JP6068314B2 - 冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板 - Google Patents

冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板 Download PDF

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Description

本発明は、熱処理前の加工中は良好な冷間加工性を示しつつ、浸炭熱処理後は、所定の表面硬さ、および表面から深いところでも所望の硬さを示す熱延鋼板に関し、詳しくは、各種の構造用部品として用いられる鋼材のうち、特に耐摩耗性や耐疲労特性を改善するため、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れ処理による表面硬質化処理の行なわれる部品、例えば自動車などの各部に用いられるクラッチ、ダンパー、歯車（ギア）等を製造するための素材として有用な熱延鋼板に関するものである。なお、以下の説明では、クラッチ類に適用する場合を代表的に取り上げて説明を進めるが、本発明はもとより、その製造に限定されるものではなく、その優れた浸炭焼入性や浸炭窒化焼入性を活用し、芯部の高靭性を維持しつつ表層部を硬質化して、高い表面硬さと優れた衝撃特性の求められる部品を製造するための素材として有効に活用される。
近年、環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品、例えばギアなどのトランスミッション部品やケース等に用いられる鋼材の軽量化、すなわち高強度化に対する要求が益々高まっている。このような軽量化・高強度化の要請に応えるために、一般に用いられる鋼材としては、棒鋼を熱間鍛造した鋼材（熱間鍛造材）が用いられてきた（例えば、特許文献１参照）。また、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量削減のため、これまで熱間鍛造によって加工されていたギヤなどの部品の冷間鍛造化に関する要求も高まっている。
ところで、冷間加工（冷間鍛造）は、熱間加工や温間加工に比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりがともに良好な利点がある。しかし、このような冷間加工によって部品を製造する場合に問題となるのは、冷間加工された部品の強度を期待される所定値以上に確保するためには、必然的に強度、すなわち変形抵抗の高い鋼材を用いる必要があることである。ところが、使用する鋼材の変形抵抗が高いものほど冷間加工用金型の寿命短縮を招く難点がある。
上記背景より、トランスミッション部品の分野では、従来からの棒鋼の鍛造品（熱間鍛造、冷間鍛造等）から、部品の軽量化や低コスト化を狙いとして鋼板を用いた部品製造に切り替える検討も進んでいる。中でも、ギアやダンパー、クラッチ等で表面に面圧がかかる部品では、耐摩耗性や耐疲労特性を付与するために、鋼板を部品加工した後に浸炭熱処理することにより、表面硬さを高くすることが行われている。これらの部品製造用の鋼板としては、従来は一般的な軟鋼（ＳＰＨＣなど）が用いられていたが、さらなる高強度化、高硬度化が求められている。
鋼板を所定形状に冷間加工（プレス成形など）した後、浸炭熱処理を行うことで、所定の強度、表面硬さが確保された高強度部品が製造される。浸炭表面の硬度を上げるためには、Ｃ量を中心とした主要成分や添加元素の量を増加させることが考えられるが、そうすると熱処理前の冷間加工性が低下する。したがって、冷間加工性の確保と浸炭熱処理後の表面硬さの向上を両立させる解決策が望まれていた。
上述したように、本発明は熱延鋼板を対象とするが、熱延鋼板に関する従来技術として例えば下記特許文献２〜６が挙げられる。
特許文献２に開示された熱延鋼板は、面積割合で金属組織の７０％以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が５０μｍ以下、アスペクト比が３以下であり、さらにフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相の最大径が３０μｍ 以下であり、かつ最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積割合が金属組織の２％ 以下で、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が５０μ ｍ 以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在するものとすることで、強度と伸びフランジ性のバランスが向上するとされている。
特許文献３に開示された熱延鋼板は、フェライト平均粒径が１〜１０μｍ、フェライト粒径の標準偏差が３．０μｍ以下、介在物の形状比が２．０以下であるものとすることで、伸びフランジ性が向上するとされている。
特許文献４に開示された熱延鋼板は、組織が、フェライト相分率が５０％以上、残ベイナイトのフェライト・ベイナイト組織であって、板厚ｔの１／８ｔ〜３／８ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、０．１０≧σ／Ｍｎを満たす範囲にあるものとすることで、伸びフランジ性が向上するとされている。
特許文献５に開示された熱延鋼板は、組織が、フェライト相の面積率が２０％以上、焼戻しマルテンサイト相の面積率が１０〜６０％、マルテンサイト相の面積率が０〜１０％、残留オーステナイト相の体積率が３〜１５％であるものとすることで、伸びおよび伸びフランジ性が向上するとされている。
しかしながら、上記特許文献２〜５に開示された熱延鋼板は、冷間加工性に優れるものの、浸炭熱処理後の表面硬さについては何ら言及がなく、その改善効果は不明である。
一方、特許文献６に開示された熱延鋼板（浸炭鋼帯）は、板厚方向表層部の５０μｍ深さまでの平均硬さが１７０ＨＶ以上で、且つ、金属組織がフェライト＋パーライトであり、表面炭素濃度ＣＳ（質量％）と鋼中平均炭素濃度ＣＭ（質量％）の差ΔＣ＝ＣＳ−ＣＭが０．１質量％以上であるものとすることで、打ち抜き時の「だれ」を軽減するとともに、打ち抜き後の浸炭処理を省略できるとされている。
しかしながら、上記特許文献６に開示された熱延鋼板（浸炭鋼帯）は、浸炭熱処理後の表面硬さに優れるものの、冷間加工性については何ら言及がなく、その改善効果は不明である。
上記のように、冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さを兼備する熱延鋼板については、これまでほとんど検討がなされていなかった。
特許第３０９４８５６号公報 特許第３８２１０３６号公報 特許第４２７６５０４号公報 特許第４６４４０７５号公報 特開２０１１−１６８８６１号公報 特開２０１０−２２２６６３号公報
そこで、本発明は、冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さを兼備する熱延鋼板を提供することを目的とする。
請求項１に記載の発明は、
板厚が２〜１０ｍｍであり、
成分組成が、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：０．３〜３．０％、
Ａｌ：０．０１５〜０．１％、
Ｎ ：０．００３〜０．０３０％を含み、
残部は鉄および不可避的不純物からなり、
組織が、
面積率で、
フェライト：１０〜５０％、
パーライト：１５〜５０％、
残部：ベイナイトからなり、
前記フェライトおよびパーライトを含む全ての相の結晶粒（以下、「全結晶粒」という。）について、
アスペクト比（長軸／短軸）が３以下の結晶粒の個数が前記全結晶粒の個数の６０％以上であるとともに、前記全結晶粒の平均結晶粒径が３〜５０μｍの範囲である
ことを特徴とする冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板である。
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種
を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
前記不可避的不純物のうち、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下である請求項１または２に記載の熱延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、および／または、
Ｃｏ：５％以下（０%を含まない）
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
請求項６に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０８％以下（０％を含まない）、および／または、
Ｚｒ：０．０８％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
請求項７に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｓｂ：０．０２％以下（０％を含まない）
を含むものである請求項１〜６のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
請求項８に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１〜７のいずれか１項に記載の熱延鋼板である。
本発明によれば、フェライト＋パーライト主体の組織において、結晶粒を等軸化かつ微細化することで、冷間加工性を確保しつつ、浸炭熱処理後に所定の表面硬さが得られる熱延鋼板を提供できるようになった。
以下、本発明に係る熱延鋼板（以下、「本発明鋼板」、あるいは、単に「鋼板」ともいう。）について、さらに詳細に説明する。本発明鋼板は、上記特許文献１に記載された熱間鍛造材（高強度高靭性肌焼き用鋼）と成分組成が重複するが、組織をフェライト＋パーライト主体組織とするとともに、結晶粒を等軸化かつ微細化する点で異なっている。
〔本発明鋼板の板厚：２〜１０ｍｍ〕
まず、本発明鋼板は、板厚が２〜１０ｍｍのものを対象とする。板厚が２ｍｍ未満では、構造体としての剛性が確保できなくなる。一方、板厚が１０ｍｍを超えると、本発明で規定する組織形態を達成することが難しく、所望の効果が得られなくなる。好ましい板厚は３〜９ｍｍ、さらに好ましい板厚は４〜７ｍｍである。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
＜Ｃ ：０．０５〜０．３０％＞
Ｃは、最終的に得られる浸炭（もしくは浸炭窒化）焼入れ部品としての芯部強度を確保するうえで欠くことのできない元素であり、０．０５％未満では十分な強度が得られなくなる。しかし、過剰に含有させると靭性が劣化するほか、被削性や冷間鍛造性が低下して加工性を損なうので０．３０％を上限とする。Ｃの好ましい含有量は０．０８〜０．２５％の範囲である。
＜Ｍｎ：０．３〜３．０％＞
Ｍｎは、溶鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を有効に発揮させるには０．３％以上含有させなければならないが、過度に含有させると、冷間加工性や被削性に悪影響を与えるとともに、結晶粒界への偏析量の増大によって粒界強度を低下させ、ひいては衝撃特性に悪影響を及ぼすようになるので、３．０％以下に抑えなければならない。Ｍｎの好ましい含有量は０．５〜２．０％の範囲である。
＜Ａｌ：０．０１５〜０．１％＞
Ａｌは鋼材の脱酸材として鋼中に含まれてくる元素であり、鋼中のＮと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を防止する作用を有している。こうした効果を有効に発揮させるには０．０１５％以上含有させなければならないが、その効果は０．１％程度で飽和し、それを超えると酸素と結合して非金属系介在物となり、衝撃特性等に悪影響を及ぼすようになるので、０．１％を上限と定めた。 好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下、特に好ましくは０．０４％以下である。
＜Ｎ ：０．００３〜０．０３０％＞
Ｎは鋼中でＡｌ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ等と結合して窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有しており、その効果は０．００３％以上含有させることによって有効に発揮される。好ましくは、０．００５％以上である。しかし、それらの効果は約０．０３０％で飽和し、それ以上に含有させると窒化物が介在物となって物性に悪影響を及ぼすようになるので、それ以上の添加は避けなければならない。好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
本発明鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物であるが、不可避的に混入してくるＳｉ，ＰおよびＳは、下記の理由からそれぞれできるだけ少なく抑えることが望ましい。
＜Ｓｉ：０．５％以下＞
Ｓｉは、強化元素あるいは脱酸性元素として有効に作用する反面、粒界酸化を助長して曲げ疲労特性を劣化させるとともに冷間鍛造性にも悪影響を及ぼす。したがってこうした障害をなくすにはその含有量を０．５％以下に抑えなければならず、特に高レベルの曲げ疲労特性が求められるときは、その含有量を０．１％以下に抑えることが望まれる。こうした観点から、Ｓｉのより好ましい含有量は０．０２〜０．１％の範囲である。
＜Ｐ：０．０３０％以下＞
Ｐは結晶粒界に偏析して靭性を低下させるので、その上限は０．０３０％と定めた。Ｐのより好ましい含有量は０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
＜Ｓ：０．０３５％以下＞
ＳはＭｎＳを生成し、被削性の向上に寄与するが、本発明を歯車等に適用する場合は、縦目の衝撃特性だけでなく横目の衝撃特性も重要であり、横目の衝撃特性向上には異方性の低減が必要となり、そのためにはＳ含有量を０．０３５％以下に抑えなければならない。Ｓのより好ましい含有量は０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
また本発明鋼板には、上記の基本成分に加えて、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
＜Ｃｒ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種＞
これらの元素は、焼入性を高めあるいは焼入れ組織を微細化する作用を有する点で有用元素であり、特にＣｒは優れた焼入性向上効果を有しており、またＭｏは不完全焼入れ組織の低減と焼入性の向上、さらには粒界強度の向上に有効に作用し、さらにＮｉは焼入れ後の組織を微細化して耐衝撃性の向上に寄与する。こうした効果は、好ましくはＣｒ：０．２％程度以上、Ｍｏ：０．０８％程度以上、Ｎｉ：０．２％程度以上のうち１少なくとも１種を含有させることによって有効に発揮されるが、Ｃｒ量が３．０％を超えるとＣｒが炭化物を生成して粒界偏析を起こし、粒界強度を低下させて靭性に悪影響を及ぼし、Ｍｏの上記効果は約１．０％で飽和し、またＮｉの上記効果も３．０％で飽和するので、それ以上の添加は経済的に全く無駄である。
＜Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、および／または、
Ｃｏ：５％以下（０%を含まない）＞
Ｃｕは耐食性の向上に有効に作用する元素であり、その効果は好ましくは０．３％以上含有させることによって有効に発揮されるが、その効果は２．０％で飽和するのでそれ以上の含有は無駄である。なおＣｕを単独で含有させると、鋼材の熱間加工性が悪くなる傾向があるので、こうした弊害を回避するには、熱間加工性向上効果を有するＮｉを前記含有量の範囲で併用することが望ましい。
またＣｕとＣｏは、いずれも鋼材をひずみ時効させ、硬化させる作用があり、加工後強度を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は、それぞれ０．１％以上、さらには０．３％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｏの含有量が過剰であると、鋼材をひずみ時効および硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させるおそれがあるため、Ｃｏの含有量は５％以下、さらには４％以下、特に３％以下とすることが推奨される。
＜Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
これらの元素はＣやＮと結合して炭化物や窒化物を生成し、結晶粒を微細化して靭性（耐衝撃性）の向上に寄与するが、それぞれ上限値付近でその効果は飽和し、かえって被削性や冷間加工性に悪影響を及ぼすおそれがでてくるので、それぞれ上限値以下に抑えなければならない。これら元素の添加効果を有効に発揮させるための好ましい下限値はＶ：０．０３％程度、Ｔｉ：０．００５％程度およびＮｂ：０．００５％程度である。
＜ Ｃａ：０．０８％以下（０％を含まない）、および／または、
Ｚｒ：０．０８％以下（０％を含まない）＞
Ｃａは、硬質の介在物を柔軟な介在物で包み込み、またＺｒはＭｎＳを球状化させ、いずれも被削性の向上に寄与するほか、両元素ともＭｎＳの球状化による異方性の低減によって横目の衝撃特性を高める作用を有しているが、それらの効果はそれぞれ０．０８％で飽和するので、それぞれ０．０８％以下、さらには０．０５％以下、特に０．０１％以下とすることが推奨される。なおこれらの元素の上記効果を有効に発揮させるための好ましい下限値は、Ｃａ：０．０００５％程度（さらには０．００１％程度）、Ｚｒ：０．００２％程度である。
＜Ｓｂ：０．０２％以下（０％を含まない）＞
Ｓｂは、粒界酸化を抑制して曲げ疲労強度を高めるうえで有効な元素であるが、その効果は０．０２％で飽和するので、それ以上の添加は経済的に無駄である。該Ｓｂの添加効果を有効に発揮させるための好ましい下限値は０．００１％程度である。
＜ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種＞
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、ＲＥＭは、０．０００５％以上、さらには０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０５％以下、さらには０．０３％以下、特に０．０１質量％以下が推奨される。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｇは、０．０００２％以上、さらには０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０２％以下、さらには０．０１５％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Ａｌ系酸化物を低融点化して無害化して被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｌｉは、０．０００２％以上、さらには０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、０．０２％以下、さらには０．０１５％以下、特に０．０１％以下が推奨される。
Ｐｂは、被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｐｂは０．００５％以上、さらには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、０．５％以下、さらには０．４％以下、特に０．３質量％以下が推奨される。
Ｂｉは、Ｐｂと同様に、被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｂｉは０．００５％以上、さらには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、０．５質量％以下、さらには０．４％以下、特に０．３％以下が推奨される。
次に、本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、フェライト＋パーライトを主要組織とするものであるが、特に、フェライトおよびパーライトを含む全ての相の結晶粒について、等軸化の程度とサイズをそれぞれ特定範囲に制御することを特徴とする。
＜組織が、フェライト：１０〜５０％、パーライト：１５〜５０％、残部：ベイナイトからなる＞
相の割合は、鋼板の強度レベルを決める重要な因子である。本発明では、冷間加工性と熱処理後の板厚中心部における母材強度を確保する観点から、引張強度で３５０〜７００ＭＰａ程度とする必要がある。引張強度が３５０ＭＰａ未満では、浸炭熱処理後でも、表面硬さは確保されるが、表面から深い部分の硬さ不足、板厚中心部の強度、硬さが不足する。一方、引張強度が７００ＭＰａを超えると、熱処理前の冷間加工性が確保できない。
強度レベルに対応して、フェライトが少なすぎる、および／または、パーライトが多すぎると、引張強度が高くなりすぎて、成形ができない。一方、フェライトが多すぎる、および／または、パーライトが少なすぎると、ベース強度が不足し、板厚中心部での強度が不足し、疲労強度が低下する。このため、組織が、面積率で、フェライト：１０〜５０％、パーライト：１５〜５０％からなるものとする。なお、残部はベイナイトである。
＜アスペクト比（長軸／短軸）が３以下の結晶粒の個数が全結晶粒の個数の６０％以上＞
結晶粒の形状が等軸粒であることが、伸びフランジ性（穴広げ性）の向上と、熱処理後における表面から深い部分である板厚中心部の硬さの確保の両立に必要である。このため、等軸粒である、アスペクト比（長軸／短軸）が３以下の結晶粒の個数を、全結晶粒の個数の６０％以上、好ましくは７０％以上、さらに好ましくは８０％以上とする。ここに、「全結晶粒」とは、上記フェライトおよびパーライトを含む全ての相の結晶粒を意味するものとする。
＜全結晶粒の平均結晶粒径が３〜５０μｍの範囲＞
結晶粒が大きくなりすぎると、表面性状が悪化し、表面割れを起こすとともに、穴拡げ性が劣化する。このため、全結晶粒の平均結晶粒径を、５０μｍ以下、好ましくは４０μｍ以下、さらに好ましくは３０μｍ以下とする。一方、下限値については、結晶粒は微細になるほど特性は良くなるが、圧延能力や冷却能力を高くする必要があり、生産性を低下させる。このため、全結晶粒の平均結晶粒径は３μｍ以上、好ましくは５μｍ以上、さらに好ましくは７μｍ以上とする。
〔各相の面積率の測定方法〕
上記各相の面積率については、各供試鋼板をｔ／４（ｔ：板厚）深さまで研削した後、ナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により５視野撮影し、フェライトおよびパーライトの各比率を点算法で求めることができる。残部はベイナイトとした。
〔結晶粒のアスペクト比の測定方法〕
上記フェライトおよびパーライトを含む全ての相の結晶粒について、最大フェレ径、最小フェレ径を測定し、その比（長軸／短軸）をアスペクト比と定義した。
〔平均結晶粒径の測定方法〕
上記走査型電子顕微鏡による撮像を画像解析することにより全結晶粒について個々の重心直径を求め、この重心直径を全結晶粒の個数で算術平均したものを、全結晶粒の平均結晶粒径とした。
次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
本発明鋼板は、例えば、上記成分組成を有する原料鋼を溶解、鋳造してスラブとし、スラブまま、または、表面面削したスラブを、加熱、熱間粗圧延、仕上げ圧延の各工程を経て得られた熱延コイル上がり材として製造することができる。その後、表面状態や板厚精度等の必要条件に応じて、さらに、酸洗、スキンパスを施してもよい。
［溶鋼の調製］
まず、溶存酸素量と全酸素量を調整した溶鋼に、所定の順番で所定の合金元素を添加することによって、所望の酸化物を生成させることができる。特に本発明では、粗大な酸化物が生成しないように、溶存酸素量を調整した後、全酸素量を調整することが極めて重要である。
溶存酸素とは、酸化物を形成しておらず、溶鋼中に存在するフリーな状態の酸素を意味する。全酸素とは、溶鋼に含まれる全ての酸素、すなわち、フリー酸素と酸化物を形成している酸素の総和を意味する。
まず、溶鋼の溶存酸素量を０．００１０〜０．００６０％の範囲に調整する。溶鋼の溶存酸素量が０．００１０％未満では、溶鋼中の溶存酸素量が不足するため、Ａｌ−Ｏ系酸化物を所定量確保することができず、所望のサイズ分布が得られない。また、溶存酸素量が不足すると、ＲＥＭを添加する場合は、ＲＥＭが硫化物を形成するため、介在物が粗大となり特性を劣化させる原因となる。したがって、上記溶存酸素量は０．００１０％以上とする。上記溶存酸素は、好ましくは０．００１３％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、上記溶存酸素量が０．００６０％を超えると、溶鋼中の酸素量が多くなりすぎるため、溶鋼中の酸素と上記元素の反応が激しくなって溶製作業上好ましくないばかりか、粗大な酸化物を生成して却って特性を劣化させる。したがって、上記溶存酸素量は０．００６０％以下に抑えるべきである。上記溶存酸素量は、好ましくは０．００５５％以下、より好ましくは０．００５３％以下とする。
ところで、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量は、通常０．０１０％を超えている。そこで本発明の製法では、溶鋼中の溶存酸素量を何らかの方法で上記範囲に調整する必要がある。
溶鋼中の溶存酸素量を調整する方法としては、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて真空Ｃ脱酸する方法や、ＳｉやＭｎ、Ａｌなどの脱酸性元素を添加する方法などが挙げられ、これらの方法を適宜組み合わせて溶存酸素量を調整してもよい。また、ＲＨ式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて溶存酸素量を調整してもよい。この場合、真空Ｃ脱酸による溶存酸素量の調整はできないため、溶存酸素量の調整にはＳｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用すればよい。Ｓｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸性元素を添加しても構わない。
溶鋼の溶存酸素量を０．００１０〜０．００６０％の範囲に調整した後は溶鋼を攪拌し、溶鋼中の酸化物を浮上分離することによって溶鋼中の全酸素量を０．００１０〜０．００７０％に調整する。このように本発明では、溶存酸素量が適切に制御された溶鋼を撹拌し、不要な酸化物を除去してから、粗大な酸化物、すなわち、粗大な介在物の生成を防止できる。
上記全酸素量が０．００１０％未満では、所望の酸化物量不足になるため、介在物の微細なサイズ分布に寄与する酸化物量を確保することができない。したがって、上記全酸素量は０．００１０％以上とする。上記全酸素量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００１８％以上である。
一方、上記全酸素量が０．００７０％を超えると、溶鋼中の酸化物量が過剰となり、粗大な酸化物、すなわち、粗大な介在物が生成して特性が劣化する。したがって、上記全酸素量は０．００７０％以下に抑えるべきである。上記全酸素量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。
溶鋼中の全酸素量は、概ね溶鋼の攪拌時間に相関して変化することから、撹拌時間を調整するなどして制御することができる。具体的には、溶鋼を撹拌し、浮上してきた酸化物を除去した後の溶鋼中の全酸素量を適宜測定しながら、溶鋼中の全酸素量を適切に制御する。
鋼材にＲＥＭを添加する場合は、溶鋼中の全酸素量を上記範囲に調整した後に、ＲＥＭを添加してから鋳造する。全酸素量を調整した溶鋼へ上記の元素を添加することによって所望とする酸化物が得られる。
溶鋼へ添加するＲＥＭの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ、純Ｙなど、あるいは純Ｃａ、さらにはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｃａ合金、Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度、Ｌａを２０〜４０％程度含有している。ただし、ミッシュメタルには不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は、本発明で規定する好適範囲を満足する必要がある。
本発明でＲＥＭを添加した場合は、粗大な酸化物の除去を促進する目的で、ＲＥＭを添加した後は、４０分を超えない範囲で溶鋼を攪拌することが好ましい。攪拌時間が４０分を超えると、微細な酸化物が溶鋼中で凝集・合体するため酸化物が粗大化し、特性が劣化する。したがって、攪拌時間は４０分以内とすることが好ましい。攪拌時間は、より好ましくは３５分以内であり、さらに好ましくは３０分以内である。溶鋼の攪拌時間の下限値は特に限定されないが、攪拌時間が短過ぎると添加元素の濃度が不均一となり、鋼材全体として所望の効果が得られない。したがって、容器サイズに応じた所望の攪拌時間が必要となる。
以上のようにして、成分組成が調整された溶鋼が得られる。得られた溶鋼を用いて鋳造し、鋼片を得る。
次に、加熱、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の緩冷、緩冷後の急冷、巻取りを行って製造する。
［加熱］
熱間圧延前の加熱は１１５０〜１３００℃で行う。この加熱によりオーステナイト単相とする。これにより固溶元素（Ｖ、Ｎｂなどの添加元素を含む）は、オーステナイトに固溶させる。加熱温度が１１５０℃未満ではオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、１３００℃を超える加熱温度は操業上困難である。また、添加元素としてＴｉが含まれる場合、炭化物のうち最も溶体化温度の高いＴｉを固溶させる点でも、ＴｉＣの溶体化温度以上１３００℃以下が必要である。加熱温度のより好ましい下限は１２００℃である。
［熱間粗圧延］
粗圧延では、本発明で規定する所定形状の等軸粒の存在割合を確保するため、再結晶オーステナイトの組織制御を行う。粗圧延温度は、以後の仕上げ圧延の温度確保も考慮して９００〜１１００℃とし、粗圧延でのオーステナイト粒の微細化、繰り返し再結晶化させることで、所定形状の等軸粒の存在割合を制御することができる。粗圧延温度は、より好ましくは９００〜１０００℃である。
［熱間仕上げ圧延］
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８００℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してベイナイトの粒径を大きくするため、８５０℃以上とするのがより好ましい。
［熱間仕上げ圧延の入り側温度と出側温度の差］
熱間仕上げ圧延の入り側温度と出側温度の差を１５０℃以下とする。この温度差が１５０℃を超える場合は、仕上げ圧延前の温度が高い場合であり、結晶粒（オーステナイト粒）が粗大になるとともに、仕上げ圧延中に生成する再結晶粒も大きくなりやすい。また入側と出側の温度差が大きい場合は、仕上げ圧延中に生成する再結晶組織が不均一になりやすく、アスペクト比が大きい結晶粒が残存しやすい。これらの理由により、アスペクト比が３以下の結晶粒の個数が全結晶粒の個数の６０％未満となる。この温度差は、より好ましくは１００℃以下である。
［熱延後の急冷］
上記仕上げ圧延終了後、５ｓ以内に２０℃／ｓ以上の冷却速度（急冷速度）で急冷し、５８０℃以上６７０℃未満の温度（急冷停止温度）で急冷を停止する。フェライト変態の開始温度を低温化することによりフェライト中に形成される析出炭化物を微細化するためである。冷却速度（急冷速度）が２０℃／ｓ未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が５８０℃未満ではパーライト変態またはベイナイト変態が促進され、冷間加工性が低下する。一方、急冷停止温度が６７０℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、耐疲労特性が確保できない。急冷停止温度は、好ましくは６００〜６５０℃、さらに好ましくは６１０〜６４０℃である。
［急冷停止後の緩冷］
上記急冷停止後は、５℃/ｓ以上２０℃／ｓ未満の冷却速度（緩冷速度）で緩冷する。緩冷速度を５℃／ｓ以上とすることで、熱延中における初析フェライトの形成を抑制し、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させること、熱延板での結晶粒組織を制御することにより、最終鋼板における集合組織形態を制御するためである。緩冷速度が５℃／ｓ未満では、初析フェライトの形成量が多くなり、粗大粒が生成するとともに、最終鋼板で粗大粒が生成し、炭化物の不均一状態を生じ、冷間加工性を劣化させる。
［緩冷後の急冷、巻取り］
上記緩冷後、５５０℃超６５０℃以下で巻き取る。巻取り温度が６５０℃超では、表面酸化スケールが多く形成され、表面性状が劣化し、一方５５０℃未満では、マルテンサイトが多く形成され、冷間加工性が低下する。
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
下記表１に示す成分組成の鋼を真空溶解法により溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットに鋳造し、これを下記表２に示す条件にて熱間圧延を施し熱延鋼板を作製した。なお、いずれの試験においても、急冷停止後の冷却は１０℃／ｓ以下の冷却速度で５〜２０ｓ緩冷する条件であった。
真空溶解炉（容量１５０ｋｇ）を用い、表１に示した化学成分を含有する供試鋼を溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。真空溶解炉で供試鋼を溶製するに当っては、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｃａ以外の元素について成分調整するとともに、Ｃ，ＳｉおよびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素を用いて脱酸して溶鋼の溶存酸素量を調整した。溶存酸素量を調整した溶鋼を１〜１０分程度攪拌して溶鋼中の酸化物を浮上分離させることによって溶鋼の全酸素量を調整した。
なお、ＲＥＭおよびＣａを添加する場合は、添加全酸素量を調整した溶鋼に添加することによって成分調整した溶鋼を得た。なお、ＲＥＭはＬａを約２５％とＣｅを約５０％含有するミッシュメタルの形態で、ＣａはＮｉ−Ｃａ合金、またはＣａ−Ｓｉ合金、またはＦｅ−Ｃａ圧粉体の形態で、それぞれ添加した。
そして、得られたインゴットを表２に示す各条件で熱間圧延して所定板厚の熱延上がり板を製造した。
このようにして得られた各熱延上がり板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、鋼板中の各相の面積率、ならびに、結晶粒のアスペクト比およびその個数等を調査した。
また、上記各熱延上がり板について、冷間加工性を評価するため、引張強度および穴広げ率を測定し、引張強度が３５０〜７００ＭＰａの範囲で、かつ穴広げ率が２０％以上のものを合格とした。
さらに、上記各熱延上がり板について、浸炭熱処理後の表面硬さを評価するため、以下の条件にて浸炭焼き入れ試験を行った。
〔浸炭焼き入れ条件〕
カーボンポテンシャル（ＣＰ値）＝０．８％のガス雰囲気中で、９００℃×２．５ｈ保持後さらに８５０℃×０．５ｈ保持して浸炭処理を施した後、１００℃で油焼き入れをし、その後１６０℃×２ｈ保持して焼き戻し処理を施した後、空冷した。
＜浸炭熱処理後の表面硬さ＞
そして、ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重：１０００ｇ、測定位置：鋼板表面から０．８ｍｍ深さの位置を測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、３５０Ｈｖ以上のものを合格とした。ここで、測定位置を表面から０．８ｍｍ深さの位置としたのは、浸炭熱処理後において、表面から深いところでも所望の硬さ（強度）を示すことを必要条件としたことによるものである。
これらの測定結果を下記表３に示す。
Figure 0006068314
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表３に示すように、鋼Ｎｏ．１、２、６〜２０はいずれも、本発明の成分組成規定の要件を満足する鋼種を用い、推奨の熱間圧延条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、引張強度、穴広げ率および浸炭熱処理後の表面硬さはすべて合格基準を満たしており、良好な冷間加工性を確保しつつ、浸炭熱処理後は所定の表面硬さ（強度）を示す熱延鋼板が得られることが確認できた。
これに対し、鋼Ｎｏ．３〜５、２１〜２７は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼であり、引張強度、穴広げ率および浸炭熱処理後の表面硬さのうち少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。
例えば、鋼Ｎｏ．３は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延前の加熱温度が推奨範囲を外れて低すぎ、パーライトが過剰に形成されるとともに、結晶粒が偏平化し、穴広げ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．４は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延後の板厚が規定範囲を外れて大きすぎ、フェライトが過剰に形成されるとともに、結晶粒が粗大化し、穴広げ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．５は、成分組成の要件は満たしているものの、仕上圧延における入側温度と出側温度の差が推奨範囲を外れて大きすぎ、結晶粒が偏平化し、穴広げ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２１（鋼種ｑ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｃ含有量が低すぎるため、フェライトが過剰に形成され、引張強度が低くなりすぎるとともに浸炭熱処理後の表面硬さが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．２２（鋼種ｒ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｃ含有量が高すぎるため、パーライトが過剰に形成されるとともに、結晶粒が偏平化し、引張強度が高くなりすぎるとともに浸炭熱処理後の表面硬さが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２３（鋼種ｓ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が低すぎ、結晶粒が偏平化し、浸炭熱処理後の表面硬さが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．２４（鋼種ｔ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が高すぎ、フェライトの形成が不足する一方でパーライトが過剰に形成され、穴広げ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２５（鋼種ｕ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が低すぎ、穴広げ性が劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．２６（鋼種ｖ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が高すぎ、やはり穴広げ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２７（鋼種ｗ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｎ含有量が高すぎ、穴広げ性が劣っている。
以上より、本発明の適用性が確認できた。

Claims (8)

  1. 板厚が２〜１０ｍｍであり、
    成分組成が、
    質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
    Ｍｎ：０．３〜３．０％、
    Ａｌ：０．０１５〜０．１％、
    Ｎ ：０．００３〜０．０３０％を含み、
    残部は鉄および不可避的不純物からなり、
    組織が、
    面積率で、
    フェライト：３６〜５０％、
    パーライト：２９〜５０％、
    残部：ベイナイトからなり、
    前記フェライトおよびパーライトを含む全ての相の結晶粒（以下、「全結晶粒」という。）について、
    アスペクト比（長軸／短軸）が３以下の結晶粒の個数が前記全結晶粒の個数の６０％以上であるとともに、前記全結晶粒の平均結晶粒径が５〜５０μｍの範囲であり、
    浸炭後の表面硬さが３５０Ｈｖ以上である
    ことを特徴とする冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板。
  2. 成分組成が、さらに、
    Ｃｒ：３．０％以下（０％を含まない）、
    Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
    Ｎｉ：３．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種
    を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 前記不可避的不純物のうち、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下である請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 成分組成が、さらに、
    Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、および／または、
    Ｃｏ：０．３２％以下（０％を含まない）
    を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  5. 成分組成が、さらに、
    Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
    Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  6. 成分組成が、さらに、
    Ｃａ：０．０８％以下（０％を含まない）、および／または、
    Ｚｒ：０．０８％以下（０％を含まない）
    を含むものである請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  7. 成分組成が、さらに、
    Ｓｂ：０．０２％以下（０％を含まない）
    を含むものである請求項１〜６のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  8. 成分組成が、さらに、
    ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
    Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
    Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
    Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    を含むものである請求項１〜７のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
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