WO2011089845A1 - 高炭素熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

高炭素熱延鋼板の製造方法 Download PDF

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小林崇
中村展之
妻鹿哲也
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet, particularly high-carbon hot-rolled steel sheet that contains 0.5 mass% or more of C, has little variation in characteristics in the steel sheet, and is excellent in workability and hardenability. .
  • High carbon steel plates used for machine structural parts and tools are often subjected to quenching and tempering treatments for hardening after being cold-formed into various shapes. Therefore, high workability and hardenability are required for such high carbon steel sheets, and various techniques have been proposed so far.
  • Patent Document 2 discloses that steel containing 0.2 to 0.7% by mass of C is hot-rolled at a finishing temperature (Ar 3 transformation point ⁇ 20 ° C.) or higher, then the cooling rate exceeds 120 ° C./s and cooling is stopped. Cooling at a temperature of 650 ° C. or lower, winding at a coiling temperature of 600 ° C. or lower, pickling, and annealing at an annealing temperature of 640 ° C. or higher and an Ac 1 transformation point or lower is produced. A method is disclosed.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet that contains 0.5% by mass or more of C, has small variations in characteristics in the steel sheet, and is excellent in workability and hardenability. To do.
  • the present inventors have earnestly studied a method for producing a high carbon hot rolled steel sheet containing 0.5 mass% or more of C, having small variations in characteristics in the steel sheet, and excellent in workability and hardenability.
  • it is cooled in a two-stage rapid cooling in which it is allowed to cool in a temperature range of 550 to 650 ° C., that is, cooled and wound in a rapid cooling-cooling-rapid cooling pattern, and then cementite spherical It has been found that it is effective to perform annealing for conversion.
  • the present invention has been made on the basis of such findings.
  • C 0.5 to 1.0%
  • Si 2.0% or less
  • Mn 2.0% or less
  • P 0.03% or less
  • S 0.03% or less
  • a method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet is provided, characterized by performing secondary cooling to a cooling stop temperature of 600 ° C. and winding, and then annealing at a temperature not lower than 640 ° C. and not higher than the Ac 1 transformation point.
  • the average cooling rate during primary cooling is preferably 120 ° C./s or more.
  • the sol. Al amount is 0.01% or less in mass%, or in steel slab, and in mass%, Cr: 0.1-2.0%, Mo: 0.1-1.0%, Ni : 0.1-2.0%, Cu: 0.1-1.0%, Ti: 0.01-0.10%, Nb: 0.01-0.10%, V: 0.01-0 10%, B: at least one element selected from 0.0005 to 0.0100% may be contained.
  • composition of steel slab whereafter,% which is a unit of content of a component element shall mean the mass% unless otherwise indicated.
  • C 0.5 to 1.0% C is an essential element for increasing the strength of the steel sheet after quenching and tempering. If the amount of C is less than 0.5%, the strength required as a material for machine structural parts or tools cannot be obtained. On the other hand, if the amount of C exceeds 1.0%, the steel sheet becomes brittle and the workability is lowered. In addition, residual austenite tends to exist even after quenching, and the strength after heat treatment is saturated or reduced. Therefore, the C content is limited to 0.5 to 1.0%. Preferably it is 0.6 to 0.9%.
  • Si 2.0% or less Si has an effect of deoxidizing steel and an effect of increasing the temper softening resistance after quenching, and therefore can be contained as necessary.
  • the Si content also has the effect of graphitizing the cementite to lower the hardenability of the steel, so the Si content is limited to 2.0% or less. Preferably it is 0.5% or less.
  • Mn 2.0% or less Mn has an effect of enhancing the hardenability of steel and can be contained as required. However, if Mn is contained excessively, the toughness and ductility of the steel are lowered, so the Mn content is limited to 2.0% or less. Preferably it is 1.0% or less.
  • P 0.03% or less
  • P has an effect of reducing the workability of the steel sheet and the toughness of the steel after the heat treatment, so the P content is limited to 0.03% or less. Preferably it is 0.02% or less.
  • the steel slab used in the present invention has the above-described component composition. Note that reducing the content of each element above the refining range to the extent that it is usually practiced, for example, to less than 0.001%, increases the manufacturing cost of the steel sheet, so there is a special reason. Not needed unless
  • Hot rolling finishing temperature Ar 3 transformation point or Ar cm transformation point or higher
  • the hot rolling finishing temperature is lower than Ar 3 transformation point or Ar cm transformation point
  • the pro-eutectoid ferrite or pro-eutectoid cementite is partially precipitated. It is rolled and becomes a non-uniform steel sheet structure, and the uniformity of the characteristic in a steel plate falls. Therefore, the finishing temperature of hot rolling is not less than the Ar 3 transformation point or Ar cm transformation point.
  • the steel sheet structure after hot rolling is prepared into a structure mainly composed of uniform pearlite in order to avoid a decrease in manufacturability due to the generation of a low-temperature transformation phase while reducing variations in characteristics in the steel sheet. Therefore, it is essential to avoid coarse precipitation of ferrite and cementite in the cooling process after hot rolling. For this purpose, it is necessary to quickly firstly cool the hot-rolled steel sheet at an average cooling rate of 60 ° C./s or more to a cooling stop temperature of 550 to 650 ° C.
  • the cooling stop temperature is lower than 550 ° C.
  • a low-temperature transformation phase such as bainite and martensite is partially generated, resulting in uneven cooling after the steel plate shape deteriorates, and consequently, variations in characteristics within the steel plate.
  • Cooling time 1.0 to 10 s
  • the steel sheet is allowed to cool for 1.0 to 10 seconds.
  • the main point of the present invention is to prepare the microstructure of the high carbon steel sheet before annealing into a structure mainly composed of uniform pearlite, and promotion of pearlite transformation by cooling is a very important role.
  • the cooling time is less than 1.0 s, the above transformation promotion effect cannot be obtained sufficiently.
  • a high carbon steel containing 0.5 mass% or more of C has high hardenability due to a high C content, and easily forms a low-temperature transformation phase. For this reason, if the cooling is performed for a short time of less than 1.0 s, the effect of promoting pearlite transformation is insufficient and the desired structure cannot be prepared.
  • the cooling time exceeds 10 s, the steel plate temperature rises due to transformation heat generation as the pearlite transformation progresses, and the pearlite generated in the latter stage of the cooling process becomes coarse, resulting in non-uniform characteristics in the steel plate. Invite. Therefore, the cooling time is limited to the range of 1.0 to 10 s.
  • cooling means that the steel sheet is exposed to the atmosphere without forced cooling by water injection or the like.
  • injecting a fluid such as compressed air toward the steel sheet for a short time may cause a sufficiently small cooling effect by the injection and impair the effect of the present invention. Not acceptable.
  • Secondary cooling average cooling rate 120 ° C / s or more Secondary cooling cooling stop temperature (winding temperature): 500 to 600 ° C
  • the steel sheet after being allowed to cool for a predetermined time is cooled again at an average cooling rate of 120 ° C./s or more, and the cooling is stopped at a cooling stop temperature of 500 to 600 ° C. Since the temperature of the steel sheet after being allowed to cool is increased due to transformation heat generation, the steel sheet is cooled again to a temperature of 500 to 600 ° C. and wound up in order to suppress coarsening of the microstructure of the steel sheet.
  • the cooling stop temperature exceeds 600 ° C., coarse pearlite is likely to be generated, and the unevenness of the steel sheet structure cannot be completely avoided.
  • the cooling stop temperature is less than 500 ° C.
  • a low-temperature transformation phase such as bainite or martensite is generated, the steel sheet is excessively hardened and the winding shape is deteriorated, and the workability is significantly reduced.
  • the structure mainly composed of a low temperature transformation phase has an advantage that cementite is easily finely dispersed after annealing.
  • a high carbon steel containing 0.5 mass% or more of C has a low C transformation phase due to a high C content. Since the hardness of the steel sheet is high and a decrease in the manufacturability and workability of the steel sheet cannot be allowed, the cooling stop temperature is limited to 500 ° C. or higher.
  • the average cooling rate after cooling must be 120 ° C./s or more.
  • the temperature range of 500 to 600 ° C. is a region where the transition from film boiling to nucleate boiling starts, uneven cooling of the steel sheet is likely to occur.
  • the average cooling rate is 120 ° C./s or more
  • uneven cooling of the steel sheet is less likely to occur, and variation in characteristics in the steel sheet can be suppressed to a small level. it can.
  • Water cooling with an average cooling rate of 240 ° C./s or more is more preferable.
  • Annealing temperature 640 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less
  • the hot-rolled steel sheet after winding is annealed in order to spheroidize cementite.
  • the annealing temperature is less than 640 ° C.
  • cementite spheroidization does not proceed rapidly.
  • the annealing temperature exceeds the Ac 1 transformation point, the steel sheet structure is cooled after being partially re-austenitic during annealing, so that pearlite, that is, non-spheroidized cementite is mixed in the steel sheet structure after annealing.
  • the annealing temperature is limited to a range of 640 ° C. or higher and Ac 1 transformation point or lower.
  • it is less Ac 1 transformation point 680 ° C. or higher.
  • the structure of the hot-rolled steel sheet before annealing is prepared in a structure mainly composed of uniform pearlite, the spheroidization of cementite proceeds efficiently, so the time for holding the hot-rolled steel sheet at the annealing temperature About 10 hours or more. Desirably, it is 15 to 35 hours.
  • the annealed steel sheet can be subjected to temper rolling as necessary for correcting the shape of the steel sheet or adjusting the surface properties.
  • the Ac 1 transformation point of the steel sheet can be obtained from, for example, a curve change point by measuring a thermal expansion curve in a heating process from room temperature.
  • a converter or an electric furnace can be used in the melting of high carbon steel used in the present invention.
  • the molten steel is made into a steel slab by continuous casting or ingot rolling after ingot forming. What is necessary is just to heat the steel slab before hot rolling to the temperature which can ensure a predetermined finishing temperature according to the capability of manufacturing equipment.
  • the continuously cast steel slab may be hot-rolled directly or after heating for a short time without cooling to room temperature. It is also possible to additionally heat the steel slab during hot rolling with an induction heating device such as a bar heater or an edge heater.
  • the average diameter of cementite in the plate thickness cross section After the sample thickness sample parallel to the rolling direction of the sample taken at 1/4 position of the steel plate width is mirror-polished and corroded with Picral, the thickness is 1/4 of the plate thickness. Using a structural photograph taken at a magnification of 5000 times with a scanning electron microscope, the geometric mean of the long diameter and short diameter of each cementite particle is the particle diameter of each cementite particle, and is within the field of view of the structure photograph. The average value of the cementite particles was defined as the average diameter d of the cementite of the steel sheet.
  • the average diameter d of cementite can be used as an index of workability and hardenability because it is a measure of the amount of strengthening due to particle dispersion, the degree of stress concentration during processing, and the difficulty of decomposition during quenching heating. was 0.5 to 2.0 ⁇ m, it was evaluated that it was excellent in workability and hardenability.

Abstract

0.5質量%以上のCを含有し、鋼板内の特性のばらつきが少ない加工性と焼入れ性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法を提供する。質量%で、C:0.5～1.0%、Si:2.0%以下、Mn:2.0%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.08%以下、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼片を、Ar3変態点あるいはArcm変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、60℃/s以上の平均冷却速度で550～650℃の冷却停止温度まで一次冷却後、1.0～10s間放冷し、次いで、120℃/s以上の平均冷却速度で500～600℃の冷却停止温度まで二次冷却して巻き取り、その後、640℃以上Ac1変態点以下の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。

Description

高炭素熱延鋼板の製造方法
　本発明は、高炭素熱延鋼板、特に０．５質量％以上のＣを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法に関する。
　機械構造部品や工具などに使用される高炭素鋼板は、種々の形状に冷間で成形加工された後、硬質化のために焼入焼戻処理を施される場合が多い。そのため、こうした用途の高炭素鋼板には、優れた加工性と焼入性が要求されており、これまでに種々の技術が提案されている。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．３０~１．２０％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１~０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下で、残部が実質的にＦｅおよび不可避的合金成分からなる高炭素鋼を、仕上温度を（Ａｃ１変態点＋３０℃）以上として熱間圧延後、１０~１００℃／ｓの冷却速度で２０~５００℃の温度まで冷却し、１~１０ｓ保持後、５００℃~（Ａｃ１変態点＋３０℃）の温度域へ再加熱し、この温度域で巻き取る成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法が開示されている。
　特許文献２には、Ｃを０．２~０．７質量％含有する鋼を、仕上温度（Ａｒ３変態点−２０℃）以上で熱間圧延後、冷却速度１２０℃／ｓ超かつ冷却停止温度６５０℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度６００℃以下で巻き取り、酸洗後、焼鈍温度６４０℃以上Ａｃ１変態点以下で焼鈍する伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．２~０．７％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有する組成の鋼を、（Ａｒ３変態点−２０℃）以上の仕上温度で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を、６０℃／ｓ以上１２０℃／ｓ未満の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却する工程と、前記冷却後の熱延鋼板を、６００℃以下の巻取温度で巻き取る工程と、前記巻取後の熱延鋼板を、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程とを有する高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。
特開平５−９５８８号公報 特開２００３−１３１４５号公報 特開２００８−１５６７１２号公報
　しかしながら、特許文献１~３に記載の製造方法で製造された高炭素熱延鋼板、特に、Ｃを０．５質量％以上含有する鋼板では、鋼板内の特性に大きなばらつきが生じやすく、必ずしも優れた加工性や焼入性が得られないといった問題がある。
　本発明は、０．５質量％以上のＣを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、０．５質量％以上のＣを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板の製造方法について鋭意検討したところ、熱間圧延後に冷却する際に、５５０~６５０℃の温度域で放冷を行う二段階の急速冷却、すなわち急速冷却−放冷−急速冷却のパターンで冷却して巻き取り、その後セメンタイトの球状化のための焼鈍を行うことが効果的であることを見出した。
　本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、質量％で、Ｃ：０．５~１．０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼片を、Ａｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、６０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０~６５０℃の冷却停止温度まで一次冷却後、１．０~１０ｓ間放冷し、次いで、１２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００~６００℃の冷却停止温度まで二次冷却して巻き取り、その後、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法を提供する。
　本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法では、一次冷却時の平均冷却速度が１２０℃／ｓ以上であることが好ましい。また、鋼片に含有されるｓｏｌ．Ａｌ量が、質量％で、０．０１％以下であったり、鋼片に、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１~２．０％、Ｍｏ：０．１~１．０％、Ｎｉ：０．１~２．０％、Ｃｕ：０．１~１．０％、Ｔｉ：０．０１~０．１０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．１０％、Ｂ：０．０００５~０．０１００％の内から選ばれた少なくとも１種の元素が含有されてもよい。
　本発明により、０．５質量％以上のＣを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板を製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
　本発明である高炭素熱延鋼板の製造方法について、以下に詳細に説明する。
　（１）鋼片の組成
　以下、成分元素の含有量の単位である％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
　Ｃ：０．５~１．０％
　Ｃは、焼入焼戻処理後の鋼板強度を高めるために必須の元素である。Ｃ量が０．５％未満では、機械構造部品や工具の素材として必要な強度が得られない。一方、Ｃ量が１．０％を超えると、鋼板が脆くなって加工性が低下する上、焼入後にも残留オーステナイトが存在し易くなり、熱処理後の強度も飽和あるいは減少する。したがって、Ｃの含有量は０．５~１．０％に限定する。好ましくは０．６~０．９％である。
　Ｓｉ：２．０％以下
　Ｓｉは、鋼を脱酸する作用や焼入後の焼戻軟化抵抗を高める作用を有するため、必要に応じて含有できる。ただし、Ｓｉの含有は、センメンタイトを黒鉛化して鋼の焼入性を低める作用もあるので、Ｓｉの含有量は２．０％以下に限定する。好ましくは０．５％以下である。
　Ｍｎ：２．０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入性を高める作用があり、必要に応じて含有できる。ただし、Ｍｎを過剰に含有すると、鋼の靱性や延性の低下を招くので、Ｍｎの含有量は２．０％以下に限定する。好ましくは１．０％以下である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、鋼板の加工性や熱処理後の鋼の靱性を低下させる作用があるため、Ｐの含有量は０．０３％以下に限定する。好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、鋼板の加工性や熱処理後の鋼の靱性を低下させる作用があるため、Ｓの含有量は０．０３％以下に限定する。好ましくは０．０１％以下である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下
　Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、必要に応じて含有できる。ただし、Ａｌの含有量として、鋼中のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０８％を超えるような添加は、鋼中介在物の増加を招き、鋼板の加工性の低下を招く。そのため、Ａｌの含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ量で０．０８％以下に限定する。好ましくは０．０４％以下である。また、鋼が高温に保持される場合、鋼中で固溶Ａｌと固溶Ｎが化合してＡｌＮが形成され、焼入加熱時にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、鋼板の焼入性を低める場合がある。特に、鋼板を窒素雰囲気中で焼鈍する場合には、雰囲気から鋼中に侵入したＮによって上記作用が顕著化する。ＡｌＮの形成に起因するこのような鋼板の焼入性低下を避けるためには、Ａｌの含有量を、ｓｏｌ．Ａｌ量で０．０１％以下とするのがより好ましい。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎの多量の含有は、鋼中でのＡｌＮ形成を通じて、鋼板の焼入性を低める場合がある。そのため、Ｎの含有量は０．０１％以下に限定する。好ましくは０．００５％以下である。
　本発明に用いる鋼片は、上記した成分組成を有するものとなる。なお、上記の各元素の含有量を通常実施されている程度の精錬範囲を超えて、例えば０．００１％未満にまで低減することは、鋼板の製造コストの増加を招くため、特段の理由がない限り必要ない。
　本発明に用いる鋼片の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、焼入性の向上や焼戻軟化抵抗の向上を目的として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂの内から１種以上の元素をさらに添加しても、本発明の効果が損なわれることはない。
　鋼片に、これらの元素を添加する場合には、Ｃｒ：０．１~２．０％、Ｍｏ：０．１~１．０％、Ｎｉ：０．１~２．０％、Ｃｕ：０．１~１．０％、Ｔｉ：０．０１~０．１０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．１０％、Ｂ：０．０００５~０．０１００％の範囲の含有量とすることが好ましい。それぞれの範囲の下限未満の含有量では、添加の効果が十分に得られない。また、それぞれの範囲の上限を超える含有量では、製造コストの増加を招くとともに、鋼板の加工性や靱性を低下させる場合がある。なお、より好ましい含有量の範囲は、それぞれ、Ｃｒ：０．１~１．０％、Ｍｏ：０．１~０．５％、Ｎｉ：０．１~１．０％、Ｃｕ：０．１~０．５％、Ｔｉ：０．０１~０．０５％、Ｎｂ：０．０１~０．０５％、Ｖ：０．０１~０．０５％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％である。
　不可避的不純物としては、例えば、Ｏ、Ｓｎ、Ｐｂなどがある。これらの元素は極力含有しないことが望ましいが、０．０１％未満の含有量であれば許容できる。
　２）製造条件
　本発明による高炭素熱延鋼板の製造方法では、上記した成分組成を有する鋼片を、Ａｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、６０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０~６５０℃の冷却停止温度まで一次冷却後、１．０~１０ｓ間放冷し、次いで、１２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００~６００℃の冷却停止温度まで二次冷却して巻き取り、その後、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で焼鈍する。なお、焼鈍前に鋼板表層に形成されているスケールを酸洗等により除去することが好ましい。本発明の製造条件における限定理由を以下に説明する。
　熱間圧延の仕上温度：Ａｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点以上
　熱間圧延の仕上温度がＡｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点未満では、初析フェライトあるいは初析セメンタイトが一部析出した状態で圧延され、不均一な鋼板組織となって鋼板内の特性の均一性が低下する。そのため、熱間圧延の仕上温度はＡｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点以上とする。
　なお、鋼片のＡｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点は、例えば、オーステナイト温度域からの冷却過程における熱収縮曲線を測定し、曲線の変化点から求めることができる。
　一次冷却の平均冷却速度：６０℃／ｓ以上
　一次冷却の冷却停止温度（放冷温度）：５５０~６５０℃
　熱間圧延後の一次冷却は、熱間圧延後、５５０~６５０℃の範囲の冷却停止温度まで、６０℃／ｓ以上の平均冷却速度で行う必要がある。本発明では、鋼板内の特性のばらつきを低減しつつ、低温変態相の生成による製造性の低下を回避するため、熱間圧延後の鋼板組織を均一なパーライトを主体とする組織に調製する。そのため、熱間圧延後の冷却過程において、フェライトやセメンタイトの粗大析出を回避することが必須となる。このためには、熱間圧延後の鋼板を６０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、５５０~６５０℃の冷却停止温度まで速やかに一次冷却する必要がある。
　一次冷却の平均冷却速度が６０℃／ｓ未満の場合には、一次冷却中に初析フェライトや初析セメンタイトが顕著に生成し、均一なミクロ組織が形成されない。また、冷却停止温度が６５０℃を超えると、６０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しても、冷却停止後に初析フェライトや初析セメンタイトが多く生成する。一方、冷却停止温度が５５０℃より低い場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相が部分的に生成し、鋼板形状が悪化して以降の冷却むら、ひいては鋼板内の特性のばらつきを生ずる可能性がある。なお、初析相の生成を確実に回避し、より均一な鋼板組織を得るためには、一次冷却の平均冷却速度を１２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　放冷時間：１．０~１０ｓ
　一次冷却後、１．０~１０ｓの間鋼板を放冷する。一次冷却での急冷に続けて放冷することにより、パーライト変態が短時間で進行し、均一なパーライト組織が形成される。本発明の要点は、焼鈍前の高炭素鋼板のミクロ組織を均一なパーライトを主体とする組織に調製することにあり、放冷によるパーライト変態の促進が非常に重要な役割を果たす。
　放冷時間が１．０ｓ未満では、上記の変態促進効果が十分に得られない。０．５質量％以上のＣを含有する高炭素鋼では、高いＣ含有量のために焼入性が高く、容易に低温変態相を生成しやすい。そのため、１．０ｓ未満の短時間の放冷では、パーライト変態の促進効果が不十分となり、所望の組織に調製できない。一方、放冷時間が１０ｓを超える場合には、パーライト変態の進行につれて変態発熱による鋼板温度の上昇が生じ、放冷過程の後期に生成するパーライトが粗大化して、鋼板内の特性の不均一化を招く。そのため、放冷時間は１．０~１０ｓの範囲に限定する。好ましくは３~８ｓである。なお、放冷とは、注水等による強制冷却を行わずに鋼板を大気中に暴露することを意味する。ただし、一次冷却工程で注水した冷却水の払拭のため、圧縮空気などの流体を鋼板に向けて短時間噴射することなどは、噴射による冷却効果が十分に小さく、本発明の効果を損なうことがないので許容できる。
　二次冷却の平均冷却速度：１２０℃／ｓ以上
　二次冷却の冷却停止温度（巻取温度）：５００~６００℃
　所定時間放冷した後の鋼板は、１２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で再度冷却し、５００~６００℃の冷却停止温度で冷却を停止して巻き取る。放冷後の鋼板は、変態発熱により温度が上昇しているので、鋼板のミクロ組織の粗大化を抑制するため、５００~６００℃の温度にまで再度冷却してから巻き取る。冷却停止温度が６００℃を超える場合には、粗大なパーライトが生成しやすくなり、鋼板組織の不均一化を完全に回避することができない。一方、冷却停止温度が５００℃未満の場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相が生成し、鋼板が過度に硬化して巻形状が悪化するとともに、加工性の大幅な低下を招く。低温変態相主体の組織には、焼鈍後にセメンタイトが微細に分散しやすいといった利点もあるが、０．５質量％以上のＣを含有する高炭素鋼では、高いＣ含有量のために低温変態相の硬度が高く、鋼板の製造性や加工性の低下が許容できないので、冷却停止温度は５００℃以上に限定する。
　鋼板組織の均一性を高めるためには、放冷後の平均冷却速度を１２０℃／ｓ以上にする必要がある。一般的な注水による冷却の場合、５００~６００℃の温度域は、膜沸騰から核沸騰への遷移が始まる領域となるため、鋼板の冷却むらが発生し易い。このような温度域では、平均冷却速度が１２０℃／ｓ以上となるように核沸騰主体の条件で水冷すると、鋼板の冷却むらが発生し難くなり、鋼板内の特性のばらつきを小さく抑えることができる。平均冷却速度が２４０℃／ｓ以上の水冷であればより好ましい。
　焼鈍温度：６４０℃以上Ａｃ１変態点以下
　巻き取り後の熱延鋼板は、セメンタイトの球状化を図るために焼鈍する。このとき、焼鈍温度が６４０℃未満では、セメンタイトの球状化が速やかに進行しない。また、焼鈍温度がＡｃ１変態点を超えると、焼鈍中に鋼板組織が一部再オーステナイト化した後で冷却されるため、焼鈍後の鋼板組織中にパーライト、すなわち球状化されていないセメンタイトが混在し、鋼板内の特性の均一性とともに、加工性や焼入性が低下する。よって、焼鈍温度は、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の範囲に限定する。好ましくは、６８０℃以上Ａｃ１変態点以下である。
　本発明では、焼鈍前の熱延鋼板の組織を均一なパーライトを主体とする組織に調製しているため、セメンタイトの球状化が効率的に進行するので、熱延鋼板を焼鈍温度に保持する時間については、１０時間以上とればよい。望ましくは１５~３５時間である。焼鈍後の鋼板には、鋼板の形状矯正あるいは表面性状調整のため、必要に応じて調質圧延を施すことができる。
　なお、鋼板のＡｃ１変態点は、例えば、常温からの加熱過程における熱膨張曲線を測定し、曲線の変化点から求めることができる。
　本発明で用いる高炭素鋼の溶製には、転炉または電炉のどちらも使用可能である。溶製された鋼は、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延により鋼片（スラブ）とされる。熱間圧延前の鋼片は、製造設備の能力に応じて、所定の仕上温度が確保できる温度に加熱すればよい。連続鋳造された鋼片を常温まで冷却することなく直接あるいは短時間の加熱の後に熱間圧延してもよい。また、バーヒーターやエッヂヒーターのような誘導加熱装置により、熱間圧延途中の鋼片を追加加熱することも可能である。
　表１に示す元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、同じく表１に示すＡｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点、およびＡｃ１変態点を有する鋼片Ａ~Ｌを、表２に示す熱延条件にて板厚４．０ｍｍの熱延鋼板とした後、酸洗によりスケールを除去し、同じく表２に示す焼鈍条件にて窒素雰囲気中で焼鈍し、次いで伸張率０．５％の調質圧延を施して、鋼板１~２４を得た。なお、表１中の各変態点は、前記した方法により求めた。
　得られた各鋼板から圧延方向に平行な板厚断面調査用のサンプルを採取し、次のようにして、板厚断面におけるビッカース硬さとセメンタイトの平均径を測定して、鋼板内の特性のばらつき、および加工性と焼入性を評価した。結果を表３に示す。
　板厚断面におけるビッカース硬さ：圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨し、板厚の１／４深さの位置にて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４の規定に準拠し、９．８Ｎ（１ｋｇｆ）の試験力で測定した。各々のサンプルあたり５回以上測定し、それらの平均値をそのサンプルの板厚断面におけるビッカース硬さＨＶとした。このビッカース硬さＨＶの測定を、鋼板板幅の１／８、１／４、３／８、１／２、５／８、３／４、７／８の計７位置で採取したサンプルで行い、全７位置のＨＶの値の最大値（ＨＶｍａｘ）と最小値（ＨＶｍｉｎ）の差（ΔＨＶ＝ＨＶｍａｘ−ＨＶｍｉｎ）と全７位置のＨＶの値の平均値（ＨＶａｖｅ）を求め、ΔＨＶ／ＨＶａｖｅの値を鋼板内の特性の均一性の指標とした。ΔＨＶ／ＨＶａｖｅの値が０．１０以下であれば、鋼板内の特性のばらつきが小さいと評価した。
　板厚断面におけるセメンタイトの平均径：鋼板板幅の１／４位置で採取したサンプルの圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨し、ピクラールで腐食した後、板厚の１／４深さの位置を走査型電子顕微鏡にて５０００倍の倍率で撮影した組織写真を用いて、個々のセメンタイト粒子の長径と短径の相乗平均を個々のセメンタイト粒子の粒径とし、組織写真の視野内にあるセメンタイト粒子の粒径の平均値をもって、その鋼板のセメンタイトの平均径ｄとした。このセメンタイトの平均径ｄは、粒子分散による強化量や加工時の応力集中度、焼入加熱時の分解難易度の目安となるため、加工性および焼入性の指標として利用でき、ｄの値が０．５~２．０μｍの場合に、加工性および焼入性に優れると評価した。
　表３に示す本発明例の鋼板は、鋼板内の特性の均一性の指標としたΔＨＶ／ＨＶａｖｅの値が０．１０以下であって鋼板内の特性のばらつきが小さく、鋼板の加工性と焼入性の指標としたセメンタイトの平均径ｄの値も０．５~２．０μｍとなっており、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板となっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．５~１．０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼片を、Ａｒ３変態点あるいはＡｒｃｍ変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、６０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０~６５０℃の冷却停止温度まで一次冷却後、１．０~１０ｓ間放冷し、次いで、１２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００~６００℃の冷却停止温度まで二次冷却して巻き取り、その後、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
  2. 　一次冷却時の平均冷却速度が１２０℃／ｓ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
  3. 　鋼片に含有されるｓｏｌ．Ａｌ量が、質量％で、０．０１％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
  4. 　鋼片に、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１~２．０％、Ｍｏ：０．１~１．０％、Ｎｉ：０．１~２．０％、Ｃｕ：０．１~１．０％、Ｔｉ：０．０１~０．１０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．１０％、Ｂ：０．０００５~０．０１００％の内から選ばれた少なくとも１種の元素が含有されることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
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