(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％において、Ｃ：0.1〜0.8％，Ｓｉ：0.40％以下，Ｍｎ：0.3〜1.0％，Ｃｒ：1.2％以下，Ｍｏ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｃｕ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｎｉ：0〜2.0％（無添加を含む）を含有し、Ｐを0.03％以下，Ｓを0.01％以下，Ｔ.Ａｌを0.1％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼からなり、金属組織が初析フェライト＋パーライト組織である熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、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段目の加熱とＡr1−80℃〜Ａr1の温度範囲で2〜60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、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法。
【請求項２】
質量％において、Ｃ：0.1〜0.8％，Ｓｉ：0.40％以下，Ｍｎ：0.3〜1.0％，Ｃｒ：1.2％以下，Ｍｏ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｃｕ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｎｉ：0〜2.0％（無添加を含む）を含有し、Ｐを0.03％以下，Ｓを0.01％以下，Ｔ.Ａｌを0.1％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼からなり、初析フェライト＋パーライト組織を呈し、初析フェライト面積率(％)が下記（１）式により定まるＦ値以上である金属組織の熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、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段目の加熱とＡr1−80℃〜Ａr1の温度範囲で2〜60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、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法。
Ｆ＝0.4×(1−質量％Ｃ／0.8)×100 ・・（１）
【請求項３】
質量％において、Ｃ：0.1〜0.8％，Ｓｉ：0.40％以下，Ｍｎ：0.3〜1.0％，Ｃｒ：1.2％以下，Ｍｏ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｃｕ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｎｉ：0〜2.0％（無添加を含む）を含有し、Ｐを0.03％以下，Ｓを0.01％以下，Ｔ.Ａｌを0.1％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼からなり、初析フェライト＋パーライト組織を呈し、以下に定義する〔パーライトラメラ間隔〕が0.1μm以上である金属組織の熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、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段目の加熱とＡr1−80℃〜Ａr1の温度範囲で2〜60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、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法。
〔パーライトラメラ間隔〕：熱延鋼板L-断面の金属組織観察において、１辺が少なくとも50μm以上の矩形領域を含む観察視野内でセメンタイトのラメラが最も密になっているパーライトの部分を選択し、当該パーライト部分において隣り合うセメンタイトラメラの平均的な厚み中心間距離を測定してその値をＬ(μm)とし、この測定を観察視野を変えて合計１０回行い、１０個のＬ値のうち小さいものから５個の平均値を〔パーライトラメラ間隔〕とする。ただし、観察視野内で選択するパーライトの部分は、少なくとも３つ以上のセメンタイトのラメラがほぼ平行に現れている部分から選択するものとする。
【請求項４】
質量％において、Ｃ：0.1〜0.8％，Ｓｉ：0.40％以下，Ｍｎ：0.3〜1.0％，Ｃｒ：1.2％以下，Ｍｏ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｃｕ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｎｉ：0〜2.0％（無添加を含む）を含有し、Ｐを0.03％以下，Ｓを0.01％以下，Ｔ.Ａｌを0.1％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼からなり、初析フェライト＋パーライト組織を呈し、以下に定義する〔パーライトラメラ間隔〕が0.1μm以上で、かつ初析フェライト面積率(％)が下記（１）式により定まるＦ値以上である金属組織の熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、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段目の加熱とＡr1−80℃〜Ａr1の温度範囲で2〜60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、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法。
Ｆ＝0.4×(1−質量％Ｃ／0.8)×100 ・・（１）
〔パーライトラメラ間隔〕：熱延鋼板L-断面の金属組織観察において、１辺が少なくとも50μm以上の矩形領域を含む観察視野内でセメンタイトのラメラが最も密になっているパーライトの部分を選択し、当該パーライト部分において隣り合うセメンタイトラメラの平均的な厚み中心間距離を測定してその値をＬ(μm)とし、この測定を観察視野を変えて合計１０回行い、１０個のＬ値のうち小さいものから５個の平均値を〔パーライトラメラ間隔〕とする。ただし、観察視野内で選択するパーライトの部分は、少なくとも３つ以上のセメンタイトのラメラがほぼ平行に現れている部分から選択するものとする。
【請求項５】
熱延鋼板に施す冷間圧延率が15〜50％の範囲である、請求項１，２，３または４に記載の伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板を得るための製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼中のＣ含有量が概ね0.1〜0.8質量％の、いわゆる中・高炭素鋼板は、焼入れ強化が可能であるとともに、焼入れ前の焼鈍状態ではある程度の加工性も有しているため、自動車部品をはじめ各種機械部品や軸受け部品の素材として広く使用されている。部品の製造にあたっては、一般的には打抜加工や曲げ成形が施され、さらに比較的軽度な絞り加工，伸びフランジ成形が施されることもある。また、部品形状が複雑な場合は、二ないし三部品を溶接して製造される場合も多い。そしてこれらの加工部品は熱処理を経て各種用途の部品に仕上げられていく。
【０００３】
ところが近年、部品の製造コストを低減すべく、部品の一体成形や、部品加工の工程簡略化が進められている。このことは素材側から見ればより加工率の高い（＝塑性変形量の大きい）加工に耐えなくてはならないことを意味する。つまり、加工技術の高度化に伴い、素材である中・高炭素鋼板自体にもより高い加工性が要求されるようになってきた。特に昨今では、打抜加工や曲げ加工のみならず、伸びフランジ成形加工（例えば穴拡げ加工等）といった局所的な延性が要求される高度な加工にも耐え得る鋼板素材のニーズが高まりつつある。
【０００４】
こうした中、特公昭61−15930号公報，特公平5−70685号公報，および特開平4−333527号公報には、加工方法あるいは熱処理方法を工夫することによって棒鋼中の炭化物を球状化し、棒鋼線材の加工性を改善する技術が紹介されている。しかし、これらはいずれも棒鋼線材を対象とするものであり、素材が板材である場合に問題となる伸びフランジ性や穴拡げ性の改善方法は明らかにされていない。
【０００５】
また、特開平8−3687号公報には、Ｃを0.3mass％以上含有し、炭化物の占める面積率が20％以下で、粒径1.5μｍ以上の炭化物の割合が30％以上である加工用高炭素鋼板が示されており、その製造方法として仕上熱延機出側温度を750〜810℃とし、10℃／sec以下で冷却して仕上温度とコイル巻取り温度との差を300℃以下として巻取り、720℃×20時間の球状化焼鈍を施し、26℃／Hrの冷却速度で100℃まで冷却した後空冷して常温まで冷却する方法が開示されている。しかし、この技術は鋼板の加工性を改善するものであるが、伸びフランジ性といった局部的な延性が要求される高度な加工性を改善する方法については明らかにされていない。また、炭化物粒径を1.5μｍ以上に粗大化させるため、部品加工後の焼入れ処理におけるオーステナイト温度域の加熱で炭素を十分固溶させるには長時間を要する。このため、例えば高周波焼入れのような短時間加熱による焼入れ処理の適用が難しくなる。
【０００６】
さらに特開平8−120405号公報には、Ｃ：0.20〜0.60％の他、Ｓｉ，Ａｌ，Ｎ，Ｂ，Ｃａ等の黒鉛化を促進する元素を含有し、Ｃ含有量の10〜50％が黒鉛化しており、断面の鋼組織が3μｍ以上の黒鉛粒子を特定量含んだ球状化セメンタイトの分散したフェライト相になっている加工性に優れた薄鋼板が示されている。その製造方法として、仕上温度750〜900℃で熱間圧延し、450〜650℃で巻取り、冷間圧延後に600〜720℃で焼鈍する方法等が示されている。この薄鋼板は穴拡げ性と二次加工性に優れているという。しかし、含有炭素の黒鉛化を利用するものであるから、黒鉛化を促進する元素の添加が必要となり、一般的な市販の中・高炭素鋼種に広く適用できるものではない。加えて3μｍ以上の粗大な黒鉛粒子の存在は、先の例と同様、部品加工後の焼入れ処理の加熱において炭素の十分な固溶化を遅らせ、短時間加熱による焼入れ処理の適用を困難にする。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、加工性の中でも特に「伸びフランジ性」を改善した中・高炭素鋼板のニーズが高いにもかかわらず、一般的な中・高炭素鋼種の鋼板素材においてそれらの特性を改善する手法は明らかにされていない。また、加工用鋼板素材は用途に応じて種々の板厚のものが要求されるが、そのような板厚要求に機動的に対処するためには熱間圧延と冷間圧延をうまく組合せた工程で所定の板厚に仕上げるのが一般的である。しかし、熱間圧延と冷間圧延を組合せた工程では条件によって鋼板の金属組織が大きく変動することになり、十分な「伸びフランジ性」を安定的に付与することは必ずしも簡単ではない。
【０００８】
そこで本発明は、特殊な元素を添加しない一般的な中・高炭素鋼の鋼種において、冷間圧延による精度の高い板厚調整を可能にしながら「伸びフランジ性」を安定的に改善することができる中・高炭素鋼板素材の製造法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記目的は、請求項１の発明、すなわち、質量％において、Ｃ：0.1〜0.8％，Ｓｉ：0.40％以下，Ｍｎ：0.3〜1.0％，Ｃｒ：1.2％以下，Ｍｏ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｃｕ：0〜0.3％（無添加を含む），Ｎｉ：0〜2.0％（無添加を含む）を含有し、Ｐを0.03％以下，Ｓを0.01％以下，Ｔ.Ａｌを0.1％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼からなり、金属組織が初析フェライト＋パーライト組織である熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、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段目の加熱とＡr1−80℃〜Ａr1の温度範囲で2〜60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、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造法によって達成できる。ここで、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉの下限の0％はその元素が無添加であることを意味する。Ｔ.Ａｌは、トータルＡｌ量を意味する。Ａc1は昇温過程における鋼のＡ1変態点（℃）、Ａr1は降温過程におけるＡ1変態点（℃）を意味する。
【００１０】
請求項２の発明は、請求項１の発明の熱延鋼板の金属組織において、特に初析フェライト面積率(％)が下記（１）式により定まるＦ値以上である点を規定したものである。
Ｆ＝0.4×(1−質量％Ｃ／0.8)×100  ・・（１）
ここで、「初析フェライト面積率(％)」は当該熱延鋼板中に存在する初析フェライト量を顕微鏡観察等の手段により実測して求まる値である。一方、「Ｆ値」は鋼板のＣ含有量（質量％）の値を（１）式右辺に代入して計算により定まる値である。
【００１１】
請求項３の発明は、請求項１の発明の熱延鋼板の金属組織において、特に、以下に定義する〔パーライトラメラ間隔〕が0.1μm以上である点を規定したものである。
〔パーライトラメラ間隔〕：熱延鋼板L-断面（熱延方向にほぼ平行に切断した断面）の金属組織観察において、１辺が少なくとも50μm以上の矩形領域を含む観察視野内でセメンタイトのラメラが最も密になっているパーライトの部分を選択し、当該パーライト部分において隣り合うセメンタイトラメラの平均的な厚み中心間距離を測定してその値をＬ(μm)とし、この測定を観察視野を変えて合計１０回行い、１０個のＬ値のうち小さいものから５個の平均値(μm)を〔パーライトラメラ間隔〕とする。ただし、観察視野内で選択するパーライトの部分は、少なくとも３つ以上のセメンタイトのラメラがほぼ平行に現れている部分から選択するものとする。
【００１２】
パーライトはセメンタイトラメラとフェライトラメラが交互に層をなした組織であるが、ここでいう〔パーライトラメラ間隔〕はセメンタイトラメラの間隔で表したものをいう。観察視野内で選択するパーライトの部分を「少なくとも３つ以上のセメンタイトのラメラがほぼ平行に現れている部分」としたのは、パーライトの３次元的な形態を考慮して、観察平面内でセメンタイトラメラの間隔を適切に評価するためである。セメンタイトラメラが枝分かれしていたり短く分断されていて、少なくとも３つ以上のセメンタイトラメラがほぼ平行に並んで現れていないような部分では、パーライトラメラの間隔を定量的に表すことが困難である。そのような部分は測定対象から除外する。観察視野内に見られる「少なくとも３つ以上のセメンタイトのラメラがほぼ平行に現れている部分」（以下、「平行ラメラ部分」という）のうち、ラメラが最も密になっている「平行ラメラ部分」は、観察平面がラメラを垂直に近い角度で切断しており、かつ、全体のパーライトの中でもセメンタイトラメラの間隔が特に小さくなっている部分であると考えることができる。本発明では、観察視野の大きさを、１辺が少なくとも50μm以上の矩形領域を含む大きさとし、その観察視野内に見られる「平行ラメラ部分」のうち、ラメラが最も密になっている「平行ラメラ部分」（以下、「選択部分」という）のセメンタイトラメラ間隔の測定を、１０の異なる観察視野について行い、それら１０個の測定値のうち小さいものから５個の測定値の平均値(μm)を〔パーライトラメラ間隔〕とする。
【００１３】
各観察視野における「選択部分」のセメンタイトラメラ間隔の測定は、その部分を高倍率（例えば10000倍）で観察することによって行うことができる。ここでいうセメンタイトラメラの間隔は、１つのセメンタイトラメラの厚み中心部と、フェライトラメラを挟んでその隣にあるセメンタイトラメラの厚み中心部との距離で表される。隣り合うセメンタイトラメラの厚み中心線どうしは厳密には完全な平行線にはならず、また隣り合うラメラとしてどの２つのラメラを選ぶかによってもラメラの間隔は多少変動する。したがって、ここでは、「選択部分」についての「平均的な」セメンタイトラメラ間隔を測定する。「平均的な」とは「選択部分」における局所的なセメンタイトラメラ間隔の値に拘泥されることなく、当該部分のパーライトの緻密さを代表するのにふさわしいセメンタイトラメラ間隔の値を特定する趣旨である。例えば、その平均的な値は、ほぼ平行して並んでいるいくつかのセメンタイトラメラについて、両端の厚み中心間距離を測定し、その距離をその間に含まれるセメンタイトラメラの数で割った値を採用することができる。
【００１４】
請求項４の発明は、請求項１の発明の熱延鋼板の金属組織において、特に初析フェライト面積率(％)が前記（１）式により定まるＦ値以上である点、および上で定義した〔パーライトラメラ間隔〕が0.1μm以上である点を規定したものである。
【００１５】
請求項５の発明は、請求項１〜４の発明において、特に熱延鋼板に施す冷間圧延率を15〜50％の範囲に規定したものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、一般的な組成の中・高炭素鋼について、加工性を改善する手段を種々検討してきた。その結果、次のようなことが明らかになった。▲１▼一般的な打抜加工性や曲げ加工性が向上する場合でも、伸びフランジ性が改善されるとは限らないこと、▲２▼炭化物を単に球状化させるだけでは伸びフランジ性の安定した改善は図れないこと、▲３▼伸びフランジ性は、鋼板中における炭化物の分散形態に大きく依存し、具体的には炭化物のより一層の球状化と、平均炭化物粒径を大きくすること（平均炭化物間距離を大きくすること）によって改善し得ること。
さらに、冷間加工工程を経た場合でも、焼入性を阻害しない炭化物粒径の範囲で伸びフランジ性が改善できることも明らかになった。
【００２０】
伸びフランジ性の改善挙動が、他の加工性の挙動と必ずしも一致しない理由について現時点では不明な点が多いが、次のようなことが考えられる。すなわち、伸びフランジ性は一般に穴拡げ試験で評価される特性であり、具体的には例えば、円板に予め設けた直径ｄ0の穴にポンチを押し込んで穴を押し拡げていき、穴縁に板厚を貫通する割れが発生したときの穴直径ｄを測定し、そのときの穴径拡大率(ｄ−ｄ0)／ｄ0で評価することのできる特性である。穴径拡大率は穴縁の円周方向ひずみの公称値を意味することから、伸びフランジ性は、穴縁に「くびれ」あるいは「割れ」が発生し始めるときの円周方向ひずみの限界値によって評価し得る特性である。つまり、伸びフランジ性は、局部的に高い応力が集中する場合の成形性を表していることになる。伸びフランジ性が他の一般的な加工性と異なる挙動を示すのは、一般的な加工性には影響を及ぼさないようなミクロ的な欠陥が、伸びフランジ性に対しては敏感に影響するためであると推察される。
【００２１】
上記の「くびれ」や「割れ」は、加工変形中に生じるミクロ的な欠陥、すなわちミクロボイドが連結して成長したような、極めて微少な欠陥によって引き起こされるものと考えられる。中・高炭素鋼板においては、炭化物（セメンタイト）がミクロボイドの生成起点になると考えれれる。したがって、中・高炭素鋼板の伸びフランジ性を改善するには、ミクロボイドの生成・連結が起こりにくいような炭化物の分布形態にコントロールすることが重要となる。
【００２２】
本発明者らの詳細な研究により、加工に供する鋼板中の平均炭化物間距離を長くすれば、個々の炭化物を起点として生成したミクロボイドの連結が抑制でき、伸びフランジ性が向上することが確認されている。また、個々の炭化物の球状化率を高めることもミクロボイドの生成を抑制する効果があることが確認されている。本発明では主として、熱延鋼板の金属組織の規定と、熱処理方法の規定によって、冷間圧延を採用した鋼板製造プロセスでの効果的な炭化物形態コントロールを実現した。以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００２３】
本発明では、Ｃ：0.1〜0.8質量％を含有する鋼を対象とする。Ｃ含有量は鋼の焼入れ硬さおよび炭化物量に大きく影響する。Ｃ含有量が0.1質量％以下の鋼では、各種機械構造用部品に適用するうえで十分な焼入れ硬さが得られない。一方、Ｃ含有量が0.8質量％を超えると、熱間圧延後の靭性が低下して鋼帯の製造性・取扱い性が悪くなるとともに、焼鈍後においても十分な延性が得られないため、加工度の高い部品への適用が困難になる。したがって、本発明では適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた素材鋼板を提供する観点から、Ｃ含有量が0.1〜0.8質量％の範囲の鋼を対象とする。なお、Ｃ含有量が低くなるほど伸びフランジ性は一層改善される。このため、伸びフランジ性を特に重視する用途ではＣ含有量が0.1〜0.5質量％の鋼を使用することが望ましい。
【００２４】
Ｓは、ＭｎＳ系介在物を形成する元素である。この介在物の量が多くなると局部延性が劣化するので、鋼中のＳ含有量はできるだけ低減することが望ましい。本発明ではＳ含有量を特別に低減していない一般的な市販鋼に対しても伸びフランジ性の向上効果は得られる。しかし、Ｃ含有量が0.8質量％近くまで高くなった場合でも、後述するＥｌv値およびλ値がそれぞれ例えば35％以上，40％以上といった高い伸びフランジ性を安定して確保するためには、Ｓ含有量を0.01質量％以下に低減した鋼を使用することが望ましい。さらにＥｌv値およびλ値をそれぞれ40％以上，55％以上にまで高めた非常に優れた伸びフランジ性を有する鋼板素材を安定して得るためには、Ｃ含有量を0.1〜0.5質量％としたうえで、Ｓ含有量を0.005質量％以下に低減した鋼を用いるのがよい。
【００２５】
Ｐは、延性や靭性を劣化させるので、0.03質量％以下の含有量とすることが望ましい。
【００２６】
Ａｌは溶鋼の脱酸剤として添加されるが、鋼中のＴ.Ａｌ量が0.1質量％を超えると鋼の清浄度が損なわれて鋼板に表面疵が発生しやすくなるので、Ｔ.Ａｌ含有量は0.1質量％以下とすることが望ましい。
【００２７】
Ｓｉは、局部延性に対して影響の大きい元素の１つである。Ｓｉを過剰に添加すると固溶強化作用によりフェライトが硬化し、成形加工時に割れ発生の原因となる。またＳｉ含有量が増加すると製造過程で鋼板表面にスケール疵が発生する傾向を示し、表面品質の低下を招く。Ｓｉを添加する場合は0.40質量％以下の含有量に抑えるのがよい。加工性を特に重視する用途ではＳｉ含有量は0.1質量％以下とすることが望ましい。
【００２８】
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、強靭化にも有効な添加元素である。十分な焼入れ性を得るためには0.3質量％以上の含有が望ましい。しかし、1.0質量％を超えて多量に含有させるとフェライトが硬化し、加工性の劣化を招く。そこで、Ｍｎは0.3〜1.0質量％の範囲で含有させることが望ましい。
【００２９】
Ｃｒは、焼入れ性を改善するとともに焼戻し軟化抵抗を大きくする元素である。しかし、1.2質量％を超える多量のＣｒが含まれると後述の３段階焼鈍を施しても軟質化しにくく焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化する場合がある。したがってＣｒを添加する場合は1.2質量％以下の範囲とするのがよい。
【００３０】
Ｍｏは、少量の添加でＣｒと同様に焼入れ性・焼戻し軟化抵抗の改善に寄与する。しかし、0.3質量％を超える多量のＭｏが含まれると３段階焼鈍を施しても軟質化しにくく焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化する場合がある。したがってＭｏを添加する場合は0.3質量％以下の範囲とするのがよい。
【００３１】
Ｃｕは、熱延中に生成する酸化スケールの剥離性を向上させるので、鋼板の表面性状の改善に有効である。しかし、0.3質量％以上含有させると溶融金属脆化により鋼板表面に微細なクラックが生じやすくなるので、Ｃｕを添加する場合は0.3質量％以下の範囲とするのがよい。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は0.10〜0.15質量％である。
【００３２】
Ｎｉは、焼入れ性を改善するとともに低温脆性を防止する元素である。またＮｉは、Ｃｕ添加によって問題となる溶融金属脆化の悪影響を打ち消す作用を示すので、特にＣｕを約0.2％以上添加する場合にはＣｕ添加量と同程度のＮｉを添加することが極めて効果的である。しかし、2.0質量％を超える多量のＮｉが含まれると３段階焼鈍を施しても軟質化しにくく焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化する場合がある。したがってＮｉを添加する場合は2.0質量％以下の範囲とするのがよい。
【００３３】
次に、熱処理による炭化物形態のコントロールについて説明する。
一般的に、鋼をＡc1点以上の温度に加熱すると炭化物のうち微細なものはオーステナイト中に固溶し、その後Ａr1点以下の温度に冷却すると再び炭化物として析出する。その際、Ａc1点以上で未溶解炭化物をある程度多く残存させることが可能であれば、Ａr1点以下への冷却速度を遅くしたとき、オーステナイト中に固溶したＣはパーライトを生成せずに未溶解炭化物を核として析出するので、焼鈍後の炭化物の球状化率は高くなる。またこの場合、Ａc1点以上における未溶解炭化物の数は焼鈍前より減少しており、冷却速度が遅いと新たに核生成しないので、焼鈍後の炭化物数は焼鈍前より減少することになり、結果的に炭化物間距離は長くなる。
【００３４】
しかしながら、Ａc1点以上の温度域は、平衡的には鋼の炭化物がすべて固溶する領域である。このため、一般的な焼鈍ではＡc1点以上で未溶解炭化物をある程度多く残存させることは困難である。結局、析出核の数が不足し、Ａr1点以下への冷却過程で、オーステナイト中に固溶したＣはラメラ間隔の広い再生パーライトとして析出することになる。その結果、炭化物の球状化率は極めて低くなり、伸びフランジ性の優れた鋼板は得られない。
【００３５】
本発明者らは、Ａc1点以上へ加熱する前に、予めＡc1点未満の特定温度域で一定時間以上加熱する処理を行えば、熱延および冷延を経た鋼であっても、Ａc1点以上の温度域において未溶解炭化物を適切量残存させることが可能であること、および、Ａr1点以下への冷却後に特定温度域で特定時間保持することによって、伸びフランジ性が向上する炭化物分散形態が実現できることを知見した。
【００３６】
〔１段目の加熱〕
１段目の加熱の目的は、Ａc1点未満の温度に鋼板を保持し、熱間圧延で生成したパーライトを分断して、炭化物（セメンタイト）の球状化を図ることである。分断された炭化物は比較的細かいものの、球状化の進行より炭化物単位体積当たりの表面積が減少するので、結果的に２段目のＡc1点以上の加熱時に、炭化物／オーステナイト界面面積の減少効果で炭化物の固溶を遅らせることができる。パーライトの分断・球状化反応促進のためにはＡc1点未満の範囲でなるべく高温が望ましい。Ａc1−50℃より低温では球状化が十分に進まない。一方、Ａc1点以上になると界面面積の大きい熱延パーライトは容易にオーステナイトに固溶してしまうので目的が達成できない。したがって１段目の加熱温度はＡc1−50℃〜Ａc1未満の温度範囲とした。また、その温度範囲での保持時間が0.5時間未満では球状化が十分に図れないので、１段目の加熱保持時間は0.5時間以上とした。保持時間の上限は特に規定する必要はないが、工業的な実施を考慮したとき8時間以内とすることが望ましい。
なお、この１段目の加熱を行った後は、そのまま昇温して２段目の加熱を実施してもよいし、一旦常温まで冷却したのち改めて昇温して２段目の加熱に供してもよい。設備の都合等により１回の加熱で0.5時間以上の保持時間を確保できないときは、この１段目の加熱を複数回に分けて行ってもよい。その場合は上記温度範囲内での保持時間がトータル0.5時間以上となるようにする。
【００３７】
〔２段目の加熱〕
２段目の加熱の目的は、１段目の加熱を経た鋼板をＡc1点以上の温度に保持し、オーステナイト化した部分において微細な炭化物を固溶・消失させるとともに比較的大きな球状炭化物を未溶解のまま残すこと、および、フェライトが存在する場合にはその部分の炭化物をオストワルド成長させることである。つまり、続く３段目の加熱で炭化物析出の核となるべき未溶解炭化物の数および分散状態を決定付ける工程である。加熱温度がＡc1点未満ではオーステナイトが生成しない。一方、Ａc1＋100℃の温度を超えると、１段目の加熱で炭化物が球状化されていても、その多くはオーステナイト中に固溶・消失し、未溶解炭化物の数が少なくなりすぎるか、または存在しなくなる。そうなると３段目への冷却過程で再生パーライトが生成し、伸びフランジ性を十分改善するに足る高い炭化物球状化率と長い平均炭化物間距離が実現できない。加熱保持時間が0.5時間未満ではオーステナイト中への微細炭化物の固溶が不十分であり、20時間を超える長時間加熱ではより平衡状態に近づくため未溶解炭化物の数が減少しすぎる。したがって、２段目の加熱はＡc1〜Ａc1＋100℃の温度範囲で0.5〜20時間保持することとした。
【００３８】
〔３段目の加熱〕
３段目の加熱の目的は、１段目〜２段目の加熱を経た鋼板をＡr1点以下の温度に保持し、２段目の温度からの冷却でオーステナイト→フェライト変態に伴ってオーステナイトから吐き出されるＣを未溶解炭化物を核として析出させるとともに、これらの炭化物をオストワルド成長させることである。つまり、炭化物の数は２段目の加熱で残存させた未溶解炭化物の数をほぼそのまま維持し、かつ炭化物の球状化率を高める工程である。保持温度がＡr1点以下でないとオーステナイト→フェライト変態が起こらない。また、保持温度がＡr1−80℃より低温の場合や、保持時間が２時間未満では、オストワルド成長が十分進まない。ただし、保持時間が60時間を超えてもその効果が飽和し、工業的なメリットはない。したがって、３段目の加熱はＡr1−80℃〜Ａr1の温度範囲で2〜60時間保持することとした。
【００３９】
〔２段目の保持温度から３段目の保持温度への冷却速度〕
この冷却速度が速いとオーステナイトの過冷度が大きくなり、再生パーライトが生成しやすくなる。再生パーライトの生成を十分抑制するためには冷却速度を30℃／ｈ以下とする必要がある。一方、冷却速度を5℃／ｈより遅くしても再生パーライト抑制効果は飽和し、工業的メリットがない。したがって、当該冷却速度は5〜30℃／ｈに規定した。
【００４０】
次に、熱延鋼板の金属組織について説明する。本発明において、熱延鋼板の金属組織は、実質的にフェライト＋パーライト組織、すなわち、ベイナイトを含まない初析フェライト＋パーライト組織であることが望ましい。これは、１段目の加熱保持において、ベイナイトはパーライトに比べて炭化物粒径がより微細になり、２段目の加熱で残留する未溶解炭化物の数が不足するためである。
【００４１】
熱延鋼板の初析フェライト面積率(％)を高くすることも、２段目の加熱で未溶解炭化物を適正量残留させるうえで有利である。初析フェライト面積率(％)が高くなると、パーライトコロニー全体でのＣ濃度が高くなるので、パーライト中のセメンタイトラメラが厚くなり、１段目の加熱で炭化物粒径を比較的大きくすることができるからである。実験の結果、熱延鋼板における初析フェライト面積率(％)が、下記（１）式で定まるＦ値以上の値になるように調製されているとき、より良好な伸びフランジ性が得られることがわかった。
Ｆ＝0.4×(1−質量％Ｃ／0.8)×100  ・・（１）
ここで、「(1−質量％Ｃ／0.8)×100」は、平衡論的に析出する初析フェライト面積率である。（１）式は、実際に存在する熱延鋼板中の初析フェライト量が、平衡論的な初析フェライト量の40％以上の量であることが望ましいことを意味する。熱延鋼板中の初析フェライト面積率(％)は、鋼板断面の金属組織観察（例えば走査電子顕微鏡観察）において、観察視野内の初析フェライト面積を測定し、観察視野面積に占める初析フェライト面積の割合として求めることができる。
【００４２】
熱延鋼板のパーライトラメラ間隔を大きくすることも、２段目の加熱で未溶解炭化物を適正量残留させるうえで有利である。先に定義した〔パーライトラメラ間隔〕を0.1μm以上としたとき、１段目の加熱で球状化炭化物の粒径が適度に大きくなり、結果的に高い伸びフランジ性が得られる。
【００４３】
加工用素材の各種板厚要求に対応するためには、冷間圧延工程の採用が非常に有利となる。また、一般的に熱延鋼板を焼鈍前に冷間圧延すると、導入された加工ひずみによって焼鈍時に再結晶が促進され、冷間圧延を施さなかった場合に比べ軟質なものが得られる。本発明では、この軟質化の効果を享受することができる他、特に３段階焼鈍の１段目の加熱において、加工ひずみによりパーライト中の炭化物の分断・球状化が促進されるメリットもある。ただし、本発明者らの調査によると、冷間圧延率が10％程度のときには、冷間圧延を施さなかった場合（以下、「冷間圧延率が０％」という）よりむしろ焼鈍後の硬度が上昇する現象がみられた。冷間圧延率が15％になると、ようやく冷間圧延率が０％のものとほぼ同等の硬度にもどり、さらに冷間圧延率を増すと冷間圧延率０％のものより大幅に軟質なものが得られる。しかし、冷間圧延率が30％を超えると軟質化の程度は少しずつ小さくなり、50％を超えるとフェライト結晶粒が微細となり、硬さが上昇し、延性の低下が懸念される。したがって、熱延鋼板に対して施す冷間圧延率は、少なくとも15％以上とする必要があるが、50％以下の範囲とすることが望ましい。
【００４４】
以上のようにして、伸びフランジ性の高い中・高炭素鋼板が得られる。具体的には本発明の熱処理後の金属組織が、例えば、炭化物の球状化率が90％以上であり、平均炭化物粒径が0.4〜1.0μmの範囲となることが望ましい。本発明によってこのような望ましい金属組織を得ることが可能である。
【００４５】
ここで、炭化物の球状化率は、鋼板断面の金属組織観察（例えば走査電子顕微鏡観察）において炭化物の最大長さａとその直角方向における最大長さｂの比(ａ／ｂ)が３未満のものを「球状化した炭化物」としてカウントし、測定炭化物総数に対する前記「球状化した炭化物」の割合で表したものを意味する。ただし、観察視野は炭化物総数が300個以上となる領域とする。
【００４６】
平均炭化物粒径は、鋼板断面の金属組織観察において、観察視野内の個々の炭化物について測定した円相当径を全測定炭化物について平均した値を意味する。ただし、観察視野は炭化物総数が300個以上となる領域とする。
【００４７】
【実施例】
〔実施例１〕
表１に、供試鋼板の化学成分，Ａc1変態点，Ａr1変態点，および焼入れ硬さを示す。Ａc1変態点およびＡr1変態点は、直径5mm×長さ10mmの供試鋼試験片を「10℃／ｈで昇温→900℃で10分間保持して完全にオーステナイト化→10℃／ｈで冷却」というヒートパターンで加熱・冷却しながら試験片の収縮・膨張を測定し、その収縮・膨張曲線の変化から求めた。焼入れ硬さは、熱延材をそのままＡc1変態点以上である900℃で5分間保持した後水焼入れした場合の硬さを示した。この焼入れ硬さは一般的な焼入れ処理によって鋼材本来の硬度を比較したものであり、本発明に係る３段階焼鈍後の焼入性を示すものではない。
【００４８】
【表１】
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【００４９】
表１のうちＡ鋼は、Ｃ含有量が0.08質量％と低いので、焼入れ後の硬さが低く、機械部品として必要な硬度が得られないものであった。そこで、Ａ鋼を除く鋼について、仕上圧延の最終パス温度850℃，巻取温度620℃の条件で熱間圧延を行った後、種々の冷間圧延率で圧延して2.3mm厚の鋼板に仕上げ、次いで種々の条件で焼鈍を施した。焼鈍後の鋼板について、引張試験，切欠引張試験，穴拡げ試験を実施した。
【００５０】
引張試験は、JIS 5号引張試験片を用い、平行部の標点間距離を50mmとして行った。
切欠引張試験は、JIS 5号引張試験片の平行部長手方向中央位置における幅方向両サイドに開き角45°，深さ2ｍｍのＶノッチを形成した試験片を用いて引張試験を行う方法で行った。Ｖノッチ部を挟む標点間距離5mmに対する伸び率を破断後に求め、その伸び率を切欠引張伸びＥｌvとした。
穴拡げ試験は、150mm角の鋼板の中央部にクリアランス20％にて10mm(ｄ0)の穴を打抜いた後、その穴部について、50mmφ球頭ポンチにて押し上げる方法で行い、穴周囲に板厚を貫通する亀裂が発生した時点での穴径ｄを測定して、次式で定義される穴拡げ率λ(％)を求めた。
λ＝(ｄ−ｄ0)／ｄ0×100
これらＥｌv値およびλ値は局部延性を表す指標であり、伸びフランジ性を定量的に評価し得るものである。
これらの試験結果を焼鈍条件と併せて表２に示す。
【００５１】
【表２】
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【００５２】
Ｃ含有量が0.89質量％と本発明規定範囲を超えているＧ鋼は、冷延，焼鈍条件を本発明で規定する範囲内としても、Ｅｌv値28％，λ値32％と低く、伸びフランジ性は劣っていた（No.6）。Ｃ含有量が本発明規定範囲内のＢ鋼でも、冷延率が10％の場合はＥｌv値23％，λ値34％と低く、高い伸びフランジ性は得られなかった（No.1）。これに対し、Ｃ含有量が本発明規定範囲内のＢ鋼，Ｃ鋼，Ｄ鋼，Ｅ鋼，Ｆ鋼は、本発明で規定する条件で冷延，焼鈍を施した場合、Ｅｌv値35％以上，λ値41％以上と、優れた伸びフランジ性を示した。Ｃ含有量が本発明規定範囲にあり、かつＳ含有量が0.01質量％以下に抑えられているＦ鋼は、Ｃ含有量が同等であるＣ鋼と比べてもさらに高いＥｌv値・λ値を示しており、非常に優れた伸びフランジ性を有することがわかる。
【００５３】
次に、Ｃ含有量が本発明規定範囲であるＢ鋼（No.14〜19）を例に、焼鈍条件の影響について述べる。１段目の保持温度が本発明規定範囲外である場合（No,14）、２段目の保持温度が本発明規定範囲より高い場合（No.15）、および２段目の加熱時間が本発明規定範囲より長い場合（No.16）は、２段目の加熱保持が終了する時点での未溶解炭化物が極めて少なくなり、その結果再生パーライトが生成したため、Ｅｌv値，λ値ともに低くなった。２段目の保持温度から３段目の保持温度への冷却速度が本発明の規定より速い場合（No.17）、および３段目の保持温度が本発明規定範囲より高い場合（No.18）でも、再生パーライトが生成したため、Ｅｌv値，λ値ともに低くなった。３段目の保持温度が本発明規定範囲より低い場合（No.19）は、３段目の加熱段階で炭化物の球状化が進まなかったため、Ｅｌv値，λ値ともに低くなった。
以上のように、本発明に係るものは比較例のものよりＥｌv値およびλ値が顕著に向上している。
【００５４】
〔実施例２〕
表１のＢ鋼を用いて、３段階焼鈍後のＥｌv値，λ値に及ぼす熱延鋼板の金属組織の影響を調査した。熱延鋼板の金属組織は、熱延最終パス温度，巻取温度をコントロールして変化させた。冷間圧延率，３段階焼鈍条件は本発明規定範囲内とした。その結果を表３に示す。
【００５５】
【表３】
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【００５６】
表３中、No.31は、初析フェライト面積率(％)がＦ値未満で、かつ、〔パーライトラメラ間隔〕が0.1μm未満のものである。これは、先の表２のデータからもわかるように、本発明例の中でもＥｌv値，λ値が低い部類のものである。No.32は、初析フェライト面積率(％)がＦ値以上、〔パーライトラメラ間隔〕が依然0.1μm未満のものであるが、Ｅｌv値，λ値はNo.31よりかなり向上している。No.33〜34は、初析フェライト面積率(％)がＦ値以上、かつ、〔パーライトラメラ間隔〕が0.1μm以上のものであり、Ｅｌv値，λ値は非常に高い値になっている。
【００５７】
〔実施例３〕
次に、３段階焼鈍後の金属組織（炭化物球状化率，平均炭化物粒径）の及ぼすＥｌv値，λ値，高周波焼入れ性への影響を調べた一例を示す。サンプルとして、表２のNo.2，No.12，No.15を用い、３段階焼鈍後の鋼板断面の金属組織の走査電子顕微鏡観察し、先に述べた手法で炭化物球状化率および平均炭化物粒径を求めた。高周波焼入れ性は、３段階焼鈍後の鋼板を高周波加熱により900℃で10秒間保持した後、水焼入れし、硬さを測定して評価した。この焼入れ硬さによって、部品加工後の焼入れ性が評価できると考えて良い。結果は次のとおりであった。
・（No.2）炭化物球状化率：96％，平均炭化物粒径：0.70μm，Ｅｌv値：46％，λ値：64％，高周波焼入れ硬さ：Hv 608。
・（No.12）炭化物球状化率：91％，平均炭化物粒径：0.55μm，Ｅｌv値：43％，λ値：58％，高周波焼入れ硬さ：Hv 605。
・（No.15）炭化物球状化率：72％，平均炭化物粒径：0.36μm，Ｅｌv値：27％，λ値：36％，高周波焼入れ硬さ：Hv 609。
これらの結果は、炭化物の球状化率が高く、かつ平均炭化物粒径が大きいほど、伸びフランジ性が向上することを示している。また、本発明によって高周波焼入れ性にも優れるものが得られることを示している。
【００５８】
参考のため、図１に、表３のNo.31の熱延鋼板L-断面の金属組織写真を示す。図２には、表３のNo.34の熱延鋼板L-断面の金属組織写真を示す。いずれも走査電子顕微鏡写真である。
【００５９】
【発明の効果】
本発明によれば、冷間圧延を経た鋼板製造プロセスにおいて、伸びフランジ性に優れた加工用中・高炭素鋼板が安定的に作れるようになった。伸びフランジ加工等の厳しい加工に耐え得る中・高炭素鋼板を、多様化する板厚要求に応じて、多くの用途に容易に適用することができるようになった。
【図面の簡単な説明】
【図１】表３のNo.31の熱延鋼板L-断面の金属組織写真である。
【図２】表３のNo.34の熱延鋼板L-断面の金属組織写真である。
【図１】
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【図２】
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