JPH1161272A - 成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】高い延性とｒ値とを有し深絞り成形性に優れ、
通常の熱処理方法で良好な硬さが得られる成形性に優れ
た高炭素冷延鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：０．１〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１
〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｂ：
０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．５、Ｍ
ｏ：０〜０．１を含有する高炭素鋼を熱間圧延し、３０
０〜５２０℃で巻取り、６５０〜（Ａ_c1―１０）℃で焼
鈍し、４０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、６５０〜
（Ａ_c1―１０）℃で焼鈍する方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、成形性に優れた高
炭素冷延鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】高炭素薄鋼板は、打ち抜き、曲げ、絞り
などのプレス成形により所定の形状に加工された後、焼
入れ焼戻しなどの熱処理が施されて強度や硬度を高めて
製品とされる。その用途拡大に伴い、最近では、深絞り
成形で得られるような複雑な形状の製品への高炭素鋼板
の適用要望が増している。

【０００３】深絞り成形性に優れる低炭素薄鋼板を用い
て複雑な形状の製品に加工し、浸炭焼入れ等の硬化処理
法によって加工後に硬度を高める方法がある。しかし浸
炭焼入れ等の硬化処理法は通常の焼入れ焼戻し処理に較
べて費用が高く、経済性に欠ける。高炭素薄鋼板を用い
れば従来の熱処理法で容易に製品の硬度を高められる
が、炭素含有量が高い鋼は、引張試験で測定される伸び
値で代表される延性やｒ値で代表される深絞り性が劣る
ので、複雑な形状の製品への加工ができない。

【０００４】ＪＩＳ−Ｇ−３３１１に規定される炭素鋼
（Ｓ３０ＣＭ〜Ｓ７５ＣＭ）や炭素工具鋼（ＳＫ２Ｍ〜
ＳＫ７Ｍ）の熱延鋼板にセメンタイトの球状化焼鈍を施
し、鋼板中のパーライト組織を球状のセメンタイトと軟
質なフェライトとの組織にして延性を向上させたり、熱
延鋼板に冷間圧延と焼鈍を施して成形性を向上させたり
する方法がある。しかし、これらの方法では、成形性、
特に深絞り性を十分には改善できない。

【０００５】このため、素材段階では軟質で成形性に優
れ、加工後には、簡便な熱処理などにより、容易に強度
や硬度が得られる焼入性に優れた鋼が望まれている。

【０００６】特公平４−５６０８８号公報には、絞り性
の良好な高炭素冷延鋼板の製造法が開示されている。こ
れは化学成分を特定範囲に規制した鋼に冷間圧延と焼鈍
を施して鋼中のセメンタイトを黒鉛化し、その後２回目
の冷間圧延と再結晶焼鈍を施す製造方法である。深絞り
性を表す指標であるｒ値で言えば、高炭素冷延鋼板のｒ
値は、通常、１．０程度以下のレベルまでしか得られな
い。この方法によれば、セメンタイトを黒鉛化した鋼板
に冷間圧延と焼鈍を施すことにより、従来得られていな
かった高いｒ値を持ち軟鋼板並の深絞り性を有する高炭
素冷延鋼板が得られるとされている。しかしこの方法は
製造工程が長くコストがかかる。また、黒鉛化鋼板は通
常の高炭素鋼板に較べて焼入性が低いため、熱処理後に
得られる硬さが十分ではない。

【０００７】特開平８−２４６０５１号公報には、特定
組成の熱延鋼板を焼鈍して鋼中の炭素の５０％以上を黒
鉛化させ、これに冷間圧延と焼鈍を施して成形性を改善
する中炭素鋼板の製造方法が開示されている。この方法
は、特公平４−５６０８８号公報で開示されている方法
に比べれば製造工程は簡略化されているが、深絞り性の
改善は十分ではないうえ、黒鉛化鋼板であるために熱処
理後に得られる硬さが十分ではない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、高い延性とｒ値とを有し、かつ、通常の熱
処理方法で良好な硬さが得られる成形性に優れた高炭素
冷延鋼板の製造方法を提供することである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
の、成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法にある。

【００１０】重量％で、Ｃ：０．１〜０．６５％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．
００８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０
〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．１％、残部：Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる高炭素鋼を熱間圧延し、３００〜
５２０℃でコイル状に巻取り、６５０〜（Ａ_c1―１０）
℃で１０〜３０時間焼鈍した後、４０〜８０％の圧下率
で冷間圧延し、６５０〜（Ａ_c1―１０）℃で焼鈍するこ
とを特徴とする成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方
法。

【００１１】本発明者等は、熱処理後の硬度が得やすい
フェライト−セメンタイトを主体とする結晶組織からな
る高炭素鋼のｒ値を向上させる方法を種々研究した。そ
の結果、特定範囲のＢを含有するベイナイト組織を持つ
高炭素鋼熱延鋼板を焼鈍してその結晶組織を球状化セメ
ンタイトと針状のフェライト結晶粒からなる組織とし、
この熱延鋼板に冷間圧延と再結晶焼鈍を施すことで高い
ｒ値を持った高炭素冷延鋼板が得られることを知見し
た。

【００１２】上記の方法で良好なｒ値を持つ高炭素冷延
鋼板が得られる理由は定かではないが、以下のように推
測される。

【００１３】鋼板の深絞り性を現す指標として用いられ
るｒ値を高めるには、（１１１）方位への集積度が高い
再結晶集合組織を持つ鋼板にする必要がある。（１１
１）方位を持つ再結晶粒は、焼鈍前の母材のフェライト
結晶粒界から優先的に生成するとされている。従って、
ｒ値を高めるには、冷間圧延前の母材の鋼の結晶組織を
このようなフェライト粒界が多い組織にするのが効果的
である。

【００１４】ベイナイトは、針状にのびたフェライト中
にセメンタイトが分散した結晶組織であり、通常のフェ
ライトとパーライトからなる結晶組織よりも結晶粒界の
面積が大きい。熱間圧延後の鋼板の結晶組織がベイナイ
ト組織である鋼を球状化焼鈍すると、通常は、ポリゴナ
ルなフェライトと球状化したセメンタイトからなる一般
的な球状化焼鈍組織となる。しかし、高炭素鋼にＢを適
量に含有させ、熱間圧延条件を調整してベイナイト組織
とした鋼を球状化焼鈍すれば、焼鈍後もベイナイト組織
の影響が強く残存し、上述の針状のフェライト組織を持
つ鋼板が得られる。

【００１５】この針状のフェライト組織を持つ鋼では、
通常のポリゴナルなフェライト組織の鋼に較べてフェラ
イト結晶粒界が多い。このため、これを冷間圧延して焼
鈍すると、（１１１）再結晶粒が増し、（１１１）方位
への集積度が高まって高いｒ値が得られるものと考えら
れる。

【００１６】本発明は、これらの新たに得られた知見を
基にして完成されたものである。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を詳細
に説明する。なお、以下に述べる鋼の化学組成の％表示
は重量％で表す。

【００１８】鋼の化学組成 Ｃ：鋼の強度を高め、焼入性を向上させるために含有さ
せる。その含有量が０．１％に満たない場合には熱処理
後の鋼の強度や硬度が不足する。Ｃ含有量が０．６５％
を超えると本発明の製造方法を適用してもｒ値の向上が
不十分となり、成形性が改善されない。このため、Ｃ含
有量は０．１〜０．６５％とする。鋼の焼入れ後の硬さ
を高める観点からＣ含有量は０．２％以上とするのが好
ましい。 Ｓｉ：焼入性を向上させるために０．０１％以上含有さ
せる。Ｓｉ含有量が過剰になると鋼板が過度に硬くな
り、成形性が損なわれる。このため、Ｓｉ含有量の上限
は０．３％とする。

【００１９】Ｍｎ：不可避的不純物として含有されるＳ
による熱間脆化を防止するとともに、鋼の焼入性を高め
るために０．４％以上含有させる。Ｍｎ含有量が増すに
つれて、鋼板の成形性が損なわれるので、Ｍｎ含有量の
上限は２％とする。

【００２０】ｓｏｌ．Ａｌ：溶鋼の脱酸剤として用いら
れる。また、Ａｌは鋼中のＮと結合して微細析出物（Ａ
ｌＮ）となり、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑止
し、靭性の劣化を抑止する効果がある。これらの効果を
有するために、ｓｏｌ．Ａｌとして０．０１％以上含有
させる。Ａｌは過度に含有させてもこれらの効果が飽和
するうえ、成形性を害する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含
有量の上限を０．１％とする。

【００２１】Ｎ：焼鈍時および焼入れ加熱時に生じる可
能性があるオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑止
し、靭性の劣化を抑制するために０．００２％以上含有
させる。しかし、Ｎを過剰に含有させると鋼板の延性が
損なわれるので、その上限は０．００８％とする。

【００２２】Ｂ：Ｂは、熱間圧延後のフェライト結晶粒
界に偏析し、その後の焼鈍時に、結晶粒界の移動を抑制
してベイナイト組織の特徴を引き継いだ針状フェライト
組織を残存させる効果がある。この効果を確保し、冷間
圧延および焼鈍後の鋼板のｒ値を高めるために０．００
０５％以上のＢを含有させる。Ｂ含有量が０．００５％
を超えると上記の抑制効果が飽和するうえ、鋼を脆化さ
せるおそれがある。このため、Ｂ含有量の上限は０．０
０５％とする。

【００２３】本発明の製造方法に用いられる鋼は、上述
の化学組成を満たすものであればよいが、場合によって
は以下に述べる元素を含有させても構わない。

【００２４】Ｃｒ、Ｍｏ：これらは必須ではないが、鋼
の焼入性をさらに高める必要がある場合には、０．０１
〜０．５％のＣｒおよび／または０．０１〜０．１％の
Ｍｏを含有させるのがよい。これらの元素の含有量が上
記の下限の量に満たない場合にはこれらの元素による焼
入性向上効果が不十分である。また、上記の上限を超え
て含有させると鋼板の延性および深絞り性が損なわれ
る。焼入性を向上させる効果は１種類の元素を多量に含
有量させるよりも、複数の元素を複合して含有させる方
が効果的であるので、上記の範囲内でＣｒとＭｏを複合
して添加するのがより効果的である。

【００２５】上記以外の化学組成は、Ｆｅおよび不可避
的不純物である。

【００２６】処理条件 上記の範囲の化学組成からなる鋼は、常法により転炉や
電気炉で精錬された後、連続鋳造法や、鋼塊にされ後分
塊圧延される等の方法でスラブとされる。その後、スラ
ブ加熱炉で加熱され、またはスラブ加熱炉での加熱を省
略されて、熱間圧延機で圧延されて熱間圧延鋼板とされ
る。熱間圧延条件は特定するものではないが、表面性状
を確保したり圧延をしやすくするために、仕上圧延は８
００〜９５０℃で開始し、７５０〜９００℃で終了する
のが好ましい。仕上圧延後、３００〜５２０℃の範囲に
冷却されてコイル状に巻取られる。この温度範囲で巻取
ることでベイナイト組織を持った鋼板が得られる。

【００２７】巻取温度が３００℃に満たない場合には、
得られる熱延鋼板の結晶組織はマルテンサイトとなり、
巻取温度が５００℃を超える場合にはフェライト−パー
ライト組織となり、いずれの場合とも、ベイナイト組織
が得られない。

【００２８】巻取られた鋼板には、その後、６５０〜
（Ａ_c1−１０）℃の温度範囲で１０〜３０時間均熱され
る熱延板焼鈍が施される。この熱延板焼鈍の目的はセメ
ンタイトを球状化して鋼を軟化することである。焼鈍温
度が６５０℃に満たない場合にはセメンタイトの球状化
が不十分である。焼鈍温度がＡ_c1を超えるとオーステナ
イトが形成され、それに伴って、針状のフェライト組織
が消失するので好ましくない。安定してＡ_c1未満の温度
で焼鈍するためには、焼鈍温度の上限を（Ａ_c1−１０）
℃とするのがよい。均熱時間は、球状化を十分におこな
わせるためには１０時間以上必要であり、３０時間を超
えると球状化が飽和するのでそれ以上の焼鈍は経済性を
損なう。このため、均熱時間の範囲は１０〜３０時間と
する。

【００２９】なお、本発明では、鋼のＡ_c1点は、その化
学組成によって下記式で計算して求める。式の元素
記号は各元素の含有率（重量％）を表す。

【００３０】 Ａ_c1（℃）＝７２３―１１Ｍｎ＋２９Ｓｉ＋１７Ｃｒ・・・ 熱延板焼鈍が施された鋼板は、３０〜８０％の範囲内の
圧下率で冷間圧延される。冷間圧下率が３０％に満たな
い場合には、圧延集合組織の形成が不十分なために再結
晶焼鈍を施してもｒ値は改善されない。冷間圧下率が８
０％を超えると圧延が困難となり、圧延時に破断が発生
しやすくなる。好ましい圧下率範囲は、ｒ値を安定して
確保するためと、製造の安定性を得るために４０〜６５
％である。

【００３１】冷間圧延された鋼板には、６５０〜（Ａ_c1
―１０）℃の温度範囲で再結晶焼鈍が施される。この再
結晶焼鈍によって深絞り性を向上させるのに好ましい再
結晶集合組織が形成される。焼鈍温度が６５０℃に満た
ない場合には、結晶粒の成長が不十分なためにｒ値が向
上せず、鋼の軟化も不十分で成形性に劣る。焼鈍温度が
Ａ_c1を超えると、オーステナイト変態が生じて再結晶集
合組織が消失するので好ましくない。安定してＡ_c1未満
の温度で焼鈍するためには、焼鈍温度の上限を（Ａ_c1−
１０）℃とするのがよい。焼鈍時間は、再結晶と結晶粒
成長を完了させるために２０秒以上とするのが望まし
い。焼鈍方法は、箱焼鈍、連続焼鈍いずれの焼鈍方法も
適用可能である。

【００３２】上記以外の処理条件は特に限定するもので
はなく、例えば、熱延鋼板の脱スケール処理や、再結晶
焼鈍後の調質圧延など、通常、鋼板を製造する際に施さ
れる処理を通常の条件で施すことができる。

【００３３】

【実施例】各種の化学組成のスラブを１２００℃で３０
分間加熱し、８５０℃で熱間圧延を終了して厚さ４ｍｍ
の鋼板とし、圧延終了後、種々の条件で冷却して４００
〜６５０℃でコイル状に巻取った。

【００３４】表１にこれらの鋼の化学組成を示す。

【００３５】

【表１】

【００３６】これらの熱延鋼板を酸洗した後、それぞれ
のコイルから幅：３００ｍｍ、長さ：３００ｍｍの鋼板
を切り出し、実験用の箱型焼鈍炉を用いて７００℃で焼
鈍した。焼鈍温度までの加熱速度および焼鈍後の冷却速
度は、いずれも５０℃／ｈｒとした。ただし１例（試番
１７）のみ、焼鈍条件の影響を確認するために、フェラ
イトとオーステナイト共存域である７５０℃で焼鈍し、
セメンタイトを球状化させるために１０℃／ｈｒの冷却
速度で６５０℃まで徐冷し、６５０℃以下の温度領域は
５０℃／ｈｒの冷却速度で常温まで冷却した。

【００３７】熱延板焼鈍を施した鋼板は、実験用の冷間
圧延機を用いて、圧下率６０％で圧延して厚さ１．６ｍ
ｍの冷延鋼板とした。冷間圧下率の影響を検証するため
の比較材として、鋼Ｂについては圧下率３０％および９
０％での冷間圧延もおこない、厚さ２．８ｍｍおよび
０．４ｍｍの冷延鋼板も得た。これらの冷延鋼板は、鋼
板表面を脱脂した後、７００℃で１５時間均熱する再結
晶焼鈍を施した。比較のために、鋼Ｂについては、６０
０℃で１５時間均熱する焼鈍もおこなった。再結晶焼鈍
を施した鋼板の圧延方向から、ＪＩＳ−Ｚ−２２０１に
規定される１３Ｂ号試験片を採取し、引張試験をおこな
った。また、これらの再結晶焼鈍済みの鋼板から幅５０
ｍｍ、長さ５０ｍｍの試験片を採取し、これらを８７０
℃に保持した熱処理炉中で３０分加熱し、加熱終了後た
だちに４０℃の油中へ焼入れ、その後これらの試験片の
焼入れ後の硬さを測定した。

【００３８】表２に、各鋼毎の処理条件と、それぞれの
特性評価結果を示した。

【００３９】

【表２】

【００４０】表２に示されているように、本発明で規定
する範囲内の化学組成を有し、本発明で規定する範囲内
の製造条件で製造した鋼板は、いずれも１．４以上の良
好なｒ値を示しており、伸び値が良好で、十分な焼入硬
さを有した。

【００４１】これに対し、試番１１〜１６は熱間圧延後
の巻取温度が高すぎたために良好なｒ値が得られなかっ
た。鋼Ｂで、熱延板焼鈍温度が高すぎた試番１７では、
フェライトとオーステナイト共存域で焼鈍したために熱
延鋼板のベイナイト組織の影響が消滅し、冷間圧下率が
低すぎた試番１８では再結晶が不十分になり、いずれも
ｒ値が好ましくなかった。冷間圧延圧下率が高すぎた試
番１９では冷間圧延が困難であったのでその後の評価を
中止した。試番２０では再結晶焼鈍温度が低すぎたため
に、伸びとｒ値が好ましくなかった。試番２４〜２８で
は、いずれの鋼ともＢ含有量が本発明が規定する範囲か
ら外れているためにｒ値や伸び値が改善されなかった。
Ｃ、ＳｉまたはＭｎ含有量が高すぎた試番２１〜２３で
は伸び値やｒ値の改善が不十分であった。

【００４２】

【発明の効果】本発明の製造方法で製造される高炭素冷
延鋼板は、延性とｒ値が良好で成形性が優れており、従
来困難であった複雑な形状をした製品の加工が可能であ
る。しかも、鋼板の焼入れ性に優れるので、通常おこな
われている条件での焼入れ熱処理により容易に高強度ま
たは高硬度とすることができる。したがって、従来困難
であった高強度または高硬度の複雑形状部品が容易に得
られる。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１〜０．６５％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２％、ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．
   ００８％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：０
   〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．１％、残部：Ｆｅおよび不
   可避的不純物からなる高炭素鋼を熱間圧延し、３００〜
   ５２０℃でコイル状に巻取り、６５０〜（Ａ_c1―１０）
   ℃で１０〜３０時間焼鈍した後、４０〜８０％の圧下率
   で冷間圧延し、６５０〜（Ａ_c1―１０）℃で焼鈍するこ
   とを特徴とする成形性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方
   法。