JP2003073740A - 高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法Info
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- JP2003073740A JP2003073740A JP2001262728A JP2001262728A JP2003073740A JP 2003073740 A JP2003073740 A JP 2003073740A JP 2001262728 A JP2001262728 A JP 2001262728A JP 2001262728 A JP2001262728 A JP 2001262728A JP 2003073740 A JP2003073740 A JP 2003073740A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温、多段階焼鈍とすることなく製造でき、
プレス成形や冷間鍛造による割れが発生しにくい、極め
て軟質で加工性に優れた高焼入れ性高炭素冷延鋼板を提
供する。 【解決手段】 Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼に熱間圧
延を行い、体積率20％を超えるベイナイト相を有する組
織に制御した後、冷間圧延および焼鈍を行い、球状化組
織とする高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法。さら
に、熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃)以上で行っ
た後、冷却速度120℃/秒を超えかつ冷却終了温度620℃
以下で冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取
り、酸洗後、冷圧率30％以上で冷間圧延を行い、焼鈍温
度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍、または、体積率70％
を超えるベイナイト相を有する組織に制御し、あるいは
さらに、冷却終了温度550℃以下、巻取温度500℃以下と
する。
プレス成形や冷間鍛造による割れが発生しにくい、極め
て軟質で加工性に優れた高焼入れ性高炭素冷延鋼板を提
供する。 【解決手段】 Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼に熱間圧
延を行い、体積率20％を超えるベイナイト相を有する組
織に制御した後、冷間圧延および焼鈍を行い、球状化組
織とする高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法。さら
に、熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃)以上で行っ
た後、冷却速度120℃/秒を超えかつ冷却終了温度620℃
以下で冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取
り、酸洗後、冷圧率30％以上で冷間圧延を行い、焼鈍温
度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍、または、体積率70％
を超えるベイナイト相を有する組織に制御し、あるいは
さらに、冷却終了温度550℃以下、巻取温度500℃以下と
する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｃを0.2〜0.7質量
％含有する加工性に優れた高焼入れ性高炭素冷延鋼板の
製造方法に関する。
％含有する加工性に優れた高焼入れ性高炭素冷延鋼板の
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】工具あるいは自動車部品（ギア、ミッシ
ョン）等に使用される高炭素鋼板は、打抜き、成形後、
焼入れ焼戻し等の熱処理が施される。近年、工具や部品
のメーカ、即ち高炭素鋼板のユーザでは、低コスト化の
ため、以前の鋳造材の切削加工や熱間鍛造による部品加
工から、鋼板のプレス成形（冷間鍛造も含む）により加
工工程の簡略化が検討されている。それに伴い、素材と
しての高炭素鋼板には、高い焼入れ性とともに複雑な形
状を少ない工程でも加工できる優れた加工性、特に軟質
であることが強く要望されている。
ョン）等に使用される高炭素鋼板は、打抜き、成形後、
焼入れ焼戻し等の熱処理が施される。近年、工具や部品
のメーカ、即ち高炭素鋼板のユーザでは、低コスト化の
ため、以前の鋳造材の切削加工や熱間鍛造による部品加
工から、鋼板のプレス成形（冷間鍛造も含む）により加
工工程の簡略化が検討されている。それに伴い、素材と
しての高炭素鋼板には、高い焼入れ性とともに複雑な形
状を少ない工程でも加工できる優れた加工性、特に軟質
であることが強く要望されている。
【０００３】このような高炭素鋼板の軟質化について
は、いくつかの技術が検討されている。例えば、特開平
9-157758号公報には、熱間圧延後、所定の加熱速度でフ
ェライト-オーステナイトの二相域に加熱し、所定の冷
却速度で焼鈍処理する高炭素鋼帯の製造方法が提案され
ている。この技術では、高炭素鋼帯をAc1点以上のフェ
ライト-オーステナイトの二相域で焼鈍し、フェライト
マトリクス中に粗大な球状化セメンタイトが均一に分布
した組織としている。
は、いくつかの技術が検討されている。例えば、特開平
9-157758号公報には、熱間圧延後、所定の加熱速度でフ
ェライト-オーステナイトの二相域に加熱し、所定の冷
却速度で焼鈍処理する高炭素鋼帯の製造方法が提案され
ている。この技術では、高炭素鋼帯をAc1点以上のフェ
ライト-オーステナイトの二相域で焼鈍し、フェライト
マトリクス中に粗大な球状化セメンタイトが均一に分布
した組織としている。
【０００４】この従来技術の詳細は、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%で、かつSol.Al/N:5〜10である高炭
素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケールしたのち、95容量
%以上の水素と残部窒素からなる雰囲気炉で、680℃以上
の温度範囲で加熱速度Tv(℃/Hr):500×(0.01-N(%)asAl
N)〜2000×(0.1-N(%)asAlN)、均熱温度TA(℃):Ac1点〜2
22×C(%)2-411×C(%)+912で、均熱時間:1〜20時間で焼
鈍し、冷却速度:100℃/Hr以下の冷却速度で室温まで冷
却するというものである。
0.03〜0.30%、Mn:0.20〜1.50%、Sol.Al:0.01〜0.10%、
N:0.0020〜0.0100%で、かつSol.Al/N:5〜10である高炭
素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケールしたのち、95容量
%以上の水素と残部窒素からなる雰囲気炉で、680℃以上
の温度範囲で加熱速度Tv(℃/Hr):500×(0.01-N(%)asAl
N)〜2000×(0.1-N(%)asAlN)、均熱温度TA(℃):Ac1点〜2
22×C(%)2-411×C(%)+912で、均熱時間:1〜20時間で焼
鈍し、冷却速度:100℃/Hr以下の冷却速度で室温まで冷
却するというものである。
【０００５】また、特開昭64-25946号公報や特開平8-24
6051号公報には、鋼中の炭素を黒鉛化することにより軟
質・高延性化を図る方法も提案されている。
6051号公報には、鋼中の炭素を黒鉛化することにより軟
質・高延性化を図る方法も提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの技術
には次のような問題がある。
には次のような問題がある。
【０００７】特開平9-157758号公報記載の技術は、高炭
素鋼帯をAc1点以上のフェライト-オーステナイトの二相
域で焼鈍し、粗大な球状化セメンタイトとしているが、
このような粗大セメンタイトは、溶解速度が遅いため焼
入れ性を劣化させることは明らかである。また、焼鈍後
の硬度についても、S35C材でHv 132〜141（HRB 72〜7
5）であり、必ずしも軟質とは言えない。
素鋼帯をAc1点以上のフェライト-オーステナイトの二相
域で焼鈍し、粗大な球状化セメンタイトとしているが、
このような粗大セメンタイトは、溶解速度が遅いため焼
入れ性を劣化させることは明らかである。また、焼鈍後
の硬度についても、S35C材でHv 132〜141（HRB 72〜7
5）であり、必ずしも軟質とは言えない。
【０００８】また、特開昭64-25946号公報や特開平8-24
6051号公報記載の技術では、鋼中の炭素は黒鉛化してお
り、黒鉛の溶解速度が遅いため焼入れ性に劣るという問
題がある。
6051号公報記載の技術では、鋼中の炭素は黒鉛化してお
り、黒鉛の溶解速度が遅いため焼入れ性に劣るという問
題がある。
【０００９】最近では従来にもまして、生産性向上の観
点からの加工レベルに対する要求が厳しくなっている。
そのため、高炭素鋼板のプレス加工についても、加工度
の増加等により、割れが発生しやすくなっている。従っ
て、高炭素鋼板にも極めて軟質で高い加工性が要求され
ている。
点からの加工レベルに対する要求が厳しくなっている。
そのため、高炭素鋼板のプレス加工についても、加工度
の増加等により、割れが発生しやすくなっている。従っ
て、高炭素鋼板にも極めて軟質で高い加工性が要求され
ている。
【００１０】本発明は、かかる事情に鑑み、フェライト
-オーステナイト領域のような高温焼鈍を必要とせず、
また通常のみがき鋼帯のような複数の冷間圧延と焼鈍を
繰返す多段階焼鈍とすることなく製造でき、プレス成形
や冷間鍛造による割れが発生しにくい、極めて軟質で加
工性に優れた高焼入れ性高炭素冷延鋼板を提供すること
を目的とする。
-オーステナイト領域のような高温焼鈍を必要とせず、
また通常のみがき鋼帯のような複数の冷間圧延と焼鈍を
繰返す多段階焼鈍とすることなく製造でき、プレス成形
や冷間鍛造による割れが発生しにくい、極めて軟質で加
工性に優れた高焼入れ性高炭素冷延鋼板を提供すること
を目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記課題は、次の発明に
より解決される。その発明は、Ｃを0.2〜0.7質量％含有
する鋼に熱間圧延を行い、体積率20％を超えるベイナイ
ト相を有する組織に制御した後、冷間圧延および焼鈍を
行い、球状化組織とすることを特徴とする高焼入れ性高
炭素冷延鋼板の製造方法である。
より解決される。その発明は、Ｃを0.2〜0.7質量％含有
する鋼に熱間圧延を行い、体積率20％を超えるベイナイ
ト相を有する組織に制御した後、冷間圧延および焼鈍を
行い、球状化組織とすることを特徴とする高焼入れ性高
炭素冷延鋼板の製造方法である。
【００１２】この発明においてさらに、熱間圧延を仕上
温度 (Ar3変態点-20℃)以上で行った後、冷却速度120℃
/秒を超えかつ冷却終了温度620℃以下で冷却を行い、次
いで巻取温度600℃以下で巻取り、酸洗後、冷圧率30％
以上で冷間圧延を行い、その後、焼鈍温度640℃以上Ac1
変態点以下で焼鈍することを特徴とする高焼入れ性高炭
素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
温度 (Ar3変態点-20℃)以上で行った後、冷却速度120℃
/秒を超えかつ冷却終了温度620℃以下で冷却を行い、次
いで巻取温度600℃以下で巻取り、酸洗後、冷圧率30％
以上で冷間圧延を行い、その後、焼鈍温度640℃以上Ac1
変態点以下で焼鈍することを特徴とする高焼入れ性高炭
素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１３】また、これらの発明に基づき、体積率70％
を超えるベイナイト相を有する組織に制御し、あるいは
さらに、冷却終了温度550℃以下、巻取温度500℃以下と
することを特徴とする高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造
方法とすることもできる。
を超えるベイナイト相を有する組織に制御し、あるいは
さらに、冷却終了温度550℃以下、巻取温度500℃以下と
することを特徴とする高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造
方法とすることもできる。
【００１４】これらの発明は、高炭素鋼板の硬度に及ぼ
すミクロ組織および製造条件の影響について鋭意研究を
進める中でなされた。その過程で、冷延鋼板の球状化焼
鈍後の硬度に影響を及ぼす因子としては、焼鈍条件のみ
ならず、冷間圧延前の熱延鋼板の組織も大きな影響を及
ぼしていることを見出した。その結果、高い焼入性と加
工性を両立させるため、従来技術では困難であった、球
状化焼鈍後に球状化セメンタイトが均一微細であり、か
つ、粗大なフェライト粒を得ることに成功した。それに
は、熱延鋼板の組織にベイナイトを含有させることが有
効である。以下、本発明の詳細について説明する。
すミクロ組織および製造条件の影響について鋭意研究を
進める中でなされた。その過程で、冷延鋼板の球状化焼
鈍後の硬度に影響を及ぼす因子としては、焼鈍条件のみ
ならず、冷間圧延前の熱延鋼板の組織も大きな影響を及
ぼしていることを見出した。その結果、高い焼入性と加
工性を両立させるため、従来技術では困難であった、球
状化焼鈍後に球状化セメンタイトが均一微細であり、か
つ、粗大なフェライト粒を得ることに成功した。それに
は、熱延鋼板の組織にベイナイトを含有させることが有
効である。以下、本発明の詳細について説明する。
【００１５】Ｃ含有量： 0.2〜0.7質量％
Ｃは、炭化物を形成し、焼入後の硬度を付与する重要な
元素である。Ｃ含有量が0.2％未満では、焼入後、機械
構造用部品として十分な強度が得られない。Ｃ含有量が
0.7％を超える場合、熱延後の鋼板の硬度が高く脆いた
め取扱いに不便であり、冷間圧延も困難である。さら
に、冷間圧延および焼鈍後でも十分な加工性が得られ
ず、焼入後の強度も飽和する。従って、Ｃ含有量を0.2
〜0.7％の範囲内とする。
元素である。Ｃ含有量が0.2％未満では、焼入後、機械
構造用部品として十分な強度が得られない。Ｃ含有量が
0.7％を超える場合、熱延後の鋼板の硬度が高く脆いた
め取扱いに不便であり、冷間圧延も困難である。さら
に、冷間圧延および焼鈍後でも十分な加工性が得られ
ず、焼入後の強度も飽和する。従って、Ｃ含有量を0.2
〜0.7％の範囲内とする。
【００１６】熱延鋼板の組織： ベイナイト相の体積率
20％超 球状化焼鈍前の熱延鋼板の組織については、むしろベイ
ナイト相を有する組織の方がパーライト単相の組織より
も、球状化焼鈍後に好ましい組織が得られる。ベイナイ
ト相の体積率が20％を超えると、球状化焼鈍時に炭化物
が微細に球状化されるとともに、フェライト粒が粗大化
する。従って、ベイナイト相の体積率を20％を超える値
に制御する。
20％超 球状化焼鈍前の熱延鋼板の組織については、むしろベイ
ナイト相を有する組織の方がパーライト単相の組織より
も、球状化焼鈍後に好ましい組織が得られる。ベイナイ
ト相の体積率が20％を超えると、球状化焼鈍時に炭化物
が微細に球状化されるとともに、フェライト粒が粗大化
する。従って、ベイナイト相の体積率を20％を超える値
に制御する。
【００１７】また、ベイナイト相の体積率を70％以上と
することで、炭化物の分散状態が一層均一微細化し、均
一な粗大フェライト粒が得られ、極めて優れた加工性お
よび焼入性が得られる。
することで、炭化物の分散状態が一層均一微細化し、均
一な粗大フェライト粒が得られ、極めて優れた加工性お
よび焼入性が得られる。
【００１８】仕上温度： (Ar3変態点-20℃)以上
熱間圧延の仕上温度が(Ar3変態点-20℃)未満では、一部
でフェライト変態が進行するため、フェライト＋パーラ
イト＋ベイナイトの混合組織となり、体積率20％を超え
るベイナイト相が得られなくなる。そのため、球状化焼
鈍後も炭化物が均一分散せず、焼入性が低下し、フェラ
イト粒も粗大化しにくくなり、十分に軟質化しない。従
って、仕上温度を(Ar3変態点-20℃)以上とする。
でフェライト変態が進行するため、フェライト＋パーラ
イト＋ベイナイトの混合組織となり、体積率20％を超え
るベイナイト相が得られなくなる。そのため、球状化焼
鈍後も炭化物が均一分散せず、焼入性が低下し、フェラ
イト粒も粗大化しにくくなり、十分に軟質化しない。従
って、仕上温度を(Ar3変態点-20℃)以上とする。
【００１９】圧延後の冷却条件： 冷却速度＞120℃/秒
本発明では、変態後のフェライト相体積率の低減を図る
ため、圧延後の急冷（冷却）が必要である。冷却方法が
徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フ
ェライトが生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、
初析フェライトの生成が顕著となり、体積率20％を超え
るベイナイト相が得られなくなる。従って、圧延後の冷
却速度を120℃/秒を超える速度とする。
ため、圧延後の急冷（冷却）が必要である。冷却方法が
徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フ
ェライトが生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、
初析フェライトの生成が顕著となり、体積率20％を超え
るベイナイト相が得られなくなる。従って、圧延後の冷
却速度を120℃/秒を超える速度とする。
【００２０】冷却終了温度： 620℃以下
圧延後の急冷を終了する冷却終了温度が620℃より高い
場合、巻取りまでの冷却中（徐冷中）あるいは巻取り後
にフェライトが生成するばかりか、パーライトのラメラ
間隔が粗大化し、ベイナイト相の体積率が20％以下に低
下する。そのため、冷間圧延および球状化焼鈍後に、均
一分散した微細炭化物が得られなくなり焼入性が低下す
る。従って、圧延後の急冷（冷却）の冷却終了温度を62
0℃以下とする。
場合、巻取りまでの冷却中（徐冷中）あるいは巻取り後
にフェライトが生成するばかりか、パーライトのラメラ
間隔が粗大化し、ベイナイト相の体積率が20％以下に低
下する。そのため、冷間圧延および球状化焼鈍後に、均
一分散した微細炭化物が得られなくなり焼入性が低下す
る。従って、圧延後の急冷（冷却）の冷却終了温度を62
0℃以下とする。
【００２１】また、冷却終了温度を550℃以下にするこ
とで、ベイナイト相の体積率が70％以上となり、球状化
焼鈍の際、フェライト粒が均一に成長して極軟質化する
ため優れた加工性が得られる。
とで、ベイナイト相の体積率が70％以上となり、球状化
焼鈍の際、フェライト粒が均一に成長して極軟質化する
ため優れた加工性が得られる。
【００２２】巻取温度： 600℃以下
冷却後の巻取においては、巻取温度が600℃を超えると
初析フェライトが生成するとともにパーライトのラメラ
間隔が大きくなり、体積率20％を超えるベイナイト相が
得られなくなる。そのため、冷間圧延および焼鈍後の炭
化物が粗大化して焼入性が劣化するばかりか、十分な軟
質化が得られず加工性が低下する。従って、巻取温度を
600℃以下とする。
初析フェライトが生成するとともにパーライトのラメラ
間隔が大きくなり、体積率20％を超えるベイナイト相が
得られなくなる。そのため、冷間圧延および焼鈍後の炭
化物が粗大化して焼入性が劣化するばかりか、十分な軟
質化が得られず加工性が低下する。従って、巻取温度を
600℃以下とする。
【００２３】さらに、巻取温度を500℃以下とすること
により、ベイナイト相の体積率が70％以上となるととも
に、炭化物の分散状態が一層均一微細化し、極めて優れ
た加工性および焼入性が得られる。なお、巻取温度の下
限は特に規定しないが、低温になるほど熱延鋼板の形状
が劣化するため、200℃以上とすることが好ましい。
により、ベイナイト相の体積率が70％以上となるととも
に、炭化物の分散状態が一層均一微細化し、極めて優れ
た加工性および焼入性が得られる。なお、巻取温度の下
限は特に規定しないが、低温になるほど熱延鋼板の形状
が劣化するため、200℃以上とすることが好ましい。
【００２４】中間焼鈍温度： 640℃以上Ac1変態点以下
極軟質で極めて優れた加工性を得るために、冷間圧延前
に焼鈍（中間焼鈍）を行うこともできる。中間焼鈍の焼
鈍温度は、640℃未満では炭化物の均一微細化およびフ
ェライト粒の粗大化にあまり効果が無い。一方、焼鈍温
度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化
して冷却中に再度パーライトを生成するため、冷間圧延
後の焼鈍を行っても加工性が劣化する。従って、中間焼
鈍を行う場合、焼鈍温度を640℃以上Ac1変態点以下とす
る。
に焼鈍（中間焼鈍）を行うこともできる。中間焼鈍の焼
鈍温度は、640℃未満では炭化物の均一微細化およびフ
ェライト粒の粗大化にあまり効果が無い。一方、焼鈍温
度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化
して冷却中に再度パーライトを生成するため、冷間圧延
後の焼鈍を行っても加工性が劣化する。従って、中間焼
鈍を行う場合、焼鈍温度を640℃以上Ac1変態点以下とす
る。
【００２５】なお、優れた加工性を得るには、焼鈍温度
を690℃以上とすることが好ましい。また、極軟質で優
れた加工性を安定して得るには箱焼鈍が好ましい。
を690℃以上とすることが好ましい。また、極軟質で優
れた加工性を安定して得るには箱焼鈍が好ましい。
【００２６】冷間圧延： 圧下率30％以上
冷間圧延時の圧下率は、30％未満であると未再結晶部が
残るとともに炭化物の球状化が不十分となり、加工性が
劣化する。従って、冷間圧延時の圧下率は30％以上とす
る。上限は特に規定しないが、圧延機への負荷を考慮し
て80％以下とすることが好ましい。
残るとともに炭化物の球状化が不十分となり、加工性が
劣化する。従って、冷間圧延時の圧下率は30％以上とす
る。上限は特に規定しないが、圧延機への負荷を考慮し
て80％以下とすることが好ましい。
【００２７】冷間圧延後の焼鈍温度： 640℃以上Ac1変
態点以下 冷間圧延後の焼鈍温度は、640℃未満であると、フェラ
イト粒の粗大化が不十分となり、軟質化せず加工性が低
下する。また冷間圧延前に中間焼鈍を行わない場合、炭
化物の球状化も不十分となり、十分な軟質化が得られな
い。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部が
オーステナイト化して冷却中に再度パーライトを生成す
るため、やはり加工性が劣化する。従って、冷間圧延後
の焼鈍温度を640℃以上Ac1変態点以下とする。
態点以下 冷間圧延後の焼鈍温度は、640℃未満であると、フェラ
イト粒の粗大化が不十分となり、軟質化せず加工性が低
下する。また冷間圧延前に中間焼鈍を行わない場合、炭
化物の球状化も不十分となり、十分な軟質化が得られな
い。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部が
オーステナイト化して冷却中に再度パーライトを生成す
るため、やはり加工性が劣化する。従って、冷間圧延後
の焼鈍温度を640℃以上Ac1変態点以下とする。
【００２８】なお、優れた加工性を得るには、焼鈍温度
を690℃以上とすることが好ましい。また、極軟質で優
れた加工性を安定して得るには箱焼鈍が好ましい。
を690℃以上とすることが好ましい。また、極軟質で優
れた加工性を安定して得るには箱焼鈍が好ましい。
【００２９】
【発明の実施の形態】この発明に用いる鋼は、Ｃ含有量
を0.2〜0.7質量％とする他は、金属組織を前述の状態に
制御すればよい。なお、ギア部品等の焼入後の強度を十
分に確保するためには、Ｃ含有量を好ましくは0.3％以
上とする。その他の化学成分については、特に規定せ
ず、Mn,Si,P,S,Al,Nなどの元素が通常の範囲で含有され
ていても問題ない。但し、好ましくは次のようにすると
よい。
を0.2〜0.7質量％とする他は、金属組織を前述の状態に
制御すればよい。なお、ギア部品等の焼入後の強度を十
分に確保するためには、Ｃ含有量を好ましくは0.3％以
上とする。その他の化学成分については、特に規定せ
ず、Mn,Si,P,S,Al,Nなどの元素が通常の範囲で含有され
ていても問題ない。但し、好ましくは次のようにすると
よい。
【００３０】まず、Siについては、炭化物を黒鉛化し、
焼入性を阻害する傾向があるで、2％以下とするのが望
ましい。Mnについては、過剰の添加は延性の低下を引き
起こす傾向があるので、2％以下とするのが望ましい。
焼入性を阻害する傾向があるで、2％以下とするのが望
ましい。Mnについては、過剰の添加は延性の低下を引き
起こす傾向があるので、2％以下とするのが望ましい。
【００３１】P,Sについては、過剰に含有すると延性が
低下し、またクラックも生成しやすくなるのでともに0.
03％以下であることが望ましい。
低下し、またクラックも生成しやすくなるのでともに0.
03％以下であることが望ましい。
【００３２】また、Alについては、過剰に添加するとAl
Nが多量に析出し焼入性を低下させるので、0.08％以下
とするのが望ましい。Nについても、過剰に含有してい
る場合は延性の低下をもたらすため、0.01％以下である
ことが望ましい。
Nが多量に析出し焼入性を低下させるので、0.08％以下
とするのが望ましい。Nについても、過剰に含有してい
る場合は延性の低下をもたらすため、0.01％以下である
ことが望ましい。
【００３３】さらに、目的に応じて、通常添加される範
囲でB,Cr,Cu,Ni,Mo,Ti,Nb,W,V,Zr等の各種元素を添加し
てもよい。これらの元素は、本発明の効果には特に影響
を及ぼさない。また、製造過程でSn,Pb等の各種元素が
不純物として混入する場合があるが、このような不純物
も本発明の効果に特に影響を及ぼすものではない。
囲でB,Cr,Cu,Ni,Mo,Ti,Nb,W,V,Zr等の各種元素を添加し
てもよい。これらの元素は、本発明の効果には特に影響
を及ぼさない。また、製造過程でSn,Pb等の各種元素が
不純物として混入する場合があるが、このような不純物
も本発明の効果に特に影響を及ぼすものではない。
【００３４】このように成分調製された高炭素鋼を造塊
-分塊圧延、または、連続鋳造によりスラブとする。こ
のスラブに熱間圧延を行うが、その際、スラブ加熱温度
は、スケール発生による表面状態の劣化を避けるため、
1280℃以下とすることが望ましい。
-分塊圧延、または、連続鋳造によりスラブとする。こ
のスラブに熱間圧延を行うが、その際、スラブ加熱温度
は、スケール発生による表面状態の劣化を避けるため、
1280℃以下とすることが望ましい。
【００３５】なお、仕上温度確保のため、熱間圧延中に
バーヒータ等の加熱手段により圧延材の加熱を行っても
よい。仕上圧延後、前述の条件で急冷を行う。この際、
仕上圧延後、0.1秒を超え1.0秒未満の時間内で冷却を開
始すると、加工性をより一層向上できる。また、球状化
促進あるいは硬度低減のため、巻取後にコイルを徐冷カ
バー等の手段で保温してもよい。
バーヒータ等の加熱手段により圧延材の加熱を行っても
よい。仕上圧延後、前述の条件で急冷を行う。この際、
仕上圧延後、0.1秒を超え1.0秒未満の時間内で冷却を開
始すると、加工性をより一層向上できる。また、球状化
促進あるいは硬度低減のため、巻取後にコイルを徐冷カ
バー等の手段で保温してもよい。
【００３６】熱間圧延後の焼鈍については、箱焼鈍、連
続焼鈍のいずれでもよい。その後、必要に応じて調質圧
延を行う。この調質圧延については焼入れ性には影響を
及ぼさないことから、その条件に対して特に制限はな
い。
続焼鈍のいずれでもよい。その後、必要に応じて調質圧
延を行う。この調質圧延については焼入れ性には影響を
及ぼさないことから、その条件に対して特に制限はな
い。
【００３７】なお、本発明の高炭素鋼の成分調製には、
転炉あるいは電気炉のどちらでも使用可能である。ま
た、連続鋳造スラブをそのまま又は温度低下を抑制する
目的で保熱しつつ圧延する直送圧延を行ってもよい。あ
るいは、薄鋳片鋳造技術等の適用により、粗圧延を省略
して仕上圧延を行ってもよい。
転炉あるいは電気炉のどちらでも使用可能である。ま
た、連続鋳造スラブをそのまま又は温度低下を抑制する
目的で保熱しつつ圧延する直送圧延を行ってもよい。あ
るいは、薄鋳片鋳造技術等の適用により、粗圧延を省略
して仕上圧延を行ってもよい。
【００３８】このようにして製造される本発明の鋼板
は、加工性と焼入れ性に優れていることから、プレス成
形と焼入れを同時に行うプレステンパーやダイクエンチ
の素材としても適している。
は、加工性と焼入れ性に優れていることから、プレス成
形と焼入れを同時に行うプレステンパーやダイクエンチ
の素材としても適している。
【００３９】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼の連続鋳造ス
ラブを1250℃に加熱し、表２に示す条件にて熱間圧延、
冷間圧延、および焼鈍を行い、板厚2.3mmの鋼板を製造
した。
ラブを1250℃に加熱し、表２に示す条件にて熱間圧延、
冷間圧延、および焼鈍を行い、板厚2.3mmの鋼板を製造
した。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】この表２で、鋼板No.1〜8は製造条件が本
発明範囲内の発明例である。発明例の内、特に鋼板No.
2,4,6,8は、冷却終了温度を550℃以下で巻取温度を500
℃以下と低目に設定し、焼鈍温度を690℃以上と高目に
設定した鋼板である。
発明範囲内の発明例である。発明例の内、特に鋼板No.
2,4,6,8は、冷却終了温度を550℃以下で巻取温度を500
℃以下と低目に設定し、焼鈍温度を690℃以上と高目に
設定した鋼板である。
【００４３】表２で、鋼板No.9〜16は製造条件が本発明
範囲を外れた比較例である。比較例における本発明範囲
を外れている製造条件は、鋼板No.9では圧延終了温度
（仕上温度）、鋼板No.10,11,13では圧延後の冷却条
件、鋼板No.12では焼鈍温度、鋼板No.14では中間焼鈍条
件、鋼板No.15では冷圧率、鋼板No.16では巻取温度であ
る。
範囲を外れた比較例である。比較例における本発明範囲
を外れている製造条件は、鋼板No.9では圧延終了温度
（仕上温度）、鋼板No.10,11,13では圧延後の冷却条
件、鋼板No.12では焼鈍温度、鋼板No.14では中間焼鈍条
件、鋼板No.15では冷圧率、鋼板No.16では巻取温度であ
る。
【００４４】これらの鋼板からサンプルを採取し、熱延
鋼板のベイナイト相の体積率の測定、焼鈍板の硬度測
定、および焼入れ性測定を行った。それぞれの試験・測
定の方法および条件について以下に示し、測定結果を表
３に示す。
鋼板のベイナイト相の体積率の測定、焼鈍板の硬度測
定、および焼入れ性測定を行った。それぞれの試験・測
定の方法および条件について以下に示し、測定結果を表
３に示す。
【００４５】 ベイナイト相の体積率の測定
サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、走査型電子顕微鏡
にてベイナイト相の体積率の測定を行った。
にてベイナイト相の体積率の測定を行った。
【００４６】 硬度測定
焼鈍後のサンプルの断面を、ビッカース硬度（Hv）荷重
500gで5点測定し、平均値をそのサンプルの硬度とし
た。
500gで5点測定し、平均値をそのサンプルの硬度とし
た。
【００４７】 焼入れ性測定
焼入れ性試験は、焼鈍板から50×100mmのサイズに切出
した試験片を、900℃で10秒保持後、20℃の油中に焼入
れし、鋼板面におけるロックウェルCスケール硬度（HR
C）を測定して、焼入れ性を評価した。
した試験片を、900℃で10秒保持後、20℃の油中に焼入
れし、鋼板面におけるロックウェルCスケール硬度（HR
C）を測定して、焼入れ性を評価した。
【００４８】
【表３】
【００４９】この表３に示すように、製造条件が本発明
範囲内の鋼板No.1〜8は、ベイナイト相の体積率が20％
を超えている発明例である。それらの内、特に冷却終了
温度と巻取温度を低目に設定した鋼板No.2,4,6,8は、ベ
イナイト相の体積率が70％以上となっている。比較例の
鋼板No.9〜11,13,16はベイナイト相の体積率が20％以下
である。比較例の鋼板No.12,14,15は、ベイナイト相の
体積率については20％を超えている。
範囲内の鋼板No.1〜8は、ベイナイト相の体積率が20％
を超えている発明例である。それらの内、特に冷却終了
温度と巻取温度を低目に設定した鋼板No.2,4,6,8は、ベ
イナイト相の体積率が70％以上となっている。比較例の
鋼板No.9〜11,13,16はベイナイト相の体積率が20％以下
である。比較例の鋼板No.12,14,15は、ベイナイト相の
体積率については20％を超えている。
【００５０】焼鈍後の硬度については、発明例1〜8で
は、同じ鋼種の比較例9〜16に比べて、それぞれ21ポイ
ント以上低くなっており、軟質化していることが確認で
きる。特に、ベイナイト相の体積率が70％以上で焼鈍温
度が690℃以上の鋼板2,4,6,8は、焼鈍後の硬度が低く、
極めて軟質となっている。
は、同じ鋼種の比較例9〜16に比べて、それぞれ21ポイ
ント以上低くなっており、軟質化していることが確認で
きる。特に、ベイナイト相の体積率が70％以上で焼鈍温
度が690℃以上の鋼板2,4,6,8は、焼鈍後の硬度が低く、
極めて軟質となっている。
【００５１】比較鋼板No.12,14,15では、ベイナイト相
の体積率は20％を超えているが、No.12は焼鈍温度が低
過ぎ、No.14は中間焼鈍温度が低過ぎ、No.15は冷圧率が
低過ぎのため、いずれも焼鈍後の硬度が高い。
の体積率は20％を超えているが、No.12は焼鈍温度が低
過ぎ、No.14は中間焼鈍温度が低過ぎ、No.15は冷圧率が
低過ぎのため、いずれも焼鈍後の硬度が高い。
【００５２】焼入れ後の硬度については、発明例No.1〜
8は硬度が高く、完全な焼入れ組織に対応する硬度であ
る。比較例9〜16は、同じ鋼種の発明例1〜8に比べて、
焼入れ後の硬度が低くなっており、焼入れが不十分とな
ったことを示している。
8は硬度が高く、完全な焼入れ組織に対応する硬度であ
る。比較例9〜16は、同じ鋼種の発明例1〜8に比べて、
焼入れ後の硬度が低くなっており、焼入れが不十分とな
ったことを示している。
【００５３】
【発明の効果】この発明は、冷延後の焼鈍条件のみなら
ず、熱延鋼板の組織を所定量のベイナイトを有する組織
に制御することにより、冷間圧延および焼鈍後に炭化物
の均一微細分散とフェライト粒の粗大化を達成する。そ
の結果、高い焼入れ性を有しつつ、極めて軟質で加工性
に優れた高炭素冷延鋼板の提供が可能となる。
ず、熱延鋼板の組織を所定量のベイナイトを有する組織
に制御することにより、冷間圧延および焼鈍後に炭化物
の均一微細分散とフェライト粒の粗大化を達成する。そ
の結果、高い焼入れ性を有しつつ、極めて軟質で加工性
に優れた高炭素冷延鋼板の提供が可能となる。
【００５４】このような高炭素冷延鋼板を用いることに
より、ギアに代表される変速機部品等の複雑な形状の部
品を、低い荷重で容易に加工することができ、その結
果、製造工程を省略して低コストで部品等を製造するこ
とが可能となる。
より、ギアに代表される変速機部品等の複雑な形状の部
品を、低い荷重で容易に加工することができ、その結
果、製造工程を省略して低コストで部品等を製造するこ
とが可能となる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 占部 俊明
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 石黒 康英
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 中田 博士
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA06 EA07 EA15 EA18
EA23 EA25 EA27 FC07 FD04
FE06 FG03 FH03 FH05 FJ04
FJ05
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼に熱間圧
延を行い、体積率20％を超えるベイナイト相を有する組
織に制御した後、冷間圧延および焼鈍を行い、球状化組
織とすることを特徴とする高焼入れ性高炭素冷延鋼板の
製造方法。 - 【請求項２】 熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃)
以上で行った後、冷却速度120℃/秒を超えかつ冷却終了
温度620℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下
で巻取り、酸洗後、冷圧率30％以上で冷間圧延を行い、
その後、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍するこ
とを特徴とする請求項１記載の高焼入れ性高炭素冷延鋼
板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼に熱間圧
延を行い、体積率70％を超えるベイナイトを有する組織
に制御した後、冷間圧延および焼鈍を行い、球状化組織
とすることを特徴とする高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製
造方法。 - 【請求項４】 熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃)
以上で行った後、冷却速度120℃/秒を超えかつ冷却終了
温度550℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度500℃以下
で巻取り、酸洗後、冷圧率30％以上で冷間圧延を行い、
その後、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍するこ
とを特徴とする請求項３記載の高焼入れ性高炭素冷延鋼
板の製造方法。 - 【請求項５】 熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延前に焼鈍す
ることを特徴とする請求項１ないし請求項４記載の高焼
入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001262728A JP2003073740A (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | 高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001262728A JP2003073740A (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | 高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003073740A true JP2003073740A (ja) | 2003-03-12 |
Family
ID=19089577
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001262728A Pending JP2003073740A (ja) | 2001-08-31 | 2001-08-31 | 高焼入れ性高炭素冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003073740A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010074463A2 (ko) * | 2008-12-24 | 2010-07-01 | 주식회사 포스코 | 열처리 특성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법 |
| US8052812B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-11-08 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing high carbon cold-rolled steel sheet |
| US8071018B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-12-06 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet |
| US10704118B2 (en) | 2010-08-17 | 2020-07-07 | Nippon Steel Corporation | Steel wire and wire rod |
| CN114807589A (zh) * | 2022-03-31 | 2022-07-29 | 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 | 高碳高速钢的马氏体-贝氏体复相组织热处理控制方法 |
| CN115198072A (zh) * | 2022-06-13 | 2022-10-18 | 首钢集团有限公司 | 一种具有良好成形性高碳冷轧板及其制备方法 |
-
2001
- 2001-08-31 JP JP2001262728A patent/JP2003073740A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8052812B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-11-08 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing high carbon cold-rolled steel sheet |
| US8071018B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-12-06 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet |
| WO2010074463A2 (ko) * | 2008-12-24 | 2010-07-01 | 주식회사 포스코 | 열처리 특성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법 |
| WO2010074463A3 (ko) * | 2008-12-24 | 2010-08-12 | 주식회사 포스코 | 열처리 특성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법 |
| CN102264933A (zh) * | 2008-12-24 | 2011-11-30 | Posco公司 | 热处理特性优异的高碳钢板及其制造方法 |
| KR101128942B1 (ko) * | 2008-12-24 | 2012-03-27 | 주식회사 포스코 | 열처리 특성이 우수한 미세구상화 강판 및 그 제조방법 |
| US8440030B2 (en) | 2008-12-24 | 2013-05-14 | Posco | Fine spheroidized steel sheet with excellent heat treatment characteristic and method for manufacturing the same |
| US10704118B2 (en) | 2010-08-17 | 2020-07-07 | Nippon Steel Corporation | Steel wire and wire rod |
| US11203797B2 (en) | 2010-08-17 | 2021-12-21 | Nippon Steel Corporation | Steel wire and wire rod |
| CN114807589A (zh) * | 2022-03-31 | 2022-07-29 | 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 | 高碳高速钢的马氏体-贝氏体复相组织热处理控制方法 |
| CN115198072A (zh) * | 2022-06-13 | 2022-10-18 | 首钢集团有限公司 | 一种具有良好成形性高碳冷轧板及其制备方法 |
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