(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.5〜1.0%、Si:2.0%以下、Mn:2.0%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.08%以下、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼片を、Ar3変態点あるいはArcm変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、60℃/s以上の平均冷却速度で550〜650℃の冷却停止温度まで一次冷却後、1.0〜10s間放冷し、次いで、120℃/s以上の平均冷却速度で500〜600℃の冷却停止温度まで二次冷却して巻き取り、その後、640℃以上Ac1変態点以下の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
一次冷却時の平均冷却速度が120℃/s以上であることを特徴とする請求項1に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼片に含有されるsol.Al量が、質量%で、0.01%以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼片に、さらに、質量%で、Cr:0.1〜2.0%、Mo:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜2.0%、Cu:0.1〜1.0%、Ti:0.01〜0.10%、Nb:0.01〜0.10%、V:0.01〜0.10%、B:0.0005〜0.0100%の内から選ばれた少なくとも1種の元素が含有されることを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高炭素熱延鋼板、特に0.5質量%以上のCを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
機械構造部品や工具などに使用される高炭素鋼板は、種々の形状に冷間で成形加工された後、硬質化のために焼入焼戻処理を施される場合が多い。そのため、こうした用途の高炭素鋼板には、優れた加工性と焼入性が要求されており、これまでに種々の技術が提案されている。
【０００３】
例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.30〜1.20%、Si:2.00%以下、Mn:1.00%以下、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Al:0.01〜0.08%、N:0.010%以下で、残部が実質的にFeおよび不可避的合金成分からなる高炭素鋼を、仕上温度を(Ac1変態点+30℃)以上として熱間圧延後、10〜100℃/sの冷却速度で20〜500℃の温度まで冷却し、1〜10s保持後、500℃〜(Ac1変態点+30℃)の温度域へ再加熱し、この温度域で巻き取る成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法が開示されている。
【０００４】
特許文献2には、Cを0.2〜0.7質量%含有する鋼を、仕上温度(Ar3変態点-20℃)以上で熱間圧延後、冷却速度120℃/s超かつ冷却停止温度650℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻き取り、酸洗後、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍する伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
特許文献3には、質量%で、C:0.2〜0.7%、Si:2%以下、Mn:2%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01%以下、N:0.01%以下を含有する組成の鋼を、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を、60℃/s以上120℃/s未満の冷却速度で650℃以下の温度まで冷却する工程と、前記冷却後の熱延鋼板を、600℃以下の巻取温度で巻き取る工程と、前記巻取後の熱延鋼板を、640℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程とを有する高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平5-9588号公報
【特許文献２】特開2003-13145号公報
【特許文献３】特開2008-156712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に記載の製造方法で製造された高炭素熱延鋼板、特に、Cを0.5質量%以上含有する鋼板では、鋼板内の特性に大きなばらつきが生じやすく、必ずしも優れた加工性や焼入性が得られないといった問題がある。
【０００８】
本発明は、0.5質量%以上のCを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、0.5質量%以上のCを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板の製造方法について鋭意検討したところ、熱間圧延後に冷却する際に、550〜650℃の温度域で放冷を行う二段階の急速冷却、すなわち急速冷却-放冷-急速冷却のパターンで冷却して巻き取り、その後セメンタイトの球状化のための焼鈍を行うことが効果的であることを見出した。
【００１０】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、質量%で、C:0.5〜1.0%、Si:2.0%以下、Mn:2.0%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.08%以下、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼片を、Ar3変態点あるいはArcm変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、60℃/s以上の平均冷却速度で550〜650℃の冷却停止温度まで一次冷却後、1.0〜10s間放冷し、次いで、120℃/s以上の平均冷却速度で500〜600℃の冷却停止温度まで二次冷却して巻き取り、その後、640℃以上Ac1変態点以下の温度で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法を提供する。
【００１１】
本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法では、一次冷却時の平均冷却速度が120℃/s以上であることが好ましい。また、鋼片に含有されるsol.Al量が、質量%で、0.01%以下であったり、鋼片に、さらに、質量%で、Cr:0.1〜2.0%、Mo:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜2.0%、Cu:0.1〜1.0%、Ti:0.01〜0.10%、Nb:0.01〜0.10%、V:0.01〜0.10%、B:0.0005〜0.0100%の内から選ばれた少なくとも1種の元素が含有されてもよい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、0.5質量%以上のCを含有し、鋼板内の特性のばらつきが小さく、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板を製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明である高炭素熱延鋼板の製造方法について、以下に詳細に説明する。
【００１４】
(1) 鋼片の組成
以下、成分元素の含有量の単位である%は、特に断らない限り質量%を意味するものとする。
【００１５】
C:0.5〜1.0%
Cは、焼入焼戻処理後の鋼板強度を高めるために必須の元素である。C量が0.5%未満では、機械構造部品や工具の素材として必要な強度が得られない。一方、C量が1.0%を超えると、鋼板が脆くなって加工性が低下する上、焼入後にも残留オーステナイトが存在し易くなり、熱処理後の強度も飽和あるいは減少する。したがって、Cの含有量は0.5〜1.0%に限定する。好ましくは0.6〜0.9%である。
【００１６】
Si:2.0%以下
Siは、鋼を脱酸する作用や焼入後の焼戻軟化抵抗を高める作用を有するため、必要に応じて含有できる。ただし、Siの含有は、センメンタイトを黒鉛化して鋼の焼入性を低める作用もあるので、Siの含有量は2.0%以下に限定する。好ましくは0.5%以下である。
【００１７】
Mn:2.0%以下
Mnは、鋼の焼入性を高める作用があり、必要に応じて含有できる。ただし、Mnを過剰に含有すると、鋼の靱性や延性の低下を招くので、Mnの含有量は2.0%以下に限定する。好ましくは1.0%以下である。
【００１８】
P:0.03%以下
Pは、鋼板の加工性や熱処理後の鋼の靱性を低下させる作用があるため、Pの含有量は0.03%以下に限定する。好ましくは0.02%以下である。
【００１９】
S:0.03%以下
Sは、鋼板の加工性や熱処理後の鋼の靱性を低下させる作用があるため、Sの含有量は0.03%以下に限定する。好ましくは0.01%以下である。
【００２０】
sol.Al:0.08%以下
Alは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、必要に応じて含有できる。ただし、Alの含有量として、鋼中のsol.Al量が0.08%を超えるような添加は、鋼中介在物の増加を招き、鋼板の加工性の低下を招く。そのため、Alの含有量は、sol.Al量で0.08%以下に限定する。好ましくは0.04%以下である。また、鋼が高温に保持される場合、鋼中で固溶Alと固溶Nが化合してAlNが形成され、焼入加熱時にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、鋼板の焼入性を低める場合がある。特に、鋼板を窒素雰囲気中で焼鈍する場合には、雰囲気から鋼中に侵入したNによって上記作用が顕著化する。AlNの形成に起因するこのような鋼板の焼入性低下を避けるためには、Alの含有量を、sol.Al量で0.01%以下とするのがより好ましい。
【００２１】
N:0.01%以下
Nの多量の含有は、鋼中でのAlN形成を通じて、鋼板の焼入性を低める場合がある。そのため、Nの含有量は0.01%以下に限定する。好ましくは0.005%以下である。
【００２２】
本発明に用いる鋼片は、上記した成分組成を有するものとなる。なお、上記の各元素の含有量を通常実施されている程度の精錬範囲を超えて、例えば0.001%未満にまで低減することは、鋼板の製造コストの増加を招くため、特段の理由がない限り必要ない。
【００２３】
本発明に用いる鋼片の残部は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、焼入性の向上や焼戻軟化抵抗の向上を目的として、Cr、Mo、Ni、Cu、Ti、Nb、V、Bの内から1種以上の元素をさらに添加しても、本発明の効果が損なわれることはない。
【００２４】
鋼片に、これらの元素を添加する場合には、Cr:0.1〜2.0%、Mo:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜2.0%、Cu:0.1〜1.0%、Ti:0.01〜0.10%、Nb:0.01〜0.10%、V:0.01〜0.10%、B:0.0005〜0.0100%の範囲の含有量とすることが好ましい。それぞれの範囲の下限未満の含有量では、添加の効果が十分に得られない。また、それぞれの範囲の上限を超える含有量では、製造コストの増加を招くとともに、鋼板の加工性や靱性を低下させる場合がある。なお、より好ましい含有量の範囲は、それぞれ、Cr:0.1〜1.0%、Mo:0.1〜0.5%、Ni:0.1〜1.0%、Cu:0.1〜0.5%、Ti:0.01〜0.05%、Nb:0.01〜0.05%、V:0.01〜0.05%、B:0.0005〜0.0050%である。
【００２５】
不可避的不純物としては、例えば、O、Sn、Pbなどがある。これらの元素は極力含有しないことが望ましいが、0.01%未満の含有量であれば許容できる。
【００２６】
2) 製造条件
本発明による高炭素熱延鋼板の製造方法では、上記した成分組成を有する鋼片を、Ar3変態点あるいはArcm変態点以上の仕上温度で熱間圧延し、60℃/s以上の平均冷却速度で550〜650℃の冷却停止温度まで一次冷却後、1.0〜10s間放冷し、次いで、120℃/s以上の平均冷却速度で500〜600℃の冷却停止温度まで二次冷却して巻き取り、その後、640℃以上Ac1変態点以下の温度で焼鈍する。なお、焼鈍前に鋼板表層に形成されているスケールを酸洗等により除去することが好ましい。本発明の製造条件における限定理由を以下に説明する。
【００２７】
熱間圧延の仕上温度：Ar3変態点あるいはArcm変態点以上
熱間圧延の仕上温度がAr3変態点あるいはArcm変態点未満では、初析フェライトあるいは初析セメンタイトが一部析出した状態で圧延され、不均一な鋼板組織となって鋼板内の特性の均一性が低下する。そのため、熱間圧延の仕上温度はAr3変態点あるいはArcm変態点以上とする。
【００２８】
なお、鋼片のAr3変態点あるいはArcm変態点は、例えば、オーステナイト温度域からの冷却過程における熱収縮曲線を測定し、曲線の変化点から求めることができる。
【００２９】
一次冷却の平均冷却速度：60℃/s以上
一次冷却の冷却停止温度(放冷温度)：550〜650℃
熱間圧延後の一次冷却は、熱間圧延後、550〜650℃の範囲の冷却停止温度まで、60℃/s以上の平均冷却速度で行う必要がある。本発明では、鋼板内の特性のばらつきを低減しつつ、低温変態相の生成による製造性の低下を回避するため、熱間圧延後の鋼板組織を均一なパーライトを主体とする組織に調製する。そのため、熱間圧延後の冷却過程において、フェライトやセメンタイトの粗大析出を回避することが必須となる。このためには、熱間圧延後の鋼板を60℃/s以上の平均冷却速度で、550〜650℃の冷却停止温度まで速やかに一次冷却する必要がある。
【００３０】
一次冷却の平均冷却速度が60℃/s未満の場合には、一次冷却中に初析フェライトや初析セメンタイトが顕著に生成し、均一なミクロ組織が形成されない。また、冷却停止温度が650℃を超えると、60℃/s以上の平均冷却速度で冷却しても、冷却停止後に初析フェライトや初析セメンタイトが多く生成する。一方、冷却停止温度が550℃より低い場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相が部分的に生成し、鋼板形状が悪化して以降の冷却むら、ひいては鋼板内の特性のばらつきを生ずる可能性がある。なお、初析相の生成を確実に回避し、より均一な鋼板組織を得るためには、一次冷却の平均冷却速度を120℃/s以上とすることが好ましい。
【００３１】
放冷時間：1.0〜10s
一次冷却後、1.0〜10sの間鋼板を放冷する。一次冷却での急冷に続けて放冷することにより、パーライト変態が短時間で進行し、均一なパーライト組織が形成される。本発明の要点は、焼鈍前の高炭素鋼板のミクロ組織を均一なパーライトを主体とする組織に調製することにあり、放冷によるパーライト変態の促進が非常に重要な役割を果たす。
【００３２】
放冷時間が1.0s未満では、上記の変態促進効果が十分に得られない。0.5質量%以上のCを含有する高炭素鋼では、高いC含有量のために焼入性が高く、容易に低温変態相を生成しやすい。そのため、1.0s未満の短時間の放冷では、パーライト変態の促進効果が不十分となり、所望の組織に調製できない。一方、放冷時間が10sを超える場合には、パーライト変態の進行につれて変態発熱による鋼板温度の上昇が生じ、放冷過程の後期に生成するパーライトが粗大化して、鋼板内の特性の不均一化を招く。そのため、放冷時間は1.0〜10sの範囲に限定する。好ましくは3〜8sである。なお、放冷とは、注水等による強制冷却を行わずに鋼板を大気中に暴露することを意味する。ただし、一次冷却工程で注水した冷却水の払拭のため、圧縮空気などの流体を鋼板に向けて短時間噴射することなどは、噴射による冷却効果が十分に小さく、本発明の効果を損なうことがないので許容できる。
【００３３】
二次冷却の平均冷却速度：120℃/s以上
二次冷却の冷却停止温度(巻取温度)：500〜600℃
所定時間放冷した後の鋼板は、120℃/s以上の平均冷却速度で再度冷却し、500〜600℃の冷却停止温度で冷却を停止して巻き取る。放冷後の鋼板は、変態発熱により温度が上昇しているので、鋼板のミクロ組織の粗大化を抑制するため、500〜600℃の温度にまで再度冷却してから巻き取る。冷却停止温度が600℃を超える場合には、粗大なパーライトが生成しやすくなり、鋼板組織の不均一化を完全に回避することができない。一方、冷却停止温度が500℃未満の場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相が生成し、鋼板が過度に硬化して巻形状が悪化するとともに、加工性の大幅な低下を招く。低温変態相主体の組織には、焼鈍後にセメンタイトが微細に分散しやすいといった利点もあるが、0.5質量%以上のCを含有する高炭素鋼では、高いC含有量のために低温変態相の硬度が高く、鋼板の製造性や加工性の低下が許容できないので、冷却停止温度は500℃以上に限定する。
【００３４】
鋼板組織の均一性を高めるためには、放冷後の平均冷却速度を120℃/s以上にする必要がある。一般的な注水による冷却の場合、500〜600℃の温度域は、膜沸騰から核沸騰への遷移が始まる領域となるため、鋼板の冷却むらが発生し易い。このような温度域では、平均冷却速度が120℃/s以上となるように核沸騰主体の条件で水冷すると、鋼板の冷却むらが発生し難くなり、鋼板内の特性のばらつきを小さく抑えることができる。平均冷却速度が240℃/s以上の水冷であればより好ましい。
【００３５】
焼鈍温度：640℃以上Ac1変態点以下
巻き取り後の熱延鋼板は、セメンタイトの球状化を図るために焼鈍する。このとき、焼鈍温度が640℃未満では、セメンタイトの球状化が速やかに進行しない。また、焼鈍温度がAc1変態点を超えると、焼鈍中に鋼板組織が一部再オーステナイト化した後で冷却されるため、焼鈍後の鋼板組織中にパーライト、すなわち球状化されていないセメンタイトが混在し、鋼板内の特性の均一性とともに、加工性や焼入性が低下する。よって、焼鈍温度は、640℃以上Ac1変態点以下の範囲に限定する。好ましくは、680℃以上Ac1変態点以下である。
【００３６】
本発明では、焼鈍前の熱延鋼板の組織を均一なパーライトを主体とする組織に調製しているため、セメンタイトの球状化が効率的に進行するので、熱延鋼板を焼鈍温度に保持する時間については、10時間以上とればよい。望ましくは15〜35時間である。焼鈍後の鋼板には、鋼板の形状矯正あるいは表面性状調整のため、必要に応じて調質圧延を施すことができる。
【００３７】
なお、鋼板のAc1変態点は、例えば、常温からの加熱過程における熱膨張曲線を測定し、曲線の変化点から求めることができる。
【００３８】
本発明で用いる高炭素鋼の溶製には、転炉または電炉のどちらも使用可能である。溶製された鋼は、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延により鋼片(スラブ)とされる。熱間圧延前の鋼片は、製造設備の能力に応じて、所定の仕上温度が確保できる温度に加熱すればよい。連続鋳造された鋼片を常温まで冷却することなく直接あるいは短時間の加熱の後に熱間圧延してもよい。また、バーヒーターやエッヂヒーターのような誘導加熱装置により、熱間圧延途中の鋼片を追加加熱することも可能である。
【実施例】
【００３９】
表1に示す元素を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、同じく表1に示すAr3変態点あるいはArcm変態点、およびAc1変態点を有する鋼片A〜Lを、表2に示す熱延条件にて板厚4.0mmの熱延鋼板とした後、酸洗によりスケールを除去し、同じく表2に示す焼鈍条件にて窒素雰囲気中で焼鈍し、次いで伸張率0.5%の調質圧延を施して、鋼板1〜24を得た。なお、表1中の各変態点は、前記した方法により求めた。
【００４０】
得られた各鋼板から圧延方向に平行な板厚断面調査用のサンプルを採取し、次のようにして、板厚断面におけるビッカース硬さとセメンタイトの平均径を測定して、鋼板内の特性のばらつき、および加工性と焼入性を評価した。結果を表3に示す。
【００４１】
板厚断面におけるビッカース硬さ：圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨し、板厚の1/4深さの位置にて、JIS Z 2244の規定に準拠し、9.8N(1kgf)の試験力で測定した。各々のサンプルあたり5回以上測定し、それらの平均値をそのサンプルの板厚断面におけるビッカース硬さHVとした。このビッカース硬さHVの測定を、鋼板板幅の1/8、1/4、3/8、1/2、5/8、3/4、7/8の計7位置で採取したサンプルで行い、全7位置のHVの値の最大値(HVmax)と最小値(HVmin)の差(ΔHV=HVmax-HVmin)と全7位置のHVの値の平均値(HVave)を求め、ΔHV/HVaveの値を鋼板内の特性の均一性の指標とした。ΔHV/HVaveの値が0.10以下であれば、鋼板内の特性のばらつきが小さいと評価した。
【００４２】
板厚断面におけるセメンタイトの平均径：鋼板板幅の1/4位置で採取したサンプルの圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨し、ピクラールで腐食した後、板厚の1/4深さの位置を走査型電子顕微鏡にて5000倍の倍率で撮影した組織写真を用いて、個々のセメンタイト粒子の長径と短径の相乗平均を個々のセメンタイト粒子の粒径とし、組織写真の視野内にあるセメンタイト粒子の粒径の平均値をもって、その鋼板のセメンタイトの平均径dとした。このセメンタイトの平均径dは、粒子分散による強化量や加工時の応力集中度、焼入加熱時の分解難易度の目安となるため、加工性および焼入性の指標として利用でき、dの値が0.5〜2.0μmの場合に、加工性および焼入性に優れると評価した。
【００４３】
表3に示す本発明例の鋼板は、鋼板内の特性の均一性の指標としたΔHV/HVaveの値が0.10以下であって鋼板内の特性のばらつきが小さく、鋼板の加工性と焼入性の指標としたセメンタイトの平均径dの値も0.5〜2.0μmとなっており、加工性と焼入性にも優れた高炭素熱延鋼板となっている。
【００４４】
【表１】
0005440203.tif 000002
【００４５】
【表２】
0005440203.tif 000003
【００４６】
【表３】
0005440203.tif 000004