冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板的制作方法
冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及既在加工中显示出良好的冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬 度的热轧钢板。
【背景技术】
[0002] 近年来，从环境保护的观点出发，以提高汽车的燃油效率为目的，对于汽车用的各 种部件，例如用于齿轮等传动部件和外壳等的钢材的轻量化，即高强度化的要求日益高涨。 为了顺应这样的轻量化、高强度化的要求，作为一般所用的钢材，使用的是对于棒钢进行热 锻的钢材（热锻材）。另外，为了削减部件制造工序中的〇) 2的排放量，迄今，对于通过热锻 而加工的齿轮等部件的冷锻化的要求也在增长。
[0003] 那么，冷加工（冷锻）与热加工和温加工比较，有着生产率高且尺寸精度和钢材的 成品率均良好的优点。但是，由这样的冷加工制造部件时成为问题的是，为了将冷加工的部 件的强度确保在希望的预定值以上，必然需要使用强度、即变形阻力高的钢材。可是，使用 的钢材的变形阻力越高，不但越会招致冷加工用金属模具的寿命缩短，而且在冷加工时还 有容易发生裂纹的难点。
[0004] 因此，历来也会实施的方法是，在将钢材冷锻成既定形状后，进行淬火回火等热处 理，从而制造可确保既定的强度（硬度）的高强度部件。但是，冷锻后的热处理，因为部件 尺寸必然发生变化，所以需要二次切削等机械加工来进行修正，期望能够省略热处理及其 后的加工这样的解决办法。
[0005] 为了解决上述课题，例如，公开有在低碳钢中利用固溶C抑制常温时效的进行， 确保应变时效带来的既定的时效硬化量，从而得到应变时效特性优异的冷锻用线材、棒钢 (参照专利文献1)。
[0006] 但是，这一技术只利用固溶C量控制应变时效，得到兼顾充分的冷加工性和加工 后所需的硬度、强度的钢材困难。
[0007] 因此，本申请人着眼于钢材中所含的固溶C和固溶N对变形阻力和静态应变时效 产生的影响的差别进行了各种研宄，其结果发现，通过适当控制这些固溶元素的量，能够得 到既在加工中发挥着良好的冷加工性，又在冷加工（冷锻）后显示出既定的表面硬度（强 度）的机械结构用钢材，并已经进行了专利申请（参照专利文献2)。
[0008] 该钢材实现了冷加工性与加工后的高硬度化（高强度化）的兼顾，但与上述专利 文献1所述的线材、棒钢同样是热锻材，有制造成本高的难点。因此，为了进一步使制造成 本低成本化，对于替代现有的热锻材，用热轧钢板通过冷加工制作汽车用部件也进行了研 宄。
[0009] 例如，提出一种在氮化处理后能够得到高表面硬度和充分的硬化深度的氮化处理 用的热轧钢板（参照专利文献3)。
[0010] 但是，该技术存在的问题是，冷加工后还需要进行氮化处理，不能实现充分的低成 本化。
[0011] 另外，提出有一种热轧钢板，其组成为含有C :0. 10%以下、Si :低于0.01%、Mn : 1. 5%以下和A1 :0. 20%以下，并且在（Ti+Nb)/2:在0. 05~0. 50%的范围内含有，S、N和 〇的合计为〇. 0100%以下而含有S :0. 005%以下、N :0. 005%以下、0 :0. 004%以下，并且使 微观组织为95%以上的实质的铁素体单相组织，该热轧钢板的精密冲压加工面的尺寸精度 优异，并且加工后的冲压面的表面硬度极高，此外耐红锈缺陷性也优异（参照专利文献4)。
[0012] 但是，该热轧钢板中，N作为有害元素被限制在极低的含量，与积极地利用N本申 请发明的热轧钢板，在技术的思想上全然不同。
[0013] 现有技术文献
[0014] 专利文献
[0015] 专利文献1:日本国特开平10-306345号公报
[0016] 专利文献2:日本国特开2009-228125号公报
[0017] 专利文献3:日本国特开2007-162138号公报
[0018] 专利文献4:日本国特开2004-137607号公报
【发明内容】
[0019] 发明要解决的课题
[0020] 本发明着眼于上述情况而形成，其目的在于，提供一种既在加工中显示出良好的 冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬度的热轧钢板。
[0021] 用于解决课题的手段
[0022] 第一发明，是冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板，其特征在于，
[0023] 板厚为3~20_，
[0024] 成分组成为以质量％计（以下，涉及化学成分均同。）为，
[0025] C :0? 3% 以下（不含 0% )、
[0026] Si :0? 5% 以下（不含 0% )、
[0027] Mn:0.2~l%、
[0028] P :0? O5% 以下（不含 0% )、
[0029] S :0? 05% 以下（不含 0% )、
[0030] A1 :0? 01 ~0? 1%、
[0031] N :0? 008 ~0? 025%，
[0032] 余量由铁和不可避免的杂质构成，
[0033] 固溶 N :0? 007% 以上，
[0034] 并且C与N的含量满足10C+N彡3. 0的关系，
[0035] 组织以相对于全部组织的面积率计为，
[0036] 珠光体：低于20%，余量：铁素体，
[0037] 所述铁素体的平均晶粒直径在3~35 y m的范围。
[0038] 第二发明，是根据第一发明的热轧钢板，其成分组成还含有
[0039] Cr :2%以下（不含0% )和/或Mo :2%以下（不含0% )。
[0040] 第三发明，是根据第一或第二发明的热轧钢板，其成分组成还含有从
[0041]Ti:0? 2%以下（不含0%)、
[0042] Nb :0.2% 以下（不含 0% )、
[0043] V :0? 2%以下（不含0% )所构成的组中选择的至少一种。
[0044] 第四发明，是根据第一~第三发明中任意一项所述的热轧钢板，其成分组成还含 有
[0045] B :0? 005 % 以下（不含 0 % )。
[0046] 第五发明，是根据第一~第四发明中任意一项所述的热轧钢板，其成分组成，还含 有从
[0047] Cu :5% 以下（不含 0% )、
[0048] Ni :5% 以下（不含 0% )、
[0049] Co :5%以下（不含0% )所构成的组中选择的至少一种。
[0050] 第六发明，是根据第一~第五发明中任意一项所述的热轧钢板，其成分组成还含 有从
[0051] Ca :0? 05% 以下（不含 0% )、
[0052] REM :0? 05% 以下（不含 0% )、
[0053] Mg :0? 02% 以下（不含0% )、
[0054] Li :0? 02 % 以下（不含 0 % )、
[0055] Pb :0? 5% 以下（不含 0% )、
[0056] Bi :0? 5%以下（不含0% )所构成的组中选择的至少一种。
[0057] 发明效果
[0058] 根据本发明，在具有既定的平均粒径的铁素体主体的组织中，通过确保固溶N量， 并且使C的含量和N的含量满足既定的关系，能够得到冷加工中的变形阻力被减小，金属模 具的寿命得到延长，并且钢板难以发生裂纹，加工后所得到的部件能够确保既定的表面硬 度的热轧钢板。
【具体实施方式】
[0059] 以下，对于本发明的热轧钢板（以下，也称为"本发明钢板"，或仅称为"钢板"。） 进行更详细地说明。本发明钢板与上述专利文献2所述的热锻材在确保N固溶量、并且使C 含量和N含量满足既定的关系的方面共通，但是，在允许C含量达到高一些的范围，使组织 成为铁素体一珠光体复相组织，并且使铁素体粒微细化的方面有所不同。
[0060] 〔本发明钢板的板厚：3~20mm〕
[0061] 首先，本发明钢板以板厚3~20mm的钢板为对象。板厚低于3mm时，不能确保作 为结构体的刚性。另一方面，若板厚高于20_，则难以达成本发明所规定的组织形态，得不 到期望的效果。优选的板厚为4~19mm〇
[0062] 其次，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质 量％。
[0063] 〔本发明钢板的成分组成〕
[0064] 〈C :0? 3% 以下（不含 0% )〉
[0065] C是对钢板的组织的形成造成很大影响的元素，虽然组织是铁素体一珠光体复相 组织，但为了成为珠光体尽可能少的铁素体主体组织，其是需要限制含量的元素。若使C过 剩地含有，则钢板组织中的珠光体分率上升，由 于珠光体的加工硬化导致变形阻力有可能 过大。因此，钢板中的C含量为0. 3质量％以下，优选限制在0. 25%以下，更优选在0. 2% 以下，特别优选在〇. 15%以下。但是，若C的含量过少，则钢在熔炼中的脱氧变得困难，因此 优选为〇. 0005%以上，更优选为0. 0008%以上，特别优选为0. 001 %以上。
[0066] 〈Si :0? 5% 以下（不含 0% )〉
[0067]Si通过在钢中固溶使钢板的变形阻力增加，因此是需要极力减少的元素。因此，为 了抑制变形阻力的增加，钢板中的Si含量限制在0. 5%以下，优选在0. 45%以下，更优选在 0.4%以下，特别优选在0.3%以下。但是，若Si的含量极少，则溶制中的脱氧变得困难，因 此优选为〇. 005%以上，更优选为0. 008%以上，特别优选为0. 01 %以上。
[0068] 〈Mn:0.2~l%〉
[0069] Mn在炼钢过程中是具有脱氧和脱硫作用的元素。此外如果提高钢材中的N的含 量，则加工中的放热导致的动态应变时效容易造成裂纹发生，但另一方面，Mn使这时的加工 性提高，具有抑制裂纹的效果。为了有效地发挥这些作用，钢材中的 Mn含量为0.2%以上， 优选为0. 22%以上，更优选为0. 25%以上。但是，若Mn含量变得过剩，则变形阻力过大，偏 析导致组织的不均匀性发生，因此为1 %以下，优选为0. 98%以下，更优选为0. 95质量％以 下。
[0070] 〈P :0? 05% 以下（不含 0% )〉
[0071] P在钢中是不可避免被含有的杂质元素，若其在铁素体中被含有，则在铁素体晶界 偏析而使冷加工性劣化，另外，还使铁素体固溶强化，是构成变形阻力增大的原因的元素。 因此，P的含量从冷加工性的观点出发而希望极力减少，但极端减少会招致炼钢成本的增 加，因此考虑到工程能力而作为0. 05%以下，优选为0. 03%以下。
[0072] 〈S :0? 05% 以下（不含 0% )〉
[0073] S也与P同样是不可避免的杂质，作为FeS在结晶晶界膜状析出，是使加工性劣化 的元素。另外，也有引起热脆性的作用。因此，从提高变形能力的观点出发，在本发明中使S 含量为0.05%以下，优选为0.03%以下。但是，使S含量为0在工业上困难。还有，因为S 具有使切削性提高的效果，所以从提高切削性的观点出发，推荐优选含有0.002%以上，更 优选含有0.006%以上。
[0074] 〈A1 :0? 01 ~0? 1%〉
[0075] A1是在炼钢过程对脱氧有效的元素。为了得到该脱氧的效果，钢材中的A1含量为 0. 01 %以上，优选为0. 015 %以上，更优选为0. 02 %以上。但是，若A1的含量过剩，则使韧 性降低，容易发生裂纹，因此为〇. 1 %以下，优选为〇. 09%以下，更优选为0. 08质量％以下。
[0076] 〈N :0? 008 ~0? 025%〉
[0077]N是用于通过加工后的静态应变时效而获得既定的强度的重要元素。因此，钢材中 的N含量为0. 008%以上，优选为0. 0085%以上，更优选为0. 009%以上。但是，若N的含量 过剩，则除了静态应变时效以外，加工中的动态应变时效的影响变得显著，变形阻力增加而 不适当，因此为0. 025%以下，优选为0. 023质量％以下，更优选为0. 02%以下。
[0078]〈固溶 N :0? 007% 以上〉
[0079]而后，在钢板中将固溶N确保为既定量（以下，称为"固溶N量"。），从而能够不怎 么提高变形阻力，而使静态应变时效促进。为了确保冷加工后所需的强度，固溶N量需要在 0.007%以上。但是，若固溶N量过剩，则冷加工性劣化，因此优选为0.03%以下。还有，因 为钢材中的N的含量为0. 025%以下，所以实质上固溶N量达不到0. 025%以上。
[0080] 在此，本发明中的固溶N量是依据JIS G 1228,从钢材中的总N量中减去总N化合 物量而求得的量。以下例示该固溶N量的实用的测定法。
[0081] (a)不活泼气体熔融法一热导率法（总N量的测定）
[0082] 将从供试材上切下的试样放入坩埚，在不活泼气体气流中熔融而提取N，将提取物 输送至热导率单元，测定热导率的变化，求得总N量。
[0083] (b)氨蒸馏分离靛酚蓝吸光光度法（总N化合物量的测定）
[0084] 将从供试材上切下的试样，溶解于10% AA系电解液，进行恒电流电解，测定钢中 的总N化合物量。使用的10% AA系电解液是由10 %丙酮、10 %氯化四甲基铵、余量为甲醇 构成的非水溶剂系的电解液，是不会使钢表面生成钝态皮膜的溶液。
[0085] 供试材的试样约0. 5g，使之溶解于该10% AA系电解液，将生成的不溶残渣（N化 合物），用孔径〇. 1 U m的聚碳酸酯制的过滤器过滤。将得到的不溶残渣在硫酸、硫酸钾和纯 铜制碎肩（千77°)中加热分解，使分解物与滤液一致。用氢氧化钠使该溶液成为碱性后， 进行水蒸气蒸馏，使馏出的氨吸收于稀硫酸。此外，添加苯酚、次氯酸钠和五氰一亚硝酰合 铁酸钠而使蓝色络合物生成，使用吸光光度计测定吸光度而求得总N化合物量。
[0086] 然后，从根据上述（a)的方法求得的总N量中，减去由上述（b)的方法求得的总N 化合物量，从而能够求得固溶N量。
[0087] 〈C与N的含量满足10C+N彡3. 0的关系〉
[0088] 在本发明的钢材中，固溶C使变形阻力大大增加，不怎么有助于静态应变时效， 另一方面，固溶N能够不怎么使变形阻力上升而促进静态应变时效，因此具有能够使加 工后的硬度增加的作用。因此，在本发明的钢材中，为了不怎么使加工中的变形阻力上 升，而使加工后的硬度增加，C的含量和N的含量必须满足10C+N < 3. 0的关系，优选为 0? 009彡10C+N彡2. 8,更优选为0? 01彡10C+N彡2. 5,特别优选为0? 01彡10C+N彡2. 0。 从使热轧钢板中的晶粒微细化和确保该钢板的成形性的观点出发，需要一定程度的C含量 和固溶C量，但10C+N > 3.0时，C和/或N的量过剩，变形阻力过大。在此，在上述不等式 中，之所以使C含量的系数为N含量的系数的10倍，是考虑到固溶C与固溶N相比即使为 相同含量，使本发明的热轧钢板的强度和变形阻力上升的程度仍会大1个数量级（10倍） 左右。
[0089] 本发明的钢基本上含有上述成分，余量是铁和不可避免的杂质，但此外，在不损害 本发明的作用的范围内，也能够添加以下的允许成分。
[0090] 〈Cr :2%以下（不含0% )和/或Mo :2%以下（不含0% )〉
[0091] Cr提高结晶晶界的强度，是具有使钢的变形能力提高这一作用的元素，为了使这 样的作用有效地发挥，优选使Cr含有0. 2%。但是，若使Cr过剩地含有，则变形阻力增大， 冷加工性有可能降低，因此推荐其含量为2%以下，更推荐在1. 5%以下，特别推荐在1 %以 下。
[0092] 另外，Mo是具有使加工后的钢材的硬度和变形能力增加这一作用的元素，为了使 这样的作用有效地发挥，优选使Mo含有0. 04%以上，更优选含有0. 08%以上。但是，若使 Mo过剩地含有，则冷加工性有可能劣化，因此推荐其含量为2%以下，更推荐在1. 5%以下， 特别推荐在1 %以下。
[0093]〈从Ti:0.2%以下（不含0%)、Nb:0.2%以下（不含0% )、V:0.2%以下（不含 〇% )所构成的组中选择的至少一种〉
[0094] 这些元素与N的亲和力强，与N共存而形成N化合物，使钢的晶粒微细化，使冷加 工后所得到的加工品的韧性提高，另外，还是具有使耐裂纹性提高这一作用的元素。但是， 各元素即使高于上限值而含有，也得不到特性改善效果。推荐各元素的含量分别为0.2%以 下，更推荐为0.001~〇. 15%，特别推荐为0.002~0. 1%。
[0095] 〈B:0? 0〇5% 以下（不含0%)〉
[0096] B与上述Ti、Nb和V同样，与N的亲和力强，与N共存而形成N化合物，使钢的结晶 粒微细化，使冷加工后所得到的加工品的韧性提高，另外，是具有提高耐裂纹性这一作用的 元素。因此，由于本发明的钢板含有B时，能够确保所需的固溶N量，使冷加工后的强度提 高，所以其含量推荐为〇. 005%以下，更推荐为0. 0001~0. 0035%，特别推荐为0. 0002~ 0. 002%。
[0097]〈从Cu:5%以下（不含0%)、Ni:5%以下（不含0%)、Co:5%以下（不含0%) 所构成的组中选择的至少一种〉
[0098] 这些元素均具有使钢材发生应变时效，使之硬化的作用，是对于提高加工后强度 有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，这些元素分别优选含有0. 1 % 以上，更优选含 有0.3%以上。但是，若这些元素的含量过剩，则使钢材发生应变时效和硬化的效果、还有 使加工后强度提高的效果饱和，另外，有可能促进裂纹，因此分别推荐为5%以下，更推荐为 4%以下，特别推荐为3%以下。
[0099]〈从 Ca:0.〇5% 以下（不含 0% )、REM:0.〇5% 以下（不含 0%)、]\%:0.〇2%以下 (不含0% )、Li :0.02%以下（不含0% )、Pb :0.5%以下（不含0% )、Bi :0.5%以下（不 含〇% )所构成的组中选择的至少一种〉
[0100] Ca使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是有助于切削 性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使Ca含有0. 0005%以上，更优选含 有0. 001 %以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此 推荐为〇. 05 %以下，更推荐为0. 03 %以下，特别推荐为0. 01 %以下。
[0101] REM与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是 有助于切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使REM含有0. 0005%以 上，更优选含有〇. 001 %以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符 的效果，因此推荐为0. 05%以下，更推荐为0. 03%以下，特别推荐为0. 01质量％以下。
[0102] 还有，在本发明中，所谓REM是含有镧系元素（从La至Ln的15种元素）以及 Sc(钪）和Y(钇）的意思。这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y构成的组中选择的至少 一种的元素，更优选含有La和/或Ce。
[0103] Mg与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是有 助于切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使Mg含有0.0002%以上， 优选含有〇. 0005%以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效 果，因此推荐为0. 02 %以下，更推荐为0. 015 %以下，特别推荐为0. 01 %以下。
[0104] Li与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，能够提高钢的变形能力，另 外，使A1系氧化物低熔点化而无害化，是有助于切削性的提高的元素。为了使这样的作 用有效地发挥，优选使Li含有0.0002 %以上，更优选含有0.0005 %以上。但是，即使过 剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此推荐为〇. 02%以下，更推荐为 0.015%以下，特别推荐为0.01 %以下。
[0105] Pb在用于使切削性提高上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使 Pb含有0. 005%以上，更优选含有0. 01 %以上。但是，若过剩地含有，则产生发生轧痕等制 造上的问题，因此推荐为0. 5%以下，更推荐为0. 4%以下，特别推荐为0. 3质量％以下。
[0106] Bi与Pb同样，在用于使切削性提高上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发 挥，优选使Bi含有0. 005%以上，更优选含有0. 01%以上。但是，即使过剩地含有，切削性 提高的效果也饱和，因此推荐为〇. 5质量％以下，更推荐为0. 4%以下，特别是推荐为0. 3% 以下。
[0107] 接下来，对于对本发明钢板赋予特征的组织进行说明。
[0108]〔本发明钢板的组织〕
[0109] 如上所述，本发明钢板的特征在于，以铁素体-珠光体复相组织钢为基础，特别是 将铁素体晶粒的尺寸控制在特定范围。
[0110] 〈珠光体：低于20%，余量：铁素体〉
[0111] 本发明钢板的组织由铁素体和珠光体的复相组织构成。若珠光体过剩地存在，则 使钢板的成形性劣化，因此珠光体以面积率计低于20%，更优选为19%以下，进一步优选 为18%以下，特别优选为15%以下。余量是铁素体。
[0112] 〈所述铁素体的平均晶粒直径：3~35 ym的范围〉
[0113] 为了使钢板的加工性提高，并且满足加工后的表面性状，构成铁素体组织的铁素 体的平均晶粒直径需要在3~35 y m的范围。若铁素体粒过于细小，则变形阻力变得过高， 因此其平均晶粒直径为3 y m以上，优选为4 y m以上，更优选为5 y m以上。另一方面，若铁 素体过于粗大化，则加工后的表面性状劣化，另外韧性、疲劳特性等劣化，因此其平均晶粒 直径为35 ym以下，优选为30 ym以下，更优选为25 ym以下。
[0114]〔各相的面积率的测定方法〕
[0115] 关于上述各相的面积率，对各供试钢板进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用扫描型电 子显微镜（SEM ;倍率1000倍）拍摄5个视野，能够以计点算法求得铁素体和珠光体的各比 率。
[0116] 〔平均晶粒直径的测定方法〕
[0117] 关于上述铁素体的平均晶粒直径，能够以如下方式测定。即，测定分别存在于最表 层部、板厚1/4部、板厚中心部这3处的铁素体的晶粒直径。关于1个铁素体粒子的粒径， 是对于各测定位置的轧制方向的侧面部进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，由扫描型电子显微镜 (SEM ;倍率1000倍）对该部位拍摄5个视野，利用对铁素体的晶粒进行图像分析得出的重 心直径，作为平均晶粒直径。
[0118] 接着，以下说明用于得到上述本发明钢板优选的制造方法。
[0119]〔本发明钢板优选的制造方法〕
[0120] 本发明钢板的制造，只要是能够将具有上述成分组成的原料钢成形为期望的板厚 的方法，依据任何的方法进行都可以。例如，能够通过如下方式进行，按以下所示的条件，用 转炉制备具有上述成分组成的钢液，通过铸锭或连续铸造使其成为板坯之后，乳制成期望 板厚的热轧钢板。
[0121] [钢液的制备]
[0122] 关于钢液中的N的含量，能够通过在以转炉进行熔炼时向钢液中添加含有N化合 物的原料，和/或将转炉的气氛控制成N 2气氛来进行调整。
[0123][加热]
[0124] 热轧前的加热以1100~1300°C进行。在此加热中，为了不使N化合物生成，而尽 可能使更多的N固溶，则需要高温的加热条件。加热温度的优选的下限为1KKTC，更优选的 下限1150°C。另一方面，高于1300°C的温度在操作上困难。
[0125][热轧]
[0126] 热轧以使终轧温度为880°C以上的方式进行。若终轧温度过于低温化，则使得铁素 体相变在高温下发生，铁素体中的析出碳化物粗大化，疲劳强度劣化，因此需要一定程度以 上的终轧温度。为了使奥氏体晶粒粗大化而在一定程度上增大铁素体的粒径，终轧温度更 优选为900°C以上。还有，因为确保温度困难，所以终轧温度的上限为1000°C。
[0127][热轧道次计划表]
[0128] 本发明的热轧钢板的板厚为3~20mm，但为了使铁素体结晶粒微细化，将其平均 晶粒直径控制在既定的粒径范围内，不仅需要控制上述的轧制温度，还需要使终轧的连轧 的最终压下率为15%以上。通常，终轧实施5~7道次的连轧，但基于板的咬入控制的观点 设定道次计划表，最终压下率截止到12~13%左右。上述最终压下率优选为16%以上，更 优选为17%以上。上述最终压下率越是高达20%、30%，越能够得到将晶粒进一步微细化 的效果，但是从轧制控制的观点出发，上限规定为30 %左右。
[0129][热轧后的急冷]
[0130] 上述终轧结束后，在5s以内以20°C /s以上的冷却速度（第一急冷速度）进行急 冷，以580°C以上并低于670°C的温度（急冷停止温度）停止急冷。这是为了得到既定的相 分率的铁素体-珠光体复相组织。冷却速度（急冷速度）低于20°C /s时，珠光体相变被促 进，或者急冷停止温度低于580°C时，珠光体相变或贝氏体相变被促进，得到既定的相分率 的铁素体-珠光体钢均变得困难，弯曲加工性劣化。另一方面，若急冷停止温度达到670°C 以上，则铁素体中的析出碳化物粗大化，疲劳强度劣化。急冷停止温度优选为600~650°C， 更优选为610~640 °C。
[0131][急冷停止后的缓冷]
[0132] 上述急冷停止后，通过放冷或空冷以10°C /s以下的冷却速度（缓冷速度）缓冷 5~20s。由此铁素体的形成充分地进行，并且使铁素体中的析出碳化物适度地微细化。冷 却速度高于l〇°C /s，或缓冷时间低于5s时，铁素体的形成量不足。另一方面，若缓冷时间 高于20s，则析出碳化物未粗大化，疲劳强度劣化。
[0133][缓冷后的急冷、卷取]
[0134]上述缓冷后，再度以20°C/s以上的冷却速度（第二急冷速度）急冷，以高于300°C 且450°C以下进行卷取。这是为了通过形成铁素体主体的组织，确保弯曲加工性。冷却速 度（第二急冷速度）低于20° C /s或卷取温度高于450°C时珠光体大量形成，另一方面，低 于300°C时马氏体和残留奥氏体形成，弯曲加工性劣化。
[0135] 以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并不限定本发明的性质，在 能够符合前、后述的主旨的范围内也可以适当变更实施，这些均包含在本发明的技术范围 内。
[0136]【实施例】
[0137]通过真空熔炼法熔炼下述表1所述的成分组成的钢，铸造成厚120mm的钢锭，对其 以下述表2所示的条件实施热轧，制作热轧钢板。还有，在任一个试验中，至终轧结束后急 冷停止的冷却速度均为20°C /s以上，急冷停止后的冷却条件是，以10°C /s以下的冷却速 度缓冷5~20s。
[0138]对于如此取得的热轧钢板，通过上述[【具体实施方式】]中所说明的各测定方法，求 得固溶N量、钢板中组织的各相的面积率和铁素体的平均晶粒直径。
[0139] 另外，关于上述热轧钢板的加工性，因为是板厚10mm左右的钢板，所以通过90° V 形块试验评价90°弯曲加工性。设钢板的板厚为t，冲头的内侧最小弯曲半径为R时，使用 具有该比R/t = 1的曲率的90度冲头，将试验片压入90度的冲模之中后，取出试验片，目 测观察弯曲的外侧。目测观察的结果是，可见裂口发生时为X，未发生裂口，但可见能够目 测的裂纹时为A，虽然可见微小的凹凸（皱褶），但未发生裂纹的情况为〇，连皱褶的发生 也未见时为◎。还有，"裂口"和"裂纹"其区别为，间隙的最大宽度在1mm以上的定义为"裂 口"，低于1mm的定义为"裂纹
[0140] 另外，测定上述弯曲试验后的弯曲部的表面部的硬度，评价加工后的表面硬度。使 用维氏硬度试验机，以载荷：l〇〇〇g、测定位置：试验片截面的D/4位置中央部（D :部件直 径）和测定次数：5次的条件，测定各加工后试验片的维氏硬度（Hv)。
[0141] 这些测定结果显示在下述表3中。
[0142] 【表1】
[0143]
[0144] (-：尤添刀P，卜划线：不及明的氾围外）
[0145]【表2】
[0146]
[0147] (标记：下划线=本发明的范围外，* =推荐范围外）
[0148] 【表3】
[0149]
[0150](标记：下划线=本发明的范围外，*=推荐范围外，
[0151] 90°弯曲加工性的评价；◎非常好，〇良好，A表面发生裂纹，X发生裂口
[0152] _:因发生裂口而未进行测量，
[0153] 发明例：[90°弯曲性=◎ or0]and[加工后表面硬度彡250Hv]，
[0154] 比较例：不满足上述发明钢的条件的情况）
[0155] 如表3所示，钢No. 1~3、7~14、25~28均使用满足本发明的成分组成规定的 要件的钢种，以推荐的热轧条件制造，其结果能够确认，是本发明的组织规定的要件充足的 发明钢，90°弯曲加工性和加工后表面硬度全部满足合格标准，能够得到既在加工中显示 出良好的冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬度（强度）的热轧钢板。
[0156] 相对于此，钢No. 4~6、15~24、29是不满足本发明所规定的成分组成和组织的 要件之中至少任意一个的比较钢，不满足90°弯曲加工性和加工后表面硬度之中至少某一 个合格标准。
[0157] 例如，钢No. 4虽然满足成分组成的要件，但是热轧前的加热温度脱离推荐范围而 过低，固溶N量不足，加工后表面硬度差。
[0158] 另外，钢No. 5虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的板厚脱离规定范围而过 大，铁素体晶粒粗大化，90°弯曲加工性、加工后表面硬度均差。
[0159]另外，钢No.6虽然满足成分组成的要件，但是热轧时的最终压下率脱离推荐范围 而过小，铁素体晶粒粗大化，90°弯曲加工性、加工后表面硬度均差。
[0160] 另外，钢No. 15 (钢种j)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是N含量过低，加工后表 面硬度差。
[0161]另一方面，钢No. 16 (钢种k)，虽然热轧条件处于推荐范围，但N含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0162]另外，钢No. 17 (钢种1)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是C含量过高，并且不满 足10C+N < 3. 0的要件，珠光体过剩地形成，至少90°弯曲加工性差。
[0163]另外，钢No. 18 (钢种m)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是Si含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0164] 另外，钢No. 19 (钢种n)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是Mn含量过低，加工后表 面硬度差。
[0165] 另一方面，钢No. 20 (钢种〇)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是Mn含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0166]另外，钢No. 21 (钢种p)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是P含量过高，至少90° 弯曲加工性差。
[0167]另外，钢No. 22 (钢种q)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是S含量过高，至少90 ° 弯曲加工性差。
[0168]另外，钢No. 23 (钢种r)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是A1含量过低，至少 90°弯曲加工性差。
[0169]另一方面，钢No. 24 (钢种s)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是A1含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0170] 另一方面，钢No. 29(钢种X)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是不满足 10C+N彡3. 0的要件，至少90°弯曲加工性差。
[0171] 由以上能够确认本发明的适用性。
[0172] 详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够 加以各种变更和修改，这对本领域技术人员来说很清楚。
[0173] 本申请基于2013年1月10日申请的日本专利申请（专利申请2013-002640)、2013 年3月19日申请的日本专利申请（专利申请2013-056658)，其内容在此参照并援引。
[0174] 产业上的可利用性
[0175] 本发明的热轧钢板适合汽车用的各种部件，例如齿轮等传动部件和外壳等。
【主权项】
1. 一种冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板，其特征在于， 板厚为3~20mm， 成分组成以质量％计为， C:0. 3%以下且不含0%、 Si:0. 5%以下且不含0%、 Mn:0. 2 ~1%、 P:0.05%以下且不含0%、 S:0.05%以下且不含0%、 Al:0? 01 ~0? 1%、 N:0. 008 ~0. 025%、 余量由铁和不可避免的杂质构成， 固溶N:0. 007%以上， 并且C和N的含量满足10C+N彡3. 0的关系， 组织以相对于全部组织的面积率计为， 珠光体：低于20%，余量：铁素体， 所述铁素体的平均晶粒直径为3~35ym的范围。2. 根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，成分组成以质量％计还含有下述元素中的 至少一种， Cr:2%以下且不含0%、 Mo:2%以下且不含0%、 Ti:0. 2%以下且不含0%、 Nb:0. 2%以下且不含0%、 V:0. 2%以下且不含0%、 B:0.005%以下且不含0%、 Cu:5%以下且不含0%、 Ni:5%以下且不含0%、 Co:5%以下且不含0%、 Ca:0.05%以下且不含0%、 REM:0. 05%以下且不含0%、 Mg:0.02%以下且不含0%、 Li:0.02%以下且不含0%、 Pb:0. 5%以下且不含0%、 Bi:0. 5%以下且不含0%。
【专利摘要】本发明的热轧钢板的板厚为3～20mm，成分组成以质量％计为C：0.3％以下(不含0％)、Si：0.5％以下(不含0％)、Mn：0.2～1％、P：0.05％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％、N：0.008～0.025％，余量由铁和不可避免的杂质构成，固溶N：0.007％以上，并且C与N的含量满足10C+N≤3.0的关系，组织以相对于全部组织的面积率计为，珠光体：低于20％，余量：铁素体，所述铁素体的平均晶粒直径为3～35μm的范围，既在加工中显示出良好的冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬度。
【IPC分类】C22C38/60, C21D8/02, C21D9/46
【公开号】CN104903484
【申请号】CN201480004320
【发明人】梶原桂
【申请人】株式会社神户制钢所
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2014年1月10日
【公告号】US20150329932, WO2014109401A1
【技术领域】
[0001] 本发明涉及既在加工中显示出良好的冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬 度的热轧钢板。
【背景技术】
[0002] 近年来，从环境保护的观点出发，以提高汽车的燃油效率为目的，对于汽车用的各 种部件，例如用于齿轮等传动部件和外壳等的钢材的轻量化，即高强度化的要求日益高涨。 为了顺应这样的轻量化、高强度化的要求，作为一般所用的钢材，使用的是对于棒钢进行热 锻的钢材（热锻材）。另外，为了削减部件制造工序中的〇) 2的排放量，迄今，对于通过热锻 而加工的齿轮等部件的冷锻化的要求也在增长。
[0003] 那么，冷加工（冷锻）与热加工和温加工比较，有着生产率高且尺寸精度和钢材的 成品率均良好的优点。但是，由这样的冷加工制造部件时成为问题的是，为了将冷加工的部 件的强度确保在希望的预定值以上，必然需要使用强度、即变形阻力高的钢材。可是，使用 的钢材的变形阻力越高，不但越会招致冷加工用金属模具的寿命缩短，而且在冷加工时还 有容易发生裂纹的难点。
[0004] 因此，历来也会实施的方法是，在将钢材冷锻成既定形状后，进行淬火回火等热处 理，从而制造可确保既定的强度（硬度）的高强度部件。但是，冷锻后的热处理，因为部件 尺寸必然发生变化，所以需要二次切削等机械加工来进行修正，期望能够省略热处理及其 后的加工这样的解决办法。
[0005] 为了解决上述课题，例如，公开有在低碳钢中利用固溶C抑制常温时效的进行， 确保应变时效带来的既定的时效硬化量，从而得到应变时效特性优异的冷锻用线材、棒钢 (参照专利文献1)。
[0006] 但是，这一技术只利用固溶C量控制应变时效，得到兼顾充分的冷加工性和加工 后所需的硬度、强度的钢材困难。
[0007] 因此，本申请人着眼于钢材中所含的固溶C和固溶N对变形阻力和静态应变时效 产生的影响的差别进行了各种研宄，其结果发现，通过适当控制这些固溶元素的量，能够得 到既在加工中发挥着良好的冷加工性，又在冷加工（冷锻）后显示出既定的表面硬度（强 度）的机械结构用钢材，并已经进行了专利申请（参照专利文献2)。
[0008] 该钢材实现了冷加工性与加工后的高硬度化（高强度化）的兼顾，但与上述专利 文献1所述的线材、棒钢同样是热锻材，有制造成本高的难点。因此，为了进一步使制造成 本低成本化，对于替代现有的热锻材，用热轧钢板通过冷加工制作汽车用部件也进行了研 宄。
[0009] 例如，提出一种在氮化处理后能够得到高表面硬度和充分的硬化深度的氮化处理 用的热轧钢板（参照专利文献3)。
[0010] 但是，该技术存在的问题是，冷加工后还需要进行氮化处理，不能实现充分的低成 本化。
[0011] 另外，提出有一种热轧钢板，其组成为含有C :0. 10%以下、Si :低于0.01%、Mn : 1. 5%以下和A1 :0. 20%以下，并且在（Ti+Nb)/2:在0. 05~0. 50%的范围内含有，S、N和 〇的合计为〇. 0100%以下而含有S :0. 005%以下、N :0. 005%以下、0 :0. 004%以下，并且使 微观组织为95%以上的实质的铁素体单相组织，该热轧钢板的精密冲压加工面的尺寸精度 优异，并且加工后的冲压面的表面硬度极高，此外耐红锈缺陷性也优异（参照专利文献4)。
[0012] 但是，该热轧钢板中，N作为有害元素被限制在极低的含量，与积极地利用N本申 请发明的热轧钢板，在技术的思想上全然不同。
[0013] 现有技术文献
[0014] 专利文献
[0015] 专利文献1:日本国特开平10-306345号公报
[0016] 专利文献2:日本国特开2009-228125号公报
[0017] 专利文献3:日本国特开2007-162138号公报
[0018] 专利文献4:日本国特开2004-137607号公报
【发明内容】
[0019] 发明要解决的课题
[0020] 本发明着眼于上述情况而形成，其目的在于，提供一种既在加工中显示出良好的 冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬度的热轧钢板。
[0021] 用于解决课题的手段
[0022] 第一发明，是冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板，其特征在于，
[0023] 板厚为3~20_，
[0024] 成分组成为以质量％计（以下，涉及化学成分均同。）为，
[0025] C :0? 3% 以下（不含 0% )、
[0026] Si :0? 5% 以下（不含 0% )、
[0027] Mn:0.2~l%、
[0028] P :0? O5% 以下（不含 0% )、
[0029] S :0? 05% 以下（不含 0% )、
[0030] A1 :0? 01 ~0? 1%、
[0031] N :0? 008 ~0? 025%，
[0032] 余量由铁和不可避免的杂质构成，
[0033] 固溶 N :0? 007% 以上，
[0034] 并且C与N的含量满足10C+N彡3. 0的关系，
[0035] 组织以相对于全部组织的面积率计为，
[0036] 珠光体：低于20%，余量：铁素体，
[0037] 所述铁素体的平均晶粒直径在3~35 y m的范围。
[0038] 第二发明，是根据第一发明的热轧钢板，其成分组成还含有
[0039] Cr :2%以下（不含0% )和/或Mo :2%以下（不含0% )。
[0040] 第三发明，是根据第一或第二发明的热轧钢板，其成分组成还含有从
[0041]Ti:0? 2%以下（不含0%)、
[0042] Nb :0.2% 以下（不含 0% )、
[0043] V :0? 2%以下（不含0% )所构成的组中选择的至少一种。
[0044] 第四发明，是根据第一~第三发明中任意一项所述的热轧钢板，其成分组成还含 有
[0045] B :0? 005 % 以下（不含 0 % )。
[0046] 第五发明，是根据第一~第四发明中任意一项所述的热轧钢板，其成分组成，还含 有从
[0047] Cu :5% 以下（不含 0% )、
[0048] Ni :5% 以下（不含 0% )、
[0049] Co :5%以下（不含0% )所构成的组中选择的至少一种。
[0050] 第六发明，是根据第一~第五发明中任意一项所述的热轧钢板，其成分组成还含 有从
[0051] Ca :0? 05% 以下（不含 0% )、
[0052] REM :0? 05% 以下（不含 0% )、
[0053] Mg :0? 02% 以下（不含0% )、
[0054] Li :0? 02 % 以下（不含 0 % )、
[0055] Pb :0? 5% 以下（不含 0% )、
[0056] Bi :0? 5%以下（不含0% )所构成的组中选择的至少一种。
[0057] 发明效果
[0058] 根据本发明，在具有既定的平均粒径的铁素体主体的组织中，通过确保固溶N量， 并且使C的含量和N的含量满足既定的关系，能够得到冷加工中的变形阻力被减小，金属模 具的寿命得到延长，并且钢板难以发生裂纹，加工后所得到的部件能够确保既定的表面硬 度的热轧钢板。
【具体实施方式】
[0059] 以下，对于本发明的热轧钢板（以下，也称为"本发明钢板"，或仅称为"钢板"。） 进行更详细地说明。本发明钢板与上述专利文献2所述的热锻材在确保N固溶量、并且使C 含量和N含量满足既定的关系的方面共通，但是，在允许C含量达到高一些的范围，使组织 成为铁素体一珠光体复相组织，并且使铁素体粒微细化的方面有所不同。
[0060] 〔本发明钢板的板厚：3~20mm〕
[0061] 首先，本发明钢板以板厚3~20mm的钢板为对象。板厚低于3mm时，不能确保作 为结构体的刚性。另一方面，若板厚高于20_，则难以达成本发明所规定的组织形态，得不 到期望的效果。优选的板厚为4~19mm〇
[0062] 其次，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质 量％。
[0063] 〔本发明钢板的成分组成〕
[0064] 〈C :0? 3% 以下（不含 0% )〉
[0065] C是对钢板的组织的形成造成很大影响的元素，虽然组织是铁素体一珠光体复相 组织，但为了成为珠光体尽可能少的铁素体主体组织，其是需要限制含量的元素。若使C过 剩地含有，则钢板组织中的珠光体分率上升，由 于珠光体的加工硬化导致变形阻力有可能 过大。因此，钢板中的C含量为0. 3质量％以下，优选限制在0. 25%以下，更优选在0. 2% 以下，特别优选在〇. 15%以下。但是，若C的含量过少，则钢在熔炼中的脱氧变得困难，因此 优选为〇. 0005%以上，更优选为0. 0008%以上，特别优选为0. 001 %以上。
[0066] 〈Si :0? 5% 以下（不含 0% )〉
[0067]Si通过在钢中固溶使钢板的变形阻力增加，因此是需要极力减少的元素。因此，为 了抑制变形阻力的增加，钢板中的Si含量限制在0. 5%以下，优选在0. 45%以下，更优选在 0.4%以下，特别优选在0.3%以下。但是，若Si的含量极少，则溶制中的脱氧变得困难，因 此优选为〇. 005%以上，更优选为0. 008%以上，特别优选为0. 01 %以上。
[0068] 〈Mn:0.2~l%〉
[0069] Mn在炼钢过程中是具有脱氧和脱硫作用的元素。此外如果提高钢材中的N的含 量，则加工中的放热导致的动态应变时效容易造成裂纹发生，但另一方面，Mn使这时的加工 性提高，具有抑制裂纹的效果。为了有效地发挥这些作用，钢材中的 Mn含量为0.2%以上， 优选为0. 22%以上，更优选为0. 25%以上。但是，若Mn含量变得过剩，则变形阻力过大，偏 析导致组织的不均匀性发生，因此为1 %以下，优选为0. 98%以下，更优选为0. 95质量％以 下。
[0070] 〈P :0? 05% 以下（不含 0% )〉
[0071] P在钢中是不可避免被含有的杂质元素，若其在铁素体中被含有，则在铁素体晶界 偏析而使冷加工性劣化，另外，还使铁素体固溶强化，是构成变形阻力增大的原因的元素。 因此，P的含量从冷加工性的观点出发而希望极力减少，但极端减少会招致炼钢成本的增 加，因此考虑到工程能力而作为0. 05%以下，优选为0. 03%以下。
[0072] 〈S :0? 05% 以下（不含 0% )〉
[0073] S也与P同样是不可避免的杂质，作为FeS在结晶晶界膜状析出，是使加工性劣化 的元素。另外，也有引起热脆性的作用。因此，从提高变形能力的观点出发，在本发明中使S 含量为0.05%以下，优选为0.03%以下。但是，使S含量为0在工业上困难。还有，因为S 具有使切削性提高的效果，所以从提高切削性的观点出发，推荐优选含有0.002%以上，更 优选含有0.006%以上。
[0074] 〈A1 :0? 01 ~0? 1%〉
[0075] A1是在炼钢过程对脱氧有效的元素。为了得到该脱氧的效果，钢材中的A1含量为 0. 01 %以上，优选为0. 015 %以上，更优选为0. 02 %以上。但是，若A1的含量过剩，则使韧 性降低，容易发生裂纹，因此为〇. 1 %以下，优选为〇. 09%以下，更优选为0. 08质量％以下。
[0076] 〈N :0? 008 ~0? 025%〉
[0077]N是用于通过加工后的静态应变时效而获得既定的强度的重要元素。因此，钢材中 的N含量为0. 008%以上，优选为0. 0085%以上，更优选为0. 009%以上。但是，若N的含量 过剩，则除了静态应变时效以外，加工中的动态应变时效的影响变得显著，变形阻力增加而 不适当，因此为0. 025%以下，优选为0. 023质量％以下，更优选为0. 02%以下。
[0078]〈固溶 N :0? 007% 以上〉
[0079]而后，在钢板中将固溶N确保为既定量（以下，称为"固溶N量"。），从而能够不怎 么提高变形阻力，而使静态应变时效促进。为了确保冷加工后所需的强度，固溶N量需要在 0.007%以上。但是，若固溶N量过剩，则冷加工性劣化，因此优选为0.03%以下。还有，因 为钢材中的N的含量为0. 025%以下，所以实质上固溶N量达不到0. 025%以上。
[0080] 在此，本发明中的固溶N量是依据JIS G 1228,从钢材中的总N量中减去总N化合 物量而求得的量。以下例示该固溶N量的实用的测定法。
[0081] (a)不活泼气体熔融法一热导率法（总N量的测定）
[0082] 将从供试材上切下的试样放入坩埚，在不活泼气体气流中熔融而提取N，将提取物 输送至热导率单元，测定热导率的变化，求得总N量。
[0083] (b)氨蒸馏分离靛酚蓝吸光光度法（总N化合物量的测定）
[0084] 将从供试材上切下的试样，溶解于10% AA系电解液，进行恒电流电解，测定钢中 的总N化合物量。使用的10% AA系电解液是由10 %丙酮、10 %氯化四甲基铵、余量为甲醇 构成的非水溶剂系的电解液，是不会使钢表面生成钝态皮膜的溶液。
[0085] 供试材的试样约0. 5g，使之溶解于该10% AA系电解液，将生成的不溶残渣（N化 合物），用孔径〇. 1 U m的聚碳酸酯制的过滤器过滤。将得到的不溶残渣在硫酸、硫酸钾和纯 铜制碎肩（千77°)中加热分解，使分解物与滤液一致。用氢氧化钠使该溶液成为碱性后， 进行水蒸气蒸馏，使馏出的氨吸收于稀硫酸。此外，添加苯酚、次氯酸钠和五氰一亚硝酰合 铁酸钠而使蓝色络合物生成，使用吸光光度计测定吸光度而求得总N化合物量。
[0086] 然后，从根据上述（a)的方法求得的总N量中，减去由上述（b)的方法求得的总N 化合物量，从而能够求得固溶N量。
[0087] 〈C与N的含量满足10C+N彡3. 0的关系〉
[0088] 在本发明的钢材中，固溶C使变形阻力大大增加，不怎么有助于静态应变时效， 另一方面，固溶N能够不怎么使变形阻力上升而促进静态应变时效，因此具有能够使加 工后的硬度增加的作用。因此，在本发明的钢材中，为了不怎么使加工中的变形阻力上 升，而使加工后的硬度增加，C的含量和N的含量必须满足10C+N < 3. 0的关系，优选为 0? 009彡10C+N彡2. 8,更优选为0? 01彡10C+N彡2. 5,特别优选为0? 01彡10C+N彡2. 0。 从使热轧钢板中的晶粒微细化和确保该钢板的成形性的观点出发，需要一定程度的C含量 和固溶C量，但10C+N > 3.0时，C和/或N的量过剩，变形阻力过大。在此，在上述不等式 中，之所以使C含量的系数为N含量的系数的10倍，是考虑到固溶C与固溶N相比即使为 相同含量，使本发明的热轧钢板的强度和变形阻力上升的程度仍会大1个数量级（10倍） 左右。
[0089] 本发明的钢基本上含有上述成分，余量是铁和不可避免的杂质，但此外，在不损害 本发明的作用的范围内，也能够添加以下的允许成分。
[0090] 〈Cr :2%以下（不含0% )和/或Mo :2%以下（不含0% )〉
[0091] Cr提高结晶晶界的强度，是具有使钢的变形能力提高这一作用的元素，为了使这 样的作用有效地发挥，优选使Cr含有0. 2%。但是，若使Cr过剩地含有，则变形阻力增大， 冷加工性有可能降低，因此推荐其含量为2%以下，更推荐在1. 5%以下，特别推荐在1 %以 下。
[0092] 另外，Mo是具有使加工后的钢材的硬度和变形能力增加这一作用的元素，为了使 这样的作用有效地发挥，优选使Mo含有0. 04%以上，更优选含有0. 08%以上。但是，若使 Mo过剩地含有，则冷加工性有可能劣化，因此推荐其含量为2%以下，更推荐在1. 5%以下， 特别推荐在1 %以下。
[0093]〈从Ti:0.2%以下（不含0%)、Nb:0.2%以下（不含0% )、V:0.2%以下（不含 〇% )所构成的组中选择的至少一种〉
[0094] 这些元素与N的亲和力强，与N共存而形成N化合物，使钢的晶粒微细化，使冷加 工后所得到的加工品的韧性提高，另外，还是具有使耐裂纹性提高这一作用的元素。但是， 各元素即使高于上限值而含有，也得不到特性改善效果。推荐各元素的含量分别为0.2%以 下，更推荐为0.001~〇. 15%，特别推荐为0.002~0. 1%。
[0095] 〈B:0? 0〇5% 以下（不含0%)〉
[0096] B与上述Ti、Nb和V同样，与N的亲和力强，与N共存而形成N化合物，使钢的结晶 粒微细化，使冷加工后所得到的加工品的韧性提高，另外，是具有提高耐裂纹性这一作用的 元素。因此，由于本发明的钢板含有B时，能够确保所需的固溶N量，使冷加工后的强度提 高，所以其含量推荐为〇. 005%以下，更推荐为0. 0001~0. 0035%，特别推荐为0. 0002~ 0. 002%。
[0097]〈从Cu:5%以下（不含0%)、Ni:5%以下（不含0%)、Co:5%以下（不含0%) 所构成的组中选择的至少一种〉
[0098] 这些元素均具有使钢材发生应变时效，使之硬化的作用，是对于提高加工后强度 有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，这些元素分别优选含有0. 1 % 以上，更优选含 有0.3%以上。但是，若这些元素的含量过剩，则使钢材发生应变时效和硬化的效果、还有 使加工后强度提高的效果饱和，另外，有可能促进裂纹，因此分别推荐为5%以下，更推荐为 4%以下，特别推荐为3%以下。
[0099]〈从 Ca:0.〇5% 以下（不含 0% )、REM:0.〇5% 以下（不含 0%)、]\%:0.〇2%以下 (不含0% )、Li :0.02%以下（不含0% )、Pb :0.5%以下（不含0% )、Bi :0.5%以下（不 含〇% )所构成的组中选择的至少一种〉
[0100] Ca使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是有助于切削 性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使Ca含有0. 0005%以上，更优选含 有0. 001 %以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此 推荐为〇. 05 %以下，更推荐为0. 03 %以下，特别推荐为0. 01 %以下。
[0101] REM与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是 有助于切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使REM含有0. 0005%以 上，更优选含有〇. 001 %以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符 的效果，因此推荐为0. 05%以下，更推荐为0. 03%以下，特别推荐为0. 01质量％以下。
[0102] 还有，在本发明中，所谓REM是含有镧系元素（从La至Ln的15种元素）以及 Sc(钪）和Y(钇）的意思。这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y构成的组中选择的至少 一种的元素，更优选含有La和/或Ce。
[0103] Mg与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是有 助于切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使Mg含有0.0002%以上， 优选含有〇. 0005%以上。但是，即使过剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效 果，因此推荐为0. 02 %以下，更推荐为0. 015 %以下，特别推荐为0. 01 %以下。
[0104] Li与Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，能够提高钢的变形能力，另 外，使A1系氧化物低熔点化而无害化，是有助于切削性的提高的元素。为了使这样的作 用有效地发挥，优选使Li含有0.0002 %以上，更优选含有0.0005 %以上。但是，即使过 剩地含有，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此推荐为〇. 02%以下，更推荐为 0.015%以下，特别推荐为0.01 %以下。
[0105] Pb在用于使切削性提高上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使 Pb含有0. 005%以上，更优选含有0. 01 %以上。但是，若过剩地含有，则产生发生轧痕等制 造上的问题，因此推荐为0. 5%以下，更推荐为0. 4%以下，特别推荐为0. 3质量％以下。
[0106] Bi与Pb同样，在用于使切削性提高上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发 挥，优选使Bi含有0. 005%以上，更优选含有0. 01%以上。但是，即使过剩地含有，切削性 提高的效果也饱和，因此推荐为〇. 5质量％以下，更推荐为0. 4%以下，特别是推荐为0. 3% 以下。
[0107] 接下来，对于对本发明钢板赋予特征的组织进行说明。
[0108]〔本发明钢板的组织〕
[0109] 如上所述，本发明钢板的特征在于，以铁素体-珠光体复相组织钢为基础，特别是 将铁素体晶粒的尺寸控制在特定范围。
[0110] 〈珠光体：低于20%，余量：铁素体〉
[0111] 本发明钢板的组织由铁素体和珠光体的复相组织构成。若珠光体过剩地存在，则 使钢板的成形性劣化，因此珠光体以面积率计低于20%，更优选为19%以下，进一步优选 为18%以下，特别优选为15%以下。余量是铁素体。
[0112] 〈所述铁素体的平均晶粒直径：3~35 ym的范围〉
[0113] 为了使钢板的加工性提高，并且满足加工后的表面性状，构成铁素体组织的铁素 体的平均晶粒直径需要在3~35 y m的范围。若铁素体粒过于细小，则变形阻力变得过高， 因此其平均晶粒直径为3 y m以上，优选为4 y m以上，更优选为5 y m以上。另一方面，若铁 素体过于粗大化，则加工后的表面性状劣化，另外韧性、疲劳特性等劣化，因此其平均晶粒 直径为35 ym以下，优选为30 ym以下，更优选为25 ym以下。
[0114]〔各相的面积率的测定方法〕
[0115] 关于上述各相的面积率，对各供试钢板进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用扫描型电 子显微镜（SEM ;倍率1000倍）拍摄5个视野，能够以计点算法求得铁素体和珠光体的各比 率。
[0116] 〔平均晶粒直径的测定方法〕
[0117] 关于上述铁素体的平均晶粒直径，能够以如下方式测定。即，测定分别存在于最表 层部、板厚1/4部、板厚中心部这3处的铁素体的晶粒直径。关于1个铁素体粒子的粒径， 是对于各测定位置的轧制方向的侧面部进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，由扫描型电子显微镜 (SEM ;倍率1000倍）对该部位拍摄5个视野，利用对铁素体的晶粒进行图像分析得出的重 心直径，作为平均晶粒直径。
[0118] 接着，以下说明用于得到上述本发明钢板优选的制造方法。
[0119]〔本发明钢板优选的制造方法〕
[0120] 本发明钢板的制造，只要是能够将具有上述成分组成的原料钢成形为期望的板厚 的方法，依据任何的方法进行都可以。例如，能够通过如下方式进行，按以下所示的条件，用 转炉制备具有上述成分组成的钢液，通过铸锭或连续铸造使其成为板坯之后，乳制成期望 板厚的热轧钢板。
[0121] [钢液的制备]
[0122] 关于钢液中的N的含量，能够通过在以转炉进行熔炼时向钢液中添加含有N化合 物的原料，和/或将转炉的气氛控制成N 2气氛来进行调整。
[0123][加热]
[0124] 热轧前的加热以1100~1300°C进行。在此加热中，为了不使N化合物生成，而尽 可能使更多的N固溶，则需要高温的加热条件。加热温度的优选的下限为1KKTC，更优选的 下限1150°C。另一方面，高于1300°C的温度在操作上困难。
[0125][热轧]
[0126] 热轧以使终轧温度为880°C以上的方式进行。若终轧温度过于低温化，则使得铁素 体相变在高温下发生，铁素体中的析出碳化物粗大化，疲劳强度劣化，因此需要一定程度以 上的终轧温度。为了使奥氏体晶粒粗大化而在一定程度上增大铁素体的粒径，终轧温度更 优选为900°C以上。还有，因为确保温度困难，所以终轧温度的上限为1000°C。
[0127][热轧道次计划表]
[0128] 本发明的热轧钢板的板厚为3~20mm，但为了使铁素体结晶粒微细化，将其平均 晶粒直径控制在既定的粒径范围内，不仅需要控制上述的轧制温度，还需要使终轧的连轧 的最终压下率为15%以上。通常，终轧实施5~7道次的连轧，但基于板的咬入控制的观点 设定道次计划表，最终压下率截止到12~13%左右。上述最终压下率优选为16%以上，更 优选为17%以上。上述最终压下率越是高达20%、30%，越能够得到将晶粒进一步微细化 的效果，但是从轧制控制的观点出发，上限规定为30 %左右。
[0129][热轧后的急冷]
[0130] 上述终轧结束后，在5s以内以20°C /s以上的冷却速度（第一急冷速度）进行急 冷，以580°C以上并低于670°C的温度（急冷停止温度）停止急冷。这是为了得到既定的相 分率的铁素体-珠光体复相组织。冷却速度（急冷速度）低于20°C /s时，珠光体相变被促 进，或者急冷停止温度低于580°C时，珠光体相变或贝氏体相变被促进，得到既定的相分率 的铁素体-珠光体钢均变得困难，弯曲加工性劣化。另一方面，若急冷停止温度达到670°C 以上，则铁素体中的析出碳化物粗大化，疲劳强度劣化。急冷停止温度优选为600~650°C， 更优选为610~640 °C。
[0131][急冷停止后的缓冷]
[0132] 上述急冷停止后，通过放冷或空冷以10°C /s以下的冷却速度（缓冷速度）缓冷 5~20s。由此铁素体的形成充分地进行，并且使铁素体中的析出碳化物适度地微细化。冷 却速度高于l〇°C /s，或缓冷时间低于5s时，铁素体的形成量不足。另一方面，若缓冷时间 高于20s，则析出碳化物未粗大化，疲劳强度劣化。
[0133][缓冷后的急冷、卷取]
[0134]上述缓冷后，再度以20°C/s以上的冷却速度（第二急冷速度）急冷，以高于300°C 且450°C以下进行卷取。这是为了通过形成铁素体主体的组织，确保弯曲加工性。冷却速 度（第二急冷速度）低于20° C /s或卷取温度高于450°C时珠光体大量形成，另一方面，低 于300°C时马氏体和残留奥氏体形成，弯曲加工性劣化。
[0135] 以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并不限定本发明的性质，在 能够符合前、后述的主旨的范围内也可以适当变更实施，这些均包含在本发明的技术范围 内。
[0136]【实施例】
[0137]通过真空熔炼法熔炼下述表1所述的成分组成的钢，铸造成厚120mm的钢锭，对其 以下述表2所示的条件实施热轧，制作热轧钢板。还有，在任一个试验中，至终轧结束后急 冷停止的冷却速度均为20°C /s以上，急冷停止后的冷却条件是，以10°C /s以下的冷却速 度缓冷5~20s。
[0138]对于如此取得的热轧钢板，通过上述[【具体实施方式】]中所说明的各测定方法，求 得固溶N量、钢板中组织的各相的面积率和铁素体的平均晶粒直径。
[0139] 另外，关于上述热轧钢板的加工性，因为是板厚10mm左右的钢板，所以通过90° V 形块试验评价90°弯曲加工性。设钢板的板厚为t，冲头的内侧最小弯曲半径为R时，使用 具有该比R/t = 1的曲率的90度冲头，将试验片压入90度的冲模之中后，取出试验片，目 测观察弯曲的外侧。目测观察的结果是，可见裂口发生时为X，未发生裂口，但可见能够目 测的裂纹时为A，虽然可见微小的凹凸（皱褶），但未发生裂纹的情况为〇，连皱褶的发生 也未见时为◎。还有，"裂口"和"裂纹"其区别为，间隙的最大宽度在1mm以上的定义为"裂 口"，低于1mm的定义为"裂纹
[0140] 另外，测定上述弯曲试验后的弯曲部的表面部的硬度，评价加工后的表面硬度。使 用维氏硬度试验机，以载荷：l〇〇〇g、测定位置：试验片截面的D/4位置中央部（D :部件直 径）和测定次数：5次的条件，测定各加工后试验片的维氏硬度（Hv)。
[0141] 这些测定结果显示在下述表3中。
[0142] 【表1】
[0143]
[0144] (-：尤添刀P，卜划线：不及明的氾围外）
[0145]【表2】
[0146]
[0147] (标记：下划线=本发明的范围外，* =推荐范围外）
[0148] 【表3】
[0149]
[0150](标记：下划线=本发明的范围外，*=推荐范围外，
[0151] 90°弯曲加工性的评价；◎非常好，〇良好，A表面发生裂纹，X发生裂口
[0152] _:因发生裂口而未进行测量，
[0153] 发明例：[90°弯曲性=◎ or0]and[加工后表面硬度彡250Hv]，
[0154] 比较例：不满足上述发明钢的条件的情况）
[0155] 如表3所示，钢No. 1~3、7~14、25~28均使用满足本发明的成分组成规定的 要件的钢种，以推荐的热轧条件制造，其结果能够确认，是本发明的组织规定的要件充足的 发明钢，90°弯曲加工性和加工后表面硬度全部满足合格标准，能够得到既在加工中显示 出良好的冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬度（强度）的热轧钢板。
[0156] 相对于此，钢No. 4~6、15~24、29是不满足本发明所规定的成分组成和组织的 要件之中至少任意一个的比较钢，不满足90°弯曲加工性和加工后表面硬度之中至少某一 个合格标准。
[0157] 例如，钢No. 4虽然满足成分组成的要件，但是热轧前的加热温度脱离推荐范围而 过低，固溶N量不足，加工后表面硬度差。
[0158] 另外，钢No. 5虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的板厚脱离规定范围而过 大，铁素体晶粒粗大化，90°弯曲加工性、加工后表面硬度均差。
[0159]另外，钢No.6虽然满足成分组成的要件，但是热轧时的最终压下率脱离推荐范围 而过小，铁素体晶粒粗大化，90°弯曲加工性、加工后表面硬度均差。
[0160] 另外，钢No. 15 (钢种j)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是N含量过低，加工后表 面硬度差。
[0161]另一方面，钢No. 16 (钢种k)，虽然热轧条件处于推荐范围，但N含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0162]另外，钢No. 17 (钢种1)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是C含量过高，并且不满 足10C+N < 3. 0的要件，珠光体过剩地形成，至少90°弯曲加工性差。
[0163]另外，钢No. 18 (钢种m)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是Si含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0164] 另外，钢No. 19 (钢种n)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是Mn含量过低，加工后表 面硬度差。
[0165] 另一方面，钢No. 20 (钢种〇)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是Mn含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0166]另外，钢No. 21 (钢种p)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是P含量过高，至少90° 弯曲加工性差。
[0167]另外，钢No. 22 (钢种q)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是S含量过高，至少90 ° 弯曲加工性差。
[0168]另外，钢No. 23 (钢种r)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是A1含量过低，至少 90°弯曲加工性差。
[0169]另一方面，钢No. 24 (钢种s)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是A1含量过高，至少 90°弯曲加工性差。
[0170] 另一方面，钢No. 29(钢种X)，虽然热轧条件处于推荐范围，但是不满足 10C+N彡3. 0的要件，至少90°弯曲加工性差。
[0171] 由以上能够确认本发明的适用性。
[0172] 详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够 加以各种变更和修改，这对本领域技术人员来说很清楚。
[0173] 本申请基于2013年1月10日申请的日本专利申请（专利申请2013-002640)、2013 年3月19日申请的日本专利申请（专利申请2013-056658)，其内容在此参照并援引。
[0174] 产业上的可利用性
[0175] 本发明的热轧钢板适合汽车用的各种部件，例如齿轮等传动部件和外壳等。
【主权项】
1. 一种冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板，其特征在于， 板厚为3~20mm， 成分组成以质量％计为， C:0. 3%以下且不含0%、 Si:0. 5%以下且不含0%、 Mn:0. 2 ~1%、 P:0.05%以下且不含0%、 S:0.05%以下且不含0%、 Al:0? 01 ~0? 1%、 N:0. 008 ~0. 025%、 余量由铁和不可避免的杂质构成， 固溶N:0. 007%以上， 并且C和N的含量满足10C+N彡3. 0的关系， 组织以相对于全部组织的面积率计为， 珠光体：低于20%，余量：铁素体， 所述铁素体的平均晶粒直径为3~35ym的范围。2. 根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，成分组成以质量％计还含有下述元素中的 至少一种， Cr:2%以下且不含0%、 Mo:2%以下且不含0%、 Ti:0. 2%以下且不含0%、 Nb:0. 2%以下且不含0%、 V:0. 2%以下且不含0%、 B:0.005%以下且不含0%、 Cu:5%以下且不含0%、 Ni:5%以下且不含0%、 Co:5%以下且不含0%、 Ca:0.05%以下且不含0%、 REM:0. 05%以下且不含0%、 Mg:0.02%以下且不含0%、 Li:0.02%以下且不含0%、 Pb:0. 5%以下且不含0%、 Bi:0. 5%以下且不含0%。
【专利摘要】本发明的热轧钢板的板厚为3～20mm，成分组成以质量％计为C：0.3％以下(不含0％)、Si：0.5％以下(不含0％)、Mn：0.2～1％、P：0.05％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％、N：0.008～0.025％，余量由铁和不可避免的杂质构成，固溶N：0.007％以上，并且C与N的含量满足10C+N≤3.0的关系，组织以相对于全部组织的面积率计为，珠光体：低于20％，余量：铁素体，所述铁素体的平均晶粒直径为3～35μm的范围，既在加工中显示出良好的冷加工性，又在加工后显示出既定的表面硬度。
【IPC分类】C22C38/60, C21D8/02, C21D9/46
【公开号】CN104903484
【申请号】CN201480004320
【发明人】梶原桂
【申请人】株式会社神户制钢所
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2014年1月10日
【公告号】US20150329932, WO2014109401A1
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