(57)【要約】【課題】Ｂを添加した鋼を素材とし、窒素雰囲気中で焼鈍をおこなっても、安定して優れた焼入れ性が得られ、かつ、焼入れ処理前に、ＨＲＢで６５以下、全伸びＥｌが４０％以上といった優れた加工性を有する高炭素熱延鋼板を提供する。【解決手段】質量%で、Ｃ：０．２０〜０．４８％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％を含有し、さらに、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％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、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有する高炭素熱延鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、Ｃ：０．２０〜０．４８％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％を含有し、さらに、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％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、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下である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ＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上であることを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
【請求項３】
ｒ値の面内異方性（Δｒ）の絶対値が０．１５以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１または請求項２に記載の組成を有する鋼を、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：５００〜７５０℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持し、１〜２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持することを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記仕上温度が９００℃以上であることを特徴とする請求項４に記載の焼入れ性および加工性に優れ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、焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関し、特にＢを添加した高炭素熱延鋼板であって、表層における浸窒抑制効果が高い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、ＪＩＳＧ４０５１に規定された機械構造用炭素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。
【０００３】
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ．Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａｃ１−５０℃〜Ａｃ１未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａｃ１〜Ａｃ１＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡｒ１−５０℃〜Ａｒ１の温度範囲で２〜２０時間保持する３段目の加熱を連続して行い、かつ、２段目の保持温度から３段目の保持温度への冷却速度を５〜３０℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法が開示されている。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、加工度の高い一体成形加工にも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。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．６０質量％を含有する鋼の熱延鋼板に対して、Ａｃ１点以上の加熱を利用した焼鈍を施すに際し、Ａｃ１点以上の加熱終了段階においてγ単位面積当たりのα／γ界面量が０．５μｍ／μｍ２以上である金属組織、あるいは、Ａｃ１点以上の加熱終了段階において１００μｍ２あたりの未溶解炭化物数が１個以上、かつ、γ単位面積当たりのα／γ界面量が０．３μｍ／μｍ２以上である金属組織とし、その後Ａｒ１点以下の温度まで５０℃／ｈ以下の速度で冷却することを特徴とする局部延性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法が開示されている。特許文献２に記載の発明は、伸びフランジ性を安定的に改善することができ、かつ、部品加工後の焼入性をも十分に確保することができる中・高炭素鋼板素材の製造方法を提供することを目的とするものである。また、特許文献２には、焼入れ性を改善する元素を添加できることが記載されており、特にＢは極く微量の添加で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させることが記載されている。
【０００５】
また、プレス成形の素材とされる熱延鋼板には、真円度の確保や偏肉防止のため、ｒ値の面内異方性（Δｒ）が０に近い、すなわち、Δｒの絶対値が小さいことが要求される場合がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−４５６７９号公報
【特許文献２】特開２００１−７３０３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に記載される技術では、焼鈍前に軽圧下冷間圧延を施すことが必要とされ、このような軽圧下冷間圧延を施した後、所定の条件で３段焼鈍を施すことで、焼鈍後の硬度を顕著に低減しようとするものである。しかしながら、この特許文献１に記載の技術では、焼鈍前に通常行わない工程である軽圧下冷間圧延を施すという工程が必要とされるため、このような工程を行わない場合に比べ、生産コストが上昇するという問題を有する。特許文献１の技術では、焼鈍前の熱延鋼板に軽圧下冷間圧延を施すことなく、十分に軟質化を図ることは困難である。
【０００８】
また、特許文献２に記載される技術では極微量の添加で焼入れ性を高める元素として、Ｂが記載されているが、発明者らが球状化焼鈍として、一般に使用されている窒素雰囲気中でのＢＡＦ焼鈍を検討したところ、Ｂを添加しても焼入れ性が十分に確保できない、という問題を知見した。
【０００９】
良好な冷間加工性を得る上では、高炭素熱延鋼板には、比較的低い硬度と高い伸びが要求され、例えば、従来、熱間鍛造、切削、溶接などの複数工程で製造していたものを冷間プレスで一体成形を行うようにした自動車部品には、ロックウェル硬さＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上といった加工性レベルが要求されているものもある。一方で、このように加工性を良好とした高炭素熱延鋼板には、優れた焼入れ性が望まれており、例えば水焼入れ後にビッカース硬さ（ＨＶ）で４４０以上の硬さを得ること、さらにはＨＶで５００以上の硬さを得ることが望まれている。
【００１０】
本発明は、上記問題を解決して、Ｂを添加した鋼を素材とし、窒素雰囲気中で焼鈍をおこなっても、安定して優れた焼入れ性が得られ、かつ、焼入れ処理前に、ＨＲＢで６５以下、全伸びＥｌが４０％以上といった優れた加工性を有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。
【００１１】
また、本発明では、さらにΔｒの絶対値が０．１５以下といったｒ値の面内異方性も小さい高炭素熱延鋼板を提供し得るようにすることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、Ｂを添加した高炭素熱延鋼板の製造条件と加工性、焼入れ性との関係について誠意検討した結果、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、フェライト粒内のセメンタイト密度が大きく影響し、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とすることで、ＨＲＢで６５以下、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Ｂと結合してＢＮを生成するため、鋼板中の固溶Ｂ量が大幅に低下する。一方、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの少なくとも１種を鋼中に所定量添加することで、このような浸窒を防止し、固溶Ｂ量の低下を抑制して高い焼入れ性が得られる。
【００１３】
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。
【００１４】
［１］質量%で、Ｃ：０．２０〜０．４８％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％を含有し、さらに、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％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、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下である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ＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上であることを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
【００１５】
［２］さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする前記［１］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
【００１６】
［３］ｒ値の面内異方性（Δｒ）の絶対値が０．１５以下であることを特徴とする前記［１］または前記［２］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
【００１７】
［４］前記［１］または前記［２］に記載の組成を有する鋼を、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：５００〜７５０℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持し、１〜２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持することを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
［５］前記仕上温度が９００℃以上であることを特徴とする前記［４］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明により焼入れ性、冷間加工性（加工性）に優れた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、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、ハブ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】
【００１９】
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。
【００２０】
１）組成
Ｃ：０．２０〜０．４８％
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０．２０％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０．２０％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．４８％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０．２０〜０．４８％とする。優れた焼入れ硬さを得るには、Ｃ量は０．２６％以上とすることが好ましい。さらには安定して水焼入れ後のビッカース硬さ（ＨＶ）で５００以上を得るためには０．３２％以上とすることが好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：０．１０％以下
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０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉは冷間加工性を低下させるため、Ｓｉ量は少ないほど好ましいが、過度にＳｉを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓｉ量は０．００５％以上が好ましい。
【００２２】
Ｍｎ：０．５０％以下
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０．５０％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０．５０％以下とする。なお、下限はとくに指定しないが、グラファイト析出を抑制して焼入れ時の溶体化処理において鋼板中の全Ｃ量を固溶して所定の焼入れ硬さを得るためには、Ｍｎ量は０．２０％以上が好ましい。
【００２３】
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。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。
【００２４】
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が、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。
【００２５】
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、焼入れ後の靭性が劣化する。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。なお、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。
【００２６】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎ量が０．００５０％を超えると、ＢＮの形成により固溶Ｂ量が低下し、また、ＢＮ、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、焼入れ後の靭性が低下する。したがって、Ｎ量は０．００５０％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ＢＮ、ＡｌＮ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。
【００２７】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｂ量が０．０００５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。一方Ｂ量が０．００５０％を超えると、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなる。このため、Ｂ量は０．００５０％以下とする必要がある。好ましくは、Ｂ量は０．００３５％以下である。したがって、Ｂ量は０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２８】
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％
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、０．００２％を下限とした。一方、これらの元素を合計で０．０３０％超えとして添加しても、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るため、これらの元素の添加量を合計で０．０３０％超えとすると、添加量が高くなりすぎ、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の合計の含有量は０．０３０％を上限とした。Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの合計の含有量は、好ましくは０．００５％〜０．０２０％である。
【００２９】
本発明では、上記のようにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％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して、鋼板表層から板厚方向に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以下とすることを可能とした。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Ｂを確保することができ、鋼板中の固溶Ｂ量と添加したＢ量の比である｛（固溶Ｂ量）／（添加Ｂ量）｝×１００（％）を７５（％）以上とすることができ、高い焼入れ性を得ることができる。
【００３０】
残部はＦｅおよび不可避的不純物とするが、焼入れ性のさらなる向上のために、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有させることができる。なお、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは高価であるため、コスト高を抑制するためにも、合計で０．２０％以下にすることが好ましい。
【００３１】
２）ミクロ組織
フェライト粒内のセメンタイト密度が高いと、分散強化により硬質化し、伸びが低下する。本発明では、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とすることで、ロックウェル硬さがＨＲＢで６５以下、全伸び４０％以上を達成することができる。このため、本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織とする。フェライト粒内のセメンタイト密度は、好ましくは０．０６個／μｍ２以下であり、さらに好ましくは０．０４個／μｍ２未満である。なお、フェライト粒内に存在するセメンタイト径は長径で０．１５〜１．８μｍ程度であり、鋼板の析出強化に有効なサイズであるため、粒内のセメンタイト密度を低下することで強度低下を図ることができる。フェライト粒界のセメンタイトは分散強化にほとんど寄与しないので、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下と規定した。
【００３２】
なお、上記したフェライトとセメンタイト以外に、不可避的にパーライトなどの残部組織が生成しても、残部組織の合計の体積率が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。
【００３３】
３）機械特性
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ＨＲＢ６５以下とし、伸びを高めてＥｌを４０％以上として優れた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。
【００３４】
４）製造条件
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記のような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：５００〜７５０℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持し、１〜２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持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。
【００３５】
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、仕上温度上限は、特に規定する必要はないが、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。
【００３６】
巻取温度：５００〜７５０℃
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７５０℃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。
【００３７】
Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）し、１〜２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ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変態点以上に加熱して０．５ｈ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℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持することにより、比較的粗大な未溶解炭化物等を核として固溶Ｃを析出させて、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とし、炭化物（セメンタイト）の分散を制御された状態とする。すなわち、本発明では、所定条件で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。
【００３８】
Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ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０．５ｈ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。このため、１段目の焼鈍として、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持することとする。なお、特に限定するものではないが、焼鈍温度は８００℃以下とすることが好ましく、また、保持時間は１０ｈ以下とすることが好ましい。
【００３９】
１〜２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却
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℃／ｈ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段目の焼鈍までの冷却速度が、１℃／ｈ未満では生産効率が悪いため、該冷却速度は１℃／ｈ以上とする。一方、２０℃／ｈ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℃／ｈ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、１〜２０℃／ｈで冷却する。
【００４０】
Ａｒ１変態点未満で２０ｈ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は、２０ｈ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２０ｈ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く、また、保持時間は生産効率の観点から、３０ｈ以下とすることが好ましい。
【００４１】
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。
【００４２】
さらに本発明では、焼鈍後の異方性を小さくするため、熱間圧延における上記した仕上温度を９００℃以上とすることが好ましい。仕上温度が９００℃未満では、圧延組織（未変形態）が残りやすく、焼鈍後のｒ値の面内異方性が大きくなる恐れがある。仕上温度を９００℃以上とすることで、焼鈍後の熱延鋼板のｒ値の面内異方性を、その絶対値で０．１５以下とすることができ、Δｒを０に近づけることができる。このため、ｒ値の面内異方性を小さくする場合、仕上温度を９００℃以上とすることが好ましい。さらに、ｒ値の面内異方性をその絶対値で０．１０以下にするためには、仕上温度を９５０℃以上とすることが好ましい。
【実施例１】
【００４３】
表１に示す鋼番ＡからＨの化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２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４．０ｍｍの熱延焼鈍板を製造した。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およびｒ値の面内異方性（Δｒ）を調査した。また、表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差、（固溶Ｂ量）／（添加Ｂ量）を求めた。なお、表１に示すＡｒ１変態点、Ａｃ１変態点およびＡｒ３変態点はフォーマスターにより求めたものである。
【００４４】
焼鈍後の鋼板の硬さ
焼鈍後の鋼板（原板）の板幅中央部から試料を採取し、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて５点測定し、平均値を求めた。
【００４５】
焼鈍後の鋼板の伸び
焼鈍後の鋼板（原板）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。
【００４６】
ミクロ組織
焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、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、粒界上になく、長径が０．１５μｍ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、粒内のセメンタイト密度を求めた。
【００４７】
ｒ値の面内異方性（Δｒ）
焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向に切り出した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１２％まで歪みを付与し、下記式（１）にて各方向のｒ値を求め、下記式（２）にてΔｒを求めた。
ｒ＝ｌｎ（ｗ／ｗ０）／ｌｎ（ｔ／ｔ０）・・（１）  
ただし、ｗ：１２％歪付与後の板幅、ｗ０：試験前の板幅、ｔ：１２％歪付与後の板厚、ｔ０：試験前の板厚。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２ｒ４５）／２・・（２）
ただし、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０は、各々圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向に切り出した引張試験片を用いて求めたｒ値。
【００４８】
表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差
焼鈍後の鋼板の板幅中央部から採取した試料を用い、表層１５０μｍの窒素量および鋼板中平均Ｎ量を測定して、表層１５０μｍの窒素量と鋼板中の平均Ｎ量の差を求めた。なおここで表層１５０μｍの窒素量とは、鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さまでの範囲に含有される窒素量である。また、表層１５０μｍの窒素量は以下のように求めた。採取した鋼板の表面から切削を開始し、表面から１５０μｍの深さまで鋼板を切削し、この際に発生した切子をサンプルとして採取した。このサンプル中のＮ量を測定し表層１５０μｍの窒素量とした。表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量は、不活性ガス融解−熱伝導度法により各Ｎ量を測定し求めた。このようにして求めた表層１５０μｍの窒素量（表面〜表面から１５０μｍ深さの範囲の窒素量）と鋼板中の平均Ｎ量（鋼中のＮ含有量）の差が３０質量ｐｐｍ以下であれば、浸窒を抑制できていると評価できる。
【００４９】
固溶Ｂ量／添加Ｂ量
固溶Ｂ量は、焼鈍後の鋼板の板幅中央から採取した試料を用い、鋼板中のＢＮを１０（体積％）Ｂｒメタノールで抽出し、ＢＮとして使われているＢ量を測定し、全添加量からＢＮとして使われているＢ量を差し引き求めた。なお、このようにして求めた固溶Ｂ量と、添加したＢ量（Ｂ含有量）の比である固溶Ｂ量／添加Ｂ量を求めた。｛固溶Ｂ量（質量％）／添加Ｂ量（質量％）｝×１００（％）が７５（％）以上であれば、固溶Ｂ量の低下を抑制できていると評価できる。
【００５０】
焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）
焼鈍後の鋼板の板幅中央から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚４ｍｍ）を採取し、以下のように水冷、１２０℃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、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する方法（水冷）、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに１２０℃油で冷却する方法（１２０℃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３の条件を水冷後硬さ、１２０℃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、１２０℃油冷後硬さのいずれかが表３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３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。
【００５１】
表２の結果から、本発明例の熱延鋼板は、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０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ＨＲＢで６５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。また、特に仕上温度を９００℃以上として製造した本発明例の熱延鋼板は、Δｒが−０．１４〜−０．０７であり、Δｒの絶対値が０．１５以下を達成して０に近いΔｒを得られており、異方性が小さいことがわかる。
【００５２】
【表１】
2015017284.tif 000002
【００５３】
【表２】
2015017284.tif 000003
【００５４】
【表３】
2015017284.tif 000004