JP4412094B2

JP4412094B2 - 高炭素冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4412094B2
Application number: JP2004218719A
Authority: JP
Inventors: 毅藤田; 哲男持田; 展之中村; 哲雄清水; 紀隆高橋
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-10-10
Filing date: 2004-07-27
Publication date: 2010-02-10
Anticipated expiration: 2024-07-27
Also published as: JP2005133199A

Description

本発明は、自動車の構造部品等に使用され、素材である冷延鋼板の強度において440MPa以上を有する伸びフランジ性に優れ、あるいはさらに延性にも優れた高炭素冷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。これらの部品加工を行うユーザの要求の一つに、打抜き後の成形において、穴拡げ加工（バーリング）性の向上がある。この穴拡げ加工性は、プレス成形性としては伸びフランジ性で評価されている。そのため、伸びフランジ性の優れた材料が望まれている。また、複雑形状に成形する場合は延性の指標である伸び特性が良好であることも要求される。

このような、高炭素鋼板の伸びフランジ性の向上については、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、冷間圧延を経たプロセスにおいて、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板を作る方法が提案されている。この技術は、Ｃ：0.1〜0.8質量％を含有する鋼からなり、金属組織が実質的にフェライト＋パーライト組織であり、必要に応じて初析フェライト面積率がＣ含有量（質量％）により決まる所定の値以上、パーライトラメラ間隔が0.1μm以上の熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、次いで、3段階又は2段階の温度範囲で長時間保持する3段階又は2段階焼鈍を施すというものである。

また、特許文献2には、Ｃ：0.1〜0.8質量％を含有する鋼からなり、初析フェライト面積率（％）がＣ含有量により決まる所定値以上である、初析フェライト＋パーライト組織の熱延鋼板に、1段目の加熱保持と2段目の加熱保持を連続して行う焼鈍を施す、という技術が開示されている。

さらに特許文献3には、伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板が提案されている。これは、Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼を、仕上温度 (Ar₃変態点-20℃)以上で熱間圧延した後、冷却速度120℃／秒超かつ冷却停止温度650℃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、焼鈍温度640℃以上Ac₁変態点以下で焼鈍する技術である。金属組織については、炭化物平均粒径を0.1μm以上1.2μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を10％以下に制御することを特徴としている。

また、特許文献4には、伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板が提案されている。これは、Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼を、仕上温度(Ar₃変態点-20℃)以上で熱間圧延した後、冷却速度120℃／秒超かつ冷却停止温度650℃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600℃以上Ac₁変態点以下で焼鈍する技術である。金属組織については、炭化物平均粒径を0.1μm以上2.0μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を15％以下に制御することを特徴としている。
特開平11-269552号公報特開平11-269553号公報特開2003−13145号公報特開2003−13144号公報

これら特許文献1、2記載の技術では、フェライト組織が初析フェライトからなり、炭化物を実質的に含まないため柔らかく延性に優れているが、伸びフランジ性は必ずしも良好ではない。それは、以下のように考えられる。すなわち、打抜き加工時に、打抜き端面の近傍で初析フェライトの部分が大きく変形するため、初析フェライトと球状化炭化物を含むフェライトでは変形量が大きく異なる。その結果、これら変形量が大きく異なる粒の粒界付近に応力が集中し、球状化組織とフェライトの界面にボイドが発生する。これがクラックに成長するため、結果的には伸びフランジ性を劣化させると考えられる。

この対策として、球状化焼鈍を強化することにより、全体として軟質化させることが考えられる。しかし、その場合は球状化した炭化物が粗大化し、加工の際にボイド発生の起点となるとともに、加工後の熱処理段階で炭化物が溶解し難くなり、焼入強度の低下につながる。

また、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、高炭素鋼板の穴拡げ加工についても、加工度の増加等により、打抜き端面の割れが発生しやすくなっている。従って、高炭素鋼板にも高い伸びフランジ性が要求されている。

本発明者らは、かかる事情に鑑み、長時間を要する多段階焼鈍を用いることなく製造でき、打抜き端面の割れが発生しにくい伸びフランジ性に優れた高炭素鋼板を提供することを目的として、特許文献3、4記載の技術を開発した。これらの技術により、伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板あるいは高炭素冷延鋼板が製造できるようになった。

最近では、駆動系部品などの用途に対しては、高耐久・軽量化の観点から一体成形部品などで非熱処理部においても高強度化が進み、素材である鋼板の引張強度（ＴＳ）として440MPa以上の強度を要求されるようになってきている。

また、一体成形においては、10数工程のプレス工程を有し、バーリング加工のみならず、張出し、曲げなどの成形モードが複雑に組み合わされて成形がなされているため、伸びフランジ性とさらには延性の両特性を同時に要求されるようになってきている。

しかしながら、上記特許文献3、4記載の技術では、ＴＳ≧440MPa（ＨＲＢ硬度換算で73ポイント以上、Ｈｖ硬度換算にて135ポイント以上）を達成しようとすると、十分な伸びフランジ性が必ずしも得られなかった。すなわち、伸びフランジ性は穴拡げ率（λ）により評価され、高炭素冷延鋼板では、λ≧80％、好ましくはλ≧85％が望まれているが、上記技術ではこのＴＳと伸びフランジ性の要望を、同時に安定して確保することができなかった。また、延性については言及してなかった。

本発明は、かかる事情に鑑み、長時間を要する多段階焼鈍を用いることなく製造でき、打抜き端面の割れが発生しにくく、440MPa以上の引張強度を有するとともに、穴拡げ率λ≧80％、好ましくはλ≧85％を満足する伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板を提供することを目的とし、さらに特に優れた延性が要求される場合には伸び35％をも満足する延性および伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板を提供することを目的とする。

上記課題は、次の発明により解決される。その発明は、質量％で、Ｃ：0.20〜0.58％、Ｓｉ：0.1％以下、Ｍｎ：0.20〜0.60％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、ｓｏｌ．Ａｌ： 0.1％以下、Ｎ：0.005％以下、Ｂ：0.001〜0.005％、Ｃｒ：0.05〜0.3％を含有し、残部鉄および不可避的不純物である組成と、フェライト平均粒径が6μm以下、炭化物平均粒径が0.1μm以上1.20μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下である組織を有することを特徴とする高炭素冷延鋼板である。
ただし、炭化物を含まないフェライト粒とは、走査型電子顕微鏡による1000倍での金属組織観察では炭化物が検出されないフェライト粒とする。

上記高炭素冷延鋼板の発明においては、さらに、炭化物平均粒径が0.5μm以上1.20μm未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板とすることもできる。

また、上記高炭素冷延鋼板の発明においては、さらに、前記炭化物を含まないフェライト粒の体積率が10％以下であることを特徴とする高炭素冷延鋼板とすることもできる。

製造方法の発明としては、上記組成を有する鋼素材を、仕上温度 (Ar₃変態点-10℃)以上の仕上温度で熱間圧延した後、冷却速度120℃／秒超かつ冷却停止温度620℃以下として冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り、圧下率30％以上で冷間圧延を行った後、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炭素冷延鋼板の製造方法である。

製造方法の発明としては、前述の発明において、さらに、前記焼鈍を焼鈍温度680℃以上Ac₁変態点以下で行うことを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。

また、製造方法の発明としては、前述の発明において、さらに、前記冷却停止温度600℃以下で冷却を行い、前記巻取温度500℃以下で巻取ることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。

また、製造方法の発明としては、前述の発明において、前記巻取り後、前記冷間圧延前に、さらに、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炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。

これらの発明は、高炭素鋼板の伸びフランジ性および延性に及ぼす組成およびミクロ組織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、鋼板の伸びフランジ性および延性に影響を及ぼす因子は、組成や炭化物の形状および量のみならず、炭化物の分散状態も大きな影響を及ぼしていることを見出した。

また、炭化物の形状としては炭化物平均粒径、炭化物の分散状態としては炭化物を含まないフェライト粒の体積率を、それぞれ制御することにより、高炭素冷延鋼板の伸びフランジ性が向上することがわかった。さらに、組成およびフェライト粒径を制御することにより、伸びフランジ性と強度を、安定してかつ高いレベルで両立でき、炭化物粒径をさらに規定し制御することで伸びを安定して高めることを見出した。そして、この知見に基づき、上記の組織を制御するための製造方法を検討し、伸びフランジ性に優れ、あるいはさらに延性にも優れた高炭素冷延鋼板およびその製造方法を確立した。

以下、本発明の構成要素について説明する。

Ｃ含有量： 0.20〜0.58％（質量％、以下同様）
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。しかし、Ｃ含有量が0.20％未満では、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、炭化物を含まないフェライト粒が多くなって、炭化物の分布が不均一となる。また、フェライト粒も粗大化する。さらにその場合、焼入後も、機械構造用部品として十分な強度が得られない。一方、Ｃ含有量が0.58％を超える場合、焼鈍後でも伸びフランジ性および延性が低い。従って、Ｃ含有量を0.20％以上0.58％以下とする。

Ｓｉ：0.1％以下
Ｓｉは、焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素であるため、0.005％以上含有することが好ましい。しかし、0.1％を超えて含有すると、初析フェライトが生成し易くなり、炭化物を含まないフェライト粒が多くなって、伸びフランジ性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量を0.1％以下に制限する。

Ｍｎ：0.20〜0.60％：
Ｍｎは、Ｓｉと同様に焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素である。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。そして、Ｍｎの含有量については、焼入性に大きな影響をおよぼすことが知られている。そこで、本発明のＢ、Ｃｒ添加鋼における焼入性におよぼすＭｎ量の影響について調査した。

Ｃ：0.36％、Ｓｉ：0.03％、Ｍｎ：0.10〜0.90％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.003％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.03％、Ｎ：0.0040％、Ｂ：0.0025％、Ｃｒ：0.25％からなる鋼を溶解後、加熱温度1250℃、熱延仕上温度880℃、巻取温度560℃で熱間圧延を行った。次いで、圧下率50％で冷間圧延を行い、710℃で40h保持の条件で焼鈍を行い、板厚2.5mmの鋼板を作製した。得られた鋼板を50ｘ100mmの大きさに切断後、加熱炉にて820℃に昇温し、60秒保持後に約60℃の油中へ焼入れた。焼入れ後の試験片における硬さをロックウェルＣスケール（ＨＲｃ）で試料表面を測定面として10点測定して焼入れ性を評価した。評価は測定した10点の平均硬さ（ＨＲｃ）50以上を良好とした。得られた結果を図1に示す。

図1は、Ｍｎ量と焼入れ後の平均硬さとの関係を示す図である。図1より、Ｍｎ量が0.20％以上で平均硬さ（ＨＲｃ）50以上が確保され、Ｍｎ量が0.35％以上で平均硬さ（ＨＲｃ）が55に達し、より高い焼入れ硬さが安定して得られることがわかる。

また、素材強度を上昇させ、ＳをＭｎＳとして固定し、スラブの熱間割れを防止する点から、Ｍｎ含有量が0.20％未満では、これらの効果が小さくなる、とともに初析フェライトの生成を助長し、フェライト粒を粗大化させる。

一方0.60％を超えると、引張強度は得られるが、偏析帯であるマンガンバンドの生成が顕著となり、伸びフランジ性および伸びが劣化する。

以上より、Ｍｎ含有量は0.20％以上0.60％以下、好ましくは0.35％以上0.60％以下とする。

Ｐ：0.02％以下
Ｐは、粒界に偏析し、靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Ｐの含有量が0.02％までは許容できるため、Ｐ含有量を0.02％以下に制限する。

Ｓ：0.01％以下
Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成し伸びフランジ性を劣化させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Ｓの含有量が0.01％までは許容できるため、Ｓ含有量を0.01％以下に制限する。

ｓｏｌ.Ａｌ：0.1％以下
Ａｌは、脱酸剤として用い、鋼の清浄度を向上させるため、製鋼段階で添加し、鋼中には通常ｓｏｌ.Ａｌで概ね0.005％以上含有される。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が0.1％を超える程Ａｌを添加しても、清浄度を向上させるという効果が飽和しコスト増となる。従って、鋼中のｓｏｌ.Ａｌ含有量は0.1％以下とする。

Ｎ：0.005％以下
Ｎは、ＢＮを形成して焼入れ性に有効な固溶Ｂ量を減少させて焼入性を低下させるので、低減しなければならない元素である。しかし、Ｎの含有量が0.005％までは許容できるため、Ｎ含有量を0.005％以下に制限する。より好ましくは0.0050％以下に制限する。

Ｂ：0.001〜0.005％
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、伸びフランジ性を向上させると同時に、焼入性を高める重要な元素である。しかし、Ｂ含有量が0.001％未満では、十分な効果が得られない。一方、0.005％を超えると、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。従って、Ｂ含有量を0.001％以上0.005％以下とする。より好ましくは0.0010％以上0.0050％以下とする。

Ｃｒ：0.05〜0.3％
Ｃｒは、Ｂと同様に熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させると同時に、焼入性を高める重要な元素である。しかし、Ｃｒ含有量が0.05％未満では、十分な効果が得られない。一方、0.3％を超えて含有しても、焼入性は向上するが、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、Ｃｒ含有量を0.05％以上0.3％以下とする。より好ましくは0.05％以上0.30％以下とする。

次に、本発明の鋼板の組織について説明する。

フェライト平均粒径： 6μm以下
フェライト粒径は、伸びフランジ性と素材強度を支配する重要な因子であり、本発明において重要な要件である。フェライト粒を微細化することにより、伸びフランジ性を劣化させることなく強度を上昇させることが可能となる。すなわち、フェライト平均粒径を6μm以下とすることにより、素材の引張強度を440MPa以上確保しつつ、優れた伸びフランジ性が得られる。一方、1.0μm未満の微細粒になると強度上昇が著しく、プレス加工時の負荷が増大する可能性があるため、1.0μm以上とすることが好ましい。なお、フェライト粒径は、製造条件、特に熱間圧延の仕上温度、冷却停止温度により、制御することができる。

炭化物平均粒径： 0.1μm以上かつ1.20μm未満
炭化物粒径は、加工性一般、および穴拡げ加工におけるボイドの発生に大きく影響する。炭化物が微細になるとボイドの発生は抑制できるが、炭化物平均粒径が0.1μm未満になると、硬度の上昇に伴い延性が低下し、そのため伸びフランジ性も低下する。一方、炭化物平均粒径の増加に伴い加工性一般は向上するが、1.20μm以上になると、穴拡げ加工におけるボイドの発生により伸びフランジ性が低下する。従って、炭化物平均粒径を0.1μm以上かつ1.20μm未満に制御する。より好ましくは0.1μm以上かつ1.2μm未満に制御する。さらに、炭化物平均粒径を0.5μm以上かつ1.20μm未満に制御することにより、強度上昇が抑えられると同時に、伸びが増大し優れた伸び特性が得られる。よって、好ましくは0.5μm以上かつ1.20μm未満とする。より好ましくは0.5μm以上かつ1.2μm未満に制御する。なお、炭化物平均粒径は、製造条件、特に熱間圧延後の冷却停止温度、巻取温度、および冷延鋼板の焼鈍処理における焼鈍温度あるいはさらに冷間圧延前の熱延鋼板の焼鈍処理における焼鈍温度により制御することができる。ここで、炭化物の粒径については、炭化物の長径と短径の平均を個々の炭化物の粒径とし、この個々の炭化物の粒径を平均した値を炭化物平均粒径とする。

炭化物の分散状態：炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下
炭化物の分散状態を均一とすることにより、前述のように、穴拡げ加工の際の打抜き端面における応力集中が緩和され、ボイドの発生が抑制できる。炭化物を含まないフェライト粒を、体積率にして15％以下にすることにより、炭化物の分散状態を均一にすることができ、伸びフランジ性が著しく向上する。従って、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を15％以下とする。さらに、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を10％以下にすることで、炭化物の分散状態を一層均一化し、極めて優れた伸びフランジ性が得られる。よって、好ましくは10％以下とする。一方、本成分系が亜共析鋼であり、初析フェライトを完全に抑制することは困難であることを考慮すると、炭化物を含まないフェライト粒の体積率の下限は1％程度とするのが好ましい。なお、炭化物の分散状態、即ち炭化物を含まないフェライト粒の体積率は、製造条件、特に熱間圧延の仕上温度、圧延後の冷却速度、冷却停止温度、および巻取温度により制御することができる。

ここで、炭化物を含まないフェライト粒とは、通常の光学顕微鏡による金属組織観察では炭化物が検出されないフェライト粒を意味し、走査型電子顕微鏡でも低倍率では炭化物が検出されないフェライト粒を意味する。すなわち、本発明における炭化物を含まないフェライト粒とは、鋼板試料の板厚断面を研磨し、ナイタルで腐食後、走査型電子顕微鏡で1000倍で観察しても炭化物が検出されないフェライト粒とする。このようなフェライト粒は、熱延後に初析フェライトとして生成した部分であり、焼鈍後の状態でも粒内に炭化物が観察されない、即ち炭化物を含まないフェライト粒と言える。

次に、本発明の高炭素冷延鋼板を製造するに好適な製造条件の限定理由について述べる。

熱間圧延の仕上温度： (Ar₃変態点-10℃)以上
鋼を熱間圧延する際の仕上温度が(Ar₃変態点-10℃)未満では、一部でフェライト変態が進行するため炭化物を含まないフェライト粒が増加し、伸びフランジ性が劣化する。また、フェライト粒の粗大化が顕著となりフェライト平均粒径が6μmを超えるため、伸びフランジ性とともに強度が低下する。よって、熱間圧延の仕上圧延の仕上温度は(Ar₃変態点-10℃)以上とする。これにより、組織の均一微細化を図ることができ、伸びフランジ性と強度の向上が図れる。一方、仕上温度の上限は特に規定しないが、1000℃を超えるような高温の場合、スケール性欠陥が発生し易くなるため、1000℃以下が好ましい。なお、Ar₃変態点（℃）は次の式で算出することができる。

Ar₃=930.21-394.75Ｃ+54.99Ｓｉ-14.40Ｍｎ+5.77Ｃｒ (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。

熱間圧延後の冷却条件：冷却速度＞120℃／秒
本発明では、変態後のフェライト粒の体積率の低減を図るため、圧延後に急冷（冷却）を行う。熱間圧延後の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、炭化物を含まないフェライト粒が15％超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却速度は120℃／秒超とする。一方、冷却速度の上限は現在の設備上の能力からは700℃／秒程度である。

ここで、冷却速度とは仕上圧延後の冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度である。また、仕上圧延後、通常は3秒以内程度で冷却を開始するが、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化し、加工性をより一層向上させる点から、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ことが好ましい。

冷却停止温度： 620℃以下
熱間圧延後の冷却の冷却停止温度が高い場合、巻取りまでの冷却中にフェライトが生成するとともに、パーライトのコロニーおよびラメラ間隔が増大する。そのため、冷間圧延-焼鈍後にフェライト粒が粗大化すると同時に微細炭化物が得られなくなり、強度が低下し、伸びフランジ性が劣化する。冷却停止温度が620℃より高い場合、炭化物を含まないフェライト粒が15％超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、熱間圧延後の冷却の冷却停止温度を620℃以下とする。さらに、炭化物を含まないフェライト粒を10％以下とする場合は、冷却停止温度を600℃以下とすることが好ましい。一方、冷却停止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。

巻取温度： 600℃以下
冷却停止後は鋼板を巻き取るが、巻取温度が高いほどパーライトのラメラ間隔が大きくなる。そのため、冷間圧延-焼鈍後の炭化物が粗大化し、巻取温度が600℃を超えると伸びフランジ性が劣化する。従って、巻取温度を600℃以下とする。さらに、巻取温度を500℃以下とすることにより、炭化物の分散状態が一層均一化し、極めて優れた伸びフランジ性が得られるため、500℃以下とすることが好ましい。一方、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。

なお、炭化物の分散状態をさらに均一化し、優れた伸びフランジ性を得るためには、冷却停止温度を600℃以下として冷却するとともに、巻取温度500℃以下で巻取ることが好ましい。

さらに、巻取後の熱延鋼板は、冷間圧延を行う前にスケール除去のため酸洗を施すことが好ましい。特に、熱延鋼板に焼鈍を施す場合は、スケールによる鋼板表面への影響を除くため、前記焼鈍を施す前に酸洗を行うことが好ましい。酸洗は常法に従って行えばよい。

熱延鋼板の焼鈍温度：焼鈍を行う場合640℃以上Ac₁変態点以下
熱延後、冷間圧延を行うが、その前に炭化物を球状化するために焼鈍（一次焼鈍）を行うことが好ましい。なお、この時の一次焼鈍は、箱焼鈍、連続焼鈍のどちらでもよい。一次焼鈍の焼鈍温度が640℃未満の場合、焼鈍の効果が得られない。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、冷却中に再度パーライトを生成するため、やはり、焼鈍の効果が得られない。よって、一次焼鈍を行う場合の焼鈍温度は640℃以上Ac₁変態点以下とする。なお、優れた伸びフランジ性を得るには、焼鈍温度を680℃以上とすることが好ましい。

冷間圧延の圧下率： 30％以上
冷間圧延は、炭化物の微細均一分散を行い、伸びフランジ性を向上させる。しかし、冷間圧延の圧下率が30％未満では効果が得られないばかりか、焼鈍後に未再結晶部が残存し、かえって伸びフランジ性を劣化させる。また、伸びも低下する。よって、冷間圧延の圧下率は30％以上とする。圧下率の上限は特に制約はないが、圧延負荷の問題から80％以下とすることが好ましい。

冷延鋼板の焼鈍温度： 640℃以上Ac₁変態点以下
冷間圧延後、再結晶および炭化物の球状化促進のために焼鈍を行う。焼鈍温度が640℃未満の場合、炭化物の球状化が不十分あるいは炭化物平均粒径が0.1μm未満となり、伸びフランジ性が劣化する。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、伸びフランジ性が劣化する。また伸びも劣化する。以上より、冷延鋼板の焼鈍温度は640℃以上Ac₁変態点以下とする。さらに、焼鈍温度を680℃以上とすることにより、炭化物平均粒径が0.5μm以上となり、高い伸び特性が得られる。よって、好ましくは680℃以上Ac₁変態点以下である。なお、Ac₁変態点（℃）は次の式で算出することができる。

Ac₁=754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr (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。

本発明によれば、伸びフランジ性の向上を図るに当たって、成分組成および製造条件の制御のみならず、フェライト粒径、炭化物粒径、および炭化物の分散状態をも制御することで、打抜き時の端面におけるボイドの発生を抑制し、穴拡げ加工におけるクラックの成長を遅くすることができる。その結果、440MPa以上の引張強度を有するとともに極めて伸びフランジ性に優れ、あるいはさらに極めて延性にも優れた高炭素冷延鋼板が提供可能となる。

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。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。

なお、熱間圧延時に粗圧延を省略して仕上圧延を行ってもよく、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。また、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。なお、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。

巻取を行った後、場合によっては常法に従い酸洗する。次いで、冷間圧延後、焼鈍を行う。なお、冷間圧延前に熱延鋼板を一次焼鈍し、冷間圧延後焼鈍を行うようにしてもよい。冷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。冷間圧延後の焼鈍の後、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。

以上より、伸びフランジ性に優れ、あるいはさらに延性にも優れた高炭素冷延鋼板が得られる。なお、上記は、本発明の製造方法の一実施態様を示すものであり、これに限定されるものではない。

このようにして得られた高炭素冷延鋼板が、優れた伸びフランジ性を有する理由は次のように考えられる。伸びフランジ性には、打抜き端面の部分の内部組織が大きく影響する。特に、炭化物を含まないフェライト粒（熱延後の初析フェライトに対応する部分）が多い場合、球状化組織の部分との粒界からクラックが発生することが確認されている。

ミクロ組織の挙動を見ると、打抜き加工時には炭化物の界面に、応力集中によるボイドの発生が顕著となる。この応力集中は、炭化物の寸法が大きいほど、また、炭化物を含まないフェライト粒が多いほど大きくなる。穴拡げ加工の際は、これらのボイドが連結しクラックとなる。

このように、製造条件の制御のみならず、炭化物平均粒径、および炭化物を含まないフェライト粒の占める割合を制御することにより、応力集中を小さくし、ボイドの発生を低減することができる。

表1に示す化学成分を有する鋼の連続鋳造スラブを、加熱温度1250℃、熱延仕上温度880℃、仕上げ圧延後冷却開始までの時間0.7秒、熱延後冷却速度150℃／秒、冷却停止温度610℃、巻取温度560℃で熱間圧延を行い熱延鋼板とした。その後、酸洗し、圧下率50％で冷間圧延し、710℃で40h保持する箱焼鈍を行い、板厚2.5mmの鋼板を製造した。ここで、鋼No.A〜Eは化学成分（組成）が本発明範囲内の発明例であり、鋼No.F〜Mは組成が本発明範囲を外れた比較例である。

これらの鋼板からサンプルを採取し、フェライト平均粒径、炭化物平均粒径ならびに炭化物の分散状態の測定、伸びフランジ性評価、および引張試験を行った。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す。

(i) フェライト平均粒径、炭化物平均粒径およびその分散状態
サンプルの板厚断面を研磨・ナイタル腐食後、走査型電子顕微鏡にてミクロ組織を撮影し、標記の特性値を測定した。

まず、フェライト平均粒径については、上記走査型電子顕微鏡で1000倍で撮影した組織写真について、ＪＩＳ規格Ｇ0552に規定されているフェライト結晶粒度試験方法の中の切断法に準拠して測定した。

炭化物平均粒径については、同様に3000倍で撮影した組織写真を用い、実面積0.01mm²の範囲で、板厚方向に100mmの線分20本を引き、これらの線分と交差した炭化物についてその長径と短径を測定し、両者の平均値をその炭化物の粒径とし、さらに測定した全炭化物の粒径の平均を求め炭化物平均粒径とした。

また、炭化物の分散状態については、上記1000倍で撮影した組織写真について、炭化物が観察されないフェライト粒の面積率を測定し、これをもって炭化物を含まないフェライト粒の体積率とし、炭化物の分散状態の指標とした。

(ii) 伸びフランジ性評価
サンプルを、ポンチ径d₀=10mm、ダイス径11mm（クリアランス20％）の打抜き工具を用いて打抜き後、穴拡げ試験を実施した。穴拡げ試験は、円筒平底ポンチ（50mmφ、5R(肩半径5mm)）にて押し上げる方法で行い、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径db（mm）を測定して、次式で定義される穴拡げ率λ(％)を求めた。

λ＝100×(db-d₀)／d₀ (3)．
(iii) 引張試験
圧延方向に対し、90゜方向（C方向）に沿ってＪＩＳ5号試験片を採取し、引張速度10mm／minで引張試験を行い、引張強度および伸びを測定した。

以上の試験結果より得られた、フェライト平均粒径、炭化物平均粒径、炭化物の分散状態、伸びフランジ性、および引張強度、伸びを表2に示す。ここで、伸びフランジ性は上記式(3)の穴拡げ率λで評価した。なお、本発明では、引張強度ＴＳについては440MPa以上、穴拡げ率λについては80％以上（板厚2.5mm）をそれぞれ目標とする。また、優れた延性を要求される場合の伸びとして、35％以上を目標とする。

この表2で、鋼No.A〜Eは、化学成分（組成）が本発明範囲内であり、フェライト平均粒径が6μm以下、炭化物平均粒径が0.1μm以上かつ1.20μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下の発明例である。これらは、引張強度（ＴＳ）が440MPa以上、穴拡げ率λが80％以上という本発明の目標を達成している。また、炭化物平均粒径が0.5μm以上であるため、伸びも35％以上を達成している。

これに対して、表2の鋼No.F〜Mは、化学成分（組成）が本発明範囲を外れた比較例である。鋼No.FはＣが低く、フェライト平均粒径、炭化物平均粒径、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が本発明範囲を超えており、引張強度が440MPa未満で、穴拡げ率も目標より低い。鋼No.GはＣが高く、組織は発明範囲となったものの、穴拡げ率が目標より低い。また、伸びも低い。鋼No.HはＳｉ，Ｐが高く、鋼No.L,MはＢ，Ｃｒがそれぞれ低いため、いずれも初析フェライトが多量に生成し、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が本発明範囲の上限15％を超えており、穴拡げ率が目標より低い。

比較例の鋼No.IはＭｎが低いため、初析フェライトが多量に生成し、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が本発明範囲より高く、さらにフェライト平均粒径が6μmを超えており、強度および穴拡げ率が目標より低い。鋼No.JはＭｎが高く、バンド組織が発生したため、穴拡げ率が目標より低い。また、伸びも低い。鋼No.KはＳが高く、ＭｎＳが増大して、穴拡げ率が大幅に低下している。

前掲の表1に示した鋼の内、発明例の鋼No.A,Cの連続鋳造スラブを1250℃に加熱した後、表3に示す条件にて、熱間圧延して熱延鋼板とした後、酸洗し、冷間圧延および焼鈍を行い、板厚2.5mmの鋼板を製造した。なお、一部の熱延鋼板については酸洗後、一次焼鈍を施した。ここで、鋼板No.1〜12は、製造条件が本発明範囲内の発明例であり、鋼板No.13〜19は製造条件が本発明範囲を外れた比較例である。

これらの鋼板からサンプルを採取し、実施例1と同様に、フェライト平均粒径、炭化物平均粒径ならびに炭化物の分散状態の測定、伸びフランジ性測定、および引張試験を行った。結果を表4に示す。

この表4より、製造条件が本発明範囲内の鋼板No.1〜12は、フェライト平均粒径が6μm以下、炭化物平均粒径が0.1μm以上かつ1.20μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下となっており、発明例の鋼板である。これらの発明例の鋼板は、引張強度（ＴＳ）が440MPa以上、穴拡げ率λが80％以上という本発明の目標を達成している。

それらの内、特に鋼板No.3,4,5,6,11,12は冷却停止温度が600℃以下、巻取温度が500℃以下、また鋼板No.5,6,9,10,11,12は一次焼鈍を施した例であり、それぞれ本発明の製造条件の好ましい範囲内である。これらは、高い穴拡げ率（85％以上）が得られている。また、鋼板No.1,3,5,7,9,11は、冷間圧延後の焼鈍温度が680℃以上であり、これらは伸びも35％以上を達成している。

これに対して、表4の鋼板No.13〜19は製造条件（表3）が本発明範囲を外れた比較例である。鋼板No.13は、熱間圧延の圧延終了温度が本発明範囲より低く、フェライト平均粒径、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が本発明範囲の上限を超えており、引張強度および穴拡げ率が目標より低い。鋼板No.14は、圧延後の冷却速度が本発明範囲より低く、炭化物を含まないフェライト粒の体積率も本発明範囲の上限を超えており、穴拡げ率が目標より低い。

比較例の鋼板No.15は、冷却停止温度が本発明範囲より高く、フェライト平均粒径、炭化物平均粒径、炭化物を含まないフェライト粒の体積率も本発明範囲の上限を超えており、引張強度および穴拡げ率が目標より低い。比較例の鋼板No.16は、巻取温度が本発明範囲より高く、炭化物平均粒径が本発明範囲の上限を超えており、穴拡げ率が目標より低い。

鋼板No.17は、冷間圧延の圧下率が本発明範囲より低く、未再結晶組織が残留し、フェライト粒が細粒化せず、引張強度も高めで、伸びおよび穴拡げ率が目標より低い。鋼板No.18は、冷間圧延後の焼鈍温度が本発明範囲より高く、炭化物平均粒径、炭化物を含まないフェライト粒の体積率も本発明範囲の上限を超えており、穴拡げ率が目標より低い。また、伸びも低下している。鋼板No.19は、冷間圧延後の焼鈍温度が本発明範囲より低く、炭化物の球状化が不十分で正確な粒径測定が不可能であるが、炭化物平均粒径は明らかに1.2μmを超えており、穴拡げ率が目標より低い。また、伸びも低い。

本発明の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加工において加工度を高くとることができ、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。

Ｍｎ量と焼入れ後の平均硬さとの関係を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：0.20〜0.58％、Ｓｉ：0.1％以下、Ｍｎ：0.20〜0.60％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：0.1％以下、Ｎ：0.005％以下、Ｂ：0.001〜0.005％、Ｃｒ：0.05〜0.3％を含有し、残部鉄および不可避的不純物である組成と、フェライト平均粒径が6μm以下、炭化物平均粒径が0.1μm以上1.20μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下である組織を有することを特徴とする高炭素冷延鋼板。
ただし、炭化物を含まないフェライト粒とは、走査型電子顕微鏡による1000倍での金属組織観察では炭化物が検出されないフェライト粒とする。
質量％で、Ｃ：0.20〜0.58％、Ｓｉ：0.1％以下、Ｍｎ：0.20〜0.60％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：0.1％以下、Ｎ：0.005％以下、Ｂ：0.001〜0.005％、Ｃｒ：0.05〜0.3％を含有し、残部鉄および不可避的不純物である組成と、フェライト平均粒径が6μm以下、炭化物平均粒径が0.5μm以上1.20μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下である組織を有することを特徴とする高炭素冷延鋼板。
ただし、炭化物を含まないフェライト粒とは、走査型電子顕微鏡による1000倍での金属組織観察では炭化物が検出されないフェライト粒とする。
前記炭化物を含まないフェライト粒の体積率が10％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高炭素冷延鋼板。
請求項１記載の組成を有する鋼を、 (Ar₃変態点-10℃)以上の仕上温度で熱間圧延した後、冷却速度120℃/秒超かつ冷却停止温度620℃以下として冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り、圧下率30％以上で冷間圧延を行った後、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炭素冷延鋼板の製造方法。
請求項２記載の組成を有する鋼を、 (Ar₃変態点-10℃)以上の仕上温度で熱間圧延した後、冷却速度120℃/秒超かつ冷却停止温度620℃以下として冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り、圧下率30％以上で冷間圧延を行った後、焼鈍温度680℃以上Ac₁変態点以下で焼鈍することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
前記冷却停止温度600℃以下で冷却を行い、前記巻取温度500℃以下で巻取ることを特徴とする請求項４または５に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
前記巻取り後前記冷間圧延前に、さらに、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４ないし６に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。