JP2007277696A - 極軟質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】極軟質高炭素熱延鋼板を得る。
【解決手段】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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。組織は、フェライト平均粒径が20μm以上、粒径10μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である。そして、粗圧延後、最終パスの圧下率を10％以上、仕上温度を(Ar3-20℃)以上で仕上圧延を行い、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却を行い、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍して製造される。
【選択図】なし
【解決手段】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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。組織は、フェライト平均粒径が20μm以上、粒径10μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である。そして、粗圧延後、最終パスの圧下率を10％以上、仕上温度を(Ar3-20℃)以上で仕上圧延を行い、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却を行い、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍して製造される。
【選択図】なし
Description
本発明は、極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。
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、工具や部品メーカー、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(冷間鍛造を含む)による加工工程の簡略化が検討されている。それにともない、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加工できること、特に軟質であることが強く要望されている。また、プレス機および金型の負荷低減の観点からも、軟質であることが強く求められている。
以上のような現状を踏まえて、このような高炭素鋼板の軟質化について、いくつかの技術が検討されている。例えば、特許文献1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。詳細には、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(%)asAlN)〜2000×(0.1−N(%)asAlN)、均熱温度TA(℃):Ac1点〜222×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。
例えば、特許文献2には、C:0.1〜0.8質量%、S:0.01質量%以下を含有する熱延鋼板に対して、Ac1−50℃〜Ac1未満の温度範囲で0.5時間以上保持する1段目の加熱を行った後、Ac1〜Ac1+100℃の温度範囲で0.5〜20時間保持する2段目の加熱およびAr1−50℃〜Ar1の温度範囲で2〜20時間保持する3段目の加熱を連続して行い、かつ、2段目の保持温度から3段目の保持温度への冷却速度を5〜30℃/hとする製造方法が提案されており、このように3段階焼鈍を施すことでフェライトの平均粒径が20μm以上である高炭素鋼板を得ようとするものである。
また、特許文献3や特許文献4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が提案されている。
さらに、特許文献5には、Cを0.2〜0.7質量％含有する鋼に熱間圧延を行い、体積率70％を超えるベイナイトを有する組織に制御した後、焼鈍を行い、フェライト粒を均一に粗大化させて極軟質化を図る方法が提案されている。この技術は、熱間圧延を仕上温度(Ar3変態点−20℃)以上で行った後、120℃/秒超えの冷却速度で、かつ、550℃以下の冷却終了温度で冷却を行い、次いで、500℃以下の巻取温度で巻取り、酸洗後、640℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍することを特徴とするものである。
特開平9−157758号公報
特開平11−80884号公報
特開昭64−25946号公報
特開平8−246051号公報
特開平2003−73742号公報
しかしながら、上記技術には、次のような問題がある。
特許文献1に記載の技術は、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Hv132〜141（HRB 72〜75）であり、必ずしも軟質とは言えない。
特許文献1に記載の技術は、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Hv132〜141（HRB 72〜75）であり、必ずしも軟質とは言えない。
特許文献2に記載の技術では、焼鈍工程が複雑であるため、実機操業を想定した場合、生産性が劣位となり、コストが増大する。
特許文献3や特許文献4に記載の技術では、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。
さらに、特許文献5に記載の技術では、体積率70％を超えるベイナイトを有する熱延鋼板を球状化焼鈍することによりフェライト粒径を粗大化し極軟質化しているが、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℃/秒超えで急速冷却しているため、冷却後に変態発熱を生じて温度が上昇し、熱延鋼板組織の安定性が劣るという問題がある。また、球状化焼鈍後の硬度についてもサンプルの板面をロックウェルBスケール硬度(HRB)で評価しているだけであり、球状化焼鈍後に粗大なフェライト粒が板厚方向で均一に形成されず、材質のばらつきを生じやすいため、安定した軟質化が得られない。
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、フェライト−オーステナイト領域での高温焼鈍を必要とせず、また多段階焼鈍を用いることなく製造でき、さらに、プレス成形や冷間鍛造による割れが発生しにくい、極軟質高炭素熱延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、焼入れ性を確保しつつ、高炭素鋼板の硬度におよぼす組成や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た。その結果、鋼板の硬度に大きな影響をおよぼす因子は、組成や炭化物の形状および量のみならず、炭化物平均粒径およびフェライト平均粒径、フェライト粗大化率（所定値以上の粒径であるフェライト粒の体積率）が大きな影響を及ぼしていることを見出した。そして、炭化物平均粒径、フェライト平均粒径およびフェライト粗大化率をそれぞれ適正な範囲に制御することにより、焼入れ性を確保しつつ、高炭素鋼板の硬度が大幅に低下することがわかった。
さらに、本発明では、上記知見に基づき、上記組織を制御するための製造方法を検討し、極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法を確立した。
さらに、本発明では、上記知見に基づき、上記組織を制御するための製造方法を検討し、極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法を確立した。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量%で、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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、フェライト平均粒径が20μm以上、粒径10μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［２］質量%で、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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、フェライト平均粒径が35μm超え、粒径20μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、B：0.0010〜0.0050%、Cr：0.005〜0.30%の一種または二種を含有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［４］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、B：0.0010〜0.0050%、Cr：0.05〜0.30%を含有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかにおいて、さらに、質量%で、Mo:0.005〜0.5%、Ti:0.005〜0.05%、Nb:0.005〜0.1%の一種または二種以上を含有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［６］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終パスの圧下率を10％以上、かつ仕上温度を(Ar3-20)℃以上とする仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
［７］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終パスの圧下率を10％以上、かつ仕上温度を(Ar3-20)℃以上とする仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で550℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により550℃以下の温度に保持した後、530℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
［８］前記［２］〜［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上、かつ (Ar3-20)℃以上(Ar3+150) ℃以下の温度域で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で、かつ均熱時間を20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
［９］前記［２］〜［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上、かつ (Ar3-20)℃以上(Ar3+100) ℃以下の温度域で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で550℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により550℃以下の温度に保持した後、530℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で、かつ均熱時間を20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
［１］質量%で、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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、フェライト平均粒径が20μm以上、粒径10μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［２］質量%で、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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、フェライト平均粒径が35μm超え、粒径20μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、B：0.0010〜0.0050%、Cr：0.005〜0.30%の一種または二種を含有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［４］前記［１］または［２］において、さらに、質量%で、B：0.0010〜0.0050%、Cr：0.05〜0.30%を含有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかにおいて、さらに、質量%で、Mo:0.005〜0.5%、Ti:0.005〜0.05%、Nb:0.005〜0.1%の一種または二種以上を含有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
［６］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終パスの圧下率を10％以上、かつ仕上温度を(Ar3-20)℃以上とする仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
［７］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終パスの圧下率を10％以上、かつ仕上温度を(Ar3-20)℃以上とする仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で550℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により550℃以下の温度に保持した後、530℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
［８］前記［２］〜［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上、かつ (Ar3-20)℃以上(Ar3+150) ℃以下の温度域で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で、かつ均熱時間を20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
［９］前記［２］〜［５］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上、かつ (Ar3-20)℃以上(Ar3+100) ℃以下の温度域で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で550℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により550℃以下の温度に保持した後、530℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で、かつ均熱時間を20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。
本発明によれば、焼入れ性を確保しつつ、極めて軟質な高炭素熱延鋼板が得られる。
そして、本発明の極軟質高炭素熱延鋼板は、熱延後の球状化焼鈍条件のみならず、焼鈍前の熱延鋼板組織、すなわち熱延条件を制御することにより製造可能であり、フェライト−オーステナイト領域での高温焼鈍を必要とせず、また多段階焼鈍を用いることなく製造できる。その結果、加工工程が簡略化され、低コスト化が可能となる。
そして、本発明の極軟質高炭素熱延鋼板は、熱延後の球状化焼鈍条件のみならず、焼鈍前の熱延鋼板組織、すなわち熱延条件を制御することにより製造可能であり、フェライト−オーステナイト領域での高温焼鈍を必要とせず、また多段階焼鈍を用いることなく製造できる。その結果、加工工程が簡略化され、低コスト化が可能となる。
本発明の極軟質高炭素熱延鋼板は、下記に示す成分組成に制御し、フェライト平均粒径が20μm以上、粒径10μm以上のフェライト粒の体積率（以下、「フェライト粗大化率(粒径10μm以上)」と称す）が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有することを特徴とする。好ましくは、フェライト平均粒径が35μm超え、粒径20μm以上のフェライト粒の体積率（以下、「フェライト粗大化率(粒径20μm以上)」と称す）が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である。これらは本発明において最も重要な要件である。このように成分組成と金属組織（フェライト平均粒径、フェライト粗大化率）、炭化物の形状（炭化物平均粒径）を規定し、全てを満足することにより、焼入れ性を確保しつつ、極めて軟質な高炭素熱延鋼板を得ることができる。
そして、上記極軟質高炭素熱延鋼板は、後述する組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終パスの圧下率を10％以上、かつ仕上温度を(Ar3−20℃)以上とする仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却を行い、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍することにより製造される。
さらに、上記の好適な組織を有する極軟質高炭素熱延鋼板の場合は、後述する組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上（好ましくは13％以上）、かつ、(Ar3−20℃)以上(Ar3+150℃)以下の温度域で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却を行い、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で、かつ20時間以上の均熱時間で球状化焼鈍を行うことにより製造される。
このように、熱間仕上圧延、1次冷却、2次冷却、巻取りおよび焼鈍までの製造条件をトータルで制御することにより、本発明の目的が達成される。
このように、熱間仕上圧延、1次冷却、2次冷却、巻取りおよび焼鈍までの製造条件をトータルで制御することにより、本発明の目的が達成される。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由は以下の通りである。
(1)C：0.2〜0.7%
Cは、炭素鋼において最も基本になる合金元素である。その含有量によって、焼入れ硬さおよび焼鈍状態での炭化物量が大きく変動する。C含有量が0.2%未満の鋼では、熱延後の組織において初析フェライトの生成が顕著となり、焼鈍後に安定した粗大フェライト粒組織が得られず、混粒組織となり軟質化が得られない。また、自動車用部品等に適用する上で十分な焼入れ硬さが得られない。一方、C含有量が0.7%を超えると熱間圧延後の靭性が低下して鋼帯の製造性、ハンドリングが悪くなるとともに、加工度の高い部品への適用が困難となる。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、C含有量は0.2％以上0.7%以下、好ましくは0.2％以上0.5％以下とする。
Cは、炭素鋼において最も基本になる合金元素である。その含有量によって、焼入れ硬さおよび焼鈍状態での炭化物量が大きく変動する。C含有量が0.2%未満の鋼では、熱延後の組織において初析フェライトの生成が顕著となり、焼鈍後に安定した粗大フェライト粒組織が得られず、混粒組織となり軟質化が得られない。また、自動車用部品等に適用する上で十分な焼入れ硬さが得られない。一方、C含有量が0.7%を超えると熱間圧延後の靭性が低下して鋼帯の製造性、ハンドリングが悪くなるとともに、加工度の高い部品への適用が困難となる。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、C含有量は0.2％以上0.7%以下、好ましくは0.2％以上0.5％以下とする。
(2)Si：0.01〜1.0%
Siは、焼入れ性を向上させる元素である。Si含有量が0.01%未満では焼入れ時の硬さが不足する。一方、Si含有量が1.0%を超えると固溶強化により、フェライトが硬化し、加工性が劣化する。さらに炭化物を黒鉛化し、焼入れ性を阻害する傾向がある。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、Si含有量は0.01％以上1.0%以下、好ましくは0.01%以上0.8%以下とする。
Siは、焼入れ性を向上させる元素である。Si含有量が0.01%未満では焼入れ時の硬さが不足する。一方、Si含有量が1.0%を超えると固溶強化により、フェライトが硬化し、加工性が劣化する。さらに炭化物を黒鉛化し、焼入れ性を阻害する傾向がある。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、Si含有量は0.01％以上1.0%以下、好ましくは0.01%以上0.8%以下とする。
(3)Mn：0.1〜1.0%
Mnは、Siと同様に焼入れ性を向上させる元素である。また、SをMnSとして固定し、スラブの熱間割れを防止する重要な元素である。Mn含有量が0.1%未満では、これらの効果が十分に得られず、また焼入れ性は大幅に低下する。一方、Mn含有量が1.0%を超えると固溶強化により、フェライトが硬化し、加工性の劣化を招く。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、Mn含有量は0.1％以上1.0%以下、好ましくは0.1%以上0.8%以下とする。
Mnは、Siと同様に焼入れ性を向上させる元素である。また、SをMnSとして固定し、スラブの熱間割れを防止する重要な元素である。Mn含有量が0.1%未満では、これらの効果が十分に得られず、また焼入れ性は大幅に低下する。一方、Mn含有量が1.0%を超えると固溶強化により、フェライトが硬化し、加工性の劣化を招く。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、Mn含有量は0.1％以上1.0%以下、好ましくは0.1%以上0.8%以下とする。
(4)P：0.03%以下
Pは粒界に偏析し、延性や靭性を劣化させるため、P含有量は、0.03%以下、好ましくは0.02%以下とする。
Pは粒界に偏析し、延性や靭性を劣化させるため、P含有量は、0.03%以下、好ましくは0.02%以下とする。
(5)S：0.035%以下
Sは、MnとMnSを形成し、加工性および焼入れ後の靭性を劣化させるため、低減しなければならない元素であり、少ない方が好ましい。しかし、S含有量が0.035%までは許容できるため、S含有量は0.035%以下、好ましくは0.030%以下とする。
Sは、MnとMnSを形成し、加工性および焼入れ後の靭性を劣化させるため、低減しなければならない元素であり、少ない方が好ましい。しかし、S含有量が0.035%までは許容できるため、S含有量は0.035%以下、好ましくは0.030%以下とする。
(6)Al：0.08%以下
Alは過剰に添加するとAlNが多量に析出し、焼入れ性を低下させるため、Al含有量は、0.08%以下、好ましくは0.06%以下とする。
Alは過剰に添加するとAlNが多量に析出し、焼入れ性を低下させるため、Al含有量は、0.08%以下、好ましくは0.06%以下とする。
(7)N：0.01%以下
Nは過剰に含有している場合は延性の低下をもたらすため、N含有量は、0.01%以下とする。
Nは過剰に含有している場合は延性の低下をもたらすため、N含有量は、0.01%以下とする。
以上の添加元素で本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の添加元素に加えて、B、Crの一種または二種を添加してもよい。これらの元素を添加する場合の好ましい範囲は以下の通りであり、B、Crのどちらか一方の添加でもよいが、B、Crの両方を添加することがより好ましい。
(8)B：0.0010〜0.0050%
Bは、熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、焼鈍後に均一な粗大フェライト粒を生成する重要な元素である。しかし、B含有量が0.0010%未満では、十分な効果が得られない場合がある。一方、0.0050%を越えると、効果が飽和するとともに、熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下する場合がある。従って、添加する場合、B含有量は0.0010%以上0.0050%以下が好ましい。
Bは、熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、焼鈍後に均一な粗大フェライト粒を生成する重要な元素である。しかし、B含有量が0.0010%未満では、十分な効果が得られない場合がある。一方、0.0050%を越えると、効果が飽和するとともに、熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下する場合がある。従って、添加する場合、B含有量は0.0010%以上0.0050%以下が好ましい。
(9)Cr：0.005〜0.30%
Crは、熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、焼鈍後に均一な粗大フェライト粒を生成する重要な元素である。しかし、Cr含有量が0.005%未満では、十分な効果が得られない場合がある。一方、0.30%を越えると初析フェライト生成の抑制効果が飽和するとともに、コスト増となる。従って、添加する場合、Cr含有量は0.005%以上0.30%以下とする。好ましくは0.05%以上0.30%以下とする。
Crは、熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、焼鈍後に均一な粗大フェライト粒を生成する重要な元素である。しかし、Cr含有量が0.005%未満では、十分な効果が得られない場合がある。一方、0.30%を越えると初析フェライト生成の抑制効果が飽和するとともに、コスト増となる。従って、添加する場合、Cr含有量は0.005%以上0.30%以下とする。好ましくは0.05%以上0.30%以下とする。
なお、より一層、初析フェライト生成の抑制効果を得るためには、BとCrを同時に添加することが好ましく、その場合、Bは0.0010％以上0.0050％以下、Crは0.05以上0.30％以下とすることがより好ましい。
また、さらに、熱延冷却時の初析フェライト生成を抑制し、焼入れ性を向上させるため、Mo、Ti、Nbを必要に応じて１種または２種以上で添加してもよい。その場合、それぞれの添加量がMoが0.005%未満、Tiが0.005%未満、Nbが0.005%未満では添加の効果が十分に得られない。一方、Moが0.5%超え、Tiが0.05％超え、Nbが0.1%超えでは、効果が飽和し、コスト増となり、さらに固溶強化、析出強化等により強度上昇が大きくなるため、加工性が劣化する。したがって、Mo、Ti、Nbの１種または２種以上を添加する場合は、Moは0.005%以上0.5%以下、Tiは0.005%以上0.05%以下、Nbは0.005%以上0.1%以下とする。
なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、Oは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、0.003％以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、Cu、Ni、W、V、Zr、Sn、Sbを0.1%以下の範囲で含有してもよい。
次に、本発明の極軟質高炭素熱延鋼板の組織について説明する。
(1)フェライト平均粒径： 20μm以上
フェライト平均粒径は硬度を支配する重要な因子であり、フェライト粒を粗大化することにより、軟質化が可能となる。すなわち、フェライト平均粒径を20μm以上とすることにより、極軟質となり優れた加工性が得られる。また、フェライト平均粒径を35μm超えとすることにより、さらに極軟質となりより優れた加工性が得られる。したがって、フェライト平均粒径は20μm以上とし、好ましくは35μm超え、さらに好ましくは50μm以上とする。
フェライト平均粒径は硬度を支配する重要な因子であり、フェライト粒を粗大化することにより、軟質化が可能となる。すなわち、フェライト平均粒径を20μm以上とすることにより、極軟質となり優れた加工性が得られる。また、フェライト平均粒径を35μm超えとすることにより、さらに極軟質となりより優れた加工性が得られる。したがって、フェライト平均粒径は20μm以上とし、好ましくは35μm超え、さらに好ましくは50μm以上とする。
(2)フェライト粗大化率（粒径10μm以上もしくは粒径20μm以上のフェライト粒の体積率）：80%以上
フェライト粒が粗大であるほど軟質化し、軟質化を安定させるためには粒径が所定値以上の粗大なフェライト粒の占める割合が高いことが望まれる。そのため、粒径10μm以上もしくは粒径20μm以上のフェライト粒の体積率をフェライト粗大化率と定義し、本発明においては、このフェライト粗大化率を80％以上とする。
フェライト粗大化率が80%未満では、混粒組織となるため、安定した軟質化が図れない。したがって、安定した軟質化を達成するためにフェライト粗大化率は80%以上とし、好ましくは85%以上とする。また、軟質化の観点から、フェライト粒は粗大であることが好ましく、粒径10μm以上、好ましくは粒径20μm以上のフェライト粗大化率を80％以上とする。
なお、フェライト粗大化率は、鋼板断面の金属組織観察(約200倍で10視野以上)において、粒径が所定値以上の粗大なフェライト粒と、粒径が所定値未満のフェライト粒との面積比を求め、これを体積率とみなすことにより求めることができる。
また、粗大なフェライト粒およびフェライト粗大化率80%以上の鋼板は、後述するように、仕上圧延時の圧下率と温度を制御することで得られる。具体的には、フェライト平均粒径が20μm以上でフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上の鋼板は、仕上圧延機の最終パスを10%以上の圧下率で、かつ、(Ar3−20)℃以上の仕上温度で仕上圧延を行うことで得られる。最終パスの圧下率を10%以上とすることで、粒成長駆動力が増大し、フェライト粒が均一に粗大化する。また、フェライト平均粒径35μm超えでフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上の鋼板は、仕上圧延機の最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上（好ましくは13%以上40％未満）で、かつ、(Ar3−20)℃以上(Ar3+150)℃以下（好ましくは(Ar3−20)℃以上(Ar3+100)℃以下）の温度域で仕上圧延を行うことで得られる。最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上（好ましくは13%以上40％未満）とすることで、旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、変態の核生成サイトが増大する。このため、ベイナイト組織を構成するラス状のフェライト粒が微細となり、非常に高い粒界エネルギーを駆動力として、フェライト粒が均一に粗大化する。
フェライト粒が粗大であるほど軟質化し、軟質化を安定させるためには粒径が所定値以上の粗大なフェライト粒の占める割合が高いことが望まれる。そのため、粒径10μm以上もしくは粒径20μm以上のフェライト粒の体積率をフェライト粗大化率と定義し、本発明においては、このフェライト粗大化率を80％以上とする。
フェライト粗大化率が80%未満では、混粒組織となるため、安定した軟質化が図れない。したがって、安定した軟質化を達成するためにフェライト粗大化率は80%以上とし、好ましくは85%以上とする。また、軟質化の観点から、フェライト粒は粗大であることが好ましく、粒径10μm以上、好ましくは粒径20μm以上のフェライト粗大化率を80％以上とする。
なお、フェライト粗大化率は、鋼板断面の金属組織観察(約200倍で10視野以上)において、粒径が所定値以上の粗大なフェライト粒と、粒径が所定値未満のフェライト粒との面積比を求め、これを体積率とみなすことにより求めることができる。
また、粗大なフェライト粒およびフェライト粗大化率80%以上の鋼板は、後述するように、仕上圧延時の圧下率と温度を制御することで得られる。具体的には、フェライト平均粒径が20μm以上でフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上の鋼板は、仕上圧延機の最終パスを10%以上の圧下率で、かつ、(Ar3−20)℃以上の仕上温度で仕上圧延を行うことで得られる。最終パスの圧下率を10%以上とすることで、粒成長駆動力が増大し、フェライト粒が均一に粗大化する。また、フェライト平均粒径35μm超えでフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上の鋼板は、仕上圧延機の最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上（好ましくは13%以上40％未満）で、かつ、(Ar3−20)℃以上(Ar3+150)℃以下（好ましくは(Ar3−20)℃以上(Ar3+100)℃以下）の温度域で仕上圧延を行うことで得られる。最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上（好ましくは13%以上40％未満）とすることで、旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、変態の核生成サイトが増大する。このため、ベイナイト組織を構成するラス状のフェライト粒が微細となり、非常に高い粒界エネルギーを駆動力として、フェライト粒が均一に粗大化する。
(3)炭化物平均粒径：0.10μm以上2.0μm未満
炭化物平均粒径は、加工性一般や打抜き加工性および加工後の熱処理段階における焼入れ強度に大きく影響するため、重要な要素である。炭化物が微細になると加工後の熱処理段階で炭化物が溶解しやすく、安定した焼入れ硬さが確保できるが、炭化物平均粒径が0.10μm未満では、硬さの上昇に伴い加工性が劣化する。一方、炭化物平均粒径の増加にともない加工性は向上するが、2.0μm以上になると加工後の熱処理段階で炭化物が溶解しにくくなり、焼入れ強度が低下する。以上より、炭化物平均粒径は0.10μm以上2.0μm未満とする。なお、炭化物平均粒径は、後述のように製造条件、特に熱間圧延後の1次冷却停止温度、2次冷却保持温度、巻取温度、そして焼鈍条件により、制御することができる。
炭化物平均粒径は、加工性一般や打抜き加工性および加工後の熱処理段階における焼入れ強度に大きく影響するため、重要な要素である。炭化物が微細になると加工後の熱処理段階で炭化物が溶解しやすく、安定した焼入れ硬さが確保できるが、炭化物平均粒径が0.10μm未満では、硬さの上昇に伴い加工性が劣化する。一方、炭化物平均粒径の増加にともない加工性は向上するが、2.0μm以上になると加工後の熱処理段階で炭化物が溶解しにくくなり、焼入れ強度が低下する。以上より、炭化物平均粒径は0.10μm以上2.0μm未満とする。なお、炭化物平均粒径は、後述のように製造条件、特に熱間圧延後の1次冷却停止温度、2次冷却保持温度、巻取温度、そして焼鈍条件により、制御することができる。
次に、本発明の極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記化学成分範囲に調整された鋼を、粗圧延し、所望の圧下率および仕上温度で仕上圧延し、次いで、所望の冷却条件で冷却して巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により所望の球状化焼鈍を行うことにより得られる。これらについて以下に詳細に説明する。
(1)仕上圧延における圧下率および仕上温度（圧延温度）
最終パス圧下率を10%以上とすることで、旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、変態の核生成サイトが増大する。このため、ベイナイトを構成するラス状フェライト粒が微細となり、球状化焼鈍時に高い粒界エネルギーを駆動力として、フェライト平均粒径が20μm以上でかつフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上の均一粗大フェライト粒組織が得られることになる。一方、最終パス圧下率が10%未満では、ラス状フェライト粒が粗大となるため、粒成長駆動力が不足し、焼鈍後にフェライト平均粒径が20μm以上でかつフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上のフェライト粒組織が得られず、安定した軟質化が図れない。以上の理由から、最終パス圧下率は10%以上とし、均一粗大化の観点から、好ましくは13%以上、さらに好ましくは18%以上とする。一方、最終パスの圧下率が40%以上では圧延負荷が増大するため、最終パス圧下率の上限は40%未満とすることが好ましい。
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記化学成分範囲に調整された鋼を、粗圧延し、所望の圧下率および仕上温度で仕上圧延し、次いで、所望の冷却条件で冷却して巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により所望の球状化焼鈍を行うことにより得られる。これらについて以下に詳細に説明する。
(1)仕上圧延における圧下率および仕上温度（圧延温度）
最終パス圧下率を10%以上とすることで、旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、変態の核生成サイトが増大する。このため、ベイナイトを構成するラス状フェライト粒が微細となり、球状化焼鈍時に高い粒界エネルギーを駆動力として、フェライト平均粒径が20μm以上でかつフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上の均一粗大フェライト粒組織が得られることになる。一方、最終パス圧下率が10%未満では、ラス状フェライト粒が粗大となるため、粒成長駆動力が不足し、焼鈍後にフェライト平均粒径が20μm以上でかつフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上のフェライト粒組織が得られず、安定した軟質化が図れない。以上の理由から、最終パス圧下率は10%以上とし、均一粗大化の観点から、好ましくは13%以上、さらに好ましくは18%以上とする。一方、最終パスの圧下率が40%以上では圧延負荷が増大するため、最終パス圧下率の上限は40%未満とすることが好ましい。
鋼を熱間圧延する際の仕上温度（最終パスの圧延温度）が(Ar3−20)℃未満では、一部でフェライト変態が進行し、初析フェライト粒が増加するため、球状化焼鈍後に混粒フェライト組織となり、フェライト平均粒径が20μm以上でかつフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上のフェライト粒組織が得られず、安定した軟質化が図れない。したがって、仕上温度は(Ar3−20)℃以上とする。以上より、上記最終パスの圧下率は10％以上、仕上温度は(Ar3−20)℃以上とする。
さらに、上記最終パスの圧下率に加え、最終前パスの圧下率も10%以上とすることで、歪累積効果により、旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、変態の核生成サイトが増大する。その結果、ベイナイトを構成するラス状フェライト粒が微細となり、球状化焼鈍時に高い粒界エネルギーを駆動力として、フェライト平均粒径が35μm超えでかつフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上の均一粗大フェライト粒組織が得られることになる。一方、最終パスと最終前パス（以下、最終パスと最終前パスとをあわせて最終２パスと称す）の圧下率がそれぞれ10%未満では、ラス状フェライト粒が粗大となるため、粒成長駆動力が不足し、焼鈍後にフェライト平均粒径が35μm超えでかつフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上のフェライト粒組織が得られず、安定した軟質化が図れない。以上の理由から、最終2パスの圧下率はそれぞれ10%以上とすることが好ましく、より均一に粗大化するためには最終2パスの圧下率をそれぞれ13%以上、さらには18％以上とすることがより好ましい。一方、最終2パスの圧下率がそれぞれ40%以上では、圧延負荷が増大するため、最終2パスの圧下率の上限はそれぞれ40%未満とすることが好ましい。
また、最終2パスの仕上温度を(Ar3−20)℃以上(Ar3+150)℃以下の温度域で行うことにより、歪累積効果が最大となり、球状化焼鈍時にフェライト平均粒径が35μm超えでかつフェライト粗大化率(粒径20μm)が80%以上の均一粗大フェライト粒組織が得られる。仕上最終2パス圧延温度が(Ar3−20)℃未満では、一部でフェライト変態が進行し、初析フェライト粒が増加するため、球状化焼鈍後に混粒フェライト組織になり、焼鈍後にフェライト平均粒径が35μm超えでかつフェライト粗大化率(粒径20μm)が80%以上のフェライト粒組織が得られず、より一層の安定した軟質化が図れない。一方、仕上最終2パス圧延温度が(Ar3+150)℃を超えると、歪の回復により歪累積効果が不足し、焼鈍後にフェライト平均粒径が35μm超えでかつフェライト粗大化率(粒径20μm)が80%以上のフェライト粒組織が得られず、より一層の安定した軟質化が図れない場合がある。以上の理由から、仕上最終2パス圧延の温度域は(Ar3−20)℃以上(Ar3+150)℃以下とすることが好ましく、より好ましくは(Ar3-20)℃以上(Ar3+100)℃以下である。
以上より、仕上圧延において、最終2パスの圧下率は好ましくはそれぞれ10％以上、より好ましくは13％以上、温度域は好ましくは(Ar3−20)℃以上(Ar3+150)℃以下、より好ましくは(Ar3−20)℃以上(Ar3+100)℃以下である。
なお、Ar3変態点（℃）は次の式（1）で算出することができる。
Ar3=910-310C-80Mn-15Cr-80Mo (1)
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
以上より、仕上圧延において、最終2パスの圧下率は好ましくはそれぞれ10％以上、より好ましくは13％以上、温度域は好ましくは(Ar3−20)℃以上(Ar3+150)℃以下、より好ましくは(Ar3−20)℃以上(Ar3+100)℃以下である。
なお、Ar3変態点（℃）は次の式（1）で算出することができる。
Ar3=910-310C-80Mn-15Cr-80Mo (1)
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
(2)1次冷却速度：仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度
熱間圧延後の1次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多く生成する。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、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、熱間圧延後の１次冷却の冷却速度は120℃/秒超とする。好ましくは200℃/秒以上、より好ましくは300℃/秒以上である。なお、冷却速度の上限は特に制限しないが、例えば板厚3.0ｍｍの場合を想定すると、現状の設備上の能力からは700℃/秒である。また、仕上圧延から冷却開始までの時間が2秒超えでは、オーステナイト粒が再結晶するため、歪累積効果が得られず、焼鈍時の粒成長駆動力が不足し、焼鈍後に安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、仕上圧延から冷却開始までの時間は2秒以内とする。なお、オーステナイト粒の再結晶を抑制し、歪累積効果および焼鈍時の高い粒成長駆動力を安定して確保するためには、仕上圧延から冷却開始までの時間は1.5秒以内が好ましく、1.0秒以内がさらに好ましい。
熱間圧延後の1次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多く生成する。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、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、熱間圧延後の１次冷却の冷却速度は120℃/秒超とする。好ましくは200℃/秒以上、より好ましくは300℃/秒以上である。なお、冷却速度の上限は特に制限しないが、例えば板厚3.0ｍｍの場合を想定すると、現状の設備上の能力からは700℃/秒である。また、仕上圧延から冷却開始までの時間が2秒超えでは、オーステナイト粒が再結晶するため、歪累積効果が得られず、焼鈍時の粒成長駆動力が不足し、焼鈍後に安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、仕上圧延から冷却開始までの時間は2秒以内とする。なお、オーステナイト粒の再結晶を抑制し、歪累積効果および焼鈍時の高い粒成長駆動力を安定して確保するためには、仕上圧延から冷却開始までの時間は1.5秒以内が好ましく、1.0秒以内がさらに好ましい。
(3)1次冷却停止温度：600℃以下
熱間圧延後の1次冷却停止温度が600℃超えの場合、初析フェライトが多く生成する。そのため、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、熱間圧延後にベイナイト組織を安定して得るには、熱間圧延後の1次冷却停止温度を600℃以下とし、好ましくは580℃以下、より好ましくは550℃以下とする。なお、下限温度は特に規定しないが、低温になるほど板形状が劣化するため、300℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延後の1次冷却停止温度が600℃超えの場合、初析フェライトが多く生成する。そのため、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、熱間圧延後にベイナイト組織を安定して得るには、熱間圧延後の1次冷却停止温度を600℃以下とし、好ましくは580℃以下、より好ましくは550℃以下とする。なお、下限温度は特に規定しないが、低温になるほど板形状が劣化するため、300℃以上とすることが好ましい。
(4)2次冷却保持温度：600℃以下
高炭素鋼板の場合、1次冷却後に、初析フェライト変態、パーライト変態、ベイナイト変態に伴い、鋼板温度が上昇することがあり、1次冷却停止温度が600℃以下であっても、1次冷却終了から巻取までに温度が上昇した場合、初析フェライトが生成する。そのため、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、2次冷却により、1次冷却終了から巻取までの温度を制御することは重要であり、2次冷却により、1次冷却終了から巻取まで600℃以下の温度で保持することとし、好ましくは580℃以下、より好ましくは550℃以下の温度で保持することとする。なお、この場合の2次冷却はラミナー冷却等により行うことができる。
高炭素鋼板の場合、1次冷却後に、初析フェライト変態、パーライト変態、ベイナイト変態に伴い、鋼板温度が上昇することがあり、1次冷却停止温度が600℃以下であっても、1次冷却終了から巻取までに温度が上昇した場合、初析フェライトが生成する。そのため、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、2次冷却により、1次冷却終了から巻取までの温度を制御することは重要であり、2次冷却により、1次冷却終了から巻取まで600℃以下の温度で保持することとし、好ましくは580℃以下、より好ましくは550℃以下の温度で保持することとする。なお、この場合の2次冷却はラミナー冷却等により行うことができる。
(5)巻取温度：580℃以下
冷却後の巻取が580℃超えの場合、ベイナイトを構成するラス状フェライト粒がやや粗大となり、焼鈍時の粒成長駆動力が不足し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。一方、冷却後の巻取を580℃以下とすることにより、ラス状フェライト粒が微細となり、焼鈍時に高い粒界エネルギーを駆動力として、安定した粗大フェライト粒組織が得られる。したがって、巻取温度は580℃以下とし、好ましくは550℃以下、より好ましくは530℃以下とする。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。
冷却後の巻取が580℃超えの場合、ベイナイトを構成するラス状フェライト粒がやや粗大となり、焼鈍時の粒成長駆動力が不足し、安定した粗大フェライト粒組織が得られず、軟質化が図れない。一方、冷却後の巻取を580℃以下とすることにより、ラス状フェライト粒が微細となり、焼鈍時に高い粒界エネルギーを駆動力として、安定した粗大フェライト粒組織が得られる。したがって、巻取温度は580℃以下とし、好ましくは550℃以下、より好ましくは530℃以下とする。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。
(6)酸洗：実施
巻取後の熱延鋼板は、球状化焼鈍を行う前にスケール除去のため、酸洗を施す。酸洗は常法にしたがって行えばよい。
巻取後の熱延鋼板は、球状化焼鈍を行う前にスケール除去のため、酸洗を施す。酸洗は常法にしたがって行えばよい。
(7)球状化焼鈍：680℃以上Ac1変態点以下の温度で箱型焼鈍
熱延鋼板を酸洗した後、フェライト粒を十分に粗大化させるとともに炭化物を球状化するために焼鈍を行う。球状化焼鈍は大きく分けて、(1)Ac1直上温度に加熱後徐冷する方法、(2)Ac1直下温度で長時間保持する方法、(3)Ac1直上および直下の温度で加熱・冷却を繰り返す方法がある。このうち、本発明では上記(2)の方法により、フェライト粒の粒成長と炭化物の球状化を同時に指向している。このため、球状化焼鈍は長時間を有することから箱型焼鈍とする。焼鈍温度が680℃未満では、フェライト粒の粗大化および炭化物の球状化がいずれも不十分となり、十分に軟質化しないために加工性が劣化する。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、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。以上より、球状化焼鈍の焼鈍温度は680℃以上Ac1変態点以下とする。なお、フェライト平均粒径が35μm超えでかつフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上のフェライト粒組織を安定して得るには、焼鈍時間は20時間以上とすることが好ましく、40時間以上とすることがさらに好ましい。なお、Ac1変態点(℃)は次の式(2)で算出することができる。
Ac1=754.83−32.25C+23.32Si−17.76Mn+17.13Cr+4.51Mo (2)
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
熱延鋼板を酸洗した後、フェライト粒を十分に粗大化させるとともに炭化物を球状化するために焼鈍を行う。球状化焼鈍は大きく分けて、(1)Ac1直上温度に加熱後徐冷する方法、(2)Ac1直下温度で長時間保持する方法、(3)Ac1直上および直下の温度で加熱・冷却を繰り返す方法がある。このうち、本発明では上記(2)の方法により、フェライト粒の粒成長と炭化物の球状化を同時に指向している。このため、球状化焼鈍は長時間を有することから箱型焼鈍とする。焼鈍温度が680℃未満では、フェライト粒の粗大化および炭化物の球状化がいずれも不十分となり、十分に軟質化しないために加工性が劣化する。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、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。以上より、球状化焼鈍の焼鈍温度は680℃以上Ac1変態点以下とする。なお、フェライト平均粒径が35μm超えでかつフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上のフェライト粒組織を安定して得るには、焼鈍時間は20時間以上とすることが好ましく、40時間以上とすることがさらに好ましい。なお、Ac1変態点(℃)は次の式(2)で算出することができる。
Ac1=754.83−32.25C+23.32Si−17.76Mn+17.13Cr+4.51Mo (2)
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
以上により、本発明の極軟質高炭素熱延鋼板が得られる。なお、本発明の高炭素鋼の成分調整には、転炉あるいは電気炉のどちらでも使用可能である。このように成分調整された高炭素鋼を、造塊−分塊圧延または連続鋳造により鋼素材である鋼スラブとする。この鋼スラブについて熱間圧延を行うが、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1300℃以下とすることが好ましい。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。さらに、熱間圧延時に粗圧延を省略して仕上げ圧延を行ってもよい。仕上げ温度確保のため、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。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。
焼鈍後、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。
このようにして得られた高炭素熱延鋼板が、焼入れ性を保持しつつ、極軟質で優れた加工性を有する理由は次のように考えられる。加工性の指標となる硬度は、フェライト平均粒径が大きく影響し、フェライト粒径が均一でかつ、粗大な場合、極軟質となり加工性が向上する。また、焼入れ性に関しては、炭化物平均粒径が大きく影響する。炭化物が粗大である場合、焼入れ前の溶体化処理時に未固溶炭化物が残存しやすく、焼入れ硬さが低下する。以上の点から、成分組成と金属組織（フェライト平均粒径、フェライト粗大化率）、炭化物の形状（炭化物平均粒径）を規定し、全てを満足することにより、焼入れ性を確保しつつ、極めて軟質な高炭素熱延鋼板を得ることができる。
表1に示す化学成分を有する鋼を連続鋳造し、得られたスラブを1250℃に加熱し、表2に示す条件にて熱間圧延、および焼鈍を行い、板厚3.0mmの熱延鋼板を製造した。
次に、上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、フェライト平均粒径、フェライト粗大化率、炭化物平均粒径を測定し、性能評価のため、素材硬度を測定した。それぞれの測定方法、および条件は以下の通りである。
＜フェライト平均粒径＞
サンプルの板厚断面での光学顕微鏡組織から、JIS G 0552に記載の切断法により測定を行った。なお、平均粒径は、フェライト粒が3000個以上の平均値とした。
サンプルの板厚断面での光学顕微鏡組織から、JIS G 0552に記載の切断法により測定を行った。なお、平均粒径は、フェライト粒が3000個以上の平均値とした。
＜フェライト粗大化率＞
サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、光学顕微鏡でミクロ組織観察を行い、フェライト粒径が10μm(もしくは20μm)以上である粒と10μm(もしくは20μm)未満である粒の面積比から求めた。ただし、フェライト粗大化率は、約200倍で10視野以上の組織観察を行い、平均値として求めた。
サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、光学顕微鏡でミクロ組織観察を行い、フェライト粒径が10μm(もしくは20μm)以上である粒と10μm(もしくは20μm)未満である粒の面積比から求めた。ただし、フェライト粗大化率は、約200倍で10視野以上の組織観察を行い、平均値として求めた。
＜炭化物平均粒径＞
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ミクロ組織を撮影し、炭化物粒径の測定を行った。なお、平均粒径は、炭化物総数が500個以上の平均値とした。
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ミクロ組織を撮影し、炭化物粒径の測定を行った。なお、平均粒径は、炭化物総数が500個以上の平均値とした。
＜素材硬度＞
サンプルの切断面をバフ研磨仕上げ後、表層および板厚中央部にて荷重500gfの条件下でヴィッカース硬さ(Hv)を5点測定し、平均硬度を求めた。
サンプルの切断面をバフ研磨仕上げ後、表層および板厚中央部にて荷重500gfの条件下でヴィッカース硬さ(Hv)を5点測定し、平均硬度を求めた。
以上の測定により得られた結果を表3に示す。
表3において、鋼板No.1〜15は製造条件が本発明範囲であり、フェライト平均粒径が20μm以上、フェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有する本発明例である。本発明例では、素材硬度が低く、表層と板厚中央部での素材硬度差も小さく、安定して軟質化した高炭素熱延鋼板が得られていることがわかる。
一方、鋼板No.16〜23は製造条件が本発明範囲を外れた比較例であり、鋼板No.24は鋼成分が本発明範囲を外れた比較例である。鋼板No.16〜24はフェライト平均粒径が20μm未満かつフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%未満であり、本発明の範囲外となっている。その結果、鋼板No.16〜19、21、23では表層と板厚中央部での素材硬度差が15ポイント以上となり、材質のばらつきが大きく、加工性が劣化している。また、鋼板No.20、22、24はフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が著しく低く、かつフェライト平均粒径が本発明範囲外であるため、素材硬度が高く、加工性および金型寿命が低下することがわかる。
一方、鋼板No.16〜23は製造条件が本発明範囲を外れた比較例であり、鋼板No.24は鋼成分が本発明範囲を外れた比較例である。鋼板No.16〜24はフェライト平均粒径が20μm未満かつフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が80%未満であり、本発明の範囲外となっている。その結果、鋼板No.16〜19、21、23では表層と板厚中央部での素材硬度差が15ポイント以上となり、材質のばらつきが大きく、加工性が劣化している。また、鋼板No.20、22、24はフェライト粗大化率(粒径10μm以上)が著しく低く、かつフェライト平均粒径が本発明範囲外であるため、素材硬度が高く、加工性および金型寿命が低下することがわかる。
表4に示す化学成分を有する鋼の連続鋳造し、得られたスラブを1250℃に加熱し、表5に示す条件にて熱間圧延、および焼鈍を行い、板厚3.0mmの熱延鋼板を製造した。
次に、上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、フェライト平均粒径、フェライト粗大化率、炭化物平均粒径を測定し、性能評価のため、素材硬度を測定した。それぞれの測定方法、および条件は実施例１と同様である。
以上の測定により得られた結果を表6に示す。
以上の測定により得られた結果を表6に示す。
表6において、鋼板No.25〜34の本発明例では、素材硬度が低く、表層と板厚中央部での素材硬度差も小さく、安定して軟質化した高炭素熱延鋼板が得られていることがわかる。一方、鋼板No.35は鋼成分が本発明範囲を外れた比較例である。鋼板No.35では表層と板厚中央部での素材硬度差が大きく、材質のばらつきが大きく、加工性が劣化している。
表1に示す化学成分を有する鋼を連続鋳造し得られたスラブを1250℃に加熱し、表7に示す条件にて熱間圧延、および焼鈍を行い、板厚3.0mmの熱延鋼板を製造した。なお、最終前パスの圧延温度は、いずれの場合も最終パスの圧延温度+20〜+30℃である。
次に、上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、フェライト平均粒径、フェライト粗大化率、炭化物平均粒径を測定し、性能評価のため、素材硬度を測定した。それぞれの測定方法、および条件は実施例１と同様である。
以上より得られた結果を表8に示す。
以上より得られた結果を表8に示す。
表8において、鋼板No.36〜50は製造条件が本発明範囲であり、フェライト平均粒径が35μm超え、フェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有する本発明例である。本発明例では、素材硬度がより一層低く、表層と板厚中央部での素材硬度差も小さく、安定して軟質化した高炭素熱延鋼板が得られていることがわかる。
一方、鋼板No.51〜58は製造条件が本発明範囲を外れた比較例、鋼板No.59は鋼成分が本発明範囲から外れる比較例である。鋼板No.51〜59はフェライト平均粒径が35μm以下およびフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%未満と、本発明の範囲外となっている。その結果、鋼板No.51〜54、56、58は表層と板厚中央部での素材硬度差(ΔHv)が20ポイント以上となり、材質のばらつきが大きく加工性が劣化する。また、鋼板No.55、57、59はフェライト粒の粗大化率が著しく低く、フェライト平均粒径が本発明範囲外であるため素材硬度が高く、加工性および金型寿命が低下することがわかる。
一方、鋼板No.51〜58は製造条件が本発明範囲を外れた比較例、鋼板No.59は鋼成分が本発明範囲から外れる比較例である。鋼板No.51〜59はフェライト平均粒径が35μm以下およびフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%未満と、本発明の範囲外となっている。その結果、鋼板No.51〜54、56、58は表層と板厚中央部での素材硬度差(ΔHv)が20ポイント以上となり、材質のばらつきが大きく加工性が劣化する。また、鋼板No.55、57、59はフェライト粒の粗大化率が著しく低く、フェライト平均粒径が本発明範囲外であるため素材硬度が高く、加工性および金型寿命が低下することがわかる。
表4の鋼No.I〜Mに示す化学成分を有する鋼の連続鋳造し、得られたスラブを1250℃に加熱し、表9に示す条件にて熱間圧延、および焼鈍を行い、板厚3.0mmの熱延鋼板を製造した。なお、最終前パスの圧延温度は、いずれの場合も最終パスの圧延温度+20〜+30℃である。
次に、上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、フェライト平均粒径、フェライト粗大化率、炭化物平均粒径を測定し、性能評価のため、素材硬度を測定した。それぞれの測定方法、および条件は実施例１と同様である。
以上より得られた結果を表10に示す。
以上より得られた結果を表10に示す。
表10において、鋼板No.60〜73は製造条件が本発明範囲であり、フェライト平均粒径が35μm超え、フェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である組織を有する本発明例である。本発明例では、素材硬度がより一層低く、表層と板厚中央部での素材硬度差も小さく、安定して軟質化した高炭素熱延鋼板が得られていることがわかる。ただし、鋼板No.65は仕上温度が好適範囲の(Ar3+100)℃を超えているため、フェライト平均粒径が他の本発明例よりも小さく、表層と板厚中央部での素材硬度差がやや大きくなった。
一方、鋼板No.74〜80は製造条件が本発明範囲を外れた比較例であり、鋼板No.74〜77、79、80はフェライト平均粒径が35μm以下であり、また、鋼板No.74〜80のいずれもフェライト粗大化率(粒径20μm以上)が80％未満である。そのため、素材硬度が高い、あるいは表層と板厚中央部での素材硬度差(ΔHv)が20ポイント以上となり、材質のばらつきが大きく加工性が劣化している。
本発明の極軟質高炭素熱延鋼板を用いることにより、ギヤ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るため、工具あるいは自動車部品（ギア、ミッション）を中心に、多様な用途での使用が可能となる。
Claims (9)
- 質量%で、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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
フェライト平均粒径が20μm以上、
粒径10μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、
炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満
である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。 - 質量%で、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%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
フェライト平均粒径が35μm超え、
粒径20μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、
炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満
である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。 - さらに、質量%で、B：0.0010〜0.0050%、Cr：0.005〜0.30%の一種または二種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の極軟質高炭素熱延鋼板。
- さらに、質量%で、B：0.0010〜0.0050%、Cr：0.05〜0.30%を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の極軟質高炭素熱延鋼板。
- さらに、質量%で、Mo:0.005〜0.5%、Ti:0.005〜0.05%、Nb:0.005〜0.1%の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１〜4のいずれかに記載の極軟質高炭素熱延鋼板。
- 請求項1、3、4、5のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終パスの圧下率を10％以上、かつ仕上温度を(Ar3-20)℃以上とする仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
- 請求項1、3、4、5のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終パスの圧下率を10％以上、かつ仕上温度を(Ar3-20)℃以上とする仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で550℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により550℃以下の温度に保持した後、530℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
- 請求項2〜5のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上、かつ (Ar3-20)℃以上(Ar3+150) ℃以下の温度域で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で、かつ均熱時間を20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
- 請求項2〜5のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、最終2パスの圧下率をそれぞれ10%以上、かつ (Ar3-20)℃以上(Ar3+100) ℃以下の温度域で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で550℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により550℃以下の温度に保持した後、530℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、680℃以上Ac1変態点以下の温度で、かつ均熱時間を20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
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