CN107614727B

CN107614727B - 钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN107614727B
Application number: CN201680030099.7A
Authority: CN
Inventors: 竹田健悟; 匹田和夫; 高田健; 桥本元仙; 友清寿雅; 塚野保嗣; 荒牧高志
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-05-26
Filing date: 2016-05-25
Publication date: 2020-01-14
Anticipated expiration: 2036-05-25
Also published as: EP3305929A1; EP3305929A9; TWI604071B; KR102029565B1; JP6119923B1; JPWO2016190370A1; CN107614727A; MX2017015016A; WO2016190370A1; KR20170138508A; EP3305929A4; US20180230582A1; TW201708569A; BR112017024692A2

Abstract

本发明涉及冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性优异的低碳钢板，其特征在于，具有规定的成分组成，碳化物的平均粒径为0.4μm以上且2.0μm以下，珠光体的面积率为6％以下，铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，维氏硬度为100HV以上且180HV以下。

Description

钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢板及其制造方法。

背景技术

对于以质量％计含有0.1～0.4％的碳的钢板，由坯料实施压制成形、扩孔成形、弯曲成形、拉深成形、增厚及减薄成形、以及将它们组合的冷锻，作为汽车的齿轮、离合器等驱动系统部件的原材料使用。与以往的热锻等相比，冷锻存在以下课题：蓄积在原材料中的变形量高，招致原材料的龟裂和成形时的压曲的发生，引起部件特性的恶化。

特别是为了得到耐磨损性而对成形原材料实施渗碳淬火及回火后，通过热处理而产生残留应力，因此成为从上述的龟裂部及压曲部招致裂纹的发生及进展的状态。为了作为驱动系统部件使用，相对于起动时的齿轮的咬入等引起的瞬间性地大的载荷的负载，要求得到为了不发生脆性破坏的的耐冲击特性，因此，对于上述钢板，要求确保优异的冷锻性和渗碳淬火回火后的耐冲击特性。

至今为止，关于改善钢板的冷锻性和渗碳后的耐冲击特性的技术，已经提出了很多方案(例如，参照专利文献1～5)。

例如，专利文献1中，作为通过抑制渗碳热处理中的晶粒的粗大化而使韧性提高的机械结构用钢，公开了如下的机械结构用钢，其以质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.05～2.0％、Mn：0.10～0.50％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：1.80～3.00％、Al：0.005～0.050％、Nb：0.02～ 0.10％、N：0.0300％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，冷加工前的组织为铁素体/珠光体组织，该铁素体粒径的平均值为15μm以上。

专利文献2中，作为冷加工性和渗碳淬火性优异的钢，公开了如下的钢，其含有C：0.15～0.40％、Si：1.00％以下、Mn：0.40％以下、sol.Al： 0.02％以下、N：0.006％以下、B：0.005～0.050％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，并且，具有以铁素体相和石墨相为主体的组织。

专利文献3中公开了冲击强度优异的渗碳锥齿轮用钢材、高韧性渗碳锥齿轮及其制造方法。

专利文献4中公开了一种渗碳部件用钢，其相对于球状化退火后、进行冷锻、通过渗碳淬火回火工序而制造的部件，具有优异的加工性、并且在之后的渗碳中也抑制晶粒的粗大化，具有优异的耐冲击特性、耐冲击疲劳特性。

专利文献5中，作为等离子体渗碳用冷工具钢，公开了如下的钢：其含有C：0.40～0.80％、Si：0.05～1.50％、Mn：0.05～1.50％、及V：1.8～ 6.0％，还含有选自Ni：0.10～2.50％、Cr：0.1～2.0％、及Mo：3.0％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2013－040376号公报

专利文献2：日本特开平06－116679号公报

专利文献3：日本特开平09－201644号公报

专利文献4：日本特开2006－213951号公报

专利文献5：日本特开平10－158780号公报

发明内容

发明要解决的课题

专利文献1的机械结构用钢的组织为铁素体+珠光体的组织，该组织与铁素体+渗碳体组织相比，具有大的硬度，因此无法抑制冷锻中的模具的损耗，未必能说是冷锻性优异的机械结构用钢。

专利文献2的钢中，对于渗碳体的石墨化处理而言，必须进行高温下的退火，无法抑制成品率的降低和制造成本的增加。

专利文献3的制造方法需要在冷锻及渗碳处理后进一步进行热锻，由于热锻变得必需，从而不是达到彻底的低成本化的制造方法。

专利文献4的渗碳部件用钢在给予大的变形的冷锻中是否能实现同样的效果是不明确的，进而，具体的组织形态和组织的控制方法也不明确，因此，不能说是在近年扩大应用的板锻造等冷加工中给予大的变形而进行锻造的成形中也显示优异的加工性的钢。

专利文献5中，对于关于钢的成形性、特别是用于使冷锻性提高的最适的成分及组织形态的见解及技术没有任何公开。

本发明鉴于上述以往技术的实情，以提供冷锻性和渗碳淬火回火后的耐冲击特性优异、特别是适合于通过板成形而得到高循环齿轮等部件的钢板及其制造方法为课题。

用于解决课题的手段

为了解决上述课题，得到适合于驱动系统部件等的原材料的钢板，可以理解的是，在含有为了提高淬火性而需要的C的钢板中，增大铁素体的粒径，将碳化物(主要是渗碳体)以适当的粒径球状化，减少珠光体组织即可。这依据以下的理由。

铁素体相的硬度低，延性高。因此，在以铁素体作为主体的组织中，通过增大其粒径，能提高原材料成形性。

碳化物通过适当地分散到金属组织中，能维持原材料成形性，并赋予优异的耐磨损性和转动疲劳特性，因此是在驱动系统部件中不可缺少的组织。此外，钢板中的碳化物是用于阻碍滑动的坚固的粒子，通过使碳化物存在于铁素体晶界，能防止越过晶体晶界的滑动的传播，抑制剪切带的形成，使冷锻性提高，同时使钢板的成形性也提高。

但是，渗碳体是硬且脆的组织，以与铁素体的层状组织即珠光体的状态存在时，钢变得硬且脆，因此必须以球状存在。考虑到冷锻性和锻造时的龟裂的发生时，其粒径必须为适当的范围。

但是，用于实现上述组织的制造方法至今为止还未公开。因此，本发明人们对于用于实现上述组织的制造方法进行了深入研究。

其结果发现，为了将热轧后的卷取后的钢板的金属组织形成为片层间距小的微细的珠光体或在细的铁素体中分散有渗碳体的贝氏体组织，在较低温度(400℃～550℃)下卷取。通过在较低温度下卷取，分散在铁素体中的渗碳体也变得容易球状化。接着，作为第1段退火，通过Ac1点下方的温度下的退火将渗碳体部分地球状化。接着，作为第2段退火，通过Ac1 点与Ac3点间的温度(所谓的铁素体和奥氏体的二相域)下的退火，使铁素体晶粒的一部分残留，并使一部分发生奥氏体相变。然后进行缓慢冷却而使残留的铁素体晶粒成长，并以其为核使奥氏体进行铁素体相变，由此得到大的铁素体相，并使渗碳体在晶界处析出，能实现上述组织。

即，发现关于同时满足淬火性和成形性的钢板的制造方法，即使单一地对热轧条件或退火条件等进行研究，也难以实现，而通过热轧/退火工序等所谓的连续工序达到最适化，能够实现。

此外，发现为了改善冷锻时的拉深成形性，需要降低塑性各向异性，对该改善而言，热轧条件的调整是重要的。

本发明基于这些见解而完成，其要旨如下所述。

(1)一种钢板，其特征在于，其为成分组成以以质量％计含有C：0.10～ 0.40％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.30～1.00％、Al：0.001～0.10％、Cr： 0.50～2.00％、Mo：0.001～1.00％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、N： 0.020％以下、O：0.020％以下、Ti：0.010％以下、B：0.0005％以下、Sn： 0.050％以下、Sb：0.050％以下、As：0.050％以下、Nb：0.10％以下、V： 0.10％以下、Cu：0.10％以下、W：0.10％以下、Ta：0.10％以下、Ni：0.10％以下、Mg：0.050％以下、Ca：0.050％以下、Y：0.050％以下、Zr：0.050％以下、La：0.050％以下、及Ce：0.050％以下、剩余部分为Fe及杂质的低碳钢板，上述低碳钢板的金属组织满足：碳化物粒径为0.4～2.0μm、珠光体面积率为6％以下、及铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，上述低碳钢板的维氏硬度为100HV以上且 180HV以下。

(2)一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造上述(1)的钢板的制造方法，对上述(1)的成分组成的钢坯实施在650℃以上且950℃以下的温度域中完成热精轧的热轧而制成热轧钢板，将上述热轧钢板在400℃ 以上且600℃以下卷取，对卷取的热轧钢板实施酸洗，对经酸洗的热轧钢板实施以30℃/小时以上且150℃/小时以下的加热速度加热至650℃以上且 720℃以下的退火温度、并保持3小时以上且60小时以下的第1段退火，接着，对热轧钢板实施以1℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度加热至 725℃以上且790℃以下的退火温度、并保持3小时以上且50小时以下的第 2段退火，将退火后的热轧钢板以1℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却速度冷却至650℃。

发明效果

根据本发明，能提供冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性优异、特别是适合于通过板成形而得到高循环齿轮等部件的钢板及其制造方法。

附图说明

图1是示意地表示冷锻试验的概要和通过冷锻导入的龟裂的形态的图。 (a)表示从热轧钢板切出的圆盘状试验材，(b)表示冷锻后的试验材的形状，(c)表示冷锻后的试验材的截面形态。

图2是示意地表示评价实施了渗碳淬火回火的样品的耐冲击特性的落锤试验的概要的图。

图3是表示晶界碳化物的个数相对于晶内碳化物的个数的比率与冷锻试验片的龟裂长度及渗碳淬火回火后的耐冲击特性的关系的图。

图4是表示晶界碳化物的个数相对于晶内碳化物的个数的比率与冷锻试验片的龟裂长度及渗碳淬火回火后的耐冲击特性的其他关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。首先，关于本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。这里，成分组成涉及的“％”是指“质量％”。

[C：0.10～0.40％]

C是在钢中形成碳化物、对于钢的强化及铁素体晶粒的微细化有效的元素。为了抑制冷加工中的梨皮面的发生、确保冷锻部件的表面美观，必须抑制铁素体粒径的粗大化，但是，低于0.10％时，碳化物的体积率不足，变得无法抑制退火中的碳化物的粗大化，因此，C设为0.10％以上。优选为0.11％以上。

另一方面，超过0.40％时，碳化物的体积率增加，在瞬间负载载荷时成为断裂的起点的裂纹大量生成，招致耐冲击特性的降低，因此，C设为 0.40％以下。优选为0.38％以下。

[Si：0.01～0.30％]

Si是作为脱氧剂起作用、并且对碳化物的形态产生影响的元素。为了降低得到脱氧效果的铁素体晶内的碳化物的个数、使铁素体晶界上的碳化物的个数增加，需要通过2段步骤型的退火，在退火中使奥氏体相生成，在暂时将碳化物溶解后缓缓冷却，促进碳化物向铁素体晶界生成。

Si超过0.30％时，铁素体的延性降低，在冷锻时容易产生裂纹，冷锻性和渗碳淬火回火后的耐冲击特性降低，因此，Si设为0.30％以下。优选为0.28％以下。

Si越少越优选，但是，低于0.01％的降低招致精炼成本的大幅增加，因此，Si设为0.01％以上。优选为0.02％以上。

[Mn：0.30～1.00％]

Mn是在2段步骤型的退火中控制碳化物的形态的元素。低于0.30％时，在第2段退火后的缓慢冷却中，难以使碳化物在铁素体晶界上生成，因此， Mn设为0.30％以上。优选为0.33％以上。

另一方面，超过1.00％时，渗碳淬火回火后的韧性降低，因此，Mn 设为1.00％以下。优选为0.96％以下。

[Al：0.001～0.10％]

Al是作为钢的脱氧剂起作用、使铁素体稳定化的元素。低于0.001％时，无法充分地得到添加效果，因此，Al设为0.001％以上。优选为0.004％以上。

另一方面，超过0.10％时，使晶界上的碳化物的个数比例降低，招致冷锻时的龟裂长度的增加，因此，Al设为0.10％以下。优选为0.09％以下。

[Cr：0.50～2.00％]

Cr及Mo是使韧性提高的元素。Cr是对热处理时的碳化物的稳定化有效的元素。低于0.50％时，难以在渗碳时使碳化物残存，招致表层的奥氏体粒径的粗大化，引起耐冲击特性的降低，因此，Cr设为0.50％以上。优选为0.52％以上。

另一方面，超过2.00％时，碳化物中的Cr的浓化量增加，在通过2段步骤型的退火生成的奥氏体相中，微细的碳化物大量残存，因此在缓慢冷却后在晶内也存在碳化物，招致硬度的增加和晶界碳化物的个数比率的降低，冷锻性降低，因此，Cr设为2.00％以下。优选为1.94％以下。

[Mo：0.001～1.00％]

Mo是对碳化物的形态控制有效的元素。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，Mo设为0.001％以上。优选为0.017％以上。

另一方面，超过1.00％时，Mo在碳化物中浓化，在奥氏体相中也稳定的碳化物增多，因此在缓慢冷却后在晶内也存在碳化物，招致硬度的增加和晶界碳化物的个数比率的降低，冷锻性降低，因而，Mo设为1.00％以下。优选为0.94％以下。

以下的元素为杂质，需要控制在一定量以下。

[P：0.020％以下]

P是向铁素体晶界偏析、抑制晶界碳化物的生成的元素。越少越优选。 P的含量可以为0，但是，在精炼工序中，为了高纯度化至低于0.0001％，在精炼中需要长时间，招致制造成本的大幅增加，因此实质的下限为 0.0001～0.0013％。

另一方面，超过0.020％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，P设为0.020％以下。优选为0.018％以下。

[S：0.010％以下]

S是形成MnS等非金属夹杂物的杂质元素。非金属夹杂物在冷锻时成为裂纹发生的起点，因此，S越少越优选。S的含量可以为0，但是，将S 减少至低于0.0001％时，精炼成本大幅增加，因此，实质的下限为0.0001～ 0.0012％。

另一方面，超过0.010％时，招致冷锻时的龟裂长度的增加，因此，S 设为0.010％以下。优选为0.009％以下。

[N：0.020％以下]

N是向铁素体晶界偏析、抑制晶界上的碳化物的生成的元素。越少越优选。N的含量可以为0，但是，减少至低于0.0001％时，精炼成本大幅增加，因此，实质的下限为0.0001～0.0006％。

另一方面，超过0.020％时，即使实施2相域退火及缓慢冷却，铁素体晶界上的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比变得低于1，冷锻性降低，因此，N设为0.020％以下。优选为0.017％以下。

[O：0.0001～0.020％]

O是在钢中形成氧化物的元素。在铁素体晶内存在的氧化物成为碳化物的生成位点，因此越少越优选。O的含量可以为0，但是，将O降低至低于0.0001％时，精炼成本大幅增加，因此，实质的下限为0.0001～ 0.0006％。

另一方面，超过0.020％时，铁素体晶界上的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比变得低于1，冷锻性降低，因此，O设为0.020％以下。优选为0.017％以下。

[Ti：0.010％以下]

Ti是对碳化物的形态的控制而言重要的元素，是通过大量的含有而促进铁素体晶内的碳化物的生成的元素，越少越优选。Ti的含量可以为0，但是，降低至低于0.0001％时，精炼成本大幅增加，因此，实质的下限为 0.0001～0.0006％。

另一方面，超过0.010％时，铁素体晶界上的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比变得低于1，冷锻性降低，因此，Ti设为0.010％以下。优选为0.007％以下。

[B：0.0005％以下]

B是对冷锻时的位错的滑动的控制有效的元素。通过大量的含有而限制滑动类的活动，因此，B越少越优选。B的含量可以为0。为了检测低于 0.0001％的B，需要细心的注意，并且根据分析装置，达到检测下限以下。

另一方面，超过0.0005％时，在通过冷锻而形成的剪切带中位错的交叉滑动被抑制，变形局部地集中而产生裂纹，因此B设为0.0005％以下。优选为0.0005％以下。

[Sn：0.050％以下]

Sn是从钢原料(废料)混入的元素，越少越优选。Sn的含量可以为0，但是，降低至低于0.001％时，精炼成本大幅增加，因此，实质的下限为 0.001～0.002％。

另一方面，超过0.050％时，铁素体脆化，冷锻性降低，因此，Sn设为0.050％以下。优选为0.048％以下。

[Sb：0.050％以下]

Sb与Sn同样地为从钢原料(废料)混入的元素。Sb向晶界偏析，使晶界碳化物的个数比率降低，因此，越少越优选。Sb的含量可以为0，但是，降低至低于0.001％时，精炼成本大幅增加，因此，实质的下限为0.001～ 0.002％。

另一方面，超过0.050％时，冷锻性降低，因此，Sb设为0.050％以下。优选为0.048％以下。

[As：0.050％以下]

As与Sn、Sb同样地为从钢原料(废料)混入的元素。As向晶界偏析，使晶界碳化物的个数比率降低，因此，越少越优选。As的含量可以为0，但是，降低至低于0.001％时，精炼成本大幅增加，因此，实质的下限为 0.001～0.002％。

另一方面，超过0.050％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，As设为0.050％以下。优选为0.045％以下。

本发明钢板将上述元素作为基本元素，但是，出于提高冷锻性或其他特性的目的，还可以含有以下的元素。为了得到本发明的效果，以下的元素不是必需的，因此含量可以为0。

[Nb：0.10％以下]

Nb是对碳化物的形态控制有效的元素，并且是将组织微细化而有助于提高韧性的元素。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选 Nb设为0.001％以上。更优选为0.002％以上。

另一方面，超过0.10％时，微细的Nb碳化物大量析出，强度过度上升，并且，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，Nb设为0.10％以下。优选为0.09％以下。

[V：0.10％以下]

V与Nb同样地是对碳化物的形态控制有效的元素，并且是将组织微细化而有助于提高韧性的元素。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选V设为0.001％以上。更优选为0.004％以上。

另一方面，超过0.10％时，微细的V碳化物大量析出，强度过度上升，并且，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，V设为0.10％以下。优选为0.09％以下。

[Cu：0.10％以下]

Cu是形成微细的析出物、有助于强度的提高的元素。低于0.001％时，无法充分得到强度提高效果，因此，优选Cu设为0.001％以上。更优选为 0.008％以上。

另一方面，超过0.10％时，在热轧中表现出热脆性，生产性降低，因此，Cu设为0.10％以下。优选为0.09％以下。

[W：0.10％以下]

W也与Nb、V同样地为对碳化物的形态控制有效的元素。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选W设为0.001％以上。更优选为 0.003％以上。

另一方面，超过0.10％时，微细的W碳化物大量析出，强度过度上升，并且，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，W设为0.10％以下。优选为0.08％以下。

[Ta：0.10％以下]

Ta也与Nb、V、W同样地为对碳化物的形态控制有效的元素。低于 0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选Ta设为0.001％以上。优选为为0.007％以上。

另一方面，超过0.10％时，微细的W碳化物大量析出，强度过度上升，并且，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，Ta设为0.10％以下。优选为0.09％以下。

[Ni：0.10％以下]

Ni为对部件的耐冲击特性的提高有效的元素。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选Ni设为0.001％以上。更优选为0.002％以上。

另一方面，超过0.10％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，Ni设为0.10％以下。优选为0.09％以下。

[Mg：0.050％以下]

Mg为通过微量的添加能控制硫化物的形态的元素。低于0.0001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选Mg设为0.0001％以上。更优选为 0.0008％以上。

另一方面，超过0.050％时，铁素体脆化，冷锻性降低，因此，Mg设为0.050％以下。优选为0.049％以下。

[Ca：0.050％以下]

Ca与Mg同样地为通过微量的添加能控制硫化物的形态的元素。低于 0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选Ca设为0.001％以上。更优选为0.003％以上。

另一方面，超过0.050％时，生成粗大的Ca氧化物，在冷锻时成为裂纹产生的起点，因此，Ca设为0.050％以下。优选为0.04％以下。

[Y：0.050％以下]

Y与Mg、Ca同样地为通过微量的添加能控制硫化物的形态的元素。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选Y设为0.001％以上。更优选为0.003％以上。

另一方面，超过0.050％时，生成粗大的Y氧化物，在冷锻时成为裂纹产生的起点，因此，Y设为0.050％以下。优选为0.031％以下。

[Zr：0.050％以下]

Zr与Mg、Ca、Y同样地为通过微量的添加能控制硫化物的形态的元素。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，优选Zr设为0.001％以上。更优选为0.004％以上。

另一方面，超过0.050％时，生成粗大的Zr氧化物，在冷锻时成为裂纹产生的起点，因此，Zr设为0.050％以下。优选为0.045％以下。

[La：0.050％以下]

La为通过微量的添加而对硫化物的形态控制有效的元素，并且是在晶界偏析、使晶界碳化物的个数比率降低的元素。低于0.001％时，无法充分得到形态控制效果，因此，优选La设为0.001％以上。更优选为0.003％以上。

另一方面，超过0.050％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，La设为0.050％以下。优选为0.047％以下。

[Ce：0.050％以下]

Ce与La同样地为通过微量的添加而能控制硫化物的形态的元素，并且是在晶界偏析、使晶界碳化物的个数比率降低的元素。低于0.001％时，无法充分得到形态控制效果，因此，优选Ce设为0.001％以上。更优选为 0.003％以上。

另一方面，超过0.050％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此，Ce设为0.050％以下。优选为0.046％以下。

另外，本发明钢板的成分组成的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。

接着，对本发明的钢板的组织进行说明。

本发明钢板的组织实质上为由铁素体和碳化物构成的组织。碳化物除了铁与碳的化合物即渗碳体(Fe₃C)之外，还为将渗碳体中的Fe原子用 Mn、Cr等置换而得到的化合物、合金碳化物(M₂₃C₆、M₆C、MC等，M 为Fe及其他金属元素)。

将钢板成形为规定的部件形状时，在钢板的显微组织中形成剪切带，在剪切带的附近，滑动变形集中发生。滑动变形伴有位错的增殖，在剪切带的附近，形成位错密度高的区域。伴随着向钢板赋予的变形量的增加，滑动变形被促进，位错密度增加。

在冷锻中，实施以等效变形计超过1的强加工。因此，在以往的钢板中，无法防止伴随位错密度的增加的空隙和/或裂纹的发生，难以使冷锻性提高。

为了解决该困难的课题，抑制成形时的剪切带的形成是有效的。在显微组织的观点方面，可以将剪切带的形成理解为在某一个晶粒中产生的滑动越过晶体晶界后向相邻的晶粒连续地传播的现象。因此，为了抑制剪切带的形成，需要防止越过晶体晶界的滑动的传播。

钢板中的碳化物是阻碍滑动的坚固的粒子，通过使碳化物存在于铁素体晶界处，能抑制剪切带的形成，提高冷锻性。

为了得到这样的效果，碳化物需要以适当的大小分散在金属组织中。因此，碳化物的平均粒径设为0.4μm以上且2.0μm以下。碳化物的粒径低于0.4μm时，钢板的硬度显著地增加，冷锻性降低。更优选为0.6μm以上。

另一方面，碳化物的平均粒径超过2.0μm时，在冷成形时，碳化物成为龟裂的起点。更优选为1.95μm以下。

此外，铁的碳化物即渗碳体是硬且脆的组织，以与铁素体的层状组织即珠光体的状态存在时，钢变得硬且脆。因此，需要尽量减少珠光体，本发明的钢板中，以面积率计设为6％以下。

珠光体具有特有的片层组织，因此能通过SEM、光学显微镜观察来进行区分。通过在任意的截面中计算片层组织的区域，能求出珠光体的面积率。

若基于理论及原则，则认为冷锻性强烈地受到铁素体晶界的碳化物的被覆率的影响，要求其高精度的测定，但是，为了测定3维空间中的铁素体晶界上的碳化物的被覆率，在扫描型电子显微镜内反复进行利用FIB的样品切削和观察的连续切片(serialsectioning)SEM观察、或者3维EBSP 观察变得必须，需要大量的测定时间，并且技术诀窍的积累变得不可欠缺。

本发明人们清楚这一点，探索了更简单且精度高的评价指标，结果本发明人们发现，若以铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率为指标，则能评价冷锻性，铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1时，能显著提高冷锻性。

另外，冷锻时发生的钢板的压曲、折入(折込み)、折叠(たたみ込み) 均是通过伴随着剪切带的形成的变形的局部化而引起的，因此，若同样地通过使碳化物存在于铁素体晶界，使剪切带的形成及变形的局部化缓和，则能抑制压曲、折入、折叠的发生。

碳化物的观察通过扫描型电子显微镜进行。在观察前，将组织观察用的样品进行利用砂纸的湿式研磨及利用具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，用饱和苦味酸－乙醇溶液对组织进行蚀刻。

将观察的倍率设为3000倍，将板厚1/4层中30μm×40μm的视野随机地拍摄8张。对得到的组织图像利用以三谷商事株式会社制(Win ROOF) 为代表的图像解析软件详细地测定该区域中所含的各碳化物的面积。由各碳化物的面积求出当量圆直径(＝2×√(面积/3.14))，将其平均值作为碳化物粒径。

另外，为了抑制由噪声引起的测定误差的影响，面积为0.01μm²以下的碳化物从评价的对象中排除。

对铁素体晶界上存在的碳化物的个数进行计数，从总碳化物数减去晶界上的碳化物数，求出铁素体晶内的碳化物数。基于测定的个数，计算晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的比率。

作为退火后的组织，通过将铁素体粒径设为3.0μm以上且50.0μm以下，能改善冷锻性。铁素体粒径低于3μm时，硬度增加，在冷锻时容易产生龟裂或裂纹，因此，铁素体粒径优选为3.0μm以上。更优选为7.5μm以上。

另一方面，铁素体粒径超过50.0μm时，抑制滑动的传播的晶体晶界上的碳化物的个数减少，冷锻性降低，因此，铁素体粒径优选为50.0μm以下。更优选为37.9μm以下。

关于铁素体粒径，按照上述的顺序，将组织观察用的样品的观察面研磨成镜面后，用3％硝酸－乙醇溶液进行了蚀刻，将得到的观察面的组织通过光学显微镜或扫描型电子显微镜进行观察，对拍摄的图像用线段法测定铁素体粒径。

通过将钢板的维氏硬度设为100HV以上且180HV以下，能改善冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性。维氏硬度低于100HV时，在冷锻中容易发生压曲，发生压曲部的折入及折叠，耐冲击特性降低，因此，维氏硬度设为100HV以上。优选为110HV以上。

另一方面，维氏硬度超过180HV时，延性降低，在冷锻时容易产生内部裂纹，耐冲击特性恶化，因此，维氏硬度设为180HV以下。优选为170HV 以下。

接着，对冷锻性的评价方法进行说明。

图1示意地表示冷锻试验的概要与通过冷锻导入的龟裂的形态。图1 (a)表示从热轧钢板切出的圆盘状试验材，图1(b)表示冷锻后的试验材的形状，图1(c)表示冷锻后的试验材的截面形态。

如图1所示，从板厚5.2mm的热轧钢板切出直径70mm的圆盘状试验材1(参照图1(a))，通过深拉深制作底面的直径为30mm的杯状试验材 (未图示)。接着，使用森铁工制的单次成形压力机(one shot forming pressing machine)将杯状试验材的纵壁部以增厚比1.54(＝8mm/5.2mm) 进行增厚成形(冷锻)，制作直径为30mm、高度为30mm、纵壁厚为8mm 的杯状试验材2(参照图1(b))。

将实施了增厚成形的杯状试验材2用FANUC制的电火花线切割机按直径部的截面露出的方式切断(参照图1(c))。对切断面进行镜面研磨，确认在切断面存在龟裂3，测定纵壁部中存在的龟裂的最大长度L相对于增厚后的纵壁部的厚度的比例(＝龟裂的最大长度L/增厚后的纵壁部的厚度8mm)。通过该测定值评价冷锻性。

另外，即使在初期板厚为5.2mm以外的情况下，只要按照增厚后的纵壁的高度成为30mm的方式调整切出的圆盘状试验材的直径，以相同的1.54 的增厚比进行成形，则能与初期板厚无关地再现评价结果，因此，本发明作为对象的热轧钢板并不限定于板厚5.2mm的热轧钢板。本发明在通常的板厚(2～15mm)的热轧钢板中也能使冷锻性和渗碳淬火回火后的耐冲击特性提高。

接着，对本发明的制造方法进行说明。本发明的制造方法的技术思想是在由上述的成分组成的钢坯制造钢板时，将热轧条件和退火条件连续地管理，使冷锻性和渗碳淬火回火后的耐冲击特性提高。

对本发明的制造方法的特征进行说明。

[热轧的特征]

将具有所需要的成分组成的钢水连续铸造而制成板坯，将该板坯按照常规方法直接供于热轧，或者暂时冷却后加热而供于热轧，在650℃以上且 950℃以下的温度域中结束热精轧。将精轧后的热轧钢板在ROT上冷却，在400℃以上且600℃以下的卷取温度下卷取。

[退火的特征]

对热轧钢板在酸洗后实施在2个温度域下保持的2段步骤型的退火，但是，此时，在第1段退火中，对热轧钢板实施以30℃/小时以上且150℃/ 小时以下的加热速度加热至退火温度，在650℃以上且720℃以下的温度域保持3小时以上且60小时以下的退火。

在接着的第2段退火中，对热轧钢板实施以1℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度加热至退火温度，在725℃以上且790℃以下的温度域保持 3小时以上且50小时以下的退火。

接着，将退火后的热轧钢板以1℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却速度冷却至650℃，然后，冷却至室温。

通过该热轧条件和退火条件的协作，能得到冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性优异的低碳钢板。

以下对本发明的制造方法的工序条件进行具体说明。

[热轧]

热精轧温度：650℃以上且950℃以下

卷取温度：400℃以上且600℃以下

将具有所需要的成分组成的钢水连续铸造而制成板坯，将该板坯直接或暂时冷却后加热而供于热轧，在650℃以上且950℃以下的温度域结束热精轧，将热轧钢板在400℃以上且600℃以下卷取。

板坯加热温度优选为1300℃以下，板坯表层的温度保持在1000℃以上的加热时间优选为7小时以下。

加热温度超过1300℃或者加热时间超过7小时时，板坯表层的脱碳变得显著，在淬火前的加热时，表层的奥氏体晶粒异常地成长，耐冲击特性降低，因此，加热温度优选为1300℃以下，加热时间优选为7小时以下。更优选加热温度为1280℃以下，加热时间为6小时以下。

热精轧在650℃以上且950℃以下的温度下结束。热精轧温度低于 650℃时，由于钢材的变形阻力增加，因而轧制负荷显著增高，进而，辊磨损量增大，生产性降低，因此，热精轧温度设为650℃以上。优选为680℃ 以上。

另一方面，热精轧温度超过950℃时，在通过ROT(Run Out Table，输出辊道)中生成厚的氧化皮，起因于该氧化皮而在钢板表面产生瑕疵，在冷锻时和/或渗碳淬火回火后施加冲击载荷时，以瑕疵为起点而产生龟裂，耐冲击特性降低，因此，热精轧温度设为950℃以下。优选为920℃以下。

在ROT上将热轧钢板冷却时的冷却速度优选为10℃/秒以上且100℃/ 秒以下。冷却速度低于10℃/秒时，在冷却途中，无法抑制厚的氧化皮的生成和由其引起的瑕疵的发生，耐冲击特性降低，因此，冷却速度优选为10℃/ 秒以上。更优选为20℃/秒以上。

另一方面，从钢板的表层直至内部，以超过100℃/秒的冷却速度将热轧钢板冷却时，最表层部被过度冷却，在最表层部生成贝氏体或马氏体等低温相变组织。

在卷取后将100℃～室温的热轧钢板取出时，在上述低温相变组织中产生微小裂纹，在接着的酸洗工序中难以除去裂纹，在冷锻时和/或渗碳淬火回火后施加冲击载荷时，以裂纹为起点龟裂进展，招致耐冲击特性的降低，因此，冷却速度优选为100℃/秒以下。更优选为80℃/秒以下。

另外，上述冷却速度是指，在热精轧后的热轧钢板通过无注水区间后，在从在注水区间接受水冷却的时刻起在ROT上被冷却至卷取的目标温度为止的时刻中，从各注水区间的冷却设备接受的冷却能力，并非表示从注水开始点至通过卷取机卷取的温度为止的平均冷却速度。

卷取温度设为400℃以上且600℃以下。这是比通常的卷取温度低的温度。通过将按上述条件制造的热轧钢板在该温度范围中卷取，能将钢板的组织形成为在微细的铁素体中分散有碳化物的贝氏体组织。

卷取温度低于400℃时，在卷取前未相变的奥氏体相变成硬的马氏体，在卷取的热轧钢板的取出时，在表层产生裂纹，耐冲击特性降低，因此，卷取温度设为400℃以上。优选为430℃以上。

另一方面，卷取温度超过600℃时，生成片层间距大的珠光体，形成热稳定性高的厚的针状的碳化物，在2段步骤型的退火后也残留针状的碳化物。在冷锻时，以该针状的碳化物为起点，产生龟裂并进展，因此，卷取温度设为600℃以下。优选为570℃以下。

对按上述条件制造的热轧钢板在酸洗后实施在2个温度域中保持的2 段步骤型的退火。通过对热轧钢板实施2段步骤型的退火，控制碳化物的稳定性，促进铁素体晶界上的碳化物的形成。

首先，对2段步骤型的退火的技术思想进行说明。

通过将第1段退火在Ac1点以下的温度域实施，使碳化物粗大化，使添加元素浓化，提高碳化物的热稳定性。之后，升温至Ac1点以上的温度域，使奥氏体在组织中生成，使微细的铁素体晶内的碳化物在奥氏体中溶解，使粗大的碳化物在奥氏体中残存。

通过之后的缓慢冷却，使奥氏体相变为铁素体，提高了奥氏体中的碳浓度。通过进行缓慢冷却，碳原子吸附于在奥氏体中残存的碳化物上，碳化物和奥氏体覆盖铁素体的晶界，最终能形成在铁素体晶界中碳化物大量存在的组织。因此，可知本发明中规定的组织无法仅通过单纯的退火来形成。

以下，对具体的退火条件进行说明。

[第1段退火]

到退火温度为止的加热速度：30℃/小时以上且150℃/小时以下

退火温度：650℃以上且720℃以下

退火温度下的保持时间：3小时以上且60小时以下

将到第1段退火温度为止的加热速度设为30℃/小时以上且150℃/小时以下。加热速度低于30℃/小时时，在升温中需要时间，生产性降低，因此，加热速度设为30℃/小时以上。优选为40℃/小时以上。

另一方面，加热速度超过150℃/小时时，卷材的外周部与内部的温度差增大，起因于热膨胀差而产生擦伤或烧熔，在钢板表面生成凹凸。在冷锻时，以该凹凸为起点而产生龟裂，招致冷锻性的降低及渗碳淬火回火后的耐冲击特性的降低，因此，加热速度设为150℃/小时以下。优选为120℃/ 小时以下。

第1段退火的退火温度(第1段退火温度)设为650℃以上且720℃以下。第1段退火温度低于650℃时，碳化物的稳定度不足，在第2段退火中，难以使碳化物残存于奥氏体中，因此，第1段退火温度设为650℃以上。优选为670℃以上。

另一方面，退火温度超过720℃时，在碳化物的稳定度提高前，生成奥氏体，变得无法控制上述的组织变化，因此，退火温度设为720℃以下。优选为700℃以下。

第1段退火的保持时间(第1段的保持时间)设为3小时以上且60小时以下。第1段的保持时间低于3小时时，碳化物的稳定化不充分，在第2 段退火中，难以使碳化物残存，因此，第1段的保持时间设为3小时以上。优选为10小时以上。

另一方面，第1段的保持时间超过60小时时，无法预料进一步的碳化物的稳定度的提高，进而，招致生产性的降低，因此，第1段的保持时间设为60小时以下。优选为50小时以下。

[第2段退火]

到退火温度为止的加热速度：1℃/小时以上且80℃/小时以下

退火温度：725℃以上且790℃以下

退火温度下的保持时间：3小时以上且50小时以下

在第1段退火的保持结束后，将热轧钢板以1℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度加热至退火温度。不进行该第2段退火而冷却的情况下，铁素体粒径不会增大，无法得到理想的组织。

在第2段退火中，奥氏体从铁素体晶界处生成并成长。通过减慢加热速度，能抑制奥氏体的核生成，在缓慢冷却后得到的组织中，能提高碳化物的晶界被覆率。因此，优选第2段退火中的加热速度小。

加热速度低于1℃/小时时，升温需要时间，生产性降低，因此，加热速度设为1℃/小时以上。优选为10℃/小时以上。

另一方面，加热速度超过80℃/小时时，卷材的外周部与内部的温度差增大，起因于由相变引起的大的热膨胀差，产生擦伤或烧熔，在钢板表面生成凹凸。在冷锻时，以该凹凸为起点而生成龟裂，招致冷锻性的降低及渗碳淬火回火后的耐冲击特性的降低，因此，加热速度设为80℃/小时以下。

第2段退火中的退火温度(第2段退火温度)设为725℃以上且790℃ 以下。第2段退火温度低于725℃时，奥氏体的生成量变少，在第2段退火后的冷却后，铁素体晶界上的碳化物的个数比率降低，并且，铁素体粒径变小。因此，第2段退火温度设为725℃以上。优选为735℃以上。

另一方面，第2段退火温度超过790℃时，难以使碳化物残存在奥氏体中，难以控制成上述的组织变化，因此，第2段退火温度设为790℃以下。优选为780℃以下。

第2段退火中的保持时间(第2段的保持时间)设为1小时以上且50 小时以下。第2段的保持时间低于1小时时，奥氏体量的生成量少，并且，铁素体晶内的碳化物的溶解不充分，难以使铁素体晶界上的碳化物的个数比率增加，并且，铁素体粒径变小，因此，第2段的保持时间设为1小时以上。优选为5小时以上。

另一方面，第2段的保持时间超过50小时时，难以使碳化物残存在奥氏体中，因此，第2段的保持时间设为50小时以下。优选为45小时以下。

[退火后的冷却]

冷却停止温度：650℃

冷却速度：1℃/小时以上且100℃/小时以下

第2段退火的保持结束后，将退火后的热轧钢板以1℃/小时以上且 100℃/小时以下的冷却速度缓慢冷却至650℃。缓慢冷却的停止温度超过 650℃时，通过之后的到室温为止的超过100℃/小时的冷却速度，未相变的奥氏体相变成珠光体或贝氏体，硬度增加，冷锻性降低，因此，冷却停止温度设为650℃。

为了将在第2段退火中生成的奥氏体冷却，使其相变成铁素体，同时使碳吸附到在奥氏体中残存的碳化物上，优选冷却速度慢。冷却速度低于 1℃/小时时，为了冷却所需要的时间增大，生产性降低，因此，冷却速度设为1℃/小时以上。优选为10℃/小时以上。

另一方面，冷却速度超过100℃/小时时，奥氏体相变成珠光体，钢板的硬度增加，招致冷锻性的降低及渗碳淬火回火后的耐冲击特性的降低，因此，冷却速度设为100℃/小时以下。优选为90℃/小时以下。

这里，冷却停止温度为应该通过上述冷却速度进行控制的温度，只要将到650℃为止的冷却以1℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却速度进行，则对于向650℃以下的冷却，没有特别限制。

另外，退火的气氛不限定于特定的气氛。例如，可以为95％以上的氮的气氛、95％以上的氢的气氛、及大气气氛中的任一种。

如以上说明，根据将本发明的热轧条件和退火条件连续地管理、进行钢板的组织控制的制造方法，能制造在组合了拉深、增厚成形的冷锻中发挥优异的冷锻性、进而渗碳淬火回火后的耐冲击特性也优异的低碳钢板。

实施例

接着，对实施例进行说明，但是，实施例的水准是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的实行条件的一个例子，本发明并不限定于该一个条件例。本发明在不脱离本发明的要旨、达成本发明的目的的情况下，能采用各种条件。

将具有表1中所示的成分组成的连续铸造铸坯(钢锭)在1240℃下加热 1.8小时后，供于热轧。在890℃结束热精轧，在ROT上以45℃/秒的冷却速度冷却至520℃，在510℃下卷取，制造了板厚为5.2mm的热轧卷材。

将热轧卷材酸洗，将卷材装入箱型退火炉内，将气氛控制为95％氢－ 5％氮后，以100℃/小时的加热速度从室温加热至705℃，在705℃下保持 36小时，将卷材内的温度分布均匀化。然后，以5℃/小时的加热速度加热至760℃，进而，在760℃下保持10小时后，以10℃/小时的冷却速度冷却至650℃，然后炉冷至室温，制作了特性评价用的样品。

样品的组织通过上述的方法观察，冷锻后的样品中存在的龟裂长度通过上述的方法测定。

增厚成型的样品的渗碳通过气体渗碳来实施。为了使碳从炉内气氛气体中通过样品表层而向钢内部扩散，进行在将碳势控制为0.5质量％C的炉内在940℃下保持120分钟的处理，然后，炉冷至室温。

接着，从室温加热至840℃后，进行20分钟的保持，在60℃的油中淬火。对淬火样品实施在170℃下保持60分钟后进行空气冷却的回火处理，制作了渗碳淬火回火样品。

渗碳淬火回火样品的耐冲击性通过落锤试验来评价。图2示意地表示用于评价实施了渗碳淬火回火的样品的耐冲击特性的落锤试验的概要。将实施了渗碳淬火回火的杯状的样品4的杯底用夹具固定，使重量为2kg的落锤(上边宽度：50mm、下边宽度：10mm、高度：80mm、长度：110mm) 从离开4m的上部自由落下至杯侧面，向样品4的纵壁部给予约80J的冲击，观察样品的裂纹的有无，评价耐冲击特性。

自由落下的结果是，对于未观察到裂纹或断裂的样品，给予耐冲击特性优异的“OK”的评分，对于观察到裂纹或断裂的样品，给予耐冲击性差的 “NG”的评分。

表2中示出制造的样品的碳化物直径、珠光体面积率、铁素体粒径、维氏硬度、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率、最大龟裂长度相对于纵壁部的板厚的比例、及耐冲击性的测定结果和评价结果。

表2

如表2所示，发明钢A－1、B－1、C－1、D－1、E－1、F－1、G－1、 H－1、I－1、J－1及K－1的铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率均超过1，维氏硬度为100HV以上且180HV以下，冷锻性和渗碳淬火回火后的耐冲击特性优异。

相对于此，比较钢L－1的C量低，冷锻前的硬度低于100HV，因此，冷锻性低。比较钢M－1、P－1及Z－1过量地含有P、Al、N，在第2段退火时，向γ/α界面的偏析量大，因此，晶界中的碳化物的形成被抑制。

比较钢S－1过量地含有Si，铁素体的延性低，因此冷锻性低。比较钢 N－1及T－1分别过量地含有Mo、Cr，因此，在铁素体晶内碳化物微细地分散，并且，硬度超过180HV。比较钢Q－1过量地含有Mn，因此，渗碳淬火回火后的耐冲击特性显著地低。

比较钢O－1的Cr量少，在渗碳时表层的奥氏体晶粒异常地粗大化，因此，耐冲击性低。比较钢R－1由于过量地含有S，因此，在钢中生成粗大的MnS，冷锻性低。比较钢U－1由于过量地含有C，因此，在钢的增厚内部生成粗大的碳化物，在渗碳淬火后也残存粗大的碳化物，因此耐冲击特性低。

比较钢V－1由于Mn量少，难以提高碳化物的稳定度，因此，冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性低。比较钢W－1及X－1由于过量地含有 O、Ti，因而，在铁素体晶内存在的氧化物、TiC在2相域退火后的缓慢冷却中成为碳化物的生成位点，晶界中的碳化物的生成被抑制，冷锻性低。比较钢Y－1由于过量地含有B，因此，冷锻性低。

接着，为了调查制造条件的影响，将具有表1所示的A、B、C、D、E、 F、G、H、I、J及K的成分组成的板坯按照表3所示的热轧条件及退火条件制作了板厚为5.2mm的热轧板退火样品。

表4表示制作的样品的碳化物直径、珠光体面积率、铁素体粒径、维氏硬度、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率、最大龟裂长度相对于纵壁部的板厚的比例、及耐冲击性的测定结果和评价结果。

表4

比较钢E－3的热精轧温度低，轧制载荷增加，生产性低。比较钢D－ 2由于热精轧温度高，在钢板表面生产氧化皮瑕疵，因此，在淬火回火后供于耐磨损试验时，以氧化皮瑕疵为起点，产生龟裂及剥离，耐磨损特性降低。比较钢F－2由于ROT(Run Out Table)中的冷却速度慢，招致生产性的降低和氧化皮瑕疵的发生。

比较钢C－4的ROT中的冷却速度为100℃/秒，钢板的最表层部被过度地冷却，从而在最表层部生成微细的裂纹。比较钢C－2的卷取温度低，贝氏体或马氏体等低温相变组织大量生成而脆化，在热轧卷材的取出时裂纹频发，生产性降低。进而，从裂纹片采集的样品的耐磨损特性低。

比较钢G－2由于卷取温度高，在热轧组织中生成片层间距厚的珠光体，并且针状的粗大的碳化物的热稳定性高，在2段步骤型的退火后，上述碳化物也残存在钢板中，因此，切削性低。比较钢H－4由于2段步骤型的退火的第1段退火中的加热速度慢，因此，生产性低。

比较钢E－3由于第1段退火中的加热速度快，因此，卷材的内部与外周部的温度差大，产生由热膨胀差引起的擦伤及烧熔，在淬火回火后供于耐磨损特性的评价试验时，从瑕疵部产生龟裂及剥离，耐磨损特性降低。

比较钢G－4由于第1段退火中的保持温度(退火温度)低，Ac1点以下的碳化物的粗大化处理不充分，碳化物的热稳定度不充分，从而在第2 段退火中残存的碳化物减少，在缓慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，因此，切削性低。

比较钢D－4由于第1段退火中的保持温度(退火温度)高，在退火中生成奥氏体，无法提高碳化物的稳定度，因此，在退火后生成珠光体，维氏硬度超过180HV，切削性低。比较钢J－4在第1段退火中的保持时间短，无法提高碳化物的稳定度，切削性低。

比较钢F－2除了在第1段退火中的保持时间长、生产性低之外，还产生烧熔瑕疵，耐磨损特性低。比较钢B－4由于在2段步骤型的退火的第2 段退火中的加热速度慢，因此，生产性低。比较钢A－3由于在第2段退火中的加热速度快，因此，卷材的内部与外周部的温度差大，起因于由相变引起的大的热膨胀差的擦伤及烧熔发生，淬火回火后的耐磨损特性低。

比较钢K－2由于第2段退火中的保持温度(退火温度)低，奥氏体的生成量少，无法增加铁素体晶界中的碳化物的个数比例，因此切削性低。比较钢C－4由于第2段退火中的保持温度(退火温度)高，在退火中促进碳化物的溶解，因此，难以在缓慢冷却后使晶界碳化物形成，进而，生成珠光体，维氏硬度超过180HV，切削性低。

比较钢J－3由于第2段退火中的保持时间长，促进碳化物的溶解，因此，切削性低。比较钢D－3中，从第2段退火至650℃为止的冷却速度慢，生产性低，并且，在缓慢冷却后的组织中生成粗大的碳化物，在冷锻时以粗大的碳化物为起点，产生龟裂，冷锻性降低。比较钢I－3中，从第2段退火开始至650℃为止的冷却速度快，在冷却时发生珠光体相变，硬度增加，因此，冷锻性低。

接着，为了调查其他元素的允许含量，将具有表5及表6(接表5)所示的成分组成的连续铸造铸坯(钢锭)在1240℃下加热1.8小时后，供于热轧。在890℃下结束热精轧，在ROT上以45℃/秒的冷却速度冷却至520℃，在510℃下卷取，制造了板厚为5.2mm的热轧卷材。

表5

表6

(接表5)

将热轧卷材酸洗，将热轧卷材装入箱型退火炉内，将气氛控制为95％氢－5％氮后，以100℃/小时的加热速度从室温加热至705℃，在705℃下保持36小时，将卷材内的温度分布均匀化，然后，以5℃/小时的加热速度加热至760℃，进而，在760℃下保持10小时后，以10℃/小时的冷却速度冷却至650℃，然后，炉冷至室温，制作了特性评价用的样品。

另外，样品的组织按照上述方法观察，冷锻后的样品中存在的龟裂长度按照上述方法测定。

表7表示制造的样品的碳化物直径、珠光体面积率、铁素体粒径、维氏硬度、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率、最大龟裂长度相对于纵壁部的板厚的比例、及耐冲击性的测定结果和评价结果。

表7

如表7所示，发明钢AA－1、AB－1、AC－1、AD－1、AE－1、AF －1、AG－1、AH－1、AI－1、AJ－1、AK－1、AL－1、AM－1、AN－1、 AO－1、AP－1、及AQ－1的铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率均超过1，维氏硬度为100HV以上且180HV以下，冷锻性和渗碳淬火回火后的耐冲击特性优异。

相对于此，比较钢AR－1、AS－1、AW－1、AZ－1、BB－1及BF－ 1分别过量地含有La、As、Cu、Ni、Sb、Ce，在第2段退火时向γ/α界面的偏析量增多，因此，抑制了晶界中的碳化物的生成。比较钢BG－1过量地含有Si，铁素体的延性低，因此冷锻性低。

比较钢AT－1、AV－1、BA－1、BC－1、BH－1及BJ－1分别过量地含有Mo、Nb、Cr、Ta、W、V，因此，在铁素体晶内碳化物微细地分散，并且，硬度超过了180HV。比较钢BF－1过量地含有Mn，因此，渗碳淬火回火后的耐冲击特性显著地低。

比较钢AU－1、AX－1、AY－1及BE－1分别过量地含有Zr、Ca、 Mg、Y，在钢中生成粗大的氧化物或非金属夹杂物，在冷锻时以粗大氧化物或粗大非金属夹杂物为起点，产生龟裂，冷锻性降低。比较钢BD－1过量地含有Sn，铁素体脆化，冷锻性低。比较钢BK－1过量地含有C，因此，在钢的增厚部内部生成粗大的碳化物，在渗碳淬火后也残存粗大的碳化物，耐冲击特性降低。

接着，为了调查制造条件的影响，将具有表5所示的AA、AB、AC、 AD、AE、AF、AG、AH、AI、AJ、AK、AL、AM、AN、AO、AP及AQ 的成分组成的板坯按照表8所示的热轧条件及退火条件制作了板厚为 5.2mm的热轧板退火样品。

表8

表9表示制作的样品的碳化物直径、珠光体面积率、铁素体粒径、维氏硬度、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率、最大龟裂长度相对于纵壁部的板厚的比例、及耐冲击性的测定结果和评价结果。

表9

比较钢AC－2中，热精轧温度低，生产性低。比较钢AN－4中，热精轧温度高，在钢板表面生成氧化皮瑕疵，在冷锻及渗碳淬火回火后赋予冲击载荷时，从瑕疵部开始产生龟裂，耐冲击特性降低。

发明钢AB－3由于ROT中的冷却速度慢，因而招致生产性的降低和氧化皮瑕疵的派生。发明钢AJ－3和AD－4中，ROT中的冷却速度为100℃/ 秒，钢板的最表层部被过度地冷却，在最表层部生成微细的裂纹。

比较钢AN－3中，卷取温度低，贝氏体和马氏体等低温相变组织大量生成而脆化，在热轧卷材的取出时裂纹频发，生产性降低。进而，从裂纹片采集的样品的冷锻及渗碳淬火回火后的耐冲击特性差。

比较钢AH－3中，卷取温度高，在热轧组织中片层间距厚的珠光体生成，并且，针状的粗大的碳化物的热稳定性高，在2段步骤型的退火后，上述碳化物也残存于钢板中，因此，冷锻性低。

比较钢AF－4由于2段步骤型的退火的第1段退火中的加热速度慢，因此，生产性低。比较钢AG－2由于第1段退火中的加热速度快，因此，卷材的内部与外周部的温度差大，起因于热膨胀差的擦伤及烧熔发生，冷锻及渗碳淬火回火后的耐冲击特性降低。

比较钢AA－2中，第1段退火中的保持温度(退火温度)低，Ac1点以下的碳化物的粗大化处理不充分，碳化物的热稳定度不充分，在第2段退火时残存的碳化物减少，在缓慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，冷锻性降低。

比较钢AM－3中，第1段的保持温度(退火温度)高，在退火中生成奥氏体，无法提高碳化物的稳定度，冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性降低。比较钢AF－2中，第1段退火中的保持时间短，无法提高碳化物的稳定度，冷锻性低。比较钢AO－4中，第1段退火中的保持时间长，生产性低。

比较钢AP－4由于2段步骤型的退火的第2段退火的加热速度慢，因此生产性低。比较钢AI－3由于第2段退火的加热速度快，因此，卷材内部与外周部的温度差大，发生起因于由相变引起的大的热膨胀差的擦伤及烧熔，在渗碳淬火回火后赋予冲击载荷时，从该瑕疵部产生龟裂，耐冲击特性降低。

比较钢AL－3中，第2段退火中的保持温度(退火温度)低，奥氏体的生成量少，无法增加铁素体晶界中的碳化物的个数比例，冷锻性降低。比较钢AD－2中，第2段退火中的保持温度(退火温度)高，在退火中促进碳化物的溶解，因此，在缓慢冷却后难以使晶界碳化物生成，冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性降低。

比较钢AJ－4由于第2段退火中的保持时间长，促进碳化物的溶解，因此，冷锻性低。比较钢AQ－3中，从第2段退火至650℃为止的冷却速度慢，生产性低，并且，在缓慢冷却后的组织中生成粗大的碳化物，在冷锻时以粗大的碳化物为起点，产生龟裂，冷锻性降低。比较钢AP－2中，从第2段退火至650℃为止的冷却速度快，在冷却时发生珠光体相变，硬度增加，因此冷锻性降低。

这里，图3表示晶界碳化物的个数相对于晶内碳化物的个数的比率与冷锻试验片的龟裂长度及渗碳淬火回火后的耐冲击特性的关系。

从图3可知，个数比率(＝晶界碳化物的个数/晶内碳化物的个数) 超过1时，能抑制通过冷锻导入的龟裂长度的比例，在渗碳淬火回火后得到优异的耐冲击性。

此外，图4表示晶界碳化物的个数相对于晶内碳化物的个数的比率与冷锻试验片的龟裂长度及渗碳淬火回火后的耐冲击特性的其他关系。图4 是表示在添加了添加元素的钢板的情况下也能抑制龟裂长度的图。

从图4可知，即使在钢板中添加了适当范围的元素的情况下，若个数比率(＝晶界碳化物的个数/晶内碳化物的个数)超过1，则也能抑制通过冷锻导入的龟裂长度的比例，在渗碳淬火回火后得到优异的耐冲击性。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，可提供冷锻性及渗碳淬火回火后的耐冲击特性优异的低碳钢板及其制造方法。本发明的钢板例如适合作为通过板成形等冷锻进行成形而得到高循环齿轮等部件时的原材料，因此，本发明的产业上的可利用性高。

符号说明

1 圆盘状试验材

2 杯状试验材

3 龟裂

4 样品

5 落锤

L 龟裂的最大长度

Claims

1.一种热轧钢板，其特征在于，其为成分组成以质量％计含有

C：0.10～0.40％、

Si：0.01～0.30％、

Mn：0.30～1.00％、

Al：0.001～0.10％、

Cr：0.50～2.00％、

Mo：0.001～1.00％、

P：0.020％以下、

S：0.010％以下、

N：0.020％以下、

O：0.020％以下、

Ti：0.0001～0.010％、

B：0.0005％以下、

Sn：0.050％以下、

Sb：0.050％以下、

As：0.050％以下、

Nb：0.10％以下、

V：0.10％以下、

Cu：0.10％以下、

W：0.10％以下、

Ta：0.10％以下、

Ni：0.10％以下、

Mg：0.050％以下、

Ca：0.050％以下、

Y：0.050％以下、

Zr：0.050％以下、

La：0.050％以下、及

Ce：0.050％以下、

剩余部分为Fe及杂质的低碳钢板，

所述低碳钢板的金属组织满足：珠光体面积率为6％以下且剩余部分由铁素体和碳化物构成、

碳化物粒径为0.4～2.0μm、

所述铁素体的粒径为3.0～50.0μm及

铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，

所述低碳钢板的维氏硬度为100HV以上且180HV以下。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述碳化物粒径为0.4～1.95μm，且所述铁素体的粒径为8.8～29.5μm。

3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述碳化物粒径为0.4～1.02μm，且所述铁素体的粒径为12.3～26.7μm。

4.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1所述的热轧钢板的制造方法，

对权利要求1所述的成分组成的钢坯实施在650℃以上且950℃以下的温度域中完成热精轧的热轧而制成热轧钢板，

将所述热轧钢板在400℃以上且600℃以下卷取，

对卷取的热轧钢板实施酸洗，对经酸洗的热轧钢板实施以30℃/小时以上且150℃/小时以下的加热速度加热至650℃以上且720℃以下的退火温度、并保持3小时以上且60小时以下的第1段退火，接着，

对热轧钢板实施以1℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度加热至725℃以上且790℃以下的退火温度、并保持3小时以上且50小时以下的第2段退火，由此实施2段步骤型的退火，

将退火后的热轧钢板以1℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却速度冷却至650℃。