[go: up one dir, main page]

WO2019044970A1 - 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法 - Google Patents

浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2019044970A1
WO2019044970A1 PCT/JP2018/032111 JP2018032111W WO2019044970A1 WO 2019044970 A1 WO2019044970 A1 WO 2019044970A1 JP 2018032111 W JP2018032111 W JP 2018032111W WO 2019044970 A1 WO2019044970 A1 WO 2019044970A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
carbides
carburizing
steel sheet
present
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2018/032111
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
由梨 戸田
匹田　和夫
元仙 橋本
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.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to MX2019004706A priority Critical patent/MX2019004706A/es
Priority to JP2019518330A priority patent/JP6583588B2/ja
Priority to CN201880004175.6A priority patent/CN109983145B/zh
Priority to KR1020197012075A priority patent/KR102219032B1/ko
Priority to US16/346,461 priority patent/US10934609B2/en
Priority to BR112019008336-7A priority patent/BR112019008336A2/pt
Priority to EP18851855.9A priority patent/EP3521477A4/en
Publication of WO2019044970A1 publication Critical patent/WO2019044970A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold 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
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/32—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for carburizing and a method of manufacturing a steel plate for carburizing.
  • the "extreme deformability” is a physical property value given by the natural logarithm of the cross-sectional shrinkage at the fracture portion of the tensile test piece, and is known to have a positive correlation with the hole expansibility. From this point of view, various techniques have been proposed in recent years.
  • Patent Document 1 a technique is proposed in which the structure of a hot-rolled steel sheet is composed of ferrite and pearlite, and then spheroidizing annealing is performed to spheroidize the carbide.
  • Patent Document 2 after controlling the grain size of carbides, the ratio of the number of carbides in ferrite grain boundaries to the number of carbides in ferrite grains is controlled, and further, the crystal grains of ferrite as a matrix phase There has been proposed a technique for improving the impact characteristics of a member after carburizing by controlling the diameter.
  • the cold workability is controlled by further controlling the aspect ratio of the ferrite after controlling the grain size and aspect ratio of the carbide and the crystal grain size of the ferrite which is the matrix. Techniques to improve have been proposed.
  • Patent No. 3094856 International Publication No. 2016/190370 International Publication No. 2016/148037
  • the mechanical structure parts as described above are required to be hardenable in order to increase the strength. That is, in order to form a member having a complicated shape by cold working, it is required to secure hole expandability (that is, to realize excellent ultimate deformability) while maintaining hardenability. .
  • an object of the present invention is to provide a steel plate for carburizing steel exhibiting a superior ultimate deformability before carburizing and a method for producing the same. .
  • the present inventors diligently studied about the method of solving the above-mentioned subject. As a result, as described in detail below, while appropriately controlling the X-ray random strength ratio of the predetermined orientation group in the ferrite crystal grains by controlling the texture of the ferrite in the hot-rolled steel plate, the hardenability is maintained With the idea that it is possible to improve the hole expansibility (that is, to impart excellent ultimate deformability), the present invention has been completed.
  • the gist of the present invention completed based on this idea is as follows.
  • Al 0.0002% or more and 3.0% or less
  • N 0.2% or less
  • the average ratio of the X-ray random strength ratio of the orientation group is 7.0 or less
  • the average equivalent circle diameter of the carbide is 5.0 ⁇ m or less
  • the proportion of the number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less is A steel sheet for carburizing steel, which is 80% or more with respect to total carbides, and the number ratio of carbides present in ferrite grains is 60% or more with respect to all carbides.
  • [3] 1 part or less of Sn: 1% or less, W: 1.0% or less, Ca: 0.01% or less, REM: 0.3% or less, in mass%, in place of the remaining part of Fe
  • the steel sheet on which the above is applied is defined by the following formula (1) at an average heating rate of 5.degree. C./h to 100.degree. C./h. heated to a temperature range of less than 1 point, annealing treatment for holding 10h or 100h following temperature range below the Ac 1 point
  • a method of manufacturing a steel sheet for carburizing comprising the steps of: performing an annealing step of setting the average cooling rate in the temperature range from the temperature at the end of annealing to 550 ° C. to 5 ° C./h to 100 ° C./h .
  • [X] represents content (unit: mass%) of the element X, and when not containing an applicable element, suppose that zero is substituted.
  • the inventors of the present invention have conducted the above-mentioned tissue control, and further focus on the improvement of the hole expansibility by controlling the texture of the parent phase ferrite, and investigate in detail the effects of the texture control. And studied. As a result, it has been found that by controlling the X-ray random intensity ratio of a specific crystal orientation group, the hole expansibility is dramatically improved.
  • the inventors set the average value of the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of ferrite crystal grains to 7.0 or less. By controlling, it has been found that the hole expandability is dramatically improved. The reason why the above-mentioned X-ray random intensity ratio of crystal orientation groups is important for hole expandability is not necessarily clear, but it is presumed to be related to the susceptibility to cracking when expanding holes. Be done.
  • the holes are further expanded by controlling the X-ray random strength ratio of a specific crystal orientation group in ferrite crystal grains. Succeeded in dramatically improving sex.
  • the present inventors came to the idea that the X-ray random intensity ratio of a specific crystal orientation group in ferrite crystal grains can be controlled by controlling the finish rolling conditions in the hot rolling step.
  • the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups are crystal grains of ferrite formed upon phase transformation from unrecrystallized austenite. Therefore, the formation of these specific crystal orientation groups can be reduced by promoting recrystallization of austenite by controlling the finish rolling conditions, and as a result, ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 in ferrite crystal grains. It has been found that it is possible to control the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 110> orientation group to 7.0 or less.
  • the improvement of the hole expansibility by controlling the X-ray random strength ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups in the ferrite crystal grains to 7.0 or less is a steel plate with high hardenability.
  • the hole expansibility is significantly improved. Therefore, it becomes possible to improve hole expansibility, maintaining hardenability by structure control as outlined above. Thereby, it is possible to obtain a steel plate for carburizing which has both of the hardenability and the hole expandability.
  • a carburizing steel plate and a method for manufacturing the same according to an embodiment of the present invention have been completed based on the above-described findings. Below, the steel plate for carburization concerning this embodiment completed based on this knowledge, and its manufacturing method are explained in detail.
  • the steel plate for carburizing according to the present embodiment has a predetermined chemical component as described in detail below.
  • the average value of the X-ray random intensity ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of ferrite crystal grains is 7.0 or less
  • the average circle equivalent diameter of the carbides is 5.0 ⁇ m or less
  • the number ratio of the carbides having an aspect ratio of 2.0 or less is 80% or more to all the carbides, and the carbides present in the ferrite crystal grains It has a specific microstructure in which the proportion by number is 60% or more of the total carbides.
  • C is an element necessary to secure the strength of the central portion of the thickness of the finally obtained carburized member.
  • C is an element which is dissolved in the grain boundaries of ferrite to increase the strength of the grain boundaries and contributes to the improvement of the hole expansibility.
  • the content of C is set to 0.02% or more.
  • the content of C is preferably 0.05% or more.
  • the C content is less than 0.30%.
  • the content of C is preferably 0.20% or less. Further, in consideration of the balance between the hole expandability and the hardenability, the content of C is more preferably 0.10% or less.
  • Si silicon
  • Si is an element which acts to deoxidize molten steel to make the steel sound.
  • the content of Si is set to 0.005% or more.
  • the content of Si is preferably 0.01% or more.
  • Si dissolved in carbide stabilizes the carbide, the average equivalent circle diameter of the carbide exceeds 5.0 ⁇ m, and the hole expansibility is impaired.
  • the content of Si is less than 0.5%.
  • the content of Si is preferably less than 0.3%.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • Mn is an element having a function of deoxidizing molten steel to make the steel sound.
  • the content of Mn is 0.01% or more.
  • the content of Mn is preferably 0.1% or more.
  • Mn dissolved in carbide stabilizes the carbide and the average equivalent circle diameter of the carbide exceeds 5.0 ⁇ m, and the hole expansibility deteriorates.
  • the content of Mn is less than 3.0.
  • the content of Mn is preferably less than 2.0%, more preferably less than 1.0%.
  • P phosphorus
  • P is an element which segregates in grain boundaries of ferrite to deteriorate the hole expansibility.
  • the content of P is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the content of P is not particularly limited. However, if the content of P is reduced to less than 0.0001%, the de-P cost increases significantly, which is economically disadvantageous. Therefore, on the practical steel plate, the content of P is substantially lower than 0.0001%.
  • S sulfur
  • S is an element that forms inclusions and degrades the hole expansibility.
  • the content of S exceeds 0.1%, coarse inclusions are generated to reduce the hole expansibility. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the content of S is 0.1% or less.
  • the content of S is preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the lower limit of the content of S is not particularly limited. However, if the S content is reduced to less than 0.0005%, the de-S cost increases significantly, which is economically disadvantageous. Therefore, 0.0005% of the content of S is a practical lower limit on a practical steel plate.
  • Al (aluminum) is an element which acts to deoxidize the molten steel to make the steel sound. If the content of Al is less than 0.0002%, the molten steel can not be sufficiently deoxidized. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the content of Al (more specifically, the content of sol. Al) is set to 0.0002% or more.
  • the content of Al is preferably 0.0010% or more.
  • the content of Al is 3.0% or less.
  • the content of Al is preferably 2.5% or less, more preferably 1.0% or less, still more preferably 0.5% or less, and still more preferably 0.1% or less.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an impurity element and is an element which forms a nitride to inhibit the hole expansibility.
  • the content of N exceeds 0.2%, coarse nitrides are formed and the hole expansibility is significantly reduced. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the content of N is 0.2% or less.
  • the content of N is preferably 0.1% or less, more preferably 0.02% or less, and still more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the content of N is not particularly limited. However, if the content of N is reduced to less than 0.0001%, the de-N cost increases significantly, which is economically disadvantageous. Therefore, on the practical steel plate, the content of N is substantially lower than 0.0001%.
  • Cr 0.005% or more and 3.0% or less
  • Cr Cr (chromium) is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the case of a steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the hole expansibility by refining the ferrite crystal grains. Is an element that Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Cr may be contained as needed. When Cr is contained, it is preferable to make the content of Cr 0.005% or more in order to obtain the effect of further improving the hole expansibility. The content of Cr is more preferably 0.010% or more.
  • the content of Cr is preferably 3.0% or less in order to obtain the effect of further improving the hole expansibility.
  • the content of Cr is more preferably 2.0% or less, still more preferably 1.5% or less.
  • Mo mobdenum
  • Mo mobdenum
  • Mo is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the hole expansibility by refining the ferrite crystal grains. Is an element that Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Mo may be contained as needed. When Mo is contained, it is preferable to make the content of Mo 0.005% or more in order to obtain the effect of further improving the hole expansibility.
  • the content of Mo is more preferably 0.010% or more. Further, in consideration of the influence of the formation of carbides and nitrides, the content of Mo is preferably 1.0% or less in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of Mo is more preferably 0.8% or less.
  • Ni 0.010% or more and 3.0% or less
  • Ni Ni (Nickel) is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the hole expansibility by refining the ferrite crystal grains. Is an element that Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Ni may be contained as needed. When Ni is contained, it is preferable to make the content of Ni 0.010% or more in order to obtain a further improvement effect of the hole spreading property. The content of Ni is more preferably 0.050% or more.
  • the content of Ni is preferably 3.0% or less in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of Ni is more preferably 2.0% or less, still more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • Cu (copper) is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the hole expansibility by refining the ferrite crystal grains. Is an element that Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Cu may be contained as needed.
  • Cu in order to acquire the further improvement effect of hole spreading property, it is preferable to make content of Cu into 0.001% or more.
  • the content of Cu is more preferably 0.010% or more. Further, in consideration of the influence of Cu segregating at grain boundaries, the content of Cu is preferably 2.0% or less in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of Cu is more preferably 0.80% or less.
  • Co is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the case of a steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the hole expandability by refining the ferrite crystal grains. Is an element that Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Co may be contained as needed. When Co is contained, it is preferable to make the content of Co 0.001% or more in order to obtain a further improvement effect of the hole spreading property.
  • the content of Co is more preferably 0.010% or more.
  • the content of Co is preferably 2.0% or less in order to obtain a further improvement effect on the hole expansibility.
  • the content of Co is more preferably 0.80% or less.
  • Nb (niobium) is an element which contributes to the further improvement of the hole expandability by refining the ferrite crystal grains. Therefore, in the steel plate for carburizing according to the present embodiment, Nb may be contained as needed.
  • the content of Nb is preferably made 0.010% or more in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of Nb is more preferably 0.035% or more.
  • the content of Nb is preferably 0.150% or less in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of Nb is more preferably 0.120% or less, still more preferably 0.100% or less.
  • Ti is an element which contributes to the further improvement of the hole expandability by refining the ferrite crystal grains. Therefore, in the steel plate for carburizing according to the present embodiment, Ti may be contained as needed. When Ti is contained, it is preferable to make the content of Ti 0.010% or more in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of Ti is more preferably 0.035% or more. Further, in consideration of the influence of the formation of carbides and nitrides, the content of Ti is preferably 0.150% or less in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of Ti is more preferably 0.120% or less, still more preferably 0.100% or less, still more preferably 0.050% or less, still more preferably 0.020% or less is there.
  • V vanadium
  • V vanadium
  • the content of V is preferably 0.0005% or more in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of V is more preferably 0.0010% or more.
  • the content of V is preferably 1.0% or less in order to obtain the effect of further improving the hole expansibility.
  • the content of V is more preferably 0.80% or less, still more preferably 0.10% or less, and still more preferably 0.080% or less.
  • B is an element that improves the strength of the grain boundaries by segregating in the grain boundaries of ferrite and further improves the hole expansibility. Therefore, in the steel plate for carburizing according to the present embodiment, B may be contained as needed.
  • the content of B is preferably set to 0.0005% or more in order to obtain a further improvement effect of the hole expansibility.
  • the content of B is more preferably 0.0010% or more.
  • the content of B is preferably 0.01% or less.
  • the content of B is more preferably 0.0075% or less, still more preferably 0.0050% or less, and still more preferably 0.0020% or less.
  • Sn (tin) is an element that acts to deoxidize the molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Sn may be contained with the upper limit being 1.0%, as necessary. The content of Sn is more preferably 0.5% or less.
  • W (tungsten) is an element which acts to deoxidize the molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, W may be contained with an upper limit of 1.0% as necessary. The content of W is more preferably 0.5% or less.
  • Ca (calcium) is an element that acts to deoxidize the molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Ca may be contained, with the upper limit being 0.01%, if necessary. The content of Ca is more preferably 0.006% or less.
  • REM 0.3% or less
  • REM rare earth metal
  • REM is an element which acts to deoxidize molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, REM may be contained, with the upper limit being 0.3%, if necessary.
  • REM is a general term for a total of 17 elements which consist of Sc (scandium), Y (yttrium), and the element of a lanthanoid series, and content of REM means the total amount of the said element.
  • REM is often contained using a misch metal, but in addition to La (lanthanum) and Ce (cerium), elements of a lanthanoid series may be contained in a composite. Also in such a case, the steel plate for carburizing according to the present embodiment exhibits excellent ultimate deformability. Further, even if the metal REM such as the metal La or Ce is contained, the steel sheet for carburizing according to the present embodiment exhibits excellent ultimate deformability.
  • the rest Fe and impurities
  • the balance of the component composition at the center of the plate thickness is Fe and impurities.
  • the impurities include elements which are mixed from steel raw materials or scraps and / or unavoidably mixed in the steel making process and which do not impair the characteristics of the steel sheet for carburizing according to the present embodiment.
  • the microstructure of the steel plate for carburizing according to the present embodiment is substantially composed of ferrite and carbide. More specifically, in the microstructure of the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the area ratio of ferrite is, for example, in the range of 80 to 95%, and the area ratio of carbide is, for example, in the range of 5 to 20%. And the total area ratio of ferrite and carbide does not exceed 100%.
  • the area ratio of ferrite and carbide as described above is measured using a sample taken with the cross section perpendicular to the width direction of the carburizing steel sheet as the observation surface.
  • the length of the sample may be about 10 mm to 25 mm depending on the measuring device.
  • the sample is nital etched after polishing the observation surface.
  • the plate thickness 1/4 position meaning the position of 1/4 of the thickness of the steel plate in the thickness direction of the steel plate from the surface of the steel plate for carburizing
  • the plate thickness 3/8 position the range of 1/2 thickness position is observed with a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL).
  • the observation range of each sample is observed in 10 fields of view in a range of 2500 ⁇ m 2 , and in each field of view, the ratio of the area occupied by ferrite and carbide in the field of view is measured. Then, the average value of the proportion of the area occupied by ferrite in the entire visual field and the average value of the proportion of the area occupied by the carbide in the entire visual field are respectively the area proportion of ferrite and the area proportion of the carbide.
  • the carbides in the microstructure according to this embodiment are mainly iron-based carbides such as cementite (Fe 3 C) which is a compound of iron and carbon, and ⁇ -based carbides (Fe 2 to 3 C).
  • the carbides in the microstructure are compounds obtained by replacing Fe atoms in cementite with Mn, Cr, etc. in addition to the above-described iron-based carbides, alloy carbides (M 23 C 6 , M 6 C, MC, etc.) M may include Fe and other metal elements, or metal elements other than Fe.
  • Most of the carbides in the microstructure according to the present embodiment are composed of iron-based carbides.
  • the number may be the total number of various carbides as described above, or only the number of iron-based carbides. May be That is, as described in detail below, various proportions of the number of carbides may be those having various carbides including iron-based carbides as a population, or only iron-based carbides as a population. May be Iron-based carbides can be identified using, for example, difraction analysis or EDS (Energy dispersive X-ray spectrometry) on a sample.
  • EDS Electronic dispersive X-ray spectrometry
  • the present inventors also found that the crystal orientation of ferrite also greatly affects the hole expansibility.
  • deformation progresses due to the orientation rotation of the crystal grains of ferrite.
  • cracks can not be generated from the grain boundaries without resisting the deformation. Therefore, it has become clear that it is possible to improve the hole expansibility by controlling the amount of crystal grains that are hard to rotate in orientation.
  • the reason for limitation of the microstructure which comprises the steel plate for carburization concerning this embodiment is explained in detail.
  • the average value of the X-ray random intensity ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of ferrite crystal grains is 7.0 or less.
  • the average value of the X-ray random intensity ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of ferrite crystal grains is 7.0 or less, good hole expansion It became clear that you could get sex.
  • the average value of the above-mentioned X-ray random strength ratio exceeds 7.0, generation of cracks is promoted at the time of hole expansion, and good hole expansibility can not be obtained.
  • the average value of the X-ray random strength ratio is set to 7.0 or less.
  • the average value of the X-ray random intensity ratio is preferably 5.5 or less in order to further improve the ultimate deformability.
  • the lower limit of the X-ray random intensity ratio is not particularly limited, but in consideration of the current general continuous hot rolling process, 0.5 is the lower limit of the substance.
  • the orientation perpendicular to the plate surface is represented by [hkl] or ⁇ hkl ⁇
  • the orientation parallel to the rolling direction is represented by (uvw) or ⁇ uvw>.
  • ⁇ Hkl ⁇ and ⁇ uvw> are generic terms for equivalent surfaces.
  • the main orientations included in ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of ferrite crystal grains are ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 335 ⁇ ⁇ 110>, and ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>.
  • a sample is cut out of a carburized steel sheet so that a cross section (plate thickness cross section) perpendicular to the surface can be observed.
  • the length of the sample may be about 10 mm to 25 mm depending on the measuring device.
  • the 1/4 position of the thickness of the sample is measured at a measurement interval of 0.1 ⁇ m by using Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) to obtain crystal orientation information.
  • EBSD Electron Back Scattering Diffraction
  • EBSD analysis uses, for example, an apparatus configured of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC type 5 detector manufactured by TSL), and an electron beam acceleration voltage of 15 kV to 25 kV , At an analysis speed of 200 to 300 points / second.
  • JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • DVC type 5 detector DVC type 5 detector manufactured by TSL
  • an electron beam acceleration voltage 15 kV to 25 kV
  • the carbide in the present embodiment is mainly composed of iron-based carbides such as cementite (Fe 3 C) and ⁇ -based carbides (Fe 2 to 3 C).
  • Fe 3 C cementite
  • ⁇ -based carbides Fe 2 to 3 C
  • the lower limit of the number ratio of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less among all carbides is set to 80%.
  • the proportion of the number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less among all the carbides is preferably 85% or more for the purpose of further improving the hole expansibility.
  • the upper limit of the proportion of the number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less among all the carbides is not particularly limited. However, since it is difficult to achieve 98% or more in actual operation, 98% is a practical upper limit.
  • the proportion of the number of carbides present in ferrite grains among the total carbides is preferably 65% or more for the purpose of further improving the hole expansibility.
  • the upper limit of the proportion of the number of carbides present in the ferrite crystal grains among all the carbides is not particularly limited. However, since it is difficult to achieve 98% or more in actual operation, 98% is a practical upper limit.
  • the average equivalent circle diameter of carbides needs to be 5.0 ⁇ m or less.
  • the average equivalent circle diameter of carbides exceeds 5.0 ⁇ m, cracking occurs at the time of punching, and it is not possible to obtain good hole expansibility.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of the carbide is not particularly limited. However, since it is difficult to set the average equivalent circle diameter of the carbides to 0.01 ⁇ m or less in actual operation, 0.01 ⁇ m is a practical lower limit.
  • a sample is cut out so that a cross section (plate thickness cross section) perpendicular to the surface can be observed from the carburizing steel sheet.
  • the length of the sample may be about 10 mm depending on the measuring device.
  • the cross section is polished and corroded to measure the position of precipitation of carbide, aspect ratio, and average equivalent circle diameter.
  • diamond powder having a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m was dispersed in dilution liquid such as alcohol or pure water.
  • Corrosion is not particularly limited as long as it is a method capable of observing the shape and precipitation position of carbides, and, for example, etching with a saturated picric acid-alcohol solution is performed as a means of corroding grain boundaries of carbides and base iron.
  • the base iron may be removed by about several micrometers by only constant carbide by a constant potential electrolytic etching method using a non-aqueous solvent-based electrolyte (Fujio Kurosawa et al., Journal of the Japan Institute of Metals, 43, 1068, (1979)). You may adopt the method of leaving.
  • the calculation of the aspect ratio of the carbide is performed by observing the range of 10000 ⁇ m 2 of the 1/4 thickness position of the sample using a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL).
  • the major axis and the minor axis of all the carbides contained in the observed field of view are measured to calculate the aspect ratio (major axis / minor axis), and the average value is determined.
  • the above observation is performed in five fields of view, and the average value of five fields of view is taken as the aspect ratio of the carbide of the sample. From the total number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less and the total number of carbides present in the above five fields of view, the aspect ratio of all the carbides is 2. based on the aspect ratio of the obtained carbides. The number ratio of carbides which is 0 or less is calculated.
  • the confirmation of the deposition position of the carbide is performed by observing the range of 10000 ⁇ m 2 of the 1/4 thickness position of the sample using a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL).
  • the precipitation position is observed for all carbides contained in the observed field of view, and the proportion of carbides precipitated in the ferrite grains is calculated among all the carbides.
  • the above observation is carried out in five fields of view, and the average value of the five fields of view is the ratio of carbides formed in ferrite crystal grains among carbides (that is, the proportion of the number of carbides present in ferrite crystal grains in all carbides) I assume.
  • the average equivalent circle diameter of the carbide is measured by taking a four-field view of a 600 ⁇ m 2 area at a quarter thickness of a sample using a thermal field emission scanning electron microscope (eg, JSM-7001F manufactured by JEOL) .
  • the major and minor axes of the reflected carbide are measured using an image analysis software (eg, IMage-Pro Plus manufactured by Media Cybernetics).
  • image analysis software eg, IMage-Pro Plus manufactured by Media Cybernetics.
  • the average value of the obtained major and minor axes is used as the diameter of the carbide, and the average value of the obtained diameters is calculated for all carbides reflected in the field of view.
  • the average value of the diameters of the carbides in the four fields of view obtained in this manner is further averaged by the number of fields of view to obtain an average equivalent circle diameter of the carbide.
  • the thickness of the steel plate for carburizing steel according to the present embodiment is not particularly limited, but is preferably, for example, 2 mm or more. By setting the plate thickness of the steel plate for carburizing to 2 mm or more, it becomes possible to further reduce the plate thickness difference in the coil width direction. More preferably, the plate thickness of the steel plate for carburizing is 2.3 mm or more.
  • the thickness of the carburized steel sheet is not particularly limited, but is preferably 6 mm or less. By setting the thickness of the steel plate for carburizing to 6 mm or less, the load at the time of press forming can be reduced, and the forming of the component can be made easier.
  • the thickness of the carburizing steel plate is more preferably 5.8 mm or less.
  • the carburizing steel plate according to the present embodiment has been described above in detail.
  • the manufacturing method for manufacturing a steel plate for carburizing steel according to the present embodiment as described above uses (A) a steel material having a chemical composition as described above and hot-rolled steel plate according to predetermined conditions. And (B) the obtained hot-rolled steel sheet for producing a hot-rolling process or the steel sheet subjected to cold rolling after the hot-rolling process in accordance with predetermined heat treatment conditions and annealing treatment And an annealing process to apply.
  • predetermined heat treatment conditions and annealing treatment And an annealing process to apply an annealing process to apply.
  • the hot rolling process described in detail below is a process of manufacturing a hot-rolled steel sheet according to predetermined conditions using a steel material having a predetermined chemical composition.
  • steel slabs (steel materials) to be subjected to hot rolling may be steel slabs manufactured by a conventional method, and for example, steel slabs manufactured by a general method such as continuous casting slabs, thin slab casters, etc. Can.
  • such steel material is heated and subjected to hot rolling, and rolling one pass before hot finishing rolling is performed at a temperature of 900 ° C. to 980 ° C. In a rolling reduction of 15% or more and 25% or less, and then finish the hot finish rolling with a rolling reduction of 6% or more in a temperature range of 800 ° C. or more and less than 920 ° C. and wind at 700 ° C. or less By taking it, it will be a hot rolled steel sheet.
  • Rolling temperature one pass before hot finishing rolling 900 ° C. or more and 980 ° C. or less, rolling reduction: 15% or more and 25% or less
  • recrystallization of austenite is promoted by a rolling step one pass before hot finishing rolling to form austenite grains with few lattice defects. If the rolling temperature is less than 900 ° C., or if the rolling reduction exceeds 25%, excessive lattice defects are introduced into austenite, and recrystallization of austenite in the next finish rolling step is unnecessary.
  • the average value of the X-ray random intensity ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of ferrite crystal grains can not be controlled to 7.0 or less. Also, if the rolling temperature exceeds 980 ° C., or if the rolling reduction is less than 15%, coarsening of austenite grains becomes remarkable, and as a result, recrystallization of austenite grains is inhibited in the next finish rolling process. As a result, the average value of the X-ray random intensity ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of ferrite crystal grains can not be controlled to 7.0 or less.
  • the rolling temperature before one pass of hot finishing rolling is set to 900 ° C. or more and 980 ° C. or less, and the rolling reduction is set to 15% or more and 25% or less.
  • the rolling temperature one pass before the hot finishing rolling is It is preferable that it is 910 degreeC or more.
  • the rolling temperature one pass before the hot finishing rolling Is preferably 970 ° C. or less.
  • the rolling reduction is preferably 17% or more.
  • the rolling reduction should be 20% or less preferable.
  • rolling temperature in hot finish rolling is preferably 810 ° C. or higher .
  • the rolling temperature in hot finish rolling is set to less than 920 ° C.
  • the rolling temperature in hot finish rolling is preferably less than 910 ° C.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited. However, from the viewpoint of the shape stability of the hot-rolled steel sheet, 50% is a practical upper limit.
  • the microstructure of the steel sheet for carburizing has an average equivalent circle diameter of carbide of 5.0 ⁇ m or less, and the X of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group of ferrite grain.
  • the ratio of the number of carbides having an average value of the line random strength ratio of 7.0 or less and the aspect ratio of 2.0 or less among all the carbides is 80% or more, and within all the carbides of ferrite grains of ferrite It is necessary that the percentage of the number of carbides formed in at least 60%.
  • the steel sheet structure (hot-rolled steel sheet structure) before being subjected to the subsequent annealing step is 10% to 80% ferrite and the area ratio Containing 10% or more and 60% or less of pearlite so that the total area ratio is 100% or less, and the balance is at least one of bainite, martensite, tempered martensite, and retained austenite.
  • the subsequent annealing step more specifically, spheroidizing annealing
  • the hot rolling step according to the present embodiment when the coiling temperature exceeds 700 ° C., the formation of ferrite is promoted too much to suppress the formation of pearlite, and finally, in the steel plate after the annealing step, carbide Among them, it is difficult to control the proportion of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less to 80% or more. Therefore, in the hot rolling process according to the present embodiment, the upper limit of the winding temperature is set to 700 ° C.
  • the lower limit of the winding temperature in the hot rolling process according to the present embodiment is not particularly limited. However, since it is difficult to wind up at room temperature or lower in practice, room temperature is a practical lower limit.
  • the coiling temperature of the hot rolling process which concerns on this embodiment is 400 degreeC or more from a viewpoint of making the aspect ratio of the carbide after the latter annealing process smaller.
  • the total number of passes of hot rolling is not particularly limited, and may be an arbitrary number of passes.
  • the rolling reduction before 2 passes before the hot finishing rolling is not particularly limited, and may be set as appropriate so as to obtain a desired final thickness.
  • the steel plate (hot rolled steel plate) wound up by the above hot rolling processes may be rewound, pickled, and cold-rolled.
  • pickling may be performed once or may be divided and performed plural times.
  • the cold rolling may be cold rolling at a normal rolling reduction (eg, 30 to 90%).
  • the hot-rolled steel plate and the cold-rolled steel plate include steel plates which have been subjected to temper rolling under ordinary conditions, in addition to those which have been hot-rolled and cold-rolled.
  • the hot-rolled steel plate is manufactured as described above. Further, in the annealing process as described in detail below, the manufactured hot-rolled steel sheet or the steel sheet subjected to cold rolling after the hot rolling process is subjected to a specific annealing treatment to obtain The steel plate for carburizing according to the embodiment can be obtained.
  • the annealing process described in detail below conforms to the predetermined heat treatment conditions for the hot-rolled steel plate obtained by the above-mentioned hot rolling process or the steel plate subjected to cold rolling after the hot rolling process.
  • Annealing process spheroidizing annealing process. By this annealing treatment, pearlite generated in the hot rolling process is spheroidized.
  • the hot-rolled steel sheet obtained as described above, or the steel sheet subjected to cold rolling after the hot rolling step, in an atmosphere in which the nitrogen concentration is controlled to less than 25% by volume fraction Heat at an average heating rate of 5 ° C./h or more and 100 ° C./h or less to a temperature range of Ac 1 point or less defined by the following formula (101), 10 h or more and 100 h or less in a temperature range of Ac 1 point or less
  • cooling is performed such that the average cooling rate in the temperature range from the temperature at the end of the annealing to 550 ° C. is 5 ° C./h or more and 100 ° C./h or less.
  • the notation [X] represents the content (unit: mass%) of the element X, and in the case where the corresponding element is not contained, zero is substituted.
  • the annealing atmosphere is an atmosphere in which the nitrogen concentration is controlled to less than 25% by volume fraction.
  • the nitrogen concentration is 25% or more in volume fraction, nitrides are formed in the steel sheet, which causes deterioration of hole expandability, which is not preferable. The lower the nitrogen concentration, the better.
  • controlling the nitrogen concentration to 1% or less by volume fraction is disadvantageous in terms of cost, so the volume fraction of 1% is a practical lower limit of nitrogen concentration.
  • the atmosphere gas for example, at least one is appropriately selected from gases such as nitrogen and hydrogen or inert gases such as argon, and the nitrogen concentration in the heating furnace used in the annealing step becomes a desired concentration.
  • gases such as nitrogen and hydrogen or inert gases such as argon
  • the atmosphere gas is preferably as high as the hydrogen concentration.
  • the hydrogen concentration may be 95% or more by volume fraction, and the remaining portion may be nitrogen.
  • the atmosphere gas in the heating furnace used in the annealing step can be controlled, for example, by appropriately measuring the gas concentration in the heating furnace while introducing the above-described gas.
  • Heating conditions to a temperature range of 1 point or less of Ac at an average heating rate of 5 ° C./h to 100 ° C./h
  • the hot-rolled steel plate as described above or the steel plate subjected to cold rolling after the hot rolling process is used at an average heating rate of 5 ° C./h to 100 ° C./h. It is necessary to heat to a temperature range equal to or less than an A C1 point defined by the above equation (101).
  • the average heating rate is less than 5 ° C./h, the average circle equivalent diameter of the carbide exceeds 5.0 ⁇ m, and the hole expansibility deteriorates.
  • the heating temperature exceeds the point A C1 defined by the above equation (101), the proportion of the number of carbides formed in the ferrite crystal grains among all the carbides is less than 60%, which is a good hole. I can not get the flexibility.
  • the lower limit of the heating temperature range is not particularly limited. However, if the temperature range of the heating temperature is less than 600 ° C., the holding time in the annealing process becomes long, and the manufacturing cost becomes disadvantageous.
  • the temperature range of heating temperature into 600 degreeC or more it is preferable to make the temperature range of heating temperature into 600 degreeC or more.
  • the average heating rate in the annealing step according to the present embodiment is preferably 20 ° C./h or more.
  • the average heating temperature in the annealing process which concerns on this embodiment shall be 50 degrees C / h or less.
  • the temperature range of the heating temperature in the annealing step according to the present embodiment is more preferably 630 ° C. or higher.
  • the temperature range of the heating temperature in the annealing process which concerns on this embodiment shall be 670 degrees C or less.
  • the holding time in the annealing process according to the present embodiment is preferably 20 h or more. Moreover, in order to control the state of a carbide more appropriately, it is preferable to make holding time in the annealing process which concerns on this embodiment into 80 h or less.
  • the average cooling rate is an average cooling rate from the heating holding temperature (in other words, the temperature at the end of annealing) to 550 ° C. If the average cooling rate is less than 5 ° C./h, the carbides become too coarse, and the hole expansibility deteriorates.
  • the average cooling rate from the heating holding temperature to 550 ° C. is preferably 20 ° C./h or more.
  • the average cooling rate from a heating holding temperature to 550 degreeC shall be 50 degrees C / h or less.
  • the average cooling rate in a temperature range of less than 550 ° C. is not particularly limited, and cooling may be performed to a predetermined temperature range at an arbitrary average cooling rate.
  • the lower limit of the temperature at which the cooling is stopped is not particularly limited. However, since it is practically difficult to cool to room temperature or lower, room temperature is a practical lower limit.
  • cold working may be applied as a post-process to the steel plate for carburizing obtained as described above.
  • a carburizing heat treatment may be performed on the cold-worked steel sheet for carburizing described above, for example, in the range of 0.4 to 1.0% by mass of carbon potential.
  • the conditions of the carburizing heat treatment are not particularly limited, and can be appropriately adjusted to obtain desired characteristics.
  • the steel sheet for carburizing may be heated to the austenite single phase region temperature, carburized, and then cooled to room temperature as it is, or once cooled to room temperature, it may be reheated and rapidly cooled.
  • tempering may be applied to all or part of the members for the purpose of adjusting the strength.
  • the ratio of the number of carbides having a ratio of 2.0 or less, (3) the ratio of the number of carbides formed in ferrite grains among all the carbides, and (4) the average equivalent circle diameter of the carbides are described above. It measured by the method.
  • the hole-opening test was done according to JIS Z 2256 (hole-opening test method of metal material).
  • the hole expansion ratio was calculated according to the test method and calculation formula specified in JIS Z 2256 by collecting a test piece from an arbitrary position of each of the obtained steel sheets for carburizing.
  • a case where the obtained hole expansion ratio is 80% or more is regarded as “ex.”
  • "-" was described about what the crack generate
  • an ideal critical diameter which is an index representing hardenability after carburizing.
  • the ideal critical diameter D i is an index calculated from the components of the steel sheet, and can be calculated according to the following equation (201) using the method of Grossmann / Hollomon, Jaffe. The larger the value of the ideal critical diameter D i , the better the hardenability.
  • the steel plate for carburizing corresponding to the example of the present invention is excellent in the hole expansion ratio defined in JIS Z 2256 (the method of testing for the expansion of holes in metal materials) is 80% or more. It became clear that it has ultimate deformability. Moreover, the ideal critical diameter described as a reference also becomes 5 or more, and it turns out that the steel plate for carburizing applicable to the Example of this invention also has the outstanding hardenability.
  • the steel sheet for carburizing corresponding to the comparative example of the present invention has a hole expansion ratio of less than 80%, and it is clear that the ultimate deformability is inferior. In particular, no. In 7, 11 to 15, 74, 78, 82, and 87, it was found that the hole expansion rate could not be calculated and the processability was poor because a crack occurred during the preparation (punching) of the hole expansion test piece .

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

浸炭前においてより優れた極限変形能を示す浸炭用鋼板とその製造方法を提供する。本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下、Ｎ：０．２％以下を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が、７．０以下であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上である。

Description

浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
　本発明は、浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法に関する。
　近年、自動車のギヤー、クラッチプレート、ダンパー等の機械構造部品には、耐久性が高いことに加えて、安価に製造可能であることが要求されている。一般に、これら部品の製造方法として、熱間鍛造材を用いた切削及び浸炭処理が行われてきた。しかしながら、コストダウンの要求が高まっていることを受けて、熱間圧延鋼板や冷間圧延鋼板を素材とし、冷間加工して部材の形状に成形した後に、浸炭処理を行う技術の開発が進められている。冷間加工では、素材を打ち抜き、続いて曲げ加工、絞り加工、穴広げ加工等のプレス成形を行う。この際、トルクコンバーターのダンパー部品等といった複雑な形状に成形する必要がある場合には、極限変形能が求められる。ここで、「極限変形能」とは、引張試験片の破断部における断面収縮率の自然対数で与えられる物性値であり、穴広げ性と正の相関を示すことが知られている。かかる観点から、近年、各種の技術が提案されている。
　例えば、以下の特許文献１では、熱間圧延鋼板の組織をフェライトとパーライトから構成し、その後、球状化焼鈍を施して炭化物を球状化する技術が提案されている。
　また、以下の特許文献２では、炭化物の粒径を制御した上で、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を制御し、更に、母相であるフェライトの結晶粒径を制御することにより、浸炭後の部材の衝撃特性を向上させる技術が提案されている。
　また、以下の特許文献３では、炭化物の粒径及びアスペクト比、並びに、母相であるフェライトの結晶粒径を制御した上で、更にフェライトのアスペクト比を制御することにより、冷間加工性を向上させる技術が提案されている。
特許第３０９４８５６号公報 国際公開第２０１６／１９０３７０号 国際公開第２０１６／１４８０３７号
　上述したような機械構造部品は、強度を高めるために焼入れ性が求められる。すなわち、複雑な形状を有する部材を冷間加工で成形するためには、焼入れ性を維持しつつも、穴広げ性を確保すること（すなわち、優れた極限変形能を実現すること）が求められる。
　しかしながら、上記特許文献１の炭化物のミクロ組織制御を主体とする製造方法では、冷間加工性、特に穴広げ性を十分に高めることは困難である。また、上記特許文献２においては、浸炭前の冷間加工性の向上については、一切検討されていない。更に、上記特許文献３で提案されている技術では、複雑な形状の部材への冷間加工に耐えうる穴広げ性を得ることは困難である。このように、従来提案されている技術では、浸炭用鋼板の穴広げ性を十分に高めることは困難であり、そのため、特にトルクコンバーターのダンパー部品等といった複雑な形状を有する部品への浸炭用鋼板の適用が限定されていた。
　そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、浸炭前においてより優れた極限変形能を示す浸炭用鋼板とその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、上記課題を解決する方法について、鋭意検討を行った。その結果、以下で詳述するように、熱間圧延鋼板におけるフェライトの集合組織制御によってフェライト結晶粒における所定の方位群のＸ線ランダム強度比を適切に制御することで、焼入れ性を維持しつつ、穴広げ性を向上させること（すなわち、優れた極限変形能を付与すること）が可能であるとの着想を得て、本発明を完成するに至った。
　かかる着想に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下、Ｎ：０．２％以下を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が、７．０以下であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上である、浸炭用鋼板。
［２］残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下の１種又は２種以上を更に含有する、［１］に記載の浸炭用鋼板。
［３］残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｓｎ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．３％以下の１種又は２種以上を更に含有する、［１］又は［２］に記載の浸炭用鋼板。
［４］［１］～［３］の何れか１つに記載の浸炭用鋼板を製造する方法であって、［１］～［３］の何れか１つに記載の化学組成を有する鋼材を加熱し、熱間仕上圧延の１パス前の圧延を、９００℃以上９８０℃以下の温度域で１５％以上２５％以下の圧下率で実施し、熱間仕上圧延を、８００℃以上９２０℃未満の温度域で６％以上の圧下率で終了し、７００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた鋼板、又は、前記熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した雰囲気にて、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ１点以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持する焼鈍処理を施した後、焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す焼鈍工程と、を含む、浸炭用鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　ここで、上記式（１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合は、ゼロを代入するものとする。
　以上説明したように本発明によれば、浸炭前においてより優れた極限変形能を示す浸炭用鋼板を提供することが可能となる。
　以下に、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
（本発明者らが行った検討の内容及び得られた着想について）
　本発明に係る浸炭用鋼板及びその製造方法について説明するに先立ち、上記課題を解決するために本発明者らが行った検討の内容について、以下で詳細に説明する。
　かかる検討に際し、本発明者らは、まず、極限変形能と相関を有する穴広げ性を向上させるための方法について、検討を行った。
　穴広げ性を向上させるためには、穴広げ時に亀裂の発生を抑制し、加えて、亀裂が発生した際には、発生した亀裂の伸展を抑制することが重要である。亀裂の発生を抑制するためには、鋼板中に生成する炭化物のアスペクト比（長軸／短軸）の制御が有効であり、球状化焼鈍によって、炭化物のアスペクト比を低減させることが重要である。また、亀裂の伸展を抑制するためには、粗大な炭化物の生成を抑制するとともに、炭化物の析出位置を制御することが有効である。すなわち、フェライトの粒界に炭化物が生成すると、粒界を伝播経路とする亀裂の伸展が助長されるため、炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることが重要である。炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることで、粒界での亀裂伝播を抑制できると考えられる。
　本発明者らは、上記のような組織制御を実施した上で、更に、母相であるフェライトの集合組織制御による穴広げ性の向上に着目し、かかる集合組織制御による作用効果を詳細に調査及び研究した。その結果、特定の結晶方位群のＸ線ランダム強度比を制御することで、穴広げ性が飛躍的に向上することを見出した。
　具体的には、本発明者らは、浸炭用鋼板において、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を７．０以下に制御することにより、穴広げ性が飛躍的に向上することを見出した。上記のような結晶方位群のＸ線ランダム強度比が穴広げ性に対して重要であることの理由は、必ずしも明らかではないが、穴広げ時の亀裂の発生しやすさと関係があるものと推測される。本発明においては、浸炭用鋼板において、炭化物のアスペクト比及び炭化物の析出位置を制御した上で、更に、フェライト結晶粒における特定の結晶方位群のＸ線ランダム強度比を制御することにより、穴広げ性を飛躍的に向上させることに成功した。
　更に、本発明者らは、熱間圧延工程における仕上圧延条件を制御することにより、フェライト結晶粒における特定の結晶方位群のＸ線ランダム強度比を制御できるとの着想に至った。フェライトの結晶方位のうち｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群は、未再結晶のオーステナイトから相変態した際に生成するフェライトの結晶粒である。そのため、仕上圧延条件の制御により、オーステナイトの再結晶を促進させることにより、これら特定の結晶方位群の生成を低減させることができ、その結果、フェライト結晶粒における｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比を７．０以下に制御することが可能であることを見出した。
　従来、上記特許文献１～特許文献３に開示されている技術も含め、浸炭用鋼板の極限変形能を高めることを目的として、熱間圧延鋼板におけるフェライトの集合組織を制御することは、注目されていなかった。そのため、従来、以下で詳述するような熱間仕上圧延の１パス前の温度と圧下率、更には熱間仕上圧延の温度と圧下率の制御は、行われていなかった。本発明では、これら熱間仕上圧延等の条件を適切に制御することで、より一層優れた極限変形能を有する浸炭用鋼板を得ることができた。
　なお、フェライト結晶粒における｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比を７．０以下に制御することによる穴広げ性の向上は、焼入れ性が高い鋼板であるほど、その効果が高い。例えば、引張強度が３４０ＭＰａ級、４４０ＭＰａ級といった、引張強度が３４０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、穴広げ性が顕著に向上する。そのため、上記に概略を示したような組織制御により、焼入れ性を維持しつつ、穴広げ性を向上させることが可能となる。これにより、焼入れ性と穴広げ性を両立した浸炭用鋼板を得ることが可能となる。
　以下で詳述する本発明の実施形態に係る浸炭用鋼板とその製造方法は、上記のような知見に基づき完成されたものである。以下では、かかる知見に基づき完成された、本実施形態に係る浸炭用鋼板とその製造方法について、詳細に説明する。
（浸炭用鋼板について）
　まず、本発明の実施形態に係る浸炭用鋼板について、詳細に説明する。
　本実施形態に係る浸炭用鋼板は、以下で詳述するような所定の化学成分を有している。加えて、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が、７．０以下であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上であるという、特定のミクロ組織を有している。これにより、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、浸炭前において、より一層優れた極限変形能を示すようになる。
＜浸炭用鋼板の化学成分について＞
　まず、本実施形態に係る浸炭用鋼板の有する化学成分について、詳細に説明する。なお、以下の説明において、化学成分に関する「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満］
　Ｃ（炭素）は、最終的に得られる浸炭部材における板厚中央部の強度を確保するために必要な元素である。また、浸炭用鋼板において、Ｃは、フェライトの粒界に固溶して粒界の強度を上昇させ、穴広げ性の向上に寄与する元素である。
　Ｃの含有量が０．０２％未満である場合には、上記のような穴広げ性の向上効果が得られない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｃの含有量は、０．０２％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｃの含有量が０．３０％以上となる場合には、浸炭用鋼板中に生成される炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、穴広げ性が劣化してしまう。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｃの含有量は、０．３０％未満とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．２０％以下である。また、穴広げ性及び焼き入れ性のバランスを考慮すると、Ｃの含有量は、０．１０％以下であることが更に好ましい。
［Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満］
　Ｓｉ（ケイ素）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ｓｉの含有量が０．００５％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓｉの含有量は、０．００５％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｓｉの含有量が０．５％以上となる場合には、炭化物に固溶したＳｉが炭化物を安定化させて、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、穴広げ性が損なわれる。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓｉの含有量は、０．５％未満とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．３％未満である。
［Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満］
　Ｍｎ（マンガン）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｍｎの含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．１％以上である。一方、Ｍｎの含有量が３．０％以上となる場合には、炭化物に固溶したＭｎが炭化物を安定化させて、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、穴広げ性の劣化を招く。そのため、Ｍｎの含有量は、３．０未満とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．０％未満であり、より好ましくは１．０％未満である。
［Ｐ：０．１％以下］
　Ｐ（リン）は、フェライトの粒界に偏析して、穴広げ性を劣化させる元素である。Ｐの含有量が０．１％を超える場合には、フェライトの粒界の強度が著しく低下して、穴広げ性が劣化する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｐの含有量は、０．１％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｐの含有量を０．０００１％未満まで低減させると、脱Ｐコストが大幅に上昇して、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｐの含有量は、０．０００１％が実質的な下限となる。
［Ｓ：０．１％以下］
　Ｓ（硫黄）は、介在物を形成して、穴広げ性を劣化させる元素である。Ｓの含有量が０．１％を超える場合には、粗大な介在物が生成して穴広げ性が低下する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓの含有量は、０．１％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｓの含有量を０．０００５％未満まで低減させると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｓの含有量は、０．０００５％が実質的な下限となる。
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下］
　Ａｌ（アルミニウム）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ａｌの含有量が０．０００２％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ａｌの含有量（より詳細には、ｓｏｌ．Ａｌの含有量）は、０．０００２％以上とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ａｌの含有量が３．０％を超える場合には、粗大な酸化物が生成して穴広げ性が損なわれる。そのため、Ａｌの含有量は、３．０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．５％以下であり、より一層好ましくは０．１％以下である。
［Ｎ：０．２％以下］
　Ｎ（窒素）は、不純物元素であり、窒化物を形成して穴広げ性を阻害する元素である。Ｎの含有量が０．２％を超える場合には、粗大な窒化物が生成して穴広げ性が著しく低下する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｎの含有量は、０．２％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０２％以下であり、更に好ましくは０．０１％以下である。一方、Ｎの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｎの含有量を０．０００１％未満まで低減させると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｎの含有量は、０．０００１％が実質的な下限となる。
［Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下］
　Ｃｒ（クロム）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｒを含有させてもよい。Ｃｒを含有させる場合、更なる穴広げ性の向上効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｒの含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は、より好ましくは２．０％以下であり、更に好ましくは１．５％以下である。
［Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下］
　Ｍｏ（モリブデン）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｍｏを含有させてもよい。Ｍｏを含有させる場合、更なる穴広げ性の向上効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．８％以下である。
［Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下］
　Ｎｉ（ニッケル）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｎｉを含有させてもよい。Ｎｉを含有させる場合、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．０５０％以上である。また、Ｎｉが粒界に偏析する影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｉの含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは２．０％以下であり、更に好ましくは１．０％以下であり、より一層好ましくは０．５％以下である。
［Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下］
　Ｃｕ（銅）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｕを含有させてもよい。Ｃｕを含有させる場合、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｃｕが粒界に偏析する影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｕの含有量は、２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。
［Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下］
　Ｃｏ（コバルト）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｏを含有させてもよい。Ｃｏを含有させる場合、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｏの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｃｏが粒界に偏析する影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｃｏの含有量は、２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。
［Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下］
　Ｎｂ（ニオブ）は、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｎｂを含有させてもよい。Ｎｂを含有させる場合、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｎｂの含有量は、０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．１２０％以下であり、更に好ましくは０．１００％以下である。
［Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下］
　Ｔｉ（チタン）は、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｔｉを含有させてもよい。Ｔｉを含有させる場合、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．１２０％以下であり、更に好ましくは０．１００％以下であり、より一層好ましくは０．０５０％以下であり、更に一層好ましくは０．０２０％以下である。
［Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下］
　Ｖ（バナジウム）は、フェライトの結晶粒を微細化して穴広げ性の更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｖを含有させてもよい。Ｖを含有させる場合、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｖの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｖの含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．８０％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下であり、より一層好ましくは０．０８０％以下である。
［Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下］
　Ｂ（ホウ素）は、フェライトの粒界に偏析することで粒界の強度を向上させて、穴広げ性を更に向上させる元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｂを含有させてもよい。Ｂを含有させる場合、穴広げ性の更なる向上効果を得るためには、Ｂの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｂを０．０１％を超えて含有させたとしても、上記のような穴広げ性の更なる向上効果は飽和するため、Ｂの含有量は、０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００７５％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下であり、より一層好ましくは０．００２０％以下である。
［Ｓｎ：１．０％以下］
　Ｓｎ（スズ）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、１．０％を上限としてＳｎを含有させてもよい。Ｓｎの含有量は、より好ましくは、０．５％以下である。
［Ｗ：１．０％以下］
　Ｗ（タングステン）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、１．０％を上限としてＷを含有させてもよい。Ｗの含有量は、より好ましくは、０．５％以下である。
［Ｃａ：０．０１％以下］
　Ｃａ（カルシウム）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、０．０１％を上限としてＣａを含有させてもよい。Ｃａの含有量は、より好ましくは０．００６％以下である。
［ＲＥＭ：０．３％以下］
　ＲＥＭ（希土類金属）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、０．３％を上限としてＲＥＭを含有させてもよい。
　なお、ＲＥＭは、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）及びランタノイド系列の元素からなる合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は、上記元素の合計量を意味する。ＲＥＭは、ミッシュメタルを用いて含有させる場合が多いが、Ｌａ（ランタン）やＣｅ（セリウム）の他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有させる場合がある。かかる場合も、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、優れた極限変形能を示す。また、金属ＬａやＣｅなどの金属ＲＥＭを含有させたとしても、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、優れた極限変形能を示す。
［残部：Ｆｅ及び不純物］
　板厚中央部の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから、及び／又は、製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係る浸炭用鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板の有する化学成分について、詳細に説明した。
＜浸炭用鋼板のミクロ組織について＞
　次に、本実施形態に係る浸炭用鋼板を構成するミクロ組織について、詳細に説明する。
　本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織は、実質的に、フェライトと炭化物とで構成される。より詳細には、本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、フェライトの面積率は、例えば８０～９５％の範囲内であり、炭化物の面積率は、例えば５～２０％の範囲内であって、かつ、フェライトと炭化物の合計面積率が１００％を超えないように構成される。
　上記のようなフェライト及び炭化物の面積率は、浸炭用鋼板の幅方向に垂直な断面を観察面として採取したサンプルを用いて測定する。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ～２５ｍｍ程度で良い。サンプルは、観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。ナイタールエッチングした観察面の、板厚１／４位置（浸炭用鋼板の表面から鋼板の厚さ方向に鋼板の厚さの１／４の位置を意味する。）、板厚３／８位置、及び、板厚１／２位置の範囲を、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）で観察する。
　各サンプルの観察対象範囲について、２５００μｍ２の範囲を１０視野観察し、各視野において、視野面積中におけるフェライト及び炭化物の占める面積の割合を測定する。そして、フェライトの占める面積の割合の全視野での平均値、及び、炭化物の占める面積の割合の全視野での平均値を、それぞれ、フェライトの面積率、及び、炭化物の面積率とする。
　ここで、本実施形態に係るミクロ組織における炭化物は、主として、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）、及び、ε系炭化物（Ｆｅ２～３Ｃ）等の鉄系炭化物である。また、ミクロ組織における炭化物は、上述した鉄系炭化物に加えて、セメンタイト中のＦｅ原子をＭｎ、Ｃｒ等で置換した化合物や、合金炭化物（Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、ＭＣ等であり、Ｍは、Ｆｅ及びその他の金属元素であるか、又は、Ｆｅ以外の金属元素である。）を含むこともある。本実施形態に係るミクロ組織における炭化物は、そのほとんどが鉄系炭化物により構成される。そのため、上記のような炭化物について、以下で詳述するような個数に着目した場合、その個数は、上記のような各種炭化物の合計個数であってもよいし、鉄系炭化物のみの個数であってもよい。すなわち、以下で詳述するような、炭化物に関する各種の個数割合は、鉄系炭化物を含む各種炭化物を母集団とするものであってもよいし、鉄系炭化物のみを母集団とするものであってもよい。鉄系炭化物は、例えば、試料に対してディフラクション解析やＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて特定することができる。
　浸炭用鋼板を打ち抜きした後に穴広げ加工すると、打ち抜き端部に変形応力が集中して亀裂が発生し、更に加工を継続することによって、亀裂が伸展する。亀裂の発生は、軟質組織と硬質組織とが隣り合う界面等といった、組織間硬度差が大きい領域で発生しやすい。上記のように、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、フェライトと炭化物とで構成されるため、穴広げ時には、フェライトと炭化物との界面から亀裂が発生しやすい。その際、炭化物の形状が扁平であると、炭化物の先端に応力が集中しやすくなり、亀裂の発生を助長してしまう。そのため、球状化焼鈍により炭化物のアスペクト比を低減させることが重要である。更に、亀裂の伸展を抑制するためには、粗大な炭化物の生成を抑制させるとともに、炭化物の析出位置を制御することが有効である。すなわち、フェライトの粒界に炭化物が生成すると、粒界を伝播経路とする亀裂の伸展が助長されるため、炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることが重要である。炭化物をフェライトの結晶粒内に生成させることで、粒界での亀裂伝播を抑制できると考えられる。
　加えて、本発明者らは、フェライトの結晶方位についても、穴広げ性に大きく影響することを見出した。穴広げ加工は、フェライトの結晶粒の方位回転により変形が進行するが、その際、方位回転しにくい結晶粒が隣接すると、変形に耐えられずに粒界から亀裂が発生してしまう。そのため、方位回転しにくい結晶粒の生成量を制御することにより、穴広げ性を向上させることが可能であることが明らかとなった。
　以下、本実施形態に係る浸炭用鋼板を構成するミクロ組織の限定理由について、詳細に説明する。
［フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が７．０以下］
　本発明者らによる検討の結果、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が７．０以下であれば、良好な穴広げ性を得ることができることが明らかとなった。上記Ｘ線ランダム強度比の平均値が７．０を超える場合には、穴広げ時に亀裂の発生が助長されて、良好な穴広げ性が得られない。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼板では、上記Ｘ線ランダム強度比の平均値を、７．０以下とする。上記Ｘ線ランダム強度比の平均値は、極限変形能のより一層の向上のために、好ましくは５．５以下である。なお、上記Ｘ線ランダム強度比の下限は、特に限定するものではないが、現行の一般的な連続熱延工程を考慮すると、０．５が実質の下限となる。
　なお、結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称である。フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞である。
　次に、金属組織の算出方法について説明する。
　まず、浸炭用鋼板から、その表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるように、サンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ～２５ｍｍ程度で良い。サンプルの板厚１／４位置を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）を用いて測定し、結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）で構成された装置を用い、１５ｋＶ～２５ｋＶの電子線加速電圧、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「ＴＥＸＴＵＲＥ」機能を用いて、得られた結晶方位情報から、級数展開法で計算した３次元集合組織を計算する。次に「ＯＤＦ」機能を用いて、３次元集合組織のうちφ２＝４５゜断面における（００１）［１－１０］、（１１６）［１－１０］、（１１４）［１－１０］、（１１３）［１－１０］、（１１２）［１－１０］、（３３５）［１－１０］、（２２３）［１－１０］の強度をそのままフェライト結晶粒のＸ線ランダム強度比として用いればよい。｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記方位の相加平均である。なお、上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、例えば、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。なお、結晶学では、「－１」という方位は、正式には「１」の上にアッパーバーを付して表記するが、本明細書では記載の制約上、「－１」と表記している。
［全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合：８０％以上］
　先だって言及したように、本実施形態における炭化物は、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）及びε系炭化物（Ｆｅ２～３Ｃ）等の鉄系炭化物により主に構成される。本発明者らによる検討の結果、全炭化物のうち、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が８０％以上であれば、良好な穴広げ性を得ることができることが明らかとなった。全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が８０％未満である場合には、穴広げ時に亀裂の発生が助長されて、良好な穴広げ性を得ることができない。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合の下限を、８０％とする。全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合は、穴広げ性の更なる向上を目的として、好ましくは８５％以上である。なお、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合の上限は、特に規定するものではない。ただし、実操業において９８％以上とすることは困難であるため、９８％が実質的な上限となる。
［全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合：６０％以上］
　本発明者らによる検討の結果、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が６０％以上であれば、良好な穴広げ性を得ることができることが明らかとなった。全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が６０％未満である場合には、穴広げ時に亀裂の伸展が助長されて、良好な穴広げ性を得ることができない。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合の下限を、６０％とする。全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合は、穴広げ性の更なる向上を目的として、好ましくは６５％以上である。なお、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合の上限は、特に規定するものではない。ただし、実操業において９８％以上とすることは困難であるため、９８％が実質的な上限となる。
［炭化物の平均円相当直径：５．０μｍ以下］
　本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、炭化物の平均円相当直径は、５．０μｍ以下である必要がある。炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超える場合には、打ち抜き時に割れが発生し、良好な穴広げ性を得ることができない。炭化物の平均円相当直径が小さい程、打ち抜き時の割れは発生しにくく、炭化物の平均円相当直径は、好ましくは１．０μｍ以下であり、より好ましくは０．８μｍ以下であり、更に好ましくは０．６μｍ以下である。炭化物の平均円相当直径の下限は、特に規定するものではない。ただし、実操業において、炭化物の平均円相当直径を０．０１μｍ以下とすることは困難であるため、０．０１μｍが実質的な下限となる。
　続いて、ミクロ組織における炭化物の各種個数割合及び炭化物の平均円相当直径の測定方法について、詳細に説明する。
　まず、浸炭用鋼板からその表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ程度で良い。断面を研磨及び腐食して、炭化物の析出位置とアスペクト比と平均円相当直径との測定に供する。ここで、研磨は、例えば、粒度６００から粒度１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒径が１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して、鏡面に仕上げれば良い。腐食は、炭化物の形状と析出位置を観察できる手法であれば、特に制限されるものではなく、例えば、炭化物と地鉄の粒界を腐食する手段として、飽和ピクリン酸－アルコール溶液によるエッチングを行っても良いし、非水溶媒系電解液による定電位電解エッチング法（黒澤文夫ら、日本金属学会誌、４３、１０６８、（１９７９））等により、地鉄を数マイクロメートル程度除去して炭化物のみを残存させる方法を採用してもよい。
　炭化物のアスペクト比の算出は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、１００００μｍ２の範囲を観察して行う。観察した視野に含まれる全ての炭化物について、長軸と短軸を測定してアスペクト比（長軸／短軸）を算出し、その平均値を求める。上記観察を５視野で実施し、５視野の平均値を、サンプルの炭化物のアスペクト比とする。得られた炭化物のアスペクト比を参考に、アスペクト比が２．０以下である炭化物の全個数と、上記５視野中に存在した炭化物の合計数と、から、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を算出する。
　炭化物の析出位置の確認は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、１００００μｍ２の範囲を観察して行う。観察した視野に含まれる全ての炭化物について、析出位置を観察し、全ての炭化物のうち、フェライトの粒内に析出した炭化物の割合を算出する。上記観察を５視野で実施し、５視野の平均値を、炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の割合（すなわち、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に存在する炭化物の個数割合）とする。
　炭化物の平均円相当直径は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、６００μｍ２の範囲を４視野撮影することで行う。各視野について、画像解析ソフト（例えば、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製　ＩＭａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ）を用いて、写り込んだ炭化物の長軸と短軸をそれぞれ測定する。視野中の各炭化物について、得られた長軸と短軸の平均値を当該炭化物の直径とし、視野中に写り込んだ炭化物の全てについて、得られた直径の平均値を算出する。このようにして得られた、４視野における炭化物の直径の平均値を更に視野数で平均して、炭化物の平均円相当直径とする。
　以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板が有するミクロ組織について、詳細に説明した。
＜浸炭用鋼板の板厚について＞
　本実施形態に係る浸炭用鋼板の板厚については、特に限定するものではないが、例えば、２ｍｍ以上とすることが好ましい。浸炭用鋼板の板厚を２ｍｍ以上とすることで、コイル幅方向の板厚差をより小さくすることが可能となる。浸炭用鋼板の板厚は、より好ましくは、２．３ｍｍ以上である。また、浸炭用鋼板の板厚は、特に限定するものではないが、６ｍｍ以下とすることが好ましい。浸炭用鋼板の板厚を６ｍｍ以下とすることで、プレス成形時の荷重を低くして、部品への成形をより容易なものとすることができる。浸炭用鋼板の板厚は、より好ましくは５．８ｍｍ以下である。
　以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板について、詳細に説明した。
（浸炭用鋼板の製造方法について）
　次に、以上説明したような本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造するための方法について、詳細に説明する。
　以上説明したような本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造するための製造方法は、（Ａ）先だって説明したような化学組成を有する鋼材を用いて、所定の条件に則して熱間圧延鋼板を製造する熱間圧延工程と、（Ｂ）得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、所定の熱処理条件に則して焼鈍処理を施す焼鈍工程と、を含む。
　以下、上記の熱間圧延工程、及び、焼鈍工程について、詳細に説明する。
＜熱間圧延工程について＞
　以下で詳述する熱間圧延工程は、所定の化学組成を有する鋼材を用いて、所定の条件に則して熱間圧延鋼板を製造する工程である。
　ここで、熱間圧延に供する鋼片（鋼材）は、常法で製造した鋼片であればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスター等の一般的な方法で製造した鋼片を用いることができる。
　より詳細には、先だって説明したような化学組成を有する鋼材を用い、かかる鋼材を加熱して熱間圧延に供し、熱間仕上圧延の１パス前の圧延を、９００℃以上９８０℃以下の温度域で１５％以上２５％以下の圧下率で実施し、次いで、熱間仕上圧延を、８００℃以上９２０℃未満の温度域で６％以上の圧下率で終了し、７００℃以下の温度で巻取ることで、熱間圧延鋼板とする。
［熱間仕上圧延の１パス前の圧延温度：９００℃以上９８０℃以下、圧下率：１５％以上２５％以下］
　本実施形態に係る熱間圧延工程では、熱間仕上圧延の１パス前の圧延工程により、オーステナイトの再結晶を促進させて、格子欠陥が少ないオーステナイト粒を形成させる。圧延温度が９００℃未満である場合、又は、圧下率が２５％を超える場合には、オーステナイト中に過剰に格子欠陥が導入されてしまい、次の仕上圧延工程においてオーステナイトの再結晶を必要以上に阻害し、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を７．０以下に制御することができなくなる。また、圧延温度が９８０℃を超える場合、又は、圧下率が１５％未満である場合には、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、結果として、次の仕上圧延工程においてオーステナイト粒の再結晶が阻害されて、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を７．０以下に制御することができなくなる。かかる観点より、本実施形態に係る熱間圧延工程では、熱間仕上圧延の１パス前の圧延温度を９００℃以上９８０℃以下とし、圧下率を、１５％以上２５％以下とする。フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値をより適切に制御するために、熱間仕上圧延の１パス前の圧延温度は、９１０℃以上であることが好ましい。また、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値をより適切に制御するために、熱間仕上圧延の１パス前の圧延温度は、９７０℃以下であることが好ましい。フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値をより適切に制御するために、圧下率は、１７％以上であることが好ましい。また、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値をより適切に制御するために、圧下率は、２０％以下であることが好ましい。
［熱間仕上圧延の圧延温度：８００℃以上９２０℃未満、圧下率：６％以上］
　本実施形態に係る熱間圧延工程では、熱間仕上圧延工程により、オーステナイトの再結晶を促進させる。圧延温度が８００℃未満である場合、又は、圧下率が６％未満である場合には、オーステナイトの再結晶が十分に促進されずに、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を７．０以下に制御することができなくなる。このため、本実施形態に係る熱間仕上圧延では、圧延温度を８００℃以上とし、圧下率を６％以上とする。フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比をより適切に制御するために、熱間仕上圧延における圧延温度は、好ましくは８１０℃以上である。一方、圧延温度が９２０℃以上となる場合には、オーステナイトのオーステナイト粒の粗大化が著しくなり、結果として、次工程において、フェライトの生成が阻害されてしまう。このため、本実施形態に係る熱間仕上圧延では、圧延温度を９２０℃未満とする。フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比をより適切に制御するために、熱間仕上圧延における圧延温度は、好ましくは９１０℃未満である。なお、本実施形態に係る熱間仕上圧延において、圧下率の上限は特に規定するものではない。ただし、熱間圧延鋼板の形状安定性の観点から、５０％が実質的な上限となる。
［巻取り温度：７００℃以下］
　先だって言及したように、浸炭用鋼板のミクロ組織は、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が７．０以下であり、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が８０％以上であり、かつ、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の個数割合が６０％以上である必要がある。そのためには、後段の焼鈍工程（より詳細には、球状化焼鈍）に供される前の鋼板組織（熱間圧延鋼板組織）は、面積率で１０％以上８０％以下のフェライトと、面積率で１０％以上６０％以下のパーライトとを、面積率の合計が１００％以下となるように含有し、残部は、ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの少なくとも何れかから構成されることが好ましい。
　本実施形態に係る熱間圧延工程において、巻取り温度が７００℃を超える場合には、フェライトの生成が促進しすぎてパーライトの生成が抑制され、最終的に、焼鈍工程後の鋼板において、炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の割合を８０％以上に制御することが困難となる。そのため、本実施形態に係る熱間圧延工程では、巻取り温度の上限を７００℃とする。本実施形態に係る熱間圧延工程の巻取り温度について、下限は特に規定するものではない。ただし、実操業上、室温以下で巻き取ることは困難であるため、室温が実質的な下限となる。なお、本実施形態に係る熱間圧延工程の巻取り温度は、後段の焼鈍工程後での炭化物のアスペクト比をより小さくするという観点から、４００℃以上であることが好ましい。
　ここで、以上説明したような本実施形態に係る熱間圧延工程において、熱間圧延の全パス数は特に規定するものではなく、任意のパス数とすればよい。また、熱間仕上圧延の２パス前以前における圧下率についても、特に規定するものではなく、所望の最終板厚が得られるように、適宜設定すればよい。
　なお、上記のような熱間圧延工程で巻き取った鋼板（熱間圧延鋼板）を巻き戻して酸洗し、冷間圧延を施してもよい。酸洗により鋼板表面の酸化物を除去することで、穴広げ性の更なる向上などを図ることができる。なお、酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。冷間圧延は、通常の圧下率（例えば、３０～９０％）で行う冷間圧延でよい。熱間圧延鋼板及び冷間圧延鋼板には、熱間圧延及び冷間圧延されたままのもの以外にも、通常の条件で調質圧延を施した鋼板も含まれる。
　本実施形態に係る熱間圧延工程では、以上のようにして、熱間圧延鋼板が製造される。製造された熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、更に、以下で詳述するような焼鈍工程において、特定の焼鈍処理を施すことで、本実施形態に係る浸炭用鋼板を得ることができる。
＜焼鈍工程について＞
　以下で詳述する焼鈍工程は、上記の熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、所定の熱処理条件に則して焼鈍処理（球状化焼鈍処理）を施す工程である。かかる焼鈍処理により、熱間圧延工程において生成したパーライトを球状化させる。
　より詳細には、上記のようにして得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した雰囲気にて、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１０１）で定義されるＡｃ１点以下の温度域まで加熱し、Ａｃ１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持する焼鈍処理を施した後、焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す。
　ここで、下記式（１０１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合はゼロを代入するものとする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
［焼鈍雰囲気：窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した雰囲気］
　上記のような焼鈍工程において、焼鈍雰囲気は、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した雰囲気とする。窒素濃度が体積分率で２５％以上となる場合には、鋼板中に窒化物が形成して、穴広げ性の劣化を招くため、好ましくない。かかる窒素濃度は、低ければ低いほど望ましい。ただし、窒素濃度を体積分率で１％以下に制御することは、コスト上不利であるため、体積分率１％が窒素濃度の実質的な下限となる。
　雰囲気ガスは、例えば、窒素、水素等のガス、又は、アルゴン等の不活性ガスの中から少なくとも一種を適宜選択し、焼鈍工程に用いる加熱炉内の窒素濃度が所望の濃度となるように、上記の各種ガスを用いればよい。また、少量であれば、雰囲気ガスに酸素等のガスが含まれても問題ない。例えば、雰囲気ガスは、水素濃度が高いほど好ましい。例えば、水素濃度の体積分率を６０％以上とすることにより、焼鈍装置内の熱伝導性を高めることができ、製造コストを削減することができる。より具体的には、焼鈍雰囲気として、水素濃度を体積分率で９５％以上とし、残部を窒素としてもよい。焼鈍工程に用いる加熱炉内の雰囲気ガスは、例えば、上述したガスを導入しつつ加熱炉内のガス濃度を適宜計測することにより、制御することが可能である。
［加熱条件：５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度でＡｃ１点以下の温度域まで］
　本実施形態に係る焼鈍工程では、上記のような熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、上記式（１０１）で定めるＡＣ１点以下の温度域まで加熱する必要がある。平均加熱速度が５℃／ｈ未満である場合には、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、穴広げ性が劣化する。一方、平均加熱速度が１００℃／ｈを超える場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を８０％以上に制御することが困難となる。また、加熱温度が、上記式（１０１）で定めるＡＣ１点を超える場合には、全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の個数割合が６０％未満となってしまい、良好な穴広げ性を得ることができない。なお、加熱温度の温度域の下限は、特に規定するものではない。ただし、加熱温度の温度域が６００℃未満であると、焼鈍処理における保持時間が長くなり、製造コストが不利になる。そのため、加熱温度の温度域は、６００℃以上とすることが好ましい。炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における平均加熱速度は、２０℃／ｈ以上とすることが好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における平均加熱温度は、５０℃／ｈ以下とすることが好ましい。炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における加熱温度の温度域は、６３０℃以上とすることがより好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における加熱温度の温度域は、６７０℃以下とすることがより好ましい。
［保持時間：Ａｃ１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下］
　本実施形態に係る焼鈍工程では、上記のようなＡｃ１点以下（好ましくは、６００℃以上Ａｃ１点以下）の温度域を、１０ｈ以上１００ｈ以下保持する必要がある。保持時間が１０ｈ未満である場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を８０％以上に制御することが困難となる。一方、保持時間が１００ｈを超える場合には、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、穴広げ性が劣化する。炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における保持時間は、２０ｈ以上であることが好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る焼鈍工程における保持時間は、８０ｈ以下とすることが好ましい。
［冷却条件：５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却］
　本実施形態に係る焼鈍工程において、上記のような加熱保持後、鋼板を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却する。ここで、平均冷却速度とは、加熱保持温度（換言すれば、焼鈍終了時の温度）から５５０℃までの平均冷却速度である。平均冷却速度が５℃／ｈ未満である場合には、炭化物が粗大化しすぎて、穴広げ性が劣化する。一方、平均冷却速度が１００℃／ｈを超える場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を８０％以上に制御することが困難となる。炭化物の状態をより適切に制御するために、加熱保持温度から５５０℃までの平均冷却速度は、２０℃／ｈ以上とすることが好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、加熱保持温度から５５０℃までの平均冷却速度は、５０℃／ｈ以下とすることが好ましい。
　なお、本実施形態に係る焼鈍工程において、５５０℃未満の温度域における平均冷却速度は、特に規定するものではなく、任意の平均冷却速度で所定の温度域まで冷却すればよい。なお、冷却を停止する温度の下限は、特に規定するものではない。ただし、室温以下まで冷却することは実操業上困難であるため、室温が実質的な下限となる。
　以上、本実施形態に係る焼鈍工程について、詳細に説明した。
　以上説明したような熱間圧延工程及び焼鈍工程を実施することで、先だって説明したような、本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造することができる。
　なお、以上説明したような焼鈍工程を実施する前に、熱間圧延後の鋼板を、大気中、４０℃以上７０℃以下の温度域で、７２ｈ以上３５０ｈ以下保持してもよい。このような保持を行うことで、フェライト結晶粒内に固溶する炭素の凝集体を形成させることができる。かかる炭素の凝集体は、フェライトの結晶粒内において数原子の炭素が凝集したものである。このような炭素の凝集体を形成させることで、後段の焼鈍工程において炭化物の形成がより促進される。その結果、焼鈍後の鋼板において転移の易動度をより向上させて、焼鈍後の鋼板の成形性をより向上させることができる。
　また、以上のようにして得られた浸炭用鋼板に対して、例えば、後工程として冷間加工が施され得る。また、冷間加工された上記の浸炭用鋼板に対しては、例えば、炭素ポテンシャルが０．４～１．０質量％の範囲で、浸炭熱処理が施され得る。浸炭熱処理の条件は、特に限定されるものではなく、所望の特性が得られるように適宜調整することが可能である。例えば、浸炭用鋼板をオーステナイト単相域温度まで加熱し、浸炭処理した後、そのまま室温まで冷却してもよいし、一旦室温まで冷却した後に、再加熱し、急速冷却してもよい。更に、強度の調整を目的として、部材の全て又は一部に対して、焼き戻し処理を施してもよい。また、防錆効果を得ることを目的として、鋼板表面にめっきを施してもよいし、疲労特性の向上を目的として、鋼板表面にショットピーニングを施してもよい。
　次に、本発明の実施例について説明する。なお、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一条件例であり、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、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（試験例）
　以下の表１に示す化学組成を有する鋼材を、以下の表２に示す条件で熱間圧延（及び冷間圧延）した後、焼鈍を施して、浸炭用鋼板を得た。なお、以下の表２に示す条件で熱間圧延を行った後、大気中、５５℃で１０５時間保持した上で、以下の表２に示す条件で焼鈍を行った。以下の表１及び表２において、下線は、本発明の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
　得られた浸炭用鋼板のそれぞれについて、（１）フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、（２）全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合、（３）全炭化物のうちフェライトの結晶粒内に形成した炭化物の個数割合、及び、（４）炭化物の平均円相当直径については、先だって説明した方法により測定した。
　また、得られたそれぞれの浸炭用鋼板の冷間加工性を評価するために、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（金属材料の穴広げ試験方法）に則して、穴広げ試験を行った。穴広げ率は、得られたそれぞれの浸炭用鋼板の任意の位置から試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に規定されている試験方法及び計算式に従って、算出した。本試験例では、得られた穴広げ率が８０％以上である場合を極限変形能に優れるとして、「実施例」とした。また、穴広げ試験片の製造時（打ち抜き時）に割れが発生したものについては、「－」を記載した。
　また、参考として、浸炭後の焼入れ性を表す指標である理想臨界直径を算出した。理想臨界直径Ｄｉは、鋼板の成分から算出される指標であり、Ｇｒｏｓｓｍａｎｎ／Ｈｏｌｌｏｍｏｎ，Ｊａｆｆｅの方法を用いて以下の式（２０１）に従って算出することができる。理想臨界直径Ｄｉの値が大きいほど、焼入れ性に優れることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　以下の表３に、得られたそれぞれの浸炭用鋼板のミクロ組織及び特性を、まとめて示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
  
　上記表３から明らかなように、本発明の実施例に該当する浸炭用鋼板は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（金属材料の穴広げ試験方法）で規定されている穴広げ率が８０％以上となり、優れた極限変形能を有していることが明らかとなった。また、参考として記載した理想臨界直径も５以上となり、本発明の実施例に該当する浸炭用鋼板は、優れた焼入れ性も兼ね備えていることがわかる。
　一方、上記表３から明らかなように、本発明の比較例に該当する浸炭用鋼板は、穴広げ率が８０％未満となり、極限変形能に劣ることが明らかとなった。特に、Ｎｏ．７、１１～１５、７４、７８、８２、８７は、穴広げ試験片の作製時（打ち抜き）に割れが発生したため、穴広げ率を算出することができず、加工性に乏しいことがわかった。
　以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満
    　Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満
    　Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満
    　Ｐ：０．１％以下
    　Ｓ：０．１％以下
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下
    　Ｎ：０．２％以下
    を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、
    　フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が、７．０以下であり、
    　炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、
    　アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して８０％以上であり、
    　フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して６０％以上である、浸炭用鋼板。
  2. 　残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
    　Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下
    　Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下
    　Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下
    　Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下
    　Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下
    　Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下
    　Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下
    　Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下
    　Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下
    の１種又は２種以上を更に含有する、請求項１に記載の浸炭用鋼板。
  3. 　残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
    　Ｓｎ：１．０％以下
    　Ｗ：１．０％以下
    　Ｃａ：０．０１％以下
    　ＲＥＭ：０．３％以下
    の１種又は２種以上を更に含有する、請求項１又は２に記載の浸炭用鋼板。
  4. 　請求項１～３の何れか１項に記載の浸炭用鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１～３の何れか１項に記載の化学組成を有する鋼材を加熱し、熱間仕上圧延の１パス前の圧延を、９００℃以上９８０℃以下の温度域で１５％以上２５％以下の圧下率で実施し、熱間仕上圧延を、８００℃以上９２０℃未満の温度域で６％以上の圧下率で終了し、７００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程により得られた鋼板、又は、前記熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した雰囲気にて、５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ１点以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ１点以下の温度域で１０ｈ以上１００ｈ以下保持する焼鈍処理を施した後、焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を５℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す焼鈍工程と、
    を含む、浸炭用鋼板の製造方法。
    　ここで、下記式（１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合はゼロを代入するものとする。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
      
PCT/JP2018/032111 2017-08-31 2018-08-30 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法 Ceased WO2019044970A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2019004706A MX2019004706A (es) 2017-08-31 2018-08-30 Lamina de acero para carburacion, y metodo para fabricar la lamina de acero para carburacion.
JP2019518330A JP6583588B2 (ja) 2017-08-31 2018-08-30 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
CN201880004175.6A CN109983145B (zh) 2017-08-31 2018-08-30 渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法
KR1020197012075A KR102219032B1 (ko) 2017-08-31 2018-08-30 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
US16/346,461 US10934609B2 (en) 2017-08-31 2018-08-30 Steel sheet for carburizing, and method for manufacturing steel sheet for carburizing
BR112019008336-7A BR112019008336A2 (pt) 2017-08-31 2018-08-30 chapa de aço para carburação, e método de fabricação da chapa de aço para carburação
EP18851855.9A EP3521477A4 (en) 2017-08-31 2018-08-30 STEEL SHEET FOR CARBONING AND PRODUCTION METHOD FOR STEEL SHEET FOR CARBONING

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-167204 2017-08-31
JP2017167204 2017-08-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019044970A1 true WO2019044970A1 (ja) 2019-03-07

Family

ID=65527721

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/032111 Ceased WO2019044970A1 (ja) 2017-08-31 2018-08-30 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10934609B2 (ja)
EP (1) EP3521477A4 (ja)
JP (1) JP6583588B2 (ja)
KR (1) KR102219032B1 (ja)
CN (1) CN109983145B (ja)
BR (1) BR112019008336A2 (ja)
MX (1) MX2019004706A (ja)
TW (1) TWI661055B (ja)
WO (1) WO2019044970A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109881103A (zh) * 2019-03-19 2019-06-14 潍坊工程职业学院 一种风电塔筒用法兰材料及其制备方法
JPWO2021230149A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18
JPWO2021230150A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110373607B (zh) * 2019-07-25 2021-04-02 广东韶钢松山股份有限公司 一种高温渗碳钢、高温渗碳钢构件以及其制备方法
CN113122682B (zh) * 2019-12-30 2023-02-21 上海嘉吉成动能科技有限公司 一种耐二氧化碳腐蚀油井管及其制备方法
CN112159941A (zh) * 2020-09-29 2021-01-01 东风汽车集团有限公司 一种高淬透性渗碳齿板用钢
CN112853208B (zh) * 2020-12-31 2022-01-07 江苏铸鸿锻造有限公司 一种热稳定性较高的注塑机螺杆用钢及其制备方法
JP7549277B2 (ja) * 2021-05-13 2024-09-11 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
CN115404398A (zh) * 2021-05-26 2022-11-29 拓普特(常州)机械有限公司 一种新型钢架的制备方法
CN114277311B (zh) * 2021-11-10 2022-07-15 南京高速齿轮制造有限公司 一种用于曲柄轴的钢材料、制备方法及用途
CN115323269A (zh) * 2022-07-21 2022-11-11 阳春新钢铁有限责任公司 一种控制高拉速条件下q235圆钢裂纹的方法
CN118773505B (zh) * 2024-06-28 2025-12-16 河北河钢材料技术研究院有限公司 一种真空感应炉冶炼含稀土齿条钢的方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3094856B2 (ja) 1995-08-11 2000-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性肌焼き用鋼
JP2015160986A (ja) * 2014-02-27 2015-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2016148037A1 (ja) 2015-03-13 2016-09-22 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
WO2016190396A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2016190370A1 (ja) 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2002024968A1 (en) * 2000-09-21 2002-03-28 Nippon Steel Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
TW514291U (en) 2001-12-26 2002-12-11 Shin-Jeng Tu Improved structure of poster rack
JP5051247B2 (ja) 2010-01-15 2012-10-17 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP6180783B2 (ja) 2013-04-30 2017-08-16 花王株式会社 水硬性組成物
KR101560944B1 (ko) 2013-12-24 2015-10-15 주식회사 포스코 표면 품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP6177754B2 (ja) * 2014-11-18 2017-08-09 株式会社神戸製鋼所 打抜き性と結晶粒粗大化防止特性に優れた浸炭用鋼板および機械構造部品
WO2016163538A1 (ja) 2015-04-10 2016-10-13 新日鐵住金株式会社 成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法
ES2769275T3 (es) * 2015-05-26 2020-06-25 Nippon Steel Corp Chapa de acero y procedimiento para su fabricación
US20180171445A1 (en) * 2015-06-17 2018-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate and method of production of same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3094856B2 (ja) 1995-08-11 2000-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性肌焼き用鋼
JP2015160986A (ja) * 2014-02-27 2015-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2016148037A1 (ja) 2015-03-13 2016-09-22 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
WO2016190396A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2016190370A1 (ja) 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
FUMIO KUROSAWA ET AL., JOURNAL OF THE JAPAN INSTITUTE OF METALS AND MATERIALS (IN JAPANESE, vol. 43, 1979, pages 1068
See also references of EP3521477A4

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109881103A (zh) * 2019-03-19 2019-06-14 潍坊工程职业学院 一种风电塔筒用法兰材料及其制备方法
JPWO2021230149A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18
JPWO2021230150A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18
WO2021230149A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2021230150A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18 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
JP7436916B2 (ja) 2020-05-13 2024-02-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7436917B2 (ja) 2020-05-13 2024-02-22 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
US12129534B2 (en) 2020-05-13 2024-10-29 Nippon Steel Corporation Hot-stamping formed body
US12134810B2 (en) 2020-05-13 2024-11-05 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping and hot-stamping formed body

Also Published As

Publication number Publication date
CN109983145B (zh) 2021-09-17
JPWO2019044970A1 (ja) 2019-11-07
EP3521477A4 (en) 2020-03-04
TWI661055B (zh) 2019-06-01
CN109983145A (zh) 2019-07-05
KR102219032B1 (ko) 2021-02-23
US10934609B2 (en) 2021-03-02
BR112019008336A2 (pt) 2019-08-06
TW201920712A (zh) 2019-06-01
MX2019004706A (es) 2019-06-06
KR20190060805A (ko) 2019-06-03
US20200181744A1 (en) 2020-06-11
JP6583588B2 (ja) 2019-10-02
EP3521477A1 (en) 2019-08-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6583588B2 (ja) 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
KR102235355B1 (ko) 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
JP6587038B1 (ja) 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
KR101107531B1 (ko) 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6160783B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP5387073B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス用鋼板部材の製造方法
JP2016513169A (ja) マンガン鋼材の熱処理方法およびマンガン鋼材
WO2021070951A1 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JPWO2015146173A1 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR20230115324A (ko) 냉간 압연되고 열 처리된 강 시트 및 그 제조 방법
JP7606070B2 (ja) 高炭素鋼板
TWI665310B (zh) 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法
JP2016216809A (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
JP6690792B1 (ja) 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP6699711B2 (ja) 高強度鋼帯の製造方法
JP7534618B2 (ja) 高炭素鋼部品
JP4687554B2 (ja) 焼入れ部材用鋼板、焼入れ部材及びその製造方法
JP7534617B2 (ja) 高炭素鋼部品

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019518330

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: 18851855

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197012075

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019008336

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018851855

Country of ref document: EP

Effective date: 20190430

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019008336

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20190425

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE