CN107532263B - 热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法 - Google Patents

热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供即使在对钢板的加工量少、加工硬化率低的情况下，也能防止热处理时的钢板的板厚中心部的强度软化的热轧钢板。本发明的热轧钢板的化学成分如下：以质量％计包含C：0.040～0.150％、Si：0～0.500％、Mn：0.10～1.50％、P：0～0.050％、S：0～0.020％、Al：0.010～0.050％、N：0.0010～0.0060％、Nb：0.008～0.035％、Cu：0～0.10％、Ni：0～0.10％、Cr：0～0.02％、Mo：0～0.020％、V：0～0.020％、Ca：0～0.0100％、B：0～0.0050％，固溶为Nb：0.005～0.030％，余量为铁及杂质，铁素体的组织以面积分数计为85％以上，剩余部分为渗碳体和/或珠光体组织，铁素体的平均晶体粒径为5μm以上且20μm以下。

Description

热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法。
背景技术
为了提高钢铁材料部件的耐磨耗性、提高疲劳强度，对钢板的表面实施硬化处理。作为那样的硬化处理，例如已知有渗碳处理、氮化处理或软氮化处理等控制气氛的热处理。
若对钢板表面进行硬化处理，则钢板表面会硬化，另一方面，由于硬化处理时的加热，引起使钢板的板厚中心部的晶粒生长从而粗化，板厚中心部的硬度(强度)软化的现象。
作为抑制板厚中心部的晶粒的生长的方法，已知有添加少量的Nb。认为若在钢中添加Nb，则NbC(铌碳化物·Nb与碳结合而成的析出物)会析出，该NbC起到抑制晶粒的生长的钉扎作用，从而能够防止热处理时的板厚中心部的晶粒的生长(例如参照专利文献1)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-236646号公报
发明内容
发明要解决的问题
另外，若使钢板在冷态下塑性变形，则通过加工硬化可以使钢板的强度增加。因此，通过使添加有Nb的钢板在冷态下塑性变形，由此引起加工硬化从而使钢板的强度增加，进而，若对钢板表面进行硬化处理，则可能抑制板厚中心部的加工硬化的软化、并且将表层硬化。
发明人进行了研究，结果明确了，在塑性变形前后的加工量大、加工硬化率提高的情况下，通过对添加Nb的钢板进行热处理，能够抑制板厚中心部的软化。另一方面，加工量少、加工硬化率低的情况下，即使对添加Nb的钢板进行了热处理，也不能抑制板厚中心部的软化。
例如，在制造汽车部件时，有时在通过冲压成形等对钢板实施冷加工后对表面进行软氮化。此处，由于汽车部件为各种形状，因此在对钢板进行冲压加工时，在一个部件内会产生加工量较大的部位和加工量较小的部位。因此，使用含有Nb的钢板的情况下，有如下担心：通过软氮化时的热处理，在加工量较小的部位中板厚中心部的强度会软化，部件强度会不足。
因此，本发明是鉴于上述情况而作出的，本发明的目的在于，提供即使在对钢板的加工量少、加工硬化率低的情况下，也能防止热处理时的钢板的板厚中心部的强度软化的、热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法。
用于解决问题的方案
(1)一种热轧钢板，作为化学成分，以质量％计包含
C：0.040～0.150％、
Si：0～0.500％、
Mn：0.10～1.50％、
P：0～0.050％、
S：0～0.020％、
Al：0.010～0.050％、
N：0.0010～0.0060％、
Nb：0.008～0.035％、
Cu：0～0.10％、
Ni：0～0.10％、
Cr：0～0.02％、
Mo：0～0.020％、
V：0～0.020％、
Ca：0～0.0100％、及
B：0～0.0050％，
固溶Nb为0.005～0.030％，
余量为铁及杂质，
金相组织中的铁素体的组织以面积分数计为85％以上，该金相组织的剩余部分为渗碳体和/或珠光体组织，铁素体的平均晶体粒径为5μm以上且20μm以下。
(2)根据(1)所述的热轧钢板，其特征在于，显示出如下的耐软化性：对前述热轧钢板依次进行了冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于前述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
(3)根据(1)所述的热轧钢板，其特征在于，显示出如下的耐软化性：对前述热轧钢板依次进行了维氏硬度的加工硬化率不足30％的冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于前述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
(4)一种钢材，其为由(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板形成的钢材，
对前述热轧钢板依次进行了冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于前述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
(5)一种钢材，其为由(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板形成的钢材，
对前述热轧钢板依次进行了维氏硬度的加工硬化率不足30％的冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于前述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
(6)一种热轧钢板的制造方法，其中，将钢铸坯加热至1200℃以上，
在860℃以上且950℃以下的精轧温度下进行精轧的最终轧制，
从精轧温度到800℃之间以30℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，
从800℃到卷取温度之间以5℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，
以300℃以上且600℃以下的卷取温度进行卷取，
所述钢铸坯的化学成分如下：
以质量％计包含
C：0.040～0.150％、
Si：0～0.500％、
Mn：0.10～1.50％、
P：0～0.050％、
S：0～0.020％、
Al：0.010～0.050％、
N：0.0010～0.0060％、
Nb：0.008～0.035％、
Cu：0～0.10％、
Ni：0～0.10％、
Cr：0～0.02％、
Mo：0～0.020％、
V：0～0.020％、
Ca：0～0.0100％、及
B：0～0.0050％，
余量为铁及杂质。
发明的效果
根据本发明，能够提供即使在对钢板的加工量少、加工硬化率低的情况下，也能防止热处理时钢板的板厚中心部的强度软化的、热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法。
具体实施方式
首先，在本发明的适当实施方式的详细说明之前，在以下对本发明的原理进行推测并进行说明。
对钢组织中存在NbC的钢板进行冷加工时，若在加工硬化率变大的条件下进行冷加工，则存在于钢中的NbC随着塑性变形使Nb与C的结合被打开，分为固溶Nb和C并微细地分散于钢板内。进而，若对冷加工后的钢板进行热处理，则固溶Nb与C再次结合从而形成NbC，由于该新形成的NbC的钉扎作用，防止了板厚中心部的晶粒生长、抑制了热处理时的软化。
另一方面，若在加工硬化率变小的条件下进行冷加工，则存在于钢中的NbC所受的变形小，因此Nb与C的结合被打开的NbC变得极少，呈现介由其后的热处理而生成微细的NbC所需的固溶Nb少的状态。因此，致使由NbC的钉扎作用带来的延迟位错移动的效果并不大、未防止晶粒的生长，再结晶的抑制效果少。
这样，若将以往的含大量NbC的钢板在加工硬化率变小的条件下进行冷加工，则Nb与C的结合被打开的NbC少，因此NbC的颗粒以保持在热轧时所形成的较大的颗粒为主体。其后，进行热处理时，由于固溶Nb少，因此通过热处理而析出的NbC的颗粒的数量变少，新形成的NbC的钉扎作用的效果降低，推测不能防止热处理时的板厚中心部的晶粒的生长，不能抑制热处理时的板厚中心部的热软化。
基于以上的考察，本发明人发现，通过预先使钢中含有大量固溶Nb，即使是在塑性加工后进行了热处理的情况下，也能够防止板厚中心部的软化而不取决于将钢板在冷态下进行了塑性加工时的加工硬化率。
钢中预先含有的固溶Nb没有偏颇地存在于钢板内，因此在热处理时固溶Nb与C结合从而生成NbC时，NbC微细地分散存在于钢板内，因此推测通过NbC的钉扎作用，能够防止热处理时的板厚中心部的晶粒的生长。
尤其是，固溶Nb具有在通过冷态的塑性加工而在钢中产生的位错的附近生成大量NbC的性质，因此若为实施了冷加工的钢板，则在防止热处理时的钢板的板厚中心部的强度软化方面是有利的。即，在对钢中存在固溶Nb的钢板进行冷加工后进行热处理的情况下，例如升温至作为软氮化处理温度的500～600℃时，固溶Nb与C化合从而生成NbC。但是，对钢中不存在固溶Nb而存在NbC的钢板省略冷加工，对保持热轧的状态的钢板进行热处理的情况下，成为在几乎不生成新的微细的NbC的状态下的加热，因此，仅发挥仅由在制造热轧钢板时生成的粗大且数量少的NbC带来的钉扎作用。因此，推测延迟在晶粒的再结晶开始的550℃以上的温度下的位错移动的效果小，不能够防止热处理时的板厚中心部的晶粒生长，不能抑制热处理时的板厚中心部的热软化。
为了促进防止热处理时的板厚中心部的晶粒生长的NbC的生成，首先，使固溶Nb预先残留在钢中是有效的。如上所述，本发明中发现了如下方法：通过在制造热轧钢板时使固溶Nb残留在钢中来抑制热处理时的板厚中心部的热软化，而不是通过进行高程度冷加工使钢中的NbC成为固溶Nb来抑制热处理时的板厚中心部的热软化。而且，本发明人等发现，在残留有固溶Nb的钢中强制性地导入位错，在热处理时在位错的附近由固溶Nb生成大量NbC，对防止热处理时的钢板的板厚中心部的强度软化有效。
为了促进NbC的生成而强制性地导入的位错的量可以由基于冷加工的维氏硬度的硬化量来表示。本发明中，优选相对于进行冷加工前的原材料坯子的维氏硬度硬化10％以上。
如上所述，本发明的热轧钢板能够特别适用于在冷加工后进行软氮化处理那样的表面硬化等热处理的情况。
以下，对本实施方式的热轧钢板、对热轧钢板进行冷加工及热处理而得到的钢材及热轧钢板的制造方法进行说明。
首先，对本实施方式的热轧钢板的化学成分进行说明。各成分的含有率为质量％。另外，本说明书中的范围只要没有特别限制，则包括上限值及下限值。
(C：0.040～0.150％)
C为对保持强度有效的元素。为了在冷加工完的热轧钢板的热处理(例如软氮化处理)中充分生成NbC从而防止板厚中心部的强度降低，C量必须为0.040％以上。另一方面，若C量超过0.150％，则热轧钢板的冲压加工性会降低，因此将0.150％设为上限。C量优选为0.040～0.10％、更优选为0.040～0.090％。
(Si：0～0.500％)
Si为钢的脱氧及提高强度的元素，作为本实施方式中强度调整用而添加。若Si量高，则容易在热轧中在钢板表面生成表面氧化物从而容易产生瑕疵。另外，冲压加工性也降低。因此，将Si量设为0.500％以下。
Si量优选为0.10％以下，更优选为0.08％以下。另一方面，由于铁矿石中含有Si，因此通常为不可避免地存在的成分。因此，也可以将Si量的下限值设为0.001％。另外，为了钢的脱氧及提高强度，可以将Si量设为例如0.090％以上、优选0.200％以上。
(Mn：0.10～1.50％)
Mn为提高钢的淬火性并且提高强度的元素，在本实施方式中作为强度调整用而添加。Mn量不足0.10％时，由钢中的S导致的脆化变得容易发生。另外，若Mn量超过1.50％，则冲压成形性降低。Mn量优选为0.1～1.3％、更优选为0.1～1.10％。
(P：0～0.050％)
P容易成为脆化的原因，为了确保冲压加工性，较低为好。因此，对于P量，将0.050％设为上限。P量优选为0.03％以下，更优选为0.02％以下。另一方面，由于铁矿石中含有P，因此通常为不可避免地存在的成分。因此，也可以将P量的下限值设为0.001％、更具体地设为0.002％。
(S：0～0.020％)
S与P同样地容易成为脆化的原因，为了确保冲压加工性，较低为好。因此，对于S量，将0.020％设为上限。S量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。另一方面，由于铁矿石中含有S，因此通常为不可避免地存在的成分。因此，也可以将S量的下限值设为0.001％。
(Al：0.010～0.050％)
Al具有在软氮化处理中在钢板表面生成作为AlN的氮化物从而提高表面硬度的效果。因此，Al量必须为0.010％以上。另一方面，为了提高冲压加工性，将0.050％设为上限。Al量优选为0.010～0.040％、更优选为0.015～0.030％。
(N：0.0010～0.0060％)
N与Al同样地，为软氮化处理中钢板表面的Al氮化物的生成所必须的元素，优选含有0.0010％以上。另一方面，若冲压加工前的钢板中存在大量N，则延性的降低变大，钢板的加工性降低。因此，优选N量较少，将0.0060％设为上限。N量优选为0.0010～0.0040％、更优选为0.0010～0.0030％。
(Nb：0.008～0.035％)
(固溶Nb：0.005～0.030％)
本实施方式的热轧钢板由于具有固溶Nb，从而在冷加工后的软氮化处理中升温时，将在冷加工中导入的位错作为起点，使固溶Nb转变为成为N bC的析出物，使位错的移动延迟，能够保存在冷加工中产生的加工硬化。为了使其实现，首先，需要0.005％以上的固溶Nb。为了使固溶Nb为0.005％以上，Nb量必须为0.008％以上。由固溶Nb带来的效果在0.030％时会饱和，因此将0.030％设为固溶Nb的上限。另一方面，由于钢中的Nb增加，冲压加工性会降低。因此，Nb量的上限设为0.035％。Nb量优选为0.010～0.030％、更优选为0.010～0.025％。固溶Nb量优选为0.005～0.030％、更优选为0.008～0.030％。
固溶于钢板中的Nb量可以根据电解提取出的残渣来算出。例如，在卷取后冷却至室温的钢板的板宽1/4或3/4的位置采取30mm见方(30×30mm＝900mm2)大小的试验片，作为电解液，使用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇溶液，在电解液中进行恒定电流电解。恒定电流电解后，利用0.2μm的过滤器过滤并采取残留在电解液中的残渣，测定所采取的残渣的质量，并对残渣进行酸分解处理，然后根据ICP发射光谱分析法(Inductively CoupledPla sma Atomic Emission Spectroscopy：ICP-AES)，测定残渣中的Nb的质量。而且，假设该残渣中的Nb以Nb的碳化物或氮化物的析出物的形式存在，将从钢板的全部Nb含量中减去残渣中的Nb的量而得到的量作为固溶Nb量而求出。
(Cu：0～0.10％)
Cu是为了调整强度根据需要而添加的。为了不使加工性降低，将0.10％设为上限。为了提高强度而不使加工性降低，Cu量优选为0.01～0.08％、更优选为0.02～0.05％。
(Ni：0～0.10％)
Ni是在制造含有Cu的钢时为了防止热轧中的脆化裂纹而添加的。Ni的添加量优选为Cu量的一半以上左右。若Ni量超过0.10％，则钢板的加工性降低，因此将上限设为0.10％。为了防止脆化裂纹而不使加工性降低，Ni量优选为0.01～0.08％、更优选为0.02～0.05％。
(Cr：0～0.02％)
Cr与Cu同样地，是为了调整强度根据需要而添加的。为了不使加工性降低，将0.02％设为上限。为了提高强度而不使加工性降低，Cr量优选为0.005～0.020％、更优选为0.010～0.015％。
(Mo：0～0.020％)
(V：0～0.020％)
Mo、V与Cu同样地，是为了调整强度根据需要而添加的。为了不使加工性降低，将0.020％设为各自的上限。为了提高强度而不使加工性降低，M o量优选为0.005～0.020％、更优选为0.010～0.018％。
(Ca：0～0.0100％)
Ca是为了防止由S导致的脆化、并且防止由MnS的粗化导致的局部延性降低而根据需要添加的。Ca为0.0100％时效果会饱和，因此将其设为上限。为了防止脆化而不使加工性降低，Ca量优选为0.002～0.010％、更优选为0.002～0.008％。
(B：0～0.0050％)
B是为了防止由N带来的时效，防止延性的降低而根据需要添加的。在0.0050％时效果饱和，并且通过C与B结合，NbC的生成量变低，热处理时的耐软化性降低，因此将其设为上限。为了防止由N带来的时效而不使耐软化性降低，B量优选为0.0003～0.0030％、更优选为0.0004～0.0020％。
热轧钢板的余量为铁及杂质。热轧钢板中，铁例如含有97.40～99.84％、优选98.10～99.83％。
接着，对热轧钢板的金相组织进行说明。
对于本实施方式的热轧钢板的金相组织，铁素体的组织以面积分数计为85％以上、剩余部分为渗碳体和/或珠光体组织。另外，铁素体的平均晶体粒径为5μm以上且20μm以下的范围。
若铁素体的组织的面积分数不足85％，则钢板的加工性会降低，因此不优选。铁素体的面积分数更优选为90％以上、进一步优选为92％以上。另外，剩余部分组织为渗碳体或珠光体组织的任一者或两者。理想的是组织中不含有贝氏体。对于铁素体的面积分数，用硝酸乙醇腐蚀液(nital)腐蚀钢板表面并进行观察，求出看起来白的部分的面积分数。另外，对于剩余部分组织的面积率，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板表面并进行观察，求出看起来黑的部分的面积分数。
铁素体的平均晶体粒径为5μm以上且20μm以下即可。平均晶体粒径不足5μm时，钢板强度变得过高，伸长率EL(％)变小，加工性降低。若平均晶体粒径超过20μm，则冲压加工后的钢板的表皮呈橙皮(orange peel)(皮)状，表面粗糙度将会增大。铁素体的平均晶体粒径优选为6μm以上且15μm以下，更优选为8μm以上且15μm以下。
对本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别限定，优选2.0mm以上且9.0m m以下。对于厚度不足2.0mm的钢板，有时可能在软氮化处理中至钢板的板厚中心部为止形成硬化层，不需要提高热处理时的耐软化性这样的本发明的效果。另外，在本实施方式的热轧钢板的用途中，未假定厚度超过9.0mm的钢板的使用，因此可以将9.0mm设为板厚的上限。
另外，本实施方式的热轧钢板的拉伸强度TS为400MPa以上且640MPa以下。另外，伸长率EL(％)为25.0％以上。对于拉伸强度TS(MPa)、伸长率EL(％)通过JIS Z 2241(2011)金属材料拉伸试验方法而得到。
另外，对于钢板的加工时的各向异性，优选对钢板进行圆筒深拉成形时的制耳的高度为2mm以下。对于制耳高度，将切出为直径200mm、板厚4.5mm的圆形的钢板在冲头内径φ100mm、冲头凸肩R3mm、间隙设为钢板的板厚的1.4倍的条件下，进行圆筒的深拉时，将深拉后的圆筒部的最高高度与最低高度的差值作为制耳的高度。为了使制耳高度为2mm以下，理想的是使精轧温度为900～950℃的范围。
接着，对本实施方式的热轧钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的热轧钢板通过如下来制造：将具有上述记载的化学成分的板坯(钢铸坯)加热至1200℃以上，在860℃以上且950℃以下的精轧温度下进行精轧的最终轧制，从精轧温度到800℃之间以30℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从800℃到卷取温度之间以5℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，以300℃以上且600℃以下的卷取温度进行卷取。
板坯的加热温度可以为1200℃以上，优选为1200℃以上且1300℃以下、更优选为1220℃以上且1280℃以下。此处的加热温度为板坯板厚中心部的温度。由于在铸造后的板坯中Nb形成NbC等化合物而存在，因此为了使Nb固溶于钢中，到板坯中心部为止在1200℃以上进行加热。另一方面，若加热温度过高，则在加热中会在板坯表面过量产生氧化皮，从而有在热轧后的钢板表面产生瑕疵的担心。另外，也有成品率降低的担心。因此，加热温度的上限设为1300℃。
精轧的最终轧制中的精轧温度设为860℃以上且950℃以下。精轧温度为钢板表面的实测温度。为了不使通过加热而固溶的Nb以碳化物形式析出，需要将精轧温度设为860℃以上。为了在热轧钢板的冲压加工时表现各向同性，理想的是将精轧温度设为900℃以上。
另一方面，若精轧温度过高，则晶粒过度生长，在对热轧钢板进行冲压加工时各向异性变得显著，因此需要将上限设为950℃以下。精轧的最终轧制中的精轧温度若为上述范围内即可，优选为900℃以上且940℃以下，更优选为900℃以上且930℃以下。
从精轧温度到800℃之间的平均冷却速度设为30℃/秒以上且100℃/秒以下。平均冷却速度为钢板的板厚中心部的平均冷却速度。由于从精轧温度到800℃的温度区域为固溶Nb容易析出为NbC的温度区域，因此为了尽可能快地通过该温度区域，对从精轧温度到800℃之间的平均冷却速度进行规定。该温度区域的平均冷却速度为30℃/秒以上时，析出的Nb减少，从而固溶Nb相对增加。另一方面，若平均冷却速度过高，则铁素体组织的平均晶体粒径变得过小，或铁素体的面积分数会降低，因此将100℃/秒设为上限。从精轧温度到800℃之间的平均冷却速度若为上述范围内即可，优选为40℃/秒以上且100℃/秒以下，更优选为50℃/秒以上且100℃/秒以下。
从800℃到卷取温度之间的平均冷却速度设为5℃/秒以上且100℃/秒以下。平均冷却速度为钢板的板厚中心部的平均冷却速度。由于从800℃到卷取温度的温度区域为固溶Nb稳定地存在的温度区域，因此在该温度区域中，与到800℃为止的温度区域相比，可以缓和冷却速度。因此，该温度区域的平均冷却速度设为上述的范围。平均冷却速度为5℃/秒以上时，可以在到钢板的卷取为止使钢板温度降低至卷取温度的上限。另一方面，若平均冷却速度过高，则铁素体面积分数变低、延性降低，因此将100℃/秒设为上限。从800℃到卷取温度之间的平均冷却速度若为上述范围内即可，优选为15℃/秒以上且100℃/秒以下，更优选为15℃/秒以上且60℃/秒以下。
冷却后的钢板的卷取温度设为300℃以上且600℃以下。卷取温度为钢板的表面温度。本实施方式的热轧钢板若在低温下卷取，则会抑制NbC的析出从而Nb保持固溶状态，加工性降低，但热处理时的耐软化性会提高。另一方面，若在高温下卷取，则热轧钢板的伸长率提高，加工性提高，但固溶Nb的残留变少，因此上限为600℃。因此，本实施方式中将卷取温度限制在上述的范围。钢板的卷取温度若为上述范围内即可，优选为400℃以上且600℃以下，更优选为450℃以上580℃以下。
可以如上所述地操作来制造本实施方式的热轧钢板。
本实施方式的热轧钢板通过冲压成形等冷加工而成形为规定的部件形状，其后，实施渗碳处理、氮化处理、碳氮化处理、软氮化处理等表面硬化处理，由此制成成为汽车部件等的钢材。表面硬化处理为在规定的气氛中对冷加工后的热轧钢板进行热处理的处理。本实施方式的热轧钢板具有即使在冷加工后实施了热处理的情况下，在热处理前后板厚中心部的维氏硬度的降低量也小、不易软化的特性。
冷加工可以为冲压加工、扩孔加工、弯曲加工等冷态的塑性加工。另外，用加工硬化率ΔR(％)表示冷加工时的加工量的程度的情况下，在本实施方式中，可以应用任何加工硬化率ΔR(％)的冷加工，ΔR(％)为10％以上时，NbC析出所需的位错被充分导入，从而变得容易发挥耐软化性的效果。需要说明的是，本实施方式中，加工硬化率大是指ΔR(％)为30％以上的情况。另外，加工硬化率小是指ΔR(％)不足30％的情况。本实施方式的热轧钢板即使在ΔR(％)为10％～不足30％的情况下，也显示出在热处理前后不易软化的特性。
对表面硬化处理中的气氛没有特别限制。作为一例，可例示出NH3浓度35％、CO2浓度5％、N2浓度60％的气氛。本实施方式的热轧钢板即使在560～620℃的范围的热处理温度下、以120分钟的热处理时间进行热处理，也显示出充分的耐软化性。需要说明的是，实际的表面硬化处理中应用的温度范围为500～600℃的范围，热处理时间为60～180分钟左右。即使在这样的条件下，本实施方式的热轧钢板也显示出充分的耐软化性。
本实施方式的热轧钢板显示出如下的耐软化性：依次进行了冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。特别是，即使在实施了维氏硬度的加工硬化率不足30％的加工的情况下，也显示出热处理后的板厚中心部的维氏硬度相对于冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上的耐软化性。
需要说明的是，本实施方式中的加工硬化率如下。
将热轧钢板的冷加工前的板厚中心部的维氏硬度设为Hv(冷加工前)、将冷加工后的板厚中心部的维氏硬度设为Hv(冷加工后)时，加工硬化量ΔWHv由下述(α)式表示、加工硬化率ΔR(％)由下述(β)式表示。
ΔWHv＝Hv(冷加工后)-Hv(冷加工前)…(α)
ΔR(％)＝ΔWHv/Hv(冷加工前)×100…(β)
另外，热处理后的硬度变化率如下。热处理为在各热处理温度下进行了120分钟的加热的情况。本实施方式的热轧钢板的ΔHv(％)显示为80％以上。
将冷加工完的热轧钢板的热处理后的板厚中心部的维氏硬度设为Hv(热处理后)时，热处理后硬化量ΔTHv由下述(γ)式表示、热处理后的硬度变化率ΔHv(％)由下述(δ)式表示。
ΔTHv＝Hv(热处理后)-Hv(冷加工前)…(γ)
ΔHv(％)＝ΔTHv/ΔWHv×100…(δ)
ΔHv(％)的上限不是100％，包括通过热处理使钢板进一步变硬的情况。例如也存在钢中的固溶C通过热处理形成NbC，由此强度提高的情况。
需要说明的是，热轧钢板的板厚中心的维氏硬度为在JIS Z 2244(2009)中规定的维氏硬度试验方法中用显微维氏硬度计在100g(0.9807N)的重量下测定的硬度。另外，测定如下：在热轧钢板的板厚中心、在板厚方向±100μm的范围的区域中进行3次以上的硬度试验，求出平均值。
对热轧钢板实施冷加工及表面硬化处理而制造的钢材的热处理后的硬度变化率ΔHv(％)显示为80％以上。
如上所说明的，若利用本实施方式的热轧钢板，则即使在对钢板的加工量少、加工硬化率低的情况下，也能够防止热处理时的钢板的板厚中心部的强度软化。
另外，根据本实施方式的热轧钢板的制造方法，能够制造热处理时的耐软化性优异的热轧钢板。
实施例
接着，通过实施例更详细地对本发明进行说明。需要说明的是，以下所示的实施例不过为本发明的一例，本发明不限定于下述的例子。
通过转炉将钢熔炼，通过连续铸造制造板坯。在表1A及表1B中作为板坯的化学成分示出成分1～42。
将所得板坯加热至规定的加热温度，在规定的精轧温度下进行精轧的最终轧制，对从精轧温度到800℃之间的平均冷却速度及从800℃到卷取温度之间的平均冷却速度进行各种变更来进行冷却，在规定的卷取温度下进行卷取，从而制造S01～S84的热轧钢板。表2A～表2C中示出制造热轧钢板时的加热温度、精轧温度、平均冷却速度及卷取温度。另外，将所述热轧钢板的板厚一起示于表2A～表2C。需要说明的是，在表2A～表2C中，将从精轧温度到800℃之间的平均冷却速度记载为平均冷却速度I，将从800℃到卷取温度之间的平均冷却速度记载为平均冷却速度II。
接着，对所得热轧钢板实施冲压加工，由此制造冲压成形品。对于冲压加工，对切出为直径200mm、板厚4.5mm的圆形的热轧钢板，在冲头内径φ100mm、冲头凸肩R3mm、间隙设为板厚的1.4倍的条件下进行。在该条件下进行圆筒的深拉，制造高度52mm的杯状的冲压成形品。另外，为了研究板厚变化所带来的影响，对板厚2.0mm～9.0mm的热轧钢板也进行同样的冲压加工。
接着，对冲压成形品进行软氮化处理。软氮化处理的气氛采用NH3浓度35％、CO2浓度5％、N2浓度60％的气氛。升温速度设为0.7℃/分钟、热处理温度设为570～625℃、热处理时间设为120分钟，加热后进行空气冷却。将软氮化处理的热处理温度示于表3A～表3C。
(热轧钢板的显微组织)
对所得热轧钢板，对截面进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻处理，通过显微镜观察，求出组织形态、铁素体组织的面积分数及铁素体的平均晶体粒径。将结果示于表2A～表2C。
(热轧钢板的固溶Nb量)
另外，通过以下说明的方法测定热轧钢板中的固溶Nb量。首先，在卷取后冷却至室温的热轧钢板的板宽1/4的位置采取30mm见方(30×30mm＝900mm2)的大小的试验片。接着，作为电解液，准备10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇溶液，在电解液中使试验片进行恒定电流电解。恒定电流电解后，利用0.2μm的过滤器过滤并采取残留在电解液中的残渣，测定所采取的残渣的质量，并对残渣进行酸分解处理，然后根据ICP发射光谱分析法(Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy：ICP-AES)，测定残渣中的Nb的质量。假设残渣中的Nb以Nb的碳化物或氮化物的析出物的形式存在，将从钢板的全部Nb含量中减去残渣中的Nb的量而得到的量作为固溶Nb量。将结果示于表2A～表2C。
(拉伸强度及伸长率)
另外，求出所得热轧钢板的拉伸强度TS及伸长率EL(％)。拉伸强度TS(MPa)、伸长率EL(％)根据JIS Z 2241(2011)金属材料拉伸试验方法来测定。将结果示于表2A～表2C。对于TS，将400～640MPa记为良好，对于EL，将25.0％以上记为良好。
(有无冲压成形品的冲压裂纹产生)
对软氮化处理前的冲压成形品，评价有无裂纹的产生作为冲压裂纹评价。以“E”“S”“E、S”“N”表示评价结果。“E”～“N”的内容如下。将结果示于表3A～表3C。
E：成形品的端部有裂纹。
S：在凸肩R部有龟裂。
E、S：成形品的端部有裂纹、凸肩R部有龟裂。
N：没有裂纹。
(有无冲压制耳产生)
对软氮化处理前的冲压成形品，评价有无制耳的产生。将冲压成形品的最高高度与最低高度的差设为制耳高度。以“A”“B”“C”“D”表示评价结果。“A”～“D”的内容如下。将B和A判定为良好。需要说明的是，对于产生冲压裂纹的情况，不实施冲压制耳的测定。将结果示于表3A～表3C。
A：制耳高度为0mm以上且1mm以下。
B：制耳高度超过1mm且为2mm以下。
C：制耳高度超过2mm且为3mm以下。
D：制耳高度超过3mm。
(有无表面粗糙产生)
对软氮化后的冲压成形品，用400号的磨石沿圆周方向对成形品的侧面进行摩擦，赋予条痕。此时，如果条痕呈直线状，则判断为良好，记为没有表面粗糙产生(产生橙皮)(A)。另一方面，条痕有深浅、或有断开时，记为有表面粗糙产生(产生橙皮)(B)。将结果示于表3A～表3C。
(冷加工前后的硬度)
对冲压加工前后的热轧钢板的板厚中心部的维氏硬度进行测定。冲压加工后的板厚中心部的维氏硬度采用杯状的冲压成形品的侧面部的板厚中心的维氏硬度。冲压成形品的加工硬化率因测定位置而异。为了研究加工硬化率不足30％的热处理前后的维氏硬度，进行冲压成形品的距底面3～7mm位置处的测定，为了研究加工硬化率为30％以上的热处理前后的维氏硬度，进行冲压成形品的距底面25mm及35mm位置处的测定。表3A～表3C中示出冷加工前后的板厚中心部的维氏硬度Hv(冷加工前)、Hv(冷加工后)。另外，还示出冷加工后的维氏硬度Hv(冷加工后)的测定位置。进而，示出加工硬化率ΔR(％)。加工硬化率ΔR(％)根据上述(α)式及(β)式来求出。需要说明的是，对于产生冲压裂纹的情况，不实施硬度测定。
(热处理前后的硬度)
对热处理前后的热轧钢板的板厚中心部的维氏硬度进行测定，求出热处理前后的加工硬化量ΔTHv、及热处理前后的硬度变化率ΔHv。加工硬化量ΔTHv及热处理前后的硬度变化率ΔHv通过上述(γ)式及(δ)式来求出。
而且，将ΔHv为80％以上记为A，将不足80％记为B。需要说明的是，对于产生冲压裂纹的情况，不实施硬度测定。将结果示于表3A～表3C。
将以上的结果示于表2A～表2C及表3A～表3C。
钢S01～S42、S70、S72、S73为在本发明中规定的制造条件下对具有本发明的化学成分的板坯进行制造而成的热轧钢板，热处理后的硬度变化率显示为80％以上，热处理后的耐软化性优异。
S79及S80为在本发明中规定的制造条件下对具有本发明的化学成分的板坯进行制造而成的热轧钢板。具体而言，S79及S03为在相同条件下对相同钢种进行热轧而成的例子，同样地，S80及S18为在相同条件下对相同钢种进行热轧而成的例子。由于与S03及S18相比，S79及S80软氮化时的加热温度更高，因此热处理后的硬度变化率不足80％。但是，通过对这些钢S79及S80将软氮化时的加热温度设为620℃以下，从而热处理后的硬度变化率如S18及S03所示那样为80％以上。
钢S43～钢S54为本发明的化学成分范围外的例子。
即，对于钢S43，C含量少、在软氮化处理中NbC的生成量变少、不能确保硬度。另外，铁素体的晶粒也变粗大、产生了表面粗糙。对于钢S44，C含量过量，因此EL降低，引起了冲压裂纹。对于钢S45，Si含量过量，因此EL降低，引起了冲压裂纹。对于钢S46，Mn含量少、铁素体的晶粒发生粗化，产生了表面粗糙。对于钢S47，Mn量过量，另外，铁素体的面积分数降低，生成了贝氏体，因此EL降低，引起了冲压裂纹。对于钢S48，P量过量，另外，铁素体的面积分数降低，生成了贝氏体，因此EL降低，引起了冲压裂纹。对于钢S49，S量过量，因此EL降低，引起了冲压裂纹。对于钢S50，Al含量少，另外，铁素体的晶粒发生粗化，产生了表面粗糙。对于钢S51，Al量过量，因此EL降低，引起了冲压裂纹。对于钢S52，N量过量，因此EL降低，引起了冲压裂纹。对于钢S53，Nb含量少，因此固溶Nb变低，不能确保软氮化后的硬度。对于钢S54，Nb量过量，另外，铁素体的面积分数降低，生成了贝氏体，因此EL降低，引起了冲压裂纹。
对于钢S55，热轧时的加热温度低、固溶Nb变低、不能确保软氮化后的硬度。
对于钢S56，到800℃为止的冷却速度大、铁素体的面积分数变少、EL降低，产生了冲压裂纹。
对于钢S57，B超过上限、冲压品的制耳变大。进而，C与B结合，从而NbC的生成量减少，不能确保软氮化后的硬度。
对于钢S58，从精轧结束后到卷取为止的冷却速度大、卷取温度也变低，铁素体的面积分数降低，也生成了贝氏体，EL变低，引起冲压裂纹。
对于钢S59，由于冷却速度变慢，因此铁素体的平均晶体粒径发生粗化而产生表面粗糙，另外，固溶Nb变低，不能确保软氮化后的硬度。
对于钢S60，到800℃为止的冷却速度大、铁素体的面积分数变少、EL降低，引起了冲压裂纹。
对于钢S61，热轧时的加热温度低，固溶Nb变低，不能确保软氮化后的硬度。
对于钢S62，精轧温度高、固溶Nb变低、不能确保软氮化后的硬度。另一方面，对于钢S63，精轧温度低、在热轧途中产生了粗大的扁平铁素体。因此冲压加工时的各向异性变大，EL也降低了。
对于钢S64，到800℃为止的冷却速度大、铁素体的面积分数降低，从而产生了贝氏体，因此TS变高、EL也降低了。另一方面，对于钢S65，到800℃为止的冷却速度低、固溶Nb变低、不能确保软氮化后的硬度。
对于钢S66，由于800℃～卷取温度为止的冷却速度高，因此铁素体的面积率变低、EL变低，引起了冲压裂纹。另一方面，对于钢S67，由于800℃～卷取温度为止的冷却速度低、固溶Nb变少、不能确保软氮化后的硬度。
对于钢S68，卷取温度高、固溶Nb变低、不能确保软氮化后的硬度。另一方面，对于钢S69，卷取温度低，另外，铁素体的面积分数降低，生成贝氏体，EL降低，引起了冲压裂纹。
对于钢S71，热轧时的加热温度低，未充分生成固溶Nb。由于固溶Nb少，因此即使在高温下进行软氮化处理，也不能确保硬度。
钢S74、钢S75及钢S76均为对Nb含有率低的板坯在相同条件下进行热轧而成的热轧钢板。它们的区别在于通过改变冲压成形品中的维氏硬度的测定位置从而改变加工硬化率的例子。任意情况均未充分生成固溶Nb。因此，如钢S74、钢S75那样，即使在高加工部位也不能确保软氮化后的硬度，另外，如钢S76那样，即使在低加工部位也不能确保软氮化后的硬度。
钢S77及钢78为固溶Nb少、Nb含有率高的钢，但在加工硬化率大的情况下，能够确保软氮化后的硬度。另一方面，如钢S59、钢S61、钢S62、钢S65、钢S67、钢S68、钢S84那样，即使是固溶Nb少、Nb含有率高的钢，在加工硬化率小的情况下，也不能确保软氮化后的硬度。
钢S81及S82为对Nb含有率低的板坯在基本相同的条件下进行热轧而制成热轧钢板，对其进行冲压加工，进而在超过620℃的高温下进行加热处理而成的例子。钢S81与S82的区别在于改变冲压成形品中的维氏硬度的测定位置而改变加工硬化率的例子。另外，与S53、S74～S76的区别在于，在超过620℃的高温下进行加热处理这点。S81及S82的情况下，均由于Nb含量极少，因此未充分生成固溶Nb。因此，如钢S81那样，即使在高加工部位也不能确保软氮化后的硬度，另外，如钢S82那样，即使在低加工部位也不能确保软氮化后的硬度。
对于钢S83，有固溶Nb，但C含量少。因此，进行软氮化处理的热处理时的NbC的生成量变少，即使在超过620℃的高温下进行加热处理也不能确保硬度。
[表1A]
【表1A】
(质量％)
成分 C Si Mn P S Al N Nb
1 0.040 0.025 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0035 0.016 本发明
2 0.150 0.025 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0028 0.016 本发明
3 0.085 0.015 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0033 0.016 本发明
4 0.085 0.003 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0031 0.016 本发明
5 0.085 0.500 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0028 0.016 本发明
6 0.085 0.025 0.10 0.006 0.0070 0.026 0.0031 0.016 本发明
7 0.085 0.025 1.50 0.006 0.0070 0.026 0.0031 0.016 本发明
8 0.085 0.025 1.05 0.001 0.0070 0.026 0.0031 0.016 本发明
9 0.085 0.025 1.05 0.050 0.0070 0.026 0.0035 0.016 本发明
10 0.085 0.025 1.05 0.004 0.0003 0.026 0.0035 0.016 本发明
11 0.085 0.025 1.05 0.005 0.0200 0.026 0.0028 0.016 本发明
12 0.085 0.025 1.05 0.004 0.0070 0.010 0.0028 0.016 本发明
13 0.085 0.025 1.05 0.004 0.0070 0.050 0.0028 0.016 本发明
14 0.085 0.025 1.05 0.004 0.0070 0.026 0.0015 0.016 本发明
15 0.085 0.025 1.05 0.004 0.0070 0.026 0.0060 0.016 本发明
16 0.085 0.025 1.05 0.004 0.0070 0.026 0.0032 0.008 本发明
17 0.085 0.025 1.05 0.004 0.0070 0.026 0.0025 0.035 本发明
18 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0028 0.012 本发明
19 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0032 0.035 本发明
20 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0018 0.016 本发明
21 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0019 0.016 本发明
22 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0032 0.016 本发明
23 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0021 0.016 本发明
24 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0021 0.016 本发明
25 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0021 0.016 本发明
26 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0021 0.016 本发明
27 0.041 0.006 0.52 0.004 0.0070 0.015 0.0018 0.011 本发明
28 <u>0.005</u> 0.025 1.05 0.006 0.0070 0.026 0.0035 0.016 比较钢
29 <u>0.210</u> 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0031 0.016 比较钢
30 0.093 <u>2.030</u> 1.36 0.004 0.0080 0.045 0.0025 0.016 比较钢
31 0.085 0.025 <u>0.05</u> 0.006 0.0060 0.026 0.0028 0.016 比较钢
32 0.085 0.025 <u>2.23</u> 0.005 0.0060 0.026 0.0022 0.016 比较钢
33 0.085 0.025 1.05 <u>0.085</u> 0.0060 0.026 0.0026 0.016 比较钢
34 0.085 0.025 1.05 0.006 <u>0.0350</u> 0.026 0.0029 0.016 比较钢
35 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 <u>0.005</u> 0.0034 0.016 比较钢
36 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 <u>0.361</u> 0.0031 0.016 比较钢
37 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 <u>0.0095</u> 0.016 比较钢
38 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0021 <u>0.001</u> 比较钢
39 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0026 <u>0.056</u> 比较钢
40 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0024 0.016 本发明
41 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0031 <u>0.055</u> 比较钢
42 0.085 0.025 1.05 0.006 0.0060 0.026 0.0045 0.016 比较钢
[表1B]
【表1B】
-----------------------(质量％)
成分 Cu Ni Cr Mo V Ca B
1 - - - - - - - 本发明
2 - - - - - - - 本发明
3 - - - - - - - 本发明
4 - - - - - - - 本发明
5 - - - - - - - 本发明
6 - - - - - - - 本发明
7 - - - - - - - 本发明
8 - - - - - - - 本发明
9 - - - - - - - 本发明
10 - - - - - - - 本发明
11 - - - - - - - 本发明
12 - - - - - - - 本发明
13 - - - - - - - 本发明
14 - - - - - - - 本发明
15 - - - - - - - 本发明
16 - - - - - - - 本发明
17 - - - - - - - 本发明
18 - - - - - - - 本发明
19 - - - - - - - 本发明
20 - - - - - - - 本发明
21 0.10 0.05 - - - - - 本发明
22 - - 0.02 - - - - 本发明
23 - - - 0.020 - - - 本发明
24 - - - - 0.020 - - 本发明
25 - - - - - 0.0100 - 本发明
26 - - - - - - 0.0050 本发明
27 0.04 0.03 0.02 0.012 0.014 0.0018 0.0004 本发明
28 - - - - - - - 比较钢
29 - - - - - - - 比较钢
30 - - - - - - - 比较钢
31 - - - - - - - 比较钢
32 - - - - - - - 比较钢
33 - - - - - - - 比较钢
34 - - - - - - - 比较钢
35 - - - - - - - 比较钢
36 - - - - - - - 比较钢
37 - - - - - - - 比较钢
38 - - - - - - - 比较钢
39 - - - - - - - 比较钢
40 - - - - - - - 本发明
41 - - - - - - - 比较钢
42 - - - - - <u>0.0075</u> 比较钢
[表2A]
[表2B]
[表2C]
[表3A]
[表3B]
[表3C]
以上，详细地对本发明的适当的实施方式进行了说明，但本发明不限定于所述例子。应该知晓：对于具有本发明所属的技术领域中的常识的人而言，显然能够在技术方案记载的技术思想的范围内想到各种变更例或修正例，对于它们，当然也属于本发明的技术范围。

Claims (6)

1.一种热轧钢板，作为化学成分，以质量％计包含
C：0.040～0.150％、
Si：0～0.08％、
Mn：0.10～1.50％、
P：0～0.050％、
S：0～0.020％、
Al：0.010～0.050％、
N：0.0010～0.0060％、
Nb：0.008～0.035％、
Cu：0～0.10％、
Ni：0～0.10％、
Cr：0～0.02％、
Mo：0～0.020％、
V：0～0.020％、
Ca：0～0.0100％、及
B：0～0.0050％，
固溶Nb为0.005～0.030％，
余量为铁及杂质，
金相组织中的铁素体的组织以面积分数计为85％以上，该金相组织的剩余部分为渗碳体和/或珠光体组织，铁素体的平均晶体粒径为5μm以上且20μm以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，显示出如下的耐软化性：对所述热轧钢板依次进行了冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于所述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，显示出如下的耐软化性：对所述热轧钢板依次进行了维氏硬度的加工硬化率不足30％的冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于所述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
4.一种钢材，其为由权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板形成的钢材，
对所述热轧钢板依次进行了冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于所述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
5.一种钢材，其为由权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板形成的钢材，
对所述热轧钢板依次进行了维氏硬度的加工硬化率不足30％的冷加工和在560～620℃下加热120分钟的热处理时的板厚中心部的维氏硬度相对于所述冷加工后的板厚中心部的维氏硬度为80％以上。
6.一种热轧钢板的制造方法，其为制造根据权利要求1所述的热轧钢板的方法，其中，将钢铸坯加热至1200℃以上，
在860℃以上且950℃以下的精轧温度下进行精轧的最终轧制，
从精轧温度到800℃之间以30℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，
从800℃到卷取温度之间以5℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，
以300℃以上且600℃以下的卷取温度进行卷取，
所述钢铸坯的化学成分如下：
以质量％计包含
C：0.040～0.150％、
Si：0～0.08％、
Mn：0.10～1.50％、
P：0～0.050％、
S：0～0.020％、
Al：0.010～0.050％、
N：0.0010～0.0060％、
Nb：0.008～0.035％、
Cu：0～0.10％、
Ni：0～0.10％、
Cr：0～0.02％、
Mo：0～0.020％、
V：0～0.020％、
Ca：0～0.0100％、及
B：0～0.0050％，
余量为铁及杂质。
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