高碳热轧钢板及其制造方法.pdf

提供拉伸加工后的弯曲特性优良的高碳热轧钢板及其制造方法。一种高碳热轧钢板的制造方法，具有如下工序：将以质量％计含有C：0.2～0.7％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.01％以下、N：0.01％以下的组成的钢，在(Ar3相变点-20℃)以上的终轧温度下进行热轧，从而形成热轧钢板；将所述热轧钢板以60℃/秒以上且小于120℃/秒的冷却速度冷却至650℃以下的温度；将所述冷却后的热轧钢板在600℃以下的卷取温度下进行卷取；以及将所述卷取后的热轧钢板在640℃以上、Ac1相变点以下的退火温度下进行退火。

1.  一种高碳热轧钢板的制造方法，具有如下工序：
将以质量％计含有C：0.2～0.7％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.01％以下、N：0.01％以下的组成的钢，在(Ar₃相变点-20℃)以上的终轧温度下进行热轧，从而制成热轧钢板；
将所述热轧钢板以60℃/秒以上且小于120℃/秒的冷却速度冷却至650℃以下的温度；
将所述冷却后的热轧钢板在600℃以下的卷取温度下进行卷取；和
将所述卷取后的热轧钢板在640℃以上、Ac₁相变点以下的退火温度下进行退火。

2.  如权利要求1所述的高碳热轧钢板的制造方法，其中，在所述进行冷却的工序中，将热轧钢板以80℃/秒以上且小于120℃/秒的冷却速度冷却至600℃以下的温度，并且，在所述进行卷取的工序中，在550℃以下的温度下进行卷取。

3.  如权利要求1或2所述的高碳热轧钢板的制造方法，其中，钢的组成在上述组成的基础上，还含有选自下述含量范围的B、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zr中的至少1种，
以质量％计，B：0.005％以下，Cr：3.5％以下，Ni：3.5％以下，Mo：0.7％以下，Cu：0.1％以下，Ti：0.1％以下，Nb：0.1％以下，W、V、Zr：总计0.1％以下。

4.  一种高碳热轧钢板，是热轧球化退火材料，其特征在于，
具有以质量％计含有C：0.2～0.7％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下，Sol.Al：0.01％以下、N：0.01％以下的组成，
铁素体粒径在5.0μm以下，并且长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率在15％以下，
其中，铁素体粒径是指利用图像分析将铁素体晶粒近似为圆而求得的粒径的平均值，另外，长径比是指利用图像分析将铁素体晶粒近似为椭圆而求得的(椭圆的长轴)/(椭圆的短轴)的平均值。

5.  如权利要求4所述的高碳热轧钢板，其中，长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率在10％以下。

6.  如权利要求4或5所述的高碳热轧钢板，其中，钢的组成在上述组成的基础上，还含有选自下述含量范围的B、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zr中的至少1种，
以质量％计，B：0.005％以下，Cr：3.5％以下，Ni：3.5％以下，Mo：0.7％以下，Cu：0.1％以下，Ti：0.1％以下，Nb：0.1％以下，W、V、Zr：总计0.1％以下。

高碳热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高碳热轧钢板、特别是加工后的弯曲特性优良的高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术
用于工具或汽车部件(齿轮、变速器)等的高碳钢板，为了能够加工成各种复杂形状，使用者需要优良的加工性。另一方面，近年来降低部件制造成本的要求增强，进行加工工序的省略、加工方法的改变。例如，如非专利文献1中所记载的，作为使用了高碳钢板的汽车驱动系统部件的加工技术，开发了能够增厚成形且实现了缩短大量工序的双作用加工技术，并被部分实用化。同时，高碳钢要求能够没有问题地组合拉伸、拉延、鼓凸、弯曲、扩孔等多个加工方式进行加工。特别是由于在实施拉伸加工后进行弯曲加工时，在弯曲部经常出现裂纹，因此期望拉伸加工后的优良的弯曲特性。
目前为止，为了提高高碳钢板的加工性，研究了几种技术。例如，在专利文献1中提出了，热轧规定化学成分的高碳钢，进行脱氧化皮后，在95容量％以上的氢气气氛中，以通过化学成分规定的加热速度、均热时间进行退火后，以100℃/小时以下的冷却速度进行冷却，从而制造软质且组织均匀性、加工性优良的高碳钢带的方法。而且，在专利文献2中提出了，将在(Ac₁相变点+30℃)以上的终轧温度下轧制后的钢板，以10～100℃/秒的冷却速度冷却至20～500℃的温度，保持1～10秒后，在500～(Ac₁相变点+30℃)的温度范围再加热，然后进行卷取，根据需要在650～(Ac₁相变点+30℃)下均热1小时以上，从而制造加工性良好的高碳薄钢板的方法。另外，在专利文献3中提出了，将含C为0.2～0.7质量％的钢在终轧温度(Ar₃相变点-20℃)以上进行热轧后，以大于冷却速度120℃/秒且冷却停止温度650℃以下进行冷却，继而在卷取温度600℃以下进行卷取，在退火温度640℃以上、Ac₁相变点以下进行退火，从而制造拉伸凸缘性优良的高碳热轧钢板的方法。
非专利文献1：Journal of the JSTP，44，2003，p.409-413
专利文献1：日本特开平9-157758号公报
专利文献2：日本特开平5-9588号公报
专利文献3：日本特开2003-13145号公报
发明内容
但是，虽然这些现有技术中记载的高碳热轧钢板以拉伸、扩孔等单一的加工方式加工时的特性优良，但在拉伸加工后实施弯曲加工等组合多数加工方式的情况下，存在产生裂纹等的问题。
本发明的目的在于，提供拉伸加工后的弯曲特性优良的高碳热轧钢板及其制造方法。
本发明人对高碳热轧钢板的拉伸加工后的弯曲特性进行了深入研究，结果发现，适当控制钢的Sol.Al量、热轧后的冷却条件、卷取温度、以及退火温度极为重要。而且发现，通过将由后述测定法求得的铁素体粒径控制在5.0μm以下，并且将长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率控制在15％以下，能够得到拉伸加工后的优良的弯曲特性。
本发明是基于以上见解而完成的，提供一种高碳热轧钢板的制造方法，具有如下工序：将以质量％计含有C：0.2～0.7％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.01％以下、N：0.01％以下的组成的钢，在(Ar₃相变点-20℃)以上的终轧温度下进行热轧，从而形成热轧钢板；将所述热轧钢板以60℃/秒以上且小于120℃/秒的冷却速度冷却至650℃以下的温度；将所述冷却后的热轧钢板在600℃以下的卷取温度下进行卷取；以及将所述卷取后的热轧钢板在640℃以上、Ac₁相变点以下的退火温度下进行退火。
在本发明的方法中，优选在所述进行冷却的工序中，将热轧钢板以80℃/秒以上且小于120℃/秒的冷却速度冷却至600℃以下的温度，并且，在所述进行卷取的工序中，在550℃以下的温度下进行卷取。
本发明还提供一种高碳热轧钢板，是热轧球化退火材料，具有以质量％计含有C：0.2～0.7％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下，Sol.Al：0.01％以下、N：0.01％以下的组成，铁素体粒径为5.0μm以下，并且长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率在15％以下。
其中，铁素体粒径是指利用图像分析将铁素体晶粒近似为圆而求得的粒径的平均值，另外，长径比是指利用图像分析将铁素体晶粒近似为椭圆而求得的(椭圆的长轴)/(椭圆的短轴)的平均值。具体而言，研磨平行于钢板的轧制方向的板厚截面，用硝酸乙醇溶液(硝酸+乙醇)腐蚀板厚的1/4位置，然后利用扫描型电子显微镜在倍率1500倍下对微组织进行观察，使用Media Cybemetics公司制的图像分析软件“ImagePro Plus Ver.4.0”(TM)通过图像分析求出铁素体粒径、铁素体晶粒的长径比。进而，对于各铁素体晶粒，求出长径比为4.0以上的面积率，用其除以视野的总面积，从而求出每个视野的面积率，以50个视野的平均值作为长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率。
更加优选上述长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率在10％以下。另外，在本发明中，钢的组成在上述组成的基础上，还可以含有选自下述含量范围的B、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zr中的至少1种。以质量％计，B：0.005％以下，Cr：.3.5％以下，Ni：3.5以下，Mo：0.7％以下，Cu：0.1％以下，Ti：0.1％以下，Nb：0.1％以下，W、V、Zr：总计0.1％以下。
根据本发明，即使在实施了拉伸加工等加工之后，也能够制造弯曲特性优良的高碳热轧钢板。
附图说明
图1是示出长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率与拉伸加工后的弯曲特性的关系的图。
具体实施方式
以下，详细说明本发明的高碳热轧钢板及其制造方法。另外，作为成分含量的单位“％”，只要没有特殊说明均表示“质量％”。
钢的组成
C量：碳是形成碳化物并赋予淬火后的硬度的重要元素。当C量小于0.2％时，淬火后不能得到作为机械构造用部件的充分的强度。另一方面，当C量大于0.7％时，例如即使在铁素体粒径为5.0μm以下且长径比在4.0以上的铁素体晶粒的面积率为15％以下时，也不能得到充分的拉伸加工后的弯曲特性。而且，由于热轧后的硬度显著变高、钢板变脆，操作变得不便，而且淬火后的作为机械构造用部件的强度也饱和。因此，将C量规定在0.2～0.7％。另外，在更加重视淬火后的硬度的情况下，优选使C量大于0.5％，而且，在更加重视加工性的情况下，优选使C量在0.5％以下。
Si量：Si使碳化物石墨化并具有阻碍淬火性的倾向，因此将其的量规定为2％以下，优选规定为0.5％以下。
Mn量：当过量含有Mn时，具有引起延展性降低的倾向，因此将其的量规定为2％以下，优选规定为1％以下。
P量：当过量含有P时，拉伸凸缘性等延展性降低，而且变得容易出现裂纹，因此将其含量规定为0.03％以下，优选规定为0.02％以下。
S量：当过量含有S时，与P同样，拉伸凸缘性等延展性降低，而且变得容易出现裂纹，因此将其含量规定为0.03％以下，优选规定为0.007％以下。
Sol.Al量：Sol.Al是本发明中最重要的元素。即，本发明人最新发现，当Sol.Al量超过0.01％时，使用因比较廉价而多用作非氧化气氛气的氮，在氮气氛气中将热轧钢板退火时，在钢板表层形成AlN，钢板表层硬化，从而使拉伸加工后的弯曲特性显著降低。因此，规定Sol.Al量为0.01％以下。
N量：当过量含有N时，延展性降低，因此将其的量规定为0.01％以下，优选规定为0.005％以下。
这里，减少以上各元素的量至规定量以下、例如小于0.0001％时，将导致成本增加，因此优选含有约0.0001％以上。
余量为Fe及不可避免的杂质，但即使例如以提高淬火性、提高抗回火软化作为目的，即使进一步在通常添加的范围内添加B、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、W、V、Zr等中的至少一种元素，也并不会损害本发明的效果。具体而言，可以含有以下含量的这些元素：B：0.005％以下、Cr：3.5％以下、Ni：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Cu：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下、W、V、Zr：总计0.1％以下。另外，由于上述目的，优选含有：B：0.0005％以上、Cr：0.05％以上、Ni：0.05％以上、Mo：0.05％以上、Cu：0.01％以上、Ti：0.01％以上、Nb：0.01％以上、W、V、Zr：总计0.01％以上。而且，即使在制造过程中作为杂质混入Sn、Pb等元素也不影响本发明的效果。
制造条件
热轧的终轧温度：终轧温度小于(Ar₃相变点-20℃)时，在铁素体区域被部分地轧制，退火后的铁素体粒径大于5.0μm，因此拉伸加工后的弯曲特性变差。因此，使热轧的终轧温度在(Ar₃相变点-20℃)以上。另外，Ar₃相变点能够由下式(1)计算，但是也可以使用实际测定的温度。
Ar₃相变点＝910-203×[C]^1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]    …(1)
其中，[M]表示元素M的含量(％)。另外，根据含有元素，也可以引入校正项，例如，含有Cr、Mo、Ni时，可以在式(1)的右边加上校正项-11×[Cr]、+31.5×[Mo]、-15.2×[Ni]。
热轧后的冷却条件：虽然本发明中Sol.Al量低、且难以发生由AlN的固定(pinning)引起的抑制晶粒成长，但仍然实现了铁素体晶粒的微粒化。推测这是因为，通过在热轧后进行快速冷却，在轧制中赋予奥氏体晶粒的应变变得容易蓄积，在之后的退火中蓄积的应变作为铁素体晶粒的成核位置起作用。当热轧后的冷却速度小于60℃/秒时，轧制中赋予奥氏体晶粒的应变变得难以蓄积，因此在之后的退火中铁素体晶粒的成核位置减少，铁素体晶粒变得容易成长。结果铁素体粒径大于5.0μm，拉伸加工后的弯曲特性变差。另一方面，当冷却速度在120℃/秒以上时，退火后的铁素体粒径为5.0μm以下，但长径比在4.0以上的铁素体晶粒的面积率大于15％，因此与上述相同，拉伸加工后的弯曲特性变差。推测这是因为，冷却速度在120℃/秒以上时，轧制中赋予给奥氏体晶粒的应变在轧制后过量存在，因此在之后的退火中，等轴的铁素体晶粒难以成长。由以上可知，使热轧后的冷却速度为60℃/秒以上且小于120℃/秒。优选使冷却速度的上限为115℃/秒。
通过这样的冷却速度进行冷却的热轧钢板的终点温度、即冷却停止温度高于650℃时，至卷取热轧钢板为止的冷却中蓄积到奥氏体中的应变被释放。结果退火后的铁素体粒径大于5.0μm，拉伸加工后的弯曲特性变差。因此，使冷却停止温度为650℃以下、优选为600℃以下。另外，由于温度的测定准确度上存在问题，因此优选使冷却停止温度为500℃以上。
达到冷却停止温度后的冷却没有必要特别规定，可以自然冷却，也可以减弱冷却力继续进行强制冷却。从钢板的均匀性等观点出发，优选强制冷却至抑制回热的程度。
卷取温度：冷却后的热轧钢板被卷取，但此时当卷取温度大于600℃时，由于热轧时奥氏体中蓄积的应变被释放，因此之后的退火后的铁素体粒径大于5.0μm，拉伸加工后的弯曲特性变差。因此，使卷取温度在600℃以下。另外，为了充分得到上述骤冷效果，优选使卷取温度低于上述冷却停止温度。另外，由于热轧钢板的形状变差，因此优选使卷取温度为200℃以上，更加优选为350℃以上。
使长径比在4.0以上的铁素体晶粒的面积率为10％以下时，弯曲特性进一步提高，但这必须使冷却速度在80℃/秒以上且小于120℃/秒，冷却停止温度在600℃以下，并且卷取温度在550℃以下。
除去氧化皮：卷取后的热轧钢板通常在进行随后的热轧钢板退火之前除去氧化皮。除去氧化皮的方法没有特殊限制，但优选通过通常的方法进行酸洗。
热轧钢板的退火温度：通过酸洗等除去氧化皮后的热轧钢板，为了实现碳化物的球化，实施作为球化退火的退火。此时，当退火温度小于640℃时，铁素体晶粒成长变得不充分，长径比在4.0以上的铁素体晶粒的面积率大于15％，从而拉伸变形后的弯曲特性变差。另一方面，退火温度大于Ac₁相变点时，部分进行奥氏体化，并且在冷却中生成珠光体，因此拉伸加工后的弯曲特性变差。因此，使热轧钢板的退火温度在640℃以上、Ac₁相变点以下。为了得到更加优良的拉伸凸缘性，优选使热轧钢板的退火温度在680℃以上。另外，Ac₁相变点能够由下式(2)计算，但也可以使用实际测定的温度。
Ac₁相变点＝754.83-32.25×[C]+23.32×[Si]-17.76×[Mn]    …(2)
其中，[M]表示元素M的含量(％)。另外，根据含有元素，也可以引入校正项，例如，含有Cr、Mo、V时，可以在式(2)的右边加上校正项+17.3×[Cr]、+4.51×[Mo]、+15.62×[V]。
热轧钢板的退火时间优选约8小时～约80小时。所得钢板中的碳化物球化，平均长径比为约5.0以下(在板厚约1/4的位置测定的值)。
对本发明的高碳钢进行熔炼时，可以使用转炉、电炉中的任何一种。而且，这样被熔炼的高碳钢通过铸锭-开坯轧制或连铸形成钢坯。钢坯通常在加热后被热轧。另外，在为通过连铸制造的钢坯的情况下，可以应用直接或以抑制温度降低为目的进行保热并进行轧制的直接轧制。而且，加热钢坯进行热轧的情况下，为了避免由氧化皮引起的表面状态变差，优选使钢坯加热温度在1280℃以下。热轧也可以省略粗轧而只进行终轧。另外，为了确保终轧温度，也可以在热轧中通过片材板带加热器等加热装置进行被轧制材料的加热。另外，由于球化促进或硬度降低，也可以在卷取后通过缓冷罩等装置保温卷材。热轧钢板的板厚只要能够维持本发明的制造条件就没有特殊限制，但在操作上特别优选1.0～10.0mm的热轧钢板。
热轧钢板的退火可以通过装箱退火、连续退火中的任一种来进行。退火后，根据需要进行表面光轧。由于该表面光轧不影响淬火性，因此对其条件没有特殊限制。
由上述本发明的方法制造的热轧钢板是实施热轧球化退火后的热轧钢板，如上所述，是具有平均长径比为约5.0以下且被球化的碳化物的热轧钢板。
而且，本发明的热轧钢板的铁素体粒径为5.0μm以下。铁素体粒径影响拉伸加工后的弯曲特性，当铁素体粒径大于5.0μm时，铁素体晶粒内大量析出微小的碳化物，由于拉伸加工中在碳化物与母相(铁素体)的界面产生的微小的空隙在弯曲加工中连接而产生裂纹。通过使铁素体粒径为5.0μm以下，铁素体晶粒内的微小碳化物变少，由于拉伸加工产生的微小的空隙在拉伸加工后的弯曲中变得难以连接，因此能够抑制裂纹产生。
而且，在本发明的热轧钢板中，长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率为15％以下。铁素体晶粒的形状与铁素体粒径同样地影响拉伸加工后的弯曲特性，当该铁素体晶粒的长径比为4.0以上时，在长径比为4.0以上的铁素体晶粒与小于4.0的等轴状的铁素体晶粒的晶界中，拉伸加工中变得容易产生微小的裂纹。当这种长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率大于15％时，以拉伸加工中的微小的裂纹作为起点，在弯曲加工中裂纹产生。通过使这种长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率为15％以下，能够在拉伸加工后的弯曲中抑制裂纹产生。更加优选长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率为10％以下。
实施例1
将具有表1所示化学成分的钢A～E及Z的连铸钢坯加热至1250℃，在表2所示条件下进行热轧，酸洗后，同样在表2所示条件下进行热轧钢板的退火，制造板厚5.0mm的钢板No.1～20。另外，退火是在氮化气氛气(N₂气氛气)中进行的。
其中，钢板No.1～10是本发明例，钢板No.11～20是比较例。而且，铁素体粒径、铁素体晶粒的长径比和面积率用以下的方法进行测定。另外，拉伸加工后的弯曲特性用以下的方法进行评价。
铁素体粒径、铁素体晶粒的长径比和面积率：这里，铁素体粒径是指利用图像分析将铁素体晶粒近似为圆而求得的粒径的平均值，另外，长径比是指利用图像分析将铁素体晶粒近似为椭圆而求得的(椭圆的长轴)/(椭圆的短轴)的平均值。具体而言，研磨平行于钢板的轧制方向的板厚截面，用硝酸乙醇溶液(硝酸+乙醇)腐蚀板厚的1/4位置，然后利用扫描型电子显微镜在倍率1500倍下对微组织进行观察，使用Media Cybemetics公司制的图像分析软件“Image Pro Plus Ver.4.0”(TM)通过图像分析求出铁素体粒径、铁素体晶粒的长径比。进而，对于各铁素体晶粒，求出长径比4.0以上的面积率，用其除以视野的总面积，从而求出每个视野的面积率，以50个视野的平均值作为长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率。
而且，研磨平行于钢板的轧制方向的板厚截面，用苦味酸乙醇溶液(苦味酸；乙醇)腐蚀板厚的1/4位置，然后利用扫描型电子显微镜在倍率3000倍下对微组织进行观察，利用上述图像分析软件求出碳化物的长径比(最长径)/(最短径)。然后，平均(个数平均)对各碳化物求得的长径比，求出平均长径比，确认被球化退火。
拉伸加工后的弯曲特性：使用沿与轧制方向成直角的方向采集得到的、平行部的宽度为30mm的JIS 5号试验片，通过依照JIS Z 2241的方法进行拉伸试验，赋予15％的预应变后，通过依照JIS Z 2248的挤压弯曲法进行弯曲试验。使弯曲试验中的冲头直径为1mm、进行3次试验，以3次均不产生裂纹的钢板为○，产生1次及2次裂纹的钢板为△，以3次均产生裂纹的钢板为×。另外，以○的情况作为发明例。
结果示出于表3。作为本发明例的钢板No.1～10，铁素体粒径均在5.0μm以下，并且长径比为4.0以上的铁素体晶粒的面积率在15％以下，拉伸加工后的弯曲特性优良。另外，在任一本发明例中，确认了碳化物的平均长径比为5.0以下，并且通过球化退火使碳化物球化。
图1示出了铁素体粒径为5.0μm以下时、长径比在4.0以上的铁素体晶粒的面积率与拉伸加工后的弯曲特性的关系。可知如本发明例的钢板No.1～10那样，使铁素体粒径为5.0μm以下，并且使长径比在4.0以上的铁素体晶粒的面积率为15％以下，能够得到优良的拉伸加工后的弯曲特性。
表1                                                                                (质量％)