极软高碳热轧钢板及其制造方法

专利名称：：极软高碳热轧钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及一种极软高碳热轧钢板及其制造方法。技术背景用于工具或汽车零件(齿轮、变速器)等的高碳钢板，在穿孔、成形后实施淬火回火等热处理。近几年，为了低成本化，工具、零件制造者，即高碳钢板的使用者，正在研究从过去的基于铸造材料的切割加工、热锻的零件加工到基于钢板的冲压成形(包含冷锻)的加工工序的简化。与此同时，对于原材高碳钢板，强烈期望具有高淬火性以及能以较少工序加工复杂形状的性质，特别是具有软质的性质。并且，从减少冲压机及金属模具的负荷的观点出发，也强烈要求软质。基于以上的现状，对于高碳钢板的软化，探讨了几个技术。例如，在专利文献1中，提出了高碳钢带的制造方法热轧后，以规定的加热速度加热到铁素体-奥氏体的双相区域，以规定的冷却速度进行退火处理。该技术中，将高碳钢带在Ad点以上的铁素体-奥氏体的双相区域内退火，形成使粗大的球化渗碳体均匀分布于铁素体基体中的组织。具体来说，含有C:0.20.8%、Si:0.030.30%、Mn:0.201.50%、Sol.Al:0.010.10%、N:0.00200.0100%、且Sol.Al/N:510的高碳钢，经热轧、酸洗、脱锈皮后，在95容积％以上的氢和余量氮组成的气氛炉中，以68(TC以上的温度范围、加热速度Tv(°C/Hr):500X(0.01-N(%)asAIN)2000X(0.1-N(%)asAlN)、均热温度TA(。C):ACl点222XC(%)2-411XC(%)+912、均热时间120小时的条件退火，以冷却速度100'C/Hr以下的冷却速度冷却至室温。例如，在专利文献2中，提出了对于含有C:0.10.8质量％、S:0.01质量％以下的热轧钢板的制造方法在Ad-5(TC不足Ac,的温度范围内，进行保持0.5小时以上的第1阶段加热，之后，连续进行在AdAd+10(TC的温度范围内保持0.520小时的第2阶段加热、以及在ACl-50°CACl的温度范围内保持220小时的第3阶段加热，并且，从第2阶段的保持温度到第3阶段的保持温度的冷却速度设为53(TC/h。通过这样实施3阶段退火，希望得到铁素体的平均粒径为20/mi以上的高碳钢板。并且，在专利文献3、专利文献4中，提出了通过石墨化钢中的碳来实现软质、高延展性化的方法。进而，在专利文献5中，提出了使铁素体晶粒均匀地粗大化，从而实现极软化的方法，该方法为对含有0.20.7质量％的C的钢进行热轧，控制为具有体积率超过70%的贝氏体的组织，之后，进行退火。该技术的特征在于，在(Ar3相变点-20'C)以上的温度下进行终轧后，以超过12(TC/秒的冷却速度，并且进行冷却直至55(TC以下的冷却结束温度，然后，在50(TC以下的温度下巻取，酸洗后，在640'C以上、Ac相变点以下的温度下退火。专利文献l:日本特开平9-157758号公报专利文献2:日本特开平11-80884号公报专利文献3:日本特开昭64-25946号公报专利文献4:日本特开平8-246051号公报专利文献5:日本特开平2003-73742号公报但是，上述技术中，存在以下问题。专利文献l所述的技术表明，将高碳钢带在Ad点以上的铁素体-奥氏体的双相域内退火，得到粗大的球化渗碳体，但是，由于这样的粗大渗碳体熔化速度慢，故而使淬火性变差。并且，对于退火后的硬度，S35C材料为Hvl32Ml(HRB7275)，未必能称为软质。在专利文献2所述的技术中，由于退火工序复杂，在假设实机操作的情况下，生产率变差，成本增加。在专利文献3、专利文献4所述的技术中，钢中的碳石墨化，由于石墨的熔化速度慢，故存在淬火性差的问题。而且，在专利文献5所述的技术中，含有体积率超过70%的贝氏体的热轧钢板经球化退火，铁素体粒径粗大化、极软化，但是，在(Ar3相变点-2(TC)以上的终轧温度下进行热轧后，由于在超过12(TC/秒的冷却速度下急冷，故冷却后产生相变放热，温度升高，存在热轧钢板组织的稳定性差的问题。而且，对于球化退火后的硬度，也只能以洛氏硬度B标尺硬度(HRB)评价样品的板面，并且由于球化退火后粗大的铁素体晶粒不在板厚方向上均匀地形成，易于产生材质的参差不齐，故不能稳定软化。
发明内容本发明鉴于此种情况，其目的在于提供一种不需要在铁素体-奥氏体区域内的高温退火、且不用多阶段退火就能制造、而且不容易产生由冲压成形、冷锻所导致的裂纹的极软高碳热轧钢板。本发明人在确保淬火性的同时，对组成、微组织及制造条件对高碳钢板硬度的影响进行了深入研究。结果发现，对钢板的硬度产生较大影响的因素不仅有组成、碳化物的形状及量，碳化物的平均粒径、铁素体平均粒径和铁素体粗大化率(规定值以上粒径的铁素体晶粒的体积率)也对其产生较大影响。而且，通过分别控制碳化物平均粒径、铁素体平均粒径及铁素体粗大率在适当的范围内，在确保淬火性的同时，大幅降低了高碳钢板的硬度。而且，本发明中，基于上述见解，对用于控制上述组织的制造方法进行了研究，确立了极软高碳热轧钢板的制造方法。本发明是基于以上见解完成的，其要点如下所述。[1]一种极软高碳热轧钢板，其特征在于，按质量％计，含有C:0.20.7%、Si:0.011.0%、Mn:0.11.0%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成，具有铁素体平均粒径为20/ma以上、粒径lOpm以上的铁素体晶粒的体积率在80%以上、碳化物平均粒径为0.10/xm以上、不足2.0gm的组织。[2]—种极软高碳热轧钢板，其特征在于，按质量％计，含有C:0.20.7%、Si:0.011.0%、Mn:0.11.0%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成，具有铁素体平均粒径超过35/mi、粒径20/mi以上的铁素体晶粒的体积率在80%以上、碳化物平均粒径为0.10/mi以上、不足2.0/mi的组织。[3]如前述[1]或[2]中的极软高碳热轧钢板，其特征在于，按质量%计，还含有B:0.00100.0050%、Cr:0.0050.30%中的1种或2种。[4]如前述[1]或[2]中的极软高碳热轧钢板，其特征在于，按质量%计，还含有B:0.00100.0050%、Cr:0.050.30%。[5]如前述[1]至[4]中的任一项中的极软高碳热轧钢板，其特征在于，按质量％计，还含有Mo:0.0050.5%、Ti:0.0050.05%、Nb:0.0050.1%中的1种或2种以上。[6]—种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如前述m、[3]、[4]、[5]中任一项所述组成的钢粗轧后，进行将最终道次的轧制率设为10%以上、且将终轧温度设为(Ar3-20)'C以上的终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过12(TC/秒的冷却速度一次冷却至600'C以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在600'C以下的温度后，在58(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ac,相变点以下的温度下球化退火。—种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如前述[l]、[3]、[4]、[5]中任一项所述组成的钢粗轧后，进行将最终道次的轧制率设为10%以上、且将终轧温度设为(Ar3-20)。C以上的终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过120'C/秒的冷却速度一次冷却至550'C以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在55(TC以下的温度后，在53(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680'C以上Ad相变点以下的温度下球化退火。—种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如前述[2]至[5]中任一项所述组成的钢粗轧后，将最终2道次的轧制率分别设为10%以上、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+150)。C以下的温度范围内进行终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过12(TC/秒的冷却速度一次冷却至60(TC以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在600'C以下的温度后，在580'C以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ad相变点以下的温度下，并且使均热时间为20小时以上的条件下，进行球化退火。一种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如前述[2]至[5]中任一项所述组成的钢粗轧后，将最终2道次的轧制率分别设在10%以上、并且在(Arr20)。C以上、(Ar3+100)。C以下的温度范围内进行终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过120'C/秒的冷却速度一次冷却至550'C以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在55(TC以下的温度后，在53(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680'C以上、Ad相变点以下的温度下，并且使均热时间在20小时以上的条件下，进行球化退火。另外，本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。根据本发明，可以在确保淬火性的同时，得到极软的高碳热轧钢板。本发明的极软高碳热轧钢板，可以通过不仅控制热轧后的球化退火条件、还控制退火前的热轧钢板组织即控制热轧条件而制造，不需要在铁素体-奥氏体区域内的高温退火，而且不用多阶段退火就能制造。其结果为，因为使用了加工性优良的极软高碳热轧钢板，使加工工序得以简化，低成本化成为可能。具体实施例方式本发明的极软高碳热轧钢板，其特征在于，控制为如下所示的成分组成，具有铁素体平均粒径为20/mi以上、粒径lO]um以上的铁素体晶粒的体积率(以下称为"铁素体粗大化率(粒径10pm以上)")为80%以上、碳化物平均粒径为0.10/wn以上、不足2.0/mi的组织。优选铁素体平均粒径超过35/mi，粒径20/mi以上的铁素体晶粒的体积率(以下称为"铁素体粗大化率(粒径20/mi以上)")为80%以上，碳化物平均粒径为0.10/mi以上、不足2.0]imi。这些是本发明最重要的技术特征。通过这样规定成分组成和金属组织(铁素体平均粒径、铁素体粗大化率)、碳化物的形状(碳化物平均粒径)，满足所有条件，可以在确保淬火性的同时，得到极软的高碳热轧钢板。另外，上述极软高碳热轧钢板可以如下制造粗轧具有后述组成的钢后，进行最终道次的轧制率设为10%以上、且终轧温度设为(Ar3-20)'C以上的终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过120°C/秒的冷却速度一次冷却至60(TC以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在60(TC以下的温度后，在58(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680'C以上、Ad相变点以下的温度下球化退火。而且，在具有上述优选的组织的极软高碳热轧钢板的情况下，可以如下工序制造粗轧具有后述组成的钢，然后，将最终2道次的轧制率分别设为10%以上(优选13%以上)、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+150rC以下的温度范围内进行终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过12(TC/秒的冷却速度一次冷却至60(TC以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在60(TC以下的温度后，在580'C以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ad相变点以下的温度下，并且在均热时间为20小时以上的条件下，进行球化退火。这样，通过整体控制热终轧、一次冷却、二次冷却、巻取、以及退火的制造条件，达到本发明的目的。以下对本发明进行详细说明。首先，本发明中钢的化学成分的限定原因如下。(1)C:0.20.7%C是碳钢中最基本的合金元素。根据其含量不同，淬火硬度及退火状态下的碳化物量变化较大。当钢中的C含量不足0.2。/。时，热轧后的组织中，先共析铁素体的产生变得明显，退火后不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能稳定地软化。并且，在应用于汽车用零件等方面，不能得到充分的淬火硬度。另一方面，当(3含量超过0.7%时，热轧后的韧性降低，从而钢带的制造性、处理变差，同时，应用于加工度高的零件变得困难。因此，从提供兼具适度的淬火硬度和加工性的钢板的观点出发，将C含量设为0.2。/。以上、0.7%以下，优选为0.2%以上、0.5%以下。(2)Si:0.011.0%Si是使淬火性提高的元素。Si含量不足0.01%时，淬火时的硬度不足。另一方面，当Si含量超过1.0%时，由于固溶强化，铁素体硬化，加工性变差。而且碳化物石墨化，存在阻碍淬火性的倾向。因此，从提供兼具适度的淬火硬度和加工性的钢板的观点出发，将Si含量设为Q.01o/o以上、1.0%以下，优选为0,01%以上、0.8%以下。(3)Mn:0.11.0%Mn与Si—样，是使淬火性提高的元素。而且，使S固定成为MnS，是防止板坯热裂的重要元素。当Mn含量不足0.1%时，不能充分发挥其效果，而且淬火性大幅降低。另一方面，当Mn含量超过1.0%时，则由于固溶强化，铁素体硬化，导致加工性变差。因此，从提供兼具适度的淬火硬度和加工性的钢板的观点出发，将Mn含量设为0.1%以上、1.0%以下，优选为0.1%以上、0.8%以下。(4)P:0.03%以下由于P在晶界中偏析，使延展性和韧性变差，因此将P含量设为0.03°/。以下，优选为0.02%以下。(5)S:0,035%以下由于S与Mn形成MnS而使加工性及淬火后的韧性变差，因此是必须减少的元素，优选含量少的情况。但是，由于S含量可以允许达到0.035%，因此将S含量设在0.035G/o以下，优选为0.030%以下。(6)Al:008%以下由于当过量添加Al时，A1N大量析出，使淬火性降低，因此将Al含量设在0.08。/。以下，优选为0.06%以下。(7)N:0.01%以下由于在过量含有N的情况下，导致延展性降低，因此将N含量设在0.01%以下。通过上述添加元素可以得到本发明钢的作为目的的特性，但除了上述添加元素，也可以添加B、Cr中的一种或两种。添加这些元素时优选的范围如下，可以添加B、Cr中的任意一种，但更优选B、Cr两个都添加。(8)B:0.00100.0050%B是抑制热轧后冷却中的先共析铁素体的产生、在退火后形成均匀的粗大铁素体晶粒的重要元素。但是，当B含量不足0.0010。/。时，存在不能得到充分的效果的情况。另一方面，当超过0.0050%时，在效果饱和的同时，存在热轧的负荷变高、操作性降低的情况。因此，在添加的情况下，B含量优选为0.0010%以上、0.0050%以下。(9)Cr:0.005%0.30%Cr是抑制热轧后冷却中的先共析铁素体的产生、在退火后形成均匀的粗大铁素体晶粒的重要元素。但是，当0"含量不足0.005%时，有不能得到充分的效果的情况。另一方面，当超过0.30%时，在抑制先共析铁素体产生的效果饱和的同时，成本增加。因此，添加的情况下，将Cr含量设为0.005%以上、0.30%以下。优选为0.05%以上、0.30%以下。另外，为了得到更好的抑制先共析铁素体产生的效果，优选同时添加B和Cr，这种情况下，更加优选将B设为0.0010°/。以上、0.0050%以下，将Cr设为0.05%以上、0.30%以下。而且，为了进一步抑制热轧冷却时的先共析铁素体的产生，使淬火性提高，也可以根据需要添加Mo、Ti、Nb中的l种或2种以上。这种情况下，当添加量分别为Mo不足0.005%、Ti不足0.005%、Nb不足0.005%时，不能得到充分的添加效果。另一方面，当Mo超过0.5。/。、Ti超过0.05。/。、Nb超过0.1。/。时，效果饱和，成本增加，进而由于固溶强化、析出强化等导致强度大幅上升，加工性变差。因此，当添加Mo、Ti、Nt中的1种或2种以上时，将Mo设为0.005%以上、0.5%以下，将Ti设为0.005%以上、0.05%以下，将Nb设为0.005%以上、0.1以下。另外，上述以外的余量由Fe和不可避免的杂质组成。作为不可避免的杂质，例如，由于O形成非金属夹杂物，给质量带来不良影响，故优选减少到0.003%以下。而且，本发明中，作为不妨碍本发明的作用效果的微量元素，也可以含有0.1。/。以下范围的Cu、Ni、W、V、Zr、Sn、Sb。下面对本发明的极软高碳热轧钢板的组织进行说明。(1)铁素体平均粒径20/mi以上铁素体平均粒径是影响硬度的重要因素，通过使铁素体晶粒粗大化，能够使钢板软化。即，通过将铁素体平均粒径设为20/mi以上，钢板变得极软，能得到优良的加工性。而且，通过将铁素体平均粒径设为超过35pm，钢板变得更为极软，能得到更加优良的加工性。因此，将铁素体的平均粒径设为20pm以上，优选设为超过35/mi，更优选设为50/mi以上。(2)铁素体粗大化率(粒径10/mi以上或粒径20/mi以上的铁素体晶粒的体积率)80%以上铁素体晶粒越粗大则越软化，但是，为了使软化稳定，优选粒径在规定值以上的粗大的铁素体晶粒的所占比率较高。因此，定义粒径10/mi以上或粒径20/mi以上的铁素体晶粒的体积率为铁素体粗大化率，本发明中，将该铁素体粗大化率设为80%以上。当铁素体粗大化率不足80%时，由于成为混晶组织，因此不能实现稳定的软化。因此，为了达到稳定的软化，将铁素体粗大化率设为80%以上，优选设为85%以上。而且，从软化的观点出发，优选铁素体晶粒粗大，将粒径10/mi以上、优选粒径20/mi以上的铁素体粗大化率设为80%以上。另外，铁素体粗大化率可以如下求得在钢板截面的金属组织观察(约200倍、IO个视野以上)中，求出粒径在规定值以上的粗大的铁素体晶粒与粒径不足规定值的铁素体晶粒的面积比，将其看作体积率。而且，粗大的铁素体晶粒及铁素体粗大化率在80%以上的钢板，如后述所示，可以通过控制终轧时的轧制率和温度得到。具体来说，铁素体平均粒径为20Aim以上、铁素体粗大化率(粒径10/mi以上)为80%以上的钢板，可以通过在10%以上的最终道次轧制率、且(Ar3-20)。C以上的温度下进行终轧而得到。当将最终道次的轧制率设为10%以上时，晶粒长大驱动力增大，铁素体晶粒均匀地粗大化。而且，铁素体平均粒径超过35/mi、铁素体粗大化率(粒径20jum以上)为80%以上的钢板，可以通过将最终2道次的轧制率分别设为10%以上(优选为13%以上、不足40%)、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+150)°C以下(优选(Ar3-20)。C以上、(Ar3+100)。C以下)的温度范围内进行终轧而得到。当最终2道次的轧制率分别设为10%以上(优选为13%以上、不足40%)时，原奥氏体晶粒内被导入多个剪切带，相变的成核点增大。因此，构成贝氏体组织的板条状的铁素体晶粒变得微细，以极高的晶界能作为驱动力，铁素体均匀地粗大化。(3)碳化物平均粒径0.10/mi以上、不足2.0pcm由于碳化物平均粒径对一般加工性、冲裁加工性及加工后的热处理阶段中的淬火强度有很大影响，因此是重要的因素。当碳化物变得微细时，加工后的热处理阶段中，碳化物易于溶解，能够确保稳定的淬火硬度，但是，当碳化物平均粒径不足0.10/im时，随着硬度升高，加工性变差。另一方面，加工性随着碳化物平均粒径的增加而提高，但是，当变为2.0^mi以上时，在加工后的热处理阶段中，碳化物变得难以溶解，淬火强度降低。由此，将碳化物平均粒径设为0.10/mi以上、不足2.0jtmi。另外，碳化物平均粒径能通过后述的制造条件，特别是热轧后的一次冷却停止温度、二次冷却保持温度、巻取温度、还有退火条件来控制。接下来，对本发明的极软高碳热轧钢板的制造方法进行说明。本发明的高碳热轧钢板可以如下得到将调整到上述化学成分范围内的钢粗轧，在所希望的轧制率及温度下进行终轧，然后，在所希望的冷却条件下冷却、巻取，酸洗后，通过箱型退火法进行所希望的球化退火。以下对这些进行详细说明。(1)终轧的轧制率及温度(轧制温度)当最终道次轧制率设为10%以上时，原奥氏体晶粒内被导入多个剪切带，相变的成核点增大。因此，构成贝氏体的板条状的铁素体晶粒变得微细，球化退火时，以较高的晶界能作为驱动力，可以得到铁素体平均粒径为20/xm以上、且铁素体粗大化率(粒径10pm以上)为80%以上的均匀粗大铁素体晶粒组织。另一方面，当最终道次轧制率不足10%时，由于板条状铁素体晶粒变得粗大，晶粒长大驱动力不足，退火后，不能得到铁素体平均粒径为20Mm以上、且铁素体粗大化率(粒径10/xm以上)为80%以上的铁素体晶粒组织，不能实现稳定的软化。从以上原因出发，将最终道次轧制率设为10%以上，从均匀粗大化的观点出发，优选设为13%以上，更优选设为18%以上。另一方面，当最终道次的轧制率为40%以上时，由于轧制负荷增大，故优选将最终道次轧制率的上限设为不足40%。当钢的热轧时的终轧温度(最终道次的轧制温度)为不足(Ar3-20)'C时，部分地发生铁素体相变，先共析铁素体晶粒增加，因此，球化退火后变成混晶铁素体组织，不能得到铁素体平均粒径为以上、且铁素体粗大化率(粒径10pm以上)为80%以上的铁素体晶粒组织，不能实现稳定的软化。因此，将终轧温度设为(Ar3-20)'C以上。根据以上情况，将上述最终道次的轧制率设为10%以上，终轧温度设为(Ar3-20)。C以上。进而，当除了上述最终道次的轧制率，将最终前道次的终轧率也设为10%以上时，由于变形累积效果，原奥氏体晶粒内被导入多个剪切带，相变的成核点增大。其结果为，构成贝氏体的板条状铁素体晶粒变得微细，球化退火时，以较高的晶界能作为驱动力，可以得到铁素体平均粒径超过35/mi、且铁素体粗大化率(粒径20/mi以上)为80%以上的均匀粗大铁素体晶粒组织。另一方面，当最终道次和最终前道次(以下将最终道次和最终前道次合称为最终2道次)的轧制率分别不足10%时，由于板条状铁素体晶粒变得粗大，晶粒长大驱动力不足，退火后不能得到铁素体平均粒径超过35Mm、且铁素体粗大化率(粒径20/mi以上)为80。/。以上的铁素体晶粒组织，不能实现稳定软化。从以上原因出发，优选将最终2道次的轧制率分别设为10%以上，为了更加均匀地粗大化，更优选将最终2道次的轧制率分别设为13%以上，进而设为18%以上。另一方面，当最终2道次的轧制率分别为40%以上时，由于轧制负荷增大，优选将最终2道次的轧制率的上限分别设为不足40%。而且，通过将最终2道次的终轧温度在(Ar3-20)'C以上、(Ar3+150)。C以下的温度范围中进行，变形累积效果变为最大，球化退火时，可以得到铁素体平均粒径超过35prn、且铁素体粗大化率(粒径20/mi)为80%以上的均匀粗大铁素体晶粒组织。当终轧最终2道次轧制温度不足(Ar3-20)'C时，部分地发生铁素体相变，先共析铁素体晶粒增加，因此，球化退火后成为混晶铁素体组织，退火后，不能得到铁素体平均粒径超过35/rni、且铁素体粗大化率(粒径为80%以上的铁素体晶粒组织，不能实现更进一步的稳定的软化。另一方面，当终轧最终2道次轧制温度超过(Ar3+150)'C时，由于变形的恢复，变形累积效果不足，退火后，有不能得到铁素体平均粒径超过35/mi、且铁素体粗大化率(粒径20/mi)为80%以上的铁素体晶粒组织，不能实现更进一步的稳定的软化的情况。从以上的原因出发，优选将终轧最终2道次轧制的温度范围设为(Ar3-20)'C以上、(Ar3+150)°C以下，更优选为(Ar3-20)。C以上、(Ar3+100)。C以下。根据以上情况，在终轧中，优选最终2道次的轧制率分别为10%以上，更优选为13%以上，优选温度范围为(Ar3-20)'C以上、(Ar3+150)。C以下，更优选为(Arr20)。C以上、(Ar3+100)。C以下。另外，Ar3相变点rc)能用下式(1)计算出。Ar3=910-310C-80Mn-15Cr-80Mo(1)其中，式中的元素符号表示各个元素的含量(质量％)。(2)—次冷却速度终轧后2秒以内超过12(TC/秒的冷却速度当热轧后的一次冷却方法为缓冷时，奥氏体的过冷度小，先共析铁素体大量产生。当冷却速度在120'C/秒以下时，先共析铁素体的产生显著，退火后碳化物分散不均匀，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软化。因此，将热轧后的一次冷却的冷却速度设为超过120。C/秒。优选为20(TC/秒以上，更优选为30(TC/秒以上。另外，冷却速度的上限没有特别限制，但是，例如，当假设板厚为3.0mm时，从现有设备上的能力考虑使其为70(TC/秒。而且，当从终轧到冷却开始的时间超过2秒时，由于奥氏体晶粒再结晶，故不能得到变形累积效果，退火时的晶粒长大驱动力不足，退火后不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软化。因此，将从终轧到冷却开始的时间设为2秒以内。另外，为了抑制奥氏体晶粒的再结晶，确保变形累积效果及退火时的高晶粒长大驱动力稳定，优选从终轧到冷却开始的时间为1.5秒以内，更优选1.0秒以内。(3)—次冷却停止温度60(TC以下当热轧后的一次冷却停止温度超过600'C时，先共析铁素体大量产生。因此，退火后碳化物分散不均匀，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软化。因此，为了在热轧后得到稳定的贝氏体组织，将热轧后的一次冷却停止温度设为60(TC以下，优选设为58(TC以下，更优选设为55(TC以下。另外，下限温度没有特别规定，但是，由于温度越低，板形状越差，故优选为30(TC以上。(4)二次冷却保持温度60(TC以下高碳钢板的情况下，一次冷却后，随着先共析铁素体相变、珠光体相变、贝氏体相变，钢板温度有可能升高，即使一次冷却停止温度在60(TC以下，当从一次冷却结束到巻取为止的温度上升时，先共析铁素体产生。因此，退火后碳化物分散不均匀，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软化。因此，通过二次冷却控制从一次冷却结束到巻取为止的温度很重要，通过二次冷却，使从一次冷却结束到巻取为止保持在60(TC以下的温度，优选以58(TC以下、更优选以550'C以下的温度保持。另外，此时的二次冷却可以利用层流冷却等进行。(5)巻取温度580'C以下当冷却后的巻取温度超过58CTC时，构成贝氏体的板条状铁素体晶粒稍稍变得粗大，退火时的晶粒长大驱动力不足，不能得到稳定的粗大铁素体晶粒组织，不能实现软化。另一方面，通过将冷却后的巻取温度设为580。C以下，板条状铁素体晶粒变得微细，退火时以高晶界能作为驱动力，可以得到稳定的粗大铁素体晶粒组织。因此，将巻取温度设为58(TC以下，优选设为55(TC以下，更优选设为530'C以下。另外，巻取温度的下限没有特别的规定，但是，由于温度越变低，钢板的形状越差，故优选设为20(TC以上。(6)酸洗实施在巻取后的热轧钢板进行球化退火前，为了除去锈皮，实施酸洗。酸洗可以根据通常的方法进行。(7)球化退火在68(TC以上、ACl相变点以下的温度下箱型退火酸洗热轧钢板后，为了使铁素体晶粒充分粗大化的同时球化碳化物，进行退火。球化退火大致分为(1)加热到刚超过Ad的温度后缓冷的方法；(2)于刚低于Aq温度下长时间保持的方法；(3)在刚超过及刚低于Aq的温度下，反复加热、冷却的方法。其中，本发明中，根据上述(2)的方法，同时以铁素体晶粒的晶粒长大和碳化物的球化为目的。因此，由于球化退火时间长，故选择箱型退火。当退火温度不足68(TC时，铁素体晶粒的粗大化及碳化物的球化均不充分，没有充分软化，因此加工性变差。另一方面，当退火温度超过Ad相变点时，部分奥氏体化，在冷却中再次形成珠光体，因此同样导致加工性变差。根据以上情况，将球化退火的退火温度设为68(TC以上、Ac!相变点以下。另外，为了稳定得到铁素体平均粒径超过35/xm、且铁素体粗大化率(粒径20/mi以上)为SO。/。以上的铁素体晶粒组织，退火时间优选设为2o小时以上，更优选设为4o小时以上。另外，Ad相变点rc)可以用下式(2)计算出。Aq二754.83國32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr+4.51Mo(2)其中，式中的元素符号表示各个元素的含量(质量％)。根据上述，可以得到本发明的极软高碳热轧钢板。另外，在本发明的高碳钢的成分调整中，可以使用转炉或电炉中的任何一种。将这样进行了成分调整后的高碳钢通过造坯-开坯轧制或连铸，制成作为钢原材的钢板坯。对该钢板坯进行热轧，但是，为了避免由于产生锈皮而导致的表面状态变差，优选将那时的板坯加热温度设为130(TC以下。而且，连铸板坯也可以直接或以抑制温度降低为目边保温边轧制地进行直接轧制。而且，热轧时也可以省略粗轧，进行终轧。为了确保终轧温度，热轧中，也可以利用板带加热器(braheater)等加热装置进行轧制材料的加热。而且，为了促进球化或降低硬度，巻取后也可以使用缓冷罩等装置使巻材保温。退火后，根据需要进行表面光轧。因为该表面光轧对淬火性没有影响，所以对其条件没有特别限制。这样得到的高碳热轧钢板，在保持淬火性的同时，极软且具有优良的加工性，其原因如下。成为加工性指标的硬度，受铁素体平均粒径影响较大，当铁素体粒径均匀且粗大时，变软且加工性提高。而且，关于淬火性，碳化物平均粒径有较大影响。当碳化物粗大时，淬火前的固溶处理时，易残留未固溶碳化物，淬火硬度降低。从以上问题出发，通过规定成分组成和金属组织(铁素体平均粒径、铁素体粗大化率)、碳化物的形状(碳化物平均粒径)，满足所有条件，能在确保淬火性的同时，得到极软高碳热轧钢板。实施例1连铸含有表l所示化学成分的钢，加热得到的板坯到125(TC，在表2所示的条件下，进行热轧及退火，制造板厚3.0mm的热轧钢板。然后，从如上得到的热轧钢板取样，测定铁素体平均粒径、铁素体粗大化率、碳化物平均粒径，测定原材硬度用于性能评价。各测定方法及条件如下所述。<铁素体平均粒径>由样品的板厚截面上的光学显微镜组织，根据JISG0552所述的切断法进行测定。另外，平均粒径取3000个以上铁素体晶粒的平均值。<铁素体粗大化率〉研磨、腐蚀样品的板厚截面，之后，用光学显微镜进行微组织观察，铁素体粒径由10/mi(或20/mi)以上的晶粒与不足10/mi(或20/mi)的晶粒的面积比求得。其中，铁素体粗大化率是在约200倍下进行10个视野以上的组织观察而求得的平均值。<碳化物平均粒径〉研磨、腐蚀样品的板厚截面，之后，在扫描电子显微镜中，对微组织进行拍照，进行碳化物粒径的测定。另外，平均粒径为碳化物总数为500个以上的平均值。<原材硬度〉样品的剖面抛光完成后，在荷重500gf的条件下，在表层及板厚中央部测定5点的维氏硬度(Hv)，求得平均值。根据以上的测定，所得结果如表3所示。在表3中，钢板No.l15的制造条件符合本发明范围，是具有铁素体平均粒径为20/mi以上、铁素体粗大化率(粒径10/mi以上)为80%以上、碳化物平均粒径为0.10/mi以上、不足2.0/mi的组织的本发明例。可知在本发明例中，原材硬度低，表层与板厚中央部的原材硬度差也较小，可以得到稳定软化的高碳热轧钢板。另一方面，钢板No.1623是制造条件不符合本发明范围的比较例，钢板No.24是钢成分不符合本发明范围的比较例。钢板No.1624的铁素体平均粒径不足20pm且铁素体粗大化率(粒径以上)不足80%，在本发明的范围之外。其结果为，钢板No.1619、21、23中，在表层与板厚中央部的原材硬度差为15分以上，材质参差不齐的程度大，加工性差。而且，可知由于钢板No.20、22、24的铁素体粗大化率(粒径10/mi以上)明显较低，且铁素体晶粒平均粒径在本发明范围之外，因此，原材硬度高，加工性及金属模具寿命降低。实施例2连铸具有表4所示化学成分的钢，所得板坯加热到1250°C，在表5所示条件下，进行热轧及退火，制造板厚3.0mm的热轧钢板。然后，从如上得到的热轧钢板取样，测定铁素体平均粒径、铁素体粗大化率、碳化物平均粒径，测定原材硬度用于性能评价。各测定方法及条件与实施例1相同。根据以上的测定，所得结果如表6所示。在表6中，可知钢板No.2534的本发明例，原材硬度低，表层与板厚中央部的原材硬度差也较小，得到了稳定软化的高碳热轧钢板。另一方面，钢板No.35是钢成分不符合本发明范围的比较例。钢板No.35中，表层与板厚中央部的原材硬度差较大，材质参差不齐的程度大，加工性差。实施例3连铸具有表1所示化学成分的钢，所得板坯加热到125(TC，在表7所示条件下，进行热轧及退火，制造板厚3.0mm的热轧钢板。另外，最终前道次的轧制温度，无论何种情况，均为最终道次的轧制温度+20+30°C。然后，从如上得到的热轧钢板取样，测定铁素体平均粒径、铁素体粗大化率、碳化物平均粒径，测定原材硬度用于性能评价。各测定方法及条件与实施例l相同。根据以上的测定，所得结果如表8所示。在表8中，钢板No.3650的制造条件符合本发明，是具有铁素体平均粒径超过35/mi、铁素体粗大化率(粒径20/mi以上)为80%以上、碳化物平均粒径为0.10Mm以上、不足2.0ium的组织的本发明例。可知在本发明例中，原材硬度更低，表层与板厚中央部的原材硬度差也较小，可以得到稳定软化的高碳热轧钢板。另一方面，钢板No.5158是制造条件不符合本发明范围的比较例，钢板No.59是钢成分不符合本发明范围的比较例。钢板No.5159的铁素体平均粒径在35/mi以下，并且铁素体粗大化率(粒径20nmi以上)不足80%，在本发明的范围之外。其结果为，钢板No.5154、56、58，表层与板厚中央部的原材硬度差(AHv)为20分以上，材质参差不齐程度的大，加工性变差。而且，可知由于钢板No.55、57、59的铁素体晶粒的粗大化率明显较低，铁素体平均粒径在本发明范围之外，因此，原材硬度高，加工性及金属模具寿命降低。实施例4连铸具有表4的钢No.IM所示化学成分的钢，所得板坯加热到1250°C，在表9所示条件下，进行热轧及退火，制造板厚3.0mm的热轧钢板。另外，最终前道次的轧制温度，无论何种情况，均为最终道次的轧制温度+20+3(TC。然后，从如上得到的热轧钢板取样，测定铁素体平均粒径、铁素体粗大化率、碳化物平均粒径，测定原材硬度用于性能评价。各测定方法及条件与实施例l相同。根据以上的测定，所得结果如表10所示。在表10中，钢板No.6073的制造条件符合本发明，是具有铁素体平均粒径超过35/wn、铁素体粗大化率(粒径20/mi以上)为80%以上、碳化物平均粒径为0.10/mi以上、不足2.0/xm的组织的本发明例。可知在本发明例中，原材硬度更低，表层与板厚中央部的原材硬度差也较小，可以得到稳定软化的高碳热轧钢板。但是，由于钢板No.65的终轧温度超过了优选范围(Ar3+10(TC)，故铁素体平均粒径比其他的本发明例小，表层与板厚中央部的原材硬度差稍稍变大。另一方面，钢板No.7480是制造条件不符合本发明范围的比较例，钢板No.7477、79、80的铁素体平均粒径在35Mm以下，而且，钢板No.7480的铁素体粗大化率(粒径20/mi以上)均不足80%。因此，原材硬度较高，或表层与板厚中央部的原材硬度差(AHv)变为20分以上，材质参差不齐的程度大，加工性差。产业上的利用可能性通过使用本发明的极软高碳热轧钢板，能够在低负荷下简单地加工以齿轮为代表的变速器零件等复杂形状的零件，因此，以工具或汽车零件为中心，在多种用途中的使用成为了可能。<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table>表9<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>表IO<table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table>权利要求1.一种极软高碳热轧钢板，其特征在于，按质量％计，含有C0.2～0.7％、Si0.01～1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.03％以下、S0.035％以下、Al0.08％以下、N0.01％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成，具有铁素体平均粒径为20μm以上、粒径10μm以上的铁素体晶粒的体积率在80％以上、碳化物平均粒径为0.10μm以上且不足2.0μm的组织。2.—种极软高碳热轧钢板，其特征在于，按质量％计，含有C:0.20.7%、Si:0.011.0%、Mn:0.11.0%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成，具有铁素体平均粒径超过35/mi、粒径20/mi以上的铁素体晶粒的体积率在80%以上、碳化物平均粒径为0.10/mi以上且不足2.0/rni的组3.根据权利要求1或2所述的极软高碳热轧钢板，其中，按质量%计，还含有B:0.00100.0050%、Cr:0.0050.30%中的1种或2种。4.根据权利要求1或2所述的极软高碳热轧钢板，其中，按质量%计，还含有B:0.00100.0050%、Cr:0.050.30%。5.根据权利要求1至4中任一项所述的极软高碳热轧钢板，其中，按质量％计，还含有Mo:0.0050.5%、Ti:0.0050.05%、Nb:0.0050.1%中的1种或2种以上。6.将具有如权利要求l、3、4、5中任一项所述组成的钢粗轧后，6.—种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如权利要求l、3、4、5中任一项所述组成的钢粗轧后，进行将最终道次的轧制率设为10%以上、且将终轧温度设为(Ar3-20)。C以上的终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过12(TC/秒的冷却速度一次冷却至600'C以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在60(TC以下的温度后，在58(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680。C以上、Ad相变点以下的温度下球化退火。7.—种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如权利要求l、3、4、5中任一项所述组成的钢粗轧后，进行将最终道次的轧制率设为10%以上、且将终轧温度设为(Ar3-20)"C以上的终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过12(TC/秒的冷却速度一次冷却至550'C以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在55(TC以下的温度后，在53(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ac,相变点以下的温度下球化退火。8.—种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如权利要求2至5中任一项所述组成的钢粗轧后，将最终2道次的轧制率分别设为10%以上、并且在(Ar3-20)r以上、(Ar3+150)。C以下的温度范围内进行终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过12(TC/秒的冷却速度一次冷却至60(TC以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在60(TC以下的温度后，在58(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Aci相变点以下的温度下，并且使均热时间为20小时以上的条件下，进行球化退火。9.一种极软高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有如权利要求2至5中任一项所述组成的钢粗轧后，将最终2道次的轧制率分别设在10%以上、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+100)。C以下的温度范围内进行终轧，然后，在终轧后2秒以内，以超过12(TC/秒的冷却速度一次冷却至550'C以下的冷却停止温度，然后，通过二次冷却保持在55(TC以下的温度后，在53(TC以下的温度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680。C以上、Ad相变点以下的温度下，并且使均热时间在20小时以上的条件下，进行球化退火。全文摘要本发明提供一种极软高碳热轧钢板。该极软高碳热轧钢板含有C0.2～0.7％、Si0.01～1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.03％以下、S0.035％以下、Al0.08％以下、N0.01％以下，或者还含有B0.0010～0.0050％、Cr0.05～0.30％，余量由Fe和不可避免的杂质组成。组织如下铁素体平均粒径在20μm以上，粒径10μm以上的铁素体晶粒的体积率在80％以上，碳化物平均粒径为0.10μm以上、不足2.0μm。而且，该钢板如下制造粗轧后，在最终道次的轧制率为10％以上、终轧温度为(Ar₃-20℃)以上的条件下进行终轧，在终轧后2秒以内，以超过120℃/秒的冷却速度进行一次冷却至600℃以下的冷却停止温度，通过二次冷却保持在600℃以下的温度后，在580℃以下的温度下卷取，酸洗后，在680℃以上、Ac₁相变点以下的温度下球化退火。文档编号C22C38/00GK101213317SQ20068002120公开日2008年7月2日申请日期2006年9月19日优先权日2005年10月5日发明者三塚贤一,上冈悟史,中村展之,木村英之,藤田毅,青木直也申请人:杰富意钢铁株式会社