WO2019044971A1 - 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法 - Google Patents

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元仙 橋本
匹田　和夫
由梨 戸田
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for carburizing and a method of manufacturing a steel plate for carburizing.
  • Patent Document 1 a technique is proposed in which the structure of a hot-rolled steel sheet is composed of ferrite and pearlite, and then spheroidizing annealing is performed to spheroidize the carbide.
  • Patent Document 2 after controlling the grain size of carbides, the ratio of the number of carbides in ferrite grain boundaries to the number of carbides in ferrite grains is controlled, and further, the crystal grains of ferrite as a matrix phase There has been proposed a technique for improving the impact characteristics of a member after carburizing by controlling the diameter.
  • the cold workability is controlled by further controlling the aspect ratio of the ferrite after controlling the grain size and aspect ratio of the carbide and the crystal grain size of the ferrite which is the matrix. Techniques to improve have been proposed.
  • Patent No. 3094856 International Publication No. 2016/190370 International Publication No. 2016/148037
  • the mechanical structure parts as described above are required to be hardenable in order to increase the strength. That is, in order to form a member having a complicated shape by cold working, it is required to secure formability while maintaining hardenability.
  • this invention is made in view of the said problem, and the place made into the objective of this invention is providing the steel plate for carburizing excellent in ductility, and its manufacturing method.
  • the present inventors diligently studied about the method of solving the above-mentioned subject. As a result, as described in detail below, ductility is maintained while maintaining hardenability by reducing the number density of carbides generated in the steel plate and refining the ferrite crystal grains in the steel plate. With the idea that it is possible to realize an excellent carburizing steel sheet, the present invention has been completed.
  • the gist of the present invention completed based on this idea is as follows.
  • the temperature range from the temperature at the end of hot finish rolling to the cooling stop temperature is 50 ° C./s or more and 250 ° C./s or less Steel sheet obtained by the hot rolling process which is cooled at a temperature of 700 ° C.
  • the first annealing step of heating to a temperature range holds 1h or 100h less in a temperature range below the Ac 1 point
  • the second annealing step of maintaining the temperature within the temperature range of 1 to 790 ° C. and 1 h to 100 h inclusive, and the steel sheet after annealing in the second annealing step at the end of the annealing in the second annealing step A cooling step of performing cooling to set an average cooling rate in a temperature range from a temperature of 5 ° C. to a temperature of 550 ° C. to 1 ° C./h to 100 ° C./h. [5] Between the hot rolling step and the first annealing step, the steel plate obtained in the hot rolling step is held in the air at a temperature of 40 ° C. to 70 ° C. for 72 h to 350 h or less.
  • [X] represents content (unit: mass%) of the element X, and when not containing an applicable element, suppose that zero is substituted.
  • Ductility is a characteristic composed of uniform elongation and local elongation.
  • various techniques for mainly improving the uniform elongation have been proposed.
  • the present invention is characterized in that two-step annealing is performed when manufacturing the steel sheet for carburizing according to the present invention as described below.
  • two-step annealing is performed when manufacturing the steel sheet for carburizing according to the present invention as described below.
  • coarse graining is promoted by performing two-step annealing, and deterioration of local elongation in ductility can not be avoided.
  • the inventors of the present invention have the idea that it is possible to suppress the occurrence of voids because the total area of the interface between ferrite and carbide is reduced by reducing the number density of carbides present in the steel sheet. It came to get.
  • the present inventors have found that, in the spheroidizing annealing step, the steel sheet after the hot rolling process, heating to a temperature below zone 1 point Ac, 1h or 100h less in a temperature range of below according Ac 1 point annealed in the first stage to hold, then holding the steel sheet after the annealing in the first stage, heated to Ac 1 point than 790 ° C. or less, 1h or 100h following according Ac 1 point than 790 ° C. below the temperature range It succeeded in reducing the number density of carbides by giving the second step annealing.
  • the first stage heat holding is carried out at Ac 1 point or less, thereby promoting the diffusion of carbon to spheroidize the plate-like carbide formed in the hot rolling process.
  • the steel sheet structure is mainly composed of ferrite and carbides, and fine carbides and coarse carbides are mixed in the steel sheet structure.
  • the second stage of heating and holding is performed at an Ac 1 point or more to dissolve fine carbides and reduce the number density of carbides. In the temperature range above the Ac 1 point, it is considered that since the Oswald growth of carbide occurs, the dissolution of fine carbide can be promoted to reduce the number density of carbide.
  • the inventors of the present invention came to the idea that when grain boundaries increase due to grain refinement, voids generated at the interface between carbide and ferrite become difficult to connect. As a result of intensive studies based on this idea, the present inventors have found that if the average grain size of ferrite is controlled to 10 ⁇ m or less, the effect of suppressing the connection of voids can be obtained.
  • the austenite before transformation is made thin by using for hot-rolling a steel plate containing 0.010% or more of Ti. It can be granulated, and additionally, the steel sheet is cooled and wound at an average cooling rate of 50 ° C./s or more immediately after the hot finish rolling, thereby suppressing grain growth of austenite, and phase transformation to ferrite. I found that I could start it. As a result, nucleation sites of ferrite are increased, and ferrite particles can be miniaturized.
  • both of the uniform elongation and the local elongation can be improved by the microstructural control from the two viewpoints, and as a result, while maintaining the hardenability, the steel plate for carburizing steel superior in ductility is obtained Succeeded. As a result of the steel sheet for carburizing steels being superior to ductility, more excellent formability is developed.
  • the improvement of the ductility (uniform elongation and local elongation) mentioned above has the effect so that it is a steel plate with high hardenability.
  • ductility is significantly improved. Therefore, it is possible to improve the ductility while maintaining the hardenability by the structure control as outlined above. As a result of the steel sheet for carburizing steels being superior to ductility, more excellent formability is developed.
  • a carburizing steel plate and a method for manufacturing the same according to an embodiment of the present invention have been completed based on the above-described findings. Below, the steel plate for carburization concerning this embodiment completed based on this knowledge, and its manufacturing method are explained in detail.
  • the steel plate for carburizing according to the present embodiment has a predetermined chemical component as described in detail below.
  • the number of carbides per 1000 ⁇ m 2 is 100 or less, and the proportion of the number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less is 10% with respect to all carbides.
  • This is a specific microstructure having a carbide equivalent circle diameter of 5.0 ⁇ m or less and an average grain size of ferrite of 10 ⁇ m or less.
  • C is an element necessary to secure the strength of the central portion of the thickness of the finally obtained carburized member. Further, in the carburized steel sheet, C is an element which is dissolved in ferrite grain boundaries to increase the strength of the grain boundaries and contributes to the improvement of local elongation.
  • the content of C is set to 0.02% or more.
  • the content of C is preferably 0.05% or more.
  • the content of C is less than 0.30%.
  • the content of C is preferably 0.20% or less.
  • the content of C is more preferably 0.10% or less, and still more preferably less than 0.10%. .
  • Si silicon
  • Si is an element which acts to deoxidize molten steel to make the steel sound.
  • the content of Si is set to 0.005% or more.
  • the content of Si is preferably 0.01% or more.
  • Si dissolved in the carbide stabilizes the carbide and inhibits the dissolution of the carbide in the first stage of annealing, and the number density of the carbide Is not reduced and uniform elongation is lost. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the content of Si is less than 0.5%.
  • the content of Si is preferably less than 0.3%, more preferably less than 0.1%.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • Mn is an element having a function of deoxidizing molten steel to make the steel sound.
  • the content of Mn is 0.01% or more.
  • the content of Mn is preferably 0.1% or more.
  • Mn dissolved in the carbide stabilizes the carbide, and in the first step of annealing, the dissolution of the carbide is inhibited and the number density of the carbide is Is not reduced and uniform elongation is lost. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the content of Mn is less than 3.0%.
  • the content of Mn is preferably less than 2.0%, more preferably less than 1.0%.
  • P phosphorus
  • P is an element which segregates in grain boundaries of ferrite and promotes brittle fracture to deteriorate ductility.
  • the content of P is 0.1% or less.
  • the content of P is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the content of P is not particularly limited. However, if the content of P is reduced to less than 0.0001%, the de-P cost increases significantly, which is economically disadvantageous. Therefore, on the practical steel plate, the content of P is substantially lower than 0.0001%.
  • S sulfur
  • S is an element that forms inclusions and degrades ductility.
  • the content of S is preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the lower limit of the content of S is not particularly limited. However, if the S content is reduced to less than 0.0005%, the de-S cost increases significantly, which is economically disadvantageous. Therefore, 0.0005% of the content of S is a practical lower limit on a practical steel plate.
  • Al (aluminum) is an element which acts to deoxidize the molten steel to make the steel sound. If the content of Al is less than 0.0002%, the molten steel can not be sufficiently deoxidized. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the content of Al (more specifically, the content of sol. Al) is set to 0.0002% or more.
  • the content of Al is preferably 0.0010% or more.
  • the content of Al is 3.0% or less.
  • the content of Al is preferably 2.5% or less, more preferably 1.0% or less, still more preferably 0.5% or less, and still more preferably 0.1% or less.
  • the content of N (nitrogen) needs to be 0.2% or less.
  • the content of N is 0.2% or less.
  • the content of N is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less, and still more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the content of N is not particularly limited. However, if the content of N is reduced to less than 0.0001%, the de-N cost increases significantly, which is economically disadvantageous. Therefore, on the practical steel plate, the content of N is substantially lower than 0.0001%.
  • Ti 0.010% or more and 0.150% or less
  • Ti titanium is an element which contributes to the refinement of ferrite and contributes to the improvement of local elongation by refining the prior austenite grains in the hot rolling step.
  • the content of Ti is made 0.010% or more.
  • the content of Ti is preferably 0.015% or more.
  • the content of Ti is made 0.150% or less in order to obtain the effect of improving the local elongation.
  • the content of Ti is preferably 0.075% or less.
  • Cr 0.005% or more and 3.0% or less
  • Cr Cr (chromium) is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the case of a steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the local elongation by refining the ferrite crystal grains. It is an element. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Cr may be contained as needed. When Cr is contained, in order to acquire the further improvement effect of local elongation, it is preferable to make content of Cr into 0.005% or more. The content of Cr is more preferably 0.010% or more.
  • the content of Cr is preferably 3.0% or less.
  • the content of Cr is more preferably 2.0% or less, still more preferably 1.5% or less.
  • Mo mobdenum
  • Mo mobdenum
  • Mo is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the case of a steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the local elongation by refining the ferrite crystal grains. It is an element. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Mo may be contained as needed.
  • Mo is contained, in order to acquire the further improvement effect of local elongation, it is preferable to make content of Mo into 0.005% or more.
  • the content of Mo is more preferably 0.010% or more.
  • the content of Mo is preferably 1.0% or less in order to obtain the effect of further improving the local elongation.
  • the content of Mo is more preferably 0.8% or less.
  • Ni 0.010% or more and 3.0% or less
  • Ni nickel
  • Ni is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the case of a steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the local elongation by refining the ferrite crystal grains. It is an element. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Ni may be contained as needed. When Ni is contained, in order to obtain a further improvement effect of local elongation, it is preferable to make content of Ni 0.010% or more. The content of Ni is more preferably 0.050% or more.
  • the content of Ni is preferably 3.0% or less in order to obtain a further improvement effect of the local elongation.
  • the content of Ni is more preferably 2.0% or less, still more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.5% or less.
  • Cu (copper) is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the local elongation by refining the ferrite crystal grains. It is an element. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Cu may be contained as needed. When Cu is contained, in order to acquire the further improvement effect of local elongation, it is preferable to make content of Cu into 0.001% or more. The content of Cu is more preferably 0.010% or more.
  • the content of Cu is preferably 2.0% or less in order to obtain a further improvement effect of the local elongation.
  • the content of Cu is more preferably 0.80% or less, still more preferably 0.50% or less.
  • Co is an element having the effect of enhancing the hardenability in the finally obtained carburized member, and in the case of a steel plate for carburizing, it contributes to the further improvement of the local elongation by refining the ferrite crystal grains. It is an element. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Co may be contained as needed. When Co is contained, it is preferable to make the content of Co 0.001% or more in order to obtain a further improvement effect of the local elongation.
  • the content of Co is more preferably 0.010% or more.
  • the content of Co is preferably 2.0% or less in order to obtain a further improvement effect of the local elongation.
  • the content of Co is more preferably 0.80% or less.
  • Nb (niobium) is an element contributing to the further improvement of the local elongation by refining the crystal grains. Therefore, in the steel plate for carburizing according to the present embodiment, Nb may be contained as needed.
  • Nb is contained, in order to acquire the further improvement effect of local elongation, it is preferable to make content of Nb 0.010% or more.
  • the content of Nb is more preferably 0.035% or more.
  • the content of Nb is preferably 0.150% or less in order to obtain a further improvement effect of the local elongation.
  • the content of Nb is more preferably 0.120% or less, still more preferably 0.100% or less, and still more preferably 0.050% or less.
  • V vanadium
  • V vanadium
  • the content of V is more preferably 0.0010% or more.
  • the content of V is preferably 1.0% or less in order to obtain a further improvement effect of the local elongation.
  • the content of V is more preferably 0.80% or less, still more preferably 0.10% or less, and still more preferably 0.050% or less.
  • B (boron) is an element which improves the strength of the grain boundary by segregating in the grain boundary of ferrite and further improves the uniform elongation. Therefore, in the steel plate for carburizing according to the present embodiment, B may be contained as needed.
  • B is contained, in order to acquire the further improvement effect of uniform elongation, it is preferable to make content of B into 0.0005% or more.
  • the content of B is more preferably 0.0010% or more. Further, even if B is contained in excess of 0.01%, the effect of further improving the uniform elongation as described above is saturated, so the content of B is preferably 0.01% or less.
  • the content of B is more preferably 0.0075% or less, still more preferably 0.0050% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • Sn (tin) is an element that acts to deoxidize the molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Sn may be contained with the upper limit being 1.0%, as necessary. The content of Sn is more preferably 0.5% or less.
  • W (tungsten) is an element which acts to deoxidize the molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, W may be contained with an upper limit of 1.0% as necessary. The content of W is more preferably 0.5% or less.
  • Ca (calcium) is an element that acts to deoxidize the molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, Ca may be contained, with the upper limit being 0.01%, if necessary. The content of Ca is more preferably 0.005% or less.
  • REM 0.3% or less
  • REM rare earth metal
  • REM is an element which acts to deoxidize molten steel to further strengthen the steel. Therefore, in the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, REM may be contained, with the upper limit being 0.3%, if necessary.
  • REM is a general term for a total of 17 elements which consist of Sc (scandium), Y (yttrium), and the element of a lanthanoid series, and content of REM means the total amount of the said element.
  • REM is often contained using a misch metal, but in addition to La (lanthanum) and Ce (cerium), elements of a lanthanoid series may be contained in a composite.
  • the steel plate for carburizing according to the present embodiment exhibits the effect of being excellent not only in hardenability and formability but also in ductility. Further, even if the metal REM such as the metal La or Ce is contained, the steel sheet for carburizing according to the present embodiment exhibits excellent ductility.
  • the rest Fe and impurities
  • the balance of the component composition at the center of the plate thickness is Fe and impurities.
  • the impurities include elements which are mixed from steel raw materials or scraps and / or unavoidably mixed in the steel making process and which do not impair the characteristics of the steel sheet for carburizing according to the present embodiment.
  • the microstructure of the steel plate for carburizing according to the present embodiment is substantially composed of ferrite and carbide. More specifically, in the microstructure of the steel sheet for carburizing according to the present embodiment, the area ratio of ferrite is, for example, in the range of 85 to 95%, and the area ratio of carbide is, for example, in the range of 5 to 15%. And the total area ratio of ferrite and carbide does not exceed 100%.
  • the area ratio of ferrite and carbide as described above is measured using a sample taken with the cross section perpendicular to the width direction of the carburizing steel sheet as the observation surface.
  • the length of the sample may be about 10 mm to 25 mm depending on the measuring device.
  • the sample is nital etched after polishing the observation surface.
  • the plate thickness 1/4 position meaning the position of 1/4 of the thickness of the steel plate in the thickness direction of the steel plate from the surface of the steel plate for carburizing
  • the plate thickness 3/8 position the range of 1/2 thickness position is observed with a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL).
  • the observation range of each sample is observed in 10 fields of view in a range of 2500 ⁇ m 2 , and in each field of view, the ratio of the area occupied by ferrite and carbide in the field of view is measured. Then, the average value of the proportion of the area occupied by ferrite in the entire visual field and the average value of the proportion of the area occupied by the carbide in the entire visual field are respectively the area proportion of ferrite and the area proportion of the carbide.
  • the carbides in the microstructure according to this embodiment are mainly iron-based carbides such as cementite (Fe 3 C) which is a compound of iron and carbon, and ⁇ -based carbides (Fe 2 to 3 C).
  • the carbides in the microstructure are compounds obtained by replacing Fe atoms in cementite with Mn, Cr, etc. in addition to the above-described iron-based carbides, alloy carbides (M 23 C 6 , M 6 C, MC, etc.) M may include Fe and other metal elements, or metal elements other than Fe.
  • Most of the carbides in the microstructure according to the present embodiment are composed of iron-based carbides.
  • the number may be the total number of various carbides as described above, or only the number of iron-based carbides. May be That is, the percentage of the number of carbides as described in detail below may be a population of various carbides including iron-based carbides, or may be a population of only iron-based carbides. .
  • Iron-based carbides can be identified using, for example, difraction analysis or EDS (Energy dispersive X-ray spectrometry) on a sample.
  • Ductility consists of uniform elongation and local elongation as described above.
  • various techniques for mainly improving the uniform elongation have been proposed, but in order to form parts of complicated shapes, not only the uniform elongation but also the local elongation should be simultaneously improved is important.
  • the microstructure control guidelines for improvement are different between uniform elongation and local elongation, the present inventors diligently studied a tissue control means capable of simultaneously improving these two types of elongation. As a result, the following findings were obtained.
  • the inventors of the present invention came to the idea that when grain boundaries increase due to the reduction in size, voids generated at the interface between carbide and ferrite become difficult to connect. As a result of intensive studies based on this idea, the present inventors found that the connection of voids is suppressed by controlling the average grain size of ferrite to 10 ⁇ m or less.
  • the reason for limitation of the microstructure which comprises the steel plate for carburization concerning this embodiment is explained in detail.
  • the carbide in the present embodiment is mainly composed of iron-based carbides such as cementite (Fe 3 C) and ⁇ -based carbides (Fe 2 to 3 C).
  • Fe 3 C cementite
  • ⁇ -based carbides Fe 2 to 3 C
  • the number of carbides per 1000 ⁇ m 2 in the present embodiment is an arbitrary number having a width of 1000 ⁇ m 2 at a quarter thickness of a carburizing steel plate.
  • the average number of carbides in the region of The number of carbides per 1000 ⁇ m 2 is preferably 90 or less.
  • the lower limit of the number of carbides per 1000 ⁇ m 2 is not particularly limited. However, it is difficult to reduce the number of carbides per 1000 ⁇ m 2 to less than 5 in actual operation, so 5 is a practical lower limit.
  • the proportion of the number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less among all the carbides is preferably 20% or more for the purpose of further improving uniform elongation.
  • the upper limit of the number ratio of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less among all the carbides is not particularly limited. However, since it is difficult to achieve 98% or more in actual operation, 98% is a practical upper limit.
  • the average equivalent circle diameter of carbides needs to be 5.0 ⁇ m or less. If the average equivalent circle diameter of the carbide exceeds 5.0 ⁇ m, cracking occurs during tensile deformation, and a good uniform elongation can not be obtained.
  • the smaller the average equivalent circle diameter of carbide, the better the uniform elongation, and the equivalent equivalent circle diameter of carbide is preferably not more than 1.0 ⁇ m.
  • the lower limit of the average equivalent circle diameter of the carbide is not particularly limited. However, since it is difficult to set the average equivalent circle diameter of the carbides to 0.01 ⁇ m or less in actual operation, 0.01 ⁇ m is a practical lower limit.
  • the average crystal grain size of the ferrite needs to be 10 ⁇ m or less.
  • the average grain size of ferrite exceeds 10 ⁇ m, the extension of cracks is promoted at the time of tensile deformation, and a good local elongation can not be obtained.
  • the lower limit of the average grain size of ferrite is not particularly limited. However, in an actual operation, it is difficult to set the average grain size of ferrite to 0.1 ⁇ m or less, and 0.1 ⁇ m is a practical lower limit.
  • a sample is cut out so that a cross section (plate thickness cross section) perpendicular to the surface can be observed from the carburizing steel sheet.
  • the length of the sample may be about 10 mm depending on the measuring device.
  • the cross section is polished and corroded to measure the number density of carbides, aspect ratio, average equivalent circle diameter, and average grain size of ferrite.
  • a liquid in which diamond powder having a particle diameter of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m is dispersed in dilution liquid such as alcohol or pure water is used. Then, it should be finished to a mirror surface.
  • the corrosion is not particularly limited as long as it preferentially corrodes the interface between the carbide and the ferrite or the ferrite grain boundary. For example, etching with a 3% nitric acid-alcohol solution may be performed.
  • ground iron is produced by a constant potential electrolytic etching method using a non-aqueous solvent-based electrolyte (Fumio Kurosawa et al., Journal of the Japan Institute of Metals, 43, 1068, (1979)), etc. A method of removing only about several micrometers and leaving only carbide may be adopted.
  • the number density of carbides is 20 ⁇ m in the plate pressure direction, 20 ⁇ m in the plate pressure direction, in the range of 2500 ⁇ m 2 , using a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL). Photograph the range of 50 ⁇ m and measure the number of carbides in the photographed visual field using image analysis software (for example, IMage-Pro Plus manufactured by Media Cybernetics). The same analysis is performed in five fields of view, and the average value of the five fields of view is the number of carbides per 1000 ⁇ m 2 .
  • the calculation of the aspect ratio of the carbide is performed by observing the area of 2500 ⁇ m 2 at the 1/4 thickness position of the sample using a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL).
  • the major axis and the minor axis of all the carbides contained in the observed field of view are measured to calculate the aspect ratio (major axis / minor axis), and the average value is determined.
  • the above observation is performed in five fields of view, and the average value of five fields of view is taken as the aspect ratio of the carbide of the sample. From the total number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less and the total number of carbides present in the above five fields of view, the aspect ratio of all the carbides is 2. based on the aspect ratio of the obtained carbides. The number ratio of carbides which is 0 or less is calculated.
  • the average equivalent circle diameter of the carbide is measured by taking a four-field view of a 600 ⁇ m 2 area at a quarter thickness of a sample using a thermal field emission scanning electron microscope (eg, JSM-7001F manufactured by JEOL) .
  • the major and minor axes of the reflected carbide are measured using an image analysis software (eg, IMage-Pro Plus manufactured by Media Cybernetics).
  • image analysis software eg, IMage-Pro Plus manufactured by Media Cybernetics.
  • the average value of the obtained major and minor axes is used as the diameter of the carbide, and the average value of the obtained diameters is calculated for all carbides reflected in the field of view.
  • the average value of the diameters of the carbides in the four fields of view obtained in this manner is further averaged by the number of fields of view to obtain an average equivalent circle diameter of the carbide.
  • the average grain size of ferrite was obtained by photographing the area of 2500 ⁇ m 2 at a quarter thickness of a sample using a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL). Apply the line segment method to
  • the thickness of the steel plate for carburizing steel according to the present embodiment is not particularly limited, but is preferably, for example, 2 mm or more. By setting the plate thickness of the steel plate for carburizing to 2 mm or more, it becomes possible to further reduce the plate thickness difference in the coil width direction. More preferably, the plate thickness of the steel plate for carburizing is 2.3 mm or more.
  • the thickness of the carburized steel sheet is not particularly limited, but is preferably 6 mm or less. By setting the thickness of the steel plate for carburizing to 6 mm or less, the load at the time of press forming can be reduced, and the forming of the component can be made easier. More preferably, the plate thickness of the steel plate for carburizing is 5.8 mm or less.
  • the carburizing steel plate according to the present embodiment has been described above in detail.
  • the manufacturing method for manufacturing a steel plate for carburizing steel uses (A) a steel material having a chemical composition as described above and hot-rolled steel plate according to predetermined conditions. (B) the obtained hot-rolled steel sheet for producing a hot-rolling step or a steel sheet subjected to cold rolling after the hot-rolling step, in accordance with predetermined heat treatment conditions, A first annealing process for performing a second stage annealing process, and a second annealing process for performing a second stage annealing process on a steel plate which has undergone the first annealing process and (C) in accordance with a predetermined heat treatment condition; And (D) a cooling step of cooling the steel sheet after annealing in the second annealing step in accordance with predetermined cooling conditions.
  • predetermined heat treatment conditions A first annealing process for performing a second stage annealing process, and a second annealing process for performing a second stage annealing process on a steel plate which has undergone the first
  • the hot rolling process described in detail below is a process of manufacturing a hot-rolled steel sheet according to predetermined conditions using a steel material having a predetermined chemical composition.
  • steel slabs (steel materials) to be subjected to hot rolling may be steel slabs manufactured by a conventional method, and for example, steel slabs manufactured by a general method such as continuous casting slabs, thin slab casters, etc. Can.
  • such steel material is heated and subjected to hot rolling, and after hot finish rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or more and less than 920 ° C.
  • the temperature range from the temperature at the end of the hot finish rolling to the cooling stop temperature is cooled at an average cooling rate of 50 ° C./s to 250 ° C./s to obtain a rolled hot rolled steel sheet at a temperature of 700 ° C. or less .
  • the hot rolling step according to the present embodiment it is necessary to carry out the rolling of the hot finish rolling at a rolling temperature of 800 ° C. or higher.
  • the rolling temperature ie, finish rolling temperature
  • the finish rolling temperature is set to 800 ° C. or more.
  • the finish rolling temperature is preferably 830 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is set to less than 920 ° C.
  • the finish rolling temperature is preferably less than 900.degree.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 50 ° C./s or more and 250 ° C./s or less after completion of the hot finish rolling.
  • the average cooling rate after the hot finish rolling is preferably 60 ° C./s or more, more preferably 100 ° C./s or more.
  • the average cooling rate after hot finish rolling is preferably 170 ° C./s or less.
  • the steel sheet structure (hot-rolled steel sheet) before being subjected to the subsequent annealing step (more specifically, spheroidizing annealing) )
  • the upper limit of the winding temperature is set to 700 ° C.
  • the lower limit of the winding temperature in the hot rolling process according to the present embodiment is not particularly limited. However, since it is difficult to wind up at room temperature or lower in practice, room temperature is a practical lower limit.
  • the winding temperature in the hot rolling process according to the present embodiment is preferably 400 ° C. or more from the viewpoint of further reducing the number density of carbides after the subsequent annealing process.
  • the steel plate (hot rolled steel plate) wound up by the above hot rolling processes may be rewound, pickled, and cold-rolled.
  • pickling may be performed once or may be divided and performed plural times.
  • the cold rolling may be cold rolling at a normal rolling reduction (eg, 30 to 90%).
  • the hot-rolled steel plate and the cold-rolled steel plate include steel plates which have been subjected to temper rolling under ordinary conditions, in addition to those which have been hot-rolled and cold-rolled.
  • the hot-rolled steel plate is manufactured as described above. While performing a specific annealing treatment to the hot-rolled steel plate manufactured, or a steel plate subjected to cold rolling after the hot rolling step, further by two annealing steps as described in detail below,
  • the steel plate for carburizing according to the present embodiment can be obtained by performing a specific cooling process in the cooling process as described in detail below.
  • the heating temperature is Ac 1 for the hot-rolled steel sheet obtained by the above-mentioned hot rolling step or the steel sheet subjected to cold rolling after the hot rolling step.
  • This is a step of performing a first stage annealing treatment (spheroidizing annealing treatment) in accordance with a specific heat treatment condition which is equal to or less than a point.
  • the hot-rolled steel sheet obtained as described above, or the steel sheet subjected to cold rolling after the hot rolling step has a nitrogen concentration in volume
  • heating is performed at an average heating rate of 1 ° C./h to 100 ° C./h to a temperature range of Ac 1 point or less defined by the following equation (101) Ac Hold for 1 hour or more and 100 hours or less in a temperature range of 1 point or less.
  • the notation [X] represents the content (unit: mass%) of the element X, and in the case where the corresponding element is not contained, zero is substituted.
  • the annealing atmosphere is an atmosphere in which the nitrogen concentration is controlled to less than 25% by volume fraction.
  • the nitrogen concentration is 25% or more in volume fraction, coarse carbonitrides are formed in the steel sheet, which causes deterioration of uniform elongation, which is not preferable.
  • the lower the nitrogen concentration the better.
  • controlling the nitrogen concentration to 1% or less in volume fraction is disadvantageous in terms of cost, so the volume fraction of 1% is a practical lower limit.
  • the atmosphere gas for example, at least one is appropriately selected from gases such as nitrogen and hydrogen or inert gases such as argon, and the nitrogen concentration in the heating furnace used in the annealing step becomes a desired concentration.
  • gases such as nitrogen and hydrogen or inert gases such as argon
  • the various gases described above may be used. If the amount is small, there is no problem even if the atmosphere gas contains a gas such as oxygen.
  • the atmosphere gas preferably has a high hydrogen concentration. For example, by setting the hydrogen concentration to 60% or more, the thermal conductivity in the annealing apparatus can be enhanced, and the manufacturing cost can be reduced. More specifically, as the annealing atmosphere, the hydrogen concentration may be 95% or more by volume fraction, and the remaining portion may be nitrogen.
  • the atmosphere gas in the heating furnace can be controlled, for example, by appropriately measuring the gas concentration in the heating furnace while introducing the above-described gas.
  • the average heating rate in the first annealing step is preferably 5 ° C./h or more.
  • the average heating rate in the first annealing step is preferably 90 ° C./h or less.
  • the heating temperature in the first annealing step needs to be set to one Ac point or less defined by the above equation (101).
  • the heating temperature exceeds an Ac 1 point, the spheroidization of carbides is not sufficiently promoted, and the proportion of the number of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less among all the carbides may be controlled to 10% or more. It will be difficult.
  • the lower limit of the temperature range of the heating temperature in the first annealing step is not particularly limited. However, if the temperature range of the heating temperature is less than 600 ° C., the holding time in the first annealing process becomes long, and the manufacturing cost becomes disadvantageous.
  • the temperature range of heating temperature in the first annealing step according to the present embodiment is more preferably 630 ° C. or higher.
  • the temperature range of the heating temperature in the first annealing step according to the present embodiment is more preferably 670 ° C. or less.
  • the holding time of the temperature range of Ac 1 point or less (preferably 600 ° C. or more and Ac 1 point or less) in the first annealing step according to the present embodiment is preferably 90 h or less.
  • a second annealing step described in detail below is performed.
  • the second stage annealing treatment (spheroidization) is performed on the steel sheet that has passed the above-described first annealing step, in accordance with the specific heat treatment condition at which the heating temperature exceeds Ac 1 point Annealing process).
  • the second annealing step according to the present embodiment is the steel sheet that has undergone the first annealing step as described above, at the average heating rate of 1 ° C./h or more and 100 ° C./h or less, the above equation (101)
  • This is a step of heating to a temperature range of Ac 1 point to 790 ° C. or less as defined in and holding the temperature in the temperature range of Ac 1 point 790 ° C. or less for 1 h to 100 h.
  • the condition of the annealing atmosphere in the second annealing step may be the same as the annealing atmosphere in the first annealing step.
  • the average heating rate in the second annealing step is preferably 90 ° C./h or less.
  • the heating temperature in the second annealing step needs to be more than Ac 1 point determined by the above equation (101) and not more than 790 ° C.
  • the number of carbides per 1000 ⁇ m 2 can not be limited to 100 or less without sufficient progress of the dissolution of carbides.
  • the higher the heating temperature in the second annealing step the faster the dissolution of the carbide is promoted, if the heating temperature in the second annealing step exceeds 790 ° C., the first annealing step is spheroidized.
  • the heating temperature is set to 790 ° C. or less.
  • the heating temperature in the second annealing step is preferably 780 ° C. or less.
  • the holding time of the temperature range of Ac 1 point to 790 ° C. or less is preferably 90 h or less.
  • the cooling step described in detail below is a step of cooling the steel sheet after the annealing of the second annealing step in accordance with a specific cooling condition.
  • the average cooling rate in the temperature range from the temperature at the end of the annealing in the second annealing step to 550 ° C. for the steel plate after the annealing in the second annealing step Is cooled to 1 ° C./h to 100 ° C./h.
  • the steel plate after the end of holding in the second annealing step is cooled to 550 ° C. or less at an average cooling rate of 1 ° C./h to 100 ° C./h.
  • the average cooling rate is preferably 5 ° C./h or more.
  • the average cooling rate exceeds 100 ° C./h, dissolution of carbides does not proceed sufficiently, and the number of carbides per 1000 ⁇ m 2 can not be limited to 100 or less.
  • the average cooling rate is preferably 90 ° C./h or less.
  • the cooling stop temperature is set to 550 ° C. or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 500.degree.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited. However, since cooling to room temperature or less is practically difficult, room temperature is a practical lower limit. Further, the average cooling rate in the temperature range of less than 550 ° C. is not particularly specified, and cooling may be performed at any average cooling rate.
  • the first annealing step, the second annealing step, and the cooling step according to the present embodiment have been described above in detail.
  • the clustering process is a process for forming aggregates (clusters) of carbon solid-solved in ferrite crystal grains. Such aggregates (clusters) of carbon are formed by aggregation of several atoms of carbon in ferrite grains, and function as precursors of carbides.
  • This clustering process is performed by hold
  • cold working may be applied as a post-process to the steel plate for carburizing obtained as described above.
  • a carburizing heat treatment may be performed on the cold-worked steel sheet for carburizing described above, for example, in the range of 0.4 to 1.0% by mass of carbon potential.
  • the conditions of the carburizing heat treatment are not particularly limited, and can be appropriately adjusted to obtain desired characteristics.
  • the steel sheet for carburizing may be heated to the austenite single phase region temperature, carburized, and then cooled to room temperature as it is, or once cooled to room temperature, it may be reheated and rapidly cooled.
  • tempering may be applied to all or part of the members for the purpose of adjusting the strength.
  • Test Example 1 The steel materials having the chemical compositions shown in Table 1 below were hot-rolled (and cold-rolled) under the conditions shown in Table 2 below, and then annealed to obtain a steel sheet for carburizing. In this test example, the above-described clustering treatment was not performed between the hot rolling step and the first annealing step. In Tables 1 and 2 below, the underlines indicate that they are outside the scope of the present invention.
  • the “average cooling rate” in the “cooling step” shown in Table 2 below is the average cooling rate in the temperature range from the temperature at the end of the second annealing to 550 ° C.
  • the tensile test was implemented.
  • the tensile test is carried out according to the test method described in JIS Z 2241 to prepare the No. 5 test piece described in JIS Z 2201 after grinding the front and back surfaces of the steel plate by the same amount to make the plate thickness 2 mm.
  • Tensile strength, uniform elongation, and local elongation were measured.
  • produced the numerical value which deducted yield point elongation from uniform elongation was made uniform elongation.
  • an ideal critical diameter which is an index representing hardenability after carburizing.
  • the ideal critical diameter D i is an index calculated from the components of the steel sheet, and can be calculated according to the following equation (201) using the method of Grossmann / Hollomon, Jaffe. The larger the value of the ideal critical diameter D i , the better the hardenability.
  • the steel plate for carburizing corresponding to the example of the present invention has a tensile strength ⁇ uniform elongation (MPa ⁇ %) of 6500 or more, and a tensile strength ⁇ local elongation (MPa ⁇ %) It became 7000 or more, and it became clear to have the outstanding ductility. Moreover, the ideal critical diameter described as a reference also becomes 5 or more, and it turns out that the steel plate for carburizing applicable to the Example of this invention also has the outstanding hardenability.
  • the steel sheet for carburizing corresponding to the comparative example of the present invention is excellent in ductility because at least one of tensile strength ⁇ uniform elongation and tensile strength ⁇ local elongation is less than the reference value. It became clear that it did not have
  • Test Example 2 The steel materials having the chemical compositions shown in Table 4 below were hot-rolled (and cold-rolled) under the conditions shown in Table 5 below, and then annealed to obtain a steel sheet for carburization.
  • the “average cooling rate” in the “cooling step” shown in Table 5 below is the average cooling rate in the temperature range from the temperature at the end of the second annealing to 550 ° C.
  • the clustering process was implemented by hold

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Abstract

延性により優れた浸炭用鋼板とその製造方法を提供する。本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下、Ｎ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数が、１００個以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して１０％以上であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ以下である。

Description

浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
　本発明は、浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法に関する。
　近年、自動車のギヤー、クラッチプレート、ダンパー等の機械構造部品には、耐久性が高いことに加えて、安価に製造可能であることが要求されている。一般に、これら部品の製造方法として、熱間鍛造材を用いた切削及び浸炭処理が行われてきた。しかしながら、コストダウンの要求が高まっていることを受けて、熱間圧延鋼板や冷間圧延鋼板を素材とし、冷間加工して部材の形状に成形した後に、浸炭処理を行う技術の開発が進められている。
　かかる技術を適用する際、鋼板には、冷間加工性と浸炭熱処理後の焼入れ性がともに求められる。一般的に、焼入れ性を高めるためには、浸炭用鋼板の引張強度は高いほど好ましい。しかしながら、鋼板の強度を高めることにより、冷間加工性が劣化する。そのため、これら相反する特性を両立する技術が要求される。
　冷間加工では、素材を打ち抜き、続いて曲げ加工、絞り加工、穴広げ加工等を経て部材を成形する。トルクコンバーターのダンパー部品等といった複雑な形状の部材への成形は、種々の変形モードの組み合わせで構成される。そのため、曲げ性や穴広げ性等といった伸びフランジ成形性を改善可能な方法、又は、鋼板の延性を著しく向上させることが可能な方法によって、冷間加工性を高めることができる。かかる観点から、近年、各種の技術が提案されている。
　例えば、以下の特許文献１では、熱間圧延鋼板の組織をフェライトとパーライトから構成し、その後、球状化焼鈍を施して炭化物を球状化する技術が提案されている。
　また、以下の特許文献２では、炭化物の粒径を制御した上で、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を制御し、更に、母相であるフェライトの結晶粒径を制御することにより、浸炭後の部材の衝撃特性を向上させる技術が提案されている。
　また、以下の特許文献３では、炭化物の粒径及びアスペクト比、並びに、母相であるフェライトの結晶粒径を制御した上で、更にフェライトのアスペクト比を制御することにより、冷間加工性を向上させる技術が提案されている。
特許第３０９４８５６号公報 国際公開第２０１６／１９０３７０号 国際公開第２０１６／１４８０３７号
　上述したような機械構造部品は、強度を高めるために焼入れ性が求められる。すなわち、複雑な形状を有する部材を冷間加工で成形するためには、焼入れ性を維持しつつも、成形性を確保することが求められる。
　しかしながら、上記特許文献１で提案されている炭化物の形態制御を主とするミクロ組織制御では、得られる鋼板の延性に乏しく、複雑な形状の部材へと加工することは困難である。また、上記特許文献２で提案されている、炭化物とフェライトのミクロ組織制御を主体とする製造方法では、得られる鋼板の成形性は改善されるものの、複雑な形状の部材へと加工するために必要な延性を確保することは困難である。更に、上記特許文献３で提案されている方法では、得られる鋼板の成形性は改善されるものの、やはり、複雑な形状の部材へと加工するために必要な延性を確保することは困難である。このように、従来提案されている技術では、浸炭用鋼板の延性を高めることは困難であり、そのため、特にトルクコンバーターのダンパー部品等といった複雑な形状の部品への焼入れ性の高い鋼板の適用が限定されていた。
　そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、延性により優れた浸炭用鋼板とその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、上記課題を解決する方法について、鋭意検討を行った。その結果、以下で詳述するように、鋼板内に生成される炭化物の個数密度を低減させ、かつ、鋼板内におけるフェライトの結晶粒を微細化することで、焼入れ性を維持しつつ、延性により優れた浸炭用鋼板を実現することが可能であるとの着想を得て、本発明を完成するに至った。
　かかる着想に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下、Ｎ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数が、１００個以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して１０％以上であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ以下である、浸炭用鋼板。
［２］残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下の１種又は２種以上を更に含有する、［１］に記載の浸炭用鋼板。
［３］残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、Ｓｎ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．３％以下の１種又は２種以上を更に含有する、［１］又は［２］に記載の浸炭用鋼板。
［４］［１］～［３］の何れか１つに記載の浸炭用鋼板を製造する方法であって、［１］～［３］の何れか１つに記載の化学組成を有する鋼材を加熱し、熱間仕上圧延を、８００℃以上９２０℃未満の温度域で終了した後、熱間仕上圧延終了時の温度から冷却停止温度までの温度域を５０℃／ｓ以上２５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却して、７００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた鋼板、又は、前記熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した焼鈍雰囲気にて、１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ１点以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ１点以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する第一焼鈍工程と、前記第一焼鈍工程を経た鋼板を、前記１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ１点超７９０℃以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ１点超７９０℃以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する第二焼鈍工程と、前記第二焼鈍工程での焼鈍後の鋼板に対して、前記第二焼鈍工程での焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す冷却工程と、を含む、浸炭用鋼板の製造方法。
［５］前記熱間圧延工程と前記第一焼鈍工程との間に、前記熱間圧延工程により得られた鋼板を、大気中、４０℃以上７０℃以下の温度で、７２ｈ以上３５０ｈ以下保持する保持工程を更に含む、［４］に記載の浸炭用鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　ここで、上記式（１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合は、ゼロを代入するものとする。
　以上説明したように本発明によれば、焼入れ性、成形性及び延性により優れた浸炭用鋼板を提供することが可能となる。
　以下に、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
（本発明者らが行った検討の内容及び得られた着想について）
　本発明に係る浸炭用鋼板及びその製造方法について説明するに先立ち、上記課題を解決するために本発明者らが行った検討の内容について、以下で詳細に説明する。
　かかる検討に際し、本発明者らは、延性を向上させるための方法について、検討を行った。
　延性は、均一伸びと、局部伸びと、から構成される特性である。従来、上記のような延性の二つの観点のうち、主として均一伸びを改善させる技術が各種提案されている。しかしながら、複雑な形状の部品を成形するためには、均一伸びだけでなく、局部伸びも同時に向上させることが重要である。均一伸びと局部伸びとでは、改善に向けたミクロ組織制御指針が異なる。そのため、本発明者らは、これら２種類の伸びを同時に改善可能な組織制御方法について、鋭意検討した。その結果、均一伸び及び局部伸びの双方を共に向上させるためには、炭化物の個数密度を低減させ、加えて、Ｔｉの含有によりフェライトの結晶粒を微細化することが有効である、との知見を得るに至った。
　上記特許文献１～特許文献３で提案されている技術も含め、従来、加工性の向上を目的として均一伸びを向上させる場合、フェライトの粒径は大きければ大きいほど好ましい故に、細粒化効果の高いＴｉの含有は、積極的には行われてこなかった。本発明では、以下で説明するように、本発明に係る浸炭用鋼板を製造する際に２段階焼鈍を行うことを特徴とする。ここで、従来のように、鋼板成分としてＴｉを所定量含有させなかった場合、２段階焼鈍を行うことで粗粒化が促進してしまい、延性のうち局部伸びの劣化は避けられなかった。しかしながら、本発明者らが鋭意検討した結果、均一伸び及び局部伸びの双方を共に向上させることが可能な組織制御方法に関する知見を得ることができた。以下、かかる知見について、詳細に説明する。
　まず、均一伸びを向上させるためには、引張変形中のボイドの発生を抑制することが有効である。引張変形では、硬質組織と軟質組織との界面からボイドが発生しやすく、浸炭用鋼板では、フェライトと炭化物との界面において、ボイドの発生が助長される。そのため、本発明者らは、鋼板内に存在する炭化物の個数密度を低減させることによりフェライトと炭化物との界面の総面積が減少するため、ボイドの発生を抑制することが可能になるとの着想を得るに至った。
　かかる着想に基づき、本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、球状化焼鈍の加熱条件を２段階とすることで、炭化物の個数密度を低減させることを達成することができた。具体的には、本発明者らは、球状化焼鈍工程において、熱間圧延工程を経た鋼板を、Ａｃ１点以下の温度域まで加熱し、かかるＡｃ１点以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、１段目の焼鈍を経た鋼板を、Ａｃ１点超７９０℃以下まで加熱し、かかるＡｃ１点超７９０℃以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する２段目の焼鈍を施すことにより、炭化物の個数密度を低減させることに成功した。
　このメカニズムとしては、まず、第一段階の加熱保持をＡｃ１点以下で実施することにより、炭素の拡散を促進させて、熱間圧延工程において生成したプレート状の炭化物を球状化させる。この第一段階では、鋼板組織は、主として、フェライトと炭化物から構成されており、鋼板組織中に、微細な炭化物や粗大な炭化物が混在する。次に、第二段階の加熱保持をＡｃ１点超で実施することにより、微細な炭化物を溶解させて、炭化物の個数密度を低減させる。このＡｃ１点超の温度域では、炭化物のオストワルド成長が起こるため、微細な炭化物の溶解を促進させて、炭化物の個数密度を低減させることができると考えられる。
　次に、局部伸びを向上させるためには、ボイドの連結を抑制することが重要であり、ボイドの連結抑制には、母相であるフェライトの細粒化が有効である。本発明者らは、細粒化により粒界が増加すると、炭化物とフェライトとの界面で発生したボイドが連結しにくくなるとの着想を得るに至った。本発明者らは、かかる着想に基づき鋭意検討を重ねた結果、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下に制御すれば、ボイドの連結抑制効果が得られることを見出した。
　そこで、本発明者らは、フェライトを細粒化させる製法について更なる検討を重ねた結果、Ｔｉを０．０１０％以上含有させた鋼板を熱間圧延に供することにより、変態前のオーステナイトを細粒化することができ、加えて、熱間仕上圧延直後に５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で鋼板を冷却して巻き取ることにより、オーステナイトの粒成長を抑制したまま、フェライトへの相変態を開始させることができることを見出した。これにより、フェライトの核生成サイトが増加し、フェライト粒を微細化することが可能になる。
　以上説明したような、２つの観点からのミクロ組織制御により、均一伸びと局部伸びの双方を共に向上させることができ、その結果、焼入れ性を維持しながら、延性により優れた浸炭用鋼板を得ることに成功した。かかる浸炭用鋼板は、延性により優れる結果、より優れた成形性が発現する。
　なお、上述した延性（均一伸び及び局部伸び）の向上は、焼入れ性が高い鋼板であるほど、その効果が高い。例えば、引張強度が３４０ＭＰａ級、４４０ＭＰａ級といった、引張強度が３４０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、延性が顕著に向上する。そのため、上記に概略を示したような組織制御により、焼入れ性を維持しつつ、延性を向上させることが可能となる。かかる浸炭用鋼板は、延性により優れる結果、より優れた成形性が発現する。
　以下で詳述する本発明の実施形態に係る浸炭用鋼板とその製造方法は、上記のような知見に基づき完成されたものである。以下では、かかる知見に基づき完成された、本実施形態に係る浸炭用鋼板とその製造方法について、詳細に説明する。
（浸炭用鋼板について）
　まず、本発明の実施形態に係る浸炭用鋼板について、詳細に説明する。
　本実施形態に係る浸炭用鋼板は、以下で詳述するような所定の化学成分を有している。加えて、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数が、１００個以下であり、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して１０％以上であり、炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、かつ、フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ以下であるという、特定のミクロ組織を有している。これにより、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、焼入れ性を維持しつつ、より優れた延性及び成形性を示すようになる。
＜浸炭用鋼板の化学成分について＞
　まず、本実施形態に係る浸炭用鋼板の有する化学成分について、詳細に説明する。なお、以下の説明において、化学成分に関する「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満］
　Ｃ（炭素）は、最終的に得られる浸炭部材における板厚中央部の強度を確保するために必要な元素である。また、浸炭用鋼板においては、Ｃは、フェライトの粒界に固溶して粒界の強度を上昇させ、局部伸びの向上に寄与する元素である。
　Ｃの含有量が０．０２％未満である場合には、上記のような局部伸びの向上効果が得られない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｃの含有量は、０．０２％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃの含有量が０．３０％以上となる場合には、浸炭用鋼板中に生成される炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超え、均一伸びが劣化してしまう。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｃの含有量は、０．３０％未満とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．２０％以下である。また、均一伸び及び局部伸び、並びに、焼入れ性のそれぞれのバランスを考慮すると、Ｃの含有量は、０．１０％以下であることがより好ましく、０．１０％未満であることがより一層好ましい。
［Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満］
　Ｓｉ（ケイ素）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ｓｉの含有量が０．００５％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓｉの含有量は、０．００５％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｓの含有量が０．５％以上となる場合には、炭化物に固溶したＳｉが炭化物を安定化させ、焼鈍の第一段目において、炭化物の溶解を阻害して炭化物の個数密度が低減されず、均一伸びが損なわれる。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓｉの含有量は、０．５％未満とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．３％未満であり、より好ましくは０．１％未満である。
［Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満］
　Ｍｎ（マンガン）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｍｎの含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．１％以上である。一方、Ｍｎの含有量が３．０％以上となる場合には、炭化物に固溶したＭｎが炭化物を安定化させ、焼鈍の第一段目において、炭化物の溶解を阻害して炭化物の個数密度が低減されず、均一伸びが損なわれる。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｍｎの含有量は、３．０％未満とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．０％未満であり、より好ましくは１．０％未満である。
［Ｐ：０．１％以下］
　Ｐ（リン）は、フェライトの粒界に偏析し、脆性破壊を助長して延性を劣化させる元素である。Ｐの含有量が０．１％を超える場合には、フェライトの粒界の強度が著しく低下し、均一伸びが劣化する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｐの含有量は、０．１％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｐの含有量を０．０００１％未満まで低減させると、脱Ｐコストが大幅に上昇して、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｐの含有量は、０．０００１％が実質的な下限となる。
［Ｓ：０．１％以下］
　Ｓ（硫黄）は、介在物を形成し、延性を劣化させる元素である。Ｓの含有量が０．１％を超える場合には、粗大な介在物が生成して均一伸びが劣化する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｓの含有量は、０．１％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下であ。Ｓの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｓの含有量を０．０００５％未満まで低減させると、脱Ｓコストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｓの含有量は、０．０００５％が実質的な下限となる。
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下］
　Ａｌ（アルミニウム）は、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用をなす元素である。Ａｌの含有量が０．０００２％未満である場合には、溶鋼を十分に脱酸することができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ａｌの含有量（より詳細には、ｓｏｌ．Ａｌの含有量）は、０．０００２％以上とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ａｌの含有量が３．０％を超える場合には、粗大な酸化物が生成して均一伸びが損なわれる。そのため、Ａｌの含有量は、３．０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．５％以下であり、より一層好ましくは０．１％以下である。
［Ｎ：０．２％以下］
　本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｎ（窒素）の含有量は、０．２％以下である必要がある。Ｎの含有量が０．２％を超える場合には、粗大な窒化物が生成して局部伸びが著しく低下する。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、Ｎの含有量は、０．２％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０５％以下であり、更に好ましくは０．０１％以下である。Ｎの含有量の下限は、特に限定しない。ただし、Ｎの含有量を０．０００１％未満まで低減させると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、実用鋼板上、Ｎの含有量は、０．０００１％が実質的な下限となる。
［Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下］
　Ｔｉ（チタン）は、熱間圧延工程において、旧オーステナイト粒を微細化することによりフェライトの細粒化に寄与し、局部伸びの向上に寄与する元素である。かかるフェライトの微粒化効果を得るために、本実施形態に係る浸炭用鋼板では、Ｔｉの含有量を、０．０１０％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０１５％以上である。一方、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、局部伸びの向上効果を得るために、Ｔｉの含有量は、０．１５０％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０７５％以下である。
［Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下］
　Ｃｒ（クロム）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して局部伸びの更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｒを含有させてもよい。Ｃｒを含有させる場合、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｃｒの含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は、より好ましくは２．０％以下であり、更に好ましくは１．５％以下である。
［Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下］
　Ｍｏ（モリブデン）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して局部伸びの更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｍｏを含有させてもよい。Ｍｏを含有させる場合、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．８％以下である。
［Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下］
　Ｎｉ（ニッケル）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して局部伸びの更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｎｉを含有させてもよい。Ｎｉを含有させる場合、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．０５０％以上である。また、Ｎｉが粒界に偏析する影響を考慮すると、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｎｉの含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは２．０％以下であり、更に好ましくは１．０％以下であり、より一層好ましくは０．５％以下である。
［Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下］
　Ｃｕ（銅）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して局部伸びの更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｕを含有させてもよい。Ｃｕを含有させる場合、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｃｕが粒界に偏析する影響を考慮すると、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｃｕの含有量は、２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．８０％以下であり、更に好ましくは０．５０％以下である。
［Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下］
　Ｃｏ（コバルト）は、最終的に得られる浸炭部材において、焼入れ性を高める効果を持つ元素であるとともに、浸炭用鋼板においては、フェライトの結晶粒を微細化して局部伸びの更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｃｏを含有させてもよい。Ｃｏを含有させる場合、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｃｏの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｃｏが粒界に偏析する影響を考慮すると、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｃｏの含有量は、２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｏの含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。
［Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下］
　Ｎｂ（ニオブ）は、結晶粒を微細化して局部伸びの更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｎｂを含有させてもよい。Ｎｂを含有させる場合、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０３５％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｎｂの含有量は、０．１５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．１２０％以下であり、更に好ましくは０．１００％以下であり、より一層好ましくは０．０５０％以下である。
［Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下］
　Ｖ（バナジウム）は、フェライトの結晶粒を微細化して局部伸びの更なる向上に寄与する元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、Ｖを含有させてもよい。Ｖを含有させる場合、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｖの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、炭化物や窒化物の生成の影響を考慮すると、局部伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｖの含有量は、１．０％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．８０％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下であり、より一層好ましくは０．０５０％以下である。
［Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下］
　Ｂ（ホウ素）は、フェライトの粒界に偏析することで粒界の強度を向上させて、均一伸びを更に向上させる元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板では、必要に応じて、Ｂを含有させてもよい。Ｂを含有させる場合、均一伸びの更なる向上効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｂを０．０１％を超えて含有させたとしても、上記のような均一伸びの更なる向上効果は飽和するため、Ｂの含有量は、０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．００７５％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下であり、より一層好ましくは０．００３０％以下である。
［Ｓｎ：１．０％以下］
　Ｓｎ（スズ）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、１．０％を上限としてＳｎを含有させてもよい。Ｓｎの含有量は、より好ましくは、０．５％以下である。
［Ｗ：１．０％以下］
　Ｗ（タングステン）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、１．０％を上限としてＷを含有させてもよい。Ｗの含有量は、より好ましくは、０．５％以下である。
［Ｃａ：０．０１％以下］
　Ｃａ（カルシウム）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、０．０１％を上限としてＣａを含有させてもよい。Ｃａの含有量は、より好ましくは０．００５％以下である。
［ＲＥＭ：０．３％以下］
　ＲＥＭ（希土類金属）は、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化する作用をなす元素である。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、必要に応じて、０．３％を上限としてＲＥＭを含有させてもよい。
　なお、ＲＥＭは、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）及びランタノイド系列の元素からなる合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は、上記元素の合計量を意味する。ＲＥＭは、ミッシュメタルを用いて含有させる場合が多いが、Ｌａ（ランタン）やＣｅ（セリウム）の他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有させる場合がある。かかる場合も、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、焼入れ性及び成形性のみならず、延性にも優れるという効果を発揮する。また、金属ＬａやＣｅなどの金属ＲＥＭを含有させたとしても、本実施形態に係る浸炭用鋼板は、優れた延性を示す。
［残部：Ｆｅ及び不純物］
　板厚中央部の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから、及び／又は、製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係る浸炭用鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板の有する化学成分について、詳細に説明した。
＜浸炭用鋼板のミクロ組織について＞
　次に、本実施形態に係る浸炭用鋼板を構成するミクロ組織について、詳細に説明する。
　本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織は、実質的に、フェライトと炭化物とで構成される。より詳細には、本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、フェライトの面積率は、例えば８５～９５％の範囲内であり、炭化物の面積率は、例えば５～１５％の範囲内であって、かつ、フェライトと炭化物の合計面積率が１００％を超えないように構成される。
　上記のようなフェライト及び炭化物の面積率は、浸炭用鋼板の幅方向に垂直な断面を観察面として採取したサンプルを用いて測定する。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ～２５ｍｍ程度で良い。サンプルは、観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。ナイタールエッチングした観察面の、板厚１／４位置（浸炭用鋼板の表面から鋼板の厚さ方向に鋼板の厚さの１／４の位置を意味する。）、板厚３／８位置、及び、板厚１／２位置の範囲を、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）で観察する。
　各サンプルの観察対象範囲について、２５００μｍ２の範囲を１０視野観察し、各視野において、視野面積中におけるフェライト及び炭化物の占める面積の割合を測定する。そして、フェライトの占める面積の割合の全視野での平均値、及び、炭化物の占める面積の割合の全視野での平均値を、それぞれ、フェライトの面積率、及び、炭化物の面積率とする。
　ここで、本実施形態に係るミクロ組織における炭化物は、主として、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）、及び、ε系炭化物（Ｆｅ２～３Ｃ）等の鉄系炭化物である。また、ミクロ組織における炭化物は、上述した鉄系炭化物に加えて、セメンタイト中のＦｅ原子をＭｎ、Ｃｒ等で置換した化合物や、合金炭化物（Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、ＭＣ等であり、Ｍは、Ｆｅ及びその他の金属元素であるか、又は、Ｆｅ以外の金属元素である。）を含むこともある。本実施形態に係るミクロ組織における炭化物は、そのほとんどが鉄系炭化物により構成される。そのため、上記のような炭化物について、以下で詳述するような個数に着目した場合、その個数は、上記のような各種炭化物の合計個数であってもよいし、鉄系炭化物のみの個数であってもよい。すなわち、以下で詳述するような炭化物の個数割合は、鉄系炭化物を含む各種炭化物を母集団とするものであってもよいし、鉄系炭化物のみを母集団とするものであってもよい。鉄系炭化物は、例えば、試料に対してディフラクション解析やＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて特定することができる。
　先だって説明したように、浸炭用鋼板の延性を向上させるためには、炭化物の個数密度を低減させ、更に、Ｔｉの含有によりフェライトの結晶粒を微細化することが重要である。
　延性は、上記のように、均一伸びと局部伸びとから構成される。従来、延性の二つの観点のうち、主として均一伸びを改善させる技術が各種提案されているが、複雑な形状の部品を成形するためには、均一伸びだけでなく、局部伸びも同時に向上させることが重要である。均一伸びと局部伸びとでは、改善に向けたミクロ組織制御指針が異なるため、本発明者らは、これら２種類の伸びを同時に改善可能な組織制御手段について、鋭意検討した。その結果、以下のような知見を得ることができた。
　まず、均一伸びを向上させるためには、引張変形中のボイドの発生を抑制することが有効である。引張変形では、硬質組織と軟質組織との界面からボイドが発生しやすく、浸炭用鋼板では、フェライトと炭化物との界面でボイドの発生が助長される。そのため、本発明者らは、鋭意検討した結果、炭化物の個数密度を低減させることでフェライトと炭化物との界面の総面積を減少させて、ボイドの発生を抑制することを見出した。
　次に、局部伸びの向上には、ボイドの連結を抑制することが重要であり、ボイドの連結抑制には、母相であるフェライトの細粒化が有効である。本発明者らは、細粒化により粒界が増加すると、炭化物とフェライトとの界面で発生したボイドが連結しにくくなるとの着想に至った。本発明者らは、かかる着想に基づき鋭意検討を重ねた結果、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下に制御することで、ボイドの連結を抑制することを見出した。
　以下、本実施形態に係る浸炭用鋼板を構成するミクロ組織の限定理由について、詳細に説明する。
［１０００μｍ２あたりの炭化物の個数：１００個以下］
　本実施形態における炭化物は、上記のように、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）及びε系炭化物（Ｆｅ２～３Ｃ）等の鉄系炭化物により主に構成される。本発明者らによる検討の結果、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数が１００個以下であれば、良好な均一伸びを得ることができることが明らかとなった。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼板において、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数は、１００個以下とする。ここで、以下に示す測定方法からも明らかなように、本実施形態における「１０００μｍ２あたりの炭化物の個数」は、浸炭用鋼板の板厚１／４位置において、１０００μｍ２の広さを有する任意の領域での炭化物の平均個数となっている。１０００μｍ２あたりの炭化物の個数は、好ましくは９０個以下である。なお、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数の下限は、特に限定するものではない。ただし、実操業において、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数を５個未満とすることは困難であるため、５個が実質的な下限となる。
［全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合：１０％以上］
　本発明者らによる検討の結果、全炭化物のうち、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が１０％以上であれば、良好な均一伸びを得ることができることが明らかとなった。全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が１０％未満である場合には、引張変形時に亀裂の発生が助長されて、良好な均一伸びを得ることができない。そのため、本実施形態に係る浸炭用鋼板においては、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を、１０％以上とする。全炭化物のうち、アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合は、均一伸びの更なる向上を目的として、好ましくは２０％以上である。全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合の上限は、特に限定するものではない。ただし、実操業において９８％以上とすることは困難であるため、９８％が実質的な上限となる。
［炭化物の平均円相当直径：５．０μｍ以下］
　本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、炭化物の平均円相当直径は、５．０μｍ以下である必要がある。炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超える場合には、引張変形時に割れが発生し、良好な均一伸びを得ることができない。炭化物の平均円相当直径が小さい程、均一伸びは良好であり、炭化物の平均円相当直径は、好ましくは１．０μｍ以下である。炭化物の平均円相当直径の下限は、特に限定するものではない。ただし、実操業において、炭化物の平均円相当直径を０．０１μｍ以下とすることは困難であるため、０．０１μｍが実質的な下限となる。
［フェライトの平均結晶粒径：１０μｍ以下］
　本実施形態に係る浸炭用鋼板のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径は、１０μｍ以下である必要がある。フェライトの平均結晶粒径が１０μｍを超える場合には、引張変形時に亀裂の伸展が助長されて、良好な局部伸びを得ることができない。フェライトの平均結晶粒径が小さい程、局部伸びは良好であり、フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは８．０μｍ以下である。フェライトの平均結晶粒径の下限は、特に限定するものではない。ただし、実操業において、フェライトの平均結晶粒径を０．１μｍ以下とすることは困難であるため、０．１μｍが実質的な下限となる。
　続いて、ミクロ組織における炭化物の個数及び個数割合、炭化物の平均円相当直径、並びに、フェライトの平均結晶粒径の測定方法について、詳細に説明する。
　まず、浸炭用鋼板からその表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ程度で良い。断面を研磨及び腐食して、炭化物の個数密度、アスペクト比、平均円相当直径、及び、フェライトの平均結晶粒径を測定する。研磨は、例えば、粒度６００から粒度１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒径が１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して、鏡面に仕上げれば良い。腐食は、炭化物とフェライトとの界面、又は、フェライト粒界を優先的に腐食する手法であれば、特に制限されるものではなく、例えば、３％硝酸－アルコール溶液によるエッチングを行っても良いし、炭化物と地鉄の粒界を腐食する手段として、非水溶媒系電解液による定電位電解エッチング法（黒澤文夫ら、日本金属学会誌、４３、１０６８、（１９７９））等により、地鉄を数マイクロメートル程度除去して炭化物のみを残存させる方法を採用してもよい。
　炭化物の個数密度は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、２５００μｍ２の範囲を、板圧方向に２０μｍ、圧延方向に５０μｍの範囲を撮影し、画像解析ソフト（例えば、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製　ＩＭａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ）を用いて、撮影した視野における炭化物の個数を測定する。同様の解析を５視野で行い、５視野の平均値を、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数とする。
　炭化物のアスペクト比の算出は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、２５００μｍ２の範囲を観察して行う。観察した視野に含まれる全ての炭化物について、長軸と短軸を測定してアスペクト比（長軸／短軸）を算出し、その平均値を求める。上記観察を５視野で実施し、５視野の平均値を、サンプルの炭化物のアスペクト比とする。得られた炭化物のアスペクト比を参考に、アスペクト比が２．０以下である炭化物の全個数と、上記５視野中に存在した炭化物の合計数と、から、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を算出する。
　炭化物の平均円相当直径は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、６００μｍ２の範囲を４視野撮影することで行う。各視野について、画像解析ソフト（例えば、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製　ＩＭａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ）を用いて、写り込んだ炭化物の長軸と短軸をそれぞれ測定する。視野中の各炭化物について、得られた長軸と短軸の平均値を当該炭化物の直径とし、視野中に写り込んだ炭化物の全てについて、得られた直径の平均値を算出する。このようにして得られた、４視野における炭化物の直径の平均値を更に視野数で平均して、炭化物の平均円相当直径とする。
　フェライトの平均結晶粒径は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置を、２５００μｍ２の範囲を撮影し、得られた画像に対して線分法を適用して算出する。
　以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板が有するミクロ組織について、詳細に説明した。
＜浸炭用鋼板の板厚について＞
　本実施形態に係る浸炭用鋼板の板厚については、特に限定するものではないが、例えば、２ｍｍ以上とすることが好ましい。浸炭用鋼板の板厚を２ｍｍ以上とすることで、コイル幅方向の板厚差をより小さくすることが可能となる。浸炭用鋼板の板厚は、より好ましくは、２．３ｍｍ以上である。また、浸炭用鋼板の板厚は、特に限定するものではないが、６ｍｍ以下とすることが好ましい。浸炭用鋼板の板厚を６ｍｍ以下とすることで、プレス成形時の荷重を低くして、部品への成形をより容易なものとすることができる。浸炭用鋼板の板厚は、より好ましくは、５．８ｍｍ以下である。
　以上、本実施形態に係る浸炭用鋼板について、詳細に説明した。
（浸炭用鋼板の製造方法について）
　次に、以上説明したような本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造するための方法について、詳細に説明する。
　以上説明したような本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造するための製造方法は、（Ａ）先だって説明したような化学組成を有する鋼材を用いて、所定の条件に則して熱間圧延鋼板を製造する熱間圧延工程と、（Ｂ）得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、所定の熱処理条件に則して、第一段階目の焼鈍処理を施す第一焼鈍工程と、（Ｃ）第一焼鈍工程を経た鋼板に対して、所定の熱処理条件に則して、第二段階目の焼鈍処理を施す第二焼鈍工程と、（Ｄ）第二焼鈍工程での焼鈍後の鋼板を、所定の冷却条件に則して冷却する冷却工程と、を含む。
　以下、上記の熱間圧延工程、第一焼鈍工程、第二焼鈍工程、及び、冷却工程について、詳細に説明する。
＜熱間圧延工程について＞
　以下で詳述する熱間圧延工程は、所定の化学組成を有する鋼材を用いて、所定の条件に則して熱間圧延鋼板を製造する工程である。
　ここで、熱間圧延に供する鋼片（鋼材）は、常法で製造した鋼片であればよく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスター等の一般的な方法で製造した鋼片を用いることができる。
　より詳細には、先だって説明したような化学組成を有する鋼材を用い、かかる鋼材を加熱して熱間圧延に供し、熱間仕上圧延を、８００℃以上９２０℃未満の温度域で終了した後、熱間仕上圧延終了時の温度から冷却停止温度までの温度域を５０℃／ｓ以上２５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却して、７００℃以下の温度で巻取り熱間圧延鋼板とする。
［熱間仕上圧延の圧延温度：８００℃以上９２０℃未満］
　本実施形態に係る熱間圧延工程では、熱間仕上圧延の圧延を、８００℃以上の圧延温度で行う必要がある。熱間仕上圧延時の圧延温度（すなわち、仕上圧延温度）が８００℃未満となって低温化した場合には、フェライト変態開始温度も低下するため、析出する炭化物が粗大化してしまい、均一伸びが劣化する。従って、本実施形態に係る熱間圧延工程では、仕上圧延温度を８００℃以上とする。仕上圧延温度は、好ましく８３０℃以上である。一方、仕上圧延温度が９２０℃以上となった場合には、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、フェライトの各生成サイトが減少した結果、フェライト粒の粗大化を招き、局部伸びが劣化する。従って、本実施形態に係る熱間圧延工程では、仕上圧延温度を９２０℃未満とする。仕上圧延温度は、好ましくは９００℃未満である。
［熱間仕上圧延終了後の平均冷却速度：５０℃／ｓ以上２５０℃／ｓ以下］
　本実施形態に係る熱間圧延工程では、熱間仕上圧延終了後に、鋼板を５０℃／ｓ以上２５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が５０℃／ｓ未満である場合には、オーステナイトの粒成長が進みすぎて、フェライトの細粒化効果を得ることができなくなり、局部伸びの劣化を招く。熱間仕上圧延後の平均冷却速度は、好ましくは６０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１００℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が２５０℃／ｓを超える場合には、フェライトへの変態が抑制され、浸炭用鋼板において、フェライトの結晶粒径を１０μｍ以下に制御することが難しくなる。熱間仕上圧延後の平均冷却速度は、好ましくは、１７０℃／ｓ以下である。
［巻取り温度：７００℃以下］
　製造する浸炭用鋼板のミクロ組織を、先だって説明したようなミクロ組織に制御するためには、後段の焼鈍工程（より詳細には、球状化焼鈍）に供される前の鋼板組織（熱延鋼板）を、主として、面積率で１０％以上８０％以下のフェライトと、面積率で１０％以上６０％以下のパーライトとを、面積率の合計が１００％以下となるように含有し、残部は、ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの少なくとも何れかから構成されることが好ましい。
　本実施形態に係る熱間圧延工程において、巻取り温度が７００℃を超える場合には、フェライト変態が過度に促進する結果パーライトの生成が抑制されてしまい、焼鈍後の浸炭用鋼板において、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を１０％以上に制御することが困難となる。そのため、本実施形態に係る熱間圧延工程では、巻取り温度の上限を７００℃とする。本実施形態に係る熱間圧延工程の巻取り温度について、下限は特に規定するものではない。ただし、実操業上、室温以下で巻き取ることは困難であるため、室温が実質的な下限となる。本実施形態に係る熱間圧延工程の巻取り温度は、後段の焼鈍工程後での炭化物の個数密度をより低減させるという観点から、４００℃以上であることが好ましい。
　なお、上記のような熱間圧延工程で巻き取った鋼板（熱間圧延鋼板）を巻き戻して酸洗し、冷間圧延を施してもよい。酸洗により鋼板表面の酸化物を除去することで、穴広げ性の更なる向上などを図ることができる。なお、酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。冷間圧延は、通常の圧下率（例えば、３０～９０％）で行う冷間圧延でよい。熱間圧延鋼板及び冷間圧延鋼板には、熱間圧延及び冷間圧延されたままのもの以外にも、通常の条件で調質圧延を施した鋼板も含まれる。
　本実施形態に係る熱間圧延工程では、以上のようにして、熱間圧延鋼板が製造される。製造された熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、更に、以下で詳述するような２つの焼鈍工程により、特定の焼鈍処理を施すとともに、以下で詳述するような冷却工程により、特定の冷却処理を施すことで、本実施形態に係る浸炭用鋼板を得ることができる。
＜第一焼鈍工程について＞
　以下で詳述する第一焼鈍工程は、上記の熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板に対して、加熱温度がＡｃ１点以下となる特定の熱処理条件に則して、一段目の焼鈍処理（球状化焼鈍処理）を施す工程である。
　より詳細には、本実施形態に係る第一焼鈍工程では、上記のようにして得られた熱間圧延鋼板、又は、熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した焼鈍雰囲気にて、１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１０１）で定義されるＡｃ１点以下の温度域まで加熱し、Ａｃ１点以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する。
　ここで、下記式（１０１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合はゼロを代入するものとする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
［焼鈍雰囲気：窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した雰囲気］
　上記のような第一焼鈍工程において、焼鈍雰囲気は、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した雰囲気とする。窒素濃度が体積分率で２５％以上となる場合には、鋼板中に粗大な炭窒化物が形成し、均一伸びの劣化を招くため、好ましくない。かかる窒素濃度は、低ければ低いほど望ましい。ただし、窒素濃度を体積分率で１％以下に制御することは、コスト上不利であるため、体積分率１％が実質的な下限となる。
　雰囲気ガスは、例えば、窒素、水素等のガス、又は、アルゴン等の不活性ガスの中から少なくとも一種を適宜選択し、焼鈍工程に用いる加熱炉内の窒素濃度が所望の濃度となるように、上記の各種ガスを用いればよい。また、少量であれば、雰囲気ガスに酸素等のガスが含まれても問題ない。また、雰囲気ガスは、水素濃度が高いほど好ましく、例えば水素濃度を６０％以上とすることにより、焼鈍装置内の熱伝導性を高めることができ、製造コストを削減することができる。より具体的には、焼鈍雰囲気として、水素濃度を体積分率で９５％以上とし、残部を窒素としてもよい。加熱炉内の雰囲気ガスは、例えば、上述したガスを導入しつつ加熱炉内のガス濃度を適宜計測することにより、制御することが可能である。
［平均加熱速度：１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下］
　本実施形態に係る第一焼鈍工程では、平均加熱速度を、１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下として、上記式（１０１）で定めるＡＣ１点以下の温度域まで加熱する必要がある。平均加熱速度が１℃／ｈ未満である場合には、炭化物の粗大化が助長されてしまい、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、均一伸びが劣化する。第一焼鈍工程における平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｈ以上である。一方、平均加熱速度が１００℃／ｈを超える場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を１０％以上に制御することが困難となる。第一焼鈍工程における平均加熱速度は、好ましくは、９０℃／ｈ以下である。
［加熱温度：Ａｃ１点以下］
　また、上記のように、本実施形態に係る第一焼鈍工程における加熱温度は、上記式（１０１）で定めるＡｃ１点以下とする必要がある。加熱温度がＡｃ１点を超える場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を１０％以上に制御することが困難となる。なお、第一焼鈍工程における加熱温度の温度域の下限は、特に規定するものではない。ただし、加熱温度の温度域が６００℃未満であると、第一焼鈍処理における保持時間が長くなり、製造コストが不利になる。そのため、加熱温度の温度域は、６００℃以上とすることが好ましい。炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る第一焼鈍工程における加熱温度の温度域は、６３０℃以上とすることがより好ましい。また、炭化物の状態をより適切に制御するために、本実施形態に係る第一焼鈍工程における加熱温度の温度域は、６７０℃以下とすることがより好ましい。
［保持時間：Ａｃ１点以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下］
　本実施形態に係る第一焼鈍工程において、上記のようなＡｃ１点以下（好ましくは、６００℃以上Ａｃ１点以下）の温度域を、１ｈ以上１００ｈ以下保持する必要がある。保持時間が１ｈ未満である場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を１０％以上に制御することが困難となる。本実施形態に係る第一焼鈍工程におけるＡｃ１点以下（好ましくは、６００℃以上Ａｃ１点以下）の温度域の保持時間は、好ましくは１０ｈ以上である。一方、Ａｃ１点以下（好ましくは、６００℃以上Ａｃ１点以下）の温度域の保持時間が１００ｈを超える場合には、炭化物の粗大化が助長されてしまい、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、均一伸びが劣化する。本実施形態に係る第一焼鈍工程におけるＡｃ１点以下（好ましくは、６００℃以上Ａｃ１点以下）の温度域の保持時間は、好ましくは、９０ｈ以下である。
　以上説明したような第一焼鈍工程に続いて、以下で詳述する第二焼鈍工程が実施される。ここで、第一焼鈍工程と、第二焼鈍工程と、の間の時間間隔は、なるべく短くすることが好ましく、隣り合うように設けられた２つの加熱炉を使用するなどして、第一焼鈍工程及び第二焼鈍工程を連続して行うことが、より好ましい。
＜第二焼鈍工程について＞
　以下で詳述する第二焼鈍工程は、上記の第一焼鈍工程を経た鋼板に対し、加熱温度がＡｃ１点超となる特定の熱処理条件に則して、二段目の焼鈍処理（球状化焼鈍処理）を施す工程である。
　より詳細には、本実施形態に係る第二焼鈍工程は、上記のような第一焼鈍工程を経た鋼板を、１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、上記式（１０１）で定義されるＡｃ１点超７９０℃以下の温度域まで加熱し、Ａｃ１点超７９０℃以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する工程である。ここで、第二焼鈍工程における焼鈍雰囲気の条件は、第一焼鈍工程における焼鈍雰囲気と同じ条件とすればよい。
［平均加熱速度：１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下］
　本実施形態に係る第二焼鈍工程では、平均加熱速度を、１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下として、上記式（１０１）で定めるＡｃ１点超７９０℃以下の温度域まで加熱する必要がある。平均加熱速度が１℃／ｈ未満である場合には、炭化物の粗大化が助長されてしまい、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、均一伸びが劣化する。第二焼鈍工程における平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｈ以上である。一方、平均加熱速度が１００℃／ｈを超える場合には、炭化物の球状化が十分に促進されずに、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を１０％以上に制御することが困難となる。第二焼鈍工程における平均加熱速度は、好ましくは、９０℃／ｈ以下である。
［加熱温度：Ａｃ１点超７９０℃以下］
　また、上記のように、本実施形態に係る第二焼鈍工程における加熱温度は、上記式（１０１）で定めるＡｃ１点超７９０℃以下である必要がある。加熱温度がＡｃ１点以下である場合には、炭化物の溶解が十分進まずに、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数を１００個以下に制限することができなくなる。ここで、第二焼鈍工程における加熱温度は、より高い方が炭化物の溶解は促進されるものの、第二焼鈍工程における加熱温度が７９０℃を超える場合には、第一焼鈍工程において球状化させた炭化物が溶解してしまい、全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合を１０％以上に制御することが難しくなる。従って、本実施形態に係る第二焼鈍工程において、加熱温度は、７９０℃以下とする。第二焼鈍工程における加熱温度は、好ましくは７８０℃以下である。
［保持時間：Ａｃ１点超７９０℃以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下］
　本実施形態に係る第二焼鈍工程において、上記のようなＡｃ１点超７９０℃以下の温度域を、１ｈ以上１００ｈ以下保持する必要がある。保持時間が１ｈ未満である場合には、炭化物の溶解が十分進まずに、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数を１００個以下に制限することができなくなる。Ａｃ１点超７９０℃以下の温度域の保持時間は、好ましくは１０ｈ以上である。一方、Ａｃ１点超７９０℃以下の温度域の保持時間が１００ｈを超える場合には、炭化物の粗大化が助長されてしまい、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、均一伸びが劣化する。Ａｃ１点超７９０℃以下の温度域の保持時間は、好ましくは、９０ｈ以下である。
＜冷却工程について＞
　以下で詳述する冷却工程は、第二焼鈍工程の焼鈍後の鋼板を、特定の冷却条件に則して冷却する工程である。
　より詳細には、本実施形態に係る冷却工程では、第二焼鈍工程での焼鈍後の鋼板に対して、第二焼鈍工程での焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする冷却を施す。
［冷却条件：１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却］
　本実施形態に係る冷却工程では、第二焼鈍工程における保持終了後の鋼板を、１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。平均冷却速度が１℃／ｈ未満である場合には、炭化物の粗大化が助長されてしまい、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、均一伸びが劣化する。平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｈ以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／ｈを超える場合には、炭化物の溶解が十分進まずに、１０００μｍ２あたりの炭化物の個数を１００個以下に制限することができなくなる。平均冷却速度は、好ましくは９０℃／ｈ以下である。
　また、冷却停止温度が５５０℃を超える場合には、炭化物の粗大化が助長されてしまい、炭化物の平均円相当直径が５．０μｍを超えて、均一伸びが劣化する。従って、本実施形態に係る冷却工程において、冷却停止温度は、５５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは５００℃である。なお、冷却停止温度の下限は、特に規定するものではない。ただし、室温以下まで冷却することは、実操業上困難であるため、室温が実質的な下限となる。また、５５０℃未満の温度域における平均冷却速度は、特に規定するものではなく、任意の平均冷却速度で冷却を施せばよい。
　以上、本実施形態に係る第一焼鈍工程、第二焼鈍工程及び冷却工程について、詳細に説明した。
　以上説明したような熱間圧延工程、第一焼鈍工程、第二焼鈍工程及び冷却工程を実施することで、先だって説明したような、本実施形態に係る浸炭用鋼板を製造することができる。
　なお、以上説明したような熱間圧延工程の後、第一焼鈍工程を実施する前に、熱間圧延後の鋼板に対して、保持工程の一例としてのクラスター化処理を施すことが好ましい。クラスター化処理は、フェライト結晶粒内に固溶する炭素の凝集体（クラスター）を形成させるための処理である。かかる炭素の凝集体（クラスター）は、フェライトの結晶粒内において数原子の炭素が凝集したものであり、炭化物の前駆体として機能する。かかるクラスター化処理は、熱間圧延後の鋼板を、例えば、大気中、４０℃以上７０℃以下の温度域で、７２ｈ以上３５０ｈ以下保持することで行われる。このような炭素の凝集体を形成させることで、後段の焼鈍工程において炭化物の形成がより促進される。その結果、焼鈍後の鋼板において転移の易動度をより向上させて、焼鈍後の鋼板の成形性をより向上させることができる。
　かかるクラスター化処理において、保持温度が４０℃未満である場合、又は、保持時間が７２ｈ未満である場合には、炭素の拡散が起こりにくいために、クラスター化が促進されない可能性がある。一方、保持温度が７０℃を超える場合、又は、保持時間が３５０ｈを超える場合には、クラスター化が促進され過ぎて凝集状態から炭化物への遷移が起こりやすくなり、第一焼鈍工程及び第二焼鈍工程において炭化物のサイズが大きくなりすぎて、成形性が低下する可能性が高くなる。
　また、以上のようにして得られた浸炭用鋼板に対して、例えば、後工程として冷間加工が施され得る。また、冷間加工された上記の浸炭用鋼板に対しては、例えば、炭素ポテンシャルが０．４～１．０質量％の範囲で、浸炭熱処理が施され得る。浸炭熱処理の条件は、特に限定されるものではなく、所望の特性が得られるように適宜調整することが可能である。例えば、浸炭用鋼板をオーステナイト単相域温度まで加熱し、浸炭処理した後、そのまま室温まで冷却してもよいし、一旦室温まで冷却した後に、再加熱し、急速冷却してもよい。更に、強度の調整を目的として、部材の全て又は一部に対して、焼き戻し処理を施してもよい。また、防錆効果を得ることを目的として、鋼板表面にめっきを施してもよいし、疲労特性の向上を目的として、鋼板表面にショットピーニングを施してもよい。
　次に、本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（試験例１）
　以下の表１に示す化学組成を有する鋼材を、以下の表２に示す条件で熱間圧延（及び冷間圧延）した後、焼鈍を施して、浸炭用鋼板を得た。本試験例では、熱間圧延工程と第一焼鈍工程との間で、上記のクラスター化処理は実施しなかった。なお、以下の表１及び表２において、下線は、本発明の範囲外であることを示す。また、以下の表２に示した「冷却工程」における「平均冷却速度」は、第二焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
 
　得られた浸炭用鋼板のそれぞれについて、（１）炭化物の個数密度、（２）全炭化物のうちアスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合、（３）炭化物の平均円相当直径、及び、（４）フェライトの平均結晶粒径について、先だって説明した方法により測定した。
　また、得られたそれぞれの浸炭用鋼板の均一伸び及び局部伸びを評価するために、引張試験を実施した。引張試験は、鋼板の表裏面を同量ずつ研削して、板厚を２ｍｍとした後、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の試験方法に従って実施し、引張強度、均一伸び、局部伸びを測定した。なお、降伏点伸び発生した場合は、均一伸びから降伏点伸びを差し引いた数値を、均一伸びとした。
　また、参考として、浸炭後の焼入れ性を表す指標である理想臨界直径を算出した。理想臨界直径Ｄｉは、鋼板の成分から算出される指標であり、Ｇｒｏｓｓｍａｎｎ／Ｈｏｌｌｏｍｏｎ，Ｊａｆｆｅの方法を用いて以下の式（２０１）に従って算出することができる。理想臨界直径Ｄｉの値が大きいほど、焼入れ性に優れることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　本試験例では、浸炭用鋼板の引張強度×均一伸び（ＭＰａ・％）が６５００以上であり、かつ、引張強度×局部伸び（ＭＰａ・％）が７０００以上である場合を、延性に優れるとして、「実施例」とした。
　以下の表３に、得られたそれぞれの浸炭用鋼板のミクロ組織及び特性を、まとめて示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
  
　上記表３から明らかなように、本発明の実施例に該当する浸炭用鋼板は、引張強度×均一伸び（ＭＰａ・％）が６５００以上となり、かつ、引張強度×局部伸び（ＭＰａ・％）が７０００以上となり、優れた延性を有していることが明らかとなった。また、参考として記載した理想臨界直径も５以上となり、本発明の実施例に該当する浸炭用鋼板は、優れた焼入れ性も兼ね備えていることがわかる。
　一方、上記表３から明らかなように、本発明の比較例に該当する浸炭用鋼板は、引張強度×均一伸び、及び、引張強度×局部伸びの少なくとも何れかが基準値未満となり、優れた延性を有していないことが明らかとなった。
（試験例２）
　以下の表４に示す化学組成を有する鋼材を、以下の表５に示す条件で熱間圧延（及び冷間圧延）した後、焼鈍を施して、浸炭用鋼板を得た。本試験例では、熱間圧延工程と第一焼鈍工程との間で、上記のクラスター化処理を実施した浸炭用鋼板と、実施しなかった浸炭用鋼板とのそれぞれについて、検証を行った。なお、以下の表５に示した「冷却工程」における「平均冷却速度」は、第二焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度である。また、クラスター化処理は、熱間圧延後の鋼板を、大気中、５５℃で１０５時間保持することで実施した。以下の表５から明らかなように、クラスター化処理の有無以外は、ほぼ同じ条件となるように、各処理工程を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　得られた浸炭用鋼板のそれぞれについて、上記試験例１と同様に各種評価を行った。また、本試験例では、ミクロ組織中の炭化物について、試験例１における項目に加えて、炭化物の平均円相当直径の最大値、最小値、最大値と最小値の差のそれぞれについても測定した。また、本試験例では、得られたそれぞれの浸炭用鋼板の冷間加工性を評価するために、試験例１における評価項目に加えて、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（金属材料の穴広げ試験方法）に則して、穴広げ試験を行った。穴広げ率は、得られたそれぞれの浸炭用鋼板の任意の位置から試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に規定されている試験方法及び計算式に従って、算出した。本試験例では、得られた穴広げ率が８０％以上である場合を極限変形能に優れるとして、「実施例」とした。
　以下の表６に、得られたそれぞれの浸炭用鋼板のミクロ組織及び特性を、まとめて示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　上記表６から明らかなように、熱間圧延工程と第一焼鈍工程との間にクラスター化処理を実施することで、得られた炭化物の大きさが均一化し、クラスター化処理を施した浸炭用鋼板の穴広げ率が一層向上していることがわかる。
　以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以上０．３０％未満
    　Ｓｉ：０．００５％以上０．５％未満
    　Ｍｎ：０．０１％以上３．０％未満
    　Ｐ：０．１％以下
    　Ｓ：０．１％以下
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上３．０％以下
    　Ｎ：０．２％以下
    　Ｔｉ：０．０１０％以上０．１５０％以下
    を含有し、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、
    　１０００μｍ２あたりの炭化物の個数が、１００個以下であり、
    　アスペクト比が２．０以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して１０％以上であり、
    　炭化物の平均円相当直径が、５．０μｍ以下であり、
    　フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ以下である、浸炭用鋼板。
  2. 　残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
    　Ｃｒ：０．００５％以上３．０％以下
    　Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下
    　Ｎｉ：０．０１０％以上３．０％以下
    　Ｃｕ：０．００１％以上２．０％以下
    　Ｃｏ：０．００１％以上２．０％以下
    　Ｎｂ：０．０１０％以上０．１５０％以下
    　Ｖ：０．０００５％以上１．０％以下
    　Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下
    の１種又は２種以上を更に含有する、請求項１に記載の浸炭用鋼板。
  3. 　残部のＦｅの一部に換えて、質量％で、
    　Ｓｎ：１．０％以下
    　Ｗ：１．０％以下
    　Ｃａ：０．０１％以下
    　ＲＥＭ：０．３％以下
    の１種又は２種以上を更に含有する、請求項１又は２に記載の浸炭用鋼板。
  4. 　請求項１～３の何れか１項に記載の浸炭用鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１～３の何れか１項に記載の化学組成を有する鋼材を加熱し、熱間仕上圧延を、８００℃以上９２０℃未満の温度域で終了した後、熱間仕上圧延終了時の温度から冷却停止温度までの温度域を５０℃／ｓ以上２５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却して、７００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程により得られた鋼板、又は、前記熱間圧延工程後に冷間圧延が施された鋼板を、窒素濃度を体積分率で２５％未満に制御した焼鈍雰囲気にて、１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ１点以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ１点以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する第一焼鈍工程と、
    　前記第一焼鈍工程を経た鋼板を、前記１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下の平均加熱速度で、下記式（１）で定義されるＡｃ１点超７９０℃以下の温度域まで加熱し、当該Ａｃ１点超７９０℃以下の温度域で１ｈ以上１００ｈ以下保持する第二焼鈍工程と、
    　前記第二焼鈍工程での焼鈍後の鋼板に対して、前記第二焼鈍工程での焼鈍終了時の温度から５５０℃までの温度域における平均冷却速度を１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とする
    冷却を施す冷却工程と、
    を含む、浸炭用鋼板の製造方法。
    　ここで、下記式（１）において、［Ｘ］との表記は、元素Ｘの含有量（単位：質量％）を表し、該当する元素を含有しない場合はゼロを代入するものとする。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  5. 　前記熱間圧延工程と前記第一焼鈍工程との間に、前記熱間圧延工程により得られた鋼板を、大気中、４０℃以上７０℃以下の温度で、７２ｈ以上３５０ｈ以下保持する保持工程を更に含む、請求項４に記載の浸炭用鋼板の製造方法。
     
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WO (1) WO2019044971A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109881103A (zh) * 2019-03-19 2019-06-14 潍坊工程职业学院 一种风电塔筒用法兰材料及其制备方法

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101988771B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-30 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성 및 길이방향 강도 균일성이 우수한 강판 및 그 제조방법
CN113416894B (zh) * 2021-05-25 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 一种m65级电阻焊石油套管及其制造方法
CN115404398A (zh) * 2021-05-26 2022-11-29 拓普特(常州)机械有限公司 一种新型钢架的制备方法
CN113403535B (zh) * 2021-05-31 2022-05-20 北京首钢股份有限公司 一种车厢板用热轧带钢及其制备方法
CN113403568A (zh) * 2021-06-01 2021-09-17 温岭市云福热处理厂 一种低碳钢及其热处理工艺
CN115044834A (zh) * 2022-06-20 2022-09-13 西王金属科技有限公司 一种低合金高强度钢及制备方法
CN117344232B (zh) * 2022-06-29 2025-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种490MPa级心部高疲劳强度的厚钢板及其制造方法
CN117026084B (zh) * 2023-08-22 2024-11-05 青岛新力通工业有限责任公司 一种耐热合金及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013018999A (ja) * 2011-07-07 2013-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷鍛窒化用鋼材
WO2016148037A1 (ja) * 2015-03-13 2016-09-22 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
WO2016190370A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56153217A (en) 1980-04-30 1981-11-27 Nippon Gakki Seizo Kk Measuring device for reverberation characteristic
JP3094856B2 (ja) 1995-08-11 2000-10-03 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性肌焼き用鋼
TW514291U (en) 2001-12-26 2002-12-11 Shin-Jeng Tu Improved structure of poster rack
JP5765092B2 (ja) * 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN103842545A (zh) * 2011-09-28 2014-06-04 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP6143355B2 (ja) 2013-10-22 2017-06-07 株式会社神戸製鋼所 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板
ES2750615T3 (es) * 2014-03-07 2020-03-26 Nippon Steel Corp Chapa de acero de medio/alto contenido en carbono y método para la fabricación de la misma
JP6177754B2 (ja) 2014-11-18 2017-08-09 株式会社神戸製鋼所 打抜き性と結晶粒粗大化防止特性に優れた浸炭用鋼板および機械構造部品
CN107250415B (zh) * 2015-04-10 2019-10-01 日本制铁株式会社 成形时的冷加工性优良的钢板及其制造方法
KR102029566B1 (ko) * 2015-05-26 2019-10-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
BR112017025030A2 (ja) * 2015-05-26 2018-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation A steel plate and a manufacturing method for the same
BR112017025756A2 (ja) * 2015-06-17 2018-08-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation A steel plate and a manufacturing method
JP6450652B2 (ja) 2015-06-18 2019-01-09 スズキ株式会社 ウインドウレギュレータ

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013018999A (ja) * 2011-07-07 2013-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷鍛窒化用鋼材
WO2016148037A1 (ja) * 2015-03-13 2016-09-22 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
WO2016190370A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3517648A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109881103A (zh) * 2019-03-19 2019-06-14 潍坊工程职业学院 一种风电塔筒用法兰材料及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
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