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WO2025120750A1 - 鋼板 - Google Patents

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Publication number
WO2025120750A1
WO2025120750A1 PCT/JP2023/043526 JP2023043526W WO2025120750A1 WO 2025120750 A1 WO2025120750 A1 WO 2025120750A1 JP 2023043526 W JP2023043526 W JP 2023043526W WO 2025120750 A1 WO2025120750 A1 WO 2025120750A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cementite particles
steel sheet
less
content
ferrite
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.)
Pending
Application number
PCT/JP2023/043526
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
和夫 匹田
雅人 鈴木
誠 秋月
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 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 Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2025526713A priority Critical patent/JP7744619B1/ja
Priority to PCT/JP2023/043526 priority patent/WO2025120750A1/ja
Publication of WO2025120750A1 publication Critical patent/WO2025120750A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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

Definitions

  • This disclosure relates to steel sheets, and more specifically, to steel sheets that can be used as materials for mechanical parts, such as automotive parts.
  • Steel plate with a C content of 0.15% or more is used as a material for machine parts, such as automobile parts.
  • the method for manufacturing these machine parts using steel plate as a material is as follows.
  • the steel plate is cold worked to form it into the shape of the machine part.
  • the cold worked steel plate is then quenched and tempered.
  • high strength machine parts are manufactured.
  • the steel plate is required to have excellent hardenability when quenching during the manufacturing process of the machine parts made from steel plate.
  • the steel plate is cold worked before quenching. Therefore, the steel plate is required to have not only the excellent hardenability mentioned above, but also excellent cold workability.
  • Patent Documents 1 and 2 propose steel sheets that have excellent hardenability during hardening and excellent cold workability when used as materials for machine parts.
  • the steel sheet disclosed in Patent Document 1 contains, in mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0.010% or less, sol.Al: 0.10% or less, N: 0.0050% or less, and B: 0.0005 to 0.0050%, and further contains one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in a total amount of 0.002 to 0.030%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the proportion of the amount of solid-solubilized B in the B content is 70% or more.
  • the microstructure is composed of ferrite and cementite.
  • the cementite density in the ferrite grains is 0.08 pieces/ ⁇ m 2 or less. Patent Document 1 describes that the total elongation can be increased by keeping the cementite density in the ferrite grains low.
  • the steel plate disclosed in Patent Document 2 contains, by mass%, C: 0.10% to 0.33%, Si: 0.01% to 0.50%, Mn: 0.40% to 1.25%, P: 0.03% to 0.01%, sol. Al: 0.10% to 0.01%, N: 0.01%, and Cr: 0.50% to 1.50%, with the remainder being Fe and unavoidable impurities, and has a microstructure containing ferrite and carbides.
  • the volume ratio of ferrite and carbides to the entire microstructure is 90% or more, and the volume ratio of pro-eutectoid ferrite to the entire microstructure is 20% to 80%.
  • the Mn concentration in the carbide is 0.10% by mass or more and 0.50% by mass or less, and the ratio of the number of carbides with a particle size of 1 ⁇ m or more to the total number of carbides is 30% to 60%.
  • Patent Document 2 describes that by reducing the Mn concentration in the carbide, the carbide becomes more easily dissolved during hardening, and as a result, the hardenability is improved.
  • the objective of this disclosure is to provide a steel sheet that has excellent hardenability and excellent cold workability.
  • the steel plate disclosed herein has the following configuration:
  • a steel plate The chemical composition is in mass percent: C: 0.50-0.90%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.20-1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01-1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, B: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.500%, Nb: 0 to 0.500%, Ti: 0 to 0.150%, and The balance is composed of Fe and impurities.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more,
  • the average grain size of the ferrite is 5.0 to 20.0 ⁇ m,
  • the Cr concentration [Cr] ⁇ in mass% in the cementite particles is less than 2.00%, and the Mo concentration [Mo] ⁇ in mass% in the cementite particles is 1.00% or less,
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less.
  • a spheroidization rate which is a ratio of the total number of the spherical cementite particles to the total number of the cementite particles, is 85% or more. steel plate.
  • the steel sheet according to the present disclosure has excellent hardenability and excellent cold workability.
  • the inventors conducted research into steel sheets that have excellent hardenability and excellent cold workability. As a result, the inventors obtained the following findings.
  • the inventors investigated the improvement of hardenability and cold workability in steel plates with a C content of 0.50% or more from the perspective of chemical composition.
  • a chemical composition consisting of, in mass%, C: 0.50 to 0.90%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.20 to 1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01 to 1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.500%, Nb: 0 to 0.500%, Ti: 0 to 0.150%, and the balance: Fe and impurities would enable both improved hardenability and improved cold workability to be achieved. Therefore, the inventors further investigated a means for improving both hardenability and cold workability from the viewpoint of the microstructure for steel sheets having the above-mentioned chemical composition.
  • the inventors first investigated means for improving the hardenability of the microstructure of steel sheet.
  • the microstructure of steel sheet having the above-mentioned chemical composition is substantially composed of ferrite and cementite particles.
  • the cementite particles in the steel sheet are easily dissolved during hardening.
  • the particle diameter of the cementite particles is small. In the case of steel sheet having the above-mentioned chemical composition, it is effective to make the average particle diameter of the cementite particles 1.50 ⁇ m or less.
  • the Mn concentration in cementite particles does not affect the solid solution of cementite particles during quenching.
  • the inventors discovered that the Cr and Mo concentrations in cementite particles have a significant effect on the solid solution of cementite particles during quenching. Specifically, if the Cr and Mo concentrations in the cementite particles are high, the cementite particles are less likely to dissolve during quenching.
  • the inventors further investigated means for improving the cold workability of the microstructure of the steel sheet.
  • it is effective to increase the spheroidization rate of the cementite particles and to coarsen the average grain size of the ferrite. Therefore, in the steel sheet of this embodiment, the spheroidization rate of the cementite particles is set to 85% or more, and the average grain size of the ferrite is set to 5.0 ⁇ m or more. Note that the smaller the average grain size of the ferrite, the larger the ferrite grain boundary area in the steel sheet. Therefore, due to grain boundary diffusion, the dissolution of the cementite particles becomes faster during quenching. Therefore, the average grain size of the ferrite is set to 20.0 ⁇ m or less.
  • the steel plate according to this embodiment which was completed based on the above findings, has the following configuration.
  • a steel plate The chemical composition is in mass percent: C: 0.50-0.90%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.20-1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01-1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, B: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.500%, Nb: 0 to 0.500%, Ti: 0 to 0.150%, and The balance is composed of Fe and impurities.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more,
  • the average grain size of the ferrite is 5.0 to 20.0 ⁇ m,
  • the Cr concentration [Cr] ⁇ in mass% in the cementite particles is less than 2.00%, and the Mo concentration [Mo] ⁇ in mass% in the cementite particles is 1.00% or less,
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less.
  • a spheroidization rate which is a ratio of the total number of the spherical cementite particles to the total number of the cementite particles, is 85% or more. steel plate.
  • the steel sheet according to [1] The chemical composition is Mo: 0.001-0.500%, Ni: 0.001 to 1.000%, B: 0.0001 to 0.0100%, V: 0.001-0.500%, Nb: 0.001 to 0.500%, and Ti: 0.001 to 0.150%, Contains one or more elements selected from the group consisting of steel plate.
  • the steel plate of this embodiment satisfies the following features 1 to 6.
  • the chemical composition, in mass% is as follows: C: 0.50-0.90%, Si: 0.01-0.50%, Mn: 0.20-1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01-1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, B: 0-0.0100%, V: 0-0.500%, Nb: 0-0.500%, Ti: 0-0.150%, and the balance: Fe and impurities.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more.
  • the average grain size of the ferrite is 5.0 to 20.0 ⁇ m.
  • the Cr concentration [Cr] ⁇ in terms of mass % in the cementite particles is less than 2.00%, and the Mo concentration [Mo] ⁇ in terms of mass % in the cementite particles is 1.00% or less.
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less.
  • the spheroidization rate which is the ratio of the total number of spherical cementite particles to the total number of cementite particles, is 85% or more.
  • C 0.50-0.90% Carbon (C) enhances the hardenability of the steel sheet.
  • C Carbon
  • the strength of the mechanical part is increased by performing hardening in a process of manufacturing the mechanical part using the steel sheet as a raw material.
  • the C content is less than 0.50%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
  • the C content exceeds 0.90%, the cold workability of the steel sheet decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the C content is 0.50 to 0.90%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.52%, more preferably 0.55%, and further preferably 0.60%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.88%, more preferably 0.85%, and further preferably 0.80%.
  • Si deoxidizes steel during the steelmaking stage of the steel sheet manufacturing process. Furthermore, Si enhances the temper softening resistance of the steel sheet when tempering is performed in the process of manufacturing mechanical parts using the steel sheet as a raw material. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the strength of the steel sheet becomes excessively high due to solid solution strengthening, and therefore the cold workability of the steel sheet deteriorates even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the Si content is 0.01 to 0.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.02%, more preferably 0.05%, and further preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.48%, more preferably 0.44%, and further preferably 0.40%.
  • Mn 0.20-1.30%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel sheet.
  • Mn Manganese
  • the Mn content is 0.20 to 1.30%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.25%, more preferably 0.30%, and further preferably 0.35%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.25%, more preferably 1.20%, and further preferably 1.15%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. If the P content exceeds 0.100%, the toughness of the steel plate decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. Therefore, the P content is 0.100% or less.
  • the P content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the P content significantly increases the production cost. Therefore, in consideration of industrial production, the preferable lower limit of the P content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and even more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, and further preferably 0.050%.
  • S 0.100% or less Sulfur (S) is an impurity. If the S content exceeds 0.100%, S forms an excessive amount of sulfides. Therefore, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the cold workability of the steel sheet is reduced. Therefore, the S content is 0.100% or less.
  • the S content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the S content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, the preferred lower limit of the S content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and even more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, and further preferably 0.050%.
  • Al 0.100% or less
  • Aluminum (Al) is an impurity. Al combines with N to form AlN. AlN refines austenite grains when heated in the quenching process in the process of manufacturing mechanical parts using steel sheet as a raw material. Refining austenite grains reduces the hardenability of the steel sheet. Therefore, if the Al content exceeds 0.100%, austenite grains are excessively refined when heated in the quenching process even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. As a result, the hardenability of the steel sheet is significantly reduced. Therefore, the Al content is not more than 0.100%. The Al content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the Al content significantly increases the manufacturing cost.
  • the preferred lower limit of the Al content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and even more preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, further preferably 0.070%, and further preferably 0.050%.
  • the Al content means the acid-soluble Al (sol. Al) content.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel sheet.
  • the strength of a mechanical part is increased by performing hardening in a process of manufacturing the mechanical part using the steel sheet as a raw material.
  • the Cr content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment.
  • the Cr content exceeds 1.20%, the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite particles becomes excessively high. Therefore, the cementite particles do not dissolve sufficiently when heated in the quenching process in the process of manufacturing mechanical parts using the steel sheet as a material. In this case, the quenchability of the steel sheet is rather deteriorated.
  • the Cr content is 0.01 to 1.20%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.02%, more preferably 0.03%, more preferably 0.05%, more preferably 0.08%, more preferably 0.10%, more preferably 0.13%, and more preferably 0.18%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 1.15%, more preferably 1.10%, further preferably 1.00%, further preferably 0.70%, and further preferably 0.50%.
  • N 0.0150% or less Nitrogen (N) is an impurity. N combines with Al to form AlN. AlN refines austenite grains when heated in the quenching process in the process of manufacturing mechanical parts using steel sheet as a raw material. Refining austenite grains reduces the hardenability of the steel sheet. Therefore, if the N content exceeds 0.0150%, the austenite grains are excessively refined when heated in the quenching process even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment. As a result, the hardenability of the steel sheet is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.0150% or less. The N content is preferably as low as possible. However, an extreme reduction in the N content significantly increases the manufacturing cost.
  • the preferable lower limit of the N content is more than 0%, more preferably 0.0001%, and even more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0140%, more preferably 0.0130%, and further preferably 0.0120%.
  • the remainder of the chemical composition of the steel plate according to this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • impurities in the chemical composition refer to substances that are mixed in from raw materials such as ore and scrap, or from the manufacturing environment, during industrial production of the steel plate, and are acceptable to the extent that they do not adversely affect the steel plate according to this embodiment.
  • the impurities may include the following elements in the amounts listed below.
  • the chemical composition of the steel sheet of this embodiment further includes: Mo: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, B: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.500%, Nb: 0 to 0.500%, and Ti: 0 to 0.150%, may contain one or more elements selected from the group consisting of: These optional elements will now be described.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Mo, Ni, and B. All of these elements are optional elements and may not be contained. When contained, Mo, Ni, and B improve the hardenability of the steel sheet.
  • Mo 0 ⁇ 0.500% Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained, that is, the Mo content may be 0%.
  • Mo When Mo is contained, that is, when the Mo content is more than 0%, Mo enhances the hardenability of the steel sheet.
  • Mo when hardening is performed in a process for manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a raw material, the strength of the mechanical part is enhanced.
  • Mo enhances the temper softening resistance of the steel sheet. The above effects can be obtained to a certain extent even if even a small amount of Mo is contained.
  • the Mo content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, further preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.450%, more preferably 0.400%, further preferably 0.350%, and further preferably 0.300%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained, that is, the Ni content may be 0%.
  • Ni When Ni is contained, that is, when the Ni content is more than 0%, Ni enhances the hardenability of the steel sheet.
  • the strength of the mechanical part is enhanced.
  • Ni further enhances the temper softening resistance of the steel sheet when tempering is performed in a process of manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a raw material. The above effects can be obtained to a certain extent even if even a small amount of Ni is contained.
  • the Ni content is 0 to 1.000%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.007%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.950%, more preferably 0.900%, further preferably 0.800%, further preferably 0.700%, and further preferably 0.600%.
  • B 0-0.0100% Boron (B) is an optional element and may not be contained, that is, the B content may be 0%.
  • B When B is contained, that is, when the B content is more than 0%, B enhances the hardenability of the steel sheet.
  • B by carrying out hardening in a process for manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a raw material, the strength of the mechanical part is increased. Even if even a small amount of B is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the B content exceeds 0.0100%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, B compounds are generated. In this case, the effect of improving hardenability is not sufficiently obtained.
  • the B content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and further preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0060%, and still more preferably 0.0050%.
  • the chemical composition of the steel plate according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of V, Nb, and Ti instead of a portion of Fe. All of these elements are optional elements and may not be contained. When contained, V, Nb, and Ti form carbides. These carbides suppress the coarsening of austenite grains during heating in the quenching process in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved.
  • V 0-0.500%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained, that is, the V content may be 0%.
  • V When V is contained, that is, when the V content is more than 0%, V forms carbides and suppresses the coarsening of austenite grains during heating in the quenching process in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a raw material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved. Even if even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the V content exceeds 0.500%, V forms excessive carbides and precipitation strengthens the steel sheet, so that the cold workability of the steel sheet is deteriorated even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
  • the V content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and further preferably 0.005%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.480%, more preferably 0.450%, and further preferably 0.400%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained, that is, the Nb content may be 0%.
  • Nb When Nb is contained, that is, when the Nb content is more than 0%, Nb forms carbides and suppresses the coarsening of austenite grains during heating in the quenching process in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a raw material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved.
  • the Nb content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and further preferably 0.005%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.480%, more preferably 0.450%, still more preferably 0.400%, still more preferably 0.350%, and still more preferably 0.300%.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained, that is, the Ti content may be 0%.
  • Ti When Ti is contained, that is, when the Ti content is more than 0%, Ti forms carbides and suppresses the coarsening of austenite grains during heating in the quenching process in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved.
  • Ti combines with N to suppress the formation of nitrides by the solute B. This improves the hardenability of the steel plate due to the solute B. Even if even a small amount of Ti is contained, the above effects can be obtained to a certain extent.
  • the Ti content is 0 to 0.150%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and further preferably 0.005%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.145%, more preferably 0.130%, further preferably 0.120%, further preferably 0.100%, and further preferably 0.080%.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more, that is, the microstructure of the steel sheet of the present embodiment is substantially composed of ferrite and cementite particles.
  • the structure other than ferrite and cementite particles is, for example, one or more selected from the group consisting of precipitates other than cementite particles, inclusions, bainite, martensite, and pearlite.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles in the microstructure is 96% or more, more preferably 97% or more, even more preferably 98% or more, and even more preferably 99% or more.
  • the microstructure may be a structure consisting of ferrite and cementite particles.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more, sufficient hardenability and sufficient cold workability can be obtained, provided that characteristics 1 and characteristics 3 to 6 are met.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles in the microstructure can be measured by the following method.
  • a test piece measuring 15 mm in the rolling direction (L direction) of the steel plate, 10 mm in the width direction, and plate thickness is taken from the center of the steel plate.
  • the rolling direction can be identified by observing the roll marks formed on the surface of the steel plate.
  • the roll marks are thin streaks formed on the surface of the steel plate along the direction of the rolling rolls when rolling is performed. In this case, the direction in which the roll marks extend is identified as the rolling direction.
  • a cross section of the surface of the test piece parallel to the rolling direction is defined as the observation surface.
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished.
  • the mirror-polished observation surface is etched using 3% nitric acid alcohol (Nital etching solution). Secondary electron images are observed at five arbitrary observation fields of the etched observation surface using a 1000x scanning electron microscope (SEM). Each observation field is a rectangle of 100 ⁇ m x 120 ⁇ m.
  • ferrite and cementite particles show a different contrast and a different morphology from other structures (bainite, martensite, pearlite, precipitates other than cementite particles, inclusions, etc.).
  • areas with high granular brightness can be identified as cementite particles.
  • Areas of lamellar structure can be identified as pearlite.
  • Areas that are brighter than pearlite and where no substructure is observed can be identified as ferrite.
  • Areas that are brighter than ferrite and brighter than pearlite and where substructure is observed can be identified as bainite and martensite. Therefore, ferrite and cementite particles are identified in the observation field based on contrast and morphology.
  • the total area ratio (%) of ferrite and cementite particles is calculated based on the total area of ferrite and cementite particles in the five observation fields and the total area of the five observation fields.
  • the average grain size of ferrite is 5.0 to 20.0 ⁇ m. If the average grain size of ferrite is less than 5.0 ⁇ m, the cold workability of the steel sheet is reduced. On the other hand, if the average grain size of ferrite is more than 20.0 ⁇ m, the grain boundary area is reduced, and the effect of promoting the dissolution of cementite particles by grain boundary diffusion cannot be obtained. In this case, sufficient hardenability cannot be obtained in the hardening process when manufacturing mechanical parts using the steel sheet as a raw material. Therefore, the strength of the mechanical parts manufactured using the steel sheet as a raw material is reduced. Therefore, the average grain size of the ferrite is 5.0 to 20.0 ⁇ m.
  • the lower limit of the average grain size of ferrite is preferably 5.2 ⁇ m, more preferably 5.5 ⁇ m, even more preferably 5.7 ⁇ m, even more preferably 6.0 ⁇ m, and even more preferably 6.5 ⁇ m.
  • the upper limit of the average grain size of ferrite is preferably 19.5 ⁇ m, more preferably 19.0 ⁇ m, even more preferably 18.5 ⁇ m, and even more preferably 18.0 ⁇ m.
  • the average grain size of ferrite can be measured by the following method.
  • a test piece measuring 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 10 mm in the width direction, and thickness is taken from the center of the steel plate.
  • the surface of the test piece is defined as the observation surface, which is a cross section parallel to the rolling direction (surface of 15 mm in the rolling direction and thickness).
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished.
  • the mirror-polished observation surface is etched using a 5% nital etching solution.
  • the average grain size of ferrite is determined on the etched observation surface by the following method.
  • the grain size number of ferrite is determined by a cutting method in accordance with JIS G 0551:2020.
  • the magnification of the optical microscope is selected so that the number of ferrite grains cut by one line segment is at least 10 or more in one visual field.
  • the cutting length is determined for five visual fields.
  • the grain size number of ferrite is determined from the arithmetic average value of the cutting lengths of the five visual fields.
  • the average grain size ( ⁇ m) of ferrite is determined from the obtained grain size number.
  • the Cr concentration [Cr] ⁇ in mass % in the cementite grains is less than 2.00%
  • the Mo concentration [Mo] ⁇ in mass % in the cementite grains is 1.00% or less.
  • the cementite particles of the steel sheet When the Cr concentration [Cr] ⁇ and the Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles of the steel sheet are high, the cementite particles do not dissolve sufficiently during heating in the quenching process in the process of manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a material. In this case, the quenchability of the steel sheet is reduced. As a result, the mechanical part manufactured using the steel sheet as a material does not have sufficient strength.
  • the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite particles of the steel sheet is less than 2.00% and the Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles is 1.00% or less, the Cr concentration [Cr] ⁇ and the Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles are sufficiently low, so that the cementite particles are sufficiently dissolved during heating in the above-mentioned quenching step, and the hardenability of the steel sheet is improved.
  • the upper limit of the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite grains is preferably 1.90%, more preferably 1.80%, and further preferably 1.70%.
  • the upper limit of the Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite grains is preferably 0.90%, more preferably 0.80%, and further preferably 0.70%.
  • the lower limit of the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite particles is not particularly limited.
  • the most preferable lower limit of the Cr concentration [Cr] ⁇ is 0%, but there may be cases where 0.01% or more, or 0.10% or more remains.
  • the lower limit of the Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles is not particularly limited.
  • the most preferable lower limit of the Mo concentration [Mo] ⁇ is 0%, but there may be cases where 0.01% or more, or 0.03% or more remains.
  • the Cr concentration [Cr] ⁇ and the Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles can be measured by the following method. A test piece is taken from the center of the sheet width of the steel sheet, and the size of the test piece is 10 mm x 10 mm x sheet thickness.
  • test piece is subjected to constant current electrolysis using a 10% AA-based solution (a solution containing 10% by volume of acetylacetone and a methanol solution containing 1% by mass of tetramethylammonium chloride).
  • a 10% AA-based solution a solution containing 10% by volume of acetylacetone and a methanol solution containing 1% by mass of tetramethylammonium chloride.
  • the above-mentioned 10% AA-based solution is prepared. Then, the test piece is subjected to constant-current electrolysis at room temperature with the 10% AA-based solution, with the current density maintained at 20 mA/ cm2 . After constant-current electrolysis, the test piece is removed from the 10% AA-based solution. The removed test piece is immersed in an alcohol solution. The test piece immersed in the alcohol solution is subjected to ultrasonic cleaning.
  • the 10% AA solution used in the constant current electrolysis and the alcohol solution used in the subsequent ultrasonic cleaning are suction filtered through a filter with a mesh size of 0.2 ⁇ m to extract the residue.
  • a chemical elemental analysis is performed on the extracted residue. Specifically, the residue is dissolved in acid to obtain a solution. A chemical elemental analysis is performed on the solution using inductively coupled plasma optical emission spectroscopy (ICP-OES) to obtain the Cr mass and Mo mass in the residue. The Cr concentration (mass%) and Mo concentration (mass%) in the residue are calculated based on the obtained Cr mass in the residue, Mo mass in the residue, and total mass of the residue.
  • ICP-OES inductively coupled plasma optical emission spectroscopy
  • the obtained residue is substantially composed of cementite particles.
  • the amount of particles other than cementite particles (inclusions and other precipitates other than cementite particles) in the residue is negligibly small. Therefore, the Cr concentration and Mo concentration in the residue are regarded as the Cr concentration [Cr] ⁇ and the Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles.
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less.
  • the cementite particles are large, they will not dissolve sufficiently when heated in the quenching process in the process of manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a material. In this case, the hardenability of the steel sheet will decrease. As a result, the mechanical part manufactured using the steel sheet as a material will not have sufficient strength.
  • the cementite particles are sufficiently small. Therefore, when heated in the above-mentioned hardening process, the cementite particles dissolve sufficiently, improving the hardenability of the steel plate.
  • the upper limit of the average particle size of the cementite particles is preferably 1.45 ⁇ m, more preferably 1.40 ⁇ m, still more preferably 1.35 ⁇ m, and still more preferably 1.30 ⁇ m.
  • the average particle size of the cementite particles is small. However, if the average particle size of the cementite particles is too small, the hardness of the steel sheet becomes too high. In this case, the cold workability of the steel sheet decreases. Therefore, the preferable lower limit of the average particle size of the cementite particles is 0.05 ⁇ m, more preferably 0.10 ⁇ m, more preferably 0.15 ⁇ m, and even more preferably 0.20 ⁇ m.
  • the average particle size of the cementite particles can be determined by the following method.
  • a test piece measuring 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 10 mm in the width direction, and thickness is taken from the center of the steel plate.
  • the cross section of the surface of the test piece parallel to the rolling direction is defined as the observation surface.
  • the observation surface is etched using picral solution. Secondary electron images are taken at five arbitrary observation fields located at a depth of 4/th the plate thickness from the surface of the etched observation surface. Specifically, a scanning electron microscope (SEM) is used to observe the five observation fields at a magnification of 2000x, and the secondary electron images mentioned above are taken. Each observation field is a rectangle of 50 ⁇ m x 60 ⁇ m.
  • cementite particles are identified based on the contrast.
  • the area of each identified cementite particle is determined, and the equivalent circle diameter of each cementite particle is determined based on the area.
  • the equivalent circle diameter thus determined is regarded as the particle diameter of the cementite particle.
  • the particle diameter is determined using well-known image processing software.
  • the arithmetic mean value of the particle diameters of the cementite particles obtained in the five observation fields is regarded as the average particle diameter ( ⁇ m) of the cementite particles.
  • cementite particles having an aspect ratio of 3.0 or less are defined as spherical cementite particles.
  • the spheroidization rate which is the ratio of the total number of spherical cementite particles to the total number of the plurality of cementite particles, is 85% or more.
  • the steel sheet can have remarkably excellent cold workability, provided that Features 1 to 5 are satisfied. Therefore, in the steel sheet of this embodiment, the spheroidization rate is 85% or more.
  • the spheroidization rate is preferably high.
  • the lower limit of the spheroidization rate is preferably 87%, more preferably 89%, even more preferably 91%, and even more preferably 95%.
  • the spheroidization rate can be measured by the following method.
  • the aspect ratio is determined for each of the cementite particles identified in the five observation fields by the above-mentioned [Method for measuring the average particle size of cementite particles].
  • the maximum distance obtained when the contour of the cementite particle is sandwiched between two parallel line segments is defined as the major axis.
  • the distance between the two line segments when the contour of the cementite particle is sandwiched between two line segments parallel to the major axis i.e., the width perpendicular to the major axis
  • minor axis is defined as the minor axis.
  • the steel sheet of the present embodiment which satisfies the above-mentioned features 1 to 6, has sufficient hardenability during hardening in a process for manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a material. Furthermore, the steel sheet of the present embodiment has sufficient cold workability.
  • a plate-shaped test piece was taken from the center of the width of the steel plate, and had a shape of 15 mm in the rolling direction (L direction) of the steel plate, 30 mm in the width direction (W direction), and plate thickness.
  • the plate test piece is heated at 1000°C for 20 minutes using a salt bath.
  • the plate test piece is then removed from the salt bath and immersed in water in a water tank for quenching.
  • the quenched plate test piece is cut into two equal parts in the W direction.
  • the cut surface is mirror-polished.
  • a Vickers hardness test in accordance with JIS Z2244:2009 is carried out at three arbitrary points in the center of the plate thickness direction (T direction) of the polished cut surface. At this time, the test force is 98N.
  • the arithmetic average value of the obtained Vickers hardness is defined as the maximum quenched hardness HD0 (HV).
  • a plate-shaped test piece was taken from the center of the width of the steel plate, and had a shape of 15 mm in the rolling direction (L direction) of the steel plate, 30 mm in the width direction (W direction), and plate thickness.
  • the plate test piece is immersed in a salt bath at A c1 transformation point +80 ° C for 10 minutes.
  • the plate test piece is then removed from the salt bath and immersed in water in a water tank for quenching.
  • the quenched plate test piece is cut into two equal parts in the W direction.
  • the cut surface is mirror-polished.
  • a Vickers hardness test in accordance with JIS Z2244:2009 is carried out at three arbitrary points in the center of the plate thickness direction (T direction) of the polished cut surface.
  • the test force is 98 N.
  • the arithmetic average value of the obtained Vickers hardness is defined as the quenched hardness HD1 (HV).
  • HV quenched hardness
  • the cold workability in the steel sheet of this embodiment, the cold workability can be evaluated, for example, by the following method.
  • a JIS No. 5 plate test piece as specified in JIS Z2241:2011 is taken from the center of the width of the steel plate.
  • a V-notch is formed in the longitudinal center of the parallel part of the plate test piece so that the depth direction of the V-notch is parallel to the width direction of the parallel part.
  • the opening angle of the V-notch is 45° and the depth of the V-notch is 2 mm.
  • the gauge length is 10 mm including the V-notch.
  • the longitudinal direction of the plate test piece is the rolling direction (L direction) of the steel plate.
  • a breaking elongation test is carried out at room temperature in air using a plate-shaped test piece.
  • the butt elongation after breaking is measured, and the obtained butt elongation (%) is defined as the notch elongation (%).
  • the steel plate of this embodiment has a larger notch elongation than a steel plate that does not satisfy any of Features 1 to 6.
  • the plate-shaped test piece has a thickness of 2 mm
  • the steel plate of this embodiment has a notch elongation of 5.0% or more, and is -33 x C content (%) of the steel plate + 32.5% or more.
  • the steel sheet of this embodiment is suitable as a material for mechanical parts, such as automobile parts.
  • the mechanical parts are, for example, automobile springs, washers, etc.
  • the steel sheet of this embodiment may be used for applications other than mechanical parts that require excellent hardenability and excellent cold workability.
  • An example of a method for manufacturing a steel sheet according to the present embodiment includes the following steps.
  • the annealing step is not performed after the hot rolling step and before the cold rolling step.
  • a material satisfying Feature 1 is prepared.
  • the material is produced, for example, by the following method.
  • Molten steel is produced, the content of each element in the chemical composition of which falls within the range of this embodiment.
  • the molten steel is used to produce a material (slab or ingot) by a casting method.
  • the molten steel is used to produce a slab by a well-known continuous casting method.
  • the molten steel is used to produce an ingot by a well-known ingot-making method.
  • Step 2 Hot rolling step hot rolling is performed on a prepared material (slab or ingot) to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the hot rolling process includes a rough rolling process in which the material is roughly rolled to produce a rough bar (intermediate steel sheet), and a finish rolling process in which the rough bar is finish rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the material (slab or ingot) is heated in a heating furnace.
  • the heated material is rolled using a rough rolling mill to produce a rough bar.
  • the heating temperature of the material in the rough rolling process is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the material is left in the heating furnace for 30 minutes or more, and preferably 60 minutes or more. There is no particular limit to the upper limit of the time spent in the furnace, but it is, for example, 300 minutes.
  • the rough bar is further rolled (finish rolling) using a finishing rolling mill to produce hot rolled steel sheet.
  • the finishing rolling mill includes multiple stands arranged in a row. Each stand is equipped with a pair of work rolls.
  • the surface temperature of the steel sheet at the outlet of the stand that rolls down the steel sheet last among the multiple stands of the finishing rolling mill is defined as the finishing rolling temperature (°C).
  • the finishing rolling temperature is 830 to 950°C.
  • the reduction ratio of the stand that rolls down the steel sheet at the rearmost among the multiple stands arranged in a row in the finishing rolling mill is defined as the reduction ratio of the final pass (%). In this embodiment, the reduction ratio of the final pass is 5 to 30%.
  • the hot rolled steel sheet after finishing rolling is wound up into a coil. The winding temperature CT will be described later.
  • the coiled hot rolled steel sheet is cooled to room temperature.
  • Step 3 In the cold rolling process, the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process is subjected to cold rolling using a cold rolling mill.
  • the cold rolling mill is, for example, a reverse rolling mill consisting of one rolling stand, and the rolling stand includes a pair of work rolls.
  • cold rolling is performed using the above-mentioned reverse rolling mill to produce cold-rolled steel sheets.
  • the cold rolling reduction rate CR in the cold rolling process will be described later.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process is subjected to a cold rolling process without being annealed.
  • the hot-rolled steel sheet annealing process is not performed after the hot rolling process and before the cold rolling process.
  • strain is accumulated in the steel sheet during the hot rolling process and the cold rolling process, and the annealing process is performed after the cold rolling process.
  • ferrite grains of appropriate size, cementite particles of appropriate size, and appropriate Cr concentration [Cr] ⁇ and Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles are obtained.
  • Step 4 Cold-rolled sheet annealing step
  • the cold-rolled steel sheet after the cold rolling process is subjected to an annealing treatment.
  • the degree of recrystallization of ferrite and precipitation of cementite particles is adjusted by adjusting the annealing temperature T1 and the holding time t1 at the annealing temperature T1.
  • the coiling temperature CT affects the spheroidization rate of cementite particles and the Cr concentration [Cr] ⁇ and Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles. If the coiling temperature CT is 600 ° C or less, the cementite particles generated in the hot rolled steel sheet are distributed sufficiently uniformly. Furthermore, the strain imparted by the hot rolled steel sheet is appropriately maintained. In this case, the spheroidization rate of the cementite particles is increased by performing an annealing process after the cold rolling process.
  • the concentration of Cr and Mo in the generated cementite particles can be suppressed, and the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite particles is less than 2.00%, and the Mo concentration [Mo] ⁇ is 1.00% or less. Therefore, it is preferable to set the coiling temperature CT to 600 ° C or less.
  • the lower limit of the winding temperature CT is not particularly limited. However, due to equipment constraints, the preferred lower limit of the winding temperature CT is 400°C.
  • coiling temperature CT is between 400 and 600°C, steel plates that satisfy characteristics 1 to 6 can be manufactured, provided that other conditions are met.
  • Cold rolling rate CR (1 - (thickness of cold-rolled steel sheet after cold rolling process / thickness of hot-rolled steel sheet before cold rolling process)) x 100
  • the cold rolling rate CR is more than 35%, sufficient strain is introduced into the steel sheet. In this case, in the next annealing process, the spheroidization of cementite particles is promoted, and the spheroidization rate is 85% or more.
  • the cold rolling rate CR exceeds 60%, the strain introduced into the steel sheet becomes excessive. In this case, the ferrite is excessively refined, and the average grain size of the ferrite becomes less than 5.0 ⁇ m. If the cold rolling rate CR exceeds 60%, the lamellar structure of the pearlite is further divided. In this case, the spheroidization of the cementite particles is promoted. As a result, Cr and Mo are concentrated in the cementite particles, and the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite particles becomes 2.00% or more, or the Mo concentration [Mo] ⁇ exceeds 1.00%.
  • the cold rolling rate CR is between 35% and 60%, steel sheets that satisfy characteristics 1 to 6 can be manufactured, provided that other conditions are met.
  • the annealing temperature T1 adjusts the spheroidization rate of cementite particles in the steel sheet. If the annealing temperature T1 is less than 550° C., the spheroidization of cementite becomes insufficient, and the spheroidization rate of cementite particles becomes less than 85%.
  • the annealing temperature T1 exceeds 720°C, the annealing temperature is too high.
  • the cementite particles are not sufficiently spheroidized, and the spheroidization rate of the cementite particles is less than 85%.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles in the microstructure is less than 95%.
  • annealing temperature T1 is 550-720°C, steel plate satisfying characteristics 1 to 6 can be manufactured, provided that other conditions are met.
  • the holding time t1 at the annealing temperature T1 affects the size of ferrite in the steel sheet, the size of cementite particles, and the Cr concentration [Cr] ⁇ and Mo concentration [Mo] ⁇ in the cementite particles. Specifically, if the holding time t1 is 25 hours or less, the cementite particles are not sufficiently spheroidized.
  • the holding time t1 exceeds 80 hours, the holding time is too long, and the ferrite and cementite particles become coarse.
  • the average grain size of the ferrite exceeds 20.0 ⁇ m, and the average grain size of the cementite particles exceeds 1.50 ⁇ m.
  • Cr and Mo are concentrated in the cementite particles, and the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite particles becomes 2.00% or more, and the Mo concentration [Mo] ⁇ exceeds 1.00%.
  • the holding time t1 is more than 25 to 80 hours, steel plates that satisfy characteristics 1 to 6 can be manufactured, provided that other conditions are met.
  • the effects of the steel plate of this embodiment will be explained in more detail below using examples.
  • the conditions in the following examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the steel plate of this embodiment. Therefore, the steel plate of this embodiment is not limited to this one example of conditions.
  • molten steel was continuously cast to produce a slab.
  • the slab was subjected to a hot rolling process. Specifically, the slab was heated at 1100-1250°C for 240 minutes. The heated slab was rolled in a rough rolling mill to produce a rough bar. The rough bar was then rolled in a finishing rolling mill to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the finishing rolling temperature for each test number was 830-950°C. The reduction ratio of the final pass was 5-30%.
  • the hot-rolled steel sheet after finishing rolling was wound up and formed into a coil. The coiled hot-rolled steel sheet was allowed to cool to room temperature.
  • the winding temperature CT in the hot rolling process for each test number was as shown in Table 2.
  • test numbers 1 to 48 the hot-rolled steel sheets after the hot rolling process were subjected to a cold rolling process without being subjected to a hot-rolled sheet annealing process.
  • the cold rolling reduction ratio CR in the cold rolling process was as shown in Table 2.
  • the cold-rolled steel sheets after the cold rolling process were subjected to a cold-rolled sheet annealing process.
  • the annealing temperature T1 and holding time t1 were as shown in Table 2.
  • the hot-rolled sheet annealing process was performed after the hot rolling process and before the cold rolling process.
  • the annealing temperature and holding time at the annealing temperature were as shown in Table 2.
  • the steel sheets were manufactured by the above manufacturing process.
  • Test 1 Total area ratio measurement test of ferrite and cementite particles (Test 2) Average ferrite grain size measurement test (Test 3) Measurement test of Cr concentration [Cr] ⁇ and Mo concentration [Mo] ⁇ in cementite particles (Test 4) Average grain size measurement test of cementite particles (Test 5) Measurement test of spheroidization rate of cementite particles (Test 6) Hardenability evaluation test (Test 7) Cold workability evaluation test Tests 1 to 7 are described below.
  • Test 1 Total Area Ratio Measurement Test of Ferrite and Cementite Particles
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles for each test number was determined based on the method described in [Method for measuring the total area ratio of ferrite and cementite particles in a microstructure] above.
  • Table 3 the total area ratios of ferrite and cementite particles for all test numbers other than test number 46 were 95% or more.
  • test number 36 the C content was too high. As a result, the notch elongation was less than 5.0%, and sufficient cold workability was not obtained.
  • test number 37 the Si content was too high. As a result, the notch elongation was below the target, and sufficient cold workability was not obtained.
  • test number 38 the Mn content was too low. As a result, the hardness after quenching HD1 was less than 600 HV, and it was determined that sufficient component strength was not achieved. Furthermore, sufficient hardenability was not obtained.
  • test number 39 the Mn content was too high. As a result, the notch elongation was below the target, and sufficient cold workability was not obtained.
  • the Cr content was too high. Therefore, the Cr concentration [Cr] ⁇ in mass % in the cementite particles was 2.00% or more. Therefore, sufficient hardenability was not obtained.
  • test number 43 Although the chemical composition was appropriate, the cold rolling rate CR was too low. Therefore, the spheroidization rate of the cementite particles was too low. As a result, the notch elongation was less than 5.0%, and sufficient cold workability was not obtained.
  • test number 44 although the chemical composition was appropriate, the cold rolling rate CR was too high. Therefore, the average grain size of ferrite was less than 5.0 ⁇ m. As a result, sufficient cold workability was not obtained. Furthermore, the Cr concentration [Cr] ⁇ in the cementite grains was too high. As a result, sufficient hardenability was not obtained.
  • test number 45 although the chemical composition was appropriate, the annealing temperature T1 in the cold-rolled sheet annealing process was too low. Therefore, the spheroidization rate of the cementite particles was also low at less than 85%. As a result, the notch elongation was less than 5.0%, and sufficient cold workability was not obtained.
  • test number 46 although the chemical composition was appropriate, the annealing temperature T1 in the cold-rolled sheet annealing process was too high. As a result, pearlite precipitated, and the total area ratio of ferrite and cementite particles was less than 95%. Furthermore, the spheroidization rate of the cementite particles was low. As a result, sufficient cold workability was not obtained.
  • test number 47 although the chemical composition was appropriate, the holding time t1 in the cold-rolled sheet annealing process was too short. As a result, the spheroidization rate of the cementite particles was low at less than 85%. As a result, the notch elongation was less than 5.0%, and sufficient cold workability was not obtained.

Landscapes

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Abstract

優れた焼入れ性及び優れた冷間加工性を有する鋼板を提供する。本開示による鋼板は、質量％で、Ｃ：０．５０～０．９０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．０１～１．２０％、Ｎ：０．０１５０％以下、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、フェライトの平均粒径は５．０～２０．０μｍであり、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、Ｍｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下であり、セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、セメンタイト粒子の球状化率が８５％以上である。

Description

鋼板
　本開示は、鋼板に関し、さらに詳しくは、自動車部品に代表される機械部品の素材として利用可能な鋼板に関する。
　Ｃ含有量が０．１５％以上の鋼板は、自動車部品に代表される機械部品の素材として利用される。鋼板を素材としてこれらの機械部品を製造する方法は次のとおりである。鋼板に対して冷間加工を実施して、機械部品の形状に成形する。冷間加工後の鋼板に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。以上の製造工程により、高強度の機械部品を製造する。焼入れ後の機械部品で高い強度を得るために、鋼板を素材とする機械部品の製造工程中の焼入れ時には、鋼板に優れた焼入れ性が求められる。さらに、鋼板は焼入れ前には冷間加工される。そのため、鋼板には、上述の優れた焼入れ性だけでなく、優れた冷間加工性も求められる。
　機械部品の素材として利用される場合の焼入れ時での優れた焼入れ性と、優れた冷間加工性とを有する鋼板が、特許文献１及び特許文献２に提案されている。
　特許文献１に開示された鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３０％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。この鋼板では、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上である。さらに、ミクロ組織は、フェライト及びセメンタイトからなる。さらに、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．０８個／μｍ２以下である。特許文献１では、フェライト粒内のセメンタイト密度を低く抑えることにより、全伸びを高めることができる、と記載されている。
　特許文献２に開示された鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上１．２５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び、Ｃｒ：０．５０％以上１．５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有する。ミクロ組織全体に対してフェライト及び炭化物が占める体積割合が９０％以上であり、かつミクロ組織全体に対して初析フェライトが占める体積割合が２０％以上８０％以下である。炭化物中のＭｎ濃度が０．１０質量％以上０．５０質量％以下であり、かつ、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合が３０％以上６０％以下である。特許文献２では、炭化物中のＭｎ濃度を低減することにより、焼入れ時において炭化物が溶解しやすくなり、その結果、焼入れ性が高まる、と記載されている。
国際公開第２０１５／１４６１７３号 国際公開第２０２０／１７５６６５号
　ところで、機械部品のうち、バネやワッシャー等は、高い強度が要求される。強度を高めるには、素材となる鋼板の焼入れ性のさらなる向上が求められる。鋼板中のＣは、鋼板の焼入れ性を高める有効な元素である。そこで、これらの機械部品用途の鋼板として、Ｃ含有量を０．５０％以上に高めた鋼板が用いられる。このようなＣ含有量が高い鋼板においても、焼入れ性だけでなく、冷間加工性も求められる。
　本開示の目的は、優れた焼入れ性及び優れた冷間加工性を有する鋼板を提供することである。
　本開示による鋼板は、次の構成を有する。
　鋼板であって、
　化学組成は、質量％で、
　Ｃ：０．５０～０．９０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．２０～１．３０％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｃｒ：０．０１～１．２０％、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、及び、
　残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、
　前記フェライトの平均粒径は５．０～２０．０μｍであり、
　前記セメンタイト粒子中の質量％でのＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、前記セメンタイト粒子中の質量％でのＭｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下であり、
　前記セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、
　前記セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下の前記セメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、前記セメンタイト粒子の総数に対する、前記球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上である、
　鋼板。
　本開示による鋼板は、優れた焼入れ性及び優れた冷間加工性を有する。
　本発明者らは、優れた焼入れ性及び優れた冷間加工性を有する鋼板について、検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
　まず本発明者らは、Ｃ含有量が０．５０％以上の鋼板における焼入れ性及び冷間加工性の向上について、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．５０～０．９０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．０１～１．２０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．１５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成であれば、焼入れ性の向上と冷間加工性の向上とを両立できると考えた。そこで、本発明者らはさらに、上述の化学組成を有する鋼板に対して、ミクロ組織の観点から、焼入れ性の向上と冷間加工性の向上とを両立可能な手段について検討した。
　本発明者らはまず、鋼板のミクロ組織において、焼入れ性の向上に寄与する手段について検討を行った。上述の化学組成を有する鋼板のミクロ組織は、実質的にフェライトとセメンタイト粒子とからなる組織である。鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ時において、鋼板の焼入れ性を高めるためには、焼入れ時に鋼板中のセメンタイト粒子が固溶しやすい方が好ましい。焼入れ時のセメンタイト粒子の固溶性を高めるには、セメンタイト粒子の粒子径が小さい方が好ましい。上述の化学組成を有する鋼板の場合、セメンタイト粒子の平均粒子径を１．５０μｍ以下にすることが有効である。
　また、本発明者らの検討の結果、セメンタイト粒子中のＭｎ濃度は、焼入れ時のセメンタイト粒子の固溶には影響がないことが判明した。一方で、焼入れ時のセメンタイト粒子の固溶には、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度及びＭｏ濃度が大きく影響することを、本発明者らは見出した。具体的には、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度及びＭｏ濃度が高ければ、焼入れ時において、セメンタイト粒子が固溶しにくくなる。
　以上の知見に基づいてさらに検討を行った。その結果、本発明者らは、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、Ｍｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下であれば、焼入れ時にセメンタイト粒子が固溶しやすくなり、鋼板の焼入れ性が高められることを見出した。
　本発明者らはさらに、鋼板のミクロ組織において、冷間加工性の向上に寄与する手段についても検討を行った。鋼板の冷間加工性を高めるためには、セメンタイト粒子の球状化率を高め、かつ、フェライトの平均粒径を粗大にすることが有効である。そこで、本実施形態の鋼板では、セメンタイト粒子の球状化率を８５％以上とし、フェライトの平均粒径を５．０μｍ以上とする。なお、フェライトの平均粒径が小さい方が、鋼板中のフェライト粒界面積が大きくなる。そのため、粒界拡散により、焼入れ時にセメンタイト粒子の溶解が速くなる。そのため、フェライトの平均粒径は２０．０μｍ以下とする。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼板は、次の構成を有する。
　［１］
　鋼板であって、
　化学組成は、質量％で、
　Ｃ：０．５０～０．９０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．２０～１．３０％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｃｒ：０．０１～１．２０％、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、及び、
　残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、
　前記フェライトの平均粒径は５．０～２０．０μｍであり、
　前記セメンタイト粒子中の質量％でのＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、前記セメンタイト粒子中の質量％でのＭｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下であり、
　前記セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、
　前記セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下の前記セメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、前記セメンタイト粒子の総数に対する、前記球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上である、
　鋼板。
　［２］
　［１］に記載の鋼板であって、
　前記化学組成は、
　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
　Ｎｉ：０．００１～１．０００％、
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｖ：０．００１～０．５００％、
　Ｎｂ：０．００１～０．５００％、及び、
　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有する、
　鋼板。
　以下、本実施形態の鋼板について詳述する。なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［本実施形態の鋼板の特徴］
　本実施形態の鋼板は、次の特徴１～特徴６を満たす。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．５０～０．９０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．０１～１．２０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．１５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上である。
　（特徴３）
　フェライトの平均粒径が５．０～２０．０μｍである。
　（特徴４）
　セメンタイト粒子中の質量％でのＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、セメンタイト粒子中の質量％でのＭｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下である。
　（特徴５）
　セメンタイト粒子の平均粒子径が１．５０μｍ以下である。
　（特徴６）
　セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下のセメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、セメンタイト粒子の総数に対する、球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上である。
　以下、特徴１～特徴６について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．５０～０．９０％
　炭素（Ｃ）は、鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｃ含有量が０．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｃ含有量が０．９０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｃ含有量は０．５０～０．９０％である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は０．５２％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．８８％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼板の製造工程中の製鋼段階において、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼戻しを実施した場合に、鋼板の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、固溶強化により鋼板の強度が過剰に高くなる。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４４％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｍｎ：０．２０～１．３０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｍｎ含有量が１．３０％を超えれば、固溶強化により鋼板の強度が過剰に高くなる。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～１．３０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２５％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１５％である。
　Ｐ：０．１００％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の靱性が低下する。
　したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下である。
　Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｐ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｓ：０．１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、Ｓは硫化物を過剰に多く形成する。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｓ含有量は０．１００％以下である。
　Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ａｌ：０．１００％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は不純物である。Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒を微細化する。オーステナイト粒の微細化は、鋼板の焼入れ性を低下させる。そのため、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒が過剰に微細化する。その結果、鋼板の焼入れ性が顕著に低下する。
　したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下である。
　Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　本実施形態の鋼板の化学組成において、Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）含有量を意味する。
　Ｃｒ：０．０１～１．２０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｃｒ含有量が１．２０％を超えれば、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが過剰に高まる。そのため、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解しない。この場合、鋼板の焼入れ性がかえって低下する。その結果、鋼板を素材として製造された機械部品において、十分な強度が得られない。
　したがって、Ｃｒ含有量は０．０１～１．２０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．１５％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｎ：０．０１５０％以下
　窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒を微細化する。オーステナイト粒の微細化は、鋼板の焼入れ性を低下させる。そのため、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒が過剰に微細化する。その結果、鋼板の焼入れ性が顕著に低下する。
　したがって、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。
　Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
　本実施形態による鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、化学組成における不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　上記不純物として、次の含有量の元素が含まれてもよい。
　Ｃｕ：０～０．１５％、Ｗ：０～０．１５％、Ｔａ：０～０．１５％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｙ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｌａ：０～０．０５０％、Ｃｅ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％。
　［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
　本実施形態の鋼板の化学組成はさらに、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、及び、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
　以下、これらの任意元素について説明する。
　［第１群：Ｍｏ、Ｎｉ及びＢについて］
　本実施形態による鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｉ及びＢからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏ、Ｎｉ及びＢは、鋼板の焼入れ性を高める。
　Ｍｏ：０～０．５００％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。
　Ｍｏが含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｍｏはさらに、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼戻しを実施した場合に、鋼板の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えれば、セメンタイト粒子中のＭｏ濃度［Ｍｏ］θが過剰に高まる。そのため、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解しない。この場合、鋼板の焼入れ性がかえって低下する。その結果、鋼板を素材として製造された機械部品において、十分な強度が得られない。
　したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５００％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．３００％である。
　Ｎｉ：０～１．０００％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｎｉが含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｎｉはさらに、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼戻しを実施した場合に、鋼板の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｉ含有量が１．０００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の強度が過剰に高くなる。そのため、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｎｉ含有量は０～１．０００％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．９５０％であり、さらに好ましくは０．９００％であり、さらに好ましくは０．８００％であり、さらに好ましくは０．７００％であり、さらに好ましくは０．６００％である。
　Ｂ：０～０．０１００％
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｂが含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程において焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｂ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｂ化合物が生成する。この場合、焼入れ性向上効果が十分に得られない。さらに、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
　［第２群：Ｖ、Ｎｂ及びＴｉについて］
　本実施形態による鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは炭化物を形成する。これらの炭化物は、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。
　Ｖ：０～０．５００％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
　Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは炭化物を形成し、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｖ含有量が０．５００％を超えれば、Ｖは、炭化物を過剰に形成して、鋼板を析出強化する。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｖ含有量は０～０．５００％である。
　Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｖ含有量の好ましい上限は０．４８０％であり、さらに好ましくは０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
　Ｎｂ：０～０．５００％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｎｂが含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは炭化物を形成し、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。また、ＮｂはＮと結合して、固溶Ｂが窒化物を形成するのを抑制する。これにより、固溶Ｂによる鋼板の焼入れ性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｂ含有量が０．５００％を超えれば、Ｎｂは、炭化物を過剰に形成して、鋼板を析出強化する。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．５００％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４８０％であり、さらに好ましくは０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．３００％である。
　Ｔｉ：０～０．１５０％
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｔｉが含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、Ｔｉは炭化物を形成し、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。また、ＴｉはＮと結合して、固溶Ｂが窒化物を形成するのを抑制する。これにより、固溶Ｂによる鋼板の焼入れ性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えれば、Ｔｉは、炭化物を過剰に形成して、鋼板を析出強化する。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板の冷間加工性が低下する。
　したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１５０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１４５％であり、さらに好ましくは０．１３０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
　［（特徴２）ミクロ組織について］
　本実施形態の鋼板のミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率は９５％以上である。つまり、本実施形態の鋼板のミクロ組織は、実質的にフェライト及びセメンタイト粒子からなる。
　ミクロ組織において、フェライト及びセメンタイト粒子以外の組織は例えば、セメンタイト粒子以外の他の析出物、介在物、ベイナイト、マルテンサイト、及び、パーライトからなる群から選択される１種以上である。
　好ましくは、ミクロ組織におけるフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率は９６％以上であり、さらに好ましくは９７％以上であり、さらに好ましくは９８％以上であり、さらに好ましくは９９％以上である。ミクロ組織は、フェライト及びセメンタイト粒子からなる組織であってもよい。
　フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率が９５％以上であれば、特徴１、特徴３～特徴６を満たすことを前提として、十分な焼入れ性と、十分な冷間加工性とが得られる。
　［ミクロ組織中のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率の測定方法］
　ミクロ組織中のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率は、次の方法で測定できる。
　鋼板の板幅中央部から、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）に１５ｍｍ×板幅方向に１０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。ここで、圧延方向は、鋼板の表面に形成されるロール目を観察することにより特定できる。ロール目とは、圧延を実施する場合に圧延ロールの方向に沿って鋼板の表面に形成される細い筋目である。この場合、ロール目が延びた方向を圧延方向と特定する。
　試験片の表面のうち、圧延方向に平行な断面（圧延方向に１５ｍｍ×板厚の表面）を観察面と定義する。試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面に対して、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面のうち、任意の５箇所の観察視野を１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で二次電子像を観察する。各観察視野は１００μｍ×１２０μｍの矩形とする。
　観察視野において、フェライト及びセメンタイト粒子は、他の組織（ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト粒子以外の他の析出物、及び、介在物等）とは異なるコントラスト及び異なる形態を示す。具体的には、ナイタール腐食液で観察面を腐食した場合、粒状の明度が高い領域をセメンタイト粒子と特定できる。ラメラ組織の領域をパーライトと特定できる。パーライトよりも明度が低い領域であって、サブ組織が確認されない領域を、フェライトと特定できる。フェライトよりも明度が高く、かつ、パーライトよりも明度が低い領域であって、サブ組織が観察される領域をベイナイト及びマルテンサイトと特定できる。したがって、コントラスト及び形態に基づいて、観察視野内でのフェライトとセメンタイト粒子とを特定する。
　５箇所の観察視野でのフェライトの総面積及びセメンタイト粒子の総面積と、５箇所の観察視野の総面積とに基づいて、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率（％）を求める。
　［（特徴３）フェライトの平均粒径について］
　本実施形態の鋼板ではさらに、フェライトの平均粒径は５．０～２０．０μｍである。
　フェライトの平均粒径が５．０μｍ未満であれば、鋼板の冷間加工性が低下する。一方、フェライトの平均粒径が２０．０μｍを超えれば、粒界面積が少なくなり、粒界拡散によるセメンタイト粒子の溶解促進効果が得られなくなる。この場合、鋼板を素材として機械部品を製造する場合の焼入れ工程において、十分な焼入れ性が得られない。そのため、鋼板を素材として製造された機械部品の強度が低下する。
　したがって、フェライトの平均粒径は５．０～２０．０μｍである。
　フェライトの平均粒径の好ましい下限は５．２μｍであり、さらに好ましくは５．５μｍであり、さらに好ましくは５．７μｍであり、さらに好ましくは６．０μｍであり、さらに好ましくは６．５μｍである。
　フェライトの平均粒径の好ましい上限は１９．５μｍであり、さらに好ましくは１９．０μｍであり、さらに好ましくは１８．５μｍであり、さらに好ましくは１８．０μｍである。
　［フェライトの平均粒径の測定方法］
　フェライトの平均粒径は、次の方法で測定できる。
　鋼板の板幅中央部から、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に１０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。試験片の表面のうち、圧延方向に平行な断面（圧延方向に１５ｍｍ×板厚の表面）を観察面と定義する。試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面に対して、５％ナイタール腐食液を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面において、次の方法でフェライトの平均粒径を求める。ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０２０に準拠して、切断法によりフェライトの結晶粒度番号を求める。このとき、１本の線分で切断されるフェライト結晶粒の数が、１視野で少なくとも１０個以上になるように、光学顕微鏡の倍率を選定する。倍率を選定後、５視野について、切断長さを求める。５視野の切断長さの算術平均値から、フェライトの結晶粒度番号を求める。得られた結晶粒度番号から、フェライトの平均粒径（μｍ）を求める。
　［（特徴４）セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θについて］
　本実施形態の鋼板では、セメンタイト粒子中の質量％でのＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、セメンタイト粒子中の質量％でのＭｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下である。
　鋼板のセメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θが高い場合、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解しない。この場合、鋼板の焼入れ性が低下する。その結果、鋼板を素材として製造された機械部品において、十分な強度が得られない。
　鋼板のセメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、セメンタイト粒子中のＭｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下である場合、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θが十分に低い。そのため、上述の焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解し、鋼板の焼入れ性が高まる。
　セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θの好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
　セメンタイト粒子中のＭｏ濃度［Ｍｏ］θの好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。
　セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θの下限は特に限定されない。Ｃｒ濃度［Ｃｒ］θの最も好ましい下限は０％であるが、０．０１％以上、又は、０．１０％以上残存する場合もあり得る。
　セメンタイト粒子中のＭｏ濃度［Ｍｏ］θの下限は特に限定されない。Ｍｏ濃度［Ｍｏ］θの最も好ましい下限は０％であるが、０．０１％以上、又は、０．０３％以上残存する場合もあり得る。
　［セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θの測定方法］
　セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θは、次の方法で測定できる。
　鋼板の板幅中央部から、試験片を採取する。試験片のサイズは１０ｍｍ×１０ｍｍ×板厚とする。
　試験片に対して、１０％ＡＡ系溶液（１０体積％のアセチルアセトンと、１質量％の塩化テトラメチルアンモニウムを含有するメタノール溶液とを含有する溶液）を用いて、定電流電解を実施する。
　具体的には、上述の１０％ＡＡ系溶液を準備する。そして、１０％ＡＡ系溶液を用いて、常温にて、電流密度を２０ｍＡ／ｃｍ２に保持して、試験片を定電流電解する。定電流電解後、１０％ＡＡ系溶液から試験片を取り出す。取り出された試験片をアルコール溶液に浸漬する。アルコール溶液に浸漬した試験片に対して、超音波洗浄を実施する。
　定電流電解に用いた１０％ＡＡ系溶液、及び、その後の超音波洗浄に用いたアルコール溶液を、メッシュサイズ０．２μｍのフィルターで吸引ろ過して残渣を抽出する。
　抽出された残渣に対して化学元素分析を実施する。具体的には、残渣を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＯＥＳ）を用いた化学元素分析を実施して、残渣中のＣｒ質量と、残渣中のＭｏ質量とを得る。得られた残渣中のＣｒ質量と、残渣中のＭｏ質量と、残渣の総質量とに基づいて、残渣中のＣｒ濃度（質量％）及び残渣中のＭｏ濃度（質量％）を求める。
　得られた残渣は実質的にセメンタイト粒子からなる。つまり、残渣中のセメンタイト粒子以外の粒子（介在物及びセメンタイト粒子以外の他の析出物）は無視できるほど少ない。そのため、残渣中のＣｒ濃度及びＭｏ濃度を、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θとみなす。
　［（特徴５）セメンタイト粒子の平均粒子径］
　本実施形態の鋼板において、セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下である。
　上述のとおり、セメンタイト粒子が大きければ、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解しない。この場合、鋼板の焼入れ性が低下する。その結果、鋼板を素材として製造された機械部品において、十分な強度が得られない。
　セメンタイト粒子の平均粒子径が１．５０μｍ以下であれば、セメンタイト粒子が十分に小さい。そのため、上述の焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解し、鋼板の焼入れ性が高まる。
　セメンタイト粒子の平均粒子径の好ましい上限は１．４５μｍであり、さらに好ましくは１．４０μｍであり、さらに好ましくは１．３５μｍであり、さらに好ましくは１．３０μｍである。
　焼入れ性の向上には、セメンタイト粒子の平均粒子径は小さい方が好ましい。しかしながら、セメンタイト粒子の平均粒子径が小さすぎれば、鋼板の硬さが高くなりすぎる。この場合、鋼板の冷間加工性が低下する。したがって、セメンタイト粒子の平均粒子径の好ましい下限は０．０５μｍであり、さらに好ましくは０．１０μｍであり、さらに好ましくは０．１５μｍであり、さらに好ましくは０．２０μｍである。
　［セメンタイト粒子の平均粒子径の測定方法］
　セメンタイト粒子の平均粒子径は、次の方法で求めることができる。
　鋼板の板幅中央部から、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に１０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。試験片の表面のうち、圧延方向に平行な断面（圧延方向に１５ｍｍ×板厚の表面）を観察面と定義する。
　観察面に対して、ピクラール液を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面のうち、表面から板厚／４深さ位置の任意の５箇所の観察視野で、二次電子像を撮影する。具体的には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５箇所の観察視野を２０００倍の倍率で観察し、上述の二次電子像を撮影する。各観察視野は５０μｍ×６０μｍの矩形とする。
　各二次電子像において、コントラストに基づいて、セメンタイト粒子を特定する。特定された各セメンタイト粒子の面積を求め、面積に基づいて、各セメンタイト粒子の円相当径を求める。求めた円相当径を、当該セメンタイト粒子の粒子径とする。なお、粒子径は、周知の画像処理ソフトウェアを用いて求める。５箇所の観察視野で得られたセメンタイト粒子の粒子径の算術平均値を、セメンタイト粒子の平均粒子径（μｍ）とする。
　［（特徴６）球状化率について］
　本実施形態の鋼板において、複数のセメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下のセメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義する。複数のセメンタイト粒子の総数に対する、球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率は８５％以上である。
　球状化率が８５％以上であれば、特徴１～特徴５を満たすことを前提として、鋼板において、顕著に優れた冷間加工性が得られる。したがって、本実施形態の鋼板では、球状化率は８５％以上である。
　球状化率は高い方が好ましい。球状化率の好ましい下限は８７％であり、さらに好ましくは８９％であり、さらに好ましくは９１％であり、さらに好ましくは９５％である。
　［球状化率の測定方法］
　球状化率は次の方法で測定できる。
　上述の［セメンタイト粒子の平均粒子径の測定方法］により５箇所の観察視野で特定された複数のセメンタイト粒子の各々に対して、アスペクト比を求める。具体的には、セメンタイト粒子の輪郭線を２本の平行な線分で挟んだ場合に得られる最大の間隔を長径と定義する。さらに、長径と平行な２本の線分で、当該セメンタイト粒子の輪郭線を挟んだときの２本の線分の間隔（つまり、長径と垂直な方向の幅）を、短径と定義する。
　得られた長径及び短径に基づいて、各セメンタイト粒子のアスペクト比（＝長径／短径）を求める。５箇所の観察視野中の全てのセメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下のセメンタイト粒子を、「球状セメンタイト粒子」として特定する。複数のセメンタイト粒子の総数に対する、球状セメンタイト粒子の総数の比を、球状化率（％）と定義する。
　［本実施形態の鋼板の効果］
　以上の特徴１～特徴６を満たす本実施形態の鋼板は、当該鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ時において、十分な焼入れ性が得られる。さらに、本実施形態の鋼板では、十分な冷間加工性が得られる。
　［焼入れ性について］
　本実施形態の鋼板において、十分な焼入れ性が得られるとは、次の評価を意味する。
　［焼入れ性評価方法］
　（Ａｃ１変態点測定）
　本実施形態の鋼板の板幅中央部から、試験片を採取する。フォーマスター試験機を用いて、加熱時の熱膨張係数を測定する。得られた熱膨張係数から、Ａｃ１変態点を求める。
　（最高焼入れ硬さ測定）
　鋼板の板幅中央部から、板状試験片を採取する。板状試験片の形状は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）に１５ｍｍ×板幅方向（Ｗ方向）に３０ｍｍ×板厚とする。
　ソルトバスを用いて板状試験片を１０００℃で２０分加熱する。その後、ソルトバスから取り出した板状試験片を水槽内の水に浸漬して焼入れする。焼入れ後の板状試験片をＷ方向に２等分となるように切断する。切断面を鏡面研磨する。研磨後の切断面の板厚方向（Ｔ方向）中央部の任意の３箇所で、ＪＩＳ　Ｚ２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。このとき、試験力を９８Ｎとする。得られたビッカース硬さの算術平均値を、最高焼入れ硬さＨＤ０（ＨＶ）と定義する。
　（焼入れ性評価）
　鋼板の板幅中央部から、板状試験片を採取する。板状試験片の形状は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）に１５ｍｍ×板幅方向（Ｗ方向）に３０ｍｍ×板厚とする。
　Ａｃ１変態点＋８０℃のソルトバス内に板状試験片を１０分間浸漬する。その後、ソルトバスから取り出した板状試験片を水槽内の水に浸漬して焼入れする。焼入れ後の板状試験片をＷ方向に２等分となるように切断する。切断面を鏡面研磨する。研磨後の切断面の板厚方向（Ｔ方向）中央部の任意の３箇所で、ＪＩＳ　Ｚ２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。このとき、試験力を９８Ｎとする。得られたビッカース硬さの算術平均値を、焼入れ硬さＨＤ１（ＨＶ）と定義する。
　得られた焼入れ硬さＨＤ１が、最高焼入れ硬さＨＤ０の９５％以上である場合、当該鋼板において、十分な焼入れ性が得られると判断する。
　［冷間加工性について］
　本実施形態の鋼板において、冷間加工性は例えば、次の方法で評価できる。
　［冷間加工性評価方法］
　鋼板の板幅中央部から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定されたＪＩＳ５号板状試験片を採取する。板状試験片の平行部の長手方向中央部に、Ｖノッチの深さ方向が平行部の幅方向に平行になるようにＶノッチを形成する。Ｖノッチの開き角を４５°、Ｖノッチの深さを２ｍｍとする。標点間距離はＶノッチを含む１０ｍｍとする。板状試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）とする。
　板状試験片を用いて、常温、大気中において破断伸び試験を実施する。破断後の突合せ伸びを測定し、得られた突合せ伸び（％）を、切欠き伸び（％）と定義する。本実施形態の鋼板は、特徴１～特徴６のいずれかを満たさない鋼板と比較して、切り欠き伸びが大きくなる。例えば、上記板状試験片の板厚が２ｍｍである場合、本実施形態の鋼板では、切欠き伸びが５．０％以上となり、かつ、－３３×当該鋼板のＣ含有量（％）＋３２．５％以上となる。
　［鋼板の用途］
　本実施形態の鋼板は、自動車部品に代表される機械部品の素材に適する。機械部品は例えば、自動車のバネ、ワッシャー等である。なお、本実施形態の鋼板は、優れた焼入れ性及び優れた冷間加工性が求められる機械部品以外の他の用途に用いてもよい。
　［鋼板の製造方法］
　本実施形態の鋼板の製造方法の一例を説明する。以降に説明する鋼板の製造方法は、本実施形態の鋼板を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する鋼板は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼板の製造方法の好ましい一例である。
　本実施形態の鋼板の製造方法の一例は、次の工程を含む。
　（工程１）素材準備工程
　（工程２）熱間圧延工程
　（工程３）冷間圧延工程
　（工程４）冷延板焼鈍工程
　なお、本実施形態では、熱間圧延工程後であって、冷間圧延工程前に、焼鈍工程を実施しない。
　上記工程１～工程４での主な製造条件は、次のとおりである。
　（条件１）工程２での巻取温度ＣＴ　　：４００～６００℃
　（条件２）工程３での冷延率ＣＲ　　　：３５超～６０％
　（条件３）工程４での焼鈍温度Ｔ１　　：５５０～７２０℃
　（条件４）工程４での保持時間ｔ１　　：２５超～８０時間
　以下、各工程について説明する。
　［（工程１）素材準備工程］
　素材準備工程では、特徴１を満たす素材を準備する。素材は例えば、次の方法により製造される。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である溶鋼を製造する。上記溶鋼を用いて、鋳造法により素材（スラブ又はインゴット）を製造する。例えば、上記溶鋼を用いて周知の連続鋳造法によりスラブを製造する。又は、上記溶鋼を用いて周知の造塊法によりインゴットを製造する。
　［（工程２）熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、準備された素材（スラブ又はインゴット）に対して熱間圧延を実施して、熱延鋼板を製造する。熱間圧延工程は、素材を粗圧延して粗バー（中間鋼板）を製造する粗圧延工程と、粗バーを仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する仕上げ圧延工程とを含む。
　粗圧延工程では、素材（スラブ又はインゴット）を加熱炉で加熱する。加熱された素材を、粗圧延機を用いて圧延し、粗バーを製造する。粗圧延工程での素材の加熱温度は、例えば、１１００～１３００℃である。加熱炉での素材の在炉時間は３０分以上であり、好ましくは、６０分以上である。在炉時間の上限は特に限定されないが、例えば３００分である。
　仕上げ圧延工程では、仕上げ圧延機を用いて、粗バーをさらに圧延（仕上げ圧延）し、熱延鋼板を製造する。仕上げ圧延機は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、一対のワークロールを備える。仕上げ圧延機の複数のスタンドのうち、最後に鋼板を圧下するスタンドの出側での鋼板の表面温度を、仕上げ圧延温度（℃）と定義する。本実施形態では、仕上げ圧延温度は８３０～９５０℃である。また、仕上げ圧延機内の一列に配列された複数のスタンドのうち、最後尾で鋼板に圧下を加えたスタンドでの圧下率を、最終パスの圧下率（％）と定義する。本実施形態では、最終パスの圧下率は５～３０％である。仕上げ圧延後の熱延鋼板を巻き取り、コイル状にする。巻取温度ＣＴについては後述する。コイル状にした熱延鋼板を常温まで冷却する。
　［（工程３）冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、冷間圧延を実施する。冷間圧延は、冷間圧延機を用いて実施する。冷間圧延機は、例えば、１台の圧延スタンドからなるリバース式の圧延機であって、当該圧延スタンドは、一対のワークロールを含む。
　冷間圧延工程では、上述のリバース式の圧延機を用いて冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。冷間圧延工程での冷延率ＣＲについては後述する。
　本実施形態では、熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、焼鈍処理を実施することなく、冷間圧延工程を実施する。つまり、熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前に、熱延板焼鈍工程を実施しない。本製造方法では、熱間圧延工程及び冷間圧延工程で鋼板中に歪を蓄積して、冷間圧延工程後に焼鈍工程を実施する。これにより、適切なサイズのフェライト粒径と、適切なサイズのセメンタイト粒子と、セメンタイト粒子中の適切な濃度のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θとが得られる。
　［（工程４）冷延板焼鈍工程］
　冷延板焼鈍工程では、冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、焼鈍処理を実施する。焼鈍工程では、焼鈍温度Ｔ１及び焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１を調整して、フェライトの再結晶及びセメンタイト粒子の析出度合いを調整する。
　［条件１～条件４について］
　上述の工程１～工程４において、次の条件１～条件４を満たす。
　（条件１）工程２での巻取温度ＣＴ　　：４００～６００℃
　（条件２）工程３での冷延率ＣＲ　　　：３５超～６０％
　（条件３）工程４での焼鈍温度Ｔ１　　：５５０～７２０℃
　（条件４）工程４での保持時間ｔ１　　：２５超～８０時間
　以下、各条件について説明する。
　［（条件１）巻取温度ＣＴについて］
　熱間圧延工程において、巻取温度ＣＴは、セメンタイト粒子の球状化率及びセメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ、Ｍｏ濃度［Ｍｏ］θに影響する。巻取温度ＣＴが６００℃以下であれば、熱延鋼板に生成するセメンタイト粒子が十分に均一に分布する。さらに、熱延鋼板で付与された歪が適切に維持される。この場合、冷間圧延工程後に焼鈍工程を施すことによりセメンタイト粒子の球状化率が高まる。さらに、生成したセメンタイト粒子中のＣｒ及びＭｏの濃化を抑制でき、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満となり、Ｍｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下となる。したがって、巻取温度ＣＴは６００℃以下にするのが好ましい。
　一方、巻取温度ＣＴの下限は特に限定されない。しかしながら、設備制約上、巻取温度ＣＴの好ましい下限は４００℃である。
　巻取温度ＣＴが４００～６００℃であれば、他の条件を満たすことを前提として、特徴１～特徴６を満たす鋼板を製造できる。
　［（条件２）冷延率ＣＲについて］
　冷間圧延工程において、冷延率ＣＲは次の式で定義される。
　冷延率ＣＲ（％）＝（１－（冷間圧延工程後の冷延鋼板の板厚／冷間圧延工程前の熱延鋼板の板厚））×１００
　冷延率ＣＲが３５％超であれば、鋼板に十分な歪が導入される。この場合、次工程の焼鈍工程において、セメンタイト粒子の球状化が促進され、球状化率が８５％以上となる。一方、冷延率ＣＲが６０％を超えれば、鋼板に導入される歪が過剰になる。この場合、フェライトが過剰に微細化され、フェライトの平均粒径が５．０μｍ未満になる。冷延率ＣＲが６０％を超えればさらに、パーライトのラメラ組織が分断される。この場合、セメンタイト粒子の球状化が促進される。その結果、セメンタイト粒子にＣｒ及びＭｏが濃化してしまい、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％以上となったり、Ｍｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％を超えたりする。
　冷延率ＣＲが３５超～６０％であれば、他の条件を満たすことを前提として、特徴１～特徴６を満たす鋼板を製造できる。
　［（条件３）焼鈍温度Ｔ１について］
　冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔ１は、鋼板のセメンタイト粒子の球状化率を調整する。焼鈍温度Ｔ１が５５０℃未満であれば、セメンタイトの球状化が不十分となり、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満となる。
　一方、焼鈍温度Ｔ１が７２０℃を超えれば、焼鈍温度が高すぎる。この場合、セメンタイト粒子の球状化が不十分となり、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満となる。さらに、ミクロ組織中のフェライトとセメンタイト粒子との総面積率が９５％未満となる。
　焼鈍温度Ｔ１が５５０～７２０℃であれば、他の条件を満たすことを前提として、特徴１～特徴６を満たす鋼板を製造できる。
　［（条件４）焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１について］
　冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は、鋼板のフェライトのサイズ、セメンタイト粒子のサイズ、及び、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θに影響する。具体的には、保持時間ｔ１が２５時間以下であれば、セメンタイト粒子が十分に球状化しない。
　一方、保持時間ｔ１が８０時間を超えれば、保持時間が長すぎるため、フェライト及びセメンタイト粒子が粗大化する。その結果、フェライトの平均粒径が２０．０μｍを超え、セメンタイト粒子の平均粒子径が１．５０μｍを超える。さらに、セメンタイト粒子にＣｒ及びＭｏが濃化してしまい、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％以上となったり、Ｍｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％を超えたりする。
　保持時間ｔ１が２５超～８０時間であれば、他の条件を満たすことを前提として、特徴１～特徴６を満たす鋼板を製造できる。
　以上の製造工程により、特徴１～特徴６を満たす鋼板を製造できる。
　以下、実施例により本実施形態の鋼板の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼板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る。したがって、本実施形態の鋼板はこの一条件例に限定されない。
　表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　具体的には、溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。スラブに対して熱間圧延工程を実施した。具体的には、スラブを１１００～１２５０℃で２４０分加熱した。加熱後のスラブを粗圧延機で圧延して粗バーを製造した。さらに、仕上げ圧延機を用いて粗バーを圧延し、熱延鋼板を製造した。各試験番号の仕上げ圧延温度は８３０～９５０℃であった。最終パスの圧下率は５～３０％であった。仕上げ圧延後の熱延鋼板を巻き取り、コイル状にした。コイル状にした熱延鋼板を常温まで放冷した。各試験番号の熱間圧延工程での巻取温度ＣＴは表２に示すとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　試験番号１～４８については、熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍工程を実施せずに、冷間圧延工程を実施した。冷間圧延工程での冷延率ＣＲは表２に示すとおりであった。冷間圧延後の冷延鋼板に対して、冷延板焼鈍工程を実施した。焼鈍温度Ｔ１及び保持時間ｔ１は、表２に示すとおりであった。冷延板焼鈍工程では、保持時間ｔ１経過後、鋼板を炉冷した。試験番号４９については、熱間圧延工程後であって、冷間圧延工程前に熱延板焼鈍工程を実施した。焼鈍温度及び焼鈍温度での保持時間は表２に示すとおりであった。以上の製造工程により、鋼板を製造した。
　［評価試験］
　製造された各試験番号の鋼板に対して、以下の試験を実施した。
　（試験１）フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率測定試験
　（試験２）フェライト平均粒径測定試験
　（試験３）セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θの測定試験
　（試験４）セメンタイト粒子の平均粒子径測定試験
　（試験５）セメンタイト粒子の球状化率の測定試験
　（試験６）焼入れ性評価試験
　（試験７）冷間加工性評価試験
　以下、試験１～試験７について説明する。
　［（試験１）フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率測定試験］
　上述の［ミクロ組織中のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率を求めた。その結果、表３に示すとおり、試験番号４６以外の他の試験番号のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率はいずれも９５％以上であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［（試験２）フェライト平均粒径測定試験］
　上述の［フェライトの平均粒径の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のフェライトの平均粒径を求めた。求めた結果を表３に示す。
　［（試験３）セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θの測定試験］
　上述の［セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θの測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のセメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θを求めた。得られたＣｒ濃度［Ｃｒ］θ及びＭｏ濃度［Ｍｏ］θを表３に示す。
　［（試験４）セメンタイト粒子の平均粒子径測定試験］
　上述の［セメンタイト粒子の平均粒子径の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のセメンタイト粒子の平均粒子径を求めた。得られたセメンタイト粒子の平均粒子径を表３に示す。
　［（試験５）セメンタイト粒子の球状化率の測定試験］
　上述の［球状化率の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のセメンタイト粒子の球状化率を求めた。得られた球状化率を表３に示す。
　［（試験６）焼入れ性評価試験］
　上述の［焼入れ性評価方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板の、焼入れ時における焼入れ性を評価した。表３中の「焼入れ硬さ下限」は最高焼入れ硬さＨＤ０×０．９５の値を示す。焼入れ硬さＨＤ１が、焼入れ硬さ下限以上であれば、十分な焼入れ性が得られたと判断した（表３中の「焼入れ性判定」で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」で表示）。一方、焼入れ硬さＨＤ１が、焼入れ硬さ下限未満であれば、十分な焼入れ性が得られなかったと判断した（表３中の「焼入れ性判定」で「ＮＡ（Ｎｏｔ　Ａｌｌｏｗｅｄ）」で表示）。さらに、焼入れ硬さＨＤ１が６００ＨＶ未満である場合、十分な部品強度を満たさないと判断した。
　［（試験７）冷間加工性評価試験］
　上述の［冷間加工性評価方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板の冷間加工性を評価した。板状試験片の厚さは２ｍｍであった。得られた切欠き伸びを表３に示す。得られた切欠き伸びが５．０％以上であり、かつ、切欠き伸び目標（－３３×当該鋼板のＣ含有量（％）＋３２．５％）以上である場合、鋼板において十分な冷間加工性が得られたと判断した（表３中の「冷間加工性判定」で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」で表示）。一方、得られた切欠き伸びが５．０％未満であり、又は、切欠き伸び目標（－３３×当該鋼板のＣ含有量（％）＋３２．５％）未満である場合、鋼板において十分な冷間加工性が得られなかったと判断した（表３中の「冷間加工性判定」で「ＮＡ（Ｎｏｔ　Ａｌｌｏｗｅｄ）」で表示）。
　［評価結果］
　表１－１、表１－２、表２及び表３を参照して、試験番号１～３５では、化学組成が適切であり、かつ、製造条件の条件１～条件４を満たした。そのため、これらの試験番号の鋼板は、特徴１～特徴６を満たした。その結果、十分な焼入れ性が得られ、かつ、十分な冷間加工性が得られた。
　一方、試験番号３６では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、切欠き伸びが５．０％未満であり、十分な冷間加工性が得られなかった。
　試験番号３７では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、切欠き伸びが切欠き伸び目標未満であり、十分な冷間加工性が得られなかった。
　試験番号３８では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、焼入れ硬さＨＤ１が６００ＨＶ未満であり、十分な部品強度を満たせないと判断した。さらに、十分な焼入れ性が得られなかった。
　試験番号３９では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、切欠き伸びが切欠き伸び目標未満であり、十分な冷間加工性が得られなかった。
　試験番号４０では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、セメンタイト粒子中の質量％でのＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％以上であった。そのため、十分な焼入れ性が得られなかった。
　試験番号４１では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、セメンタイト粒子中の質量％でのＭｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％を超えた。そのため、十分な焼入れ性が得られなかった。
　試験番号４２では、化学組成は適切であったものの、巻取温度ＣＴが高過ぎた。そのため、セメンタイト粒子の球状化率が低すぎた。その結果、十分な冷間加工性が得られなかった。さらに、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％以上であった。その結果、十分な焼入れ性が得られなかった。
　試験番号４３では、化学組成は適切であったものの、冷延率ＣＲが低すぎた。そのため、セメンタイト粒子の球状化率が低すぎた。その結果、切欠き伸びが５．０％未満であり、十分な冷間加工性が得られなかった。
　試験番号４４では、化学組成は適切であったものの、冷延率ＣＲが高すぎた。そのため、フェライトの平均粒径が５．０μｍ未満であった。その結果、十分な冷間加工性が得られなかった。さらに、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが高すぎた。その結果、十分な焼入れ性が得られなかった。
　試験番号４５では、化学組成は適切であったものの、冷延板焼鈍工程での焼鈍温度Ｔ１が低すぎた。そのため、さらに、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満と低かった。その結果、切欠き伸びが５．０％未満であり、十分な冷間加工性が得られなかった。
　試験番号４６では、化学組成は適切であったものの、冷延板焼鈍工程での焼鈍温度Ｔ１が高すぎた。そのため、パーライトが析出し、フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率が９５％未満であった。さらに、セメンタイト粒子の球状化率が低かった。その結果、十分な冷間加工性が得られなかった。
　試験番号４７では、化学組成は適切であったものの、冷延板焼鈍工程での保持時間ｔ１が短すぎた。そのため、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満と低かった。その結果、切欠き伸びが５．０％未満であり、十分な冷間加工性が得られなかった。
　試験番号４８では、化学組成は適切であったものの、冷延板焼鈍工程での保持時間ｔ１が長すぎた。そのため、フェライト及びセメンタイト粒子が粗大であった。さらに、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが高すぎた。その結果、十分な焼入れ性が得られなかった。
　試験番号４９では、熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前に焼鈍を実施した。そのため、セメンタイト粒子中のＣｒ濃度［Ｃｒ］θが高すぎた。その結果、十分な焼入れ性が得られなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (2)

  1. 　鋼板であって、
    　化学組成は、質量％で、
    　Ｃ：０．５０～０．９０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．３０％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．１００％以下、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｃｒ：０．０１～１．２０％、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    　Ｍｏ：０～０．５００％、
    　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｖ：０～０．５００％、
    　Ｎｂ：０～０．５００％、
    　Ｔｉ：０～０．１５０％、及び、
    　残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
    　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、
    　前記フェライトの平均粒径は５．０～２０．０μｍであり、
    　前記セメンタイト粒子中の質量％でのＣｒ濃度［Ｃｒ］θが２．００％未満であり、前記セメンタイト粒子中の質量％でのＭｏ濃度［Ｍｏ］θが１．００％以下であり、
    　前記セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、
    　前記セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下の前記セメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、前記セメンタイト粒子の総数に対する、前記球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上である、
    　鋼板。
  2. 　請求項１に記載の鋼板であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｎｉ：０．００１～１．０００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｖ：０．００１～０．５００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．５００％、及び、
    　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、
    　からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　鋼板。
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