WO2016190396A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016190396A1
WO2016190396A1 PCT/JP2016/065629 JP2016065629W WO2016190396A1 WO 2016190396 A1 WO2016190396 A1 WO 2016190396A1 JP 2016065629 W JP2016065629 W JP 2016065629W WO 2016190396 A1 WO2016190396 A1 WO 2016190396A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
carbides
ferrite
hour
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/065629
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
高田　健
匹田　和夫
健悟 竹田
元仙 橋本
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to KR1020177033295A priority Critical patent/KR102029566B1/ko
Priority to BR112017024957-0A priority patent/BR112017024957A2/ja
Priority to EP16800100.6A priority patent/EP3305930A4/en
Priority to CN201680030094.4A priority patent/CN107614726B/zh
Priority to MX2017014938A priority patent/MX2017014938A/es
Priority to JP2016559669A priority patent/JP6119924B1/ja
Priority to US15/576,682 priority patent/US20180135146A1/en
Publication of WO2016190396A1 publication Critical patent/WO2016190396A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a manufacturing method thereof.
  • a steel sheet containing 0.1 to 0.7% by mass of carbon is formed into a blank material by press forming, hole expanding forming, bending forming, drawing forming, thickening and thinning forming, or a combination thereof. It is used as a material for manufacturing drive system parts such as automobile gears and clutches by forming such as forging. Since the strength of such a component is ensured by quenching and tempering the steel sheet, the steel sheet is required to have high hardenability.
  • the steel sheet as the material for the drive system parts is required to have high cold formability.
  • Component molding is mainly drawn and / or thickened, and in component molding, the greatest factor that affects the formability of a material is plastic anisotropy. Improvement of plastic anisotropy in a steel sheet is necessary for application to forming a part of a steel sheet.
  • Patent Document 1 as steel for mechanical structure whose toughness is improved by suppressing coarsening of crystal grains in carburizing heat treatment, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.05 ⁇ 2.0%, Mn: 0.10 ⁇ 0.50%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr: 1.80 ⁇ 3.00%, Al: 0.005 ⁇ Containing 0.050%, Nb: 0.02 to 0.10%, N: 0.0300% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, the structure before cold working is a ferrite pearlite structure, and ferrite A steel for machine structural use having an average particle size of 15 ⁇ m or more is disclosed.
  • Patent Document 2 as steel having excellent cold workability and carburizing hardenability, C: 0.15 to 0.40%, Si: 1.00% or less, Mn: 0.40% or less, sol. Al: 0.02% or less, N: 0.006% or less, B: 0.005 to 0.050%, with the balance being Fe and inevitable impurities, mainly composed of ferrite phase and graphite phase A steel having a structure that achieves this is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a steel material for a carburized bevel gear having excellent impact strength, a high toughness carburized bevel gear, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 4 cold forging is performed after spheroidizing annealing, and the parts produced in the carburizing and quenching and tempering process have excellent workability while suppressing the coarsening of crystal grains even in subsequent carburizing.
  • Steel for carburized parts having excellent impact resistance and impact fatigue resistance is disclosed.
  • Patent Document 5 as cold tool steel for plasma carburizing, C: 0.40 to 0.80%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.05 to 1.50%, and V: 1.8 to 6.0%, Ni: 0.10 to 2.50%, Cr: 0.1 to 2.0%, and Mo: 3.0% or less
  • the steel which contains 2 or more types and remainder consists of Fe and an unavoidable impurity is disclosed.
  • Patent Document 6 in C: 0.25 to 0.75%, the carbide particle size and spheroidizing rate are specified, the cold rolling rate and box annealing conditions, the hot rolling coiling temperature, and the texture specification It has been proposed to limit the r value and ⁇ r by defining the improvement in the in-plane anisotropy.
  • Patent Documents 7 and 8 it is proposed to reduce the ⁇ r value and improve the in-plane anisotropy by defining the heating and annealing conditions of the hot rolled material between the stands of the finish rolling mill. .
  • Patent Document 8 proposes a steel sheet with reduced in-plane anisotropy by prescribing finish rolling at a temperature not lower than the Ar3 point and winding at 500-630 ° C. in hot rolling.
  • JP 2013-040376 A Japanese Patent Laid-Open No. 06-116679 JP 09-201644 A JP 2006-213951 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-158780 JP 2000-328172 A JP 2001-073076 A Japanese Patent Laid-Open No. 2001-073077
  • the present invention improves the hardenability and material formability, and in particular, a steel plate suitable for forming parts such as gears by forming by cold forging such as thickening and a method for manufacturing the same.
  • the purpose is to provide.
  • the ferrite phase has low hardness and high ductility. Therefore, it is possible to improve the material formability by increasing the grain size in a structure mainly composed of ferrite.
  • carbides in the steel sheet are strong particles that prevent slipping, and by allowing carbides to exist at the ferrite grain boundaries, it is possible to prevent the propagation of slips across the crystal grain boundaries and suppress the formation of shear bands. It can improve the cold forgeability and at the same time improve the formability of the steel sheet.
  • cementite is a hard and brittle structure, and if it exists in the state of pearlite, which is a layered structure with ferrite, the steel becomes hard and brittle, so it must be present in a spherical shape. In consideration of cold forgeability and generation of cracks during forging, the particle size needs to be in an appropriate range.
  • the metal structure of the steel sheet after coiling after hot rolling becomes a bainite structure in which cementite is dispersed in fine pearlite or fine ferrite with a small lamellar spacing, so that the temperature is relatively low (400 ° C to 550 ° C). Take up with.
  • cementite dispersed in the ferrite is also easily spheroidized.
  • the cementite is partially spheroidized by annealing at a temperature just below the Ac1 point as the first stage annealing.
  • annealing is performed at a temperature between Ac1 point and Ac3 point (so-called two-phase region of ferrite and austenite), and a part of the ferrite grains is left, and a part thereof is austenite transformed. Thereafter, the ferrite grains left by slow cooling were grown, and austenite was transformed into ferrite by using the ferrite grains as a nucleus, so that cementite was precipitated at the grain boundaries while obtaining a large ferrite phase, and the above structure was realized.
  • the present invention has been made on the basis of these findings, and the gist thereof is as follows.
  • the hot-rolled steel sheet is heated to an annealing temperature of 725 ° C. or more and 790 ° C. or less at a heating rate of 1 ° C./hour or more and 80 ° C./hour or less, and subjected to the second stage annealing for holding for 3 hours or more and less than 10 hours.
  • the annealed hot-rolled steel sheet is 1 ° C./hour or more and 100 ° C./hour or less.
  • C is an element that forms carbides and is effective in strengthening steel and refining ferrite grains. In order to suppress the occurrence of satin during cold forming and to ensure the surface appearance of the cold-formed product, it is necessary to suppress the coarsening of the ferrite grain size.
  • C is set to 0.10% or more.
  • 0.14% or more the volume fraction of carbide increases, and when a load is instantaneously applied, a crack that becomes the starting point of fracture is generated, and there is a concern that the moldability and impact resistance characteristics are deteriorated. .
  • C is made 0.40% or less. Preferably it is 0.38% or less.
  • C is more than 0.40%. Preferably it is 0.44% or more. If C exceeds 0.70%, a large amount of cracks that are the starting points of fracture are generated, and the fatigue characteristics are deteriorated. Therefore, C is set to 0.70% or less. Preferably it is 0.66% or less.
  • Si 0.01-0.30%
  • Si is an element that affects the form of carbides and contributes to the improvement of material moldability.
  • Si is made 0.01% or more. Preferably, it is 0.07% or more.
  • Si When Si exceeds 0.30%, the hardness increases due to the solid solution strengthening of ferrite, the ductility decreases, cracking is likely to occur during cold forging, formability during cold forging and after carburizing and quenching and tempering. Since the impact resistance is deteriorated, Si is made 0.30% or less. Preferably it is 0.28% or less.
  • Mn is an element that controls the form of carbide in two-stage annealing. If it is less than 0.30%, it becomes difficult to form carbides at the ferrite grain boundaries in the slow cooling after the second stage annealing, so Mn is 0.30% or more. Preferably it is 0.40% or more.
  • Mn exceeds 1.00%, the toughness after carburizing, quenching and tempering is lowered, but the strength is improved.
  • Mn is made 1.00% or less. Preferably it is 0.96% or less.
  • Mn When increasing the strength, Mn is over 1.00%. Preferably it is 1.10% or more. When Mn exceeds 3.00%, the toughness after carburizing and quenching and tempering is remarkably lowered, so Mn is made 3.00% or less. Preferably it is 2.70% or less.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer and stabilizes ferrite. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Al is made 0.001% or more. Preferably it is 0.004% or more.
  • Mo is made 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less.
  • B is an element that enhances hardenability and further increases toughness.
  • the required hardenability is required, so 0.0004 to 0.01% is added. If it is less than 0.0004%, the effect of addition cannot be obtained, so B is made 0.0004% or more. Preferably it is 0.0010% or more.
  • B is 0.01% or less.
  • Ti is made 0.10% or less.
  • it is 0.07% or less.
  • the following elements are impurities and must be controlled to a certain amount or less.
  • P 0.02% or less
  • P is an element that segregates at the ferrite grain boundaries and suppresses the formation of carbides at the ferrite grain boundaries. Therefore, the smaller the P, the better.
  • the content of P may be 0, but if it is reduced to less than 0.0001%, the refining cost increases significantly, so the practical lower limit is 0.0001 to 0.0013%.
  • P is set to 0.02% or less. Preferably it is 0.01% or less.
  • S is an impurity element that forms non-metallic inclusions such as MnS.
  • Non-metallic inclusions are the starting point of cracking during cold forging, so the smaller the S, the better.
  • the content of S may be 0, but if it is reduced to less than 0.0001%, the refining cost increases significantly, so the practical lower limit is 0.0001 to 0.0012%.
  • S When S exceeds 0.01%, non-metallic inclusions are generated and the material formability deteriorates, so S is set to 0.01% or less. Preferably it is 0.009% or less.
  • N 0.02% or less
  • N is an element that embrittles ferrite when present in a large amount. Therefore, the smaller N, the better.
  • the N content may be 0, but if it is reduced to less than 0.0001%, the refining cost will increase significantly, so the practical lower limit is 0.0001 to 0.0006%.
  • N exceeds 0.02%, the ferrite becomes brittle and the material formability deteriorates, so N is made 0.02% or less. Preferably it is 0.017% or less.
  • N is set to 0.01% or less to suppress ferrite embrittlement. Preferably it is 0.007% or less.
  • O when present in a large amount, is an element that promotes the formation of coarse oxides. Therefore, the smaller the amount of O, the better. However, if it is reduced to less than 0.0001%, the refining cost will increase significantly, so it is made 0.0001% or more. Preferably it is 0.0011% or more.
  • Sn 0.05% or less
  • Sn is an element inevitably mixed from the steel raw material. Therefore, the smaller the Sn, the better.
  • the S content may be 0, but if the content is reduced to less than 0.001%, the refining cost increases significantly, so the practical lower limit is 0.001 to 0.002%.
  • Sn is made 0.05% or less.
  • Sn is 0.04% or less.
  • Sb 0.05% or less
  • Sb is an element that is inevitably mixed from the steel raw material, segregates at the ferrite grain boundary, and reduces the number of carbides at the ferrite grain boundary. Therefore, the smaller the Sb, the better.
  • the Sb content may be 0, but if the content is reduced to less than 0.001%, the refining cost increases significantly, so the practical lower limit is 0.001 to 0.002%.
  • Sb segregates at the ferrite grain boundary, the number of carbides at the ferrite grain boundary decreases, and the material formability deteriorates, so Sb is made 0.050% or less. Preferably it is 0.04% or less.
  • As is an element that is inevitably mixed in from the steel raw material and segregates at the ferrite grain boundaries, like Sn and Sb. Therefore, the smaller As, the better.
  • the content of As may be 0, but if it is reduced to less than 0.001%, the refining cost increases significantly, so the practical lower limit is 0.001 to 0.002%.
  • As is segregated at the ferrite grain boundary, the number of carbides at the ferrite grain boundary is reduced, and the material formability is lowered, so As is made 0.050% or less. Preferably, it is 0.04% or less.
  • the steel sheet of the present invention contains the above elements as basic components, but may further contain the following elements for the purpose of improving the cold forgeability of the steel sheet.
  • the following elements are not essential for obtaining the effects of the present invention, so the content may be zero.
  • Nb is an element that is effective for controlling the morphology of carbides, and is an element that contributes to improving toughness by refining the structure.
  • Nb is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.002% or more.
  • Nb is 0.10. % Or less.
  • it is 0.09% or less.
  • V is an element that is effective in controlling the morphology of carbides, and is an element that contributes to improving toughness by refining the structure.
  • V is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.004% or more.
  • V is 0.10. % Or less.
  • V is 0.09% or less.
  • Cu is an element that segregates at the ferrite grain boundary, and is an element that contributes to improvement in strength by forming fine precipitates. In order to obtain the strength improvement effect, Cu is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.008% or more.
  • Cu is made 0.10% or less. Preferably it is 0.09% or less.
  • W is an element effective for controlling the form of carbide.
  • W is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.003% or more.
  • Ta 0.001 to 0.10%
  • Nb, V, and W is an element effective for controlling the morphology of carbides.
  • Ta is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.007% or more.
  • Ni is an element effective for improving the impact resistance of the molded product.
  • Ni is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.002% or more.
  • Ni is made 0.10% or less.
  • it is 0.09% or less.
  • Mg is an element that can control the form of sulfide by addition of a small amount.
  • Mg is preferably 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0008% or more.
  • Ca is an element that can control the form of sulfide with a small amount of addition.
  • Ca is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.003% or more.
  • Ca is 0.05% or less.
  • it is 0.04% or less.
  • Y is 0.05% or less. To do.
  • it is 0.03% or less.
  • Zr 0.05% or less
  • Zr is an element that can control the form of sulfide by adding a small amount.
  • Zr is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.004% or more.
  • La is an element that can control the form of sulfide by adding a small amount, but is also an element that segregates at the ferrite grain boundary and reduces the number of carbides at the ferrite grain boundary.
  • La is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.003% or more.
  • La is segregated at the flight grain boundary, the number of carbides at the ferrite grain boundary is reduced, and the material formability is lowered, so La is made 0.05% or less. Preferably it is 0.04% or less.
  • Ce is segregated at the ferrite grain boundary, the number of carbides at the ferrite grain boundary is reduced, and the material formability is lowered, so Ce is made 050% or less. Preferably it is 0.04% or less.
  • the balance of the component composition is Fe and inevitable impurities.
  • the structure of the steel sheet of the present invention is substantially a structure composed of ferrite and carbide.
  • carbides include compounds in which Fe atoms in cementite are substituted with alloy elements such as Mn and Cr, and alloy carbides (M 23 C 6 , M 6 C MC, etc. [M: Fe and other metal elements added as alloys]).
  • a shear band is formed in the macro structure of the steel sheet, and slip deformation is concentrated near the shear band. Slip deformation is accompanied by dislocation growth, and a region having a high dislocation density is formed in the vicinity of the shear band. As the amount of strain applied to the steel sheet increases, slip deformation is promoted and the dislocation density increases.
  • the formation of a shear band is understood as a phenomenon in which a slip generated in one crystal grain overcomes the grain boundary and continuously propagates to adjacent crystal grains. Therefore, in order to suppress the formation of shear bands, it is necessary to prevent the propagation of slip across the grain boundary.
  • Carbides in the steel sheet are strong particles that prevent slipping, and by allowing the carbides to exist at the ferrite grain boundaries, it is possible to prevent the propagation of slips across the crystal grain boundaries and suppress the formation of shear bands. It becomes possible to improve cold forgeability. At the same time, the formability of the steel sheet is improved.
  • the formability of a steel sheet is largely due to the accumulation of strain (accumulation of dislocations) in the crystal grains. If the propagation of strain to adjacent crystal grains is prevented at the grain boundaries, the amount of strain in the crystal grains is reduced. Increase. As a result, the work hardening rate is increased and the moldability is improved.
  • the carbide In order to obtain such an effect, the carbide needs to be dispersed in an appropriate size in the metal structure. Therefore, the average particle diameter of the carbide is set to 0.4 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less. When the average particle size of the carbide is less than 0.4 ⁇ m, the hardness of the steel sheet is remarkably increased and the cold forgeability is lowered. More preferably, it is 0.6 ⁇ m or more.
  • the average particle diameter of the carbide exceeds 2.0 ⁇ m, the carbide becomes a starting point of cracking during cold forming. More preferably, it is 1.95 ⁇ m or less.
  • cementite which is a carbide of iron
  • the area ratio is set to 6% or less.
  • perlite Since perlite has a unique lamellar structure, it can be distinguished by SEM and optical microscope observation.
  • the area ratio of pearlite can be obtained by calculating the region of the lamellar structure in an arbitrary cross section.
  • the present inventors did not adopt the above observation method as a general analysis method, and searched for a simpler and more accurate evaluation index.
  • the number of carbides in ferrite grains the number of carbides at the ferrite grain boundary with respect to A: the ratio of B: B / A can be used as an index, and the cold forgeability and formability can be quantitatively evaluated, and It was found that when the ratio: B / A exceeds 1, the cold forgeability and the drawability / thickening formability are remarkably improved.
  • Any of buckling, folding, and folding that occurs during cold forging of a steel sheet is caused by the localization of strain associated with the formation of a shear band. Formation and strain localization are alleviated and the occurrence of buckling, folding, and folding is suppressed.
  • Carbide is observed with a scanning electron microscope. Prior to observation, a sample for tissue observation was wet-polished with emery paper and polished with diamond abrasive grains having an average particle size of 1 ⁇ m, and the observation surface was finished to a mirror surface, and the tissue was then washed with a 3% nitric acid-alcohol solution. Etch. The observation magnification is 3000 times, and 8 fields of view of 30 ⁇ m ⁇ 40 ⁇ m in a 1/4 layer thickness are taken at random.
  • region is measured in detail with image analysis software (Win ROOF by Mitani Corporation).
  • carbides having an area of 0.01 ⁇ m 2 or less are excluded from evaluation targets.
  • the ferrite grain size is preferably 3 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less in terms of improving cold forgeability. If the ferrite particle size is less than 3 ⁇ m, the hardness increases and cracks and cracks are likely to occur during cold forging, so the ferrite particle size is preferably 3 ⁇ m or more. More preferably, it is 5 ⁇ m or more.
  • the ferrite grain size exceeds 50 ⁇ m, the number of carbides at the grain boundaries that suppress the propagation of slip is reduced and the cold forgeability is lowered. Therefore, the ferrite grain size is preferably 50 ⁇ m or less. More preferably, it is 40 ⁇ m or less.
  • the ferrite grain size is the image taken by observing the structure etched with a 3% nitric acid-alcohol solution with an optical microscope or a scanning electron microscope after the observation surface of the sample surface is polished to a mirror surface by the above-described procedure. Can be measured by applying the line segment method.
  • Vickers hardness When the Vickers hardness exceeds 170 HV, the ductility is reduced, buckling out of the surface is likely to occur during compression deformation such as thickening, and internal cracking is likely to occur during cold forging, and the impact resistance is Since it deteriorates, Vickers hardness shall be 170HV or less. In order to ensure the ductility and impact resistance, the Vickers hardness is preferably 150 HV or less. More preferably, it is 140HV or less.
  • the manufacturing method of the present invention is based on the basic idea that the steel strip having the above-described composition is used to consistently manage the hot rolling conditions and the annealing conditions and to control the structure of the steel sheet.
  • a steel slab in which molten steel having a required composition is continuously cast is subjected to hot rolling.
  • the slab after continuous casting may be directly subjected to hot rolling, or may be subjected to hot rolling after being once cooled and heated.
  • the heating temperature is preferably 1000 ° C. or more and 1250 ° C. or less, and the heating time is preferably 0.5 hours or more and 3 hours or less.
  • the temperature of the steel slab subjected to hot rolling is preferably 1000 ° C. or more and 1250 ° C.
  • the steel slab temperature or the steel slab heating temperature is preferably 1000 ° C. or more, and the heating time is preferably 0.5 hours or more. More preferably, it is 1050 ° C. or more and 1 hour or more.
  • Finish rolling in hot rolling is completed at a temperature range of 820 ° C or higher, preferably 900 ° C or higher and 950 ° C or lower.
  • the finish rolling temperature is set to 820 ° C. or higher. In terms of promoting recrystallization, the temperature is preferably 900 ° C. or higher.
  • finish rolling temperature exceeds 950 ° C, a thick scale is generated in the run-out table (ROT) through the plate.
  • ROT run-out table
  • finish rolling temperature shall be 950 degrees C or less. Preferably it is 920 degrees C or less.
  • the winding temperature is 400 ° C or higher and 550 ° C or lower. This is a temperature lower than a general winding temperature, and is a condition that is not normally performed particularly when the C content is high.
  • the structure of the steel sheet can be a bainite structure in which carbides are dispersed in fine ferrite.
  • the winding temperature is 400 ° C. or higher. Preferably it is 430 degreeC or more.
  • the coiling temperature is 550 ° C. or less. Preferably it is 520 degrees C or less.
  • the steel plate after pickling is cold-rolled before the annealing treatment, the ferrite grains become finer, so that the steel plate becomes difficult to soften. Therefore, in the present invention, it is not preferable to perform cold rolling before annealing, and it is preferable to perform annealing treatment without pickling after pickling.
  • the first stage annealing is performed in a temperature range of 650 to 720 ° C., preferably the A c1 point or less.
  • the carbide is coarsened and partially spheroidized, and the alloy elements are concentrated in the carbide, thereby improving the thermal stability of the carbide.
  • the first stage heating rate exceeds 150 ° C./hour, the temperature difference between the outer peripheral portion and the inside of the hot-rolled steel sheet coil increases, and slag and seizure due to the difference in thermal expansion occurs. Unevenness is formed on the surface.
  • cracks are generated as a starting point, and cold forgeability is deteriorated, and impact resistance after carburizing and quenching and tempering is reduced. It shall be below °C / hour. Preferably it is 130 degrees C / hour or less.
  • the annealing temperature in the first stage annealing (hereinafter referred to as “first stage annealing temperature”) is 650 ° C. or more and 720 ° C. or less. If the first stage annealing temperature is less than 650 ° C., the carbide is not sufficiently stabilized, and it becomes difficult to leave the carbide in the austenite during the second stage annealing. For this reason, the first stage annealing temperature is set to 650 ° C. or higher. Preferably it is 670 degreeC or more.
  • the first-stage annealing temperature is set to 720 ° C. or less. . Preferably it is 700 degrees C or less.
  • the annealing time in the first stage annealing (hereinafter referred to as “first stage annealing time”) is 3 hours or more and 60 hours or less. If the first stage annealing time is less than 3 hours, the carbide is not sufficiently stabilized, and it becomes difficult to leave the carbide in the austenite during the second stage annealing. For this reason, the first stage annealing time is set to 3 hours or more. Preferably it is 5 hours or more.
  • the first stage annealing time is set to 60 hours or less. Preferably it is 55 hours or less.
  • the temperature is raised to 725 to 790 ° C., preferably in the temperature range from A c1 to A 3 , and austenite is generated in the structure.
  • the carbides in the fine ferrite grains are dissolved in the austenite, but the carbides coarsened by the first stage annealing remain in the austenite.
  • the ferrite grain size When cooled without performing the second stage annealing, the ferrite grain size does not increase and an ideal structure cannot be obtained.
  • the heating rate of the second stage annealing to the annealing temperature (hereinafter referred to as “second stage heating rate”) is 1 ° C./hour or more and 80 ° C./hour or less.
  • austenite is generated and grows from the ferrite grain boundary.
  • by slowing the heating rate up to the annealing temperature it becomes possible to suppress austenite nucleation and increase the grain boundary coverage of the carbide in the structure formed by annealing after annealing.
  • the second stage heating rate exceeds 80 ° C./hour, in the hot-rolled steel sheet coil, the temperature difference between the outer peripheral portion and the inside increases, and scouring and seizure due to a large difference in thermal expansion due to transformation occurs. Unevenness is formed on the surface of the steel plate. At the time of cold forging, cracks are generated starting from this unevenness, cold forgeability and formability are reduced, and impact resistance after carburizing and quenching and tempering is also reduced, so the second stage heating rate is 80 ° C / Less than hours. Preferably it is 70 degrees C / hour or less.
  • the annealing temperature in the second stage annealing (hereinafter referred to as “second stage annealing temperature”) is 725 ° C. or higher and 790 ° C. or lower.
  • second stage annealing temperature is set to 725 ° C. or higher. Preferably it is 735 ° C or more.
  • the second stage annealing temperature is set to 790 ° C. or less. Preferably it is 770 degrees C or less.
  • the annealing time in the second stage annealing is 3 hours or more and less than 10 hours. If the second stage annealing time is less than 3 hours, the amount of austenite produced is small, and the dissolution of carbides in the ferrite grains does not proceed sufficiently, making it difficult to increase the number of carbides at the ferrite grain boundaries, In addition, the ferrite grain size is reduced. For this reason, the second stage annealing time is set to 3 hours or more. Preferably it is 5 hours or more.
  • the second stage annealing time exceeds 10 hours, it becomes difficult to leave the carbide in the austenite and the manufacturing cost increases, so the second stage annealing time is set to less than 10 hours. Preferably it is 8 hours or less.
  • the steel sheet is cooled to 650 ° C. at a cooling rate of 1 ° C./hour or more and 100 ° C./hour or less.
  • the cooling rate is low, but if it is less than 1 ° C./hour, the time required for cooling increases and the productivity decreases, so the cooling rate is 1 ° C./hour or more. Preferably, it is 10 ° C./hour or more.
  • the cooling rate exceeds 100 ° C./hour, austenite is transformed into pearlite, the hardness of the steel sheet is increased, cold forgeability is lowered, and impact resistance after carburizing, quenching and tempering is lowered. Therefore, the cooling rate is set to 100 ° C./hour or less. Preferably it is 80 degrees C / hour or less.
  • the steel sheet cooled to 650 ° C. is cooled to room temperature.
  • the cooling rate at this time is not limited.
  • the atmosphere in the two-stage annealing is not particularly limited to a specific atmosphere.
  • any atmosphere of 95% or more nitrogen atmosphere, 95% or more hydrogen atmosphere, or air atmosphere may be used.
  • the manufacturing method that consistently manages the hot rolling conditions and annealing conditions of the present invention and performs the structure control of the steel sheet, the formability during cold forging combined with drawing and thickening is achieved. Further, it is possible to produce a steel sheet that is excellent and further has excellent hardenability necessary for improving impact resistance after carburizing, quenching, and tempering.
  • the conditions in the examples are examples of conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 1 Continuous cast slabs (steel slabs) having the composition shown in Table 1 and Table 2 (continuation of Table 1) were hot-rolled after heating for 1.8 hours at 1240 ° C, and after hot rolling at 920 ° C, on the ROT was cooled to 530 ° C. at a cooling rate of 45 ° C./second and wound at 520 ° C. to produce a hot-rolled steel sheet coil having a thickness of 5.2 mm.
  • Discharge the hot-rolled steel sheet coil pickle it, insert it into a box-type annealing furnace, control the annealing atmosphere to 95% hydrogen-5% nitrogen, and then heat from room temperature to 705 ° C at 100 ° C / hour. And kept at 710 ° C. for 24 hours to make the temperature distribution in the hot-rolled steel sheet coil uniform.
  • Table 3 shows the ferrite particle size ( ⁇ m), average carbide particle size ( ⁇ m), pearlite area ratio (%), Vickers hardness (HV), number of grain boundary carbides / intragranularity of the steel sheets shown in Table 1 and Table 2.
  • the critical cooling rate was determined by creating a CCT diagram. If the hot-rolled steel sheet is cooled at a cooling rate slower than the determined critical cooling rate, the hardenability at the time of quenching after being formed into a part is deteriorated, a pearlite structure is formed, and sufficient strength cannot be obtained. Therefore, a small critical cooling rate is necessary to obtain a high quenching strength. If the critical cooling rate is 280 ° C./second, it can be determined that the hardenability is improved.
  • the average carbide particle size is 0.4 to 2.0 ⁇ m
  • the pearlite area ratio is 6% or less
  • the number of grain boundary carbides / intragranular carbides is more than 1
  • I1 / I0 is less than 1. Therefore, the Vickers hardness is in the range of 100 HV to 170 HV, and
  • the Vickers hardness exceeds 150
  • the number of field carbides / intragranular carbides is less than 1.
  • the critical cooling rate exceeds 280 ° C./second, and the hardenability is lowered.
  • Example 2 No. of invention steel plate. 1-5, no. 16-19, no. 31, no. 33 and no.
  • the production method under conditions outside the condition range defined in the present invention was applied to 35 steel types.
  • Table 4 shows the production conditions
  • Table 5 shows the ferrite grain size ( ⁇ m), Vickers hardness (HV), number of grain boundary carbides / number of intragranular carbides of steel sheets produced under the production conditions shown in Table 4.
  • X-ray intensity ratio I1 / I0, r-value anisotropy index
  • the present invention it is possible to provide a steel plate excellent in hardenability and material formability and a method for manufacturing the steel plate.
  • the steel sheet of the present invention is suitable for obtaining parts such as gears by forming by cold forging such as thickening. Therefore, this invention has a high applicability in steel plate manufacture and utilization industry.

Landscapes

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

Abstract

焼入れ性と素材成形性を向上させた鋼板であって、所定の成分組成を有し、鋼板の金属組織が、炭化物の平均粒径が０．４μｍ以上、２．０μｍ以下、パーライトの面積率が６％以下、フェライト粒内の炭化物の個数をＡ、フェライト粒界の炭化物の個数をＢとしたとき、Ｂ／Ａ＞１、及び上記鋼板の１／２板厚部分の板面における｛２１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ１、｛１００｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ０としたときＩ１／Ｉ０＜１を満たし、鋼板のビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であることを特徴とする。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関するものである。
　質量％で、炭素を０．１～０．７％含有する鋼板は、ブランク材に、プレス成形、穴広げ成形、曲げ成形、絞り成形、増肉及び減肉成形、又は、それらを組み合わせた冷間鍛造などの成形を施して、自動車のギヤー、クラッチ等の駆動系部品を製造する素材として用いられる。このような部品の強度は、鋼板の焼入れ焼戻しを施して確保するので、鋼板には、高い焼入れ性が要求される。
　さらに、上記駆動系部品の素材としての鋼板には、冷間での高い成形性が要求される。部品成形は、絞り成形及び／又は増肉成形が主であり、部品成形において、素材の成形性を左右する最も大きな因子は塑性異方性でなる。鋼板における塑性異方性の改善が、鋼板の部品成形への適用に必要となる。
　要求される焼入れ性と、塑性異方性を改善した成形性に関して、これまで、幾つか提案がなされ、次の特許文献には、冷間鍛造性及び耐衝撃特性に優れる鋼板が開示されている。
　例えば、特許文献１には、浸炭熱処理における結晶粒の粗大化の抑制により靭性を向上させた機械構造用鋼として、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．１０～０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０～３．００％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｎ：０．０３００％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、冷間加工前の組織がフェライト・パーライト組織であり、フェライト粒径の平均値が１５μｍ以上である機械構造用鋼が開示されている。
　特許文献２には、冷間加工性と浸炭焼入性に優れた鋼として、Ｃ：０．１５～０．４０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０．００５～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、フェライト相とグラファイト相を主体とする組織を有する鋼が開示されている。
　特許文献３には、衝撃強度に優れた浸炭かさ歯車用鋼材、高靱性浸炭かさ歯車、及び、その製造方法が開示されている。
　特許文献４には、球状化焼鈍後、冷間鍛造を行い、浸炭焼入れ焼戻し工程で製造される部品に対し、優れた加工性を有しながら、その後の浸炭でも結晶粒の粗大化を抑制し、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を有する浸炭部品用鋼が開示されている。
　特許文献５には、プラズマ浸炭用冷間工具鋼として、Ｃ：０．４０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．５０％、及び、Ｖ：１．８～６．０％を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１０～２．５０％、Ｃｒ：０．１～２．０％、及び、Ｍｏ：３．０％以下の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなる鋼が開示されている。
　一方、成形性改善、即ち、塑性異方性改善としては、以下の提案がある。
　例えば、特許文献６では、Ｃ：０．２５～０．７５％において、炭化物粒径と球状化率を規定し、冷間圧延率と箱焼鈍条件、熱間圧延の巻取温度、集合組織規定による面内異方性の改善の規定により、ｒ値及びΔｒを限定することが提案されている。
　特許文献７及び８では、仕上げ圧延機のスタンド間での熱延材の加熱、焼鈍条件を規定することにより、Δｒ値を低減して、面内異方性を改善することが提案されている。特許文献８には、熱間圧延において、Ａｒ３点以上の温度での仕上げ圧延、５００－６３０℃での巻取りを規定することで、面内異方性を小さくした鋼板が提案されている。
特開２０１３－０４０３７６号公報 特開平０６－１１６６７９号公報 特開平０９－２０１６４４号公報 特開２００６－２１３９５１号公報 特開平１０－１５８７８０号公報 特開２０００－３２８１７２号公報 特開２００１－０７３０７６号公報 特開２００１－０７３０７７号公報
　前記の特許文献においては、面内異方性の改善を提案しているが、部品に要求される強度、即ち、焼入れ性の兼備までは提案できていない。
　本発明は、従来技術の上記事情に鑑み、焼入れ性と素材成形性を向上させ、特に、増肉等の冷間鍛造により成形してギヤー等の部品を得るのに好適な鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
　上記の課題を解決し、駆動系部品等の素材に適した鋼板を得るためには、焼入れ性を高めるのに必要なＣを含有した鋼板において、フェライトの粒径を大きくし、炭化物（主としてセメンタイト）を適切な粒径で球状化し、パーライト組織を少なくすればよいことが理解できる。これは、以下の理由による。
　フェライト相は硬度が低く、延性が高い。したがって、フェライトを主体とした組織で、その粒径を大きくすることにより、素材成形性を高めることが可能となる。
　炭化物は、金属組織中に適切に分散させることにより、素材成形性を維持しつつ、優れた耐摩耗性や転動疲労特性を付与することができるので、駆動系部品にはなくてはならない組織である。また、鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物をフェライト粒界に存在させることで、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防止して、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間鍛造性を向上させ、同時に、鋼板の成形性も向上させる。
　ただし、セメンタイトは硬くて脆い組織であり、フェライトとの層状組織であるパーライトの状態で存在すると、鋼が硬く、脆くなるので、球状で存在させる必要がある。冷間鍛造性や、鍛造時のき裂の発生を考慮すると、その粒径は適切な範囲である必要がある。
　しかしながら、上記の組織を実現するための製造方法はこれまでに開示されていない。そこで、本発明者らは、上記の組織を実現するための製造方法について鋭意研究した。
　その結果、熱間圧延後の巻取り後の鋼板の金属組織をラメラ間隔の小さい微細なパーライトまたは細かなフェライト中にセメンタイトが分散したベイナイト組織にするため、比較的低温（４００℃～５５０℃）で巻取る。比較的低温で巻取ることにより、フェライト中に分散したセメンタイトも球状化し易くなる。続いて、１段目の焼鈍としてＡｃ１点直下の温度での焼鈍でセメンタイトを部分的に球状化する。次いで、２段目の焼鈍としてＡｃ１点とＡｃ３点間の温度（いわゆるフェライトとオーステナイトの二相域）での焼鈍で、フェライト粒の一部を残しつつ、一部をオーステナイト変態させる。その後緩冷却して残したフェライト粒を成長させつつ、そこを核にしてオーステナイトをフェライト変態させることにより、おおきなフェライト相を得つつ粒界にセメンタイトを析出させ、上記組織の実現できることを見出した。
　すなわち、焼入れ性と成形性を同時に満足する鋼板の製造方法は、熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても実現困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することにより実現可能であることを知見した。
　また、冷間鍛造時の絞り成形性の改善には塑性異方性の低減が必要であり、この改善には、熱延条件の調整が重要であることを知見した。
　本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．１０～０．７０％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｃｒ：０．０１０～０．５０％、Ｍｏ：０．００１０～０．５０％、Ｂ：０．０００４～０．０１％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０２００％以下、Ｓｎ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．０５％以下、Ａｓ：０．０５％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、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下、Ｙ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｌａ：０．０５％以下、及びＣｅ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼板であって、上記鋼板の金属組織が、炭化物の平均粒径が０．４μｍ以上、２．０μｍ以下、パーライトの面積率が６％以下、フェライト粒内の炭化物の個数をＡ、フェライト粒界の炭化物の個数をＢとしたとき、Ｂ／Ａ＞１、及び上記鋼板の１／２板厚部分の板面における｛２１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ１、｛１００｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ０としたときＩ１／Ｉ０＜１を満たし、上記鋼板のビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であることを特徴とする鋼板。
　（２）前記（１）の鋼板を製造する製造方法であって、前記（１）の成分組成の鋼片を、直接、又は、一旦冷却後加熱し、加熱した鋼片に、８２０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ圧延を完了する熱間圧延を施し熱延鋼板とし、上記熱延鋼板を４００℃以上５５０℃以下で巻き取り、巻き取った熱延鋼板に酸洗を施し、酸洗した熱延鋼板を３０℃／時間以上１５０℃／時間以下の加熱速度で、６５０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、熱延鋼板を１℃／時間以上８０℃／時間以下の加熱速度で、７２５℃以上７９０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上１０時間未満保持する２段目の焼鈍を施し、焼鈍後の熱延鋼板を、１℃／時間以上１００℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却することを特徴とする鋼板の製造方法。
　本発明によれば、焼入れ性と素材成形性に優れ、特に、増肉等の冷間鍛造により成形してギヤー等の部品を得るのに好適な鋼板及びその製造方法を提供することができる。
　以下、本発明について詳細に説明する。はじめに、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分についての「％」は、「質量％」を意味する。
　［Ｃ：０．１０～０．７０％］
　Ｃは、炭化物を形成し、鋼の強化及びフェライト粒の微細化に有効な元素である。冷間成形時、梨地の発生を抑制し、冷間成形品の表面美観を確保するためには、フェライト粒径の粗大化を抑制する必要がある。
　Ｃが０．１０％未満であると、炭化物の体積率が不足し、焼鈍中、炭化物の粗大化を抑制できないので、Ｃは０．１０％以上とする。好ましくは０．１４％以上である。一方、Ｃの含有量が大きくなると、炭化物の体積率が増加し、瞬時的に荷重を負荷した際に、破壊の起点となるクラックが生成し、成形性や耐衝撃特性が低下する懸念がある。この低下をできるだけ小さくする場合、Ｃは０．４０％以下とする。好ましくは０．３８％以下である。
　一方、炭化物の体積率が増加して強度が上昇すると、疲労特性が向上するので、疲労特性の向上を図る場合、Ｃは０．４０％超とする。好ましくは０．４４％以上である。Ｃが０．７０％を超えると、破壊の起点となるクラックが多量に生成して、疲労特性が逆に低下するので、Ｃは０．７０％以下とする。好ましくは０．６６％以下である。
　［Ｓｉ：０．０１～０．３０％］
　Ｓｉは、脱酸剤として作用する他、炭化物の形態に影響を及ぼし、素材成形性の向上に寄与する元素である。脱酸効果を得るために、Ｓｉは０．０１％以上とする。好ましくは、０．０７％以上である。
　Ｓｉが０．３０％を超えると、フェライトの固溶強化により硬さが上昇して延性が低下し、冷間鍛造時に割れが起こり易くなり、冷間鍛造時の成形性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低下するので、Ｓｉは０．３０％以下とする。好ましくは０．２８％以下である。
　［Ｍｎ：０．３０～］３．００％
　Ｍｎは、２段焼鈍において、炭化物の形態を制御する元素である。０．３０％未満では、２段目焼鈍後の徐冷において、フェライト粒界に、炭化物を生成させることが困難となるので、Ｍｎは０．３０％以上とする。好ましくは０．４０％以上である。
　Ｍｎが１．００％を超えると、浸炭焼入れ焼戻し後の靭性が低下するが、一方で、強度が向上する。浸炭焼入れ焼戻し後の靭性の低下を極力抑制する場合、Ｍｎは１．００％以下とする。好ましくは０．９６％以下である。
　高強度化を図る場合、Ｍｎは１．００％超とする。好ましくは１．１０％以上である。Ｍｎが３．００％を超えると、浸炭焼入れ焼戻し後の靭性が著しく低下するので、Ｍｎは３．００％以下とする。好ましくは２．７０％以下である。
　［Ａｌ：０．００１～０．１０％］
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、フェライトを安定化する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。
　一方、Ａｌが０．１０％を超えると、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、成形性が低下するので、Ａｌは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｃｒ：０．０１０～０．５０％］
　Ｃｒは、熱処理時の炭化物の安定化に有効な元素である。０．０１０％未満では、浸炭時に炭化物を残存させることが困難となり、表層におけるオーステナイト粒径が粗大化し、強度が低下するので、Ｃｒは０．０１０％以上とする。好ましくは０．０５０％以上である。
　一方、Ｃｒが０．５０％を超えると、炭化物へのＣｒの濃化量が増加して、２段焼鈍中に生成したオーステナイト相に微細な炭化物が多量に残存し、また、徐冷後においてもフェライト粒内に炭化物が存在して、硬さの増加と、フェライト粒界の炭化物の個数の減少を招き、成形性が低下するので、Ｃｒは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
　［Ｍｏ：０．００１～０．５０％］
　Ｍｏは、Ｍｎ、Ｃｒと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が得られないので、Ｍｏは０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。
　一方、０．５０％を超えると、炭化物にＭｏが濃化し、オーステナイト相中でも安定な炭化物が増加して、徐冷後に、フェライト粒内にも炭化物が存在し、硬さの増加と、フェライト粒界の炭化物の個数の減少を招いて、素材成形性が低下するので、Ｍｏは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
　［Ｂ：０．０００４～０．０１％］
　Ｂは、焼入れ性を高め、さらに靭性を高める元素である。本発明鋼板においては、所要の焼入れ性が必要であるので、０．０００４～０．０１％添加する。０．０００４％未満では、添加効果が得られないので、Ｂは０．０００４％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、０．０１％を超えると、鋼製造時に内部欠陥等の疵の原因となる粗大なＢ化物が生成するので、Ｂは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
　［Ｔｉ：０．００１～０．１０％］
　Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与するとともに、Ｂの添加効果を有効に発揮させる作用をなす元素である。０．００１％未満では、添加効果が得られないので、Ｔｉは０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、粗大なＴｉ窒化物が生成し、素材成形性が低下するので、Ｔｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。
　以下の元素は、不純物であり、一定量以下に制御する必要がある。
　［Ｐ：０．０２％以下］
　Ｐは、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界における炭化物の生成を抑制する作用をなす元素である。それ故、Ｐは、少ないほど好ましい。Ｐの含有量は０でもよいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．０００１～０．００１３％である。
　Ｐが０．０２％を超えると、フェライト粒界における炭化物の生成が抑制されて、炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｐはを０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
　［Ｓ：０．０１％以下］
　Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する不純物元素である。非金属介在物は、冷間鍛造時に割れの起点となるので、Ｓは、少ないほど好ましい。Ｓの含有量は０でもよいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．０００１～０．００１２％である。
　Ｓが０．０１％を超えると、非金属介在物が生成し、素材成形性が低下するので、Ｓは０．０１％以下とする。好ましくは０．００９％以下である。
　［Ｎ：０．０２％以下］
　Ｎは、多量に存在すると、フェライトを脆化させる元素である。それ故、Ｎは、少ないほど好ましい。Ｎの含有量は０でもよいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．０００１～０．０００６％である。
　Ｎが０．０２％を超えると、フェライトが脆化し、素材成形性が低下するので、Ｎは０．０２％以下とする。好ましくは０．０１７％以下である。
　本発明鋼板が、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｍｎ：０．３０～１．００％を含有する場合、フェライトの脆化を抑制するため、Ｎは０．０１％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
　［Ｏ：０．０２％以下］
　Ｏは、多量に存在すると、粗大な酸化物の形成を促す元素である。それ故、Ｏは、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１１％以上である。
　一方、０．０２０％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、該酸化物が、冷間鍛造時に割れの起点となり、素材成形性が低下するので、Ｏは０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
　［Ｓｎ：０．０５％以下］
　Ｓｎは、鋼原料から不可避的に混入する元素である。それ故、Ｓｎは、少ないほど好ましい。Ｓの含有量は０でもよいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１～０．００２％である。
　一方、０．０５％を超えると、フェライトが脆化して、素材成形性が低下するので、Ｓｎは０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　［Ｓｂ：０．０５％以下］
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼原料から不可避的に混入して、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数を低減する元素である。それ故、Ｓｂは、少ないほど好ましい。Ｓｂの含有量は０でもよいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１～０．００２％である。
　一方、０．０５０％を超えると、Ｓｂがフェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｓｂは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　［Ａｓ：０．０５％以下］
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼原料から不可避的に混入し、フェライト粒界に偏析する元素である。それ故、Ａｓは、少ないほど好ましい。Ａｓの含有量は０でもよいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１～０．００２％である。
　一方、０．０５％を超えると、Ａｓがフェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ａｓは０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０４％以下である。
　本発明鋼板は、上記元素を基本成分とするが、さらに、鋼板の冷間鍛造性を向上させる目的で、以下の元素を含有してもよい。以下の元素は、本発明の効果を得るために必須ではないので、含有量は０でもよい。
　［Ｎｂ：０．１０％以下］
　Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化して靭性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、Ｎｂは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＮｂ炭化物が多数生成し、強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｎｂは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｖ：０．１０％以下］
　Ｖも、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化して靭性の向上に寄与する元素である。添加効果を得るためには、Ｖは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＶ炭化物が多数生成し、強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｖは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｃｕ：０．１０％以下］
　Ｃｕは、フェライト粒界に偏析する元素であり、また、微細な析出物を形成して強度の向上に寄与する元素である。強度向上効果を得るためには、Ｃｕは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００８％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、フェライト粒界への偏析が赤熱脆性を招き、熱間圧延での生産性が低下するので、Ｃｕは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｗ：０．１０％以下］
　Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。添加効果を得るためには、Ｗは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数生成し、強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｗは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　［Ｔａ：０．００１～０．１０％］
　Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。添加効果を得るためには、Ｔａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００７％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数生成し、強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｔａは０．１００％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｎｉ：０．１０％以下］
　Ｎｉは、成形品の耐衝撃特性の向上に有効な元素である。添加効果を得るためには、Ｎｉは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｎｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｍｇ：０．０５％以下］
　Ｍｇは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｍｇは０．０００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０００８％以上である。
　一方、０．０５％を超えると、フェライトが脆化し、素材成形性が低下するので、Ｍｇは０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　［Ｃａ：０．０５％以下］
　Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｃａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５％を超えると、粗大なＣａ酸化物が生成し、冷間鍛造での成形時に割れの起点となる、即ち、素材成形性が低下するので、Ｃａは０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　［Ｙ：０．０５％以下］
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｙは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５％を超えると、粗大なＹ酸化物が生成し、冷間鍛造での成形時に割れの起点となる、即ち、素材成形性が低下するので、Ｙは０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
　［Ｚｒ：０．０５％以下］
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。添加効果を得るためには、Ｚｒは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。
　一方、０．０５％を超えると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、冷間鍛造での成形時に割れの起点となる、即ち、素材成形性が低下するので、Ｚｒは０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　［Ｌａ：０．０５％以下］
　Ｌａは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数を低減する元素でもある。硫化物の形態制御効果を得るためには、Ｌａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５％を超えると、Ｌａがフライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｌａは０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　［Ｃｅ：０．０５％以下］
　Ｃｅは、Ｌａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数を低減する元素でもある。硫化物の形態制御効果を得るためには、Ｃｅは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５％を超えると、Ｃｅがフェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、素材成形性が低下するので、Ｃｅは０５０％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。
　次に、本発明の鋼板の組織について説明する。
　本発明鋼板の組織は、実質的に、フェライトと炭化物で構成される組織である。炭化物は、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）に加え、セメンタイト中のＦｅ原子を、Ｍｎ、Ｃｒ等の合金元素で置換した化合物や、合金炭化物（Ｍ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ、ＭＣ等［Ｍ：Ｆｅ、及び、その他合金として添加した金属元素］）である。
　鋼板を所定の形状に成形する際、鋼板のマクロ組織には剪断帯が形成され、剪断帯の近傍で、すべり変形が集中して起きる。すべり変形は転位の増殖を伴い、剪断帯の近傍には、転位密度の高い領域が形成される。鋼板に付与する歪量の増加に伴い、すべり変形は促進され、転位密度は増加する。
　冷間鍛造では、相当歪で１を超える強加工が施される。このため、従来の鋼板では、転位密度の増加に伴うボイド及び／又はクラックの発生を防ぐことはできず、従来の鋼板において、冷間鍛造性の向上は困難であった。この課題の解決には、成形時における剪断帯の形成を抑制することが効果的である。
　ミクロ組織の観点では、剪断帯の形成を、ある一つの結晶粒で発生したすべりが、結晶粒界を乗り越えて、隣接の結晶粒に連続的に伝播する現象として理解される。よって、剪断帯の形成を抑制するには、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防ぐ必要がある。
　鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物をフェライト粒界に存在させることで、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防止して、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間鍛造性を向上させることが可能となる。同時に、鋼板の成形性も向上する。
　鋼板の成形性は、結晶粒内への歪の蓄積（転位の蓄積）によるところが大きく、結晶粒界にて、歪の隣接結晶粒への伝搬が阻止されれば、結晶粒内の歪量が増大する。その結果、加工硬化率が増大し、成形性が改善する。
　このような効果を得るためには、炭化物は、金属組織中に適切な大きさで分散させる必要がある。そこで、炭化物の平均粒子径は０．４μｍ以上２．０μｍ以下とする。炭化物の平均粒子径が０．４μｍ未満であると、鋼板の硬さが著しく増加し、冷間鍛造性が低下する。より好ましくは０．６μｍ以上である。
　一方、炭化物の平均粒子径が２．０μｍを超えると、冷間成形時に炭化物が亀裂の起点となる。より好ましくは１．９５μｍ以下である。
　また、鉄の炭化物であるセメンタイトは硬くて脆い組織であり、フェライトとの層状組織であるパーライトの状態で存在すると、鋼が硬く、脆くなる。したがって、パーライトは極力少なくする必要があり、本発明の鋼板においては、面積率で６％以下とする。
　パーライトは特有のラメラ組織を有するため、ＳＥＭ、光学顕微鏡観察により峻別可能である。任意の断面の中でラメラ組織の領域を算出することで、パーライトの面積率を求めることができる。
　理論及び原則に基づくと、冷間鍛造性は、フェライト粒界の炭化物の被覆率の影響を強く受けると考えられ、その高精度な測定が求められる。しかし、３次元空間におけるフェライト粒界の炭化物の被覆率の測定には、走査型電子顕微鏡内にてＦＩＢによるサンプル切削と観察を繰り返し行う、シリアルセクショニングＳＥＭ観察、又は、３次元ＥＢＳＰ観察が必須となり、膨大な測定時間を要するとともに、技術ノウハウの蓄積が不可欠となる。
　本発明者らは、上記観察手法を一般的な分析手法ではないとして採用せず、より簡便で精度の高い評価指標を探索した。その結果、フェライト粒内の炭化物の個数：Ａに対するフェライト粒界の炭化物の個数：Ｂの比率：Ｂ／Ａを指標とすれば、冷間鍛造性及び成形性を定量的に評価できること、及び、比率：Ｂ／Ａが１を超えると、冷間鍛造性や、絞り・増肉の成形性が著しく向上することを見出した。
　鋼板の冷間鍛造時に起きる座屈、折込み、たたみ込みのいずれも、剪断帯の形成に伴う歪の局所化により引き起こされるものであるので、フェライト粒界に炭化物を存在させることにより、剪断帯の形成及び歪の局所化が緩和され、座屈、折込み、たたみ込みの発生が抑制される。
　炭化物の観察は、走査型電子顕微鏡で行なう。観察に先立ち、組織観察用の試料を、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸－アルコール溶液にて組織をエッチングする。観察の倍率は３０００倍とし、板厚１／４層における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに８枚撮影する。
　得られた組織画像について、画像解析ソフト（三谷商事株式会社製Ｗｉｎ　ＲＯＯＦ）で、解析領域中に含まれる炭化物の面積を詳細に測定する。炭化物の面積から円相当直径（＝２×√（面積／３．１４））を求め、その平均値を炭化物粒子径とする。なお、ノイズによる測定誤差の拡大を抑えるため、面積が０．０１μｍ2以下の炭化物は評価の対象から除外する。
　フェライト粒界に存在する炭化物の個数を計数し、全炭化物数から、フェライト粒界の炭化物の個数を引算し、フェライト粒内の炭化物の個数を算出する。計数及び算出した炭化物の個数に基づいて、フェライト粒内の炭化物の個数：Ａに対するフェライト粒界の炭化物の個数：Ｂの比率：Ｂ／Ａを算出する。
　焼鈍後の鋼板組織において、フェライト粒径は、冷間鍛造性の向上の点で、３μｍ以上５０μｍ以下が好ましい。フェライト粒径が３μｍ未満であると、硬さが増加して、冷間鍛造時に亀裂やクラックが発生し易くなるので、フェライト粒径は３μｍ以上が好ましい。より好ましくは５μｍ以上である。
　フェライト粒径が５０μｍを超えると、すべりの伝播を抑制する結晶粒界の炭化物の個数が減少し、冷間鍛造性が低下するので、フェライト粒径は５０μｍ以下が好ましい。より好ましくは４０μｍ以下である。
　フェライト粒径は、前述の手順で、試料面の観察面を鏡面に研磨した後、３％硝酸－アルコール溶液でエッチングした組織を、光学顕微鏡、又は、走査型電子顕微鏡で観察し、撮影した画像に線分法を適用して測定することができる。
　冷間鍛造時においては、炭化物の形態制御に加えて、冷間鍛造時の絞り成形性が必要となる。
　冷間鍛造時の絞り成形性を向上させるためには、塑性異方性の改善が必要となる。そのためには、熱延鋼板での集合組織の制御が必要である。集合組織の評価は、熱延鋼板の１／２板厚部分の板面に平行な面でのＸ線回折で行う。Ｘ線回折には、Ｍｏ管球によるＸ線を使用する。
　反射による回折方位｛１１０｝、｛２２０｝、｛２１１｝、｛３１０｝の回折強度を得て、これらを基にＯＤＦを作成する。ＯＤＦ作成には、鉄のランダム方位の上記回折強度データを用いる。ここから、｛２１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ１とし、｛１００｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ０として求める。このＩ１／Ｉ０が１未満であることは、熱延時に、ランダム集合組織に必要な再結晶が発現していることを意味している。ランダム集合組織が得られれば、塑性異方性は低減し、成形性は向上する。
　鋼板のビッカース硬さを１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下（Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｍｎ：０．０１～０．３０％の場合）、又は、１００ＨＶ以上１７０ＨＶ以下とすることで、冷間鍛造時の成形性を改善することができる。ビッカース硬さが１００ＨＶ未満であると、冷間鍛造時の成形中に座屈が発生しやすくなり、成形品の形状精度が低下するので、ビッカース硬さは１００ＨＶ以上とする。好ましくは１１０ＨＶ以上である。
　ビッカース硬さが１７０ＨＶを超えると延性が低下し、増肉等の圧縮変形中に面外への座屈が発生しやすくなり、また、冷間鍛造時に内部割れが起きやすくなり、耐衝撃特性は悪化するので、ビッカース硬さは１７０ＨＶ以下とする。延性と耐衝撃特性を確実に確保するためには、ビッカース硬さは１５０ＨＶ以下とするのが好ましい。より好ましくは１４０ＨＶ以下である。
　次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。
　本発明製造方法は、前述した成分組成の鋼片を用いて、熱延条件と焼鈍条件を一貫して管理し、鋼板の組織制御を行うことを基本思想とする。
　はじめに、所要の成分組成の溶鋼を連続鋳造した鋼片を熱間圧延に供する。連続鋳造後の鋳片は、直接熱間圧延に供してもよいし、一旦冷却後加熱してから熱間圧延に供してもよい。
　鋼片を一旦冷却後加熱して熱間圧延に供する場合、加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下が好ましく、加熱時間は０．５時間以上３時間以下が好ましい。連続鋳造した鋼片を、直接、熱間圧延に供する場合、熱間圧延に供する鋼片の温度は、１０００℃以上１２５０℃とするのが好ましい。
　鋼片温度又は鋼片加熱温度が１２５０℃を超え、又は、鋼片加熱時間が３時間を超えると、鋼片表層からの脱炭が著しくなり、浸炭焼入れ前の加熱時に、鋼板表層のオーステナイト粒が異常に成長し、耐衝撃性が低下する。このため、鋼片温度又は鋼片加熱温度は１２５０℃以下が好ましく、加熱時間は３時間以下が好ましい。より好ましくは１２００℃以下、２．５時間以下である。
　鋼片温度又は鋼片加熱温度が１０００℃未満であり、又は、加熱時間が０．５時間未満であると、鋳造で生成したミクロ偏析やマクロ偏析が解消せず、鋼片内部に、ＳｉやＭｎ等の合金元素が局所的に濃化した領域が残存し、耐衝撃性が低下する。このため、鋼片温度又は鋼片加熱温度は１０００℃以上が好ましく、加熱時間は０．５時間以上が好ましい。より好ましくは１０５０℃以上、１時間以上である。
　熱間圧延における仕上げ圧延は、８２０℃以上、好ましくは９００℃以上９５０℃以下の温度域で完了する。仕上げ圧延温度が８２０℃未満であると、鋼板の変形抵抗が増加して、圧延負荷が著しく上昇し、また、ロール磨耗量が増大して、生産性が低下するとともに、塑性異方性を改善するために必要な再結晶化が十分に進行しないので、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。再結晶を促進する点で、好ましくは９００℃以上である。
　仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、Run Out Table（ＲＯＴ）を通板中に分厚いスケールが生成し、このスケールに起因して、鋼板表面に疵が発生し、冷間鍛造及び浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった際、疵を起点として亀裂が発生し易いので、鋼板の耐衝撃性が低下する。このため、仕上げ圧延温度は９５０℃以下とする。好ましくは９２０℃以下である。
　仕上げ圧延後の熱延鋼板をＲＯＴで冷却する際、冷却速度は１０℃／秒以上１００℃／秒以下が好ましい。冷却速度が１０℃／秒未満であると、冷却途中に分厚いスケールが生成し、それに起因する疵の発生を抑制できず、耐衝撃性が低下するので、冷却速度は１０℃／秒以上が好ましい。より好ましくは１５℃／秒以上である。
　鋼板の表層から内部にわたり、１００℃／秒を超える冷却速度で冷却すると、最表層部が過剰に冷却されて、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織を生じる。巻取り後、１００℃～室温に冷却された熱延鋼板コイルを払い出す際、低温変態組織に微小クラックが発生する。この微小クラックを、酸洗及び冷延で取り除くことは難しい。
　そして、鋼板に、冷間鍛造及び浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わると、微小クラックを起点に亀裂が進展するので、耐衝撃性が低下する。このため、鋼板の最表層部に、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織が生じるのを抑制するため、冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。より好ましくは９０℃／秒以下である。
　なお、上記冷却速度は、仕上げ圧延後の熱延鋼板が無注水区間を通過後、注水区間で水冷却を受ける時点から、巻取りの目標温度までＲＯＴ上で冷却される時点において、各注水区間の冷却設備から受ける冷却能を指しており、注水開始点から巻取機により巻き取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。
　巻取温度は４００℃以上５５０℃以下とする。これは、一般的な巻取温度よりも低い温度であり、特にＣの含有量が高い場合には通常行われない条件である。上述した条件で製造した熱延鋼板を、この温度範囲で巻取ることにより、鋼板の組織を、細かなフェライト中に炭化物が分散したベイナイト組織とすることができる。
　巻取温度が４００℃未満であると、巻取り前に未変態であったオーステナイトが硬いマルテンサイトに変態し、熱延鋼板コイルの払い出し時に、熱延鋼板の表層にクラックが発生し、耐衝撃性が低下する。
　さらに、オーステナイトからフェライトへの再結晶時、再結晶駆動力が小さいために、再結晶フェライト粒の方位は、オーステナイト粒の方位の影響を強く受けることとなり、集合組織のランダム化が困難になる。それ故、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４３０℃以上である。
　巻取温度が５５０℃を超えると、ラメラ間隔の大きなパーライトが生成し、熱的安定性の高い、分厚い針状炭化物が生成する。この針状炭化物は２段焼鈍後も残留する。鋼板の冷間鍛造等の成形時、この針状炭化物を起点として亀裂が生成する。
　また、オーステナイトからフェライトの再結晶時、逆に、再結晶駆動力が大きくなり過ぎ、この場合においても、オーステナイト粒の方位に強く依存した再結晶フェライト粒となり、集合組織のランダム化がなされない。それ故、巻取温度は５５０℃以下とする。好ましくは５２０℃以下である。
　熱延鋼板コイルを払い出し、酸洗を施した後に、２つの温度域に保持する２段ステップ型の焼鈍（２段焼鈍）を施す。熱延鋼板に２段焼鈍を施すことにより、炭化物の安定性を制御して、フェライト粒界における炭化物の生成を促進する。
　焼鈍処理の前に、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施すと、フェライト粒が微細化するので、鋼板が軟質化しにくくなる。そのため、本発明においては、焼鈍の前に冷間圧延を施すのは好ましくなく、酸洗後、冷間圧延を行わずに焼鈍処理を施すのが好ましい。
　１段目の焼鈍は、６５０～７２０℃、好ましくはＡc1点以下の温度域で行う。この焼鈍により、炭化物を粗大化させ、部分的に球状化させるとともに、合金元素を炭化物に濃化させ、炭化物の熱的安定性を高める。
　１段目の焼鈍において、焼鈍温度までの加熱速度（以下「１段目加熱速度」という）は３０℃／時間以上１５０℃／時間以下とする。１段目加熱速度が３０℃／時間未満であると、昇温に時間を要し生産性が低下するので、１段目加熱速度は３℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
　一方、１段目加熱速度が１５０℃／時間を超えると、熱延鋼板コイルにおいて外周部と内部の温度差が増大して、熱膨張差に起因するすり疵や焼付きが発生し、鋼板表面に凹凸が形成される。冷間鍛造等の成形時に、この凹凸が起点となり亀裂が発生し、冷間鍛造性が低下したり、成形性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性が低下するので、１段目加熱速度は１５０℃／時間以下とする。好ましくは１３０℃／時間以下である。
　１段目の焼鈍における焼鈍温度（以下「１段目焼鈍温度」という）は６５０℃以上７２０℃以下とする。１段目焼鈍温度が６５０℃未満であると、炭化物の安定化が十分でなく、２段目の焼鈍時に、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となる。このため、１段目焼鈍温度は６５０℃以上とする。好ましくは６７０℃以上である。
　一方、１段目焼鈍温度が７２０℃を超えると、炭化物の安定性が上昇する前にオーステナイトが生成し、前述の組織変化の制御が難しくなるので、１段目焼鈍温度は７２０℃以下とする。好ましくは７００℃以下である。
　１段目の焼鈍における焼鈍時間（以下「１段目焼鈍時間」という）は３時間以上６０時間以下とする。１段目焼鈍時間が３時間未満であると、炭化物の安定化が十分でなく、２段目の焼鈍時に、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となる。このため、１段目焼鈍時間は３時間以上とする。好ましくは５時間以上である。
　一方、１段目焼鈍時間が６０時間を超えると、炭化物のより一層の安定化は見込めず、さらに、生産性が低下するので、１段目焼鈍時間は６０時間以下とする。好ましくは５５時間以下である。
　その後、７２５～７９０℃、好ましくはＡc1点以上Ａ3点以下の温度域に昇温し、オーステナイトを組織中に生成させる。この際、微細なフェライト粒内の炭化物はオーステナイト中に溶解するが、１段目の焼鈍により粗大化した炭化物はオーステナイト中に残存する。
　この２段目の焼鈍を行わずに冷却した場合は、フェライト粒径が大きくならず、理想的な組織を得ることはできない。
　２段目の焼鈍の焼鈍温度までの加熱速度（以下「２段目加熱速度」という）は１℃／時間以上８０℃／時間以下とする。２段目の焼鈍の際、フェライト粒界からオーステナイトが生成し成長する。その際、焼鈍温度までの加熱速度を遅くすることで、オーステナイトの核生成を抑制し、焼鈍後の徐冷で形成される組織において、炭化物の粒界被覆率を高めることが可能となる。
　それ故、２段目加熱速度は遅い方が好ましいが、１℃／時間未満であると、昇温に時間を要し、生産性が低下するので、２段目加熱速度は１℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
　２段目加熱速度が８０℃／時間を超えると、熱延鋼板コイルにおいて、外周部と内部の温度差が増大して、変態による大きな熱膨張差に起因するすり疵や焼付きが発生し、鋼板表面に凹凸が形成される。冷間鍛造時、この凹凸を起点として亀裂が発生し、冷間鍛造性と成形性が低下し、また、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性も低下するので、２段目加熱速度は８０℃／時間以下とする。好ましくは７０℃／時間以下である。
　２段目の焼鈍における焼鈍温度（以下「２段目焼鈍温度」という）は７２５℃以上７９０℃以下とする。２段目焼鈍温度が７２５℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なくなり、２段目の焼鈍後の冷却後に、フェライト粒界における炭化物の個数が減少し、また、フェライト粒径が小さくなる。このため、２段目焼鈍温度は７２５℃以上とする。好ましくは７３５℃以上である。
　一方、２段目焼鈍温度が７９０℃を超えると、炭化物をオーステナイトに残存させることが困難となり、組織変化の制御が難しくなるので、２段目焼鈍温度は７９０℃以下とする。好ましくは７７０℃以下である。
　２段目の焼鈍における焼鈍時間（２段目焼鈍時間）は３時間以上１０時間未満とする。２段目焼鈍時間が３時間未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、かつ、フェライト粒内の炭化物の溶解が十分に進まず、フェライト粒界の炭化物の個数を増加させることが困難となり、また、フェライト粒径が小さくなる。このため、２段目焼鈍時間は３時間以上とする。好ましくは５時間以上である。
　一方、２段目焼鈍時間が１０時間を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となり、また、製造コストも増大するので、２段目焼鈍時間は１０時間未満とする。好ましくは８時間以下である。
　２段焼鈍の後、鋼板を、１℃／時間以上１００℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する。
　徐冷により、２段目の焼鈍において生成したオーステナイトを徐冷することにより、フェライトに変態するとともに、オーステナイトに残存する炭化物に炭素原子が吸着し、炭化物とオーステナイトがフェライト粒界を覆い、最終的に、フェライト粒界に炭化物が多数存在する組織にすることができる。
　そのためには、冷却速度は遅い方が好ましいが、１℃／時間未満であると、冷却に要する時間が増大し、生産性が低下するので、冷却速度は１℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
　一方、冷却速度が１００℃／時間を超えると、オーステナイトがパーライトに変態し、鋼板の硬さが増加して、冷間鍛造性が低下し、また、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性が低下するので、冷却速度は１００℃／時間以下とする。好ましくは８０℃／時間以下である。
　さらに、６５０℃まで冷却した鋼板を室温まで冷却する。この時の冷却速度は限定されるものではない。
　２段焼鈍における雰囲気は、特に、特定の雰囲気に限定されない。例えば、９５％以上窒素の雰囲気、９５％以上水素の雰囲気、大気雰囲気のいずれの雰囲気でもよい。
　以上説明したように、本発明の熱延条件と焼鈍条件を一貫して管理し、鋼板の組織制御を行う製造方法によれば、絞り、増肉成形を組み合わせた冷間鍛造時の成形性に優れ、さらに、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃性の向上に必要な焼入れ性に優れる鋼板を製造することができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した条件の一例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例１）
　表１及び表２（表１の続き）に示す成分組成の連続鋳造鋳片（鋼片）を、１２４０℃で１．８時間加熱後に熱間圧延し、９２０℃で仕上げ熱延後、ＲＯＴ上で４５℃／秒の冷却速度で５３０℃まで冷却し、５２０℃で巻き取り、板厚５．２ｍｍの熱延鋼板コイルを製造した。
　熱延鋼板コイルを払い出し、酸洗を施した後、箱型焼鈍炉に装入し、焼鈍雰囲気を９５％水素－５％窒素に制御した後、室温から７０５℃まで１００℃／時間の加熱速度で加熱し、７１０℃で２４時間保持して、熱延鋼板コイル内の温度分布を均一化した。
　次いで、５℃／時間の加熱速度で７４０℃まで加熱し、さらに、７４０℃で５時間保持した後、６５０℃まで１０℃／時間の冷却速度で冷却し、その後、室温まで炉冷して、特性評価用の試料を作製した。試料の組織を、前述の方法で観察し、フェライト粒径、及び、炭化物の個数を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表３に、表１及び表２に示す鋼板の、フェライト粒径（μｍ）、平均炭化物粒径（μｍ）、パーライト面積率（％）、ビッカース硬さ（ＨＶ）、粒界炭化物数／粒内炭化物数、Ｘ線強度比：Ｉ１／Ｉ０、ｒ値の異方性指数｜Δｒ｜、臨界冷却速度（℃／秒）を示す。Ｉ１／Ｉ０が１以上であれば、熱間圧延での再結晶化は十分に進行せず、鋼板の塑性異方性は大きくなる。なお、ｒ値の異方性指数｜Δｒ｜は、引張試験で求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　一般に、板面に平行かつ３方向のｒ値から得られる異方性指数｜Δｒ｜が０．２を超えると、絞り成形性が低下する。したがって、優れた成形性を確保するためには、｜Δｒ｜が２を超えないことが求められる。
　臨界冷却速度はＣＣＴ線図を作成して求めた。求めた臨界冷却速度よりも遅い冷却速度で熱延鋼板を冷却すれば、部品に成形した後の焼入れ時の焼入れ性が悪くなり、パーライト組織が形成され、十分な強度が得られない。それ故、臨界冷却速度が小さいことが、高い焼入れ強度を得るために必要となる。臨界冷却速度が２８０℃／秒であれば、焼入れ性が向上したと判断できる。
　表３に示す発明例では、平均炭化物粒径が０．４～２．０μｍ、パーライト面積率が６％以下、粒界炭化物数／粒内炭化物数は１を超え、Ｉ１／Ｉ０が１未満であるので、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１７０ＨＶ以下の範囲内にあり、｜Δｒ｜は０．２未満である。比較鋼板を用いた比較例では、ビッカース硬さが１５０を超え、界炭化物数／粒内炭化物数は１未満となる。Ｂを添加しない比較鋼板（表１及び２中、Ｎｏ．１５）では、臨界冷却速度が２８０℃／秒を超え、焼入れ性が低下している。
　（実施例２）
　発明鋼板のＮｏ．１～５、Ｎｏ．１６～１９、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、及び、Ｎｏ．３５の１２の鋼種に対し、本発明で規定する条件範囲外の条件の製造方法を適用した。表４に、その製造条件を示し、表５に、表４で示す製造条件で製造した鋼板の、フェライト粒径（μｍ）、ビッカース硬さ（ＨＶ）、粒界炭化物数／粒内炭化物数、Ｘ線強度比：Ｉ１／Ｉ０、ｒ値の異方性指数｜Δｒ｜、及び、臨界冷却速度（℃／秒）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　熱間圧延での仕上げ圧延温度や巻取温度を、本発明で規定する条件範囲外の温度にすることは、再結晶化の低下を招き、集合組織のランダム化に大きな影響を及ぼし、その結果、｜Δｒ｜の値を上昇させることが解る。また、焼鈍条件を、本発明で規定する条件範囲外の条件にすると、粒界炭化物数／粒界炭化物数が１以下となり、炭化物の分布状態が大きく変化することが分かる。
　前述したように、本発明によれば、焼入れ性と素材成形性に優れる鋼板及びその製造方法を提供することができる。本発明の鋼板は、増肉等の冷間鍛造により成形してギヤー等の部品を得るのに好適である。よって、本発明は、鋼板製造及び利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．１０～０．７０％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
    　　Ｍｎ：０．３０～３．００％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１０％、
    　　Ｃｒ：０．０１０～０．５０％、
    　　Ｍｏ：０．００１０～０．５０％、
    　　Ｂ　：０．０００４～０．０１％、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
    　　Ｐ　：０．０２％以下、
    　　Ｓ　：０．０１％以下、
    　　Ｎ　：０．０２００％以下、
    　　Ｏ　：０．０２００％以下、
    　　Ｓｎ：０．０５％以下、
    　　Ｓｂ：０．０５％以下、
    　　Ａｓ：０．０５％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、
    　　Ｍｇ：０．０５％以下、
    　　Ｃａ：０．０５％以下、
    　　Ｙ　：０．０５％以下、
    　　Ｚｒ：０．０５％以下、
    　　Ｌａ：０．０５％以下、及び
    　　Ｃｅ：０．０５％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼板であって、
    　上記鋼板の金属組織が、
    　炭化物の平均粒径が０．４μｍ以上、２．０μｍ以下、
    　パーライトの面積率が６％以下、
    　フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１超、及び
    　上記鋼板の１／２板厚部分の板面における｛２１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ１、｛１００｝＜０１１＞のＸ線回折強度をＩ０としたときＩ１／Ｉ０＜１
    を満たし、
    　上記鋼板のビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下である
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　請求項１に記載の鋼板を製造する製造方法であって、
    　請求項１に記載の成分組成の鋼片を、８２０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ圧延を完了する熱間圧延を施し熱延鋼板とし、
    　上記熱延鋼板を４００℃以上５５０℃以下で巻き取り、
    　巻き取った熱延鋼板に酸洗を施し、
    　酸洗した熱延鋼板を３０℃／時間以上１５０℃／時間以下の加熱速度で、６５０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、
    　熱延鋼板を１℃／時間以上８０℃／時間以下の加熱速度で、７２５℃以上７９０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上１０時間未満保持する２段目の焼鈍を施し、
    　焼鈍後の熱延鋼板を、１℃／時間以上１００℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
PCT/JP2016/065629 2015-05-26 2016-05-26 鋼板及びその製造方法 WO2016190396A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020177033295A KR102029566B1 (ko) 2015-05-26 2016-05-26 강판 및 그 제조 방법
BR112017024957-0A BR112017024957A2 (ja) 2015-05-26 2016-05-26 A steel plate and a manufacturing method for the same
EP16800100.6A EP3305930A4 (en) 2015-05-26 2016-05-26 Steel sheet and method for producing same
CN201680030094.4A CN107614726B (zh) 2015-05-26 2016-05-26 钢板及其制造方法
MX2017014938A MX2017014938A (es) 2015-05-26 2016-05-26 Lamina de acero y metodo de produccion de la misma.
JP2016559669A JP6119924B1 (ja) 2015-05-26 2016-05-26 鋼板及びその製造方法
US15/576,682 US20180135146A1 (en) 2015-05-26 2016-05-26 Steel sheet and method of production of same

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015106755 2015-05-26
JP2015-106755 2015-05-26
JP2015-189883 2015-09-28
JP2015189883 2015-09-28

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016190396A1 true WO2016190396A1 (ja) 2016-12-01

Family

ID=57392862

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/065629 WO2016190396A1 (ja) 2015-05-26 2016-05-26 鋼板及びその製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20180135146A1 (ja)
EP (1) EP3305930A4 (ja)
JP (1) JP6119924B1 (ja)
KR (1) KR102029566B1 (ja)
CN (1) CN107614726B (ja)
BR (1) BR112017024957A2 (ja)
MX (1) MX2017014938A (ja)
TW (1) TWI612154B (ja)
WO (1) WO2016190396A1 (ja)

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2016190397A1 (ja) * 2015-05-26 2017-06-15 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2017098964A1 (ja) * 2015-12-07 2017-06-15 株式会社神戸製鋼所 機械構造部品用鋼線
WO2019044970A1 (ja) * 2017-08-31 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
JP6690792B1 (ja) * 2019-04-17 2020-04-28 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
WO2020158356A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020158357A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020213179A1 (ja) * 2019-04-17 2020-10-22 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
CN111876564A (zh) * 2020-07-14 2020-11-03 昆山正通铭金属有限公司 六角合金工具钢s2的球化退火工艺
JP2021017618A (ja) * 2019-07-19 2021-02-15 日本製鉄株式会社 冷間鍛造用鋼材
WO2022239758A1 (ja) 2021-05-13 2022-11-17 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
CN115461481A (zh) * 2020-04-30 2022-12-09 杰富意钢铁株式会社 不锈钢板及其制造方法、刀具以及餐具
JP7444097B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7444096B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2017012858A (es) * 2015-04-10 2018-01-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero con excelente maquinabilidad en frio durante la conformacion, y proceso para producir la misma.
MX2017015016A (es) * 2015-05-26 2018-04-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero y metodo de produccion de la misma.
EP3312299A4 (en) * 2015-06-17 2018-12-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and manufacturing method
MX2019004216A (es) * 2017-08-31 2019-08-05 Nippon Steel Corp Lamina de acero para carburacion, y metodo para fabricar la lamina de acero para carburacion.
CN110536973B (zh) * 2018-03-16 2020-08-18 日本制铁株式会社 煤/矿石运输船货舱用钢板
WO2021123886A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN111394654B (zh) * 2020-04-23 2021-08-03 辽宁科技学院 一种添加La微合金的热压成形钢板及其制备方法
CN112621125B (zh) * 2020-12-14 2021-08-24 桃江富硕精密机械有限公司 一种高润滑耐磨的机械手臂导轨
RU2762448C1 (ru) * 2021-04-05 2021-12-21 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства холоднокатаной полосы
CN115821169B (zh) * 2022-12-21 2024-04-05 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种高强钢及其制备方法与应用

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11269553A (ja) * 1998-03-25 1999-10-05 Nisshin Steel Co Ltd 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法
WO2007088985A1 (ja) * 2006-01-31 2007-08-09 Jfe Steel Corporation ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2007111080A1 (ja) * 2006-03-28 2007-10-04 Jfe Steel Corporation 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP2009024233A (ja) * 2007-07-20 2009-02-05 Nisshin Steel Co Ltd 焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP2010235977A (ja) * 2009-03-30 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd 高加工性浸炭用鋼板
JP2010280929A (ja) * 2009-06-02 2010-12-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材
JP2015117406A (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 新日鐵住金株式会社 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR940002139B1 (ko) * 1991-11-30 1994-03-18 삼성중공업 주식회사 침탄 기어 제조용 보론 처리강
JPH06116679A (ja) 1992-10-06 1994-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷間加工性と浸炭焼入性に優れた鋼及び浸炭焼入方法
JP3319684B2 (ja) 1996-01-23 2002-09-03 日産自動車株式会社 浸炭かさ歯車用鋼材、高靱性浸炭かさ歯車及びその製造方法
JP3629851B2 (ja) 1996-11-28 2005-03-16 大同特殊鋼株式会社 プラズマ浸炭用冷間工具鋼
JP3800902B2 (ja) 1999-03-19 2006-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法
JP2000328172A (ja) 1999-05-13 2000-11-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法
JP4048675B2 (ja) 1999-06-30 2008-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法
JP2006213951A (ja) 2005-02-02 2006-08-17 Sanyo Special Steel Co Ltd 冷間加工性に優れ、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止し、耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性に優れた浸炭部品用鋼
JP4622609B2 (ja) * 2005-03-23 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた軟質高加工性高炭素熱延鋼板の製造方法
JP4992277B2 (ja) * 2006-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP4992275B2 (ja) * 2006-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2008274416A (ja) * 2007-03-30 2008-11-13 Nippon Steel Corp 疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5064525B2 (ja) * 2010-02-18 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 異方性が小さく焼入性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP5499984B2 (ja) * 2010-08-06 2014-05-21 新日鐵住金株式会社 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
JP5029749B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5965117B2 (ja) 2011-08-15 2016-08-03 山陽特殊製鋼株式会社 耐結晶粒粗大化特性および加工性ならびに靱性に優れた浸炭部品用の機械構造用鋼
JP5660220B2 (ja) * 2011-09-09 2015-01-28 新日鐵住金株式会社 中炭素鋼板、焼き入れ部材およびそれらの製造方法
CN102899564A (zh) * 2012-11-16 2013-01-30 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种超深冲Ti+Nb-IF钢冷轧及退火工艺
JP5641086B2 (ja) * 2013-04-15 2014-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 量産打抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101758003B1 (ko) * 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
JP5817804B2 (ja) * 2013-10-22 2015-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11269553A (ja) * 1998-03-25 1999-10-05 Nisshin Steel Co Ltd 伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法
WO2007088985A1 (ja) * 2006-01-31 2007-08-09 Jfe Steel Corporation ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2007111080A1 (ja) * 2006-03-28 2007-10-04 Jfe Steel Corporation 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP2009024233A (ja) * 2007-07-20 2009-02-05 Nisshin Steel Co Ltd 焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP2010235977A (ja) * 2009-03-30 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd 高加工性浸炭用鋼板
JP2010280929A (ja) * 2009-06-02 2010-12-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材
JP2015117406A (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 新日鐵住金株式会社 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2016190397A1 (ja) * 2015-05-26 2017-06-15 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2017098964A1 (ja) * 2015-12-07 2017-06-15 株式会社神戸製鋼所 機械構造部品用鋼線
WO2019044970A1 (ja) * 2017-08-31 2019-03-07 新日鐵住金株式会社 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
JPWO2019044970A1 (ja) * 2017-08-31 2019-11-07 日本製鉄株式会社 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
US10934609B2 (en) 2017-08-31 2021-03-02 Nippon Steel Corporation Steel sheet for carburizing, and method for manufacturing steel sheet for carburizing
JPWO2020158357A1 (ja) * 2019-01-30 2021-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JPWO2020158356A1 (ja) * 2019-01-30 2021-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020158357A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020158356A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020213179A1 (ja) * 2019-04-17 2020-10-22 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP6690792B1 (ja) * 2019-04-17 2020-04-28 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP2021017618A (ja) * 2019-07-19 2021-02-15 日本製鉄株式会社 冷間鍛造用鋼材
JP7328519B2 (ja) 2019-07-19 2023-08-17 日本製鉄株式会社 冷間鍛造用鋼材
CN115461481A (zh) * 2020-04-30 2022-12-09 杰富意钢铁株式会社 不锈钢板及其制造方法、刀具以及餐具
CN115461481B (zh) * 2020-04-30 2024-03-12 杰富意钢铁株式会社 不锈钢板及其制造方法、刀具以及餐具
CN111876564A (zh) * 2020-07-14 2020-11-03 昆山正通铭金属有限公司 六角合金工具钢s2的球化退火工艺
JP7444097B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7444096B2 (ja) 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2022239758A1 (ja) 2021-05-13 2022-11-17 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
KR20230146611A (ko) 2021-05-13 2023-10-19 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체

Also Published As

Publication number Publication date
TWI612154B (zh) 2018-01-21
CN107614726B (zh) 2020-02-07
TW201704501A (zh) 2017-02-01
BR112017024957A2 (ja) 2018-07-31
EP3305930A1 (en) 2018-04-11
CN107614726A (zh) 2018-01-19
JP6119924B1 (ja) 2017-04-26
MX2017014938A (es) 2018-04-13
KR102029566B1 (ko) 2019-10-07
KR20170138510A (ko) 2017-12-15
EP3305930A4 (en) 2018-12-05
US20180135146A1 (en) 2018-05-17
JPWO2016190396A1 (ja) 2017-06-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6119924B1 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP6206601B2 (ja) 鋼板及び製造方法
JP6160783B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN107614727B (zh) 钢板及其制造方法
JP6070912B1 (ja) 成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法
WO2016080315A1 (ja) 冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材
US11401569B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2016080308A1 (ja) 冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材
US10323293B2 (en) High-carbon hot rolled steel sheet with excellent hardenability and small in-plane anistropy and method for manufacturing the same
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

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016559669

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16800100

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177033295

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15576682

Country of ref document: US

Ref document number: MX/A/2017/014938

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2016800100

Country of ref document: EP

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112017024957

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112017024957

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20171122