(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.2〜0.7%、Si:2%以下、Mn:2%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.08%以下、N:0.01%以下含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼に熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃) 以上で行った後、冷却速度120℃/秒を超えかつ冷却終了温度620℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り、体積率20%を超えるベイナイト相を有する組織に制御した後、酸洗後、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍を行い、球状化組織とすることを特徴とする高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量%で、C:0.2〜0.7%、Si:2%以下、Mn:2%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.08%以下、N:0.01%以下含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼に熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃) 以上で行った後、冷却速度120℃/秒を超えかつ冷却終了温度550℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度500℃以下で巻取り、体積率70%を超えるベイナイト相を有する組織に制御した後、酸洗後、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍を行い、球状化組織とすることを特徴とする高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
さらに、質量%で、B:0.0021%以下、Cr:0.19%以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃)以上で行った後、0.1秒を超え1.0秒未満の時間内で冷却を開始することを特徴とする請求項１ないし請求項３記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｃを0.2〜0.7質量％含有する加工性に優れた高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
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、打抜き、成形後、焼入れ焼戻し等の熱処理が施される。近年、工具や部品のメーカ、即ち高炭素鋼板のユーザでは、低コスト化のため、以前の鋳造材の切削加工や熱間鍛造による部品加工から、鋼板のプレス成形（冷間鍛造も含む）により加工工程の簡略化が検討されている。それに伴い、素材としての高炭素鋼板には、高い焼入れ性とともに複雑な形状を少ない工程でも加工できる優れた加工性、特に軟質であることが強く要望されている。
【０００３】
このような高炭素鋼板の軟質化については、いくつかの技術が検討されている。例えば、特開平9-157758号公報には、熱間圧延後、所定の加熱速度でフェライト-オーステナイトの二相域に加熱し、所定の冷却速度で焼鈍処理する高炭素鋼帯の製造方法が提案されている。この技術では、高炭素鋼帯をAc1点以上のフェライト-オーステナイトの二相域で焼鈍し、フェライトマトリクス中に粗大な球状化セメンタイトが均一に分布した組織としている。
【０００４】
この従来技術の詳細は、C:0.2〜0.8%、Si:0.03〜0.30%、Mn:0.20〜1.50%、Sol.Al:0.01〜0.10%、N:0.0020〜0.0100%で、かつSol.Al/N:5〜10である高炭素鋼を、熱間圧延、酸洗、脱スケールしたのち、95容量%以上の水素と残部窒素からなる雰囲気炉で、680℃以上の温度範囲で加熱速度Tv(℃/Hr):500×(0.01-N(%)asAlN)〜2000×(0.1-N(%)asAlN)、均熱温度TA(℃):Ac1点〜222×C(%)2-411×C(%)+912で、均熱時間:1〜20時間で焼鈍し、冷却速度:100℃/Hr以下の冷却速度で室温まで冷却するというものである。
【０００５】
また、特開昭64-25946号公報や特開平8-246051号公報には、鋼中の炭素を黒鉛化することにより軟質・高延性化を図る方法も提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これらの技術には次のような問題がある。
【０００７】
特開平9-157758号公報記載の技術は、高炭素鋼帯をAc1点以上のフェライト-オーステナイトの二相域で焼鈍し、粗大な球状化セメンタイトとしているが、このような粗大セメンタイトは、溶解速度が遅いため焼入れ性を劣化させることは明らかである。また、焼鈍後の硬度についても、S35C材でHv 132〜141（HRB 72〜75）であり、必ずしも軟質とは言えない。
【０００８】
また、特開昭64-25946号公報や特開平8-246051号公報記載の技術では、鋼中の炭素は黒鉛化しており、黒鉛の溶解速度が遅いため焼入れ性に劣るという問題がある。
【０００９】
最近では従来にもまして、生産性向上の観点からの加工レベルに対する要求が厳しくなっている。そのため、高炭素鋼板のプレス加工についても、加工度の増加等により、割れが発生しやすくなっている。従って、高炭素鋼板にも極めて軟質で高い加工性が要求されている。
【００１０】
本発明は、かかる事情に鑑み、フェライト-オーステナイト領域のような高温焼鈍を必要とせず、また多段階焼鈍を用いることなく製造でき、プレス成形や冷間鍛造による割れが発生しにくい、極めて軟質で加工性に優れた高焼入れ性高炭素熱延鋼板を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記課題は、次の発明により解決される。その発明は、質量%で、C:0.2〜0.7%、Si:2%以下、Mn:2%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.08%以下、N:0.01%以下含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼に熱間圧延を仕上温度 (Ar3変態点-20℃) 以上で行った後、冷却速度120℃/秒を超えかつ冷却終了温度620℃以下で冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り、体積率20%を超えるベイナイト相を有する組織に制御した後、酸洗後、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍を行い、球状化組織とすることを特徴とする高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法である。
【００１３】
また、これらの発明において、冷却終了温度550℃以下、巻取温度500℃以下とし、体積率70％を超えるベイナイト相を有する組織に制御することを特徴とする高焼入れ性高炭素熱延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１４】
これらの発明は、高炭素鋼板の硬度に及ぼすミクロ組織および製造条件の影響について鋭意研究を進める中でなされた。その過程で、球状化焼鈍後の硬度に影響を及ぼす因子としては、焼鈍条件のみならず、焼鈍前の熱延鋼板の組織も大きな影響を及ぼしていることを見出した。その結果、高い焼入性と加工性を両立させるため、従来技術では困難であった、球状化焼鈍後に球状化セメンタイトが均一微細であり、かつ、粗大なフェライト粒を得ることに成功した。それには、熱延鋼板の組織にベイナイトを含有させることが有効である。以下、本発明の詳細について説明する。
【００１５】
Ｃ含有量：  0.2〜0.7質量％
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含有量が0.2％未満では、焼入後、機械構造用部品として十分な強度が得られない。Ｃ含有量が0.7％を超える場合、焼鈍後でも十分な加工性が得られない。また、その場合、熱延後の鋼板の硬度が高く脆いため取扱いに不便であり、焼入後の強度も飽和する。従って、Ｃ含有量を0.2〜0.7％の範囲内とする。
【００１６】
熱延鋼板の組織：  ベイナイト相の体積率20％超
球状化焼鈍前の熱延鋼板の組織については、むしろベイナイト相を有する組織の方がパーライト単相の組織よりも、球状化焼鈍後に好ましい組織が得られる。ベイナイト相の体積率が20％を超えると、球状化焼鈍時に炭化物が微細に球状化されるとともに、フェライト粒が均一に粗大化する。従って、ベイナイト相の体積率を20％を超える値に制御する。
【００１７】
また、ベイナイト相の体積率を70％以上とすることで、炭化物の分散状態が一層均一微細化し、均一な粗大フェライト粒が得られ、極めて優れた加工性および焼入性を付与できる。
【００１８】
仕上温度：  (Ar3変態点-20℃)以上
熱間圧延の仕上温度が(Ar3変態点-20℃)未満では、一部でフェライト変態が進行するため、フェライト＋パーライト＋ベイナイトの混合組織となり、体積率20％を超えるベイナイト相が得られなくなる。そのため、球状化焼鈍後も炭化物が均一分散せず、焼入性が低下し、フェライト粒も粗大化しにくくなり、十分に軟質化しない。従って、仕上温度を(Ar3変態点-20℃)以上とする。
【００１９】
圧延後の冷却条件：  冷却速度＞120℃/秒
本発明では、変態後のフェライト相体積率の低減を図るため、圧延後の急冷（冷却）が必要である。冷却方法が徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フェライトが生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、初析フェライトの生成が顕著となるため、体積率20％を超えるベイナイト相が得られなくなる。従って、圧延後の冷却速度を120℃/秒を超える速度とする。
【００２０】
冷却終了温度：  620℃以下
圧延後の急冷を終了する冷却終了温度が620℃より高い場合、巻取りまでの冷却（徐冷）中あるいは巻取り後にフェライトが生成するばかりか、パーライトのラメラ間隔が粗大化し、ベイナイト相の体積率が20％以下に低下する。そのため、球状化焼鈍後に均一分散した微細炭化物が得られなくなり焼入性が低下する。従って、熱間圧延後の急冷（冷却）の冷却終了温度を620℃以下とする。
【００２１】
さらに、冷却終了温度を550℃以下にすることで、ベイナイト相の体積率が70％以上となり、球状化焼鈍の際、フェライト粒が均一に粗大化して極軟質化するため優れた加工性が得られる。
【００２２】
巻取温度：  600℃以下
冷却後の巻取においては、巻取温度が600℃を超えると初析フェライトが生成するとともにパーライトのラメラ間隔が大きくなり、体積率20％を超えるベイナイト相が得られなくなる。そのため、焼鈍後の炭化物が粗大化して焼入性が劣化するばかりか、十分な軟質化が得られず加工性が低下する。従って、巻取温度を600℃以下とする。
【００２３】
さらに、巻取温度を500℃以下とすることにより、ベイナイト相の体積率が70％以上となるとともに、炭化物の分散状態が一層均一微細化し、極めて優れた加工性および焼入性が得られる。なお、巻取温度の下限は特に規定しないが、低温になるほど鋼板の形状が劣化するため、200℃以上とすることが好ましい。
【００２４】
焼鈍温度：  640℃以上Ac1変態点以下
熱延鋼板を酸洗した後、フェライト粒を十分に粗大化させるとともに炭化物を球状化するために焼鈍を行う。焼鈍温度が640℃未満の場合、フェライト粒の粗大化および炭化物の球状化がいずれも不十分となり、十分に軟質化しないため加工性が劣化する。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化して冷却中に再度パーライトを生成するため、やはり加工性が劣化する。従って、焼鈍温度を640℃以上Ac1変態点以下とする。
【００２５】
なお、極軟質で優れた加工性および焼入性を得るには、焼鈍温度を690℃以上とすることが好ましい。また、極軟質で優れた加工性を安定して得るには箱焼鈍が好ましい。
【００２６】
【発明の実施の形態】
この発明に用いる鋼は、Ｃ含有量を0.2〜0.7質量％とする他は、金属組織を前述の状態に制御すればよい。なお、ギア部品等の焼入後の強度を十分に確保するためには、Ｃ含有量を好ましくは0.3％以上とする。その他の化学成分については、特に規定せず、Mn,Si,P,S,Al,Nなどの元素が通常の範囲で含有されていても問題ない。但し、好ましくは次のようにするとよい。
【００２７】
まず、Siについては、炭化物を黒鉛化し、焼入性を阻害する傾向があるで、2％以下とするのが望ましい。Mnについては、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％以下とするのが望ましい。
【００２８】
P,Sについては、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％以下であることが望ましい。
【００２９】
また、Alについては、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％以下とするのが望ましい。Nについても、過剰に含有している場合は延性の低下をもたらすため、0.01％以下であることが望ましい。
【００３０】
さらに、目的に応じて、通常添加される範囲でB,Cr,Cu,Ni,Mo,Ti,Nb,W,V,Zr等の各種元素を添加してもよい。これらの元素は、本発明の効果には特に影響を及ぼさない。また、製造過程でSn,Pb等の各種元素が不純物として混入する場合があるが、このような不純物も本発明の効果に特に影響を及ぼすものではない。
【００３１】
このように成分調製された高炭素鋼を造塊-分塊圧延、または、連続鋳造によりスラブとする。このスラブに熱間圧延を行うが、その際、スラブ加熱温度は、スケール発生による表面状態の劣化を避けるため、1280℃以下とすることが望ましい。
【００３２】
なお、仕上温度確保のため、熱間圧延中にバーヒータ等の加熱手段により圧延材の加熱を行ってもよい。仕上圧延後、前述の条件で急冷を行う。この際、仕上圧延後、0.1秒を超え1.0秒未満の時間内で冷却を開始すると、加工性をより一層向上できる。また、球状化促進あるいは硬度低減のため、巻取後にコイルを徐冷カバー等の手段で保温してもよい。
【００３３】
熱間圧延後の焼鈍については、箱焼鈍、連続焼鈍のいずれでもよい。その後、必要に応じて調質圧延を行う。この調質圧延については焼入れ性には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。
【００３４】
なお、本発明の高炭素鋼の成分調製には、転炉あるいは電気炉のどちらでも使用可能である。また、連続鋳造スラブをそのまま又は温度低下を抑制する目的で保熱しつつ圧延する直送圧延を行ってもよい。あるいは、薄鋳片鋳造技術等の適用により粗圧延を省略して仕上圧延を行ってもよい。
【００３５】
このようにして製造される本発明の鋼板は、加工性と焼入れ性に優れていることから、プレス成形と焼入れを同時に行うプレステンパーやダイクエンチの素材としても適している。
【００３６】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼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および焼鈍を行い、板厚5.0mmの鋼板を製造した。
【００３７】
【表１】
0003879459.tif 000002
【００３８】
【表２】
0003879459.tif 000003
【００３９】
この表２で、鋼板No.1〜10は製造条件が本発明範囲内の発明例である。発明例の内、特に鋼板No.2,4,6,8,10は、冷却終了温度を550℃以下で巻取温度を500℃以下と低目に設定し、焼鈍温度を690℃以上と高目に設定した鋼板である。鋼板No.11〜20は製造条件が本発明範囲を外れた比較例である。比較例における本発明範囲を外れている製造条件は、鋼板No.11,17では圧延終了温度（仕上温度）、鋼板No.12,13,15,18,19では圧延後の冷却条件、鋼板No.16,19では巻取温度、鋼板No.14,20では焼鈍温度である。
【００４０】
これらの鋼板からサンプルを採取し、熱延鋼板のベイナイト相の体積率の測定、焼鈍板の硬度測定、および焼入れ性測定を行った。それぞれの試験・測定の方法および条件について以下に示し、測定結果を表３に示す。
【００４１】
▲１▼  ベイナイト相の体積率の測定
サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、走査型電子顕微鏡にてベイナイト相の体積率の測定を行った。
【００４２】
▲２▼  硬度測定
焼鈍板のサンプルの板面を、ロックウェルBスケール硬度（HRB）で5点測定し、平均値を求めそのサンプルの硬度とした。
【００４３】
▲３▼  焼入れ性測定
焼入れ性試験は、焼鈍板から50×100mmのサイズに切出した試験片を、900℃で30秒保持後、20℃の油中に焼入れし、鋼板面におけるロックウェルCスケール硬度（HRC）を測定して、焼入れ性を評価した。
【００４４】
【表３】
0003879459.tif 000004
【００４５】
この表３に示すように、製造条件が本発明範囲内の鋼板No.1〜10は、ベイナイト相の体積率が20％を超えている発明例である。それらの内、特に冷却終了温度と巻取温度を低目に設定した鋼板No.2,4,6,8,10は、ベイナイト相の体積率が70％以上となっている。比較例の鋼板No.11〜13,15〜19はベイナイト相の体積率が20％以下である。比較例の鋼板No.14,20は、ベイナイト相の体積率については20％を超えている。
【００４６】
焼鈍後の硬度については、発明例1〜10では、同じ鋼種の比較例11〜20に比べて、それぞれ8ポイント以上低くなっており、軟質化していることが確認できる。特に、ベイナイト相の体積率が70％以上で焼鈍温度の高い（720℃）鋼板No.2,4,6,8,10は、焼鈍後の硬度が低く、極めて軟質となっている。比較鋼板No.14,20では、ベイナイト相の体積率は20％を超えているが、焼鈍温度が低すぎるため、焼鈍後の硬度が高い。
【００４７】
焼入れ後の硬度については、発明例1〜10は硬度が高く、完全な焼入れ組織に対応する硬度である。比較例11〜20は、同じ鋼種の発明例1〜10に比べて、焼入れ後の硬度が低くなっており、焼入れが不十分となったことを示している。
【００４８】
【発明の効果】
この発明は、熱延後の焼鈍条件のみならず、焼鈍前の熱延鋼板の組織を所定量のベイナイトを有する組織に制御することにより、焼鈍後に炭化物の均一微細分散とフェライト粒の粗大化を達成する。その結果、高い焼入れ性を有しつつ、極めて軟質で加工性に優れた高炭素熱延鋼板の提供が可能となる。
【００４９】
このような高炭素熱延鋼板を用いることにより、ギアに代表される変速機部品等の複雑な形状の部品を、低い荷重で容易に加工することができ、その結果、製造工程を省略して低コストで部品等を製造することが可能となる。