CN102149839A - 渗碳淬火性优异的碳钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种碳钢板，其含有下述成分：C：0.20质量％～0.45质量％、Si：0.05质量％～0.8质量％、Mn：0.85质量％～2.0质量％、P：0.001质量％～0.04质量％、S：0.0001质量％～0.006质量％、Al：0.01质量％～0.1质量％、Ti：0.005质量％～0.3质量％、B：0.0005质量％～0.01质量％、及N：0.001质量％～0.01质量％，用3C+Mn+0.5Si表示的K值为2.0以上；表面硬度以洛氏硬度B标度计为77以下；从表层到深度为100μm的区域中的N的平均含量为100ppm以下，所述碳钢板在碳势为0.6以下的渗碳气氛中被渗碳。

Description

渗碳淬火性优异的碳钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及渗碳淬火性优异的碳钢板及其制造方法。
本申请基于2009年3月27日在日本提出申请的特愿2009-079959号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
以往，作为链条部件、齿轮部件、离合器部件等汽车部件或产业机械部件，在成形加工后通过利用淬火等热处理使表面硬化来制造。
可是，近年来，除了部件形状复杂化，对部件本身也要求耐磨损性及疲劳特性等。所以，对坯材不仅要求在加工成部件时能耐受复杂加工这样的加工性，而且要求还要满足用于表面硬化的淬火性。所谓坯材的淬火性和加工性，从材料设计的观点来看是相反的特性。通常对于提高加工性，坯材的软质化是有效的，但为提高淬火性而添加的元素大多提高钢板的硬度，牺牲加工性。
另一方面，如果部件加工后的淬火性差，则在制品内部产生混合存在称为珠光体、索氏体或屈氏体这样的组织的异常层部。
为了以低成本制造具有优异的加工性和淬火性的钢板，使钢板含有B是有效的。可是B因其反应性而在钢板表面产生氧化或脱硼、氮化等变化，难以确保表层部的淬火性。
此外，在添加B的钢板中，在进行通常经常使用的碳势(Cp)为0.8左右的渗碳时，通过被渗碳的C来提高淬火性，难以在淬火后的表层部形成淬火异常层，因而不会产生大的问题。但是，在碳势低的弱渗碳区域(例如Cp≤0.6)，B通过上述反应使淬火性劣化，而且不能确保C带来的淬火性，因此使用不广泛。
这里所说的碳势是表示对钢材进行渗碳时的气氛的渗碳能力的值。碳势相当于平衡地达到渗碳温度下的气体气氛时的钢表面的碳浓度。
因此，对于添加B的钢板，要求确立能够充分发挥B添加效果的制造条件、确保对齿形成形等严格的加工的加工性及渗碳等表面硬化处理性等，要求从坯材到部件加工的一贯的材料的最佳化。
关于含B钢板的制造条件，在专利文献1中虽然公开了将含氮量抑制在10体积％以下的氢气氛中或Ar气氛中进行退火，但没有看到涉及其前后工序的工序。此外，对在本发明中作为对象的低碳势下的渗碳处理有所考虑的技术没有被公开。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5-331534
发明内容
发明所要解决的问题
为解决上述的问题，本发明的课题是提供一种即使在碳势低的渗碳条件下淬火性也优异、而且具备加工性的加添加B的钢板，并使其制造方法最佳化。
解决问题所采用的手段
本发明为解决上述的课题而采用了以下手段。(1)本发明的第1形态是碳钢板，其含有下述成分：C：0.20质量％～0.45质量％、Si：0.05质量％～0.8质量％、Mn：0.85质量％～2.0质量％、P：0.001质量％～0.04质量％、S：0.0001质量％～0.006质量％、Al：0.01质量％～0.1质量％、Ti：0.005质量％～0.3质量％、B：0.0005质量％～0.01质量％、及N：0.001质量％～0.01质量％，剩余部分含有Fe及不可避免的杂质，通过3C+Mn+0.5Si求出的K值为2.0以上；表面硬度以洛氏硬度B标度计为77以下；从表层到深度为100μm的区域中的N的平均含量为100ppm以下。该碳钢板在碳势为0.6以下的渗碳气氛中被渗碳。
(2)上述(1)所述的碳钢板，其进一步含有下述成分中的1种或2种以上：Nb：0.01质量％～0.5质量％、V：0.01质量％～0.5质量％、Ta：0.01质量％～0.5质量％、W：0.01质量％～0.5质量％、Sn：0.003质量％～0.03质量％、Sb：0.003质量％～0.03质量％、及As：0.003质量％～0.03质量％。
(3)本发明的第2形态是上述(1)或(2)所述的碳钢板的制造方法，其具备下述工序：加热工序，在1200℃以下对板坯进行加热；热轧工序，在800℃～940℃的精轧温度下对所述板坯进行热轧而得到钢板；第1冷却工序，以20℃/秒以上的冷却速度对所述钢板进行冷却，直到所述钢板达到650℃以下；第2冷却工序，接在所述第1冷却工序之后，以20℃/秒以下的冷却速度对所述钢板进行冷却；卷取工序，在650℃～400℃对所述钢板进行卷取；酸洗工序，对所述钢板进行酸洗；和第1退火工序，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下，将所述钢板退火10小时以上。
(4)在上述(3)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第1退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(5)在上述(4)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第1冷轧工序，在所述酸洗工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧。
(6)在上述(5)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(7)在上述(6)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(8)在上述(7)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(9)在上述(8)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(10)在上述(6)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(11)在上述(10)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(12)在上述(4)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(13)在上述(12)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(14)在上述(13)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(15)在上述(14)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(16)在上述(12)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(17)在上述(16)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退 火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(18)在上述(3)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第1冷轧工序，在所述酸洗工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧。
(19)在上述(18)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(20)在上述(19)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(21)在上述(20)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(22)在上述(21)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(23)在上述(19)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(24)在上述(23)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(25)在上述(3)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行 冷轧；和第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(26)在上述(25)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(27)在上述(26)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(28)在上述(27)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(29)在上述(25)所述的碳钢板的制造方法中，可以进一步具备：第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
(30)在上述(29)所述的碳钢板的制造方法中，可以在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
(31)本发明的第3形态是一种碳钢板，其含有下述成分：C：0.20质量％～0.45质量％、Si：0.05质量％～0.8质量％、Mn：0.85质量％～2.0质量％、P：0.001质量％～0.04质量％、S：0.0001质量％～0.006质量％、Al：0.01质量％～0.1质量％、Ti：0.005质量％～0.3质量％、B：0.0005质量％～0.01质量％、及N：0.001质量％～0.01质量％，进一步含有下述成分中的1种或2种以上：Cr：0.01质量％～2.0质量％、Ni：0.01质量％～1.0质量％、Cu：0.005质量％～0.5质量％、及Mo：0.01质量％～1.0质量％；剩余部分含有Fe及不可避免的杂质；通过3C+Mn+0.5Si+Cr+Ni+Mo+Cu求出的K’值为2.0 以上；表面硬度以洛氏硬度B标度计为77以下；从表层到深度为100μm的区域中的N的平均含量为100ppm以下。该碳钢板在碳势为0.6以下的渗碳气氛中被渗碳。
(32)上述(31)所述的碳钢板，可以进一步含有下述成分中的1种或2种以上：Nb：0.01质量％～0.5质量％、V：0.01质量％～0.5质量％、Ta：0.01质量％～0.5质量％、W：0.01质量％～0.5质量％、Sn：0.003质量％～0.03质量％、Sb：0.003质量％～0.03质量％、及As：0.003质量％～0.03质量％。。
(33)是上述(31)或(32)所述的碳钢板的制造方法，其具备下述工序：加热工序，在1200℃以下对板坯进行加热；热轧工序，在800℃～940℃的精轧温度下对所述板坯进行热轧而得到钢板；第1冷却工序，以20℃/秒以上的冷却速度对所述钢板进行冷却，直到所述钢板达到650℃以下；第2冷却工序，接在所述第1冷却工序之后，以20℃/秒以下的冷却速度对所述钢板进行冷却；卷取工序，在650℃～400℃对所述钢板进行卷取；酸洗工序，对所述钢板进行酸洗；和第1退火工序，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下，将所述钢板退火10小时以上。
发明的效果
在上述(1)、(31)所述的构成中，K值或K’值在2.0以上，表层平均N量被规定在100ppm以下，因此即使在碳势低的渗碳条件下，也能够发挥高的淬火性，能够得到具备高的加工性的添加B的碳钢板。
根据上述(2)、(32)所述的构成，可得到析出物的稳定化及韧性改善的效果、及抑制钢板表层部的成分变动的效果。
根据上述(3)、(33)所述的方法，能够稳定地制造加工性及加工后的渗碳处理性优异的碳钢板。
根据上述(4)～(30)所述的方法，能够进一步改善碳钢板的加工性及软质化。
如以上所述，根据本发明，可制造防止了添加B的钢的渗碳时的淬火性不良造成的异常层生成的不仅具有优异渗碳淬火性、而且加工成部件等的加工性也优异的钢材。
附图说明
图1是表示与渗碳淬火时的异常层发生相关的K值或K’值与表层平均N量的关系的图。
图2是表示齿形加工时的齿形部的裂纹与坯材硬度的关系的图。
图3是用于说明制造方法的流程图。
具体实施方式
本发明人等对于添加B的钢板的成分及制造工序中的制造条件，通过使其作各种变化，调查了渗碳淬火时的表层部的硬度变化及组织，弄清楚了影响表层部的淬火性的表层部的组织和成分的关系。其结果是，发现：有时在表层部产生非马氏体的珠光体、索氏体或屈氏体等比马氏体更软化的组织，特别是多出现在从表面到100μm左右的极表层部。
图1示出在0.22％C系的碳势为0.3时渗碳淬火的材料中的异常层的发生。判明异常层与位于从钢板表面到板厚方向100μm的钢板表层部的氮(N)含量(表层平均N量)和通过钢板成分得到的K值(或K’值)密切相关。
这里，表层平均N量是对通过将渗碳淬火前的钢板的表面部从表面沿厚度方向刨削100μm而采集的钢板切粉中的氮(N)的含量进行分析而求出的值。
为了判断钢板成分的影响，导入用式(1)表示的K值及用式(2)表示的K’值。
K值＝3C+Mn+0.5Si    (1)
式中，C、Mn、Si表示各自元素的含量(质量％)。
K’值＝3C+Mn+0.5Si+Cr+Ni+Mo+Cu    (2)
式中，C、Mn、Si、Cr、Ni、Mo、Cu表示各自元素的含量(质量％)。另外，在不含上述成分时作为零处理。
如图1所见，如果K值(含有Cr、Ni、Mo、Cu时为K’值)在2.0以上，表层平均N量在100ppm以下，则看不到异常层，判明渗碳淬火性优异。作为可得到上述的良好范围的理由，认为是表层平均N量越高制造工序中氮(N)作为氮化物析出的量越增加，渗碳淬火时的奥氏体晶粒的生长 越延迟，淬火性越劣化。特别是，认为通过用N对B进行氮化而形成BN，因此钢中的B消失，阻碍钢板的淬火性。
此外，从钢板的淬火性的观点出发，钢板中需要某程度的合金元素，作为合金元素量通过按本次所示的K值(或K’值)整理，能够明确淬火性。该K值(或K’值)越高，对于确保淬火性越有利，但如果过高，则钢板硬度提高，使加工性劣化，有时因部件形状而在淬火时发生淬火裂纹等不便。K值(含有Cr、Ni、Mo、Cu时为K’值)的上限没有特别的限定，但如果超过3.6，则淬火性过高，认为有出现上述淬火裂纹等缺陷的可能性，因此希望在3.6以下。
从钢板的加工性的观点出发，在本发明中将钢板的表面硬度以洛氏硬度B标度(HRB)计规定为77以下。本发明的钢材可用于汽车部件等，作为特别严格的加工对象有齿轮部件的齿形成形。所以，需要可耐受此加工的加工性。
在本发明中，作为加工性的评价进行了模拟齿形加工的加工实验，调查了齿形根基部分的接受剪切变形的部位的有无裂纹发生。作为钢材采用0.22％C系的成分的钢材，通过变更热轧、冷轧、退火条件制造了板厚3mm的钢板，作为供试材。关于齿形的形状，通过由JIS-B1703规定的模数1.5mm制作齿条状的模具，对板厚3mm的钢板冲压2mm，评价了齿形成形部的裂纹的有无。
其结果如图2所示。对于齿形成形这样的严格的加工，显示出裂纹的发生与表面硬度良好对应，判明作为耐齿形成形的材质而谋求表面硬度为HRB77以下的软质化是有效的。
另一方面，在本发明中，如上所述从确保淬火性的观点出发，规定了K值(K’值)的下限。K值越高则钢板越硬，对于淬火时的硬度是有利的，但加工性劣化，因此加工时出现裂纹等问题。因此，需要实施本发明规定的制造方法，在控制退火时的气氛的同时实施钢板的软质化。
以下，对钢板成分及制造条件进行说明。
C：是得到钢板强度所必需的基本元素。在碳含量低于0.20％时，得不到作为制品所要求的强度，此外，部件中心部的淬火性也降低，因而得不到所希望的特性。可是，如果含有超过0.45％的大量的C，则难以确保热处 理后的韧性及成形性，因此将C含量规定在0.20～0.45质量％(以下，只要不特别预先说明，含量用质量％表示)的范围。更优选的范围为0.20～0.40％。
Si：可作为钢的脱氧剂使用，从淬火性的观点来看也是有效的，需要含有0.05％以上的Si。可是，随着Si含量的增加，因热轧时的氧化皮缺陷等而产生表面性状的劣化，因此将上限规定为0.80％。更优选的范围为0.05～0.50％。
Mn：可作为脱氧剂使用，从淬火性的观点来看也是有效的。在本发明中，从确保以低Cp实施的渗碳中的淬火性的观点来看，需要添加0.85％以上，但如果Mn含量过高，则成为偏析引起的淬火、退火后的组织变动造成的冲击特性的劣化或波动的原因，因此将上限规定为2.0％。更优选的范围为0.90～1.80％。
P：在本发明钢中，从韧性及加工性的观点来看是有害的元素，P含量越低越优选，将其上限规定在0.04％。此外，下限越低越优选，但要降低到低于0.001％，则在工业上成本大幅度增加，因此将下限规定为0.001％。更优选的范围为0.003～0.025％。
S：S在钢中促进非金属夹杂物的生成，使成形加工性及热处理后的韧性等劣化。因此，S含量越低越优选，将其上限规定在0.006％。下限越低越优选，但要降低到低于0.0001％，则在工业上成本大幅度增加，因此将下限规定为0.0001％。更优选的范围为0.0001～0.003％。
Al：作为钢的脱氧剂使用，为此需要0.10％以上的Al。可是，即使添加超过0.10％的Al，其效果也饱和，还容易发生表面缺陷。此外，Al对于固定N也是有效的，促进钢板制造时的吸氮。可是，如果其含量超过0.10％，则Al氮化物变得稳定，阻碍渗碳热处理时的晶粒生长，成为使淬火性劣化的原因。因此，将Al含量规定在0.01～0.10％的范围。更优选的范围为0.01～0.06％。
Ti：是钢的脱氧剂，对于固定N也是有效的，根据与N量的关系需要添加0.005％以上。可是，即使超过0.30％地添加Ti，其效果也饱和，而且还增加成本。另外，制造工序中的吸氮引起的析出物量增加，因此阻碍渗碳时的晶粒生长，成为使淬火性劣化的原因。因此，将Ti的范围规定为 0.01～0.30％。更优选的范围为0.01～0.10％。
B：是提高钢的淬火性的有效元素，从极微量就可看到其效果。为了得到淬火性提高效果，需要添加0.0005％以上。可是，如果含有超过0.01％的大量的B，则铸造性劣化，在板坯铸造时产生裂纹。另外，可见在钢中生成B系化合物、使韧性降低等不良影响。因此，将B含量规定在0.0005～0.01％。更优选的范围为0.0005～0.005％。
N：与B结合生成氮化物，使B的淬火性提高效果劣化。因此，N含量越低越优选，但在降低到低于0.001％时导致成本增加。此外，如果含量以钢的平均组成计超过0.01％，则大量需要Al或Ti等固定N的元素，而且AlN或TiN等析出物阻碍渗碳时的晶粒生长，使淬火性降低，不仅成为发生异常层的原因，而且使韧性等机械特性劣化。因此，将N含量的上限规定在0.01％。更优选的范围为0.001～0.006％。
此外N在制造工序中容易侵入钢中，从热轧加热时或退火中的气氛进入，因此特别是容易在表层部浓化，为了防止部件的表层部淬火性的劣化，需要抑制其影响。如果从加热时或退火时的气氛侵入的氮超过100ppm，则卷取时或退火时的氮化物的析出量增多，淬火前的加热时的晶粒生长延迟，淬火性劣化。因此，特别重要的是将表层部(从表面到厚度方向100μm的范围)中的N含量(表层平均N量)规定在100ppm以下。更优选表层部的N含量为70ppm以下。
Cr：从钢的淬火性的观点来看，是能够添加的有效元素，在0.01％以上时效果显著，但即使添加超过2％其效果也饱和，而且还增加成本。因此，将其含量规定为0.01～2.0％。更优选的范围为0.05～0.50％。
Ni：从钢的淬火性或韧性提高的观点来看是有效的元素，0.01％以上的添加是有效的，但如果添加超过1％，则不仅导致成本增加，而且其效果也没有多大的变化，因此将其含量规定在0.02～1.0％。更优选的范围为0.05～0.50％。
Cu：从钢的淬火性或韧性提高的观点出发是有效的元素，0.01％以上的添加是有效的，但如果添加超过0.5％，不仅导致成本增加，而且其效果也没有多大的变化，因此将其含量规定在0.005～0.5％。更优选的范围为0.02～0.35％。
Mo：是提高钢的淬火性的有效元素，此外，对于提高回火引起的软化阻力是有效的元素。为得到其效果，需要添加0.01％以上。但是，即使含有超过1.0％其效果也饱和，而且还增加成本，因此规定为0.01～1.0％。更优选的范围为0.01～0.40％。
Nb：形成碳氮化物，对于析出物的稳定化及韧性改善，Nb在0.01％以上时具有效果，但如果添加超过0.5％则导致成本增加，此外还牵扯到碳化物形成造成的淬火性的降低，因此将其范围规定为0.01～0.5％。更优选的范围为0.01～0.20％。
V：与Nb同样，形成碳氮化物，对于析出物的稳定化及韧性改善，V在0.01％以上时具有效果，但即使添加超过0.5％，不仅导致成本增加，而且其效果也没有多大的变化，此外还牵扯到碳化物形成造成的淬火性的降低。所以，将其范围规定为0.01～0.5％。更优选的范围为0.01～0.20％。
Ta：与Nb、V同样，形成碳氮化物，对于析出物的稳定化及韧性改善，Ta在0.01％以上时具有效果，但即使添加超过0.5％，不仅导致成本增加，而且其效果也没有多大的变化，此外还牵扯到碳化物形成造成的淬火性的降低。所以，将其范围规定为0.01～0.5％。更优选的范围为0.01～0.30％。
W：与Nb、V、Ta同样，形成碳氮化物，对于析出物的稳定化及韧性改善，W在0.01％以上时具有效果，但即使添加超过0.5％，不仅导致成本增加，而且其效果也没有多大的变化，此外还牵扯到形成碳化物造成的淬火性的降低。所以，将其范围规定为0.01～0.5％。更优选的范围为0.01～0.20％。
另外，为了抑制钢板表层部的成分变动，在本发明中，也可以根据所需量添加Sn、Sb、As中的1种或2种以上。
Sn、Sb、As：分别为0.003～0.03％
Sn、Sb及As是在界面、表面等偏析的倾向高的元素，具有对吸氮或脱碳等制造工序中的表层反应进行抑制的作用。通过添加这些元素，即使在钢材暴露于热轧工序的加热时或退火时的高温气氛中的状态下，也具有对氮或碳等成分容易变动的元素的反应进行抑制、防止显著的成分变动的效果。所以，最好根据需要添加。关于添加量，如果低于0.003％，则其效果小，此外即使超过0.03％地大量添加，不仅其效果饱和，而且还导致韧性 的降低、以及渗碳时间的长时间化等，牵扯到成本增加。因此，优选添加0.003～0.03％。
在本发明的钢板中，没有规定氧(O)的含量，但如果氧化物因凝聚而粗大化，则延展性降低，因此优选氧含量为0.025％以下。氧优选较少，但低于0.0001％在技术上是困难的，因此优选0.0001％以上。
此外，本发明的碳钢板除含有上述元素以外，也可以含有在制造工序等中不可避免地混入的杂质，但优选尽量不混入杂质。
接着，参照图3的流程图对制造条件进行说明。
热轧在通盘考虑钢材成分及与热轧后的退火工序的一贯最佳化的本发明中是重要的，重要的是尽量抑制钢板的表层部的成分变动即N向表层部的侵入或脱碳。因而，加热不采用通常使用的超过1200℃这样的高温加热，而规定为1200℃以下(S1)。此外，此时，均热时间越长，氮向表层部的侵入越多，影响制品的淬火特性，因此重要的是不使加热时间达到长时间。具体而言，优选以在1200℃作为保持时间时不超过60分钟、在1100℃下不超过90分钟的方式进行加热。
接着，在800℃～940℃的精轧温度下进行热轧(S2)。如果精轧温度低于800℃，则多发生烘熔引起的缺陷，此外，如果高于940℃，则起因于氧化皮的缺陷的发生频率提高，制品成品率降低，使成本增大。
在热轧的精轧结束后，以20℃/秒以上的冷却速度冷却到650℃以下(S3、第1冷却)。如果以低于20℃/秒的缓冷进行从轧制结束后到650℃的冷却，则产生偏析带来的称为珠光体带的组织的不均，牵扯到加工性的劣化。因此，将从轧制结束后到650℃以下的冷却速度控制在20℃/秒以上，其后直到卷取温度，对于均匀的珠光体相变、或珠光体+贝氏体组织、以及贝氏体组织等全部进行20℃/秒以下的缓冷(S4、第2冷却)。由此能够抑制卷内的组织不均的生成。此外，关于卷取温度，如上所述为了谋求组织的均匀，通过在650℃～400℃的温度下卷取，能够减小卷内的组织的变动(S5)。对通过以上工序制造的热轧钢板进行酸洗(S6)。酸洗后，根据制品板厚或所需要的软质化水平实施退火或冷轧，但作为此时的制造条件以下事项是重要的。
关于退火，由于本发明的钢板的碳含量高，因此在所谓软钢板中采用 的连续退火工序中不能得到其特性。基本上采用称为间歇退火或箱式退火的直接对钢卷进行退火的工序(S7、第1退火)。
此时，从防止表层部的氮浓化的观点出发，将退火气氛规定为以氢为主体的气氛，将其氢浓度规定为95％以上。另外，当在氢气氛中进行退火的情况下，从安全性的观点出发，暂时在常温下用氮将退火炉内置换形成氮气氛后再置换成氢。此时，从关系到防止氮化出发，优选在置换成氢后升温，但也可以从氮气氛一边升温一边置换成氢，需要尽量在低温下使氢浓度达到95％以上。此外，升温时，特别是直至400℃时将露点规定为-20℃以下，在400℃以上的温度及保持时(保持时间依赖于材质，但为了本发明的钢板的软质化，优选在660℃以上的温度下保持10小时以上)，从防止表层部的成分变动的观点出发，使露点在-40℃以下是重要的，如果露点高，则产生脱硼、脱碳等，在低碳势下的渗碳时产生淬火不良的异常层。通过完成该一系列工序(热轧+热处理)，可得到加工性优异、而且加工后的渗碳处理中的渗碳淬火性也优异的本发明的钢板。
从软质化的观点出发，Ac1以上的温度下的高温退火也是有效的。优选的是，在Ac1～Ac1+50℃的温度范围进行退火，直到Ac1-30℃以下将退火后的冷却速度规定为5℃/小时以下的冷却速度。由此，通过在Ac1以上生成的奥氏体相，通过微细的碳化物的净化作用，在5℃/小时以下的冷却时生成的铁素体相容易粗大化，促进软质化。如果在比Ac1高50℃以上的高温区进行退火，则在本发明钢的成分中奥氏体相的相比过高，在冷却时因部分生成珠光体而硬质化，因此本发明中的高温退火的温度优选为Ac1+50℃以下。此外，在本发明钢中，即使缓冷到Ac1-30℃以下其效果也饱和，发生退火时间的长时间化带来的成本增加，因此缓冷的终点温度优选为直到上述的Ac1-30℃。
这里的Ac1表示在升温过程中出现奥氏体相的温度，在本发明中从热轧钢板采集试样，用Formaster试验机测定了以0.3℃/s升温时的膨胀曲线，求出了A1相变点。此外，文献等中有从成分求出Ac1的简便的方法，作为一例，在William C.Leslie著的The Physical Metallurgy of Steel中示出了Ac1(℃)＝723-10.7×％Mn-16.9×％Ni+29.1×％Si+16.9×％Cr+290×％As+6.38×％W，也可以采用这些经验式。
另外，冷轧工序是为高精度地达到制品板厚，并且与退火组合而有效地实施软质化而采用的。因此，在上述一系列的工序中，也可以在热轧卷取(S5)后，在酸洗(S6)后，实施冷轧(S6-2、第1冷轧)。特别是通过轧制率为5％以上的冷轧，促进碳化物的球状化，不伴有核生成的再结晶或再结晶结束时的粒径比较大，容易引起晶粒生长形成的粗大化，从而促进软质化。
关于上限没有特别的限定，但如果轧制率超过60％地进行轧制，则冷轧带来的钢板的金属组织的均匀性进一步提高，但冷轧率越高退火时的再结晶晶粒越微细，为了软质化，需要将退火时间设为长时间，因此可从成本和制品均质化的观点来确定冷轧率。
在本发明的制造方法中，在上述退火后，再次对钢板实施压下率为5％以上的冷轧(S7-2、第2冷轧)，接着，也可以在含有95％以上氢的气氛中实施退火(S7-3、第2退火)。在上述退火(S7-1、第1退火)后，通过经由冷轧(S7-2、第2冷轧)-退火(S7-3、第2冷轧)的工序，能够谋求组织的均匀化、或晶粒的粗大化，能够进一步提高加工性，此外能够进一步促进软质化。
在本发明的制造方法中，另外在上述退火(S7-3、第2退火)后，也可以对钢板实施压下率为5％以上的冷轧(S7-4、第3冷轧)，接着在含有95％氢的气氛中实施退火(S7-5、第3退火)，此时的退火条件如上述。
此外，在本发明的制造方法中，从软质化的观点出发，也能够与冷轧组合超过3次地实施上述退火工序，在这种情况下，也必须在上述制造条件内实施。
本发明的一实施方式的碳钢板可以如下所述来表示，即是以质量％计含有C：0.20～0.45％、Si：0.05～0.8％、Mn：0.85～2.0％、P：0.001～0.04％、S：0.0001～0.006％、Al：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.3％、B：0.0005～0.01％、N：0.001～0.01％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，且用3C+Mn+0.5Si+Cr+Ni+Mo+Cu表示的值为2.0以上，钢板表面硬度以洛氏硬度B标度(HRB)计有77以下，从表层到深度为100μm的氮(N)含量的平均值为100ppm以下，碳势(Cp)为0.6以下的弱渗碳气氛下使用的渗碳淬火性优良的碳钢板。其中，C、Mn、Si、Cr、N、Mo、Cu表示各自的元素的含 量(质量％)，不含时取作零。
上述碳钢板以质量％计可以进一步含有Cr：0.01～2.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.005～0.5％、Mo：0.01～1.0％中的1种或2种以上，用3C+Mn+0.5Si+Cr+Ni+Mo+Cu表示的值可以在2.0以上。
上述碳钢板以质量％计可以进一步含有Nb：0.01～0.5％、V：0.01～0.5％、Ta：0.01～0.5％、W：0.01～0.5％中的1种或2种以上。
上述碳钢板以质量％计可以进一步含有Sn：0.003～0.03％、Sb：0.003～0.03％、以及As：0.003～0.03％中的1种或2种以上。
在对具有上述成分的板坯进行热轧时，在1200℃以下进行加热，将热轧的精轧温度规定为800℃～940℃，在精轧结束后到650℃以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，然后以20℃/秒以下的冷却速度进行冷却，在卷取温度为650℃～400℃的条件下进行卷取，然后，在进行酸洗后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下退火10小时以上，由此可以制造渗碳淬火性优良的碳钢板。
在所述酸洗后，在以5％～60％的轧制率实施了冷轧后，也可以进行所述退火。
在所述退火后，在以5％～60％的轧制率实施了冷轧后，也可以在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下再次进行退火。
在上述第2次退火后，实施5％～60％的轧制率的冷轧，也可以在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下进行退火。
在对上述热轧板或冷轧板进行的退火中，也可以在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下进行缓冷。
实施例
基于实施例对本发明进行说明。
将具有表1～表6所示成分的钢进行真空熔炼，铸造成50kg的钢锭， 将得到的钢坯在表7～表12所述的条件下进行热轧。关于热轧，在大气气氛下进行加热，以热轧板厚度在不实施冷轧时为3mm、在实施冷轧时冷轧后的板厚达到3mm的方式设定热轧板厚。关于热轧板，在利用盐酸酸洗后，通过进行退火或冷轧，制成3mm厚的评价用钢板。详细的制造条件及评价结果见表7～表12所示。然后，在表7～表12所记载的条件下，如表7～表12所示，按照各处理条件实施了退火、或冷轧后的退火、以及第1次退火后又实施了冷轧和退火(2次退火)、或再次重复上述工序(3次退火)。关于退火的气氛，在常温下，在暂时用氮置换了炉内后在导入氢达到规定的氢量后升温。此外，关于露点的测定，采用利用薄膜氧化铝水分传感器的露点计进行测定。
按洛氏硬度B标度(HRB)测定了得到的钢板的表面硬度，此外，关于表层平均N量，对通过将渗碳淬火前的钢板的表面部从表面沿厚度方向刨削100μm而采集的钢板切粉中的氮(N)的含量进行了分析。然后，对进行了齿形加工的试样进行渗碳淬火，调查了表面的异常层的有无。
再有，利用气体渗碳法进行渗碳处理，通过利用红外线气体分析仪的CO2量控制法测定了碳势。
表7～表12的No.栏的数字部分与表1～表6的No.对应，弄清楚了具有哪种成分的材料在哪种条件下实施。
如表7～表12所示，在本申请发明的条件之外的条件(下划线)或在比较钢中，发现制品硬度、齿形加工时的裂纹或渗碳淬火时的表层部的异常层，本发明的效果明显。
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一般，如果表面硬度提高则加工性劣化，因此从确保制品的加工性的观点出发，优选将渗碳处理前的钢板的表面硬度保持在一定值以下。按照本发明的条件制造的钢板的表面硬度HRB(洛氏硬度B标度)都为HRB77以下，根据齿形加工试验结果(表7～表12)，只要按HRB为77以下，就确认没有发生裂纹。即确认本发明的钢板的加工性优良。
此外，从表7～表12所示的结果确认，本发明的钢板即使在低碳势(Cp≤0.6)也发挥充分的性能，不仅渗碳性优良，而且加工性也优良。
根据有关渗碳淬火性的评价结果，还确认按照本发明的条件制造的钢板都没有异常层。即确认本发明的钢板的渗碳淬火性优良。
工业上的可利用性
如以上所述，根据本发明，能够得到加工性优良、而且能够确保渗碳时的表层部淬火性的钢材及其制造方法。此钢材不仅可用于汽车部件或各种产业的机械部件，还能广泛地应用于工具或刀具，因此其应用领域广，可在整个产业界利用，工业上的价值很大。

Claims (33)

1.一种碳钢板，其是在碳势为0.6以下的渗碳气氛中被渗碳的碳钢板，其特征在于，
所述碳钢板含有下述成分：
C：0.20质量％～0.45质量％、
Si：0.05质量％～0.8质量％、
Mn：0.85质量％～2.0质量％、
P：0.001质量％～0.04质量％、
S：0.0001质量％～0.006质量％、
Al：0.01质量％～0.1质量％、
Ti：0.005质量％～0.3质量％、
B：0.0005质量％～0.01质量％、及
N：0.001质量％～0.01质量％，
剩余部分含有Fe及不可避免的杂质；
通过3C+Mn+0.5Si求出的K值为2.0以上；
表面硬度以洛氏硬度B标度计为77以下；
从表层到深度为100μm的区域中的N的平均含量为100ppm以下。
2.根据权利要求1所述的碳钢板，其特征在于，其进一步含有下述成分中的1种或2种以上：
Nb：0.01质量％～0.5质量％、
V：0.01质量％～0.5质量％、
Ta：0.01质量％～0.5质量％、
W：0.01质量％～0.5质量％、
Sn：0.003质量％～0.03质量％、
Sb：0.003质量％～0.03质量％、及
As：0.003质量％～0.03质量％。
3.一种权利要求1或2的碳钢板的制造方法，其特征在于，其具备下述工序：
加热工序，在1200℃以下对板坯进行加热；
热轧工序，在800℃～940℃的精轧温度下对所述板坯进行热轧而得到钢板；
第1冷却工序，以20℃/秒以上的冷却速度对所述钢板进行冷却，直到所述钢板达到650℃以下；
第2冷却工序，接在所述第1冷却工序之后，以20℃/秒以下的冷却速度对所述钢板进行冷却；
卷取工序，在650℃～400℃对所述钢板进行卷取；
酸洗工序，对所述钢板进行酸洗；和
第1退火工序，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下，将所述钢板退火10小时以上。
4.根据权利要求3所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，在所述第1退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
5.根据权利要求4所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第1冷轧工序，在所述酸洗工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧。
6.根据权利要求5所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
7.根据权利要求6所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
8.根据权利要求7所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
9.根据权利要求8所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
10.根据权利要求6所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
11.根据权利要求10所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
12.根据权利要求4所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
13.根据权利要求12所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
14.根据权利要求13所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
15.根据权利要求14所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
16.根据权利要求12所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
17.根据权利要求16所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
18.根据权利要求3所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第1冷轧工序，在所述酸洗工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧。
19.根据权利要求18所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
20.根据权利要求19所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
21.根据权利要求20所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
22.根据权利要求21所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
23.根据权利要求19所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
24.根据权利要求23所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
25.根据权利要求3所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第2冷轧工序，在所述第1退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第2退火工序，在所述第2冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
26.根据权利要求25所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第2退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
27.根据权利要求26所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
28.根据权利要求27所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
29.根据权利要求25所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其进一步具备：
第3冷轧工序，在所述第2退火工序后，以5％～60％的轧制率对所述钢板进行冷轧；和
第3退火工序，在所述第3冷轧工序后，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下对所述钢板进行退火。
30.根据权利要求29所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，
在所述第3退火工序中，在气氛为氢95％以上、且退火温度为Ac1～Ac1+50℃的范围进行退火，将退火后冷却到Ac1-30℃的冷却速度设定在5℃/小时以下。
31.一种碳钢板，其是在碳势为0.6以下的渗碳气氛中被渗碳的碳钢板，其特征在于，
所述碳钢板含有下述成分：
C：0.20质量％～0.45质量％、
Si：0.05质量％～0.8质量％、
Mn：0.85质量％～2.0质量％、
P：0.001质量％～0.04质量％、
S：0.0001质量％～0.006质量％、
Al：0.01质量％～0.1质量％、
Ti：0.005质量％～0.3质量％、
B：0.0005质量％～0.01质量％、及
N：0.001质量％～0.01质量％；
进一步含有下述成分中的1种或2种以上：
Cr：0.01质量％～2.0质量％、
Ni：0.01质量％～1.0质量％、
Cu：0.005质量％～0.5质量％、及
Mo：0.01质量％～1.0质量％；
剩余部分含有Fe及不可避免的杂质；
通过3C+Mn+0.5Si+Cr+Ni+Mo+Cu求出的K’值为2.0以上；
表面硬度以洛氏硬度B标度计为77以下；
从表层到深度为100μm的区域中的N的平均含量为100ppm以下。
32.根据权利要求31所述的碳钢板，其特征在于，其进一步含有下述成分中的1种或2种以上：
Nb：0.01质量％～0.5质量％、
V：0.01质量％～0.5质量％、
Ta：0.01质量％～0.5质量％、
W：0.01质量％～0.5质量％、
Sn：0.003质量％～0.03质量％、
Sb：0.003质量％～0.03质量％、及
As：0.003质量％～0.03质量％。
33.一种权利要求31或32所述的碳钢板的制造方法，其特征在于，其具备下述工序：
加热工序，在1200℃以下对板坯进行加热；
热轧工序，在800℃～940℃的精轧温度下对所述板坯进行热轧而得到钢板；
第1冷却工序，以20℃/秒以上的冷却速度对所述钢板进行冷却，直到所述钢板达到650℃以下；
第2冷却工序，接在所述第1冷却工序之后，以20℃/秒以下的冷却速度对所述钢板进行冷却；
卷取工序，在650℃～400℃对所述钢板进行卷取；
酸洗工序，对所述钢板进行酸洗；和
第1退火工序，在氢为95％以上、且将直至400℃的露点规定为-20℃以下并将400℃以上的露点规定为-40℃以下的气氛中，在660℃以上的温度下，将所述钢板退火10小时以上。
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104178695A (zh) * 2014-07-10 2014-12-03 燕山大学 一种风电轴承用中碳硼微合金化钢及其制备方法
CN104583445A (zh) * 2012-08-28 2015-04-29 新日铁住金株式会社 钢板
CN104884660A (zh) * 2012-12-28 2015-09-02 新日铁住金株式会社 渗碳用钢
CN105555981A (zh) * 2013-08-30 2016-05-04 杰富意钢铁株式会社 机械结构部件及其制造方法
CN108431282A (zh) * 2015-12-28 2018-08-21 Posco公司 工具用钢板及其制造方法
TWI665310B (zh) * 2018-10-02 2019-07-11 日商新日鐵住金股份有限公司 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法
CN113549830A (zh) * 2021-07-16 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 高表面硬度折弯性能优异的中碳球化索氏体工具钢及其生产方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5458649B2 (ja) * 2009-04-28 2014-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP5026625B2 (ja) * 2010-10-27 2012-09-12 新日本製鐵株式会社 表面硬化用機械構造用鋼、及び、機械構造用鋼部品とその製造方法
PL2703511T3 (pl) * 2011-04-27 2018-10-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka na elementy wytłaczane na gorąco i sposób jej wytwarzania
KR101382675B1 (ko) * 2012-03-19 2014-04-07 주식회사 포스코 내마모성과 가공성이 우수한 저합금 열연 강판 및 그 제조방법
EP2984198B1 (en) 2013-04-10 2021-06-23 Tata Steel IJmuiden B.V. Product formed by hot forming of metallic coated steel sheet, method to form the product, and steel strip
CN105308202B (zh) * 2013-06-13 2017-04-26 新日铁住金株式会社 抗拉强度为950～1600MPa 的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材、抗拉强度为950～1600MPa 的珠光体组织螺栓用的钢丝、珠光体组织螺栓及它们的制造方法
JP5812048B2 (ja) * 2013-07-09 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
BR112017007275A2 (pt) * 2014-10-16 2017-12-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço de alto carbono e método de fabricação da mesma
JP6610067B2 (ja) * 2015-08-05 2019-11-27 日本製鉄株式会社 冷延鋼板の製造方法及び冷延鋼板

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101035921A (zh) * 2004-10-06 2007-09-12 新日本制铁株式会社 延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法
WO2008007477A1 (fr) * 2006-07-14 2008-01-17 Nippon Steel Corporation Feuille d'acier à haute résistance excellente en termes d'aptitude à l'étirement des bordures et de tenue à la fatigue
CN101258257A (zh) * 2005-09-09 2008-09-03 新日本制铁株式会社 使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢及其制造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH075970B2 (ja) * 1989-12-18 1995-01-25 住友金属工業株式会社 高炭素薄鋼板の製造方法
JP3511268B2 (ja) * 1992-05-29 2004-03-29 日新製鋼株式会社 含ｂ鋼板の焼鈍方法
JP3166652B2 (ja) * 1997-03-14 2001-05-14 住友金属工業株式会社 成形性にすぐれた高炭素薄鋼板の製造方法
JP3869754B2 (ja) * 2002-05-16 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 バーリング加工時のバラツキが少ない浸炭焼入れ用鋼板及びその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101035921A (zh) * 2004-10-06 2007-09-12 新日本制铁株式会社 延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法
CN101258257A (zh) * 2005-09-09 2008-09-03 新日本制铁株式会社 使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢及其制造方法
WO2008007477A1 (fr) * 2006-07-14 2008-01-17 Nippon Steel Corporation Feuille d'acier à haute résistance excellente en termes d'aptitude à l'étirement des bordures et de tenue à la fatigue

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104583445A (zh) * 2012-08-28 2015-04-29 新日铁住金株式会社 钢板
CN104583445B (zh) * 2012-08-28 2016-10-19 新日铁住金株式会社 钢板
CN104884660A (zh) * 2012-12-28 2015-09-02 新日铁住金株式会社 渗碳用钢
CN104884660B (zh) * 2012-12-28 2017-03-15 新日铁住金株式会社 渗碳用钢
CN105555981A (zh) * 2013-08-30 2016-05-04 杰富意钢铁株式会社 机械结构部件及其制造方法
CN105555981B (zh) * 2013-08-30 2018-05-04 杰富意钢铁株式会社 机械结构部件及其制造方法
US10618101B2 (en) 2013-08-30 2020-04-14 Jfe Steel Corporation Mechanical structural component and method for manufacturing same
CN104178695A (zh) * 2014-07-10 2014-12-03 燕山大学 一种风电轴承用中碳硼微合金化钢及其制备方法
CN108431282A (zh) * 2015-12-28 2018-08-21 Posco公司 工具用钢板及其制造方法
TWI665310B (zh) * 2018-10-02 2019-07-11 日商新日鐵住金股份有限公司 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法
CN113549830A (zh) * 2021-07-16 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 高表面硬度折弯性能优异的中碳球化索氏体工具钢及其生产方法
CN113549830B (zh) * 2021-07-16 2022-05-20 鞍钢股份有限公司 高表面硬度折弯性能优异的中碳球化索氏体工具钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
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