(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
機械構造用炭素鋼又は炭素工具鋼鋼材又はばね用冷間圧延鋼帯で規定される成分系を有する高炭素鋼板を製造する方法において、
（イ）該鋼を熱間粗圧延後に、Ａｒ３  以上の温度で加熱処理を行う工程と、
（ロ）加熱処理されたスラブをＡｒ３  変態点以上の温度で熱間圧延する工程と、
（ハ）熱間圧延後の鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、５６０〜６５０℃の温度範囲に２〜１０秒保持する短時間熱処理を施した後、再び７℃／秒以上の冷却速度で冷却する工程と、
（ニ）冷却後の鋼板を６００℃以下の温度で巻取る工程と、
（ホ）巻取り後の鋼板を３０％以上の圧下率で冷間圧延する工程と、
（へ）冷間圧延された鋼板を５８０℃〜Ａｃ１  変態点の温度で焼鈍する工程とを備え、平均粒径が１．１μｍ以下で平均アスペクト比が１．５以下のセメンタイトおよび平均粒径が２μｍ以上のフェライト粒を形成させる、成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板の製造方法。
【請求項２】
焼鈍後の鋼板表面に亜鉛めっき処理後、りん酸塩処理を施す請求項１に記載の成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用炭素鋼（ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１）、炭素工具鋼鋼材（ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１）、ばね用冷間圧延鋼帯（ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２）で成分規定されているＭｏなどの特殊な合金元素を含まない、成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
工具や刃物あるいはギヤー、シートべルト金具などの自動車部品は、素材としてＪＩＳ  Ｇ  ４０５１、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２で成分規定された高炭素鋼板が用いられ、それを所定の形状に加工後焼入れ焼戻しなどの熱処理が施されて製造される。
【０００３】
近年、こうした工具や部品メーカー、すなわち高炭素鋼板のユーザーでは、低コスト化のために成形工程の簡略化や熱処理の低温短時間化が検討されるようになったが、それにともない素材としての高炭素鋼板には、複雑な形状を少ない工程でも成形できる優れた成形性や低温短時間の熱処理でも所望の硬度が得られる優れた焼入れ性が強く要望されている。
【０００４】
そのため、これまで高炭素鋼板の成形性や焼入れ性を向上させるために種々の検討が行われている。例えば、特開平５−９５８８号公報には、熱間圧延後の鋼帯を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２０〜５００℃の温度範囲に冷却し、その後５００℃〜（Ａｃ１  変態点＋３０℃）の温度範囲に再加熱してその温度で巻取ったり、さらに冷間圧延後６５０℃〜（Ａｃ１  変態点＋３０℃）の温度範囲で１時間以上熱処理したりしてセメンタイトの球状化を促進させ、軟質・高延性化して成形性を向上させる方法が開示されている。また、特開昭６４−２５９４６号公報や特開平８−２４６０５１号公報には、鋼中の炭素を黒鉛化して軟質・高延性化して成形性を向上させる方法も提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、本発明者等が特開平５−９５８８号公報に記載された方法を検討したところ、ユーザーにおける成形工程の簡略化や熱処理の低温短時間化に対応できるような成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板が必ずしも得られない場合があった。また、特開昭６４−２５９４６号公報や特開平８−２４６０５１号公報に記載された鋼中の炭素を黒鉛化する方法には、黒鉛の溶解速度が遅いため低温短時間の焼入れ処理において十分に硬質化できないといった問題がある。
【０００６】
本発明はこのような問題を解決するためになされたもので、ユーザーにおける成形工程の簡略化や熱処理の低温短時間化に対応できる成形性および焼入れ性に優れた機械構造用炭素鋼（ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１）、炭素工具鋼鋼材（ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１）、ばね用冷間圧延鋼帯（ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２）で成分規定された高炭素鋼板を確実に製造する方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。
（１）本発明の製造方法は、機械構造用炭素鋼又は炭素工具鋼鋼材又はばね用冷間圧延鋼帯で規定される成分系を有する高炭素鋼板を製造する方法において、
（イ）該鋼を熱間粗圧延後に、Ａｒ３  以上の温度で加熱処理を行う工程と、
（ロ）加熱処理されたスラブをＡｒ３  変態点以上の温度で熱間圧延する工程と、
（ハ）熱間圧延後の鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、５６０〜６５０℃の温度範囲に２〜１０秒保持する短時間熱処理を施した後、再び７℃／秒以上の冷却速度で冷却する工程と、
（ニ）冷却後の鋼板を６００℃以下の温度で巻取る工程と、
（ホ）巻取り後の鋼板を３０％以上の圧下率で冷間圧延する工程と、
（へ）冷間圧延された鋼板を５８０℃〜Ａｃ１  変態点の温度で焼鈍する工程とを備え、平均粒径が１．１μｍ以下で平均アスペクト比が１．５以下のセメンタイトおよび平均粒径が２μｍ以上のフェライト粒を形成させる、成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板の製造方法である。
【０００８】
（２）本発明の製造方法は、焼鈍後の鋼板表面に亜鉛めっき処理後、りん酸塩処理を施す上記（１）に記載の成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板の製造方法である。
【０００９】
ここで、セメンタイトの平均粒径、セメンタイトの平均アスぺクト比、およびフェライト粒の平均粒径は、以下のようにして測定される。
ａ）セメンタイトの平均粒径：圧延方向と厚み方向で形成される断面を電子顕微鏡により１５００倍で観察し、約３００個のセメンタイトについて長軸、短軸（長軸に直角方向）およびそれらと４５°の方向の長さを求めて平均する。
【００１０】
ｂ）セメンタイトの平均アスペクト比：圧延方向と厚み方向および幅方向と厚み方向で形成される断面を電子顕微鏡により１５００倍で観察し、約５００個のセメンタイトについて長軸と短軸（長軸に直角方向）の長さの比を求めて平均する。
【００１１】
ｃ）フェライト粒の平均粒径：圧延方向と厚み方向で形成される断面を光学顕微鏡により５００倍で観察し、約３００個のフェライト粒について長軸、短軸（長軸に直角方向）およびそれらと４５°の方向の長さを求めて平均する。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者等が、ユーザー側における成形工程の簡略化や熱処理の低温短時間化に対応できるようにＪＩＳ  Ｇ  ４０５１、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１、ＪＩＳ  Ｇ４８０２で規定される成分系を有する高炭素鋼板の成形性および焼入れ性の向上を検討したところ、熱間粗圧延後にＡｒ３  以上の温度で加熱処理を行う工程および、熱間圧延後の冷却条件および冷間圧延−焼鈍後のセメンタイトやフェライト粒の形態が重要な役割を演じていることが明らかになった。
【００１３】
この知見に基づき、本発明者らは、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２で成分規定された高炭素鋼板の熱間粗圧延後の粗バーの加熱処理、熱間圧延後の冷間圧延及び焼鈍条件を制御して、セメンタイトの平均粒径とアスペクト比、及びフェライト粒の平均粒径を一定範囲内に制御するようにして、ユーザーにおける成形工程の簡略化や熱処理の低温短時間化に対応できる成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板（ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２で成分規定）を確実に製造可能な方法を見出し、本発明を完成させた。
【００１４】
以下に、本発明の実施の形態について説明する。
加熱処理は、熱間圧延中の鋼板のγ粒径の均一化を図り、変態後に均一なパーライトとすることで、最終焼鈍後のセメンタイト粒径およびフェライト粒径のバラツキを小さくし、延性および焼入れ性を向上させる。実際には、粗圧延後、仕上げ圧延前あるいは仕上げ圧延中に少なくとも１回以上行い、γ粒径の均一化のため加熱温度はＡｒ３  以上とする。また、加熱時間は少なくとも３秒以上とするのが望ましい。なお、加熱処理は昇温、降温および温度保持を含むものとする。
【００１５】
１）熱間圧延について
熱間圧延は、Ａｒ３  変態点未満でα相圧延が行われると、フェライト粒の粗大化が起こり焼入れ性にとって好ましくないフェライトとパーライトの不均一組織が形成されるので、Ａｒ３  変態点以上で行う必要がある。
【００１６】
なお、熱間圧延は、成分調整された溶鋼を連続鋳造や造塊・分塊圧延により製造されたスラブを直接圧延しても、また、加熱炉を経由させて圧延してもよい。
２）熱間圧延後の冷却について
熱間圧延後の鋼板は、その後に行われる球状化焼鈍で焼入れ性にとって好ましい組織を形成させるために、微細なパーライトが均一に分布した組織を有していることが必要である。そのためには、パーライト変態のノーズが熱間圧延後の冷却中の温度範囲にくるようにし、鋼板をこのノーズ近傍の温度範囲に保持して短時間でパーライト変態を開始させればよい。具体的には、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２で規定される成分系を有する高炭素鋼のパーライトノーズは５６０〜６５０℃の温度範囲にあるので、熱間圧延後５℃／秒で冷却し、５６０〜６５０℃の温度範囲に２〜１０秒保持した後、再び７℃／秒以上の冷却速度で冷却して、巻取ればよい。
【００１７】
熱間圧延後の冷却速度が５℃／秒未満であったり、ノーズにおける短時間保持後の冷却速度が７℃／秒未満であったり、５６０〜６５０℃の温度範囲における保持時間が１０秒を超えると、パーライトの粗大化を招く。また、５６０〜６５０℃の温度範囲における保持時間が２秒未満では、この温度範囲でパーライト変態が終了せず、微細なパーライトが均一に分布した組織が得られない。
【００１８】
なお、５６０〜６５０℃の温度範囲に保持後の冷却速度は、巻取り時のコイル形状を劣化させないように３０℃／秒以下にすることが望ましい。また、５６０〜６５０℃の温度範囲における保持は必ずしもこの温度範囲の一定温度で行われる必要はなく、温度傾斜があってもこの温度範囲に２〜１０秒保持されていればよい。実際にこの温度範囲で短時間保持するには、例えば熱間圧延裟の散水による冷却をこの温度範囲で短時間中止する、すなわち散水を止めて自然冷却することによって行える。
【００１９】
３）巻取温度について
巻取温度は、６００℃を超えるとパーライトの粗大化を引き起こすので、６００℃以下にする必要がある。
【００２０】
なお、巻取り時のコイル形状を劣化させないように４８０℃以上で巻取ることが好ましい。
４）冷間圧延−焼鈍後のセメンタイトの平均粒径、平均アスペクト比およびフェライト粒の平均粒径について
ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２のＳ６５Ｃ−ＣＳＰ相当の成分系のスラブを仕上げ圧延前にバーヒーター加熱により１０１０℃で１５秒の加熱処理を行い、８２０℃の温度で熱間圧延後、７℃／秒の冷却速度で５５０〜６６０℃の温度まで冷却して、その温度範囲に１〜１２秒保持した後、１０℃／秒の冷却速度で冷却して５５０℃の温度で巻取った。その後２０〜６０％の圧下率で冷間圧延し、５５０〜７２０℃の温度で２０時間の焼鈍を行って板厚１．２ｍｍの高炭素鋼板を作製した。そして、上記の方法によりセメンタイトの平均粒径、平均アスペクト比およびフェライト粒の平均粒径を測定した。また、圧延方向に対し０°、４５°、９０°方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、各方向を平均した全伸びを求めて成形性を評価した。さらに、５０×１００ｍｍのサイズに切り出した試験片を７６０℃で１０秒間の短時間加熱後２０℃の油中に焼入れ、鋼板面におけるロックウェルＣスケール硬度（ＨＲＣ）を測定し、焼入れ性を評価した。
【００２１】
なお、特開平５−９５８８号公報によれば、Ｓ６５Ｃ−ＣＳＰと同様な成分系を有し板厚が１．２ｍｍの球状化焼鈍材の全伸びの平均は高々３１％程度であり、また、焼入れ後硬度の平均はＨＲＣで高々５５程度なので、３５％以上の全伸びおよびＨＲＣで６２以上の焼入れ後硬度の得られる条件を本発明とした。
【００２２】
図１に、全伸びとセメンタイトの平均アスペクト比およびフェライト粒の平均粒径との関係を示す．
セメンタイトの平均アスぺクト比が１．５以下で、フェライト粒の平均粒径が２μｍ以上の場合に、全伸びが３５％以上となり、優れた成形性の得られることがわかる。
【００２３】
図２に、焼入れ後硬度とセメンタイトの平均粒径との関係を示す。
セメンタイトの平均粒径が１．１μｍ以下の場合に、焼入れ後硬度はＨＲＣで６２以上となり、短時間加熱でも安定して優れた焼入性の得られることがわかる。
【００２４】
このとき、冷間圧延時の圧下率は、３０％未満だとパーライトが十分に破壊されず、焼鈍後に平均粒径が１．１μｍ以下で平均アスペクト比が１．５以下の微細なセメンタイトが得られないので、３０％以上にする必要がある。上限は特に規定しないが、圧延機への負荷が大きくならないよう７０％以下にすることが望ましい。
【００２５】
冷間圧延後の焼鈍温度は、５８０℃未満だと未再結晶組織が残り硬質・低延性になる場合があるので、５８０℃以上にする必要がある。また、Ａｃ１  変態点を超えて焼鈍するとパーライトが生成し、成形性や焼入れ性を著しく阻害するので、Ａｃ１  変態点以下にする必要がある。
【００２６】
こうして製造された鋼板の表面に亜鉛めっき後、りん酸塩処理を施すと、自動車部品であるギヤーなどを冷間鍛造やしごき成形などの高面圧下による方法で成形しても型かじりや割れが発生し難くなる。なお、亜鉛めっきは電気亜鉛めっき法、溶融亜鉛めっき法などで行える。
【００２７】
【実施例】
（実施例１）
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１のＳ３５Ｃ相当の成分系（重量％でＣ：０．３６％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．７４％、Ｐ：０．００８％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ：０．０１％）のスラブを連続鋳造により製造し、１２５０℃に加熱後、表１に示す条件で加熱処理−熱間圧延−一次冷却−短時間熱処理−二次冷却−巻取り−冷間圧延−焼鈍を順次行い、板厚１．２ｍｍの２１種類の試料を作製した。ここで、表１における一次冷却速度および二次冷却速度は散水の条件を変えて変化させた。また、短時間熱処理は、表に示す温度に達した時点で表に示す時間だけ散水を止めて行った。
【００２８】
これらの試料について、上記した方法によりセメンタイトの平均粒径と平均アスぺクト比、フェライト粒の平均粒径、全伸び、焼入れ後硬度（加熱温度：８２０℃）を測定した。
【００２９】
結果を表１に示す（Ｎｏ．１〜１１：本発明例、Ｎｏ．１２〜２２：比較例）。
本発明の方法で作製された試料（本発明例Ｎｏ．１〜１１）では、いずれも３７％以上の全伸び、ＨＲＣで５２以上の焼入れ後の硬度が得られ、同様な成分系と板厚の高炭素鋼板を従来法で製造したときの平均的な全伸び３０％前後および焼入れ後硬度ＨＲＣで４０前後に比べ、より優れた成形性および焼入れ性を示す。
【００３０】
一方、本発明範囲外の方法で作製された比較の試料（比較例Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．２２）では、従来法で作製したもの並みあるいはそれ以下の成形性や焼入れ性しか得られない。
【００３１】
【表１】
0003577957.tif 000002
【００３２】
（実施例２）
ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２のＳ６５Ｃ−ＣＳＰ相当の成分系（重量％でＣ：０．６５％、Ｓｉ：０．２１％、Ｍｎ：０．７６％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ：０．０１％）のスラブを連続鋳造により製造し、１２８０℃に加熱後、表２に示す条件で加熱処理−熱間圧延−一次冷却−短時間熱処理−二次冷却−巻取り−冷間圧延−焼鈍を順次行い、板厚１．２ｍｍの２１種類の試料を作製した。ここで、一次冷却、短時間熱処理、二次冷却の条件設定は、実施例１の場合と同様に行った。
【００３３】
これらの試料について、上記した方法によりセメンタイトの平均粒径と平均アスぺクト比、フェライト粒の平均粒径、全伸び、焼入れ後硬度（加熱温度：７５０℃）を測定した。
【００３４】
結果を表２に示す（Ｎｏ．２３〜３３：本発明例、Ｎｏ．３４〜４４：比較例）。本発明の方法で作製された試料（本発明例Ｎｏ．２３〜３３）では、いずれも３５％以上の全伸び、ＨＲＣで６２以上の焼入れ後の硬度が得られ、同様な成分系と板厚の高炭素鋼板を従来法で製造したときの平均的な全伸び３０％前後および焼入れ後硬度ＨＲＣで５０前後に比べ、より優れた成形性および焼入れ性を示す。
【００３５】
一方、本発明範囲外の方法で作製された比較の試料（比較例Ｎｏ．３４〜４４）では、従来法で作製したもの並みあるいはそれ以下の成形性や焼入れ性しか得られない。
【００３６】
【表２】
0003577957.tif 000003
【００３７】
（実施例３）
表１のＮｏ．１（本発明例）の試料を用い、その表面に電気亜鉛めっき（Ｚｎ：２１ｇ／ｍ２  ）後、りん酸塩処理（Ｐ皮膜：１．９５ｍｇ／ｍ２  ）を施して摩擦摺動試験を行った。
【００３８】
図３に、試験に用いた摩擦摺動装置を示す。
ローラレべラ４上を水平移動できる試料台３に試験片２をセット後、油圧シリンダ６でローラレべラ４を上方へ持ち上げて試験片２を圧子１にある押し付け力で押し付け、試料台３を水平移動させる。このとき、圧子１と試験片２の表面の間にかかる水平方向の力は引き抜き力測定用ロードセル７により、また、垂直方向にかかる力は押し付け力測定用ロードセル５により測定されるので、摩擦係数を測定できる。
【００３９】
試験は、図中に示した試験条件で行った。
図４に、押し付け力と摩擦係数の関係を示す。
表面に電気亜鉛めっき後、りん酸塩処理を施すと、こうした表面処理を行わない試料（裸材）に比べ、より高い押し付け力で摩擦係数の急激な上昇が起こり、かじりの発生することがわかる。この結果より、表面に電気亜鉛めっき後、りん酸塩処理を施すと、冷間鍛造やしごき成形などの高面圧下による方法で成形しても型かじりや割れが発生し難くなるといえる。
【００４０】
【発明の効果】
本発明は以上説明したように、鋼組織及び製造条件を特定することにより、ユーザーにおける成形工程の簡略化や熱処理の低温短時間化に対応できる成形性および焼入れ性に優れた高炭素鋼板を安定して製造する方法を提供できる。
また、その表面に亜鉛めっき後、りん酸塩処理を施すと、冷間鍛造やしごき成形などの高面圧下における成形性を向上できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の形態に係る全伸びとセメンタイトの平均アスペクト比およびフェライト粒の平均粒径との関係を示す図。
【図２】本発明の実施の形態に係る焼入れ後硬度とセメンタイトの平均粒径との関係を示す図。
【図３】本発明の実施例に係る摩擦摺動試験に用いた摩擦摺動装置を示す図。
【図４】本発明の実施例に係る押し付け力と摩擦係数の関係を示す図。
【符号の説明】
１…圧子、２…試験片、３…試料台、４…ローラレベラ、５…押し付け力測定用ロードセル、６…油圧シリンダ、７…引き抜き力測定用ロードセル。
【図１】
0003577957.tif 000004
【図２】
0003577957.tif 000005
【図３】
0003577957.tif 000006
【図４】
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