(57)【要約】【課題】塑性加工時に加工金型を損耗させることのないように軟質化して加工性を向上させた中・高炭素鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ及びＳの含有量が規定された熱延酸洗鋼板に、熱延板焼鈍或いは冷延及び冷延板焼鈍を施した後、仕上げ冷延及び仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際、前記仕上げ冷延の前の最終工程が焼鈍工程であり、それまでのいずれかの焼鈍時に、Ａｃ１〜Ａｃ１＋５０℃に５〜２０ｈ保持→６００℃までを−１０℃／ｈ以下の速度の冷却→６００℃〜室温を任意の速度で冷却する焼鈍を一回以上含み、８〜２４％の冷延率で最終の仕上げ冷延し、その後、６４０℃〜Ａｃ１点の温度域に２ｈ以上保持する仕上げ焼鈍を施すことにより、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つ炭化物が分散した組織を有し、さらに断面硬さが１５０ＨＶ以下の冷延鋼板を得る。【選択図】図３
2008303415.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．３０〜１．３０質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有し、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つように炭化物が分散した組織を有し、さらに断面硬さが１６０ＨＶ以下であることを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板。
【請求項２】
さらにＮｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下の１種又は２種以上を含む成分組成を有する請求項１に記載の加工性に優れた中・高炭素鋼板。
【請求項３】
さらにＮｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下，Ｃａ：０．０１質量％以下の１種又は２種以上を含む成分組成を有する請求項１又は２に記載の加工性に優れた中・高炭素鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかに記載された成分組成を有する鋼の熱延酸洗板に、熱延板焼鈍或いは冷延及び冷延板焼鈍を施した後、仕上げ冷延及び仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際、前記仕上げ冷延の前の最終工程が焼鈍工程であり、それまでのいずれかの焼鈍時に、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋５０℃）に５〜２０ｈ保持→６００℃までを−１０℃／ｈ以下の速度の冷却→６００℃〜室温を任意の速度で冷却する焼鈍を一回以上含み、８〜２４％の冷延率で最終の仕上げ冷延し、その後、６４０℃〜Ａｃ１点の温度域に２ｈ以上保持する仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、優れた加工性を有し、部品形状に成形された後に熱処理が施され、所望の機械的特性を発現させて使用される中・高炭素鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ギア等、複雑形状をもち高い寸法精度、耐摩耗性が要求される機械構造部品は、中・高炭素鋼板を素材とし、切削加工により部品形状に適宜成形した後、焼入れ・焼戻し等の必要な熱処理を施すことにより製造されている。しかしながら、切削加工では製造コストが高くつくため、切削加工を打抜き加工等の塑性加工に変えることが検討されている。
ところで、塑性加工性は、多くの場合硬さが低いほど良好である。このため、加工性を重視する場合には素材鋼板をできるだけ軟質化させるような製造条件の設定が行われている。
【０００３】
炭素鋼板を軟質化させるには、結晶組織を大きくし、また生成される炭化物を大きくかつ丸く成長させることが有効である。このため、Ａｃ１変態点直下で長時間加熱する技術や、Ａｃ１変態点以上の温度に加熱して一部をオーステナイト化した後、適切な方法で冷却することで、炭化物の粒径を大きく成長させて軟質化を図ることが提案されている。
本発明者等も、炭素鋼板を軟質化して加工性を良くするために、成分組成と炭化物の存在形態について検討した技術を特許文献１，２で紹介した。
【特許文献１】特開２０００−２６５２３９号公報
【特許文献２】特開２０００−２６５２４０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上記特許文献で紹介された技術は、炭化物の粒径を大きくしているために、炭素鋼板の軟質化には非常に有効な方法である。しかしながら、軟質化された割に加工性が向上していない点に若干の不満も残っている。具体的には、十分に軟質化された場合でも、穴拡げ性や金型寿命がほとんど向上しないか、逆に低下する場合がある。
本発明者等の調査の結果では、前記穴拡げ性や金型寿命が向上しない理由は、前述の方法が炭化物の粒径を粗大化させることを目的とするものであって、炭化物の形状制御を行っていないために、硬さは低下させることができても加工性に不利な形状の炭化物を多量に生成させてしまったことにある、と考えられる。
【０００５】
一般的には、炭化物の成長・粗大化だけを狙った場合、炭化物の形状が棒状や板状になったりする現象が頻発する。また、炭化物形状が鋭角な角を持つ多角形になっている場合もある。
このような板状や棒状の炭化物が存在すると、局部的な塑性変形能が低下するために、穴拡げ性のような局部的塑性変形能に依存する加工性が低下する。また、炭化物の形状が棒状、板状或いは多角形になっていると、特にファインブランキング加工を行う際、金型を摩耗させる要因にもなる。
【０００６】
打抜き加工、特にファインブランキング加工を行う鋼板としては、金型寿命の観点からも、硬さを可能な限り低減した方が良いと言われている。しかしながら、この考え方は一般論であって、具体的にどの程度の硬さが有効であり、どのような組織形態に調整すれば金型の長寿命化が可能な鋼板が得られるかについての明確な指針はない。
金型が損傷・摩耗した場合、当初の打抜き品形状が得られず、ダレが大きくなったり、破断面や二次せん断面が形成されやすくなったりする。例えば歯車等、打抜き端面の性状が製品の性能に関わっている場合には、金型の損傷・摩耗が製品の特性を大きく低下させることになる。このため、金型寿命の改善は、成形加工品の性能向上に繋がる重要な要因であるとも言える。
【０００７】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、中・高炭素鋼板において塑性加工性と熱処理後の高硬度及び高靭性を兼備させるために必要な諸条件を明らかにし、塑性加工時に加工金型を損耗させることのない加工性に優れた中・高炭素鋼板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】
【０００８】
本発明の加工性に優れた中・高炭素鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０．３０〜１．３０質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有し、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つように炭化物が分散した組織を有し、さらに断面硬さが１６０ＨＶ以下であることを特徴とする。
本発明鋼板は、さらに、Ｎｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下，Ｃａ：０．０１質量％以下の１種又は２種以上を含む成分組成とすることもできる。
【０００９】
なお、本明細書で規定する「炭化物」は次の通り定義する。
鋼板断面の金属組織を観察するとき、炭化物総数が１０００個以上になる領域を観察視野にとり、その炭化物をフェライト結晶粒界上に存在するものとフェライト結晶粒内に存在するものとに区分し、フェライト結晶粒界上に存在する炭化物の数をＣGB，フェライト結晶粒内に存在する炭化物の数をＣIGとしている。
【００１０】
このような中・高炭素鋼板は、Ｃ：０．３０〜１．３０質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：０．２〜１．５質量％，Ｐ：０．０２質量％以下，Ｓ：０．０２質量％以下を、さらに必要に応じて、Ｎｉ：１．８質量％以下，Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下，Ｃａ：０．０１質量％以下の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有する熱延酸洗板に、熱延板焼鈍或いは冷延及び冷延板焼鈍を施した後、仕上げ冷延及び仕上げ焼鈍を施して冷延焼鈍板を製造する際、前記仕上げ冷延の前の最終工程が焼鈍工程であり、それまでのいずれかの焼鈍時に、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋５０℃）に５〜２０ｈ保持→６００℃までを−１０℃／ｈ以下の速度の冷却→６００℃〜室温を任意の速度で冷却する焼鈍を一回以上含み、８〜２４％の冷延率で最終の仕上げ冷延し、その後、６４０℃〜Ａｃ１点の温度域に２ｈ以上保持する仕上げ焼鈍を施すことにより製造される。
【発明の効果】
【００１１】
本発明により、中・高炭素鋼板の成分組成と組織、特に炭化物粒子のフェライト結晶粒界上と結晶粒内の分散状態を、結晶粒内炭化物数の方が多くなるように調整することにより、結果的に分散された炭化物粒子を小さく、かつ丸くして金型等を損耗させる硬質の剥落粒子を無害化することができる。
このため、本発明による中・高炭素鋼板を素材として所望形状への打抜き加工等の塑性加工を施しても、金型等の損耗が抑えられるので、複雑形状の自動車部品等、高硬度及び高靭性を必要とする各種機械部品を、低コストで生産性良く製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明者等は、炭素鋼板に打抜き加工等の塑性加工を施す際に金型等が損耗する原因について鋭意検討した。
通常、打抜き加工等では、被加工鋼板の硬さが低いほど加工荷重は小さいので、金型にかかる負荷は小さく、金型の損耗頻度は軽減される。そして被加工鋼板の硬さが硬くなるほど、金型の損耗頻度は高くなる。また、金型の摩耗は、加工品の断面や金型破損部から剥落して形成される硬質な摩耗粒子によるアブレッシブ摩耗である。被加工鋼板の硬さが低いと、金型の破損が低減し、また鋼材からの硬質粒子の剥落も減少するので、金型を摩耗させる硬質粒子が減少することになる。すなわち、被加工鋼板の硬さが低いほど金型は長寿命化する。
【００１３】
しかしながら、上記知見自体は一般論である。
本発明者等は、金型損耗の原因について鋭意検討する段階で、金型寿命向上の効果が実用上有効に発揮されるのは、断面硬さが１６０ＨＶまで軟化した場合であり、かつ炭化物の存在形態が大きく影響することを見出した。
以下に、その詳細を説明する。
【００１４】
本発明が対象とするような中・高炭素鋼にあっては、炭化物はフェライト結晶の粒界上や粒内に分散析出する。そして、フェライト結晶の粒界上あるいは粒内に析出した炭化物粒子は、図１にその形態を模式的に示すように、析出した部位に応じて形状が異なる。
図１の（ａ），（ｂ），（ｃ）に示すように、フェライト結晶粒界上に析出した炭化物粒子は、結晶粒内に析出した炭化物粒子と比べて、粗大なものが多く、しかも棒状，板状等、アスペクト比が大きく、かつ角張ったものが多い。一方、図１の（ｄ）に示すように、フェライト結晶粒内に析出した炭化物粒子は、結晶粒界上に析出した炭化物粒子と比べて、細かく、しかも突起物のない丸い炭化物粒子が多い。
【００１５】
結晶粒界上に析出する炭化物が粗大化しやすい理由は、結晶粒内よりも拡散しやすい粒界を通じたＣ（炭素）の長距離拡散により、炭化物は成長しやすくなると考えられる。また、結晶粒界と炭化物の交点で炭化物が鋭い突起状の形状を取りやすい理由は、界面自由エネルギーの釣り合いで粒界の形状が決まるためであると考えられる。フェライト結晶粒界から離れた炭化物はこのような現象が起こらないために、炭化物の表面自由エネルギーの低くするべく丸い形状を取りやすく、粗大粒に成長し難くなる。
【００１６】
ところで、前記したように、塑性加工用の金型を摩耗させる硬質粒子は、主として鋼材から剥落された粒子、特に炭化物粒子である。塑性加工を施す鋼板の硬さが１６０ＨＶ程度であっても、炭化物粒子自体の硬さは１０００ＨＶ以上であるため、炭化物粒子は金型よりも硬くなっている。そして、炭化物粒子の形態は、粒径が大きいほど，鋭角な突出部を持つほど、金型に大きな摩耗損傷を与えるものと推測される。
したがって、金型の摩耗を軽減させるためには、塑性加工を施す鋼板の金属組織を、炭化物粒子を極力小さく、かつ丸く調整することが有効と考えられる。ただし、炭化物粒径を微細化すると鋼材の硬さが上昇して加工し難くなるので、過度に微細化することはできない。
【００１７】
前記課題の項に記載したように、炭化物の形状，大きさだけではなく、炭化物の分散状態も金型の摩耗に大きな影響を及ぼしている。そして、上述したように、フェライト結晶粒界上に析出した炭化物粒子は、結晶粒内に析出した炭化物粒子と比べて粗大なものが多く、しかも角張ったものが多い。
したがって、炭化物はフェライト結晶の粒界上に析出させるよりも、結晶粒内に析出させた方が、金型摩耗の軽減という観点では有効となる。フェライト結晶粒界上に多く存在する粗大で角張った炭化物を少なくすることにより、金型損耗の原因となる剥落粒子を極力無害化することが金型寿命の向上に有効になると思われる。
【００１８】
ところで、炭素鋼板を軟質化するためには、「炭化物を粗大化させて粒子間隔を大きくすること」と「フェライト結晶粒径を粗大化させること」の二つの手段が有効である。
特許文献１，２等、従来実施されている焼鈍方法は、主として炭化物の粗大化を狙った方法であり、フェライト結晶粒径の粗大化は意図していない。炭化物を粗大化させる方法としては、Ａｃ１変態点以上の温度域に加熱して一部をオーステナイト化し、これを適切な冷却方法で冷却することで炭化物を成長させようとするものである。
【００１９】
炭化物の成長は、拡散速度の速い結晶粒界（オーステナイト粒界、フェライト粒界、オーステナイト／フェライト界面）を通じた炭素原子の拡散によって進行するので、大きく粗大化した炭化物は結晶粒界に多く存在することになる。
結晶粒界上に存在する炭化物の形状が、金型寿命に対して悪影響を及ぼすことは前記した通りである。したがって、生成する炭化物を結晶粒界から引き離すことが必要となる。
そして、生成する炭化物を結晶粒界から引き離すためには、フェライト結晶粒径を積極的に粗大化させておくことが有効であると考えられる。
【００２０】
フェライト結晶粒径が粗大になれば、結晶粒界から引き離される炭化物の個数が多くなり、相対的に結晶粒内にある炭化物の比率が増加する。結晶粒内にある炭化物は前述の通り角のとれたスムーズな形状を有しており、金型寿命に悪影響を与えにくい。また、結晶粒界上の炭化物は板状や棒状の形状を呈しやすいが、粒内の炭化物は球状になりやすく、局部延性を劣化させることがない。さらに、フェライト粒径を粗大化させることで鋼板は軟質化するので、塑性加工性の点では非常に有利になる。
このように、本発明では、フェライト結晶粒径を粗大化させることで、炭化物の形状制御を行い、塑性加工性を高めることができるようになったものもである。
【００２１】
フェライト結晶粒径の粗大化には、基本的に、冷間加工＋再結晶焼鈍のプロセスを利用する。炭化物粒子が存在する炭素鋼板では、炭化物粒子が結晶粒界をピン止めするので、再結晶で粒径を粗大化させるにはある程度の冷間加工率が必要になる。一方、冷間加工率が大きすぎると再結晶核が多くなりすぎて結晶粒径が逆に微細化される場合もある。
また、冷間加工＋再結晶焼鈍のプロセスを実施する前の素材組織についても制約が必要である。すなわち、冷間加工＋再結晶焼鈍のプロセスは、フェライト結晶粒の粗大化を意図したものであり、炭化物粒径を有効に粗大化することができないので、予め炭化物粒径を粗大化（粒子間隔を大きく）させた素材を用いなければ、塑性加工性の良好な鋼板を製造することはできない。
【００２２】
そこで、本発明は、仕上げ冷延及びその後の再結晶仕上げ焼鈍を、フェライト結晶粒径を粗大化させるべく、条件を細かく設定したものとするとともに、その仕上げ冷延及び仕上げ焼鈍を施す前の中間素材として、特定の条件で焼鈍して予め炭化物粒径を粗大化（粒子間隔を大きく）させたものとすることにより、前記仕上げ冷延及び仕上げ焼鈍と相俟って、結晶粒界上よりも結晶粒内に存在する炭化物を多く、しかもその炭化物を大きくすることが可能になり、金型等を損傷させることいなく、容易に塑性加工できる鋼板を提供できたものである。
以下に、本発明の特徴点を詳しく説明する。
なお、本発明の特徴点である軟質化のための前記「冷間加工＋再結晶焼鈍」のプロセスを、「ＬＰＲＡ処理(Light-Pass rolling and Recrystallization Annealing)」と称する。
【００２３】
まず、本発明鋼板の鋼組成、炭化物の析出状態を含めた組織形態等について説明する。
Ｃ：０．３０〜１．３０質量％
本発明は、機械構造部品や刃物・工具等に使用される炭素鋼板を素材として、Ｃ量は０．３０質量％以上１．３０質量％までの中・高炭素鋼を対象としている。Ｃ量が０．３０質量に満たない低炭素鋼では塑性加工性が問題になることはないので、本発明の対象外とする。また、Ｃ量が１．３０質量％を超えると、組織制御によって塑性加工性を高めることは非常に難しくなるので、１．３０質量％以下のＣを含有する中・高炭素鋼を対象とした。
【００２４】
Ｓｉ：１．０質量％以下
Ｓｉは脱酸作用を有する。ただし、本発明の場合、Ｓｉを積極的に添加しなくても脱酸不良を起こすようなことはない。反面、添加量が多くなりすぎると加工性を低下させることになる。その上限は１．０質量％である。
Ｍｎ：０．２〜１．５質量％
Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素である。添加量が０．２質量％に満たないとその効果は小さい。逆に１．５質量％を超えて添加すると、Ｍｓ点が低くなって残留オーステナイトが増加して所望の硬さが得られず、却って靭性が低下するという弊害が生じる。
【００２５】
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｐはオーステナイト粒界に偏析し、靭性を低下させる元素である。したがって、少ない方が好ましい。０．０２質量％を超えて含有させると延性−脆性遷移温度の上昇を招くので、Ｐ含有量の上限は０．０２質量％とする。
Ｓ：０．０２質量％以下
ＳはＭｎＳ系介在物を形成し靭性を低下させる。したがって、少ない方が好ましい。材質上弊害のない水準は０．０２質量％以下である。
【００２６】
本発明鋼板は、必要に応じてさらにＮｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂ，Ｃａを含むこともできる。
Ni：１．８質量％以下
Ｎｉは靭性を向上させる作用と、Ｍｎと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する。しかし、１．８質量％を超えて過剰に添加しても、コストに見合った靭性向上効果は得られない。したがって、添加する場合は１．８質量％を上限とする。
【００２７】
Ｃｒ：２．０質量％以下
Ｃｒは焼入れ性を有する元素である。強度を向上させるばかりでなく、耐摩耗性をも向上させる。しかし、２．０質量％を超えて過剰に添加すると靭性が低下する。
Ｖ：０．５質量％以下
Ｖは焼入れ時にオーステナイト結晶粒径を微細化する作用がある。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．５質量％までの添加で十分である。添加量が過剰に多くなると製造性に困難を来たすので、添加する場合は０．５質量％を上限とする。
【００２８】
Ｍｏ：０．５質量％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させる効果を有する。またＮｉとの複合添加で鋼の強靭性を高める作用も発揮する。さらに、特殊炭化物を形成することによって耐摩耗性を向上させる作用も有している。本発明の合金成分系では、上記作用を発揮させるのは０．５質量％のまでの添加で十分である。これ以上添加しても、それに見合った効果が得られないばかりでなく、製造性を悪化させるようになる。したがって添加する場合は０．５質量％を上限とする。
【００２９】
Ｎｂ：０．３質量％以下
Ｎｂは、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。
【００３０】
Ｔｉ：０．３質量％以下
Ｔｉも、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。
【００３１】
Ｂ：０．０１質量％以下
Ｂは、旧オーステナイト結晶粒界の強度を高め、靭性を向上させる作用を発揮する。本発明の合金成分系では、０．０１質量％までの添加でこの効果が得られる。しかし、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和するので、添加する場合は０．０１％を上限とする。
【００３２】
Ｃａ：０．０１質量％以下
ＣａはＭｎＳ系介在物の形態制御、すなわち、ＭｎＳ系介在物の形態を細長い板状から球状に変える性質を有することから、塑性加工性を向上できる。細長い形状の介在物があると、塑性加工、特に打抜き加工時にミクロボイド生成の起点となって打抜き面に破断面を形成しやすいのに対し、介在物を球状化させるとミクロボイドの生成が抑えられ打抜き加工性を向上できる。添加量が０．０１％を超えても特性向上に繋がらないので、添加する場合の上限は０．０１％とする。
【００３３】
断面硬さ：１６０ＨＶ以下
塑性加工用金型の寿命を決める最も重要な要因は、塑性加工される鋼板の硬さである。断面硬さが１６０ＨＶ以下であれば、金型寿命の低下に大きな影響を及ぼすことがない。１６０ＨＶを超えて硬くなると、金型が損傷しやすくなる。特にチッピングが起こりやすくなる。
【００３４】
炭化物の存在形態
加工治具の長寿命化の観点からは、フェライト結晶粒界上の大きく、尖った炭化物を少なく、フェライト結晶粒内の細かく、丸い炭化物を多くすることが好ましい。
本発明等は、フェライト結晶粒界上の炭化物数をＣGB、フェライト結晶粒内の炭化物数をＣIGとしたとき、ＣGBとＣIGの間に、ＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つように炭化物が分散した組織を有していると、金型の長寿命化が図れることを、予備実験を繰り返すことにより確認した。特にＣGB／ＣIG≦０．４を満たすとき、金型の損傷が極めて少なくなり、金型の寿命はより長期化することが確認できている。一方、ＣGB／ＣIGが０．８を超えて大きくなると、金型の摩耗損傷が大きくなり、結果的にバリ高さが大きくなる。
【００３５】
次に、本発明鋼板を製造する方法について簡単に説明する。
前記した通り、本発明は、「ＬＰＲＡ処理」を施してフェライト結晶粒径を粗大化し、それに伴って結晶粒内で生成する炭化物を結晶粒界に生成する炭化物に比べて多くすることを特徴とするが、「ＬＰＲＡ処理」を施す前の素材組織を、炭化物粒径を予め粗大化したものでなければ、目的とする塑性加工性の良好な鋼板を製造することはできない。
この意味から、熱延板を酸洗した後に、熱延板焼鈍或いは冷延及び冷延板焼鈍を施した後、前記「ＬＰＲＡ処理」を施す際に、熱延板焼鈍又は冷延板焼鈍として、次の条件の焼鈍を施す必要がある。
【００３６】
Ａｃ１〜Ａｃ１＋５０℃に５〜２０ｈ保持→６００℃までを−１０℃／ｈ以下の速度の冷却→６００℃〜室温を任意の速度で冷却する焼鈍
「ＬＰＲＡ処理」の効果を十分に発揮させるためには、当該処理の前工程において、炭化物粒径を十分に粗大化させるために、上記条件の焼鈍を少なくとも一回施しておくことが必要になる。
この焼鈍を施していないと、炭化物の形状が球状にならず、粒径が粗大にならないために「ＬＰＲＡ処理」で十分にフェライト粒径を粗大化させることができない。その結果、軟質化の効果が発揮されない。また、この焼鈍工程で、保持温度がＡｃ１点温度に満たないと炭化物粒径が十分に粗大化されず、逆にＡｃ１＋５０℃を超えるほどに高いと炭化物形状が板状や棒状になるために「ＬＰＲＡ処理」の効果が得られない。さらに、６００℃までの冷却速度が−１０℃／ｈよりも速いと、炭化物形状が板状や棒状になりやすくなるために「ＬＰＲＡ処理」の効果が得られない。６００℃〜室温までの冷却速度は任意で構わない。
【００３７】
「ＬＰＲＡ処理」の効果を十分に発揮させるためには、フェライト結晶粒の再結晶による粗大化を促進するために適切な仕上げ冷延を施す必要がある。そのためには、「ＬＰＲＡ処理」を施す素材鋼板は加工歪みのない状態であることが必要である。したがって、「ＬＰＲＡ処理」を施す前の最終工程は焼鈍でなければならない。
【００３８】
「ＬＰＲＡ処理」における仕上げ冷延；冷延率８〜２４％
適切な組織形態を有する焼鈍鋼板に冷延を施すことで、鋼板組織中に転位を導入する（加工硬化させる）ことが、引続いて施される仕上げ焼鈍で、フェライト結晶粒を再結晶・粗大化させるために必須となる。このための冷延率は少なくとも８％は必要である。冷延率が８％に満たないほどに小さいと、フェライトの再結晶が不完全（サブグレイン組織）になり、硬さを十分に低下させることができない。逆に冷延率が２４％を超えるほどに大きいと、導入される転位が多くなりすぎ、再結晶の核生成サイトの密度が増大して、再結晶粒が逆に微細化されてしまう。最も有効にフェライト粒径を粗大化させる冷延率は、１０〜２０％の範囲である。
【００３９】
「ＬＰＲＡ処理」における仕上げ焼鈍；６４０℃〜Ａｃ１点の温度域に２ｈ以上保持
冷間加工されたフェライト結晶粒を再結晶させ、粒径を粗大化するための処理である。保持温度が６４０℃に満たないと再結晶されにくいので、最低でも６４０℃以上の温度で保持する必要がある。保持温度がＡｃ１点を超えると、組織の一部がオーステナイト化されるようになる。オーステナイト結晶が形成され、フェライト＋オーステナイト＋炭化物の混合組織になると、フェライト結晶がオーステナイト相にピン止めされて粗大化できなくなる。したがって、仕上げ焼鈍はＡｃ１点を超えてはならない。また、再結晶を十分に行わせるためには、２ｈ以上の保持が必要である。
【実施例】
【００４０】
実施例１：
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造でスラブを得た後、スラブ加熱温度１２５０℃，仕上げ温度８５０℃及び巻取り温度６００℃の熱延を施し、塩酸浴による酸洗を施して、板厚４．０ｍｍの熱延酸洗板を得た。
各熱延酸洗板を、（イ）７３０℃×２０ｈ→炉冷の焼鈍を施した後、冷延率５０％の冷延とその後の７３０℃×２０ｈ→炉冷の焼鈍を施したもの、（ロ）７１０℃×２０ｈ→炉冷の焼鈍を施した後、３０％の冷延と７１０℃×２０ｈ→炉冷の焼鈍を二度繰り返したもの、（ハ）７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を施した後、５０％の冷延を施し、その後に７５０℃×１０ｈの加熱→−１０℃／ｈの冷却速度で６８０℃まで冷却→６８０℃×１０ｈの保持→炉冷の焼鈍を施したもの、の三種類の通常の条件で軟質化した。なお、焼鈍はいずれも水素雰囲気のバッチ炉で行った。
【００４１】
上記三種類の方法で軟質化した冷延焼鈍板について、圧延方向と板厚方向を含む断面を研磨紙で湿式研磨した後、ビッカース硬度計で硬さを測定した。その結果を表２に示す。
さらに、前記（ハ）の工程で軟質化した冷延焼鈍板に、表２に示す条件の「ＬＰＲＡ処理」を施した。これらの鋼板についても同様にビッカース硬度計で硬さを測定した。そして、単に軟質化した冷延焼鈍板と比べて、硬度がどのように変化したかを調べた。その結果を表２に併せて示す。また、図３に、本発明の採用による硬さの低減状況を図示した。
表２及び図３からもわかるように、本発明範囲の鋼では「ＬＰＲＡ処理」によって、硬さを１０％以上低下させることができている。
一方、本発明範囲外の鋼では、硬さ低下率が低いか、又は硬さが高く塑性加工に適した１６０HV以下の軟質の鋼板を製造することができなかった。
【００４２】
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【００４３】
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【００４４】
実施例２：
表１中、Ｃ鋼及びＪ鋼について、「ＬＰＲＡ処理」時の圧延・焼鈍条件の影響について、検討した。
実施例１と同じ方法で板厚４．０〜５．０ｍｍの熱延酸洗板を製造した。この熱延酸洗板に、(Ａ)冷延率５０％の冷延の後５７０℃×１８ｈの焼鈍を施したもの、(Ｂ)７１０℃×２０ｈの焼鈍→冷延率５０％の冷延→７５０℃×２０ｈの焼鈍を施したもの、（Ｃ）７１０℃×２０ｈの焼鈍→冷延率５０％の冷延→７５０℃×１０ｈの加熱の後−１０℃／ｈの冷却速度で６８０℃まで冷却し、６８０℃×１０ｈの保持後に室温まで冷却する焼鈍を施したもの、の三種類の冷延焼鈍板を作製した。
【００４５】
なお、上記（Ａ）は球状化が不十分な炭化物を微細に分散させるべく、低い温度で焼鈍したものであり、(Ｂ)は(γ＋α)二相域に加熱して再生パーライトを生成させて球状化率を低くするべく、高い温度で焼鈍したものである。そして、（Ｃ）が、適当な球状化率で球状化し、大きな粒子間隔で十分に粗大化した炭化物を得るべく、「ＬＰＲＡ処理」の効果を有効にするべき、最適な前処理を施したものである。
上記三種類の冷延焼鈍板に、表３に示すように、圧延率及び焼鈍温度を種々に変えた「ＬＰＲＡ処理」を施した。
【００４６】
「ＬＰＲＡ処理」された各冷延焼鈍板について、実施例１と同じように硬さの測定を行うとともに、組織形態を観察した。
組織形態については、冷延焼鈍板断面を５％ナイタールで腐食した後、走査電子顕微鏡によりフェライト結晶粒界上とフェライト粒内にある炭化物総数が１０００個になるまで、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト粒内の炭化物数ＣIGを計測した。
【００４７】
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【００４８】
また、「ＬＰＲＡ処理」された板厚2.0mmの各冷延焼鈍板について、ファインブランキング加工試験を行った。
ファインブランキング加工は、ポンチ・ダイス材質：DC53（61HRC），ポンチ外径：40mmφ，モジュール：0.8，クリアランス：0.01mm（板厚の0.5%）の金型と、320tFBプレス機を使用し、カウンター圧：25t，Ｖリング圧：50t，加工スピード：10mm／s，潤滑油：FB805Dなる条件で行った。
連続して５０００ショットの打抜きを行った後、ポンチの欠損状況と、バリ高さを測定して、金型寿命を評価した。
【００４９】
なお、ポンチの欠損状況は、ポンチ欠損が転写された打抜き品を目視判定し、欠損の大きさで１〜５の五段階の評価点を付した。図２に示すように、損傷がないものを評価点１，僅かな点状又は線状の欠陥があるものを評価点２，歯先角部が折損したものを評価点３，歯先全体が折損したものを評価点４，激しい折損をしたものを評価点５とし、１０箇所の歯先の評価点平均値を取り、評価点平均値が１〜３をＯＫ、４〜５をＮＧと判定した。ここで、評価点２の場合は、面Ａには評価点１の場合と同様に損傷は認められないが、面Ｂに肌荒れやごく軽微な剥離又は損耗が認められるものを指す。
また、上記ポンチ欠損評価点が３以下の歯先について、１００ショット後及び５０００ショット後のバリ高さを測定顕微鏡で計測した。各歯先の５０００ショット後のバリ高さから１００ショット後のバリ高さから初期値を差し引いて、バリ高さの増加量を求めた。
供試鋼の最終仕上げ焼鈍前の処理条件及び最終仕上げ冷延とその後の焼鈍条件の違いによる、炭化物の分散状況，硬さ、及びそれに伴うファインブランキング加工性の関係の調査結果を、表４に併せて示す。
【００５０】
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【００５１】
表４に示す結果からも明らかなように、「ＬＰＲＡ処理」を施す前の素材の組織形態が適切で、その後に施す「ＬＰＲＡ処理」の条件が適切である試験Ｎｏ．４，１０，１１では、炭化物の分散状況が適切で、軟化しており、極めて良好な打抜き加工性を呈し、金型の損耗もなかった。
これに対して、素材組織の炭化物が微細であった試験Ｎｏ．１，７では、適切な「ＬＰＲＡ処理」を施してもフェライト結晶粒形が粗大化せずに硬かったため、ファインブランキング加工でポンチが破損した。また、素材組織の炭化物が棒状であった試験Ｎｏ．２，８では、適切な「ＬＰＲＡ処理」を施しても、処理後に良好な炭化物分散状態が得られなかったために、ファインブランキング加工時に金型摩耗が激しかった。さらに、素材組織の炭化物形態が適切であっても「ＬＰＲＡ処理」を施さないと、所望の特性は得られていない（試験Ｎｏ．３，９）。
【００５２】
素材組織の炭化物形態が適切であっても、「ＬＰＲＡ処理」を施す際の冷延率や焼鈍温度が適切でないと所望の特性は得られていない。冷延を行わなかった試験Ｎｏ．１６，１７や圧延率が低かった試験Ｎｏ．５，１４では、軟質化が不十分であった。圧延率が高すぎた試験Ｎｏ．６，１５も、軟質化が不十分であった。また、「ＬＰＲＡ処理」の焼鈍条件が適切でなかった試験Ｎｏ．１２，１３では、再生パーライトが生成したり、炭化物の分散状態が悪かったりして、打抜き金型の摩耗が激しかった。
【００５３】
さらに、Ｃ鋼及びＪ鋼について、表３，４に示していない条件の「ＬＰＲＡ処理」も実施し、従来の焼鈍材と比較して、硬さや炭化物の分散状況の違いとファインブランキング加工性の関係をも調査した。なお、ファインブランキング加工試験は、いずれも板厚２．０mmの鋼板を素材として、前記と同じ方法で実施した。
その結果を、図４〜７に示す。
【００５４】
Ｃ鋼、Ｊ鋼ともに、通常の焼鈍材と比べて「ＬＰＲＡ処理」の方が、バリ高さ増大量が小さくなっている。特に同程度の硬さであっても、「ＬＰＲＡ処理」の方が好ましい結果が得られている。また、フェライト結晶粒界上の炭化物数ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGとの関係にあっては、ＣGB／ＣIG≦０．８で、明らかにバリ高さ増大量が小さくなっている。
硬さや炭化物の分散状況の違いと金型の欠損状況をみると、ＣGB／ＣIGよりも、むしろ硬さの方に依存している。これはポンチ欠損が打抜き時の最大荷重に依存しているためと思われる。いずれにしても、硬さをHV160以下にしておけば、ポンチ欠損評価点が４を越えることはない。
【００５５】
実施例３：
表１中、Ｃ鋼、Ｊ鋼及びＲ鋼について、「ＬＰＲＡ処理」時の冷延率の影響について、検討した。
実施例１と同じ方法で板厚４．０〜５．０ｍｍの熱延酸洗板を製造した。この熱延酸洗板に、実施例１で（ハ）とした、「７１０℃×１０ｈ→炉冷の焼鈍を施した後、５０％の冷延を施し、その後に７５０℃×１０ｈの加熱→−１０℃／ｈの冷却速度で６８０℃まで冷却→６８０℃×１０ｈの保持→炉冷」の焼鈍を施した冷延焼鈍板に、冷延率を０〜５０％の範囲で種々変更した「ＬＰＲＡ処理」を施した。なお、仕上げ冷延後の仕上げ焼鈍は、７１０℃×１０h保持後に炉冷した。
【００５６】
「LPRA処理」された各冷延焼鈍板について、実施例１と同じように、硬さの測定を行うとともに、組織形態を観察した。なお、フェライト結晶粒径はＪＩＳ  Ｇ０５５２に準じ、切断法で計測した。
その結果を、圧延率との関係で図８，９，１０に示す。
この結果からもわかるように、本発明鋼にあっては、「ＬＰＲＡ処理」の冷延率を８〜２４％の範囲内にすると、フェライト結晶粒径が急激に粗大化し、ＣGB／ＣIGを０．８以下にすることができ、また、その結果から、冷延率０％の場合よりも軟質化できている。「ＬＰＲＡ処理」の冷延率は、より好ましくは１０〜２０％の範囲であることもわかる。
【００５７】
さらに、冷延率を適正範囲に設定することにより、ＣGB／ＣIGを小さく制御することが可能になるので、炭化物の存在形態が良好となり、打抜き型等、塑性加工金型の摩耗量減少効果等、加工に有利な機械的特性が得られている。
これに対して、比較鋼であるＲ鋼では、含有炭素量が多いために、「ＬＰＲＡ処理」を施してもフェライト結晶粒径の粗大化は認められなかった。含有炭素量が多すぎるため、炭化物の体積率が大きく、フェライト結晶粒の粗大化が妨げられている。フェライト結晶粒径の粗大化が認められないため、併せてＣGB／ＣIGも小さくならず、「ＬＰＲＡ処理」を施しても軟質化は達成できていない。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】炭化物の形態を示す模式図
【図２】ポンチの欠損状況を示す模式図
【図３】従来法と本発明法とで得られた鋼板の硬さの違いを示したグラフ
【図４】ファインブランキング加工時の、被打抜き鋼板の硬さとバリ高さ増加量の関係を示す図
【図５】ファインブランキング加工時の、被打抜き鋼板中炭化物分散状態とバリ高さ増加量の関係を示す図
【図６】ファインブランキング加工時の、被打抜き鋼板の硬さとポンチ欠損評価点の関係を示す図
【図７】ファインブランキング加工時の、被打抜き鋼板中炭化物分散状態とポンチ欠損評価点の関係を示す図
【図８】LPRA処理時の冷延率と処理後のフェライト粒径の関係を示したグラフ
【図９】LPRA処理時の冷延率と処理後の鋼板硬さの関係を示したグラフ
【図１０】LPRA処理時の冷延率と処理後の鋼板中炭化物分散状態の関係を示したグラフ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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