JP6819829B1 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の課題は、冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することである。本発明の鋼板は、所定の成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有し、ミクロ組織全体に対してフェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、かつミクロ組織全体に対して初析フェライトが占める体積の割合が２０％以上８０％以下であり、炭化物中のＭｎ濃度が０．１０質量％以上０．５０質量％以下であり、かつ、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合が３０％以上６０％以下である。

Description

本発明は、冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。
自動車用駆動系部品等の多くの機械構造部品は、機械構造用炭素鋼鋼材又は機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板を、冷間加工によって製品形状とした後、所望の硬さを確保するために熱処理を施して製造されることが多い。このため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さが必要とされ、これまでに種々の鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上であり、フェライトと炭化物からなり、当該フェライト粒内の炭化物密度が０．０８個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸びが３９％以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼板が記載されている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０２５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、
さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｃｕ：０．００１〜０．４％、Ｗ：０．００１〜０．５％、Ｔａ：０．００１〜０．５％、Ｎｉ：０．００１〜０．５％、Ｍｇ：０．００１〜０．０３％、Ｃａ：０．００１〜０．０３％、Ｙ：０．００１〜０．０３％、Ｚｒ：０．００１〜０．０３％、Ｌａ：０．００１〜０．０３％、Ｃｅ：０．００１〜０．０３０％の内の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼板であり、鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であることを特徴とする打抜き性に優れる高炭素熱延鋼板が提案されている。
再表２０１５−１４６１７３号公報 特開２０１５−１１７４０６号公報
特許文献１に記載される技術では、炭素含有量が０．２０〜０．４０質量％の鋼において、焼入れ性を高める合金元素であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上が合計で０．５０質量％以下しか含有されておらず、板厚がより厚く中心部までの完全な焼入れを要する自動車用部品等には不適である。
特許文献２では、鉄の体心立方格子の（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度を２．５以上に制御することにより、打ち抜き性を高めている。しかしながら、焼入れ後の硬さや、焼入れ後表層硬さに関しての記載はされていない。
本発明は、上記問題を解決し、冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは鋭意検討した結果、鋼板を、所定の成分組成を有し、ミクロ組織中のフェライト及び炭化物が所定の関係を満たすようにすることで、冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板が得られるという知見を初めて得た。本発明は以上のような知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３３％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上１．２５％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、及び
Ｃｒ：０．５０％以上１．５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有し、
ミクロ組織全体に対して前記フェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、かつミクロ組織全体に対して初析フェライトが占める体積の割合が２０％以上８０％以下であり、
前記炭化物中のＭｎ濃度が０．１０質量％以上０．５０質量％以下であり、かつ、前記炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合が３０％以上６０％以下である鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０％以上０．０１％以下を含有する［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３％以下を含有する［１］又は［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上０．５％以下を含有する［１］から［３］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種以上を合計で０．００１％以上０．０５％以下を含有する［１］から［４］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［６］［１］から［５］までのいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間粗圧延後、仕上温度：９２０℃以下で仕上圧延を行い、前記仕上温度から７００℃まで５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却した後、
巻取温度：５５０℃以上７００℃以下で巻き取り、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を２０％以上８０％以下とし、その後、
焼鈍温度：７００℃以上Ａｃ１変態点未満で焼鈍する鋼板の製造方法。
［７］［１］から［５］までのいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間粗圧延後、仕上温度：９２０℃以下で仕上圧延を行い、前記仕上温度から７００℃まで５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却した後、
巻取温度：５５０℃以上７００℃以下で巻き取り、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を２０％以上８０％以下とし、その後、
Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度に加熱して０．５時間以上保持した後、Ａｒ１変態点未満に冷却して、７００℃以上Ａｒ１変態点未満で２０時間以上保持して焼鈍する鋼板の製造方法。
［８］［１］から［５］までのいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施してなる部材。
［９］［６］又は［７］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
本発明によれば、冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さに優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することができる。本発明の鋼板は、冷間加工性、焼入れ性、及び焼入れ後表層硬さに優れるため、素材鋼板に冷間加工性及び熱処理後の焼入れ硬さが必要とされる、ギア、ミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品に好適に適用できる。
以下に、本発明の鋼板及びその製造方法について詳細に説明する。
鋼板の成分組成、ミクロ組織、製造条件の順で説明する。なお、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。
１）成分組成
Ｃ：０．１０％以上０．３３％以下
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満の場合、部品形状に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含有量は０．１０％以上とする。板厚１／４（１／４ｔ）の位置において、熱処理後により大きなビッカース硬さ（ＨＶ）を得る観点からは、Ｃ含有量は０．１８％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３３％を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３３％以下とする。強加工を必要とする部品に用いられる場合には、冷間加工性を確保する観点から、０．２８％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉは焼戻しに伴う軟化を抑制する効果があるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ含有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含有量は０．５０％以下であり、好ましくは０．３３％以下である。一方、過度にＳｉ含有量を低減すると、Ｓｉの焼き戻し軟化抑制の効果が得にくくなるため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であり、好ましくは０．１５％以上である。
Ｍｎ：０．４０％以上１．２５％以下
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含有量が１．２５％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になるため、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．２５％以下であり、好ましくは１．００％以下である。一方、Ｍｎ含有量が０．４０％未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Ｍｎ含有量は０．４０％以上であり、好ましくは０．５０％以上である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは冷間加工性及び焼入れ後の靭性を低下させる元素であり、Ｐ含有量が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。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ含有量は０．０２％以下が好ましい。Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、過度にＰ含有量を低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓ含有量が０．０１％を超えると、硫化物を形成し、鋼板の冷間加工性及び焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。優れた冷間加工性及び焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ含有量は０．００５％以下が好ましい。Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、焼入れ処理の加熱時にＡｌＮが生成してオーステナイト粒が微細化し、冷却時にフェライト相の生成が促進され、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含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０６％以下とする。Ａｌは溶鋼中にアルミナ系介在物を形成し、鋳造時のノズル詰まりの要因となるため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は少ないほど好ましく、下限は特に規定しないが、精錬コスト増大の観点から、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上が好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎ含有量が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、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含有量は０．０１％以下であり、好ましくは０．００５０％以下である。なお、下限は特に規定しないが、ＮはＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物及びＭｏ系窒化物を形成し、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、焼入れ後の靭性を向上させる元素であるため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以上１．５０％以下
Ｃｒは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有量が０．５０％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒ含有量は０．５０％以上であり、好ましくは０．７０％以上である。一方、Ｃｒが１．５０％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ため、１．５０％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、１．２５％以下が好ましく、１．２０％以下がより好ましい。
上記成分が本発明の必須成分である。なお、本発明において、必要に応じて以下の元素を含有しても良い。
Ｂ：０％以上０．０１％以下
Ｂは焼入れ性を高める重要な元素であり、０．０１％以下添加することが好ましい。Ｂ含有量が０．０１％を超えると、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶化が遅延する。この結果、熱延鋼板の圧延集合組織が発達し、焼鈍後の鋼板の機械特性値の面内異方性が大きくなる。これにより、絞り成形において耳が発生しやすくなり、また真円度が低下して、成形時に不具合を生じやすくなる。このため、含有する場合は、Ｂ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｂが０％でも本発明の効果は得られるので、Ｂは０％でもよい。ただし、本発明の熱間圧延における仕上げ圧延後の冷却速度の条件のもとでは、Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、フェライト変態を遅延させる固溶Ｂ含有量が不足する可能性があり、十分な焼入れ性向上効果が得られない場合がある。よって、含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３％以下
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅは表層からの浸窒抑制に重要な元素である。これら元素のうち１種以上の合計の含有量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められない。このため、含有する場合は合計で０．００２％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。一方、これらの元素を合計で０．０３％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り、これらの元素の含有量を合計で０．０３％超えとすると、含有量が多くなりすぎて、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上の合計は０．０３％以下とすることが好ましく、０．０２％以下とすることがより好ましい。また、このように浸窒を抑制できるため、鋼板中にＢを含有する場合において、焼入れ性向上に寄与する固溶ＢがＢＮとして窒化物を形成するのを抑制する効果がある。
Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上０．５％以下
Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に焼入れ性を向上させる。また、焼戻し軟化抵抗を抑制する効果を有する。このような効果を得るため、含有する場合は、合計の含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％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場合があるため、含有する場合は合計で０．５％以下とすることが好ましい。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、合計で０．３％以下がより好ましい。
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．００１％以上０．０５％以下
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、Ｎと窒化物を形成することにより耐摩耗性の向上に寄与するとともに、鋼板中にＢを含有する場合において、焼入れ性向上に寄与する固溶ＢがＢＮとして窒化物を形成するのを抑制する効果がある。このような効果を得るため、含有する場合は、合計で０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのうちの１種以上を合計で０．０５％を超えて含有すると、炭化物等の析出物を生成し、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる可能性があるため、合計で０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがより好ましい。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。また、上記任意成分を成分組成に下限未満で含む場合、下限未満で含まれる任意成分は、不可避的不純物に含まれるものとする。また、不可避的不純物としては、Ｏ：０.００５％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、が許容できる。また、本発明の効果を損なわない成分として、Ｃｕ：０.０４％以下を含有することができる。
２）ミクロ組織
本発明の鋼板は、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織を有する。
ミクロ組織全体に対してフェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上
フェライトと炭化物以外に、ベイナイトやマルテンサイト、パーライトなどの残部組織を含む場合、冷間加工性や打抜き性が損なわれるため、フェライト及び炭化物の占める体積の割合は、ミクロ組織全体に対して９０％以上であり、好ましくは９５％以上である。
ミクロ組織全体に対して初析フェライトが占める体積の割合が２０％以上８０％以下
本発明でいう初析フェライトとは、結晶粒内で炭化物が占める体積の割合が５％未満のフェライトのことをいう。初析フェライトは、熱間圧延後の冷却過程で初晶として析出した、実質的に炭化物をほとんど含まないフェライトであり、鋼板の冷間加工性向上に寄与する。このような効果を十分に得るために、初析フェライトの組織全体に占める体積の割合は２０％以上であり、好ましくは２５％以上である。また、初析フェライトの組織全体に占める体積の割合が８０％を超えると、熱間圧延後のミクロ組織にパーライトやベイナイト等の第二相が生成して、焼鈍後の炭化物の分布が不均一になり、焼入れ後の硬度分布が不均一となる。そのため、初析フェライトの組織全体に占める体積の割合は８０％以下であり、好ましくは６０％以下である。
炭化物中のＭｎ濃度が０．１０質量％以上０．５０質量％以下であり、かつ、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合が３０％以上６０％以下
本発明でいう「炭化物中のＭｎ濃度」は、炭化物中のＭｎの平均濃度であり、例えば、実施例に記載の方法で測定することができる。炭化物中のＭｎ濃度及び炭化物の粒径は、焼入れ後の表層硬さと相関を有する。炭化物中にＭｎが濃化し、かつ炭化物の粒径が十分大きい場合、部品成型後の熱処理の加熱の際に炭化物が溶解しにくくなることにより、若干の未溶解炭化物が生じやすくなり、鋼板表層に未溶解炭化物が存在することで、焼入れ後の表層硬さが向上する。このような効果を得るため、炭化物中のＭｎ濃度は０．１０質量％以上とし、かつ炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合を３０％以上とする。炭化物中のＭｎ濃度は好ましくは０．１５質量％以上である。また、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合は好ましくは３５％以上である。一方、炭化物中のＭｎ濃度及び炭化物の粒径が大きすぎる場合、熱処理時に生じる未溶解炭化物の量が過度に多くなり、十分な焼入れ硬さが得られないため、炭化物中のＭｎ濃度は０．５０質量％以下とし、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合は６０％以下とする。炭化物中のＭｎ濃度は好ましくは０．３０質量％以下である。また、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合は好ましくは５０％以下、より好ましくは４０％以下である。
３）製造条件
本発明の鋼板は、上記の成分組成を有する鋼素材を熱間粗圧延後、仕上温度：９２０℃以下で仕上圧延を行い、仕上温度から７００℃まで５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却した後、巻取温度：５５０℃以上７００℃以下で巻き取り、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を２０％以上８０％以下とし、その後、焼鈍を行うことにより製造される。
焼鈍は、下記（１）又は（２）によって行うことができる。
（１）焼鈍温度：７００℃以上Ａｃ１変態点未満で焼鈍する。
（２）Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度に加熱して０．５時間以上保持した後、Ａｒ１変態点未満に冷却して、７００℃以上Ａｒ１変態点未満で２０時間以上保持して焼鈍する。
なお、本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、１．０ｍｍ以上２０ｍｍ以下とすることが好ましい。
以下、本発明の鋼板の製造方法における各条件の限定理由について説明する。製造方法で示す温度は、鋼素材、鋼板等の表面温度を意味する。
なお、本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はない。本発明の鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。また、こうして溶製された鋼は、造塊−分塊圧延又は連続鋳造によりスラブとされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延（熱間粗圧延、仕上げ圧延）される。スラブを加熱して熱間圧延する場合は、スケールによる表面状態の劣化を避けるためにスラブ加熱温度を１２８０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延では、所定の温度で仕上げ圧延を行うため、熱間圧延中にシートバーヒーター等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
仕上温度：９２０℃以下で仕上圧延
仕上温度を９２０℃以下とすることにより、オーステナイトに歪が導入されてフェライト変態が加速し、冷間加工性向上に寄与する初析フェライトを得ることができる。このため、仕上温度は９２０℃以下であり、好ましくは９１５℃以下である。下限については特に規定しないが、粗圧延時の圧延荷重低減の観点から、仕上温度は８００℃以上であることが好ましい。なお、仕上温度は鋼板の表面温度である。
仕上温度から７００℃まで５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却
仕上温度から７００℃以上の温度範囲はＭｎが容易に拡散できる温度範囲であり、この温度範囲を徐冷することにより、炭化物中にＭｎ及びＣｒを濃化させることができる。この温度範囲における平均冷却速度が５０℃／ｓを超える場合、上記の効果が不十分となるため、平均冷却速度は５０℃／ｓ以下である。平均冷却速度は、好ましくは４０℃／ｓ以下である。また、平均冷却速度の下限は特に限定されないが、炭化物へのＭｎの過剰な拡散を抑制する観点から、２０℃／ｓ以上であることが好ましい。
巻取温度：５５０℃以上７００℃以下
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ため、操業上好ましくない。したがって、巻取温度は７００℃以下であり、好ましくは６８０℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると、十分な量の初析フェライトが得られず、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５５０℃以上であり、好ましくは５８０℃以上であるとする。また、巻取温度を５８０℃以上６８０℃以下の温度域にする場合、初析フェライトを安定して得るために７００℃から巻取温度までの平均冷却速度を４０℃/s以下とすることが好ましい。なお、巻取温度は鋼板の表面温度である。
ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を２０％以上８０％以下
熱間圧延後の鋼板のミクロ組織に初析フェライトを含むことにより、焼鈍後の鋼板のミクロ組織に、粒内に実質的に炭化物を含まないフェライトを導入することができる。また、この初析フェライトの粒径は大きいほど冷間加工性に優れる。このため、熱間圧延後の鋼板のミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合は２０％以上であり、好ましくは２５％以上である。また、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合が８０％を超えると、熱間圧延後のミクロ組織にパーライトやベイナイト等の第二相が生成して、焼鈍後の炭化物の分布が不均一になり、焼入れ後の硬度分布が不均一となる。そのため、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合は８０％以下であり、好ましくは６０％以下である。上述した仕上温度と巻取温度の条件を両方満たすように実施することで、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を、上記本発明の範囲内に調整することができる。
本発明の熱延鋼板の製造方法では、以下の焼鈍条件（１）又は（２）で焼鈍を行う。
焼鈍条件（１）：焼鈍温度が７００℃以上Ａｃ１変態点未満で焼鈍
上記のようにして得た熱延鋼板に、焼鈍（炭化物の球状化焼鈍）を施す。焼鈍温度がＡｃ１変態点以上であると、オーステナイトが生成し、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。なお、フェライト粒内の炭化物粒の個数密度を所望の値とする上で、焼鈍温度は７００℃以上であり、好ましくは７１０℃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、これらのガスを使用することが好ましいが、Ａｒを使用してもよく、特に限定されない。また、焼鈍時間は０．５〜４０時間とすることが好ましい。目標とするミクロ組織を安定して得ることができ、鋼板の硬度を所定の値以下とすることができるため、焼鈍時間は０．５時間以上とすることが好ましく、８時間以上とすることがより好ましい。また、焼鈍時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となりやすいため、焼鈍時間は４０時間以下とすることが好ましく、３５時間以下とすることがより好ましい。なお、焼鈍温度は鋼板の表面温度とする。また焼鈍時間は、所定の温度を維持している時間とする。
焼鈍条件（２）：Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度に加熱して０．５時間以上保持した後、Ａｒ１変態点未満に冷却して、７００℃以上Ａｒ１変態点未満で２０時間以上保持
上記の熱延鋼板を、Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度に加熱して０．５時間以上保持することにより、熱延鋼板中に析出していた比較的微細な炭化物が溶解し、固溶Ｃ量が多いオーステナイトが一部生成する。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。したがって、焼鈍温度はＡｃ１変態点以上であり、好ましくは（Ａｃ１変態点＋１０℃）以上である。焼鈍温度が８００℃を超えると、オーステナイトが粗大に生成するため、この後の冷却過程においてオーステナイト域が球状化せずにパーライトが生成し、冷間加工性が低下する。したがって、焼鈍温度は８００℃以下であり、好ましくは７６０℃以下である。また、Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度での保持時間が０．５時間未満では、微細な炭化物を十分に溶解させることができない。このため、Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度に加熱して０．５時間以上保持することとし、１時間以上保持することが好ましい。
その後、Ａｒ１変態点未満に冷却して、７００℃以上Ａｒ１変態点未満で２０時間以上保持することにより、オーステナイト、又はオーステナイト／フェライト界面を核として比較的粗大な炭化物が析出して炭化物の球状化率が高い組織を得ることができ、さらに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、冷間加工性や打抜き性の低下を招く微細な炭化物の数を低減させることができる。焼鈍温度が７００℃未満の場合、炭化物の成長が不十分となる。したがって、焼鈍温度は７００℃以上であり、好ましくは７１０℃以上である。また、焼鈍温度がＡｒ１変態点以上の場合、オーステナイトが粗大に成長し、冷却時に加工性の低下の原因となるパーライトが生成する。したがって、焼鈍温度はＡｒ１変態点未満である。７００℃以上Ａｒ１変態点未満の温度での保持時間が２０時間未満の場合、炭化物を十分に成長させることができず、冷間加工性が低下する。このため、Ａｒ１変態点未満に冷却して、７００℃以上Ａｒ１変態点未満で２０時間以上保持することとする。保持時間は好ましくは２５時間以上である。
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、これらのガスを使用することが好ましいが、Ａｒを使用してもよく、特に限定されない。
本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する。
本発明の鋼板は、冷間加工性、打ち抜き性及び焼入れ性に優れている。また、本発明の鋼板を用いて得た部材は、焼入れ後の鋼板表層の硬さに優れるので、耐摩耗性に優れている。また、部材を製造する際に、打ち抜き加工する場合には、打ち抜きする際に使用する工具（金型）を高寿命化することができる。本発明の部材は、例えば、ギア、ミッション、シートリクライナーなどの自動車部品に好適に用いることができる。
成形加工は、プレス加工、打ち抜き加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、熱処理は、機械構造用炭素鋼鋼材、機械構造用合金鋼鋼材に適用される高周波焼入れ、浸炭焼入れ、焼入れ、焼戻し等の一般的な熱処理方法を制限なく用いることができる。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。なお、本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有する鋼素材を溶製した。次いで、これらの鋼素材に対して、表２−１に示す熱延条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。なお、巻取温度が７００℃未満の場合、仕上温度から７００℃まで冷却した後、７００℃から巻取温度までの平均冷却速度は、０超〜４０℃／ｓの範囲内とした。次いで、熱間圧延時に生じた表面スケールを除去し、窒素雰囲気中にて表２−１に示す条件の焼鈍（球状化焼鈍）を施して、本発明の鋼板として板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍板を製造した。このようにして製造した熱延焼鈍板について、下記に示す方法で、ミクロ組織、冷間加工性、焼入れ性、炭化物中のＭｎ濃度を調査した。結果を表３に示す。なお、表２−１のＮｏ．９の焼鈍条件において、「７５０℃・１ｈｒ→７１５℃・２０ｈｒ」は、７５０℃で１時間保持した後、７１５℃まで冷却して、７１５℃で２０時間保持して焼鈍したことを意味する。また、表２−１のＮｏ．１０の焼鈍条件において、「８１０℃・１ｈｒ→７１５℃・２０ｈｒ」は、８１０℃で１時間保持した後、７１５℃まで冷却して、７１５℃で２０時間保持して焼鈍したことを意味する。また、表２−１のＮｏ．２０、２１、２４〜２６も、同様に、表２−１に記載のとおりの保持温度及び保持時間で、二段階で焼鈍を行った。
なお、表１に示すＡｃ１変態点及びＡｒ１変態点は、次のようにして求めた。フォーマスター試験機にて、円柱状の試験片（直径３ｍｍ×高さ１０ｍｍ）を用いて、加熱時の膨張曲線を測定し、フェライトからオーステナイトに変態を開始する温度（Ａｃ１変態点）を求めた。また、同様の試験片を用いて、オーステナイト単相域に加熱したのち、オーステナイト単相域から室温まで冷却したときの膨張曲線を測定し、オーステナイトからフェライト、炭化物への変態を完了する温度（Ａｒ１変態点）を求めた。
ミクロ組織
上記の熱延鋼板及び熱延焼鈍板の板幅中央部から切断して採取した各試料を板厚１／４位置まで研磨後、ナイタール腐食を施し、走査電子顕微鏡を用いて圧延方向断面のミクロ組織を観察した。熱延鋼板に対しては、走査電子顕微鏡写真に対して後述する画像解析処理を行い、フェライト及び炭化物以外の残部組織（以下、単に残部組織ともいう。）の体積率、初析フェライト粒径、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を求めた。熱延焼鈍板に対しては、走査電子顕微鏡写真に対して後述する画像解析処理を行い、残部組織の体積率、初析フェライト分率（ミクロ組織全体に対する初析フェライトが占める体積の割合）、及び炭化物の総数に対する粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合を求めた。なお、それぞれの値には、異なる３視野の走査電子顕微鏡写真に対して画像解析処理を行った得られた値の算術平均値を用いた。
走査電子顕微鏡写真に対して、画像解析ソフトを用いてフェライト、炭化物及び残部組織の二値化処理を行い、全体の面積に対して残部組織の面積が占める割合を、フェライト及び炭化物以外の残部組織の体積率として求めた。また、１００％から残部組織の体積率（％）を引いた値を、ミクロ組織全体に対するフェライト及び炭化物の体積の割合（％）とした。
熱延鋼板の初析フェライト粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に定めた結晶粒度の評価方法（切断法）を用いて測定した値を用いた。そのうち、３μｍ以上の粒径を有する初析フェライトの面積率を画像解析ソフトにより測定し、この測定値を、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合として用いた。
熱延焼鈍板における初析フェライトの組織全体に占める体積の割合は、熱延焼鈍板の走査電子顕微鏡写真に対して、画像解析ソフトを用いて初析フェライトの面積率を測定した値を用いた。
炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合は、走査電子顕微鏡写真に対して、画像解析ソフトを用いてフェライトと炭化物の二値化処理を行い、さらに画像処理ソフトＩｍａｇｅ Ｊを用いて各炭化物の円相当径を求め、粒径が１μｍ以上の炭化物の数を炭化物の総数で除することにより求めた。
炭化物中のＭｎ濃度
熱延焼鈍板に対して、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン―１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム―メタノール電解液中で、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解した。続いて、電解液から試験片を取り出してメタノールを入れたビーカーに移し、超音波撹拌により試料表面に付着した析出物を完全に除去し、穴径０．２μｍのフィルターを用いて捕集した。この抽出残渣に対して誘導結合プラズマ発光分光分析を行うことにより、析出物中に含有されるＭｎの濃度（質量％）を求め、表２−２に示した。
冷間加工性
加工性を評価するため、熱延焼鈍板から、圧延方向と引張方向が平行となるようにＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、島津製作所社製 ＡＧ−ＩＳ２５０ｋＮを用いて、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎでＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、突合せ伸び（％）を求め、表３に示した。本発明では、３０％以上の突合せ伸びを有する試料を優れた冷間加工性を有するとした。
焼入れ性、焼入れ後の表層硬さ
熱延焼鈍板に対してせん断加工を施して部材を製造し、当該部材をソルトバスにて９２５℃で３０ｍｉｎの等温保持後、水冷を行った。この試験片の圧延方向断面に対して、荷重１．０ｋｇｆで板厚方向のビッカース硬さ分布を測定した。板厚１／４（１／４ｔ）の位置においてＨＶ４３０以上のビッカース硬さを有する試料を評価Ａランク、ＨＶ４３０未満のビッカース硬さを有する試料を評価Ｂランクとした。ここで、評価Ａランクであった試料を優れた焼入れ性を有するとした。また、鋼板表面から板厚方向に０．３ｍｍの位置においてＨＶ４５０以上のビッカース硬さを有する試料を評価Ａランク、ＨＶ４５０未満のビッカース硬さを有する試料を評価Ｂランクとした。ここで、評価Ａランクであった試料を、優れた焼入れ後の表層硬さを有するとした。
Figure 0006819829
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 表３に示すように、発明例のＮｏ．１、３、５、７、９、１１〜１４、２０〜２２、２４、２５は、いずれも優れた冷間加工性、焼入れ性、焼入れ後の表層硬さを示した。
これに対して、比較例のＮｏ．２は、仕上圧延温度が高いことにより初析フェライト分率が小さくなり、冷間加工性に劣っていた。
比較例のＮｏ．４は、冷却速度が高いことにより炭化物中のＭｎ濃度かつ１μｍ以上の炭化物の割合が不十分となり、焼入れ後の表層硬さに劣っていた。
比較例のＮｏ．６は、巻取り温度が低いことにより初析フェライト分率が小さくなり、冷間加工性に劣っていた。
比較例のＮｏ．８、１０は、焼鈍温度が高いことによりパーライトが多く生成し、冷間加工性に劣っていた。
比較例のＮｏ．１５〜１９は、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれかの濃度が不適当であったため、冷間加工性、焼入れ性、焼入れ後の表層硬さのいずれかに劣っていた。
比較例のＮｏ．２３は、巻取温度が高いことにより初析フェライト分率が過剰に大きくなり、焼入れ後の表層硬さに劣っていた。
比較例のＮｏ．２６は、焼鈍温度がＡｒ１変態点以上であるため、パーライトが多く生成し、かつ粒径が１μｍ以上の炭化物の数が過剰に増えて、冷間加工性、焼入れ性及び焼入れ後の表層硬さに劣っていた。

Claims (9)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．３３％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．４０％以上１．２５％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、及び
    Ｃｒ：０．５０％以上１．５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有し、
    ミクロ組織全体に対して前記フェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、かつミクロ組織全体に対して初析フェライトが占める体積の割合が２０％以上８０％以下であり、
    前記炭化物中のＭｎ濃度が０．１０質量％以上０．５０質量％以下であり、かつ、前記炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合が３０％以上６０％以下である鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０％以上０．０１％以下を含有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３％以下を含有する請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上０．５％以下を含有する請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種以上を合計で０．００１％以上０．０５％以下を含有する請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 鋼素材を熱間粗圧延後、仕上温度：９２０℃以下で仕上圧延を行い、前記仕上温度から７００℃まで５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却した後、
    巻取温度：５５０℃以上７００℃以下で巻き取り、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を２０％以上８０％以下とし、その後、
    焼鈍温度：７００℃以上Ａｃ１変態点未満で焼鈍する、請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  7. 鋼素材を熱間粗圧延後、仕上温度：９２０℃以下で仕上圧延を行い、前記仕上温度から７００℃まで５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却した後、
    巻取温度：５５０℃以上７００℃以下で巻き取り、ミクロ組織全体に対して、粒径３μｍ以上の初析フェライトが占める体積の割合を２０％以上８０％以下とし、その後、
    Ａｃ１変態点以上８００℃以下の温度に加熱して０．５時間以上保持した後、Ａｒ１変態点未満に冷却して、７００℃以上Ａｒ１変態点未満で２０時間以上保持して焼鈍する、請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  8. 請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載の成分組成を有し、下記の方法にて測定した、板厚１／４の位置におけるビッカース硬さがＨＶ４３０以上であり、且つ、鋼板表面から板厚方向に０．３ｍｍの位置におけるビッカース硬さがＨＶ４５０以上である、部材。
    記
    前記部材をソルトバスにて９２５℃で３０ｍｉｎの等温保持後、水冷を行い、当該部材の圧延方向断面に対し、荷重１．０ｋｇｆで板厚方向のビッカース硬さ分布を測定する。
  9. 請求項６又は請求項７に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び熱処理の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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