CN103534379A - 气体氮碳共渗用热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

气体氮碳共渗用热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种各向同性加工性优异的气体氮碳共渗用热轧钢板及其制造方法。本发明的气体氮碳共渗用热轧钢板为如下钢板：具有适当的化学成分组成，并且以距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的极密度的算术平均表示的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度在1.0以上且4.0以下，且{332}<113>的晶体方位的极密度在1.0以上且4.8以下，另外，板厚中心处的平均晶体粒径在10μm以下，显微组织由以组织分率计超过6％的珠光体和作为余量的铁素体构成。

Description

气体氮碳共渗用热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及各向同性加工性优异的气体氮碳共渗用热轧钢板及其制造方法。本申请根据2011年04月13日于日本提出申请的特愿2011-089491号主张优先权，并于此引用其内容。
背景技术
近年来，由于以汽车的燃油效率提升为目的的各种部件的轻量化，由铁合金等钢板的高强度化进行的薄板化、及Al合金等轻金属的应用有所进展。但是，在与钢等重金属相比较的情况下，Al合金等轻金属虽然具有比强度高的优点，但也具有显著高价的缺点。所以，其应用仍限于特殊的用途。因此，为了将各种部件的轻量化推进至更廉价且较广范围，需要根据钢板的高强度化进行薄板化。
一般而言，钢板的高强度化会伴随成型性(加工性)等材料特性的恶化。所以，在高强度钢板的开发中，如何在不使材料特性恶化的情况下实现高强度化极为重要。特别地，作为内板部件、构造部件、行走部件、变速器等汽车部件中使用的钢板，根据其用途，要求折曲性、拉伸凸缘加工性、翻边加工性、延性、疲劳耐久性、耐冲击性(韧性)及耐蚀性等。因此，以高水准使这些材料特性和高强度性平衡良好地发挥是非常重要的。
特别是，在汽车零件中，以板材为素材予以加工并作为旋转体发挥功能的零件，例如构成自动变速器的鼓及支架等，为用于进行将发动机输出向驱动轴传输的中介的重要零件。为了降低摩擦力等，这些零件要求形状上的正圆度及圆周方向的板厚的均质性。另外，由于这样的零件的成型使用翻边加工、拉深、减薄、胀大成型等成型样式，因此，以局部拉伸为代表的极限变形能力受到非常重视。
这种部件中所使用的钢板更期望提高耐冲击性、即韧性，该耐冲击性为部件在成型后作为零件安装于汽车后即使受到由冲撞等造成的冲击也难以遭受破坏的特性。特别地，在考虑到在寒冷地区的使用的情况下，为了确保低温下的耐冲击性，则期望提高低温下的韧性(低温韧性)。因此，提高上述钢材的耐冲击性非常重要。另外，该耐冲击性(韧性)为以vTrs(夏比冲击断口转变温度)等规定的性质。
即，在以上述零件为首的等要求板厚均匀性的零件用薄钢板中，除优异的加工性外，还要求兼顾塑性的各向同性和耐冲击性(韧性)。
例如，在专利文献1中公开了一种为了兼顾高强度和特别是对成型性有所贡献的各种材料特性，通过将钢组织设为铁素体90％以上，且余量设为贝氏体，从而兼顾高强度和延性、扩孔性的钢板的制造方法。
但是，应用专利文献1公开的技术所制造的钢板，丝毫未言及塑性各向同性。所以，若以应用于例如齿轮等要求正圆度及圆周方向的板厚的均质性的零件为前提，则需顾虑由零件的偏心造成的不当的振动及由摩擦力耗损造成的输出降低。
另外，例如在专利文献2、3中公开了通过添加Mo使析出物微细化从而具有高强度且优异的拉伸凸缘性的高张力热轧钢板。
但是，应用上述专利文献2、3公开的技术的钢板必须添加0.07％以上的高价的合金元素即Mo，因此，存在制造成本高的问题点。另外，在专利文献2及3公开的技术中，丝毫未言及塑性各向同性。所以，若以应用于要求正圆度及圆周方向的板厚的均质性的零件为前提，则需顾虑由零件的偏心造成的不当的振动及由摩擦力耗损造成的输出的降低。
另一方面，例如在专利文献4中，关于钢板的塑性各向同性的提高、即塑性各向异性的减低，公开了通过组合无头轧制(endless rolling)和润滑轧制，从而使表层截断层的奥氏体中的织构适当化以减低r值(兰克福特值)的面内各向异性的技术。
但是，为了在卷材全长范围内实施这种摩擦系数较小的润滑轧制，必须进行无头轧制，以防止轧制中的由辊咬与轧制材的滑移造成的啮合不良。所以，为了应用该技术，将会伴随粗轧棒材接合装置及高速截剪机等的设备投资，因此负担较大。
另外，例如，在专利文献5中公开了一种复合添加Zr、Ti、Mo，且在950℃以上的高温结束精轧，由此，在780MPa级以上的强度的钢板中减低r值的各向异性、兼顾拉伸凸缘性和深拉深性的技术。
但是，由于必须添加0.1％以上的高价的合金元素即Mo，因此，存在制造成本高的问题点。
提高钢板的韧性的研究一直以来虽然不断进展，但即便在上述专利文献1～5中，依旧未公开高强度、且塑性的各向同性及韧性优异的气体氮碳共渗用热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-293910号公报
专利文献2：日本特开2002-322540号公报
专利文献3：日本特开2002-322541号公报
专利文献4：日本特开平10-183255号公报
专利文献5：日本特开2006-124789号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明正是鉴于上述问题点而提出的。即，本发明的目的在于提供一种气体氮碳共渗用热轧钢板、及可以廉价稳定地制造该钢板的制造方法，该气体氮碳共渗用热轧钢板可应用于以拉伸强度计为440MPa以上的高强度、且要求延性、及加工后的严格的板厚均匀性、正圆度及耐冲击性的部件，且各向同性加工性(各向同性)、扩孔性优异，另外，在气体氮碳共渗处理后显示充分的耐切削性、耐转动疲劳特性。
用于解决课题的技术方案
为了解决上述课题达成上述目的，本发明采用以下的技术方案。
(1)即，本发明的一个方式的热轧钢板，以质量％计含有：C含量[C]超过0.07％且0.2％以下的C；Si含量[Si]在0.001％以上R2.5％以下的Si；Mn含量[Mn]：在0.01％以上且4％以下的Mn；Al含量[Al]：在0.001％以上且2％以下的Al，将P含量[P]限制在0.15％以下，将S含量[S]限制在0.03％以下，将N含量[N]限制在0.01％以下；另外，含有Ti含量[Ti]满足下式(a)的Ti，余量包含Fe及无法避免的杂质，以距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的极密度的算术平均表示的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度在1.0以上且4.0以下，且{332}<113>的晶体方位的极密度在1.0以上且4.8以下，另外，板厚中心处的平均晶体粒径在10μm以下；显微组织由以组织分率计超过6％的珠光体和作为余量的铁素体构成。
0.005+[N]×48／14+[S]×48／32≤Ti≤0.015+[N]×48／14+[S]×48／32  (a)
(2)如上述(1)记载的气体氮碳共渗用热轧钢板，其中，所述{100}<011>～{223}<110>方位群的所述平均极密度也可以在2.0以下，且所述{332}<113>的晶体方位的所述极密度也可以在3.0以下。
(3)如上述(1)记载的气体氮碳共渗用热轧钢板，其中，所述平均晶体粒径也可以在7μm以下。
(4)如上述(1)～(3)中任一项记载的气体氮碳共渗用热轧钢板，其中，以质量％计还可以含有以下任一种或两种以上：Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。
(5)本发明的一个方式的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，将钢锭或板坯进行：第一热轧，其在1000℃以上且1200℃以下的温度域进行1次以上的压下率在40％以上的压下；第二热轧，其在从所述第一热轧完成后起150秒以内，在1000℃以上的温度域开始；在所述第二热轧中，在将下述式(b)中由钢板成分所决定的温度设为T1℃的情况下，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内，进行至少1次的1道次为30％以上的轧制，且进行压下率合计为50％以上的压下；第三热轧，其在Ar3相变点温度以上且不足T1+30℃的温度范围，进行压下率合计为30％以下的热轧；在Ar3相变点温度以上结束热轧；在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的30％以上的压下率的道次设为大压下道次的情况下，以使从所述大压下道次中的最终道次的完成到冷却开始的等待时间t秒满足下式(c)的方式，以50℃／秒以上的冷却速度，进行冷却温度变化在40℃以上且140℃以下、且冷却结束温度在T1+100℃以下的冷却；在超过550℃的温度下进行卷取，所述钢锭或板坯以质量％计含有：C含量[C]在超过0.07％且在0.2％以下的C；Si含量[Si]在0.001％以上且2.5％以下的Si；Mn含量[Mn]：在0.01％以上且4％以下的Mn；Al含量[Al]：在0.001％以上且2％以下的Al，将P含量[P]限制在0.15％以下，将S含量[S]限制在0.03％以下，将N含量[N]限制在0.01％以下，另外，含有Ti含量[Ti]满足下式(a)的Ti，余量包含Fe及无法避免的杂质。
0.005+[N]×48／14+[S]×48／32≤Ti≤0.015+[N]×48／14+[S]×48／32  (a)
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]  (b)
t≤2.5×t1  (c)
在此，t1以下述式(d)表示。
t1=0.001×((Tf-T1)×P1／100)2-0.109×((Tf-T1)×P1／100)+3.1(d)
在此，Tf为大压下道次的最终道次压下后的温度(℃)，P1为大压下道次的最终道次的压下率(％)。
(6)在上述(5)记载的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法中，所述一次冷却也可以在轧台间进行冷却。
(7)在上述(5)或(6)记载的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法中，所述等待时间t秒还可以满足下述式(e)。
t1≤t≤2.5×t1 (e)
(8)在上述(5)或(6)记载的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法中，所述等待时间t秒还可以满足下述式(f)。
t<t1  (f)
(9)在上述(5)～(8)中任一项记载的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法中，也可以将所述第二热轧中的各道次间的温度上升设为18℃以下。
(10)在上述(9)记载的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法中，所述板坯或钢锭以质量％计还可以含有以下任一种或两种以上：Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。
(11)在上述(5)～(8)中任一项记载的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法中，所述板坯或钢锭以质量％计还可以含有以下任一种或两种以上：Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。
发明效果
根据本发明，可得到可应用于要求延性及加工后的严格的板厚均匀性、正圆度及耐冲击性的部件且各向同性加工性、扩孔性、韧性优异的高强度气体氮碳共渗用热轧钢板。另外，可以廉价稳定地制造上述气体氮碳共渗用热轧钢板。因此，本发明的工业价值高。
附图说明
图1是表示{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度与各向同性的关系的图；
图2是表示{332}<113>的晶体方位的极密度与各向同性的关系的图；
图3是表示本实施方式的热轧钢板的制造方法的流程图。
具体实施方式
下面，将详细说明用于实施本发明的方式。另外，以下，将组成中的质量％仅记载为％。另外，在本实施方式中，有时将各向同性加工性优异的气体氮碳共渗用热轧钢板仅记述为热轧钢板。
本发明人等针对可适当应用于要求延性及加工后的严格的板厚均匀性、正圆度及耐冲击性的部件的气体氮碳共渗用热轧钢板，为了除加工性外还兼顾各向同性和耐冲击性不断重复深入研究。
另外，在气体氮碳共渗用热轧钢板中，设想作为零件使用时进行气体氮碳共渗处理。所以，除原板(未进行气体氮碳共渗处理的热轧钢板)中的韧性外，气体氮碳共渗处理后(有时仅记述为氮化处理后)也要求显示充分的耐冲击性(韧性)。通常，气体氮碳共渗处理后的热轧钢板在生成于表层的化合物相等的影响下，与气体氮碳共渗处理前的热轧钢板相比，耐冲击性恶化。在本实施方式的热轧钢板中研究了：通过将原板的韧性设为目标值以上，进而控制氮化层，从而使气体氮碳共渗处理后的热轧钢板的韧性也在目标值以上。
另外，在本实施方式中，在仅记述为耐冲击性、或韧性的情况下，表示原板、氮化处理后双方的耐冲击性、或韧性。
研究的结果，得到以下的新的见解。
为了提高各向同性(减低各向异性)，避免各向异性的原因即来自未再结晶奥氏体的相变织构的形成是有效的。因此，优选促进精轧后的奥氏体的再结晶。而且，作为其方法，精轧中的最佳轧制道次排程(schedule)和轧制温度的高温化是有效的。
另一方面，为了在氮化处理前及氮化处理后皆提高耐冲击性(韧性)，脆性断面的断面单元的微细化、即显微组织单元的细粒化是有效的。在该细粒化中，使γ(奥氏体)→α(铁素体)相变时的α的成核位点的增加是有效的。因此，优选为使可成为其成核位点的奥氏体的晶界及位错密度增加。为了使这些晶界及位错密度增加，优选为在γ→α相变点温度以上且尽量低温下进行轧制。换言之，优选使奥氏体为未再结晶，在未再结晶率高的状态下进行γ→α相变。这是因为再结晶后的奥氏体粒在再结晶温度下的粒成长较快，因此，在非常短的时间进行粗大化且即使在γ→α相变后的α相中也可成为粗大晶粒。
本发明人等原本认为，由于如上所述在通常的热轧装置中优选的条件会变为相斥的条件，因此难以兼顾各向同性和韧性。相对于此，本发明人等发明出了可以得到以高水准使各向同性和耐冲击性平衡的钢板的崭新的热轧方法。
本发明人等针对各向同性和织构的关系得到以下的见解。
在将钢板加工为要求正圆度及圆周方向的板厚的均质性的零件的情况下，为了在省略了修边或切削的工序而直接进行加工的状态下得到满足零件特性的板厚均匀性、正圆度，优选各向同性的指标即各向同性指标1／|Δr|在3.5以上。如图1所示，为了使各向同性指标为3.5以上，将钢板的织构中距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部中的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度设为4.0以下。若该平均极密度超过4.0，则各向异性会变得极为强烈。另一方面，若该平均极密度不足1.0，则需要顾虑由局部变形能力的恶化造成的扩孔性的恶化。为了得到更优异的各向同性指标6.0，更优选将{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度设为2.0以下。在各向同性在6.0以上的情况下，即使在考虑了卷材内的偏差的情况下，也可以充分得到直接加工状态下满足零件特性的板厚均匀性、正圆度。在此，{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度是以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的算术平均表示的方位群。所以，通过对{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的极密度进行算术平均，能够得到{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度。
上述的各向同性指标是加工为JISZ2201记载的5号试验片，并依据JISZ2241记载的试验方法进行而求得。关于各向同性指标即1／|Δr|中的Δr，若将轧制方向、相对轧制方向为45°方向以及90°方向(板宽度方向)的塑性应变比(r值)分别定义为r0、r45、r90，则被定义为Ar=(r0-2×r45+r90)／2。另外，|Δr|表示Δr的绝对值。
这些各方位的极密度使用EBSP法(Electron Back ScatteringDiffraction Pattern)等方法进行测定。具体而言，由根据{110}极点图通过向量法计算的3维织构或使用{110}、{100}、{211}、{310}极点图中的多个极点图(优选为3个以上)用级数展开法计算的3维织构求得即可。
同样地，如图2所示，为了使各向同性指标1／|Δr|为3.5以上，将钢板的织构中距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部中的{332}<113>的晶体方位的极密度设为4.8以下。若该极密度超过4.8，则各向异性会变得极为强烈。另一方面，若该极密度不足1.0，则需要顾虑由局部变形能力的恶化造成的扩孔性的恶化。为了得到更优异的各向同性指标即6.0以上，优选将{332}<113>的晶体方位的极密度设为3.0以下。在各向同性指标的值在6.0以上的情况下，即使考虑卷材内的偏差，也可以充分得到直接加工状态下满足零件特性的板厚均匀性、正圆度，因而更优选。
另外，关于上述{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度及{332}<113>的晶体方位的极密度，在有意地使朝向某晶体方位的晶粒的比例比其它方位高的情况下，其值会变高。
另外，若上述平均极密度、极密度低，则可提高扩孔性等加工性。另外，扩孔性优选为70％以上。
上述极密度与X射线随机强度比同义。X射线随机强度比为以相同条件通过X射线衍射法等来测定不具有向特定的方位聚积的标准试料和供试材的X射线强度，将得到的供试材的X射线强度除以标准试料的X射线强度而得到的数值。该极密度以X射线衍射、EBSP法、或ECP(ElectronChanneling Pattern)法中任一者皆可进行测定。例如，{100}<011>～{223}<110>方位群的极密度从使用通过这些方法测定的{110}、{100}、{211}、{310}极点图中的多个极点图用级数展开法计算得到的3维织构(ODF)中求出{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的极密度，并对这些极密度进行算术平均而求得。供于EBSP等的试料通过机械研磨等从钢板表面开始减少厚度直到规定的板厚。接着，在通过化学研磨及电解研磨等去除应变的同时，在板厚的5／8～3／8的范围内将适当的面设为测定面，依据上述方法调整试料进行测定即可。关于板宽度方向，优选为在距钢板的端部为1／4或者3／4的位置处进行采取。另外，这些极密度在气体氮碳共渗处理前后不发生变化。
当然，上述极密度的限定并非仅限于板厚中央部，通过满足尽量多的厚度处的极密度，能使局部变形能力进一步好转。但是，距钢板的表面3／8～5／8的板厚处的方位聚积会对产品的各向异性赋予最强烈的影响，因此，通过进行距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的测定，可大致代表钢板整体的材质特性。所以，规定距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部处的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度、和{332}<113>的晶体方位的极密度。
在此，{hkl}<uvw>表示用上述方法采取试料时，板面的法线方向与{hkl}平行，轧制方向与<uvw>平行。另外，通常，晶体的方位用[hkl]或{hkl}表示与板面垂直的方位，用(uvw)或<uvw>表示与轧制方向平行的方位。{hkl}、<uvw>为等价的面的总称，[hkl]、(uvw)指各个晶体面。即，由于在本实施方式中以体心立方构造为对象，因此，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面为等价且没有区别。在这种情况下，将这些方位总称为{111}。由于在ODF表示中也用于其它对称性较低的晶体构造的方位表示，因此，一般用[hkl](uvw)表示各个方位，而在本实施方式中[hkl](uvw)和{hkl}<uvw>同义。
下面，本发明人等针对耐冲击性(韧性)进行了调查。
关于原板的vTrs及氮化处理后的vTrs，平均晶体粒径越细粒则越可低温化，即韧性会提高。另外，氮化处理后的vTrs除了受平均晶体粒径的影响外，还会受到珠光体分率等的影响。已知：在本实施方式的热轧钢板中，在将氮化处理后的vTrs设为可承受在寒冷地区作为氮化处理零件使用的-20℃以下的情况下，在具有本实施方式记载的成分范围、珠光体分率超过6％的热轧钢板中，优选为将板厚中心部的平均晶体粒径设为10μm以下。另外，在设想在严格的环境下使用而将氮化处理后的vTrs设为-40℃以下的情况下，优选将板厚中心部的平均晶体粒径设为7μm以下。
耐冲击性(韧性)通过在V形缺口夏比冲击试验得到的vTrs(夏比冲击断口转变温度)进行评价。在此，V形缺口夏比冲击试验根据JISZ2202制作试验片，对其以JISZ2242规定的内容进行夏比冲击试验，测定vTrs。
如上所述，组织在板厚中心部的平均晶体粒径对耐冲击性(韧性)的影响较大。板厚中心部的平均晶体粒径的测定如下进行。从钢板的板厚方向中的中央部附近切出微小样品，使用EBSP-OIM(注册商标)(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)测定晶体粒径。微小样品用胶态氧化硅研磨剂研磨30～60分钟，在倍率400倍、160μm×256μm区域、测定间距0.5μm的测定条件下实施了EBSP测定。
EBSP-OIM(注册商标)法对在扫描式电子显微镜(SEM)内呈高倾斜的试料照射电子线，并用高感度相机拍摄后方散射而形成的菊池图案，且进行电脑图像处理，由此在短时间内测定照射点的晶体方位。
在EBSP法中，能够定量地解析主体试料表面的微细构造以及晶体方位，分析区为可用SEM观察的区域，虽然依SEM的分辨率而异，但可用最小20nm的分辨率进行分析。解析以数小时的时间将要分析的区域进行映射成数万点的等间隔的格状。在多晶体材料中，能够看到试料内的晶体方位分布及晶体粒的大小。
在本实施方式中，将在晶体粒的方位差中一般作为晶界而识别的大倾角粒界的阈值即15°定义为晶界，并通过已映射的图像使晶粒可见化，求得平均晶体粒径。即，“平均晶体粒径”为通过EBSP-OIM(注册商标)得到的值。
如上所述，本发明人等揭示了用于得到各向同性及耐冲击性的各个要件。
即，与耐冲击性直接关联的平均晶体粒径在精轧结束温度越低温的情况下越变得细粒。但是，与平均晶体粒径的情况相比，各向同性的支配因子之一的以距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的极密度的算术平均表示的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度、和{332}<113>的晶体方位的极密度，相对于精轧温度显示逆相关。所以，到目前为止，完全尚未显示出兼顾该各向同性和耐冲击性的技术。
因此，本发明人等为了各向同性，探索了通过使精轧后的奥氏体充分再结晶、且极力控制再结晶粒的粒成长从而同时提高各向同性和耐冲击性的热轧方法及条件。
为了使通过轧制而成为加工组织的奥氏体粒再结晶，优选在最佳的温度域且以合计为50％以上的较大压下率进行精轧。另一方面，为了使产品板的显微组织细粒化，优选在精轧结束后于一定时间以内开始冷却并极力控制奥氏体粒的再结晶后的晶粒成长。
因此，将由以前述式(b)表示的钢板成分所决定的温度设为T1(℃)，进行T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的合计压下率R的热轧，在与从该热轧结束起直到以50℃／秒以上的冷却速度进行冷却温度变化在40℃以上且140℃以下、且冷却结束温度在T1+100℃以下的冷却为止的等待时间t秒的关系中，对本实施方式的热轧钢板的要件即“在钢板的织构中距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度、和板厚中心处的平均晶体粒径分别会有什么关系进行了调查。另外，R全部在50％以上。合计压下率(压下率的合计)与所谓的累积压下率同义，为以上述各温度范围内的轧制中的最初道次前的入口板厚为基准，相对于该基准的累积压下量(上述各温度范围内的轧制中的最初道次前的入口板厚和上述各温度范围内的轧制中的最终道次后的出口板厚的差)的百分率。
在从T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的合计压下率R的热轧结束起到以50℃／秒以上的冷却速度进行冷却为止的等待时间t如前述式(c)所示在t1×2.5秒以内、冷却温度变化在40℃以上且140℃以下、且冷却结束温度在T1+100℃以下的情况下，“在钢板的织构中距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度在1.0以上且4.0以下且{332}<113>的晶体方位的极密度在1.0以上且4.8以下”，另外，“板厚中心处的平均晶体粒径在10μm以下”。即，可以认为满足在本实施方式中成为目的的各向同性及耐冲击性。
这表示：能够使各向同性和耐冲击性双方提高的范围、即兼顾充分的奥氏体的再结晶和细粒化的范围可以用后面详细叙述的本实施方式规定的热轧方法达成。
还发现：在为了进一步使韧性提高而将平均晶体粒径设为7μm以下的情况下，优选将等待时间t秒设为不足t1，在为了进一步使各向同性提高而将{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度设为2.0以下的情况下，优选将等待时间t秒设为t1以上且2.5×t1以下。
本发明人等根据通过上述的基础研究得到的见解，进一步针对适当应用于要求延性及加工后的严格的板厚均匀性、正圆度及耐冲击性的部件的合适的气体氮碳共渗用热轧钢板及其制造方法进行深入研究。结果，促成想到了由下述条件构成的热轧钢板及其制造方法。
对本实施方式中的化学成分的限定理由进行说明。
C含量[C]：超过0.07且在0.2％以下
C为对母材的强度、珠光体分率赋予较大影响的元素。但是，也是使扩孔时成为破裂起点的渗碳体(Fe3C)等铁系碳化物生成的元素。C的含量[C]在0.07％以下时，不能得到由低温相变生成相造成的组织强化的强度提高效果。另一方面，若含有超过0.2％，则中心偏析变得显著而使冲孔加工时成为二次截断面的破裂的起点的渗碳体(Fe3C)等铁系碳化物增加，冲孔性及扩孔性恶化。因此，C的含量[C]限定在超过0.07％且在0.2％以下的范围。在考虑强度提高以及延性的平衡的情况下，C的含量[C]优选为0.15％以下。
Si含量[Si]：0.001％以上且2.5％以下
Si为有助于母材的强度上升的元素。另外，还具有作为钢水的脱氧材的作用。Si含量[Si]在0.001％以上的情况下会发挥上述效果，但若超过2.5％，则有助于强度上升的效果饱和。此外，为大幅影响相变点的元素，在Si含量[Si]不足0.001％的情况或超过2.5％的情况下，可能会抑制珠光体的生成。因此，Si含量[Si]限定在0.001％以上且2.5％以下的范围。另外，从强度提高和扩孔性提高的观点来看，通过添加超过0.1％的Si，从而伴随其含量的增加，抑制钢板组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出，进而有助于强度提高和扩孔性提高。另一方面，若添加量超过1％，则铁系碳化物的析出抑制的效果饱和。因此，Si含量[Si]的优选范围为超过0.1％且在1％以下。
Mn含量[Mn]：0.01％以上且4％以下
Mn为通过固溶强化及淬火强化而有助于强度提高的元素。但是，Mn含量[Mn]在不足0.01％时不能得到该效果。另一方面，在超过4％时该效果饱和。此外还是大幅影响相变点的元素，在Mn含量[Mn]不足0.01％的情况或超过4％的情况下，可能会抑制珠光体的生成。因此，Mn含量[Mn]限定在0.01％以上且4.0％以下的范围。为了抑制由S造成的热裂的产生，在未充分添加Mn以外的元素的情况下，Mn含量[Mn]与S含量[S]以质量％计优选为[Mn]／[S]≥20。另外，Mn为伴随其含量的增加，使奥氏体域温度向低温侧扩大而使淬火性提高，进而容易形成翻边性优异的连续冷却相变组织的元素。该效果在Mn含量[Mn]不足1％时难以发挥，因此，优选为添加1％以上。
P含量[P]：超过0％且在0.15％以下
P为包含于熔化生铁中的杂质，为偏析于粒界、伴随含量的增加而使韧性降低的元素。因此，P含量越低越优选。若含有超过0.15％，则对加工性及焊接性带来不良影响，因此，限制在0.15％以下。特别地，若考虑扩孔性及焊接性，则P含量优选为在0.02％以下。将P设为0％在作业上困难，因此不包含0％。
S含量[S]：超过0％且在0.03％以下
S为包含于熔化生铁中的杂质，为若含量过多则不仅会使韧性降低或引起热轧时的破裂、而且还会生成使扩孔性恶化的A系夹杂物的元素。因此，S的含量应极力减低。但是，若在0.03％以下则为可容许的范围，因此，限制在0.03％以下。其中，在需要某程度的扩孔性的情况下，S含量[S]优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。将S设为0％在作业上困难，因此不包含0％。
Al含量[Al]：0.001％以上且2％以下
为了进行钢的精炼工序中的钢水脱氧，添加0.001％以上的Al。但是，多量添加会导致成本的上升，因此，将其上限设为2％。另外，若将Al过多量添加，则使非金属夹杂物增大、使延性及韧性恶化。所以，从延性及韧性的观点来看，优选为0.06％以下。更优选为0.04％以下。另外，与Si同样地，为了得到抑制材料组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出的效果，优选含有0.016％以上。因此，Al含量[Al]优选为0.016％以上且0.04％以下。
N含量[N]：超过0％且在0.01％以下
N在铸造时与Ti生成粗大的TiN，使气体氮碳共渗时由Ti带来的表面硬度提高效果降低。所以，应极力减低。但是，若在0.01％以下为可容许的范围。从耐时效性的观点来看，更优选设为0.005％以下。将N设为0％在作业上困难，因此不包含0％。
Ti含量[Ti]：0.005+[N]×48／14+[S]×48／32≤[Ti]≤0.015+[N]×48／14+[S]×48／32  (a)
Ti用于在铁素体相变后作为TiC析出，通过钉扎效果来抑制冷却中或卷取后的α粒的晶粒成长而添加。其中，Ti在奥氏体相的高温域中作为TiN及TiS等而析出固定。所以，为了确保在α相中对钉扎有效的Ti而添加0.005+[N]×48／14+[S]×48／32以上。另一方面，即使添加超过0.015+[N]×48／14+[S]×48／32，由于其效果饱和，因此将此设为上限。另外，Ti作为TiC固定C，因此，若过度添加，则可能会抑制珠光体的生成。
另外，Ti具有在成型后的气体氮碳共渗处理中与N结合而提高硬度的效果。所以，添加0.005+[N]×48／14+[S]×48／32以上。若Ti含量[Ti]不足该量，则在气体氮碳共渗处理后，耐切削性、耐转动疲劳特性降低，因此，在原板中，即使显示充分的机械特性，作为气体氮碳共渗用热轧钢板也不够充分。
以上的化学元素为本实施方式中的钢的基本成分(基本元素)，该基本元素被控制(含有或限制)、且余量由铁及无法避免的杂质构成的化学组成为本实施方式的基本组成。但是，除该基本成分外(替代余量的Fe的一部分)，在本实施方式中，根据需要，还可以含有Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、Ca、Mg、REM、B中的一种或两种以上。另外，即使这些选择元素无法避免地(例如，低于各选择元素的下限含量的量)混入钢中，也不会损害本实施方式中的效果。以下，对各元素的成分限定理由进行叙述。
Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr为具有通过析出强化或者固溶强化而使热轧钢板的强度提高的效果的元素。但是，在Nb含量[Nb]不足0.005％、Cu含量[Cu]不足0.02％、Ni含量[Ni]不足0.01％、Mo含量[Mo]不足0.01％、V含量[V]不足0.01％、Cr含量[Cr]不足0.01％时，不能充分得到上述效果。另外，即使添加Nb含量[Nb]超过0.06％、Cu含量[Cu]超过1.2％、Ni含量[Ni]超过0.6％、Mo含量[Mo]超过1％、V含量[V]超过0.2％、Cr含量[Cr]超过2％，上述效果也是饱和且经济性降低。因此，在根据需要含有Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr的情况下，优选的是，Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下、Cu含量[Cu]在0.02％以上且1.2％以下、Ni含量[Ni]在0.01％以上且0.6％以下、Mo含量[Mo]在0.01％以上且1％以下、V含量[V]在0.01％以上且0.2％以下、Cr含量[Cr]在0.01％以上且2％以下。
Mg、Ca及REM(稀土类元素：Rare Earth Metal)为控制成为破坏的起点、使加工性恶化的原因的非金属夹杂物的形态、使加工性提高的元素。在Ca、REM及Mg中任一者添加不足0.0005％时，不能发挥上述效果。另外，即使添加Mg的含量[Mg]超过0.01％、Ca的含量[Ca]超过0.01％、REM的含量[REM]超过0.1％，上述效果也是饱和且经济性降低。因此，优选的是，添加Mg含量[Mg]在0.0005％以上且0.01％以下、Ca含量[Ca]在0.0005％以上且0.01％以下、REM含量[REM]在0.0005以上且0.1％以下的量。
B含量[B]：0.0002％以上且0.002％以下
B具有在成型后的气体氮碳共渗处理中与N结合而使硬度提高的效果。其中，在添加不足0.0002％时，不能得到其效果。另一方面，即使添加超过0.002％，其效果也是饱和。另外，由于是抑制在热轧中的奥氏体的再结晶的元素，因此，多量的添加可能会增强来自未再结晶奥氏体的γ→α相变织构，使各向同性恶化。因此，B的含量[B]设为0.0002％以上且0.002％以下。另一方面，从连续铸造后的冷却工序中板坯破裂的观点来看，[B]优选为0.0015％以下。即，B含量[B]优选为0.001％以上且0.0015％以下。
另外，在以这些为主成分的热轧钢板中，作为无法避免的杂质，还可以进一步含有合计为1％以下的Zr、Sn、Co、Zn、W。但是，Sn在热轧时可能会产生轧痕，因此优选为0.05％以下。
下面，对本实施方式的热轧钢板中的显微组织等冶金因素进行详细说明。
本实施方式的热轧钢板的显微组织由以组织分率计超过6％的珠光体和余量的铁素体构成。该组织结构的规定与氮化处理后的韧性、即在气体氮碳共渗处理后作为零件使用时的耐冲击性有关。
气体氮碳共渗处理在α→γ相变点温度以下即570℃前后的比较低温下进行。即，气体氮碳共渗处理与淬火处理不同，不是由相变造成的淬火组织强化，而是通过制作硬度高的氮化物而使其显著硬化的处理。
若用显微镜观察气体氮碳共渗处理后的材料的剖面，则可确认厚度约为10～20μm的化合物层(白层：ε氮化物Fe2-3N)及在其深部厚度为100～300μm程度的扩散层。另外，在其深部存在与处理前相比大致没有发生变化的母材组织。另外，上述化合物层为脆化层，若过深，则可能会使氮化处理后的韧性降低，因此，优选为20μm以下。
另外，在实施了气体氮碳共渗处理的零件中，为了满足耐切削性、耐转动疲劳特性，要求距气体氮碳共渗后化合物层的表面0～5μm的平均维氏硬度Hv(0.005kgf)为350Hv以上的硬度。从耐磨耗性的观点来看，更优选为400Hv以上。
在气体氮碳共渗处理中，以下述反应得到的N从钢板表面扩散以制成氮化物。
2NH3←→2N+3H2
此时的铁与氮的化合物有面心立方晶格的γ‘相(Fe4N)和密排六方晶格的ζ相(Fe2N)两种，若N浓度超过11％则生成ζ相。该ζ相使氮化处理后的韧性极端恶化。
为了兼顾通过气体氮碳共渗处理得到的耐磨耗性、耐烧结性、耐疲劳性、耐蚀性等与氮化处理后的韧性，必须控制N的扩散，避免ζ相的生成。
本发明人等从金属组织学的观点出发，针对通过抑制N的扩散而尽可能地避免ζ相生成的方法不断重复深入研究。结果有了新的发现，在显微组织中，若存在以组织分率计超过6％的珠光体，则能够抑制N的扩散，避免ζ相的生成。
该机理虽不明确，但认为其原因在于：在以夹层于形成有珠光体组织的带状渗碳体层中的形态存在的铁素体中，在铁晶格中存在大量C，占据了欲通过气体氮碳共渗处理扩散至铁晶格中的N的侵入位点，由此，抑制了N的扩散。
在本实施方式的热轧钢板中，对珠光体的组织分率的上限并没有特别规定。但是，本实施方式的热轧钢板的成分范围为成为亚共析钢的范围，因此25％为上限。
在本实施方式的热轧钢板中，对珠光体的层间隔并未特别限定。但是，若超过2μm，则以夹层于渗碳体层中的形态存在的铁素体的铁晶格中存在的C的浓度会减少，抑制N扩散的效果可能会降低。所以，珠光体的层间隔优选为2μm以下。更优选为1.5μm以下，进一步优选为1.0μm以下。
对层间隔的测定如下进行。在用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻后，通过SEM以5000倍以上的倍率至少观察5个以上的视场，来测定珠光体组织的层间隔。本实施方式中的层间隔表示其平均值。
下面，关于本实施方式的热轧钢板的制造方法的限定理由，进行以下详细说明。(以下，称为本实施方式的制造方法。)
在本实施方式的制造方法中，在热轧工序前，先制造具有上述成分的板坯等钢坯。该钢坯的制造方法并未特别限定。即，作为具有上述成分的钢坯的制造方法，首先为利用了高炉、转炉及电炉等的熔制工序，紧接着在各种二次精炼工序中进行成分调整以达到目的成分含量，接着除通常的连续铸造、或根据铸锭法的铸造外，还可以通过薄板坯铸造等方法进行铸造工序。另外，在通过连续铸造得到板坯的情况下，可以直接以高温铸片的状态输送至热轧机，也可以先冷却至室温后再通过加热炉再加热后进行热轧。原料也可以使用废铁。
由上述制造方法得到的板坯在热轧工序前在板坯加热工序中进行加热。在本实施方式的制造方法中，该加热温度并未特别限定。其中，若加热温度超过1260℃，则由于锈皮剥落而使成品率降低，因此，加热温度优选为1260℃以下。另外，在不足1150℃的加热温度时，在排程上会显著损害作业效率，因此加热温度优选为1150℃以上。
对板坯加热工序中的加热时间并未特别限定。其中，从避免中心偏析等的观点来看，优选为从达到上述加热温度起保持30分钟以上。其中，将铸造后的铸片直接以高温的状态输送进行轧制的情况不受此限制。
板坯加热工序后，不用特别等待，例如在5分以内开始对从加热炉抽出的板坯进行粗轧制(第一热轧)的粗轧制工序，得到粗轧棒材。
根据以下说明的理由，该粗轧制(第一热轧)在1000℃以上且1200℃以下的温度域进行1次以上的40％以上的压下。在粗轧制温度不足1000℃时，粗轧制中的热变形阻力增加，可能会阻碍粗轧制的作业。
另一方面，在该粗轧制温度超过1200℃时，成为平均晶体粒径变大使韧性降低的主要原因。另外，在粗轧制中生成的二次锈皮可能会过度成长，难以在后续实施的除锈及精轧中去除锈皮。在该粗轧制结束温度超过1150℃时，有时会成为夹杂物延伸使扩孔性恶化的原因。所以优选为1150℃以下。
另外，若粗轧制中的压下率小，则成为平均晶体粒径变大使韧性降低的主要原因。若在优选的40％以上，则晶体粒径变得更均匀且细粒。另一方面，在超过65％时，有时会成为夹杂物延伸使扩孔性恶化的原因。所以，上限优选设为65％。
为了使热轧钢板的平均晶体粒径细粒化，粗轧制后，即精轧(第二热轧)前的奥氏体粒径很重要。所以，优选为将奥氏体粒径设为200μm以下。通过使精轧前的奥氏体粒变小，从而大幅促进热轧钢板的晶粒的细粒化及均质化。为了使奥氏体粒径在200μm以下，进行40％以上且1次以上的压下。
为了更有效地得到该细粒化及均质化的效果，奥氏体粒径优选设为100μm以下。因此，在粗轧制(第一热轧)中，优选进行2次以上的40％以上的压下。其中，需要顾虑超过10次的压下会造成温度降低及锈皮的过剩生成。
这样，使精轧前的奥氏体粒径变小可有效地促进后续的精轧中的奥氏体的再结晶。这推测是由于粗轧制后的(即精轧前的)奥氏体粒界作为精轧中的再结晶核之一而起作用。这样，在使奥氏体粒径变小的基础下，如后所述适当控制到精轧、直到冷却开始的时间等，可有效地使钢板中的平均晶体粒径细粒化。
为了确认粗轧制后的奥氏体粒径，优选将进入精轧前的钢板尽可能急速冷却，以10℃／s以上的冷却速度冷却钢板，并对剖面的组织进行蚀刻以使奥氏体粒界浮现，通过光学显微镜进行测定。此时，以50倍以上的倍率通过图像解析及切断法测定20个视场以上。
在粗轧制完成后进行的轧制(第二热轧、及第三热轧)中，也可以将粗轧制工序结束后得到的粗轧棒材在粗轧制工序和精轧工序之间接合，进行连续地进行轧制那样的无头轧制。此时，也可以将粗轧棒材暂时卷成卷材状，根据需要收纳至具有保温功能的覆盖物中，再度卷回后进行接合。
另外，在进行精轧(第二热轧)时，有时优选控制粗轧棒材的轧制方向、板宽度方向、板厚方向上的温度的偏差变小。在该情况下，也可以根据需要，在粗轧制工序的粗轧制机和精轧工序的精轧机之间，或精轧工序中的各轧台之间，用可控制粗轧棒材的轧制方向、板宽度方向、板厚方向上的温度的偏差的加热装置加热粗轧棒材。
作为加热方法，可以考虑气体加热、通电加热、感应加热等各种加热方法，但只要可以控制粗轧棒材的轧制方向、板宽度方向、板厚方向上的温度的偏差变小，可以使用任意公知的方法。作为加热装置的方式，优选为工业上温度的控制响应性良好的感应加热方式。特别地，如果在感应加热方式中也可设置可在板宽度方向偏移的多个横向型感应加热装置，则可根据板宽任意控制板宽度方向的温度分布，因此更优选。作为加热装置的方式，最优选为由横向型感应加热装置连同在板宽整体加热方面优异的螺线型感应加热装置的组合而构成的装置。
在使用这些加热装置进行温度控制的情况下，优选对加热装置的加热量进行控制。在该情况下，由于粗轧棒材内部的温度不能实测，因此，使用装入板坯温度、板坯在炉时间、加热炉气氛温度、加热炉抽出温度、还有辊道的搬送时间等予测的实绩数据，推定粗轧棒材到达加热装置时的轧制方向、板宽度方向、板厚方向上的温度分布。而且，优选为根据该推定值来控制加热装置的加热量。
感应加热装置的加热量的控制例如以下那样进行控制。
作为感应加热装置(横向型感应加热装置)的特性，若交流电流通过线圈，则在其内侧产生磁场。而且，通过电磁感应作用，在置于其中的导电体中在与磁通成直角的圆周方向上产生与线圈电流相反朝向的涡电流，通过其焦耳热加热导电体。涡电流在线圈内侧的表面最强烈地发生，且朝向内侧呈指数函数性地减弱(该现象称为集肤效应)。
因此，可知：频率越小则电流穿透深度变得越大，在厚度方向上得到均匀的加热模式。相反，频率越大则电流穿透深度变得越小，在厚度方向上得到以表层为峰指的过加热的小加热模式。
因此，通过横向型感应加热装置，粗轧棒材的轧制方向、板宽度方向的加热能够与目前同样地进行。
关于板厚方向的加热，能够通过横向型感应加热装置的频率变更使穿透深度变化，从而通过操作板厚方向的加热模式来进行其温度分布的均匀化。
在该情况下，优选为使用频率可变型的感应加热装置，也可以通过电容器的调整进行频率变更。感应加热装置的加热量的控制，也可以配置多个频率不同的感应器而以得到所需的厚度方向加热模式的方式变更各个加热量的分配。关于感应加热装置的加热量的控制，若变更与被加热材的气隙，则频率也会变动。所以，也可以变更气隙以得到期望的频率及加热模式。
另外，例如，如金属材料疲劳设计便览(日本材料学会编)中所记载，热轧或酸洗状态的钢板的疲劳强度与钢板表面的最大高度Ry相关联。所以，精轧后的钢板表面的最大高度Ry(相当于JISB0601：2001中所规定的Rz)优选为15μm(15μmRy、12.5mm、ln12.5mm)以下。为了得到该表面粗度，在除锈中，优选满足钢板表面的高压水的冲撞压P×流量L≥0.003的条件。为了防止再次生成锈皮，之后的精轧优选为在除锈后5秒以内进行。
粗轧制(第一热轧)工序结束后，开始精轧(第二热轧)工序。在此，从粗轧制结束起到精轧开始为止的时间设为150秒以下。若从粗轧制结束起到精轧开始为止的时间超过150秒，则钢板中的平均晶体粒径变大、韧性降低。下限并未特别限定，但在粗轧制后完全使再结晶完成的情况下，优选为5秒以上。另外，在需要顾虑因由辊接触造成的粗轧棒材表层的温度降低和由加工发热造成的粗轧棒材板厚方向的温度的不均匀化对材质造成的影响的情况下，优选为20秒以上。
在精轧中，将精轧开始温度设为1000℃以上。若精轧开始温度不足1000℃，则在各精轧道次中，赋予轧制对象的粗轧棒材的轧制温度会低温化，变成未再结晶温度域中的压下且织构发达、各向同性恶化。
精轧开始温度的上限并未特别规定。但是，若在1150℃以上，则在精轧前及道次间在钢板基底金属与表面锈皮之间可能会产生成为鳞状的纺锤锈皮缺陷的起点的泡疤。所以，精轧开始温度优选为不足1150℃。
关于精轧，若将由钢板成分决定的温度设为T1(℃)，则在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内，进行至少1次的1道次为30％以上的压下，且将该温度范围内的压下率的合计设为50％以上，在T1+30℃以上结束热轧。在此，T1为使用各元素的含量用下述式(b)算出的温度。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]  (b)
该T1温度本身是通过经验求出。发明人等通过实验而经验性地发现：以T1温度为基准，可促进各钢在奥氏体域的再结晶。其中，在上述式(b)中，不包含的化学元素(化学成分)的量设为0％进行计算。
若T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的合计压下率不足50％，则热轧中所蓄积的轧制应变不够充分，奥氏体的再结晶不能充分进行，因此，晶体粒径会粗大化，并且织构发达、各向同性恶化。所以，将精轧中的合计压下率设为50％以上。优选的是，合计压下率若在70％以上，则即使考虑由温度变动造成的偏差，也能得到充分的各向同性。
另一方面，若合计压下率超过90％，则由于加工发热等而难以维持T1+200℃以下的温度范围，因而不优选。另外，有时轧制荷重增加且轧制困难。
另外，为了促进由已蓄积的应变的开放带来的均匀的再结晶，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的压下率的合计设为50％以上的基础上，在该轧制中进行至少1次1道次为30％以上的压下。
第二热轧结束后，为了促进均匀的再结晶，优选尽量将在Ar3相变点温度以上且不足T1+30℃的温度域的加工量抑制为较少。所以，将Ar3相变点温度以上且不足T1+30℃的轧制(第三热轧)中的压下率的合计限制在30％以下。从板厚精度及板形状的观点来看，优选为10％以下的压下率，在进一步要求各向同性的情况下，压下率更优选为0％。
从第一到第三热轧皆需要在Ar3相变点温度以上结束。在不足Ar3相变点温度下的热轧中，会变成二相域轧制，由于加工铁素体组织残留，使各向同性、延性降低。另外，优选的是，轧制结束温度在T1℃以上。
另外，为了抑制再结晶粒的晶粒成长，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的30％以上的压下率的道次设为大压下道次的情况下，以从所述大压下道次中的最终道次的完成起到冷却开始为止的等待时间t秒满足下述式(c)的方式，以50℃／秒以上的冷却速度进行冷却温度变化在40℃以上且140℃以下、且冷却停止温度在T1+100℃以下的一次冷却。
若到冷却为止的等待时间t超过2.5×t1秒，则已再结晶的奥氏体粒会在高温下保持，因而晶体粒显著成长，结果，韧性恶化。另外，为了在轧制后尽可能迅速地使钢板水冷，上述一次冷却优选为在轧台间进行冷却。另外，在最终轧台后面设置有温度计、板厚计等仪表设备的情况下，因泼洒冷却水时产生的蒸汽等而变得难以计测，因此，难以在紧接着最终轧台的后方设置冷却装置。
t≤2.5×t1  (c)
t1=0.001×((Tf-T1)×P1／100)2-0.109×((Tf-T1)×P1／100)+3.1(d)
在此，Tf为大压下道次的最终道次压下后的温度(℃)，P1为大压下道次的最终道次的压下率(％)。
另外，可知：将等待时间t设为如上述的时间而并非自热轧结束起的时间，可在实质上得到优选的再结晶率和再结晶粒径，因此优选。另外，只要到冷却开始为止的等待时间如上述，则一次冷却和第三热轧先进行哪一个都可以。
通过将冷却温度变化限制在40℃以上且140℃以下，能够进一步抑制再结晶的奥氏体粒的晶粒成长。另外，通过更有效地控制变体选择(变体限制的避免)，也能进一步抑制织构的发达。若上述一次冷却的温度变化不足40℃，则已再结晶的奥氏体粒会发生晶粒成长、韧性恶化。另一方面，在超过140℃时，可能会过冲至Ar3相变点温度以下，在那样的情况下，即使是从再结晶奥氏体的相变，由于变体选择的优先化，结果使织构形成且各向同性降低。另外，在冷却停止温度变成Ar3相变点温度以下的情况下，可能会出现贝氏体组织生成、抑制铁素体及珠光体的生成的情况。
若该冷却下的冷却速度不足50℃／秒，则已再结晶的奥氏体粒会发生晶粒成长、韧性恶化。另一方面，冷却速度的上限并未特别限定，但从板形状的观点来看，200℃／秒以下较为妥当。另外，在冷却结束时的钢板温度超过T1+100℃时，不能充分得到冷却的效果。这是由于，即使在最终道次后以适当的条件实施一次冷却，在一次冷却结束后的钢板温度超过T1+100℃时，可能产生晶体粒成长，进而使奥氏体粒径显著粗大化。
另外，在进一步将到冷却开始为止的等待时间t限定在不足t1的情况下，能够进一步抑制粒成长，得到更优异的韧性。
另一方面，在进一步将到冷却开始为止的等待时间t限定在t1≤t≤2.5×t1的情况下，能够充分促进并稳定晶体粒的随机化，得到更优异的极密度及各向同性。
另外，为了抑制晶粒成长，得到优异的韧性，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的轧制中，优选为将各精轧道次间的温度上升设为18℃以下。为了抑制温度上升，例如，可以使用道次间冷却装置等。
是否进行上述规定的轧制，关于轧制率，能够从轧制荷重、板厚测定等通过实绩或计算求出。另外，关于温度，只要有轧台间温度计就可以实测，或可以从线速度及压下率等进行考虑了加工发热等的计算模拟，因此，能够通过其中一种或两种方法得到。
在本实施方式的制造方法中，轧制速度并未特别限定，但若在精轧最终轧台侧的轧制速度不足400mpm，则仍有γ粒成长粗大化的倾向。因此，用于得到延性的铁素体的可析出的区域减少，进而可能造成延性恶化。另外，关于上限，即使不特别限定也能得到效果，但现实状况是在设备制约方面为1800mpm以下。因此，根据需要，精轧工序中的轧制速度优选设为400mpm以上且1800mpm以下。
另外，也可以在一次冷却后、卷取工序前，进而在通过轧台后进行二次冷却。关于其冷却模式，并未特别规定，可以在可满足后述卷取温度的范围内对应于线速度或卷取温度而适当设定。
接着，在卷取工序中，将卷取温度设为超过550℃。在550℃以下时，可能变成Bs点以下且在显微组织中混入贝氏体，氮化处理后的耐冲击性恶化。另外，卷取后珠光体相变不能充分进行。卷取温度的上限并未特别规定，但不会比轧制结束温度更高温。另外，在超过850℃的情况下，可能由于卷材最外周的氧化使得钢板表面性状会恶化，因此优选为850℃以下。更优选为800℃以下。
其中，在将珠光体组织的层间隔设为2μm以下的情况下，优选为将卷取温度设为800℃以下。在设为1.5μm以下的情况下，优选设为700℃以下。珠光体组织主要通过卷取工序生成，珠光体的层间隔受到Fe及C的扩散距离的极大影响。
另外，在期望通过钢板形状的矫正或可动位错导入而实现延性的提高的目的下，也可以在全部的工序结束后，实施压下率为0.1％以上且2％以下的调质轧制。另外，在全部轧制工序结束后，也可以在去除附着于所得到的热轧钢板的表面的锈皮的目的下，根据需要对所得到的热轧钢板进行酸洗。另外，在酸洗后，也可以对所得到的热轧钢板在线或离线地实施压下率为10％以下的调质轧制或冷轧。
本实施方式的热轧钢板在铸造后、热轧后、冷却后的任一情况下，皆可利用热浸镀敷线实施热处理，进而还可以对这些热轧钢板另外实施表面处理。通过利用热浸镀敷线实施镀敷，可提高热轧钢板的耐蚀性。在对酸洗后的热轧钢板实施镀锌的情况下，也可以将所得到的钢板浸渍在镀锌浴中，根据需要进行合金化处理。通过实施合金化处理，热轧钢板除提高耐蚀性外，还提高了相对点焊等各种焊接的焊接电阻性。
在图3中显示了表示本实施方式的制造方法的概略的流程图，以供参考。
另外，在这些工序完成后，通过对所得到的热轧钢板进行气体氮碳共渗处理，可得到氮化处理零件。
实施例
以下，根据实施例进一步对本发明进行说明。
经过转炉、二次精炼工序、连续铸造而制作了具有表1所示的化学成分的A～AI的铸片后，对其进行再加热，通过粗轧后的精轧压下成2.0～3.6mm的板厚，进行一次冷却，根据需要进行二次冷却后卷取，制作热轧钢板。更详细而言，依据表2～表7所示的制造条件，制作热轧钢板。另外，对上述热轧钢板，进行在氨气+N2+CO2的气氛中以560～580℃的温度加热保持5小时的气体氮碳共渗处理。另外，关于表中化学组成的表示，都以质量％计。
另外，表1中的成分的余量是指Fe及无法避免的杂质，“0％”、“-”皆表示未检测出。另外，表中的下划线表示在本发明的范围外。
在此，“成分”是指具有与表1所示的各记号对应的成分的钢；“Ar3相变点温度”是指通过下述式(g)算出的Ar3温度(℃)；“T1”是指通过前述式(b)算出的温度；“t1”是指通过前述式(d)算出的时间。
Ar3=910-310×[C]+25×[Si]-80×[Mneq]  (g)
其中，[Mneq]在未添加B的情况下通过式(h)表示，在添加B的情况下通过下述式(i)表示。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]／2+10×([Nb]-0.02)  (h)
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]／2+10×([Nb]-0.02)+1  (i)
在此，[成分元素]为以质量％计表示的成分元素的含量。
“加热温度”是指铸片加热工序中的加热温度；“保持时间”是指加热工序中的规定的加热温度下的保持时间；“1000℃以上且40％以上的压下次数”及“1000℃以上且40％以上的压下率”是指粗轧制中的1000℃以上且1200℃以下的温度范围内的40％以上的道次的压下率及压下次数；“到精轧开始为止的时间”是指从粗轧制工序结束起到精轧工序开始为止的时间；“合计压下率”是指各温度域的热轧中的合计压下率。另外，“Tf”是指大压下道次的最终道次压下后的温度，“P1”是指大压下道次的最终道次的压下率；“道次间最大温度上升”是指在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度域的各道次间通过加工发热等而上升的最大温度。另外，在该实施例中，除P1为“-”的情况外，以30％以上的最终压下结束精轧。因此，除P1为“-”的情况外，Tf为精轧结束温度。
另外，“到一次冷却开始为止的等待时间”表示在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的30％以上的压下率的道次设为大压下道次的情况下，从前述大压下道次中的最终道次的完成起到冷却开始为止的等待时间；“一次冷却速度”表示从一次冷却温度开始起到完成一次冷却为止的平均冷却速度；“一次冷却温度变化”表示一次冷却开始温度与结束温度的差；“卷取温度”表示在卷取工序中通过卷取机卷取的温度。
所得到的钢板的评价结果示于表8～10。另外，在机械特性中，关于拉伸特性、各向同性、扩孔性，通过原板进行评价，关于韧性，以原板及氮化处理后的热轧钢板的双方进行评价。另外，作为气体氮碳共渗处理后的耐切削性、耐转动疲劳特性的评价，对从气体氮碳共渗后化合物层的表面开始5μm为止的平均硬度(Hv(0.005kgf))进行了调查。钢板的评价方法与前述方法相同。在此，“珠光体分率”表示从光学显微镜组织以点计数法测定的珠光体组织的面积分率；“平均晶体粒径”表示以EBSP-0IMTM测定的平均晶体粒径；“{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度”表示与轧制面平行的{100}<011>～{223}<110>方位群的极密度；“{332}<113>晶体方位的极密度”表示与轧制面平行的{332}<113>的晶体方位的极密度；“气体氮碳共渗后化合物层深度”表示进行了在氨气+N2+CO2的气氛中以560～580℃的温度加热保持5小时的气体氮碳共渗处理后，从表层中采取剖面微量样品并用显微镜观察而测定的化合物层(白层：ε氮化物Fe2-3N)的深度(厚度)。另外，珠光体分率在表层部和板厚中心部的任一处测定皆显示大致相同的值。
“拉伸试验”结果表示C方向JIS5号试验片的结果。表中，“YP”表示降伏点、“TS”表示拉伸强度、“El”表示拉伸。“各向同性”以|Δr|的倒数为指标。“扩孔”结果表示以JFST1001：1996记载的扩孔试验方法得到的结果。“韧性”表示在小尺寸(subsize)的V型缺口夏比试验中所得到的转变温度(vTrs)。
依循本发明的钢板为钢编号8、13、15、16、24～28、30、31、34～37、40～42、56、61、63、64、72～76、78、79、82～85、88～90。这些钢板为拉伸强度在440MPa以上的气体氮碳共渗用热轧钢板，其特征在于，含有规定量的钢成分，且钢板的织构中距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度在1.0以上且4.0以下且{332}<113>的晶体方位的极密度在1.0以上且4.8以下，另外，板厚中心处的平均晶体粒径在10μm以下，另外其显微组织由以组织分率计超过6％的珠光体和余量铁素体构成。另外，这些热轧钢板在各向同性、氮化处理后的韧性、原板的韧性及从气体氮碳共渗后化合物层的表面开始5μm为止的平均硬度、扩孔性中，皆显示优异的特性。
Figure BPA0000180179520000291
Figure BPA0000180179520000301
Figure BPA0000180179520000311
Figure BPA0000180179520000321
Figure BPA0000180179520000331
Figure BPA0000180179520000341
Figure BPA0000180179520000361
Figure BPA0000180179520000371
Figure BPA0000180179520000381
工业上的可利用性
根据本发明，可得到能适用于要求延性及加工后的严格的板厚均匀性、正圆度及耐冲击性的部件的各向同性加工性优异的气体氮碳共渗用热轧钢板。本发明制造的钢板为高强度，同时可作为以要求延性及加工后的严格的板厚均匀性、正圆度及耐冲击性的内板部件、构造部件、行走部件、变速器等汽车部件等为首的造船、建筑、桥梁、海洋构造物、压力容器、线管、机械零件等所有用途。因此，本发明的工业价值高。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
8.如权利要求5或6所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述等待时间t秒还满足下述式6，
t<t1   (6)。
9.如权利要求5或6所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将所述第二热轧中的各道次间的温度上升设为18℃以下。
10.如权利要求9所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述板坯或钢锭以质量％计还含有以下任一种或两种以上：
Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；
Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；
Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；
Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；
V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；
Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；
Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；
Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；
REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；
B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。
11.如权利要求5或6所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述板坯或钢锭以质量％计还可以含有以下任一种或两种以上：
Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；
Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；
Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；
Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；
V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；
Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；
Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；
Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；
REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；
B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。

Claims (11)

1.一种气体氮碳共渗用热轧钢板，其特征在于，
以质量％计含有：
C含量[C]超过0.07％且在0.2％以下的C；
Si含量[Si]在0.001％以上且2.5％以下的Si；
Mn含量[Mn]：在0.01％以上且4％以下的Mn；
Al含量[Al]：在0.001％以上且2％以下的Al；
将P含量[P]限制在0.15％以下，
将S含量[S]限制在0.03％以下，
将N含量[N]限制在0.01％以下，
另外，含有Ti含量[Ti]满足下述式1的Ti，
余量包含Fe及无法避免的杂质；
以距钢板的表面5／8～3／8的板厚范围即板厚中央部的{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的极密度的算术平均表示的{100}<011>～{223}<110>方位群的平均极密度在1.0以上且4.0以下，且{3321<113>的晶体方位的极密度在1.0以上且4.8以下，
另外，板厚中心处的平均晶体粒径在10μm以下；
显微组织由以组织分率计超过6％的珠光体和作为余量的铁素体构成，
0.005+[N]×48／14+[S]×48／32≤Ti≤0.015+[N]×48／14+[S]×48／32(1)。
2.如权利要求1所述的气体氮碳共渗用热轧钢板，其特征在于，
所述{100}<011>～{223}<110>方位群的所述平均极密度在2.0以下，且所述{332}<113>的晶体方位的所述极密度在3.0以下。
3.如权利要求1所述的气体氮碳共渗用热轧钢板，其特征在于，
所述平均晶体粒径在7μm以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的气体氮碳共渗用热轧钢板，其特征在于，
以质量％计，还含有以下任一种或两种以上：
Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；
Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；
Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；
Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；
V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；
Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；
Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；
Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；
REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；
B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。
5.一种气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将钢锭或板坯进行：
第一热轧，在1000℃以上且1200℃以下的温度域进行1次以上的压下率在40％以上的压下；
第二热轧，其在从所述第一热轧完成后起150秒以内在1000℃以上的温度域开始，
在所述第二热轧中，在将下述式2中由钢板成分决定的温度设为T1℃的情况下，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内，进行至少1次的1道次为30％以上的轧制，且进行压下率的合计在50％以上的压下；
第三热轧，在Ar3相变点温度以上且不足T1+30℃的温度范围，进行压下率的合计为30％以下的热轧；
在Ar3相变点温度以上结束热轧；
在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的30％以上的压下率的道次设为大压下道次的情况下，以使从所述大压下道次中的最终道次的完成起到冷却开始的等待时间t秒满足下式3的方式，以50℃／秒以上的冷却速度，进行冷却温度变化在40℃以上且140℃以下、且冷却结束温度在T1+100℃以下的冷却；
在超过550℃的温度下进行卷取，
所述钢锭或板坯以质量％计含有：
C含量[C]超过0.07％且在0.2％以下的C；
Si含量[Si]在0.001％以上且2.5％以下的Si；
Mn含量[Mn]：在0.01％以上且4％以下的Mn；
Al含量[Al]：在0.001％以上且2％以下的Al；
将P含量[P]限制在0.15％以下，
将S含量[S]限制在0.03％以下，
将N含量[N]限制在0.01％以下，
另外，含有Ti含量[Ti]满足下述式1的Ti，
余量包含Fe及无法避免的杂质，
0.005+[N]×48／14+[S]×48／32≤Ti≤0.015+[N]×48／14+[S]×48／32  (1)
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]  (2)
t≤2.5×t1  (3)
在此，t1以下述式4表示，
t1=0.001×((Tf-T1)×P1／100)2-0.109×((Tf-T1)×P1／100)+3.1(4)
在此，Tf为大压下道次的最终道次压下后的温度，单位为℃，P1为大压下道次的最终道次的压下率，单位为％。
6.如权利要求5所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述一次冷却在轧台间进行冷却。
7.如权利要求5或6所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述等待时间t秒还满足下述式5，
t1≤t≤2.5×t1  (5)。
8.如权利要求5或6所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述等待时间t秒还满足下述式6，
t<t1  (6)。
9.如权利要求5或6所述的气体氮碳共渗用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将所述第二热轧中的各道次间的温度上升设为18℃以下。
10.如权利要求9所述的气体氮碳共渗用热轧钢板，其特征在于，
所述板坯或钢锭以质量％计还含有以下任一种或两种以上：
Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；
Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；
Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；
Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；
V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；
Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；
Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；
Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；
REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；
B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。
11.如权利要求5或6所述的气体氮碳共渗用热轧钢板，其特征在于，
所述板坯或钢锭以质量％计还可以含有以下任一种或两种以上：
Nb含量[Nb]在0.005％以上且0.06％以下的Nb；
Cu含量[Cu]：在0.02％以上且1.2％以下的Cu；
Ni含量[Ni]：在0.01％以上且0.6％以下的Ni；
Mo含量[Mo]：在0.01％以上且1％以下的Mo；
V含量[V]：在0.01％以上且0.2％以下的V；
Cr含量[Cr]：在0.01％以上且2％以下的Cr；
Mg含量[Mg]：在0.0005％以上且0.01％以下的Mg；
Ca含量[Ca]：在0.0005％以上且0.01％以下的Ca；
REM含量[REM]：在0.0005％以上且0.1％以下的REM；
B含量[B]：在0.0002％以上且0.002％以下的B。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106460121A (zh) * 2014-06-13 2017-02-22 新日铁住金株式会社 软氮化处理用钢板及其制造方法和软氮化处理钢
CN110016640A (zh) * 2018-01-10 2019-07-16 通用汽车环球科技运作有限责任公司 铁素体氮碳共渗零件及其制作和使用方法

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014185359A (ja) * 2013-03-22 2014-10-02 Jfe Steel Corp 高強度鋼板
JP5630523B2 (ja) * 2013-04-02 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 窒化処理用鋼板およびその製造方法
JP6143355B2 (ja) * 2013-10-22 2017-06-07 株式会社神戸製鋼所 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板
US9850553B2 (en) 2014-07-22 2017-12-26 Roll Forming Corporation System and method for producing a hardened and tempered structural member
CN107208209B (zh) * 2015-02-20 2019-04-16 新日铁住金株式会社 热轧钢板
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
MX2017010532A (es) 2015-02-25 2017-12-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina o placa de acero laminada en caliente.
KR101664098B1 (ko) * 2015-09-01 2016-10-10 주식회사 포스코 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법
US10876184B2 (en) * 2016-03-30 2020-12-29 Tata Steel Limited Hot rolled high strength steel (HRHSS) product with tensile strength of 1000-1200 MPa and total elongation of 16%-17%
CN109642279B (zh) 2016-08-05 2021-03-09 日本制铁株式会社 钢板及镀覆钢板
BR112019000766B8 (pt) 2016-08-05 2023-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de aço
JP6358406B2 (ja) 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6769214B2 (ja) * 2016-09-29 2020-10-14 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板の製造方法および製造設備
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
WO2020203158A1 (ja) 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板
KR102484994B1 (ko) * 2020-12-10 2023-01-04 주식회사 포스코 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법
KR102484995B1 (ko) * 2020-12-10 2023-01-04 주식회사 포스코 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법
KR20230113593A (ko) * 2021-02-18 2023-07-31 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 가스 연질화용 강판
CN114166605B (zh) * 2021-12-07 2024-03-29 安徽林洪重工科技有限公司 一种模拟与预测大尺寸CrMo钢构件心部组织性能的方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949065A (ja) * 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性にすぐれる耐摩耗用熱延鋼板及びその製造方法
JP2004131754A (ja) * 2002-10-08 2004-04-30 Nippon Steel Corp 加工性と形状凍結性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
CN1599802A (zh) * 2001-10-04 2005-03-23 新日本制铁株式会社 可拉延并具有优异定型性能的高强度薄钢板及其生产方法
JP2009068057A (ja) * 2007-09-12 2009-04-02 Jfe Steel Kk 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法
CN101535519A (zh) * 2006-11-07 2009-09-16 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板及其制造方法

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62192539A (ja) 1986-02-18 1987-08-24 Nippon Steel Corp 高ｆ値熱延鋼板の製造方法
JP3188787B2 (ja) 1993-04-07 2001-07-16 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JPH10183255A (ja) 1996-12-20 1998-07-14 Nippon Steel Corp ｒ値の面内異方性の小さい熱延鋼板の製造方法
JP3039862B1 (ja) * 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
JP3858551B2 (ja) * 1999-02-09 2006-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性、耐疲労性、耐衝撃性および耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP3882577B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3888128B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-28 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3927384B2 (ja) 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP3848211B2 (ja) * 2002-05-31 2006-11-22 株式会社神戸製鋼所 低温靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
CN100526493C (zh) 2004-07-27 2009-08-12 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板、使用了它的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、和高杨氏模量钢管以及它们的制造方法
JP4525299B2 (ja) 2004-10-29 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4555693B2 (ja) 2005-01-17 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5092433B2 (ja) 2007-02-02 2012-12-05 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP5223375B2 (ja) 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5214905B2 (ja) 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5037413B2 (ja) * 2007-04-19 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 低降伏比高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板、及び、鋼管、並びに、それらの製造方法
JP4905240B2 (ja) 2007-04-27 2012-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
JP5068689B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5068688B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5394709B2 (ja) 2008-11-28 2014-01-22 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板
JP4998755B2 (ja) 2009-05-12 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5338525B2 (ja) 2009-07-02 2013-11-13 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
JP5453964B2 (ja) 2009-07-08 2014-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5278226B2 (ja) 2009-07-29 2013-09-04 新日鐵住金株式会社 省合金型高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5163835B2 (ja) * 2010-07-28 2013-03-13 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
EP2599405B1 (en) 2010-07-28 2015-09-23 YKK Corporation Seat and a cover fixing method of the seat
JP5126326B2 (ja) 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949065A (ja) * 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性にすぐれる耐摩耗用熱延鋼板及びその製造方法
CN1599802A (zh) * 2001-10-04 2005-03-23 新日本制铁株式会社 可拉延并具有优异定型性能的高强度薄钢板及其生产方法
JP2004131754A (ja) * 2002-10-08 2004-04-30 Nippon Steel Corp 加工性と形状凍結性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
CN101535519A (zh) * 2006-11-07 2009-09-16 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板及其制造方法
JP2009068057A (ja) * 2007-09-12 2009-04-02 Jfe Steel Kk 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106460121A (zh) * 2014-06-13 2017-02-22 新日铁住金株式会社 软氮化处理用钢板及其制造方法和软氮化处理钢
CN106460121B (zh) * 2014-06-13 2019-06-07 日本制铁株式会社 软氮化处理用钢板及其制造方法和软氮化处理钢
CN110016640A (zh) * 2018-01-10 2019-07-16 通用汽车环球科技运作有限责任公司 铁素体氮碳共渗零件及其制作和使用方法
CN110016640B (zh) * 2018-01-10 2021-07-06 通用汽车环球科技运作有限责任公司 铁素体氮碳共渗零件及其制作和使用方法

Also Published As

Publication number Publication date
ES2662384T3 (es) 2018-04-06
US9797024B2 (en) 2017-10-24
TW201247892A (en) 2012-12-01
KR20130135352A (ko) 2013-12-10
TWI443201B (zh) 2014-07-01
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