JP2009215612A - 加工性に優れた中・高炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】、加工性が優れるばかりでなく、打抜きおよびシェービング加工時に加工金型を損耗させることのない加工性に優れた中・高炭素鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＰおよびＳの含有量が規定された熱延酸洗鋼板に、熱延板焼鈍或いは冷延および冷延板焼鈍を施した後、仕上げ冷延および仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際、前記熱延板焼鈍または冷延板焼鈍を、Ａｃ１点直上の温度で長時間保持することで行った後、圧延率を制御した冷延と仕上げ焼鈍を行って冷延焼鈍板を製造した後、さらに最終の冷間圧延を施すことによりことにより、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つとともに、当該炭化物中の９０％以上を長軸／短軸が２以下の球状化炭化物で占める前記炭化物がフェライト中に分散した組織を有し、最終の冷延により断面硬さが２００〜３００ＨＶに調整された中・高炭素鋼板を得る。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＰおよびＳの含有量が規定された熱延酸洗鋼板に、熱延板焼鈍或いは冷延および冷延板焼鈍を施した後、仕上げ冷延および仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際、前記熱延板焼鈍または冷延板焼鈍を、Ａｃ１点直上の温度で長時間保持することで行った後、圧延率を制御した冷延と仕上げ焼鈍を行って冷延焼鈍板を製造した後、さらに最終の冷間圧延を施すことによりことにより、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つとともに、当該炭化物中の９０％以上を長軸／短軸が２以下の球状化炭化物で占める前記炭化物がフェライト中に分散した組織を有し、最終の冷延により断面硬さが２００〜３００ＨＶに調整された中・高炭素鋼板を得る。
【選択図】なし
Description
本発明は、優れた加工性を有し、部品形状に成形された後に熱処理が施され、所望の機械的特性を発現させて使用される中・高炭素鋼板およびその製造方法に関する。
歯車等、複雑形状をもち高い寸法精度、耐摩耗性が要求される機械構造部品は、中・高炭素鋼板を素材とし、切削加工により部品形状に適宜成形した後、焼入れ・焼戻し等の必要な熱処理を施すことにより製造されている。しかしながら、切削加工では製造コストが高くつくため、切削加工を打抜き加工等の塑性加工に変えることが検討されている。
ところで、塑性加工性は、多くの場合硬さが低いほど良好である。このため、加工性を重視する場合には素材鋼板をできるだけ軟質化させるような製造条件の設定が行われている。
ところで、塑性加工性は、多くの場合硬さが低いほど良好である。このため、加工性を重視する場合には素材鋼板をできるだけ軟質化させるような製造条件の設定が行われている。
炭素鋼板を軟質化させるには、結晶組織を大きくし、また生成される炭化物を大きくかつ丸く成長させることが有効である。このため、Ａｃ１変態点直下で長時間加熱する技術や、Ａｃ１変態点以上の温度に加熱して一部をオーステナイト化した後、適切な方法で冷却することで、炭化物の粒径を大きく成長させて軟質化を図ることが提案されている。
本発明者等も、炭素鋼板を軟質化して加工性を良くするために、成分組成と炭化物の存在形態について検討した技術を特許文献１，２で紹介した。
本発明者等も、炭素鋼板を軟質化して加工性を良くするために、成分組成と炭化物の存在形態について検討した技術を特許文献１，２で紹介した。
上記特許文献で紹介された技術は、炭化物の粒径を大きくしているために、炭素鋼板の軟質化には非常に有効な方法である。しかしながら、軟質化された割に加工性が向上していない点に若干の不満も残っている。具体的には、十分に軟質化された場合でも、穴拡げ性や金型寿命がほとんど向上しないか、逆に低下する場合がある。
このような穴拡げ性や金型寿命が向上しない理由は、前述の方法が炭化物の粒径を粗大化させることを目的とするものであって、炭化物の形状制御を行っていないために、硬さは低下させることができても加工性に不利な形状の炭化物を多量に生成させてしまったことにある、と考えられる。
このような穴拡げ性や金型寿命が向上しない理由は、前述の方法が炭化物の粒径を粗大化させることを目的とするものであって、炭化物の形状制御を行っていないために、硬さは低下させることができても加工性に不利な形状の炭化物を多量に生成させてしまったことにある、と考えられる。
一般的には、炭化物の成長・粗大化だけを狙った場合、炭化物の形状が棒状や板状になったりする現象が頻発する。また、炭化物形状が鋭角な角を持つ多角形になっている場合もある。このような板状や棒状の炭化物が存在すると、局部的な塑性変形能が低下するために、穴拡げ性のような局部的な塑性変形能に依存する加工性が低下する。また、炭化物の形状が棒状、板状或いは多角形になっていると、特にファインブランキング加工を行う際、金型を摩耗させる要因にもなる。
そこで、本発明者等は、塑性変形能を低下させることなく、打抜き加工時に金型を損傷・摩耗させることを抑制した中・高炭素鋼およびその製造方法を特許文献３で提案した。当該特許文献３で提案した技術は、Ｃ：０．３０〜１．３０質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を、さらに必要に応じて、Ｎｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下，Ｃａ：０．０１質量％以下の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する熱延酸洗板に、熱延板焼鈍或いは冷延および冷延板焼鈍を施した後、仕上げ冷延（本出願では軽冷延に相当する）および仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際に、特殊な焼鈍を施して、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つように炭化物が分散した組織を有し、さらに断面硬さが１６０ＨＶ以下となったものを得ようとするものである。
上記特許文献３で紹介された技術では、中・高炭素鋼板の成分組成と組織、特に炭化物粒子のフェライト結晶粒界上と結晶粒内の分散状態を、結晶粒内炭化物数の方が多くなるように調整することにより、結果的に分散された炭化物粒子を小さく、かつ丸くして金型等を損耗させる硬質の剥落粒子を無害化することができている。このため、当該特許文献による技術で提供される中・高炭素鋼板を素材として所望形状への打抜き加工等の塑性加工を施しても、金型等の損耗が抑えられるので、複雑形状の自動車部品等、高硬度および高靭性を必要とする各種機械部品を、低コストで生産性良く製造することができるという、実用上優れた効果を奏している。
しかしながら、断面硬さが１６０ＨＶ以下になる程に軟質化してしまうと、打抜き加工製品にダレが発生し、曲がりが大きくなってしまい、例えば歯車のような高度な寸法精度を必要とするものにあっては打抜きのままでは使用できない。このため、打抜き加工後にシェービング加工が施される。
打抜き加工後にシェービング加工等の切削加工が施される場合、切削加工量を極力少なく、かつ加工工具の損傷・摩耗を極力低減することが必要となる。そのためには、素材中・高炭素鋼板を単に軟質化するのみでは不十分であって、打抜き加工品のダレや曲がりを抑制するために断面硬さを調整しつつ、打抜き加工工具およびシェービング加工工具の長寿命化が可能な鋼板が求められる。
打抜き加工後にシェービング加工等の切削加工が施される場合、切削加工量を極力少なく、かつ加工工具の損傷・摩耗を極力低減することが必要となる。そのためには、素材中・高炭素鋼板を単に軟質化するのみでは不十分であって、打抜き加工品のダレや曲がりを抑制するために断面硬さを調整しつつ、打抜き加工工具およびシェービング加工工具の長寿命化が可能な鋼板が求められる。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、打抜き加工とその後のシェービング加工が施される中・高炭素鋼板において、加工性が優れるばかりでなく、打抜きおよびシェービング加工時に加工金型を損耗させることのない加工性に優れた中・高炭素鋼板を提供することを目的とする。
本発明の加工性に優れた中・高炭素鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０．３０〜１．００質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つとともに、全ての炭化物の内の９０％以上を長軸／短軸が２以下の球状化炭化物で占める炭化物がフェライト中に分散した組織を有することを特徴とする。そして、本発明の中・高炭素鋼板は、仕上げ焼鈍後の最終の冷延により断面硬さが２００〜３００ＨＶに調整されていることが好ましい。
本発明鋼板は、さらに、Ｎｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下の内の１種又は２種以上を含む成分組成とすることもできる。
本発明鋼板は、さらに、Ｎｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下の内の１種又は２種以上を含む成分組成とすることもできる。
このような中・高炭素鋼板は、Ｃ：０．３０〜１．００質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を、さらに必要に応じて、Ｎｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下の内の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有する熱延酸洗板に、熱延板焼鈍あるいは冷延および冷延板焼鈍を施した後、軽冷延および仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際、前記熱延板焼鈍または冷延板焼鈍を、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋５０℃）の温度で５時間以上保持した後に６００℃までの冷却を２０℃／ｈ以下で行った後、１０〜２５％の圧延率で軽冷延を施し、その後６００℃〜Ａｃ１の温度で２時間以上保持する仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造した後、さらに最終の冷間圧延を施すことにより製造される。
最終の冷間圧延は圧延率２０〜６０％で行うことが好ましい。
最終の冷間圧延は圧延率２０〜６０％で行うことが好ましい。
本発明により、中・高炭素鋼板の成分組成と組織、特にフェライト結晶粒界上の炭化物をフェライト結晶粒内の炭化物よりも少なく、しかも形成される炭化物を球状化させた組織として軟質化を図るとともに、仕上げ焼鈍後に最終の冷延を施して断面硬さを２００〜３００ＨＶに調整している。
このため、打抜き加工の際にもダレや曲がりの生成が少なく、このためシェービング加工代が少なくなるばかりでなく、断面硬さの調整により加工工具への負担が軽減され、金型等の損耗が抑えられる。
したがって、本発明鋼板を素材とすることにより、形状が複雑で寸法精度が要求される各種機械部品を、低コストで生産性良く製造することができる。
このため、打抜き加工の際にもダレや曲がりの生成が少なく、このためシェービング加工代が少なくなるばかりでなく、断面硬さの調整により加工工具への負担が軽減され、金型等の損耗が抑えられる。
したがって、本発明鋼板を素材とすることにより、形状が複雑で寸法精度が要求される各種機械部品を、低コストで生産性良く製造することができる。
本発明者等は、炭素鋼板に打抜き加工等の塑性加工を施す際に金型等が損耗する原因について鋭意検討した。
通常、打抜き加工等では、被加工鋼板の硬さが低いほど加工荷重は小さいので、金型にかかる負荷は小さく、金型の損耗頻度は軽減される。そして被加工鋼板の硬さが硬くなるほど、金型の損耗頻度は高くなる。また、金型の摩耗は、加工品の断面や金型破損部から剥落して形成される硬質な摩耗粒子によるアブレッシブ摩耗である。被加工鋼板の硬さが低いと、金型の破損が低減し、また鋼材からの硬質粒子の剥落も減少するので、金型を摩耗させる硬質粒子が減少することになる。すなわち、被加工鋼板の硬さが低いほど金型は長寿命化する。
通常、打抜き加工等では、被加工鋼板の硬さが低いほど加工荷重は小さいので、金型にかかる負荷は小さく、金型の損耗頻度は軽減される。そして被加工鋼板の硬さが硬くなるほど、金型の損耗頻度は高くなる。また、金型の摩耗は、加工品の断面や金型破損部から剥落して形成される硬質な摩耗粒子によるアブレッシブ摩耗である。被加工鋼板の硬さが低いと、金型の破損が低減し、また鋼材からの硬質粒子の剥落も減少するので、金型を摩耗させる硬質粒子が減少することになる。すなわち、被加工鋼板の硬さが低いほど金型は長寿命化する。
しかしながら、上記知見自体は一般論である。
本発明者等は、金型損耗の原因について鋭意検討する段階で、打抜きおよびシェービング金型の寿命向上の効果が実用上有効に発揮される超軟質化材およびその製造条件を見出した。
以下に、その詳細を説明する。
本発明者等は、金型損耗の原因について鋭意検討する段階で、打抜きおよびシェービング金型の寿命向上の効果が実用上有効に発揮される超軟質化材およびその製造条件を見出した。
以下に、その詳細を説明する。
本発明が対象とするような中・高炭素鋼にあっては、通常、炭化物はフェライト結晶の粒界上や粒内に分散析出する。そして、フェライト結晶の粒界上あるいは粒内に析出した炭化物粒子は、析出した部位に応じて形状が異なる。
フェライト結晶粒界上に析出した炭化物粒子は、結晶粒内に析出した炭化物粒子と比べて、粗大なものが多く、しかも棒状，板状等、アスペクト比が大きく、かつ角張ったものが多い。結晶粒界上に存在する角張った炭化物は、加工時に剥落し易く、金型寿命に対して悪影響をおよぼすことになる。そこで、金型寿命を長くするには、炭化物を結晶粒界から引き離す方法が必要である。
フェライト結晶粒界上に析出した炭化物粒子は、結晶粒内に析出した炭化物粒子と比べて、粗大なものが多く、しかも棒状，板状等、アスペクト比が大きく、かつ角張ったものが多い。結晶粒界上に存在する角張った炭化物は、加工時に剥落し易く、金型寿命に対して悪影響をおよぼすことになる。そこで、金型寿命を長くするには、炭化物を結晶粒界から引き離す方法が必要である。
炭化物を結晶粒界から引き離すためには、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋５０℃）の温度で５時間以上保持した後に６００℃までの冷却を２０℃／ｈ以下で行う極軟化焼鈍を施した後に低い冷延率での軽冷延を行い、さらに６００℃〜Ａｃ１の温度で２時間以上保持する仕上げ焼鈍を行うことにより、炭化物粒径とフェライト結晶粒径を積極的に粗大化させることができる。
軽冷延前の極軟化焼鈍で炭化物を粗大化し、軽冷延後の仕上げ焼鈍でフェライト結晶粒径が粗大になれば、結晶粒界から引き離される炭化物の比率が多くなり、相対的に結晶粒内にある炭化物の比率が増加する。結晶粒内にある炭化物は角のとれたスムーズな形状をしており、金型寿命に悪影響を与えにくい。なお、軽冷延前の極軟化焼鈍で形成された結晶粒界上の炭化物は板状や棒状の形状を呈しやすいが、軽冷延＋仕上げ焼鈍により容易に球状化し、局部延性を劣化させることがない。炭化物は、軽冷延であっても板状や棒状の炭化物が分断され、仕上げ焼鈍で球状となる。さらに、仕上げ焼鈍でフェライト粒径が粗大化されることで鋼板は軟質化する。
一方、フェライト結晶粒径を粗大化するとともに炭化物の形状制御を行った軟質化材では、ダレ量の増加や打抜き品のわん曲が大きくなる。打抜き加工後にシェービング加工を行う場合においては、シェービング量の低減の観点から打抜き加工面のダレ量の低減が必要である。このため打抜き加工後にシェービング加工を行う場合においては、素材を可能な限り軟質化した後に冷間圧延を行って硬くし、ダレおよびわん曲の生成量を低減する必要がある。
上記観点から、本発明にあっては、成分組成の特定の他に、「フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つとともに、当該炭化物中の９０％以上を長軸／短軸が２以下の球状化炭化物で占める前記炭化物がフェライト中に分散した組織を有する」なる要件を採用したものである。また、「仕上げ焼鈍後の最終の冷延により断面硬さが２００〜３００ＨＶに調整されている」なる要件を好ましい要件としたものである。
炭化物粒径およびフェライト結晶粒径を粗大化し、結晶粒界から引き離される炭化物の比率を多くするために、本発明では、基本的に、極軟化焼鈍＋軽冷延＋仕上げ（再結晶）焼鈍のプロセスを利用している。炭化物粒子が存在する炭素鋼板では、炭化物粒子が結晶粒界をピン止めするので、再結晶で粒径を粗大化させるにはある程度の冷延率が必要になる。一方、冷延率が大きすぎると、再結晶核が多くなりすぎて結晶粒径が逆に微細化されるおそれがある。
さらに、最終の冷延は、打抜き品のダレおよびわん曲の抑制に必要である。ただし、金型寿命の向上を図るためには、ダレおよびわん曲の抑制が可能な範囲での低い冷延率を付与する。
さらに、最終の冷延は、打抜き品のダレおよびわん曲の抑制に必要である。ただし、金型寿命の向上を図るためには、ダレおよびわん曲の抑制が可能な範囲での低い冷延率を付与する。
最終冷延で硬質となるが、極軟化焼鈍＋軽冷延＋仕上げ（再結晶）焼鈍のプロセスの段階で軟質化することで、一般的な冷延・焼鈍のプロセスよりも同じ最終冷延率であっても軟質化でき、かつ炭化物の形態制御により金型の長寿命化が図れる。
上記観点から、本発明の製造方法にあっては、熱延板焼鈍または冷延板焼鈍、その後の軽冷延、仕上げ焼鈍、さらにその後に施す最終の冷間圧延の条件を細かく規定したものである。
上記観点から、本発明の製造方法にあっては、熱延板焼鈍または冷延板焼鈍、その後の軽冷延、仕上げ焼鈍、さらにその後に施す最終の冷間圧延の条件を細かく規定したものである。
以下に、本発明の特徴点を詳しく説明する。
なお、本発明の特徴点である前記「極軟化焼鈍＋軽冷延＋仕上げ（再結晶）焼鈍」のプロセスを、「超軟質化処理」と称する。
まず、本発明鋼板の鋼組成について説明する。
なお、本発明の特徴点である前記「極軟化焼鈍＋軽冷延＋仕上げ（再結晶）焼鈍」のプロセスを、「超軟質化処理」と称する。
まず、本発明鋼板の鋼組成について説明する。
Ｃ：０．３０〜１．００質量％
本発明は、機械構造部品や刃物・工具等に使用される炭素鋼板を素材として、Ｃ量は０．３０質量％以上１．００質量％までの中・高炭素鋼を対象としている。Ｃ量が０．３０質量に満たない低炭素鋼では塑性加工性が問題になることはないので、本発明の対象外とする。また、Ｃ量が１．００質量％を超えると、組織制御によって塑性加工性を高めることは非常に難しくなるので、１．００質量％以下のＣを含有する中・高炭素鋼を対象とした。
本発明は、機械構造部品や刃物・工具等に使用される炭素鋼板を素材として、Ｃ量は０．３０質量％以上１．００質量％までの中・高炭素鋼を対象としている。Ｃ量が０．３０質量に満たない低炭素鋼では塑性加工性が問題になることはないので、本発明の対象外とする。また、Ｃ量が１．００質量％を超えると、組織制御によって塑性加工性を高めることは非常に難しくなるので、１．００質量％以下のＣを含有する中・高炭素鋼を対象とした。
Ｓｉ：１．０質量％以下
Ｓｉは脱酸作用を有する。ただし、本発明の場合、Ｓｉを積極的に添加しなくても脱酸不良を起こすようなことはない。反面、添加量が多くなりすぎると加工性を低下させることになる。その上限は１．０質量％である。
Ｓｉは脱酸作用を有する。ただし、本発明の場合、Ｓｉを積極的に添加しなくても脱酸不良を起こすようなことはない。反面、添加量が多くなりすぎると加工性を低下させることになる。その上限は１．０質量％である。
Ｍｎ：０．２〜１．５質量％
Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素である。添加量が０．２質量％に満たないとその効果は小さい。逆に１．５質量％を超えて添加すると、Ｍｓ点が低くなって残留オーステナイトが増加して所望の硬さが得られず、却って靭性が低下するという弊害が生じる。
Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素である。添加量が０．２質量％に満たないとその効果は小さい。逆に１．５質量％を超えて添加すると、Ｍｓ点が低くなって残留オーステナイトが増加して所望の硬さが得られず、却って靭性が低下するという弊害が生じる。
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｐはオーステナイト粒界に偏析し、靭性を低下させる元素である。したがって、少ない方が好ましい。０．０２質量％を超えて含有させると延性−脆性遷移温度の上昇を招くので、Ｐ含有量の上限は０．０２質量％とする。
Ｓ：０．０２質量％以下
ＳはＭｎＳ系介在物を形成し靭性を低下させる。したがって、少ない方が好ましい。材質上弊害のない水準は０．０２質量％以下である。
Ｐはオーステナイト粒界に偏析し、靭性を低下させる元素である。したがって、少ない方が好ましい。０．０２質量％を超えて含有させると延性−脆性遷移温度の上昇を招くので、Ｐ含有量の上限は０．０２質量％とする。
Ｓ：０．０２質量％以下
ＳはＭｎＳ系介在物を形成し靭性を低下させる。したがって、少ない方が好ましい。材質上弊害のない水準は０．０２質量％以下である。
本発明鋼板は、必要に応じてさらにＮｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂを含むこともできる。
Ｎｉ：１．８質量％以下
Ｎｉは靭性を向上させる作用と、Ｍｎと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する。しかし、１．８質量％を超えて過剰に添加しても、コストに見合った靭性向上効果は得られない。したがって、添加する場合は１．８質量％を上限とする。
Ｎｉ：１．８質量％以下
Ｎｉは靭性を向上させる作用と、Ｍｎと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する。しかし、１．８質量％を超えて過剰に添加しても、コストに見合った靭性向上効果は得られない。したがって、添加する場合は１．８質量％を上限とする。
Ｃｒ：２．０質量％以下
Ｃｒは焼入れ性を有する元素である。強度を向上させるばかりでなく、耐摩耗性をも向上させる。しかし、２．０質量％を超えて過剰に添加すると靭性が低下する。
Ｖ：０．５質量％以下
Ｖは焼入れ時にオーステナイト結晶粒径を微細化する作用がある。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．５質量％までの添加で十分である。添加量が過剰に多くなると製造性に困難を来たすので、添加する場合は０．５質量％を上限とする。
Ｃｒは焼入れ性を有する元素である。強度を向上させるばかりでなく、耐摩耗性をも向上させる。しかし、２．０質量％を超えて過剰に添加すると靭性が低下する。
Ｖ：０．５質量％以下
Ｖは焼入れ時にオーステナイト結晶粒径を微細化する作用がある。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．５質量％までの添加で十分である。添加量が過剰に多くなると製造性に困難を来たすので、添加する場合は０．５質量％を上限とする。
Ｍｏ：０．５質量％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させる効果を有する。またＮｉとの複合添加で鋼の強靭性を高める作用も発揮する。さらに、特殊炭化物を形成することによって耐摩耗性を向上させる作用も有している。本発明の合金成分系では、上記作用を発揮させるのは０．５質量％のまでの添加で十分である。これ以上添加しても、それに見合った効果が得られないばかりでなく、製造性を悪化させるようになる。したがって添加する場合は０．５質量％を上限とする。
Ｍｏは焼入れ性を向上させる効果を有する。またＮｉとの複合添加で鋼の強靭性を高める作用も発揮する。さらに、特殊炭化物を形成することによって耐摩耗性を向上させる作用も有している。本発明の合金成分系では、上記作用を発揮させるのは０．５質量％のまでの添加で十分である。これ以上添加しても、それに見合った効果が得られないばかりでなく、製造性を悪化させるようになる。したがって添加する場合は０．５質量％を上限とする。
Ｎｂ：０．３質量％以下
Ｎｂは、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。
Ｎｂは、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。
Ｔｉ：０．３質量％以下
Ｔｉも、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。
Ｔｉも、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。
Ｂ：０．０１質量％以下
Ｂは、旧オーステナイト結晶粒界の強度を高め、靭性を向上させる作用を発揮する。本発明の合金成分系では、０．０１質量％までの添加でこの効果が得られる。しかし、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和するので、添加する場合は０．０１％を上限とする。
Ｂは、旧オーステナイト結晶粒界の強度を高め、靭性を向上させる作用を発揮する。本発明の合金成分系では、０．０１質量％までの添加でこの効果が得られる。しかし、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和するので、添加する場合は０．０１％を上限とする。
断面硬さ：２００〜３００ＨＶ以下
打抜き加工用の金型やシェービング加工用の金型の寿命を決める重要な要因は、打抜き加工する鋼材の硬さである。断面硬さが２００ＨＶに満たないと打抜き加工時にダレ，わん曲が生じやすくなり、逆に３００ＨＶを超える程に硬くなると金型の損傷が起こりやすくなる。断面硬さが２００〜３００ＨＶであると、ダレ，わん曲を抑制し、金型寿命向上に対して大きな効果を発揮することができる。
打抜き加工用の金型やシェービング加工用の金型の寿命を決める重要な要因は、打抜き加工する鋼材の硬さである。断面硬さが２００ＨＶに満たないと打抜き加工時にダレ，わん曲が生じやすくなり、逆に３００ＨＶを超える程に硬くなると金型の損傷が起こりやすくなる。断面硬さが２００〜３００ＨＶであると、ダレ，わん曲を抑制し、金型寿命向上に対して大きな効果を発揮することができる。
組織形態
本発明の基本的発想である超軟質化処理は、炭化物の形状を大きく且つ棒状や板状のものを分断して球形にしたりすることが可能である。さらにフェライト結晶粒を粗大化し、フェライト結晶粒内の炭化物の比率を高くできる。
具体的には、極軟化焼鈍により炭化物を粗大化し軟質となるが、フェライト結晶粒界上に形成された炭化物は板状や棒状の形状を呈しやすい。そこでその後に軽冷延で板状や棒状の炭化物を分断する。さらにＡｃ１未満の温度で仕上げ焼鈍を行うことで、フェライト結晶粒が再結晶し、軽冷延で分断された炭化物はフェライト結晶粒界から引き離されて球状化し結晶粒内に存在する。結晶粒内の炭化物の比率を高くすることで、結果的に分散された炭化物粒子を大きく、かつ丸くして金型を摩耗させる硬質の剥離粒子を低減かつ無害化できる。また、フェライト結晶粒の粗大化によりさらに軟質となる。
本発明の基本的発想である超軟質化処理は、炭化物の形状を大きく且つ棒状や板状のものを分断して球形にしたりすることが可能である。さらにフェライト結晶粒を粗大化し、フェライト結晶粒内の炭化物の比率を高くできる。
具体的には、極軟化焼鈍により炭化物を粗大化し軟質となるが、フェライト結晶粒界上に形成された炭化物は板状や棒状の形状を呈しやすい。そこでその後に軽冷延で板状や棒状の炭化物を分断する。さらにＡｃ１未満の温度で仕上げ焼鈍を行うことで、フェライト結晶粒が再結晶し、軽冷延で分断された炭化物はフェライト結晶粒界から引き離されて球状化し結晶粒内に存在する。結晶粒内の炭化物の比率を高くすることで、結果的に分散された炭化物粒子を大きく、かつ丸くして金型を摩耗させる硬質の剥離粒子を低減かつ無害化できる。また、フェライト結晶粒の粗大化によりさらに軟質となる。
本発明では、フェライト結晶粒界上の炭化物数をＣGB、フェライト結晶粒内の炭化物数をＣIGとしたとき、ＣGBとＣIBの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つように炭化物が分散した組織を有していると、金型の長寿命化が図れることを、実験を重ねることで確認した。一方、ＣGB／ＣIGが０．８を超えて大きくなると金型の摩耗損傷が大きくなる。結果としてシェービング加工面の表面粗さ（Ｒａ）が大きくなり金型寿命が短くなる。
さらに、種々な塑性加工性を考慮すると、炭化物の球状化率を９０％以上に調整しておく必要がある。９０％に満たないと、金型の摩耗損傷が大きくなり、シェービング加工面の表面粗さが大きくなる。
なお、炭化物の存在形態、すなわちフェライト結晶の粒界および粒内での炭化物の存在比率や炭化物の球状化率は、超軟質化処理を施すことにより形成され、さらにはその後の最終の冷間圧延を行っても基本的には変わらない。
さらに、種々な塑性加工性を考慮すると、炭化物の球状化率を９０％以上に調整しておく必要がある。９０％に満たないと、金型の摩耗損傷が大きくなり、シェービング加工面の表面粗さが大きくなる。
なお、炭化物の存在形態、すなわちフェライト結晶の粒界および粒内での炭化物の存在比率や炭化物の球状化率は、超軟質化処理を施すことにより形成され、さらにはその後の最終の冷間圧延を行っても基本的には変わらない。
次に、本発明鋼板を製造する方法について簡単に説明する。
なお、熱延条件や熱延板酸洗条件には全く制限はない。通常通り行っても全く問題はない。
超軟質化処理における極軟化焼鈍：Ａｃ１〜（Ａｃ１＋５０℃）の温度で５時間以上保持した後に６００℃までの冷却を２０℃／ｈ以下で行う焼鈍
超軟質化処理の効果を十分に発揮させるためには、上記の極軟化焼鈍において、炭化物を粗大化、球状化させておくことが必要になる。
この焼鈍を施していないと、炭化物の形状が球状にならず、粒径が粗大にならない。また、この焼鈍工程で、保持温度がＡｃ１点温度に満たないと、また保持時間が５時間に満たないと炭化物粒径が十分に粗大化されず、逆にＡｃ１＋５０℃を超えるほどに高いと炭化物が球状化せずに板状や棒状になるために超軟質化処理の効果が得られない。さらに、６００℃までの冷却速度が２０℃／ｈよりも速いと、炭化物形状が板状や棒状になりやすくなるために超軟質化処理の効果が得られない。６００℃〜室温までの冷却速度に制限はない。
なお、熱延条件や熱延板酸洗条件には全く制限はない。通常通り行っても全く問題はない。
超軟質化処理における極軟化焼鈍：Ａｃ１〜（Ａｃ１＋５０℃）の温度で５時間以上保持した後に６００℃までの冷却を２０℃／ｈ以下で行う焼鈍
超軟質化処理の効果を十分に発揮させるためには、上記の極軟化焼鈍において、炭化物を粗大化、球状化させておくことが必要になる。
この焼鈍を施していないと、炭化物の形状が球状にならず、粒径が粗大にならない。また、この焼鈍工程で、保持温度がＡｃ１点温度に満たないと、また保持時間が５時間に満たないと炭化物粒径が十分に粗大化されず、逆にＡｃ１＋５０℃を超えるほどに高いと炭化物が球状化せずに板状や棒状になるために超軟質化処理の効果が得られない。さらに、６００℃までの冷却速度が２０℃／ｈよりも速いと、炭化物形状が板状や棒状になりやすくなるために超軟質化処理の効果が得られない。６００℃〜室温までの冷却速度に制限はない。
超軟質化処理における軽冷延；冷延率１０〜２５％
極軟化焼鈍した鋼板に低い冷延率の軽冷延を施すことにより鋼板組織中に転位を導入する（加工硬化させる）ことが、引続いて施される仕上げ焼鈍で、フェライト結晶粒を再結晶・粗大化させるために必須となる。このための冷延率は少なくとも１０％は必要である。冷延率が１０％に満たないほどに小さいと、フェライトの再結晶が不完全（サブグレイン組織）になり、硬さを十分に低下させることができない。逆に冷延率が２５％を超えるほどに大きいと、導入される転位が多くなりすぎ、再結晶の核生成サイトの密度が増大して、再結晶粒が逆に微細化されてしまって、結果的に硬質化される。
極軟化焼鈍した鋼板に低い冷延率の軽冷延を施すことにより鋼板組織中に転位を導入する（加工硬化させる）ことが、引続いて施される仕上げ焼鈍で、フェライト結晶粒を再結晶・粗大化させるために必須となる。このための冷延率は少なくとも１０％は必要である。冷延率が１０％に満たないほどに小さいと、フェライトの再結晶が不完全（サブグレイン組織）になり、硬さを十分に低下させることができない。逆に冷延率が２５％を超えるほどに大きいと、導入される転位が多くなりすぎ、再結晶の核生成サイトの密度が増大して、再結晶粒が逆に微細化されてしまって、結果的に硬質化される。
超軟質化処理における仕上げ焼鈍；６００℃〜Ａｃ１点の温度域に２ｈ以上保持
軽冷延されたフェライト結晶粒を再結晶させ、粒径を粗大化してフェライト結晶粒内に存在する炭化物の比率を多くするための処理である。保持温度が６００℃に満たないと再結晶され難いので、最低でも６００℃以上の温度で保持する必要がある。保持温度がＡｃ１点を超えると、組織がオーステナイト化されるようになる。オーステナイト結晶が形成され、フェライト＋オーステナイト＋炭化物の混合組織になると、フェライト結晶がオーステナイト相にピン止めされて粗大化できなくなる。したがって、仕上げ焼鈍はＡｃ１点を超えてはならない。また、再結晶を十分に行わせるためには、２ｈ以上の保持が必要である。
軽冷延されたフェライト結晶粒を再結晶させ、粒径を粗大化してフェライト結晶粒内に存在する炭化物の比率を多くするための処理である。保持温度が６００℃に満たないと再結晶され難いので、最低でも６００℃以上の温度で保持する必要がある。保持温度がＡｃ１点を超えると、組織がオーステナイト化されるようになる。オーステナイト結晶が形成され、フェライト＋オーステナイト＋炭化物の混合組織になると、フェライト結晶がオーステナイト相にピン止めされて粗大化できなくなる。したがって、仕上げ焼鈍はＡｃ１点を超えてはならない。また、再結晶を十分に行わせるためには、２ｈ以上の保持が必要である。
仕上げ焼鈍後の最終の冷間圧延；圧延率２０〜６０％
打抜き加工後にシェービング加工を施すような使用態様では、打抜き加工品のダレ、わん曲を抑制してシェ−ビング加工代を極力少なくするため、一旦超軟質化した鋼板の断面硬さをある程度硬くする必要がある。このために、仕上げ焼鈍後再度の冷間圧延を行う。
２０％以上の冷延率により、良好な板形状(板厚精度、Ｌそり、Ｃそり)が得られる。また、圧延率が６０％を超えるほどの冷延を施すと、鋼板が高硬度となり、圧延機に負荷がかかって製造性が悪くなるばかりでなく、加工金型の損傷が激しくなる。
打抜き加工後にシェービング加工を施すような使用態様では、打抜き加工品のダレ、わん曲を抑制してシェ−ビング加工代を極力少なくするため、一旦超軟質化した鋼板の断面硬さをある程度硬くする必要がある。このために、仕上げ焼鈍後再度の冷間圧延を行う。
２０％以上の冷延率により、良好な板形状(板厚精度、Ｌそり、Ｃそり)が得られる。また、圧延率が６０％を超えるほどの冷延を施すと、鋼板が高硬度となり、圧延機に負荷がかかって製造性が悪くなるばかりでなく、加工金型の損傷が激しくなる。
実施例１：
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造でスラブを得た後、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度８５０℃および巻取り温度６００℃の熱延を施し、塩酸浴による酸洗を施して、板厚４．０ｍｍの熱延酸洗板を得た。
各熱延酸洗板を、７５０℃×１０ｈ加熱した後に１０℃／ｓの冷却速度で６００℃まで冷却する焼鈍を施した後、圧延率２０％の軽冷延とその後の７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を施す超軟質化処理を行い、さらにその後に圧延率４０％の冷間圧延を施した。
また、比較の通常法として各熱延酸洗板を７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍後、圧延率３０％の冷延とその後７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を行い、さらにその後に圧延率４０％の冷間圧延を施した。
各供試材について、最終の冷間圧延前と後の断面硬さを、圧延方向と板厚方向を含む断面を研磨紙で湿式研磨した後、ビッカース硬度計で測定した。その結果を表２に示す。
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造でスラブを得た後、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度８５０℃および巻取り温度６００℃の熱延を施し、塩酸浴による酸洗を施して、板厚４．０ｍｍの熱延酸洗板を得た。
各熱延酸洗板を、７５０℃×１０ｈ加熱した後に１０℃／ｓの冷却速度で６００℃まで冷却する焼鈍を施した後、圧延率２０％の軽冷延とその後の７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を施す超軟質化処理を行い、さらにその後に圧延率４０％の冷間圧延を施した。
また、比較の通常法として各熱延酸洗板を７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍後、圧延率３０％の冷延とその後７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を行い、さらにその後に圧延率４０％の冷間圧延を施した。
各供試材について、最終の冷間圧延前と後の断面硬さを、圧延方向と板厚方向を含む断面を研磨紙で湿式研磨した後、ビッカース硬度計で測定した。その結果を表２に示す。
表２に見られるように、成分組成を適切に調整した中・高炭素鋼に、同じ最終冷延率を付与しても通常法よりも超軟質化処理を行った方が軟質となり、打抜き加工やその後のシェービング加工の際にも加工金型の損耗を低減できる鋼板が提供できることがわかる。これに対して、超軟質化処理を行ってもＣ含有量が多かったり（鋼種Ｎｏ．Ｐ）、Ｓｉ含有量やＭｎ含有量が多かったり（鋼種Ｎｏ．Ｑ，Ｒ）すると、軟質化せず、シェービング加工に適さないことがわかる。
実施例２：
表１中、Ａ鋼、Ｅ鋼、Ｊ鋼およびＰ鋼について、超軟質化処理時の圧延条件の影響について、検討した。
実施例１と同じ方法で板厚４．０ｍｍの熱延酸洗板を製造した。各熱延酸洗板を、７４０℃×１０ｈ加熱した後に２０℃／ｈｒの冷却速度で６００℃まで冷却する焼鈍を施した後、圧延率を０〜５０％の範囲で種々変えた冷延とその後の７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を施す超軟質化処理を行い、さらにその後に圧延率４０％の冷間圧延を施した。
各供試材について、最終の冷間圧延後の断面硬さを、実施例１と同じ方法で測定した。その結果を図１に示す。
また、Ｅ鋼、Ｊ鋼およびＰ鋼の最終冷間圧延後の断面を５％ナイタールで腐食し、その腐食面に現れたフェライトの結晶粒径を切断法で計測した。その結果を図２に示す。
表１中、Ａ鋼、Ｅ鋼、Ｊ鋼およびＰ鋼について、超軟質化処理時の圧延条件の影響について、検討した。
実施例１と同じ方法で板厚４．０ｍｍの熱延酸洗板を製造した。各熱延酸洗板を、７４０℃×１０ｈ加熱した後に２０℃／ｈｒの冷却速度で６００℃まで冷却する焼鈍を施した後、圧延率を０〜５０％の範囲で種々変えた冷延とその後の７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を施す超軟質化処理を行い、さらにその後に圧延率４０％の冷間圧延を施した。
各供試材について、最終の冷間圧延後の断面硬さを、実施例１と同じ方法で測定した。その結果を図１に示す。
また、Ｅ鋼、Ｊ鋼およびＰ鋼の最終冷間圧延後の断面を５％ナイタールで腐食し、その腐食面に現れたフェライトの結晶粒径を切断法で計測した。その結果を図２に示す。
図１に見られるように、超軟質化処理時における冷延率を１０〜２５％程度にすると、Ａ鋼、Ｅ鋼およびＪ鋼では、冷延率０％の場合よりも軟質化することができている。これに対して、Ｃ含有量が多いＰ鋼では、適切な超軟質化処理を施しても軟質化できていない。
１０〜２５％の冷延を施すことにより、Ａ鋼、Ｅ鋼およびＪ鋼では軟質化できているのに対して、Ｐ鋼では軟質化できなかった理由が、図２の結果からわかる。
すなわち、超軟質化処理における冷延時の冷延率を１０〜２５％とすると、Ｅ鋼とＪ鋼ではフェライト結晶粒径が急激に粗大化しているのに対してＰ鋼では粗大化していない。Ｐ鋼のＣ含有量が多すぎたためと推測される。このように、適切な冷延率の冷間圧延を行うことにより、組織中の転位密度が高くなり、引続いて施される仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成長速度を増加させる効果をもたらしたものと考える。
１０〜２５％の冷延を施すことにより、Ａ鋼、Ｅ鋼およびＪ鋼では軟質化できているのに対して、Ｐ鋼では軟質化できなかった理由が、図２の結果からわかる。
すなわち、超軟質化処理における冷延時の冷延率を１０〜２５％とすると、Ｅ鋼とＪ鋼ではフェライト結晶粒径が急激に粗大化しているのに対してＰ鋼では粗大化していない。Ｐ鋼のＣ含有量が多すぎたためと推測される。このように、適切な冷延率の冷間圧延を行うことにより、組織中の転位密度が高くなり、引続いて施される仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成長速度を増加させる効果をもたらしたものと考える。
実施例３；
表１に示す化学成分を有する鋼を供試材とし、熱延から最終的な冷延までの各条件を表３に示すように種々変更し、最終的な冷延を施した後の仕上げ板厚を１．５ｍｍとした鋼板を作製した。極軟化焼鈍では、焼鈍温度から６００℃までを１０℃／ｈで冷却した。
各鋼板に、次に示す条件で打抜き→シェービング加工試験を行った。
表１に示す化学成分を有する鋼を供試材とし、熱延から最終的な冷延までの各条件を表３に示すように種々変更し、最終的な冷延を施した後の仕上げ板厚を１．５ｍｍとした鋼板を作製した。極軟化焼鈍では、焼鈍温度から６００℃までを１０℃／ｈで冷却した。
各鋼板に、次に示す条件で打抜き→シェービング加工試験を行った。
加工条件
組織形態については、鋼板断面を５％ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡によりフェライト結晶粒界上とフェライト粒内にある炭化物が１０００個になるまで、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト粒内の炭化物数ＣIGを計測した。また炭化物の球状化率の計測は、炭化物総数１０００個とし、炭化物総数に占める、炭化物の最大長さｐとその直角方向の最大長さｑの比（ｐ／ｑ）が２以下である炭化物の数の割合（％）を、画像処理装置を用いて行った。
その後、各打抜き加工品について、図３のように定義したダレとわん曲の生成状況を、次のように観察・測定した。その結果を表４に示す。
ダレ；打抜き加工品の断面をエメリー紙で湿式研摩後、ダレ量を測定
わん曲；打抜き加工品を表面粗さ測定機でわん曲量を測定
その後、各打抜き加工品について、図３のように定義したダレとわん曲の生成状況を、次のように観察・測定した。その結果を表４に示す。
ダレ；打抜き加工品の断面をエメリー紙で湿式研摩後、ダレ量を測定
わん曲；打抜き加工品を表面粗さ測定機でわん曲量を測定
なお、表４中では、打抜き品のダレ量が１００μｍ以下を○、わん曲量が１５μｍ以下を○で評価している。
また、金型寿命を、加工品のシェービング面を表面粗さ測定機によって調査した。その際、表面粗さＲａが２.０μｍ以下のものを○で、さらに表面粗さＲａが良好で１．０μｍ以下のものを◎、それらから外れたものを×で評価した。
そして、ダレ量，わん曲量，金型寿命の全てで○と評価できるものを、加工性が良好と評価した。
また、金型寿命を、加工品のシェービング面を表面粗さ測定機によって調査した。その際、表面粗さＲａが２.０μｍ以下のものを○で、さらに表面粗さＲａが良好で１．０μｍ以下のものを◎、それらから外れたものを×で評価した。
そして、ダレ量，わん曲量，金型寿命の全てで○と評価できるものを、加工性が良好と評価した。
表３，４に示す結果から、本請求項で規定した要件を満たすものでは、ダレ量，わん曲量，シェービング面粗さを満足する金型寿命に優れたものであった。
これに対して、試験Ｎｏ.１は極軟化焼鈍温度が低く過ぎたためＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せずシェービング面粗さの点で満足できなかった。
Ｎｏ.９，２０は、極軟化焼鈍温度が低く過ぎたためＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せず、シェービング面粗さの点で満足できなかった。
Ｎｏ.１１は、超軟質化処理時の軽冷延率が低いためＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せず、逆にＮｏ.３２は、超軟質化処理時の軽冷延率が高いためにＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せず、シェービング面粗さの点で満足できなかった。
これに対して、試験Ｎｏ.１は極軟化焼鈍温度が低く過ぎたためＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せずシェービング面粗さの点で満足できなかった。
Ｎｏ.９，２０は、極軟化焼鈍温度が低く過ぎたためＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せず、シェービング面粗さの点で満足できなかった。
Ｎｏ.１１は、超軟質化処理時の軽冷延率が低いためＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せず、逆にＮｏ.３２は、超軟質化処理時の軽冷延率が高いためにＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せず、シェービング面粗さの点で満足できなかった。
Ｎｏ.１４は、超軟質化処理が行われていないために炭化物の球状化率、ＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８を満足せず、シェービング面粗さの点で満足できなかった。
Ｎｏ.２７，２８，２９は、鋼成分の調整が適当でなかったため、軟質化せず、シェービング加工に適していなかった。実施例１での検討結果と同じである。
Ｎｏ.３１は、仕上げ焼鈍の温度が高すぎたため、ＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８、および炭化物球状化率を満足せず、シェービング面粗さの点で満足できなかった。
Ｎｏ.２７，２８，２９は、鋼成分の調整が適当でなかったため、軟質化せず、シェービング加工に適していなかった。実施例１での検討結果と同じである。
Ｎｏ.３１は、仕上げ焼鈍の温度が高すぎたため、ＣＧＢ／ＣＧＩ≦０．８、および炭化物球状化率を満足せず、シェービング面粗さの点で満足できなかった。
Claims (6)
- Ｃ：０．３０〜１．００質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つとともに、全ての炭化物の内の９０％以上を長軸／短軸が２以下の球状化炭化物で占める炭化物がフェライト中に分散した組織を有することを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板。
- Ｃ：０．３０〜１．００質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つとともに、全ての炭化物の内の９０％以上を長軸／短軸が２以下の球状化炭化物で占める炭化物がフェライト中に分散した組織を有し、仕上げ焼鈍後の最終の冷延により断面硬さが２００〜３００ＨＶに調整されていることを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板。
- さらにＮｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下の内の１種又は２種以上を含む成分組成を有する請求項１または２に記載の加工性に優れた中・高炭素鋼板。
- さらにＮｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下の内の１種又は２種以上を含む成分組成を有する請求項１〜３の何れかに記載の加工性に優れた中・高炭素鋼板。
- 請求項１〜４の何れかに記載された成分組成を有する鋼の熱延酸洗板に、熱延板焼鈍あるいは冷延および冷延板焼鈍を施した後、軽冷延および仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際、前記熱延板焼鈍または冷延板焼鈍を、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋５０℃）の温度で５時間以上保持した後に６００℃までの冷却を２０℃／ｈ以下で行った後、１０〜２５％の圧延率で軽冷延を施し、その後６００℃〜Ａｃ１の温度で２時間以上保持する仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造した後、さらに最終の冷間圧延を施すことを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法。
- 最終の冷間圧延を圧延率２０〜６０％で行う請求項５に記載の中・高炭素鋼板の製造方法。
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