JPH09157758A - 加工性に優れた高炭素鋼帯の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高炭素鋼帯の製造方法Info
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- JPH09157758A JPH09157758A JP34486595A JP34486595A JPH09157758A JP H09157758 A JPH09157758 A JP H09157758A JP 34486595 A JP34486595 A JP 34486595A JP 34486595 A JP34486595 A JP 34486595A JP H09157758 A JPH09157758 A JP H09157758A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 軟質で加工性に優れた機械部品用の高炭素鋼
帯を、低コストで製造する。 【解決手段】 所定化学成分の高炭素鋼を、熱間圧延、
酸洗、脱スケールしたのち、９５容量％以上の水素雰囲
気で、所定の加熱速度、均熱温度、均熱時間、冷却速度
で焼鈍処理する。
帯を、低コストで製造する。 【解決手段】 所定化学成分の高炭素鋼を、熱間圧延、
酸洗、脱スケールしたのち、９５容量％以上の水素雰囲
気で、所定の加熱速度、均熱温度、均熱時間、冷却速度
で焼鈍処理する。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、刃物、ワッシャ
ー、ばね、自動車部品、編み針、その他の機械部品の素
材として使用される加工性ならびに熱処理性に優れた高
炭素鋼帯の製造方法に関する。
ー、ばね、自動車部品、編み針、その他の機械部品の素
材として使用される加工性ならびに熱処理性に優れた高
炭素鋼帯の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】刃物、ワッシャー、ばね、自動車部品、
編み針、その他の機械部品は、高炭素鋼帯（ＪＩＳ Ｇ
３３１１に規定のみがき特殊帯鋼）を素材とし、打ち
抜き、曲げ、プレス加工、切削等の加工工程と、焼入
れ、焼戻し、その他の熱処理工程を経て製造される。そ
の製品品質の向上、安定化、製造コストの低減等を図る
には、素材である高炭素鋼帯が軟質で加工性がよく、か
つ組織の均質性に優れていることが必要である。
編み針、その他の機械部品は、高炭素鋼帯（ＪＩＳ Ｇ
３３１１に規定のみがき特殊帯鋼）を素材とし、打ち
抜き、曲げ、プレス加工、切削等の加工工程と、焼入
れ、焼戻し、その他の熱処理工程を経て製造される。そ
の製品品質の向上、安定化、製造コストの低減等を図る
には、素材である高炭素鋼帯が軟質で加工性がよく、か
つ組織の均質性に優れていることが必要である。
【０００３】高炭素熱延鋼帯は、一般にフェライトおよ
びパーライトからなる脆くて硬い組織を呈し、しかもそ
の組織は不均一で曲げ加工、プレス加工時に割れが発生
し易い。そこで高炭素熱延鋼帯は、熱延組織を球状化炭
化物組織に変えて軟質かつ伸びの向上を図ると共に、組
織の均質性を改善すべく箱焼鈍が施される。
びパーライトからなる脆くて硬い組織を呈し、しかもそ
の組織は不均一で曲げ加工、プレス加工時に割れが発生
し易い。そこで高炭素熱延鋼帯は、熱延組織を球状化炭
化物組織に変えて軟質かつ伸びの向上を図ると共に、組
織の均質性を改善すべく箱焼鈍が施される。
【０００４】また、必要に応じてさらに軟質化を行うた
めには、焼鈍後に冷間圧延を行い、引続き箱焼鈍（仕上
げ焼鈍）を行って冷間圧延で生じた鋼帯の加工組織を再
結晶させて軟質化した冷延鋼帯とすることもある。これ
らの工程における高炭素熱延鋼帯および冷延鋼帯の焼鈍
条件は、６００〜７２０℃の温度範囲で１０〜３０時間
保持されることとされてきた。
めには、焼鈍後に冷間圧延を行い、引続き箱焼鈍（仕上
げ焼鈍）を行って冷間圧延で生じた鋼帯の加工組織を再
結晶させて軟質化した冷延鋼帯とすることもある。これ
らの工程における高炭素熱延鋼帯および冷延鋼帯の焼鈍
条件は、６００〜７２０℃の温度範囲で１０〜３０時間
保持されることとされてきた。
【０００５】上記の高炭素熱延鋼帯の製造方法では、製
造に時間がかかり、また、狙い通りの軟質な高炭素熱延
鋼帯が得られない場合が多く、さらに軟質化を進めるた
めには冷間圧延および焼鈍を繰り返す必要があるという
問題を有している。
造に時間がかかり、また、狙い通りの軟質な高炭素熱延
鋼帯が得られない場合が多く、さらに軟質化を進めるた
めには冷間圧延および焼鈍を繰り返す必要があるという
問題を有している。
【０００６】そこで前記の問題を解決する手段として
は、例えば、特公昭５７−５３４１８号公報に開示のと
おり、熱延鋼帯を７５０〜９００℃で１〜３０分予備熱
処理したのち、冷間圧延、連続焼鈍を繰り返す方法、あ
るいは特公昭５５−４３０４９号公報に開示のとおり、
熱延鋼帯の球状化処理を連続焼鈍で実施する方法が提案
されている。しかし、軟質な高炭素鋼帯を製造するに
は、連続焼鈍後に冷間圧延および焼鈍を複数回施さなけ
ればならず、工程が煩雑で長くなってしまい、製造コス
トの上昇が避けられない。
は、例えば、特公昭５７−５３４１８号公報に開示のと
おり、熱延鋼帯を７５０〜９００℃で１〜３０分予備熱
処理したのち、冷間圧延、連続焼鈍を繰り返す方法、あ
るいは特公昭５５−４３０４９号公報に開示のとおり、
熱延鋼帯の球状化処理を連続焼鈍で実施する方法が提案
されている。しかし、軟質な高炭素鋼帯を製造するに
は、連続焼鈍後に冷間圧延および焼鈍を複数回施さなけ
ればならず、工程が煩雑で長くなってしまい、製造コス
トの上昇が避けられない。
【０００７】さらに、他の高炭素鋼帯の製造方法として
は、Ｃ：０．２７〜０．９０％、Ｓｉ：０．１５〜０．
３０％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０
％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼に通常の熱間圧延を施し、次いで酸
洗をして得られた熱延鋼帯を出発材として、高炭素冷延
鋼帯を製造する方法において、前記出発材としての熱延
鋼帯を６８０〜７２０℃の温度に１５時間以上保持する
一次焼鈍を行い、次いで２０〜４５％の圧下率で冷間圧
延を行い、その後６３０〜７２０℃の温度で１０時間以
上保持する仕上げ焼鈍を行う方法（特開昭６１−７６６
１９号公報）、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１５
％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１．６％以下、残
部実質的にＦｅからなる化学組成を有する高炭素熱延鋼
帯を、５０容量％以上の水素と、残部が窒素からなる雰
囲気炉中、Ａｃ1点〜７８０℃の温度域に１時間以上均
熱保持後、６０℃／Ｈｒ以下の冷却速度でＡｃ1点直下
まで冷却する第１段の均熱・徐冷と、Ａｃ1点直下に３
〜２０時間均熱保持後、６０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で
Ａｒ1点以下まで冷却する第２段の均熱・徐冷とからな
る一次焼鈍処理に付した後、冷間圧延を行い、ついで６
００°〜Ａｃ1点直下の温度域での二次焼鈍を施す方法
（特開平４−２０２６２９号公報）が提案されている。
は、Ｃ：０．２７〜０．９０％、Ｓｉ：０．１５〜０．
３０％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０
％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼に通常の熱間圧延を施し、次いで酸
洗をして得られた熱延鋼帯を出発材として、高炭素冷延
鋼帯を製造する方法において、前記出発材としての熱延
鋼帯を６８０〜７２０℃の温度に１５時間以上保持する
一次焼鈍を行い、次いで２０〜４５％の圧下率で冷間圧
延を行い、その後６３０〜７２０℃の温度で１０時間以
上保持する仕上げ焼鈍を行う方法（特開昭６１−７６６
１９号公報）、Ｃ：０．６〜１．３％、Ｓｉ：０．１５
％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１．６％以下、残
部実質的にＦｅからなる化学組成を有する高炭素熱延鋼
帯を、５０容量％以上の水素と、残部が窒素からなる雰
囲気炉中、Ａｃ1点〜７８０℃の温度域に１時間以上均
熱保持後、６０℃／Ｈｒ以下の冷却速度でＡｃ1点直下
まで冷却する第１段の均熱・徐冷と、Ａｃ1点直下に３
〜２０時間均熱保持後、６０℃／Ｈｒ以下の冷却速度で
Ａｒ1点以下まで冷却する第２段の均熱・徐冷とからな
る一次焼鈍処理に付した後、冷間圧延を行い、ついで６
００°〜Ａｃ1点直下の温度域での二次焼鈍を施す方法
（特開平４−２０２６２９号公報）が提案されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】上記特開昭６１−７６
６１９号公報に開示の方法は、熱延鋼帯の焼鈍温度が従
来と同等の温度であるため、十分に軟質な高炭素鋼帯が
得られない。また、特開平４−２０２６２９号公報に開
示の方法は、熱伝導度の良好な水素雰囲気炉でも最高加
熱点と最低加熱点との温度差が解消されず、コイル内の
機械的特性のバラツキが生じると共に、成分規定が共析
点付近のＣ量であり、Ａｃ1点以上７８０℃以下の温度
まで焼鈍温度を上げると、焼鈍後に球状セメンタイトを
得ることが困難であり、加工性はかえって劣化し、その
後冷間圧延、焼鈍を繰り返しても高炭素鋼帯の加工性の
向上は望めない。
６１９号公報に開示の方法は、熱延鋼帯の焼鈍温度が従
来と同等の温度であるため、十分に軟質な高炭素鋼帯が
得られない。また、特開平４−２０２６２９号公報に開
示の方法は、熱伝導度の良好な水素雰囲気炉でも最高加
熱点と最低加熱点との温度差が解消されず、コイル内の
機械的特性のバラツキが生じると共に、成分規定が共析
点付近のＣ量であり、Ａｃ1点以上７８０℃以下の温度
まで焼鈍温度を上げると、焼鈍後に球状セメンタイトを
得ることが困難であり、加工性はかえって劣化し、その
後冷間圧延、焼鈍を繰り返しても高炭素鋼帯の加工性の
向上は望めない。
【０００９】この発明の目的は、上記従来技術の問題点
を解消し、従来の高炭素鋼帯と同等以上の加工性を有
し、かつ組織の均質性に優れた高炭素鋼帯を安価に製造
できる高炭素鋼帯の製造方法を提供することにある。
を解消し、従来の高炭素鋼帯と同等以上の加工性を有
し、かつ組織の均質性に優れた高炭素鋼帯を安価に製造
できる高炭素鋼帯の製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】この発明は、高炭素鋼帯
の加工性と組織の均質性を得るため、Ｃ：０．２〜０．
８％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜
１．５０％を含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％で、かつＳｏ
ｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１０を満足させ、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼、あるいは
Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０
０％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１０を満足させ、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部が実
質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼を素
材として用いると共に、容量９５％以上の水素雰囲気で
下記（１）〜（３）の条件で焼鈍することとしている。 （１） 加熱速度 ： ６８０℃以上の温度範囲で
Ｔv（℃／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓ
ＡｌＮ）〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌ
Ｎ）で規定される加熱速度Ｔvで下記均熱温度ＴAまで加
熱すること、 （２） 均熱温度および均熱時間 ： ＴA:Ａｃ1
点〜２２２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で
規定される均熱温度ＴAで、１〜２０時間均熱保持する
こと、 （３） 均熱保持後の冷却速度 ： １００℃／Ｈ
ｒ以下の冷却速度で室温まで冷却すること。
の加工性と組織の均質性を得るため、Ｃ：０．２〜０．
８％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜
１．５０％を含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％で、かつＳｏ
ｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１０を満足させ、残部が実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼、あるいは
Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０
０％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１０を満足させ、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部が実
質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼を素
材として用いると共に、容量９５％以上の水素雰囲気で
下記（１）〜（３）の条件で焼鈍することとしている。 （１） 加熱速度 ： ６８０℃以上の温度範囲で
Ｔv（℃／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓ
ＡｌＮ）〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌ
Ｎ）で規定される加熱速度Ｔvで下記均熱温度ＴAまで加
熱すること、 （２） 均熱温度および均熱時間 ： ＴA:Ａｃ1
点〜２２２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で
規定される均熱温度ＴAで、１〜２０時間均熱保持する
こと、 （３） 均熱保持後の冷却速度 ： １００℃／Ｈ
ｒ以下の冷却速度で室温まで冷却すること。
【００１１】上記のように化学成分を限定すると共に、
容量９５％以上の水素雰囲気で上記（１）〜（３）の条
件で焼鈍処理することによって、コイル内での昇温バラ
ツキを小さくでき、高炭素鋼帯の特性バラツキ、形状が
非常に良好となり、フェライトマトリックス中に粗大な
球状化セメンタイトが均一に分布し、軟質で加工性に優
れた高炭素鋼帯を得ることができる。
容量９５％以上の水素雰囲気で上記（１）〜（３）の条
件で焼鈍処理することによって、コイル内での昇温バラ
ツキを小さくでき、高炭素鋼帯の特性バラツキ、形状が
非常に良好となり、フェライトマトリックス中に粗大な
球状化セメンタイトが均一に分布し、軟質で加工性に優
れた高炭素鋼帯を得ることができる。
【００１２】また、この発明は、前記焼鈍処理後、圧下
率２０〜９０％の冷間圧延、６００〜７００℃で仕上げ
焼鈍を行うこととしている。この冷間圧延、仕上げ焼鈍
を行うことによって、さらに高炭素鋼帯の特性バラツ
キ、形状が非常に良好となり、より軟質で加工性に優れ
た高炭素鋼帯を製造することができる。
率２０〜９０％の冷間圧延、６００〜７００℃で仕上げ
焼鈍を行うこととしている。この冷間圧延、仕上げ焼鈍
を行うことによって、さらに高炭素鋼帯の特性バラツ
キ、形状が非常に良好となり、より軟質で加工性に優れ
た高炭素鋼帯を製造することができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】この発明の加工性に優れた高炭素
鋼帯の製造は、Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３
〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有し、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２
０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１
０を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純
物からなる高炭素鋼またはＣ：０．２〜０．８％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０
％を含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａ
ｌ／Ｎ：５〜１０を満足させ、Ｂ：０．０００５〜０．
００３％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不
純物からなる高炭素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケール
したのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に窒素
および不可避的不純物からなる雰囲気炉で、下記（１）
〜（３）の条件で焼鈍処理する。 （１） 加熱速度：６８０℃以上の温度範囲でＴv（℃
／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）
〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）で規定さ
れる加熱速度Ｔvで下記均熱温度ＴAまで加熱すること、 （２） 均熱温度および均熱時間：ＴA:Ａｃ１点〜２２
２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で規定され
る均熱温度ＴAで、１〜２０時間均熱保持すること、 （３） 均熱保持後の冷却速度：１００℃／Ｈｒ以下の
冷却速度で室温まで冷却すること。
鋼帯の製造は、Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３
〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有し、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２
０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１
０を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純
物からなる高炭素鋼またはＣ：０．２〜０．８％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０
％を含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａ
ｌ／Ｎ：５〜１０を満足させ、Ｂ：０．０００５〜０．
００３％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不
純物からなる高炭素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケール
したのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に窒素
および不可避的不純物からなる雰囲気炉で、下記（１）
〜（３）の条件で焼鈍処理する。 （１） 加熱速度：６８０℃以上の温度範囲でＴv（℃
／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）
〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）で規定さ
れる加熱速度Ｔvで下記均熱温度ＴAまで加熱すること、 （２） 均熱温度および均熱時間：ＴA:Ａｃ１点〜２２
２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で規定され
る均熱温度ＴAで、１〜２０時間均熱保持すること、 （３） 均熱保持後の冷却速度：１００℃／Ｈｒ以下の
冷却速度で室温まで冷却すること。
【００１４】また、この発明の加工性に優れた高炭素鋼
帯の製造は、Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３〜
０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有し、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２０
〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１０
を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなる高炭素鋼またはＣ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：
０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を
含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：
０．００２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／
Ｎ：５〜１０を満足させ、Ｂ：０．０００５〜０．００
３％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなる高炭素熱延鋼帯を、熱間圧延、酸洗、脱スケー
ルしたのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に窒
素および不可避的不純物からなる雰囲気炉で、前記
（１）〜（３）の条件で焼鈍処理したのち、２０〜９０
％の圧下率で冷間圧延し、引続き６００〜７００℃の温
度範囲で箱焼鈍を行う。
帯の製造は、Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３〜
０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有し、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２０
〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１０
を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなる高炭素鋼またはＣ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：
０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を
含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：
０．００２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／
Ｎ：５〜１０を満足させ、Ｂ：０．０００５〜０．００
３％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
からなる高炭素熱延鋼帯を、熱間圧延、酸洗、脱スケー
ルしたのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に窒
素および不可避的不純物からなる雰囲気炉で、前記
（１）〜（３）の条件で焼鈍処理したのち、２０〜９０
％の圧下率で冷間圧延し、引続き６００〜７００℃の温
度範囲で箱焼鈍を行う。
【００１５】この発明において、高炭素鋼の化学成分を
上記のとおり限定したのは、下記の理由による。
上記のとおり限定したのは、下記の理由による。
【００１６】Ｃは焼入れ後の硬さと強度を得るために必
要な元素であるが、０．２０％未満では必要な硬さと強
度が得られず、また、共析点である０．８０％を超える
まで添加すると、焼鈍温度がＡｃ1点以上になるとほぼ
１００％オーステナイト組織となり、後述するように球
状化セメンタイトが析出しなくなるため、０．２０〜
０．８０％とした。
要な元素であるが、０．２０％未満では必要な硬さと強
度が得られず、また、共析点である０．８０％を超える
まで添加すると、焼鈍温度がＡｃ1点以上になるとほぼ
１００％オーステナイト組織となり、後述するように球
状化セメンタイトが析出しなくなるため、０．２０〜
０．８０％とした。
【００１７】Ｓｉは脱酸剤として添加するもので、０．
０３％未満では脱酸効果が小さく、０．３０％を超える
と脱酸能力が飽和し、固溶硬化によって素材の硬度が上
昇するため、０．０３〜０．３０％とした。
０３％未満では脱酸効果が小さく、０．３０％を超える
と脱酸能力が飽和し、固溶硬化によって素材の硬度が上
昇するため、０．０３〜０．３０％とした。
【００１８】Ｍｎは焼入れ性を向上させると共に、セメ
ンタイトの安定化作用を有しているが、安定した焼入れ
性を確保するためには０．２０％以上必要であり、ま
た、１．５０％を超えると焼入れ性の改善効果が飽和す
るうえ、素材の硬度の上昇をもたらすので、０．２０〜
１．５０％とした。
ンタイトの安定化作用を有しているが、安定した焼入れ
性を確保するためには０．２０％以上必要であり、ま
た、１．５０％を超えると焼入れ性の改善効果が飽和す
るうえ、素材の硬度の上昇をもたらすので、０．２０〜
１．５０％とした。
【００１９】ＡｌはＳｉと同様脱酸剤として用いられる
が、Ｓｏｌ．Ａｌが０．０１％未満では脱酸能に問題が
生じ、また、０．１０％を超えると脱酸能が飽和し、効
果がなくなるので、０．０１〜０．１０％とした。
が、Ｓｏｌ．Ａｌが０．０１％未満では脱酸能に問題が
生じ、また、０．１０％を超えると脱酸能が飽和し、効
果がなくなるので、０．０１〜０．１０％とした。
【００２０】Ｎは箱焼鈍時にＡｌＮとして析出させ、組
織の制御（異常粒成長の抑制）に利用すると共に、熱処
理時のオーステナイト粒の異常粒成長による靭性の劣化
を防止するもので、０．００２０％未満では組織の制御
を行うだけのＡｌＮが析出せず、また、０．０１００％
を超えると鋼片の鋳込み時に表面疵等が多発し、鋼板の
表面疵の原因となるので、０．００２０〜０．０１００
％とした。
織の制御（異常粒成長の抑制）に利用すると共に、熱処
理時のオーステナイト粒の異常粒成長による靭性の劣化
を防止するもので、０．００２０％未満では組織の制御
を行うだけのＡｌＮが析出せず、また、０．０１００％
を超えると鋼片の鋳込み時に表面疵等が多発し、鋼板の
表面疵の原因となるので、０．００２０〜０．０１００
％とした。
【００２１】Ｓｏｌ．ＡｌとＮの比を、Ｓｏｌ．Ａｌ／
Ｎ：５〜１０としたのは、箱焼鈍における昇熱時、Ａｌ
Ｎの析出を利用して組織の制御を行うに際し、Ｓｏｌ．
Ａｌ／Ｎが５未満となるとＡｌＮの析出が少なく、粗大
フェライト粒となって加工性に悪影響を及ぼすこととな
り、また、Ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎが１０を超えると、箱焼鈍
時のＡｌＮの析出が多くなり、粒成長を阻害するため軟
質で加工性に優れた高炭素鋼帯が得られないためであ
る。
Ｎ：５〜１０としたのは、箱焼鈍における昇熱時、Ａｌ
Ｎの析出を利用して組織の制御を行うに際し、Ｓｏｌ．
Ａｌ／Ｎが５未満となるとＡｌＮの析出が少なく、粗大
フェライト粒となって加工性に悪影響を及ぼすこととな
り、また、Ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎが１０を超えると、箱焼鈍
時のＡｌＮの析出が多くなり、粒成長を阻害するため軟
質で加工性に優れた高炭素鋼帯が得られないためであ
る。
【００２２】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を向上させる元
素であり、加工製品の用途に応じて必要により添加する
が、０．０００５％以下ではその効果が十分でなく、ま
た、０．００３０％を超えるとその効果が飽和し、さら
に連続鋳造後のスラブ表面割れが生じるので、０．００
０５〜０．００３０％とした。
素であり、加工製品の用途に応じて必要により添加する
が、０．０００５％以下ではその効果が十分でなく、ま
た、０．００３０％を超えるとその効果が飽和し、さら
に連続鋳造後のスラブ表面割れが生じるので、０．００
０５〜０．００３０％とした。
【００２３】この発明における高炭素熱延鋼帯の焼鈍雰
囲気を、９５容量％以上の水素雰囲気としたのは、通常
バッチ焼鈍炉においては、窒素を主体とした混合ガス雰
囲気で行われるが、９５容量％以上の水素雰囲気は、窒
素を主体とした混合ガス雰囲気に比較して熱伝導が良好
であり、コイル内での昇温バラツキを小さくできるた
め、高炭素鋼帯の特性バラツキ、形状が非常に良好とな
る。また、９５容量％以上の水素雰囲気は、この発明で
規定している厳密な焼鈍温度制御を可能としている。
囲気を、９５容量％以上の水素雰囲気としたのは、通常
バッチ焼鈍炉においては、窒素を主体とした混合ガス雰
囲気で行われるが、９５容量％以上の水素雰囲気は、窒
素を主体とした混合ガス雰囲気に比較して熱伝導が良好
であり、コイル内での昇温バラツキを小さくできるた
め、高炭素鋼帯の特性バラツキ、形状が非常に良好とな
る。また、９５容量％以上の水素雰囲気は、この発明で
規定している厳密な焼鈍温度制御を可能としている。
【００２４】９５容量％以上の水素雰囲気での高炭素熱
延鋼帯の焼鈍は、下記（１）〜（３）の条件を満たす範
囲で実施する。 （１） 加熱速度：６８０℃以上の温度範囲でＴv（℃
／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）
〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）で規定さ
れる加熱速度Ｔvで下記ＴAまで加熱すること、 （２） 均熱温度および均熱時間：ＴA:Ａｃ1点〜２２
２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で規定され
る均熱温度ＴAで、１〜２０時間均熱保持すること、 （３） 均熱保持後の冷却速度：１００℃／Ｈｒ以下の
冷却速度で室温まで冷却すること。
延鋼帯の焼鈍は、下記（１）〜（３）の条件を満たす範
囲で実施する。 （１） 加熱速度：６８０℃以上の温度範囲でＴv（℃
／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）
〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）で規定さ
れる加熱速度Ｔvで下記ＴAまで加熱すること、 （２） 均熱温度および均熱時間：ＴA:Ａｃ1点〜２２
２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で規定され
る均熱温度ＴAで、１〜２０時間均熱保持すること、 （３） 均熱保持後の冷却速度：１００℃／Ｈｒ以下の
冷却速度で室温まで冷却すること。
【００２５】フェライト−オーステナイト変態が起こる
際には、ＡｌＮの存在が核生成および成長に影響を与え
るが、ＡｌＮが多量に存在すると核生成が促進され、結
晶成長が阻害される結果、変態後の粒径が小さくなり、
また、ＡｌＮが少量であると核生成が遅延し結晶成長が
促進される結果、変態後の粒径が大きくなる。一方、加
熱速度Ｔvが大きい場合は、変態後の粒径が小さく、ま
た、加熱速度Ｔvが小さいと、変態後の粒径が大きくな
る。以上のことから、変態後のオーステナイト粒径を適
当な大きさにするためには、ＡｌＮ量が多いときには加
熱速度Ｔvを小さく、また、ＡｌＮ量が少ないときには
加熱速度を大きくする必要がある。このことから、
（０．０１−（％）ａｓＡｌＮ）という因子を導き出し
た。
際には、ＡｌＮの存在が核生成および成長に影響を与え
るが、ＡｌＮが多量に存在すると核生成が促進され、結
晶成長が阻害される結果、変態後の粒径が小さくなり、
また、ＡｌＮが少量であると核生成が遅延し結晶成長が
促進される結果、変態後の粒径が大きくなる。一方、加
熱速度Ｔvが大きい場合は、変態後の粒径が小さく、ま
た、加熱速度Ｔvが小さいと、変態後の粒径が大きくな
る。以上のことから、変態後のオーステナイト粒径を適
当な大きさにするためには、ＡｌＮ量が多いときには加
熱速度Ｔvを小さく、また、ＡｌＮ量が少ないときには
加熱速度を大きくする必要がある。このことから、
（０．０１−（％）ａｓＡｌＮ）という因子を導き出し
た。
【００２６】本発明者らは、高炭素熱延鋼帯中のＡｌＮ
量と加熱速度Ｔvの関係を厳密に検討した結果、最も最
適なバランスは、Ｔv（℃／Ｈｒ）：５００×（０．０
１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）〜２０００×（０．１−Ｎ
（％）ａｓＡｌＮ）の範囲において得られることを見い
出した。Ｔv＜５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌ
Ｎ）であれば、二相域温度範囲内でオーステナイトの異
常粒成長が起こる結果、焼鈍後のフェライト組織も粗大
粒となり、軟質ではあるが伸び等の性能が劣化し、かえ
って高炭素鋼帯の加工性が劣化する。一方、Ｔv＞２０
００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）であれば、二相
域温度範囲内でのオーステナイト粒が微細化する結果、
焼鈍後のフェライト組織も微細化するため、硬度の上昇
および降伏応力の上昇が起こり、高炭素鋼帯の加工性お
よびプレス時の形状凍結性が悪化する。
量と加熱速度Ｔvの関係を厳密に検討した結果、最も最
適なバランスは、Ｔv（℃／Ｈｒ）：５００×（０．０
１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）〜２０００×（０．１−Ｎ
（％）ａｓＡｌＮ）の範囲において得られることを見い
出した。Ｔv＜５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌ
Ｎ）であれば、二相域温度範囲内でオーステナイトの異
常粒成長が起こる結果、焼鈍後のフェライト組織も粗大
粒となり、軟質ではあるが伸び等の性能が劣化し、かえ
って高炭素鋼帯の加工性が劣化する。一方、Ｔv＞２０
００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）であれば、二相
域温度範囲内でのオーステナイト粒が微細化する結果、
焼鈍後のフェライト組織も微細化するため、硬度の上昇
および降伏応力の上昇が起こり、高炭素鋼帯の加工性お
よびプレス時の形状凍結性が悪化する。
【００２７】また、フェライト−オーステナイト変態
は、７２３℃付近で起こるので、この温度付近の加熱速
度ＴAが問題となるが、実機焼鈍炉は、体積が大きいた
め、７２３℃以下の温度域から加熱速度制御を行う必要
がある。しかし、加熱速度制御を開始する温度を低くし
過ぎた場合には、焼鈍時間が非常に長くなる。本発明者
らは、これらのことを踏まえて検討した結果、６８０℃
以上の温度域で加熱速度制御を実施すれば、最も効率の
良いことが判明した。以上の理由により、前記条件
（１）が規定される。
は、７２３℃付近で起こるので、この温度付近の加熱速
度ＴAが問題となるが、実機焼鈍炉は、体積が大きいた
め、７２３℃以下の温度域から加熱速度制御を行う必要
がある。しかし、加熱速度制御を開始する温度を低くし
過ぎた場合には、焼鈍時間が非常に長くなる。本発明者
らは、これらのことを踏まえて検討した結果、６８０℃
以上の温度域で加熱速度制御を実施すれば、最も効率の
良いことが判明した。以上の理由により、前記条件
（１）が規定される。
【００２８】さらに、ＴA＜Ａｃ1点の場合は、通常の箱
焼鈍と同様のフェライト域での焼鈍であり、球状セメン
タイトの粒径が小さく、焼鈍後の素材硬度も低減できな
い。前記条件（２）の２２２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ
（％）＋９１２は、Ａ3変態点を表している。ＴA＞２２
２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２であれば、
オーステナイト単相域での焼鈍となり、Ｃがほぼ全量固
溶して球状セメンタイトの核が消失する結果、冷却時に
新たなパーライトが析出し、素材硬度が低下せず、曲げ
等の加工性も劣化する。以上の理由により、前記条件
（２）が規定される。
焼鈍と同様のフェライト域での焼鈍であり、球状セメン
タイトの粒径が小さく、焼鈍後の素材硬度も低減できな
い。前記条件（２）の２２２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ
（％）＋９１２は、Ａ3変態点を表している。ＴA＞２２
２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２であれば、
オーステナイト単相域での焼鈍となり、Ｃがほぼ全量固
溶して球状セメンタイトの核が消失する結果、冷却時に
新たなパーライトが析出し、素材硬度が低下せず、曲げ
等の加工性も劣化する。以上の理由により、前記条件
（２）が規定される。
【００２９】１００℃／Ｈｒ以下の速度での冷却では、
均熱中に固溶したＣが析出核（微細セメンタイト粒）の
周りに球状に析出し、軟質な素材が得られるが、１００
℃／Ｈｒ以上の速度で冷却すると、Ｃはパーライトとし
て析出するため、素材の硬度が高くなり、曲げ等の加工
性が劣化するので、均熱保持後の冷却速度は１００℃／
Ｈｒ以下とした。
均熱中に固溶したＣが析出核（微細セメンタイト粒）の
周りに球状に析出し、軟質な素材が得られるが、１００
℃／Ｈｒ以上の速度で冷却すると、Ｃはパーライトとし
て析出するため、素材の硬度が高くなり、曲げ等の加工
性が劣化するので、均熱保持後の冷却速度は１００℃／
Ｈｒ以下とした。
【００３０】上記の焼鈍処理された高炭素熱延鋼帯は、
フェライトマトリックス中に粗大な球状化セメンタイト
が均一に分布しているので、焼鈍処理しない高炭素熱延
鋼帯に比較すると勿論のこと、従来行われてきたＡｃ1
点以下の温度での高炭素熱延鋼帯焼鈍材に比較しても、
非常に軟質で加工性も良好であるので、このまま加工素
材として使用できる。また、焼鈍処理した高炭素熱延鋼
帯は、その後冷間圧延、仕上げ焼鈍を行うことによっ
て、さらに軟質で加工性の向上した高炭素鋼帯製品を得
ることができる。
フェライトマトリックス中に粗大な球状化セメンタイト
が均一に分布しているので、焼鈍処理しない高炭素熱延
鋼帯に比較すると勿論のこと、従来行われてきたＡｃ1
点以下の温度での高炭素熱延鋼帯焼鈍材に比較しても、
非常に軟質で加工性も良好であるので、このまま加工素
材として使用できる。また、焼鈍処理した高炭素熱延鋼
帯は、その後冷間圧延、仕上げ焼鈍を行うことによっ
て、さらに軟質で加工性の向上した高炭素鋼帯製品を得
ることができる。
【００３１】通常、高炭素鋼帯は、冷間圧延時に耳切れ
等の問題が発生し易く、また、強度が高いために冷間圧
延における圧下率も高くできない（冷間圧延における圧
下率≦７５％）。そのため、高炭素鋼帯の冷間圧延で
は、中間焼鈍の追加、冷間圧延の追加が必要となる。し
かし、この発明方法による焼鈍処理を行った高炭素熱延
鋼帯の場合は、非常に軟質で加工性に富んでいるため、
冷間圧延における圧下率を約９０％程度まで高めること
が可能となるため、焼鈍回数の削減、冷間圧延回数の削
減等の工程省略が可能となる。
等の問題が発生し易く、また、強度が高いために冷間圧
延における圧下率も高くできない（冷間圧延における圧
下率≦７５％）。そのため、高炭素鋼帯の冷間圧延で
は、中間焼鈍の追加、冷間圧延の追加が必要となる。し
かし、この発明方法による焼鈍処理を行った高炭素熱延
鋼帯の場合は、非常に軟質で加工性に富んでいるため、
冷間圧延における圧下率を約９０％程度まで高めること
が可能となるため、焼鈍回数の削減、冷間圧延回数の削
減等の工程省略が可能となる。
【００３２】焼鈍処理された高炭素熱延鋼帯の冷間圧延
における圧下率は、２０％未満では鋼板の板厚プロフィ
ールの改善が困難であり、表面粗度の点からもロールマ
ットの転写が十分に行われず、また、９０％を超えると
焼鈍処理された高炭素熱延鋼帯であっても、加工硬化に
よる硬度の上昇が大きく、伸びが減少して破断が非常に
発生し易くなり、さらに、現状の製品板厚から判断して
も９０％以上の圧下率は不必要であるので、２０〜９０
％とした。
における圧下率は、２０％未満では鋼板の板厚プロフィ
ールの改善が困難であり、表面粗度の点からもロールマ
ットの転写が十分に行われず、また、９０％を超えると
焼鈍処理された高炭素熱延鋼帯であっても、加工硬化に
よる硬度の上昇が大きく、伸びが減少して破断が非常に
発生し易くなり、さらに、現状の製品板厚から判断して
も９０％以上の圧下率は不必要であるので、２０〜９０
％とした。
【００３３】冷間圧延後の仕上げ焼鈍は、冷間圧延で生
じた加工組織を再結晶によって解消し、軟質な高炭素鋼
帯を得るために施すもので、再結晶による軟化を促進
し、コイル内の特性変動を低減するためには、６００℃
以上の仕上げ焼鈍温度が必要であり、また、７２０℃を
超えるとオーステナイトが生成し、Ｃが大量にマトリッ
クス中に固溶するため、冷却時にパーライトが生成して
加工性の悪化が生じると共に、冷間圧延後の板厚の薄い
冷延コイルを高温で焼鈍すると、焼付きが生じて製品価
値がなくなるため、仕上げ焼鈍温度は６００〜７２０℃
とした。なお、仕上げ焼鈍は、加工組織の回復、再結晶
が目的なので、セメンタイトの球状化ほど厳密な温度制
御は必要でないため、窒素雰囲気炉でも特に問題となる
ことはない。
じた加工組織を再結晶によって解消し、軟質な高炭素鋼
帯を得るために施すもので、再結晶による軟化を促進
し、コイル内の特性変動を低減するためには、６００℃
以上の仕上げ焼鈍温度が必要であり、また、７２０℃を
超えるとオーステナイトが生成し、Ｃが大量にマトリッ
クス中に固溶するため、冷却時にパーライトが生成して
加工性の悪化が生じると共に、冷間圧延後の板厚の薄い
冷延コイルを高温で焼鈍すると、焼付きが生じて製品価
値がなくなるため、仕上げ焼鈍温度は６００〜７２０℃
とした。なお、仕上げ焼鈍は、加工組織の回復、再結晶
が目的なので、セメンタイトの球状化ほど厳密な温度制
御は必要でないため、窒素雰囲気炉でも特に問題となる
ことはない。
【００３４】前記高炭素熱延鋼帯の焼鈍処理において
は、「全体の加熱速度Ｔｖ≦（均熱温度ＴA−６８０
℃）／加熱時間」を満足していれば、この加熱中に一時
的に規定範囲を越えた加熱速度で、段階的に加熱して
も、実操業上構わない。
は、「全体の加熱速度Ｔｖ≦（均熱温度ＴA−６８０
℃）／加熱時間」を満足していれば、この加熱中に一時
的に規定範囲を越えた加熱速度で、段階的に加熱して
も、実操業上構わない。
【００３５】
実施例１ 焼鈍雰囲気の影響を調査するため、表１に示す鋼種１、
２の高炭素鋼を溶製して連続鋳造により幅１０００ｍ
ｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、通常の熱間圧延に
より製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０００ｍｍの高炭素
熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたのち、表２に示す焼
鈍条件でそれぞれ焼鈍し、焼鈍処理した高炭素熱延コイ
ルの先端部、中央部、後端部から試験片を採取し、ＪＩ
Ｓ Ｚ ２２４１に規定の金属材料引張試験方法に準じ
た引張試験（降伏点ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥＬ）
と、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定のビッカース硬さ試験
方法に準じて硬度測定を実施した。その結果を表３に示
す。
２の高炭素鋼を溶製して連続鋳造により幅１０００ｍ
ｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、通常の熱間圧延に
より製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０００ｍｍの高炭素
熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたのち、表２に示す焼
鈍条件でそれぞれ焼鈍し、焼鈍処理した高炭素熱延コイ
ルの先端部、中央部、後端部から試験片を採取し、ＪＩ
Ｓ Ｚ ２２４１に規定の金属材料引張試験方法に準じ
た引張試験（降伏点ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥＬ）
と、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定のビッカース硬さ試験
方法に準じて硬度測定を実施した。その結果を表３に示
す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】表２および表３に示すとおり、この発明で
規定した水素雰囲気で焼鈍した鋼種１の場合は、コイル
長手方向の機械的特性ならびに硬さがほぼ均一である
が、窒素雰囲気で焼鈍した鋼種２の場合は、コイル長手
方向の機械的特性ならびに硬さのバラツキが大きく、ま
た、加工性も低下していることは明らかである。
規定した水素雰囲気で焼鈍した鋼種１の場合は、コイル
長手方向の機械的特性ならびに硬さがほぼ均一である
が、窒素雰囲気で焼鈍した鋼種２の場合は、コイル長手
方向の機械的特性ならびに硬さのバラツキが大きく、ま
た、加工性も低下していることは明らかである。
【００４０】実施例２ 化学成分の影響を調査するため、表４に示すとおり、こ
の発明の規定範囲の鋼Ｎｏ．１〜１４、比較例の鋼Ｎ
ｏ．１５〜２５の高炭素鋼を溶製して連続鋳造により幅
１０００ｍｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、通常の
熱間圧延により製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０００ｍ
ｍの高炭素熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたのち、表
５に示す焼鈍条件でそれぞれ焼鈍し、焼鈍処理した高炭
素熱延コイルの中央部から試験片を採取し、実施例１と
同様に引張試験と、硬度測定を実施した。その結果を表
６に示す。
の発明の規定範囲の鋼Ｎｏ．１〜１４、比較例の鋼Ｎ
ｏ．１５〜２５の高炭素鋼を溶製して連続鋳造により幅
１０００ｍｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、通常の
熱間圧延により製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０００ｍ
ｍの高炭素熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたのち、表
５に示す焼鈍条件でそれぞれ焼鈍し、焼鈍処理した高炭
素熱延コイルの中央部から試験片を採取し、実施例１と
同様に引張試験と、硬度測定を実施した。その結果を表
６に示す。
【００４１】
【表４】
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】表４〜表６に示すとおり、鋼Ｎｏ．１５、
１６の熱延コイルは、Ｃ量が適正でないため、伸び（Ｅ
ｌ）が劣化している。鋼Ｎｏ．１７の熱延コイルは、Ｓ
ｉが多いため、十分に軟質な材料が得られない。鋼Ｎ
ｏ．１８の熱延コイルは、Ｍｎ量が低く、焼入れ性が不
足し、鋼Ｎｏ．１９の熱延コイルは、Ｍｎが高いため硬
度が高い。鋼Ｎｏ．２０の熱延コイルは、Ｓｏｌ．Ａｌ
が低いため脱酸が不十分であり、鋼Ｎｏ．２１の熱延コ
イルは、脱酸に対するＳｏｌ．Ａｌの効果が飽和してい
る。鋼Ｎｏ．２２の熱延コイルは、Ｎ量が少なく、伸び
が低減している。鋼Ｎｏ．２３の熱延コイルは、Ｎ量が
多く硬度が高くなっている。鋼Ｎｏ．２４の熱延コイル
は、Ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎが低いため伸びが劣化している。
鋼Ｎｏ．２５の熱延コイルは、Ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎが高い
ため硬度が高くなっている。この結果から、適当な焼鈍
条件で焼鈍を行っても、鋼成分がこの発明の範囲外であ
れば、硬度の上昇あるいは伸びの減少が起こることが理
解できる。
１６の熱延コイルは、Ｃ量が適正でないため、伸び（Ｅ
ｌ）が劣化している。鋼Ｎｏ．１７の熱延コイルは、Ｓ
ｉが多いため、十分に軟質な材料が得られない。鋼Ｎ
ｏ．１８の熱延コイルは、Ｍｎ量が低く、焼入れ性が不
足し、鋼Ｎｏ．１９の熱延コイルは、Ｍｎが高いため硬
度が高い。鋼Ｎｏ．２０の熱延コイルは、Ｓｏｌ．Ａｌ
が低いため脱酸が不十分であり、鋼Ｎｏ．２１の熱延コ
イルは、脱酸に対するＳｏｌ．Ａｌの効果が飽和してい
る。鋼Ｎｏ．２２の熱延コイルは、Ｎ量が少なく、伸び
が低減している。鋼Ｎｏ．２３の熱延コイルは、Ｎ量が
多く硬度が高くなっている。鋼Ｎｏ．２４の熱延コイル
は、Ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎが低いため伸びが劣化している。
鋼Ｎｏ．２５の熱延コイルは、Ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎが高い
ため硬度が高くなっている。この結果から、適当な焼鈍
条件で焼鈍を行っても、鋼成分がこの発明の範囲外であ
れば、硬度の上昇あるいは伸びの減少が起こることが理
解できる。
【００４５】実施例３ 熱延鋼帯の焼鈍条件の調査のため、表７に示すとおり、
この発明の規定範囲の条件１〜１２、比較例の条件１３
〜１８の高炭素鋼を溶製して連続鋳造により幅１０００
ｍｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、通常の熱間圧延
により製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０００ｍｍの高炭
素熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたのち、表８に示す
焼鈍条件でそれぞれ焼鈍し、焼鈍処理した高炭素熱延コ
イルの中央部から試験片を採取し、前記実施例１と同様
に引張試験と硬度測定を実施した。その結果を表９に示
す。なお、表８中の※１の焼鈍条件は、７１０℃で２０
時間保持したのち、１０℃／Ｈｒで加熱して７５０℃で
１５時間保持した後、１０℃／Ｈｒで冷却を実施、※２
の焼鈍条件は、７１０℃で２０時間保持したのち、１０
℃／Ｈｒで加熱して７５０℃で１時間保持した後、１０
℃／Ｈｒで冷却を実施、※３の焼鈍条件は、７１０℃で
２０時間保持したのち、１０℃／Ｈｒで加熱して７５０
℃で１９時間保持した後、１０℃／Ｈｒで冷却を実施し
たことを示す。
この発明の規定範囲の条件１〜１２、比較例の条件１３
〜１８の高炭素鋼を溶製して連続鋳造により幅１０００
ｍｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、通常の熱間圧延
により製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０００ｍｍの高炭
素熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたのち、表８に示す
焼鈍条件でそれぞれ焼鈍し、焼鈍処理した高炭素熱延コ
イルの中央部から試験片を採取し、前記実施例１と同様
に引張試験と硬度測定を実施した。その結果を表９に示
す。なお、表８中の※１の焼鈍条件は、７１０℃で２０
時間保持したのち、１０℃／Ｈｒで加熱して７５０℃で
１５時間保持した後、１０℃／Ｈｒで冷却を実施、※２
の焼鈍条件は、７１０℃で２０時間保持したのち、１０
℃／Ｈｒで加熱して７５０℃で１時間保持した後、１０
℃／Ｈｒで冷却を実施、※３の焼鈍条件は、７１０℃で
２０時間保持したのち、１０℃／Ｈｒで加熱して７５０
℃で１９時間保持した後、１０℃／Ｈｒで冷却を実施し
たことを示す。
【００４６】この場合における代表的な焼鈍パターンを
図１に示す。図１中のパターンのａ、ｂは、表８中の条
件３、１０（適合例）であり、パターンのｃは、表８中
の条件１７（比較例）である。図１中のパターンのａで
は、加熱条件、均熱条件、冷却条件がこの発明の規定範
囲内に収まっている。パターンのｂは、熱延コイル径の
大きい場合に適用したもので、熱延コイル径が大きい場
合、均一に加熱する際に最も加熱され難い位置をＡｃ1
点以上に加熱しようとすると、最も加熱され易い位置が
Ａｃ1点以上に保持される時間がこの発明の規定範囲よ
り長くなることが多い。そこで、熱延コイル全体が均一
に加熱されるまでＡｃ1点直下に保持し、その後Ａｃ1点
以上に加熱することによって、この発明の規定範囲内に
収めることができた。パターンのｃは、加熱条件、均熱
条件がこの発明の規定範囲内に収まっているが、冷却条
件がこの発明の規定範囲外の例である。
図１に示す。図１中のパターンのａ、ｂは、表８中の条
件３、１０（適合例）であり、パターンのｃは、表８中
の条件１７（比較例）である。図１中のパターンのａで
は、加熱条件、均熱条件、冷却条件がこの発明の規定範
囲内に収まっている。パターンのｂは、熱延コイル径の
大きい場合に適用したもので、熱延コイル径が大きい場
合、均一に加熱する際に最も加熱され難い位置をＡｃ1
点以上に加熱しようとすると、最も加熱され易い位置が
Ａｃ1点以上に保持される時間がこの発明の規定範囲よ
り長くなることが多い。そこで、熱延コイル全体が均一
に加熱されるまでＡｃ1点直下に保持し、その後Ａｃ1点
以上に加熱することによって、この発明の規定範囲内に
収めることができた。パターンのｃは、加熱条件、均熱
条件がこの発明の規定範囲内に収まっているが、冷却条
件がこの発明の規定範囲外の例である。
【００４７】
【表７】
【００４８】
【表８】
【００４９】
【表９】
【００５０】表７〜表９に示すとおり、条件１〜１２の
適合例は、機械的特性ならびに硬度のいずれも安定して
いる。特に図１に示すパターンａで焼鈍した条件３の熱
延コイルは、良好な機械的特性ならびに硬度が得られ、
パターンｂで焼鈍した条件１０の熱延コイルは、良好な
機械的特性ならびに硬度が得られている。これに対し条
件１３の熱延コイルは、均熱温度ＴAが高すぎたため、
伸びＥｌが劣化し、条件１４の熱延コイルは、均熱温度
ＴAが低すぎたため、十分に軟化しなかった。条件１５
の熱延コイルは、加熱速度Ｔｖが小さすぎたので、伸び
Ｅｌが劣化し、条件１６の熱延コイルは、加熱速度Ｔｖ
が大きすぎたため、硬度および降伏応力ＹＳの上昇が起
こっている。図１に示すパターンｃで焼鈍した条件１７
の熱延コイルは、冷却速度が大きすぎたため、硬度の上
昇および伸びＥｌの劣化が起こっている。条件１８の熱
延コイルは、均熱時間ＴAが長すぎたため、軟質ではあ
るが伸びＥｌが非常に劣化している。以上の結果から明
らかなとおり、加熱速度Ｔｖ、均熱温度ＴAおよび冷却
速度がこの発明の規定範囲内でないと、軟質でかつ加工
性に優れた高炭素鋼帯が製造できないことが明らかであ
る。
適合例は、機械的特性ならびに硬度のいずれも安定して
いる。特に図１に示すパターンａで焼鈍した条件３の熱
延コイルは、良好な機械的特性ならびに硬度が得られ、
パターンｂで焼鈍した条件１０の熱延コイルは、良好な
機械的特性ならびに硬度が得られている。これに対し条
件１３の熱延コイルは、均熱温度ＴAが高すぎたため、
伸びＥｌが劣化し、条件１４の熱延コイルは、均熱温度
ＴAが低すぎたため、十分に軟化しなかった。条件１５
の熱延コイルは、加熱速度Ｔｖが小さすぎたので、伸び
Ｅｌが劣化し、条件１６の熱延コイルは、加熱速度Ｔｖ
が大きすぎたため、硬度および降伏応力ＹＳの上昇が起
こっている。図１に示すパターンｃで焼鈍した条件１７
の熱延コイルは、冷却速度が大きすぎたため、硬度の上
昇および伸びＥｌの劣化が起こっている。条件１８の熱
延コイルは、均熱時間ＴAが長すぎたため、軟質ではあ
るが伸びＥｌが非常に劣化している。以上の結果から明
らかなとおり、加熱速度Ｔｖ、均熱温度ＴAおよび冷却
速度がこの発明の規定範囲内でないと、軟質でかつ加工
性に優れた高炭素鋼帯が製造できないことが明らかであ
る。
【００５１】実施例４ 冷間圧延における圧下率の影響を調査のため、表１０に
示すとおり、この発明の規定範囲の条件２１〜２３、比
較例の条件２４、２５の高炭素鋼を溶製して連続鋳造に
より幅１０００ｍｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、
通常の熱間圧延により製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０
００ｍｍの高炭素熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたの
ち、表１１に示す焼鈍条件でそれぞれ焼鈍し、しかるの
ち、酸洗、脱スケールして表１２に示す条件で冷間圧延
と仕上げ焼鈍を行った。得られた各高炭素冷延コイル
は、中央部から試験片を採取し、前記実施例１と同様に
引張試験と硬度測定を実施した。その結果を表１３に示
す。
示すとおり、この発明の規定範囲の条件２１〜２３、比
較例の条件２４、２５の高炭素鋼を溶製して連続鋳造に
より幅１０００ｍｍ、厚さ２２７ｍｍのスラブとなし、
通常の熱間圧延により製造した板厚２．３ｍｍ、幅１０
００ｍｍの高炭素熱延鋼帯を、酸洗、脱スケールしたの
ち、表１１に示す焼鈍条件でそれぞれ焼鈍し、しかるの
ち、酸洗、脱スケールして表１２に示す条件で冷間圧延
と仕上げ焼鈍を行った。得られた各高炭素冷延コイル
は、中央部から試験片を採取し、前記実施例１と同様に
引張試験と硬度測定を実施した。その結果を表１３に示
す。
【００５２】
【表１０】
【００５３】
【表１１】
【００５４】
【表１２】
【００５５】
【表１３】
【００５６】表１０〜表１３に示すとおり、この発明の
規定範囲内の圧下率の条件２１〜２３の冷延コイルは、
いずれも良好な機械的特性と硬度が得られた。これに対
し、条件２４の冷延コイルは、冷間圧延における圧下率
が低すぎたため、表面粗度が不十分であった。また、条
件２５の冷延コイルは、冷間圧延における圧下率が高す
ぎたため、破断が発生し、硬度も高くなっていた。以上
の結果から冷間圧延における圧下率は、この発明の規定
範囲外では製品品質の悪化や、製造上の問題が発生する
ことが判明した。
規定範囲内の圧下率の条件２１〜２３の冷延コイルは、
いずれも良好な機械的特性と硬度が得られた。これに対
し、条件２４の冷延コイルは、冷間圧延における圧下率
が低すぎたため、表面粗度が不十分であった。また、条
件２５の冷延コイルは、冷間圧延における圧下率が高す
ぎたため、破断が発生し、硬度も高くなっていた。以上
の結果から冷間圧延における圧下率は、この発明の規定
範囲外では製品品質の悪化や、製造上の問題が発生する
ことが判明した。
【００５７】
【発明の効果】この発明は、Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓ
ｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含
有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．
００２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：
５〜１０を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避
的不純物からなる高炭素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケ
ールしたのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に
窒素および不可避的不純物からなる雰囲気炉で、前述の
（１）〜（３）の条件で焼鈍処理することにより、フェ
ライトマトリックス中に粗大な球状化セメンタイトが均
一に分布し、焼鈍を行わない熱延鋼板や従来のＡｃ1点
以下の温度で焼鈍した熱延鋼板に比較し、非常に軟質で
加工性の良好な高炭素熱延鋼板を得ることができる。
ｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含
有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．
００２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：
５〜１０を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避
的不純物からなる高炭素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケ
ールしたのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に
窒素および不可避的不純物からなる雰囲気炉で、前述の
（１）〜（３）の条件で焼鈍処理することにより、フェ
ライトマトリックス中に粗大な球状化セメンタイトが均
一に分布し、焼鈍を行わない熱延鋼板や従来のＡｃ1点
以下の温度で焼鈍した熱延鋼板に比較し、非常に軟質で
加工性の良好な高炭素熱延鋼板を得ることができる。
【００５８】また、上記高炭素鋼に必要によりＢを０．
０００５〜０．００３０％含有させることによって、加
工後の加工製品の熱処理性を向上させることができ、強
靭な機械部品を得ることができる。
０００５〜０．００３０％含有させることによって、加
工後の加工製品の熱処理性を向上させることができ、強
靭な機械部品を得ることができる。
【００５９】さらに、前記焼鈍処理した高炭素熱延鋼板
を、２０〜９０％の圧下率で冷間圧延し、引続き６００
〜７００℃の温度範囲で箱焼鈍を行うことにより、さら
に、軟質で加工性の向上が達成されると共に、冷間圧延
回数の削減、仕上げ焼鈍回数の削減による製造工程の短
縮が可能となる。
を、２０〜９０％の圧下率で冷間圧延し、引続き６００
〜７００℃の温度範囲で箱焼鈍を行うことにより、さら
に、軟質で加工性の向上が達成されると共に、冷間圧延
回数の削減、仕上げ焼鈍回数の削減による製造工程の短
縮が可能となる。
【００６０】上記の結果この発明は、高炭素鋼板の製造
コストの低減が可能となり、低コスト、高品質の機械部
品用の高炭素鋼板を提供することができるという顕著な
効果を奏する。
コストの低減が可能となり、低コスト、高品質の機械部
品用の高炭素鋼板を提供することができるという顕著な
効果を奏する。
【図１】実施例３中のこの発明の代表的な焼鈍パターン
ａ、ｂと、比較例の焼鈍パターンｃの説明図である。
ａ、ｂと、比較例の焼鈍パターンｃの説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｓ 38/06 38/06
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３
〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有し、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２
０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５〜１
０を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純
物からなる高炭素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケールし
たのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に窒素お
よび不可避的不純物からなる雰囲気炉で、下記（１）〜
（３）の条件で焼鈍処理することを特徴とする加工性に
優れた高炭素鋼帯の製造方法。 （１） 加熱速度：６８０℃以上の温度範囲でＴv（℃
／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）
〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）で規定さ
れる加熱速度Ｔvで下記均熱温度ＴAまで加熱すること、 （２） 均熱温度および均熱時間：ＴA：Ａｃ1点〜２２
２×Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で規定され
る均熱温度ＴAで、１〜２０時間均熱保持すること、 （３） 均熱保持後の冷却速度：１００℃／Ｈｒ以下の
冷却速度で室温まで冷却すること。 - 【請求項２】 Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．０３
〜０．３０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％を含有
し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０
０２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａｌ／Ｎ：５
〜１０を満足させ、残部が実質的にＦｅおよび不可避的
不純物からなる高炭素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケー
ルしたのち、９５容量％以上の水素と残部が実質的に窒
素および不可避的不純物からなる雰囲気炉で、下記
（１）〜（３）の条件で焼鈍処理したのち、２０〜９０
％の圧下率で冷間圧延し、引続き６００〜７００℃の温
度範囲で箱焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた
高炭素鋼帯の製造方法。 （１） 加熱速度：６８０℃以上の温度範囲でＴv（℃
／Ｈｒ）：５００×（０．０１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）
〜２０００×（０．１−Ｎ（％）ａｓＡｌＮ）で規定さ
れる加熱速度Ｔvで下記均熱温度ＴAまで加熱すること、 （２） 均熱温度および時間：ＴA:Ａｃ1点〜２２２×
Ｃ（％）2−４１１×Ｃ（％）＋９１２で規定される温
度ＴAで、１〜２０時間均熱保持すること、 （３） 均熱保持後の冷却速度：１００℃／Ｈｒ以下の
冷却速度で室温まで冷却すること。 - 【請求項３】 高炭素鋼がＣ：０．２〜０．８％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０
％を含有し、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．００２０〜０．０１００％で、かつＳｏｌ．Ａ
ｌ／Ｎ：５〜１０を満足させ、Ｂ：０．０００５〜０．
００３％を含み、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする請求項１および２記載の
加工性に優れた高炭素鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07344865A JP3125978B2 (ja) | 1995-12-05 | 1995-12-05 | 加工性に優れた高炭素鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07344865A JP3125978B2 (ja) | 1995-12-05 | 1995-12-05 | 加工性に優れた高炭素鋼帯の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09157758A true JPH09157758A (ja) | 1997-06-17 |
| JP3125978B2 JP3125978B2 (ja) | 2001-01-22 |
Family
ID=18372595
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07344865A Expired - Fee Related JP3125978B2 (ja) | 1995-12-05 | 1995-12-05 | 加工性に優れた高炭素鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3125978B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007111080A1 (ja) | 2006-03-28 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP1905850A1 (en) * | 2005-06-29 | 2008-04-02 | JFE Steel Corporation | Process for manufacture of cold-rolled high-carbon steel plate |
| WO2008081956A1 (ja) | 2006-12-25 | 2008-07-10 | Jfe Steel Corporation | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008108248A1 (ja) * | 2007-03-02 | 2008-09-12 | Ntn Corporation | スラスト軸受 |
| JP2008240758A (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-09 | Ntn Corp | スラスト軸受 |
| JP2008303415A (ja) * | 2007-06-06 | 2008-12-18 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた中・高炭素鋼板及びその製造方法 |
| JP2009013436A (ja) * | 2007-06-29 | 2009-01-22 | Piolax Inc | バネ加工品及びその製造方法 |
| US7909950B2 (en) | 2005-10-05 | 2011-03-22 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing an ultra soft high carbon hot-rolled steel sheet |
| JP2011117084A (ja) * | 2011-01-24 | 2011-06-16 | Nisshin Steel Co Ltd | 被削性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法 |
| US8071018B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-12-06 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet |
| JP2012138571A (ja) * | 2010-12-10 | 2012-07-19 | Jfe Steel Corp | 太陽電池基板用鋼箔およびその製造方法、並びに太陽電池基板、太陽電池およびその製造方法 |
| JP2013119635A (ja) * | 2011-12-06 | 2013-06-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-12-05 JP JP07344865A patent/JP3125978B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| EP1905850A4 (en) * | 2005-06-29 | 2012-02-29 | Jfe Steel Corp | METHOD FOR MANUFACTURING STEEL PLATE WITH HIGH COLD-LAMINATED CARBON CONTENT |
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| US8052812B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-11-08 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing high carbon cold-rolled steel sheet |
| US7909950B2 (en) | 2005-10-05 | 2011-03-22 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing an ultra soft high carbon hot-rolled steel sheet |
| US8048237B2 (en) | 2006-03-28 | 2011-11-01 | Jfe Steel Corporation | Ultra soft high carbon hot rolled steel sheet and method for manufacturing same |
| WO2007111080A1 (ja) | 2006-03-28 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008081956A1 (ja) | 2006-12-25 | 2008-07-10 | Jfe Steel Corporation | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008108248A1 (ja) * | 2007-03-02 | 2008-09-12 | Ntn Corporation | スラスト軸受 |
| JP2008240758A (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-09 | Ntn Corp | スラスト軸受 |
| JP2008303415A (ja) * | 2007-06-06 | 2008-12-18 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れた中・高炭素鋼板及びその製造方法 |
| JP2009013436A (ja) * | 2007-06-29 | 2009-01-22 | Piolax Inc | バネ加工品及びその製造方法 |
| JP2012138571A (ja) * | 2010-12-10 | 2012-07-19 | Jfe Steel Corp | 太陽電池基板用鋼箔およびその製造方法、並びに太陽電池基板、太陽電池およびその製造方法 |
| JP2011117084A (ja) * | 2011-01-24 | 2011-06-16 | Nisshin Steel Co Ltd | 被削性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法 |
| JP2013119635A (ja) * | 2011-12-06 | 2013-06-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP3125978B2 (ja) | 2001-01-22 |
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