CN101379208A

CN101379208A - 精冲加工性优良的钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN101379208A
Application number: CNA2007800041809A
Authority: CN
Inventors: 濑户一洋; 横田毅; 中村展之; 仮屋房亮
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2006-01-31
Filing date: 2007-01-29
Publication date: 2009-03-04
Anticipated expiration: 2027-01-29
Also published as: KR101023633B1; KR20080077254A; EP1980635B1; WO2007088985A1; US20090173415A1; EP1980635A1; CN101379208B; EP1980635A4

Abstract

本发明提供FB加工性优良、并且FB加工后的成型加工性也优良的钢板及其制造方法。所述钢板具有：以质量％计，C：0.1～0.5％、Si、Mn：0.2～1.5％、将Si、P、S调整至适当范围内的组成；平均粒径为1～10μm的铁素体；以及球化率为80％以上、并且以S_gb(％)＝{S_on/(S_on+S_in)}×100(在此，S_on：每单位面积上存在的碳化物中，晶界上存在的碳化物的总占有面积、S_in：每单位面积上存在的碳化物中，晶粒内存在的碳化物的总占有面积)定义的铁素体晶界碳化物量S_gb为40％以上的组织。由此，制成FB加工性、金属模具寿命及FB加工后的成型加工性优良的钢板。

Description

精冲加工性优良的钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合汽车部件等用途的钢板，特别涉及适合用于进行精密冲裁加工(以下，也称精冲加工或FB加工)的精冲加工性优良的钢板。

背景技术

在制造复杂的机械部件方面，从提高尺寸精度、缩短制造工序等观点考虑，已知精冲加工与切削加工相比，是极为有利的加工方法。

通常的冲裁加工中，模具间的间隙为冲裁材料金属板的板厚的约5％～约10％，而精冲加工与通常的冲裁加工不同，是在将模具间的间隙设定为极小、几乎为零(实际为冲裁材料金属板的板厚的约2％以下)的同时，使压应力作用于模具刀刃附近材料的冲裁加工方法。因此，精冲加工的特征在于：

(1)抑制模具刀刃处的裂纹产生，通常的冲裁加工中可见的断裂面几乎变为零，可得到加工面(冲裁面)几乎为100％剪切面的平滑加工面；

(2)尺寸精度好；

(3)通过一个工序冲裁复杂的形状等。

但是，精冲加工中，材料(金属板)受到的加工度极为严苛。另外，精冲加工中，模具间的间隙几乎为零，因此存在对金属模具的载荷过大、金属模具寿命缩短的问题。

因此，对于应用于精冲加工的材料，要求具备优良的精冲加工性的同时，还要求防止金属模具寿命的降低。

针对这样的要求，例如，专利文献1公开了精密冲裁加工性优良的高碳钢板，其具有含有C：0.15～0.90重量％、Si：0.4重量％以下、Mn：0.3～1.0重量％的组成以及球化率80％以上、平均粒径0.4～1.0μm的碳化物分散于铁素体基体中的组织，切口拉伸率为20％以上。根据专利文献1所述的技术，精密冲裁性得到改善，进而金属模具寿命也得到改善。

但是，专利文献1所述的高碳钢板存在精冲加工后的成型加工性差的问题。

另外，专利文献2公开了将含有C：0.08～0.19％、Si、Mn、Al适量、Cr：0.05～0.80％、B：0.0005～0.005％的钢片进行适当的热轧而形成的精密冲裁用钢板。专利文献2所述的钢板屈服强度低，并且冲击值高因而精冲加工性优良，低应变区域n值高因而复合成型加工性优良，而且短时间快速加工性也优良。但是，专利文献2没有公开有关精冲加工性的具体的评价。另外，专利文献2所述的钢板存在精冲加工后的成型加工性差的问题。

另外，专利文献3公开了转造加工或精冲加工中成型性优良的高碳钢板，其具有含有C：0.15～0.45％、将Si、Mn、P、S、Al、N含量调整至适当范围内的组成，而且具有珠光体+渗碳体率为10％以下、并且铁素体晶粒的平均粒径为10～20μm的组织。专利文献3所述的高碳钢板精冲加工性优良，并且精冲加工中金属模具的寿命也得到了改善。但是，专利文献3所述的高碳钢板存在精冲加工后的成型加工性差的问题。

另外，专利文献1、专利文献2、专利文献3所述的钢板，在近来的加工条件严格的精冲加工中，任何一种都不能说具备令人满意的充分的精冲加工性，另外金属模具的寿命也并没有得到充分改善，而且精冲加工后的成型加工性差的问题也没有解决。

最初，精冲加工只应用于齿轮部件等精冲加工后不再进行加工的部件。但近来精冲加工的应用有扩大至汽车部件(活动靠背部件等)的倾向，在精冲加工后需要进行拉伸凸缘加工或鼓凸加工等的部件上的应用也正在研究。因此，作为汽车部件，迫切需要精冲加工性优良并且精冲加工后的拉伸凸缘加工或鼓凸加工等成型加工性也优良的钢板。

作为改善拉伸凸缘加工性的技术，目前已有很多的提案。例如，专利文献4公开了拉伸凸缘性优良的耐磨损热轧钢板，其具有含有C：0.20～0.33％、将Si、Mn、P、S、sol.Al、N含量调整至适当范围内、以及含有Cr：0.15～0.7％的组成，并且具有可含有珠光体的铁素体·贝氏体混合组织。专利文献4所述的热轧钢板通过具有上述组织，扩孔率增高，拉伸凸缘性提高。另外，专利文献5公开了拉伸凸缘性优良的高碳钢板，其具有含有C：0.2～0.7％的组成，并具有碳化物平均粒径为0.1μm以上且小于1.2μm、不含碳化物的铁素体晶粒的体积率为15％以下的组织。专利文献5所述的高碳钢板，抑制冲裁时端面上孔洞的产生，可使扩孔加工中裂纹的形成变慢，拉伸凸缘性提高。

另外，专利文献6公开了冲裁性和退火性优良的高碳钢板，其具有含有C：0.2％以上的组成，并且具有以铁素体及碳化物为主体、碳化物粒径为0.2μm以下、铁素体粒径为0.5～1μm的组织。由此，由毛刺高度和金属模具寿命决定的冲裁性与退火性同时提高。

专利文献1：日本特开2000-265240号公报

专利文献2：日本特开昭59-76861号公报

专利文献3：日本特开2001-140037号公报

专利文献4：日本特开平9-49065号公报

专利文献5：日本特开2001-214234号公报

专利文献6：日本特开平9-316595号公报

但是，专利文献4、专利文献5所述的技术每种都以进行现有的冲裁加工为前提，不认为可以应用于间隙几乎为零的精冲加工。因此，在严格的精冲加工后，难以确保同样的拉伸凸缘性，即使能够确保也存在金属模具寿命缩短的问题。

另外，专利文献6所述的技术需要铁素体粒径在0.5～1μm的范围内，具有这样的铁素体粒径的钢板难以在工业上稳定地制造，存在制品成品率降低的问题。

发明内容

本发明是鉴于上述现有技术的问题而完成的发明，其目的在于提供精冲加工性优良、并且精冲加工后的成型加工性也优良的钢板及其制造方法。

发明人为了达到上述目的，针对金属组织、特别是铁素体、碳化物的形态及分布状态对精冲加工性(以下简称为FB加工性)的影响进行了深入研究。

结果发现，FB加工性及金属模具寿命与铁素体晶粒内存在的碳化物及铁素体粒径有密切关系。因此发现，将具有规定范围组成的钢原材在适当的热轧终轧条件及其后的冷却条件下，制成具有几乎100％珠光体组织的热轧钢板，再进行适当条件的热轧板退火，使金属组织成为平均铁素体粒径为10μm以下、碳化物的球化率为80％以上、并且铁素体晶界上存在的碳化物的面积相对于全部碳化物面积的比率为40％以上、限制铁素体晶粒内碳化物量的铁素体+球化渗碳体(球状碳化物)组织，由此，FB加工性及金属模具寿命显著提高。另外，新发现通过限制铁素体晶粒内的碳化物量，FB加工后的成型加工性也显著提高。

FB加工中，在零间隙、压应力状态下加工材料。因此，材料在承受大的变形时产生裂纹。如果在大的变形中产生多条裂纹，则FB加工性大幅降低。为了防止裂纹产生，认为重要的是碳化物的球化或碳化物粒径的微细化。但是，在FB加工中，即使是100％球化的微细碳化物，当其存在于铁素体晶粒内时，也不能避免微小裂纹的产生。因此，本发明人认为，在FB加工后进一步进行拉伸凸缘加工时，FB加工时产生的微小裂纹之间相互连接而导致拉伸凸缘性的降低。另外，关于金属模具寿命，本发明人也推测，如果铁素体晶粒内存在大量的碳化物，则会促进模具刀刃的磨损，金属模具寿命降低。

首先，说明作为本发明基础的实验结果。

将以质量％计含有0.34％C-0.2％Si-0.8％Mn的高碳钢坯(相当于S35C)加热至1150℃后，进行由5道次粗轧、7道次终轧构成的热轧，制成板厚4.2mm的热轧钢板。另外，热轧的终轧结束温度为860℃，卷取温度为600℃，终轧后将冷却速度由空冷(5℃/秒)改变为250℃/秒而进行冷却。另外，进行空冷以外的冷却(强制冷却)时的冷却停止温度为650℃。接着将这些热轧钢板酸洗后，进行作为热轧板退火的分批退火(720℃×5～40小时)。对这些实施了热轧板退火的钢板，在观察金属组织的同时评价FB加工性。

金属组织的观察是从得到的钢板取试验片，研磨该试验片的与轧制方向平行的截面，进行硝酸乙醇腐蚀后，用扫描电子显微镜(SEM)观察板厚1/4位置的金属组织，测定铁素体粒径及碳化物的球化率。

铁素体粒径是对各铁素体晶粒测定其面积、由得到的面积求出圆相当直径作为各自的粒径。将得到的各铁素体粒径进行算术平均，以该值作为该钢板的平均铁素体粒径。另外，测定的铁素体晶粒为各5000个。

另外，在组织观察的各视野(倍率：3000倍)中，用图像分析装置求出各碳化物的最大长度a和最小长度b，计算其比值a/b，以相对于测定的所有碳化物个数的比例(％)表示a/b为3以下的碳化物晶粒数，作为碳化物的球化率(％)。另外，测定的碳化物的晶粒数为各9000个。

另外，在组织观察的各视野中，识别铁素体晶界上存在的碳化物及铁素体晶粒内存在的碳化物，对于每单位面积上存在的碳化物，用图像分析装置测定铁素体晶界上存在的碳化物的占有面积S_on及铁素体晶粒内存在的碳化物的占有面积S_in，算出以下式定义的铁素体晶界碳化物量(S_gb)。

S_gb(％)＝{S_on/(S_on+S_in)}×100

另外，碳化物晶粒的面积测定为各30个视野(倍率：3000倍)。

另外，从得到的钢板取试验片(大小：100×80mm)，进行精冲试验(FB试验)。FB试验如下：使用110吨油压冲压机，在间隙：0.060mm(板厚的1.5％)、加工力：8.5吨、有润滑的条件下，从试验片上冲裁大小为60mm×40mm(转角半径R：10mm)的试样。测定冲裁下来的试样的端面(冲裁面)的表面粗糙度(十点平均粗糙度Rz)，评价FB加工性。另外，为了消除板厚偏差对于间隙的影响，预先将试验片两面分别进行等量研削，使板厚为4.0±0.010mm。

表面粗糙度的测定如下：对于除R部以外的4个端面，如图4所示，在各端面上，在从距冲床侧表面0.5mm至板厚方向3.9mm的范围、并且平行于表面(X方向)延伸10mm的区域内，用触针式表面粗糙度仪沿板厚方向(t方向)以100μm间距反复扫描35次，根据JIS B0601-1994标准，测定各扫描线上的表面粗糙度Rz。而且，测定面的表面粗糙度Rz为将各条扫描线的Rz求和后算出的平均值。按照与上述相同的方法测定4个端面，算出以下式定义的平均表面粗糙度Rz ave(μm)。

Rz ave＝(Rz 1+Rz 2+Rz 3+Rz 4)/4

(在此，Rz 1、Rz 2、Rz 3、Rz 4为各面的Rz)

一般而言，冲裁端面中断裂面的出现为10％以下的情况被认为“FB加工性优良”，而本发明中，平均表面粗糙度Rz ave若为10μm以下，则FB加工性优良，且其值越小FB加工性越好。另外，测定与上述板厚不同的试验片的表面粗糙度时，与上述同样地在从距表面0.5mm至板厚方向(板厚(mm)-0.1mm)左右的范围、并且平行于表面延伸10mm的区域内，沿板厚方向反复以100μm间距扫描并求出各面的Rz，由各面的Rz求出Rz ave即可。

得到的结果如图1、图2所示。

从图2所示的平均表面粗糙度Rz ave与碳化物的球化率的关系可知，球化率为80％以上时，Rz ave达到10μm以下，FB加工性急剧提高。另外，图2所示的数据是平均铁素体粒径为约3μm～约8μm的情况。另外还可以看出，如果球化率为80％以上且晶界碳化物量增加，则Rz ave进一步减小，FB加工性显著提高。从图1所示的表面粗糙度(平均表面粗糙度：Rz ave)与铁素体晶界碳化物量(S_gb)的关系可知，如果铁素体晶界碳化物量为40％以上，则随着碳化物中晶界碳化物所占比例的增加，Rz ave达到10μm以下，FB加工性急剧提高。

本发明是基于上述发现进一步进行深入研究而完成的。即，本发明的要点如下。

(1)一种精冲加工性优良的钢板，其特征在于，具有：以质量％计，含有C：0.1～0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下、S：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及以铁素体及碳化物为主体的组织，其中，所述铁素体的平均粒径为1～10μm，所述碳化物的球化率为80％以上，并且所述碳化物中，作为铁素体的结晶晶界上存在的碳化物的量的以下式(1)定义的铁素体晶界碳化物量S_gb为40％以上。

S_gb(％)＝{S_on/(S_on+S_in)}×100……(1)

(在此，S_on：每单位面积上存在的碳化物中，铁素体晶界上存在的碳化物的总占有面积；S_in：每单位面积上存在的碳化物中，铁素体晶粒内存在的碳化物的总占有面积)

(2)如(1)所述的钢板，其特征在于，所述铁素体的结晶晶界上存在的碳化物的平均粒径为5μm以下。

(3)如(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有Al：0.1％以下。

(4)如(1)至(3)中任一项所述的钢板，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有选自Cr：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Ni：3.5％以下、Ti：0.01～0.1％及B：0.0005～0.005％中的1种或2种以上。

(5)一种精冲加工性优良的钢板的制造方法，对钢原材依次实施将该钢原材加热并轧制成热轧板的热轧、对该热轧板进行退火的热轧板退火，其特征在于，所述钢原材具有以质量％计，含有C：0.1～0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下、S：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；所述热轧的终轧结束温度为800～950℃；该终轧结束后，以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却，在500～700℃的温度范围停止该冷却，在450～600℃进行卷取处理。

(6)如(5)所述的钢板的制造方法，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有Al：0.1％以下。

(7)如(5)或(6)所述的钢板的制造方法，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有选自Cr：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Ni：3.5％以下、Ti：0.01～0.1％及B：0.0005～0.005％中的1种或2种以上。

(8)如(5)至(7)中任一项所述的钢板的制造方法，其特征在于，以退火温度为600～750℃进行所述热轧板退火处理。

根据本发明，可以容易且低价地制造FB加工性优良、而且FB加工后的成型加工性也优良的钢板，在工业上具有显著的效果。另外，根据本发明生产FB加工性优良的钢板，不必进行FB加工后的端面处理，可以缩短制造工期提高生产率，同时还具有能削减制造成本的效果。

附图说明

图1是表示FB加工性(冲裁面的表面粗糙度)与铁素体晶界碳化物量的关系的图。

图2是表示FB加工性(冲裁面的表面粗糙度)与碳化物球化率的关系的图。

图3是表示FB加工性(冲裁面的表面粗糙度)与平均铁素体结晶粒径的关系的图。

图4是示意地说明FB加工后的冲裁面的表面粗糙度测定区域的说明图。

具体实施方式

首先，说明本发明钢板的组成限定理由。另外，组成中的质量％只要没有特别说明，均只记作％。

C：0.1～0.5％

C是影响热轧退火后及淬火后硬度的元素，在本发明中需要含有0.1％以上。C小于0.1％时，不能得到作为汽车用部件所要求的硬度。另一方面，在超过0.5％而大量含有的情况下，钢板发生硬质化，因此不能在工业上确保充分的金属模具寿命。因此，C限定在0.1～0.5％的范围。

Si：0.5％以下

Si是作为脱氧剂发挥作用、并且通过固溶强化增加强度(硬度)的元素，但如果超过0.5％而大量含有，则铁素体相发生硬质化，使FB加工性降低。另外，如果含有超过0.5％的Si，则在热轧阶段产生被称为红锈的表面缺陷。因此，Si限定为0.5％以下。另外，优选0.35％以下。

Mn：0.2～1.5％

Mn是通过固溶强化增加钢的强度、并且对于提高淬火性有效地发挥作用的元素。为了得到这样的效果，希望其含量为0.2％以上，但如果超过1.5％而过量地含有，则固溶强化过强，从而铁素体发生硬质化，FB加工性降低。因此，Mn限定为0.2～1.5％的范围。另外，优选0.6～0.9％。

P：0.03％以下

P偏析于晶界等上而使加工性降低，因此在本发明中希望尽可能减少其含量，但可允许达到0.03％。由此，P限定为0.03％以下。另外，优选0.02％以下。

S：0.02％以下

S在钢中形成MnS等硫化物而作为夹杂物存在，是使FB加工性降低的元素，希望尽可能减少其含量，但可允许达到0.02％。由此，S限定为0.02％以下。另外，优选0.01％以下。

上述成分为基本组成，本发明中在上述基本组成的基础上，还可以含有Al和/或选自Cr、Mo、Ni、Ti及B的1种或2种以上。

Al：0.1％以下

Al是作为脱氧剂发挥作用、并且与N结合形成AlN而对防止奥氏体晶粒的粗大化有贡献的的元素。与B同时含有时，还有固定N、防止B形成BN而使对于提高淬火性有效的B量减少的效果。这样的效果在0.02％以上的含量下显著，但超过0.1％的含量使钢的纯度降低。因此，含有时Al优选限定为0.1％以下。另外，作为不可避免的杂质的Al为0.01％以下。

Cr、Mo、Ni、Ti、B的任意一种都是对于提高淬火性、或者进一步提高抗回火软化性有贡献的元素，可根据需要选择性地含有。

Cr：3.5％以下

Cr是对提高淬火性有效的元素，为了得到这样的效果而优选含有0.1％以上，但超过3.5％的含量在FB加工性降低的同时导致抗回火软化性的过度增大。因此，含有Cr时优选限定为3.5％以下。另外，更优选0.2～1.5％。

Mo：0.7％以下

Mo是对提高淬火性有效地发挥作用的元素，为了得到这样的效果而优选含有0.05％以上，但超过0.7％的含量会导致钢的硬质化，FB加工性降低。因此，含有Mo时优选限定为0.7％以下。另外，更优选0.1～0.3％。

Ni：3.5％以下

Ni是使淬火性提高的元素，为了得到这样的效果而优选含有0.1％以上，但超过3.5％的含量会导致钢的硬质化，FB加工性降低。因此，含有Ni时优选限定为3.5％以下。另外，更优选0.1～2.0％。

Ti：0.01～0.1％

Ti容易与N结合形成TiN，是对于防止淬火时γ晶粒的粗大化有效地发挥作用的元素。另外，与B同时含有时减少形成BN的N，因此还具有可减少提高淬火性所需要的B的添加量的效果。为了得到这样的效果，需要0.01％以上的含量。另一方面，超过0.1％含有时，由TiC等的析出造成铁素体析出强化而发生硬质化，导致金属模具寿命的降低。因此，含有时Ti优选限定为0.01～0.1％的范围。另外，更优选0.015～0.08％。

B：0.0005～0.005％

B是偏析于奥氏体晶界上、以微量即可改善淬火性的元素，特别是在与Ti复合添加时有效。为了改善淬火性，需要0.0005％以上的含量。另一方面，即使含量超过0.005％，其效果已饱和，无法期待与含量相符的效果而在经济上变得不利。因此，含有时B优选限定为0.0005～0.005％的范围。另外，更优选0.0008～0.004％。

上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，可以允许存在例如N：0.01％以下、O：0.01％以下、Cu：0.1％以下。

接下来，说明本发明钢板的组织限定理由。

本发明的钢板，具有以铁素体及碳化物为主体的组织。以铁素体及碳化物为主体的组织是指铁素体及碳化物的体积率为95％以上的组织。

本发明中，铁素体的粒径以平均结晶粒径计为1～10μm。平均铁素体结晶粒径小于1μm的情况下，钢板显著硬化，并且铁素体晶粒内的碳化物量增加，FB加工性、金属模具寿命以及FB加工后的扩孔性等成型加工性降低。另一方面，如果超过10μm，则发生软质化而提高金属模具寿命，但如图3所示，FB加工性降低。因此，平均铁素体结晶粒径限定为1～10μm的范围。另外，优选1～5μm。

本发明钢板中，碳化物的球化率为80％以上。球化率小于80％时，发生硬质化，而且变形能小，FB加工性降低。如图2所示，球化率小于80％时，Rz ave超过10μm而变大，FB加工性急剧降低。因此，本发明中为了确保充分的FB加工性，将碳化物的球化率限定为80％以上。另外，为了使球化率变大需要长时间的退火，因此优选80～85％。

另外，本发明钢板中，铁素体晶界碳化物量S_gb为40％以上。铁素体晶界碳化物量S_gb为存在于铁素体结晶晶界上的碳化物的占有面积相对于全部碳化物的占有面积的比率，是以下式(1)定义的值，

S_gb(％)＝{S_on/(S_on+S_in)}×100……(1)

(在此，S_on：每单位面积上存在的碳化物中，铁素体结晶晶界上存在的碳化物的总占有面积；S_in：每单位面积上存在的碳化物中，铁素体晶粒内存在的碳化物的总占有面积)。铁素体晶界碳化物量S_gb小于40％时，铁素体晶粒内存在的碳化物量增多，如图1所示，Rz ave超过10μm而变大，FB加工性急剧降低。这是因为，微细且被球化的碳化物如果存在于铁素体晶粒内，则FB加工时在碳化物的周围产生微细的裂纹，由于它们的连接，FB加工性降低。由于FB加工时在碳化物的周围产生微细的裂纹并残留，它们在其后的成型加工中相互连接，成型加工性也降低。另外，铁素体晶粒内如果存在碳化物，则铁素体晶粒本身发生硬质化，导致金属模具寿命的降低。因此，本发明中将铁素体晶界碳化物量S_gb限定为40％以上。另外，优选50％以上。

另外，本发明钢板中，铁素体结晶晶界上存在的碳化物，平均粒径优选为5μm以下。理由是根据新发现，铁素体晶界碳化物量S_gb为40％以上时，在铁素体晶界上存在的碳化物，其粒径越小，对于提高FB加工性、进而提高金属模具寿命的贡献则越大。另外，碳化物粒径越小，即使在高频淬火中短时间加热时，也可使碳化物容易地固溶于奥氏体中，确保所希望的淬火硬度变得容易。由此，铁素体结晶晶界上存在的碳化物的平均粒径优选限定为5μm以下。

下面说明本发明钢板的优选的制造方法。

优选将具有上述组成的钢水用转炉等常用的熔炼方法熔炼，并用连铸法等常用的铸造方法制成钢原材(钢坯)。

然后对得到的钢原材实施将钢原材加热并轧制成热轧板的热轧。

热轧的优选条件为：终轧的结束温度为800～950℃，终轧结束后，以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却，在500～700℃的温度范围停止冷却，在450～600℃进行卷取处理。本发明的热轧的特征在于调节终轧的结束温度和其后的冷却条件。由此可以得到具有几乎100％的珠光体组织的热轧板。

终轧的结束温度：800～950℃

终轧的结束温度优选为作为通常的终轧结束温度范围的800～950℃范围内的温度。终轧的结束温度超过950℃而变高时，产生的锈皮变厚，酸洗性降低，并且有时在钢板表层产生脱碳层。另一方面，终轧的结束温度小于800℃时，轧制载荷的增大显著，产生对轧钢机的载荷过大的问题。因此，终轧的结束温度优选为800～950℃范围内的温度。

终轧结束后的平均冷却速度：50℃/秒以上

终轧结束后以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却。另外，该平均冷却速度为从终轧的结束温度至该冷却(强制冷却)的停止温度的平均冷却速度。平均冷却速度小于50℃/秒时，冷却中产生不含碳化物的铁素体，冷却后的组织成为铁素体+珠光体的不均匀组织，不能确保由几乎100％的珠光体形成的均匀组织。热轧板组织为铁素体+珠光体的不均匀组织时，无论其后的热轧板退火如何费心思，晶粒内存在的碳化物也会变多，晶界上存在的碳化物量减少。因此，FB加工性降低。由此，终轧结束后的平均冷却速度优选限定为50℃/秒以上。另外，为了防止贝氏体的生成，更优选120℃/秒以下。

冷却停止温度：500～700℃

停止上述冷却(强制冷却)的温度优选为500～700℃。冷却停止温度低于500℃时，产生生成硬质的贝氏体或马氏体而使热轧板退火时间延长的问题、或卷取时产生裂纹等操作上的问题。另一方面，冷却停止温度为超过700℃的高温时，铁素体相变鼻点温度(transformationnose)在700℃附近，因此在冷却停止后的放冷中产生铁素体，不能确保由几乎100％的珠光体形成的均匀组织。由此，冷却停止温度优选限定为500～700℃范围内的温度。另外，更优选500～650℃，进一步优选500～600℃。

冷却停止后，立即将热轧板卷取成卷材状。卷取温度为450～600℃，更优选500～600℃。

卷取温度低于450℃时，卷取时钢板产生裂纹，成为操作上的问题。另一方面，卷取温度如果超过600℃，则存在卷取中产生铁素体的问题。

如上得到的热轧板(热轧钢板)通过酸洗或喷丸等除去表面的氧化锈皮后，进行热轧板退火。通过对具有几乎100％的珠光体组织的热轧板进行适当的热轧板退火，可以促进碳化物的球化，同时能够抑制铁素体晶粒的成长，使大多数的碳化物存在于铁素体结晶晶界上。

另外，热轧板退火中，退火温度为600～750℃范围内的温度。退火温度低于600℃时，不能达到充分的碳化物球化。另一方面，如果为超过750℃的高温，则冷却中再次产生珠光体，精冲加工性及其它加工性降低。另外，热轧板退火的保持时间不需要特别限定，但为了将碳化物充分球化，优选8小时以上。另外，如果超过80小时，则铁素体晶粒可能过度粗大化，因此优选80小时以下。

实施例

对表1所示组成的钢原材(钢坯)实施表2所示的热轧及热轧板退火，制成热轧钢板(板厚：4.3mm)。

对于得到的热轧钢板，研究其组织、FB加工性、FB加工后的拉伸凸缘性。研究方法如下所示。

(1)组织

从得到的钢板上取组织观察用试验片。然后，研磨试验片的与轧制方向平行的截面，进行硝酸乙醇腐蚀后，用扫描电子显微镜(SEM)(倍率，铁素体：1000倍，碳化物：3000倍)观察板厚1/4位置的金属组织(视野数：30处)，测定铁素体及碳化物的体积率、铁素体粒径、碳化物的球化率、铁素体晶界碳化物量、以及铁素体晶界上碳化物的平均粒径。

铁素体及碳化物的体积率如下进行判断：用SEM(倍率：3000倍)观察金属组织(视野数：30处)，用铁素体面积与碳化物面积的总面积除以全视野面积求出面积率，将其作为铁素体及碳化物的体积率。

铁素体粒径是对各铁素体晶粒测定其面积、由得到的面积求出圆相当直径而作为各自的粒径。将得到的各铁素体粒径进行算术平均，以该值作为该钢板的平均铁素体粒径。

碳化物的球化率是在金属组织观察(倍率：3000倍)的各视野(视野数：30处)中，用图像分析装置求出各碳化物的最大长度a和最小长度b，计算其比值a/b，以相对于测定的所有碳化物个数的比例(％)表示a/b为3以下的碳化物晶粒数，作为碳化物的球化率(％)。

铁素体晶界碳化物量S_gb是在金属组织观察(倍率：3000倍)的各视野(视野数：30处)中，识别铁素体晶界上存在的碳化物及铁素体晶粒内存在的碳化物，用图像分析装置测定每单位面积的铁素体晶界上存在的碳化物的占有面积S_on及铁素体晶粒内存在的碳化物的占有面积S_in，使用下式(1)算出。

S_gb(％)＝{S_on/(S_on+S_in)}×100……(1)

另外，对于铁素体晶界上的各碳化物，测定每2°的通过碳化物外周上2点和碳化物的相当椭圆(与碳化物面积相同且静矩及惯性矩相等的椭圆)重心的直径，求出圆相当直径，将其作为各自的碳化物粒径，将得到的碳化物粒径的平均值作为铁素体晶界上的碳化物的平均粒径。

(2)FB加工性

从得到的钢板取试验片(大小：100×80mm)，进行FB试验。FB试验如下：使用110吨油压冲压机，在模具间的间隙：0.060mm(板厚的1.5％)、加工力：8.5吨、有润滑的条件下，从试验片上冲裁大小为60mm×40mm(转角半径R：10mm)的试样。对冲裁下来的试样的端面(冲裁面)与上述同样地测定表面粗糙度(十点平均粗糙度Rz)，评价FB加工性。另外，为了消除板厚偏差对于间隙的影响，预先将两面分别进行等量研削，使板厚为4.0±0.010mm。

即，表面粗糙度的测定如下：对于除R部以外的4个端面，如图4所示，在各端面(板厚面)上，在从距冲床侧表面0.5mm至板厚方向3.9mm的范围、并且平行于表面(X方向)延伸10mm的区域内，用触针式表面粗糙度仪沿板厚方向(t方向)以100μm间距扫描35次，根据JISB0601-1994标准，测定各扫描线上的表面粗糙度Rz。而且，测定面的表面粗糙度Rz为将各条扫描线的Rz求和后算出的平均值。按照与上述相同的方法测定4个端面，算出以下式定义的平均表面粗糙度Rzave(μm)。

Rz ave＝(Rz 1+Rz 2+Rz 3+Rz 4)/4

(在此，Rz 1、Rz 2、Rz 3、Rz 4为各面的Rz)

另外，评价使用的模具(金属模具)的寿命。测定FB加工中冲裁次数达到30000次时的试样端面(冲裁面)的表面粗糙度(十点平均粗糙度Rz)，评价金属模具寿命。另外，表面粗糙度的测定方法与上述方法相同。试样端面的表面粗糙度(十点平均粗糙度Rz)按10μm以下为○、超过10μm且在16μm以下为△、超过16μm为×而进行评价。

(3)FB加工后的拉伸凸缘性

从得到的热轧钢板上以FB加工冲裁试验片(大小：100×100mm)，研究拉伸凸缘性。另外，FB加工是在模具间的间隙：0.060mm(板厚的1.5％)、加工力：8.5吨、有润滑的条件下进行的。

拉伸凸缘性通过实施扩孔试验求出扩孔率λ来进行评价。扩孔试验是通过在试验片上冲裁出10mmφ(d₀)的冲孔后、用夹具将该冲孔扩大的方法进行的，测定冲孔边缘产生贯穿板厚的裂纹时的孔径d，求出以下式定义的扩孔率λ(％)。

λ(％)＝(d-d₀)/d₀×100

得到的结果合并记于表2中。

本发明例的任意一例，冲裁面的表面粗糙度Rz均为10μm以下，FB加工性均优良，而且，冲裁次数30000次时的冲裁面表面也均光滑(评价为○)，也没有发现金属模具寿命的降低。另外，本发明例的FB加工后的拉伸凸缘性也优良。而且，以前述方法确认了铁素体及碳化物的体积率，但铁素体和碳化物的合计体积率均在95％以上，确认形成了以铁素体及碳化物为主体的组织。另外，以前述方法确认了铁素体结晶晶界上存在的碳化物的粒径，平均粒径均为5μm以下。

另一方面，偏离本发明范围的比较例，冲裁面的表面粗糙度Rz超过10μm而变粗，FB加工性降低，另外，还发现金属模具寿命的降低，拉伸凸缘性降低。而且，钢板No.15在卷取时产生裂纹，因此没有进行热轧板退火以后的处理。

Claims

1.一种精冲加工性优良的钢板，其特征在于，具有：以质量％计，含有C：0.1～0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下、S：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及以铁素体及碳化物为主体的组织，其中，所述铁素体的平均粒径为1～10μm，所述碳化物的球化率为80％以上，并且所述碳化物中，作为铁素体的结晶晶界上存在的碳化物的量的以下式(1)定义的铁素体晶界碳化物量S_gb为40％以上，

S_gb(％)＝{S_on/(S_on+S_in)}×100……(1)

在此，S_on：每单位面积上存在的碳化物中，铁素体晶界上存在的碳化物的总占有面积，S_in：每单位面积上存在的碳化物中，铁素体晶粒内存在的碳化物的总占有面积。

2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述铁素体的结晶晶界上存在的碳化物的平均粒径为5μm以下。

3.如权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有Al：0.1％以下。

4.如权利要求1至3中任一项所述的钢板，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有选自Cr：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Ni：3.5％以下、Ti：0.01～0.1％及B：0.0005～0.005％中的1种或2种以上。

5.一种精冲加工性优良的钢板的制造方法，对钢原材依次实施将所述钢原材加热并轧制成热轧板的热轧、对所述热轧板进行退火的热轧板退火，其特征在于，所述钢原材具有以质量％计，含有C：0.1～0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下、S：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；所述热轧的终轧结束温度为800～950℃；所述终轧结束后，以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却，在500～700℃的温度范围停止所述冷却，在450～600℃进行卷取处理。

6.如权利要求5所述的钢板的制造方法，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有Al：0.1％以下。

7.如权利要求5或6所述的钢板的制造方法，其特征在于，所述组成中，以质量％计，还含有选自Cr：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Ni：3.5％以下、Ti：0.01～0.1％及B：0.0005～0.005％中的1种或2种以上。

8.如权利要求5至7中任一项所述的钢板的制造方法，其特征在于，以退火温度为600～750℃进行所述热轧板退火处理。