JP5262012B2 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高炭素熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5262012B2 JP5262012B2 JP2007200672A JP2007200672A JP5262012B2 JP 5262012 B2 JP5262012 B2 JP 5262012B2 JP 2007200672 A JP2007200672 A JP 2007200672A JP 2007200672 A JP2007200672 A JP 2007200672A JP 5262012 B2 JP5262012 B2 JP 5262012B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- steel plate
- ferrite
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
- C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Description
本発明は、高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関し、特に幅方向の均質性に優れた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)による加工へと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、焼入れ性ならびに複雑形状への加工安定性が強く要望されている。また、プレス機および金型の維持管理の観点から、素材特性の安定性が強く求められている。
以上のような現状を踏まえて、高炭素鋼板の材質均質化について、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することで、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、均熱時間1〜20時間で焼鈍し、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することで、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、均熱時間1〜20時間で焼鈍し、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いる。すなわち、特許文献２では、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。
例えば、特許文献3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 (Ar3変態点−20℃)以上の仕上温度で行った後、冷却を120℃/秒超えの冷却速度で、かつ、550℃以下の冷却終了温度で行い、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することで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、焼入れ性、加工性を安定化させるには困難な組織である。
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することで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、焼入れ性、加工性を安定化させるには困難な組織である。
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。
さらに、特許文献3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、複雑な製造工程を必要とせず、焼入れ性、プレス成形性が安定し、幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。特に鋼板エッジ近傍の組織安定化を目指すものである。
本発明者らは、高炭素鋼板の幅方向の均質性におよぼす成分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、鋼板の全幅にわたってのフェライト平均粒径、そして炭化物平均粒径を規定することが、優れた幅方向の均質性を得るためには重要であることを見出した。そして、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径、鋼板エッジ部分よりも中央部分のフェライト平均粒径および炭化物平均粒径をそれぞれ適正な範囲に制御することにより、焼入れ性、プレス成形性を安定して確保でき、幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板が得られることがわかった。
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、幅方向の均質性に優れた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、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が３５μｍ未満、前記鋼板エッジ部分よりも中央部分のフェライト平均粒径が２０μｍ未満、炭化物平均粒径が０．１０μｍ以上２．０μｍ未満である組織を有し、鋼板中央部分のロックウェル硬さＨＲＢと鋼板エッジ部分のロックウェル硬さＨＲＢとの差が５ポイント以下であることを特徴とする高炭素熱延鋼板。ただし、鋼板エッジ部分とは、熱間圧延時の鋼板幅方向に両サイドから２５〜７５ｍｍの間とする。
［２］前記［１］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高炭素熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、（Ａｒ３＋８０℃）越えの仕上温度で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後２秒以内に１２０℃／秒越えの冷却速度で５５０℃越え６５０℃未満の冷却終了温度まで冷却し、次いで、５５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、６７０℃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、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が３５μｍ未満、前記鋼板エッジ部分よりも中央部分のフェライト平均粒径が２０μｍ未満、炭化物平均粒径が０．１０μｍ以上２．０μｍ未満である組織を有し、鋼板中央部分のロックウェル硬さＨＲＢと鋼板エッジ部分のロックウェル硬さＨＲＢとの差が５ポイント以下であることを特徴とする高炭素熱延鋼板。ただし、鋼板エッジ部分とは、熱間圧延時の鋼板幅方向に両サイドから２５〜７５ｍｍの間とする。
［２］前記［１］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高炭素熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、（Ａｒ３＋８０℃）越えの仕上温度で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後２秒以内に１２０℃／秒越えの冷却速度で５５０℃越え６５０℃未満の冷却終了温度まで冷却し、次いで、５５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、６７０℃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、プレス成形性を安定して確保でき、幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板が得られる。そして、本発明の幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板を、特殊な焼鈍条件を用いずに製造することができる。その結果、製造時の高歩留が達成でき、低コスト化が可能となる。
本発明の高炭素熱延鋼板は、下記に示す成分組成に制御し、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が35μm未満、前記鋼板エッジ部分よりも中央部分のフェライト平均粒径が20μm未満、および炭化物平均粒径が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。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（幅方向区分によるフェライト平均粒径）、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、エッジ部分も含めての幅方向で安定した焼入れ性、プレス成形性を確保できる高炭素熱延鋼板を得ることができる。
なお、ここで、本発明において、鋼板エッジ部分とは、熱間圧延時の鋼板幅方向に両サイドから25〜75mmの間とする。一般に、鋼板幅方向に両サイドから７５ｍｍの範囲は過冷却になりやすく、温度制御が難しい。それゆえ、組織のバラツキが大きくなる。一方、鋼板幅方向に両サイドから25ｍｍの範囲は、一般に、品質保証の対象外であったり、サイドトリミング等により切り捨てられる部分である。よって、本発明では、鋼板幅方向に両サイドから２５〜７５ｍｍの範囲を「鋼板エッジ部分」と称し、この範囲の組織を改善して鋼板幅方向中央部付近の組織に近づけることを目的とする。
なお、ここで、本発明において、鋼板エッジ部分とは、熱間圧延時の鋼板幅方向に両サイドから25〜75mmの間とする。一般に、鋼板幅方向に両サイドから７５ｍｍの範囲は過冷却になりやすく、温度制御が難しい。それゆえ、組織のバラツキが大きくなる。一方、鋼板幅方向に両サイドから25ｍｍの範囲は、一般に、品質保証の対象外であったり、サイドトリミング等により切り捨てられる部分である。よって、本発明では、鋼板幅方向に両サイドから２５〜７５ｍｍの範囲を「鋼板エッジ部分」と称し、この範囲の組織を改善して鋼板幅方向中央部付近の組織に近づけることを目的とする。
そして、上記幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板は、後述する組成を有する鋼を、粗圧延した後、(Ar3＋40℃)越えの仕上温度で仕上圧延を行った後、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒越えの冷却速度で550℃越え650℃未満の冷却終了温度まで冷却を行い、次いで、550℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、670℃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。
このように、熱間仕上圧延、仕上圧延後の冷却、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について説明する。
(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、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り、安定製造ができず低コスト化が困難となる。したがって、適度な焼入れ硬さとプレス成形性を兼ね備えた鋼板を低コストで提供する観点から、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、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り、安定製造ができず低コスト化が困難となる。したがって、適度な焼入れ硬さとプレス成形性を兼ね備えた鋼板を低コストで提供する観点から、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、プレス成形性が劣化する。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プレス成形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、プレス成形性が劣化する。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プレス成形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、プレス成形性の劣化を招く。したがって、適度な焼入れ硬さとプレス成形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、プレス成形性の劣化を招く。したがって、適度な焼入れ硬さとプレス成形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、プレス成形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、プレス成形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。
以上の必須添加元素で本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、熱延冷却時の初析フェライト生成の抑制、焼入れ性の向上のため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場合がある。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、加工性が劣化する場合がある。したがって、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、本発明の幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板の組織について説明する。
(１)鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径：35μm未満
幅方向の組織を均一化するためには、特に過冷却になりやすいエッジ部分で粗大粒の発生を抑えることが重要である。エッジ部分での粗大粒発生を抑制することにより組織の整粒化が達成され、優れたプレス成形性が得られる。すなわち、フェライト平均粒径が35μm以上では、粗大粒を含む混粒組織となるため、安定したプレス成形性が得られない。したがって、安定したプレス成形性を達成するためにフェライト平均粒径は35μm未満とする。さらに、安定したプレス成形性を得るには、鋼板エッジ部分よりも中央部分（以下、鋼板中央部分と称す）と可能な限り粒径差がないほうが望ましいため、鋼板中央部分と鋼板エッジ部分との差は15μm以下が好ましい。
なお、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が35μm未満の鋼板は、後述するように、仕上圧延時の温度と冷却条件を制御することで得られる。具体的には、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が35μm未満の鋼板は、粗圧延した後、(Ar3＋40℃)越えの仕上温度で仕上圧延を行った後、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒越えの冷却速度で550℃越え650℃未満の冷却終了温度まで冷却を行うことで得られる。
このように、粗圧延後の低温仕上を回避し、適正な冷却条件（2秒以内に120℃/秒越えの冷却速度で550℃越え650℃未満の冷却終了温度までで冷却）を実施することにより、特にエッジ部分で頻発する粗大なフェライト粒の生成を回避することができる。
(１)鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径：35μm未満
幅方向の組織を均一化するためには、特に過冷却になりやすいエッジ部分で粗大粒の発生を抑えることが重要である。エッジ部分での粗大粒発生を抑制することにより組織の整粒化が達成され、優れたプレス成形性が得られる。すなわち、フェライト平均粒径が35μm以上では、粗大粒を含む混粒組織となるため、安定したプレス成形性が得られない。したがって、安定したプレス成形性を達成するためにフェライト平均粒径は35μm未満とする。さらに、安定したプレス成形性を得るには、鋼板エッジ部分よりも中央部分（以下、鋼板中央部分と称す）と可能な限り粒径差がないほうが望ましいため、鋼板中央部分と鋼板エッジ部分との差は15μm以下が好ましい。
なお、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が35μm未満の鋼板は、後述するように、仕上圧延時の温度と冷却条件を制御することで得られる。具体的には、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が35μm未満の鋼板は、粗圧延した後、(Ar3＋40℃)越えの仕上温度で仕上圧延を行った後、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒越えの冷却速度で550℃越え650℃未満の冷却終了温度まで冷却を行うことで得られる。
このように、粗圧延後の低温仕上を回避し、適正な冷却条件（2秒以内に120℃/秒越えの冷却速度で550℃越え650℃未満の冷却終了温度までで冷却）を実施することにより、特にエッジ部分で頻発する粗大なフェライト粒の生成を回避することができる。
(２)鋼板エッジ部分よりも中央部分（鋼板中央部分）のフェライト平均粒径：20μm未満
フェライト平均粒径はプレス成形の安定性を支配する重要な因子である。すなわち、フェライト平均粒径を20μm未満の粗大粒の少ない整粒にすることにより、優れた加工性が得られる。したがって、鋼板中央部分のフェライト平均粒径は20μm未満とする。一方、あまり細粒になりすぎると硬度が高くなり、金型寿命の低下等を生じる可能性があるため、好ましくは5μm越えとする。
なお、鋼板中央部分のフェライト平均粒径が20μm未満の鋼板は、後述するように、仕上圧延時の温度と冷却条件を制御することで得られる。具体的には、粗圧延した後、仕上温度を(Ar3＋40℃)越えとする仕上圧延を行った後、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒越えの冷却速度で550℃越え650℃未満の冷却終了温度まで冷却を行うことで得られる。
フェライト平均粒径はプレス成形の安定性を支配する重要な因子である。すなわち、フェライト平均粒径を20μm未満の粗大粒の少ない整粒にすることにより、優れた加工性が得られる。したがって、鋼板中央部分のフェライト平均粒径は20μm未満とする。一方、あまり細粒になりすぎると硬度が高くなり、金型寿命の低下等を生じる可能性があるため、好ましくは5μm越えとする。
なお、鋼板中央部分のフェライト平均粒径が20μm未満の鋼板は、後述するように、仕上圧延時の温度と冷却条件を制御することで得られる。具体的には、粗圧延した後、仕上温度を(Ar3＋40℃)越えとする仕上圧延を行った後、次いで、仕上圧延後2秒以内に120℃/秒越えの冷却速度で550℃越え650℃未満の冷却終了温度まで冷却を行うことで得られる。
(3)炭化物平均粒径：0.10μm以上2.0μm未満
炭化物平均粒径は、プレス成形性や打抜き加工性およびプレス成形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、重要な要件である。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、硬さの上昇に伴いプレス成形性が劣化する。一方、炭化物平均粒径の増加にともないプレス成形性は向上するが、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、焼入れ硬さが低下する。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、特に熱間圧延後の冷却条件、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、プレス成形性や打抜き加工性およびプレス成形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、重要な要件である。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、硬さの上昇に伴いプレス成形性が劣化する。一方、炭化物平均粒径の増加にともないプレス成形性は向上するが、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、焼入れ硬さが低下する。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、特に熱間圧延後の冷却条件、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、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板は、上記化学成分範囲に調整された鋼を、粗圧延し、所望の仕上温度で仕上圧延し、次いで、所望の冷却条件で冷却し、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。
本発明の幅方向の均質性に優れた高炭素熱延鋼板は、上記化学成分範囲に調整された鋼を、粗圧延し、所望の仕上温度で仕上圧延し、次いで、所望の冷却条件で冷却し、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)仕上圧延における仕上温度（圧延温度）
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+40)℃以下では、旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入された部分が鋼板エッジ部分にでき、変態の核生成サイトが増大する。このため、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、特に鋼板エッジ部分で粗大フェライト粒が発生することが多くなる。したがって、仕上温度は(Ar3+40)℃超えとする。さらに、より安定的に粗大フェライト粒の発生を防止して、より優れた幅方向の均質性を得るためには、仕上温度は(Ar3＋80)℃超えが好ましい。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。
以上より、鋼を熱間圧延する際の仕上温度（最終パスの圧延温度）は、(Ar3+40)℃越えとする。
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。
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+40)℃以下では、旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入された部分が鋼板エッジ部分にでき、変態の核生成サイトが増大する。このため、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、特に鋼板エッジ部分で粗大フェライト粒が発生することが多くなる。したがって、仕上温度は(Ar3+40)℃超えとする。さらに、より安定的に粗大フェライト粒の発生を防止して、より優れた幅方向の均質性を得るためには、仕上温度は(Ar3＋80)℃超えが好ましい。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。
以上より、鋼を熱間圧延する際の仕上温度（最終パスの圧延温度）は、(Ar3+40)℃越えとする。
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)冷却：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、安定した整粒組織が得られない。したがって、熱間圧延後の冷却速度は120℃/秒超とする。好ましくは200℃/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、上記と同様、初析フェライトが生成し、同様に焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した整粒組織が得られない。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、組織の安定化のためには、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、安定した整粒組織が得られない。したがって、熱間圧延後の冷却速度は120℃/秒超とする。好ましくは200℃/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、上記と同様、初析フェライトが生成し、同様に焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した整粒組織が得られない。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、組織の安定化のためには、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)冷却終了温度：550℃越え650℃未満
熱間圧延後の1次冷却停止温度が550℃以下の場合、特に温度の低くなる鋼板エッジ部分に熱延板段階で微細なベイナイト組織が発生することがあり、これが最終焼鈍後、粗大フェライト粒組織となり、幅方向に均質な組織を得ることができない。また、650℃以上では、熱延板段階で粗大なフェライト−パーライト組織となり、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した整粒組織が得られない。したがって、冷却停止温度は550℃越え650℃未満とする。
熱間圧延後の1次冷却停止温度が550℃以下の場合、特に温度の低くなる鋼板エッジ部分に熱延板段階で微細なベイナイト組織が発生することがあり、これが最終焼鈍後、粗大フェライト粒組織となり、幅方向に均質な組織を得ることができない。また、650℃以上では、熱延板段階で粗大なフェライト−パーライト組織となり、焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した整粒組織が得られない。したがって、冷却停止温度は550℃越え650℃未満とする。
(4)巻取温度：550℃以下
冷却後の巻取温度が550℃超えの場合、フェライト−パーライト組織の微細化が十分でなく、最終焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した整粒組織が得られない。したがって、巻取温度は550℃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。
冷却後の巻取温度が550℃超えの場合、フェライト−パーライト組織の微細化が十分でなく、最終焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、安定した整粒組織が得られない。したがって、巻取温度は550℃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。
(5)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。
(6)球状化焼鈍： 670℃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粒成長させ整粒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670℃未満では、フェライト粒の均一化および炭化物の球状化がいずれも不十分となり、十分な整粒組織とならないために加工性が劣る。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、鋼板エッジ部分で粗大粒が発生しやすい状態となる。以上より、球状化焼鈍の焼鈍温度は670℃以上Ac1変態点以下、好ましくは670℃以上710℃以下とする。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+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粒成長させ整粒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670℃未満では、フェライト粒の均一化および炭化物の球状化がいずれも不十分となり、十分な整粒組織とならないために加工性が劣る。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、鋼板エッジ部分で粗大粒が発生しやすい状態となる。以上より、球状化焼鈍の焼鈍温度は670℃以上Ac1変態点以下、好ましくは670℃以上710℃以下とする。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+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。
以上より、本発明の幅方向の均質性に優れた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圧延を行ってもよい。鋼板エッジ部分の仕上温度確保のため、熱間圧延中にバーヒータ、エッジヒーター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、優れたプレス成形性を有する理由は次のように考えられる。プレス成形性の指標となる材質の均質性には、フェライト平均粒径が大きく影響し、組織が整粒化され、かつ、粗大なフェライト粒径の混入を制限することによりプレス成形性が向上する。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）、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、焼入れ性およびプレス成形性を確保しつつ、幅方向の均質性に優れた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後、酸洗し、次いで、表2に示す条件にて箱型焼鈍法により球状化焼鈍を行い、板厚4.0mm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、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径、鋼板中央部分のフェライト平均粒径、および炭化物平均粒径を測定し、これら組織の状態を反映する素材硬度も測定した。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＞
サンプルの圧延方向板厚断面での光学顕微鏡組織から、JIS G 0552(1998)「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」に準じて測定した。すなわち、これに記載の切断方法により粒度番号Gを求め、m＝2（G+3）から断面積1mm2当たりの結晶粒の数：mを計算し、さらに下式（１）から平均結晶粒径：ｄを求めた。なお、平均粒径の測定は、フェライト粒が3000個以上切断されるよう、十分な視野数について測定し、各視野の粒径の平均値とした。
サンプルの圧延方向板厚断面での光学顕微鏡組織から、JIS G 0552(1998)「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」に準じて測定した。すなわち、これに記載の切断方法により粒度番号Gを求め、m＝2（G+3）から断面積1mm2当たりの結晶粒の数：mを計算し、さらに下式（１）から平均結晶粒径：ｄを求めた。なお、平均粒径の測定は、フェライト粒が3000個以上切断されるよう、十分な視野数について測定し、各視野の粒径の平均値とした。
＜炭化物平均粒径＞
サンプルの圧延方向板厚断面を研磨・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。
サンプルの圧延方向板厚断面を研磨・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＞
サンプルの幅方向位置（センター、エッジから25mm）別の表面をロックウエル硬さ(HRB)にて3点測定し、平均硬度を求めた。また、これらの求めた平均硬度を用いて、鋼板中央部分と鋼板エッジ部分の硬度差（ΔHRB＝（鋼板エッジ部分の硬度）−（鋼板中央部分の硬度））を求めた。
サンプルの幅方向位置（センター、エッジから25mm）別の表面をロックウエル硬さ(HRB)にて3点測定し、平均硬度を求めた。また、これらの求めた平均硬度を用いて、鋼板中央部分と鋼板エッジ部分の硬度差（ΔHRB＝（鋼板エッジ部分の硬度）−（鋼板中央部分の硬度））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．１〜１０、２３〜２５は製造条件が本発明範囲（鋼板Ｎｏ．１９〜２２は参考例）であり、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が３５μｍ未満、鋼板中央部分のフェライト平均粒径が２０μｍ未満、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。本発明例および参考例では、鋼板エッジ部分に粗大粒が発生することなく、鋼板中央部分と鋼板エッジ部分での素材硬度差（ΔＨＲＢ）が１０ポイント以下と幅方向での硬度も安定し、特に仕上温度が（Ａｒ３＋８０℃）越えとした本発明例（鋼板Ｎｏ１〜１０および鋼板Ｎｏ２３〜２５）はΔＨＲＢが５ポイント以下と幅方向での硬度がさらに安定し、かつ微細な炭化物を有する高炭素熱延鋼板が得られていることがわかる。その結果、焼入れ性およびプレス成形性が安定した高炭素熱延鋼板が得られた。
一方、鋼板No.11〜18、26〜29は製造条件が本発明範囲を外れた比較例である。鋼板No.14、18、26〜29は、鋼板エッジ部分で粗大粒が多く発生し、フェライト平均粒径が35μm以上となっており、本発明の範囲外となっている。その結果、鋼板中央部分と鋼板エッジ部分での素材硬度差が10ポイントを超え、幅方向で均質な材質が得られず、プレス成形性が安定しない。また、鋼板No.11〜13、15〜17は、鋼板中央部分のフェライト平均粒径が大きく、組織の整粒化が不十分であるばかりか、炭化物平均粒径も大きいため、鋼板中央部分のフェライト平均粒径及び炭化物平均粒径が本発明の範囲外となっている。その結果、焼入れ性、プレス成形性とも安定しなかった。
本発明の幅方向の均質性に優れた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 (3)
- 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、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板エッジ部分のフェライト平均粒径が３５μｍ未満、前記鋼板エッジ部分よりも中央部分のフェライト平均粒径が２０μｍ未満、炭化物平均粒径が０．１０μｍ以上２．０μｍ未満である組織を有し、鋼板中央部分のロックウェル硬さＨＲＢと鋼板エッジ部分のロックウェル硬さＨＲＢとの差が５ポイント以下であることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
ただし、鋼板エッジ部分とは、熱間圧延時の鋼板幅方向に両サイドから２５〜７５ｍｍの間とする。 - 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に記載の高炭素熱延鋼板。
- 請求項１または２のいずれかに記載の組成を有する鋼を、粗圧延した後、（Ａｒ３＋８０℃）越えの仕上温度で仕上圧延を行い、次いで、仕上圧延後２秒以内に１２０℃／秒越えの冷却速度で５５０℃越え６５０℃未満の冷却終了温度まで冷却し、次いで、５５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、６７０℃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高炭素熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007200672A JP5262012B2 (ja) | 2006-08-16 | 2007-08-01 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN2007800269001A CN101490296B (zh) | 2006-08-16 | 2007-08-06 | 高碳热轧钢板及其制造方法 |
| PCT/JP2007/065788 WO2008020580A1 (fr) | 2006-08-16 | 2007-08-06 | Feuilles d'acier à haute teneur en carbone laminées à chaud et leur procédé de production |
| KR1020087030308A KR101084874B1 (ko) | 2006-08-16 | 2007-08-06 | 고탄소 열연강판 및 그 제조방법 |
| US12/373,903 US20090260729A1 (en) | 2006-08-16 | 2007-08-06 | High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006221885 | 2006-08-16 | ||
| JP2006221885 | 2006-08-16 | ||
| JP2007200672A JP5262012B2 (ja) | 2006-08-16 | 2007-08-01 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2008069452A JP2008069452A (ja) | 2008-03-27 |
| JP5262012B2 true JP5262012B2 (ja) | 2013-08-14 |
Family
ID=39082105
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007200672A Active JP5262012B2 (ja) | 2006-08-16 | 2007-08-01 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20090260729A1 (ja) |
| JP (1) | JP5262012B2 (ja) |
| KR (1) | KR101084874B1 (ja) |
| CN (1) | CN101490296B (ja) |
| WO (1) | WO2008020580A1 (ja) |
Families Citing this family (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101128942B1 (ko) | 2008-12-24 | 2012-03-27 | 주식회사 포스코 | 열처리 특성이 우수한 미세구상화 강판 및 그 제조방법 |
| JP5440203B2 (ja) * | 2010-01-22 | 2014-03-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板の製造方法 |
| JP5549450B2 (ja) * | 2010-07-21 | 2014-07-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ファインブランキング性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN101956129A (zh) * | 2010-09-23 | 2011-01-26 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度结构件用钢板及其生产方法 |
| US8810646B2 (en) | 2010-10-12 | 2014-08-19 | Kla-Tencor Corporation | Focus offset contamination inspection |
| IN2014KN01254A (ja) * | 2012-01-05 | 2015-10-16 | Jfe Steel Corp | |
| US20150030870A1 (en) * | 2012-03-08 | 2015-01-29 | Hitachi Metals, Ltd. | Carbon tool steel strip |
| RU2556442C1 (ru) * | 2014-10-21 | 2015-07-10 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сталь |
| JP6160783B2 (ja) * | 2015-05-26 | 2017-07-12 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| JP6206601B2 (ja) * | 2015-06-17 | 2017-10-04 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及び製造方法 |
| KR101720234B1 (ko) | 2015-12-14 | 2017-03-28 | (주)아이피어브로드 | 국제 특허 출원 시스템 및 방법 |
| JP6728929B2 (ja) * | 2016-04-20 | 2020-07-22 | 日本製鉄株式会社 | 加工性及び焼入れ・焼戻し後の耐摩耗特性に優れる高炭素鋼板及びその製造方法 |
| CN107916373A (zh) * | 2016-10-09 | 2018-04-17 | 抚顺市鑫盛挖掘机配件制造有限公司 | 一种35SiMnTi钢种 |
| CN106498293B (zh) * | 2016-11-08 | 2019-01-22 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种热成形用高碳热连轧酸洗钢带的制备方法 |
| KR101889173B1 (ko) * | 2016-12-13 | 2018-08-16 | 주식회사 포스코 | 고강도 저항복비형 미세 구상화 강판 및 그 제조방법 |
| CN107099649A (zh) * | 2017-04-24 | 2017-08-29 | 湖北东舟重工科技股份有限公司 | 一种中碳锰钢两相区亚温正火细化组织的热处理方法 |
| US11434542B2 (en) | 2018-01-30 | 2022-09-06 | Jfe Steel Corporation | High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same |
| CN112301275B (zh) * | 2020-09-30 | 2022-05-17 | 首钢集团有限公司 | 一种500MPa级高强钢及其制备方法 |
| KR102484994B1 (ko) * | 2020-12-10 | 2023-01-04 | 주식회사 포스코 | 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3848444B2 (ja) * | 1997-09-08 | 2006-11-22 | 日新製鋼株式会社 | 局部延性および焼入れ性に優れた中・高炭素鋼板 |
| JP3879447B2 (ja) * | 2001-06-28 | 2007-02-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 |
| JP3879459B2 (ja) * | 2001-08-31 | 2007-02-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法 |
| JP4403925B2 (ja) * | 2003-10-10 | 2010-01-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素冷延鋼板およびその製造方法 |
| US20050199322A1 (en) * | 2004-03-10 | 2005-09-15 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| JP4650006B2 (ja) * | 2004-03-10 | 2011-03-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性および伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2007
- 2007-08-01 JP JP2007200672A patent/JP5262012B2/ja active Active
- 2007-08-06 US US12/373,903 patent/US20090260729A1/en not_active Abandoned
- 2007-08-06 CN CN2007800269001A patent/CN101490296B/zh active Active
- 2007-08-06 WO PCT/JP2007/065788 patent/WO2008020580A1/ja not_active Ceased
- 2007-08-06 KR KR1020087030308A patent/KR101084874B1/ko active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR101084874B1 (ko) | 2011-11-21 |
| JP2008069452A (ja) | 2008-03-27 |
| CN101490296B (zh) | 2011-09-28 |
| KR20090007798A (ko) | 2009-01-20 |
| CN101490296A (zh) | 2009-07-22 |
| US20090260729A1 (en) | 2009-10-22 |
| WO2008020580A1 (fr) | 2008-02-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5262012B2 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5292698B2 (ja) | 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5050433B2 (ja) | 極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法 | |
| KR101594664B1 (ko) | 고탄소 박강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5358914B2 (ja) | 極軟質高炭素熱延鋼板 | |
| JP5549640B2 (ja) | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP4650006B2 (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6244701B2 (ja) | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013124400A (ja) | 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2015004902A1 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3879459B2 (ja) | 高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法 | |
| JP5302840B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP3879446B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法 | |
| CN111655893B (zh) | 高碳热轧钢板及其制造方法 | |
| JP4600196B2 (ja) | 加工性に優れた高炭素冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4696853B2 (ja) | 加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 | |
| JP3879447B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| JP5189959B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP2013124399A (ja) | 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR102597734B1 (ko) | 강판, 부재 및 그들의 제조 방법 | |
| JP5884781B2 (ja) | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4622609B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた軟質高加工性高炭素熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4765388B2 (ja) | 打抜き後の平坦度に優れる冷間圧延ままの薄鋼板の製造方法 | |
| JP4319940B2 (ja) | 加工性と、焼入れ性、熱処理後の靭性の優れた高炭素鋼板 | |
| JPWO2019203251A1 (ja) | 熱延鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100422 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20120321 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20120327 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130129 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130226 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130315 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130402 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130415 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 5262012 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |