WO2015004906A1 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高炭素熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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友佳 宮本
崇 小林
力 上
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-carbon hot-rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and a method for producing the same, and in particular, a high-carbon hot-rolled steel sheet to which B is added, It relates to the manufacturing method.
  • Patent Document 1 contains, in mass%, C: 0.1 to 0.8%, Si: 0.15 to 0.40%, Mn: 0.3 to 1.0%, and P. 0.03% or less, S is 0.01% or less, T.I. Al is limited to a content of 0.1% or less, the hot-rolled steel sheet of hypoeutectoid steel, the balance of which is Fe and inevitable impurities, is subjected to cold rolling under light pressure of 20% to 30%, and then Ac1 After heating in the first stage that is held for 0.5 hours or more (excluding soaking 6 hours or more) in the temperature range of ⁇ 50 ° C. to less than Ac1, 0.5 to 20 in the temperature range of Ac1 to Ac1 + 100 ° C.
  • the second stage heating for a time period and the third stage heating for 2 to 20 hours in the temperature range of Ar1-50 ° C. to Ar1 are continuously performed, and the third stage holding is performed from the second stage holding temperature.
  • a method for producing a softened medium / high carbon steel sheet that is subjected to a three-stage annealing at a cooling rate of 5 to 30 ° C./h is disclosed.
  • the invention described in Patent Document 1 aims to soften a hot-rolled steel sheet of medium / high carbon steel so that it can be sufficiently subjected to integral forming with a high workability while maintaining its hardenability. Is.
  • Patent Document 2 discloses that when an annealing process using heating at an Ac1 point or higher is performed on a hot-rolled steel sheet containing C: 0.10 to 0.60% by mass, heating at an Ac1 point or higher is completed.
  • metallographic alpha / gamma interface per gamma unit area is 0.5 [mu] m / [mu] m 2 or more in step, or one or more undissolved number carbides per 100 [mu] m 2 at the end of heating stage above Ac1 point, and, Excellent local ductility, characterized by having a metal structure with an ⁇ / ⁇ interface amount per unit area of ⁇ of 0.3 ⁇ m / ⁇ m 2 or more and then cooling to a temperature of Ar 1 point or less at a rate of 50 ° C./h or less.
  • Patent Document 2 a method for producing a medium / high carbon steel sheet is disclosed.
  • the invention described in Patent Document 2 can stably improve stretch flangeability in general medium and high carbon steel types without adding a special element, and can be hardened after parts are processed. It aims at providing the manufacturing method of the medium and high carbon steel plate raw material which can fully ensure.
  • Patent Document 2 describes that an element that improves properties such as hardenability can be added.
  • B describes that the hardenability of a steel material can be significantly improved by adding a very small amount. .
  • the hot rolled steel sheet used as a material for press forming has an in-plane anisotropy ( ⁇ r) of r value (Lankford value) of 0 to ensure roundness and prevent uneven thickness. It may be required that it is close, ie, the absolute value of ⁇ r is small.
  • Patent Document 1 it is necessary to perform cold rolling under light pressure before annealing.
  • the technique described in Patent Document 1 intends to significantly reduce the hardness after annealing by performing three-stage annealing under predetermined conditions after performing such cold rolling under cold rolling.
  • this technique requires a process of performing cold rolling under light rolling, which is a process that is not normally performed before annealing. For this reason, this technique has a problem that the production cost increases as compared with the case where such a process is not performed.
  • B is described as an element that enhances hardenability by adding a trace amount.
  • the inventors studied spheroidizing annealing in a nitrogen atmosphere generally used as spheroidizing annealing, and found that the hardenability could not be sufficiently secured even when B was added.
  • the high carbon hot rolled steel sheet is required to have relatively low hardness and high elongation.
  • a high carbon hot-rolled steel sheet that can be integrally formed with a cold press for automotive parts that have been manufactured in multiple processes such as hot forging, cutting, and welding has a Rockwell hardness HRB of 65 or less.
  • a workability level such that the total elongation is 40% or more is required.
  • excellent hardenability is desired for the high carbon hot-rolled steel sheet having good workability in this way, for example, to obtain a hardness of 440 or more with Vickers hardness (HV) after water quenching, Furthermore, it is desired to obtain a hardness of 500 or more with HV.
  • HV Vickers hardness
  • the present invention solves the above-mentioned problems, uses steel added with B as a raw material, and even if annealing is performed in a nitrogen atmosphere, stable and excellent hardenability is obtained, and before quenching treatment, HRB
  • An object of the present invention is to provide a high carbon hot-rolled steel sheet having excellent workability such as 65 or less and a total elongation El of 40% or more and a method for producing the same.
  • an object of the present invention is to provide a high carbon hot-rolled steel sheet having a small in-plane anisotropy of r value such that the absolute value of ⁇ r is 0.15 or less.
  • the cementite density in the ferrite grains greatly affects the hardness and total elongation (hereinafter, also simply referred to as elongation) of the high carbon hot rolled steel sheet before quenching.
  • elongation total elongation
  • nitrogen in the atmosphere is nitrogend and concentrated in the steel sheet, and combined with B in the steel sheet to generate BN, so the amount of solute B in the steel sheet is greatly reduced.
  • the nitrogen atmosphere is an atmosphere containing 90% by volume or more of nitrogen.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the steel having the composition described in [1] or [2] is subjected to hot rolling at a finishing temperature: Ar3 transformation point or higher, and wound at a winding temperature: 500 to 750 ° C. After being taken, it is heated to the Ac1 transformation point or higher and held for 0.5 h or more, cooled to less than the Ar1 transformation point at 1 to 20 ° C./h, and held for 20 h or less below the Ar1 transformation point.
  • high carbon hot-rolled steel sheet excellent in workability and workability.
  • a high carbon hot-rolled steel sheet having excellent hardenability and cold workability (workability) can be produced.
  • the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is suitable for automotive parts such as gears, transmissions, seat recliners, and hubs that require cold workability on the raw steel sheet.
  • % which is a unit of component content, means “% by mass” unless otherwise specified.
  • Composition C 0.20 to 0.48% C is an important element for obtaining strength after quenching.
  • the amount of C is less than 0.20%, the desired hardness cannot be obtained by heat treatment after the steel sheet is formed into a part. For this reason, the amount of C needs to be 0.20% or more.
  • the amount of C exceeds 0.48%, the steel plate becomes hard and the toughness and cold workability deteriorate. For this reason, the amount of C needs to be 0.48% or less.
  • the C content is preferably 0.40% or less. Therefore, the C content is 0.20 to 0.48%.
  • the C content is preferably 0.26% or more.
  • the C content is preferably 0.32% or more.
  • Si 0.10% or less
  • Si is an element that increases the strength by solid solution strengthening. As the Si content increases, the steel sheet becomes hard and cold workability deteriorates, so the Si content is 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less. Since Si decreases the cold workability, the smaller the amount of Si, the better. However, if Si is excessively reduced, the refining cost increases, so the Si amount is preferably 0.005% or more.
  • Mn 0.50% or less Mn is an element that improves hardenability and increases strength by solid solution strengthening.
  • the amount of Mn exceeds 0.50%, a band structure due to segregation of Mn develops and the steel structure becomes non-uniform, so that cold workability is lowered. Therefore, the amount of Mn is 0.50% or less.
  • the lower limit is not specified.
  • the Mn content is preferably 0.20% or more in order to suppress the precipitation of graphite and dissolve the total amount of C in the steel sheet to obtain a predetermined quenching hardness.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that increases the strength by solid solution strengthening. If the P content exceeds 0.03%, grain boundary embrittlement is caused and the toughness after quenching deteriorates. Therefore, the P content is 0.03% or less. In order to obtain excellent toughness after quenching, the P content is preferably 0.02% or less. P decreases the cold workability and toughness after quenching, so the smaller the amount of P, the better. On the other hand, if P is reduced excessively, the refining cost increases, so the amount of P is preferably 0.005% or more.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that has to be reduced in order to form sulfides and to reduce the cold workability of the high carbon hot-rolled steel sheet and the toughness after quenching.
  • the S amount is 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less. Since S decreases cold workability and toughness after quenching, the smaller the amount of S, the better.
  • the amount of S is preferably 0.0005% or more.
  • sol. Al 0.10% or less sol.
  • the amount of Al (acid-soluble aluminum) exceeds 0.10%, AlN is generated during heating in the quenching process and the austenite grains are excessively refined. As a result, generation of a ferrite phase is promoted during cooling of the quenching process. The steel structure becomes ferrite and martensite, the hardness after quenching decreases, and the toughness after quenching deteriorates. Therefore, the amount of sol.Al is 0.10% or less. Preferably, the amount of sol.Al is 0.06% or less. Note that sol. Al has a deoxidizing effect, and in order to sufficiently deoxidize, Al is preferably 0.005% or more.
  • N 0.0050% or less
  • the amount of N exceeds 0.0050%, the amount of dissolved B decreases due to the formation of BN.
  • the formation of BN and AlN causes the austenite grains to become too fine during the heating of the quenching process, and as a result, the formation of the ferrite phase is promoted during the cooling of the quenching process.
  • the toughness after quenching decreases. Therefore, the N content is 0.0050% or less. There is no specific lower limit.
  • N is an element that forms BN and AlN, thereby appropriately suppressing the growth of austenite grains during heating in the quenching process and improving the toughness after quenching. 0005% or more is preferable.
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • B is an important element that enhances hardenability.
  • the amount of B is less than 0.0005%, a sufficient effect is not recognized, so the amount of B needs to be 0.0005% or more.
  • the B amount is 0.0009% or more.
  • the amount of B exceeds 0.0050%, the recrystallization of austenite after finish rolling is delayed. As a result, the texture of the hot-rolled steel sheet develops, and the anisotropy of the steel sheet after annealing is increased. growing. For this reason, the amount of B needs to be 0.0050% or less.
  • the amount of B is 0.0035% or less. Therefore, the B amount is set to 0.0005 to 0.0050%.
  • 0.002 to 0.030% in total of one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are important elements for suppressing nitriding from the surface layer.
  • the total amount of these elements is less than 0.002%, a sufficient effect is not recognized. For this reason, 1 or more types of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are contained, and the minimum of the total amount of these elements shall be 0.002%.
  • the lower limit of the total amount of these elements is 0.005%.
  • even if these elements are added in a total content exceeding 0.030% the effect of preventing nitriding is saturated.
  • the total content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se is 0.030% as an upper limit.
  • the total content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se is 0.020% or less. Therefore, at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se is contained, and the total content of these elements is set to 0.002 to 0.030%.
  • the total content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se is 0.005 to 0.020%.
  • At least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se is made 0.002 to 0.030% in total.
  • solid solution B can be secured in the steel sheet after annealing.
  • ⁇ (solid solution B amount) / (addition B amount) ⁇ ⁇ 100 (%) which is the ratio of the solid solution B amount in the steel sheet and the added B amount, can be 75 (%) or more.
  • High hardenability can be obtained.
  • the added B amount is the B content in the steel.
  • the balance is Fe and inevitable impurities, but in order to further improve the hardenability, at least one of Ni, Cr, and Mo can be contained in a total amount of 0.50% or less. That is, at least one of Ni, Cr, and Mo can be contained, and the total content of Ni, Cr, and Mo can be 0.50% or less. Since Ni, Cr, and Mo are expensive, the total content is preferably 0.20% or less in order to suppress high costs. In order to obtain the effects described above, the total content of Ni, Cr, and Mo is preferably set to 0.01% or more.
  • the microstructure of the steel sheet of the present invention is a microstructure composed of ferrite and cementite whose cementite density in the ferrite grains is 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the cementite density in the ferrite grains is preferably 0.06 pieces / ⁇ m 2 or less, more preferably less than 0.04 pieces / ⁇ m 2 .
  • the cementite density in the ferrite grains may be 0 / ⁇ m 2 .
  • the cementite diameter present in the ferrite grains is about 0.15 to 1.8 ⁇ m as the major axis, which is an effective size for precipitation strengthening of the steel sheet. For this reason, in the steel plate of the present invention, the strength can be reduced by reducing the cementite density in the grains.
  • the cementite density in the ferrite grain is defined as 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the volume ratio of cementite is approximately 2.5% to 7.0%.
  • the effect of the present invention is not impaired as long as the total volume ratio of the remaining structure is about 5% or less. Therefore, the remaining structure such as pearlite may be contained if the total volume ratio is 5% or less.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is required to reduce the hardness of the steel sheet to HRB 65 or less, increase the elongation to have El of 40% or more, and to have excellent workability and improve hardenability. , Has excellent hardenability.
  • a water quenching process or an oil quenching process is performed.
  • the water quenching process is, for example, a process of heating to approximately 850 to 1050 ° C., holding for approximately 0.1 to 600 seconds, and immediately cooling with water.
  • the oil quenching process is, for example, a process of heating to approximately 800 to 1050 ° C., holding for approximately 60 to 3600 seconds, and immediately cooling with oil.
  • the excellent hardenability is, for example, to obtain a hardness of 440 or more in terms of Vickers hardness (HV) by performing a water quenching process of holding at 870 ° C. for 30 s and immediately cooling with water, and more preferably at HV It is to obtain a hardness of 500 or more.
  • the microstructure after the water quenching process or the oil quenching process is a martensite single phase structure or a mixed structure of martensite phase and bainite phase.
  • the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is made of steel having the above composition, and after hot rough rolling, it is finish-rolled at a finishing temperature: Ar3 transformation point or higher, and a winding temperature: 500- After being wound at 750 ° C., heated to the Ac1 transformation point or higher and held for 0.5 h or more, cooled to less than the Ar1 transformation point at 1 to 20 ° C./h, and held for 20 h or more below the Ar1 transformation point Manufactured.
  • a finishing temperature Ar3 transformation point or higher
  • a winding temperature 500- After being wound at 750 ° C., heated to the Ac1 transformation point or higher and held for 0.5 h or more, cooled to less than the Ar1 transformation point at 1 to 20 ° C./h, and held for 20 h or more below the Ar1 transformation point Manufactured.
  • Finishing temperature Ar3 transformation point or higher If the finishing temperature is less than the Ar3 transformation point, coarse ferrite grains are formed after hot rolling and after annealing, and the elongation is significantly reduced. For this reason, finishing temperature shall be more than Ar3 transformation point.
  • the upper limit of the finishing temperature is not particularly required, but is preferably 1000 ° C. or lower in order to smoothly perform cooling after finishing rolling.
  • Winding temperature 500-750 ° C
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling is wound into a coil shape. If the coiling temperature is too high, the strength of the hot-rolled steel sheet becomes too low, and when it is wound into a coil shape, it may be deformed by its own weight. Therefore, the upper limit of the coiling temperature is 750 ° C. On the other hand, when the coiling temperature is too low, the hot-rolled steel sheet is hardened, which is not preferable. Therefore, the lower limit is set to 500 ° C.
  • Heat to Ac1 transformation point or higher and hold for 0.5 h or longer (first annealing), cool to less than Ar1 transformation point at 1-20 ° C./h, and hold for 20 h or longer below Ar1 transformation point (second step)
  • the hot-rolled steel sheet is heated to the Ac1 transformation point or higher and held for 0.5 h (0.5 hours) or more, and relatively fine carbides precipitated in the hot-rolled steel sheet. Is dissolved in the ⁇ phase. Thereafter, it is cooled to less than the Ar1 transformation point at 1 to 20 ° C./h, and maintained for 20 hours or more below the Ar1 transformation point, so that solid solution C is precipitated with relatively coarse undissolved carbides as nuclei.
  • the cementite density in the ferrite grains is set to 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less, and the dispersion of the carbide (cementite) is controlled. That is, in the present invention, by performing two-stage annealing under a predetermined condition, the dispersion form of carbide is controlled and the steel sheet is softened. In the high carbon steel sheet which is the subject of the present invention, it is important to control the dispersion form of carbides after annealing for softening. In the present invention, the high-carbon hot-rolled steel sheet is heated to the Ac1 transformation point or higher and held (first-stage annealing), thereby dissolving fine carbides and dissolving C in ⁇ (austenite).
  • the ⁇ / ⁇ interface and undissolved carbide existing in the temperature range above the Ac1 point become nucleation sites, and relatively coarse carbide is formed. Precipitate.
  • the atmospheric gas for annealing any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used.
  • the atmosphere gas at the time of annealing may be any of the above gases, but a gas containing 90% by volume or more of nitrogen is preferable from the viewpoint of cost and safety.
  • an annealing temperature shall be 800 degrees C or less, and it is preferable that holding time shall be 10 hours or less.
  • Cooling to less than the Ar1 transformation point at 1 to 20 ° C./h After the first stage annealing described above, cooling is performed at 1 to 20 ° C./h to less than the Ar1 transformation point, which is the temperature range of the second stage annealing.
  • C carbon
  • the discharged C is precipitated as a relatively coarse spherical carbide using an ⁇ / ⁇ interface or undissolved carbide as a nucleation site. In this cooling, it is necessary to adjust the cooling rate so that pearlite is not generated.
  • the cooling rate from the first stage annealing to the second stage annealing is less than 1 ° C./h, the production efficiency is poor, so the cooling rate is set to 1 ° C./h or more.
  • the cooling rate is 5 ° C./h or more.
  • the cooling rate is 20 ° C./h or less.
  • the cooling rate is 15 ° C./h or less.
  • cooling is performed at 1 to 20 ° C./h to less than the Ar1 transformation point that is the temperature range of the second stage annealing.
  • it is cooled to a temperature range of 660 ° C. or higher which is lower than the Ar1 transformation point which is preferable as the temperature range of the second stage annealing.
  • the second stage annealing After the first-stage annealing described above, by cooling at a predetermined cooling rate and maintaining it below the Ar1 transformation point, coarse spherical carbides are further grown by Ostwald growth, and fine carbides disappear. If the retention time below the Ar1 transformation point is less than 20 h, the carbide cannot be sufficiently grown, and the hardness after annealing becomes too large. For this reason, the second-stage annealing is held for 20 hours or longer below the Ar1 transformation point.
  • the holding at 720 ° C. or lower is preferable. Preferably, the holding time is 22 hours or longer.
  • the annealing temperature in the second stage is preferably set to 660 ° C. or higher in order to sufficiently grow carbide, and the holding time is preferably set to 30 h or less from the viewpoint of production efficiency. .
  • both a converter and an electric furnace can be used.
  • the high carbon steel thus melted is made into a slab by ingot-bundling rolling or continuous casting.
  • the slab is usually heated and then hot rolled.
  • slab heating temperature 1280 degrees C or less in order to avoid the deterioration of the surface state by a scale.
  • the material to be rolled may be heated by a heating means such as a sheet bar heater during hot rolling.
  • the above-mentioned finishing temperature in hot rolling is 900 ° C. or higher. If the finishing temperature is less than 900 ° C., the rolled structure (unmodified form) tends to remain, and the in-plane anisotropy of the r value after annealing may increase.
  • the finishing temperature is set to 900 ° C. or more, the in-plane anisotropy of the r value of the hot-rolled steel sheet after annealing can be made 0.15 or less in absolute value, and ⁇ r can be brought close to 0. .
  • finishing temperature when making the in-plane anisotropy of r value small, it is preferable that finishing temperature shall be 900 degreeC or more. Furthermore, in order to make the in-plane anisotropy of the r value 0.10 or less in absolute value, the finishing temperature is preferably set to 950 ° C. or more.
  • the hardness of the steel plate after annealing A sample was taken from the center of the plate width of the steel plate (original plate) after annealing, and measured at five points using a Rockwell hardness meter (B scale) to obtain an average value.
  • Microstructure of the steel sheet after annealing is obtained by cutting a sample taken from the center of the plate width, polishing the cut surface (thickness cross section in the rolling direction), applying nital corrosion, and using a scanning electron microscope Tissue photographs were taken at a magnification of 3000 times at five locations in the center of the thickness. Using the photographed structure photograph, the number of cementite having a major axis of 0.15 ⁇ m or more that was not on the grain boundary was measured, and this number was divided by the area of the field of view of the photograph to determine the cementite density in the grain.
  • r ln (w / w0) / ln (t / t0) (1)
  • w board width after 12% strain application
  • w0 board width before test
  • t board thickness after 12% strain application
  • t0 board thickness before test.
  • ⁇ r (r0 + r90-2r45) / 2 (2)
  • r0, r45, and r90 are r values obtained by using tensile test pieces cut in directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction, respectively.
  • the amount of nitrogen in the surface layer of 150 ⁇ m is the amount of nitrogen contained in the range from the steel plate surface to the depth of 150 ⁇ m in the plate thickness direction. Further, the amount of nitrogen in the surface layer of 150 ⁇ m was determined as follows.
  • Cutting was started from the surface of the collected steel plate, the steel plate was cut to a depth of 150 ⁇ m from the surface, and chips generated at this time were collected as samples.
  • the amount of N in this sample was measured to obtain a nitrogen amount of 150 ⁇ m on the surface layer.
  • the amount of nitrogen at the surface layer of 150 ⁇ m and the average amount of N in the steel sheet were determined by measuring each amount of N by an inert gas transportation fusion-thermal conductivity method. If the difference between the nitrogen content of the surface layer 150 ⁇ m thus obtained (the nitrogen content in the range from the surface to a depth of 150 ⁇ m from the surface) and the average N content in the steel sheet (N content in the steel) is 30 mass ppm or less. It can be evaluated that the nitrification can be suppressed.
  • the amount of solid solution B / the amount of added B is obtained by extracting BN in a steel plate with 10 (volume%) Br methanol by using a sample taken from the center of the plate width of the steel plate after annealing to form BN. The amount of B contained was measured, and the amount of B forming BN was subtracted from the total amount of B added. Further, the solid solution B amount / added B amount, which is the ratio between the solid solution B amount thus obtained and the added B amount (B content), was obtained. If ⁇ solid solution B amount (mass%) / added B amount (mass%) ⁇ ⁇ 100 (%) is 75 (%) or more, it can be evaluated that the decrease in the solid solution B amount can be suppressed.
  • Steel plate hardness after quenching (quenching hardness) A flat plate test piece (width 15 mm ⁇ length 40 mm ⁇ plate thickness 4 mm) is collected from the center of the plate width of the steel plate after annealing, and subjected to quenching treatment by two methods of water cooling and 120 ° C. oil cooling as follows, The steel plate hardness (quenching hardness) after quenching was determined by each method. That is, the quenching treatment is a method in which the flat plate test piece is used and held at 870 ° C. for 30 s and immediately water-cooled (water cooling), and held at 870 ° C. for 30 s and immediately cooled with 120 ° C. oil (120 ° C. oil-cooled). It carried out in.
  • the hardness of the cut surface of the test piece after the quenching treatment was measured with a Vickers hardness tester under the condition of a load of 1 kgf, and the average hardness was obtained.
  • the quenching hardness was determined to be acceptable ( ⁇ ) when the conditions shown in Table 3 were satisfied after water cooling and after 120 ° C. oil cooling, and evaluated as excellent in quenchability.
  • any of the hardness after water cooling and the hardness after 120 ° C. oil cooling did not satisfy the conditions shown in Table 3, it was judged as rejected ( ⁇ ) and evaluated as inferior in hardenability.
  • Table 3 represents the quenching hardness according to the C content that can be evaluated as having sufficient quenchability from experience.
  • hot-rolled steel sheet of the present invention embodiment it is found to have a microstructure comprising a cementite density in the ferrite grains from 0.10 pieces / [mu] m 2 or less and ferrite and cementite.
  • the hot-rolled steel sheet of the example of the present invention has an HRB of 65 or less and a total elongation of 40% or more, and it is understood that it is excellent in cold workability and hardenability.
  • the hot-rolled steel sheet of the example of the present invention manufactured with a finishing temperature of 900 ° C. or higher has ⁇ r of ⁇ 0.14 to ⁇ 0.07, and the absolute value of ⁇ r has reached 0.15 or less and is zero. It can be seen that a close ⁇ r is obtained and the anisotropy is small.

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Abstract

　Ｂを添加した鋼を素材とし、窒素雰囲気中で焼鈍しても、安定して優れた焼入れ性が得られ、かつ、焼入れ処理前に、ＨＲＢで６５以下、全伸びＥｌが４０％以上といった優れた加工性を有する高炭素熱延鋼板を提供する。　質量％で、Ｃ：０．２０～０．４８％、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％を含有し、さらに、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３０％含有する組成を有し、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有する高炭素熱延鋼板。

Description

高炭素熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、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に関し、特にＢを添加した高炭素熱延鋼板であって、表層における浸窒抑制効果が高い高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　現在、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は、ＪＩＳＧ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材である熱延鋼板を、所望の形状に冷間加工した後、所望の硬さを確保するために焼入れ処理を施して製造されることが多い。このため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性や焼入れ性が必要とされ、これまでに種々の鋼板が提案されている。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０.１～０.８％、Ｓｉ：０.１５～０.４０％、Ｍｎ：０.３～１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ．Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａｃ１－５０℃～Ａｃ１未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａｃ１～Ａｃ１＋１００℃の温度範囲で０.５～２０時間保持する２段目の加熱およびＡｒ１－５０℃～Ａｒ１の温度範囲で２～２０時間保持する３段目の加熱を連続して行い、かつ、２段目の保持温度から３段目の保持温度への冷却速度を５～３０℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法が開示されている。特許文献１に記載の発明は、中・高炭素鋼の熱延鋼板を、その焼入れ性を維持しながら、加工度の高い一体成形加工にも十分供し得るように軟質化することを目的とするものである。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．１０～０．６０質量％を含有する鋼の熱延鋼板に対して、Ａｃ１点以上の加熱を利用した焼鈍を施すに際し、Ａｃ１点以上の加熱終了段階においてγ単位面積当たりのα／γ界面量が０．５μｍ／μｍ２以上である金属組織、あるいは、Ａｃ１点以上の加熱終了段階において１００μｍ２あたりの未溶解炭化物数が１個以上、かつ、γ単位面積当たりのα／γ界面量が０．３μｍ／μｍ２以上である金属組織とし、その後Ａｒ１点以下の温度まで５０℃／ｈ以下の速度で冷却することを特徴とする局部延性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法が開示されている。特許文献２に記載の発明は、特殊な元素を添加することなく一般的な中・高炭素の鋼種において、伸びフランジ性を安定的に改善することができ、かつ、部品加工後の焼入性をも十分に確保することができる中・高炭素鋼板素材の製造方法を提供することを目的とするものである。また、特許文献２には、焼入れ性等の特性を改善する元素を添加できることが記載されており、特にＢは極く微量の添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させることが記載されている。
　また、プレス成形の素材とされる熱延鋼板には、真円度の確保や偏肉防止のため、ｒ値（ランクフォード値（Lankford value））の面内異方性（Δｒ）が０に近い、すなわち、Δｒの絶対値が小さいことが要求される場合がある。
特開２００６－４５６７９号公報 特開２００１－７３０３３号公報
　特許文献１に記載される技術では、焼鈍前に軽圧下冷間圧延を施すことが必要とされる。特許文献１に記載される技術は、このような軽圧下冷間圧延を施した後、所定の条件で３段焼鈍を施すことで、焼鈍後の硬度を顕著に低減しようとするものである。しかしながら、この技術では、焼鈍前に通常行わない工程である軽圧下冷間圧延を施すという工程が必要とされる。このため、この技術は、このような工程を行わない場合に比べ、生産コストが上昇するという問題を有する。特許文献１に記載される技術では、焼鈍前の熱延鋼板に軽圧下冷間圧延を施すことなく、十分に軟質化を図ることは困難である。
　また、特許文献２に記載される技術では極微量の添加で焼入れ性を高める元素として、Ｂが記載されている。一方、発明者らは、球状化焼鈍として一般に使用されている窒素雰囲気中での球状化焼鈍を検討し、Ｂを添加しても焼入れ性が十分に確保できない、という問題を知見した。
　良好な冷間加工性を得るためには、高炭素熱延鋼板には、比較的低い硬度と高い伸びが要求される。例えば、従来、熱間鍛造、切削、溶接などの複数工程で製造していた自動車用部品を冷間プレスで一体成形できるようにする高炭素熱延鋼板には、ロックウェル硬さＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上といった加工性レベルが要求されているものもある。一方で、このように加工性を良好とした高炭素熱延鋼板には、優れた焼入れ性が望まれており、例えば水焼入れ後にビッカース硬さ（ＨＶ）で４４０以上の硬さを得ること、さらにはＨＶで５００以上の硬さを得ることが望まれている。
　本発明は、上記問題を解決して、Ｂを添加した鋼を素材とし、窒素雰囲気中で焼鈍をおこなっても、安定して優れた焼入れ性が得られ、かつ、焼入れ処理前に、ＨＲＢで６５以下、全伸びＥｌが４０％以上といった優れた加工性を有する高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　また、本発明では、さらにΔｒの絶対値が０．１５以下といったｒ値の面内異方性も小さい高炭素熱延鋼板を提供し得るようにすることを目的とする。
　本発明者らは、Ｂを添加した高炭素熱延鋼板の製造条件と加工性、焼入れ性との関係について誠意検討した結果、以下の知見を得た。
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、フェライト粒内のセメンタイト密度が大きく影響する。フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とすることで、硬さがＨＲＢで６５以下、全伸び（Ｅｌ）が４０％以上といった優れた加工性が得られる。
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Ｂと結合してＢＮを生成するため、鋼板中の固溶Ｂ量が大幅に低下する。なお、窒素雰囲気とは、窒素を９０体積％以上含む雰囲気である。一方、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの少なくとも１種を鋼中に所定量添加することで、このような浸窒を防止し、固溶Ｂ量の低下を抑制して優れた焼入れ性が得られる。
　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、以下を要旨とする。
　［１］質量%で、Ｃ：０．２０～０．４８％、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％を含有し、さらに、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３０％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、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上であることを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［２］さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする前記［１］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［３］ｒ値の面内異方性（Δｒ）の絶対値が０．１５以下であることを特徴とする前記［１］または前記［２］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［４］前記［１］または前記［２］に記載の組成を有する鋼を、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：５００～７５０℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持し、１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持することを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
［５］前記仕上温度が９００℃以上であることを特徴とする前記［４］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
　本発明により焼入れ性、冷間加工性（加工性）に優れた高炭素熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高炭素熱延鋼板は、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、ハブなどの自動車用部品に好適である。
　以下に、本発明である高炭素熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、成分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。
　１）組成
　Ｃ：０．２０～０．４８％
　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０．２０％未満の場合、鋼板を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。このため、Ｃ量は０．２０％以上にする必要がある。一方、Ｃ量が０．４８％を超えると鋼板が硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。このため、Ｃ量は０．４８％以下にする必要がある。Ｃ量は０．４０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｃ量は０．２０～０．４８％とする。優れた焼入れ硬さを得るには、Ｃ量は０．２６％以上とすることが好ましい。さらには安定して水焼入れ後のビッカース硬さ（ＨＶ）で５００以上を得るためには、Ｃ量は０．３２％以上とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．１０％以下
　Ｓｉは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに鋼板が硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉは冷間加工性を低下させるため、Ｓｉ量は少ないほど好ましいが、過度にＳｉを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓｉ量は０．００５％以上が好ましい。
　Ｍｎ：０．５０％以下
　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０．５０％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、鋼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０．５０％以下とする。なお、下限はとくに指定しない。焼入れ時の溶体化処理において、グラファイト析出を抑制して鋼板中の全Ｃ量を固溶して所定の焼入れ硬さを得るためには、Ｍｎ量は０．２０％以上が好ましい。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは固溶強化により強度を上昇させる元素である。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。一方、過度にＰ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：０．０１０％以下
　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。一方、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：０．１０％以下
　ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）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、この結果、焼入れ処理の冷却時にフェライト相の生成が促進されて、鋼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とともに、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ量は０．１０％以下とする。好ましくは、ｓｏｌ.Ａｌ量は０．０６％以下とする。なお、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：０．００５０％以下
　Ｎ量が０．００５０％を超えると、ＢＮの形成により固溶Ｂ量が低下する。また、Ｎ量が０．００５０％を超えると、ＢＮ、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、この結果、焼入れ処理の冷却時にフェライト相の生成が促進されて、焼入れ後の硬さが低下するとともに、焼入れ後の靭性が低下する。したがって、Ｎ量は０．００５０％以下とする。下限はとくに規定しない。なお、上記したように、ＮはＢＮ、ＡｌＮ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。
　Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは焼入れ性を高める重要な元素である。Ｂ量が０．０００５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。好ましくは、Ｂ量は０．０００９％以上とする。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、その結果、熱延鋼板の集合組織（texture）が発達し、焼鈍後の鋼板の異方性が大きくなる。このため、Ｂ量は０．００５０％以下とする必要がある。好ましくは、Ｂ量は０．００３５％以下である。したがって、Ｂ量は０．０００５～０．００５０％とする。
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３０％
　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。これら元素の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められない。このため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの１種以上を含有し、かつ、これら元素の合計量の下限を０．００２％とする。好ましくは、これら元素の合計量の下限は０．００５％である。一方、これらの元素を、その含有量の合計で０．０３０％超えとして添加しても、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るため、これらの元素の含有量を合計で０．０３０％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の含有量の合計は０．０３０％を上限とする。好ましくは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの含有量の合計は０．０２０％以下である。よって、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を含有し、これら元素の含有量の合計を０．００２～０．０３０％とする。好ましくは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの含有量の合計は、０．００５～０．０２０％である。
　本発明では、上記のようにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３０％とする。このようにすることで、窒素雰囲気で焼鈍した場合でも鋼板表層からの浸窒を抑制し、鋼板表層における窒素濃度の増加を抑制する。これにより、鋼板表層から板厚方向に１５０μｍ深さの範囲に含有される窒素量と、鋼板全体に含有される平均窒素量の差を３０質量ｐｐｍ以下とすることを可能とする。また、このように浸窒を抑制できるため、窒素雰囲気で焼鈍した場合であっても、焼鈍後の鋼板中に固溶Ｂを確保することができる。これにより、鋼板中の固溶Ｂ量と添加したＢ量の比である｛（固溶Ｂ量）／（添加Ｂ量）｝×１００（％）を７５（％）以上とすることができ、高い焼入れ性を得ることができる。なお、ここで添加Ｂ量は鋼中のＢ含有量である。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物とするが、焼入れ性のさらなる向上のために、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有させることができる。すなわち、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を含有させ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計を０．５０％以下とすることができる。なお、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは高価であるため、コスト高を抑制するためにも、合計で０．２０％以下にすることが好ましい。上記した効果を得る上では、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計は、０．０１％以上とすることが好ましい。
　２）ミクロ組織
　フェライト粒内のセメンタイト密度が高いと、分散強化により硬質化し、伸びが低下する。本発明では、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とすることで、ロックウェル硬さがＨＲＢで６５以下、全伸び４０％以上を達成することができる。このため、本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織とする。フェライト粒内のセメンタイト密度は、好ましくは０．０６個／μｍ２以下であり、さらに好ましくは０．０４個／μｍ２未満である。フェライト粒内のセメンタイト密度は０個／μｍ２であってもよい。なお、フェライト粒内に存在するセメンタイト径は長径で０．１５～１．８μｍ程度であり、鋼板の析出強化に有効なサイズである。このため、本発明の鋼板では、粒内のセメンタイト密度を低下することで強度低下を図ることができる。一方、フェライト粒界のセメンタイトは分散強化にほとんど寄与しないので、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下と規定する。
　なお、セメンタイトの体積率は、概ね２．５％以上７．０％以下である。また、上記したフェライトとセメンタイト以外に、不可避的にパーライトなどの残部組織が生成しても、残部組織の合計の体積率が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。このため、パーライトなどの残部組織は、その体積率の合計が５％以下であれば、含有してもかまわない。
　３）機械特性
　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ＨＲＢ６５以下とし、伸びを高めてＥｌを４０％以上として優れた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り、優れた焼入れ性を有する。
　ここで、焼入れ処理としては、水焼入れ処理や油焼入れ処理等が施される。水焼入れ処理は、例えば、概ね８５０～１０５０℃に加熱して、概ね０．１～６００秒保持して直ちに水冷する処理である。また、油焼入れ処理は、例えば、概ね８００～１０５０℃に加熱して、概ね６０～３６００秒保持して直ちに油冷する処理である。優れた焼入れ性としては、例えば、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する水焼入れ処理を施すことにより、ビッカース硬さ（ＨＶ）で４４０以上の硬さを得ることであり、さらに好ましくはＨＶで５００以上の硬さを得ることである。また、水焼入れ処理、あるいは、油焼入れ処理を施した後のミクロ組織は、マルテンサイト単相組織、または、マルテンサイト相とベイナイト相の混合組織となる。
　４）製造条件
　本発明の高炭素熱延鋼板は、上記のような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：５００～７５０℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持し、１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持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：Ａｒ３変態点以上
　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いが、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。
　巻取温度：５００～７５０℃
　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７５０℃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。
　Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）し、１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）する２段焼鈍
　本発明では、熱延鋼板をＡｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ（０．５時間）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相中に固溶させる。その後１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持することにより、比較的粗大な未溶解炭化物等を核として固溶Ｃを析出させる。これにより、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とし、炭化物（セメンタイト）の分散を制御された状態とする。すなわち、本発明では、所定条件で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。また、焼鈍の際の雰囲気ガスは、前記のガスのいずれであってもよいが、コストおよび安全性の観点から、窒素を９０体積％以上含むガスが好ましい。
　Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）
　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、このような炭化物は、オストワルド成長（Ostwald growth）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０．５ｈ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。このため、１段目の焼鈍として、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持することとする。好ましくは、（Ａｃ１+１０）℃以上に加熱する。また、好ましくは、１．０ｈ以上の保持とする。なお、特に限定するものではないが、焼鈍温度は８００℃以下とすることが好ましく、また、保持時間は１０ｈ以下とすることが好ましい。
　１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却
　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℃／ｈで冷却する。冷却途中において、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Ｃ（炭素）が吐き出される。この吐き出されるＣは、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段目の焼鈍までの冷却速度が、１℃／ｈ未満では生産効率が悪いため、該冷却速度は１℃／ｈ以上とする。好ましくは、該冷却速度は５℃／ｈ以上である。一方、該冷却速度が２０℃／ｈ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、該冷却速度は２０℃／ｈ以下とする。好ましくは、該冷却速度は１５℃／ｈ以下である。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、１～２０℃／ｈで冷却する。好ましくは、２段目の焼鈍の温度域として好ましいＡｒ１変態点未満６６０℃以上の温度域まで冷却する。
　Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）
　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は、２０ｈ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２０ｈ以上保持とする。好ましくは、７２０℃以下での保持である。また、好ましくは、保持時間は２２ｈ以上である。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く、また、保持時間は生産効率の観点から、３０ｈ以下とすることが好ましい。
　なお、本発明の高炭素鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。また、こうして溶製された高炭素鋼は、造塊－分塊圧延または連続鋳造によりスラブとされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延される。なお、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。また、スラブを加熱して熱間圧延する場合は、スケールによる表面状態の劣化を避けるためにスラブ加熱温度を１２８０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延では、仕上温度を確保するため、熱間圧延中にシートバーヒータ等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
　さらに本発明では、焼鈍後の異方性を小さくするため、熱間圧延における上記した仕上温度を９００℃以上とすることが好ましい。仕上温度が９００℃未満では、圧延組織（未変形態）が残りやすく、焼鈍後のｒ値の面内異方性が大きくなる恐れがある。仕上温度を９００℃以上とすることで、焼鈍後の熱延鋼板のｒ値の面内異方性を、その絶対値で０．１５以下とすることができ、Δｒを０に近づけることができる。このため、ｒ値の面内異方性を小さくする場合、仕上温度を９００℃以上とすることが好ましい。さらに、ｒ値の面内異方性をその絶対値で０．１０以下にするためには、仕上温度を９５０℃以上とすることが好ましい。
　表１に示す鋼番ＡからＨの化学成分組成を有する鋼を溶製した。次いで表２に示す製造条件に従って、仕上温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を行い酸洗した。次いで窒素雰囲気中（雰囲気ガス：窒素９５体積％で残部が水素からなる混合ガス）で２段焼鈍にて球状化焼鈍を施して、板厚４．０ｍｍの熱延焼鈍板を製造した。このようにして製造した熱延焼鈍板について、下記のように、ミクロ組織、硬さ、伸びおよび焼入れ硬さおよびｒ値の面内異方性（Δｒ）を調査した。また、表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差、（固溶Ｂ量）／（添加Ｂ量）を求めた。なお、表１に示すＡｒ１変態点、Ａｃ１変態点およびＡｒ３変態点は熱膨張曲線より求めたものである。
　焼鈍後の鋼板の硬さ
　焼鈍後の鋼板（原板）の板幅中央部から試料を採取し、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて５点測定し、平均値を求めた。
　焼鈍後の鋼板の伸び
　焼鈍後の鋼板（原板）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。
　ミクロ組織
　焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試料を切断し、切断面（圧延方向板厚断面）を研磨後、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倍の倍率で組織写真を撮影した。撮影した組織写真を用いて、粒界上になく、長径が０．１５μｍ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、粒内のセメンタイト密度を求めた。
　ｒ値の面内異方性（Δｒ）
　焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向に切り出した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１２％まで歪みを付与し、下記式（１）にて各方向のｒ値を求め、下記式（２）にてΔｒを求めた。
ｒ＝ｌｎ（ｗ／ｗ０）／ｌｎ（ｔ／ｔ０）・・（１）  
ただし、ｗ：１２％歪付与後の板幅、ｗ０：試験前の板幅、ｔ：１２％歪付与後の板厚、ｔ０：試験前の板厚。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０－２ｒ４５）／２・・（２）
ただし、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０は、各々圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向に切り出した引張試験片を用いて求めたｒ値。
　表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差
　焼鈍後の鋼板の板幅中央部から採取した試料を用い、表層１５０μｍの窒素量および鋼板中平均Ｎ量を測定して、表層１５０μｍの窒素量と鋼板中の平均Ｎ量の差を求めた。ここで表層１５０μｍの窒素量とは、鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さまでの範囲に含有される窒素量である。また、表層１５０μｍの窒素量は以下のように求めた。採取した鋼板の表面から切削を開始し、表面から１５０μｍの深さまで鋼板を切削し、この際に発生した切りくず（chip）をサンプルとして採取した。このサンプル中のＮ量を測定し表層１５０μｍの窒素量とした。表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量は、不活性ガス融解－熱伝導度法（inert gas transportation fusion-thermal conductivity method）により各Ｎ量を測定し求めた。このようにして求めた表層１５０μｍの窒素量（表面～表面から１５０μｍ深さの範囲の窒素量）と鋼板中の平均Ｎ量（鋼中のＮ含有量）の差が３０質量ｐｐｍ以下であれば、浸窒を抑制できていると評価できる。
　固溶Ｂ量／添加Ｂ量
　固溶Ｂ量は、焼鈍後の鋼板の板幅中央から採取した試料を用い、鋼板中のＢＮを１０（体積％）Ｂｒメタノールで抽出し、ＢＮを形成しているＢ量を測定し、Ｂの全添加量からＢＮを形成しているＢ量を差し引き求めた。また、このようにして求めた固溶Ｂ量と、添加したＢ量（Ｂ含有量）の比である固溶Ｂ量／添加Ｂ量を求めた。｛固溶Ｂ量（質量％）／添加Ｂ量（質量％）｝×１００（％）が７５（％）以上であれば、固溶Ｂ量の低下を抑制できていると評価できる。
　焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）
　焼鈍後の鋼板の板幅中央から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚４ｍｍ）を採取し、以下のように水冷、１２０℃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、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する方法（水冷）、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに１２０℃油で冷却する方法（１２０℃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３の条件を水冷後硬さ、１２０℃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、１２０℃油冷後硬さのいずれかが表３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３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。
　表２の結果から、本発明例の熱延鋼板は、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下としたフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有していることがわかる。また、本発明例の熱延鋼板は、硬さがＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上であり、冷間加工性に優れるとともに、焼入れ性にも優れていることがわかる。また、特に仕上温度を９００℃以上として製造した本発明例の熱延鋼板は、Δｒが－０．１４～－０．０７であり、Δｒの絶対値が０．１５以下を達成して０に近いΔｒを得られており、異方性が小さいことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (5)

  1. 　質量%で、Ｃ：０．２０～０．４８％、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％を含有し、さらに、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３０％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、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
  3. 　ｒ値の面内異方性（Δｒ）の絶対値が０．１５以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高炭素熱延鋼板。
  4. 　請求項１または請求項２に記載の組成を有する鋼を、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：５００～７５０℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持し、１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
  5. 　前記仕上温度が９００℃以上であることを特徴とする請求項４に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
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