(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４８％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、表面から板厚方向に０．１ｍｍ入った表層部の平均Ｎ量が０．１％以上で、板厚中央部の平均Ｎ量が０．０１％以下であり、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、フェライト相と炭化物からなり、前記フェライト相の平均粒径が１０〜２０μｍ、前記炭化物の球状化率が９０％以上であるミクロ組織を有する高炭素熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏのうちの少なくとも一種：合計で２％以下を含有する請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｔｉ、Ｖのうちの少なくとも一種：合計で０．１０％以下を含有する請求項１または２に記載の高炭素熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、粗圧延後、８５０〜９５０℃の仕上温度で熱間圧延し、５００℃以上の巻取温度で巻取った後、酸洗し、５０ｖｏｌ．％以上の窒素ガスを含む雰囲気中、６８０℃以上Ａｃ1変態点以下の焼鈍温度で炭化物の球状化焼鈍を行う、表面から板厚方向に０．１ｍｍ入った表層部の平均Ｎ量が０．１％以上で、板厚中央部の平均Ｎ量が０．０１％以下であり、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、フェライト相と炭化物からなり、前記フェライト相の平均粒径が１０〜２０μｍ、前記炭化物の球状化率が９０％以上であるミクロ組織を有する高炭素熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレス成形性と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。
【背景技術】
【０００２】
現在、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品は、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材である高炭素熱延鋼板を冷間プレス成形によって所望の形状に成形した後、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ている。そのため、素材の鋼板には、優れたプレス成形性と焼入れ性が要求されており、これまでに種々の高炭素熱延鋼板が提案されている。【０００３】
例えば、特許文献１には、鋼成分として、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．４％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ＊≧０．０００５％、Ｎ＊＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ、ただし、右辺≦０の場合、Ｎ＊＝０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中析出物であるＴｉＮの平均粒径が０．０６〜０．３０μｍであり、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜２５μｍである焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板が開示されている。【０００４】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ≦０．３５％、Ｍｎ：０．６〜１．５０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１２％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、ただし、Ｂ≦０．００３２−０．０１４×ｓｏｌ．Ａｌ−０．０２９×Ｔｉ、残部が実質的にＦｅから成る鋼組成を有する板厚６ｍｍ以下の熱延鋼板を、塑性加工後、Ａｃ３〜９５０℃の温度域にて均熱してから、水中あるいは油中に焼入れる成形性と靭性に優れた焼戻し省略型Ｔｉ−Ｂ系高炭素薄鋼板の製造方法が開示されている。【０００５】
さらに、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４８％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％を含有し、Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ≧０．００５（式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量の質量％を示す）を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成と、フェライト平均粒径が６μｍ以下、炭化物平均粒径が０．１μｍ以上１．２０μｍ未満、炭化物を実質的に含まないフェライト粒の体積率が５％以下である組織を有する高炭素熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第４２６５５８２号公報
【特許文献２】特開平５−９８３５６号公報
【特許文献３】特開２００５−９７７４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１〜３に記載の高炭素熱延鋼板では、延性の低下や焼入れ後に鋼板表層部の硬さ低下が認められ、優れたプレス成形性と焼入れ性を安定して具備させることが困難である。【０００８】
本発明は、優れたプレス成形性と焼入れ性、特に鋼板表層部の焼入れ性、を安定して具備する高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討したところ、以下のことを見出した。【００１０】
ｉ）  フェライト相と炭化物からなるミクロ組織とし、かつフェライト相の平均粒径を１０〜２０μｍ、炭化物の球状化率を９０％以上にすると、軟質化し、延性向上が確実に図れ、優れたプレス成形性が安定して得られる。【００１１】
ｉｉ）  Ａｌ量を０．１質量％以上にし、窒素ガス主体の雰囲気中で炭化物を球状化するための焼鈍（以後、単に球状化焼鈍と呼ぶ）を行うと鋼板表層部の平均Ｎ量が０．１質量％以上になり、焼入れ後の鋼板表層部の硬さ低下が抑制され、優れた焼入れ性が安定して得られる。【００１２】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４８％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、表面から板厚方向に０．１ｍｍ入った表層部の平均Ｎ量が０．１％以上で、板厚中央部の平均Ｎ量が０．０１％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成（ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）を有し、フェライト相と炭化物からなり、前記フェライト相の平均粒径が１０〜２０μｍ、前記炭化物の球状化率が９０％以上であるミクロ組織を有する高炭素熱延鋼板を提供する。【００１３】
本発明の高炭素熱延鋼板では、さらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏのうちの少なくとも一種：合計で２％以下、あるいはＴｉ、Ｖのうちの少なくとも一種：合計で０．１０％以下を、個別にあるいは同時に含有させることもできる。【００１４】
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記の成分組成を有する鋼を、粗圧延後、８５０〜９５０℃の仕上温度（ｈｏｔ  ｒｏｌｌｉｎｇ  ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）で熱間圧延し、５００℃以上の巻取温度（ｃｏｉｌｉｎｇ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）で巻取った後、酸洗し、５０ｖｏｌ．％以上の窒素ガスを含む雰囲気中、６８０℃以上Ａｃ１変態点以下の焼鈍温度で球状化焼鈍を行うことにより製造できる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、優れたプレス成形性と焼入れ性、特に鋼板表層部の焼入れ性、を安定して具備する高炭素熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高炭素熱延鋼板は、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に好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下に、本発明である高炭素熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、成分の含有量の単位である「％」は特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【００１７】
１）  成分組成
Ｃ：０．２０〜０．４８％
Ｃは、焼入れ後の硬さを得るために重要な元素である。プレス成形・焼入れ後の自動車用部品に必要とされる硬さを得るためは、Ｃ量を少なくとも０．２０％以上にする必要がある。一方、Ｃ量が０．４８％を超えると硬質・低延性化し、プレス成形性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．２０〜０．４８％、好ましくは０．２６〜０．４８％とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉ量が０．１％を超えると硬質・低延性化し、プレス成形性が劣化する。したがって、Ｓｉ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。Ｓｉ量は０（ゼロ）であっても問題ない。
【００１９】
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎ量が０．５％を超えると硬質・低延性化するだけでなく、偏析に起因したバンド組織（ｂａｎｄ  ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）が発達し、ミクロ組織が不均一になるため、プレス成形性が劣化する。したがって、Ｍｎ量は０．５％以下、好ましくは０．４％以下とする。Ｍｎ量は０（ゼロ）であっても問題ないが、グラファイト析出抑制のためにはＭｎ量を０．２％以上とすることが好ましい。
【００２０】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐ量が０．０３％を超えるとプレス成形性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｐ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下とする。Ｐ量は０（ゼロ）であっても問題ないが、コスト上昇抑制のためにはＰ量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００２１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓ量が０．０１％を超えるとプレス成形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０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ量は０（ゼロ）であっても問題ない。
【００２２】
Ａｌ：０．１〜０．６％
Ａｌは、Ｎとの化学的親和力が大きいため、窒素ガス主体の雰囲気中で球状化焼鈍を行う際に鋼板表層部の平均Ｎ量が０．１％以上になるほどにＮ吸収を促進し、焼入れ後の鋼板表層部の硬さ低下を防止し、焼入れ性を向上させる。こうした効果を発現させるには、Ａｌ量を０．１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ量が０．６％を超えると固溶強化により硬質・低延性化し、プレス成形性が劣化するばかりでなく、変態点が上昇するためオーステナイト単相域からの焼入れ処理が困難となり、焼入れ性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．１〜０．６％とする。
【００２３】
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、焼入れ性を高めるばかりでなく、焼入れ性に有害なグラファイトの生成を抑制する。こうした効果を発現させるには、Ｃｒ量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ量が０．５％を超えると硬質・低延性化し、プレス成形性が劣化する。したがって、Ｃｒ量は０．０５〜０．５％とする。
【００２４】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、焼入れ性を高めるが、そのためには、Ｂ量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下するととともに、プレス成形性の劣化も招く。したがって、Ｂ量は０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２５】
Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％
Ｃａは、０．１％以上のＡｌを含有した鋼を鋳造する際に、溶鋼の流れを円滑にさせる。こうした効果を発現させるには、Ｃａ量を０．００１０％以上とする必要がある。一方、Ｃａ量が０．００５０％を超えると介在物が増加し、プレス成形性が劣化する。したがって、Ｃａ量は０．００１０〜０．００５０％とする。
【００２６】
鋼板表面から板厚方向に０．１ｍｍ入った表層部の平均Ｎ量：０．１％以上
上述したように、Ａｌ量を０．１％以上とし、窒素ガス主体の雰囲気中で球状化焼鈍を行うと鋼板表層部の平均Ｎ量が０．１％以上になるほどにＮ吸収が促進される。このため表層部は、焼入れ処理時に固溶Ｎ（ｓｏｌｕｔｅ  Ｎ）量が増加し、焼入れ性だけでなく焼入れ硬さも増大するため、焼入れ後の鋼板表層部の硬さ低下を防止できる。Ａｌ量が０．１％未満では鋼板表層部の平均Ｎ量が０．１％以上にはならず、焼入れ後の鋼板表層部の硬さ低下を十分に防止できない。ここで、鋼板表層部とは、鋼板表面から板厚方向に０．１ｍｍ入ったところまでの領域全体を意味する。
【００２７】
鋼板板厚中央部の平均Ｎ量：０．０１％以下
鋼板板厚中央部の平均Ｎ量が０．０１％を超えると、熱間圧延の段階で既に、ＢＮの形成が促進され、焼入れ性を向上させる固溶Ｂが十分に得られないため、焼入れ処理の冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、鋼板板厚中央部の平均Ｎ量は０．０１％以下とする。ここで、鋼板板厚中央部の平均Ｎ量とは、球状化焼鈍前の鋼板のＮ量を意味する。また、鋼板板厚中央部とは、板厚１／４の位置から３／４の位置の間と規定する。Ｎ量は０（ゼロ）であっても問題ないが、コスト面を考慮するとＮ量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２８】
残部はＦｅおよび不可避的不純物とするが、炭化物の球状化を促進し、焼入れ性を向上させる目的で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏのうちの少なくとも一種を合計で２％以下含有させたり、さらに、あるいは別個に、グラファイトの生成を抑制し、焼入れ性を向上させる目的で、Ｔｉ、Ｖのうちの少なくとも一種を合計で０．１０％以下含有させることができる。
【００２９】
２）  ミクロ組織
本発明では、プレス成形性を向上させるために、熱間圧延後球状化焼鈍を行って、フェライト相と炭化物からなるミクロ組織にする必要がある。特に、優れたプレス成形性と焼入れ性を具備させるには、フェライト相の平均粒径を１０〜２０μｍ、炭化物の球状化率を９０％以上にする必要がある。
【００３０】
ここで、フェライト相の平均粒径とは、鋼板の圧延方向の板厚断面を研磨後、ナイタール（ｎｉｔａｌ）腐食し、走査電子顕微鏡を用いて板厚中央部の１０箇所の位置において、１０００倍で組織観察し、各位置の粒径をＪＩＳ  Ｇ  ０５５２：１９９８に準拠した切断法によって求め、１０箇所の粒径を算術平均したものである。また、炭化物の球状化率とは、上記の組織観察した各位置において、炭化物の最大径ａと最小径ｂの比ａ／ｂを計算し、ａ／ｂが３以下の炭化物の数の全炭化物数に対する割合（％）として求め、１０箇所の球状化率を算術平均したものである。
【００３１】
３）  製造条件
熱間圧延の仕上温度：８５０〜９５０℃
上記の成分組成を有する鋼は、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延して所望の板厚の鋼板にされる。このとき、仕上温度が８５０℃未満では圧延時のオーステナイト粒が微細になるため、球状化焼鈍後のフェライト相の平均粒径が１０μｍ未満になり、９５０℃を超えるとフェライト相の平均粒径が２０μｍを超える。したがって、熱間圧延の仕上温度は８５０〜９５０℃とする。
【００３２】
巻取温度：５００℃以上
熱間圧延後の鋼板は巻取られるが、巻取温度が５００℃未満では球状化焼鈍後のフェライト相の平均粒径および炭化物が微細化して、硬質・低延性化してプレス成形性が劣化する。したがって、巻取温度は５００℃以上とする。なお、スケールによる表面性状の劣化を避けるために、巻取温度は７５０℃以下とすることが好ましい。
【００３３】
球状化焼鈍：５０ｖｏｌ．％以上の窒素ガスを含む雰囲気中、６８０℃以上Ａｃ１変態点以下の焼鈍温度
巻取り後の鋼板には、酸洗によるスケール除去後、炭化物を球状化し、所望のフェライト相の平均粒径にするとともに、鋼板表層部の平均Ｎ量を０．１％以上にするために、５０ｖｏｌ．％以上の窒素ガスを含む雰囲気中、６８０℃以上Ａｃ１変態点以下の焼鈍温度で球状化焼鈍が行われる。このとき、雰囲気中の窒素ガス量が５０ｖｏｌ．％未満の場合は、鋼板表面から板厚方向に０．１ｍｍ入った表層部の平均Ｎ量を０．１％以上にすることができない。また、焼鈍温度が６８０℃未満の場合は、炭化物の球状化率を９０％以上にすることができない。さらに、焼鈍温度がＡｃ１変態点を超える場合は、加熱中にオーステナイト相が生じて、冷却中にパーライトが生成し、プレス成形性が劣化する。したがって、球状化焼鈍は、５０ｖｏｌ．％以上の窒素ガスを含む雰囲気中、６８０℃以上Ａｃ１変態点以下の焼鈍温度で行う必要がある。なお、上記の温度に維持する焼鈍時間は２０〜４０時間が好ましい。また、Ａｃ１変態点は、例えば、加熱速度１００℃／ｈｒのフォーマスタ（ｆｏｒｍａｓｔｏｒ）実験で熱膨張曲線を求め、その変化点により求めることができる。
【００３４】
本発明の成分組成を有する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。
【実施例】
【００３５】
表１に示す鋼ＡからＭの成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２に示す熱延条件に従って熱間圧延後、酸洗し、９５ｖｏｌ．％の窒素と５ｖｏｌ．％の水素を含む雰囲気中、表２に示す焼鈍温度で球状化焼鈍を行い、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板の試料１〜１４を製造した。【００３６】
このようにして製造した試料について、鋼板表層部のＮ量を分析するとともに、上記の方法によりフェライト相の平均粒径と炭化物の球状化率を求めた。また、圧延方向に平行にＪＩＳ  １３号Ｂ引張試験片を採取し、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌを求めた。さらに、幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍの試験片を採取し、ＲＸガス（ＲＸ  ｇａｓ）を空気に混合しカーボンポテンシャルを鋼中Ｃ量と等しくなるように調整した雰囲気中、８７０℃で３０秒加熱後１２０℃の油中に投入する焼入れ処理を行い、鋼板表層部のロックウェルＣスケールの硬さ（ＨＲＣ）を求めた。【００３７】
そして、プレス成形性はＥｌにより、焼入れ性は鋼板表層部のＨＲＣで評価したが、Ｅｌ、ＨＲＣともに、Ｃ量依存性が大きいので、Ｃ：０．２０％ではＥｌ≧４２％、ＨＲＣ≧３５、Ｃ：０．３５％ではＥｌ≧３５％、ＨＲＣ≧４５、Ｃ：０．４８％ではＥｌ≧３０％、ＨＲＣ≧４５、であれば、プレス成形性および焼入れ性に優れるとした。【００３８】
結果を表２に示す。フェライト相と炭化物からなるミクロ組織を有し、鋼板表層部の平均Ｎ量が０．１質量％以上、フェライト相の平均粒径が１０〜２０μｍ、炭化物の球状化率が９０％以上である本発明例は、プレス成形性および焼入れ性に優れていることがわかる。【００３９】
【表１】
0005565532.tif 000002
【００４０】
【表２】
0005565532.tif 000003