WO2015020028A1 - Soft high-carbon steel sheet - Google Patents

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Abstract

 The present invention pertains to a soft high-carbon steel sheet comprising 0.65-1.0% of C, 0.10-0.60% of Si, 0.10-1.0% of Mn, 0.01-0.1% of Al, more than 0% and up to 0.03% of P, and more than 0% and up to 0.01% of S (percentages given with respect to mass), the remainder comprising iron and inevitable impurities. The surface area of ferrite crystal grains present at a depth of t/4 (t: sheet thickness) and having a sheet-surface orientation of 10° or less relative to the (123) plane is 20% or more, and the average diameter of the ferrite crystal grains present at the depth of t/4 is 3-50 μm.

Description

軟質高炭素鋼板Soft high carbon steel sheet
 本発明は、軟質高炭素鋼板に関し、特に、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質高炭素鋼板に関する。 The present invention relates to a soft high carbon steel sheet, and more particularly, to a soft high carbon steel sheet that is excellent in cold workability in a softened state and contributes to improvement of component accuracy.
 高炭素鋼板は、チェーン、ギア、クラッチ等の素材として広く用いられている。高炭素鋼板から製品を製造する場合、軟質化処理を施した高炭素鋼板を、通常、成形および打抜き加工後に焼入れ焼戻し等の熱処理を施して硬化させている。そのため、高炭素鋼板には、複雑で過酷な加工に耐える加工性が要求される。 High carbon steel plates are widely used as materials for chains, gears, clutches, etc. When a product is manufactured from a high carbon steel plate, the softened high carbon steel plate is usually cured by heat treatment such as quenching and tempering after forming and punching. For this reason, high carbon steel sheets are required to have workability that can withstand complicated and severe processing.
 また、近年、環境保護の観点から、自動車などの車両の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品の軽量化に対する要求がますます高まっている。例えば、マニュアルトランスミッション(MT)、オートマティックトランスミッション(AT)、CVTユニットの部品で用いられるプラネタリギア、クラッチ、ケース等、あるいは、スチールベルトに組み込まれるエレメントを製造するためのエレメント用鋼材、あるいは、エンジンやハイブリッドのモーター・変速ギアユニット等での構成部品であるギア、プレート、ケース等の冷間加工用鋼材(機械構造用鋼材)に対して軽量化(すなわち、高強度化)に対する要求がますます高まっている。 In recent years, from the viewpoint of environmental protection, there has been an increasing demand for weight reduction of various parts for automobiles for the purpose of improving the fuel efficiency of vehicles such as automobiles. For example, manual transmission (MT), automatic transmission (AT), planetary gears used in parts of CVT units, clutches, cases, etc., or steel for elements used to manufacture elements incorporated into steel belts, engines, There is an increasing demand for lighter weight (ie, higher strength) for cold work steel (machine structural steel) such as gears, plates, and cases that are components of hybrid motors and transmission gear units. ing.
 この種の軽量化に応えるために、一般に用いられる鋼材としては、棒鋼を熱間鍛造した鋼材が用いられているが、部品製造工程におけるCOの排出量削減のため、これまで熱間鍛造によって加工されていたトランスミッションギア等の部品を、鋼板を用いて製造する要求も高まっている。 In order to meet this type of weight reduction, steel materials that are hot-forged steel bars are used as steel materials that are generally used. However, in order to reduce CO 2 emissions in the part manufacturing process, hot forging has been used so far. There is also an increasing demand for manufacturing processed parts such as transmission gears using steel plates.
 ここで、ギアやエレメントに用いられる高炭素鋼板は、冷間圧延材をこれに含まれる炭化物を球状化処理した後、冷間加工や冷間圧延およびその後の打抜き加工により部品形状に加工し、さらに、平衡状態図上でAcm点以上の温度から焼入れ焼戻しして、一定量の未固溶炭化物を分散させた焼戻しマルテンサイト組織を導入して使用される。ギアやエレメントは摺動部品であるため、耐摩耗性および耐疲労特性に優れることを特に要求される。耐摩耗性は、マルテンサイト組織への焼入れ・焼戻し後の硬さが高く未固溶炭化物を多く含むほど、すなわち炭素量が多いほど優れるが、一方で、焼戻し時に炭化物量が増加し、結晶粒界に沿った炭化物のフィルム状析出によって、耐衝撃性や耐疲労性が低下するといわれている。 Here, the high carbon steel sheet used for gears and elements is processed into a part shape by cold working or cold rolling and subsequent punching after the cold-rolled material is spheroidized carbide contained therein, Furthermore, it is used by introducing a tempered martensite structure in which a certain amount of undissolved carbide is dispersed by quenching and tempering from a temperature equal to or higher than the Acm point on the equilibrium diagram. Since gears and elements are sliding parts, they are particularly required to be excellent in wear resistance and fatigue resistance. Abrasion resistance is better as the hardness after quenching and tempering into the martensite structure is higher and contains more undissolved carbides, that is, as the amount of carbon increases. It is said that impact resistance and fatigue resistance are reduced by precipitation of carbides along the boundaries.
 またギアやエレメントに用いられる高炭素鋼板は、焼入れ前の軟質化状態で成形加工を行うが、板面内での段差のある部品成形や異形状加工、圧延を行うことがあり、非常に高い部品精度が求められる。 In addition, high carbon steel sheets used for gears and elements are formed in a softened state before quenching, but there are cases where parts forming with a step in the plate surface, irregular shape processing, and rolling are performed, which is very high. Parts accuracy is required.
 ここで、軟質高炭素鋼板に関する従来技術については、以下のように種々の提案がなされている。 Here, various proposals have been made on the prior art relating to the soft high carbon steel sheet as follows.
 例えば、特許文献1には、打抜き性の改善を主目的として、焼鈍条件と冷却条件の組合せにより鋼組織にボイドを導入することで、打抜き性が格段に向上することを見いだし、質量%で、C:0.70~0.95%、Si:0.05~0.4%、Mn:0.5~2.0%、P:0.005~0.03%、S:0.0001~0.006%、Al:0.005~0.10%、N:0.001~0.01%、及びCr:0.05~1.0%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつ、組織が、観察組織1mm当り100個以上のボイドを有する、打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板が提案されている。 For example, Patent Document 1 finds that the punchability is remarkably improved by introducing voids into the steel structure by a combination of annealing conditions and cooling conditions, mainly for the purpose of improving punchability. C: 0.70 to 0.95%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.005 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.006%, Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.001 to 0.01%, and Cr: 0.05 to 1.0%, the balance being Fe and inevitable impurities In addition, a soft high carbon steel sheet having an excellent punching property in which the structure has 100 or more voids per 1 mm 2 of the observed structure has been proposed.
 また、特許文献2には、打抜きカエリの改善を主目的として、質量%で、C:0.65~0.85%、Si:0.05~0.4%、Mn:0.5~2.0%、P:0.005~0.03%、S:0.0001~0.006%、Al:0.005~0.10%、及び、N:0.001~0.01%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、(i)硬さが170HV以下であり、かつ(ii)最終冷延前の組織の板厚断面にて、0.5μm以下の炭化物の面積が、炭化物の総面積の15%以内である、打抜きカエリの小さい軟質高炭素鋼板が提案されている。 Further, in Patent Document 2, for the purpose of improving punching burrs, C: 0.65 to 0.85%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 0.5 to 2 in mass%. 0.0%, P: 0.005 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.006%, Al: 0.005 to 0.10%, and N: 0.001 to 0.01%. And the balance is Fe and unavoidable impurities, (i) hardness is 170 HV or less, and (ii) the area of carbide of 0.5 μm 2 or less in the plate thickness section of the structure before final cold rolling However, a soft high-carbon steel sheet with a small punching strength that is within 15% of the total area of carbide has been proposed.
 また、特許文献3には、熱処理前においては軟質で良好な成形性を備え、かつ熱処理後においては硬度に比して優れた耐摩耗性に優れる高炭素鋼板を提供することを目的として、フェライトおよび球状化炭化物のサイズ分布を制御することで、従来材よりも合金元素の含有量に比してより軟質化させることを可能とすることを見いだし、C:0.50~1.00%、Si:0.35%以下、Mn:0.60~0.90%、P:0.015%以下、S:0.0030%以下、Cr:0.30~0.60%、sol.Al:0.005~0.080%、N:0.0050%以下、残部Feおよび不純物からなり、さらに、Cr含有量およびMn含有量が下記(1)式を満足し、フェライトの平均結晶粒径が10μm以上であるとともに、球状化炭化物のうち粒径が1.0μm以上であるものの個数比率が50%以上である高炭素鋼板が提案されている。
 1.2≦(Mn/55)/(Cr/52)≦2.0・・・・・・・(1)
 ただし、(1)式における符号MnおよびCrは、いずれも、鋼中における各元素の含有量(質量%)を示す。
Patent Document 3 discloses a high-carbon steel sheet that is soft and has good formability before heat treatment and that has excellent wear resistance compared to hardness after heat treatment. And by controlling the size distribution of the spheroidized carbide, it has been found that it is possible to make the alloy softer than the content of the alloy element compared to the conventional material, and C: 0.50 to 1.00%, Si: 0.35% or less, Mn: 0.60 to 0.90%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Cr: 0.30 to 0.60%, sol. Al: 0.005 to 0.080%, N: 0.0050% or less, balance Fe and impurities, and Cr content and Mn content satisfy the following formula (1). There has been proposed a high carbon steel sheet having a diameter of 10 μm or more and a number ratio of spheroidized carbides having a particle diameter of 1.0 μm or more of 50% or more.
1.2 ≦ (Mn / 55) / (Cr / 52) ≦ 2.0 (1)
However, the symbols Mn and Cr in the formula (1) both indicate the content (mass%) of each element in the steel.
 また、特許文献4には、耐疲労性、特に、低・中サイクルの耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量を減じても耐摩耗性にも優れた鋼材を提供することを目的として、少なくともC、Si、Mn、Crを含み、元素Mの質量%を[M]とすると、10.8[C]+5.6[Si]+2.7[Mn]+0.3[Cr]≦13を満たす成分組成を有する鋼からなるベルト式CVTのエレメント用鋼であって、前記鋼は、質量%で、必須添加元素として、C:0.50~0.70%、Si:0.10~0.60%、Mn:0.50~1.50%、Cr:0.20~1.00%を含むとともに、任意添加元素として、P:≦0.025%、S:≦0.015%を含み得る残部Fe及び不可避的不純物からなり、軟化熱処理を行うことにより88HRB以下の硬さを有するベルト式CVTのエレメント用鋼が提案されている。 Patent Document 4 aims to provide a steel material that is excellent in wear resistance even when the amount of undissolved carbide is reduced while improving fatigue resistance, in particular, fatigue resistance of low and medium cycles. When at least C, Si, Mn, and Cr are included and the mass% of the element M is [M], 10.8 [C] +5.6 [Si] +2.7 [Mn] +0.3 [Cr] ≦ 13 It is a belt type CVT element steel made of steel having a component composition that satisfies the above requirements. The steel is in mass% and contains C: 0.50 to 0.70%, Si: 0.10 to 0 as essential additive elements. .60%, Mn: 0.50 to 1.50%, Cr: 0.20 to 1.00%, and as optional additional elements, P: ≦ 0.025%, S: ≦ 0.015% It consists of the remaining Fe and unavoidable impurities that can be contained, and by performing softening heat treatment, Belt type CVT steel elements having a hardness have been proposed.
 また、特許文献5には、自動車部品、電機部品等の薄板製品用の冷間加工性と焼入性を兼備した高炭素鋼帯とその製造方法を提供することを目的として、重量割合にて、C:0.15~0.75%、Si:0.30%以下、Mn:0.20~1.60%、sol.Al:0.05%未満、N:0.0060%以下、かつ5≦sol.Al/N≦20、を含有する鋼組成を有し、鋼中炭化物平均粒径が0.5~2.0μmで、長径/短径<5となる球状組織の占有比率で示す球状化率≧80%を満足し、式(1)で規定する鋼中の平均炭化物分散間隔θspが、鋼中のC量と平均フェライト粒径dに対し、式(2)の関係を満足する金属組織構造を有する冷間鍛造性と焼入れ性に優れた高炭素鋼帯が提案されている。
 炭化物分散間隔θsp(μm)={10/(3.14×平均θn)}0.5×2.3
・・(1)
 ここで、θnは、鋼帯表層から板厚1/4深さの部位の領域を、断面研磨後ナイタールにて腐食し走査型電子顕微鏡で2000倍に拡大観察して100×100μmの視野を16分割し、測定した炭化物粒数の数値を1mmの領域での個数に換算した値で単位はn/mm、さらに16視野の平均値を平均θn(n/mm)とする。
 1.0×θsp+1.0<d(μm)<1.0×θsp+10.0・・・・(2)
Patent Document 5 discloses a high-carbon steel strip having both cold workability and hardenability for thin plate products such as automobile parts and electrical parts, and a method for producing the same in terms of weight ratio. C: 0.15 to 0.75%, Si: 0.30% or less, Mn: 0.20 to 1.60%, sol. Al: less than 0.05%, N: 0.0060% or less, and 5 ≦ sol. Spheroidization rate represented by the occupation ratio of the spherical structure in which the average particle size of carbide in steel is 0.5 to 2.0 μm and the major axis / minor axis is <5. A metal structure satisfying 80% and having an average carbide dispersion interval θsp in the steel defined by the formula (1) satisfying the relationship of the formula (2) with respect to the C content and the average ferrite particle diameter d in the steel. A high carbon steel strip excellent in cold forgeability and hardenability has been proposed.
Carbide dispersion interval θsp (μm) = {10 6 /(3.14×average θn)} 0.5 × 2.3
(1)
Here, θn is a region of a depth of ¼ depth from the surface of the steel strip, corroded with nital after cross-section polishing, and magnified by 2000 times with a scanning electron microscope, and has a field of view of 100 × 100 μm. The numerical value of the number of carbide particles divided and measured is converted to the number in a 1 mm 2 region, the unit is n / mm 2 , and the average value of 16 fields is the average θn (n / mm 2 ).
1.0 × θsp + 1.0 <d (μm) <1.0 × θsp + 10.0 (2)
 また、特許文献6には、圧延方向とその直交方向に関する機械的性質に差のない高炭素鋼板を提供することを目的として、C:0.1~1.5重量%,Si:2.0重量%以下,Mn:0.2~2.5重量%,S:0.002重量%未満,残部Fe及び不可避的不純物の組成をもち、圧延方向の伸び及び衝撃値に対する圧延方向に直交する方向の伸び及び衝撃値の比で定義される面内異方性指数が0.9~1.0の範囲になるように、介在物の圧延方向の平均長さが6μm以下であり、圧延方向の長さが4μm以下の介在物個数が全介在物の80%以上であることを特徴とする面内異方性の小さい高炭素鋼板が提案されている。 In Patent Document 6, C: 0.1 to 1.5% by weight, Si: 2.0 is provided for the purpose of providing a high carbon steel sheet having no difference in mechanical properties in the rolling direction and the orthogonal direction. Less than wt%, Mn: 0.2 to 2.5 wt%, S: less than 0.002 wt%, composition of balance Fe and inevitable impurities, direction perpendicular to rolling direction with respect to elongation and impact value in rolling direction The average length of inclusions in the rolling direction is 6 μm or less so that the in-plane anisotropy index defined by the ratio between the elongation and the impact value is 0.9 to 1.0. A high carbon steel sheet having a small in-plane anisotropy has been proposed in which the number of inclusions having a length of 4 μm or less is 80% or more of all inclusions.
 しかしながら、上記引用文献1~6には、軟質鋼板の状態での冷間加工性を考慮した高炭素鋼板については、開示されていない。 However, the above cited references 1 to 6 do not disclose high carbon steel sheets considering cold workability in the state of soft steel sheets.
日本国特許第4903839号公報Japanese Patent No. 4903839 日本国特開2011-12317号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-12317 日本国特許第4371072号公報Japanese Patent No. 4371702 日本国特開2012-1794号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-1794 日本国特許第3468172号公報Japanese Patent No. 3468172 日本国特許第3910242号公報Japanese Patent No. 3910242
 本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質高炭素鋼板を提供することにある。 The present invention has been made paying attention to the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a soft high-carbon steel sheet that is excellent in cold workability in a softened state and contributes to improvement of component accuracy.
 すなわち、本発明は、下記の(1)~(4)を提供するものである。
 (1) 質量%で、
 C:0.65~1.0%、
 Si:0.10~0.60%、
 Mn:0.10~1.0%、
 Al:0.01~0.1%、
 P:0%超0.03%以下、
 S:0%超0.01%以下、
 をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
 板厚をtと表した場合の深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
 板面方位が(123)面から10°以内のフェライト結晶粒の面積率が20%以上であるとともに、
 前記深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が3~50μmであることを特徴とする軟質高炭素鋼板。
That is, the present invention provides the following (1) to (4).
(1) In mass%,
C: 0.65 to 1.0%,
Si: 0.10 to 0.60%,
Mn: 0.10 to 1.0%,
Al: 0.01 to 0.1%,
P: more than 0% and 0.03% or less,
S: more than 0% and 0.01% or less,
Each having a component composition consisting of iron and inevitable impurities,
Regarding ferrite crystal grains present at a position of depth t / 4 when the plate thickness is represented by t,
The area ratio of ferrite crystal grains whose plate plane orientation is within 10 ° from the (123) plane is 20% or more,
A soft high carbon steel sheet characterized in that an average grain size of ferrite crystal grains existing at a position of the depth t / 4 is 3 to 50 μm.
 (2) 前記深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、さらに、板面方位が(001)面から10°以内のフェライト結晶粒の面積率が20%以下である前記(1)に記載の軟質高炭素鋼板。 (2) Regarding the ferrite crystal grains present at the position of the depth t / 4, the area ratio of the ferrite crystal grains having a plane orientation within 10 ° from the (001) plane is 20% or less (1) The soft high carbon steel sheet described in 1.
 (3) 成分組成が、さらに、質量%で、
 Ca:0%超0.05%以下、
 REM:0%超0.05%以下、
 Mg:0%超0.02%以下、
 Li:0%超0.02%以下、
 Pb:0%超0.5%以下、
 Bi:0%超0.5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種を含むものである前記(1)または(2)に記載の軟質高炭素鋼板。
(3) The component composition is further mass%,
Ca: more than 0% and 0.05% or less,
REM: more than 0% and 0.05% or less,
Mg: more than 0% and 0.02% or less,
Li: more than 0% and 0.02% or less,
Pb: more than 0% and 0.5% or less,
Bi: The soft high carbon steel plate according to (1) or (2), which includes at least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.5% or less.
 (4) 成分組成が、さらに、質量%で、
 Cr:0.05~1.0%、
 を含むものである前記(1)~(3)のいずれか1つに記載の軟質高炭素鋼板。
(4) The component composition is further mass%,
Cr: 0.05 to 1.0%,
The soft high-carbon steel sheet according to any one of (1) to (3), comprising:
 本発明によれば、集合組織形態をより厳密に制御することで、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質高炭素鋼板を提供できるようになった。 According to the present invention, it is possible to provide a soft high-carbon steel sheet that is excellent in cold workability in a softened state and contributes to improvement in component accuracy by more strictly controlling the texture form.
 以下、本発明をさらに詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
 まず、本発明に係る鋼板(以下、「本発明鋼板」ともいう。)を特徴づける集合組織について説明する。 First, the texture that characterizes the steel sheet according to the present invention (hereinafter also referred to as “the steel sheet of the present invention”) will be described.
 〔本発明鋼板の集合組織〕
 上述したとおり、本発明鋼板は、鋼中の集合組織形態をより厳密に制御することを特徴とする。
[A texture of the steel sheet of the present invention]
As described above, the steel sheet of the present invention is characterized in that the texture form in the steel is more strictly controlled.
 一般に、従前より鋼板の成形性向上のための集合組織制御に関しては、自動車の車体外板に用いられる薄鋼板の深絞り加工性は、材料の塑性異方性(r値(Lankford値):引張り試験における板幅ひずみと板厚ひずみの比)が大きいほど、その加工性が高くなること、さらに再結晶集合組織において板面方位に平行な{111}面を強く発達させ、{100}面方位を弱めることが深絞り性の向上に不可欠であることが実験的にも理論的にも明らかにされている(日本鉄鋼協会:「再結晶・集合組織とその組織制御への応用再結晶研究の最前線」,1999年3月,p.208参照)。 In general, with regard to texture control for improving the formability of a steel sheet, the deep drawing workability of a thin steel sheet used for a car body outer plate of an automobile is determined by the plastic anisotropy (r value (rankford value): tensile The greater the ratio between the plate width strain and the plate thickness strain in the test), the higher the workability, and the stronger the {111} plane parallel to the plane orientation in the recrystallized texture, the {100} plane orientation It has been experimentally and theoretically revealed that weakening the strength of the steel is essential for the improvement of deep drawability (Japan Iron and Steel Institute: “Recrystallization / texture and its application to microstructure control Frontline ”, March 1999, p. 208).
 このため、車体外板用の鋼板では、集合組織制御による加工性向上の取り組みは、種々行われているが、高炭素鋼板では行われていなかった。 For this reason, various attempts have been made to improve workability by texture control in steel plates for vehicle body outer plates, but not in high carbon steel plates.
 本発明鋼板の軟質高炭素鋼板は、主にフェライト相と球状化したセメンタイトをベースとする組織形態であるが、特に、フェライト結晶粒の板面方位およびそのサイズを特定範囲に制御することを特徴とする。 The soft high carbon steel sheet of the steel sheet of the present invention is a structural form mainly based on a ferrite phase and spheroidized cementite, and in particular, the plate surface orientation of ferrite crystal grains and the size thereof are controlled within a specific range. And
 集合組織のでき方は結晶系が同じでも加工法によって異なり、圧延材の場合は圧延面と圧延方向で表現される。つまり、下記に示すように圧延面は{○○○}で、圧延方向は<△△△>で、それぞれ表現される。なお、○や△は整数を示している。これら各方位の表現については、長島晋一編著:「集合組織」(丸善株式会社刊)などに記載されている。 The formation of the texture differs depending on the processing method even if the crystal system is the same. In the case of a rolled material, it is expressed by the rolling surface and the rolling direction. That is, as shown below, the rolling surface is represented by {xxx} and the rolling direction is represented by <ΔΔΔ>. In addition, (circle) and (triangle | delta) have shown the integer. The expression of each of these directions is described in, for example, edited by Junichi Nagashima: “Aggregation” (published by Maruzen Co., Ltd.).
 本発明では、深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、板面方位が、(123)面から10°以内のフェライト結晶粒の面積率を20%以上に制御することで、軟質化高炭素鋼板の冷間加工性を向上させることができる。なお、本明細書において、「t」は軟質化高炭素鋼板の板厚を表す。 In the present invention, the ferrite crystal grains present at the position of the depth t / 4 are soft by controlling the area ratio of ferrite crystal grains whose plate plane orientation is within 10 ° from the (123) plane to 20% or more. The cold workability of the high-carbon steel sheet can be improved. In the present specification, “t” represents the thickness of the softened high carbon steel plate.
 前記深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、さらに、板面方位が、(001)面から10°以内のフェライト結晶粒の面積率を20%以下に制御することで、軟質化高炭素鋼板の冷間加工性をより向上させることができる。 The ferrite crystal grains present at the position of the depth t / 4 are further softened by controlling the area ratio of ferrite crystal grains whose plate plane orientation is within 10 ° from the (001) plane to 20% or less. The cold workability of the high carbon steel sheet can be further improved.
 従来から、フェライト結晶粒の板面方位に関し、板面に平行な(111)面方位を強く発達させる一方、(001)面方位を弱めることが深絞り性の向上に有効であることが知られている。冷間圧延工程と焼鈍工程を施す工程ではこのような板面方位の制御が可能であったが、高炭素鋼板では、このような板面方位の制御が難しかった。 Conventionally, with regard to the plate orientation of ferrite crystal grains, it has been known that the (111) plane orientation parallel to the plate surface is strongly developed while the (001) plane orientation is effective for improving deep drawability. ing. In the process of performing the cold rolling process and the annealing process, it was possible to control the plate surface orientation as described above, but it was difficult to control the plate surface orientation in a high carbon steel plate.
 そこで本発明では、新たに(123)面の板面方位を有するフェライト結晶粒を導入することによって、高炭素鋼板での集合組織制御を可能にし、軟質化状態での冷間加工性の向上を実現できるようになった。 Therefore, in the present invention, by newly introducing ferrite crystal grains having a (123) plane, it is possible to control the texture in a high carbon steel sheet and improve cold workability in a softened state. It became possible to realize.
 上述したように、板面方位として(123)面を有するフェライト結晶粒は、軟質化状態での冷間加工性を向上させる作用を有し、このような作用を有効に発揮させるためには、面積率で20%以上が必要である。当該面積率は、好ましくは22%以上、さらに好ましくは24%以上、特に好ましくは26%以上である。 As described above, the ferrite crystal grains having the (123) plane as the plate surface orientation have the effect of improving the cold workability in the softened state, and in order to effectively exhibit such an effect, An area ratio of 20% or more is required. The area ratio is preferably 22% or more, more preferably 24% or more, and particularly preferably 26% or more.
 一方、(001)面は、成形による面内異方性を生じさせ、成形性を劣化させる。したがって、面積率を20%以下、さらには18%以下、特に15%以下に制限することが好ましい。 On the other hand, the (001) plane causes in-plane anisotropy by molding and deteriorates moldability. Therefore, it is preferable to limit the area ratio to 20% or less, further 18% or less, and particularly 15% or less.
 なお、板材では、板厚方向に組織分布を有するため、板厚の1/4の深さ位置を代表位置として組織形態を規定した。また、板面方位が上記各理想面方位((123)面、(001)面)から10°以内のフェライト結晶粒はほぼ同等の作用を有すると考えられるので、その範囲の板面方位を有するフェライト結晶粒の面積率でそれぞれ規定することとした。 In addition, since the sheet material has a structure distribution in the sheet thickness direction, the structure form was defined with a depth position of 1/4 of the sheet thickness as a representative position. Further, since the ferrite crystal grains whose plate surface orientation is within 10 ° from each of the above ideal surface orientations ((123) plane, (001) plane) are considered to have substantially the same action, they have a plate plane orientation within that range. Each area is defined by the area ratio of ferrite crystal grains.
<深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径:3~50μm>
 フェライト組織を構成するフェライト結晶粒の平均粒径は、鋼板の加工性(絞り加工性、曲げ加工性、プレス加工性)を向上させるとともに、加工後の表面性状を満足させるため、3~50μmの範囲であることが必要である。フェライト結晶粒が細かくなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎるため、その平均粒径は3μm以上、好ましくは4μm以上、さらに好ましくは5μm以上とする。一方、フェライト結晶粒が粗大化しすぎると、靱性、疲労特性などが劣化するとともに、結晶方位を制御しても、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易いため、その平均粒径は50μm以下、好ましくは45μm以下、さらに好ましくは40μm以下とする。なお、上記と同様、板厚方向でフェライト結晶粒のサイズ分布が存在するが、板厚の1/4の深さ位置を代表位置としてフェライト結晶粒の平均粒径を規定した。
<Average diameter of ferrite crystal grains present at a position of depth t / 4: 3 to 50 μm>
The average grain size of ferrite crystal grains constituting the ferrite structure is 3 to 50 μm in order to improve the workability (drawing workability, bending workability, press workability) of the steel sheet and to satisfy the surface properties after working. It must be in range. If the ferrite crystal grains become too fine, the deformation resistance becomes too high, so the average grain size is 3 μm or more, preferably 4 μm or more, and more preferably 5 μm or more. On the other hand, if the ferrite crystal grains become too coarse, the toughness, fatigue characteristics, etc. deteriorate, and even if the crystal orientation is controlled, the press formability such as bending workability and overhang is remarkably reduced, so that Since defects such as rough skin are likely to occur, the average particle size is 50 μm or less, preferably 45 μm or less, and more preferably 40 μm or less. Similar to the above, there is a size distribution of ferrite crystal grains in the plate thickness direction, but the average grain size of ferrite crystal grains is defined with a depth position of 1/4 of the plate thickness as a representative position.
〔フェライト結晶粒の板面方位の測定方法〕
 フェライト結晶粒の板面方位は、SEM-EBSP[Electron Back Scattering Patternと、EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)によって、測定・解析される。SEM装置としては、例えば日本電子社製SEM(JEOLJSM5410)、EBSP測定・解析システムとして、例えばEBSP:TSL社製(OIM)を各々用いる。また、結晶粒の大きさにもよるが試料の測定領域は300~1000μm×300~1000μmとし、測定ステップ間隔は例えば1~3μmとする。このようにして同定した各フェライト結晶粒の結晶方位より、上記各理想面方位から10°以内の方位のものを集計して合計面積を求め、測定領域の面積で除すことにより、各理想面方位ごとの面積率を求めた。
[Measurement method of plate orientation of ferrite crystal grains]
The plate surface orientation of the ferrite crystal grains is measured and analyzed by SEM-EBSP [Electron Back Scattering Pattern and EBSD (Electron Back Scattering Diffraction). As the SEM apparatus, for example, SEM (JEOLJSM5410) manufactured by JEOL Ltd. is used, and for example, EBSP: manufactured by TSL (OIM) is used as the EBSP measurement / analysis system. Although it depends on the size of the crystal grains, the measurement area of the sample is 300 to 1000 μm × 300 to 1000 μm, and the measurement step interval is 1 to 3 μm, for example. From the crystal orientation of each ferrite crystal grain thus identified, the total area is calculated by summing the orientations within 10 ° from each ideal surface orientation, and divided by the area of the measurement region. The area ratio for each direction was determined.
〔フェライト結晶粒の平均粒径の測定方法〕
 上記フェライト結晶粒の平均粒径は、上記SEM-EBSPと、その測定条件を用い、所定の測定領域内に観察される各フェライト結晶粒の最大直径を各々測定し、それらの平均値を平均粒径として求めた。
[Measurement method of average grain size of ferrite crystal grains]
The average grain size of the ferrite crystal grains is determined by measuring the maximum diameter of each ferrite crystal grain observed in a predetermined measurement region using the SEM-EBSP and measurement conditions thereof, and calculating the average value of the average grain diameters. Obtained as the diameter.
 次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の含有量の単位はすべて質量%である。なお、本明細書においては、質量を基準とした百分率(質量%)は、重量を基準とした百分率(重量%)と同じである。また、各化学成分の含有量について、「X%以下(0%を含まない)」であることを、「0%超X%以下」と表すことがある。 Next, the component composition constituting the steel sheet of the present invention will be described. Hereinafter, the unit of the content of chemical components is all mass%. In the present specification, the percentage based on mass (% by mass) is the same as the percentage based on weight (% by weight). In addition, regarding the content of each chemical component, “X% or less (not including 0%)” may be expressed as “over 0% and X% or less”.
〔本発明鋼板の成分組成〕
 C:0.65~1.0%
 Cは、鋼板の強度を確保するうえで重要な元素であり、0.65%以上含有させ、所要の強度を確保する。本発明で対象とする部品では、Cの含有量が0.65%未満では、焼入れ性が低下し、機械構造用高強度鋼板としての強度が得られないので、下限を0.65%とする。Cの含有量が1.0%を超えると、靭性や加工性を確保する熱処理に長時間を要することになるので、上限を1.0%とする。Cの含有量は、好ましくは0.68~0.95%、より好ましくは、0.70~0.90%である。
[Component composition of the steel sheet of the present invention]
C: 0.65 to 1.0%
C is an important element for securing the strength of the steel sheet, and is contained by 0.65% or more to ensure the required strength. In the parts targeted in the present invention, if the C content is less than 0.65%, the hardenability is lowered and the strength as a high-strength steel sheet for machine structures cannot be obtained, so the lower limit is made 0.65%. . If the C content exceeds 1.0%, a long time is required for heat treatment to ensure toughness and workability, so the upper limit is made 1.0%. The content of C is preferably 0.68 to 0.95%, more preferably 0.70 to 0.90%.
 Si:0.10~0.60%
 Siは、脱酸剤として作用し、また焼入れ性の向上に有効な元素である。本発明で対象とする部品では、Siの含有量が0.10%未満では、添加効果が得られないので、下限を0.10%とする。Siの含有量が0.60%を超えると、熱間圧延時のスケール疵に起因する表面性状の劣化を招くので、上限を0.60%とする。Siの含有量は、好ましくは、0.15~0.55%、より好ましくは0.20~0.50%である。
Si: 0.10 to 0.60%
Si acts as a deoxidizer and is an effective element for improving hardenability. In the parts targeted by the present invention, if the Si content is less than 0.10%, the effect of addition cannot be obtained, so the lower limit is made 0.10%. If the Si content exceeds 0.60%, the surface properties are deteriorated due to scale defects during hot rolling, so the upper limit is made 0.60%. The Si content is preferably 0.15 to 0.55%, more preferably 0.20 to 0.50%.
 Mn:0.10~1.0%
 Mnは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに、焼入れ性の向上に有効な元素である。Mnの含有量が0.10%未満では、添加効果が得られないので、下限を0.10%とする。Mnの含有量が1.0%を超えると、焼入れ、焼戻し後の衝撃特性を助長するとともに、Mn系の介在物量が増加し、冷間加工性、耐疲労特性を劣化させる。上限を1.0%とする。Mnの含有量は、好ましくは、0.15~0.9%、より好ましくは、0.2~0.85%である。
Mn: 0.10 to 1.0%
Mn is an element having a deoxidizing and desulfurizing action in the steel making process. Furthermore, it is an element effective for improving hardenability. If the Mn content is less than 0.10%, the addition effect cannot be obtained, so the lower limit is made 0.10%. If the Mn content exceeds 1.0%, impact properties after quenching and tempering are promoted, and the amount of Mn-based inclusions increases, thereby deteriorating cold workability and fatigue resistance. The upper limit is 1.0%. The Mn content is preferably 0.15 to 0.9%, more preferably 0.2 to 0.85%.
 Al:0.01~0.1%
 Alは、製鋼過程において脱酸に有効な元素であり、またNの固定に有効な元素である。また本発明における介在物の形態を制御するために必要な添加物質である。これらの効果を得るために、鋼材中のAl含有量は0.01%以上とすることが必須であり、好ましくは0.015%以上、さらに好ましくは0.02%以上である。また、Alの含有量が0.1%を超えると靭性を低下させ、割れが発生しやすくなるので不適であり、好ましくは0.09%以下、さらに好ましくは0.08%以下である。
Al: 0.01 to 0.1%
Al is an element effective for deoxidation in the steelmaking process, and is an element effective for fixing N. Moreover, it is an additive substance required in order to control the form of the inclusion in this invention. In order to obtain these effects, it is essential that the Al content in the steel material be 0.01% or more, preferably 0.015% or more, and more preferably 0.02% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.1%, the toughness is lowered and cracking tends to occur, which is unsuitable, preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% or less.
 P:0.03%以下(0%を含まない)
 Pは不可避の不純物元素であり、結晶粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる。そこで、Pの含有量は冷間加工性の観点から極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、0.03%以下(0%を含まない)、好ましくは0.02%以下(0%を含まない)である。
P: 0.03% or less (excluding 0%)
P is an inevitable impurity element, and segregates at the grain boundaries to deteriorate the cold workability. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible from the viewpoint of cold workability. However, since extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, considering the process capability, it is 0.03% or less (0%). Not containing), preferably 0.02% or less (not including 0%).
 S:0.01%以下(0%を含まない)
 SもPと同様に不可避的不純物であり、FeSとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、Sは、非金属介在物を形成し、加工性や、熱処理後の靭性を阻害する原因となる。さらに熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではS含有量を0.01%以下、好ましくは0.005%以下とする。ただし、S含有量を0にすることは工業上困難である。なお、Sは、打抜き加工性、被削性を向上させる効果も有するため、その観点からは、0.0003%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.0005%以上である。
S: 0.01% or less (excluding 0%)
S, like P, is an unavoidable impurity and is an element that precipitates in the form of a film at the grain boundary as FeS and degrades workability. Moreover, S forms a nonmetallic inclusion and becomes a cause of inhibiting workability and toughness after heat treatment. It also has the effect of causing hot brittleness. Therefore, from the viewpoint of improving the deformability, in the present invention, the S content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less. However, it is industrially difficult to reduce the S content to zero. In addition, since S also has the effect of improving the punching workability and machinability, it is preferable to contain 0.0003% or more from that viewpoint, and more preferably 0.0005% or more.
 本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。 The steel of the present invention basically contains the above components, and the balance is iron and inevitable impurities, but the following permissible components can be added as long as the effects of the present invention are not impaired.
 Ca、REM、Mg、Li、PbおよびBiよりなる群から選ばれる少なくとも1種これらの元素は、いずれも、介在物を球状化させ、冷間加工性、耐疲労特性の劣化を低減させる効果がある。本発明の鋼材が、これらの元素を含有する場合、それぞれ1種を単独で含有してもよいし、2種以上を同時に含有していてもよい。これらの元素の含有量は、下記の範囲で選択される。 At least one selected from the group consisting of Ca, REM, Mg, Li, Pb and Bi. These elements all have the effect of spheroidizing inclusions and reducing the deterioration of cold workability and fatigue resistance. is there. When the steel materials of the present invention contain these elements, each of them may contain one kind alone or two or more kinds at the same time. The content of these elements is selected within the following range.
 Ca:0.05%以下(0%を含まない)
 Caは、MnSなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Caを含有する場合、Caの含有量は、0.0005%以上とすることが好ましく、さらに好ましくは0.001%以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、Caの含有量は、上限を0.05%とすることが好ましく、さらに好ましくは0.03%、特に好ましくは0.01%である。
Ca: 0.05% or less (excluding 0%)
Ca is an element that spheroidizes sulfide compound inclusions such as MnS to improve the deformability of steel and contribute to the improvement of punching workability and machinability. When the steel material of the present invention contains Ca, the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more. However, even if contained excessively, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected. Therefore, the upper limit of the Ca content is preferably 0.05%, more preferably 0.03%. Particularly preferably, it is 0.01%.
 REM:0.05%以下(0%を含まない)
 REMは、Caと同様にMnSなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、REMを含有する場合、REMの含有量は、0.0005%以上とすることが好ましく、さらに好ましくは0.001%以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、REMの含有量は、上限を0.05%とすることが好ましく、さらに好ましくは0.03%、特に好ましくは0.01%である。
 なお、本発明において、REMとは、ランタノイド元素(LaからLnまでの15元素)およびSc(スカンジウム)とY(イットリウム)を含む意味である。これらの元素のなかでも、La、CeおよびYよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはLaおよび/またはCeを含有するのがよい。
REM: 0.05% or less (excluding 0%)
REM is an element that contributes to the improvement of punching workability and machinability as well as Ca by spheroidizing sulfide compound inclusions such as MnS to improve the deformability of steel. When the steel material of this invention contains REM, it is preferable that content of REM shall be 0.0005% or more, More preferably, it is 0.001% or more. However, even if contained excessively, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. Therefore, the content of REM is preferably 0.05%, more preferably 0.03%. Particularly preferably, it is 0.01%.
In the present invention, REM means a lanthanoid element (15 elements from La to Ln), Sc (scandium) and Y (yttrium). Among these elements, it is preferable to contain at least one element selected from the group consisting of La, Ce and Y, more preferably La and / or Ce.
 Mg:0.02%以下(0%を含まない)
 Mgは、Caと同様にMnSなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Mgを含有する場合、Mgの含有量は、0.0002%以上とすることが好ましく、さらに好ましくは0.0005%以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、Mgの含有量は、上限を0.02%とすることが好ましく、さらに好ましくは0.015%、特に好ましくは0.01%である。
Mg: 0.02% or less (excluding 0%)
Mg, like Ca, is an element that spheroidizes sulfide compound inclusions such as MnS to enhance the deformability of steel and contribute to the improvement of punching workability and machinability. When the steel material of this invention contains Mg, it is preferable that content of Mg shall be 0.0002% or more, More preferably, it is 0.0005% or more. However, even if contained excessively, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, so the upper limit of the Mg content is preferably 0.02%, more preferably 0.015%. Particularly preferably, it is 0.01%.
 Li:0.02%以下(0%を含まない)
 Liは、Caと同様にMnSなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Al系酸化物を低融点化して無害化して、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Liを含有する場合、Liの含有量は、0.0002%以上とすることが好ましく、さらに好ましくは0.0005%以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、Liの含有量は、上限を0.02%とすることが好ましく、さらに好ましくは0.015%、特に好ましくは0.01%である。
Li: 0.02% or less (excluding 0%)
Li, like Ca, can spheroidize sulfide compound inclusions such as MnS to improve the deformability of steel, and lower the melting point of Al-based oxides to make them harmless. It is an element that contributes to improved machinability. When the steel material of the present invention contains Li, the Li content is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more. However, even if contained excessively, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, so the upper limit of the Li content is preferably 0.02%, more preferably 0.015%. Particularly preferably, it is 0.01%.
 Pb:0.5%以下(0%を含まない)
 Pbは、被削性を向上させるために有効な元素である。本発明の鋼材が、Pbを含有する場合、好ましくは0.005%以上、さらに好ましくは0.01%以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、Pbの含有量は、上限を0.5%とすることが好ましく、好ましくは0.4%、さらに好ましくは0.3%である。
Pb: 0.5% or less (excluding 0%)
Pb is an effective element for improving machinability. When the steel material of this invention contains Pb, Preferably it is 0.005% or more, More preferably, 0.01% or more can be contained. However, if excessively contained, problems in production such as generation of rolling defects occur, so the upper limit of the Pb content is preferably 0.5%, preferably 0.4%, more preferably 0.3%.
 Bi:0.5%以下(0%を含まない)
 Biは、Pbと同様に、打抜き加工性、被削性を向上させるために有効な元素である。本発明の鋼材が、Biを含有する場合、好ましくは0.005%以上、さらに好ましくは0.01%以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、Biの含有量は、上限を0.5%とすることが好ましく、好ましくは0.4%、さらに好ましくは0.3%である。
Bi: 0.5% or less (excluding 0%)
Bi, like Pb, is an effective element for improving the punching workability and machinability. When the steel material of this invention contains Bi, Preferably it is 0.005% or more, More preferably, 0.01% or more can be contained. However, since the effect of improving the machinability is saturated even if it is excessively contained, the upper limit of the Bi content is preferably 0.5%, preferably 0.4%, more preferably 0.3%. %.
 その他の合金元素
 本発明の鋼材は、上記必須の成分および許容成分に加えて、さらに必要に応じて、下記の(a)~(e)のグループから選ばれる少なくとも1種を含有することができる。
 (a)Cr
 (b)Cu及びSnから選ばれる少なくとも1種
 (c)Ni、Mo、Nb及びVよりなる群から選ばれる少なくとも1種
 (d)B
 (e)N
 これらの元素の含有量は、下記の範囲で選択される。
Other Alloy Elements The steel material of the present invention may further contain at least one selected from the following groups (a) to (e) as necessary, in addition to the above essential components and allowable components. .
(A) Cr
(B) At least one selected from Cu and Sn (c) At least one selected from the group consisting of Ni, Mo, Nb and V (d) B
(E) N
The content of these elements is selected within the following range.
 Cr:0.05~1.0%
 Crは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる作用を有する元素である。必要に応じて、好ましくは0.05%以上、さらに好ましくは0.06%以上含有させることができる。しかし、Crを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下する虞があるため、その含有量は、1.0%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.9%以下、特に好ましくは0.8%以下である。
Cr: 0.05 to 1.0%
Cr is an element effective for improving hardenability, and is an element having an action of improving the deformability of steel by increasing the strength of the grain boundary. As needed, Preferably it is 0.05% or more, More preferably, it can be made to contain 0.06% or more. However, when Cr is excessively contained, deformation resistance increases and cold workability may be lowered. Therefore, the content is preferably 1.0% or less, and more preferably 0.9%. % Or less, particularly preferably 0.8% or less.
 Cu:0.2%以下(0%を含まない)
 Cuは、焼入れ性の確保に有効な元素であるが、本発明では少ないほどよい。Cuの含有量が0.2%を超えると、硬くなり過ぎ、冷間加工性が劣化するので、上限を0.2%とする。好ましくは、0.19%以下、より好ましくは0.18%以下である。
Cu: 0.2% or less (excluding 0%)
Cu is an element effective for ensuring hardenability, but the smaller the better in the present invention. If the Cu content exceeds 0.2%, it becomes too hard and the cold workability deteriorates, so the upper limit is made 0.2%. Preferably, it is 0.19% or less, more preferably 0.18% or less.
 Sn:0.1%以下(0%を含まない)
 Snは、不可避不純物であり、本発明では少ないほどよい。Snの含有量が0.1%を超えると、硬くなり過ぎ、冷間加工性が劣化するので、上限を0.1%とする。好ましくは、0.09%以下、より好ましくは0.08%以下である。
Sn: 0.1% or less (excluding 0%)
Sn is an inevitable impurity, and the smaller the better in the present invention. If the Sn content exceeds 0.1%, it becomes too hard and cold workability deteriorates, so the upper limit is made 0.1%. Preferably, it is 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
 Ni:0.2%以下(0%を含まない)
 Niは、靭性の向上や、焼入れ性の向上に有効な元素であるが、本発明では少ないほどよい。Niの含有量が0.2%を超えると、介在物も多くなり、性能を劣化させるので、上限を0.2%とする。好ましくは、0.18%以下、より好ましくは、0.15%以下である。
Ni: 0.2% or less (excluding 0%)
Ni is an element effective in improving toughness and hardenability, but the smaller the better in the present invention, the better. If the Ni content exceeds 0.2%, the number of inclusions increases and the performance deteriorates, so the upper limit is made 0.2%. Preferably, it is 0.18% or less, more preferably 0.15% or less.
 Mo:0.1%以下(0%を含まない)
 Moは、焼入れ性の向上と、焼戻し軟化抵抗性の向上、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させる作用を有する有効な元素であるが、本発明では、少ないほどよい。Moが過剰に含有すると、冷間加工性が劣化するおそれがあるため、Moの含有量は0.1%以下(0%を含まない)とすることが好ましく、さらに好ましくは0.09%以下、特に好ましくは0.08%以下である。
Mo: 0.1% or less (excluding 0%)
Mo is an effective element having the effects of improving hardenability, improving temper softening resistance, and increasing the hardness and deformability of the steel material after processing, but the smaller the better in the present invention. If Mo is excessively contained, cold workability may be deteriorated. Therefore, the Mo content is preferably 0.1% or less (excluding 0%), and more preferably 0.09% or less. Especially preferably, it is 0.08% or less.
 Nb:0.1%以下(0%を含まない)
 Nbは、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化防止や靭性改善に有効な元素であるが、本発明では、少ないほどよい。Nbの含有量が0.1%を超えると、冷間加工性、耐疲労特性を劣化させるので、上限を0.1%とする。好ましくは、0.08%以下である。
Nb: 0.1% or less (excluding 0%)
Nb is an element that forms carbonitride and is effective in preventing coarsening of crystal grains and improving toughness, but the smaller the better in the present invention. If the Nb content exceeds 0.1%, cold workability and fatigue resistance are deteriorated, so the upper limit is made 0.1%. Preferably, it is 0.08% or less.
 V:0.01%以下
 Vは、Nbと同様に、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化防止や靭性改善に有効な元素あるが、本発明では、少ないほどよい。Vの含有量が0.01%を超えると、炭化物が生成し焼入れ硬度が低下するので、上限を0.01%とする。好ましくは、0.009%以下である。
V: 0.01% or less V, like Nb, forms a carbonitride and is an element effective for preventing coarsening of crystal grains and improving toughness, but the smaller the better in the present invention, the better. If the V content exceeds 0.01%, carbides are generated and the quenching hardness is lowered, so the upper limit is made 0.01%. Preferably, it is 0.009% or less.
 B:0.005%以下(0%を含まない)
 Bを含有する場合、Bは、Nとの親和力が強く、Nと共存してN化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素であるが、本発明では化合物量を低減させる必要があることから、Bの含有量は少ないほどよく、0.005%以下(0%を含まない)とすることが好ましく、さらに好ましくは0.0001~0.0035%、特に好ましくは0.0002~0.002%である。
B: 0.005% or less (excluding 0%)
In the case of containing B, B has a strong affinity with N, coexists with N to form an N compound, refines the crystal grains of steel, improves the toughness of the processed product obtained after cold working, and Although it is an element having a role of improving crack resistance, in the present invention, since it is necessary to reduce the amount of the compound, the content of B is preferably as small as possible, and is 0.005% or less (not including 0%). The content is preferably 0.0001 to 0.0035%, more preferably 0.0002 to 0.002%.
 N:0.01%以下(0%を含まない)
 Nは、Nは窒化物を形成する元素であり、本発明では極力低減させることが必要である。また連続鋳造における鋳片曲げ矯正時に窒化物が析出すると、鋳片が割れることがあるので、Nの含有量は上限を0.01%とする。Nの含有量は少ないほど好ましいが、0.001%未満に低減するのは、精錬コストの増加を招くので、下限を0.001%とする。好ましくは、0.004~0.007%である。
N: 0.01% or less (excluding 0%)
N is an element that forms a nitride, and it is necessary to reduce it as much as possible in the present invention. Further, when nitride precipitates during slab bending correction in continuous casting, the slab may break, so the upper limit of the N content is 0.01%. The smaller the N content, the better. However, the reduction to less than 0.001% leads to an increase in refining costs, so the lower limit is made 0.001%. Preferably, it is 0.004 to 0.007%.
 上記以外のその他の元素として、Ti、Coなども不可避的に含まれることがあるが、本発明では、いずれも介在物を生成する元素であり、極力、添加しない、または、低減させることが好ましい。総量として、好ましくは、0.01%以下であり、さらに好ましくは0.005%以下である。 As other elements other than the above, Ti, Co, and the like may be inevitably included, but in the present invention, all are elements that generate inclusions, and it is preferable that they are not added or reduced as much as possible. . The total amount is preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less.
 次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。 Next, a preferred manufacturing method for obtaining the steel sheet of the present invention will be described below.
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
[溶鋼の調製]
 まず、溶存酸素量と全酸素量を調整した溶鋼に、所定の順番で所定の合金元素を添加することによって、所望の酸化物を生成させることができる。特に本発明では、粗大な酸化物が生成しないように、溶存酸素量を調整した後、全酸素量を調整することが極めて重要である。
[Preferred production method of the steel sheet of the present invention]
[Preparation of molten steel]
First, a desired oxide can be generated by adding a predetermined alloy element in a predetermined order to molten steel in which the dissolved oxygen amount and the total oxygen amount are adjusted. Particularly in the present invention, it is extremely important to adjust the total oxygen amount after adjusting the dissolved oxygen amount so that coarse oxides are not formed.
 溶存酸素とは、酸化物を形成しておらず、溶鋼中に存在するフリーな状態の酸素を意味する。全酸素とは、溶鋼に含まれる全ての酸素、すなわち、フリー酸素と酸化物を形成している酸素の総和を意味する。 “Dissolved oxygen” means oxygen in a free state that does not form oxides and exists in molten steel. Total oxygen means the sum of all oxygen contained in molten steel, that is, free oxygen and oxygen forming oxides.
 まず、溶鋼の溶存酸素量を0.0010~0.0060%の範囲に調整する。溶鋼の溶存酸素量が0.0010%未満では、溶鋼中の溶存酸素量が不足するため、Al-O系酸化物を所定量確保することができず、所望のサイズ分布が得られない。また、溶存酸素量が不足すると、REMを添加する場合は、REMが硫化物を形成するため、介在物が粗大となり特性を劣化させる原因となる。したがって、上記溶存酸素量は0.0010%以上とする。上記溶存酸素量は、好ましくは0.0013%以上、より好ましくは0.0020%以上である。 First, the dissolved oxygen content of the molten steel is adjusted to a range of 0.0010 to 0.0060%. When the amount of dissolved oxygen in the molten steel is less than 0.0010%, the amount of dissolved oxygen in the molten steel is insufficient, so that a predetermined amount of Al—O-based oxide cannot be secured, and a desired size distribution cannot be obtained. In addition, when the amount of dissolved oxygen is insufficient, when REM is added, REM forms sulfides, so that inclusions become coarse and deteriorate characteristics. Therefore, the amount of dissolved oxygen is set to 0.0010% or more. The amount of dissolved oxygen is preferably 0.0013% or more, more preferably 0.0020% or more.
 一方、上記溶存酸素量が0.0060%を超えると、溶鋼中の酸素量が多くなりすぎるため、溶鋼中の酸素と上記元素の反応が激しくなって溶製作業上好ましくないばかりか、粗大な酸化物を生成して却って特性を劣化させる。したがって、上記溶存酸素量は0.0060%以下に抑えるべきである。上記溶存酸素量は、好ましくは0.0055%以下、より好ましくは0.0053%以下とする。 On the other hand, if the amount of dissolved oxygen exceeds 0.0060%, the amount of oxygen in the molten steel becomes too large, and the reaction between the oxygen in the molten steel and the above elements becomes violent, which is not preferable for melting work, and is coarse. Oxide is produced and the characteristics are deteriorated. Therefore, the amount of dissolved oxygen should be suppressed to 0.0060% or less. The amount of dissolved oxygen is preferably 0.0055% or less, more preferably 0.0053% or less.
 ところで、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量は、通常0.010%を超えている。そこで本発明の製法では、溶鋼中の溶存酸素量を何らかの方法で上記範囲に調整する必要がある。 By the way, the amount of dissolved oxygen in molten steel primarily refined in a converter or electric furnace usually exceeds 0.010%. Therefore, in the production method of the present invention, it is necessary to adjust the amount of dissolved oxygen in the molten steel to the above range by some method.
 溶鋼中の溶存酸素量を調整する方法としては、例えばRH式脱ガス精錬装置を用いて真空C脱酸する方法や、SiやMn、Alなどの脱酸性元素を添加する方法などが挙げられ、これらの方法を適宜組み合わせて溶存酸素量を調整してもよい。また、RH式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて溶存酸素量を調整してもよい。この場合、真空C脱酸による溶存酸素量の調整はできないため、溶存酸素量の調整にはSi等の脱酸性元素を添加する方法を採用すればよい。Si等の脱酸性元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸性元素を添加しても構わない。 Examples of the method for adjusting the amount of dissolved oxygen in the molten steel include a method of vacuum C deoxidation using an RH type degassing refining device, a method of adding a deacidifying element such as Si, Mn, and Al. The amount of dissolved oxygen may be adjusted by appropriately combining these methods. Moreover, you may adjust the amount of dissolved oxygen using a ladle heating type refining apparatus, a simple molten steel processing facility, etc. instead of the RH type degassing refining apparatus. In this case, since the amount of dissolved oxygen cannot be adjusted by vacuum C deoxidation, a method of adding a deacidifying element such as Si may be adopted to adjust the amount of dissolved oxygen. When employing a method of adding a deoxidizing element such as Si, the deoxidizing element may be added when steel is removed from the converter to the ladle.
 溶鋼の溶存酸素量を0.0010~0.0060%の範囲に調整した後は溶鋼を攪拌し、溶鋼中の酸化物を浮上分離することによって溶鋼中の全酸素量を0.0010~0.0070%に調整する。このように本発明では、溶存酸素量が適切に制御された溶鋼を撹拌し、不要な酸化物を除去してから、粗大な酸化物、すなわち、粗大な介在物の生成を防止できる。 After the dissolved oxygen content of the molten steel is adjusted to the range of 0.0010 to 0.0060%, the molten steel is stirred, and the oxides in the molten steel are floated and separated so that the total oxygen content in the molten steel is 0.0010 to 0.00. Adjust to 0070%. As described above, in the present invention, the molten steel in which the amount of dissolved oxygen is appropriately controlled is stirred to remove unnecessary oxides, and then generation of coarse oxides, that is, coarse inclusions can be prevented.
 上記全酸素量が0.0010%未満では、所望の酸化物量不足になるため、介在物の微細なサイズ分布に寄与する酸化物量を確保することができない。したがって、上記全酸素量は0.0010%以上とする。上記全酸素量は、好ましくは0.0015%以上、より好ましくは0.0018%以上である。 If the total oxygen amount is less than 0.0010%, the desired amount of oxide is insufficient, and the amount of oxide that contributes to the fine size distribution of inclusions cannot be ensured. Therefore, the total oxygen amount is set to 0.0010% or more. The total oxygen amount is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0018% or more.
 一方、上記全酸素量が0.0070%を超えると、溶鋼中の酸化物量が過剰となり、粗大な酸化物、すなわち、粗大な介在物が生成して特性が劣化する。したがって、上記全酸素量は0.0070%以下に抑えるべきである。上記全酸素量は、好ましくは0.0060%以下、より好ましくは0.0050%以下とする。 On the other hand, if the total oxygen amount exceeds 0.0070%, the amount of oxide in the molten steel becomes excessive, and coarse oxides, that is, coarse inclusions are generated, and the characteristics deteriorate. Therefore, the total oxygen amount should be suppressed to 0.0070% or less. The total oxygen amount is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0050% or less.
 溶鋼中の全酸素量は、概ね溶鋼の攪拌時間に相関して変化することから、撹拌時間を調整するなどして制御することができる。具体的には、溶鋼を撹拌し、浮上してきた酸化物を除去した後の溶鋼中の全酸素量を適宜測定しながら、溶鋼中の全酸素量を適切に制御する。 Since the total amount of oxygen in the molten steel changes generally in correlation with the stirring time of the molten steel, it can be controlled by adjusting the stirring time. Specifically, the total amount of oxygen in the molten steel is appropriately controlled while appropriately measuring the total amount of oxygen in the molten steel after stirring the molten steel and removing the floating oxide.
 鋼材にREMを添加する場合は、溶鋼中の全酸素量を上記範囲に調整した後に、REMを添加してから鋳造する。全酸素量を調整した溶鋼へ上記の元素を添加することによって所望とする酸化物が得られる。 When adding REM to a steel material, after adjusting the total oxygen amount in molten steel to the said range, it casts, after adding REM. The desired oxide can be obtained by adding the above elements to the molten steel with the total oxygen content adjusted.
 溶鋼へ添加するREMの形態は特に限定されず、例えば、REMとして、純Laや純Ce、純Yなど、あるいは純Ca、さらにはFe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-Ca合金、Fe-Si-La-Ce合金、Fe-Ca合金、Ni-Ca合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ceを40~50%程度、Laを20~40%程度含有している。ただし、ミッシュメタルには不純物としてCaを含むことが多いので、ミッシュメタルがCaを含む場合は、本発明で規定する好適範囲を満足する必要がある。 The form of REM added to the molten steel is not particularly limited. For example, as REM, pure La, pure Ce, pure Y, etc., pure Ca, Fe—Si—La alloy, Fe—Si—Ce alloy, Fe— A Si—Ca alloy, a Fe—Si—La—Ce alloy, a Fe—Ca alloy, a Ni—Ca alloy, or the like may be added. Moreover, you may add misch metal to molten steel. Misch metal is a mixture of cerium group rare earth elements, and specifically contains about 40 to 50% Ce and about 20 to 40% La. However, since misch metal often contains Ca as an impurity, when the misch metal contains Ca, it is necessary to satisfy the preferred range defined in the present invention.
 本発明でREMを添加した場合は、粗大な酸化物の除去を促進する目的で、REMを添加した後は、40分を超えない範囲で溶鋼を攪拌することが好ましい。攪拌時間が40分を超えると、微細な酸化物が溶鋼中で凝集・合体するため酸化物が粗大化し、特性が劣化する。したがって、攪拌時間は40分以内とすることが好ましい。攪拌時間は、より好ましくは35分以内であり、さらに好ましくは30分以内である。溶鋼の攪拌時間の下限値は特に限定されないが、攪拌時間が短過ぎると添加元素の濃度が不均一となり、鋼材全体として所望の効果が得られない。したがって、容器サイズに応じた所望の攪拌時間が必要となる。 When REM is added in the present invention, it is preferable to stir the molten steel within a range not exceeding 40 minutes after the addition of REM for the purpose of promoting the removal of coarse oxides. When the stirring time exceeds 40 minutes, fine oxides aggregate and coalesce in the molten steel, so that the oxides become coarse and the characteristics deteriorate. Therefore, the stirring time is preferably within 40 minutes. The stirring time is more preferably within 35 minutes, and further preferably within 30 minutes. The lower limit of the stirring time of the molten steel is not particularly limited, but if the stirring time is too short, the concentration of the additive element becomes non-uniform, and the desired effect cannot be obtained as a whole steel material. Accordingly, a desired stirring time corresponding to the container size is required.
 以上のようにして、成分組成が調整された溶鋼が得られる。得られた溶鋼を用いて鋳造し、鋼片を得る。 As described above, molten steel with an adjusted composition can be obtained. It casts using the obtained molten steel, and obtains a steel piece.
 次に、加熱、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の緩冷、緩冷後の急冷、巻取りを行って製造する。 Next, manufacturing is performed by heating, hot rolling including finish rolling, rapid cooling after hot rolling, slow cooling after quenching stop, rapid cooling after slow cooling, and winding.
[加熱]
 熱間圧延前の加熱は1150~1300℃で行う。この加熱によりオーステナイト単相とする。これにより固溶元素(V、Nbなどの不純物含む)は、オーステナイトに固溶させる。加熱温度が1150℃未満ではオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、1300℃を超える温度は操業上困難である。また、不純物としてTiが含まれる場合、炭化物のうち最も溶体化温度の高いTiを固溶させる点でも、TiCの溶体化温度以上1300℃以下が必要である。加熱温度の好ましい下限は1150℃、さらに好ましい下限は1200℃である。
[heating]
Heating before hot rolling is performed at 1150 to 1300 ° C. An austenite single phase is obtained by this heating. Thereby, solid solution elements (including impurities such as V and Nb) are dissolved in austenite. If the heating temperature is less than 1150 ° C., it cannot be dissolved in austenite, and coarse carbides are formed, so that the effect of improving fatigue characteristics cannot be obtained. On the other hand, temperatures exceeding 1300 ° C. are difficult to operate. Further, when Ti is contained as an impurity, the TiC solution solution temperature or higher and 1300 ° C. or lower are necessary also in terms of solid solution of Ti having the highest solution temperature among carbides. The preferable lower limit of the heating temperature is 1150 ° C, and the more preferable lower limit is 1200 ° C.
[熱間圧延]
 熱間圧延は、仕上げ圧延温度が800℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してベイナイトの粒径を大きくするため、850℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、1000℃とする。
[Hot rolling]
Hot rolling is performed so that the finish rolling temperature is 800 ° C. or higher. If the finish rolling temperature is too low, ferrite transformation occurs at a high temperature and the precipitated carbides in the ferrite are coarsened, so that a certain finish rolling temperature is required. The finish rolling temperature is more preferably 850 ° C. or higher in order to coarsen austenite grains and increase the grain size of bainite. The upper limit of the finish rolling temperature is set to 1000 ° C. because it is difficult to secure the temperature.
[熱延後の急冷]
 上記仕上げ圧延終了後、5s以内に20℃/s以上の冷却速度(急冷速度)で急冷し、580℃以上670℃未満の温度(急冷停止温度)で急冷を停止する。フェライト変態の開始温度を低温化することによりフェライト中に形成される析出炭化物を微細化するためである。冷却速度(急冷速度)が20℃/s未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が580℃未満ではパーライト変態またはベイナイト変態が促進され、冷間加工性が低下する。一方、急冷停止温度が670℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、耐疲労特性が確保できない。急冷停止温度は、好ましくは600~650℃、さらに好ましくは610~640℃である。
[Rapid cooling after hot rolling]
After finishing the finish rolling, quenching is performed at a cooling rate (quenching rate) of 20 ° C./s or more within 5 s, and the quenching is stopped at a temperature of 580 ° C. or more and less than 670 ° C. (quenching stop temperature). This is because the precipitation carbide formed in the ferrite is refined by lowering the starting temperature of the ferrite transformation. When the cooling rate (quenching rate) is less than 20 ° C./s, pearlite transformation is promoted, or when the quenching stop temperature is less than 580 ° C., pearlite transformation or bainite transformation is promoted, and cold workability is lowered. On the other hand, when the quenching stop temperature is 670 ° C. or higher, the precipitated carbides in the ferrite are coarsened, and fatigue resistance characteristics cannot be ensured. The quenching stop temperature is preferably 600 to 650 ° C, more preferably 610 to 640 ° C.
[急冷停止後の緩冷]
 上記急冷停止後は、5℃/s以上20℃/s未満の冷却速度(緩冷速度)で緩冷する。緩冷速度を5℃/s以上とすることで、熱延中における初析フェライトの形成を抑制し、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させること、熱延板での結晶粒組織を制御することにより、最終鋼板における集合組織形態を制御するためである。緩冷速度が5℃/s未満では、初析フェライトの形成量が多くなり、粗大粒が生成するとともに、最終鋼板で粗大粒が生成し、炭化物の不均一状態を生じ、冷間加工性を劣化させる。
[Slow cooling after rapid cooling stop]
After the rapid cooling stop, it is slowly cooled at a cooling rate (slow cooling rate) of 5 ° C./s or more and less than 20 ° C./s. By setting the slow cooling rate to 5 ° C./s or more, the formation of pro-eutectoid ferrite during hot rolling is suppressed, the precipitated carbides in ferrite are appropriately refined, and the grain structure of the hot rolled sheet is controlled. This is to control the texture form in the final steel sheet. When the slow cooling rate is less than 5 ° C./s, the amount of pro-eutectoid ferrite is increased and coarse grains are produced, and coarse grains are produced in the final steel plate, resulting in a non-uniform state of carbides, resulting in cold workability. Deteriorate.
[緩冷後の急冷、巻取り]
 上記緩冷後、550℃超650℃以下で巻き取る。巻取り温度が650℃超では、表面酸化スケールが多く形成され、表面性状が劣化し、一方550℃未満では、マルテンサイトが多く形成され、冷間加工性が低下する。
[Rapid cooling after slow cooling, winding]
After the above-described slow cooling, the film is wound at over 550 ° C and below 650 ° C. When the coiling temperature is higher than 650 ° C., many surface oxide scales are formed and the surface properties are deteriorated. On the other hand, when it is less than 550 ° C., many martensites are formed and cold workability is lowered.
[熱延後の焼鈍]
 上記の熱間圧延後、冷間圧延前に軟質化と炭化物の球状化を目的に焼鈍を行う。軟質化焼鈍は、H:15~20容積%雰囲気で、鋼板を室温からAc1~Ac1+50℃まで加熱した後、10時間以上保持して行う。この10時間以上の保持により、炭化物の球状化を促進するとともに、微細ラメラを、オーステナイト中に溶解させる。上記10時間以上の保持後、鋼板は、400℃程度まで10℃/h以上で冷却する。
[Annealing after hot rolling]
After the hot rolling, annealing is performed for softening and carbide spheroidization before cold rolling. Softening annealing is performed by heating the steel sheet from room temperature to Ac1 to Ac1 + 50 ° C. in an atmosphere of H 2 : 15 to 20% by volume and holding for 10 hours or more. This holding for 10 hours or more promotes the spheroidization of carbides and dissolves the fine lamellae in austenite. After holding for 10 hours or more, the steel sheet is cooled to about 400 ° C. at 10 ° C./h or more.
[酸洗-冷間圧延]
 上記の鋼板を酸洗し、その後、12%以上の圧下率で冷間圧延を施す。冷間加工率(冷延率)が高いほど、炭化物が球状化しやすくなる。
[Pickling-cold rolling]
The steel sheet is pickled and then cold rolled at a rolling reduction of 12% or more. The higher the cold working rate (cold rolling rate), the more easily the carbides are spheroidized.
[軟質化(球状化)焼鈍]
 冷間圧延後、軟質化と炭化物の球状化を目的に焼鈍を行う。軟質化焼鈍は、H:15~20容積%雰囲気で、鋼板を室温からAc1~Ac1-50℃まで加熱した後、10時間以上保持して行うか、または、Ac1~Ac1+50℃まで加熱した後、5時間以上保持して行う。Ac1点の下で行うか、上で行うかは、板厚、コイルのサイズにより異なるが、要求される球状化、軟質化度合い、およびコイル内の均一性によって選択される。この熱処理により炭化物の球状化を促進するとともに、微細ラメラを、オーステナイト中に溶解させる。上記10時間以上の保持後、鋼板は、600℃まで10℃/h以下の速度で冷却する。これにより炭化物の球状化を促進させる、600~400℃までは、15℃/h以下の速度で冷却する。これは、コイル内を均一に冷却することによりコイルつぶれなどの形状を安定化させるためである。その後、400℃以下では、コイル内の温度分布が均一に冷却できるのであれば、水冷等により高い冷却速度(50℃~100℃/h程度以上など)で冷却してよい。
[Softening (spheroidizing) annealing]
After cold rolling, annealing is performed for softening and carbide spheroidization. Softening annealing is performed in an atmosphere of H 2 : 15 to 20% by volume, after heating the steel sheet from room temperature to Ac1 to Ac1-50 ° C. and holding for 10 hours or more, or after heating to Ac1 to Ac1 + 50 ° C. Hold for 5 hours or more. Depending on the plate thickness and the size of the coil, it is selected depending on the required spheroidization, softening degree, and uniformity in the coil. This heat treatment promotes spheroidization of carbides and dissolves fine lamellae in austenite. After holding for 10 hours or more, the steel sheet is cooled to 600 ° C. at a rate of 10 ° C./h or less. In this way, spheroidization of carbide is promoted, and cooling is performed at a rate of 15 ° C./h or less up to 600 to 400 ° C. This is to stabilize the shape such as coil collapse by cooling the inside of the coil uniformly. Thereafter, at a temperature of 400 ° C. or lower, cooling can be performed at a high cooling rate (such as about 50 ° C. to 100 ° C./h or higher) by water cooling or the like if the temperature distribution in the coil can be uniformly cooled.
 以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and may be implemented with appropriate modifications within a range that can meet the purpose described above and below. These are all possible and are within the scope of the present invention.
 真空溶解炉(容量150kg)を用い、下記表1に示した化学成分を含有する供試鋼を溶製し、150kgのインゴットに鋳造して冷却した。真空溶解炉で供試鋼を溶製するに当っては、Al、REM、Ca以外の元素について成分調整するとともに、C,SiおよびMnから選ばれる少なくとも1種の元素を用いて脱酸して溶鋼の溶存酸素量を調整した。溶存酸素量を調整した溶鋼を1~10分程度攪拌して溶鋼中の酸化物を浮上分離させることによって溶鋼の全酸素量を調整した。 Using a vacuum melting furnace (capacity 150 kg), a test steel containing chemical components shown in Table 1 below was melted, cast into a 150 kg ingot, and cooled. In melting the test steel in a vacuum melting furnace, the components are adjusted for elements other than Al, REM, and Ca, and deoxidized using at least one element selected from C, Si, and Mn. The amount of dissolved oxygen in the molten steel was adjusted. The total amount of oxygen in the molten steel was adjusted by stirring the molten steel in which the amount of dissolved oxygen was adjusted for about 1 to 10 minutes to float and separate oxides in the molten steel.
 なお、REMおよびCaを添加する場合は、添加全酸素量を調整した溶鋼に添加することによって成分調整した溶鋼を得た。なお、REMはLaを約25%とCeを約50%含有するミッシュメタルの形態で、CaはNi-Ca合金、またはCa-Si合金、またはFe-Ca圧粉体の形態で、それぞれ添加した。 In addition, when adding REM and Ca, the molten steel which adjusted the component was obtained by adding to the molten steel which adjusted the total amount of added oxygen. REM was added in the form of a misch metal containing about 25% La and about 50% Ce, and Ca was added in the form of a Ni—Ca alloy, a Ca—Si alloy, or a Fe—Ca compact. .
 得られたインゴットを、下記表2に示す条件にて熱間圧延して板厚が4mmの熱延板を製造した。なお、いずれの試験においても、仕上げ圧延終了後における急冷停止までの冷却速度は20℃/s以上であった。 The obtained ingot was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 below to produce a hot-rolled sheet having a thickness of 4 mm. In any of the tests, the cooling rate until the quenching stop after the finish rolling was finished was 20 ° C./s or more.
 その後、上記熱延板を、室温~700℃までを20hで昇温し、700℃×25h保持し、700℃→500℃までを10hで冷却するパターンで焼鈍を施した後、冷間圧延を行い、板厚2mmの冷延板を製造した。 Thereafter, the hot-rolled sheet is heated from room temperature to 700 ° C. in 20 hours, maintained at 700 ° C. × 25 hours, and annealed in a pattern of cooling from 700 ° C. to 500 ° C. in 10 hours, followed by cold rolling. A cold-rolled sheet having a thickness of 2 mm was manufactured.
 さらに、上記冷延板を、H=15~20容量%、60Nm/hの雰囲気で、室温~700℃までを25hで昇温し、700℃×25h保持し、700℃→500℃までを20hで冷却するパターンで球状化焼鈍を施して焼鈍板(軟質高炭素鋼板)を製造した。 Further, the cold-rolled sheet was heated from room temperature to 700 ° C. over 25 hours in an atmosphere of H 2 = 15 to 20% by volume and 60 Nm 3 / h, maintained at 700 ° C. × 25 h, and from 700 ° C. to 500 ° C. Was subjected to spheroidizing annealing in a pattern of cooling for 20 hours to produce an annealed plate (soft high carbon steel plate).
 このようにして得られた各焼鈍板(軟質高炭素鋼板)について、上記[発明を実施するための形態]の項で説明した測定方法により、フェライト結晶粒の、各理想面方位ごとの面積率および平均粒径を求めた。 With respect to each of the annealed plates (soft high carbon steel plates) thus obtained, the area ratio of each ferrite crystal grain in each ideal plane orientation was measured by the measurement method described in the above [Mode for carrying out the invention]. And the average particle size was determined.
 さらに、上記各焼鈍板(軟質高炭素鋼板)について、耐摩耗性、冷間加工性を評価するため、以下に説明する方法により、表面硬さ、打抜き加工性、降伏比をそれぞれ測定した。 Furthermore, in order to evaluate the wear resistance and cold workability of each of the above annealed plates (soft high carbon steel plates), the surface hardness, punching workability, and yield ratio were measured by the methods described below.
<表面硬さ>
 ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重:1000g、測定位置:鋼板表面部を測定回数:5回の条件で、ビッカース硬さ(Hv)を測定し、硬さが低くなりすぎると耐摩耗性が劣化し、硬さが高くなりすぎると加工性が劣化することから、160~200Hvのものを合格とした。
<Surface hardness>
Using a Vickers hardness tester, the load is 1000 g, the measurement position is the surface of the steel sheet, the number of measurements is 5 times, and the Vickers hardness (Hv) is measured. When the hardness deteriorates and the hardness becomes too high, the workability deteriorates.
<打抜き加工性>
 鋼板のせん断加工試験を行い、その破断面で、割れが発生した場合を×、目視できる1mm程度のクラックが見られる場合を△、クラックは発生していないが、30μmを超えるバリが発生しているものを○、バリの発生が小さいもの(30μm以下)を◎とし、◎または○のものを合格とした。
<Punching workability>
A shearing test of the steel sheet was performed, and when the crack occurred at the fracture surface, ×, when a visible crack of about 1 mm was seen Δ, no crack was generated, but a burr exceeding 30 μm was generated The case where the occurrence of burr was small (30 μm or less) was evaluated as “◎”, and the case where “◎” or “◯” was passed.
<降伏比>
 成形する部品の種類や形状によって、圧延、絞り、張り出し、曲げなど種々の加工形態が存在するが、鋼板の冷間加工性(成形性)を統一的に評価するための指標として、「降伏比」を用いた。さらに、成形性の板面内異方性を評価するため、「圧延方向の降伏比」と「圧延方向に直角な方向の降伏比」の差を用いた。
 降伏比は、[降伏点]/[引張強さ]で定義されるので、「降伏比」が低いということは、引張強さと降伏点との差が大きく、一様伸びを示す応力の範囲が広いので、塑性加工されやすい、すなわち、冷間加工性に優れていることを意味する。
 本発明では、圧延方向の降伏比が0.80以下のものを合格とした。好ましくは0.78以下、さらに好ましくは0.76以下である。
 また、成形性の評価としては、板面内の異方性も小さいことが好ましい。圧延方向の降伏比と圧延方向に直角な方向(圧延直角方向)の降伏比との差を0.1未満、さらには0.08以下、特に0.06以下とすることが推奨される。
<Yield ratio>
Depending on the type and shape of the part to be formed, there are various forms of processing such as rolling, drawing, overhanging, bending, etc. As an index for uniformly evaluating the cold workability (formability) of steel sheets, the yield ratio Was used. Furthermore, in order to evaluate the in-plane anisotropy of formability, the difference between the “yield ratio in the rolling direction” and the “yield ratio in the direction perpendicular to the rolling direction” was used.
Yield ratio is defined by [Yield point] / [Tensile strength]. The low "yield ratio" means that the difference between tensile strength and yield point is large and the range of stress showing uniform elongation is Since it is wide, it means that it is easy to be plastically processed, that is, it is excellent in cold workability.
In the present invention, a product having a yield ratio in the rolling direction of 0.80 or less was accepted. Preferably it is 0.78 or less, More preferably, it is 0.76 or less.
In addition, as an evaluation of formability, it is preferable that the in-plane anisotropy is also small. It is recommended that the difference between the yield ratio in the rolling direction and the yield ratio in the direction perpendicular to the rolling direction (the direction perpendicular to the rolling direction) is less than 0.1, further 0.08 or less, and particularly 0.06 or less.
 これらの測定結果を下記表3に示す。 These measurement results are shown in Table 3 below.
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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 上記表3に示すように、試料No.1,3,4,6,10,15,19~26は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼であり、表面硬さ、打抜き加工性および圧延方向の降伏比のうち少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。 As shown in Table 3 above, sample no. Reference numerals 1,3,4,6,10,15,19-26 are comparative steels that do not satisfy at least one of the compositional composition and the structural requirements specified in the present invention, and the surface hardness, punching workability and rolling direction. At least one of the yield ratios does not meet the acceptance criteria.
 これに対し、試料No.2,5,7~9,11~14,16~18はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、表面硬さ、打抜き加工性および圧延方向の降伏比は全て合格基準を満たしており、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質化高炭素鋼板が得られることが確認できた。 In contrast, sample no. 2, 5, 7 to 9, 11 to 14, and 16 to 18 are all manufactured using the steel grade satisfying the range of the composition of the present invention under the recommended production conditions. It is a satisfactory invention steel, and the surface hardness, punching workability and yield ratio in the rolling direction all meet the acceptance criteria, excellent cold workability in the softened state, and contributing to improved component accuracy It was confirmed that a carbon steel plate was obtained.
 本発明を特定の態様を参照して詳細に説明したが、本発明の精神と範囲を離れることなく様々な変更および修正が可能であることは、当業者にとって明らかである。
 なお、本出願は、2013年8月7日付けで出願された日本特許出願(特願2013-164268)に基づいており、その全体が引用により援用される。
Although the invention has been described in detail with reference to specific embodiments, it will be apparent to those skilled in the art that various changes and modifications can be made without departing from the spirit and scope of the invention.
This application is based on a Japanese patent application filed on August 7, 2013 (Japanese Patent Application No. 2013-164268), which is incorporated by reference in its entirety.

Claims (5)

  1.  質量%で、
     C:0.65~1.0%、
     Si:0.10~0.60%、
     Mn:0.10~1.0%、
     Al:0.01~0.1%、
     P:0%超0.03%以下、
     S:0%超0.01%以下、
     をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
     板厚をtと表した場合の深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
     板面方位が(123)面から10°以内のフェライト結晶粒の面積率が20%以上であるとともに、
     前記深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が3~50μmであることを特徴とする軟質高炭素鋼板。
    % By mass
    C: 0.65 to 1.0%,
    Si: 0.10 to 0.60%,
    Mn: 0.10 to 1.0%,
    Al: 0.01 to 0.1%,
    P: more than 0% and 0.03% or less,
    S: more than 0% and 0.01% or less,
    Each having a component composition consisting of iron and inevitable impurities,
    Regarding ferrite crystal grains present at a position of depth t / 4 when the plate thickness is represented by t,
    The area ratio of ferrite crystal grains whose plate plane orientation is within 10 ° from the (123) plane is 20% or more,
    A soft high carbon steel sheet characterized in that an average grain size of ferrite crystal grains existing at a position of the depth t / 4 is 3 to 50 μm.
  2.  前記深さt/4の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
     さらに、板面方位が(001)面から10°以内のフェライト結晶粒の面積率が20%以下である請求項1に記載の軟質高炭素鋼板。
    Regarding ferrite crystal grains present at the position of the depth t / 4,
    The soft high carbon steel sheet according to claim 1, wherein the area ratio of ferrite crystal grains having a plane orientation within 10 ° from the (001) plane is 20% or less.
  3.  成分組成が、さらに、質量%で、
     Ca:0%超0.05%以下、
     REM:0%超0.05%以下、
     Mg:0%超0.02%以下、
     Li:0%超0.02%以下、
     Pb:0%超0.5%以下、
     Bi:0%超0.5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種を含むものである請求項1に記載の軟質高炭素鋼板。
    Ingredient composition is further mass%,
    Ca: more than 0% and 0.05% or less,
    REM: more than 0% and 0.05% or less,
    Mg: more than 0% and 0.02% or less,
    Li: more than 0% and 0.02% or less,
    Pb: more than 0% and 0.5% or less,
    The soft high-carbon steel sheet according to claim 1, comprising Bi: at least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.5% or less.
  4.  成分組成が、さらに、質量%で、
     Ca:0%超0.05%以下、
     REM:0%超0.05%以下、
     Mg:0%超0.02%以下、
     Li:0%超0.02%以下、
     Pb:0%超0.5%以下、
     Bi:0%超0.5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種を含むものである請求項2に記載の軟質高炭素鋼板。
    Ingredient composition is further mass%,
    Ca: more than 0% and 0.05% or less,
    REM: more than 0% and 0.05% or less,
    Mg: more than 0% and 0.02% or less,
    Li: more than 0% and 0.02% or less,
    Pb: more than 0% and 0.5% or less,
    The soft high carbon steel sheet according to claim 2, comprising at least one selected from the group consisting of Bi: more than 0% and 0.5% or less.
  5.  成分組成が、さらに、質量%で、
     Cr:0.05~1.0%、
     を含むものである請求項1~4のいずれか1項に記載の軟質高炭素鋼板。
    Ingredient composition is further mass%,
    Cr: 0.05 to 1.0%,
    The soft high-carbon steel sheet according to any one of claims 1 to 4, which contains
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