CN101410544A - 极软高碳热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

极软高碳热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种加工性优异的极软高碳热轧钢板。该钢板为C：0.2～0.7％的高碳热轧钢板，并且是具有如下组织的钢板，所述组织中，铁素体平均粒径为20μm以上，粒径为10μm以下的铁素体晶粒的体积率为20％以下，碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm，长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下，碳化物之间接触的比率为20％以下。并且，通过如下步骤进行制造，即：粗轧制后，进行最终轧制入口侧温度为1100℃以下、最终道次的轧制率为12％以上、且最终温度为(Ar3－10)℃以上的最终轧制，接着，在最终轧制后1.8秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，接着，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，以580℃以下的温度进行卷取、酸洗后，通过箱式退火法，以680℃以上且Ac1相变点以下的温度进行球化退火。

Description

极软高碳热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及极软高碳热轧钢板，特别是加工性优异的极软高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术
用于工具或汽车部件(齿轮、变速器)等的高碳钢板，在冲压、成形后进行淬火、回火等热处理。近年来，工具和零件制造者即高碳钢板的使用者，为了低成本化，正在研究从通过以前的铸造材料的切削加工及热锻进行的零件加工简化为通过钢板的冲压成形(包括冷锻)进行的加工工序。随之，对于作为原材料的高碳钢板而言，要求为了成形为复杂形状而延性优异、及在冲孔后的成形中扩孔加工性(翻边性)优异。该扩孔加工性通常用拉伸凸缘性来评价。因此，期待延性和拉伸凸缘性都优异的材料。另外，从冲压机及模具的负荷降低的观点考虑，也强烈要求软质的。
根据以上现状，对于高碳钢的软质化研究了几种技术。例如，在专利文献1中提出一种高碳钢带的制造方法，其在热轧制后，以规定的加热速度加热至铁素体-奥氏体双相域，以规定的冷却速度进行退火处理。在该技术中，将高碳钢带在Ac1点以上的铁素体-奥氏体的双相域中进行退火，生成在铁素体基体中粗大的球状化渗碳体均匀地分布的组织。详细而言，将C：0.2～0.8％、Si：0.03～0.30％、Mn：0.20～1.50％、sol.Al：0.01～0.10％、N：0.0020～0.0100％、且sol.Al/N：5～10的高碳钢进行热轧制、酸洗、除氧化皮后，在由95容量％以上的氢和剩余部分的氮构成的氛围气炉中，在680℃以上的温度范围内、以加热速度Tv(℃/Hr)：500×(0.01-N(％)as AIN)～2000×(0.1-N(％)as AIN)、均热温度TA(℃)：Ac1点～222×C(％)2-411×C(％)+912、均热时间：1～20小时进行退火，以冷却速度：100℃/Hr以下的冷却速度冷却至室温。
另外，关于高碳钢板的拉伸凸缘性的提高也研究了几种技术。例如，在专利文献2中提出了在经过冷轧的工艺中拉伸凸缘性优异的中/高碳钢板的制造方法。该技术中，对以下热轧钢板实施15％以上的冷轧制，接着实施三阶段或二阶段退火，其中，所述热轧钢板，由含有C：0.1～0.8质量％的钢构成，金属组织实质上是铁素体+珠光体组织，并且根据需要规定了铁素体面积率及珠光体层状间隔。
在专利文献3中公开了一种技术，其对由含有C：0.1～0.8质量％的钢构成的、铁素体面积率(％)为由C含量决定的规定值以上的、铁素体+珠光体组织的热轧钢板实施退火，此时，连续地进行第一阶段的加热保持和第二阶段的加热保持。
但是，这些技术中存在如下问题。
专利文献1(日本特开平9-157758号公报)记载的技术表明：将高碳钢带在Ac1点以上的铁素体-奥氏体的双相域中进行退火，生成粗大的球状化渗碳体，但是，这种粗大的渗碳体在加工时成为孔洞产生的起点，同时由于溶解速度缓慢而使淬透性变差。另外，对退火后的硬度而言，S35C材料为Hv132～141(HRB72～75)，也未必可说成是软质。
在专利文献2、3记载的技术中，铁素体组织由铁素体构成，因此，由于铁素体中实质上不含碳化物，因此柔软且延性优异，但是，拉伸凸缘性未必良好。这是由于在冲孔加工时，在冲孔端面的附近在铁素体部分变形，因此在包括铁素体和球状碳化物的铁素体中变形量极其不同。其结果是在这些变形量极其不同的粒子的粒界附近应力集中，产生孔洞。其成长为裂纹，因此，其结果使拉伸凸缘性变差。
作为该对策，可以考虑通过强化球化退火来使整体软质化。但是，该情况下，球状化后的碳化物粗大化，在加工时成为孔洞产生的起点，同时，在加工后的热处理阶段碳化物难以溶解，引起淬火强度的降低。
另外，最近，从生产率提高的观点看，与以往相比对加工标准的要求也更严格。因此，对于高碳钢板的扩孔加工而言，由于加工程度的增加等，冲孔端面容易产生裂纹，对高碳钢板也要求高的拉伸凸缘性。
本发明人鉴于以上情况，其目的在于提供冲孔端面难以产生裂纹、且拉伸凸缘性优异的高碳钢板，开发了专利文献4记载的技术。利用这些技术，能够制造拉伸凸缘性优异的高碳热轧钢板。
专利文献4为以下技术，即：将含C 0.2～0.7％质量％的钢在最终温度(Ar3相变点-20℃)以上进行热轧制后，以冷却速度超过120℃/秒且冷却停止温度为650℃以下进行冷却，接着，以卷取温度为600℃以下进行卷取、酸洗后，以退火温度为640℃以上且Ac1相变点以下进行退火。关于金属组织，其特征在于：将炭化物的平均粒径控制为0.1μm以上且不足1.2μm，将不含炭化物的铁素体晶粒体积率控制为10％以下。
专利文献1：日本特开平9-157758号公报
专利文献2：日本特开平11-269552号公报
专利文献3：日本特开平11-269553号公报
专利文献4：日本特开2003-13145号公报
发明内容
最近，为了降低驱动类部件的制造成本，由冲压进行的一体成形方法正被实用化。随之，对作为原材料的钢板不仅进行翻边加工，而且进行复杂地组合拉伸、弯曲等成形模型的成形，且要求拉伸凸缘性和延性两种特性均优异。考虑这一点时，在上述专利文献4的技术中关于延性没有提及。
本发明鉴于以上情况，其目的在于提供一种极软高碳热轧钢板及其制造方法，其中，所述极软高碳热轧钢板，不使用需要长时间的多阶段退火即可制造，冲孔端面难以产生裂纹，另外，由模压成形和冷锻难以导致裂纹产生，即，具有优异的加工性，其中，扩孔率λ为70％以上、作为延性的评价指标之一的总伸长率为35％以上。
本发明是在关于组成和微观组织及制造条件对高碳钢板的延性及拉伸凸缘性、硬度的影响进行锐意的研究时发现的。而且，其结果发现，对钢板的硬度产生极大影响的因素不仅是组成和碳化物的形状及其量，而且碳化物平均粒径、形态、分散状态及铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率(具有规定值以下的粒径的铁素体晶粒的体积率)也带来极大影响。另外可知，通过将碳化物平均粒径、形态、分散状态、铁素体平均粒径及微细铁素体晶粒体积率分别控制在适当的范围内，能够大幅度降低高碳钢板的硬度，同时大幅度提高延性及拉伸凸缘性。
另外，在本发明中，根据上述见解，研究了用于控制上述组织的制造方法，确立了加工性优异的极软高碳热轧钢板的制造方法。
本发明是根据以上见解而进行的，其要旨如下。
[1]一种极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.2～0.7％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.1～1.0％、P：0.03％以下、S：0.035％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且具有如下组织，即，铁素体平均粒径为20μm以上，粒径为10μm以下的铁素体晶粒的体积率为20％以下，碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm，长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下，碳化物之间接触的比率为20％以下。
[2]一种极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.2～0.7％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.1～1.0％、P：0.03％以下、S：0.035％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且具有如下组织，即，铁素体平均粒径超过35μm，粒径为20μm以下的铁素体晶粒的体积率为20％以下，碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm，长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下，碳化物之间接触的比率为20％以下。
[3]如所述[1]或[2]所述的极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0010～0.0050％、Cr：0.005～0.30％中的一种或两种。
[4]如所述[1]或[2]所述的极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0010～0.0050％和Cr：0.05～0.30％。
[5]如所述[1]～[4]中任一项所述的极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.005～0.5％、Ti：0.005～0.05％、Nb：0.005～0.1％中的一种或两种以上。
[6]一种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有所述[1]、[3]、[4]、[5]中任一项所述的组成的钢进行粗轧制后，进行最终轧制入口侧温度为1100℃以下、最终道次的轧制率为12％以上、且最终温度为(Ar3-10)℃以上的最终轧制，接着，在最终轧制后1.8秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，接着，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，以580℃以下的温度进行卷取、酸洗后，通过箱式退火法，以680℃以上且Ac1相变点以下的温度进行球化退火。
[7]一种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有所述[2]～[5]中任一项所述的组成的钢进行粗轧制后，在最终轧制入口侧温度为1100℃以下、最终2道次的轧制率分别为12％以上、且(Ar3-10)℃以上(Ar3+90)℃以下的温度域中进行最终轧制，接着，在最终轧制后1.8秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，接着，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，以580℃以下的温度进行卷取、酸洗后，通过箱式退火法，以680℃以上且Ac1相变点以下的温度、并且20小时以上的均热时间进行球化退火。
[8]如[7]所述的极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，以最终轧制入口侧温度为1050℃以下、最终2道次的轧制率分别为15％以上进行最终轧制。
另外，在本说明书中，表示钢的成分的％，全部是质量％。
根据本发明，得到极软且延性及拉伸凸缘性优异的高碳热轧钢板。
而且，在本发明中，不仅通过控制热轧后的球化退火条件，而且通过控制退火前的热轧钢板组织、即热轧条件，在退火后碳化物进行等轴且均匀分散，另外实现铁素体晶粒的均匀粗大化。即，不需要高温退火，或者不采用多阶段退火即可制造。其结果得到极软且延性及拉伸凸缘性优异的高碳热轧钢板，能够实现加工工序的简单化及低成本化。
具体实施方式
本发明的极软高碳热轧钢板，其特征在于，控制成为下述所示的成分组成，且具有以下组织，其中：铁素体平均粒径为20μm以上、粒径为10μm以下的铁素体晶粒的体积率为20％以下(以下称为“微细铁素体晶粒体积率(粒径10μm以下)”)、碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm、长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下、碳化物之间接触的比率为20％以下。优选的组织中：铁素体平均粒径超过35μm、粒径为20μm以下的铁素体晶粒的体积率为20％以下(以下称为“微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)”)、碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm、长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下、碳化物之间接触的比率为20％以下。这些是本发明中最重要的要素。由此通过对成分组成和金属组织(铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率)、碳化物的形状(碳化物平均粒径)、形态及分散状态进行规定，满足全部条件，可以得到加工性优异的极软高碳热轧钢板。
而且，上述极软高碳热轧钢板通过如下步骤来制造，所述步骤为：将具有后述组成的钢进行粗轧制后，在最终轧制入口侧温度为1100℃以下、使最终轧制机的最终道次的轧制率为12％以上、且以(Ar3-10)℃以上的最终温度来进行热轧制，接着，在最终轧制后1.8秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，接着，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，以580℃以下的温度进行卷取、酸洗后，通过箱式退火法，以680℃以上且Ac1相变点以下的温度进行球化退火。
另外，在具有上述适当的组织的极软高碳热轧钢板的情况下，通过如下步骤来制造，所述步骤为：将具有后述组成的钢进行粗轧制后，在最终轧制入口侧温度为1100℃以下、使最终轧制机的最终2道次的轧制率分别为12％以上、并且在(Ar3-10)℃以上且(Ar3+90)℃以下的温度域中进行最终轧制，接着，在最终轧制后1.8秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，接着，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，以580℃以下的温度进行卷取、酸洗后，通过箱式退火法，以680℃以上Ac1相变点以下的温度、且以20小时以上的均热时间来进行球化退火。更优选在最终轧制入口侧温度为1050℃以下、最终轧制机的最终2道次的轧制率分别为15％以上、并且在(Ar3-10)℃以上且(Ar3+90)℃以下的温度域中进行最终轧制，再进行如上所述的最终轧制后的冷却及球化退火。这样，通过对至最终热轧制、一次冷却、二次冷却、卷取及退火的条件进行全面控制，可以实现本发明的目的。
下面，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明中的钢的化学成分的限定理由进行说明。
(1)C：0.2～0.7％
C是碳钢中最基本的合金元素。根据其含量，充分改变淬火后的硬度及退火状态下的碳化物量。在C含量不足0.2％的钢中，热轧后的组织中铁素体的生成显著，在退火后不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，成为混晶组织且不能实现稳定的软质化。另外，在适用于汽车用部件等方面时，得不到充分的淬火硬度。另一方面，C含量超过0.7％时，碳化物体积率高，碳化物之间的接触变多，延性及拉伸凸缘性大幅降低。另外，热轧制后的韧性降低，从而钢带的制造性、处理性变差。因此，从提供兼具有淬火后的硬度和延性及拉伸凸缘性的钢板的观点考虑，C含量设定为0.2％以上且0.7％以下。
(2)Si：0.01～1.0％
Si是提高淬透性的元素。Si含量不足0.01％时，淬火后的硬度不足。另一方面，Si含量超过1.0％时，由于固溶强化而铁素体固化，延性降低。另外将碳化物石墨化，具有阻碍淬透性的倾向。因此，从提供兼具有淬火后的硬度和延性的钢板的观点考虑，Si含量设定为0.01％以上且1.0％以下，优选设定为0.1％以上且0.8％以下。
(3)Mn：0.1～1.0％
Mn与Si同样是提高淬透性的元素。另外，Mn是将S作为MnS进行固定来防止钢坯的热裂的重要元素。Mn含量不足0.1％时，不能充分得到这些效果，另外，淬透性大幅降低。另一方面，Mn含量超过1.0％时，由于固溶强化而铁素体固化，导致延性降低。因此，从提供兼具有淬火后的硬度和延性的钢板的观点考虑，Mn含量设定为0.1％以上且1.0％以下，优选设定为0.3％以上且0.8％以下。
(4)p：0.03％以下
P由于在晶界产生偏析、使延性和韧性变差，因此P含量设为0.03％以下，优选设定为0.02％以下。
(5)S：0.035％以下
S由于与Mn形成MnS，使延性及拉伸凸缘性、淬火后的韧性变差，因此是必须降低的元素，优选最少。但是，S含量可允许最多为0.035％，因此，S含量设定为0.035％以下，优选设定为0.010％以下。
(6)Al：0.08％以下
Al过量添加时AlN大量析出，使淬透性降低，因此，Al含量设定为0.08％以下，优选设定为0.06％以下。
(7)N：0.01％以下
N含量过多时导致延性降低，因此，N含量设定为0.01％以下。
通过以上的必须添加元素，本发明的钢得到目标特性，但除了上述必须添加元素之外，也可以添加B、Cr中的一种或两种。添加这些元素时的优选的范围如下，可以添加B、Cr中的任意一种，但是更优选同时添加B、Cr两种。
(8)B：0.0010～0.0050％
B是抑制热轧制后的冷却中铁素体的生成、而在退火后生成均一粗大的铁素体晶粒的重要元素。但是，B含量不足0.0010％时，有时不能得到充分的效果。另一方面，超过0.0050％时，效果饱和的同时，有时热轧制的负荷增高，操作性降低。因此，添加时，将B含量设定为0.0010％以上且0.0050％以下。
(9)Cr：0.005～0.30％
Cr是抑制热轧制后的冷却中铁素体的生成、而在退火后生成均一粗大的铁素体晶粒的重要元素。但是，Cr含量不足0.005％时，有时不能得到充分的效果。另一方面，超过0.3％时，铁素体生成的抑制效果饱和的同时，成本增大。因此，添加时，Cr含量设定为0.005％以上且0.30％以下。优选设定为0.05％以上且0.30％以下。
另外，为了抑制热轧冷却时的铁素体生成使淬透性提高，还可以根据需要添加Mo、Ti、Nb中的一种或两种以上。该情况下，各自添加量在Mo不足0.005％、Ti不足0.005％、Nb不足0.005％时，有时不能得到充分的添加效果。另一方面，Mo超过0.5％、Ti超过0.05％、Nb超过0.1％时，效果饱和，成本增大，另外通过固溶强化、析出强化等，导致强度大幅上升，因此有时延性降低。因此，添加Mo、Ti、Nb中的一种或两种以上时，Mo设定为0.005％以上且0.5％以下、Ti设定为0.005％以上且0.05％以下、Nb设定为0.005％以上且0.1％以下。
另外，上述以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，例如，O形成非金属夹杂物而对品质造成恶劣影响，因此优选降低至0.003％以下。另外，在本发明中，作为不损害本发明的作用效果的微量元素，也可以在0.1％以下的范围内含有Cu、Ni、W、V、Zr、Sn、Sb。
下面，对本发明的加工性优异的极软高碳热轧钢板的组织进行说明。
(1)铁素体平均粒径：20μm以上
铁素体平均粒径是控制延性及硬度的重要因素，通过使铁素体晶粒粗大化，随着软质化、强度降低而延性提高。另外，通过将铁素体平均粒径设定为超过35μm，进一步软质化，延性也进一步提高，得到更优异的加工性。因此，铁素体平均粒径设定为20μm以上，优选设定为超过35μm，进一步优选设定为50μm以上。
(2)微细铁素体晶粒体积率(粒径为10μm以下或粒径为20μm以下的铁素体晶粒的体积率)：20％以下
铁素体晶粒越粗大其越软质化，为了使软质化稳定，期望粒径为规定值以下的微细的铁素体晶粒所占的比率低。因此，将粒径10μm以下或粒径20μm以下的铁素体晶粒的体积率定义为微细铁素体晶粒体积率，在本发明中将该微细铁素体晶粒体积率设定为20％以下。
微细铁素体晶粒体积率超过20％时，成为混晶组织，因此不能实现稳定的软质化。因此，为了实现稳定且优异的延性及软质化，将微细铁素体晶粒体积率设定为20％以下，优选设定为15％以下。
另外，微细铁素体晶粒体积率可以通过以下方法求得，即，在钢板截面的金属组织观察(约200倍，10个视野以上)中，求出粒径为规定值以下的微细铁素体晶粒与粒径超过规定值的铁素体晶粒的面积比，将该面积比看作体积率。
另外，粗大的铁素体晶粒及微细铁素体晶粒体积率为20％以下的钢板，如后所述，通过控制最终轧制时的轧制率和温度来获得。具体而言，铁素体平均粒径为20μm以上、且微细铁素体晶粒体积率(粒径为10μm以下)为20％以下的钢板，如后所述，通过以最终轧制机的最终道次的轧制率为12％以上、且以(Ar3-10)℃以上的最终温度进行最终轧制来得到。通过将最终道次的轧制率设定为12％以上，晶粒成长驱动力增大，铁素体晶粒均匀粗大化。另外，铁素体平均粒径超过35μm、且微细铁素体晶粒体积率(粒径为20μm以下)为20％以下的钢板，如后所述，通过以最终轧制机的最终2道次的轧制率分别为12％以上、并且在(Ar3-10)℃以上且(Ar3+90)℃以下的温度域中进行最终轧制来得到。通过将最终2道次的轧制率分别设定为12％以上，在原有的奥氏体晶粒内大量引入剪切带，相变的核生成点增多。因此，构成贝氏体组织的板条状的铁素体晶粒变微细，以非常高的晶界能作为驱动力，铁素体晶粒均匀地粗大化。另外，将轧制率分别设定为15％以上，由此铁素体晶粒进一步均匀地粗大化。
(3)碳化物平均粒径：0.10μm以上且不足2.0μm
碳化物平均粒径是用于对一般加工性和冲孔加工性及加工后的热处理阶段中的淬火强度带来极大影响的重要因素。在碳化物变微细时，在加工后的热处理阶段碳化物容易溶解，能够确保稳定的淬火硬度，但是，在碳化物平均粒径不足0.10μm时，随硬度上升延性降低，同时拉伸凸缘性也变差。另一方面，随碳化物平均粒径的增加，加工性提高，但在2.0μm以上时，由于扩孔加工中的孔洞的产生而拉伸凸缘性降低。由此，将碳化物平均粒径设定为0.10μm以上且不足2.0μm。另外，碳化物平均粒径可以通过如后所述的制造条件、特别是热轧制后的一次冷却停止温度、二次冷却保持温度、卷取温度、以及退火条件来进行控制。
(4)碳化物形态：长径比为5以上的碳化物比率为15％以下
碳化物形态对延性及拉伸凸缘性产生极大影响。碳化物的形态即长径比为5以上时，通过轻微的加工就生成孔洞，因此在加工初期成为裂纹，从而延性及拉伸凸缘性降低。但是，该比率如果在15％以下，则影响小。因此，长径比为5以上的碳化物的比率控制为15％以下。优选控制为10％以下，更优选控制为5％以下。另外，碳化物的长径比可以通过制造条件、特别是最终轧制入口侧温度来进行控制。另外，在本发明中，碳化物的长径比为碳化物的长径与短径的比。
(5)碳化物分散状态：碳化物之间接触的比率为20％以下
碳化物分散状态也对延性及拉伸凸缘性产生极大影响。碳化物之间接触时，在其接触部已经生成孔洞或以轻微的加工就生成孔洞，因此在加工初期成为裂纹，从而延性及拉伸凸缘性降低。但是，其比率如果在20％以下，则影响小。因此，将碳化物之间接触的比率控制为20％以下。优选设定为15％以下，更优选设定为10％以下。另外，碳化物的分散状态可以通过制造条件、特别是最终轧制后的冷却开始时间来进行控制。另外，在本发明中，碳化物之间接触的碳化物比率是相对于全部碳化物数接触的碳化物的比率。
下面，对本发明的加工性优异的极软高碳热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的极软高碳热轧钢板是通过以下工序得到的，即将调整为上述化学成分范围的钢进行粗轧制，以期望的条件进行最终轧制，接着，以期望的冷却条件进行冷却，卷取，酸洗后，通过箱式退火法进行期望的球化退火。下面，对这些工序进行详细说明。
(1)最终轧制入口侧温度
通过将最终轧制入口侧温度设定为1100℃以下，原有奥氏体粒径变微细，与最终轧制后的贝氏体微细化的同时，板条中的碳化物的长径比变小，退火后长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下。由此，抑制加工时的孔洞的生成，得到优异的延性及拉伸凸缘性。但是，最终轧制入口侧温度超过1100℃时，不能得到充分的效果。由于以上理由，最终轧制入口侧温度设定为1100℃以下，从碳化物的长径比降低的观点考虑，优选为1050℃以下，更优选为1000℃以下。
(2)最终轧制的轧制率及最终温度(轧制温度)
将最终道次轧制率设定为12％以上，由此在原有奥氏体晶粒内大量引入剪切带，相变的核生成点增多。因此，构成贝氏体的板条状的铁素体晶粒变微细，球化退火时以高晶界能作为驱动力，可得到铁素体平均粒径为20μm以上且微细铁素体晶粒体积率(粒径10μm以下)为20％以下的均匀粗大的铁素体晶粒组织。另一方面，最终道次轧制率不足12％时，板条状铁素体晶粒变粗大，因此晶粒成长驱动力不足，退火后不能得到铁素体平均粒径为20μm以上且微细铁素体晶粒体积率(粒径10μm以下)为20％以下的铁素体晶粒组织，不能实现稳定的软质化。由于以上理由，最终道次轧制率设定为12％以上，从均匀粗大化的观点考虑，优选设定为15％以上，进一步优选设定为18％以上。另一方面，最终道次的轧制率为40％以上时，轧制负荷增大，因此最终道次轧制率的上限优选设定为不足40％。
将钢进行热轧时的最终温度(最终道次的轧制温度)不足(Ar3-10)℃时，一部分进行铁素体转变，铁素体晶粒增加，因此球化退火后成为混晶铁素体组织，不能得到铁素体平均粒径为20μm以上且微细铁素体晶粒体积率(粒径10μm以下)为20％以下的铁素体晶粒组织，不能实现稳定的软质化。因此，将最终温度设定为(Ar3-10)℃以上。最终温度的上限没有特别的限定，但是在超过1000℃的高温时，容易产生氧化皮性缺陷，因此优选为1000℃以下。
由此，将最终道次的轧制率设定为12％以上，将最终温度设定为(Ar3-10)℃以上。
另外，除了上述最终道次的轧制率之外，最终前道次的轧制率也为12％以上，由此，由于变形累积效果，在原有奥氏体晶粒内大量引入剪切带，相变的核生成点增多。其结果构成贝氏体的板条状的铁素体晶粒变微细，球化退火时以高晶界能作为驱动力，可得到铁素体平均粒径超过35μm且微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)为20％以下的均匀粗大的铁素体晶粒组织。另一方面，最终道次和最终前道次(以下，将最终道次和最终前道次合称为最终2道次)的轧制率分别不足12％时，板条状铁素体晶粒变粗大，因此晶粒成长驱动力不足，退火后不能得到铁素体平均粒径超过35μm且微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)为20％以下的铁素体晶粒组织，不能实现稳定的软质化。由于以上理由，优选将最终2道次的轧制率分别设定为12％以上，为了更均匀地进行粗大化，更优选将最终2道次的轧制率分别设定为15％以上。另一方面，最终2道次的轧制率分别为40％以上时，轧制负荷增大，因此最终2道次的轧制率的上限优选分别设定为不足40％。
另外，使最终2道次的最终温度在(Ar3-10)℃以上且(Ar3+90)℃以下的温度域中进行，由此，变形累积效果成为最大，在球化退火时得到铁素体平均粒径超过35μm且微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)为20％以下的均匀粗大的铁素体晶粒组织。最终2道次的轧制温度不足(Ar3-20)℃时，一部分进行铁素体转变，铁素体晶粒增加，因此球化退火后成为混晶铁素体组织，退火后不能得到铁素体平均粒径超过35μm且微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)为20％以下的铁素体晶粒组织，不能进一步实现更加稳定的软质化。另一方面，最终2道次的轧制温度超过(Ar3+90)℃时，由于变形的恢复而变形累积效果不足，退火后不能得到铁素体平均粒径超过35μm且微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)为20％以下的铁素体晶粒组织，有时不能实现更加稳定的软质化。由于以上理由，最终2道次轧制的温度域优选设定为(Ar3-10)℃以上且(Ar3+90)℃以下。
如上所述，在最终轧制中，最终2道次的轧制率优选分别为12％以上，更优选为15％以上且不足40％，温度域优选为(Ar3-10)℃以上且(Ar3+90)℃以下。
另外，Ar3相变点(℃)可以通过实测来求得，也可以通过下式(1)来算出。
Ar3＝910-310C-80Mn-15Cr-80Mo    (1)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
(3)一次冷却：在最终轧制后1.8秒以内超过120℃/秒的冷却速度
热轧制后的一次冷却方法是缓慢冷却时，奥氏体的过冷度小，从而大量生成铁素体。冷却速度为120℃/秒以下时，铁素体的生成显著，退火后碳化物不均匀分散，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软质化。因此，将热轧制后的一次冷却的冷却速度设定为超过120℃/秒。优选为200℃/秒以上，更优选为300℃/秒以上。另外，冷却速度的上限没有特别的限定，但是，例如假设板厚为3.0mm时，从现有设备上的能力考虑为700℃/秒。另外，从最终轧制到冷却开始的时间超过1.8秒时，碳化物的分布变得不均匀，碳化物之间接触的比率增大。这可以认为，由于加工奥氏体晶粒部分恢复，贝氏体的碳化物变得不均匀，从而导致碳化物之间接触。因此，将从最终轧制到冷却开始的时间设定为1.8秒以内。另外，为了使碳化物的分散状态更均匀化，优选从最终轧制到冷却开始的时间为1.5秒以内，更优选为1.0秒以内。
(4)一次冷却停止温度：600℃以下
热轧制后的一次冷却停止温度超过600℃时，铁素体大量生成。因此，退火后碳化物不均匀地分散，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软质化。因此，为了在热轧制后稳定得到贝氏体组织，将热轧制后的一次冷却停止温度设定为600℃以下，优选设定为580℃以下，更优选设定为550℃以下。另外，下限温度没有特别规定，但是温度越低板形状越劣化，因此优选设定为300℃以上。
(5)二次冷却保持温度：600℃以下
高碳钢板的情况下，一次冷却后伴随铁素体相变、珠光体相变、贝氏体相变，有时钢板温度上升，一次冷却停止温度即使在600℃以下，在从一次冷却结束到卷取温度上升的情况下，也生成铁素体。因此，退火后碳化物不均匀分散，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软质化。因此，通过二次冷却来控制从一次冷却结束到卷取的温度是重要的，通过二次冷却从一次冷却结束到卷取保持在600℃以下的温度，优选保持在580℃以下，更优选保持在550℃以下的温度。另外，此时的二次冷却可以通过层流冷却等来进行。
(6)卷取温度：580℃以下
冷却后的卷取超过580℃时，构成贝氏体的板条状铁素体晶粒变得略微粗大，退火时的晶粒成长驱动力不足，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软质化。另一方面，通过将冷却后的卷取温度设定为580℃以下，板条状铁素体晶粒变微细，退火时以高晶界能为驱动力，得到稳定的粗大铁素体晶粒组织。因此，将卷取温度设定为580℃以下，优选设定为550℃以下，更优选设定为530℃以下。另外，卷取温度的下限没有特别规定，但是温度越低钢板的形状越劣化，因此优选设定为200℃以上。
(7)酸洗：实施
卷取后的热轧钢板，在进行球化退火前为了除去氧化皮，实施酸洗。酸洗可以根据通常的方法来进行。
(8)球化退火：以680℃以上且Ac1相变点以下的温度进行箱式退火
将热轧钢板进行酸洗后，为了使铁素体晶粒充分粗大化的同时使碳化物球状化，进行退火。球化退火大致分为：(1)加热至略高于Ac1温度后进行缓慢冷却的方法，(2)长时间保持在略高于Ac1温度下的方法，(3)在略高于或略低于Ac1的温度下进行反复加热/冷却的方法。其中，本发明中利用上述(2)的方法，同时目的在于铁素体晶粒的晶粒成长和碳化物的球状化。因此，由于球化退火需要长时间，所以设定为箱式退火。退火温度不足680℃时，铁素体晶粒的粗大化及碳化物的球状化均不充分，不能充分软质化，另外延性及拉伸凸缘性降低。另一方面，退火温度超过Ac1相变点时，一部分奥氏体化，在冷却中再次生成珠光体，因此延性及拉伸凸缘性还是降低。由此，将球化退火的退火温度设定为680℃以上且Ac1相变点以下。另外，为了稳定得到平均粒径超过35μm且微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)为20％以下的铁素体晶粒组织，退火(均热)时间优选设定为20小时以上，进一步优选设定为40小时以上。另外，Ac1相变点(℃)可以通过实测来求得，也可以通过下式(2)来算出。
Ac1＝754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr+4.51Mo    (2)
在此，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
如上得到本发明的加工性优异的极软高碳热轧钢板。另外，在本发明的高碳钢的成分调整中，也可以使用转炉或电炉中的任一种。将由此进行成分调整后的高碳钢通过铸锭-开坯轧制或连续铸造制成作为钢原材料的钢坯。对该钢坯进行热轧制，此时，为了避免由氧化皮产生而导致的表面状态的劣化，钢坯加热温度优选设定为1300℃以下。另外，为了将连续铸造的钢坯维持原状或抑制其温度降低，也可以对其进行保温并轧制的直接轧制。另外，也可以在热轧制时省略粗轧制来进行最终轧制。为了确保轧制温度，在热轧制中也可以利用加热器等加热装置来进行轧制材料的加热。另外，为了促进球状化或降低硬度，也可以在卷取后用缓慢冷却罩等装置对线圈进行保温。
退火后根据需要进行平整轧制。该平整轧制对硬度、延性及拉伸凸缘性不产生影响，因此，对于其条件没有特别限制。
这样得到的高碳热轧钢板，认为其具有优异的延性及拉伸凸缘性的同时还具有极软质的理由如下。硬度受铁素体平均粒径的影响极大，在铁素体粒径均匀且粗大的情况下成为极软质。另外，对于延性及拉伸凸缘性而言，通过铁素体晶粒的粒度分布均匀且粗大的同时碳化物等轴且均匀地分布来提高。根据以上观点，对成分组成和金属组织(铁素体平均粒径、铁素体粗大化率)、碳化物的形状(碳化物平均粒径)、形态及分布进行规定，满足全部条件，由此可以得到优异的延性及拉伸凸缘性并且极软的高碳热轧钢板。
实施例
实施例1
将具有表1所示的化学成分的钢进行连续铸造，将所得到的钢坯加热至1250℃，在表2所示的条件下进行热轧制及退火，制成板厚为3.0mm的热轧钢板。
接着，从由上述得到的热轧钢板上采取试样，测定铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率、碳化物平均粒径、碳化物长径比、碳化物之间的接触比率，并且测定用于性能评价的原材料硬度、总伸长率及扩孔率。各自的测定方法及条件如下。
[铁素体平均粒径]
利用JIS G 0552记载的切断法，由试样的板厚截面中的光学显微镜组织来进行测定。另外，平均粒径设定为3000个以上的铁素体晶粒的平均值。
[微细铁素体晶粒体积率]
对试样的板厚截面进行研磨，腐蚀后，用光学显微镜进行微观组织观察，由全部铁素体晶粒中的10μm(20μm)以下的晶粒与超过10μm(20μm)的晶粒的面积比来求出。但是，微细铁素体晶粒体积率，是在约200倍下进行10个视野以上的组织观察并作为平均值来求得。
测定方法按照JIS规格G 0552中规定的铁素体结晶粒度试验方法中的切断法来测定。
[碳化物平均粒径]
对试样的板厚截面进行研磨，腐蚀后，用扫描电子显微镜拍摄微观组织，进行碳化物粒径的测定。另外，平均粒径是碳化物总数为500个以上的平均值。
[碳化物长径比]
对试样的板厚截面进行研磨，腐蚀后，用扫描电子显微镜拍摄微观组织，测定碳化物的长径与短径的比。另外，算出碳化物总数为500个以上、且长径比为5以上的碳化物的比率。
[碳化物之间接触比率]
对试样的板厚截面进行研磨，腐蚀后，用扫描电子显微镜拍摄微观组织，算出碳化物之间接触的碳化物的比率。另外，碳化物总数设定为500个以上。
[原材料硬度]
对试样的切断面进行抛光研磨精加工后，在板厚中央部以负荷500gf的条件测定5个点的维氏硬度(Hv)，求出平均硬度。
[总伸长率：EL]
总伸长率通过拉伸试验来测定。相对于轧制方向，沿90℃(C方向)采取JIS5号试验片，以拉伸速度10mm/min进行拉伸试验，测定总伸长率(对接伸长率(butt-elongation))。
[拉伸凸缘性：扩孔率λ]
拉伸凸缘性通过扩孔试验进行评价。将试样用冲头直径为d0＝10mm、凹模直径为12mm(间隙20％)的冲孔工具进行冲孔后，实施扩孔试验。扩孔试验利用圆筒平底冲头(50mmφ、5R(肩半径5mm))通过向上推的方法来进行，测定孔边缘上产生板厚贯通裂纹时的孔径db(mm)，用下式求出定义的扩孔率λ(％)。
λ(％)＝(db-d0)/d0×100
将由以上测定得到的结果示于表3。
表3中，钢板No.1～15，其化学成分在本发明范围内，并且是具有铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率(粒径10μm以下)、碳化物平均粒径、长径比为5以上的碳化物比率、碳化物之间接触的比率在本发明范围内的组织的本发明例。由表可知，本发明例具有原材料硬度低、总伸长率为35％以上、扩孔率λ为70％以上的优异特性。
另一方面，钢板No.16～18是化学成分偏离本发明范围的比较例。钢板No.16、17的微细铁素体晶粒体积率(粒径10μm以下)在本发明范围之外，总伸长率及拉伸凸缘性变差。钢板No.18中长径比为5以上的碳化物的比率在本发明范围以外，总伸长率及拉伸凸缘性变差。
Figure A20078001149600251
Figure A20078001149600261
Figure A20078001149600271
实施例2
将具有表4所示的化学成分的钢进行连续铸造，将得到的钢坯加热至1250℃，在表5所示的条件下进行热轧制及退火，制成板厚为3.0mm的热轧钢板。
接着，从由上述得到的热轧钢板上采取试样，测定铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率、碳化物平均粒径、碳化物长径比、碳化物之间接触的比率，并且测定用于性能评价的原材料硬度、总伸长率及扩孔率。各自的测定方法及条件与实施例1同样。
将由以上测定得到的结果示于表6。
表6中，钢板No.19～29，其化学成分在本发明范围内，并且是具有铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率(粒径10μm以下)、碳化物平均粒径、长径比为5以上的碳化物比率、碳化物之间接触的比率在本发明的范围内的组织的本发明例。由表可知，本发明例具有原材料硬度低、总伸长率为35％以上、扩孔率λ为70％以上的优异特性。
另一方面，钢板No.30是化学成分偏离本发明范围的比较例。微细铁素体晶粒体积率在本发明范围之外，因此总伸长率及拉伸凸缘性变差。
Figure A20078001149600291
Figure A20078001149600301
Figure A20078001149600311
实施例3
将具有表1所示的化学成分的钢进行连续铸造，将得到的钢坯加热至1250℃，在表7所示的条件下进行热轧制及退火，制成板厚为3.0mm的热轧钢板。
接着，从由上述得到的热轧钢板上采取试样，测定铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率、碳化物平均粒径、碳化物长径比、碳化物之间接触的比率，并且测定用于性能评价的原材料硬度、总伸长率及扩孔率。各自的测定方法及条件与实施例1同样。
将由以上得到的结果示于表8。
在表8中，钢板No.31～47，其制造条件在本发明范围内，并且是具有铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)、碳化物平均粒径、长径比为5以上的碳化物比率、碳化物之间接触的比率在本发明的范围内的组织的本发明例。由表可知，本发明例具有原材料硬度低、总伸长率为35％以上、扩孔率λ为70％以上的优异特性。但是，由于钢板No.36的最终温度超过(Ar3+90)℃，因此铁素体平均粒径略微变小。
另一方面，钢板No.48～54是制造条件偏离本发明范围的比较例。钢板No.48、49、50、53、54的比较例的铁素体平均粒径在本发明范围之外。另外，钢板No.48、49、50、52、53、54的微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)在本发明范围之外。钢板No.48、49、52、53、54中长径比为5以上的碳化物比率在本发明范围之外，钢板No.49、50、51、52的碳化物之间接触的比率在本发明范围之外。这些的结果导致原材料硬度高或总伸长率及拉伸凸缘性大幅度变差。
Figure A20078001149600331
Figure A20078001149600341
实施例4
将具有表4所示的化学成分的钢进行连续铸造，将得到的钢坯加热至1250℃，在表9所示的条件下进行热轧制及退火，制成板厚为3.0mm的热轧钢板。
接着，从由上述得到的热轧钢板上采取试样，测定铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率、碳化物平均粒径、碳化物长径比、碳化物之间接触的比率，并且测定用于性能评价的原材料硬度、总伸长率及扩孔率。各自的测定方法及条件与实施例1同样。
将由以上得到的结果示于表10。
在表10中，钢板No.55～68，其制造条件在本发明范围内，并且是具有铁素体平均粒径、微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)、碳化物平均粒径、长径比为5以上的碳化物比率、碳化物之间接触的比率在本发明的范围内的组织的本发明例。由表可知，本发明例具有原材料硬度低、总伸长率为35％以上、扩孔率λ为70％以上的优异特性。但是，由于钢板No.59的最终温度超过(Ar3+90)℃，因此铁素体平均粒径略微变小。
另一方面，钢板No.69～75是制造条件偏离本发明范围的比较例。钢板No.69、70、72、74、75的比较例的铁素体平均粒径在本发明范围之外。另外，钢板No.69、70、72、73、74、75的微细铁素体晶粒体积率(粒径20μm以下)在本发明范围之外。钢板No.69、72、73、74、75中长径比为5以上的碳化物比率在本发明范围之外，钢板No.69、70、71的碳化物之间接触的比率在本发明范围之外。这些的结果导致原材料硬度高或总伸长率及拉伸凸缘性大幅度变差。
产业上利用的可能性
通过使用本发明的高碳热轧钢板，低负荷下可以容易地加工以齿轮为代表的变速机部件等复杂形状的部件，因此，可以以工具或汽车部件(齿轮、变速器)为中心在多种用途中使用。
Figure A20078001149600361
Figure A20078001149600371

Claims (8)

1.一种极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.2～0.7％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.1～1.0％、P：0.03％以下、S：0.035％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织，即，
铁素体平均粒径为20μm以上，
粒径为10μm以下的铁素体晶粒的体积率为20％以下，
碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm，
长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下，
碳化物之间接触的比率为20％以下。
2.一种极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.2～0.7％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.1～1.0％、P：0.03％以下、S：0.035％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织，即，
铁素体平均粒径超过35μm，
粒径为20μm以下的铁素体晶粒的体积率为20％以下，
碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm，
长径比为5以上的碳化物的比率为15％以下，
碳化物之间接触的比率为20％以下。
3.如权利要求1或2所述的极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0010～0.0050％、Cr：0.005～0.30％中的一种或两种。
4.如权利要求1或2所述的极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0010～0.0050％和Cr：0.05～0.30％。
5.如权利要求1～4中任一项所述的极软高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：0.005～0.5％、Ti：0.005～0.05％、Nb：0.005～0.1％中的一种或两种以上。
6.一种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3、4、5中任一项所述的组成的钢进行粗轧制后，进行最终轧制入口侧温度为1100℃以下、最终道次的轧制率为12％以上、且最终温度为Ar3-10℃以上的最终轧制，
接着，在最终轧制后1.8秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，
接着，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，
以580℃以下的温度进行卷取、酸洗后，
通过箱式退火法，以680℃以上且Ac1相变点以下的温度进行球化退火。
7.一种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求2～5中任一项所述的组成的钢进行粗轧制后，在最终轧制入口侧温度为1100℃以下、最终2道次的轧制率分别为12％以上、并且在Ar3-10℃以上且Ar3+90℃以下的温度域中进行最终轧制，
接着，在最终轧制后1.8秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，
接着，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，
以580℃以下的温度进行卷取、酸洗后，
通过箱式退火法，以680℃以上且Ac1相变点以下的温度、并且以20小时以上的均热时间进行球化退火。
8.如权利要求7所述的极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，以最终轧制入口侧温度为1050℃以下、最终2道次的轧制率分别为15％以上来进行最终轧制。
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