WO2018155254A1 - 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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WO2018155254A1
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hot
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友佳 宮本
櫻井　康広
崇 小林
俊介 豊田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high carbon hot rolled steel sheet excellent in workability and hardenability and a method for producing the same.
  • a hot-rolled steel sheet which is a carbon steel material for machine structure and alloy steel material for machine structure specified in JIS G4051, In many cases, it is manufactured by quenching in order to ensure the desired hardness. For this reason, the hot-rolled steel sheet used as a raw material is required to have excellent cold workability and hardenability, and various steel sheets have been proposed so far.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.1 to 0.7%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.001 -0.025%, S: 0.0001-0.01%, T.I. Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.001 to 0.010%, Ti: 0.01 to 0.20%, Cr: 0.01 to 1.50%, Mo: 0.01-0.50%, B: 0.0001-0.010%, Nb: 0.001-0.10%, V: 0.001-0.2%, Cu: 0.001-0.
  • Patent Document 2 by weight, C: 0.15 to 0.75%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.2 to 1.60%, Sol.Al: 0.05% N: 0.0060% or less, Cr: 0.2 to 1.2%, Mo: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 1.2%, V: 0.05 to Spinning, rolling, etc. characterized by containing one or more of 0.50%, Ti: 0.005-0.05%, and B: 0.0005-0.0050% There has been proposed a high carbon steel strip capable of satisfying both the formability in cold working and the quenchability in quenching, and a method for producing the same.
  • Patent Document 3 by mass%, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.4% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 1.6% or less, Mo: 0 0.3% or less, Cu: 0.3% or less, Ni: 2.0% or less, N: 0.01% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, T.
  • the rough bar when hot rolling is performed, the rough bar is heated after the completion of the rough hot rolling to raise the temperature to 20 to 150 ° C. and finished in a temperature range of 600 ° C. or more and less than Ae 3-20 ° C. It is necessary to complete the rolling. Finish rolling in the temperature range below Ae3 is an effective means for softening by coarsening the ferrite grains, but it becomes a non-uniform structure and the elongation decreases, or stable operation in actual operation There is a problem that is difficult. Further, the ferrite grain size is 10 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less, and the ferrite grains are relatively coarse.
  • box annealing is performed in a temperature range of Ac1-50 ° C. to Ac1 + 40 ° C. after hot rolling, or cold rolling after annealing and annealing in a temperature range of 650 ° C. to Ac1 are performed 1
  • the process is softened by repeating the process once or twice or more, and there is a problem that the number of processes is large.
  • Patent Document 3 is a technique for obtaining a steel sheet having excellent local ductility by holding at a temperature range of Ac1 or higher and then cooling at 50 ° C./h or lower after hot rolling.
  • the annealed steel sheet is softened to increase the elongation and hole expansion rate.
  • hardenability It is thought that it has softened by having many coarse carbides, and there is a concern that the hardenability cannot be ensured because the carbides are not sufficiently dissolved in the austenite region during quenching heating.
  • the present invention solves the above-mentioned problems, and even when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, stable and excellent hardenability can be obtained, and before quenching, the hardness is 110 to 160 at HV and the total elongation is
  • An object of the present invention is to provide a high carbon hot-rolled steel sheet having an El of 40% or more and excellent cold workability and hardenability, and a method for producing the same.
  • the inventors of the present invention have provided a manufacturing condition and cold for a high carbon hot rolled steel sheet containing at least one of Cr, more preferably at least one of Ni and Mo and at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se.
  • the hardness and total elongation (hereinafter, also simply referred to as elongation) of the high carbon hot-rolled steel sheet before quenching are greatly influenced by the microstructure having ferrite and cementite, and the cementite density.
  • a predetermined amount of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se is contained in the steel to prevent such nitriding, High hardenability can be ensured by suppressing a decrease in the amount of dissolved Cr and the amount of solid solution Mo.
  • [2] The high carbon hot rolled steel sheet according to the above [1], further containing 0.5% or less in total of at least one of Ni and Mo as a component composition.
  • [3] The above-mentioned [1] or [3], further comprising, as a component composition, 0.002 to 0.03% in total of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in mass% 2]
  • [4] The high carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein the ferrite has an average crystal grain size of 5 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • [5] A method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet according to any one of the above [1] to [4], wherein after hot rough rolling of the steel, finish rolling is performed at a finishing temperature: Ar3 transformation point or higher, Winding temperature: After winding at 500 to 700 ° C., annealing temperature: Heated to Ac1 transformation point or higher and 800 ° C or lower and held for 1 hr or more, and below Ar1 transformation point, average cooling rate: 1 to 20 ° C / hr A method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet that is cooled and maintained for 20 hours or more in a temperature range below the Ar1 transformation point.
  • a high carbon hot-rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability can be obtained.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is excellent in cold workability and hardenability, and is therefore suitable for automotive parts such as gears, missions, and seat recliners that require cold workability on the raw steel sheet.
  • % which is a unit of content of the component composition, means “mass%” unless otherwise specified.
  • Component composition C 0.10 to 0.33%
  • C is an important element for obtaining strength after quenching. If the C content is less than 0.10%, the desired hardness cannot be obtained by heat treatment after forming the part, so the C content needs to be 0.10% or more. However, when the amount of C exceeds 0.33%, it hardens and toughness and cold workability deteriorate. Therefore, the C content is 0.10 to 0.33%. In order to obtain excellent quenching hardness, the C content is preferably 0.15% or more. Furthermore, in order to stably obtain 430 or more in Vickers hardness (HV) after oil quenching, the content is preferably 0.18% or more. When used for cold working of parts with severe workability, the content is preferably 0.28% or less.
  • HV Vickers hardness
  • Si 0.15-0.35%
  • Si is an element that increases the strength by solid solution strengthening.
  • the amount of Si is set to 0.35% or less because it hardens as the amount of Si increases and cold workability deteriorates. Preferably it is 0.33% or less.
  • Si has an effect of increasing the temper softening resistance. When the Si amount is less than 0.15%, it becomes difficult to obtain the effect of the temper softening resistance, so the Si amount is set to 0.15% or more. Preferably it is 0.18% or more.
  • Mn 0.5 to 0.9%
  • Mn is an element that improves hardenability and increases strength by solid solution strengthening.
  • the Mn content is 0.9% or less.
  • the content is less than 0.5%, the hardenability starts to decrease, so the Mn content is 0.5% or more.
  • it is 0.55% or more, more preferably 0.60% or more.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that increases the strength by solid solution strengthening. However, 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. However, excessively reducing the amount of P increases the refining cost, 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. However, since the refining cost increases if S is excessively reduced, the amount of S is preferably 0.0005% or more.
  • sol. Al 0.10% or less sol. If the Al content exceeds 0.10%, AlN is generated during heating in the quenching process, the austenite grains are excessively refined, the generation of ferrite phase is promoted during cooling, the structure becomes ferrite and martensite, and hardened after quenching. Decrease. Therefore, the amount of sol.Al is 0.10% or less, preferably 0.06% or less. On the other hand, sol. Al has a deoxidizing effect, and in order to sufficiently deoxidize, Al is preferably 0.005% or more.
  • N 0.0065% or less
  • the N content is 0.0065% or less.
  • the lower limit is not particularly specified, as described above, N forms AlN, Cr-based nitride, and Mo-based nitride, thereby moderately suppressing the growth of austenite grains during heating in the quenching treatment, and after quenching Since the element improves the toughness of the steel, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • Cr 0.90 to 1.5% Cr is an important element for improving the hardenability, and if it is less than 0.90%, a sufficient effect is not observed, so Cr needs to be 0.90% or more. On the other hand, if Cr exceeds 1.5%, the steel plate before quenching becomes hard and cold workability is impaired, so the content is made 1.5% or less. It should be noted that 1.2% or less is preferable in order to process parts that require high workability, which is difficult to perform press molding, and requires even better workability.
  • Ni and Mo 0.5% or less in total Ni and Mo are important elements that enhance the hardenability, and improving the hardenability when the hardenability is insufficient only by containing Cr. Moreover, it has the effect of suppressing temper softening resistance. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more of one or more of Ni and Mo in total. On the other hand, if one or more of Ni and Mo are contained in excess of 0.5% in total, the steel sheet before quenching is hardened and the cold workability is impaired, so the total is 0.5% or less. . It should be noted that 0.3% or less is preferable because when machining a part that requires high machining and is difficult to press-mold, further excellent workability is required.
  • Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se are important elements for suppressing nitriding from the surface layer.
  • Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se are important elements for suppressing nitriding from the surface layer.
  • the total amount of one or more of these elements is less than 0.002%, a sufficient effect is not recognized.
  • these elements exceed 0.03% in total, the nitriding prevention effect is saturated.
  • these elements tend to segregate at the grain boundaries. If the content of these elements exceeds 0.03% in total, the content becomes too high, and grain boundary embrittlement may occur. Therefore, the total content of at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se is set to 0.03% or less.
  • the preferable total content is 0.005% at the lower limit and 0.020% at the upper limit.
  • one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are added in a total amount of 0.002 to 0.03%, so that the steel sheet surface layer even when annealed in a nitrogen atmosphere Nitrogen is suppressed, and an increase in nitrogen concentration in the steel sheet surface layer is suppressed.
  • the difference between the nitrogen content contained in the range of 150 ⁇ m depth in the thickness direction from the steel sheet surface and the average nitrogen content contained in the entire steel sheet can be made 30 mass ppm or less.
  • the balance other than the above components basically consists of Fe and inevitable impurities.
  • unavoidable impurities O: 0.005% or less and Mg: 0.003% or less are acceptable.
  • Ti: 0.005% or less, Nb: 0.005% or less, Cu: 0.04% or less can be contained.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention has ferrite and cementite.
  • Ferrite is preferably 90% or more in area ratio for securing high workability.
  • cementite is preferably 10% or less in terms of area ratio for securing high workability.
  • the effect of the present invention is not impaired as long as the total area ratio of the residual structure is about 5% or less. .
  • Cementite density 0.25 piece / ⁇ m 2 or less
  • the cementite diameter obtained by the high carbon hot rolled steel sheet of the present invention is about 0.1 to 3.0 ⁇ m in major axis, and is not an effective size for precipitation strengthening of the steel sheet.
  • the ferrite grains can be coarsened and the strength can be reduced by reducing the cementite density.
  • a cementite density shall be 0.25 piece / micrometer ⁇ 2 > or less.
  • the cementite density is preferably 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less, more preferably 0.1 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • Ferrite average crystal grain size 5 ⁇ m to 15 ⁇ m (preferred condition)
  • it exceeds 15 ⁇ m the strength of the steel sheet may be greatly reduced. In the region to be used without quenching, a certain level of strength of the steel plate is required, so 15 ⁇ m or less is preferable. More preferably, it is 12 ⁇ m or less.
  • the microstructure, the cementite density in the ferrite grains, and the ferrite average crystal grain size can be measured by the methods of Examples described later.
  • the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is made of steel having the above-described composition, and after hot rough rolling, finish rolling is performed at a finishing temperature: Ar3 transformation point or higher, and a winding temperature: 500 to 700. After winding at °C, annealing temperature: Heated from Ac1 transformation point to 800 °C and held for 1 hr or more, cooled to less than Ar1 transformation point, average cooling rate: 1-20 °C / hr, less than Ar1 transformation point It is manufactured by holding for 20 hours or more in the temperature range.
  • finish rolling is performed at an Ar3 transformation point or higher
  • winding is performed at a winding temperature of 500 to 700 ° C., and then held at a temperature range of 680 to 720 ° C. for 1 to 35 hours.
  • Annealing temperature Heated from Ac1 transformation point to 800 ° C. and held for 1 hr or more
  • Cooling stop temperature Ar1 transformation point or less (Ar1 transformation point ⁇ 110 ° C.) or more
  • average cooling rate 1-20 ° C./hr Manufactured by cooling.
  • 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, and is preferably 1000 ° C. or lower in order to smoothly perform cooling after finishing rolling.
  • Winding temperature 500-700 ° 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 set to 700 ° 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. Preferably it is 550 degreeC or more.
  • the winding temperature is the surface temperature of the steel plate.
  • Annealing temperature Heated from Ac1 transformation point to 800 ° C or lower and held for 1 hr or longer (first stage annealing), cooled to an average cooling rate of 1-20 ° C / hr until Ar1 transformation point, Ar1 transformation point
  • the hot-rolled steel sheet is heated to the Ac1 transformation point or higher and 800 ° C or lower and held for 1 hour or longer, and is precipitated in the hot-rolled steel sheet.
  • the relatively fine carbide that had been dissolved is dissolved and dissolved in the ⁇ phase, then cooled to below the Ar1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./hr, and kept for 20 hours or more in the temperature range below the Ar1 transformation point.
  • 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).
  • first-stage annealing the subsequent cooling stage and holding stage below the Ar1 transformation point
  • second stage annealing the subsequent cooling stage and holding stage below the Ar1 transformation point
  • the ⁇ / ⁇ interface and undissolved carbide existing in the temperature range above the Ac1 point become nucleation sites, and relatively coarse carbide is formed.
  • the atmospheric gas for annealing any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used.
  • Annealing temperature Heated from Ac1 transformation point to 800 ° C. and held for 1 hr or longer (first stage annealing)
  • first stage annealing By heating the hot-rolled steel sheet to an annealing temperature of Ac1 or higher, a part of the ferrite of the steel sheet structure is transformed into austenite, fine carbides precipitated in the ferrite are dissolved, and C is dissolved in the austenite.
  • the ferrite ( ⁇ ) remaining without being transformed into austenite is annealed at a high temperature, the dislocation density decreases and softens.
  • relatively coarse carbides (undissolved carbides) that did not dissolve in the ferrite remain, but become coarser due to Ostwald growth.
  • the annealing temperature is less than the Ac1 transformation point, the austenite transformation does not occur, so the carbide cannot be dissolved in the austenite.
  • the holding time at the Ac1 transformation point or higher is less than 1 hr, fine carbides cannot be sufficiently dissolved, and therefore, the heating is performed at the Ac1 transformation point or higher for 1 hr or longer.
  • the annealing temperature exceeds 800 ° C., the ⁇ fraction becomes too high, and in the subsequent cooling process, the austenite region does not completely spheroidize and rod-like cementite is formed, and the workability Therefore, the annealing temperature is set to 800 ° C. or lower.
  • maintenance in the above includes the passage time of the steel plate of the temperature range more than Ac1 transformation point and 800 degrees C or less besides holding
  • the cooling temperature is below 1 to 20 ° C./hr below the Ar1 transformation point that is the temperature range of the second stage annealing. Cool with.
  • C discharged from the austenite with the transformation of austenite ⁇ ferrite precipitates as relatively coarse spherical carbides with the ⁇ / ⁇ interface and undissolved carbides as nucleation sites. In this cooling, it is necessary to adjust the cooling rate so that pearlite is not generated.
  • the average cooling rate from the first stage annealing to the second stage annealing is less than 1 ° C./hr, the production efficiency is poor, so the average cooling rate is 1 ° C./hr or more.
  • the temperature is set to 20 ° C./hr or less. Therefore, after the first stage annealing, cooling is performed at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./hr to below the Ar1 transformation point that is the temperature range of the second stage annealing.
  • the second stage annealing temperature is preferably set to 660 ° C. or higher in order to sufficiently grow carbide.
  • maintenance in the above includes the passage time of the steel plate of the temperature range less than Ar1 transformation point other than holding
  • first stage annealing After winding, hold for 1 to 35 hours (first stage annealing) in a temperature range of 680 to 720 ° C., and then heat to an annealing temperature: Ac1 transformation point to 800 ° C. and hold for 1 hour or more (second stage) Annealing), cooling stop temperature: cooling to an Ar1 transformation point or lower (Ar1 transformation point ⁇ 110 ° C.) or higher and cooling at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./hr can also be used.
  • first stage annealing Ac1 transformation point to 800 ° C. and hold for 1 hour or more (second stage) Annealing
  • cooling stop temperature cooling to an Ar1 transformation point or lower (Ar1 transformation point ⁇ 110 ° C.) or higher and cooling at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./hr can also be used.
  • the reason for the above conditions is shown below.
  • the holding in the above includes holding at a constant temperature in the temperature range of 680 to 720 ° C., as well as the passage time of the steel plate in the temperature range of 680 to 720 ° C.
  • Annealing temperature Heated from Ac1 transformation point to 800 ° C and held for 1 hr or longer (second stage annealing)
  • second stage annealing By heating the hot-rolled steel sheet to an annealing temperature not lower than the Ac1 transformation point, a part of the ferrite in the steel sheet structure is transformed into austenite, fine carbides precipitated in the ferrite are dissolved, and C is fixed in the austenite. Dissolve.
  • the ferrite remaining without transforming to austenite is annealed at a high temperature, the dislocation density decreases and softens.
  • relatively coarse carbides (undissolved carbides) that did not dissolve in the ferrite remain, but become coarse due to Ostwald growth.
  • the annealing temperature is less than the Ac1 transformation point, the austenite transformation does not occur, so the carbide cannot be dissolved in the austenite.
  • the holding time at the Ac1 transformation point or higher is less than 1 hr, fine carbides cannot be sufficiently dissolved, and therefore the heating is performed at the Ac1 transformation point or higher for 1 hr or longer.
  • the annealing temperature exceeds 800 ° C., the ⁇ fraction becomes too high, and in the subsequent cooling process, the austenite region does not completely spheroidize and rod-like cementite is formed, and the workability Is 800 ° C. or lower.
  • the second stage annealing is not particularly limited, but the upper limit of the holding time is preferably 10 hr or less.
  • maintenance in the above includes the passage time in the temperature range more than Ac1 transformation point and 800 degrees C or less besides the holding
  • Cooling stop temperature Cooling below the Ar1 transformation point (Ar1 transformation point -110 ° C) and above, cooling at an average cooling rate: 1-20 ° C / hr After the second stage annealing, cool at 1-20 ° C / hr .
  • C discharged from the austenite with the transformation of austenite ⁇ ferrite precipitates as relatively coarse spherical carbides with the ⁇ / ⁇ interface and undissolved carbides as nucleation sites. In this cooling, it is necessary to adjust the cooling rate so that pearlite is not generated. If the average cooling rate is less than 1 ° C./hr, the production efficiency is poor, so the average cooling rate is 1 ° C./hr or more.
  • the temperature is set to 20 ° C./hr or less.
  • cooling is performed at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./hr to a cooling stop temperature of not higher than the Ar1 transformation point (Ar1 transformation point ⁇ 110 ° C.) or higher.
  • the cooling stop temperature exceeds the Ar1 transformation point, ferrite transformation is not completed and pearlite is partially precipitated, so the cooling stop temperature is set to the Ar1 transformation point or lower.
  • the cooling stop temperature is set to (Ar1 transformation point ⁇ 110 ° C.) or higher.
  • 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 linear expansion curve at the time of heating was measured using a cylindrical test piece (diameter 3 mm ⁇ height 10 mm) with a Formaster tester, and the temperature (Ac1 point) at which transformation from ferrite to austenite starts was obtained. .
  • the temperature to start transformation from austenite to ferrite was determined.
  • Microstructure of the hot-rolled annealed sheet is obtained by cutting and polishing a sample collected from the center part of the sheet width, applying nital corrosion, and using a scanning electron microscope at a magnification of 3000 times at five points in the center part of the sheet thickness.
  • the number of cementite having a major axis of 0.1 ⁇ m or more was measured for the tissue photograph taken in step 1, and the number was divided by the area of the field of view of the photograph to obtain the cementite density.
  • the ferrite average crystal grain size was determined using the grain size evaluation method (cutting method) defined in JISG0551.
  • Hardness of steel plate after hot annealing (hot rolled annealed plate) A sample was taken from the center of the plate width of the steel plate after annealing, and measured at five points using a Vickers hardness meter (0.3 kgf) at a 1/4 thickness of the cross-sectional structure parallel to the rolling direction. Asked.
  • Elongation of steel plate (hot-rolled annealed plate) after annealing (In the table, it is referred to as original plate elongation.)
  • original plate elongation Elongation of steel plate (hot-rolled annealed plate) after annealing (In the table, it is referred to as original plate elongation.)
  • a tensile test piece cut from the annealed steel sheet in a direction of 0 ° (L direction) with respect to the rolling direction a tensile test was performed at 10 mm / min with a Shimadzu AG10TB AG / XR tensile tester. And the fractured samples were butted together to determine the elongation.
  • quenching hardness is used.
  • a flat plate test piece (width 15 mm x length 40 mm x plate thickness 3 mm) is sampled from the center of the width of the steel plate after hot annealing (hot rolled annealed plate), and water-cooled and 70 ° C oil-cooled as follows. Quenching treatment was performed, and the steel plate hardness (quenching hardness) after quenching was determined by each method. That is, the quenching treatment is a method in which the above flat plate test piece is used and held at 900 ° C. for 600 s and immediately cooled with water (water cooling), or held at 900 ° C. for 600 s and immediately cooled with 70 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet of the example of the present invention has a microstructure composed of ferrite and cementite with a cementite density of 0.25 pieces / ⁇ m 2 or less, the hardness is 110 to 160 and the total elongation is HV. Is 40% or more, and it is understood that the cold workability is excellent and the hardenability is also excellent.

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Abstract

加工性および焼入れ性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供する。　質量%で、Ｃ：０．１０～０．３３％、Ｓｉ：０．１５～０．３５％、Ｍｎ：０．５～０．９％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃｒ：０．９０％～１．５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、さらにセメンタイト密度が０．２５個/μｍ2以下であり、硬さがＨＶで１１０～１６０、全伸びが４０％以上である。

Description

高炭素熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、加工性および焼入れ性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　現在、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および機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板を、冷間加工によって所望の形状に加工した後、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：０．１～０．７％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％、Ｐ：０．００１～０．０２５％、Ｓ：０．０００１～０．０１％、Ｔ．Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、さらにＴｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～１．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１０％、Ｎｂ：０．００１～０．１０％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｃｕ：０．００１～０．４％、Ｗ：０．００１～０．５％、Ｔａ：０．００１～０．５％、Ｎｉ：０．００１～０．５％、Ｍｇ：０．００１～０．０３％、Ｃａ：０．００１～０．０３％、Ｙ：０．００１～０．０３％、Ｚｒ：０．００１～０．０３％、Ｌａ：０．００１～０．０３％、Ｃｅ：０．００１～０．０３０％のうちの１種または２種以上を含有し、ビッカース硬さがＨＶ１００以上１６０以下であることを特徴とする打抜き性に優れる高炭素熱延鋼板が提案されている。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、優れた打抜き性を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、重量％で、Ｃ：０．１５～０．７５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２～１．６０％、Ｓｏｌ.Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．００６０％以下、さらにＣｒ：０．２～１．２％、Ｍｏ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．２％、Ｖ：０．０５～０．５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、およびＢ：０．０００５～０．００５０％のうちの１種または２種以上含有することを特徴とするスピニング加工、転造加工等の冷間加工における成形性と焼入れ処理における焼入れ性の双方を両立しうる高炭素鋼帯およびその製造方法が提案されている。
　また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１．６％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔ．Ａｌ：０．１％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を用いた局所延性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法が提案されている。部品の製造コストを低減するべく、部品の一体成形や部品加工の工程簡略化の中で打抜き加工や曲げ加工に加えて伸びフランジ成形加工といった局所的な延性が要求される、高度な加工にも耐え得る鋼板を得ることを目的とするものである。
特開２０１５－１１７４０６号公報 特開２００１－８１５２８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、熱間圧延する際に、粗熱延終了後粗バーを加熱して２０～１５０℃に昇温させ、６００℃以上Ａｅ３－２０℃未満の温度域で仕上圧延を完了することが必要とされている。Ａｅ３点未満の温度域での仕上圧延はフェライト粒を粗大化させることで軟質化することに有効な手段であるが、不均一な組織となり伸びが低下する、あるいは、実操業では安定的な操業が困難であるといった問題がある。さらに、フェライト粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下であり、比較的粗大なフェライト粒を有する。
　特許文献２に記載される技術では、熱間圧延後Ａｃ１－５０℃～Ａｃ１＋４０℃の温度域で箱焼鈍を行う、もしくは上記焼鈍後冷間圧延と６５０℃～Ａｃ１の温度域での焼鈍を１回もしくは２回以上繰り返すことで軟質化を図っており、工程数が多いという問題がある。
　特許文献３は、熱間圧延後、Ａｃ１以上の温度域で保持後５０℃/ｈ以下で冷却することで、局部延性の優れた鋼板を得る技術である。Ａｃ１点以上でのγ単位面積あたりのα/γ界面量やＡｃ１点以上での１００μｍ２あたりの炭化物数を調整して、焼鈍後の鋼板を軟質化し、伸びや穴広げ率を高めている。しかし、焼入れ性に関して記載されていない。粗大な炭化物を多く有することで軟質化していると考えられ、焼入れ加熱時においてオーステナイト域で炭化物が十分に固溶せずに焼入れ性を確保できないことが懸念される。
　本発明は、上記課題を解決し、窒素雰囲気中で焼鈍をおこなった場合でも、安定して優れた焼入れ性が得られ、かつ、焼入れ処理前に、硬さがＨＶで１１０～１６０、全伸びＥｌが４０％以上である冷間加工性および焼入れ性に優れ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。
　本発明者らは、Ｃｒ、さらに好ましくはＮｉ、Ｍｏの１種以上とＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうちの１種以上を含有した高炭素熱延鋼板の製造条件と冷間加工性、焼入れ性との関係について鋭意検討した。その結果、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、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織、およびセメンタイト密度が大きく影響し、セメンタイト密度を０．２５個/μｍ２以下とすることで、硬さがＨＶで１１０～１６０、全伸び（Ｅｌ）が４０％以上を得られる。
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Ｃｒと結合してＣｒ窒化物、あるいはＭｏと結合してＭｏ窒化物を生成し、鋼板中の固溶Ｃｒ量および固溶Ｍｏ量が若干低下する場合がある。これに対して、本発明では、好ましくは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうちの少なくとも１種を鋼中に所定量含有することで、このような浸窒を防止し、固溶Ｃｒ量および固溶Ｍｏ量の低下を抑制して高い焼入れ性を確保することができる。
　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：０．１０～０．３３％、Ｓｉ：０．１５～０．３５％、Ｍｎ：０．５～０．９％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃｒ：０．９０～１．５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、さらに前記セメンタイト密度が０．２５個/μｍ2以下であり、硬さがＨＶで１１０～１６０、全伸びが４０％以上である高炭素熱延鋼板。
［２］成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｍｏのうちの1種以上を合計で０．５％以下を含有する上記［１］に記載の高炭素熱延鋼板。
［３］成分組成として、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうちの１種以上を合計で０．００２～０．０３％を含有する上記［１］または［２］に記載の高炭素熱延鋼板。
［４］前記フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上１５μｍ以下である上記［１］～［３］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
［５］上記［１］～［４］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、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：５００～７００℃で巻き取った後、焼鈍温度：Ａｃ1変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持し、Ａｒ1変態点未満まで、平均冷却速度：１～２０℃/ｈｒで冷却し、Ａｒ1変態点未満の温度域で20ｈｒ以上保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。
［６］上記［１］～［４］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、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：５００～７００℃で巻き取った後、６８０～７２０℃の温度域で1～３５ｈｒ保持し、その後、焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持し、冷却停止温度：Ａｒ1変態点以下（Ａｒ1変態点－１１０℃）以上まで、平均冷却速度：１～２０℃／ｈｒで冷却する高炭素熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、冷間加工性および焼入れ性に優れる高炭素熱延鋼板が得られる。
本発明の高炭素熱延鋼板は、冷間加工性および焼入れ性に優れるため、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などの自動車用部品に好適である。
　以下に、本発明の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、成分組成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）成分組成
　Ｃ：０．１０～０．３３％
　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０．１０％未満の場合、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ため、Ｃ量は０．１０％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．３３％を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．１０～０．３３％とする。優れた焼入れ硬さを得るには、Ｃ量は０．１５％以上とすることが好ましい。さらには安定して油焼入れ後のビッカース硬さ（ＨＶ）で４３０以上を得るためには０．１８％以上とすることが好ましい。加工性の厳しい部品の冷間加工に用いられる場合には、０．２８％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．１５～０．３５％
　Ｓｉは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．３５％以下とする。好ましくは０．３３％以下である。一方、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を増加させる効果があり、Ｓｉ量が０．１５％未満になると、焼き戻し軟化抵抗の効果が得にくくなるため、Ｓｉ量は０．１５％以上とする。好ましくは０．１８％以上である。
　Ｍｎ：０．５～０．９％
　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０．９％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、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０．９％以下とする。一方、０．５％未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Ｍｎ量は０．５％以上とする。好ましくは０．５５％以上、より好ましくは０．６０％以上である。
　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。しかし、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が、過度にP量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。しかしながら、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、冷却時にフェライト相の生成が促進され、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。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０６％以下とする。一方、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：０．００６５％以下
　Ｎ量が０．００６５％を超えると、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、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、Ｎ量は０．００６５％以下とする。なお、下限はとくに規定しないが、上記したように、ＮはＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物およびＭｏ系窒化物を形成し、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。
　Ｃｒ：０．９０～１．５％
　Ｃｒは焼入れ性を高める重要な元素であり、０．９０％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒを０．９０％以上とする必要がある。一方、Ｃｒが１．５％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、１．５％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた加工性を必要とするため、１．２％以下が好ましい。
　Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上：合計で０．５％以下
　Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に焼入れ性を向上させる。また、焼戻し軟化抵抗を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上を含有することが好ましい。一方、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、合計で０．５％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた加工性を必要とするため、０．３％以下が好ましい。
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうちの１種以上：合計で０．００２～０．０３％
　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１種以上の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められないため、含有する場合は０．００２％以上とする。一方、これらの元素を合計で０．０３％を超えて含有しても、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り、これらの元素の含有量を合計で０．０３％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ののうちの１種以上の合計の含有量は０．０３％以下とする。Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅを含有する場合の好ましい合計含有量は、下限は０．００５％であり、上限は０．０２０％である。
　本発明では、上記のようにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうちの１種以上を合計で０．００２～０．０３％とすることで、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。その結果、鋼板表面から板厚方向に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以下とすることが可能となる。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Ｃｒ量、固溶Ｍｏ量を確保することができ、より一層高い焼入れ性を得ることができる。
　上記した成分以外の残部は、基本的にFeおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｏ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、が許容できる。また、本発明の効果を損なわない成分として、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．０４％以下を含有することができる。
　２）ミクロ組織
　本発明の高炭素熱延鋼板は、フェライトとセメンタイトを有する。フェライトは高加工性の確保の理由から面積率で９０％以上が好ましい。セメンタイトは高加工性の確保の理由から面積率で１０％以下が好ましい。フェライトとセメンタイト以外に、パーライトなどの残部組織が生成しても、残部組織の合計の面積率が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ため、含有してもかまわない。
　セメンタイト密度：０．２５個/μｍ２以下
本発明の高炭素熱延鋼板で得られるセメンタイト径は長径で０．１～３．０μｍ程度であり、鋼板の析出強化としては有効なサイズではない。本発明では、セメンタイト密度を低下させることでフェライト粒を粗大化し、強度低下を図ることができる。本発明では、フェライトを有し、セメンタイト密度を０．２５個／μｍ２以下とすることで、硬さがＨＶで１１０～１６０、全伸びが４０％以上を達成することができる。このため、セメンタイト密度は０．２５個／μｍ２以下とする。セメンタイト密度は、好ましくは０．１５個／μｍ２以下であり、さらに好ましくは０．１個／μｍ２以下である。
　フェライト平均結晶粒径５μｍ以上１５μｍ以下（好適条件）
フェライト平均結晶粒径が５μｍ未満では冷間加工前の強度が増加し、プレス性が劣化する場合があるため、５μｍ以上が好ましい。より好ましくは７μｍ以上である。一方、１５μｍを超えると鋼板の強度が大きく低下する場合がある。焼入れせずに使用する領域ではある程度鋼板の強度が必要であるため、１５μｍ以下が好ましい。より好ましくは１２μｍ以下である。
なお、ミクロ組織、フェライト粒内のセメンタイト密度、フェライト平均結晶粒径は、後述する実施例の方法にて測定することができる。
　３）機械特性：硬さがＨＶで１１０～１６０、全伸びが４０％以上
　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冷間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ＨＶで１１０以上１６０以下とし、伸びを高めて全伸び（Ｅｌ）を４０％以上として優れた冷間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る。
　４）製造条件
　本発明の高炭素熱延鋼板は、上記の成分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：５００～７００℃で巻き取った後、焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持し、Ａｒ１変態点未満まで、平均冷却速度：１～２０℃/ｈｒで冷却し、Ａｒ１変態点未満の温度域で２０ｈｒ以上保持することにより製造される。または、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：５００～７００℃で巻き取った後、６８０～７２０℃の温度域で１～３５ｈｒ保持し、その後、焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持し、冷却停止温度：Ａｒ１変態点以下（Ａｒ１変態点－１１０℃）以上まで、平均冷却速度：１～２０℃／ｈｒで冷却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く、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：５００～７００℃
　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７００℃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。好ましくは５５０℃以上である。なお、巻取温度は鋼板の表面温度である。
　焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持（１段目の焼鈍）し、Ａｒ１変態点未満まで、平均冷却速度：１～２０℃/ｈｒで冷却して、Ａｒ１変態点未満の温度域で２０ｈｒ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８００℃以下に加熱して１ｈｒ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、その後１～２０℃／ｈｒの平均冷却速度でＡｒ１変態点未満まで冷却し、Ａｒ１変態点未満の温度域で２０ｈｒ以上保持することにより、オーステナイトが形成されていたＣ濃度の高い箇所を核としてフェライト粒内の未溶解Ｃを析出させて、セメンタイト密度を０．２５個／μｍ２以下とし、炭化物（セメンタイト）の分散を制御した状態とする。すなわち、本発明では、所定の条件で２段焼鈍を施すことで、炭化物の分散形態を制御し、鋼板を軟質化させ伸びを増加させる。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。
　焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ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（α）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、オストワルド成長により、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１ｈｒ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ため、Ａｃ１変態点以上に加熱し１ｈｒ以上保持することとする。また、焼鈍温度が８００℃を超えるとγ分率が高くなりすぎて、この後の冷却過程においてオーステナイト域が一部球状化が完了せずに棒状のセメンタイトが形成されるようになり、加工性が低下するため、焼鈍温度は８００℃以下とする。なお、１段目の焼鈍として、保持時間の上限は特に限定するものではないが、２０ｈｒ以下とすることが好ましい。
なお、上記における保持とは、Ａｃ１変態点以上８００℃以下の一定温度における保持の他、Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度域の鋼板の通過時間も含むものである。
　Ａｒ１変態点未満まで、平均冷却速度：１～２０℃/ｈｒで冷却
　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℃／ｈｒで冷却する。冷却途中に、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吐き出されるＣが、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段目の焼鈍までの平均冷却速度が、１℃／ｈｒ未満では生産効率が悪いため、平均冷却速度は１℃／ｈｒ以上とする。一方、２０℃／ｈｒ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、２０℃／ｈｒ以下とする。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、平均冷却速度１～２０℃／ｈｒで冷却する。
　Ａｒ１変態点未満の温度域（焼鈍温度）で２０ｈｒ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が２０ｈｒ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２０ｈｒ以上保持とする。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い。また、保持時間の上限は生産効率の観点から、３０ｈｒ以下とすることが好ましい。
なお、上記における保持とは、Ａｒ１変態点未満の一定温度における保持の他、Ａｒ１変態点未満の温度域の鋼板の通過時間も含むものである。
　また、巻取後、６８０～７２０℃の温度域で１～３５ｈｒ保持（１段目焼鈍）し、その後、焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持し（２段目焼鈍）、冷却停止温度：Ａｒ１変態点以下（Ａｒ１変態点－１１０℃）以上まで、平均冷却速度：１～２０℃／ｈｒで冷却して製造することも可能である。上記条件とする理由は下記に示す。
　６８０～７２０℃の温度域（焼鈍温度）で１～３５ｈｒ保持（１段目焼鈍）
　Ａｃ１変態点以上に温度を上昇させた際、γ域で未固溶の炭化物を残存させた鋼とするほうがＡｒ１変態点以下で保持した後、よりフェライト粒界で炭化物が粗大化し、フェライト粒内の炭化物が低減し、軟質化する。Ａｃ１変態点以上まで温度を上げる前に組織を球状化させる方が上記の効果が発揮できるため、６８０～７２０℃で１～３５ｈｒ保持する必要がある。保持時間が１ｈｒ未満では、球状化が進まないため、保持時間は１ｈｒ以上とする。好ましくは５ｈｒ以上である。一方、保持時間が３５ｈｒ超えになると長時間となり、生産コストが高くなるため保持時間は３５ｈｒ以下とする。好ましくは２５ｈｒ以下である。
なお、上記における保持とは、６８０～７２０℃の温度域における一定温度における保持の他、６８０～７２０℃の温度域の鋼板の通過時間も含むものである。
　焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持（２段目焼鈍）
　熱延鋼板をＡｃ１変態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、オストワルド成長により粗大になる。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１ｈｒ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ため、Ａｃ１変態点以上に加熱して１ｈｒ以上保持することとする。また、焼鈍温度が８００℃を超えるとγ分率が高くなりすぎて、この後の冷却過程においてオーステナイト域が一部球状化が完了せずに棒状のセメンタイトが形成されるようになり、加工性が低下するため８００℃以下とする。２段目の焼鈍として、特に限定するものではないが、保持時間の上限は１０ｈｒ以下とすることが好ましい。
　なお、上記における保持とは、Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度域における一定温度における保持の他、Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度域での通過時間も含むものである。
　冷却停止温度：Ａｒ１変態点以下（Ａｒ１変態点－１１０℃）以上まで、平均冷却速度：１～２０℃／ｈｒで冷却
　上記した２段目の焼鈍の後、１～２０℃／ｈｒで冷却する。冷却途中に、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吐き出されるＣが、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。平均冷却速度が、１℃／ｈｒ未満では生産効率が悪いため、平均冷却速度は１℃／ｈｒ以上とする。一方、２０℃／ｈｒ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、２０℃／ｈｒ以下とする。このため、２段目の焼鈍後、冷却停止温度：Ａｒ１変態点以下（Ａｒ１変態点－１１０℃）以上まで、平均冷却速度：１～２０℃／ｈｒで冷却する。
冷却停止温度がＡｒ１変態点超えになるとフェライト変態が完了せずパーライトが部分的に析出するため、冷却停止温度はＡｒ１変態点以下にする。一方、冷却停止温度が（Ａｒ１変態点－１１０）℃未満になると低温すぎて炭化物が成長し難くなるため、冷却停止温度は（Ａｒ１変態点－１１０℃）以上とする。
　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。
　表１に示す鋼番ＡからＫの化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２および表３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、窒素雰囲気中（雰囲気ガス：窒素）で２段焼鈍にて球状化焼鈍を施して、板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍板（高炭素熱延鋼板）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、次のようにして求めた。フォーマスター試験機にて、円柱状の試験片（直径３ｍｍ×高さ１０ｍｍ）を用いて、加熱時の線膨張曲線を測定し、フェライトからオーステナイトに変態を開始する温度（Ac１点）を求めた。また、同様の試験片を用いて、オーステナイト単相域に加熱したのち、オーステナイト単相域から室温まで冷却したときの線膨張曲線を測定し、オーステナイトからフェライトに変態を開始する温度（Ar３点）、フェライトへの変態を終了する温度（Ar１点）を求めた。
　ミクロ組織
　熱延焼鈍板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試料を切断、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倍の倍率で撮影した組織写真について、長径が０．１μｍ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、セメンタイト密度を求めた。
また、同上箇所で撮影した組織写真について、JISG０５５１に定めた結晶粒度の評価方法（切断法）を用いてフェライト平均結晶粒径を求めた。
　焼鈍後の鋼板（熱延焼鈍板）の硬さ（表中、原板硬さとする。）
　焼鈍後の鋼板の板幅中央部から試料を採取し、圧延方向に平行な断面組織の１/４板厚の位置でビッカース硬度計（０．３ｋｇｆ）を用いて５点測定し、平均値を求めた。
　焼鈍後の鋼板（熱延焼鈍板）の伸び（表中、原板伸びとする。）
　焼鈍後の鋼板から、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。
　焼入れ後の鋼板硬さ（表中、焼入れ硬さとする。）
　焼鈍後の鋼板（熱延焼鈍板）の板幅中央から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚３ｍｍ）を採取し、以下のように水冷、７０℃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、９００℃で６００ｓ保持して直ちに水冷する方法（水冷）、９００℃で６００ｓ保持して直ちに７０℃油で冷却する方法（７０℃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４の条件を水冷後硬さ、７０℃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、７０℃油冷後硬さのいずれかが表４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４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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　以上の結果から、本発明例の熱延鋼板は、セメンタイト密度を０．２５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、硬さがＨＶで１１０以上１６０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。

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１０～０．３３％、
    Ｓｉ：０．１５～０．３５％、
    Ｍｎ：０．５～０．９％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．００６５％以下、
    Ｃｒ：０．９０～１．５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、さらに前記セメンタイト密度が０．２５個/μｍ2以下であり、
    硬さがＨＶで１１０～１６０、全伸びが４０％以上である高炭素熱延鋼板。
  2. 　成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｍｏのうちの1種以上を合計で０．５％以下を含有する請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
  3. 　成分組成として、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうちの１種以上を合計で０．００２～０．０３％を含有する請求項１または２に記載の高炭素熱延鋼板。
  4. 　前記フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上１５μｍ以下である請求項１～３のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、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：５００～７００℃で巻き取った後、
    焼鈍温度：Ａｃ1変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈｒ以上保持し、
    Ａｒ1変態点未満まで、平均冷却速度：１～２０℃/ｈｒで冷却し、
    Ａｒ1変態点未満の温度域で20ｈｒ以上保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１～４のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、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：５００～７００℃で巻き取った後、
    ６８０～７２０℃の温度域で1～３５ｈｒ保持し、
    その後、焼鈍温度：Ａｃ１変態点以上８００℃以下に加熱して１ｈr以上保持し、
    冷却停止温度：Ａｒ1変態点以下（Ａｒ1変態点－１１０℃）以上まで、平均冷却速度：１～２０℃／ｈｒで冷却する高炭素熱延鋼板の製造方法。
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