CN109983145B - 渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种在渗碳前显示出更优异的极限变形能力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，余量为Fe和杂质，所述渗碳用钢板的铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为7.0以下，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，长径比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为80％以上，在铁素体晶粒内存在的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为60％以上。

Description

渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法。
背景技术
近年来，对于汽车的齿轮、离合器片、减振器等机械结构零件，除了要求高耐久性之外，还要求能够便宜地进行制造。通常，作为这些零件的制造方法，一直以来使用热锻材料进行切削和渗碳。然而，响应于不断增加的对降低成本的需求，在不断推进如下技术的开发：将热轧钢板或冷轧钢板作为坯料进行冷加工使其成形为部件的形状后进行渗碳处理。在冷加工中，对坯料进行冲孔，然后弯曲加工、深冲加工、扩孔加工等压制成形。此时，在需要成形为液力变矩器的减振器零件等复杂形状时，要求极限变形能力。这里，“极限变形能力”是由拉伸试验片的断裂部分处的截面收缩率的自然对数给出的物理性质值，并且周知其与扩孔性呈正相关。从这个角度出发，近年来已经提出了各种技术。
例如，在下述专利文献1中提出了一种技术，其中，热轧钢板的组织由铁素体和珠光体构成，然后进行球状化退火以使碳化物球化。
此外，在下述专利文献2中提出了一种技术，通过控制碳化物的粒径，在此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，进一步控制母相即铁素体的晶体粒径，从而提高渗碳后的部件的冲击特性。
此外，在下述专利文献3中提出了一种技术，通过控制碳化物的粒径和长径比以及母相即铁素体的晶体粒径，并且进一步控制铁素体的长径比，从而提高冷加工性。
现有技术文献
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
对于上述的机械结构零件，为了提高强度而要求淬透性。即，为了通过冷加工成形为具有复杂形状的部件，需要在保持淬透性的同时确保扩孔性(即，实现优异的极限变形能力)。
然而，上述专利文献1的以控制碳化物的显微组织为主体的制造方法难以充分提高冷加工性、特别是扩孔性。另外，在上述专利文献2中完全没有研究提高渗碳前的冷加工性。进一步，上述专利文献3中提出的技术难以获得可以承受冷加工为形状复杂的部件的扩孔性。由此可见，以往提出的技术难以充分提高渗碳用钢板的扩孔性，因此渗碳用钢板在具有复杂形状的零件、特别是液力变矩器的减振器零件等中的应用受限。
为此，本发明是鉴于上述问题完成的，本发明的目的在于提供一种在渗碳前显示出更优异的极限变形能力的渗碳用钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等对解决上述技术问题的方法进行了深入研究。结果得到了如下构思：如下面详细描述的，通过控制热轧钢板中铁素体的织构来适当地控制铁素体晶粒中的规定取向组的X射线随机强度比，从而能够在保持淬透性的同时提高扩孔性(即，赋予优异的极限变形能力)，完成了本发明。
基于所述见解完成的本发明的概要如下。
[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，余量为Fe和杂质，所述渗碳用钢板的铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为7.0以下，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，长径比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为80％以上，在铁素体晶粒内存在的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为60％以上。
[2]根据[1]所述的渗碳用钢板，其以质量％计还含有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、Ti：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，其以质量％计还含有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900℃以上且980℃以下的温度区域以15％以上且25％以下的压下率实施热精轧之前1个道次的轧制，在800℃以上且小于920℃的温度区域以6％以上的压下率结束热精轧，在700℃以下的温度下卷取；和退火工序，在将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的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5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至由下述式(1)定义的Ac1点以下的温度区域，在该Ac1点以下的温度区域下实施保持10小时以上且100小时以下的退火处理，然后实施将从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5℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却。
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(1)
这里，上述式(1)中，标记[X]表示元素X的含量(单位：质量％)，在不含有相应元素的情况下代入零。
发明的效果
如上所述，根据本发明，可以提供一种渗碳用钢板，其在渗碳前显示出更优异的极限变形能力。
具体实施方式
以下对本发明的优选实施方式进行详细说明。
(关于本发明人等进行的研究内容以及所获得的构思)
在对本发明的渗碳用钢板及其制造方法进行说明前，对本发明人等为了解决上述技术问题而进行的研究内容如下进行详细说明。
在进行相应研究时，本发明人等首先研究了提高扩孔性的方法，扩孔性与极限变形能力具有相关。
为了提高扩孔性，重要的是抑制扩孔时产生裂纹，同时抑制裂纹产生时发生裂纹延伸。为了抑制裂纹产生，控制钢板中生成的碳化物的长径比(长轴/短轴)是有效的，重要的是通过球状化退火来降低碳化物的长径比。此外，为了抑制裂纹延伸，在抑制粗大碳化物生成的同时控制碳化物的析出位置是有效的。也就是说，由于在铁素体的晶界处生成碳化物时，会助长裂纹以晶界作为传播路径而延伸，因此重要的是在铁素体的晶粒内生成碳化物。认为通过在铁素体的晶粒内生成碳化物可以抑制晶界处的裂纹传播。
本发明人等在进行上述组织控制的基础上，进一步着眼于通过控制母相即铁素体的织构来提高扩孔性，对所述控制织构带来的作用效果进行了详细调查和研究。结果发现，通过控制特定的晶体取向组的X射线随机强度比，扩孔性显著提高。
具体而言，本发明人等发现，通过在渗碳用钢板中将铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值控制在7.0以下，扩孔性显著提高。上述那种晶体取向组的X射线随机强度比对于扩孔性而言是重要的原因未必清楚，但推测与扩孔时产生裂纹的难易度有关。本发明中，通过在渗碳用钢板中控制碳化物的长径比和碳化物的析出位置，在此基础上进一步控制铁素体晶粒中的特定的晶体取向组的X射线随机强度比，从而成功地显著提高了扩孔性。
进而，本发明人等得到了如下构思：通过控制热轧工序中的精轧条件，能够控制铁素体晶粒中的特定的晶体取向组的X射线随机强度比。铁素体的晶体取向中，{100}<011>～{223}<110>取向组是由未再结晶的奥氏体相变时生成的铁素体的晶粒。因此，通过控制精轧条件从而促进奥氏体的再结晶，能够减少这些特定的晶体取向组的生成，结果发现能够将铁素体晶粒中的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比控制在7.0以下。
以往，包括上述专利文献1～专利文献3中公开的技术在内，都没有关注以提高渗碳用钢板的极限变形能力为目的来控制热轧钢板中的铁素体的织构。因此，以往从未进行下面详细描述的对热精轧之前1个道次的温度和压下率的控制、以及对热精轧的温度和压下率的控制。在本发明中，通过适当地控制这些热精轧等条件，可以得到具有更优异的极限变形能力的渗碳用钢板。
需要说明的是，对于通过将铁素体晶粒中的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比控制在7.0以下来提高扩孔性，淬透性越高的钢板，其效果越大。例如，对于拉伸强度为340MPa级、440MPa级等拉伸强度为340MPa以上的高强度钢板，扩孔性显著提高。因此，通过如上所述的组织控制，可以在维持淬透性的同时提高扩孔性。由此，能够得到兼顾淬透性和扩孔性的渗碳用钢板。
以下详细描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见解完成的。以下，对基于上述见解完成的本实施方式的渗碳用钢板及其制造方法进行详细说明。
(关于渗碳用钢板)
首先，对本发明的实施方式的渗碳用钢板进行详细说明。
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。并且，本实施方式的渗碳用钢板具有如下特定的显微组织：铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为7.0以下，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，长径比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为80％以上，在铁素体晶粒内存在的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为60％以上。由此，本实施方式的渗碳用钢板在渗碳前表现出更加优异的极限变形能力。
<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进行详细说明。需要说明的是，在以下说明中，关于化学成分的“％”，若无特别说明，则表示“质量％”。
[C：0.02％以上且小于0.30％]
C(碳)是确保最终获得的渗碳部件中的板厚中央部的强度所必需的元素。另外，在渗碳用钢板中，C是固溶在铁素体的晶界处以提高晶界的强度，有助于提高扩孔性的元素。
C的含量小于0.02％时，无法获得上述扩孔性的提高效果。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，C的含量设定为0.02％以上。C的含量优选为0.05％以上。另一方面，C的含量为0.30％以上时，渗碳用钢板中生成的碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，扩孔性劣化。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，C的含量设定为小于0.30％。C的含量优选为0.20％以下。另外，考虑到扩孔性和淬透性的平衡，C的含量更优选为0.10％以下。
[Si：0.005％以上且小于0.5％]
Si(硅)是用于使钢水脱氧从而使钢健全化的元素。Si的含量小于0.005％时，钢水不能充分脱氧。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，Si的含量设定为0.005％以上。Si的含量优选为0.01％以上。另一方面，Si的含量为0.5％以上时，固溶在碳化物中的Si使碳化物稳定化，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，扩孔性受损。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，Si的含量设定为小于0.5％。Si的含量优选为小于0.3％。
[Mn：0.01％以上且小于3.0％]
Mn(锰)是用于使钢水脱氧从而使钢健全化的元素。Mn的含量小于0.01％时，钢水不能充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，Mn的含量设定为0.01％以上。Mn的含量优选为0.1％以上。另一方面，Mn的含量为3.0％以上时，固溶在碳化物中的Mn使碳化物稳定化，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，导致扩孔性劣化。因此，Mn的含量设定为小于3.0。Mn的含量优选为小于2.0％，更优选为小于1.0％。
[P：0.1％以下]
P(磷)是在铁素体的晶界处偏析而使扩孔性劣化的元素。P的含量超过0.1％时，铁素体的晶界的强度显着下降，扩孔性劣化。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，P的含量设定为0.1％以下。P的含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。对P含量的下限并不特别限定。然而，如果将P的含量减少至小于0.0001％，则脱P成本大幅上升，这在经济上是不利的。因此，在实际钢板上，P含量的下限基本上为0.0001％。
[S：0.1％以下]
S(硫)是形成夹杂物并使扩孔性劣化的元素。S的含量超过0.1％时，生成粗大的夹杂物从而扩孔性降低。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。需要说明的是，对S含量的下限不特别限定。不过，如果将S的含量减少至小于0.0005％，则脱S成本大幅上升，这在经济上是不利的。因此，在实际钢板上，S含量的下限基本上为0.0005％。
[sol.Al：0.0002％以上且3.0％以下]
Al(铝)是用于使钢水脱氧从而使钢健全化的元素。Al的含量小于0.0002％时，钢水不能充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，将Al的含量(更具体来说是sol.Al的含量)设定为0.0002％以上。Al的含量优选为0.0010％以上。另一方面，Al的含量超过3.0％时，生成粗大的氧化物从而损害扩孔性。因此，Al的含量设定为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]
N(氮)为杂质元素，是形成氮化物从而阻碍扩孔性的元素。N的含量超过0.2％时，生成粗大的氮化物从而扩孔性显著下降。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，N的含量设定为0.2％以下。N的含量优选为0.1％以下，更优选为0.02％以下，进一步优选为0.01％以下。另一方面，对N含量的下限不特别限定。不过，如果将N的含量减少至小于0.0001％，则脱N成本大幅上升，这在经济上是不利的。因此，在实际钢板上，N含量的下限基本上为0.0001％。
[Cr：0.005％以上且3.0％以下]
Cr(铬)是在最终获得的渗碳部件中，具有提高淬透性效果的元素，并且在渗碳用钢板中，是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有Cr。在含有Cr的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Cr含量设定为0.005％以上。Cr的含量更优选为0.010％以上。另外，考虑到碳化物、氮化物生成的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Cr含量设定为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)是在最终获得的渗碳部件中，具有提高淬透性效果的元素，并且在渗碳用钢板中，是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有Mo。在含有Mo的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Mo的含量设定为0.005％以上。Mo的含量更优选为0.010％以上。另外，考虑到碳化物、氮化物生成的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Mo的含量设定为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)是在最终获得的渗碳部件中，具有提高淬透性效果的元素，并且在渗碳用钢板中，是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有Ni。在含有Ni的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Ni的含量设定为0.010％以上。Ni的含量更优选为0.050％以上。另外，考虑到Ni在晶界处偏析的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Ni的含量设定为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)是在最终获得的渗碳部件中，具有提高淬透性效果的元素，并且在渗碳用钢板中，是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有Cu。在含有Cu的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Cu的含量设定为0.001％以上。Cu的含量更优选为0.010％以上。另外，考虑到Cu在晶界处偏析的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Cu的含量设定为2.0％以下。Cu的含量更优选为0.80％以下。
[Co：0.001％以上且2.0％以下]
Co(钴)是在最终获得的渗碳部件中，具有提高淬透性效果的元素，并且在渗碳用钢板中，是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有Co。在含有Co的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Co的含量设定为0.001％以上。Co的含量更优选为0.010％以上。另外，考虑到Co在晶界处偏析的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Co的含量设定为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)是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有Nb。在含有Nb的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Nb的含量设定为0.010％以上。Nb的含量更优选为0.035％以上。另外，考虑到碳化物、氮化物生成的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Nb的含量设定为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。
[Ti：0.010％以上且0.150％以下]
Ti(钛)是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有Ti。在含有Ti的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Ti的含量设定为0.010％以上。Ti的含量更优选为0.035％以上。另外，考虑到碳化物、氮化物生成的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将Ti的含量设定为0.150％以下。Ti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，再进一步优选为0.020％以下。
[V：0.0005％以上且1.0％以下]
V(钒)是使铁素体的晶粒微细化从而有助于进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有V。在含有V的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将V的含量设定为0.0005％以上。V的含量更优选为0.0010％以上。另外，考虑到碳化物、氮化物生成的影响，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将V的含量设定为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0.080％以下。
[B：0.0005％以上且0.01％以下]
B(硼)是在铁素体的晶界处偏析从而提高晶界的强度，进一步提高扩孔性的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有B。在含有B的情况下，为了获得进一步提高扩孔性的效果，优选将B的含量设定为0.0005％以上。B的含量更优选为0.0010％以上。另外，即使含有超过0.01％的B，由于上述扩孔性的进一步提高效果饱和，因此优选将B的含量设定为0.01％以下。B的含量更优选为0.0075％以下，进一步优选为0.0050％以下，更进一步优选为0.0020％以下。
[Sn：1.0％以下]
Sn(锡)是用于使钢水脱氧从而进一步使钢健全化的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有上限为1.0％的Sn。Sn的含量更优选为0.5％以下。
[W：1.0％以下]
W(钨)是用于使钢水脱氧从而进一步使钢健全化的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有上限为1.0％的W。W的含量更优选为0.5％以下。
[Ca：0.01％以下]
Ca(钙)是用于使钢水脱氧从而进一步使钢健全化的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有上限为0.01％的Ca。Ca的含量更优选为0.006％以下。
[REM：0.3％以下]
REM(稀土金属)是用于使钢水脱氧从而进一步使钢健全化的元素。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，可以根据需要含有上限为0.3％的REM。
要说明的是，REM是由Sc(钪)、Y(钇)和镧系元素组成的总共17种元素的总称，REM的含量是指上述元素的总量。对于REM，利用混合稀土金属的形式包含的情况居多，但除了La(镧)、Ce(铈)之外，有时复合含有镧系元素。在这种情况下，本实施方式的渗碳用钢板也显示出优异的极限变形能力。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显示出优异的极限变形能力。
[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，可例示出从钢原料或废料混入的、和/或在制钢过程中不可避免混入的、在不阻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进行了详细说明。
<关于渗碳用钢板的显微组织>
接下来，对构成本实施方式的渗碳用钢板的显微组织进行详细说明。
本实施方式的渗碳用钢板的显微组织基本上由铁素体和碳化物构成。更具体而言，在本实施方式的渗碳用钢板的显微组织如下构成：铁素体的面积率例如为80～95％的范围内，碳化物的面积率例如为5～20％的范围内，并且，铁素体和碳化物的总面积率不超过100％。
对于上述铁素体和碳化物的面积率，以垂直于渗碳用钢板的宽度方向的截面为观察面，使用采集的样品进行测定。样品的长度取决于测定装置，可以是10mm～25mm左右。在研磨观察面后，对样品进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻。对经过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻的观察面的板厚1/4位置(是指距渗碳用钢板的表面、沿厚度方向的钢板厚度的1/4的位置)、板厚3/8位置、以及板厚1/2位置的范围，用热场发射扫描电子显微镜(例如JEOL制造的JSM-7001F)进行观察。
对于各样品的观察对象范围，对2500μm2的范围在10个视场中进行观察，在各视场中测定视场面积中的铁素体和碳化物所占面积的比率。然后，将在整个视场中铁素体所占面积的比率的平均值和在整个视场中碳化物所占面积的比率的平均值分别作为铁素体的面积率和碳化物的面积率。
这里，本实施方式的显微组织中的碳化物主要是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，除了上述铁系碳化物，显微组织中的碳化物有时也包括用Mn、Cr等置换渗碳体中的Fe原子后的化合物、合金碳化物(M23C6、M6C、MC等，M为Fe以及其它金属元素或者为Fe以外的金属元素)。本实施方式的显微组织中的大多数碳化物由铁系碳化物构成。因此，对于上述碳化物，着眼于下面描述的个数时，其个数可以是上述各种碳化物的总个数，也可以仅仅是铁系碳化物的个数。也就是说，如下面详细描述的，与碳化物有关的各种个数比率可以将包含铁系碳化物的各种碳化物作为母集，也可以仅将铁系碳化物作为母集。例如可以对试样使用衍射分析或EDS(能量色散X射线光谱法，Energydispersive X-ray spectrometry)来确定铁系碳化物。
对渗碳用钢板进行冲孔后进行扩孔加工时，变形应力集中在冲孔端部而导致裂纹产生，进一步继续加工导致裂纹延伸。裂纹的产生容易发生在软组织与硬组织相邻的界面等组织之间硬度差大的区域。如上所述，由于本实施方式的渗碳用钢板由铁素体和碳化物构成，因此在扩孔时，容易从铁素体与碳化物的界面产生裂纹。此时，如果碳化物的形状是扁平的，则应力倾向于集中在碳化物的前端，从而助长裂纹产生。因此，重要的是通过球状化退火来降低碳化物的长径比。进一步，为了抑制裂纹延伸，抑制粗大碳化物生成，同时控制碳化物的析出位置是有效的。也就是说，在铁素体的晶界处生成碳化物时，会助长裂纹以晶界作为传播路径而延伸，因此使碳化物在铁素体的晶粒内生成是重要的。认为通过使碳化物在铁素体的晶粒内生成可以抑制晶界处的裂纹传播。
此外，本发明人等还发现铁素体的晶体取向也极大地影响扩孔性。在扩孔加工中，通过铁素体晶粒的取向旋转来进行变形，此时，如果取向难以旋转的晶粒相邻，则不能承受变形，从晶界处产生裂纹。因此，明确了通过控制取向难以旋转的晶粒的生成量，可以提高扩孔性。
以下，对构成本实施方式的渗碳用钢板的显微组织进行限定的理由予以详细说明。
[铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为7.0以下]
本发明人等研究结果表明，若铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为7.0以下，则能够获得良好的扩孔性。上述X射线随机强度比的平均值超过7.0时，会助长扩孔时裂纹的产生，不能获得良好的扩孔性。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，将上述X射线随机强度比的平均值设定为7.0以下。为了更进一步提高极限变形能力，上述X射线随机强度比的平均值优选为5.5以下。需要说明的是，对于上述X射线随机强度比的下限并不特别限定，但考虑到现在的常规连续热轧工序，0.5是实际下限。
需要说明的是，对于晶体的取向，通常用[hkl]或{hkl}表示垂直于板表面的取向，用(uvw)或<uvw>表示平行于轧制方向的取向。{hkl}、<uvw>是等效面的总称。包括在铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组中的主要取向为{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>和{223}<110>。
接下来对金属组织的计算方法进行说明。
首先，从渗碳用钢板以能够观察垂直于渗碳用钢板表面的截面(板厚截面)的方式切取样品。样品的长度取决于测量装置，可以是10mm～25mm左右。使用电子背散射衍射法(Electron Back Scattering Diffraction：EBSD)以0.1μm的测定间隔测定样品的板厚1/4位置，获得晶体取向信息。这里，例如使用由热场发射扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制造的DVC5型检测器)构成的装置，以15kV～25kV的电子束加速电压、200～300点/秒的分析速度实施EBSD分析。使用安装在EBSD分析装置附带的软件“OIMAnalysis(注册商标)”上的“TEXTURE”功能，根据获得的晶体取向信息计算通过级数展开方法计算的三维织构。接下来，使用“ODF”功能，将三维织构中的φ2＝45゜截面中的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、(223)[1-10]的强度直接用作铁素体晶粒的X射线随机强度比即可。{100}<011>～{223}<110>取向组的平均值是指上述取向的算术平均。需要说明的是，不能获得上述所有取向的强度时，例如可以用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各取向的算术平均来代替。需要说明的是，在晶体学中，“-1”取向的正式的表述方式是在“1”上面加横杠，在本说明书中为了方便记载，表述为“-1”。
[全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率：80％以上]
如前所述，本实施方式中的碳化物主要由渗碳体(Fe3C)和ε系碳化物(Fe2～3C)等铁系碳化物构成。本发明人等的研究结果表明，如果在全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率为80％以上，则可以获得良好的扩孔性。全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率小于80％时，会助长扩孔时裂纹的产生，不能获得良好的扩孔性。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率的下限设定为80％。为了进一步提高扩孔性，全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率优选为85％以上。需要说明的是，对全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率的上限不特别限制。不过，由于在实际操作中难以达到98％以上，因此98％是实际上限。
[全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率：60％以上]
本发明人等研究结果表明，若全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率为60％以上，则能够获得良好的扩孔性。全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率小于60％时，会助长扩孔时裂纹的延伸，无法获得良好的扩孔性。因此，在本实施方式的渗碳用钢板中，将全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率的下限设定为60％。为了进一步提高扩孔性，全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率优选为65％以上。需要说明的是，对全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率的上限不特别限定。不过，由于在实际操作中难以达到98％以上，因此98％是实际上限。
[碳化物的平均圆当量直径：5.0μm以下]
在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需要为5.0μm以下。碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm时，冲孔时产生裂纹，无法获得良好的扩孔性。碳化物的平均圆当量直径越小，冲孔时越难产生裂纹。碳化物的平均圆当量直径优选为1.0μm以下，更优选为0.8μm以下，进一步优选为0.6μm以下。对碳化物的平均圆当量直径的下限不特别限定。不过，由于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是实际下限。
接下来，对显微组织中的碳化物的各种个数比率和碳化物的平均圆当量直径的测定方法进行详细说明。
首先，从渗碳用钢板以能够观察垂直于渗碳用钢板表面的截面(板厚截面)的方式切取样品。样品的长度取决于测量装置，可以是10mm左右。对截面进行研磨和腐蚀，并供于碳化物的析出位置、长径比和平均圆当量直径的测定。这里，对于研磨，例如使用粒度600～粒度1500的碳化硅纸研磨测定面之后，使用将粒径为1μm～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中而成的液体进行镜面精加工即可。对于腐蚀没有特别限制，只要是能够观察碳化物的形状和析出位置的方法即可，例如作为腐蚀碳化物与铁素体的晶界的手段，可以用饱和苦味酸-醇溶液进行蚀刻，也可以通过使用非水溶剂系电解液的恒定电位电解蚀刻方法(黑泽文夫等，日本金属学会志，43,1068，(1979))等，除去几微米左右的铁基体，仅保留碳化物的方法。
使用热场发射扫描电子显微镜(例如JEOL制造的JSM-7001F)对于样品的板厚1/4位置观察10000μm2的范围来计算碳化物的长径比。对于所观察的视场中包含的全部碳化物，测定长轴和短轴并计算长径比(长轴/短轴)，求出其平均值。上述观察在5个视场中进行，将5个视场的平均值作为样品的碳化物的长径比。参考所得的碳化物的长径比，根据长径比为2.0以下的碳化物的总数和上述5个视场中存在的碳化物的总数，算出全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率。
使用热场发射扫描电子显微镜(例如JEOL制造的JSM-7001F)对于样品的板厚1/4位置观察10000μm2的范围来确认碳化物的析出位置。对于所观察的视场中包含的全部碳化物，观察析出位置，算出全部碳化物中在铁素体的晶粒内析出的碳化物的比率。上述观察在5个视场中进行，将5个视场的平均值作为碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的比率(即，全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率)。
使用热场发射扫描电子显微镜(例如JEOL制造的JSM-7001F)对于样品的板厚1/4位置拍摄4个视场的600μm2范围来确定碳化物的平均圆当量直径。对于各视场，使用图像分析软件(例如Media Cybernetics制造的IMage-ProPlus)分别测量映射出的碳化物的长轴和短轴。对于视场中的各碳化物，将所得的长轴和短轴的平均值作为该碳化物的直径，对视场中映射出的全部碳化物，计算所得直径的平均值。进一步通过视场数量来平均以这种方式获得的4个视场中的碳化物的直径的平均值，以作为碳化物的平均圆当量直径。
以上，对本实施方式的渗碳用钢板所具有的显微组织进行了详细说明。
<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定为2mm以上，可以进一步减小卷材宽度方向上的板厚差。渗碳用钢板的板厚更优选为2.3mm以上。另外，对渗碳用钢板的板厚没有特别限定，优选为6mm以下。通过将渗碳用钢板的板厚设定为6mm以下，可以降低压制成形时的负荷，从而更容易成形为零件。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进行了详细说明。
(关于渗碳用钢板的制造方法)
接下来，对用于制造以上所述的本实施方式的渗碳用钢板的方法进行详细说明。
用于制造以上所述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，使用具有前述化学组成的钢材，按照规定的条件制造热轧钢板；和(B)退火工序，按照规定的热处理条件对得到的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板进行退火处理。
以下对上述的热轧工序和退火工序进行详细说明。
<关于热轧工序>
以下详述的热轧工序是使用具有规定的化学组成的钢材，按照规定的条件制造热轧钢板的工序。
这里，供于热轧的钢坯(钢材)可以是利用常规方法制造的钢坯，例如可以使用连铸板坯、通过薄板坯连铸机等一般方法制造的钢坯。
更详细而言，使用具有前述化学组成的钢材，加热相应钢材并供于热轧，在900℃以上且980℃以下的温度区域以15％以上且25％以下的压下率实施热精轧之前1个道次的轧制，接着，在800℃以上且小于920℃的温度区域以6％以上的压下率结束热精轧，在700℃以下的温度下卷取，制成热轧钢板。
[热精轧之前1个道次的轧制温度：900℃以上且980℃以下，压下率：15％以上且25％以下]
本实施方式的热轧工序中，通过热精轧之前1个道次的轧制工序促进奥氏体的再结晶，从而形成晶格缺陷少的奥氏体晶粒。轧制温度小于900℃时，或者压下率超过25％时，会在奥氏体中引入过多的晶格缺陷，并且在下一精轧工序中不必要地抑制奥氏体的再结晶，不能将铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值控制在7.0以下。另外，轧制温度超过980℃时或者压下率小于15％时，奥氏体晶粒的粗大化变得显着，结果，在下一精轧工序中奥氏体晶粒的再结晶受到抑制，从而不能将铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值控制在7.0以下。从该角度出发，在本实施方式的热轧工序中，将热精轧之前1个道次的轧制温度设定为900℃以上且980℃以下，将压下率设定为15％以上且25％以下。为了更适当地控制铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值，热精轧之前1个道次的轧制温度优选为910℃以上。另外，为了更适当地控制铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值，热精轧之前1个道次的轧制温度优选为970℃以下。为了更适当地控制铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值，压下率优选为17％以上。另外，为了更适当地控制铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值，压下率优选为20％以下。
[热精轧的轧制温度：800℃以上且小于920℃，压下率：6％以上]
本实施方式的热轧工序中，通过热精轧工序促进奥氏体的再结晶。轧制温度小于800℃时，或者压下率小于6％时，不能充分促进奥氏体的再结晶，不能将铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值控制在7.0以下。因此，在本实施方式的热精轧中，将轧制温度设定为800℃以上，将压下率设定为6％以上。为了更适当地控制铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比，热精轧中的轧制温度优选为810℃以上。另一方面，轧制温度为920℃以上时，奥氏体的奥氏体晶粒的粗大化变得显著，结果，在下一工序中，铁素体的生成被抑制。因此，本实施方式的热精轧中，将轧制温度设定为小于920℃。为了更适当地控制铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比，热精轧中的轧制温度优选为小于910℃。需要说明的是，本实施方式的热精轧中，对压下率的上限不特别限定。不过，从热轧钢板的形状稳定性的角度出发，50％是实际上限。
[卷取温度：700℃以下]
正如前面提到的，渗碳用钢板的显微组织中，需要碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为7.0以下，全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率为80％以上，并且，全部碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的个数比率为60％以上。为此，供于后续的退火工序(更具体而言是球状化退火)之前的钢板组织(热轧钢板组织)优选以总面积率为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、回火马氏体以及残留奥氏体中的至少任一者构成。
在本实施方式的热轧工序中，卷取温度超过700℃时，过度促进铁素体的生成，导致珠光体的生成被抑制，最终，难以在退火工序后的钢板中将碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的比率控制在80％以上。因此，本实施方式的热轧工序中，将卷取温度的上限设定为700℃。对于本实施方式的热轧工序的卷取温度的下限不特别限定。不过，在实际操作中难以在室温以下进行卷取，因此室温是实际下限。需要说明的是，从进一步减小在后续的退火工序后的碳化物的长径比这一角度出发，本实施方式的热轧工序的卷取温度优选为400℃以上。
这里，在以上说明的本实施方式的热轧工序中，热轧的总道次数没有特别限制，可以是任意的道次数。此外，对在热精轧之前2个道次以前的压下率也没有特别限制，可以适当设定以获得期望的最终板厚。
需要说明的是，可以将在上述热轧工序中卷取的钢板(热轧钢板)退卷并酸洗，进行冷轧。通过酸洗除去钢板表面的氧化物，由此可以实现进一步提高扩孔性等。需要说明的是，可以进行一次酸洗，也可以分多次进行酸洗。冷轧可以以常规的压下率(例如30～90％)进行冷轧。热轧钢板和冷轧钢板中除包括热轧状态和冷轧状态的钢板外，还包括在通常条件下实施表面光轧的钢板。
本实施方式的热轧工序中，如上所述制造热轧钢板。进一步，在如下详细描述的退火工序中，通过对所制造的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板进行特定的退火处理，能够获得本实施方式的渗碳用钢板。
<关于退火工序>
如下详细描述的退火工序是对由上述的热轧工序获得的热轧钢板、或者在热轧工序后实施冷轧的钢板按照规定的热处理条件进行退火处理(球状化退火处理)的工序。通过相应的退火处理使在热轧工序中生成的珠光体球化。
更详细而言，在将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的气氛中将如上所述得到的热轧钢板、或者在热轧工序后实施冷轧的钢板以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至由下述式(101)定义的Ac1点以下的温度区域，在Ac1点以下的温度区域下实施保持10小时以上且100小时以下的退火处理，然后实施将从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5℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却。
这里，下述式(101)中，标记[X]表示元素X的含量(单位：质量％)，在不含有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]
在上述那样的退火工序中，将退火气氛设定为将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的气氛。氮气浓度以体积分数计为25％以上时，在钢板中形成氮化物，导致扩孔性劣化，因此不优选。相应的氮气浓度越低越好。不过，将氮气浓度控制为以体积分数计1％以下，这在成本上是不利的，因此体积分数1％是氮气浓度的实际下限。
作为气氛气体，例如适当地从氮气、氢气等气体、或者氩气等惰性气体中选择至少一种，使用上述各种气体使得退火工序所用的加热炉中的氮气浓度达到期望的浓度即可。另外，如果量小，气氛气体中含有氧气等气体也没有问题。例如，气氛气体中，氢浓度越高越好。例如，通过使氢气浓度的体积分数为60％以上，可以提高退火装置中的导热性，并且可以降低制造成本。更具体而言，作为退火气氛，可以将氢气浓度设定为以体积分数计95％以上，余量为氮气。对于退火工序所用的加热炉中的气氛气体，例如可以通过引入上述气体的同时适当地测量加热炉中的气体浓度来控制。
[加热条件：以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至Ac1点以下的温度区域]
本实施方式的退火工序中，需要将上述的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至由上述式(101)定义的Ac1点以下的温度区域。平均加热速度小于5℃/小时的情况下，碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，扩孔性劣化。另一方面，平均加热速度超过100℃/小时的情况下，不能充分促进碳化物的球化，难以将全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率控制在80％以上。另外，加热温度超过由上述式(101)定义的Ac1点时，全部碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的个数比率小于60％，无法得到良好的扩孔性。需要说明的是，对加热温度的温度区域的下限不特别限定。不过，加热温度的温度区域小于600℃时，退火处理中的保持时间变长，不利于制造成本。因此，加热温度的温度区域优选设定为600℃以上。为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的平均加热速度优选设定为20℃/小时以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的平均加热温度优选设定为50℃/小时以下。为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的加热温度的温度区域更优选设定为630℃以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的加热温度的温度区域更优选设定为670℃以下。
[保持时间：在Ac1点以下的温度区域下10小时以上且100小时以下]
本实施方式的退火工序中，需要将上述的Ac1点以下(优选为600℃以上且Ac1点以下)的温度区域保持10小时以上且100小时以下。保持时间小于10小时的情况下，不能充分促进碳化物的球化，难以将全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率控制在80％以上。另一方面，保持时间超过100小时的情况下，碳化物的平均圆当量直径会超过5.0μm，并且扩孔性劣化。为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的保持时间优选为20小时以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的保持时间优选设定为80小时以下。
[冷却条件：以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度冷却]
本实施方式的退火工序中，在上述加热保持后，以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度冷却钢板。这里，平均冷却速度是指从加热保持温度(换言之，退火结束时的温度)起至550℃为止的平均冷却速度。平均冷却速度小于5℃/小时的情况下，碳化物过度粗大化，从而扩孔性劣化。另一方面，平均冷却速度超过100℃/小时的情况下，不能充分促进碳化物的球化，难以将全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率控制在80％以上。为了更适当地控制碳化物的状态，优选将从加热保持温度起至550℃为止的平均冷却速度设定为20℃/小时以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，优选将从加热保持温度起至550℃为止的平均冷却速度设定为50℃/小时以下。
需要说明的是，本实施方式的退火工序中，对小于550℃的温度区域中的平均冷却速度不特别限定，以任意的平均冷却速度冷却至规定的温度区域即可。需要说明的是，对停止冷却的温度的下限不特别限定。不过，在实际操作中难以冷却至室温以下，因此室温是实际下限。
以上，对本实施方式的退火工序进行了详细说明。
通过实施以上说明的热轧工序和退火工序，如前面所述，能够制造本实施方式的渗碳用钢板。
需要说明的是，在实施以上说明的退火工序之前，可以将热轧后的钢板在大气中、在40℃以上且70℃以下的温度区域下保持72小时以上且350小时以下。通过进行这种保持，可以形成固溶于铁素体晶粒内的碳的聚集体。这种碳的聚集体是铁素体的晶粒内的几个碳原子聚集而成的。通过形成这种碳的聚集体，在后续的退火工序中将进一步促进碳化物的形成。结果，在退火后的钢板中可以进一步提高位错的迁移率，可以进一步提高退火后的钢板的成形性。
另外，可以对如上所述获得的渗碳用钢板进行例如作为后处理的冷加工。另外，也可以对经过冷加工的上述渗碳用钢板例如在碳势为0.4～1.0质量％的范围内实施渗碳热处理。对于渗碳热处理的条件没有特别限制，可以适当调整以获得所需的特性。例如，可以将渗碳用钢板加热至奥氏体单相域温度，进行渗碳处理后，直接冷却至室温，也可以暂时冷却至室温后再加热，并快速冷却。进一步，为了调节强度，可以对部件的整体或者一部分实施回火处理。另外，为了获得防锈效果，可以在钢板表面进行镀覆，为了提高疲劳特性，也可以在钢板表面进行喷丸处理。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，实施例中的条件是用于确认本发明的可行性和效果的一个条件示例，本发明不限于该条件示例。只要不脱离本发明的宗旨，并且实现本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
(试验例)
将具有下表1所示化学组成的钢材在下表2所示的条件下进行热轧(和冷轧)后，实施退火以获得渗碳用钢板。需要说明的是，在下表2所示的条件下进行热轧后，在大气中、在55℃下保持105小时，在此基础上，在下表2所示的条件下进行退火。在下表1和表2中，下划线表示不在本发明的范围内。
[表1-1]
Figure BDA0002045271660000241
[表1-2]
Figure BDA0002045271660000251
[表2-1]
Figure BDA0002045271660000261
[表2-2]
Figure BDA0002045271660000271
[表2-3]
Figure BDA0002045271660000281
对得到的各个渗碳用钢板，通过前面所述的方法测定：(1)铁素体晶粒的{100}＜011>～{223}＜110>取向组的X射线随机强度比的平均值、(2)全部碳化物中长径比为2.0以下的碳化物的个数比率、(3)全部碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的个数比率、以及(4)碳化物的平均圆当量直径。
另外，为了评价获得的各个渗碳用钢板的冷加工性，根据JIS Z 2256(金属材料的扩孔试验方法)进行了扩孔试验。从获得的各个渗碳用钢板的任意位置采集试验片，根据JIS Z 2256中规定的试验方法和计算公式算出扩孔率。在本试验例中，将得到的扩孔率为80％以上的情况视为极限变形能力优异，并作为“实施例”。另外，对于在制造扩孔试验片时(冲孔时)产生裂纹的试验片，记载为“-”。
另外，作为参考，算出理想临界直径，所述理想临界直径是表示渗碳后的淬透性的指标。理想临界直径Di是基于钢板的成分算出的指标，可以使用Grossmann/Hollomon，Jaffe的方法根据以下式(201)计算。理想临界直径Di的值越大，代表淬透性越好。
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]＝0时：X＝1
[B]＞0时：X＝1+1.5×(0.9-[C])
···式(201)
将得到的各个渗碳用钢板的显微组织和特性一并示于下表3。
[表3-1]
Figure BDA0002045271660000301
[表3-2]
Figure BDA0002045271660000311
[表3-3]
Figure BDA0002045271660000321
从上述表3可以看出，对应于本发明实施例的渗碳用钢板，其根据JIS Z 2256(金属材料的扩孔试验方法)规定的扩孔率为80％以上，具有优异的极限变形能力。另外，作为参考记载的理想临界直径也为5以上，可知对应于本发明实施例的渗碳用钢板也兼具优异的淬透性。
另一方面，从上述表3可以看出，对应于本发明比较例的渗碳用钢板，其扩孔率小于80％，极限变形能力差。特别是No.7、11～15、74、78、82、87在制作扩孔试验片时(冲孔)产生裂纹，因此无法算出扩孔率，缺乏加工性。
以上，对本发明的优选实施方式进行了详细说明，但是本发明不限于这些例子。显然，本发明所属领域的具有通常知识的技术人员可以在权利要求所述的技术构思的范围内想到各种变形例或者修改例，这些当然也属于本发明的技术范围。

Claims (2)

1.一种渗碳用钢板，其化学组成以质量％计为
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、
作为任选元素的选自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、
Ti：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、
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、以及
余量：Fe和杂质，
所述渗碳用钢板的铁素体晶粒的{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为7.0以下，
碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，
长径比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为80％以上，
在铁素体晶粒内存在的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为60％以上。
2.一种渗碳用钢板的制造方法，其为制造权利要求1所述的渗碳用钢板的方法，所述方法包括如下工序：
热轧工序，将具有权利要求1所述的化学组成的钢材加热，在900℃以上且980℃以下的温度区域以15％以上且25％以下的压下率实施热精轧之前1个道次的轧制，在800℃以上且小于920℃的温度区域以6％以上的压下率结束热精轧，在700℃以下的温度下卷取；和，
退火工序，在将氮气浓度控制为以体积分数计小于25％的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5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至由下述式(1)定义的Ac1点以下的温度区域，在该Ac1点以下的温度区域下实施保持10小时以上且100小时以下的退火处理，然后实施将从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5℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却，
这里，下述式(1)中，标记[X]表示元素X的含量，单位：质量％，在不含有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)。
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