(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：0.5 超〜 1.5％、
Si：0.1 〜 2.2％、
Mn：0.1 〜 1.7％、
を含み、かつ、Cr：0.2 〜 1.2％、Ni：0.4 〜 2.0％、Mo：0.1 〜 0.7％、Ｂ：0.0005〜 0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、Ａr3点以上の温度域で、かつ仕上げ圧延温度Ｔf （℃）および仕上げ圧延最終スタンド圧下率Ｒf （％）が下記（１）式を満足するように熱間圧延を施したのち、ホットランテーブル上の滞留時間ｔ（sec ）が下記（２）式を満足するように調整された条件下で、ホットランテーブル上で、600 〜650 ℃の温度域まで強制冷却し、その後空冷する冷却を行い変態を完了させたのち巻取ることを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
記
｛（Ｔf ／300 −Ｒf ／60）−2.5 ｝≦0.25        …………（１）
ｔ≧ｔ*                     …………（２）
ここに、  Ｔf ：仕上げ圧延温度（℃）
Ｒf ：仕上げ圧延最終スタンド圧下率（％）
ｔ：ホットランテーブル上の滞留時間（sec ）
logt* ＝Ｔf ／300 −Ｒf ／60−1.5 ＋β
β＝ 0.4（Si％−0.2 ）＋ 0.6（Mn％−0.5 ）＋ 0.2(Ni ％)                         ＋ 0.6(Cr ％) ＋ 0.7(Mo ％) ＋50( Ｂ％) − 0.7｜Ｃ％−0.77｜
【請求項２】
変態開始前のオーステナイト粒径が20μm 以下である請求項１に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用、工具用等に用いられる高炭素鋼板または高炭素合金鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高炭素鋼板は、機械構造用、あるいは特殊用途用、例えば、工具、ばね、軸受用として利用され、焼入れ、焼なましなどの熱処理により強度、硬さや靱性などの特性を、要求特性に合致するように調整される。
これらの高炭素鋼板は、熱間圧延のままでは、フェライト・パーライトまたはパーライト組織を呈するのが一般的である。しかし、コイル巻取り前に変態が完了しない場合には、コイル内の各位置で冷却速度が異なるため、コイル内各位置で材質、とくに硬さの不均一を生じることが多い。一方、コイル巻取り前にパーライト変態を完了させる時間を確保しようとすると、ホットランテーブルを長くするか、通板速度を低下させる必要がある。しかし、通板速度の低下は生産効率を低下させ、生産性向上という最近の動向とは逆となる。また、ホットランテーブルの延長は、最近の高速通板の状況下では、変態を完了させるためには非常に長くする必要があり、レイアウト上問題がある。
【０００３】
このような問題に対し、圧延条件やコイル巻取りまでの冷却条件を調整して、コイル巻取りまでにパーライト変態を進行させようとする技術が特開平3-174909号公報、特開平5-105961号公報に開示されている。
特開平3-174909号公報には、Ｃ：0.5 〜1.50％を含む高炭素鋼を熱間圧延後、ホットランテーブル上で冷却したのち巻取るに際し、ホットランテーブルを加速冷却ゾーンと空冷ゾーンとに分割するとともに、加速冷却の冷却停止温度を通板速度あるいはさらに鋼板組成（Ｃ、Si、Mn）により規定される臨界温度以下550 ℃以上とし、変態を完了させたのち巻取りコイル内の材質を均一化させる、高炭素鋼ホットコイルの製造方法が開示されている。しかし、この方法は、加速冷却中にパーライト変態をかなり進行させるべく制御するため、多様な鋼種、圧延条件に十分対応しうるものではなく、とくに焼入れ強度の増加の目的でCr、Ni、Ｂ等を添加し、パーライト変態挙動が著しく遅れる場合には、十分な効果を発揮できないという問題を残していた。
【０００４】
また、特開平5-105961号公報には、熱間仕上圧延を700 〜800 ℃の温度域で終了し、ついで鋼成分により規定される冷却停止温度域まで加速冷却を施し、コイル巻取り前の変態を促進させ、材質を均一化させる高炭素鋼帯の製造方法が開示されている。しかしながら、この方法では、熱間圧延が、高変形抵抗温度域（低温）での圧延を含んでおり、圧延負荷が大きく操業上困難を伴ううえに、圧延条件、成分によっては巻取り前に変態が完了しない場合が生じ問題を残していた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題を解決し、コイル巻取り前にパーライト変態を安定して完了させ、材質均一性に優れた熱延高炭素鋼板を安定して製造する方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、圧延終了後パーライト変態挙動は、圧延条件、鋼組成、冷却条件に関連して変化することを見いだした。すなわち、
▲(1) ▼熱間圧延の仕上げ圧延温度および最終スタンド圧下率が、圧延終了後のパーライト変態に大きな影響を及ぼし、パーライト変態の促進のためには、仕上げ圧延温度を低温化する、あるいは最終スタンドで高圧下圧延を行うのが好ましい。
【０００７】
▲(2) ▼熱間圧延後のパーライト変態は、ある特定の温度域で著しく促進される。
▲(3) ▼パーライト変態挙動は、添加される合金成分に大きく影響される。
という知見を得た。
本発明者らは、上記した知見をもとに、さらに検討を加えた結果、コイル巻取りまでに安定してパーライト変態を完了させるためには、(i) 仕上げ圧延温度および最終スタンド圧下率を所定の関係式に基づき調整すること、(ii)鋼成分、圧延条件、に関連する所定の関係式に基づいてホットランテーブル上に滞留する時間を調整する必要があることに想到した。一方、ホットランテーブル上の滞留時間が制限される場合には、上記関係式に基づき実施可能な滞留時間以下となるように圧延条件を調整すれば、コイル巻取り前にパーライト変態が完了することになる。
【０００８】
本発明は、上記した知見をもとに構成されたものである。
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.5 超〜 1.5％、Si：0.1 〜 2.2％、Mn：0.1 〜 1.7％を含有し、さらに、Cr：0.2 〜 1.2％、Ni：0.4 〜 2.0％、Mo：0.1 〜 0.7％、Ｂ：0.0005〜 0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、Ａr3点以上の温度域で、かつ仕上げ圧延温度Ｔf （℃）および仕上げ圧延最終スタンド圧下率Ｒf （％）が次（１）式
｛（Ｔf ／300 −Ｒf ／60）−2.5 ｝≦0.25        …………（１）
を満足するように熱間圧延を施したのち、ホットランテーブル上の滞留時間ｔ（sec ）が次（２）式
ｔ≧ｔ*         …………（２）
（ここに、logt* ＝Ｔf ／300 −Ｒf ／60−1.5 ＋β、β＝ 0.4（Si％−0.2 ）＋ 0.6（Mn％−0.5 ）＋ 0.2(Ni ％) ＋ 0.6(Cr ％) ＋ 0.7(Mo ％) ＋50( Ｂ％) − 0.7｜Ｃ％−0.77｜）を満足するように調整された条件下で、ホットランテーブル上で、600 〜650 ℃の温度域まで強制冷却し、好ましくは、変態開始前のオーステナイト粒径を20μm 以下に制御しその後空冷する冷却を行い、変態を完了させたのち巻取ることを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に用いる鋼素材の化学組成の限定理由について説明する。
Ｃ：0.5 超〜 1.5％
Ｃは焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ後の硬度を増加させ、耐磨耗性を向上させる。Ｃ含有量は所望の特性に応じ調整されるが、0.5 ％以下では、所望の硬さ、焼入れ性が確保できない。一方、 1.5％を超えると硬度、耐磨耗性の増加が飽和する。このため、Ｃは0.5 超〜 1.5％の範囲に限定した。
【００１０】
Si：0.1 〜 2.2％
Siは、焼入れ性を向上させる元素であり、0.1 ％未満では、その効果が小さく、 2.2％を超えるとその効果が飽和するうえ表面性状や耐食性を劣化させる。このため、Siは0.1 〜 2.2％の範囲に限定した。
Mn：0.1 〜 1.7％
Mnは焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ後の耐磨耗性を向上させ、さらにＳと結合しMnS を形成し固溶Ｓを減少させる作用を有している。0.1 ％未満ではその効果が小さく、固溶Ｓが増大し鋼の脆化を招く。一方 1.7％を超えると焼入れ後の靱性が劣化する。このため、Mnは0.1 〜 1.7％の範囲に限定した。
【００１１】
Cr：0.2 〜 1.2％、Ni：0.4 〜 2.0％、Mo：0.1 〜 0.7％、Ｂ：0.0005〜 0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Ni、Mo、Ｂはいずれも鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を増加させる元素であり１種または２種以上添加できる。
Crは、鋼の焼入れ性を高め、さらに焼入れ後の耐磨耗性を向上させる。0.2 ％未満ではその効果が小さく、一方、3.5 ％を超えるとその効果が飽和するうえCr炭化物量が多くなり鋼を脆化させる。このため、Crは、0.2 〜 1.2％の範囲とする。
【００１２】
Niは、鋼の焼入れ性を高め、同時に焼入れ後の靱性を向上させ、鋼の軟質化にも効果がある。 0.4％より少ないとその効果が小さく、 2.0％を超えるとその効果が飽和する。このため、Niは、0.4 〜 2.0％の範囲とする。
Moは鋼の焼入れ性を高め、さらに焼入れ後の靱性を向上させる。0.1 ％未満ではその効果が小さく、 0.7％を超えるとその効果が飽和する。このため、Moは0.1 〜 0.7％の範囲とする。
【００１３】
Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、さらに焼入れ後の靱性を向上させる。0.0005％未満ではその効果が小さく、 0.003％を超えるとその効果が飽和するうえ靱性が劣化する。このため、Ｂは0.0005〜 0.003％の範囲とする。
残部はFeおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物は、できるだけ低減するのが好ましいが、Ｐは0.05％、Ｓは0.05％まで許容できる。
【００１４】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは焼入れ後の靱性を劣化させるうえに低温で鋼を脆化させる元素であるため、できるだけ低減するのが望ましいが、0.05％までは許容できるため、0.05％を上限とした。
Ｓ：0.05％以下
Ｓは固溶状態で存在すると焼入れ後の靱性を劣化させるうえ赤熱状態で鋼を脆化させる元素であるため、できるだけ低減するのが望ましいが、0.05％までは許容できるため、0.05％を上限とした。
【００１５】
つぎに、製造方法について説明する。
上記した組成の鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊、分塊法によりスラブとする。スラブに熱間粗圧延を施しシートバーとした後、仕上げ圧延を行う。
仕上げ圧延温度はＡr3変態点以上とする。
仕上げ圧延温度をＡr3変態点以上とすることにより、仕上げ圧延中の変態を抑制し、加工組織の残存を防止する。これにより鋼板の硬質化およびそれに起因する板割れなどの問題を回避することができる。
【００１６】
仕上げ圧延においては、仕上げ圧延温度Ｔf （℃）および仕上げ圧延最終スタンド圧下率Ｒf （％）が次（１）式
｛（Ｔf ／300 −Ｒf ／60）−2.5 ｝≦0.25        …………（１）
を満足するように仕上げ圧延を施す。
（１）式を満足させるためには、仕上げ圧延温度をできるだけ低温とし、仕上げ圧延最終スタンド圧下率をできるだけ高くとるのが好ましい。仕上げ圧延温度の低温化、最終スタンド圧下率の増加は、（１）式左辺の値を低減させ、（１）式を満足させ易くする。仕上げ圧延温度の低温化、最終スタンド圧下率の増加はいずれもオーステナイト粒を微細化する効果がある。オーステナイト粒界はパーライト変態核としての機能があり、粒界面積の増加は変態核の増加に繋がる。したがって、オーステナイト粒の微細化はパーライト変態を促進することになる。
【００１７】
（１）式が満たされた場合には、変態前のオーステナイト粒を微細化することができ、パーライト変態が促進され、ホットランテーブル上で変態が完了しやすくなり、コイル内の材質が均一化される。（１）式が満たされない場合には、その後の工程によらず、コイル巻取りまでに変態を完了させることが困難となり、コイル内の材質が不均一となる。
【００１８】
（１）式の左辺、α＝（Ｔf ／300 −Ｒf ／60）−2.5 と、熱延コイル内の硬さばらつきΔＨv の関係を図１に示す。αが0.25以下の場合に、硬さばらつきが15以下となり、コイル内の材質の均一性が向上する。この範囲外では、コイル内の材質ばらつきが増加している。この図のデータは、仕上げ圧延後600 〜650 ℃まで水冷したのち空冷し巻取ったコイルについて測定したものである。
【００１９】
なお、オーステナイトの微細化は、上記した仕上げ圧延条件に加えて、圧延終了後、パーライト変態開始温度まで急冷し、オーステナイト粒の成長を抑制することもまた必要である。
仕上げ圧延を終了した熱延鋼板は、ホットランテーブル上で600 〜650 ℃の温度域まで強制冷却し、その後空冷する冷却を施される。この温度域まで強制冷却する理由は、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらにパーライト変態の進行速度が速い温度域まで空冷を行うことにより、効率よく変態を進行させるためである。強制冷却の冷却停止温度が650 ℃を超える場合には、パーライト変態が著しく遅延し、ホットランテーブル上で十分に変態を完了させることができない。一方、強制冷却の冷却停止温度が600 ℃未満では、ベイナイト、マルテンサイトといった硬質な相が析出しやすくなり、板割れ、材質のばらつきなどの不具合を生じ、生産性、歩留り等を低下させる。
【００２０】
なお、強制冷却時の冷却速度はとくに限定しないが、オーステナイト粒の成長を抑制し、変態開始前のオーステナイト粒径を20μm 以下に制御できればよい。このためには、強制冷却は、水冷とするのが好ましく、冷却速度は15℃/sec以上150 ℃/sec以下とするのが好ましい。変態開始時のオーステナイト粒径が20μm を超えると、変態の進行が遅れ、ホットランテーブル上で充分変態を完了させることが困難になる。
【００２１】
仕上げ圧延を施され、600 〜650 ℃の温度域まで強制冷却された熱延鋼板は、ついで、ホットランテーブル上を搬送され巻取られるまで空冷される。空冷中に変態が開始され、コイル巻取り前までに変態が完了する。
本発明では、ホットランテーブル上で変態が完了するように、ホットランテーブル上の熱延鋼板の滞留時間ｔ（sec ）を、鋼組成、圧延条件と関連づけて調整する。
【００２２】
ホットランテーブル上の滞留時間ｔ（sec ）は、次（２）式
ｔ≧ｔ*             …………（２）
ここに、logt* ＝Ｔf ／300 −Ｒf ／60−1.5 ＋β、
β＝ 0.4（Si％−0.2 ）＋ 0.6（Mn％−0.5 ）＋ 0.2(Ni ％) ＋ 0.6(Cr ％) ＋ 0.7(Mo ％) ＋50( Ｂ％) − 0.7｜Ｃ％−0.77｜）
の関係を満たすように調整される。
【００２３】
ホットランテーブル上の熱延鋼板の滞留時間ｔは、ｔ＝（ホットランテーブル長さ）／（ホットランテーブル通板速度）、で表され、ホットランテーブル通板速度を変更することにより、ｔが調整できる。（２）式を満足する条件下で、ホットランテーブル上を通板することにより、コイル巻取りまでにパーライト変態が完了し、コイル内の材質が均一となる。ｔがｔ* 未満の場合には、ホットランテーブル上でパーライト変態が十分進行しないため、コイル内の材質均一性が低下する。
【００２４】
【実施例】
表１に示す組成の鋼スラブを、加熱し熱間粗圧延を経て40mm厚のシートバーとした。ついでこれらシートバーに表２に示す条件で仕上げ圧延を施し、2.0mm 厚の熱延板としたのち、表２に示す冷却停止温度まで水冷し、その後空冷してコイルに巻取った。得られた各鋼板について、硬さばらつき、旧オーステナイト粒径を測定した。
【００２５】
硬さばらつきは、各鋼板について、板厚中心部のビッカース硬度（Hv）をコイル全長、全幅について測定し、このコイル内の硬さの最大値（Ｈvmax）と最小値（Ｈvmin）の差をとり、これをコイル内の平均値（Ｈvav ）で割った、ΔHv（＝（Ｈvmax−Ｈvmin）／Ｈvav ）で評価した。なお、ビッカース硬さHvの測定にあたっては、鋼板断面を研磨により平滑化し、試験荷重：１kgf で行った。
【００２６】
旧オーステナイト粒径は、上記した研磨試料について、ピクリン酸飽和水溶液に界面活性剤を添加したエッチング液を用いて、旧オーステナイト粒界を現出させて測定した。結晶粒径の測定は、ASTM規定に準じ切断法を用いて行った。
【００２７】
【表１】
0003644216.tif 000002
【００２８】
【表２】
0003644216.tif 000003
【００２９】
表２から、本発明例の熱延鋼板は、いずれも旧オーステナイト粒径が20μm 以下となり、硬度のばらつきΔＨv が著しく小さく、コイル内の硬さが均一であることがわかる。これに比べ、本発明の範囲を外れる比較例は、ΔＨv が大きく、コイル内の硬さばらつきが大きい。
【００３０】
【発明の効果】
本発明によれば、コイル巻取り前にパーライト変態を完了させることができ、コイル内の材質均一性に優れた熱延高炭素鋼板を安定して製造できる。また、本発明は、生産性、歩留り向上に寄与すること大であり、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】コイル内の硬度ばらつきΔＨv とαの関係を示すグラフである。
【図１】
0003644216.tif 000004