JP3460659B2 - 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法 - Google Patents
軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、精密打ち抜き等、
複雑な形状への成形が容易なように軟質で、その後の焼
入れ・焼戻し等の熱処理での歪みが小さく、かつ、従来
よりも安価なコストで製造が可能な高炭素鋼帯およびそ
の製造方法に関する。さらに詳述すれば、本発明は、フ
ァインブランキングされる高炭素鋼板製品に代表される
プレス部品の焼入れ・焼戻し等の熱処理にともなう熱処
理歪みを効果的に抑制することが可能で、かつ、熱処理
の前は軟質でプレス時の加工性にも優れた高炭素鋼帯お
よびその製造方法に関する。
複雑な形状への成形が容易なように軟質で、その後の焼
入れ・焼戻し等の熱処理での歪みが小さく、かつ、従来
よりも安価なコストで製造が可能な高炭素鋼帯およびそ
の製造方法に関する。さらに詳述すれば、本発明は、フ
ァインブランキングされる高炭素鋼板製品に代表される
プレス部品の焼入れ・焼戻し等の熱処理にともなう熱処
理歪みを効果的に抑制することが可能で、かつ、熱処理
の前は軟質でプレス時の加工性にも優れた高炭素鋼帯お
よびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】成形後に焼入れ・焼戻し、あるいはオー
ステンパー等の熱処理を施して強度を高めて用いられる
自動車部品には、従来より、JISG3311に規定されるS35C
〜S70Cや、SCM415〜SCM440等のＣ量が高く、かつ必要に
応じて複数の合金成分を含有する高炭素鋼が用いられて
いた。かかる高炭素鋼を、熱間あるいは冷間にて鍛造
し、さらに必要に応じて切削加工を用いて所要の部品形
状に加工し、次いで、必要な強度を熱処理により達成し
ていた。
ステンパー等の熱処理を施して強度を高めて用いられる
自動車部品には、従来より、JISG3311に規定されるS35C
〜S70Cや、SCM415〜SCM440等のＣ量が高く、かつ必要に
応じて複数の合金成分を含有する高炭素鋼が用いられて
いた。かかる高炭素鋼を、熱間あるいは冷間にて鍛造
し、さらに必要に応じて切削加工を用いて所要の部品形
状に加工し、次いで、必要な強度を熱処理により達成し
ていた。
【０００３】しかし、近年、ファインブランキング等の
プレス加工技術の発達により、高炭素を含有する硬質な
鋼帯でも複雑な形状への冷間加工が可能で、熱間鍛造あ
るいは切削加工を省略した効率的な製造方法が普及して
きている。
プレス加工技術の発達により、高炭素を含有する硬質な
鋼帯でも複雑な形状への冷間加工が可能で、熱間鍛造あ
るいは切削加工を省略した効率的な製造方法が普及して
きている。
【０００４】これらの加工に供するためには、高炭素を
含有する鋼でも極力軟質化する必要があり、従来にあっ
ても化学組成の調整、圧延、焼鈍条件の調整による軟質
化で一般に対応されている。具体的には、鋼中のセメン
タイトを化学組成あるいは製造方法の調整により黒鉛化
する方法( 例: 特開平８−120405号公報参照) 、あるい
は、セメンタイト自体を化学組成、製造方法の調整によ
り粗大化し、鋼材を軟質化する方法( 例: 特開平11−25
6268号公報、特開平11−256272号公報参照) がこれまで
に提案されている。
含有する鋼でも極力軟質化する必要があり、従来にあっ
ても化学組成の調整、圧延、焼鈍条件の調整による軟質
化で一般に対応されている。具体的には、鋼中のセメン
タイトを化学組成あるいは製造方法の調整により黒鉛化
する方法( 例: 特開平８−120405号公報参照) 、あるい
は、セメンタイト自体を化学組成、製造方法の調整によ
り粗大化し、鋼材を軟質化する方法( 例: 特開平11−25
6268号公報、特開平11−256272号公報参照) がこれまで
に提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】これらの従来技術の手
法は、冷間加工性の向上に有効ではあるが焼入組織の安
定化には不適切な点が多く、熱処理後の強度の安定性、
熱処理歪みの抑制が不十分で、不均質な熱処理歪みが発
生するという問題が残されてきた。
法は、冷間加工性の向上に有効ではあるが焼入組織の安
定化には不適切な点が多く、熱処理後の強度の安定性、
熱処理歪みの抑制が不十分で、不均質な熱処理歪みが発
生するという問題が残されてきた。
【０００６】本発明者が実験した結果、例えば、特開平
８−120405号公報の開示する方法では、炭素の拡散が制
約され、鋼中の炭素固溶量が不足し、焼入性が低いため
組織の不均一による変形の発生が問題となることが判明
した。さらには特開平11−256268号公報、特開平11−25
6272号公報の開示する方法では、焼入性を高める合金成
分の制約により、焼入加熱条件、冷却条件によっては焼
入後のパーライト組織の残存による硬度の低下、変形の
発生が問題となることが判明した。
８−120405号公報の開示する方法では、炭素の拡散が制
約され、鋼中の炭素固溶量が不足し、焼入性が低いため
組織の不均一による変形の発生が問題となることが判明
した。さらには特開平11−256268号公報、特開平11−25
6272号公報の開示する方法では、焼入性を高める合金成
分の制約により、焼入加熱条件、冷却条件によっては焼
入後のパーライト組織の残存による硬度の低下、変形の
発生が問題となることが判明した。
【０００７】ここに、本発明の課題は、冷間加工性に優
れているばかりでなく、焼入れ・焼戻し等の熱処理によ
って高強度化をはかる際の熱歪みを効果的に抑制できる
高炭素鋼帯とその安価かつ簡便な製造方法を提供するこ
とである。
れているばかりでなく、焼入れ・焼戻し等の熱処理によ
って高強度化をはかる際の熱歪みを効果的に抑制できる
高炭素鋼帯とその安価かつ簡便な製造方法を提供するこ
とである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】そこで、上述のような従
来技術の問題点について種々検討した結果、次のような
点に着目した。
来技術の問題点について種々検討した結果、次のような
点に着目した。
【０００９】パーライトとマルテンサイトでは、結晶格
子長さが異なるため、マルテンサイト中において部分的
にパーライトが混在すると、製品の単位長さにおける厚
さ方向および表面上の任意の方向に不特定の歪みや反り
が発生することが確認された。
子長さが異なるため、マルテンサイト中において部分的
にパーライトが混在すると、製品の単位長さにおける厚
さ方向および表面上の任意の方向に不特定の歪みや反り
が発生することが確認された。
【００１０】また、均一なマルテンサイトが得られた場
合でも、焼入による熱処理歪みが発生する場合があり、
この原因は冷間加工時に生じた残留応力が加熱中に変化
したことによるものと推察された。
合でも、焼入による熱処理歪みが発生する場合があり、
この原因は冷間加工時に生じた残留応力が加熱中に変化
したことによるものと推察された。
【００１１】さらに、冷間加工に供する素材の伸びに大
きな異方性がある場合、冷間加工の段階でも形状に異方
性が生じ、熱処理後まで不均一な形状が残存するため、
あらかじめ素材の伸びの異方性を一定範囲内に限定する
ことも好ましい。
きな異方性がある場合、冷間加工の段階でも形状に異方
性が生じ、熱処理後まで不均一な形状が残存するため、
あらかじめ素材の伸びの異方性を一定範囲内に限定する
ことも好ましい。
【００１２】焼入時の変形抑制に際して、上述のように
推察した各焼入変形発生要因を解消するための手段につ
いて以下のように整理した。
推察した各焼入変形発生要因を解消するための手段につ
いて以下のように整理した。
【００１３】(1) 焼入冷却過程におけるパーライトの部
分的形成の冶金的抑制 パーライト形成の抑制は、換言すればマルテンサイトの
均一化であり、このためには焼入性の向上が必要とな
る。焼入性を支配する要素には、合金元素の増大、炭素
量の増大とならんで、焼入加熱中のオーステナイト結晶
粒径の粗大化が挙げられる。
分的形成の冶金的抑制 パーライト形成の抑制は、換言すればマルテンサイトの
均一化であり、このためには焼入性の向上が必要とな
る。焼入性を支配する要素には、合金元素の増大、炭素
量の増大とならんで、焼入加熱中のオーステナイト結晶
粒径の粗大化が挙げられる。
【００１４】一方、冷間加工性を高めるためには、鋼中
の炭化物の粗大化、あるいは焼入性を向上させる合金成
分の低減が余儀なくされる。しかし、双方の作用とも焼
入性を低下させることから、冷間加工性と焼入性の両立
には、焼入加熱時のオーステナイト粒径の粗大化が必須
となる。このため、焼入加熱中に適正な粗大オーステナ
イト粒組織を生成させる。
の炭化物の粗大化、あるいは焼入性を向上させる合金成
分の低減が余儀なくされる。しかし、双方の作用とも焼
入性を低下させることから、冷間加工性と焼入性の両立
には、焼入加熱時のオーステナイト粒径の粗大化が必須
となる。このため、焼入加熱中に適正な粗大オーステナ
イト粒組織を生成させる。
【００１５】(2) 焼入加熱過程における残留応力による
変形の冶金的抑制 焼入加熱時の変形は、プレス成型時に発生した残留応力
が開放されることにより生じるものである。この残留応
力は、変形抵抗に依存し、その変形抵抗は鋼材の降伏強
度に支配される。このため冷間加工されるフェライト組
織に対し、降伏応力を低減しうる組織対応を施す必要が
ある。とりわけフェライト粒の粗大化は、降伏応力の低
減に極めて有効であることから、フェライト粒の粗大化
が可能な化学組成、製造条件を求める。
変形の冶金的抑制 焼入加熱時の変形は、プレス成型時に発生した残留応力
が開放されることにより生じるものである。この残留応
力は、変形抵抗に依存し、その変形抵抗は鋼材の降伏強
度に支配される。このため冷間加工されるフェライト組
織に対し、降伏応力を低減しうる組織対応を施す必要が
ある。とりわけフェライト粒の粗大化は、降伏応力の低
減に極めて有効であることから、フェライト粒の粗大化
が可能な化学組成、製造条件を求める。
【００１６】(3) さらに、鋼帯の冷間加工による伸びの
異方性に起因する変形の不均一を抑制すべく、高炭素鋼
帯に特有の伸びの異方性を一定レベル以下に制限する。
異方性に起因する変形の不均一を抑制すべく、高炭素鋼
帯に特有の伸びの異方性を一定レベル以下に制限する。
【００１７】(1) 、(2) の課題に対する共通の対応策と
して、(1) のオーステナイト粒の粗大化には焼入加熱前
のフェライト粒の粗大化が有効で、(2) の残留応力抑制
に向けた降伏強度の抑制にもフェライト粒の粗大化が有
効であることから、(1) 、(2) の条件を満足しうるフェ
ライトの粗粒化を実現し、その粗粒化フェライト組織を
安定して形成しうる化学組成と製造条件の確立を図るこ
ととした。
して、(1) のオーステナイト粒の粗大化には焼入加熱前
のフェライト粒の粗大化が有効で、(2) の残留応力抑制
に向けた降伏強度の抑制にもフェライト粒の粗大化が有
効であることから、(1) 、(2) の条件を満足しうるフェ
ライトの粗粒化を実現し、その粗粒化フェライト組織を
安定して形成しうる化学組成と製造条件の確立を図るこ
ととした。
【００１８】また、(3) の課題については、伸びを安定
化させる目的からセメンタイトの球状化率および粒径を
特定条件に規定すると共に、フェライト粒の展伸度を一
定レベル以上に規定することにより異方性を抑制でき
る。
化させる目的からセメンタイトの球状化率および粒径を
特定条件に規定すると共に、フェライト粒の展伸度を一
定レベル以上に規定することにより異方性を抑制でき
る。
【００１９】そこで、本発明者らは、まず、焼入時の冷
却に際して、冷却速度が小さい条件下でもパーライトが
生じることのなオーステナイト組織の鋼帯を特定の条件
で冷間加工して得た試験片を用いて熱処理後の組織観察
調査を行い、冷間加工の段階でのセメンタイトの球状化
条件と粒径、フェライト粒径との関係を求めた。併せ
て、種々のＣ量で発揮し得る平均伸びと、伸びの異方性
を抑制すべく合金成分と組成を規定すると共に、フェラ
イトの圧延方向への展伸の状況について異方性との関連
を求めた。
却に際して、冷却速度が小さい条件下でもパーライトが
生じることのなオーステナイト組織の鋼帯を特定の条件
で冷間加工して得た試験片を用いて熱処理後の組織観察
調査を行い、冷間加工の段階でのセメンタイトの球状化
条件と粒径、フェライト粒径との関係を求めた。併せ
て、種々のＣ量で発揮し得る平均伸びと、伸びの異方性
を抑制すべく合金成分と組成を規定すると共に、フェラ
イトの圧延方向への展伸の状況について異方性との関連
を求めた。
【００２０】また、上述のようにして得られた粗大フェ
ライト粒の生成条件を確保するため、化学組成において
Al、Ｎ、Tiに対しそれぞれの窒化物形態を特定の範囲内
のものに限定するために、各元素の含有比率の範囲を特
定した。すなわち、微細なAlN の析出の抑制を前提とし
て、Tiによる窒化物形成に加え、特定の熱間圧延、冷間
圧延、焼鈍条件下でAlN が粗大化しうる成分組成範囲を
求めた。
ライト粒の生成条件を確保するため、化学組成において
Al、Ｎ、Tiに対しそれぞれの窒化物形態を特定の範囲内
のものに限定するために、各元素の含有比率の範囲を特
定した。すなわち、微細なAlN の析出の抑制を前提とし
て、Tiによる窒化物形成に加え、特定の熱間圧延、冷間
圧延、焼鈍条件下でAlN が粗大化しうる成分組成範囲を
求めた。
【００２１】さらに、Ｃ量が種々異なる鋼種であっても
所期の機械的性質と金属組織を実現できるための製造条
件、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍条件を求めた。
所期の機械的性質と金属組織を実現できるための製造条
件、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍条件を求めた。
【００２２】したがって、これらの知見に基づいて、高
炭素鋼帯の熱処理後の必要硬度と、冷間加工に耐え得る
成形性を確保するために、（ｉ）合金組成、(ii)金属組
織、さらに(iii) 機械的特性、そして(iv)製造方法を下
記の如く規定することにより本発明を完成した。
炭素鋼帯の熱処理後の必要硬度と、冷間加工に耐え得る
成形性を確保するために、（ｉ）合金組成、(ii)金属組
織、さらに(iii) 機械的特性、そして(iv)製造方法を下
記の如く規定することにより本発明を完成した。
【００２３】(i) 合金組成:本発明によれば、合金組成
は次のように規定される。すなわち、重量割合にてＣ：
0.10〜0.80％、Si：0.005 ％〜0.30％、Mn：0.20〜1.60
％で、かつ、sol.Al：0.005 〜0.100 ％、Ｎ：0.001 〜
0.010 ％、Ti：0.001 〜0.050 ％が、(1) 、(2) 式を満
足し、 Ｘ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0030≧０ ・・・(1) Ｙ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0135≦０ ・・・(2) その他不可避的不純物からなる鋼組成を有する。
は次のように規定される。すなわち、重量割合にてＣ：
0.10〜0.80％、Si：0.005 ％〜0.30％、Mn：0.20〜1.60
％で、かつ、sol.Al：0.005 〜0.100 ％、Ｎ：0.001 〜
0.010 ％、Ti：0.001 〜0.050 ％が、(1) 、(2) 式を満
足し、 Ｘ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0030≧０ ・・・(1) Ｙ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0135≦０ ・・・(2) その他不可避的不純物からなる鋼組成を有する。
【００２４】さらに所望により、Cr：0.05〜1.20％、M
o：0.05〜0.40％、Nb：0.010 〜0.050 ％、およびＢ：
0.0002〜0.0030％の内の１種または２種以上を含有する
ものであってもよい。
o：0.05〜0.40％、Nb：0.010 〜0.050 ％、およびＢ：
0.0002〜0.0030％の内の１種または２種以上を含有する
ものであってもよい。
【００２５】(ii)金属組織:下記式(3) 、(4) で規定す
る鋼中の平均フェライト粒径ｄ、形状ｅが、下記(3) 、
(4) 式の条件を満足する。 35＜ｄ (μｍ) ＜100 ・・・ (3) ｅ＝ｎ1 ／ｎ2 ＞1.25 ・・・ (4) ここで、(3) 式に規定する平均フェライト粒径ｄは、鋼
帯表面から板厚1/4 深さの部位の領域で1.0mm ×1.0mm
の視野を100 倍で撮影した組織写真から観察されるフェ
ライト粒径の平均値である。
る鋼中の平均フェライト粒径ｄ、形状ｅが、下記(3) 、
(4) 式の条件を満足する。 35＜ｄ (μｍ) ＜100 ・・・ (3) ｅ＝ｎ1 ／ｎ2 ＞1.25 ・・・ (4) ここで、(3) 式に規定する平均フェライト粒径ｄは、鋼
帯表面から板厚1/4 深さの部位の領域で1.0mm ×1.0mm
の視野を100 倍で撮影した組織写真から観察されるフェ
ライト粒径の平均値である。
【００２６】さらに、平均フェライト粒径ｄは、展伸方
向と、展伸方向と直角方向の結晶粒の分断長さの平均値
の1.156 倍で換算してもよい。
向と、展伸方向と直角方向の結晶粒の分断長さの平均値
の1.156 倍で換算してもよい。
【００２７】(4) 式に規定するフェライト形状ｅ( ｎ1
／ｎ2)は、JIS G0552 で規定される展伸粒の規定に基づ
き、展伸方向に対し直角方向の単位線分あたりの粒数
n1、展伸方向の単位線分あたりの粒数n2から換算される
数値である。
／ｎ2)は、JIS G0552 で規定される展伸粒の規定に基づ
き、展伸方向に対し直角方向の単位線分あたりの粒数
n1、展伸方向の単位線分あたりの粒数n2から換算される
数値である。
【００２８】さらに望ましくは、鋼中炭化物の平均粒径
が0.3 〜2.0 μｍで球状化率≧80％を満足する。また、
鋼中炭化物は主としてセメンタイトであり、炭化物の球
状化率％は、長径／短径＜５となる球状組織の占有比率
を示す。
が0.3 〜2.0 μｍで球状化率≧80％を満足する。また、
鋼中炭化物は主としてセメンタイトであり、炭化物の球
状化率％は、長径／短径＜５となる球状組織の占有比率
を示す。
【００２９】(iii) 機械的性質:さらに降伏強度／引張
強度×100(%)(YR)が、40〜80％を、かつ平均伸び値Elm
[＝(El0＋２×El45＋El90)/4)] が(5) 式を、伸び異方
性指数ΔEl [＝(El0−２×El45＋El90)/2)] が(6) 式を
満足する。 50−40×Ｃ(%) −２×Mn＜Elm(%) ・・・ (5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・ (6) ただし、Elm ＝(El0＋２×El45＋El90)/4) ΔEl＝(El0−２×El45＋El90)/2) El0 : 圧延方向の伸び El45: 圧延方向に45度方向の伸び El90: 圧延方向に90度方向の伸び (iv)製造方法:仕上温度Ac1 ＋80℃〜Ac1 ＋160 ℃の範
囲で熱間圧延後、550 〜700 ℃の範囲で巻取り、酸洗
後、Ac1 −80℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が
質量比で90％以上の条件で箱焼鈍する。
強度×100(%)(YR)が、40〜80％を、かつ平均伸び値Elm
[＝(El0＋２×El45＋El90)/4)] が(5) 式を、伸び異方
性指数ΔEl [＝(El0−２×El45＋El90)/2)] が(6) 式を
満足する。 50−40×Ｃ(%) −２×Mn＜Elm(%) ・・・ (5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・ (6) ただし、Elm ＝(El0＋２×El45＋El90)/4) ΔEl＝(El0−２×El45＋El90)/2) El0 : 圧延方向の伸び El45: 圧延方向に45度方向の伸び El90: 圧延方向に90度方向の伸び (iv)製造方法:仕上温度Ac1 ＋80℃〜Ac1 ＋160 ℃の範
囲で熱間圧延後、550 〜700 ℃の範囲で巻取り、酸洗
後、Ac1 −80℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が
質量比で90％以上の条件で箱焼鈍する。
【００３０】あるいは別法として、仕上温度Ac1 ＋80℃
〜Ac1 ＋160 ℃の範囲で熱間圧延後、550 〜700 ℃の範
囲で巻取り、酸洗後、圧下率５〜30％で冷間圧延した
後、さらにAc1 −50℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素
濃度が質量比で90％以上の条件で箱焼鈍する。
〜Ac1 ＋160 ℃の範囲で熱間圧延後、550 〜700 ℃の範
囲で巻取り、酸洗後、圧下率５〜30％で冷間圧延した
後、さらにAc1 −50℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素
濃度が質量比で90％以上の条件で箱焼鈍する。
【００３１】さらに別法として、冷間圧延を行うに先立
ってAc1 −80℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が
質量比で90％以上の条件で箱焼鈍を行ってもよい。
ってAc1 −80℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が
質量比で90％以上の条件で箱焼鈍を行ってもよい。
【００３２】
【発明の実施の形態】次に、本発明において鋼組成、金
属組織、機械的特性、および製造条件を上述のように規
定した理由について説明するが、本明細書において組成
割合はとくにことわりがない限り、質量に基づく。
属組織、機械的特性、および製造条件を上述のように規
定した理由について説明するが、本明細書において組成
割合はとくにことわりがない限り、質量に基づく。
【００３３】Ａ. 素材鋼の成分含有割合
(a) Ｃ：Ｃ量は、熱処理後の鋼製品に対する耐摩耗性、
疲労強度の向上を目的として、所定量配合する。本発明
においては、焼入れ・焼戻しあるいはオーステンパー、
さらには必要に応じて浸炭処理等の熱処理の後の引張強
度が980 N/mm2 以上 (ヴィッカース硬度Hv：300 以上)
を前提に、熱処理後の靱性を確保すべく、引張強度上限
を1960N/mm2(ヴィッカース硬度で580)以下とするため
に、また、球状化焼鈍後の冷間加工を容易とするため
に、Ｃ添加量の範囲を0.10〜0.80％とした。好ましくは
0.20〜0.60％とする。
疲労強度の向上を目的として、所定量配合する。本発明
においては、焼入れ・焼戻しあるいはオーステンパー、
さらには必要に応じて浸炭処理等の熱処理の後の引張強
度が980 N/mm2 以上 (ヴィッカース硬度Hv：300 以上)
を前提に、熱処理後の靱性を確保すべく、引張強度上限
を1960N/mm2(ヴィッカース硬度で580)以下とするため
に、また、球状化焼鈍後の冷間加工を容易とするため
に、Ｃ添加量の範囲を0.10〜0.80％とした。好ましくは
0.20〜0.60％とする。
【００３４】(b) Si：本発明では熱処理後のSi酸化物に
よる疲労強度の低下を避けるため、Siを0.30％を上限と
して添加する。好ましくは0.20％以下である。またはSi
は極度に抑制しても優位性はなくコストアップとなるた
め下限は0.005 ％とする。
よる疲労強度の低下を避けるため、Siを0.30％を上限と
して添加する。好ましくは0.20％以下である。またはSi
は極度に抑制しても優位性はなくコストアップとなるた
め下限は0.005 ％とする。
【００３５】(c) Mn：Mnの添加は、熱処理時の焼入性の
確保、あるいは靱性向上のための焼戻し温度およびオー
ステンパー温度の上昇を目的として、0.20％以上とす
る。しかし、1.60％を超える添加は、熱間圧延における
鋼板の硬化を来たし、酸洗あるいは冷間圧延等の実施が
困難となる。このため、Mn添加量の範囲を0.20〜1.60％
とした。好ましくは、0.30〜0.80％とする。
確保、あるいは靱性向上のための焼戻し温度およびオー
ステンパー温度の上昇を目的として、0.20％以上とす
る。しかし、1.60％を超える添加は、熱間圧延における
鋼板の硬化を来たし、酸洗あるいは冷間圧延等の実施が
困難となる。このため、Mn添加量の範囲を0.20〜1.60％
とした。好ましくは、0.30〜0.80％とする。
【００３６】(d) sol.Al：本発明では、フェライト結晶
粒径を特定の粗大粒径に規定する。この条件を満足する
には、鋼中のAl系窒化物、AlN を極力抑制するか、粗大
化して析出させる必要がある。
粒径を特定の粗大粒径に規定する。この条件を満足する
には、鋼中のAl系窒化物、AlN を極力抑制するか、粗大
化して析出させる必要がある。
【００３７】Alは製鋼段階の脱酸工程で必然的に含有さ
れるが、本発明者らに知見によれば、Alを特定量の範囲
で含有させることでAlN が粗大化し、フェライトが粗大
化する。
れるが、本発明者らに知見によれば、Alを特定量の範囲
で含有させることでAlN が粗大化し、フェライトが粗大
化する。
【００３８】これに基づき、Alの含有範囲を、0.005 ％
以上0.100 ％以下と規定した。これ未満の含有量では、
鋼中の酸素が増大し、熱処理後の疲労強度が低下し、一
方、この範囲を超えると過剰なAl量自体が熱処理後の脆
化を招いたり、粗大化したAl酸化物が疲労強度を低下さ
せる等の弊害が生じることから、含有量を0.005 ％以上
0.100 ％以下と規定した。好ましくは、0.02〜0.05％と
する。
以上0.100 ％以下と規定した。これ未満の含有量では、
鋼中の酸素が増大し、熱処理後の疲労強度が低下し、一
方、この範囲を超えると過剰なAl量自体が熱処理後の脆
化を招いたり、粗大化したAl酸化物が疲労強度を低下さ
せる等の弊害が生じることから、含有量を0.005 ％以上
0.100 ％以下と規定した。好ましくは、0.02〜0.05％と
する。
【００３９】(e) Ｎ：Ｎは鋼中に不可避的に含有される
不純物元素であるが、本発明の目的である高炭素鋼帯の
フェライト粒径を特定の粗大粒として制御するために
は、含有量の範囲の制約が必要で、かつsol.Alと特定の
比率で含有されている必要がある。種々の評価の結果so
l.Al、Tiとの比率で、Ｎを特定の範囲内に制限する必要
があり、その範囲が、0.0010〜0.0100％であることを見
い出した。この範囲を外れると、フェライト粒径が過度
に粗大化し、本発明の目標とする粒径での制御が困難と
なる。したがって、本発明ではＮ含有量の範囲を0.0010
〜0.0100％に規定した。
不純物元素であるが、本発明の目的である高炭素鋼帯の
フェライト粒径を特定の粗大粒として制御するために
は、含有量の範囲の制約が必要で、かつsol.Alと特定の
比率で含有されている必要がある。種々の評価の結果so
l.Al、Tiとの比率で、Ｎを特定の範囲内に制限する必要
があり、その範囲が、0.0010〜0.0100％であることを見
い出した。この範囲を外れると、フェライト粒径が過度
に粗大化し、本発明の目標とする粒径での制御が困難と
なる。したがって、本発明ではＮ含有量の範囲を0.0010
〜0.0100％に規定した。
【００４０】(f) Ti：Tiは0.001 〜0.050 ％の範囲で含
有させる。この範囲を下回っても、フェライト粒の粗粒
化形態の抑制効果に大きな影響はないが、これを下回る
範囲まで不純物としての低減は、経済性を考慮すると不
必要である。一方、この範囲を超えて含有すると、粗大
な窒化物や酸化物が形成され、熱処理後の疲労強度が低
下するほか、焼鈍した状態で炭化物が形成され、冷間加
工性や残留応力抑制効果を阻害する。以上の見地から、
Tiの含有量の範囲は0.001 〜0.050 ％とする。
有させる。この範囲を下回っても、フェライト粒の粗粒
化形態の抑制効果に大きな影響はないが、これを下回る
範囲まで不純物としての低減は、経済性を考慮すると不
必要である。一方、この範囲を超えて含有すると、粗大
な窒化物や酸化物が形成され、熱処理後の疲労強度が低
下するほか、焼鈍した状態で炭化物が形成され、冷間加
工性や残留応力抑制効果を阻害する。以上の見地から、
Tiの含有量の範囲は0.001 〜0.050 ％とする。
【００４１】(g) Cr：高炭素鋼帯は、冷間加工により鋼
部品として成形された後、必要に応じて浸炭をともなっ
た焼入れ・焼戻し、あるいはオーステンパー処理によ
り、その強度を高められる。このとき、強度の上昇、あ
るいは靱性の上昇をはかるため、適宜、合金元素を含有
させる。
部品として成形された後、必要に応じて浸炭をともなっ
た焼入れ・焼戻し、あるいはオーステンパー処理によ
り、その強度を高められる。このとき、強度の上昇、あ
るいは靱性の上昇をはかるため、適宜、合金元素を含有
させる。
【００４２】この様な合金元素の中で、Crは強度、靱性
の向上効果が大きい。このことから強度と靱性の双方の
向上を要する場合に、その必要強度に応じて0.05〜1.20
％の範囲で添加すればよい。
の向上効果が大きい。このことから強度と靱性の双方の
向上を要する場合に、その必要強度に応じて0.05〜1.20
％の範囲で添加すればよい。
【００４３】この範囲未満では、強度・靱性のバランス
は、所定の効果を発揮しない。一方、これを超える範囲
では、箱焼鈍を施しても硬質で、冷間加工性、熱処理時
の残留応力の抑制効果が得られない。
は、所定の効果を発揮しない。一方、これを超える範囲
では、箱焼鈍を施しても硬質で、冷間加工性、熱処理時
の残留応力の抑制効果が得られない。
【００４４】(h) Mo：Moも、強度上昇、靱性上昇に有効
であることから、所望により、さらに高い靱性を求めら
れる場合に0.05〜0.40％の範囲で添加する。好ましく
は、上限は0.30％である。
であることから、所望により、さらに高い靱性を求めら
れる場合に0.05〜0.40％の範囲で添加する。好ましく
は、上限は0.30％である。
【００４５】この範囲未満では、強度・靱性バランス
は、所定の効果を発揮しない。一方、これを超えると、
箱焼鈍を施しても硬質で、冷間加工性、熱処理時の残留
応力の抑制効果が得られない。
は、所定の効果を発揮しない。一方、これを超えると、
箱焼鈍を施しても硬質で、冷間加工性、熱処理時の残留
応力の抑制効果が得られない。
【００４６】(i)Nb:Nbも、強度上昇、靱性上昇に有効で
あることから、所望により、さらに高い靱性を求められ
る場合に0.010 〜0.050 ％の範囲で添加する。
あることから、所望により、さらに高い靱性を求められ
る場合に0.010 〜0.050 ％の範囲で添加する。
【００４７】(j) Ｂ：Ｂは、熱処理における焼入性の向
上、靱性の向上効果を有し、本発明においても所望によ
り適当量添加することとする。このとき、Ｂの効果は、
鋼中のＮによって阻害される他、Ｂの添加自体も本発明
の目的であるフェライト粒径の制御を困難とすることか
ら、Ｂを添加する場合は、0.0002〜0.0030％の範囲とす
る。
上、靱性の向上効果を有し、本発明においても所望によ
り適当量添加することとする。このとき、Ｂの効果は、
鋼中のＮによって阻害される他、Ｂの添加自体も本発明
の目的であるフェライト粒径の制御を困難とすることか
ら、Ｂを添加する場合は、0.0002〜0.0030％の範囲とす
る。
【００４８】このとき同時にTiを含有せしめ、TiはＢ含
有量に対し、約10倍程度の比率で含有することが望まし
い。特に、Tiは、Ｎ量の３〜10倍、望ましくはＮ量の３
〜５倍の含有比率に制御することが靱性、粗大フェライ
ト粒径制御に有効である。
有量に対し、約10倍程度の比率で含有することが望まし
い。特に、Tiは、Ｎ量の３〜10倍、望ましくはＮ量の３
〜５倍の含有比率に制御することが靱性、粗大フェライ
ト粒径制御に有効である。
【００４９】(k) sol.Al、Ｎ、Tiの関係式：焼鈍によっ
てフェライト粒成長を促進する場合、AlN の粗大化ある
いは析出の抑制が必要となる。このとき、sol.Al、Ｎの
比率を特定の関係式で規定される範囲に制御すれば、焼
鈍後に本発明で規定するフェライト組織を得ることが可
能であり、また、Tiが含有される場合、本発明における
知見によれば、Tiに特定の係数を加えて関係式に加えた
場合に、フェライト粒が本発明で規定した粒径範囲に制
御できる。
てフェライト粒成長を促進する場合、AlN の粗大化ある
いは析出の抑制が必要となる。このとき、sol.Al、Ｎの
比率を特定の関係式で規定される範囲に制御すれば、焼
鈍後に本発明で規定するフェライト組織を得ることが可
能であり、また、Tiが含有される場合、本発明における
知見によれば、Tiに特定の係数を加えて関係式に加えた
場合に、フェライト粒が本発明で規定した粒径範囲に制
御できる。
【００５０】このときsol.Al、Ｎ、Tiが規定される関係
式は、本発明者らの知見によれば、「0.15×sol.Al＋Ｎ
−0.29×Ti」を基本式とし、0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×
Tiの値が0.0030〜0.0135の範囲の条件にあるとき、本発
明の目的であるフェライト粒径の組織が得られる。
式は、本発明者らの知見によれば、「0.15×sol.Al＋Ｎ
−0.29×Ti」を基本式とし、0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×
Tiの値が0.0030〜0.0135の範囲の条件にあるとき、本発
明の目的であるフェライト粒径の組織が得られる。
【００５１】そこで、sol.Al、Ｎ、Tiに関し、下記(1)
、(2) 式のＸ、Ｙを満足することが好ましい。 Ｘ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0030≧０ ・・・(1) Ｙ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0135≦０ ・・・(2) Ｂ. 本発明の対象となる鋼材の金属組織 (l) フェライト粒径および形状：フェライト粒径は、最
もYSに影響を与えるもので、その残留応力形態を強く支
配する。このフェライト粒径の粗大化にともなうYSの減
少により、冷間加工による残留応力を低減することがで
きる。
、(2) 式のＸ、Ｙを満足することが好ましい。 Ｘ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0030≧０ ・・・(1) Ｙ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0135≦０ ・・・(2) Ｂ. 本発明の対象となる鋼材の金属組織 (l) フェライト粒径および形状：フェライト粒径は、最
もYSに影響を与えるもので、その残留応力形態を強く支
配する。このフェライト粒径の粗大化にともなうYSの減
少により、冷間加工による残留応力を低減することがで
きる。
【００５２】本発明の高炭素鋼帯でこのYS適正領域を検
討した結果、フェライト粒の大きさｄは35μｍを超える
条件であると判明した。また、ｄが100 μｍ以上では、
冷間加工時にストレッチャーストレインによる皺が顕在
化し、成形性を劣化することから、ｄの上限を100 μｍ
未満とする。
討した結果、フェライト粒の大きさｄは35μｍを超える
条件であると判明した。また、ｄが100 μｍ以上では、
冷間加工時にストレッチャーストレインによる皺が顕在
化し、成形性を劣化することから、ｄの上限を100 μｍ
未満とする。
【００５３】ここで規定する平均フェライト粒径ｄは、
鋼帯表面から板厚1/4 深さの部位の領域で1.0mm ×1.0m
m の視野を100 倍で撮影した組織写真から観察されるフ
ェライト粒径の平均値である。
鋼帯表面から板厚1/4 深さの部位の領域で1.0mm ×1.0m
m の視野を100 倍で撮影した組織写真から観察されるフ
ェライト粒径の平均値である。
【００５４】便宜的には、単位線分長さを1.0 mmとし、
また平均フェライト粒径ｄは、展伸方向と、展伸方向と
直角方向の結晶粒の分断長さの平均値の1.156 倍で換算
してもよいこととする。
また平均フェライト粒径ｄは、展伸方向と、展伸方向と
直角方向の結晶粒の分断長さの平均値の1.156 倍で換算
してもよいこととする。
【００５５】また、フェライト粒形状に関して、本発明
では冷間加工に際しての機械的性質の面内異方性を抑制
し、冷間加工時の２次元的な残留応力、伸びを均一化す
るためにはフェライト粒が圧延方向に展伸していること
が有利である。
では冷間加工に際しての機械的性質の面内異方性を抑制
し、冷間加工時の２次元的な残留応力、伸びを均一化す
るためにはフェライト粒が圧延方向に展伸していること
が有利である。
【００５６】このときのフェライト組織の展伸の程度に
ついては、JISG0552で規定される展伸粒の規定に基づ
き、フェライト粒の形状ｅで規定し、これは、展伸方向
に対し直角方向の単位線分あたりの粒数n1、展伸方向の
単位線分あたりの粒数n2から換算される数値とし、ｅ＝
n1／n2で定義される。本発明によれば、このフェライト
形状ｅ＝n1／n2＞1.25に限定する。
ついては、JISG0552で規定される展伸粒の規定に基づ
き、フェライト粒の形状ｅで規定し、これは、展伸方向
に対し直角方向の単位線分あたりの粒数n1、展伸方向の
単位線分あたりの粒数n2から換算される数値とし、ｅ＝
n1／n2で定義される。本発明によれば、このフェライト
形状ｅ＝n1／n2＞1.25に限定する。
【００５７】(m) 鋼中炭化物の粒径、球状化率：本発明
においては鋼中炭化物は、主としてセメンタイトから成
り、このセメンタイトの析出形態は冷間加工に際しての
残留応力、熱処理に際しての加熱中の炭化物の固溶状態
と焼入時の焼入性に大きな影響を有する。
においては鋼中炭化物は、主としてセメンタイトから成
り、このセメンタイトの析出形態は冷間加工に際しての
残留応力、熱処理に際しての加熱中の炭化物の固溶状態
と焼入時の焼入性に大きな影響を有する。
【００５８】本発明者による知見によれば、高炭素鋼帯
の熱処理変形の抑制を目的とする本発明では、球状化炭
化物の粒径と球状化率が熱処理変形量に対して影響す
る。
の熱処理変形の抑制を目的とする本発明では、球状化炭
化物の粒径と球状化率が熱処理変形量に対して影響す
る。
【００５９】鋼中における球状化炭化物の形態は、鋼帯
の断面を研磨、ナイタール液で腐食した上で、板厚1/4
部分の100 μｍ幅×100 μｍ深さの領域を走査型電子顕
微鏡で観察し、そのとき得られたデータで規定する。
の断面を研磨、ナイタール液で腐食した上で、板厚1/4
部分の100 μｍ幅×100 μｍ深さの領域を走査型電子顕
微鏡で観察し、そのとき得られたデータで規定する。
【００６０】本発明の好適態様において、球状化炭化
物、好ましくは球状化セメンタイトは、平均粒径が0.5
〜2.0 μｍで、球状化率≧80％を満足することとする。
物、好ましくは球状化セメンタイトは、平均粒径が0.5
〜2.0 μｍで、球状化率≧80％を満足することとする。
【００６１】この数値を下回ると降伏強度(YS)が増大す
るため、冷間加工の際の残留応力が増大し、熱処理の際
の加熱温度に起因した変形が生じやすくなる。また、球
状化率の低下は伸びの低下を招き、冷間加工性も劣化す
ることから、本発明では球状化率を80％以上と規定し
た。
るため、冷間加工の際の残留応力が増大し、熱処理の際
の加熱温度に起因した変形が生じやすくなる。また、球
状化率の低下は伸びの低下を招き、冷間加工性も劣化す
ることから、本発明では球状化率を80％以上と規定し
た。
【００６２】このとき、球状化率％は、ナイタール液で
腐食して観察される炭化物の長径／短径＜５となる球状
組織の観察される全炭化物に対する占有比率と規定す
る。
腐食して観察される炭化物の長径／短径＜５となる球状
組織の観察される全炭化物に対する占有比率と規定す
る。
【００６３】また、鋼中炭化物の粒径は、0.3 μｍ未満
では、YSが高く、残留応力の増大による熱処理変形が生
じやすいことから、粒径を0.3 μｍ以上とする。また、
粒径が2.0 μｍを超えると、熱処理加熱中の炭化物の固
溶が制約されて焼入性が低下し、焼入れた際にマルテン
サイトの均一性が阻害され、一部パーライトが混在し、
焼入歪みにつながることから、本発明の好適態様におい
て鋼中炭化物の粒径は2.0 μｍ以下とする。
では、YSが高く、残留応力の増大による熱処理変形が生
じやすいことから、粒径を0.3 μｍ以上とする。また、
粒径が2.0 μｍを超えると、熱処理加熱中の炭化物の固
溶が制約されて焼入性が低下し、焼入れた際にマルテン
サイトの均一性が阻害され、一部パーライトが混在し、
焼入歪みにつながることから、本発明の好適態様におい
て鋼中炭化物の粒径は2.0 μｍ以下とする。
【００６４】(n) 平均伸び値Elm 、伸び面内異方性指数
ΔEl：伸び値は、Ｃ量および合金元素の増大により減少
する。しかし、本発明にしたがって限定する前述のよう
な金属組織を確保することにより、特定量のＣ、Mn、C
r、Moを含有しても高い伸びを有し、冷間加工性と残留
応力の抑制効果に優れる。そこで本発明の好適態様とし
て、これら特定量の合金元素を含有した状態で、一定以
上の伸びを有することを条件として限定することとし
た。このとき、平均伸び値Elm および伸び面内異方性指
数ΔElを次の通り定義する。 平均伸び値Elm ＝(El0＋２×El45＋El90)/4) 伸び面内異方性指数ΔEl ＝(El0−２×El45＋El90)/2) ただし、El0 : 圧延方向の伸び El45: 圧延方向に45度方向の伸び El90: 圧延方向に90度方向の伸び ここに、本発明者の知見によれば、伸びの面内異方性指
数ΔElを抑制することは、熱処理加熱における２次元方
向の寸法変化の抑制に効果がある。そこで、Elm は特定
の合金含有量のパラメーター値以上とし、かつΔElを±
５％以内に限定することとし、(5) 、(6) 式にその範囲
を規定した。 50−40×Ｃ(%) −２×Mn(%) −２×Cr(%) −１×Mo(%) ＜Elm(%)・(5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・・ (6) Ｃ．本発明の対象となる鋼材の製造方法 (o) 熱間圧延、焼鈍条件：本発明の対象となる高炭素鋼
帯の金属組織、とりわけ、セメンタイトの球状化とフェ
ライトの粗粒化組織を形成するためには、熱間圧延での
仕上温度、巻取温度および酸洗後の焼鈍温度、雰囲気条
件を特定することでそれが可能となる。
ΔEl：伸び値は、Ｃ量および合金元素の増大により減少
する。しかし、本発明にしたがって限定する前述のよう
な金属組織を確保することにより、特定量のＣ、Mn、C
r、Moを含有しても高い伸びを有し、冷間加工性と残留
応力の抑制効果に優れる。そこで本発明の好適態様とし
て、これら特定量の合金元素を含有した状態で、一定以
上の伸びを有することを条件として限定することとし
た。このとき、平均伸び値Elm および伸び面内異方性指
数ΔElを次の通り定義する。 平均伸び値Elm ＝(El0＋２×El45＋El90)/4) 伸び面内異方性指数ΔEl ＝(El0−２×El45＋El90)/2) ただし、El0 : 圧延方向の伸び El45: 圧延方向に45度方向の伸び El90: 圧延方向に90度方向の伸び ここに、本発明者の知見によれば、伸びの面内異方性指
数ΔElを抑制することは、熱処理加熱における２次元方
向の寸法変化の抑制に効果がある。そこで、Elm は特定
の合金含有量のパラメーター値以上とし、かつΔElを±
５％以内に限定することとし、(5) 、(6) 式にその範囲
を規定した。 50−40×Ｃ(%) −２×Mn(%) −２×Cr(%) −１×Mo(%) ＜Elm(%)・(5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・・ (6) Ｃ．本発明の対象となる鋼材の製造方法 (o) 熱間圧延、焼鈍条件：本発明の対象となる高炭素鋼
帯の金属組織、とりわけ、セメンタイトの球状化とフェ
ライトの粗粒化組織を形成するためには、熱間圧延での
仕上温度、巻取温度および酸洗後の焼鈍温度、雰囲気条
件を特定することでそれが可能となる。
【００６５】フェライトの粗粒化、セメンタイトの球状
化には、熱延仕上温度は、Ｃ量、合金成分量に応じて適
宜最適温度に選択すればよい。
化には、熱延仕上温度は、Ｃ量、合金成分量に応じて適
宜最適温度に選択すればよい。
【００６６】本発明では、Ｃ、その他の合金元素量によ
って変動するAc1 温度をパラメーターとし、Ac1 ＋80℃
〜Ac1 ＋160 ℃の範囲に限定した。これ未満の温度範囲
では、焼鈍後もフェライトが過度に細粒化してYSの上昇
にともなって残留応力が増大し、熱処理加熱中に寸法変
化を生じる。
って変動するAc1 温度をパラメーターとし、Ac1 ＋80℃
〜Ac1 ＋160 ℃の範囲に限定した。これ未満の温度範囲
では、焼鈍後もフェライトが過度に細粒化してYSの上昇
にともなって残留応力が増大し、熱処理加熱中に寸法変
化を生じる。
【００６７】また、仕上温度がAc1 ＋160 ℃超の場合
も、焼鈍前のフェライト、パーライト粒の大きさが過度
に粗大化して、焼鈍中にフェライト粒が粗大化せず、残
留応力の増大により熱処理加熱中に寸法変化を生じる。
も、焼鈍前のフェライト、パーライト粒の大きさが過度
に粗大化して、焼鈍中にフェライト粒が粗大化せず、残
留応力の増大により熱処理加熱中に寸法変化を生じる。
【００６８】巻取温度に関しては、550 ℃未満の場合、
焼鈍後もフェライトが過度に細粒化してYSの上昇にとも
なって残留応力が増大し、熱処理加熱中に寸法変化を生
じる。700 ℃を超える場合も焼鈍前のフェライト、パー
ライト粒の大きさが過度に粗大化して、焼鈍中にフェラ
イト粒が粗大化せず、残留応力の増大により熱処理加熱
中に寸法変化を生じる。
焼鈍後もフェライトが過度に細粒化してYSの上昇にとも
なって残留応力が増大し、熱処理加熱中に寸法変化を生
じる。700 ℃を超える場合も焼鈍前のフェライト、パー
ライト粒の大きさが過度に粗大化して、焼鈍中にフェラ
イト粒が粗大化せず、残留応力の増大により熱処理加熱
中に寸法変化を生じる。
【００６９】さらに焼鈍温度に関しては、熱延板に対し
ては適度な粗粒化組織を得る温度条件が、Ac1 で規定す
るパラメーターに対し、特定の温度範囲において本発明
で規定する粗粒フェライト組織が得られることから、そ
の温度範囲を Ac1−80℃〜 Ac1＋30℃と規定した。
ては適度な粗粒化組織を得る温度条件が、Ac1 で規定す
るパラメーターに対し、特定の温度範囲において本発明
で規定する粗粒フェライト組織が得られることから、そ
の温度範囲を Ac1−80℃〜 Ac1＋30℃と規定した。
【００７０】この範囲未満の温度ではフェライトが過度
に細粒化してYSの上昇にともなって残留応力が増大し、
熱処理加熱中に寸法変化を生じる。また、この範囲を超
える温度では、フェライトの過度の粗粒化およびセメン
タイトの球状化率の劣化が進む。
に細粒化してYSの上昇にともなって残留応力が増大し、
熱処理加熱中に寸法変化を生じる。また、この範囲を超
える温度では、フェライトの過度の粗粒化およびセメン
タイトの球状化率の劣化が進む。
【００７１】冷延板に対する焼鈍温度はAc1 −50℃〜Ac
1 ＋30℃の範囲とする。さらに、焼鈍雰囲気は、90％以
上の水素雰囲気であることとした。この濃度を下回る
と、雰囲気ガス中に不純物として混在する酸素により、
表面に局部的極めて粗大なフェライト粒からなる脱炭層
が形成され、伸びの低下等を生じる。このことから、焼
鈍雰囲気を本発明において規定する条件に限定した。
1 ＋30℃の範囲とする。さらに、焼鈍雰囲気は、90％以
上の水素雰囲気であることとした。この濃度を下回る
と、雰囲気ガス中に不純物として混在する酸素により、
表面に局部的極めて粗大なフェライト粒からなる脱炭層
が形成され、伸びの低下等を生じる。このことから、焼
鈍雰囲気を本発明において規定する条件に限定した。
【００７２】(p) 冷間圧延条件／冷間圧延前焼鈍条件：
(o) 項で限定した製造方法に対し、さらにフェライトの
粗粒化を促進および安定化しうる方法として、本発明に
おける知見によれば、焼鈍前に適当量の圧下率の冷間圧
延を加えることが有効である。このとき、冷間圧延によ
るフェライト粒の粗粒化の有効範囲は、圧下率で５〜30
％である。圧下率がこの範囲を下回る冷間圧延では、冷
間圧延を加えない条件と粗粒化効果に差異はない。ま
た、30％を超えるとむしろ細粒化によるYSの上昇と残留
応力の増大、熱処理時の寸法変化が顕在化する。このと
き、上述の(o) 項に規定する条件の箱焼鈍を、冷間圧延
前に実施することもフェライト粒径の均一化に有効であ
る。
(o) 項で限定した製造方法に対し、さらにフェライトの
粗粒化を促進および安定化しうる方法として、本発明に
おける知見によれば、焼鈍前に適当量の圧下率の冷間圧
延を加えることが有効である。このとき、冷間圧延によ
るフェライト粒の粗粒化の有効範囲は、圧下率で５〜30
％である。圧下率がこの範囲を下回る冷間圧延では、冷
間圧延を加えない条件と粗粒化効果に差異はない。ま
た、30％を超えるとむしろ細粒化によるYSの上昇と残留
応力の増大、熱処理時の寸法変化が顕在化する。このと
き、上述の(o) 項に規定する条件の箱焼鈍を、冷間圧延
前に実施することもフェライト粒径の均一化に有効であ
る。
【００７３】次に、実施例によって本発明の作用効果に
ついてさらに具体的に説明する。
ついてさらに具体的に説明する。
【００７４】
【実施例】実施例１
表１に示す合金組成を有する鋼No.1〜19の鋼材を1200℃
×１ｈ加熱後、表２中の仕上温度、巻取温度で、板厚6.
0 mmの鋼帯とした。酸洗脱スケールした後、5.0 mmに冷
間圧延し、引き続き100 ％水素雰囲気中で740 ℃×12ｈ
均熱する焼鈍を施した。この焼鈍後の鋼帯の金属組織と
機械的性質を測定した。
×１ｈ加熱後、表２中の仕上温度、巻取温度で、板厚6.
0 mmの鋼帯とした。酸洗脱スケールした後、5.0 mmに冷
間圧延し、引き続き100 ％水素雰囲気中で740 ℃×12ｈ
均熱する焼鈍を施した。この焼鈍後の鋼帯の金属組織と
機械的性質を測定した。
【００７５】目的である優れた冷間加工性と焼入性の判
定基準として焼鈍後の伸びは、本発明において規定した
とおり、下記２式の充足を判定基準とした。 50−40×C(%)−２×Mn(%) −２×Cr(%) −１×Mo(%) ＜Elm(%) ・(5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・・(6) また、金属組織も本発明に規定した条件を判定基準とし
た。
定基準として焼鈍後の伸びは、本発明において規定した
とおり、下記２式の充足を判定基準とした。 50−40×C(%)−２×Mn(%) −２×Cr(%) −１×Mo(%) ＜Elm(%) ・(5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・・(6) また、金属組織も本発明に規定した条件を判定基準とし
た。
【００７６】次いで、このようにして得られた鋼帯から
図１に示す冷間加工試験片を採取し、55ｔクランクプレ
スで成形し、成型品の水平高さを測定した。
図１に示す冷間加工試験片を採取し、55ｔクランクプレ
スで成形し、成型品の水平高さを測定した。
【００７７】測定部位は、図１に示す直径上の７ヶ所の
○印の部位を圧延方向、圧延45°方向、圧延90°方向
で、合計19ヶ所とし、測定方法は、成型品を鋼製水平定
盤上におき、KEYENCE 社、LC-2320/2100型レーザ変位計
を用いて各部位の高さを調査した。このとき、鋼製水平
定盤は1000×1000mmで、高さ変位精度は10μm/m で、試
験片は定盤中央部に設置して測定した。
○印の部位を圧延方向、圧延45°方向、圧延90°方向
で、合計19ヶ所とし、測定方法は、成型品を鋼製水平定
盤上におき、KEYENCE 社、LC-2320/2100型レーザ変位計
を用いて各部位の高さを調査した。このとき、鋼製水平
定盤は1000×1000mmで、高さ変位精度は10μm/m で、試
験片は定盤中央部に設置して測定した。
【００７８】なお、図１において、図１(a) は、熱処理
歪み判定試験片の平面図であり、図１(b) はその断面図
である。図中、○は測定部位を示し、数字は寸法( 単
位:mm)を示す。
歪み判定試験片の平面図であり、図１(b) はその断面図
である。図中、○は測定部位を示し、数字は寸法( 単
位:mm)を示す。
【００７９】高さを測定した後の試験片を、Ar雰囲気で
870 ℃×30分加熱後、80℃の油に焼入れし、引き続き42
0 ℃×40分の焼戻しを行い、熱処理後の表面ビッカース
硬度を測定した。判定基準をHv250 以上とした。
870 ℃×30分加熱後、80℃の油に焼入れし、引き続き42
0 ℃×40分の焼戻しを行い、熱処理後の表面ビッカース
硬度を測定した。判定基準をHv250 以上とした。
【００８０】さらに引き続き試験片を、前述のレーザ変
位計による測定を行った。高さ変位の程度の判定基準
は、熱処理後の高さ変動が±0.2 mm以内を合格とした。
位計による測定を行った。高さ変位の程度の判定基準
は、熱処理後の高さ変動が±0.2 mm以内を合格とした。
【００８１】結果を表３にまとめて示す。これらの結果
からも分かるように、Ｃ含有量が本発明範囲を下回る鋼
No.1は、焼入変形が生じ、焼戻し後の硬度も不足した。
鋼No.6は、３方向伸び平均値が設定条件を下回る。
からも分かるように、Ｃ含有量が本発明範囲を下回る鋼
No.1は、焼入変形が生じ、焼戻し後の硬度も不足した。
鋼No.6は、３方向伸び平均値が設定条件を下回る。
【００８２】鋼No.7はMnが下限を下回るため熱処理硬度
が不足する。鋼No.11 はMnが上限を超え、伸びが発明範
囲を下回る。鋼No.12 は、Alおよび条件式Ｘが本発明の
範囲から外れるため、ΔElが−５を下回る。また、鋼N
o.15 は、Alおよび条件式Ｘが本発明の範囲から外れる
ため、熱処理歪みが増大する。鋼No.16 は、条件式Ｙが
本発明の範囲から外れるため、ΔElが−５を下回り、熱
処理歪みが増大する。鋼No.19 は、Si、Ｘが本発明の範
囲から外れるため、熱処理歪みが増大する。
が不足する。鋼No.11 はMnが上限を超え、伸びが発明範
囲を下回る。鋼No.12 は、Alおよび条件式Ｘが本発明の
範囲から外れるため、ΔElが−５を下回る。また、鋼N
o.15 は、Alおよび条件式Ｘが本発明の範囲から外れる
ため、熱処理歪みが増大する。鋼No.16 は、条件式Ｙが
本発明の範囲から外れるため、ΔElが−５を下回り、熱
処理歪みが増大する。鋼No.19 は、Si、Ｘが本発明の範
囲から外れるため、熱処理歪みが増大する。
【００８３】実施例２
表４に示す合金組成を有する鋼No.20 〜35の鋼を、1200
℃×１h 加熱後、表５に示す仕上温度、巻取温度で熱間
圧延し、板厚６mmの鋼帯とした。続く酸洗の後、板厚５
mmに冷間圧延し、100 ％水素雰囲気において740 ℃×16
h 均熱する焼鈍を行った。
℃×１h 加熱後、表５に示す仕上温度、巻取温度で熱間
圧延し、板厚６mmの鋼帯とした。続く酸洗の後、板厚５
mmに冷間圧延し、100 ％水素雰囲気において740 ℃×16
h 均熱する焼鈍を行った。
【００８４】得られた鋼帯の金属組織の観察、判定と機
械的性質の測定を行うと共に、実施例１と同じ試験片を
作成し、同じ方法を用いて水平方向の高さを測定した。
械的性質の測定を行うと共に、実施例１と同じ試験片を
作成し、同じ方法を用いて水平方向の高さを測定した。
【００８５】次いで、引き続きAr雰囲気で870 ℃×30分
加熱後、80℃の油に焼入れし、引き続き420 ℃×40分の
焼戻しを行い、熱処理後の表面ビッカース硬度を測定し
た。判定基準をHv250 以上とした。
加熱後、80℃の油に焼入れし、引き続き420 ℃×40分の
焼戻しを行い、熱処理後の表面ビッカース硬度を測定し
た。判定基準をHv250 以上とした。
【００８６】さらに引き続き試験片を、前述のレーザ変
位計による測定を行った。高さ変位の程度の判定基準
は、熱処理後の高さ変動が±0.2 mm以内を合格とした。
焼鈍後の金属組織、機械的性質の判定基準は試験１と同
じ条件とした。結果は表６にまとめて示す。
位計による測定を行った。高さ変位の程度の判定基準
は、熱処理後の高さ変動が±0.2 mm以内を合格とした。
焼鈍後の金属組織、機械的性質の判定基準は試験１と同
じ条件とした。結果は表６にまとめて示す。
【００８７】これらの結果から分かるように、鋼No.23
は、Crが本発明の範囲を超え、伸びElm が目標値を下回
る。鋼No.27 はMoが本発明の範囲を超え、伸びElm が目
標値を下回る。鋼No.31 は、Ｂが本発明の範囲を超えて
過剰に含有されるため、熱処理硬度が減少し、熱処理歪
みも増大する。鋼No.35 は、Nbが本発明の範囲を超え、
またTiが無添加でかつＢが単独で含有されていることか
ら、熱処理硬度と熱処理歪みが大きい。
は、Crが本発明の範囲を超え、伸びElm が目標値を下回
る。鋼No.27 はMoが本発明の範囲を超え、伸びElm が目
標値を下回る。鋼No.31 は、Ｂが本発明の範囲を超えて
過剰に含有されるため、熱処理硬度が減少し、熱処理歪
みも増大する。鋼No.35 は、Nbが本発明の範囲を超え、
またTiが無添加でかつＢが単独で含有されていることか
ら、熱処理硬度と熱処理歪みが大きい。
【００８８】実施例３
化学組成において本発明条件を満足する表１の鋼No.3、
No.21 に対し、表７に示すように、製造条件を種々変化
させて（プロセスNo.1〜No.11)、製造条件を機械的性
質、熱処理挙動におよぼす影響を整理した。
No.21 に対し、表７に示すように、製造条件を種々変化
させて（プロセスNo.1〜No.11)、製造条件を機械的性
質、熱処理挙動におよぼす影響を整理した。
【００８９】このとき、焼鈍雰囲気において水素以外の
含有元素は窒素を主体とした、若干量の酸素を含む不可
避的混合ガス雰囲気である。結果は表８にまとめて示
す。
含有元素は窒素を主体とした、若干量の酸素を含む不可
避的混合ガス雰囲気である。結果は表８にまとめて示
す。
【００９０】表８に示す結果からも分かるように、鋼N
o.3に対しプロセスNo.1では、仕上熱延温度(TF)が本発
明の範囲を下回り、フェライト粒が粗粒化するためにΔ
Elが判定条件を外れ、プロセスNo.2では、巻取温度(TC)
が本発明の範囲を下回り、フェライト粒が細粒化するた
めに、焼入硬度が低下し、熱処理歪みも判定条件から外
れる。プロセスNo.6は、冷間圧延での圧下率が本発明の
範囲を外れるため、フェライト粒が細粒化するために、
熱処理歪みも判定条件から外れる。
o.3に対しプロセスNo.1では、仕上熱延温度(TF)が本発
明の範囲を下回り、フェライト粒が粗粒化するためにΔ
Elが判定条件を外れ、プロセスNo.2では、巻取温度(TC)
が本発明の範囲を下回り、フェライト粒が細粒化するた
めに、焼入硬度が低下し、熱処理歪みも判定条件から外
れる。プロセスNo.6は、冷間圧延での圧下率が本発明の
範囲を外れるため、フェライト粒が細粒化するために、
熱処理歪みも判定条件から外れる。
【００９１】さらにプロセスNo.8では、熱延仕上温度
が、、プロセスNo.9では熱延巻取温度が本発明の範囲か
ら外れ、セメンタイト粒径と球状化率が本発明の条件か
ら外れ、この結果、Elm が判定条件から外れる。この
他、プロセスNo.11 は、焼鈍温度が本発明の範囲を超え
るため、球状化率が極端に低く、Elm が判定条件から外
れる。
が、、プロセスNo.9では熱延巻取温度が本発明の範囲か
ら外れ、セメンタイト粒径と球状化率が本発明の条件か
ら外れ、この結果、Elm が判定条件から外れる。この
他、プロセスNo.11 は、焼鈍温度が本発明の範囲を超え
るため、球状化率が極端に低く、Elm が判定条件から外
れる。
【００９２】鋼No.21 に対しプロセスNo.12 では、仕上
熱延温度が本発明の範囲を下回り、フェライト粒が粗粒
化するためにΔElが判定条件を外れ、プロセスNo.13 で
は、巻取温度が本発明範囲を下回り、フェライト粒が細
粒化するため、焼入硬度が低下し、熱処理歪みも判定条
件から外れる。
熱延温度が本発明の範囲を下回り、フェライト粒が粗粒
化するためにΔElが判定条件を外れ、プロセスNo.13 で
は、巻取温度が本発明範囲を下回り、フェライト粒が細
粒化するため、焼入硬度が低下し、熱処理歪みも判定条
件から外れる。
【００９３】プロセスNo.17 は、冷間圧延での圧下率が
本発明の範囲を外れるため、フェライト粒が細粒化する
ため、熱処理歪みも判定条件から外れる。さらにプロセ
スNo.19 では、熱延仕上温度が、プロセスNo.20 では熱
延巻取温度が本発明の範囲から外れ、セメンタイト粒径
と球状化率が本発明条件から外れ、この結果、Elm が判
定条件から外れる。
本発明の範囲を外れるため、フェライト粒が細粒化する
ため、熱処理歪みも判定条件から外れる。さらにプロセ
スNo.19 では、熱延仕上温度が、プロセスNo.20 では熱
延巻取温度が本発明の範囲から外れ、セメンタイト粒径
と球状化率が本発明条件から外れ、この結果、Elm が判
定条件から外れる。
【００９４】また、プロセスNo.22 は、焼鈍温度が本発
明の範囲を超えるため、球状化率が極端に低く、Elm が
判定条件から外れる。
明の範囲を超えるため、球状化率が極端に低く、Elm が
判定条件から外れる。
【００９５】
【表１】
【００９６】
【表２】
【００９７】
【表３】
【００９８】
【表４】
【００９９】
【表５】
【０１００】
【表６】
【０１０１】
【表７】
【０１０２】
【表８】
【０１０３】
【発明の効果】本発明により、冷間加工に際して求めら
れる高い軟質性、高延性とを備え、成形後に行われる熱
処理の際の寸法変動の小さい、いわゆるファインブラン
キングに適した鋼材が得られ、本発明を実施することに
より自動車部品等の効率的な製造が期待される。
れる高い軟質性、高延性とを備え、成形後に行われる熱
処理の際の寸法変動の小さい、いわゆるファインブラン
キングに適した鋼材が得られ、本発明を実施することに
より自動車部品等の効率的な製造が期待される。
【図１】図１(a) は、熱処理歪み判定試験片の平面図で
あり、図１(b) はその断面図である。
あり、図１(b) はその断面図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/38 Ｃ２２Ｃ 38/38
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (12)
- 【請求項１】 質量割合にて Ｃ：0.10〜0.80％、Si：0.005 〜0.30％、Mn：0.20〜1.
60％、 sol.Al：0.005 〜0.100 ％、Ｎ：0.0010〜0.0100％、T
i：0.001 〜0.050 ％、かつ(1) 、(2) 式を満足する鋼
組成を有し、 Ｘ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0030≧０ ・・・(1) Ｙ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0135≦０ ・・・(2) 鋼中の平均フェライト粒径ｄ、形状ｅが下記(3) 、(4)
式の条件を満足することを特徴とする軟質で熱処理歪み
の均質な高炭素鋼帯。 35＜ｄ (μｍ) ＜100 ・・・ (3) ｅ＝ｎ1 ／ｎ2 ＞1.25 ・・・ (4) ここで、平均フェライト粒径ｄは、鋼帯表面から板厚1/
4 深さの部位の領域で1.0mm ×1.0mm の視野を100 倍で
撮影した組織写真から観察されるフェライト粒径の平均
値である。上記(4) 式で規定される形状ｅ( ｎ1 ／ｎ2)
は、JIS G0552 で規定される展伸粒の規定に基づき、展
伸方向に対し直角方向の単位線分あたりの粒数n1、展伸
方向の単位線分あたりの粒数n2から計算される数値であ
る。 - 【請求項２】 鋼中炭化物の平均粒径が0.3 〜2.0 μ
ｍ、同じく球状化率≧80％を満足する請求項１記載の高
炭素鋼帯。ただし、鋼中炭化物の球状化率は、長径／短
径＜５となる球状組織の占有比率を示す。 - 【請求項３】 前記平均フェライト粒径ｄが、展伸方向
と、展伸方向と直角方向の結晶粒の分断長さの平均値の
1.156 倍で換算した値である請求項１または２記載の記
載の高炭素鋼帯。 - 【請求項４】 前記鋼中炭化物が主としてセメンタイト
である請求項２記載の高炭素鋼帯。 - 【請求項５】 降伏強度／引張強度×100(%)(YR)が40〜
80％である請求項１ないし４のいずれかに記載の高炭素
鋼帯。 - 【請求項６】 平均伸び値Elm が(5) 式を、伸び異方性
指数ΔElが(6) 式をそれぞれ満足する請求項１ないし５
のいずれかに記載の高炭素鋼帯。 50−40×Ｃ(%) −２×Mn(%) ＜Elm(%) ・・・ (5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・ (6) ただし、Elm ＝(El0＋２×El45＋El90)/4) ΔEl＝(El0−２×El45＋El90)/2) El0 : 圧延方向の伸び El45: 圧延方向に45度方向の伸び El90: 圧延方向に90度方向の伸び - 【請求項７】 質量割合にて Ｃ：0.10〜0.80％、Si：0.005 〜0.30％、Mn：0.20〜1.
60％、ならびに、 Cr：0.05〜1.20％、Mo：0.05〜0.40％、Nb：0.010 〜0.
050 ％、およびＢ：0.0002〜0.0030％の内の１種または
２種以上、かつ、 sol.Al：0.005 〜0.100 ％、Ｎ：0.0010〜0.0100％、T
i：0.001 〜0.050 ％を含有し、下記式(1) 、(2) を満
足する鋼組成を有し、 Ｘ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0030≧０ ・・・(1) Ｙ＝0.15×sol.Al＋Ｎ−0.29×Ti−0.0135≦０ ・・・(2) 鋼中の平均フェライト粒径ｄ、形状ｅが(3) 、(4) 式の
条件を満足することを特徴とする軟質で熱処理歪みの均
質な高炭素鋼帯。 35＜ｄ (μｍ) ＜100 ・・・(3) ｅ＝ｎ1 ／ｎ2 ＞1.25 ・・・(4) ここで、平均フェライト粒径ｄは、鋼帯表面から板厚1/
4 深さの部位の領域で1.0mm ×1.0mm の視野を100 倍で
撮影した組織写真から観察されるフェライト粒径の平均
値である。上記(4) 式で規定される形状ｅ (ｎ1 ／ｎ2)
は、JIS G0552 で規定される展伸粒の規定に基づき、展
伸方向に対し直角方向の単位線分あたりの粒数n1、展伸
方向の単位線分あたりの粒数n2から計算される数値であ
る。 - 【請求項８】さらに降伏強度／引張強度×100(%)(YR)が
40〜80％である請求項７記載の高炭素鋼帯。 - 【請求項９】平均伸び値Elm が下記(5) 式を、さらに伸
び異方性指数ΔElが下記(6) 式を満足する請求項７また
は８に記載の高炭素鋼帯。 50−40×C(%)−２×Mn(%) −２×Cr(%) −１×Mo(%) ＜Elm(%) ・(5) −５＜ΔEl(%) ＜５ ・・・(6) ただし、Elm ＝(El0＋２×El45＋El90)/4) ΔEl＝(El0−２×El45＋El90)/2) El0 : 圧延方向の伸び El45: 圧延方向に45度方向の伸び El90: 圧延方向に90度方向の伸び - 【請求項１０】 仕上温度Ac1 ＋80℃〜Ac1 ＋160 ℃の
範囲で熱間圧延後、550 〜700 ℃の範囲で巻取り、酸洗
後、Ac1 −80℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が
質量比で90％以上の条件で箱焼鈍することを特徴とす
る、請求項１ないし９のいずれかに記載の高炭素鋼帯の
製造方法。 - 【請求項１１】 仕上温度Ac1 ＋80℃〜Ac1 ＋160 ℃の
範囲で熱間圧延後、550 〜700 ℃の範囲で巻取り、酸洗
後、圧下率５〜30％で冷間圧延した後、さらにAc1 −50
℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が質量比で90％
以上の条件で箱焼鈍を行うことを特徴とする、請求項１
ないし９のいずれかに記載の高炭素鋼帯の製造方法。 - 【請求項１２】 仕上温度Ac1 ＋80℃〜Ac1 ＋160 ℃の
範囲で熱間圧延後、550 〜700 ℃の範囲で巻取り、酸洗
後、Ac1 −80℃〜Ac1 ＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が
質量比で90％以上の条件で箱焼鈍を行い、さらに圧下率
５〜30％で冷間圧延した後、引き続きAc1 −50℃〜Ac1
＋30℃で、雰囲気中の水素濃度が質量比で90％以上の条
件で箱焼鈍を行うことを特徴とする、請求項１ないし９
のいずれかに記載の高炭素鋼帯の製造方法。
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| JP2000026618A JP3460659B2 (ja) | 2000-02-03 | 2000-02-03 | 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法 |
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