CN105658830B - 拉伸加工性和渗碳热处理后的表面硬度优异的热轧钢板 - Google Patents

拉伸加工性和渗碳热处理后的表面硬度优异的热轧钢板 Download PDF

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Abstract

一种热轧钢板，其板厚为2～10mm，特定量含有C、Mn、Al、N，余量由铁和不可避免的杂质构成，存在于深度t/4(t：板厚)的位置的全部晶粒中，板面取向从(123)面起在10°以内的晶粒的面积率为20％以上，在轧制方向上，结晶方向从<001>方向起在10°以内的晶粒和结晶方向从<110>方向起在10°以内的晶粒的合计面积率为25％以下，并且全部晶粒的平均粒径为3～50μm。

Description

拉伸加工性和渗碳热处理后的表面硬度优异的热轧钢板
技术领域
本发明涉及在热处理前的加工中显示出良好的冷加工性，并且在渗碳热处理后显示出既定的表面硬度，以及即使在距表面很深的地方仍显示出期望的硬度的热轧钢板，具体而言，是在作为各种结构用零件所使用的钢材之中，特别是涉及作为为了改善耐磨损性和耐疲劳特性，而经由渗碳淬火或碳氮共渗淬火处理，进行了表面硬质化处理的零件的原材有用的热轧钢板，例如作为用于制造汽车等的各部分所用的离合器、阻尼器、齿轮(gear)等的原材有用的热轧钢板。还有，在以下的说明中，代表性地选取适用于离合器类的情况进行说明，但本发明当然不限定于此类制造，而是可作为一边活用其优异的渗碳淬火性和碳氮共渗淬火性，以维持芯部的高韧性，一边使表层部硬质化，从而用于制造要求有高表面硬度和优异的冲击特性的这种零件的原材被有效利用。
背景技术
近年来，从环境保护的观点出发，以提高汽车的燃油效率为目的，对于汽车用的各种零件，例如用于齿轮等的传动零件和外壳等的钢材的轻量化，即高强度化的要求越发提高。为了顺应这样的轻量化·高强度化的要求，作为一般所用的钢材，能够使用的是对棒钢进行热锻的钢材(热锻材)(例如，参照专利文献1)。另外，为了削减零件制造工序中的CO2的排放量，至今关于利用热锻加工的齿轮等零件的冷锻化的要求也高涨。
另外，冷加工(冷锻)与热加工和温加工相比较，有生产率高，而且尺寸精度和钢材的产出率均良好的优点。但是，通过这样的冷加工制造零件时成为问题的是，为了将冷加工的零件的强度确保在期待的预定值以上，必然需要使用强度、即变形阻力高的钢材。可是存在的难点是，使用的钢材的变形阻力越高，越会招致冷加工用金属模具的寿命缩短。
基于上述背景，在传动零件的领域也进行了如下研究，即，由一直以来的棒钢的锻造品(热锻、冷锻等)，转换成以零件的轻量化和低成本化为目标而使用钢板的零件制造。其中，在齿轮、阻尼器和离合器等表面会遭受表面压力的零件中，为了赋予其耐磨损性和耐疲劳特性而进行的是，在对于钢板实施零件加工之后，通过渗碳热处理而提高表面硬度。作为这些零件制造用的钢板，历来使用普通的软钢(SPHC等)，但要求进一步的高强度化、高硬度化。
将钢板冷加工(冲压成形等)成既定形状后，进行渗碳热处理，从而制造确保有既定的强度、表面硬度的高强度零件。为了提高渗碳表面的硬度，考虑增加以C量为中心的主要成分、添加元素的量，但若是这样，则热处理前的冷加工性降低。因此，期望有一种兼顾确保冷加工性和提高渗碳热处理后的表面硬度的解决策略。
如上述，本发明以热轧钢板为对象，而作为涉及热轧钢板的现有技术，例如可列举下述专利文献2～6。
专利文献2所公开的热轧钢板，平均r值为1.2以上，轧制方向的r值(rL)为1.3以上，相对于轧制方向成45°方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向成直角方向的r值(rC)为1.2以上，钢板1/2板厚下的板面的{111}、{100}和{110}的各X射线反射面随机强度比，分别为2.0以上、1.0以上和0.2以上，因此认为加工性提高。
专利文献3所公开的热轧钢板，具有如下组织，即以体积率计含有40～95％的贝氏体相，余量由铁素体相构成，上述铁素体的平均晶粒直径为1.2μm以上、低于4μm，并且具有下述的(a)和(b)的至少一种特征，认为延展性和冲缘加工性提高。
(a)距钢板的表面沿板厚方向1/8的厚度的位置下的铁素体的平均粒径(ds)与板厚中心的铁素体的平均粒径(dc)的比率(ds/dc)为0.3～0.7。
(b)距钢板的表面沿板厚方向1/8的厚度的位置下的{110}<111>、{110}<001>和{211}<111>的极密度之和为不具有集合组织的5倍以上，并且，分别为1.5倍以上。
专利文献4所公开的热轧钢板，具有铁素体相的平均粒径在5μm以下，此外铁素体相以面积率计存在50％以上的显微组织，并且钢板的1/4板厚下的板面的(113)[1-10]～(223)[1-10]取向的平均的ODF分析强度f为4以上，从而认为刚性提高。
专利文献5所公开的热轧钢板，由下式(1)规定的Δr1为一0.20以上、0.20以下，由下式(2)规定的Δr2为0.42以下，因此认为拉伸成形性提高。
Δr1＝(r0-2r45+r90)/2…(1)
Δr2＝rmax-rmin...(2)
在此，式中的各符号表示以下的值：
r0：用相对于板面的轧制方向而平行提取的试验片测量的r值，
r45：用相对于板面的轧制方向成45°的方向上提取的试验片测量的r值，
r90：用相对于板面的轧制方向成90°的方向上提取的试验片测量的r值，
rmax：r0、r45和r90之中最大的值，
rmin：r0、r45和r90之中最小的值。
专利文献6所公开的热轧钢板，铁素体平均粒径为1～10μm，铁素体粒径的标准偏差为3.0μm以下，夹杂物的形状比为2.0以下，因此认为延伸凸缘性提高。
但是，上述专利文献2～6所公开的热轧钢板，虽然拉伸加工性等冷加工性优异，但是对于渗碳热处理后的表面硬度没有任何提及，其改善效果不明。
另一方面，专利文献7所公开的热轧钢板(渗碳钢带)，板厚方向表层部至50μm深度的平均硬度为170HV以上，并且，金属组织是铁素体+珠光体，表面碳浓度CS(质量％)与钢中平均碳浓度CM(质量％)之差ΔC＝CS-CM为0.1质量％以上，因此认为能够减轻冲孔时的“塌边”，并且能够省略冲孔后的渗碳处理。
但是，上述专利文献7所公开的热轧钢板(渗碳钢带)，虽然渗碳热处理后的表面硬度优异，但是不必说拉伸加工性，关于冷加工性也没有任何提及，其改善效果不明。
如上述，关于兼备拉伸加工性与渗碳热处理后的表面硬度的热轧钢板，至今为止几乎未得到研究。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国专利第3094856号公报
专利文献2：日本国专利第3742559号公报
专利文献3：日本国专利第4161935号公报
专利文献4：日本国专利第4867257号公报
专利文献5：日本国特开2013-119635号公报
专利文献6：日本国专利第4276504号公报
专利文献7：日本国特开2010-222663号公报
发明内容
发明要解决的课题
因此，本发明的目的在于，提供一种兼备拉伸加工性和渗碳热处理后的表面硬度的热轧钢板。还有，在本发明中，渗碳热处理除了通常的用于渗碳的热处理以外，也包括用于碳氮共渗的热处理的情况。
用于解决课题的手段
第一发明，是一种拉伸加工性和渗碳热处理后的表面硬度优异的热轧钢板，其特征在于，
板厚为2～10mm，
成分组成以质量％计(以下，涉及化学成分均同。)含有
C：0.05～0.30％、
Mn：0.3～3.0％、
Al：0.015～0.1％、
N：0.003～0.30％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
是以铁素体和珠光体为主体的组织，
有关存在于深度t/4(t：板厚)的位置的、含有铁素体和珠光体的全部的晶粒(以下，称为“全部晶粒”。)，
板面取向从(123)面起在10°以内的晶粒的面积率为20％以上，
在轧制方向上，结晶方向从<001>方向起在10°以内的晶粒，和结晶方向从<110>方向起在10°以内的晶粒的合计面积率为25％以下，并且
所述全部晶粒的平均粒径为3～50μm。
第二发明，是根据第一发明所述的热轧钢板，其中，在所述不可避免的杂质之中，Si：0.5％以下，P：0.030％以下，S：0.035％以下。
第三发明，是根据第一或第二发明所述的热轧钢板，其中，成分组成还含有下述(a)～(f)中的至少一种。
(a)从Cr：3.0％以下(不含0％)、Mo：1.0％以下(不含0％)和Ni：3.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种
(b)从Cu：2.0％以下(不含0％)和Co：5％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种
(c)从V：0.5％以下(不含0％)、Ti：0.1％以下(不含0％)和Nb：0.1％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种
(d)从Ca：0.08％以下(不含0％)和Zr：0.08％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种
(e)Sb：0.02％以下(不含0％)
(f)从REM：0.05％以下(不含0％)、Mg：0.02％以下(不含0％)、Li：0.02％以下(不含0％)、Pb：0.5％以下(不含0％)和Bi：0.5％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种
发明效果
根据本发明，能够提供渗碳热处理后所得到的零件能够确保既定的表面硬度的热轧钢板，其在铁素体+珠光体主体的组织中，将热轧钢板的集合组织控制成既定的组织形态，即使在要求拉伸加工性的零件中，通过提高加工中的变形能力，金属模具的寿命仍可得到延长，并且钢板难以发生裂纹。
具体实施方式
以下，对于本发明的热轧钢板(以下，也称为“本发明钢板”或仅称为“钢板”。)更详细地加以说明。本发明钢板，虽然其成分组成与上述专利文献1所述的热锻材(高强度高韧性表面硬化用钢)重复，但在以下方面有所不同，即，使组织成为铁素体+珠光体主体组织之后，将热轧钢板的集合组织控制为既定的组织形态，并且使晶粒微细化。
〔本发明钢板的板厚：2～10mm〕
首先，本发明钢板以板厚2～10mm的为对象。板厚低于2mm时，不能确保作为构造体的刚性。另一方面，若板厚高于10mm，则难以达成本发明中规定的组织形态，将得不到期望的效果。板厚的下限优选为3mm以上，更优选为4mm以上。另外，上限优选为9mm以下，更优选为7mm以下。
其次，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。
〔本发明钢板的成分组成〕
<C：0.05～0.30％>
C在确保作为最终得到的渗碳(或碳氮共渗)淬火零件的芯部强度上是不能欠缺的元素，低于0.05％时，得不到充分的强度。但是，若过剩地含有，则除了韧性劣化以外，可切削性和冷锻性也降低而损害加工性，因此以0.30％为上限。C的优选的含量为0.08～0.25％的范围。
<Mn：0.3～3.0％>
Mn是对钢液的脱氧有效的元素，为了使这一效果有效地发挥，必须含有0.3％以上，但是若过度地含有，则对冷加工性、可切削性造成不利影响，并且由于向结晶晶界的偏析量的增大，致使晶界强度降低，进而将给冲击特性带来不利影响，因此必须抑制在3.0％以下。Mn的优选的含量在0.5～2.0％的范围。
<Al：0.015～0.1％>
Al是作为钢材的脱氧材而包含在钢中的元素，与钢中的N结合而生成AlN，具有防止晶粒的粗大化的作用。为了有效地发挥这样的效果，必须含有0.015％以上，但其效果在0.1％左右饱和，若高于此，则与氧结合而成为非金属系夹杂物，将给冲击特性等带来不利影响，因此将0.1％定为上限。优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下，特别优选为0.04％以下。
<N：0.003～0.30％>
N在钢中与Al、V、Ti、Nb等结合而生成氮化物，具有抑制晶粒的粗大化的作用，该效果通过含有0.003％以上而得到有效地发挥。优选为0.005％以上。但是，这些效果在0.30％左右饱和，若更多含有，则氮化物成为夹杂物而给物性带来不利影响，因此将0.30％定为上限。优选为0.10％以下，更优选为0.05％以下，特别优选为0.03％以下。
本发明钢板基本上含有上述成分，余量是铁和不可避免的杂质，但不可避免地混入的Si、P和S，由于下述的理由而期望分别尽可能抑制得少。
<Si：0.5％以下>
Si作为强化元素或脱氧性元素而有效地起作用，另一方面，其助长晶界氧化而使弯曲疲劳特性劣化，并且给冷锻性带来不利影响。因此为了消除这一障碍，必须将其含量抑制在0.5％以下，特别是要求高水平的弯曲疲劳特性时，期望将其含量抑制在0.1％以下。从这样的观点出发，Si的更优选的含量为0.02～0.1％的范围。
<P：0.030％以下>
P在结晶晶界偏析而使韧性降低，因此其上限定为0.030％。P的更优选的含量为0.020％以下，进一步优选为0.010％以下。
<S：0.035％以下>
S生成MnS，有助于可切削性的提高，但将本发明应用于齿轮等之时，不仅纵向的冲击特性，而且横向的冲击特性也很重要，为了提高横向的冲击特性，需要减少各向异性，为此必须将S含量抑制在0.035％以下。S的更优选的含量为0.025％以下，进一步优选为0.020％以下。
另外在本发明钢板中，除了上述的基本成分以外，在不损害本发明的作用的范围，还能够含有以下的允许成分。
<从Cr：3.0％以下(不含0％)、Mo：1.0％以下(不含0％)、Ni：3.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种>
这些元素在具有提高淬火性或使淬火组织微细化的方面是有用元素，特别是Cr具有优异的淬火性提高效果，另外Mo有效地作用于不完全淬火组织的减少和淬火性的提高，此外对于晶界强度的提高也有效地起作用，此外Ni使淬火后的组织微细化而有助于耐冲击性的提高。这样的效果通过优选含有Cr：0.2％以上、Mo：0.08％以上、Ni：0.2％以上之中至少一种而得到有效地发挥，但若Cr量高于3.0％，则Cr生成碳化物而发生晶界偏析，使晶界强度降低，给韧性带来不利影响，Mo的上述效果约在1.0％时饱和，另外Ni的上述效果也在3.0％时饱和，因此更多的添加在经济上完全是浪费。
<Cu：2.0％以下(不含0％)和/或Co：5％以下(不含0％)>
Cu在提高耐腐蚀性上是有效发挥作用的元素，这一效果通过优选含有0.3％以上而得到有效地发挥，但该效果在2.0％时饱和，因此更多的含有便是浪费。还有，若使Cu单独含有，则钢材的热加工性有变差的倾向，因此为了避免这一弊端，期望在所述含量的范围内并用具有热加工性提高效果的Ni。
另外Cu和Co均有使钢材发生应变时效，使之硬化的作用，在提高加工后强度上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选这些元素分别含有0.1％以上，更优选含有0.3％以上。但是，若Co的含量过剩，则使钢材发生应变时效和使之硬化的效果饱和，此外，使加工后强度提高的效果也饱和，另外，还有可能促进裂纹，因此推荐Co的含量为5％以下，进一步推荐为4％以下，特别推荐为3％以下。
<从V：0，5％以下(不含0％)、Ti：0.1％以下(不含0％)、Nb：0.1％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种>
这些元素与C、N结合而生成碳化物和氮化物，使晶粒微细化，有助于韧性(耐冲击性)的提高，但其效果分别在上限值附近饱和，反而有可能给可切削性和冷加工性带来不利影响，因此必须分别抑制在上限值以下。用于有效地发挥这些元素的添加效果的优选的下限值为V：0.03％，Ti：0.005％和Nb：0.005％。
<Ca：0.08％以下(不含0％)和/或Zr：0.08％以下(不含0％)>
Ca将硬质的夹杂物以柔软的夹杂物包裹起来，另外Zr使MnS球状化，均有助于可切削性的提高，除此之外，两种元素均具有的作用是，通过减少由于MnS的球状化造成的各向异性而提高横向的冲击特性，但这些效果分别在0.08％时饱和，因此推荐分别为0.08％以下，进一步推荐为0.05％以下，特别推荐为0.01％以下。还有，用于使这些元素的上述效果有效发挥的优选的下限值为Ca：0.0005％(更优选为0.001％)、Zr：0.002％。
<Sb：0.02％以下(不含0％)>
Sb抑制晶界氧化，在提高弯曲疲劳强度上是有效的元素，但该效果在0.02％时饱和，因此更多的添加在经济上是浪费。用于使该Sb的添加效果有效发挥的优选的下限值是0.001％。
<从REM：0.05％以下(不含0％)、Mg：0.02％以下(不含0％)、Li：0.02％以下(不含0％)、Pb：0.5％以下(不含0％)、Bi：0.5％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种>
REM与Zr和Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是有助于可切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使REM含有0.0005％以上，更优选含有0.001％以上。但是，即使过剩地含有，其效果也是饱和，不能期待与含量相应的效果，因此推荐为0.05％以下，进一步推荐为0.03％以下，特别推荐为0.01％以下。
还有，在本发明中，所谓REM表示包含镧系元素(从La至Ln的15种元素)以及Sc(钪)和Y(钇)。这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y所构成的组中选择的至少一种的元素，更优选含有La和/或Ce。
Mg与Zr和Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，提高钢的变形能力，并且是有助于可切削性的提高的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使Mg含有0.0002％以上，更优选含有0.0005％以上。但是，即使过剩地含有，其效果也是饱和，不能期待与含量相应的效果，因此推荐为0.02％以下，进一步推荐为0.015％以下，特别推荐为0.01％以下。
Li与Zr和Ca同样，使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化，能够提高钢的变形能力，另外，使Al系氧化物低熔点化而使之无害化，是有助于可切削性的提高的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使Li含有0.0002％以上，更优选含有0.0005％以上。但是，即使过剩地含有，其效果也是饱和，不能期待与含量相应的效果，因此推荐为0.02％以下，进一步推荐为0.015％以下，特别推荐为0.01％以下。
Pb在用于提高可切削性上是有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选使Pb含有0.005％以上，更优选含有0.01％以上。但是，若过剩地含有，则产生轧制痕的发生等制造上的问题，因此推荐为0.5％以下，更推荐为0.4％以下，特别推荐为0.3％以下。
Bi与Pb同样，在用于提高可切削性上是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使Bi含有0.005％以上，更优选含有0.01％以上。但是，即使过剩地含有，可切削性提高的效果也是饱和，因此推荐为0.5％以下，进一步推荐为0.4％以下，特别推荐为0.3％以下。
接下来，对于赋予本发明钢板以特征的组织进行说明。
〔本发明钢板的组织〕
如上述，本发明钢板的特征在于，是以铁素体和珠光体为主体的组织，而特别是更严密地控制钢中的集合组织的形态。还有，在本发明中，所谓以铁素体和珠光体为主体的组织，意思是铁素体和珠光体的合计量以面积率计为90％以上。如果铁素体和珠光体的合计量以面积率计为90％以上，则其他的组织(贝氏体、马氏体等)少量生成也无妨，但期望其他的组织尽可能少。
一般来说，有关用于比以往提高钢板的成形性的集合组织控制，无论是实验上还是理论上均已知，用于汽车的车体外板的薄钢板的深拉伸加工性，随着材料的塑性各向异性(r值(Lankford值)：拉伸试验中的板宽应变与板厚应变之比)越大，其加工性越高，此外使再结晶集合组织中与板面取向平行的{111}面强力发达，削弱{100}面取向，这对于深拉伸性的提高是不可欠缺的(参照日本铁钢协会：“再结晶·集合组织和对其组织控制的应用再结晶研究的最前线”，1999年3月，p.208)。
因此，在车体外板用的钢板中，如上述专利文献2～4所公开的，虽然进行了各种通过控制集合组织而提高加工性的努力，但在渗碳热处理用钢板中，却未进行这样的努力。
〔本发明钢板的集合组织〕
本发明钢板的特征在于，含有铁素体和珠光体的全部的相的晶粒以将晶粒的取向和尺寸分别控制在特定范围。
<在存在于深度t/4(t：板厚)的位置的、含有铁素体和珠光体的全部的晶粒(以下，称为“全部晶粒”。)中，板面取向从(123)面起在10°以内的晶粒的面积率为20％以上>
能够控制集合组织的方法，即使结晶系相同，也会因加工方法而有所不同，轧制材的情况由轧制面和轧制方向表示。即，如下述所示，轧制面由{○○○}表示，轧制方向由<△△△>表示。还有，○和△表示整数。关于这些各取向的表示，记述于长岛晋一编著：“集合组织”(丸善株式会社刊)等。
在本发明中，有关存在于深度t/4的位置的全部晶粒，通过将板面取向从(123)面起在10°以内的面积率控制在20％以上，能够使渗碳热处理用钢板的冷加工性、拉伸加工性提高。
一直以来，关于晶粒的板面取向，可知是使与板面平行的(111)面取向强力发达，而另一方面削弱(001)面取向，这对于深拉伸性的提高有效。在实施冷轧工序和退火工序的工序中，可以进行这样的板面取向的控制，但在本发明钢板中，这样的板面取向的控制困难。
因此在本发明中，通过重新导入具有(123)面的板面取向的晶粒，可以进行本发明钢板中的集合组织控制，能够实现软质化状态下的冷加工性的提高。
如上述，作为板面取向而具有(123)面的晶粒具有使软质化状态下的冷加工性提高的作用，为了有效地发挥这样的作用，需要使之以面积率计为20％以上。优选为22％以上，更优选为24％以上，特别优选为26％以上。
还有，在板材中，因为板厚方向具有组织分布，所以将板厚的1/4的深度位置作为代表位置而规定组织形态。另外，因为考虑到板面取向从上述理想面取向((123)面)起在10°以内的晶粒具有大致等同的作用，所以，由具有这一范围的板面取向的晶粒的面积率进行规定。
<轧制方向下，结晶方向从<001>方向起在10°以内的晶粒和结晶方向从<110>方向起在10°以内的晶粒的合计面积率为25％以下>
该合计面积率越大，拉伸加工性的面内各向异性越大，因此限制在25％以下，优选在23％以下，更优选在20％以下。
另外，借助上述面内各向异性的减小效果，在渗碳热处理后的淬火时，马氏体相变一边维持原本的晶粒的结晶取向关系一边进行，因此也能够得到减少相变应变，提高零件的尺寸精度的效果。另外，作为其他的解释，在成形加工时发生面内各向异性，这表示在零件内发生应变的不均匀，其成为原因，使渗碳热处理、淬火后的零件的尺寸精度劣化，由此也认为，利用由上述的集合组织控制带来的面内各向异性的减少效果，也能够得到提高零件的尺寸精度的效果。
<所述全部晶粒的平均粒径为3～50μm>
为了使钢板的加工性(拉伸加工性、弯曲加工性、冲压加工性)提高，并且满足加工后的表面性状，需要全部晶粒的平均粒径为3～50μm的范围。若晶粒过于细小，则变形阻力变得过高，因此其平均粒径为3μm以上，优选为4μm以上，更优选为5μm以上。另一方面，若晶粒过于粗大化，则韧性、疲劳特性等劣化，并且即使控制结晶取向，弯曲加工性、胀形等冲压成形性也显著降低，容易发生成形时的裂纹、表面粗糙等不良，因此其平均粒径为50μm以下，优选为45μm以下，更优选为40μm以下。还有，与上述同样，在板厚方向存在晶粒的尺寸分布，将板厚的1/4的深度位置作为代表位置来规定全部晶粒的平均粒径。
〔晶粒的板面取向的测量方法〕
晶粒的板面取向通过SEM-EBSP(Electron Back Scattering Pattern)，和EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)进行测量、分析。作为SEM装置，例如使用日本电子社制SEM(JEOLJSM5410)，作为EBSP测量、分析系统，例如使用EBSP：TSL社制(OIM)。另外，虽然也根据晶粒的大小有所不同，但试料的测量区域为300～1000μm×300～1000μm，测量步进间隔例如为1～3μm。由如此鉴别的各晶粒的结晶取向，总计从上述各理想面取向起在10°以内的取向的晶粒而求得合计面积，并除以测量区域的面积，由此求得各理想面取向的面积率。
〔晶粒的轧制方向下的结晶方向的测量方法〕
另外，晶粒的轧制方向下的结晶方向，是对于钢板的轧制方向的截面(侧面)进行EBSP测量，通过分析，鉴别在轧制方向下，结晶方向从<001>方向起在10°以内的晶粒和结晶方向从<110>方向起在10°以内的晶粒。作为测量方法，虽然也根据晶粒的大小有所不同，但试料的测量区域是在板厚方向的1/4部位取300～1000μm×300～1000μm，测量步进间隔例如为1～3μm。由如此鉴别的各晶粒的结晶方向，总计从上述各理想面方向起在10°以内的取向的晶粒而求得合计面积，并除以测量区域的面积，由此求得各理想结晶方向的面积率。
〔所述全部晶粒的平均粒径的测量方法〕
所述全部晶粒的平均粒径使用上述SEM-EBSP及其测量条件，分别测量在既定的测量区域内所观察到的各晶粒的最大直径，求得其平均值作为平均粒径。
接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造方法。
〔本发明钢板的优选的制造方法〕
本发明钢板，例如可以熔炼、铸造具有上述成分组成的原料钢而作为板坯，直接使坯板或经过表面车削的板坯经过加热、热粗轧制、终轧各工序，将所得到的热轧卷材作为卷材成材而制造。其后，根据表面状态、板厚精度等必要条件，也可以再实施酸洗、表皮光轧。
[钢液的制备]
首先，在调整了溶存氧量和总氧量的钢液中，按既定的顺序添加既定的合金元素，由此能够生成期望的氧化物。特别是在本发明中，极其重要的是，以不生成粗大的氧化物的方式调整溶存氧量之后，再调整总氧量。
所谓溶存氧，意思是不形成氧化物，而存在于钢液中的游离状态的氧。所谓总氧，意思是包含在钢液中的全部的氧，即，游离氧和形成氧化物的氧的总和。
首先，将钢液的溶存氧量调整到0.0010～0.0060％的范围。钢液的溶存氧量低于0.0010％时，钢液中的溶存氧量不足，因此不能确保既定量的Al-O系氧化物，得不到期望的尺寸分布。另外，若溶存氧量不足，则添加REM时，REM形成硫化物，因此夹杂物变得粗大，成为使特性劣化的原因。因此，上述溶存氧量为0.0010％以上。上述溶存氧优选为0.0013％以上，更优选为0.0020％以上。
另一方面，若上述溶存氧量高于0.0060％，则钢液中的氧量变得过多，因此钢液中的氧与上述元素的反应变得剧烈，不但熔炼作业上不为优选，而且生成粗大的氧化物，反而使特性劣化。因此，上述溶存氧量应该抑制在0.0060％以下。上述溶存氧量优选为0.0055％以下，更优选为0.0053％以下。
不过，由转炉和电炉进行了一次精炼的钢液中的溶存氧量通常高于0.010％。因此在本发明的制法中，需要以某种方法将钢液中的溶存氧量调整到上述范围。
作为调整钢液中的溶存氧量的方法，例如可列举使用RH式脱气精炼装置而进行真空碳(C)脱氧的方法，以及添加Si、Mn和Al等脱氧性元素的方法等，也可以适当组合这些方法而调整溶存氧量。另外，也可以使用浇包加热式精炼装置、简易式钢液处理设备等调整溶存氧量，以之代替RH式脱气精炼装置。这种情况下，因为不能通过真空碳(C)脱氧调整溶存氧量，所以溶存氧量的调整采用添加Si等脱氧性元素的方法即可。采用添加Si等脱氧性元素的方法时，也可以在从转炉向浇包出钢时添加脱氧性元素。
将钢液的溶存氧量调整到0.0010～0.0060％的范围后搅拌钢液，使钢液中的氧化物浮起分离，从而将钢液中的总氧量调整到0.0010～0.0070％。如此在本发明中，由于对溶存氧量得到适当控制的钢液进行搅拌，除去多余的氧化物，所以能够防止粗大的氧化物，即，粗大的夹杂物的生成。
上述总氧量低于0.0010％时，期望的氧化物量不足，因此不能确保有助于夹杂物的微细的尺寸分布的氧化物量。因此，上述总氧量为0.0010％以上。上述总氧量优选为0.0015％以上，更优选为0.0018％以上。
另一方面，若上述总氧量高于0.0070％，则钢液中的氧化物量过剩，粗大的氧化物，即，粗大的夹杂物生成而使特性劣化。因此，上述总氧量应该抑制在0.0070％以下。上述总氧量优选为0.0060％以下，更优选为0.0050％以下。
钢液中的总氧量，由于大致与钢液的搅拌时间相互关联而变化，所以能够调整搅拌时间等而加以控制。具体来说，搅拌钢液，测量除去浮起的氧化物之后的钢液中的总氧量，并且适当地控制钢液中的总氧量。
在钢材添加REM和Ca时，在将钢液中的总氧量调整至上述范围之后，添加REM后进行铸造。向调整了总氧量的钢液添加上述的元素，从而得到期望的氧化物。
向钢液添加的REM和Ca的形态未特别限定，例如，作为REM添加纯La和纯Ce、纯Y等，或添加纯Ca，此外添加Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-Ca合金、Fe-Si-La-Ce合金、Fe-Ca合金、Ni-Ca合金等即可。另外，也可以向钢液添加混合稀土。所谓混合稀土就是铈族稀土类元素的混合物，具体来说，含有Ce为40～50％左右，La为20～40％左右。但是，在混合稀土中，作为杂质多含有Ca，因此混合稀土含有Ca时，需要满足本发明中规定的合适范围。
在本发明中添加REM时，基于促进粗大的氧化物除去这一目的，优选在添加REM之后，在不超过40分钟的范围内搅拌钢液。若搅拌时间超过40分钟，则微细的氧化物在钢液中凝集、合并，因此氧化物粗大化，特性劣化。因此，搅拌时间优选为40分钟以内。搅拌时间更优选为35分钟以内，进一步优选为30分钟以内。钢液的搅拌时间的下限值没有特别限定，但若搅拌时间过短，则添加元素的浓度不均匀，钢材整体上得不到期望的效果。因此，需要与容器尺寸相应的期望的搅拌时间。
如上所述，能够得到成分组成得到调整的钢液。使用所得到的钢液进行铸造，得到钢片。
接着，进行包括加热、终轧的热轧，热轧后的急冷，急冷停止后的缓冷，缓冷后的急冷，卷取而制造。
[加热]
热轧前的加热以1150～1300℃进行。通过该加热而成为奥氏体单相。由此使固溶元素(含V、Nb等添加元素)在奥氏体中固溶。加热温度低于1150℃时，不能固溶于奥氏体，而形成粗大的碳化物，因此得不到疲劳特性改善效果。另一方面，高于1300℃的加热温度在操作上困难。另外，作为添加元素而含有Ti时，基于使碳化物之中固溶温度最高的Ti固溶这一点，也需要在TiC的固溶温度以上、1300℃以下。加热温度的更优选的下限为1200℃。
[热粗轧]
在粗轧中，为了确保具有本发明中规定的既定的结晶取向的晶粒的比例，而进行再结晶奥氏体的组织控制。粗轧温度也考虑到以后的终轧温度的确保而为900～1200℃，通过在粗轧中使奥氏体晶粒微细化，反复再结晶化，能够控制具有既定的结晶取向的晶粒的比例。粗轧温度更优选为900～1100℃。
[热终轧]
热轧以使终轧温度为800℃以上的方式进行。若终轧温度过于低温化，则铁素体相变会在高温下发生，铁素体中的析出碳化物粗大化，因此需要一定高度的终轧温度。因为使奥氏体晶粒粗大化而使贝氏体的粒径增大，因此终轧温度更优选为850℃以上。
[热终轧的最终道次的压下率]
若热终轧的最终道次的压下率过高，则得不到本发明的集合组织的形态，各向异性变大。反之若压下率过低，则集合组织不发达。因此，热终轧的最终道次的压下率为10～18％，更优选为11～17％，特别优选为12～16％。
[热轧后的急冷]
上述终轧结束后，以5s以内以20℃/s以上的冷却速度(急冷速度)急冷，以580℃以上、低于680℃的温度(急冷停止温度)停止急冷。通过使铁素体相变的开始温度低温化，是为了使铁素体中所形成的析出碳化物微细化。冷却速度(急冷速度)低于20℃/s时，珠光体相变被促进，或者，急冷停止温度低于580℃时，珠光体相变或贝氏体相变被促进，冷加工性降低。另一方面，若急冷停止温度达到680℃以上，则铁素体中的析出碳化物粗大化，不能确保耐疲劳特性。急冷停止温度优选为600～650℃，更优选为610～640℃。
[急冷停止后的缓冷]
上述急冷停止后，以5℃/s以上、低于20℃/s的冷却速度(缓冷速度)进行缓冷。使缓冷速度为5℃/s以上，由此抑制热轧中的先共析铁素体的形成，使铁素体中的析出碳化物适度地微细化，通过控制热轧板中的晶粒组织，是为了控制最终钢板的集合组织形态。缓冷速度低于5℃/s时，先共析铁素体的形成量变多，粗大粒生成，并且在最终钢板中生成粗大粒，发生碳化物的不均匀状态，使冷加工性劣化。另外，若成为20℃/s以上的冷却速度，则会使硬质相(贝氏体、马氏体)大量生成，冷加工性降低。
[缓冷后的急冷、卷取]
上述缓冷后，在高于550℃、650℃以下卷取。卷取温度高于650℃时，表面氧化皮大量形成，表面性状劣化，另一方面，在低于550℃时，马氏体大量形成，冷加工性降低。
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前、后述的主旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
通过真空熔化法熔炼下述表1所示的成分组成的钢，铸造成厚120mm的钢锭，对其按下述表2所示的条件实施热轧，制作热轧钢板。还有，在任一项试验中，急冷停止后的冷却均为如下条件，以10℃/s以下的冷却速度缓冷5～20s。
使用真空熔炉(容量150kg)，熔炼含有表1所示的化学成分的供试钢，铸造成150kg的钢锭并进行冷却。在以真空熔炉熔炼供试钢时，对于Al、REM、Ca以外的元素进行成分调整，并且使用从C、Si和Mn中选择的至少一种元素进行脱氧而调整钢液的溶存氧量。将调整过溶存氧量的钢液搅拌1～10分钟左右，使钢液中的氧化物浮起分离，由此调整钢液的总氧量。
还有，添加REM和Ca时，通过添加到调整了总氧量的钢液中，由此得到进行了成分调整的钢液。还有，REM以含有La约25％和Ce约50％的混合稀土的形态添加，Ca以Ni-Ca合金、或Ca-Si合金、或Fe-Ca压粉体的形态添加。
然后，以表2所示的各条件热轧所得到的钢锭，制作既定板厚的热轧成板。还有，表2中没有记述急冷停止后的冷却速度，但各制造例均采用10℃/s的条件。
对于如此得到的各热轧成板，根据上述[具体实施方式]一项中说明的测量方法，调查晶粒的板面取向、晶粒的轧制方向下的结晶方向和全部晶粒的平均粒径。还有，表3所示的钢No.1～27均确认到，铁素体和珠光体的合计量以面积率计为90％以上(是以铁素体和珠光体为主体的组织)。
另外，对于上述各热轧成板，为了评价拉伸加工性，以相对于轧制方向成0°(与轧制方向平行)、45°、90°(垂直于轧制方向)的方式提取JIS5号片，进行拉伸试验，求得各个角度下的r值(r0、r45、r90)。然后，根据下式计算平均r值和Δr值。在此，Δr值是用于评价r值的面内各向异性的指标。
平均r值＝(r0+2×r45+r90)/4
Δr值＝(r0+r90)/2-r45
而后，r0、r45、r90和平均r值全部在0.85以上，且Δr值在±0.1以内的为合格。
此外，对于上述各热轧成板，为了评价渗碳热处理后的表面硬度，按以下的条件进行渗碳淬火试验。
〔渗碳淬火条件〕
在碳势(CP值)＝0.8％的气体气氛中，保持900℃×2.5h后，再保持850℃×0.5h而实施渗碳处理，之后，以100℃进行油淬火，其后保持160℃×2h而实施回火处理后，进行空冷。
<渗碳热处理后的表面硬度>
然后，使用维氏硬度试验机，以载荷：1000g对于测量位置：距钢板表面0.8mm深度的位置以测量次数：5次的条件测量维氏硬度(Hv)，350Hv以上的为合格。在此，之所以使测量位置为距表面0.8mm深度的位置，是由于在渗碳热处理后，距表面深的地方也显示出期望的硬度(强度)为必要条件。
这些测量结果显示在下述表3中。
【表1】
【表2】
【表3】
如表3所示，钢No.1、2、6～20均使用满足本发明的成分组成规定的要件的钢种，以推荐的热轧条件进行制造，其结果能够确认，是满足本发明的组织规定的要件的发明钢，拉伸加工性的指标和渗碳热处理后的表面硬度全部满足合格标准，能够得到既确保着良好的拉伸加工性，渗碳热处理后又显示出既定的表面硬度(强度)的热轧钢板。
相对于此，钢No.3～5、21～27是不满足本发明中规定的成分组成和组织的要件之中至少任意一种的比较钢，拉伸加工性的指标和渗碳热处理后的表面硬度之中至少任意一项不满足合格标准。
例如，钢No.3虽然满足成分组成的要件，但是热轧前的加热温度、粗轧温度、终轧温度、急冷停止温度和卷取温度中的任意一个脱离推荐范围而过低，轧制方向上的结晶方向为<001>方向和<110>方向的晶粒过剩地形成，拉伸加工性之中r值的各向异性差。
另外，钢No.4虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的板厚脱离规定范围而过大，具有(123)面的板面取向的晶粒不足，并且晶粒粗大化，拉伸加工性差。
另外，钢No.5虽然满足成分组成的要件，但是终轧的最终道次的压下率脱离推荐范围而过小，具有(123)面的板面取向的晶粒不足，轧制方向下的结晶方向为<001>方向和<110>方向的晶粒过剩地形成，拉伸加工性之中r值的各向异性差。
另外，钢No.21(钢种q)虽然热轧条件处于推荐范围，但是C含量过低，渗碳热处理后的表面硬度差。
另一方面，钢No.22(钢种r)虽然热轧条件处于推荐范围，但C含量过高，拉伸加工性差。
另外，钢No.23(钢种s)虽然热轧条件处于推荐范围，但Mn含量过低，渗碳热处理后的表面硬度差。
另一方面，钢No.24(钢种t)虽然热轧条件处于推荐范围，但是Mn含量过高，拉伸加工性差。
另外，钢No.25(钢种u)虽然热轧条件处于推荐范围，但是Al含量过低，拉伸加工性差。
另一方面，钢No.26(钢种v)虽然热轧条件处于推荐范围，但是Al含量过高，拉伸加工性仍然差。
另外，钢No.27(钢种w)虽然热轧条件处于推荐范围，但是N含量过高，拉伸加工性差。
根据以上，能够确认本发明的适用性。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够加以各种变更和修改，这对本领域技术人员来说是清楚的。
本申请基于2013年10月22日申请的日本专利申请(专利申请2013-219468)，其内容在此参照而援引。
产业上的可利用性
本发明的热轧钢板，既在加工中显示出良好的冷加工性，在渗碳热处理后在既定的表面和距表面深的部分又显示出硬度，耐磨损性和耐疲劳特性也优异，因此在例如用于汽车的离合器、阻尼器、齿轮(gear)等方面有用。

Claims (3)

1.一种拉伸加工性和渗碳热处理后的表面硬度优异的热轧钢板，其特征在于，
板厚为2～10mm，
成分组成以质量％计含有
C：0.05～0.30％、
Mn：0.3～3.0％、
Al：0.015～0.1％、
N：0.003～0.30％，
Si：0.5％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
是以铁素体和珠光体为主体的组织，
存在于深度t/4的位置的、含有铁素体和珠光体的全部的晶粒即全部晶粒中，
板面取向从(123)面起在10°以内的晶粒的面积率为20％以上，其中，t为板厚，
在轧制方向上，结晶方向从<001>方向起在10°以内的晶粒和结晶方向从<110>方向起在10°以内的晶粒的合计面积率为25％以下，并且
所述全部晶粒的平均粒径为3～50μm。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，所述不可避免的杂质之中，以质量％计，P：0.030％以下，S：0.035％以下。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，成分组成以质量％计还含有下述(a)～(f)中的至少一种：
(a)从Cr：3.0％以下且不含0％，Mo：1.0％以下且不含0％和Ni：3.0％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种；
(b)从Cu：2.0％以下且不含0％和Co：5％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种；
(c)从V：0.5％以下且不含0％、Ti：0.1％以下且不含0％和Nb：0.1％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种；
(d)从Ca：0.08％以下且不含0％和Zr：0.08％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种；
(e)Sb：0.02％以下且不含0％；
(f)从REM：0.05％以下且不含0％、Mg：0.02％以下且不含0％、Li：0.02％以下且不含0％、Pb：0.5％以下且不含0％和Bi：0.5％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种。
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