JPH04116137A - 高靭性高炭素冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

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

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、高靭性高炭素冷延鋼板とその製造方法に関し
、さらに詳述すれば熱処理後のオーステナイト組織が非
常に微細化し、耐衝撃性、耐摩耗性、さらには使用中の
水素侵入による割れの発生抑止効果が優れ、しかも製造
性や加工性が良好であって、チェーン部品、ギヤ部品、
クラッチ部品、板ばねホースバンド、シートベルトバッ
クル、座金用として好適な高靭性高炭素冷延鋼板とその
製造方法に関するものである。

（従来の技術） 一般に、チェーン部品、ギヤ部品、ホースクリップ、ク
ラッチ部品、シートベルトパンクル、座金部品等はＪＩ
Ｓ　Ｇ　３３１１に規定されているＳ３０ＣＭ〜ＳＳ７
０Ｃの高炭素鋼板や、ＳＫ７Ｍ、ＳＫ５Ｍの高炭素冷延
鋼板を素材とし、これを成形加工した後、焼入れ・焼戻
し、オーステンパ等の熱処理により硬化することで製造
されるのが普通である。

ここで、前記各製品用の素材鋼板には、成形加工前は軟
質で加工し易く、成形加工後に施される熱処理によって
初めて所望の強度が得られ、かつ製品として使用時に十
分な耐衝撃性と耐摩耗性を発揮することが要求されてい
る。この理由から、材質として前述の如き炭素含有量の
高いものが運ばれるとともに、一般に、鉄鋼メーカーか
らの薄鋼板の出荷に際しては軟質とするための球状化焼
鈍が施される。そして、出荷後の素材薄鋼板はユーザー
にて所望の形状に成形加工されてから、焼入れ、焼戻し
の熱処理が施されて必要特性の付与が行われる。この場
合、製品の耐衝撃性および耐摩耗性は特に焼戻しの温度
が影響することから、使用の形態や状況によって「焼入
れまま」ないしは「６５０°Ｃまで」の各焼戻し処理温
度が注意深く選択される（通常１８０〜４５０度）。ま
たオーステンパ処理としては、８００°Ｃ以上のオース
テナイト域に均熱後、２５０〜３８０°Ｃの溶融塩浴ま
たは、溶融鉛浴へ象、冷される。

（発明が解決しようとする課題） しかし、ＪＩＳに規定されている前記焼入れ、焼戻し型
高炭素鋼板では注意深い熱処理条件の選択にもかかわら
ず、耐衝撃性や耐水素割れ性が不十分である０例えば、
自動車エンジンにおける燃料管あるいはガス管等の接続
部を固定するホースクリップについては高いバネ性が要
求されるためＴＳ：２００に以上の高強度鋼が適用され
ている。この強度を確保するには従来ＣＭが０．７０−
０．８５％の高炭素鋼（Ｓ７０Ｃ，ＳＫ５Ｍ、　ＳＫ７
Ｍ等）をオーステンパ処理して用いられてきた。しかし
、このような鋼を適用した場合、使用中に応力集中を受
ける部分より割れが発生する問題が生じており、これら
の割れの破面ば粒界破壊の様相を呈していることがら使
用中に破断部に侵入した水素が原因であると推定されて
いる。

このような水素割れを防止するには、オーステナイト粒
径を微細化するとともに、オーステナイト粒界が強化さ
れるように化学成分を調整する必要がある。オーステナ
イト粒径の微細化にはスラブ加熱あるいは焼入れ、また
はオーステナイト域の均熱処理に際して、析出するＡ＋
Ｎ等の微細粒子により抑制する方法が一般的である。

しかし従来よりさらに微細なオーステナイト結晶粒を得
るためにはこれらの微細粒子の析出に加えさらに多くの
他の微細粒子の析出が必要となる。

また、成形後の熱処理については摸業能率向上を目的と
してオーステナイト域での均熱時間の短縮が求められて
きている。このためには、冷間圧延・焼鈍後に球状化し
たセメンタイト粒を微細化する必要があり、このセメン
タイト粒の微細化のためには熱延板でのパーライト組織
を均一でかつ微細なものとしなければならない。この問
題を解決するための熱間圧延方法についてもいくつかの
提案がなされている。

本発明者らは先願（特願平１−１７７３３５号）におい
てＴｉまたはＴｉ−Ｎｂを加えたＢ添加鋼（以下、「先
願鋼」という）について発明したがこの鋼種は、靭性向
上を目的としてＣｒ鋼またはＣｒ−ｎｏ鋼をヘースとし
ておりコストアップとなるとともに、Ｃｒ、Ｍｏのセメ
ンタイト中への固溶により熱処理時のセメンタイトの鋼
中への固溶が著しく遅らされる。

このためＣｒ添加量を焼入れ性を阻害しない程度にまで
極力低減し、またＭｏの添加を除いたものが望まれる。

また熱延板の圧延条件を考えると、Ｂの添加が必須とな
りコストアップが問題となっていた。

また熱間圧延条件に関する知見は特願平２−１４７２３
３号で得られていたが、この時の対象鋼は一般高炭素鋼
であり、耐水素割れ性等に関する対策を考慮したもので
はなく、１４０〜２００ｋｇｆ／ｍｍ”（Ｈｖ：４２０
〜５７０）の高強度域での使用については耐水素脆性の
向上が必要となっていた。

本発明の一般的目的は、より安価な材料であって、焼入
れ・焼戻し後、あるいはオーステンパー処理後の耐摩耗
性さらには耐水素割れ性はもちろん、靭性に優れた高炭
素冷延鋼板とその製造方法を提供することである。

本発明の具体的目的は、前記した各問題点を解消し、熱
処理後のオーステナイト組織が非常に微細化し、耐衝撃
性、耐摩耗性、さらには使用中に水素侵入による割れの
発生抑止効果が優れ、しかも製造性や加工性が良好な高
靭性高炭素冷延鋼板とその製造方法を提供することであ
る。

（課題を解決するための手段） 上記目的を達成するため本発明者らは種々検潤を重ね、
これら高強度鋼板の素材として十分満足できる硬度、引
張り強度を備え、しかも加工性が良好で圧延過程や最終
製品への成形工程でも割れなど不都合を生じることのな
い冷延鋼板を提供すべく研究を行ったところ、次に示す
ような知見を得た。

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

（ｂ）これに対しさらに０．００５〜０．１００％ノＴ
　ｉを添力Ｕするとスラブ加熱時あるいは焼入れにおけ
る均熱時においてＴ１Ｎｂ系複合窒化物あるいは炭窒化
物を形成しオーステナイト粒成長を効果的に抑制するこ
と。

（Ｃ）また、鋼中のＰを特定値以下に低減すると、オー
ステナイト粒界に偏析したＰ量が減って脆性破壊の要因
となる粒界脆化が抑えられ、材料の一層の靭性改善がも
たらされること。

（ｄ）更に、適量のＣｕの添加は走行中のギヤ、チェー
ン等の表面に硫化物の皮膜を形成し、表面からの水素の
侵入を抑制する特性があり、水素脆性による割れの発生
防止に効果があること。

（ｅＪ熱間圧延後ホットランテーブル上で加速冷却ゾー
ン（仕上げ圧延機側）と空冷ゾーン（巻取り機側）に分
割して冷却する際、加速冷却ゾーン中の冷却速度を５〜
５０°Ｃ／ｓｅｅとして、加速冷却停止温度（以下、「
中間温度」といい、「Ｔｌｌ１」で表示する）が５５０
°Ｃ以上となるように冷却することにより、コイル全長
にわたって均一で微細なパーライト組織が形成され、こ
れを冷延後の箱焼鈍で焼鈍時間を調整することにより、
均一で微細な球状化セメンタイトを有する鋼板が得られ
る。この結果、成形後にオニステナイト域に均熱した際
に、セメンタイトのオーステナイト中への固溶が容易と
なり、熱処理時間の短縮、および熱処理後の鋼中でのセ
メンタイト残留が効率的に防止できること。

これら（ａ）〜（ｅ）に示した知見事項により、本発明
は完成されたものであって、その要旨とするところは、
重量割合にて Ｃ：０．３０〜０．９０％、　　Ｓｉ：　０．０５〜０
，７０％、Ｍｎ：　０．０５〜１．００％、　　Ｐ：’
０．０２０％以下、Ｔｉ：　０．００５〜０．１０％、
　Ｎｂ：　０．００５〜０．１００％、ｓｏｌ’、Ａｌ
：　Ｏ，０８％以下、　Ｎ　：　０．００２０〜０．０
１０％さらに必要に応し下記■ないし■の一種以上適宜
加え、 ■Ｃａ：０．００５〜０．０２０％、■Ｃｕ：０．０５
〜０．５０％、■Ｃｒ：　０．３０％以下：　　■Ｂ：
Ｏ，０Ｏ０３〜０．００３０％残部Ｆｅおよび不可避不
純物 から成る鋼組成を有し、鋼中に平均粒径０．８ｐ以下の
微細な球状化セメンタイトを有する高靭性高炭素冷延鋼
板である。

また、別の面からは、本発明は、上記鋼組成を有する鋼
を、熱間圧延後ホットランテーブル上で仕上げ圧延機側
の加速冷却ゾーンと巻取り機側の空冷ゾーンとに分割し
て冷却する際、前記加速冷却ゾーン中の冷却速度を５〜
５０℃／ｓｅｃとして、加速冷却停止温度（中間温度、
Ｔｗｏ）が５５０°Ｃ以上となるように冷却し、次いで
空冷してパーライト変態を終了後巻取り、熱延鋼板とし
てから該熱延鋼板を酸洗脱スケールし、必要に応して５
００°Ｃ〜ＡＣ＋＋３０°Ｃの温度域での箱焼鈍を行っ
てから、３０〜８０％の圧下率の冷間圧延とＡｃ、−７
０°（−Ａｃ＋＋３０℃の温度域での箱焼鈍とを１回ま
たは２回以上実施することにより、鋼中に平均粒径０．
８μｍ以下の微細な球状化セメンタイトを析出させるこ
とを特徴とする高靭性高炭素冷延鋼板の製造方法である
。

かくして、本発明によれば、成形後の焼入れ・焼戻し、
あるいはオーステンパー処理などの熱処理に際して均熱
時間が効果的に短縮され、また熱処理後のオーステナイ
ト粒が効果的に微細化され、その結果、耐摩耗性さらに
は耐水素割れ性Ｃよもちろん、靭性に優れた高炭素冷延
鋼板が得られるのである。

（作用ン 本発明にかかる冷延鋼板の成分組成および製造条件を上
記のごとくに数値限定した理由を説明する。

（化学成分） （ａ）　Ｃ 鋼板に所望の硬度、強度、焼入れ性および耐摩耗性を得
るためには０．３０％以上のＣの添加が必要である。ま
たＣ含［１が０．９０％超の場合、焼入れ前の加工性が
劣化するばかりか、焼入れ後の脆性も増大するためＣ添
加量を０．３０〜０．９０％と定めた。

（ｂ）Ｓｉ 積掻的添加は特に必要ないが、０．７０％を超えて含有
させると鋼板が硬質となって脆化する傾向を見せること
から、Ｓｉ含有量は０．７０％以下と定めた。

また焼入れ性を確保するために０．０５％以上、好まし
くは０．１５％以上の添加は必要である。

（Ｃ）　１１　ｎ 本発明が対象としている高炭素鋼板の一つの用途はギヤ
、チェーン等であり、−Ｓの耐摩耗鋼板と異なり靭性向
上のためＭｎを低減する必要がある。

特に本発明鋼板では１．０％を超えて含有されると熱処
理により焼きが入りやすく、硬くなり過ぎて靭性低下を
招く。一方、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、固
溶Ｓ量が多くなって熱間加工時の脆化が生じ鋼板の製造
性を害するようになることから、Ｍｎ含有量は０．０５
〜１．００％と定め、望ましくは０．８０％以下の添加
に制限するのがよい。

（ｄ）　Ｐ Ｐ含有量は低いほど靭性上好ましく、本発明においてＰ
含有量は０．０２０％以下と定めたが、望ましくは０．
０１５％以下に制限するのがよい。

（ｅ）Ｎ　ｂ Ｎｂは、オーステナイト粒を微細化し鋼の靭性を向上さ
せる作用を有しており、この作用は水素脆化による破壊
の防止にも非常に有効である。したがって、これら割れ
発生防止を目的としてＮｂの添加がなされるが、その含
有量が０　、００５％未満では前記作用による所望の効
果が確保できず、一方、０．１００％を越えて含有させ
てもこれらの効果は飽和状態に達することから、Ｎｂ含
有量は０．００５〜０．１００％と定めた。また望まし
くはＴ１Ｎｂ系複合析出物を形成するためにＴｉ添加量
の２倍程度の添加がよい。

（ｆ）Ｔｉ Ｔｉは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、ＴｉＮあ
るいはＴｉＣを形成して微細分散させることにより鋼の
硬度および引張強度を増大させる作用を有している。そ
の上、Ｎｂとの複合析出物としてＴｉＮｂ（ＣＮ）を形
成し、オーステナイト結晶粒の微細化を促進する作用を
も発揮する。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５％未満で
は前記作用による所望の効果は得られず、一方、０．１
００％を超えて過剰に含有されるとコストアップになる
だけでなく、鋼の硬化につながって利点がなくなること
から、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１００％と定めた
。またＴ１Ｎｂ系の複合析出物を形成するにはＮｂ添加
量を超えないようにすることが望ましい。

（ｇ）　　ｓｏｌ、Ａｌ Ａｌは鋼の脱酸材として必要に応して添加される成分で
あるが、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０８％を超えると
コストアンプになるばかりが、鋼板の硬化をもたらすの
でなんら利点はない。このように、ｓｏｌ。

ＡＩ含有量が０．０８％まで許容されるとの理由から、
その含有量を０．０８％以下と定めた。

（ｈ）　Ｎ Ｎの含有は鋼の硬度や引張強度の向上に効果がある他．
ＡｌＮ　、　ＴｉＮ等を形成してオーステナイトの粗粒
化を防止し、靭性向上に役立つ。この効果を確保するた
めには０．００２０％以上のＮが必要である。一方、そ
の含有量が０．０１０％超の場合には硬度上昇により焼
入れ前の加工性を阻害することがら、その含有量を０．
０１０％以下に制限した。

（ｉ）Ｃａ 通常の綱においてもＳによる靭性劣化が問題となる。こ
れは粗大なＭｎＳの形成に起因するものであるが、Ｃａ
を製鋼段階において添加することにより、この形成は制
御され、もしくは微細な球状析出物となることで靭性は
大幅に向上される。しかし、添加量が０．０２％を超え
るとこの効果は飽和し、またコストアンプとなることか
ら添加量の上限を０．０２％とした。

（ｊ）Ｃｕ Ｃｕは、焼入れ性に対する効果はあまり大きくないが、
表面に硫化物の皮膜を形成し、水素の侵入に対する制御
効果が顕著である。この効果により表層における割れ起
点の発生が押さえられる。この効果は０．０５％以上で
確認されているが、０．５０％以上ではこの効果が飽和
する。ところで通常の鋼では転炉鋼、電気炉鋼により異
なるがＣｕは０．０５％未満で不可避的に含有される。

しかし、水素脆性による割れ防止には０．０５％以上が
必要であることから成分範囲を０．０５〜０．５０％と
設定した。

（ｋ）Ｃｒ Ｃｒは０．３〜０．６％Ｃ域での焼入れ性および焼戻し
軟化抵抗を改善するために０．３０％までの添加は許容
される。０．３０％超にまで添加すると材料コストが上
昇し、本発明の所期の目的達成が困難となる。

（１）Ｂ： Ｂは焼入れ性および靭性を改善するために０．０００３
〜０．００３０％の配合は許容される。

なお、不純物としてのＳは、ＭｎＳの形成によって靭性
の劣化をもたらし、またそれを阻止するための所要Ｃａ
添加量が増大する結果、コスト上昇を招くことから、Ｓ
の上限は０．０１５％とするのが望ましい。

（鋼中平均粒径） 本発明にあっては、冷間圧延後に鋼中に析出する球状化
セメンタイトの平均粒径が０．８　／Ｊｌ１１超では粗
大粒子となって熱処理後の靭性改善という所期の効果が
得られないため、冷間圧延後の鋼中における球状化セメ
ンタイトの平均粒径を０．８ｐ以下に制限する。

（製造プロセス） 本発明にあっては、熱間圧延→制御冷却→冷間圧延→焼
鈍の各工程を経て高靭性高炭素冷延鋼板が製造される。

その場合の熱間圧延条件は特に制限なく、慣用の条件で
行えばよいが、圧延終了温度は、後述する制御冷却によ
るパーライト変態を十分に完了させるためには、＾ｒ３
点［一般には、９ｔｏ−２ｏ３．／ｉ〒１５．２（χＮ
ｉ）　＋４４．７（χＳｉ）　＋３１．５（！Ｍｏ）”
Ｃｌ以」二の１品度とするのが好ましい。

（ｍ）冷却速度 加速冷却ゾーン中の冷却速度は、巻取り前のパーライト
変態終了を目的とし、さらに通板速度、冷却ゾーンの長
さの制約から冷却速度の下限を５７（：／ｓｅｃと規定
する。また過度に冷却速度を増大させると仮硬度が上昇
し冷間圧延性に弊害を与えることから、冷却速度の上限
は５０℃／ｓｅｃとする。

（ｎ）中間温度の限定 上述の冷却速度で加速冷却ゾーンを通過させても、綱の
Ｃその他の合金成分によりパーライトの形態は異なる。

このためＣ量、Ｓｉ、　Ｍｎ量に対応した中間温度を設
定する必要がある。

中間温度（Ｔｍ）を６５０°Ｃ以下、５５０°Ｃ以上と
したのは、圧延機によるシミュレーションで得られた結
果から６５０°Ｃ超の温度で巻き取った場合、巻取りま
でに変態が完了せず、特性値変動が増加するとともに、
冷延・焼鈍後の球状化セメンタイトの平均粒径が１μｍ
以上となり、製品での熱処理に際してオーステナイト域
での均熱に非常に長い時間を要する。また５５０°Ｃ未
満で巻取った場合、ベイナイト等の低温変態生成相が加
速冷却中に出現し、硬質な熱延板となり、冷間加工性が
劣化するためである。

なお、上述の加速冷却ゾーンおよび空冷ゾーンの具体的
構成は、熱間仕上げ圧延機の出側に例えば水冷による冷
却帯域を設けて加速冷却ゾーンとし、空冷ゾーンは巻取
機によって構成してもよい。

（０）予備焼鈍条件 （ｎ）に示す中間温度の限定条件に応じて熱間圧延を行
った鋼板についてはその組織の均一性を得るために硬度
はある程度増大する。これにより冷間圧延における圧延
荷重は増大することから、荷重低減のため必要に応じて
冷間圧延前の予備焼鈍を実施するのが好ましい、この時
の焼鈍条件としては極く微細なセメンタイトを粗大化さ
ゼるために下限温度を５００°Ｃとする。またセメンタ
イトの過度の粗大化や粗大ラメラ−化を抑制するため上
限温度がＡｃｌ＋３０°Ｃの温度域で１〜２４ｈ均熱す
る箱焼鈍を実施するのが好ましい。

（ｐ）冷間圧延条件 圧下率の下限は、後続の仕上げ焼鈍での再結晶および球
状化を促進することで成品の加工性向上をはかるため３
０％とした。またその上限は耳割れの発生を防止するた
め８０％とした。

（ｑ）仕上げ焼鈍条件 成品における組織の均一性を得るために、焼鈍条件とし
ては微細な球状化セメンタイトをある程度粗大化させる
ために下限温度をＡｃ　、　−７０“Ｃとする。

また球状化セメンタイトの過度の粗大化や粗大ラメラ−
化を抑制するため上限温度がＡｃｌ＋３０°Ｃの温度域
で１時間以上均熱する箱焼鈍を実施するのが好ましい。

また２４時間超均熱するとセメンタイトが粗大化し、製
品での熱処理に際してオーステナイト域での均熱時間が
増大することから、好ましくは焼鈍工程での均熱時間は
２４時間以内とする。

なお、上記の冷間圧延および仕上げ焼鈍は少なくとも１
回行う。通常の条件下では１回だけ冷間圧延とそれに続
く仕上げ焼鈍を行えばよいが、炭素量が大きい場合、好
ましくは硬度条件：Ｈ＊ａ＜９０が達成されるまで通常
は１〜２回行う。

以上のプロセスにより平均粒径０．８μｍ以下の球状化
セメンタイトが析出した高炭素冷延鋼板が得られる。

（実施例） 次に、本発明をその実施例によってさらに具体的に説明
するが、本発明はこれによって限定されるものではない
。

実施例１ 本例では高硬度域における硬度と水素割れ特性との相関
を見るために、本発明にかがる製造条件で得られた高炭
素冷延鋼板の硬度特性と水素割れ耐久時間とを評価した
。比較用には本発明のｉ＋ｉｎｕ成を外れたものを使用
した。

なお、上表の各供試鋼はＳをほぼ０．００５％含んでい
た。

上記Ａ−にの鋼を、１２００℃で１ｈ均熱した後、８５
０″Ｃの仕上げ温度にて４ｍｍの熱延板とした。これを
１５℃／ｓｅｃで５８０°Ｃまで加速冷却した後、空冷
し変態終了後５２０°Ｃで巻取りを行った。この熱延板
を酸洗脱スケールの後６５０°Ｃにて６ｈ均熱し軟質化
した後、板厚１．２　ｍ＋＊まで圧下率７０％の冷間圧
延を行い、引続き６９０℃にて１６ｈ均熱する球状化焼
鈍を行った。

このようにして得られた高炭素冷延鋼板を幅５１長さ１
００ＩＩｌｌの板材として打ち抜き、８６０°Ｃで１５
ｓｉｎの均熱の後、直ちに２７０〜３６０°Ｃの塩浴中
に保持するオーステンパ処理を行った。

次いで、この試験片の長手中央部に深さ０．３ｎ＋＋ｎ
、輻０．１ｍｍ、先端０．０５＋ｕ＋Ｒのスリットを加
工し、第１図に示す要領で曲げを付加した状態で２０°
Ｃ，０，０２Ｎの希硫酸水溶液中に保持して、耐水素割
れ試験を行った。この時の試験片硬度とスリット部の水
素割れ発生までの時間との相関を第２図にグラフで示し
た。

本発明の鋼組成の範囲を外れた鋼１．ＪおよびＫは材料
硬度および割れ耐久性のいずれも劣っていることが分か
る。

実施例２ 本例では高硬度域の耐水素割れ性に対する熱間圧延条件
の影響について考察した。

実施例１の鋼種ＢとＤを用いて、熱間圧延後の制御冷却
および球状化焼鈍（仕上げ焼鈍）条件を第２表に示す６
水準（ａ＝ｆ）とし、これによる冷間圧延・仕上げ焼鈍
後のセメンタイト平均粒径と、８５０°Ｃで１０ｍ１ｎ
の均熱後、鋼種Ｂでは２８０°Ｃ，鋼種りでは３４０″
Ｃで４０ｍ１ｎ均熱するオーステンバ処理を行った。

この時の硬度は、鋼種Ｂ、Ｄともに！（＋＋ｃで４９．
５〜５０．５　（Ｈｖ　〜５００〜５２０）であった。

この後、実施例１と同じ試験方法を用いて耐水素割れ性
を評価した。

それらの結果を鋼種Ｂ、Ｄそれぞれについて第３図およ
び第４図にグラフで示す。

第３図および第４図からも分かるように、熱延板にて加
速冷却での冷却速度を５℃／ｓｅｃ未満とした場合、あ
るいは、中間温度が６５０　’Ｃ超とした場合、あるい
は冷間圧延後の焼鈍処理においてセメンタイト粒が粗大
化した場合は、オーステンパ処理後にも鋼中にセメンタ
イトが残存していて、同し硬度レヘルでの耐水素割れ性
は著しく劣化している。

第２表 注：＊二本発明の範囲外 実施例３ 本例は、第３表に示す鋼組成を有する各供試鋼について
第４表に示す製造条件で熱間圧延（スラブ均熱条件Ｉ２
００“ｃｘｌｈ）、制御冷却、予備焼鈍、板厚３．０ｍ
ｍの熱延板から板厚１．２ｍｍへの冷延板への圧率６０
％の冷間圧延、そして仕上げ焼鈍として球状化焼鈍を行
って得られた冷延鋼板について球状化セメンタイト粒径
と硬度とを評価した。

結果は同じく第４表にまとめて示す。

このようにして得られた各供試材について第５表に示す
条件下でオーステンバ処理を行い、得られた供試材につ
いて、硬度、残留セメンタイトの有無、靭性、さらに耐
水素割れ性について評価試験を行った。

それらの結果を第５表にまとめて示す。

現在、産業上求められている特性としては、■硬度４９
．０（Ｈ＊Ｃ）以上、■残留セメンタイトが無く、■耐
衝撃値１　ｋｇｆ−ｍ以上、■水素割れ耐久時間５０時
間以上という特性を備えた材料であって、本発明にかか
る材料はいずれも満足するものである。

（発明の効果） 本発明は以上説明したように構成されているから、従来
の高炭素鋼板と比較してＨ＋ｔｃ：４５以上の高硬度域
での耐水素割れ性および靭性に優れた鋼板が得られ、さ
らに焼入れ、焼戻しあるいは、オーステンバ等のオース
テナイト域の均熱時間が短縮され製品としての生産性が
高いものであり、産業上きわめて有用である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明鋼板の試験片の説明図；第２図は、本
発明鋼板の材料強度と割れ耐久時間に関係を示すグラフ
；および 第３図および第４図は、本発明鋼板の割れ耐久度と水素
割れによるＴＩ！断までの時間を示す棒グラフである。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．３０〜０．９０％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０
   ％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２０％以
   下、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５
   〜０．１００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：
   ０．００２０〜０．０１０％、残部Ｆｅおよび不可避的
   不純物 から成る鋼組成を有し、鋼中に平均粒径０．８μｍ以下
   の微細な球状化セメンタイトを有する高靭性高炭素冷延
   鋼板。
2. （２）重量割合にて、さらに、Ｃａ：０．００５〜０．
   ０２０％を含有する請求項１記載の高靭性高炭素冷延鋼
   板。
3. （３）重量割合にて、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５
   ０％を含有する請求項１または２記載の高靭性高炭素冷
   延鋼板。
4. （４）重量割合にて、さらに、Ｃｒ：０．３０％以下を
   含有する請求項１ないし３のいずれかに記載の高靭性高
   炭素冷延鋼板。
5. （５）重量割合にて、さらに、Ｂ：０．０００３〜０．
   ００３０％を含有する請求項１ないし４のいずれかに記
   載の高靭性高炭素冷延鋼板。
6. （６）請求項１ないし５のいずれかに記載の鋼組成を有
   する鋼を、熱間圧延後ホットランテーブル上で仕上げ圧
   延機側の加速冷却ゾーンと巻取り機側の空冷ゾーンとに
   分割して冷却する際、前記加速冷却ゾーン中の冷却速度
   を５〜５０℃／ｓｅｃとして、加速冷却停止温度（中間
   温度、Ｔｍ）が６５０℃以下、５５０℃以上となるよう
   に冷却し、次いで空冷してパーライト変態を終了後巻取
   り、熱延鋼板としてから該熱延鋼板を酸洗脱スケールし
   、３０〜８０％の圧下率の冷間圧延とＡｃ＿１−７０℃
   〜Ａｃ＿１＋３０℃の温度域での箱焼鈍を冷却または２
   回以上実施することにより、鋼中に平均粒径０．８μｍ
   以下の微細な球状化セメンタイトを析出させることを特
   徴とする高靭性高炭素冷延鋼板の製造方法。
7. （７）前記熱延鋼板を酸洗脱スケールした後、冷間圧延
   を行うに先立って、５００℃〜Ａｃ＿１＋３０℃の温度
   域での箱焼鈍を行う請求項６記載の高靭性高炭素冷延鋼
   板の製造方法。