(57)【要約】【課題】伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性がともに優れ、冷間圧延時の圧延負荷の少ない高炭素冷延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Cを0.2〜0.7質量%含有する組成の鋼を、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を、60℃/秒以上120℃/秒未満の冷却速度で650℃以下の温度まで冷却する工程と、前記冷却後の熱延鋼板を、600℃以下の巻取温度で巻取る工程と、前記巻取り後の熱延鋼板を、30%以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板を、600℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程とを有する高炭素冷延鋼板の製造方法。【選択図】図1
2007039797.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Cを0.2〜0.7質量%含有する組成の鋼を、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、
前記熱延鋼板を、60℃/秒以上120℃/秒未満の冷却速度で650℃以下の温度まで冷却する工程と、
前記冷却後の熱延鋼板を、600℃以下の巻取温度で巻取る工程と、
前記巻取り後の熱延鋼板を、30%以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、
前記冷延鋼板を、600℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程と、
を有する高炭素冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記冷却する工程において、熱延鋼板を、80℃/秒以上120℃/秒未満の冷却速度で600℃以下の温度まで冷却し、かつ、前記巻取る工程において、550℃以下の温度で巻取る請求項1に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記巻取り後の熱延鋼板を、600℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍した後、前記冷間圧延を施す請求項1または2に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼の組成が、C:0.2〜0.7質量%、Si:2質量%以下、Mn:2質量%以下、P:0.03質量%以下、S:0.03質量%以下、Sol.Al:0.08質量%以下、N:0.01質量%以下を含有する請求項1から3のいずれか1項に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼の組成が、上記組成に加えて、さらに下記の含有量の範囲のB、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zrのうちから選ばれた少なくとも1種を含有する請求項1から4のいずれか1項に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法；
B:0.005質量%以下、Cr:3.5質量%以下、Ni:3.5質量%以下、Mo:0.7質量%以下、Cu:0.1質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Nb:0.1質量%以下、W、V、Zr:合計で0.1質量%以下。
【請求項６】
炭化物が球状化された冷延鋼板であって、
C:0.2〜0.7質量%を含有する組成を有し、粒径0.5μm未満の炭化物の体積率が全炭化物に対する体積率で10%以下であり、かつ
板厚方向における最大硬度Hvmaxと最小硬度Hvminの差ΔHv(=Hvmax-Hvmin)が10以下である、
高炭素冷延鋼板。
【請求項７】
前記粒径0.5μm未満の炭化物の体積率が5%以下であり、かつ
前記板厚方向における最大硬度Hvmaxと最小硬度Hvminの差ΔHvが7以下である、請求項6に記載の高炭素冷延鋼板。
【請求項８】
鋼の組成が、C:0.2〜0.7質量%、Si:2質量%以下、Mn:2質量%以下、P:0.03質量%以下、S:0.03質量%以下、Sol.Al:0.08質量%以下、N:0.01質量%以下を含有する、
請求項6または7に記載の高炭素冷延鋼板。
【請求項９】
鋼の組成が、上記組成に加えて、さらに下記の含有量の範囲のB、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zrのうちから選ばれた少なくとも1種を含有する請求項6から8のいずれか1項に記載の高炭素冷延鋼板；
B:0.005質量%以下、Cr:3.5質量%以下、Ni:3.5質量%以下、Mo:0.7質量%以下、Cu:0.1質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Nb:0.1質量%以下、W、V、Zr:合計で0.1質量%以下。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Cを0.2〜0.7質量%含有する加工性に優れた高炭素冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
工具あるいは自動車部品(ギア、ミッション)等に使用される高炭素鋼板は、種々の複雑な形状に加工されるため優れた加工性がユーザーから求められる。一方、近年、部品製造コスト低減の要求が強くなり、加工工程の省略や加工方法の変更が行なわれている。例えば、非特許文献1に記載されているように、高炭素鋼板を用いた自動車駆動系部品の成形技術として、増肉成形を可能にし、大幅な工程短縮を実現した複動成形技術が開発され、一部実用化されている。それとともに、高炭素鋼板には、加工性に対する要求が益々強くなっており、より高い延性が求められている。また、部品によっては、打抜き加工後に穴拡げ加工(バーリング)を受ける場合が多いので、伸びフランジ性に優れていることも望まれている。さらに、歩留り向上にともなうコスト低減の観点から、鋼板の材質均一性も強く要望されている。特に、鋼板の板厚方向で表層部と中心部の硬度差が大きいと打抜き加工における打抜き工具の劣化が激しくなるので、板厚方向の硬度均一性が切望されている。
【０００３】
こうした要求に答えるべく、高炭素鋼板の加工性や材質均一性を向上させるために、従来からいくつかの技術が検討されている。例えば、特許文献１には、所定の化学成分の高炭素鋼を熱間圧延し、脱スケールを行った後、95容量%以上の水素雰囲気中で焼鈍するにあたり、化学成分に応じて加熱速度、均熱温度(Ac1変態点以上)および均熱時間を規定し、該焼鈍後100℃/hr以下の冷却速度で冷却して、軟質で組織の均一性や加工性(延性)に優れた熱延鋼帯とした後、さらに圧下率20〜90%で冷間圧延し、窒素雰囲気炉等で600〜720℃で仕上げ焼鈍を施すことにより、軟質で加工性の向上した高炭素冷延鋼帯を製造する方法が提案されている。また、特許文献2には、(Ac1変態点+30℃)以上の仕上温度で圧延された鋼板を10〜100℃/秒の冷却速度で20〜500℃の温度まで冷却し、1〜10秒保持後、500〜(Ac1変態点+30℃)の温度域に再加熱して巻取り、必要に応じて650℃〜(Ac1変態点+30℃)で1時間以上均熱し、冷間圧延と650℃〜(Ac1変態点+30℃)で1時間以上均熱する焼鈍とのサイクルを少なくとも１回行うことにより、加工性の良好な高炭素冷延薄鋼板を製造する方法も提案されている。
【０００４】
この他、熱延鋼板として、例えば、特許文献3には、ホットランテーブルを加速冷却ゾーンと空冷ゾーンに2分割し、仕上圧延後の鋼帯を冷却ゾーンの長さ、鋼板の搬送速度、化学成分などで決まる特定の温度以下に加速冷却し、その後空冷することにより、コイル長手方向の材質均一性に優れる高炭素熱延鋼帯を安定して製造する方法が提案されている。なお、同公報における加速冷却域での冷却速度は第3図から20〜30℃/秒程度である。また、特許文献4には、Cを0.2〜0.7質量%含有する鋼を、仕上げ温度(Ar3変態点-20℃)以上で熱間圧延した後、冷却速度120℃/秒超かつ冷却停止温度650℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍することにより、伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板を製造する方法が提案されている。なお、目的は一致しないものの、冷却停止温度を620℃以下とする他は上記した要件を満たす高炭素熱延鋼板の製造技術が特許文献5に開示されている。また、冷却停止温度を620℃以下とし、上記焼鈍を圧下率30%以上で冷間圧延した後に行う他は上記した要件を満たす高炭素冷延鋼板の製造技術が、特許文献6に開示されている。
【非特許文献１】Journal of the JSTP, 44, 2003, p.409-413
【特許文献１】特開平9-157758号公報
【特許文献２】特開平5-9588号公報
【特許文献３】特開平3-174909号公報
【特許文献４】特開2003-13145号公報
【特許文献５】特開2003-73742号公報
【特許文献６】特開2003-73740号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、これらの従来技術はいずれも、板厚方向まで含めた材質の均一性を確保するものではなく、特に熱延鋼板の段階において板厚方向まで含めた材質均一性を確保できないため、冷間圧延時の圧延負荷に改善の余地があった。また、このような材質均一性と伸びフランジ性を両立させるものではなかった。
【０００６】
さらに、これらの従来技術には以下のような問題もある。特許文献1に記載の方法では、熱延条件によっては初析フェライトとラメラー状の炭化物を有するパーライトからなるミクロ組織が形成され、その後の焼鈍でラメラー状の炭化物が微細な球状化炭化物となる。この微細な球状化炭化物は穴拡げ加工時にボイド発生の起点になり、発生したボイドが連結して破断を誘発するため、優れた伸びフランジ性が得られない。特許文献2に記載の方法では、熱間圧延後の鋼板を所定の条件で冷却後、直接通電法などで再加熱しているため特別な設備が必要となるばかりか、膨大な電力エネルギーが必要となる。また、再加熱後に巻取った鋼板には微細な球状化炭化物が形成され易いため、上記と同様の理由で優れた伸びフランジ性が得られない場合が多い。特許文献3に記載の方法や、特許文献4および特許文献5に記載の方法では、得られる鋼板が熱延鋼板であり、板厚の薄い鋼板を精度よく均質に製造することは困難である。また実質的に再結晶工程がないので材質の均一性に改善の余地が残る。さらに、特許文献3の場合は熱間圧延後に熱処理を施さない、いわゆる「熱間圧延まま」の鋼板であるため、必ずしも優れた伸び(elongation)や伸びフランジ性が得られるとは限らない。
【０００７】
本発明は、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性に優れ、冷間圧延時の圧延負荷の少ない、高炭素冷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。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、高炭素冷延鋼板の伸びフランジ性および硬度に及ぼすミクロ組織の影響について鋭意研究を進めた結果、製造条件、特に、熱間圧延後の冷却条件、巻取温度、冷間圧延後の焼鈍温度を適切に制御することが極めて重要であることを見出した。そして、後述する測定法で求められる粒径が0.5μm未満の炭化物の全炭化物に対する体積率を10%以下に制御することにより、伸びフランジ性が向上し、板厚方向の硬度が均一になることを見出した。また、さらに厳密に熱間圧延後の冷却条件、巻取温度を制御し、炭化物の前記体積率を5%以下に制御することにより、より優れた伸びフランジ性および硬度分布の均一性が得られることを見出した。
【０００９】
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、Cを0.2〜0.7質量%含有する組成の鋼を、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を、60℃/秒以上120℃/秒未満の冷却速度で650℃以下の温度(以後、冷却停止温度と呼ぶ)まで冷却する工程と、前記冷却後の熱延鋼板を、600℃以下の巻取温度で巻取る工程と、前記巻取り後の熱延鋼板を、30%以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板を、600℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程とを有する高炭素冷延鋼板の製造方法を提供する。
【００１０】
本発明の方法では、前記冷却する工程において、熱延鋼板を、80℃/秒以上120℃/秒未満の冷却速度で600℃以下の温度まで冷却し、かつ、前記巻取る工程において、550℃以下の温度で巻取るようにすることが好ましい。
【００１１】
さらに、前記巻取り後の熱延鋼板を、600℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍(以後、熱延鋼板焼鈍と呼ぶ)した後、前記冷間圧延を施すようにすることがより好ましい。
【００１２】
本発明は、また、炭化物が球状化された冷延鋼板であって、C:0.2〜0.7質量%を含有する組成を有し、粒径0.5μm未満の炭化物の体積率が全炭化物に対する体積率で10%以下であり、かつ板厚方向における最大硬度Hvmaxと最小硬度Hvminの差ΔHv(=Hvmax-Hvmin)が10以下である、高炭素冷延鋼板を提供する。
【００１３】
前記粒径0.5μm未満の炭化物の体積率が5%以下であり、かつ前記板厚方向における最大硬度Hvmaxと最小硬度Hvminの差ΔHvが7以下であることがより好ましい。
【００１４】
なお、鋼の組成としては、C:0.2〜0.7質量%、Si:2質量%以下、Mn:2質量%以下、P:0.03質量%以下、S:0.03質量%以下、Sol.Al:0.08質量%以下、N:0.01質量%以下を含有する組成になるようにすることが好ましい。
【００１５】
さらに、鋼の組成には、上記組成に加えて、次の含有量の範囲のB、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zrのうちから選ばれた少なくとも1種を含有させることも可能である；
B:0.005質量%以下、Cr:3.5質量%以下、Ni:3.5質量%以下、Mo:0.7質量%以下、Cu:0.1質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Nb:0.1質量%以下、W、V、Zr:合計で0.1質量%以下。
【発明の効果】
【００１６】
本発明により、特別な設備を必要とせずに、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性がともに優れた高炭素冷延鋼板を製造できるようになった。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下に、本発明である高炭素冷延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
＜鋼組成＞
1)C量
Cは、炭化物を形成し、焼入後の硬度を付与する重要な元素である。C量が0.2質量%未満では、熱間圧延後に初析フェライトの生成が顕著となり、冷間圧延・焼鈍後の粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が増加し、伸びフランジ性や板厚方向の硬度均一性が劣化する。その上、焼入後も機械構造用部品としての十分な強度が得られない。一方、C量が0.7質量%を超えると、たとえ粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が10%以下であっても十分な伸びフランジ性が得られない。また、熱間圧延後の硬度が著しく高くなり、鋼板が脆くなるため取扱いに不便となるばかりか、焼入後の機械構造用部品としての強度も飽和する。したがって、C量は0.2〜0.7質量%に規定する。なお、焼入れ後の硬度をより重視する場合は、C量は0.5質量%超えに、また、加工性をより重視する場合は、C量は0.5質量%以下とすることが好ましい。
【００１８】
C以外のその他の元素については、特に、規定しないが、Mn、Si、P、S、Sol.Al、Nなどの元素を通常の範囲で含有させることができる。しかし、Siは、炭化物を黒鉛化し、焼入性を阻害する傾向があるので2質量%以下に、Mnは、過剰の添加は延性の低下を引き起こす傾向があるので2質量%以下に、P、Sは、過剰に含有すると延性が低下し、またクラックも生成しやすくなるのでともに0.03質量%以下に、Sol.Alは、過剰に添加するとAlNが多量に析出し、焼入性を低下させるので0.08質量%以下に、Nは、過剰に含有すると延性が低下するので0.01質量%以下にすることが望ましい。好ましくは、それぞれSi:0.5質量%以下、Mn:1質量%以下、P:0.02質量%以下、S:0.01質量%以下、Sol.Al:0.05質量%以下、N:0.005質量%以下である。ここで、これらの各元素を所定量以下、例えば0.0001質量%未満に低減するにはコスト増を招くので、0.0001質量%以上程度の含有は許容することが好ましい。なお、P、S、Nの含有量は、上記の目的のため、極力低減することがより好ましい。また、特にSを低減することは伸びフランジ性の改善にも効果的であり、この観点からは、Sは0.007質量%以下まで低減することが好ましい。より好ましくは0.0045質量%以下である。なお、例えば、Mnは、固溶強化により鋼の強度を増加するとともに、焼入れ性向上の目的で、Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により強度(硬さ)を増加させる目的で、Alは、脱酸剤として作用するとともに、Nと結合してAlNを形成し、オーステナイト粒の粗大化防止の目的で、Mnは0.2質量%以上、Siは0.01質量%以上、AlはSol.Alで0.015質量%以上含有することが好ましい。
【００１９】
さらに、例えば、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗の向上を目的として、通常添加される範囲でB、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zr等の少なくとも一つの元素を添加しても本発明の効果が損なわれることはない。具体的には、これらの元素は、B:0.005質量%以下、Cr:3.5質量%以下、Ni:3.5質量%以下、Mo:0.7質量%以下、Cu:0.1質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Nb:0.1質量%以下、W、V、Zr:合計で0.1質量%以下含有させることができる。この目的のためには、Bは0.0005質量%以上、Crは0.05質量%以上、Niは0.05質量%以上、Moは0.05質量%以上、Cuは0.01質量%以上、Tiは0.01質量%以上、Nbは0.01質量%以上、W、V、Zrは合計で0.01質量%以上含有させることが好ましい。
【００２０】
上記以外の残部はFeおよび不可避的不純物とすることが好ましいが、さらにまた、製造過程でSn、Pb等の元素が不純物として混入しても本発明の効果には影響を及ぼさない。
＜製造条件＞
2)熱間圧延の仕上温度
仕上温度が(Ar3変態点-20℃)未満では、フェライト変態が部分的に進行するため粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が増加し、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。したがって、熱間圧延の仕上温度は(Ar3変態点-20℃)以上とする。なお、Ar3変態点は次の式(1)から計算できるが、実際に測定した温度を用いてもよい。
Ar3変態点=910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]  ・・・(1)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、CrやMo、Niを含有する場合には、-11×[Cr]、+31.5×[Mo]、-15.2×[Ni]といった補正項を式(1)の右辺に加えてよい。
【００２１】
3)熱間圧延後の冷却条件
熱間圧延後の冷却速度が60℃/秒未満であると、オーステナイトの過冷度が小さくなり、熱間圧延後に初析フェライトの生成が顕著となる。その結果、冷間圧延・焼鈍後の粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が10%を超え、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。一方、冷却速度が120℃/秒を超える場合は、板厚方向で表層部と中央部の温度差が大きくなり、中央部において初析フェライトの生成が顕著となる。その結果、上記と同様に伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。この傾向は、熱延鋼板の板厚が4.0mm以上となると特に顕著となる。すなわち、特に板厚方向の硬度を均一とするためには、適正な冷却速度があり、冷却速度が過大でも過小でも所望の硬度均一性を得ることができない。従来技術においては、特に冷却速度の適正化がなされていないため、硬度均一性が確保できないのである。したがって、熱間圧延後の冷却速度は60℃/秒以上120℃/秒未満とする。さらに、粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率を5%以下とする場合は、冷却速度を80℃/秒以上120℃/秒未満とする。なお、冷却速度は115℃/秒以下とすることが、より好ましい。
【００２２】
こうした冷却速度によって冷却する熱延鋼板の終点温度、すなわち冷却停止温度が650℃より高いと、熱延鋼板を巻取るまでの冷却中に初析フェライトが生成するとともに、ラメラー状の炭化物を有するパーライトが生成する。その結果、冷間圧延・焼鈍後の粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が10%を超え、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。したがって、冷却停止温度は650℃以下とする。冷却停止温度は600℃以下とすることが、硬度均一性の観点から、さらに好ましい。なお、粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率を5%以下とする場合は、前記したように冷却速度を80℃/秒以上120℃/秒未満(好ましくは115℃/秒以下)とするとともに冷却停止温度を600℃以下とする。温度の測定精度上の問題があるので、冷却停止温度は500℃以上とすることが好ましい。
【００２３】
冷却停止温度に到達した後は、自然冷却してもよいし、冷却力を弱めて強制冷却を継続してもよい。鋼板の均一性などの観点からは復熱を抑制する程度に強制冷却することが好ましい。
【００２４】
4)巻取温度
冷却後の熱延鋼板は巻取られるが、そのとき、巻取温度が600℃を超えるとラメラー状の炭化物を有するパーライトが生成する。その結果、冷間圧延・焼鈍後の粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が10%を超え、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。したがって、巻取温度は600℃以下とする。なお、前記急冷の効果を十分に得るため、巻取温度は前記冷却停止温度よりも低温とすることが好ましい。さらに、粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率を5%以下とする場合は、前記したように冷却速度を80℃/秒以上120℃/秒未満(好ましくは115℃/秒以下)とし、冷却停止温度を600℃以下とするとともに、巻取温度を550℃以下とする。なお、熱延鋼板の形状が劣化するため、巻取温度は200℃以上とすることが好ましく、350℃以上とすることがより好ましい。
【００２５】
5)スケール除去(酸洗など)
巻取り後の熱延鋼板は、通常、次の冷間圧延や後述する熱延鋼板焼鈍を行う前にはスケール除去される。スケ−ル除去手段は、特に制約はないが、通常の方法で酸洗することが好ましい。
【００２６】
6)冷間圧延
酸洗などによりスケール除去した後の熱延鋼板は、焼鈍時に未再結晶部が残存しないように、また、炭化物の球状化を促進するために、冷間圧延される。これらの効果を得るために、冷間圧延の圧下率は30%以上とする。なお、以上に述べた本発明の鋼組成、熱間圧延条件にしたがって得られた熱延鋼板は、板厚方向の硬度均一性に優れるため、従来より高圧下を施しても破断などのトラブルが発生し難い。しかし、圧延機の負荷を考慮すると、圧下率は80%以下とすることが好ましい。
【００２７】
7)焼鈍温度
冷間圧延後の冷延鋼板は、再結晶および炭化物の球状化を図るために焼鈍される。そのとき、焼鈍温度が600℃未満では未再結晶組織が残り、伸びフランジ性および板厚方向の硬度均一性が劣化する。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超えるとオーステナイト化が部分的に進行し、冷却中に再度パーライトが生成するため、伸びフランジ性および板厚方向の硬度均一性が劣化する。したがって、焼鈍温度は600℃以上Ac1変態点以下とする。なお、優れた伸びフランジ性を得るために、焼鈍温度を680℃以上とすることが好ましい。なお、Ac1変態点は次の式(2)から計算できるが、実際に測定した温度を用いてもよい。
Ac1変態点=754.83-32.25×[C]+23.32×[Si]-17.76×[Mn]  ・・・(2)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、CrやMo、Vを含有する場合には、+17.3×[Cr]、+4.51×[Mo]、+15.62×[V]といった補正項を式(2)の右辺に加えてよい。
【００２８】
なお、焼鈍時間は8〜80時間程度が好ましい。
【００２９】
また、得られた鋼板中の炭化物は球状化されている。球状化された炭化物は平均のアスペクト比(最長径/最短径)が約3.0以下(板厚1/4位置)となる。本発明の鋼板では、アスペクト比の平均が3.0以下(板厚1/4位置で測定した値)となっていることをもって、炭化物が球状化しているものとした。
【００３０】
以上の条件で本発明の目的は達成されるが、酸洗などによりスケール除去後で冷間圧延前の熱延鋼板に、炭化物の球状化を図るために熱延鋼板焼鈍を施すこともできる。このとき、熱延鋼板焼鈍の温度が600℃未満だとその効果が得られない。一方、熱延板焼鈍の温度がAc1変態点を超えるとオーステナイト化が部分的に進行し、冷却中に再度パーライトが生成するため球状化効果が得られない。なお、優れた伸びフランジ性を得るには、熱延鋼板焼鈍の温度を680℃以上とすることが好ましい。さらに、好ましい温度は690℃以上である。なお、熱延鋼板焼鈍の時間は8〜80時間程度が好ましい。
【００３１】
熱延鋼板焼鈍は均一性の向上や、冷間圧延時の圧延負担軽減の観点から好ましいが、目標とする均一性や板厚、冷延設備の能力等に問題がなければ、省略してコストを削減してもよいことは言うまでもない。
【００３２】
上記製造方法により製造された本発明鋼板は、炭化物が球状化されるとともに、粒径0.5μm未満の炭化物の体積率が全炭化物に対する体積率で10%以下となり、板厚方向における最大硬度Hvmaxと最小硬度Hvminの差ΔHv(=Hvmax-Hvmin)が10以下の高炭素冷延鋼板となる。なお、粒径0.5μｍ未満の炭化物の体積率を全炭化物に対する体積率で5%以下とすることにより、さらに均一性が向上し、板厚方向における最大硬度と最小硬度の差ΔHvが7以下の高炭素冷延鋼板となる。
【００３３】
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(再加熱)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た後、圧延する直送圧延を適用してもよい。また、スラブを再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。熱間圧延は、粗圧延を省略して仕上圧延だけを行うこともできる。なお、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。また、球状化促進あるいは硬度低減のため、巻取り後にコイルを徐冷カバー等の手段で保温してもよい。熱延鋼板の板厚は、本発明の製造条件が維持できる限りにおいて特に制限はないが、1.0〜10.0mmの熱延鋼板が操業上特に好適である。冷延鋼板の板厚も特に制限はないが、0.5〜5.0mm程度が好適である。
【００３４】
熱延板焼鈍や冷間圧延後の焼鈍は、箱焼鈍、連続焼鈍いずれでも行える。冷間圧延・焼鈍後は、必要に応じて調質圧延を行う。この調質圧延は焼入れ性に影響を及ぼさないことから、その条件に対して特に制限はない。
【００３５】
上記本発明の方法で製造された冷延鋼板は、炭化物が球状化された冷延鋼板であり、上記したように、平均のアスペクト比が3.0以下と、球状化された炭化物を有する冷延鋼板である。また、粒径0.5μm未満の炭化物の体積率が全炭化物の体積率の10%以下、より好ましくは5%以下であり、伸びフランジ性に優れる。ここで、粒径0.5μm未満といった微細炭化物の体積率を上記のように低減することにより、伸びフランジ性が改善されるのは、このような微細炭化物は穴拡げ加工時にボイド発生の起点となり、発生したボイドが連結して破断を誘発するが、この炭化物量を低減することによりボイド発生の起点を減少させることができるためと考えられる。さらに、後述する図1に示すように、粒径0.5μm未満といった微細炭化物の体積率を上記のように低減した本発明の鋼板は、板厚方向における最大硬度Hｖmaxと最小硬度Hvminの差ΔHv(=Hｖmax-Hvmin)が10以下、より好ましくはΔHvが7以下となり、材質均一性に優れる。なお、ここで炭化物の粒径を0.5μm未満と限定したのは、発明者らが伸びフランジ性や硬度にミクロ組織、特に炭化物の影響が大きいと考え、これらの関係を種々検討した結果、特に炭化物の粒径を0.5μm未満と微細炭化物に限定した場合に、炭化物の体積率と鋼板特性との間に良好な相関を見出すことができたことによる。
【００３６】
鋼板における粒径0.5μm以上である炭化物の量については、本発明のC量の範囲内であれば、特に問題となることはない。
【実施例１】
【００３７】
表1に示す化学成分を有する鋼A〜Dの連続鋳造スラブを1250℃に加熱し、表2に示す条件にて熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延および焼鈍を行い、板厚2.3mmの鋼板No.1〜16を製造した。なお、いくつかの条件においては、酸洗後に熱延鋼板焼鈍を表2に示す条件にて実施した。各焼鈍は非窒化性雰囲気(Ar雰囲気)で行った。ここで、鋼板No.1〜9は本発明例であり、鋼板No.10〜16は比較例である。そして、炭化物の粒径と体積率、板厚方向の硬度および穴拡げ率λの測定を以下の方法で行った。ここで、穴拡げ率λは伸びフランジ性を評価するための指標とした。また、板厚方向の硬度は巻取り後(熱延鋼板焼鈍実施材については熱延鋼板焼鈍後)の熱延鋼板についても測定した。
【００３８】
i)炭化物の粒径と体積率の測定および球状化の観察
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、板厚の1/4の位置をピクラール液(ピクリン酸+エタノール)で腐食後、走査型電子顕微鏡により倍率3000倍でミクロ組織の観察を行った。炭化物の粒径およびその体積率は、Media Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0” (TM)を使用して画像解析にて定量化した。すなわち、各々の炭化物の粒径は、炭化物の外周上の2点と炭化物の相当楕円(炭化物と同面積で、かつ一次及び二次モーメントが等しい楕円)の重心を通る径を2度刻みに測定して平均した値である。また、視野中の全ての炭化物について各々測定視野に対する面積率を求め、これを各炭化物の体積率と見なした。そして、視野ごとに粒径が0.5μm未満の炭化物ついて、体積率の合計(累積体積率)を求め、これを全炭化物の累積体積率で除して、視野ごとの体積率を求めた。前記視野ごとの体積率を50視野で求め、これを平均して、粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率とした。
【００３９】
さらに、上記粒径の測定において、あわせて各炭化物のアスペクト比(最長径/最短径)を求めた。そして、各炭化物について求めたアスペクト比を平均(個数平均)して、平均のアスペクト比を求め、炭化物が球状化されていることを確認した。
【００４０】
ii)板厚方向の硬度測定
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、鋼板表面から0.1mmの位置、板厚の1/8、2/8、3/8、4/8、5/8、6/8、7/8の位置、および鋼板裏面から0.1mmの位置の計9箇所をマイクロビッカース硬度計を用いて荷重4.9N(500gf)で測定した。そして、最大硬度Hvmaxと最小硬度Hvminの差ΔHv(=Hvmax-Hvmin)により板厚方向の硬度均一性を評価し、ΔHv≦10のときに硬度均一性に優れるとした。なお、本実施例には該当するケースはないが、ΔHvの測定において、板厚が薄く、板厚の1/8および7/8の位置が鋼板表面あるいは裏面から0.1mm以内となる場合は、鋼板表、裏面から0.1mm位置の硬度測定を省略すればよい。
【００４１】
iii)穴拡げ率λの測定
鋼板を、ポンチ径10mm、ダイス径10.9mm(クリアランス：板厚の20%)の打抜き工具を用いて打抜き、打抜いた穴を円筒平底ポンチ(径50mmφ、肩R8mm)により押し上げて穴拡げ加工し、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径d(mm)を測定して、次の式(3)で定義される穴拡げ率λ(%)を計算した。
λ=100×(d-10)/10  ・・・(3)
そして、同様な試験を6回行い、平均の穴拡げ率λを求めた。
【００４２】
結果を表3に示す。本発明例である鋼板No.1〜9は、いずれも粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が10%以下となっており、それぞれ同じ化学成分の比較例である鋼板No.10〜16に比べ、穴拡げ率λが高く、伸びフランジ性に優れている。この原因は、上述したように粒径が0.5μm未満の微細な炭化物は穴拡げ加工時にボイド発生の起点になり、発生したボイドが連結して破断を誘発するが、その量を体積率で10%以下に低減したことによると考えられる。なお、本発明例では、いずれも炭化物の平均のアスペクト比が3.0以下であり、炭化物が球状化されていることを確認している。
【００４３】
図1に、冷延鋼板におけるΔHvと粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率(%)との関係を示す。本発明例の鋼板No.1〜8のように、粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率を10%以下にすると、ΔHvが10以下となり、優れた板厚方向の硬度均一性が得られる。なお、このように微細炭化物が硬度均一性に影響する理由として、微細炭化物がパーライトの存在していた領域に偏る傾向があることが一因であると考えられる。
【００４４】
冷却速度が80℃/秒以上120℃/秒未満、冷却停止温度が600℃以下、かつ巻取温度が550℃以下の条件で製造された粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率が5%以下である本発明例の鋼板No.2、4、5、7、9は、伸びフランジ性により優れているばかりでなく、ΔHvが7以下で板厚方向の硬度均一性により優れている。
【００４５】
本発明の製造方法では、熱延鋼板のΔHvも10以下と小さく、原理上、冷間圧延における破断の可能性が低下する。従来の鋼板でも実際に破断に到ることはさほど多くはないが、破断の懸念無く調整できる冷間圧延条件の範囲が拡大することは、実操業において極めて有利である。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
【表２】
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【００４８】
【表３】
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【実施例２】
【００４９】
E鋼(C:0.30質量%、Si:0.23質量%、Mn:0.77質量%、P:0.013質量%、S:0.0039質量%、Sol.Al:0.028質量%、N:0.0045質量%、Ar3変態点:786℃、Ac1変態点:737℃)、
F鋼(C:0.23質量%、Si:0.18質量%、Mn:0.76質量%、P:0.016質量%、S:0.0040質量%、Sol.Al:0.025質量%、N:0.0028質量%、Cr:1.2質量%、Ar3変態点:785℃、Ac1変態点:759℃)、
G鋼(C:0.33質量%、Si:0.21質量%、Mn:0.71質量%、P:0.010質量%、S:0.0042質量%、Sol.Al:0.033質量%、N:0.0035質量%、Mo:0.16質量%、Cr:1.02質量%、Ar3変態点:775℃、Ac1変態点:755℃)、
H鋼(C:0.36質量%、Si:0.20質量%、Mn:0.70質量%、P:0.013質量%、S:0.009質量%、Sol.Al:0.031質量%、N:0.0031質量%、Ar3変態点:776℃、Ac1変態点:735℃)、および、
表1に示すD鋼を、連続鋳造してスラブとした後1210℃に加熱し、表4に示す条件にて熱間圧延を行い、酸洗し、一部の例では酸洗後同表の条件で熱延鋼板焼鈍を施した。その後、冷間圧延を行い、表4に示す条件にて焼鈍を行って、板厚2.3ｍｍの鋼板No.17〜35を製造した。なお、冷間圧延における圧下率は50％とし、熱延鋼板焼鈍および焼鈍は非窒化性雰囲気(H2雰囲気)で行った。また、上記Ar3変態点、Ac1変態点は前記式(1)、式(2)から求め、CrあるいはMoを含有する場合は、式(1)、式(2)にCr、Moの補正項を導入して算出した。
【００５０】
得られた冷延鋼板および熱延鋼板(硬度のみ)に対し、実施例1と同様の方法で、炭化物の粒径と体積率、板厚方向の硬度および穴拡げ率λの測定を行った。なお、炭化物の平均のアスペクト比について実施例1と同様に検討したが、発明例では全て3.0以下であり、球状化していることを確認している。
【００５１】
結果を表５に示す。
【００５２】
冷却速度以外の条件を一定とした鋼板No.17〜23では、冷却速度が本発明の範囲内であるNo.18〜22の伸びフランジ性、板厚方向の硬度均一性が顕著に優れている。また鋼板No.19〜22はこれらの特性がさらに顕著に改善され、100℃前後(鋼板No.20〜22)で最良となる。
【００５３】
また冷却速度を一定として調査した鋼板No.24〜31では、冷却停止温度、巻取温度とも本発明の範囲内である鋼板No.26〜31の伸びフランジ性、板厚方向の硬度均一性が顕著に優れている。また、冷却停止温度:600℃以下および巻取温度:550℃以下を満足する場合(鋼板No.29〜31)は微細炭化物の体積率が5%以下となり、さらに顕著に優れた伸びフランジ性、板厚方向の硬度均一性が得られる。なお、鋼板No.21は同一条件で熱延鋼板焼鈍温度を690℃以下とした鋼板No.30と比べると伸びフランジ性にさらに優れる。また鋼板No.21は同一条件で熱延鋼板焼鈍を省略した鋼板No.31と比べると均一性が向上する。
【００５４】
基本成分以外の合金元素を添加した場合(F鋼、G鋼)も、問題なく優れた伸びフランジ性、板厚方向の硬度均一性を示す。ただし、S量が多い場合(H鋼)に比べると、E鋼、F鋼およびG鋼は穴拡げ率の絶対値がさらに顕著に優れたものとなる。
【００５５】
【表４】
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【００５６】
【表５】
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【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】ΔHvと粒径が0.5μm未満の炭化物の体積率との関係を示す図である。
【図１】
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