專利名稱：：高碳熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及高碳熱軋鋼板及其制造方法，特別涉及在寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
：工具或汽車部件(齒輪、變速器)等中使用的高碳鋼板在沖裁成形后，實(shí)施淬火回火等熱處理。近年來，工具、部件制造者，即高碳鋼板的使用者，為了降低成本，正在研究從過去的鑄造材料的利用切割加工、熱鍛的部件加工到利用鋼板的沖壓成形(包含冷鍛)的加工的工序的簡化。與此同時，對于作為原材的高碳鋼板，強(qiáng)烈期望其具有淬透性以及加工成復(fù)雜形狀的穩(wěn)定性。并且，從沖壓機(jī)及模具的維持管理的觀點(diǎn)出發(fā)，強(qiáng)烈要求原材特性的穩(wěn)定性?；谌缟犀F(xiàn)狀，對于高碳鋼板的材質(zhì)均質(zhì)化，研究了幾個技術(shù)。例如，專利文獻(xiàn)1中提出了，在熱軋后，以規(guī)定的加熱速度加熱成鐵素體-奧氏體的兩相區(qū)域、再以規(guī)定的冷卻速度進(jìn)行退火處理的高碳鋼帶的制造方法。該技術(shù)中，使高碳鋼帶在Acl點(diǎn)以上的鐵素體-奧氏體的兩相區(qū)域內(nèi)退火，由此形成粗大的球化滲碳體均勻分布于鐵素體基體中的組織。具體而言，使含有C:0.2~0.8%、Si:0.03~0.30%、Mn:0.201.50%、Sol.Al:0.01~0.10%、N:0.00200.0100%、且Sol.Al/N:510的高碳鋼，熱軋、酸洗、脫氧化皮后，在由95體積％以上的氫氣和余量氮?dú)鈽?gòu)成的氣氛氣爐中，以680。C以上的溫度范圍，在加熱速度Tv(。C/小時)500x(0.01-N(%)asAlN)~2000x(0.1-N(%)asAlN)、均熱溫度TA(。C):Acl點(diǎn)222xC(。/。)2-411xC(。/。)+912、均熱時間1~20小時的條件下退火，以100'C/小時以下的冷卻速度冷卻至室溫。例如，專利文獻(xiàn)2中提出了，對于含有C:0.1~0.8質(zhì)量％、S:0.01質(zhì)量％以下的熱軋鋼板，在Acl-5(TC小于Acl的溫度范圍內(nèi)，進(jìn)行保持0.5小時以上的第1階段的加熱之后，連續(xù)進(jìn)行在AclAcl+10(TC的溫度范圍內(nèi)保持0.5~20小時的第2階段的加熱以及在Acl-5(TCAcl的溫度范圍內(nèi)保持220小時的第3階段的加熱，并且，使從第2階段的保持溫度到第3階段的保持溫度的冷卻速度為530。C/小時的制造方法。即，在專利文獻(xiàn)2中，通過這樣實(shí)施3階段退火，希望得到鐵素體的平均粒徑為20pm以上的高碳鋼板。例如，在專利文獻(xiàn)3中提出了，對含有0.20.7質(zhì)量n/。的C的鋼進(jìn)行熱軋，控制為具有體積率超過70%的貝氏體的組織之后，進(jìn)行退火，使鐵素體晶粒均勻地粗大化，從而實(shí)現(xiàn)極軟質(zhì)化的方法。該技術(shù)的特征在于，在(Ar3相變點(diǎn)-2(TC)以上的終軋溫度下進(jìn)行熱軋后，以超過12(TC/秒的冷卻速度且在55(TC以下的冷卻結(jié)束溫度下進(jìn)行冷卻，然后，在50(TC以下的巻取溫度下巻取，酸洗后，在64(TC以上、Acl相變點(diǎn)以下的退火溫度下退火。專利文獻(xiàn)l:日本特開平9-157758號公報專利文獻(xiàn)2:日本特開平11-80884號公報專利文獻(xiàn)3:日本特開2003-73742號公報但是，上述技術(shù)中存在以下問題。專利文獻(xiàn)1所記載的技術(shù)，雖然通過將高碳鋼帶在Acl點(diǎn)以上的鐵素體-奧氏體的兩相區(qū)域內(nèi)退火而得到粗大的球化滲碳體，但是這樣的粗大滲碳體是難以使淬透性、加工性穩(wěn)定化的組織。專利文獻(xiàn)2所記載的技術(shù)中，由于退火工序復(fù)雜，因此在設(shè)想實(shí)際操作時，生產(chǎn)率變差，成本增加。并且，在專利文獻(xiàn)3所記載的技術(shù)中，通過將含有體積率超過70%的貝氏體的熱軋鋼板球化退火，使鐵素體粒徑粗大化，從而使其極軟質(zhì)化，但是在(Ar3相變點(diǎn)-2(TC)以上的終軋溫度下進(jìn)行熱軋后，由于在超過12(TC/秒的冷卻速度下急冷，因此冷卻后產(chǎn)生相變放熱，溫度升高，存在熱軋鋼板組織的穩(wěn)定性差的問題。并且，對于球化退火后的硬度，也只能以洛氏硬度B標(biāo)尺硬度(HRB)評價樣品的板面，并且由于球化退火后粗大的鐵素體晶粒不在板厚方向上均勻地形成，容易發(fā)生材質(zhì)的不均，因而不能得到穩(wěn)定的軟質(zhì)化。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于相關(guān)情況，目的在于提供不需要復(fù)雜的制造工序、淬透性、沖壓成形性穩(wěn)定，寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板及其制造方法。特別是以鋼板邊緣附近的組織穩(wěn)定化為目標(biāo)。本發(fā)明人對成分組成、顯微組織及制造條件對高碳鋼板的寬度方向的均質(zhì)性的影響進(jìn)行了專心研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)為了得到優(yōu)良的寬度方向的均質(zhì)性，規(guī)定鋼板的整個寬度的鐵素體平均粒徑和碳化物平均粒徑是重要的。并且，可知通過將鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑、比鋼板邊緣部分更靠近中央部分的鐵素體平均粒徑及碳化物平均粒徑分別控制在合適的范圍內(nèi)，能確保淬透性、沖壓成形性穩(wěn)定，并得到寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。并且，本發(fā)明中，基于上述見解，對用于控制上述組織的制造方法進(jìn)行了研究，確立了寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板的制造方法。本發(fā)明基于以上的見解而進(jìn)行，其要點(diǎn)如下。一種高碳熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有C:0.20.7%、Si:0.01~1.0%、Mn:0.1~1.0%、P:0.03。/o以下、S:0.035。/o以下、Al:0.08。/。以下、N:0.01。/。以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且具有鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于35pm、比所述鋼板邊緣部分更靠近中央部分的鐵素體平均粒徑小于20|im、碳化物平均粒徑為0.10pm以上且小于2.0pm的組織。其中，鋼板邊緣部分是指熱軋時的鋼板寬度方向上距兩側(cè)25~75mm的區(qū)域。所述的高碳熱軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有Mo:0.005~0.5%、Ti:0.005~0.05%、Nb:0.0050.1。/o的一種或兩種以上?！N制造高碳熱軋鋼板的方法，其特征在于，將具有上述[l]或[2]中任一項(xiàng)所述組成的鋼粗軋之后，在高于(Ar3+4CTC)的終軋溫度下進(jìn)行終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以大于12(TC/秒的冷卻速度冷卻至高于55(TC、低于650。C的冷卻結(jié)束溫度，接著，在55(TC以下的溫度下進(jìn)行巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在67(TC以上、Acl相變點(diǎn)以下的溫度下進(jìn)行球化退火。另外，本說明書中，表示鋼的成分的％均為質(zhì)量％。根據(jù)本發(fā)明，能確保淬透性、沖壓成形性穩(wěn)定，并得到寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。并且，可以不使用特殊的退火條件地制造本發(fā)明的寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。其結(jié)果是可以達(dá)到高成品率，使低成本化成為可能。具體實(shí)施例方式本發(fā)明的高碳熱軋鋼板的特征在于，控制成為如下所示的成分組成，具有鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于35pm、比上述鋼板邊緣部分更靠近中央部分的鐵素體平均粒徑小于20|im、以及碳化物平均粒徑為0.10pm以上且小于2.0pm的組織。這是本發(fā)明的最重要的特征。通過這樣規(guī)定成分組成和金屬組織(通過寬度方向劃分的鐵素體平均粒徑)、碳化物的形狀(碳化物平均粒徑)，以滿足所有條件，能夠得到可以確保在包含邊緣部分的寬度方向上穩(wěn)定的淬透性、沖壓成形性的高碳熱軋鋼板。另外，這里，在本發(fā)明中，鋼板邊緣部分是指熱軋時的鋼板寬度方向上距兩側(cè)25~75mm的區(qū)域。一般來說，鋼板寬度方向上距兩側(cè)75mm的范圍容易過度冷卻，難以進(jìn)行溫度控制。因此組織的不均增大。另一方面，鋼板寬度方向上距兩側(cè)25mm的范圍一般處于品質(zhì)保證的對象以外，或是通過側(cè)邊修邊等剪切丟棄的部分。因此，本發(fā)明中，將鋼板寬度方向上距兩側(cè)2575mm的范圍稱為"鋼板邊緣部分"，目的在于改善該范圍的組織、使其接近鋼板寬度方向中央部附近的組織。并且，將具有后述組成的鋼粗軋之后，在高于(Ar3+4(TC)的終軋溫度下進(jìn)行終軋后，接著在終軋后2秒以內(nèi)，以大于120'C/秒的冷卻速度冷卻至高于550°C、低于650。C的冷卻結(jié)束溫度，然后，在550°C以下的溫度下進(jìn)行巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在67(TC以上、Acl相變點(diǎn)以下的溫度下進(jìn)行球化退火，由此制造上述寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。這樣，通過整體控制熱終軋、終軋后的冷卻、巻取及直至退火的制造條件，完成本發(fā)明的目的。以下對本發(fā)明詳細(xì)地進(jìn)行說明。首先，說明本發(fā)明的鋼的化學(xué)成分的限定原因。(l)C:0.2~0.7%C是碳鋼中最基本的合金元素。根據(jù)其含量不同，淬火硬度及退火狀態(tài)下的碳化物量有較大變化。(3含量小于0.2%的鋼，在應(yīng)用于汽車用部件等時，不能得到充分的淬火硬度。另一方面，如果C含量大于0.7%，則熱軋后的韌性降低，鋼帶的制造性、處理性變差，不能穩(wěn)定制造，并且難以低成本化。因此，從以低成本提供兼具適度的淬火硬度和沖壓成形性的鋼板的觀點(diǎn)出發(fā)，使C含量為0.2。/。以上、0.7%以下，優(yōu)選為0.2%以上、70.5%以下。(2)Si:0.01~1.0%si是使淬透性提高的元素。如果si含量小于o.oiy。，則淬火時的硬度不足。另一方面，如果Si含量大于1.0%，則由于固溶強(qiáng)化，鐵素體硬化，沖壓成形性變差。并且碳化物石墨化，存在阻礙淬透性的傾向。因此，從提供兼具適度的淬火硬度和沖壓成形性的鋼板的觀點(diǎn)出發(fā)，使Si含量為0.01%以上、1.0%以下，優(yōu)選為0.01%以上、0.8%以下。(3)Mn:0.1~1.0%Mn與Si—樣，是使淬透性提高的元素。并且，S以MnS的形式固定，是防止鋼坯熱裂的重要元素。如果Mn含量小于0.P/。，則不能充分得到上述效果，并且淬透性大幅降低。另一方面，如果Mn含量大于1.0%，則由于固溶強(qiáng)化，鐵素體硬化，導(dǎo)致沖壓成形性變差。因此，從提供兼具適度的淬火硬度和沖壓成形性的鋼板的觀點(diǎn)出發(fā)，使Mn含量為0.1。/。以上、1.0%以下，優(yōu)選為0.1%以上、0.8%以下。(4)P:0.03。/o以下由于P在晶界中偏析而使延展性和韌性變差，因此使P含量為0.03%以下，優(yōu)選為0.02%以下。(5)S:0.035。/。以下由于S與Mn形成MnS而使沖壓成形性及淬火后的韌性變差，因此是必須減少的元素，優(yōu)選其含量少。但是，由于S含量可以允許達(dá)到0.035%，因此使S含量為0.035%以下，優(yōu)選為0.030%以下。(6)Al:0.08。/。以下如果添加過量的Al，則A1N大量析出，使淬透性降低，因此使Al含量為0.08%以下，優(yōu)選為0.06%以下。8(7)N:0.01。/o以下由于含有過量N時，導(dǎo)致延展性降低，因此使N含量為0.01%以下。雖然通過以上的必須添加元素，本發(fā)明鋼能得到目標(biāo)特性，但除了上述的必須添加元素之外，為了抑制熱軋冷卻時的先共析鐵素體生成、提高淬透性，也可以根據(jù)需要添加Mo、Ti、Nb的1種或2種以上。此時，如果各自的添加量為Mo小于0.005%、Ti小于0.005%、Nb小于0.005%，則存在不能充分得到添加效果的情況。另一方面，如果Mo大于0.5%、Ti大于0.05%、Nb大于0.1%，則效果飽和，成本增加，并且由于固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化等，強(qiáng)度上升增大，因此存在加工性變差的情況。因此，添加時，使Mo為0.005%以上、0.5%以下，使Ti為0.005%以上、0.05%以下，Nb為0.005。/o以上、0.1%以下。另外，上述以外的余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì)，例如，由于O形成非金屬夾雜物，給質(zhì)量帶來不良影響，因此優(yōu)選降低到0.003%以下。并且，本發(fā)明中，作為不妨礙本發(fā)明的作用效果的微量元素，也可以含有0.1%以下范圍的Cu、Ni、W、V、Zr、Sn、Sb。下面，對本發(fā)明的寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板的組織進(jìn)行說明。(l)鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于35pm為了使寬度方向的組織均勻化，特別重要的是抑制容易過冷卻的邊緣部分處粗大晶粒的產(chǎn)生。通過抑制邊緣部分處粗大晶粒產(chǎn)生而達(dá)到組織的勻晶化，能得到優(yōu)良的沖壓成形性。即，如果鐵素體平均粒徑為35pm以上，則由于成為包含粗大晶粒的混晶組織，因此不能得到穩(wěn)定的沖壓成形性。因此，為了達(dá)到穩(wěn)定的沖壓成形性，使鐵素體平均粒徑小于35|im。9并且，為了得到穩(wěn)定的沖壓成形性，期望盡可能使與比鋼板邊緣部分更靠近中央部分(以下，稱為鋼板中央部分)的粒徑差不存在，因此優(yōu)選鋼板中央部分與鋼板邊緣部分的差為15pm以下。另外，鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于35pm的鋼板能如后所述通過控制終軋時的溫度和冷卻條件而得到。具體而言，鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于35pm的鋼板可以如下得到在粗軋后，在高于(Ar3+4(TC)的終軋溫度下進(jìn)行終軋之后，接著在終軋后2秒以內(nèi)，以大于12(TC/秒的冷卻速度冷卻至高于55(TC、低于65(TC的冷卻結(jié)束溫度。這樣，避免了粗軋后的低溫終軋，實(shí)施適當(dāng)?shù)睦鋮s條件(2秒以內(nèi)，以大于12(TC/秒的冷卻速度冷卻至高于550°C、低于65(TC的冷冷卻結(jié)束溫度)，由此，特別是能夠避免邊緣部分處頻發(fā)的粗大鐵素體晶粒的生成。(2)比鋼板邊緣部分更靠近中央部分(鋼板中央部分)的鐵素體平均粒徑小于20pm鐵素體平均粒徑是控制沖壓成形的穩(wěn)定性的重要因素。即，通過使鐵素體平均粒徑成為小于20nm的粗大晶粒少的勻晶，能得到優(yōu)良的加工性。因此，使鋼板中央部分的鐵素體平均粒徑小于20pm。另一方面，如果變成過度細(xì)的晶粒，則硬度增加，存在產(chǎn)生模具壽命降低等的可能性，因而優(yōu)選粒徑大于5|im。另外，鋼板中央部分的鐵素體平均粒徑小于20pm的鋼板能如后所述通過控制終軋時的溫度和冷卻條件而得到。具體而言，上述鋼板能如下得到在粗軋后，在高于(Ar3+4(TC)的終軋溫度下進(jìn)行終軋之后，接著在終軋后2秒以內(nèi)，以大于12(TC/秒的冷卻速度冷卻至高于550°C、低于65(TC的冷卻結(jié)束溫度。(3)碳化物平均粒徑O.lOpm以上且小于2.0pm由于碳化物平均粒徑對沖壓成形性、沖裁加工性及沖壓成形后的熱處理階段的淬火強(qiáng)度有很大影響，因此是重要的特征。如果碳化物變得微細(xì)，則在加工后的熱處理階段，碳化物易于溶解，能確保穩(wěn)定的淬火硬度，但是如果碳化物平均粒徑小于O.l(Him，則隨著硬度的升高，沖壓成形性變差。另一方面，雖然沖壓成形性隨著碳化物平均粒徑的增加而提高，但是，如果變?yōu)?.0pm以上，則在加工后的熱處理階段，碳化物變得難以溶解，淬火硬度降低。由此，使碳化物平均粒徑為0.10pm以上且小于2.0|im。另外，碳化物平均粒徑能通過后述的制造條件、特別是熱軋后的冷卻條件、巻取溫度以及退火條件進(jìn)行控制。下面，對本發(fā)明的高碳熱軋鋼板的制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明的寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板可以如下得到將調(diào)整至上述化學(xué)成分范圍內(nèi)的鋼粗軋，在所希望的終軋溫度下進(jìn)行終軋，然后，在所希望的冷卻條件下冷卻，巻取、酸洗后，通過箱型退火法進(jìn)行所希望的球化退火。下面對這些詳細(xì)地進(jìn)行說明。(l)終軋的終軋溫度(軋制溫度)如果熱軋鋼時的終軋溫度(最終道次的軋制溫度)為(Ar3+40)"C以下，則在鋼板邊緣部分出現(xiàn)原奧氏體晶粒內(nèi)被導(dǎo)入多個剪切帶的部分，相變的成核點(diǎn)增大。因此，鐵素體晶粒變得微細(xì)，球化退火時，以高的晶界能為驅(qū)動力，特別是在鋼板邊緣部分，粗大鐵素體晶粒產(chǎn)生的情況增多。因此，使終軋溫度高于(Ar3+40)t:。并且，為了更穩(wěn)定地防止粗大鐵素體晶粒的產(chǎn)生，得到更優(yōu)良的寬度方向的均質(zhì)性，優(yōu)選終軋溫度高于(Ar3+80)。C。雖然沒有特別規(guī)定終軋溫度的上限，但由于在高于IOO(TC的高溫時，容易發(fā)生氧化皮性缺陷，因此優(yōu)選在100(TC以下。由此，使熱軋鋼時的終軋溫度(最終道次的軋制溫度)高于(Ar3+40)。C。另外，Ar3相變點(diǎn)rC)可以由下式(l)算出。Ar3=910-310C-80Mn-15Cr-80Mo(1)這里，式中的元素符號表示各元素的含量(質(zhì)量％)。(2)冷卻終軋后2秒以內(nèi)大于12(TC/秒的冷卻速度如果熱軋后的冷卻方法為緩冷，則奧氏體的過冷度小，先共析鐵素體大量生成。如果冷卻速度在12(TC/秒以下，則先共析鐵素體的生成變得顯著，退火后碳化物不均勻地分散，不能得到穩(wěn)定的勻晶組織。因此，使熱軋后的冷卻速度大于120'C/秒。優(yōu)選為20(TC/秒以上。另外，雖然沒有特別限制冷卻速度的上限，但是例如，如果假設(shè)板厚為3.0mm時，從現(xiàn)有設(shè)備上的能力考慮，其上限為70(TC/秒。并且，如果從終軋到冷卻開始的時間超過2秒，則與上述相同，生成先共析鐵素體，同樣在退火后碳化物不均勻地分散，不能得到穩(wěn)定的勻晶組織。因此，使從終軋到冷卻開始的時間在2秒以內(nèi)。另外，為了組織的穩(wěn)定化，優(yōu)選從終軋到冷卻開始的時間在1.5秒以內(nèi)，更優(yōu)選在l.O秒以內(nèi)。(3)冷卻結(jié)束溫度大于550'C、小于650。C熱軋后的一次冷卻停止溫度為55(TC以下時，特別是在熱軋板階段，存在細(xì)微的貝氏體組織在溫度降低的鋼板邊緣部分處產(chǎn)生的現(xiàn)象，其在最終退火后，變?yōu)榇执箬F素體晶粒組織，不能在寬度方向上得到均質(zhì)的組織。并且，如果為65(TC以上，則在熱軋板階段變?yōu)榇执蟮蔫F素體-珠光體組織，退火后碳化物不均勻地分散，不能得到穩(wěn)定的勻晶組織。因此，使冷卻結(jié)束溫度為大于55(TC、小于65(TC。(4)巻取溫度55(TC以下冷卻后的巻取溫度大于55(TC時，鐵素體-珠光體組織的微細(xì)化不充分，最終退火后，碳化物不均勻地分散，不能得到穩(wěn)定的勻晶組織。因此，使巻取溫度為55(TC以下。另外，雖然沒有特別規(guī)定巻取溫度的下限，但由于溫度越低鋼板的形狀越差，因此優(yōu)選為20(TC以上。(5)酸洗實(shí)施在巻取后的熱軋鋼板進(jìn)行球化退火之前，實(shí)施用于除去氧化皮的酸洗。酸洗可以根據(jù)通常的方法進(jìn)行。(6)球化退火在67(TC以上Acl相變點(diǎn)以下的溫度下箱型退火酸洗熱軋鋼板后，為了使鐵素體晶粒充分地長大并且使碳化物球化而進(jìn)行退火。球化退火大致分為(l)加熱至剛超過Acl的溫度后緩冷的方法；(2)在剛低于Acl的溫度下長時間保持的方法；(3)在剛超過及剛低于Acl的溫度下，反復(fù)加熱/冷卻的方法。其中，本發(fā)明中，根據(jù)上述(2)的方法，同時以鐵素體晶粒的晶粒長大和碳化物的球化為目的。因此，由于球化退火時間長，因而選擇箱型退火。如果退火溫度小于670'C，則鐵素體晶粒的均勻化及碳化物的球化均變得不充分，無法成為充分的勻晶組織，因此加工性差。另一方面，退火溫度超過Acl相變點(diǎn)時，在鋼板邊緣部分，成為粗大晶粒容易產(chǎn)生的狀態(tài)。由此，球化退火的退火溫度為67(TC以上、Acl相變點(diǎn)以下，優(yōu)選為670。C以上、71(TC以下。另外，Acl相變點(diǎn)rC)可以由下式(2)算出。Acl=754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+4.51Mo(2)這里，式中的元素符號表示各元素的含量(質(zhì)量％)。由此，能夠得到本發(fā)明的寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。另外，本發(fā)明的高碳鋼的成分調(diào)整中，可以使用轉(zhuǎn)爐或電爐中的任意一種。將這樣進(jìn)行成分調(diào)整后的高碳鋼通過造坯-開坯軋制或連鑄，制成作為鋼原材的鋼坯。對該鋼坯進(jìn)行熱軋，此時，為了避免由于產(chǎn)生氧化皮而導(dǎo)致的表面狀態(tài)變差，優(yōu)選使鋼坯加熱溫度在130(TC以下。并且，可以將連鑄鋼坯直接或以抑制溫度降低為目的邊保溫邊軋制地進(jìn)行直接軋制。并且，可以在熱軋時省略粗軋，進(jìn)行終軋。為了確保鋼板邊緣部分的終軋溫度，熱軋中也可以利用板帶加熱器、邊緣加熱器等加熱裝置進(jìn)行軋制材料的加熱。并且，為了促進(jìn)球化或降低硬度，巻取后也可以使用緩冷罩等裝置使巻材保溫。退火后，根據(jù)需要進(jìn)行表面光軋。由于該表面光軋對淬透性沒有影響，因此對其條件沒有特別限制。這樣得到的高碳熱軋鋼板，在保持淬透性的同時，具有優(yōu)良的沖壓成形性，認(rèn)為其原因如下。作為沖壓成形性指標(biāo)的材質(zhì)的均質(zhì)性，受鐵素體平均粒徑影響較大，組織被勻晶化，并且，通過控制粗大的鐵素體粒徑的混入，提高沖壓成形性。并且，關(guān)于淬透性，碳化物平均粒徑有較大影響。碳化物粗大時，淬火前的固溶處理時，未固溶碳化物容易殘留，淬火硬度降低。從以上方面出發(fā)，通過規(guī)定成分組成和金屬組織(鐵素體平均粒徑)、碳化物的形狀(碳化物平均粒徑)，以滿足所有條件，能在確保淬透性及沖壓成形性的同時，得到寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。實(shí)施例對具有表1所示化學(xué)成分的鋼進(jìn)行連鑄，將得到的鋼坯加熱至1250°C，在表2所示的條件下進(jìn)行熱軋后，酸洗，然后，在表2所示的條件下利用箱型退火法進(jìn)行球化退火，制造板厚4.0mm的熱軋鋼板。14<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>然后，從通過上述操作得到的熱軋鋼板采集樣品，測定鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑、鋼板中央部分的鐵素體平均粒徑及碳化物平均粒徑，并測定反映這些組織的原材硬度。各測定方法及條件如下所述。<鐵素體平均粒徑>由樣品的軋制方向板厚截面上的光學(xué)顯微鏡組織，根據(jù)nsG0552(1998)"鋼的鐵素體結(jié)晶粒度試驗(yàn)方法"進(jìn)行測定。SP，根據(jù)其所記載的切斷方法求出粒度編號G，由m=2(C5+3)計算每lmr^截面面積的結(jié)晶粒的數(shù)量m,再由下式(l)求得平均結(jié)晶粒徑d。另外，平均粒徑的測定是將鐵素體晶粒切斷為3000個以上，對足夠的視野個數(shù)進(jìn)行測定，并取各視野的粒徑的平均值。d(nm)=100(Wm......式(l)<碳化物平均粒徑>研磨、腐蝕樣品的軋制方向板厚截面之后，使用掃描電子顯微鏡對顯微組織拍照，進(jìn)行碳化物粒徑的測定。另外，平均粒徑為碳化物總數(shù)500個以上的平均值。<原材硬度>使用洛式硬度(HRB)對樣品的寬度方向位置(中央、距邊緣25mm)以外的表面的3點(diǎn)進(jìn)行測定，求得平均硬度。并且，使用這些求得的平均硬度，求出鋼板中央部分與邊緣部分的硬度差(AHRB^鋼板邊緣部分的硬度)-(鋼板中央部分的硬度))。通過以上的測定得到的結(jié)果在表3中示出。<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表3中，鋼板No.110、1925的制造條件在本發(fā)明范圍內(nèi)，是具有鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于25pm、鋼板中央部分的鐵素體平均粒徑小于2(Him，碳化物平均粒徑為O.l(Him以上且小于2.0nm的組織的本發(fā)明例。可知在本發(fā)明例中，粗大晶粒沒有在鋼板邊緣部分處產(chǎn)生，鋼板中央部分與鋼板邊緣部分的原材硬度差(AHRB)在10點(diǎn)以下時在寬度方向上的硬度也穩(wěn)定，特別是終軋溫度超過(Ar3+8(TC)的本發(fā)明例(鋼板No.l~10及鋼板No.2325)的AHRB在5點(diǎn)以下時在寬度方向上的硬度更加穩(wěn)定，并且能得到具有細(xì)微的碳化物的高碳熱軋鋼板。其結(jié)果是能得到淬透性及沖壓成形性穩(wěn)定的高碳熱軋鋼板。另一方面，鋼板No.1118、26~29是制造條件不符合本發(fā)明范圍的比較例。鋼板No.14、18、16~29，較多的粗大晶粒在鋼板邊緣部分處產(chǎn)生，鐵素體平均粒徑為35jim以上，在本發(fā)明的范圍以外。其結(jié)果是鋼板中央部分與鋼板邊緣部分的原材硬度差超過10點(diǎn)，不能得到寬度方向上均勻的材質(zhì)，且沖壓成形性不穩(wěn)定。并且，由于鋼板No.1113、1517的鋼板不僅中央部分的鐵素體平均粒徑大、組織的勻晶化不充分，而且碳化物平均粒徑也大，因此鋼板中央部分的鐵素體平均粒徑及碳化物平均粒徑在本發(fā)明的范圍以外。其結(jié)果是淬透性、沖壓成形性均不穩(wěn)定。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性通過使用本發(fā)明的寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板，能夠在低負(fù)荷下簡單地加工以齒輪為代表的變速器部件等復(fù)雜形狀的部件，因此，能夠在以工具或汽車部件(齒輪、變速器)為中心的多種用途方面使用。19權(quán)利要求1.一種高碳熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，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，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且具有鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于35μm、比所述鋼板邊緣部分更靠近中央部分的鐵素體平均粒徑小于20μm、碳化物平均粒徑為0.10μm以上且小于2.0μm的組織，其中，鋼板邊緣部分是指熱軋時的鋼板寬度方向上距兩側(cè)25～75mm的區(qū)域。2.如權(quán)利要求1所述的高碳熱軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有Mo:0.0050.5o/o、Ti:0.0050.05o/o、Nb:0.0050.iyo的一種或兩種以上。3.—種制造高碳熱軋鋼板的方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求1或2中任一項(xiàng)所述組成的鋼粗軋之后，在高于(Ar3+4(TC)的終軋溫度下進(jìn)行終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以大于12(TC/秒的冷卻速度冷卻至高于550X:、低于650。C的冷卻結(jié)束溫度，接著，在550。C以下的溫度下進(jìn)行巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在670。C以上、Acl相變點(diǎn)以下的溫度下進(jìn)行球化退火。全文摘要得到寬度方向的均質(zhì)性優(yōu)良的高碳熱軋鋼板。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，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。組織的鋼板邊緣部分的鐵素體平均粒徑小于35μm、比所述鋼板邊緣部分更靠近中央部分的鐵素體平均粒徑小于20μm、碳化物平均粒徑為0.10μm以上、小于2.0μm。并且，粗軋之后，在高于(Ar3+40℃)的終軋溫度下進(jìn)行終軋，在終軋后2秒以內(nèi)，以大于120℃/秒的冷卻速度冷卻至高于550℃、低于650℃的冷冷卻結(jié)束溫度，在550℃以下的溫度下卷取，酸洗后，在670℃以上、Ac1相變點(diǎn)以下的溫度下球化退火而制造。文檔編號C22C38/00GK101490296SQ200780026900公開日2009年7月22日申請日期2007年8月6日優(yōu)先權(quán)日2006年8月16日發(fā)明者三塚賢一,中村展之,小林聰雄,木村英之,瀨戶一洋,青木直也,飯塚俊治申請人:杰富意鋼鐵株式會社