CN101208441A - 高碳冷轧钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

制造高碳冷轧钢板时，通过具有如下工序的制造方法提供延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性均优良的高碳冷轧钢板，即具有：对含有0.2～0.7质量％的C的钢，以(Ar3相变点－20℃)以上的终锻温度进行热轧而制成热轧板的工序；将热轧板以60℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度冷却至650℃以下的温度的工序；以600℃以下的卷绕温度对冷却后的热轧板进行卷绕的工序；以30％以上的轧制率对卷绕后的热轧板进行冷轧而制成冷轧板的工序；和以600℃以上、Ac1相变点以下的退火温度对冷轧板进行退火的工序。

Description

高碳冷轧钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及含有0.2～0.7质量％的C的可加工性优良的高碳冷轧钢板的制造方法。
背景技术
工具或汽车部件(齿轮、变速箱)等中使用的高碳钢板，由于要加工成各种复杂的形状，因而用户要求优良的可加工性。另一方面，近年来，减少部件制造成本的要求强烈，从而进行加工工序的省略、加工方法的变更。例如，作为使用高碳钢板的汽车驱动系统部件的成形技术，开发出了可进行增厚成形(thickness-addition forming)，实现大幅度的工序缩短的复动成形技术(double-acting forming techinique)，并部分实现了实用化(例如，Journal of the JSTP，44，2003，p.409-413)。
随之，高碳钢板中，对可加工性(workability)的要求日益变强，从而要求更高的延展性(ductility)。并且，根据部件不同，多数情况下在冲孔加工后还要进行扩孔加工(翻边：burring)，因而还希望延伸凸缘性(stretch-flange formability)优良。
并且，从伴随成品率提高的成本降低的观点出发，还强烈要求钢板的材质均匀性(homogeneous mechanical property)。特别是，由于在钢板的板厚方向上表层部和中心部的硬度差较大时冲孔加工中的冲孔工具的劣化激烈，因而渴望板厚方向的硬度均匀性。
为了应对这种要求，提高高碳钢板的可加工性、材质均匀性，从以往就开始研究各种技术。
例如在日本特开平9-157758号公报中，公开了如下的制造高碳冷轧钢带的方法：
·对规定化学成分的高碳钢进行热轧，进行去氧化皮(descaling)处理后，
·在95容量％以上的氢气氛中进行退火时，根据化学成分规定加热速度、均热温度(Ac1相变点以上)以及均热时间，
·在该退火后以100℃/hr以下的冷却速度进行冷却，由此制成软质且组织的均匀性、可加工性(延展性)优良的热轧钢带后，
·并且以20～90％的轧制率进行冷轧，
·通过在氮气氛炉等中以600～720℃施行最终退火，
由此制造软质且可加工性提高的高碳冷轧钢带。
并且，例如在日本特开平5-9588号公报中，公开了如下的制造高碳冷轧薄钢板的方法：
·将以(Ac1相变点+30℃)以上的终锻温度轧制成的钢板
·以10～100℃/秒的冷却速度冷却至20～500℃的温度，
·保持1～10秒后，
·在500～(Ac1相变点+30℃)的温度区域进行再加热并进行卷绕，
·根据需要以650℃～(Ac1相变点+30℃)均热1小时以上，
·至少进行1次冷轧和以650℃～(Ac1相变点+30℃)均热1小时以上的退火的循环，
由此制造出可加工性良好的高碳冷轧薄钢板。
此外，作为热轧钢板，例如在日本特开平3-174909号公报中，公开了如下的制造高碳热轧钢带的方法：
·将热金属辊道(hot-ru n table或ru n-out table)分割为加速冷却区域和空冷区域2个部分，
·将终轧后的钢带加速冷却至由冷却区域的长度、钢板的搬运速度、化学成分等决定的特定温度以下，
·然后进行空冷，
从而稳定地制造出卷材长度方向的材质均匀性优良的高碳热轧钢带。另外，从图3可知该公报中的加速冷却区域中的冷却速度为20～30℃/秒左右。
并且，例如在日本特开2003-13145号公报中，公开了如下的制造高碳热轧钢板的方法：
·将含有0.2～0.7质量％的C的钢，
·热轧至终锻温度(Ar3相变点-20℃)以上后，
·以超过120℃/秒的冷却速度、且650℃以下的冷却停止温度进行冷却，
·接着以600℃以下的卷绕温度进行卷绕，
·以640℃以上、Ac1相变点以下的退火温度进行退火，
由此制造出延伸凸缘性优良的高碳热轧钢板。
另外，虽然目的不一致，但在日本特开2003-73742号公报中公开了除了使冷却停止温度在620℃以下以外满足上述其他必要条件的高碳热轧钢板的制造技术。并且，在日本特开2003-73740号公报中公开了除了使冷却停止温度在620℃以下、以30％以上的轧制率冷轧后进行上述退火以外满足上述其他必要条件的高碳热轧钢板的制造技术。
发明内容
但是由于现有技术都不能确保包含板厚方向在内的材质的均匀性，特别是在热轧板的阶段不能确保包含板厚方向在内的材质均匀性，因而冷轧性方面存在改善的余地。并且不能同时满足这种均匀性和延伸凸缘性。
另外，上述现有技术还存在以下的问题。
在日本特开平3-174909号公报中记载的方法、日本特开2003-13145号公报以及日本特开2003-73742号公报中记载的方法中，所得到的钢板是热轧钢板，难以高精度地均匀地制造板厚较薄的钢板。并且，由于实际上没有再结晶工序，因而在材质的均匀性方面存在改善的余地。
并且，在日本特开平3-174909号公报的情况下，由于是在热轧后不施行热处理的所谓“热轧态”(as hot-rolled)的钢板，因而未必能得到优良的延伸率(elongation)、延伸凸缘性。
在日本特开平9-157758号公报记载的方法中，根据热轧条件形成由初析铁素体(pro-eutectoid ferrite)和具有薄片状(lamellar)的碳化物的珠光体(pearlite)组成的显微组织(microstructure)，因而在其后的退火时薄片状的碳化物形成微细的球状化碳化物(spheroidalcementite)。由于该微细的球状化碳化物在扩孔加工时成为产生空隙的起点，产生的空隙相连而引发断裂，从而不能得到优良的延伸凸缘性。
在日本特开平5-9588号公报记载的方法中，由于将热轧后的钢板以规定条件冷却后，通过直接通电法等进行再加热，因而不仅需要特别的设备，而且还需要大量的电能。并且，由于在再加热后卷绕的钢板中容易形成微细的球状化碳化物，因而由于与上述相同的理由，不能得到优良的延伸凸缘性的情况较多。
本发明的目的在于提供一种延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性优良、冷轧工序的负担较少的高碳冷轧钢板的制造方法。
本发明人关于对高碳冷轧钢板的延伸凸缘性及硬度产生影响的显微组织的影响进行锐意研究的结果，发现适当控制制造条件特别是热轧后的冷却条件、卷绕温度、冷轧后的退火温度极其重要。然后发现，将利用后述测定法求出的粒径不足0.5μm的碳化物的体积率(相对于钢板中的全碳化物的体积率)控制在10％以下，能够提高延伸凸缘性，并使板厚方向的硬度变得均匀。
并且，发现通过更为严密地控制热轧后的冷却条件、卷绕温度，并将碳化物的上述体积率控制在5％以下，可得到更为优良的延伸凸缘性和硬度分布的均匀性。
本发明是根据上述发现作出的，提供一种可加工性优良的高碳冷轧钢板的制造方法，其中，包括：对含有0.2～0.7质量％的C的钢，以(Ar3相变点-20℃)以上的终锻温度进行热轧而制成热轧板的工序；以60℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度将所述热轧板冷却至650℃以下的温度(称作冷却停止温度)的工序；以600℃以下的卷绕温度对所述冷却后的热轧板进行卷绕的工序；以30％以上的轧制率对所述卷绕后的热轧板进行冷轧而制成冷轧板的工序；和以600℃以上、Ac1相变点以下的退火温度对所述冷轧板进行退火的工序。
在本发明的方法中，在上述制造方法中，冷却工序和卷绕工序优选的是，对热轧板以80℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度冷却至600℃以下的温度，以550℃以下的温度进行卷绕。
并且，在上述制造方法中，还可以在以600℃以上、Ac1相变点以下的退火温度对卷绕后的热轧板进行退火(称作热轧板退火(annealingof hot-rolled sheet))后，进行冷轧。
另外，通常在卷绕热轧板后、进行冷轧之前施行酸洗等除去氧化皮(descaling)的工序。
附图说明
图1是表示冷轧退火板中的、ΔHv(纵轴)和粒径不足0.5μm的碳化物的体积率(横轴)之间的关系的图。
具体实施方式
下面，详细说明作为本发明的高碳冷轧钢板的制造方法。
(钢组成)
(1)C量
C是形成碳化物而赋予淬火后的硬度的重要元素。C量不足0.2质量％时，热轧后初析铁素体的生成变得显著，冷轧、退火后的粒径不足0.5μm的碳化物的体积率增加，延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性变差。此外，淬火后也不能得到作为机械构造用部件的充分的强度。另一方面，C量超过0.7质量％时，即使例如粒径不足0.5μm的碳化物的体积率在10％以下，也不能得到充分的延伸凸缘性。并且，由于热轧后的硬度显著变高，钢板变脆，因而不仅操作不便，而且淬火后的作为机械构造用部件的强度也饱和。因此，C量规定为0.2～0.7质量％。
另外，在更重视淬火后的硬度的情况下，C量优选超过0.5质量％，在更重视可加工性的情况下，C量优选在0.5质量％以下。
(2)其他钢组成
关于C以外的其他元素，不特别规定，在通常范围内可含有Mn、Si、P、S、Sol.Al、N等元素。但是，Si由于具有使碳化物石墨化，阻碍淬火性的趋势，因而优选在2质量％以下；由于过剩添加Mn时会引起延展性的降低，因而优选在2质量％以下。并且，由于如果过剩地含有P、S会降低延展性，并且还容易产生裂纹，因而均优选在0.03质量％以下。并且，由于过剩地添加Sol.Al时会大量析出AlN，使淬火性降低，因而优选在0.08质量％以下，由于过剩地含有N时会使延展性降低，因而优选在0.01质量％以下。为了明显改善延伸凸缘性，S优选在0.007质量％以下，并且为了更为明显地改善而优选在0.0045质量％以下。
并且，为了提高淬火性和/或提高抗回火软化性，即使在通常添加的范围内向高碳冷轧钢板中添加B、Cr、Cu、Ni、Mo、Ti、Nb、W、V、Zr等元素，也不会损坏本发明的效果。具体来说，上述元素可含有：B在大约0.005质量％以下、Cr在大约3.5质量％以下、Ni在大约3.5质量％以下、Mo在大约0.7质量％以下、Cu在大约0.1质量％以下、Ti在大约0.1质量％以下、Nb在大约0.1质量％以下、W、V、Zr总共大约在0.1质量％以下。另外，添加Cr和/或Mo时，优选的是，Cr可含有大约0.05质量％以上、Mo可含有大约0.05质量％以上。
并且，即使在制造过程中作为杂质而混入了Sn、Pb等元素，也不会对本发明的效果产生影响。
(热轧条件)
(3)热轧的终锻温度
终锻温度不足(Ar3相变点-20℃)时，由于部分地进行铁素体相变，因而上述粒径不足0.5μm的碳化物的体积率增加，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，使热轧的终锻温度在(Ar3相变点-20℃)以上。另外，Ar3相变点可以实际测定，但也可以采用从以下式(1)计算出的温度。
Ar3相变点＝910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]…(1)
在这里，[M]表示元素M的含量(质量％)。
另外，可以根据追加元素在式(1)的右边添加-11×[Cr]+31.5×[Mo]、-15.2×[Ni]等校正项。
(4)热轧后的冷却条件
热轧后的冷却速度不足60℃/秒时，奥氏体的过冷度变小，热轧后初析铁素体的生成变得显著。其结果，冷轧、退火后的粒径不足0.5μm的碳化物的体积率超过10％，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。
另一方面，在冷却速度超过120℃/秒的情况下，板厚方向上的表层部和中央部的温度差变大，在中央部初析铁素体的生成变得显著。其结果，与上述相同地，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。该趋势在热轧板的板厚为4.0mm以上时变得特别显著。
即，特别是为了使板厚方向的硬度变得均匀，需要采用适当的冷却速度，无论冷却速度过大还是过小，都不能得到所希望的硬度均匀性。在现有技术中，特别是由于没有采用适当的冷却速度，因而不能确保硬度均匀性。
因此，使热轧后的冷却速度在60℃/秒以上、不足120℃/秒。并且，使粒径不足0.5μm的碳化物的体积率在5％以下的情况下，使冷却速度在80℃/秒以上、不足120℃/秒。冷却速度的上限更加优选在115℃/秒以下。
如果通过这种冷却速度冷却的热轧板的终点温度、即冷却停止温度高于650℃时，在卷绕热轧板之前的冷却过程中生成初析铁素体，并且生成具有薄片状碳化物的珠光体。其结果，冷轧、退火后的粒径不足0.5μm的碳化物的体积率超过10％，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，冷却停止温度在650℃以下。进而优选在600℃以下。
另外，使粒径不足0.5μm的碳化物的体积率在5％以下的情况下，如上所述地使冷却速度在80℃/秒以上、120℃/秒以下(优选为115℃/秒以下)，并且使冷却停止温度在600℃以下。
并且，由于存在温度的测定精度上的问题，因而使冷却停止温度在500℃以上。
另外，到达冷却停止温度后，可以自然冷却，也可以减弱冷却力而继续进行强制冷却。从钢板的均匀性等观点出发，优选强制冷却至能够抑制回热的程度。
(5)卷绕温度
对冷却后的热轧板进行卷绕，此时，卷绕温度超过600℃时生成具有薄片状的碳化物的珠光体。其结果，冷轧、退火后的粒径不足0.5μm的碳化物的体积率超过10％，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，卷绕温度在600℃以下。另外，设卷绕温度为比上述冷却停止温度低的温度。
并且，使粒径不足0.5μm的碳化物的体积率在5％以下的情况下，如上所述地使冷却速度在80℃/秒以上、120℃/秒以下(优选为115℃/秒以下)，使冷却停止温度在600℃以下，并且使卷绕温度在550℃以下。
另外，由于热轧板的形状变差，因而卷绕温度优选在200℃以上，进而优选在350℃以上。
(6)除去氧化皮(酸洗等)
卷绕后的热轧板，通常在进行冷轧之前除去氧化皮。除去方法不特别限制，但优选的是用普通方法进行酸洗。
在施行后文描述的热轧板退火的情况下，在热轧板退火之前除去氧化皮。
(冷轧、退火条件)
(7)冷轧
酸洗后的热轧板，为了防止在退火时残留未再结晶部，并且为了促进碳化物的球状化，进行冷轧。为了得到这些效果，使冷轧的轧制率在30％以上。
另外，由于根据以上描述的本发明的钢组成、热轧条件得到的热轧板的板厚方向的硬度均匀性优良，因而即使施加比以往更高的高压也不易发生断裂等问题。但是如果考虑轧机的负荷，则轧制率优选在80％以下。
(8)退火温度
冷轧后的冷轧板，为了实现再结晶和碳化物的球状化而进行退火。此时，退火温度不足600℃时残留未再结晶组织，由此延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。另一方面，退火温度超过Ac1相变点时由于部分地进行奥氏体化，并在冷却过程中再次生成珠光体，因而延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，使退火温度在600℃以上、Ac1相变点以下。另外，为了得到优良的延伸凸缘性，退火温度优选在680℃以上。
另外，Ac1相变点可以实际测定，但也可以采用从以下式(2)计算的温度。
Ac1相变点＝754.83-32.25×[C]+23.32×[Si]-17.76×[Mn]…  (2)
在这里，[M]表示元素M的含量(质量％)。
另外，也可以根据追加元素在式(2)的右边添加+17.13×[Cr]、+4.51×[Mo]、+15.62×[V]等校正项。
另外，退火时间优选为8小时～80小时左右。使所得到的钢板中的碳化物球状化，平均纵横比在3.0以下(在板厚的大约1/4的位置测定的值)。
(热轧板退火条件)(任意)
通过以上条件可达成本发明的目的，也可以对酸洗后冷轧前的热轧板施行退火，以实现碳化物的球状化(称作热轧板退火)。此时，如果热轧板退火的温度不足600℃，则不能得到该效果。另一方面，热轧板退火的温度超过Ac1相变点时，由于部分地进行奥氏体化，并在冷却过程中再次生成珠光体，因而不能得到球状化效果。另外，为了得到优良的延伸凸缘性，热轧板退火的温度优选在680℃以上。进而优选的温度在690℃以上。
另外，热轧板退火的时间优选为8小时～80小时左右。
从提高均匀性、减轻冷轧负担的观点出发，优选热轧板退火，但如果作为目标的均匀性、板厚、冷轧设备的能力等没有问题，则当然可以省略而削减成本。
(其他)
对本发明的高碳钢进行熔炼(即精炼：steel making)时，可使用转炉、电炉中的任一种。并且，由此熔炼的高碳钢，通过铸锭-开坯轧制或连铸制成钢坯。
通常在对钢坯进行加热(再加热：reheating)后，进行热轧。另外，通过连铸而制造出钢坯的情况下，可以直接或在为了抑制温度降低而保热后，应用进行轧制的直送轧制。在对钢坯进行再加热后进行热轧的情况下，为了避免氧化皮引起的表面状态的劣化，优选钢坯加热温度在1280℃以下。
热轧中，也可以省略粗轧而仅进行终轧。另外，为了确保终锻温度，也可以在热轧过程中通过薄板坯加热器等加热装置对被轧制钢材进行加热。并且，为了促进球状化或降低硬度，也可以在卷绕后用退火罩等装置对卷材进行保温。
热轧板的板厚，只要能够维持本发明的制造条件即可，不作特别限制，但在操作上特别优选1.0～10.0mm的热轧板。冷轧钢板的板厚不特别限制，优选0.5～5.0mm左右。
热轧板退火、冷轧后的退火，以箱式退火、连续退火均可。冷轧、退火后，根据需要进行表面光轧(skin-pass rolling)。由于该表面光轧不会对淬火性(hadenability by quenching)产生影响，因而对该条件也不特别限制。
关于钢板中的粒径在0.5μm以上的碳化物的量，只要在本发明的C量的范围内，就不会特别产生问题。
实施例
(实施例1)
将具有表1所示的化学成分的钢A～D的连铸钢坯加热至1250℃，以表2所示的条件进行热轧、冷轧以及退火，从而制造出板厚为2.3mm的钢板No.1～16。另外，在几个条件下，以表2所示的条件实施热轧板退火。各退火以非氮化性气氛(Ar气氛)进行。
在这里，钢板No.1～9是本发明例，钢板No.10～16是比较例。然后，通过以下方法进行碳化物的粒径和体积率、板厚方向的硬度以及扩孔率λ的测定。在这里，设扩孔率λ为用于评价延伸凸缘性的指标。并且，测定卷绕后(对热轧板退火实施钢材进行热轧板退火后)的热轧板的板厚方向的硬度。
(i)碳化物的粒径和体积率的测定
对与钢板的轧制方向平行的板厚断面进行研磨，对板厚的1/4的位置用苦醛腐蚀溶液(苦味酸+乙醇)进行腐蚀后，用扫描型电子显微镜以3000倍的倍率观察显微组织。
碳化物的粒径及其体积率，使用Media Cybernetics公司生产的图像分析软件“Image Pro Plus ver.4.0”(TM)通过图像分析方式进行定量化。即，各碳化物的粒径是如下的值：间隔2度对通过碳化物外周上的2点和碳化物的当量椭圆(与碳化物面积相同、且一次及二次力矩相等的椭圆)重心的直径进行测定，并取平均。
并且，求出视野中的全碳化物相对于测定视野的面积率，将该值作为各碳化物的体积率。然后关于粒径不足0.5μm的碳化物，求出其总体积率(累计体积率)，将该值除以全碳化物的累计体积率，从而求出对应每个视野的体积率。在50个视野中求出上述体积率，对其取平均而作为粒径不足0.5μm的碳化物的体积率。
另外，还通过上述图像分析计算出碳化物的平均纵横比(个数平均)，并确认球状化情况。
(ii)板厚方向的硬度测定
对与钢板的轧制方向平行的板厚断面进行研磨，对距钢板表面0.1mm的位置、板厚的1/8、2/8、3/8、4/8、5/8、6/8、7/8的位置以及距钢板内表面0.1mm的位置共9个部位使用微维氏硬度计，在4.9N(500gf)的载荷下进行测定。
然后，通过最大硬度Hvmax和最小硬度Hvmin之差Δ Hv(＝Hvmax-Hvmin)评价板厚方向的硬度均匀性，ΔHv≤10时评价为硬度均匀性优良。
另外，在ΔHv的测定中，在板厚较薄，板厚的1/8和7/8的位置分别距钢板的外表面及内表面0.1mm以内的情况下，省略距钢板外表面及内表面0.1mm位置的硬度测定(在本实施例中没有相应的事例)。
(iii)扩孔率λ的测定
对钢板，使用冲头直径为10mm，冲模直径为10.9mm(间隙为20％)的冲孔工具进行冲孔。然后，用圆筒平底冲头(直径为50mmφ，台肩R＝8mm)上推所冲出的孔而进行扩孔加工，测定在孔边缘产生贯通板厚的裂纹时的孔径d(mm)，计算用以下式(3)定义的扩孔率λ(％)。
λ＝100×(d-10)/10…  (3)
然后，将同样的试验进行6次，从而求出平均扩孔率λ。
结果表示在表3中。作为本发明例的钢板No.1～9，粒径不足0.5μm的碳化物的体积率均在10％以下，分别与化学成分相同的比较例中的钢板No.10～16相比，扩孔率λ较高，延伸凸缘性优良。认为其原因在于，如上所述，粒径不足0.5μm的微细的碳化物在扩孔加工时成为产生空隙的起点，所产生的空隙相连而引发断裂，以体积率计，其量被降低至10％以下。
在图1中表示冷轧退火板中的、ΔHv(纵轴)和粒径不足0.5μm的碳化物的体积率(％)(横轴)之间的关系。如本发明例的钢板No.1～8，如果粒径不足0.5μm的碳化物的体积率在10％以下，则ΔHv在10以下，可得到优良的板厚方向的硬度均匀性(图1中，黑圆标志)。另外，作为如此微细碳化物对硬度均匀性产生影响的原因，认为其原因之一是微细碳化物具有偏向存在珠光体的区域的趋势。
另外，在冷却停止温度为600℃以下且卷绕温度为550℃以下的条件下制造出的、粒径不足0.5μm的碳化物的体积率在5％以下的本发明例的钢板No.2、4、5、7、9，不仅是延伸凸缘性更优良，而且ΔHv在7以下，板厚方向的硬度均匀性也更优良。
在本发明的制造方法中，热轧板的ΔHv也小到10以下，原理上，冷轧过程中的断裂可能性降低。即使在现有钢板中实际上达到断裂的情况不是很多，但消除断裂可能性而能够调整的冷轧条件的范围扩大，在实际操作中非常有利。
表1
 钢  组成(质量％)   Ar3相变点*(℃)   Ac1相变点**(℃)
C Si Mn P S SOl.Al N
 A  0.24  0.19  0.82  0.009  0.0027  0.036  0.0030   794   737
 B  0.36  0.21  0.76  0.012  0.0032  0.025  0.0042   775   735
 C  0.52  0.22  0.73  0.010  0.0023  0.033  0.0035   752   730
 D  0.65  0.20  0.74  0.014  0.0029  0.026  0.0028   733   725
*)由式(1)计算    **)由式(2)计算
表2
  钢板No. 钢   热轧条件 热轧板退火   冷轧的轧制率(％) 退火(冷轧板) 备考
  最终温度(℃)     冷却速度(℃/秒)   冷却停止温度(℃)   卷绕温度(℃)
1 A 809 115 610 530 - 55 710℃×40hr 本发明例
2 A 804 105 580 500 640℃×40hr 70 700℃×40hr 本发明例
3 B 795 75 640 590 - 65 680℃×40hr 本发明例
4 B 785 100 550 530 710℃×40hr 60 720℃×40hr 本发明例
5 B 790 95 570 540 - 55 710℃×40hr 本发明例
6 C 792 110 610 550 670℃×40hr 55 700℃×40hr 本发明例
7 C 767 85 570 530 710℃×40hr 50 720℃×40hr 本发明例
8 D 753 65 620 560 690℃×40hr 45 710℃×40hr 本发明例
9 D 763 95 550 480 720℃×40hr 50 720℃×40hr 本发明例
10 A 809 50 590 530 690℃×40hr 60 710℃×40hr 比较例
11 A 814 105 620 600 - 55  590℃ ×40hr 比较例
12 B 785 90 640 620 - 60 700℃×40hr 比较例
13 B 800 115 660 590 710℃×40hr 50 720℃×40hr 比较例
14 C 722 90 600 550 690℃×40hr 45 680℃×40hr 比较例
15 C 782 135 580 540 720℃×40hr 55 720℃×40hr 比较例
16 D 743 110 590 570 720℃×40hr 20 710℃×40hr 比较例
表3
    钢板No.     粒径不足0.5μm的碳化物的体积率(％)  ΔHv(热轧板)  ΔHv(冷轧钢板)     λ(％) 备考
    1     8  10  9     154 本发明例
    2     4  9  6     185 本发明例
    3     7  10  10     89 本发明例
    4     3  8  6     113 本发明例
    5     5  8  7     95 本发明例
    6     8  10  10     67 本发明例
    7     5  10  7     83 本发明例
    8     7  9  8     50 本发明例
    9     5  8  5     58 本发明例
    10     20  17  16     81 比较例
    11     22  17  17     73 比较例
    12     18  17  16     41 比较例
    13     13  13  12     58 比较例
    14     16  18  17     38 比较例
    15     19  21  19     41 比较例
    16     19  19  18     20 比较例
实施例2
E钢(C：0.30质量％、Si：0.23质量％、Mn：0.77质量％、P：0.013质量％、S：0.0039质量％、Sol.Al：0.028质量％、N：0.0045质量％、Ar3相变点：786℃、Ac1相变点：737℃)、
F钢(C：0.23质量％、Si：0.18质量％、Mn：0.76质量％、P：0.016质量％、S：0.0040质量％、Sol.Al：0.025质量％、N：0.0028质量％、Cr：1.2质量％；Ar3相变点：785℃、Ac1相变点：759℃)、
G钢(C：0.33质量％、Si：0.21质量％、Mn：0.71质量％、P：0.010质量％、S：0.0042质量％、Sol.Al：0.033质量％、N：0.0035质量％、Cr：1.02质量％、Mo：0.16质量％、Ar3相变点：775℃、Ac1相变点：755℃)、
H钢(C：0.36质量％、Si：0.20质量％、Mn：0.70质量％、P：0.013质量％、S：0.009质量％、Sol.Al：0.031质量％、N：0.0031质量％、Ar3相变点：776℃、Ac1相变点：73 5℃)、
以及表示1所示的D钢，连铸而制成钢坯后加热至1210℃，以表4所示的条件进行热轧，在一部分示例中以该表的条件施行热轧板退火。然后，进行冷轧，以表4所示的条件进行退火而制造板厚为2.3mm的钢板No.17～35。另外，使冷轧中的轧制率在50％，热轧板退火和退火在非氮化性气氛(H2气氛)下进行。
相对于所得到的冷轧钢板和热轧板(仅硬度)，用与实施例1相同的方法，进行碳化物的粒径和体积率、板厚方向的硬度以及扩孔率λ的测定。结果表示在表5中。
在使冷却速度以外的条件一定的钢板No.17～23中，冷却速度在本发明的范围内的No.18～22的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性显著优化。并且，钢板No.19～22的上述特性进一步显著改善，在100℃/秒左右(钢板No.20～22)最佳。
并且在使冷却速度一定而调查的钢板No.24～31中，冷却停止温度、卷绕温度均在本发明的范围内的钢板No.26～31的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性显著优化。并且，在满足冷却停止温度为600℃以下以及卷绕温度为550℃以下的情况下(钢板No.29～31)，微细碳化物的体积率在5％以下，可得到更加显著地优化的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性。另外，与在相同条件下使热轧板退火温度在690℃以下的钢板No.30相比，钢板No.21的延伸凸缘性更优良。并且，与在相同条件下省略热轧板退火的钢板No.31相比，钢板No.21的均匀性提高。
即使在添加基本成分以外的合金元素的情况下(F钢、G钢)，也正常显示出优良的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性。但是，如果与S量较多的情况(H钢)相比，则E钢、F钢以及G钢的扩孔率的绝对值更显著地优化。
表4
  钢板No. 钢   热轧条件 热轧板退火 退火(冷轧板)
最终温度(℃) 冷却速度(℃/秒)   冷却停止温度(℃) 卷绕温度(℃)
  17     E   820   50   560   530    700℃×30hr     715℃×40hr
  18     ″   ″   70   560   530    ″     ″
  19     ″   ″   85   560   530    ″     ″
  20     ″   ″   95   560   530    ″     ″
  21     ″   ″   105   560   530    ″     ″
  22     ″   ″   115   560   530    ″     ″
  23     ″   ″   140   560   530    ″     ″
  24     ″   ″   105   660   530    ″     ″
  25     ″   ″   ″   630   610    ″     ″
  26     ″   ″   ″   630   560    ″     ″
  27     ″   ″   ″   630   530    ″     ″
  28     ″   ″   ″   580   560    ″     ″
  29     ″   ″   ″   580   530    ″     ″
  30     ″   ″   ″   560   530    680℃×30hr     ″
  31     ″   ″   ″   560   530    -     ″
  32     D   810   ″   560   530    720℃×40hr     690℃×30hr
  33     F   815   ″   ″   ″    710℃×60hr     700℃×50hr
  34     G   ″   ″   ″   ″    700℃×30hr     715℃×40hr
  35     H   ″   ″   ″   ″    ″     ″
表5
    钢板No.     粒径不足0.5μm的碳化物的体积率(％)  ΔHv(热轧板)  ΔHv(冷轧钢板)     λ(％)
    17     19  18  16     39
    18     8  12  10     85
    19     5  9  7     101
    20     5  9  7     105
    21     3  7  4     123
    22     4  8  6     110
    23     21  20  18     42
    24     18  16  14     44
    25     19  15  13     51
    26     8  10  8     92
    27     7  9  8     89
    28     8  10  8     86
    29     5  8  7     106
    30     5  8  7     95
    31     5  9  6     88
    32     5  8  6     62
    33     5  8  7     120
    34     5  9  7     104
    35     5  8  7     65
工业实用性
根据本发明，可不需要特别的设备，且能够在降低冷轧中的负担的同时制造出延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性均优良的高碳冷轧钢板。

Claims (3)

1.一种高碳冷轧钢板的制造方法，其中，包括：
对含有0.2～0.7质量％的C的钢，以(Ar3相变点-20℃)以上的终锻温度进行热轧而制成热轧板的工序；
以60℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度将所述热轧板冷却至650℃以下的温度的工序；
以600℃以下的卷绕温度对所述冷却后的热轧板进行卷绕的工序；
以30％以上的轧制率对所述卷绕后的热轧板进行冷轧而制成冷轧板的工序；和
以600℃以上、Ac1相变点以下的退火温度对所述冷轧板进行退火的工序。
2.如权利要求1所述的高碳冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷却工序中，以80℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度将热轧板冷却至600℃以下的温度，并且在所述卷绕工序中，以550℃以下的温度进行卷绕。
3.如权利要求1或2所述的高碳冷轧钢板的制造方法，其中，以600℃以上、Ac1相变点以下的退火温度对所述卷绕后的热轧板进行退火后，施行所述冷轧。
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