WO2007000954A1 - 高炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

高炭素冷延鋼板の製造方法 Download PDF

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Nobusuke Kariya
Norio Kanamoto
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21B—MANUFACTURE OF IRON OR STEEL
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-carbon cold-rolled steel sheet excellent in workability containing 0.2 to 0.7% by mass of C. Background technology
  • High carbon steel sheets used for tools or automotive parts are processed into various complex shapes, and thus excellent workability is required by users.
  • machining processes have been omitted and machining methods have been changed.
  • techinique has been developed and is partly put into practical use (for example, Journal of the JSTP, 44, 2003, p. 409-413).
  • JP-A-9-157758 discloses:
  • Hot-run table (hot-: run table or run-out table) into two parts, a quick cooling zone and an air cooling zone.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2003-73742 discloses a technology for producing a high carbon hot-rolled steel sheet that satisfies the above requirements except that the cooling stop temperature is 620 ° C. or lower. Further, a technology for producing a carbon cold-rolled steel sheet that satisfies the above-mentioned requirements except that the cooling stop temperature is set to 620 ° C. or less and the annealing is performed after cold rolling at a compression ratio of 30% or more is disclosed in -73740. Disclosure of the invention
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a high-carbon cold-rolled steel sheet that is excellent in stretch flangeability and hardness uniformity in the thickness direction and has a small burden on the cold rolling process.
  • the present inventors have determined that manufacturing conditions, in particular, cooling conditions after hot rolling, winding It was found that it is extremely important to properly control the milling temperature and the annealing temperature after cold rolling. And, by controlling the volume fraction of carbides with a particle size of less than 0 m, which is determined by the measurement method described later (volume fraction relative to the total carbides in the steel plate) to 10% or less, stretch flangeability is improved, Find out that the hardness in the thickness direction is uniform.
  • the present invention has been made on the basis of the above knowledge, and a steel containing 0.2 to 0.7% by mass of C at a finishing temperature of ( Ar 3 transformation point 1 to 20 ° C.) or more.
  • the hot strip in the above production method, is cooled to a temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate of 80 ° C./second or more and less than 120 ° C./second. However, it is more preferable to scoop at a temperature of 550 ° C or lower.
  • a hot-rolled sheet after Ri ⁇ (referred to as hot-rolled sheet annealing (anneal ing of hot- rol led sheet )) annealed at 600 ° C or higher
  • hot-rolled sheet annealing anneal ing of hot- rol led sheet
  • Figure 1 shows the relationship between ⁇ ⁇ ⁇ (vertical axis) and the volume fraction (horizontal axis) of carbides with particle sizes of less than 0.5 ⁇ m in cold-rolled annealed sheets.
  • C is an important element that forms carbide and imparts hardness after quenching.
  • the C content is less than 0.2 mass ° / 0 , the formation of the first prayer ferrite becomes noticeable after hot rolling, and the volume fraction of carbides with a grain size after cold rolling / annealing of 0.5; less than zm increases.
  • stretch flangeability deteriorates the hardness uniformity in the thickness direction.
  • sufficient strength as a machine structural component cannot be obtained.
  • the amount of C exceeds 0.7% by mass, sufficient stretch flangeability cannot be obtained even if the volume fraction of the carbide having a particle size of less than 0.5 / zm is 10% or less.
  • the C content is defined as 0.2 to 0.7 mass%. If more importance is placed on the hardness after quenching, the C content exceeds 0.5% by mass, and if more importance is attached to workability, the C content is 0.5% by mass. / 0 or less is preferable.
  • elements other than C are not particularly specified, but elements such as M n, S i, P, S, Sol. A 1, and N can be contained in a normal range.
  • Si tends to graphitize carbides and inhibit hardenability, so it is less than 2% by mass
  • Mn is less than 2% by mass because excessive addition tends to reduce ductility. It is desirable to make it.
  • P and S are contained excessively, the ductility is lowered and cracks are easily generated, so both are preferably set to 0.03% by mass or less.
  • Sol.A1 is added in excess, and a large amount of A1N precipitates, reducing quenching, so that it is less than 0.08% by mass.If N is added excessively, ductility decreases.
  • S is 0.007 mass. / 0 or less is preferable, and for further improvement, it is preferable to set the content to 0.0045% by mass or less.
  • B, Cr, Cu, Ni, Mo Even if elements such as Ti, Nb, W, V, and Zr are added, the effect of the present invention is not impaired. Specifically, for these elements, B is about 0.005 mass. / 0 or less, Cr is about 3.5 mass% or less, Ni is about 3.5 mass% or less, Mo is about 0.7 mass% or less, and Cu is about 0.1 mass. /.
  • T i is about 0.1 mass. /.
  • Nb can be contained in an amount of about 0.1% by mass or less
  • W, V, and Zr can be contained in a total of about 0.1% by mass or less.
  • Cr is about 0.05 mass. / 0 or more
  • Mo is preferably contained in an amount of about 0.05% by mass or more.
  • the finishing temperature is set to (A r 3 transformation point 1-20 ° C) or higher.
  • the A r 3 transformation point may be actually measured, but the temperature calculated from the following equation (1) may be adopted.
  • a ⁇ 3 transformation point 910-203 X [(:] 2 + 44.7X [Si] -30X [Mn] ' ⁇ (1) where [M] is the content of element M (mass./.) Represents.
  • the cooling rate after hot rolling is less than 60 ° C / sec, the supercooling degree of austenite becomes small and the formation of proeutectoid ferrite becomes noticeable after hot rolling.
  • the body volume of the carbide having a grain size of less than 0.5 m after cold rolling / annealing exceeds 10%, and the stretch flangeability and hardness uniformity in the thickness direction deteriorate.
  • the cooling rate after hot rolling should be SO ° C / sec or more and less than 120 ° C / sec.
  • the cooling rate is 80 ° C / second or more and less than 120 ° C / second.
  • the upper limit of the cooling rate is more preferably 115 ° C./second or less.
  • the cooling stop temperature should be 6500 ° C or less. More preferably, it is 600 ° C. or lower.
  • the cooling rate is 80 ° C / second or more and 120 ° C / second or less (preferably 115 ° C / second as described above). ° C / sec or less) and the cooling stop temperature is 600 ° C or less.
  • the cooling stop temperature it is preferable to set the cooling stop temperature to 500 ° C or higher.
  • the hot-rolled sheet after cooling is scraped, but at that time, if the coiling temperature exceeds 600 ° C, a pearlite with lamellar-like carbides is formed.
  • the volume fraction of the carbide having a grain size of less than 0.5 m after cold rolling / annealing exceeds 10%, and the stretch flangeability and the hardness uniformity in the plate thickness direction deteriorate. Therefore, the scraping temperature should be over 600 ° C. Below. The winding temperature is lower than the cooling stop temperature.
  • the cooling rate is set to 80 ° C / second or more and 120 ° C / second or less (preferably 115 ° C / second as described above).
  • the cooling stop temperature is set to 600 ° C or less and the scraping temperature is set to
  • the cutting temperature is preferably set to 200 ° C. or higher, and more preferably set to 350 ° C. or higher.
  • the hot-rolled sheet after winding is usually removed before cold rolling. There are no particular restrictions on the removal means, but pickling by a normal method is preferred. When performing hot-rolled sheet annealing described later, scale removal is performed before hot-rolled sheet annealing.
  • the hot-rolled sheet after pickling is cold-rolled so that unrecrystallized parts do not remain during annealing and to promote the spheroidization of carbides.
  • the rolling reduction of cold rolling should be 30% or more.
  • the hot-rolled sheet obtained according to the steel composition / mature rolling conditions of the present invention described above is excellent in hardness uniformity in the sheet thickness direction, so that even when subjected to a higher pressure than before, a trap such as fracture occurs. Hard to do.
  • the rolling reduction is preferably 80% or less.
  • the cold-rolled sheet after cold rolling is annealed for recrystallization and carbide spheroidization.
  • the annealing temperature is less than 600 ° C., an unrecrystallized structure remains, and the stretch flangeability and hardness uniformity in the thickness direction deteriorate.
  • the annealing temperature exceeds the A ⁇ transformation point, austenization progresses partially and repartite is generated during cooling, resulting in deterioration of stretch flangeability and hardness uniformity in the thickness direction.
  • the annealing temperature should be 600 ° C. or higher and A C ] _ transformation point or lower.
  • the annealing temperature is 680 ° C or higher.
  • the Aci transformation point may be actually measured, but the temperature calculated from the following equation (2) may be used.
  • a c 1 transformation point 754.
  • correction terms such as + 17.13.X [Cr], +4.51 X [Mo], +15.62 X [V] may be added to the right side of equation (2).
  • the annealing time is preferably about 8 to 80 hours.
  • the carbides in the obtained steel plate are spheroidized and have an average aspect ratio of 3.0 or less (measured at about 1/4 the plate thickness).
  • the hot-rolled sheet after pickling and before cold rolling can be annealed in order to spheroidize carbides (called hot-rolled sheet annealing). ).
  • hot-rolled sheet annealing if the temperature of the hot-rolled sheet annealing is less than 600 ° C., the effect cannot be obtained.
  • the temperature of the ripened sheet annealing exceeds the A c 1 transformation point, austenitization partially proceeds, and pearlite is formed again during cooling, so that the spheroidizing effect cannot be obtained.
  • the temperature of hot-rolled sheet annealing is set to 680 ° C or higher. A more preferable temperature is 69 ° C. or higher.
  • the time for annealing the hot rolled sheet is preferably about 8 to 80 hours.
  • Hot-rolled sheet annealing is preferable from the viewpoint of improving uniformity and reducing the burden of cold rolling.
  • the cost is omitted. Needless to say, it may be reduced.
  • both a converter and an electric iron can be used.
  • the high carbon steel thus melted is slabed by ingot lump rolling or continuous forging.
  • Slabs are usually hot rolled after being heated (reheating).
  • direct feed rolling can be applied as it is or after heat retention for the purpose of suppressing temperature drop.
  • the slab heating temperature is preferably 1280 ° C or lower in order to avoid deterioration of the surface state due to scale.
  • the material to be rolled may be heated by a heating means such as a sheet bar heater during hot rolling.
  • the coil may be kept warm by means such as a slow cooling cover after scoring.
  • the thickness of the hot-rolled sheet is not particularly limited as long as the production conditions of the present invention can be maintained, but a hot-rolled sheet of 1.0 to 10.0 mm is particularly suitable for operation.
  • the thickness of the cold-rolled steel sheet is not particularly limited, but is preferably about 0.5 to 5.
  • Hot-rolled sheet annealing and annealing after cold rolling can be performed by either box annealing or 'continuous annealing'. After cold rolling and annealing, perform temper rolling (skin-pass rolling) as necessary. Since this temper rolling does not affect the hardenability by quenching, there are no particular restrictions on the conditions.
  • the amount of carbide having a particle size of 0.5 m or more in the steel sheet is not particularly problematic as long as it is within the range of the C amount of the present invention.
  • a continuous forged slab of steels A to D having the chemical composition shown in Table 1 is heated to 1250 ° C, hot rolled, cold rolled and annealed under the conditions shown in Table 2, and a sheet thickness of 2.3 Steel plates No. 1 to 16 were produced.
  • hot rolling annealing was performed under the conditions shown in Table 2.
  • Each annealing was performed in a non-nitriding atmosphere (Ar atmosphere).
  • steel plates Nos. 1 to 9 are examples of the present invention
  • steel plates Nos. 10 to 16 are comparative examples.
  • the particle size and volume ratio of carbide, the hardness in the plate thickness direction, and the hole expansion ratio ⁇ were measured by the following method.
  • the hole expansion rate is used to evaluate the stretch flangeability. It was used as an index.
  • the hardness in the thickness direction was also measured for hot-rolled sheets after scraping (after hot-rolled sheet annealing for materials subjected to hot-rolled sheet annealing).
  • the particle size of the carbides and the volume fraction thereof were quantified by image analysis using a rain image analysis software “Image Pro Plus ver.4.0” (TM) manufactured by Media Cybernetics.
  • the particle size of each carbide is in steps of the diameter passing through the center of gravity of two points on the outer periphery of the carbide and the equivalent ellipse of the carbide (the ellipse having the same area as the carbide and equal in primary and secondary moments). It is the value measured and averaged.
  • the area ratio of the entire carbide in the field of view to the measurement field of view was determined, and this was regarded as the volume ratio of each carbide.
  • the total volume ratio (cumulative volume ratio) of the carbide having a particle size of less than 0.5 / zm was determined, and this was divided by the cumulative volume ratio of all carbides to determine the volume ratio for each field of view.
  • the volume fraction was determined from 50 fields of view, and this was averaged to obtain the volume fraction of carbide having a particle size of less than 0.
  • the average aspect ratio (number average) of carbides was also calculated by the above surface image analysis, and it was confirmed that the particles were spheroidized.
  • a total of nine locations at / 8 and 0.1 mm from the back of the steel plate were measured using a micro Vickers hardness tester with a load of 4.9 N (500 gf).
  • Figure 1 shows the relationship between ⁇ (vertical axis) and the volume fraction (%) (horizontal axis) of carbides with particle sizes of less than 0.5 m in cold-rolled annealed sheets.
  • ⁇ vertical axis
  • % horizontal axis
  • the volume fraction of carbide having a particle size of less than 0.5 ⁇ m, which is manufactured under the conditions of cooling stop temperature: 600 ° C. or less and scraping temperature: 55 ° C. or less, is 5% or less.
  • the steel plates No. 2, 4, 5, 7, and 9 in the examples are not only excellent in stretch flangeability but also excellent in hardness uniformity in the plate thickness direction with ⁇ HV of 7 or less.
  • ⁇ V of the hot-rolled sheet is also as small as 10 or less, and in principle, the possibility of fracture in cold rolling is reduced. Even with conventional steel plates, the actual breakage is not so frequent, but it is extremely advantageous in actual operation to expand the range of cold rolling conditions that can be adjusted without fear of breakage.

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Abstract

高炭素冷延鋼板を製造するにあたり、Ｃを0.2～0.7質量%含有する鋼を(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延して熱延板とする工程と、熱延板を60℃/秒以上120℃/秒未満の冷却速度で650℃以下の温度まで冷却する工程と、冷却後の熱延板を600℃以下の巻取温度で巻取る工程と、巻取り後の熱延板を30%以上の圧下率で冷間圧延して冷延板とする工程と、冷延板を600℃以上Ac1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程とを有する製造方法により、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性がともに優れた高炭素冷延鋼板を提供する。

Description

明 細 書 高炭素冷延鋼板の製造方法 技術分野
本発明は、 Cを 0. 2〜0. 7質量％含有する加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製 造方法に関する。 . 背景技術
工具あるいは自動車部品（ギア >ミツショ ン）等に使用される高炭素鋼板は 種々の複雑な形状に加工されるため優れた加工性がユーザーから求められ る。 一方、 近年、 部品製造コス ト低減の要求が強くなり、 加工工程の省略や 加工方法の変更が行なわれている。 例えば、 高炭素鋼板を用いた自動車駆動 系部品の成形技術として、 增肉成形 （thi ckness- addit ion forming) を可能 にし、 大幅な工程短縮を実現した複動成形技術 （doub le-act ing forming techinique) が開発され、 一部実用化されている（例えば、 Journal of the JSTP, 44, 2003, p. 409 - 413)。
それとともに、 高炭素鋼板には、 加工性 （workabi l ity) に対する要求が 益々強くなっており、 より高い延性（duct i l ity) が求められている。 また、 部品によっては、 打抜き加工後に穴拡げ加工（バーリング： burring)を受け る場合が多いので、 伸びフランジ性'（stret ch-flange formabi l ity) に優れ ていることも望まれている。
さらに、歩留り向上にともなうコス ト低減の観点から、鋼板の材質均一性 ( homogeneous mechanical property; も強 ^要望 れて ヽる。 特 1こ、 鋼板 の板厚方向で表層部と中心部の硬度差が大きいと打抜き加工における打抜 き工具の劣化が激しくなるので、 板厚方向の硬度均一性が切望されている。 こうした要求に答えるべく、高炭素鋼板の加工性や材質均一性を向上させ るために、 従来からいくつかの技術が検討されている。 例えば特開平 9- 157758号公報には、 -
'所定の化学成分の高炭素鋼を熱間圧延し、 脱スケール （descaling) を 行った後、 -
• 9 5容量％以上の水素雰囲気中で焼鈍するにあたり、化学成分に応じて 加熟速度、 均熱温度 （Ac l変態点以上） および均熱時間を規定し、
•該焼鈍後 lOOt h r以下の冷却速度で冷却して、軟質で組織の均一性や 加工性 （延性） に «れた熱延鐧帯とした後.、
• さらに圧下率 20~90%で冷間圧延し、
•窒素雰囲気炉等で 600〜720°Cで仕上げ焼鈍を施すことにより、、 軟質で加工性の向上した高炭素冷延鋼帯を製造する方法が提案されてい る。 さらに、 例えば特開平 5-9588号公報には、
• ( 変態点十 3 0 °C) 以上の仕上温度で圧延された鋼板を
■ 10~100°C/秒の冷却速度で 20~500°Cの温度まで冷却し、
• 1 - 1 0秒保持後、
- 500- (A c i変態点 + 3 0 °C) の温度域に再加熱して巻取り、 •必要に応じて 650°C~ (A c 変態点 + 3 0 °C) で 1時間以上均熟し、 '冷間圧延と 650°C〜 （Ac l変態点 + 3 0°C) で 1時間以上均熱する焼鈍 とのサイクルを少なく とも 1回行うことにより、
加工性の良好な高炭素冷延薄鋼板を製造する方法も提案されている。 この他、 熱延鋼板として、 例えば、 特開平 3-174909号公報には、
• ホッ トラ'ンテーブル （hot—： run tableあるいは run— out table) をカロ速冷 却ゾーンと空冷ゾーンに 2分割し、
'仕上圧延後の鋼帯を冷却ゾーンの長さ'、 鋼板の搬送速度、 化学成分など で決まる特定の温度以下に加速冷却し、
• その後空冷することにより、
コイル長手方向の材質均一性に優れる高炭素熱延鋼帯を安定して製造す る方法が提案されている。 なお、 同公報における加速冷却域での冷却速度 は第 3図から 2 0〜 3 0 °C /秒程度である。 また、 例えば特開 2003- 13145号公報には、
• Cを 0. 2〜0. 7質量。 /0含有する鋼を、
•仕上げ温度 （A r 3変態点一 2 0 °C ) 以上で熱間圧延した後、
•冷却速度 120°C /秒超かつ冷却停止温度 650°C以下で冷却を行い、 •次いで卷取温度 600°C以下で卷取り、
•焼鈍温度 640°C以上 A c i変態点以下で焼鈍することにより、
伸ぴフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板を製造する方法が提案されてい る。
なお、 目的は一致しないものの、 冷却停止温度を 620°C以下とする他は上 記した要件を満たす高炭素熱延鋼板の製造技術が特開 2003- 73742号公報に 開示されている。 また、 冷却停止温度を 620°C以下とし、 上記焼鈍を圧卞率 . 30 %以上で冷間圧延した後に行う他は上記した要件を満たす髙炭素冷延鋼 板の製造技術が、 特開 2003-73740号公報に開示されている。 発明の開示
〔発明が解決しようとする課題〕
しかしながら従来技術はいずれも、板厚方向まで含めた材質め均一性を確 保するものではなく、とくに熱延板の段階において板厚方向まで含めた材質 均一性を確保できないため、冷間圧延性に改善の余地があった。 またこのよ うな均一性と伸ぴフランジ性を両立させるものではなかった。 なお、 前記の従来技術には以下のような問題もある。 特開平 3-174909号公報に記载の方法や、特開 2003- 13145号公報および特開 2003- 73742号公報に記载の方法では、得られる鋼板が熱延鋼板であり、板厚 の薄い鋼板を精度よく均質に製造することは困難である。また実質的に再結 晶工程がないので材質の均一性に改善の余地が残る。 さらに、 特開平 3 - 174909号公報の場合は熱間圧延後に熱処理を施さない、 いわゆる 「熱間圧延まま」 （as hot- rolled) の鋼板であるため、 必ずしも優 れた伸び （elongation) ゃ伸ぴフランジ性が得られるとは限らない。 特開平 9- 157758号公報に記载の方法では、熱延条件によっては初析フェラ ィ ト (pro - eutectoid f errite) とラメラー状の (lamellar) 炭化物を有す るパーライ ト （pearlite) からなるミクロ組織 （microstructure) が形成さ れ、 その後の焼鈍でラメラー状の炭化物が微細な球状化炭化物 （spheroidal cementite) となる。 この微細な球状化炭化物は穴拡げ加工時にポイ ド発生 の起点になり、発生したボイ ドが連結して破断を誘発するため、優れた伸ぴ フランジ性が得られない。 特開平 5 - 95 β 8号公報に記载の方法では、熱間圧延後の鋼板を所定の条件で 冷却後、直接通電法などで再加熱しているため'特別な設備が必要となるばか り力 、 膨大な電力 'ネルギ一が必要となる。 また、 再加熱後に巻取った鋼板 には微細な球状化炭化物が形成され易いため、上記と同様の理由で優れた伸 ぴフランジ性が得られない場合が多い。 本発明は、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性に優れ、冷間圧延工程 の負担の少ない、 高炭素冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
〔課題を解決するための手段〕
本発明者らは、高炭素冷延鋼板の伸ぴフランジ性および硬度に及ぼすミク 口組織の影響につ 、て鋭意研究を進めた結果、 製造条件、 特に、 熱間圧延後 の冷却条件、巻取温度、冷間圧延後の焼鈍温度を適切に制御することが極め て重要であることを見出した。 そして、後述する測定法で求められる粒径が 0. m未満の炭化物の体積率（鋼板中の全炭化物に対する体積率）を 1 0 % 以下に制御することにより、伸びフランジ性が向上し、板厚方向の硬度が均 一になることを見出しすこ。 また、 さらに厳密に熱間圧延後の冷却条件、 卷取温度を制御し、 炭化物の 前記体積率を 5 %以下に制御するこどにより、より優れた伸びフランジ性お よび硬度分布の均一性が得られることを見出した。 本発明は、 以上の知見に基づいてなされたものであり、 Cを 0. 2〜0. 7質 量％含有する鋼を （A r 3変態点一 2 0 °C ) 以上の仕上温度にて熱間圧延し て熱延板とする工程と、 前記熱延板を 60°C /秒以上 120°C/秒未満の冷却速度 で 650°C以下の温度 （冷却停止温度と呼ぶ） まで冷却する工程と、 前記冷却 後の熱延板を 600 以下の卷取温度で卷取る工程と、 前記卷取り後の熱延板 を 3 0 %以上の圧下率で冷間圧延して冷延板とする工程と、 前記冷延板を 600°C以上 A cェ変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程とを有する、 加工性 に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法を提供する。 本発明の方法では、上記製造方法において、^却工程およぴ卷取り工程を、 熱延板を 80°C /秒以上 120°C /秒未満の冷却速度で 600°C以下の温度まで冷却 し、 550°C以下の温度で卷取るようにすることがより好ましい。 また、 上記製造方法において、 卷取り後の熱延板を 600°C以上 A cェ変態 点以下の焼鈍温度で焼鈍（熱延板焼鈍 （anneal ing of hot- rol led sheet) と 呼ぶ）した後、 冷間圧延することも可能である。
なお、 通常は、 熱延板の巻'取り後、 冷間圧延に先立ち酸洗等のスケール除 去 （descal ing) 工程を施す。 図面の簡単な説明
図 1は、 冷延焼鈍板における、 Δ Η ν (縦軸） と粒径が 0. 5 μ m未満の炭 化物の体積率 （横軸） との関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下に、本発明である高炭素冷延鋼板の製造方法にっ て詳細に説明する ぐ鋼組成 >
( 1 ) c量
Cは、 炭化物を形成し、 焼入後の硬度を付与する重要な元素である。 C量 が 0. 2質量 °/0未満では、 熱間圧延後に初祈フェライ トの生成が顕著となり、 冷間圧延 ·焼鈍後の粒径が 0. 5 ;z m未満の炭化物の体積率が増加し、 伸ぴフ ランジ性ゃ板厚方向の硬度均一性が劣化する。 その上、焼入後も機械構造用 部品としての十分な強度が得られない。一方、 C量が 0. 7質量％を超えると、 たとえ粒径が 0. 5 /z m未満の炭化物の体積率が 10%以下であっても十分な伸 びフランジ性が得られない。 また、 熱間圧延後の硬度が著しく高くなり、 鋼 板が脆くなるため取扱いに不便となるばかり力 、焼入後の機械構造用部品と しての強度も飽和する。 したがって、 C量は 0. 2〜 0. 7質量％に規定する。 なお、 焼入れ後の硬度をより重視する場合は C量を 0. 5質量％超、 加工性 をより重視する場合は C量を 0. 5質量。 /0以下とすることが好ましい。
( 2 ) その他の鋼組成
C以外のその他の元素については、特に、規定しないが、 M n 、 S i 、 P 、S 、 Sol. A 1 、 Nなどの元素を通常の範囲で含有させることができる。 しか し、 S iは、 炭化物を黒鉛化し、 焼入性を阻害する傾向があるので 2質量％ 以下に、 M nは、過剰の添加は延性の低下を引き起こす傾向があるので 2質 量％以下にすることが望ましい。 また、 P 、 Sは、 過剰に含有すると延性が 低下し、またクラックも生成しやすくなるのでともに 0. 03質量％以下にする ことが望ましい。 さらに、 Sol. A 1 は、 過剰に添加すると A 1 Nが多量に 析出し、 焼入 を低下させるので 0. 08質量％以下に、 Nは、 過剰に含有する と延性が低下するので 0. 01質量。/。以下にすることが望ましい。 伸ぴフラン ジ性を格段に改善する目的では、 Sを 0. 007質量。 /0以下とすることが好まし く、さらに格段に改善するためには 0. 0045質量％以下とすることが好ましい。 さらに、焼入れ性の向上および または焼戻し軟化抵抗の向上の目的に応 じて、高炭素冷延鋼板に通常添加される範囲で B 、 C r 、 C u 、 N i 、 M o 、 T i、 N b、 W、 V、 Z r等の元素を添加しても本発明の効果が損なわれる ことはない。 具体的にはこれらの元素は、 Bは約 0.005質量。 /0以下、 C rは 約 3.5質量％以下、 N iは約 3.5質量％以下、 M oは約 0.7質量％以下、 C u は約 0.1質量。/。以下、 T iは約 0.1質量。/。以下、 N bは約 0.1質量％以下、 W， V， Z rは合計で約 0.1質量％以下含有させることができる。 なお、 C r および/または M oを添加するに際しては、 C rは約 0.05質量。 /0以上、 M.o は約 0.05質量％以上含有せしめることが好ましい。
さらにまた、製造過程で S n、 P b等の元素が不純物として混入しても本 発明の効果には影響を及ぼさない。
<熱間圧延条件 >
( 3 ) 熱間圧延の仕上温度
仕上温度が （A r 3変態点— 2 0°C) 未満では、 フェライ ト変態が部分的 に進行するため、前記の粒径が 0.5/i m未満の炭化物の体積率が増加し、伸び フランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。 したがって、熱間圧延の仕 上温度は （A r 3変態点一 2 0°C) 以上とする。 なお、 A r 3変態点は実際 に測定しても構わないが、 次の式（1)から計算した温度を採用してもよい。
A Γ 3変態点 = 910- 203 X [(：] 2+44.7X [Si]- 30X [Mn] ' · · (1) ここで、 [M]は元素 Mの含有量（質量。/。）を表す。
なお追加.元素に応じて- 11X [Cr]、 +31.5 X [Mo], - 15.2 X [Ni]等の捕正項 を式（1)め右辺に加えてよい。
(4) 熱間圧延後の冷却条件
熱間圧延後.の冷却速度が 6 0°C/秒未満であると、 オーステナイ トの過冷 度が小さくなり、熱間圧延後に初析フェライ トの生成が顕著となる.。 その結 果、 冷間圧延 ·焼鈍後の粒径が 0.5 m未満の炭化物の体'積率が 1 0 %を超 え'、 伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。
一方、冷却速度が 120°C/秒を超える場合は、板厚方向で表層部と中央部の 温度差が大きくなり、 中央部において初析フェライ トの生成が顕著となる。 その結果、上記と同様に伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。 この傾向は熟延板の板厚が 4. Om m以上となるととくに顕著となる。
すなわち、 とくに板厚方向の硬度を均一とするためには、適正な冷却速度 があり、冷却速度が過大でも過小でも所望の硬度均一性を得ることができな い。 従来技術においては、 とくに冷却速度の適正化がなされていないため、 硬度均一性が確保できないのである。
したがって、 熱間圧延後の冷却速度は SO°C/秒以上 120°C/秒未満とする。 さらに、粒径が 0. 5 μ πι未満の炭化物の体積率を 5 %以下どする場合は、冷却 速度を 80°C /秒以上 120°C /秒未満とする。 冷却速度の上限は 115°C /秒以下と することが、 より好ましい。 こう した冷却速度によって冷却する熱延板の終点温度、すなわち冷却停止 温度が 6 5 0 °Cより高いと、熱延板を卷取るまでの冷却中に初析フェライ ト が生成するとともに、 ラメラー状の炭化物を有するパーライ トが生成する。 その結果、冷間圧延'焼鈍後の粒径が 0. 5 m未満の炭化物の体積率が 1 0 % を超え、 伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性が劣化す.る。 したがって、 冷却停止温度は 6 5 0 °C以下とする。 より好ましくは 6 0 0 °C以下である。 なお、 粒径が 0. 5 /z m未満の炭化物の体積率を 5 %以下とする場合は、 前 記したように冷却速度を 80°C /秒以上、 120°C /秒以下 （好ましくは 115°C /秒 以下） とするとともに、 冷却停止温度を 6 0 0 °C以下とする。
また、温度の測定精度上の問題があるので、冷却停止温度は 5 0 0 °C以上 とすることが好まじい。
なお、 冷却停止温度に到達した後は、 自然冷却してもよいし、 冷却力を弱 めて強制冷却を継続してもよい。鋼板の均一性等の観点からは復熱を抑制す る程度に強制冷却することが好ましい。
( 5 ) 巻取温度
冷却後の熱延板は卷取られるが、 そのとき、 巻取温度が 6 0 0 °Cを超える とラメラ.一状の炭化物を有するパーライ トが生成する。その結果、冷間圧延 · 焼鈍後の粒径が 0. 5 m未満の炭化物の体積率が 1 0 %を超え、伸びフランジ 性と板厚方向の硬度均一性が劣化する。 したがって、 卷取温度は 6 0 0 °C以 下とする。 なお、 巻取温度は前記冷却停止温度よりも低温とする。 また、 さらに粒径が 0. 5 /i m未満の炭化物の体積率を 5 %以下とする場合 は、前記したように冷却速度を 80°C/秒以上、 120°C /秒以下（好ましくは 115°C
/秒以下） とし、 冷却停止温度を 6 0 0 °C以下とするとともに、 卷取温度を
5 5 0 °C以下とする。
なお、熱延板の形状が劣化するため、卷取温度は 2 0 0 °C以上とすること が好ましく、 3 5 0 °C以上とすることがより好ましい。
( 6 ) スケール除去 （酸洗など）
巻取り後の熱延板は、 通常、 冷間圧延を行う前にスケールを除去する。 除 去手段にとくに制約はないが、 通常の方法で酸洗することが好ましい。 後述の熱延板焼鈍を施す場合は、 スケール除去は熱延板焼鈍の前に行う。
<冷間圧延 '焼鈍条件 > ■
( 7 ) 冷間圧延
酸洗後め熱延板ほ、 焼鈍時に未再結晶部が残存しないように、 また、 炭化 物の球状化を促進するために、冷間圧延される。これらの効果 得るために、 冷間圧延の圧下率は 3 0 %以上とする。
なお、以上に述べた本発明の鋼組成 ·熟間圧延条件に従って得られた熱延 板は板厚方向の硬度均一性に優れるため、従来より高圧下を施しても破断な どのトラプルが発生'しにくい。 しかし圧延機の負荷を考慮すると、圧下率は 8 0 %以下とすることが好ましい。
( 8 ) 焼鈍温度
冷間圧延後の冷延板は、再結晶およぴ炭化物の球状化を図るために焼鈍さ れる。 そのとき、 焼鈍温度が 6 0 0 °C未満では未再結晶組織が残り、 伸ぴフ ランジ性および板厚方向の硬度均一性が劣化する。 一方、 焼鈍温度が A 丄 変態点を超えるとオーステナイ ト化が部分的に進行し、冷却中に再度パーラ ィ トが生成するため、伸びフランジ性およぴ板厚方向の硬度均一性が劣化す る。 したがって、 焼鈍温度は 6 0 0 °C以上 A C ]_変態点以下とする。 なお、 優れた伸びフランジ性を得るために、焼鈍温度を 6 8 0 °C以上とすることが 好ましい。
なお、 A c i変態点は実際に測定しても構わないが、 次の式（2)から計算 した温度を揉用してもよい。
A c 1変態点 = 754. 83- 32. 25 X [C] +23. 32 X [Si] - 17. 76 X [Μη] · · · (2) ここで、 [M]は元素 Mの含有量（質量％)を表す。
なお追加元素に応じて +17. 13.X [Cr]、 +4. 51 X [Mo]、 +15. 62 X [V]等の補正 項を式（2)の右辺に加えてよい。 なお、焼鈍時間は 8時間〜 80時間程度が好ましい。得られた鋼板中の炭化 物は球状化し、平均ァスぺク ト比で 3. 0以下となる （板厚の約 1/4の位置で測 定した値）。
<熱延板焼鈍条件 > (任意）
以上の条件で本発明の目的は達成される力 、酸洗後で冷間圧延前の熱延板 に、炭化物の球状化を図るために焼鈍を施すこともできる （熱延板焼鈍と呼 ぶ）。このとき、熱延板焼鈍の温度が 6 0 0 °C未満だとその効果が得られない。 一方、 熟延板焼鈍の温度が A c 1変態点を超えるとオーステナイ ト化が部分 的に進行し、 冷却中に再度パーライ'トが生成するため球状化効果が得られな い。 なお、 優れた伸ぴフランジ性を得るには、 熱延板焼鈍の温度を 6 8 0 °C 以上とすることが好ましい。 さらに好ましい温度は 6 9 0 °C以上である。 なお、 熱延板焼鈍の時間は 8時間〜 80時間程度が好ましい。
熱延板焼鈍は均一性の向上や、冷間圧延の負担軽減の観点から好ましいが、 目標とする均 性や板厚、冷延設備の能力等に問題がなければ、省略してコ ストを削減してもよいことは言うまでもない。 くその他 >
本発明の高炭素鋼を溶製（すなわち精鍊： steel making)するには、転炉、 電気垆どちらも使用可能である。 また、 こう して溶製された高炭素鋼は、 造 塊一分塊圧延または連続铸造によりスラブどされる。 スラブは通常、 加熱 （再加熱： reheating) された後、 熱間圧延される。 なお、連続鐯造で製造されたスラブの'場合はそのまま、 あるいは温度低下を 抑制する目的で保熱した後、圧延する直送圧延を適用できる。 スラブを再加 熱して熱間圧延する場合は、スケールによる表面状態の劣化を避けるために スラブ加熱温度を 1280°C以下とすることが好ましい。
熱間圧延は、 粗圧延を省略して仕上圧延だけを行うこともできる。 なお、 仕上温度を確保するため、熱間圧延中にシートバーヒ一タ等の加熱手段によ り被圧延材の加熱を行ってもよい。.また、 球状化促進あるいは硬度低減のた め、 卷取り後にコイルを徐冷カバー等の手段で保温してもよい。
熱延板の板厚は、本発明の製造条件が維持できる限りにおいてとくに制限 は無いが、 1. 0〜10. 0 m mの熱延板が操業上とくに好適である。 冷延鋼板 の板厚もとくに制限はないが、 0. 5〜5. O m m程度が好適である。 熱延板焼鈍や冷間圧延後の焼鈍は、 箱焼鈍、' 連続焼鈍いずれでも行える。 冷間圧延 ·焼鈍後は、 必要に応じて調質圧延 （skin-pass ro l l ing) を行う。 この調質圧延は焼入れ性 （hadenabi l ity by quenching) に影響を及ぼさな いことから、 その条件に対して特に制限はない。
鋼板における粒径 0. 5 m以上である炭化物の量については、 本発明の C 量の範囲内であれ'ばとくに問題となることはない。
〔実施例〕
(実施例 1)
表 1に示す化学成分を有する鋼 A〜Dの連続鍚造スラブを 1250°Cに加熱 し、 表 2に示す条件にて熱間圧延、 冷間圧延および焼鈍を行い、 板厚 2. 3 の鋼板 No. 1 ~ 16を製造した。 なお、 いくつかの条件においては熱延扳焼鈍 を表 2に示す条件にて実施した。 各焼鈍は非窒化性雰囲気 （A r雰囲気） で 行った。
ここで、鋼板 No. 1 ~ 9は本発明例であり、鋼板 No. 10〜16は比較例である。 そして、炭化物の粒径と体積率、板厚方向の硬度および穴拡げ率 λの測定を 以下の方法で行った。ここで穴拡げ率えは伸ぴフランジ性を評価するための 指標とした。 また、 板厚方向の硬度は卷取り後 （熱延板焼鈍実施材について は熱延板焼鈍後） の熱延板についても'測定.した。
(i)炭化物の粒径と体積率の測定.
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、 板厚の 1/4の位置をピクラー ル液（ピクリン酸 +エタノール）で腐食した後、 走査型電子顕微鏡により倍率 3000倍でミクロ組織の観察を行った。
炭化物の粒径おょぴその体積率は、 Media Cybernetics社製の雨像解析ソ フト "Image Pro Plus ver.4.0" (TM)を使用して画像解析にて定量化した。 すなわち、 各々の炭化物の粒径は、 炭化物の外周上の 2点と炭化物の相当楕 円（炭化物と同面積で、かつ一次及ぴ二次モーメントが等しい楕円）の重心を 通る径を 2度刻みに測定して平均した値である。
さらに、視野中の全炭化物について測定視野に対する面積率を求め、 これ を各炭化物の体積率と見なした。そして粒径が 0.5 /zm未満の炭化物について 体積率の合計（累積体積率）を求め、これを全炭化物の累積体積率で除して、 視野毎の体積率を求めた。前記体積率を 50視野で求め、 これを平均して粒径 が 0. 未満の炭化物の体積率とした。
なお、上記面像解析にて炭化物の平均ァスぺク ト比（個数平均）も算出し、 球状化していることを確認した。
(ii〉板厚方向の硬度測定
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、鋼板表面から 0.1mmの位置、 板厚の 1/8、 2/8、 3/8、 4/8、 5/8、 6/8、 7/8の位置、 および鋼板裏面から 0.1 mmの位置の計 9箇所をマイクロビッカース硬度計を用いて荷重 4.9N (500gf)で測定した。
そして、 最大硬度 H V maxと最小硬度 H V minの差 ΔΗ ν ( = H v max- H vmin) により板厚方向の硬度均一性を評価し、 ΔΗ ν≤10のときに硬度 均一性に優れるとした。
なお、 ΔΗ νの測定において、 板厚が薄く、 板厚の 1/8および 7/8の位置が 鋼板の表裏面からそれぞれ 0.1mm以内となる場合は、 鋼板表裏面から 0.1 mmの位置の硬度測定は省略するものとする（本実施例には該当するケース はない）。
(iii)穴拡げ率 λの測定
鋼板を、 ポンチ径 1 0mm、 ダイス径 1 0. 9 mm (ク リァランス 2 0 %) の打抜き工具を用いて打抜いた。 その後、 打抜いた穴を円筒平底ポンチ （径 5 0ιηιη φ、 肩 R= 8 mm) により押し上げて穴拡げ加工し、 穴縁に板厚貫 通クラックが発生した時点での穴径 d (mm) を測定して、 次の式（3)で定 義される穴拡げ率； L (%)を計算した。
X =100X (d一 10)/1·0 · · · (3)
そして、 同様の試験を 6回行い、 平均の穴拡げ率 λを求めた。 結果を表: 3に示す。本発明例である鋼板 No. 1〜 9·は、いずれも粒径が 0.5 μ m未満の炭化物の体積率が 1 0 %以下とな όており、それぞれ同じ化学成 分の比較例である鋼板 No.10〜16に比べ、 穴摅げ率 λが高く、 伸ぴフランジ 性に優れている。 この原因は、 上述したように粒径が 0.5/i m未満の微細な 炭化物は穴拡げ加工時にボイ ド発生の起点になり、発生したボ ドが連結し て破断を誘発する力 S、その量を体積率で 1 0 %以下に低減したことによると 考えられる。 図 1に、 冷延焼鈍板における、 ΔΗν (縦軸） と粒径が 0.5 m未満の炭 化物の体積率 （％) (横軸） との関係を示す。 本発明例の鋼板 No. 1〜 8のよ うに、 粒径が 0.5μ m未満の炭化物の体積率を 1 0 %以下にすると、 ΔΗν が 1 0以下となり、 優れた板厚方向の硬度均一性が得られる （図 1中、 黒丸 印）。 なお、 このよ うに微細炭化物が硬度均一性に影響する理由としては、 微細炭化物がパーライ トの存在していた領域に偏る傾向があることがー因 であると考えられる。 なお、 冷却停止温度： 6 0 0 °C以下かつ卷取温度： 5 5 0 °C以下の条件で 製造ざれた、 粒径が 0.5μ m未満の炭化物の体積率が 5 %以下である本発明 例の鋼板 No. 2 、 4 、 5 、 7 、 9は、 伸びフランジ性により優れているばか りでなく、 Δ H Vが 7以下で板厚方向の硬度均一性により優れている。 本発明の製造方法では、 熱延板の Δ Η Vも 1 0以下と小さく、 原理上、 冷 間圧延における破断の可能性が低下する。 従来鋼板でも実際に破断に到る ことはさほど多くないが、破断の懸念無く調整できる冷間圧延条件の範囲が 拡大することは、 実操業において極めて有利である。
表 1
Figure imgf000016_0001
式（υにより算出 **〉式（2)によ y算出
熱延条件 冷間圧
鋼 熱延 焼鈍
仕上 冷却停 巻取 延の
板 鋼 冷却速度 板 (冷延 備考o. 止温度 圧下率
(°C/秒） 焼鈍 板）
(°c) (。C) (°c) (%)
710°C 本発
1 A 809 115 610 530 ― 55
x40hr 明例
640°C 700°C 本発
2 A 804 105 580 500 70
x40hr x40hr 明例
80°C 本発
3 B 795 75 640 590 ― 6
65
x40hr 明例
710°C 720°C 本発
4 B 785 100 550 530 60
x40hr x40 r 明例
5 B 790 95 570 540 ― 710°C 本発
55
x40hr 明例
670°C 700°C 本発
6 C 792 110 610 550 55
x40hr x40hr 明例
710°C 720°C 本発
7 C 767 85 570 530 50
x40 r x40hr 明例
690°C 710°C 本発
8 D 753 65 620 560 45
x40 r x40hr 明例
720°C 720°C 本発
9 D 763 95 550 480 50
x40hr x40hr 明例
690。C 710°C 比較
10 A 809 50 590 530 60
x40hr x40hr 例
" A 814 105 620 600 ― 590°C 比較
55
x40hr 例
700°C 比較
12 B 785 90 640 620 ― 60
x40hr 例
710°C 720°C 比較
13 B 800 115 660 590 50
x40 r x40hr 例
690°C 680°C 比較
14 C 722 90 600 550 45
x40hr x40hr 例
720°C 720°C 比較
15 C 782 135 580 540 55
x40hr x40hr 例
720°C 710°C 比較
16 D 743 110 590 570 20
x40hr x40hr 例 表 3
Figure imgf000018_0001
(実施例 2 )
Ε鋼 （C : 0.30質量0 /0、 S i ： 0.23質量0/。、 Mn ： 0.77質量0/。、 P ： 0.013 質量0 /0、 S ： 0.0039質量0 /0、 Sol. A 1 ： 0.028質量0 /0、 N ： 0.0.045質量0 /0 ： A r 3変態点 ： 786°C、 A c i変態点 ： 737°C)、
F鋼 （C ： 0.23質量0/。、 S i ： 0.18質量％、 Mn ： 0.76質量％、 P ： 0.016 質量。/。、 S ： 0.0040質量。/。、 Sol. A 1 ： 0.025質量％、 N ： 0.0028質量0 /0、 C r ： 1.2質量％ ： A r 3変態点： 785°C、 A c 変態点： 759°C)、
G鋼 （C ： 0.33質量0 /。、 S i ： 0.21質量0 /0、 M n ： 0.71質量。/。、 P 0.010 質量0 /0、 S ： 0.0042質量0/。、 Sol. A 1 ： 0.033質量0 /0、 N ： 0.0035質量0 /0、 C r ： 1.02質量％、 MoO.16質量。 /0 ： A r 3変態点： 775°C、 A c l変態点 ： 755で）、
H鋼 （C ： 0.36質量。 /0、 S i ： 0.20質量0 /0、 M n ： 0.70質量。 /0、 P ： 0, 013 質量0 /0、 S : 0.009質量0 /o、 Sol. A 1 : 0.031質量0 /0、 N : 0.0031質量％ ： A Γ 3変態点 ： 776で、 A c 1変態点： 735 ）、
および、表 1に示す D鋼を、連続鍚造して ラブとした後 1210°Cに加熱し、 表 4に示す条件にて熱間圧延を行い、一部例では同表の条件で熱延板焼鈍を 施した。 その後、 冷間圧延を行い、 表' 4に示す条件にて焼鈍を行って、 板厚 2. 3m mの鋼板 No. 17~ 35を製造した。 なお、 冷間圧延における圧下率は 50% とし、 熱延板焼鈍および焼鈍は非窒化性雰囲気 （H 2雰囲気） で行った。 得られた冷延鋼板および熱延板 （硬度のみ） に対し、 実施例 1 と同様の方 法で、炭化物の粒径と体積率、板厚方向の硬度および穴拡げ率 λの測定を行 つた。 結果を表 5に示す。 冷却速度^外の条件を一定とした鋼板 No. 17^ 23では、 冷却速度が本発明 の範囲内である No. 18~ 22の伸びフランジ性、 板厚方向の硬度均一性が顕著 に優れている。また鋼板 No. 19~ 22はこれらの特性がさらに顕著に改善され、 100°C前後 （鋼板 No. 20~ 22) で最良となる。
また冷却速度を一定として調査した鋼板 No. 24〜31では、 冷却停止温度、 卷取温度とも本発明の範囲内である鋼板 No. 26~ 31の伸ぴフランジ性、 板厚 方向の硬度均一性が顕著に優れている。 また、 冷却停止温度： 6 0 0 T:以下 およぴ卷取温度 ： 5 5 0 °C以下を満足する場合 （鋼板 Νο· 29〜31) は微細炭 化物の体積率が 5 %以下となり、 さらに顕著に優れだ伸びフランジ性、板厚 方向の硬度均一性が得られる。 なお、 鋼板 No. 21は同一条件で熱延板焼鈍温 度を 690°C以下とした鋼板 No. 30と比べると伸びフランジ性にさらに優れる。 また鋼板 No. 21は同一条件で熱延板焼鈍を省略した鋼板 No. 31と比べると均 一性が向上する。 ' 基本成分以外の合金元素を添加した場合 （F鋼、 G鋼） も、 問題なく優れ た伸びフランジ性、 板厚方向の硬度均一性を示す。 ただし、 S量が多い場合 ( H鋼） に比べると、 E鋼、 F錮および G鋼は穴拡げ率の絶対値がさらに顕 著に優れたものとなる。
00
Figure imgf000020_0001
¾4 表 5
Figure imgf000021_0001
産業上の利用の可能性
本発明により、 特別な設備を必要とせずに、 また冷間圧延における負担を 低減しつつ、伸ぴフランジ性と板厚方向の硬度均一性がともに優れた高炭素 冷延鋼板を製造できるよ うになった。

Claims

請求の範囲
1 . Cを ·0. 2〜0. 7質量％含有する鋼を、 （A r 3変態点一 2 0 °C ) 以上 の仕上温度にて熱間圧延して熱延板とする工程と、 .
前記熱延板を、 60 °C /秒以上 120 °C /秒未満の冷却速度で 650 °C以下の温度ま で冷却するェ寝と、
前記冷却後の熱延板を、 600°C以下の巻取温度で卷取る工程と、 前記卷取り後の熱延板を、 3 0 %以上の圧下率で冷間圧延して冷延板とす る工程と、
前記冷延板を、 600°C以上 A C 1変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程 と、
を有する高炭素冷延鋼板の製造方法。
2 . 前記冷却工程において、 熱延板を、 80°C /秒以上 120°C /秒未満の冷却 速度で 600°C以下の温度まで冷却し、 かつ、
前記卷取り工程において 550°C以下の温度で卷取る、
請求項 1に記載の'高炭素冷延鋼板の製造方法。 ·
3 . 前記巻取り後の熱延板を、 600°C以上 A C ;L変態点以下の焼鈍温度で 焼鈍した後、 前記.冷間圧延を施す、
請求項 1または請求項 2に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
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