JP2000034542A - 冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に優れた高炭素鋼帯およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 従来の高炭素鋼帯では、成形加工性と熱処理
後の疲労寿命が、劣化する。 【解決手段】 Ｃ：0.20〜1.20％、Si：0.05〜0.30％、
Ｐ：0.020 ％未満を含有し、下記式により規定される
量のMnと、0.012 ％未満であって下記式により規定さ
れる量のＳとを含有する鋼組成を有し、全酸素量が10〜
50ppm であり、さらに、鋼中の非粘性介在物の組成比が
CaO：５〜30％、SiO₂：５〜40％、MnO：５〜60％、Al₂
O₃ ：20〜60％、かつ MgO：０〜２％である鋼に、熱間
圧延を行った後、550 〜680 ℃の巻取温度で巻き取り、
酸洗を行ってから、650 〜750 ℃で第１の焼鈍を行った
後、調質圧延を行う。 ｛(1+C%)^1.8-3.5×C%+0.25｝≦Mn≦｛(1+C%)^1.8-3.7×C%+0.80｝・・・ Ｓ% ≦1.6/100 ×Mn% ・・・

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、例えば自動車部品
やチェーン部品等の素材に用いるのに好適な、冷間加工
性と熱処理後の疲労寿命に優れた高炭素鋼帯およびその
製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】例えば自動車駆動系部品に用いられる高
炭素鋼帯は、周知のように、硬度を高めるために、一定
量以上の炭素を含有される。この高Ｃ含有量の高炭素鋼
帯は、焼入れ焼戻し、あるいはオーステンパ等の熱処理
を行われることにより、強度が上昇して疲労寿命も向上
する。

【０００３】ところで、このような高強度域において
は、高炭素鋼帯の疲労限は、疲労破壊の起点となる鋼中
の非粘性介在物によって支配される。従来より、この疲
労限を向上させるために、様々な提案が行われている。

【０００４】例えば、特公平４−8499号公報には、Ｃ：
0.50〜0.95％ (本明細書においては特にことわりがない
限り「％」は「重量％」を意味するものとする。) 、S
i：0.15〜0.35％、Mn：0.30〜0.90％、Ｐ：0.025 ％未
満、Ｓ：0.025 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有し、全酸素量が15〜50ppm であり、含
有する非金属介在物中の非粘性介在物を、組成比でSi
O₂：25〜70％、MnO ：８〜30％、CaO ：25％以下、MgO
：40％以下、Al₂O₃ ：35％以下、TiO₂：６％とし、さ
らに、MgO およびAl₂O₃ のいずれか一方または双方を組
成比で５％以上含むとともに、CaO およびTiO₂のいずれ
か一方または双方を組成比で２％以上含む４元系以上の
酸化物からなり、全酸化物の80％以上がこの組成を満足
することにより、伸線性および伸線後の耐疲労性に優れ
た高炭素鋼線材が提案されている。

【０００５】また、特公平６−74484 号公報には、圧延
鋼材のＬ断面における幅ｄに対する長さｌの比ｌ／ｄが
５以下である非金属介在物の平均的組成が、SiO₂：20〜
60％、MnO ：10〜80％、CaO ：13〜50％、MgO ：５〜15
％を含むことにより、熱間圧延でよく延伸し、冷間圧延
または伸線で破砕し微細に分散することにより、冷間加
工性および疲労特性が改善された高清浄度鋼が提案され
ている。

【０００６】さらに、特公平６−74485 号公報には、圧
延鋼材のＬ断面における幅ｄに対する長さｌの比ｌ／ｄ
が５以下である非金属介在物の平均的組成が、 Al₂O₃：
30％以下、SiO₂：35〜75％、 CaO：10〜50％、 MgO：３
〜25％を含むことにより、冷間加工性および疲労特性が
改善された高清浄度鋼が提案されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかし、本発明者らの
検討によれば、これらの提案には、例えばベアリング部
品といった自動車部品やチェーン部品等といった、深絞
り加工を伴う高炭素鋼帯の新たな用途に対しては、冷間
加工における成形加工性と、冷間加工時に生じる酸化物
以外の介在物による欠陥に起因した熱処理後の疲労破壊
とに関して、問題があることがわかった。

【０００８】すなわち、これらの提案により得られる高
炭素鋼帯では、近年高炭素鋼帯に求められる極めて薄い
板厚製品への冷間圧延や、部品に成形するための深絞り
加工や打抜加工等の冷間加工の際に割れを生じてしま
い、成形加工性が不足する。

【０００９】また、これらの提案により得られる高炭素
鋼帯では、冷間加工時に完全な割れに至らない場合であ
っても、冷間加工時に生じる極めて微細な線状の疵が、
熱処理後の疲労破壊の起点となって、疲労寿命を低下さ
せる。

【００１０】ここに、本発明の目的は、例えば自動車部
品やチェーン部品等の素材に用いるのに好適な、冷間加
工性と熱処理後の疲労寿命に優れた高炭素鋼帯およびそ
の製造方法を提供することである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するため鋭意検討を重ねた結果、鋼中におけるMn
Ｓが、冷間加工時に生じる割れの起点となっていること
が判明した。また、このMnＳが起点となって冷間加工時
に極めて微細な線状の疵が生じ、熱処理後の疲労破壊の
起点となることも判明した。このため、本発明者らは、
冷間加工性と熱処理後のMn、Ｓとに関する最適条件を確
立する必要があるとの基本的認識にたって、さらに検討
を進めた。

【００１２】また、熱処理後の疲労寿命の改善には、前
述した従来の技術にも開示されるように、非粘性介在物
の抑制が必要である。しかし、高炭素鋼帯の疲労寿命を
向上するには、熱処理後の旧オーステナイト粒径を微細
化する必要があり、旧オーステナイト粒径の微細化に必
要な固溶Al量を増加すると、前述した従来の技術により
非粘性介在物として規定された酸化物のうちでのAl₂O₃
に関して、さらに構成比率の最適化が必要となる。さら
に、酸化物の中でも脆弱で塑性変形時に崩壊して破壊の
起点となるMgO の抑制も必要となる。

【００１３】本発明者らは、これらの知見に基づいてさ
らに検討を重ねた結果、本発明を完成した。ここに、本
発明の要旨とするところは、Ｃ：0.20〜1.20％、Si：0.
05〜0.30％、Ｐ：0.020 ％未満を含有し、下記式によ
り規定される量のMnと、0.012 ％未満であって下記式
により規定される量のＳとを含有する鋼組成を有し、全
酸素量が10〜50ppm であり、さらに、鋼中の非粘性介在
物の組成比が CaO：５〜30％、SiO₂：５〜40％、MnO ：
５〜60％、Al₂O₃ ：20〜60％、かつ MgO：０〜２％であ
ることを特徴とする、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命
に優れた高炭素鋼帯である。

【００１４】 ｛(1+C%)^1.8-3.5 ×C%+0.25 ｝≦Mn≦｛(1+C%)^1.8-3.7 ×C%+0.80 ｝・・・ Ｓ% ≦1.6/100 ×Mn% ・・・ なお、上記の本発明にかかる高炭素鋼帯では、全酸化物
を100 ％とした場合のその酸化物の構成比率を百分率で
規定することにより、酸化物の構成比を示してある。

【００１５】また、別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.
20〜1.20％、Si：0.05〜0.30％、Ｐ：0.020 ％未満を含
有し、上記式により規定される量のMnと、0.012 ％未
満であって上記式により規定される量のＳとを含有す
る鋼組成を有し、全酸素量が10〜50ppm であり、さら
に、鋼中の非粘性介在物の組成比が CaO：５〜30％、Si
O₂：５〜40％、MnO ：５〜60％、Al₂O₃ ：20〜60％、か
つ MgO：０〜２％である鋼に、熱間圧延を行った後、55
0 〜680 ℃の巻取温度で巻き取り、酸洗を行ってから、
650 〜750 ℃で第１の焼鈍を行った後、調質圧延を行う
ことを特徴とする、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に
優れた高炭素鋼帯の製造方法である。

【００１６】上記の本発明にかかる高炭素鋼帯の製造方
法では、(i) 酸洗を行った後に、圧下率が20〜80％であ
る冷間圧延と、650 〜720 ℃での第２の焼鈍とを１回も
しくは２回以上繰り返して行ってから、調質圧延を行う
こと、(ii)酸洗を行った後に、650 〜750 ℃で第１の焼
鈍を行い、さらに、圧下率が20〜80％である冷間圧延
と、650 〜720 ℃での第２の焼鈍とを１回もしくは２回
以上繰り返して行ってから、調質圧延を行うこと、(ii
i)(i)項または(ii)項において、調質圧延に替えて冷間
圧延を行うことにより、鋼帯に加工硬化を発生させるこ
とが、いずれも望ましい。

【００１７】さらに、別の観点からは、本発明は、Ｃ：
0.20〜1.20％、Si：0.05〜0.30％、Ｐ：0.020 ％未満を
含有し、上記式により規定される量のMnと、0.012 ％
未満であって上記式により規定される量のＳとを含有
する鋼組成を有し、全酸素量が10〜50ppm であり、さら
に、鋼中の非粘性介在物の組成比が CaO：５〜30％、Si
O₂：５〜40％、MnO ：５〜60％、Al₂O₃ ：20〜60％、か
つ MgO：０〜２％である鋼に、熱間圧延を行った後、55
0 〜680 ℃の巻取温度で巻き取り、酸洗を行ってから、
必要に応じて650 〜750 ℃で第１の焼鈍を行った後、圧
下率が20〜80％である冷間圧延を行うことを特徴とす
る、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に優れた高炭素鋼
帯の製造方法である。

【００１８】これらの本発明により、従来の高炭素鋼帯
に比べ、冷間加工における成形性と、熱処理後の疲労寿
命とがともに優れた高炭素鋼帯を製造することができ
る。

【００１９】

【発明の実施の形態】以下、本発明にかかる高炭素鋼帯
およびその製造方法の実施形態を、詳細に説明する。ま
ず、本発明にかかる高炭素鋼帯の組成を限定する理由
を、順次説明する。

【００２０】Ｃ：0.20〜1.20％ Ｃは、熱処理後の鋼製品に対する耐摩耗性および疲労強
度の向上を目的として、ある程度含有する必要がある。
本発明にかかる高炭素鋼帯では、焼入れ焼戻しあるいは
オーステンパ等の熱処理を行われた後におけるビッカー
ス硬度Hvを300以上にすることを目標とするため、Ｃ含
有量の下限を0.20％と限定する。しかし、過度にＣ含有
量を増加させると、製鋼段階でのスラブ鋳込における欠
陥が生じるとともに、過度な硬度の上昇により熱間圧延
や冷間圧延において鋼帯が破断する等といった、製造プ
ロセス上の様々な弊害が生じる。このため、Ｃ含有量の
上限を1.20％と限定する。そこで、本発明では、Ｃ含有
量は0.20％以上1.20％以下と限定する。

【００２１】Si：0.05〜0.30％ 本発明にかかる高炭素鋼帯では、熱処理後の製品の疲労
強度に影響を与える酸素および酸化物を抑制するため、
脱酸材であるSiを0.05％を下限として含有する。一方、
Siを0.30％を超えて含有すると、多量に生成した酸化物
により疲労強度が低下する。そこで、本発明では、Si含
有量は0.05％以上0.30％以下と限定する。

【００２２】Ｐ：0.020 ％未満 Ｐ含有量が0.020 ％以上となると、熱処理後の靱性を著
しく劣化させる。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.02
0 ％未満と限定する。かかる観点から、下限を設ける必
要はないが、過度にＰを低減すると製鋼コストが増加す
るため、0.005％程度とすることが好ましい。

【００２３】Mn：｛(1+C%)^1.8-3.5 ×C%+0.25 ｝以上
｛(1+C%)^1.8-3.7 ×C%+0.80 ｝以下 Mnは、熱処理時の焼入れ性の確保、あるいは靱性向上の
ための焼戻し温度、オーステンパ温度の上昇を目的とし
て、含有される。焼入れ性に関しては、ＣもMnと同様の
効果を奏することから、Ｃ含有量を低減する場合には、
焼入れ性を補填するためにMn含有量を増加させる。一
方、Ｃ含有量が増加した場合には、焼入れ性の過度の上
昇による製鋼でのスラブ鋳込、熱間圧延での弊害を防止
するとともに、Ｃの増大による硬化により低下した冷間
加工性を、特にMnS に起因した割れ等を防止するために
Mnを抑制する必要がある。そこで、種々の成分から成る
鋼を鋳込み、成形性と、熱処理後の硬度および靱性とを
評価した結果、Mn含有量の下限は、｛(1+C%)^1.8 − 3.5
×C%＋0.25｝と限定し、また、上限は｛(1+C%)^1.8 −3.
7×C%+0.80 ｝と限定する。

【００２４】Ｓ：0.012 ％未満であって(1.6/100×Mn%)
以下 Ｓ含有量が0.012 ％以上であると、熱処理後の靱性を劣
化させるばかりでなく、MnS を形成して冷間加工性を劣
化させる。そこで、Ｓ含有量は0.012 ％未満に限定す
る。また、Ｓは、鋼中においてMnS を生成することによ
り冷間加工性等を劣化させるため、Mnに対して特定の比
率以下へ相対的に抑制する必要がある。本発明では、Ｓ
含有量の上限を(1.6/100×Mn%)とすることにより、熱処
理後の硬度と靱性とをともに所望の値にすることができ
るとともに、冷間加工性も向上する。かかる観点から、
下限を設ける必要はないが、過度にＳを低減すると製鋼
コストが増加するため、(0.2/100×Mn%)程度とすること
が望ましい。

【００２５】全酸素量：10〜50ppm 本発明において全酸素量が50ppm を超えると、溶鋼凝固
時に発生するブローホールに起因した表面疵が発生して
しまう。一方、全酸素量が10ppm 未満であると、非粘性
介在物の組成を後述するように制御することが難しくな
る。そこで、本発明では、全酸素量は10ppm 以上50ppm
以下と限定する。

【００２６】なお、本発明にかかる高炭素鋼帯は、上記
の各元素以外に、例えばCr、Ca、AlさらにはＮ等の、製
鋼段階で不可避的に混入する元素や添加される各種合金
元素を、上記の各元素が鋼中で奏する効果を消失しない
範囲で、含有してもよい。

【００２７】鋼中の非粘性介在物としての酸化物の組成
比： CaO;５〜30％、SiO₂; ５〜40％、MnO;５〜60％、Al₂O₃;
20〜60％、かつ MgO;０〜２％ 本発明者らは、種々の鋼種について穴拡げ成形の冷間加
工性を評価した。その結果、加工割れの発生頻度に対し
て、CaO ＞SiO₂＞Al₂O₃ の順で構成酸化物の影響度が減
少することがわかった。

【００２８】酸化物生成元素としてのCaは、硫化物形状
制御およびその低減に寄与し、酸化物生成元素としての
Siは、疲労強度を低下させるAl₂O₃ の生成を抑制しなが
ら酸素量の低減に寄与する。しかし、生成された各酸化
物は、成形性や疲労強度に対して弊害を示す。鋼帯の穴
拡げ調査を種々行った結果、酸化物の構成率の上限値
は、CaO ：30％、SiO₂：40％、Al₂O₃ ：60％と限定す
る。

【００２９】一方、酸化物の構成率の下限値は、脱硫時
および脱酸時にCa、Siが適宜添加されることにより酸化
物が不可避的に生成されるため、Ca、Si添加に伴う最低
限の構成比率をそれぞれ５％と限定する。また、Al₂O₃
は、本発明にかかる高炭素鋼帯がAlキルド鋼をベースと
するため、20％と限定する。

【００３０】また、MnO の構成比率は、脱酸能力が大き
なCaO 、SiO₂およびAl₂O₃ それぞれの構成比率により種
々変化するが、極力低減することが望ましい。しかし、
他の酸化物の影響を受けた環境下でのばらつき状態を勘
案して、５〜60％の構成比率と限定する。

【００３１】さらに、MgO は、脆弱であるために冷間圧
延時や塑性加工時に破砕されて、主にマトリックスであ
るフェライトの変形に沿って変形するため、成形性に対
して悪影響は与えない。しかし、MgO の構成比率が２％
超であると、焼入れ時の高温加熱時に、微細に粉砕され
たMgO の周辺でのオーステナイトが混粒組織を示し、焼
入れ焼戻しあるいはオーステンパ後の靱性を低下させる
ため、許容し得る構成比率の上限を２％とした。下限
は、MgO を含有しなくとも本発明の作用効果が得られる
ため、０％とした。

【００３２】このようにして得られる本発明にかかる高
炭素鋼帯は、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命とに優
れ、例えば自動車部品やチェーン部品等の素材に用いる
のに好適である。

【００３３】次に、この本発明にかかる高炭素鋼帯の製
造方法を、説明する。まず、上記の組成と酸化物の組成
比とを有する鋼に、熱間圧延を行った後、550 〜680 ℃
の巻取温度で巻き取る。熱間圧延の条件については、本
発明では何ら限定を要するものではない。例えば、圧延
機の能力等を勘案した公知の圧延条件とすればよい。

【００３４】巻取温度：550 〜680 ℃ 熱延鋼板の巻取温度が550 ℃未満であると、鋼帯が過度
に硬化して冷間圧延性が悪化する。一方、680 ℃超で巻
取ると、パーライトの粗大化により延性が著しく低下す
るとともに表面のスケールが厚く形成され、酸洗後に表
面粗度が大きくなる等の問題が発生する。そこで、本発
明では、熱延鋼板の巻取温度は、550 ℃以上680 ℃以下
と限定する。

【００３５】このようにしてコイルに巻き取った熱延鋼
板に対し、通常の条件で酸洗を行ってから、650 〜750
℃で第１の焼鈍を行う。この第１の焼鈍は、箱焼鈍によ
り行われる。

【００３６】第１の焼鈍：650 〜750 ℃ 第１の焼鈍は、冷間圧延における変形抵抗を低減するた
めの軟質化を主な目的として、冷間圧延 (複数回に分け
て行われる場合には初回の冷間圧延を意味する。) の前
に行われる。このため、第１の焼鈍は、パーライトを分
解し、セメンタイトの球状化に適する温度である650 ℃
以上で行われる。650 ℃未満の第１の焼鈍温度では、セ
メンタイトの球状化が不十分となり、冷間圧延での変形
抵抗が高過ぎ、冷間圧延における圧下率を充分に確保で
きないことがある。一方、第１の焼鈍温度が750 ℃超で
あると、軟質化はするものの、セメンタイトの球状化が
不十分となって伸びが低下し、所望の冷間圧延を行うこ
とが困難になる。このため、第１の焼鈍温度は750 ℃以
下と限定する。そこで、本発明では、第１の焼鈍の焼鈍
温度は、650 ℃以上750 ℃以下と限定する。

【００３７】調質圧延 本発明では、降伏点伸びの抑制、鋼帯の平坦度の向上等
を目的として、第１の焼鈍を行った場合には、調質圧延
を行って、第１の焼鈍後の鋼板の硬度の調整や、冷間加
工時のストレッチャーストレインの発生防止を行う。こ
の調質圧延は、圧下率が0.5 〜2.0 ％程度の軽圧下によ
る冷間圧延を意味する。なお、この調質圧延は、JIS G
3141に規定された調質区分のうちで、硬質 (調質記号
１) 、1/2硬質 (調質記号２) 、1/4 硬質 (調質記号４)
および1/8 硬質 (硬質記号８) にそれぞれ相当する冷
間圧延仕上りを前提とした工程では、行わなくともよ
い。

【００３８】本発明にかかる高炭素鋼帯は、上述したよ
うに、熱間圧延→巻取り→酸洗→第１の焼鈍→調質圧延
を、基本工程として製造されるが、以下に示す変形工程
(i)〜(iv)によっても製造される。

【００３９】変形工程(i) 上述した基本工程において、酸洗を行った後に、圧下率
が20〜80％である冷間圧延と、650 〜720 ℃での第２の
焼鈍とを、１回もしくは２回以上繰り返して行ってか
ら、調質圧延を行う。

【００４０】すなわち、この変形工程(ii)では、第１の
焼鈍に替えて、圧下率が20〜80％である冷間圧延と、65
0 〜720 ℃での第２の焼鈍とを、１回もしくは２回以上
繰り返して行うものである。以下、冷間圧延の条件と、
第２の焼鈍の条件とを限定する理由を説明する。

【００４１】(冷間圧延条件)冷間圧延の圧下率は、板厚
精度、表面粗度および、第２の焼鈍におけるセメンタイ
ト球状化による伸びをいずれも確保するために、限定さ
れる。圧下率が20％未満では、JIS G 3311 に規定され
るみがき帯鋼相当の板厚公差を確保することができな
い。一方、圧下率が80％を超えると、板厚精度および球
状化率ともに高水準を維持することができるが、冷間圧
延中の鋼板の幅方向両端部において耳割れが発生して、
歩留りが低下する。そこで、本発明では、冷間圧延条件
は、20％以上80％以下と限定する。これ以外の冷間圧延
の条件の限定は不要であり、公知の条件により冷間圧延
が行われる。

【００４２】(第２の焼鈍の条件)第２の焼鈍は、セメン
タイトの球状化の促進と、冷間圧延により塑性変形され
たフェライトの再結晶および軟質化とを、いずれも目的
とする。第２の焼鈍は、パーライトの分解あるいはセメ
ンタイトの球状化を本質的な目的とはしないことから、
焼鈍温度の上限は720 ℃とする。この焼鈍温度を超える
と、軟質化効果が飽和するとともに経済的にも望ましく
ない。一方、第２の焼鈍温度の下限は650℃とする。こ
の焼鈍温度を下回ると、フェライトの再結晶後の粒成長
が阻害されたり、あるいはセメンタイトの球状化が不十
分であったり、過度に微細なセメンタイト粒による硬質
化により鋼帯製品として調質後の成形性を阻害すること
があるためである。

【００４３】この冷間圧延および第２の焼鈍を、圧下量
等の圧延条件に応じて、１回または複数回繰り返して行
うことにより、20〜80％の圧下率では製造できない板厚
の薄い高炭素鋼帯に対しても、冷間加工性と熱処理後の
疲労寿命とに優れ、例えば自動車部品やチェーン部品等
の素材に用いるのに好適な高炭素鋼帯を製造することが
できる。

【００４４】変形工程(ii) 上述した基本工程において、酸洗を行った後に、650 〜
750 ℃で第１の焼鈍を行い、さらに、圧下率が20〜80％
である冷間圧延と、650 〜720 ℃での箱焼鈍とを１回も
しくは２回以上繰り返して行ってから、調質圧延を行
う。

【００４５】すなわち、この変形工程(ii)では、第１の
焼鈍を行った後に、圧下率が20〜80％である冷間圧延
と、650 〜720 ℃での第２の焼鈍とを、１回もしくは２
回以上繰り返して行うものである。この変形工程(ii)に
よっても、上述した変形工程(ii)と同様の効果を得るこ
とができる。

【００４６】変形工程(iii) 上述した変形工程(i) または変形工程(ii)において、調
質圧延に替えて冷間圧延を行うことにより、鋼帯に加工
硬化を発生させ、これにより、上述した変形工程(i) ま
たは変形工程(ii)と同様の効果を得るものである。圧下
率が大きく、調質圧延の圧下率では対応できない場合に
も、対応することができる。

【００４７】変形工程(iv) 熱間圧延を行った後、550 〜680 ℃の巻取温度で巻き取
り、酸洗を行ってから、必要に応じて650 〜750 ℃で第
１の焼鈍を行った後、圧下率が20〜80％である冷間圧延
を行う。

【００４８】この変形工程(iv)は、前述したJIS G 3141
の硬質〜1/8 硬質相当の冷間圧延鋼帯を製造するもので
あり、冷間圧延後に第２の焼鈍を行わないが、圧下率が
20〜80％の冷間圧延を行うことにより、板厚精度や表面
粗度を確保することができる。

【００４９】

【実施例】さらに、本発明を実施例に基づいて、より具
体的に説明する。 (実施例１)表１に示す化学成分および非粘性介在物比を
有する14種類の鋼種１〜鋼種14を、それぞれ150 トン転
炉により精錬し、200 mm厚のスラブとした。

【００５０】

【表１】

【００５１】これらスラブを1250℃に３時間加熱した
後、表２に示す巻取温度、熱延板厚、第１焼鈍温度、冷
延板厚、圧下率および第２焼鈍温度となるように、熱間
圧延、酸洗、第１の焼鈍、冷間圧延および第２の焼鈍を
行って、板厚が2.0mm の冷延鋼帯とし、最後に圧下率が
0.5 ％の調質圧延を行って、26種の高炭素鋼帯とした。
この時、第１の焼鈍および第２の焼鈍それぞれの均熱時
間は16時間であり、雰囲気ガスは水素ガスとした。

【００５２】これら26種の高炭素鋼帯それぞれから、JI
S Z 2275に準拠した１グラムの１号試験片 (繰り返し曲
部幅＝25mm) を10個ずつ打抜き加工することにより試料
No.1〜試料No.26 を切り出し、臭素メタノールにて濾過
抽出した後、ICP 発光分光分析装置で非粘性酸化物の重
量構成を定量するとともに、硬度を測定した。

【００５３】26種の高炭素鋼帯それぞれから10本ずつ切
り出された試料に対して、850 ℃に30分間加熱した後、
80℃の焼入油へセミホット焼入れし、その後、複数枚重
ね合わせて板厚方向へ加圧し、320 ℃×60分の条件でプ
レステンパーを行った。

【００５４】これらの試料No.1〜試料No.26 について、
10⁷ 回の繰り返し曲げ試験を行い、この繰り返し曲げ試
験での時間強さを疲労限σとした。結果を表２にあわせ
て示す。

【００５５】

【表２】

【００５６】本発明では、下記判定基準(1) および(2)
を設定し、この判定基準への該当可否により、効果を判
断した。 判定基準(1):熱処理後の硬度がHv 300以上であること。 判定基準(2):Ｃに依存することなく硬度に比較して高い
疲労限を確保することを目的に、数値目標Ｘ＝σ／Hv≧
0.85とする。

【００５７】表１において、試料No.3、4 、7 、8 、1
0、11、14、15、23〜25は、いずれも、本発明の範囲を
満足する本発明例であり、上記の判定基準(1) および
(2) をともに充分に満足する。そのため、本発明によ
り、例えば自動車部品やチェーン部品等の素材に用いる
のに好適な、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に優れた
高炭素鋼帯が提供されたことがわかる。

【００５８】これに対し、試料No.1は、Ｃ含有量が本発
明の範囲を下回るため、硬度が低下して値Ｘが小さくな
り、判定基準(2) を満足できなかった。試料No.2は、第
１焼鈍温度が本発明の範囲を上回るため、疲労限σが小
さくなり、判定基準(2) を満足できなかった。

【００５９】試料No.5は、第１の焼鈍温度が本発明の範
囲を下回るため、疲労限σが小さくなり、判定基準(2)
を満足できなかった。試料No.6は、巻取温度が本発明の
範囲を上回るため、疲労限σが小さくなり、判定基準
(2) を満足できなかった。

【００６０】試料No.9は、巻取温度が本発明の範囲の下
限を下回るため、疲労限σが小さくなり、判定基準(2)
を満足できなかった。試料No.12 は、第１の焼鈍温度が
本発明の範囲を下回るため、冷間圧延中に幅方向両端部
に耳割れが生じて破断したため、試験を中止した。

【００６１】試料No.13 では、圧下率および第２焼鈍温
度がともに本発明の範囲を下回るため、疲労限σが小さ
くなり、判定基準(2) を満足できなかった。試料No.16
および26は、圧下率が本発明の範囲を上回るため、冷間
圧延中に幅方向両端部に耳割れが生じて破断したため、
試験を中止した。

【００６２】試料No.17 では、Ｃ含有量およびＳ含有量
がともに本発明の範囲を上回るため、疲労限σが小さく
なり、判定基準(2) を満足できなかった。試料No.18 で
は、SiO₂の含有比率が本発明の範囲を下回り、Al₂O₃ 含
有比率が本発明の範囲を上回るため、疲労限σが小さく
なり、判定基準(2) を満足できなかった。

【００６３】試料No.19 は、Si含有量が本発明の範囲を
上回り、SiO₂の含有比率が本発明の範囲を上回り、さら
にAl₂O₃ 含有比率が本発明の範囲を下回るため、疲労限
σが小さくなり、判定基準(2) を満足できなかった。試
料No.20 は、Ｐ含有量が本発明の範囲を上回るため、疲
労限σが小さくなり、判定基準(2) を満足できなかっ
た。

【００６４】試料No.21 は、Ｏ含有量が本発明の範囲を
上回るため、疲労限σが小さくなり、判定基準(2) を満
足できなかった。試料No.22 は、圧下率が本発明の範囲
を下回るため、疲労限σが小さくなり、判定基準(2) を
満足できなかった。

【００６５】このように、製造条件が本発明の範囲を外
れると、鋼帯の硬度が過度に高すぎる場合には試験片打
抜時に試片端面に粗い破断面が多く発生し、逆に過度に
低すぎる場合には試片端面にダレを生じて断面積が減少
して、疲労限を低下させるものと考えられる。また、Ｐ
含有量またはＳ含有量が本発明の範囲を外れると、硬度
が適当であっても、焼入れやプレステンパーの際に脆化
し、値Ｘが減少すると考えられる。

【００６６】(実施例２)表３に示す化学組成および非粘
性介在物比を有する４種類の鋼種15〜鋼種18を150 トン
転炉により精錬し、200 mm厚のスラブとした。

【００６７】

【表３】

【００６８】これらのスラブを1250℃に３時間加熱した
後、表４に示す巻取温度、熱延板厚、冷延板厚、圧下
率、第２焼鈍温度、冷延板厚、圧下率および第２焼鈍温
度となるように、熱間圧延、酸洗、冷間圧延 (１回目)
、第２焼鈍 (１回目) 、冷間圧延 (２回目) および第
２焼鈍 (２回目) を行って、板厚が2.0mm の冷延鋼帯と
し、最後に圧下率が0.5 ％の調質圧延を行って、４種の
高炭素鋼帯とした。ただし、厚肉の熱延板は、オフライ
ンにて酸洗した。この時、第１の焼鈍および第２の焼鈍
それぞれの均熱時間は16時間であり、雰囲気ガスは水素
ガスとした。

【００６９】これら４種の高炭素鋼帯それぞれから、実
施例１と同様にして、試料27〜試料30を切り出し、判定
基準(1) および(2) への該当可否により、効果を判断し
た。結果を表４にまとめて示す。

【００７０】

【表４】

【００７１】試料No.28 および試料No.29 は、本発明の
範囲を満足する本発明例であり、上記の判定基準(1) お
よび(2) をともに充分に満足する。そのため、本発明に
より、例えば自動車部品やチェーン部品等の素材に用い
るのに好適な、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命とに優
れた高炭素鋼帯が提供されたことがわかる。

【００７２】これに対し、試料No.27 は、２回目の冷間
圧延の圧下率が本発明の範囲を下回るため、過度に軟質
化して試料の端面にダレを生じて断面積が減少し、疲労
限σを低下させて、判定基準(2) を満足できなかった。
さらに、試料No.30 は、１回目の冷間圧延の圧下率が本
発明の範囲を上回るため、冷間圧延中に破断を生じた。

【００７３】(実施例３)表５に示す化学組成および非粘
性介在物比を有する鋼種11を、 150トン転炉により精練
し、200 mm厚のスラブとした。

【００７４】

【表５】

【００７５】これらのスラブを1250℃に３時間加熱した
後、表６に示す巻取温度、熱延板厚、第１焼鈍温度、冷
延板厚および圧下率となるように、熱間圧延、酸洗、第
１の焼鈍および冷間圧延を行って、板厚が0.6mm の冷延
鋼帯として、10種の高炭素鋼帯とした。第１の焼鈍の均
熱時間は16時間であり、雰囲気ガスは水素ガスとした。

【００７６】これら10種の高炭素鋼帯それぞれから、実
施例１および実施例２と同様にして、試料31〜試料40を
切り出し、判定基準(1) および(2) への該当可否によ
り、効果を判断した。ただし、試料No.38 、39は、オフ
ライン研削により減肉し、熱延厚とした。結果を表６に
まとめて示す。

【００７７】

【表６】

【００７８】試料No.32 、33、35、36、38および39は、
いずれも、本発明の範囲を満足する本発明例であり、上
記の判定基準(1) および(2) をともに充分に満足する。
そのため、本発明により、例えば自動車部品やチェーン
部品等の素材に用いるのに好適な、冷間加工性と熱処理
後の疲労寿命とに優れた高炭素鋼帯が提供されたことが
わかる。

【００７９】これに対し、試料No.31 は、巻取温度が本
発明の範囲を下回るとともに、第１焼鈍温度が本発明の
範囲を上回るため、鋼帯硬度が増大して打抜端面の破断
面が粗くなり、値Ｘが低下した。

【００８０】試料No.34 は、巻取温度が本発明の範囲を
上回るとともに、第１焼鈍温度が本発明の範囲を下回る
ため、試料No. 31と同様に鋼帯硬度が増大し、値Ｘが低
下した。

【００８１】試料No.37 は、第１焼鈍温度が本発明の範
囲を上回るため、試料No.31 と同様に、値Ｘが低下し
た。試料No.40 は、圧下率が本発明の範囲を上回るた
め、冷間圧延中に破断を生じた。

【００８２】(実施例４)表７に示す化学成分および非粘
性介在物を有する鋼種11を 150トン転炉により精錬し、
200 mm厚のスラブとした。

【００８３】

【表７】

【００８４】これらのスラブを1250℃に３時間加熱した
後、表８に示す巻取温度、熱延板厚、第１焼鈍温度、冷
延板厚、圧下率、第２焼鈍温度、冷延板厚、圧下率およ
び第２焼鈍温度となるように、熱間圧延、酸洗、第１の
焼鈍、冷間圧延 (１回目) 、第２の焼鈍 (１回目) 、冷
間圧延 (２回目) 、第２の焼鈍 (２回目) および調質圧
延を行って、板厚が0.6mm の冷延鋼帯として、８種の高
炭素鋼帯とした。第１の焼鈍の均熱時間は16時間であ
り、雰囲気ガスは水素ガスとした。

【００８５】これら10種の高炭素鋼帯それぞれから、実
施例１〜実施例３と同様にして、試料41〜試料48を切り
出し、判定基準(1) および(2) への該当可否により、効
果を判断した。結果を表８にまとめて示す。

【００８６】

【表８】

【００８７】試料No.43 、45および46は、いずれも、本
発明の範囲を満足する本発明例であり、上記の判定基準
(1) および(2) をともに充分に満足する。そのため、本
発明により、例えば自動車部品やチェーン部品等の素材
に用いるのに好適な、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命
とに優れた高炭素鋼帯が提供されたことがわかる。

【００８８】これに対し、試料No.41 は、巻取温度が本
発明の範囲を下回るとともに第１焼鈍温度が本発明の範
囲を上回るため、冷間圧延中に破断を生じた。試料No.4
2 は、１回目の第２の焼鈍の焼鈍温度が本発明の範囲を
下回るため、鋼帯硬度が増大して打抜端面の破断面が粗
くなり、値Ｘが低下した。

【００８９】試料No.44 は、第１焼鈍温度、１回目およ
び２回目の第２焼鈍温度が、いずれも本発明の範囲を上
回るとともに、巻取温度が本発明の範囲を下回るため、
値Ｘが低下した。

【００９０】試料No.47 は、巻取温度が本発明の範囲を
上回るとともに、２回目の冷間圧延の圧下率が本発明の
範囲を上回るため、鋼帯硬度が増大し、冷間圧延中にエ
ッジ部から破断した。

【００９１】試料No.48 は、巻取温度が本発明の範囲を
上回るとともに、第１焼鈍温度、１回目および２回目の
第２焼鈍温度が本発明の範囲を下回るため、打抜端面の
破断部が大きくなり、値Ｘが低下した。

【００９２】本実施例により、複数回の冷間圧延と第２
の焼鈍とを繰り返しても、高い疲労限を示す高炭素鋼帯
が得られることがわかる。

【００９３】(実施例５)表９に示す化学成分および非粘
性介在物を有する鋼種19〜鋼種30を 150トン転炉により
精錬し、200 mm厚のスラブとした。

【００９４】

【表９】

【００９５】これらのスラブを1250℃に３時間加熱した
後、表10に示す巻取温度、熱延板厚、第１焼鈍温度、冷
延板厚、圧下率および第２焼鈍温度となるように、熱間
圧延、酸洗、第１の焼鈍、冷間圧延、第２の焼鈍および
調質圧延を行って、板厚が2.0mm の冷延鋼帯として、12
種の高炭素鋼帯とした。第１の焼鈍の均熱時間は16時間
であり、雰囲気ガスは水素ガスとした。

【００９６】これら10種の高炭素鋼帯それぞれから、実
施例１〜実施例４と同様にして、試料49〜試料60を切り
出し、判定基準(1) および(2) への該当可否により、効
果を判断した。結果を表10にまとめて示す。

【００９７】

【表１０】

【００９８】試料No.50 、51、54、55および58は、いず
れも、本発明の範囲を満足する本発明例であり、上記の
判定基準(1) および(2) をともに充分に満足する。その
ため、本発明により、例えば自動車部品やチェーン部品
等の素材に用いるのに好適な、冷間加工性と熱処理後の
疲労寿命とに優れた高炭素鋼帯が提供されたことがわか
る。

【００９９】これに対し、試料No.49 は、SiO₂の比率が
本発明の範囲を下回るとともに巻取温度が本発明の範囲
を上回るため、値Ｘが低下した。試料No.52 は、SiO₂の
比率が本発明の範囲を上回るとともに巻取温度が本発明
の範囲を下回るため、値Ｘが低下した。

【０１００】試料No.53 は、Al₂O₃ の比率が本発明の範
囲を下回るため、値Ｘが低下した。試料No.56 は、Al₂O
₃ の比率が本発明の範囲を上回るため、値Ｘが低下し
た。試料No.57 は、CaO の比率が本発明の範囲を下回る
ため、値Ｘが低下した。

【０１０１】試料No.59 は、MgO の含有比率が本発明の
範囲を上回るため、値Ｘが低下した。さらに、試料No.6
0 は、CaO の比率が本発明の範囲を上回るため、値Ｘが
低下した。

【０１０２】(実施例６)表11に示す鋼種31〜鋼種45を 1
50トン転炉にて精練し、200 mm厚のスラブとした。

【０１０３】

【表１１】

【０１０４】これらスラブを1250℃に３時間加熱した
後、表12に示す巻取温度、熱延板厚、冷延板厚、圧下
率、第２焼鈍温度、冷延板厚および圧下率となるよう
に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、第２の焼鈍および冷間
圧延を行って、板厚が0.6mm の冷延鋼帯として、15種の
高炭素鋼帯とした。第２の焼鈍の均熱時間は16時間であ
り、雰囲気ガスは水素ガスとした。

【０１０５】これら15種の高炭素鋼帯それぞれから、実
施例１〜実施例５と同様にして、試料61〜試料75を切り
出し、判定基準(1) および(2) への該当可否により、効
果を判断した。結果を表12にまとめて示す。

【０１０６】

【表１２】

【０１０７】試料No.62 、63、67、68、72、73および74
は、いずれも、本発明の範囲を満足する本発明例であ
り、上記の判定基準(1) および(2) をともに充分に満足
する。そのため、本発明により、例えば自動車部品やチ
ェーン部品等の素材に用いるのに好適な、冷間加工性と
熱処理後の疲労寿命とに優れた高炭素鋼帯が提供された
ことがわかる。

【０１０８】これに対し、試料No.61 は、SiO₂の比率が
本発明の範囲を下回るとともに巻取温度が本発明の範囲
を上回るため、値Ｘが低下した。試料No.64 は、巻取り
温度が本発明の範囲を下回るため、値Ｘが低下した。

【０１０９】試料No.65 は、Ｓ含有量が本発明の範囲を
上回るため、値Ｘが低下した。試料No.66 は、SiO₂の比
率が本発明の範囲を下回るため、値Ｘが低下した。試料
No.69 は、Mn含有量が本発明の範囲を上回るとともにCa
O の比率が本発明の範囲を下回るため、値Ｘが低下し
た。

【０１１０】試料No.70 は、Ｓ含有量が本発明の範囲を
上回るため、値Ｘが低下した。試料No.71 は、Mn含有量
が本発明の範囲を下回るため、値Ｘが低下した。さら
に、試料No.75 は、Mn含有量が本発明の範囲を上回るた
め、値Ｘが低下した。

【０１１１】

【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、例えば自動車部品やチェーン部品等の素材に用いる
のに好適な、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に優れた
高炭素鋼帯を提供することができた。かかる効果を有す
る本発明の意義は、著しい。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 切畑 敦詞 和歌山市湊1850番地 住友金属工業株式会 社和歌山製鉄所内 (72)発明者 堤 啓 和歌山市湊1850番地 住友金属工業株式会 社和歌山製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA06 EA07 EA08 EA11 EA15 EA18 EA22 EA23 EA25 EA27 EC04 FA03 FE02 FE03 FG01 FG03 FH03 FJ04 FJ05 FM02 FM04 JA06

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.20〜1.20％、Si：0.05
   〜0.30％、Ｐ：0.020 ％未満を含有し、下記式により
   規定される量のMnと、0.012 ％未満であって下記式に
   より規定される量のＳとを含有する鋼組成を有し、全酸
   素量が10〜50ppm であり、さらに、鋼中の非粘性介在物
   の組成比が CaO：５〜30％、SiO₂：５〜40％、MnO ：５
   〜60％、Al₂O₃ ：20〜60％、かつ MgO：０〜２％である
   ことを特徴とする、冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に
   優れた高炭素鋼帯。 ｛(1+C%)^1.8-3.5 ×C%+0.25 ｝≦Mn≦｛(1+C%)^1.8-3.7 ×C%+0.80 ｝・・・ Ｓ% ≦1.6/100 ×Mn% ・・・
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：0.20〜1.20％、Si：0.05
   〜0.30％、Ｐ：0.020 ％未満を含有し、下記式により
   規定される量のMnと、0.012 ％未満であって下記式に
   より規定される量のＳとを含有する鋼組成を有し、全酸
   素量が10〜50ppm であり、さらに、鋼中の非粘性介在物
   の組成比が CaO：５〜30％、SiO₂：５〜40％、MnO ：５
   〜60％、Al₂O₃ ：20〜60％、かつ MgO：０〜２％である
   鋼に、熱間圧延を行った後、550 〜680 ℃の巻取温度で
   巻き取り、酸洗を行ってから、650 〜750 ℃で第１の焼
   鈍を行った後、調質圧延を行うことを特徴とする、冷間
   加工性と熱処理後の疲労寿命に優れた高炭素鋼帯の製造
   方法。 ｛(1+C%)^1.8-3.5 ×C%+0.25 ｝≦Mn≦｛(1+C%)^1.8-3.7 ×C%+0.80 ｝・・・ Ｓ% ≦1.6/100 ×Mn% ・・・
3. 【請求項３】 前記酸洗を行った後に、圧下率が20〜80
   ％である冷間圧延と、650 〜720 ℃での第２の焼鈍とを
   １回もしくは２回以上繰り返して行った後、前記調質圧
   延を行うことを特徴とする請求項２記載の冷間加工性と
   熱処理後の疲労寿命に優れた高炭素鋼帯の製造方法。
4. 【請求項４】 前記酸洗を行った後に、650 〜750 ℃で
   前記第１の焼鈍を行い、さらに、圧下率が20〜80％であ
   る冷間圧延と、650 〜720 ℃での第２の焼鈍とを１回も
   しくは２回以上繰り返して行うことを特徴とする請求項
   ２記載の冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に優れた高炭
   素鋼帯の製造方法。
5. 【請求項５】 前記調質圧延に替えて冷間圧延を行うこ
   とにより、鋼帯に加工硬化を発生させる請求項３または
   請求項４記載の冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に優れ
   た高炭素鋼帯の製造方法。
6. 【請求項６】 重量％で、Ｃ：0.20〜1.20％、Si：0.05
   〜0.30％、Ｐ：0.020 ％未満を含有し、下記式により
   規定される量のMnと、0.012 ％未満であって下記式に
   より規定される量のＳとを含有する鋼組成を有し、全酸
   素量が10〜50ppm であり、さらに、鋼中の非粘性介在物
   の組成比が CaO：５〜30％、SiO₂：５〜40％、MnO ：５
   〜60％、Al₂O₃ ：20〜60％、かつ MgO：０〜２％である
   鋼に、熱間圧延を行った後、550 〜680 ℃の巻取温度で
   巻き取り、酸洗を行ってから、圧下率が20〜80％である
   冷間圧延を行うことを特徴とする、冷間加工性と熱処理
   後の疲労寿命に優れた高炭素鋼帯の製造方法。 ｛(1+C%)^1.8-3.5 ×C%+0.25 ｝≦Mn≦｛(1+C%)^1.8-3.7 ×C%+0.80 ｝・・・ Ｓ% ≦1.6/100 ×Mn% ・・・
7. 【請求項７】 前記酸洗を行ってから、650 〜750 ℃で
   第１の焼鈍を行った後、前記冷間圧延を行う請求項６記
   載の冷間加工性と熱処理後の疲労寿命に優れた高炭素鋼
   帯の製造方法。