JP6402842B1 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
質量%で、C:0.10〜0.33%、Si:0.15〜0.35%、Mn:0.5〜0.9%、P:0.03%以下、S:0.010%以下、sol.Al:0.10%以下、N:0.0065%以下、Cr:0.90%〜1.5%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、さらにセメンタイト密度が0.25個/μm2以下であり、硬さがHVで110〜160、全伸びが40%以上である。
Description
i)焼入れ前の高炭素熱延鋼板の硬度、全伸び(以下、単に伸びともいう)には、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織、およびセメンタイト密度が大きく影響し、セメンタイト密度を0.25個/μm2以下とすることで、硬さがHVで110〜160、全伸び(El)が40%以上を得られる。
ii)窒素雰囲気で焼鈍を施す場合、雰囲気中の窒素が浸窒して鋼板中に濃化し、鋼板中のCrと結合してCr窒化物、あるいはMoと結合してMo窒化物を生成し、鋼板中の固溶Cr量および固溶Mo量が若干低下する場合がある。これに対して、本発明では、好ましくは、Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Seのうちの少なくとも1種を鋼中に所定量含有することで、このような浸窒を防止し、固溶Cr量および固溶Mo量の低下を抑制して高い焼入れ性を確保することができる。
[1]質量%で、C:0.10〜0.33%、Si:0.15〜0.35%、Mn:0.5〜0.9%、P:0.03%以下、S:0.010%以下、sol.Al:0.10%以下、N:0.0065%以下、Cr:0.90〜1.5%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、さらに前記セメンタイト密度が0.25個/μm2以下であり、硬さがHVで110〜160、全伸びが40%以上である高炭素熱延鋼板。
[2]成分組成として、さらに、質量%で、Ni、Moのうちの1種以上を合計で0.5%以下を含有する上記[1]に記載の高炭素熱延鋼板。
[3]成分組成として、さらに、質量%で、Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Seのうちの1種以上を合計で0.002〜0.03%を含有する上記[1]または[2]に記載の高炭素熱延鋼板。
[4]前記フェライトの平均結晶粒径が5μm以上15μm以下である上記[1]〜[3]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
[5]上記[1]〜[4]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、巻取温度:500〜700℃で巻き取った後、焼鈍温度:Ac1変態点以上800℃以下に加熱して1hr以上保持し、Ar1変態点未満まで、平均冷却速度:1〜20℃/hrで冷却し、Ar1変態点未満の温度域で20hr以上保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。
[6]上記[1]〜[4]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、巻取温度:500〜700℃で巻き取った後、680〜720℃の温度域で1〜35hr保持し、その後、焼鈍温度:Ac1変態点以上800℃以下に加熱して1hr以上保持し、冷却停止温度:Ar1変態点以下(Ar1変態点−110℃)以上まで、平均冷却速度:1〜20℃/hrで冷却する高炭素熱延鋼板の製造方法。
本発明の高炭素熱延鋼板は、冷間加工性および焼入れ性に優れるため、素材鋼板に冷間加工性が必要とされる、ギア、ミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品に好適である。
C:0.10〜0.33%
Cは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。C量が0.10%未満の場合、部品に成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、C量は0.10%以上にする必要がある。しかし、C量が0.33%を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、C量は0.10〜0.33%とする。優れた焼入れ硬さを得るには、C量は0.15%以上とすることが好ましい。さらには安定して油焼入れ後のビッカース硬さ(HV)で430以上を得るためには0.18%以上とすることが好ましい。加工性の厳しい部品の冷間加工に用いられる場合には、0.28%以下とすることが好ましい。
Siは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Si量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Si量は0.35%以下とする。好ましくは0.33%以下である。一方、Siは焼戻し軟化抵抗を増加させる効果があり、Si量が0.15%未満になると、焼き戻し軟化抵抗の効果が得にくくなるため、Si量は0.15%以上とする。好ましくは0.18%以上である。
Mnは焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Mn量が0.9%を超えると、Mnの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になるため、冷間加工性が低下する。したがって、Mn量は0.9%以下とする。一方、0.5%未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Mn量は0.5%以上とする。好ましくは0.55%以上、より好ましくは0.60%以上である。
Pは固溶強化により強度を上昇させる元素である。しかし、P量が0.03%を超えて増加すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、P量は0.03%以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、P量は0.02%以下が好ましい。Pは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、P量は少ないほど好ましいが、過度にP量を低減すると精錬コストが増大するため、P量は0.005%以上が好ましい。
Sは硫化物を形成し、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の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。S量が0.010%を超えると、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、S量は0.010%以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、S量は0.005%以下が好ましい。Sは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、S量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にSを低減すると精錬コストが増大するため、S量は0.0005%以上が好ましい。
sol.Al量が0.10%を超えると、焼入れ処理の加熱時にAlNが生成してオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、sol.Al量は0.10%以下とし、好ましくは0.06%以下とする。一方、sol.Alは脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、0.005%以上とすることが好ましい。
N量が0.0065%を超えると、AlNの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、N量は0.0065%以下とする。なお、下限はとくに規定しないが、上記したように、NはAlN、Cr系窒化物およびMo系窒化物を形成し、これにより焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制し、焼入れ後の靭性を向上させる元素であるため、N量は0.0005%以上が好ましい。
Crは焼入れ性を高める重要な元素であり、0.90%未満の場合、十分な効果が認められないため、Crを0.90%以上とする必要がある。一方、Crが1.5%を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、1.5%以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた加工性を必要とするため、1.2%以下が好ましい。
Ni、Moは焼入れ性を高める重要な元素であり、Cr含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に焼入れ性を向上させる。また、焼戻し軟化抵抗を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ni、Moのうちの1種以上を合計で0.01%以上を含有することが好ましい。一方、Ni、Moのうちの1種以上を合計で0.5%を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、合計で0.5%以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた加工性を必要とするため、0.3%以下が好ましい。
Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Seは表層からの浸窒抑制に重要な元素である。これら元素の1種以上の合計の量が0.002%未満の場合、十分な効果が認められないため、含有する場合は0.002%以上とする。一方、これらの元素を合計で0.03%を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は粒界に偏析する傾向があり、これらの元素の含有量を合計で0.03%超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Seののうちの1種以上の合計の含有量は0.03%以下とする。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Seを含有する場合の好ましい合計含有量は、下限は0.005%であり、上限は0.020%である。
本発明の高炭素熱延鋼板は、フェライトとセメンタイトを有する。フェライトは高加工性の確保の理由から面積率で90%以上が好ましい。セメンタイトは高加工性の確保の理由から面積率で10%以下が好ましい。フェライトとセメンタイト以外に、パーライトなどの残部組織が生成しても、残部組織の合計の面積率が5%程度以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有してもかまわない。
本発明の高炭素熱延鋼板で得られるセメンタイト径は長径で0.1〜3.0μm程度であり、鋼板の析出強化としては有効なサイズではない。本発明では、セメンタイト密度を低下させることでフェライト粒を粗大化し、強度低下を図ることができる。本発明では、フェライトを有し、セメンタイト密度を0.25個/μm2以下とすることで、硬さがHVで110〜160、全伸びが40%以上を達成することができる。このため、セメンタイト密度は0.25個/μm2以下とする。セメンタイト密度は、好ましくは0.15個/μm2以下であり、さらに好ましくは0.1個/μm2以下である。
フェライト平均結晶粒径が5μm未満では冷間加工前の強度が増加し、プレス性が劣化する場合があるため、5μm以上が好ましい。より好ましくは7μm以上である。一方、15μmを超えると鋼板の強度が大きく低下する場合がある。焼入れせずに使用する領域ではある程度鋼板の強度が必要であるため、15μm以下が好ましい。より好ましくは12μm以下である。
なお、ミクロ組織、フェライト粒内のセメンタイト密度、フェライト平均結晶粒径は、後述する実施例の方法にて測定することができる。
本発明では、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品を冷間プレスで成形するため優れた冷間加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬さを大きくして耐磨耗性を付与する必要がある。そのため、本発明の高炭素熱延鋼板は、鋼板の硬さを低減してHVで110以上160以下とし、伸びを高めて全伸び(El)を40%以上として優れた冷間加工性を有するとともに、焼入れ性を向上させる必要がある。
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記の成分組成の鋼を素材とし、熱間粗圧延後、仕上温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、巻取温度:500〜700℃で巻き取った後、焼鈍温度:Ac1変態点以上800℃以下に加熱して1hr以上保持し、Ar1変態点未満まで、平均冷却速度:1〜20℃/hrで冷却し、Ar1変態点未満の温度域で20hr以上保持することにより製造される。または、熱間粗圧延後、仕上温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、巻取温度:500〜700℃で巻き取った後、680〜720℃の温度域で1〜35hr保持し、その後、焼鈍温度:Ac1変態点以上800℃以下に加熱して1hr以上保持し、冷却停止温度:Ar1変態点以下(Ar1変態点−110℃)以上まで、平均冷却速度:1〜20℃/hrで冷却することにより製造される。
以下、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。
仕上温度がAr3変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上温度はAr3変態点以上とする。なお、仕上温度の上限は、特に規定する必要はなく、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、1000℃以下とすることが好ましい。
仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合があるため、操業上好ましくない。したがって巻取温度の上限を700℃とする。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため好ましくない。したがって下限を500℃とする。好ましくは550℃以上である。なお、巻取温度は鋼板の表面温度である。
本発明では、熱延鋼板をAc1変態点以上800℃以下に加熱して1hr以上保持し、熱延鋼板中に析出していた比較的微細な炭化物を溶解してγ相中に固溶させ、その後1〜20℃/hrの平均冷却速度でAr1変態点未満まで冷却し、Ar1変態点未満の温度域で20hr以上保持することにより、オーステナイトが形成されていたC濃度の高い箇所を核としてフェライト粒内の未溶解Cを析出させて、セメンタイト密度を0.25個/μm2以下とし、炭化物(セメンタイト)の分散を制御した状態とする。すなわち、本発明では、所定の条件で2段焼鈍を施すことで、炭化物の分散形態を制御し、鋼板を軟質化させ伸びを増加させる。本発明で対象とする高炭素鋼板では、軟質化する上で焼鈍後における炭化物の分散形態を制御することが重要となる。本発明では、高炭素熱延鋼板をAc1変態点以上に加熱して保持する(1段目の焼鈍)ことで、微細な炭化物を溶解するとともに、Cをγ(オーステナイト)中に固溶する。その後のAr1変態点未満の冷却段階や保持段階(2段目の焼鈍)において、Ac1点以上の温度域で存在するα/γ界面や未溶解炭化物が核生成サイトとなり、比較的粗大な炭化物が析出する。以下、このような2段焼鈍の条件について説明する。なお、焼鈍の際の雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。
熱延鋼板をAc1点以上の焼鈍温度に加熱することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Cをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライト(α)は高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物(未溶解炭化物)が残存するが、オストワルド成長により、より粗大になる。焼鈍温度がAc1変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。また、本発明では、Ac1変態点以上での保持時間が1hr未満では微細な炭化物を十分に溶解することができないため、Ac1変態点以上に加熱し1hr以上保持することとする。また、焼鈍温度が800℃を超えるとγ分率が高くなりすぎて、この後の冷却過程においてオーステナイト域が一部球状化が完了せずに棒状のセメンタイトが形成されるようになり、加工性が低下するため、焼鈍温度は800℃以下とする。なお、1段目の焼鈍として、保持時間の上限は特に限定するものではないが、20hr以下とすることが好ましい。
なお、上記における保持とは、Ac1変態点以上800℃以下の一定温度における保持の他、Ac1変態点以上800℃以下の温度域の鋼板の通過時間も含むものである。
上記した1段目の焼鈍の後、2段目の焼鈍の温度域であるAr1変態点未満に、1〜20℃/hrで冷却する。冷却途中に、オーステナイト→フェライト変態に伴いオーステナイトから吐き出されるCが、α/γ界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。1段目の焼鈍後、2段目の焼鈍までの平均冷却速度が、1℃/hr未満では生産効率が悪いため、平均冷却速度は1℃/hr以上とする。一方、20℃/hrを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、20℃/hr以下とする。このため、1段目の焼鈍後、2段目の焼鈍の温度域であるAr1変態点未満まで、平均冷却速度1〜20℃/hrで冷却する。
上記した1段目の焼鈍後、所定の冷却速度で冷却してAr1変態点未満で保持することで、オストワルド成長により、粗大な球状炭化物をさらに成長させ、微細な炭化物を消失させる。Ar1変態点未満での保持時間が20hr未満では、炭化物を十分に成長させることができず、焼鈍後の硬度が大きくなりすぎる。このため、2段目の焼鈍はAr1変態点未満で20hr以上保持とする。なお、特に限定するものではないが、2段目の焼鈍温度は炭化物を十分成長させるため660℃以上とすることが好ましい。また、保持時間の上限は生産効率の観点から、30hr以下とすることが好ましい。
なお、上記における保持とは、Ar1変態点未満の一定温度における保持の他、Ar1変態点未満の温度域の鋼板の通過時間も含むものである。
Ac1変態点以上に温度を上昇させた際、γ域で未固溶の炭化物を残存させた鋼とするほうがAr1変態点以下で保持した後、よりフェライト粒界で炭化物が粗大化し、フェライト粒内の炭化物が低減し、軟質化する。Ac1変態点以上まで温度を上げる前に組織を球状化させる方が上記の効果が発揮できるため、680〜720℃で1〜35hr保持する必要がある。保持時間が1hr未満では、球状化が進まないため、保持時間は1hr以上とする。好ましくは5hr以上である。一方、保持時間が35hr超えになると長時間となり、生産コストが高くなるため保持時間は35hr以下とする。好ましくは25hr以下である。
なお、上記における保持とは、680〜720℃の温度域における一定温度における保持の他、680〜720℃の温度域の鋼板の通過時間も含むものである。
熱延鋼板をAc1変態点以上の焼鈍温度に加熱することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Cをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライトは高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物(未溶解炭化物)が残存するが、オストワルド成長により粗大になる。焼鈍温度がAc1変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。また、本発明では、Ac1変態点以上での保持時間が1hr未満では微細な炭化物を十分に溶解することができないため、Ac1変態点以上に加熱して1hr以上保持することとする。また、焼鈍温度が800℃を超えるとγ分率が高くなりすぎて、この後の冷却過程においてオーステナイト域が一部球状化が完了せずに棒状のセメンタイトが形成されるようになり、加工性が低下するため800℃以下とする。2段目の焼鈍として、特に限定するものではないが、保持時間の上限は10hr以下とすることが好ましい。
上記した2段目の焼鈍の後、1〜20℃/hrで冷却する。冷却途中に、オーステナイト→フェライト変態に伴いオーステナイトから吐き出されるCが、α/γ界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。平均冷却速度が、1℃/hr未満では生産効率が悪いため、平均冷却速度は1℃/hr以上とする。一方、20℃/hrを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、20℃/hr以下とする。このため、2段目の焼鈍後、冷却停止温度:Ar1変態点以下(Ar1変態点−110℃)以上まで、平均冷却速度:1〜20℃/hrで冷却する。
冷却停止温度がAr1変態点超えになるとフェライト変態が完了せずパーライトが部分的に析出するため、冷却停止温度はAr1変態点以下にする。一方、冷却停止温度が(Ar1変態点−110)℃未満になると低温すぎて炭化物が成長し難くなるため、冷却停止温度は(Ar1変態点−110℃)以上とする。
なお、表1に示すAr1変態点、Ac1変態点およびAr3変態点は、次のようにして求めた。フォーマスター試験機にて、円柱状の試験片(直径3mm×高さ10mm)を用いて、加熱時の線膨張曲線を測定し、フェライトからオーステナイトに変態を開始する温度(Ac1点)を求めた。また、同様の試験片を用いて、オーステナイト単相域に加熱したのち、オーステナイト単相域から室温まで冷却したときの線膨張曲線を測定し、オーステナイトからフェライトに変態を開始する温度(Ar3点)、フェライトへの変態を終了する温度(Ar1点)を求めた。
熱延焼鈍板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試料を切断、研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡を用いて、板厚中央部の5箇所で3000倍の倍率で撮影した組織写真について、長径が0.1μm以上のセメンタイトの個数を測定し、この個数を写真の視野の面積で除して、セメンタイト密度を求めた。
また、同上箇所で撮影した組織写真について、JISG0551に定めた結晶粒度の評価方法(切断法)を用いてフェライト平均結晶粒径を求めた。
焼鈍後の鋼板の板幅中央部から試料を採取し、圧延方向に平行な断面組織の1/4板厚の位置でビッカース硬度計(0.3kgf)を用いて5点測定し、平均値を求めた。
焼鈍後の鋼板から、圧延方向に対して0°の方向(L方向)に切り出したJIS5号引張試験片を用いて、島津製作所AG10TB AG/XRの引張試験機にて10mm/分で引張試験を行い、破断したサンプルを突き合わせて伸びを求めた。
焼鈍後の鋼板(熱延焼鈍板)の板幅中央から平板試験片(幅15mm×長さ40mm×板厚3mm)を採取し、以下のように水冷、70℃油冷の2通りの方法により焼入れ処理を施して、各々の方法で焼入れ後の鋼板硬さ(焼入れ硬さ)を求めた。すなわち、焼入れ処理は、上記平板試験片を用いて、900℃で600s保持して直ちに水冷する方法(水冷)、900℃で600s保持して直ちに70℃油で冷却する方法(70℃油冷)で実施した。焼入れ特性は焼入れ処理後の試験片の切断面について、ビッカース硬さ試験機で荷重1kgfの条件下で硬さを5点測定し平均硬さを求め、これを焼入れ硬さとした。焼入れ硬さは、表4の条件を水冷後硬さ、70℃油冷後硬さともに満足した場合、合格(○)と判定し焼入れ性に優れると評価した。また、水冷後硬さ、70℃油冷後硬さのいずれかが表4に示す条件を満足しない場合、不合格(×)とし、焼入れ性に劣ると評価した。なお、表4は、経験上、焼入れ性が十分であると評価できる、C含有量に応じた焼入れ硬さを表したものである。
Claims (6)
- 質量%で、C:0.10〜0.33%、
Si:0.15〜0.35%、
Mn:0.5〜0.9%、
P:0.03%以下、
S:0.010%以下、
sol.Al:0.10%以下、
N:0.0065%以下、
Cr:0.90〜1.5%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、さらに前記セメンタイト密度が0.25個/μm2以下であり、
硬さがHVで110〜160、全伸びが40%以上である高炭素熱延鋼板。 - 成分組成として、さらに、質量%で、Ni、Moのうちの1種以上を合計で0.5%以下を含有する請求項1に記載の高炭素熱延鋼板。
- 成分組成として、さらに、質量%で、Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Seのうちの1種以上を合計で0.002〜0.03%を含有する請求項1または2に記載の高炭素熱延鋼板。
- 前記フェライトの平均結晶粒径が5μm以上15μm以下である請求項1〜3のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を
熱間粗圧延後、仕上温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、巻取温度:500〜700℃で巻き取った後、
焼鈍温度:Ac1変態点以上800℃以下に加熱して1hr以上保持し、
Ar1変態点未満まで、平均冷却速度:1〜20℃/hrで冷却し、
Ar1変態点未満の温度域で20hr以上保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。 - 請求項1〜4のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を
熱間粗圧延後、仕上温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、巻取温度:500〜700℃で巻き取った後、
680〜720℃の温度域で1〜35hr保持し、
その後、焼鈍温度:Ac1変態点以上800℃以下に加熱して1hr以上保持し、
冷却停止温度:Ar1変態点以下(Ar1変態点−110℃)以上まで、平均冷却速度:1〜20℃/hrで冷却する高炭素熱延鋼板の製造方法。
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