中/高碳鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明的一方式涉及的中/高碳鋼板為具有以質(zhì)量％計含有C：0.10～1.50％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～3.00％、P：0.0001～0.1000％、S：0.0001～0.1000％、且剩余部分包含F(xiàn)e及雜質(zhì)的成分的鋼板，將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體合計的體積率為5％以下，剩余部分為鐵素體和碳化物的組織，碳化物粒子的球狀化率為70％以上且99％以下，上述碳化物粒子中包含方位差為5°以上的晶體界面的上述碳化物粒子的個數(shù)比例相對于上述碳化物粒子的總個數(shù)為20％以下。
【專利說明】
中/高碳鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明設(shè)及在高的應(yīng)變速度下的成形中具有優(yōu)異的拉深的中/高碳鋼板及其制造 方法。
[0002] 本申請基于2014年3月7日在日本申請的特愿2014-045689號而主張優(yōu)先權(quán)，并將 其內(nèi)容援引于此。
【背景技術(shù)】
[0003] 中/高碳鋼板被用作汽車的鏈條、齒輪、離合器等驅(qū)動系統(tǒng)部件及銀、刀具等的原 材料。由中/高碳鋼的鋼帶或從鋼帶切取的鋼板成形為規(guī)定的形狀的原材料通過深拉深加 工、擴(kuò)孔加工、增厚加工、減薄加工等塑性加工而成形為部件形狀。在將各加工單獨(dú)實施或 將其中的數(shù)種同時實施的冷鍛中部分地WlO/sec左右的高的應(yīng)變速度將原材料成形，對作 為原材料的鋼板要求即使在高的應(yīng)變速度下的變形中也具有優(yōu)異的成形性、即優(yōu)異的拉 深。
[0004] 迄今為止，對于改善中/高碳鋼板的拉深的技術(shù)提出了較多的方案(例如參照專利 文獻(xiàn)1~6)。
[0005] 例如，在專利文獻(xiàn)1中，作為深拉深性優(yōu)異的中/高碳鋼板的制造方法，公開了 W下 發(fā)明：對C:0.20~0.90質(zhì)量％的熱社鋼板或退火鋼板，至少在社制最終道次中使用表面粗 糖度Ra為0.20~1.50WI1的工作社漉，在將總社制率設(shè)定為20~70%的條件下進(jìn)行精社，之 后，實施最終退火。但是，專利文獻(xiàn)1中公開的技術(shù)是通過改善鋼板表面的粗糖度來提高拉 深的技術(shù)，而不是通過由鋼材的組織形態(tài)的控制帶來的材質(zhì)改善來提高拉深的技術(shù)，不一 定得到所期望的發(fā)明效果。
[0006] 進(jìn)而在專利文獻(xiàn)2中，作為加工性優(yōu)異的高初性高碳鋼板，公開了 W下高碳鋼板的 發(fā)明：其具有包含C: 0.6~1.3質(zhì)量％、Si :0.5質(zhì)量％ W下、Mn :0.2~1.0質(zhì)量％、P :0.02質(zhì) 量％^下、S:0.01質(zhì)量％ ^下、且剩余部分實質(zhì)上為Fe的組成，通過熱社條件、冷社條件及 退火條件的調(diào)整，由碳化物的最大長度為5.OwnW下、碳化物球狀化率為90% W上、并且粒 徑為l.OwnW上的球狀碳化物的體積為全部球狀碳化物體積的20% W上的碳化物和等軸狀 鐵素體構(gòu)成。
[0007] 在專利文獻(xiàn)3中，作為深拉深性優(yōu)異的中/高碳鋼，公開了制成W下組織的發(fā)明：其 C含量為0.10~0.90質(zhì)量％，且按照碳化物的鐵素體晶界存在率(F值)成為30% W上的方式 使碳化物分散到鐵素體中。
[000引在專利文獻(xiàn)4中，作為深拉深面內(nèi)各向異性小的高碳冷社鋼帶，公開了 W下發(fā)明： 具有C: 0.25~0.75 %的鋼組成，鋼中碳化物的平均粒徑為0.5皿W上，球狀化率為90 % W 上，織構(gòu)滿足數(shù)學(xué)式"(222)/(200)>6-8.0XC(%r。
[0009]在專利文獻(xiàn)5中，作為深拉深性良好、并且可賦予高的硬度或優(yōu)異的耐磨性的高碳 鋼帶，公開了 W下發(fā)明：其特征在于，C含量為0.20~0.70質(zhì)量％，鋼中的滲碳體的50面積％ W上被石墨化。
[0010] 在專利文獻(xiàn)6中，作為成形性優(yōu)異的高碳冷社鋼板的制造方法，公開了 w下技術(shù)： 將含有 c:0.1 ~0.65%、Si:0.01~0.3%、Mn:0.4~2%、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.002~ 0.008%、8:0.0005~0.005%、吐:0~0.5、]?〇:0~0.1的高碳鋼進(jìn)行熱牽1，在300~520°(：下 卷取，在650~(Ac 1-10) °C下進(jìn)行裝箱退火，W40~80 %的壓下率進(jìn)行冷社，在650~(Ac 1- lorc下進(jìn)行裝箱退火。
[0011] 但是，在它們中的任一專利文獻(xiàn)中，對于抑制在高的應(yīng)變速度下成形時產(chǎn)生的鋼 材內(nèi)部的滲碳體本身的裂紋、及由通過裂紋的發(fā)生而產(chǎn)生的空隙的生長/連結(jié)而引起的拉 深的降低的認(rèn)識及技術(shù)均沒有進(jìn)行任何公開。
[0012] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn) [oou]專利文獻(xiàn)
[0014] 專利文獻(xiàn)1:日本特開2003-293042號公報
[0015] 專利文獻(xiàn)2:日本特開2003-147485號公報
[0016] 專利文獻(xiàn)3:日本特開2002-155339號公報
[0017] 專利文獻(xiàn)4:日本特開2000-328172號公報
[0018] 專利文獻(xiàn)5:日本特開平6-108158號公報
[0019] 專利文獻(xiàn)6:日本特開平11-61272號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0020] 發(fā)明所要解決的課題
[0021] 本發(fā)明鑒于上述實際情況，課題是提供在高的應(yīng)變速度下的成形中具有優(yōu)異的拉 涂的中/局碳鋼板和其制造方法。
[0022] 用于解決課題的手段
[0023] 本發(fā)明人們對解決上述課題的方法進(jìn)行了深入研究。其結(jié)果是，本發(fā)明人們認(rèn)識 到:通過在變形時由碳化物產(chǎn)生的裂紋(空隙）生長、相互連結(jié)，從而高的應(yīng)變速度下的變形 中的拉深降低。進(jìn)而，本發(fā)明人們認(rèn)識到：由碳化物產(chǎn)生的裂紋從W往作為一個粒子被認(rèn)識 的碳化物粒子中存在的晶體界面產(chǎn)生。本發(fā)明人們認(rèn)識到:通過減少碳化物粒子中的晶體 界面的量，可得到在高的應(yīng)變速度下的變形中也顯示優(yōu)異的拉深、進(jìn)而在深拉深加工、擴(kuò)孔 加工、增厚加工、減薄加工等塑性加工或同時實施運(yùn)些加工中的數(shù)種的冷鍛中顯示優(yōu)異的 成形性的中/高碳鋼板。
[0024] 此外，本發(fā)明人們通過重復(fù)各種研究而認(rèn)識到：具有上述特征的鋼板在對熱社條 件及退火條件等個別地下功夫的情況下制造困難，僅通過在熱社/退火工序等所謂的一連 串工序中達(dá)成最優(yōu)化才能夠制造，從而完成了本發(fā)明。
[0025] 本發(fā)明的主旨如下所述。
[00%] (1)本發(fā)明的一方式設(shè)及的中/高碳鋼板是具有W質(zhì)量％計含有C: 0.10~1.50 %、 Si :0.01 ~1.00%、Mn:0.01 ~3.00%、P:0.0001 ~0.1000%、S:0.0001~0.1000%、且剩余 部分包含F(xiàn)e及雜質(zhì)的成分的鋼板，上述鋼板具有將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體 合計的體積率為5.0% W下、且剩余部分為鐵素體和碳化物的組織，碳化物粒子的球狀化率 為70% W上且99% W下，在上述碳化物粒子中包含方位差為5° W上的晶體界面的上述碳化 物粒子的個數(shù)比例相對于上述碳化物粒子的總個數(shù)為20% W下。
[0027] (2)根據(jù)上述（1)所述的中/高碳鋼板，其中，上述鋼板的上述成分也可WW質(zhì)量％ 計進(jìn)一步含有A1:0.001 ~0.500%、N:0.0001 ~0.0500%、0:0.0001 ~0.0500%、Cr :0.001 ~2.000%、Mo:0.001 ~2.000%、Ni :0.001 ~2.000%、Cu:0.001 ~1.000%、師：0.001 ~ 1.000%、V :0.001 ~1.000 %、Ti :0.001~1.000%、B:0.0001~0.0500 %、W: 0.001~ 1.000 %、Ta :0.001 ~1.000 %、Sn :0.001 ~0.020 %、Sb :0.001 ~0.020 %、As :0.001 ~ 0.020 %、Mg:0.0001~0.0200 %、Ca:0.001~0.020 %、Y:0.001~0.020 %、Zr:0.001~ 0.020%、1^日:0.001~0.020%、〔6:0.001~0.020%中的1種或2種^上。
[0028] (3)本發(fā)明的另一方式設(shè)及的中/高碳鋼板的制造方法，其將上述(1)或(2)所述的 具有上述成分的鋼巧直接、或暫且冷卻后進(jìn)行加熱并熱社時，在6〇o°cw上且looorw下的 溫度域中完成精熱社，將在35(TCW上且70(TCW下卷取的熱社鋼板進(jìn)行裝箱退火，實施 10%W上且80%W下的冷社，在連續(xù)退火線中在退火溫度為650°CW上且780°CW下、保持 時間為30秒W上且1800秒W下的條件下實施之后的冷社板退火。
[00巧]發(fā)明效果
[0030] 根據(jù)本發(fā)明，能夠提供在高的應(yīng)變速度下的成形中具有優(yōu)異的拉深的中/高碳鋼 板及其制造方法。
【附圖說明】
[0031] 圖1是表示用于測定高的應(yīng)變速度下的拉深的試驗片的形狀的圖。
[0032] 圖2是表示在變形時從位于碳化物粒子中的晶體界面產(chǎn)生裂紋的情況的圖。
[0033] 圖3是表示包含晶體界面的碳化物粒子的個數(shù)比例與高的應(yīng)變速度下的拉伸試驗 時的拉深的關(guān)系的圖。
【具體實施方式】
[0034] W下，對本實施方式進(jìn)行詳細(xì)說明。
[0035] 首先，對限定本實施方式所述的鋼板的化學(xué)成分的理由進(jìn)行說明。其中，關(guān)于成分 的"％"是指質(zhì)量％。
[0036] (C:0.10 ~1.50%)
[0037] C是通過澤火的熱處理來提高鋼的強(qiáng)度的元素。中/高碳鋼板在成形后作為汽車的 鏈條、齒輪、離合器等驅(qū)動系統(tǒng)部件及銀、刀具等的原材料使用前，通過實施澤火及澤火回 火的熱處理，來確保作為部件所需要的強(qiáng)度或初性。由于C含量低于0.10%時，得不到由澤 火帶來的強(qiáng)度的增加，所W將0.10 %作為C含量的下限。另一方面，由于若C含量超過 1.50%，則在冷社退火后，在粒子內(nèi)部具有晶體界面的碳化物的個數(shù)比例增加，高的應(yīng)變速 度下的拉深降低，所W將C含量的上限設(shè)定為1.50%。更優(yōu)選C含量為0.15~1.30%。
[003引（Si:0.01 ~1.00%)
[0039] Si是作為脫氧劑起作用，此外，抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳化物粒子的 粗大化及連結(jié)的元素。在冷社板退火中在碳化物粒子進(jìn)行奧斯特瓦爾德生長的過程中，彼 此位于附近的兩個W上的粒子相接觸時，在碳化物粒子中導(dǎo)入晶體界面。在鋼板的變形時， 碳化物粒子中的晶體界面成為裂紋的起點(diǎn)。為了抑制該現(xiàn)象，需要降低熱社板退火及冷社 板退火中的碳化物的生長速度。其代表性的降低碳化物的生長速度的元素之一是Si。由于 Si的含量低于0.01 %時，得不到上述的效果，所W將Si含量的下限設(shè)定為0.01 %。另一方 面，由于若Si含量超過1.00%，則鐵素體變得容易裂開破壞，高的應(yīng)變速度下的拉深降低， 所W將Si含量的上限設(shè)定為1.00% dSI含量更優(yōu)選為0.05% W上且0.80% W下，進(jìn)一步優(yōu) 選為0.08 % W上且0.50 % W下。
[0040] (Mn :0.01 ~3.00%)
[0041] Mn是與Si同樣地抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳化物粒子的粗大化及連結(jié) 的元素。由于Mn含量低于0.01 %時，得不到上述的效果，所W將Mn含量的下限設(shè)定為 0.01 %。另一方面，若Mn含量超過3.00%，則在熱社板退火及冷社板退火時碳化物變得難W 球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物作為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂紋，拉深降低。因 此，將Mn含量的上限設(shè)定為3.00 % DMn含量更優(yōu)選為0.30 % W上且2.50 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選 為0.50% W上且 1.50% W下。
[0042] (P:〇.0001 ~0.1000%)
[0043] P是使鐵素體晶界脆化的雜質(zhì)元素。P含量越少越優(yōu)選，但由于在精煉工序中使P含 量低于0.0001%而將鋼高純度化的情況下，為了精煉而需要的時間變多，導(dǎo)致制造成本的 大幅增加，所W將P含量的下限設(shè)定為0.0001%。另一方面，由于若P含量超過0.1000%，貝。 在高的應(yīng)變速度下的變形時從鐵素體晶界顯著地產(chǎn)生裂紋，拉深顯著降低，所W將P含量的 上限設(shè)定為0.1000% dP含量更優(yōu)選為0.0010%?上且0.0500%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為 0.0020%? 上且0.0300%?下。
[0044] (s:0.0001 ~0.1000%)
[0045] S是形成MnS等非金屬夾雜物的雜質(zhì)元素，由于非金屬夾雜物在高的應(yīng)變速度下的 變形中成為裂紋產(chǎn)生的起點(diǎn)，所WS含量越少越優(yōu)選。但是，由于將S含量降低至低于 0.0001%會導(dǎo)致精煉成本的大幅增加，所W將S含量的下限設(shè)定為0.0001%。另一方面，由 于若超過0.1000%而含有S，則拉深的降低變得顯著，所W將S含量的上限設(shè)定為0.1000% W下。S含量更優(yōu)選為0.0003 % W上且0.0300 % W下。
[0046] 本實施方式中，將上述成分作為鋼板的基本成分，但出于提高鋼板的機(jī)械特性的 目的，可W進(jìn)一步選擇性地含有W下敘述的元素中的1種或巧中W上。但是，由于W下敘述的 元素的含有不是必須的，所下敘述的元素的下限值為0%。
[0047] (A1:優(yōu)選為 0.001 ~0.500%)
[0048] A1是作為鋼的脫氧劑起作用的元素。由于A1含量低于0.001%時，無法充分得到含 有效果，所W也可W將A1含量的下限設(shè)定為0.001%。另一方面，若A1含量超過0.500%，貝。 使鐵素體的晶界脆化，引起高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的降低。因此，也可W將A1含量 的上限設(shè)定為0.500 % dAI含量更優(yōu)選為0.005%?上且0.300%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為 0.010%? 上且 0.100%?下。
[0049] (N:優(yōu)選為0.0001 ~0.0500%)
[0050] N是促進(jìn)鋼的貝氏體相變、同時通過大量的含有而引起鐵素體的脆化的元素。N含 量越少越優(yōu)選，但由于將N含量降低至低于0.0001%會導(dǎo)致精煉成本的增加，所W也可W將 N含量的下限設(shè)定為0.0001 %。另一方面，由于N含量超過0.0500%時，在高的應(yīng)變速度下的 變形時引起鐵素體的裂紋，所W也可W將N含量的上限設(shè)定為0.0500% "N含量更優(yōu)選為 0.0010 % W 上且0.0250 % W 下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0020 % W 上且0.0100 % W 下。
[0化1] (0:優(yōu)選為0.0001 ~0.0500%)
[0052]由于0是通過大量的含有而促進(jìn)鋼中粗大的氧化物的形成的元素，所W0含量優(yōu)選 較少。但是，由于將0含量降低至低于0.0001 %會導(dǎo)致精煉成本的增加，所W也可W將 0.0001%作為0含量的下限。另一方面，由于0含量超過0.0500%時，在鋼中形成粗大的氧化 物，在高的應(yīng)變速度下的變形時產(chǎn)生W粗大的氧化物作為起點(diǎn)的裂紋，所W也可W將0含量 的上限設(shè)定為0.0500%。0含量更優(yōu)選為0.0005 % W上且0.0250 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為 0.0010%? 上且 0.0100%?下。
[0化3] (Cr:優(yōu)選為 0.001 ~2.000%)
[0054]化是與Si、Mn同樣地抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳化物粒子的粗大化及連 結(jié)的元素。但是，由于化含量低于0.001%時，得不到上述的效果，所W也可W將Cr含量的下 限設(shè)定為0.001 %。另一方面，由于若化含量超過2.000%，則在熱社板退火及冷社板退火中 碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物作為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂 紋，拉深降低，所W也可W將Cr含量的上限設(shè)定為2.000%?；扛鼉?yōu)選為0.005%?上且 1.500%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.010%?上且1.300%?下。
[0化5] (Mo:優(yōu)選為 0.001 ~2.000%)
[0056] Mo是與Si、Mn、Cr同樣地抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳化物粒子的粗大化 及連結(jié)的元素。由于Mo含量低于0.001%時，得不到上述的效果，所W也可W將Mo含量的下 限設(shè)定為0.001 %。另一方面，由于若Mo含量超過2.00 %，則在熱社板退火及冷社板退火中 碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物作為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂 紋，拉深降低，所W也可W將Mo含量的上限設(shè)定為2.00%。齡含量更優(yōu)選為0.005%?上且 1.900 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.008 % W上且0.800 % W下。
[0化7](化：優(yōu)選為0.001~2.000%)
[0058] M是為了部件的初性的提高、及澤火性的提高而有效的元素。為了有效地發(fā)揮其 效果，優(yōu)選含有0.001 % W上的Ni。另一方面，由于若Ni含量超過2.000%，則在熱社板退火 及冷社板退火時碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物作 為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂紋，拉深降低，所W也可W將M含量的上限設(shè)定為2.000%?；扛鼉?yōu)選 為0.005 % W上且1.500 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005 % W上且0.700 % W下。
[0化9] (Cu:優(yōu)選為 0.001 ~1.000%)
[0060] 化是通過微細(xì)的析出物的形成來增加鋼材的強(qiáng)度的元素。為了有效地發(fā)揮強(qiáng)度增 加的效果，優(yōu)選含有0.001% W上的Cu。另一方面，由于若Cu含量超過1.00%，則在熱社板退 火及冷社板退火時，碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物 作為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂紋，拉深降低，所W也可W將化含量上限設(shè)定為1.00%。化含量更優(yōu)選為 0.003 % W上且0.500 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.005 % W上且0.200 % W下。
[0061] (佩:優(yōu)選為 0.001 ~1.000%)
[0062] Nb是形成碳氮化物、且抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳化物粒子的粗大化及 連結(jié)的元素。由于Nb含量低于0.001%時，得不到上述的效果，所W也可W將Nb含量的下限 設(shè)定為0.001 %。另一方面，由于若師含量超過1.000 %，則在熱社板退火及冷社板退火時， 碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物作為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂 紋，拉深降低，所W也可W將Nb含量的上限設(shè)定為1.000%。抓含量更優(yōu)選為0.005%?上且 0.600 % w下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.008 % w上且0.200 % w下。
[0063] (V:優(yōu)選為 0.001 ~1.000%)
[0064] V也是與師同樣地形成碳氮化物、且抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳化物粒 子的粗大化及連結(jié)的元素。由于V含量低于0.001%時，得不到上述的效果，所W也可W將V 含量的下限設(shè)定為0.001 %。另一方面，由于若V含量超過1.000%，則在熱社板退火及冷社 板退火時，碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物作為起點(diǎn) 而產(chǎn)生裂紋，拉深降低，所W也可W將V含量的上限設(shè)定為1.000% dV含量更優(yōu)選為0.001 % W上且0.750 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001 % W上且0.250 % W下。
[00化](Ti:優(yōu)選為 0.001 ~1.000%)
[0066] Ti也是與抓、及V同樣地形成碳氮化物、且抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳化 物粒子的粗大化及連結(jié)的元素。由于Ti含量低于0.001%時，得不到上述的效果，所W也可 W將Ti含量的下限設(shè)定為0.001% W上。另一方面，由于若Ti含量超過1.000%，則在熱社板 退火及冷社板退火時，碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化 物作為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂紋，拉深降低，所W也可W將Ti含量的上限設(shè)定為1.000% nTi含量更 優(yōu)選為0.001 % W上且0.500 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.003 % W上且0.150 % W下。
[0067] (B:優(yōu)選為0.0001 ~0.0500%)
[0068] B是改善部件的熱處理時的澤火性的元素。由于B含量低于0.0001%時，得不到上 述的效果，所W也可W將B含量的下限設(shè)定為0.0001 %。由于若B含量超過0.0500%，則生成 粗大的Fe-B-C化合物，在高的應(yīng)變速度下的變形時成為裂紋的起點(diǎn)，使拉深降低，所W也可 W將B含量的上限設(shè)定為0.0500%。8含量更優(yōu)選為0.0005% W上且0.0300 % W下，進(jìn)一步 優(yōu)選為0.0010%?上且0.0100%?下。
[0069] (W:優(yōu)選為 0.001 ~1.000%)
[0070] W也是與Nb、V、及Ti同樣地形成碳氮化物、且抑制熱社板退火及冷社板退火中的碳 化物粒子的粗大化及連結(jié)的元素。由于W含量低于0.001%時，得不到上述的效果，所W也可 W將W含量的下限設(shè)定為0.001 %。另一方面，由于若W含量超過1.000 %，則在熱社板退火及 冷社板退火時，碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物作為 起點(diǎn)而產(chǎn)生裂紋，拉深降低，所W也可W將W含量的上限設(shè)定為1.000% 含量更優(yōu)選為 0.001 % W上且0.450 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001 % W上且0.160 % W下。
[0071] (Ta:優(yōu)選為 0.001 ~1.000%)
[0072] 化也是與Nb、V、Ti、及W同樣地形成碳氮化物、且抑制熱社板退火及冷社板退火中 的碳化物粒子的粗大化及連結(jié)的元素。由于Ta含量低于0.001%時，得不到上述的效果，所 W也可W將化含量的下限設(shè)定為0.001%。另一方面，若化含量超過1.000%，貝帷熱社板退 火及冷社板退火時，碳化物變得難W球狀化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，W針狀的碳化物 作為起點(diǎn)而產(chǎn)生裂紋，拉深降低，所W也可W將化含量的上限設(shè)定為1.000%?下?；?更優(yōu)選為0.001 % W上且0.750 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001 % W上且0.150 % W下。
[0073] (Sn:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[0074] Sn是在使用廢鋼作為鋼原料的情況下在鋼中含有的元素，Sn含量越少越優(yōu)選。由 于將Sn含量降低至低于0.001%時，會導(dǎo)致精煉成本的增加，所W也可W將Sn含量的下限設(shè) 定為0.001 %。此外，由于Sn含量超過0.020 %時，鐵素體脆化，在高的應(yīng)變速度下的變形中， 拉深降低，所W也可W將Sn含量的上限設(shè)定為0.020%。抽含量更優(yōu)選為0.001%?上且 0.015%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001%?上且0.010%?下。
[00 巧](Sb:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[0076] Sb是與Sn同樣地在使用廢鋼作為鋼原料的情況下在鋼中含有的元素，Sb含量越少 越優(yōu)選。由于將Sb含量降低至低于0.001%時，會導(dǎo)致精煉成本的增加，所W也可W將Sb含 量的下限設(shè)定為0.001 %。此外，由于Sb含量超過0.020%時，鐵素體脆化，在高的應(yīng)變速度 下的變形中，拉深降低，所W也可W將Sb含量的上限設(shè)定為0.020% W下。Sb含量更優(yōu)選為 0.001 % W上且0.015 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001 % W上且0.011 % W下。
[0077] (As:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[0078] As是與Sn、及Sb同樣地在使用廢鋼作為鋼原料的情況下含有的元素，As含量越少 越優(yōu)選。將As含量降低至低于0.001%時，會導(dǎo)致精煉成本的增加，所W也可W將As含量的 下限設(shè)定為0.001%。此外，由于As含量超過0.020%時，鐵素體脆化，在高的應(yīng)變速度下的 變形中，拉深降低，所W也可W將As含量的上限設(shè)定為0.020%?下。As含量更優(yōu)選為 0.001 % W上且0.015 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001 % W上且0.007 % W下。
[0079] (Mg:優(yōu)選為0.0001 ~0.0200%)
[0080] Mg是即使含量為微量也能夠控制硫化物的形態(tài)的元素，可W根據(jù)需要而含有。由 于Mg含量低于0.0001%時，得不到該效果，所W也可W將Mg含量的下限設(shè)定為0.0001%。另 一方面，由于過量地含有Mg時，鐵素體的晶界脆化，在高的應(yīng)變速度下的變形中，導(dǎo)致拉深 的降低，所W也可W將Mg含量的上限設(shè)定為0.0200% DMg含量更優(yōu)選為0.0001%?上且 0.0150 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0001 % W上且0.0075 % W下。
[0081 ] (Ca:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[0082] 化是與Mg同樣地即使含量為微量也能夠控制硫化物的形態(tài)的元素，可W根據(jù)需要 而含有。由于Ca含量低于0.001%時，得不到該效果，所W也可W將Ca含量的下限設(shè)定為 0.001 %。另一方面，由于過量地含有Ca時，鐵素體的晶界脆化，在高的應(yīng)變速度下的變形 中，導(dǎo)致拉深的降低，所W也可W將化含量的上限設(shè)定為0.020%。化含量更優(yōu)選為0.001% W上且0.015%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001%?上且0.010%?下。
[0083] (Y:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[0084] Y是與Mg、及化同樣地即使含量為微量也能夠控制硫化物的形態(tài)的元素，可W根據(jù) 需要而含有。由于Y含量低于0.001%時，得不到該效果，所W也可W將Y含量的下限設(shè)定為 0.001%。另一方面，由于過量地含有Y時，鐵素體的晶界脆化，在高的應(yīng)變速度下的變形中， 導(dǎo)致拉深的降低，所W也可W將Y含量的上限設(shè)定為0.020% "Y含量更優(yōu)選為0.001%?上 且0.015 % W下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001 % W上且0.009 % W下。
[00 化](Zr:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[0086] 化是與Mg、Ca、Y同樣地即使含量為微量也能夠控制硫化物的形態(tài)的元素，可W根 據(jù)需要而含有。由于Zr含量低于0.001%時，得不到該效果，所W也可W將Zr含量的下限設(shè) 定為0.001%。另一方面，由于過量地含有Zr時，鐵素體的晶界脆化，在高的應(yīng)變速度下的變 形中，導(dǎo)致拉深的降低，所W也可W將Zr含量的上限設(shè)定為0.020% "Zr含量更優(yōu)選為 0.015%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.010%?下。
[0087] (La:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[008引La是與1邑^曰、￥、及2'同樣地即使含量為微量也對硫化物的形態(tài)控制有效的元素， 也可W根據(jù)需要而含有。由于La含量低于0.001%時，得不到該效果，所W也可W將La含量 的下限設(shè)定為0.001%。另一方面，由于過量地含有La時，鐵素體的晶界脆化，在高的應(yīng)變速 度下的變形中，導(dǎo)致拉深的降低，所W也可W將La含量的上限設(shè)定為0.020% "La含量更優(yōu) 選為0.001%?上且0.015%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001%?上且0.010%?下。
[0089] (Ce:優(yōu)選為 0.001 ~0.020%)
[0090] Ce是與Mg、Ca、Y、Z;r、La同樣地即使含量為微量也能夠控制硫化物的形態(tài)的元素， 也可W根據(jù)需要而含有。由于Ce含量低于0.001%時，得不到該效果，所W也可W將Ce含量 的下限設(shè)定為0.001%。另一方面，由于過量地含有Ce時，鐵素體的晶界脆化，在高的應(yīng)變速 度下的變形中，導(dǎo)致拉深的降低，所W也可W將Ce含量的上限設(shè)定為0.020% Xe含量更優(yōu) 選為0.001%?上且0.015%?下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.001%?上且0.010%?下。
[0091] 另外，本實施方式所述的鋼板中，上述敘述的成分的剩余部分為化及雜質(zhì)。
[0092] 本實施方式所述的鋼板除了具有上述的成分組成W外，由于實施了最適的熱社及 退火，所W還具有鐵素體和碳化物為主體的組織，將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體 合計而得到的體積率為5% W下，碳化物粒子的球狀化率為70% W上且99% W下，在碳化物 粒子中包含方位差為5° W上的晶體界面的碳化物粒子的個數(shù)比例相對于碳化物粒子的總 個數(shù)為20% W下。通過該特征，可得到在高的應(yīng)變速度下實施拉深、擴(kuò)孔、增厚、減薄等塑性 加工、或?qū)⑺鼈兘M合的冷鍛時具有優(yōu)異的成形性的鋼板。運(yùn)是本發(fā)明人們發(fā)現(xiàn)的新的認(rèn)識。
[0093] 本實施方式所述的鋼實質(zhì)上具有鐵素體和碳化物的組織。另外，所謂碳化物，除了 作為鐵與碳的化合物的滲碳體(Fe3C)W外，還有將滲碳體中的Fe原子用Mn、Cr等合金元素 置換而得到的化合物和合金碳化物(123〔6、16(：、1(：。另外，1為。6及其他的合金元素）。馬氏 體、貝氏體、珠光體、殘留奧氏體優(yōu)選不包含在組織中，包含時合計的體積率設(shè)定為5.0% W 下。馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體的合計量的下限沒有規(guī)定。由于在通過后述的使 用了掃描型電子顯微鏡的3000倍的組織觀察，任一組織均完全沒有被檢測到時，馬氏體、貝 氏體、珠光體、及殘留奧氏體的合計量被視為0.0體積％，所W也可W將馬氏體、貝氏體、珠 光體、及殘留奧氏體的合計量的下限設(shè)定為0.0%。
[0094] 對馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體的合計量的規(guī)定理由進(jìn)行說明。本實施 方式中作為規(guī)定的對象的馬氏體、貝氏體、珠光體、殘留奧氏體是鋼板在冷社板退火中被加 熱至鐵素體及奧氏體的2相域后，在冷卻至室溫的過程中由奧氏體生成的組織。因此，馬氏 體、貝氏體、及珠光體位于鐵素體的晶界中，殘留奧氏體存在于馬氏體及貝氏體的板條界面 或塊邊界上。首先，在由奧氏體向馬氏體、貝氏體、或珠光體發(fā)生相變時，由于體積膨脹，所 W在鐵素體的晶界中殘留應(yīng)力。由于通過在鐵素體的晶界中局部地殘留應(yīng)力，從而在鋼板 的由應(yīng)力負(fù)荷引起的變形時，在晶界附近促進(jìn)空隙的生成，所W殘留在鐵素體的晶界中的 應(yīng)力在高的應(yīng)變速度下的變形中導(dǎo)致拉深的降低。此外，由于殘留奧氏體在鋼板的變形途 中引起形變誘導(dǎo)相變而變成馬氏體，所W進(jìn)一步提高鐵素體晶界中的應(yīng)力增加，助長拉深 的降低。從W上的理由出發(fā)，為了提高高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深，將鋼板的組織制成 實質(zhì)上為鐵素體和碳化物的組織，馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體優(yōu)選不包含，在包 含時，必須將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體的合計的體積率設(shè)定為5.0% W下。進(jìn) 而，在產(chǎn)生珠光體相變時，針狀的碳化物的比例也增加。針狀碳化物的影響在后面敘述。另 夕h由于碳化物不發(fā)生相變，在與母材之間應(yīng)力不集中，所w能夠抑制拉深的降低。
[00M]接著，對應(yīng)該將碳化物的球狀化率設(shè)定為70 % W上且99 % W下的理由進(jìn)行敘述。 由于若碳化物的球狀化率低于70%，則應(yīng)力集中于針狀的碳化物中，碳化物破裂而生成空 隙，通過空隙的連結(jié)而形成斷裂面，所W高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深降低。因此，將碳 化物的球狀化率的下限設(shè)定為70%。另外，雖然球狀化率越高越優(yōu)選，但是由于為了將球狀 化率控制為100%需要實施非常長時間的退火，導(dǎo)致制造成本的增加，所W球狀化率的上限 優(yōu)選為低于100%，設(shè)定為99% W下。
[0096] 進(jìn)而，對應(yīng)該將碳化物粒子中包含晶體方位差為5° W上的晶體界面的碳化物粒子 的個數(shù)比例相對于碳化物粒子的總個數(shù)設(shè)定為20% W下的理由進(jìn)行敘述。變形中的碳化物 的裂紋主要是從在W往技術(shù)中被視作一個粒子的碳化物中存在的晶體方位差為5° W上的 晶體界面產(chǎn)生的。在高的應(yīng)變速度下的變形中，通過碳化物的晶體界面中的裂紋而產(chǎn)生空 隙，運(yùn)些空隙連結(jié)而形成斷裂面，從而產(chǎn)生拉深的降低。雖然具有晶體方位差為5° W上的晶 體界面的碳化物的比例越少越好，但是由于為了將具有晶體方位差為5° W上的晶體界面的 碳化物的個數(shù)比例控制在相對于碳化物粒子的總個數(shù)低于0.1%，需要連續(xù)鑄造、熱社、熱 社板退火、冷社、及冷社板退火中的一連串的品質(zhì)設(shè)計管理，會引起成品率的降低，所W優(yōu) 選將具有晶體方位差為5° W上的晶體界面的碳化物的個數(shù)相對于碳化物粒子的總個數(shù)的 比例的下限設(shè)定為0.1%，進(jìn)一步優(yōu)選為0.2%。此外，由于具有晶體方位差為5° W上的晶體 界面的碳化物的個數(shù)相對于碳化物粒子的總個數(shù)的比例下，有時簡記為個數(shù)比例)超過 20%時，高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的降低變得顯著，所W將個數(shù)比例的上限設(shè)定為 20%，更優(yōu)選為15%，進(jìn)一步優(yōu)選為10%。
[0097] 接著，對上述規(guī)定的組織的觀察及測定方法進(jìn)行敘述。
[0098] 鐵素體、碳化物、馬氏體、貝氏體、珠光體的觀察使用掃描型電子顯微鏡來進(jìn)行。在 觀察之前，將組織觀察用的樣品進(jìn)行利用砂紙的濕式研磨、及利用具有1皿的平均粒子尺寸 的金剛石磨粒的研磨，由此將觀察面精加工成鏡面。接著，使用3%硝酸-乙醇溶液對觀察面 進(jìn)行蝕刻。觀察倍率在1000~10000倍中，選擇能夠辨別鐵素體、碳化物、馬氏體、貝氏體、及 珠光體的各組織的倍率。本實施方式中，選擇3000倍。W選擇的倍率隨機(jī)地拍攝16張板厚1/ 4層中的30皿X40皿的視野。各組織的體積率使用計點(diǎn)法求出。在拍攝的組織照片上，在水 平及垂直方向上劃間隔為2皿的網(wǎng)格線，對網(wǎng)格線的交點(diǎn)處的組織的個數(shù)分別進(jìn)行計數(shù)，由 各組織的個數(shù)比例測定每1張拍攝照片的各組織的比例。之后，可W將16張組織照片全部所 設(shè)及的各組織的比例的測定結(jié)果平均而得到的值作為各樣品中的組織的體積率。
[0099] 另外，馬氏體與貝氏體基于組織內(nèi)的微細(xì)的碳化物的有無進(jìn)行區(qū)別。主要位于鐵 素體的晶界上、且不包含碳化物的組織為馬氏體，包含碳化物的組織為貝氏體。此外，當(dāng)馬 氏體為回火馬氏體時，由于回火馬氏體在內(nèi)部包含碳化物，所W有可能被誤認(rèn)為貝氏體。但 是，在本實施方式所述的鋼中，由于顯然通過將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體合計 的體積率設(shè)定為5%而可得到良好的拉深，所W馬氏體與貝氏體的誤認(rèn)對最終的本實施方 式所述的鋼的形態(tài)造成的影響非常小。另外，鐵素體優(yōu)選設(shè)定為體積率70% W上。
[0100] 殘留奧氏體的體積率通過X射線衍射進(jìn)行測定。通過將按照上述的步驟將觀察面 精加工成鏡面的樣品的表面的應(yīng)變層使用電場研磨而除去，從而準(zhǔn)備用于測定殘留奧氏體 的樣品。電場研磨使用5%高氯酸-醋酸溶液，施加10V的電壓來實施。X射線的管球選擇Cu， 基于奧氏體的（200)、（220)、（311)及鐵素體的（200)、（211)的各面的強(qiáng)度，求出殘留奧氏體 的體積率。
[0101] 碳化物的觀察通過掃描型電子顯微鏡來進(jìn)行。組織觀察用的樣品通過使用利用砂 紙的濕式研磨及利用粒子尺寸為1WI1的金剛石磨粒的研磨將觀察面精加工成鏡面后，使用 飽和苦味酸醇溶液實施蝕刻來準(zhǔn)備。觀察的倍率為1000~10000倍，本實施方式中，W3000 倍的倍率在組織觀察面上選擇16處包含500個W上碳化物的視野，獲得組織圖像。對所得到 的組織圖像，通過谷商事株式會社制(Win ROOF)為代表的圖像解析軟件，詳細(xì)地測定 該區(qū)域中包含的各碳化物的面積。由各碳化物的面積求出各碳化物的當(dāng)量圓直徑（"當(dāng)量圓 直徑"=2 X ("面積V3.14產(chǎn)），將其平均值作為碳化物粒徑。另外，為了抑制由噪音帶來的 測定誤差的影響，面積為〇.〇1mi2W下的碳化物從評價的對象中除外。
[0102] 碳化物粒徑的優(yōu)選的范圍為0.30wiiW上且1. SOwnW下。由于碳化物粒徑低于0.30 WI1時，鐵素體粒徑變得微細(xì)，所W將碳化物粒徑的下限設(shè)定為0.30WI1。由于若碳化物粒徑超 過1.50WH，則在鋼板的變形中變得容易在碳化物的附近生成空隙而導(dǎo)致變形能力的降低， 所W將碳化物粒徑的上限設(shè)定為1.50WI1。此外，將長軸長與短軸長的比為3W上的碳化物辨 別為針狀碳化物，將長軸長與短軸長的比低于3的碳化物辨別為球狀碳化物。將球狀碳化物 的個數(shù)除W全部碳化物的個數(shù)而得到的值作為碳化物(滲碳體等)的球狀化率。
[0103] 碳化物粒子中的晶體方位差為5° W上的晶體界面的有無使用邸SD進(jìn)行調(diào)查。評價 用的樣品由鋼帶及從鋼帶切取的切板或沖裁的空白板的沒有給予應(yīng)變的部位用放電線加 工機(jī)切取，將相對于鋼板表面垂直的面作為觀察面。由于EBSD的測定精度受到觀察面的平 坦度及通過研磨給予的應(yīng)變的影響，所W在將觀察面通過濕式研磨及金剛石磨粒研磨而精 加工成鏡面后，對觀察面實施消除應(yīng)變的研磨。消除應(yīng)變研磨使用振動研磨裝置(Buhler制 的Vibromet 2)，W輸出40%、及研磨時間60min的條件來實施。只要使用沈M-EBSD，則沈M及 菊池線檢測器的裝置種類沒有特別限定。在板厚1/4層中，對板厚方向上100WI1及板寬方向 上100皿的區(qū)域W0.2皿的測定步進(jìn)間隔測定4個視野，由所得到的晶體方位的圖像信息對 各滲碳體中存在的晶體界面的方位差和具有5° W上的晶體界面的粒子的個數(shù)進(jìn)行計數(shù)。測 定數(shù)據(jù)的解析使用TSL公司的0IM解析軟件進(jìn)行較佳，為了消除由噪音引起的測定誤差的數(shù) 據(jù)影響，沒有實施清理，將可靠性指數(shù)(COINCIDENCE INDEX:CI值)為0.1W下的數(shù)據(jù)除去， 進(jìn)行解析。
[0104] 通過將冷社板退火后的組織的鐵素體粒徑設(shè)定為扣mW上且eOwnW下，能夠抑制 高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的降低。由于若鐵素體粒徑低于扣m，則變形能力降低，所 W將鐵素體粒徑的下限設(shè)定為扣m。此外，由于若鐵素體粒徑超過60WH，則在變形初期階段 在表面產(chǎn)生梨皮面，W由此產(chǎn)生的表面凹凸作為起點(diǎn)促進(jìn)斷裂而導(dǎo)致拉深的降低，所W將 鐵素體粒徑的上限設(shè)定為eownW下。鐵素體粒徑的測定通過按照上述的步驟將觀察面進(jìn)行 研磨而精加工成鏡面后，用3%硝酸-乙醇溶液進(jìn)行蝕刻，利用光學(xué)顯微鏡、或掃描型電子顯 微鏡觀察組織，對拍攝的圖像適用線段法進(jìn)行測定來進(jìn)行。鐵素體粒徑優(yōu)選為lOwnW上且 SOurnW下。
[0105] 接著，對高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的測定方法進(jìn)行敘述。
[0106] 為了測定使鋼板WlOmm/sec的應(yīng)變速度變形并斷裂時的拉深，需要使用圖1中所 示的平行部為1.5mm的特殊試驗片。通過對具有1.5mm的平行部的特殊試驗片W900mm/分鐘 的行程速度實施拉伸試驗，初次能夠?qū)⒎浅＝咏黮Omm/sec的應(yīng)變速度給予試驗片的平行 部。此外，為了正確地評價向?qū)嶋H部件的成形中引起的那樣的鋼板的破壞的行為，拉伸試驗 片的平行部的厚度與寬度的比也需要嚴(yán)格地進(jìn)行管理。在拉伸試驗片的拉深變形時，由厚 度方向和寬度方向運(yùn)兩個方向產(chǎn)生縮頸變形。當(dāng)然，在實際部件的成形時產(chǎn)生斷裂時，厚度 方向的縮頸變形是斷裂的支配要因，寬度方向的縮頸變形的影響極小。因此，在使用了拉伸 試驗片的評價中，由于需要將寬度方向的縮頸變形的影響除去，所W需要將平行部的寬度/ 平行部的厚度的比設(shè)定為2W上。寬度/厚度的比越大越優(yōu)選，更優(yōu)選為4W上，進(jìn)一步優(yōu)選 為6W上。此外，拉深由拉伸斷裂前后的厚度的變化，使用（1)式算出。
[0107] "拉深（％ )"=(("試驗前的板厚斷裂后的板厚"）/"試驗前的板厚"）X 100-- (1)
[0108] 另外，試驗前的厚度通過用千分尺測定平行部的寬度的中央部和從中央部起向與 拉伸方向垂直并且與寬度方向平行的方向分別離開1mm的2個點(diǎn)的厚度，將3點(diǎn)處的測定值 進(jìn)行平均來求出。斷裂后的樣品的厚度的測定使用例如KEYENCE CORPORATION制的顯微鏡 (VHX-1000)來實施，與試驗前同樣地，分別測定在通過斷裂而分開成2個的樣品的各斷裂面 中的寬度中央部、及向?qū)挾确较螂x開1mm的位置處的厚度，將6點(diǎn)處的測定值的平均作為試 驗后的厚度。將通過上述的試驗顯示10% W上的高拉深的樣品評價為具有"優(yōu)異的拉深"的 樣品。
[0109] 接著，對本實施方式所述的鋼板的制造方法進(jìn)行說明。
[0110] 本實施方式所述的鋼板的制造方法的技術(shù)思想的特征在于，使用上述的成分范圍 的材料，進(jìn)行熱社和退火的條件的一連串的管理。
[0111] 本實施方式所述的鋼板的具體的制造方法的特征如下所述。
[0112] 熱社（熱社）的特征在于，將具有規(guī)定的成分的板巧連續(xù)鑄造后，在按照常規(guī)方法 直接、或暫且冷卻后進(jìn)行加熱后進(jìn)行熱社時，在600°CW上且低于1000°C的溫度域中結(jié)束精 熱社。通過將精社后的鋼帶在出料漉道(ROT)上W10°C /秒W上且100°C /秒W下的冷卻速度 冷卻后在350°CW上且低于700°C的溫度范圍內(nèi)卷取而得到熱社卷材。通過對熱社卷材實施 熱社板裝箱退火，接著W10 % W上且80 % W下的冷社率實施冷社，進(jìn)一步實施冷社板退火， 得到在高的應(yīng)變速度下的變形中具有優(yōu)異的拉深的中/高碳鋼板。
[0113] W下，對本實施方式所述的鋼板的制造方法進(jìn)行具體說明。
[0114] (熱社）
[0115] 將具有規(guī)定的成分的板巧(鋼巧)連續(xù)鑄造后直接、或暫且冷卻后進(jìn)行加熱后進(jìn)行 熱社時，在600°CW上且低于1000°C的溫度域中完成精熱社，將所得到的鋼帶在350°CW上 且低于700°C的溫度范圍內(nèi)卷取。
[0116] 板巧的加熱溫度設(shè)定為950°C W上且1250°C W下，加熱時間設(shè)定為0.5小時W上且 3小時W下。加熱溫度超過1250°C、或加熱時間超過3小時時，由于來自板巧表層的脫碳變得 顯著，即使實施澤火的熱處理，表層的硬度也會降低，所W部件變得得不到所需要的耐磨性 等。因此，加熱溫度的上限設(shè)定為1250°CW下，加熱時間的上限設(shè)定為3小時W下。此外，加 熱溫度低于950°C、或加熱時間低于0.5小時時，在鑄造時形成的顯微偏析或宏觀偏析沒有 消除，在鋼材內(nèi)部殘留Si及Mn等合金元素局部濃化的區(qū)域，該區(qū)域會導(dǎo)致高的應(yīng)變速度下 的變形中的拉深的降低。因此，將加熱溫度的下限設(shè)定為950°CW上，將加熱時間的下限設(shè) 定為0.5小時W上。
[0117]精熱社優(yōu)選在600°cw上且looorw下結(jié)束。若精熱社溫度低于600°C，則由于通 過鋼材的變形阻力的增加，社制負(fù)荷顯著提高，進(jìn)而導(dǎo)致漉磨損量的增大，所W引起生產(chǎn)率 的降低。因此將精熱社溫度設(shè)定為600°CW上。此外，若精熱社溫度超過1000°C，則在鋼板在 出料漉道上通板中，在鋼板中生成厚的氧化皮，該氧化皮成為氧源而在卷取后使鐵素體或 珠光體的晶界氧化，從而在表面產(chǎn)生微細(xì)的凹凸。由于W微細(xì)的凹凸作為起點(diǎn)，在高的應(yīng)變 速度下的變形時，鋼板過早發(fā)生斷裂，所W微細(xì)的凹凸會引起拉深的降低。進(jìn)而，若精熱社 溫度超過1000°C，則由于在精熱社后促進(jìn)Si、及Mn等合金元素向奧氏體晶界的偏析，奧氏體 晶粒內(nèi)的合金元素的濃度降低，所W在合金元素的濃度稀薄的部位，在熱社板退火及冷社 板退火時進(jìn)行碳化物的凝聚，具有晶體界面的碳化物的個數(shù)比例增加。因此，將精熱社溫度 設(shè)定為l〇〇〇°CW下。
[011引精熱社后的ROT上的鋼帶的冷卻速度設(shè)定為10°C/秒W上且lOOtV秒W下。冷卻速 度低于lOtV秒時，由于冷卻速度緩慢，所W促進(jìn)鐵素體的生長，在熱社板中形成鐵素體、珠 光體、及貝氏體在鋼帶的板厚方向上層疊而成的組織。由于運(yùn)樣的組織在冷社退火后也殘 留，會導(dǎo)致鋼板的拉深的降低，所W將冷卻速度設(shè)定為l0°C/秒W上。此外，若遍及全部板厚 W超過lOOtV秒的冷卻速度將鋼帶冷卻，則最表層部被過量冷卻，產(chǎn)生貝氏體及馬氏體等 低溫相變組織。在將卷取后冷卻至100°c~室溫的卷材取出時，在上述的低溫相變組織中產(chǎn) 生微小裂縫。在接下來的酸洗及冷社工序中難W將裂縫除掉，裂縫會導(dǎo)致冷社板退火后的 鋼板的拉深降低。因此，將冷卻速度設(shè)定為lootv秒W下。另外，上述規(guī)定的冷卻速度是指 從精熱社后的鋼帶在通過無注水區(qū)間后在注水區(qū)間中受到水冷卻的時刻到在ROT上被冷卻 至卷取的目標(biāo)溫度的時刻為止，從各注水區(qū)間的冷卻設(shè)備接受的冷卻能，并非表示從注水 開始點(diǎn)到通過卷取機(jī)卷取為止的平均冷卻速度。
[0119] 卷取溫度設(shè)定為350°CW上且700°CW下。由于若卷取溫度低于350°C，則在精社中 未相變的奧氏體相變成馬氏體，在冷社板退火后也維持微細(xì)的鐵素體和滲碳體，導(dǎo)致拉深 的降低，所W將卷取溫度設(shè)定為350°CW上。此外，若卷取溫度超過700°C，則由于未相變的 奧氏體相變成具有粗大的層狀的珠光體，在冷社板退火后也殘留相當(dāng)厚的針狀的滲碳體， 所W引起拉深的降低。因此將卷取溫度設(shè)定為700°CW下。
[0120] 對在上述的條件下制造的熱社卷材直接、或在酸洗后實施裝箱退火。退火溫度設(shè) 定為670°C W上且770°C W下，保持時間設(shè)定為1小時W上且100小時W下。
[0121] 裝箱退火溫度優(yōu)選設(shè)定為670°C W上且770°C W下。若退火溫度低于670°C，則鐵素 體粒及碳化物粒子的粗大化不充分，引起高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的降低。因此將 退火溫度設(shè)定為670°CW上。此外，若退火溫度超過770°C，則由于鐵素體和奧氏體的2相域 退火中的鐵素體的組織比率過于變少，所W裝箱退火中即使wrc/虹的極慢的冷卻速度冷 卻至室溫，也無法避免層狀間隔粗大的珠光體的生成，使冷社板退火后的球狀化率降低，所 W使高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深降低。因此，將退火溫度設(shè)定為770°CW下。退火溫度 優(yōu)選為685°C W上且760°C W下。
[0122] 裝箱退火的保持時間優(yōu)選設(shè)定為1小時W上且100小時W下。若保持時間低于1小 時，則由于熱社板退火中的碳化物的球狀化不充分，在冷社板退火后球狀化率也低，所W引 起拉深的降低。因此，將裝箱退火的保持時間設(shè)定為1小時W上。由于在保持時間超過100小 時那樣的條件下，會導(dǎo)致生產(chǎn)率的降低、及由碳化物的締合或接觸引起的界面的形成，所w 將裝箱退火的保持時間設(shè)定為100小時W下。裝箱退火的保持時間的下限優(yōu)選為2小時，進(jìn) 一步優(yōu)選為5小時，上限優(yōu)選為70小時，進(jìn)一步優(yōu)選為38小時。
[0123] 另外，裝箱退火的氣氛沒有特別限定，可W是95% W上氮的氣氛、95% W上氨的氣 氛、或大氣氣氛中的任一者。
[0124] 接著對W10%W上且80% W下的冷社率實施冷社的理由進(jìn)行敘述。在上述的熱 牽^熱社板退火的工序中，將在熱社板退火的前后中的任一時候?qū)嵤┝怂嵯吹臒嵘绨逋嘶?卷材Wl〇%W上且80% W下的冷社率進(jìn)行冷社。冷社率低于10%時，由于在冷社板退火中， 鐵素體的再結(jié)晶的核的數(shù)量少，鐵素體粒徑粗大化，在高的應(yīng)變速度下的變形中W產(chǎn)生于 鋼板表面的梨皮面作為起點(diǎn)而發(fā)生斷裂，所W拉深降低。因此，將冷社率的下限設(shè)定為 10%。此外，若冷社率超過80%，則由于鐵素體的再結(jié)晶的核的數(shù)量多，所W在冷社板退火 后得到的鐵素體的粒徑過于變得微細(xì)，變形能力降低，因此引起高的應(yīng)變速度下的變形中 的拉深的降低。因此，將冷社率的上限設(shè)定為80%。
[0125] 通過對W上述的冷社率進(jìn)行了冷社后的鋼帶實施冷社板退火，能夠得到在高的應(yīng) 變速度下的變形中具有優(yōu)異的拉深的中/高碳鋼板。
[0126] 另外，在冷社板退火中，由于存在通過冷社而導(dǎo)入的位錯等晶格缺陷，從而鋼中的 各元素的擴(kuò)散頻率提高。由此，在冷社板退火中，碳化物粒子進(jìn)行奧斯特瓦爾德生長，粗大 化的碳化物粒子相互接觸而形成一個粒子，變得容易引起在碳化物粒子的內(nèi)部形成晶體界 面的變化。由于在長時間的退火中上述的碳化物粒子的變化進(jìn)一步變得顯著，所W冷社板 退火優(yōu)選在連續(xù)退火爐中進(jìn)行。
[0127] 接著，對利用連續(xù)退火的冷社板退火的條件進(jìn)行敘述。連續(xù)退火優(yōu)選在退火溫度 為650°CW上且780°CW下、保持時間為30秒W上且1800秒W下實施。若退火溫度低于650 °C，則由于在冷社板退火后得到的鐵素體的尺寸微細(xì)，變形能力低，所W導(dǎo)致高的應(yīng)變速度 下的變形中的拉深的降低。因此，將退火溫度的下限設(shè)定為650°C。此外，若退火溫度超過 780°C，則由于退火中生成的奧氏體的比率過于增加，所W在冷卻后無法抑制馬氏體、貝氏 體、珠光體、及殘留奧氏體的生成，導(dǎo)致拉深的降低。因此，將退火溫度的上限設(shè)定為780°C。 進(jìn)而若保持時間低于30秒，則由于在冷社板退火后得到的鐵素體的尺寸變得微細(xì)，所W拉 深降低。因此，將保持時間的下限設(shè)定為30秒。此外，若保持時間超過1800秒，則在冷社板退 火中碳化物粒子生長的過程中，彼此的碳化物粒子發(fā)生接觸，導(dǎo)致在粒子中具有晶體界面， 拉深降低。因此，將退火時間的上限設(shè)定為1800秒W下。另外，雖然冷社板退火中的加熱速 度、冷卻速度、0A帶(過時效帶）的溫度沒有特別限定，但是備注在本實施方式所述的試驗研 究中，確認(rèn)在加熱速度為3.5°C/秒W上且35°C/秒W下、冷卻速度為rC/秒W上且30°C/秒 W下、0A帶的溫度為250°C W上且450°C W下的條件下，充分得到作為目標(biāo)的本實施方式所 述的鋼板的形態(tài)。
[0128] 根據(jù)W上的本實施方式所述的鋼板的制造方法，通過制成鐵素體和碳化物為主體 的組織，將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體合計的體積率設(shè)定為5% W下，將碳化物 粒子的球狀化率設(shè)定為70% W上且99% W下，將碳化物粒子中包含方位差為5° W上的晶體 界面的碳化物粒子的個數(shù)比例相對于碳化物粒子的總個數(shù)設(shè)定為20% W下，能夠得到在高 的應(yīng)變速度下實施拉深、擴(kuò)孔、增厚、減薄等塑性加工、或?qū)⑺鼈兘M合的冷鍛時發(fā)揮優(yōu)異的 成形性的中/高碳鋼板。
[0129] 實施例
[0130] 接著，通過實施例對本發(fā)明的效果進(jìn)行說明。
[0131] 實施例的水準(zhǔn)是為了確認(rèn)本發(fā)明的可實施性W及效果而采用的實行條件的一個 例子，本發(fā)明并不限定于該一條件例。只要不脫離本發(fā)明主旨并達(dá)成本發(fā)明目的，則本發(fā)明 可W采用各種條件。
[0132] 將具有表1中所示的成分組成的連續(xù)鑄造鑄片（鋼錠)在114(TC下加熱1.化r后進(jìn) 行熱社，將由此得到的厚度為250mm的板巧粗熱社至厚度為40mm后，使精熱社原材料的粗棒 升溫36°C，開始精熱社，在880°C下精熱社后，在ROT上W45°C/秒的冷卻速度冷卻至520°C， 在51(TC下卷取，由此制造板厚為4.6mm的熱社卷材。將熱社卷材進(jìn)行酸洗，在箱型退火爐內(nèi) 裝入卷材，將氣氛控制為95%氨-5%氮后，將從室溫到500°C為止的加熱速度設(shè)定為lOOtV 小時進(jìn)行加熱，在500°C下保持3小時而將卷材內(nèi)的溫度分布均勻化后，W30°C/小時的加熱 速度加熱至705°C，進(jìn)一步在705°C下保持24小時后爐冷至室溫。將實施了熱社板退火的卷 材W50%的壓下率進(jìn)行冷社，實施在720°C下保持900秒的冷社板退火，W1.2%的壓下率實 施調(diào)質(zhì)社制，制作了特性評價用的樣品。樣品的組織及高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深通 過上述的方法進(jìn)行測定。
[0133] 表2-1及表2-2中示出所制造的樣品的高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的評價結(jié) 果。如表 2-1 及表 2-2 中所示的那樣，發(fā)明例的 No.B-l、C-l、D-l、E-l、F-l、G-l、H-l、I-l、J-l、 M-1、N-1、P-1、Q-1、R-1、S-1、U-1、X-1、Y-1、Z-1、AA-1、AB-1、AC-1 均將馬氏體、貝氏體、珠光 體、及殘留奧氏體合計的體積率為5% W下，碳化物粒子的球狀化率為70% W上且99% W 下，碳化物粒子中包含方位差為5° W上的晶體界面的碳化物粒子的個數(shù)比例相對于碳化物 粒子的總個數(shù)為20% W下，在高的應(yīng)變速度下的變形中顯示優(yōu)異的拉深。
[0134] 與此相對，比較例A-1中具有晶體界面的碳化物的比例少，雖然在高的應(yīng)變速度下 的變形中顯示優(yōu)異的拉深，但是C含量少，通過用于部件化的澤火工序無法高強(qiáng)度化，所W 設(shè)為不合格。比較例K-1由于Mn含量少，在冷社板退火中促進(jìn)碳化物的奧斯特瓦爾德生長， 具有晶體界面的碳化物的比例增加，所W導(dǎo)致拉深的降低。比較例心1由于P的含量多，鐵素 體晶界脆化，在高的應(yīng)變速度下的變形時龜裂從鐵素體晶界產(chǎn)生及傳播，所W導(dǎo)致拉深的 降低。比較例0-1由于Mn含量多，熱社板退火及冷社板退火中的碳化物的球狀化受到抑制， 在高的應(yīng)變速度下的變形時龜裂從針狀的碳化物產(chǎn)生并傳播，所W拉深降低。比較例T-1由 于Si含量少，所W在冷社板退火中促進(jìn)碳化物的奧斯特瓦爾德生長，具有晶體界面的碳化 物的比例增加，導(dǎo)致拉深的降低。比較例V-1由于S含量多，在鋼中較多地存在粗大的MnS等 夾雜物，龜裂W夾雜物作為起點(diǎn)產(chǎn)生及發(fā)展，所W導(dǎo)致拉深的降低。比較例W-1由于Si含量 多，在冷社板退火中生成的奧氏體在冷卻中變得難W進(jìn)行鐵素體相變，促進(jìn)貝氏體及珠光 體相變，所W除鐵素體和碳化物W外的組織比例增加，從而導(dǎo)致向鐵素體晶界的應(yīng)力集中， 拉深降低。比較例AD-1由于C的含量及碳化物的體積率多，所W無法將具有晶體界面的碳化 物的個數(shù)比例控制在20% W下，拉深降低。
[0135] 表1
[0136]
[0137] ※粗體字下劃線表示發(fā)明范圍外的例子。
[0139
[0140]接著，為了調(diào)查其他元素的容許的含量的范圍，將具有表3-1、表3-2、及表3-3W及 表4-1、表4-2、及表4-3中所示的成分組成的連續(xù)鑄造鑄片（鋼錠)在118(TC下加熱0.化r后 進(jìn)行熱社，將由此得到的厚度為250mm的板巧粗熱社至厚度為45mm后，使精熱社原材料的粗 棒升溫48°C，開始精熱社，在870°C下精熱社后，在ROT上W45°C/秒的冷卻速度冷卻至510 °C，在500°C下卷取，由此制造板厚為2.6mm的熱社卷材。將熱社卷材進(jìn)行酸洗，在箱型退火 爐內(nèi)裝入卷材，將氣氛控制為95%氨-5%氮后，將從室溫到500°C為止的加熱溫度設(shè)定為 100°C/小時進(jìn)行加熱，在500°C下保持3小時將卷材內(nèi)的溫度分布均勻化后，w30°C/小時的 加熱速度加熱至705 °C，進(jìn)一步在705 °C下保持24小時后爐冷至室溫。將實施熱社板退火后 的卷材W50%的壓下率進(jìn)行冷社，實施在700°C下保持900秒的冷社板退火，W1.0%的壓下 率實施調(diào)質(zhì)社制，制作了特性評價用的樣品。
[0141] 表5-1~表5-6中示出所制造的樣品的高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的評價結(jié) 果。如表5-1~表5-6中所示的那樣，發(fā)明例的No . AE-1、AF-1、Akl、AM-1、AN-1、AR-1、AS-1、 AV-1、AW-1、AX-1、BC-1、抓-1、BF-1、BH-1、BI-1、BJ-1、服-1、BM-1、BN-1、BT-1 均將馬氏體、貝 氏體、珠光體、及殘留奧氏體合計的體積率為5% W下(包括0.0%)，碳化物粒子的球狀化率 為70% W上且99% W下，碳化物粒子中包含方位差為5° W上的晶體界面的碳化物粒子的個 數(shù)比例相對于碳化物粒子的總個數(shù)為20% W下，在高的應(yīng)變速度下的變形中顯示優(yōu)異的拉 深。
[0142] 與此相對，比較例AG-1、AH-1、A0-1、AT-1、AU-1、AZ-1、BA-1、BB-1、B0-1、BS-1 分別 由于〔6^曰、￥、41、1旨、43、2'、511、513^曰的含量多，所^導(dǎo)致鐵素體的晶界的脆化，在高的應(yīng) 變速度下的變形時拉深降低。比較例AI-1、AJ-1、AK-1、AQ-1、邸-1、BG-1、Bkl、BQ-1、BR-1由 于抓、胖、1'1、化、化、1〇、￥、化、化的含量多，熱社板退火及冷社板退火中的碳化物的球狀他受 到抑制，在高的應(yīng)變速度下的變形時龜裂從針狀的碳化物產(chǎn)生并傳播，所W拉深降低。比較 例AP-1由于N的含量多，在冷社板退火中生成的奧氏體在冷卻中變得難W進(jìn)行鐵素體相變， 促進(jìn)貝氏體及珠光體相變，所W除鐵素體和碳化物W外的組織比例增加，從而導(dǎo)致向鐵素 體晶界的應(yīng)力集中，拉深降低。比較例AY-1的0的含量多，在鋼中形成粗大的氧化物，在高的 應(yīng)變速度下的變形中龜裂W粗大的氧化物作為起點(diǎn)而產(chǎn)生及傳播，導(dǎo)致拉深的降低。比較 例BP-1由于B的含量多，在鋼中生成粗大的Fe-B-化rbide，所W龜裂WFe-B-化rbide作為起 點(diǎn)而產(chǎn)生及傳播，導(dǎo)致拉深的降低。










[0159]
[0160] ※下劃線表示發(fā)明范圍外的例子。
[0161] 接著，為了調(diào)查制造條件的影響，將具有表1、表3-1~表3-3及表4-1~表4-3中所 示的No.B、C、D、E、F、G、H、I、J、M、N、P、Q、R、S、U、X、Y、Z、AA、AB、AC、AE、AF、AL、AM、AN、AR、AS、 AV、AW、AX、BC、抓、BF、BH、BI、BJ、服、BM、BN、BT的成分的板;fc丕進(jìn)行鑄造，暫且冷卻后W表6-1- 1、 表 6-1-2、表 6-2-1、表 6-2-2、表 7-1-1、表 7-1-2、表 7-2-1、表 7-2-2、表 8-1-1 ~表 8-1-3、表 8-2-1~表8-2-3、表9-1-1~表9-1-3、及表9-2-1~表9-2-3 (W下簡稱為表6、7、8、9)中所示 的板巧加熱條件及熱社條件制造板厚為3.5mm的熱社鋼帶，實施熱社板退火、酸洗、冷社、冷 社板退火而制作用于特性評價的樣品。
[0162] 表6、7、8、9中還示出所制造的樣品的高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深的評價結(jié) 果。發(fā)明例的No.B-2、C-2、D-2、E-2、J-2、N-2、Q-2、X-2、Y-2、Z-2、AB-2、AC-2、Aレ2、AN-2、AS- 2、 AV-2、BC-2、抓-2、BH-2、BI-2、BJ-2、BN-2、F-3、G-3、H-3、I-3、M-3、N-3、P-3、R-3、S-3、U-3、 AA-3、AB-3、AE-3、AF-3、AM-3、AR-3、AW-3、AX-3、BF-3、服-3、BM-3、BT-3 如表8 中所示的那樣， 均將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體合計的體積率為5% W下，碳化物粒子的球狀化 率為70% W上且99% W下，碳化物粒子中包含方位差為5° W上的晶體界面的碳化物粒子的 個數(shù)比例相對于碳化物粒子的總個數(shù)為20% W下，在高的應(yīng)變速度下的變形中顯示優(yōu)異的 拉深。
[0163] 與此相對，比較例44-2、81(-2、(：-3、8尸3如表6、7中所示的那樣，由于精熱社溫度 高，具有晶體界面的碳化物的個數(shù)比例增加，同時在卷取之前的冷卻期間生成的相當(dāng)厚的 氧化皮成為氧供給源，在卷取后將晶界氧化，在表面產(chǎn)生微細(xì)的裂縫，從而在高的應(yīng)變速度 下的變形中龜裂W表層的裂縫作為起點(diǎn)而傳播，所W導(dǎo)致拉深的降低。比較例R-2、BM-2、X- 3、 BC-3由于精熱社溫度低，在熱社時將氧化皮卷入而進(jìn)行社制時，在鋼板表面形成凹凸，在 高的應(yīng)變速度下的變形中龜裂W表面凹凸作為起點(diǎn)而產(chǎn)生及發(fā)展，所W拉深降低。比較例 U-2、AR-2、Y-3、Ak3由于卷取溫度高，在熱社板中生成針狀且具有大的厚度的碳化物，在冷 社板退火后，針狀碳化物的球狀化也沒有進(jìn)展，所W龜裂W針狀的碳化物作為起點(diǎn)而產(chǎn)生 及傳播，拉深降低。比較例護(hù)2、41-2、9-3、81-3由于卷取溫度低，熱社板的組織微細(xì)，冷社板 退火后的組織也微細(xì)，所w變形能力降低，高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深降低。
[0164] 比較例6-2、46-2、尸3、抓-3如表6、7中所示的那樣，由于冷社率高，所^冷社板退 火后的組織變得微細(xì)，變形能力降低，導(dǎo)致拉深的降低。比較例5-2、4胖-2、4(：-3、8護(hù)3由于冷 社率低，所W冷社板退火后的鐵素體粒徑變得粗大，在高的應(yīng)變速度下的變形中在表層產(chǎn) 生梨皮面，基于所形成的表面凹凸，龜裂產(chǎn)生及發(fā)展，因此導(dǎo)致拉深的降低。比較例1-2、81'- 2、Z-3、AS-3由于冷社板退火的溫度高，所W在退火中生成的奧氏體的相比變多，在冷卻過 程中無法抑制馬氏體、貝氏體、珠光體相變，因此在高的應(yīng)變速度下的變形中拉深降低。比 較例P-2、BF-2、E-3、BN-3由于冷社板退火的溫度低，鐵素體粒徑微細(xì)，所W變形能力降低， 高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深降低。比較例1-2、AX-2、D-3、AN-3由于冷社板退火時間長， 在碳化物粒子粗大化的過程中相互接觸，導(dǎo)致在粒子內(nèi)部具有晶體界面，所W導(dǎo)致拉深的 降低。比較例。-2、4。-2、8-3、4￥-3由于冷社板退火時間短，鐵素體微細(xì)，所^變形能力降低， 高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深降低。
[01化]表6-其-1


















[0215]
[0216] ※下劃線表示發(fā)明范圍外的例子。
[0217] 圖1中示出用于評價高的應(yīng)變速度下的變形中的鋼板的拉深的試驗片形狀。試驗 片的平行部為1.5mm，將該試驗片W900mm/分鐘的行程速度進(jìn)行拉伸，使試驗片斷裂，由試 驗前后的平行部中央的板厚變化求出鋼板的拉深。
[0218] 圖2中示出通過將使高的應(yīng)變速度下的變形W伸長率13.4%停止后的樣品使用 3%硝酸-乙醇溶液進(jìn)行蝕刻而使鐵素體和碳化物顯現(xiàn)的實施例U-1的組織。可見碳化物的 裂紋從碳化物粒子中存在的晶體界面產(chǎn)生。
[0219] 圖3中示出與表2-1及表2-2的發(fā)明例及比較例、表5-1~表5-6、表6、表7、表8、及表 9的發(fā)明例及比較例有關(guān)的高的應(yīng)變速度下的變形中的拉深與碳化物粒子中具有晶體界面 的碳化物的個數(shù)相對于全部碳化物的個數(shù)的比例的關(guān)系。獲知通過將成分調(diào)整為發(fā)明的范 圍，并且將具有晶體界面的碳化物的個數(shù)比例設(shè)定為20% W下，拉深顯著改善。
【主權(quán)項】
1. 一種中/高碳鋼板，其特征在于，其是具有以質(zhì)量％計含有： C:0.10 ~1.50%、 Si:0.01 ~1.00%、 Μη:0·01 ~3.00%、 Ρ:0·0001 ~0.1000%、 S:0.0001 ~0.1000%， 且剩余部分包含F(xiàn)e及雜質(zhì)的成分的鋼板， 所述鋼板具有將馬氏體、貝氏體、珠光體、及殘留奧氏體合計的體積率為5.0%以下、且 剩余部分為鐵素體和碳化物的組織， 碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下， 所述碳化物粒子中包含方位差為5°以上的晶體界面的所述碳化物粒子的個數(shù)比例相 對于所述碳化物粒子的總個數(shù)為20 %以下。2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的中/高碳鋼板，其特征在于，所述鋼板的所述成分以質(zhì)量％計 進(jìn)一步含有： Α1:0·001 ~0.500%、 Ν:0·0001 ~0.0500%、 0:0.0001 ~0.0500% Cr:0.001 ~2.000%、 Μο:0·001 ~2.000%、 Ni:0.001 ~2.000%、 Cu:0.001 ~1.000%、 Nb:0.001 ~1.000%、 V:0.001 ~1.000%、 Ti:0.001 ~1.000%、 Β:0·0001 ~0.0500%、 W:0.001 ~1.000%、 Ta:0.001 ~1.000%、 Sn:0.001 ~0.020%、 Sb:0.001 ~0.020%、 As:0.001 ~0.020%、 Mg:0.0001 ~0.0200%、 Ca:0.001 ~0.020%、 Y:0.001 ~0.020%、 Zr:0.001 ~0.020%、 La:0.001 ~0.020%、 Ce:0.001 ~0.020%、 中的1種或2種以上。3. -種中/高碳鋼板及其制造方法，其特征在于，在將具有權(quán)利要求1或2中記載的所述 成分的鋼坯直接、或暫且冷卻后進(jìn)行加熱而進(jìn)行熱乳時，在600°C以上且1000 °C以下的溫度 域中完成精熱乳， 將在350 °C以上且700 °C以下卷取的熱乳鋼板進(jìn)行裝箱退火， 實施10%以上且80%以下的冷乳， 在連續(xù)退火線中在退火溫度為650 °C以上且780 °C以下、保持時間為30秒以上且1800秒 以下的條件下實施之后的冷乳板退火。
【文檔編號】C22C38/00GK106062231SQ201580011954
【公開日】2016年10月26日
【申請日】2015年3月9日 公開號201580011954.5, CN 106062231 A, CN 106062231A, CN 201580011954, CN-A-106062231, CN106062231 A, CN106062231A, CN201580011954, CN201580011954.5, PCT/2015/56825, PCT/JP/15/056825, PCT/JP/15/56825, PCT/JP/2015/056825, PCT/JP/2015/56825, PCT/JP15/056825, PCT/JP15/56825, PCT/JP15056825, PCT/JP1556825, PCT/JP2015/056825, PCT/JP2015/56825, PCT/JP2015056825, PCT/JP201556825
【發(fā)明人】竹田健悟, 友清壽雅, 塚野保嗣, 荒牧高志
【申請人】新日鐵住金株式會社