WO2020175665A1 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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WO2020175665A1
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steel sheet
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ferrite
carbides
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洋一郎 松井
友佳 宮本
横田　毅
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet, a member excellent in cold workability, hardenability, and surface hardness after quenching, and a manufacturing method thereof.
  • the total content of one or more of these is 0.002 to 0.03%, and the balance is 6 and inevitable impurities, and the proportion of the amount of solid solution to the total amount of the mineral is 70% or more. It has a microstructure consisting of ferrite and carbide, and has a carbide density within the ferrite grains of less than 0.08 pieces/ 2 , hardness of 73 or less, and total elongation of 39% or more.
  • a high carbon hot-rolled steel sheet is described which is characterized by being present.
  • Patent Document 2 in mass%, 0: 0.10 to ⁇ .70%, 3 I: 0.01 to 1.0%, ⁇ -1 to 3.0%, 9: ⁇ .001 to ⁇ .025
  • Ding 1 ⁇ .01 to ⁇ .20%, 01 to 1.50%, 1 ⁇ /1 ⁇ : ⁇ .01 to 0 50%, M: ⁇ .0001 to ⁇ .01 0%,: ⁇ 0 ⁇ 02020/175665 2 (:171? 2020/008223
  • the (1 1 0) plane is within ⁇ 5° parallel to the surface of the steel sheet, and the degree of integration of crystal orientation is 2.5 or more, which is excellent in punchability.
  • High carbon hot rolled steel sheets have been proposed.
  • Patent Document 1 Re-Table 201 5-1 46 1 73
  • Patent Document 2 JP 2015 _ 1 1 7406 JP
  • Patent Document 2 the (1 1 0) plane of the body-centered cubic lattice of iron is
  • the punchability is improved by controlling the degree of integration of crystallographic orientations within 2.5° to 2.5 or more. However, there is no description about hardness after quenching or surface hardness after quenching.
  • the present invention solves the above problems and aims to provide a steel sheet, a member having excellent cold workability, hardenability, and surface hardness after quenching, a member, and a method for producing them, which solves the problem.
  • the steel sheet has a predetermined composition, and the ferrite and the carbide in the microstructure satisfy a predetermined relationship, whereby cold workability and quenching are performed.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings and has the following gist.
  • M n 0.40% or more and 1.25% or less
  • N 0.01% or less
  • ⁇ having a composition of 0.5% or more and 1.50% or less, the balance being 6 and inevitable impurities, and a microstructure containing ferrite and carbide,
  • the volume ratio of the ferrite and carbide to the entire microstructure is 90% or more, and the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite to the entire microstructure is 20% to 80%.
  • the concentration of IV! n in the carbide is not less than 0.10 mass% and not more than 0.50 mass%, and the ratio of the number of carbides having a particle size of 1 or more to the total number of the carbides is 30 Steel plate that is between 60% and 60%.
  • composition of the components is as follows: Includes at least one of _, _, _, and 36 of _ 0.002% to _ 0.03%
  • composition of the components is further: ⁇ 1 One or more of IV! ⁇ 0 2020/175665 4 (:171? 2020/008223
  • the above component composition further contains, in mass %, one or more of N 13, and V in total of 0.001% to 0.05%.
  • [1] [4] The steel sheet according to any one of the above.
  • a steel material having the chemical composition according to any one of [1] to [5] is hot-rolled roughly, and then finish-rolled at a finishing temperature of 920 ° or less to obtain the finish. After cooling from the temperature to 700 ° ⁇ at an average cooling rate of 50 ° ⁇ / 3 or less,
  • Coiling temperature wound at 5 5 0 ° ⁇ As 7 0 0 ° ⁇ below with respect to the entire microstructure, the ratio of the volume occupied by the particle diameter of 3 or more pro-eutectoid ferrite 2 0% or more 80% or less And then
  • Annealing temperature 700° or more ⁇ ⁇ ! A method of manufacturing steel sheet that is annealed below the transformation point.
  • a steel material having the composition as described in any one of [1] to [5] is hot-rolled roughly, and then finish-rolled at a finishing temperature of 920 ° or less to obtain the finish. After cooling from the temperature to 700 ° ⁇ at an average cooling rate of 50 ° ⁇ / 3 or less,
  • Coiling temperature wound at 5 5 0 ° ⁇ As 7 0 0 ° ⁇ below with respect to the entire microstructure, the ratio of the volume occupied by the particle diameter of 3 or more pro-eutectoid ferrite 2 0% or more 80% or less And then
  • [8] A member obtained by subjecting the steel sheet according to any one of [1] to [5] to at least one of forming and heat treatment.
  • the present invention has excellent cold workability, hardenability, and surface hardness after quenching. ⁇ 02020/175665 5 (:171? 2020 /008223
  • the steel sheet of the present invention is excellent in cold workability, hardenability, and surface hardness after quenching, the material steel sheet is required to have cold workability and quenching hardness after heat treatment.
  • Gears, missions, sheet recliners It can be suitably applied to automobile parts such as.
  • ⁇ is an important element for obtaining the strength after quenching. If the 0 content is less than 0.1%, the desired hardness cannot be obtained by the heat treatment after molding into the shape of the component. Therefore, the 0 content is set to 0.1% or more. From the viewpoint of obtaining a larger Pickers hardness (1 to 1) after the heat treatment at the position of 1/4 (1/41:) of the plate thickness, it is preferable that the content of O is 0.18% or more. On the other hand, if the content of O exceeds 0.33%, the material becomes hard and the toughness and cold workability deteriorate. Therefore, ⁇ content should be ⁇ . 33% or less. When it is used for parts that require strong working, it is preferable to set it to 0.28% or less from the viewpoint of ensuring cold workability.
  • 3 I is an element that has the effect of suppressing softening associated with tempering, and increases strength by solid solution strengthening. 3 As the content increases, it hardens and the cold workability deteriorates, so the content of 3% is ⁇ .50% or less, preferably ⁇ .
  • the content of 3 g is at least 0.01%, preferably at least 15%. ..
  • IV! n is an element that improves the hardenability and increases the strength by solid solution strengthening. If the Mn content exceeds 1.25%, a band structure develops due to Mn segregation and the structure becomes non-uniform, resulting in poor cold workability. Therefore, the IV!n content is 1.25% or less, preferably 1.00% or less. On the other hand, if the IV! n content is less than 0.40%, the hardenability begins to deteriorate, so the IV! n content is ⁇ .40% or more, preferably ⁇ .50% or more.
  • the content is an element that reduces cold workability and toughness after quenching. If the content exceeds 0.03%, grain boundary embrittlement occurs, and the toughness after quenching deteriorates. Therefore, the content should be 0.03% or less. In order to obtain excellent toughness after quenching, the content is preferably 0.02% or less. The smaller the content, the better, but if the content is excessively reduced, the refining cost increases, so the content is preferably 0.002% or more.
  • the content of 3 should be 0.01% or less.
  • the 3 content is preferably 0.005% or less. The smaller the 3 content is, the more preferable, but if the 3 content is excessively reduced, the refining cost increases, so the 3 content is preferably 0.0002% or more.
  • the content of 30 0.8% is to be 0.10% or less, preferably 0.06% or less. Since 8 I forms alumina-based inclusions in molten steel and causes nozzle clogging during casting, it is preferable that the content of 30 I .8 I is small. ⁇ 02020/175665 7 (:171? 2020/008223
  • the content of 30 1.8 I is preferably 0.001% or more.
  • N 0.01% or less
  • the 1 ⁇ 1 content is ⁇ .01% or less, and preferably ⁇ .0050% or less.
  • 1 ⁇ 1 forms 8 I 1 ⁇ 1, ⁇ series nitrides and IV! ⁇ series nitrides, which appropriately suppress the growth of austenite grains during heating during quenching treatment.
  • the 1 ⁇ 1 content is preferably 0.0005% or more.
  • ⁇ " 0.50% or more 1.50% or less
  • ⁇ is an important element that enhances hardenability, When the content is less than 0.50%, sufficient effect is not observed, so the content is 0.50% or more, preferably 0.70% or more. On the other hand, if ⁇ “ exceeds 1.50%, the steel sheet before quenching will be hardened and cold workability will be impaired. Therefore, it is set to 50% or less. High workability, which is difficult to press forming, is required. Since it is necessary to further improve the cold workability when processing the parts to be used, 1.25% or less is preferable, and 1.20% or less is more preferable.
  • Min 0% or more and 0.01% or less
  • Minami is an important element that enhances hardenability, and it is preferable to add 0.01% or less. If the Mn content exceeds 0.01%, recrystallization of the austenite after finish rolling is delayed. As a result, the rolling texture of the hot-rolled steel sheet develops, and the in-plane anisotropy of the mechanical properties of the annealed steel sheet increases. As a result, ears are likely to occur in the draw forming, and the roundness is lowered, and problems are likely to occur during the forming. For this reason, when it is contained, it is preferable to set the content of TiO to 0.01% or less. Since the effect of the present invention can be obtained even when 0% is set, ⁇ 02020/175665 8 ⁇ (: 171? 2020 /008223
  • the Titanium content is less than 0.0005%, the solid solution T content that delays the ferrite transformation is insufficient. There is a possibility that it may not be possible to obtain a sufficient hardening effect. Therefore, when it is contained, it is preferable that the content of Mitsumi is 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • 31-1, Min 06, 7 e s 3 ⁇ is an important element for suppressing nitriding from the surface layer. If the total content of one or more of these elements is less than 0.002%, sufficient effects cannot be observed. Therefore, when it is contained, the total content is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.005% or more. On the other hand, even if the total content of these elements exceeds 0.03%, the effect of preventing nitrification is saturated. In addition, these elements tend to segregate at the grain boundaries, and if the total content of these elements exceeds 0.03%, the content may become too large and cause grain boundary embrittlement. ..
  • the total of at least one of 3, Sn, Min, 6, 6, 6 is 36% or less, more preferably 0.02% or less. Further, since the nitriding can be suppressed in this manner, when the steel sheet contains a mitani, it has an effect of suppressing the formation of nitrides by the solid solution mitts, which contributes to the improvement of hardenability. is there.
  • ⁇ is an important element that enhances the hardenability. ⁇ “If the content alone does not provide sufficient hardenability, the hardenability is improved. It also has the effect of suppressing temper softening resistance. In order to obtain such effects, the total content, if contained, is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more. If more than 0.5% of one or more of 1 ⁇ /10 is contained in total, the steel plate before hardening may be hardened and cold workability may be impaired. It is preferable to be less than 0.5%. ⁇ 02020/175665 9 (:171? 2020/008223
  • Tingyo and V in total is 0.001% or more and 0.05% or less
  • Ding and V contribute to the improvement of wear resistance by forming a nitride with 1 ⁇ 1, and in the case where the steel sheet contains Mitsu, the solid solution that contributes to the improvement of hardenability is It has the effect of suppressing the formation of nitride as ⁇ 1.
  • the total content is preferably 0.001% or more.
  • the total content of one or more of Gyoza and V exceeds 0.05% in total, precipitates such as carbides may be generated, and the steel plate before hardening may become hard and impair cold workability. Therefore, it is preferable that the total amount be 0.05% or less, and more preferable that the total amount be 0.03% or less.
  • the balance other than the above components is composed of 6 and inevitable impurities.
  • the optional components included below the lower limit are included in the unavoidable impurities. Inevitable impurities are 0: 0.005% or less and IV! 9: 0.003% or less. Further, as a component that does not impair the effects of the present invention, it can contain 0.04% or less.
  • the steel sheet of the present invention has a microstructure containing ferrite and carbide.
  • the volume ratio of ferrite and carbide to the entire microstructure is 90% or more.
  • the cold workability and the punchability are impaired. Is 90% or more, preferably 95% or more.
  • the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite in the entire microstructure is 20% or more.
  • the pro-eutectoid ferrite in the present invention means a ferrite in which the volume ratio of the carbide in the crystal grains is less than 5%.
  • the proeutectoid ferrite is a ferrite that is substantially free of carbides and is precipitated as a primary crystal in the cooling process after hot rolling, and contributes to improving the cold workability of steel sheets.
  • the proportion of the volume of the pro-eutectoid ferrite in the entire structure is 20% or more, preferably 25% or more.
  • the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite in the entire structure exceeds 80%, secondary phases such as perlite and bainite are formed in the microstructure after hot rolling, and carbides after annealing are formed. Distribution becomes uneven, and the hardness distribution after quenching becomes uneven. Therefore, the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite in the whole structure is 80% or less, preferably 60% or less.
  • the concentration of IV! n in the carbide is 0.10 mass% or more and 0.50 mass% or less, and the ratio of the number of carbides having a particle size of 1 or more to the total number of carbides Is 30% or more and 60% or less
  • the “concentration of IV! in carbide” in the present invention is an average concentration of IV! in carbide, and can be measured, for example, by the method described in Examples.
  • the IV! n concentration in the carbide and the grain size of the carbide have a correlation with the surface hardness after quenching. If IV! n is concentrated in the carbide and the particle size of the carbide is sufficiently large, it becomes difficult for the carbide to dissolve during heating during heat treatment after the part is molded, and some undissolved carbide is likely to occur. The presence of undissolved carbides in the steel sheet surface layer improves the hardness of the surface layer after quenching. In order to obtain such effects, the concentration of IV!
  • the concentration of IV! n in the carbide is preferably 0.15% by mass or more.
  • the ratio of the number of carbides having a grain size of 1 or more to the total number of carbides is preferably 35% or more.
  • the M n concentration should be 0.50 mass% or less, and the ratio of the number of carbides with a grain size of 1 or more to 60% or less with respect to the total number of carbides. IV! n concentration in carbide ⁇ 0 2020/175 665 1 1 ⁇ (: 171? 2020 /008223
  • the ratio of the number of carbides having a grain size of 1 or more to the total number of carbides is preferably 50% or less, more preferably 40% or less.
  • the steel sheet of the present invention is obtained by hot-rolling a steel material having the above-described composition and then finishing rolling at a finishing temperature of 920° or less, and from the finishing temperature to 750° After cooling at an average cooling rate of 3/3 or less, the coiling temperature: 5500° ⁇ or more and 750°° or less, and the primary microferrite with a grain size of 3 or more occupies the entire microstructure. It is manufactured by setting the volume ratio to be 20% or more and 80% or less, and then annealing.
  • Annealing can be performed by the following (1) or (2).
  • Annealing temperature at least 700 ° ⁇ and annealed at less than ⁇ 1 transformation point.
  • the plate thickness of the steel sheet of the present invention is not particularly limited, but 1.0
  • the temperature shown in the manufacturing method means the surface temperature of a steel material, a steel plate, or the like.
  • the method for manufacturing the steel material is not particularly limited.
  • Both a converter and an electric furnace can be used for melting the steel of the present invention.
  • the steel thus melted is made into a slab by ingot ingot lump rolling or continuous casting.
  • the slab is usually heated and then hot-rolled (hot rough rolling and finish rolling).
  • hot-rolled it is preferable to set the slab heating temperature to 1280° or less in order to avoid deterioration of the surface condition due to scale.
  • finish rolling since finish rolling is performed at a predetermined temperature, the material to be rolled may be heated by a heating means such as a sheet heater while hot rolling.
  • Finishing temperature Finish rolling at 920 ° ⁇ or less ⁇ 02020/175665 12 (:171?2020/008223
  • the finishing temperature is 920 ° or less, preferably 915 ° or less.
  • the lower limit is not specified, but the finishing temperature is preferably 800 ° C or higher from the viewpoint of reducing the rolling load during rough rolling.
  • the finishing temperature is the surface temperature of the steel sheet.
  • the temperature range from the finishing temperature to 700°C or higher is the temperature range in which IV! n can easily diffuse.By gradually cooling this temperature range, And (3 “can be concentrated. If the average cooling rate in this temperature range exceeds 50 ° ⁇ /3, the above effect becomes insufficient and the average cooling rate becomes 50 ° ⁇ /3.
  • the average cooling rate is preferably 40 ° ⁇ /3 or less, and the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing excessive diffusion of IV! It is preferably 20° ⁇ /3 or more.
  • Winding temperature 5 5 0.0 or more 7 0 0. 0 or less
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling is wound into a coil shape. If the coiling temperature is too high, the strength of the hot-rolled steel sheet becomes too low, and when coiled into a coil shape, it may be deformed by the weight of the coil, which is not preferable for operation. Therefore, the take-up temperature is not more than 700° and preferably not more than 680°. On the other hand, if the coiling temperature is too low, a sufficient amount of proeutectoid ferrite cannot be obtained, and the hot-rolled steel sheet becomes hard, which is not preferable. Therefore, it is assumed that the coiling temperature is 5500 ° or more, preferably 5800° or more.
  • the coiling temperature is in the temperature range of 580 ° ⁇ to 680°°
  • the average cooling from 70°° to the coiling temperature is necessary to obtain stable proeutectoid ferrite. It is preferable that the speed is 40° or less.
  • the stripping temperature is the surface temperature of the steel sheet.
  • the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite with a grain size of 3 or more to the entire microstructure is 20% or more and 80% or less.
  • the volume ratio of proeutectoid ferrite with a grain size of 3 or more is 20% or more, and preferably 25% or more, with respect to the entire microstructure of the steel sheet after hot rolling.
  • the microstructure after hot rolling contains secondary phases such as perlite and bainite. Occurs, the distribution of carbides after annealing becomes uneven, and the hardness distribution after quenching becomes uneven.
  • the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite with a grain size of 3 or more to the entire microstructure is 80% or less, preferably 60% or less.
  • the volume ratio of the proeutectoid ferrite with a grain size of 3 or more to the entire microstructure is within the range of the present invention. Can be adjusted to.
  • annealing is performed under the following annealing conditions (1) or (2).
  • Annealing condition (1) Annealing temperature is more than 700 ° ⁇ ⁇ ! Annealing below transformation point
  • Annealing is performed on the hot-rolled steel sheet obtained as described above. If the annealing temperature is higher than the 0 1 transformation point, austenite is generated and a coarse perlite structure is formed in the cooling process after annealing, resulting in a non-uniform structure. For this reason, the annealing temperature should be below the 0 1 transformation point.
  • the number density of the carbide grains in the ferrite grains in terms of the desired value, the annealing temperature is 7 0 0 ° ⁇ As, is favored properly is 7 1 0 ° ⁇ As.
  • any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used, and it is preferable to use these gases, but it is also possible to use “8”, and the annealing time is not particularly limited.
  • the time it is preferable to set the time to 0.5 to 40 hours Since the target microstructure can be stably obtained, and the hardness of the steel sheet can be set to a predetermined value or less, the annealing time is 0.5 hours. Further, it is preferable to set the annealing time to 8 hours or more, and it is more preferable to set the annealing time to more than 40 hours. ⁇ 0 2020/175 665 14 ⁇ (: 171? 2020 /008223
  • the annealing time is preferably 40 hours or less, and more preferably 35 hours or less.
  • the annealing temperature is the surface temperature of the steel sheet. Further, the annealing time is the time for maintaining a predetermined temperature.
  • Annealing condition (2) after heating to a temperature of not less than 80 transformation points and not more than 800 ° ° and held for not less than 0.5 hours, Cool down to below the transformation point and hold at least 700 ° ⁇ and hold for more than 20 hours below the transformation point
  • the above hot rolled steel sheet By heating to a temperature not lower than the transformation point and not higher than 8000 ° ⁇ and holding it for 0.5 hours or longer, the relatively fine carbides that had precipitated in the hot-rolled steel sheet were dissolved, and the amount of solid solution was large. Generated in part by the austenite. On the other hand, the ferrite remaining without being transformed into austenite is annealed at high temperature, so the dislocation density decreases and it softens. In addition, relatively coarse carbides (undissolved carbides) that did not dissolve remain in the ferrite, but become coarser due to Ostwald ripening.
  • the annealing temperature is less than eighty 1 transformation point, because the austenite transformation has not occurred, can not be a solid solution of carbides in the old Sutenai door. Therefore, the annealing temperature is ⁇ 1 transformation point or higher, preferably when it. Annealing temperature exceeds 8 0 0 ° ⁇ a ( ⁇ 1 transformation point + 1 0 ° ⁇ than on, is that to produce coarse austenite Therefore, in the subsequent cooling process, the pearlite is generated without spheroidization of the saustenite region, and the cold workability is deteriorated.Therefore, the annealing temperature is not less than 800 ° C, preferably 7 6 is 0 ° ⁇ below.
  • the holding time in the eighty 1 transformation point or more 8 0 0 ° ⁇ following temperature ⁇ . in less than 5 hours it is impossible to sufficiently dissolve the fine carbide. the Therefore, and it is held by heating pressurization to eighty 1 transformation point or above 8 0 0 ° ⁇ below a temperature of 0. 5 hours or more, yet preferably be held for more than one hour.
  • the annealing temperature is less than 700 ° C, the growth of carbides will be insufficient. Therefore, the annealing temperature is 700 ° C or higher, preferably 710 ° C or higher. Also, if the annealing temperature is higher than the transformation point, the stainless steel will grow coarsely, and perlite that will cause deterioration of workability during cooling will be formed. Therefore, the annealing temperature is below the transformation point. 7 0 0 ° 0 or more 8 "
  • the holding time at the temperature below the transformation point is less than 20 hours, the carbide cannot be grown sufficiently and the cold workability deteriorates. For this reason, the material is cooled to below the transformation point and held for 70000° or more and “below 1 transformation point for 20 hours or more.
  • the holding time is preferably 25 hours or more.
  • any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used, and it is preferable to use these gases, but 8 "may be used and is not particularly limited.
  • the member of the present invention is obtained by subjecting the steel sheet of the present invention to at least one of forming and heat treatment. Further, the method for producing a member of the present invention has a step of subjecting the steel sheet produced by the method for producing a steel sheet of the present invention to at least one of forming and heat treatment.
  • the steel sheet of the present invention is excellent in cold workability, punchability and hardenability. Further, the member obtained by using the steel sheet of the present invention is excellent in wear resistance because the hardness of the steel sheet surface layer after quenching is excellent. Further, when punching is performed in manufacturing a member, the life of the tool (die) used in punching can be extended.
  • the member of the present invention can be suitably used for automobile parts such as gears, missions, and seat recliners.
  • general processing methods such as press working and punching can be used without limitation.
  • heat treatment general heat treatment methods such as induction hardening, carburizing and quenching, quenching, and tempering applied to carbon steel for machine structures and alloy steel for machine structures can be used without limitation.
  • the 80 1 transformation points and 8 " 1 transformation points shown in Table 1 were determined as follows. Using a Formaster testing machine, a cylindrical test piece (diameter 3 111 111 x height 1 0 01 111) is used to measure the expansion curve during heating, and the temperature (8 Transformation point). In addition, using the same test piece, after heating to the saustenite single-phase region, the expansion curve was measured when the saustenite single-phase region was cooled to room temperature, and the saustenite-ferrite and carbide were measured. The temperature at which the transformation to (transformation point) was completed was determined.
  • the microstructure of the cross section in the rolling direction was observed.
  • the hot-rolled steel sheet is subjected to the image analysis process described later on the scanning electron micrograph, and the volume fraction of the residual structure other than the ferrite and the carbide (hereinafter also simply referred to as the residual structure) and the pro-eutectoid ferrite.
  • the particle size and the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite with a particle size of 3 or more were obtained.
  • the hot-rolled annealed sheet was subjected to the image analysis process described later on the scanning electron micrograph, and the volume fraction of the residual structure and the fraction of the pro-eutectoid ferrite (the volume of the pro-eutectoid ferrite occupying the entire microstructure were determined). , And the ratio of the number of carbides having a grain size of 1 or more to the total number of carbides. For each value, the arithmetic mean value of the values obtained by performing image analysis processing on scanning electron micrographs of three different visual fields was used.
  • the scanning electron micrograph was binarized using the image analysis software for the ferrite, the carbide, and the residual structure, and the ratio of the area of the residual structure to the total area was determined by the ferrite. And the volume fraction of the remaining structure other than carbide. The value obtained by subtracting the volume fraction (%) of the remaining structure from 100% was taken as the ratio (%) of the volume of the ferrite and the carbide to the entire microstructure.
  • the pro-eutectoid ferrite grain size of the hot-rolled steel sheet a value measured by using the grain size evaluation method (cutting method) defined in "" is used.
  • the area ratio of the pro-eutectoid ferrite with a grain size of 3 or more was measured by image analysis software, and this measured value was used to determine the volume occupied by the pro-eutectoid ferrite with a grain size of 3 or more with respect to the entire microstructure. Used as a percentage.
  • the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite in the hot-rolled and annealed plate to the entire structure was determined by using the image analysis software to determine the area ratio of the pro-eutectoid ferrite with respect to the scanning electron micrograph of the hot-rolled and pure plate. The measured value was used.
  • the ratio of the number of carbides having a particle size of 1 or more to the total number of carbides was determined by performing binary processing on the scanning electron micrographs using the image analysis software for the ferrite and the carbide.
  • the equivalent circle diameter of each carbide was obtained using image processing software "01 39", and the number of carbides with a grain size of 1 or more was divided by the total number of carbides. ⁇ 02020/175665 18 ⁇ (: 171? 2020/008223
  • the hot rolled annealed plate was subjected to constant current electrolysis at a current density of 20 8 / ⁇ 2 in 10 V ⁇ I% acetylacetone _ 11033% tetramethylammonium chloride-methanol electrolyte. Then, the test piece was taken out of the electrolytic solution, transferred to a beaker containing methanol, and the precipitate adhering to the sample surface was completely removed by ultrasonic agitation, and was collected using a filter with a hole diameter of 0.2. The concentration (mass %) of IV! contained in the precipitate was obtained by performing inductively coupled plasma emission spectroscopy on this extraction residue, and it is shown in Table 2-2.
  • a member is manufactured by subjecting the hot-rolled and annealed sheet to shearing, and the member is heated in a salt bath at 925 ° After keeping the sardine isothermal, water cooling was performed.
  • the Vitzkers hardness distribution in the plate thickness direction was measured under a load of 1.0!
  • a sample having a Vickers hardness of 1 to 1430 or more at a plate thickness of 1/4 (1/41) was evaluated as a rank, and a sample having a Pickers hardness of 1 to less than 1430 was evaluated as a rank.
  • the samples having the evaluation rank were determined to have excellent hardenability.
  • from the surface of the steel plate in the thickness direction ⁇ was determined to have excellent hardenability.
  • Samples having a Pickers hardness of 1 to 1 450 or more at the position were evaluated as Ranks, and samples having a Pickers hardness of 1 to less than 1 450 were evaluated as Ranks.
  • the sample having an evaluation of eight ranks was determined to have excellent surface hardness after quenching.
  • the invention examples 1 ⁇ 0.1, 3, 3, 5, 7, 9, 11 ⁇ 1 4, 2 0 ⁇ 2 2, 2 4, 25 are all excellent cold
  • the workability, hardenability, and surface hardness after quenching are shown.
  • the ratio of carbides of 1 or more was insufficient and the surface hardness after quenching was poor.
  • Comparative Example N 0.26 since the annealing temperature was at or above the transformation point, a large amount of parley was formed, and the number of carbides with a grain size of 1 or more increased excessively, resulting in cold workability. The hardenability and surface hardness after quenching were poor.

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Abstract

本発明の課題は、冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することである。　本発明の鋼板は、所定の成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有し、ミクロ組織全体に対してフェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、かつミクロ組織全体に対して初析フェライトが占める体積の割合が２０％以上８０％以下であり、炭化物中のＭｎ濃度が０．１０質量％以上０．５０質量％以下であり、かつ、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合が３０％以上６０％以下である。

Description

\¥02020/175665 1 卩（：17 2020 /008223 明 細 書
発明の名称 ： 鋼板、 部材及びそれらの製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、 冷間加工性、 焼入れ性、 及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板、 部材及びそれらの製造方法に関する。
背景技術
[0002] 自動車用駆動系部品等の多くの機械構造部品は、 機械構造用炭素鋼鋼材又 は機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板を、 冷間加工によって製品形状とし た後、 所望の硬さを確保するために熱処理を施して製造されることが多い。 このため、 素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性、 焼入れ性、 及び焼入 れ後表層硬さが必要とされ、 これまでに種々の鋼板が提案されている。
[0003] 例えば、 特許文献 1 には、 質量％で、 〇 ： 〇. 20〜〇. 40%, 3 I :
〇. 1 0 %以下、 M n : 0. 50 %以下、 9 : 0. 03 %以下、 3 : 0. 0 1 0 %以下、 3〇 丨 . 八 丨 : 〇. 1 0 %以下、 1\1 : 0. 005 %以下、 巳 ： 〇. 0005〜〇. 0050%を含有し、 さらに
Figure imgf000002_0001
のうち 1種以上を合計で〇. 002〜〇. 03%含有し、 残部が 6及び不可避的不純物からなる組成を有し、 巳含有量に占める固溶巳量の 割合が 70%以上であり、 フェライ トと炭化物からなり、 当該フェライ ト粒 内の炭化物密度が〇. 〇 8個/ 2以下であるミクロ組織を有し、 硬さが !! 巳で 73以下、 全伸びが 39%以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼 板が記載されている。
[0004] また、 特許文献 2には、 質量％で、 0 : 0. 1 0〜〇. 70%、 3 I : 0 . 01〜 1. 0%、
Figure imgf000002_0002
〇. 1〜 3. 0%、 9 : 〇. 001〜〇. 025
%、 3 : 〇. 0001〜〇. 01 0%、 八 丨 : 〇. 001〜〇. 1 0%、
: 〇. 001〜〇. 01 0%を含有し、
さらに、 丁 1 : 〇. 01〜〇. 20%、 01 ~ 1. 50%、 1\/1〇 : 〇. 01〜 0 50%、 巳 ： 〇. 0001〜〇. 01 0%、 ： 〇· 0 \¥02020/175665 2 卩（：171? 2020 /008223
01〜 0 1 0%、 V : 〇. 001〜〇. 2%、 〇リ ： 〇· 001〜 0 4 %、 ： 0. 001〜〇. 5%、 7 a : 0. 001〜〇. 5%、 1\1 丨 : 〇. 001〜 0 5%、
Figure imgf000003_0001
〇. 001〜〇. 03%、 03 : 0. 001〜〇 . 03%、 丫 ： 〇. 001〜〇. 03%、 å r : 0. 001〜〇. 03%、
L a : 0. 001〜 0 03%、 0 ø : 0. 001〜 0 030%の内の 1 種又は 2種以上を含有し、 残部が 6及び不純物からなる鋼板であり、 鋼板 表層から板厚方向 200 までの領域において、 （1 1 0） 面が鋼板表面 に対して ±5° 以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が 2. 5以上であ ることを特徴とする打抜き性に優れる高炭素熱延鋼板が提案されている。 先行技術文献
特許文献
[0005] 特許文献 1 :再表 201 5 - 1 46 1 73号公報
特許文献 2 :特開 201 5 _ 1 1 7406号公報
発明の概要
発明が解決しようとする課題
[0006] 特許文献 1 に記載される技術では、 炭素含有量が〇. 20〜〇. 40質量 %の鋼において、 焼入れ性を高める合金元素である 1\1 丨、 〇 「、 1\/1〇のうち 1種以上が合計で〇. 50質量％以下しか含有されておらず、 板厚がより厚 く中心部までの完全な焼入れを要する自動車用部品等には不適である。
[0007] 特許文献 2では、 鉄の体心立方格子の （1 1 0） 面が鋼板表面に対して土
5° 以内の平行度におさまる結晶方位の集積度を 2. 5以上に制御すること により、 打ち抜き性を高めている。 しかしながら、 焼入れ後の硬さや、 焼入 れ後表層硬さに関しての記載はされていない。
[0008] 本発明は、 上記問題を解決し、 冷間加工性、 焼入れ性、 及び焼入れ後表層 硬さに優れた鋼板、 部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする 課題を解決するための手段 \¥02020/175665 3 卩（：171? 2020 /008223
［0009］ 本発明者らは鋭意検討した結果、 鋼板を、 所定の成分組成を有し、 ミクロ 組織中のフェライ ト及び炭化物が所定の関係を満たすようにすることで、 冷 間加工性、 焼入れ性、 及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板が得られるという 知見を初めて得た。 本発明は以上のような知見に基づいてなされたものであ り、 以下を要旨とする。
［ 1］ 質量％で、
0 : 〇. 1 0 %以上 0. 33 %以下、
3 I = 0. 01 %以上 0. 50 %以下、
M n : 0. 40 %以上 1. 25 %以下、
9 : 0. 03 %以下、
3 : 0. 01 %以下、
3〇 丨 . 八 丨 : 〇. 1 0 %以下、
N = 0. 01 %以下、 及び
〇 「 ： 0. 50%以上 1. 50%以下を含有し、 残部が 6及び不可避的 不純物からなる成分組成と、 フェライ ト及び炭化物を含むミクロ組織とを有 し、
ミクロ組織全体に対して前記フェライ ト及び炭化物が占める体積の割合が 90%以上であり、 かつミクロ組織全体に対して初析フェライ トが占める体 積の割合が 20 %以上 80 %以下であり、
前記炭化物中の IV! n濃度が〇. 1 0質量％以上〇. 50質量％以下であり 、 かつ、 前記炭化物の総数に対して、 粒径が 1 以上の炭化物の数が占め る割合が 30 %以上 60 %以下である鋼板。
［2］ 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、 巳 ： 0%以上 0. 01 %以下を 含有する ［1］ に記載の鋼板。
［3］ 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、
Figure imgf000004_0001
巳 丨、 〇㊀、 丁㊀ 、 36のうち 1種以上を合計で〇. 002%以上〇. 03%以下を含有する
［ 1］ 又は ［2］ に記載の鋼板。
［4］ 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、 ！\1 丨、 IV!〇のうちの 1種以上を \¥0 2020/175665 4 卩（：171? 2020 /008223
合計で〇. 0 1 %以上〇. 5 %以下を含有する ［1］ から ［3］ までのいず れか一つに記載の鋼板。
［5］ 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、 N 13、 丁 し Vのうちの 1種以 上を合計で〇. 0 0 1 %以上〇. 0 5 %以下を含有する ［1］ から ［4］ ま でのいずれか一つに記載の鋼板。
［6］ ［1］ から ［5］ までのいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素 材を熱間粗圧延後、 仕上温度： 9 2 0 °〇以下で仕上圧延を行い、 前記仕上温 度から 7 0 0 °〇まで 5 0 °〇/ 3以下の平均冷却速度で冷却した後、
巻取温度： 5 5 0 °〇以上 7 0 0 °〇以下で巻き取り、 ミクロ組織全体に対し て、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の割合を 2 0 %以上 8 0 %以下とし、 その後、
焼鈍温度： 7 0 0 °〇以上 〇 !変態点未満で焼鈍する鋼板の製造方法。
［7］ ［1］ から ［5］ までのいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素 材を熱間粗圧延後、 仕上温度： 9 2 0 °〇以下で仕上圧延を行い、 前記仕上温 度から 7 0 0 °〇まで 5 0 °〇/ 3以下の平均冷却速度で冷却した後、
巻取温度： 5 5 0 °〇以上 7 0 0 °〇以下で巻き取り、 ミクロ組織全体に対し て、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の割合を 2 0 %以上 8 0 %以下とし、 その後、
八〇 1変態点以上 8 0 0 °〇以下の温度に加熱して 0 . 5時間以上保持した後 、 変態点未満に冷却して、 7 0 0 °〇以上 「！変態点未満で 2 0時間以 上保持して焼鈍する鋼板の製造方法。
［8］ ［1］ から ［5］ までのいずれか一つに記載の鋼板に対して、 成形加 エ及び熱処理の少なくとも一方を施してなる部材。
［9］ ［6］ 又は ［7］ に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に 対して、 成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製 造方法。
発明の効果
［0010］ 本発明によれば、 冷間加工性、 焼入れ性、 及び焼入れ後表層硬さに優れた \¥02020/175665 5 卩（：171? 2020 /008223
鋼板、 部材及びそれらの製造方法を提供することができる。 本発明の鋼板は 、 冷間加工性、 焼入れ性、 及び焼入れ後表層硬さに優れるため、 素材鋼板に 冷間加工性及び熱処理後の焼入れ硬さが必要とされる、 ギア、 ミッション、 シートリクライナーなどの自動車用部品に好適に適用できる。
発明を実施するための形態
[0011] 以下に、 本発明の鋼板及びその製造方法について詳細に説明する。
[0012] 鋼板の成分組成、 ミクロ組織、 製造条件の順で説明する。 なお、 成分組成 の含有量の単位である 「％」 は、 特に断らない限り 「質量％」 を意味するも のとする。
[0013] 1） 成分組成
0 : 〇. 1 0 %以上 0. 33 %以下
〇は、 焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。 0含有量が 0. 1 〇 %未満の場合、 部品形状に成形した後の熱処理によって所望の硬さが得ら れないため、 〇含有量は 0. 1 0%以上とする。 板厚 1 /4 （1 /41:） の 位置において、 熱処理後により大きなピッカース硬さ （1~1 ） を得る観点か らは、 〇含有量は〇. 1 8%以上とすることが好ましい。 一方、 〇含有量が 〇. 33%を超えると硬質化し、 靭性や冷間加工性が劣化する。 したがって 、 〇含有量は〇. 33%以下とする。 強加工を必要とする部品に用いられる 場合には、 冷間加工性を確保する観点から、 〇. 28%以下とすることが好 ましい。
[0014] 3 1 : 0. 01 %以上〇. 50%以下
3 I は焼戻しに伴う軟化を抑制する効果があるとともに、 固溶強化により 強度を上昇させる元素である。 3 丨含有量の増加とともに硬質化し、 冷間加 エ性が劣化するため、 3 丨含有量は〇. 50 %以下であり、 好ましくは〇.
33%以下である。 一方、 過度に 3 丨含有量を低減すると、 3 丨の焼き戻し 軟化抑制の効果が得にくくなるため、 3 丨含有量は〇. 01 %以上であり、 好ましくは〇. 1 5%以上である。
Figure imgf000006_0001
\¥02020/175665 6 卩（：171? 2020 /008223
IV! nは焼入れ性を向上させるとともに、 固溶強化により強度を上昇させる 元素である。 Mn含有量が 1. 25%を超えると、 Mnの偏析に起因したバ ンド組織が発達し、 組織が不均一になるため、 冷間加工性が低下する。 した がって、 IV! n含有量は 1. 25 %以下であり、 好ましくは 1. 00 %以下で ある。 一方、 IV! n含有量が 0. 40 %未満になると焼入れ性が低下し始める ため、 IV! n含有量は〇. 40%以上であり、 好ましくは〇. 50%以上であ る。
[0016] 9 : 〇. 03%以下
は冷間加工性及び焼入れ後の靭性を低下させる元素であり、 ？含有量が 〇. 〇 3%を超えて増加すると粒界脆化を招き、 焼入れ後の靭性が劣化する 。 したがって、 含有量は〇. 03%以下とする。 優れた焼入れ後の靭性を 得るには、 含有量は 0. 02 %以下が好ましい。 含有量は少ないほど好 ましいが、 過度に 含有量を低減すると精錬コストが増大するため、 含有 量は〇. 002 %以上が好ましい。
[0017] 3 : 0. 01 %以下
3含有量が〇. 01 %を超えると、 硫化物を形成し、 鋼板の冷間加工性及 び焼入れ後の靭性が著しく劣化する。 したがって、 3含有量は〇. 01 %以 下とする。 優れた冷間加工性及び焼入れ後の靭性を得るには、 3含有量は 0 . 005 %以下が好ましい。 3含有量は少ないほど好ましいが、 過度に 3を 低減すると精錬コストが増大するため、 3含有量は〇. 0002%以上が好 ましい。
[0018] 3〇 丨 . 八 丨 : 〇. 1 0%以下
〇 丨 . 丨含有量が 0. 1 0%を超えると、 焼入れ処理の加熱時に八 丨 1\1が生成してオーステナイ ト粒が微細化し、 冷却時にフェライ ト相の生成が 促進され、 組織がフェライ トとマルテンサイ トとなり、 焼入れ後の硬さが低 下する。 したがって、 3〇 丨 .八 丨含有量は〇. 1 0%以下とし、 好ましくは 〇. 06%以下とする。 八 I は溶鋼中にアルミナ系介在物を形成し、 錶造時 のノズル詰まりの要因となるため、 3〇 I . 八 丨含有量は少ないほど好まし \¥02020/175665 7 卩（：171? 2020 /008223
く、 下限は特に規定しないが、 精錬コスト増大の観点から、 30 1. 八 I含 有量は〇. 001 %以上が好ましい。
[0019] N = 0. 01 %以下
!\!含有量が 0. 01 %を超えると、 I 1\!の形成により焼入れ処理の加熱 時にオーステナイ ト粒が微細化し、 冷却時にフェライ ト相の生成が促進され 、 焼入れ後の硬さが低下する。 したがって、 1\1含有量は〇. 01 %以下であ り、 好ましくは〇. 0050 %以下である。 なお、 下限は特に規定しないが 、 1\1は八 I 1\1、 〇 系窒化物及び IV!〇系窒化物を形成し、 これにより焼入れ 処理の加熱時にオーステナイ ト粒の成長を適度に抑制し、 焼入れ後の靭性を 向上させる元素であるため、 1\1含有量は〇. 0005%以上が好ましい。
[0020] 〇 「 ： 0. 50 %以上 1. 50 %以下
〇 「は焼入れ性を高める重要な元素であり、
Figure imgf000008_0001
含有量が〇. 50%未満 の場合、 十分な効果が認められないため、 〇 含有量は〇. 50%以上であ り、 好ましくは〇. 70%以上である。 一方、 〇 「が1. 50%を超えると 、 焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、 ·! . 50%以 下とする。 なお、 プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際 にはより一層優れた冷間加工性を必要とするため、 1. 25 %以下が好まし く、 1. 20 %以下がより好ましい。
[0021] 上記成分が本発明の必須成分である。 なお、 本発明において、 必要に応じ て以下の元素を含有しても良い。
[0022] 巳 ： 0%以上 0. 01 %以下
巳は焼入れ性を高める重要な元素であり、 〇. 01 %以下添加することが 好ましい。 巳含有量が〇. 01 %を超えると、 仕上げ圧延後のオーステナイ 卜の再結晶化が遅延する。 この結果、 熱延鋼板の圧延集合組織が発達し、 焼 鈍後の鋼板の機械特性値の面内異方性が大きくなる。 これにより、 絞り成形 において耳が発生しやすくなり、 また真円度が低下して、 成形時に不具合を 生じやすくなる。 このため、 含有する場合は、 巳含有量を〇. 01 %以下と することが好ましい。 なお、 巳が 0%でも本発明の効果は得られるので、 巳 \¥02020/175665 8 卩（：171? 2020 /008223
は 0%でもよい。 ただし、 本発明の熱間圧延における仕上げ圧延後の冷却速 度の条件のもとでは、 巳含有量が〇. 0005%未満の場合、 フェライ ト変 態を遅延させる固溶巳含有量が不足する可能性があり、 十分な焼入れ性向上 効果が得られない場合がある。 よって、 含有する場合は、 巳含有量を 0. 0 005 %以上とすることが好ましく、 より好ましくは〇. 001 0 %以上で ある。
[0023]
Figure imgf000009_0001
巳 丨、 06 % 丁㊀、 36のうち 1種以上を合計で〇. 002
%以上〇. 03%以下
31-1, 巳 し 06, 7 es 3㊀は表層からの浸窒抑制に重要な元素 である。 これら元素のうち 1種以上の合計の含有量が〇. 002%未満の場 合、 十分な効果が認められない。 このため、 含有する場合は合計で 0. 00 2%以上とすることが好ましく、 〇. 005%以上とすることがより好まし い。 一方、 これらの元素を合計で〇. 〇 3%を超えて含有しても、 浸窒防止 効果は飽和する。 また、 これらの元素は粒界に偏析する傾向があり、 これら の元素の含有量を合計で〇. 03%超えとすると、 含有量が多くなりすぎて 、 粒界脆化を引き起こす可能性がある。 したがって、 3匕、 S n、 巳 し ◦ 6、 丁 6、 36のうち 1種以上の合計は〇. 03%以下とすることが好まし く、 〇. 02%以下とすることがより好ましい。 また、 このように浸窒を抑 制できるため、 鋼板中に巳を含有する場合において、 焼入れ性向上に寄与す る固溶巳が巳 1\1として窒化物を形成するのを抑制する効果がある。
[0024] 1\! し 1\/1〇のうちの 1種以上を合計で〇. 01 %以上〇. 5 %以下
1\! し IV!〇は焼入れ性を高める重要な元素であり、 〇 「含有のみでは焼入 れ性が不十分な場合に焼入れ性を向上させる。 また、 焼戻し軟化抵抗を抑制 する効果を有する。 このような効果を得るため、 含有する場合は、 合計の含 有量を〇. 01 %以上とすることが好ましく、 〇. 1 %以上とすることがよ り好ましい。 一方、 1\1 し 1\/1〇のうちの 1種以上を合計で〇. 5%を超えて 含有すると、 焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる場合があ るため、 含有する場合は合計で〇. 5%以下とすることが好ましい。 なお、 \¥02020/175665 9 卩（：171? 2020 /008223
プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れ た冷間加工性を必要とするため、 合計で〇. 3%以下がより好ましい。
[0025] 丁 丨及び Vのうちの 1種以上を合計で〇. 001 %以上〇. 05% 以下
丁 丨及び Vは、 1\1と窒化物を形成することにより耐摩耗性の向上に 寄与するとともに、 鋼板中に巳を含有する場合において、 焼入れ性向上に寄 与する固溶巳が巳 1\1として窒化物を形成するのを抑制する効果がある。 この ような効果を得るため、 含有する場合は、 合計で〇. 001 %以上とするこ とが好ましい。 一方、
Figure imgf000010_0001
丁 丨及び Vのうちの 1種以上を合計で 0. 05 %を超えて含有すると、 炭化物等の析出物を生成し、 焼入れ前の鋼板が硬質 化して冷間加工性が損なわれる可能性があるため、 合計で〇. 05%以下と することが好ましく、 〇. 03%以下とすることがより好ましい。
[0026] 上記した成分以外の残部は、 6及び不可避的不純物からなる。 また、 上 記任意成分を成分組成に下限未満で含む場合、 下限未満で含まれる任意成分 は、 不可避的不純物に含まれるものとする。 また、 不可避的不純物としては 、 0 : 0.005%以下、 IV! 9 : 0.003%以下、 が許容できる。 また、 本 発明の効果を損なわない成分として、 〇リ ： 0.04%以下を含有することが できる。
[0027] 2） ミクロ組織
本発明の鋼板は、 フェライ ト及び炭化物を含むミクロ組織を有する。
[0028] ミクロ組織全体に対してフヱライ ト及び炭化物が占める体積の割合が 90 %以上
フェライ トと炭化物以外に、 ベイナイ トやマルテンサイ ト、 パーライ トな どの残部組織を含む場合、 冷間加工性や打抜き性が損なわれるため、 フェラ イ ト及び炭化物の占める体積の割合は、 ミクロ組織全体に対して 90%以上 であり、 好ましくは 95 %以上である。
[0029] ミクロ組織全体に対して初析フェライ トが占める体積の割合が 20%以上
80 %以下 \¥02020/175665 10 卩（：171?2020/008223
本発明でいう初析フェライ トとは、 結晶粒内で炭化物が占める体積の割合 が 5 %未満のフェライ トのことをいう。 初析フェライ トは、 熱間圧延後の冷 却過程で初晶として析出した、 実質的に炭化物をほとんど含まないフェライ 卜であり、 鋼板の冷間加工性向上に寄与する。 このような効果を十分に得る ために、 初析フェライ トの組織全体に占める体積の割合は 2 0 %以上であり 、 好ましくは 2 5 %以上である。 また、 初析フェライ トの組織全体に占める 体積の割合が 8 0 %を超えると、 熱間圧延後のミクロ組織にパーライ トやべ イナイ ト等の第二相が生成して、 焼鈍後の炭化物の分布が不均一になり、 焼 入れ後の硬度分布が不均一となる。 そのため、 初析フェライ トの組織全体に 占める体積の割合は 8 0 %以下であり、 好ましくは 6 0 %以下である。
[0030] 炭化物中の IV! n濃度が〇. 1 0質量％以上〇. 5 0質量％以下であり、 か つ、 炭化物の総数に対して、 粒径が 1 以上の炭化物の数が占める割合が 3 0 %以上 6 0 %以下
本発明でいう 「炭化物中の IV! 濃度」 は、 炭化物中の IV! の平均濃度であ り、 例えば、 実施例に記載の方法で測定することができる。 炭化物中の IV! n 濃度及び炭化物の粒径は、 焼入れ後の表層硬さと相関を有する。 炭化物中に IV! nが濃化し、 かつ炭化物の粒径が十分大きい場合、 部品成型後の熱処理の 加熱の際に炭化物が溶解しにくくなることにより、 若干の未溶解炭化物が生 じやすくなり、 鋼板表層に未溶解炭化物が存在することで、 焼入れ後の表層 硬さが向上する。 このような効果を得るため、 炭化物中の IV! 濃度は 0 . 1 〇質量％以上とし、 かつ炭化物の総数に対して、 粒径が 1 以上の炭化物 の数が占める割合を 3 0 %以上とする。 炭化物中の IV! n濃度は好ましくは 0 . 1 5質量％以上である。 また、 炭化物の総数に対して、 粒径が 1 以上 の炭化物の数が占める割合は好ましくは 3 5 %以上である。 一方、 炭化物中 の1\/1 n濃度及び炭化物の粒径が大きすぎる場合、 熱処理時に生じる未溶解炭 化物の量が過度に多くなり、 十分な焼入れ硬さが得られないため、 炭化物中 のM n濃度は〇. 5 0質量％以下とし、 炭化物の総数に対して、 粒径が 1 以上の炭化物の数が占める割合は 6 0 %以下とする。 炭化物中の IV! n濃度 \¥0 2020/175665 1 1 卩（：171? 2020 /008223
は好ましくは〇. 3 0質量％以下である。 また、 炭化物の総数に対して、 粒 径が 1 以上の炭化物の数が占める割合は好ましくは 5 0 %以下、 より好 ましくは 4 0 %以下である。
[0031 ] 3） 製造条件
本発明の鋼板は、 上記の成分組成を有する鋼素材を熱間粗圧延後、 仕上温 度： 9 2 0 °〇以下で仕上圧延を行い、 仕上温度から 7 0 0 °〇まで 5 0 °〇/ 3 以下の平均冷却速度で冷却した後、 巻取温度： 5 5 0 °〇以上 7 0 0 °〇以下で 巻き取り、 ミクロ組織全体に対して、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占 める体積の割合を 2 0 %以上 8 0 %以下とし、 その後、 焼鈍を行うことによ り製造される。
[0032] 焼鈍は、 下記 （1） 又は （2） によって行うことができる。
（ 1） 焼鈍温度： 7 0 0 °〇以上 〇 1変態点未満で焼鈍する。
（2） 八〇 1変態点以上 8 0 0 °〇以下の温度に加熱して 0 . 5時間以上保持し た後、 「！変態点未満に冷却して、 7 0 0 °〇以上 「！変態点未満で 2 0時 間以上保持して焼鈍する。
[0033] なお、 本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、 1 . 0
Figure imgf000012_0001
以下とすることが好ましい。
[0034] 以下、 本発明の鋼板の製造方法における各条件の限定理由について説明す る。 製造方法で示す温度は、 鋼素材、 鋼板等の表面温度を意味する。
[0035] なお、 本発明において、 鋼素材の製造方法は、 特に限定する必要はない。
本発明の鋼を溶製するには、 転炉、 電気炉どちらも使用可能である。 また、 こうして溶製された鋼は、 造塊一分塊圧延又は連続錶造によりスラブとされ る。 スラブは、 通常、 加熱された後、 熱間圧延 （熱間粗圧延、 仕上げ圧延） される。 スラブを加熱して熱間圧延する場合は、 スケールによる表面状態の 劣化を避けるためにスラブ加熱温度を 1 2 8 0 °〇以下とすることが好ましい 。 熱間圧延では、 所定の温度で仕上げ圧延を行うため、 熱間圧延中にシート パ—ヒータ—等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
[0036] 仕上温度： 9 2 0 °◦以下で仕上圧延 \¥02020/175665 12 卩（：171?2020/008223
仕上温度を 9 2 0 °〇以下とすることにより、 オーステナイ トに歪が導入さ れてフェライ ト変態が加速し、 冷間加工性向上に寄与する初析フェライ トを 得ることができる。 このため、 仕上温度は 9 2 0 °〇以下であり、 好ましくは 9 1 5 °〇以下である。 下限については特に規定しないが、 粗圧延時の圧延荷 重低減の観点から、 仕上温度は 8 0 0 °〇以上であることが好ましい。 なお、 仕上温度は鋼板の表面温度である。
[0037] 仕上温度から 7 0 0 °〇まで 5 0 °〇/ 3以下の平均冷却速度で冷却
仕上温度から 7 0 0 °〇以上の温度範囲は IV! nが容易に拡散できる温度範囲 であり、 この温度範囲を徐冷することにより、 炭化物中に
Figure imgf000013_0001
及び（3 「を濃 化させることができる。 この温度範囲における平均冷却速度が 5 0 °〇/ 3を 超える場合、 上記の効果が不十分となるため、 平均冷却速度は 5 0 °〇/ 3以 下である。 平均冷却速度は、 好ましくは 4 0 °〇/ 3以下である。 また、 平均 冷却速度の下限は特に限定されないが、 炭化物への IV! の過剰な拡散を抑制 する観点から、 2 0 °〇/ 3以上であることが好ましい。
[0038] 巻取温度 = 5 5 0。0以上 7 0 0。0以下
仕上圧延後の熱延鋼板は、 コイル形状に巻き取られる。 巻取温度が高すぎ ると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、 コイル形状に巻き取られた際、 コイ ルの自重で変形する場合があるため、 操業上好ましくない。 したがって、 卷 取温度は 7 0 0 °〇以下であり、 好ましくは 6 8 0 °〇以下である。 一方、 巻取 温度が低すぎると、 十分な量の初析フェライ トが得られず、 熱延鋼板が硬質 化するため好ましくない。 したがって巻取温度は 5 5 0 °〇以上であり、 好ま しくは 5 8 0 °〇以上であるとする。 また、 巻取温度を 5 8 0 °〇以上 6 8 0 °〇 以下の温度域にする場合、 初析フェライ トを安定して得るために 7 0 0 °〇か ら卷取温度までの平均冷却速度を 4 0 °〇 以下とすることが好ましい。 なお 、 卷取温度は鋼板の表面温度である。
[0039] ミクロ組織全体に対して、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積 の割合を 2 0 %以上 8 0 %以下
熱間圧延後の鋼板のミクロ組織に初析フェライ トを含むことにより、 焼鈍 \¥0 2020/175665 13 卩（：171? 2020 /008223
後の鋼板のミクロ組織に、 粒内に実質的に炭化物を含まないフェライ トを導 入することができる。 また、 この初析フェライ トの粒径は大きいほど冷間加 エ性に優れる。 このため、 熱間圧延後の鋼板のミクロ組織全体に対して、 粒 径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の割合は 2 0 %以上であり、 好 ましくは 2 5 %以上である。 また、 ミクロ組織全体に対して、 粒径 3 以 上の初析フェライ トが占める体積の割合が 8 0 %を超えると、 熱間圧延後の ミクロ組織にパーライ トやベイナイ ト等の第二相が生成して、 焼鈍後の炭化 物の分布が不均一になり、 焼入れ後の硬度分布が不均一となる。 そのため、 ミクロ組織全体に対して、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の 割合は 8 0 %以下であり、 好ましくは 6 0 %以下である。 上述した仕上温度 と卷取温度の条件を両方満たすように実施することで、 ミクロ組織全体に対 して、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の割合を、 上記本発明 の範囲内に調整することができる。
[0040] 本発明の熱延鋼板の製造方法では、 以下の焼鈍条件 （1） 又は （2） で焼 鈍を行う。
[0041 ] 焼鈍条件 （1） ：焼鈍温度が 7 0 0 °◦以上 〇 !変態点未満で焼鈍
上記のようにして得た熱延鋼板に、 焼鈍 （炭化物の球状化焼鈍） を施す。 焼鈍温度が 〇 1変態点以上であると、 オーステナイ トが生成し、 焼鈍後の冷 却過程において粗大なパーライ ト組織が形成され、 不均一な組織となる。 こ のため、 焼鈍温度は 〇 1変態点未満とする。 なお、 フェライ ト粒内の炭化物 粒の個数密度を所望の値とする上で、 焼鈍温度は 7 0 0 °〇以上であり、 好ま しくは 7 1 0 °〇以上である。 なお、 雰囲気ガスは窒素、 水素、 窒素と水素の 混合ガスのいずれも使用でき、 これらのガスを使用することが好ましいが、 八 「を使用してもよく、 特に限定されない。 また、 焼鈍時間は〇. 5〜 4 0 時間とすることが好ましい。 目標とするミクロ組織を安定して得ることがで き、 鋼板の硬度を所定の値以下とすることができるため、 焼鈍時間は 0 . 5 時間以上とすることが好ましく、 8時間以上とすることがより好ましい。 ま た、 焼鈍時間が 4 0時間を超えると、 生産性が低下し、 製造コストが過大と \¥0 2020/175665 14 卩（：171? 2020 /008223
なりやすいため、 焼鈍時間は 4 0時間以下とすることが好ましく、 3 5時間 以下とすることがより好ましい。 なお、 焼鈍温度は鋼板の表面温度とする。 また焼鈍時間は、 所定の温度を維持している時間とする。
[0042] 焼鈍条件 （2） : 八〇 変態点以上 8 0 0 °〇以下の温度に加熱して〇. 5時 間以上保持した後、
Figure imgf000015_0001
変態点未満に冷却して、 7 0 0 °〇以上 「 変態点 未満で 2 0時間以上保持
上記の熱延鋼板を、
Figure imgf000015_0002
変態点以上 8 0 0 °〇以下の温度に加熱して 0 . 5 時間以上保持することにより、 熱延鋼板中に析出していた比較的微細な炭化 物が溶解し、 固溶〇量が多いオーステナイ トが一部生成する。 一方、 オース テナイ トに変態せずに残ったフェライ トは高温で焼鈍されるため、 転位密度 が減少して軟化する。 また、 フェライ ト中には溶解しなかった比較的粗大な 炭化物 （未溶解炭化物） が残存するが、 オストワルド成長により、 より粗大 になる。 焼鈍温度が八〇 1変態点未満では、 オーステナイ ト変態が生じないた め、 炭化物を才ーステナイ ト中に固溶させることができない。 したがって、 焼鈍温度は 〇 1変態点以上であり、 好ましくは （ 〇 1変態点 + 1 0 °〇 以 上である。 焼鈍温度が 8 0 0 °〇を超えると、 オーステナイ トが粗大に生成す るため、 この後の冷却過程において才ーステナイ ト域が球状化せずにパーラ イ トが生成し、 冷間加工性が低下する。 したがって、 焼鈍温度は 8 0 0 °〇以 下であり、 好ましくは 7 6 0 °〇以下である。 また、 八〇 1変態点以上 8 0 0 °〇 以下の温度での保持時間が〇. 5時間未満では、 微細な炭化物を十分に溶解 させることができない。 このため、 八〇 1変態点以上 8 0 0 °〇以下の温度に加 熱して 0 . 5時間以上保持することとし、 1時間以上保持することが好まし い。
[0043] その後、 八
Figure imgf000015_0003
変態点未満に冷却して、 7 0 0 °〇以上八 「！変態点未満で 2
0時間以上保持することにより、 才ーステナイ ト、 又は才ーステナイ ト/フ ェライ ト界面を核として比較的粗大な炭化物が析出して炭化物の球状化率が 高い組織を得ることができ、 さらにオストワルド成長により、 粗大な球状炭 化物をさらに成長させ、 冷間加工性や打抜き性の低下を招く微細な炭化物の \¥0 2020/175665 15 卩（：171? 2020 /008223
数を低減させることができる。 焼鈍温度が 7 0 0 °〇未満の場合、 炭化物の成 長が不十分となる。 したがって、 焼鈍温度は 7 0 0 °〇以上であり、 好ましく は 7 1 0 °〇以上である。 また、 焼鈍温度が 変態点以上の場合、 才ーステ ナイ トが粗大に成長し、 冷却時に加工性の低下の原因となるパーライ トが生 成する。 したがって、 焼鈍温度は 変態点未満である。 7 0 0 °〇以上八 「
!変態点未満の温度での保持時間が 2 0時間未満の場合、 炭化物を十分に成長 させることができず、 冷間加工性が低下する。 このため、 変態点未満に 冷却して、 7 0 0 °〇以上 「 1変態点未満で 2 0時間以上保持することとする 。 保持時間は好ましくは 2 5時間以上である。
[0044] なお、 雰囲気ガスは窒素、 水素、 窒素と水素の混合ガスのいずれも使用で き、 これらのガスを使用することが好ましいが、 八 「を使用してもよく、 特 に限定されない。
[0045] 本発明の部材は、 本発明の鋼板に対して、 成形加工及び熱処理の少なくと も一方を施してなるものである。 また、 本発明の部材の製造方法は、 本発明 の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、 成形加工及び熱処理の 少なくとも一方を施す工程を有する。
[0046] 本発明の鋼板は、 冷間加工性、 打ち抜き性及び焼入れ性に優れている。 ま た、 本発明の鋼板を用いて得た部材は、 焼入れ後の鋼板表層の硬さに優れる ので、 耐摩耗性に優れている。 また、 部材を製造する際に、 打ち抜き加工す る場合には、 打ち抜きする際に使用する工具 （金型） を高寿命化することが できる。 本発明の部材は、 例えば、 ギア、 ミッション、 シートリクライナー などの自動車部品に好適に用いることができる。
[0047] 成形加工は、 プレス加工、 打ち抜き加工等の一般的な加工方法を制限なく 用いることができる。 また、 熱処理は、 機械構造用炭素鋼鋼材、 機械構造用 合金鋼鋼材に適用される高周波焼入れ、 浸炭焼入れ、 焼入れ、 焼戻し等の一 般的な熱処理方法を制限なく用いることができる。
実施例
[0048] 本発明を、 実施例を参照しながら具体的に説明する。 なお、 本発明の範囲 \¥0 2020/175665 16 卩（：171? 2020 /008223
は以下の実施例に限定されない。
[0049] 表 1 に示す成分組成を有する鋼素材を溶製した。 次いで、 これらの鋼素材 に対して、 表 2 _ 1 に示す熱延条件で熱間圧延を施し、 熱延鋼板とした。 な お、 巻取温度が 7 0 0 °〇未満の場合、 仕上温度から 7 0 0 °〇まで冷却した後 、 7 0 0 °〇から巻取温度までの平均冷却速度は、 0超〜 4 0 °〇/ 3の範囲内 とした。 次いで、 熱間圧延時に生じた表面スケールを除去し、 窒素雰囲気中 にて表 2 _ 1 に示す条件の焼鈍 （球状化焼鈍） を施して、 本発明の鋼板とし て板厚 3 . 〇 の熱延焼鈍板を製造した。 このようにして製造した熱延焼 鈍板について、 下記に示す方法で、 ミクロ組織、 冷間加工性、 焼入れ性、 炭 化物中の IV! 濃度を調査した。 結果を表 3に示す。 なお、 表 2 - 1の 1\1〇.
9の焼鈍条件において、 「7 5 0 °〇 1 「 ® 7 1 5 °〇 2 0 「」 は、 7 5 0 °〇で 1時間保持した後、 7 1 5 °〇まで冷却して、 7 1 5 °〇で 2 0時間保 持して焼鈍したことを意味する。 また、 表 2— 1の 1\1〇. 1 0の焼鈍条件に おいて、 「 8 1 0 °〇 1 「 ® 7 1 5 °〇 2 0 「」 は、 8 1 0 °〇で 1時間 保持した後、 7 1 5 °〇まで冷却して、 7 1 5 °〇で 2 0時間保持して焼鈍した ことを意味する。 また、 表 2 - 1の 1\1〇. 2 0、 2 1、 2 4〜 2 6も、 同様 に、 表 2 _ 1 に記載のとおりの保持温度及び保持時間で、 二段階で焼鈍を行 った。
[0050] なお、 表 1 に示す八〇 1変態点及び八 「 1変態点は、 次のようにして求めた 。 フォーマスター試験機にて、 円柱状の試験片 （直径 3 111 111 X高さ 1 0 01 111 ） を用いて、 加熱時の膨張曲線を測定し、 フェライ トから才ーステナイ トに 変態を開始する温度 （八
Figure imgf000017_0001
変態点） を求めた。 また、 同様の試験片を用いて 、 才ーステナイ ト単相域に加熱したのち、 才ーステナイ ト単相域から室温ま で冷却したときの膨張曲線を測定し、 才ーステナイ トからフェライ ト、 炭化 物への変態を完了する温度 （ 変態点） を求めた。
[0051 ] ミクロ組織
上記の熱延鋼板及び熱延焼鈍板の板幅中央部から切断して採取した各試料 を板厚 1 / 4位置まで研磨後、 ナイタール腐食を施し、 走査電子顕微鏡を用 \¥0 2020/175665 17 卩（：171? 2020 /008223
いて圧延方向断面のミクロ組織を観察した。 熱延鋼板に対しては、 走査電子 顕微鏡写真に対して後述する画像解析処理を行い、 フヱライ ト及び炭化物以 外の残部組織 （以下、 単に残部組織ともいう。 ） の体積率、 初析フェライ ト 粒径、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の割合を求めた。 熱延 焼鈍板に対しては、 走査電子顕微鏡写真に対して後述する画像解析処理を行 い、 残部組織の体積率、 初析フェライ ト分率 （ミクロ組織全体に対する初析 フェライ トが占める体積の割合） 、 及び炭化物の総数に対する粒径が 1 以上の炭化物の数が占める割合を求めた。 なお、 それぞれの値には、 異なる 3視野の走査電子顕微鏡写真に対して画像解析処理を行った得られた値の算 術平均値を用いた。
[0052] 走査電子顕微鏡写真に対して、 画像解析ソフトを用いてフヱライ ト、 炭化 物及び残部組織の二値化処理を行い、 全体の面積に対して残部組織の面積が 占める割合を、 フェライ ト及び炭化物以外の残部組織の体積率として求めた 。 また、 1 0 0 %から残部組織の体積率 （％） を引いた値を、 ミクロ組織全 体に対するフェライ ト及び炭化物の体積の割合 （％） とした。
[0053] 熱延鋼板の初析フヱライ ト粒径は、 」 丨 3 0 0 5 5 1 に定めた結晶粒 度の評価方法 （切断法） を用いて測定した値を用いた。 そのうち、 3 以 上の粒径を有する初析フェライ トの面積率を画像解析ソフトにより測定し、 この測定値を、 ミクロ組織全体に対して、 粒径 3 以上の初析フェライ ト が占める体積の割合として用いた。
[0054] 熱延焼鈍板における初析フェライ トの組織全体に占める体積の割合は、 熱 延焼純板の走査電子顕微鏡写真に対して、 画像解析ソフトを用いて初析フェ ライ トの面積率を測定した値を用いた。
[0055] 炭化物の総数に対して、 粒径が 1 以上の炭化物の数が占める割合は、 走査電子顕微鏡写真に対して、 画像解析ソフトを用いてフヱライ トと炭化物 の二値化処理を行い、 さらに画像処理ソフト 丨 01 3 9 ㊀ 」を用いて各炭化 物の円相当径を求め、 粒径が 1 以上の炭化物の数を炭化物の総数で除す ることにより求めた。 \¥02020/175665 18 卩（：171? 2020 /008223
[0056] 炭化物中の IV! n濃度
熱延焼鈍板に対して、 1 0 V〇 I %アセチルアセトン _ 1 01333%塩化 テトラメチルアンモニウムーメタノール電解液中で、 電流密度 20 八/〇 2で定電流電解した。 続いて、 電解液から試験片を取り出してメタノールを 入れたビーカーに移し、 超音波撹拌により試料表面に付着した析出物を完全 に除去し、 穴径〇. 2 のフィルターを用いて捕集した。 この抽出残渣に 対して誘導結合プラズマ発光分光分析を行うことにより、 析出物中に含有さ れる IV! の濃度 (質量％) を求め、 表 2— 2に示した。
[0057] 冷間加工性
加工性を評価するため、 熱延焼鈍板から、 圧延方向と引張方向が平行とな るように」 I 31 3巳号引張試験片を採取し、 島津製作所社製 〇_ 丨 3 2501< を用いて、 クロスへツ ド速度 1 0〇1〇1/〇1 1 门で」 1 3 22
4 1 (201 1 ) の規定に準拠した引張試験を行い、 突合せ伸び (％) を求 め、 表 3に示した。 本発明では、 30%以上の突合せ伸びを有する試料を優 れた冷間加工性を有するとした。
[0058] 焼入れ性、 焼入れ後の表層硬さ
熱延焼鈍板に対してせん断加工を施して部材を製造し、 当該部材をソルト バスにて 925°〇で 30
Figure imgf000019_0001
丨 の等温保持後、 水冷を行った。 この試験片の 圧延方向断面に対して、 荷重 1. 〇 !< 9 チで板厚方向のビツカース硬さ分布 を測定した。 板厚 1 /4 (1 /41 ) の位置において 1~1 430以上のビツ カース硬さを有する試料を評価 ランク、 1~1 430未満のピツカース硬さ を有する試料を評価巳ランクとした。 ここで、 評価 ランクであった試料を 優れた焼入れ性を有するとした。 また、 鋼板表面から板厚方向に〇.
Figure imgf000019_0002
の位置において 1~1 450以上のピツカース硬さを有する試料を評価 ラン ク、 1~1 450未満のピツカース硬さを有する試料を評価巳ランクとした。 ここで、 評価八ランクであった試料を、 優れた焼入れ後の表層硬さを有する とした。
[0059] 〔姍二
Figure imgf000020_0001
\¥02020/175665 20 卩(：171? 2020 /008223
[0060] [表 2-1]
Figure imgf000021_0001
※ ：仕上温度から 700¾までの平均冷却速度 (ただし、 N0.23は仕上温度から巻取温度ま での平均冷却速度である。)
«2:熱延後のミクロ組織全体に対して、粒径 3" 以上の初析フヱライトが占める体積の 割合
[0061] 〇 2020/175665 21 卩(：171? 2020 /008223
[表 2-2]
Figure imgf000022_0001
※彳：ミクロ組織全体に対して、フェライト及び炭化物が占める体積の割合
«2 :ミクロ組織全体に対して、初析フェライトが占める体積の割合（初析フェライト分率）
※3 :炭化物中の 濃度
※ :炭化物の総数に対して、粒径が 1 以上の炭化物の数が占める割合
[0062]
\¥0 2020/175665 22 卩（：171? 2020 /008223
[表 3]
Figure imgf000023_0001
表 3に示すように、 発明例の 1\1〇. 1、 3、 5、 7、 9、 1 1〜 1 4、 2 〇〜 2 2、 2 4、 2 5は、 いずれも優れた冷間加工性、 焼入れ性、 焼入れ後 の表層硬さを示した。
[0063] これに対して、 比較例の 1\1〇. 2は、 仕上圧延温度が高いことにより初析 フェライ ト分率が小さくなり、 冷間加工性に劣っていた。
[0064] 比較例の N 0 . 4は、 冷却速度が高いことにより炭化物中の IV! 濃度かつ
1 以上の炭化物の割合が不十分となり、 焼入れ後の表層硬さに劣ってい た。
[0065] 比較例の 1\1〇. 6は、 巻取り温度が低いことにより初析フェライ ト分率が 小さくなり、 冷間加工性に劣っていた。 \¥0 2020/175665 23 卩（：171? 2020 /008223
[0066] 比較例の N 0 . 8、 1 0は、 焼鈍温度が高いことによりパーライ トが多く 生成し、 冷間加工性に劣っていた。
[0067] 比較例の N 0 . 1 5〜 1 9は、 〇、 IV! 〇 「のいずれかの濃度が不適当 であったため、 冷間加工性、 焼入れ性、 焼入れ後の表層硬さのいずれかに劣 つていた。
[0068] 比較例の 1\!〇. 2 3は、 巻取温度が高いことにより初析フェライ ト分率が 過剰に大きくなり、 焼入れ後の表層硬さに劣っていた。
[0069] 比較例の N 0 . 2 6は、 焼鈍温度が 変態点以上であるため、 パーライ 卜が多く生成し、 かつ粒径が 1 以上の炭化物の数が過剰に増えて、 冷間 加工性、 焼入れ性及び焼入れ後の表層硬さに劣っていた。

Claims

\¥02020/175665 24 卩（：171? 2020 /008223 請求の範囲
[請求項 1] 質量％で、
0 : 〇. 1 0 %以上 0. 33 %以下、
3 I = 0. 01 %以上 0. 50 %以下、
M n : 0. 40 %以上 1. 25 %以下、
9 : 0. 03 %以下、
3 : 0. 01 %以下、
3〇 丨 . 八 丨 : 〇. 1 0 %以下、
N = 0. 01 %以下、 及び
〇 「 ： 0. 50%以上 1. 50%以下を含有し、 残部が 6及び不 可避的不純物からなる成分組成と、 フェライ ト及び炭化物を含むミク 口組織とを有し、
ミクロ組織全体に対して前記フェライ ト及び炭化物が占める体積の 割合が 90%以上であり、 かつミクロ組織全体に対して初析フェライ 卜が占める体積の割合が 20 %以上 80 %以下であり、
前記炭化物中の IV! n濃度が〇. 1 0質量％以上〇. 50質量％以下 であり、 かつ、 前記炭化物の総数に対して、 粒径が 1 以上の炭化 物の数が占める割合が 30%以上 60%以下である鋼板。
[請求項 2] 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、 巳 ： 0%以上〇. 01 %以下 を含有する請求項 1 に記載の鋼板。
[請求項 3] 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、
Figure imgf000025_0001
丁
6、 36のうち 1種以上を合計で〇. 002%以上〇. 03%以下を 含有する請求項 1又は請求項 2に記載の鋼板。
[請求項 4] 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、 ！\1 丨、 IV!〇のうちの 1種以上 を合計で〇. 01 %以上〇. 5%以下を含有する請求項 1から請求項 3までのいずれか一項に記載の鋼板。
[請求項 5] 前記成分組成は、 さらに、 質量％で、 N 13、 丁 し Vのうちの 1種 以上を合計で〇. 001 %以上〇. 05%以下を含有する請求項 1か \¥0 2020/175665 25 卩（：171? 2020 /008223
ら請求項 4までのいずれか一項に記載の鋼板。
[請求項 6] 請求項 1から請求項 5までのいずれか一項に記載の成分組成を有す る鋼素材を熱間粗圧延後、 仕上温度： 9 2 0 °〇以下で仕上圧延を行い 、 前記仕上温度から 7 0 0 °〇まで 5 0 °〇/ 3以下の平均冷却速度で冷 却した後、
巻取温度： 5 5 0 °〇以上 7 0 0 °〇以下で巻き取り、 ミクロ組織全体 に対して、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の割合を 2 0 %以上 8 0 %以下とし、 その後、
焼鈍温度： 7 0 0 °〇以上 〇 !変態点未満で焼鈍する鋼板の製造方 法。
[請求項· 7] 請求項 1から請求項 5までのいずれか _項に記載の成分組成を有す る鋼素材を熱間粗圧延後、 仕上温度： 9 2 0 °〇以下で仕上圧延を行い 、 前記仕上温度から 7 0 0 °〇まで 5 0 °〇/ 3以下の平均冷却速度で冷 却した後、
巻取温度： 5 5 0 °〇以上 7 0 0 °〇以下で巻き取り、 ミクロ組織全体 に対して、 粒径 3 以上の初析フェライ トが占める体積の割合を 2 0 %以上 8 0 %以下とし、 その後、
八〇 1変態点以上 8 0 0 °〇以下の温度に加熱して 0 . 5時間以上保 持した後、
Figure imgf000026_0001
変態点未満に冷却して、 7 0 0 °〇以上八 「 1変態点 未満で 2 0時間以上保持して焼鈍する鋼板の製造方法。
[請求項 8] 請求項 1から請求項 5までのいずれか一項に記載の鋼板に対して、 成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施してなる部材。
[請求項 9] 請求項 6又は請求項 7に記載の鋼板の製造方法によって製造された 鋼板に対して、 成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有 する部材の製造方法。
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