TWI513830B - A hot rolled steel sheet having excellent cold workability and surface hardness after processing - Google Patents

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Description

具有優異冷加工性與加工後之表面硬度的熱軋鋼板
本發明關於加工中顯示良好的冷加工性，同時加工後顯示指定的表面硬度之熱軋鋼板。
近年來，從環境保護之觀點來看，以汽車之燃料消耗性能提高為目的，對於汽車用之各種零件，例如齒輪等之傳動零件或殼體等所使用的鋼材之輕量化，即高強度化之要求係愈加升高。為了應付如此的輕量化．高強度化之要求，作為一般使用的鋼材，可使用棒鋼經熱鍛造之鋼材(熱鍛造材)。又，為了零件製程中的CO2 之排出量削減，與迄今藉由熱鍛造所加工的齒輪等之零件的冷鍛造化有關的要求係亦升高。
可是，與熱加工或溫加工比較下，冷加工(冷鍛造)具有生產性高，而且尺寸精度及鋼材之良率皆良好之優點。然而，藉由如此的冷加工來製造零件時，成為問題者係為了確保經冷加工的零件之強度在所期待的指定值以上，必然地需要使用強度即變形阻力高之鋼材。惟，所使用的鋼材之變形阻力愈高，則不僅愈招致冷加工用模具之 壽命縮短，而且在冷加工時有容易發生破裂之缺點。
因此，以往亦有實施在將鋼材冷鍛造成指定形狀後，藉由進行淬火回火等之熱處理，以製造經確保指定強度(硬度)的高強度零件之方法。然而，冷鍛造後之熱處理，由於零件尺寸必然地變化，必須藉由二次的切削等之機械加工進行修正，希望有能省略熱處理或其後的加工之解決對策。
為了解決上述問題，例如有揭示利用低碳鋼所固溶C來抑制常溫時效之進行，確保應變時效所造成的特定之時效硬化量，而得到應變時效特性優異的冷鍛造用線材．棒鋼(參的專利文獻1)。
然而，此技術係僅藉由固溶C量來控制應變時效，難以得到充分的冷加工性與加工後之所欲的硬度．強度並存之鋼材。
因此，本申請人著眼於鋼材中所含有的固溶C與固溶N對於變形阻力或靜態應變時效造成的影響之不同，進行各種的檢討，結果得知藉由恰當地控制此等固溶元素之量，而得到在加工中發揮良好的冷加工性，同時冷加工(冷鍛造)後顯示指定的表面硬度(強度)之機械構造用鋼材，已經進行專利申請(參照專利文獻2)。
此鋼材係實現冷加工性與加工後的高硬度化(高強度化)之並存，但與上述專利文獻1中記載的線材．棒鋼同樣地為熱鍛造材，有製造成本高之缺點。因此，為了製造成本之更低成本化，代替以往的熱鍛造材，亦檢討用熱軋 鋼板，藉由冷加工來製作汽車用零件。
例如，有提案於氮化處理後得到高表面硬度及充分的硬化深度之氮化處理用熱軋鋼板(參照專利文獻3)。
然而，此技術係在冷加工後更需要氮化處理，有無法實現充分的低成本化之問題。
又，有提案一種熱軋鋼板，其組成為含有C：0.10%以下、Si：未達0.01%、Mn：1.5%以下及Al：0.20%以下，同時以(Ti+Nb)/2：0.05~0.50%之範圍含有，以S、N及O之合計為0.0100%以下含有S：0.005%以下、N：0.005%以下、O：0.004%以下，且微組織為95%以上的實質肥粒鐵單相組織，此熱軋鋼板係精密衝壓加工面的尺寸精度優異，而且加工後的衝壓面之表面硬度極高，更且耐紅鱗瑕疵性亦優異(參照專利文獻4)。
然而，此熱軋鋼板係將有害元素的N限制在極低之含量，與積極地利用N之本案發明的熱軋鋼板係技術思想完全不同。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
[專利文獻1]：日本特開平10-306345號公報
[專利文獻2]：日本特開2009-228125號公報
[專利文獻3]：日本特開2007-162138號公報
[專利文獻4]：日本特開2004-137607號公報
本發明係著眼於上述情事而完成者，其目的在於提供加工中顯示良好的冷加工性，同時加工後顯示指定的表面硬度之熱軋鋼板。
請求項1中記載之發明係一種具有優異冷加工性與加工後之表面硬度的熱軋鋼板，其特徵為：板厚為3~20mm，成分組成以質量%計(以下，關於化學成分相同)，C：0.3%以下(不含0%)，Si：0.5%以下(不含0%)，Mn：0.2~1%，P：0.05%以下(不含0%)，S：0.05%以下(不含0%)，Al：0.01~0.1%，N：0.008~0.025%，剩餘部分由鐵及無可避免的雜質所構成，固溶N：0.007%以上，且C與N之含量滿足10C+N≦3.0之關係，組織以相對於全組織而言的面積率計，波來鐵：未達20%，剩餘部分：肥粒鐵， 前述波來鐵的平均結晶粒徑為3~35μm之範圍。
請求項2中記載之發明係如請求項1之熱軋鋼板，其中成分組成進一步含有：Cr：2%以下(不含0%)及/或Mo：2%以下(不含0%)。
請求項3中記載之發明係如請求項1或2之熱軋鋼板，其中成分組成進一步含有選自由下述所成之群組中的至少1種，Ti：0.2%以下(不含0%)，Nb：0.2%以下(不含0%)，V：0.2%以下(不含0%)。
請求項4中記載之發明係如請求項1~3中任一項之熱軋鋼板，其中成分組成進一步含有：B：0.005%以下(不含0%)。
請求項5中記載之發明係如請求項1~4中任一項之熱軋鋼板，其中成分組成進一步含有選自由下述所成之群組中的至少1種，Cu：5%以下(不含0%)，Ni：5%以下(不含0%)，Co：5%以下(不含0%)。
請求項6中記載之發明係如請求項1~5中任一項之熱軋鋼板，其中成分組成進一步含有選自由下述所成之群組中的至少1種，Ca：0.05%以下(不含0%)， REM：0.05%以下(不含0%)，Mg：0.02%以下(不含0%)，Li：0.02%以下(不含0%)，Pb：0.5%以下(不含0%)，Bi：0.5%以下(不含0%)。
依照本發明，可提供在具有指定平均粒徑的肥粒鐵主體之組織中，確保固溶N量，同時藉由使C的含量與N的含量滿足指定之關係，而減低冷加工中的變形阻力，延長模具之壽命，同時在鋼板不易發生破裂，加工後所得之零件可確保指定的表面硬度之熱軋鋼板。
 〔實施發明的形態〕
以下，對於本發明之熱軋鋼板(以下亦稱「本發明鋼板」或僅稱「鋼板」)，更詳細地說明。本發明鋼板係與上述專利文獻2中記載的熱鍛造材，在確保N固溶量，同時使C含量與N含量滿足指定關係之點共通，但在容許C含量到升高的範圍，使組織成為肥粒鐵-波來鐵複相組織，同時將肥粒鐵粒予以微細化之點不同。
[本發明鋼板之板厚：3~20mm]
首先，本發明鋼板係以板厚為3~20mm者作為對 象。板厚未達3mm時，無法確保作為構造體的剛性。另一方面，板厚超過20mm時，難以達成本發明所規定的組織形態，得不到所欲之效果。較佳的板厚為4~19mm。
其次，說明構成本發明鋼板之成分組成。以下，化學成分之單位皆為質量%。
[本發明鋼板之成分組成]
<C：0.3%以下(不含0%)>
C係大幅影響鋼板組織之形成的元素，組織雖然為肥粒鐵-波來鐵複相組織，但為了儘可能地成為波來鐵少之肥粒鐵主體組織，是必須限制含量之元素。若過剩地含有C，鋼板組織中的波來鐵分率上升，由於波來鐵之加工硬化而有變形阻力變過大之虞。因此，鋼板中的C含量係限制於0.3質量%以下，較佳為0.25%以下，更佳為0.2%以下，特佳為0.15%以下。惟，C之含量若過少，則鋼之熔煉中的脫氧變困難，故較佳為0.0005%以上，更佳為0.0008%以上，特佳為0.001%以上。
<Si：0.5%以下(不含0%)>
Si由於是藉由固溶於鋼中而增加鋼板的變形阻力，故為必須盡量減低之元素。因此，為了抑制變形阻力之增加，鋼板中的Si含量係限制於0.5%以下，較佳為0.45%以下，更佳為0.4%以下，特佳為0.3%以下。然而，Si之含量若極端地少，則熔煉中之脫氧變困難，故較佳為 0.005%以上，更佳為0.008%以上，特佳為0.01%以上。
<Mn：0.2~1%>
Mn係在製鋼過程中具有脫氧及脫硫之作用的元素。再者，提高鋼材中的N含量時，雖然因加工中之發熱所造成動態應變時效而容易發生破裂，但Mn具有提高當時的加工性，抑制破裂之效果。為了有效地發揮此等作用，鋼材中的Mn含量為0.2%以上，較佳為0.22%以上，更佳為0.25%以上。惟，由於Mn含量若過剩，則變形阻力變過大，發生因偏析所造成的組織之不均勻性，故為1%以下，較佳為0.98%以下，更佳為0.95質量%以下。
<P：0.05%以下(不含0%)>
P係鋼中所無可避免地含有之雜質元素，但若在肥粒鐵中含有其，則在肥粒鐵粒界發生偏析而使冷加工性變差，而且為將肥粒鐵固溶強化而成為變形阻力增大之原因的元素。因此，從冷加工性之觀點來看，P之含量係宜盡量減低，但由於極端的減低係招致製鋼成本的增加，考慮工程能力，為0.05%以下，較佳為0.03%以下。
<S：0.05%以下(不含0%)>
S與P同樣地為無可避免的雜質，作為FeS在結晶粒界以膜狀析出，為使加工性變差的元素。又，亦具有引起熱脆性之作用。因此，從提高變形能力之觀點來看，本發 明中S含量為0.05%以下，較佳為0.03%以下。惟，使S含量成為0者係工業上困難。再者，由於S具有提高被削性之效果，從被削性提高之觀點來看，推薦含有0.002%以上，較佳為0.006%以上。
<Al：0.01~0.1%>
Al係製鋼過程中有效於脫氧之元素。為了得到此脫氧之效果，鋼材中的Al含量為0.01%以上，較佳為0.015%以上，更佳為0.02%以上。惟，由於Al之含量若過剩，則使韌性降低，破裂變容易發生，故為0.1%以下，較佳為0.09%以下，更佳為0.08質量%以下。
<N：0.008~0.025%>
N係為了藉由加工後的靜態應變時效而得到指定強度之重要元素。因此，鋼材中的N含量為0.008%以上，較佳為0.0085%以上，更佳為0.009%以上。惟，N之含量若過剩，則除了靜態應變時效，還有加工中的動態應變時效之影響變顯著，由於變形阻力增加而不合適，故為0.025%以下，更佳為0.023質量%以下，尤佳為0.02%以下。
<固溶N：0.007%以上>
而且，藉由在鋼板中確保指定量(以下稱為「固溶N量」)的固溶N，可不太升高變形阻力，而促進靜態應變 時效。為了在冷加工後確保所需要的強度，固溶N量必須為0.007%以上。惟，由於固溶N量若過剩則冷加工性變差，故較佳為0.03%以下。再者，由於鋼材中的N之含量為0.025%以下，而實質上固溶N量不成為0.025%以上。
於此，本發明中的固溶N量係根據JIS G 1228，自鋼材中的全N量中扣除全N化合物之量而求得之量。以下例示此固溶N量的實用測定法。
(a)惰性氣體熔解法-熱傳導度法(全N量之測定)
將由供試材所切出的樣品置入坩堝內，於惰性氣體氣流中熔解，提取N，將提取物搬送至熱傳導度單元(cell)中，測定熱傳導度之變化，求得全N量。
(b)氨蒸餾分離靛酚藍吸光光度法(全N化合物量之測定)
將自供試材所切出的樣品溶解於10%AA系電解液中，進行恆定電流電解，測定鋼中的全N化合物量。所用之10%AA系電解液係由10%丙酮、10%氯化四甲銨、剩餘部分的甲醇所構成之非水溶劑系電解液，為不使鋼表面生成鈍化皮膜之溶液。
使供試材之樣品約0.5g溶解於此10%AA系電解液中，用孔大小為0.1μm的聚碳酸酯製過濾器來過濾所生成的不溶解殘渣(N化合物)。將所得之不溶解殘渣在硫酸、硫酸鉀及純銅製碎片中加熱而分解，將分解物併入濾液中。用氫氧化鈉使此溶液成為鹼性後，進行水蒸氣蒸餾，使稀硫酸吸收所餾出的氨。再者，添加苯酚、次氯酸 鈉及五氰基亞硝基鐵(III)酸鈉而使生成藍色錯合物，使用吸光光度計測定吸光度，求得全N化合物量。
然後，自經由上述(a)之方法所求得之全N量中扣除經由上述(b)之方法所求得的全N化合物量，可求得固溶N量。
<C與N之含量滿足10C+N≦3.0之關係>
於本發明之鋼材中，固溶C係使變形阻力大幅增加，不太幫助靜態應變時效，另一方面固溶N係使變形阻力不太上升，可促進靜態應變時效，故具有可使加工後的硬度增加之作用。因此，於本發明之鋼材中，為了使加工中的變形阻力不太上升，使加工後的硬度增加，C之含量與N之含量必須滿足10C+N≦3.0之關係，較佳為0.009≦10C+N≦2.8，更佳為0.01≦10C+N≦2.5，特佳為0.01≦10C+N≦2.0。從熱軋鋼板的結晶粒之微細化及該鋼板之成形性的確保之觀點來看，必須某一程度的C含量及固溶C量，但10C+N>3.0時，C及/或N之量成為過剩，變形阻力變過大。此處，於上述不等式中，C含量之係數為N含量之係數的10倍者，係考慮與固溶N相比，即使固溶C為相同含量，使本發明的熱軋鋼板之強度及變形阻力上升之程度也大1位數(10倍)左右。
本發明之鋼基本上含有上述成分，剩餘部分為鐵及無可避免的雜質，但另外在不損害本發明的作用之範圍內，可添加以下的容許成分。
<Cr：2%以下(不含0%)及/或Mo：2%以下(不含0%)>
Cr係具有藉由提高結晶粒界的強度而提高鋼的變形能力之作用的元素，為了有效地發揮如此的作用，Cr較佳為含有0.2%。惟，由於若過剩地含有Cr，則變形阻力增大，有冷加工性降低之虞，故推薦其含量為2%以下，更且1.5%以下，尤其1%以下。
又，Mo係具有使加工後的鋼材之硬度及變形能力增加之作用的元素，為了有效地發揮如此的作用，Mo較佳為含有0.04%以上，更佳為0.08%以上。惟，由於若過剩地含有Mo則有冷加工性變差之虞，推薦其含量為2%以下，更且1.5%以下，尤其1%以下。
<選自由Ti：0.2%以下(不含0%)，Nb：0.2%以下(不含0%)、V：0.2%以下(不含0%)所成之群組中的至少1種>
此等元素係與N的親和力強，與N共存而形成N化合物，為具有將鋼的結晶粒予以微細化，使冷加工後所得之加工品的韌性提高，且使耐破裂性提高之任務的元素。惟，即使使各元素皆超過上限值而含有，也得不到特性改善效果。推薦各元素之含量係各自0.2%以下，更且0.001~0.15%，尤其0.002~0.1%。
<B：0.005%以下(不含0%)>
B係與上述Ti、Nb及V同樣，與N之親和力強，與N共存而形成N化合物，為具有將鋼的結晶粒予以微細 化，使冷加工後所得之加工品的韌性提高，且使耐破裂性提高之任務的元素。因此，當本發明之鋼板含有B時，從可確保所要的固溶N量，提高冷加工後的強度來看，推薦其含量為0.005%以下，更且0.0001~0.0035%，尤其0.0002~0.002%。
<選自由Cu：5%以下(不含0%)、Ni：5%以下(不含0%)、Co：5%以下(不含0%)所成之群組中的至少1種>
此等元素皆具有使鋼材應變時效、硬化之作用，為使加工後強度提高之有效元素。為了有效地發揮如此的作用，此等元素較佳為各自含有0.1%以上，更佳為0.3%以上。惟，此等元素之含量若過剩，則使鋼材應變時效及硬化之效果係飽和，更且使加工後強度提高之效果係飽和，而且由於有促進破裂之虞，推薦各自為5%以下，更且4%以下，尤其3%以下。
<選自由Ca：0.05%以下(不含0%)、REM：0.05%以下(不含0%)Mg：0.02%以下(不含0%)、Li：0.02%以下(不含0%)、Pb：0.5%以下(不含0%)、Bi：0.5%以下(不含0%)所成之群組中的至少1種>
Ca係使MnS等的硫化化合物系介在物成為球狀化，提高鋼的變形能力，同時有助於被削性之提高的元素。為了有效地發揮如此的作用，Ca較佳為含有0.0005%以上，更佳為0.001%以上。惟，由於即使過剩地含有，其效果 也飽和，無法期待與含量相符的效果，故推薦0.05%以下，更且0.03%以下，尤其0.01%以下。
REM係與Ca同樣地，為使MnS等的硫化化合物系介在物成為球狀化，提高鋼的變形能力，同時有助於被削性之提高的元素。為了有效地發揮如此的作用，REM較佳為含有0.0005%以上，更佳為0.001%以上。惟，由於即使過剩地含有，其效果也飽和，無法期待與含量相符的效果，故推薦0.05%以下，更且0.03%以下，尤其0.01質量%以下。
再者，本發明中所謂的REM，就是包含鑭系元素(La至Ln的15個元素)及Sc(鈧)與Y(釔)之意思。於此等元素之中，較佳為含有選自由La、Ce及Y所成之群組中的至少1種元素，更佳可含有La及/或Ce。
Mg係與Ca同樣地，為使MnS等的硫化化合物系介在物成為球狀化，提高鋼的變形能力，同時有助於被削性之提高的元素。為了有效地發揮如此的作用，Mg較佳為含有0.0002%以上，更佳為0.0005%以上。由於即使過剩地含有，其效果也飽和，無法期待與含量相符的效果，故推薦0.02%以下，更且0.015%以下，尤其0.01%以下。
Li係與Ca同樣地，為使MnS等的硫化化合物系介在物成為球狀化，可提高鋼的變形能力，且為使Al系氧化物成為低熔點化、無害化，有助於被削性之提高的元素。為了有效地發揮如此的作用，Li較佳為含有0.0002%以上，更佳為0.0005%以上。惟，由於即使過剩地含有，其 效果也飽和，無法期待與含量相符的效果，故推薦0.02%以下，更且0.015%以下，尤其0.01%以下。
Pb係用於提高被削性的有效元素。為了有效地發揮如此的作用，Pb較佳為含有0.005%以上，更佳為0.01%以上。惟，由於若過剩地含有，則發生壓延瑕疵等製造上之問題，故推薦0.5%以下，更且0.4%以下，尤其0.3質量%以下。
Bi係與Pb同樣地，為用於提高被削性的有效元素。為了有效地發揮如此的作用，Bi較佳為含有0.005%以上，更佳為0.01%以上。然而，由於即使過剩地含有，被削性提高的效果也飽和，故推薦0.5質量%以下，更且0.4%以下，尤其0.3%以下。
以下，說明本發明鋼板的特徵組織。
[本發明鋼板之組織]
如上述，本發明鋼板係以肥粒鐵-波來鐵複相組織鋼作為基礎，尤其以將肥粒鐵粒的尺寸控制在特定範圍者作為特徵。
<波來鐵：未達20%，剩餘部分：肥粒鐵>
本發明鋼板之組織係以肥粒鐵與波來鐵的複相組織所構成者。由於波來鐵若過剩地存在，則使鋼板的成形性變差，故波來鐵以面積率計未達20%，較佳為19%以下，更佳為18%以下，特佳為15%以下。剩餘部分為肥粒鐵。
<前述肥粒鐵之平均結晶粒徑：3~35μm之範圍>
構成肥粒鐵組織的肥粒鐵之平均結晶粒徑，為了提高鋼板的加工性，同時滿足加工後的表面性狀，必須為3~35μm之範圍。由於肥粒鐵粒若過細，則變形阻力變過高，故其平均結晶粒徑為3μm以上，較佳為4μm以上，更佳為5μm以上。另一方面，由於肥粒鐵若過於粗大化，則加工後的表面性狀變差，且韌性、疲勞特性等變差，故其平均結晶粒徑為35μm以下，較佳為30μm以下，更佳為25μm以下。
[各相的面積率之測定方法]
關於上述各相的面積率，可將各供試鋼板予以硝酸酒精(Nital)腐蝕，藉由掃描型電子顯微鏡(SEM；倍率1000倍)拍攝5視野，用點算法求得肥粒鐵及波來鐵之各比率。
[平均結晶粒徑之測定方法]
關於上述肥粒鐵之平均結晶粒徑，可如以下地測定。即，測定在最表層部、板厚1/4部、板厚中心部的3個地方所各自存在的肥粒鐵之結晶粒徑。關於肥粒鐵粒子1個的粒徑，係將各測定地方的壓延方向之側面部予以硝酸酒精腐蝕，藉由掃描型電子顯微鏡(SEM；倍率1000倍)拍攝該部位5視野，藉由將肥粒鐵的結晶粒予以圖像解析的重心直徑，當作平均結晶粒徑。
其次，以下說明用於得到上述本發明鋼板之較佳製造方法。
[本發明鋼板之較佳製造方法]
本發明鋼板之製造，只要是可將具有上述成分組成的原料鋼成形為所欲的板厚之方法，則可依照任何方法來進行。例如，可於以下所示的條件下，在轉爐調製具有上述成分組成之熔鋼，藉由造塊或連續鑄造將此形成扁塊後，壓延成所欲板厚的熱軋鋼板而進行。
[熔鋼之調製]
關於熔鋼中的N之含量，可藉由在轉爐中的熔煉之際，於熔鋼中添加含N化合物的原料，及/或將轉爐的氣氛控制在N2 氣氛而調整。
[加熱]
熱壓延前的加熱係在1100~1300℃進行，於此加熱中，為了在不生成N化合物下使盡量多的N固溶，必須高溫的加熱條件。加熱溫度的較佳下限為1100℃，更佳的下限為1150℃。另一方面，超過1300℃的溫度係操作上困難。
[熱壓延]
熱壓延係以精整壓延溫度成為880℃以上之方式進 行。由於若精整壓延溫度為過度低溫化，則肥粒鐵變態變在高溫發生，肥粒鐵中的析出碳化物係粗大化，疲勞強度變差，故必須一定以上的精整壓延溫度。為了將沃斯田鐵粒予以粗大化，將肥粒鐵之粒徑某一程度增大，精整壓延溫度更佳為900℃以上。再者，由於溫度確保困難，精整壓延溫度的上限為1000℃。
[熱壓延通行規劃]
本發明之熱軋鋼板的板厚為3~20mm，但為了將肥粒鐵結晶粒予以微細化，將其平均結晶粒徑控制在指定的粒徑範圍，不僅上述的壓延溫度之控制，而且必須使精整壓延的串列式壓延的最終壓下率成為15%以上。通常，精整壓延係實施5~7道的串列式壓延，但於板之咬入控制之觀點中設置通行規劃，最終壓下率為12~13%左右。上述最終壓下率較佳為16%以上，更佳為17%以上。上述最終壓下率愈高到20%、30%，愈得到將結晶粒更微細化之效果，但於壓延控制之觀點中，上限係規定在30%左右。
[熱軋後之急冷]
於上述精整壓延結束後，在5s以內以20℃/s以上的冷卻速度(第1急冷速度)進行急冷，在580℃以上且未達670℃之溫度(急冷停止溫度)下停止急冷。此係為了得到指定之相分率的肥粒鐵-波來鐵複相組織。冷卻速度(急冷速度)未達20℃/s時，促進波來鐵變態，或急冷停 止溫度未達580℃時，促進波來鐵變態或變韌鐵(bainite)變態，皆難以得到指定的相分率之肥粒鐵-波來鐵鋼，彎曲加工性變差。另一方面，急冷停止溫度若為670℃以上，肥粒鐵中的析出碳化物會粗大化，疲勞強度變差。急冷停止溫度較佳為600~650℃，更佳為610~640℃。
[急冷停止後之緩冷]
於上述急冷停止後，藉由放置冷卻或空氣冷卻，以10℃/s以下之冷卻速度(緩冷速度)緩冷5~20s。藉此，一邊充分進行肥粒鐵之形成，一邊使肥粒鐵中的析出碳化物適度地微細化。冷卻速度超過10℃/s或緩冷時間未達5s時，肥粒鐵之形成量係不足。另一方面，緩冷時間若超過20s，則析出碳化物不粗大化，疲勞強度變差。
[緩冷後之急冷、捲取]
於上述緩冷後，再度以20℃/s以上之冷卻速度(第2急冷速度)急冷，於超過300℃且450℃以下捲取。此係為了形成肥粒鐵主體的組織而確保彎曲加工性。冷卻速度(第2急冷速度)未達20℃/s或捲取溫度超過450℃時，多形成波來鐵，另一方面未達300℃時，形成麻田散鐵或殘留沃斯田鐵，彎曲加工性變差。
以下，藉由實施例更詳細說明本發明，惟下述實施例不是限定本發明之性質者，於可適合前．後述之宗旨的範 圍內，亦可適當地變更而實施，彼等皆包含於本發明之技術範圍中。
實施例
藉由真空熔化法熔煉下述表1所示成分組成之鋼，鑄造厚度120mm的鋼錠，對此在下述表2所示之條件下施予熱壓延，以製作熱軋鋼板。再者，於任一試驗中，到精整壓延結束後的急冷停止前之冷卻速度皆為20℃/s以上，急冷停止後的冷卻係在10℃/s以下的冷卻速度緩冷5~20s之條件。
對於如此所得之熱軋鋼板，藉由上述[實施發明的形態]中所說明的各測定方法，求得固溶N量、鋼板中組織的各相之面積率、及肥粒鐵之平均結晶粒徑。
又，關於上述熱軋鋼板之加工性，由於是板厚10mm左右之鋼板，藉由90°V塊試驗，評價90°彎曲加工性。當鋼板之板厚為t，衝頭之內側最小彎曲半徑為R時，使用具有其比為R/t=1的曲率之90度衝頭，將試驗片壓入90度的壓模之中後，取出試驗片，目視觀察彎曲之外側。將目視觀察之結果為見到破裂的發生之情況當作×，將破裂沒有發生但見到可目視的裂紋之情況當作△，將見到微小凹凸(皺紋)但裂紋沒有發生之情況當作○，將亦沒有見到皺紋的發生之情況當作◎。再者，所謂的「破裂」與「裂紋」，係將間隙的最大寬度為1mm以上者定義為「破裂」，將未達1mm者定義為「裂紋」而區別。
又，測定上述彎曲試驗後的彎曲部中的表面部之硬度，評價加工後的表面硬度。使用維氏硬度試驗機，在荷重：1000g、測定位置：試驗片截面的D/4位置中央部(D：零件直徑)及測定次數：5次之條件下，測定各加工後試驗片之維氏硬度(Hv)。
下述表3中顯示此等之測定結果。
(加網：底線=本發明之範圍外，＊=推薦範圍外，90°彎曲加工性之評價：◎非常良好，○良好，△在表面發生裂紋，×發生破裂，-：由於發生破裂而不測定，發明鋼：[90°彎曲性=◎或○]及[加工後表面硬度≧250Hv]，比較鋼：不滿足上述發明鋼之條件的情況)
如表3中所示，鋼No.1~3、7~14、25~28皆使用滿足本發明之成分組成規定的要件之鋼種，於推薦的熱壓延條件下製造，結果為充分滿足本發明的組織規定之要件的發明鋼，90°彎曲加工性及加工後表面硬度皆滿足合格基準，可確認得到加工中顯示良好的冷加工性，同時加工後顯示指定的表面硬度(強度)之熱軋鋼板。
相對於其，鋼No.4~6、15~24、29係不滿足本發明規定的成分組成及組織之要件中的至少一者之比較鋼，90°彎曲加工性及加工後表面硬度中的至少一者係不滿足合格基準。
例如，鋼No.4雖然滿足成分組成之要件，但熱軋前的加熱溫度係在推薦範圍外而過低，固溶N量不足，加工後表面硬度差。
又，鋼No.5雖然滿足成分組成之要件，但熱軋後的板厚係在規定範圍外而過大，肥粒鐵粒係粗大化，90°彎曲加工性、加工後表面硬度皆差。
另外，鋼No.6雖然滿足成分組成之要件，但熱軋時的最終壓下率係在推薦範圍外而過小，肥粒鐵粒係粗大化，90°彎曲加工性、加工後表面硬度皆差。
還有，鋼No.15(鋼種j)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但N含量過低，加工後表面硬度差。
另一方面，鋼No.16(鋼種k)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但N含量過高，至少90°彎曲加工性差。
又，鋼No.17(鋼種l)雖然熱軋條件在推薦範圍 內，但C含量過高，同時不滿足10C+N≦3.0之要件，波來鐵係過剩地形成，至少90°彎曲加工性差。
另外，鋼No.18(鋼種m)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但Si含量過高，至少90°彎曲加工性差。
還有，鋼No.19(鋼種n)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但Mn含量過低，加工後表面硬度差。
另一方面，鋼No.20(鋼種o)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但Mn含量過高，至少90°彎曲加工性差。
又，鋼No.21(鋼種p)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但P含量過高，至少90°彎曲加工性差。
另外，鋼No.22(鋼種q)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但S含量過高，至少90°彎曲加工性差。
還有，鋼No.23(鋼種r)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但Al含量過低，至少90°彎曲加工性差。
另一方面，鋼No.24(鋼種s)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但Al含量過高，至少90°彎曲加工性差。
再一方面，鋼No.29(鋼種x)雖然熱軋條件在推薦範圍內，但10C+N≦不滿足3.0之要件，至少90°彎曲加工性差。
根據以上，可確認本發明之適用性。
已詳細地參照特定的實施態樣來說明本發明，惟在不脫離本發明之精神與範圍下，可加以各式各樣的變更或修正，此為本發明具有通常知識者所可明知。
本申請案係以2013年1月10日申請的日本發明專利 申請案(特願2013-002640)、2013年3月19日申請的日本發明專利申請案(特願2013-056658)為基礎，其內容係在此作為參照而併入。
〔產業上的利用可能性〕
本發明之熱軋鋼板係適合汽車用的各種零件，例如齒輪等的傳動零件或殼體等。

Claims (2)

  1. 一種具有優異冷加工性與加工後之表面硬度的熱軋鋼板，其特徵為：板厚為3~20mm，成分組成以質量%計(以下，關於化學成分相同)，C：0.3%以下(不含0%)，Si：0.5%以下(不含0%)，Mn：0.2~1%，P：0.05%以下(不含0%)，S：0.05%以下(不含0%)，Al：0.01~0.1%，N：0.008~0.025%，剩餘部分由鐵及無可避免的雜質所構成，固溶N：0.007%以上，且C與N之含量滿足10C+N≦3.0之關係，組織以相對於全組織而言的面積率計，波來鐵：未達20%，剩餘部分：肥粒鐵，前述肥粒鐵的平均結晶粒徑為3~35μm之範圍。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中成分組成進一步含有下述元素的至少1種，Cr：2%以下(不含0%)Mo：2%以下(不含0%) Ti：0.2%以下(不含0%)Nb：0.2%以下(不含0%)V：0.2%以下(不含0%)B：0.005%以下(不含0%)Cu：5%以下(不含0%)Ni：5%以下(不含0%)Co：5%以下(不含0%)Ca：0.05%以下(不含0%)REM：0.05%以下(不含0%)Mg：0.02%以下(不含0%)Li：0.02%以下(不含0%)Pb：0.5%以下(不含0%)Bi：0.5%以下(不含0%)。
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