JPWO2020158357A1 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]質量%で、C:0.20%以上0.50%以下、Si:0.8%以下、Mn:0.10%以上0.80%以下、P:0.03%以下、S:0.010%以下、sol.Al:0.10%以下、N:0.01%以下、Cr:1.0%以下、B:0.0005%以上0.005%以下、さらにSbおよびSnから選んだ1種または2種を合計で0.002%以上0.1%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ミクロ組織は、フェライト、セメンタイト、および全ミクロ組織に対して面積率で6.5%以下の割合を占めるパーライトを有し、前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径0.1μm以下のセメンタイト数の割合が20%以下であり、平均セメンタイト径が2.5μm以下、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で3.5%以上10.0%以下であり、表層から深さ100μmまでの領域における固溶B量の平均濃度が10質量ppm以上であり、表層から深さ100μmまでの領域におけるAlNとして存在するN量の平均濃度が70質量ppm以下である高炭素熱延鋼板。
[2]引張強度が480MPa以下、全伸びが33%以上である[1]に記載の高炭素熱延鋼板。
[3]前記フェライトの平均粒径が4〜25μmである[1]または[2]に記載の高炭素熱延鋼板。
[4]前記成分組成に加えてさらに、質量%で、下記A群およびB群のうちから選ばれた1群または2群を含有する[1]〜[3]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
記
A群:Ti:0.06%以下
B群:Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、Wのうちから選ばれた1種または2種以上を、それぞれ0.0005%以上0.1%以下
[5][1]〜[4]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度:20〜100℃/secで650〜750℃まで冷却し、巻取温度:500〜700℃で巻き取り、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、平均加熱速度:15℃/h以上で450〜600℃の温度範囲に加熱し、焼鈍温度:Ac1変態点未満で1.0h以上保持する焼鈍を施す高炭素熱延鋼板の製造方法。
[6][1]〜[4]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度:20〜100℃/secで650〜750℃まで冷却し、巻取温度:500〜700℃で巻き取り、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、平均加熱速度:15℃/h以上で450〜600℃の温度範囲に加熱し、Ac1変態点以上Ac3変態点以下で0.5h以上保持し、次いで平均冷却速度:1〜20℃/hでAr1変態点未満に冷却し、Ar1変態点未満で20h以上保持する焼鈍を施す高炭素熱延鋼板の製造方法。
本発明の高炭素熱延鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の成分組成の含有量の単位である「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
Cは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。C量が0.20%未満の場合、成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、C量は0.20%以上にする必要がある。しかし、C量が0.50%超えでは硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、C量は0.20%以上0.50%以下とする。形状が複雑でプレス加工の難しい部品の冷間加工に用いる場合には、C量は0.45%以下とすることが好ましく、0.40%以下とすることがさらに好ましい。
Siは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Si量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Si量は0.8%以下とする。好ましくは0.65%以下であり、さらに好ましくは0.50%以下である。難成形部品用途において更なる冷間加工性が求められる場合には0.30%以下とすることが好ましい。焼入れ後の焼き戻し工程で所定の軟化抵抗を確保するといった観点から、Si量は、好ましくは0.1%以上とし、より好ましくは0.2%以上とする。
Mnは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Mn量が0.10%未満になるとズブ焼入れ性および浸炭焼入れ性ともに低下し始めるため、Mn量は0.10%以上とする。厚物材等で内部まで確実に焼入れる場合には、好ましくは0.25%以上であり、さらに好ましくは0.30%以上である。一方、Mn量が0.80%を超えると、Mnの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になり、かつ固溶強化により鋼が硬質化し冷間加工性が低下する。したがって、Mn量は0.80%以下とする。成形性の求められる部品用の材料としては、所定の冷間加工性を必要とするため、Mn量は0.65%以下とすることが好ましい。さらに好ましくは0.55%以下である。
Pは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。P量が0.03%を超えて増加すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。また、冷間加工性も低下させる。したがって、P量は0.03%以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、P量は0.02%以下が好ましい。Pは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、P量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にPを低減すると精錬コストが増大するため、P量は0.005%以上が好ましい。さらに好ましくは0.007%以上である。
Sは、硫化物を形成し、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。S量が0.010%を超えると、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、S量は0.010%以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、S量は0.005%以下が好ましい。Sは、冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、S量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にSを低減すると精錬コストが増大するため、S量は0.0005%以上が好ましい。
sol.Al量が0.10%を超えると、焼入れ処理の加熱時にAlNが生成されてオーステナイト粒が微細化し過ぎる。これにより、冷却時にフェライト相の生成が促進され、ミクロ組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、sol.Al量は、0.10%以下とする。好ましくは0.06%以下とする。なお、sol.Alは、脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、0.005%以上とすることが好ましい。
N量が0.01%を超えると、AlNの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、N量は、0.01%以下とする。好ましくは0.0065%以下である。さらに好ましくは、0.0050%以下である。なお、Nは、AlN、Cr系窒化物およびB窒化物を形成する。これにより、焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制して、焼入れ後の靭性を向上させる元素である。このため、N量は0.0005%以上が好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上である。
本発明では、Crは、焼入れ性を高める重要な元素である。鋼中のCr量が0%であると、特に浸炭焼入れにおいて表層でフェライトが発生しやすくなり、完全焼入れ組織が得られず、硬度低下が起こりやすい場合がある。このため、焼入れ性を重視する用途に用いる際には好ましくは0.05%以上であり、さらに好ましくは0.10%以上であり、より一層好ましくは0.20%以上である。一方、Cr量が1.0%を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して、冷間加工性が損なわれる。このため、Cr量は1.0%以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際には、より一層優れた冷間加工性を必要とするため、Cr量は0.7%以下とすることが好ましく、0.5%以下とすることがさらに好ましい。
本発明では、Bは、焼入れ性を高める重要な元素である。B量が0.0005%未満の場合、十分な効果が認められないため、B量は0.0005%以上とする必要がある。好ましくは0.0010%以上である。一方、B量が0.005%超えの場合、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなり、絞り成形において耳が発生しやすくなる。このため、B量は0.005%以下とする。好ましくは0.004%以下である。
Sb、Snは、鋼板表層からの浸窒抑制に有効な元素である。これら元素の1種以上の合計が0.002%未満の場合、十分な効果が認められないため、これら元素の1種以上の合計は0.002%以上とする。さらに好ましくは0.005%以上である。一方、これらの元素の1種以上の合計が0.1%を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は、粒界に偏析する傾向があるため、合計で0.1%超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、SbおよびSnのうちから選んだ1種または2種の合計の含有量は、0.1%以下とする。好ましくは0.03%以下であり、さらに好ましくは0.02%以下である。
Tiは、焼入れ性を高めるために有効な元素である。Bの含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に、Tiを含有することで、焼入れ性を向上させることができる。Ti量が0.005%未満では、その効果が認められないため、Tiを含有する場合、Ti量は0.005%以上とすることが好ましい。さらに好ましくは0.007%以上である。一方、Ti量が0.06%を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、Tiを含有する場合、Ti量は0.06%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
Nbは、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長の防止や靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果は十分に発現しないため、Nbを含有する場合には下限を0.0005%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上とする。Nbは0.1%を超えると添加効果が飽和するだけでなく、Nb炭化物により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになるため、Nbを含有する場合には上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.05%以下であり、より一層好ましくは0.03%未満である。
Moは、焼入れ性の向上と、焼戻し軟化抵抗性の向上に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が小さいので、Moを含有する場合には下限を0.0005%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上とする。Moは0.1%を超えると添加効果は飽和し、コストも増加するため、Moを含有する場合には上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%以下であり、より一層好ましくは0.03%未満である。
Taは、Nbと同様に炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止や結晶粒の粗大化防止、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が小さいので、Taを含有する場合には下限を0.0005%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上とする。Taは0.1%を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Taを含有する場合には上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%以下であり、より一層好ましくは0.03%未満である。
Niは靱性の向上や焼入れ性の向上に効果の高い元素である。0.0005%未満では添加効果がないため、Niを含有する場合には下限を0.0005%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上とする。Niは0.1%超では、添加効果が飽和する上にコスト増加も招くため、Niを含有する場合には上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%以下である。
Cuは、焼入れ性の確保に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が十分に確認されないため、Cuを含有する場合には下限を0.0005%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上とする。Cuは0.1%超では、熱延時の疵が発生しやすくなり歩留りを落とすなど製造性を劣化させるので、Cuを含有する場合には上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%以下である。
Vは、NbやTaと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止および靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果は十分に発現しないため、Vを含有する場合には下限を0.0005%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上とする。Vは0.1%を超えると添加効果が飽和するだけでなく、Nb炭化物により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになるため、Vを含有する場合には上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%以下であり、より一層好ましくは0.03%未満である。
Wは、Nb、Vと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長防止や焼き戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が小さいので、Wを含有する場合には下限を0.0005%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0010%以上とする。Wは0.1%を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Wを含有する場合には上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.05%以下であり、より一層好ましくは0.03%未満である。
本発明の高炭素熱延鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
また、本発明において、フェライトの平均粒径は4〜25μmであることが好ましい。より好ましくは5μm以上である。
本発明の高炭素熱延鋼板のミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを有する。なお、本発明において、フェライトは面積率で90%以上が好ましい。フェライト面積率が90%未満となると成形性が悪くなり、加工度の高い部品で冷間加工が難しくなる場合がある。そのため、フェライト面積率は90%以上が好ましい。さらに好ましくは92%以上とする。
円相当直径が0.1μm以下のセメンタイトが多いと分散強化により硬質化し、伸びが低下する。冷間加工性を得る観点より、本発明では、円相当直径が0.1μm以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して20%以下とする。その結果、さらに、引張強度で480MPa以下、全伸び(El)が33%以上を達成することができる。
難成形部品に用いる場合には高い冷間加工性が必要であり、この場合には、円相当直径が0.1μm以下のセメンタイト数が、全セメンタイト数に対して10%以下であることが好ましい。円相当直径が0.1μm以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して10%以下とすることで、引張強度で440MPa以下、全伸び(El)が36%以上を達成することができる。なお、円相当直径が0.1μm以下のセメンタイトの割合を定義した理由は、0.1μm以下のセメンタイトでは分散強化能を生じ、その大きさのセメンタイトが増えると冷間加工性に支障をきたすためである。
焼鈍中におけるフェライト粒の異常粒成長抑制の観点から、円相当直径が0.1μm以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して3%以上とすることが好ましい。
焼入れ時にはセメンタイトを全て溶かして、所定のフェライト中の固溶C量を確保する必要がある。平均セメンタイト径が2.5μmを超えるとオーステナイト域での保持中においてセメンタイトが完全に溶解できないため、平均セメンタイト径は2.5μm以下とする。より好ましくは2.0μm以下である。なお、セメンタイトが微細すぎるとセメンタイトの析出強化により冷間加工性が低下するため、平均セメンタイト径は0.1μm以上が好ましい。さらに好ましくは0.15μm以上とする。
なお、本発明において「セメンタイト径」とはセメンタイトの円相当直径を指し、セメンタイトの円相当直径は、セメンタイトの長径と短径を測定して円相当直径に換算した値とする。また「平均セメンタイト径」とは、円相当直径に換算した全てのセメンタイトの円相当直径の合計を、セメンタイト総数で除して求めた値を指す。
全ミクロ組織に対するセメンタイトの割合が10.0%超えになると、それに伴い、析出強化に寄与する0.1μm以下のセメンタイト数も増加し、鋼が硬質化するため、10.0%以下とする。好ましくは9.5%以下である。一方、上記割合が3.5%未満になると実質的なC含有量が0.20%に達せず、熱処理後に所定の硬さが得られないため、3.5%以上とする。さらに好ましくは4.0%以上とする。
フェライトの平均粒径は、4μm未満では冷間加工前の強度が増加し、プレス成形性が劣化する恐れがあるため、4μm以上が好ましい。一方、フェライトの平均粒径は25μmを超えると、母材強度が低下する恐れがある。また、目的とする製品形状に成型加工後、焼入れせずに使用する領域では、ある程度母材の強度が必要である。そのため、フェライト平均粒径は、25μm以下とすることが好ましい。さらに好ましくは5μm以上、より一層好ましくは6μm以上である。さらに好ましくは20μm以下である。より一層好ましくは18μm以下である。
本発明の高炭素熱延鋼板においては、鋼板を焼入れした際に表層部に生成しやすいパーライト、ソルバイトといわれるような焼入れ組織を防止するために、鋼板表層から板厚方向へ100μm位置までの領域(部位)(表層100μm部)のB量が、窒化や酸化していない固溶Bとして平均濃度で10質量ppm以上存在する必要がある。焼入れ処理を行って使用する耐摩耗性が必要とされる自動車部品では表面硬度が要求される。所定の表面硬度を得るためには焼入れ後表層100μm部において完全焼入れ組織を得る必要がある。好ましくは、上記固溶B量の平均濃度は12質量ppm以上である。さらに好ましくは15質量ppm以上である。なお、固溶Bが高すぎると熱延組織の集合組織の発達の妨げになるため、40質量ppm以下とする。さらに好ましくは35質量ppm以下とする。
鋼板表層から板厚方向へ100μm位置までの領域におけるAlNとして存在するN量の平均濃度を70質量ppm以下とすることで、焼入れ前加熱におけるオーステナイト域で結晶粒の成長を促進する。これにより、冷却段階でパーライト、ソルバイトといわれる組織が得られにくくなり、焼き入れ不足が起こらず、所定の表面硬度が得られる。表層から深さ100μmまでの領域におけるAlNとして存在するN量の平均濃度は50質量ppm以下とすることが好ましい。
なお、オーステナイト域での加熱において異常粒成長を抑制する観点から、上記N量の平均濃度は、10質量ppm以上とすることが好ましく、20質量ppm以上とすることがさらに好ましい。
本発明の高炭素熱延鋼板は、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品を冷間プレスで成形するため、優れた冷間加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬さを大きくして、耐磨耗性を付与する必要がある。そのため、本発明の高炭素熱延鋼板は、鋼板の引張強度を低減して引張強度(TS)を480MPa以下とし、かつ伸びを高めて全伸び(El)を33%以上とすることで、優れた冷間加工性を有するとともに、優れた焼入れ性(ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性)を両立させることができる。さらに好ましくは、TSを460MPa以下とし、Elを35%以上とする。
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記のような成分組成を有する鋼を素材とし、この素材(鋼素材)を熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度:20〜100℃/secで650〜750℃まで冷却し、巻取温度:500〜700℃で巻き取り、常温まで冷却して熱延鋼板とした後、熱延鋼板を、平均加熱速度:15℃/h以上で450〜600℃の温度範囲に加熱し、焼鈍温度:Ac1変態点未満で1.0h以上保持する焼鈍を施すことにより製造される。
仕上圧延終了温度がAr3変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は、Ar3変態点以上とする。好ましくは(Ar3変態点+20℃)以上とする。なお、仕上圧延終了温度の上限は、特に規定する必要はないが、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、1000℃以下とすることが好ましい。
仕上圧延後、650〜750℃までの平均冷却速度は焼鈍後の球状化セメンタイトのサイズに大きく影響する。仕上圧延後、平均冷却速度が20℃/sec未満では、焼鈍前組織としてフェライト組織が多すぎるフェライトとパーライト組織になるため、焼鈍後所定のセメンタイト分散状態やサイズが得られない。そのため、20℃/sec以上で冷却する必要がある。好ましくは25℃/sec以上である。一方、平均冷却速度が100℃/secを超えると焼鈍後に所定のサイズを有するセメンタイトが得られにくくなるため、100℃/sec以下とする。好ましくは75℃/sec以下である。
仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合がある。このため、操業上の観点から好ましくない。したがって、巻取温度の上限を700℃とする。好ましくは690℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため、好ましくない。したがって、巻取温度は500℃とする。好ましくは530℃以上である。
上記のようにして得た熱延鋼板に、焼鈍(セメンタイトの球状化焼鈍)を施す。窒素雰囲気中での焼鈍では、450〜600℃の温度範囲ではアンモニアガスが発生しやすくなり、アンモニアガスから分解された窒素が表面鋼板に入り、鋼中のBやAlと結合し窒化物を生成する。そのため、450〜600℃の温度範囲の加熱時間はできるだけ短くする。この温度範囲での平均加熱速度は、15℃/h以上とする。生産性向上を目的として炉内ばらつきを抑制する観点から、好ましくは100℃/h以下とし、さらに好ましくは70℃/h以下とする。
焼鈍温度がAc1変態点以上であると、オーステナイトが析出し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度は、Ac1変態点未満とする。好ましくは(Ac1変態点−10℃)以下である。なお、焼鈍温度の下限は特に定めないが、所定のセメンタイト分散状態を得るには、焼鈍温度は600℃以上が好ましく、さらに好ましくは700℃以上である。なお、雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。また、上記焼鈍温度における保持時間は、1.0時間(h)以上とする。焼鈍温度における保持時間が1.0時間未満であると、焼鈍の効果が乏しく、本発明の目標とする組織が得られず、その結果、本発明の目標とする鋼板の硬さおよび伸びが得られない。したがって、焼鈍温度における保持時間は1.0時間以上とする。好ましくは5時間以上であり、さらに好ましくは20時間超えである。一方、上記焼鈍温度における保持時間が40.0時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となる。そのため、上記焼鈍温度における保持時間は、40.0時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは35時間以下である。
上記と同じ理由で、450〜600℃の温度範囲ではアンモニアガスが発生しやすくなり、アンモニアガスから分解された窒素が表面鋼板に入り、鋼中のBやAlと結合し窒化物を生成するため、450〜600℃の温度範囲の加熱時間はできるだけ短くする。この温度範囲での平均加熱速度は、15℃/h以上とする。好ましくは20℃/h以上とする。平均加熱速度の上限は100℃/hとすることが好ましく、さらに好ましくは90℃/h以下とする。
熱延鋼板をAc1変態点以上で保持することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Cをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライトは高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物(未溶解炭化物)が残存するが、オストワルド成長により、より粗大になる。焼鈍温度がAc1変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。一方、1段目の焼鈍温度がAc3変態点超になると焼鈍後に棒状のセメンタイトが多数得られて所定の伸びが得られないため、Ac3変態点以下とする。また、本発明では、Ac1変態点以上Ac3変態点以下での保持時間が0.5h未満では微細な炭化物を十分に溶解することができない。このため、1段目の焼鈍として、Ac1変態点以上Ac3変態点以下で0.5h以上保持することとする。保持時間は、好ましくは1.0h以上とする。また、保持時間は10h以下とすることが好ましい。なお、Ac1変態点以上Ac3変態点以下で保持して焼鈍を行う場合でも、加熱速度は、450〜600℃の温度範囲の平均加熱速度を15℃/h以上とし、上限を100℃/h以下とすることが好ましい。
上記した1段目の焼鈍の後、2段目の焼鈍の温度域であるAr1変態点未満に、平均冷却速度:1〜20℃/hで冷却する。冷却途中に、オーステナイトからフェライトへの変態に伴いオーステナイトから吐き出されるCが、α/γ界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。1段目の焼鈍後、2段目の焼鈍までの平均冷却速度が、1℃/h未満では生産効率が悪いため、該平均冷却速度は1℃/h以上とする。好ましくは5℃/h以上とする。一方、平均冷却速度が20℃/hを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、20℃/h以下とする。好ましくは15℃/h以下とする。
上記した1段目の焼鈍後、所定の平均冷却速度で冷却してAr1変態点未満で保持することで、オストワルド成長により、粗大な球状炭化物をさらに成長させ、微細な炭化物を消失させる。Ar1変態点未満での保持時間が20h未満では、炭化物を十分に成長させることができず、焼鈍後の硬度が大きくなりすぎる。このため、2段目の焼鈍はAr1変態点未満で20h以上保持とする。なお、特に限定するものではないが、2段目の焼鈍温度は炭化物を十分成長させるため、660℃以上とすることが好ましく、また、保持時間は生産効率の観点から、30h以下とすることが好ましい。
焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試験片(大きさ:3mmt×10mm×10mm)を切断研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて、表層から板厚1/4のところの5箇所で3000倍の倍率で撮影した。撮影した組織写真を画像処理により各相(フェライト、セメンタイト、パーライトなど)を特定した。表2−2および表3−2にはミクロ組織として「パーライト面積率」を記載しており、パーライトが面積率で6.5%を超えて認められた鋼については、比較例としている。面積率で6.5%以下のパーライトと、フェライトと、セメンタイトを有する鋼については、本発明例としている。
下記参考文献に記載されている方法と同じ手法で求めた。すなわち、表層から深さ100μmまでの領域の研削粉を収集して3回測定し、この平均値を固溶B量の平均濃度として求めた。
[参考文献]城代哲史、石田智治、猪瀬国生、藤本京子,鉄と鋼,vol.99 (2013) No.5, p.362-365
(3)AlNとして存在するN量の平均濃度の測定
上記と同様、下記参考文献に記載されている方法と同じ手法で、AlNとして存在するN量の平均濃度を求めた。
[参考文献]城代哲史、石田智治、猪瀬国生、藤本京子,鉄と鋼,vol.99(2013) No.5, p.362-365
(4)鋼板の引張強度と伸び
焼鈍後の鋼板(原板)から、圧延方向に対して0°の方向(L方向)に切り出したJIS5号引張試験片を用いて、10mm/分で引張試験を行い、公称応力公称歪曲線を求め、最大応力を引張強度とした。また、破断したサンプルを突き合わせて全伸びを求めた。その結果を、伸び(El)とした。
焼鈍後の鋼板の板幅中央から平板試験片(幅15mm×長さ40mm×板厚3mm)を採取し、以下のように70℃油冷により焼入れ処理を施して、焼入れ硬さ(ズブ焼入れ性)を求めた。焼入れ処理は、上記平板試験片を用いて900℃で600s保持して直ちに70℃の油で冷却する方法(70℃油冷)で実施した。焼入れ硬さは、焼入れ処理後の試験片の切断面について、表層から70μm板厚内部の領域と1/4板厚にてビッカース硬さ試験機で荷重0.2kgfの条件下で、硬さを5点測定し、平均硬さを求め、これを焼入れ硬さ(HV)とした。なお、上記した表層から70μm板厚内部の領域は、表2−2および表3−2において「表層」と示す。
焼鈍後の鋼板について、930℃で鋼の均熱、浸炭処理、拡散処理といった浸炭焼入れ処理を合計時間4時間で行い、850℃で30分保持した後、油冷した(油冷の温度:60℃)。鋼板表面からの深さ0.1mmの位置と深さ1.2mmの位置まで0.1mm間隔にて硬さを荷重1kgfの条件下で測定し、浸炭焼入れ時の表層0.1mmの硬さ(HV)と有効硬化層深さ(mm)を求めた。有効硬化層深さとは、熱処理後表面から硬さを測定し、550HV以上となる深さと定義する。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.20%以上0.50%以下、
Si:0.8%以下、
Mn:0.10%以上0.80%以下、
P:0.03%以下、
S:0.010%以下、
sol.Al:0.10%以下、
N:0.01%以下、
Cr:1.0%以下、
B:0.0005%以上0.005%以下、
さらにSbおよびSnから選んだ1種または2種を合計で0.002%以上0.1%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織は、
フェライト、セメンタイト、および全ミクロ組織に対して面積率で6.5%以下の割合を占めるパーライトを有し、
前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径0.1μm以下のセメンタイト数の割合が20%以下、平均セメンタイト径が2.5μm以下、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で3.5%以上10.0%以下であり、
表層から深さ100μmまでの領域における固溶B量の平均濃度が10質量ppm以上であり、
表層から深さ100μmまでの領域におけるAlNとして存在するN量の平均濃度が70質量ppm以下である高炭素熱延鋼板。 - 引張強度が480MPa以下、全伸びが33%以上である請求項1に記載の高炭素熱延鋼板。
- 前記フェライトの平均粒径が4〜25μmである請求項1または2に記載の高炭素熱延鋼板。
- 前記成分組成に加えてさらに、質量%で、下記A群およびB群のうちから選ばれた1群または2群を含有する請求項1〜3のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
記
A群:Ti:0.06%以下
B群:Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、Wのうちから選ばれた1種または2種以上を、それぞれ0.0005%以上0.1%以下 - 請求項1〜4のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度:20〜100℃/secで650〜750℃まで冷却し、
巻取温度:500〜700℃で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、平均加熱速度:15℃/h以上で450〜600℃の温度範囲に加熱し、焼鈍温度:Ac1変態点未満で1.0h以上保持する焼鈍を施す高炭素熱延鋼板の製造方法。 - 請求項1〜4のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度:20〜100℃/secで650〜750℃まで冷却し、
巻取温度:500〜700℃で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、平均加熱速度:15℃/h以上で450〜600℃の温度範囲に加熱し、Ac1変態点以上Ac3変態点以下で0.5h以上保持し、次いで平均冷却速度:1〜20℃/hでAr1変態点未満に冷却し、Ar1変態点未満で20h以上保持する焼鈍を施す高炭素熱延鋼板の製造方法。
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