JPH03188217A - 高炭素薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、高炭素薄鋼板の製造方法、特に熱処理後の旧
オーステナイト組織が非常に微細化され、耐衝撃性、耐
摩耗性、さらには使用中の水素侵入による割れの発生抑
制効果が優れ、しかも製造性や加工性が良好であって、
チェーン部品、ギヤ部品、クラッチ部品、ホースクリッ
プ、シートベルトバックル、座金用として好適な高靭性
高炭素薄鋼板の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 一般に、チェーン部品、ギヤ部品、ホースクリップ、ク
ラッチ部品、シートベルトバックル、座金部品等は、Ｊ
ＩＳ　Ｇ　３３１１に規定されている５３０Ｃ門、５７
０Ｃ台或いはＳＫ７Ｍ、　ＳＫ４Ｍの高炭素鋼板や、Ｓ
ＣＭ４３５或いはＳＣＭ４４５等の低合金高炭素鋼を熱
間圧延した後酸洗により脱スケールして得た鋼板や、板
厚寸法精度の向上や、客先での打ち抜き、曲げ、プレス
成形等の成形加工性向上を目的として前述の鋼板に対し
さらに適当な圧下率の冷間圧延とＡｃ＋温度に近い温度
で長時間加熱する球状化焼鈍を適用して得た鋼板を一般
に素材としている。そしてかかる鋼板を成形加工した後
、焼入れ・焼戻しあるいはオーステンパ等の熱処理によ
り硬化することで前述の各種耐摩耗、耐衝撃性製品が製
造されるのが普通である。

したがって、これらの鋼板には成形加工後に施される熱
処理によって初めて所望の強度が得られ、かつ製品とし
て使用時に十分な耐衝撃性と耐摩耗性を発揮することが
要求されることから、その材質も前述の如き炭素含有量
の高いものが選ばれる。この場合、製品の耐衝撃性およ
び耐摩耗性は、特に焼戻しの温度が影響することから、
使用の形態や状況によって焼入れ・焼戻し材では「焼入
れまま」ないしは「６５０″Ｃまで１（通常１８０〜４
５０℃）の各焼戻し処理温度が、またオーステンバでも
「５００℃まで」（通常２００〜４５０　’Ｃ）の温度
条件が注意深く選択される。

しかし、ＪＩＳに規定されている前記高炭素薄鋼板、特
に炭素量の高い薄鋼板では、熱処理後には鋼中の歪が高
いことや炭化物が大量に析出するため、注意深い熱処理
条件の選択にもかかわらず耐衝撃性や耐水素割れ性が不
十分である。

例えば自動車エンジンの燃料管あるいはガス管等の接続
部を固定するホースクリップには高いバネ性が要求され
るためＴＳ：１８０に以上の高強度鋼が使用されており
、この強度を確保するため従来Ｃ含有量が０．７０〜０
．８５％の高炭素鋼（Ｓ７ＯＣＳＳに５Ｍ、ＳＫ７Ｍ等
）をオーステナイト粒して用いられてきた。

（発明が解決しようとする諜Ｍ） しかし、このような鋼を適用した場合、使用中に応力集
中を受ける部分より割れが発生する問題が生じており、
これらの割れの破面は粒界破壊の様相を呈していること
から使用中に破断部に侵入した水素が原因であることを
本発明者らは見い出した。

このような水素割れを防止するには、高いＣ量による歪
の増大を抑制するためＣ量を低減したＣｒＭｏ系のＳＣ
Ｍ４３５、ＳＣＭ４４５等の低合金鋼を用い、またオー
ステナイト粒径が微細化され、割れの伝播が抑制される
よう鵠、Ｎ等の化学成分を適当に調整する必要がある。

そのような手段のうちオーステナイト粒径の微細化には
、スラブ加熱あるいは焼入れ、オーステンパ等の熱処理
時の均熱工程において析出するＡｌ２Ｎ等の微細粒子を
利用する方法が一般的である。

しかし、さらに微細なオーステナイト結晶粒を得るため
には．ＡｌＮ等の析出物以外に多くの析出物が必要とな
る０本発明者らは、さらに結晶粒を微細化するためには
、Ｔｉ、　Ｎｂを必要に応じて添加することによって得
られるＴｉＮ　、　ＴｉＣ。

Ｔｉ　（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）あるいはＴｉＮ
ｂ（ＣＮ）による効率的な細粒化が必要となるという認
識に至った。

また製造プロセスに関して、ユーザーからの要求傾向は
、焼入れ・焼戻し鋼よりもオーステンパ処理鋼によって
耐衝撃性、耐水素割れ性を向上させるという考えに変わ
ってきているのが現状である。さらに、近年の自動車用
部品の使用量の増大により焼入れ・焼戻し或いはオース
テンパ処理時間の短縮への要求も高まっている。

しかし、前記のような低合金鋼ではオーステンバに際し
てオーステナイト化温度域での均熱時間が短縮された場
合には、前組織のフェライトパーライト組織から均一な
オーステナイトへの変化が不十分となり、鋼中の炭素濃
度の不均一が生じてオーステンパ処理後にマルテンサイ
トとへイナイトの混合組織が形成される。これによって
耐衝撃性、耐水素割れ性ともに低いものとなっているこ
とを本発明者らは見い出し、この混合組織の形成を防止
し、均一なヘイナイト組織を形成させることが耐衝撃性
、耐水素割れ性向上に不可欠であるとの認識に至った。

ここに、本発明の目的は、結晶粒が微細化され、耐衝撃
性、耐摩耗性に優れるとともに耐水素割れ性にも優れた
高炭素薄鋼板の製造方法を提供することである。

また、本発明の別の目的は、上述の高炭素薄鋼板の安価
なかつ実用的な製造方法を提供することである。

（課題を解決するための手段） そこで、本発明者らは、上述のような観点から、これら
高強度鋼板の素材として十分満足できる硬度、引張り強
度を備え、しかも加工性が良好で圧延過程や最終製品へ
の成形工程でも割れなど不都合を生じることのない薄鋼
板を提供すべく研究を行ったところ、次に示すような知
見を得た。

（ａ）従来、材料強度の高い鋼種において生じ易い水素
脆化や疲労脆化は完全に防止することはできないと考え
られているが、このような鋼種に対し、成分として厳密
に調整された特定量のＮｂ（０，００５〜０．１００％
）を添加すると、オーステナイト粒が効果的に微細化さ
れて水素脆性による割れは著しく抑制されること。

（ｂ）その場合、さらに０．００５〜０．１０％のＴｉ
を添加するとスラブ加熱時あるいは焼入れにおける均熱
時にＴｉ　（ＣＮ）、ＴｉＮｂ（ＣＮ）が形成されオー
ステナイト粒成長を効果的に抑制すること。

（ｃ）また、鋼中のＰを０．０３０％以下に低減すると
、オーステナイト粒界に偏析したＰ量が減って脆性破壊
の要因となる粒界脆化が抑えられ、材料の一層の靭性改
善がもたらされること。

（ｄ）　Ｐの粒界偏析については、適量のＢを添加する
と、ＢがＰに対し優先的に粒界へ偏析しＰの粒界偏析を
抑制することが知られており、これまでにもかかるＢの
特性を利用したＰの粒界偏析防止法が提唱されているが
、このようなり添加は水素割れ防止のための粒界強化に
も効果を示すこと。

（ｅ）Ｍｎ含有量の低減もＳの０．０２０％以下への低
減と相まってＭｎＳ生成制御を通じて靭性改善に大きく
寄与する。また高Ｍｎの場合、Ｐとの相互作用によりＰ
の粒界偏析を促進する場合があるが、このＭｎ低域によ
ってＰの粒界偏析は抑制される。またＭｎ低減により予
想される焼入れ性低下も製品が薄鋼板であるために高い
焼入れ性は特に必要とはせず、またＣｒ、　Ｍｏの添加
効果で強度も十分に保証できること。

（ｆ）一般に、高炭素鋼板の高靭性化を図ると、焼入れ
、焼戻し前の成形性や打ち抜き性の低下が避けられなか
ったが、鋼成分として特定量のＭｏを添加すると、上記
成形性や打ち抜き性の低下をともなうことなく焼入れ・
焼戻し後の靭性、特に「低温焼戻し靭性」と呼ばれる靭
性劣化が効果的に防止されるようになること。

（ｇ）プロセスとしては仕上げ温度条件を８００℃以上
とすると熱間圧延後のフェライト−パーライト組織の微
細化に効果があり、熱処理後の製品の組織均一化による
耐衝撃性、耐水素割れ性向上に効果があること。

（ｈ）熱間圧延完了後の冷却速度を１０〜４０℃／ｓｅ
ｃとすると亜共析組成域における初析フェライトが効果
的に微細化されるため、その後焼入れ・焼戻しあるいは
オーステンパを行う場合、オーステナイト温度域での均
熱時間短縮に効果があること。

（＋）また熱間圧延後、５５０〜６５０℃の温度範囲に
て巻取りを行うと上記初析フェライトの微細化が一層効
果的に行われる結果、その後焼入れ・焼戻しあるいはオ
ーステンバを行う場合、オ−ステナイト温度域での均熱
時間短縮に効果があること。

これら（ａ）〜（ｉ）に示した知見事項により低温焼戻
し後の靭性、並びに耐水素脆性に優れた鋼種が製造可能
となった。

ここに、本発明者らは先きに特願昭６３−３１１１３６
号および同６３−３０１８１５号として、Ｎｂ、　Ｃｕ
、　Ｔｊ、Ｂ添加鋼について特許出願したが、この鋼種
は靭性は優れているがＣｕの添加が必須の場合コストア
ップが問題となっていた。またＣｕを添加しない場合に
、板表面の耐水素脆性は低水準のものであった。

さらに上述の鋼種に類似するものが、特開昭５８−６１
２１９号（公告：平１−３５０６６号）に開示されてい
るが、この発明においてはＮ含有量を０．００２０％以
下にするとともに、Ｐｏ、０１０％以下に制限すること
によって結晶粒界の清浄化を図っており、この組成の場
合、焼入れ・焼戻しあるいはオーステンバ処理後の粒径
が粗大になるため、耐衝撃性あるいは耐水素割れ性に問
題がある。またこの発明はあくまでも条鋼を対象とした
ものであり鋼板から打ち抜いた板バネにおけるこのよう
な熱処理上の問題を考慮したものではない。

ここに、本発明者らは、Ｃｕ添加を不要とすることによ
り、製造コストの低減をはかり、さらに、Ｎ添加量を０
．００２０％超〜０．０１５％以下の範囲に限定すると
ともに粒径制御のためのＴｉ．Ａｌ、Ｎｂ系の炭窒化物
を十分に成形し得る組成とし、一方熱間圧延条件につい
ても微細なフェライトパーライト組織を形成すべく設定
することにより耐衝撃性あるいは耐水素割れ性がより優
れたものとなることを確認し、本発明を完成した。

よって、本発明の要旨とするところは、重量割合にて、 Ｃ：０．３０〜０．７０％、　　Ｓｉ：　０．１０〜０
．７０％、Ｍｎ：　０．０５〜１．００％、　　Ｐ：０
．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、　　Ｃｒ：　
０．５０〜２．００％、Ｍｏ：　０．１０〜０．５０％
、　　Ｔｉ：　０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：　０．
００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００２
０％、ｓｏｌ．Ａｌ：　０．１０％以下、 Ｎ：　０．００２％超〜０．０１５％以下で、残部実質
的にＰｅ から成る組成を有する熱延板を８００℃以上の温度にて
圧延を完了し、直ちに１０〜ｂ 度で５５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却して該温度範
囲で巻取りを行い、さらに必要により、そのようにして
得られた鋼板を、２０〜８０％の圧下率での冷間圧延と
、Ａｃｔ−５０℃〜ＡＣ＋＋３０℃の範囲にてＩｈｒ以
上均熱する箱焼鈍とを１回もしくは１回以上実施するこ
とを特徴とする特にオーステンパ処理等の熱処理によっ
て短時間で均一なベイナイト組織を形成し、高強度で優
れた耐衝撃性、耐水素割れ性を備えた高炭素薄鋼板の製
造方法である。

（作用） ここで、本発明にかかる方法において処理の対象とする
薄鋼板の成分組成を上記のごとくに数値限定した理由を
説明する。

（ａ）　Ｃ 鋼板に所望の硬度、強度、焼入れ性および耐摩耗性を得
るためには０．３０％以上のＣの添加が必要である。ま
たＣ含有量が０．７０％超の場合熱処理前の加工性が劣
化するばかりか、熱処理後の脆性も増大するためＣ添加
量を０．３０〜０．７０％と定めた。

（ｂ）Ｓｉ 積極的添加は特に必要ないが、０．７０％を超えて含有
させると鋼板が硬質となって脆化する傾向を見せること
から、ｓｉ含存置は０．７０％以下と定めた。また焼入
れ性を確保するために０．１０％以上の添加は必要であ
る。

（ｃ）Ｍ　ｎ Ｃｒ、　Ｍｏを添加した本発明が対象としている高炭素
鋼板の用途はギヤ、チェーン等であり、般の耐摩耗鋼板
と異なり靭性向上のためＭｎを低減する必要がある。特
に本発明の場合、１６０％を超えて含をされると熱処理
の硬度が大きくなり過ぎて靭性低下を招く、一方、Ｍｎ
含有量が０．０５％未満であると、固溶Ｓが多くなって
熱間加工時の脆化が生じ鋼板の製造性を害するようにな
ることから、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．００％と定め
、望ましくは０．８０％以下の添加に制限するのがよい
。

（ｄ）Ｐ Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界破壊等の脆性
の増大に対し大きな影響を持つものである。このためＰ
含有量は低いほど靭性上好ましいことは言うまでもない
。そこでＰ含有量は０．０３０％以下と定めたが、本発
明の鋼板のようにＳｉ、　Ｍｎを一定量含有する場合さ
らに添加量を低減するのが望ましい。このためには、０
．０１５％以下に制限した場合に効果が増大する。しか
し製鋼上のコストアップが問題となるため添加量の下限
は０．０１０％までとするのが望ましい。

また、これらＰの添加による粒界へのＰ偏析は、Ｂの添
加により緩和される。これはＢがＰよりも先にオーステ
ナイト粒界に偏析するためで、これによりオーステナイ
トの粒界は、Ｐを低減した場合と同様に強化される。

（ｅ）　Ｓ Ｓ含有量は低いほどＭｎＳの析出を抑制し、靭性上好ま
しいことは言うまでもない。このためＳ含有量は０．０
２０％以下と定めたが望ましくは０．０１０％以下に制
限するのがよい。

（ｆ）Ｎ　ｂ Ｎｂは、オーステナイト粒を微細化して綱の靭性を向上
させる作用を有しており、この作用は水素脆化による破
壊の防止にも非常に有効である。したがって、これらの
割れ発生防止を目的としてＮｂの添加がなされるが、そ
の含有量がｏ、ｏｏｓ％未満では前記作用による所望の
効果が確保できず、一方、０．１００％を趨えて含有さ
せてもこれらの効果は飽和状態に達することから、Ｎｂ
含有量は０．００５〜０．１００％と定めた。また望ま
しくはＴ１Ｎｂ系複合析出物を形成するために、Ｔｉ／
Ｎｂの範囲は０．３〜０．７程度がよい。

（□□□Ｃ「 Ｃｒは、主として焼入れ性向上を目的として添加される
成分であるが、その含有量が２．０％を超えて含有され
ると鋼の硬質化を招いて脆化することから、Ｃｒ含有量
は０．５０〜２．００％と定めた。

（ハ）Ｍ。

Ｍｏは重要な成分であり、Ｍｏの添加によって、鋼板の
熱処理前（焼入れ・焼戻し前）の加工性を劣化させるこ
となく熱処理後の高靭性を維持する効果がある。一般に
、綱は焼入れ後３００　’Ｃ前後の温度で焼き戻しをす
るといわゆる「低温焼き戻し脆化」を生じて著しく脆く
なる。ところが所望の硬度を得たいときなどどうしても
上記温度での焼き戻しが必要な場合がある。実際、前記
「低温焼き戻し脆化」は特に厚い試料の場合に顕著であ
って薄板では軽減される傾向があるため、時にこの温度
での焼き戻しが採用されることがある。しかし、その場
合、使用状況によりやはり靭性の低下が問題となる。こ
のような脆化に対しても、０．１０％以上のＭｏの添加
は非常に有効である。しかし、０．５０％超のＭｏの添
加はコスト上昇を招くことから上限を０．５０％と定め
た。

（ｉ）Ｔｊ Ｔｉは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、ＴｉＮあ
るいは↑ＩＧを形成して微細分散させることにより鯛の
硬度および引張強度を増大させる作用を有している。そ
の上、Ｎｂとの複合析出物としてＴｆＮｂ（ＣＮ）を形
成し、オーステナイト結晶粒の微細化を促進する作用を
も発揮する。また、Ｂの添加に際してはＢＨの析出を抑
制しＢの粒界への偏析を促進することでＰの粒界偏析に
よる耐衝撃性、耐水素割れ性の低下を抑制するものであ
る。しかし、月含有量が０．００５％未満では前記作用
による所望の効果が得られず、一方、０．１０％を超え
て過剰に含有されるとコストアップになるだけでなく、
鋼の硬化につながって利点がなくなることから、Ｔｉ含
有量は０．００５〜０．１０％と定めた。またＴ１Ｎｂ
系の複合析出物を形成するにはＮｂ添加量を超えないよ
うにすることが望ましい。

（ｊ）ｓｏｌ．Ａｌ ＡＱは鋼の脱酸材として必要に応じて添加される成分で
あるが、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．１０％を超えると
コストアップになるばかりか、鋼板の硬化をもたらすの
でなんら利点はない。またＡＱＨによるオーステナイト
粒径制御についても過剰のＡＱＨの形成は不要である。

このように、ｓｏｌ。

ＡＱの０．１０％以下の含有は許容されるとの理由から
、その含有量を０．１０％以下と定めた。

（ｋ）Ｂ Ｂは極めて重要な元素であり、鋼の焼き入れ性を向上さ
せるとともに、粒界に固ｉ９Ｂとして析出させることに
より粒界を強化する作用を発揮し、これは０．０００５
％以上の添加で脆性破壊の発生を著しく抑制する効果が
確保される。しかし、余り多量に添加しても上述の効果
は飽和してしまい、むしろコストアップを招くことから
０．００２０％以下に制限する。

（１）　Ｎ Ｎの含有は鋼の硬度や引張強度の向上に効果ある他、Ａ
１２Ｎ、ＴｉＮ等を形成してオーステナイトの粗粒化を
防止し、靭性向上に役立つ。この効果を確保するためＮ
添加量は０．００２０％を超えるものと定めた。また、
その含有量が０．０１５％超の場合には硬度上昇により
焼入れ前の加工性を阻害することから、その含有量を０
．０１５％以下に制限した。

（１）仕上げ温度条件 仕上げ温度については、仕上げ前に初析フェライトの析
出を防止する必要があることから、８００℃以上と限定
する。また、熱延板での硬度増大による酸洗、冷延工程
での割れ防止のため望ましくは仕上げ温度の上限を８８
０℃とするのがよい。

（ホ）熱延板の冷却速度条件 上記のようなフェライト−パーライト組織の微細化につ
いては、仕上げ温度の他に冷却速度の範囲を限定する必
要がある。

一般に初析フェライトは冷却速度が小さい場合は、析出
粒数が減少し粗大化する。このフェライトの粗大化は、
前述のごときオーステナイトの微細化に悪影響を及ぼす
ほか、オースナナ４１度域での炭素およびＭｎ、　Ｃｒ
、　Ｍｏ等の合金元素の拡散に時間を要するため熱処理
時間が増大するといった弊害が生じる。この防止対策と
して冷却速度を増大する必要があるが、仕上げ完了後の
冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満ではこの微細化効果はほ
とんど見られず、また４０℃／ｓｅｃ超では熱延板の硬
度が増大し、酸洗、冷延工程での割れが生じやすくなる
ことから条件としては不適切である。

以上の結果から、仕上げ圧延後の熱延板の冷却条件を１
０〜４０℃／ｓｅｃとした。しかし、この冷却温度範囲
の中でも、冷却速度が２５°（／ｓｅｃ以上となれば熱
延板での脆性が生じるため酸洗工程等における割れの発
生が危惧されることから、望ましくは１０〜２０’Ｃ／
ｓｅｃの範囲にて適用するものとする。

（ｎ）巻取り温度条件 上記の熱延板は５５０〜６５０℃の範囲で巻き取るもの
とした。これは、巻取り温度が６５０　’Ｃ超の場合、
前項の（ホ）で記載した冷却条件で冷却しても初析フェ
ライトが粗大化し客先での熱処理に時間を要するためで
ある。また、５５０℃未満で巻き取る場合には熱延板の
硬度が増大し酸洗、冷延工程での割れが生じやすくなる
ことから条件としては不適切である。このことから、巻
取り温度条件としては５５０〜６５０℃の範囲で巻き取
ることとした。

（０）冷間圧延条件 本発明の好適態様によれば、上述のようにして得られた
熱延鋼板は、さらに必要により冷間圧延およびそれに続
く箱焼鈍処理を受ける。その場合の冷間圧延における圧
下率は、要求される板厚精度を確保するために２０％以
上の圧下率で冷間圧延を行うものとする。また冷間圧延
率の上限として８０％を設定したがこれ以上の圧下率で
の冷延は、鋼板に割れを生じるために適当ではない０以
上の理由により冷間圧延における圧下率の範囲を２０〜
８０％と限定した。

枦）焼鈍条件 冷間圧延した鋼板を軟質化するため本発明では冷延後に
球状化焼鈍を実施するものとする。

この時の温度条件としては、添加元素によりは異なるが
、Ａｃ、−５０℃−Ａｃ＋＋３０’Ｃと設定した。この
時Ａｃ１−５０℃未満ではセメンタイトの球状化に非常
に長い時間を要し、プロセスとしては非効率的である。

またＡｃ＋＋３０℃超の温度域ではフェライト−パーラ
イト組織が再度粗大化し本発明の特色である熱処理時間
の短縮に悪影響を与えるほか、材料強度も増大し客先で
の加工性を劣化させるものである。また焼鈍時間として
は、球状化のための時間条件としては１時間以上の均熱
が必要で、この条件を満足させるため箱焼鈍を用いるも
のとする。

以上の理由により、冷間圧延後の焼鈍としては箱焼鈍を
用い、ＡＣ＋−５０℃〜＾ｃ＋＋３０℃の温度域でｌｈ
ｒ以上均熱するものとする。またこのとき、プロセスの
合理化より均熱時間は２４ｈｒ以内とするのが望ましい
。

以上のごとくに製造された薄鋼板は、通常、ユーザーに
て加工され、次いで熱処理されて所望の硬さ・性能とさ
れる。

次に、本発明の効果を実施例により比較例と対比しなが
ら具体的に説明する。

実施例１ 第１表に示した鋼Ａ−Ｈに対して、第２表の熱間圧延条
件プロセスの内Ｎｃｌのプロセス条件を用いて熱間圧延
を行った。得られた鋼板から板厚ｌｌｌ１１、中心にＶ
形ノツチを設けた耐水素割れ性の試験片を作成した。

この試験片には予め第３表に記載したオーステンパ処理
を施し、ＴＳ：１２０ｋｇｆ／＠ｍ”以上の強度をそれ
ぞれ付与した。次いで、この試験片に対して５０℃の温
水中にて６０　ｋｇｆ／ｍｓ＋”の定荷重を付加し、破
断までの耐久時間を比較した。

結果を第１図にグラフにまとめて示す。

これからも分かるように、１５０に以上の強度における
割れ耐久性は鋼Ａ−Ｅでは概ね鋼Ｆ−Ｈよりも優れたも
のとなっている。ここで、ＴＳ＞１５５　　ｋｇｆ／＋
ｍｍ”、耐久時間〉５５ｈの条件を設定すると、この条
件を満足するものは本発明例の鋼Ａ−Ｅであり比較例の
＠Ｆ−Ｈはこれら条件を満足することはできない。

実施例２ 実施例１においてＴＳ＞１５５　　ｋｇｆ／ａｒｍ”、
耐久時間〉５５ｈを満足する本発明例の鋼Ａ−Ｅの内、
Ｍｎ、　Ｃｒ量が同水準で炭素量の異なる鋼Ａ、Ｂ、Ｅ
に対して、第２表の本発明の範囲の熱間圧延条件阻１〜
４とその範囲外である熱間圧延条件漱５〜８を適用して
、熱間圧延を行った。

実施例１と同様にして水素割れ試験を行い、その結果を
第２図〜第４図にグラフにまとめて示す。各グラフ内の
数字はそれぞれ熱間圧延条件Ｎαを示す。

本発明の熱延条件の水素割れ耐久性に関する優位性を第
２図〜第４図にグラフで示した。

第２図には、鋼Ａ（０，３５ｗｔ％Ｃ）を熱間圧延条件
阻１〜８でそれぞれ圧延した場合のＴＳ、耐久時間特性
を示した。このらの結果、丁Ｓ　＞　１５５ｋｇｆ／＋
＊＋ｍ”、耐久時間〉５５ｈを満足するオーステンパ条
件は、阻１〜４の各熱間圧延条件において１条件存在す
るのに対し、Ｎｌ１５〜８の熱間圧延条件ではいずれの
オーステンパ条件においてもＴＳ、耐久時間特性を満足
することはできなかった。

第３図には、鋼Ｂ（０，５１ｗｔ％Ｃ）を熱間圧延条件
漱１〜７のＴＳ、耐久時間特性を示した。その結果、Ｔ
Ｓ＞１５５　　ｋｇｆ／ｗｍ”、耐久時間〉５５ｈを満
足するオーステンバ条件は、阻１〜４の各熱間圧延条件
において２〜３条件存在するのに対し、隘５〜８の熱間
圧延条件ではいずれのオーステンパ条件においてもＴＳ
、耐久時間特性を満足することはできなかった。

さらに第４図には鋼Ｅ　（０，６８ｗｔ％Ｃ）を熱間圧
延条件隘１〜８のＴＳ、耐久時間特性を示した。

その結果、ＴＳ　＞　１５５　　ｋｇｆ／■−２、耐久
時間〉５５ｈを満足するオーステンバ条件は、阻１〜４
の各熱間圧延条件において３条件存在するのに対し、Ｎ
ｌ１５〜８の熱間圧延条件ではいずれのオーステンバ条
件においてもＴＳ、耐久時間特性を満足することはでき
なかった。

以上の結果より、本発明にがかる熱間圧延条件によれば
、オーステンパ後、ＴＳ、水素割れ耐久時間特性につい
て非常に優れた結果が得られることが分かる。

第２表 熱延条件 第３表 オーステンパ条件 実施例３ 次に、第１表の鋼Ａ−Ｈを実施例２において優れた耐水
素割れ性が認められた第２表の漱１〜４の熱間圧延条件
で熱間圧延した後、第４表の冷間圧延・焼鈍条件での冷
間圧延および箱焼鈍を実施し、そのときの冷間圧延時の
エツジ部の割れ発生の有無、焼鈍後の硬度について評価
を行った。それらの結果を第５表〜第８表にまとめて示
す。

この結果、第４表に示す冷延・焼鈍条件の白木発明の範
囲にあるａ　−ｄの焼鈍条件では冷間圧延時のエツジ部
の割れはほとんど発生せず、また焼鈍完了後の硬度レベ
ルもすべてＨＲＢ　＜　８５を満足した。

これに対して、本発明の範囲外の焼鈍条件ｅ、ｆでは焼
鈍温度が低いか、あるいは焼鈍時間が短いために硬度が
ＨＲＢ　＞　８５となり、また焼鈍条件ｇでは冷間圧延
時の圧下率が高すぎるためにいずれの鋼種、熱間圧延条
件においてもエツジ部に割れが発生する。また焼鈍条件
りでは冷間圧延時の圧下率が低すぎるため、焼鈍後もセ
メンタイト組織が十分球状化せず、硬度がＨＲＢ　＜８
５を満足できない。

以上の結果、本発明の好適態様における冷間圧延、焼鈍
条件は、本発明の範囲内の鋼を所定の熱間圧延条件で圧
延してから冷間圧延を行えば、エツジ部の割れを生じる
ことなく効果的に軟質化し得る方法であることが立証さ
れた。

第４表　冷間圧延焼鈍条件 黒枠内は満足すべき結果の得られなかった場合を示す。

（注） は本発明の範囲外。

実施例４ 本例は実施例３と同様に本発明の好適態様例を示すもの
である。

第９表に示すそれぞれの鋼種について実施例３における
と同様にして熱間圧延および冷間圧延さらに箱焼鈍を行
い、得られた各薄鋼板にオーステンバ処理を施してから
、実施例１におけると同様にしてＴＳおよび水素割れ耐
久時間を決定した。

結果は、同じく第９表にまとめて示す。表中「傘」は本
発明の範囲外であることを、「傘＊」は上述の好適態様
の範囲外であるとを示す。

（発明の効果） 本発明によれば、Ｎを積極的に添加するとともに、Ｔｉ
、　Ｎｂなとの炭窒化物形成元素を適量配合し、さらに
ＰとＢとの相互作用を積極的に利用することにより、な
らびにこれらと後続の熱間圧延条件を特定することによ
り、十分な結晶粒強化および微細化が実現され、Ｃｕ添
加を必要とせずに耐水素割れ性を改善することができる
のであって、その実用上の利益および意義は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図ないし第４図は、実施例の結果をまとめて示すグ
ラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．３０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜０．７０
   ％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以
   下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．００
   ％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜
   ０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０
   ．０００５〜０．００２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０
   ％以下、 Ｎ：０．００２％超〜０．０１５％以下、 残部実質的にＦｅ から成る組成を有する熱延板を８００℃以上の温度にて
   圧延を完了し、直ちに１０〜４０℃／ｓｅｃの速度で５
   ５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却して該温度範囲で巻
   取りを行うことを特徴とする、熱処理後に高強度が得ら
   れ耐水素割れ性にも優れた高炭素薄鋼板の製造方法。
2. （２）重量割合にて Ｃ：０．３０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜０．７０
   ％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以
   下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．００
   ％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜
   ０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０
   ．０００５〜０．００２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０
   ％以下、 Ｎ：０．００２％超〜０．０１５％以下、 残部実質的にＦｅ から成る組成を有する熱延板を８００℃以上の温度にて
   圧延を完了し、直ちに１０〜４０℃／ｓｅｃの速度で５
   ５０〜６５０℃の温度範囲まで冷却して該温度範囲で巻
   取りを行い、さらに続いて２０〜８０％の圧下率での冷
   間圧延とＡｃ＿１−５０℃〜Ａｃ＿１＋３０℃の範囲に
   て１ｈｒ以上均熱する箱焼鈍とを１回もしくは１回以上
   実施することを特徴とする、熱処理後に高強度が得られ
   耐水素割れ性にも優れた高炭素薄鋼板の製造方法。