CN103764862A

CN103764862A - 中碳钢板、淬火构件以及它们的制造方法

Info

Publication number: CN103764862A
Application number: CN201280043433.4A
Authority: CN
Inventors: 竹田健悟; 冢野保嗣; 荒牧高志
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-09-09
Filing date: 2012-09-07
Publication date: 2014-04-30
Anticipated expiration: 2032-09-07
Also published as: WO2013035848A1; JPWO2013035848A1; KR101600723B1; JP5660220B2; KR20140044925A; CN103764862B

Abstract

一种中碳钢板，以质量%计，含有C：0.10～0.80%、Si：0.01～0.3%、Mn：0.3～2.0%、P：0.001～0.03%、S：0.0001～0.01%、Al：0.001～0.10%、N：0.001～0.01%，碳化物的平均径为0.4μm以下，所述碳化物的平均径的1.5倍以上的大小的碳化物的个数比例相对于所述碳化物的总数为30%以下，所述碳化物的球状化率为90%以上，平均铁素体粒径为10μm以上，抗拉强度TS为550MPa以下。

Description

中碳钢板、淬火构件以及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及冷加工性、特别是冷锻造性优异的中碳钢板以及其制造方法。另外，本发明涉及通过将该中碳钢板成形后淬火而得到的构件（淬火构件）以及其制造方法。

本申请基于在2011年9月9日在日本申请的专利申请2011-197044号要求优先权，将其内容援引到本申请中。

背景技术

链（chain）、齿轮、离合器、锯、刀具等的构件要求耐磨损性以及耐疲劳性，因此需要通过淬火来提高构件的强度（特别是表面的强度）。

以往，上述构件，是通过热锻造对含有0.2质量%以下的C的钢（钢板、钢块）进行成形，并通过渗碳和高频淬火来提高构件表面的强度从而制造出来的。在这样的构件的制造方法中，为了确保热锻造时的可加工性，C量被降低至0.2质量%，为了补偿由低C所致的淬火性的不足，通过渗碳来提高构件的表面的碳浓度。

近年来，以CO₂削减、成本削减为目的，节能的社会需求在提高，需求能够在更低温以更短时间且更少的工序数的条件来制造具有充分强度的构件的制造方法。

为了对应于这样的需求，例如，可以考虑将热锻造之类的热成形变更为冷锻造之类的冷成形、或提高成形前的钢板中的碳浓度（淬火性）从而省略渗碳。该情况下，需要即使提高钢板的C量也能得到充分的冷加工性的中碳钢板。特别是近年来加工技术发达，对钢板可采用加工度比以往高的成形法，因此对钢不但要求软质、容易变形（低的变形阻力），还要求不会发生裂纹且能耐受严苛的加工（高的变形能力）。作为这样的加工度高的成形法，例如，可举出：从多方向同时施加压缩载荷的、以加工精度的提高和加工时间的缩短为目标的压制方式等。

本发明人发现，如果是即使是在冷加工时产生了等效应变（相当应变、当量应变）超过1那样的加工区域的情况也不产生裂纹的钢板，则能够应用于上述的加工度高的成形法。

然而，以往技术，对于上述的加工度高的成形法（产生等效应变超过1那样的加工区域的成形法），难以使用C浓度高的中碳钢板。

例如，专利文献1～8中公开了一种用于通过加工而得到成形品的中碳钢板。

在这些文献之中，例如，专利文献1公开了：一种中高碳钢板，其由C：0.1～0.8质量%、S：0.01质量%以下的亚共析钢形成，以碳化物球状化率为90%以上的方式在铁素体中分散有碳化物，且平均碳化物粒径为0.4～1.0μm，根据需要铁素体结晶粒径被调整为20μm以上。另外，例如，专利文献2公开了一种放边性优异的中高碳钢板的制造方法。这些专利文献1以及2的钢板，通过退火使碳化物粗大化，将平均碳化物粒径控制在0.4～1.0μm，因此屈服比大、且容易产生以粗大碳化物为起点的裂纹，难以将这些钢板应用于上述的加工度高的成形法。

另外，专利文献3公开了一种疲劳特性优异的冲裁部件用钢板。该专利文献3中，为了将碳化物控制在0.3μm以下，将以50%以上的压下率冷轧制了的钢板在Ac1℃以下的温度退火。然而，该专利文献3中公开的钢板的制造方法，通过高的压下率，显微组织被微细化，因此钢板的硬度上升到200～400HV（屈服强度600～1400MPa左右），得不到充分的冷加工性（低的变形阻力）。

同样地，专利文献4～8公开了一种控制了碳化物的形态的中碳钢板。然而，专利文献4～6中，从低温相析出了碳化物，因此碳化物的粒径分布容易扩大，容易产生以粗大碳化物为起点的裂纹。另外，专利文献7中，在球化退火前没有实施热处理，因此容易产生未充分球状化的粗大碳化物，该碳化物容易成为裂纹的起点。专利文献8中，同时地进行了球化退火和加工，因此碳化物的粒径分布容易扩大，容易产生以粗大碳化物为起点的裂纹。

这样，未发现能够应用于上述的加工度高的成形法的中碳钢板是实情。

另外，齿轮之类的构件，即使是通过淬火提高了构件表面的硬度的情况，也要求通过构件内的均匀的淬火而具有优异的形状精度。

然而，上述专利文献1以及2的钢板的制造方法中，在退火时包含Ac1～Ac1+100℃的温度范围，因此不仅碳化物粗大化，而且在该温度范围中，在作为奥氏体的部分与作为铁素体的部分之间，碳化物的大小产生差别。由于该碳化物的大小的差别，在构件制造中的淬火的加热时奥氏体变为混晶组织，钢板的淬火性、以及淬火后的构件的形状精度降低。

这样，以往技术也存在淬火后的构件的形状精度小的问题。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本国特开平11-80884号公报

专利文献2:日本国特开平11-269552号公报

专利文献3:日本国特开2001-59128号公报

专利文献4:日本国特开2003-89846号公报

专利文献5:日本国特开平9-268344号公报

专利文献6:日本国特开2004-137527号公报

专利文献7:日本国特开2001-329333号公报

专利文献8:日本国特开2001-355047号公报

发明内容

本发明的课题是，鉴于上述实际情况，提供应用于汽车领域等的冷加工性以及淬火稳定性优异的中碳钢板以及形状精度优异的构件和它们的制造方法。

本发明人对解决上述课题的方法进行了刻苦研究。其结果发现，要提高冷加工性的话，通过确保应变传播的均匀性来采取微细的裂纹的对策是有效的，将平均铁素体粒径控制在10μm以上、碳化物的平均径控制在0.4μm以下、碳化物的球状化率控制在90%以上很重要。另外，该提高了可加工性的钢板，其大的特征是：碳化物的平均径非常小，而且粗大的碳化物粒子的比例也降低了，特别是还发现，不论是怎样的淬火条件，都能够使淬火性稳定。

另外，反复进行各种研究还发现，满足上述条件的钢板，即使单单下功夫研究轧制条件和退火条件等的单一的制造条件也难以制造，只能通过在从热轧经由冷轧直到退火的工序等的所谓的一条龙工序中将多个条件最佳化来制造，从而完成了本发明。

本发明的要旨如下。

（1）本发明的一方式涉及的中碳钢板，以质量%计，含有C：0.10～0.80%、Si：0.01～0.3%、Mn：0.3～2.0%、Al：0.001～0.10%、以及N：0.001～0.01%，且限制为P：0.03%以下、S：0.01%以下、O：0.0025%以下、Cr：1.5%以下、B：0.01%以下、Nb：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、Ti：0.3%以下、Cu：0.5%以下、W：0.5%以下、Ta：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Mg：0.003%以下、Ca：0.003%以下、Y：0.03%以下、Zr：0.03%以下、La：0.03%以下、Ce：0.03%以下、Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、以及As：0.03%以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质，碳化物的平均径为0.4μm以下，上述碳化物的平均径的1.5倍以上的大小的碳化物的个数比例，相对于上述碳化物的总数为30%以下，上述碳化物的球状化率为90%以上，平均铁素体粒径为10μm以上，抗拉强度TS为550MPa以下。

（2）在上述（1）所述的中碳钢板中，屈服比YR可以为60%以下。

（3）在上述（1）或（2）所述的中碳钢板中，板厚可以为1～12.5mm。

（4）本发明的一方式涉及的中碳钢板的制造方法，铸造钢；进行热轧制；从上述热轧制刚结束后就空冷2～10秒钟；以10～80℃/s的平均冷却速度从上述空冷结束的温度冷却到480～600℃的温度范围；在400℃～580℃的温度区域进行卷取；以5%以上且低于30%的冷轧率冷轧；在650～720℃的温度范围退火5～40小时的时间，所述钢具有下述化学组成：以质量%计，含有C：0.10～0.80%、Si：0.01～0.3%、Mn：0.3～2.0%、Al：0.001～0.10%、以及N：0.001～0.01%，且限制为P：0.03%以下、S：0.01%以下、O：0.0025%以下、Cr：1.5%以下、B：0.01%以下、Nb：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、Ti：0.3%以下、Cu：0.5%以下、W：0.5%以下、Ta：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Mg：0.003%以下、Ca：0.003%以下、Y：0.03%以下、Zr：0.03%以下、La：0.03%以下、Ce：0.03%以下、Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、以及As：0.03%以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质。

（5）在上述（4）所述的中碳钢板的制造方法中，上述卷取后的上述钢中所含有的珠光体中的渗碳体的平均片层厚度可以为0.02～0.5μm。

（6）本发明的一方式涉及的淬火构件，以质量%计，含有C：0.10～0.80%、Si：0.01～0.3%、Mn：0.3～2.0%、Al：0.001～0.10%、N：0.001～0.01%，且限制为P：0.03%以下、S：0.01%以下、O：0.0025%以下、Cr：1.5%以下、B：0.01%以下、Nb：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、Ti：0.3%以下、Cu：0.5%以下、W：0.5%以下、Ta：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Mg：0.003%以下、Ca：0.003%以下、Y：0.03%以下、Zr：0.03%以下、La：0.03%以下、Ce：0.03%以下、Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、以及As：0.03%以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质，具有原始奥氏体晶粒的平均粒径的0.5倍以下或2倍以上的粒径的原始奥氏体晶粒所占的面积比例为30%以下。

（7）在上述（6）所述的淬火构件中，马氏体的面积率可以为95%以上。

（8）在本发明的一方式涉及的淬火构件的制造方法中，将上述（1）～（3）的任一项所述的中碳钢板冷加工成构件；将上述构件加热至比Ac3相变点高的温度；将上述构件冷却。

根据上述各方式，能够提供相对于严苛的冷加工的冷加工性以及淬火稳定性优异的中碳钢板以及其制造方法、形状精度优异的淬火构件以及其制造方法。

在此，所谓淬火稳定性，是指：从钢板得到了淬火构件的情况下的淬火后的显微组织的均匀性、热处理应变的抑制、钢材内部的残余应力的均匀性。另外，所谓相对于严苛的冷加工的冷加工性（以下简略为冷加工性），是指：在冷加工时产生了等效应变超过1那样的加工区域的情况下的加工性。再者，加工（冷加工）包括弯曲、增厚、拉深等。

附图说明

图1是表示冷加工性与平均碳化物径以及粗大碳化物的个数比例的关系的图。

图2A是表示用于评价冷加工性的冷加工前的试验材的形状的立体图。

图2B是表示用于评价冷加工性的冷加工后的试验材的形状的立体图。

图3是表示粗大碳化物的个数比例与异常奥氏体的面积率%的关系的图。

图4是表示冷加工性与碳化物的球状化率以及平均铁素体粒径的关系的图。

图5是表示混晶指数与变形量的关系的图。

图6A是表示高频淬火试验的淬火前的供试材的一例的侧面图。

图6B是表示高频淬火试验的淬火前的供试材的一例的立体图。

图6C是表示高频淬火试验的淬火后的供试材的一例的侧面图。

图6D是表示高频淬火试验的淬火后的供试材的一例的立体图。

图7是表示空冷时间与粗大碳化物的个数比例的关系的图。

图8是表示冷轧率与维氏硬度的关系的图。

图9是表示本发明的一实施方式涉及的中碳钢板的制造方法的一例的流程图。

图10是表示本发明的一实施方式涉及的淬火构件的制造方法的一例的流程图。

图11是用于说明式1中的等效应变的各变量的概略图。

具体实施方式

以下详细说明本发明。

再者，基于在JISG4051（机械结构用碳钢）、JISG4401（碳素工具钢材）、或JISG4802（弹簧用冷轧制钢带）中规定的成分系，反复进行钢板以及其制造方法的调查，由此得到以下的各实施方式。在该调查中，本发明人，作为在冷加工时产生等效应变超过1那样的加工区域的冷加工（冷锻造）试验，进行杯成形试验，评价了所得到的钢板。等效应变ε_e，如图11所示那样，在假定长方体的坯料的3个边分别与笛卡儿坐标系的x、y、z轴一致的情况下，使用变形后的各坐标中的伸长率ε_x（图11中为膨胀）、ε_y（图11中为收缩）、ε_z（图11中为收缩），采用下述式1表达。

ϵ_{e} = \sqrt{\frac{2}{3} ({ϵ_{x}}^{2} + {ϵ_{y}}^{2} + {ϵ_{z}}^{2})}

(式1)

再者，各伸长率，从各轴方向的坯料的尺寸变化求得，是以加工前的尺寸为基准（即1）的情况下的尺寸的增加比例。例如，在弯曲角90°的弯曲试验中，等效应变为1以下，根据试验方法，成为对象的等效应变发生变化。

首先，以下对本发明的一实施方式涉及的中碳钢板进行说明。

说明关于化学成分（化学组成）的限定理由。在此，关于成分的「%」意指质量%。

（C：0.10～0.80%）

C在确保构件（成形后的钢板）的淬火后的强度方面是重要的元素，C量为0.10%以上时，能确保所需要的强度。C量低于0.10%时，在热轧以及卷取时促进铁素体相变，难以使钢材内均匀分散渗碳体粒子。因此，C量的下限规定为0.10%。另一方面，C量超过0.80%时，退火前的热轧板的珠光体中的渗碳体的片层厚度会超过0.5μm。因此该情况下，渗碳体难以球状化，并且粗大的渗碳体的比例增加，淬火稳定性降低。因此，C量的上限规定为0.80%。在更加提高强度、淬火性的情况下，C量的下限优选为0.15%或0.20%，更优选为0.24%、0.28%或0.32%。另外，在更加提高淬火稳定性的情况下，C量的上限优选为0.70%或0.65%，更优选为0.60%或0.55%。

（Si：0.01～0.3%）

Si是作为脱氧剂发挥作用，对淬火性的提高和强度的增加有效的元素。Si量低于0.01%时，得不到这样的添加效果，因此Si量的下限规定为0.01%。另一方面，Si量超过0.3%时，铁素体的变形能力降低，在加工时容易从晶粒内产生裂纹，因此冷加工性降低。因此，Si量的上限规定为0.3%。在更加提高强度、淬火性的情况下，Si量的下限优选为0.03%或0.05%，更优选为0.08%或0.10%。另外，在更加提高冷加工性的情况下，Si量的上限优选为0.28%，更优选为0.25%。

（Mn：0.3～2.0%）

Mn是在渗碳体的热稳定性的控制上很重要的元素。Mn量低于0.3%时，得不到这样的添加效果，因此Mn量的下限规定为0.3%。另一方面，Mn量超过2.0%时，MnS的量变多，冷加工时容易产生裂纹。而且，该情况下，淬火时容易残存渗碳体，奥氏体的混晶度增加。因此，Mn量的上限规定为2.0%。在更加提高渗碳体的热稳定性、更稳定地进行渗碳体的粒径控制的情况下，Mn量的下限优选为0.4%或0.5%，更优选为0.6%或0.7%。另外，在抑制渗碳体的热稳定性、更加提高淬火稳定性的情况下，Mn量的上限优选为1.7%或1.6%，更优选为1.5%或1.4%。

（Al：0.001～0.10%）

Al是作为脱氧剂发挥作用，对N的固定有效，固溶强化能力大的元素。Al量低于0.001%时，得不到这样的添加效果，因此Al量的下限规定为0.001%。另一方面，Al量超过0.10%时，上述添加效果饱和，而且铁素体的变形能力降低，加工时容易从粒内产生裂纹，因此冷加工性降低。因此，Al量的上限规定为0.10%。另外，为了固定尽可能多的N，Al量的下限可以为0.003%、0.005%或0.010%。Al量的上限也可以限制为0.09%、0.08%或0.07%。

（N：0.001～0.01%）

N是形成氮化物的元素。当在钢中含有过量的量的N时，使冷加工性降低，而且抑制淬火加热时的奥氏体的晶粒生长，使混晶度增加，因此N量的上限规定为0.01%。N量越少就越优选，但当将N量降低到低于0.001%时，精炼成本增加，因此N量的下限规定为0.001%。根据需要，也可以将N量的上限限制为0.009%、0.008%或0.007%。

以上的化学元素，是本实施方式中的钢的基本成分（基本元素），控制（含有或限制）该基本元素、且其余量包含铁以及不可避免的杂质的化学组成，是本实施方式的基本组成。然而，在该基本成分的基础上（代替余量的Fe的一部分），本实施方式也可以进一步根据需要使钢中含有以下的化学元素（选择元素）。再者，即使这些选择元素不可避免地（例如，低于各选择元素的优选下限量的量）混入到钢中，也不损害本实施方式中的效果。

即，本实施方式涉及的中碳钢板中，作为选择元素或不可避免的杂质，可以含有P、S、O、Cr、B、Nb、Mo、V、Ti、Cu、W、Ta、Ni、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce、Sn、Sb、以及As之中的任1种以上。再者，由于不一定需要在钢中添加这些元素，因此这22种元素的下限都为0%，不被限制。因此，只限制这22种元素的上限。

（P：0～0.03%）

P是对强度的上升起作用的元素。在钢中含有过量的量的P时，会使抗拉强度TS增加，而且也使韧性降低，使冷加工性恶化，因此P量的上限规定为0.03%。为了韧性和冷加工性的进一步的改善，也可以将P量的上限限制为0.025%、0.02%或0.015%。但是，当将P降低到低于0.001%时，精炼成本大幅度上升，因此也可以将P量的下限规定为0.001%。

（S：0～0.01%）

S形成MnS等的非金属夹杂物，使冷加工性恶化。另外，S束缚加热时的奥氏体粒的生长，使奥氏体粒的混晶度增加。因此，S量的上限规定为0.01%。为了冷加工性的进一步的提高，也可以将S量的上限限制为0.008%、0.007%或0.005%。但是，当将S降低至低于0.0001%时，精炼成本大幅度地上升，因此也可以将S量的下限规定为0.0001%。

（O：0～0.0025%）

当氧化物凝聚而粗大化时，冷加工性降低，因此O量（氧量）规定为0.0025%以下。该量是能够作为不可避免的杂质来判断的充分少的量。优选O量少，可以限制为0.002%以下，但在技术上难以将O量降低至低于0.0001%，因此O量可以为0.0001%以上。

首先，为了强化中碳钢板的机械特性，可以在钢中添加作为选择元素的从Cr、B、Nb、Mo、V、Ti、Cu、W、以及Ta中选择的至少1种。

（Cr：0～1.5%）

Cr是对钢板的强度上升和渗碳体的热稳定性的控制有效的元素。在钢中添加Cr的情况下，当Cr量低于0.010%时，上述的添加效果少，因此也可以将Cr量的下限规定为0.010%。但是，当Cr量超过1.5%时，由于渗碳体的生长或溶解被抑制，屈服比YR上升，加热时的奥氏体组织变为混晶，因此将Cr量的上限规定为1.5%。为了合金成本降低，也可以将Cr量的上限规定为1.2%、1.0%、0.8%、0.6%或0.4%。

（B：0～0.01%）

B是在微量的添加下对提高淬火性有效的元素。在钢中添加B的情况下，当B量低于0.001%时，得不到上述的添加效果，因此也可以将B量的下限规定为0.001%。但是，当B量超过0.01%时，在连续铸造时助长偏析，生成粗大的碳化物，板坯容易发生缺陷。因此，将B量的上限规定为0.01%。为了防止缺陷，也可以将B量的上限限制为0.008%、0.006%、0.004%或0.002%。

（Nb：0～0.5%）

Nb是形成碳氮化物、对防止奥氏体粒显著粗大化有效的元素。在钢中添加Nb的情况下，当Nb量低于0.01%时，未充分地体现上述的添加效果，因此也可以将Nb量的下限规定为0.01%。但是，当Nb量超过0.5%时，使屈服比YR上升，而且使微细的奥氏体粒的比例过于增加，因此Nb量的上限规定为0.5%。另外，在更加降低微细的奥氏体的比例、更加提高淬火稳定性的情况下，Nb量的上限优选为0.3%、0.2%或0.15%。

（Mo：0～0.5%）

Mo是形成碳化物、对防止奥氏体粒显著粗大化有效的元素。在钢中添加Mo的情况下，当Mo量低于0.01%时，未体现上述的添加效果，因此也可以将Mo量的下限规定为0.01%。但是，当Mo量超过0.5%时，使屈服比YR上升，而且使微细的奥氏体粒的比例过于增加，因此Mo量的上限规定为0.5%。也可以根据需要将Mo量的上限限制为0.4%、0.3%、0.2%或0.1%。

（V：0～0.5%）

V也与Nb同样是形成碳氮化物、对防止奥氏体粒显著粗大化有效的元素。在钢中添加V的情况下，当V量低于0.01%时，未充分体现上述的添加效果，因此也可以将V量的下限规定为0.01%。但是，V量超过0.5%时，使屈服比YR上升，而且使微细的奥氏体粒的比例过于增加，因此V量的上限规定为0.5%。在更加降低微细的奥氏体的比例、更加提高淬火稳定性的情况下，也可以将V量的上限限制为0.4%、0.3%、0.2%或0.1%。

（Ti：0～0.3%）

Ti也与V同样是形成碳氮化物、对防止奥氏体粒显著粗大化有效的元素。在钢中添加Ti的情况下，当Ti量低于0.01%时，未充分体现上述的添加效果，因此也可以将Ti量的下限规定为0.01%。但是，Ti量超过0.3%时，使屈服比YR上升，而且使微细的奥氏体粒的比例过于增加，因此Ti量的上限规定为0.3%。为了合金成本降低，也可以将Ti量的上限限制为0.2%、0.1%或0.05%。

（Cu：0～0.5%）

Cu是从废料等混入的元素。当在钢中含有Cu时，加工性降低，热态下的脆性变高，因此Cu量的上限规定为0.5%。也可以根据需要将Cu量的上限限制为0.4%或0.3%。Cu量越少就越优选，但当将Cu量降低至低于0.01%时，精炼成本大幅度地增加，因此也可以将Cu量的下限规定为0.01%。

（W：0～0.5%）

W与Mo同样是形成碳化物、对防止奥氏体粒显著粗大化有效的元素。在钢中添加W的情况下，当W量低于0.01%时，未充分体现上述的添加效果，因此也可以将W量的下限规定为0.01%。但是，W量超过0.5%时，使屈服比YR上升，而且使微细的奥氏体粒的比例过于增加，因此W量的上限规定为0.5%。也可以根据需要将W量的上限限制为0.4%、0.2%或0.1%。

（Ta：0～0.5%）

Ta与Ti同样是形成碳氮化物、对防止奥氏体粒显著粗大化有效的元素。在钢中添加Ta的情况下，当Ta量低于0.01%时，未充分体现上述的添加效果，因此也可以将Ta量的下限规定为0.01%。但是，Ta量超过0.5%时，使屈服比YR上升，而且使微细的奥氏体粒的比例过于增加，因此Ta量的上限规定为0.5%。也可以根据需要将Ta量的上限规定为0.3%、0.2%或0.1%。

接着，为了进一步强化中碳钢板的机械特性，也可以在钢中添加作为选择元素的从Ni、Mg、Ca、Y、Zr、La以及Ce中选择的至少1种。

（Ni：0～0.5%）

Ni是对韧性、淬火性的提高有效的元素。在钢中添加Ni的情况下，当Ni量低于0.01%时，没有上述的添加效果，因此也可以将Ni量的下限规定为0.01%。但是，Ni量超过0.5%时，上述的添加效果饱和，成本增加，因此Ni量的上限规定为0.5%。为了合金成本降低，也可以将Ni量的上限规定为0.3%、0.2%或0.1%。

（Mg：0～0.003%）

Mg是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，能够根据需要在钢中添加Mg。在钢中添加Mg的情况下，当Mg量低于0.0005%时，得不到其效果，因此也可以将Mg量的下限规定为0.0005%。另外，Mg容易形成氧化物，包括这些氧化物在内的化合物，抑制奥氏体粒的生长。当Mg量超过0.003%时，在钢中Mg未均匀地分布，淬火加热时的奥氏体粒的生长被抑制的部位和没有被抑制的部位偏在，因此在淬火时难以得到粒度均匀的奥氏体组织。因此，Mg量的上限规定为0.003%。为了合金成本降低，也可以将Mg量的上限规定为0.002%或0.001%。

（Ca：0～0.003%）

Ca与Mg同样是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，能够根据需要在钢中添加Ca。在钢中添加Ca的情况下，当Ca量低于0.0005%时，得不到其效果，因此也可以将Ca量的下限规定为0.0005%。另外，Ca容易形成氧化物，包括这些氧化物在内的化合物抑制奥氏体粒的生长。当Ca量超过0.003%时，在钢中Ca没有均匀地分布，淬火加热时的奥氏体粒的生长被抑制的部位和没有被抑制的部位偏在，因此在淬火时难以得到粒度均匀的奥氏体组织。因此，Ca量的上限规定为0.003%。为了合金成本降低，也可以将Ca量的上限规定为0.002%或0.001%。

（Y：0～0.03%）

Y与Ca、Mg同样是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，能够根据需要在钢中添加Y。在钢中添加Y的情况下，当Y量低于0.001%时，得不到其效果，因此也可以将Y量的下限规定为0.001%。另外，Y容易形成氧化物，这些氧化物的化合物抑制奥氏体粒的生长。当Y量超过0.03%时，在钢中Y没有均匀地分布，淬火加热时的奥氏体粒的生长被抑制的部位和没有被抑制的部位偏在，因此在淬火时难以得到粒度均匀的奥氏体组织。因此，Y量的上限规定为0.03%。为了合金成本降低，也可以将Y量的上限规定为0.01%或0.005%。

（Zr：0～0.03%）

Zr与Y、Ca、Mg同样是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，能够根据需要在钢中添加Zr。在钢中添加Zr的情况下，当Zr量低于0.001%时，得不到其效果，因此也可以将Zr量的下限规定为0.001%。另外，Zr容易形成氧化物、碳化物，这些氧化物、碳化物的化合物抑制奥氏体粒的生长。当Zr量超过0.03%时，在钢中Zr没有均匀地分布，淬火加热时的奥氏体粒的生长被抑制的部位和没有被抑制的部位偏在，因此在淬火时难以得到粒度均匀的奥氏体组织。因此，Zr量的上限规定为0.03%。为了合金成本降低，也可以将Zr量的上限规定为0.01%或0.005%。

（La：0～0.03%）

La与Zr、Y、Ca、Mg同样是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，能够根据需要在钢中添加La。在钢中添加La的情况下，当La量低于0.001%时，得不到其效果，因此也可以将La量的下限规定为0.001%。另外，La容易形成氧化物，这些氧化物的化合物抑制奥氏体粒的生长。当La量超过0.03%时，在钢中La没有均匀地分布，淬火加热时的奥氏体粒的生长被抑制的部位和没有被抑制的部位偏在，因此在淬火时难以得到粒度均匀的奥氏体组织。因此，La量的上限规定为0.03%。为了合金成本降低，也可以将La量的上限规定为0.02%、0.01%或0.005%。

（Ce：0～0.03%）

Ce与La、Zr、Y、Ca、Mg同样是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，能够根据需要在钢中添加Ce。在钢中添加Ce的情况下，当Ce量低于0.001%时，得不到其效果，因此也可以将Ce量的下限规定为0.001%。另外，Ce容易形成氧化物，这些氧化物的化合物抑制奥氏体粒的生长。当Ce量超过0.03%时，在钢中Ce没有均匀地分布，淬火加热时的奥氏体粒的生长被抑制的部位和没有被抑制的部位偏在，因此在淬火时难以得到粒度均匀的奥氏体组织。因此，Ce量的上限规定为0.03%。为了合金成本降低，也可以将Ce量的上限规定为0.02%、0.01%或0.005%。

（Sn：0～0.03%、Sb：0～0.03%、As：0～0.03%）

再者，作为中碳钢板的原料使用废料的情况下，有时Sn、Sb和As中的1种以上不可避免地在钢中混入0.003%以上。如果这些元素都为0.03%以下，则不会损害中碳钢板的淬火性。因此，在钢中可以含有：0.03%以下的Sn、0.03%以下的Sb以及0.03%以下的As中的1种以上。再者，Sn、Sb、As的量的下限，不作特别限制，但从使用较多地含有Sn、Sb、As的废料的情况下的精炼效率的观点出发，可以为例如0.005%或0.003%。

如以上那样，本实施方式涉及的中碳钢板，具有：含有上述的基本元素，其余量包含Fe以及不可避免的杂质的化学组成，或者，含有上述的基本元素、和从上述的选择元素中选择的至少1种，其余量包含Fe以及不可避免的杂质的化学组成。

在本实施方式中，中碳钢板满足前述的化学组成，在含有铁素体的显微组织中具有分散的碳化物（渗碳体）。再者，将Fe原子与C原子的结合相（例如，Fe₃C（渗碳体））、和将该结合相中的Fe原子置换成选择元素M（Ti、Nb等）的Fe原子、M原子和C原子的结合相（含Fe的碳化物）总称为碳化物。再者，在本实施方式中，碳化物之中，主要控制铁碳化物（主要是渗碳体）的形态，能够将碳化物看作铁碳化物或渗碳体。

即，本实施方式涉及的中碳钢板中，碳化物的平均径（平均碳化物径）为0.4μm以下，该碳化物的平均径的1.5倍以上的大小的碳化物的个数比例（以下有时记载为「粗大碳化物的个数比例」）为碳化物的总数的30%以下，碳化物的球状化率为90%以上，平均铁素体粒径为10μm以上。

这样的钢板，冷加工性、和成形为具有制品形状的构件后进行了淬火的情况下的淬火稳定性均优异。

图1表示冷加工性与平均碳化物径以及粗大碳化物的个数比例的关系。如该图1所示，在平均碳化物径为0.4μm以下，且粗大碳化物的个数比例为30%以下的情况下，能够确保冷加工性（参照图1中的○）。

冷加工时的裂纹，容易从粗大的碳化物（渗碳体）发生，因此当平均碳化物径超过0.4μm时，不能确保冷加工性。将碳化物的平均径规定为0.4μm以下，优选为0.35μm以下或0.3μm以下。而且，本发明人发现，裂纹的发生频度也受到碳化物的粒径分布的影响，特别是当粗大碳化物的个数比例超过30%时，不能确保冷加工性（参照图1中的×）。

这样，粗大的碳化物，由于应变集中而助长冷加工时的裂纹发生。因此，使碳化物如上述那样微细分散在钢中、不使应变集中对冷加工性的改善有效。然而，在通过抑制碳化物粒子的粒子分散强化、降低变形阻力来更加提高冷加工性的情况下，可以将平均碳化物径的下限规定为0.10μm以上。另外，粗大的碳化物的个数比例越少，冷加工时的直到裂纹发生为止的变形能力越提高，因此粗大的碳化物的个数比例的下限不作特别限制，可以为0%。另一方面，要使粗大的碳化物的个数比例为0%，就需要制造工序的严格化。因此，为了降低制造成本，也可以将粗大的碳化物的个数比例的下限规定为5%。

另外，图4表示冷加工性与碳化物的球状化率以及平均铁素体粒径之间的关系。如该图4所示，在碳化物的球状化率为90%以上，且平均铁素体粒径为10μm以上的情况下，能够确保冷加工性（参照图4中的○）。在针状碳化物的周边，冷加工时应力容易局部化，容易成为裂纹的发生起点，因此可以认为要提高冷加工性的话，碳化物的球状化率高为好。

如图4所示，碳化物的球状化率低于90%时，由于局部的应力集中，碳化物成为裂纹的起点，冷加工性劣化（参照图4中的×）。因此，为了得到充分的冷加工性，将碳化物的球状化率规定为90%以上。也可以将碳化物的球状化率规定为91%以上或92%以上。碳化物的球状化率越高，冷加工性越提高。因此，碳化物的球状化率的上限不作特别限制。从这样的情况出发，理想的是最优选将碳化物的球状化率提高到100%。另一方面，要将所有的碳化物控制成球状的话，需要制造工序的严格化。因此，为了抑制成品率的降低，也可以将碳化物的球状化率的上限规定为99.5%以下。

另外，如图4所示，当铁素体的平均径（平均铁素体粒径）低于10μm时，由于屈服比YR的增大，加工时应变在一部分中集中从而开裂，因此不能确保冷加工性。因此，将平均铁素体粒径规定为10μm以上。也可以将平均铁素体粒径规定为12μm以上、15μm以上或18μm以上。平均铁素体粒径的上限不作特别限制，但当钢板的铁素体粒径过于粗大时，冷加工时容易产生粗糙表面，有时损害制品的外观。因此，为了更加改善制品的外观，也可以将平均铁素体粒径的上限规定为100μm。该平均铁素体粒径的上限优选为80μm或60μm。

图3表示粗大的碳化物粒子的个数比例、与在淬火时的奥氏体组织（即，淬火后的原始奥氏体晶粒）中具有从与平均粒径对应的晶粒度号差出2以上的晶粒度号的晶粒（原始奥氏体晶粒）的面积率%（异常奥氏体的面积率%）的关系。在此，异常奥氏体，是具有平均原始奥氏体粒径的0.5倍以下或2倍以上的粒径的原始奥氏体晶粒，异常奥氏体的面积率是异常奥氏体的面积的合计量在原始奥氏体晶粒的总面积中所占的比例。

如该图3所示，当平均铁素体粒径低于10μm时，在淬火时的加热中粗大的奥氏体的比例增加。另外，即使平均铁素体粒径为10μm以上，在粗大的碳化物的个数比例超过30%的情况下，在淬火时的加热中粗大的奥氏体的比例也增加。当在淬火时的加热中的奥氏体组织中，异常奥氏体粒的面积的合计量超过30%、混晶度变高时，在淬火时的冷却中，根据各奥氏体粒的粒径，相变的开始时期和结束时期产生差别。因此，淬火材的显微组织的均匀性降低，而且热处理应变变大，招致形状不良等，淬火稳定性降低。这样，在确保淬火稳定性上，铁素体以及碳化物的控制也很重要。

另外，在中碳钢板的组织观察中，使用扫描型电子显微镜，在3000～10000倍、根据情况在30000倍左右的倍率下，在组织观察面上选择16处以上的含有500个以上的碳化物（渗碳体）的视场，详细测定在该区域中所含有的各碳化物的面积。其后，从每个碳化物的平均面积求出将粒形状用圆近似时的直径来作为平均碳化物粒径。因此，考虑测定方法，该平均碳化物粒径的下限可以为0.03μm。另外，将长轴长相对于短轴长的比为3以上的碳化物作为针状碳化物，将该比低于3的碳化物作为球状碳化物，算出针状碳化物的个数和球状碳化物的个数。将球状碳化物的个数除以总碳化物个数所得的值作为碳化物（渗碳体）的球状化率。

优选钢板的铁素体粒径也用扫描型电子显微镜测定。在含有200个以上的铁素体粒的倍率下拍摄5处以上的区域，统计在拍摄照片中所含有的铁素体粒数。在拍摄照片中，将含有整体的铁素体粒记为1个，将只含有一部分的铁素体粒记为0.5个。通过拍摄面积除以上述统计出的铁素体粒数，来求出平均一个铁素体粒的面积。将求得的面积的平方根作为铁素体粒径，将其平均值（5处以上的区域的平均）作为平均铁素体粒径。再者，优选在显微组织中没有混入贝氏体以及马氏体。

可以将钢板的板厚设为1mm以上，也可以设为1.2mm以上或1.8mm以上。另外，可以将钢板的板厚设为12.5mm以下，也可以设为10mm以下、8mm以下或6mm以下。抗拉强度TS规定为550MPa以下。当将抗拉强度TS降低至550MPa以下时，延展性增加，能更充分地确保加工时的成形量。这样，如果抗拉强度TS变低，则延展性改善，可加工性变得良好。进而优选使抗拉强度TS为500MPa以下、470MPa以下或440MPa以下。在此，在需要减轻冲裁加工时中的塌边的情况下，优选增加抗拉强度TS。近年来，将冲裁、弯曲和增厚一体化的钢板锻造技术也正在普及，因此也可以根据成为对象的加工方法，将抗拉强度TS的下限规定为360MPa以上或400MPa以上。

另外，优选使屈服比YR（屈服点或屈服强度/抗拉强度）为60%以下。当将屈服比YR降低至60%以下时，能够避免加工时的应变集中。特别是在实施板的加工的情况下，一边与金属模具磨合一边材料变形下去，因此优选使变形时的应变的传播均匀、或材料流动均匀，以使得与金属模具的移动同步地，材料能够均匀地变形。为此，本次进一步发现，优选控制成低的屈服比YR，以使得加工硬化容易均匀地开始。在屈服比YR为60%以下的情况下，应变容易传播，因此冷加工时，防止在某一个处的应力集中，其结果能够进一步抑制流入不良和开裂。更优选将屈服比YR规定为56%以下或52%以下。另外，在屈服比YR为30%以上的情况下，通过充分的屈服点或屈服强度YP，能够防止在冷加工时因与工具的摩擦等而在钢板表面产生伤痕。这样，为了能够进一步改善从钢板得到的构件表面的美观，也可以将中碳钢板的屈服比YR的下限规定为30%以上。

接着，说明本发明的一实施方式涉及的中碳钢板的制造方法。

在本实施方式中，使用在上述的实施方式中记载的化学成分（化学组成）的范围的材料，下功夫研究热轧中的精轧制后的冷却的条件，由此将热轧板的珠光体组织最佳化，通过轻冷轧率的冷轧制以及低温且短时间的退火（例如，1次冷轧以及1次退火）来控制作为碳化物（铁碳化物）之一的渗碳体的形态。这样，能够制造特别是冷加工性优异、淬火稳定性优异的中碳钢板。以下具体说明本实施方式涉及的制造方法。

本实施方式涉及的中碳钢板的制造方法中，如图9所示，将具有在上述实施方式中记载的化学组成的钢铸造（S1）、热轧制（S2）、空冷（S3）、强冷（S4）、卷取（S5）、冷轧制（S6）、退火（S7）。

（热轧制）

在热轧制（热轧）中，可以将满足在上述实施方式中记载的化学成分范围的铸造后的钢（例如，连续铸造铸片）直接热轧制，也可以在加热后进行热轧制。再者，热轧制的条件不作特别限制，作为热轧制的条件能够应用一般的粗轧制以及精轧制（例如，轧制结束温度为Ar3+50℃以上）的条件。

（冷却控制以及卷取）

当热轧制后，进行冷却控制（冷却模式的控制），通过珠光体相变而生成珠光体，在400℃～580℃的温度区域进行卷取时，能够得到适当控制了珠光体中的渗碳体的平均片层厚度的热轧板。片层厚度越薄，则冷轧制后的退火时渗碳体越容易球状化，因此渗碳体的片层厚度越薄就越优选。另一方面，当片层厚度过薄时，珠光体变得过硬，冷轧制时变得难以向珠光体导入应变。因此，在其后的退火时，铁素体难以进行粒生长。因此，片层厚度的下限可以为0.02μm。另外，当片层厚度过厚时，在冷轧制后的退火时变得不能促进渗碳体的球状化。因此，片层厚度的上限可以为0.5μm。

为了得到上述那样的热轧后的组织形态，如以下那样进行卷取温度的控制和精轧制后的冷却控制。即，将钢刚精轧制（热轧制）之后就空冷2秒以上且10秒以下的时间，其后从空冷的结束温度（强冷的开始温度）以10～80℃/s的平均冷却速度冷却到480～600℃的珠光体区域（强冷的结束温度），其后在400℃～580℃的温度区域进行卷取。通过这样的冷却控制以及卷取温度的控制，能够稳定得到上述的热轧后的组织形态（例如，珠光体中的渗碳体的平均片层厚度为0.02～0.5μm）。在此，空冷是平均冷却速度低于10℃/s的冷却，空冷的平均冷却速度的下限不作特别限制。例如，空冷的平均冷却速度也可以超过0℃/s。

在刚热态下的精轧制后的显微组织中，通常混有奥氏体的再结晶组织和未再结晶组织，粒度也被评价为混晶的情况较多。因此，当在刚精轧制后就以10℃/s以上的平均冷却速度将钢板冷却到480～600℃的珠光体相变的温度区域时，会从粒径小的再结晶奥氏体粒、或未再结晶奥氏体粒优先地开始珠光体相变，生成渗碳体的片层间隔厚的珠光体。即使将这样的热轧板酸洗后，如后述那样以5%以上且低于30%的冷轧率冷轧制，并在650～720℃的温度范围退火5～40小时，也是碳化物（渗碳体）的平均径超过0.4μm、或粗大的碳化物（渗碳体）的个数比例超过30%。因此，通过刚热态下的精轧制后的2秒以上的空冷，不仅能够使热轧板的显微组织成为粒径均匀的再结晶奥氏体，也能够在钢带（钢板）的宽度方向以及板厚方向使空冷后的相变的时机一致。因此，能够得到包含珠光体的均匀的显微组织的热轧板，并适当控制渗碳体以及铁素体。也可以将空冷时间规定为3秒以上。但是，虽然空冷时间越长就越优选，但当超过10秒时，生产率降低、或产生由氧化皮的生长所致的缺陷发生等的问题，因此将空冷时间的上限规定为10秒以下。也可以将空冷时间规定为9秒以下或8秒以下。

在此，可用扫描型电子显微镜来进行热轧板（钢）的显微组织的观察。热轧后的珠光体中的渗碳体的片层厚度为0.02～0.5μm，较微细，因此以至少3000～10000的倍率来观察珠光体，测定相对于观察面垂直的片层的平均厚度。通过线分法实测片层厚度，将从随机抽取的30个以上的测定部位得到的实测值平均，来算出平均渗碳体片层厚度。

（冷轧制）

将上述的强冷后的热轧板（钢）酸洗后，通过冷轧制率（冷轧率＝（冷轧制前的板厚-冷轧制后的板厚）/冷轧制前的板厚）5%以上且低于30%的轻压下进行冷轧制（冷轧）。冷轧制的次数优选为1次。

该冷轧制中，通过对热轧板的显微组织施加应变，使各组织间产生的应变差显著，通过该应变差来促进退火时的粒生长以及再结晶。为了得到这样的应变导入的效果，将冷轧率设为5%以上。而且，在该情况下，通过冷轧制，能够更加提高中碳钢板的板厚的精度。

另外，当提高冷轧率时，能够使碳化物微细化。当冷轧率低于5%时，在热轧中析出的碳化物（例如，上述的珠光体中的片层状渗碳体（lamellarcementite））在冷轧时未被充分破坏，退火后残存于显微组织中，碳化物（渗碳体）的平均粒径变大、或粗大的碳化物（渗碳体）的比例增加。另外，当冷轧率为30%以上时，退火导致再结晶后的铁素体细粒化，强度提高，因此变得不能实现高的冷加工性。因此，将冷轧率的上限设定为低于30%。

再者，在本实施方式涉及的技术领域中，将在400℃～580℃卷取了的钢板酸洗后原样地冷轧并不是通常进行的。由于在该温度区域卷取了的热轧板，维氏硬度为200HV以上，较硬，且容易开裂，因此有时冷轧时的负荷增大、或生产率降低。因此，需要将热轧板暂先退火使其软质化。另外，在使用C量少的软质的钢的情况下，为了确保淬火性，需要在后面工序中（例如，淬火构件的制造时）进行渗碳。为了减少这样的工艺（例如，冷轧前的退火、冷轧、渗碳）的数量，削减成本，通常省略冷轧。

然而，本发明人，根据近年的冷轧技术的发展，发现：即使将上述的热轧板原样地以5%以上且低于30%的冷轧率冷轧，也能够确保充分的生产率，并且轧机能耐受冷轧时的负荷。另外，通过冷轧和退火来更适当地控制渗碳体的粒度分布的技术，是本发明人为了解决改善淬火构件的整体的形状精度这一新课题而新发现的方法。而且，考虑到因淬火构件的制造时的工序数、工序时间的增加而产生的总成本，能够更加削减能源。

（退火）

将实施了这样的热轧、酸洗、冷轧的钢板退火，形成为具有含有作为目标的碳化物的组织的钢板。为了使退火后的强度为适当的水平，优选：冷轧制和退火分别设为1次。

通过退火，利用在各组织中集积的应变量的差，在Ac1以下的退火温度初析铁素体再结晶，进行粒生长，成为粗大的粒，由此钢板（钢）软质化。

另外，退火前的碳化物（渗碳体），因比较低的卷取温度而均匀分散在显微组织中，而且通过冷轧，在冷轧完成时变得非常微细。其结果，当开始退火时，碳化物立即开始溶解，推进球状化。但是，前述的制造条件所带来的结果是小的碳化物非常均匀地分散着，因此一下子促进碳化物的球状化，一致且多数地生成非常微细的球状碳化物。在该退火中，退火条件优选为短时间且低温。为此，在650～720℃的温度范围（退火温度）进行5～40小时的退火时间的退火。在更加提高碳化物的球状化的速度的情况下，退火温度（下限）优选为680℃以上，在更加抑制碳化物的粗大化的情况下，退火温度（上限）优选为700℃以下。另外，在更加提高碳化物的球状化率的情况下，退火时间（下限）优选为20小时以上。最佳的退火条件是690℃且20～40小时。

再者，从退火气氛的控制性的观点出发，优选通过箱式退火来进行退火。退火气氛不作特别限制，但优选：为95%以上的氢浓度，且直到400℃的露点低于-20℃，超过400℃时的露点低于-40℃。该情况下，能够进一步抑制钢材的宽度方向上的特性的偏差。再者，即使在氮气氛下也能够制造目标特性的钢材。

再者，在本实施方式中，如上述那样组合了5%以上且低于30%的冷轧率的冷轧制和该冷轧制后的退火。该组合优选进行1次。在此，需要在退火后不再次进行超过5%冷轧率的冷轧制。即，1次的冷轧制中的压下次数（辊轧制）不作特别限制。通过组合这样的冷轧制和冷轧制后的退火，能够控制碳化物的形态且确保高的生产率。

如上述那样，控制热轧后的冷却模式、卷取温度、冷轧条件以及退火条件，由此能够在使碳化物呈球状且微细地均匀分散的状态下，使铁素体生长至10μm以上，能够确保所得到的中碳钢板的可加工性。同时，也能够控制渗碳体粒径（碳化物粒径）的粗大化的比例，还能够提高所得到的中碳钢板的淬火稳定性。

进而，说明本发明的一实施方式涉及的淬火构件。

本实施方式涉及的淬火构件（淬火了的钢构件、具有制品形状的淬火而得到的钢构件）中，具有原始奥氏体晶粒的平均粒径的0.5倍以下或2倍以上的粒径的原始奥氏体晶粒（异常奥氏体）的面积的合计量为原始奥氏体晶粒总体的面积的合计量的30%以内。另外，该异常奥氏体的面积比例的下限不作特别限制，该面积比例可以为0%以上，也可以为1%以上或3%以上。再者，上述异常奥氏体（平均粒径的0.5倍以下或2倍以上的粒径）的定义，对应于基于上述的奥氏体的晶粒度号（从与平均粒径对应的晶粒度号差出2以上的晶粒度号）的定义。

淬火前的奥氏体，淬火后相变成各种低温组织，但在淬火后的显微组织中，相变前的奥氏体的晶界通过腐蚀等能明确地显现出。这样，含有低温组织、且被奥氏体的晶界包围的晶粒作为1个原始奥氏体晶粒而被评价。

再者，不需要特别地规定淬火构件的显微组织，但也可以将马氏体的面积率规定为95%以上或98%以上。另外，该马氏体的面积率也可以为100%以下。

另外，说明本发明的一实施方式涉及的淬火构件的制造方法。

在本实施方式中，如图10所示，将上述实施方式涉及的中碳钢板冷加工（S11）成制品形状，加热至比Ac3相变点高的温度后（S12），冷却（S13），得到淬火构件（淬火了的钢构件、具有制品形状的淬火而得到的钢构件）。因此，除了用于使铁素体以及渗碳体相变成奥氏体的加热温度之外的条件（例如，制品形状、加工方法、将加热温度除外的加热条件、保持条件、冷却条件）不作特别限制，能够应用与一般的淬火相同的条件。例如，以一般的高频淬火（高频加热以及急冷）来进行加热（S12）和冷却（S13）是较合适的。作为这样的一般的淬火的条件，例如，也可以将冷加工后的中碳钢板（淬火前的构件）加热到900～1200℃的温度范围后进行急冷。另外，例如，也可以将冷加工后的中碳钢板（淬火前的构件）加热后保持0～20秒，并以60～1000℃/s的平均冷却速度急冷到200℃以下。再者，不需要特别地规定最终得到的淬火构件的显微组织，但也可以将马氏体的面积率规定为95%以上或98%以上。

淬火稳定性，受到用于淬火的加热时的奥氏体的混晶度的影响。在制造淬火构件时，淬火时的奥氏体粒径越均匀就越优选。在奥氏体粒为混晶的情况下，从粒径小的奥氏体粒开始相变，因此相变应变在钢内变得不均匀，热处理应变变大等，淬火稳定性受损。特别是在淬火时的奥氏体组织中，异常奥氏体的面积的合计量超过30%的情况下，淬火时的变形变大。因此，使用具有高的淬火稳定性的上述实施方式涉及的中碳钢板，以使得能够充分降低淬火时的变形。

实施例

接着，说明实施例。

实施例的水准，是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的实行条件的一例，本发明并不被该一条件例限定。本发明在不脱离本发明要旨、达到本发明目的的限度下能够采用各种的条件。

将具有表1～3所示的化学组成（其余量为铁以及不可避免的杂质）的钢块（钢）热轧制后，空冷2.5秒钟，以30℃/s的平均冷却速度强冷到540℃，在500℃进行卷取，冷却到室温，得到热轧板。进而，将得到的热轧板以15%的冷轧率冷轧制后，在680℃退火24小时，得到具有表4的显微组织的各种的钢板，分别评价了冷加工性。表4所示的结果之中，成形性良好的钢种的热轧板（热轧制后，冷却控制而得到的钢板）为对象，以10%的冷轧率冷轧制后，在680℃退火4小时，得到具有表5的显微组织的各种的钢板，分别评价了冷加工性。进而，以相同的热轧板为对象，以70%的冷轧率冷轧制后，在680℃退火8小时，得到具有表6的显微组织的各种的钢板，分别评价了冷加工性。另外，从具有表1～3所示的化学组成的钢块，以表7以及表10所示的条件制作钢板，测定热轧板的珠光体内的片层状渗碳体的厚度以及退火板（制品钢板）的碳化物的粒度分布、退火板的铁素体粒径，实施了拉伸试验。对于退火中的保持完成后的钢板，通过炉冷，从退火温度到400℃的区间以100℃/小时冷却。

表1

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表2

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表3

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

在冷加工性的试验中，将图2A所示那样的直径100mm的圆板，在室温成形为图2B所示那样的直径60mm、高度28mm的杯状，评价裂纹的有无。在发生了裂纹的情况下，附加冷加工性为差的“No Good”的评分。另一方面，在没有裂纹的情况下，附加冷加工性为优的“Good”的评分。再者，该评价方法也与上述的图1的试验方法相同，“○”与“Good”相同，“×”与“No Good”相同。

另外，在钢板No.C3、C4、E3、H3、H4、L3、L4、N3、N4、Z3、Z4、AA3、AA4、AB3、AB4、AC3、AC4、AD3、AD4、AE3、AE4、AF3、AF4、AG3、AG4、AH3、AH4、AI3、AI4、AJ3、AJ4、AK3、AK4、AL3、AL4、AM3、AM4中，将图6A以及图6B所示的板宽度15mm、板长150mm的供试材的板长中心部，以频率78KHz从常温以100℃/s的加热速度升温后，在950℃保持10秒，马上以100℃/s以上的冷却速度急冷到常温，实施了高频淬火试验。对于淬火后的供试材的变形量，如图6C以及图6D所示，通过测定从板长方向的翘曲角θ来评价。再者，优选翘曲角θ低于3°，更优选低于1°。

而且，测定了淬火后的供试材的原始奥氏体粒径的分布。在该原始奥氏体粒径的分布的测定中，用下述A液显现出淬火后的构件的显微组织，将该显现出的显微组织以数字图像拍摄后，通过图像解析来求得原始奥氏体的平均粒径以及混晶指数。再者，关于A液，是相对于蒸馏水1000ml混合氢氧化钠以及苦味酸的规定量而制作的。在图像解析中，测定各原始奥氏体晶粒的面积后，算出当量圆直径，将其各当量圆直径的平均值作为平均粒径。另外，求出具有该平均粒径的0.5倍以下或2倍以上的粒径的晶粒所占的面积，该面积除以观察视场的面积，将由此所得到的面积比例决定作为混晶指数。图5表示得到的混晶指数与翘曲角（变形量）θ的关系。如该图5所示可知，当混晶指数超过30%时，翘曲角（变形量）θ达到3°以上。因此，在该混晶指数超过30%的情况下，判断为淬火后的变形量大，淬火稳定性差。再者，通过显微组织的观察已确认淬火后的供试材的马氏体的面积率为95%以上。

在表4中的钢板No.C0、E0、H0、L0、N0中，碳化物的平均径为0.4μm以下，该碳化物的平均径的1.5倍以上的大小的碳化物的个数比例为30%以下，碳化物的球状化率为90%以上，平均铁素体粒径为10μm以上。这些钢板No.的任一种都显示了良好的可加工性以及淬火稳定性。

在表4中的钢板No.A0、B0、D0、F0、G0、I0、J0、K0、M0、O0中，钢板的化学组成、碳化物的平均径（μm）、粗大碳化物的个数比例（%）、碳化物的球状化率（%）、平均铁素体粒径（μm）中的至少1个条件并不充分。因此，在这些钢板No.中，由于以渗碳体的集合体为起点的裂纹、以渗碳体为起点的裂纹、以MnS为起点的裂纹、或晶粒内裂纹等，冷加工性并不充分。

表5的钢板No.C1、E1、H1、L1、N1，退火时间小于5小时，因此碳化物的球状化率低于90%，由于以渗碳体为起点的裂纹，冷加工性并不充分。

表6的钢板No.C2、E2、H2、L2、N2，冷轧率超过了30%，因此平均铁素体粒径低于10μm，由于应变的集中而发生裂纹，因此冷加工性并不充分。

表7～12中的钢板No.C3、C4、E3、H3、L4、N3、Z3、Z4、AA4、AB4、AC4、AD3、AD4、AE4、AF3、AG3、AG4、AH4、AI3、AJ4、AK3、AL3、AM3、AM4，冷加工性优异，混晶指数为30%以下，淬火稳定性优异。

钢板No.D3、D4、J3、J4、K3、K4、P3、P4中，Si、Al、P、Cu之中的任一种的量多，因此冷加工性差。

钢板No.G3、G4、I3、I4、M3、M4、T3、T4、Y3、Y4中，Mn、N、S、Cr、Zr之中的任一种的量多，因此冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.A3、A4中，C的量少，因此平均铁素体粒径低于10μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.B3、B4中，Si的量少，因此粗大碳化物的个数比例高于30%，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.F3、F4中，Mn的量少，因此平均碳化物径大于0.4μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.O3、O4中，C的量多，因此不能适当控制粗大碳化物的个数比例以及碳化物的球状化率，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.Q3、Q4、R3、R4、S3、S4、U3、U4、V3、V4、W3、W4、AN3、AN4中，Nb、Ta、V、W、Ti、Mo之中的任一种的量多，因此平均铁素体粒径低于10μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.X3、X4中，B的量多，因此粗大碳化物的个数比例高于30%，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.AJ3，退火温度低于650℃，因此平均铁素体粒径低于10μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.E4，退火温度高于720℃，因此碳化物的球状化率低于90%，冷加工性为差。

钢板No.AA3，退火温度高于720℃，因此不能适当控制碳化物的球状化率以及粗大碳化物的个数比例，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.AH3以及AL4，退火时间比5小时短，因此平均铁素体粒径低于10μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.H4，退火时间比40小时长，因此粗大碳化物的个数比例高于30%，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.AE3以及AI4，卷取温度低于400℃，因此平均铁素体粒径低于10μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.L3以及N4，卷取温度超过580℃，因此不能适当控制平均碳化物径、粗大碳化物的个数比例、碳化物的球状化率，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.AK4，冷轧率低于5%，因此平均铁素体粒径低于10μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.AC3，冷轧率低于5%，退火时间比40小时长，因此平均铁素体粒径低于10μm，粗大碳化物的个数比例高于30%。因此，该钢板No.的冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

钢板No.AB3以及AF4，冷轧率超过30%，因此不能适当控制平均碳化物径或粗大碳化物的个数比例，而且平均铁素体粒径低于10μm，冷加工性以及淬火稳定性并不充分。

此外，对于表1～3所示的钢No.H，使精轧制后的空冷的时间进行各种变化，得到各种的钢板。其结果，如图7所示，得到了精轧制后的空冷时间和粗大碳化物的个数比例的关系。从该图7可知，通过进行2秒以上的空冷，能够将粗大碳化物的个数比例降低至30%以下。

再者，图7所示的钢板采用以下那样的方法制造。将钢在1220℃保持50min后，以在900℃结束精轧制的方式，在热态下将钢从板厚250mm轧制到板厚3mm。在刚精轧制之后就将钢只以各空冷时间空冷，以40℃/s的冷却速度冷却到550℃，在500℃进行卷取，由此制作了热轧钢板。将各热轧钢板酸洗后，以28%的压下率（冷轧率）实施冷轧制，在700℃退火24小时。

另外，对于表1～3所示的钢No.H，使冷轧制时的压下率（冷轧率）进行各种变化，得到各种的钢板。其结果，如图8所示，得到冷轧率和维氏硬度的关系。

再者，图8所示的钢板采用以下那样的方法制造。将钢在1220℃保持50min后，以在920℃结束精轧制的方式，在热态下将钢从板厚250mm轧制到板厚8mm。刚精轧制后就将钢空冷3秒钟，以50℃/s的冷却速度冷却到520℃，在480℃进行卷取，由此制作了热轧钢板。将各热轧钢板酸洗后，以各压下率（冷轧率）实施冷轧制，在700℃退火24小时。

此外，对于充分调整了钢板的化学组成的一部分的钢种，表13示出钢板的显微组织和淬火后的供试材的显微组织之间的关系。在该表13中，钢板No.C3、C4、E3、H3L4、N3、Z3、Z4、AA4、AB4、AC4、AD3、AD4、AE4、AF3、AG3、AG4、AH4、AI3、AJ4、AK3、AL3、AM3、以及、AM4中，钢板中的平均碳化物径、粗大碳化物的个数比例、碳化物的球状化率、以及平均铁素体粒径的全部是充分的，混晶指数为30%以下。另外，在这些钢板No.中，与碳化物的平均径、粗大碳化物的个数比例、碳化物的球状化率、平均铁素体粒径中的至少1个条件不充分的钢板No.H4、L3、N4、AA3、AB3、AC3、AE3、AF4、AH3、AI4、AJ3、AK4、以及AL4相比，能够得到更高的面积率的马氏体。

表7

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表8

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表9

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表10

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表11

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表12

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

表13

※斜体粗字为本发明范围外的例子。

产业上的利用可能性

能够提供冷加工性优异的中碳钢板及其制造方法以及淬火构件。

Claims

1.一种中碳钢板，其特征在于，以质量%计，含有C：0.10～0.80%、Si：0.01～0.3%、Mn：0.3～2.0%、Al：0.001～0.10%、以及N：0.001～0.01%，且限制为P：0.03%以下、S：0.01%以下、O：0.0025%以下、Cr：1.5%以下、B：0.01%以下、Nb：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、Ti：0.3%以下、Cu：0.5%以下、W：0.5%以下、Ta：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Mg：0.003%以下、Ca：0.003%以下、Y：0.03%以下、Zr：0.03%以下、La：0.03%以下、Ce：0.03%以下、Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、以及As：0.03%以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质，碳化物的平均径为0.4μm以下，所述碳化物的平均径的1.5倍以上的大小的碳化物的个数比例，相对于所述碳化物的总数为30%以下，所述碳化物的球状化率为90%以上，平均铁素体粒径为10μm以上，抗拉强度TS为550MPa以下。

2.根据权利要求1所述的中碳钢板，其特征在于，屈服比YR为60%以下。

3.根据权利要求1或2所述的中碳钢板，其特征在于，板厚为1～12.5mm。

4.一种中碳钢板的制造方法，其特征在于，铸造钢；进行热轧制；从所述热轧制刚结束后就空冷2～10秒钟；以10～80℃/s的平均冷却速度从所述空冷结束的温度冷却到480～600℃的温度范围；在400℃～580℃的温度区域进行卷取；以5%以上且低于30%的冷轧率冷轧；在650～720℃的温度范围退火5～40小时，所述钢具有下述化学组成：以质量%计，含有C：0.10～0.80%、Si：0.01～0.3%、Mn：0.3～2.0%、Al：0.001～0.10%、以及N：0.001～0.01%，且限制为P：0.03%以下、S：0.01%以下、O：0.0025%以下、Cr：1.5%以下、B：0.01%以下、Nb：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、Ti：0.3%以下、Cu：0.5%以下、W：0.5%以下、Ta：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Mg：0.003%以下、Ca：0.003%以下、Y：0.03%以下、Zr：0.03%以下、La：0.03%以下、Ce：0.03%以下、Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、以及As：0.03%以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质。

5.根据权利要求4所述的中碳钢板，其特征在于，所述卷取后的所述钢中所含有的珠光体中的渗碳体的平均片层厚度为0.02～0.5μm。

6.一种淬火构件，其特征在于，以质量%计，含有C：0.10～0.80%、Si：0.01～0.3%、Mn：0.3～2.0%、Al：0.001～0.10%、以及N：0.001～0.01%，且限制为P：0.03%以下、S：0.01%以下、O：0.0025%以下、Cr：1.5%以下、B：0.01%以下、Nb：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、Ti：0.3%以下、Cu：0.5%以下、W：0.5%以下、Ta：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Mg：0.003%以下、Ca：0.003%以下、Y：0.03%以下、Zr：0.03%以下、La：0.03%以下、Ce：0.03%以下、Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、以及As：0.03%以下，其余量包含Fe以及不可避免的杂质，具有原始奥氏体晶粒的平均粒径的0.5倍以下或2倍以上的粒径的原始奥氏体晶粒所占的面积比例为30%以下。

7.根据权利要求6所述的淬火构件，其特征在于，马氏体的面积率为95%以上。

8.一种淬火构件的制造方法，其特征在于，

将权利要求1～3的任一项所述的中碳钢板冷加工成构件；

将所述构件加热至比Ac3相变点高的温度；

将所述构件冷却。