CN113490756A - 钢板、构件和它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的课题在于提供冷加工性、淬火性和淬火后表层硬度优异的钢板、构件和它们的制造方法。本发明的钢板具有规定的成分组成以及包含铁素体和碳化物的微观组织，铁素体和碳化物在微观组织整体中所占的体积比例为90％以上且先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，碳化物中的Mn浓度为0.10质量％～0.50质量％且粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例为30％～60％。

Description

钢板、构件和它们的制造方法
技术领域
本发明涉及冷加工性、淬火性和淬火后表层硬度优异的钢板、构件和它们的制造方法。
背景技术
汽车用驱动系统部件等许多机械结构部件大多是通过冷加工将作为机械结构用碳钢钢材或机械结构用合金钢钢材的热轧钢板制成产品形状后，为了确保期望的硬度而实施热处理来制造的。因此，成为坯材的热轧钢板需要优异的冷加工性、淬火性和淬火后表层硬度，到目前为止提出了各种钢板。
例如，在专利文献1中记载了一种高碳热轧钢板，其特征在于，具有以下组成：含有以质量％计C：0.20～0.40％、Si：0.10％以下、Mn：0.50％以下、P：0.03％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.10％以下、N：0.005％以下、B：0.0005～0.0050％，还含有合计0.002～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；具有以下微观组织：固溶B量在B含量中所占的比例为70％以上，由铁素体和碳化物构成，该铁素体晶粒中的碳化物密度为0.08个/μm2以下；硬度以HRB计为73以下，总伸长率为39％以上。
另外，在专利文献2中提出了一种冲裁性优异的高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.10～0.70％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.1～3.0％、P：0.001～0.025％、S：0.0001～0.010％、Al：0.001～0.10％、N：0.001～0.010％，还含有Ti：0.01～0.20％、Cr：0.01～1.50％、Mo：0.01～0.50％、B：0.0001～0.010％、Nb：0.001～0.10％、V：0.001～0.2％、Cu：0.001～0.4％、W：0.001～0.5％、Ta：0.001～0.5％、Ni：0.001～0.5％、Mg：0.001～0.03％、Ca：0.001～0.03％、Y：0.001～0.03％、Zr：0.001～0.03％、La：0.001～0.03％、Ce：0.001～0.030％中的1种或2种以上，剩余部分由Fe和杂质构成的钢板；在从钢板表层到板厚方向200μm的区域内，(110)面相对于钢板表面在±5°以内的平行度的晶体取向的集成度为2.5以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本再表2015—146173号公报
专利文献2：日本特开2015—117406号公报
发明内容
在专利文献1所记载的技术中，在碳含量为0.20～0.40质量％的钢中，只含有合计0.50质量％以下的作为提高淬火性的合金元素的Ni、Cr、Mo中的1种以上，不适用于板厚较厚且需要完全淬火到中心部的汽车用部件等。
在专利文献2中，通过将使铁的体心立方晶格的(110)面相对于钢板表面在±5°以内的平行度进行整合的晶体取向的集成度控制为2.5以上，从而提高了冲裁性。然而，没有关于淬火后的硬度、淬火后表层硬度的记载。
本发明的目的在于解决上述问题，提供冷加工性、淬火性和淬火后表层硬度优异的钢板、构件和它们的制造方法。
本发明人等进行了深入研究，结果首次得到以下见解：通过将钢板制成具有规定的成分组成且微观组织中的铁素体和碳化物满足规定的关系，能够得到冷加工性、淬火性和淬火后表层硬度优异的钢板。本发明是基于如上见解而完成的，将以下作为要旨。
[1]一种钢板，具有如下成分组成和微观组织，
上述成分组成以质量％计含有
C：0.10％～0.33％、
Si：0.01％～0.50％、
Mn：0.40％～1.25％、
P：0.03％以下、
S：0.01％以下、
sol.Al：0.10％以下
N：0.01％以下和
Cr：0.50％～1.50％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
上述微观组织包含铁素体和碳化物，
上述铁素体和碳化物在微观组织整体中所占的体积比例为90％以上且先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，
上述碳化物中的Mn浓度为0.10质量％～0.50质量％且粒径为1μm以上的碳化物的数量在上述碳化物总数中所占的比例为30％～60％。
[2]根据[1]所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有B：0％～0.01％。
[3]根据[1]或[2]所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有合计0.002％～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有合计0.01％～0.5％的Ni、Mo中的1种以上。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有合计0.001％～0.05％的Nb、Ti、V中的1种以上。
[6]一种钢板的制造方法，
对具有[1]～[5]中任一项所述的成分组成的钢坯材进行热粗轧后，在终轧温度：920℃以下进行终轧，以50℃/秒以下的平均冷却速度从上述终轧温度冷却到700℃后，
在卷绕温度：550℃～700℃下进行卷绕，使粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，然后，
在退火温度：700℃以上且小于Ac1相变点下进行退火。
[7]一种钢板的制造方法，
对具有[1]～[5]中任一项所述的成分组成的钢坯材进行热粗轧后，在终轧温度：920℃以下进行终轧，以50℃/秒以下的平均冷却速度从上述终轧温度冷却到700℃后，
在卷绕温度：550℃～700℃下进行卷绕，使粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，然后，
加热到Ac1相变点以上且800℃以下的温度并保持0.5小时以上后，冷却到小于Ar1相变点，在700℃以上且小于Ar1相变点下保持20小时以上而进行退火。
[8]一种构件，是对[1]～[5]中任一项所述的钢板实施成型加工和热处理中的至少一者而成的。
[9]一种构件的制造方法，其具有对通过[6]或[7]所述的钢板的制造方法而制造的钢板实施成型加工和热处理中的至少一者的工序。
根据本发明，可以提供冷加工性、淬火性和淬火后表层硬度优异的钢板、构件和它们的制造方法。本发明的钢板由于冷加工性、淬火性和淬火后表层硬度优异，所以可以适用于对坯材钢板要求冷加工性和热处理后的淬火硬度的齿轮、变速箱、座椅倾角调节器等汽车用部件。
具体实施方式
以下，对本发明的钢板及其制造方法详细进行说明。
以钢板的成分组成、微观组织、制造条件的顺序进行说明。应予说明，作为成分组成的含量单位的“％”，除非特别说明，否则均表示“质量％”。
1)成分组成
C：0.10％～0.33％
C是得到淬火后的强度的重要元素。在C含量小于0.10％的情况下，通过成型成部件形状后的热处理无法得到期望的硬度，因此C含量设为0.10％以上。从热处理后在板厚1/4(1/4t)的位置得到更大的维氏硬度(HV)的观点出发，C含量优选设为0.18％以上。另一方面，如果C含量超过0.33％，则硬质化，韧性、冷加工性劣化。因此，C含量设为0.33％以下。在用于需要强加工的部件的情况下，从确保冷加工性的观点出发，优选设为0.28％以下。
Si：0.01％～0.50％
Si是具有抑制伴随回火的软化的效果并通过固溶强化使强度上升的元素。随着Si含量的增加而硬质化，冷加工性劣化，因此Si含量为0.50％以下，优选为0.33％以下。另一方面，如果过度减少Si含量，则不易得到Si抑制回火软化的效果，因此Si含量为0.01％以上，优选为0.15％以上。
Mn：0.40％～1.25％
Mn是提高淬火性并通过固溶强化使强度上升的元素。如果Mn含量超过1.25％，则由Mn的偏析产生的能带组织发达，组织变不均匀，因此冷加工性降低。因此，Mn含量为1.25％以下，优选为1.00％以下。另一方面，如果Mn含量小于0.40％，则淬火性开始降低，因此Mn含量为0.40％以上，优选为0.50％以上。
P：0.03％以下
P是降低冷加工性和淬火后的韧性的元素，如果P含量增加到超过0.03％，则导致晶界脆化，淬火后的韧性劣化。因此，P含量设为0.03％以下。为了得到优异的淬火后的韧性，P含量优选为0.02％以下。P含量越少越优选，但是如果过度减少P含量，则精炼成本增大，因此P含量优选设为0.002％以上。
S：0.01％以下
如果S含量超过0.01％，则形成硫化物，钢板的冷加工性和淬火后的韧性显著劣化。因此，S含量设为0.01％以下。为了得到优异的冷加工性和淬火后的韧性，S含量优选为0.005％以下。S含量越少越优选，但是如果过度减少S，则精炼成本增大，因此S含量优选为0.0002％以上。
sol.Al：0.10％以下
如果sol.Al含量超过0.10％，则在淬火处理加热时生成AlN，奥氏体晶粒微细化，冷却时促进铁素体相的生成，组织成为铁素体和马氏体，淬火后的硬度降低。因此，sol.Al含量设为0.10％以下，优选设为0.06％以下。Al在熔钢中形成氧化铝系夹杂物，成为铸造时的喷嘴堵塞的重要因素，因此sol.Al含量越少越优选，下限不特别规定，但是从精炼成本增大的观点出发，sol.Al含量优选为0.001％以上。
N：0.01％以下
如果N含量超过0.01％，则由于形成AlN，在淬火处理加热时奥氏体晶粒微细化，冷却时促进铁素体相的生成，淬火后的硬度降低。因此，N含量为0.01％以下，优选为0.0050％以下。应予说明，下限不特别规定，但是N是形成AlN、Cr系氮化物和Mo系氮化物并由此在淬火处理加热时适当抑制奥氏体晶粒的生长而提高淬火后的韧性的元素，因此N含量优选为0.0005％以上。
Cr：0.50％～1.50％
Cr是提高淬火性的重要元素，在Cr含量小于0.50％的情况下，没有充分的效果，因此Cr含量为0.50％以上，优选为0.70％以上。另一方面，如果Cr超过1.50％，则淬火前的钢板硬质化而冷加工性受损，因此设为1.50％以下。应予说明，在对需要压制成型难的高加工的部件进行加工时，需要更优异的冷加工性，因此优选为1.25％以下，更优选为1.20％以下。
上述成分为本发明的必需成分。应予说明，在本发明中，也可以根据需要含有以下元素。
B：0％～0.01％
B是提高淬火性的重要元素，优选添加0.01％以下。如果B含量超过0.01％，则终轧后的奥氏体的再结晶化延迟。其结果是热轧钢板的轧制集合组织发达，退火后的钢板的机械特性值的面内各向异性变大。由此，在压制成型中容易产生凸耳，另外，真圆度降低，在成型时容易产生不良情况。因此，在含有的情况下，优选将B含量设为0.01％以下。应予说明，即使B为0％也能得到本发明的效果，因此B也可以为0％。但是，在本发明的热轧中的终轧后的冷却速度条件下，在B含量小于0.0005％的情况下，有可能使延迟铁素体转变的固溶B含量变不足，有时不能得到充分的淬火性提高效果。因此，在含有的情况下，优选将B含量设为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
合计0.002％～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上
Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se是抑制从表层渗氮的重要元素。在这些元素中的1种以上的合计含量小于0.002％的情况下，没有充分的效果。因此，在含有的情况下，优选设为合计0.002％以上，更优选设为0.005％以上。另一方面，即使含有这些元素合计超过0.03％，渗氮防止效果也饱和。另外，这些元素有在晶界偏析的倾向，如果使这些元素的含量合计超过0.03％，则含量过多，有可能引起晶界脆化。因此，Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上的合计优选设为0.03％以下，更优选设为0.02％以下。另外，由于能够这样地抑制渗氮，所以在钢板中含有B的情况下，具有抑制有助于提高淬火性的固溶B以BN的形式形成氮化物的效果。
合计0.01％～0.5％的Ni、Mo中的1种以上
Ni、Mo是提高淬火性的重要元素，如果只含有Cr时淬火性不足的情况下将提高淬火性。另外，具有抑制回火软化阻力的效果。为了得到这样的效果，在含有的情况下，优选将合计含量设为0.01％以上，更优选设为0.1％以上。另一方面，如果含有Ni、Mo中的1种以上合计超过0.5％，则有时淬火前的钢板硬质化而冷加工性受损，因此在含有的情况下，优选设为合计0.5％以下。应予说明，对需要压制成型难的高加工的部件进行加工时，需要更优异的冷加工性，因此更优选为合计0.3％以下。
合计0.001％～0.05％的Nb、Ti和V中的1种以上
Nb、Ti和V通过形成N和氮化物而有助于提高耐磨性，并且在钢板中含有B的情况下，具有对有助于提高淬火性的固溶B以BN的形式形成氮化物进行抑制的效果。为了得到这样的效果，在含有的情况下，优选设为合计0.001％以上。另一方面，如果含有Nb、Ti和V中的1种以上合计超过0.05％，则生成碳化物等析出物，有可能淬火前的钢板硬质化而冷加工性受损，因此优选设为合计0.05％以下，更优选设为0.03％以下。
除上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。另外，在成分组成中小于下限地包含上述任意成分的情况下，小于下限地包含的任意成分被包括在不可避免的杂质中。另外，作为不可避免的杂质，可以允许O：0.005％以下、Mg：0.003％以下。另外，作为不损害本发明的效果的成分，可以含有Cu：0.04％以下。
2)微观组织
本发明的钢板具有包含铁素体和碳化物的微观组织。
铁素体和碳化物在微观组织整体中所占的体积比例为90％以上
在除铁素体和碳化物以外还包含贝氏体、马氏体，珠光体等剩余部分组织的情况下，冷加工性、冲裁性受损，因此铁素体和碳化物在微观组织整体中所占的体积比例为90％以上，优选为95％以上。
先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％
本发明所说的先共析铁素体是指碳化物在晶粒中所占的体积比例小于5％的铁素体。先共析铁素体是在热轧后的冷却过程中作为初晶而析出的实质上几乎不包含碳化物的铁素体，其有助于提高钢板的冷加工性。为了充分得到这样的效果，先共析铁素体在组织整体中所占的体积比例为20％以上，优选为25％以上。另外，如果先共析铁素体在组织整体中所占的体积比例超过80％，则在热轧后的微观组织中生成珠光体、贝氏体等第二相，退火后的碳化物的分布不均匀，淬火后的硬度分布不均匀。因此，先共析铁素体在组织整体中所占的体积比例为80％以下，优选为60％以下。
碳化物中的Mn浓度为0.10质量％～0.50质量％且粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例为30％～60％
本发明所说的“碳化物中的Mn浓度”是碳化物中的Mn的平均浓度，例如，可以用实施例所记载的方法来测定。碳化物中的Mn浓度和碳化物的粒径与淬火后的表层硬度相关。在碳化物中Mn富集且碳化物的粒径足够大的情况下，在部件成型后的热处理加热时，碳化物变得不易溶解，从而容易产生若干未溶解碳化物，在钢板表层存在未溶解碳化物，由此提高淬火后的表层硬度。为了得到这样的效果，碳化物中的Mn浓度设为0.10质量％以上且将粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例设为30％以上。碳化物中的Mn浓度优选为0.15质量％以上。另外，粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例优选为35％以上。另一方面，在碳化物中的Mn浓度和碳化物的粒径过大的情况下，热处理时产生的未溶解碳化物的量过多，不能得到足够的淬火硬度，因此碳化物中的Mn浓度设为0.50质量％以下，粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例设为60％以下。碳化物中的Mn浓度优选为0.30质量％以下。另外，粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例优选为50％以下，更优选为40％以下。
3)制造条件
本发明的钢板通过以下操作来制造：对具有上述成分组成的钢坯材进行热粗轧后，在终轧温度：920℃以下进行终轧，以50℃/秒以下的平均冷却速度从终轧温度冷却到700℃后，在卷绕温度：550℃～700℃下进行卷绕，使粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，然后进行退火。
退火可以通过下述(1)或(2)来进行。
(1)退火温度：在700℃以上且小于Ac1相变点下进行退火。
(2)加热到Ac1相变点以上且800℃以下的温度并保持0.5小时以上后，冷却到小于Ar1相变点，在700℃以上且小于Ar1相变点下保持20小时以上而进行退火。
应予说明，本发明的钢板的板厚不特别限定，优选为1.0mm～20mm。
以下，对本发明的钢板的制造方法中的各条件的限定理由进行说明。制造方法中表示的温度表示钢坯材、钢板等的表面温度。
应予说明，在本发明中，钢坯材的制造方法不需要特别限定。为了熔炼本发明的钢，可以使用转炉、电炉中任一个。另外，这样熔炼的钢通过铸锭—钢坯轧制或连续铸造而制成板坯。板坯通常在加热后进行热轧(热粗轧、终轧)。在加热板坯进行热轧的情况下，为了避免由氧化皮引起的表面状态的劣化，优选将板坯加热温度设为1280℃以下。由于在热轧中在规定的温度下进行终轧，所以在热轧中可以通过板坯加热器等加热装置加热被轧制坯材。
在终轧温度：920℃以下进行终轧
通过将终轧温度设为920℃以下，在奥氏体中导入应变而加速铁素体转变，从而可以得到有助于提高冷加工性的先共析铁素体。因此，终轧温度为920℃以下，优选为915℃以下。下限不特别规定，但是从减少粗轧制时的轧制负荷的观点出发，终轧温度优选为800℃以上。应予说明，终轧温度为钢板的表面温度。
以50℃/秒以下的平均冷却速度从终轧温度冷却到700℃
从终轧温度到700℃以上的温度范围是Mn可以容易扩散的温度范围，通过缓慢冷却该温度范围，可以使Mn和Cr富集在碳化物中。在该温度的平均冷却速度超过50℃/秒的情况下，上述效果不足，因此平均冷却速度为50℃/秒以下。平均冷却速度优选为40℃/秒以下。另外，平均冷却速度的下限不特别限定，但是从抑制Mn向碳化物过度扩散的观点出发，优选为20℃/秒以上。
卷绕温度：550℃～700℃
终轧后的热轧钢板被卷绕成钢卷形状。如果卷绕温度过高，则热轧钢板的强度过低，在卷绕成钢卷形状时，有时由于钢卷的自重而变形，因此操作上不优选。所以，卷绕温度为700℃以下，优选为680℃以下。另一方面，如果卷绕温度过低，则不能得到充分量的先共析铁素体，热轧钢板硬质化，因此不优选。因此卷绕温度为550℃以上，优选为580℃以上。另外，在将卷绕温度设为580℃～680℃的温度范围的情况下，为了稳定地得到先共析铁素体，优选将从700℃到卷绕温度的平均冷却速度设为40℃/秒以下。应予说明，卷绕温度为钢板的表面温度。
将粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例设为20％～80％
通过在热轧后的钢板的微观组织中包含先共析铁素体，可以在退火后的钢板的微观组织中导入晶粒中实质上不包含碳化物的铁素体。另外，该先共析铁素体的粒径越大，冷加工性越优异。因此，粒径3μm以上的先共析铁素体在热轧后的钢板的微观组织整体中所占的体积比例为20％以上，优选为25％以上。另外，如果粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例超过80％，则在热轧后的微观组织中生成珠光体、贝氏体等第二相，退火后的碳化物的分布不均匀，淬火后的硬度分布不均匀。因此，粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为80％以下，优选为60％以下。通过以满足上述终轧温度和卷绕温度这两个条件的方式来实施，可以将粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例调整到上述本发明的范围内。
在本发明的热轧钢板的制造方法中，在以下的退火条件(1)或(2)进行退火。
退火条件(1)：在退火温度为700℃以上且小于Ac1相变点下进行退火
对如上述地得到的热轧钢板实施退火(碳化物的球状化退火)。如果退火温度为Ac1相变点以上，则奥氏体生成，在退火后的冷却过程中形成粗大的珠光体组织，成为不均匀的组织。因此，退火温度设为小于Ac1相变点。应予说明，在将铁素体晶粒中的碳化物晶粒的数量密度设为期望值的基础上，退火温度为700℃以上，优选为710℃以上。应予说明，气氛气体可以使用氮气、氢气、氮气和氢气的混合气体中任一个，优选使用这些气体，但是也可以使用Ar，不特别限定。另外，退火时间优选设为0.5～40小时。为了可以稳定地得到目标微观组织、可以使钢板的硬度为规定值以下，退火时间优选设为0.5小时以上，更优选设为8小时以上。另外，如果退火时间超过40小时，则生产率降低，制造成本容易过大，因此退火时间优选设为40小时以下，更优选设为35小时以下。应予说明，退火温度为钢板的表面温度。应予说明，退火时间为维持规定的温度的时间。
退火条件(2)：加热到Ac1相变点以上且800℃以下的温度并保持0.5小时以上后，冷却到小于Ar1相变点，在700℃以上且小于Ar1相变点下保持20小时以上
通过将上述的热轧钢板加热到Ac1相变点以上且800℃以下的温度并保持0.5小时以上，热轧钢板中析出的较细小的碳化物溶解，一部分生成固溶C量多的奥氏体。另一方面，未转变成奥氏体而残留的铁素体在高温下被退火，因此位错密度减少并软化。另外，铁素体中残留未溶解的较粗大的碳化物(未溶解碳化物)，因奥氏熟化而变得更粗大。如果退火温度小于Ac1相变点，则不发生奥氏体转变，不能将碳化物固溶于奥氏体中。因此，退火温度为Ac1相变点以上，优选为(Ac1相变点+10℃)以上。如果退火温度超过800℃，则奥氏体粗大地生成，因此在随后的冷却过程中奥氏体区域不球状化而生成珠光体，冷加工性降低。因此，退火温度为800℃以下，优选为760℃以下。另外，如果Ac1相变点以上且800℃以下的温度下的保持时间小于0.5小时，则不能充分溶解细小的碳化物。因此，加热到Ac1相变点以上且800℃以下的温度并保持0.5小时以上，优选保持1小时以上。
然后，冷却到小于Ar1相变点，在700℃以上且小于Ar1相变点下保持20小时以上，由此以奥氏体或奥氏体/铁素体界面为中心而较粗大的碳化物析出，能够得到碳化物的球状化率高的组织，进而通过奥氏熟化，可以使粗大的球状碳化物进一步生长，减少导致冷加工性、冲裁性降低的细小碳化物的数量。在退火温度小于700℃的情况下，碳化物的生长不足。因此，退火温度为700℃以上，优选为710℃以上。另外，在退火温度为Ar1相变点以上的情况下，奥氏体粗大地生长，在冷却时生成成为加工性降低的原因的珠光体。因此，退火温度为小于Ar1相变点。在700℃以上且小于Ar1相变点的温度下的保持时间小于20小时的情况下，不能使碳化物充分生长，冷加工性降低。因此，冷却到小于Ar1相变点，在700℃以上且小于Ar1相变点下保持20小时以上。保持时间优选为25小时以上。
应予说明，气氛气体可以使用氮气、氢气、氮气和氢气的混合气体中任一种，优选使用这些气体，但是也可以使用Ar，不特别限定。
本发明的构件是对本发明的钢板实施成型加工和热处理中的至少一者而成的。另外，本发明的构件的制造方法具有对通过本发明的钢板的制造方法而制造的钢板实施成型加工和热处理中的至少一者的工序。
本发明的钢板的冷加工性、冲裁性和淬火性优异。另外，对于使用本发明的钢板而得到的构件，淬火后的钢板表层的硬度优异，因此耐磨性优异。另外，在制造构件时，在冲裁加工的情况下，可以使冲裁时使用的工具(模具)高寿命化。本发明的构件可以适用于例如齿轮、变速箱、座椅倾角调节器等汽车部件。
成型加工可以无限制地使用压制加工、冲裁加工等一般的加工方法。另外，热处理可以无限制地使用适用于机械结构用碳钢钢材、机械结构用合金钢钢材的高频淬火、渗碳淬火、淬火、回火等一般的热处理方法。
实施例
参照实施例来具体地说明本发明。应予说明，本发明的范围不限定于以下的实施例。
熔炼具有表1所示的成分组成的钢坯材。接着，以表2—1所示的热轧条件对这些钢坯材实施热轧，制成热轧钢板。应予说明，在卷绕温度小于700℃的情况下，从终轧温度冷却到700℃后，从700℃到卷绕温度的平均冷却速度设为超过0～40℃/秒的范围内。接着，除去热轧时产生的表面氧化皮，在氮气氛中实施表2－1所示的条件的退火(球状化退火)，制造板厚3.0mm的热轧退火板作为本发明的钢板。对于这样制造的热轧退火板，以下述所示的方法调查微观组织、冷加工性、淬火性、碳化物中的Mn浓度。将结果示于表3。应予说明，在表2—1的No.9的退火条件中，“750℃·1小时→715℃·20小时”表示在750℃下保持1小时后，冷却到715℃，在715℃下保持20小时进行退火。另外，在表2—1的No.10的退火条件中，“810℃·1小时→715℃·20小时”表示在810℃下保持1小时后，冷却到715℃，在715℃保持20小时进行退火。另外，表2—1的No.20、21、24～26也同样地以表2—1所记载的保持温度和保持时间分两步进行退火。
应予说明，表1所示的Ac1相变点和Ar1相变点如下地求出。在Formastor试验机中使用圆柱状的试验片(直径3mm×高度10mm)，测定加热时的膨胀曲线，求出从铁素体开始转变到奥氏体的温度(Ac1相变点)。另外，使用相同的试验片，测定对奥氏体单相区域加热后从奥氏体单相区域冷却到室温时的膨胀曲线，求出完成从奥氏体转变到铁素体、碳化物的温度(Ar1相变点)。
微观组织
将从上述热轧钢板和热轧退火板的板宽度中央部切断并采取的各试样研磨到板厚1/4位置后，实施硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，使用扫描电子显微镜观察轧制方向截面的微观组织。对于热轧钢板，对扫描电子显微镜照片进行后述的图像解析处理，求出除铁素体和碳化物以外的剩余部分组织(以下也简称为剩余部分组织)的体积率、先共析铁素体粒径、粒径3μm以上的先共析铁素体所占的体积比例。对于热轧退火板，对扫描电子显微镜照片进行后述的图像解析处理，求出剩余部分组织的体积率、先共析铁素体分率(先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例)和粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例。应予说明，各个值使用对3个不同视野的扫描电子显微镜照片进行图像解析处理而得到的值的算术平均值。
对于扫描电子显微镜照片，使用图像解析软件进行铁素体、碳化物和剩余部分组织的二值化处理，求出剩余部分组织的面积在整个面积中所占的比例作为除铁素体和碳化物以外的剩余部分组织的体积率。另外，将从100％减去剩余部分组织的体积率(％)而得的值作为铁素体和碳化物相对于微观组织整体的体积比例(％)。
热轧钢板的先共析铁素体粒径使用：使用JIS G 0551所规定的晶体粒度的评价方法(切断法)而测定的值。其中，通过图像解析软件来测定具有3μm以上的粒径的先共析铁素体的面积率，将该测定值用作粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例。
热轧退火板中的先共析铁素体在组织整体中所占的体积比例使用对热轧退火板的扫描电子显微镜照片使用图像解析软件测定先共析铁素体的面积率而得的值。
粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例通过以下方式求出：对扫描电子显微镜照片使用图像解析软件进行铁素体和碳化物的二值化处理，进而使用图像处理软件Image J求出各碳化物的圆当量直径，粒径为1μm以上的碳化物的数量除以碳化物总数。
碳化物中的Mn浓度
对于热轧退火板，在10vol％乙酰丙酮―1mass％四甲基氯化铵―甲醇电解液中，以电流密度20mA/cm2进行恒电流电解。接着，从电解液取出试验片并转移到加入甲醇的烧杯中，通过超声波搅拌来完全除去附着于试样表面的析出物，使用孔径0.2μm的过滤器进行捕集。通过对该提取残渣进行电感耦合等离子体发射光谱分析，求出析出物中含有的Mn的浓度(质量％)，示于表2—2。
冷加工性
为了评价加工性，以拉伸方向与轧制方向平行的方式从热轧退火板采取JIS13B号拉伸试验片，使用岛津制作所株式会社制AG—IS250kN，以十字头速度10mm/分钟进行依据JIS Z2241(2011)的规定的拉伸试验，求出断裂伸长率(％)，示于表3。在本发明中，将具有30％以上的断裂伸长率的试样评定为具有优异的冷加工性。
淬火性、淬火后的表层硬度
对热轧退火板实施剪切加工而制造构件，将该构件在盐浴中在925℃下等温保持30分钟后进行水冷。对该试验片的轧制方向截面以负荷1.0kgf测定板厚方向的维氏硬度分布。将在板厚1/4(1/4t)的位置具有HV430以上的维氏硬度的试样评定为评价A等级，将具有小于HV430的维氏硬度的试样评定为评价B等级。这里，将评价A等级的试样评定为具有优异的淬火性。另外，将在板厚方向上距离钢板表面0.3mm的位置具有HV450以上的维氏硬度的试样评定为评价A等级，将具有小于HV450的维氏硬度的试样评定为评价B等级。这里，将评价A等级的试样评定为具有优异的淬火后的表层硬度。
Figure BDA0003231172010000151
[表2-1]
Figure BDA0003231172010000161
※1：从终轧温度到700℃的平均冷却速度
(其中，No.23为从终轧温度到卷绕温度的平均冷却速度)
※2：粒径3μm以上的先共析铁素体在
热轧后的微观组织整体中所占的体积比例
[表2-2]
Figure BDA0003231172010000171
※1：铁素体和碳化物在微观组织整体中所占的体积比例
※2：先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例(先共析铁素体分率)
※3：碳化物中的Mn浓度
※4：粒径为1μm以上的碳化物的数量在碳化物总数中所占的比例
[表3]
Figure BDA0003231172010000181
如表3所示，发明例的No.1、3、5、7、9、11～14、20～22、24、25均显示出优异的冷加工性、淬火性、淬火后的表层硬度。
与此相对，比较例的No.2由于终轧温度高，所以先共析铁素体分率变小，冷加工性差。
比较例的No.4由于冷却速度高，所以碳化物中的Mn浓度且1μm以上的碳化物的比例不足，淬火后的表层硬度差。
比较例的No.6由于卷绕温度低，所以先共析铁素体分率变小，冷加工性差。
比较例的No.8、10由于退火温度高，所以大量生成珠光体，冷加工性差。
比较例的No.15～19由于C、Mn、Cr中任一者的浓度不适当，所以冷加工性、淬火性、淬火后的表层硬度中某一个差。
比较例的No.23由于卷绕温度高，所以先共析铁素体分率过大，淬火后的表层硬度差。
比较例的No.26由于退火温度为Ar1相变点以上，所以大量生成珠光体，且粒径为1μm以上的碳化物的数量过度增加，冷加工性、淬火性和淬火后的表层硬度差。

Claims (9)

1.一种钢板，具有如下成分组成以及微观组织：
所述成分组成以质量％计含有
C：0.10％～0.33％、
Si：0.01％～0.50％、
Mn：0.40％～1.25％、
P：0.03％以下、
S：0.01％以下、
sol.Al：0.10％以下、
N：0.01％以下和
Cr：0.50％～1.50％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述微观组织包含铁素体和碳化物，
并且，所述铁素体和碳化物在微观组织整体中所占的体积比例为90％以上且先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，
所述碳化物中的Mn浓度为0.10质量％～0.50质量％且粒径为1μm以上的碳化物的数量在所述碳化物总数中所占的比例为30％～60％。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有B：0％～0.01％。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有合计0.002％～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有合计0.01％～0.5％的Ni、Mo中的1种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有合计0.001％～0.05％的Nb、Ti、V中的1种以上。
6.一种钢板的制造方法，
对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯材进行热粗轧后，在终轧温度：920℃以下进行终轧，以50℃/秒以下的平均冷却速度从所述终轧温度冷却到700℃后，
在卷绕温度：550℃～700℃下进行卷绕，使粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，然后，
在退火温度：700℃以上且小于Ac1相变点下进行退火。
7.一种钢板的制造方法，
对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯材进行热粗轧后，在终轧温度：920℃以下进行终轧，以50℃/秒以下的平均冷却速度从所述终轧温度冷却到700℃后，
在卷绕温度：550℃～700℃下进行卷绕，使粒径3μm以上的先共析铁素体在微观组织整体中所占的体积比例为20％～80％，然后，
加热到Ac1相变点以上且800℃以下的温度并保持0.5小时以上后，冷却到小于Ar1相变点，在700℃以上且小于Ar1相变点下保持20小时以上而进行退火。
8.一种构件，是对权利要求1～5中任一项所述的钢板实施成型加工和热处理中的至少一者而成的。
9.一种构件的制造方法，包括对通过权利要求6或7所述的钢板的制造方法而制造的钢板实施成型加工和热处理中的至少一者的工序。
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