JP5302009B2 - 成形性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、炭化物が微細で均一に分布して、フェライト相の結晶粒が微細で、成形性に優れた、高炭素鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、工具や自動車用部品を製造するために使用される加工用高炭素鋼は、熱間圧延鋼板に製造した後で、パーライト組織を球状化セメンタイトに製造するための球状化焼鈍を経るようになる。このとき、完全な球状化のためには長時間の焼鈍が必要であるが、それによって製造原価が上昇して、生産性が低下する問題がある。
【０００３】
そして、加工用高炭素鋼は、熱間圧延鋼板を製造するために熱延巻取り工程及び球状化焼鈍工程を経た後で、追加的にドローイング成形、張出成形、伸びフランジ成形、ベンディング成形などの代表的な加工工程が適用されるようになる。
【０００４】
しかし、このような高炭素鋼がフェライト及びセメンタイトの２相の組織から構成される場合には、フェライト及びセメンタイトの形状、大きさ、及び分布が部品加工工程での成形性に大きな影響を与えるようになる。つまり、初析フェライト（ｆｒｅｅ ｆｅｒｒｉｔｅ）組織が多量に含まれている高炭素鋼の場合には、初析フェライトの特性上、内部に炭化物が含まれていないため、延性は優れているが、穴広げ性（Ｈｏｌｅ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｒａｔｉｏ）で評価される伸びフランジ性（ｓｔｒｅｔｃｈ−ｆｌａｎｇｅ ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）は必ずしも優れているわけではない。
【０００５】
また、初析フェライト及び球状化された炭化物を含むフェライトから構成された高炭素鋼組織は、炭化物を含むフェライトだけから構成された高炭素鋼組織に比べて、炭化物の大きさが大きい。
【０００６】
したがって、加工時に孔が拡張加工されて、初析フェライトと球状化された炭化物を含むフェライトとの間に変形差が発生して、材料の変形連続性を保障するために、相対的に粗大な炭化物とフェライトとの間の界面に変形が集中するようになる。このような変形の集中は、界面でのボイドの発生につながり、これは結果的にクラックに成長するようになって、伸びフランジ性を低下させる。
【０００７】
また、フェライト及びパーライト組織から構成された鋼を球状化焼鈍する場合、熱間圧延後に冷間圧延を行うことによって球状化焼鈍時間を短縮する方法が幅広く使用されている。また、パーライト組織で炭化物の層状組織の間隔が狭いほど、つまり組織が微細なほど、球状化速度が向上して、球状化を完了するためにかかる時間が比較的短縮されるが、依然として長時間のバッチ焼鈍炉（ＢＡＦ：Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）熱処理が要求される。
【０００８】
また、加工用高炭素鋼の場合、加工後のオーステナイト化熱処理後に焼入れの後続冷却工程を経て硬度を向上させる工程を経るようになるが、試料が薄かったり小さい場合には、試料全体にかけて硬度が均一であるが、試料が厚かったり大きい場合には、硬度が不均一になる。しかし、自動車用部品などの精密部品で硬度偏差が存在する場合、耐久性偏差につながるため、熱処理後に均一な材料分布を得ることが大変重要である。
【０００９】
このような不均一な材料分布の問題を解決するための方法は、日本国特許公開平１１−２６９５５２号公報、日本国特許公開平１１−２６９５５３号公報、米国特許第６，５８９，３６９号明細書、日本国特許公開第２００３−１３１４４号公報、及び日本国特許公開第２００３−１３１４５号公報に開示されている。
【００１０】
まず、日本国特許公開平１１−２６９５５２号公報及び日本国特許公開平１１−２６９５５３号公報には、炭素含有量が０．１乃至０．８重量％の鋼を利用して、実質的にフェライト及びパーライト組織である金属組織を初析フェライト面積率０．４×（１−［Ｃ］％／０．８）×１００以上、及びパーライト層状間隔０．１μｍ以上で含む熱間圧延鋼板を製造し、これを１５％以上冷間圧延した後で、２段階の加熱パターンを利用して加熱して、これを冷却して所定の温度で維持する総計で３段階の加熱パターンを利用することによって、伸びフランジ成形性に優れた、高炭素又は中炭素鋼板を製造する方法が開示されている。
【００１１】
しかし、上記方法は、冷間圧延を球状化焼鈍前に行うことによって、製造原価が上昇する短所がある。
【００１２】
また、米国特許第６，５８９，３６９号明細書には、０．０１乃至０．３重量％のＣ、０．０１乃至２重量％のＳｉ、０．０５乃至３重量％のＭｎ、０．１重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＳ、０．００５乃至１重量％のＡｌを含み、フェライトを第１相とし、マルテンサイトまたは残留オーステナイトを第２相として、第２相の体積分率を結晶粒の平均の大きさで割った値（商）が３〜１２であり、第２相の平均の硬度値をフェライトの平均の硬度値で割った値（商）が１．５〜７である伸びフランジ性に優れた鋼板を製造する方法が開示されている。
【００１３】
しかし、上記方法は、通常の高炭素鋼で重要な因子であるオーステナイト化熱処理後に冷却するときに得られる高い硬度を得ることができない。また、球状化熱処理を行うときに均一な炭化物の分布を得ることができず、最終球状化後に穴広げ性が低下する短所がある。
【００１４】
上記日本国特許公開第２００３−１３１４４号公報及び日本国特許公開第２００３−１３１４５号公報では、０．２乃至０．７重量％のＣ鋼をＡｒ３−２０℃以上の温度で熱間圧延した後、１２０℃／秒を超える冷却速度で冷却して、６５０℃以上で冷却を停止し、続いて６００℃より下の温度で巻取って、これを酸洗した後、６４０℃乃至Ａｃ１の温度で焼鈍を行うことによって、伸びフランジ性に優れた熱延高炭素鋼板を製造したり、または上記製造方法で熱間圧延鋼板を酸洗した後、３０％以上の冷間圧延を行って、これを６００℃乃至Ａｃ１の温度で焼鈍を行うことによって、伸びフランジ性に優れた冷延高炭素鋼板を製造する方法が開示されている。
【００１５】
しかし、上記方法も、熱間圧延後に１２０℃／秒を超える冷却速度で冷却を行うことは通常の熱間圧延工場では不可能であり、このためには特別に考案された冷却装置が必要であり、その設置のためには高価な費用が必要とされる短所がある。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、上記従来の技術の問題を解決するためのものであって、本発明は、炭化物が微細で均一に分布して、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた、高炭素鋼板及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
このような技術的課題を解決するために、本発明の一実施形態によれば、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を提供する。この高炭素鋼板は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有し、粒子の平均の大きさが１μｍ以下である炭化物、及び結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下であるフェライトを含む。
【００１８】
本発明の他の実施形態によれば、異なる組成を有して、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を提供する。この高炭素鋼板は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有し、粒子の平均の大きさが１μｍ以下である炭化物、及び結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下であるフェライトを含む。
【００１９】
このような本発明の実施形態による高炭素鋼板は、初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上がベイナイトから形成される。
【００２０】
本発明の他の実施形態によれば、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を製造する方法を提供する。この方法は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する段階；前記スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の温度で熱間仕上圧延して、熱延鋼板を製造する熱間圧延段階；前記熱間圧延段階で製造された熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する段階；及び前記冷却された熱延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態温度）〜５３０℃の範囲の温度で巻取って熱延コイルを製造する段階；を含む。
【００２１】
本発明の他の実施形態によれば、異なる組成を有して、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を製造する方法を提供する。この方法は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する段階；前記スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の仕上温度で熱間圧延して、熱延鋼板を製造する段階；前記熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する段階；及び前記冷却された熱延鋼板をＭｓ〜５３０℃の範囲の温度で巻取って熱延コイルを製造する段階；を含む。
【００２２】
このような本発明の実施形態による高炭素鋼板の製造方法は、冷間圧延を行わず、前記熱延鋼板を６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍する段階をさらに含む。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、遅い冷却速度で冷却しても、炭化物が微細で均一に分布する伸びフランジ性に優れた高炭素鋼板を得ることができ、高価な冷却設備投資を減少させる効果を期待することができる。
【００２４】
また、本発明によれば、最終成形後に行われる最終熱処理工程後の硬度偏差を減少させたり、硬度を向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下、添付した図面を参照して、本発明の実施例について、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者が容易に実施することができるように詳細に説明する。しかし、本発明は、多様な相異した形態に具現され、ここで説明する実施例に限定されない。そして、図面では、本発明を明確に説明するために、説明に不必要な部分は省略し、明細書全体を通して類似した部分には、類似した図面符号を付けた。
【００２６】
また、ある部分がある構成要素を「含む」とするとき、これは特に反対になる記載がない限り、他の構成要素を除外するのではなく、他の構成要素をさらに含むことを意味する。
【００２７】
このような本発明の実施例による高炭素鋼板の化学組成を限定した理由について下記で説明する。
【００２８】
まず、炭素（Ｃ）の含有量は０．２〜０．５％とする。このように炭素（Ｃ）の含有量を限定した理由は、炭素の含有量が０．２％未満である場合には、焼入れによる硬度の上昇、つまり優れた耐久性を確保することが難しく、炭素（Ｃ）の含有量が０．５％を超える場合には、第２相であるセメンタイトの絶対量の増加によって、球状化焼鈍後に伸びフランジ性などの加工性が低下するためである。したがって、炭素（Ｃ）の含有量は０．２〜０．５％とすることが好ましい。
【００２９】
マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．１〜１．２％とする。マンガン（Ｍｎ）は、鋼の製造工程中に不可避的に含まれるＳ及びＦｅが結合したＦｅＳの形成による赤熱脆性を防止するために添加される。マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．１％未満である場合には、赤熱脆性が発生し、マンガン（Ｍｎ）の含有量が１．２％を超える場合には、中心偏析または微小偏析などの偏析が著しくなる。したがって、マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．１％〜１．２％とすることが好ましい。
【００３０】
ケイ素（Ｓｉ）の含有量は０．４％以下とする。ケイ素（Ｓｉ）の含有量が０．４％を超える場合には、スケール欠陥の増加によって、表面品質の低下をもたらす。したがって、ケイ素（Ｓｉ）の含有量は０．４％以下とすることが好ましい。
【００３１】
クロム（Ｃｒ）の含有量は０．５％以下とする。クロム（Ｃｒ）は、ホウ素（Ｂ）と同様に、鋼の焼入性を向上させる元素として知られていて、ホウ素（Ｂ）と複合添加される場合には、鋼の焼入性を顕著に向上させることができる。しかし、球状化を遅延させる元素としても知られていて、多量に添加される場合には、好ましくない逆効果が発生することがある。したがって、クロムの含有量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００３２】
アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０１〜０．１％とする。アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中に存在する酸素を除去して、凝固時に非金属介在物の形成を防止し、鋼中に存在する窒素（Ｎ）を窒化アルミニウム（ＡｌＮ）に固定して、結晶粒の大きさを微細化させる。
【００３３】
しかし、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．０１％未満である場合には、このようなアルミニウム（Ａｌ）の添加効果を示すことができない。また、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．１％を超える場合には、鋼の硬度を増加させる問題及び製鋼原単位の上昇の問題がある。したがって、アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０１〜０．１％とすることが好ましい。
【００３４】
硫黄（Ｓ）の含有量は０．０１２％以下とする。硫黄（Ｓ）の含有量が０．０１２％を超える場合には、硫化マンガン（ＭｎＳ）が析出されて、鋼板の成形性が低下する。したがって、硫黄（Ｓ）の含有量は０．０１２％以下とすることが好ましい。
【００３５】
チタニウム（Ｔｉ）は、窒化チタニウム（ＴｉＮ）を析出させて、窒素（Ｎ）を除去する。したがって、窒素（Ｎ）によって窒化ホウ素（ＢＮ）が形成されて、ホウ素（Ｂ）が消費されることを防止して、ホウ素（Ｂ）の添加効果が示されるようにする。ホウ素（Ｂ）の添加効果については後述する。
【００３６】
しかし、チタニウム（Ｔｉ）の含有量が０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満である場合には、窒素（Ｎ）を母体から除去する効果が低く、窒化ホウ素（ＢＮ）の形成を効果的に防止することができなくなる。したがって、この場合には、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たさなければならない。
【００３７】
しかし、チタニウム（Ｔｉ）の含有量が０．５×４８／１４×［Ｎ］％以上である場合には、窒化チタニウム（ＴｉＮ）の析出による窒素（Ｎ）の除去が効率的に可能なため、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たす必要がない。
【００３８】
ただし、チタニウム（Ｔｉ）の含有量が０．０３％を超える場合には、炭化チタニウム（ＴｉＣ）が形成されて、炭素（Ｃ）の減少によって熱処理特性が低下し、製鋼原単位が上昇する。
【００３９】
したがって、チタニウム（Ｔｉ）の含有量は０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満である場合にはＢ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、またはチタニウム（Ｔｉ）の含有量は０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％とすることが好ましい。
【００４０】
窒素（Ｎ）の含有量は０．００６％以下とする。窒素（Ｎ）は、チタニウム（Ｔｉ）が添加されずにホウ素（Ｂ）だけが添加される場合に、窒化ホウ素（ＢＮ）を形成して、ホウ素（Ｂ）の添加効果を抑制するため、窒素（Ｎ）の添加量を最少化することが好ましい。ただし、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たす範囲で、窒素（Ｎ）の含有量が０．００６％を超える場合には、析出量が多くなって、ホウ素（Ｂ）の添加効果を相殺させる。したがって、窒素（Ｎ）の含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。
【００４１】
しかし、チタニウム（Ｔｉ）が添加される場合には、窒化チタニウム（ＴｉＮ）の析出によって窒化ホウ素（ＢＮ）が形成されないため、チタニウム（Ｔｉ）が０．５×４８／１４×［Ｎ］％以上で添加された場合には、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たす必要がない。
【００４２】
ホウ素（Ｂ）は、結晶粒系に偏析して粒界エネルギーを低くしたり、またはＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６の微細析出物が粒界に偏析して粒界面積を低くする効果によって、オーステナイトがフェライトまたはベイナイトに変態することを抑制する。
【００４３】
また、最終加工後に行われる熱処理時の焼入性の確保のためにも重要な合金元素である。
【００４４】
ホウ素（Ｂ）の含有量が０．０００５％未満である場合には、このような効果を期待しにくい。また、ホウ素（Ｂ）の含有量が０．００８０％を超える場合には、ホウ素（Ｂ）析出物の粒界析出による靭性の低下及び焼入性の低下の問題が発生することがある。したがって、ホウ素（Ｂ）の含有量は０．０００５％〜０．００８０％とすることが好ましい。
【００４５】
図１及び図２はホウ素（Ｂ）の添加による相変態制御を示した概略図である。
【００４６】
図中、Ｍｓはマルテンサイト生成開始温度を示し、Ｍｆはマルテンサイト生成終了温度を示す。
【００４７】
図１は、ホウ素（Ｂ）を添加しない鋼を高温、例えば仕上圧延温度から各々異なる冷却速度で常温まで冷却することによって得られる微細組織を概略的な連続冷却状態図で示したものである。
【００４８】
図１に示したように、鋼にホウ素（Ｂ）を添加しない場合、ｖ１の冷却速度で冷却時にはマルテンサイト単相が得られ、ｖ２の冷却速度で冷却時にはフェライト、ベイナイト、及びマルテンサイト組織が得られ、ｖ３の冷却速度で冷却時にはフェライト、パーライト、及びベイナイト組織が得られる。
【００４９】
図２に示したように、鋼にホウ素（Ｂ）を添加する場合、フェライト、パーライト、ベイナイトの変態曲線が図１に比べて時間軸に沿って右側に移動して、変態が遅延する効果がある。
【００５０】
つまり、ホウ素（Ｂ）の添加によって同一な冷却速度でホウ素（Ｂ）を添加しない鋼と異なる微細組織を得ることができる。つまり、ｖ１またはｖ２の冷却速度ではマルテンサイトを得るようになり、ｖ３の冷却速度ではベイナイト及びマルテンサイトの微細組織を得るようになる。このように、ホウ素（Ｂ）の添加によって冷却速度を増加させる効果がある。
【００５１】
以下、本発明の実施例による高炭素鋼板の製造方法について説明する。
【００５２】
まず、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する。
【００５３】
または、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する。このような鋼スラブの化学組成を限定した理由は、上記と同様であるため、ここでは説明を省略する。
【００５４】
次に、上記鋼スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の温度で熱間仕上圧延して、熱延鋼板を製造する。このとき、熱間仕上圧延温度をＡｒ３変態温度以上とする理由は、２相逆圧延が行われることを防止するためである。つまり、２相逆圧延が行われると、炭化物が存在しない初析フェライトが多量に生成されて、組織全体にかけて炭化物の均一な分布を得ることができない。
【００５５】
次に、製造された熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する。熱間圧延後の冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満である場合には、フェライト及びパーライトが多量に析出されるようになって、熱延ベイナイト、ベイナイト及びマルテンサイトの混合組織、またはマルテンサイト組織を得ることができなくなる。また、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度を得るためには、既存の方式でなく加圧式急速冷却設備などの新たな設備が必要であるため、原価の上昇の原因になる。したがって、冷却速度は２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃとすることが好ましい。
【００５６】
次に、熱延鋼板をＭｓ〜５３０℃の範囲の温度で巻取る。巻取り温度が５３０℃を超える場合には、パーライト変態が発生して、低温組織を得ることができないため、巻取り温度は５３０℃以下にするべきである。巻取り温度がＭｓ未満である場合には、巻取りの間にマルテンサイト変態が発生して、クラックが発生することがある。実際、巻取り温度は、巻取り機の性能に実質的に依存するところが大きい。
【００５７】
このように、炭化物が存在しない初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上の相がベイナイトから構成された熱延コイルを製造する。この場合、微量のマルテンサイトが生成されることもあるが、９０％以上の相がベイナイトから形成される場合、本発明が追求する成形性の向上にさほど問題にはならない。
【００５８】
次に、６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍する。焼鈍が６００℃未満の温度で行われる場合には、組織に存在する電位を実質的に除去して炭化物の球状化を行うことが難しくなる。
【００５９】
また、焼鈍がＡｃ１変態温度を超える温度で行われる場合には、逆変態が発生して、この後の冷却中にパーライト変態が行われるため、加工性が低下する。したがって、６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍することが好ましい。
【００６０】
このように、初析フェライト及びパーライトの生成を抑制して、主要組織をベイナイト組織に形成することによって、最終炭化物の粒子の平均の大きさが１ｕｍ以下であり、結晶粒の平均の大きさが５ｕｍ以下である、成形性に優れた高炭素鋼板を製造することができる。
【００６１】
以上のような本発明の熱延鋼板の製造方法を利用する場合、通常の冷間圧延を行わなくても、成形性に優れた高炭素鋼板を製造することができる。
【００６２】
以下では、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、下記の実施例は本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されない。
【実施例】
【００６３】
真空誘導溶解によって表１（単位重量％）に示した組成の鋼塊を厚さ６０ｍｍ、幅１７５ｍｍに製造した。製造された鋼塊を１２００℃で１時間再加熱した後、厚さ４．３ｍｍになるように熱間圧延した。
【００６４】
熱間圧延の仕上温度はＡｒ３変態温度以上にし、ＲＯＴ冷却速度は１０℃／秒、３０℃／秒、及び６０℃／秒にして冷却して、目標とした熱延巻取り温度まで冷却した後、４５０〜６００℃に予め加熱された炉に１時間維持した後、徐冷させて、このような工程によって熱延巻取りを模写した。
【００６５】
球状化焼鈍熱処理は６４０℃、６８０℃、７１０℃で行い、その結果を表２に示す。
【表１】
【００６６】
表１の鋼種に対する製造条件、つまり仕上圧延後の冷却速度（ＲＯＴ冷却速度）、巻取り温度による初析フェライトの存在有無（５％以下である場合には無いものとする）、微細組織特性、及び最終球状化焼鈍板の穴広げ性を表２に示す。
【００６７】
ここで、穴広げ性は、試験片に円形の孔を打抜した後、これを円錘形パンチを利用して拡張させるときに、孔の周縁に発生した亀裂が少なくとも一箇所で、厚さ方向に貫通するまでの孔の拡大量を初期の孔に対する比率で示したもため、伸びフランジ性を評価する指数として知られており、下記の数式１で示される。
【００６８】
（数式１）
λ＝（Ｄｈ−Ｄｏ）／Ｄｏ×１００（％）
（λは穴広げ性（％）、Ｄｏは初期の孔の直径（本発明では１０ｍｍ）、Ｄｈは亀裂後の孔の直径（ｍｍ）を意味する。）
また、上記穴広げ性を評価するために、孔の初期パンチング時のクリアランスに対する定義が必要である。クリアランスは、ダイとパンチとの間の間隔を試験片の厚さに対する比率で示したものであり、下記の数式２によって定義されて、本発明の実施例では１０％程度のクリアランスを利用した。
【００６９】
（数式２）
Ｃ＝０．５×（ｄｄ−ｄｐ）／ｔ×１００（％）
（Ｃはクリアランス（％）、ｄｄは打抜ダイの内径（ｍｍ）、ｄｐは打抜パンチの直径（ｄｐ=１０ｍｍ）、ｔは試験片の厚さを意味する。）
【表２】
【００７０】
初析フェライトの存在有無は、最終熱間圧延がＡｒ３変態温度以下で行われるか否かにも依存し、また仕上圧延後の冷却速度（ＲＯＴ冷却速度）にも依存し、また巻取り温度にも依存する。
【００７１】
つまり、Ａｒ３変態温度は、オーステナイト領域で冷却を開始した後の冷却速度に主に依存するが、Ａｒ３変態温度以下での圧延は初析フェライトの生成を意味し、これはセメンタイトの分布を不均一にする。そして、ランアウトテーブル（ＲＯＴ：ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）冷却速度が遅いほど、フェライト及びパーライト変態が発生し、冷却速度が速いほど、フェライト及びパーライト変態が避けられることはよく知られている。
【００７２】
また、熱延変態の仕上げが行われる巻取り温度が低いほど、初析フェライトの存在比率は低くなる。これは表２の実施例に示したように、同一組成及び同一冷却条件でも巻取り温度が高いほど初析フェライトが多く生成されることと一致する。表２に示した初析フェライトの存在有無の基準は、初析フェライトの量が５％を超える場合には有で示し、５％以下である場合には無で示して、初析フェライトが無である場合にだけ本発明の組成を有する鋼に該当する。
【００７３】
本発明は、熱延板の製造後に冷間圧延を行わずに球状化焼鈍によっても、最終球状化焼鈍板が微細で均一な分布の炭化物を含むようにする。これは、熱延板で初析フェライト及びパーライトの生成を抑制して、ベイナイト組織を生成するようにすれば可能である。
【００７４】
熱延板に初析フェライトが存在する場合には、最終球状化焼鈍板の炭化物の分布も不均一になるが、これは、初析フェライト内には炭化物がほとんど存在せず、本発明の製造工程では最終球状化焼鈍板までこのような微細組織特性が維持されることに起因する。
【００７５】
また、熱延板でベイナイト組織が生成されると、通常のパーライト組織を球状化セメンタイトに変化させることに比べて、非常に短時間の焼鈍を行っても球状化が可能である。例えば、実施例の７１０℃での焼鈍時間は１０時間程度である。
【００７６】
最終球状化焼鈍後のフェライトの直径を表２に示す。本発明の鋼の場合には、結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下と微細であるが、初析フェライトが存在する比較例の鋼の場合には、本発明の鋼に比べてフェライト結晶粒が非常に大きい。鋼種Ｊは、炭素の組成の範囲が本発明からはずれるため、初析フェライトが無であるケースに該当するが、比較鋼に分類された。
【００７７】
図３はホウ素（Ｂ）及び窒素（Ｎ）の原子％比率に対する穴広げ性の関係を示したグラフである。Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）比率が１未満である場合には、穴広げ性が非常に低かったが、１以上である場合には、穴広げ性が非常に高いことがわかる。これより、Ｎと結合しないＢが相変態を効果的に遅延させていることがわかる。
【００７８】
最終球状化焼鈍後のフェライトの直径は、熱延微細組織及び炭化物の大きさと関連性があるが、熱延微細組織で初析フェライトやパーライトが存在する場合にフェライトの直径が大きくなり、炭化物が局部的に存在することによって炭化物のサイズも相対的に大きくなって、最終フェライトの結晶粒は大きくなる。
【００７９】
最終フェライトの結晶粒が小さいほど靭性が向上することはよく知られており、これは本発明の付加的利点ということができる。上記フェライトの結晶粒の大きさと同様に、初析フェライトが存在する場合に局部的な領域での炭化物の集中的生成に起因して、炭化物の平均の直径は大きくなり、全体的に分布が不均一になる。これは、穴広げ性の低下の原因となり、フェライトの結晶粒の粗大化ももたらす。
【００８０】
図４はホウ素（Ｂ）を添加した鋼、及び添加しない鋼の冷却速度の変化による硬度値を示したグラフである。
【００８１】
Ｂが効果的に添加された鋼Ｂの場合には、約２０℃／秒以上の冷却速度ではほぼ均一な硬度値を示すが、Ｂが添加されない鋼Ｇの場合には、冷却速度の変化によって硬度値が非常に大きく変化することがわかる。つまり、Ｂが相変態を遅延させるため、焼入性が向上して、最終成形後に行われる最終熱処理工程後の硬度偏差を減少させたり、硬度を向上させることができる。
【００８２】
以上で、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、請求の範囲で定義している本発明の基本概念を利用した当業者の多様な変形及び改良形態も本発明の権利範囲に属する。
【図面の簡単な説明】
【００８３】
【図１】ホウ素（Ｂ）を添加しない鋼の連続冷却状態図である。
【図２】ホウ素（Ｂ）を添加した鋼の連続冷却状態図である。
【図３】ホウ素（Ｂ）及び窒素（Ｎ）の原子％比率に対する穴広げ性の関係を示したグラフである。
【図４】ホウ素（Ｂ）を添加した鋼、及び添加しない鋼の冷却速度の変化による硬度値を示したグラフである。
【０００１】
本発明は、成形性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、炭化物が微細で均一に分布して、フェライト相の結晶粒が微細で、成形性に優れた、高炭素鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、工具や自動車用部品を製造するために使用される加工用高炭素鋼は、熱間圧延鋼板に製造した後で、パーライト組織を球状化セメンタイトに製造するための球状化焼鈍を経るようになる。このとき、完全な球状化のためには長時間の焼鈍が必要であるが、それによって製造原価が上昇して、生産性が低下する問題がある。
【０００３】
そして、加工用高炭素鋼は、熱間圧延鋼板を製造するために熱延巻取り工程及び球状化焼鈍工程を経た後で、追加的にドローイング成形、張出成形、伸びフランジ成形、ベンディング成形などの代表的な加工工程が適用されるようになる。
【０００４】
しかし、このような高炭素鋼がフェライト及びセメンタイトの２相の組織から構成される場合には、フェライト及びセメンタイトの形状、大きさ、及び分布が部品加工工程での成形性に大きな影響を与えるようになる。つまり、初析フェライト（ｆｒｅｅ ｆｅｒｒｉｔｅ）組織が多量に含まれている高炭素鋼の場合には、初析フェライトの特性上、内部に炭化物が含まれていないため、延性は優れているが、穴広げ性（Ｈｏｌｅ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｒａｔｉｏ）で評価される伸びフランジ性（ｓｔｒｅｔｃｈ−ｆｌａｎｇｅ ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）は必ずしも優れているわけではない。
【０００５】
また、初析フェライト及び球状化された炭化物を含むフェライトから構成された高炭素鋼組織は、炭化物を含むフェライトだけから構成された高炭素鋼組織に比べて、炭化物の大きさが大きい。
【０００６】
したがって、加工時に孔が拡張加工されて、初析フェライトと球状化された炭化物を含むフェライトとの間に変形差が発生して、材料の変形連続性を保障するために、相対的に粗大な炭化物とフェライトとの間の界面に変形が集中するようになる。このような変形の集中は、界面でのボイドの発生につながり、これは結果的にクラックに成長するようになって、伸びフランジ性を低下させる。
【０００７】
また、フェライト及びパーライト組織から構成された鋼を球状化焼鈍する場合、熱間圧延後に冷間圧延を行うことによって球状化焼鈍時間を短縮する方法が幅広く使用されている。また、パーライト組織で炭化物の層状組織の間隔が狭いほど、つまり組織が微細なほど、球状化速度が向上して、球状化を完了するためにかかる時間が比較的短縮されるが、依然として長時間のバッチ焼鈍炉（ＢＡＦ：Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）熱処理が要求される。
【０００８】
また、加工用高炭素鋼の場合、加工後のオーステナイト化熱処理後に焼入れの後続冷却工程を経て硬度を向上させる工程を経るようになるが、試料が薄かったり小さい場合には、試料全体にかけて硬度が均一であるが、試料が厚かったり大きい場合には、硬度が不均一になる。しかし、自動車用部品などの精密部品で硬度偏差が存在する場合、耐久性偏差につながるため、熱処理後に均一な材料分布を得ることが大変重要である。
【０００９】
このような不均一な材料分布の問題を解決するための方法は、日本国特許公開平１１−２６９５５２号公報、日本国特許公開平１１−２６９５５３号公報、米国特許第６，５８９，３６９号明細書、日本国特許公開第２００３−１３１４４号公報、及び日本国特許公開第２００３−１３１４５号公報に開示されている。
【００１０】
まず、日本国特許公開平１１−２６９５５２号公報及び日本国特許公開平１１−２６９５５３号公報には、炭素含有量が０．１乃至０．８重量％の鋼を利用して、実質的にフェライト及びパーライト組織である金属組織を初析フェライト面積率０．４×（１−［Ｃ］％／０．８）×１００以上、及びパーライト層状間隔０．１μｍ以上で含む熱間圧延鋼板を製造し、これを１５％以上冷間圧延した後で、２段階の加熱パターンを利用して加熱して、これを冷却して所定の温度で維持する総計で３段階の加熱パターンを利用することによって、伸びフランジ成形性に優れた、高炭素又は中炭素鋼板を製造する方法が開示されている。
【００１１】
しかし、上記方法は、冷間圧延を球状化焼鈍前に行うことによって、製造原価が上昇する短所がある。
【００１２】
また、米国特許第６，５８９，３６９号明細書には、０．０１乃至０．３重量％のＣ、０．０１乃至２重量％のＳｉ、０．０５乃至３重量％のＭｎ、０．１重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＳ、０．００５乃至１重量％のＡｌを含み、フェライトを第１相とし、マルテンサイトまたは残留オーステナイトを第２相として、第２相の体積分率を結晶粒の平均の大きさで割った値（商）が３〜１２であり、第２相の平均の硬度値をフェライトの平均の硬度値で割った値（商）が１．５〜７である伸びフランジ性に優れた鋼板を製造する方法が開示されている。
【００１３】
しかし、上記方法は、通常の高炭素鋼で重要な因子であるオーステナイト化熱処理後に冷却するときに得られる高い硬度を得ることができない。また、球状化熱処理を行うときに均一な炭化物の分布を得ることができず、最終球状化後に穴広げ性が低下する短所がある。
【００１４】
上記日本国特許公開第２００３−１３１４４号公報及び日本国特許公開第２００３−１３１４５号公報では、０．２乃至０．７重量％のＣ鋼をＡｒ３−２０℃以上の温度で熱間圧延した後、１２０℃／秒を超える冷却速度で冷却して、６５０℃以上で冷却を停止し、続いて６００℃より下の温度で巻取って、これを酸洗した後、６４０℃乃至Ａｃ１の温度で焼鈍を行うことによって、伸びフランジ性に優れた熱延高炭素鋼板を製造したり、または上記製造方法で熱間圧延鋼板を酸洗した後、３０％以上の冷間圧延を行って、これを６００℃乃至Ａｃ１の温度で焼鈍を行うことによって、伸びフランジ性に優れた冷延高炭素鋼板を製造する方法が開示されている。
【００１５】
しかし、上記方法も、熱間圧延後に１２０℃／秒を超える冷却速度で冷却を行うことは通常の熱間圧延工場では不可能であり、このためには特別に考案された冷却装置が必要であり、その設置のためには高価な費用が必要とされる短所がある。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、上記従来の技術の問題を解決するためのものであって、本発明は、炭化物が微細で均一に分布して、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた、高炭素鋼板及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
このような技術的課題を解決するために、本発明の一実施形態によれば、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を提供する。この高炭素鋼板は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有し、粒子の平均の大きさが１μｍ以下である炭化物、及び結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下であるフェライトを含む。
【００１８】
本発明の他の実施形態によれば、異なる組成を有して、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を提供する。この高炭素鋼板は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有し、粒子の平均の大きさが１μｍ以下である炭化物、及び結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下であるフェライトを含む。
【００１９】
このような本発明の実施形態による高炭素鋼板は、初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上がベイナイトから形成される。
【００２０】
本発明の他の実施形態によれば、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を製造する方法を提供する。この方法は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する段階；前記スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の温度で熱間仕上圧延して、熱延鋼板を製造する熱間圧延段階；前記熱間圧延段階で製造された熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する段階；及び前記冷却された熱延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態温度）〜５３０℃の範囲の温度で巻取って熱延コイルを製造する段階；を含む。
【００２１】
本発明の他の実施形態によれば、異なる組成を有して、伸びフランジ成形性に優れて、最終熱処理特性に優れた高炭素鋼板を製造する方法を提供する。この方法は、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する段階；前記スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の仕上温度で熱間圧延して、熱延鋼板を製造する段階；前記熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する段階；及び前記冷却された熱延鋼板をＭｓ〜５３０℃の範囲の温度で巻取って熱延コイルを製造する段階；を含む。
【００２２】
このような本発明の実施形態による高炭素鋼板の製造方法は、冷間圧延を行わず、前記熱延鋼板を６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍する段階をさらに含む。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、遅い冷却速度で冷却しても、炭化物が微細で均一に分布する伸びフランジ性に優れた高炭素鋼板を得ることができ、高価な冷却設備投資を減少させる効果を期待することができる。
【００２４】
また、本発明によれば、最終成形後に行われる最終熱処理工程後の硬度偏差を減少させたり、硬度を向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下、添付した図面を参照して、本発明の実施例について、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者が容易に実施することができるように詳細に説明する。しかし、本発明は、多様な相異した形態に具現され、ここで説明する実施例に限定されない。そして、図面では、本発明を明確に説明するために、説明に不必要な部分は省略し、明細書全体を通して類似した部分には、類似した図面符号を付けた。
【００２６】
また、ある部分がある構成要素を「含む」とするとき、これは特に反対になる記載がない限り、他の構成要素を除外するのではなく、他の構成要素をさらに含むことを意味する。
【００２７】
このような本発明の実施例による高炭素鋼板の化学組成を限定した理由について下記で説明する。
【００２８】
まず、炭素（Ｃ）の含有量は０．２〜０．５％とする。このように炭素（Ｃ）の含有量を限定した理由は、炭素の含有量が０．２％未満である場合には、焼入れによる硬度の上昇、つまり優れた耐久性を確保することが難しく、炭素（Ｃ）の含有量が０．５％を超える場合には、第２相であるセメンタイトの絶対量の増加によって、球状化焼鈍後に伸びフランジ性などの加工性が低下するためである。したがって、炭素（Ｃ）の含有量は０．２〜０．５％とすることが好ましい。
【００２９】
マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．１〜１．２％とする。マンガン（Ｍｎ）は、鋼の製造工程中に不可避的に含まれるＳ及びＦｅが結合したＦｅＳの形成による赤熱脆性を防止するために添加される。マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．１％未満である場合には、赤熱脆性が発生し、マンガン（Ｍｎ）の含有量が１．２％を超える場合には、中心偏析または微小偏析などの偏析が著しくなる。したがって、マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．１％〜１．２％とすることが好ましい。
【００３０】
ケイ素（Ｓｉ）の含有量は０．４％以下とする。ケイ素（Ｓｉ）の含有量が０．４％を超える場合には、スケール欠陥の増加によって、表面品質の低下をもたらす。したがって、ケイ素（Ｓｉ）の含有量は０．４％以下とすることが好ましい。
【００３１】
クロム（Ｃｒ）の含有量は０．５％以下とする。クロム（Ｃｒ）は、ホウ素（Ｂ）と同様に、鋼の焼入性を向上させる元素として知られていて、ホウ素（Ｂ）と複合添加される場合には、鋼の焼入性を顕著に向上させることができる。しかし、球状化を遅延させる元素としても知られていて、多量に添加される場合には、好ましくない逆効果が発生することがある。したがって、クロムの含有量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００３２】
アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０１〜０．１％とする。アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中に存在する酸素を除去して、凝固時に非金属介在物の形成を防止し、鋼中に存在する窒素（Ｎ）を窒化アルミニウム（ＡｌＮ）に固定して、結晶粒の大きさを微細化させる。
【００３３】
しかし、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．０１％未満である場合には、このようなアルミニウム（Ａｌ）の添加効果を示すことができない。また、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．１％を超える場合には、鋼の硬度を増加させる問題及び製鋼原単位の上昇の問題がある。したがって、アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０１〜０．１％とすることが好ましい。
【００３４】
硫黄（Ｓ）の含有量は０．０１２％以下とする。硫黄（Ｓ）の含有量が０．０１２％を超える場合には、硫化マンガン（ＭｎＳ）が析出されて、鋼板の成形性が低下する。したがって、硫黄（Ｓ）の含有量は０．０１２％以下とすることが好ましい。
【００３５】
チタニウム（Ｔｉ）は、窒化チタニウム（ＴｉＮ）を析出させて、窒素（Ｎ）を除去する。したがって、窒素（Ｎ）によって窒化ホウ素（ＢＮ）が形成されて、ホウ素（Ｂ）が消費されることを防止して、ホウ素（Ｂ）の添加効果が示されるようにする。ホウ素（Ｂ）の添加効果については後述する。
【００３６】
しかし、チタニウム（Ｔｉ）の含有量が０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満である場合には、窒素（Ｎ）を母体から除去する効果が低く、窒化ホウ素（ＢＮ）の形成を効果的に防止することができなくなる。したがって、この場合には、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たさなければならない。
【００３７】
しかし、チタニウム（Ｔｉ）の含有量が０．５×４８／１４×［Ｎ］％以上である場合には、窒化チタニウム（ＴｉＮ）の析出による窒素（Ｎ）の除去が効率的に可能なため、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たす必要がない。
【００３８】
ただし、チタニウム（Ｔｉ）の含有量が０．０３％を超える場合には、炭化チタニウム（ＴｉＣ）が形成されて、炭素（Ｃ）の減少によって熱処理特性が低下し、製鋼原単位が上昇する。
【００３９】
したがって、チタニウム（Ｔｉ）の含有量は０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満である場合にはＢ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、またはチタニウム（Ｔｉ）の含有量は０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％とすることが好ましい。
【００４０】
窒素（Ｎ）の含有量は０．００６％以下とする。窒素（Ｎ）は、チタニウム（Ｔｉ）が添加されずにホウ素（Ｂ）だけが添加される場合に、窒化ホウ素（ＢＮ）を形成して、ホウ素（Ｂ）の添加効果を抑制するため、窒素（Ｎ）の添加量を最少化することが好ましい。ただし、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たす範囲で、窒素（Ｎ）の含有量が０．００６％を超える場合には、析出量が多くなって、ホウ素（Ｂ）の添加効果を相殺させる。したがって、窒素（Ｎ）の含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。
【００４１】
しかし、チタニウム（Ｔｉ）が添加される場合には、窒化チタニウム（ＴｉＮ）の析出によって窒化ホウ素（ＢＮ）が形成されないため、チタニウム（Ｔｉ）が０．５×４８／１４×［Ｎ］％以上で添加された場合には、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たす必要がない。
【００４２】
ホウ素（Ｂ）は、結晶粒系に偏析して粒界エネルギーを低くしたり、またはＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６の微細析出物が粒界に偏析して粒界面積を低くする効果によって、オーステナイトがフェライトまたはベイナイトに変態することを抑制する。
【００４３】
また、最終加工後に行われる熱処理時の焼入性の確保のためにも重要な合金元素である。
【００４４】
ホウ素（Ｂ）の含有量が０．０００５％未満である場合には、このような効果を期待しにくい。また、ホウ素（Ｂ）の含有量が０．００８０％を超える場合には、ホウ素（Ｂ）析出物の粒界析出による靭性の低下及び焼入性の低下の問題が発生することがある。したがって、ホウ素（Ｂ）の含有量は０．０００５％〜０．００８０％とすることが好ましい。
【００４５】
図１及び図２はホウ素（Ｂ）の添加による相変態制御を示した概略図である。
【００４６】
図中、Ｍｓはマルテンサイト生成開始温度を示し、Ｍｆはマルテンサイト生成終了温度を示す。
【００４７】
図１は、ホウ素（Ｂ）を添加しない鋼を高温、例えば仕上圧延温度から各々異なる冷却速度で常温まで冷却することによって得られる微細組織を概略的な連続冷却状態図で示したものである。
【００４８】
図１に示したように、鋼にホウ素（Ｂ）を添加しない場合、ｖ１の冷却速度で冷却時にはマルテンサイト単相が得られ、ｖ２の冷却速度で冷却時にはフェライト、ベイナイト、及びマルテンサイト組織が得られ、ｖ３の冷却速度で冷却時にはフェライト、パーライト、及びベイナイト組織が得られる。
【００４９】
図２に示したように、鋼にホウ素（Ｂ）を添加する場合、フェライト、パーライト、ベイナイトの変態曲線が図１に比べて時間軸に沿って右側に移動して、変態が遅延する効果がある。
【００５０】
つまり、ホウ素（Ｂ）の添加によって同一な冷却速度でホウ素（Ｂ）を添加しない鋼と異なる微細組織を得ることができる。つまり、ｖ１またはｖ２の冷却速度ではマルテンサイトを得るようになり、ｖ３の冷却速度ではベイナイト及びマルテンサイトの微細組織を得るようになる。このように、ホウ素（Ｂ）の添加によって冷却速度を増加させる効果がある。
【００５１】
以下、本発明の実施例による高炭素鋼板の製造方法について説明する。
【００５２】
まず、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する。
【００５３】
または、重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物を含有する鋼スラブを製造する。このような鋼スラブの化学組成を限定した理由は、上記と同様であるため、ここでは説明を省略する。
【００５４】
次に、上記鋼スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の温度で熱間仕上圧延して、熱延鋼板を製造する。このとき、熱間仕上圧延温度をＡｒ３変態温度以上とする理由は、２相逆圧延が行われることを防止するためである。つまり、２相逆圧延が行われると、炭化物が存在しない初析フェライトが多量に生成されて、組織全体にかけて炭化物の均一な分布を得ることができない。
【００５５】
次に、製造された熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する。熱間圧延後の冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満である場合には、フェライト及びパーライトが多量に析出されるようになって、熱延ベイナイト、ベイナイト及びマルテンサイトの混合組織、またはマルテンサイト組織を得ることができなくなる。また、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度を得るためには、既存の方式でなく加圧式急速冷却設備などの新たな設備が必要であるため、原価の上昇の原因になる。したがって、冷却速度は２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃとすることが好ましい。
【００５６】
次に、熱延鋼板をＭｓ〜５３０℃の範囲の温度で巻取る。巻取り温度が５３０℃を超える場合には、パーライト変態が発生して、低温組織を得ることができないため、巻取り温度は５３０℃以下にするべきである。巻取り温度がＭｓ未満である場合には、巻取りの間にマルテンサイト変態が発生して、クラックが発生することがある。実際、巻取り温度は、巻取り機の性能に実質的に依存するところが大きい。
【００５７】
このように、炭化物が存在しない初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上の相がベイナイトから構成された熱延コイルを製造する。この場合、微量のマルテンサイトが生成されることもあるが、９０％以上の相がベイナイトから形成される場合、本発明が追求する成形性の向上にさほど問題にはならない。
【００５８】
次に、６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍する。焼鈍が６００℃未満の温度で行われる場合には、組織に存在する電位を実質的に除去して炭化物の球状化を行うことが難しくなる。
【００５９】
また、焼鈍がＡｃ１変態温度を超える温度で行われる場合には、逆変態が発生して、この後の冷却中にパーライト変態が行われるため、加工性が低下する。したがって、６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍することが好ましい。
【００６０】
このように、初析フェライト及びパーライトの生成を抑制して、主要組織をベイナイト組織に形成することによって、最終炭化物の粒子の平均の大きさが１ｕｍ以下であり、結晶粒の平均の大きさが５ｕｍ以下である、成形性に優れた高炭素鋼板を製造することができる。
【００６１】
以上のような本発明の熱延鋼板の製造方法を利用する場合、通常の冷間圧延を行わなくても、成形性に優れた高炭素鋼板を製造することができる。
【００６２】
以下では、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、下記の実施例は本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されない。
【実施例】
【００６３】
真空誘導溶解によって表１（単位重量％）に示した組成の鋼塊を厚さ６０ｍｍ、幅１７５ｍｍに製造した。製造された鋼塊を１２００℃で１時間再加熱した後、厚さ４．３ｍｍになるように熱間圧延した。
【００６４】
熱間圧延の仕上温度はＡｒ３変態温度以上にし、ＲＯＴ冷却速度は１０℃／秒、３０℃／秒、及び６０℃／秒にして冷却して、目標とした熱延巻取り温度まで冷却した後、４５０〜６００℃に予め加熱された炉に１時間維持した後、徐冷させて、このような工程によって熱延巻取りを模写した。
【００６５】
球状化焼鈍熱処理は６４０℃、６８０℃、７１０℃で行い、その結果を表２に示す。
【表１】
表１の鋼種に対する製造条件、つまり仕上圧延後の冷却速度（ＲＯＴ冷却速度）、巻取り温度による初析フェライトの存在有無（５％以下である場合には無いものとする）、微細組織特性、及び最終球状化焼鈍板の穴広げ性を表２に示す。
【００６７】
ここで、穴広げ性は、試験片に円形の孔を打抜した後、これを円錘形パンチを利用して拡張させるときに、孔の周縁に発生した亀裂が少なくとも一箇所で、厚さ方向に貫通するまでの孔の拡大量を初期の孔に対する比率で示したもため、伸びフランジ性を評価する指数として知られており、下記の数式１で示される。
【００６８】
（数式１）
λ＝（Ｄｈ−Ｄｏ）／Ｄｏ×１００（％）
（λは穴広げ性（％）、Ｄｏは初期の孔の直径（本発明では１０ｍｍ）、Ｄｈは亀裂後の孔の直径（ｍｍ）を意味する。）
また、上記穴広げ性を評価するために、孔の初期パンチング時のクリアランスに対する定義が必要である。クリアランスは、ダイとパンチとの間の間隔を試験片の厚さに対する比率で示したものであり、下記の数式２によって定義されて、本発明の実施例では１０％程度のクリアランスを利用した。
【００６９】
（数式２）
Ｃ＝０．５×（ｄｄ−ｄｐ）／ｔ×１００（％）
（Ｃはクリアランス（％）、ｄｄは打抜ダイの内径（ｍｍ）、ｄｐは打抜パンチの直径（ｄｐ=１０ｍｍ）、ｔは試験片の厚さを意味する。）
【表２】
初析フェライトの存在有無は、最終熱間圧延がＡｒ３変態温度以下で行われるか否かにも依存し、また仕上圧延後の冷却速度（ＲＯＴ冷却速度）にも依存し、また巻取り温度にも依存する。
【００７１】
つまり、Ａｒ３変態温度は、オーステナイト領域で冷却を開始した後の冷却速度に主に依存するが、Ａｒ３変態温度以下での圧延は初析フェライトの生成を意味し、これはセメンタイトの分布を不均一にする。そして、ランアウトテーブル（ＲＯＴ：ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）冷却速度が遅いほど、フェライト及びパーライト変態が発生し、冷却速度が速いほど、フェライト及びパーライト変態が避けられることはよく知られている。
【００７２】
また、熱延変態の仕上げが行われる巻取り温度が低いほど、初析フェライトの存在比率は低くなる。これは表２の実施例に示したように、同一組成及び同一冷却条件でも巻取り温度が高いほど初析フェライトが多く生成されることと一致する。表２に示した初析フェライトの存在有無の基準は、初析フェライトの量が５％を超える場合には有で示し、５％以下である場合には無で示して、初析フェライトが無である場合にだけ本発明の組成を有する鋼に該当する。
【００７３】
本発明は、熱延板の製造後に冷間圧延を行わずに球状化焼鈍によっても、最終球状化焼鈍板が微細で均一な分布の炭化物を含むようにする。これは、熱延板で初析フェライト及びパーライトの生成を抑制して、ベイナイト組織を生成するようにすれば可能である。
【００７４】
熱延板に初析フェライトが存在する場合には、最終球状化焼鈍板の炭化物の分布も不均一になるが、これは、初析フェライト内には炭化物がほとんど存在せず、本発明の製造工程では最終球状化焼鈍板までこのような微細組織特性が維持されることに起因する。
【００７５】
また、熱延板でベイナイト組織が生成されると、通常のパーライト組織を球状化セメンタイトに変化させることに比べて、非常に短時間の焼鈍を行っても球状化が可能である。例えば、実施例の７１０℃での焼鈍時間は１０時間程度である。
【００７６】
最終球状化焼鈍後のフェライトの直径を表２に示す。本発明の鋼の場合には、結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下と微細であるが、初析フェライトが存在する比較例の鋼の場合には、本発明の鋼に比べてフェライト結晶粒が非常に大きい。鋼種Ｊは、炭素の組成の範囲が本発明からはずれるため、初析フェライトが無であるケースに該当するが、比較鋼に分類された。
【００７７】
図３はホウ素（Ｂ）及び窒素（Ｎ）の原子％比率に対する穴広げ性の関係を示したグラフである。Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）比率が１未満である場合には、穴広げ性が非常に低かったが、１以上である場合には、穴広げ性が非常に高いことがわかる。これより、Ｎと結合しないＢが相変態を効果的に遅延させていることがわかる。
【００７８】
最終球状化焼鈍後のフェライトの直径は、熱延微細組織及び炭化物の大きさと関連性があるが、熱延微細組織で初析フェライトやパーライトが存在する場合にフェライトの直径が大きくなり、炭化物が局部的に存在することによって炭化物のサイズも相対的に大きくなって、最終フェライトの結晶粒は大きくなる。
【００７９】
最終フェライトの結晶粒が小さいほど靭性が向上することはよく知られており、これは本発明の付加的利点ということができる。上記フェライトの結晶粒の大きさと同様に、初析フェライトが存在する場合に局部的な領域での炭化物の集中的生成に起因して、炭化物の平均の直径は大きくなり、全体的に分布が不均一になる。これは、穴広げ性の低下の原因となり、フェライトの結晶粒の粗大化ももたらす。
【００８０】
図４はホウ素（Ｂ）を添加した鋼、及び添加しない鋼の冷却速度の変化による硬度値を示したグラフである。
【００８１】
Ｂが効果的に添加された鋼Ｂの場合には、約２０℃／秒以上の冷却速度ではほぼ均一な硬度値を示すが、Ｂが添加されない鋼Ｇの場合には、冷却速度の変化によって硬度値が非常に大きく変化することがわかる。つまり、Ｂが相変態を遅延させるため、焼入性が向上して、最終成形後に行われる最終熱処理工程後の硬度偏差を減少させたり、硬度を向上させることができる。
【００８２】
以上で、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、請求の範囲で定義している本発明の基本概念を利用した当業者の多様な変形及び改良形態も本発明の権利範囲に属する。
【図面の簡単な説明】
【００８３】
【図１】ホウ素（Ｂ）を添加しない鋼の連続冷却状態図である。
【図２】ホウ素（Ｂ）を添加した鋼の連続冷却状態図である。
【図３】ホウ素（Ｂ）及び窒素（Ｎ）の原子％比率に対する穴広げ性の関係を示したグラフである。
【図４】ホウ素（Ｂ）を添加した鋼、及び添加しない鋼の冷却速度の変化による硬度値を示したグラフである。
Claims (8)
- 重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．０８〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物からなり、炭化物の粒子の平均の大きさが１μｍ以下であり、フェライトの結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下であり、初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上がベイナイトから形成される、成形性に優れた高炭素鋼板。
- 重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．０８〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物からなり、炭化物の粒子の平均の大きさが１μｍ以下であり、フェライトの結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下であり、初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上がベイナイトから形成される、成形性に優れた高炭素鋼板。
- 重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．０８〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを製造する段階、
前記スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の温度で熱間仕上圧延して、熱延鋼板を製造する熱間圧延段階、
前記熱間圧延段階で製造された熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する段階、及び
前記冷却された熱延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態温度）〜５３０℃の範囲の温度で巻取って熱延コイルを製造する段階を含み、
前記巻取り段階で製造された熱延鋼板は、初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上がベイナイトから形成される、成形性に優れた高炭素鋼板の製造方法。 - 前記巻取り段階で製造された熱延鋼板を６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍する段階をさらに含む、請求項３に記載の成形性に優れた高炭素鋼板の製造方法。
- 前記高炭素鋼板の炭化物の粒子の平均の大きさが１μｍ以下であり、フェライトの結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下である、請求項４に記載の成形性に優れた高炭素鋼板の製造方法。
- 重量％でＣ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．０．８〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１２％以下、Ｔｉ：０．５×４８／１４×［Ｎ］％未満、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｂ（原子％）／Ｎ（原子％）＞１の条件を満たし、残りはＦｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを製造する段階、
前記スラブを再加熱して、Ａｒ３変態温度以上の仕上温度で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階、
前記熱延鋼板を２０℃／ｓｅｃ〜１００℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却する段階、及び
前記冷却された熱延鋼板をＭｓ〜５３０℃の範囲の温度で巻取って熱延コイルを製造する段階を含み、
前記巻取り段階で製造された熱延鋼板は、初析フェライト及び層状の炭化物構造を有するパーライトの分率が各々５％以下であり、９０％以上がベイナイトから形成される、成形性に優れた高炭素鋼板の製造方法。 - 前記巻取り段階で製造された熱延鋼板を６００℃〜Ａｃ１変態温度の範囲の温度で焼鈍する段階をさらに含む、請求項６に記載の成形性に優れた高炭素鋼板の製造方法。
- 前記高炭素鋼板の炭化物の粒子の平均の大きさが１μｍ以下であり、フェライトの結晶粒の平均の大きさが５μｍ以下である、請求項７に記載の成形性に優れた高炭素鋼板の製造方法。
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