TW201538745A - 高碳熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明提供一種高碳熱軋鋼板，其將添加有B的鋼作為原材料，即便於氮氣環境中進行退火，亦可穩定地獲得優異的淬火性，且於淬火處理前，具有硬度以HRB計為81以下、總伸長率為33%以上等優異的加工性。所述高碳熱軋鋼板具有如下的組成：以質量%計含有C：超過0.40%且為0.63%以下、Si：0.10%以下，Mn：0.50%以下、P：0.03%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.10%以下、N：0.0050%以下、B：0.0005%以上、0.0050%以下，而且含有合計為0.002%~0.030%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上；並且於B含量中所佔有的固溶B量的比例為70%以上，並具有包含肥粒鐵與雪明碳鐵、所述肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度為0.13個/μm2以下的微組織，且硬度以HRB計為81以下，總伸長率為33%以上。

Description

高碳熱軋鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種高碳熱軋鋼板及其製造方法。尤其是有關於一種表層的滲氮(nitriding)抑制效果高、加工性與淬火性優異且添加有B的高碳熱軋鋼板及其製造方法。
目前，齒輪類、變速器(transmission)零件、座椅安全帶(seat belt)零件等汽車用零件為了於藉由冷加工而將作為JISG 4051中所規定的機械構造用碳鋼鋼材的熱軋鋼板加工成所期望的形狀後，確保所期望的硬度，常實施淬火處理來製造。因此，成為原材料的熱軋鋼板需要優異的冷加工性或淬火性，迄今為止已提出有各種鋼板。
例如，於專利文獻1中揭示有一種冷加工用中碳鋼板，其於進行以100℃/s的平均加熱速度昇溫後，在1000℃下保持10秒，然後以200℃/s的平均冷卻速度急速冷卻至室溫為止的高頻淬火的情況下，硬度變成500HV以上、且為900HV以下，其以質量%計含有C：0.30%~0.60%、Si：0.06%~0.30%、Mn：0.3%~2.0%、P：0.030%以下、S：0.0075%以下、Al：0.005%~0.10%、 N：0.001%~0.01%、Cr：0.001%~0.10%，或進一步含有Ni：0.01%~0.5%、Cu：0.05%~0.5%、Mo：0.01%~0.5%、Nb：0.01%~0.5%、Ti：0.001%~0.05%、V：0.01%~0.5%、Ta：0.01%~0.5%、B：0.001%~0.01%、W：0.01%~0.5%、Sn：0.003%~0.03%、Sb：0.003%~0.03%、As：0.003%~0.03%的1種以上，碳化物的平均直徑d為0.6μm以下，碳化物的球狀化率p為70%以上、且未滿90%，所述碳化物的平均直徑dμm與所述碳化物的球狀化率p%滿足d≦0.04×p-2.6，或者進而揭示有一種冷加工用中碳鋼板，其冷加工前的硬度為120HV以上、且未滿170HV。另外，於專利文獻1中，作為此種冷加工用中碳鋼板的製造方法，揭示有如下的方法：將所述化學成分的鋼保持為1050℃~1300℃後，進行於700℃~1000℃下結束滾軋的熱軋，繼而以20℃/s~50℃/s的冷卻速度冷卻至500℃~700℃為止後，以5℃/s~30℃/s的冷卻速度冷卻至規定的溫度為止後捲繞，於規定的條件下進行保持後，於600℃以上、Ac1-10℃以下的溫度下進行退火。
另外，於專利文獻2中揭示有一種中碳鋼板，其特徵在於：以質量%計含有C：0.10%~0.80%、Si：0.01%~0.3%、Mn：0.3%~2.0%、Al：0.001%~0.10%、及N：0.001%~0.01%，並限制成P：0.03%以下、S：0.01%以下、O：0.0025%以下、Cr：1.5%以下、B：0.01%以下、Nb：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.5%以下、Ti：0.3%以下、Cu：0.5%以下、W：0.5%以下、Ta：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Mg：0.003%以下、Ca：0.003%以下、Y： 0.03%以下、Zr：0.03%以下、La：0.03%以下、Ce：0.03%以下、Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、及As：0.03%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，碳化物的平均直徑為0.4μm以下，相對於所述碳化物的總數，所述碳化物的平均直徑的1.5倍以上的大小的碳化物的個數比例為30%以下，所述碳化物的球狀化率為90%以上，平均肥粒鐵粒徑為10μm以上，拉伸強度TS為550MPa以下。另外，於專利文獻2中，作為此種中碳鋼板的製造方法，揭示有如下的方法：鋳造後對所述化學成分的鋼進行熱軋，於熱軋剛結束之後進行2秒~10秒氣冷，自所述氣冷結束的溫度至480℃~600℃的溫度範圍為止以10℃/s~80℃/s的平均冷卻速度進行冷卻，並於400℃~580℃下捲繞，然後以5%以上、且未滿30%的冷軋率進行冷軋，然後於650℃~720℃的溫度範圍內進行5hr~40hr退火。
另外，於專利文獻3中揭示有一種添加有硼的鋼板，其以質量%計含有C：0.20%以上、0.45%以下，Si：0.05%以上、0.8%以下，Mn：0.5%以上、2.0%以下，P：0.001%以上、0.04%以下，S：0.0001%以上、0.006%以下，Al：0.005%以上、0.1%以下，Ti：0.005%以上、0.2%以下，B：0.001%以上、0.01%以下，及N：0.0001%以上、0.01%以下的成分，或進一步含有Cr：0.05%以上、0.35%以下，Ni：0.01%以上、1.0%以下，Cu：0.05%以上、0.5%以下，Mo：0.01%以上、1.0%以下，Nb：0.01%以上、0.5%以下，V：0.01%以上、0.5%以下，Ta：0.01%以上、0.5%以下，W：0.01%以上、 0.5%以下，Sn：0.003%以上、0.03%以下，Sb：0.003%以上、0.03%以下，及As：0.003%以上、0.03%以下的1種或2種以上的成分，自表層至深度100μm為止的區域中的固溶B的平均濃度為10ppm以上。另外，於專利文獻3中揭示有若於將氮氣作為主體的環境中進行退火，則會顯現吸氮這一現象，作為就淬火性的觀點而言重要的元素的B在退火過程中與鋼中的N鍵結而形成BN，固溶B減少而無法確保由B所產生的淬火性提昇效果。於專利文獻3中揭示有為了確保淬火性，必須將自表層至深度100μm為止的區域中的固溶B設為10ppm以上，因此，重要的是抑制製造步驟中的加熱或退火步驟的環境的影響。另外，於專利文獻3中，作為此種添加有硼的鋼板的製造方法，揭示有如下的方法：於1200℃以下對所述成分組成的鋼進行加熱後，以800℃~940℃的精軋溫度進行熱軋，繼而以20℃/s以上的冷卻速度冷卻至650℃以下為止後，以20℃/s以下進行冷卻並於400℃~650℃下捲繞，酸洗後，於氫氣為95%以上，且至400℃為止的露點為-20℃以下、400℃以上的露點為-40℃以下的環境下，以660℃以上、Ac1以下的溫度進行退火。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利第5048168號公報
專利文獻2：WO2013/035848號公報
專利文獻3：日本專利第4782243號公報
於汽車的驅動系零件等中，要求耐磨耗性的零件亦多，而需要高淬火性與淬火後硬度，例如期望獲得HV超過620的維氏硬度(Vickers hardness)。另一方面，先前面向對藉由熱鍛造、切削、焊接等多個步驟所製造者進行冷壓來一體成形化而成的汽車零件等，於獲得良好的冷加工性方面，要求比較低的硬度與高伸長率。
於專利文獻1的技術中，為了確保平均加熱速度為100℃/s的高頻淬火中的淬火硬化能力，將碳化物的平均直徑設為0.6μm以下，但於C含量為0.3%~0.6%的含有大量的C的鋼中，因將碳化物的平均粒徑變細成0.6μm以下，故碳化物的密度變大，容易高強度化，而擔憂加工性的下降。另外，作為其製造方法，進行如下的2階段的冷卻控制，即於熱軋後以20℃/s~50℃/s的冷卻速度冷卻至500℃~700℃為止後，以5℃/s~30℃/s的冷卻速度進行冷卻，而存在難以進行冷卻控制的管理這一問題。
於專利文獻2的技術中記載有將冷軋率設為5%以上，對熱軋鋼板實施冷軋，而促進其後進行的退火時的晶粒成長及再結晶，並使鋼板軟質化，但因於退火前進行冷軋，故步驟數增加而導致成本變高，因此期望不進行冷軋而軟質化。
另外，於專利文獻3的技術中亦進行如下的2階段的冷卻控制，即於熱軋後，以20℃/s以上的冷卻速度冷卻至650℃以 下為止後，以20℃/s以下進行冷卻，而存在難以進行冷卻控制的管理這一問題。進而，於專利文獻3的技術中，為了提昇淬火性，而添加有0.5%以上的Mn。Mn雖然提昇淬火性，但因固溶強化而使熱軋鋼板本身的強度上昇，並使硬度變大。
另一方面，作為以微量的添加來提昇淬火性的元素，已知有B，但如於專利文獻3中亦記載般，若於將通常用作環境氣體的氮氣作為主體的環境中進行退火，則存在固溶B減少而無法獲得由B所產生的淬火性提昇效果這一問題。於專利文獻3中，針對此種問題，藉由在含有95%以上的氫氣的環境、或將該氫氣替換成Ar等惰性氣體的環境中進行退火來解決，使用該些氣體的熱處理的成本變高。另外，並不明確僅藉由該技術，是否可利用氮氣環境中的退火來抑制吸氮。
為了解決所述問題，本發明的目的在於提供一種高碳熱軋鋼板及其製造方法，所述高碳熱軋鋼板將添加有B的鋼作為原材料，即便於氮氣環境中進行退火，亦可穩定地獲得優異的淬火性，且於淬火處理前，具有硬度以HRB計為81以下、總伸長率為33%以上等優異的加工性。
本發明者等人對將Mn含量設為0.50%以下這一比先前的鋼少的Mn量、且添加有B的高碳熱軋鋼板的製造條件與加工性、淬火性的關係進行努力研究的結果，獲得了以下的發現。
i)肥粒鐵(ferrite)粒內的雪明碳鐵(cementite)密度對於淬 火前的高碳熱軋鋼板的硬度、總伸長率(以下，亦簡稱為伸長率)的影響大。為了獲得具有以HRB計為81以下的硬度、33%以上的總伸長率(EI)的鋼板，必須將肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度設為0.13個/μm2以下。
ii)熱軋的精軋中的精製溫度與自精軋後至700℃為止的冷卻速度對於肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度的影響大。若精製溫度過高、或冷卻速度過小，則於熱軋後的鋼板中，無法形成包含具有規定的肥粒鐵分率的肥粒鐵、波來鐵的組織，於球狀化退火後難以減小雪明碳鐵密度。
iii)藉由將Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的至少1種添加至鋼中，即便當於氮氣環境中實施退火時，亦防止滲氮，抑制固溶B量的下降而可獲得高淬火性。
本發明是基於此種發現而成者，並將以下內容作為主旨。
[1]一種高碳熱軋鋼板，其包括如下的組成：以質量%計含有C：超過0.40%且為0.63%以下、Si：0.10%以下、Mn：0.50%以下、P：0.03%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.10%以下、N：0.0050%以下、B：0.0005%~0.0050%，而且含有合計為0.002%~0.030%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；並且於B含量中所佔有的固溶B量的比例為70%以上，並具有包含肥粒鐵與雪明碳鐵、所述肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度為0.13個/μm2以下的微組織，且硬度以HRB計為 81以下，總伸長率為33%以上。
[2]如所述[1]中所記載的高碳熱軋鋼板，其以質量%計，更含有合計為0.50%以下的Ni、Cr、Mo中的1種以上。
[3]如所述[1]或[2]中所記載的高碳熱軋鋼板，其中所述包含肥粒鐵與雪明碳鐵的組織中的所有雪明碳鐵的平均直徑為0.60μm以上、1.00μm以下，肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑為0.40μm以上。
[4]一種高碳熱軋鋼板的製造方法，其對具有如下的組成的鋼進行熱粗軋後，以精軋溫度：Ar3變態點以上、870℃以下進行熱精軋，然後以25℃/s以上、150℃/s以下的平均冷卻速度冷卻至700℃，以捲繞溫度：500℃以上、700℃以下進行捲繞，藉此製成具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵(proeutectoid ferrite)的鋼板，繼而於Ac1變態點以下對所述鋼板進行退火，所述組成以質量%計含有C：超過0.40%且為0.63%以下、Si：0.10%以下、Mn：0.50%以下、P：0.03%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.10%以下、N：0.0050%以下、B：0.0005%~0.0050%，而且含有合計為0.002%~0.030%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
[5]如所述[4]中所記載的高碳熱軋鋼板的製造方法，其中所述鋼以質量%計，更含有合計為0.50%以下的Ni、Cr、Mo中的1種以上。
藉由本發明，而可製造淬火性及加工性優異的高碳熱軋鋼板。本發明的高碳熱軋鋼板適合於原材料鋼板需要冷加工性的齒輪類、變速器零件、座椅安全帶零件等汽車用零件。
以下，對作為本發明的高碳熱軋鋼板及其製造方法進行詳細說明。再者，只要事先無特別說明，則作為成分的含量的單位的「%」表示「質量%」。
1)組成
C：超過0.40%、且為0.63%以下
C為對於獲得淬火後的強度而言重要的元素。當C含量為0.40%以下時，無法藉由成形為零件後的熱處理來獲得所期望的硬度，具體而言，於水淬火後無法獲得HV超過620的硬度。因此，必須將C含量設為超過0.40%。另一方面，若C含量超過0.63%，則鋼板硬質化，且冷加工性劣化。因此，將C含量設為0.63%以下。C含量較佳為0.53%以下。為了獲得高淬火硬度，較佳為將C含量設為0.42%以上。藉由將C含量設為0.45%以上，而可穩定地獲得HV為620以上的水淬火硬度，故更佳。
Si：0.10%以下
Si為藉由固溶強化而使強度上昇的元素。因伴隨Si含量的增加而硬質化，且冷加工性劣化，故將Si含量設為0.10%以下。Si 含量較佳為0.05%以下，更佳為0.03%以下。因Si使冷加工性下降，故Si含量越少越佳，但若過度地減少Si，則精煉成本增大，因此Si含量較佳為0.005%以上。
Mn：0.50%以下
Mn為提昇淬火性的元素，另一方面，亦為藉由固溶強化而使強度上昇的元素。若Mn含量超過0.50%，則鋼板過度硬質化且冷加工性下降。另外，由Mn的偏析所引起的帶狀組織擴展，組織變得不均一，因此存在硬度或伸長率的不均變大的傾向。因此，將Mn含量設為0.50%以下。Mn含量較佳為0.45%以下，更佳為0.40%以下。再者，下限並無特別指定，但為了抑制石墨的析出，並於淬火處理加熱時使鋼板中的所有C固溶來獲得規定的淬火硬度，較佳為將Mn含量設為0.20%以上。
P：0.03%以下
P為藉由固溶強化而使強度上昇的元素。若P含量超過0.03%，則鋼板過度硬質化且冷加工性下降。另外，因降低粒界的強度，故淬火後的韌性劣化。因此，將P含量設為0.03%以下。為了獲得優異的淬火後的韌性，較佳為將P含量設為0.02%以下。因P使冷加工性及淬火後的韌性下降，故P含量越少越佳，但若過度減少P，則精煉成本增大，因此P含量較佳為0.005%以上。
S：0.010%以下
S為因形成硫化物而使高碳熱軋鋼板的冷加工性及淬火後的韌性下降，故不得不減少的元素。若S含量超過0.010%，則高碳 熱軋鋼板的冷加工性及淬火後的韌性顯著劣化。因此，將S含量設為0.010%以下。為了獲得優異的冷加工性及淬火後的韌性，S含量較佳為0.005%以下。因S使冷加工性及淬火後的韌性下降，故S含量越少越佳，但若過度減少S，則精煉成本增大，因此S含量較佳為0.005%以上。
sol.Al：0.10%以下
若sol.Al含量超過0.10%，則於淬火處理的加熱時生成AlN且沃斯田鐵(austenite)粒過度微細化，冷卻時會促進肥粒鐵相的生成，組織變成肥粒鐵與麻田散鐵(martensite)，淬火後的硬度會下降。因此，將sol.Al含量設為0.10%以下。sol.Al含量較佳為0.06%以下。再者，Al具有脫氧的效果，為了充分地進行脫氧，較佳為將sol.Al含量設為0.005%以上。
N：0.0050%以下
若N含量超過0.0050%，則會過度地形成BN，藉此固溶B量下降。另外，因BN、AlN的過度的形成，於淬火處理的加熱時沃斯田鐵粒過度微細化，冷卻時會促進肥粒鐵相的生成，因此淬火後的硬度會下降。因此，將N含量設為0.0050%以下。N含量較佳為0.0045%以下。再者，下限並無特別規定，但如上所述，N形成BN、AlN。若形成適量的BN、AlN，則該些氮化物於淬火處理的加熱時適度地抑制沃斯田鐵粒的粗大化，並提昇淬火後的韌性，因此N含量較佳為0.0005%以上。
B：0.0005%~0.0050%
B為提高淬火性的重要的元素。基於本發明的熱軋中的精軋後的冷卻速度的條件，當B含量未滿0.0005%時，使肥粒鐵變態延遲的固溶B量不足，因此無法獲得充分的淬火性提昇效果。因此，必須將B含量設為0.0005%以上，較佳為設為0.0010%以上。另一方面，當B含量超過0.0050%時，精軋後的沃斯田鐵的再結晶延遲。其結果，熱軋鋼板的滾軋集合組織擴展，退火後的鋼板的機械特性值的面內異向性變大。藉此，於捲壓成形中容易產生邊緣，另外，真圓度下降，於成形時容易產生不良情況。因此，必須將B含量設為0.0050%以下。就提昇淬火性、且減小異向性的觀點而言，B含量較佳為0.0035%以下。因此，將B含量設為0.0005%~0.0050%。B含量更佳為0.0010%~0.0035%。
於B含量中所佔有的固溶B量的比例為70%以上
於本發明中，除所述B含量的適當化以外，重要的是有助於提昇淬火性的固溶B量的控制。當鋼板中所含有的B中的處於固溶狀態的B為70%以上，即於鋼板中的所有B含量(B含量)中所佔有的固溶B量的比例為70%以上時，可獲得本發明中所謀求的優異的淬火性。因此，將於B含量中所佔有的固溶B量的比例設為70%以上。於B含量中所佔有的固溶B量的比例較佳為75%以上。再者，所謂於B含量中所佔有的固溶B量的比例，是指{(固溶B量(質量%))/(所有B含量(質量%))}×100(%)。
合計為0.002%~0.030%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上
Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se均為具有抑制自鋼板表面的滲氮的效果的元素，於本發明中，必須含有Sb、Sn、Bi、Ge、Te、se中的1種以上。另外，當該些元素的含量的合計未滿0.002%時，無法看到充分的滲氮抑制效果。因此，含有合計為0.002%以上的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量的合計較佳為0.005%以上。另一方面，即便該些元素的合計含量超過0.030%，滲氮抑制效果亦飽和。另外，該些元素存在偏析至粒界的傾向，因此若該些元素的合計含量超過0.030%，則有可能引起粒界脆化。因此，於本發明中，含有合計為0.030%以下的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量較佳為合計為0.020%以下。
如上所述，將N含量設為0.0050%以下，並且含有合計為0.002%~0.030%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，藉此即便當於氮氣環境中進行退火時，亦可抑制自鋼板表面的滲氮，並抑制鋼板表層的氮濃度的增加，且使自鋼板表面起於板厚方向上150μm深度的範圍內所含有的平均氮量、與整個鋼板中所含有的平均氮量的差變成30質量ppm以下。另外，因可如所述般抑制滲氮，故即便當於氮氣環境中進行退火時，於退火後的鋼板中，亦可使於B含量中所佔有的固溶B量的比例變成70%以上。
若自鋼板表面起於板厚方向上150μm深度的範圍內所含有的平均氮量、與整個鋼板中所含有的平均氮量的差超過30質量ppm而變大，則形成於鋼板表層部的BN、AlN量與形成於鋼板 板厚中心的BN、AlN量的差變大。於此情況下，產生於淬火處理後無法獲得均一的硬度等不良情況。因此，必須將自鋼板表面起於板厚方向上150μm深度的範圍內所含有的平均氮量、與整個鋼板中所含有的平均氮量的差抑制成30質量ppm以下。
將所述以外的剩餘部分設為Fe及不可避免的雜質，但為了進一步提昇淬火性，亦可含有Ni、Cr、Mo中的1種以上。於獲得此種效果方面，較佳為含有Ni、Cr、Mo中的1種以上，且將其含量的合計設為0.01%以上。另一方面，因該些元素的價格高，故當含有Ni、Cr、Mo中的1種以上時，必須將其含量的合計設為0.50%以下。該些元素的含量較佳為合計為0.20%以下。
2)微組織
於本發明中，為了提昇冷加工性，必須於熱軋後進行使雪明碳鐵球狀化的退火(球狀化退火)，而形成包含肥粒鐵與雪明碳鐵的微組織。再者，所謂球狀化，表示相對於所有雪明碳鐵，縱橫比(長徑/短徑)≦3的雪明碳鐵以體積率計佔90%以上的狀態。尤其為了使洛氏硬度(Rockwell hardness)以HRB計變成81以下，使總伸長率變成33%以上，必須將肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度設為0.13個/μm2以下。以下，雪明碳鐵密度亦記作雪明碳鐵粒的個數密度。
肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度：0.13個/μm2以下
本發明的鋼板包含肥粒鐵與雪明碳鐵。若肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度高，則多少會成為變形的阻礙因素，且會硬質 化，伸長率會下降。為了使硬度變成規定的值以下，使伸長率變成規定的值以上，必須將肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度設為0.13個/μm2以下。肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度較佳為0.11個/μm2以下，更佳為0.10個/μm2以下。肥粒鐵粒內所存在的雪明碳鐵的直徑以長徑計為0.15μm~1.8μm左右，由於是對鋼板的析出強化略微產生效果的尺寸，因此藉由使肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度下降，而可謀求強度下降。肥粒鐵粒界的雪明碳鐵幾乎無助於分散強化，因此將肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度規定為0.13個/μm2以下。再者，即便除所述肥粒鐵與雪明碳鐵以外，不可避免地生成波來鐵等剩餘部分組織，只要剩餘部分組織的合計的體積率為5%左右以下，則亦不會損害本發明的效果，因此亦可含有該剩餘部分組織。
所有雪明碳鐵的平均直徑：0.60μm以上、1.00μm以下，及肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑：0.40μm以上
肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑未滿0.40μm的鋼板因肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度變多，故有時退火後的鋼板的硬度會上昇。為了使硬度變成所期望的值以下，較佳為將肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑設為0.40μm以上。肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑更佳為0.45μm以上。
與肥粒鐵粒內的雪明碳鐵相比，肥粒鐵粒界的雪明碳鐵容易粗大化，為了使肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑變成0.40μm以上，必須將所有雪明碳鐵的平均直徑設為0.60μm以上。所 有雪明碳鐵的平均直徑較佳為0.65μm以上。另一方面，若所有雪明碳鐵的平均直徑超過1.00μm，則有時於如高頻淬火處理般的短時間內的加熱時，雪明碳鐵未完全溶解，而無法使硬度變成所期望的值以下，因此較佳為將所有雪明碳鐵的平均直徑設為1.00μm以下。所有雪明碳鐵的平均直徑更佳為0.95μm以下。所述雪明碳鐵的平均直徑可利用掃描型電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)對微組織進行觀察，測定雪明碳鐵粒的長徑與短徑，並測定所有雪明碳鐵的平均直徑及肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑。
再者，若肥粒鐵的粒徑變得過於粗大，則有時雖然硬度下降，但伸長率的提昇會飽和，因此包含所述肥粒鐵與雪明碳鐵的組織中的肥粒鐵的平均粒徑較佳為設為12μm以下，更佳為9μm以下。另一方面，若肥粒鐵的平均粒徑未滿6μm，則有時鋼板會硬質化，因此肥粒鐵的平均粒徑較佳為6μm以上。所述肥粒鐵的粒徑可利用SEM對微組織進行觀察，並進行測定。
3)機械特性
於本發明中，因藉由冷壓來使齒輪類、變速器零件、座椅安全帶零件等汽車用零件成形，故需要優異的加工性。另外，必須藉由淬火處理來增大硬度，而對零件賦予耐磨耗性。因此，除提昇淬火性以外，必須使鋼板的硬度變小來設為HRB為81以下，使伸長率變大來將總伸長率(EI)設為33%以上。就加工性的觀點而言，鋼板的硬度越低越理想，亦存在部分地進行淬火的零件， 有時原板的強度會影響疲勞特性。再者，所述HRB可使用洛氏硬度計(B級)進行測定。另外，可使用在相對於滾軋方向為0°的方向(L方向)上切出的JIS5號拉伸試驗片，藉由島津製作所AG10TB AG/XR的拉伸試驗機，以10mm/min進行拉伸試驗，並使斷裂的樣品對接來測定總伸長率。
4)製造條件
本發明的高碳熱軋鋼板藉由如下方式來製造：將所述組成的鋼作為原材料，藉由在熱粗軋後以精軋溫度：Ar3變態點以上、870℃以下實施精軋的熱軋來變成所期望的板厚，精軋後，以25℃/s以上、150℃/s以下的平均冷卻速度冷卻至700℃為止，並以捲繞溫度：500℃以上、700℃以下進行捲繞，而製成具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵的鋼板，繼而於Ac1變態點以下實施球狀化退火。再者，精軋中的軋縮率較佳為設為85%以上。
以下，對本發明的高碳熱軋鋼板的製造方法中的限定理由進行說明。
精軋溫度：Ar3變態點以上、870℃以下
為了於退火後使肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度變成0.13個/μm2以下，必須對具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵的微組織的熱軋鋼板實施球狀化退火。於熱粗軋後實施精軋的熱軋中，若精軋溫度超過870℃而變高，則初析肥粒鐵的比例變小，於球狀化退火後無法獲得規定的雪明碳鐵粒的個數密度。另外，退火後的雪明碳鐵粒徑或肥粒鐵粒徑亦容易粗大化。 因此，將精軋溫度設為870℃以下。為了充分地增大初析肥粒鐵的比例，較佳為將精軋溫度設為850℃以下。另一方面，若精軋溫度未滿Ar3變態點，則於熱軋後及退火後形成粗大的肥粒鐵粒，伸長率顯著下降。因此，將精軋溫度設為Ar3變態點以上。精軋溫度較佳為820℃以上。再者，將精軋溫度設為鋼板的表面溫度。
自精軋溫度至700℃為止的平均冷卻速度：25℃/s以上、150℃/s以下
為了於退火後使肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度變成0.13個/μm2以下，必須對具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵的微組織的熱軋鋼板實施球狀化退火。自熱軋中的精軋後至700℃為止的溫度範圍相當於存在肥粒鐵及波來鐵變態開始溫度的溫度範圍，因此為了使熱軋後的鋼板中的初析肥粒鐵的分率以體積率計變成5%以上，自精軋溫度至700℃為止的冷卻速度成為重要的因素。若自精軋溫度至700℃為止的溫度範圍的平均冷卻速度未滿25℃/s，則肥粒鐵變態難以於短時間內進行，肥粒鐵分率過度變高，因此無法獲得以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵。另外，因生成粗大的波來鐵，故於球狀化退火後難以獲得所期望的鋼板組織。因此，將自精軋後至700℃為止的溫度範圍的平均冷卻速度設為25℃/s以上。另外，為了獲得0.11個/μm2以下的退火後的肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度，較佳為將初析肥粒鐵的分率以體積率計設為10%以上，於此情況下，較佳為將該平均冷卻速度設為30℃/s以上。該平均冷卻速度更佳為40℃/s以 上。另一方面，若該平均冷卻速度超過150℃/s，則難以獲得初析肥粒鐵，因此將自精軋後至700℃為止的平均冷卻速度設為150℃/s以下。該平均冷卻速度較佳為120℃/s以下。該平均冷卻速度更佳為100℃/s以下。再者，將溫度設為鋼板的表面溫度。
捲繞溫度：500℃以上、700℃以下
於對精軋後的鋼板實施所述冷卻後，以500℃以上、700℃以下的捲繞溫度捲繞成線圈形狀。若捲繞溫度超過700℃，則不僅熱軋鋼板的組織粗大化而且於退火後無法獲得所期望的鋼板組織，而且鋼板的強度變得過低，於捲繞成線圈形狀時，有時因線圈的自重而變形，因此於操作方面不佳。因此，將捲繞溫度設為700℃以下。捲繞溫度較佳為650℃以下。另一方面，若捲繞溫度未滿500℃，則鋼板組織變得微細且鋼板硬質化，伸長率變小而導致加工性下降。因此，將捲繞溫度設為500℃以上。捲繞溫度較佳為550℃以上。再者，將捲繞溫度設為鋼板的表面溫度。
熱軋後的鋼板的微組織：具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵的組織
於本發明中，在後述的球狀化退火後，獲得具有包含肥粒鐵與雪明碳鐵、所述肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度為0.13個/μm2以下的微組織的鋼板。於球狀化退火後的微組織中，熱軋後的鋼板的微組織的影響大。藉由將熱軋後的鋼板的微組織設為具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵的組織，可於球狀化退火後變成所期望的組織，而成為加工性高的鋼。另外，若 為不具有波來鐵、或初析肥粒鐵的分率以體積率計未滿5%的鋼板，則於Ac1變態點以下的球狀化退火後，無法獲得規定的雪明碳鐵粒的個數密度，鋼板強度變高。因此，將於所述條件下進行熱軋、冷卻及捲繞所獲得的鋼板(熱軋鋼板)的微組織設為具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵的組織。較佳為設為包含波來鐵與以體積率計為10%以上的初析肥粒鐵的組織。再者，為了於退火後獲得更均一的組織，初析肥粒鐵的分率較佳為以體積率計為50%以下。
退火溫度：Ac1變態點以下
對以所述方式獲得的熱軋鋼板實施退火(球狀化退火)。若退火溫度超過Ac1變態點，則沃斯田鐵析出，於退火後的冷卻過程中形成粗大的波來鐵組織，而成為不均一的組織。因此，將退火溫度設為Ac1變態點以下。再者，下限並無特別規定，但於使肥粒鐵粒內的雪明碳鐵粒的個數密度變成所期望的值方面，退火溫度較佳為600℃以上，更佳為700℃以上。再者，環境氣體亦可使用氮氣、氫氣、氮氣與氫氣的混合氣體的任一種，較佳為使用該些氣體，但亦可使用Ar，並無特別限定。另外，退火時間較佳為設為0.5小時~40小時。藉由將退火時間設為0.5小時以上，而可穩定地獲得作為目標的組織，且可使鋼板的硬度變成規定的值以下，使伸長率變成規定的值以上，因此退火時間較佳為設為0.5小時以上。更佳為8小時以上。另外，若退火時間超過40小時，則生產性下降，製造成本容易變得過大，因此退火時間較佳為設 為40小時以下。再者，將退火溫度設為鋼板的表面溫度。另外，將退火時間設為維持規定的溫度的時間。
再者，為了熔製本發明的高碳鋼，轉爐、電爐均可使用。另外，以所述方式熔製的高碳鋼藉由造塊-分塊滾軋或連續鑄造而變成鋼坯。鋼坯通常於經加熱後，受到熱軋。再者，於為藉由連續鑄造所製造的鋼坯的情況下，亦可應用直軋，該直軋直接進行滾軋，或者為了抑制溫度降低而保溫後進行滾軋。另外，於對鋼坯進行加熱來進行熱軋的情況下，為了避免由鏽引起的表面狀態的劣化，較佳為將鋼坯加熱溫度設為1280℃以下。於熱軋中，為了以規定的溫度進行精軋，亦可在熱軋中藉由薄板坯加熱器(Sheet Bar heater)等加熱機構來進行被滾軋材料的加熱。
實施例1
自表1所示的鋼編號A熔製具有J的化學成分組成的鋼，繼而於表2所示的熱軋條件下進行精軋後，進行冷卻、捲繞，而製成熱軋鋼板。再者，表2所示的冷卻速度為自精軋後至700℃為止的平均冷卻速度。繼而，進行酸洗，然後以表2所示的退火條件，於氮氣環境(環境氣體：氮氣)中實施退火(球狀化退火)，而製造板厚為4.0mm、板寬為1000mm的熱軋鋼板(熱軋退火板)。針對以所述方式製造的熱軋退火板，調査硬度、伸長率、微組織。另外，亦對退火前的熱軋鋼板的微組織進行調査。將結果示於表2中。再者，表1所示的Ar3變態點及Ac1變態點為藉由全自動相變儀(formastor)所求出者。
熱軋退火板的硬度(HRB)
自退火後的鋼板的板寬中央部提取試樣，使用洛氏硬度計(B級)測定5處，並求出平均值。
熱軋退火板的總伸長率(EI)
使用在相對於滾軋方向為0°的方向(L方向)上自退火後的鋼板切出的JIS5號拉伸試驗片，藉由島津製作所AG10TB AG/XR的拉伸試驗機，以10mm/min進行拉伸試驗，並使斷裂的樣品對接來求出伸長率(總伸長率)。
微組織
退火前的熱軋鋼板的微組織(熱軋板的微組織)是藉由SEM來進行觀察，並求出該組織的種類及初析肥粒鐵的分率。關於初析肥粒鐵的分率，藉由分成肥粒鐵區域與肥粒鐵區域以外的部位，並求出肥粒鐵區域的比例而求出面積率，將該值設為初析肥粒鐵的體積率。再者，藉由所述SEM觀察而確認於表2所示的退火前的熱軋鋼板中存在波來鐵。
關於退火後的鋼板的微組織(熱軋退火板的微組織)，對自板寬中央部所提取的試樣進行切斷研磨後，實施硝酸浸蝕液(nital)腐蝕，使用利用掃描型電子顯微鏡，於板厚的1/4位置的5個部位以3000倍的倍率所拍攝的組織照片，觀察該組織的種類，並且測定於粒界上不存在、且長徑為0.15μm以上的雪明碳鐵的個數，並使該個數除以照片的視野的面積，而求出肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度(雪明碳鐵粒的個數密度)。雪明碳鐵直徑是使用 所述組織照片測定各雪明碳鐵粒的長徑與短徑，並求出所有雪明碳鐵及粒內的雪明碳鐵的平均直徑。肥粒鐵的粒徑是使用所述組織照片求出結晶粒度，並算出平均結晶粒徑。
另外，針對退火後的鋼板(熱軋退火板)，以如下方式求出表層150μm的平均N量與鋼板中平均N量的差、於B含量中所佔有的固溶B量的比例。將結果示於表2中。
表層150μm的平均N量與鋼板中平均N量的差
使用自退火後的鋼板的板寬中央部所提取的試樣，測定表層150μm的平均N量及鋼板中平均N量，並求出表層150μm的平均N量與鋼板中的平均N量的差。再者，此處所謂表層150μm的平均N量，是指自鋼板表面起於板厚方向上至150μm深度為止的範圍內所含有的N量。另外，以如下方式求出表層150μm的平均N量。即，自所提取的鋼板的表面開始切削，自表面至150μm的深度為止對鋼板進行切削，並提取此時所產生的切削片作為樣品。測定該樣品中的N量並將其設為表層150μm的N量。表層150μm的平均N量與鋼板中平均N量是藉由惰性氣體熔解-導熱度法來測定而求出。若以所述方式求出的表層150μm的平均N量(表面~自表面起150μm深度的範圍的N量)與鋼板中的平均N量(鋼中的N含量)的差為30質量ppm以下，則可評價為能夠抑制滲氮。
於B含量中所佔有的固溶B量的比例
自退火後的鋼板的板寬中央部提取試樣。利用10體積%Br甲 醇對鋼中的BN進行萃取，自鋼中的所有B含量減去作為BN所析出的B含量，而求出固溶B量。藉由{(固溶B量(質量%))/(所有B含量(質量%))}×100(%)來求出固溶B量於鋼中所含有的所有B含量(B含量)中所佔有的比例。若該比例為70(%)以上，則可評價為能夠抑制固溶B量的下降。
淬火後的鋼板硬度(淬火硬度)
另外，將退火後的鋼板作為原板，以如下方式實施3種淬火處理，調査淬火後的鋼板硬度(淬火硬度)，並評價淬火性。將結果示於表2中。
自退火後的鋼板(原板)的板寬中央部提取平板試驗片(寬度15mm×長度40mm×板厚4mm)，使用所述平板試驗片，藉由在870℃下保持30s後立即進行水冷的方法(水冷)、在870℃下保持30s後立即利用120℃的油進行冷卻的方法(120℃油冷)來實施淬火處理。淬火特性是針對淬火處理後的試驗片的切斷面，利用維氏硬度試驗機於負荷為1kgf的條件下測定5處硬度並求出平均硬度，將其設為淬火硬度。
進而，自退火後的鋼板(原板)的板寬中央部提取圓盤試驗片(55mmΦ×板厚4mm)，亦藉由高頻淬火(以200℃/s的加熱速度進行加熱，到達1000℃後進行水冷)來實施淬火處理。此時，針對試驗片最外周部的試驗片的切斷面，利用維氏硬度試驗機於負荷為0.2kgf的條件下測定2處硬度並求出平均硬度，將其設為淬火硬度。
將於870℃下保持30s後進行了水冷及120℃油冷的淬火硬度同時滿足表3的條件下的水冷後硬度、120℃油冷後硬度，且進行了高頻淬火的淬火硬度滿足表3的高頻淬火硬度的情況判定為合格(○)，並評價為淬火性優異。另外，將於870℃下保持30s後進行了水冷及於120℃下進行了油冷的硬度、以及高頻淬火水冷後的硬度的任一者不滿足表3所示的條件的情況設為不合格(×)，並評價為淬火性欠佳。再者，表3表示於經驗上可評價為淬火性充分的對應於C含量的淬火硬度。
根據表2，可知於本發明例的熱軋鋼板中，因具有包含肥粒鐵與雪明碳鐵、所述肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度為0.13個/μm2以下的微組織，且硬度以HRB計為81以下，總伸長率為33%以上，故冷加工性優異，並且淬火性亦優異。

Claims (5)

  1. 一種高碳熱軋鋼板，其包括如下的組成：以質量%計含有C：超過0.40%且為0.63%以下、Si：0.10%以下、Mn：0.50%以下、P：0.03%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.10%以下、N：0.0050%以下、B：0.0005%~0.0050%，而且含有合計為0.002%~0.030%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；並且於B含量中所佔有的固溶B量的比例為70%以上，並具有包含肥粒鐵與雪明碳鐵、所述肥粒鐵粒內的雪明碳鐵密度為0.13個/μm2以下的微組織，且硬度以HRB計為81以下，總伸長率為33%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的高碳熱軋鋼板，其以質量%計，更含有合計為0.50%以下的Ni、Cr、Mo中的1種以上。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的高碳熱軋鋼板，其中所述包含肥粒鐵與雪明碳鐵的組織中的所有雪明碳鐵的平均直徑為0.60μm以上、1.00μm以下，肥粒鐵粒內的雪明碳鐵的平均直徑為0.40μm以上。
  4. 一種高碳熱軋鋼板的製造方法，其對具有如下的組成的鋼進行熱粗軋後，以精軋溫度：Ar3變態點以上、870℃以下進行熱精軋，然後以25℃/s以上、150℃/s以下的平均冷卻速度冷卻至700℃，以捲繞溫度：500℃以上、700℃以下進行捲繞，藉此製成具有波來鐵以及以體積率計為5%以上的初析肥粒鐵的鋼板，繼而於Ac1變態點以下對所述鋼板進行退火，所述組成以質量%計含有 C：超過0.40%且為0.63%以下、Si：0.10%以下、Mn：0.50%以下、P：0.03%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.10%以下、N：0.0050%以下、B：0.0005%~0.0050%，而且含有合計為0.002%~0.030%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
  5. 如申請專利範圍第4項所述的高碳熱軋鋼板的製造方法，其中所述鋼以質量%計，更含有合計為0.50%以下的Ni、Cr、Mo中的1種以上。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI728659B (zh) * 2019-01-30 2021-05-21 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 高碳熱軋鋼板及其製造方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107381337A (zh) * 2017-09-22 2017-11-24 张家港沙工科技服务有限公司 一种起重机用吊钩
EP3748030A1 (en) * 2018-01-30 2020-12-09 JFE Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP6927427B2 (ja) * 2019-01-30 2021-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR102464611B1 (ko) * 2020-12-15 2022-11-09 주식회사 포스코 신선가공성이 향상된 강선 및 그 제조방법
CN114990452B (zh) * 2022-08-08 2022-11-01 中特泰来模具技术有限公司 一种易切削模架钢及其制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5317661B2 (zh) 1973-08-31 1978-06-09
JP3419333B2 (ja) * 1998-01-19 2003-06-23 住友金属工業株式会社 高周波焼入れ性に優れた冷間加工用鋼並びに機械構造用部品及びその製造方法
JP4380469B2 (ja) * 2003-08-28 2009-12-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP4752243B2 (ja) * 2004-11-05 2011-08-17 ソニー株式会社 負極および電池、並びにそれらの製造方法
JP5050433B2 (ja) 2005-10-05 2012-10-17 Ｊｆｅスチール株式会社 極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法
JP4952236B2 (ja) 2006-12-25 2012-06-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN102348822A (zh) 2009-03-16 2012-02-08 新日本制铁株式会社 淬透性优良的加硼钢板及制造方法
JP5458649B2 (ja) 2009-04-28 2014-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN103764862B (zh) 2011-09-09 2016-12-07 新日铁住金株式会社 中碳钢板、淬火构件以及它们的制造方法
US9840750B2 (en) * 2011-09-22 2017-12-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Medium carbon steel sheet for cold working and method for manufacturing the same
CN104039999B (zh) 2012-01-05 2016-06-15 杰富意钢铁株式会社 淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板及其制造方法
KR20140110994A (ko) 2012-01-05 2014-09-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5812048B2 (ja) * 2013-07-09 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 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
EP3190202B1 (en) * 2013-07-09 2022-03-30 JFE Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI728659B (zh) * 2019-01-30 2021-05-21 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 高碳熱軋鋼板及其製造方法

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