專利名稱：高碳熱軋鋼板、冷軋鋼板和它們的制造方法

　　技術領域：

　　本發明涉及高碳熱軋鋼板、冷軋鋼板和它們的制造方法。特別涉及用于汽車結構部件等的高碳熱軋鋼板、冷軋鋼板和它們的制造方法。

　　背景技術：

　　高碳鋼板被用于工具或齒輪和變速器等的汽車部件。高碳鋼板要實施沖裁、成形后進行淬火回火等熱處理。進行這些部件加工的用戶的要求之一是在沖裁后的成形中提高擴孔加工(burring)性能。此擴孔加工性能，作為沖壓成形性能是用拉伸翻邊性能(stretch-flangeformability)評價。因此，希望拉伸翻邊性能優良的材料。此外，成形復雜形狀的情況下，也要求作為延展性指標的拉伸特性良好。

　　這樣，對提高高碳鋼板的拉伸翻邊性能，研究了幾個技術。例如，特開平11-269552號公報發表了在經過冷軋的工藝中生產拉伸翻邊性能優良的中·高碳鋼板的方法。此方法使用由含C0.1～0.8質量％的鋼構成、金屬組織實質上為鐵素體+珠光體組織(ferrite+pearlitestructure)、根據需要先共析鐵素體面積比率在由C含量(質量％)確定的規定值以上、珠光體片層間距(pearlite lamellar spacing)在0.1μm以上的熱軋鋼板。此熱軋鋼板，以15％以上的壓下率進行冷軋，然后制造的冷軋鋼板進行3階段式或2階段式退火(two-stageannealing)。在3階段式或2階段式退火中，上述冷軋鋼板在3階段或2階段溫度范圍長時間保溫。

　　另外，特開平11-269553號公報發表了由含C0.1～0.8質量％的鋼構成、先共析鐵素體面積比率(％)在由C含量確定的規定值以上、先共析鐵素體+珠光體組織(pro-eutectoid ferrite+pearlite structure)的熱軋鋼板，連續進行第1階段加熱保溫和第2階段加熱保溫而進行退火的技術。

　　進而特開2003-13145號公報發表了拉伸翻邊性能優良的高碳熱軋鋼板。含C為0.2～0.7質量％的鋼，在終軋溫度(Ar3相變點-20℃)以上進行熱軋，以冷卻速度大于120℃/秒而且冷卻終止溫度在650℃以下進行冷卻，然后在600℃以下的卷取溫度進行卷取，酸洗后，在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度下進行退火。控制碳化物平均粒徑在0.1μm以上小于1.2μm、不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下。

　　此外，特開2003-13144號公報發表了拉伸翻邊性能優良的高碳冷軋鋼板。含C為0.2～0.7質量％的鋼，在終軋溫度(Ar3相變點-20℃)以上進行熱軋，以冷卻速度大于120℃/秒而且冷卻終止溫度在650℃以下進行冷卻，然后在600℃以下的卷取溫度進行卷取，酸洗后，以30％以上的冷軋壓下率進行冷軋，制造的冷軋鋼板在600℃以上Ac1相變點以下的退火溫度下進行退火。控制碳化物平均粒徑在0.1μm以上小于2.0μm、不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在15％以下。

　　特開平11-269552號公報和特開平11-269553號公報所述的鋼板，鐵素體組織由先共析鐵素體構成，由于實質上不含碳化物，軟而且延展性優良，但是拉伸翻邊性能未必好。其原因認為如下。沖裁加工時，由于在沖裁端面附近先共析鐵素體部分產生大的變形，在先共析鐵素體和含球狀碳化物的鐵素體中變形量有很大差別。其結果，在這些變形量差別大的晶粒的晶界附近產生應力集中，在球狀化組織和鐵素體的界面產生空腔。由于它發展成裂紋，結果使拉伸翻邊性能惡化。

　　作為解決的方法，考慮通過加強球化退火(spheroidizingannealing)使整體軟化。可是加強球化退火的情況下，球化后的碳化物變得粗大，加工時成為產生空腔的起點，同時在加工后的熱處理階段碳化物難以溶解，帶來淬火強度的降低。

　　另外，最近從提高生產率的觀點考慮，對加工水平的要求變得更加嚴格。因此，即使對高碳鋼板的擴孔加工，由于增加加工程度等，沖裁端面容易產生裂紋。從而高碳鋼板也要求高的拉伸翻邊性能。

　　鑒于這些情況，本發明人以提供不用需要長時間的多階段退火就可以制造的、沖裁端面難以產生裂紋的、拉伸翻邊性能優良的高碳鋼板為目的，開發了特開2003-13145號公報和特開2003-13144號公報所述的技術。利用這些技術可以制造拉伸翻邊性能優良的高碳熱軋鋼板或高碳冷軋鋼板。

　　最近，對用于驅動系統部件等用途，從耐久性好、重量輕的觀點考慮，用一體成形部件等即使不進行熱處理的部件也能使強度提高，作為原料鋼板的抗拉強度(TS)要求440MPa以上的強度。而且在提出這樣要求的同時，為了降低部件的制造成本，要求提供熱軋鋼板。

　　在一體成形中有10幾個沖壓工序，由于不僅僅是翻邊加工，是拉脹、彎曲等成形模式復雜地組合的成形，所以同時要求拉伸翻邊性能和延展性能兩方面的性能。

　　可是用特開2003-13145號公報和特開2003-13144號公報所述的技術要達到TS≥440MPa(換算成HRB硬度在73度以上)的話，未必能得到足夠的拉伸翻邊性能。也就是用擴孔率(λ)評價拉伸翻邊性能，希望λ≥70％，最好λ≥75％，但用上述技術不能同時穩定確保TS和拉伸翻邊性能的要求。此外，用上述技術中沒有談到延展性的問題。

　　發明內容

　　本發明的目的是提供在沖裁端面難以產生裂紋、具有440MPa以上的抗拉強度的同時，滿足擴孔率λ≥70％、進而延伸率在35％以上的具有優良拉伸翻邊性能的高碳熱軋鋼板、冷軋鋼板和它們的制造方法。

　　為了達到上述目的，本發明提供按質量百分數計實質上由C0.20～0.48％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成的高碳熱軋鋼板。此高碳熱軋鋼板具有平均粒徑在6μm以下的鐵素體組織和平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物。上述鐵素體組織包括實質上不含碳化物的鐵素體晶粒，實質上不含上述碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下。

　　希望該碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。希望此鐵素體晶粒具有5％以下的體積比率。進而希望此鐵素體晶粒具有5％以下的體積比率，而且此碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。

　　此外，本發明提供按質量百分數計實質上由C0.20～0.58％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成的高碳冷軋鋼板。此高碳冷軋鋼板具有平均粒徑在6μm以下的鐵素體組織和平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物。上述鐵素體組織包括實質上不含碳化物的鐵素體晶粒，實質上不含上述碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在15％以下。

　　希望該碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。希望此鐵素體晶粒具有10％以下的體積比率。進而希望此鐵素體晶粒具有10％以下的體積比率，而且此碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。

　　本發明提供由熱軋(hot rolling)工序、冷卻工序、卷取(coiling)工序和退火(annealing)構成的高碳熱軋鋼板的制造方法。

　　熱軋工序是把按質量百分數計實質上由C0.20～0.48％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成的鋼，在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度(finishing temperature)進行熱軋而構成。冷卻工序是把熱軋后的鋼板以大于120℃/秒的冷卻速度而且在620℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻而構成。卷取工序是把冷卻的熱軋鋼板在600℃以下的卷取溫度進行卷取而構成。退火工序是把卷取的熱軋鋼板在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火而構成。

　　希望此冷卻工序是由把熱軋后的鋼板以大于120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序構成，此卷取工序是由把冷卻的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度進行卷取的工序構成。

　　希望此退火工序是由把卷取的熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　進而，希望此冷卻工序是由把熱軋后的鋼板以大于120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序構成，此卷取工序是由把冷卻的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度進行卷取的工序構成，此退火工序是由把卷取的熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　進而，本發明提供由熱軋工序、冷卻工序、卷取工序、冷軋工序和退火工序構成的高碳冷軋鋼板的制造方法。熱軋工序是把按質量百分數計實質上由C0.20～0.58％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成的鋼，在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋的工序構成。冷卻工序是由把熱軋后的鋼板以大于120℃/秒的冷卻速度而且在620℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序構成。卷取工序是由把冷卻的熱軋鋼板在600℃以下的卷取溫度進行卷取的工序構成。冷軋工序是由把卷取后的熱軋鋼板酸洗后，以30％以上的壓下率進行冷軋的工序構成。退火工序是由把卷取的熱軋鋼板在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　希望此冷卻工序是由把熱軋后的鋼板以大于120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序構成，此卷取工序是由把冷卻的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度進行卷取的工序構成。

　　希望此退火工序是由把熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　該高碳冷軋鋼板的制造方法，進而，希望在卷取工序后而且在冷軋工序前，具有在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序。上述退火工序希望由把卷取的熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。在此高碳冷軋鋼板的制造方法中，希望此冷卻工序是由把熱軋后的鋼板以大于120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序構成，此卷取工序是由把冷卻的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度進行卷取的工序構成。

　　圖1為表示實施方式1的Mn含量和淬火后的硬度之間關系的圖。

　　圖2為表示實施方式2的Mn含量和淬火后的硬度之間關系的圖。

　　具體實施例方式

　　實施方式1實施方式1提供按質量百分數計其組成含有C0.20～0.48％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％，其余為鐵和不可避免的雜質的組織，具有鐵素體平均粒徑在6μm以下、碳化物平均粒徑在0.1μm以上1.20μm、實質上不含上述碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下的組織的高碳熱軋鋼板。希望碳化物平均粒徑在0.5μm以上小于1.20μm。希望鐵素體晶粒的體積比率在5％以下。

　　進而，實施方式1提供把具有上述成分的鋼，在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋，然后以大于120℃/秒的冷卻速度而且在620℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻，接著在600℃以下的卷取溫度進行卷取，之后在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的高碳熱軋鋼板的制造方法。希望在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行上述退火。希望在600℃以下的冷卻終止溫度下進行上述冷卻，在500℃以下的卷取溫度下進行卷取。

　　實施方式1的高碳熱軋鋼板和它的制造方法，是就成分和顯微組織對高碳鋼板的拉伸翻邊性能和延展性能的影響進行專心研究中得到的。在此過程中發現影響鋼板的拉伸翻邊性能和延展性能影響的因素，不僅是成分和碳化物的形狀和量，碳化物的分散形態也有很大影響。

　　另外，清楚了通過分別控制作為碳化物形狀的碳化物平均粒徑和作為碳化物分散狀態的實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率，提高高碳熱軋鋼板的拉伸翻邊性能的問題。進而發現，通過控制成分和鐵素體粒徑，可以在高水平穩定地兼顧拉伸翻邊性能和強度，再規定和控制碳化物粒徑，可以穩定提高延伸率。在此認識的基礎上研究了控制上述組織的制造方法，確定了拉伸翻邊性能和延展性能優良的高碳熱軋鋼板的制造方法。

　　下面對實施方式1的構成因素進行說明。

　　C含量0.20～0.48(質量％，以下相同)C是形成碳化物，影響淬火后的硬度的重要元素。可是如果C含量小于0.20％的話，在熱軋后的組織中明顯生成先共析鐵素體，使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒增加，碳化物的分布變得不均勻。此外，鐵素體晶粒也變得粗大。進而在這種情況下，淬火后也不能得到作為機械構造用部件足夠的強度。另一方面，C含量超過0.48％的話，即使退火后拉伸翻邊性能和延展性能也低。因此，C含量規定在0.20％以上0.48％以下。

　　Si0.1％以下Si是提高淬透性的同時利用固溶強化(solid solutionstrengthening)提高材料強度的元素，所以希望含0.005％以上。可是含量超過0.1％的話，容易生成先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒增加，拉伸翻邊性能惡化。因此，限制Si含量在0.1％以下。

　　Mn0.20～0.60％Mn和Si一樣是提高淬透性同時利用固溶強化提高材料強度的元素。此外，是以MnS的形式固定S，防止板坯熱裂的重要元素。眾所周知，Mn含量對淬透性有很大影響。因此，就Mn含量對本發明的添加B、Cr的鋼中的淬透性的影響進行了研究。

　　把由C0.34％、Si0.04％、Mn0.10～0.90％、P0.01％、S0.005％、sol.Al0.03％、N0.0040％、B0.0025％、Cr0.25％構成的鋼溶解后，在加熱溫度1250℃、熱軋的終軋溫度880℃、卷取溫度560℃進行熱軋。然后在710℃保溫40h的條件下進行退火，制成板厚5.0mm的鋼板。把得到的鋼板切成50×100mm的大小后，用加熱爐升溫到820℃保溫10秒之后淬入約20℃的油中。在淬火后的試驗片上用洛氏硬度C(HRc)測定10點硬度，評價淬透性。把平均硬度(HRc)50以上評價為良好。得到的結果示于圖1。

　　圖1為表示Mn含量與淬火后的硬度關系的圖。根據圖1可以看出Mn含量在0.20％以上能確保硬度(HRc)在50以上，進而Mn含量在0.35％以上硬度(HRc)達到55，可以更穩定地得到更高的淬火硬度。

　　另外，從提高材料強度、以MnS的形式固定S、防止板坯熱裂的觀點看，在Mn含量小于0.20％的情況下這些效果小，同時有利于先共析鐵素體生成，使鐵素體粗大。

　　另一方面，超過0.60％的話，能得到抗拉強度，但明顯容易生成偏析帶的錳帶，拉伸翻邊性能和延伸率惡化。

　　根據上述原因Mn含量規定在0.20％以上0.60％以下，希望在0.35％以上0.60％以下。

　　P0.02％以下P由于在晶界偏析，使韌性降低，所以是要盡可能減少的元素。可是P含量在0.02％以下是能夠允許的，所以限制P含量在0.02％以下。

　　S0.01％以下S與Mn形成MnS，使拉伸翻邊性能惡化，所以是要盡可能減少的元素。可是S含量在0.01％以下是能夠允許的，所以限制S含量在0.01％以下。

　　sol.Al0.1％以下Al作為脫氧劑使用，使鋼的潔凈度提高，所以在煉鋼階段添加，在鋼中一般sol.Al大約含0.005％以上。另一方面，即使添加Al的程度使sol.Al含量超過0.1％，提高潔凈度的效果飽和，而成本增加。因此鋼中的sol.Al含量規定在0.1％以下。

　　N0.005％以下N形成BN，使對淬透性有效的固溶B含量減少，降低淬透性，所以是要盡可能減少的元素。可是由于N含量在0.005％以下是能夠允許的，所以限制N含量在0.005％以下。

　　B0.001～0.005％B在熱軋后的冷卻過程中抑制先共析鐵素體的生成，是提高拉伸翻邊性能的同時提高淬透性的重要元素。可是B含量小于0.001％的情況下，不能得到充分的效果。另一方面，超過0.005％的話，效果飽和的同時使熱軋的負荷提高，操作性降低。因此，規定B含量在0.001％以上0.005％以下。

　　Cr0.05～0.3％Cr與B相同，在熱軋后的冷卻過程中抑制先共析鐵素體的生成，是提高拉伸翻邊性能的同時提高淬透性的重要元素。可是Cr含量小于0.05％的情況下，不能得到充分的效果。另一方面，即使超過0.3％的話，淬透性提高，但抑制先共析鐵素體的生成的作用飽和，同時成本增加。因此，規定Cr含量在0.05％以上0.3％以下。

　　下面對實施方式1的鋼板組織進行說明。

　　鐵素體平均粒徑6μm以下鐵素體平均粒徑是影響拉伸翻邊性能和材料強度的重要因素，是實施方式1中重要的條件。通過使鐵素體晶粒微細化，可以不惡化拉伸翻邊性能而使強度提高。也就是通過使鐵素體平均粒徑在6μm以下，可以確保材料抗拉強度在440MPa以上，同時得到優良的拉伸翻邊性能。另一方面，由于形成小于1.0μm的微細晶粒的話，強度顯著提高，存在有沖壓加工時增大負荷的可能性，所以希望下限定為1.0μm以上。鐵素體粒徑可以利用制造條件、特別是終軋溫度、冷卻終止溫度進行控制。

　　碳化物平均粒徑0.1μm以上而且小于1.20μm碳化物平均粒徑一般對加工性能和擴孔加工中空腔的產生有很大影響。碳化物微細化能抑制空腔的產生，但是碳化物平均粒徑小于0.1μm的話，隨硬度的增加延展性能降低，因此拉伸翻邊性能也降低。另一方面，隨著碳化物平均粒徑的增加，加工性能一般提高，但是在1.20μm以上的話，由于擴孔加工中空腔的產生使拉伸翻邊性能降低。因此，把碳化物平均粒徑控制在0.1μm以上而且小于1.20μm。進而通過把碳化物平均粒徑控制在0.5μm以上而且小于1.20μm，可以抑制強度的增加，同時延伸率增加，能夠得到優良的拉伸性能。因此，優選0.5μm以上而且小于1.20μm。此外，碳化物平均粒徑可以利用制造條件，特別是冷卻終止溫度、卷取溫度和退火溫度進行控制。其中，關于碳化物粒徑是把碳化物長徑和短徑的平均值作為每個碳化物的粒徑，把每個碳化物的粒徑平均的值規定為碳化物的平均粒徑。

　　碳化物的分散狀態實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下通過使碳化物的分散狀態均勻，如前所述可以緩和擴孔加工時沖裁端面上的應力集中，可以抑制空腔的產生。通過使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下，可以使碳化物的分散狀態均勻，能顯著提高拉伸翻邊性能。因此，規定實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下。進而使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在5％以下，可以使碳化物的分散狀態更加均勻，得到非常優良的拉伸翻邊性能。因此，希望規定在5％以下。另一方面，本成分系統是亞共析鋼，考慮到完全抑制先共析鐵素體是困難的，希望實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率下限規定為1％。再有碳化物的分散狀態，也就是實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率，可以利用制造條件，特別是終軋溫度、軋后的冷卻速度、冷卻終止溫度和卷取溫度進行控制。

　　其中，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒是指用一般的光學顯微鏡觀察金屬組織檢測不到碳化物的鐵素體晶粒，是指即使用掃描電子顯微鏡在低倍率下也檢測不到碳化物的鐵素體晶粒。即，在本發明中的實質上不含碳化物的鐵素體晶粒規定為把鋼板試樣的板厚斷面研磨，用硝酸酒精腐蝕液腐蝕后，即使用掃描電子顯微鏡在1000倍下觀察，也檢測不到碳化物的鐵素體晶粒。這樣的鐵素體晶粒是熱軋后作為先共析鐵素體生成的部分，即使在退火后的狀態下，在晶內也不能觀察到碳化物，即可以說是實質上不含碳化物的鐵素體晶粒。

　　下面對限定實施方式1的制造條件的原因進行說明。

　　熱軋的終軋溫度(Ar3相變點-10℃)以上鋼在熱軋時的終軋溫度小于(Ar3相變點-10℃)的情況下，由于一部分鐵素體發生相變，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒增加，拉伸翻邊性能惡化。此外，由于鐵素體晶粒顯著粗大化，鐵素體平均粒徑超過6μm，所以拉伸翻邊性能惡化的同時強度降低。因此，規定熱軋的終軋溫度在(Ar3相變點-10℃)以上。這樣可以實現組織的均勻和微細化，可以實現提高拉伸翻邊性能和強度。另一方面，終軋溫度的上限沒有特別的限定，但在超過1000℃的高溫的情況下，容易產生氧化鐵皮性的缺陷，所以希望在1000℃以下。此外，Ar3相變點(℃)可以用下式計算。

　　Ar3＝930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr(1)其中，式中的元素符號分別表示各元素的含量(質量％)。

　　熱軋后的冷卻條件冷卻速度＞120℃/秒在本發明中，為了減少相變后的先共析鐵素體晶粒的體積比率，在軋后進行快冷(冷卻)。熱軋后的冷卻方法是緩冷的話，奧氏體的過冷度小，生成大量先共析鐵素體。冷卻速度在120℃/秒以下的情況下，明顯生成先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒超過10％，拉伸翻邊性能惡化。因此，軋后冷卻的冷卻速度規定大于120℃/秒。另一方面，冷卻速度的上限從設備能力考慮希望為700℃/秒。

　　其中所謂的冷卻速度是指從終軋后的冷卻開始到冷卻停止的平均冷卻速度。此外，終軋后一般在3秒內開始冷卻，但從使相變后的鐵素體晶粒和珠光體等進一步微細化，進一步提高加工性能的觀點，希望終軋后在大于0.1秒小于1.0秒的時間內開始冷卻。

　　冷卻終止溫度620℃以下熱軋后冷卻的冷卻終止溫度高的情況下，到卷取的冷卻中生成鐵素體，同時珠光體的聚集組織和片層間距增加。因此，退火后鐵素體晶粒粗大化，同時不能得到微細的碳化物，強度降低，拉伸翻邊性能惡化。冷卻終止溫度高于620℃的情況下，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒超過10％，拉伸翻邊性能惡化。因此，軋后冷卻的冷卻終止溫度規定在620℃以下。進而，在使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒在5％以下的情況下，希望冷卻終止溫度規定在600℃以下。另一方面，冷卻終止溫度的下限沒有特別的限定，但溫度越低鋼板的形狀越惡化，所以希望規定為200℃。

　　卷取溫度600℃以下終止冷卻后卷取鋼板，卷取溫度越高珠光體的片層間距越大。因此，退火后的碳化物粗大化，卷取溫度超過600℃的話，拉伸翻邊性能惡化。因此，規定卷取溫度在600℃以下。進而通過使卷取溫度在500℃以下，可以使碳化物的分散狀態更均勻，得到非常優良的拉伸翻邊性能，所以希望規定在500℃以下。另一方面，卷取溫度的下限沒有特別的規定，但溫度越低鋼板的形狀越惡化，所以希望規定在200℃以上。

　　為了使碳化物的分散更均勻，得到優良的拉伸翻邊性能，希望使冷卻終止溫度在600℃以下進行冷卻，同時在500℃以下的卷取溫度下進行卷取。

　　退火溫度640℃以上Ac1相變點以下為了使碳化物球化，對上述得到的熱軋鋼板進行退火。退火溫度小于640℃的情況下，碳化物球化不充分或碳化物平均粒徑小于0.1μm，拉伸翻邊性能惡化。另一方面，退火溫度超過Ac1相變點的情況下，一部分奧氏體化，冷卻中再一次生成珠光體，所以拉伸翻邊性能惡化。此外，延伸率也惡化。根據上述原因規定退火溫度在640℃以上Ac1相變點以下。進而通過使退火溫度在680℃以上，可以使碳化物平均粒徑在0.5μm以上，得到高的延伸率，還可以得到更優良的拉伸翻邊性能。因此，希望規定在680℃以上Ac1相變點以下。此外，Ac1相變點(℃)可以用下式計算。

　　Ac1＝754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr(2)其中式中的元素符號分別表示各元素的含量(質量％)。

　　實施方式1的高碳鋼的成分調制中，轉爐或電爐都可以使用。把這樣成分調制的高碳鋼利用鑄錠-開坯軋制或連續鑄造制成鋼坯。對此鋼坯進行熱軋，此時板坯加熱溫度為了避免氧化鐵皮造成的表面狀態惡化，希望規定在1300℃以下。

　　此外，熱軋時也可以省略粗軋進行終軋，也可以把連鑄板坯直接軋制或為了防止溫度降低進行保溫的同時進行軋制的直接軋制。希望為了保證終軋溫度，也可以在熱軋中利用長條形加熱器對軋件進行加熱。為了促進球化或降低硬度，也可以用緩冷罩等手段對卷取后的鋼卷進行保溫。

　　進行卷取成為熱軋鋼板后，希望按一般的方法進行酸洗后進行退火。關于退火采用箱式退火、連續退火都可以。此后，根據需要進行平整。由于平整對淬透性沒有影響，所以對平整的條件沒有限制。

　　按上述方法可以得到拉伸翻邊性能優良或進而延展性也優良的高碳熱軋鋼板。上面介紹的是本發明制造方法的一個實施方式，并不限定于此。

　　這樣制造的高碳熱軋鋼板具有優良的拉伸翻邊性能的原因認為如下。沖裁端面部分的內部組織對拉伸翻邊性能有很大影響。特別是在實質上不含碳化物的鐵素體晶粒(熱軋后的先共析鐵素體)多的情況下，確認了在與球化組織部分的界面產生裂紋。

　　觀察顯微組織的行為后發現，沖裁加工時在碳化物的界面明顯由于應力集中產生空腔。碳化物尺寸越大、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒越多，此應力集中越大。擴孔加工時這些空腔連接成裂紋。

　　這樣不僅通過對制造條件的控制，而且對碳化物平均粒徑和實質上不含碳化物的鐵素體晶粒所占的比例的控制，可以減小應力集中，減少空腔的形成。

　　實施例1

　　把具有表1所示化學成分的鋼的連鑄板坯，在加熱溫度1250℃、熱軋的終軋溫度為880℃、終軋后到開始冷卻的時間為0.7秒、熱軋后的冷卻速度為150℃/秒、冷卻終止溫度為610℃、卷取溫度為560℃的條件進行熱軋。然后酸洗，進行在710℃保溫40h的箱式退火，制造了板厚5.0mm的鋼板。其中，鋼No.A～E和N的化學成分(組成)在實施方式1的范圍內，鋼No.F～M為組成脫離實施方式1范圍的比較例。

　　從這些鋼板上取樣，進行測定鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑和碳化物的分散狀態、拉伸翻邊性能的評價和拉伸試驗。各試驗、測定方法和條件如下。

　　(i)鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑和其分散狀態把試樣板厚斷面研磨、用硝酸酒精腐蝕液腐蝕后，用掃描電子顯微鏡拍攝顯微組織，測定標記的特性值。

　　首先，關于鐵素體平均粒徑，對用上述掃描電子顯微鏡在1000倍下拍攝的組織照片按JIS標準G0552規定的鐵素體晶粒度試驗方法中的截斷法進行了測定。

　　關于碳化物平均粒徑，同樣使用在3000倍下拍攝的組織照片，在實際面積0.01mm2范圍內，在板厚方向劃20根100mm的線，對與這些線交叉的碳化物的長徑和短徑進行測定，兩者的平均值作為碳化物的粒徑，再求出測定的全部碳化物粒徑的平均值作為碳化物平均粒徑。

　　另外，關于碳化物的分散狀態，對上述用1000倍拍攝的組織照片，測定沒有觀察到碳化物的鐵素體晶粒的面積比率，以此作為實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比，作為碳化物的分散狀態的指標。

　　(ii)拉伸翻邊性能的評價使用沖桿直徑d0＝10mm、模具孔徑12mm(間隙20％)的沖裁工具進行沖裁，然后進行擴孔試驗。擴孔試驗用平底圓筒形沖桿(50mmφ、5R(肩部半徑為5mm))用壓上的方法進行，測定在孔邊緣產生貫通板厚裂紋時的孔徑db(mm)，求出用下式定義的擴孔率λ(％)。

　　λ＝100×(db-d0)/d0(3)(iii)拉伸試驗沿與軋制方向成90°方向(C方向)取JIS5號試驗片，以拉伸速度10mm/min進行拉伸試驗，測定抗拉強度和延伸率。

　　從以上的試驗結果得到的鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑和碳化物的分散狀態、拉伸翻邊性能和抗拉強度示于表2。其中，拉伸翻邊性能用上述的式(3)的擴孔率λ進行評價。在本發明中，分別以抗拉強度TS在440MPa以上、擴孔率λ在70％以上(板厚為5.0mm)為目標。此外，要求優良延展性情況下的延伸率以35％以上為目標。

　　在表2中，鋼No.A～E和N的化學成分(組成)在實施方式1的范圍內，是鐵素體平均粒徑在6μm以下、碳化物平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率在10％以下的發明例。它們達到了抗拉強度(TS)在440MPa以上、擴孔率λ在70％以上的實施方式1的目標。此外，由于碳化物平均粒徑在0.5μm以上，所以延伸率達到35％以上。

　　與此相反，表2的鋼No.F～M是化學成分(組成)脫離實施方式1范圍的比較例。鋼No.F，其C含量低，鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率超出實施方式1的范圍，抗拉強度小于440MPa，擴孔率也比目標低。鋼No.G，其C含量高，組織在實施方式1的范圍，但擴孔率比目標低。此外，延伸率也低。鋼No.H的Si和P高，鋼No.L、M的B、Cr分別低，都產生大量先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率超出實施方式1的上限10％，擴孔率比目標低。

　　比較例的鋼No.I由于Mn低，生成大量先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率比實施方式1的范圍高，進而鐵素體平均粒徑超過6μm，強度和擴孔率比目標低。鋼No.J由于Mn高，產生帶狀組織，所以擴孔率比目標低。此外，延伸率也低。鋼No.K的S高，MnS增大，擴孔率大幅度降低。

　　實施例2在上述表1中所示的鋼中，把發明例的鋼No.A、C的連續鑄造板坯加熱到1250℃后，利用表3所示的條件進行熱軋、然后酸洗、退火，制造板厚5.0mm的鋼板。其中，鋼板No.1～8為制造條件在實施方式1的范圍內的發明例，鋼板No.9～16是制造條件脫離實施方式1范圍的比較例。

　　從這些鋼板上取樣，與實施例1相同，進行鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑和碳化物的分散狀態的測定、拉伸翻邊性能的測定和拉伸試驗。各試驗、測定方法和條件與實施例1相同。結果示于表4。

　　在表4中，制造條件在實施方式1范圍內的鋼板No.1～8，鐵素體平均粒徑在6μm以下、碳化物平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率在10％以下，是發明例的鋼板。

　　這些發明例的鋼板，達到了抗拉強度(TS)在440MPa以上、擴孔率λ在70％以上的本發明的目標。其中，鋼板No.1、3、5、7退火溫度在680℃以上，是本發明制造條件的理想范圍，因為碳化物平均粒徑在0.5μm以上，可以得到高的延伸率(35％以上)。其中，特別是鋼板No.3、7冷卻終止溫度在600℃以下、卷取溫度在500℃以下、退火溫度在680℃以上，是本發明制造條件的理想范圍，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在5％以下、碳化物平均粒徑在0.5μm以上，可以在得到高的擴孔率(85％以上)的同時，得到高的延伸率(35％以上)。

　　與此相反，表4中的鋼板No.9～16是制造條件脫離實施方式1范圍的比較例。鋼板No.9、13是終軋溫度比實施方式1的范圍低，鐵素體平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率超過實施方式1范圍的上限，抗拉強度和擴孔率比目標低。鋼板No.10、14軋后的冷卻速度比實施方式1的范圍低，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率也超過實施方式1范圍的上限，擴孔率比目標低。

　　比較例的鋼板No.11、15，冷卻終止溫度和卷取溫度比實施方式1的范圍高，鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率超出實施方式1范圍的上限，抗拉強度和擴孔率比目標低。鋼板No.12，退火溫度比本發明的范圍高，碳化物平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率也超出實施方式1范圍的上限，擴孔率比目標低。此外，延伸率也低。鋼板No.16，退火溫度比實施方式1的范圍低，碳化物的球化不充分，不能正確地測定粒徑，但碳化物平均粒徑明顯超過1.2μm，擴孔率大幅度降低。此外，延伸率也低。

　　通過采用實施方式1的高碳熱軋鋼板，在以小齒輪為代表的變速器部件等的加工中，可以提高加工程度，其結果，省略了制造工序，可以以低的成本制造部件等。

　　表1 質量％

　　下劃線部分發明范圍以外表2

　　下劃線部分發明范圍以外表3

　　下劃線部分發明范圍以外表4

　　下劃線部分發明范圍以外NG*由于球化不足而不能準確測定(碳化物平均粒徑＞1.2μm)

　　實施方式2實施方式2提供按質量百分數計其組成含有C0.20～0.58％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％，其余為鐵和不可避免的雜質，具有鐵素體平均粒徑在6μm以下、碳化物平均粒徑在0.1μm以上1.20μm、實質上不含上述碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在15％以下組織的高碳冷軋鋼板。希望碳化物平均粒徑在0.5μm以上小于1.20μm。希望鐵素體晶粒的體積比率在10％以下。

　　另外，實施方式2提供把上述成分的鋼，在終軋溫度(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋，然后以大于120℃/秒的冷卻速度而且620℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻，接著在600℃以下的卷取溫度進行卷取，以30％以上的壓下率進行冷軋，在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的高碳冷軋鋼板的制造方法。希望在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行上述退火。希望在600℃以下的冷卻終止溫度下進行上述冷卻，在500℃以下的卷取溫度下進行卷取。在上述制造方法中，也可以在卷取后冷軋前進而在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火。

　　實施方式的高碳冷軋鋼板和它的制造方法，是就成分和顯微組織對高碳鋼板的拉伸翻邊性能和延展性能的影響進行專心研究中得到的。在此過程中，發現影響鋼板的拉伸翻邊性能和延展性能影響的因素不僅是組成和碳化物的形狀，碳化物的分散形態也有很大影響。

　　此外，清楚了通過分別控制作為碳化物形狀的碳化物平均粒徑和作為碳化物分散狀態的實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率，提高高碳冷軋鋼板的拉伸翻邊性能的問題。進而，發現通過控制組成和鐵素體粒徑，可以在高水平穩定地兼顧拉伸翻邊性能和強度，進而規定和控制碳化物粒徑，可以穩定提高延伸率。在此認識的基礎上研究了控制上述組織的制造方法，確定了拉伸翻邊性能和延展性能優良的高碳熱軋鋼板的制造方法。

　　下面對實施方式2的構成主要因素進行說明。

　　C含量0.20～0.58(質量％，以下相同)C是形成碳化物，影響淬火后的硬度的重要元素。可是C含量小于0.20％的情況下，在熱軋后的組織中明顯生成先共析鐵素體，使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒增加，碳化物的分布變得不均勻。此外，鐵素體晶粒也變得粗大。進而在這種情況下，淬火后也不能得到作為機械構造用部件足夠的強度。另一方面，C含量超過0.58％的話，即使退火后拉伸翻邊性能和延展性能也低。因此，C含量規定在0.20％以上0.58％以下。

　　Si0.1％以下Si是提高淬透性同時利用固溶強化提高材料強度的元素，所以希望含0.005％以上。可是含量超過0.1％的話，容易生成先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒增加，拉伸翻邊性能惡化。因此，限制Si含量在0.1％以下。

　　Mn0.20～0.60％Mn和Si一樣是提高淬透性同時利用固溶強化提高材料強度的元素。此外，與S形成MnS固定S，是防止板坯熱裂的重要元素。眾所周知，Mn含量對淬透性有很大影響。因此，就Mn含量對本發明的添加B、Cr的鋼的淬透性的影響進行了研究。

　　把由C0.36％、Si0.03％、Mn0.10～0.90％、P0.01％、S0.003％、sol.Al0.03％、N0.0040％、B0.0025％、Cr0.25％構成的鋼溶解后，在加熱溫度1250℃、熱軋的終軋溫度880℃、卷取溫度560℃下進行熱軋。然后以50％的壓下率進行冷軋，在710℃保溫40h的條件下進行退火，制成板厚2.5mm的鋼板。把得到的鋼板切成50×100mm的大小，然后用加熱爐升溫到820℃保溫10秒后淬入約20℃的油中。在淬火后的試驗片上用洛氏硬度C(HRc)測定10點硬度，評價淬透性。把平均硬度(HRc)50以上評價為良好。得到的結果示于圖2。

　　圖2為表示Mn含量和淬火后硬度關系的圖。根據圖2可以看出Mn含量在0.20％以上的情況下能確保硬度(HRc)50以上，Mn含量在0.35％以上的情況下硬度(HRc)能達到55，可以穩定地得到更高的淬火硬度。

　　另外，從提高材料強度、形成MnS固定S、防止板坯熱裂的觀點看，在Mn含量小于0.20％的情況下這些效果小，同時有利于先共析鐵素體生成，使鐵素體粗大化。

　　另一方面，超過0.60％的話，得到抗拉強度，但明顯容易生成偏析帶的錳帶，拉伸翻邊性能和延伸率惡化。

　　根據上述原因Mn含量規定在0.20％以上0.60％以下，希望在0.35％以上0.60％以下。

　　P0.02％以下P在晶界偏析，使韌性降低，是要盡可能減少的元素。可是由于P含量在0.02％以下是能夠允許的，所以限制P含量在0.02％以下。

　　S0.01％以下S與Mn形成MnS，使拉伸翻邊性能惡化，所以是要盡可能減少的元素。可是由于S含量在0.01％以下是能夠允許的，所以限制S含量在0.01％以下。

　　sol.Al0.1％以下Al作為脫氧劑使用，使鋼的潔凈度提高，所以在煉鋼階段添加，在鋼中一般sol.Al大約含0.005％以上。另一方面，即使添加Al的程度使sol.Al含量超過0.1％，提高潔凈度的效果飽和，而成本增加。因此鋼中的sol.Al含量規定在0.1％以下。

　　N0.005％以下N形成BN，使對淬透性有效固溶B含量減少，降低淬透性，所以是要盡可能減少的元素。可是由于N含量在0.005％以下是能夠允許的，所以限制N含量在0.005％以下。

　　B0.001～0.005％B在熱軋后的冷卻過程中抑制先共析鐵素體的生成，是提高拉伸翻邊性能的同時提高淬透性的重要元素。可是B含量小于0.001％的情況下，不能得到充分的效果。另一方面，超過0.005％的話，效果飽和的同時使熱軋的負荷提高，操作特性降低。因此規定B含量在0.001％以上0.005％以下。

　　Cr.0.05～0.3％Cr與B相同，在熱軋后的冷卻過程中抑制先共析鐵素體的生成，是提高拉伸翻邊性能的同時提高淬透性的重要元素。可是Cr含量小于0.05％的情況下不能得到充分的效果。另一方面，即使超過0.3％，淬透性提高，但抑制先共析鐵素體的生成的作用飽和，同時成本增加。因此規定Cr含量在0.05％以上0.3％以下。

　　下面對鋼板組織進行說明。

　　鐵素體平均粒徑6μm以下鐵素體平均粒徑是影響拉伸翻邊性能和材料強度的重要因素，是實施方式2中重要的條件。通過使鐵素體晶粒微細化，可以不惡化拉伸翻邊性能而使強度提高。也就是通過使鐵素體平均粒徑在6μm以下，可以確保材料抗拉強度在440MPa以上，同時得到優良的拉伸翻邊性能。另一方面，由于形成小于1.0μm的微細晶粒的話，強度顯著提高，存在有沖壓加工時負荷增大的可能性，所以希望在1.0μm以上。鐵素體粒徑可以利用制造條件，特別是終軋溫度、冷卻終止溫度進行控制。

　　碳化物平均粒徑0.1μm以上而且小于1.20μm碳化物平均粒徑一般對加工性能和擴孔加工中空腔的產生有很大影響。碳化物微細化能抑制空腔的產生，但是碳化物平均粒徑小于0.1μm的話，隨硬度的增加延展性能降低，因此拉伸翻邊性能也降低。另一方面，隨著碳化物平均粒徑的增加，加工性能一般提高，但是在1.20μm以上的話，由于擴孔加工中空腔的產生使拉伸翻邊性能降低。因此，把碳化物平均粒徑控制在0.1μm以上而且小于1.20μm。進一步通過把碳化物平均粒徑控制在0.5μm以上而且小于1.20μm，可以抑制強度的增加，同時延伸率增大，能夠得到優良的拉伸性能。因此，希望規定在0.5μm以上而且小于1.20μm。此外，碳化物平均粒徑可以利用制造條件，特別是冷卻終止溫度、卷取溫度和退火溫度進行控制。其中，關于碳化物粒徑是把碳化物長徑和短徑的平均值作為每個碳化物的粒徑，把每個碳化物的粒徑平均的值規定為碳化物的平均粒徑。

　　碳化物的分散狀態實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在15％以下通過使碳化物的分散狀態均勻，如前所述可以緩和擴孔加工時沖裁端面上的應力集中，可以抑制空腔的產生。通過使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在15％以下，可以使碳化物的分散狀態均勻，能顯著提高拉伸翻邊性能。因此，規定實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在15％以下。進一步使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下，使碳化物的分散狀態更加均勻，可以得到非常優良的拉伸翻邊性能。因此希望規定在10％以下。另一方面，本成分系統是亞共析鋼，考慮到完全抑制先共析鐵素體是困難的，希望實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率下限規定為1％。再有碳化物的分散狀態也就是實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率可以利用制造條件，特別是終軋溫度、軋后的冷卻速度、冷卻終止溫度和卷取溫度和退火溫度進行控制。

　　其中，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒是指用一般的光學顯微鏡觀察金屬組織檢測不到碳化物的鐵素體晶粒，是指即使用掃描電子顯微鏡在低倍下也檢測不到碳化物的鐵素體晶粒。也就是所謂在本發明中的實質上不含碳化物的鐵素體晶粒規定把鋼板試樣的板厚斷面研磨，用硝酸酒精腐蝕液腐蝕后，即使用掃描電子顯微鏡在1000倍下觀察，也檢測不到碳化物的鐵素體晶粒。這樣的鐵素體晶粒是熱軋后作為先共析鐵素體生成的部分，即使在退火后的狀態下，在晶內也不能觀察到碳化物，即可以說是實質上不含碳化物的鐵素體晶粒。

　　下面對限定制造條件的原因進行說明。

　　熱軋的終軋溫度(Ar3相變點-10℃)以上鋼在熱軋時的終軋溫度小于(Ar3相變點-10℃)的情況下，由于一部分鐵素體發生相變，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒增加，拉伸翻邊性能惡化。此外，由于鐵素體晶粒顯著粗大化，鐵素體平均粒徑超過6μm，所以拉伸翻邊性能惡化同時強度降低。因此規定熱軋的終軋溫度在(Ar3相變點-10℃)以上。這樣可以實現組織的均勻微細化，可以實現提高拉伸翻邊性能和強度。另一方面，終軋溫度的上限沒有特別的限定，但在超過1000℃的高溫的情況下，容易產生氧化鐵皮性的缺陷，所以希望在1000℃以下。此外Ar3相變點(℃)可以用下式計算。

　　Ar3＝930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr(1)其中式中的元素符號分別表示各元素的含量(質量％)。

　　熱軋后的冷卻條件冷卻速度＞120℃/秒在實施方式2中為了減少相變后的先共析鐵素體晶粒的體積比率，軋后進行快冷(冷卻)。熱軋后的冷卻方法是緩冷的話，奧氏體的過冷度小，生成大量先共析鐵素體。冷卻速度在120℃/秒以下的情況下，明顯生成先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒超過15％，拉伸翻邊性能惡化。因此軋后冷卻的冷卻速度規定大于120℃/秒。另一方面，冷卻速度的上限從設備能力考慮希望為700℃/秒。

　　其中，冷卻速度是從終軋后的冷卻開始到冷卻停止的平均冷卻速度。此外，終軋后一般在3秒內開始冷卻，但從使相變后的鐵素體晶粒和珠光體等進一步微細化，進一步提高加工性能的觀點，希望終軋后在大于0.1秒小于1.0秒的時間內開始冷卻。

　　冷卻終止溫度620℃以下熱軋后冷卻的冷卻終止溫度高的情況下，到卷取的冷卻中生成鐵素體，同時珠光體的聚集組織和片層間距增加。因此，冷軋-退火后鐵素體晶粒粗大化，同時不能得到微細的碳化物，強度降低，拉伸翻邊性能惡化。冷卻終止溫度高于620℃的情況下，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒超過15％，拉伸翻邊性能惡化。因此軋后冷卻的冷卻終止溫度規定在620℃以下。進而在使實質上不含碳化物的鐵素體晶粒在10％以下的情況下，希望冷卻終止溫度規定在600℃以下。另一方面，冷卻終止溫度的下限沒有特別的限定，但溫度越低鋼板的形狀越惡化，所以希望規定為200℃。

　　卷取溫度600℃以下終止冷卻后卷取鋼板，卷取溫度越高珠光體的片層間距越大。因此冷軋-退火后的碳化物粗大化，卷取溫度超過600℃的話，拉伸翻邊性能惡化。因此規定卷取溫度在600℃以下。進而通過使卷取溫度在500℃以下，使碳化物的分散狀態更均勻，可以得到非常優良的拉伸翻邊性能，所以希望規定在500℃以下。另一方面，卷取溫度的下限沒有特別的規定，但溫度越低鋼板的形狀越惡化，所以希望規定在200℃以上。

　　為了使碳化物的分散更均勻，得到優良的拉伸翻邊性能，希望使冷卻終止溫度在600℃以下進行冷卻，同時在500℃的卷取溫度下進行卷取。

　　進而，卷取后的熱軋鋼板在進行冷軋前希望進行酸洗，去除氧化鐵皮。特別是對熱軋鋼板進行退火的情況下，為了消除氧化鐵皮對鋼板表面的影響，希望在進行上述退火前進行酸洗。酸洗可以按一般方法進行。

　　熱軋鋼板的退火溫度進行退火時640℃以上Ac1相變點以下熱軋后進行冷軋，此前為了是碳化物球化希望進行退火(一次退火)。此時的一次退火用箱式退火、連續退火都可以。一次退火的退火溫度小于640℃的情況下得不到退火的效果。另一方面，退火溫度超過Ac1相變點的情況下，一部分奧氏體化，冷卻中再一次生成珠光體，所以仍然得不到退火的效果。因此，進行一次退火情況下的退火溫度規定為640℃以上Ac1相變點以下。此外，為了得到優良的拉伸翻邊性能，希望規定退火溫度在680℃以上。

　　冷軋壓下率30％以上冷軋進行碳化物的細化均勻分散，使拉伸翻邊性能提高。可是冷軋壓下率小于30％的情況下不僅得不到此效果，而且退火后殘存的未再結晶部分反而使拉伸翻邊性能惡化。此外延伸率也低。因此冷軋壓下率規定在30％以上。壓下率的上限沒有特別的限制，但從軋制負荷問題考慮，希望規定在80％以下。

　　冷軋鋼板的退火溫度640℃以上Ac1相變點以下冷軋后為了促進再結晶和碳化物球化，要進行退火。退火溫度小于640℃的情況下，碳化物球化不充分或碳化物平均粒徑小于0.1μm，拉伸翻邊性能惡化。另一方面，退火溫度超過Ac1相變點的情況下，一部分奧氏體化，冷卻中再一次生成珠光體，所以拉伸翻邊性能惡化。此外延伸率也惡化。根據上述原因規定退火溫度在640℃以上Ac1相變點以下。進而通過使退火溫度在680℃以上，使碳化物平均粒徑在0.5μm以上，可以得到高的延伸率，還可以得到更優良的拉伸翻邊性能。因此希望規定在680℃以上Ac1相變點以下。此外Ac1相變點(℃)可以用下式計算。

　　Ac1＝754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr(2)其中式中的元素符號分別表示各元素的含量(質量％)。

　　實施方式2的高碳鋼的成分調制，轉爐或電爐都可以使用。把這樣成分調制的高碳鋼利用鑄錠-開坯軋制或連續鑄造制成鋼坯。對此鋼坯進行熱軋，此時板坯加熱溫度為了避免氧化鐵皮造成的表面狀態，希望規定在1300℃以下。

　　此外熱軋時也可以省略粗軋進行終軋，也可以把連鑄板坯直接軋制或為了防止溫度降低進行保溫的同時進行軋制的直接軋制。希望為了保證終軋溫度，也可以在熱軋中利用長條形加熱器對軋件進行加熱。為了促進球化或降低硬度，也可以用緩冷罩等手段對卷取后的鋼卷進行保溫。

　　進行卷取成熱軋鋼板后，根據情況按一般的方法進行酸洗。然后冷軋后進行退火。關于退火采用箱式退火、連續退火都可以。冷軋后進行退火后，根據需要進行平整。由于平整對淬透性沒有影響，所以對平整的條件沒有限制。

　　按上述方法可以得到拉伸翻邊性能優良或同時延展性也優良的高碳冷軋鋼板。上面介紹的是本發明制造方法的一個實施方式，并不限定于此。

　　這樣制造的高碳冷軋鋼板，具有優良的拉伸翻邊性能的原因認為如下。沖裁端面部分的內部組織對拉伸翻邊性能有很大影響。特別是在實質上不含碳化物的鐵素體晶粒(對應于熱軋后的先共析鐵素體的部分)多的情況下，確認了在與球化組織部分的界面產生裂紋。

　　觀察顯微組織的行為后發現，沖裁加工時在碳化物的界面由于應力集中明顯產生空腔。碳化物尺寸越大、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒越多，此應力集中越大。擴孔加工時這些空腔連接成裂紋。

　　這樣不僅通過對制造條件的控制，而且對碳化物顆粒的平均直徑和實質上不含碳化物的鐵素體晶粒所占的比例的控制，可以減小應力集中，減少空腔的形成。

　　實施例1把具有表5所示化學成分的鋼的連鑄板坯，在加熱溫度1250℃、熱軋的終軋溫度為880℃、終軋后到開始冷卻的時間為0.7秒、熱軋后的冷卻速度為150℃/秒、冷卻終止溫度為610℃、卷取溫度為560℃的條件進行熱軋。然后酸洗，以50％的壓下率進行冷軋，進行在710℃保溫40h的箱式退火，制造了板厚2.5mm的鋼板。其中，鋼No.A～E的化學成分(組成)在實施方式2的范圍內的發明例，鋼No.F～M為成分脫離實施方式2范圍的比較例。

　　從這些鋼板上取樣，進行鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑和碳化物的分散狀態的測定、拉伸翻邊性能的評價和拉伸試驗。各試驗、測定方法和條件如下。

　　(i)鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑和分散狀態用與實施方式1相同的方法測定。

　　(ii)拉伸翻邊性能的評價使用沖桿直徑d0＝10mm、模具孔徑11mm(間隙20％)的沖裁工具沖裁試樣，然后進行擴孔試驗。擴孔試驗用平底圓筒形沖桿(50mmφ、5R(肩部半徑為5mm))用壓上的方法進行，測定在孔邊緣產生貫通板厚裂紋時的孔徑db(mm)，求出用下式定義的擴孔率λ(％)。

　　λ＝100×(db-d0)/d0(3)(iii)拉伸試驗沿與軋制方向成90°方向(C方向)取JIS5號試驗片，以拉伸速度10mm/min進行拉伸試驗，測定抗拉強度和延伸率。

　　從以上的試驗結果得到的鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑、碳化物的分散狀態、拉伸翻邊性能和抗拉強度示于表6。其中，拉伸翻邊性能用上述的式(3)的擴孔率λ進行評價。在本發明中分別以抗拉強度TS在440MPa以上、擴孔率λ在80％以上(板厚為2.5mm)為目標。此外，要求優良延展性情況下的延伸率以35％以上為目標。

　　在表6中，鋼No.A～E的化學成分(組成)在實施方式2的范圍內，是鐵素體平均粒徑在6μm以下、碳化物平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率在15％以下的發明的示例。它們達到了抗拉強度(TS)在440MPa以上、擴孔率λ在80％以上的本發明的目標。此外由于碳化物平均粒徑在0.5μm以上，所以延伸率達到35％以上。

　　與此相反，表6的鋼No.F～M是化學成分(組成)脫離實施方式2范圍的比較例。鋼No.F的C含量低，鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率超出實施方式2的范圍，抗拉強度小于440MPa，擴孔率也比目標低。鋼No.G的C含量高，組織為實施方式2的范圍，但擴孔率也比目標低。此外延伸率也低。鋼No.H的Si和P高，鋼No.L、M的B、Cr分別低，都產生大量先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率超出本發明范圍的上限15％，擴孔率比目標低。

　　比較例的鋼No.I由于Mn低，生成大量先共析鐵素體，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率比實施方式2的范圍高，此外鐵素體平均粒徑超過6μm，強度和擴孔率比目標低。鋼No.J由于Mn高，產生帶狀組織，所以擴孔率比目標低。此外延伸率也低。鋼No.K的S高，MnS增大，擴孔率大幅度降低。

　　實施例2在上述表5中所示的鋼中，把發明例的鋼No.A、C的連鑄板坯加熱到1250℃后，利用表7所示的條件進行熱軋、然后酸洗、冷軋和退火，制造板厚2.5mm的鋼板。對一部分鋼板酸洗后進行一次退火。其中，鋼板No.1～12為制造條件在實施方式2的范圍內的發明例，鋼板No.13～19是制造條件脫離實施方式2范圍的比較例。

　　從這些鋼板上取樣，與實施例1相同，進行鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑和碳化物的分散狀態的測定、拉伸翻邊性能的評價和拉伸試驗。結果示于表8。

　　在表8中制造條件在實施方式2范圍內的鋼板No.1～12，鐵素體平均粒徑在6μm以下、碳化物平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率在15％以下，是發明例的鋼板。這些發明例的鋼板達到了抗拉強度(TS)在440MPa以上、擴孔率λ在80％以上的實施方式2的目標。

　　其中，特別是鋼板No.3、4、5、6、11、12冷卻終止溫度在600℃以下、卷取溫度在500℃以下，此外鋼板No.5、6、9、10、11、12是進行一次退火的示例，分別在實施方式2制造條件理想的范圍內。它們都得到了高的擴孔率(85％以上)。此外，鋼板No.1、3、5、7、9、11冷軋后的退火溫度在680℃以上，它們都得到了高的延伸率。

　　與此相反，表8中的鋼板No.13～19是制造條件(表7)脫離實施方式2范圍的比較例。鋼板No.13是終軋溫度比本發明范圍低，鐵素體平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率超過實施方式2范圍的上限，抗拉強度和擴孔率比目標低。鋼板No.14軋后的冷卻速度比實施方式2的范圍低，實質上不含碳化物的鐵素體晶粒的體積比率也超過實施方式2范圍的上限，擴孔率比目標低。

　　比較例的鋼板No.15，冷卻終止溫度比實施方式2的范圍高，鐵素體平均粒徑、碳化物平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率超出實施方式2范圍的上限，抗拉強度和擴孔率比目標低。比較例鋼板No.16，卷取溫度比實施方式2的范圍高，碳化物平均粒徑超出實施方式1范圍的上限，擴孔率比目標低。

　　鋼板No.17，冷軋壓下率比實施方式2的范圍低，殘留未再結晶組織，鐵素體晶粒不細化，抗拉強度也高，延伸率和擴孔率比目標低。鋼板No.18冷軋后的退火溫度比實施方式2的范圍高，碳化物平均粒徑、實質上不含碳化物的鐵素體晶粒體積比率超出實施方式2范圍的上限，擴孔率比目標低。此外延伸率也低。鋼板No.19，冷軋后的退火溫度比實施方式2的范圍低，碳化物的球化不充分，不能正確地測定粒徑，但碳化物平均粒徑明顯超過1.20μm，擴孔率比目標低。此外延伸率也低。

　　表5 質量％

　　下劃線部分發明范圍以外表6

　　下劃線部分發明范圍以外表7

　　下劃線部分發明范圍以外表8

　　下劃線部分發明范圍以外NG*由于球化不足而不能準確測定(碳化物平均粒徑＞1.2μm)

　　權利要求

　　1.高碳熱軋鋼板，按質量百分數計實質上由C0.20～0.48％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成，具有平均粒徑在6μm以下的鐵素體組織和平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物，所述鐵素體組織包括實質上不含碳化物的鐵素體晶粒，實質上不含所述碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下。

　　2.如權利要求1所述的高碳熱軋鋼板，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。

　　3.如權利要求1所述的高碳熱軋鋼板，所述鐵素體晶粒具有5％以下的體積比率。

　　4.如權利要求1所述的高碳熱軋鋼板，所述鐵素體晶粒具有5％以下的體積比率，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。

　　5.高碳冷軋鋼板，按質量百分數計實質上由C0.20～0.58％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成，具有平均粒徑在6μm以下的鐵素體組織和平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物，所述鐵素體組織包括實質上不含碳化物的鐵素體晶粒，實質上不含所述碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在15％以下。

　　6.如權利要求5所述的高碳冷軋鋼板，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。

　　7.如權利要求5所述的高碳冷軋鋼板，所述鐵素體晶粒具有10％以下的體積比率。

　　8.如權利要求5所述的高碳冷軋鋼板，所述鐵素體晶粒具有10％以下的體積比率，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒徑。

　　9.高碳熱軋鋼板的制造方法，是由把C0.20～0.48％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成的鋼，在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋的工序、把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度而且在620℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序、把冷卻的熱軋鋼板在600℃以下的卷取溫度進行卷取的工序、和把卷取的熱軋鋼板在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　10.如權利要求9所述的高碳熱軋鋼板的制造方法，所述冷卻工序由把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度下進行冷卻的工序構成，所述卷取工序是由把冷卻后的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度卷取的工序構成。

　　11.如權利要求9所述的高碳熱軋鋼板的制造方法，所述退火工序是由把卷取后的熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　12.如權利要求9所述的高碳熱軋鋼板的制造方法，所述冷卻工序由把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度下進行冷卻的工序構成，所述卷取工序是由把冷卻后的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度卷取的工序構成，所述退火工序是由把卷取后的熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　13.高碳冷軋鋼板的制造方法，是由把C0.20～0.58％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％、其余為鐵和不可避免的雜質構成的鋼，在(Ar3相變點-10℃)以上的終軋溫度進行熱軋的工序、把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度而且在620℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序、把冷卻的熱軋鋼板在600℃以下的卷取溫度進行卷取的工序、把卷取后的熱軋鋼板酸洗后，以30％以上的壓下率進行冷軋的工序、和把卷取的熱軋鋼板在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　14.如權利要求13所述的高碳冷軋鋼板的制造方法，所述冷卻工序由把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度下進行冷卻的工序構成，所述卷取工序是由把冷卻后的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度卷取的工序構成。

　　15.如權利要求13或14所述的高碳冷軋鋼板的制造方法，所述退火工序是由把熱軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　16.如權利要求13所述的高碳冷軋鋼板的制造方法，進而，在卷取工序后而且在冷軋工序前，具有在640℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序。

　　17.如權利要求16所述的高碳冷軋鋼板的制造方法，所述退火工序是由把冷軋鋼板在680℃以上Ac1相變點以下的退火溫度進行退火的工序構成。

　　18.如權利要求16或17所述的高碳冷軋鋼板的制造方法，所述冷卻工序由把熱軋后的鋼板以超過120℃/秒的冷卻速度而且在600℃以下的冷卻終止溫度下進行冷卻的工序構成，所述卷取工序是由把冷卻后的熱軋鋼板在500℃以下的卷取溫度卷取的工序構成。

　　全文摘要

　　高碳熱軋鋼板，按質量百分數計含有C0.20～0.48％、Si0.1％以下、Mn0.20～0.60％、P0.02％以下、S0.01％以下、sol.Al0.1％以下、N0.005％以下、B0.001～0.005％、Cr0.05～0.3％，其余為鐵和不可避免的雜質構成，具有平均粒徑在6μm以下的鐵素體組織和平均粒徑在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物。上述鐵素體組織包括實質上不含碳化物的鐵素體晶粒，實質上不含上述碳化物的鐵素體晶粒的體積比率在10％以下。制造方法，具有把熱軋后的鋼板以大于120℃/秒的冷卻速度而且620℃以下的冷卻終止溫度進行冷卻的工序、把冷卻的熱軋鋼板在600℃以下的卷取溫度進行卷取的工序、把卷取的熱軋鋼板在640℃以上Ac

　　文檔編號C21D8/04GK1598032SQ200410068318

　　公開日2005年3月23日 申請日期2004年8月27日 優先權日2003年8月28日

　　發明者藤田毅, 中村展之, 持田哲男, 清水哲雄, 飯塚俊治, 高橋紀隆 申請人:杰富意鋼鐵株式會社