TWI588270B - Steel plate and manufacturing method - Google Patents

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TWI588270B
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Kazuo Hikida
Motonori Hashimoto
Kengo Takeda
Ken Takata
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

鋼板及製造方法 發明領域
本發明係有關於一種鋼板及其製造方法。
發明背景
齒輪、離合器等的汽車用零件，係經過衝孔、鍛造、壓製加工等的加工步驟而製造。在其加工步驟，為了謀求提升製品品質、安定化、減低製造成本，係被要求提升素材亦即碳鋼板的加工性。又，因為該等零件係淬火回火後，在高強度下被使用，所以被要求優異的淬火性。
為了確保碳鋼板的加工性及淬火性，先前已揭示許多提案。
專利文獻1係揭示一種具有優異的加工性、淬火性、熱處理後的韌性之高碳鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.20~0.45%、Mn：0.40~1.50%、P：0.03%以下，S：0.02%以下，P+S：0.010%以上、Cr：0.01~0.80%、Ti：0.005~0.050%、B：0.0003~0.0050%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成，進而含有Sn：0.05%以下，Te：0.05%以下且Sn+Te的合計為含有0.005%以上，而且係由肥粒鐵與波來鐵的混合組織、或肥粒鐵與雪明碳鐵混合組織 所構成。
專利文獻2係揭示一種高淬火性高碳熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：在以質量%計，含有C：0.2~0.7%、Si：2%以下，Mn：2%以下，P：0.03%以下，S：0.03%以下，sol.Al：0.08%以下，N：0.01%以下，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼，於精加工溫度(Ar3變態點-20℃)以上進行熱軋後，在大於冷卻速度120℃/秒且冷卻結束溫度620℃以下進行冷卻，接著，於捲取溫度600℃以下捲取且控制成為具有體積率大於20%的變韌鐵相之組織後，酸洗後在退火溫度640℃以上且Ac1變態點以下進行退火，而成為球狀化組織。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特許第4319940號公報
專利文獻2：日本特許第3879459號公報
發明概要
但是，專利文獻1所記載的高碳鋼板，亦在素材組織使用硬度較高的波來鐵，未必具有優異的加工性。專利文獻2係未記載具有優異的加工性之具體的組織形態。
鍳於先前技術的現狀，本發明之目的，係提供一種使成形性及耐磨耗性提升且特別是適合於採用厚壁板成形來得到齒輪、離合器等的零件之鋼板、及其製造方法。
為了解決上述課題且得到適合於驅動系零件等的素材之鋼板，能夠理解在含有用以提高淬火性所必要的C之鋼板，增加肥粒鐵的粒徑、使碳化物(主要是雪明碳鐵)以適當的粒徑球狀化且減少波來鐵組織即可。這是基於以下的理由。
肥粒鐵相係硬度較低、延展性較高。因而，在以肥粒鐵作為主體之組織，藉由增大其粒徑，而能夠提高素材成形性。
碳化物係藉由使其適當地分散在金屬組織中，因為維持素材成形性之同時，能夠賦予優異的耐磨耗性和轉動疲勞特性，所以是驅動系零件不可缺少的組織。又，鋼板中的碳化物，係妨礙滑動之堅固的粒子，藉由使碳化物存在於肥粒鐵晶界，能夠防止滑動越過結晶晶界而傳播且抑制形成剪斷帶，來使冷鍛造性同時亦使鋼板的成形性提升。
但是，因為雪明碳鐵係硬且脆的組織，在與肥粒鐵的層狀組織之波來鐵的狀態下時，鋼變成硬且脆，所以必須使其以球狀存在。考慮冷鍛造性、鍛造時之龜裂的產生時，其粒徑必須為適當的範圍。
而且，用以實現上述組織之製造方法，尚未被揭示。因此、本發明者等專心研究用以實現上述組織之製造方法。
其結果，為了使熱軋後之捲取後的鋼板之金屬組 織，成為雪明碳鐵分散在板層間隔較小的微細波來鐵或細小的肥粒鐵中而成之變韌鐵組織，而在較低溫(400~550℃)捲取。藉由在較低溫捲取，分散在肥粒鐵中之雪明碳鐵亦容易球狀化。接著，將在Ac1點正下方的溫度退火之雪明碳鐵部分地球狀化設為第1段退火。接著，將在Ac1點與Ac3點之間的溫度(所謂肥粒鐵與沃斯田鐵的二相域)退火，在殘留肥粒鐵粒的一部分之同時，使一部分變態成為沃斯田鐵作第2段退火。隨後，發現藉由進行緩慢冷卻且使殘留的肥粒鐵粒成長，同時使其成為核且使肥粒鐵變態成為沃斯田鐵，在得到較大的肥粒鐵相之同時，能夠使雪明碳鐵在晶界析出，來實現上述組織。
亦即，得到了以下的見解，同時滿足淬火性及成形性之鋼板的製造方法，藉由單獨地在熱軋條件、退火條件等下工夫係難以實現；藉由在熱軋.退火步驟等的所謂一貫步驟，達成最佳化，才能夠實現。
本發明係基於上述見解而進行，其要旨係如以下。
(1)一種鋼板，其特徵在於以質量%計，含有C：0.10~0.40%、Si：0.01~0.30%、Mn：1.00~2.00%、P：0.020%以下、S：0.010%以下、Al：0.001~0.10%、N：0.010%以下、O：0.020%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.10%以下、Nb：0.10%以下、V：0.10%以下、Cu：0.10%以下、W：0.10%以下、Ta：0.10%以下、Ni：0.10%以下、Sn：0.050%以下、Sb：0.050%以下、As：0.050%以下、Mg：0.050%以下、 Ca：0.050%以下、Y：0.050%以下、Zr：0.050%以下、La：0.050%以下、Ce：0.050%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的不純物；該鋼板的金屬組織係滿足下述：肥粒鐵晶界的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例為大於1、肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下、及波來鐵的面積率為6%以下；而且該鋼板的維氏硬度為100HV以上且170HV以下。
(2)如前述(1)的鋼板，其中含有Ti：0.10%以下，及B：0.010%以下之1種或2種來代替前述Fe的一部分。
(3)一種鋼板的製造方法，係製造前述(1)或(2)的鋼板之方法，其特徵在於：將前述(1)或(2)所記載的成分組成之鋼片，施行在750℃以上且850℃以下的溫度區域完成精加工輥軋之熱軋而成為熱軋鋼板；在400℃以上且550℃以下捲取上述熱軋鋼板；對捲取後的熱軋鋼板施行酸洗；將酸洗後的熱軋鋼板，施行在650℃以上且720℃以下的溫度區域、保持3小時以上且60小時以下之第1段退火；接著，將熱軋鋼板，施行在725℃以上且790℃以下的溫度區域、保持3小時以上且50小時以下之第2段退火；將退火後的熱軋鋼板以1℃/小時以上且30℃/小時以下的冷卻速度冷卻至650℃為止。
依照本發明，能夠提供一種具有優異的成形性及耐磨耗性，特別是適合於採用厚壁板成形來得到齒輪、離合器等的零件之鋼板、及其製造方法。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明。首先，說明限定本發明鋼板的成分組成之理由。以下，針對成分之「%」，係意指「質量%」。
[C：0.10~0.40%]
C係在鋼中形成碳化物且對鋼的強化及肥粒鐵粒的微細化有效之元素。為了抑制在冷加工產生梨皮斑紋來確保冷加工零件的表面美觀，必須抑制肥粒鐵粒徑的粗大化，因為小於0.10%時，碳化物的體積率不足，而無法抑制箱式退火中的碳化物之粗大化，所以C係設為0.10%以上。較佳為0.12%以上。
另一方面，大於0.40%時，碳化物的體積率増加，使其轉瞬間地負荷荷重時，大量地產生成為破壞的起點之龜裂且耐衝撃特性低落，所以C係設為0.40%以下。較佳為0.38%以下。
[Si：0.01~0.30%]
Si係作為脫氧劑之作用，又，係對碳化物的形態造成影響之元素。為了得到脫氧效果，Si係設為0.01%以上。較佳為0.05%以上。
另一方面，因為大於0.30%時，肥粒鐵的延展性低落，在冷加工時容易產生裂紋且冷加工性低落，所以Si 係設為0.30%以下。較佳為0.28%以下。
[Mn：1.00~2.00%]
Mn係提高淬火性且有助於提升強度之元素。小於1.00%時，因為確保淬火後的強度及淬火後的殘留碳化物變為困難，所以Mn係設為1.00%以上。較佳為1.09%以上。
另一方面，因為大於2.00%時，Mn偏析係極度地成為帶狀且加工性顯著地低落，所以Mn係設為2.00%以下。較佳為1.91%以下。
[Al：0.001~0.10%]
Al係作為鋼的脫氧劑之作用且使肥粒鐵安定化之元素。因為小於0.001%時，添加效果無法充分地得到，所以Al係設為0.001%以上。較佳為0.004%以上。
另一方面，因為大於0.10%時，大量地生成夾雜物且冷加工性低落，所以Al係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
以下的元素為不純物，必須控制在一定量以下。
[P：0.0001~0.020%]
P係在肥粒鐵晶界偏析且抑制晶界碳化物的形成之元素。越少越佳，但是在精煉步驟將P減低至小於0.0001%時，因為精煉成本大幅度地上升，所以P係設為0.0001%以上。較佳為0.0013%以上。
另一方面，大於0.020%時，晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以P係設為0.020%以下。較佳為0.018%以下。
[S：0.0001~0.010%]
S係形成MnS等的非金屬夾雜物之不純物元素。因為非金屬夾雜物係在冷加工時成為產生裂紋之起點，所以S為越少越佳，但是將S減低至小於0.0001%時，因為精煉成本係大幅度地上升，所以S係設為0.0001%以上。較佳為0.0012%以上。
另一方面，大於0.010%時，因為冷加工性低落，所以S係設為0.010%以下。較佳為0.007%以下。
[N：0.0001~0.010%]
N係因大量含有而引起肥粒鐵脆化之元素，越少越佳。N的含量亦可為0，但是因為減低至小於0.0001%時，精煉成本大幅度地上升，所以實質的下限為0.0001~0.0006%。另一方面，大於0.010%時，因為肥粒鐵脆化且冷加工性低落，所以N係設為0.010%以下。較佳為0.007%以下。
[O：0.0001~0.020%]
O係因大量含有而在鋼中形成粗大的氧化物之元素，越少越佳。O的含量亦可為0，但是因為減低至小於0.0001%時，精煉成本大幅度地上升，所以實質的下限為0.0001~0.0011%。另一方面，大於0.020%時，因為在鋼中生成粗大的氧化物且在冷加工時成為裂紋的起點，所以O係設為0.020%以下。較佳為0.017%以下。
[Sn：0.001~0.050%]
Sn係從鋼原料(廢料)混入之元素。因為在晶界偏析且引起晶界碳化物的個數比例低落，所以越少越佳。Sn的含量 亦可為0，但是因為減低至小於0.001%時，精煉成本大幅度地上升，所以實質的下限為0.001至0.002%以上。另一方面，大於0.050%時，因為肥粒鐵脆化且冷加工性低落，所以Sn係設為0.050%以下。較佳為0.040%以下。
[Sb：0.001~0.050%]
Sb係與Sn同樣地是從鋼原料(廢料)混入之元素。因為在晶界偏析且引起晶界碳化物的個數比例低落，所以越少越佳。Sb的含量亦可為0，但是因為減低至小於0.001%時，精煉成本大幅度地上升，所以實質的下限為0.001至0.002%以上。另一方面，大於0.050%時，因為肥粒鐵脆化且冷加工性低落，所以Sb係設為0.050%以下。較佳為0.040%以下。
[As：0.001~0.050%]
As係與Sn、Sb同樣地是從鋼原料(廢料)混入之元素。因為在晶界偏析且引起晶界碳化物的個數比例低落，所以越少越佳。As的含量亦可為0，但是因為減低至小於0.001%時，精煉成本大幅度地上升，所以實質的下限為0.001至0.002%以上。另一方面，大於0.050%時，因為晶界碳化物的個數比例降低且冷加工性低落，所以As係設為0.050%以下。較佳為0.040%以下。
本發明鋼板係將上述元素設為基本成分，而且，為了使鋼板的冷鍛造性提升之目的，亦可含有以下的元素。因為以下的元素不是用以得到本發明的效果所必要的，所以含量亦可為0。
[Cr：0.50%以下]
Cr係提高淬火性且有助於提升強度之元素，又，係在碳化物濃化且在沃斯田鐵相亦形成安定的碳化物之元素。為了得到添加效果，Cr係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.007%以上。另一方面，因為大於0.50%時，碳化物為安定化且在淬火時碳化物的溶解緩慢，有無法達成所需要的淬火強度之可能性，所以Cr係設為0.50%以下。較佳為0.45%以下。
[Mo：0.10%以下]
Mo係與Mn同樣地為控制碳化物的形態之有效的元素。為了得到添加效果，Mo係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.010%以上。另一方面，因為大於0.10%時，r值的面內異方向性變差且冷加工性低落，所以Mo係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[Nb：0.10%以下]
Nb係控制碳化物的形態之有效的元素，又，係使組織微細化且有助於提升韌性之元素。為了得到添加效果，Nb係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.002%以上。另一方面，因為大於0.10%時，微細的Nb碳化物係大量地析出且強度過度地上升，又，晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以Nb係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[V：0.10%以下]
V亦與Nb同樣地係控制碳化物的形態之有效的元素，又，係使組織微細化且有助於提升韌性之元素。為了得到添加效果，V係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.004%以上。 另一方面，因為大於0.10%時，微細的V碳化物係大量地析出且強度過度地上升，又，因為晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以V係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[Cu：0.10%以下]
Cu係在肥粒鐵的結晶晶界偏析，又，係形成微細的析出物且有助於提升強度之元素。為了得到添加效果、Cu係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.005%以上。另一方面，因為大於0.10%時，產生赤熱脆性且在熱軋的生產性低落，所以Cu係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[W：0.10%以下]
W亦與Nb、V同樣地係控制碳化物的形態之有效的元素。為了得到添加效果、W係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.003%以上。另一方面，因為大於0.10%時，微細的W碳化物係大量地析出且強度過度地上升，又，晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以W係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[Ta：0.10%以下]
Ta亦與Nb、V、W同樣地，係控制碳化物的形態之有效的元素。為了得到添加效果，Ta係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.005%以上。另一方面，因為大於0.10%時，微細的W碳化物係大量地析出且強度過度地上升，又，晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以Ta係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[Ni：0.10%以下]
Ni係提升零件的韌性之有效的元素。為了得到添加效果、Ni係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.004%以上。另一方面，因為大於0.10%時晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以Ni係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[Mg：0.050%以下]
Mg係藉由微量添加而能夠控制硫化物的形態之元素。為了得到添加效果，Mg係以設為0.0001%以上為佳。較佳為0.0008%以上。另一方面，因為大於0.050%時，肥粒鐵脆化且冷加工性低落，所以Mg係設為0.050%以下。較佳為0.040%以下。
[Ca：0.050%以下]
Ca係與Mg同樣地，藉由微量添加而能夠控制硫化物的形態之元素。為了得到添加效果、Ca係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.003%以上。另一方面，因為大於0.050%時，係生成粗大的Ca氧化物且在冷加工時成為產生裂紋之起點，所以Ca係設為0.050%以下。較佳為0.040%以下。
[Y：0.050%以下]
Y係與Mg、Ca同樣地，藉由微量添加而能夠控制硫化物的形態之元素。為了得到添加效果、Y係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.003%以上。另一方面，因為大於0.050%時，係生成粗大的Y氧化物且在冷加工時成為產生裂紋之起點，所以Y係設為0.050%以下。較佳為0.035%以下。
[Zr：0.050%以下]
Zr係與Mg、Ca、Y同樣地，藉由微量添加而能夠控制硫化物的形態之元素。為了得到添加效果、Zr係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.004%以上。另一方面，因為大於0.050%時，生成粗大的Zr氧化物且在冷加工時成為產生裂紋之起點，所以Zr係設為0.050%以下。較佳為0.045%以下。
[La：0.050%以下]
La係藉由微量的添加而有效地控制硫化物的形態控制之元素，亦是在晶界偏析且引起晶界碳化物的個數比例低落之元素。為了得到添加效果，La係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.004%以上。另一方面，因為大於0.050%時，晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以La係設為0.050%以下。較佳為0.045%以下。
[Ce：0.050%以下]
Ce係與La同樣地，藉由微量添加而能夠控制硫化物的形態之元素，但是亦是在晶界偏析且引起晶界碳化物的個數比例低落之元素。為了得到添加效果、Ce係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.004%以上。另一方面，因為大於0.050%時，晶界碳化物的個數比例低落且冷加工性低落，所以Ce係設為0.050%以下。較佳為0.046%以下。
本發明鋼板的成分組成之剩餘部分，係Fe及不可避免的不純物。
又，亦可含有Ti及B的1種或2種來代替上述Fe的一部分。
[Ti：0.10%以下]
Ti係控制碳化物的形態之有效的元素，又，亦是使組織微細化且有助於提升韌性之元素。為了得到添加效果、Ti係以設為0.001%以上為佳。較佳為0.005%以上。另一方面，因為大於0.10%時，生成粗大的Ti氧化物且在冷加工時成為裂紋的起點，所以Ti係設為0.10%以下。較佳為0.08%以下。
[B：0.0001~0.010%]
B係提高零件熱處理時的淬火性而使組織均勻化且有助於提升韌性之元素。為了得到添加效果，B係以設為0.0001%以上為佳。較佳為0.0006%以上。另一方面，因為大於0.010%時，生成粗大的B氧化物且在冷加工時成為裂紋的起點，所以B係設為0.010%以下。較佳為0.009%以下。
接著，說明本發明鋼板之組織。
本發明鋼板之組織，係實質上由肥粒鐵及碳化物所構成之組織。碳化物係除了鐵及碳的化合物之雪明碳鐵(Fe3C)以外，亦包含Mn、Cr等的合金元素取代雪明碳鐵中的Fe原子而成之化合物、合金碳化物(M23C6、M6C、MC等[M：Fe、及其它作為合金而添加之金屬元素])。
將鋼板成形為預定形狀時，鋼板的巨組織係形成剪斷帶且滑動變形係在剪斷帶的附近集中而產生。滑動變形係隨著差排的増殖，在剪斷帶的附近係形成差排密度較高的區域。隨著對鋼板賦予之應變量増加，而促進滑動變形且差排密度増加。
在冷鍛造，係施行等效應變(equivalent strain)大 於1之強加工。因此，在先前的鋼板，係無法防止隨著差排密度的増加而產生空隙及/或龜裂，在先前的鋼板，提升冷鍛造性係困難的。為了解決該課題，抑制在成形時形成剪斷帶係有效的。
在微組織的觀點，係能夠理解剪斷帶的形成，係在某一個結晶粒所產生滑動，越過結晶晶界而連續地傳播至鄰接的結晶粒之現象。因此，為了抑制形成剪斷帶，必須防止越過結晶晶界的滑動之傳播。
鋼板中的碳化物，係妨礙滑動之堅固的粒子，藉由使碳化物存在於肥粒鐵晶界，能夠防止越過結晶晶界的滑動之傳播而抑制形成剪斷帶且使冷鍛造性提升。同時，鋼板的成形性亦提升。
鋼板的成形性，係重大地受到應變在結晶晶粒內的積蓄(差排的積蓄)之影響，阻止應變在結晶晶界傳播至鄰接結晶粒時，結晶晶粒內的應變量増大。其結果，加工硬化率増大且成形性改善。
基於理論及原則，因為認為冷加工性係強烈地受到肥粒鐵晶界的碳化物的被覆率之影響，所以必須高精確度地測定該被覆率。
為了測定在肥粒鐵晶界之碳化物的被覆率，在三維空間重複進行在掃描型電子顯微鏡內藉由FIB的試樣切削及觀察之連續切片SEM觀察、或三維EBSP觀察係必要的，需要大量的測定時間之同時，技術訣竅的積蓄為不可缺少的。本發明者等係清楚明白該情形且得到通常的分析手法 係不適合之結論。
因此，進行探索簡易且精確度高的評價指標之結果，本發明者等發現將肥粒鐵晶界的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例設作指標時，能夠進行評價冷加工性，肥粒鐵晶界的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例為大於1時，冷加工性係顯著地提升。
又，因為在冷加工時所產生之鋼板的縱向彎曲、折入、疊入之任一者，均是伴隨著剪斷帶的形成之應變的局部化而引起的，所以藉由使碳化物存在於肥粒鐵晶界，能夠緩和剪斷帶的形成及應變的局部化且有效地抑制產生縱向彎曲、折入、疊入。
結晶晶界上的碳化物之球狀化率小於80%時，因為應變係局部地集中在棒狀或板狀的碳化物且容易產生空隙及/或龜裂，所以結晶晶界上的碳化物之球狀化率係以80%以上為佳，較佳為90%以上。
因為碳化物的平均粒徑小於0.1μm時，鋼板的硬度係顯著地増加且加工性低落，所以碳化物的平均粒徑係以0.1μm以上為佳。較佳為0.17μm以上。另一方面，碳化物的平均粒徑大於2.0μm時，在冷加工時粗大的碳化物係成為起點而產生龜裂且冷加工性低落，所以碳化物的平均粒徑係以2.0μm以下為佳。較佳為1.95μm以下。
碳化物的觀察係藉由掃描型電子顯微鏡而進行。在觀察之前，將組織觀察用試樣，進行使用砂紙之濕式研 磨及使用具有1μm的平均粒子尺寸的鑽石研磨粒之研磨，來使觀察面成為鏡面後，預先使用3%硝酸-醇溶液進行蝕刻組織。觀察倍率係在3000倍之中，選擇能夠辨別肥粒鐵及碳化物之倍率。使用所選擇的倍率，無規地拍攝8片在板厚1/4層之30μm×40μm的視野。
針對所得到的組織影像，藉由以三谷商事股份公司製(Win ROOF)作為代表之影像解析軟體，詳細地測定在其區域中所含有的各碳化物之面積。從各碳化物的面積求取圓等效直徑(=2×(面積/3.14))且將其平均值設作碳化物粒徑。又，碳化物的球狀化率，係將碳化物進行近似成為等面積且慣性力矩(moment of inertia)為相等之橢圓，且計算最大長度與其直角方向的最大長度之比成為小於3者之比率而求取。
又，為了抑制雜訊引起的測定誤差之影響，面積為0.01μm2以下的碳化物係從評價對象排除。計算在肥粒鐵晶界上所存在的碳化物之個數，且從總碳化物數減去晶界上的碳化物數而求取肥粒鐵晶粒內的碳化物數。基於所測定的個數，來求取肥粒鐵晶粒內的碳化物對肥粒鐵晶界上的碳化物對之個數比例。
在將冷軋鋼板退火後的組織，藉由使肥粒鐵粒徑成為5.0μm以上，能夠改善冷加工性。因為肥粒鐵粒徑小於8μm時，硬度増加且在冷加工時容易產生龜裂和裂紋，所以肥粒鐵粒徑係設為5μm以上。較佳為7μm以上。
另一方面，大於80μm時，因為抑制滑動傳播之 結晶晶界上的碳化物之個數減少且冷加工性低落，所以肥粒鐵粒徑係設為50μm以下。較佳為37μm以下。
肥粒鐵粒徑，係使用前述的研磨方法將試樣的觀察面研磨成為鏡面後，使用3%硝酸-醇溶液進行蝕刻且將觀察面的組織使用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡進行觀察，而且應用線性分析法對所拍攝的影像進行測定。
又，鐵的碳化物之雪明碳鐵係硬且脆的組織，在與肥粒鐵的層狀組織之波來鐵的狀態下存在時，鋼變為硬且脆。因而，波來鐵必須極力地減少，在本發明的鋼板，係以面積率計設為6%以下。
因為波來鐵係具有獨特的板層組織，所以能夠藉由SEM、光學顯微鏡觀察而確實地區別。能夠藉由算出在任意剖面中之板層組織的區域，來求取波來鐵的面積率。
而且，藉由將鋼板的維氏硬度設作100HV以上且170HV以下，能夠改善冷加工性。因為維氏硬度小於100HV時，在冷加工中容易產生縱向彎曲，所以維氏硬度係設為100HV以上。較佳為110HV以上。
另一方面，因為維氏硬度大於170HV時，延展性低落且在冷加工時容易產生內部裂紋，所以維氏硬度係設為170HV以下。較佳為168HV以下。
接著，說明本發明製造方法。
本發明製造方法，係將使用前述成分組成之鋼且一貫地管理熱軋條件及退火條件，來進行控制鋼板的組織設作基本思想。
首先，將連續鑄造所需要成分組成的熔鋼而成之鋼片提供熱軋。連續鑄造後的鑄片係可以直接提供熱軋，亦可一次冷卻後，進行加熱之後才提供熱軋。
將鋼片一次冷卻後，進行加熱而提供熱軋時，加熱溫度係以1000℃以上且1250℃以下為佳、加熱時間係以0.5小時以上且3小時以下為佳。將連續鑄造的鋼片直接提供熱軋時，提供熱軋之鋼片的溫度，係以設為1000℃以上且1250℃為佳。
鋼片溫度或鋼片加熱溫度大於1250℃、或鋼片加熱時間大於3小時時，從鋼片表層之脫碳係變為顯著，而且在滲碳淬火前的加熱時，鋼板表層的沃斯田鐵粒係異常地成長且耐衝撃性低落。因此，鋼片溫度或鋼片加熱溫度係以1250℃以下為佳，加熱時間係以3小時以下為佳。較佳為1200℃以下且2.5小時以下。
鋼片溫度或鋼片加熱溫度小於1000℃，或加熱時間小於0.5小時時，無法將因鑄造而生成的微偏析和巨偏析消除，而且在鋼片內部殘留Si、Mn等的合金元素局部地濃化而成之區域且耐衝撃性低落。因此，鋼片溫度或鋼片加熱溫度係以1000℃以上為佳，加熱時間係以0.5小時以上為佳。較佳為1050℃以上且1小時以上。
在熱軋之精加工輥軋，係在750℃以上且850℃以下的溫度區域完成。因為精加工輥軋溫度小於750℃時，鋼板的變形抵抗増加且壓延負荷顯著地上升，又，鋼捲磨耗量增大而生產性低落，同時用以改善塑性異方向性之必要 的再結晶化係未充分地進行，所以精加工輥軋溫度係設為750℃以上。就促進再結晶而言，較佳為770℃以上。
因為精加工輥軋溫度大於850℃時，通板中在輸出軌道(Run Out Table；ROT)係生成較厚的鏽垢，源自該鏽垢而在鋼板表面產生瑕疵，在冷鍛造及滲碳淬火回火後施加衝撃荷重時，容易產生以瑕疵作為起點之龜裂且鋼板的耐衝撃性低落。因此，精加工輥軋溫度係設為850℃以下。較佳為830℃以下。
在ROT將精加工輥軋後的熱軋鋼板進行冷卻時，冷卻速度係以10℃/秒以上且100℃/秒以下為佳。因為冷卻速度小於10℃/秒時，在冷卻途中生成較厚的鏽垢，而且無法抑制源自其而產生的瑕疵且耐衝撃性低落，所以冷卻速度係以10℃/秒以上為佳。較佳為20℃/秒以上。
從鋼板表層而遍及內部，以大於100℃/秒的冷卻速度進行冷卻時，最表層部係過剩地被冷卻而產生變韌鐵、麻田散鐵等的低溫變態組織。捲取後，將被冷卻至100℃~室溫之熱軋鋼捲捲出時，係在低溫變態組織產生微小龜裂。該微小龜裂係難以藉由酸洗及冷軋而除去。
而且，在冷鍛造及滲碳淬火回火後，對鋼板施加衝撃荷重時，因為龜裂係以微小龜裂作為起點而進展且耐衝撃性低落。因此，為了抑制在鋼板的最表層部產生變韌鐵、麻田散鐵等的低溫變態組織，冷卻速度係以100℃/秒以下為佳。較佳為90℃/秒以下。
又，上述冷卻速度，係指精加工輥軋後的熱軋鋼 板通過無注水區間後，從在注水區間接受水冷卻的時點起，至捲取的目標溫度為止，在ROT上被冷卻之時點從各注水區間的冷卻設備所接受之冷卻能力，而不是表示從注水開始點起算至被捲取機捲取之溫度為止之平均冷卻速度。
捲取溫度係設為400℃以上且550℃以下。這是比通常的捲取溫度更低的溫度，特別是C含量較高時通常不進行的條件。將在上述的條件下所製成的熱軋鋼板，藉由在該溫度範圍捲取，能夠使鋼板的組織，成為碳化物分散在細小的肥粒鐵中而成之變韌鐵組織。
捲取溫度小於400℃時，在捲取前未變態之沃斯田鐵係變態成為較硬的麻田散鐵，在熱軋鋼捲進行捲出時，在熱軋鋼板的表層產生龜裂且耐衝撃性低落。
而且，因為從沃斯田鐵起往肥粒鐵再結晶時，再結晶驅動力較小，所以再結晶肥粒鐵粒的方位，係強烈地受到沃斯田鐵粒的方位之影響且集合組織的無規化變為困難。因此，捲取溫度係設為400℃以上。較佳為430℃以上。
捲取溫度大於550℃時，係生成板層間隔較大的波來鐵且生成熱安定性較高且較厚的針狀碳化物。該針狀碳化物係2段退火後亦殘留。鋼板的冷鍛造等的成形時，以該針狀碳化物作為起點而產生龜裂。
又，從沃斯田鐵起之肥粒鐵再結晶時，相反地，再結晶驅動力變為太大，在此時亦成為強烈地依存於沃斯田鐵粒的方位之再結晶肥粒鐵粒且集合組織未進行無規化。因此，捲取溫度係設為550℃以下。較佳為520℃以下。
將熱軋鋼捲進行捲出且施行酸洗後，施行保持在2個溫度區域之2階段型的退火(2段退火)。藉由對熱軋鋼板施行2段退火，來控制碳化物的安定性且促進在肥粒鐵晶界之碳化物的生成。
在退火處理前，對酸洗後的鋼板施行冷軋時，因為肥粒鐵粒微細化，所以鋼板不容易軟質化。因此在本發明，在退火前施行冷軋為不佳，以酸洗後、不進行冷軋而施行退火處理為佳。
第1段退火為650~720℃，較佳是在Ac1點以下的溫度區域進行。藉由該退火，使碳化物粗大化且使其部分地球狀化之同時，使合金元素在碳化物濃化且提高碳化物的熱安定性。
在第1段退火，至退火溫度為止的加熱速度(以下稱為「第1段加熱速度」)係設為30℃/小時以上且150℃/小時以下。因為第1段加熱速度小於30℃/小時的情況，升溫需要時間且生產性低落，所以第1段加熱速度係設為3℃/小時以上。較佳為10℃/小時以上。
另一方面，第1段加熱速度大於150℃/小時的情況，在熱軋鋼捲之外周部與內部的溫度差増大，而產生起因於熱膨脹差之摩擦瑕疵和燒結且在鋼板表面形成凹凸。因為在冷鍛造等的成形時，該凹凸係成為起點而產生龜裂且冷鍛造性低落、或成形性及滲碳淬火回火後的耐衝撃性低落，所以第1段加熱速度係設為150℃/小時以下。較佳為130℃/小時以下。
在第1段退火之退火溫度(以下稱為「第1段退火溫度」)係設為650℃以上且720℃以下。第1段退火溫度小於650℃時，碳化物的安定化為不充分，在第2段退火時，使碳化物殘留在沃斯田鐵中係變為困難。因此，第1段退火溫度係設為650℃以上。較佳為670℃以上。
另一方面，第1段退火溫度大於720℃時，因為在碳化物的安定性上升之前，生成沃斯田鐵，致使控制前述組織變化係變難，所以第1段退火溫度係設為720℃以下。較佳為700℃以下。
在第1段退火之退火時間(以下稱為「第1段退火時間」)係設為3小時以上且60小時以下。第1段退火時間小於3小時的情況，碳化物的安定化為不充分，在第2段退火時，使碳化物殘留在沃斯田鐵中係變為困難。因此，第1段退火時間係設為3小時以上。較佳為5小時以上。
另一方面，第1段退火時間大於60小時的情況，無法期待碳化物進一步更安定化，而且，因為生產性低落，所以第1段退火時間係設為60小時以下。較佳為55小時以下。
隨後，升溫至725~790℃、較佳為Ac1點以上且A3點以下的溫度區域，來使組織中生成沃斯田鐵。此時，微細的肥粒鐵晶粒內之碳化物係溶解在沃斯田鐵中，但是藉由第1段退火而粗大化的碳化物係殘留在沃斯田鐵中。
不進行該第2段退火而冷卻時，肥粒鐵粒徑不變大且無法得到理想的組織。
至第2段退火之退火溫度為止之加熱速度(以下稱為「第2段加熱速度」)，係設為1℃/小時以上且80℃/小時以下。第2段退火時，從肥粒鐵晶界生成沃斯田鐵且成長。此時，藉由將至退火溫度為止的加熱速度減慢，來抑制沃斯田鐵的核生成且在退火後藉由緩慢冷卻所形成之組織，能夠提高碳化物的晶界被覆率。
因此，第2段加熱速度係以較慢為佳，但是小於1℃/小時的情況，因為升溫需要時間且生產性低落，所以第2段加熱速度係設為1℃/小時以上。較佳為10℃/小時以上。
第2段加熱速度大於80℃/小時的情況，在熱軋鋼捲之外周部與內部的溫度差増大，而產生起因於變態引起較大的熱膨脹差之摩擦瑕疵和燒結，且在鋼板表面形成凹凸。冷鍛造時，以該凹凸作為起點而產生龜裂且冷鍛造性成形性低落，又，因為滲碳淬火回火後的耐衝撃性亦低落，所以第2段加熱速度係設為80℃/小時以下。較佳為70℃/小時以下。
在第2段退火之退火溫度(以下稱為「第2段退火溫度」)，係設為725℃以上且790℃以下。第2段退火溫度小於725℃時，沃斯田鐵的生成量變少，而且在第2段退火後之冷卻後，在肥粒鐵晶界之碳化物的個數減少，又，肥粒鐵粒徑變小。因此，第2段退火溫度係設為725℃以上。較佳為735℃以上。
另一方面，第2段退火溫度大於790℃時，因為使碳化物殘留在沃斯田鐵係變為困難且組織變化的控制係變 難，所以第2段退火溫度係設為790℃以下。較佳為770℃以下。
在第2段退火之退火時間(第2段退火時間)係設為3小時以上且小於50小時。第2段退火時間小於3小時的情況，沃斯田鐵的生成量較少且肥粒鐵晶粒內的碳化物之溶解未充分地進行，而且使肥粒鐵晶界的碳化物之個數増加係變為困難，又，肥粒鐵粒徑變小。因此，第2段退火時間係設為3小時以上。較佳為5小時以上。
另一方面，第2段退火時間大於50小時的情況，使碳化物殘留在沃斯田鐵中係變為困難，又，因為製造成本亦増大，所以第2段退火時間係設為小於50小時。較佳為40小時以下。
2段退火之後，將鋼板以1℃/小時以上且30℃/小時以下的冷卻速度冷卻至650℃為止。
藉由緩慢冷卻，將在第2段退火所生成的沃斯田鐵進行緩慢冷卻，在變態成為肥粒鐵之同時，碳原子係吸附在殘留在沃斯田鐵之碳化物且碳化物及沃斯田鐵係將肥粒鐵晶界覆蓋，最後，能夠成為許多碳化物存在於肥粒鐵晶界之組織。
因此，冷卻速度較慢為佳，但是小於1℃/小時的情況，因為冷卻所需要的時間増大且生產性低落，所以冷卻速度係設為1℃/小時以上。較佳為10℃/小時以上。
另一方面，冷卻速度大於30℃/小時的情況，沃斯田鐵係變態成為波來鐵，鋼板的硬度為増加且冷鍛造性 低落、又，因為滲碳淬火回火後的耐衝撃性低落，所以冷卻速度係設為30℃/小時以下。較佳為20℃/小時以下。
而且，將已冷卻至650℃為止之鋼板，冷卻至室溫為止。此時的冷卻速度係不被限定。
在2段退火之環境，係不特別地被特定環境限定。例如可為95%以上的氮氣環境、95%以上的氫氣環境、大氣環境之任一種環境。
如以上說明，依照將本發明的熱軋條件及退火條件進行一貫地管理來控制鋼板的組織之製造方法，將引伸、増厚成形組合而成之冷鍛造時具有優異的成形性，而且能夠製造具有優異的淬火性之鋼板，該優異的淬火性係提升滲碳淬火回火後的耐衝撃性所必要的。
實施例
接著，說明實施例，但是實施例的水準，係用以確認本發明的實施可能性及效果而採用的條件之一個例子，本發明係不被該一條件例限定。本發明係只要不脫離本發明的要旨而達成本發明的目的，能夠採用各種條件。
冷加工性的評價，係從板厚3mm的退火狀態材料，採用JIS5號拉伸試片且進行拉伸試驗，來評價從輥軋方向於0°方向、及從輥軋方向於90°方向之全延伸度，雙方向均為35%以上且各自方向的全延伸度之差|△EL|為4%以下時，評定為冷加工性優越。
淬火性的評價，係將板厚3mm之退火狀態材料，磨削成為板厚1.5mm，而且在真空環境中進行880℃×10分 鐘之保持且以30℃/秒的冷卻速度進行淬火，麻田散鐵的分率為60%以上時，評定為淬火性優越。
(實施例1)
將表1所顯示的成分組成之連續鑄造鑄片(鋼塊)，在1240℃加熱1.8小時後，提供熱軋，在890℃結束精加工熱軋後，在510℃捲取而製成板厚3.0mm的熱軋鋼捲。將熱軋鋼捲進行酸洗且將熱軋鋼捲裝入箱型退火爐內，而且將環境控制在95%氫-5%氮且從室溫起加熱至705℃，在705℃保持36小時使熱軋鋼捲內的溫度分布均勻化後，加熱至760℃且在760℃保持10小時。
隨後，以10℃/小時的冷卻速度冷卻至650℃為止，接著，進行爐內冷卻(furnace cooling)至室溫為止而製成特性評價用試樣。又，試樣的組織係使用前述方法而測定。
在表2，係顯示測定或評價所製成的試樣之維氏硬度、肥粒鐵晶界上的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例、波來鐵面積率、冷加工性、淬火性之結果。
如表2所顯示，發明鋼的B-1、E-1、F-1、H-1、J-1、K-1、L-1、M-1、N-1、P-1、R-1、T-1、W-1、X-1、Y-1、Z-1、AB-1、及AC-1，任一者均是肥粒鐵晶界上的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例為大於1，維氏硬度為170HV以下且具有優異的冷加工性。
相對於此，比較鋼G-1係C量較高且冷加工性低落。比較鋼O-1係因為Mo量及Cr量較高且碳化物的安定度較高，所以在淬火時碳化物不溶解，沃斯田鐵生成量較少且淬火性為較差水準。
比較鋼Q-1及AD-1，係因為Si、Al的量較高、A3點較高，所以在淬火時沃斯田鐵生成量較少且淬火性為較差水準。比較例U-1係S量較高，在鋼中生成粗大的MnS且冷加工性較差。比較例AA-1係Mn量較低且淬火性為較差水準。
比較例I-1，係熱軋的精加工溫度為較低且生產性低落。比較例D-1，係熱軋的精加工溫度較高且在鋼板表面生成鏽垢瑕疵。比較例C-1及S-1，係熱軋的捲取溫度較低，變韌鐵、麻田散鐵等的低溫變態組織變多且脆化，在熱軋鋼捲的捲出時頻頻產生裂紋且生產性低落。
比較例A-1及V-1係熱軋的捲取溫度較高，在熱軋組織生成板層間隔較厚的波來鐵及熱安定性較高之針狀粗大的碳化物，而且在2段階段退火後，該碳化物殘留在鋼板中且冷加工性低落。
(實施例2)
為了調查退火條件的影響，將表1所顯示的成分組成之鋼片，在1240℃加熱1.8小時後，提供熱軋，在820℃結束精加工熱軋後，在ROT上以45℃/秒的冷卻速度冷卻至520℃為止，在510℃捲取而製造板厚3.0mm的熱軋鋼捲，而且在表3所顯示的退火條件下，施行2階段型的箱式退火而製成板厚3.0mm的試樣。
在表3，係顯示測定或評價所製成的試樣之碳化物徑、肥粒鐵粒徑、維氏硬度、肥粒鐵晶界上的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例、波來鐵面積率、冷加工性、淬火性之結果。
如表3所顯示，發明鋼的B-2、C-2、E-2、F-2、H-2、I-2、J-2、K-2、M-2、N-2、R-2、S-2、V-2、Z-2、及AC-2，任一者均是肥粒鐵晶界上的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例為大於1，維氏硬度為170HV以下且具有優異的冷加工性。
相對於此，比較鋼G-1係C量較高且冷加工性低落。比較鋼O-1係因為Mo量及Cr量較高且冷加工性低落。又，因為碳化物的安定度較高，所以在淬火時碳化物未溶解，沃斯田鐵生成量較少且淬火性為較差水準。
因為比較鋼Q-1係Si量較高、肥粒鐵的硬度較高，所以加工性低落。又，因為A3點較高，所以在淬火時沃斯田鐵生成量較少且淬火性為較差水準。因為比較鋼AD-1係Al量較高、A3點較高，所以在淬火時沃斯田鐵生成量較少且淬火性為較差水準。比較鋼U-1係S量較高，在鋼中生成粗大的MnS且冷加工性低落。比較鋼AA-1係Mn量較低且淬火性為較差水準。
比較鋼T-2，係2階段型的箱式退火之第1段退火時的保持溫度較低，在Ac1溫度以下之碳化物的粗大化處理為不充分，由於碳化物的熱安定度為不充分，致使在第2段退火時殘留之碳化物減少，而且在緩慢冷卻後的組織無法抑制波來鐵變態且冷加工性低落。
比較鋼A-2，係2階段型的箱式退火之第1段退火時的保持溫度較高，在退火中生成沃斯田鐵且無法提高碳化物的安定度，而且在第2段退火時殘留之碳化物減少，在 緩慢冷卻後的組織無法抑制波來鐵變態且冷加工性低落。
比較鋼L-2，係2階段型的箱式退火之第1段退火時的保持溫度較低，在Ac1溫度以下之碳化物的粗大化處理為不充分，由於碳化物的熱安定度為不充分，致使在第2段退火時殘留之碳化物減少，而且在緩慢冷卻後的組織無法抑制波來鐵變態且冷加工性低落。
比較鋼W-2，係2階段型的箱式退火之第1段退火時的保持時間較長，生產性低落。比較鋼X-2，係因為2段階段退火時之第2段退火時的保持溫度較低，沃斯田鐵的生成量較少且無法增加在晶界之碳化物的個數比例，所以冷加工性低落。
比較鋼AB-2，係因為2階段型的箱式退火之第2段退火時的保持溫度較高，促進了碳化物的溶解，所以殘留之碳化物減少，而且在緩慢冷卻後的組織，無法抑制波來鐵變態且冷鍛加工性低落。
比較鋼P-2，係2階段型的箱式退火之第2段退火時的保持溫度較低，沃斯田鐵的生成量較少，而且無法増加在肥粒鐵晶界之碳化物的個數比例且冷加工性低落。比較鋼Y-2係因為2階段型的箱式退火之第2段退火時的保持時間較長，促進了碳化物的溶解，所以殘留之碳化物減少，而且在緩慢冷卻後的組織，無法抑制波來鐵變態且冷鍛加工性低落。
比較鋼D-2，係從2階段型的箱式退火之第2段退火結束起至650℃為止之冷卻速度較大，致使在冷卻時產生 波來鐵變態且冷加工性低落。
產業上之可利用性
如前述，依照本發明，能夠製造且提供一種具有優異的成形性及耐磨耗性之鋼板。因為本發明的鋼板，係適合作為經過衝孔、彎曲、壓製加工等的加工步驟而製造之汽車用零件、切削工具、其它機械零件的素材之鋼板，所以本發明係產業上之可利用性高者。

Claims (3)

  1. 一種鋼板，其特徵在於以質量%計，含有C：0.10~0.40%、Si：0.01~0.30%、Mn：1.00~2.00%、P：0.020%以下、S：0.010%以下、Al：0.001~0.10%、N：0.010%以下、O：0.020%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.10%以下、Nb：0.10%以下、V：0.10%以下、Cu：0.10%以下、W：0.10%以下、Ta：0.10%以下、Ni：0.10%以下、Sn：0.050%以下、Sb：0.050%以下、As：0.050%以下、Mg：0.050%以下、Ca：0.050%以下、 Y：0.050%以下、Zr：0.050%以下、La：0.050%以下、Ce：0.050%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的不純物；該鋼板的金屬組織係滿足下述：肥粒鐵晶界的碳化物之個數對肥粒鐵晶粒內的碳化物之個數之比例為大於1、肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下、及波來鐵的面積率為6%以下；而且該鋼板的維氏硬度為100HV以上且170HV以下。
  2. 如請求項1之鋼板，其中含有Ti：0.10%以下，及B：0.010%以下之1種或2種來代替前述Fe的一部分。
  3. 一種鋼板的製造方法，係製造如請求項1或2的鋼板之方法，其特徵在於：將如請求項1或2所記載的成分組成之鋼片，施行在750℃以上且850℃以下的溫度區域完成精加工輥軋之熱軋而成為熱軋鋼板；在400℃以上且550℃以下捲取上述熱軋鋼板；對捲取後的熱軋鋼板施行酸洗；將酸洗後的熱軋鋼板，施行在650℃以上且720℃以下的溫度區域、保持3小時以上且60小時以下之第1段退 火；接著，將熱軋鋼板，施行在725℃以上且790℃以下的溫度區域、保持3小時以上且50小時以下之第2段退火；將退火後的熱軋鋼板以1℃/小時以上且30℃/小時以下的冷卻速度冷卻至650℃為止。
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