中・高炭素鋼板の製造法
【課題】中・高炭素鋼の熱延鋼板をＨｖ１３０以下に軟質化した鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限した亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限した亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、中・高炭素亜共析鋼からなる軟質化された鋼板の製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼中のＣ含有量が概ね０.２〜０.８質量％の、いわゆる中・高炭素鋼は、焼入れ強化が可能であると共に、焼入れ前の焼鈍状態ではある程度の加工性も有している。このため、その熱延鋼板は自動車部品をはじめ各種機械部品や軸受け部品の素材として広く使用されている。部品の製造にあたっては、一般的には打抜加工や曲げ成形が施され、さらに比較的軽度な絞り加工、伸びフランジ成形が施されることもある。また、部品形状が複雑な場合は、二ないし三部品を溶接して製造される場合も多い。ところが、近年部品の製造コストを低減すべく、部品の一体成形や、加工工程の簡略化が進められている。このことは素材側から見ればより加工率の高い（＝塑性変形量の大きい）加工に耐えなくてはならないことを意味する。つまり、加工技術の高度化に伴い、素材である中・高炭素鋼板自体にもより高い延性が要求されるようになってきた。
【０００３】
鋼材に高い延性を付与するためには、より一層の「軟質化」を図ることが基本となる。従来より中・高炭素鋼材の軟質化には炭化物の球状化が有効であることが知られており、そのためには例えば次のような熱処理方法が採用されている。
［１］Ａ1変態点直下に長時間保持する方法。この方法は冷間加工後の球状化に適する。
［２］Ａ1変態点とＡ3変態点の間の温度で一定時間保持した後、Ａ1変態点直下まで徐冷する方法。この方法はパーライト組織の球状化に適し、短時間で球状化が完了するという利点がある。
［３］Ａ1変態点を挟んで、Ａ1変態点直下の温度での加熱と、Ａ1変態点とＡ3変態点の間の温度での加熱を繰り返し実施する方法。この方法は炭化物粒径の均一化に適し、球状化も短時間で完了するという利点がある反面、厳密な温度管理が要求され、コスト面から工業化には必ずしも適さない。また一般的に、冷間加工を加えた鋼材に熱処理を施せば、冷間加工を加えずに熱処理した場合に比べ、鋼材はより一層軟質になることが知られている。
【０００４】
【特許文献１】特開平０９−０８７７３６号公報
【特許文献２】特開昭５２−０６２１１８号公報
【特許文献３】特開平０１−２３４５１９号公報
【特許文献４】特開平１０−２０４５３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、中・高炭素鋼の熱延鋼板を高度の一体成形加工のような、加工度の大きい加工に供するためには、上記［１］〜［３］の熱処理では十分な軟質化が達成できない。冷間加工と上記［１］〜［３］の熱処理を組み合わせた場合であっても未だ満足できる軟質化のレベルには届かない。そこで本発明は、従来から広く用いられている中・高炭素鋼の熱延鋼板を、その焼入れ性を維持しながら、加工度の高い一体成形加工にも十分供し得るように軟質化することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的は、熱延鋼板に対して軽圧下の冷間圧延と、Ａ1変態点を挟んだ特定条件での３段階焼鈍を施すことによって達成される。
すなわち、本発明では、亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す、軟質化された中・高炭素鋼板の製造法が提供される。
【０００７】
ここで、Ａc1は昇温過程における鋼のＡ1変態点（℃）、Ａr1は降温過程におけるＡ1変態点（℃）を意味する。
Ｔ.Ａｌとは鋼中のトータルＡｌ量を意味する。
【０００８】
上記の亜共析鋼としては例えば以下のi)〜iii)に示す組成のものが採用できる。
i) 質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼。
ii) 質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼。
iii) 質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｕ：０.３％以下、Ｎｉ：０.２５％以下、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、中・高炭素鋼の熱延鋼板の硬さを従来と比べ著しく低下させることが可能になり、中・高炭素鋼でありながらＨｖ１３０以下のものも製造できるようになった。その結果、従来普通鋼にしか適用できなかった高度の加工が中・高炭素鋼の熱延鋼板にも適用できるようになり、例えば一体成形加工で複雑形状の部品を低コストで生産することが可能になった。しかも、部品加工後の焼入れ性は従来どおり維持される。さらに、本発明では軽圧下冷間圧延を付与するので、本発明に係る鋼板は良好な表面肌や板形状が要求される用途にも好適に使用できる。したがって、本発明は中・高炭素鋼の用途拡大および製造コストの低減に寄与するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明者らの研究によれば、中・高炭素鋼の熱延鋼板に対して特定圧下率範囲での「軽圧下冷間圧延」を施し、次いで鋼のＡ1点を挟んだ特定条件下での「３段階焼鈍」を施したところ、中・高炭素鋼が本来有している焼入れ性を損なわずに従来実現し難かった極軟質化を図ることができた。以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００１１】
本発明では、Ｃ：０.１〜０.８質量％を含有する亜共析鋼を対象とする。Ｃは炭素鋼においては最も基本となる合金元素であり、その含有量によって焼入れ硬さおよび炭化物量が大きく変動する。Ｃ含有量が０.１質量％以下の亜共析鋼では、各種機械構造用部品に適用するうえで十分な焼入れ硬さが得られない。一方、Ｃ含有量が０.８質量％を超えると、熱間圧延後の靭性が低下して鋼帯の製造性・取扱い性が悪くなるとともに、焼鈍後においても十分な延性が得られないため、加工度の高い部品への適用が困難になる。したがって、本発明では適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた素材鋼板を提供する観点から、Ｃ含有量が０.１〜０.８質量％の範囲の鋼を対象とする。
【００１２】
Ｓは、ＭｎＳ系介在物を形成する元素である。この介在物の量が多くなると局部延性が劣化するので、特に伸びフランジ加工等に供する用途では鋼中のＳ含有量は０.０１質量％以下に低減するのがよい。局部延性はＳの他、Ｃ含有量にも左右され、Ｃ含有量が多いほど局部延性は悪くなる。Ｃ含有量が０.８質量％近くまで高くなった場合でも良好な局部延性を維持するためには、Ｓ含有量はさらに０.００５質量％以下にまで低減することが望ましい。
【００１３】
Ｐは、延性や靭性を劣化させるので、その含有量は０.０３質量％以下とすることが望ましい。
【００１４】
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として添加されるが、鋼中のＴ.Ａｌ量が０.１質量％を超えると鋼の清浄度が損なわれて表面疵が発生し易くなり、鋼板の表面品質を低下させる。したがって、Ｔ.Ａｌは０.１質量％以下とすることが望ましい。
【００１５】
Ｓｉは、溶鋼の脱酸のためには０.１５質量％以上の含有が望ましい。しかし、Ｓｉは固溶強化作用によってフェライトを硬化させ、また多量の含有により鋼板表面にスケール疵の発生を招く。さらに靭性低下の原因にもなる。そこで、Ｓｉは０.１５〜０.４０質量％の範囲で含有させることが望ましい。
【００１６】
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、強靭化にも有効な添加元素である。十分な焼入れ性を得るためには０.３質量％以上の含有が望ましい。しかし、１.０質量％を超えて多量に含有させるとフェライトが硬化し、加工性が劣化するようになる。そこで、Ｍｎは０.３〜１.０質量％の範囲で含有させることが望ましい。
【００１７】
また本発明では必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の元素を添加して各特性の改善を図った鋼に適用できる。
Ｃｕは、熱延中に生成する酸化スケールの剥離性を向上させるので、鋼板の表面性状の改善に有効である。しかし、０.３質量％以上含有させると溶融金属脆化により鋼板表面に微細なクラックが生じやすくなるので、Ｃｕは０.３質量％以下の範囲で添加できる。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は０.１０〜０.１５質量％である。
【００１８】
Ｎｉは、焼入れ性を改善するとともに低温脆性を防止する合金成分である。またＮｉは、Ｃｕ添加によって問題となる溶融金属脆化の悪影響を打ち消す作用を示すので、特にＣｕを約０.２％以上添加する場合にはＣｕ添加量と同程度のＮｉを添加することが極めて効果的である。しかし、多量のＮｉが含まれると３段階焼鈍を施して軟質化を図っても焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化するようになる。Ｎｉを添加する場合は０.２５質量％以下の範囲とする。
【００１９】
Ｃｒは、焼入れ性を改善するとともに焼戻し軟化抵抗を大きくする元素である。しかし、多量のＣｒが含まれると３段階焼鈍を施して軟質化を図っても焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化するようになる。したがってＣｒを添加する場合は０.２質量％以下の範囲とする。
【００２０】
Ｍｏは、少量の添加でＣｒと同様に焼入れ性・焼戻し軟化抵抗の改善に寄与する。しかし、多量のＭｏが含まれると３段階焼鈍を施して軟質化を図っても焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化するようになる。したがってＭｏを添加する場合は０.３質量％以下の範囲で行うことが望ましい。
【００２１】
本発明では、Ａ1点を挟んだ３段階焼鈍に先だって熱延鋼板に軽圧下冷間圧延を施す点に特徴がある。一般的に、焼鈍前に冷間加工を施した鋼では、導入された加工歪みによって焼鈍時に再結晶化が促進され、その結果冷間加工を施さなかった場合に比較して軟質なものが得られる。しかし、本発明で対象とするような中・高炭素鋼は強度が高いだけに、一般的な冷間加工と焼鈍を組み合わせて得られる軟質化の程度では、普通鋼に対してなされているような加工度の大きい一体成形加工に供するには不十分であった。ところが、本発明で規定する３段階焼鈍を施す場合に限っては、予め特定範囲の圧下率で軽圧下冷間圧延を施すことによって、焼鈍後の硬さをさらに顕著に低減することができたのである。
【００２２】
具体的には、３段階焼鈍前に行う冷間圧延の圧下率が１５％を超えると、焼鈍後の硬さは急激に低下するとともに従来の焼鈍方法（先述の［１］〜［３］の方法）を用いた場合との硬度差も顕著になる。つまり、圧下率が１５％を超えるようになると３段階焼鈍の効果が顕著に現れるようになるのである。そして冷間圧延率が大きくなるにつれて炭化物の分断化が進み、２０〜３０％の冷間圧延率において３段階焼鈍後の硬さは最も低くなる。しかし冷間圧延率が３０％を超えるようになると３段階焼鈍後の金属組織はフェライト結晶粒のサイズが不揃いの、いわゆる混粒組織を呈するようになり、硬度も少しずつ上昇するようになる。
【００２３】
この圧下率が２０〜３０％の範囲においては、中・高炭素鋼でありながらＨｖ１３０以下という非常に軟質なものを得ることができる。Ｈｖ値が１３０以下になれば、普通鋼の熱延鋼板に対して行われている一般的な一体成形加工のうち多くのものが適用できるようになる。つまり、従来普通鋼にしか適用できなかった比較的高度の加工が中・高炭素鋼板に対しても適用できるようになり、中・高炭素鋼の熱延鋼板における部品加工の設計自由度が大きく改善されることになるのである。
【００２４】
次に、３段階焼鈍について述べる。本発明で対象とするような中・高炭素鋼においては単に再結晶化を促進させるだけでは十分に軟化を図ることはできず、焼鈍後における炭化物の分散形態をコントロールすることが重要となる。一般的に、鋼をＡc1点以上の温度に加熱すると炭化物のうち微細なものはオーステナイト中に固溶し、その後Ａr1点以下の温度に冷却すると再び炭化物として析出する。その際、Ａc1点以上の温度域で未溶解炭化物をある程度多く残存させることができた場合には、冷却速度を遅くすると、オーステナイト中に固溶したＣはパーライトを生成せずに未溶解炭化物を核として析出するので、焼鈍後の炭化物の球状化率は高くなる。またこの場合、Ａc1点以上の加熱によって炭化物の数は焼鈍前より減少し、しかも冷却速度が遅いときは冷却時に新たに核生成しないので、結果的に焼鈍後の炭化物数は焼鈍前より減少する。炭化物数が減少することは、トータル炭素量は一定だから、粒径の大きい炭化物を含む金属組織が得られることを意味する。そして特に、核となる未溶解炭化物が場所的に均一に残存していたときには炭化物間距離も長くなる。このような金属組織が得られると鋼の延性は向上する。
【００２５】
しかしＡc1点以上の温度域は、平衡的には亜共析鋼の炭化物がすべて固溶する領域である。このため通常は、Ａc1点以上の温度域に加熱すると未溶解炭化物の個数は少なくなり、その後Ａr1点以下の温度への冷却過程でオーステナイト中に固溶したＣはラメラ間隔の広い再生パーライトとして析出する。その結果、炭化物の球状化率は極めて低くなり、延性の高い鋼板は得られない。
【００２６】
そこで、本発明者らは検討を重ねた結果、鋼板をＡc1点以上へ加熱する前に、予めＡc1点未満の特定温度域で一定時間以上加熱する処理を行えば、亜共析鋼であっても、Ａc1点以上の温度域において未溶解炭化物を適切量残存させることが可能であることを知見した。加えて、Ａr1点以下への冷却後に特定温度域で特定時間保持することによって、軟質化に最適な炭化物分散形態を得ることが可能になることもわかった。以下、本発明の３段階焼鈍の条件について説明する。
【００２７】
〔１段目の加熱〕
１段目の加熱の目的は、Ａc1点未満の温度に鋼板を保持し、熱間圧延で生成したパーライトを分断して、炭化物（セメンタイト）の球状化を図ることである。分断された炭化物は比較的細かいものの、球状化の進行より炭化物単位体積当たりの表面積が減少するので、結果的に２段目のＡc1点以上の加熱時に、炭化物／オーステナイト界面面積の減少効果で炭化物の固溶を遅らせることができる。熱延パーライトの分断・球状化反応促進のためにはＡc1点未満の範囲でなるべく高温が望ましい。Ａc1−５０℃より低温では球状化が十分に進まない。一方、Ａc1点以上になると界面面積の大きい熱延パーライトは容易にオーステナイトに固溶してしまうので目的が達成できない。したがって１段目の加熱温度はＡc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲とした。また、その温度範囲での保持時間が０.５時間未満では球状化が十分に図れないので、１段目の加熱保持時間は０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）とした。
【００２８】
なお、この１段目の加熱を行った後は、そのまま昇温して２段目の加熱を実施してもよいし、一旦常温まで冷却したのち改めて昇温して２段目の加熱に供してもよい。設備の都合等により１回の加熱で０.５時間以上の保持時間を確保できないときは、この１段目の加熱を複数回に分けて行ってもよい。その場合は上記温度範囲内での保持時間がトータル０.５時間以上となるようにする。
【００２９】
〔２段目の加熱〕
２段目の加熱の目的は、１段目の加熱を経た鋼板をＡc1点以上の温度に保持し、オーステナイト化した部分において微細な炭化物を固溶・消失させるとともに比較的大きな球状炭化物を未溶解のまま残すこと、および、フェライトが存在する場合にはその部分の炭化物をオストワルド成長させることである。つまり、３段目の加熱で炭化物析出の核となるべき未溶解炭化物の数および分散状態を決定付ける工程である。加熱温度がＡc1点未満ではオーステナイトが生成しない。一方、Ａc1＋１００℃の温度を超えると、１段目の加熱で炭化物が球状化されていても、その多くはオーステナイト中に固溶・消失し、未溶解炭化物の数が少なくなりすぎるか、または存在しなくなる。そうなると３段目への冷却過程で再生パーライトが生成し、十分に軟質化を図ることができない。加熱保持時間が０.５時間未満ではオーステナイト中への微細炭化物の固溶が不十分であり、２０時間を超える長時間加熱ではより平衡状態に近づくため未溶解炭化物の数が減少しすぎる。したがって、２段目の加熱はＡc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持することとした。
【００３０】
〔３段目の加熱〕
３段目の加熱の目的は、１段目〜２段目の加熱を経た鋼板をＡr1点以下の温度に保持し、２段目の温度からの冷却でオーステナイト→フェライト変態に伴ってオーステナイトから吐き出されるＣを未溶解炭化物を核として析出させるとともに、これらの炭化物をオストワルド成長させることである。つまり、炭化物の数は２段目の加熱で残存させた未溶解炭化物の数をほぼそのまま維持し、かつ炭化物の球状化率を高める工程である。保持温度がＡr1点以下でないとオーステナイト→フェライト変態が起こらない。また、保持温度がＡr1−５０℃より低温の場合や、保持時間が２時間未満では、オストワルド成長が十分進まない。ただし、保持時間が２０時間を超えてもその効果が飽和し、工業的なメリットはない。したがって、３段目の加熱はＡr1−５０℃〜Ａr1の温度範囲で２〜２０時間保持することとした。
【００３１】
〔２段目の保持温度から３段目の保持温度への冷却速度〕
この冷却速度が速いとオーステナイトの過冷度が大きくなり、再生パーライトが生成しやすくなる。再生パーライトの生成を十分抑制するためには冷却速度を３０℃／ｈ以下とする必要がある。一方、冷却速度を５℃／ｈより遅くしても再生パーライト抑制効果は飽和し、工業的メリットがない。したがって、当該冷却速度は５〜３０℃／ｈに規定した。
【実施例】
【００３２】
質量％で、Ｃ：０.３５％、Ｓｉ：０.２２％、Ｍｎ：０.７２％、Ｐ：０.０１２％、Ｓ：０.０１１％、Ｃｕ：０.１％、Ｎｉ：０.０２％、Ｔ.Ａｌ：０.００７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、板厚４ｍｍの熱延鋼板を得た。この熱延ままの鋼板に対して種々の圧下率で冷間圧延を行い、それぞれ従来の焼鈍、および本発明に係る３段階焼鈍に供した。焼鈍条件は次のとおりである。
〔従来の焼鈍〕７１０℃×５ｈｒ保持→冷却速度１０℃／ｈｒで６２０℃まで冷却→空冷
〔３段階焼鈍〕６９０℃×４ｈｒ保持→７３０℃×４ｈｒ保持→冷却速度１０℃／ｈｒで６９０℃まで冷却→６９０℃×４ｈｒ保持→冷却速度１０℃／ｈｒで６２０℃まで冷却→空冷なお、この鋼のＡc1点は７２７℃、Ａr1点は７３８℃である。
【００３３】
焼鈍後の各鋼板について断面の硬さを測定した。その結果を図１に示す。本発明の３段階焼鈍を施したものは焼鈍前の冷間圧延率が１５％を超えると急激に軟化が促進し、従来の焼鈍を施したものと比較すると軟化の程度が著しいことがわかる。また、本発明の３段階焼鈍によると、焼鈍前の冷間圧延率が２０〜３０％の範囲で硬さがＨｖ１３０以下となり、従来の焼鈍によるものよりＨｖ値で１０以上もの顕著な軟化が見られた。これらＨｖ値が１３０以下となった本発明による鋼板の金属組織は、フェライト結晶がＦＧＳ.Ｎｏ.：８〜８.５の整粒組織であり、炭化物は十分に球状化しており、パーライトの残留は認められなかった。また、本発明によって得られた鋼板はいずれも良好な焼入れ性を維持していた。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】焼鈍前に行う冷間圧延の圧下率と焼鈍後の硬さの関係を表すグラフ。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、中・高炭素亜共析鋼からなる軟質化された鋼板の製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼中のＣ含有量が概ね０.２〜０.８質量％の、いわゆる中・高炭素鋼は、焼入れ強化が可能であると共に、焼入れ前の焼鈍状態ではある程度の加工性も有している。このため、その熱延鋼板は自動車部品をはじめ各種機械部品や軸受け部品の素材として広く使用されている。部品の製造にあたっては、一般的には打抜加工や曲げ成形が施され、さらに比較的軽度な絞り加工、伸びフランジ成形が施されることもある。また、部品形状が複雑な場合は、二ないし三部品を溶接して製造される場合も多い。ところが、近年部品の製造コストを低減すべく、部品の一体成形や、加工工程の簡略化が進められている。このことは素材側から見ればより加工率の高い（＝塑性変形量の大きい）加工に耐えなくてはならないことを意味する。つまり、加工技術の高度化に伴い、素材である中・高炭素鋼板自体にもより高い延性が要求されるようになってきた。
【０００３】
鋼材に高い延性を付与するためには、より一層の「軟質化」を図ることが基本となる。従来より中・高炭素鋼材の軟質化には炭化物の球状化が有効であることが知られており、そのためには例えば次のような熱処理方法が採用されている。
［１］Ａ1変態点直下に長時間保持する方法。この方法は冷間加工後の球状化に適する。
［２］Ａ1変態点とＡ3変態点の間の温度で一定時間保持した後、Ａ1変態点直下まで徐冷する方法。この方法はパーライト組織の球状化に適し、短時間で球状化が完了するという利点がある。
［３］Ａ1変態点を挟んで、Ａ1変態点直下の温度での加熱と、Ａ1変態点とＡ3変態点の間の温度での加熱を繰り返し実施する方法。この方法は炭化物粒径の均一化に適し、球状化も短時間で完了するという利点がある反面、厳密な温度管理が要求され、コスト面から工業化には必ずしも適さない。また一般的に、冷間加工を加えた鋼材に熱処理を施せば、冷間加工を加えずに熱処理した場合に比べ、鋼材はより一層軟質になることが知られている。
【０００４】
【特許文献１】特開平０９−０８７７３６号公報
【特許文献２】特開昭５２−０６２１１８号公報
【特許文献３】特開平０１−２３４５１９号公報
【特許文献４】特開平１０−２０４５３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、中・高炭素鋼の熱延鋼板を高度の一体成形加工のような、加工度の大きい加工に供するためには、上記［１］〜［３］の熱処理では十分な軟質化が達成できない。冷間加工と上記［１］〜［３］の熱処理を組み合わせた場合であっても未だ満足できる軟質化のレベルには届かない。そこで本発明は、従来から広く用いられている中・高炭素鋼の熱延鋼板を、その焼入れ性を維持しながら、加工度の高い一体成形加工にも十分供し得るように軟質化することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的は、熱延鋼板に対して軽圧下の冷間圧延と、Ａ1変態点を挟んだ特定条件での３段階焼鈍を施すことによって達成される。
すなわち、本発明では、亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す、軟質化された中・高炭素鋼板の製造法が提供される。
【０００７】
ここで、Ａc1は昇温過程における鋼のＡ1変態点（℃）、Ａr1は降温過程におけるＡ1変態点（℃）を意味する。
Ｔ.Ａｌとは鋼中のトータルＡｌ量を意味する。
【０００８】
上記の亜共析鋼としては例えば以下のi)〜iii)に示す組成のものが採用できる。
i) 質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼。
ii) 質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼。
iii) 質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｕ：０.３％以下、Ｎｉ：０.２５％以下、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、中・高炭素鋼の熱延鋼板の硬さを従来と比べ著しく低下させることが可能になり、中・高炭素鋼でありながらＨｖ１３０以下のものも製造できるようになった。その結果、従来普通鋼にしか適用できなかった高度の加工が中・高炭素鋼の熱延鋼板にも適用できるようになり、例えば一体成形加工で複雑形状の部品を低コストで生産することが可能になった。しかも、部品加工後の焼入れ性は従来どおり維持される。さらに、本発明では軽圧下冷間圧延を付与するので、本発明に係る鋼板は良好な表面肌や板形状が要求される用途にも好適に使用できる。したがって、本発明は中・高炭素鋼の用途拡大および製造コストの低減に寄与するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明者らの研究によれば、中・高炭素鋼の熱延鋼板に対して特定圧下率範囲での「軽圧下冷間圧延」を施し、次いで鋼のＡ1点を挟んだ特定条件下での「３段階焼鈍」を施したところ、中・高炭素鋼が本来有している焼入れ性を損なわずに従来実現し難かった極軟質化を図ることができた。以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００１１】
本発明では、Ｃ：０.１〜０.８質量％を含有する亜共析鋼を対象とする。Ｃは炭素鋼においては最も基本となる合金元素であり、その含有量によって焼入れ硬さおよび炭化物量が大きく変動する。Ｃ含有量が０.１質量％以下の亜共析鋼では、各種機械構造用部品に適用するうえで十分な焼入れ硬さが得られない。一方、Ｃ含有量が０.８質量％を超えると、熱間圧延後の靭性が低下して鋼帯の製造性・取扱い性が悪くなるとともに、焼鈍後においても十分な延性が得られないため、加工度の高い部品への適用が困難になる。したがって、本発明では適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた素材鋼板を提供する観点から、Ｃ含有量が０.１〜０.８質量％の範囲の鋼を対象とする。
【００１２】
Ｓは、ＭｎＳ系介在物を形成する元素である。この介在物の量が多くなると局部延性が劣化するので、特に伸びフランジ加工等に供する用途では鋼中のＳ含有量は０.０１質量％以下に低減するのがよい。局部延性はＳの他、Ｃ含有量にも左右され、Ｃ含有量が多いほど局部延性は悪くなる。Ｃ含有量が０.８質量％近くまで高くなった場合でも良好な局部延性を維持するためには、Ｓ含有量はさらに０.００５質量％以下にまで低減することが望ましい。
【００１３】
Ｐは、延性や靭性を劣化させるので、その含有量は０.０３質量％以下とすることが望ましい。
【００１４】
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として添加されるが、鋼中のＴ.Ａｌ量が０.１質量％を超えると鋼の清浄度が損なわれて表面疵が発生し易くなり、鋼板の表面品質を低下させる。したがって、Ｔ.Ａｌは０.１質量％以下とすることが望ましい。
【００１５】
Ｓｉは、溶鋼の脱酸のためには０.１５質量％以上の含有が望ましい。しかし、Ｓｉは固溶強化作用によってフェライトを硬化させ、また多量の含有により鋼板表面にスケール疵の発生を招く。さらに靭性低下の原因にもなる。そこで、Ｓｉは０.１５〜０.４０質量％の範囲で含有させることが望ましい。
【００１６】
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、強靭化にも有効な添加元素である。十分な焼入れ性を得るためには０.３質量％以上の含有が望ましい。しかし、１.０質量％を超えて多量に含有させるとフェライトが硬化し、加工性が劣化するようになる。そこで、Ｍｎは０.３〜１.０質量％の範囲で含有させることが望ましい。
【００１７】
また本発明では必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の元素を添加して各特性の改善を図った鋼に適用できる。
Ｃｕは、熱延中に生成する酸化スケールの剥離性を向上させるので、鋼板の表面性状の改善に有効である。しかし、０.３質量％以上含有させると溶融金属脆化により鋼板表面に微細なクラックが生じやすくなるので、Ｃｕは０.３質量％以下の範囲で添加できる。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は０.１０〜０.１５質量％である。
【００１８】
Ｎｉは、焼入れ性を改善するとともに低温脆性を防止する合金成分である。またＮｉは、Ｃｕ添加によって問題となる溶融金属脆化の悪影響を打ち消す作用を示すので、特にＣｕを約０.２％以上添加する場合にはＣｕ添加量と同程度のＮｉを添加することが極めて効果的である。しかし、多量のＮｉが含まれると３段階焼鈍を施して軟質化を図っても焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化するようになる。Ｎｉを添加する場合は０.２５質量％以下の範囲とする。
【００１９】
Ｃｒは、焼入れ性を改善するとともに焼戻し軟化抵抗を大きくする元素である。しかし、多量のＣｒが含まれると３段階焼鈍を施して軟質化を図っても焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化するようになる。したがってＣｒを添加する場合は０.２質量％以下の範囲とする。
【００２０】
Ｍｏは、少量の添加でＣｒと同様に焼入れ性・焼戻し軟化抵抗の改善に寄与する。しかし、多量のＭｏが含まれると３段階焼鈍を施して軟質化を図っても焼入れ前のプレス成形性や加工性が劣化するようになる。したがってＭｏを添加する場合は０.３質量％以下の範囲で行うことが望ましい。
【００２１】
本発明では、Ａ1点を挟んだ３段階焼鈍に先だって熱延鋼板に軽圧下冷間圧延を施す点に特徴がある。一般的に、焼鈍前に冷間加工を施した鋼では、導入された加工歪みによって焼鈍時に再結晶化が促進され、その結果冷間加工を施さなかった場合に比較して軟質なものが得られる。しかし、本発明で対象とするような中・高炭素鋼は強度が高いだけに、一般的な冷間加工と焼鈍を組み合わせて得られる軟質化の程度では、普通鋼に対してなされているような加工度の大きい一体成形加工に供するには不十分であった。ところが、本発明で規定する３段階焼鈍を施す場合に限っては、予め特定範囲の圧下率で軽圧下冷間圧延を施すことによって、焼鈍後の硬さをさらに顕著に低減することができたのである。
【００２２】
具体的には、３段階焼鈍前に行う冷間圧延の圧下率が１５％を超えると、焼鈍後の硬さは急激に低下するとともに従来の焼鈍方法（先述の［１］〜［３］の方法）を用いた場合との硬度差も顕著になる。つまり、圧下率が１５％を超えるようになると３段階焼鈍の効果が顕著に現れるようになるのである。そして冷間圧延率が大きくなるにつれて炭化物の分断化が進み、２０〜３０％の冷間圧延率において３段階焼鈍後の硬さは最も低くなる。しかし冷間圧延率が３０％を超えるようになると３段階焼鈍後の金属組織はフェライト結晶粒のサイズが不揃いの、いわゆる混粒組織を呈するようになり、硬度も少しずつ上昇するようになる。
【００２３】
この圧下率が２０〜３０％の範囲においては、中・高炭素鋼でありながらＨｖ１３０以下という非常に軟質なものを得ることができる。Ｈｖ値が１３０以下になれば、普通鋼の熱延鋼板に対して行われている一般的な一体成形加工のうち多くのものが適用できるようになる。つまり、従来普通鋼にしか適用できなかった比較的高度の加工が中・高炭素鋼板に対しても適用できるようになり、中・高炭素鋼の熱延鋼板における部品加工の設計自由度が大きく改善されることになるのである。
【００２４】
次に、３段階焼鈍について述べる。本発明で対象とするような中・高炭素鋼においては単に再結晶化を促進させるだけでは十分に軟化を図ることはできず、焼鈍後における炭化物の分散形態をコントロールすることが重要となる。一般的に、鋼をＡc1点以上の温度に加熱すると炭化物のうち微細なものはオーステナイト中に固溶し、その後Ａr1点以下の温度に冷却すると再び炭化物として析出する。その際、Ａc1点以上の温度域で未溶解炭化物をある程度多く残存させることができた場合には、冷却速度を遅くすると、オーステナイト中に固溶したＣはパーライトを生成せずに未溶解炭化物を核として析出するので、焼鈍後の炭化物の球状化率は高くなる。またこの場合、Ａc1点以上の加熱によって炭化物の数は焼鈍前より減少し、しかも冷却速度が遅いときは冷却時に新たに核生成しないので、結果的に焼鈍後の炭化物数は焼鈍前より減少する。炭化物数が減少することは、トータル炭素量は一定だから、粒径の大きい炭化物を含む金属組織が得られることを意味する。そして特に、核となる未溶解炭化物が場所的に均一に残存していたときには炭化物間距離も長くなる。このような金属組織が得られると鋼の延性は向上する。
【００２５】
しかしＡc1点以上の温度域は、平衡的には亜共析鋼の炭化物がすべて固溶する領域である。このため通常は、Ａc1点以上の温度域に加熱すると未溶解炭化物の個数は少なくなり、その後Ａr1点以下の温度への冷却過程でオーステナイト中に固溶したＣはラメラ間隔の広い再生パーライトとして析出する。その結果、炭化物の球状化率は極めて低くなり、延性の高い鋼板は得られない。
【００２６】
そこで、本発明者らは検討を重ねた結果、鋼板をＡc1点以上へ加熱する前に、予めＡc1点未満の特定温度域で一定時間以上加熱する処理を行えば、亜共析鋼であっても、Ａc1点以上の温度域において未溶解炭化物を適切量残存させることが可能であることを知見した。加えて、Ａr1点以下への冷却後に特定温度域で特定時間保持することによって、軟質化に最適な炭化物分散形態を得ることが可能になることもわかった。以下、本発明の３段階焼鈍の条件について説明する。
【００２７】
〔１段目の加熱〕
１段目の加熱の目的は、Ａc1点未満の温度に鋼板を保持し、熱間圧延で生成したパーライトを分断して、炭化物（セメンタイト）の球状化を図ることである。分断された炭化物は比較的細かいものの、球状化の進行より炭化物単位体積当たりの表面積が減少するので、結果的に２段目のＡc1点以上の加熱時に、炭化物／オーステナイト界面面積の減少効果で炭化物の固溶を遅らせることができる。熱延パーライトの分断・球状化反応促進のためにはＡc1点未満の範囲でなるべく高温が望ましい。Ａc1−５０℃より低温では球状化が十分に進まない。一方、Ａc1点以上になると界面面積の大きい熱延パーライトは容易にオーステナイトに固溶してしまうので目的が達成できない。したがって１段目の加熱温度はＡc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲とした。また、その温度範囲での保持時間が０.５時間未満では球状化が十分に図れないので、１段目の加熱保持時間は０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）とした。
【００２８】
なお、この１段目の加熱を行った後は、そのまま昇温して２段目の加熱を実施してもよいし、一旦常温まで冷却したのち改めて昇温して２段目の加熱に供してもよい。設備の都合等により１回の加熱で０.５時間以上の保持時間を確保できないときは、この１段目の加熱を複数回に分けて行ってもよい。その場合は上記温度範囲内での保持時間がトータル０.５時間以上となるようにする。
【００２９】
〔２段目の加熱〕
２段目の加熱の目的は、１段目の加熱を経た鋼板をＡc1点以上の温度に保持し、オーステナイト化した部分において微細な炭化物を固溶・消失させるとともに比較的大きな球状炭化物を未溶解のまま残すこと、および、フェライトが存在する場合にはその部分の炭化物をオストワルド成長させることである。つまり、３段目の加熱で炭化物析出の核となるべき未溶解炭化物の数および分散状態を決定付ける工程である。加熱温度がＡc1点未満ではオーステナイトが生成しない。一方、Ａc1＋１００℃の温度を超えると、１段目の加熱で炭化物が球状化されていても、その多くはオーステナイト中に固溶・消失し、未溶解炭化物の数が少なくなりすぎるか、または存在しなくなる。そうなると３段目への冷却過程で再生パーライトが生成し、十分に軟質化を図ることができない。加熱保持時間が０.５時間未満ではオーステナイト中への微細炭化物の固溶が不十分であり、２０時間を超える長時間加熱ではより平衡状態に近づくため未溶解炭化物の数が減少しすぎる。したがって、２段目の加熱はＡc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持することとした。
【００３０】
〔３段目の加熱〕
３段目の加熱の目的は、１段目〜２段目の加熱を経た鋼板をＡr1点以下の温度に保持し、２段目の温度からの冷却でオーステナイト→フェライト変態に伴ってオーステナイトから吐き出されるＣを未溶解炭化物を核として析出させるとともに、これらの炭化物をオストワルド成長させることである。つまり、炭化物の数は２段目の加熱で残存させた未溶解炭化物の数をほぼそのまま維持し、かつ炭化物の球状化率を高める工程である。保持温度がＡr1点以下でないとオーステナイト→フェライト変態が起こらない。また、保持温度がＡr1−５０℃より低温の場合や、保持時間が２時間未満では、オストワルド成長が十分進まない。ただし、保持時間が２０時間を超えてもその効果が飽和し、工業的なメリットはない。したがって、３段目の加熱はＡr1−５０℃〜Ａr1の温度範囲で２〜２０時間保持することとした。
【００３１】
〔２段目の保持温度から３段目の保持温度への冷却速度〕
この冷却速度が速いとオーステナイトの過冷度が大きくなり、再生パーライトが生成しやすくなる。再生パーライトの生成を十分抑制するためには冷却速度を３０℃／ｈ以下とする必要がある。一方、冷却速度を５℃／ｈより遅くしても再生パーライト抑制効果は飽和し、工業的メリットがない。したがって、当該冷却速度は５〜３０℃／ｈに規定した。
【実施例】
【００３２】
質量％で、Ｃ：０.３５％、Ｓｉ：０.２２％、Ｍｎ：０.７２％、Ｐ：０.０１２％、Ｓ：０.０１１％、Ｃｕ：０.１％、Ｎｉ：０.０２％、Ｔ.Ａｌ：０.００７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、板厚４ｍｍの熱延鋼板を得た。この熱延ままの鋼板に対して種々の圧下率で冷間圧延を行い、それぞれ従来の焼鈍、および本発明に係る３段階焼鈍に供した。焼鈍条件は次のとおりである。
〔従来の焼鈍〕７１０℃×５ｈｒ保持→冷却速度１０℃／ｈｒで６２０℃まで冷却→空冷
〔３段階焼鈍〕６９０℃×４ｈｒ保持→７３０℃×４ｈｒ保持→冷却速度１０℃／ｈｒで６９０℃まで冷却→６９０℃×４ｈｒ保持→冷却速度１０℃／ｈｒで６２０℃まで冷却→空冷なお、この鋼のＡc1点は７２７℃、Ａr1点は７３８℃である。
【００３３】
焼鈍後の各鋼板について断面の硬さを測定した。その結果を図１に示す。本発明の３段階焼鈍を施したものは焼鈍前の冷間圧延率が１５％を超えると急激に軟化が促進し、従来の焼鈍を施したものと比較すると軟化の程度が著しいことがわかる。また、本発明の３段階焼鈍によると、焼鈍前の冷間圧延率が２０〜３０％の範囲で硬さがＨｖ１３０以下となり、従来の焼鈍によるものよりＨｖ値で１０以上もの顕著な軟化が見られた。これらＨｖ値が１３０以下となった本発明による鋼板の金属組織は、フェライト結晶がＦＧＳ.Ｎｏ.：８〜８.５の整粒組織であり、炭化物は十分に球状化しており、パーライトの残留は認められなかった。また、本発明によって得られた鋼板はいずれも良好な焼入れ性を維持していた。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】焼鈍前に行う冷間圧延の圧下率と焼鈍後の硬さの関係を表すグラフ。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｕ：０.３％以下、Ｎｉ：０.２５％以下、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０.１〜０.８％、Ｓｉ：０.１５〜０.４０％、Ｍｎ：０.３〜１.０％、Ｃｕ：０.３％以下、Ｎｉ：０.２５％以下、Ｃｒ：０.２％以下を含有し、Ｐを０.０３％以下、Ｓを０.０１％以下、Ｔ.Ａｌを０.１％以下の含有量に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる亜共析鋼の熱延鋼板に２０％以上３０％以下の軽圧下冷間圧延を施し、次いで、Ａc1−５０℃〜Ａc1未満の温度範囲で０.５時間以上（ただし均熱６時間以上を除く）保持する１段目の加熱を行った後、Ａc1〜Ａc1＋１００℃の温度範囲で０.５〜２０時間保持する２段目の加熱およびＡr1−５０℃〜Ａr1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℃／ｈとする３段階焼鈍を施す軟質化された中・高炭素鋼板の製造法。
【図１】
【公開番号】特開２００６−４５６７９（Ｐ２００６−４５６７９Ａ）
【公開日】平成１８年２月１６日（２００６．２．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００５−２５５１８７（Ｐ２００５−２５５１８７）
【出願日】平成１７年９月２日（２００５．９．２）
【分割の表示】特願平９−２０２６６３の分割
【原出願日】平成９年７月１４日（１９９７．７．１４）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１８年２月１６日（２００６．２．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成１７年９月２日（２００５．９．２）
【分割の表示】特願平９−２０２６６３の分割
【原出願日】平成９年７月１４日（１９９７．７．１４）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【Ｆターム（参考）】
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