JP6065121B2 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。特にＢを添加した高炭素熱延鋼板であって、表層における浸窒抑制効果が高い、加工性と焼入れ性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。

現在、ギア類、トランスミッション部品、シートベルト部品などの自動車用部品は、ＪＩＳＧ ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材である熱延鋼板を、冷間加工によって所望の形状に加工した後、所望の硬さを確保するために焼入れ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や焼入れ性が必要とされ、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、１００℃／秒の平均加熱速度で昇温後、１０００℃で１０秒保持し、２００℃／秒の平均冷却速度で室温まで急冷する高周波焼入れを行った場合に硬度が５００ＨＶ以上かつ９００ＨＶ以下になる冷間加工用中炭素鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０６〜０．３０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．００１〜０．１０％を含有し、あるいはさらに、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００３〜０．０３％、Ｓｂ：０．００３〜０．０３％、Ａｓ：０．００３〜０．０３％の１種以上を含有し、炭化物の平均径ｄが０．６μｍ以下、炭化物の球状化率ｐが７０％以上かつ９０％未満であり、前記炭化物の平均径ｄμｍと前記炭化物の球状化率ｐ％とがｄ≦０．０４×ｐ−２．６を満足する冷間加工用中炭素鋼板、あるいはさらに冷間加工前の硬度が１２０ＨＶ以上かつ１７０ＨＶ未満である冷間加工用中炭素鋼板が開示されている。また、特許文献１には、このような冷間加工用中炭素鋼板の製造方法として、上記の化学成分の鋼を、１０５０〜１３００℃に保持後、７００〜１０００℃で圧延を終了する熱間圧延を行い、次いで２０〜５０℃／ｓの冷却速度で５００〜７００℃まで冷却した後、５〜３０℃／ｓの冷却速度で所定の温度まで冷却して巻取り、所定の条件で保持した後、６００℃以上Ａｃ_１−１０℃以下の温度で焼鈍することが開示されている。

また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００２５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００３％以下、Ｙ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｌａ：０．０３％以下、Ｃｅ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．０３％以下、Ｓｂ：０．０３％以下、及び、Ａｓ：０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の平均径が０．４μｍ以下であり、前記炭化物の平均径の１．５倍以上の大きさの炭化物の個数割合が前記炭化物の総数に対して３０％以下であり、前記炭化物の球状化率が９０％以上であり、平均フェライト粒径が１０μｍ以上であり、引張強さＴＳが５５０ＭＰａ以下であることを特徴とする中炭素鋼板が開示されている。また、特許文献２には、このような中炭素鋼板の製造方法として、上記の化学成分の鋼を、鋳造後熱間圧延し、熱間圧延の終了直後から２〜１０秒間空冷し、前記空冷終了の温度から４８０〜６００℃の温度範囲まで１０〜８０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、４００℃〜５８０℃で巻き取り、５％以上かつ３０％未満の冷延率で冷延し、６５０〜７２０℃の温度範囲で５〜４０ｈｒ焼鈍することが開示されている。

また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０４％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００６％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．２％以下、Ｂ：０．００１％以上０．０１％以下、及びＮ：０．０００１％以上０．０１％以下の成分を含有し、あるいはさらにＣｒ：０．０５％以上０．３５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下、Ｔａ：０．０１％以上０．５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５％以下、Ｓｎ：０．００３％以上０．０３％以下、Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下、及びＡｓ：０．００３％以上０．０３％以下の１種又は２種以上の成分を含有し、表層から深さ１００μｍまでの領域における固溶Ｂの平均濃度が１０ｐｐｍ以上であるボロン添加鋼板が開示されている。また、特許文献３には、窒素を主体とする雰囲気中で焼鈍すると、吸窒という現象が発現し、焼入れ性の観点から重要な元素であるＢが、焼鈍中に鋼中のＮと結合してＢＮを形成し、固溶Ｂが減少してＢによる焼入れ性向上効果を確保できないことが開示されている。特許文献３には、焼入れ性確保のためには、表層から深さ１００μｍまでの領域における固溶Ｂを１０ｐｐｍ以上とすることが必要であり、そのためには、製造工程中の加熱や焼鈍工程の雰囲気の影響を抑制することが重要であることが開示されている。また、特許文献３には、このようなボロン添加鋼板の製造方法として、上記成分組成の鋼を、１２００℃以下で加熱後、８００〜９４０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、次いで冷却速度２０℃／ｓ以上で６５０℃以下になるまで冷却後、２０℃／ｓ以下で冷却して４００〜６５０℃で巻取り、酸洗後、水素９５％以上で、且つ４００℃までの露点を−２０℃以下、４００℃以上の露点を−４０℃以下の雰囲気で６６０℃以上Ａｃ_１以下の温度で焼鈍することが開示されている。

特許第５０４８１６８号公報 ＷＯ２０１３／０３５８４８号公報 特許第４７８２２４３号公報

自動車の駆動系部品等では耐磨耗性が要求されるような部品も多く、高い焼入れ性と焼入れ後硬さが求められており、例えばＨＶ６２０超のビッカース硬さを得ることが望まれている。一方で、従来、熱間鍛造、切削、溶接などの複数工程で製造していたものを冷間プレスで一体成形化した自動車部品等に向けては、良好な冷間加工性を得る上では、比較的低い硬さと高い伸びが要求される

特許文献１の技術では、平均加熱速度１００℃／秒の高周波焼入れにおける焼入れ硬化能を確保するため、炭化物の平均径を、０．６μｍ以下としているが、Ｃ含有量が０．３〜０．６％といった多量のＣを含有する鋼において、炭化物の平均粒径を０．６μｍ以下と細かくしているため、炭化物の密度が大きくなり、高強度化しやすく、加工性の低下が懸念される。また、その製造方法としては、熱間圧延後に２０〜５０℃／ｓの冷却速度で５００〜７００℃まで冷却した後、５〜３０℃／ｓの冷却速度で冷却するといった、２段での冷却制御を行っており、冷却制御の管理が難しいという問題があった。

特許文献２の技術では、冷延率を５％以上として、熱延鋼板に冷間圧延を施して、その後に行う焼鈍時の粒成長および再結晶を促進し、鋼板を軟質化することが記載されているが、焼鈍前に冷間圧延を行うことにより、工程数が増えコスト高となるため、冷間圧延を行うことなく、軟質化することが望まれている。

また、特許文献３の技術でも、熱間圧延後、冷却速度２０℃／ｓ以上で６５０℃以下になるまで冷却後、２０℃／ｓ以下で冷却するという、２段での冷却制御を行っており、冷却制御の管理が難しいという問題があった。さらに、特許文献３の技術では、焼入れ性を向上させるため、Ｍｎを０．５％以上添加している。Ｍｎは、焼入れ性を向上させるものの、固溶強化により熱延鋼板自体の強度を上昇させ、硬さを大きくしてしまう。

一方、微量の添加で焼入れ性を向上させる元素として、Ｂが知られているが、特許文献３にも記載されるように、一般に雰囲気ガスとして使用されている窒素を主体とする雰囲気中で焼鈍すると、固溶Ｂが減少してＢによる焼入れ性の向上の効果を得られないという問題があった。特許文献３では、このような問題に対して、９５％以上の水素を含む雰囲気、もしくは該水素をＡｒ等の不活性ガスに置き換えた雰囲気中で焼鈍することで解決しており、これらのガスを用いた熱処理はコストが高くなる。また、この技術のみでは、窒素雰囲気中での焼鈍で、吸窒を抑制できるかどうかは不明である。

本発明は、上記した問題を解決するために、Ｂを添加した鋼を素材とし、窒素雰囲気中で焼鈍を行っても、安定して優れた焼入れ性が得られ、かつ、焼入れ処理前に、硬さがＨＲＢで８１以下、全伸びが３３％以上といった優れた加工性を有する高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、Ｍｎ含有量を０．５０％以下と従来の鋼よりも少ないＭｎ量とし、Ｂを添加した高炭素熱延鋼板の製造条件と加工性、焼入れ性との関係について鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
ｉ）焼入れ前の高炭素熱延鋼板の硬度、全伸び（以下、単に伸びともいう）には、フェライト粒内のセメンタイト密度が大きく影響する。ＨＲＢで８１以下の硬さ、３３％以上の全伸び（Ｅｌ）を有する鋼板を得るためには、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１３個／μｍ^２以下とする必要がある。
ｉｉ）フェライト粒内のセメンタイト密度には、熱間圧延の仕上げ圧延における仕上げ温度と仕上げ圧延後７００℃までの冷却速度が大きく影響する。仕上げ温度が高すぎたり、冷却速度が小さすぎたりすると、熱間圧延後の鋼板において、所定のフェライト分率を有するフェライト、パーライトからなる組織を形成することができず、球状化焼鈍後にセメンタイト密度を小さくすることが困難となる。
ｉｉｉ）Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの少なくとも１種を鋼中に添加することで、窒素雰囲気で焼鈍を施す場合でも、浸窒を防止し、固溶Ｂ量の低下を抑制して高い焼入れ性が得られる。

本発明はこ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：０．４０％超０．６３％以下、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：０．００５０％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０．００２〜０．０３０％含有し、残部がＦｅおよ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、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１３個／μｍ^２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで８１以下、全伸びが３３％以上である高炭素熱延鋼板。

［２］さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上を合計で０．５０％以下含有する前記［１］に記載の高炭素熱延鋼板。

［３］前記フェライトとセメンタイトからなる組織における全セメンタイト平均径が０．６０μｍ以上１．００μｍ以下であり、フェライト粒内のセメンタイト平均径が０．４０μｍ以上である前記［１］または［２］に記載の高炭素熱延鋼板。

［４］質量％で、Ｃ：０．４０％超０．６３％以下、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：０．００５０％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０．００２〜０．０３０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上げ圧延温度：Ａｒ_３変態点以上８７０℃以下で熱間仕上げ圧延し、７００℃までを２５℃／ｓ以上１５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、巻取温度：５００℃以上７００℃以下で巻き取ることにより、パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有する鋼板とし、次いで、該鋼板をＡｃ_１変態点以下で焼鈍する高炭素熱延鋼板の製造方法。

［５］前記鋼が、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上を合計で０．５０％以下含有する前記［４］に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。

本発明により焼入れ性および加工性に優れた高炭素熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高炭素熱延鋼板は、素材鋼板に冷間加工性が必要とされる、ギア類、トランスミッション部品、シートベルト部品などの自動車用部品に好適である。

以下に、本発明である高炭素熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、成分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）組成
Ｃ：０．４０％超０．６３％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０．４０％以下の場合、部品に成形した後の熱処理によって所望の硬さ、具体的には水焼入れ後の硬さでＨＶ６２０超が得られない。このため、Ｃ含有量を０．４０％超とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．６３％を超えると鋼板が硬質化し、冷間加工性が劣化する。よって、Ｃ含有量は０．６３％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．５３％以下である。高い焼入れ硬さを得るには、Ｃ含有量を０．４２％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量を０．４５％以上とすることで、安定して水焼入れ硬さでＨＶ６２０以上を得ることができるため、さらに好ましい。

Ｓｉ：０．１０％以下
Ｓｉは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含有量を０．１０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。Ｓｉは冷間加工性を低下させるため、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましいが、過度にＳｉを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。

Ｍｎ：０．５０％以下
Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素であるが、一方、固溶強化により強度を上昇させる元素でもある。Ｍｎ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が硬質化しすぎて冷間加工性が低下する。また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、硬度や伸びのばらつきが大きくなる傾向にある。したがって、Ｍｎ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。なお、下限はとくに指定しないが、グラファイトの析出を抑制して、焼入れ処理加熱時に鋼板中の全Ｃを固溶して所定の焼入れ硬さを得るためには、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とすることが好ましい。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｐ含有量が０．０３％を超えると、鋼板が硬質化しすぎて冷間加工性が低下する。また、粒界の強度を低くするため、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量を０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ含有量を０．０２％以下とすることが好ましい。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含有量は少ないほど好ましいが、必要以上にＰを低減させると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
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含有量が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含有量を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含有量は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含有量は少ないほど好ましいが、必要以上にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．０００５％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過ぎ、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含有量を０．１０％以下とする。好ましくは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０６％以下である。なお、Ａｌは脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｎ：０．００５０％以下
Ｎ含有量が０．００５０％を超えると、ＢＮが必要以上に形成されることにより固溶Ｂ量が低下する。また、必要以上のＢＮ、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るため、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、Ｎ含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００４５％以下である。なお、下限はとくに規定しないが、上記したように、ＮはＢＮ、ＡｌＮを形成する。ＢＮ、ＡｌＮが適正量形成されれば、これらの窒化物が焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の粗大化を適度に抑制し、焼入れ後の靭性を向上させるため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を高める重要な元素である。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量が不足するため、十分な焼入れ性向上効果が得られない。よって、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要があり、０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％超えの場合、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延する。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、成形時に不具合を引き起こしやすくなる。このため、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする必要がある。焼入れ性を向上させ、また異方性を小さくする観点から、好ましくは、Ｂ含有量は０．００３５％以下である。したがって、Ｂ含有量を０．０００５〜０．００５０％とする。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０〜０．００３５％である。

Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上
本発明では、前記したＢ含有量の適正化に加えて、焼入れ性向上に寄与する固溶Ｂ量の制御が重要である。鋼板中に含有されるＢのうち固溶状態にあるＢが７０％以上、すなわち、鋼板中の全Ｂ含有量（Ｂ含有量）に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上の場合に、本発明で意図する優れた焼入れ性が得られる。よって、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合を７０％以上とする。好ましくは、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合は７５％以上である。なお、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合とは、｛（固溶Ｂ量（質量％））／（全Ｂ含有量（質量％））｝×１００（％）をいう。

Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅは、いずれも、鋼板表面からの浸窒抑制の効果を有する元素であり、本発明では、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を含有させる必要がある。また、これら元素の含有量の合計が０．００２％未満の場合、十分な浸窒抑制効果が認められない。このため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上含有させる。好ましくは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの含有量の合計は０．００５％以上である。一方、これらの元素の含有量が合計で０．０３０％を超えても、浸窒抑制効果は飽和する。また、これらの元素は粒界に偏析する傾向があるため、これらの元素の含有量が合計で０．０３０％を超えると、粒界脆化を引き起こす可能性がある。このため、本発明では、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．０３０％以下含有させる。Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの含有量は、好ましくは合計で０．０２０％以下である。

上記のように、Ｎ含有量を０．００５０％以下にすると共に、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％含有させることで、窒素雰囲気で焼鈍した場合でも鋼板表面からの浸窒を抑制し、鋼板表層における窒素濃度の増加を抑制して、鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さの範囲に含有される平均窒素量と、鋼板全体に含有される平均窒素量との差を３０質量ｐｐｍ以下とすることができる。また、このように浸窒を抑制できるため、窒素雰囲気で焼鈍した場合であっても、焼鈍後の鋼板中において、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合を７０％以上とすることができる。

鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さの範囲に含有される平均窒素量と、鋼板全体に含有される平均窒素量との差が３０質量ｐｐｍを超えて大きくなると、鋼板表層部に形成されるＢＮ、ＡｌＮ量と、鋼板板厚中心に形成されるＢＮ、ＡｌＮ量の差が大きくなる。その場合、焼入れ処理後に均一な硬さが得られなくなるなどの不具合が発生する。したがって、鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さの範囲に含有される平均窒素量と、鋼板全体に含有される平均窒素量との差を３０質量ｐｐｍ以下に抑える必要がある。

上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とするが、焼入れ性のさらなる向上のために、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上を含有させてもよい。このような効果を得る上では、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上を含有させ、その含有量の合計を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、これら元素は高価であるため、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上を含有させる場合、その含有量の合計は０．５０％以下とする必要がある。好ましくは、これら元素の含有量は合計で０．２０％以下である。

２）ミクロ組織
本発明では、冷間加工性を向上させるため、熱間圧延後にセメンタイトを球状化させる焼鈍（球状化焼鈍）を行い、フェライトとセメンタイトからなるミクロ組織とする必要がある。なお、球状化とはアスペクト比（長径／短径）≦３のセメンタイトが全セメンタイトに対して体積率で９０％以上を占める状態を表す。特にロックウェル硬さがＨＲＢで８１以下、全伸びを３３％以上とするには、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１３個／μｍ^２以下とする必要がある。以下では、セメンタイト密度は、セメンタイト粒の個数密度とも記す。

フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度：０．１３個／μｍ^２以下
本発明の鋼板は、フェライトとセメンタイトからなる。フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度が高いと、多少なりとも変形の阻害因子となり、硬質化し、伸びが低下する。硬さを所定の値以下とし、伸びを所定の値以上とするために、フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度を０．１３個／μｍ^２以下とする必要がある。フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度は、好ましくは０．１１個／μｍ^２以下であり、さらに好ましくは０．１０個／μｍ^２以下である。フェライト粒内に存在するセメンタイト径は長径で０．１５〜１．８μｍ程度であり、鋼板の析出強化に若干効果を及ぼすサイズであるため、フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度を低下させることで強度低下を図ることができる。フェライト粒界のセメンタイトは分散強化にほとんど寄与しないので、フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度を０．１３個／μｍ^２以下と規定する。なお、上記したフェライトとセメンタイト以外に、不可避的にパーライトなどの残部組織が生成しても、残部組織の合計の体積率が５％程度以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有されていてもかまわない。

全セメンタイト平均径：０．６０μｍ以上１．００μｍ以下およびフェライト粒内のセメンタイト平均径：０．４０μｍ以上
フェライト粒内のセメンタイト平均径が０．４０μｍ未満となる鋼板はフェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度が多くなるため焼鈍後の鋼板の硬さが上昇する場合がある。硬さを所望の値以下にするために、フェライト粒内のセメンタイト平均径は０．４０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは、フェライト粒内のセメンタイトの平均径は０．４５μｍ以上である。

フェライト粒界のセメンタイトはフェライト粒内のセメンタイトに比べて粗大化しやすく、フェライト粒内のセメンタイトの平均径を０．４０μｍ以上にするためには、全体のセメンタイトの平均径は０．６０μｍ以上とする必要がある。好ましくは、全セメンタイトの平均径は０．６５μｍ以上である。一方、全セメンタイトの平均径が１．００μｍ超えになると高周波焼入れ処理のような短時間での加熱時にセメンタイトが溶けきれず、硬さを所望の値以下にすることができない場合があるため、全セメンタイトの平均径を１．００μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは、全セメンタイトの平均径は０．９５μｍ以下である。上記のセメンタイトの平均径は、ミクロ組織をＳＥＭにより観察し、セメンタイト粒の長径と短径を測定し、全セメンタイトの平均径およびフェライト粒内のセメンタイトの平均径を測定することができる。

なお、フェライトの粒径が粗大になりすぎると、硬さは低下するものの、伸びの向上が飽和する場合があるため、前記フェライトとセメンタイトからなる組織におけるフェライトの平均粒径は１２μｍ以下とすることが好ましく、９μｍ以下がより好ましい。一方、フェライトの平均粒径が６μｍ未満となると、鋼板が硬質化する場合があるため、フェライトの平均粒径は６μｍ以上が好ましい。上記のフェライトの粒径は、ミクロ組織をＳＥＭにより観察し、測定することができる。

３）機械特性
本発明では、ギア類、トランスミッション部品、シートベルト部品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、部品に耐磨耗性を付与する必要がある。そのためには、焼入れ性を向上させることに加えて、鋼板の硬さを小さくしてＨＲＢ８１以下とし、伸びを大きくして全伸び（Ｅｌ）を３３％以上とする必要がある。鋼板の硬さは、低いほど加工性の観点から望ましいが、部分的に焼入れする部品もあり、原板の強度が疲労特性に影響する。なお、上記のＨＲＢは、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて測定することができる。また、全伸びは、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、島津製作所ＡＧ１０ＴＢ ＡＧ／ＸＲの引張試験機にて１０ｍｍ／分で引張試験を行い、破断したサンプルを突き合わせて測定することができる。

４）製造条件
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記した組成の鋼を素材とし、熱間粗圧延後に仕上げ圧延温度：Ａｒ_３変態点以上８７０℃以下で仕上げ圧延を施す熱間圧延により所望の板厚とし、仕上げ圧延後、７００℃までを２５℃／ｓ以上１５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、巻取温度：５００℃以上７００℃以下で巻き取り、パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有する鋼板とし、次いでＡｃ_１変態点以下で球状化焼鈍を施して製造される。なお、仕上げ圧延における圧下率は８５％以上とすることが好ましい。

以下、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。

仕上げ圧延温度：Ａｒ_３変態点以上８７０℃以下
焼鈍後にフェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度を０．１３個／μｍ^２以下とするには、パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有するミクロ組織の熱延鋼板に球状化焼鈍を施す必要がある。熱間粗圧延後に仕上げ圧延を施す熱間圧延において、仕上げ圧延温度が８７０℃を超えて高くなると、初析フェライトの割合が小さくなり、球状化焼鈍後所定のセメンタイト粒の個数密度が得られない。また、焼鈍後のセメンタイト粒径やフェライト粒径も粗大化しやすい。このため、仕上げ圧延温度は８７０℃以下とする。初析フェライトの割合を十分に大きくするためには、仕上げ圧延温度を８５０℃以下とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延温度がＡｒ_３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、仕上げ圧延温度はＡｒ_３変態点以上とする。好ましくは、仕上げ圧延温度は８２０℃以上である。なお、仕上げ圧延温度は鋼板の表面温度とする。

仕上げ圧延温度から７００℃までの平均冷却速度：２５℃／ｓ以上１５０℃／ｓ以下
焼鈍後にフェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度を０．１３個／μｍ^２以下とするには、パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有するミクロ組織の熱延鋼板に球状化焼鈍を施す必要がある。熱間圧延における仕上げ圧延後７００℃までの温度域は、フェライトおよびパーライト変態開始温度が存在する温度域にあたるため、熱間圧延後の鋼板中の初析フェライトの分率を体積率で５％以上とするには、仕上げ圧延温度から７００℃までの冷却速度が重要な因子となる。仕上げ圧延温度から７００℃までの温度域の平均冷却速度が２５℃／ｓ未満ではフェライト変態が短時間では進行しにくく、パーライト分率が必要以上に高くなるため、体積率で５％以上の初析フェライトが得られない。また、粗大なパーライトが生成することによって、球状化焼鈍後に所望の鋼板組織を得にくくなる。よって、仕上げ圧延後から７００℃までの温度域の平均冷却速度を２５℃／ｓ以上とする。また、焼鈍後のフェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度０．１１個／μｍ^２以下を得るには、初析フェライトの分率を体積率で１０％以上とすることが好ましく、この場合、該平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは、該平均冷却速度は４０℃／ｓ以上である。一方、該平均冷却速度が１５０℃／ｓを超えると、初析フェライトを得ることが難しくなるため、仕上げ圧延後から７００℃までの平均冷却速度は１５０℃／ｓ以下とする。好ましくは、該平均冷却速度は、１２０℃／ｓ以下である。より好ましくは、該平均冷却速度は１００℃／ｓ以下である。なお、温度は鋼板の表面温度とする。

巻取温度：５００℃以上７００℃以下
仕上げ圧延後の鋼板は、上記した冷却を施した後、５００℃以上７００℃以下の巻取温度でコイル形状に巻き取る。巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板の組織が粗大化して焼鈍後に所望の鋼板組織が得られない上、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℃以下とする。好ましくは、巻取温度は６５０℃以下である。一方、巻取温度が５００℃未満であると、鋼板組織が微細になって鋼板が硬質化し、伸びが小さくなり加工性が低下する。したがって巻取温度は５００℃以上とする。好ましくは、巻取温度は５５０℃以上である。なお、巻取り温度は鋼板の表面温度とする。

熱間圧延後の鋼板のミクロ組織：パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有する組織
本発明では、後述する球状化焼鈍後に、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度が０．１３個／μｍ^２以下であるミクロ組織を有する鋼板を得る。球状化焼鈍後のミクロ組織には、熱間圧延後の鋼板のミクロ組織の影響が大きい。熱間圧延後の鋼板のミクロ組織を、パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有する組織とすることにより、球状化焼鈍後に所望の組織とすることができ、加工性の高い鋼となる。また、パーライトを有さない、あるいは、初析フェライトの分率が体積率で５％未満である鋼板では、Ａｃ_１変態点以下での球状化焼鈍後、所定のセメンタイト粒の個数密度が得られず、鋼板強度が高くなる。よって、上記した条件で熱間圧延、冷却および巻取りを行って得られる鋼板（熱延鋼板）のミクロ組織を、パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有する組織とする。好ましくは、パーライトと体積率で１０％以上の初析フェライトからなる組織とする。なお、焼鈍後より均一な組織を得るためには、初析フェライトの分率は、好ましくは体積率で５０％以下である。

焼鈍温度：Ａｃ_１変態点以下
上記のようにして得た熱延鋼板に、焼鈍（球状化焼鈍）を施す。焼鈍温度がＡｃ_１変態点を超えると、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Ａｃ_１変態点以下とする。なお、下限はとくに定めないが、フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度を所望の値とする上で、焼鈍温度は６００℃以上が好ましく、より好ましくは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、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。焼鈍時間を０．５時間以上とすることで、目標とする組織を安定して得ることができ、鋼板の硬さを所定の値以下とし、伸びを所定の値以上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い。さらに好ましくは、８時間以上である。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。

なお、本発明の高炭素鋼を溶製するには、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高炭素鋼は、造塊−分塊圧延また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、熱間圧延される。なお、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。また、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。

表１に示す鋼番ＡからＪの化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２に示す熱延条件で、仕上げ圧延後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とした。なお、表２に示す冷却速度は、仕上げ圧延後から７００℃までの平均冷却速度である。次いで、酸洗し、表２に示す焼鈍条件で、窒素雰囲気（雰囲気ガス：窒素）中にて焼鈍（球状化焼鈍）を施して、板厚４．０ｍｍ、板幅１０００ｍｍの熱延鋼板（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、硬さ、伸び、ミクロ組織を調査した。また、焼鈍前の熱延鋼板のミクロ組織についても調査した。結果を表２に示す。なお、表１に示すＡｒ_３変態点およびＡｃ_１変態点は、フォーマスターにより求めたものである。

熱延焼鈍板の硬さ（ＨＲＢ）
焼鈍後の鋼板の板幅中央部から試料を採取し、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて５点測定し、平均値を求めた。

熱延焼鈍板の全伸び（Ｅｌ）
焼鈍後の鋼板から、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、島津製作所ＡＧ１０ＴＢ ＡＧ／ＸＲの引張試験機にて１０ｍｍ／分で引張試験を行い、破断したサンプルを突き合わせて伸び（全伸び）を求めた。

ミクロ組織
焼鈍前の熱延鋼板のミクロ組織（熱延板のミクロ組織）は、ＳＥＭにより観察し、その組織の種類および初析フェライトの分率を求めた。初析フェライトの分率は、フェライト域とフェライト域以外の箇所に分けて、フェライト域の割合を求めることにより面積率を求め、この値を初析フェライトの体積率とした。なお、表２に示す焼鈍前の熱延鋼板において、パーライトが存在していることを、上記のＳＥＭ観察により、確認している。

焼鈍後の鋼板のミクロ組織（熱延焼鈍板のミクロ組織）は、板幅中央部から採取した試料を切断研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡を用いて、板厚の１／４位置の５箇所で３０００倍の倍率で撮影した組織写真を用いて、その組織の種類を観察するとともに、粒界上になく、長径が０．１５μｍ以上のセメンタイトの個数を測定し、この個数を写真の視野の面積で除して、フェライト粒内のセメンタイト密度（セメンタイト粒の個数密度）を求めた。セメンタイト径は、上記組織写真を用いて各セメンタイト粒の長径と短径を測定し、すべてのセメンタイトおよび粒内のセメンタイトの平均径を求めた。フェライトの粒径は、上記組織写真を用いて結晶粒度を求め、平均結晶粒径を算出した。

また、焼鈍後の鋼板（熱延焼鈍板）について、以下のようにして表層１５０μｍの平均Ｎ量と鋼板中平均Ｎ量の差、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合を求めた。結果を表２に示す。

表層１５０μｍの平均Ｎ量と鋼板中平均Ｎ量の差
焼鈍後の鋼板の板幅中央部から採取した試料を用い、表層１５０μｍの平均Ｎ量および鋼板中平均Ｎ量を測定して、表層１５０μｍの平均Ｎ量と鋼板中の平均Ｎ量の差を求めた。なおここで表層１５０μｍの平均Ｎ量とは、鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さまでの範囲に含有されるＮ量である。また、表層１５０μｍの平均Ｎ量は次のように求めた。すなわち、採取した鋼板の表面から切削を開始し、表面から１５０μｍの深さまで鋼板を切削し、この際に発生した切削片をサンプルとして採取した。このサンプル中のＮ量を測定し表層１５０μｍのＮ量とした。表層１５０μｍの平均Ｎ量と鋼板中平均Ｎ量は、不活性ガス融解−熱伝導度法により測定して求めた。このようにして求めた表層１５０μｍの平均Ｎ量（表面〜表面から１５０μｍ深さの範囲のＮ量）と鋼板中の平均Ｎ量（鋼中のＮ含有量）の差が３０質量ｐｐｍ以下であれば、浸窒を抑制できていると評価できる。

Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合
焼鈍後の鋼板の板幅中央部から試料を採取した。鋼中のＢＮを１０体積％Ｂｒメタノールで抽出し、鋼中の全Ｂ含有量からＢＮとして析出しているＢ含有量を差し引き、固溶Ｂ量を求めた。固溶Ｂ量が、鋼中に含有される全Ｂ含有量（Ｂ含有量）に占める割合を、｛（固溶Ｂ量（質量％））／（全Ｂ含有量（質量％））｝×１００（％）により求めた。この割合が７０（％）以上であれば、固溶Ｂ量の低下を抑制できていると評価できる。

焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）
また、焼鈍後の鋼板を原板として、以下のようにして３種類の焼入れ処理を施し、焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）を調査し、焼入れ性を評価した。結果を表２に示す。

焼鈍後の鋼板（原板）の板幅中央部から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚４ｍｍ）を採取し、前記平板試験片を用いて、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する方法（水冷）、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに１２０℃の油で冷却する方法（１２０℃油冷）で焼入れ処理した。焼入れ特性は焼入れ処理後の試験片の切断面について、ビッカース硬さ試験機で荷重１ｋｇｆの条件下で硬さを５点測定して平均硬さを求め、これを焼入れ硬さとした。
さらに、焼鈍後の鋼板（原板）の板幅中央部から円盤試験片（５５ｍｍφ×板厚４ｍｍ）を採取し、高周波焼入れ（加熱速度２００℃／ｓで加熱し、１０００℃に到達後水冷）によっても焼入れ処理を実施した。このとき、試験片最外周部の試験片の切断面についてビッカース硬さ試験機で荷重０．２ｋｇｆの条件下で硬さを２点測定して平均硬さを求め、これを焼入れ硬さとした。
８７０℃で３０ｓ保持して水冷および１２０℃油冷した焼入れ硬さが、表３の条件における水冷後硬さ、１２０℃油冷後硬さをともに満足し、かつ、高周波焼入した焼入硬さが表３の高周波焼入硬さを満足した場合に合格（○）と判定し、焼入れ性に優れると評価した。また、８７０℃で３０ｓ保持後水冷および１２０℃で油冷した硬さおよび高周波焼入水冷後の硬さのいずれかが表３に示す条件を満足しない場合、不合格（×）とし、焼入れ性に劣ると評価した。なお、表３は、経験上、焼入れ性が十分であると評価できる、Ｃ含有量に応じた焼入れ硬さを表したものである。

表２から、本発明例の熱延鋼板では、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１３個／μｍ^２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで８１以下、全伸びが３３％以上であるため、冷間加工性に優れるとともに、焼入れ性にも優れていることがわかる。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．４０％超０．６３％以下、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：０．００５０％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０．００２〜０．０３０％含有し、残部がＦｅおよ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、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１３個／μｍ^２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで８１以下、全伸びが３３％以上である高炭素熱延鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上を合計で０．５０％以下含有する請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
3. 前記フェライトとセメンタイトからなる組織における全セメンタイト平均径が０．６０μｍ以上１．００μｍ以下であり、フェライト粒内のセメンタイト平均径が０．４０μｍ以上である請求項１または２に記載の高炭素熱延鋼板。
4. 前記フェライトの平均粒径が６μｍ以上である請求項１〜３のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であり、鋼を、熱間粗圧延後、仕上げ圧延温度：Ａｒ_３変態点以上８７０℃以下で熱間仕上げ圧延し、７００℃までを２５℃／ｓ以上１２５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、巻取温度：５００℃以上７００℃以下で巻き取ることにより、パーライトと体積率で５％以上の初析フェライトを有する鋼板とし、次いで、該鋼板をＡｃ_１変態点以下で焼鈍する高炭素熱延鋼板の製造方法。