WO2016163538A1 - 成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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元仙 橋本
健悟 竹田
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate excellent in cold workability during forming and a method for producing the same.
  • Automotive parts, blades, and other machine parts are manufactured through processing steps such as punching, bending, and pressing.
  • processing steps such as punching, bending, and pressing.
  • the carbon steel sheet as a raw material is required to have improved workability.
  • a carbon steel plate is subjected to cold rolling and spheroidizing annealing, and a soft carbon steel plate made of ferrite and spheroidized carbide and having good workability is manufactured.
  • Many techniques for improving the workability of carbon steel sheets have been proposed so far.
  • Patent Document 1 C: 0.15 to 0.90 mass%, Si: 0.40 mass% or less, Mn: 0.3 to 1.0 mass%, P: 0.03 mass% or less, Total Al: 0.10 mass% or less, Ti: 0.01 to 0.05 mass%, B: 0.0005 to 0.0050 mass%, N: 0.01 mass% or less, Cr: 1.2 mass% High carbon for precision punching with a structure in which carbides with an average carbide particle size of 0.4 to 1.0 ⁇ m and carbide spheroidization ratio of 80% or more are dispersed in a ferrite matrix, and the notch tensile elongation is 20% or more A steel sheet and its manufacturing method are disclosed.
  • Patent Document 2 C: 0.3 to 1.3% by mass, Si: 1.0% by mass or less, Mn: 0.2 to 1.5% by mass, P: 0.02% by mass or less, S: 0.02% by mass or less, and carbides are dispersed so that a relationship of C GB / C IG ⁇ 0.8 is established between the carbide C GB on the ferrite grain boundary and the number of carbides C IG in the ferrite crystal grain
  • An intermediate and high carbon steel sheet excellent in workability characterized by having the above-mentioned structure and having a cross-sectional hardness of 160 HV or less, and a method for producing the same are disclosed.
  • Patent Document 3 C: 0.30 to 1.00 mass%, Si: 1.0 mass% or less, Mn: 0.2 to 1.5 mass%, P: 0.02 mass% or less, S: The relationship of C GB / C IG ⁇ 0.8 holds between the carbide C GB on the ferrite grain boundary and the number of carbides C IG in the ferrite crystal grain, including 0.02% by mass or less.
  • a medium and high carbon steel sheet excellent in workability is disclosed, characterized by having a structure in which a carbide occupying 90% or more of the spheroidized carbide having a major axis / minor axis of 2 or less is dispersed in ferrite. .
  • Patent Documents 1 to 3 describe that as the ratio of carbide in the ferrite grains increases, the workability improves.
  • S gb ⁇ S on / (S on + S in ) ⁇ ⁇ 100 (where S on : unit area) Ferrite grains defined by the total occupied area of carbides present on the grain boundaries among the carbides present per grain, and S in : the total occupied area of carbides present within the grains among the carbides present per unit area)
  • S gb is 40% or more.
  • Patent Document 1 aims at increasing the ferrite grain size and carbide coarseness, and annealing is performed at a temperature higher than the A C1 point for softening, but annealing is performed at a temperature higher than the A C1 point.
  • annealing is performed at a temperature higher than the A C1 point.
  • rod-like and plate-like carbides precipitate during annealing. Since this carbide reduces workability, even if it can reduce hardness, it is disadvantageous for workability.
  • Patent Documents 2 and 3 both cause the deterioration of workability due to the low carbide spheroidization rate of carbides precipitated at grain boundaries, and do not have a problem of improving the spheroidization rate of grain boundary carbides. .
  • the technique described in Patent Document 4 only defines the tissue factor, and the relationship between workability and mechanical properties has not been studied.
  • Patent Document 5 The technique described in Patent Document 5 is an invention made by paying attention to the relationship between fine blanking workability, the amount of carbides present in ferrite grains, and the ferrite grain size. However, Patent Document 5 does not discuss how the texture affects the plastic anisotropy.
  • Patent Document 6 discloses a hot-rolled steel sheet in which the development of a texture developed by rolling is suppressed and a method for manufacturing the hot-rolled steel sheet. However, Patent Document 6 does not discuss the relationship between the texture other than the texture developed by rolling and cold forgeability.
  • Patent Document 7 is an invention made in consideration of the fact that the cementite density in ferrite grains greatly affects the hardness and total elongation of a high carbon hot rolled steel sheet before quenching.
  • the hot-rolled steel sheet described in Patent Document 7 is characterized by having a microstructure composed of ferrite and cementite having a cementite density in ferrite grains of 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • Patent Document 7 does not discuss how the texture affects the plastic anisotropy.
  • Patent Document 8 The technique described in Patent Document 8 is an invention that is made in consideration of the fact that the C eq value is related not only to mechanical properties and weldability but also to the fatigue crack growth rate in a steel having a fine structure.
  • Patent Document 8 discloses that by limiting the range of the C eq value to 0.28% to 0.65%, the fatigue resistance of the steel material is improved and weldability is ensured.
  • Patent Document 8 does not discuss how the texture affects the plastic anisotropy.
  • the present invention has an object to improve cold workability at the time of forming a steel sheet, and an object of the present invention is to provide a steel sheet that solves the problem and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have intensively studied a method for solving the above problems.
  • the carbide dispersion in the steel sheet structure before cold working is controlled by optimizing the production conditions from hot rolling to annealing, thereby precipitating carbides on the ferrite grain boundaries and collecting them in the hot rolled steel sheet. It was found that the structure can be controlled and the cold workability can be improved.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the component composition is mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.01 to 0.30%, Mn: 0.30 to 1.00% P: 0.0001 to 0.020%, S: 0.0001 to 0.010%, Al: 0.001 to 0.10% And the balance consists of Fe and inevitable impurities, (a) the ratio of the number of carbides in the ferrite grain boundary to the number of carbides in the ferrite grains exceeds 1, (b) The ferrite grain size is 5 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less, (c) The in-plane anisotropy
  • the component composition is further in mass%, N: 0.0001 to 0.010% O: 0.0001 to 0.020%, Cr: 0.001 to 0.50%, Mo: 0.001 to 0.10%, Nb: 0.001 to 0.10%, V: 0.001 to 0.10%, Cu: 0.001 to 0.10%, W: 0.001 to 0.10%, Ta: 0.001 to 0.10%, Ni: 0.001 to 0.10%, Sn: 0.001 to 0.050%, Sb: 0.001 to 0.050%, As: 0.001 to 0.050%, Mg: 0.0001 to 0.050%, Ca: 0.001 to 0.050%, Y: 0.001 to 0.050%, Zr: 0.001 to 0.050%, La: 0.001 to 0.050%, Ce: A steel sheet excellent in cold workability at the time of forming as described in (1) above, containing one or more of 0.001 to 0.050%.
  • a manufacturing method for manufacturing a steel sheet having excellent cold workability during forming as described in (1) or (2) above The steel slab having the composition described in (1) or (2) is heated and subjected to hot rolling, and finish hot rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • finish hot rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • First-stage annealing is performed in a temperature range of 650 ° C. to 720 ° C. for 3 hours to 60 hours, and then held in a temperature range of 725 ° C. to 790 ° C.
  • the steel sheet excellent in cold workability during forming of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the present steel sheet”) has a component composition of mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.01 to 0.30%, Mn: 0.30 to 1.00% P: 0.0001 to 0.020%, S: 0.0001 to 0.010%, Al: 0.001 to 0.10% And the balance consists of Fe and inevitable impurities, (a) the ratio of the number of carbides in the ferrite grain boundary to the number of carbides in the ferrite grains exceeds 1, (b) The ferrite grain size is 5 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less, (c) The in-plane anisotropy
  • the method for producing a steel sheet excellent in cold workability at the time of forming of the present invention is a production method for producing the present steel sheet,
  • a steel strip having the composition of the steel sheet of the present invention is heated and subjected to hot rolling, and finish hot rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • finish hot rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • (I) First-stage annealing is performed in a temperature range of 650 ° C. to 720 ° C. for 3 hours to 60 hours, and then held in a temperature range of 725 ° C. to 790 ° C. for 3 hours to 50 hours.
  • % concerning a component composition means the mass%.
  • C 0.10 to 0.40%
  • C is an element that forms carbides in steel and is effective in strengthening steel and refining ferrite grains.
  • C is made 0.10% or more.
  • the volume fraction of carbide increases, and when a load is instantaneously applied, a large amount of cracks that become the starting point of fracture are generated, and the impact resistance characteristics are reduced.
  • 0.40% or less Preferably it is 0.38% or less.
  • Si 0.01 to 0.30% Si is an element that acts as a deoxidizer and affects the morphology of carbides.
  • an austenite phase is generated during annealing, and once the carbides are dissolved, It is necessary to gradually cool and promote the precipitation of carbides on the ferrite grain boundaries.
  • Si is preferably as little as possible, but if it is reduced to less than 0.01%, the manufacturing cost increases, so Si is set to 0.01% or more.
  • Si is made 0.30% or less.
  • Si is made 0.30% or less.
  • it is 0.28% or less.
  • Mn 0.30 to 1.00%
  • Mn is an element that controls the form of carbide in the two-step annealing. If it is less than 0.30%, it becomes difficult to precipitate carbide at the ferrite grain boundaries in the slow cooling after the second stage annealing, so Mn is 0.30% or more. Preferably it is 0.33% or more.
  • Mn is made 1.00% or less.
  • Mn is 0.96% or less.
  • P 0.0001 to 0.020%
  • P is an element that segregates at the ferrite grain boundaries and suppresses the formation of grain boundary carbides. The smaller the amount, the better. However, if P is reduced to less than 0.0001% in the refining process, the refining cost increases significantly. Therefore, P is set to 0.0001% or more. Preferably it is 0.0013% or more.
  • P is made 0.020% or less. Preferably it is 0.018% or less.
  • S 0.0001 to 0.010%
  • S is an element that forms non-metallic inclusions such as MnS. Since non-metallic inclusions are the starting point of crack generation during cold forging, it is preferable that S is small. However, if the content is reduced to less than 0.0001%, the refining cost increases significantly, so S is 0.0001%. That's it. Preferably it is 0.0012% or more.
  • S is made 0.010% or less.
  • S is 0.007% or less.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer for steel and stabilizes ferrite. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Al is made 0.001% or more. Preferably it is 0.004% or more.
  • Al is made 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • the steel sheet of the present invention is N: 0.0001 to 0.010%, O: 0.0001 to 0.020%, Cr: 0.001 to 0 .50%, Mo: 0.001 to 0.10%, Nb: 0.001 to 0.10%, V: 0.001 to 0.10%, Cu: 0.001 to 0.10%, W: 0.001 to 0.10%, Ta: 0.001 to 0.10%, Ni: 0.001 to 0.10%, Sn: 0.001 to 0.050%, Sb: 0.001 to 0.00.
  • 0.050% As: 0.001 to 0.050%, Mg: 0.0001 to 0.050%, Ca: 0.001 to 0.050%, Y: 0.001 to 0.050%, Zr: 0
  • 0.001 to 0.050% La: 0.001 to 0.050%, Ce: 0.001 to 0.050% It may contain.
  • N 0.0001 to 0.010%
  • N is an element that causes embrittlement of ferrite due to a large content. The smaller the amount, the better. However, if the content is reduced to less than 0.0001%, the refining cost increases significantly, so N is made 0.0001% or more. Preferably it is 0.0006% or more. On the other hand, if it exceeds 0.010%, the ferrite becomes brittle and the cold forgeability deteriorates, so N is made 0.010% or less. Preferably it is 0.007% or less.
  • O is an element that forms a coarse oxide in steel due to its large amount. A smaller amount is preferable, but if it is reduced to less than 0.0001%, the refining cost increases significantly, so O is made 0.0001% or more. Preferably it is 0.0011% or more. On the other hand, if it exceeds 0.020%, a coarse oxide is generated in the steel and becomes a starting point of cracking during cold working, so O is made 0.020% or less. Preferably it is 0.017% or less.
  • Cr 0.001 to 0.50% Cr is an element that improves hardenability and contributes to the improvement of strength, and is an element that concentrates in carbides and forms stable carbides even in the austenite phase. If it is less than 0.001%, the effect of improving hardenability cannot be obtained sufficiently, so Cr is made 0.001% or more. Preferably it is 0.007% or more. On the other hand, if it exceeds 0.50%, the carbide is stabilized, the dissolution of the carbide is delayed at the time of quenching, and the required quenching strength may not be achieved, so Cr is made 0.50% or less. Preferably it is 0.45% or less.
  • Mo 0.001 to 0.10%
  • Mo is an element effective for controlling the morphology of carbides. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Mo is made 0.001% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, the in-plane anisotropy of the r value deteriorates and the cold workability deteriorates, so Mo is made 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • Nb 0.001 to 0.10%
  • Nb is an element that is effective for controlling the morphology of carbides, and is an element that refines the structure and contributes to improved toughness. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Nb is made 0.001% or more. Preferably it is 0.004% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, a large number of fine Nb carbides precipitate, the strength excessively increases, the number ratio of grain boundary carbides decreases, and cold forgeability decreases, so Nb is 0 10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • V 0.001 to 0.10%
  • Nb is an element that is effective for controlling the morphology of carbides, and is an element that contributes to refinement of the structure and improvement of toughness. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be obtained sufficiently, so V is made 0.001% or more. Preferably it is 0.004% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, a large number of fine V carbides precipitate, the strength excessively increases, the number ratio of grain boundary carbides decreases, and the cold forgeability decreases, so V is 0. 10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • Cu 0.001 to 0.10%
  • Cu is an element that segregates at the ferrite grain boundaries and contributes to the improvement of strength by forming fine precipitates. If it is less than 0.001%, a sufficient strength improvement effect cannot be obtained, so Cu is made 0.001% or more. Preferably it is 0.005% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, red heat embrittlement occurs and productivity in hot rolling decreases, so Cu is made 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • W 0.001 to 0.10% W, like Nb and V, is an element effective for controlling the form of carbide. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so W is made 0.001% or more. Preferably it is 0.003% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, many fine W carbides precipitate, the strength excessively increases, the number ratio of grain boundary carbides decreases, and the cold forgeability decreases, so W is 0. 10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • Ta 0.001 to 0.10% Ta, as well as Nb, V, and W, is an element effective for controlling the morphology of carbides. If less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Ta is made 0.001% or more. Preferably it is 0.005% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, many fine W carbides precipitate, the strength increases excessively, the number ratio of grain boundary carbides decreases, and the cold forgeability decreases, so Ta is 0. 10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • Ni 0.001 to 0.10%
  • Ni is an element effective for improving the toughness of parts. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Ni is made 0.001% or more. Preferably it is 0.003% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, the number ratio of grain boundary carbides decreases and cold forgeability decreases, so Ni is made 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • Sn 0.001 to 0.050%
  • Sn is an element mixed from the steel raw material (scrap). Since it segregates at the grain boundaries and causes a decrease in the number ratio of grain boundary carbides, it is preferably as small as possible. However, if it is reduced to less than 0.001%, the refining cost will increase significantly, so Sn is made 0.001% or more. . Preferably it is 0.002% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, ferrite becomes brittle and cold forgeability deteriorates, so Sn is made 0.050% or less. Preferably it is 0.040% or less.
  • Sb 0.001 to 0.050%
  • Sb is an element mixed from steel raw material (scrap) like Sn. Since it segregates at the grain boundaries and causes a decrease in the number ratio of grain boundary carbides, it is preferably as small as possible. However, if it is reduced to less than 0.001%, the refining cost will increase significantly. . Preferably it is 0.002% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, the cold forgeability deteriorates, so Sb is made 0.050% or less. Preferably it is 0.040% or less.
  • Mg 0.0001 to 0.050%
  • Mg is an element that can control the form of sulfide by addition of a small amount. If it is less than 0.0001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Mg is made 0.0001% or more. Preferably it is 0.0008% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, ferrite becomes brittle and cold forgeability deteriorates, so Mg is made 0.050% or less. Preferably it is 0.040% or less.
  • Ca 0.001 to 0.050%
  • Ca is an element that can control the form of sulfide with a small amount of addition. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Ca is made 0.001% or more. Preferably it is 0.003% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, coarse Ca oxide is generated and becomes a starting point of crack generation during cold forging, so Ca is made 0.050% or less. Preferably it is 0.040% or less.
  • Y 0.001 to 0.050%
  • Y is an element that can control the form of sulfide by addition of a trace amount. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Y is made 0.001% or more. Preferably it is 0.003% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, coarse Y oxide is generated and becomes a starting point of cracking during cold working, so Y is made 0.050% or less. Preferably it is 0.035% or less.
  • Zr 0.001 to 0.050%
  • Zr is an element that can control the form of sulfide by adding a small amount. If it is less than 0.001%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so Zr is made 0.001% or more. Preferably it is 0.004% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, a coarse Zr oxide is generated and becomes a starting point of cracking during cold working, so Zr is made 0.050% or less. Preferably it is 0.045% or less.
  • La 0.001 to 0.050%
  • La is an element that can control the form of sulfide with a small amount of addition, but is also an element that segregates at the grain boundary and causes a decrease in the number ratio of grain boundary carbides. If it is less than 0.001%, the shape control effect cannot be obtained sufficiently, so La is made 0.001% or more. Preferably it is 0.004% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, the number ratio of grain boundary carbides decreases and cold workability decreases, so La is made 0.050% or less. Preferably it is 0.045% or less.
  • Ce 0.001 to 0.050% Ce, like La, is an element that can control the form of the sulfide with a small amount of addition, but is also an element that segregates at the grain boundary and causes a decrease in the number ratio of grain boundary carbides. If it is less than 0.001%, the shape control effect cannot be obtained sufficiently, so Ce is made 0.001% or more. Preferably it is 0.004% or more. On the other hand, if it exceeds 0.050%, the number ratio of grain boundary carbides decreases and cold forgeability decreases, so Ce is made 0.050% or less. Preferably it is 0.045% or less.
  • the balance of the component composition of the steel sheet of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • the steel sheet of the present invention is the result of optimum hot rolling and annealing in addition to the above component composition, (a) the ratio of the number of carbides in the ferrite grain boundary to the number of carbides in the ferrite grains exceeds 1, (b) The ferrite grain size is 5 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less, (c) The in-plane anisotropy
  • the steel sheet of the present invention is substantially composed of ferrite and carbide, and has a structure in which the ratio of the number of carbides in the ferrite grain boundary to the number of carbides in the ferrite grains exceeds 1.
  • the carbide is a compound obtained by substituting Fe in cementite with an element such as Mn or Cr, or an alloy carbide (M 23 C 6 , M 6 C, MC and the like, and M is Fe and other additive metal elements).
  • a shear band is formed in the macro structure of the steel sheet, and slip deformation is concentrated in the vicinity of the shear band. Slip deformation is accompanied by dislocation growth, and a region having a high dislocation density is formed in the vicinity of the shear band. As the amount of strain applied to the steel sheet increases, slip deformation is promoted and the dislocation density increases. In cold forging, strong processing exceeding 1 is performed with considerable strain.
  • the formation of a shear band is a phenomenon in which a slip generated in a certain crystal grain overcomes the grain boundary and continuously propagates to adjacent crystal grains. Therefore, in order to suppress the formation of shear bands, it is necessary to prevent the propagation of slip across the grain boundaries.
  • Carbides in steel plates are strong particles that prevent slipping, and by making carbides present at the ferrite grain boundaries, formation of shear bands can be suppressed, and cold forgeability can be improved for the first time. Become.
  • serial sectioning SEM observation or three-dimensional EBSP observation is performed by repeatedly performing sample cutting and observation by FIB in a scanning electron microscope. It becomes indispensable, requires a huge amount of measurement time, and accumulates technical know-how.
  • the present inventors clarified this and concluded that a general analysis method is not suitable.
  • the spheroidization rate of the carbide on the grain boundary is less than 80%, strain is concentrated locally on the rod-shaped or strip carbide, and voids and / or cracks are likely to occur.
  • the spheroidization rate of the carbide is preferably 80% or more, and more preferably 90% or more.
  • the average particle size of the carbide in the ferrite grain and the carbide at the ferrite grain boundary is less than 0.1 ⁇ m, the hardness of the steel sheet is remarkably increased and the workability is lowered, so the average particle size of the carbide is 0.1 ⁇ m.
  • the above is preferable. More preferably, it is 0.17 ⁇ m or more.
  • the average particle diameter of the carbide exceeds 2.0 ⁇ m, coarse carbides are generated as a starting point during cold working, cracking occurs, and cold workability is deteriorated. Therefore, the average particle diameter of the carbide is 2.0 ⁇ m or less. preferable. More preferably, it is 1.95 ⁇ m or less.
  • Carbide is observed with a scanning electron microscope. Prior to observation, a sample for tissue observation was wet-polished with emery paper and polished with diamond abrasive grains having an average particle size of 1 ⁇ m, and the observation surface was finished to a mirror surface, and the tissue was then washed with a 3% nitric acid-alcohol solution. Etch.
  • the area of each carbide contained in the region is measured in detail by image analysis software typified by Mitani Corporation (Win ROOF).
  • the spheroidization rate of the carbide approximates an ellipse with an equal area and equal moment of inertia, and calculates the ratio of the ratio of the maximum length to the maximum length in the perpendicular direction being less than 3. Asked.
  • carbides with an area of 0.01 ⁇ m 2 or more are counted, and carbides with an area of 0.01 ⁇ m 2 or less are evaluated. Excluded from the subject.
  • the number of carbides present on the ferrite grain boundaries was counted, and the number of carbides in the ferrite grains was determined by subtracting the number of carbides on the ferrite grain boundaries from the total number of carbides. Based on the measured number, the ratio of the number of carbides at the grain boundaries to the carbides in the ferrite grains was determined.
  • the ferrite grain size is 5 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less: In the structure after annealing the cold-rolled steel sheet, the cold workability can be improved by setting the ferrite grain size to 5 ⁇ m or more. If the ferrite particle size is less than 5 ⁇ m, the hardness increases and cracks and cracks are likely to occur during cold working, so the ferrite particle size is 5 ⁇ m or more. Preferably it is 7 micrometers or more.
  • the ferrite grain size is set to 50 ⁇ m or less. Preferably it is 37 micrometers or less.
  • the ferrite grain size was measured by polishing the sample observation surface to a mirror surface using the polishing method described above, etching with a 3% nitric acid-alcohol solution, and observing the structure of the observation surface with an optical microscope or a scanning electron microscope. Measure by applying line segment method to the image.
  • of the r value specified in JIS Z 2254 is 0.2 or less:
  • of the plastic strain ratio (r value) of the steel sheet is measured by a method based on JIS Z 2254. Measured r values (0 ° direction: r 0 , 45 ° direction: r 45 , 90 ° direction: 0 ° direction, 45 ° direction, and 90 ° direction) with respect to the rolling direction. r 90 ) and calculated using the following formula.
  • (r 0 -2r 45 + r 90 ) / 2
  • Cold workability can be improved by setting the in-plane anisotropy
  • Vickers hardness is 100HV or more and 150HV or less: Cold workability can be improved by making the Vickers hardness of a steel plate into 100HV or more and 150HV or less. If the Vickers hardness is less than 100 HV, buckling is likely to occur during cold working, so the Vickers hardness is 100 HV or more. Preferably it is 110HV or more.
  • the Vickers hardness exceeds 150 HV, the ductility is lowered and internal cracks are likely to occur during cold forging, so the Vickers hardness is set to 150 HV or less. Preferably it is 146HV or less.
  • X-ray diffraction X-ray diffraction by Mo tube may be used as the X-ray diffraction.
  • the diffraction intensities ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 310 ⁇ are obtained from the reflection, and a crystal orientation distribution (Orientation Distribution Function: ODF) is created based on these diffraction intensities.
  • ODF Orientation Distribution Function
  • the X-ray diffraction intensity ratio is determined using the diffraction intensity data of the 1/2 plate thickness obtained from ODF and the diffraction intensity data of the random orientation of the hot-rolled steel sheet. Specifically, as a standard sample in which the metal structure does not have an accumulation in a specific orientation, a sample obtained by sintering iron of a hot rolled steel sheet powder to be measured or the powder before sintering is used. / 2 The diffraction intensity is obtained under the same conditions as when obtaining the diffraction intensity data of the plate thickness surface. In addition, the site
  • the X-ray diffraction intensity ratio in a specific direction is a numerical value obtained by dividing the diffraction intensity in the specific direction of the 1 ⁇ 2 plate thickness surface obtained from ODF by the diffraction intensity of the standard sample.
  • the X-ray diffraction intensity ratio in the ⁇ 311 ⁇ ⁇ 011> orientation obtained by the ODF analysis described above is I1, and that this I1 is 3.0 or less. Preferably it is 2.5 or less. If a random texture with I1 of 3.0 or less is obtained, the plastic anisotropy is reduced and the formability is improved.
  • the production method of the present invention is characterized in that the structure control is performed by consistently managing hot rolling and annealing.
  • the steel slab After continuously casting a steel slab having a predetermined composition, the steel slab is heated and subjected to hot rolling, and finish hot rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower and wound at 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • finish hot rolling is completed in a temperature range of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower and wound at 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • First-stage annealing is performed in a temperature range of 650 ° C. to 720 ° C. and held for 3 hours to 60 hours, and then in a temperature range of 725 ° C.
  • the steel sheet structure can be made from fine pearlite and bainite by the above hot rolling and annealing.
  • Heating temperature of steel slab 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower
  • the heating temperature of the steel slab subjected to hot rolling is preferably 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, and the heating time is preferably 0.5 hours or longer and 3 hours or shorter.
  • the heating temperature is less than 1000 ° C. or the heating time is less than 0.5 hour, microsegregation and macrosegregation formed by casting are not eliminated, and Si, Mn, and the like are locally concentrated in the steel material. Since the region remains and the impact resistance is lowered, the heating temperature is preferably 1000 ° C. or more, and the heating time is preferably 0.5 hours or more.
  • the heating temperature exceeds 1250 ° C or the heating time exceeds 3 hours, decarburization from the steel slab surface layer becomes prominent, and the austenite grains on the surface layer grow abnormally during heating before carburizing and quenching, Since the impact resistance is lowered, the heating temperature is preferably 1250 ° C. or less, and the heating time is preferably 3 hours or less.
  • Finishing hot rolling temperature 800 ° C to 900 ° C Finishing hot rolling is completed at 800 ° C to 900 ° C. If the finish hot rolling temperature is less than 800 ° C., the deformation resistance of the steel slab increases, the rolling load increases significantly, the amount of roll wear increases, and the productivity decreases.
  • the temperature is 800 ° C. or higher. Preferably it is 820 degreeC or more.
  • the finish hot rolling temperature exceeds 900 ° C.
  • a thick scale is formed in the run plate on the ROT (Run Out Table), and the surface of the steel sheet is wrinkled due to the scale, resulting in cold forging and immersion.
  • the finish hot rolling temperature is 900 ° C. or less. Preferably it is 880 degrees C or less.
  • Cooling rate in ROT 10 ° C./second or more and 100 ° C./second or less
  • the cooling rate when cooling the hot-rolled steel sheet on the ROT after finish hot rolling is preferably 10 ° C./second or more and 100 ° C./second or less. If the cooling rate is less than 10 ° C./second, a thick scale is generated during cooling, and generation of wrinkles on the surface of the steel sheet due to the scale cannot be suppressed. Therefore, the cooling rate is set to 10 ° C./second or more. More preferably, it is 20 ° C./second or more.
  • cooling rate exceeds 100 ° C./second
  • cooling is performed at a cooling rate exceeding 100 ° C./second from the surface layer of the steel plate to the inside, and the outermost layer portion of the steel plate is excessively cooled, resulting in low temperatures such as bainite and martensite. Metamorphic tissue is formed.
  • the cooling rate is preferably 100 ° C./second or less.
  • the cooling rate is as follows: from the time when the hot-rolled steel sheet after finish hot rolling passes through the non-water-injection zone to receive water cooling in the water-injection zone, and when it is cooled on the ROT to the winding target temperature. It refers to the cooling capacity received from the cooling facility, and does not indicate the average cooling rate from the water injection start point to the temperature taken up by the winder.
  • Winding temperature 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower
  • the winding temperature is 400 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. If the coiling temperature is less than 400 ° C., the austenite that has not been transformed before winding is transformed into hard martensite, and when the hot-rolled coil is dispensed, cracks are formed in the surface layer of the steel sheet and workability is reduced.
  • the winding temperature is 400 ° C. or higher. Preferably it is 430 degreeC or more.
  • the coiling temperature exceeds 550 ° C.
  • pearlite with a large lamellar spacing is generated, and thick needle-like carbides having high thermal stability are formed. Even after annealing in a two-step type, the needle-like carbides are not formed. Remains. Since cracks are generated during cold working starting from these needle-like carbides, the coiling temperature is set to 550 ° C. or lower. Preferably it is 520 degrees C or less.
  • the hot rolled coil manufactured under the above conditions is subjected to two-step annealing that is held in two temperature ranges after pickling.
  • the first-stage annealing and the second-stage annealing may be either box annealing or continuous annealing.
  • the stability of the carbide is controlled to promote the formation of carbide at the ferrite grain boundary, and the spheroidization rate of the carbide on the ferrite grain boundary is increased.
  • the first stage annealing is performed in the temperature range below the A C1 point, and the carbides are coarsened and the alloy elements are concentrated to increase the thermal stability of the carbides. Thereafter, the temperature is raised to a temperature range from A C1 point to A 3 point, and austenite is generated in the structure.
  • the austenite is transformed into ferrite by slow cooling to increase the carbon concentration in the austenite.
  • carbon atoms are adsorbed on the carbide remaining in the austenite, and the carbide and austenite cover the ferrite grain boundaries, and finally there are many spheroidized carbides in the ferrite grain boundaries.
  • An organization can be formed.
  • the annealing temperature is 650 ° C. or more and 720 ° C. or less. If the first stage annealing temperature is less than 650 ° C., the stability of the carbide is insufficient, and it becomes difficult to leave the carbide in the austenite in the second stage annealing, so the first stage annealing temperature is 650 ° C. or higher. Preferably it is 670 degreeC or more.
  • the first stage annealing temperature exceeds 720 ° C.
  • austenite is generated before increasing the stability of the carbide, and it becomes difficult to control to the required structural change, so the first stage annealing temperature is 720 ° C or lower.
  • it is 700 degrees C or less.
  • the first stage hold time is 3 hours or more and 60 hours or less. If the holding time is less than 3 hours, the carbide is not sufficiently stabilized, and it is difficult to leave the carbide during the second stage annealing, so the first stage holding time is set to 3 hours or more. On the other hand, if the first stage holding time exceeds 60 hours, the stability of the carbide cannot be improved, and the productivity is further lowered. Therefore, the first stage holding time is set to 60 hours or less. Preferably it is 55 hours or less.
  • the annealing atmosphere is not limited to a specific atmosphere.
  • a nitrogen atmosphere of 95% or more of nitrogen, a hydrogen atmosphere of 95% or more of hydrogen, and an air atmosphere may be used.
  • the annealing temperature is 725 ° C. or more and 790 ° C. or less. If the second stage annealing temperature is less than 725 ° C., the amount of austenite produced is small and the number ratio of carbides on the ferrite grain boundaries decreases, so the second stage annealing temperature is set to 725 ° C. or higher. Preferably it is 745 degreeC or more.
  • the annealing temperature of the second stage exceeds 790 ° C, it becomes difficult to leave the carbide in the austenite, and it becomes difficult to control the required structure change, so the annealing temperature of the second stage is 790 ° C or less. And Preferably it is 770 degrees C or less.
  • the retention time for the second stage is 3 hours to 50 hours. If the second stage holding time is less than 3 hours, the amount of austenite produced is small, and the carbides in the ferrite grains are not sufficiently dissolved, making it difficult to increase the number ratio of carbides on the ferrite grain boundaries. Therefore, the second stage holding time is set to 3 hours or more. Preferably it is 5 hours or more.
  • the second stage holding time is set to 50 hours or less. Preferably it is 46 hours or less.
  • the annealing atmosphere is not limited to a specific atmosphere.
  • a nitrogen atmosphere of 95% or more of nitrogen, a hydrogen atmosphere of 95% or more of hydrogen, and an air atmosphere may be used.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled, and at that time, it is cooled to 650 ° C. at a cooling rate of 1 ° C./hour to 30 ° C./hour.
  • the cooling rate is low. However, if the cooling rate is less than 1 ° C./hour, the time required for cooling increases and productivity decreases, so the cooling rate is set to 1 ° C./hour or more. Preferably, it is 5 ° C./hour.
  • the cooling rate exceeds 30 ° C./hour, austenite transforms into pearlite, the hardness of the steel sheet increases, cold forgeability decreases, and impact resistance after carburizing, quenching and tempering decreases. Therefore, the cooling rate is set to 30 ° C./hour or less. Preferably it is 26 degrees C / hour or less.
  • the component composition is mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.01 to 0.30%, Mn: 0.30 to 1.00% , P: 0.0001 to 0.020%, S: 0.0001 to 0.010%, Al: 0.001 to 0.10%, with the balance being Fe and unavoidable impurities,
  • the cross-sectional shrinkage rate is defined by the following formula (1).
  • a large value means that the local deformability is high, and the workability of the steel sheet increases as the value of equation (1) increases.
  • Cross-sectional shrinkage (%) 100 ⁇ (cross-sectional area at tensile fracture / initial cross-sectional area) ⁇ 100 (1)
  • the present invention is characterized in that a structure in which carbides (that is, cementite) are uniformly dispersed is obtained by rolling control and heat treatment after rolling, and anisotropy of crystals can be eliminated. Therefore, this invention can make the random intensity ratio of ⁇ 311 ⁇ ⁇ 011> orientation of the 1/2 plate
  • an Example is an example of the conditions employ
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 1 In order to investigate the influence of hot rolling conditions, continuous cast slabs (steel ingots) having the composition shown in Table 1 were hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce hot rolled coils having a plate thickness of 3.0 mm.
  • the steel type described as "development steel” in the column of "Remarks” in Table 1 has a composition included in the composition range of the steel sheet according to the present invention.
  • the steel type described as “Comparative Steel” in the “Remarks” column of Table 1 has a composition outside the composition range of the steel sheet according to the present invention, and does not satisfy the composition condition of the steel sheet according to the present invention. Ingredients are underlined.
  • the in-plane anisotropy of the r value is superior when the in-plane anisotropy
  • I1 X-ray diffraction intensity ratio
  • Table 2 shows the carbide diameter, ferrite particle diameter, Vickers hardness, ratio of the number of carbides at the ferrite grain boundary to the number of carbides in the ferrite grains, cross-sectional shrinkage ratio, ⁇ 311 ⁇ ⁇ 011
  • the X-ray diffraction intensity ratio and in-plane anisotropy measurement results are shown.
  • those indicated as “invention steel” in the remarks column satisfy the requirements of the steel sheet according to the present invention
  • those indicated as “comparative steel” in the remarks column are those of the present invention. It does not meet the requirements for steel plates.
  • the measurement results that do not satisfy the requirements of the steel sheet according to the present invention and the manufacturing conditions that do not satisfy the requirements of the manufacturing method of the steel sheet according to the present invention are underlined.
  • the inventive steels 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, and AD-1 all have a ratio of the number of carbides in the ferrite grain boundary to the number of carbides in the ferrite grains. 1 and a Vickers hardness of 150 HV or less.
  • the steels of the invention all have excellent cold workability because the cross-sectional shrinkage ratio exceeds 40% and the in-plane anisotropy
  • of r value is 0.2 or less.
  • Comparative Steel A-1 has a high Al content and a lower A3 point, so that recrystallization during finish hot rolling is inhibited,
  • Comparative Steel I-1 has high Mo and Cr, recrystallization during finish hot rolling is inhibited, and
  • Comparative steels K-1 and N-1 have a high S or Mn content, coarse MnS is formed in the steel, and cold workability is low. Since the comparative steel M-1 has a high Si content and increased hardness, the cold workability is low. In comparison steel M-1, since the A3 point was raised, recrystallization during finish hot rolling was hindered, and
  • Comparative Steel O-1 has a high C, a volume fraction of carbides, a large amount of cracks that are the starting points of fracture, and a low cross-sectional shrinkage ratio, resulting in low cold workability.
  • Comparative Steel D-1 had a low hot-rolling finishing temperature and decreased productivity.
  • Comparative Steel F-1 had a high hot rolling finishing temperature, and scale wrinkles were formed on the surface of the steel plate.
  • the comparative steels R-1 and AC-1 have a low hot rolling coiling temperature and become brittle due to an increase in low temperature transformation structures such as bainite and martensite, resulting in frequent cracking when the hot rolled coil is discharged, resulting in decreased productivity. did.
  • the comparative steels E-1 and T-1 have a high hot rolling coiling temperature, and in the hot rolled structure, thick pearlite with lamellar spacing and acicular coarse carbide with high thermal stability are formed. Since it remains in the steel plate even after the two-step type annealing, the cross-sectional shrinkage ratio is low and the cold workability is low.
  • a steel slab (slab) having the composition shown in Table 1 was heated at 1240 ° C. for 1.8 hours, then subjected to hot rolling, and finish hot rolling was completed at 890 ° C. Then, it is cooled to 520 ° C. at a cooling rate of 45 ° C./second on the ROT, wound at 510 ° C. to produce a hot-rolled coil having a plate thickness of 3.0 mm. A 0 mm hot-rolled sheet annealed sample was produced.
  • the inventive steels B-2, C-2, D-2, F-2, G-2, L-2, P-2, R-2, S-2, U-2, In W-2, X-2, AA-2, and AD-2 the ratio of the number of carbides in the ferrite grain boundary to the number of carbides in the ferrite grains exceeds 1, and the Vickers hardness is 150 HV or less.
  • the steels of the invention all have excellent cold workability because the cross-sectional shrinkage ratio exceeds 40% and the in-plane anisotropy
  • Comparative Steel A-2 has a high Al content and the A3 point is lowered, so that recrystallization during finishing hot rolling is inhibited,
  • Mo and Cr are high, recrystallization during finish hot rolling is inhibited, and
  • Comparative steels K-2 and N-2 had a high S or Mn content, and coarse MnS was formed in the steel, resulting in a decrease in cold workability.
  • Comparative steel M-2 had a high Si content, increased hardness, and decreased cold workability. Further, the comparative steel M-2 has a lowered A3 point, which inhibits recrystallization during finish hot rolling, deteriorates
  • Comparative Steel O-2 has a high C, a volume ratio of carbide increases, a large amount of cracks are generated as a starting point of fracture, and a low cross-sectional shrinkage ratio results in low cold workability.
  • the comparative steel AC-2 has a low annealing temperature in the first stage annealing in the two-step type box annealing, the carbide coarsening treatment at the Ac1 temperature or lower is insufficient, and the thermal stability of the carbide is low. By being insufficient, carbide remaining at the time of second-stage annealing decreases, pearlite transformation cannot be suppressed in the structure after slow cooling, and cold workability is low due to a low cross-sectional shrinkage rate.
  • the comparative steel T-2 Since the comparative steel T-2 has a high annealing temperature in the first stage annealing at the time of the two-step type box annealing, austenite is generated during the annealing, and the stability of the carbide can be increased. The carbide remaining at the time of annealing decreases, the pearlite transformation cannot be suppressed in the structure after the slow cooling, and the cold forgeability is low because the cross-sectional shrinkage rate is low.
  • the comparative steel Q-2 has a short holding time in the first stage annealing in the two-step type annealing, the coarsening treatment of the carbide below the Ac1 temperature, and the thermal stability of the carbide is insufficient. As a result, the carbide remaining at the time of second-stage annealing is reduced, the pearlite transformation cannot be suppressed in the structure after the slow cooling, and the cold workability is low because the cross-sectional shrinkage rate is low.
  • the comparative steel AB-2 has a long holding time in the first-stage annealing at the time of the two-step type box annealing, and the productivity is low.
  • Comparative steel Z-2 has a low annealing temperature during the second stage annealing in the two-step type box annealing, the amount of austenite generated is small, and the number ratio of carbides at the grain boundaries cannot be increased. Low cold workability.
  • the comparative steel J-2 has a high annealing temperature during the second stage annealing in the two-step annealing, the carbide dissolution is accelerated and the remaining carbides are reduced, and the pearlite transformation is caused in the structure after the slow cooling. It cannot be suppressed, the Vickers hardness is too high, and the cold forgeability is low because the cross-sectional shrinkage rate is low.
  • the comparative steel H-2 has a low annealing temperature during the second stage annealing in the two-step annealing, a small amount of austenite is generated, and the number ratio of carbides at the grain boundaries cannot be increased. Low workability.
  • the comparative steel Y-2 has a long holding time during the second stage annealing in the two-step annealing, the dissolution of the carbide accelerates and the remaining carbide decreases, and the pearlite transformation occurs in the structure after the slow cooling. It cannot be suppressed and the cold forgeability is low due to the low cross-sectional shrinkage rate.
  • the comparative steel E-2 has a high cooling rate from the second stage annealing to 650 ° C. during the two-step type annealing, pearlite transformation occurs during cooling, the Vickers hardness is too high, and the cross-sectional shrinkage ratio is too high. Low cold workability due to low.
  • Comparative Steels A-1, D-1, I-1, M-1, A-2, and I-2 all have an X-ray diffraction intensity ratio of ⁇ 311 ⁇ ⁇ 011> exceeding 3.0.
  • These comparative steels have an in-plane anisotropy
  • the degree of plastic anisotropy such as
  • the present invention it is possible to manufacture and provide a steel sheet having excellent cold workability during forming. Since the steel sheet of the present invention is a steel sheet suitable as a material for automobile parts, blades, and other machine parts manufactured through processing steps such as punching, bending, and pressing, the present invention has industrial applicability. It is expensive.

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Abstract

　本発明は、成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法を提供する。本発明の鋼板は、成分組成が、質量％で、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％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、(b)フェライト粒径が５μｍ以上５０μｍ以下であり、(c)ｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であり、(d)ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であり、(e)鋼板の１／２板厚部分における｛３１１｝＜０１１＞方位のランダム強度比が３．０以下であることを特徴とする。

Description

成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法
　本発明は、成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法に関する。
　自動車用部品、刃物、その他機械部品は、打抜き、曲げ、プレス加工等の加工工程を経て製造される。その加工工程において、製品品質の向上、安定化、及び／又は、製造コストの低減を図るため、素材である炭素鋼板に加工性の向上が求められる。
　一般に、炭素鋼板には、冷間圧延と球状化焼鈍が施され、フェライトと球状化炭化物からなる加工性の良い軟質な炭素鋼板が製造されている。これまで、炭素鋼板の加工性の改善のための技術が数多く提案なされている。
　例えば、特許文献１には、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％以下を含み、平均炭化物粒径０．４～１．０μｍで炭化物球状化率８０％以上の炭化物がフェライトマトリックスに分散した組織をもち、切欠き引張伸びが２０％以上である精密打抜き用高炭素鋼板とその製造法が開示されている。
　特許文献２には、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％以下を含有し、フェライト結晶粒界上の炭化物ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間にＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つように炭化物が分散した組織を有し、断面硬さが１６０ＨＶ以下であることを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板及びその製造法が開示されている。
　特許文献３には、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％以下を含み、フェライト結晶粒界上の炭化物ＣGBとフェライト結晶粒内の炭化物数ＣIGの間にＣGB／ＣIG≦０．８の関係が成り立つとともに、全ての炭化物の内の９０％以上を長軸／短軸が２以下の球状化炭化物で占める炭化物がフェライト中に分散した組織を有することを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板が開示されている。
　そして、特許文献１～３には、フェライト粒内における炭化物の割合が多いほど、加工性が向上すると記載されている。
　また、特許文献４には、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％以下からなる組成と、フェライト及び炭化物を主体とする組織を有し、Ｓgb＝｛Ｓon／（Ｓon＋Ｓin）｝×１００（ここで、Ｓon：単位面積当りに存在する炭化物のうち、粒界上に存在する炭化物の総占有面積、Ｓin：単位面積当りに存在する炭化物のうち、粒内に存在する炭化物の総占有面積）で定義されるフェライト粒界炭化物量Ｓgbが４０％以上であることを特徴とするＦＢ加工性、金型寿命、及び、ＦＢ加工後の成形加工性に優れた鋼板が開示されている。
　しかし、特許文献１に記載の技術は、フェライト粒径と炭化物の粗大化を狙い、軟質化のためにＡC1点以上の温度で焼鈍を行なっているが、ＡC1点以上の温度で焼鈍を行なった場合、焼鈍中に、棒状・板状の炭化物が析出する。この炭化物は、加工性を低下させるので、硬さを低下させることができても、加工性には不利である。
　特許文献２及び３に記載の技術は、いずれも、粒界に析出する炭化物の炭化物球状化率が低いことが加工性を悪化させる原因とし、粒界炭化物の球状化率の向上を問題としていない。特許文献４に記載の技術は、組織因子が規定されているのみで、加工性と機械特性の関係は検討されていない。
　特許文献５に記載の技術は、ファインブランキング加工性と、フェライト粒内に存在する炭化物量及びフェライト粒径との関係に着目してなされた発明である。しかし、特許文献５では、集合組織が塑性異方性に対してどのような影響を及ぼすか検討されていない。
　特許文献６には、圧延により発達する集合組織の発達を抑制された熱延鋼板及びその製造方法が開示されている。しかし、特許文献６では、圧延により発達する集合組織以外の集合組織と冷間鍛造性との関係について検討されていない。
　特許文献７に記載の技術は、焼入れ前の高炭素熱延鋼板の硬度、全伸びには、フェライト粒内のセメンタイト密度が大きく影響することを考慮してなされた発明である。特許文献７に記載の熱延鋼板は、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ2以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有することを特徴としている。しかし、特許文献７では、集合組織が塑性異方性に対してどのような影響を及ぼすか検討されていない。
　特許文献８に記載の技術は、微細組織を持つ鋼では、Ｃｅｑ値が機械的特性や溶接性のみならず、疲労亀裂進展速度にも関係することを考慮してなされた発明である。特許文献８は、Ｃｅｑ値の範囲を０．２８％～０．６５％に制限することによって、鋼材の耐疲労特性が改善されるとともに溶接性が確保されることを開示している。しかし、特許文献８では、集合組織が塑性異方性に対してどのような影響を及ぼすか検討されていない。
特許第４４６５０５７号公報 特許第４９７４２８５号公報 特許第５１９７０７６号公報 特許第５１９４４５４号公報 特開２００７－２７０３３１号公報 特開２００９－２６３７１８号公報 特開２０１５－１７２９４号公報 特開２００４－２７３５５号公報
　本発明は、従来技術の現状に鑑み、鋼板において、成形時の冷間加工性を向上させることを課題とし、該課題を解決する鋼板と、その製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、冷間加工前の鋼板の組織における炭化物の分散状態を、熱延から焼鈍における製造条件を最適化して制御することによって、炭化物をフェライト粒界上に析出させるとともに熱延鋼板での集合組織を制御することができ、冷間加工性を向上できることを見出した。
　また、上記条件を満足する鋼板は、単に、熱延条件や焼鈍条件を、それぞれ単独に工夫しても製造が困難であり、熱延・焼鈍工程の一貫工程において、相互に連携して最適化すれば製造できることを、種々の研究の積み重ねで見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
　（１）成分組成が、質量％で、
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％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、
(b)フェライト粒径が５μｍ以上５０μｍ以下であり、
(c)ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に規格されるｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であり、
(d)ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をＸ線回折したときのＸ線回折強度に対する、鋼板の１／２板厚部分の｛３１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度比が３．０以下であることを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
　（２）前記成分組成が、さらに、質量％で、
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％の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
　（３）前記（１）又は（２）に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造する製造方法であって、
　前記（１）又は（２）に記載の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、８００℃以上９００℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、４００℃以上５５０℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の焼鈍を施す際、
（ｉ）６５０℃以上７２０℃以下の温度域で、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、７２５℃以上７９０℃以下の温度域で、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、その後、
（ii）６５０℃以下まで冷却速度１℃／時間以上３０℃／時間以下で冷却する
ことを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板の製造方法。
　（４）鋼板の断面収縮率が４０％以上であることを特徴とする（３）に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造し提供することができる。
　本発明の成形時の冷間加工性に優れた鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、成分組成が、質量％で、
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％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、
(b)フェライト粒径が５μｍ以上５０μｍ以下であり、
(c)ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に規格されるｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であり、
(d)ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をＸ線回折したときのＸ線回折強度に対する、鋼板の１／２板厚部分の｛３１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度比が３．０以下であることを特徴とする。
　本発明の成形時の冷間加工性に優れた鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）は、本発明鋼板を製造する製造方法であって、
　本発明鋼板の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、８００℃以上９００℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、４００℃以上５５０℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の焼鈍を施す際、
（ｉ）６５０℃以上７２０℃以下の温度域で、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、７２５℃以上７９０℃以下の温度域で、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、その後、
（ii）６５０℃以下まで冷却速度１℃／時間以上３０℃／時間以下で冷却する
ことを特徴とする。
　以下、本発明鋼板と本発明製造方法について説明する。
　最初に、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成に係る％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．４０％
　Ｃは、鋼中で炭化物を形成し、鋼の強化及びフェライト粒の微細化に有効な元素である。冷間加工における梨地の発生を抑制し、冷間鍛造部品の表面美観を確保するためには、フェライト粒径の粗大化を抑制する必要があるが、０．１０％未満では、炭化物の体積率が不足し、焼鈍中の炭化物の粗大化を抑制することができないので、Ｃは０．１０％以上とする。好ましくは０．１２％以上である。
　一方、０．４０％を超えると、炭化物の体積率が増加し、瞬時的に荷重を負荷させた際に破壊の起点となるクラックが多量に生成し、耐衝撃特性が低下するので、Ｃは０．４０％以下とする。好ましくは０．３８％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．３０％
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、炭化物の形態に影響を及ぼす元素である。フェライト粒内の炭化物の個数を減らし、フェライト粒界上の炭化物の個数を増やすためには、２段ステップ型の焼鈍において、焼鈍中にオーステナイト相を生成させ、一旦、炭化物を溶解させた後、徐冷し、フェライト粒界への炭化物の析出を促進する必要がある。
　本発明鋼板において、Ｓｉは少ないほど好ましいが、０．０１％未満に低減すると、製造コストが上昇するので、Ｓｉは０．０１％以上とする。
　一方、０．３０％を超えると、フェライトの延性が低下し、冷間加工時に割れが起こり易くなり、冷間加工性が低下するので、Ｓｉは０．３０％以下とする。好ましくは０．２８％以下である。
　Ｍｎ：０．３０～１．００％
　Ｍｎは、２段ステップ型の焼鈍において、炭化物の形態を制御する元素である。０．３０％未満では、２段目の焼鈍後の徐冷において、フェライト粒界に炭化物を析出させることが困難となるので、Ｍｎは０．３０％以上とする。好ましくは０．３３％以上である。
　一方、１．００％を超えると、フェライトの硬度が増加し、冷間加工性が低下するので、Ｍｎは１．００％以下とする。好ましくは０．９６％以下である。
　Ｐ：０．０００１～０．０２０％
　Ｐは、フェライト粒界に偏析し粒界炭化物の形成を抑制する元素である。少ないほど好ましいが、精錬工程において、Ｐを０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｐは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１３％以上である。
　一方、０．０２０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｐは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１８％以下である。
　Ｓ：０．０００１～０．０１０％
　Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する元素である。非金属介在物は、冷間鍛造時、割れ発生の起点となるので、Ｓは少ないほど好ましいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｓは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１２％以上である。
　一方、０．０１０％を超えると、冷間加工性が低下するので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．１０％
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用し、フェライトを安定化する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、粒界上の炭化物の個数割合が低下し、冷間加工性が低下するので、Ａｌは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　本発明鋼板は、上記元素の他、本発明鋼板の特性の向上を図るため、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％の１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｎ：０．０００１～０．０１０％
　Ｎは、多量の含有により、フェライトの脆化を引き起こす元素である。少ないほど好ましいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｎは０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００６％以上である。一方、０．０１０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Ｎは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
　Ｏ：０．０００１～０．０２０％
　Ｏは、多量の含有により、鋼中に粗大な酸化物を形成する元素である。少ないほうが好ましいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｏは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１１％以上である。一方、０．０２０％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、冷間加工時に割れの起点となるので、Ｏは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下である。
　Ｃｒ：０．００１～０．５０％
　Ｃｒは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素であり、また、炭化物に濃化し、オーステナイト相でも安定な炭化物を形成する元素である。０．００１％未満では、焼入れ性向上効果が十分に得られないので、Ｃｒは０．００１％以上とする。好ましくは０．００７％以上である。一方、０．５０％を超えると、炭化物が安定化し、焼入れ時に炭化物の溶解が遅れ、所要の焼入れ強度を達成できない恐れがあるので、Ｃｒは０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下である。
　Ｍｏ：０．００１～０．１０％
　Ｍｏは、Ｍｎと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｏは０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．１０％を超えると、ｒ値の面内異方性が悪化し、冷間加工性が低下するので、Ｍｏは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　Ｎｂ：０．００１～０．１０％
　Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｂは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＮｂ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｎｂは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　Ｖ：０．００１～０．１０％
　Ｖも、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｖは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＶ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｖは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　Ｃｕ：０．００１～０．１０％
　Ｃｕは、フェライトの結晶粒界に偏析し、また、微細な析出物を形成して、強度の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、強度向上効果が十分に得られないので、Ｃｕは０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えると、赤熱脆性が生じ、熱延での生産性が低下するので、Ｃｕは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　Ｗ：０．００１～０．１０％
　Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｗは０．００１％以上とする。好ましくは０．００３％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｗは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　Ｔａ：０．００１～０．１０％
　Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｔａは０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｔａは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　Ｎｉ：０．００１～０．１０％
　Ｎｉは、部品の靭性の向上に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｉは０．００１％以上とする。好ましくは０．００３％以上である。一方、０．１０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｎｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％
　Ｓｎは、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｓｎは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Ｓｎは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｓｂは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、冷間鍛造性が低下するので、Ｓｂは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
　Ａｓ：０．００１～０．０５０％
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ａｓは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ａｓは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
　Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％
　Ｍｇは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．０００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｇは０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００８％以上である。一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Ｍｇは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
　Ｃａ：０．００１～０．０５０％
　Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｃａは０．００１％以上とする。好ましくは０．００３％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粗大なＣａ酸化物が生成し、冷間鍛造時に割れ発生の起点となるので、Ｃａは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
　Ｙ：０．００１～０．０５０％
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｙは０．００１％以上とする。好ましくは０．００３％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粗大なＹ酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Ｙは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３５％以下である。
　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｚｒは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Ｚｒは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
　Ｌａ：０．００１～０．０５０％
　Ｌａは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。０．００１％未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Ｌａは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Ｌａは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
　Ｃｅ：０．００１～０．０５０％
　Ｃｅは、Ｌａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。０．００１％未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Ｃｅは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｃｅは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
　なお、本発明鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　本発明鋼板は、上記成分組成の他、最適な熱延及び焼鈍の結果、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、
(b)フェライト粒径が５μｍ以上５０μｍ以下であり、
(c)ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に規格されるｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であり、
(d)ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をＸ線回折したときのＸ線回折強度に対する、鋼板の１／２板厚部分の｛３１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度比が３．０以下である
ことにより、成形時の冷間加工性に優れることは、本発明者らが見いだした新規な知見である。
　以下、上記(a)～(e)について説明する。
 (a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１超であること：
　本発明鋼板は、実質的に、フェライトと炭化物からなり、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超える組織である。なお、炭化物は、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）に加え、セメンタイト中のＦｅをＭｎ、Ｃｒ等の元素で置換した化合物や、合金炭化物（Ｍ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ、ＭＣ等であり、ＭはＦｅ及びその他の添加金属元素）である。
　鋼板を所定の部品形状に成形する際、鋼板のマクロ組織には剪断帯が形成され、剪断帯の近傍で、すべり変形が集中して起きる。すべり変形は、転位の増殖を伴い、剪断帯の近傍には、転位密度の高い領域が形成される。鋼板に付与する歪量の増加に伴い、すべり変形が促進され、転位密度が増加する。冷間鍛造では、相当歪で１を超える強加工が施される。
　このため、従来の鋼板では、転位密度の増加に伴うボイド及び／又はクラックの発生を防ぐことはできず、冷間鍛造性の向上を図ることは困難であった。
　上記困難な課題を解決するためには、成形時における剪断帯の形成を抑制することが効果的である。ミクロ組織の観点では、剪断帯の形成は、ある一つの結晶粒で発生したすべりが、結晶粒界を乗り越えて、隣接結晶粒に連続的に伝播する現象である。よって、剪断帯の形成を抑制するためには、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防ぐ必要がある。
　鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物を、フェライト粒界に存在させることで、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間鍛造性を向上させることが初めて可能となる。
　理論及び原則に基づけば、冷間鍛造性は、フェライト粒界の炭化物の被覆率の影響を強く受けると考えられるので、該被覆率を高精度で測定することが必要となる。
　３次元空間において、フェライト粒界における炭化物の被覆率を測定するためには、走査型電子顕微鏡内にて、ＦＩＢによるサンプル切削と観察を繰り返して行うシリアルセクショニングＳＥＭ観察、又は、３次元ＥＢＳＰ観察が必須となり、膨大な測定時間を要するとともに、技術ノウハウの蓄積が不可欠となる。このことを、本発明者らは明らかにし、一般的な分析手法は適さないと結論付けた。
　このため、簡易的で精度の高い評価指標を探索した結果、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を指標とすれば、冷間鍛造性を評価することが可能となり、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超えると、冷間鍛造性が著しく向上することを本発明者らは見いだした。
　なお、冷間加工時に起きる鋼板の座屈、折込み、たたみ込みのいずれも、剪断帯の形成に伴う歪の局所化により引き起こされるものであるから、炭化物をフェライト粒界に存在させることにより、剪断帯の形成及び歪の局所化を緩和し、座屈、折込み、たたみ込みの発生を効果的に抑制することができる。
　結晶粒界上の炭化物の球状化率が８０％未満であると、棒状又は板条の炭化物に局所的にひずみが集中し、ボイド及び／又はクラックが発生し易くなるので、結晶粒界上の炭化物の球状化率は８０％以上が好ましく、より好ましくは９０％以上である。
　フェライト粒内炭化物及びフェライト粒界の炭化物の平均粒子径が０．１μｍ未満であると、鋼板の硬さが顕著に増加して、加工性が低下するので、炭化物の平均粒子径は０．１μｍ以上が好ましい。より好ましくは０．１７μｍ以上である。一方、炭化物の平均粒子径が２．０μｍを超えると、冷間加工時に粗大な炭化物が起点となり亀裂が発生し、冷間加工性が低下するので、炭化物の平均粒子径は２．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは１．９５μｍ以下である。
　続いて、組織の観察方法及び測定方法について説明する。
　炭化物の観察は、走査型電子顕微鏡で行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸－アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。
　観察の倍率は、３０００倍の中で、フェライトと炭化物を判別できる倍率を選択する。選択した倍率で、板厚１／４層における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに８枚撮影する。
　得られた組織画像に対して、三谷商事株式会社製（Ｗｉｎ　ＲＯＯＦ）に代表される画像解析ソフトにより、その領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。各炭化物の面積から、円相当直径（＝２×√（面積／３．１４））を求め、その平均値を炭化物粒子径とする。
　また、炭化物の球状化率は、炭化物を等面積で、かつ、慣性モーメントが等しい楕円に近似し、最大長さと、その直角方向の最大長さの比が３未満となるものの割合を計算して求めた。
　なお、ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、粒内及び粒界の炭化物のうち、面積が０．０１μｍ2以上の炭化物を個数カウントの対象とし、面積が０．０１μｍ2以下の炭化物は、評価の対象から除外した。
　フェライト粒界上に存在する炭化物の個数をカウントし、全炭化物数から、フェライト粒界上の炭化物数を引算してフェライト粒内の炭化物数を求めた。測定した個数をもとに、フェライト粒内の炭化物に対する粒界の炭化物の個数比率を求めた。
(b)フェライト粒径が５μｍ以上５０μｍ以下であること：
　冷延鋼板を焼鈍した後の組織において、フェライト粒径を５μｍ以上とすることで、冷間加工性を改善することができる。フェライト粒径が５μｍ未満であると、硬さが増加して、冷間加工時に、亀裂やクラックが発生し易くなるので、フェライト粒径は５μｍ以上とする。好ましくは７μｍ以上である。
　一方、５０μｍを超えると、すべりの伝播を抑制する結晶粒界上の炭化物の個数が減少し、冷間加工性が低下するので、フェライト粒径は５０μｍ以下とする。好ましくは３７μｍ以下である。
　フェライト粒径は、前述した研磨方法で、サンプルの観察面を鏡面に研磨した後、３％硝酸－アルコール溶液でエッチングし、観察面の組織を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡で観察し、撮影した画像に線分法を適用して測定する。
(c)ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に規格されるｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であること：
　鋼板の塑性ひずみ比（ｒ値）の面内異方性｜Δｒ｜は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に準拠する方法で測定する。圧延方向に対して０°方向、４５°方向、及び９０°方向の各方向から試験片を採取して測定したｒ値（０°方向：ｒ0、４５°方向：ｒ45、９０°方向：ｒ90）を用い、下記式を用いて算出した。
　　　｜Δｒ｜＝（ｒ0－２ｒ45＋ｒ90）／２
　鋼板の塑性ひずみ比（ｒ値）の面内異方性｜Δｒ｜を０．２以下とすることで、冷間加工性を改善することができる。｜Δｒ｜が０．２を超えると、絞り加工の際、部品の厚さや耳の高さが不均一になるので、面内異方性｜Δｒ｜は０．２以下とする。
(d)ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であること：
　鋼板のビッカース硬さを１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下とすることで、冷間加工性を改善することができる。ビッカース硬さが１００ＨＶ未満であると、冷間加工中に座屈が発生し易くなるので、ビッカース硬さは１００ＨＶ以上とする。好ましくは１１０ＨＶ以上である。
　一方、ビッカース硬さが１５０ＨＶを超えると、延性が低下し、冷間鍛造時に内部割れが起き易くなるので、ビッカース硬さは１５０ＨＶ以下とする。好ましくは１４６ＨＶ以下である。
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をＸ線回折したときのＸ線回折強度に対する、鋼板の１／２板厚部分の｛３１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度比が３．０以下であること：
　冷間鍛造時には、炭化物の形態を制御することに加えて、冷間鍛造時の絞り成形性を確保する必要がある。冷間鍛造時の絞り成形性を向上させるためには、面内異方性｜Δｒ｜等の塑性異方性の改善が必要となる。そのためには、熱延鋼板での集合組織を制御する必要がある。集合組織の評価は、熱延鋼板の１／２板厚部分での板面に平行な面でのＸ線回折による解析を用いる。
　熱延鋼板の片方の表面から１／２板厚面まで表面と平行に研削を行って１／２板厚面を露出し、前記１／２板厚面についてＸ線回折による解析を行う。前記Ｘ線回折として、Ｍｏ管球によるＸ線回折を使用しても良い。反射による回折方位｛１１０｝、｛２２０｝、｛２１１｝、｛３１０｝の回折強度を得て、これらをもとに、結晶方位分布（Orientation Distribution Function：ＯＤＦ）を作成する。
　Ｘ線回折強度比は、ＯＤＦから得られた前記１／２板厚面の回折強度データと、熱延鋼板のランダム方位の回折強度データとを用いて定められる。具体的には、金属組織が特定の方位への集積を持たない標準試料として、測定対象の熱延鋼板の粉末の鉄を焼結させた試料或いは焼結前の前記粉末を用いて、前記１／２板厚面の回折強度データ取得時と同一条件にて、回折強度を求める。尚、前記標準試料として採取される部位は、特に限定されず、熱延鋼板の任意の部分で良い。特定方位のＸ線回折強度比は、ＯＤＦから得られた前記１／２板厚面の当該特定方向の回折強度を、前記標準試料の回折強度で除して得られた数値である。
　前述したＯＤＦ解析により得られる｛３１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度比をＩ１として、このＩ１が３．０以下であることが、熱延時のランダム集合組織に必要となる。好ましくは２．５以下である。Ｉ１が３．０以下のランダム集合組織が得られれば、塑性異方性は低減し、成形性は向上する。
　次に、本発明製造方法について説明する。
　本発明製造方法は、熱延と焼鈍を一貫して管理して組織制御を行なうことを特徴としている。所定の成分組成の鋼片を連続鋳造した後、鋼片を加熱して熱間圧延に供し、８００℃以上９００℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、４００℃以上５５０℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の焼鈍を施す際、
（ｉ）６５０℃以上、７２０℃以下の温度域で、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、７２５℃以上７９０℃以下の温度域で、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、その後、
（ii）６５０℃以下まで冷却速度を１℃／時間以上３０℃／時間以下で冷却することにより、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造することができる。
　上記熱間圧延と焼鈍により、鋼板組織を、微細パーライトとベイナイトからなる組織とすることができる。
　以下、工程条件について説明する。
　鋼片の加熱温度：１０００℃以上１２５０℃以下
　熱間圧延に供する鋼片の加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下が好ましく、加熱時間は０．５時間以上３時間以下が好ましい。
　加熱温度が１０００℃未満、又は、加熱時間が０．５時間未満であると、鋳造で形成したミクロ偏析やマクロ偏析が解消せず、鋼材内部に、ＳｉやＭｎ等が局所的に濃化する領域が残存し、耐衝撃特性が低下するので、加熱温度は１０００℃以上が好ましく、加熱時間は０．５時間以上が好ましい。
　一方、加熱温度が１２５０℃を超え、又は、加熱時間が３時間を超えると、鋼片表層からの脱炭が顕著になり、浸炭焼入れ前の加熱時に、表層のオーステナイト粒が異常に成長し、耐衝撃特性が低下するので、加熱温度は１２５０℃以下が好ましく、加熱時間は３時間以下が好ましい。
　仕上げ熱延温度：８００℃以上９００℃以下
　仕上げ熱延は、８００℃以上９００℃以下で完了する。仕上げ熱延温度が８００℃未満であると、鋼片の変形抵抗が増加して、圧延負荷が顕著に上昇し、また、ロールの磨耗量が増大し、生産性が低下するので、仕上げ熱延温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上である。
　一方、仕上げ熱延温度が９００℃を超えると、ＲＯＴ（Run Out Table）上を通板中に分厚いスケールが生成し、該スケールに起因して鋼板表面に疵が発生し、冷間鍛造及び浸炭焼き入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった際に疵を起点として亀裂が発生して耐衝撃特性が低下するので、仕上げ熱延温度は９００℃以下とする。好ましくは８８０℃以下である。
　ＲＯＴでの冷却速度：１０℃／秒以上１００℃／秒以下
　仕上げ熱延後のＲＯＴ上で熱延鋼板を冷却する際の冷却速度は１０℃／秒以上１００℃／秒以下が好ましい。冷却速度が１０℃／秒未満では、冷却途中に分厚いスケールが生成し、該スケールに起因して鋼板表面に疵が発生するのを抑制できないので、冷却速度は１０℃／秒以上とする。より好ましくは２０℃／秒以上である。
　一方、冷却速度が１００℃／秒を超えると、鋼板の表層から内部にわたり１００℃／秒を超える冷却速度で冷却され、鋼板の最表層部が過剰に冷却されて、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織が生じる。
　巻き取り後、１００℃～室温まで冷却された熱延コイルを払い出す際、上記低温変態組織に微小クラックが発生し、続く酸洗工程及び冷延工程においても、この微小クラックを取り除くことは難しく、冷間加工中に微小クラックを起点に亀裂が進展するため、冷間加工性が低下する。それ故、冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。
　なお、上記冷却速度は、仕上げ熱延後の熱延鋼板が無注水区間を通過後に注水区間で水冷却を受ける時点から、巻取り目標温度までＲＯＴ上で冷却される時点において、各注水区間の冷却設備から受ける冷却能を指しており、注水開始点から巻取機により巻き取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。
　巻取温度：４００℃以上５５０℃以下
　巻取温度は４００℃以上５５０℃以下とする。巻取温度が４００℃未満であると、巻取り前に未変態であったオーステナイトが、硬いマルテンサイトに変態し、熱延コイルの払い出し時に、鋼板表層にクラックが入り、加工性が低下するので、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４３０℃以上である。
　一方、巻取温度が５５０℃を超えると、ラメラー間隔の大きなパーライトが生成し、熱的安定性が高い分厚い針状の炭化物が形成され、２段ステップ型の焼鈍後にも、針状の炭化物が残留する。この針状の炭化物を起点として冷間加工時には亀裂が生成するので、巻取温度は５５０℃以下とする。好ましくは５２０℃以下である。
　上記条件で製造した熱延コイルに、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の焼鈍を施す。尚、１段目の焼鈍及び２段目の焼鈍は、箱焼鈍或いは連続焼鈍のいずれであっても良い。２段ステップ型の焼鈍により、炭化物の安定性を制御して、フェライト粒界への炭化物の生成を促進するとともに、フェライト粒界上の炭化物の球状化率を高める。
　以下、２段ステップ型の焼鈍について説明する。
　１段目の焼鈍をＡC1点以下の温度域で行ない、炭化物を粗大化させるとともに、合金元素を濃化させ、炭化物の熱的安定性を高める。その後、ＡC1点以上Ａ3点以下の温度域に昇温し、オーステナイトを組織中に生成させる。
　その後、徐冷により、オーステナイト中をフェライトに変態させ、オーステナイト中の炭素濃度を高める。徐冷を進めることで、オーステナイト中に残存する炭化物に炭素原子が吸着し、炭化物とオーステナイトがフェライトの粒界を覆うようになり、最終的に、フェライトの粒界に球状化炭化物が多く存在する組織を形成することが可能となる。
　ＡC1点以上Ａ3点以下の温度域での保持中に、残留炭化物が少ない場合、冷却中に、パーライト、及び、棒状炭化物、板状炭化物が生成する。このパーライト、及び、棒状炭化物、板状炭化物が生成すると、鋼板の加工性が著しく低下するので、ＡC1点以上Ａ3点以下の温度域での残留炭化物数を増加することが、鋼板の加工性を上げるうえで重要な要素となる。
　上記熱延条件で得られる鋼板組織を用いることで、ＡC1点以下の温度で炭化物の熱的安定性を確保できるので、ＡC1点以上Ａ3点以下の温度域での残留炭化物数の増加を狙うことができる。
　以下、２段ステップ型の焼鈍の焼鈍条件について説明する。
　１段目の焼鈍
　　温度域：６５０℃以上７２０℃以下
　　保持時間：３時間以上６０時間以下
　１段目の焼鈍において、焼鈍温度は６５０℃以上７２０℃以下とする。１段目の焼鈍温度が６５０℃未満であると、炭化物の安定度が不足し、２段目の焼鈍において、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となるので、１段目の焼鈍温度は６５０℃以上とする。好ましくは６７０℃以上である。
　一方、１段目の焼鈍温度が７２０℃を超えると、炭化物の安定度を高める前に、オーステナイトが生成して、所要の組織変化に制御することが難しくなるので、１段目の焼鈍温度は７２０℃以下とする。好ましくは７００℃以下である。
　１段目の保持時間は３時間以上６０時間以下とする。保持時間が３時間未満では、炭化物の安定化が十分ではなく、２段目の焼鈍時に炭化物を残存させることが困難となるので、１段目の保持時間は３時間以上とする。一方、１段目の保持時間が６０時間を超えると、炭化物の安定度向上は見込めず、さらに、生産性が低下するので、１段目の保持時間は６０時間以下とする。好ましくは５５時間以下である。
　焼鈍雰囲気は、特定の雰囲気に限定されない。例えば、窒素９５％以上の窒素雰囲気、水素９５％以上の水素雰囲気、及び、大気雰囲気のいずれでもよい。
　２段目の焼鈍
　　温度域：７２５℃以上７９０℃以下
　　保持時間：３時間以上５０時間以下
　２段目の焼鈍において、焼鈍温度は７２５℃以上７９０℃以下とする。２段目の焼鈍温度が７２５℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、フェライト粒界上の炭化物の個数比率が低下するので、２段目の焼鈍温度は７２５℃以上とする。好ましくは７４５℃以上である。
　一方、２段目の焼鈍温度が７９０℃を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となり、所要の組織変化に制御することが難しくなるので、２段目の焼鈍温度は７９０℃以下とする。好ましくは７７０℃以下である。
　２段目の保持時間を３時間以上５０時間以下とする。２段目の保持時間が３時間未満では、オーステナイトの生成量が少なく、かつ、フェライト粒内の炭化物の溶解が十分でなく、フェライト粒界上の炭化物の個数比率を増加させることが困難となるので、２段目の保持時間は３時間以上とする。好ましくは５時間以上である。
　一方、２段目の保持時間が５０時間を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となるので、２段目の保持時間は５０時間以下とする。好ましくは４６時間以下である。
　焼鈍雰囲気は、特定の雰囲気に限定されない。例えば、窒素９５％以上の窒素雰囲気、水素９５％以上の水素雰囲気、及び、大気雰囲気のいずれでもよい。
　２段ステップ型の焼鈍が完了した後、熱延鋼板を冷却するが、その際、６５０℃まで、１℃／時間以上３０℃／時間以下の冷却速度で冷却する。
　６５０℃以下の温度までの冷却速度：１℃／時間以上３０℃／時間以下
　徐冷で組織変化を制御する温度域は６５０℃までで十分であるので、６５０℃までの温度域における冷却速度を制御すれば良い。また、６５０℃以下の温度に到達後、冷却速度を前記範囲に制御しないで室温まで冷却して良い。
　２段目の焼鈍において生成したオーステナイトを徐冷して、フェライトに変態させるとともに、オーステナイト中に残存した炭化物へ炭素を吸着させるために、冷却速度は遅い方が好ましい。しかし、冷却速度が１℃／時間未満であると、冷却のために要する時間が増大し、生産性が低下するので、冷却速度は１℃／時間以上とする。好ましくは５℃／時間である。
　一方、冷却速度が３０℃／時間を超えると、オーステナイトがパーライトに変態し、鋼板の硬さが増加して、冷間鍛造性が低下し、また、浸炭焼き入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低下するので、冷却速度は３０℃／時間以下とする。好ましくは２６℃／時間以下である。
　また、本発明製造方法によれば、成分組成が、質量％で、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％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、実質的にフェライトと球状化炭化物の組織であり、(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、(b)フェライト粒径が５μｍ以上５０μｍ以下であり、(c)ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に規格されるｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であり、(d)ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であり、断面収縮率が４０％以上であり、鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をＸ線回折したときのＸ線回折強度に対する、鋼板の１／２板厚部分の｛３１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度比が３．０以下である、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造することができる。
　尚、断面収縮率は下記の式（１）で定義される。この値が大きいことは、局部変形能が高いことを意味し、式（１）の値が大きくなるに従って鋼板の加工性が高くなる。

　断面収縮率(%)＝１００－(引張破断時の断面積/初期断面積)×１００・・・式（１）
　以上、本願発明は、圧延制御および圧延後の熱処理により、炭化物（すなわち、セメンタイト）が均一に分散する組織になり、結晶の異方性を無くすことができることを特徴とする。そのため、本願発明は、鋼板の１／２板厚部分の｛３１１｝＜０１１＞方位のランダム強度比を３．０以下にすることができる。
　次に、実施例について説明するが、実施例の水準は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した条件の一例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達する限りにおいて、種々の条件を採用すること可能なものである。
　（実施例１）
　表１に示す成分組成の連続鋳造鋳片（鋼塊）を、熱延条件の影響を調べるため、表２に示す条件で熱間圧延し、板厚３．０ｍｍの熱延コイルを製造した。尚、表１の「備考」の欄に「開発鋼」と記載された鋼種は、本発明に係る鋼板の組成範囲に含まれる組成を有する。また、表１の「備考」の欄に「比較鋼」と記載された鋼種は、本発明に係る鋼板の組成範囲外の組成を有するものであり、本発明に係る鋼板の組成条件を満たさない成分には、下線が付されている。
　熱延コイルを酸洗し、箱型焼鈍炉内に熱延コイルを装入し、雰囲気を９５％水素－５％窒素に制御した後、室温から７０５℃に加熱して３６時間保持して、熱延コイル内の温度分布を均一化し、その後、７６０℃まで加熱し、さらに、７６０℃で１０時間保持した後、６５０℃までを１０℃／時間の冷却速度で冷却し、その後、室温まで炉冷して、特性評価用のサンプルを作製した。なお、サンプルの組織は、前述した方法で測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　冷間加工性は、切欠き付き引張試験とｒ値の面内異方性を用いて評価した。切欠き付き引張試験は、板厚３ｍｍの焼鈍まま材から切欠き付き引張試験片を採取し、圧延方向に引張試験を行なって断面収縮率を測定し、局所的な変形能を評価した。断面収縮率が４０％以上であるとき優位であると評点をつけた。
　また、ｒ値の面内異方性は、板厚３ｍｍの焼鈍まま材のＪＩＳ　Ｚ　２２５４に規格されるｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であるとき、優位であると評点をつけた。
　｛３１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度比（Ｉ１）を測定するため、各サンプルの板厚の中央からＭｏ管球によるＸ線回折を行い、ＯＤＦ解析を行った。ＯＤＦ解析によって得られた結果に基づいて、前記Ｉ１を測定した。
　表２に、作製されたサンプルのそれぞれについて、炭化物径、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、断面収縮率、｛３１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度比及び面内異方性の測定結果を示す。表２のサンプルのうち、備考欄に「発明鋼」として示されたものは、本発明に係る鋼板の要件を満たすものであり、備考欄に「比較鋼」として示されたものは、本発明に係る鋼板の要件を満たさないものである。表２において、本発明に係る鋼板の要件を満たさない測定結果と、本発明に係る鋼板の製造方法の要件が満たさない製造条件には、下線が付されている。
　表２に示すように、発明鋼の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は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、ビッカース硬さが１５０ＨＶ以下である。また、前記発明鋼はいずれも断面収縮率が４０％を超えており且つｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であるので冷間加工性に優れている。また、前記発明鋼はいずれも、鋼板表面にスケール疵が生成していないことが確認されたので、これらの鋼は、冷間加工に好適に使用することができる。
　これに対し、比較鋼Ａ－１は、Ａｌの含有率が高く、Ａ3点が低下したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害されて｜Δｒ｜が悪化し、冷間加工性が低い。比較鋼Ｉ－１は、ＭｏとＣｒが高く、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、｜Δｒ｜が悪化している。比較鋼Ｋ－１とＮ－１は、Ｓ或いはＭｎの含有率が高く、鋼中に粗大なＭｎＳが形成され、冷間加工性が低い。比較鋼Ｍ－１は、Ｓｉの含有率が高く、硬さが増加したので、冷間加工性が低い。また、比較鋼Ｍ－１は、Ａ3点が上昇したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、｜Δｒ｜が悪化している。
　比較鋼Ｏ－１は、Ｃが高く、炭化物の体積率が増加し、破壊の起点となるクラックが多量に生成して、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。比較鋼Ｄ－１は、熱延の仕上げ温度が低く生産性が低下した。比較鋼Ｆ－１は、熱延の仕上げ温度が高く、鋼板表面にスケール疵が生成した。
　比較鋼Ｒ－１とＡＣ－１は、熱延の巻取温度が低く、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態組織が多くなって脆化し、熱延コイル払い出し時に割れが頻発して生産性が低下した。比較鋼Ｅ－１及びＴ－１は、熱延の巻取温度が高く、熱延組織において、ラメラー間隔の分厚いパーライトと熱的安定性の高い針状の粗大な炭化物が生成し、この炭化物が、２段ステップ型の焼鈍後においても鋼板中に残存するため、断面収縮率が低くなり、冷間加工性が低い。
　続いて、焼鈍条件の影響を調べるため、表１の成分組成の鋼片（スラブ）を、１２４０℃で１．８時間加熱した後、熱間圧延に供し、８９０℃で仕上げ熱延を完了した後、ＲＯＴ上で４５℃／秒の冷却速度で５２０℃まで冷却し、５１０℃で巻き取り、板厚３．０ｍｍの熱延コイルを製造し、表３に示す条件にて、板厚３．０ｍｍの熱延板焼鈍サンプルを作製した。
　作製された前記サンプルのそれぞれについて、炭化物径、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、断面収縮率、｛３１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度比及び面内異方性を、表２の各発明鋼及び各比較鋼と同様の方法にて測定した。その結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、発明鋼の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は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、ビッカース硬さが１５０ＨＶ以下である。また、前記発明鋼はいずれも断面収縮率が４０％を超えており且つｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であるので、冷間加工性に優れている。
　これに対し、比較鋼Ａ－２は、Ａｌの含有率が高く、Ａ3点が低下したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、｜Δｒ｜が悪化し、冷間加工性が低い。比較鋼Ｉ－２は、ＭｏとＣｒが高く、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、｜Δｒ｜が悪化している。比較鋼Ｋ－２とＮ－２は、Ｓ或いはＭｎの含有率が高く、鋼中に粗大なＭｎＳが形成され、冷間加工性が低下した。比較鋼Ｍ－２は、Ｓｉの含有率が高く、硬さが増加して冷間加工性が低下した。また、比較鋼Ｍ－２は、Ａ3点が低下したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、｜Δｒ｜が悪化し、冷間加工性が低い。
　比較鋼Ｏ－２は、Ｃが高く、炭化物の体積率が増加し、破壊の起点となるクラックが多量に生成し、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。
　比較鋼ＡＣ－２は、２段ステップ型の箱焼鈍時の１段目の焼鈍における焼鈍温度が低く、Ａc1温度以下での炭化物の粗大化処理が不十分であり、炭化物の熱的安定度が不十分であることにより、２段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。
　比較鋼Ｔ－２は、２段ステップ型の箱焼鈍時の１段目の焼鈍における焼鈍温度が高く、焼鈍中にオーステナイトが生成し、炭化物の安定度を高めることができなので、２段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織において、パーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間鍛加工性が低い。
　比較鋼Ｑ－２は、２段ステップ型の焼鈍時の１段目の焼鈍における保持時間が短く、Ａc1温度以下での炭化物の粗大化処理が不十分で、炭化物の熱的安定度が不十分であることで、２段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。比較鋼ＡＢ－２は、２段ステップ型の箱焼鈍時の１段目の焼鈍における保持時間が長く、生産性が低い。
　比較鋼Ｚ－２は、２段ステップ型の箱焼鈍時の２段目の焼鈍時における焼鈍温度が低く、オーステナイトの生成量が少なくて、粒界における炭化物の個数割合を増やすことができず、冷間加工性が低い。比較鋼Ｊ－２は、２段ステップ型の焼鈍時の２段目の焼鈍時における焼鈍温度が高く、炭化物の溶解が促進して残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、ビッカース硬さが高すぎ、また断面収縮率が低いために冷間鍛加工性が低い。
　比較鋼Ｈ－２は、２段ステップ型の焼鈍時の２段目の焼鈍時における焼鈍温度が低く、オーステナイトの生成量が少なくて、粒界における炭化物の個数割合を増やすことができず、冷間加工性が低い。比較鋼Ｙ－２は、２段ステップ型の焼鈍時の２段目の焼鈍時における保持時間が長く、炭化物の溶解が促進して残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間鍛加工性が低い。比較鋼Ｅ－２は、２段ステップ型の焼鈍時の２段目の焼鈍から６５０℃までの冷却速度が速く、冷却時にパーライト変態が起きて、ビッカース硬さが高すぎ、また断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。
　比較鋼Ａ－１、Ｄ－１、Ｉ－１、Ｍ－１、Ａ－２及びＩ－２は、いずれも｛３１１｝＜０１１＞のＸ線回折強度比が３．０超である。これらの比較鋼は、面内異方性｜Δｒ｜が０．２超であり、冷間加工性が低い。このように、熱延鋼板の１／２板厚部分での板面に平行な面でのＸ線回折による解析を行うことによって、冷間加工の対象となる熱延鋼板の面内異方性｜Δｒ｜等の塑性異方性の程度或いは冷間加工性の良否を、冷間加工前に判定することができる。
　前述したように、本発明によれば、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造し提供することができる。本発明の鋼板は、打抜き、曲げ、プレス加工等の加工工程を経て製造する自動車用部品、刃物、その他機械部品の素材として好適な鋼板であるので、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (4)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    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％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    (a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、
    (b)フェライト粒径が５μｍ以上５０μｍ以下であり、
    (c)ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に規格されるｒ値の面内異方性｜Δｒ｜が０．２以下であり、
    (d)ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１５０ＨＶ以下であり、
    (e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をＸ線回折したときのＸ線回折強度に対する、鋼板の１／２板厚部分の｛３１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度比が３．０以下であることを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    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％の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造する製造方法であって、
    　請求項１又は２に記載の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、８００℃以上９００℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、４００℃以上５５０℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の焼鈍を施す際、
    （ｉ）６５０℃以上７２０℃以下の温度域で、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、７２５℃以上７９０℃以下の温度域で、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、その後、
    （ii）６５０℃まで、冷却速度１℃／時間以上３０℃／時間以下で冷却する
    ことを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板の製造方法。
  4. 　鋼板の断面収縮率が４０％以上であることを特徴とする請求項３に記載の鋼板の製造方法。
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