淬透性优良的加硼钢板及制造方法 技术领域 本发明涉及淬透性优良的加硼钢板及其制造方法。
本申请基于 2009 年 3 月 16 日在日本提出申请的 2009-063603 号并主张其优先权， 这里引用其内容。
背景技术 以往， 碳钢板广泛用作链条、 齿轮、 离合器等汽车部件、 一般产业机械部件、 以及 锯、 刃具等工具的原材料。对于这些部件， 在将碳钢板成形为制品形状后， 通过实施淬火回 火等热处理使其硬化。
因此， 在碳钢板中， 从确保优良的加工性及降低合金成本的观点出发， 开发了相对 地降低 C 量或合金元素量， 通过添加硼 (B) 确保淬透性的加 B 碳钢板， 例如专利文献 1 及专 利文献 2 中所公开的。B 成本低， 而且淬透性优良， 在削减高价的合金元素方面是有效的元 素。
可是， B 与氮 (N) 的亲和力强， 与钢中的 N 或气氛中的 N 结合容易生成 BN。因此， 为了使钢中的固溶 B 不减少， 通常， 在加 B 的碳钢板中， 多形成含有 Ti 等更容易氮化的氮化 物形成元素的成分组成。
另一方面， 所述部件形状也在复杂化， 对于作为原材料的碳钢板， 要求可耐受复杂 且过严的加工的加工性。为了确保加工性， 使钢材软质化是有效的。可是， 为了促进软质 化， 通常钢板中采用的高生产性的制造工艺即利用连续退火的短时间退火中的软质化比较 困难。 所以， 为了促进碳化物的球状化或铁素体组织的粗大化， 碳钢多进行长时间的间歇退 火或称为箱式退火的卷材状态下的退火。通常， 这种退火需要 10 小时以上的长时间。
现有技术文献
专利文献
专利文献 1 ： 日本特开平 05-331534 号公报
专利文献 2 ： 日本特开 2008-214707 号公报
发明内容 发明所要解决的问题
通常， 如果在以氮为主体的气氛下进行退火， 虽然也取决于退火时间， 但发现退火 气氛中存在的 N 在钢板中渗透的称为 “吸氮” 的现象。于是， 从淬透性的观点出发， 作为重要 元素的 B 在退火中与钢中的 N 结合而形成 BN 并析出。如果在钢中生成 BN， 则固溶 B 减少， 因此产生不能确保 B 带来的提高淬透性的效果， 在成形后的淬火时不能得到所希望的硬度 的问题。
对于此问题， 专利文献 1 中公开了在氮含量为 10 体积％以下的氢气氛中或 Ar 气 氛中对加 B 钢进行退火。 可是， 不能采用以往的退火设备， 由于需要改造退火设备且使用 Ar 等来代替 N， 因此退火成本上升是不可避免的。
此外， B 与氧的亲和力也强， 在退火工序以外的工序 ( 热轧工序、 卷取工序 ) 中， B 与加热气氛中的氧或大气中的氧结合， 有时产生脱 B 现象。另外， 与脱 B 现象同时， 产生脱 碳或淬火元素的氧化， 钢板表层部的成分组成变化， 有时产生称为珠光体、 索氏体及屈氏体 的组织混合存在的异常层部。 如果产生该异常层部， 则钢板的淬透性产生显著的偏差， 因此 还有不能得到部件质量的问题。
因而， 本发明的目的在于， 以兼顾碳钢板加工性和淬透性作为课题， 为了解决该课 题， 提供一种通过消除表层部的淬透性不良、 可稳定地确保淬透性提高元素 (B) 的添加效 果的碳钢板及其制造条件的最佳化。
用于解决问题的手段
本发明为解决上述问题， 采用了以下的手段。
(1) 本发明的第 1 形态是一种加硼钢板， 其含有下述成分 ： C： 0.20 质量％～ 0.45 质量％、 Si ： 0.05 质量％～ 0.8 质量％、 Mn ： 0.5 质量％～ 2.0 质量％、 P： 0.001 质量％～ 0.04 质量％、 S： 0.0001 质量％～ 0.006 质量％、 Al ： 0.005 质量％～ 0.1 质量％、 Ti ： 0.005 质量％～ 0.2 质量％、 B： 0.001 质量％～ 0.01 质量％、 及N： 0.0001 质量％～ 0.01 质量％， 剩余部分包含 Fe 及不可避免的杂质 ； 其中， 从表层到深度为 100μm 的区域中的固溶 B 的平 均浓度为 10ppm 以上。 (2) 在上述 (1) 所述的加硼钢板中， 可以进一步含有下述的 1 种或 2 种以上的成 分： Cr ： 0.05 质量％～ 0.35 质量％、 Ni ： 0.01 质量％～ 1.0 质量％、 Cu ： 0.05 质量％～ 0.5 质量％、 Mo ： 0.01 质量％～ 1.0 质量％、 Nb ： 0.01 质量％～ 0.5 质量％、 V： 0.01 质量％～ 0.5 质量％、 Ta ： 0.01 质量％～ 0.5 质量％、 W： 0.01 质量％～ 0.5 质量％、 Sn ： 0.003 质量％～ 0.03 质量％、 Sb ： 0.003 质量％～ 0.03 质量％、 及 As ： 0.003 质量％～ 0.03 质量％。
(3) 本发明的第 2 形态是上述 (1) 或 (2) 所述的加硼钢板的制造方法， 其具备下 述工序 ： 加热工序， 在 1200℃以下对板坯进行加热 ； 热轧工序， 在 800℃～ 940℃的精轧温度 下对所述板坯进行热轧而得到钢板 ； 第 1 冷却工序， 以 20℃ / 秒以上的冷却速度对所述钢 板进行冷却， 直到所述钢板达到 650℃以下 ； 第 2 冷却工序， 接在所述第 1 冷却工序之后， 以 20℃ / 秒以下的冷却速度对所述钢板进行冷却 ； 卷取工序， 在 650℃～ 400℃对所述钢板进 行卷取 ； 酸洗工序， 对所述钢板进行酸洗 ； 和第 1 退火工序， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃ 的露点为 -20 ℃以下、 400 ℃以上的露点为 -40 ℃以下的气氛中， 在 660 ℃～所述碳钢板的 Ac1 的温度下将所述钢板退火 8 小时以上。
(4) 在上述 (3) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备 ： 第 1 冷轧工序， 在所述酸洗工序后， 以压下率为 5％以上的轧制率对所述钢板进行冷轧。
(5) 在上述 (4) 所述的加硼钢板的制造方法中， 也可以在所述第 1 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(6) 在上述 (5) 所述的加硼钢板的制造方法， 可以进一步具备下述工序 ： 第 2 冷轧 工序， 在所述第 1 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 2 退火工序， 在所述第 2 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以上的 露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(7) 在上述 (6) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 2 退火工序中， 在
Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(8) 在上述 (7) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3冷 轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火工 序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以上 的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(9) 在上述 (8) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(10) 在上述 (6) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3 冷轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火 工序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(11) 在上述 (10) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。 (12) 在上述 (4) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第2 冷轧工序， 在所述第 1 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 2 退火 工序， 在所述第 2 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(13) 在上述 (12) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 2 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(14) 在上述 (13) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3 冷轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火 工序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(15) 在上述 (14) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(16) 在上述 (12) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3 冷轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火 工序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(17) 在上述 (16) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(18) 在上述 (3) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 1 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷
却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(19) 在上述 (18) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第2 冷轧工序， 在所述第 1 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 2 退火 工序， 在所述第 2 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(20) 在上述 (19) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 2 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(21) 在上述 (20) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3 冷轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火 工序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(22) 在上述 (21) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(23) 在上述 (19) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3 冷轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火 工序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(24) 在上述 (23) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(25) 在上述 (3) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第2 冷轧工序， 在所述第 1 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 2 退火 工序， 在所述第 2 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(26) 在上述 (25) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 2 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(27) 在上述 (26) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3 冷轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火 工序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以 上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(28) 在上述 (27) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的冷 却速度设定在 5℃ / 小时以下。
(29) 在上述 (25) 所述的加硼钢板的制造方法中， 可以进一步具备下述工序 ： 第3 冷轧工序， 在所述第 2 退火工序后， 以 5％以上的压下率对所述钢板进行冷轧 ； 和第 3 退火 工序， 在所述第 3 冷轧工序后， 在氢为 95％以上、 且直至 400℃的露点为 -20℃以下、 400℃以上的露点为 -40℃以下的气氛中， 在 660℃以上对所述钢板进行退火。
(30) 在上述 (29) 所述的加硼钢板的制造方法中， 也可以在所述第 3 退火工序中， 在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对所述碳钢板进行退火， 在退火后， 将冷却到 Ac1-30℃的 冷却速度设定在 5℃ / 小时以下。
发明效果
根据上述 (1) 所述的构成， 能够在稳定地确保钢板中的 B 的淬透性提高效果的同 时， 不产生称为珠光体、 索氏体及屈氏体那样的不是淬火组织的异常层部。所以， 可发挥优 良的加工性和淬透性。
根据上述 (2) 所述的构成， 可得到提高钢板的淬透性、 韧性、 抗回火软化性等、 或 使钢板的机械特性稳定化、 或抑制钢板的表层部的成分变动等的效果。
根据上述 (3) ～ (30) 所述的方法， 能够稳定地制造上述 (1)、 (2) 所述的加硼钢 板。
如上所述， 根据本发明， 能够得到可防止加硼钢板的表层部的成分变动、 通过成形 加工后的淬火回火可确保所希望的硬度的钢材。此外， 该钢材成本低、 淬透性高， 不仅可用 于汽车部件， 而且还可广泛用于一般产业机械部件， 在工业上的价值很大。 附图说明 图 1 是表示存在于钢板表层部的固溶 B 与淬透性材料的表层部中产生异常组织的 关系的图。
图 2 是用于说明制造方法的一个例子的流程图。
具体实施方式
本发明人等对解决上述课题的方法进行了锐意研究。其结果是， 本发明人等弄清 楚， 钢板表层部的淬火不良的原因不仅是上述退火工序中的控制， 还有在从热轧的加热工 序到退火工序的一连串的制造过程中， 在钢板表层部固溶 B 量变动， 使淬透性劣化的原因。
另外， 对包含热轧、 退火条件的一连串工艺过程进行了研究， 结果本发明人等弄清 楚， 如果使各工序中的制造条件最佳化， 且使距钢板表面深度为 100μm 的表层部的区域中 的平均固溶 B 存在 10ppm 以上， 则能够在稳定地确保 B 的淬透性提高效果的同时， 也不产生 称为珠光体、 索氏体及屈氏体的不是淬火组织的异常层部。
以下， 对本发明的优选的实施方式进行说明。
本发明的一实施方式的加硼钢板， 以质量％计含有 C ： 0.20 ～ 0.45％、 Si ： 0.05 ～ 0.8 ％、 Mn ： 0.5 ～ 2.0 ％、 P： 0.001 ～ 0.04 ％、 S： 0.0001 ～ 0.006 ％ 以 下、 Al ： 0.005 ～ 0.10％、 Ti ： 0.005 ～ 0.2％、 B： 0.0010 ～ 0.01％、 N： 0.0001 ～ 0.01％， 剩余部分含有 Fe 及 不可避免的杂质。在该加硼钢板中， 从表面到板厚方向 100μm 深的表层部中的固溶 B 平均 浓度存在为 10ppm 以上。首先， 对该钢板 ( 以下有时称为 “本发明钢板” 。) 的成分组成的 限定理由进行说明。再有， 关于含量的 “％” 是指 “质量％” 。
C： 0.20 ～ 0.45％
C 对于确保钢板的强度是重要的元素。在低于 0.20％时， 淬透性下降， 得不到作为 机械结构用钢板的强度， 因此将下限规定为 0.20％。如果超过 0.45％， 则淬火后的韧性及成形性或焊接性等特性劣化， 因此将上限规定为 0.45％。优选的范围为 0.20 ～ 0.40％。
Si ： 0.05 ～ 0.8％
Si 作为脱氧剂发挥作用， 此外， 对于提高淬透性是有效的元素。在低于 0.05％时， 得不到添加效果， 因此将下限规定为 0.05％。如果超过 0.8％， 则招致起因于热轧时的氧化 皮缺陷的表面性状的劣化， 因此将上限规定为 0.8％。优选的范围为 0.10 ～ 0.5％。
Mn ： 0.5 ～ 2.0％
Mn 作为脱氧剂发挥作用， 此外， 对于提高淬透性是有效的元素。由于在本发明中 与其它有助于淬透性的元素保持平衡， 因而添加 0.5 ％以上， 从而确保淬透性。如果超过 2.0％， 则助长起因于偏析的珠光体带等组织的不均匀， 成为淬火、 回火后的组织变动引起 的冲击特性的劣化或偏差的原因， 因此将上限规定为 2.0％。优选的范围为 0.5 ～ 1.5％。
P： 0.001 ～ 0.04％
P 从韧性及加工性的观点出发在本发明钢中是有害的元素， P 含量越低越优选， 将 其上限规定为 0.04％。此外， 下限越低越优选， 但要低于 0.001％则工业上成本大幅度增 加， 因此将下限规定为 0.001％。更优选的范围是 0.003 ～ 0.025％。
S： 0.0001 ～ 0.006％以下 S 在钢中促进非金属夹杂物的生成， 使成形加工性或热处理后的韧性等劣化， 因此 S 含量越低越优选， 将其上限规定为 0.006％。下限越低越优选， 但要低于 0.0001％则工业 上精炼成本大幅度增加， 因此将下限规定为 0.0001％。 更优选的范围是 0.0001 ～ 0.003％。
Al ： 0.005 ～ 0.10％
Al 作为脱氧剂发挥作用， 此外， 对于固定 N 是有效的元素。在低于 0.005％时， 不 能充分得到添加效果， 因此将下限规定为 0.005％。如果超过 0.1％， 则添加效果饱和， 而且 容易发生表面缺陷， 此外， 促进钢板制造时的吸氮、 或使氮化物稳定， 阻碍淬火热处理时的 晶粒生长， 成为使淬透性劣化的原因。所以， 将 Al 含量的范围确定在 0.005 ～ 0.10％的范 围。更优选的范围是 0.01 ～ 0.06％。
Ti ： 0.005 ～ 0.20％
Ti 作为脱氧剂发挥作用， 此外， 对于固定 N 是有效的元素。从与 N 量的关系考虑， 需要添加 0.005％以上。 可是， 即使超过 0.20％地添加 Ti， 其效果也饱和， 此外， 不仅成本增 加， 而且还招致促进制造工序中的吸氮、 由形成碳化物带来的有效碳量的降低等造成的 Ti 系析出物量的增加， 阻碍淬火热处理时的奥氏体粒的晶粒生长， 成为使淬透性劣化的原因， 因此将其范围确定在 0.005 ～ 0.20％的范围。更优选的范围是 0.01 ～ 0.10％。
上述 Al、 Ti 与钢中的 N 结合形成氮化物， 从而抑制 BN 的形成， 但如果过剩地含有， 则促进加热、 热轧时的加热工序或热轧板或冷轧板在退火时的吸氮。所以， 在本发明中， 优 选降低上述元素以及氮化物形成能力高的后述的 Cr 的总量。Al、 Ti、 Cr 的含量合计优选为 0.4％以下。
B： 0.0010 ～ 0.01％
B 具有通过微量添加提高淬透性的效果， 对于确保淬透性是非常有效的元素。在 低于 0.0010％时没有添加效果， 因此将下限规定为 0.0010％。在本发明中， 特别是不仅作 为钢板平均的 B 量的最佳化是重要的， 而且在表层部、 特别是从表面到 100μm 深度 ( 表层 100μm) 的固溶 B 是重要的， 直到表层 100μm 深度的固溶 B 在 10ppm 以上是必要的。通过
确保上述条件， 能够在表层部防止称为珠光体、 屈氏体及索氏体的异常组织的生成。因此， 抑制后述的制造工序中的加热或退火工序的气氛的影响是重要的， 通过对其进行控制， 从 确保特性的观点出发， 在本发明中添加 0.0010％以上的 B。此外， 如果超过 0.01％， 则铸造 性下降， 此外， 因生成 B 系化合物而使韧性降低， 因此将上限规定为 0.01％。更优选的范围 为 0.001 ～ 0.005％。
N： 0.0001 ～ 0.01％
N 是形成 BN、 阻碍 B 的淬透性提高效果的元素。N 越少越优选， 但降低到低于 0.0001 ％招致精炼成本的增加， 因此将下限规定为 0.0001 ％。如果超过 0.01 ％， 则大量 需要固定 N 的元素， 此外， 生成的 TiN 等析出物阻碍韧性等机械特性， 因此将上限规定为 0.01％。更优选的范围为 0.0001 ～ 0.006％。
另外， 为了强化本发明钢板的机械特性， 也可以按所需量添加 Cr、 Ni、 Cu 及 Mo 中的 1 种或 2 种以上。
Cr ： 0.03 ～ 0.35％
Cr 对于提高淬透性是有效的元素。Cr 从钢的淬透性的观点出发， 是能够添加的有 效的元素。在 Cr 低于 0.03％时， 没有添加效果， 因此将下限规定为 0.03％。如果添加超 过 0.35％， 则不仅成本增加， 而且促进制造工序中的吸氮， 此外， 还关联到形成碳化物或硼 化物、 碳硼化物造成的有效碳量的下降、 或本发明的基本元素即 B 的有效量的下降， 此外， 通过碳化物的稳定化阻碍淬火热处理时的奥氏体相的晶粒生长， 也成为使淬透性劣化的原 因。所以， 将其范围规定在 0.03 ～ 0.35％的范围。优选为 0.05 ～ 0.35％。此外， 如上所 述， Al、 Ti、 Cr 合计的 Al、 Ti、 Cr 的添加总量也优选控制在 0.40％以下。 Ni ： 0.01 ～ 1.0％
Ni 对于提高韧性、 或提高淬透性是有效的元素。在低于 0.01％时， 没有添加效果， 因此将下限规定为 0.01％。如果超过 1.0％， 则添加效果饱和， 而且还招致成本增加， 因此 将上限规定为 1.0％。更优选的范围为 0.02 ～ 0.5％。
Cu ： 0.05 ～ 0.5％
Cu 对于确保淬透性是有效的元素。在低于 0.05％时， 添加效果不充分， 因此将下 限规定为 0.05％。如果超过 0.5％， 则容易发生热轧时的缺陷， 使成品率下降等， 使制造性 劣化， 因此将上限规定为 0.5％。更优选的范围为 0.05 ～ 0.35％。
Mo ： 0.01 ～ 1.0％
Mo 对于提高淬透性和提高抗回火软化性是有效的元素。在低于 0.01％时， 添加效 果低， 因此将下限规定为 0.01％。如果超过 1.0％， 则添加效果饱和， 成本也增加， 因此将上 限规定为 1.0％。更优选的范围为 0.01 ～ 0.40％。
此外， 再有， 为了使本发明钢板的机械特性稳定化， 也可以按所需量添加 Nb、 V、 Ta 及 W 中的 1 种或 2 种以上。
Nb ： 0.01 ～ 0.5％
Nb 对于通过形成碳氮化物防止淬火前加热时的晶粒的异常粒生长及改善韧性、 改 善抗回火软化性是有效的元素。 在低于 0.01％时， 不能充分体现添加效果， 因此将下限规定 为 0.01％。如果超过 0.5％， 则添加效果饱和， 此外还使成本增加， 而且因形成过剩的碳化 物而导致淬火硬度下降， 因此将上限规定为 0.5％。更优选的范围为 0.01 ～ 0.20％。
V： 0.01 ～ 0.5％
V 与 Nb 同样， 对于通过形成碳氮化物防止淬火前加热时的晶粒的异常粒生长及改 善韧性、 改善抗回火软化性是有效的元素。在低于 0.01％时， 添加效果低， 因此将下限规定 为 0.01％。如果超过 0.5％， 则添加效果饱和， 此外还使成本增加， 而且因形成过剩的碳化 物而导致淬火硬度下降， 因此将上限规定为 0.5％。更优选的范围为 0.01 ～ 0.20％。
Ta ： 0.01 ～ 0.5％
Ta 与 Nb、 V 同样， 对于通过形成碳氮化物防止淬火前加热时的晶粒的异常粒生长 及防止晶粒的粗大化、 或改善韧性、 改善抗回火软化性是有效的元素。在低于 0.01％时， 添 加效果低， 因此将下限规定为 0.01％。如果超过 0.5％， 则添加效果饱和， 此外还使成本增 加， 而且因形成过剩的碳化物而导致淬火硬度下降， 因此将上限规定为 0.5％。更优选的范 围为 0.01 ～ 0.30％。
W： 0.01 ～ 0.5％
W 与 Nb、 V、 Ta 同样， 对于通过形成碳氮化物防止淬火前加热时的晶粒的异常粒生 长及防止晶粒的粗大化、 或改善韧性、 改善抗回火软化性是有效的元素。在低于 0.01％时， 添加效果低， 因此将下限规定为 0.01％。如果超过 0.5％， 则添加效果饱和， 此外还使成本 增加， 而且因形成过剩的碳化物而使淬火硬度下降， 因此将上限规定为 0.5％。更优选的范 围为 0.01 ～ 0.20％。
另外， 除上述以外， 为了抑制钢板表层部的成分变动， 在本发明中， 也可以按所需 量添加 Sn、 Sb、 As 中的 1 种或 2 种以上。
Sn ： 0.003 ～ 0.03％
Sn 是向界面、 表面等偏析的倾向高的元素， 具有对吸氮或脱碳等制造工序中的表 层反应进行抑制的作用。通过添加 Sn， 即使在钢材暴露于热轧工序的加热时或退火时的高 温气氛中的状态下， 也能对氮及碳等成分容易变动的元素的反应进行抑制， 具有显著的防 止成分变动的效果。优选根据需要添加 0.003 ～ 0.03％。如果低于 0.003％， 其效果小， 此 外， 即使大量添加超过 0.03％， 不仅效果饱和， 而且还导致韧性下降、 以及渗碳时间的长时 间化等， 涉及到成本增加。因此， 优选添加 0.003 ～ 0.03％。
Sb ： 0.003 ～ 0.03％
Sb 与 Sn 同样， 是向界面、 表面等偏析的倾向高的元素， 具有对吸氮或脱碳等制造 工序中的表层反应进行抑制的作用。通过添加 Sb， 即使在钢材暴露于热轧工序的加热时或 退火时的高温气氛中的状态下， 也能对氮及碳等成分容易变动的元素的反应进行抑制， 具 有显著的防止成分变动的效果。优选根据需要添加 0.003 ～ 0.03％。如果低于 0.003％， 其效果小， 此外， 即使大量添加超过 0.03％， 不仅效果饱和， 而且还导致韧性下降、 以及渗碳 时间的长时间化等， 涉及到成本增加。因此， 优选添加 0.003 ～ 0.03％。
As ： 0.003 ～ 0.03％
As 也与 Sn、 Sb 同样， 是向界面、 表面等偏析的倾向高的元素， 具有对吸氮或脱碳 等制造工序中的表层反应进行抑制的作用。通过添加 As， 即使在钢材暴露于热轧工序的 加热时或退火时的高温气氛中的状态下， 也能对氮及碳等成分容易变动的元素的反应进行 抑制， 具有显著的防止成分变动的效果。优选根据需要添加 0.003 ～ 0.03 ％。如果低于 0.003％， 其效果小， 此外， 即使大量添加超过 0.03％， 不仅效果饱和， 而且还导致韧性下降、以及渗碳时间的长时间化等， 涉及到成本增加。因此， 优选添加 0.003 ～ 0.03％。
在本发明钢板中， 氧 (O) 量没有规定， 但如果氧化物因凝聚而粗大化， 则延展性下 降， 因此 O 优选为 0.0040％以下。O 优选较少， 但使其低于 0.0001％在工业上导致成本增 大， 因此优选为 0.0001 ～ 0.0040％。
此外， 在采用废铁作为熔炼原料时， Zn、 Zr 等元素作为不可避免的杂质混入， 但在 本发明的钢板中， 能够在不阻碍其特性的范围内容许混入上述元素。再有， 即使 Zn、 Zr 以外 的元素， 也容许在不阻碍本发明钢板的特性的范围内混入。
在本发明钢板中， 如前所述， 其特征在于， 为了防止在将钢板淬火时容易在表层部 生成的称为珠光体、 索氏体及屈氏体的淬火组织， 从钢板表面到朝板厚方向 100μm 位置的 部位 ( 表层 100μm 部 ) 的 B 量， 按没有氮化或氧化的固溶 B 计存在 10ppm 以上。以下对此 点进行说明。
根据本发明人等的研究结果得知， 钢板表层部的淬火不良起因于钢板表层部固溶 B 量不足。 而且， 在钢板表层部， 固溶 B 量与加热条件、 卷取条件、 酸洗条件、 退火条件等各工 序中的制造条件紧密相关， 需要使这些一连串的制造条件最佳化。
特别是， 由于热轧时的加热是超过 1000℃的高温气氛， 因此通过表层部的脱碳、 B 的氧化、 吸氮等， 表层部的成分显著变动。 如此， 在钢板表层部固溶 B 不足的理由是 ： 加热工 序中 B 的氧化和吸氮导致的 BN 生成， 在卷取工序中 2 次氧化皮生成或晶界氧化造成的 B 氧 化的影响， 以及在退火工序中因与露点的关系造成的 B 的氧化及 B 的氮化， 由此各表层部的 B 浓度发生较大变动， 因此淬透性发生较大变化。
将 上 述 作 为 变 动 的 主 要 原 因， 通 过 使 0.22 ％ C-0.15 ％ Si-0.65 ％ Mn-0.15 ％ Cr-0.03％ Ti-30ppmN-25ppmB 系的硼钢的热轧条件、 退火条件等制造条件发生各种变化， 制造 4mm 厚的热轧钢板， 将此钢板在 Ar 气氛中在 880℃下保持 1 分钟后， 通过对在 60℃的 油中淬火过的试样的钢板表层部的组织和淬火热处理之前的钢板的表层 100μm 部的区域 进行研磨， 进行了采样和分析， 调查了与成分的关系。图 1 中示出其结果。得知在淬火前的 表层 100μm 部的固溶 B 和异常层的比例中发现良好的相关关系。由此结果判明 ： 如果在表 层 100μm 部中固溶 B 为 10ppm 以上， 则在表层部看不到异常层。
接着， 参照图 2 的流程图对本发明的优选的实施方式所涉及的、 在从表层到深度 为 100μm 的区域具有 10ppm 以上固溶 B 的钢板的制造方法进行说明。
首先， 将满足本发明钢板的成分组成的钢坯直接插入或将钢坯冷却后插入加热炉 中， 在 1200℃以下供于热轧 (S1)。然后， 在 800 ～ 940℃的温度下进行精轧 (S2)。接着， 以 20℃ / 秒以上的冷却速度， 冷却到钢板温度达到 650℃以下 (S3)。接下来， 以 20℃ / 秒以下 的冷却速度进行直到卷取的缓冷却 (S4)。然后， 在 650℃～ 400℃的卷取温度下卷取钢板 (S5)。然后， 在将该钢板酸洗后 (S6)， 在含有 95％以上的氢的气氛中， 实施退火 (S7)。
对于供于热轧的钢坯 ( 冷坯 )， 加热条件设为 1200℃以下。如果超过 1200℃而进 行加热， 或将均热时间规定为 60 分钟以上的长时间， 则在加热工序中板坯的表层部的脱 C 或脱 B、 吸氮造成的 BN 的析出显著， 使钢板表面的淬透性严重劣化。此外， 此时， 保持时间 越长越使制品的淬透特性降低， 因此不使加热时间达到长时间是重要的。 具体而言， 优选在 1200℃下作为保持时间不超过 60 分钟、 在 1100℃下优选不超过 90 分钟来进行加热。从抑 制脱 C 或脱 B、 吸氮的观点出发， 作为特别优选的加热温度优选为 1150℃以下， 作为保持时间优选为 40 分钟以下。
再有， 在将刚铸造的钢坯、 或将铸造后冷却的钢坯再加热后供于热轧， 在直接轧制 时和在再加热后轧制时， 钢板特性几乎没有差异。
热轧不仅可以是通常的热轧， 也可以是连续化热轧。关于精轧温度 ( 热轧的结束 温度 )， 除了从改善生产性及板厚精度、 各向异性的观点出发， 从表面缺陷的观点出发， 在低 于 800℃的精轧中， 也多发生烘熔造成的缺陷， 此外， 如果高于 940℃， 则氧化皮导致的缺陷 的发生频率增高， 制品成品率下降， 成本增大。 所以在 800 ～ 940℃的精轧温度下进行热轧。
在热轧的精轧后， 以 20℃ / 秒以上的冷却速度对钢板进行冷却， 直到 650℃以下。 接着， 以 20℃ / 秒以下的冷却速度进行缓冷却， 直到卷取温度 400 ～ 650℃。
以热轧后的直到 650℃的冷却速度为 20℃ / 秒以上的冷却速度进行冷却的理由， 是因为如果冷却速度比此速度慢， 则生成偏析或铁素体相变引起的珠光体带， 退火后也容 易存在粗大的碳化物， 关系到加工性的劣化。 从防止该现象的观点出发， 以 20℃ / 秒以上进 行冷却。此外， 然后， 以直到卷取温度即 400 ～ 650℃的冷却速度为 20℃ / 秒以下的冷却速 度进行缓冷却的理由， 是为了进行均匀的珠光体相变或贝氏体相变， 因为如果在该温度范 围进行急冷， 则发生起因于过冷 γ( 奥氏体 ) 的卷材的卷绕形状混乱造成的缺陷等， 成品率 的下降增大。 此外， 在卷取温度 400 ～ 650℃下卷取的理由， 是因为如果低于 400℃， 则产生部分 马氏体相变， 或钢板的强度提高， 因而操作变得困难， 或因冷轧时的组织不均匀而产生标准 尺寸变化等， 引起成品率的下降。 另一方面， 如果实施超过 650℃的高温卷取， 则在热轧板中 生成粗大的珠光体组织， 制品板的碳化物粗大化， 由此使加工性劣化。此外， 是因为不仅热 轧板的氧化皮增厚、 酸洗性下降， 而且表层部的氧化进行或晶界氧化也进展， 出现固溶 B 下 降等不良影响。
此外， 对通过上述制造的热轧钢板， 根据制品板厚及必要的软质化水平， 在酸洗后 实施退火及冷轧工序， 但作为此时的制造条件下述条件是必要的。
在卷取了钢板后， 对钢板实施酸洗， 在含有 95％以上的氢的气氛中进行退火。 这是 为了通过尽量降低氮量， 使得即使退火时间延长也能抑制在退火中产生的吸氮现象。优选 氢浓度高、 N 浓度低， 优选氢为 100％。此外， 也可以将氢置换为其它不活泼气体， 例如 Ar。
在以氢为主体的退火中， 从安全性的观点出发， 在暂时在常温下用氮置换退火炉 内而形成氮气氛后， 再置换为氢。此时， 从与防止氮化的关联性考虑， 优选在置换为氢后 升温， 但也可以一边升温一边从氮气氛置换为氢， 需要尽量在低温下使氢浓度达到 95％以 上。升温时， 从防止表层部的氧化造成的固溶 B 降低或脱碳造成的表层部的成分变动的观 点出发， 特别是将直到 400℃的露点规定为 -20℃以下、 将在其以上的温度及保持时的露点 规定为 -40℃以下是重要的。在本发明中， 将软质化所需的 660℃以上的退火的露点规定 为 -40℃以下。
退火优选在 660℃以上进行 8 小时以上。由此， 碳化物的球状化进展， 此外促进铁 素体晶粒的晶粒生长， 可使钢板软质化。在 660℃以下的温度或低于 8 小时的退火中， 碳化 物的球状化及铁素体晶粒的生长都不充分， 软质化没有进展。因此不能确保加工性。退火 时间的上限因钢种而异， 因此不能限定在特定的时间， 但如果退火时间过长， 则尽管软质化 进展， 但成本增大， 因此在实用上， 超过 660℃的时间上的总退火时间认为在 200 小时以下。
此外， 关于上限温度， 在 Ac1 以下的温度下实施。可是， 为了以更短的时间进行进一步软质 化， 只要设备上可进行高温控制或冷却控制， 也可应用后述的 Ac1 以上的高温退火。
本发明的制造方法如以下说明， 能够采取多种方式。
例如， 也可以采用酸洗后的冷轧工序 (S6-2)。冷轧工序是从制品板厚的观点出发 或为了与退火组合而有效地实施软质化而采用的， 特别是通过压下率为 5％以上的冷轧， 促 进碳化物的球状化， 不伴有核生成的再结晶， 或再结晶结束时的粒径比较大， 因而容易发生 晶粒生长引起的粗大化， 从而促进软质化。
关于冷轧压下率的上限没有特别的限定， 但如果超过 60％则冷轧导致的钢板组织 的均匀性进一步提高， 退火时的再结晶晶粒变得微细， 为了软质化， 退火时间需要长时间， 因此优选 60％以下的压下率。但是， 从成本和制品均质化的观点出发决定冷轧的压下率。
在本发明的制造方法中， 也可以在上述退火后， 对钢板再度实施压下率为 5％以上 的冷轧， 接着在含氢 95％以上的气氛中实施退火。 在上述退火后， 通过经由冷轧 - 退火的工 序， 能够谋求组织的均匀化、 晶粒的粗大化， 能够提高加工性、 剪切时的端面的美感， 此外， 能够进一步促进软质化。
在本发明的制造方法中， 也可以在上述第 1 退火后， 对钢板再度实施压下率为 5％ 以上的冷轧， 接着在含氢 95％的气氛中实施退火 (S7-2)。 在本发明的制造方法中， 也可从软质化的观点出发， 与冷轧组合实施上述退火工 序超过 3 次， 在此种情况下， 也需要在上述的制造条件内实施 (S7-X1、 S7-X2)。
如上所述， 只要退火设备可进行高温退火及其后的冷却控制， 就能在含氢 95％以 上的气氛中、 在钢板的 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度下进行退火， 在该退火后， 以 5℃ / 小时以下 的冷却速度缓冷却到 Ac1-30℃。
在 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度下进行退火的理由， 是为了通过规定为共存铁素体相和 奥氏体相的温度范围， 使碳化物残留在铁素体相中。如果使温度高于上述温度以接近于奥 氏体单相， 则不能防止冷却时的珠光体相变， 有使其硬质化的可能性， 因此， 在上述温度范 围内进行退火。此外， 在退火后以 5℃ / 小时以下的冷却速度缓冷却到 Ac1-30℃的理由， 是 为了在上述退火时以存在于铁素体相中的碳化物为起点促进碳化物的球状化， 使铁素体晶 粒的生长进展， 从而促进软质化。 在比该冷却速度更快的冷却速度下， 在冷却时产生珠光体 相变而发生硬质化， 或铁素体相的晶粒生长不进展， 因而得不到软质化。
这里的 Ac1 表示在升温过程中出现奥氏体相的温度， 在本发明中从热轧钢板采集 试样， 用 Formaster 试验机测定以 0.3℃ /s 升温时的膨胀曲线， 求出 A1 相变点。此外， 在文 献等中有从成分求出 Ac1 的简便方法， 作为一例， 在 William C.Leslie 著的 The Physical Metallurgy of Steel 中 示 出 了 Ac1( ℃ ) ＝ 723-10.7× ％ Mn-16.9× ％ Ni+29.1× ％ Si+16.9×％ Cr+290×％ As+6.38×％ W， 也可采用这些经验式。
不用说， 本发明不仅适用于钢板， 而且也能适用于线材或棒材等广泛的全部钢铁 制品， 钢板只不过是其一例子。
本发明的一实施方式的碳钢板， 如以下换言之， 即， 是以质量％计含有 ： C： 0.20 ～ 0.45 ％、 Si ： 0.05 ～ 0.8 ％、 Mn ： 0.5 ～ 2.0 ％、 P： 0.001 ～ 0.04 ％、 S： 0.0001 ～ 0.006 ％、 Al ： 0.005 ～ 0.10％、 Ti ： 0.005 ～ 0.20％、 B： 0.0010 ～ 0.01％、 N： 0.0001 ～ 0.01％， 剩余 部分包含 Fe 及不可避免的杂质， 且从表面到板厚方向 100μm 深的表层部中的固溶 B 的平
均浓度存在 10ppm 以上的淬透性优良的加硼碳钢板。
上述加硼碳钢板以质量％计， 可以进一步含有 Cr ： 0.05 ～ 0.35 ％、 Ni ： 0.01 ～ 1.0％、 Cu ： 0.05 ～ 0.5％及 Mo ： 0.01 ～ 1.0％中的 1 种或 2 种以上。
上 述 加 硼 碳 钢 板 以 质 量 ％ 计， 可 以 进 一 步 含 有 Nb ： 0.01 ～ 0.5 ％、 V： 0.01 ～ 0.5％、 Ta ： 0.01 ～ 0.5％及 W ： 0.01 ～ 0.5％中的 1 种或 2 种以上。
上述加硼碳钢板以质量％计， 可以进一步含有 Sn ： 0.003 ～ 0.03％、 Sb ： 0.003 ～ 0.03％及 As ： 0.003 ～ 0.03％中的 1 种或 2 种以上。
在 1200℃以下对满足上述成分组成的板坯进行加热以供于热轧， 在 800 ～ 940℃ 的温度下结束精轧， 接着以 20℃ / 秒以上的冷却速度冷却到 650℃， 然后以 20℃ / 秒以下的 冷却速度冷却到卷取， 在 650℃～ 400℃的卷取温度下卷取， 然后， 在酸洗后， 在氢为 95％以 上、 且将直到 400℃的露点规定为 -20℃以下、 将 400℃以上的露点规定为 -40℃以下的气氛 中进行退火， 也可以制造淬透性优良的加硼碳钢板。
也可以在 660℃～上述加硼碳钢板的 Ac1 以下的温度下进行上述退火 8 小时以上。
也可以在上述酸洗之后、 上述退火之前， 对上述加硼碳钢板实施压下率为 5％以上 的冷轧。
也可以在上述退火后， 对上述加硼碳钢板实施压下率为 5％以上的冷轧， 接着， 在 氢为 95％以上、 且将直到 400℃的露点规定为 -20℃以下、 将 400℃以上的露点规定为 -40℃ 以下的气氛下实施再次的退火。
也可以在上述再次的退火后， 对上述加硼碳钢板再次实施压下率为 5％以上的冷 轧， 接着， 在氢为 95％以上、 且将直到 400℃的露点规定为 -20℃以下、 将 400℃以上的露点 规定为 -40℃以下的气氛下实施第 3 次的退火。
也可以在上述退火、 上述再次的退火、 上述第 3 次的退火中， 在该钢板的 Ac1 ～ Ac1+50℃的温度范围内对上述加硼碳钢板进行退火， 在该退火后， 以 5℃ / 小时以下的冷却 速度冷却到 Ac1-30℃的温度以下。
实施例
接着， 对本发明的实施例进行说明， 但实施例的条件是为确认本发明的实施可能 性及效果而采用的一条件例， 本发明并不限定于该一个条件例。本发明在不脱离本发明的 要旨、 可达到本发明的目的的范围内， 可采用多种条件。
( 实施例 )
通过真空熔炼将具有表 1 ～表 6 所示成分的钢铸造成 50kg 的钢锭， 在表 7 ～表 12 中记载的条件下对得到的钢坯进行热轧。热轧是在大气气氛下进行加热， 按照热轧板的厚 度在不实施冷轧时为 3mm、 在实施冷轧时冷轧后的板厚为 3mm 的方式来设定热轧板厚。热 轧板在利用盐酸酸洗后， 进行退火或冷轧， 制成 3mm 厚的评价用的钢板。详细的制造条件及 评价结果如表 7 ～表 12 所示。然后， 在表 7 ～表 12 所记载的条件下， 实施退火、 或冷轧后 的退火， 以及在第 1 次退火后再实施冷轧和退火 (2 次退火 )， 以及再次重复此过程 (3 次退 火 )， 按照如表 7 ～表 12 所示的各处理条件来实施。 关于退火的气氛， 在常温下在暂时用氮 置换了炉内后， 在导入氢达到规定氢量后进行升温。此外， 关于露点的测定， 采用利用薄膜 氧化铝水分传感器的露点计进行测定。
从得到的各钢板采集成分分析用的试样和淬火用试样。关于淬火实验， 将试样在Ar 气氛中在 880℃保持 1 分钟后， 在 60℃的油中淬火， 用光学显微镜及扫描式电子显微镜观 察钢板表层部的组织。此外， 关于成分分析用的试样， 从淬火前的钢板研磨表层 100μm 部， 采集分析用试样， 分析该表层 100μm 部的 B 量， 求出没有与其它元素化合的 B 量， 将其作为 平均的固溶 B 量。
在制品特性一栏示出上述表层部的平均固溶 B 量， 而且在淬火特性一栏示出钢板 表层部的组织观察结果。 作为组织观察， 在看到称为珠光体、 索氏体及屈氏体的不是淬火组 织的组织时中异常层的情况， 表示为 “有” 。
如表 7 ～表 12 所示， 在满足本发明的成分范围以及制造条件范围的例子中， 表层 部的固溶 B 平均存在 10ppm 以上， 在表层部没有发现异常的组织， 得到了良好的淬火组织。 与此相对应， 在成分在本发明的范围之外、 或成分即使在本发明范围内但制造条件没有满 足本发明的范围的钢板中， 看到珠光体、 索氏体及屈氏体这样的异常组织， 该部位的硬度下 降， 不能得到所希望的特性。
产业上的可利用性 如以上所述， 根据本发明， 能够得到通过防止在退火中表现的加硼钢板的吸氮现象等造成的表层部的成分变动， 确保了良好的加工性和成形后热处理带来的所希望的硬度 的钢板。因此， 本发明的钢板不仅可用于汽车部件， 还可广泛地用于一般产业机械部件， 工 业上的价值大。