一种高碳热轧钢板、冷轧钢板和它们的制造方法[工艺流程]

　　专利名称：高碳热轧钢板、冷轧钢板和它们的制造方法

　　技术领域：

　　本发明涉及高碳热轧钢板、冷轧钢板和它们的制造方法。特别涉及用于汽车结构部件等的高碳热轧钢板、冷轧钢板和它们的制造方法。

　　背景技术：

　　高碳钢板被用于工具或齿轮和变速器等的汽车部件。高碳钢板要实施冲裁、成形后进行淬火回火等热处理。进行这些部件加工的用户的要求之一是在冲裁后的成形中提高扩孔加工(burring)性能。此扩孔加工性能，作为冲压成形性能是用拉伸翻边性能(stretch-flangeformability)评价。因此，希望拉伸翻边性能优良的材料。此外，成形复杂形状的情况下，也要求作为延展性指标的拉伸特性良好。

　　这样，对提高高碳钢板的拉伸翻边性能，研究了几个技术。例如，特开平11-269552号公报发表了在经过冷轧的工艺中生产拉伸翻边性能优良的中·高碳钢板的方法。此方法使用由含C0.1～0.8质量％的钢构成、金属组织实质上为铁素体+珠光体组织(ferrite+pearlitestructure)、根据需要先共析铁素体面积比率在由C含量(质量％)确定的规定值以上、珠光体片层间距(pearlite lamellar spacing)在0.1μm以上的热轧钢板。此热轧钢板，以15％以上的压下率进行冷轧，然后制造的冷轧钢板进行3阶段式或2阶段式退火(two-stageannealing)。在3阶段式或2阶段式退火中，上述冷轧钢板在3阶段或2阶段温度范围长时间保温。

　　另外，特开平11-269553号公报发表了由含C0.1～0.8质量％的钢构成、先共析铁素体面积比率(％)在由C含量确定的规定值以上、先共析铁素体+珠光体组织(pro-eutectoid ferrite+pearlite structure)的热轧钢板，连续进行第1阶段加热保温和第2阶段加热保温而进行退火的技术。

　　进而特开2003-13145号公报发表了拉伸翻边性能优良的高碳热轧钢板。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，以冷却速度大于120℃/秒而且冷却终止温度在650℃以下进行冷却，然后在600℃以下的卷取温度进行卷取，酸洗后，在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度下进行退火。控制碳化物平均粒径在0.1μm以上小于1.2μm、不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下。

　　此外，特开2003-13144号公报发表了拉伸翻边性能优良的高碳冷轧钢板。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，以冷却速度大于120℃/秒而且冷却终止温度在650℃以下进行冷却，然后在600℃以下的卷取温度进行卷取，酸洗后，以30％以上的冷轧压下率进行冷轧，制造的冷轧钢板在600℃以上Ac1相变点以下的退火温度下进行退火。控制碳化物平均粒径在0.1μm以上小于2.0μm、不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在15％以下。

　　特开平11-269552号公报和特开平11-269553号公报所述的钢板，铁素体组织由先共析铁素体构成，由于实质上不含碳化物，软而且延展性优良，但是拉伸翻边性能未必好。其原因认为如下。冲裁加工时，由于在冲裁端面附近先共析铁素体部分产生大的变形，在先共析铁素体和含球状碳化物的铁素体中变形量有很大差别。其结果，在这些变形量差别大的晶粒的晶界附近产生应力集中，在球状化组织和铁素体的界面产生空腔。由于它发展成裂纹，结果使拉伸翻边性能恶化。

　　作为解决的方法，考虑通过加强球化退火(spheroidizingannealing)使整体软化。可是加强球化退火的情况下，球化后的碳化物变得粗大，加工时成为产生空腔的起点，同时在加工后的热处理阶段碳化物难以溶解，带来淬火强度的降低。

　　另外，最近从提高生产率的观点考虑，对加工水平的要求变得更加严格。因此，即使对高碳钢板的扩孔加工，由于增加加工程度等，冲裁端面容易产生裂纹。从而高碳钢板也要求高的拉伸翻边性能。

　　鉴于这些情况，本发明人以提供不用需要长时间的多阶段退火就可以制造的、冲裁端面难以产生裂纹的、拉伸翻边性能优良的高碳钢板为目的，开发了特开2003-13145号公报和特开2003-13144号公报所述的技术。利用这些技术可以制造拉伸翻边性能优良的高碳热轧钢板或高碳冷轧钢板。

　　最近，对用于驱动系统部件等用途，从耐久性好、重量轻的观点考虑，用一体成形部件等即使不进行热处理的部件也能使强度提高，作为原料钢板的抗拉强度(TS)要求440MPa以上的强度。而且在提出这样要求的同时，为了降低部件的制造成本，要求提供热轧钢板。

　　在一体成形中有10几个冲压工序，由于不仅仅是翻边加工，是拉胀、弯曲等成形模式复杂地组合的成形，所以同时要求拉伸翻边性能和延展性能两方面的性能。

　　可是用特开2003-13145号公报和特开2003-13144号公报所述的技术要达到TS≥440MPa(换算成HRB硬度在73度以上)的话，未必能得到足够的拉伸翻边性能。也就是用扩孔率(λ)评价拉伸翻边性能，希望λ≥70％，最好λ≥75％，但用上述技术不能同时稳定确保TS和拉伸翻边性能的要求。此外，用上述技术中没有谈到延展性的问题。

　　发明内容

　　本发明的目的是提供在冲裁端面难以产生裂纹、具有440MPa以上的抗拉强度的同时，满足扩孔率λ≥70％、进而延伸率在35％以上的具有优良拉伸翻边性能的高碳热轧钢板、冷轧钢板和它们的制造方法。

　　为了达到上述目的，本发明提供按质量百分数计实质上由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％、其余为铁和不可避免的杂质构成的高碳热轧钢板。此高碳热轧钢板具有平均粒径在6μm以下的铁素体组织和平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物。上述铁素体组织包括实质上不含碳化物的铁素体晶粒，实质上不含上述碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下。

　　希望该碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。希望此铁素体晶粒具有5％以下的体积比率。进而希望此铁素体晶粒具有5％以下的体积比率，而且此碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。

　　此外，本发明提供按质量百分数计实质上由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％、其余为铁和不可避免的杂质构成的高碳冷轧钢板。此高碳冷轧钢板具有平均粒径在6μm以下的铁素体组织和平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物。上述铁素体组织包括实质上不含碳化物的铁素体晶粒，实质上不含上述碳化物的铁素体晶粒的体积比率在15％以下。

　　希望该碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。希望此铁素体晶粒具有10％以下的体积比率。进而希望此铁素体晶粒具有10％以下的体积比率，而且此碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。

　　本发明提供由热轧(hot rolling)工序、冷却工序、卷取(coiling)工序和退火(annealing)构成的高碳热轧钢板的制造方法。

　　热轧工序是把按质量百分数计实质上由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％、其余为铁和不可避免的杂质构成的钢，在(Ar3相变点-10℃)以上的终轧温度(finishing temperature)进行热轧而构成。冷却工序是把热轧后的钢板以大于120℃/秒的冷却速度而且在620℃以下的冷却终止温度进行冷却而构成。卷取工序是把冷却的热轧钢板在600℃以下的卷取温度进行卷取而构成。退火工序是把卷取的热轧钢板在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火而构成。

　　希望此冷却工序是由把热轧后的钢板以大于120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序构成，此卷取工序是由把冷却的热轧钢板在500℃以下的卷取温度进行卷取的工序构成。

　　希望此退火工序是由把卷取的热轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　进而，希望此冷却工序是由把热轧后的钢板以大于120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序构成，此卷取工序是由把冷却的热轧钢板在500℃以下的卷取温度进行卷取的工序构成，此退火工序是由把卷取的热轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　进而，本发明提供由热轧工序、冷却工序、卷取工序、冷轧工序和退火工序构成的高碳冷轧钢板的制造方法。热轧工序是把按质量百分数计实质上由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％、其余为铁和不可避免的杂质构成的钢，在(Ar3相变点-10℃)以上的终轧温度进行热轧的工序构成。冷却工序是由把热轧后的钢板以大于120℃/秒的冷却速度而且在620℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序构成。卷取工序是由把冷却的热轧钢板在600℃以下的卷取温度进行卷取的工序构成。冷轧工序是由把卷取后的热轧钢板酸洗后，以30％以上的压下率进行冷轧的工序构成。退火工序是由把卷取的热轧钢板在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　希望此冷却工序是由把热轧后的钢板以大于120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序构成，此卷取工序是由把冷却的热轧钢板在500℃以下的卷取温度进行卷取的工序构成。

　　希望此退火工序是由把热轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　该高碳冷轧钢板的制造方法，进而，希望在卷取工序后而且在冷轧工序前，具有在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序。上述退火工序希望由把卷取的热轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。在此高碳冷轧钢板的制造方法中，希望此冷却工序是由把热轧后的钢板以大于120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序构成，此卷取工序是由把冷却的热轧钢板在500℃以下的卷取温度进行卷取的工序构成。

　　图1为表示实施方式1的Mn含量和淬火后的硬度之间关系的图。

　　图2为表示实施方式2的Mn含量和淬火后的硬度之间关系的图。

　　具体实施例方式

　　实施方式1实施方式1提供按质量百分数计其组成含有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％，其余为铁和不可避免的杂质的组织，具有铁素体平均粒径在6μm以下、碳化物平均粒径在0.1μm以上1.20μm、实质上不含上述碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下的组织的高碳热轧钢板。希望碳化物平均粒径在0.5μm以上小于1.20μm。希望铁素体晶粒的体积比率在5％以下。

　　进而，实施方式1提供把具有上述成分的钢，在(Ar3相变点-10℃)以上的终轧温度进行热轧，然后以大于120℃/秒的冷却速度而且在620℃以下的冷却终止温度进行冷却，接着在600℃以下的卷取温度进行卷取，之后在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的高碳热轧钢板的制造方法。希望在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行上述退火。希望在600℃以下的冷却终止温度下进行上述冷却，在500℃以下的卷取温度下进行卷取。

　　实施方式1的高碳热轧钢板和它的制造方法，是就成分和显微组织对高碳钢板的拉伸翻边性能和延展性能的影响进行专心研究中得到的。在此过程中发现影响钢板的拉伸翻边性能和延展性能影响的因素，不仅是成分和碳化物的形状和量，碳化物的分散形态也有很大影响。

　　另外，清楚了通过分别控制作为碳化物形状的碳化物平均粒径和作为碳化物分散状态的实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率，提高高碳热轧钢板的拉伸翻边性能的问题。进而发现，通过控制成分和铁素体粒径，可以在高水平稳定地兼顾拉伸翻边性能和强度，再规定和控制碳化物粒径，可以稳定提高延伸率。在此认识的基础上研究了控制上述组织的制造方法，确定了拉伸翻边性能和延展性能优良的高碳热轧钢板的制造方法。

　　下面对实施方式1的构成因素进行说明。

　　C含量0.20～0.48(质量％，以下相同)C是形成碳化物，影响淬火后的硬度的重要元素。可是如果C含量小于0.20％的话，在热轧后的组织中明显生成先共析铁素体，使实质上不含碳化物的铁素体晶粒增加，碳化物的分布变得不均匀。此外，铁素体晶粒也变得粗大。进而在这种情况下，淬火后也不能得到作为机械构造用部件足够的强度。另一方面，C含量超过0.48％的话，即使退火后拉伸翻边性能和延展性能也低。因此，C含量规定在0.20％以上0.48％以下。

　　Si0.1％以下Si是提高淬透性的同时利用固溶强化(solid solutionstrengthening)提高材料强度的元素，所以希望含0.005％以上。可是含量超过0.1％的话，容易生成先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒增加，拉伸翻边性能恶化。因此，限制Si含量在0.1％以下。

　　Mn0.20～0.60％Mn和Si一样是提高淬透性同时利用固溶强化提高材料强度的元素。此外，是以MnS的形式固定S，防止板坯热裂的重要元素。众所周知，Mn含量对淬透性有很大影响。因此，就Mn含量对本发明的添加B、Cr的钢中的淬透性的影响进行了研究。

　　把由C0.34％、Si0.04％、Mn0.10～0.90％、P0.01％、S0.005％、sol.Al0.03％、N0.0040％、B0.0025％、Cr0.25％构成的钢溶解后，在加热温度1250℃、热轧的终轧温度880℃、卷取温度560℃进行热轧。然后在710℃保温40h的条件下进行退火，制成板厚5.0mm的钢板。把得到的钢板切成50×100mm的大小后，用加热炉升温到820℃保温10秒之后淬入约20℃的油中。在淬火后的试验片上用洛氏硬度C(HRc)测定10点硬度，评价淬透性。把平均硬度(HRc)50以上评价为良好。得到的结果示于图1。

　　图1为表示Mn含量与淬火后的硬度关系的图。根据图1可以看出Mn含量在0.20％以上能确保硬度(HRc)在50以上，进而Mn含量在0.35％以上硬度(HRc)达到55，可以更稳定地得到更高的淬火硬度。

　　另外，从提高材料强度、以MnS的形式固定S、防止板坯热裂的观点看，在Mn含量小于0.20％的情况下这些效果小，同时有利于先共析铁素体生成，使铁素体粗大。

　　另一方面，超过0.60％的话，能得到抗拉强度，但明显容易生成偏析带的锰带，拉伸翻边性能和延伸率恶化。

　　根据上述原因Mn含量规定在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，使韧性降低，所以是要尽可能减少的元素。可是P含量在0.02％以下是能够允许的，所以限制P含量在0.02％以下。

　　S0.01％以下S与Mn形成MnS，使拉伸翻边性能恶化，所以是要尽可能减少的元素。可是S含量在0.01％以下是能够允许的，所以限制S含量在0.01％以下。

　　sol.Al0.1％以下Al作为脱氧剂使用，使钢的洁净度提高，所以在炼钢阶段添加，在钢中一般sol.Al大约含0.005％以上。另一方面，即使添加Al的程度使sol.Al含量超过0.1％，提高洁净度的效果饱和，而成本增加。因此钢中的sol.Al含量规定在0.1％以下。

　　N0.005％以下N形成BN，使对淬透性有效的固溶B含量减少，降低淬透性，所以是要尽可能减少的元素。可是由于N含量在0.005％以下是能够允许的，所以限制N含量在0.005％以下。

　　B0.001～0.005％B在热轧后的冷却过程中抑制先共析铁素体的生成，是提高拉伸翻边性能的同时提高淬透性的重要元素。可是B含量小于0.001％的情况下，不能得到充分的效果。另一方面，超过0.005％的话，效果饱和的同时使热轧的负荷提高，操作性降低。因此，规定B含量在0.001％以上0.005％以下。

　　Cr0.05～0.3％Cr与B相同，在热轧后的冷却过程中抑制先共析铁素体的生成，是提高拉伸翻边性能的同时提高淬透性的重要元素。可是Cr含量小于0.05％的情况下，不能得到充分的效果。另一方面，即使超过0.3％的话，淬透性提高，但抑制先共析铁素体的生成的作用饱和，同时成本增加。因此，规定Cr含量在0.05％以上0.3％以下。

　　下面对实施方式1的钢板组织进行说明。

　　铁素体平均粒径6μm以下铁素体平均粒径是影响拉伸翻边性能和材料强度的重要因素，是实施方式1中重要的条件。通过使铁素体晶粒微细化，可以不恶化拉伸翻边性能而使强度提高。也就是通过使铁素体平均粒径在6μm以下，可以确保材料抗拉强度在440MPa以上，同时得到优良的拉伸翻边性能。另一方面，由于形成小于1.0μm的微细晶粒的话，强度显著提高，存在有冲压加工时增大负荷的可能性，所以希望下限定为1.0μm以上。铁素体粒径可以利用制造条件、特别是终轧温度、冷却终止温度进行控制。

　　碳化物平均粒径0.1μm以上而且小于1.20μm碳化物平均粒径一般对加工性能和扩孔加工中空腔的产生有很大影响。碳化物微细化能抑制空腔的产生，但是碳化物平均粒径小于0.1μm的话，随硬度的增加延展性能降低，因此拉伸翻边性能也降低。另一方面，随着碳化物平均粒径的增加，加工性能一般提高，但是在1.20μm以上的话，由于扩孔加工中空腔的产生使拉伸翻边性能降低。因此，把碳化物平均粒径控制在0.1μm以上而且小于1.20μm。进而通过把碳化物平均粒径控制在0.5μm以上而且小于1.20μm，可以抑制强度的增加，同时延伸率增加，能够得到优良的拉伸性能。因此，优选0.5μm以上而且小于1.20μm。此外，碳化物平均粒径可以利用制造条件，特别是冷却终止温度、卷取温度和退火温度进行控制。其中，关于碳化物粒径是把碳化物长径和短径的平均值作为每个碳化物的粒径，把每个碳化物的粒径平均的值规定为碳化物的平均粒径。

　　碳化物的分散状态实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下通过使碳化物的分散状态均匀，如前所述可以缓和扩孔加工时冲裁端面上的应力集中，可以抑制空腔的产生。通过使实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下，可以使碳化物的分散状态均匀，能显著提高拉伸翻边性能。因此，规定实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下。进而使实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在5％以下，可以使碳化物的分散状态更加均匀，得到非常优良的拉伸翻边性能。因此，希望规定在5％以下。另一方面，本成分系统是亚共析钢，考虑到完全抑制先共析铁素体是困难的，希望实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率下限规定为1％。再有碳化物的分散状态，也就是实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率，可以利用制造条件，特别是终轧温度、轧后的冷却速度、冷却终止温度和卷取温度进行控制。

　　其中，实质上不含碳化物的铁素体晶粒是指用一般的光学显微镜观察金属组织检测不到碳化物的铁素体晶粒，是指即使用扫描电子显微镜在低倍率下也检测不到碳化物的铁素体晶粒。即，在本发明中的实质上不含碳化物的铁素体晶粒规定为把钢板试样的板厚断面研磨，用硝酸酒精腐蚀液腐蚀后，即使用扫描电子显微镜在1000倍下观察，也检测不到碳化物的铁素体晶粒。这样的铁素体晶粒是热轧后作为先共析铁素体生成的部分，即使在退火后的状态下，在晶内也不能观察到碳化物，即可以说是实质上不含碳化物的铁素体晶粒。

　　下面对限定实施方式1的制造条件的原因进行说明。

　　热轧的终轧温度(Ar3相变点-10℃)以上钢在热轧时的终轧温度小于(Ar3相变点-10℃)的情况下，由于一部分铁素体发生相变，实质上不含碳化物的铁素体晶粒增加，拉伸翻边性能恶化。此外，由于铁素体晶粒显著粗大化，铁素体平均粒径超过6μm，所以拉伸翻边性能恶化的同时强度降低。因此，规定热轧的终轧温度在(Ar3相变点-10℃)以上。这样可以实现组织的均匀和微细化，可以实现提高拉伸翻边性能和强度。另一方面，终轧温度的上限没有特别的限定，但在超过1000℃的高温的情况下，容易产生氧化铁皮性的缺陷，所以希望在1000℃以下。此外，Ar3相变点(℃)可以用下式计算。

　　Ar3＝930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr(1)其中，式中的元素符号分别表示各元素的含量(质量％)。

　　热轧后的冷却条件冷却速度＞120℃/秒在本发明中，为了减少相变后的先共析铁素体晶粒的体积比率，在轧后进行快冷(冷却)。热轧后的冷却方法是缓冷的话，奥氏体的过冷度小，生成大量先共析铁素体。冷却速度在120℃/秒以下的情况下，明显生成先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒超过10％，拉伸翻边性能恶化。因此，轧后冷却的冷却速度规定大于120℃/秒。另一方面，冷却速度的上限从设备能力考虑希望为700℃/秒。

　　其中所谓的冷却速度是指从终轧后的冷却开始到冷却停止的平均冷却速度。此外，终轧后一般在3秒内开始冷却，但从使相变后的铁素体晶粒和珠光体等进一步微细化，进一步提高加工性能的观点，希望终轧后在大于0.1秒小于1.0秒的时间内开始冷却。

　　冷却终止温度620℃以下热轧后冷却的冷却终止温度高的情况下，到卷取的冷却中生成铁素体，同时珠光体的聚集组织和片层间距增加。因此，退火后铁素体晶粒粗大化，同时不能得到微细的碳化物，强度降低，拉伸翻边性能恶化。冷却终止温度高于620℃的情况下，实质上不含碳化物的铁素体晶粒超过10％，拉伸翻边性能恶化。因此，轧后冷却的冷却终止温度规定在620℃以下。进而，在使实质上不含碳化物的铁素体晶粒在5％以下的情况下，希望冷却终止温度规定在600℃以下。另一方面，冷却终止温度的下限没有特别的限定，但温度越低钢板的形状越恶化，所以希望规定为200℃。

　　卷取温度600℃以下终止冷却后卷取钢板，卷取温度越高珠光体的片层间距越大。因此，退火后的碳化物粗大化，卷取温度超过600℃的话，拉伸翻边性能恶化。因此，规定卷取温度在600℃以下。进而通过使卷取温度在500℃以下，可以使碳化物的分散状态更均匀，得到非常优良的拉伸翻边性能，所以希望规定在500℃以下。另一方面，卷取温度的下限没有特别的规定，但温度越低钢板的形状越恶化，所以希望规定在200℃以上。

　　为了使碳化物的分散更均匀，得到优良的拉伸翻边性能，希望使冷却终止温度在600℃以下进行冷却，同时在500℃以下的卷取温度下进行卷取。

　　退火温度640℃以上Ac1相变点以下为了使碳化物球化，对上述得到的热轧钢板进行退火。退火温度小于640℃的情况下，碳化物球化不充分或碳化物平均粒径小于0.1μm，拉伸翻边性能恶化。另一方面，退火温度超过Ac1相变点的情况下，一部分奥氏体化，冷却中再一次生成珠光体，所以拉伸翻边性能恶化。此外，延伸率也恶化。根据上述原因规定退火温度在640℃以上Ac1相变点以下。进而通过使退火温度在680℃以上，可以使碳化物平均粒径在0.5μm以上，得到高的延伸率，还可以得到更优良的拉伸翻边性能。因此，希望规定在680℃以上Ac1相变点以下。此外，Ac1相变点(℃)可以用下式计算。

　　Ac1＝754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr(2)其中式中的元素符号分别表示各元素的含量(质量％)。

　　实施方式1的高碳钢的成分调制中，转炉或电炉都可以使用。把这样成分调制的高碳钢利用铸锭-开坯轧制或连续铸造制成钢坯。对此钢坯进行热轧，此时板坯加热温度为了避免氧化铁皮造成的表面状态恶化，希望规定在1300℃以下。

　　此外，热轧时也可以省略粗轧进行终轧，也可以把连铸板坯直接轧制或为了防止温度降低进行保温的同时进行轧制的直接轧制。希望为了保证终轧温度，也可以在热轧中利用长条形加热器对轧件进行加热。为了促进球化或降低硬度，也可以用缓冷罩等手段对卷取后的钢卷进行保温。

　　进行卷取成为热轧钢板后，希望按一般的方法进行酸洗后进行退火。关于退火采用箱式退火、连续退火都可以。此后，根据需要进行平整。由于平整对淬透性没有影响，所以对平整的条件没有限制。

　　按上述方法可以得到拉伸翻边性能优良或进而延展性也优良的高碳热轧钢板。上面介绍的是本发明制造方法的一个实施方式，并不限定于此。

　　这样制造的高碳热轧钢板具有优良的拉伸翻边性能的原因认为如下。冲裁端面部分的内部组织对拉伸翻边性能有很大影响。特别是在实质上不含碳化物的铁素体晶粒(热轧后的先共析铁素体)多的情况下，确认了在与球化组织部分的界面产生裂纹。

　　观察显微组织的行为后发现，冲裁加工时在碳化物的界面明显由于应力集中产生空腔。碳化物尺寸越大、实质上不含碳化物的铁素体晶粒越多，此应力集中越大。扩孔加工时这些空腔连接成裂纹。

　　这样不仅通过对制造条件的控制，而且对碳化物平均粒径和实质上不含碳化物的铁素体晶粒所占的比例的控制，可以减小应力集中，减少空腔的形成。

　　实施例1

　　把具有表1所示化学成分的钢的连铸板坯，在加热温度1250℃、热轧的终轧温度为880℃、终轧后到开始冷却的时间为0.7秒、热轧后的冷却速度为150℃/秒、冷却终止温度为610℃、卷取温度为560℃的条件进行热轧。然后酸洗，进行在710℃保温40h的箱式退火，制造了板厚5.0mm的钢板。其中，钢No.A～E和N的化学成分(组成)在实施方式1的范围内，钢No.F～M为组成脱离实施方式1范围的比较例。

　　从这些钢板上取样，进行测定铁素体平均粒径、碳化物平均粒径和碳化物的分散状态、拉伸翻边性能的评价和拉伸试验。各试验、测定方法和条件如下。

　　(i)铁素体平均粒径、碳化物平均粒径和其分散状态把试样板厚断面研磨、用硝酸酒精腐蚀液腐蚀后，用扫描电子显微镜拍摄显微组织，测定标记的特性值。

　　首先，关于铁素体平均粒径，对用上述扫描电子显微镜在1000倍下拍摄的组织照片按JIS标准G0552规定的铁素体晶粒度试验方法中的截断法进行了测定。

　　关于碳化物平均粒径，同样使用在3000倍下拍摄的组织照片，在实际面积0.01mm2范围内，在板厚方向划20根100mm的线，对与这些线交叉的碳化物的长径和短径进行测定，两者的平均值作为碳化物的粒径，再求出测定的全部碳化物粒径的平均值作为碳化物平均粒径。

　　另外，关于碳化物的分散状态，对上述用1000倍拍摄的组织照片，测定没有观察到碳化物的铁素体晶粒的面积比率，以此作为实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比，作为碳化物的分散状态的指标。

　　(ii)拉伸翻边性能的评价使用冲杆直径d0＝10mm、模具孔径12mm(间隙20％)的冲裁工具进行冲裁，然后进行扩孔试验。扩孔试验用平底圆筒形冲杆(50mmφ、5R(肩部半径为5mm))用压上的方法进行，测定在孔边缘产生贯通板厚裂纹时的孔径db(mm)，求出用下式定义的扩孔率λ(％)。

　　λ＝100×(db-d0)/d0(3)(iii)拉伸试验沿与轧制方向成90°方向(C方向)取JIS5号试验片，以拉伸速度10mm/min进行拉伸试验，测定抗拉强度和延伸率。

　　从以上的试验结果得到的铁素体平均粒径、碳化物平均粒径和碳化物的分散状态、拉伸翻边性能和抗拉强度示于表2。其中，拉伸翻边性能用上述的式(3)的扩孔率λ进行评价。在本发明中，分别以抗拉强度TS在440MPa以上、扩孔率λ在70％以上(板厚为5.0mm)为目标。此外，要求优良延展性情况下的延伸率以35％以上为目标。

　　在表2中，钢No.A～E和N的化学成分(组成)在实施方式1的范围内，是铁素体平均粒径在6μm以下、碳化物平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率在10％以下的发明例。它们达到了抗拉强度(TS)在440MPa以上、扩孔率λ在70％以上的实施方式1的目标。此外，由于碳化物平均粒径在0.5μm以上，所以延伸率达到35％以上。

　　与此相反，表2的钢No.F～M是化学成分(组成)脱离实施方式1范围的比较例。钢No.F，其C含量低，铁素体平均粒径、碳化物平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率超出实施方式1的范围，抗拉强度小于440MPa，扩孔率也比目标低。钢No.G，其C含量高，组织在实施方式1的范围，但扩孔率比目标低。此外，延伸率也低。钢No.H的Si和P高，钢No.L、M的B、Cr分别低，都产生大量先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率超出实施方式1的上限10％，扩孔率比目标低。

　　比较例的钢No.I由于Mn低，生成大量先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率比实施方式1的范围高，进而铁素体平均粒径超过6μm，强度和扩孔率比目标低。钢No.J由于Mn高，产生带状组织，所以扩孔率比目标低。此外，延伸率也低。钢No.K的S高，MnS增大，扩孔率大幅度降低。

　　实施例2在上述表1中所示的钢中，把发明例的钢No.A、C的连续铸造板坯加热到1250℃后，利用表3所示的条件进行热轧、然后酸洗、退火，制造板厚5.0mm的钢板。其中，钢板No.1～8为制造条件在实施方式1的范围内的发明例，钢板No.9～16是制造条件脱离实施方式1范围的比较例。

　　从这些钢板上取样，与实施例1相同，进行铁素体平均粒径、碳化物平均粒径和碳化物的分散状态的测定、拉伸翻边性能的测定和拉伸试验。各试验、测定方法和条件与实施例1相同。结果示于表4。

　　在表4中，制造条件在实施方式1范围内的钢板No.1～8，铁素体平均粒径在6μm以下、碳化物平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率在10％以下，是发明例的钢板。

　　这些发明例的钢板，达到了抗拉强度(TS)在440MPa以上、扩孔率λ在70％以上的本发明的目标。其中，钢板No.1、3、5、7退火温度在680℃以上，是本发明制造条件的理想范围，因为碳化物平均粒径在0.5μm以上，可以得到高的延伸率(35％以上)。其中，特别是钢板No.3、7冷却终止温度在600℃以下、卷取温度在500℃以下、退火温度在680℃以上，是本发明制造条件的理想范围，实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在5％以下、碳化物平均粒径在0.5μm以上，可以在得到高的扩孔率(85％以上)的同时，得到高的延伸率(35％以上)。

　　与此相反，表4中的钢板No.9～16是制造条件脱离实施方式1范围的比较例。钢板No.9、13是终轧温度比实施方式1的范围低，铁素体平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率超过实施方式1范围的上限，抗拉强度和扩孔率比目标低。钢板No.10、14轧后的冷却速度比实施方式1的范围低，实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率也超过实施方式1范围的上限，扩孔率比目标低。

　　比较例的钢板No.11、15，冷却终止温度和卷取温度比实施方式1的范围高，铁素体平均粒径、碳化物平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率超出实施方式1范围的上限，抗拉强度和扩孔率比目标低。钢板No.12，退火温度比本发明的范围高，碳化物平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率也超出实施方式1范围的上限，扩孔率比目标低。此外，延伸率也低。钢板No.16，退火温度比实施方式1的范围低，碳化物的球化不充分，不能正确地测定粒径，但碳化物平均粒径明显超过1.2μm，扩孔率大幅度降低。此外，延伸率也低。

　　通过采用实施方式1的高碳热轧钢板，在以小齿轮为代表的变速器部件等的加工中，可以提高加工程度，其结果，省略了制造工序，可以以低的成本制造部件等。

　　表1 质量％

　　下划线部分发明范围以外表2

　　下划线部分发明范围以外表3

　　下划线部分发明范围以外表4

　　下划线部分发明范围以外NG*由于球化不足而不能准确测定(碳化物平均粒径＞1.2μm)

　　实施方式2实施方式2提供按质量百分数计其组成含有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％，其余为铁和不可避免的杂质，具有铁素体平均粒径在6μm以下、碳化物平均粒径在0.1μm以上1.20μm、实质上不含上述碳化物的铁素体晶粒的体积比率在15％以下组织的高碳冷轧钢板。希望碳化物平均粒径在0.5μm以上小于1.20μm。希望铁素体晶粒的体积比率在10％以下。

　　另外，实施方式2提供把上述成分的钢，在终轧温度(Ar3相变点-10℃)以上的终轧温度进行热轧，然后以大于120℃/秒的冷却速度而且620℃以下的冷却终止温度进行冷却，接着在600℃以下的卷取温度进行卷取，以30％以上的压下率进行冷轧，在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的高碳冷轧钢板的制造方法。希望在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行上述退火。希望在600℃以下的冷却终止温度下进行上述冷却，在500℃以下的卷取温度下进行卷取。在上述制造方法中，也可以在卷取后冷轧前进而在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火。

　　实施方式的高碳冷轧钢板和它的制造方法，是就成分和显微组织对高碳钢板的拉伸翻边性能和延展性能的影响进行专心研究中得到的。在此过程中，发现影响钢板的拉伸翻边性能和延展性能影响的因素不仅是组成和碳化物的形状，碳化物的分散形态也有很大影响。

　　此外，清楚了通过分别控制作为碳化物形状的碳化物平均粒径和作为碳化物分散状态的实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率，提高高碳冷轧钢板的拉伸翻边性能的问题。进而，发现通过控制组成和铁素体粒径，可以在高水平稳定地兼顾拉伸翻边性能和强度，进而规定和控制碳化物粒径，可以稳定提高延伸率。在此认识的基础上研究了控制上述组织的制造方法，确定了拉伸翻边性能和延展性能优良的高碳热轧钢板的制造方法。

　　下面对实施方式2的构成主要因素进行说明。

　　C含量0.20～0.58(质量％，以下相同)C是形成碳化物，影响淬火后的硬度的重要元素。可是C含量小于0.20％的情况下，在热轧后的组织中明显生成先共析铁素体，使实质上不含碳化物的铁素体晶粒增加，碳化物的分布变得不均匀。此外，铁素体晶粒也变得粗大。进而在这种情况下，淬火后也不能得到作为机械构造用部件足够的强度。另一方面，C含量超过0.58％的话，即使退火后拉伸翻边性能和延展性能也低。因此，C含量规定在0.20％以上0.58％以下。

　　Si0.1％以下Si是提高淬透性同时利用固溶强化提高材料强度的元素，所以希望含0.005％以上。可是含量超过0.1％的话，容易生成先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒增加，拉伸翻边性能恶化。因此，限制Si含量在0.1％以下。

　　Mn0.20～0.60％Mn和Si一样是提高淬透性同时利用固溶强化提高材料强度的元素。此外，与S形成MnS固定S，是防止板坯热裂的重要元素。众所周知，Mn含量对淬透性有很大影响。因此，就Mn含量对本发明的添加B、Cr的钢的淬透性的影响进行了研究。

　　把由C0.36％、Si0.03％、Mn0.10～0.90％、P0.01％、S0.003％、sol.Al0.03％、N0.0040％、B0.0025％、Cr0.25％构成的钢溶解后，在加热温度1250℃、热轧的终轧温度880℃、卷取温度560℃下进行热轧。然后以50％的压下率进行冷轧，在710℃保温40h的条件下进行退火，制成板厚2.5mm的钢板。把得到的钢板切成50×100mm的大小，然后用加热炉升温到820℃保温10秒后淬入约20℃的油中。在淬火后的试验片上用洛氏硬度C(HRc)测定10点硬度，评价淬透性。把平均硬度(HRc)50以上评价为良好。得到的结果示于图2。

　　图2为表示Mn含量和淬火后硬度关系的图。根据图2可以看出Mn含量在0.20％以上的情况下能确保硬度(HRc)50以上，Mn含量在0.35％以上的情况下硬度(HRc)能达到55，可以稳定地得到更高的淬火硬度。

　　另外，从提高材料强度、形成MnS固定S、防止板坯热裂的观点看，在Mn含量小于0.20％的情况下这些效果小，同时有利于先共析铁素体生成，使铁素体粗大化。

　　另一方面，超过0.60％的话，得到抗拉强度，但明显容易生成偏析带的锰带，拉伸翻边性能和延伸率恶化。

　　根据上述原因Mn含量规定在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，使韧性降低，是要尽可能减少的元素。可是由于P含量在0.02％以下是能够允许的，所以限制P含量在0.02％以下。

　　S0.01％以下S与Mn形成MnS，使拉伸翻边性能恶化，所以是要尽可能减少的元素。可是由于S含量在0.01％以下是能够允许的，所以限制S含量在0.01％以下。

　　sol.Al0.1％以下Al作为脱氧剂使用，使钢的洁净度提高，所以在炼钢阶段添加，在钢中一般sol.Al大约含0.005％以上。另一方面，即使添加Al的程度使sol.Al含量超过0.1％，提高洁净度的效果饱和，而成本增加。因此钢中的sol.Al含量规定在0.1％以下。

　　N0.005％以下N形成BN，使对淬透性有效固溶B含量减少，降低淬透性，所以是要尽可能减少的元素。可是由于N含量在0.005％以下是能够允许的，所以限制N含量在0.005％以下。

　　B0.001～0.005％B在热轧后的冷却过程中抑制先共析铁素体的生成，是提高拉伸翻边性能的同时提高淬透性的重要元素。可是B含量小于0.001％的情况下，不能得到充分的效果。另一方面，超过0.005％的话，效果饱和的同时使热轧的负荷提高，操作特性降低。因此规定B含量在0.001％以上0.005％以下。

　　Cr.0.05～0.3％Cr与B相同，在热轧后的冷却过程中抑制先共析铁素体的生成，是提高拉伸翻边性能的同时提高淬透性的重要元素。可是Cr含量小于0.05％的情况下不能得到充分的效果。另一方面，即使超过0.3％，淬透性提高，但抑制先共析铁素体的生成的作用饱和，同时成本增加。因此规定Cr含量在0.05％以上0.3％以下。

　　下面对钢板组织进行说明。

　　铁素体平均粒径6μm以下铁素体平均粒径是影响拉伸翻边性能和材料强度的重要因素，是实施方式2中重要的条件。通过使铁素体晶粒微细化，可以不恶化拉伸翻边性能而使强度提高。也就是通过使铁素体平均粒径在6μm以下，可以确保材料抗拉强度在440MPa以上，同时得到优良的拉伸翻边性能。另一方面，由于形成小于1.0μm的微细晶粒的话，强度显著提高，存在有冲压加工时负荷增大的可能性，所以希望在1.0μm以上。铁素体粒径可以利用制造条件，特别是终轧温度、冷却终止温度进行控制。

　　碳化物平均粒径0.1μm以上而且小于1.20μm碳化物平均粒径一般对加工性能和扩孔加工中空腔的产生有很大影响。碳化物微细化能抑制空腔的产生，但是碳化物平均粒径小于0.1μm的话，随硬度的增加延展性能降低，因此拉伸翻边性能也降低。另一方面，随着碳化物平均粒径的增加，加工性能一般提高，但是在1.20μm以上的话，由于扩孔加工中空腔的产生使拉伸翻边性能降低。因此，把碳化物平均粒径控制在0.1μm以上而且小于1.20μm。进一步通过把碳化物平均粒径控制在0.5μm以上而且小于1.20μm，可以抑制强度的增加，同时延伸率增大，能够得到优良的拉伸性能。因此，希望规定在0.5μm以上而且小于1.20μm。此外，碳化物平均粒径可以利用制造条件，特别是冷却终止温度、卷取温度和退火温度进行控制。其中，关于碳化物粒径是把碳化物长径和短径的平均值作为每个碳化物的粒径，把每个碳化物的粒径平均的值规定为碳化物的平均粒径。

　　碳化物的分散状态实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在15％以下通过使碳化物的分散状态均匀，如前所述可以缓和扩孔加工时冲裁端面上的应力集中，可以抑制空腔的产生。通过使实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在15％以下，可以使碳化物的分散状态均匀，能显著提高拉伸翻边性能。因此，规定实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在15％以下。进一步使实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下，使碳化物的分散状态更加均匀，可以得到非常优良的拉伸翻边性能。因此希望规定在10％以下。另一方面，本成分系统是亚共析钢，考虑到完全抑制先共析铁素体是困难的，希望实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率下限规定为1％。再有碳化物的分散状态也就是实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率可以利用制造条件，特别是终轧温度、轧后的冷却速度、冷却终止温度和卷取温度和退火温度进行控制。

　　其中，实质上不含碳化物的铁素体晶粒是指用一般的光学显微镜观察金属组织检测不到碳化物的铁素体晶粒，是指即使用扫描电子显微镜在低倍下也检测不到碳化物的铁素体晶粒。也就是所谓在本发明中的实质上不含碳化物的铁素体晶粒规定把钢板试样的板厚断面研磨，用硝酸酒精腐蚀液腐蚀后，即使用扫描电子显微镜在1000倍下观察，也检测不到碳化物的铁素体晶粒。这样的铁素体晶粒是热轧后作为先共析铁素体生成的部分，即使在退火后的状态下，在晶内也不能观察到碳化物，即可以说是实质上不含碳化物的铁素体晶粒。

　　下面对限定制造条件的原因进行说明。

　　热轧的终轧温度(Ar3相变点-10℃)以上钢在热轧时的终轧温度小于(Ar3相变点-10℃)的情况下，由于一部分铁素体发生相变，实质上不含碳化物的铁素体晶粒增加，拉伸翻边性能恶化。此外，由于铁素体晶粒显著粗大化，铁素体平均粒径超过6μm，所以拉伸翻边性能恶化同时强度降低。因此规定热轧的终轧温度在(Ar3相变点-10℃)以上。这样可以实现组织的均匀微细化，可以实现提高拉伸翻边性能和强度。另一方面，终轧温度的上限没有特别的限定，但在超过1000℃的高温的情况下，容易产生氧化铁皮性的缺陷，所以希望在1000℃以下。此外Ar3相变点(℃)可以用下式计算。

　　Ar3＝930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr(1)其中式中的元素符号分别表示各元素的含量(质量％)。

　　热轧后的冷却条件冷却速度＞120℃/秒在实施方式2中为了减少相变后的先共析铁素体晶粒的体积比率，轧后进行快冷(冷却)。热轧后的冷却方法是缓冷的话，奥氏体的过冷度小，生成大量先共析铁素体。冷却速度在120℃/秒以下的情况下，明显生成先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒超过15％，拉伸翻边性能恶化。因此轧后冷却的冷却速度规定大于120℃/秒。另一方面，冷却速度的上限从设备能力考虑希望为700℃/秒。

　　其中，冷却速度是从终轧后的冷却开始到冷却停止的平均冷却速度。此外，终轧后一般在3秒内开始冷却，但从使相变后的铁素体晶粒和珠光体等进一步微细化，进一步提高加工性能的观点，希望终轧后在大于0.1秒小于1.0秒的时间内开始冷却。

　　冷却终止温度620℃以下热轧后冷却的冷却终止温度高的情况下，到卷取的冷却中生成铁素体，同时珠光体的聚集组织和片层间距增加。因此，冷轧-退火后铁素体晶粒粗大化，同时不能得到微细的碳化物，强度降低，拉伸翻边性能恶化。冷却终止温度高于620℃的情况下，实质上不含碳化物的铁素体晶粒超过15％，拉伸翻边性能恶化。因此轧后冷却的冷却终止温度规定在620℃以下。进而在使实质上不含碳化物的铁素体晶粒在10％以下的情况下，希望冷却终止温度规定在600℃以下。另一方面，冷却终止温度的下限没有特别的限定，但温度越低钢板的形状越恶化，所以希望规定为200℃。

　　卷取温度600℃以下终止冷却后卷取钢板，卷取温度越高珠光体的片层间距越大。因此冷轧-退火后的碳化物粗大化，卷取温度超过600℃的话，拉伸翻边性能恶化。因此规定卷取温度在600℃以下。进而通过使卷取温度在500℃以下，使碳化物的分散状态更均匀，可以得到非常优良的拉伸翻边性能，所以希望规定在500℃以下。另一方面，卷取温度的下限没有特别的规定，但温度越低钢板的形状越恶化，所以希望规定在200℃以上。

　　为了使碳化物的分散更均匀，得到优良的拉伸翻边性能，希望使冷却终止温度在600℃以下进行冷却，同时在500℃的卷取温度下进行卷取。

　　进而，卷取后的热轧钢板在进行冷轧前希望进行酸洗，去除氧化铁皮。特别是对热轧钢板进行退火的情况下，为了消除氧化铁皮对钢板表面的影响，希望在进行上述退火前进行酸洗。酸洗可以按一般方法进行。

　　热轧钢板的退火温度进行退火时640℃以上Ac1相变点以下热轧后进行冷轧，此前为了是碳化物球化希望进行退火(一次退火)。此时的一次退火用箱式退火、连续退火都可以。一次退火的退火温度小于640℃的情况下得不到退火的效果。另一方面，退火温度超过Ac1相变点的情况下，一部分奥氏体化，冷却中再一次生成珠光体，所以仍然得不到退火的效果。因此，进行一次退火情况下的退火温度规定为640℃以上Ac1相变点以下。此外，为了得到优良的拉伸翻边性能，希望规定退火温度在680℃以上。

　　冷轧压下率30％以上冷轧进行碳化物的细化均匀分散，使拉伸翻边性能提高。可是冷轧压下率小于30％的情况下不仅得不到此效果，而且退火后残存的未再结晶部分反而使拉伸翻边性能恶化。此外延伸率也低。因此冷轧压下率规定在30％以上。压下率的上限没有特别的限制，但从轧制负荷问题考虑，希望规定在80％以下。

　　冷轧钢板的退火温度640℃以上Ac1相变点以下冷轧后为了促进再结晶和碳化物球化，要进行退火。退火温度小于640℃的情况下，碳化物球化不充分或碳化物平均粒径小于0.1μm，拉伸翻边性能恶化。另一方面，退火温度超过Ac1相变点的情况下，一部分奥氏体化，冷却中再一次生成珠光体，所以拉伸翻边性能恶化。此外延伸率也恶化。根据上述原因规定退火温度在640℃以上Ac1相变点以下。进而通过使退火温度在680℃以上，使碳化物平均粒径在0.5μm以上，可以得到高的延伸率，还可以得到更优良的拉伸翻边性能。因此希望规定在680℃以上Ac1相变点以下。此外Ac1相变点(℃)可以用下式计算。

　　Ac1＝754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr(2)其中式中的元素符号分别表示各元素的含量(质量％)。

　　实施方式2的高碳钢的成分调制，转炉或电炉都可以使用。把这样成分调制的高碳钢利用铸锭-开坯轧制或连续铸造制成钢坯。对此钢坯进行热轧，此时板坯加热温度为了避免氧化铁皮造成的表面状态，希望规定在1300℃以下。

　　此外热轧时也可以省略粗轧进行终轧，也可以把连铸板坯直接轧制或为了防止温度降低进行保温的同时进行轧制的直接轧制。希望为了保证终轧温度，也可以在热轧中利用长条形加热器对轧件进行加热。为了促进球化或降低硬度，也可以用缓冷罩等手段对卷取后的钢卷进行保温。

　　进行卷取成热轧钢板后，根据情况按一般的方法进行酸洗。然后冷轧后进行退火。关于退火采用箱式退火、连续退火都可以。冷轧后进行退火后，根据需要进行平整。由于平整对淬透性没有影响，所以对平整的条件没有限制。

　　按上述方法可以得到拉伸翻边性能优良或同时延展性也优良的高碳冷轧钢板。上面介绍的是本发明制造方法的一个实施方式，并不限定于此。

　　这样制造的高碳冷轧钢板，具有优良的拉伸翻边性能的原因认为如下。冲裁端面部分的内部组织对拉伸翻边性能有很大影响。特别是在实质上不含碳化物的铁素体晶粒(对应于热轧后的先共析铁素体的部分)多的情况下，确认了在与球化组织部分的界面产生裂纹。

　　观察显微组织的行为后发现，冲裁加工时在碳化物的界面由于应力集中明显产生空腔。碳化物尺寸越大、实质上不含碳化物的铁素体晶粒越多，此应力集中越大。扩孔加工时这些空腔连接成裂纹。

　　这样不仅通过对制造条件的控制，而且对碳化物颗粒的平均直径和实质上不含碳化物的铁素体晶粒所占的比例的控制，可以减小应力集中，减少空腔的形成。

　　实施例1把具有表5所示化学成分的钢的连铸板坯，在加热温度1250℃、热轧的终轧温度为880℃、终轧后到开始冷却的时间为0.7秒、热轧后的冷却速度为150℃/秒、冷却终止温度为610℃、卷取温度为560℃的条件进行热轧。然后酸洗，以50％的压下率进行冷轧，进行在710℃保温40h的箱式退火，制造了板厚2.5mm的钢板。其中，钢No.A～E的化学成分(组成)在实施方式2的范围内的发明例，钢No.F～M为成分脱离实施方式2范围的比较例。

　　从这些钢板上取样，进行铁素体平均粒径、碳化物平均粒径和碳化物的分散状态的测定、拉伸翻边性能的评价和拉伸试验。各试验、测定方法和条件如下。

　　(i)铁素体平均粒径、碳化物平均粒径和分散状态用与实施方式1相同的方法测定。

　　(ii)拉伸翻边性能的评价使用冲杆直径d0＝10mm、模具孔径11mm(间隙20％)的冲裁工具冲裁试样，然后进行扩孔试验。扩孔试验用平底圆筒形冲杆(50mmφ、5R(肩部半径为5mm))用压上的方法进行，测定在孔边缘产生贯通板厚裂纹时的孔径db(mm)，求出用下式定义的扩孔率λ(％)。

　　λ＝100×(db-d0)/d0(3)(iii)拉伸试验沿与轧制方向成90°方向(C方向)取JIS5号试验片，以拉伸速度10mm/min进行拉伸试验，测定抗拉强度和延伸率。

　　从以上的试验结果得到的铁素体平均粒径、碳化物平均粒径、碳化物的分散状态、拉伸翻边性能和抗拉强度示于表6。其中，拉伸翻边性能用上述的式(3)的扩孔率λ进行评价。在本发明中分别以抗拉强度TS在440MPa以上、扩孔率λ在80％以上(板厚为2.5mm)为目标。此外，要求优良延展性情况下的延伸率以35％以上为目标。

　　在表6中，钢No.A～E的化学成分(组成)在实施方式2的范围内，是铁素体平均粒径在6μm以下、碳化物平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率在15％以下的发明的示例。它们达到了抗拉强度(TS)在440MPa以上、扩孔率λ在80％以上的本发明的目标。此外由于碳化物平均粒径在0.5μm以上，所以延伸率达到35％以上。

　　与此相反，表6的钢No.F～M是化学成分(组成)脱离实施方式2范围的比较例。钢No.F的C含量低，铁素体平均粒径、碳化物平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率超出实施方式2的范围，抗拉强度小于440MPa，扩孔率也比目标低。钢No.G的C含量高，组织为实施方式2的范围，但扩孔率也比目标低。此外延伸率也低。钢No.H的Si和P高，钢No.L、M的B、Cr分别低，都产生大量先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率超出本发明范围的上限15％，扩孔率比目标低。

　　比较例的钢No.I由于Mn低，生成大量先共析铁素体，实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率比实施方式2的范围高，此外铁素体平均粒径超过6μm，强度和扩孔率比目标低。钢No.J由于Mn高，产生带状组织，所以扩孔率比目标低。此外延伸率也低。钢No.K的S高，MnS增大，扩孔率大幅度降低。

　　实施例2在上述表5中所示的钢中，把发明例的钢No.A、C的连铸板坯加热到1250℃后，利用表7所示的条件进行热轧、然后酸洗、冷轧和退火，制造板厚2.5mm的钢板。对一部分钢板酸洗后进行一次退火。其中，钢板No.1～12为制造条件在实施方式2的范围内的发明例，钢板No.13～19是制造条件脱离实施方式2范围的比较例。

　　从这些钢板上取样，与实施例1相同，进行铁素体平均粒径、碳化物平均粒径和碳化物的分散状态的测定、拉伸翻边性能的评价和拉伸试验。结果示于表8。

　　在表8中制造条件在实施方式2范围内的钢板No.1～12，铁素体平均粒径在6μm以下、碳化物平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率在15％以下，是发明例的钢板。这些发明例的钢板达到了抗拉强度(TS)在440MPa以上、扩孔率λ在80％以上的实施方式2的目标。

　　其中，特别是钢板No.3、4、5、6、11、12冷却终止温度在600℃以下、卷取温度在500℃以下，此外钢板No.5、6、9、10、11、12是进行一次退火的示例，分别在实施方式2制造条件理想的范围内。它们都得到了高的扩孔率(85％以上)。此外，钢板No.1、3、5、7、9、11冷轧后的退火温度在680℃以上，它们都得到了高的延伸率。

　　与此相反，表8中的钢板No.13～19是制造条件(表7)脱离实施方式2范围的比较例。钢板No.13是终轧温度比本发明范围低，铁素体平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率超过实施方式2范围的上限，抗拉强度和扩孔率比目标低。钢板No.14轧后的冷却速度比实施方式2的范围低，实质上不含碳化物的铁素体晶粒的体积比率也超过实施方式2范围的上限，扩孔率比目标低。

　　比较例的钢板No.15，冷却终止温度比实施方式2的范围高，铁素体平均粒径、碳化物平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率超出实施方式2范围的上限，抗拉强度和扩孔率比目标低。比较例钢板No.16，卷取温度比实施方式2的范围高，碳化物平均粒径超出实施方式1范围的上限，扩孔率比目标低。

　　钢板No.17，冷轧压下率比实施方式2的范围低，残留未再结晶组织，铁素体晶粒不细化，抗拉强度也高，延伸率和扩孔率比目标低。钢板No.18冷轧后的退火温度比实施方式2的范围高，碳化物平均粒径、实质上不含碳化物的铁素体晶粒体积比率超出实施方式2范围的上限，扩孔率比目标低。此外延伸率也低。钢板No.19，冷轧后的退火温度比实施方式2的范围低，碳化物的球化不充分，不能正确地测定粒径，但碳化物平均粒径明显超过1.20μm，扩孔率比目标低。此外延伸率也低。

　　表5 质量％

　　下划线部分发明范围以外表6

　　下划线部分发明范围以外表7

　　下划线部分发明范围以外表8

　　下划线部分发明范围以外NG*由于球化不足而不能准确测定(碳化物平均粒径＞1.2μm)

　　权利要求

　　1.高碳热轧钢板，按质量百分数计实质上由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％、其余为铁和不可避免的杂质构成，具有平均粒径在6μm以下的铁素体组织和平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物，所述铁素体组织包括实质上不含碳化物的铁素体晶粒，实质上不含所述碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下。

　　2.如权利要求1所述的高碳热轧钢板，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。

　　3.如权利要求1所述的高碳热轧钢板，所述铁素体晶粒具有5％以下的体积比率。

　　4.如权利要求1所述的高碳热轧钢板，所述铁素体晶粒具有5％以下的体积比率，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。

　　5.高碳冷轧钢板，按质量百分数计实质上由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％、其余为铁和不可避免的杂质构成，具有平均粒径在6μm以下的铁素体组织和平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物，所述铁素体组织包括实质上不含碳化物的铁素体晶粒，实质上不含所述碳化物的铁素体晶粒的体积比率在15％以下。

　　6.如权利要求5所述的高碳冷轧钢板，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。

　　7.如权利要求5所述的高碳冷轧钢板，所述铁素体晶粒具有10％以下的体积比率。

　　8.如权利要求5所述的高碳冷轧钢板，所述铁素体晶粒具有10％以下的体积比率，所述碳化物具有0.5μm以上小于1.20μm的平均粒径。

　　9.高碳热轧钢板的制造方法，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％、其余为铁和不可避免的杂质构成的钢，在(Ar3相变点-10℃)以上的终轧温度进行热轧的工序、把热轧后的钢板以超过120℃/秒的冷却速度而且在620℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序、把冷却的热轧钢板在600℃以下的卷取温度进行卷取的工序、和把卷取的热轧钢板在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　10.如权利要求9所述的高碳热轧钢板的制造方法，所述冷却工序由把热轧后的钢板以超过120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度下进行冷却的工序构成，所述卷取工序是由把冷却后的热轧钢板在500℃以下的卷取温度卷取的工序构成。

　　11.如权利要求9所述的高碳热轧钢板的制造方法，所述退火工序是由把卷取后的热轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　12.如权利要求9所述的高碳热轧钢板的制造方法，所述冷却工序由把热轧后的钢板以超过120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度下进行冷却的工序构成，所述卷取工序是由把冷却后的热轧钢板在500℃以下的卷取温度卷取的工序构成，所述退火工序是由把卷取后的热轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　13.高碳冷轧钢板的制造方法，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％、其余为铁和不可避免的杂质构成的钢，在(Ar3相变点-10℃)以上的终轧温度进行热轧的工序、把热轧后的钢板以超过120℃/秒的冷却速度而且在620℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序、把冷却的热轧钢板在600℃以下的卷取温度进行卷取的工序、把卷取后的热轧钢板酸洗后，以30％以上的压下率进行冷轧的工序、和把卷取的热轧钢板在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　14.如权利要求13所述的高碳冷轧钢板的制造方法，所述冷却工序由把热轧后的钢板以超过120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度下进行冷却的工序构成，所述卷取工序是由把冷却后的热轧钢板在500℃以下的卷取温度卷取的工序构成。

　　15.如权利要求13或14所述的高碳冷轧钢板的制造方法，所述退火工序是由把热轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　16.如权利要求13所述的高碳冷轧钢板的制造方法，进而，在卷取工序后而且在冷轧工序前，具有在640℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序。

　　17.如权利要求16所述的高碳冷轧钢板的制造方法，所述退火工序是由把冷轧钢板在680℃以上Ac1相变点以下的退火温度进行退火的工序构成。

　　18.如权利要求16或17所述的高碳冷轧钢板的制造方法，所述冷却工序由把热轧后的钢板以超过120℃/秒的冷却速度而且在600℃以下的冷却终止温度下进行冷却的工序构成，所述卷取工序是由把冷却后的热轧钢板在500℃以下的卷取温度卷取的工序构成。

　　全文摘要

　　高碳热轧钢板，按质量百分数计含有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％，其余为铁和不可避免的杂质构成，具有平均粒径在6μm以下的铁素体组织和平均粒径在0.1μm以上小于1.20μm的碳化物。上述铁素体组织包括实质上不含碳化物的铁素体晶粒，实质上不含上述碳化物的铁素体晶粒的体积比率在10％以下。制造方法，具有把热轧后的钢板以大于120℃/秒的冷却速度而且620℃以下的冷却终止温度进行冷却的工序、把冷却的热轧钢板在600℃以下的卷取温度进行卷取的工序、把卷取的热轧钢板在640℃以上Ac

　　文档编号C21D8/04GK1598032SQ200410068318

　　公开日2005年3月23日 申请日期2004年8月27日 优先权日2003年8月28日

　　发明者藤田毅, 中村展之, 持田哲男, 清水哲雄, 饭塚俊治, 高桥纪隆 申请人:杰富意钢铁株式会社