(57)【要約】【課題】  各種機械構造用部品の素材として使用され、焼入れままで優れた靭性を呈する鋼材を提供する。【解決手段】  Ｃ：０.０８〜０.２５質量％，Ｓｉ：０.２５質量％以下，Ｍｎ：０.２〜０.６質量％，Ｐ：０.０３質量％以下，Ｓ：０.０１質量％以下，Ｃｒ：０.２〜０.８質量％，Ｔｉ：０.００５〜０.１質量％，sol.Ａｌ：０.００５〜０.１０質量％，Ｎ：０.０１質量％以下，Ｂ：０.００１〜０.００７質量％以下，残部が実質的にＦｅの組成をもつスラブに、最終パスが８００〜９００℃の温度域にある仕上げ熱延を施し、熱延後に１０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却し、５８０〜６８０℃で巻き取り、酸洗を経て部品形状に塑性加工し、Ａc3〜９５０℃の温度域で均熱した後、焼き入れることにより製造される。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０.０８〜０.２５質量％，Ｓｉ：０.２５質量％以下，Ｍｎ：０.２〜０.６質量％，Ｐ：０.０３質量％以下，Ｓ：０.０１質量％以下，Ｃｒ：０.２〜０.８質量％，Ｔｉ：０.００５〜０.１質量％，sol.Ａｌ：０.００５〜０.１０質量％，Ｎ：０.０１質量％以下，Ｂ：０.００１〜０.００７質量％以下，残部が実質的にＦｅの組成をもつスラブに、
最終パスが８００〜９００℃の温度域にある仕上げ熱延を施し、熱延後に１０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却し、５８０〜６８０℃で巻き取り、
酸洗を経て部品形状に塑性加工し、
Ａc3〜９５０℃の温度域で均熱した後、焼き入れること
を特徴とする焼入れままで優れた靭性を示すＢ添加低合金鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コンクリート型枠，スプロケット，チェーン，シートベルト等の素材として使用され、加工性，焼入れ性が良好で、焼入れままで優れた靭性を呈するＢ添加低合金鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
チェーン部品，車両用部品等は、Ｓ３０Ｃ〜Ｓ７０Ｃ又はＳＫ８５〜ＳＫ１０５の中・高炭素鋼板を成形加工した後、焼入れ・焼戻し，オーステンパー等の熱処理で硬化することにより製造されている。このような用途では、ＨＲＣ硬度：４０〜５０の強度及び焼入れ性を確保するため０.３０質量％以上のＣ含有量が必要である。
【０００３】
中・高炭素鋼板はＣ含有量に応じた強度の上昇を期待できるが、Ｃ含有量の増加は靭性を低下させる原因である。低下した靭性は焼戻しによって回復できるものの、焼戻し脆化域では靭性が著しく劣化するので脆化温度域での焼戻しを回避する必要があり、結果としてＣを始めとする合金成分量の厳格な管理を伴う強度設定が要求される。また、０.３０質量％を超える多量のＣを含む系では、焼入れ，オーステンパー等の熱処理を受けた際に焼入れ歪みに起因する形状変化が生じやすいので、形状精度の劣化を防ぐプレステンパー等の煩雑な焼戻し処理が必要になる。
【０００４】
高炭素熱延鋼板は、硬質なために熱処理前の加工性が低く、打抜き，曲げ，深絞り等の複雑な成形が困難な鋼種でもある。この点、Ｃ含有量が０.３０質量％以下の中炭素鋼は成形性が比較的良好であるものの焼入れ性が悪く、厚肉材又は複雑形状に成形された鋼材では焼入れ後のマルテンサイト組織やオーステンパー後のベイナイト組織が不均質になりやすく、品質安定性に対する信頼性に欠ける嫌いがある。
【０００５】
熱処理前の加工性に優れ、熱処理後に安定した焼入れ組織が得られ、焼入れ，オーステンパー等の熱処理を施した後でも優れた靭性を呈する高強度鋼板としては、低〜中炭素域の鋼種に属する浸炭用合金鋼があるが、Ｃｒ，Ｍｏを含んでいるため高コストの鋼材である。中炭素域の鋼種としてはＢ添加で成形性，焼入れ性を両立させたSAE10B20〜40（FORMARLY STANDARD SEA ALLOY STEELS）があり、その薄鋼板を製造する方法も知られている（特許文献１）。しかし、成形加工時に打抜き，小径曲げ等の強加工を受けた部分が焼入れの際にオーステナイト域の均熱温度に保持されると、オーステナイト粒が異常成長し、熱処理後の靭性が著しく低下する場合がある。
【特許文献１】特開平3-287726号公報
【０００６】
熱処理前の成形性と焼入れ性を両立させた焼戻し省略型Ｂ添加低合金鋼では、Ｃ含有量の上限を０.４質量％に設定し、Ｓ５５Ｃ熱延鋼板と同等の伸び値を付与することにより高炭素熱延鋼板よりも加工性を向上させている（特許文献２）。しかし、熱延材の成形性向上に有効な製造条件が具体的でなく、Ｃ含有量を０.４質量％以下に規制しても熱延材の加工性が向上しない場合が散見される。
【特許文献２】特開平5-98356号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
以上のように、Ｃ：０.３０質量％以上の高炭素鋼では、熱処理前の成形性が悪く、焼入れ後に焼戻しを必要とするため製造コストの上昇が避けられない。加工性，焼入れ性の両立を狙ってＣ含有量を０.３０質量％以下に規制すると、今度は機械的特性の低下が避けられない。そのため、これら諸特性の何れも満足する鋼材の開発は困難とされていた。
本発明は、中・高炭素鋼にみられる特性相互の相反する傾向について種々調査・検討した結果、成分設計，製造条件の組合せを特定することにより、加工性，焼入れ性，熱処理後の靭性の何れにも優れ、焼入れ後の焼戻しを省略できるＢ添加低合金鋼を安価に製造することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明では、Ｃ：０.０８〜０.２５質量％，Ｓｉ：０.２５質量％以下，Ｍｎ：０.２〜０.６質量％，Ｐ：０.０３質量％以下，Ｓ：０.０１質量％以下，Ｃｒ：０.２〜０.８質量％，Ｔｉ：０.００５〜０.１質量％，sol.Ａｌ：０.００５〜０.１０質量％，Ｎ：０.０１質量％以下，Ｂ：０.００１〜０.００７質量％以下，残部が実質的にＦｅの組成をもつスラブを素材に使用する。
【０００９】
最終パスが８００〜９００℃の温度域にある仕上げ熱延をスラブに施し、熱延後に１０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却し、５８０〜６８０℃で巻き取り、酸洗を経て部品形状に塑性加工し、次いでＡc3〜９５０℃の温度域で均熱した後、焼き入れることにより、焼入れままで優れた靭性を示すＢ添加低合金鋼が製造される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明者等は、炭素鋼の加工性，焼入れ後の靭性を改善する製造条件を詳細に調査・検討した。その結果、(1)塑性加工性を確保するためには成形性阻害要因であるパーライトの体積分率を抑制すること、(2)低炭素鋼にＣｒ，Ｂを複合添加すると焼入れ性，焼入れ後の靭性が良好に保たれることが判った。かかる知見をベースにして、本発明では、次の成分設計，製造条件を採用している。
【００１１】
〔Ｃ：０.０８〜０.２５質量％〕
本発明は、Ｃ：０.０８〜０.２５質量％の鋼を対象としている。Ｃは炭素鋼で最も基本となる合金成分であり、その含有量によって焼入れ硬さ，炭化物量が大きく変動する。Ｃ含有量が０.０８質量％未満では、各種機械構造用部品として要求される十分な焼入れ硬さが得られない。逆に０.２５質量％を超える過剰量のＣが含まれると、焼入れ後の靭性が低下し各種機械構造用部品として使用できなくなる。したがって、適度な焼入れ硬さ，加工性を付与するため０.０８〜０.２５質量％の範囲でＣ含有量を選定し、加工性が要求される用途では比較的低いＣ含有量に設定する。
【００１２】
〔Ｓｉ：０.２５質量％以下〕
鋼材の延性に大きな影響を及ぼす成分であり、過剰添加すると固溶強化作用によってフェライトが硬化し、成形加工時に割れを誘発させる。また、Ｓｉ含有量の増加に伴い、製造段階で鋼板表面にスケール疵が発生しやすくなり、表面品質が低下する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０.２５質量％に規制する。加工性が特に重視される用途では、Ｓｉ：０.１質量％以下が好ましい。
【００１３】
〔Ｍｎ：０.２〜０.６質量％〕
鋼板の焼入れ性を高め強靭化にも有効な成分であり、０.２質量％以上でＭｎの添加効果がみられるが、十分な焼入れ性を得るためには０.３質量％以上のＭｎ含有量が好ましい。しかし、過剰量のＭｎはフェライトを硬化して加工性を低下させるので、上限を０.６質量％に規制する。
〔Ｐ：０.０３質量％以下〕
延性，靭性に有害な成分であり、０.０３質量％以下に規制することによりＰ起因の弊害を抑制する。
【００１４】
〔Ｓ：０.０１質量％以下〕
延性に有害なＭｎＳ系介在物を形成する成分であるので、可能な限り低いＳ含有量が好ましく、本発明ではＳ含有量の上限を０.０１質量％に設定した。更に良好な加工性，靭性を付与する上では、０.００５質量％以下にＳ含有量を提言することが好ましい。
〔Ｃｒ：０.２〜０.８質量％〕
焼入れ性を改善すると共に、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒の微細化に有効な成分である。オーステナイト結晶粒の微細化によって焼入れ後の靭性も向上する。このような作用は、０.２質量％以上のＣｒ含有量でみられる。しかし、０.８質量％を超える多量のＣｒが含まれると、焼入れ前の加工性が低下する傾向がみられる。特に加工性が要求される用途では、０.５質量％以下のＣｒ含有量が好ましい。
【００１５】
〔Ｔｉ：０.００５〜０.１質量％〕
溶鋼段階で脱酸調整に添加される成分であり、脱窒作用も呈する。また、鋼板に固溶しているＮを窒化物として固定するので焼入れ性に働く有効Ｂ量を高め、炭窒化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する作用もある。このような作用は０.００５質量％以上のＴｉでみられるが、０.０１質量％以上のＴｉ添加で安定した作用が発現する。しかし、０.１質量％を超える過剰量のＴｉ添加は、経済的に不利であるばかりか、局部延性を劣化させる原因にもなる。
【００１６】
〔sol.Ａｌ：０.００５〜０.１０質量％〕
Ａｌは溶鋼の脱酸剤として添加される成分であり、鋼中においてはＡｌＮを生成する。生成したＡｌＮは熱処理時にオーステナイト結晶粒の異常成長を抑制し、鋼中ＮをＡｌＮとして固定するため焼入れ性に有効なＢがＢＮとして消費されることも抑えられる。このような作用は０.００５質量％以上のsol.Ａｌでみられるが、sol.Ａｌが０.１０質量％を超えると鋼材コストの上昇，鋼板の硬質化を招く。
【００１７】
〔Ｎ：０.０１質量％以下〕
鋼材の硬度，引張り強度を向上させる成分であり、ＡｌＮ，ＴｉＮとなってオーステナイト結晶粒を微細化し、耐衝撃性を改善し、巻取り時等で曲げ割れを防止する作用も呈する。しかし、０.０１質量％を超える多量のＮ添加は、成形加工時に材料強度を上昇させる原因であり、成形性の劣化を招く。また、ＡｌＮ，ＴｉＮとして固定される他に固溶Ｎの残留量が多くなってＢをＢＮとして消費するため、焼入れ性に有効なＢ量が減少しやすい。
【００１８】
〔Ｂ：０.００１〜０.００７質量％以下〕
極微量の添加で鋼材の焼入れ性を大幅に改善する成分であり、粒界の歪みエネルギーを低下させることにより粒界を強化する作用も呈する。また、Ｂ添加により安定した焼入れ硬さが得られる。このような作用は０.００１質量％以上のＢ添加でみられるが、０.００７０質量％を超える多量を添加してもＢの添加効果が飽和し、却って靭性が低下しかねない。
【００１９】
〔熱延条件〕
仕上げ圧延における最終パス温度は、熱延鋼板の特性を左右する条件であり、８００℃未満では変形抵抗が増加して圧延機にかかる負荷が増大すると共に製造性が悪化する。低すぎる最終パス温度では、金属組織を微細化して加工歪みが導入された金属組織となり、熱延鋼板が高強度化して延性が低下する。他方、高すぎる最終パス温度では、鋼板表層の深部までフェライト脱炭が進行し、焼入れ後に要求レベルの表面硬さが得られなくなる。そのため、８００〜９００℃の温度域に最終パス温度を調節する。
【００２０】
冷却速度，巻取り温度も熱延鋼板の特性に影響を及ぼす因子である。仕上げ圧延後から巻取り開始までの冷却速度が５０℃／秒を超えることは、ホットランテーブル上で熱延鋼板が急冷されることを意味し、コイル内での冷却ムラを促進させ、鋼板形状や材質を不均質化させることになる。不均質な鋼板形状や材質は、その後の工程で円滑な通板を妨げ、材料歩留を低下させる。しかし、１０℃／秒に達しない冷却速度では低速圧延が必要となり、生産性が低下する。そのため、仕上げ圧延後から巻取り開始までの冷却速度を１０〜５０℃／秒の範囲で制御する。
【００２１】
制御冷却された熱延鋼板は、表面脱炭を最小限に抑え必要な加工性を付与するため、５８０〜６８０℃の温度域で巻き取られる。６８０℃を超える巻取り温度では、巻取り後の冷却過程で熱延鋼板が表面脱炭され、焼入れ後の硬さ不足が発生して製品化できなくなる。逆に巻取り温度が５８０℃を下回ると、熱延鋼板が高強度化して延性が低下し、結果として部品形状への成形が困難になる。
【００２２】
〔塑性加工〕
巻き取られた熱延鋼板は、常温まで冷却した後で酸洗によって熱延スケールが除去される。次いで、精密打抜きを含む打抜き加工，伸びフランジ加工，曲げ加工等で部品形状に塑性加工される。
【００２３】
〔熱処理条件〕
焼入れ組織にフェライトや炭化物が残留しないように、Ａc3以上のオーステナイト化温度域で塑性加工後の鋼材を均熱する。セメンタイトを分解して均質なオーステナイト組織にする上では、好ましくは均熱温度をＡc3＋５０℃以上とし、１分以上に均熱時間を設定する。しかし、オーステナイト化温度域で鋼材を長時間加熱すると、オーステナイト結晶粒が異常成長して靭性が著しく低下することがある。長時間加熱は熱処理コストの面でも好ましくない。均熱温度が高いほどオーステナイト化が促進されるが、熱効率，熱処理炉の寿命の観点から熱処理温度の上限を９５０℃に設定する。焼入れ歪みを防止する上では、９００℃以下の均熱温度が好ましい。
【００２４】
均熱後の焼入れにより、焼入れままで靭性に優れた鋼材が得られる。焼入れは、部品全体を均質なマルテンサイト組織にする全体焼入れや高周波焼入れ，電子ビーム焼入れ等による部分焼入れの何れでも良い。焼入れによって均質なマルテンサイト組織に変態させる上では、オーステナイト化温度域からの冷却速度を５０℃／秒以上にすることが好ましい。しかし、過度の急冷は焼入れ歪みの原因である。そのため、水温又は油温を適宜調整することにより、適正な冷却速度を維持する。焼入れ後には、焼入れ硬さが低下しない範囲で低温焼戻しすることも可能である。
【実施例】
【００２５】
種々の鋼材を溶製し、鋳造したスラブを板厚２ｍｍに熱間圧延した。使用した鋼材の成分・組成を表１に、熱延条件と熱延鋼板の特性を表２に示す。表２の曲げ性は、JIS Z2248に準拠したＶブロック法（曲げ角度：９０度，内側半径：０ｍｍ）で試験片を曲げ加工し、曲げ部に割れが発生しなかった試験片を○，割れが発生した試験片を×と評価した。
【００２６】
表２にみられるように、試験番号１，２，４，７，８の熱延鋼板は、軟質で高い延性を示し、曲げ試験によっても割れが発生しなかった。５８０℃未満で巻き取った試験番号３の熱延鋼板は、同一鋼種で比較すると最も硬質化しており，延性に乏しいため割れが発生した。仕上げ圧延後に５０℃／秒を超える速度で急冷した試験番号６の熱延鋼板は、コイル内で材質が不均質化したため曲げ性に劣り、材料の歩留も低下していた。仕上げ温度，巻取り温度共に低すぎる試験番号１０の熱延鋼板は、加工歪みが導入された微細な金属組織を呈し、非常に硬質化しており延性に乏しいため曲げ性に劣っていた。
【００２７】
2005220415.tif 000002
【００２８】
2005220415.tif 000003
【００２９】
各熱延鋼板に９００℃×１５分の均熱処理を施した後、温度２０℃の水浴に焼き入れた。焼入れ後の熱延鋼板からJIS４号サイズＶノッチ試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠した室温２０℃のシャルピー衝撃試験に供し、衝撃値を測定した。焼入れ硬さ：３５ＨＲＣ以上，衝撃値：５０Ｊ／ｃｍ2以上を○，焼入れ硬さ：３５ＨＲＣ未満又は衝撃値：５０Ｊ／ｃｍ2未満を×として総合評価した。
表３の調査結果にみられるように、試験番号１，２，４，７，８は、焼入れ後の硬さが３５ＨＲＣ以上と高く、衝撃値５０Ｊ／ｃｍ2以上の優れた靭性を示した。
【００３０】
他方、仕上げ温度が高すぎる試験番号５，巻取り温度が高すぎる試験番号９は、熱延鋼板の曲げ性が良好であるものの、鋼板表面に深いフェライト脱炭層が生成しているため焼入れ後の硬さが低く、機械部品としての要求特性を満足していなかった。Ｃ含有量が低すぎる試験番号１１は、熱延鋼板の曲げ性が良好であったが焼入れ後の硬さが不足していた。多量のＣを含む鋼材Ｆを用いた試験番号１２では、熱延鋼板の曲げ性，熱処理後の硬さが良好であったが、靭性に劣っていた。同じ鋼材Ｆを用いた場合でも、仕上げ温度，巻取り温度を若干下げた試験番号１３では、熱延鋼板の曲げ性にも劣っていた。過剰のＣを含む鋼Ｇを用いた試験番号１４では、熱延鋼板の曲げ性，焼入れ後の靭性共に劣っていた。
この対比から明らかなように、成分・組成，製造条件の特定された組合せによって初めて焼入れままで優れた靭性を示す機械部品用鋼材となることが確認される。
【００３１】
2005220415.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００３２】
以上に説明したように、特定された成分・組成と製造条件とを組み合わせることにより、熱延鋼帯としての加工性に優れ、焼戻しを必要とすることなく焼入れままで優れた靭性を呈する鋼材が得られる。そのため、各種機械部品に塑性加工した後で必要特性を付与するための熱処理が簡便となり、要求特性を満足する鋼製部品が安価に提供される。