WO2007043318A1 - 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si

Definitions

  • the present invention relates to an extremely soft high carbon hot rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • High-carbon steel sheets used for tools or automobile parts are subjected to heat treatment such as quenching and tempering after punching and forming.
  • tool and component manufacturers that is, users of high-carbon steel sheets, have been able to reduce the cost by cutting parts from former forging materials and parts processing by hot forging (including cold forging). ) Simplification of the machining process is being studied.
  • the high-carbon copper sheet which is the raw material, is strongly demanded to have a high hardenability and to process complex shapes with a small number of processes, especially to be soft. Also, from the viewpoint of reducing the load on presses and dies, softness is strongly demanded.
  • Patent Document 1 proposes a method of manufacturing a high carbon steel strip that is heated to a two-phase region of ferritor austenite at a predetermined heating rate after hot rolling and is annealed at a predetermined cooling rate. Yes.
  • a high-carbon steel strip is annealed in a two-phase region of Ferrito Austenite above the Ac point, resulting in a structure in which coarse spheroidizing cementite is uniformly distributed in Ferai tomato liquor.
  • Patent Document 2 C 0 1 to 0 8% by weight, with respect to hot-rolled copper plate you containing S 0 01 wt% or less, A Cl - 50 ° C ⁇ A 0 in a temperature range of less than Cl 5 Hold for more than an hour After heating the ⁇ -stage, hold it in the temperature range of ⁇ ⁇ to ⁇ ⁇ + 100 ° ⁇ 0 to hold for 20 to 20 hours Hold the second stage of heating and in the range of ⁇ ⁇ _50 to ⁇ ⁇
  • the third stage heating that is held for 2 to 20 hours is continuously performed, and the cooling rate from the second stage holding temperature to the third stage holding temperature is 5 to 30 ° C / h. In this way, high-carbon steel sheets with an average particle size of 20 ⁇ or more are intended to be obtained by three-step annealing.
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 propose a method for increasing softness and high ductility by graphitizing carbon in steel.
  • Patent Document 5 hot rolling is performed on copper containing 02 to 07% by mass of C, and the structure is controlled to a structure having a strength exceeding 70% of the volume ratio, and then annealed to obtain a flexible.
  • a method has been proposed in which grains are uniformly coarsened to make them extremely soft.
  • cooling is performed at a cooling rate exceeding 120 ° C / sec and to a cooling end temperature of 550 ° C or lower. And then picking at a temperature of 500 ° C. or lower, pickling, and annealing at a temperature of 640 ° C. or higher and A C) transformation point or lower.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 9-157758
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-80884
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 64-25946
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 8-246051
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-73742 Disclosure of Invention
  • the hot rolling steel sheet having a volume ratio of 70% is subjected to spheroidizing annealing to increase the grain size of the ferrite and make it extremely soft.
  • Ar 3 transformation point is 20 ° C) or higher, and then rapidly cooled at a cooling rate exceeding 120 ° C / sec.As a result, transformation heat is generated after cooling and the temperature rises.
  • the stability of the organization is inferior.
  • the hardness of the sample after spheroidizing annealing is only evaluated by the mouth quark B scale hardness (HRB), and coarse ferrite grains are observed in the thickness direction after spheroidizing annealing. Stable softening cannot be obtained because it is not uniformly formed and the material tends to vary.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and does not require high-temperature annealing in the ferrite-austenite region, and can be manufactured without using multi-stage annealing, and further, press molding and cold It is an object of the present invention to provide an extremely soft high-carbon hot-rolled steel sheet that is difficult to crack due to forging.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies on the influence of the composition structure and manufacturing conditions on the hardness of high-carbon steel sheets while ensuring hardenability.
  • the composition and the shape and amount of carbides but also the average carbide particle size, ferrite average particle size, ferritic coarsening rate (grains above a predetermined value) It was found that the volume fraction of ferrite grains, which is the diameter, has a large effect.
  • carbide average particle size By controlling the average grain size opipherite coarsening rate within an appropriate range, it was proved that the hardness of the high-carbon steel sheet was greatly reduced while ensuring hardenability.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the composition further comprises one or two of ⁇ 0 0010 to 0 0050% and Cr 0 005 to 0 30% by mass%. Carbon hot rolled copper plate.
  • the rolling reduction in the final pass is 10% or more
  • the finishing temperature is (Ar 3 -20)
  • the rolling reduction in the final pass is 10% or more
  • the finishing temperature is (Ar 3 -20)
  • a method for producing an extremely soft high carbon hot-rolled steel sheet characterized by performing spheroidizing annealing at a temperature and a soaking time of 20 hours or more.
  • the percentages indicating the components of steel are all mass%. According to the present invention, an extremely soft high carbon hot rolled copper sheet can be obtained while ensuring hardenability.
  • the ultra-soft high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention can be manufactured by controlling not only the spheroidizing annealing conditions after hot-rolling but also the hot-rolled steel sheet structure before annealing, that is, hot-rolling conditions.
  • High temperature annealing in the austenite region is not required, and it can be manufactured without using multi-step annealing.
  • the machining process is simplified and the cost can be reduced by using an extremely soft high carbon hot-rolled steel sheet with excellent workability.
  • the ultra-soft high carbon hot rolled steel sheet of the present invention is controlled to have the following composition, and the volume fraction of ferrite grains having an average particle size of 20 ⁇ ID or more and a particle size of 10 ⁇ or more (hereinafter, It is characterized by having a structure in which “ferrite coarsening rate (particle size l O m or more)” is 80% or more and carbide has an average particle size of 0 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ or more and less than 2 ⁇ ⁇ ⁇ . To do.
  • the volume fraction of ferrite grains having an average ferrite particle diameter of more than 35 m and a particle diameter of 20 ⁇ or more (hereinafter referred to as “ferrite coarsening ratio (particle diameter of 20 ⁇ or more)”) is 80. %, And carbide average particle size is 0.10 ⁇ m or more and less than 2. These are the most important requirements in the present invention.
  • the component composition, metal structure (flite average particle size, ferrite coarsening ratio), and carbide shape (carbide average particle size) are specified, and by satisfying all, hardenability is secured. An extremely soft high carbon hot rolled steel sheet can be obtained.
  • the ultra-soft, high-carbon hot-rolled copper sheet is obtained by roughly rolling a steel having the composition described later, and then setting the final pass reduction ratio to 10% or more and the finishing temperature to (Ar 3 -20 ° C) or more.
  • Perform finish rolling then perform primary cooling to a cooling stop temperature of 600 ° C or less at a cooling rate exceeding 120 ° C / second within 2 seconds after finish rolling, After maintaining at a temperature of 600 ° C or lower by secondary cooling, scraping at a temperature of 580 ° C or lower, pickling, and spheroidizing annealing at a temperature of 680 ° C or higher and below the Ac ⁇ transformation point by box annealing It is manufactured by doing.
  • the rolling reduction ratio of the final two passes is 10% or more (preferably 13% Above), and finish rolling in the temperature range of (Ar 3 — 20 ° C) to (Ar 3 + 150 ° C), then cooling rate exceeding 120 ° C / second within 2 seconds after finish rolling 1st cooling to a cooling stop temperature of 600 ° C or less, then holding it at a temperature of 600 ° C or less by secondary cooling, scraping at a temperature of 580 ° C or less, pickling, and box annealing
  • it is manufactured by spheroidizing annealing at a temperature not lower than 680 ° C and not higher than the ACl transformation point and for a soaking time of 20 hours or longer.
  • the object of the present invention is achieved by controlling the manufacturing conditions from hot finish rolling, primary cooling, secondary cooling, scraping and annealing in total.
  • the present invention will be described in detail.
  • C is the most basic alloying element in carbon steel. Depending on its content, the quenching hardness and the amount of carbide in the annealed state vary greatly. In copper with a C content of less than 0%, the formation of proeutectoid ferrite becomes noticeable in the structure after hot rolling, and a stable coarse ferrite grain structure cannot be obtained after annealing, resulting in stable softening. Absent. Also, sufficient quenching hardness cannot be obtained for application to automotive parts. On the other hand, if the C content exceeds 07%, the toughness after hot rolling decreases, the steel strip manufacturability and handling deteriorate, and it becomes difficult to apply to parts with high workability. Therefore, from the viewpoint of providing a steel sheet having both appropriate quenching hardness and workability, the C content is set to 0 2% to 0 7%, preferably 0 2% to 0 5%.
  • Si is an element that improves hardenability. Quenched when Si content is less than 0 01% Hardness at the time is insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 10%, the solid is strengthened and the fulite is hardened and the workability deteriorates. In addition, carbides tend to be graphitized and inhibit hardenability. Therefore, from the viewpoint of providing a steel sheet having both appropriate quenching hardness and workability, the Si content is set to be from 0.01% to 10%, and preferably from 01% to 0.8%. .
  • Mn is an element that improves the hardenability like S i. It is an important element that fixes S as MnS and prevents hot cracking of the slab. When the Mn content is less than 0 1%, these effects cannot be obtained sufficiently, and the hardenability is greatly reduced. On the other hand, when the Mn content exceeds 10%, the ferrite is hardened due to solid solution strengthening, resulting in deterioration of workability. Therefore, from the viewpoint of providing a steel sheet having both appropriate quenching hardness and workability, the Mn content is set to 0 1% to 10%, preferably 0 1% to 0 8%.
  • the P content is not more than 03%, preferably not more than 02%.
  • S forms Mn and MnS and degrades workability and toughness after quenching, it is an element that must be reduced.
  • the S content is acceptable up to 0 035%, the S content is 0 035 ° /. Below, preferably 0 030 ° /. The following.
  • the A1 content is set to 0 08% or less, preferably 0 06% or less.
  • the N content should be not more than 0.01%.
  • the steel of the present invention can achieve the desired properties.
  • one or two of B and Cr may be added.
  • the preferred range when these elements are added is as follows, and either B or Cr may be added, but it is more preferable to add both B and Cr.
  • B is an important element that suppresses the formation of proeutectoid ferrite during cooling after hot rolling and produces uniform coarse ferrite grains after annealing.
  • the B content is less than 0 0010%, sufficient effects may not be obtained.
  • the B content is preferably 0 0010% or more and 0 0050% or less.
  • Cr is an important element that suppresses the formation of pro-eutectoid funitite during cooling after hot rolling and produces uniform coarse ferrite grains after annealing.
  • the Cr content is less than 0 005%, sufficient effects may not be obtained.
  • the Cr content should be between 0 005% and 0 30%.
  • B is 0 0010% or more and 0 0050% or less
  • Cr is 0 05 or more and 0. More preferably 30% or less.
  • Mo, Ti, or Nb may be added as needed, or one or more.
  • the respective addition amounts are less than 0.005% Mo, less than 0.005% Ti, and less than 0.005% Nb, the effect of addition cannot be sufficiently obtained.
  • Mo exceeds 0.5%
  • Ti force S 0 05% exceeds
  • Nb force S 0 1% exceeds, the effect is saturated and the cost increases, and the increase in strength increases due to solid solution strengthening, precipitation strengthening, etc. Therefore, workability deteriorates.
  • Mo is 0 005% or more and 0 5% or less
  • Ti is 0 005% or more and 0 05% or less
  • Nb Is between 0 005% and 0 1%.
  • the balance other than the above consists of Fe and inevitable impurities.
  • As an inevitable impurity for example, 0 forms non-metallic inclusions and adversely affects the quality. Therefore, it is desirable to decrease to 0.003% or less.
  • Cu, Ni, W, V, Zr, Sn, and Sb may be contained within a range of 0.1% or less as trace elements that do not impair the effects of the present invention.
  • Average ferrite particle size is an important factor governing hardness, and softening is possible by coarsening the ferrite particles. That is, when the average particle size of the ferrite is 20 zzm or more, it becomes extremely soft and excellent workability can be obtained. In addition, when the average particle size of ferrite exceeds 35 / im, it becomes even softer and better workability can be obtained. Therefore, the ferrite average particle size is 20 ⁇ m or more, preferably more than 35 im, and more preferably 50 ⁇ m or more.
  • Ferrite coarsening rate volume ratio of ferrite grains with a particle size of 10 m or more or 20 // m or more
  • the volume ratio of ferrite grains having a particle size of ⁇ or more or a particle size of 20 ⁇ or more is defined as the ferrite coarsening rate, and in the present invention, this ferrite coarsening rate is 80 ° / 0 or more.
  • the ferrite coarsening rate is 80% or more, preferably 85% or more.
  • the ferrite grains are preferably coarse, and the ferrite coarsening ratio is preferably 80% or more with a particle size of lO m or more, preferably 20 ⁇ or more.
  • the rate of coarsening of the funite is based on the observation of the metal structure of the cross section of the steel plate (10 In the above field, the area ratio between coarse and fine ferrite particles having a particle size greater than or equal to a predetermined value and ferrite particles having a particle size less than a predetermined value can be obtained and regarded as a volume ratio. .
  • coarse ferrite grains and ferrite coarsening rate of 80 ° /.
  • the above steel plates can be obtained by controlling the rolling reduction and temperature during finish rolling, as will be described later.
  • a copper plate having an average particle size of 20 ⁇ m or more and a ferrite coarsening ratio (particle size ⁇ ⁇ ⁇ or more) of 80% or more has a final pass reduction ratio of 10% or more, and ( Ar 3 1 20) It can be obtained by finish rolling at a temperature of ° C or higher.
  • the rolling reduction of the final pass to 10% or more, the grain growth driving force is increased and the ferrite grains are uniformly coarsened.
  • the rolling reduction in the final two passes is 10% or more (preferably 13% or more, preferably 40%). %) And (Ar 3 ⁇ 20) ° C or more (Ar 3 +150) ° C or less (preferably (Ar 3 ⁇ 20) ° C or more (Ar 3 +100) ° C or less) It can be obtained by finishing rolling with.
  • the reduction ratio of the final two passes By setting the reduction ratio of the final two passes to 10% or more (preferably 13% or more and less than 40%), a large number of shear bands are introduced into the old austenite grains, and the nucleation rate of transformation increases. For this reason, the lath-shaped ferrite grains constituting the paynite structure become finer, and the ferrite grains are uniformly coarsened using a very high grain boundary energy as the driving force.
  • the average particle size of carbide is an important factor because it greatly affects workability in general, punching workability, and quenching strength in the heat treatment stage after processing. When the carbide becomes finer, the carbide is easily dissolved in the heat treatment stage after processing, and a stable quenching hardness can be secured. However, if the average particle size of the carbide is less than 0 ⁇ ⁇ , the workability deteriorates as the hardness increases. To do. On the other hand, the workability improves as the average particle size of the carbide increases, but if it exceeds 20 xm, the carbide becomes difficult to dissolve in the heat treatment stage after processing, and the quenching strength decreases.
  • the carbide average particle size is 0 10 ⁇ m or more and less than 2 ⁇ .
  • Carbide average particle size is determined according to manufacturing conditions, especially the primary cooling stop temperature after hot rolling, secondary cooling holding temperature, cutting temperature, as described later. And it can be controlled by annealing conditions.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is obtained by roughly rolling a steel adjusted to the above chemical composition range, finish rolling at a desired reduction rate and temperature, and then cooling and winding the steel under desired cooling conditions. After washing, the desired spheroidizing annealing is performed by a box-type annealing method. These will be described in detail below.
  • the final pass reduction ratio By setting the final pass reduction ratio to 10% or more, many shear bands are introduced into the old austenite grains, and the nucleation site for transformation increases. For this reason, the lath-like ferrite grains that make up the painite become finer, and the average grain size of the ferrite is 20 ⁇ or more with a high grain boundary energy during spheroidizing annealing. A uniform coarse ferrite grain structure with a particle size of 10 m or more) of 80% or more can be obtained.
  • the final pass reduction ratio when the final pass reduction ratio is less than 10%, the lath-like ferrite grains become coarse, so that the grain growth driving force is insufficient, and after annealing, the ferrite average grain diameter is 20 ⁇ or more and the ferrite coarsening A ferrite structure with a rate (particle size of 10 // m or more) of 80% or more cannot be obtained, and stable softening cannot be achieved.
  • the final pass reduction ratio should be 10% or more, preferably 13% or more, and more preferably 18% or more from the viewpoint of uniform coarsening.
  • the final pass reduction ratio if the final pass reduction ratio is 40% or more, the rolling load increases, so the upper limit of the final pass reduction ratio is preferably less than 40%.
  • the finishing temperature (rolling temperature in the final pass) when copper is hot-rolled is less than (Ar 3 – 20) ° C
  • the ferrite transformation progresses in part and the number of proeutectoid ferrite grains increases, so that After the annealing, a mixed grained ferrite structure is obtained, and a ferrite grain structure with an average ferrite particle size of 20 xm or more and a ferrite coarsening ratio (particle size of 10 / zni or more) of 80% or more cannot be obtained. Stable softening cannot be achieved. Therefore, the finishing temperature should be (Ar 3 – 20) ° C or higher. From the above, the rolling reduction in the final pass should be 10% or more, and the finishing temperature should be (Ar 3 – 20) ° C or more.
  • the rolling reduction of the final pass is 10% or more.
  • the strain accumulation effect due to the strain accumulation effect, a large number of shear bands are introduced into the former austenite grains, and the nucleation site for transformation increases.
  • the lath-shaped frit grains that make up the painite become finer, and the ferritic average grain size exceeds 35 ⁇ m and the ferrite coarsening rate is driven by high grain boundary energy during spheroidizing annealing.
  • a uniform coarse ferrite grain structure with a particle size of 80% or more (particle size of 20 ⁇ or more) can be obtained.
  • the final pass and the pre-final pass are collectively referred to as the final two passes
  • the lath-like ferrite grains are coarse, so grain growth
  • the drive force is insufficient, and after annealing, the ferrite average particle size exceeds 35 ⁇ and the ferrite coarsening ratio (particle size 20 ⁇ or more) is 80% or more. Cannot be achieved.
  • the reduction ratios of the final two passes be 10% or more, respectively. More preferably.
  • the rolling load increases when the final two-pass rolling reduction is 40% or more, so the upper limit of the final two-pass rolling reduction is preferably less than 40%.
  • the final two-pass finishing temperature is (Ar 3 — 20) ° C or higher (Ar 3 +150) ° C or lower in the temperature range, so that the strain accumulation effect is maximized.
  • a uniform coarse ferrite grain structure with an average grain size exceeding 35 ⁇ and a ferrite coarsening ratio (grain size of 20 m) of 80% or more is obtained.
  • the final final two-pass rolling temperature is less than (Ar 3 — 20) ° C, the ferrite transformation progresses in part and the number of proeutectoid ferrite grains increases, so that a mixed grain ferrite structure is formed after spheroidizing annealing.
  • the temperature range of the final final two-pass rolling is (Ar 3 — 20) ° C or more (Ar 3 +150) ° C
  • the temperature is preferably set as follows, and more preferably (Ar 3 ⁇ 20) ° C. or higher and (Ar 3 +100) ° C. or lower.
  • the rolling reduction in the final two passes is preferably 10% or more, more preferably 13% or more, respectively, and the temperature range is preferably (Ar 3 — 20) ° C or more (Ar 3 + 150) ° C or lower, more preferably (Ar 3 ⁇ 20) ° C or higher and (Ar 3 +100) ° C or lower.
  • the Ar 3 transformation point (° C) can be calculated by the following equation (1).
  • Ar 3 910-310C-80Mn-15Cr-80Mo (1)
  • the element symbol in a formula represents content (mass%) of each element.
  • the cooling rate of primary cooling after hot rolling is over 120 ° C / sec. Preferably it is 200 ° C / second or more, more preferably 300 ° C / second or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, for example, assuming a plate thickness of 30 mm, it is 700 ° C / sec based on the capacity of the current equipment.
  • the time from finish rolling to the start of cooling exceeds 2 seconds, the austenite grains recrystallize, so the strain accumulation effect cannot be obtained, the grain growth driving force during annealing is insufficient, and a stable coarse ferrite after annealing. The grain structure cannot be obtained and softening cannot be achieved. Therefore, the time from finish rolling to the start of cooling should be within 2 seconds. In order to suppress recrystallization of austenite grains and to ensure a stable strain accumulation effect and high grain growth driving force during annealing, the time from finish rolling to the start of cooling should be within 15 seconds. Preferably, within 10 seconds is more preferable.
  • the primary cooling stop temperature after hot rolling exceeds 600 ° C, many proeutectoid ferrite is generated. Therefore, the carbides are unevenly dispersed after annealing, and stable coarseness The fulite structure cannot be obtained and cannot be softened. Therefore, in order to obtain a stable bainite structure after hot rolling, the primary cooling stop temperature after hot rolling should be 600 ° C or lower, preferably 580 ° C or lower, more preferably 550 ° C or lower.
  • the lower limit temperature is not particularly specified, but the plate shape deteriorates as the temperature becomes lower, so 300 ° C or higher is preferable.
  • the steel plate temperature may rise after primary cooling due to proeutectoid ferrite transformation, pearlite transformation, and Paynite transformation, and the primary cooling stop temperature is below 600 ° C. Even if the temperature rises from the end of the primary cooling to the winding, the proeutectoid light is generated. For this reason, carbides are unevenly dispersed after annealing, and a stable coarse ferrite grain structure cannot be obtained, and softening cannot be achieved. Therefore, it is important to control the temperature from the end of the primary cooling to the winding by the secondary cooling. Hold the temperature of 600 ° C or less from the end of the primary cooling to the winding by the secondary cooling. The temperature is preferably maintained at a temperature of 580 ° C or lower, more preferably 550 ° C or lower. In this case, the secondary cooling can be performed by laminar cooling.
  • the cutting temperature is 580 ° C or less, preferably 550 ° C or less, more preferably 530 ° C or less.
  • the lower limit of the cutting temperature is not particularly specified, but it is preferably 200 ° C. or higher because the shape of the steel sheet deteriorates at lower temperatures.
  • the hot-rolled steel sheet after cutting is pickled to remove scale before spheroidizing annealing. Apply. Pickling may be performed according to a conventional method.
  • annealing is performed to sufficiently coarsen the ferrite grains and spheroidize the carbide.
  • Spheroidizing annealing can be broadly divided into (l) A method of heating to a temperature just above A C l and then gradually cooling, (2) A method of holding at a temperature just below A C l for a long time, (3) Ac; There is a method of repeatedly heating and cooling.
  • the growth of ferritic grains and the spheroidization of carbides are simultaneously directed by the method (2). For this reason, since spheroidizing annealing takes a long time, it is a box annealing.
  • the annealing temperature for spheroidizing annealing should be 680 ° C or more and below the Ac transformation point.
  • the annealing time is It is preferably 20 hours or longer, more preferably 40 hours or longer.
  • the Ac transformation point (° C) can be calculated by the following equation (2).
  • the element symbol in a formula represents content (mass%) of each element.
  • the rolled material may be heated by a heating means such as a perforator on the hot rolling upper.
  • the coil may be kept warm by means such as a slow cooling cap after scraping.
  • temper rolling is performed as necessary. Since this temper rolling does not affect the hardenability, there are no particular restrictions on the conditions.
  • the reason why the high carbon hot-rolled steel sheet obtained in this way has excellent workability while maintaining hardenability is considered as follows.
  • Hardness which is an index of workability, is greatly affected by the average ferrite particle size.
  • the ferrite particle size is uniform and coarse, it becomes extremely soft and improves processability.
  • the average particle size of carbides greatly affects the hardenability.
  • the carbide is coarse, undissolved carbide tends to remain during solution treatment before quenching, and quenching hardness decreases.
  • the component composition, metal structure (freight average particle size, ferrule ⁇ coarsening rate), and the shape of carbide (carbide average particle size) are specified, and by satisfying all, hardenability is ensured.
  • an extremely soft high carbon hot-rolled steel sheet can be obtained.
  • the average particle size was an average value of 3000 or more ferrite particles.
  • ⁇ Ferrite coarsening rate> After polishing the plate thickness section of the sample and observing it, observe the mouth structure with an optical microscope. If the ferrite particle size is ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ (or 20 IE) or more and less than 10 111 (or 20 ⁇ m) It calculated
  • the average particle size was the average value when the total number of carbides was 500 or more.
  • the Vickers hardness (Hv) was measured at 5 points under the condition of a load of 500 gf on the surface layer and the center of the plate thickness to obtain the average hardness.
  • Table 3 shows the results obtained from the above measurements.
  • the production conditions of steel plates Nos. 1 to 15 are within the scope of the present invention.
  • This is an example of the present invention having a structure with a particle size of 0 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ or more and less than 20 x ra.
  • the material hardness is low, the difference in material hardness between the surface layer and the center of the plate thickness is small, and it can be seen that a high-carbon hot-rolled steel plate that is stably softened is obtained.
  • steel plate Nos. 16 to 23 are comparative examples in which the production conditions are out of the scope of the present invention
  • steel plate No. 24 is a comparative example in which the steel components are out of the scope of the present invention.
  • Steel plates Nos. 16 to 24 have an average ferrite grain size of less than 20 / zm and a ferrite coarsening ratio (grain size of ⁇ or more) of less than 80%, which is outside the scope of the present invention.
  • the material hardness difference between the surface layer and the center of the plate thickness is 15 points or more, the material variation is large, and the workability is degraded.
  • Example 2 The steel with the chemical composition shown in Table 4 was continuously forged, and the resulting slab was heated to 1250 ° C, hot-rolled and annealed under the conditions shown in Table 5, and the thickness was 30 mm. A hot-rolled steel sheet was produced.
  • Example 1 a sample was taken from the hot-rolled steel sheet obtained as described above, and the average ferrite particle size, the coarsening rate of the ferrite, and the average carbide particle size were measured, and the material hardness was measured for performance evaluation.
  • Each measurement method and conditions are the same as in Example 1.
  • Table 6 shows the results obtained from the above measurements.
  • copper plate No. 35 is a comparative example in which the steel component is outside the scope of the present invention. In copper plate No. 35, the material hardness difference between the surface layer and the center of the plate thickness is large, the material variation is large, and the workability is degraded.
  • a slab obtained by continuously forging steel with the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1250 ° C, hot-rolled and annealed under the conditions shown in Table 7, and a hot-rolled steel plate with a thickness of 30 mm was formed. Manufactured. It should be noted that the rolling temperature of the last pass is in any case the rolling temperature of the final pass +20 to + 30 ° C.
  • Example 1 a sample was taken from the hot-rolled steel sheet obtained as described above, and the ferrite average particle diameter, ferrite coarsening ratio, and carbide average particle diameter were measured, and the material hardness was measured for performance evaluation.
  • Each measurement method and conditions are the same as in Example 1.
  • the production conditions of steel plates No. 36 to 50 are within the scope of the present invention, the average particle size of ferrite exceeds 35 ⁇ , the ferrite coarsening ratio (particle size of 20 ⁇ or more) is 80% or more, and carbide.
  • the material hardness is much lower, the difference in material hardness between the surface layer and the center of the plate thickness is small, and a high-carbon hot-rolled steel plate that is stably softened is obtained. I understand that.
  • steel plates Nos. 51 to 58 are comparative examples in which the manufacturing conditions deviate from the scope of the present invention
  • steel plates No 59 are comparative examples in which the steel components deviate from the scope of the present invention.
  • Steel plates Nos. 51 to 59 are outside the scope of the present invention with a ferrite average grain size of 35 ⁇ ) or less and a ferrite coarsening ratio (grain size of 20!] Or less of less than 80%.
  • steel plates Nos. 51 to 54, 56, and 58 have a material hardness difference ( ⁇ ) of 20 points or more between the surface layer and the center of the plate thickness, resulting in large variations in materials and deterioration of workability.
  • Steel plates No. 55, 57, and 59 have a remarkably low ferritic grain coarsening rate, and because the average ferrite grain size is outside the scope of the present invention, the material hardness is high, and workability and mold life may be reduced. Recognize.
  • Example 1 a sample was taken from the hot-rolled steel sheet obtained as described above, and the average ferrite particle size, the coarsening rate of the ferrite, and the average carbide particle size were measured, and the material hardness was measured for performance evaluation.
  • Each measurement method and conditions are the same as in Example 1.
  • the manufacturing conditions of steel plates No. 60 to 73 are within the scope of the present invention, the average particle size of ferrite exceeds 35 ⁇ , the ferrite coarsening ratio (particle size of 20 ⁇ m or more) is 80% or more, carbide
  • the ferrite coarsening ratio particle size of 20 ⁇ m or more
  • carbide This is an example of the present invention having a structure having an average particle size of not less than 0. ⁇ and less than 2 ⁇ .
  • the material hardness is much lower, the difference in material hardness between the surface layer and the central portion of the plate thickness is small, and a high-carbon hot-rolled steel plate that is stably softened is obtained.
  • steel plates Nos. 74 to 80 are comparative examples whose manufacturing conditions are outside the scope of the present invention, and steel plates Nos. 74 to 77, 79, and 80 have a ferrite average grain size of 35 or less. In both cases, the ferrite coarsening rate (particle size of 20 zm or more) is less than 80%. For this reason, the material hardness is high, or the material hardness difference ( ⁇ ⁇ ⁇ ) between the surface layer and the center of the plate thickness is 20 points or more, resulting in large variations in materials and poor workability.
  • the extremely soft high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention it is possible to easily process parts with complex shapes such as transmission parts represented by gears with a low load. In addition, it can be used for various purposes.

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Abstract

本発明は、極軟質高炭素熱延鋼板を提供する。C：0.2～0.7%、Si：0.01～1.0%、Mn：0.1～1.0%、P：0.03%以下、S：0.035%以下、Al：0.08%以下、N：0.01%以下を含有し、あるいは更にB：0.0010～0.0050%、Cr：0.05～0.30%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。組織は、フェライト平均粒径が20μm以上、粒径10μm以上のフェライト粒の体積率が80%以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満である。そして、粗圧延後、最終パスの圧下率を10％以上、仕上げ温度を(Ar3-20℃)以上で仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延後2秒以内に120℃/秒超えの冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで1次冷却を行い、2次冷却により600℃以下の温度に保持した後、580℃以下の温度で巻取り、酸洗後、680℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍して製造される。

Description

極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。 背景技術
工具あるいは自動車部品 （ギア、 トランスミ ッショ ン） 等に使用される 高炭素鋼板は、 打抜き、 成形後、 焼入れ焼戻し等の熱処理が施される。 近 年、工具や部品メーカ、即ち高炭素鋼板のユーザでは、低コス ト化のため、 以前の铸造材の切削加工や熱間鍛造による部品加工から、 銅板のプレス成 形（冷間鍛造を含む）による加工工程の簡略化が検討されている。 それにと もない、 素材の高炭素銅板には、 高い焼入れ性とともに複雑な形状を少な い工程で加工てきること、 特に軟質であることが強く要望されている。 ま た、 プレス機および金型の負荷低減の観点からも、 軟質であることが強く 求められている。
以上のような現状を踏まえて、 高炭素鋼板の軟質化について、 いくつか の技術が検討されている。 例えば、 特許文献 1 には、 熱間圧延後、 所定の 加熱速度でフェライ トーオーステナイ 卜の二相域に加熱し、 所定の冷却速 度で焼鈍処理する高炭素鋼帯の製造方法が提案されている。この技術では、 高炭素鋼帯を Ac 点以上のフェライ トーオーステナイ トの二相域で焼鈍し、 フェライ トマトリ クス中に粗大な球状化セメンタイ トを均一に分布させた 組織としている。詳細には、 C 0 2〜0 8%、S i 0 03〜0 30%、Mn 0 20〜1 50%、 So l A1 0 01〜0 10°/。、 N 0 0020〜0 0100%で、 かつ So l Al/N 5〜10である 高炭素鋼を、 熱間圧延、 酸洗、 脱スケールしたのち、 95 容量。/。以上の水素 と残部窒素からなる雰囲気炉で、 680°C以上の温度範囲で加熱速度 Tv (°C /Hr) 500 X (0 01 - N (°/o) asALN) 〜 2000 X (0 1— N (°/o) asA lN)、 均熱温度 TA(°C) ACl点〜 222XC(%)2— 411XC(%)÷912で、均熱時間 1〜20時間で焼鈍 し、冷却速度 100°C/Hr以下の冷却速度で室温まで冷却するというものであ る。
例えば、 特許文献 2には、 C 0 1〜0 8質量％、 S 0 01質量％以下を含有す る熱延銅板に対して、 ACl— 50°C〜ACl未満の温度範囲で 0 5 時間以上保持 する Γ段目の加熱を行った後、 Α^〜Α^ + 100°〇の温度範囲で 0 5〜20 時間 保持する 2段目の加熱および Α^_50で〜 ΑΓιの温度範囲で 2〜20時間保持 する 3段目の加熱を連続して行い、 かつ、 2段目の保持温度から 3段目の 保持温度への冷却速度を 5〜30°C/h とする製造方法が提案されており、 こ のように 3段階焼鈍を施すことでフ ライ トの平均粒径が 20μ πι以上であ る高炭素鋼板を得ようとするものである。
また、 特許文献 3や特許文献 4には、 鋼中の炭素を黒鉛化することによ り軟質 · 高延性化を図る方法が提案されている。
さらに、 特許文献 5には、 Cを 0 2〜0 7質量％含有する銅に熱間圧延を 行い、 体積率 70%を超えるべィナイ トを有する組織に制御した後、 焼鈍を 行い、 フユライ ト粒を均一に粗大化させて極軟質化を図る方法が提案され ている。 この技術は、 （Ar3変態点一 20°C)以上の温度で仕上げ圧延を行つ た後、 120°C/秒超えの冷却速度で、 かつ、 550°C以下の冷却終了温度まで冷 却を行い、 次いで、 500°C以下の温度で卷取り、 酸洗後、 640°C以上 AC)変 態点以下の温度で焼鈍することを特徴とするものである。
特許文献 1 特開平 9一 157758号公報
特許文献 2 特開平 11一 80884号公報
特許文献 3 特開昭 64— 25946号公報
特許文献 4 特開平 8— 246051号公報
特許文献 5 特開平 2003— 73742号公報 発明の開示
しかしながら、 上記技術には、 次のような問題がある。 特許文献 1 に記载の技術は、 高炭素鋼帯を Ac 点以上のフェライ トーォー ステナイ トの二相域で焼鈍し、 粗大な球状化セメンタイ トと しているが、 このよ うな粗大セメンタイ トは、 溶解速度が遅いため焼入れ性を劣化させ ることは明らかである。 また、 焼鈍後の硬度についても、 S35C材で Hv l 32 〜141 (HRB 72〜75) であり、 必ずしも軟質とは言えない。
特許文献 2に記載の技術では、 焼鈍工程が複雑であるため、 実機操業を 想定した場合、 生産性が劣位となり、 コス トが増大する。
特許文献 3や特許文献 4に記載の技術では、 鋼中の炭素は黒鉛化してお り、 黒鉛の溶解速度が遅いため焼入れ性に劣るという問題がある。
さらに、 特許文献 5に記載の技術では、 体積率 70 %を超えるペイナイ ト を有する熱延鋼板を球状化焼鈍することによりフェライ ト粒径を粗大化し 極軟質化している力 、熱間圧延を（Ar3変態点一 20°C)以上の仕上げ温度で行 つた後、 冷却速度 120°C /秒超えで急速冷却しているため、 冷却後に変態発 熱を生じて温度が上昇し、熱延鋼板組織の安定性が劣るという問題がある。 また、 球状化焼鈍後の硬度についてもサンプルの板面を口ックゥエル Bス ケ一ル硬度（HRB )で評価しているだけであり、球状化焼鈍後に粗大なフェラ ィ ト粒が板厚方向で均一に形成されず、材質のばらつきを生じやすいため、 安定した軟質化が得られない。
本発明は、 かかる事情に鑑みなされたもので、 フヱライ ト—オーステナ ィ ト領域での高温焼—鈍を必要とせず、 また多段喈焼鈍を用いることなく製 造でき、 さらに、 プレス成形や冷間锻造による割れが発生しにくレ、、 極軟 質高炭素熱延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、 焼入れ性を確保しつつ、 高炭素鋼板の硬度におよぼす組 成ゃミク口組織および製造条件の影響について鋭意研究を進めた。 その結 果、 鋼板の硬度に大きな影響をおよぼす因子は、 組成や炭化物の形状およ び量のみならず、 炭化物平均粒径およびフェライ ト平均粒径、 フェライ ト 粗大化率 （所定値以上の粒径であるフェライ ト粒の体積率） が大きな影響 を及ぼしていることを見出した。 そして、 炭化物平均粒径、 フェライ ト平 均粒径おょぴフェライ ト粗大化率をそれぞれ適正な範囲に制御することに より、 焼入れ性を確保しつつ、 高炭素鋼板の硬度が大幅に低下することが わ力 つた。
さらに、 本発明では、 上記知見に基づき、 上記組織を制御するための製造 方法を検討し、 極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法を確立した。
本発明は、 以上の知見に基づきなされたもので、 その要旨は以下のとお りである。
[ 1 ] 質量％で、 C 0 2〜0 7%、 Si 0 01〜1 0%、 Mn 0 1〜1 0%、 P 0 03% 以下、 S 0 035%以下、 A1 0 08%以下、 N 0 01%以下を含有し、 残部が Fe および不可避的不純物からなり、 フェライ ト平均粒径が 20μιη以上、 粒径 10/1 m以上のフェライ ト粒の体積率が 80%以上、 炭化物平均粒径が 0 ΙΟμΐΒ 以上 2 0/im 未満である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延 鋼板。
[2] 質量％で、 C 0 2〜0 7°/。、 Si 0 01〜1 0%、 Mn 0 1〜1 0%、 P 0 03% 以下、 S 0 035%以下、 A1 0 08%以下、 N 0 01%以下を含有し、 残部が Fe および不可避的不純物からなり、 フユライ ト平均粒径が 35 m超え、 粒径 20μιη以上のフェライ ト粒の体積率が 80%以上、 炭化物平均粒径が 0 ΙΟμπι 以上 2 Ομπ, 未満である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延 鋼板。
[ 3] 前記 [ 1 ] または [ 2] において、 さらに、 質量％で、 Β 0 0010〜 0 0050%、 Cr 0 005〜0 30%の一種または二種を含有することを特徴とする 極軟質高炭素熱延銅板。
[4] 前記 [ 1 ] または [ 2] において、 さらに、 質量％で、 B 0 0010〜 0 0050%, Cr 0 05〜0 30%を含有することを特徴とする極軟質高炭素熱延 銅板。
[ 5 ] 前記 [ 1 ] 〜 [ 4 ] のいずれかにおいて、 さらに、 質量。/。で、 Mo 0 005 〜0 5%、 Ti 0 005〜0 05%、 Nb 0 005〜0 1%の一種または二種以上を含有す ることを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。 [ 6 ] 前記 [ 1 ]、 [ 3 ]、 [ 4 ]、 [ 5 ] のいずれかに記載の組成を有する鋼 を、 粗圧延した後、 最終パスの圧下率を 10%以上、 かつ仕上げ温度を (Ar3-20)°C以上とする仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延後 2秒以内 に 120°C/秒超えの冷却速度で 600°C以下の冷却停止温度まで 1次冷却し、 次いで、 2次冷却により 600°C以下の温度に保持した後、 580°C以下の温度 で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法により、 680°C以上 Ac 変態点以下の温度で 球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
[ 7 ] 前記 [ 1 ]、 [ 3 ]、 [4 ]、 [ 5 ] のいずれかに記載の組成を有する鋼 を、 粗圧延した後、 最終パスの圧下率を 10%以上、 かつ仕上げ温度を (Ar3-20)°C以上とする仕上げ圧延を行い、 次いて、 仕上げ圧延後 2秒以内 に 120°C/秒超えの冷却速度で 550°C以下の冷却停止温度まで 1次冷却し、 次いで、 2次冷却により 550°C以下の温度に保持した後、 530°C以下の温度 で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法により、 680°C以上 ACl変態点以下の温度で 球状化焼鈍することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
[ 8 ] 前記 [ 2 ] 〜 [ 5 ] のいずれかに記載の組成を有する鋼を、 粗圧延 した後、 最終 2 パスの圧下率をそれぞれ 10%以上、 かつ （Ar3- 20)°C以上 (Ar3+150) °C以下の温度域で仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延後 2 秒以内に 120°C/秒超えの冷却速度で 600°C以下の冷却停止温度まで 1次冷 却し、 次いで、 2次冷却により 600°C以下の温度に保持した後、 580°C以下 の温度で卷取り、 酸冼後、 箱型焼鈍法により、 680°C以上 Ac 変態点以下の 温度で、かつ均熱時間を 20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴 とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
[ 9 ] 前記 [ 2 ] 〜 [ 5 ] のいずれかに記載の組成を有する銅を、 粗圧延 した後、 最終 2 パスの圧下率をそれぞれ 10%以上、 かつ （Ar3- 20)°C以上 (Ar3+100) °C以下の温度域で仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延後 2 秒以内に 120°C/秒超えの冷却速度で 550°C以下の冷却停止温度まで 1次冷 却し、 次いで、 2次冷却により 550°C以下の温度に保持した後、 530°C以下 の温度で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法により、 680°C以上 ACl変態点以下の
0 温度で、かつ均熱時間を 20時間以上の条件で球状化焼鈍を行うことを特徴 とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
なお、 本明細書において、 鋼の成分を示す％は、 すべて質量％である。 本発明によれば、 焼入れ性を確保しつつ、 極めて軟質な高炭素熱延銅板 が得られる。
そして、 本発明の極軟質高炭素熱延鋼板は、 熱延後の球状化焼鈍条件のみ ならず、 焼鈍前の熱延鋼板組織、 すなわち熱延条件を制御することにより 製造可能であり、 フェライ トーオーステナイ ト領域での高温焼鈍を必要と せず、 また多段階焼鈍を用いることなく製造できる。 その結果、 加工性に 優れた極軟質高炭素熱延鋼板を用いることで加工工程が簡略化され、 低コ ス ト化が可能となる。 発明を実施するための最良の形態
本発明の極軟質高炭素熱延鋼板は、 下記に示す成分組成に制御し、 フニ ライ ト平均粒径が 20 μ ID以上、粒径 10 μ πι以上のフェライ ト粒の体積率（以 下、 「フェライ ト粗大化率（粒径 l O m以上）」 と称す） が 80%以上、 炭化物 平均粒径が 0. Ι Ο μ πι以上 2 Ο μ πι未満である組織を有すること'を特徴とする。 好ましくは、 フェライ ト平均粒径が 35 m超え、 粒径 20 μ ΐη以上のフェラ イ ト粒の体積率 （以下、 「フェライ ト粗大化率（粒径 20 μ πι以上）」 と称す） が 80%以上、 炭化物平均粒径が 0. 10 μ m以上 2 未満である。 これらは 本発明において最も重要な要件である。このように成分組成と金属組織（フ ライ ト平均粒径、 フェライ ト粗大化率）、炭化物の形状（炭化物平均粒径） を規定し、 全てを満足することにより、 焼入れ性を確保しつつ、 極めて軟 質な高炭素熱延鋼板を得ることができる。
そして、 上記極軟質高炭素熱延銅板は、 後述する組成を有する鋼を、 粗 圧延した後、最終パスの圧下率を 10 %以上、 かつ仕上げ温度を（Ar3— 20°C ) 以上とする仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延後 2秒以内に 120°C /秒 超えの冷却速度で 600°C以下の冷却停止温度まで 1次冷却を行い、次いで、 2次冷却により 600°C以下の温度に保持した後、 580°C以下の温度で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法により、 680°C以上 Ac^変態点以下の温度で球状化焼鈍 することにより製造される。
さらに、 上記の好適な組織を有する極軟質高炭素熱延鋼板の場合は、 後 述する組成を有する鋼を、 粗圧延した後、 最終 2パスの圧下率をそれぞれ 10%以上 （好ましくは 13%以上）、 かつ、 （Ar3— 20°C )以上（Ar3+150°C)以下 の温度域で仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延後 2秒以内に 120°C /秒 超えの冷却速度で 600°C以下の冷却停止温度まで 1次冷却を行い、次いで、 2次冷却により 600°C以下の温度に保持した後、 580°C以下の温度で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法により、 680°C以上 ACl変態点以下の温度で、 かつ 20 時間以上の均熱時間で球状化焼鈍を行うことにより製造される。
このように、 熱間仕上げ圧延、 1次冷却、 2次冷却、 卷取りおよび焼鈍まで の製造条件をトータルで制御することにより、本発明の目的が達成される。 以下、 本発明を詳細に説明する。
まず、 本発明における鋼の化学成分の限定理由は以下の通りである。 (D C 0 2〜0 7%
C は、 炭素鋼において最も基本になる合金元素である。 その含有量によつ て、 焼入れ硬さおよび癀鈍状態での炭化物量が大きく変動する。 C 含有量 が 0 2%未満の銅では、 熱延後の組織において初析フェライ トの生成が顕著 となり、 焼鈍後に安定した粗大フェライ ト粒組織が得られず、 安定した軟 質化が得られない。 また、 自動車用部品等に適用する上で十分な焼入れ硬 さが得られない。 一方、 C含有量が 0 7%を超えると熱間圧延後の靭性が低 下して鋼帯の製造性、 ハンドリングが悪くなるとともに、 加工度の高い部 品への適用が困難となる。 したがって、 適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね 備えた鋼板を提供する観点から、 C含有量は 0 2%以上 0 7%以下、 好まし くは 0 2%以上 0 5%以下とする。
(2) S i 0 01〜1 0%
Siは、 焼入れ性を向上させる元素である。 S i含有量が 0 01%未満では焼入 れ時の硬さが不足する。一方、 S i含有量が 1 0%を超えると固溶強化により、 フユライ トが硬化し、 加工性が劣化する。 さらに炭化物を黒鉛化し、 焼入 れ性を阻害する傾向がある。 したがって、 適度な焼入れ硬さと加工性を兼 ね備えた鋼板を提供する観点から、 S i含有量は 0 01 %以上 1 0%以下、 好 ましくは 0 01%以上 0. 8%以下とする。
(3) Mn 0 1〜1 0%
Mnは、 S i と同様に焼入れ性を向上させる元素である。 また、 Sを MnS と し て固定し、 スラブの熱間割れを防止する重要な元素である。 Mn 含有量が 0 1%未満では、 これらの効果が十分に得られず、 また焼入れ性は大幅に低 下する。 一方、 Mn含有量が 1 0%を超えると固溶強化により、 フェライ トが 硬化し、 加工性の劣化を招く。 したがって、 適度な焼入れ硬さと加工性を 兼ね備えた鋼板を提供する観点から、 Mn含有量は 0 1 %以上 1 0%以下、 好 ましくは 0 1%以上 0 8%以下とする。
(4) P 0 03%以下
Pは粒界に偏祈し、延性や靭性を劣化させるため、 P含有量は、 0 03%以下、 好ましくは 0 02%以下とする。
(5) S 0 035%以下
Sは、 Mn と MnSを形成し、加工性および焼入れ後の靭性を劣化させるため、 低減しなければならない元素であり、 少ない方が好ましい。 しかし、 S 含 有量が 0 035%までは許容できるため、 S含有量は 0 035°/。以下、 好ましくは 0 030° /。以下とする。
(6) A1 0 08%以下
A1 は過剰に添加すると A1Nが多量に析出し、 焼入れ性を低下させるため、 A1含有量は、 0 08%以下、 好ましくは 0 06%以下とする。
(7) N 0. 01%以下
N は過剰に含有している場合は延性の低下をもたらすため、 N 含有量は、 0 01%以下とする。
以上の添加元素で本発明鋼は目的とする特性が得られるが、 上記の添加 元素に加えて、 B、 Cr の一種または二種を添加してもよい。 これらの元素 を添加する場合の好ましい範囲は以下の通りであり、 B、 Cr のどちらか一 方の添加でもよいが、 B、 Crの両方を添加することがより好ましい。
(8) B 0 0010〜0 0050%
B は、 熱間圧延後の冷却中の初析フェライ トの生成を抑制し、 焼鈍後に均 一な粗大フェライ ト粒を生成する重要な元素である。 しかし、 B 含有量が 0 0010%未満では、 十分な効果が得られない場合がある。 一方、 0 0050%を 越えると、 効果が飽和するとともに、 熱間圧延の負荷が高くなり操業性が 低下する場合がある。 従って、 添加する場合、 B 含有量は 0 0010%以上 0 0050%以下が好ましい。
(9) Cr 0 005〜0 30%
Crは、 熱間圧延後の冷却中の初析フニライ トの生成を抑制し、 焼鈍後に均 一な粗大フェライ ト粒を生成する重要な元素である。 しカゝし、 Cr含有量が 0 005%未満では、 十分な効果が得られない場合がある。 一方、 0 30%を越え ると初析フニライ ト生成の抑制効果が飽和するとともに、コス ト増となる。 従って、 添加する場合、， Cr含有量は 0 005%以上 0 30%以下とする。 好まし くは 0 05%以上 0 30%以下とする。
なお、 より一層、 初析フェライ ト生成の抑制効果を得るためには、 B と Crを同時に添加することが好ましく、その場合、 Bは 0 0010 %以上 0 0050 % 以下、 Crは 0 05以上 0. 30 %以下とすることがより好ましい。
また、 さらに、 熱延冷却時の初析フェライ ト生成を抑制し、 焼入れ性を 向上させるため、 Mo、 Ti、 Nbを必要に応じて 1種または 2種以上で添加し てもよい。 その場合、 それぞれの添加量が Moが 0. 005%未満、 Tiが 0 005% 未満、 Nbが 0 005%未満では添加の効果が十分に得られない。 一方、 Moが 0 5%超え、 Ti力 S 0 05 %超え、 Nb力 S 0 1%超えでは、 効果が飽和し、 コス ト 増となり、さらに固溶強化、析出強化等により強度上昇が大きくなるため、 加工性が劣化する。 したがって、 Mo、 Tu Nbの 1種または 2種以上を添加 する場合は、 Moは 0 005%以上 0 5%以下、 Tiは 0 005%以上 0 05%以下、 Nb は 0 005%以上 0 1%以下とする。
なお、 上記以外の残部は Fe及び不可避的不純物からなる。 不可避的不純 物と して、例えば、 0は非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、 0 003%以下に低滅するのが望ましい。 また、 本発明では、 本発明の作用効 果を害さない微量元素として、 Cu、 Ni、 W、 V、 Zr、 Sn、 Sbを 0.1%以下の範 囲で含有してもよい。
次に、 本発明の極軟質高炭素熱延鋼板の組織について説明する。
(1)フェライ ト平均粒径 20μπι以上
フェライ ト平均粒径は硬度を支配する重要な因子であり、 フ ライ ト粒を 粗大化することにより、 軟質化が可能となる。 すなわち、 フェライ ト平均 粒径を 20 zz m以上とすることにより、 極軟質となり優れた加工性が得られ る。 また、 フェライ ト平均粒径を 35/i m超えとすることにより、 さらに極 軟質となりより優れた加工性が得られる。 したがって、 フェライ ト平均粒 径は 20 μ m以上とし、 好ましくは 35 i m超え、 さらに好ましくは 50 μ m以 上とする。
(2)フェライ ト粗大化率（粒径 10 m以上もしくは粒径 20 // m以上のフエ ライ ト粒の体積率） 80%以上
フェライ ト粒が粗大であるほど軟質化するが、 軟質化を安定させるために は粒径が所定値以上の粗大なフェライ ト粒の占める割合が高いことが望ま れる。 そのため、 粒径 ΙΟμπι以上もしくは粒径 20μπι以上のフェライ ト粒 の体積率をフェライ ト粗大化率と定義し、 本発明においては、 このフェラ ィ ト粗大化率を 80°/0以上とする。
フェライ ト粗大化率が 80%未満では、 混粒組織となるため、 安定した軟質 化が図れない。 したがって、 安定した軟質化を達成するためにフェライ ト 粗大化率は 80%以上とし、 好ましくは 85%以上とする。 また、 軟質化の観点 から、 フェライ ト粒は粗大であることが好ましく、 粒径 lO m以上、 好ま しくは粒径 20μ ιιι以上のフェライ ト粗大化率を 80%以上とする。
なお、 フニライ ト粗大化率は、 鋼板断面の金属組織観察（約 200倍で 10視 野以上）において、粒径が所定値以上の粗大なフニライ ト粒と、粒径が所定 値未満のフェライ ト粒との面積比を求め、 これを体積率とみなすことによ り求めることができる。
また、 粗大なフヱライ ト粒およびフェライ ト粗大化率 80°/。以上の鋼板は、 後述するように、仕上げ圧延時の圧下率と温度を制御することて得られる。 具体的には、フユライ ト平均粒径が 20 μ m以上でフェライ ト粗大化率（粒径 ΙΟ μ πι以上）が 80%以上の銅板は、 10%以上の最終パス圧下率で、 かつ、 （Ar3 一 20) °C以上の温度で仕上げ圧延を行うことで得られる。最終パスの圧下率 を 10%以上とすることで、 粒成長駆動力が増大し、 フェライ ト粒が均一に 粗大化する。 また、 フヱライ ト平均粒径 35 μ πι超えでフェライ ト粗大化率 (粒径 20 x m以上）が 80%以上の鋼板は、最終 2パスの圧下率をそれぞれ 10% 以上（好ましくは 13%以上 40%未満）で、かつ、（Ar3— 20)°C以上（Ar3+150) °C 以下 （好ましくは（Ar3— 20)°C以上（Ar3+100) °C以下） の温度域で仕上げ圧 延を行うことで得られる。 最終 2 パスの圧下率をそれぞれ 10%以上 （好ま しくは 13%以上 40%未満） とすることで、 旧オーステナイ ト粒内にせん断 帯が多数導入され、 変態の核生成サイ 卜が増大する。 このため、 ペイナイ ト組織を構成するラス状のフェライ ト粒が微細となり、 非常に高い粒界ェ ネルギ一を駆動力として、 フヱライ ト粒が均一に粗大化する。
(3)炭化物平均粒径 0 ΙΟ μ πι以上 2. 0 z m未満
炭化物平均粒径は、、加工性一般や打抜き加工性および加工後の熱処理段階 における焼入れ強度に大きく影響するため、 重要な要素である。 炭化物が 微細になると加工後の熱処理段階で炭化物が溶解しやすく、 安定した焼入 れ硬さが確保できるが、 炭化物平均粒径が 0 ΙΟμ πι未満では、 硬さの上昇 に伴い加工性が劣化する。 一方、 炭化物平均粒径の増加にともない加工性 は向上するが、 2 0 x m以上になると加工後の熱処理段階で炭化物が溶解し にく くなり、 焼入れ強度が低下する。 以上より、 炭化物平均粒径は 0 10 μ m以上 2 Ο μ πι未満とする。 なお、 炭化物平均粒径は、 後述のように製造条 件、 特に熱間圧延後の 1 次冷却停止温度、 2次冷却保持温度、 卷取温度、 そして焼鈍条件により、 制御することができる。
次に、 本発明の極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法について説明する。 本発明の高炭素熱延鋼板は、 上記化学成分範囲に調整された鋼を、 粗圧延 し、 所望の圧下率および温度で仕上げ圧延し、 次いで、 所望の冷却条件で 冷却して巻取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法により所望の球状化焼鈍を行うこと によ ^得られる。 これらについて以下に詳細に説明する。
( 1 )仕上げ圧延における圧下率および温度 （圧延温度）
最終パス圧下率を 10%以上とすることで、 旧オーステナイ ト粒内にせん断 帯が多数導入され、 変態の核生成サイ トが増大する。 このため、 ペイナイ トを構成するラス状フェライ ト粒が微細となり、 球状化焼鈍時に高い粒界 エネルギーを駆動力として、 フェライ ト平均粒径が 20 μ πι以上でかつフヱ ライ ト粗大化率（粒径 10 m以上）が 80%以上の均一粗大フェライ ト粒組織 が得られることになる。 一方、 最終パス圧下率が 10%未満では、 ラス状フ ェライ ト粒が粗大となるため、 粒成長駆動力が不足し、 焼鈍後にフェライ ト平均粒径が 20 μ ιη 以上でかつフェライ ト粗大化率（粒径 10 // m 以上）が 80%以上のフユライ ト粒組織が得られず、安定した軟質化が図れない。 以上 の理由から、 最終パス圧下率は 10%以上とし、 均一粗大化の観点から、 好 ましくは 13%以上、 さらに好ましくは 18%以上とする。 一方、 最終パスの圧 下率が 40%以上では圧延負荷が増大するため、最終パス圧下率の上限は 40% 未満とすることが好ましい。
銅を熱間圧延する際の仕上げ温度 （最終パスの圧延温度） が（Ar3— 20) °C 未満では、 一部でフヱライ ト変態が進行し、 初析フェライ ト粒が増加する ため、 球状化焼鈍後に混粒フェライ ト組織となり、 フェライ ト平均粒径が 20 x m以上でかつフヱライ ト粗大化率（粒径 10 /z ni以上）が 80%以上のフェラ ィ ト粒組織が得られず、 安定した軟質化が図れない。 したがって、 仕上げ 温度は（Ar3— 20) °C以上とする。 以上より、 上記最終パスの圧下率は 10 % 以上、 仕上げ温度は（Ar3— 20) °C以上とする。
さらに、 上記最終パスの圧下率に加え、 最終前パスの圧下率も 10%以上 とすることで、 歪累積効果により、 旧オーステナイ ト粒内にせん断帯が多 数導入され、 変態の核生成サイ トが増大する。 その結果、 ペイナイ トを構 成するラス状フ ライ ト粒が微細となり、 球状化焼鈍時に高い粒界エネル ギーを駆動力として、 フェライ ト平均粒径が 35 μ m超えでかつフェライ ト 粗大化率（粒径 20 μ ιη以上）が 80%以上の均一粗大フェライ ト粒組織が得ら れることになる。 一方、 最終パスと最終前パス （以下、 最終パスと最終前 パスとをあわせて最終 2パスと称す） の圧下率がそれぞれ 10%未満では、 ラス状フェライ ト粒が粗大となるため、 粒成長駆動力が不足し、 焼鈍後に フェライ ト平均粒径が 35 μ πι 超えでかつフェライ ト粗大化率（粒径 20 μ πι 以上）が 80%以上のフェライ ト粒組織が得られず、安定した軟質化が図れな い。 以上の理由から、 最終 2 パスの圧下率はそれぞれ 10%以上とすること が好ましく、 より均一に粗大化するためには最終 2パスの圧下率をそれぞ れ 13%以上、 さらには 18 %以上とすることがより好ましい。 一方、 最終 2 パスの圧下率かそれぞれ 40%以上では、 圧延負荷が増大するため、 最終 2 パスの圧下率の上限はそれぞれ 40%未満とすることが好ましい。
また、 最終 2 パスの仕上げ温度を（Ar3— 20) °C以上（Ar3+150) °C以下の温 度域で行うことにより、 歪累積効果が最大となり、 球状化焼鈍時にフェラ ィ ト平均粒径が 35 μ ιη超えでかつフェライ ト粗大化率（粒径 20 m)が 80% 以上の均一粗大フェライ ト粒組織が得られる。 仕上げ最終 2パス圧延温度 が（Ar3— 20) °C未満では、 一部でフェライ ト変態が進行し、 初析フェライ ト 粒が増加するため、 球状化焼鈍後に混粒フェライ ト組織になり、 焼鈍後に フェライ ト平均粒径が 35 μ πι超えでかつフェライ ト粗大化率（粒径 20 μ ιη) が 80%以上のフェライ ト粒組織が得られず、 より一層の安定した軟質化が 図れない。 一方、 仕上げ最終 2パス圧延温度が（Ar3+ 150) °Cを超えると、 歪 の回復により歪累積効果が不足し、 焼鈍後にフェライ ト平均粒径が 35 /i m 超えでかつフェライ ト粗大化率（粒径 20 が 80%以上のフェライ ト粒組 織が得られず、 より一層の安定した軟質化が図れない場合がある。 以上の 理由から、 仕上げ最終 2 パス圧延の温度域は（Ar3— 20) °C以上（Ar3+150) °C 以下とすることが好ましく、 より好ましくは（Ar3-20) °C以上（Ar3+ 100) °C以 下である。
以上より、 仕上げ圧延において、 最終 2パスの圧下率は好ましくはそれぞ れ 10%以上、 より好ましくは 13%以上、 温度域は好ましくは（Ar3— 20) °C 以上（Ar3+ 150) °C以下、 より好ましくは（Ar3— 20) °C以上（Ar3+100) °C以下で ある。
なお、 Ar3変態点 （°C ) は次の式 （1) で算出することができる。
Ar3=910-310C-80Mn-15Cr-80Mo (1)
ここで、 式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量 （質量％) を表す。
(2) 1次冷却速度 仕上げ圧延後 2秒以内に 120°C/秒超えの冷却速度 熱間圧延後の 1次冷却方法が徐冷であると、 オーステナイ トの過冷度が小 さく初析フ-ライ トが多く生成する。 冷却速度が 120°C/秒以下の場合、 初 析フェライ トの生成が顕著となり、 焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、 安 定した粗大フェライ ト粒組織が得られず、軟質化が図れない。したがって、 熱間圧延後の 1次冷却の冷却速度は 120°C/秒超とする。好ましくは 200°C / 秒以上、 より好ましくは 300°C /秒以上である。 なお、 冷却速度の上限は特 に制限しないが、 例えば板厚 3 0m mの場合を想定すると、 現状の設備上 の能力からは 700°C/秒である。 また、 仕上げ圧延から冷却開始までの時間 が 2秒超えでは、 オーステナイ ト粒が再結晶するため、 歪累積効果が得ら れず、 焼鈍時の粒成長駆動力が不足し、 焼鈍後に安定した粗大フェライ ト 粒組織が得られず、 軟質化が図れない。 したがって、 仕上げ圧延から冷却 開始までの時間は 2秒以内とする。 なお、 オーステナイ ト粒の再結晶を抑 制し、 歪累積効果および焼鈍時の高い粒成長駆動力を安定して確保するた めには、仕上げ圧延から冷却開始までの時間は 1 5秒以内が好ましく、 1 0 秒以内がさらに好ましい。
(3) 1次冷却停止温度 600°C以下
熱間圧延後の 1 次冷却停止温度が 600°C超えの場合、 初析フェライ トが多 く生成する。 そのため、 焼鈍後に炭化物が不均一に分散し、 安定した粗大 フユライ ト粒組織が得られず、 軟質化が図れない。 したがって、 熱間圧延 後にペイナイ ト組織を安定して得るには、 熱間圧延後の 1次冷却停止温度 を 600°C以下と し、 好ましくは 580°C以下、 より好ましくは 550°C以下とす る。 なお、 下限温度は特に規定しないが、 低温になるほど板形状が劣化す るため、 300°C以上とすることが好ましい。
) Z次冷却保持温度 600°C以下
高炭素鋼板の場合、 1次冷却後に、初析フ-ライ ト変態、 パーライ ト変態、 ペイナイ ト変態に伴い、 鋼板温度が上昇することがあり、 1 次冷却停止温 度が 600°C以下であっても、 1次冷却終了から巻取までに温度が上昇した場 合、 初析フヱライ トが生成する。 そのため、 焼鈍後に炭化物が不均一に分 散し、 安定した粗大フェライ ト粒組織が得られず、 軟質化が図れない。 し たがって、 2次冷却により、 1次冷却終了から巻取までの温度を制御するこ とは重要であり、 2次冷却により、 1次冷却終了から卷取まで 600°C以下の 温度で保持することとし、好ましくは 580°C以下、 より好ましくは 550°C以 下の温度で保持することとする。 なお、 この場合の 2次冷却はラミナ一冷 却等により行うことができる。
(5)卷取温度 580°C以下
冷却後の卷取が 580°C超えの場合、 べィナイ トを構成するラス状フェライ ト粒がやや粗大となり、 焼鈍時の粒成長駆動力が不足し、 安定した粗大フ ライ ト粒組織が得られず、 軟質化が図れない。 一方、 冷却後の卷取を 580°C以下とすることにより、 ラス状フェライ ト粒が微細となり、焼鈍時に 高い粒界エネルギーを駆動力と して、 安定した粗大フヱライ ト粒組織が得 られる。 したがって、 卷取温度は 580°C以下とし、 好ましくは 550°C以下、 より好ましくは 530°C以下とする。 なお、 卷取温度の下限は特に規定しな いが、 低温になるほど鋼板の形状が劣化するため、 200°C以上とすることが 好ましい。
(6)酸洗 実施
卷取後の熱延鋼板は、 球状化焼鈍を行う前にスケール除去のため、 酸洗を 施す。 酸洗は常法にしたがって行えばよい。
(7)球状化焼鈍 680°C以上 AC]変態点以下の温度で箱型焼鈍
熱延鋼板を酸洗した後、 フ-ライ ト粒を十分に粗大化させるとともに炭化 物を球状化するために焼鈍を行う。 球状化焼鈍は大きく分けて、 （l ) AC l直 上温度に加熱後徐冷する方法、 （2) AC l 直下温度で長時間保持する方法、 (3) Ac;直上および直下の温度で加熱 ·冷却を繰り返す方法がある。 このう ち、 本発明では上記（2)の方法により、 フェライ ト粒の粒成長と炭化物の球 状化を同時に指向している。 このため、 球状化焼鈍は長時間を有すること から箱型焼鈍とする。 焼鈍温度が 680°C未満では、 フェライ ト粒の粗大化 および炭化物の球状化がいずれも不十分となり、 十分に軟質化しないため に加工性が劣化する。 一方、 焼鈍温度が AC l変態点を超える場合、 一部が オーステナイ ト化し、 冷却中に再度パ一ライ トを生成するため、 やはり加 ェ性が劣化する。 以上より、 球状化焼鈍の焼鈍温度は 680°C以上 Ac 変態点 以下とする。 なお、 フェライ ト平均粒径が 35 /x m超えでかつフヱライ ト粗 大化率（粒径 20 μ πι以上）が 80%以上のフ-ライ ト粒組織を安定して得るに は、 焼鈍時間は 20時間以上とすることが好ましく、 40 時間以上とするこ とがさらに好ましい。 なお、 Ac 変態点（°C )は次の式（2)で算出することが できる。
Ac!=75 83 - 32 25C+23 32S i— 17 76Mn+ 17 13Cr+4 51Mo (2)
ここで、 式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量 （質量％) を表す。 以上により、 本発明の極軟質高炭素熱延鋼板が得られる。 なお、 本発明 の高炭素鋼の成分調整には、 転炉あるいは電気炉のどちらでも使用可能で ある。 このように成分調整された高炭素鋼を、 造塊一分塊圧延または連続 铸造により鋼素材である鋼スラブとする。 この鋼スラブについて熱間圧延 を行うが、 その際、 スラフ加熱温度は、 スケール発生による表面状態の劣 化を避けるため 1300°C以下とすることが好ましい。 また、 連続鐃造スラブ をそのまま又は温度低下を抑制する目的で保熱しつつ圧延する直送圧延を 行ってもよい。 さらに、 熱間圧延時に粗圧延を省略して仕上げ圧延を行つ てもよい。 仕上げ温度確保のため、 熱間圧延甲にパーごータ等の加熱手段 により圧延材の加熱を行ってもよい。 また、 球状化促進あるいは硬度低減 のため、 卷取後にコイルを徐冷カパ一等の手段で保温してもよい。
焼鈍後、 必要に応じて調質圧延を行う。 この調質圧延については焼入れ 性には影響を及ぼさないことから、 その条件に対して特に制限はない。
この うにして得られた高炭素熱延鋼板が、 焼入れ性を保持しつつ、 極 軟質で優れた加工性を有する理由は次のように考えられる。 加工性の指標 となる硬度は、 フェライ ト平均粒径が大きく影響し、 フェライ ト粒径が均 一でかつ、 粗大な場合、 極軟質となり加工性が向上する。 また、 焼入れ性 に関しては、炭化物平均粒径が大きく影響する。炭化物が粗大である場合、 焼入れ前の溶体化処理時に未固溶炭化物が残存しやすく、 焼入れ硬さが低 下する。 以上の点から、 成分組成と金属組織 （フ ライ ト平均粒径、 フエ ライ 卜粗大化率）、 炭化物の形状 （炭化物平均粒径） を規定し、 全てを満足 することにより、 焼入れ性を確保しつつ、 極めて軟質な高炭素熱延鋼板を 得ることができる。
実施例 1
表 1に示す化学成分を有する鋼を連続銬造し、 得られたスラブを 1250°C に加熱し、 表 2 に示す条件にて熱間圧延、 および焼鈍を行い、 板厚 3 Omm の熱延銅板を製造した。 ，
次に、 上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、 フェライ ト 平均粒径、 フニライ ト粗大化率、 炭化物平均粒径を測定し、 性能評価のた め、 素材硬度を測定した。 それぞれの測定方法、 および条件は以下の通り である。
<フェライ ト平均粒径〉
サンプルの板厚断面での光学顕微鏡組織から、 JIS G 0552に記載の切断 法により測定を行った。 なお、 平均粒径は、 フェライ ト粒が 3000個以上の 平均値と した。
<フェライ ト粗大化率〉 サンプルの板厚断面を研磨'腐食後、光学顕微鏡でミク口組織観察を行い、 フェライ ト粒径が Ι Ο μ πι (もしくは 20 IE)以上である粒と 10 111 (もしくは 20 μ m)未満である粒の面積比から求めた。ただし、フェライ ト粗大化率は、 約 200倍で 10視野以上の組織観察を行い、 平均値として求めた。
ぐ炭化物平均粒径〉
サンプルの板厚断面を研磨 ·腐食後、 走査型電子顕微鏡にてミク口組織を 撮影し、 炭化物粒径の測定を行った。 なお、 平均粒径は、 炭化物総数が 500 個以上の平均値とした。
ぐ素材硬度 >
サンプルの切断面をパフ研磨仕上げ後、 表層および板厚中央部にて荷重 500gf の条件下でヴィッカース硬さ（Hv)を 5点測定し、平均硬度を求めた。 以上の測定により得られた結果を表 3に示す。
表 3において、鋼板 No 1〜15は製造条件が本発明範囲であり、 フェライ ト平均粒径が 20 μ ηι以上、 フェライ ト粗大化率（粒径 10 m以上）が 80%以 上、炭化物平均粒径が 0 Ι Ο μ ΐϋ以上 2 0 x ra未満である組織を有する本発明 例である。 本発明例では、 素材硬度が低く、 表層と板厚中央部での素材硬 度差も小さく、 安定して軟質化した高炭素熱延鋼板が得られていることが わかる。
一方、 銅板 No 16〜23は製造条件が本発明範囲を外れた比較例であり、 鋼 板 No 24は鋼成分が本発明範囲を外れた比較例である。 鋼板 No. 16〜24は フェライ ト平均粒径が 20 /z m未満かつフェライ ト粗大化率（粒径 Ι Ο μ ιη以 上）が 80%未満であり、本発明の範囲外となっている。その結果、鋼板 No 16 〜19、 21、 23では表層と板厚中央部での素材硬度差が 15 ポイン ト以上と なり、材質のばらつきが大きく、加工性が劣化している。また、鋼板 No 20、 22、 24はフェライ ト粗大化率（粒径 10 μ πι以上）が著しく低く、 かつフェラ ィ ト平均粒径が本発明範囲外であるため、 素材硬度が高く、 加工性および 金型寿命が低下することがわかる。
実施例 2 表 4に示す化学成分を有する鋼の連続鎳造し、 得られたスラブを 1250°C に加熱し、 表 5 に示す条件にて熱間圧延、 およぴ焼鈍を行い、 板厚 3 0mm の熱延鋼板を製造した。
次に、 上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、 フェライ ト 平均粒径、 フェライ ト粗大化率、 炭化物平均粒径を測定し、 性能評価のた め、 素材硬度を測定した。 それぞれの測定方法、 および条件は実施例 1 と 同様である。
以上の測定により得られた結果を表 6に示す。
表 6において、 鋼板 No 25〜； 34の本発明例では、 素材硬度が低く、 表層 と板厚中央部での素材硬度差も小さく、 安定して軟質化した高炭素熱延鋼 板が得られている,ことがわかる。 一方、 銅板 No 35は鋼成分が本発明範囲 を外れた比較例である。 銅板 No 35では表層と板厚中央部での素材硬度差 が大きく、 材質のばらつきが大きく、 加工性が劣化している。
実施例 3
表 1に示す化学成分を有する鋼を連続铸造し得られたスラブを 1250°Cに 加熱し、 表 7に示す条件にて熱間圧延、 および焼鈍を行い、 板厚 3 0mmの 熱延鋼板を製造した。 なお、 最終前パスの圧延温度は、 いずれの場合も最 終パスの圧延温度 +20〜+30°Cである。
次に、 上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、 フェライ ト 平均粒径、 フェライ^粗大化率、 炭化物平均粒径を測定し、 性能評価のた め、 素材硬度を測定した。 それぞれの測定方法、 および条件は実施例 1 と 同様である。
以上より得られた結果を表 8に示す。
表 8において、 鋼板 No 36〜50は製造条件が本発明範囲であり、 フェラ ィ ト平均粒径が 35 μ ιη超え、 フェライ ト粗大化率（粒径 20 μ πι以上）が 80% 以上、炭化物平均粒径が 0 10 m以上 2 0 μ ra未満である組織を有する本発 明例である。 本発明例では、 素材硬度がより一層低く、 表層と板厚中央部 での素材硬度差も小さく、 安定して軟質化した高炭素熱延鋼板が得られて いることがわかる。
一方、鋼板 No 51〜58は製造条件が本発明範囲を外れた比較例、鋼板 No 59 は鋼成分が本発明範囲から外れる比較例である。 鋼板 No 51〜59はフェラ ィ ト平均粒径が 35 μ π)以下およびフェライ ト粗大化率（粒径 20 !)]以上）が 80%未満と、本発明の範囲外となっている。その結果、鋼板 No 51〜54、 56、 58 は表層と板厚中央部での素材硬度差（Δ Ην)が 20 ボイント以上となり、 材質のばらつきが大きく加工性が劣化する。 また、 鋼板 No 55、 57、 59は フェライ ト粒の粗大化率が著しく低く、 フェライ ト平均粒径が本発明範囲 外であるため素材硬度が高く、 加工性および金型寿命が低下することがわ かる。
実施例 4
表 4の鋼 No I〜Mに示す化学成分を有する銅の連続銬造し、 得られたス ラブを 1250°Cに加熱し、表 9に示す条件にて熱間圧延、および焼鈍を行い、 板厚 3 0mmの熱延鋼板を製造した。 なお、 最終前パスの圧延温度は、 いず れの場合も最終パスの圧延温度 +20〜+30°Cである。
次に、 上記により得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、 フェライ ト 平均粒径、 フニライ ト粗大化率、 炭化物平均粒径を測定し、 性能評価のた め、 素材硬度を測定した。 それぞれの測定方法、 および条件は実施例 1 と 同様である。
以上より得られた結-果を表 10に示す。
表 10において、鋼板 No 60〜73は製造条件が本発明範囲であり、 フェラ ィ ト平均粒径が 35 μ ιη超え、 フェライ ト粗大化率（粒径 20 μ m以上）が 80% 以上、炭化物平均粒径が 0. Ι Ο μ πι以上 2 Ο μ πι未満である組織を有する本発 明例である。 本発明例では、 素材硬度がより一層低く、 表層と板厚中央部 での素材硬度差も小さく、 安定して軟質化した高炭素熱延鋼板が得られて いるこ とがわかる。 ただし、 鋼板 No 65 は仕上げ温度が好適範囲の (Ar3+ 100) °Cを超えているため、 フ ライ ト平均粒径が他の本発明例よりも 小さく、 表層と板厚中央部での素材硬度差がやや大きくなった。 一方、 鋼板 No 74〜80は製造条件が本発明範囲を外れた比較例であり、 鋼板 No 74〜77、 79、 80はフェライ ト平均粒径が 35 以下てあり、また、 鋼板 No 74〜80のいずれもフェライ ト粗大化率（粒径 20 z m以上）が 80 %未 満である。 そのため、 素材硬度が高い、 あるいは表層と板厚中央部での素 材硬度差（Δ Ην)が 20ポィント以上となり、材質のばらつきが大きく加工性 が劣化している。 産業上の利用可能性
本発明の極軟質高炭素熱延鋼板を用いることにより、 ギヤに代表される 変速機部品等の複雑な形状の部品を低い荷重で容易に加工することができ るため、 工具あるいは自動車部品を中心に、 多様な用途での使用が可能と なる。
zz
Figure imgf000023_0001
C688TC/900Zdf/X3d 8ΐεε滅 ooz OAV 表 2
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表 3
Figure imgf000025_0001
表 4 (質量％)
Figure imgf000026_0001
表 5
tN2
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表 6
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表 7
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表 8
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表 9
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表 10
Figure imgf000032_0001

Claims

請求の範囲
1 質量％で、 C 0 2〜0 7 %、 Si 0. 01〜1 0%、 Mn 0 1〜1 0%、 P 0 03%以下、 S 0 035%以下、 A1 0 08%以下、 N 0 01%以下を含有し、 残部が Feおよび不可避 的不純物からなり、
フェラ—イ ト平均粒径が 20 μ m以上、
粒径 10 μ ιη以上のフェライ ト粒の体積率が 80%以上、
炭化物平均粒径が 0 10 m以上 2 Ο μ πι未満
である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
2 . 質量％で、 C 0 2〜0 7 %、 Si 0 01〜1 0%、 Mn 0 1〜1. 0°ん P 0 03%以下、
S 0 035%以下、 A1 0 08°/D以下、 N 0 01°/。以下を含有し、 残部が Feおよび不可避 的不純物からなり、
フェライ ト平均粒径が 35 m超え、
粒径 20 以上のフェライ ト粒の体積率が 80%以上、
炭化物平均粒径が 0 以上 2 Ο μ πι未満
である組織を有することを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板。
3 さらに、 質量0/。で、 Β 0. 0010〜0 0050%、 Cr 0 005〜0 30°/。の一種または二 種を含有することを特徴とする請求項 1または 2に記載の極軟質高炭素熱延鋼板。
4 さらに、 質量 °/。で、 B 0 0010〜0 0050%、 Cr 0 05〜0 30%を含有することを 特徴とする請求項 1または 2に記載の極軟質高炭素熱延鋼板。
5 さらに、 質量％で、 Mo 0 005〜0 5%、 Ti 0 005〜0 05%、 Nb 0 005〜0 1%の一 種または二種以上を含有することを特徴とする請求項 1〜4 のいずれかに記載の 極軟質高炭素熱延鋼板。
6 請求項 1、 3、 4、 5のいずれかに記載の組成を有する鋼を、 粗圧延した後、 6 請求項 1、 3、 4、 5 のいずれかに記載の組成を有する銅を、 粗 圧延 した後、 最終パス の圧下率を 10%以上、 かつ仕上げ温度を
(Ar3 - 20) °C以上とする仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延後 2秒 以内に 120°C/秒超えの冷却速度で 600°C以下の冷却停止温度まで 1次 冷却じ、次いで、 2次冷却によ り 600°C以下の温度に保持した後、 580°C 以下の温度で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法によ り、 680°C以上 AC]変態 点以下の温度で球状化焼鈍するこ と を特徴とする極軟質高炭素熱延 鋼板の製造方法。
7. 請求項 1、. 3、 4、 5 のいずれかに記載の組成を有する鋼を、 粗 圧延 した後、 最終パス の圧下率を 10%以上、 かつ仕上げ温度を
(Ar3_20)°C以上とする仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延後 2秒 以内に 120°C/秒超えの冷却速度で 550°C以下の冷却停止温度まで 1次 冷却し、次いで、 2次冷却によ り 550で以下の温度に保持した後、 530°C 以下の温度で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法によ り 、 680°C以上 AC]変態 点以下の温度で球状化焼鈍するこ と を特徴とする極軟質髙炭素熱延 銅板の製造方法。
8 . 請求項 2〜 のいずれかに記載の組成を有する鋼を、 粗圧延し た後、 最終 2パスの圧下率をそれぞれ 10%以上、 かつ （Ar3- 20)°C以上 (Ar3+150) °C以下の温度域で仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延 後 2秒以内に 120°C/秒超えの冷却速度で 600°C以下の冷却停止温度ま で 1 次冷却し、 次いで、 2 次冷却によ り 600°C以下の温度に保持した 後、 580°C以下の温度で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法によ り、 680°C以 上 Ac 変態点以下の温度で、かつ均熱時間を 20時間以上の条件で球状 化焼鈍を行う こ とを特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。 9 請求項 2〜5 のいずれ^に記載の組成を有する鋼を、 粗圧延し た後、 最終 2パスの圧下率をそれぞれ 10%以上、 かつ （Ar3- 20)°C以上 (Ar3+100) °C以下の温度域で仕上げ圧延を行い、 次いで、 仕上げ圧延 後 2秒以内に 120°C/秒超えの冷却速度で 550°C以下の冷却停止温度ま で 1 次冷却し、 次いで、 2 次冷却によ り 550°C以下の温度に保持した 後、 530°C以下の温度で卷取り、 酸洗後、 箱型焼鈍法によ り、 680°C以 上 AC]変態点以下の温度で、かつ均熱時間を 20時間以上の条件で球状 化焼鈍を行う こ と を特徴とする極軟質高炭素熱延鋼板の製造方法。
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