CN106232847B - 强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板 - Google Patents

强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN106232847B
CN106232847B CN201580019843.9A CN201580019843A CN106232847B CN 106232847 B CN106232847 B CN 106232847B CN 201580019843 A CN201580019843 A CN 201580019843A CN 106232847 B CN106232847 B CN 106232847B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
hardness
processing
steel plate
steel
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201580019843.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106232847A (zh
Inventor
梶原桂
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.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN106232847A publication Critical patent/CN106232847A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106232847B publication Critical patent/CN106232847B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by hot-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B2261/00—Product parameters
    • B21B2261/22—Hardness
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

本发明的热轧钢板的板厚为3～20mm，含有特定量的C、Si、Mn、P、S、Al和N，余量由铁和不可避免的杂质构成，固溶N及C与N的含量为特定范围，并且在组织中特定平均晶粒直径的贝氏体铁素体及珠光体占据特定面积，余量为多边形铁素体，该热轧钢板具有特定的板厚方向的硬度分布。

Description

强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板
技术领域
本发明涉及既在冷加工中的像局部产生极高变形应变那样的加工中显示良好的冷加工性(强冷加工性)又在加工后显示既定硬度的热轧钢板。
背景技术
近年来，从环境保护的观点出发，以提高汽车的燃耗为目的，对于汽车用的各种部件例如用于齿轮等传动部件和外壳等的钢材的轻量化、即高强度化的要求日益高涨。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，使用的是对于棒钢进行热锻的钢材(热锻材)。另外，为了削减部件制造工序中的CO2的排放量，迄今，对于通过热锻而加工的齿轮等部件的冷锻化的要求也在高涨。
但是，冷加工(冷锻)与热加工和温加工相比存在生产率高且尺寸精度和钢材的成品率均良好的优点。但是，在利用这样的冷加工来制造部件时成为问题的是：为了将冷加工的部件的强度确保在预期的规定值以上，必然需要使用强度、即变形阻力高的钢材。但是，使用的钢材的变形阻力越高，会招致冷加工用模具的寿命越缩短。
另外，在传动部件的领域中，从棒钢的锻造品(热锻、冷锻等)出发，也正在进行以部件的轻量化、低成本化为目标而利用钢板制造部件的研究。然而，在钢板的冷加工(冲压成形、锻造加工等)中，传动部件形成复杂的形状，因此存在局部的产生极高变形应变(真应变量为大致2以上)的部位，从而存在容易产生局部裂纹的难点。
因此，以往就已经实施了以下方法：将钢材冷锻成规定形状后，进行淬火回火等热处理，由此来制造确保了规定强度(硬度)的高强度部件。然而，冷锻后的热处理必然会使部件尺寸发生变化，因此需要利用二次切削等机械加工进行修正，期望能够省略热处理及其后的加工的解决办法。
为了解决上述课题，例如公开了以下内容：在低碳钢中利用固溶C抑制常温时效的进行，确保由应变时效带来的既定的时效硬化量，从而得到应变时效特性优异的冷锻用线材、棒钢(参照专利文献1)。
然而，这一技术只利用固溶C量控制应变时效，难以得到兼顾充分的冷加工性和加工后所需的表面品质及硬度、强度的钢材。
为此，本申请人着眼于钢材中所含的固溶C和固溶N对变形阻力和静态应变时效产生的影响的差别进行了各种研究，其结果发现，通过适当控制这些固溶元素的量，能够得到既在加工中发挥良好的冷加工性又在冷加工(冷锻)后显示出既定硬度(强度)的机械结构用钢材，并已经进行了专利申请(参照专利文献2)。
该钢材实现了冷加工性与加工后的高硬度化(高强度化)的兼顾，但与上述专利文献1记载的线材、棒钢同样是热锻材，存在制造成本高的难点。为此，为了使制造成本进一步低成本化，还对于替代以往的热锻材而用热轧钢板通过冷加工制作汽车用部件进行了研究。
例如，提出一种在氮化处理后能够得到高表面硬度和充分的硬化深度的氮化处理用的热轧钢板(参照专利文献3)。
然而，该技术存在冷加工后还需要进行氮化处理、不能实现充分的低成本化的问题。
另外，提出一种热轧钢板，其组成为含有C：0.10％以下、Si：不足0.01％、Mn：1.5％以下和Al：0.20％以下，并且含有(Ti+Nb)/2：0.05～0.50％的范围，含有S：0.005％以下、N：0.005％以下、O：0.004％以下且S、N和O的合计为0.0100％以下，并且使微观组织为95％以上的实质的铁素体单相组织，该热轧钢板的精密冲压加工面的尺寸精度优异，并且加工后的冲压面的表面硬度极高，此外耐红氧化皮缺陷性也优异(参照专利文献4)。
然而，该热轧钢板中，N作为有害元素被限制在极低的含量，与积极地利用N的本申请发明的热轧钢板在技术思想上全然不同。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10－306345号公报
专利文献2：日本特开2009－228125号公报
专利文献3：日本特开2007－162138号公报
专利文献4：日本特开2004－137607号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明着眼于上述情况而烷成，其目的在于提供既在冷加工中的像局部产生极高变形应变那样的加工中显示良好的冷加工性(强冷加工性)又在加工后显示既定硬度的热轧钢板。
用于解决课题的手段
本发明的第1发明：一种强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板，其特征在于，
板厚为3～20mm，
成分组成以质量％计为
C：超过0％且0.3％以下、
Si：超过0％且0.5％以下
Mn：0.2～1％、
P：超过0％且0.05％以下
S：超过0％且0.05％以下
Al：0.01～0.1％、
N：0.008～0.025％、
余量由铁及不可避免的杂质构成，
固溶N：0.007％以上、且
C和N的含量满足10C+N≤3.0的关系，
组织以相对于全部组织的面积率计，贝氏体铁素体：5％以上、珠光体：不足20％、余量：多边形铁素体，
上述贝氏体铁素体的平均晶粒直径为3～50μm的范围，
关于板厚方向的硬度分布，若将在表面部、将板厚设为t时的t/4部和中心部3个部位的维氏硬度中的最大值设为Hvmax、最小值设为Hvmin，则(Hvmax－Hvmin)/Hvmin为0.3以下。
本发明的第2发明：根据上述第1发明所述的强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板，其特征在于，成分组成还包含选自以质量％计Cr：超过0％且2％以下及Mo：超过0％且2％以下中的至少1种。
本发明的第3发明：根据上述第1或第2发明所述的强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板，其特征在于，成分组成还包含选自Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下及V：超过0％且0.2％以下中的至少1种。
本发明的第4发明：根据上述第1～第3发明中任一项发明所述的强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板，其特征在于，成分组成还包含以质量％计B：超过0％且0.005％以下。
本发明的第5发明：根据上述第1～第4发明中的任一项发明所述的强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板，其特征在于，成分组成还包含选自以质量％计Cu：超过0％且5％以下、Ni：超过0％且5％以下及Co：超过0％且5％以下中的至少1种。
本发明的第6发明：根据上述第1～第5发明中任一项发明所述的强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板，其特征在于，成分组成还包含以质量％计选自Ca：超过0％且0.05％以下、REM：超过0％且0.05％以下、Mg：超过0％且0.02％以下、Li：超过0％且0.02％以下、Pb：超过0％且0.5％以下及Bi：超过0％且0.5％以下中的至少1种。
发明效果
根据本发明，能够提供以下的热轧钢板，即，在具有既定的平均粒径的贝氏体铁素体+多边形铁素体主体的组织中，通过确保固溶N量，并且使C的含量和N的含量满足既定的关系，从而使冷加工中的变形阻力得以降低，模具的寿命得到延长，并且通过将板厚方向的硬度分布限制在规定范围内，从而即使在局部会产生极高变形应变这样的冷加工中，也不易产生局部裂纹，加工后所得的部件能够确保既定的加工后硬度。
附图说明
图1表示在实施例中为了评价强冷加工性而使用的楔形压缩试验装置的概略构成的图。
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”或简称“钢板”。)进行更详细地说明。本发明钢板与上述专利文献2中记载的热锻材在确保N固溶量、并且使C含量和N含量满足既定关系的方面通用，但是，在允许C含量达到更高范围、使组织成为铁素体－珠光体贝氏体铁素体－多边形铁素体－珠光体复相组织、并且使贝氏体铁素体粒微细化的方面以及将板厚方向的硬度分布限定在规定范围内的方面有所不同。
〔本发明钢板的板厚：3～20mm〕
首先，本发明钢板以板厚3～20mm的钢板为对象。板厚不足3mm时，不能确保作为结构体的刚性。另一方面，若板厚高于20mm，则难以达成本发明所规定的组织形态，得不到预期的效果。优选的板厚为4～19mm。
其次，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位均为质量％。
〔本发明钢板的成分组成〕
＜C：超过0％且0.3％以下＞
C是对钢板的组织的形成造成很大影响的元素，虽然组织是贝氏体铁素体－多边形铁素体－珠光体复相组织，但为了成为珠光体尽可能少的贝氏体铁素体－多边形铁素体主体组织，其是需要限制含量的元素。若过量地含有C，则钢板组织中的珠光体分率上升，存在因珠光体的加工硬化而使变形阻力变得过大的风险。为此，钢板中的C含量被限制为0.3质量％以下、优选0.25％以下，更优选0.2％以下，特别优选0.15％以下。但是，若C的含量过少，则钢在熔炼中的脱氧变得困难，并且难以满足冷加工后的强度、硬度，因此优选为0.0005％以上、更优选为0.0008％以上、特别优选为0.001％以上。
＜S：超过0％且0.5％以下＞
Si通过在钢中固溶而使钢板的变形阻力增加，因此是需要极力减少的元素。因此，为了抑制变形阻力的增加，钢板中的Si含量被限制为0.5％以下、优选0.45％以下，更优选0.4％以下，特别优选0.3％以下。但是，若Si的含量极少，则熔炼中的脱氧变得困难，并且难以满足冷加工后的强度、硬度，因此优选为0.005％以上、更优选为0.008％以上、特别优选为0.01％以上。
＜Mn：0.2～1％＞
Mn是在炼钢过程中具有脱氧和脱硫作用的元素。进而，在提高钢材中的N的含量的情况下，容易因由加工中的放热导致的动态应变时效而产生裂纹，但另一方面，Mn使此时的加工性提高，具有抑制裂纹的效果。为了有效地发挥这些作用，钢材中的Mn含量为0.2％以上、优选为0.22％以上、更优选为0.25％以上。但是，若Mn含量变得过量，则变形阻力过大，产生由偏析导致的组织不均匀性，因此为1％以下，优选为0.98％以下，更优选为0.95质量％以下。
＜P：超过0％且0.05％以下＞
P是在钢中不可避免地含有的杂质元素，若其包含在铁素体中，则在铁素体晶界偏析而使冷加工性劣化，另外，还使铁素体固溶强化，其是成为变形阻力增大的原因的元素。为此，从冷加工性的观点出发，期望极力降低P的含量，但极度降低会招致炼钢成本的增加，因此考虑到工程能力而设为0.05％以下、优选为0.03％以下。
＜S：超过0％且0.05％以下＞
S也与P同样是不可避免的杂质，其是以FeS的形式在晶界以膜状析出、使加工性劣化的元素。另外，也有引起热脆性的作用。为此，从提高变形能力的观点出发，在本发明中使S含量为0.05％以下、优选为0.03％以下。但是，在工业上难以使S含量为0。予以说明，由于S具有使切削性提高的效果，因此从提高切削性的观点出发，推荐优选含有0.002％以上、更优选含有0.006％以上。
＜Al：0.01～0.1％＞
Al是在炼钢过程中对脱氧有效的元素。为了得到该脱氧的效果，钢材中的Al含量为0.01％以上、优选为0.015％以上、更优选为0.02％以上。但是，若Al的含量过量，则使韧性降低，容易产生裂纹，因此为0.1％以下、优选为0.09％以下、更优选为0.08质量％以下。
＜N：0.008～0.025％＞
N是用于通过加工后的静态应变时效而获得既定强度的重要元素。为此，钢材中的N含量为0.008％以上、优选为0.0085％以上、更优选为0.009％以上。但是，若N的含量过量，则除了静态应变时效以外，加工中的动态应变时效的影响也变得显著，变形阻力增加而不适当，因此为0.025％以下、优选为0.023质量％以下、更优选为0.02％以下。
＜固溶N：0.007％以上＞
而且，在钢板中将固溶N确保为既定量(以下，称为“固溶N量”。)，从而能够不怎么提高变形阻力，而使静态应变时效促进。为了确保冷加工后所需的强度，固溶N量需要为0.007％以上。但是，若固溶N量过量，则冷加工性劣化，并且固溶N向加工应变的固着量也变多，在热轧板的板厚方向容易发生硬度分布，即使应用后述的退火条件，也无法消除板厚方向的硬度分布，局部会产生极高的变形应变，利用此种加工，容易产生裂纹。因此，优选为0.03％以下。予以说明，由于钢材中的N的含量为0.025％以下，因此实质上固溶N量达不到0.025％以上。
在此，本发明中的固溶N量是依据JIS G 1228从钢材中的总N量中减去总N化合物量而求得的量。以下例示该固溶N量的实用的测定法。
(a)不活泼气体熔融法－热导率法(总N量的测定)
将从供试材上切下的试样放入坩埚，在不活泼气体气流中熔融而提取N，将提取物输送至热导率池，测定热导率的变化，求得总N量。
(b)氨蒸馏分离靛酚蓝吸光光度法(总N化合物量的测定)
将从供试材上切下的试样，溶解于10％AA系电解液，进行恒电流电解，测定钢中的总N化合物量。使用的10％AA系电解液是由10％丙酮、10％氯化四甲基铵、余量为甲醇构成的非水溶剂系的电解液，是不会使钢表面生成钝态皮膜的溶液。
使供试材的试样约0.5g溶解于该10％AA系电解液，将生成的不溶残渣(N化合物)，用孔径0.1μm的聚碳酸酯制的过滤器过滤。将得到的不溶残渣在硫酸、硫酸钾和纯铜制碎屑(チップ)中加热分解，将分解物与滤液合并。用氢氧化钠使该溶液成为碱性后，进行水蒸气蒸馏，使稀硫酸吸收所馏出的氨。此外，添加苯酚、次氯酸钠和五氰一亚硝酰合铁(III)酸钠而生成蓝色络合物，使用吸光光度计测定吸光度而求得总N化合物量。
然后，从根据上述(a)的方法求得的总N量中，减去由上述(b)的方法求得的总N化合物量，从而能够求得固溶N量。
＜C与N的含量满足10C+N≤3.0的关系＞
在本发明的钢材中，固溶C使变形阻力大大增加，不怎么有助于静态应变时效，另一方面，固溶N能够不怎么使变形阻力上升而促进静态应变时效，因此具有能够使加工后的硬度增加的作用。因此，在本发明的钢材中，为了不怎么使加工中的变形阻力上升，而使加工后的硬度增加，C的含量和N的含量必须满足10C+N≤3.0的关系，优选为0.009≤10C+N≤2.8，更优选为0.01≤10C+N≤2.5，特别优选为0.01≤10C+N≤2.0。从使热轧钢板中的晶粒微细化和确保该钢板的成形性的观点出发，需要一定程度的C含量和固溶C量，但10C+N＞3.0时，C和/或N的量过量，变形阻力过大。在此，在上述不等式中，之所以使C含量的系数为N含量的系数的10倍，是考虑到固溶C与固溶N相比即使为相同含量，使本发明的热轧钢板的强度和变形阻力上升的程度仍会大1个数量级(10倍)左右。
本发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上是铁和不可避免的杂质，此外，在不损害本发明的作用的范围内，能够添加以下的容许成分。
＜选自Cr：超过0％且2％以下及Mo：超过0％且2％以下中的至少1种＞
Cr是具有通过提高晶界的强度而使钢的变形能力提高的作用的元素，为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.2％以上的Cr。但是，若过量地含有Cr，则存在变形阻力增大、冷加工性降低的风险，因此推荐其含量为2％以下，更推荐为1.5％以下，特别推荐为1％以下。
另外，Mo是具有使加工后的钢材的硬度和变形能力增加的作用的元素，为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.04％以上的Mo，更优选含有0.08％以上的Mo。但是，若过量地含有Mo，则存在冷加工性劣化的风险，因此推荐其含量为2％以下，更推荐为1.5％以下，特别推荐为1％以下。
＜选自Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下及V：超过0％且0.2％以下中的至少1种＞
这些元素与N的亲和力强，与N共存而形成N化合物，使钢的晶粒微细化，使冷加工后所得到的加工品的韧性提高，另外，还是具有使耐裂纹性提高的作用的元素。但是，即使均超过上限值地含有各元素，也得不到特性改善效果。推荐各元素的含量分别为0.2％以下，更推荐为0.001～0.15％，特别推荐为0.002～0.1％。
＜B：超过0％且0.005％以下＞
B与上述Ti、Nb和V同样，与N的亲和力强，与N共存而形成N化合物，使钢的结晶粒微细化，使冷加工后所得到的加工品的韧性提高，另外，还是具有提高耐裂纹性的作用的元素。因此，由于本发明的钢板含有B时，能够确保所需的固溶N量，使冷加工后的强度提高，因此其含量推荐为0.005％以下，更推荐为0.0001～0.0035％，特别推荐为0.0002～0.002％。
＜选自Cu：超过0％且5％以下、Ni：超过0％且5％以下及Co：超过0％且5％以下中的至少1种＞
这些元素均具有使钢材发生应变时效、使之硬化的作用，是对于提高加工后强度有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选分别含有0.1％以上的这些元素，更优选分别含有0.3％以上的这些元素。但是，若这些元素的含量过量，则使钢材发生应变时效和硬化的效果、以及使加工后强度提高的效果饱和，另外，存在促进裂纹的风险，因此分别推荐为5％以下，更推荐为4％以下，特别推荐为3％以下。
＜选自Ca：0.05％以下(不包括0％)、REM：0.05％以下(不包括0％)、Mg：0.02％以下(不包括0％)、Li：0.02％以下(不包括0％)、Pb：0.5％以下(不包括0％)及Bi：0.5％以下(不包括0％)中的至少1种＞
Ca是使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化、提高钢的变形能力、并且有助于提高切削性的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.0005％以上的Ca，更优选含有0.001％以上的Ca。但是，即使过量地含有该元素，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此推荐为0.05％以下，更推荐为0.03％以下，特别推荐为0.01％以下。
REM与Ca同样是使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化、提高钢的变形能力、并且是有助于提高切削性的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.0005％以上的REM，更优选含有0.001％以上的REM。但是，即使过量地含有该元素，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此推荐为0.05％以下，更推荐为0.03％以下，特别推荐为0.01％以下。
予以说明，在本发明中，所谓REM是指包含镧系元素(从La至Lu的15种元素)以及Sc(钪)和Y(钇)。在这些元素中，优选含有选自La、Ce和Y中的至少一种元素，更优选含有La和/或Ce。
Mg与Ca同样是使MnS等硫化化合物系夹杂物球状化、提高钢的变形能力、并且有助于提高切削性的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.0002％以上的Mg，更优选含有0.0005％以上的Mg。但是，即使过量地含有该元素，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此推荐为0.02％以下，更推荐为0.015％以下，特别推荐为0.01％以下。
Li与Ca同样是使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无害化而有助于提高切削性的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.0002％以上的Li，更优选含有0.0005％以上的Li。但是，即使过量地含有该元素，其效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此推荐为0.02％以下，更推荐为0.015％以下，特别推荐为0.01％以下。
Pb在为了提高切削性而有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.005％以上的Pb，更优选含有0.01％以上的Pb。但是，若过量地含有该元素，则产生发生轧痕等制造上的问题，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同样是为了提高切削性而有效的元素。为了使这样的作用有效地发挥，优选含有0.005％以上的Bi，更优选含有0.01％以上的Bi。但是，即使过量地含有该元素，提高切削性的效果也饱和，因此推荐为0.5％以下，更推荐为0.4％以下，特别是推荐为0.3％以下。
以下，对本发明钢板的表征组织进行说明。
〔本发明钢板的组织〕
如上所述，本发明钢板的特征在于，以贝氏体铁素体－多边形铁素体－珠光体复相组织钢为基础，特别是将贝氏体铁素体粒的尺寸控制在特定范围以及控制板厚方向的硬度分布。
＜贝氏体铁素体：5％以上、珠光体：不足20％、余量：多边形铁素体＞
本发明钢板的组织由贝氏体铁素体、多边形铁素体和珠光体的复相组织构成。贝氏体铁素体具有在冷加工中提高加工性，并且在加工后提高硬度，另一方面抑制拉伸应变痕的产生的作用，为了有效发挥这些作用，以面积率计为5％以上，优选为10％以上，进一步优选为15％以上。本发明钢板中的贝氏体铁素体的面积率的上限实质上为90％左右、优选为85％、更优选为80％。另外，若过量地存在珠光体，则使钢板的成形性劣化，因此珠光体以面积率计为20％以下、更优选为19％以下、进一步优选为18％以下、特别优选为15％以下。本发明钢板中的珠光体的面积率的下限实质上为0.5％左右、优选为1％。余量为多边形铁素体，但是多边形铁素体的面积率优选为5％以上。
予以说明，在本发明钢板的组织中，除上述组织以外，还存在渗碳体相，其面积率至多为1％左右以下而为极微量，因此在本说明书中，贝氏体铁素体、多边形铁素体、珠光体的各面积率定义为按照这三相的合计面积率成为100％的方式标准化的面积率。
＜上述贝氏体铁素体的平均晶粒直径：3～50μm的范围＞
为了使钢板的加工性提高，并且满足加工后的表面性状，构成贝氏体铁素体组织的贝氏体铁素体的平均晶粒直径需要在3～50μm的范围。若贝氏体铁素体粒过于细小，则变形阻力变得过高，因此其平均晶粒直径为3μm以上，优选为4μm以上，更优选为5μm以上。另一方面，若铁素体过于粗大化，则加工后的表面性状劣化，另外韧性、疲劳特性等劣化，因此其平均晶粒直径为50μm以下，优选为45μm以下，更优选为40μm以下。
＜板厚方向的硬度分布：将在表面部、板厚t/4部和中心部3个部位的维氏硬度中的最大值设为Hvmax、最小值设为Hvmin时，将(Hvmax－Hvmin)/Hvmin限制为0.3以下＞
就传动部件而言，由于具有复杂形状，因此在冲压成形或锻造加工时，存在局部变形应变极高的区域(以真应变ε换算相当于2左右以上)，在板厚方向的硬度分布(强度分布、应力分布)大的钢板中，导致产生不均匀的塑性变形。在低加工区域、即低变形应变的区域(ε不足2左右)中，该影响小，不产生问题，但是在高应变量的区域(ε为2左右以上)中，由此导致产生局部裂纹。即使在这样的ε为2左右以上的极高应变量的区域，也不会产生局部裂纹，因此就板厚方向的硬度分布而言，将在表面部、板厚t/4部和中心部3个部位的维氏硬度中的最大值设为HVmax、最小值设为HVmin时，将(Hvmax－Hvmin)/Hvmin限制为0.3以下、优选限制为0.2以下、更优选限制为0.15以下。
在此，在以往的热轧钢板中对在板厚方向发生硬度分布的机制设想如下。即，在板厚较厚的热轧钢板中，作为在板厚方向发生硬度分布的原因，有时在热轧过程中不可避免地产生在表面部与中心部的加工程度之差、表面部与中心部的加工温度之差(包括加工放热)，进而还产生卷材冷却过程中的相变、残余应力的发生等影响。另外，在本发明的合金成分中，包含大量固溶N量，因此还产生在N向加工应变大的区域的固着作用下导致此种加工应变大的区域的硬度上升的影响。这样基于多个复杂的原因，发生板厚方向的硬度分布，在板厚方向容易产生强度不均。
为此，本发明钢板可以通过将热轧终板在后述的推荐条件下进行箱式退火而减小在板厚方向的硬度分布来得到。
〔各相的面积率的测定方法〕
关于上述各相的面积率，可以对各供试钢板进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用扫描型电子显微镜(SEM；倍率1000倍)拍摄5个视野，以计点算法求得贝氏体铁素体、多边形铁素体和珠光体的各比率。
在此，贝氏体铁素体定义为贝氏体(上部贝氏体和下部贝氏体的总称)组织中存在的晶粒的形状长轴化的铁素体粒子(参照古原忠，“铁钢的贝氏体组织的定义”－现状的理解－，热处理第50卷第1号，平成22年2月，p.22－27)，其长宽比(长轴/短轴之比)为2以上。另外，多边形铁素体定义为晶粒的形状为等轴状的铁素体粒子，其长宽比(长轴/短轴之比)小于2。
〔平均晶粒直径的测定方法〕
关于上述贝氏体铁素体的平均晶粒直径，能够以如下方式进行测定。即，测定分别存在于最表层部、板厚1/4部、板厚中心部3个部位的贝氏体铁素体的晶粒直径。关于1个贝氏体铁素体粒子的粒径，是对于各测定部位的轧制方向的侧面部进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，由扫描型电子显微镜(SEM；倍率1000倍)对该部位拍摄5个视野，利用对贝氏体铁素体的晶粒进行图像分析得出的重心直径，作为平均晶粒直径。
〔板厚方向的硬度分布的测定方法〕
对在与热轧钢板的轧制方向平行的板厚方向截面中表面部(从板表面起400μm深度的位置)、板厚1/4部及板厚中心部的各部位，使用微量维氏硬度试验机，在载荷：50g、测定次数：5次的条件下测定维氏硬度(Hv)，将各个部位的平均值设为各部位的维氏硬度。
然后，求出这3个部位的维氏硬度中的最大值Hvmax和最小值Hvmin，计算(Hvmax－Hvmin)/Hvmin。
接着，如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〕
本发明钢板的制造，只要是能够将具有上述成分组成的原料钢成形为预期的板厚的方法，则按照任何方法进行均可。例如，能够通过如下方式进行，按以下所示的条件，用转炉制备具有上述成分组成的钢液，通过铸锭或连续铸造使其成为板坯之后，轧制成预期板厚的热轧钢板。
[钢液的制备]
关于钢液中的N的含量，能够通过在以转炉进行熔炼时向钢液中添加含有N化合物的原料、和/或将转炉的气氛控制成N2气氛来进行调整。
[加热]
热轧前的加热以1100～1300℃进行。在此加热中，为了固溶尽可能多的N而不生成N化合物，则需要高温的加热条件。加热温度的优选的下限为1100℃，更优选的下限1150℃。另一方面，超过1300℃的温度在操作上有困难。
[热轧]
热轧以使终轧温度达到880℃以上的方式进行。若终轧温度过于低温化，则在高温下发生铁素体相变，铁素体(贝氏体铁素体及多边形铁素体的统称)中的析出碳化物粗大化，疲劳强度劣化，因此需要一定程度以上的终轧温度。为了使奥氏体晶粒粗大化而在一定程度上增大铁素体的粒径，终轧温度更优选为900℃以上。予以说明，由于难以确保温度，所以终轧温度的上限为1000℃。
本发明的热轧钢板的板厚为3～20mm，但为了使铁素体晶粒微细化而将其平均晶粒直径控制在既定的粒径范围内，不仅需要控制上述的轧制温度，还需要使终轧的连轧的最终压下率为15％以上。通常，终轧实施5～7道次的连轧，但基于板的咬入控制的观点设定道次计划表，最终压下率截止到12～13％左右。上述最终压下率优选为16％以上，更优选为17％以上。上述最终压下率越是高达20％、30％，越能够得到将晶粒进一步微细化的效果，但是从控制轧制的观点出发，上限规定为30％左右。
[热轧后的急冷]
上述终轧结束后，在5s以内以20℃/s以上的冷却速度(第一急冷速度)进行急冷，以550℃以上且低于650℃的温度(急冷停止温度)停止急冷。这是为了得到既定的相分率的贝氏体铁素体－多边形铁素体－珠光体复相组织。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550℃时，抑制贝氏体相变，均难以得到既定相分率的贝氏体铁素体－多边形铁素体－珠光体钢，冷加工性、加工后的表面品质劣化。另一方面，若急冷停止温度达到650℃以上，则铁素体中的析出碳化物粗大化，疲劳强度劣化。急冷停止温度优选为560～640℃，更优选为580～620℃。
[急冷停止后的缓冷]
上述急冷停止后，通过放冷或空冷以10℃/s以下的冷却速度(缓冷速度)缓冷5～20s。由此一边使多边形铁素体的形成充分地进行，一边使铁素体中的析出碳化物适度地微细化。冷却速度超过10℃/s或缓冷时间不足5s时，多边形铁素体的形成量不足。另一方面，若缓冷时间超过20s，则析出碳化物未粗大化，疲劳强度劣化。
[缓冷后的急冷、卷取]
上述缓冷后，再次以20℃/s以上的冷却速度(第2急冷速度)急冷，以500～600℃进行卷取。这是为了通过形成贝氏体铁素体+多边形铁素体主体的组织而确保冷加工性。冷却速度(第2急冷速度)不足20℃/s或卷取温度超过600℃时，珠光体大量形成而冷加工性劣化，另一方面，不足500℃时，贝氏体铁素体的形成量不足而加工后的表面品质性劣化。
[热轧后的箱式退火]
为了将热轧后、板厚方向的硬度分布限制为上述规定范围内，而将热轧终板(热轧卷材)在以下的条件下进行箱式退火。
即，为了抑制表面氧化皮膜的生成、脱炭，而在H2：15～20容积％的气氛下将钢板从室温加热至400℃以上且Ac1以下后，保持1h以上且15h以下，由此进行本箱式退火。
予以说明，保持温度及保持时间因热轧终板的板厚、卷材的尺寸而异，根据对应所要求的冷加工程度所需的板厚方向的硬度分布的限制程度、卷材内温度的均匀性进行适当选择。
利用该热处理，除去在热轧时产生的残余应力，使其软化或减小应变，并且促进固着N元素的开放、碳化物的球状化，并且使微细片熔解到奥氏体中，从而减小板厚方向的硬度分布。上述箱式退火后，将钢板以10℃/h以下的速度冷却至600℃，由此促进碳化物的球状化。接着，以15℃/h以下的速度冷却至600～400℃，这是为了通过将卷材内均匀冷却而使卷材压扁等的形状稳定化。之后，若能够在400℃以下使卷材内的温度分布均匀地冷却，则可以利用水冷等以高冷却速度(50～100℃/h左右以上等)进行冷却。
箱式退火的保持温度不足400℃时，上述的效果小，另一方面，若超过Ac1点，则导致组织发生变化。保持温度更优选为450～650℃、特别优选为500～600℃。
保持时间不足1小时时，上述的效果小，另一方面，若超过15小时，则导致效果饱和，阻碍生产率，并且容易产生表面氧化皮膜，故不优选。保持时间更优选为2～14h、特别优选为3～12h。
以下，通过实施例进一步详细说明本发明，但下述实施例的性质并非限定本发明，也能够在符合前后文的主旨的范围内进行适当变形后实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
通过真空熔炼法熔炼下述表1所示成分组成的钢，铸造成厚120mm的钢锭，对其以下述表2及3所示的条件进行热轧后，再实施箱式退火，制作热轧钢板。予以说明，在任一个试验中，至终轧结束后的急冷停止之前的冷却速度均为20℃/s以上，急冷停止后的冷却条件是以10℃/s以下的冷却速度缓冷5～20s，再在箱式退火后，以10℃/h以下的冷却速度冷却至600℃，以15℃/h以下的冷却速度冷却至600～400℃，在400℃以下时进行水冷。
对于如此取得的热轧钢板，通过上述[具体实施方式]中所说明的各测定方法，求得固溶N量、钢板中组织的各相的面积率、贝氏体铁素体的平均晶粒直径和板厚方向的硬度分布。
另外，对于上述热轧钢板，按照以下方式评价强冷加工性和加工后的硬度。
(强冷加工性的评价)
为了对局部产生极高变形应变的冷加工中的加工性(强冷加工性)进行评价，作为在试验片的表面部引入的加工应变量以真应变换算为4以上的试验，利用80吨冲压试验机，如图1所示概略构成那样，使用圆柱状的试验片及楔形夹具，进行楔形压缩试验(以1mm/秒压缩速度压下试验片直径的80％)。予以说明，作为试验片，使用的是：按照在板厚为10mm以上时直径为10mm、并且在板厚不足10mm时板厚为直径的方式，从上述热轧钢板切割成圆柱状的试验片。
予以说明，在本压缩试验之前，使用锻造分析软件：FORGE(TRANSVALOR公司制)，计算上述压缩试验在压下80％时的试验片中的真应变量的分布，由此确认到在试验片的表面部中从被压缩夹具的R部压缩的部位的表面到深度100μm的位置上真应变ε为4以上。
而且，通过目视观察上述楔形压缩试验后的试验片，从而按照以下的评价基准评价强冷加工性，将○的情况设为合格。
○：在试验片上未产生裂纹
△：在试验片的表面产生微小裂纹
×：在试验片上产生裂纹
(加工后的硬度的评价)
另外，作为加工后的硬度的评价，对上述楔形压缩试验后的试验片的、被压缩夹具压缩的部位的表面中央部，使用维氏硬度试验机在载荷：500g、测定次数：5次的条件下测定维氏硬度(Hv)，将其平均值设为加工后硬度，并且将250Hv以上的情况设为合格。
这些测定结果如下述表4～6所示。
【表1】
(-：未添加；下划线：本发明的范围外)
【表2】
(下划线＝本发明的范围外；*＝推荐范围外)
【表3】
(下划线＝本发明的范围外；*＝推荐范围外)
如表4～6所示，钢No.1－2～1－6、2、3、7～14、25～28均使用满足本发明的成分组成规定的要件的钢种，以推荐的制造条件进行制造，其结果可以确认得到如下的热轧钢板：是完全满足本发明的组织规定的要件的发明钢，强冷加工性及加工后硬度均满足合格基准，既在冷加工中的产生极高应变的加工中显示良好的强冷加工性，又在加工后显示既定的硬度(强度)。
相对于此，钢No.1－1、1－7～1－10、4～6、15～24、29是不满足本发明所规定的成分组成和组织的要件中的至少任意一个的比较钢，不满足强冷加工性及加工后硬度中的至少任一个合格基准。
例如，钢No.1－1虽然满足成分组成的要件，但是在热轧后未实施箱式退火，板厚方向的硬度分布扩大，至少强冷加工性差。
另外，钢No.1－7虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的箱式退火的保持温度过低而偏离推荐范围，板厚方向的硬度分布扩大，至少强冷加工性差。
另一方面，钢No.1－8虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的箱式退火的保持温度过高而偏离推荐范围，加工后硬度差。
另外，钢No.1－9虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的箱式退火的保持时间过长而偏离推荐范围，加工后硬度差。
另一方面，钢No.1－10虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的箱式退火的保持时间过短而偏离推荐范围，板厚方向的硬度分布扩大，至少强冷加工性差。
另外，钢No.4虽然满足成分组成的要件，但是热轧前的加热温度过低而偏离推荐范围，固溶N量不足，加工后硬度差。
另外，钢No.5虽然满足成分组成的要件，但是热轧后的板厚过大而偏离规定范围，贝氏体铁素体不足且粗大化，加工后硬度差。
另外，钢No.6虽然满足成分组成的要件，但是热轧时的最终压下率过小而偏离推荐范围，贝氏体铁素体不足且粗大化，加工后硬度差。
另外，钢No.15(钢种j)虽然制造条件处于推荐范围，但是N含量过低，加工后硬度差。
另一方面，钢No.16(钢种k)虽然制造条件处于推荐范围，但是N含量过高，至少强冷加工性差。
另外，钢No.17(钢种1)虽然制造条件处于推荐范围，但是C含量过高，并且不满足10C+N≤3.0的要件，过量地形成珠光体，至少强冷加工性差。
另外，钢No.18(钢种m)虽然制造条件处于推荐范围，但是Si含量过高，至少强冷加工性差。
另外，钢No.19(钢种n)虽然制造条件处于推荐范围，但是Mn含量过低，加工后硬度差。
另一方面，钢No.20(钢种o)虽然制造条件处于推荐范围，但是Mn含量过高，至少强冷加工性差。
另外，钢No.21(钢种p)虽然制造条件处于推荐范围，但是P含量过高，至少强冷加工性差。
另外，钢No.22(钢种q)虽然制造条件处于推荐范围，但是S含量过高，至少强冷加工性差。
另外，钢No.23(钢种r)虽然制造条件处于推荐范围，但是Al含量过低，至少强冷加工性差。
另一方面，钢No.24(钢种s)虽然除热轧时的最终压下率以外的制造条件处于推荐范围，但是Al含量过高，至少强冷加工性差。
另一方面，钢No.29(钢种x)虽然制造条件处于推荐范围，但是不满足10C+N≤3.0的要件，至少强冷加工性差。
综上所述，可以确认本发明的应用性。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够在不脱离本发明的精神和范围的前提下进行各种各样的变形和修改，这对于本领域技术人员来说是不言而喻的。
本申请基于2014年4月18日申请的日本专利申请(日本特愿2014－086747)，并将其内容作为参考援引于此。
产业上的可利用性
本发明的热轧钢板既在冷加工中显示良好的加工性又在加工后显示规定的硬度，尤其作为汽车用的各种部件例如齿轮等传动部件、壳体等中使用的钢材是有用的。

Claims (2)

1.一种强冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板，其特征在于，
板厚为3～20mm，
成分组成以质量％计为
C：超过0％且0.3％以下、
Si：超过0％且0.5％以下、
Mn：0.2～1％、
P：超过0％且0.05％以下、
S：超过0％且0.05％以下、
Al：0.01～0.1％、
N：0.008～0.025％，
余量由铁及不可避免的杂质构成，
固溶N：0.007％以上，且
C和N的含量满足10C+N≤3.0的关系，
组织以相对于全部组织的面积率计，
贝氏体铁素体：5％以上90％以下、
珠光体：0.5％以上不足20％、
余量：多边形铁素体，
所述贝氏体铁素体的平均晶粒直径为10～50μm的范围，
关于板厚方向的硬度分布，若将在表面部、将板厚设为t时的t/4部和中心部3个部位的维氏硬度中的最大值设为Hvmax、最小值设为Hvmin，则(Hvmax－Hvmin)/Hvmin为0.3以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，成分组成还含有下述(a)～(e)中的至少一者，即
(a)选自以质量％计Cr：超过0％且2％以下及Mo：超过0％且2％以下中的至少1种；
(b)选自以质量％计Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下及V：超过0％且0.2％以下中的至少1种；
(c)以质量％计B：超过0％且0.005％以下；
(d)选自以质量％计Cu：超过0％且5％以下、Ni：超过0％且5％以下及Co：超过0％且5％以下中的至少1种；
(e)选自以质量％计Ca：超过0％且0.05％以下、REM：超过0％且0.05％以下、Mg：超过0％且0.02％以下、Li：超过0％且0.02％以下、Pb：超过0％且0.5％以下及Bi：超过0％且0.5％以下中的至少1种。
CN201580019843.9A 2014-04-18 2015-04-16 强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板 Expired - Fee Related CN106232847B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014086747A JP6284813B2 (ja) 2014-04-18 2014-04-18 強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板
JP2014-086747 2014-04-18
PCT/JP2015/061767 WO2015159965A1 (ja) 2014-04-18 2015-04-16 強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106232847A CN106232847A (zh) 2016-12-14
CN106232847B true CN106232847B (zh) 2018-04-27

Family

ID=54324166

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580019843.9A Expired - Fee Related CN106232847B (zh) 2014-04-18 2015-04-16 强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20170037496A1 (zh)
JP (1) JP6284813B2 (zh)
KR (1) KR101736019B1 (zh)
CN (1) CN106232847B (zh)
DE (1) DE112015001872T5 (zh)
MX (1) MX2016013517A (zh)
WO (1) WO2015159965A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107268012B (zh) * 2017-06-13 2019-07-19 浙江协和薄钢科技有限公司 酸洗卷制造工艺
CN107190267B (zh) * 2017-06-13 2019-06-14 浙江协和首信钢业有限公司 一种酸洗钢卷的制造工艺
WO2020169410A1 (en) * 2019-02-18 2020-08-27 Tata Steel Ijmuiden B.V. High strength steel with improved mechanical properties
CN115029618B (zh) * 2021-03-03 2023-10-13 宝山钢铁股份有限公司 一种窄淬透性冷锻齿轮钢及其制造方法
CN114921718A (zh) * 2022-04-12 2022-08-19 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 一种多模式薄板坯连铸连轧产线的集装箱用钢及其制备方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52125410A (en) * 1976-04-15 1977-10-21 Nisshin Steel Co Ltd Production of polished steel strrips dispersed fine spherulitic carbides
US4501626A (en) * 1980-10-17 1985-02-26 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength steel plate and method for manufacturing same
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
JPH10306345A (ja) 1997-04-28 1998-11-17 Kobe Steel Ltd 歪時効特性に優れた冷間鍛造用線材・棒鋼およびその製造方法
EP1191114B1 (en) * 2000-02-23 2006-12-06 JFE Steel Corporation High tensile hot-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same
JP4206642B2 (ja) * 2000-02-23 2009-01-14 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP3758584B2 (ja) * 2002-02-12 2006-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板
US6709224B2 (en) * 2002-06-12 2004-03-23 Rockland, Inc. Implement coupling assembly
JP4513552B2 (ja) * 2003-12-26 2010-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性と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
JP4001116B2 (ja) 2004-02-06 2007-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 精密打ち抜き加工性および耐赤スケール疵性に優れる高張力熱延鋼板
JP4867177B2 (ja) * 2005-02-28 2012-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
US20090126836A1 (en) * 2005-05-29 2009-05-21 Nobusuke Kariya High Carbon Hot Rolled Steel Sheet and method for manufacturing same
JP5011846B2 (ja) * 2005-06-29 2012-08-29 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
US20100000063A1 (en) * 2006-08-03 2010-01-07 Ansaldo Energia S.P.A. Method and device for repairing the liquid-cooled electrical windings of the stator of an electric generator
JP4462264B2 (ja) 2006-12-28 2010-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 窒化処理用冷延鋼板の製造方法
JP5297145B2 (ja) * 2008-02-29 2013-09-25 株式会社神戸製鋼所 冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼材および冷間鍛造部品
US20090228125A1 (en) * 2008-03-04 2009-09-10 William Stewart Processing of heterogeneous media in a mobile computing device
EP2942416B1 (en) * 2011-03-31 2017-06-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheet with excellent workability and manufacturing process therefor
JP6058508B2 (ja) * 2013-09-04 2017-01-11 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と加工後の表面性状および硬さに優れる熱延鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
CN106232847A (zh) 2016-12-14
US20170037496A1 (en) 2017-02-09
KR20160124239A (ko) 2016-10-26
DE112015001872T5 (de) 2017-01-05
MX2016013517A (es) 2017-02-14
WO2015159965A1 (ja) 2015-10-22
JP2015206071A (ja) 2015-11-19
JP6284813B2 (ja) 2018-02-28
KR101736019B1 (ko) 2017-05-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104903484B (zh) 冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板
US9994943B2 (en) Rolled steel bar for hot forging, hot-forged section material, and common rail and method for producing the same
WO2015197007A1 (zh) 渗碳合金钢及其制备方法和应用
CN106232847B (zh) 强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板
CN105026596B (zh) 拉深加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板
CN100345993C (zh) 扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度薄钢板及其制造方法
JP2013234349A (ja) 冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼とその製造方法
KR102561036B1 (ko) 강재
KR20190028781A (ko) 고주파 담금질용 강
JP5212774B2 (ja) 靭性および高温強度に優れた熱間工具鋼およびその製造方法
CN105492645A (zh) 冷加工性和加工后的表面特性及硬度优异的热轧钢板
CN107406941A (zh) 热轧钢材及钢部件
WO2020080337A1 (ja) 薄鋼板およびその製造方法
CN106133174A (zh) 疲劳特性优异的高强度钢材
JP5363882B2 (ja) 冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品
KR20170121267A (ko) 열간 압연 봉선재, 부품 및 열간 압연 봉선재의 제조 방법
CN106460121A (zh) 软氮化处理用钢板及其制造方法和软氮化处理钢
JP5030695B2 (ja) 破断分離性に優れる高炭素鋼およびその製造方法
JP2009132949A (ja) 冷間加工性にすぐれた鋼材および冷間加工部品
JP2018062692A (ja) 熱延鋼板
JP2017197816A (ja) 冷間加工性と冷間加工後の硬さに優れる熱延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20180427

Termination date: 20200416