本發(fā)明涉及成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。
背景技術：
汽車用部件、刀具、其他機械部件經過沖裁、彎曲、沖壓加工等加工工序來進行制造。在該加工工序中，為了實現(xiàn)制品品質的提高、穩(wěn)定化、和/或制造成本的降低，對作為原材料的碳鋼板要求提高加工性。
通常，對碳鋼板實施冷軋和球狀化退火來制造由鐵素體和球狀化碳化物構成的加工性良好的軟質的碳鋼板。至今為止，提出了多種用于改善碳鋼板的加工性的技術。
例如，專利文獻1中公開了一種精密沖裁用高碳鋼板及其制造法，所述精密沖裁用高碳鋼板包含c：0.15～0.90質量％、si：0.40質量％以下，mn：0.3～1.0質量％、p：0.03質量％以下，全部al：0.10質量％以下，ti：0.01～0.05質量％、b：0.0005～0.0050質量％、n：0.01質量％以下，cr：1.2質量％以下，并且，其具有平均碳化物粒徑為0.4～1.0μm且碳化物球狀化率為80％以上的碳化物在鐵素體基質中分散而成的組織，切口拉伸伸長率為20％以上。
專利文獻2中公開了一種加工性優(yōu)良的中/高碳鋼板及其制造法，所述中/高碳鋼板的特征在于，含有c：0.3～1.3質量％、si：1.0質量％以下，mn：0.2～1.5質量％、p：0.02質量％以下，s：0.02質量％以下，并且，其具有在鐵素體晶界上的碳化物cgb與鐵素體晶晶內的碳化物數(shù)cig之間以cgb/cig≤0.8的關系成立的方式使碳化物分散而成的組織，斷面硬度為160hv以下。
專利文獻3中公開了一種加工性優(yōu)良的中/高碳鋼板，其特征在于，包含c：0.30～1.00質量％、si：1.0質量％以下，mn：0.2～1.5質量％、p：0.02質量％以下，s：0.02質量％以下，并且，其具有下述組織：在鐵素體晶界上的碳化物cgb與鐵素體晶內的碳化物數(shù)cig之間cgb/cig≤0.8的關系成立且長軸/短軸為2以下的球狀化碳化物占全部碳化物內的90％以上的碳化物在鐵素體中分散而成的組織。
另外，專利文獻1～3中記載了鐵素體晶內中的碳化物的比例越多，加工性越提高。
另外，專利文獻4中公開了一種fb加工性、模具壽命以及fb加工后的成形加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，具有由c：0.1～0.5質量％、si：0.5質量％以下，mn：0.2～1.5質量％、p：0.03質量％以下，s：0.02質量％以下構成的組成、和以鐵素體以及碳化物作為主體的組織，用sgb＝{son/(son+sin)}×100(其中，son：每單位面積存在的碳化物中的在晶界上存在的碳化物的總占有面積、sin：每單位面積存在的碳化物中的在晶內存在的碳化物的總占有面積)定義的鐵素體晶界碳化物量sgb為40％以上。
但是，專利文獻1中記載的技術以鐵素體粒徑和碳化物的粗大化為目標，為了實現(xiàn)軟質化而在ac1點以上的溫度下進行退火，但在ac1點以上的溫度下進行退火的情況下，在退火中會析出棒狀、板狀的碳化物。該碳化物使加工性降低，因此即使能夠使硬度降低，也不利于加工性。
專利文獻2以及3中記載的技術均是在晶界析出的碳化物的碳化物球狀化率低作為使加工性變差的原因，不以晶界碳化物的球狀化率的提高作為問題。專利文獻4中記載的技術僅僅規(guī)定了組織因子，沒有研究加工性與機械特性的關系。
專利文獻5中記載的技術是著眼于精密沖切加工性與在鐵素體晶內存在的碳化物量以及鐵素體粒徑之間的關系的發(fā)明。但是，專利文獻5中，沒有研究織構對于塑性各向異性而言帶來了何種影響。
專利文獻6中公開了使通過軋制而發(fā)展的織構的發(fā)展被抑制了的熱軋鋼板及其制造方法。但是，專利文獻6中，關于通過軋制而發(fā)展的織構以外的織構與冷鍛性之間的關系沒有研究。
專利文獻7中記載的技術是考慮了鐵素體晶內的滲碳體密度對淬火前的高碳熱軋鋼板的硬度、總伸長率產生大幅影響而完成的發(fā)明。專利文獻7中記載的熱軋鋼板的特征在于，具有由鐵素體晶內的滲碳體密度為0.10個/μm2以下的鐵素體和滲碳體構成的顯微組織。但是，專利文獻7中，沒有研究織構對于塑性各向異性而言帶來了何種影響。
專利文獻8中記載的技術是考慮到在具有微小組織的鋼中ceq值不僅與機械特性和焊接性有關、而且與疲勞龜裂發(fā)展速度也有關系而完成的發(fā)明。專利文獻8公開了通過將ceq值的范圍限制為0.28％～0.65％從而使鋼材的耐疲勞特性得到改善，并且確保焊接性。但是，專利文獻8中，沒有研究織構對于塑性各向異性而言帶來了何種影響。
現(xiàn)有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特許第4465057號公報
專利文獻2：日本特許第4974285號公報
專利文獻3：日本特許第5197076號公報
專利文獻4：日本特許第5194454號公報
專利文獻5：日本特開2007-270331號公報
專利文獻6：日本特開2009-263718號公報
專利文獻7：日本特開2015-17294號公報
專利文獻8：日本特開2004-27355號公報
技術實現(xiàn)要素：
發(fā)明要解決的課題
本發(fā)明鑒于現(xiàn)有技術的現(xiàn)狀，以使鋼板的成形時的冷加工性提高作為課題，其目的在于，提供解決該課題的鋼板及其制造方法。
用于解決課題的手段
本發(fā)明者們對解決上述課題的手段進行了深入的研究。結果發(fā)現(xiàn)，通過使從熱軋到退火中的制造條件最佳化來控制冷加工前的鋼板的組織中的碳化物的分散狀態(tài)，從而使得碳化物在鐵素體晶界析出，并且能夠控制熱軋鋼板中的織構，能夠提高冷加工性。
另外，通過各種研究的積累發(fā)現(xiàn)：即使分別獨立地設計熱軋條件和退火條件，也難以制造滿足上述條件的鋼板，如果在熱軋、退火工序的連續(xù)工序中，彼此協(xié)作并最佳化，則能夠制造滿足上述條件的鋼板。
本發(fā)明是基于上述見解而進行的，其主旨如下。
(1)一種成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，關于成分組成，以質量％計，含有
c：0.10～0.40％、
si：0.01～0.30％、
mn：0.30～1.00％、
p：0.0001～0.020％、
s：0.0001～0.010％、
al：0.001～0.10％，
余量由fe和不可避免的雜質構成，其中，
(a)鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率超過1，
(b)鐵素體粒徑為5μm以上且50μm以下，
(c)jisz2254中規(guī)定的r值的面內各向異性|δr|為0.2以下，
(d)維氏硬度為100hv以上且150hv以下，
(e)鋼板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的x射線衍射強度相對于對鋼板的晶粒無規(guī)地進行方位分布而成的試樣進行x射線衍射時的x射線衍射強度之比為3.0以下。
(2)根據上述(1)所述的成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，關于上述成分組成，以質量％計，還含有
n：0.0001～0.010％、
o：0.0001～0.020％、
cr：0.001～0.50％、
mo：0.001～0.10％、
nb：0.001～0.10％、
v：0.001～0.10％、
cu：0.001～0.10％、
w：0.001～0.10％、
ta：0.001～0.10％、
ni：0.001～0.10％、
sn：0.001～0.050％、
sb：0.001～0.050％、
as：0.001～0.050％、
mg：0.0001～0.050％、
ca：0.001～0.050％、
y：0.001～0.050％、
zr：0.001～0.050％、
la：0.001～0.050％、
ce：0.001～0.050％中的一種或二種以上。
(3)一種成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板的制造方法，其是制造上述(1)或(2)所述的成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板的制造方法，其特征在于，
加熱上述(1)或(2)中記載的成分組成的鋼坯而供作熱軋，在800℃以上且900℃以下的溫度范圍內完成終熱軋，在400℃以上且550℃以下進行卷取，對由此得到的熱軋鋼板在進行酸洗后實施在2個溫度范圍內進行保持的2段步進式的退火時，
(i)實施在650℃以上且720℃以下的溫度范圍內保持3小時以上且60小時以下的第1段退火，接著，實施在725℃以上且790℃以下的溫度范圍內保持3小時以上且50小時以下的第2段退火，之后，
(ii)以冷卻速度1℃/小時以上且30℃/小時以下冷卻至650℃以下。
(4)根據(3)所述的鋼板的制造方法，其特征在于，鋼板的斷面收縮率為40％以上。
發(fā)明效果
根據本發(fā)明，能夠制造并提供成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板。
具體實施方式
本發(fā)明的成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板(以下有時稱為“本發(fā)明鋼板”)，其特征在于，關于成分組成，以質量％計，含有：
c：0.10～0.40％、
si：0.01～0.30％、
mn：0.30～1.00％、
p：0.0001～0.020％、
s：0.0001～0.010％、
al：0.001～0.10％
余量由fe和不可避免的雜質構成，其中
(a)鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率超過1，
(b)鐵素體粒徑為5μm以上且50μm以下，
(c)jisz2254中規(guī)定的r值的面內各向異性|δr|為0.2以下，
(d)維氏硬度為100hv以上且150hv以下，
(e)鋼板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的x射線衍射強度相對于對鋼板的晶粒無規(guī)地進行方位分布而成的試樣進行x射線衍射時的x射線衍射強度之比為3.0以下。
本發(fā)明的成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板的制造方法(以下有時稱為“本發(fā)明制造方法”)是制造本發(fā)明鋼板的制造方法，其特征在于，
加熱本發(fā)明鋼板的成分組成的鋼坯而供作熱軋，在800℃以上且900℃以下的溫度范圍內完成終熱軋，在400℃以上且550℃以下進行卷取，對由此得到的熱軋鋼板進行了酸洗后實施在2個溫度范圍內進行保持的2段步進式的退火時，
(i)實施在650℃以上且720℃以下的溫度范圍內保持3小時以上且60小時以下的第1段退火，接著，實施在725℃以上且790℃以下的溫度范圍內保持3小時以上且50小時以下的第2段退火，之后，
(ii)以冷卻速度1℃/小時以上且30℃/小時以下冷卻至650℃以下。
以下，對本發(fā)明鋼板和本發(fā)明制造方法進行說明。
首先，對本發(fā)明鋼板的成分組成的限定理由進行說明。需要說明的是，成分組成的％是指質量％。
c：0.10～0.40％
c是在鋼中形成碳化物、對鋼的強化以及鐵素體粒的微小化有效的元素。為了抑制冷加工中產生梨皮面，確保冷鍛部件的表面美觀，需要抑制鐵素體粒徑的粗大化，但小于0.10％時，碳化物的體積率不足，無法抑制退火中的碳化物的粗大化，因此c設定為0.10％以上。優(yōu)選為0.12％以上。
另一方面，在超過0.40％時，碳化物的體積率增加，在瞬時承載載荷時成為破壞的起點的裂紋大量生成，耐沖擊特性降低，因此c設定為0.40％以下。優(yōu)選為0.38％以下。
si：0.01～0.30％
si是作為脫氧劑發(fā)揮作用、而且其是對碳化物的形態(tài)帶來影響的元素。為了減少鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)，并且增加鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)，在2段步進式的退火中，在退火中生成奧氏體相，一旦使碳化物溶解后，需要緩慢冷卻促進碳化物向鐵素體晶界析出。
本發(fā)明鋼板中，si越少越優(yōu)選，但降低至小于0.01％時，制造成本上升，因此si設定為0.01％以上。
另一方面，在超過0.30％時，鐵素體的延展性降低，在冷加工時容易引起裂紋，使冷加工性降低，因此si設定為0.30％以下。優(yōu)選為0.28％以下。
mn：0.30～1.00％
mn是在2段步進式的退火中控制碳化物的形態(tài)的元素。小于0.30％時，在第2段退火后的緩慢冷卻中，難以使碳化物在鐵素體晶界析出，因此mn設定為0.30％以上。優(yōu)選為0.33％以上。
另一方面，在超過1.00％時，鐵素體的硬度增加，冷加工性降低，因此mn設定為1.00％以下。優(yōu)選為0.96％以下。
p：0.0001～0.020％
p是在鐵素體晶界偏析、并抑制晶界碳化物的形成的元素。越少越優(yōu)選，但在精煉工序中，將p降低至小于0.0001％時，精煉成本大幅上升，因此p設定為0.0001％以上。優(yōu)選為0.0013％以上。
另一方面，在超過0.020％時，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷加工性降低，因此p設定為0.020％以下。優(yōu)選為0.018％以下。
s：0.0001～0.010％
s是形成mns等非金屬夾雜物的元素。非金屬夾雜物在冷鍛時成為裂紋產生的起點，因此s越少越優(yōu)選，但降低至小于0.0001％時，精煉成本大幅上升，因此s設定為0.0001％以上。優(yōu)選為0.0012％以上。
另一方面，在超過0.010％時，冷加工性降低，因此s設定為0.010％以下。優(yōu)選為0.007％以下。
al：0.001～0.10％
al是作為鋼的脫氧劑發(fā)揮作用、是使鐵素體穩(wěn)定化的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此al設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.004％以上。
另一方面，在超過0.10％時，晶界上的碳化物的個數(shù)比例降低，冷加工性降低，因此al設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
本發(fā)明鋼板除了含有上述元素之外，為了實現(xiàn)本發(fā)明鋼板的特性的提高，還可以含有n：0.0001～0.010％、o：0.0001～0.020％、cr：0.001～0.50％、mo：0.001～0.10％、nb：0.001～0.10％、v：0.001～0.10％、cu：0.001～0.10％、w：0.001～0.10％、ta：0.001～0.10％、ni：0.001～0.10％、sn：0.001～0.050％、sb：0.001～0.050％、as：0.001～0.050％、mg：0.0001～0.050％、ca：0.001～0.050％、y：0.001～0.050％、zr：0.001～0.050％、la：0.001～0.050％、ce：0.001～0.050％中的一種或二種以上。
n：0.0001～0.010％
n是通過大量含有就會引起鐵素體的脆化的元素。越少越優(yōu)選，但降低至小于0.0001％時，精煉成本大幅上升，因此n設定為0.0001％以上。優(yōu)選為0.0006％以上。另一方面，在超過0.010％時，鐵素體發(fā)生脆化，冷鍛性降低，因此n設定為0.010％以下。優(yōu)選為0.007％以下。
o：0.0001～0.020％
o是通過大量含有就會在鋼中形成粗大的氧化物的元素。越少越優(yōu)選，但降低至小于0.0001％時，精煉成本大幅上升，因此o設定為0.0001％以上。優(yōu)選為0.0011％以上。另一方面，在超過0.020％時，在鋼中生成粗大的氧化物，在冷加工時成為裂紋的起點，因此o設定為0.020％以下。優(yōu)選為0.017％以下。
cr：0.001～0.50％
cr是提高淬硬性并有助于強度的提高的元素，而且其是富集于碳化物上且在奧氏體相也可以形成穩(wěn)定的碳化物的元素。在小于0.001％時，不能充分得到淬硬性提高的效果，因此cr設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.007％以上。另一方面，在超過0.50％時，碳化物發(fā)生穩(wěn)定化，在淬火時碳化物的溶解延遲，有可能無法實現(xiàn)期望的淬火強度，因此cr設定為0.50％以下。優(yōu)選為0.45％以下。
mo：0.001～0.10％
mo與mn同樣，是對控制碳化物的形態(tài)有效的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此mo設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.010％以上。另一方面，在超過0.10％時，r值的面內各向異性變差，冷加工性降低，因此mo設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
nb：0.001～0.10％
nb是對控制碳化物的形態(tài)有效的元素，而且是使組織變微小、有助于韌性提高的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此nb設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.004％以上。另一方面，在超過0.10％時，微小的nb碳化物大量析出，強度過度上升，另外，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷鍛性降低，因此nb設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
v：0.001～0.10％
v也與nb同樣，是對控制碳化物的形態(tài)有效的元素，而且是使組織變微小、有助于韌性的提高的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此v設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.004％以上。另一方面，在超過0.10％時，微小的v碳化物大量析出，強度過度上升，另外，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷鍛性降低，因此v設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
cu：0.001～0.10％
cu是在鐵素體的晶界發(fā)生偏析、而且形成微小的析出物、從而有助于強度的提高的元素。在小于0.001％時，不能充分得到強度提高效果，因此cu設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.005％以上。另一方面，在超過0.10％時，發(fā)生熱脆性，在熱軋中的生產率降低，因此cu設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
w：0.001～0.10％
w也與nb、v同樣，是對控制碳化物的形態(tài)有效的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此w設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.003％以上。另一方面，在超過0.10％時，微小的w碳化物大量析出，強度過度上升，另外，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷鍛性降低，因此w設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
ta：0.001～0.10％
ta也與nb、v、w同樣，是對控制碳化物的形態(tài)有效的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此ta設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.005％以上。另一方面，在超過0.10％時，微小的碳化物大量析出，強度過度上升，另外，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷鍛性降低，因此ta設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
ni：0.001～0.10％
ni是對部件的韌性提高有效的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此ni設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.003％以上。另一方面，在超過0.10％時，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷鍛性降低，因此ni設定為0.10％以下。優(yōu)選為0.08％以下。
sn：0.001～0.050％
sn是從鋼原料(廢料)混入的元素。其在晶界發(fā)生偏析，導致晶界碳化物的個數(shù)比率的降低，因此越少越優(yōu)選，但降低至小于0.001％時，精煉成本大幅上升，因此sn設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.002％以上。另一方面，在超過0.050％時，鐵素體發(fā)生脆化，冷鍛性降低，因此sn設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.040％以下。
sb：0.001～0.050％
sb與sn同樣，是從鋼原料(廢料)混入的元素。其在晶界發(fā)生偏析，導致晶界碳化物的個數(shù)比率的降低，因此越少越優(yōu)選，但降低至小于0.001％時，精煉成本大幅上升，因此sb設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.002％以上。另一方面，在超過0.050％時，冷鍛性降低，因此sb設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.040％以下。
as：0.001～0.050％
as與sn、sb同樣，是從鋼原料(廢料)混入的元素。其在晶界發(fā)生偏析，導致晶界碳化物的個數(shù)比率的降低，因此越少越優(yōu)選，但降低至小于0.001％時，精煉成本大幅上升，因此as設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.002％以上。另一方面，在超過0.050％時，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷鍛性降低，因此as設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.040％以下。
mg：0.0001～0.050％
mg是通過微量的添加能夠控制硫化物的形態(tài)的元素。在小于0.0001％時，不能充分得到添加效果，因此mg設定為0.0001％以上。優(yōu)選為0.0008％以上。另一方面，在超過0.050％時，鐵素體發(fā)生脆化，冷鍛性降低，因此mg設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.040％以下。
ca：0.001～0.050％
ca與mg同樣，是通過微量的添加而能夠控制硫化物的形態(tài)的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此ca設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.003％以上。另一方面，在超過0.050％時，生成粗大的ca氧化物，在冷鍛時成為裂紋產生的起點，因此ca設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.040％以下。
y：0.001～0.050％
y與mg、ca同樣，是通過微量的添加而能夠控制硫化物的形態(tài)的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此y設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.003％以上。另一方面，在超過0.050％時，生成粗大的y氧化物，在冷加工時成為裂紋產生的起點，因此y設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.035％以下。
zr：0.001～0.050％
zr與mg、ca、y同樣，是通過微量的添加而能夠控制硫化物的形態(tài)的元素。在小于0.001％時，不能充分得到添加效果，因此zr設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.004％以上。另一方面，在超過0.050％時，生成粗大的zr氧化物，在冷加工時成為裂紋產生的起點，因此zr設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.045％以下。
la：0.001～0.050％
la是通過微量的添加而能夠控制硫化物的形態(tài)的元素，也是在晶界發(fā)生偏析、導致晶界碳化物的個數(shù)比率降低的元素。在小于0.001％時，不能充分得到形態(tài)控制效果，因此la設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.004％以上。另一方面，在超過0.050％時，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷加工性降低，因此la設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.045％以下。
ce：0.001～0.050％
ce與la同樣，是通過微量的添加而能夠控制硫化物的形態(tài)的元素，也是在晶界發(fā)生偏析、導致晶界碳化物的個數(shù)比率的降低的元素。在小于0.001％時，不能充分得到形態(tài)控制效果，因此ce設定為0.001％以上。優(yōu)選為0.004％以上。另一方面，在超過0.050％時，晶界碳化物的個數(shù)比率降低，冷鍛性降低，因此ce設定為0.050％以下。優(yōu)選為0.045％以下。
需要說明的是，本發(fā)明鋼板的成分組成的余量為fe和不可避免的雜質。
本發(fā)明鋼板除了上述成分組成之外，在進行了最佳的熱軋以及退火后，其結果是，本發(fā)明者們新發(fā)現(xiàn)：通過設定為下述條件，從而使得成形時的冷加工性優(yōu)良。
(a)鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率超過1，
(b)鐵素體粒徑為5μm以上且50μm以下，
(c)jisz2254中規(guī)定的r值的面內各向異性|δr|為0.2以下，
(d)維氏硬度為100hv以上且150hv以下，
(e)鋼板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的x射線衍射強度相對于對鋼板的晶粒無規(guī)地進行方位分布而成的試樣進行x射線衍射時的x射線衍射強度之比為3.0以下。
以下，對上述(a)～(e)進行說明。
(a)鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率超過1：
本發(fā)明鋼板實質上是由鐵素體和碳化物構成且鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率超過1的組織。需要說明的是，碳化物除了是鐵與碳的化合物即滲碳體(fe3c)之外，還是將滲碳體中的fe用mn、cr等元素置換后的化合物和合金碳化物(為m23c6、m6c、mc等，m是fe以及其他的添加金屬元素)。
將鋼板成形為規(guī)定的部件形狀時，在鋼板的宏觀組織上形成剪切帶，在剪切帶的附近，集中引起滑動變形?；瑒幼冃问前殡S位錯的增殖，在剪切帶的附近形成位錯密度高的區(qū)域。隨著對鋼板賦予的變形量的增加，促進了滑動變形，使位錯密度增加。在冷鍛中，通過等效應變實施超過1的強加工。
因此，在以往的鋼板中，無法防止伴隨位錯密度的增加的空隙和/或裂紋的發(fā)生，從而難以實現(xiàn)冷鍛性的提高。
為了解決上述困難的課題，抑制成形時的剪切帶的形成是有效的。從顯微組織的觀點來看，剪切帶的形成是由某一個晶粒產生的滑動超越晶界、連續(xù)傳播到相鄰晶粒的現(xiàn)象。由此，為了抑制剪切帶的形成，需要防止超越晶界的滑動的傳播。
鋼板中的碳化物是防止滑動的強有力的粒子，通過使碳化物存在于鐵素體晶界上，能夠抑制剪切帶的形成，首次能夠使冷鍛性提高。
如果基于理論以及原則而言，則可以認為冷鍛性強烈受到鐵素體晶界的碳化物的被覆率的影響，因此需要高精度測定該被覆率。
在三維空間中，為了測定鐵素體晶界中的碳化物的被覆率，在掃描型電子顯微鏡內，反復進行利用fib的樣品切削與觀察的連續(xù)切片sem觀察、或三維ebsp觀察是必須的，這需要膨大的測定時間，并且技術技能的累積變得不可欠缺。由此，本發(fā)明者們弄清楚了這個事，得出了“一般的分析方法不適合”的結論。
因此，對簡易且精度高的評價指標進行探索，結果本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，如果以鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率作為指標，則能夠對冷鍛性進行評價，當鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率超過1時，冷鍛性有顯著提高。
需要說明的是，在冷加工時所產生的鋼板的壓曲、壓折、折疊中的任意一種都是通過伴隨著剪切帶的形成而產生的變形的局部化而引起的，因此使碳化物在鐵素體晶界存在，由此緩和剪切帶的形成以及變形的局部化，從而能夠有效地抑制壓曲、折入、褶合的發(fā)生。
當晶界的碳化物的球狀化率小于80％時，在棒狀或板條的碳化物上局部地集中變形且容易產生空隙和/或裂紋，因此晶界的碳化物的球狀化率優(yōu)選為80％以上，更優(yōu)選為90％以上。
當鐵素體晶內碳化物以及鐵素體晶界的碳化物的平均粒徑小于0.1μm時，鋼板的硬度顯著增加，加工性降低，因此碳化物的平均粒徑優(yōu)選為0.1μm以上。更優(yōu)選為0.17μm以上。另一方面，當碳化物的平均粒徑超過2.0μm時，在冷加工時粗大的碳化物成為起點并產生龜裂，冷加工性降低，因此碳化物的平均粒徑優(yōu)選為2.0μm以下。更優(yōu)選為1.95μm以下。
接著，對組織的觀察方法以及測定方法進行說明。
碳化物的觀察通過掃描型電子顯微鏡進行。在觀察前，將組織觀察用的樣品通過利用金剛砂紙的濕式研磨以及具有1μm的平均粒子尺寸的金鋼石磨粒來進行研磨，將觀察面精加工成鏡面后，用3％硝酸-醇溶液對組織進行蝕刻。
觀察的倍率是在3000倍中選擇能夠判別鐵素體和碳化物的倍率。以選擇的倍率對板厚1/4層中的30μm×40μm的視野隨機地拍攝8張。
對于所得到的組織圖像，通過以三谷商事株式會社制(winroof)為代表的圖像分析軟件詳細地測定在該區(qū)域中所包含的各碳化物的面積。由各碳化物的面積求出圓當量直徑(＝2×√(面積/3.14))，將其平均值作為碳化物粒徑。
另外，碳化物的球狀化率通過以下方式來求得。將碳化物近似為等面積且等慣性矩的橢圓，計算最大長度與其直角方向的最大長度之比小于3的橢圓的比例。
需要說明的是，為了抑制由噪音引起的測定誤差的影響，在晶內以及晶界的碳化物中，以面積為0.01μm2以上的碳化物作為個數(shù)計數(shù)的對象，將面積為0.01μm2以下的碳化物排除在評價的對象之外。
對鐵素體晶界上存在的碳化物的個數(shù)進行計數(shù)，從總碳化物數(shù)中減去鐵素體晶界上的碳化物數(shù)來求出鐵素體晶內的碳化物數(shù)。以測定的個數(shù)為基礎，求出晶界的碳化物相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)比率。
(b)鐵素體粒徑為5μm以上且50μm以下：
在將冷軋鋼板退火后的組織中，通過使鐵素體粒徑為5μm以上，能夠改善冷加工性。當鐵素體粒徑小于5μm時硬度增加，在冷加工時容易產生龜裂和裂紋，因此鐵素體粒徑設定為5μm以上。優(yōu)選為7μm以上。
另一方面，當超過50μm時，抑制滑動傳播的晶界上的碳化物的個數(shù)減少，冷加工性降低，因此鐵素體粒徑設定為50μm以下。優(yōu)選為37μm以下。
鐵素體粒徑通過下述方式來測定：通過上述研磨方法將樣品的觀察面研磨成鏡面后，用3％硝酸-醇溶液進行蝕刻，將觀察面的組織用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡進行觀察，在拍攝的圖像上應用線段法來進行測定。
(c)jisz2254中規(guī)定的r值的面內各向異性|δr|為0.2以下：
鋼板的塑性應變比(r值)的面內各向異性|δr|通過以jisz2254為基礎的方法進行測定。從相對于軋制方向為0°方向、45°方向、以及90°方向的各方向來采集試驗片，使用測定得到的r值(0°方向：r0、45°方向：r45、90°方向：r90)，利用下述式進行計算。
|δr|＝(r0-2r45+r90)/2
通過使鋼板的塑性應變比(r值)的面內各向異性|δr|為0.2以下，能夠改善冷加工性。如果|δr|超過0.2，則在拉深加工時部件的厚度和耳的高度變得不均勻，因此面內各向異性|δr|為0.2以下。
(d)維氏硬度為100hv以上且150hv以下：
通過使鋼板的維氏硬度為100hv以上且150hv以下，能夠改善冷加工性。維氏硬度小于100hv時，則在冷加工中容易產生壓曲，因此維氏硬度設定為100hv以上。優(yōu)選為110hv以上。
另一方面，維氏硬度超過150hv時，延展性降低，在冷鍛時容易引起內部裂紋，因此維氏硬度設定為150hv以下。優(yōu)選為146hv以下。
(e)鋼板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的x射線衍射強度相對于對鋼板的晶粒無規(guī)地進行方位分布而成的試樣進行x射線衍射時的x射線衍射強度之比為3.0以下：
在冷鍛時，除了控制碳化物的形態(tài)之外，需要確保冷鍛時的拉深成形性。為了使冷鍛時的拉深成形性提高，需要改善面內各向異性|δr|等的塑性各向異性。因此，需要控制熱軋鋼板中的織構。對織構的評價使用通過在與熱軋鋼板的1/2板厚部分處的板面平行的面上的x射線衍射進行的分析。
從熱軋鋼板的單個表面至1/2板厚面與表面平行地進行磨削并露出1/2板厚面，對上述1/2板厚面進行利用x射線衍射的分析。作為上述x射線衍射，可以使用利用mo管球的x射線衍射。得到由反射產生的衍射方位{110}、{220}、{211}、{310}的衍射強度，從而基于這些來制作結晶方位分布(orientationdistributionfunction：odf)。
x射線衍射強度比使用由odf得到的上述1/2板厚面的衍射強度數(shù)據和熱軋鋼板的任意方位的衍射強度數(shù)據來確定。具體而言，作為金屬組織不具有向特定方位集聚的標準試樣，利用使測定對象的熱軋鋼板的粉末的鐵燒結而成的試樣或燒結前的上述粉末，在與上述1/2板厚面的衍射強度數(shù)據取得時同一的條件下，求出衍射強度。另外，作為上述標準試樣采集的部位沒有特別限定，可以為熱軋鋼板的任意的部分。特定方位的x射線衍射強度比是將由odf得到的上述1/2板厚面的該特定方向的衍射強度除以上述標準試樣的衍射強度而得到的數(shù)值。
將通過上述odf分析得到的{311}<011>方位的x射線衍射強度比設定為i1，該i1為3.0以下，這對于熱軋時的無規(guī)織構很必要。優(yōu)選為2.5以下。如果得到i1為3.0以下的無規(guī)織構，則塑性各向異性降低，成形性提高。
接著，對本發(fā)明制造方法進行說明。
本發(fā)明制造方法的特征在于，連續(xù)地管理熱軋和退火來進行組織控制。將規(guī)定的成分組成的鋼坯連鑄后，加熱鋼坯而供作熱軋，在800℃以上且900℃以下的溫度范圍內完成終熱軋，在400℃以上且550℃以下進行卷取，對由此得到的熱軋鋼板進行酸洗后實施在2個溫度范圍內保持的2段步進式的退火時，
(i)實施在650℃以上且720℃以下的溫度范圍內保持3小時以上且60小時以下的第1段退火，接著，實施在725℃以上且790℃以下的溫度范圍內保持3小時以上且50小時以下的第2段退火，之后，
(ii)以冷卻速度1℃/小時以上且30℃/小時以下冷卻至650℃以下，由此能夠制造成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板。
通過上述熱軋和退火，可以使鋼板組織為由微小珠光體和貝氏體構成的組織。
以下，對工序條件進行說明。
鋼坯的加熱溫度：1000℃以上且1250℃以下
用供作熱軋的鋼坯的加熱溫度優(yōu)選為1000℃以上且1250℃以下，加熱時間優(yōu)選為0.5小時以上且3小時以下。
加熱溫度小于1000℃、或者加熱時間小于0.5小時時，不能消除通過鑄造形成的微觀偏析和宏觀偏析，在鋼材內部殘存si和mn等局部地富集的區(qū)域，耐沖擊特性降低，因此加熱溫度優(yōu)選為1000℃以上，加熱時間優(yōu)選為0.5小時以上。
另一方面，加熱溫度超過1250℃、或加熱時間超過3小時時，來自鋼坯表層的脫碳變得顯著，在浸碳淬火前的加熱時，表層的奧氏體粒異常生長，耐沖擊特性降低，因此加熱溫度優(yōu)選為1250℃以下，加熱時間優(yōu)選為3小時以下。
終熱軋溫度：800℃以上且900℃以下
終熱軋在800℃以上且900℃以下完成。終熱軋溫度小于800℃時，鋼坯的變形阻力增加，軋制載荷顯著上升，另外，輥的磨損量增大，生產率降低，因此終熱軋溫度設定為800℃以上。優(yōu)選為820℃以上。
另一方面，終熱軋溫度超過900℃時，鋼板沿rot(輸出輥道)上通過時生成厚厚的氧化皮，由于該氧化皮導致在鋼板表面上產生劃痕，在冷鍛以及浸碳淬火回火后施加沖擊荷重時以劃痕作為起點發(fā)生龜裂，導致耐沖擊特性降低，因此終熱軋溫度設定為900℃以下。優(yōu)選為880℃以下。
rot中的冷卻速度：10℃/秒以上且100℃/秒以下
在終熱軋后的rot上冷卻熱軋鋼板時的冷卻速度優(yōu)選為10℃/秒以上且100℃/秒以下。冷卻速度小于10℃/秒時，在冷卻過程中生成厚厚的氧化皮，由于該氧化皮導致無法抑制在鋼板表面上產生劃痕，因此冷卻速度設定為10℃/秒以上。更優(yōu)選為20℃/秒以上。
另一方面，冷卻速度超過100℃/秒時，從鋼板的表層到內部以超過100℃/秒的冷卻速度進行冷卻，鋼板的最表層部過度冷卻，產生貝氏體或馬氏體等低溫相變組織。
卷取后，將冷卻至100℃～室溫的熱軋鋼卷倒出時，在上述低溫相變組織上產生微小裂紋，在接下來的酸洗工序以及冷軋工序中也難以除去該微小裂紋，由于在冷加工中以微小裂紋為起點使得龜裂發(fā)展，因此冷加工性降低。因而冷卻速度優(yōu)選為100℃/秒以下。
需要說明的是，上述冷卻速度是指從終熱軋后的熱軋鋼板通過無注水區(qū)間后在注水區(qū)間接受水冷卻的時刻開始、在rot上冷卻至卷取目標溫度的時刻過程中，從各注水區(qū)間的冷卻設備受到的冷卻能，而不表示從注水開始點到由卷取機進行卷取的溫度的平均冷卻速度。
卷取溫度：400℃以上且550℃以下
卷取溫度設定為400℃以上且550℃以下。卷取溫度小于400℃時，在卷取前未相變的奧氏體相變成硬的馬氏體，在熱軋鋼卷的倒出時，在鋼板表層上出現(xiàn)裂紋，加工性降低，因此卷取溫度設定為400℃以上。優(yōu)選為430℃以上。
另一方面，卷取溫度超過550℃時，生成層間距離較大的珠光體，形成熱穩(wěn)定性高的厚厚的針狀的碳化物，即使在2段步進式的退火后仍殘留針狀的碳化物。以該針狀的碳化物作為起點在冷加工時會生成龜裂，因此卷取溫度設定為550℃以下。優(yōu)選為520℃以下。
對在上述條件下制造的熱軋鋼卷進行酸洗后實施在2個溫度范圍內保持的2段步進式的退火。另外，第1段退火以及第2段退火可以是箱退火或連續(xù)退火中的任一種。通過2段步進式的退火，控制碳化物的穩(wěn)定性，從而促進碳化物向鐵素體晶界上的生成，并且提高鐵素體晶界上的碳化物的球狀化率。
以下，對2段步進式的退火進行說明。
在ac1點以下的溫度范圍內進行第1段退火，使碳化物粗大化，并且使合金元素富集，從而提高碳化物的熱穩(wěn)定性。之后，升溫至ac1點以上且a3點以下的溫度范圍，使奧氏體在組織中生成。
之后，通過緩慢冷卻使奧氏體相變成鐵素體，提高奧氏體中的碳濃度。通過進行緩慢冷卻，在奧氏體中殘存的碳化物上吸附碳原子，使得碳化物與奧氏體被覆鐵素體的晶界，最終能夠形成在鐵素體的晶界上球狀化碳化物大量存在的組織。
在ac1點以上且a3點以下的溫度范圍內的保持中，殘留碳化物少時，在冷卻中生成珠光體、以及棒狀碳化物、板狀碳化物。如果生成該珠光體、以及棒狀碳化物、板狀碳化物，則鋼板的加工性顯著降低，因此增加ac1點以上且a3點以下的溫度范圍內的殘留碳化物數(shù)這一手段在提高鋼板的加工性方面成為重要的要素。
通過使用在上述熱軋條件下得到的鋼板組織，在ac1點以下的溫度下能夠確保碳化物的熱穩(wěn)定性，因此可以實現(xiàn)在ac1點以上且a3點以下的溫度范圍內的殘留碳化物數(shù)的增加。
以下，對2段步進式的退火的退火條件進行說明。
第1段退火
溫度范圍：650℃以上且720℃以下
保持時間：3小時以上且60小時以下
在第1段退火中，退火溫度設定為650℃以上且720℃以下。第1段退火溫度小于650℃時，碳化物的穩(wěn)定度不足，在第2段退火中，難以在奧氏體中殘存碳化物，因此第1段退火溫度設定為650℃以上。優(yōu)選為670℃以上。
另一方面，第1段退火溫度超過720℃時，在提高碳化物的穩(wěn)定度之前，生成了奧氏體而難以控制成所期望的組織變化，因此第1段退火溫度設定為720℃以下。優(yōu)選為700℃以下。
第1段保持時間設定為3小時以上且60小時以下。保持時間小于3小時時，碳化物的穩(wěn)定化不充分，在第2段退火時難以使碳化物殘存，因此第1段保持時間設定為3小時以上。另一方面，第1段保持時間超過60小時時，碳化物的穩(wěn)定度提高無法預期，另外，生產率降低，因此第1段保持時間設定為60小時以下。優(yōu)選為55小時以下。
退火氣氛不限于特定的氣氛。例如可以是氮氣95％以上的氮氣氣氛、氫氣95％以上的氫氣氣氛、以及大氣氣氛中的任意一種。
第2段退火
溫度范圍：725℃以上且790℃以下
保持時間：3小時以上且50小時以下
在第2段退火中，退火溫度設定為725℃以上且790℃以下。第2段退火溫度小于725℃時，奧氏體的生成量少，在鐵素體晶界上的碳化物的個數(shù)比率降低，因此第2段退火溫度設定為725℃以上。優(yōu)選為745℃以上。
另一方面，第2段退火溫度超過790℃時，難以使碳化物在奧氏體中殘存，進而難以控制成所期望的組織變化，因此第2段退火溫度設定為790℃以下。優(yōu)選為770℃以下。
將第2段保持時間設定為3小時以上且50小時以下。第2段保持時間小于3小時時，奧氏體的生成量少，并且鐵素體晶內的碳化物的溶解不充分，難以使鐵素體晶界上的碳化物的個數(shù)比率增加，因此第2段保持時間設定為3小時以上。優(yōu)選為5小時以上。
另一方面，第2段保持時間超過50小時時，難以使碳化物在奧氏體中殘存，因此第2段保持時間設定為50小時以下。優(yōu)選為46小時以下。
退火氣氛不限于特定的氣氛。例如，可以是氮氣為95％以上的氮氣氣氛、氫氣為95％以上的氫氣氣氛、以及大氣氣氛中的任意一種。
在2段步進式的退火完成后，冷卻熱軋鋼板，此時，以1℃/小時以上且30℃/小時以下的冷卻速度冷卻至650℃。
直到650℃以下的溫度的冷卻速度：1℃/小時以上且30℃/小時以下
通過緩慢冷卻來控制組織變化溫度范圍直至650℃是足夠的，因此控制直到650℃的溫度范圍內的冷卻速度即可。另外，達到650℃以下的溫度后，也可在不將冷卻速度控制在上述范圍內的狀態(tài)下冷卻至室溫。
在第2段退火中將生成的奧氏體緩慢冷卻，使其相變?yōu)殍F素體，并且為了向在奧氏體中殘存的碳化物上吸附碳，優(yōu)選冷卻速度慢。但是，冷卻速度小于1℃/小時時，用于冷卻所需要的時間增大，生產率降低，因此冷卻速度設定為1℃/小時以上。優(yōu)選為5℃/小時。
另一方面，冷卻速度超過30℃/小時時，奧氏體相變成珠光體，鋼板的硬度增加，冷鍛性降低，另外，浸碳淬火回火后的耐沖擊特性降低，因此冷卻速度設定為30℃/小時以下。優(yōu)選為26℃/小時以下。
另外，根據本發(fā)明制造方法，關于成分組成，以質量％計，含有c：0.10～0.40％、si：0.01～0.30％、mn：0.30～1.00％、p：0.0001～0.020％、s：0.0001～0.010％、al：0.001～0.10％，余量由fe和不可避免的雜質構成，金屬組織實質上為鐵素體和球狀化碳化物的組織，其中(a)鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率超過1；(b)鐵素體粒徑為5μm以上且50μm以下；(c)jisz2254中規(guī)定的r值的面內各向異性|δr|為0.2以下；(d)維氏硬度為100hv以上且150hv以下，斷面收縮率為40％以上，鋼板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的x射線衍射強度相對于對鋼板的晶粒無規(guī)地進行方位分布而成的試樣進行x射線衍射時的x射線衍射強度之比為3.0以下，從而能夠制造成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板。
另外，斷面收縮率用下述的式(1)定義。該值較大是指局部變形能高，隨著式(1)的值增大，鋼板的加工性增高。
斷面收縮率(％)＝100-(拉伸斷裂時的斷面積/初始斷面積)×100式(1)
以上，本申請發(fā)明的特征在于，通過軋制控制以及軋制后的熱處理，形成碳化物(即，滲碳體)均勻分散的組織，可以消除結晶的各向異性。因此，本申請發(fā)明可以將鋼板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的無規(guī)強度比設定為3.0以下。
實施例
接著，對實施例進行說明，實施例的標準為用于確認本發(fā)明的可實施性以及效果而采用的條件的一個例子，但本發(fā)明不限于這一條件的例子。本發(fā)明可以在不脫離本發(fā)明的主旨并實現(xiàn)本發(fā)明的目的的范圍內采用各種條件。
(實施例1)
為了考察熱軋條件的影響，將表1所示的成分組成的連鑄鑄坯(鋼錠)在表2所示的條件下進行熱軋，制造板厚3.0mm的熱軋鋼卷。另外，在表1的“備注”一項中記載為“開發(fā)鋼”的鋼種具有在本發(fā)明的鋼板的組成范圍內所包含的組成。另外，在表1的“備注”一項中記載為“比較鋼”的鋼種具有本發(fā)明的鋼板的組成范圍外的組成，在不滿足本發(fā)明的鋼板的組成條件的成分下劃有下劃線。
將熱軋鋼卷進行酸洗，在箱型退火爐內裝入熱軋鋼卷，將氣氛控制為95％氫氣-5％氮氣后，從室溫加熱至705℃，保持36小時，使熱軋鋼卷內的溫度分布均勻化，之后，加熱至760℃，進一步在760℃下保持10小時后，以10℃/小時的冷卻速度冷卻至650℃，之后，爐內冷卻至室溫，由此制作特性評價用的樣品。需要說明的是，樣品的組織通過上述方法測定。
表1
表2
冷加工性使用帶切口的拉伸試驗和r值的面內各向異性進行評價。帶切口的拉伸試驗是在板厚為3mm的退火的狀態(tài)下從材料上采集帶切口的拉伸試驗片，在軋制方向進行拉伸試驗來測定斷面收縮率，由此對局部的變形能進行了評價。斷面收縮率為40％以上時評分為優(yōu)良。
另外，r值的面內各向異性在板厚為3mm的退火的狀態(tài)下材料的jisz2254中規(guī)定的r值的面內各向異性|δr|為0.2以下時，評分為優(yōu)良。
為了測定{311}<011>的x射線衍射強度比(i1)，從各樣品的板厚的中央進行了利用mo管球的x射線衍射并進行了odf分析?；谕ㄟ^odf分析得到的結果，測定了上述i1。
表2中，關于所制作的各個樣品，示出了碳化物直徑、鐵素體粒徑、維氏硬度、鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率、斷面收縮率、{311}<011>的x射線衍射強度比以及面內各向異性的測定結果。在表2的樣品中，在備注項中作為“發(fā)明鋼”示出的是滿足本發(fā)明的鋼板的要素的樣品，在備注項中作為“比較鋼”示出的是不滿足本發(fā)明的鋼板的要素的樣品。在表2中，在不滿足本發(fā)明的鋼板的要素的測定結果和不滿足本發(fā)明的鋼板的制造方法的要素的制造條件上標注下有劃線。
如表2所示，在發(fā)明鋼的b-1、c-1、g-1、h-1、j-1、l-1、p-1、q-1、s-1、u-1、w-1、x-1、y-1、z-1、aa-1、ab-1、ad-1中，鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率均超過1，維氏硬度均為150hv以下。另外，上述發(fā)明鋼的斷面收縮率均超過40％并且r值的面內各向異性|δr|均為0.2以下，因此冷加工性優(yōu)良。另外，上述發(fā)明鋼均確認在鋼板表面上沒有生成氧化皮劃痕，因此這些鋼可以優(yōu)選地用于冷加工。
相對于此，比較鋼a-1的al的含有率高，a3點降低，因此終熱軋中的再結晶被阻礙，|δr|變差，冷加工性低。比較鋼i-1的mo和cr高，終熱軋中的再結晶被阻礙，|δr|變差。比較鋼k-1和n-1的s或mn的含有率高，在鋼中形成粗大的mns，冷加工性低。比較鋼m-1的si的含有率高，硬度增加，因此冷加工性低。另外，比較鋼m-1的a3點上升，因此終熱軋中的再結晶被阻礙，|δr|變差。
比較鋼o-1的c高，碳化物的體積率增加，大量生成成為損壞的起點的裂紋、斷面收縮率低，因此冷加工性低。比較鋼d-1的熱軋的精加工溫度低，生產率降低。比較鋼f-1的熱軋的精加工溫度高，在鋼板表面上生成氧化皮劃痕。
比較鋼r-1和ac-1的熱軋的卷取溫度低，貝氏體和馬氏體等低溫相變組織增多而脆化，在熱軋鋼卷倒出時頻繁產生開裂，從而生產率降低。比較鋼e-1以及t-1的熱軋的卷取溫度高，在熱軋組織中，生成層間距離厚厚的珠光體和熱穩(wěn)定性高的針狀的粗大碳化物，該碳化物在2段步進式的退火后仍然殘存于鋼板中，因此斷面收縮率降低、冷加工性低。
接著，為了考察退火條件的影響，將表1的成分組成的鋼坯(板坯)在1240℃下加熱1.8小時后，供作熱軋，在890℃下完成終熱軋后，在rot上以45℃/秒的冷卻速度冷卻至520℃，在510℃進行卷取，由此制造板厚為3.0mm的熱軋鋼卷，在表3所示的條件下制作板厚為3.0mm的熱軋板退火樣品。
關于所制作的各種上述樣品，通過與表2的各發(fā)明鋼以及各比較鋼同樣的方法測定碳化物直徑、鐵素體粒徑、維氏硬度、鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率、斷面收縮率、{311}<011>的x射線衍射強度比以及面內各向異性。將其結果示于表3。
表3
如表3所示，在發(fā)明鋼的b-2、c-2、d-2、f-2、g-2、l-2、p-2、r-2、s-2、u-2、w-2、x-2、aa-2、ad-2中，鐵素體晶界的碳化物的個數(shù)相對于鐵素體晶內的碳化物的個數(shù)的比率均超過1，維氏硬度均為150hv以下。另外，上述發(fā)明鋼中斷面收縮率均超過40％并且r值的面內各向異性|δr|均為0.2以下，因此冷加工性優(yōu)良。
相對于此，比較鋼a-2的al的含有率高，a3點降低，因此終熱軋中的再結晶被阻礙，|δr|變差，冷加工性低。比較鋼i-2的mo和cr高，終熱軋中的再結晶被阻礙，|δr|變差。比較鋼k-2和n-2的s或mn的含有率高，在鋼中形成粗大的mns，冷加工性降低。比較鋼m-2的si的含有率高，硬度增加，冷加工性降低。另外，比較鋼m-2的a3點降低，因此終熱軋中的再結晶被阻礙，|δr|變差，冷加工性低。
比較鋼o-2的c高，碳化物的體積率增加，大量生成成為損壞的起點的裂紋，斷面收縮率低，因此冷加工性低。
比較鋼ac-2在2段步進式的箱退火時的第1段退火中的退火溫度低，在ac1溫度以下的碳化物的粗大化處理不充分，碳化物的熱穩(wěn)定度不充分，由此在第2段退火時殘存的碳化物減少，在緩慢冷卻后的組織中無法抑制珠光體相變，斷面收縮率低，因此冷加工性低。
比較鋼t-2在2段步進式的箱退火時的第1段退火中的退火溫度高，在退火中生成奧氏體，不能提高碳化物的穩(wěn)定度，因此在第2段退火時殘存的碳化物減少，在緩慢冷卻后的組織中無法抑制珠光體相變，斷面收縮率低，因此冷鍛加工性低。
比較鋼q-2在2段步進式的退火時的第1段退火中的保持時間短，在ac1溫度以下的碳化物的粗大化處理不充分，碳化物的熱穩(wěn)定度不充分，由此在第2段退火時殘存的碳化物減少，在緩慢冷卻后的組織中無法抑制珠光體相變，斷面收縮率低，因此冷加工性低。比較鋼ab-2在2段步進式的箱退火時的第1段退火中的保持時間長，生產率低。
比較鋼z-2在2段步進式的箱退火時的第2段退火時的退火溫度低，奧氏體的生成量減少，不能增加晶界中的碳化物的個數(shù)比例，冷加工性低。比較鋼j-2在2段步進式的退火時的第2段退火時的退火溫度高，促進碳化物的溶解使殘存的碳化物減少，在緩慢冷卻后的組織中無法抑制珠光體相變，維氏硬度過高，另外斷面收縮率低，因此冷鍛加工性低。
比較鋼h-2在2段步進式的退火時的第2段退火時的退火溫度低，奧氏體的生成量減少，不能增加晶界中的碳化物的個數(shù)比例，冷加工性低。比較鋼y-2在2段步進式的退火時的第2段退火時的保持時間長，促進碳化物的溶解使殘存的碳化物減少，在緩慢冷卻后的組織中無法抑制珠光體相變，斷面收縮率低，因此冷鍛加工性低。比較鋼e-2在2段步進式的退火時的從第2段退火至650℃的冷卻速度快，冷卻時引起珠光體相變，維氏硬度過高，另外斷面收縮率低，因此冷加工性低。
在比較鋼a-1、d-1、i-1、m-1、a-2以及i-2中，{311}<011>的x射線衍射強度比均超過3.0。這些比較鋼的面內各向異性|δr|超過0.2，冷加工性低。這樣，通過在與熱軋鋼板的1/2板厚部分的板面平行的面上進行x射線衍射的分析，能夠在冷加工前判定成為冷加工的對象的熱軋鋼板的面內各向異性|δr|等的塑性各向異性的程度或冷加工性的好壞。
產業(yè)上的可利用性
如上所述，根據本發(fā)明，能夠制造并提供成形時的冷加工性優(yōu)良的鋼板。本發(fā)明的鋼板是適合作為經過沖裁、彎曲、沖壓加工等加工工序而制造的汽車用部件、刀具、其他機械部件的原材料的鋼板，因此本發(fā)明在產業(yè)上的可利用性高。