CN109923234B - 渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法 - Google Patents

渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN109923234B
CN109923234B CN201880004206.8A CN201880004206A CN109923234B CN 109923234 B CN109923234 B CN 109923234B CN 201880004206 A CN201880004206 A CN 201880004206A CN 109923234 B CN109923234 B CN 109923234B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
temperature
carburizing
steel plate
carbide
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.)
Active
Application number
CN201880004206.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN109923234A (zh
Inventor
桥本元仙
匹田和夫
户田由梨
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.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN109923234A publication Critical patent/CN109923234A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN109923234B publication Critical patent/CN109923234B/zh
Active 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • C21D8/0236—Cold 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
    • C21D8/0263—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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • 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

Abstract

本发明提供延性更优异的渗碳用钢板及其制造方法。本发明的钢板以质量％计含有C：0.02％以上且小于0.30％、Si：0.005％以上且小于0.5％、Mn：0.01％以上且小于3.0％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下、N：0.2％以下、Ti：0.010％以上且0.150％以下，余量由Fe和杂质组成，每1000μm2中的碳化物的个数为100个以下，长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为10％以上，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，铁素体的平均晶粒直径为10μm以下。

Description

渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法。
背景技术
近年来，对于汽车的齿轮、离合器板、减震器等机械结构部件，不仅要求耐久性高，还要求能廉价地制造。一般而言，作为这些部件的制造方法，开始进行使用热锻材的切削和渗碳处理。然而，面对成本降低的要求提高，推进了如下的技术开发：将热轧钢板、冷轧钢板作为坯料，进行冷加工，成型为构件的形状后，进行渗碳处理。
应用上述技术时，对钢板同时要求冷加工性和渗碳热处理后的淬透性。一般而言，为了提高淬透性，渗碳用钢板的拉伸强度越高越优选。然而，提高钢板的强度会导致冷加工性劣化。因此，寻求兼顾上述互悖的特性的技术。
冷加工中，将坯料冲裁，接着，经过弯曲加工、拉深加工、扩孔加工等而将构件成型。对液力变矩器的减震器部件等复杂形状的构件的成型由各种变形模式的组合构成。因此，通过能改善弯曲性、扩孔性等之类的拉伸凸缘成型性的方法、或能明显提高钢板的延性的方法，可以提高冷加工性。从上述观点出发，近年来，提出了各种技术。
例如以下的专利文献1中提出了如下技术：由铁素体和珠光体构成热轧钢板的组织，之后，实施球状化退火，使碳化物球状化。
另外，以下的专利文献2中提出了如下技术：在控制碳化物的粒径的基础上，控制铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率，进而控制作为母相的铁素体的晶粒直径，从而提高渗碳后的构件的冲击特性。
另外，以下的专利文献3中出了如下技术：在控制碳化物的粒径和长宽比、以及作为母相的铁素体的晶粒直径的基础上，进一步控制铁素体的长宽比，从而提高冷加工性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3094856号公报
专利文献2：国际公开第2016/190370号
专利文献3：国际公开第2016/148037号
发明内容
发明要解决的问题
上述机械结构部件为了提高强度而要求淬透性。即，为了通过冷加工对具有复杂的形状的构件进行成型，要求在维持淬透性的同时确保成型性。
然而，在上述专利文献1所提出的以碳化物的形态控制为主的显微组织控制中，所得钢板缺乏延性，难以加工成复杂的形状的构件。另外，在上述专利文献2所提出的以碳化物和铁素体的显微组织控制为主的制造方法中，所得钢板的成型性虽然得到改善，但是难以确保加工成复杂的形状的构件所需的延性。进而，上述专利文献3所提出的方法中，所得钢板的成型性虽然得到改善，但是仍然难以确保加工成复杂形状的构件所需的延性。如上所述，在以往提出的技术中，难以提高渗碳用钢板的延性，因此，特别是对液力变矩器的减震器部件等复杂形状的部件的应用淬透性高的钢板受到限制。
因此，本发明是鉴于上述问题而作出的，本发明的目的在于，提供：延性更优异的渗碳用钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等针对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果，如以下详述那样，获得如下构思：降低钢板内生成的碳化物的个数密度，且使钢板内的铁素体的晶粒微细化，从而能实现维持淬透性且延性更优异的渗碳用钢板，至此完成了本发明。
基于上述见解而完成的本发明的主旨如以下所述。
[1]一种渗碳用钢板，其以质量％计含有C：0.02％以上且小于0.30％、Si：0.005％以上且小于0.5％、Mn：0.01％以上且小于3.0％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下、N：0.2％以下、Ti：0.010％以上且0.150％以下，余量由Fe和杂质组成，所述渗碳用钢板每1000μm2中的碳化物的个数为100个以下，长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为10％以上，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，铁素体的平均晶粒直径为10μm以下。
[2]根据[1]所述的渗碳用钢板，其中，以质量％计进一步含有Cr：0.005％以上且3.0％以下、Mo：0.005％以上且1.0％以下、Ni：0.010％以上且3.0％以下、Cu：0.001％以上且2.0％以下、Co：0.001％以上且2.0％以下、Nb：0.010％以上且0.150％以下、V：0.0005％以上且1.0％以下、B：0.0005％以上且0.01％以下中的1种或2种以上来代替余量Fe的一部分。
[3]根据[1]或[2]所述的渗碳用钢板，其中，以质量％计进一步含有Sn：1.0％以下、W：1.0％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.3％以下中的1种或2种以上来代替余量Fe的一部分。
[4]一种渗碳用钢板的制造方法，其为制造[1]～[3]中任一项所述的渗碳用钢板的方法，所述制造方法包括如下工序：热轧工序，将具有[1]～[3]中任一项所述的化学组成的钢材加热，在800℃以上且小于920℃的温度区域使热精轧结束后，以50℃/秒以上且250℃/秒以下的平均冷却速度对从热精轧结束时的温度起至冷却停止温度为止的温度区域进行冷却，以700℃以下的温度进行卷取；第一退火工序，在将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的退火气氛中，将通过前述热轧工序得到的钢板、或在前述热轧工序后实施冷轧的钢板以1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至以下述式(1)定义的Ac1点以下的温度区域，在该Ac1点以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下；第二退火工序，将经过前述第一退火工序的钢板以前述1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至大于以下述式(1)定义的Ac1点且为790℃以下的温度区域，在大于该Ac1点且为790℃以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下；以及，冷却工序，对于前述第二退火工序中的退火后的钢板，实施将前述第二退火工序中的退火结束时的温度起至550℃为止的温度区域中的平均冷却速度设为1℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却。
[5]根据[4]所述的渗碳用钢板的制造方法，其中，在前述热轧工序与前述第一退火工序之间进一步包括如下的保持工序：将通过前述热轧工序得到的钢板在大气中以40℃以上且70℃以下的温度保持72小时以上且350小时以下。
Ac1＝750.8-26.6[C]+17.6[Si]-11.6[Mn]-22.9[Cu]-23[Ni]+24.1[Cr]
+22.5[Mo]-39.7[V]-5.7[Ti]+232.4[Nb]-169.4[Al]-894.7[B]
···式(1)
此处，下述式(1)中，[X]的表述表示元素X的含量(单位：质量％)，在不含相应元素的情况下代入零。
发明的效果
根据以上说明的本发明，可以提供淬透性、成型性和延性更优异的渗碳用钢板。
具体实施方式
以下，对本发明的适宜的实施方式详细进行说明。
(关于本发明人等进行的研究的内容以及得到的构思)
在对本发明的渗碳用钢板及其制造方法进行说明之前，针对本发明人等为了解决上述课题而进行的研究的内容，在以下详细进行说明。
在该研究中，本发明人等对用于提高延性的方法进行了研究。
延性是由均匀伸长率和局部伸长率构成的特性。以往，在上述的延性这两个角度中，主要提出了各种改善均匀伸长率的技术。然而，为了对复杂的形状的部件进行成型，重要的是不仅使均匀伸长率提高，而且使局部伸长率也同时提高。在均匀伸长率和局部伸长率中，改善所面对的显微组织控制方案不同。因此，本发明人等对能同时改善这两种伸长率的组织控制方法进行了深入研究。其结果获得了如下发现：为了同时提高均匀伸长率和局部伸长率这两者，有效的是，使碳化物的个数密度降低，并在此基础上通过含有Ti而使铁素体的晶粒微细化。
包括上述专利文献1～专利文献3所提出的技术在内，以往，在出于提高加工性的目的而提高均匀伸长率的情况下，铁素体的粒径越大越优选，因此，并未积极地进行细粒化效果高的Ti的含有。本发明中，如以下所说明的那样，其特征在于，在制造本发明的渗碳用钢板时进行2阶段退火。此处，在如以往那样不含有规定量的Ti作为钢板成分的情况下，通过进行2阶段退火，粗粒化会得到促进，无法避免延性中的局部伸长率的劣化。然而，本发明人等进行了深入研究，结果获得了能同时提高均匀伸长率和局部伸长率这两者的组织控制方法的发现。以下，对该发现详细进行说明。
首先，为了提高均匀伸长率，有效的是，抑制拉伸变形中空隙的产生。拉伸变形中，空隙容易从硬质组织与软质组织的界面产生，渗碳用钢板中，铁素体与碳化物的界面处会促使空隙产生。因此，本发明人等获得了如下构思：通过降低存在于钢板内的碳化物的个数密度，使铁素体与碳化物的界面的总面积减少，由此，可以抑制空隙的产生。
基于上述构思，本发明人等反复进行了深入研究，结果，通过将球状化退火的加热条件设为2阶段，从而可以达成降低碳化物的个数密度。具体而言，本发明人等通过如下方式成功地降低了碳化物的个数密度：在球状化退火工序中，将经过热轧工序的钢板加热至Ac1点以下的温度区域，实施在上述Ac1点以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下的第1阶段的退火，接着，实施将经过第1阶段的退火的钢板加热至大于Ac1点且为790℃以下，在上述大于Ac1点且为790℃以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下的第2阶段的退火。
作为其机理，首先，通过在Ac1点以下实施第一阶段的加热保持，从而促进碳的扩散，使热轧工序中生成的片状的碳化物球状化。该第一阶段中，钢板组织主要由铁素体和碳化物构成，钢板组织中，混合存在有微细的碳化物、粗大的碳化物。接着，通过以超过Ac1点实施第二阶段的加热保持，从而使微细的碳化物熔解，使碳化物的个数密度降低。认为在该超过Ac1点的温度区域中会引起碳化物的奥斯特瓦尔德熟化(Ostwald ripening)，因此，会促进微细的碳化物的熔解，可以使碳化物的个数密度降低。
接着，为了提高局部伸长率，重要的是，抑制空隙的连接，为了抑制空隙的连接，作为母相的铁素体的细粒化是有效的。本发明人等获得了如下构思：如果通过细粒化而使晶界增加，则在碳化物与铁素体的界面发生的空隙会变得不易连接。本发明人等基于上述构思反复进行了深入研究，结果发现：如果将铁素体的平均晶粒直径控制为10μm以下，则可以得到空隙的连接抑制效果。
因此，本发明人等针对使铁素体细粒化的制法反复进行了更进一步的研究，结果发现：通过将含有0.010％以上的Ti的钢板供至热轧，从而可以使相变前的奥氏体细粒化，在此基础上，通过于刚刚热精轧后以50℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却并卷取，从而可以在抑制奥氏体的晶粒生长的情况下开始向铁素体的相变。由此，铁素体的核生成位点增加，可以使铁素体晶粒微细化。
通过如以上所说明那样从2个角度控制显微组织，可以同时提高均匀伸长率和局部伸长率这两者，其结果，成功地获得了维持淬透性且延性更优异的渗碳用钢板。上述渗碳用钢板的延性更优异，结果表现出更优异的成型性。
需要说明的是，对于上述延性(均匀伸长率和局部伸长率)的提高，淬透性越高的钢板，其效果越高。例如，在拉伸强度为340MPa级、440MPa级这样的拉伸强度为340MPa以上的高强度钢板中，延性显著提高。因此，通过上述示意性示出的组织控制，可以维持淬透性并提高延性。上述渗碳用钢板的延性更优异，结果会表现出更优异的成型性。
以下详述的本发明的实施方式的渗碳用钢板及其制造方法是基于上述发现而完成的。以下，对基于上述发现而完成的本实施方式的渗碳用钢板及其制造方法详细进行说明。
(关于渗碳用钢板)
首先，对本发明的实施方式的渗碳用钢板详细进行说明。
本实施方式的渗碳用钢板具有以下详述的规定的化学成分。在此基础上，本实施方式的渗碳用钢板具有如下的特定的显微组织：每1000μm2中的碳化物的个数为100个以下，长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为10％以上，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，且铁素体的平均晶粒直径为10μm以下。由此，本实施方式的渗碳用钢板会维持淬透性并表现出更优异的延性和成型性。
＜关于渗碳用钢板的化学成分＞
首先，对本实施方式的渗碳用钢板所具有的化学成分详细进行说明。需要说明的是，以下的说明中，关于化学成分的“％”只要没有特别限定就是指“质量％”。
[C：0.02％以上且小于0.30％]
C(碳)为用于确保最终得到的渗碳构件中的板厚中央部的强度所需的元素。另外，渗碳用钢板中，C会在铁素体的晶界处固溶，使晶界的强度上升，是有利于局部伸长率的提高的元素。
C的含量小于0.02％的情况下，无法得到上述那样的局部伸长率的提高效果。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，C的含量设为0.02％以上。C的含量优选为0.05％以上。另一方面，在C的含量成为0.30％以上的情况下，渗碳用钢板中生成的碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，均匀伸长率会劣化。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，C的含量设为小于0.30％。C的含量优选为0.20％以下。另外，如果考虑均匀伸长率和局部伸长率、以及淬透性各自的均衡性，则C的含量更优选为0.10％以下、更进一步优选小于0.10％。
[Si：0.005％以上且小于0.5％]
Si(硅)为使钢水脱氧而发挥使钢健全化的作用的元素。Si的含量小于0.005％的情况下，无法使钢水充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，Si的含量设为0.005％以上。Si的含量优选为0.01％以上。另一方面，在S的含量成为0.5％以上的情况下，固溶于碳化物的Si使碳化物稳定化，在退火的第一阶段中，会妨碍碳化物的熔解而不使碳化物的个数密度降低，有损均匀伸长率。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，Si的含量设为小于0.5％。Si的含量优选小于0.3％、更优选小于0.1％。
[Mn：0.01％以上且小于3.0％]
Mn(锰)为使钢水脱氧而发挥使钢健全化的作用的元素。Mn的含量小于0.01％的情况下，无法使钢水充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，Mn的含量设为0.01％以上。Mn的含量优选为0.1％以上。另一方面，在Mn的含量成为3.0％以上的情况下，固溶于碳化物的Mn使碳化物稳定化，在退火的第一阶段中，会妨碍碳化物的熔解而不使碳化物的个数密度降低，有损均匀伸长率。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，Mn的含量设为小于3.0％。Mn的含量优选小于2.0％、更优选小于1.0％。
[P：0.1％以下]
P(磷)为在铁素体的晶界中发生偏析、助长脆性断裂而使延性劣化的元素。在P的含量超过0.1％的情况下，铁素体的晶界的强度明显降低，均匀伸长率劣化。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，P的含量设为0.1％以下。P的含量优选为0.050％以下、更优选为0.020％以下。需要说明的是，P的含量的下限没有特别限定。但是，如果使P的含量降低至小于0.0001％，则脱P成本会大幅上升，经济上变得不利。因此，在实用钢板方面，0.0001％成为P的含量的实质的下限。
[S：0.1％以下]
S(硫)为形成夹杂物而使延性劣化的元素。在S的含量超过0.1％的情况下，会生成粗大的夹杂物，均匀伸长率劣化。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，S的含量设为0.1％以下。S的含量优选为0.010％以下、更优选为0.008％以下。S的含量的下限没有特别限定。但是，如果使S的含量降低至小于0.0005％，则脱S成本会大幅上升，经济上变得不利。因此，在实用钢板方面，0.0005％成为S的含量的实质的下限。
[sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下]
Al(铝)为使钢水脱氧而发挥使钢健全化的作用的元素。在Al的含量小于0.0002％的情况下，无法使钢水充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，Al的含量(更详细而言，为sol.Al的含量)设为0.0002％以上。Al的含量优选为0.0010％以上。另一方面，在Al的含量超过3.0％的情况下，会生成粗大的氧化物，有损均匀伸长率。因此，Al的含量设为3.0％以下。Al的含量优选为2.5％以下、更优选为1.0％以下、进一步优选为0.5％以下、更进一步优选为0.1％以下。
[N：0.2％以下]
本实施方式的渗碳用钢板中，N(氮)的含量必须为0.2％以下。在N的含量超过0.2％的情况下，会生成粗大的氮化物，局部伸长率明显降低。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，N的含量设为0.2％以下。N的含量优选为0.1％以下、更优选为0.05％以下、进一步优选为0.01％以下。N的含量的下限没有特别限定。但是，如果使N的含量降低至小于0.0001％，则脱N成本会大幅上升，经济上变得不利。因此，在实用钢板方面，0.0001％成为N的含量的实质的下限。
[Ti：0.010％以上且0.150％以下]
Ti(钛)为如下元素：热轧工序中，通过使原奥氏体晶粒微细化，从而有利于铁素体的细粒化，有利于局部伸长率的提高。为了得到上述铁素体的微粒化效果，本实施方式的渗碳用钢板中，将Ti的含量设为0.010％以上。Ti的含量优选为0.015％以上。另一方面，如果考虑碳化物、氮化物生成的影响，则为了得到局部伸长率的提高效果，Ti的含量设为0.150％以下。Ti的含量优选为0.075％以下。
[Cr：0.005％以上且3.0％以下]
Cr(铬)不仅是在最终得到的渗碳构件中具有提高淬透性的效果的元素，而且是在渗碳用钢板中使铁素体的晶粒微细化而有利于局部伸长率的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要可以含有Cr。在含有Cr的情况下，为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，优选将Cr的含量设为0.005％以上。Cr的含量更优选为0.010％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物生成的影响，则为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，Cr的含量优选设为3.0％以下。Cr的含量更优选为2.0％以下、进一步优选为1.5％以下。
[Mo：0.005％以上且1.0％以下]
Mo(钼)不仅是在最终得到的渗碳构件中具有提高淬透性的效果的元素，而且是在渗碳用钢板中使铁素体的晶粒微细化而有利于局部伸长率的进一步的提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有Mo。在含有Mo的情况下，为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，优选将Mo的含量设为0.005％以上。Mo的含量更优选为0.010％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，Mo的含量优选设为1.0％以下。Mo的含量更优选为0.8％以下。
[Ni：0.010％以上且3.0％以下]
Ni(镍)不仅是在最终得到的渗碳构件中具有提高淬透性的效果的元素，而且是在渗碳用钢板中使铁素体的晶粒微细化而有利于局部伸长率的进一步的提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有Ni。在含有Ni的情况下，为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，优选将Ni的含量设为0.010％以上。Ni的含量更优选为0.050％以上。另外，如果考虑Ni在晶界中发生偏析的影响，则为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，Ni的含量优选设为3.0％以下。Ni的含量更优选为2.0％以下、进一步优选为1.0％以下、更进一步优选为0.5％以下。
[Cu：0.001％以上且2.0％以下]
Cu(铜)不仅是在最终得到的渗碳构件中具有提高淬透性的效果的元素，而且是在渗碳用钢板中使铁素体的晶粒微细化而有利于局部伸长率的进一步的提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有Cu。在含有Cu的情况下，为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，优选将Cu的含量设为0.001％以上。Cu的含量更优选为0.010％以上。另外，如果考虑Cu在晶界中发生偏析的影响，则为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，Cu的含量优选设为2.0％以下。Cu的含量更优选为0.80％以下、进一步优选为0.50％以下。
[Co：0.001％以上且2.0％以下]
Co(钴)不仅是在最终得到的渗碳构件中具有提高淬透性的效果的元素，而且是在渗碳用钢板中使铁素体的晶粒微细化而有利于局部伸长率的进一步的提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有Co。在含有Co的情况下，为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，优选将Co的含量设为0.001％以上。Co的含量更优选为0.010％以上。另外，如果考虑Co在晶界中发生偏析的影响，则为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，Co的含量优选设为2.0％以下。Co的含量更优选为0.80％以下。
[Nb：0.010％以上且0.150％以下]
Nb(铌)为使晶粒微细化而有利于局部伸长率的进一步的提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有Nb。在含Nb的情况下，为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，优选将Nb的含量设为0.010％以上。Nb的含量更优选为0.035％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，Nb的含量优选设为0.150％以下。Nb的含量更优选为0.120％以下、进一步优选为0.100％以下、更进一步优选为0.050％以下。
[V：0.0005％以上且1.0％以下]
V(钒)为使铁素体的晶粒微细化而有利于局部伸长率的进一步的提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有V。在含有V的情况下，为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，优选将V的含量设为0.0005％以上。V的含量更优选为0.0010％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到局部伸长率的进一步的提高效果，V的含量优选设为1.0％以下。V的含量更优选为0.80％以下、进一步优选为0.10％以下、更进一步优选为0.050％以下。
[B：0.0005％以上且0.01％以下]
B(硼)为如下元素：通过在铁素体的晶界偏析，从而提高晶界的强度，进一步提高均匀伸长率。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有B。在含有B的情况下，为了得到均匀伸长率的进一步的提高效果，优选将B的含量设为0.0005％以上。B的含量更优选为0.0010％以上。另外，即使超过0.01％地含有B，上述均匀伸长率的进一步的提高效果也饱和，因此，B的含量优选设为0.01％以下。B的含量更优选为0.0075％以下、进一步优选0.0050％以下、更进一步优选0.0030％以下。
[Sn：1.0％以下]
Sn(锡)为使钢水脱氧而发挥使钢进一步健全化的作用的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以以1.0％为上限含有Sn。Sn的含量更优选为0.5％以下。
[W：1.0％以下]
W(钨)为使钢水脱氧而发挥使钢进一步健全化的作用的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以以1.0％为上限含有W。W的含量更优选为0.5％以下。
[Ca：0.01％以下]
Ca(钙)为使钢水脱氧而发挥使钢进一步健全化的作用的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以以0.01％为上限含有Ca。Ca的含量更优选为0.005％以下。
[REM：0.3％以下]
REM(稀土金属)为使钢水脱氧而发挥使钢进一步健全化的作用的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以以0.3％为上限含有REM。
需要说明的是，REM为由Sc(钪)、Y(钇)和镧系元素构成的总计17种元素的总称，REM的含量是指上述元素的总量。REM中，使用混合金属而含有的情况居多，但除La(镧)、Ce(铈)之外，有时会以复合的形式含有镧系元素。上述情况下，本实施方式的渗碳用钢板也会发挥不仅淬透性和成型性优异、而且延性也优异的效果。另外，即使含有金属La、Ce等金属REM，本实施方式的渗碳用钢板也表现出优异的延性。
[余量：Fe和杂质]
板厚中央部的成分组成的余量为Fe和杂质。作为杂质，可以例示出如下元素：从钢原料或废料、和/或制钢过程中不可避免地混入，在不妨碍本实施方式的渗碳用钢板的特性的范围内允许的元素。
以上，对本实施方式的渗碳用钢板所具有的化学成分详细进行了说明。
＜关于渗碳用钢板的显微组织＞
接着，对构成本实施方式的渗碳用钢板的显微组织详细进行说明。
本实施方式的渗碳用钢板的显微组织实质上由铁素体和碳化物构成。更详细而言，在本实施方式的渗碳用钢板的显微组织中，以铁素体的面积率例如为85～95％的范围内、碳化物的面积率例如为5～15％的范围内、且铁素体和碳化物的总面积率不超过100％的方式构成。
上述铁素体和碳化物的面积率使用将与渗碳用钢板的宽度方向垂直的截面作为观察面而采集到的样品进行测定。样品的长度虽然也取决于测定装置，但10mm～25mm左右即可。样品在对观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻。用热场发射型扫描电子显微镜(例如JEOL制JSM-7001F)观察硝酸乙醇腐蚀液蚀刻后的观察面的板厚1/4位置(是指沿钢板的厚度方向距离渗碳用钢板的表面的距离为钢板厚度的1/4的位置)、板厚3/8位置、和板厚1/2位置的范围。
对于各样品的观察对象范围，对2500μm2的范围进行10个视野的观察，各视野中，测定视野面积中的铁素体和碳化物所占的面积的比率。然后，将铁素体所占的面积的比率在全部视野中的平均值、和碳化物所占的面积的比率在全部视野中的平均值分别作为铁素体的面积率、和碳化物的面积率。
此处，本实施方式的显微组织中的碳化物主要为铁与碳的化合物即渗碳体(Fe3C)、和ε系碳化物(Fe2～3C)等铁系碳化物。另外，显微组织中的碳化物在上述铁系碳化物的基础上，还包含将渗碳体中的Fe原子用Mn、Cr等置换而成的化合物、合金碳化物(为M23C6、M6C、MC等，M为Fe和其他金属元素、或除Fe以外的金属元素)。本实施方式的显微组织中的碳化物基本由铁系碳化物构成。因此，对于上述碳化物，在着眼于以下所详述的个数的情况下，其个数可以为上述各种碳化物的总个数，也可以仅为铁系碳化物的个数。即，以下所详述的碳化物的个数比率可以为将包含铁系碳化物的各种碳化物作为母集团的情况，也可以为仅将铁系碳化物作为母集团的情况。铁系碳化物例如可以对试样利用衍射解析、EDS(Energy dispersive X-ray spectrometry)来确定。
如上述说明那样，为了提高渗碳用钢板的延性，重要的是，降低碳化物的个数密度、进而通过含有Ti而使铁素体的晶粒微细化。
延性如上述由均匀伸长率和局部伸长率构成。以往，在延性的两个角度中，主要提出了各种改善均匀伸长率的技术，但为了对复杂的形状的部件进行成型，重要的是，不仅提高均匀伸长率，还同时提高局部伸长率。均匀伸长率和局部伸长率中，改善所面对的显微组织控制方案不同。因此，本发明人等对能同时改善上述2种伸长率的组织控制方法进行了深入研究。其结果获得了如下发现。
首先，为了提高均匀伸长率，有效的是，抑制拉伸变形中的空隙的产生。拉伸变形中，空隙容易从硬质组织与软质组织的界面产生，渗碳用钢板中，在铁素体与碳化物的界面处空隙的产生被促进。因此，本发明人等进行了深入研究，结果发现：通过降低碳化物的个数密度，会减少铁素体与碳化物的界面的总面积，抑制空隙的产生。
接着，为了提高局部伸长率，重要的是，抑制空隙的连接，为了抑制空隙的连接，作为母相的铁素体的细粒化是有效的。本发明人等获得想到如果通过细粒化而使晶界增加，则在碳化物与铁素体的界面产生的空隙会变得不易连接。本发明人等基于上述构思反复进行了深入研究，结果发现：通过将铁素体的平均晶粒直径控制为10μm以下，会抑制空隙的连接。
以下，对构成本实施方式的渗碳用钢板的显微组织的限定理由详细进行说明。
[每1000μm2中的碳化物的个数：100个以下]
本实施方式中的碳化物如上述主要由渗碳体(Fe3C)和ε系碳化物(Fe2～3C)等铁系碳化物构成。基于本发明人等的研究的结果表明：每1000μm2中的碳化物的个数如果为100个以下，则可以得到良好的均匀伸长率。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，每1000μm2中的碳化物的个数设为100个以下。此处，也如以下所示的测定方法所表明那样，本实施方式中的“每1000μm2中的碳化物的个数”成为在渗碳用钢板的板厚1/4位置处、具有1000μm2的范围的任意区域中的碳化物的平均个数。每1000μm2中的碳化物的个数优选为90个以下。需要说明的是，每1000μm2中的碳化物的个数的下限没有特别限定。但是，在实际操作中，难以使每1000μm2中的碳化物的个数小于5个，因此，5个成为实质的下限。
[全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率：10％以上]
基于本发明人等的研究的结果表明：全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率如果为10％以上，则可以得到良好的均匀伸长率。全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率小于10％的情况下，拉伸变形时会促进龟裂的产生，无法得到良好的均匀伸长率。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，将全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率设为10％以上。出于进一步提高均匀伸长率的目的，全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率优选为20％以上。全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率的上限没有特别限定。但是，在实际操作中，难以设为98％以上，因此，98％成为实质的上限。
[碳化物的平均圆当量直径：5.0μm以下]
本实施方式的渗碳用钢板的显微组织中，碳化物的平均圆当量直径必须为5.0μm以下。碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm的情况下，拉伸变形时会产生裂纹，无法得到良好的均匀伸长率。碳化物的平均圆当量直径越小，均匀伸长率越良好，碳化物的平均圆当量直径优选为1.0μm以下。碳化物的平均圆当量直径的下限没有特别限定。但是，在实际操作中，难以使碳化物的平均圆当量直径为0.01μm以下，因此，0.01μm成为实质的下限。
[铁素体的平均晶粒直径：10μm以下]
本实施方式的渗碳用钢板的显微组织中，铁素体的平均晶粒直径必须为10μm以下。铁素体的平均晶粒直径超过10μm的情况下，拉伸变形时会促进龟裂的扩张，无法得到良好的局部伸长率。铁素体的平均晶粒直径越小，局部伸长率越良好，铁素体的平均晶粒直径优选为8.0μm以下。铁素体的平均晶粒直径的下限没有特别限定。但是，在实际操作中，难以使铁素体的平均晶粒直径为0.1μm以下，因此，0.1μm成为实质的下限。
接着，对显微组织中的碳化物的个数和个数比率、碳化物的平均圆当量直径、以及铁素体的平均晶粒直径的测定方法详细进行说明。
首先，从渗碳用钢板切出样品，使得能够观察与其面垂直的截面(板厚截面)。样品的长度虽然也取决于测定装置，但10mm左右即可。对截面进行研磨和腐蚀，测定碳化物的个数密度、长宽比、平均圆当量直径以及铁素体的平均晶粒直径。关于研磨，例如，使用粒度600～粒度1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用在醇等稀释液、纯水中分散有粒径为1μm～6μm的金刚石粉的液体，精加工成镜面即可。腐蚀只要为使碳化物与铁素体的界面、或铁素体晶界优先腐蚀的方法就没有特别限制，例如可以利用3％硝酸-醇溶液进行蚀刻，作为腐蚀碳化物与铁素体的晶界的手段，可以采用如下方法：通过利用非水溶剂系电解液的恒定电位电解蚀刻法(黑泽文夫等、日本金属学会志、43、1068、(1979))等，将铁素体去除几微米左右，仅使碳化物残留。
关于碳化物的个数密度，使用热场发射型扫描电子显微镜(例如JEOL制JSM-7001F)，对于样品的板厚1/4位置在2500μm2的范围内拍摄在板压方向上20μm、在轧制方向上50μm的范围，使用图像解析软件(例如Media Cybernetics制IMage-Pro Plus)，测定拍摄到的视野中的碳化物的个数。在5个视野中进行同样的解析，将5个视野的平均值作为每1000μm2中的碳化物的个数。
碳化物的长宽比的算出如下进行：使用热场发射型扫描电子显微镜(例如JEOL制JSM-7001F)，对于样品的板厚1/4位置，观察2500μm2的范围，由此进行。对于观察的视野中所含的全部碳化物，测定长轴和短轴，算出长宽比(长轴/短轴)，求出其平均值。在5个视野中实施上述观察，将5个视野的平均值作为样品的碳化物的长宽比。将所得碳化物的长宽比作为参考，由长宽比为2.0以下的碳化物的总个数、和上述5个视野中存在的碳化物的总数算出全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率。
碳化物的平均圆当量直径如下进行：使用热场发射型扫描电子显微镜(例如JEOL制JSM-7001F)，对于样品的板厚1/4位置，对600μm2的范围进行4个视野拍摄，从而进行。对于各视野，使用图像解析软件(例如Media Cybernetics制IMage-Pro Plus)，分别测定拍摄到的碳化物的长轴和短轴。对于视野中的各碳化物，将所得长轴和短轴的平均值作为该碳化物的直径，对于视野中拍摄到的全部碳化物，算出所得直径的平均值。进一步用视野数对如此得到的4个视野中的碳化物的直径的平均值进行平均，作为碳化物的平均圆当量直径。
铁素体的平均晶粒直径如下算出：使用热场发射型扫描电子显微镜(例如JEOL制JSM-7001F)，对于样品的板厚1/4位置，拍摄2500μm2的范围，对于所得的图像，应用线段法而算出。
以上，对本实施方式的渗碳用钢板所具有的显微组织详细进行了说明。
＜关于渗碳用钢板的板厚＞
对本实施方式的渗碳用钢板的板厚没有特别限定，例如优选设为2mm以上。通过将渗碳用钢板的板厚设为2mm以上，从而能进一步减小板卷宽度方向的板厚差。渗碳用钢板的板厚更优选为2.3mm以上。另外，渗碳用钢板的板厚没有特别限定，优选设为6mm以下。通过将渗碳用钢板的板厚设为6mm以下，从而可以降低加压成型时的载荷，可以使向部件成型更容易。渗碳用钢板的板厚更优选为5.8mm以下。
以上，对本实施方式的渗碳用钢板详细进行了说明。
(关于渗碳用钢板的制造方法)
接着，对用于制造以上说明的本实施方式的渗碳用钢板的方法详细进行说明。
用于制造以上说明的本实施方式的渗碳用钢板的制造方法包括如下工序：(A)热轧工序，使用具有前述说明的化学组成的钢材，依据规定的条件，制造热轧钢板；(B)第一退火工序，对所得热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板，依据规定的热处理条件，实施第一阶段的退火处理；(C)第二退火工序，对经过第一退火工序的钢板，依据规定的热处理条件，实施第二阶段的退火处理；以及，(D)冷却工序，将第二退火工序中的退火后的钢板依据规定的冷却条件进行冷却。
以下，对上述热轧工序、第一退火工序、第二退火工序和冷却工序详细进行说明。
＜关于热轧工序＞
以下详述的热轧工序为使用具有规定的化学组成的钢材、依据规定的条件制造热轧钢板的工序。
此处，供至热轧的钢坯(钢材)只要为利用常规方法制造的钢坯即可，例如可以使用连续铸造板坯、利用薄板坯连铸机等一般的方法制造的钢坯。
更详细而言，使用具有前述说明的化学组成的钢材，将上述钢材加热供至热轧，在800℃以上且小于920℃的温度区域使热精轧结束后，以50℃/秒以上且250℃/秒以下的平均冷却速度对从热精轧结束时的温度起至冷却停止温度为止的温度区域进行冷却，以700℃以下的温度进行卷取，形成热轧钢板。
[热精轧的轧制温度：800℃以上且小于920℃]
本实施方式的热轧工序中，必须以800℃以上的轧制温度进行热精轧的轧制。在热精轧时的轧制温度(即，精轧温度)变得小于800℃而低温化的情况下，铁素体相变开始温度也降低，因此，析出的碳化物会粗大化，均匀伸长率劣化。因此，本实施方式的热轧工序中，将精轧温度设为800℃以上。精轧温度优选为830℃以上。另一方面，精轧温度成为920℃以上的情况下，奥氏体晶粒的粗大化变得显著，铁素体的各生成位点减少，结果会导致铁素体晶粒的粗大化，局部伸长率劣化。因此，本实施方式的热轧工序中，将精轧温度设为小于920℃。精轧温度优选小于900℃。
[热精轧结束后的平均冷却速度：50℃/秒以上且250℃/秒以下]
本实施方式的热轧工序中，热精轧结束后，将钢板以50℃/秒以上且250℃/秒以下的平均冷却速度冷却。平均冷却速度小于50℃/秒的情况下，奥氏体的晶粒生长过度进行，变得无法得到铁素体的细粒化效果，会导致局部伸长率的劣化。热精轧后的平均冷却速度优选为60℃/秒以上、更优选100℃/秒以上。另一方面，在平均冷却速度超过250℃/秒的情况下，向铁素体的相变被抑制，在渗碳用钢板中，变得难以将铁素体的晶粒直径控制为10μm以下。热精轧后的平均冷却速度优选为170℃/秒以下。
[卷取温度：700℃以下]
为了将制造的渗碳用钢板的显微组织控制为前述说明的显微组织，供至后续的退火工序(更详细而言，为球状化退火)前的钢板组织(热轧钢板)优选如下构成：主要以面积率的总和成为100％以下的方式含有以面积率计为10％以上且80％以下的铁素体、和以面积率计为10％以上且60％以下的珠光体，余量由贝氏体、马氏体、回火马氏体和残留奥氏体中的至少任一者构成。
本实施方式的热轧工序中，在卷取温度超过700℃的情况下，会过度促进铁素体相变，结果珠光体的生成会被抑制，在退火后的渗碳用钢板中，变得难以将全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为10％以上。因此，本实施方式的热轧工序中，将卷取温度的上限设为700℃。对于本实施方式的热轧工序的卷取温度而言，其下限没有特别限定。但是，在实际操作上，难以在室温以下进行卷取，因此，室温成为实质的下限。从进一步降低后续的退火工序后的碳化物的个数密度的观点出发，本实施方式的热轧工序的卷取温度优选为400℃以上。
需要说明的是，可以将上述热轧工序中卷取后的钢板(热轧钢板)退卷并酸洗，实施冷轧。通过酸洗而将钢板表面的氧化物去除，由此，可以实现扩孔性的进一步的提高等。需要说明的是，酸洗进行一次即可，也可以分成多次而进行。冷轧可以为以通常的压下率(例如30～90％)进行的冷轧。热轧钢板和冷轧钢板中，除直接进行了热轧和冷轧者之外，还包括在通常的条件下实施了平整轧制的钢板。
本实施方式的热轧工序中，如以上所述地制造热轧钢板。对于制造的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板，进一步通过以下详述的2个退火工序实施特定的退火处理、且通过以下详述的冷却工序实施特定的冷却处理，从而可以得到本实施方式的渗碳用钢板。
＜关于第一退火工序＞
以下详述的第一退火工序为如下工序：依据加热温度成为Ac1点以下的特定的热处理条件，对通过上述热轧工序得到的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板实施第一阶段的退火处理(球状化退火处理)。
更详细而言，本实施方式的第一退火工序中，在将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的退火气氛中，将如上述得到的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板以1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至以下述式(101)定义的Ac1点以下的温度区域，在Ac1点以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下。
此处，下述式(101)中，[X]的表述表示元素X的含量(单位：质量％)，在不含相应元素的情况下代入零。
Ac1＝750.8-26.6[C]+17.6[Si]-11.6[Mn]-22.9[Cu]-23[Ni]+24.1[Cr]
+22.5[Mo]-39.7[V]-5.7[Ti]+232.4[Nb]-169.4[A1]-894.7[B]
···式(101)
[退火气氛：将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的气氛]
上述第一退火工序中，退火气氛设为将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的气氛。在氮气浓度以体积分数计成为25％以上的情况下，钢板中会形成粗大的碳氮化物，导致均匀伸长率的劣化，故不优选。上述氮气浓度越低越理想。但是，将氮气浓度控制为以体积分数计为1％以下在成本上是不利的，因此，体积分数1％成为实质的下限。
气氛气体例如可以从氮气、氢气等气体、或氩气等非活性气体中适宜选择至少一种，以退火工序中使用的加热炉内的氮气浓度成为期望的浓度的方式使用上述各种气体即可。另外，只要为少量，则即使气氛气体中包含氧气等气体也没有问题。另外，气氛气体的氢气浓度越高越优选，例如通过将氢气浓度设为60％以上，从而可以提高退火装置内的导热性，可以削减制造成本。更具体而言，作为退火气氛，可以将氢浓度设为以体积分数计95％以上、且使余量为氮气。关于加热炉内的气氛气体，例如，通过导入上述气体并适宜测量加热炉内的气体浓度，可以进行控制。
[平均加热速度：1℃/小时以上且100℃/小时以下]
本实施方式的第一退火工序中，必须将平均加热速度设为1℃/小时以上且100℃/小时以下并加热至以上述式(101)规定的AC1点以下的温度区域。平均加热速度小于1℃/小时的情况下，会助长碳化物的粗大化，碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，均匀伸长率劣化。第一退火工序中的平均加热速度优选为5℃/小时以上。另一方面，在平均加热速度超过100℃/小时的情况下，无法充分促进碳化物的球状化，变得难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为10％以上。第一退火工序中的平均加热速度优选为90℃/小时以下。
[加热温度：Ac1点以下]
另外，如上所述，本实施方式的第一退火工序中的加热温度必须设为以上述式(101)规定的Ac1点以下。在加热温度超过Ac1点的情况下，无法充分促进碳化物的球状化，变得难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为10％以上。需要说明的是，第一退火工序中的加热温度的温度区域的下限没有特别限定。但是，如果加热温度的温度区域小于600℃，则第一退火处理中的保持时间会变长，制造成本变得不利。因此，加热温度的温度区域优选设为600℃以上。为了更适宜地控制碳化物的状态，本实施方式的第一退火工序中的加热温度的温度区域更优选设为630℃以上。另外，为了更适宜地控制碳化物的状态，本实施方式的第一退火工序中的加热温度的温度区域更优选设为670℃以下。
[保持时间：在Ac1点以下的温度区域中1小时以上且100小时以下]
本实施方式的第一退火工序中，必须将上述Ac1点以下(优选为600℃以上且Ac1点以下)的温度区域保持1小时以上且100小时以下。在保持时间小于1小时的情况下，无法充分促进碳化物的球状化，变得难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为10％以上。本实施方式的第一退火工序中的Ac1点以下(优选为600℃以上且Ac1点以下)的温度区域的保持时间优选为10小时以上。另一方面，在Ac1点以下(优选为600℃以上且Ac1点以下)的温度区域的保持时间超过100小时的情况下，会助长碳化物的粗大化，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，均匀伸长率劣化。本实施方式的第一退火工序中的Ac1点以下(优选为600℃以上且Ac1点以下)的温度区域的保持时间优选90小时以下。
紧接着以上说明的第一退火工序实施以下详述的第二退火工序。此处，第一退火工序与第二退火工序之间的时间间隔优选尽量短，更优选通过使用以相邻的方式设置的2个加热炉等连续地进行第一退火工序和第二退火工序。
＜关于第二退火工序＞
以下详述的第二退火工序为如下工序：对经过上述第一退火工序的钢板，依据加热温度成为超过Ac1点的特定的热处理条件，实施第二阶段的退火处理(球状化退火处理)。
更详细而言，本实施方式的第二退火工序为如下工序：对经过上述第一退火工序的钢板，以1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至超过以上述式(101)定义的Ac1点且为790℃以下的温度区域，在大于Ac1点且为790℃以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下。此处，第二退火工序中的退火气氛的条件可以设为与第一退火工序中的退火气氛相同的条件。
[平均加热速度：1℃/小时以上且100℃/小时以下]
本实施方式的第二退火工序中，必须将平均加热速度设为1℃/小时以上且100℃/小时以下并加热至大于以上述式(101)规定的Ac1点且为790℃以下的温度区域。在平均加热速度小于1℃/小时的情况下，会助长碳化物的粗大化，碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，均匀伸长率劣化。第二退火工序中的平均加热速度优选为5℃/小时以上。另一方面，在平均加热速度超过100℃/小时的情况下，无法充分促进碳化物的球状化，变得难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为10％以上。第二退火工序中的平均加热速度优选为90℃/小时以下。
[加热温度：大于Ac1点且为790℃以下]
另外，如上所述，本实施方式的第二退火工序中的加热温度必须为大于以上述式(101)规定的Ac1点且为790℃以下。在加热温度为Ac1点以下的情况下，碳化物的熔解未充分进行，无法将每1000μm2中的碳化物的个数限制为100个以下。此处，对于第二退火工序中的加热温度而言，虽然更高的温度会促进碳化物的熔解，但是在第二退火工序中的加热温度超过790℃的情况下，第一退火工序中球状化了的碳化物会熔解，变得难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为10％以上。因此，本实施方式的第二退火工序中，加热温度设为790℃以下。第二退火工序中的加热温度优选为780℃以下。
[保持时间：在大于Ac1点且为790℃以下的温度区域中1小时以上且100小时以下]
本实施方式的第二退火工序中，必须在上述大于Ac1点且为790℃以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下。在保持时间小于1小时的情况下，碳化物的熔解未充分进行，无法将每1000μm2中的碳化物的个数限制为100个以下。大于Ac1点且为790℃以下的温度区域的保持时间优选为10小时以上。另一方面，在大于Ac1点且为790℃以下的温度区域的保持时间超过100小时的情况下，会助长碳化物的粗大化，碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，均匀伸长率劣化。大于Ac1点且为790℃以下的温度区域的保持时间优选为90小时以下。
＜关于冷却工序＞
以下详述的冷却工序为依据特定的冷却条件对第二退火工序的退火后的钢板进行冷却的工序。
更详细而言，本实施方式的冷却工序中，针对第二退火工序中的退火后的钢板，实施将第二退火工序中的退火结束时的温度起至550℃为止的温度区域中的平均冷却速度设为1℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却。
[冷却条件：以1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度冷却至550℃以下]
本实施方式的冷却工序中，将第二退火工序中的保持结束后的钢板以1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度冷却至550℃以下。在平均冷却速度小于1℃/小时的情况下，会助长碳化物的粗大化，碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，均匀伸长率劣化。平均冷却速度优选为5℃/小时以上。另一方面，在平均冷却速度超过100℃/小时的情况下，碳化物的熔解未充分进行，无法将每1000μm2中的碳化物的个数限制为100个以下。平均冷却速度优选为90℃/小时以下。
另外，冷却停止温度超过550℃时，会助长碳化物的粗大化，碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，均匀伸长率劣化。因此，本实施方式的冷却工序中，冷却停止温度设为550℃以下。冷却停止温度优选为500℃。需要说明的是，冷却停止温度的下限没有特别限定。但是，冷却至室温以下时，在实际操作上是困难的，因此，室温成为实质的下限。另外，小于550℃的温度区域中的平均冷却速度没有特别限定，可以以任意的平均冷却速度实施冷却。
以上，对本实施方式的第一退火工序、第二退火工序和冷却工序详细进行了说明。
通过实施以上说明的热轧工序、第一退火工序、第二退火工序和冷却工序，可以制造前述说明的本实施方式的渗碳用钢板。
需要说明的是，在以上说明的热轧工序后且实施第一退火工序前，优选对热轧后的钢板实施作为保持工序的一例的簇化处理。簇化处理为用于形成在铁素体晶粒内固溶的碳的聚集体(簇)的处理。上述碳的聚集体(簇)是在铁素体的晶粒内几个原子的碳聚集而成的，作为碳化物的前体发挥功能。上述簇化处理如下进行：将热轧后的钢板在例如大气中、在40℃以上且70℃以下的温度区域中保持72小时以上且350小时以下，从而进行。通过形成这样的碳的聚集体，会在后续的退火工序中进一步促进碳化物的形成。其结果，退火后的钢板中，可以进一步提高转变的易动性，进一步提高退火后的钢板的成型性。
上述簇化处理中，在保持温度小于40℃的情况、或保持时间小于72小时的情况下，不易引起碳的扩散，因此，有无法促进簇化的可能。另一方面，在保持温度超过70℃的情况、或保持时间超过350小时的情况下，簇化被过度促进，容易引起从聚集状态向碳化物的转变，在第一退火工序和第二退火工序中，碳化物的尺寸变得过大，成型性降低的可能性变高。
另外，对于通过以上的方式得到的渗碳用钢板，例如可以实施作为后续工序的冷加工。另外，对冷加工的上述渗碳用钢板，例如可以在碳势为0.4～1.0质量％的范围内实施渗碳热处理。渗碳热处理的条件没有特别限定，可以以得到期望的特性的方式适宜调整。例如，可以将渗碳用钢板加热至奥氏体单相域温度，进行渗碳处理，然后直接冷却至室温，也可以暂时冷却至室温后进行再加热，进行急速冷却。进而，出于调整强度的目的，可以对构件的全部或一部分实施回火处理。另外，出于得到防锈效果的目的，可以对钢板表面实施镀覆，出于提高疲劳特性的目的，也可以对钢板表面实施喷丸处理。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，实施例中的条件为用于确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例，本发明不限定于这一个条件例。本发明在不脱离本发明的主旨的情况下，只要达成本发明的目的就可以采用各种条件。
(试验例1)
将具有以下的表1所示的化学组成的钢材在以下的表2所示的条件下进行热轧(和冷轧)，然后实施退火，得到渗碳用钢板。本试验例中，在热轧工序与第一退火工序之间不实施上述的簇化处理。需要说明的是，以下的表1和表2中，下划线表示在本发明的范围外。另外，以下的表2所示的“冷却工序”中的“平均冷却速度”为从第二退火结束时的温度起至550℃为止的温度区域中的平均冷却速度。
[表1-1]
Figure BDA0002046606320000271
[表1-2]
Figure BDA0002046606320000281
[表2-1]
Figure BDA0002046606320000291
[表2-2]
Figure BDA0002046606320000301
[表2-3]
Figure BDA0002046606320000311
对于所得的渗碳用钢板，通过前述说明的方法分别对(1)碳化物的个数密度、(2)全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率、(3)碳化物的平均圆当量直径、和(4)铁素体的平均晶粒直径进行测定。
另外，为了评价所得的各渗碳用钢板的均匀伸长率和局部伸长率，实施拉伸试验。拉伸试验通过如下方式实施：对钢板的表面背面一点一点地等量磨削，使板厚为2mm后，制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，依据JIS Z 2241中记载的试验方法实施，测定拉伸强度、均匀伸长率、局部伸长率。需要说明的是，在出现屈服点伸长率的情况下，将从均匀伸长率中减去屈服点伸长率而得到的数值作为均匀伸长率。
另外，作为参考，算出作为表示渗碳后的淬透性的指标的理想临界直径。理想临界直径Di为由钢板的成分算出的指标，可以利用Grossmann/Hollomon，Jaffe的方法依据以下式(201)算出。理想临界直径Di的值越大，表示淬透性越优异。
Di＝(6.77×[C]0.5)×(1+0.64×[Si])×(1+4.1×[Mn])×(1+2.83×[P])×(1-0.62×[S])
×(1+0.27×[Cu])×(1+0.52×[Ni])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])×X
[B]＝O的情况：X＝1
[B]＞0的情况：X＝1+1.5×(0.9-[C])
··式(201)
本试验例中，将渗碳用钢板的拉伸强度×均匀伸长率(MPa·％)为6500以上、且拉伸强度×局部伸长率(MPa·％)为7000以上的情况视为延性优异，作为“实施例”。
以下的表3中归纳示出所得的各渗碳用钢板的显微组织和特性。
[表3-1]
Figure BDA0002046606320000331
[表3-2]
Figure BDA0002046606320000341
[表3-3]
Figure BDA0002046606320000351
由上述表3可以看出，属于本发明的实施例的渗碳用钢板的拉伸强度×均匀伸长率(MPa·％)成为6500以上，且拉伸强度×局部伸长率(MPa·％)成为7000以上，具有优异的延性。另外，作为参考而记载的理想临界直径也成为5以上，可知属于本发明的实施例的渗碳用钢板还兼具优异的淬透性。
另一方面，由上述表3可以看出，属于本发明的比较例的渗碳用钢板的拉伸强度×均匀伸长率、和拉伸强度×局部伸长率中的至少任一者小于基准值，不具有优异的延性。
(试验例2)
将具有以下的表4所示的化学组成的钢材在以下的表5所示的条件下进行热轧(和冷轧)，然后实施退火，得到渗碳用钢板。本试验例中，对在热轧工序与第一退火工序之间实施了上述的簇化处理的渗碳用钢板、和未实施上述簇化处理的渗碳用钢板分别进行了验证。需要说明的是，以下的表5所示的“冷却工序”中的“平均冷却速度”是指从第二退火结束时的温度起至550℃为止的温度区域中的平均冷却速度。另外，簇化处理如下实施：将热轧后的钢板在大气中、以55℃保持105小时。根据以下的表5可知，除簇化处理的有无以外，以成为基本相同条件的方式实施了各处理工序。
[表4]
Figure BDA0002046606320000371
[表5]
Figure BDA0002046606320000381
对于所得的渗碳用钢板，与上述试验例1同样地分别进行了各种评价。另外，本试验例中，对于显微组织中的碳化物，在试验例1中的项目的基础上，对于碳化物的平均圆当量直径的最大值、最小值、最大值与最小值之差也分别进行了测定。另外，本试验例中，为了对所得的各渗碳用钢板的冷加工性进行评价，在试验例1中的评价项目的基础上，依据JISZ 2256(金属材料的扩孔试验方法)进行了扩孔试验。扩孔率如下算出：从所得的各渗碳用钢板的任意位置采集试验片，依据JIS Z 2256中规定的试验方法和计算式算出。本试验例中，将所得扩孔率为80％以上的情况视为极限变形能力优异，作为“实施例”。
以下的表6中归纳示出所得各渗碳用钢板的显微组织和特性。
[表6]
Figure BDA0002046606320000401
由上述表6可以看出，通过在热轧工序与第一退火工序之间实施簇化处理，从而所得的碳化物的大小均匀化，实施了簇化处理的渗碳用钢板的扩孔率进一步提高。
以上，对本发明的适宜实施方式详细进行了说明，但本发明不限定于这些例子。对于具有本发明所述技术领域的常规知识的人员而言，在权利要求所记载的技术构思的范围内，明显可以想到各种变更例或修正例，上述技术方案自然也应理解为隶属于本发明的保护范围内。

Claims (5)

1.一种渗碳用钢板，其以质量％计含有
C：0.02％以上且小于0.10％、
Si：0.005％以上且小于0.5％、
Mn：0.01％以上且小于3.0％、
P：0.1％以下、
S：0.1％以下、
sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下、
N：0.2％以下、
Ti：0.010％以上且0.150％以下，
余量由Fe和杂质组成，
所述渗碳用钢板每1000μm2中的碳化物的个数为100个以下，
长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为10％以上，
碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，
铁素体的平均晶粒直径为10μm以下。
2.根据权利要求1所述的渗碳用钢板，其以质量％计进一步含有
Cr：0.005％以上且3.0％以下、
Mo：0.005％以上且1.0％以下、
Ni：0.010％以上且3.0％以下、
Cu：0.001％以上且2.0％以下、
Co：0.001％以上且2.0％以下、
Nb：0.010％以上且0.150％以下、
V：0.0005％以上且1.0％以下、
B：0.0005％以上且0.01％以下
中的1种或2种以上来代替余量Fe的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的渗碳用钢板，其以质量％计进一步含有
Sn：1.0％以下、
W：1.0％以下、
Ca：0.01％以下、
REM：0.3％以下
中的1种或2种以上来代替余量Fe的一部分。
4.一种渗碳用钢板的制造方法，其为制造权利要求1～3中任一项所述的渗碳用钢板的方法，所述制造方法包括如下工序：
热轧工序，将具有权利要求1～3中任一项所述的化学组成的钢材加热，在800℃以上且小于920℃的温度区域使热精轧结束后，以50℃/秒以上且250℃/秒以下的平均冷却速度对从热精轧结束时的温度起至冷却停止温度为止的温度区域进行冷却，以700℃以下的温度进行卷取；
第一退火工序，在将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的退火气氛中，将通过所述热轧工序得到的钢板、或在所述热轧工序后实施冷轧的钢板以1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至以下述式(1)定义的Ac1点以下的温度区域，在该Ac1点以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下；
第二退火工序，将经过所述第一退火工序的钢板以所述1℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至大于以下述式(1)定义的Ac1点且为790℃以下的温度区域，在大于该Ac1点且为790℃以下的温度区域中保持1小时以上且100小时以下；以及，
冷却工序，对于所述第二退火工序中的退火后的钢板，实施将所述第二退火工序中的退火结束时的温度起至550℃为止的温度区域中的平均冷却速度设为1℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却，
此处，下述式(1)中，[X]的表述表示元素X的含量，单位：质量％，在不含相应元素的情况下代入零，
Ac1＝750.8-26.6[C]+17.6[Si]-11.6[Mn]-22.9[Cu]-23[Ni]+24.1[Cr]+22.5[Mo]-39.7[V]-5.7[Ti]+232.4[Nb]-169.4[Al]-894.7[B]
···式(1)。
5.根据权利要求4所述的渗碳用钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序与所述第一退火工序之间进一步包括如下的保持工序：将通过所述热轧工序得到的钢板在大气中以40℃以上且70℃以下的温度保持72小时以上且350小时以下。
CN201880004206.8A 2017-08-31 2018-08-30 渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法 Active CN109923234B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-167206 2017-08-31
JP2017167206 2017-08-31
PCT/JP2018/032112 WO2019044971A1 (ja) 2017-08-31 2018-08-30 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN109923234A CN109923234A (zh) 2019-06-21
CN109923234B true CN109923234B (zh) 2021-03-30

Family

ID=65525472

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880004206.8A Active CN109923234B (zh) 2017-08-31 2018-08-30 渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11639536B2 (zh)
EP (1) EP3517648A4 (zh)
JP (1) JP6583587B2 (zh)
KR (1) KR102235355B1 (zh)
CN (1) CN109923234B (zh)
BR (1) BR112019008329A2 (zh)
MX (1) MX2019004216A (zh)
TW (1) TWI658145B (zh)
WO (1) WO2019044971A1 (zh)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101988771B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-30 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성 및 길이방향 강도 균일성이 우수한 강판 및 그 제조방법
CN109881103B (zh) * 2019-03-19 2020-04-21 潍坊工程职业学院 一种风电塔筒用法兰材料及其制备方法
CN113416894B (zh) * 2021-05-25 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 一种m65级电阻焊石油套管及其制造方法
CN115404398A (zh) * 2021-05-26 2022-11-29 拓普特(常州)机械有限公司 一种新型钢架的制备方法
CN113403535B (zh) * 2021-05-31 2022-05-20 北京首钢股份有限公司 一种车厢板用热轧带钢及其制备方法
CN113403568A (zh) * 2021-06-01 2021-09-17 温岭市云福热处理厂 一种低碳钢及其热处理工艺
CN115044834A (zh) * 2022-06-20 2022-09-13 西王金属科技有限公司 一种低合金高强度钢及制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016190397A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56153217A (en) 1980-04-30 1981-11-27 Nippon Gakki Seizo Kk Measuring device for reverberation characteristic
JP3094856B2 (ja) 1995-08-11 2000-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性肌焼き用鋼
TW514291U (en) 2001-12-26 2002-12-11 Shin-Jeng Tu Improved structure of poster rack
JP5765092B2 (ja) * 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5682485B2 (ja) 2011-07-07 2015-03-11 新日鐵住金株式会社 冷鍛窒化用鋼材
WO2013046476A1 (ja) * 2011-09-28 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6143355B2 (ja) 2013-10-22 2017-06-07 株式会社神戸製鋼所 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板
ES2750615T3 (es) * 2014-03-07 2020-03-26 Nippon Steel Corp Chapa de acero de medio/alto contenido en carbono y método para la fabricación de la misma
JP6177754B2 (ja) 2014-11-18 2017-08-09 株式会社神戸製鋼所 打抜き性と結晶粒粗大化防止特性に優れた浸炭用鋼板および機械構造部品
JP2016169433A (ja) * 2015-03-13 2016-09-23 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
JP6070912B1 (ja) * 2015-04-10 2017-02-01 新日鐵住金株式会社 成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法
CN107614726B (zh) * 2015-05-26 2020-02-07 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
MX2017015016A (es) 2015-05-26 2018-04-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero y metodo de produccion de la misma.
JP6206601B2 (ja) * 2015-06-17 2017-10-04 新日鐵住金株式会社 鋼板及び製造方法
JP6450652B2 (ja) 2015-06-18 2019-01-09 スズキ株式会社 ウインドウレギュレータ

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016190397A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2019044971A1 (ja) 2019-03-07
BR112019008329A2 (pt) 2019-07-16
JPWO2019044971A1 (ja) 2019-11-07
EP3517648A1 (en) 2019-07-31
CN109923234A (zh) 2019-06-21
MX2019004216A (es) 2019-08-05
KR20190062474A (ko) 2019-06-05
US20200181728A1 (en) 2020-06-11
TWI658145B (zh) 2019-05-01
US11639536B2 (en) 2023-05-02
EP3517648A4 (en) 2020-03-11
JP6583587B2 (ja) 2019-10-02
TW201920695A (zh) 2019-06-01
KR102235355B1 (ko) 2021-04-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109923234B (zh) 渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法
CN109983145B (zh) 渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法
US20180119240A1 (en) Hot rolled steel sheet and method of manufacturing same
JP4650006B2 (ja) 延性および伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN114107785B (zh) 一种具有超高屈强比的吉帕级贝氏体钢及其制造方法
CN109072371B (zh) 温加工用高强度钢板及其制造方法
WO2016148037A1 (ja) 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
KR20140047743A (ko) 가공성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법
WO2007043318A1 (ja) 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR20170138509A (ko) 강판 및 그의 제조 방법
CN111684091B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板以及它们的制造方法
KR20200039611A (ko) 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
CN110337505B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN113227415B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP4600196B2 (ja) 加工性に優れた高炭素冷延鋼板およびその製造方法
CN113195764B (zh) 热浸镀锌钢板及其制造方法
JP6769576B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN111655893B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
WO2022138894A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
KR20230085173A (ko) 열연 강판
CN113366136B (zh) 高碳热轧钢板和其制造方法
JP4317417B2 (ja) 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
EP1595965A1 (en) High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics, and method for production thereof
WO2015020028A1 (ja) 軟質高炭素鋼板
JP2023554449A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 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