JP2006097109A - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 加工性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提案する。
【解決手段】 Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、Mn当量が0.5 ％以上を有する鋼素材を熱間粗圧延と、仕上圧延出側温度をＡr3変態点以上、あるいはＡr cm変態点以上とする熱間仕上圧延とを施し、圧延終了後、フェライトまたは初析セメンタイト析出臨界冷却速度以上で（ベイナイト変態開始温度）〜（ベイナイト変態開始温度−100 ℃）の範囲の温度まで冷却し、その温度で巻き取り、さらにＡc1〜（Ａc1−20℃）の範囲の温度で焼鈍する。これにより、平均粒径が0.70μm 以下で、かつ球状化率が90％以上であるセメンタイトがフェライト内に均一に分布した組織が得られ切欠き伸び特性が向上する。
【選択図】 なし
【解決手段】 Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、Mn当量が0.5 ％以上を有する鋼素材を熱間粗圧延と、仕上圧延出側温度をＡr3変態点以上、あるいはＡr cm変態点以上とする熱間仕上圧延とを施し、圧延終了後、フェライトまたは初析セメンタイト析出臨界冷却速度以上で（ベイナイト変態開始温度）〜（ベイナイト変態開始温度−100 ℃）の範囲の温度まで冷却し、その温度で巻き取り、さらにＡc1〜（Ａc1−20℃）の範囲の温度で焼鈍する。これにより、平均粒径が0.70μm 以下で、かつ球状化率が90％以上であるセメンタイトがフェライト内に均一に分布した組織が得られ切欠き伸び特性が向上する。
【選択図】 なし
Description
本発明は、高炭素熱延鋼板に係り、とくに冷延鋼板やみがき鋼板に匹敵する優れた加工性を具備する高炭素熱延鋼板に関する。
自動車部品のうち、とくにエンジン部品、ミッション部品、ドア部品等の比較的肉厚が厚く複雑な形状を有しかつ高い強度を必要とする部品には、従来から、ＳＣＭ415 〜ＳＣＭ440 等の、加工性に優れたCr−Mo鋼の冷延鋼板あるいはみがき製品（鋼板）が用いられてきた。これらの鋼板は、複数回の圧延と焼鈍を繰り返して、加工性に富む鋼板となっており、複雑な形状の部品への加工も容易であり、成形加工後、焼入れ焼戻し等の熱処理を施されて使用されている。
しかし、冷延鋼板やみがき製品（鋼板）は、複数回の圧延と焼鈍を繰り返す複雑な工程を必要とし、高価である。最近では、自動車部品等では、製造コストの低減要求が強く、そのため、部品素材として、工程省略が可能な鋼板や安価な鋼板等が熱望されている。
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、高炭素冷延鋼板の低コスト製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、Ｃ：0.30〜0.90％、Si：0.80％以下、Mn：0.30〜1.50％、を含み、さらに好ましくはCr、Mo、Ｂ、Tiのうちの１種または２種以上を含む鋼を、仕上温度を850 ℃以下、ランアウトテーブルでの平均冷却速度を20℃／秒以下として得られた熱延板を650 ℃以上で巻取る熱延を施し、続いて、冷間圧延、箱焼鈍を施す冷延鋼板の製造方法である。特許文献１に記載された技術によれば、熱延板が軟質化して冷間圧延前の焼鈍を省略でき、鋼板製造コストが低減できるとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、得られる冷延鋼板の組織がフェライトと粗大なパーライト組織からなる、軟質相と硬質相とに分離した不均質な組織となり、曲げ加工や、微細な構造を打ち抜く、打ち抜き加工を行った場合には、端面の耐割れ性が劣化するという問題があった。
また、特許文献２には、成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、Cr、Moを含まないが、Ｃ：0.30〜1.20％を含む高炭素鋼に、仕上温度が（Ａc1変態点＋30℃）以上となる熱間圧延を施した後、10〜100 ℃／ｓの冷却速度で20〜500 ℃の温度まで冷却し、１〜10秒保持し、ついで、500 ℃〜（Ａc1変態点＋30℃）の温度へ再加熱し、その温度域で巻き取る薄鋼板の製造方法である。特許文献２に記載された技術によれば、熱延板の状態で球状化セメンタイト組織が得られ、熱延板の焼鈍を省略または短縮化でき、製造コストの低減が可能となるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、巻取り装置の前に加熱装置を設けることが必須であり、高額の設備費を必要とするとともに、全幅全厚を均一に再加熱することはかなりの困難を伴うという問題があった。
また、特許文献３には、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術は、Ｃ：0.1 〜0.8 ％を含み、金属組織が実質的にフェライト＋パーライト組織である熱延鋼板に、冷間圧延を施し、ついで３段階の加熱を連続して行い、かつ２段目の加熱における保持温度から３段目の加熱における保持温度への冷却速度を所定の冷却速度とする３段階焼鈍を施す中・炭素鋼板の製造方法である。特許文献３に記載された技術によれば、炭化物の球状化率が高く、しかも炭化物の平均粒径が細かくなり伸びフランジ性が向上するとしている。しかしながら、特許文献３に記載された技術では、複雑な３段階の焼鈍を必要としており、通常の実操業における焼鈍工程ではこのような細かく複雑な焼鈍温度の制御は実施不可能である。
また、特許文献４には、Ｃ：0.15〜0.75％、Si：0.3 ％以下、Mn：0.20〜1.60％、Al：0.05％未満、Ｎ：0.0060％以下を含み、かつsolAl ／Ｎ：2 〜20を含有する鋼に、仕上温度をＣ含有量に関係する温度範囲内とし、巻取温度をＣ含有量に関係する温度範囲内とする熱間圧延を施し、（Ａc1変態点−50℃）〜（Ａc1変態点＋40℃）の温度域で箱焼鈍する高炭素鋼帯の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術では、高い伸び、ｎ値、ｒ値を有し冷間加工性に優れた高炭素鋼帯が得られるとしている。
特開平８−１６５５２２号公報
特開平５−９５８８号公報
特開平１１−２６９５５２号公報
特開２００１−８２５２８号公報
しかしながら、特許文献４に記載された技術でもなお、特殊鋼帯の加工性の主要な指標である、切欠き伸び特性が十分ではなく、安定して加工性に優れた高炭素鋼板を製造できない場合が多いという問題があった。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、優れた切欠き伸び特性を有し、加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその安価な製造方法を提案することを目的とする。なお、本発明でいう「優れた切欠き伸び特性」とは、平行部長手中央部の両幅端に、深さ：１mmのＶノッチ（ノッチ先端角度：45°）を加工された、JIS Z 2201の規定に準拠したJIS ５号試験片をJIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行ったときの、Ｖノッチ部を挟む標点間距離10mmに対する伸びが30％以上である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、切欠き伸び特性に及ぼす鋼板組成および組織の影響について鋭意検討した。その結果、初析フェライトが析出すると、不均一な炭化物分布となり、切欠き伸びが低下することから、化学組成を調整し初析フェライトの析出を抑制して、組織をベイナイト組織としたうえで、炭化物を球状化して均一な分布とすることにより、切欠き伸びが顕著に向上するとことを知見した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下を含み、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、次（１）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均粒径が0.70μm 以下かつ球状化率が90％以上であるセメンタイトを含む組織と、を有し、切欠き伸び特性に優れることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、前記（１）式に代えて、次（２）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si，Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
（３）（２）において、前記組成が、質量％で、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合にさらに、Ti：0.10％以下を含有することを特徴とする高炭素熱延鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下を含み、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、あるいはさらにNi：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、次（２）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上である組成の鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延板とするにあたり、前記仕上圧延の出側温度をＡr3変態点以上、あるいはＡr cm変態点以上とし、該仕上圧延終了後、フェライト析出臨界冷却速度以上または初析セメンタイト析出臨界冷却速度以上の冷却速度で（ベイナイト変態開始温度ＴBS）〜（ベイナイト変態開始温度ＴBS−100 ℃）の範囲の冷却停止温度まで冷却後、Ms点以上の温度で巻き取り、ついで（Ａc1変態点）〜（Ａc1変態点−20℃）の範囲の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成が質量％で、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合に、さらにTi：0.10％以下を含有することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下を含み、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、次（１）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均粒径が0.70μm 以下かつ球状化率が90％以上であるセメンタイトを含む組織と、を有し、切欠き伸び特性に優れることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、前記（１）式に代えて、次（２）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si，Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
（３）（２）において、前記組成が、質量％で、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合にさらに、Ti：0.10％以下を含有することを特徴とする高炭素熱延鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下を含み、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、あるいはさらにNi：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、次（２）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上である組成の鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延板とするにあたり、前記仕上圧延の出側温度をＡr3変態点以上、あるいはＡr cm変態点以上とし、該仕上圧延終了後、フェライト析出臨界冷却速度以上または初析セメンタイト析出臨界冷却速度以上の冷却速度で（ベイナイト変態開始温度ＴBS）〜（ベイナイト変態開始温度ＴBS−100 ℃）の範囲の冷却停止温度まで冷却後、Ms点以上の温度で巻き取り、ついで（Ａc1変態点）〜（Ａc1変態点−20℃）の範囲の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成が質量％で、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合に、さらにTi：0.10％以下を含有することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、優れた切欠き伸び特性を有し、みがき製品（鋼板）と同等の加工性に優れる高炭素熱延鋼板を安価に提供でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば高加工性高炭素熱延鋼板を、熱間圧延と１回の焼鈍処理からなる簡易なプロセスで安定して製造できるという効果もある。
本発明の高炭素熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下を含み、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、次（１）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上を有し、あるいはさらにNi：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、次（２）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ
………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、セメンタイトの平均粒径が0.70μm 以下で、かつセメンタイトの球状化率が90％以上である組織と、を有する。なお、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合にはさらにTi：0.10％以下を含有することが好ましい。
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上を有し、あるいはさらにNi：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、次（２）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ
………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上を有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、セメンタイトの平均粒径が0.70μm 以下で、かつセメンタイトの球状化率が90％以上である組織と、を有する。なお、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合にはさらにTi：0.10％以下を含有することが好ましい。
まず、本発明の高炭素熱延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.10〜1.30％
Ｃは、鋼板の強度を高め、耐摩耗性、耐疲労特性を向上させる元素であり、最終的に焼入れ焼戻処理を施して所望の強度（硬さ）に調整するため、本発明では、所望の強度に応じ0.10％以上を含有させる。0.10％未満では、十分な焼入れ性が確保できない。一方、1.30％を超えて含有すると、炭化物が粗大化し、加工性の劣化が著しくなる。このため、Ｃは0.10〜1.30％に限定した。
Ｃは、鋼板の強度を高め、耐摩耗性、耐疲労特性を向上させる元素であり、最終的に焼入れ焼戻処理を施して所望の強度（硬さ）に調整するため、本発明では、所望の強度に応じ0.10％以上を含有させる。0.10％未満では、十分な焼入れ性が確保できない。一方、1.30％を超えて含有すると、炭化物が粗大化し、加工性の劣化が著しくなる。このため、Ｃは0.10〜1.30％に限定した。
Si：2.0 ％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、低温焼戻しによる脆化を抑制する作用を有する元素であり、このような効果は0.10％以上の含有で顕著となる。一方、2.0 ％を超える含有は、鋼板が硬質化し加工性の劣化が顕著となる。このため、Siは2.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.10〜2.0 ％である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、低温焼戻しによる脆化を抑制する作用を有する元素であり、このような効果は0.10％以上の含有で顕著となる。一方、2.0 ％を超える含有は、鋼板が硬質化し加工性の劣化が顕著となる。このため、Siは2.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.10〜2.0 ％である。
Mn：3.0 ％以下
Mnは、Ｓと結合しMnS を形成して、Ｓによる熱間脆性を抑制するとともに、鋼板の強度および焼入れ性を増加させる元素である。このような効果を得るために、本発明では0.20％以上含有することが望ましいが、3.0 ％を超える含有は、強度（硬さ）が増加し、加工性が低下する。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.20〜2.0 ％である。
Mnは、Ｓと結合しMnS を形成して、Ｓによる熱間脆性を抑制するとともに、鋼板の強度および焼入れ性を増加させる元素である。このような効果を得るために、本発明では0.20％以上含有することが望ましいが、3.0 ％を超える含有は、強度（硬さ）が増加し、加工性が低下する。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.20〜2.0 ％である。
Cr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
Cr、Moはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有する。また、Cr、Moは、いずれも焼戻し時に炭化物を形成し焼戻し軟化抵抗を増大させ、強度を増加させ硬さを大きくする作用を有する元素であり、選択して１種または２種を含有する。このような効果を得るためには、Cr、Moをそれぞれ0.01％以上含有することが好ましく、より好ましくは0.02％以上、さらに好ましくは0.1 ％以上含有することが望ましい。一方、Cr、Moをそれぞれ3.0 ％を超えて含有すると、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Cr、Moはそれぞれ3.0 ％以下に限定した。なお、最も好ましくはCr：0.10〜2.0 ％、Mo：0.10〜2.0 ％である。
Cr、Moはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有する。また、Cr、Moは、いずれも焼戻し時に炭化物を形成し焼戻し軟化抵抗を増大させ、強度を増加させ硬さを大きくする作用を有する元素であり、選択して１種または２種を含有する。このような効果を得るためには、Cr、Moをそれぞれ0.01％以上含有することが好ましく、より好ましくは0.02％以上、さらに好ましくは0.1 ％以上含有することが望ましい。一方、Cr、Moをそれぞれ3.0 ％を超えて含有すると、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Cr、Moはそれぞれ3.0 ％以下に限定した。なお、最も好ましくはCr：0.10〜2.0 ％、Mo：0.10〜2.0 ％である。
Mn当量：0.5 ％以上
Mn当量は、次（１）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si：各元素の含有量（質量％））
で定義される。Mn当量が、0.5 ％未満では、鋼板板厚が厚くなり仕上圧延後の冷却速度が遅くなる場合に、冷却途中でフェライト、あるいは初析セメンタイトが析出し、不均一な炭化物分布となり、切欠き伸び特性が劣化する。このため、Mn当量は0.5 ％以上に限定した。なお、好ましくは、1.0 〜3.0 ％である。
Mn当量は、次（１）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si：各元素の含有量（質量％））
で定義される。Mn当量が、0.5 ％未満では、鋼板板厚が厚くなり仕上圧延後の冷却速度が遅くなる場合に、冷却途中でフェライト、あるいは初析セメンタイトが析出し、不均一な炭化物分布となり、切欠き伸び特性が劣化する。このため、Mn当量は0.5 ％以上に限定した。なお、好ましくは、1.0 〜3.0 ％である。
上記した基本組成に加えて、さらに本発明では、選択的添加元素としてNi：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有できる。なお、Ｂ：0.010 ％以下含有する場合はさらにTi：0.10％以下含有することが好ましい。
Ni、Ｖ、Ｂはいずれも、熱処理後の品質を向上させる元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
Niは、Ac1 変態点を低下させ、焼入れ性を向上させる作用を有し、またCr、Moとの複合添加により低温靭性を向上させる元素であり、必要に応じ0.5 ％以上含有することが望ましい。一方、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、Niは3.0 ％以下とすることが好ましい。
Ｖは、焼戻し時、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、焼戻し軟化抵抗を著しく増大させる元素であり、必要に応じ0.10％以上含有することが望ましい。一方、1.0 ％を超えて含有しても効果が飽和するとともに、脆化により鋼板の製造が困難になる。このため、Ｖは1.0 ％以下に限定することが好ましい。
Ｂは、オースステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じ0.0015％以上含有することが望ましい。一方、0.010 ％を超えて含有しても効果が飽和して経済的に不利となる。このため、Ｂは0.010 ％以下に限定することが好ましい。
Tiは、Ｂとともに添加することにより、Ｎを固定しＢの焼入れ性を向上させる効果を有する元素であり、Ｂを含有させる場合に必要に応じ0.010 ％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超えて含有しても効果が飽和するとともに、かえって加工性が低下する。このため、Tiは0.10％以下に限定することが好ましい。
また、上記選択添加元素を添加する場合、Mn当量はNi、Ｂの含有量により大きく影響されるため、前記（１）式に代えて下記（２）式を用いる必要がある。
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ
………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Al：0.100 ％以下、Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.050 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下が許容できる。なお、このうち特にAlは、焼入性を阻害するため極力低減することが好ましく、脱酸剤として、Siに加えてAlを利用する場合もあるが、この場合でも脱酸後に不純物として存在するAlは極力低くすることが好ましく、Alは0.04％以下に制限することが好ましい。
………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Al：0.100 ％以下、Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.050 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下が許容できる。なお、このうち特にAlは、焼入性を阻害するため極力低減することが好ましく、脱酸剤として、Siに加えてAlを利用する場合もあるが、この場合でも脱酸後に不純物として存在するAlは極力低くすることが好ましく、Alは0.04％以下に制限することが好ましい。
つぎに、組織限定理由について説明する。
本発明の高炭素熱延鋼板は、セメンタイトが均一に分散した組織を有する。本発明鋼板の組織は、粗大な初析フェライトや初析セメンタイトの生成を抑制したベイナイト組織を焼鈍することにより得られるものであり、炭化物（セメンタイト）の平均粒径が0.70μm 以下で、かつ炭化物（セメンタイト）の球状化率が90％以上を有する。焼鈍前に粗大な初析フェライトや初析セメンタイトの生成を抑制したベイナイト主体の組織となるように熱延条件を制御することにより、セメンタイト分布が均一化し切欠き伸び特性が顕著に向上する。
ここで、炭化物（セメンタイト）の平均粒径が0.70μm を超えて大きくなると、熱処理性が劣化する。また、炭化物（セメンタイト）の球状化率が90％未満では、セメンタイトの分布が均一といえなくなり切欠き伸び特性が低下する。
つぎに、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法では、上記した、質量％で、Ｃ：0.10〜1.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下を含み、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、あるいはさらにNi：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、次（２）式
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上であり、好ましくは残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を用いる。なお、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合には、Ti：0.1 ％以下を含有する組成とすることが好ましい。
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMn当量が0.5 ％以上であり、好ましくは残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を用いる。なお、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合には、Ti：0.1 ％以下を含有する組成とすることが好ましい。
鋼素材の製造方法は特に限定されないが、上記した組成を有する溶鋼を、 転炉、電気炉等の通常の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等の公知の方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
ついで、これら鋼素材を熱間圧延を施して熱延板とする。
鋼素材の加熱温度は、1000〜1300℃とすることが好ましい。1000℃未満では、変形抵抗が大きく圧延機にかかる負荷荷重が大きくなりすぎる。一方、1300℃を超えると酸化減量が大きくなり歩留り低下が著しくなる。なお、鋼素材の温度が圧延可能なほど高い場合には、加熱炉に装入することなく、あるいは短時間の保持のみで直ちに圧延してもよいことはいうまでもない。
加熱された鋼素材は、ついで粗圧延でシートバーとされたのち、仕上圧延を施されて熱延板とされる。粗圧延は、所定の寸法形状のシートバーとすることができれば、とくにその条件は限定されない。一方、仕上圧延は、仕上圧延出側温度をＡr3変態点以上、あるいはＡr cm変態点以上とする。仕上圧延出側温度がＡr3変態点未満、あるいはＡr cm変態点未満では、粗大な初析フェライトや初析セメンタイトが析出し、 熱延板の組織を均一組織とすることができず、切欠き伸び特性が低下する。なお、仕上圧延出側温度はその後の冷却でフェライトの生成を抑制する観点から高い方が好ましいが、高すぎると、加熱温度が高くなり経済的に不利になるため（Ａr3＋100 ）℃以下、あるいは（Ａr cm＋100 ）℃以下とすることが好ましい。
仕上圧延終了後、熱延板を、フェライト析出臨界冷却速度以上または初析セメンタイト析出臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却停止温度まで冷却後Ms点以上の温度で巻き取る。仕上圧延終了後の冷却速度を、フェライト析出臨界冷却速度以上または初析セメンタイト析出臨界冷却速度以上とすることにより、初析フェライトまたは初析セメンタイトの析出が抑制され、組織を均一なベイナイト相を主体とする組織とすることができる。なお、ここでいう、析出臨界冷却速度とは、初析フェライトあるいは初析セメンタイトの析出が防止できる最低の冷却速度をいうものとし、予め連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）を測定して求めるものとする。
仕上圧延終了後の冷却速度が、フェライト析出臨界冷却速度未満または初析セメンタイト析出臨界冷却速度未満では、亜共析鋼の場合は初析フェライトが、過共析鋼の場合には初析セメンタイトが析出して、均一なベイナイト組織が得られず、焼鈍後の切欠き伸び特性が低下する。
冷却停止温度は、（ベイナイト変態開始温度ＴBS）〜（ベイナイト変態開始温度ＴBS−100 ℃）の範囲とする。これにより、フェライト、あるいは初析セメンタイトの生成を防止でき、均一なベイナイト組織を得ることができる。冷却停止温度がＴBSを超えて高い場合には、その後の冷却中にフェライトあるいはセメンタイトが析出して焼鈍後に、 均一な炭化物分布を有する組織とすることができず、切欠き伸び特性が低下する。一方、冷却停止温度が（ＴBS−100 ℃）未満では、その後の巻取り時に、変態量が少なく変態発熱による自己焼鈍効果が少なく、炭化物の凝集が不十分となる。このため、炭化物が小さく、その後の焼鈍によっても硬さが高くなりすぎて、 加工性が劣化する。なお、ベイナイト変態開始温度ＴBSは、臨界冷却速度以上の冷却の場合はほぼ一定であるので、各組成毎に等温変態図（ＴＴＴ図）より求めるものとする。
巻取温度は、Ms点以上とする。巻取温度がMs点を下回るとマルテンサイト変態により、均一なベイナイト組織とすることができなくなる。なお、Ms点はＣＣＴ曲線により求めればよい。また、冷却停止温度から巻取温度までの冷却は特に規定する必要はなく、例えば空冷等でよい。
巻取り後、（Ａc1変態点）〜（Ａc1変態点−20℃）の範囲の温度で焼鈍する。焼鈍温度が、Ａc1変態点を超えて高くなると、α→γ変態が生じ、冷却時にγがパーライトに変態して著しく脆化する。一方、焼鈍温度が（Ａc1変態点−20℃）未満では、炭化物の成長が遅く球状化効果が不十分となる。なお、焼鈍温度における保持時間は６ｈ以上とすることが好ましい。６ｈ未満では炭化物の十分な球状化が得られない。
以下、実施例に基づき、さらに本発明を詳細に説明する。
表１に示す組成の鋼素材を、表２に示す条件で熱間圧延を施し、熱延板 (鋼帯）（３mm厚×1000mm幅）としたのち、表２に示す条件で焼鈍処理を行った。得られた熱延鋼板（焼鈍後の熱延板）について、組織観察、硬さ試験、切欠き伸び試験を実施した。また、焼鈍前の熱延板についても組織観察を行なった。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた焼鈍後の熱延板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面を研磨しピクラールで腐食し、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて組織を観察した。得られた組織写真から画像解析装置を用いて、炭化物の平均粒径および球状化率を測定した。球状化率は、各炭化物の長径、 短径を測定し、得られた長径と短径の比、長径／短径が2.0 以下となる炭化物の全炭化物数に対する比率で定義した。また、炭化物の平均粒径は、各視野で各炭化物の面積を測定し、各炭化物の円相当直径を算出したのち各視野での、炭化物の円相当直径の平均値を求めたのち、全視野の平均値を求め、その鋼板の炭化物の平均粒径とした。なお、測定した炭化物は各試験片で100 個以上とした。また、焼鈍前の熱延板についても試験片を採取し、走査型電子顕微鏡を用いて、同様に組織の種類を観察した。
（２）硬さ試験
得られた熱延板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面でJIS Z 2245の規定に準拠してロックウェルＢスケールの硬さ試験を実施し、硬さＨＲＢを求めた。
（３）切欠き伸び試験
得られた熱延板から、JIS Z 2201の規定に準拠したJIS ５号試験片を採取し、平行部長手中央部の両幅端に深さ：１mmのＶノッチ（ノッチ先端角度：45°）を付与して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、Ｖノッチ部を挟む標点間距離10mmに対する破断伸びを測定し、切欠き伸びとした。
（１）組織観察
得られた焼鈍後の熱延板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面を研磨しピクラールで腐食し、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて組織を観察した。得られた組織写真から画像解析装置を用いて、炭化物の平均粒径および球状化率を測定した。球状化率は、各炭化物の長径、 短径を測定し、得られた長径と短径の比、長径／短径が2.0 以下となる炭化物の全炭化物数に対する比率で定義した。また、炭化物の平均粒径は、各視野で各炭化物の面積を測定し、各炭化物の円相当直径を算出したのち各視野での、炭化物の円相当直径の平均値を求めたのち、全視野の平均値を求め、その鋼板の炭化物の平均粒径とした。なお、測定した炭化物は各試験片で100 個以上とした。また、焼鈍前の熱延板についても試験片を採取し、走査型電子顕微鏡を用いて、同様に組織の種類を観察した。
（２）硬さ試験
得られた熱延板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面でJIS Z 2245の規定に準拠してロックウェルＢスケールの硬さ試験を実施し、硬さＨＲＢを求めた。
（３）切欠き伸び試験
得られた熱延板から、JIS Z 2201の規定に準拠したJIS ５号試験片を採取し、平行部長手中央部の両幅端に深さ：１mmのＶノッチ（ノッチ先端角度：45°）を付与して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、Ｖノッチ部を挟む標点間距離10mmに対する破断伸びを測定し、切欠き伸びとした。
得られた結果を表２に併記する。
本発明例はいずれも、切欠き伸びが30％以上と優れた切欠き伸び特性を有しているが、本発明の範囲を外れる比較例は、切欠き伸びが30％未満であり、切欠き伸び特性が劣化している。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：0.10〜1.30％、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下
を含み、さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、下記（１）式で定義されるMn当量が0.5 ％以上であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均粒径が0.70μm 以下かつ球状化率が90％以上であるセメンタイトを含む組織と、を有し、切欠き伸び特性に優れることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
記
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si ………（１）
ここで、Mn、Cr、Mo、Si：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、前記（１）式に代えて、下記（２）式で定義されるMn当量が0.5 ％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
記
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
ここでMn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％） - 前記組成が質量％でＢ：0.010 ％以下を含有する場合にさらに、Ti：0.10％以下を含有することを特徴とする請求項２に記載の高炭素熱延鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：0.10〜1.30％、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下
を含み、
さらにCr：3.0 ％以下、Mo：3.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、あるいはさらに質量％で、Ni：3.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｂ：0.010 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、下記（２）式で定義されるMn当量が0.5 ％以上である組成の鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延板とするにあたり、前記仕上圧延の出側温度をＡr3変態点以上、あるいはＡr cm変態点以上とし、該仕上圧延終了後、フェライト析出臨界冷却速度以上または初析セメンタイト析出臨界冷却速度以上の冷却速度で（ベイナイト変態開始温度ＴBS）〜（ベイナイト変態開始温度ＴBS−100 ℃）の範囲の冷却停止温度まで冷却後、Ms点以上の温度で巻き取り、次いで（Ａc1変態点）〜（Ａc1変態点−20℃）の範囲の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
記
Mn当量（％）＝Mn＋1.3Cr ＋3.3Mo ＋0.3 Si＋0.3 Ni＋124 Ｂ………（２）
ここでMn、Cr、Mo、Si、Ni、Ｂ：各元素の含有量（質量％） - 前記鋼素材の組成が、質量％で、Ｂ：0.010 ％以下を含有する場合に、さらにTi：0.10％以下を含有することを特徴とする請求項４に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
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