JP3879447B2 - 伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｃを0.2〜0.7質量％含有する伸びフランジ性に優れた高炭素冷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。これらの部品加工を行うユーザの要求の１つに、打抜き後の成形において、穴拡げ加工（バーリング）性の向上がある。この穴拡げ加工性は、プレス成形性としては伸びフランジ性で評価されている。そのため、伸びフランジ性の優れた材料が望まれている。
【０００３】
このような、高炭素鋼板の伸びフランジ性の向上については、いくつかの技術が検討されている。例えば、特開平１１-２６９５５２号公報と特開平１１-２６９５５３号公報には、冷間圧延を経たプロセスにおいて、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板を作る方法が提案されている。この技術は、Ｃ：0.1〜0.8質量％を含有する鋼からなり、金属組織が実質的にフェライト＋パーライト組織であり、必要に応じて初析フェライト面積率がＣ（質量％）により決まる所定の値以上、パーライトラメラ間隔が0.1μm以上の熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、次いで、３段階又は２段階の温度範囲で長時間保持する３段階又は２段階焼鈍を施すというものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
これらの技術では、フェライト組織が初析フェライトからなり、炭化物を含まないため柔らかく延性に優れているが、伸びフランジ性は必ずしも良好ではない。それは、打抜き加工時に、打抜き端面の近傍で初析フェライトの部分が大きく変形するため、初析フェライトと球状化炭化物を含むフェライトでは変形量が大きく異なる。その結果、これら変形量が大きく異なる粒の粒界付近に応力が集中し、球状化組織とフェライトの界面にボイドが発生する。これがクラックに成長するため、結果的には伸びフランジ性を劣化させると考えられる。
【０００５】
この対策として、球状化焼鈍を強化することにより、全体として軟質化させることが考えられる。しかし、その場合は球状化した炭化物が粗大化し、加工の際にボイド発生の起点となるとともに、加工後の熱処理段階で炭化物が溶解し難くなり、焼入強度の低下につながる。
【０００６】
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、高炭素鋼板の穴拡げ加工についても、加工度の増加等により、打抜き端面の割れが発生しやすくなっている。従って、高炭素鋼板にも高い伸びフランジ性が要求されている。
【０００７】
本発明は、かかる事情に鑑み、長時間を要する多段階焼鈍を用いることなく製造でき、打抜き端面の割れが発生しにくい伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
【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、Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼を、仕上温度 (Ar3変態点-20℃) 以上で熱間圧延した後、1.2 秒以内に冷却を開始し、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、酸洗後、冷延率30%以上で冷間圧延を行い、焼鈍温度600℃以上Ac1変態点以下で焼鈍することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法である。
【０００９】
この発明において、さらに、炭化物平均粒径を0.1μm以上2.0μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を15％以下に制御することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１０】
また、これらの発明において、さらに、冷却停止温度600℃以下で冷却を行い、巻取温度500℃以下で巻取ることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法、あるいはさらに、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を10％以下に制御することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１１】
以上の発明においてさらに、酸洗後の熱延鋼板を焼鈍温度600℃以上Ac1変態点以下で焼鈍した後、冷間圧延することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１２】
これらの発明は、高炭素鋼板の伸びフランジ性に及ぼすミクロ組織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、鋼板の伸びフランジ性に影響を及ぼす因子は、炭化物の形状および量のみならず、炭化物の分散状態も大きな影響を及ぼしていることを見出した。
【００１３】
さらに、炭化物の形状としては炭化物平均粒径、炭化物の分散状態としては炭化物を含まないフェライト粒の体積率を、それぞれ制御することにより、高炭素冷延鋼板の伸びフランジ性が向上することがわかった。この知見に基づき、上記の組織を制御するための製造方法を検討し、伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法を確立した。
【００１４】
以下、本発明の構成要素について説明する。
【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質量％未満では、熱延後の組織において初析フェライトの生成が顕著となり、炭化物の分布が不均一となる。さらにその場合、焼入後も、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質量％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質量％に規定する。
【００１６】
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炭化物を含まないフェライト粒が増加し、伸びフランジ性が劣化する。そこで、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で仕上圧延する。これにより、組織の均一化を図ることができ、伸びフランジ性の向上が図れる。
【００１７】
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粒の体積率の低減を図るため、圧延後に急冷（冷却）を行う。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り、炭化物を含まないフェライト粒が15％超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却速度を120℃/秒超とする。
【００１８】
なお、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こともできる。この場合、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化でき、加工性をより一層向上できる。
【００１９】
冷却停止温度： 650℃以下
圧延後の冷却の冷却停止温度が高い場合、巻取りまでの冷却中に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粗大化する。そのため、焼鈍後に微細炭化物が得られなくなり、伸びフランジ性が劣化する。冷却停止温度が650℃より高い場合、炭化物を含まないフェライト粒が15％超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却停止温度を650℃以下とする。さらに、炭化物を含まないフェライト粒を10％以下とする場合は、冷却停止温度を600℃以下とする。
【００２０】
巻取温度： 600℃以下
冷却後は鋼板を巻き取るが、巻取温度が高いほどパーライトのラメラ間隔が大きくなる。そのため、焼鈍後の炭化物が粗大化し、巻取温度が600℃を超えると伸びフランジ性が劣化する。従って、巻取温度を600℃以下とする。さらに、巻取温度を500℃以下とすることにより、炭化物の分散状態が一層均一化し、極めて優れた伸びフランジ性が得られる。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。
【００２１】
熱延鋼板の焼鈍温度： 焼鈍を行う場合600℃以上Ac1変態点以下
熱延鋼板を酸洗した後、炭化物を球状化するために焼鈍（一次焼鈍）を行うこともできる。一次焼鈍の焼鈍温度が600℃未満の場合、焼鈍の効果が得られない。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、冷却中に再度パーライトを生成するため、やはり、焼鈍の効果が得られない。なお、優れた伸びフランジ性を得るには、焼鈍温度を680℃以上とすることが好ましい。
【００２２】
冷延鋼板の焼鈍温度： 600℃以上Ac1変態点以下
冷間圧延後、再結晶および炭化物の球状化促進のために焼鈍を行う。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、冷却中に再度パーライトを生成するため、やはり、伸びフランジ性が劣化する。なお、優れた伸びフランジ性を得るには、焼鈍温度を680℃以上とすることが好ましい。
【００２３】
炭化物平均粒径： 0.1μm以上かつ2.0μm未満
炭化物粒径は、加工性一般、および穴拡げ加工におけるボイドの発生に大きく影響する。炭化物が微細になるとボイドの発生は抑制できるが、炭化物平均粒径が0.1μm未満になると、硬度の上昇に伴い延性が低下し、そのため伸びフランジ性も低下する。炭化物平均粒径の増加に伴い加工性一般は向上するが、2.0μm以上になると、穴拡げ加工におけるボイドの発生により伸びフランジ性が低下する。従って、炭化物平均粒径を0.1μm以上かつ2.0μm未満に制御する。なお、炭化物平均粒径は前述のように製造条件、特に冷却停止温度、巻取温度、および焼鈍温度により制御することができる。
【００２４】
炭化物の分散状態： 炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下
炭化物の分散状態を均一とすることにより、前述のように、穴拡げ加工の際の打抜き端面における応力集中が緩和され、ボイドの発生が抑制できる。炭化物を含まないフェライト粒を、体積率にして15％以下にすることにより、炭化物の分散状態を均一にした場合と同様の効果が得られ、伸びフランジ性が著しく向上する。従って、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を15％以下とする。さらに、炭化物を含まないフェライト粒を、体積率にして10％以下にすることで、炭化物の分散状態を一層均一化し、極めて優れた伸びフランジ性が得られる。
【００２５】
以上の発明で、炭化物を含まないというのは、通常の金属組織観察（光学顕微鏡）では炭化物が検出されないという意味である。このようなフェライト粒は、熱延後に初析フェライトとして生成した部分であり、冷間圧延＋焼鈍後の状態でも粒内の炭化物が実質的に見られない。また、体積率15％以下であれば、機械的性質（硬度）への影響も無視できる。なお、炭化物の分散状態は前述のように製造条件、特に仕上温度、圧延後の冷却の冷却速度、冷却停止温度、および巻取温度により制御することができる。
【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、金属組織が前述の炭化物平均粒径および炭化物の分散状態となるものであればよい。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ので、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。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。
【００２９】
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。
【００３０】
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、熱間圧延時に粗圧延を省略して仕上圧延を行ってもよく、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。
【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。このスラブについて熱間圧延を行うが、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。
【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。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】
冷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。これは、一次焼鈍の場合、即ち冷間圧延の前の熱延鋼板に焼鈍を施す場合も同様である。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】
このようにして得られた高炭素冷延鋼板が、優れた伸びフランジ性を有する理由は次のように考えられる。伸びフランジ性には、打抜き端面の部分の内部組織が大きく影響する。特に、炭化物を含まないフェライト粒（熱延後の初析フェライト）が多い場合、球状化組織の部分との粒界からクラックが発生することが、確認されている。
【００３５】
ミクロ組織の挙動を見ると、打抜き加工時には炭化物の界面に、応力集中によるボイドの発生が顕著となる。この応力集中は、炭化物の寸法が大きいほど、また、炭化物を含まないフェライト粒が多いほど大きくなる。穴拡げ加工の際は、これらのボイドが連結しクラックとなる。
【００３６】
このように、製造条件の制御のみならず、炭化物平均粒径、および炭化物を含まないフェライト粒の占める割合を制御することにより、応力集中を小さくし、ボイドの発生を低減することができる。
【００３７】
【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、冷間圧延、および焼鈍を行い、板厚2.3mmの鋼板を製造した。ここで、鋼板No.1〜8は製造条件が本発明範囲内の本発明例であり、鋼板No.9〜16は製造条件が本発明範囲から外れる比較例である。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
これらの鋼板からサンプルを採取し、炭化物平均粒径ならびに炭化物の分散状態の測定、硬度測定、および伸びフランジ性測定を行った。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す。
【００４１】
▲１▼ 炭化物平均粒径およびその分散状態
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ミクロ組織を撮影し、0.01mm2の範囲で炭化物粒径およびその分散状態（炭化物を含まないフェライト粒の体積率）の測定を行った。
【００４２】
▲２▼ 伸びフランジ性測定
サンプルを、ポンチ径d0=10mm、ダイス径10.46mm（クリアランス20％）の打抜き工具を用いて打抜き後、穴拡げ試験を実施した。穴拡げ試験は、円筒平底ポンチ（50mmφ、5R）にて押し上げる方法で行い、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径dbを測定して、次式で定義される穴拡げ率：λ(％)を求めた。
【００４３】
λ＝100×(db-d0)/d0 (1)
以上の測定結果より得られた、炭化物平均粒径、炭化物の分散状態、および伸びフランジ性を表３に示す。ここで、伸びフランジ性は式(1)の穴拡げ率λで評価した。
【００４４】
【表３】
【００４５】
この表３で、鋼板No.1〜8は製造条件が本発明範囲内であり、炭化物平均粒径が0.1μm以上かつ2.0μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下の発明例である。
【００４６】
鋼板No.9〜16は製造条件が本発明範囲を外れた比較例であり、鋼板No.9,10,11,13は炭化物を含まないフェライト粒の体積率が上限15％超であり、鋼板No.12は炭化物平均粒径が下限0.1μm未満、鋼板No. 11,13,16は炭化物平均粒径が上限2.0μm以上であり、いずれも本発明の範囲外である。また、鋼板No. 14は一次焼鈍温度が低めであり、鋼板No. 15は冷圧率が低く、やはり本発明の範囲外である。
【００４７】
この表３より、発明例1〜8は、比較例9〜16に比べて、それぞれ同じ鋼種について、穴拡げ率λが20%以上向上しており、優れた伸びフランジ性を有することがわかる。特に圧延後の冷却終了温度が600℃以下、巻取温度が500℃以下、一次焼鈍600℃以上、かつ焼鈍温度が680℃以上である鋼板No.2,4,6,8は、発明例の中でもさらに優れた伸びフランジ性を有している。
【００４８】
【発明の効果】
この発明は、伸びフランジ性の向上を図るに当たって、製造条件の制御のみならず、炭化物粒径および炭化物の分散状態をも制御することで、打抜き時の端面におけるボイドの発生を抑制し、穴拡げ加工におけるクラックの成長を遅くすることができる。その結果、極めて伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板が提供可能となる。このような高炭素冷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加工において加工度を高くとることができ、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。
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｃを0.2〜0.7質量％含有する伸びフランジ性に優れた高炭素冷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。これらの部品加工を行うユーザの要求の１つに、打抜き後の成形において、穴拡げ加工（バーリング）性の向上がある。この穴拡げ加工性は、プレス成形性としては伸びフランジ性で評価されている。そのため、伸びフランジ性の優れた材料が望まれている。
【０００３】
このような、高炭素鋼板の伸びフランジ性の向上については、いくつかの技術が検討されている。例えば、特開平１１-２６９５５２号公報と特開平１１-２６９５５３号公報には、冷間圧延を経たプロセスにおいて、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板を作る方法が提案されている。この技術は、Ｃ：0.1〜0.8質量％を含有する鋼からなり、金属組織が実質的にフェライト＋パーライト組織であり、必要に応じて初析フェライト面積率がＣ（質量％）により決まる所定の値以上、パーライトラメラ間隔が0.1μm以上の熱延鋼板に、15％以上の冷間圧延を施し、次いで、３段階又は２段階の温度範囲で長時間保持する３段階又は２段階焼鈍を施すというものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
これらの技術では、フェライト組織が初析フェライトからなり、炭化物を含まないため柔らかく延性に優れているが、伸びフランジ性は必ずしも良好ではない。それは、打抜き加工時に、打抜き端面の近傍で初析フェライトの部分が大きく変形するため、初析フェライトと球状化炭化物を含むフェライトでは変形量が大きく異なる。その結果、これら変形量が大きく異なる粒の粒界付近に応力が集中し、球状化組織とフェライトの界面にボイドが発生する。これがクラックに成長するため、結果的には伸びフランジ性を劣化させると考えられる。
【０００５】
この対策として、球状化焼鈍を強化することにより、全体として軟質化させることが考えられる。しかし、その場合は球状化した炭化物が粗大化し、加工の際にボイド発生の起点となるとともに、加工後の熱処理段階で炭化物が溶解し難くなり、焼入強度の低下につながる。
【０００６】
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、高炭素鋼板の穴拡げ加工についても、加工度の増加等により、打抜き端面の割れが発生しやすくなっている。従って、高炭素鋼板にも高い伸びフランジ性が要求されている。
【０００７】
本発明は、かかる事情に鑑み、長時間を要する多段階焼鈍を用いることなく製造でき、打抜き端面の割れが発生しにくい伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板を提供することを目的とする。
【０００８】
【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、Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼を、仕上温度 (Ar3変態点-20℃) 以上で熱間圧延した後、1.2 秒以内に冷却を開始し、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、酸洗後、冷延率30%以上で冷間圧延を行い、焼鈍温度600℃以上Ac1変態点以下で焼鈍することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法である。
【０００９】
この発明において、さらに、炭化物平均粒径を0.1μm以上2.0μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を15％以下に制御することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１０】
また、これらの発明において、さらに、冷却停止温度600℃以下で冷却を行い、巻取温度500℃以下で巻取ることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法、あるいはさらに、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を10％以下に制御することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１１】
以上の発明においてさらに、酸洗後の熱延鋼板を焼鈍温度600℃以上Ac1変態点以下で焼鈍した後、冷間圧延することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１２】
これらの発明は、高炭素鋼板の伸びフランジ性に及ぼすミクロ組織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、鋼板の伸びフランジ性に影響を及ぼす因子は、炭化物の形状および量のみならず、炭化物の分散状態も大きな影響を及ぼしていることを見出した。
【００１３】
さらに、炭化物の形状としては炭化物平均粒径、炭化物の分散状態としては炭化物を含まないフェライト粒の体積率を、それぞれ制御することにより、高炭素冷延鋼板の伸びフランジ性が向上することがわかった。この知見に基づき、上記の組織を制御するための製造方法を検討し、伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法を確立した。
【００１４】
以下、本発明の構成要素について説明する。
【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質量％未満では、熱延後の組織において初析フェライトの生成が顕著となり、炭化物の分布が不均一となる。さらにその場合、焼入後も、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質量％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質量％に規定する。
【００１６】
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炭化物を含まないフェライト粒が増加し、伸びフランジ性が劣化する。そこで、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で仕上圧延する。これにより、組織の均一化を図ることができ、伸びフランジ性の向上が図れる。
【００１７】
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粒の体積率の低減を図るため、圧延後に急冷（冷却）を行う。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り、炭化物を含まないフェライト粒が15％超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却速度を120℃/秒超とする。
【００１８】
なお、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こともできる。この場合、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化でき、加工性をより一層向上できる。
【００１９】
冷却停止温度： 650℃以下
圧延後の冷却の冷却停止温度が高い場合、巻取りまでの冷却中に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粗大化する。そのため、焼鈍後に微細炭化物が得られなくなり、伸びフランジ性が劣化する。冷却停止温度が650℃より高い場合、炭化物を含まないフェライト粒が15％超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却停止温度を650℃以下とする。さらに、炭化物を含まないフェライト粒を10％以下とする場合は、冷却停止温度を600℃以下とする。
【００２０】
巻取温度： 600℃以下
冷却後は鋼板を巻き取るが、巻取温度が高いほどパーライトのラメラ間隔が大きくなる。そのため、焼鈍後の炭化物が粗大化し、巻取温度が600℃を超えると伸びフランジ性が劣化する。従って、巻取温度を600℃以下とする。さらに、巻取温度を500℃以下とすることにより、炭化物の分散状態が一層均一化し、極めて優れた伸びフランジ性が得られる。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。
【００２１】
熱延鋼板の焼鈍温度： 焼鈍を行う場合600℃以上Ac1変態点以下
熱延鋼板を酸洗した後、炭化物を球状化するために焼鈍（一次焼鈍）を行うこともできる。一次焼鈍の焼鈍温度が600℃未満の場合、焼鈍の効果が得られない。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、冷却中に再度パーライトを生成するため、やはり、焼鈍の効果が得られない。なお、優れた伸びフランジ性を得るには、焼鈍温度を680℃以上とすることが好ましい。
【００２２】
冷延鋼板の焼鈍温度： 600℃以上Ac1変態点以下
冷間圧延後、再結晶および炭化物の球状化促進のために焼鈍を行う。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、冷却中に再度パーライトを生成するため、やはり、伸びフランジ性が劣化する。なお、優れた伸びフランジ性を得るには、焼鈍温度を680℃以上とすることが好ましい。
【００２３】
炭化物平均粒径： 0.1μm以上かつ2.0μm未満
炭化物粒径は、加工性一般、および穴拡げ加工におけるボイドの発生に大きく影響する。炭化物が微細になるとボイドの発生は抑制できるが、炭化物平均粒径が0.1μm未満になると、硬度の上昇に伴い延性が低下し、そのため伸びフランジ性も低下する。炭化物平均粒径の増加に伴い加工性一般は向上するが、2.0μm以上になると、穴拡げ加工におけるボイドの発生により伸びフランジ性が低下する。従って、炭化物平均粒径を0.1μm以上かつ2.0μm未満に制御する。なお、炭化物平均粒径は前述のように製造条件、特に冷却停止温度、巻取温度、および焼鈍温度により制御することができる。
【００２４】
炭化物の分散状態： 炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下
炭化物の分散状態を均一とすることにより、前述のように、穴拡げ加工の際の打抜き端面における応力集中が緩和され、ボイドの発生が抑制できる。炭化物を含まないフェライト粒を、体積率にして15％以下にすることにより、炭化物の分散状態を均一にした場合と同様の効果が得られ、伸びフランジ性が著しく向上する。従って、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を15％以下とする。さらに、炭化物を含まないフェライト粒を、体積率にして10％以下にすることで、炭化物の分散状態を一層均一化し、極めて優れた伸びフランジ性が得られる。
【００２５】
以上の発明で、炭化物を含まないというのは、通常の金属組織観察（光学顕微鏡）では炭化物が検出されないという意味である。このようなフェライト粒は、熱延後に初析フェライトとして生成した部分であり、冷間圧延＋焼鈍後の状態でも粒内の炭化物が実質的に見られない。また、体積率15％以下であれば、機械的性質（硬度）への影響も無視できる。なお、炭化物の分散状態は前述のように製造条件、特に仕上温度、圧延後の冷却の冷却速度、冷却停止温度、および巻取温度により制御することができる。
【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、金属組織が前述の炭化物平均粒径および炭化物の分散状態となるものであればよい。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ので、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。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。
【００２９】
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。
【００３０】
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、熱間圧延時に粗圧延を省略して仕上圧延を行ってもよく、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。
【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。このスラブについて熱間圧延を行うが、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。
【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。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】
冷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。これは、一次焼鈍の場合、即ち冷間圧延の前の熱延鋼板に焼鈍を施す場合も同様である。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】
このようにして得られた高炭素冷延鋼板が、優れた伸びフランジ性を有する理由は次のように考えられる。伸びフランジ性には、打抜き端面の部分の内部組織が大きく影響する。特に、炭化物を含まないフェライト粒（熱延後の初析フェライト）が多い場合、球状化組織の部分との粒界からクラックが発生することが、確認されている。
【００３５】
ミクロ組織の挙動を見ると、打抜き加工時には炭化物の界面に、応力集中によるボイドの発生が顕著となる。この応力集中は、炭化物の寸法が大きいほど、また、炭化物を含まないフェライト粒が多いほど大きくなる。穴拡げ加工の際は、これらのボイドが連結しクラックとなる。
【００３６】
このように、製造条件の制御のみならず、炭化物平均粒径、および炭化物を含まないフェライト粒の占める割合を制御することにより、応力集中を小さくし、ボイドの発生を低減することができる。
【００３７】
【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、冷間圧延、および焼鈍を行い、板厚2.3mmの鋼板を製造した。ここで、鋼板No.1〜8は製造条件が本発明範囲内の本発明例であり、鋼板No.9〜16は製造条件が本発明範囲から外れる比較例である。
【００３８】
【表１】
【表２】
これらの鋼板からサンプルを採取し、炭化物平均粒径ならびに炭化物の分散状態の測定、硬度測定、および伸びフランジ性測定を行った。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す。
【００４１】
▲１▼ 炭化物平均粒径およびその分散状態
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ミクロ組織を撮影し、0.01mm2の範囲で炭化物粒径およびその分散状態（炭化物を含まないフェライト粒の体積率）の測定を行った。
【００４２】
▲２▼ 伸びフランジ性測定
サンプルを、ポンチ径d0=10mm、ダイス径10.46mm（クリアランス20％）の打抜き工具を用いて打抜き後、穴拡げ試験を実施した。穴拡げ試験は、円筒平底ポンチ（50mmφ、5R）にて押し上げる方法で行い、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径dbを測定して、次式で定義される穴拡げ率：λ(％)を求めた。
【００４３】
λ＝100×(db-d0)/d0 (1)
以上の測定結果より得られた、炭化物平均粒径、炭化物の分散状態、および伸びフランジ性を表３に示す。ここで、伸びフランジ性は式(1)の穴拡げ率λで評価した。
【００４４】
【表３】
この表３で、鋼板No.1〜8は製造条件が本発明範囲内であり、炭化物平均粒径が0.1μm以上かつ2.0μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下の発明例である。
【００４６】
鋼板No.9〜16は製造条件が本発明範囲を外れた比較例であり、鋼板No.9,10,11,13は炭化物を含まないフェライト粒の体積率が上限15％超であり、鋼板No.12は炭化物平均粒径が下限0.1μm未満、鋼板No. 11,13,16は炭化物平均粒径が上限2.0μm以上であり、いずれも本発明の範囲外である。また、鋼板No. 14は一次焼鈍温度が低めであり、鋼板No. 15は冷圧率が低く、やはり本発明の範囲外である。
【００４７】
この表３より、発明例1〜8は、比較例9〜16に比べて、それぞれ同じ鋼種について、穴拡げ率λが20%以上向上しており、優れた伸びフランジ性を有することがわかる。特に圧延後の冷却終了温度が600℃以下、巻取温度が500℃以下、一次焼鈍600℃以上、かつ焼鈍温度が680℃以上である鋼板No.2,4,6,8は、発明例の中でもさらに優れた伸びフランジ性を有している。
【００４８】
【発明の効果】
この発明は、伸びフランジ性の向上を図るに当たって、製造条件の制御のみならず、炭化物粒径および炭化物の分散状態をも制御することで、打抜き時の端面におけるボイドの発生を抑制し、穴拡げ加工におけるクラックの成長を遅くすることができる。その結果、極めて伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板が提供可能となる。このような高炭素冷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加工において加工度を高くとることができ、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。
Claims (6)
- Ｃを0.2〜0.7質量％含有する鋼を、仕上温度 (Ar3変態点-20℃) 以上で熱間圧延した後、1.2秒以内に冷却を開始し、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、酸洗後、冷延率30%以上で冷間圧延を行い、焼鈍温度600℃以上Ac1変態点以下で焼鈍することを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
- 炭化物平均粒径を0.1μm以上2.0μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を15％以下に制御することを特徴とする請求項１記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
- 冷却停止温度600℃以下で冷却を行い、巻取温度500℃以下で巻取ることを特徴とする請求項１又は請求項２記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
- 炭化物を含まないフェライト粒の体積率を10％以下に制御することを特徴とする請求項３記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
- 酸洗後の熱延鋼板を焼鈍温度600℃以上Ac1変態点以下で焼鈍した後、冷間圧延することを特徴とする請求項１ないし請求項４記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
- 仕上温度 (Ar3変態点-20℃) 以上で熱間圧延した後、0.1秒超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５記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
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