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WO2015159965A1 - 強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板 - Google Patents

強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板 Download PDF

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WO2015159965A1
WO2015159965A1 PCT/JP2015/061767 JP2015061767W WO2015159965A1 WO 2015159965 A1 WO2015159965 A1 WO 2015159965A1 JP 2015061767 W JP2015061767 W JP 2015061767W WO 2015159965 A1 WO2015159965 A1 WO 2015159965A1
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WO
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less
steel
hot
steel sheet
hardness
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2015/061767
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English (en)
French (fr)
Inventor
梶原　桂
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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.)
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Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
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Priority to KR1020167028769A priority patent/KR101736019B1/ko
Priority to CN201580019843.9A priority patent/CN106232847B/zh
Priority to MX2016013517A priority patent/MX2016013517A/es
Priority to DE112015001872.7T priority patent/DE112015001872T5/de
Publication of WO2015159965A1 publication Critical patent/WO2015159965A1/ja
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    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention shows a good cold workability (strong cold workability) during processing that causes extremely high deformation strain locally in cold working, and a heat that shows a predetermined hardness after working. It relates to rolled steel sheets.
  • cold working (cold forging) has advantages of higher productivity than hot working and warm working and good dimensional accuracy and yield of steel materials.
  • the problem in manufacturing parts by such cold working is that in order to ensure the strength of the cold-worked parts to be higher than the expected value, the strength, ie deformation, is inevitably required. It is necessary to use a steel material with high resistance. However, the higher the deformation resistance of the steel material used, the shorter the service life of the cold working mold.
  • This steel material realizes both cold workability and high hardness (high strength) after processing, but is a hot forging material, like the wire rod and bar steel described in Patent Document 1 above.
  • the manufacturing cost is high. Therefore, in order to further reduce the manufacturing cost, it has been studied to produce automobile parts by cold working using hot-rolled steel sheets instead of the conventional hot forging materials.
  • Patent Document 3 For example, a hot-rolled steel sheet for nitriding that has a high surface hardness and a sufficient hardening depth after nitriding has been proposed (see Patent Document 3).
  • a hot-rolled steel sheet having a composition and having a microstructure of 95% or more of a substantially ferritic single-phase structure has been proposed.
  • This hot-rolled steel sheet has excellent dimensional accuracy of a precision punched surface and a stamped surface after processing. Is extremely high in surface hardness and is also excellent in red scale resistance (see Patent Document 4).
  • N is limited to a very low content as a harmful element, and the technical idea is completely different from the hot-rolled steel sheet according to the present invention that actively uses N. It is.
  • the present invention has been made by paying attention to the above circumstances, and its purpose is to show good cold workability (strong cold workability) during working that causes extremely high strain in cold working. It is to provide a hot-rolled steel sheet having a predetermined hardness after processing.
  • a hot-rolled steel sheet excellent in strong cold workability and hardness after processing according to the first invention of the present invention The plate thickness is 3-20mm
  • Ingredient composition is mass%, C: more than 0% and 0.3% or less, Si: more than 0% and 0.5% or less, Mn: 0.2 to 1% P: more than 0% and 0.05% or less, S: more than 0% and 0.05% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.008 to 0.025%,
  • the balance consists of iron and inevitable impurities, Solid solution N: 0.007% or more, and The content of C and N satisfies the relationship of 10C + N ⁇ 3.0
  • the structure is an area ratio with respect to the entire structure, bainitic ferrite: 5% or more, pearlite: less than 20%, the balance: polygonal ferrite, The average grain size of the bainitic ferrite is in the range of 3 to 50 ⁇ m;
  • t is the thickness of the thickness direction
  • Ingredient composition is further mass%, Cr: more than 0% and 2% or less, and Mo: At least one selected from the group consisting of more than 0% and 2% or less Is included.
  • Ingredient composition further Ti: more than 0% and 0.2% or less, Nb: more than 0% and 0.2% or less, and V: At least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.2% or less Is included.
  • Ingredient composition is further mass%, B: Over 0% to 0.005% or less Is included.
  • Ingredient composition is further mass%, Cu: more than 0% and 5% or less, Ni: more than 0% and 5% or less, and Co: at least one selected from the group consisting of more than 0% and not more than 5% Is included.
  • Ingredient composition is further mass%, Ca: more than 0% and 0.05% or less, REM: more than 0% and 0.05% or less, Mg: more than 0% and 0.02% or less, Li: more than 0% and 0.02% or less, Pb: more than 0% and 0.5% or less, and Bi: At least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.5% or less Is included.
  • a solid solution N amount is ensured, and the C content and the N content have a predetermined relationship.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention (hereinafter also referred to as “the steel sheet of the present invention” or simply “the steel sheet”) will be described in more detail.
  • the steel sheet of the present invention is common to the hot forging material described in Patent Document 2 above in that the N solid solution amount is ensured and the C content and the N content satisfy a predetermined relationship.
  • the C content is allowed to a higher range
  • the structure is a bainitic ferrite-polygonal ferrite-pearlite double phase structure
  • the bainitic ferrite grains are refined
  • the hardness in the thickness direction The difference is that the distribution is limited within a predetermined range.
  • the steel sheet of the present invention has a thickness of 3 to 20 mm. If the plate thickness is less than 3 mm, rigidity as a structure cannot be secured. On the other hand, if the plate thickness exceeds 20 mm, it is difficult to achieve the tissue form defined in the present invention, and the desired effect cannot be obtained.
  • a preferred plate thickness is 4 to 19 mm.
  • Component composition of the steel sheet of the present invention ⁇ C: more than 0% and 0.3% or less>
  • C is an element that has a great influence on the formation of the structure of a steel sheet, and the structure is bainitic ferrite-polygonal ferrite-pearlite multiphase structure, but bainitic ferrite-polygonal ferrite mainly containing as little pearlite as possible. It is an element whose content needs to be limited in order to form a structure.
  • C is contained excessively, the pearlite fraction in the steel sheet structure increases, and the deformation resistance may be excessive due to work hardening of the pearlite.
  • the C content in the steel sheet is limited to 0.3% or less, preferably 0.25% or less, more preferably 0.2% or less, and particularly preferably 0.15% or less.
  • the content of C is too small, deoxidation during the melting of steel becomes difficult, and it becomes difficult to satisfy the strength and hardness after cold working, so 0.0005% or more, more preferably Is 0.0008% or more, particularly preferably 0.001% or more.
  • Si is an element that needs to be reduced as much as possible in order to increase the deformation resistance of the steel sheet by dissolving in steel. Therefore, the Si content in the steel sheet is 0.5% or less, preferably 0.45% or less, more preferably 0.4% or less, and particularly preferably 0.3% or less in order to suppress an increase in deformation resistance. Restrict to. However, if the Si content is extremely small, deoxidation during melting becomes difficult, and it becomes difficult to satisfy the strength and hardness after cold working, so 0.005% or more, more preferably 0.008% or more, particularly preferably 0.01% or more.
  • Mn is an element having a deoxidizing and desulfurizing action in the steel making process. Furthermore, when the content of N in the steel material is increased, cracks are likely to occur due to dynamic strain aging due to heat generation during processing. On the other hand, Mn improves the workability at that time and has the effect of suppressing cracks. . In order to effectively exhibit these actions, the Mn content in the steel material is 0.2% or more, preferably 0.22% or more, and more preferably 0.25% or more. However, when the Mn content is excessive, the deformation resistance becomes excessive and the structure is not uniform due to segregation. Therefore, the content is set to 1% or less, preferably 0.98% or less, and more preferably 0.95% or less.
  • P is an impurity element inevitably contained in the steel, but if it is contained in ferrite, it segregates at the ferrite grain boundaries and degrades the cold workability. It is an element that causes an increase. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible from the viewpoint of cold workability. However, since extreme reduction leads to an increase in steelmaking costs, it is 0.05% or less, preferably in consideration of process capability. 0.03% or less.
  • S is an unavoidable impurity and is an element that precipitates in the form of a film at the grain boundary as FeS and degrades workability. It also has the effect of causing hot brittleness. Therefore, from the viewpoint of improving the deformability, in the present invention, the S content is set to 0.05% or less, preferably 0.03% or less. However, it is industrially difficult to reduce the S content to zero. In addition, since S has an effect of improving machinability, it is recommended to contain 0.002% or more, more preferably 0.006% or more from the viewpoint of improving machinability.
  • Al is an element effective for deoxidation in the steelmaking process.
  • the Al content in the steel material is set to 0.01% or more, preferably 0.015% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the content is 0.1% or less, preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% by mass or less.
  • N is an important element for obtaining a predetermined strength by static strain aging after processing. Therefore, the N content in the steel material is 0.008% or more, preferably 0.0085% or more, and more preferably 0.009% or more. However, if the N content is excessive, in addition to static strain aging, the influence of dynamic strain aging during processing becomes significant, and deformation resistance increases, which is unsuitable. Therefore, 0.025% or less, preferably 0 0.02% or less, more preferably 0.02% or less.
  • Solid solution N amount a predetermined amount of solid solution N in the steel sheet
  • the amount of solute N needs to be 0.007% or more.
  • the amount of solute N becomes excessive, cold workability deteriorates and the amount of solute N fixed to the processing strain increases, and hardness distribution tends to occur in the thickness direction of the hot-rolled sheet.
  • it is preferably 0.03% or less.
  • content of N in steel materials is 0.025% or less, the amount of solute N does not become 0.025% or more substantially.
  • the solid solution N amount in the present invention is an amount obtained by subtracting the amount of all N compounds from the total N amount in the steel material in accordance with JIS G 1228.
  • a practical method for measuring the amount of dissolved N will be exemplified below.
  • the sample material is dissolved in this 10% AA-based electrolyte, and the resulting insoluble residue (N compound) is filtered through a polycarbonate filter having a hole size of 0.1 ⁇ m.
  • the obtained insoluble residue is decomposed by heating in a chip made of sulfuric acid, potassium sulfate and pure copper, and the decomposition product is combined with the filtrate.
  • steam distillation is performed, and the distilled ammonia is absorbed in dilute sulfuric acid.
  • phenol, sodium hypochlorite and sodium pentacyanonitrosyl iron (III) are added to form a blue complex, and the absorbance is measured using an absorptiometer to determine the total N compound amount.
  • the amount of solid solution N can be calculated
  • the content of C and N satisfies the relationship of 10C + N ⁇ 3.0>
  • solid solution C greatly increases deformation resistance and does not contribute much to static strain aging
  • solid solution N promotes static strain aging without significantly increasing deformation resistance. Therefore, the hardness after processing can be increased. Therefore, in the steel material of the present invention, in order to increase the hardness after processing without significantly increasing the deformation resistance during processing, the content of C and the content of N are 10C + N ⁇ 3.0. It is essential to satisfy the relationship, preferably 0.009 ⁇ 10C + N ⁇ 2.8, more preferably 0.01 ⁇ 10C + N ⁇ 2.5, and particularly preferably 0.01 ⁇ 10C + N ⁇ 2.0.
  • a C content and a solute C content are required to some extent, but when 10C + N> 3.0, C and / or N The amount becomes excessive and the deformation resistance becomes excessive.
  • the coefficient of the C content is set to 10 times the coefficient of the N content because the solid solution C has the same content as the solid solution N but the strength in the hot-rolled steel sheet of the present invention. Further, it is considered that the degree of increasing the deformation resistance is about one digit (10 times) larger.
  • the steel of the present invention basically contains the above components, and the balance is iron and inevitable impurities, but the following permissible components can be added as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Cr is an element that has the effect of improving the deformability of steel by increasing the strength of the grain boundaries.
  • Cr is preferably contained in an amount of 0.2% or more. .
  • the content is recommended to be 2% or less, more preferably 1.5% or less, especially 1% or less. Is done.
  • Mo is an element having an action of increasing the hardness and deformability of the steel material after processing. In order to effectively exhibit such action, Mo is 0.04% or more, more preferably 0. It is preferable to contain 0.08% or more. However, if Mo is excessively contained, the cold workability may be deteriorated. Therefore, the content is recommended to be 2% or less, further 1.5% or less, particularly 1% or less.
  • ⁇ Ti more than 0% and 0.2% or less
  • Nb more than 0% and 0.2% or less
  • V at least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.2% or less>
  • These elements have a strong affinity for N, coexist with N to form N compounds, refine steel grains, improve the toughness of processed products obtained after cold working, and improve crack resistance. It is an element that has a role to improve. However, even if each element is contained exceeding the upper limit value, the effect of improving the characteristics cannot be obtained. It is recommended that the content of each element is 0.2% or less, further 0.001 to 0.15%, particularly 0.002 to 0.1%.
  • B like Ti, Nb, and V, has a strong affinity with N, and coexists with N to form an N compound, refines the grain of steel, and improves the toughness of the workpiece obtained after cold working And an element having a role of improving crack resistance. Therefore, when the steel sheet of the present invention contains B, the required solid solution N amount can be secured and the strength after cold working can be improved, so the content is 0.005% or less, and further 0 0.0001 to 0.0035%, especially 0.0002 to 0.002% is recommended.
  • ⁇ Cu more than 0% and 5% or less
  • Ni more than 0% and 5% or less
  • Co at least one selected from the group consisting of more than 0% and 5% or less>
  • All of these elements have the effect of strain aging and hardening the steel material, and are effective in improving the strength after processing. In order to effectively exhibit such an action, these elements are preferably contained in an amount of 0.1% or more, and more preferably 0.3% or more. However, if the content of these elements is excessive, the effects of strain aging and hardening of the steel material, and the effect of improving the strength after processing are saturated, and there is a possibility of promoting cracking. In the following, 4% or less, particularly 3% or less is recommended.
  • Ca is an element that spheroidizes sulfide compound inclusions such as MnS, improves the deformability of steel, and contributes to improvement of machinability.
  • Ca is preferably contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more. However, even if contained excessively, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. Therefore, 0.05% or less, further 0.03% or less, particularly 0.01% or less is recommended.
  • REM is an element that, like Ca, spheroidizes compound inclusions such as MnS to increase the deformability of steel and contribute to the improvement of machinability.
  • REM is preferably contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • REM means a lanthanoid element (15 elements from La to Ln), Sc (scandium) and Y (yttrium).
  • it is preferable to contain at least one element selected from the group consisting of La, Ce and Y, more preferably La and / or Ce.
  • Mg is an element that spheroidizes sulfide compound inclusions such as MnS to enhance the deformability of steel and contribute to the improvement of machinability.
  • Mg is preferably contained in an amount of 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • 0.02% or less is an element that spheroidizes sulfide compound inclusions such as MnS to enhance the deformability of steel and contribute to the improvement of machinability.
  • Mg is preferably contained in an amount of 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • 0.02% or less, further 0.015% or less, and particularly 0.01% or less is recommended.
  • Li can spheroidize sulfide compound inclusions such as MnS and increase the deformability of steel like Ca, and lower the melting point of Al-based oxides to make them harmless and improve machinability. It is a contributing element.
  • Li is preferably contained in an amount of 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more. However, even if contained excessively, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, so 0.02% or less, further 0.015% or less, and particularly 0.01% or less is recommended.
  • Pb is an effective element for improving machinability.
  • Pb is preferably contained in an amount of 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more. However, if it is contained excessively, production problems such as generation of rolling defects occur, so 0.5% or less, further 0.4% or less, particularly 0.3% or less is recommended.
  • Bi is an element effective for improving the machinability like Pb.
  • Bi is preferably contained in an amount of 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • the effect of improving the machinability is saturated even if contained excessively, 0.5% by mass or less, further 0.4% or less, particularly 0.3% or less is recommended.
  • the steel sheet according to the present invention is based on bainitic ferrite-polygonal ferrite pearlite double phase steel, and in particular, controls the bainitic ferrite grain size within a specific range, The hardness distribution in the thickness direction is controlled.
  • the structure of the steel sheet of the present invention is composed of a multiphase structure of bainitic ferrite, polygonal ferrite and pearlite.
  • Bainitic ferrite has the effect of improving the workability during cold working and increasing the hardness after processing while suppressing the occurrence of stretcher strain marks.
  • the area ratio is 5% or more, preferably 10% or more, and more preferably 15% or more.
  • the upper limit of the area ratio of bainitic ferrite in the steel sheet of the present invention is substantially about 90%, preferably 85%, more preferably 80%.
  • the pearlite is 20% or less in area ratio, more preferably 19% or less, still more preferably 18% or less, and particularly preferably 15% or less.
  • the lower limit of the area ratio of pearlite in the steel sheet of the present invention is substantially about 0.5%, preferably 1%.
  • the balance is polygonal ferrite, but the area ratio of polygonal ferrite is preferably 5% or more.
  • a cementite phase is also present in the structure of the steel sheet of the present invention, but the area ratio is at most 1% or less, so in this specification, The area ratios of tick ferrite, polygonal ferrite, and pearlite were defined as those normalized so that the total area ratio of these three phases was 100%.
  • ⁇ Average crystal grain size of the bainitic ferrite in the range of 3 to 50 ⁇ m>
  • the average grain size of bainitic ferrite constituting the bainitic ferrite structure needs to be in the range of 3 to 50 ⁇ m in order to improve the workability of the steel sheet and satisfy the surface properties after processing. . If the bainitic ferrite grains become too fine, the deformation resistance becomes too high, so the average crystal grain size is 3 ⁇ m or more, preferably 4 ⁇ m or more, more preferably 5 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size is 50 ⁇ m or less, preferably 45 ⁇ m or less, more preferably 40 ⁇ m. The following.
  • the hardness distribution in the thickness direction is the surface portion, the thickness t / 4 portion, and the central portion at three locations.
  • HV max the maximum value
  • HV min the minimum value
  • the alloy component of the present invention contains a large amount of solute N, it also affects that the hardness of such a region with a large processing strain increases due to the fixing action of N to the region with a large processing strain. .
  • a hardness distribution in the thickness direction is generated due to a plurality of complicated factors, and variations in strength tend to occur in the thickness direction. Therefore, the steel sheet of the present invention can be obtained by reducing the hardness distribution in the plate thickness direction by subjecting the hot rolled plate to batch annealing under the recommended conditions described later.
  • Polygonal ferrite is defined as ferrite grains having equiaxed crystal grains and an aspect ratio (major axis / minor axis ratio) of less than 2.
  • the average crystal grain size of the bainitic ferrite can be measured as follows. That is, the crystal grain size of bainitic ferrite existing at three locations, the outermost layer portion, the plate thickness 1 ⁇ 4 portion, and the plate thickness center portion, is measured. As for the particle size of one bainitic ferrite particle, the side part in the rolling direction of each measurement point was subjected to nital corrosion, and the corresponding part was photographed with five fields of view with a scanning electron microscope (SEM; magnification 1000 times). The average crystal grain size of ferrite crystal grains was determined based on the center of gravity diameter by image analysis.
  • the steel plate of the present invention may be produced according to any method as long as the raw steel having the above composition can be formed into a desired plate thickness. For example, it can be carried out by preparing a molten steel having the above component composition in a converter under the conditions shown below, slab this by ingot casting or continuous casting, and then rolling it into a hot-rolled steel sheet having a desired thickness. .
  • the N content in the molten steel is adjusted by adding a raw material containing an N compound to the molten steel and / or controlling the converter atmosphere to an N 2 atmosphere during melting in the converter. can do.
  • Heating before hot rolling is performed at 1100 to 1300 ° C. This heating requires high-temperature heating conditions in order to dissolve as much N as possible without producing an N compound.
  • the minimum with a preferable heating temperature is 1100 degreeC, and a more preferable minimum is 1150 degreeC.
  • temperatures exceeding 1300 ° C. are difficult to operate.
  • Hot rolling is performed so that the finish rolling temperature is 880 ° C. or higher. If the finish rolling temperature is too low, ferrite transformation will occur at a high temperature, and the precipitated carbides in ferrite (generically referred to as bainitic ferrite and polygonal ferrite) will become coarse and fatigue strength will deteriorate.
  • the above finish rolling temperature is required.
  • the finish rolling temperature is more preferably 900 ° C. or higher in order to coarsen the austenite grains and increase the grain size of the bainitic ferrite to some extent.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is set to 1000 ° C. because it is difficult to secure the temperature.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet of the present invention is 3 to 20 mm.
  • the final reduction ratio of tandem rolling of finish rolling is set to 15% or more.
  • the finish rolling is performed by tandem rolling of 5 to 7 passes, but a pass schedule is set from the viewpoint of control of sheet penetration, and the final rolling reduction is about 12 to 13%.
  • the final rolling reduction is preferably 16% or more, more preferably 17% or more.
  • the higher the final reduction ratio is 20% or 30%, the more effective the crystal grains are refined, but the upper limit is defined to be about 30% from the viewpoint of rolling control.
  • the pearlite transformation is promoted, or when the quenching stop temperature is less than 550 ° C., the bainite transformation is suppressed, both of which are bainitic ferrite-polygonal having a predetermined phase fraction. It becomes difficult to obtain ferrite-pearlite steel, and cold workability and surface quality after processing deteriorate.
  • the quenching stop temperature is 650 ° C. or more, the precipitated carbide in the ferrite is coarsened, and the fatigue strength is deteriorated.
  • the quenching stop temperature is preferably 560 to 640 ° C, more preferably 580 to 620 ° C.
  • the hot rolled plate (hot rolled coil) is subjected to batch annealing under the following conditions. That is, in this batch annealing, in order to suppress generation of surface scale and decarburization, the steel sheet is heated from room temperature to 400 ° C. or higher and Ac1 or lower in an atmosphere of H 2 : 15 to 20% by volume, and then 1 h or longer and 15 h or shorter. Hold and do.
  • the holding temperature and holding time vary depending on the thickness of the hot rolled plate and the size of the coil, but the degree of hardness distribution limit required in correspondence with the required cold working degree, It is appropriately selected depending on the uniformity of the temperature inside the coil.
  • This heat treatment removes residual stress generated during hot rolling, softens it, reduces strain, promotes the release of fixed N elements and spheroidization of carbides, and dissolves fine lamellae in austenite. By doing so, the hardness distribution in the plate thickness direction is reduced.
  • the steel sheet is cooled to 600 ° C. at a rate of 10 ° C./h or less, thereby promoting the spheroidization of the carbide.
  • the cooling is performed at a rate of 15 ° C./h or less from 600 to 400 ° C., in order to stabilize the shape such as coil crushing by uniformly cooling the inside of the coil.
  • cooling can be performed at a high cooling rate (such as about 50 to 100 ° C./h or higher) by water cooling or the like as long as the temperature distribution in the coil can be uniformly cooled.
  • the holding temperature is more preferably 450 to 650 ° C, particularly preferably 500 to 600 ° C.
  • the holding time is more preferably 2 to 14 h, particularly preferably 3 to 12 h.
  • cooling was performed at a cooling rate of 10 ° C./h or less up to 600 ° C., 15 ° C./h or less from 600 to 400 ° C., and water cooling was performed at 400 ° C. or less.
  • the hot-rolled steel sheet was evaluated for the cold workability and the hardness after working as follows.
  • FORGE manufactured by TRANSVALOR
  • FORGE manufactured by TRANSVALOR
  • steel no. 1-2 to 1-6, 2, 3, 7 to 14, and 25 to 28 were all manufactured using the steel types satisfying the requirements of the component composition provisions of the present invention under the recommended production conditions.
  • Invented steel that meets the requirements of the organization regulations. Both cold workability and post-working hardness satisfy the acceptance criteria, and good strong cold during machining that causes extremely high strain in cold working. It was confirmed that a hot-rolled steel sheet having a predetermined hardness (strength) was obtained after the processing while exhibiting the workability.
  • Steel No. 1-1, 1-7 to 1-10, 4 to 6, 15 to 24, and 29 are comparative steels that do not satisfy at least one of the component composition and the structure requirements defined in the present invention, and are strongly cold worked. At least one of the properties and post-processing hardness does not satisfy the acceptance criteria.
  • steel No. 1-1 satisfies the requirements of the component composition, but is not subjected to batch annealing after hot rolling, the hardness distribution in the plate thickness direction is expanded, and at least the cold workability is inferior.
  • steel No. In No. 1-8 although the requirements of the component composition are satisfied, the holding temperature of batch annealing after hot rolling is too high outside the recommended range, and the post-processing hardness is inferior.
  • steel No. 1-10 satisfies the requirements of the component composition, but the holding time of batch annealing after hot rolling is too short outside the recommended range, the hardness distribution in the sheet thickness direction is expanded, and at least strong cold workability Is inferior.
  • steel No. No. 16 steel type k
  • the production conditions are in the recommended range, the N content is too high and at least the strong cold workability is inferior.
  • Steel No. No. 18 (steel type m) has a manufacturing condition in the recommended range, but the Si content is too high, and at least the cold workability is inferior.
  • steel no Although 20 (steel type o) has a production condition in the recommended range, the Mn content is too high and at least the strong cold workability is inferior.
  • steel No. for 24 steel type s
  • the production conditions other than the final rolling reduction during hot rolling are in the recommended range
  • the Al content is too high and at least the cold workability is poor.
  • steel No. Although 29 (steel type x) is in the recommended range of manufacturing conditions, it does not satisfy the requirement of 10C + N ⁇ 3.0, and at least strong cold workability is inferior.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention exhibits good workability during cold working and exhibits a predetermined hardness after working, and is particularly used for various parts for automobiles, such as transmission parts such as gears and cases. Useful as steel.

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Abstract

　本発明の熱延鋼板は、板厚が３～２０ｍｍであり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを特定量含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、固溶Ｎ及びＣとＮの含有量が特定範囲にあり、かつ、組織において特定平均結晶粒径のベイニティックフェライト及びパーライトが特定面積を占め、残部がポリゴナルフェライトであり、特定の板厚方向の硬さ分布を有する。

Description

強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板
　本発明は、冷間加工において局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような加工中は、良好な冷間加工性（強冷間加工性）を示しつつ、加工後は所定の硬さを示す熱延鋼板に関する。
　近年、環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品、例えばギヤなどのトランスミッション部品やケース等に用いられる鋼材の軽量化、すなわち高強度化に対する要求が益々高まっている。このような軽量化・高強度化の要請に応えるために、一般に用いられる鋼材としては、棒鋼を熱間鍛造した鋼材（熱間鍛造材）が用いられてきた。また、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量削減のため、これまで熱間鍛造によって加工されていたギヤなどの部品の冷間鍛造化に関する要求も高まっている。 
　ところで、冷間加工（冷間鍛造）は、熱間加工や温間加工に比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりがともに良好な利点がある。しかし、このような冷間加工によって部品を製造する場合に問題となるのは、冷間加工された部品の強度を期待される所定値以上に確保するためには、必然的に強度、すなわち変形抵抗の高い鋼材を用いる必要があることである。ところが、使用する鋼材の変形抵抗が高いものほど冷間加工用金型の寿命短縮を招く。 
　また、トランスミッション部品の分野では、棒鋼の鍛造品（熱間鍛造、冷間鍛造等）から、部品の軽量化、低コスト化を狙いとして鋼板による部品製造の検討も進んでいる。しかしながら、鋼板の冷間加工（プレス成形、鍛造加工など）において、トランスミッション部品は複雑な形状をしていることから、局部的に極めて高い変形ひずみ（真ひずみ量でおよそ２以上）が生じる部位が存在し、局部割れを発生しやすい難点がある。
　このため、従来は、鋼材を所定形状に冷間鍛造した後、焼入れ焼戻し等の熱処理を行うことで、所定の強度（硬さ）が確保された高強度部品を製造する方法が実施されることもあった。しかしながら、冷間鍛造後の熱処理は、部品寸法が必然的に変化するため、二次的に切削などの機械加工により修正する必要があり、熱処理やその後の加工が省略できるような解決策が望まれていた。
　上記課題を解決すべく、たとえば、低炭素鋼で固溶Ｃを利用して常温時効の進行を抑制し、歪時効による所定の時効硬化量を確保することで、歪時効特性に優れた冷間鍛造用線材・棒鋼が得られることが開示されている（特許文献１参照）。
　しかしながら、この技術は、固溶Ｃ量のみによって歪時効を制御するものであり、十分な冷間加工性と、加工後の所要の表面品質および硬さ・強度を兼備する鋼材を得ることは困難であった。
　そこで、本出願人は、鋼材に含まれる固溶Ｃと固溶Ｎが変形抵抗と静的ひずみ時効に及ぼす影響の違いに着目し、種々検討した結果、これらの固溶元素の量を適正に制御することで、加工中は良好な冷間加工性を発揮しつつ、冷間加工（冷間鍛造）後は所定の硬さ（強度）を示す機械構造用鋼材が得られることを知見し、すでに特許出願を行った（特許文献２参照）。
　この鋼材は、冷間加工性と加工後の高硬度化（高強度化）の両立を実現したものであるが、上記特許文献１に記載された線材・棒鋼と同様、熱間鍛造材であり、製造コストが高いことが難点であった。そこで、製造コストのさらなる低コスト化のために、従来の熱間鍛造材に替えて、熱延鋼板で自動車用部品を冷間加工により作製することも検討されている。
　たとえば、窒化処理後に高い表面硬度および十分な硬化深さが得られる窒化処理用の熱延鋼板が提案されている（特許文献３参照）。 
　しかしながら、この技術は、冷間加工後にさらに窒化処理を必要とするものであり、十分な低コスト化が実現できない問題がある。 
　また、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０１％未満、Ｍｎ：１．５％以下およびＡｌ：０．２０％以下を含有すると共に、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／２：０．０５～０．５０％の範囲で含有し、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｏ：０．００４％以下で、かつ、Ｓ，ＮおよびＯの合計が０．０１００％以下で含む組成とし、かつミクロ組織を９５％以上の実質的フェライト単相組織とする熱延鋼板が提案されており、この熱延鋼板は、精密打ち抜き加工面の寸法精度に優れ、かつ加工後の打ち抜き面の表面硬度が極めて高く、さらには耐赤スケール疵性にも優れるとしている（特許文献４参照）。 
　しかしながら、この熱延鋼板は、Ｎは有害元素として、きわめて低い含有量に制限されており、Ｎを積極的に利用する本願発明に係る熱延鋼板とは、技術的思想をまったく異にするものである。
日本国特開平１０－３０６３４５号公報 日本国特開２００９－２２８１２５号公報 日本国特開２００７－１６２１３８号公報 日本国特開２００４－１３７６０７号公報
　本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、冷間加工において極めて高いひずみを生じるような加工中は、良好な冷間加工性（強冷間加工性）を示しつつ、加工後は所定の硬さを示す熱延鋼板を提供することにある。
　本発明の第１発明に係る強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板は、 
　板厚が３～２０ｍｍであり、 
　成分組成が、質量％で、
　Ｃ　：０％超０．３％以下、 
　Ｓｉ：０％超０．５％以下、 
　Ｍｎ：０．２～１％、 
　Ｐ　：０％超０．０５％以下、 
　Ｓ　：０％超０．０５％以下、 
　Ａｌ：０．０１～０．１％、 
　Ｎ　：０．００８～０．０２５％、 
残部は鉄および不可避的不純物からなり、 
　固溶Ｎ：０．００７％以上、かつ、 
　ＣとＮの含有量が１０Ｃ＋Ｎ≦３．０の関係を満足し、
　組織が、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライト：５％以上、パーライト：２０％未満、残部：ポリゴナルフェライトであり、 
　前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が３～５０μｍの範囲であり、 
　板厚方向の硬さ分布が、表面部と、ｔを板厚としたときｔ／４部と、中心部の３箇所におけるビッカース硬さのうち最大値をＨｖｍａｘ、最小値をＨｖｍｉｎとすると、（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／Ｈｖｍｉｎが ０．３以下である 
ことを特徴とする。 
　本発明の第２発明に係る強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板は、 
　上記第１発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｃｒ：０％超２％以下、および、 
　Ｍｏ：０％超２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種 
を含むものである。 
　本発明の第３発明に係る強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板は、
　上記第１または第２発明において、 
　成分組成が、さらに、 
　Ｔｉ：０％超０．２％以下、 
　Ｎｂ：０％超０．２％以下、および、
　Ｖ　：０％超０．２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種 
を含むものである。 
　本発明の第４発明に係る強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板は、 
　上記第１～第３発明のいずれか１つの発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｂ：０％超０．００５％以下 
を含むものである。 
　本発明の第５発明に係る強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板は、
　上記第１～第４発明のいずれか１つの発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｃｕ：０％超５％以下、 
　Ｎｉ：０％超５％以下、および、 
　Ｃｏ：０％超５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種 
を含むものである。 
　本発明の第６発明に係る強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板は、 
　上記第１～第５発明のいずれか１つの発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｃａ：０％超０．０５％以下、 
　ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、 
　Ｍｇ：０％超０．０２％以下、 
　Ｌｉ：０％超０．０２％以下、 
　Ｐｂ：０％超０．５％以下、および、 
　Ｂｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種 
を含むものである。
　本発明によれば、所定の平均粒径を有するベイニティックフェライト＋ポリゴナルフェライト主体の組織において、固溶Ｎ量を確保するとともに、Ｃの含有量とＮの含有量とを所定の関係を満足させることで、冷間加工中における変形抵抗が低減されて、金型の寿命が延長されるとともに、板厚方向の硬さ分布を所定範囲内に制限することで、局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような冷間加工においても、局部割れを発生しにくく、加工後に得られる部品は所定の加工後硬さを確保できる熱延鋼板を提供できるようになった。
実施例において、強冷間加工性を評価するために使用したくさび型圧縮試験装置の概略構成を示す図である。
　以下、本発明に係る熱延鋼板（以下、「本発明鋼板」、あるいは、単に「鋼板」ともいう。）について、さらに詳細に説明する。本発明鋼板は、上記特許文献２に記載された熱間鍛造材とは、Ｎ固溶量を確保するとともに、Ｃ含有量とＮ含有量とを所定の関係を満足させる点で共通するが、Ｃ含有量を高めの範囲まで許容し、組織をベイニティックフェライト－ポリゴナルフェライト－パーライト複相組織とするとともに、ベイニティックフェライト粒を微細化する点、さらには、板厚方向の硬さ分布を所定範囲内に制限する点で異なっている。
〔本発明鋼板の板厚：３～２０ｍｍ〕
　まず、本発明鋼板は、板厚が３～２０ｍｍのものを対象とする。板厚が３ｍｍ未満では、構造体としての剛性が確保できなくなる。一方、板厚が２０ｍｍを超えると、本発明で規定する組織形態を達成することが難しく、所望の効果が得られなくなる。好ましい板厚は４～１９ｍｍである。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
＜Ｃ：０％超０．３％以下＞ 
　Ｃは、鋼板の組織の形成に大きな影響を及ぼす元素であり、組織は、ベイニティックフェライト－ポリゴナルフェライト－パーライト複相組織ではあるが、できるだけパーライトの少ないベイニティックフェライト－ポリゴナルフェライト主体組織とするために、含有量を制限する必要がある元素である。Ｃを過剰に含有させると、鋼板組織中のパーライト分率が上昇し、パーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となるおそれがある。そこで、鋼板中のＣ含有量は、０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２％以下、特に好ましくは０．１５％以下に制限する。ただし、Ｃの含有量が少なすぎると、鋼の溶製中における脱酸が困難になるとともに、冷間加工後の強度、硬さを満たし難くなるので、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００８％以上、特に好ましくは０．００１％以上とする。
＜Ｓｉ：０％超０．５％以下＞
　Ｓｉは、鋼中に固溶することによって鋼板の変形抵抗を増加させるため、極力低減する必要がある元素である。そのため、鋼板中のＳｉ含有量は、変形抵抗の増加を抑制するため、０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下、特に好ましくは０．３％以下に制限する。しかし、Ｓｉの含有量が極端に少ないと、溶製中の脱酸が困難になるとともに、冷間加工後の強度、硬さを満たし難くなるので、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００８％以上、特に好ましくは０．０１％以上とする。
＜Ｍｎ：０．２～１％＞
　Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに鋼材中のＮの含有量を高めた場合、加工中の発熱による動的ひずみ時効によって割れが発生しやすくなるが、いっぽうでＭｎはその時の加工性を向上させ、割れを抑制する効果がある。これらの作用を有効に発揮させるために、鋼材中のＭｎ含有量は０．２％以上、好ましくは０．２２％以上、さらに好ましくは０．２５％以上とする。ただし、Ｍｎ含有量が過剰になると変形抵抗が過大となり、偏析による組織の不均一性が生じるので、１％以下、好ましくは０．９８％以下、さらに好ましくは０．９５％以下とする。 
＜Ｐ：０％超０．０５％以下＞ 
　Ｐは鋼に不可避的に含有される不純物元素であるが、これがフェライトに含有されるとフェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化して変形抵抗の増大の原因となる元素である。そこで、Ｐの含有量は冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
＜Ｓ：０％超０．０５％以下＞ 
　ＳもＰと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。ただし、Ｓ含有量を０にすることは工業上困難である。なお、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
＜Ａｌ：０．０１～０．１％＞
　Ａｌは、製鋼過程において脱酸に有効な元素である。この脱酸の効果を得るために、鋼材中のＡｌ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２％以上とする。ただし、Ａｌの含有量が過剰になると、靭性を低下させ、割れが発生しやすくなるので、０．１％以下、好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０８質量％以下とする。
＜Ｎ：０．００８～０．０２５％＞ 
　Ｎは加工後の静的ひずみ時効によって所定の強度を得るために重要な元素である。そこで、鋼材中のＮ含有量は、０．００８％以上、好ましくは０．００８５％以上、さらに好ましくは０．００９％以上とする。ただし、Ｎの含有量が過剰になると静的ひずみ時効のほか、加工中の動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加して不適であるので、０．０２５％以下、好ましくは０．０２３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下とする。
＜固溶Ｎ：０．００７％以上＞
　そして、鋼板中に固溶Ｎを所定量（以下、「固溶Ｎ量」という。）確保することで、変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができる。冷間加工後に所要の強度を確保するためには、固溶Ｎ量が０．００７％以上必要である。ただし、固溶Ｎ量が過剰になると、冷間加工性が劣化するとともに、加工ひずみへの固溶Ｎの固着量も多くなって、熱延板の板厚方向において硬さ分布が発生しやすくなり、後述する焼鈍条件を適用しても板厚方向の硬さ分布を解消できず、局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような加工により割れが発生しやすくなる。このため、好ましくは０．０３％以下とする。なお、鋼材中のＮの含有量は０．０２５％以下であるので、実質的に固溶Ｎ量は０．０２５％以上になることはない。
　ここで、本発明における固溶Ｎ量は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８に準拠して、鋼材中の全Ｎ量から全Ｎ化合物の量を差し引いて求められる量である。この固溶Ｎ量の実用的な測定法を以下に例示する。
（ａ）不活性ガス融解法－熱伝導度法（全Ｎ量の測定） 
　供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全Ｎ量を求める。
（ｂ）アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法（全Ｎ化合物量の測定） 
　供試材から切り出したサンプルを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全Ｎ化合物量を測定する。用いる１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
　供試材のサンプル約０．５ｇを、この１０％ＡＡ系電解液に溶解させ、生成する不溶解残渣（Ｎ化合物）を、穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物をろ液に合わせる。この溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。さらに、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、吸光光度計を用いて吸光度を測定して全Ｎ化合物量を求める。
　そして、上記（ａ）の方法によって求められた全Ｎ量から、上記（ｂ）の方法によって求められた全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を求めることができる。 
＜ＣとＮの含有量が１０Ｃ＋Ｎ≦３．０の関係を満足＞
　本発明の鋼材において、固溶Ｃは変形抵抗を大きく増加させ、静的ひずみ時効にあまり寄与せず、一方、固溶Ｎは変形抵抗をあまり上昇させずに、静的ひずみ時効を促進させることができるため加工後の硬さを増加させることができる作用を有する。そのため、本発明の鋼材においては、加工中の変形抵抗をあまり上昇させずに、加工後の硬さを増加させるために、Ｃの含有量とＮの含有量とは、１０Ｃ＋Ｎ≦３．０の関係を満足させることが必須であり、好ましくは０．００９≦１０Ｃ＋Ｎ≦２．８、さらに好ましくは０．０１≦１０Ｃ＋Ｎ≦２．５、特に好ましくは０．０１≦１０Ｃ＋Ｎ≦２．０とする。熱延鋼板での結晶粒の微細化および該鋼板の成形性の確保の観点からはＣ含有量および固溶Ｃ量をある程度必要とするが、１０Ｃ＋Ｎ＞３．０では、Ｃおよび／またはＮの量が過剰となり、変形抵抗が過大となる。ここで、上記不等式において、Ｃ含有量の係数をＮ含有量の係数の１０倍としたのは、固溶Ｃは固溶Ｎに比べて同じ含有量でも、本発明の熱延鋼板での強度および変形抵抗を上昇させる度合いが１桁（１０倍）程度大きいことを考慮したものである。
　本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
＜Ｃｒ：０％超２％以下、および、
Ｍｏ：０％超２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
　Ｃｒは結晶粒界の強度を高めることで鋼の変形能を向上させる作用を有する元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒは０．２％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下するおそれがあるため、その含有量は２％以下、さらには１．５％以下、特に１％以下が推奨される。
　また、Ｍｏは、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させる作用を有する元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｏは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０８％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、冷間加工性が劣化するおそれがあるため、その含有量は２％以下、さらには１．５％以下、特に１％以下が推奨される。
＜Ｔｉ：０％超０．２％以下、 
Ｎｂ：０％超０．２％以下、および、
Ｖ：０％超０．２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞ 
　これらの元素はＮとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。しかし、各元素とも上限値を超えて含有させても特性改善効果が得られない。各元素の含有量はそれぞれ、０．２％以下、さらには０．００１～０．１５％、特に０．００２～０．１％が推奨される。
＜Ｂ：０％超０．００５％以下＞ 
　Ｂは、上記Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。そのため、本発明の鋼板がＢを含有する場合、所要の固溶Ｎ量を確保して冷間加工後の強度を向上させることができることから、その含有量は０．００５％以下、さらには０．０００１～０．００３５％、特に０．０００２～０．００２％が推奨される。
＜Ｃｕ：０％超５％以下、 
Ｎｉ：０％超５％以下、および、 
Ｃｏ：０％超５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞ 
　これらの元素は、いずれも鋼材をひずみ時効させ、硬化させる作用があり、加工後強度を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は、それぞれ０．１％以上、さらには０．３％以上含有させることが好ましい。しかし、これらの元素の含有量が過剰であると、鋼材をひずみ時効および硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させるおそれがあるため、それぞれ５％以下、さらには４％以下、特に３％以下が推奨される。
＜Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、 
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、 
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、 
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、 
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および、 
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞ 
　Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃａは、０．０００５％以上、さらには０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０５％以下、さらには０．０３％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
　ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、ＲＥＭは、０．０００５％以上、さらには０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０５％以下、さらには０．０３％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
　なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
　Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｇは、０．０００２％以上、さらには０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０２％以下、さらには０．０１５％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
　Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Ａｌ系酸化物を低融点化して無害化して被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｌｉは、０．０００２％以上、さらには０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０２％以下、さらには０．０１５％以下、特に０．０１％以下が推奨される。 
　Ｐｂは、被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｐｂは０．００５％以上、さらには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、０．５％以下、さらには０．４％以下、特に０．３％以下が推奨される。
　Ｂｉは、Ｐｂと同様に、被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｂｉは０．００５％以上、さらには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、０．５質量％以下、さらには０．４％以下、特に０．３％以下が推奨される。
　次に、本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
　上述したとおり、本発明鋼板は、ベイニティックフェライト－ポリゴナルフェライトパーライト複相組織鋼をベースとするものであるが、特に、ベイニティックフェライト粒のサイズを特定範囲に制御すること、さらには、板厚方向の硬さ分布を制御することを特徴とする。
＜ベイニティックフェライト：５％以上、パーライト：２０％未満、残部：ポリゴナルフェライト＞
　本発明鋼板の組織は、ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとパーライトの複相組織で構成されるものとする。ベイニティックフェライトは、冷間加工中には加工性を高めるとともに、加工後には硬さを高める一方でストレッチャーストレインマークの発生を抑制する作用を有し、これらの作用を有効に発揮させるため、面積率で５％以上、好ましくは１０％以上、さらに好ましくは１５％以上とする。本発明鋼板におけるベイニティックフェライトの面積率の上限は実質的に９０％程度であり、好ましくは８５％、更に好ましくは８０％である。また、パーライトが過剰に存在すると鋼板の成形性を劣化させるので、パーライトは面積率で２０％以下、より好ましくは１９％以下、さらに好ましくは１８％以下、特に好ましくは１５％以下とする。本発明鋼板におけるパーライトの面積率の下限は実質的に０．５％程度であり、好ましくは１％である。残部はポリゴナルフェライトであるが、ポリゴナルフェライトの面積率は５％以上が好ましい。
　なお、本発明鋼板の組織中には、上記組織以外に、セメンタイト相も存在しているが、その面積率は高々１％程度以下と極微量であることから、本明細書中では、ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、パーライトの各面積率は、これら３相の合計面積率が１００％となるように規格化したものと定義した。
＜前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径：３～５０μｍの範囲＞
　ベイニティックフェライト組織を構成するベイニティックフェライトの平均結晶粒径は、鋼板の加工性を向上させるとともに、加工後の表面性状を満足させるため、３～５０μｍの範囲であることが必要である。ベイニティックフェライト粒が細かくなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎるため、その平均結晶粒径は３μｍ以上、好ましくは４μｍ以上、さらに好ましくは５μｍ以上とする。一方、ベイニティックフェライトが粗大化しすぎると、加工後の表面性状が劣化し、また靱性、疲労特性などが劣化するため、その平均結晶粒径は５０μｍ以下、好ましくは４５μｍ以下、さらに好ましくは４０μｍ以下とする。
＜板厚方向の硬さ分布：表面部と、板厚ｔ／４部と、中心部の３箇所におけるビッカース硬さのうち最大値をＨｖｍａｘ、最小値をＨｖｍｉｎとしたとき、（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／Ｈｖｍｉｎを ０．３以下に制限＞
　トランスミッション部品では、複雑形状を有するため、プレス成形や鍛造加工の際、局所的に変形ひずみが極めて高い領域（真ひずみε換算で２程度以上に相当）が存在するが、板厚方向の硬さ分布（強度分布、応力分布）が大きい鋼板では、不均一な塑性変形が生じてしまう。低い加工領域、すなわち低い変形ひずみの領域（εが２程度未満）では、その影響は小さく、問題は生じないが、高いひずみ量の領域（εが２程度以上）では、それにより局所割れを生じてしまう。このようなεが２程度以上の極めて高いひずみ量の領域でも局所割れを発生させないため、板厚方向の硬さ分布として、表面部と、板厚ｔ／４部と、中心部の３箇所におけるビッカース硬さのうち最大値をＨＶｍａｘ、最小値をＨＶｍｉｎとしたとき、（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／Ｈｖｍｉｎを０．３以下、好ましくは０．２以下、さらに好ましくは０．１５以下に制限する。 
　ここで、従来の熱延鋼板で板厚方向に硬さ分布が発生する機構については以下のように想定される。すなわち、板厚の厚い熱延鋼板で、板厚方向に硬さ分布が発生する原因としては、熱間圧延過程で不可避的に生じる表面部と中心部での加工度合いの差、表面部と中心部の加工温度の差（加工発熱含む）があり、さらに、コイル冷却過程での相変態、残留応力の発生なども影響している。また本発明の合金成分では、固溶Ｎ量を多く含むため、加工ひずみが大きい領域へのＮの固着作用により、そのような加工ひずみの大きい領域の硬さが上昇してしまうことも影響する。このように複数の複雑な要因により板厚方向の硬さ分布が発生し、板厚方向に強度のばらつきが生じやすい。
　そこで、本発明鋼板は、熱延上がり板を、後述する推奨条件でバッチ焼鈍することにより、板厚方向での硬さ分布を小さくすることで得ることができる。
〔各相の面積率の測定方法〕
　上記各相の面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により５視野撮影し、ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの各比率を点算法で求めることができる。
　ここで、ベイニティックフェライトは、ベイナイト（上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを総称したもの）組織中に存在する、結晶粒の形状が長軸化したフェライト粒であって（古原 忠，「鉄鋼のベイナイト組織の定義」－現状の理解－，熱処理第５０巻第１号，平成２２年２月，ｐ．２２－２７参照）、アスペクト比（長軸／短軸の比）が２以上のものと定義する。また、ポリゴナルフェライトは、結晶粒の形状が等軸状のフェライト粒であって、アスペクト比（長軸／短軸の比）が２未満のものと定義する。
〔平均結晶粒径の測定方法〕 
　上記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径については、以下のようにして測定することができる。すなわち、最表層部、板厚１／４部、板厚中心部の３箇所にそれぞれ存在するベイニティックフェライトの結晶粒径を測定する。ベイニティックフェライト粒子１個の粒径については、各測定箇所の圧延方向の側面部をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により該当部位を５視野撮影し、ベイニティックフェライトの結晶粒を画像解析による重心直径により、平均結晶粒径とした。 
〔板厚方向の硬さ分布の測定方法〕
　熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚方向断面において、表面部（板表面から４００μｍ深さの位置）、板厚１／４部、および板厚中心部の各箇所で、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、荷重：５０ｇ、測定回数：５回の条件でビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、それぞれの平均を各箇所におけるビッカース硬さとした。
　そして、これら３箇所におけるビッカース硬さのうち最大値Ｈｖｍａｘと最小値Ｈｖｍｉｎを求め、（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／Ｈｖｍｉｎを算出した。
　次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
　本発明鋼板の製造は、上記成分組成を有する原料鋼を所望の板厚に成形できる方法であれば、いずれの方法にしたがって行ってもよい。例えば、以下に示す条件にて、転炉で上記成分組成を有する溶鋼を調製し、これを造塊または連続鋳造によりスラブしてから所望板厚の熱延鋼板に圧延することによって行うことができる。
［溶鋼の調製］
　溶鋼中のＮの含有量については、転炉での溶製の際に、溶鋼にＮ化合物を含む原料を添加すること、および／または、転炉の雰囲気をＮ２雰囲気に制御することにより調整することができる。
［加熱］
　熱間圧延前の加熱は１１００～１３００℃で行う。この加熱では、Ｎ化合物を生成せずに、なるべく多くのＮを固溶させるために、高温の加熱条件が必要である。加熱温度の好ましい下限は１１００℃、さらに好ましい下限は１１５０℃である。一方、１３００℃を超える温度は操業上困難である。
［熱間圧延］
　熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８８０℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト（ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトを総称したもの）中の析出炭化物が粗大化し、疲労強度が劣化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してベイニティックフェライトの粒径をある程度大きくするため、９００℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、１０００℃とする。
　本発明の熱延鋼板の板厚は３～２０ｍｍであるが、ベイニティックフェライト結晶粒を微細化して、その平均結晶粒径を所定の粒径範囲に制御するために、上記の圧延温度の制御だけでなく、仕上げ圧延のタンデム圧延の最終圧下率を１５％以上とすることが必要である。通常、仕上げ圧延は、５～７パスのタンデム圧延を実施するが、板のカミ込み制御の観点でパススケジュールが設定され、最終圧下率は、１２～１３％程度までである。上記最終圧下率は、好ましくは１６％以上、より好ましくは１７％以上である。上記最終圧下率は、２０％、３０％と高いほど、結晶粒をより微細化する効果が得られるが、圧延制御の観点で上限は３０％程度に規定される。
［熱延後の急冷］
　上記仕上げ圧延終了後、５ｓ以内に２０℃／ｓ以上の冷却速度（第１急冷速度）で急冷し、５５０℃以上６５０℃未満の温度（急冷停止温度）で急冷を停止する。所定の相分率のベイニティックフェライト－ポリゴナルフェライト－パーライト複相組織を得るためである。冷却速度（急冷速度）が２０℃／ｓ未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が５５０℃未満ではベイナイト変態が抑制され、いずれも所定の相分率のベイニティックフェライト－ポリゴナルフェライト－パーライト鋼を得るのが困難になり、冷間加工性や加工後の表面品質が劣化する。一方、急冷停止温度が６５０℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、疲労強度が劣化する。急冷停止温度は、好ましくは５６０～６４０℃、さらに好ましくは５８０～６２０℃である。 
［急冷停止後の緩冷］
　上記急冷停止後、放冷または空冷により１０℃／ｓ以下の冷却速度（緩冷速度）で５～２０ｓ緩冷する。これによりポリゴナルフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が１０℃／ｓを超え、または、緩冷時間が５ｓ未満では、ポリゴナルフェライトの形成量が不足する。一方、緩冷時間が２０ｓを超えると析出炭化物が粗大化せず、疲労強度が劣化する。
［緩冷後の急冷、巻取り］
　上記緩冷後、再度２０℃／ｓ以上の冷却速度（第２急冷速度）で急冷し、５００～６００℃で巻き取る。ベイニティックフェライト＋ポリゴナルフェライト主体の組織にすることで、冷間加工性を確保するためである。冷却速度（第２急冷速度）が２０℃／ｓ未満、または、巻取り温度が６００℃超では、パーライトが多く形成されて冷間加工性が劣化し、一方５００℃未満では、ベイニティックフェライトの形成量が不足して加工後の表面品質性が劣化する。
［熱延後のバッチ焼鈍］
　熱間圧延後、板厚方向の硬さ分布を上記所定範囲内に制限するために、熱延上がり板（熱延コイル）を以下の条件でバッチ焼鈍を行う。
　すなわち、本バッチ焼鈍は、表面スケールの生成や脱炭を抑制するため、Ｈ２：１５～２０容積％の雰囲気下で、鋼板を室温から４００℃以上Ａｃ１以下まで加熱した後、１ｈ以上１５ｈ以下保持して行う。
　なお、保持温度および保持時間は、熱延上がり板の板厚やコイルのサイズにより異なるが、要求される冷間加工度合いに対応して必要とされる板厚方向の硬さ分布の制限度合い、コイル内温度の均一性によって適宜選択される。
　この熱処理により、熱延時に発生した残留応力を除去し、軟化させたり、ひずみを少なくしたりするとともに、固着Ｎ元素の開放、炭化物の球状化を促進するとともに、微細ラメラを、オーステナイト中に溶解させることにより、板厚方向の硬さ分布を小さくする。上記バッチ焼鈍後は、鋼板を６００℃まで１０℃／ｈ以下の速度で冷却し、これにより炭化物の球状化を促進させる。次いで６００～４００℃までは、１５℃／ｈ以下の速度で冷却するが、これはコイル内を均一に冷却することによりコイルつぶれなどの形状を安定化させるためである。その後、４００℃以下では、コイル内の温度分布が均一に冷却できるのであれば、水冷等により高い冷却速度（５０～１００℃／ｈ程度以上など）で冷却してよい。
　バッチ焼鈍の保持温度は、４００℃未満では上記の効果は小さく、一方Ａｃ１点を超えると組織が変化してしまう。保持温度は、より好ましくは４５０～６５０℃、特に好ましくは５００～６００℃である。
　保持時間は、１時間未満では上記の効果は小さく、一方１５時間を超えると効果は飽和してしまい、生産性を阻害するとともに、表面スケールが生じやすくなり好ましくない。保持時間は、より好ましくは２～１４ｈ、特に好ましくは３～１２ｈである。 
　以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　下記表１に示す成分組成の鋼を真空溶解法により溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットに鋳造し、これを下記表２および表３に示す条件にて、熱間圧延した後にさらにバッチ焼鈍を施し熱延鋼板を作製した。なお、いずれの試験においても、仕上げ圧延終了後における急冷停止までの冷却速度は２０℃／ｓ以上であり、急冷停止後の冷却は１０℃／ｓ以下の冷却速度で５～２０ｓ緩冷する条件であり、さらにバッチ焼鈍後は、６００℃までは１０℃／ｈ以下、６００～４００℃までは１５℃／ｈ以下の各冷却速度で冷却し、４００℃以下は水冷を行った。
　このようにして得られた熱延鋼板について、固溶Ｎ量、鋼板中組織の各相の面積率、ベイニティックフェライトの平均結晶粒径、および、板厚方向の硬さ分布を、上記［発明を実施するための形態］のところで説明した各測定方法により求めた。
　また、上記熱延鋼板について、以下のようにして、強冷間加工性と、加工後の硬さを評価した。
（強冷間加工性の評価）
　局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような冷間加工における加工性（強冷間加工性）を評価するために、試験片の表面部に導入される加工ひずみ量が真ひずみ換算で４以上となるような試験として、８０トンプレス試験機にて、図１に概略構成を示すように、円柱状の試験片およびくさび型の治具を用いて、くさび型圧縮試験（圧縮速度１ｍｍ／秒で、試験片直径の８０％圧下）を行った。なお、試験片としては、上記熱延鋼板から、板厚が１０ｍｍ以上の場合は直径１０ｍｍに、板厚が１０ｍｍ未満の場合は板厚を直径とするように、円柱状に切り出したものを用いた。
　なお、本圧縮試験に先立ち、鍛造解析ソフトウェア：ＦＯＲＧＥ（ＴＲＡＮＳＶＡＬＯＲ社製）を用いて、上記圧縮試験の８０％圧下時における、試験片中の真ひずみ量の分布を計算することにより、試験片の表面部のうち、圧縮治具のＲ部で圧縮される部位の表面から深さ１００μｍの位置で真ひずみεが４以上となることを確認している。
　そして、上記くさび型圧縮試験後の試験片を目視観察することにより、以下の評価基準で強冷間加工性を評価し、○の場合を合格とした。
○：試験片に割れ発生せず 
△：試験片の表面に微小割れ発生 
×：試験片に割れ発生 
（加工後の硬さの評価）
　また、加工後の硬さの評価として、上記くさび型圧縮試験後の試験片の、圧縮治具により圧縮された部位の表面中央部を、ビッカース硬さ試験機を用いて荷重：５００ｇ、測定回数：５回の条件でビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、その平均を加工後硬さとし、２５０Ｈｖ以上のものを合格とした。
　これらの測定結果を下記表４～６に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表４～６に示すように、鋼Ｎｏ．１－２～１－６、２、３、７～１４、２５～２８はいずれも、本発明の成分組成規定の要件を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、強冷間加工性および加工後硬さはいずれも合格基準を満たしており、冷間加工において極めて高いひずみを生じるような加工中は良好な強冷間加工性を示しつつ、加工後は所定の硬さ（強度）を示す熱延鋼板が得られることが確認できた。
　これに対し、鋼Ｎｏ．１－１、１－７～１－１０、４～６、１５～２４、２９は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼であり、強冷間加工性および加工後硬さのうち少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。
　例えば、鋼Ｎｏ．１－１は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後にバッチ焼鈍を施しておらず、板厚方向の硬さ分布が拡大し、少なくとも強冷間加工性が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１－７は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後のバッチ焼鈍の保持温度が推奨範囲を外れて低すぎ、板厚方向の硬さ分布が拡大し、少なくとも強冷間加工性が劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．１－８は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後のバッチ焼鈍の保持温度が推奨範囲を外れて高すぎ、加工後硬さが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１－９は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後のバッチ焼鈍の保持時間が推奨範囲を外れて長すぎ、加工後硬さが劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．１－１０は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後のバッチ焼鈍の保持時間が推奨範囲を外れて短すぎ、板厚方向の硬さ分布が拡大し、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．４は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延前の加熱温度が推奨範囲を外れて低すぎ、固溶N量が不足し、加工後硬さが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．５は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後の板厚が規定範囲を外れて大きすぎ、ベイニティックフェライトが不足する一方粗大化し、加工後硬さが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．６は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延時の最終圧下率が推奨範囲を外れて小さすぎ、ベイニティックフェライトが不足する一方粗大化し、加工後硬さが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１５（鋼種ｊ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｎ含有量が低すぎ、加工後硬さが劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．１６（鋼種ｋ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｎ含有量が高すぎ、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１７（鋼種ｌ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｃ含有量が高すぎるとともに１０Ｃ＋Ｎ≦３．０の要件を満たさず、パーライトが過剰に形成され、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１８（鋼種ｍ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｓｉ含有量が高すぎ、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１９（鋼種ｎ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が低すぎ、加工後硬さが劣っている。 
　 一方、鋼Ｎｏ．２０（鋼種ｏ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が高すぎ、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２１（鋼種ｐ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｐ含有量が高すぎ、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２２（鋼種ｑ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ｓ含有量が高すぎ、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２３（鋼種ｒ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が低すぎ、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．２４（鋼種ｓ）は、熱延時の最終圧下率以外の製造条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が高すぎ、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．２９（鋼種ｘ）は、製造条件は推奨範囲にあるものの、１０Ｃ＋Ｎ≦３．０の要件を満たさず、少なくとも強冷間加工性が劣っている。 
　以上より、本発明の適用性が確認できた。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年４月１８日出願の日本特許出願（特願２０１４－０８６７４７）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の熱延鋼板は、冷間加工中は良好な加工性を示しつつ、加工後は所定の硬さを示し、特に自動車用の各種部品、例えばギヤなどのトランスミッション部品やケース等に用いられる鋼材として有用である。

Claims (2)

  1. 　板厚が３～２０ｍｍであり、 
    　成分組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０％超０．３％以下、 
    　Ｓｉ：０％超０．５％以下、 
    　Ｍｎ：０．２～１％、 
    　Ｐ　：０％超０．０５％以下、 
    　Ｓ　：０％超０．０５％以下、 
    　Ａｌ：０．０１～０．１％、 
    　Ｎ　：０．００８～０．０２５％、 
    残部は鉄および不可避的不純物からなり、 
    　固溶Ｎ：０．００７％以上、かつ、 
    　ＣとＮの含有量が１０Ｃ＋Ｎ≦３．０の関係を満足し、 
    　組織が、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライト：５％以上、パーライト：２０％未満、残部：ポリゴナルフェライトであり、 
    　前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が３～５０μｍの範囲であり、 
    　板厚方向の硬さ分布が、表面部と、ｔを板厚としたときｔ／４部と、中心部の３箇所におけるビッカース硬さのうち最大値をＨｖｍａｘ、最小値をＨｖｍｉｎとすると、（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）／Ｈｖｍｉｎが ０．３以下である 
    ことを特徴とする強冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板。
  2. 　成分組成が、さらに下記（ａ）～（ｅ）の少なくとも一つを含有する請求項１記載の熱延鋼板。
    （ａ）質量％で、Ｃｒ：０％超２％以下、および、Ｍｏ：０％超２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種 
    （ｂ）質量％で、Ｔｉ：０％超０．２％以下、Ｎｂ：０％超０．２％以下、および、Ｖ：０％超０．２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種 
    （ｃ）質量％で、Ｂ：０％超０．００５％以下 
    （ｄ）質量％で、Ｃｕ：０％超５％以下、Ｎｉ：０％超５％以下、および、Ｃｏ：０％超５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｅ）質量％で、Ｃａ：０％超０．０５％以下、ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、Ｍｇ：０％超０．０２％以下、Ｌｉ：０％超０．０２％以下、Ｐｂ：０％超０．５％以下、および、Ｂｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
     
     
     
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