって、これら両特性を満足させるためには平均炭化物粒径を厳格に規定する必要がある。
【００２９】
平均炭化物粒径は、鋼板断面の金属組織観察において、観察視野内の個々の炭化物について測定した円相当径を全測定炭化物について平均した値をいう。具体的には個々の炭化物について面積を測定し、その面積から円相当径を算出する。面積の測定は画像処理装置を用いて行うことができる。そして測定した全ての炭化物の円相当径の総和を求め、その総和を測定炭化物の総数で除した値を平均炭化物粒径とする。数値の信頼性を高めるために、観察視野は測定炭化物総数が３００個以上となる領域とする。
【００３０】
本発明者らの詳細な伸びフランジ成形実験の結果、局部延性の観点からは、先述の炭化物球状化率を９０%以上とした上で、平均炭化物粒径を０．４μm以上とする必要があることがわかった。一方、加工後に高周波焼入を実施する場合の焼入性の観点からは、平均炭化物粒径を１．０μm以下に抑える必要があることが実験より明らかになった。したがって、本発明では鋼板中の平均炭化物粒径を０．４〜１．０μmの範囲に規定した。
【００３１】
〔フェライトの結晶粒径〕
焼鈍後のフェライト粒径も、局部延性の改善に影響を与える因子である。フェライト粒径が２０μｍ未満になると、材料の局部延性が低下する傾向を示すようになる。したがって、前記の炭化物分散形態適正化の効果を最大限発揮するためには、フェライトの結晶粒径（平均粒径）を２０μｍ以上とすることが望ましい。また、フェライト結晶粒径が不揃いの、いわゆる混粒組織を呈すると加工性に悪影響を及ぼすようになるので、できるだけ整粒組織にすることが望ましい。平均粒径が３５μｍを超えると混粒組織になりやすいので フェライト結晶粒径（平均粒径）は２０〜３５μｍの範囲に調整することが一層望ましい。
【００３２】
以上のような金属組織を有する鋼板は、焼鈍方法を工夫することによって得ることができる。例えば、鋼板のＡ₁変態点直下および直上の特定温度範囲における加熱を適切に組み合わせた焼鈍によって実現できる。具体的には例えば、熱延鋼板または冷延鋼板に対して、Ａ_C1−５０℃〜Ａ_C1未満の温度範囲で0.5時間以上保持する１段目の加熱を行った後、Ａ_C1〜Ａ_C1＋100℃の温度範囲で０．５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−８０℃〜Ａr1の温度範囲で２〜６０時間保持する３段目の加熱を連続して行い、かつ、２段目の保持温度から３段目の保持温度への冷却速度を５〜３０℃／時間とする３段階焼鈍を施すことによって、本発明で規定する適正な金属組織を有する鋼板を好適に製造することができる。
【００３３】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延により板厚２．３ｍｍの熱延板とした。その際、熱延コイル巻取温度を変えて熱延組織を変化させた。得られた熱延板は、酸洗後、種々の条件で焼鈍し、鋼板の炭化物球状化率，平均炭化物粒径，フェライト結晶粒径を変化させた。その後、引張試験，切欠引張試験，穴拡げ試験に供した。
【００３４】
【表１】

【００３５】
炭化物球状化率は、走査電子顕微鏡により鋼板断面の一定領域内を観察し、炭化物の最大長さｐとその直角方向の最大長さｑの比（ｐ／ｑ）が３未満となるものを「球状化した炭化物」としてカウントし、測定炭化物総数に占める当該「球状化した炭化物」の数の割合を算出して求めた。その際、測定炭化物総数は３００〜１０００個の範囲であった。
平均炭化物間距離は、上記の炭化物球状化率を測定した領域について画像処理装置（ニレコ社製、ＬＵＺＥＸ III Ｕ）を利用して平均炭化物粒径Ｄを求め、先述の（１）式によってＬを算出して求めた。
フェライト結晶粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５２２に規定される切断法に従って、直行する２つの線分で切断されるフェライト結晶粒の数を測定し、１０視野測定の結果を平均して求めた。
【００３６】
引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用い、平行部の標点間距離を５０ｍｍとして行った。
切欠引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片の平行部長手方向中央位置における幅方向両サイドに開き角４５°，深さ２ｍｍのＶノッチを形成した試験片を用いて引張試験を行う方法で行った。Ｖノッチを含む標点間距離５ｍｍに対する伸び率を破断後に求め、その伸び率を切欠引張伸びＥｌ_Vとした。
穴拡げ試験は、１５０ｍｍ角の鋼板の中央部にクリアランス２０％にて１０ｍｍ（ｄ₀ ）の穴を打抜いた後、その穴部について、５０ｍｍφ球頭ポンチにて押し上げる方法で行い、穴周囲に板厚を貫通する亀裂が発生した時点での穴径ｄを測定して、次式で定義される穴拡げ率λ（％）を求めた。
λ＝（（ｄ−ｄ₀ ）／ｄ₀ ）×100
これらＥｌ_V値およびλ値は局部延性を表す指標であり、伸びフランジ性を定量的に評価し得るものである。局部延性の評価は、 Ｅｌ_V値４０％を超えかつλ値４５％を超えるものを良好（○印で示す）、 Ｅｌ_V値４０％以下でかつλ値４５％以下のものを不良（×印で示す）とした。
熱処理性は、各鋼種よりφ３ｍｍ×１０ｍｍのサンプルを作成し、熱サイクル再現装置を用いて９００℃で１０分間加熱後、冷却速度１００℃／秒、５０℃／秒、３０℃／秒で室温まで冷却した後、ビッカース硬さ試験を行った。熱処理性の評価は、冷却速度が３０℃／秒の場合のビッカース硬さが４００ＨＶを超えるものを良好（○印で示す）、４００ＨＶ以下のものを不良（×印で示す）とした。
これらの試験結果を表２に示す。
【００３７】
【表２】

【００３８】
表２において、Ｎｏ．１のＡ鋼はCが０．１５重量％以下であり、 Ｅｌ_V値，λ値ともに加工性は良好であるが、焼入硬さが不足している。Ｎｏ．３，４，５のＣ鋼は、本発明の成分範囲であるので熱処理性は良好であり、焼入冷却速度の依存性も小さいが、Ｎｏ．３は平均炭化物粒径が０．４μｍ以下であり、Ｅｌ_V値，λ値とも低い値を示し、加工性に劣ることがわかる。
Ｎｏ．６のＤ鋼は、Ｔｉ含有量が０．０５質量％を超えて高く、Ｅｌ_V値，λ値とも低い値を示し、加工性に劣ることがわかる。
Ｎｏ．７のＥ鋼は、Ｃが０．４０重量％を超え、Ｓｉが０．１０％を超えて高く、 平均炭化物粒径は０．４０μｍ以下であるために、Ｅｌ_V値，λ値とも低い値を示し加工性が劣っている。Ｃが０．４０重量％を超えて高いため冷却速度１００℃／秒では、焼入れ硬さが非常に高くなり焼き割れも発生した。
【００３９】
Ｎｏ．８，９のＦ鋼は、本発明の成分範囲であるので熱処理性は良好であるが、Ｎｏ．９については炭化物の球状化率が９０％以下、平均炭化物粒径が０．４μｍ以下であり、Ｅｌ_V値，λ値とも低い値を示し、加工性に劣ることがわかる。また、Ｎｏ．１０のＦ鋼も本発明の成分範囲であり、加工性は良好であるが、平均炭化物粒径が１．０μm以上であるため、冷却速度５０℃／秒以下での焼入れ硬さが低下し熱処理性は劣化している。Ｎｏ．２のＢ鋼， Ｎｏ．１２のH鋼は本発明範囲であり、Ｅｌ_V値，λ値とも良好であり、熱処理性も良好である。
Ｎｏ．１１のＧ鋼は、Ｍｎが０．８０％以上であり、平均炭化物粒径は０．４０μｍ以下であるために、Ｅｌ_V値，λ値とも低い値を示し加工性が劣っている。また、Ｂ，Ｔｉも添加されていないため冷却速度３０℃／秒以下での焼入れ硬さが低下し熱処理性は劣化している。
【００４０】
Ｎｏ．１３のＩ鋼は、Ｓが０．０１０重量％を超え、Ｃｒが０．６０重量％を超えて高く、平均炭化物粒径は０．４０μｍ以下であるため、Ｅｌ_V値，λ値とも低い値を示し加工性が劣っている。また、Ｂ，Ｔｉが添加されていないため冷却速度３０℃／秒以下での焼入れ性が低下し焼入れ硬さも劣化している。
Ｎｏ．１４のJ鋼はＳｉが０．１重量％を越え、Ｓが０．０１０重量％を超えているため、 Ｅｌ_V値，λ値とも低い値を示し、加工性が劣っている。また、 Ｂ，Ｔｉが添加されていないため冷却速度５０℃／秒以下での焼入れ性が低下し焼入れ硬さも劣化している。
【００４１】
これらのＡ鋼，Ｄ鋼，Ｅ鋼，Ｇ鋼，Ｉ鋼，Ｊ鋼以外の鋼においては、炭化物球状化率および平均炭化物粒径が本発明で規定する範囲内にある本発明例（Ｎｏ．２，４，５，８，１２）では、Ｃ含有量が同レベルの比較例と比べていずれもＥｌ_V値およびλ値が顕著に向上しており、優れた局部延性を示した。その中でも特にフェライト結晶粒径が２０μｍ以上のＮｏ．２（Ｂ鋼），Ｎｏ．５（Ｃ鋼），Ｎｏ．１２（Ｈ鋼）では、ＥｌV値，λ値とも一層高い値を示した。
【００４２】
次に、表２における本発明例の鋼板の製造条件を示しておく。
各鋼スラブを熱延巻取温度５８０〜６５０℃で熱延板を得た後、酸洗し、「Ａ_C1点より低い６９０℃で４ｈ保持→Ａ_C1点以上の７３０〜７７０℃で4ｈ保持→冷却速度１０℃／ｈで冷却→Ａ_r1点以下の６９０〜７１０℃で４〜８ｈ保持→６５０℃まで１０℃／ｈで冷却→空冷」の焼鈍を施して製造したものである。
【００４３】
【発明の効果】
以上のように、本発明では、「炭化物球状化率」および「平均炭化物粒径」という概念を導入して炭化物の分散形態を適正な範囲に特定し、優れた局部延性を呈する中炭素鋼板の金属組織を明らかにした。そして、本発明に係る鋼板は、従来の中炭素鋼板に比べて局部変形能が著しく向上するとともに、焼入性や焼入硬さなどの熱処理性に優れているので、部品形状が複雑な自動車部品等、各種機械部品の素材として好適に用いられ、特に伸びフランジ成形加工用鋼板として非常に適している。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel sheet characterized by a dispersion form of carbides and excellent in local ductility and hardenability .

(The following margin)
[0002]
[Prior art]
A so-called medium carbon steel sheet having a C content of approximately 0.1 to 0.4% by mass in steel can be hardened and has a certain degree of workability in an annealed state. Widely used as a material for various machine parts and bearing parts. In manufacturing parts, generally, punching and bending are performed, and relatively mild drawing and stretch flange molding may be performed. Further, when the part shape is complicated, it is often produced by welding two or three parts. These processed parts are finished into parts for various uses through heat treatment.
[0003]
However, in recent years, in order to reduce the manufacturing cost of parts, the integral molding of parts and the simplification of parts processing have been promoted. This means that it must withstand processing with a higher processing rate (= a large amount of plastic deformation) when viewed from the material side. In other words, with the advancement of processing technology, higher workability has been required for the medium carbon steel plate itself as a material. Particularly in recent years, there has been an increasing need for a steel plate material having excellent local ductility that can withstand not only punching and bending but also advanced stretch flange forming (for example, hole expansion).
[0004]
Under these circumstances, Japanese Patent Publication No. 61-15930, Japanese Patent Publication No. 5-70685, and Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-333527 disclose that a carbide in a steel bar is spheroidized by devising a processing method or a heat treatment method. The technology to improve the workability of is introduced. However, all of these are intended for steel bar wires, and no means for improving stretch flangeability, which is a problem when the material is a plate material, has been clarified.
[0005]
Japanese Patent Laid-Open No. 8-3687 discloses a process that contains 0.3 mass% or more of C, the area ratio occupied by carbides is 20% or less, and the ratio of carbides having a particle size of 1.5 μm or more is 30% or more. A high carbon steel plate is shown. Although this has improved the workability of the steel sheet by controlling the form of carbide, it has not yet improved high workability such as stretch flangeability related to local ductility.
[0006]
Furthermore, in JP-A-8-120405, in addition to C: 0.20 to 0.60%, an element that promotes graphitization such as Si, Al, N, B, and Ca is contained. -50% is graphitized, and a thin steel sheet with excellent workability is shown in which the steel structure of the cross section is a ferrite phase in which spheroidized cementite containing a specific amount of graphite particles having a size of 3 μm or more is dispersed. This thin steel plate is said to be excellent in hole expansibility and secondary workability. However, since the thin steel sheet has improved workability by using graphitization of contained carbon, it is necessary to use steel with added elements that promote graphitization. It is not widely applicable to.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, despite the high need for medium carbon steel sheets that have improved local ductility, such as “stretch flangeability” among workability, it improves the local ductility of steel sheets in general medium carbon steel grades. The method has not been established. The reason for this is that the metal structure of the steel sheet that can improve the local ductility has not yet been clarified.
Furthermore, the heat treatment characteristics of the parts processed from steel plates are less affected by the cooling rate in the cooling process from the hardenability (ease of hardening of the steel) and the quenching heating temperature (the quenching hardness is constant). That is required.
[0008]
Therefore, the present invention specifies a metallographic structure that can stably improve local ductility such as “stretch flangeability”, and local ductility and heat treatment in a general medium carbon steel grade without adding special elements. It aims at providing the steel plate excellent in property.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The object is the invention of claim 1, that is, in mass%, C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.3 to 0.8%, P: 0.00. 02% or less, S: 0.01% or less, Ti: 0.01 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.0050%, N: 0.01% or less, T.I. Al: 0.02 to 0.10%, Cr: 0 to 0.6% (including no addition), the balance consisting of Fe and inevitable impurities, carbide spheroidization defined by (a) below With a steel sheet excellent in local ductility and heat treatability in which the carbide is dispersed in the ferrite such that the rate is 90% or more and the average carbide particle size defined in the following (b) is 0.4 to 1.0 μm Achieved. Even if Cu is contained in an amount of 0.3% by mass or less, Ni is 0.25% by mass or less, and Ca is 0.0050% by mass or less as impurities, it has no adverse effect on local workability and heat treatment. Therefore, one or more of these elements may be added as necessary.
(A) Carbide spheroidization ratio: In the observation of the metal structure of the cross section of the steel sheet, the ratio (p / q) of the maximum length p of carbide to the maximum length q in the direction perpendicular to the total number of carbides in the observation field is less than 3. The ratio (%) of the number of carbides. However, the observation visual field is a region where the total number of carbides is 300 or more.
(B) Average carbide particle size: A value obtained by averaging the equivalent circle diameters measured for individual carbides in the observation field in the observation of the metal structure of the cross section of the steel sheet for all the measured carbides. However, the observation visual field is a region where the total number of carbides is 300 or more.
[0011]
The invention of claim 2 is characterized in that, in the invention of claim 1, the crystal grain size of ferrite is particularly 20 μm or more.
[0014]
The invention of claim 3 is characterized in that in the steel plate excellent in local ductility and heat treatment property in the invention of claim 1 or 2, the steel plate is particularly a steel plate for stretch flange processing.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present inventors have studied in detail the means for improving the workability of a steel sheet in a general medium carbon steel type. As a result, (1) even when general punching workability and bending workability are improved, local ductility such as stretch flangeability is not always improved, and (2) the carbide is simply spheroidized. However, stable improvement of local ductility cannot be achieved, and (3) local ductility such as stretch flangeability largely depends on the dispersion form of carbides in the steel sheet, and more specifically, more spherical particles of carbides. It was found that this can be improved by increasing the average carbide particle size. Furthermore, it has been found that the local ductility can be sufficiently improved without deteriorating the induction hardenability.
[0016]
It is considered that the cracks and cracks generated by the stretch flange forming process are sensitively caused by very local defects generated during the deformation of the process. In medium- and high-carbon steel sheets, the generation of such defects includes the growth (connection) of microvoids that originate from carbide (cementite). For this reason, in order to improve the stretch flangeability of medium and high carbon steel sheets, it is considered important to adjust to a metal structure that can suppress the formation and growth of the microvoids as much as possible during deformation. The reason why stretch flangeability does not necessarily improve with other general processability improvements is that micro defects that do not affect other processability are sensitive to stretch flangeability. It is inferred that it affects
[0017]
As a result of repeating various experiments based on such considerations, by increasing the particle size of carbides dispersed in the steel sheet, it is possible to suppress the connection of microvoids generated from individual carbides, stretch flangeability, etc. It was confirmed that the local ductility can be remarkably improved. Further, it has been found that increasing the spheroidization rate of the dispersed carbide is also effective in suppressing the formation of microvoids themselves.
In order to improve the local ductility, it is advantageous to reduce the amount of C and Mn among the components of the steel sheet. However, the reduction of C and Mn improves the heat treatment properties such as hardenability and quenching hardness. It will deteriorate. It has been found that it is effective to add appropriate amounts of Cr, Ti, and B in order to suppress such a decrease in heat treatment property and improve local ductility.
Hereinafter, matters for specifying the present invention will be described.
[0018]
In this invention, C: The medium carbon steel containing 0.15-0.40 mass% is made into object. C is an alloy element which is the most basic in carbon steel, and the quenching hardness and the amount of carbide vary greatly depending on its content. When the C content is 0.15% by mass or less, sufficient quenching hardness is not obtained for application to various machine structural parts. On the other hand, if the C content exceeds 0.40% by mass, the toughness after hot rolling is lowered, and the manufacturability and handleability of the steel strip are deteriorated, and sufficient ductility cannot be obtained even after annealing. This makes it difficult to apply to parts with a high degree of processing. Therefore, in the present invention, from the viewpoint of providing a raw steel plate having both appropriate quenching hardness and workability, steel with a C content in the range of 0.15 to 0.40 mass% is targeted. Note that the local ductility is further improved as the C content decreases.
[0019]
Si is one of the elements having a great influence on the local ductility. If Si is added excessively, the ferrite is hardened by the solid solution strengthening action, which causes cracks during molding. Further, when the Si content is increased, scale flaws tend to be generated on the surface of the steel sheet during the production process, leading to a reduction in surface quality. Therefore, when adding Si, the content is made 0.10% by mass or less. In applications where workability is particularly important, the Si content is preferably 0.03% by mass or less.
Mn is an additive element that enhances the hardenability of the steel sheet and is effective for toughening. In order to obtain sufficient hardenability, the content is preferably 0.3% by mass or more. However, if the content exceeds 0.8% by mass, the ferrite is cured and the workability is deteriorated. Therefore, it is desirable to contain Mn in the range of 0.3 to 0.8% by mass.
[0021]
Since P deteriorates ductility and toughness, it is desirable to make it content of 0.02 mass% or less.
S is an element that forms MnS inclusions. Since the local ductility deteriorates when the amount of inclusions increases, it is desirable to reduce the S content in the steel as much as possible. If the carbide | carbonized_material dispersion | distribution form prescribed | regulated by this invention is implement | achieved, the improvement effect of stretch flangeability will be acquired also with respect to the general commercial steel which has not reduced especially S content. However, even when the C content increases to near 0.40 mass%, high local ductility is ensured stably such that the El _V value and the λ value described later are, for example, 35% or more and 40% or more, respectively. For this purpose, it is desirable to use a steel whose S content is reduced to 0.01% by mass or less. In this invention, S content was prescribed | regulated to 0.01 mass% or less from such a viewpoint. In addition, in order to stably obtain a steel plate material having a very excellent local ductility in which the El _V value and the λ value are respectively increased to 40% or more and 55% or more, the S content is 0.005% by mass. It is better to use reduced steel below.
[0022]
Ti is a component added to adjust the deoxidation of molten steel, but exhibits a denitrification action. Moreover, since N dissolved in the steel sheet is fixed as a nitride, the effective B amount for improving the hardenability is increased. Furthermore, carbonitride is formed, and the effect of preventing crystal grain coarsening during quenching is exhibited. In order to stably obtain these actions, a Ti content of at least 0.01% by mass or more is necessary. However, if a large amount of Ti exceeding 0.05% by mass is contained, it becomes not only economically disadvantageous but also causes deterioration of local ductility.
B significantly improves the hardenability of the steel material by adding a very small amount. Moreover, the effect | action which strengthens a grain boundary is exhibited by reducing the distortion energy of a grain boundary. Moreover, it is a necessary alloy component in order to stably obtain the quenching hardness. Such an effect of B becomes remarkable at a content of 0.0005% by mass or more, but even if B exceeding 0.0050% by mass is added, the effect is saturated, and conversely, the toughness is deteriorated. It becomes.
N combines with Ti to form TiN, and is an effective component for refining crystal grains during quenching. However, when the N content exceeds 0.01% by mass, the ductility decreases. Excess N combines with B and consumes an amount of B effective for improving hardenability. Therefore, in the present invention, the upper limit of the N content is set to 0.01% by mass.
Al is a component used as a deoxidizer for molten steel, and also exhibits an effect of fixing N. Such an effect becomes remarkable when the Al content is 0.02% by mass or more. However, if the Al content in the steel exceeds 0.1% by mass, the cleanliness of the steel is impaired and surface flaws are likely to occur on the steel sheet, so the T.Al content should be 0.1% by mass or less. Is desirable.
[0023]
Cr is an element that improves hardenability and increases temper softening resistance. However, if a large amount of Cr exceeding 0.6% by mass is contained, it is difficult to soften even if three-stage annealing is performed, and press formability and workability before quenching deteriorate. Therefore, when adding Cr, it is set as the range of 0.6 mass% or less.
[0024]
Next, the matter for specifying the metal structure of the steel sheet of the present invention will be described.
[0025]
[Carbide spheroidization rate]
The carbide spheroidization rate is as defined above, which represents how much of all carbides are considered to be “spheroidized carbides”. Here, as a condition for a certain carbide to be regarded as “spheroidized carbide”, the ratio of the maximum length p of the carbide to the maximum length q in the direction perpendicular thereto in the metallographic observation plane of the cross section of the steel sheet (p / Q) was less than 3. For example, most of the carbides in recycled perlite have the above ratio (p / q) of 3 or more. On the other hand, in the carbide grown starting from the undissolved carbide remaining after heating at the A _C1 point or higher, the ratio (p / q) is less than 3.
[0026]
It is difficult to accurately determine and define the shape of the carbide three-dimensionally, and it is complicated to determine the suitability of the product steel plate. On the other hand, it is easy to observe the planar metal structure of the cross section of the steel plate. When the present inventors grasped the degree of spheroidization using the ratio of p and q (p / q) as described above with respect to the carbide shape observed in the metal structure of the steel sheet cross section, the local ductility of the steel sheet was obtained. It was confirmed that the influence of the carbide shape on can be evaluated appropriately. As a result of various experiments, the number of “spheroidized carbides” having the above ratio (p / q) of less than 3 accounts for 90% or more of the total number of carbides, and an average carbide described later. It has been found that when the distance is in a specific range, the steel sheet exhibits high local ductility. In order to increase the reliability of the numerical value, the observation field of view is a region where the total number of carbides is 300 or more.
[0027]
In steel sheets with a low carbide spheroidization rate, microvoids are promoted and joined by starting from carbides that are insufficiently spheroidized, such as carbides of recycled pearlite, which cause cracks. . In order to stably improve the local ductility such as stretch flangeability, the carbide spheroidization ratio of the steel sheet needs to be 90% or more in combination with the average carbide distance described later.
[0028]
[Average carbide particle size]
It was confirmed that the local ductility was remarkably improved by increasing the average particle size of the carbide. Since the amount of carbon in the steel is constant, an increase in average carbide particle size means a decrease in the total number of carbides. If the total number of carbides decreases, the connection of microvoids generated from individual carbides is suppressed, which is considered to contribute to a significant improvement in local ductility. On the other hand, in order to improve the hardenability by heating for a short time such as induction hardening, it is better that the particle size of the carbide is small. This is because if the carbide particle size is large, it is difficult to sufficiently dissolve the carbide in a short heating time. Thus, the improvement of local ductility and the improvement of hardenability behave in conflict with changes in the average carbide particle size. Therefore, in order to satisfy both of these characteristics, it is necessary to strictly define the average carbide particle size.
[0029]
The average carbide particle size is a value obtained by averaging the equivalent circle diameters measured for individual carbides within the observation field for all the measured carbides in the observation of the metal structure of the cross section of the steel sheet. Specifically, the area of each carbide is measured, and the equivalent circle diameter is calculated from the area. The area can be measured using an image processing apparatus. And the sum total of the circle equivalent diameter of all the measured carbide | carbonized_materials is calculated | required, and the value which remove | divided the sum total with the total number of measurement carbide | carbonized_materials is made into an average carbide particle diameter. In order to increase the reliability of the numerical value, the observation visual field is an area where the total number of measured carbides is 300 or more.
[0030]
As a result of the inventors' detailed stretch flange molding experiment, from the viewpoint of local ductility, the above-mentioned carbide spheroidization ratio should be 90% or more, and the average carbide particle size must be 0.4 μm or more. I understood it. On the other hand, from the viewpoint of hardenability when induction hardening is performed after processing, it has become clear from experiments that the average carbide particle size needs to be suppressed to 1.0 μm or less. Therefore, in the present invention, the average carbide particle size in the steel sheet is specified in the range of 0.4 to 1.0 μm.
[0031]
[Ferrite crystal grain size]
The ferrite grain size after annealing is also a factor affecting the improvement of local ductility. When the ferrite particle size is less than 20 μm, the local ductility of the material tends to decrease. Therefore, in order to maximize the effect of optimizing the shape of carbide dispersion, it is desirable that the ferrite crystal grain size (average grain size) be 20 μm or more. In addition, when a so-called mixed grain structure with irregular ferrite crystal grain sizes is exhibited, the workability is adversely affected. If the average particle size exceeds 35 μm, a mixed grain structure is likely to be formed. Therefore, it is more desirable to adjust the ferrite crystal particle size (average particle size) to a range of 20 to 35 μm.
[0032]
A steel sheet having the above metal structure can be obtained by devising an annealing method. For example, it can be realized by annealing appropriately combining heating in a specific temperature range immediately below and immediately above the A ₁ transformation point of the steel sheet. Specifically, for example, after the first stage heating is performed on the hot-rolled steel sheet or the cold-rolled steel sheet in a temperature range of A _C1 −50 ° C. to less than A _C1 for 0.5 hour or longer, A _{C1 to} A _C1 The second stage heating for 0.5 to 20 hours in the temperature range of + 100 ° C. and the third stage heating for 2 to 60 hours in the temperature range of Ar 1 −80 ° C. to Ar 1 are performed continuously, and 2 A steel plate having an appropriate metal structure defined in the present invention is suitably manufactured by performing three-stage annealing with a cooling rate from the stage holding temperature to the third stage holding temperature of 5 to 30 ° C./hour. be able to.
[0033]
【Example】
Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted and hot rolled into a hot rolled sheet having a sheet thickness of 2.3 mm. At that time, the hot rolled coiling temperature was changed to change the hot rolled structure. The obtained hot-rolled sheet was pickled and then annealed under various conditions to change the carbide spheroidization rate, average carbide grain size, and ferrite crystal grain size of the steel sheet. Then, it used for the tension test, the notch tensile test, and the hole expansion test.
[0034]
[Table 1]

[0035]
The carbide spheroidization rate is determined by observing the inside of a certain area of the cross section of the steel sheet with a scanning electron microscope, and the ratio (p / q) between the maximum length p of carbide and the maximum length q in the perpendicular direction is less than 3. Counting as “spheroidized carbide”, the ratio of the number of “spheroidized carbides” in the total number of measured carbides was calculated. At that time, the total number of measured carbides was in the range of 300 to 1000.
The average distance between carbides is obtained by calculating an average carbide particle size D using an image processing device (manufactured by Nireco Corporation, LUZEX III U) for the area where the carbide spheroidization ratio is measured. Calculated and determined.
The ferrite crystal grain size was determined by measuring the number of ferrite crystal grains cut at two straight line segments according to the cutting method defined in JIS G 0522 and averaging the results of 10 field measurements.
[0036]
The tensile test was performed by using a JIS No. 5 tensile test piece and setting the distance between parallel marks at 50 mm.
The notch tensile test was performed by a method in which a tensile test was performed using a test piece in which a V notch having an opening angle of 45 ° and a depth of 2 mm was formed on both sides in the width direction at the center position in the longitudinal direction of the parallel part of a JIS No. 5 tensile test piece. . The elongation percentage with respect to the distance between the gauge points including the V notch of 5 mm was obtained after the fracture, and the elongation percentage was defined as the notch tensile elongation El _V.
The hole expansion test is performed by punching a 10 mm (d ₀ ) hole in the center of a 150 mm square steel plate with a clearance of 20% and then pushing the hole with a 50 mm φ spherical head punch. The hole diameter d at the time when a crack penetrating the plate thickness occurred was measured, and the hole expansion rate λ (%) defined by the following equation was obtained.
λ = ((d−d ₀ ) / d ₀ ) × 100
These El _V value and λ value are indices representing local ductility, and the stretch flangeability can be quantitatively evaluated. The evaluation of local ductility is as follows: El _V value exceeding 40% and λ value exceeding 45% is good (indicated by a circle), El _V value being 40% or less and λ value being 45% or less is poor (× mark) ).
For heat treatment, samples of φ3mm x 10mm were prepared from each steel type, heated at 900 ° C for 10 minutes using a thermal cycle reproduction device, then cooled to room temperature at 100 ° C / second, 50 ° C / second, 30 ° C / second. After cooling, a Vickers hardness test was performed. In the evaluation of the heat treatment property, when the cooling rate was 30 ° C./sec, the Vickers hardness exceeded 400 HV was good (indicated by ◯), and the one with 400 HV or less was defective (indicated by x).
These test results are shown in Table 2.
[0037]
[Table 2]

[0038]
In Table 2, no. Steel A No. 1 has a C of 0.15% by weight or less, and both the El _V value and the λ value have good workability, but the quenching hardness is insufficient. No. Steels Nos. 3, 4, and 5 are within the component ranges of the present invention, so that the heat treatment is good and the dependence on the quenching cooling rate is small. No. 3 has an average carbide particle size of 0.4 μm or less, shows low values for both the El _V value and the λ value, indicating that the processability is poor.
No. Steel D, No. 6, has a high Ti content exceeding 0.05% by mass and low values for both the El _V value and the λ value, indicating that the workability is inferior.
No. 7 E steel is, C exceeds 0.40 wt%, Si is higher than 0.10%, for an average carbide grain size is less than 0.40 .mu.m, El _V value, lambda values with lower values The workability is inferior. Since C was higher than 0.40% by weight, at a cooling rate of 100 ° C./second, the quenching hardness was very high and tempering cracks occurred.
[0039]
No. No. 8 and 9 F steels are in the component range of the present invention and thus have good heat treatment properties. For No. 9, the spheroidization rate of the carbide is 90% or less, the average carbide particle size is 0.4 μm or less, and both the El _V value and the λ value are low, indicating that the workability is poor. No. Steel No. 10 is also a component range of the present invention, and the workability is good, but since the average carbide particle size is 1.0 μm or more, the quenching hardness at a cooling rate of 50 ° C./second or less is reduced, and heat treatment is performed. The nature has deteriorated. No. Steel B, No. 2 No. 12 H steel is within the scope of the present invention, both the El _V value and the λ value are good, and the heat treatment property is also good.
No. Steel No. 11 has a Mn of 0.80% or more and an average carbide particle size of 0.40 μm or less, so both the El _V value and the λ value are low and the workability is inferior. Further, since B and Ti are not added, the quenching hardness at a cooling rate of 30 ° C./second or less is lowered and the heat treatment property is deteriorated.
[0040]
No. In Steel No. 13, since S is higher than 0.010% by weight, Cr is higher than 0.60% by weight, and the average carbide particle size is 0.40 μm or less, both El _V value and λ value are low. The workability is inferior. Further, since B and Ti are not added, the hardenability at a cooling rate of 30 ° C./second or less is lowered, and the quenching hardness is also deteriorated.
No. In Steel No. 14, since Si exceeds 0.1% by weight and S exceeds 0.010% by weight, both El _V value and λ value are low and workability is inferior. Further, since B and Ti are not added, the hardenability at a cooling rate of 50 ° C./second or less is lowered, and the quenching hardness is also deteriorated.
[0041]
In steels other than these A steel, D steel, E steel, G steel, I steel, and J steel, examples of the present invention (No. 2, 4, 5, 8, 12), the El _V value and the λ value were remarkably improved as compared with the comparative example having the same C content, and excellent local ductility was exhibited. Among them, in particular, no. 2 (steel B), no. 5 (C steel), No. 5 In 12 (H steel), both the ElV value and the λ value were higher.
[0042]
Next, the manufacturing conditions of the steel sheet of the example of the present invention in Table 2 are shown.
After obtaining a hot-rolled sheet each steel slab at hot rolling coiling temperature five hundred and eighty to six hundred fifty ° C., pickled, "4h maintained at 730-770 ° C. for 4h holding → A or point _C1 at lower 690 ° C. _C1 point A → those prepared by subjecting the annealing cooling → air "at a cooling rate 10 ° C. / h with cooling → a _r1 point in the following six hundred and ninety to seven hundred and ten ° C. until 4~8h holding → 650 ℃ 10 ℃ / h.
[0043]
【The invention's effect】
As described above, in the present invention, the concept of “carbide spheroidization rate” and “average carbide particle size” is introduced to specify the dispersion form of carbides in an appropriate range, and the medium carbon steel sheet exhibiting excellent local ductility The metal structure was revealed. The steel sheet according to the present invention has a significantly improved local deformability as compared with conventional medium carbon steel sheets, and is excellent in heat treatment properties such as hardenability and quenching hardness, and therefore has a complicated part shape. It is suitably used as a raw material for various machine parts such as parts, and is particularly suitable as a steel sheet for stretch flange forming.

Claims (3)

質量％において、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔ．Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０〜０．６％（無添加を含む）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（ａ）で定義される炭化物球状化率が９０％以上、かつ下記（ｂ）で定義される平均炭化物粒径が０．４〜１．０μｍ以上であるように炭化物がフェライト中に分散している局部延性と焼入れ性に優れた鋼板。
（ａ）炭化物球状化率：鋼板断面の金属組織観察において、観察視野内の炭化物総数に占める、炭化物の最大長さｐとその直角方向の最大長さｑの比（ｐ／ｑ）が３未満である炭化物の数の割合（％）をいう。ただし、観察視野は炭化物総数が３００個以上となる領域とする。
（ｂ）平均炭化物間粒径：鋼板断面の金属組織観察において観察視野内の個々の炭化物について測定した円相当径を全測定炭化物について平均した値をいう。ただし、観察視野は炭化物総数が３００個以上となる領域とする。In mass%, C: 0.15-0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.3-0.8%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Ti: 0.01-0.05%, B: 0.0005-0.0050%, N: 0.01% or less, T.I. Al: 0.02 to 0.10%, Cr: 0 to 0.6% (including no addition), the balance consisting of Fe and inevitable impurities, carbide spheroidization defined by (a) below Steel sheet excellent in local ductility and hardenability in which carbide is dispersed in ferrite such that the rate is 90% or more and the average carbide particle size defined in (b) below is 0.4 to 1.0 μm or more .
(A) Carbide spheroidization ratio: In the observation of the metal structure of the cross section of the steel sheet, the ratio (p / q) of the maximum length p of carbide to the maximum length q in the direction perpendicular to the total number of carbides in the observation field is less than 3. The ratio (%) of the number of carbides. However, the observation visual field is a region where the total number of carbides is 300 or more.
(B) Average carbide grain size: A value obtained by averaging the equivalent circle diameters measured for individual carbides in the observation field in the observation of the metal structure of the cross section of the steel sheet for all the measured carbides. However, the observation visual field is a region where the total number of carbides is 300 or more. フェライトの結晶粒径は２０μｍ以上である、請求項１に記載の局部延性と焼入れ性に優れた鋼板。The steel sheet excellent in local ductility and hardenability according to claim 1, wherein the crystal grain size of ferrite is 20 µm or more. 鋼板は伸びフランジ加工用の鋼板である、請求項１または２に記載の局部延性と焼入れ性に優れた鋼板。The steel plate excellent in local ductility and hardenability according to claim 1 or 2, wherein the steel plate is a steel plate for stretch flange processing.