CN107250415B - 成形时的冷加工性优良的钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供成形时的冷加工性优良的钢板及其制造方法。本发明的钢板的特征在于，其成分组成为：以质量％计，含有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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下，(c)r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下，(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下，(e)钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的无规强度之比为3.0以下。

Description

成形时的冷加工性优良的钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及成形时的冷加工性优良的钢板及其制造方法。
背景技术
汽车用部件、刀具、其他机械部件经过冲裁、弯曲、冲压加工等加工工序来进行制造。在该加工工序中，为了实现制品品质的提高、稳定化、和/或制造成本的降低，对作为原材料的碳钢板要求提高加工性。
通常，对碳钢板实施冷轧和球状化退火来制造由铁素体和球状化碳化物构成的加工性良好的软质的碳钢板。至今为止，提出了多种用于改善碳钢板的加工性的技术。
例如，专利文献1中公开了一种精密冲裁用高碳钢板及其制造法，所述精密冲裁用高碳钢板包含C：0.15～0.90质量％、Si：0.40质量％以下，Mn：0.3～1.0质量％、P：0.03质量％以下，全部Al：0.10质量％以下，Ti：0.01～0.05质量％、B：0.0005～0.0050质量％、N：0.01质量％以下，Cr：1.2质量％以下，并且，其具有平均碳化物粒径为0.4～1.0μm且碳化物球状化率为80％以上的碳化物在铁素体基质中分散而成的组织，切口拉伸伸长率为20％以上。
专利文献2中公开了一种加工性优良的中/高碳钢板及其制造法，所述中/高碳钢板的特征在于，含有C：0.3～1.3质量％、Si：1.0质量％以下，Mn：0.2～1.5质量％、P：0.02质量％以下，S：0.02质量％以下，并且，其具有在铁素体晶界上的碳化物CGB与铁素体晶晶内的碳化物数CIG之间以CGB/CIG≤0.8的关系成立的方式使碳化物分散而成的组织，断面硬度为160HV以下。
专利文献3中公开了一种加工性优良的中/高碳钢板，其特征在于，包含C：0.30～1.00质量％、Si：1.0质量％以下，Mn：0.2～1.5质量％、P：0.02质量％以下，S：0.02质量％以下，并且，其具有下述组织：在铁素体晶界上的碳化物CGB与铁素体晶内的碳化物数CIG之间CGB/CIG≤0.8的关系成立且长轴/短轴为2以下的球状化碳化物占全部碳化物内的90％以上的碳化物在铁素体中分散而成的组织。
另外，专利文献1～3中记载了铁素体晶内中的碳化物的比例越多，加工性越提高。
另外，专利文献4中公开了一种FB加工性、模具寿命以及FB加工后的成形加工性优良的钢板，其特征在于，具有由C：0.1～0.5质量％、Si：0.5质量％以下，Mn：0.2～1.5质量％、P：0.03质量％以下，S：0.02质量％以下构成的组成、和以铁素体以及碳化物作为主体的组织，用Sgb＝{Son/(Son+Sin)}×100(其中，Son：每单位面积存在的碳化物中的在晶界上存在的碳化物的总占有面积、Sin：每单位面积存在的碳化物中的在晶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Sgb为40％以上。
但是，专利文献1中记载的技术以铁素体粒径和碳化物的粗大化为目标，为了实现软质化而在AC1点以上的温度下进行退火，但在AC1点以上的温度下进行退火的情况下，在退火中会析出棒状、板状的碳化物。该碳化物使加工性降低，因此即使能够使硬度降低，也不利于加工性。
专利文献2以及3中记载的技术均是在晶界析出的碳化物的碳化物球状化率低作为使加工性变差的原因，不以晶界碳化物的球状化率的提高作为问题。专利文献4中记载的技术仅仅规定了组织因子，没有研究加工性与机械特性的关系。
专利文献5中记载的技术是着眼于精密冲切加工性与在铁素体晶内存在的碳化物量以及铁素体粒径之间的关系的发明。但是，专利文献5中，没有研究织构对于塑性各向异性而言带来了何种影响。
专利文献6中公开了使通过轧制而发展的织构的发展被抑制了的热轧钢板及其制造方法。但是，专利文献6中，关于通过轧制而发展的织构以外的织构与冷锻性之间的关系没有研究。
专利文献7中记载的技术是考虑了铁素体晶内的渗碳体密度对淬火前的高碳热轧钢板的硬度、总伸长率产生大幅影响而完成的发明。专利文献7中记载的热轧钢板的特征在于，具有由铁素体晶内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的铁素体和渗碳体构成的显微组织。但是，专利文献7中，没有研究织构对于塑性各向异性而言带来了何种影响。
专利文献8中记载的技术是考虑到在具有微小组织的钢中Ceq值不仅与机械特性和焊接性有关、而且与疲劳龟裂发展速度也有关系而完成的发明。专利文献8公开了通过将Ceq值的范围限制为0.28％～0.65％从而使钢材的耐疲劳特性得到改善，并且确保焊接性。但是，专利文献8中，没有研究织构对于塑性各向异性而言带来了何种影响。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特许第4465057号公报
专利文献2：日本特许第4974285号公报
专利文献3：日本特许第5197076号公报
专利文献4：日本特许第5194454号公报
专利文献5：日本特开2007-270331号公报
专利文献6：日本特开2009-263718号公报
专利文献7：日本特开2015-17294号公报
专利文献8：日本特开2004-27355号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明鉴于现有技术的现状，以使钢板的成形时的冷加工性提高作为课题，其目的在于，提供解决该课题的钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明者们对解决上述课题的手段进行了深入的研究。结果发现，通过使从热轧到退火中的制造条件最佳化来控制冷加工前的钢板的组织中的碳化物的分散状态，从而使得碳化物在铁素体晶界析出，并且能够控制热轧钢板中的织构，能够提高冷加工性。
另外，通过各种研究的积累发现：即使分别独立地设计热轧条件和退火条件，也难以制造满足上述条件的钢板，如果在热轧、退火工序的连续工序中，彼此协作并最佳化，则能够制造满足上述条件的钢板。
本发明是基于上述见解而进行的，其主旨如下。
(1)一种成形时的冷加工性优良的钢板，其特征在于，关于成分组成，以质量％计，含有
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％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，
(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，
(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下，
(c)JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下，
(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下，
(e)钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的X射线衍射强度相对于对钢板的晶粒无规地进行方位分布而成的试样进行X射线衍射时的X射线衍射强度之比为3.0以下。
(2)根据上述(1)所述的成形时的冷加工性优良的钢板，其特征在于，关于上述成分组成，以质量％计，还含有
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％中的一种或二种以上。
(3)一种成形时的冷加工性优良的钢板的制造方法，其是制造上述(1)或(2)所述的成形时的冷加工性优良的钢板的制造方法，其特征在于，
加热上述(1)或(2)中记载的成分组成的钢坯而供作热轧，在800℃以上且900℃以下的温度范围内完成终热轧，在400℃以上且550℃以下进行卷取，对由此得到的热轧钢板在进行酸洗后实施在2个温度范围内进行保持的2段步进式的退火时，
(i)实施在650℃以上且720℃以下的温度范围内保持3小时以上且60小时以下的第1段退火，接着，实施在725℃以上且790℃以下的温度范围内保持3小时以上且50小时以下的第2段退火，之后，
(ii)以冷却速度1℃/小时以上且30℃/小时以下冷却至650℃以下。
(4)根据(3)所述的钢板的制造方法，其特征在于，钢板的断面收缩率为40％以上。
发明效果
根据本发明，能够制造并提供成形时的冷加工性优良的钢板。
具体实施方式
本发明的成形时的冷加工性优良的钢板(以下有时称为“本发明钢板”)，其特征在于，关于成分组成，以质量％计，含有：
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％
余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中
(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，
(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下，
(c)JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下，
(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下，
(e)钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的X射线衍射强度相对于对钢板的晶粒无规地进行方位分布而成的试样进行X射线衍射时的X射线衍射强度之比为3.0以下。
本发明的成形时的冷加工性优良的钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法”)是制造本发明钢板的制造方法，其特征在于，
加热本发明钢板的成分组成的钢坯而供作热轧，在800℃以上且900℃以下的温度范围内完成终热轧，在400℃以上且550℃以下进行卷取，对由此得到的热轧钢板进行了酸洗后实施在2个温度范围内进行保持的2段步进式的退火时，
(i)实施在650℃以上且720℃以下的温度范围内保持3小时以上且60小时以下的第1段退火，接着，实施在725℃以上且790℃以下的温度范围内保持3小时以上且50小时以下的第2段退火，之后，
(ii)以冷却速度1℃/小时以上且30℃/小时以下冷却至650℃以下。
以下，对本发明钢板和本发明制造方法进行说明。
首先，对本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，成分组成的％是指质量％。
C：0.10～0.40％
C是在钢中形成碳化物、对钢的强化以及铁素体粒的微小化有效的元素。为了抑制冷加工中产生梨皮面，确保冷锻部件的表面美观，需要抑制铁素体粒径的粗大化，但小于0.10％时，碳化物的体积率不足，无法抑制退火中的碳化物的粗大化，因此C设定为0.10％以上。优选为0.12％以上。
另一方面，在超过0.40％时，碳化物的体积率增加，在瞬时承载载荷时成为破坏的起点的裂纹大量生成，耐冲击特性降低，因此C设定为0.40％以下。优选为0.38％以下。
Si：0.01～0.30％
Si是作为脱氧剂发挥作用、而且其是对碳化物的形态带来影响的元素。为了减少铁素体晶内的碳化物的个数，并且增加铁素体晶界的碳化物的个数，在2段步进式的退火中，在退火中生成奥氏体相，一旦使碳化物溶解后，需要缓慢冷却促进碳化物向铁素体晶界析出。
本发明钢板中，Si越少越优选，但降低至小于0.01％时，制造成本上升，因此Si设定为0.01％以上。
另一方面，在超过0.30％时，铁素体的延展性降低，在冷加工时容易引起裂纹，使冷加工性降低，因此Si设定为0.30％以下。优选为0.28％以下。
Mn：0.30～1.00％
Mn是在2段步进式的退火中控制碳化物的形态的元素。小于0.30％时，在第2段退火后的缓慢冷却中，难以使碳化物在铁素体晶界析出，因此Mn设定为0.30％以上。优选为0.33％以上。
另一方面，在超过1.00％时，铁素体的硬度增加，冷加工性降低，因此Mn设定为1.00％以下。优选为0.96％以下。
P：0.0001～0.020％
P是在铁素体晶界偏析、并抑制晶界碳化物的形成的元素。越少越优选，但在精炼工序中，将P降低至小于0.0001％时，精炼成本大幅上升，因此P设定为0.0001％以上。优选为0.0013％以上。
另一方面，在超过0.020％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷加工性降低，因此P设定为0.020％以下。优选为0.018％以下。
S：0.0001～0.010％
S是形成MnS等非金属夹杂物的元素。非金属夹杂物在冷锻时成为裂纹产生的起点，因此S越少越优选，但降低至小于0.0001％时，精炼成本大幅上升，因此S设定为0.0001％以上。优选为0.0012％以上。
另一方面，在超过0.010％时，冷加工性降低，因此S设定为0.010％以下。优选为0.007％以下。
Al：0.001～0.10％
Al是作为钢的脱氧剂发挥作用、是使铁素体稳定化的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Al设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。
另一方面，在超过0.10％时，晶界上的碳化物的个数比例降低，冷加工性降低，因此Al设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
本发明钢板除了含有上述元素之外，为了实现本发明钢板的特性的提高，还可以含有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％中的一种或二种以上。
N：0.0001～0.010％
N是通过大量含有就会引起铁素体的脆化的元素。越少越优选，但降低至小于0.0001％时，精炼成本大幅上升，因此N设定为0.0001％以上。优选为0.0006％以上。另一方面，在超过0.010％时，铁素体发生脆化，冷锻性降低，因此N设定为0.010％以下。优选为0.007％以下。
O：0.0001～0.020％
O是通过大量含有就会在钢中形成粗大的氧化物的元素。越少越优选，但降低至小于0.0001％时，精炼成本大幅上升，因此O设定为0.0001％以上。优选为0.0011％以上。另一方面，在超过0.020％时，在钢中生成粗大的氧化物，在冷加工时成为裂纹的起点，因此O设定为0.020％以下。优选为0.017％以下。
Cr：0.001～0.50％
Cr是提高淬硬性并有助于强度的提高的元素，而且其是富集于碳化物上且在奥氏体相也可以形成稳定的碳化物的元素。在小于0.001％时，不能充分得到淬硬性提高的效果，因此Cr设定为0.001％以上。优选为0.007％以上。另一方面，在超过0.50％时，碳化物发生稳定化，在淬火时碳化物的溶解延迟，有可能无法实现期望的淬火强度，因此Cr设定为0.50％以下。优选为0.45％以下。
Mo：0.001～0.10％
Mo与Mn同样，是对控制碳化物的形态有效的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Mo设定为0.001％以上。优选为0.010％以上。另一方面，在超过0.10％时，r值的面内各向异性变差，冷加工性降低，因此Mo设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
Nb：0.001～0.10％
Nb是对控制碳化物的形态有效的元素，而且是使组织变微小、有助于韧性提高的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Nb设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。另一方面，在超过0.10％时，微小的Nb碳化物大量析出，强度过度上升，另外，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此Nb设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
V：0.001～0.10％
V也与Nb同样，是对控制碳化物的形态有效的元素，而且是使组织变微小、有助于韧性的提高的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此V设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。另一方面，在超过0.10％时，微小的V碳化物大量析出，强度过度上升，另外，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此V设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
Cu：0.001～0.10％
Cu是在铁素体的晶界发生偏析、而且形成微小的析出物、从而有助于强度的提高的元素。在小于0.001％时，不能充分得到强度提高效果，因此Cu设定为0.001％以上。优选为0.005％以上。另一方面，在超过0.10％时，发生热脆性，在热轧中的生产率降低，因此Cu设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
W：0.001～0.10％
W也与Nb、V同样，是对控制碳化物的形态有效的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此W设定为0.001％以上。优选为0.003％以上。另一方面，在超过0.10％时，微小的W碳化物大量析出，强度过度上升，另外，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此W设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
Ta：0.001～0.10％
Ta也与Nb、V、W同样，是对控制碳化物的形态有效的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Ta设定为0.001％以上。优选为0.005％以上。另一方面，在超过0.10％时，微小的碳化物大量析出，强度过度上升，另外，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此Ta设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
Ni：0.001～0.10％
Ni是对部件的韧性提高有效的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Ni设定为0.001％以上。优选为0.003％以上。另一方面，在超过0.10％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此Ni设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
Sn：0.001～0.050％
Sn是从钢原料(废料)混入的元素。其在晶界发生偏析，导致晶界碳化物的个数比率的降低，因此越少越优选，但降低至小于0.001％时，精炼成本大幅上升，因此Sn设定为0.001％以上。优选为0.002％以上。另一方面，在超过0.050％时，铁素体发生脆化，冷锻性降低，因此Sn设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
Sb：0.001～0.050％
Sb与Sn同样，是从钢原料(废料)混入的元素。其在晶界发生偏析，导致晶界碳化物的个数比率的降低，因此越少越优选，但降低至小于0.001％时，精炼成本大幅上升，因此Sb设定为0.001％以上。优选为0.002％以上。另一方面，在超过0.050％时，冷锻性降低，因此Sb设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
As：0.001～0.050％
As与Sn、Sb同样，是从钢原料(废料)混入的元素。其在晶界发生偏析，导致晶界碳化物的个数比率的降低，因此越少越优选，但降低至小于0.001％时，精炼成本大幅上升，因此As设定为0.001％以上。优选为0.002％以上。另一方面，在超过0.050％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此As设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
Mg：0.0001～0.050％
Mg是通过微量的添加能够控制硫化物的形态的元素。在小于0.0001％时，不能充分得到添加效果，因此Mg设定为0.0001％以上。优选为0.0008％以上。另一方面，在超过0.050％时，铁素体发生脆化，冷锻性降低，因此Mg设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
Ca：0.001～0.050％
Ca与Mg同样，是通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Ca设定为0.001％以上。优选为0.003％以上。另一方面，在超过0.050％时，生成粗大的Ca氧化物，在冷锻时成为裂纹产生的起点，因此Ca设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
Y：0.001～0.050％
Y与Mg、Ca同样，是通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Y设定为0.001％以上。优选为0.003％以上。另一方面，在超过0.050％时，生成粗大的Y氧化物，在冷加工时成为裂纹产生的起点，因此Y设定为0.050％以下。优选为0.035％以下。
Zr：0.001～0.050％
Zr与Mg、Ca、Y同样，是通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素。在小于0.001％时，不能充分得到添加效果，因此Zr设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。另一方面，在超过0.050％时，生成粗大的Zr氧化物，在冷加工时成为裂纹产生的起点，因此Zr设定为0.050％以下。优选为0.045％以下。
La：0.001～0.050％
La是通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素，也是在晶界发生偏析、导致晶界碳化物的个数比率降低的元素。在小于0.001％时，不能充分得到形态控制效果，因此La设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。另一方面，在超过0.050％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷加工性降低，因此La设定为0.050％以下。优选为0.045％以下。
Ce：0.001～0.050％
Ce与La同样，是通过微量的添加而能够控制硫化物的形态的元素，也是在晶界发生偏析、导致晶界碳化物的个数比率的降低的元素。在小于0.001％时，不能充分得到形态控制效果，因此Ce设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。另一方面，在超过0.050％时，晶界碳化物的个数比率降低，冷锻性降低，因此Ce设定为0.050％以下。优选为0.045％以下。
需要说明的是，本发明钢板的成分组成的余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明钢板除了上述成分组成之外，在进行了最佳的热轧以及退火后，其结果是，本发明者们新发现：通过设定为下述条件，从而使得成形时的冷加工性优良。
(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，
(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下，
(c)JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下，
(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下，
(e)钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的X射线衍射强度相对于对钢板的晶粒无规地进行方位分布而成的试样进行X射线衍射时的X射线衍射强度之比为3.0以下。
以下，对上述(a)～(e)进行说明。
(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1：
本发明钢板实质上是由铁素体和碳化物构成且铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1的组织。需要说明的是，碳化物除了是铁与碳的化合物即渗碳体(Fe3C)之外，还是将渗碳体中的Fe用Mn、Cr等元素置换后的化合物和合金碳化物(为M23C6、M6C、MC等，M是Fe以及其他的添加金属元素)。
将钢板成形为规定的部件形状时，在钢板的宏观组织上形成剪切带，在剪切带的附近，集中引起滑动变形。滑动变形是伴随位错的增殖，在剪切带的附近形成位错密度高的区域。随着对钢板赋予的变形量的增加，促进了滑动变形，使位错密度增加。在冷锻中，通过等效应变实施超过1的强加工。
因此，在以往的钢板中，无法防止伴随位错密度的增加的空隙和/或裂纹的发生，从而难以实现冷锻性的提高。
为了解决上述困难的课题，抑制成形时的剪切带的形成是有效的。从显微组织的观点来看，剪切带的形成是由某一个晶粒产生的滑动超越晶界、连续传播到相邻晶粒的现象。由此，为了抑制剪切带的形成，需要防止超越晶界的滑动的传播。
钢板中的碳化物是防止滑动的强有力的粒子，通过使碳化物存在于铁素体晶界上，能够抑制剪切带的形成，首次能够使冷锻性提高。
如果基于理论以及原则而言，则可以认为冷锻性强烈受到铁素体晶界的碳化物的被覆率的影响，因此需要高精度测定该被覆率。
在三维空间中，为了测定铁素体晶界中的碳化物的被覆率，在扫描型电子显微镜内，反复进行利用FIB的样品切削与观察的连续切片SEM观察、或三维EBSP观察是必须的，这需要膨大的测定时间，并且技术技能的累积变得不可欠缺。由此，本发明者们弄清楚了这个事，得出了“一般的分析方法不适合”的结论。
因此，对简易且精度高的评价指标进行探索，结果本发明者们发现，如果以铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率作为指标，则能够对冷锻性进行评价，当铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1时，冷锻性有显著提高。
需要说明的是，在冷加工时所产生的钢板的压曲、压折、折叠中的任意一种都是通过伴随着剪切带的形成而产生的变形的局部化而引起的，因此使碳化物在铁素体晶界存在，由此缓和剪切带的形成以及变形的局部化，从而能够有效地抑制压曲、折入、褶合的发生。
当晶界的碳化物的球状化率小于80％时，在棒状或板条的碳化物上局部地集中变形且容易产生空隙和/或裂纹，因此晶界的碳化物的球状化率优选为80％以上，更优选为90％以上。
当铁素体晶内碳化物以及铁素体晶界的碳化物的平均粒径小于0.1μm时，钢板的硬度显著增加，加工性降低，因此碳化物的平均粒径优选为0.1μm以上。更优选为0.17μm以上。另一方面，当碳化物的平均粒径超过2.0μm时，在冷加工时粗大的碳化物成为起点并产生龟裂，冷加工性降低，因此碳化物的平均粒径优选为2.0μm以下。更优选为1.95μm以下。
接着，对组织的观察方法以及测定方法进行说明。
碳化物的观察通过扫描型电子显微镜进行。在观察前，将组织观察用的样品通过利用金刚砂纸的湿式研磨以及具有1μm的平均粒子尺寸的金钢石磨粒来进行研磨，将观察面精加工成镜面后，用3％硝酸-醇溶液对组织进行蚀刻。
观察的倍率是在3000倍中选择能够判别铁素体和碳化物的倍率。以选择的倍率对板厚1/4层中的30μm×40μm的视野随机地拍摄8张。
对于所得到的组织图像，通过以三谷商事株式会社制(Win ROOF)为代表的图像分析软件详细地测定在该区域中所包含的各碳化物的面积。由各碳化物的面积求出圆当量直径(＝2×√(面积/3.14))，将其平均值作为碳化物粒径。
另外，碳化物的球状化率通过以下方式来求得。将碳化物近似为等面积且等惯性矩的椭圆，计算最大长度与其直角方向的最大长度之比小于3的椭圆的比例。
需要说明的是，为了抑制由噪音引起的测定误差的影响，在晶内以及晶界的碳化物中，以面积为0.01μm2以上的碳化物作为个数计数的对象，将面积为0.01μm2以下的碳化物排除在评价的对象之外。
对铁素体晶界上存在的碳化物的个数进行计数，从总碳化物数中减去铁素体晶界上的碳化物数来求出铁素体晶内的碳化物数。以测定的个数为基础，求出晶界的碳化物相对于铁素体晶内的碳化物的个数比率。
(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下：
在将冷轧钢板退火后的组织中，通过使铁素体粒径为5μm以上，能够改善冷加工性。当铁素体粒径小于5μm时硬度增加，在冷加工时容易产生龟裂和裂纹，因此铁素体粒径设定为5μm以上。优选为7μm以上。
另一方面，当超过50μm时，抑制滑动传播的晶界上的碳化物的个数减少，冷加工性降低，因此铁素体粒径设定为50μm以下。优选为37μm以下。
铁素体粒径通过下述方式来测定：通过上述研磨方法将样品的观察面研磨成镜面后，用3％硝酸-醇溶液进行蚀刻，将观察面的组织用光学显微镜或扫描型电子显微镜进行观察，在拍摄的图像上应用线段法来进行测定。
(c)JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下：
钢板的塑性应变比(r值)的面内各向异性|Δr|通过以JIS Z 2254为基础的方法进行测定。从相对于轧制方向为0°方向、45°方向、以及90°方向的各方向来采集试验片，使用测定得到的r值(0°方向：r0、45°方向：r45、90°方向：r90)，利用下述式进行计算。
|Δr|＝(r0-2r45+r90)/2
通过使钢板的塑性应变比(r值)的面内各向异性|Δr|为0.2以下，能够改善冷加工性。如果|Δr|超过0.2，则在拉深加工时部件的厚度和耳的高度变得不均匀，因此面内各向异性|Δr|为0.2以下。
(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下：
通过使钢板的维氏硬度为100HV以上且150HV以下，能够改善冷加工性。维氏硬度小于100HV时，则在冷加工中容易产生压曲，因此维氏硬度设定为100HV以上。优选为110HV以上。
另一方面，维氏硬度超过150HV时，延展性降低，在冷锻时容易引起内部裂纹，因此维氏硬度设定为150HV以下。优选为146HV以下。
(e)钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的X射线衍射强度相对于对钢板的晶粒无规地进行方位分布而成的试样进行X射线衍射时的X射线衍射强度之比为3.0以下：
在冷锻时，除了控制碳化物的形态之外，需要确保冷锻时的拉深成形性。为了使冷锻时的拉深成形性提高，需要改善面内各向异性|Δr|等的塑性各向异性。因此，需要控制热轧钢板中的织构。对织构的评价使用通过在与热轧钢板的1/2板厚部分处的板面平行的面上的X射线衍射进行的分析。
从热轧钢板的单个表面至1/2板厚面与表面平行地进行磨削并露出1/2板厚面，对上述1/2板厚面进行利用X射线衍射的分析。作为上述X射线衍射，可以使用利用Mo管球的X射线衍射。得到由反射产生的衍射方位{110}、{220}、{211}、{310}的衍射强度，从而基于这些来制作结晶方位分布(Orientation Distribution Function：ODF)。
X射线衍射强度比使用由ODF得到的上述1/2板厚面的衍射强度数据和热轧钢板的任意方位的衍射强度数据来确定。具体而言，作为金属组织不具有向特定方位集聚的标准试样，利用使测定对象的热轧钢板的粉末的铁烧结而成的试样或烧结前的上述粉末，在与上述1/2板厚面的衍射强度数据取得时同一的条件下，求出衍射强度。另外，作为上述标准试样采集的部位没有特别限定，可以为热轧钢板的任意的部分。特定方位的X射线衍射强度比是将由ODF得到的上述1/2板厚面的该特定方向的衍射强度除以上述标准试样的衍射强度而得到的数值。
将通过上述ODF分析得到的{311}<011>方位的X射线衍射强度比设定为I1，该I1为3.0以下，这对于热轧时的无规织构很必要。优选为2.5以下。如果得到I1为3.0以下的无规织构，则塑性各向异性降低，成形性提高。
接着，对本发明制造方法进行说明。
本发明制造方法的特征在于，连续地管理热轧和退火来进行组织控制。将规定的成分组成的钢坯连铸后，加热钢坯而供作热轧，在800℃以上且900℃以下的温度范围内完成终热轧，在400℃以上且550℃以下进行卷取，对由此得到的热轧钢板进行酸洗后实施在2个温度范围内保持的2段步进式的退火时，
(i)实施在650℃以上且720℃以下的温度范围内保持3小时以上且60小时以下的第1段退火，接着，实施在725℃以上且790℃以下的温度范围内保持3小时以上且50小时以下的第2段退火，之后，
(ii)以冷却速度1℃/小时以上且30℃/小时以下冷却至650℃以下，由此能够制造成形时的冷加工性优良的钢板。
通过上述热轧和退火，可以使钢板组织为由微小珠光体和贝氏体构成的组织。
以下，对工序条件进行说明。
钢坯的加热温度：1000℃以上且1250℃以下
用供作热轧的钢坯的加热温度优选为1000℃以上且1250℃以下，加热时间优选为0.5小时以上且3小时以下。
加热温度小于1000℃、或者加热时间小于0.5小时时，不能消除通过铸造形成的微观偏析和宏观偏析，在钢材内部残存Si和Mn等局部地富集的区域，耐冲击特性降低，因此加热温度优选为1000℃以上，加热时间优选为0.5小时以上。
另一方面，加热温度超过1250℃、或加热时间超过3小时时，来自钢坯表层的脱碳变得显著，在浸碳淬火前的加热时，表层的奥氏体粒异常生长，耐冲击特性降低，因此加热温度优选为1250℃以下，加热时间优选为3小时以下。
终热轧温度：800℃以上且900℃以下
终热轧在800℃以上且900℃以下完成。终热轧温度小于800℃时，钢坯的变形阻力增加，轧制载荷显著上升，另外，辊的磨损量增大，生产率降低，因此终热轧温度设定为800℃以上。优选为820℃以上。
另一方面，终热轧温度超过900℃时，钢板沿ROT(输出辊道)上通过时生成厚厚的氧化皮，由于该氧化皮导致在钢板表面上产生划痕，在冷锻以及浸碳淬火回火后施加冲击荷重时以划痕作为起点发生龟裂，导致耐冲击特性降低，因此终热轧温度设定为900℃以下。优选为880℃以下。
ROT中的冷却速度：10℃/秒以上且100℃/秒以下
在终热轧后的ROT上冷却热轧钢板时的冷却速度优选为10℃/秒以上且100℃/秒以下。冷却速度小于10℃/秒时，在冷却过程中生成厚厚的氧化皮，由于该氧化皮导致无法抑制在钢板表面上产生划痕，因此冷却速度设定为10℃/秒以上。更优选为20℃/秒以上。
另一方面，冷却速度超过100℃/秒时，从钢板的表层到内部以超过100℃/秒的冷却速度进行冷却，钢板的最表层部过度冷却，产生贝氏体或马氏体等低温相变组织。
卷取后，将冷却至100℃～室温的热轧钢卷倒出时，在上述低温相变组织上产生微小裂纹，在接下来的酸洗工序以及冷轧工序中也难以除去该微小裂纹，由于在冷加工中以微小裂纹为起点使得龟裂发展，因此冷加工性降低。因而冷却速度优选为100℃/秒以下。
需要说明的是，上述冷却速度是指从终热轧后的热轧钢板通过无注水区间后在注水区间接受水冷却的时刻开始、在ROT上冷却至卷取目标温度的时刻过程中，从各注水区间的冷却设备受到的冷却能，而不表示从注水开始点到由卷取机进行卷取的温度的平均冷却速度。
卷取温度：400℃以上且550℃以下
卷取温度设定为400℃以上且550℃以下。卷取温度小于400℃时，在卷取前未相变的奥氏体相变成硬的马氏体，在热轧钢卷的倒出时，在钢板表层上出现裂纹，加工性降低，因此卷取温度设定为400℃以上。优选为430℃以上。
另一方面，卷取温度超过550℃时，生成层间距离较大的珠光体，形成热稳定性高的厚厚的针状的碳化物，即使在2段步进式的退火后仍残留针状的碳化物。以该针状的碳化物作为起点在冷加工时会生成龟裂，因此卷取温度设定为550℃以下。优选为520℃以下。
对在上述条件下制造的热轧钢卷进行酸洗后实施在2个温度范围内保持的2段步进式的退火。另外，第1段退火以及第2段退火可以是箱退火或连续退火中的任一种。通过2段步进式的退火，控制碳化物的稳定性，从而促进碳化物向铁素体晶界上的生成，并且提高铁素体晶界上的碳化物的球状化率。
以下，对2段步进式的退火进行说明。
在AC1点以下的温度范围内进行第1段退火，使碳化物粗大化，并且使合金元素富集，从而提高碳化物的热稳定性。之后，升温至AC1点以上且A3点以下的温度范围，使奥氏体在组织中生成。
之后，通过缓慢冷却使奥氏体相变成铁素体，提高奥氏体中的碳浓度。通过进行缓慢冷却，在奥氏体中残存的碳化物上吸附碳原子，使得碳化物与奥氏体被覆铁素体的晶界，最终能够形成在铁素体的晶界上球状化碳化物大量存在的组织。
在AC1点以上且A3点以下的温度范围内的保持中，残留碳化物少时，在冷却中生成珠光体、以及棒状碳化物、板状碳化物。如果生成该珠光体、以及棒状碳化物、板状碳化物，则钢板的加工性显著降低，因此增加AC1点以上且A3点以下的温度范围内的残留碳化物数这一手段在提高钢板的加工性方面成为重要的要素。
通过使用在上述热轧条件下得到的钢板组织，在AC1点以下的温度下能够确保碳化物的热稳定性，因此可以实现在AC1点以上且A3点以下的温度范围内的残留碳化物数的增加。
以下，对2段步进式的退火的退火条件进行说明。
第1段退火
温度范围：650℃以上且720℃以下
保持时间：3小时以上且60小时以下
在第1段退火中，退火温度设定为650℃以上且720℃以下。第1段退火温度小于650℃时，碳化物的稳定度不足，在第2段退火中，难以在奥氏体中残存碳化物，因此第1段退火温度设定为650℃以上。优选为670℃以上。
另一方面，第1段退火温度超过720℃时，在提高碳化物的稳定度之前，生成了奥氏体而难以控制成所期望的组织变化，因此第1段退火温度设定为720℃以下。优选为700℃以下。
第1段保持时间设定为3小时以上且60小时以下。保持时间小于3小时时，碳化物的稳定化不充分，在第2段退火时难以使碳化物残存，因此第1段保持时间设定为3小时以上。另一方面，第1段保持时间超过60小时时，碳化物的稳定度提高无法预期，另外，生产率降低，因此第1段保持时间设定为60小时以下。优选为55小时以下。
退火气氛不限于特定的气氛。例如可以是氮气95％以上的氮气气氛、氢气95％以上的氢气气氛、以及大气气氛中的任意一种。
第2段退火
温度范围：725℃以上且790℃以下
保持时间：3小时以上且50小时以下
在第2段退火中，退火温度设定为725℃以上且790℃以下。第2段退火温度小于725℃时，奥氏体的生成量少，在铁素体晶界上的碳化物的个数比率降低，因此第2段退火温度设定为725℃以上。优选为745℃以上。
另一方面，第2段退火温度超过790℃时，难以使碳化物在奥氏体中残存，进而难以控制成所期望的组织变化，因此第2段退火温度设定为790℃以下。优选为770℃以下。
将第2段保持时间设定为3小时以上且50小时以下。第2段保持时间小于3小时时，奥氏体的生成量少，并且铁素体晶内的碳化物的溶解不充分，难以使铁素体晶界上的碳化物的个数比率增加，因此第2段保持时间设定为3小时以上。优选为5小时以上。
另一方面，第2段保持时间超过50小时时，难以使碳化物在奥氏体中残存，因此第2段保持时间设定为50小时以下。优选为46小时以下。
退火气氛不限于特定的气氛。例如，可以是氮气为95％以上的氮气气氛、氢气为95％以上的氢气气氛、以及大气气氛中的任意一种。
在2段步进式的退火完成后，冷却热轧钢板，此时，以1℃/小时以上且30℃/小时以下的冷却速度冷却至650℃。
直到650℃以下的温度的冷却速度：1℃/小时以上且30℃/小时以下
通过缓慢冷却来控制组织变化温度范围直至650℃是足够的，因此控制直到650℃的温度范围内的冷却速度即可。另外，达到650℃以下的温度后，也可在不将冷却速度控制在上述范围内的状态下冷却至室温。
在第2段退火中将生成的奥氏体缓慢冷却，使其相变为铁素体，并且为了向在奥氏体中残存的碳化物上吸附碳，优选冷却速度慢。但是，冷却速度小于1℃/小时时，用于冷却所需要的时间增大，生产率降低，因此冷却速度设定为1℃/小时以上。优选为5℃/小时。
另一方面，冷却速度超过30℃/小时时，奥氏体相变成珠光体，钢板的硬度增加，冷锻性降低，另外，浸碳淬火回火后的耐冲击特性降低，因此冷却速度设定为30℃/小时以下。优选为26℃/小时以下。
另外，根据本发明制造方法，关于成分组成，以质量％计，含有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％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织实质上为铁素体和球状化碳化物的组织，其中(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1；(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下；(c)JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下；(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下，断面收缩率为40％以上，钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的X射线衍射强度相对于对钢板的晶粒无规地进行方位分布而成的试样进行X射线衍射时的X射线衍射强度之比为3.0以下，从而能够制造成形时的冷加工性优良的钢板。
另外，断面收缩率用下述的式(1)定义。该值较大是指局部变形能高，随着式(1)的值增大，钢板的加工性增高。
断面收缩率(％)＝100-(拉伸断裂时的断面积/初始断面积)×100式(1)
以上，本申请发明的特征在于，通过轧制控制以及轧制后的热处理，形成碳化物(即，渗碳体)均匀分散的组织，可以消除结晶的各向异性。因此，本申请发明可以将钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的无规强度比设定为3.0以下。
实施例
接着，对实施例进行说明，实施例的标准为用于确认本发明的可实施性以及效果而采用的条件的一个例子，但本发明不限于这一条件的例子。本发明可以在不脱离本发明的主旨并实现本发明的目的的范围内采用各种条件。
(实施例1)
为了考察热轧条件的影响，将表1所示的成分组成的连铸铸坯(钢锭)在表2所示的条件下进行热轧，制造板厚3.0mm的热轧钢卷。另外，在表1的“备注”一项中记载为“开发钢”的钢种具有在本发明的钢板的组成范围内所包含的组成。另外，在表1的“备注”一项中记载为“比较钢”的钢种具有本发明的钢板的组成范围外的组成，在不满足本发明的钢板的组成条件的成分下划有下划线。
将热轧钢卷进行酸洗，在箱型退火炉内装入热轧钢卷，将气氛控制为95％氢气-5％氮气后，从室温加热至705℃，保持36小时，使热轧钢卷内的温度分布均匀化，之后，加热至760℃，进一步在760℃下保持10小时后，以10℃/小时的冷却速度冷却至650℃，之后，炉内冷却至室温，由此制作特性评价用的样品。需要说明的是，样品的组织通过上述方法测定。
表1
表2
冷加工性使用带切口的拉伸试验和r值的面内各向异性进行评价。带切口的拉伸试验是在板厚为3mm的退火的状态下从材料上采集带切口的拉伸试验片，在轧制方向进行拉伸试验来测定断面收缩率，由此对局部的变形能进行了评价。断面收缩率为40％以上时评分为优良。
另外，r值的面内各向异性在板厚为3mm的退火的状态下材料的JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下时，评分为优良。
为了测定{311}<011>的X射线衍射强度比(I1)，从各样品的板厚的中央进行了利用Mo管球的X射线衍射并进行了ODF分析。基于通过ODF分析得到的结果，测定了上述I1。
表2中，关于所制作的各个样品，示出了碳化物直径、铁素体粒径、维氏硬度、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率、断面收缩率、{311}<011>的X射线衍射强度比以及面内各向异性的测定结果。在表2的样品中，在备注项中作为“发明钢”示出的是满足本发明的钢板的要素的样品，在备注项中作为“比较钢”示出的是不满足本发明的钢板的要素的样品。在表2中，在不满足本发明的钢板的要素的测定结果和不满足本发明的钢板的制造方法的要素的制造条件上标注下有划线。
如表2所示，在发明钢的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中，铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率均超过1，维氏硬度均为150HV以下。另外，上述发明钢的断面收缩率均超过40％并且r值的面内各向异性|Δr|均为0.2以下，因此冷加工性优良。另外，上述发明钢均确认在钢板表面上没有生成氧化皮划痕，因此这些钢可以优选地用于冷加工。
相对于此，比较钢A-1的Al的含有率高，A3点降低，因此终热轧中的再结晶被阻碍，|Δr|变差，冷加工性低。比较钢I-1的Mo和Cr高，终热轧中的再结晶被阻碍，|Δr|变差。比较钢K-1和N-1的S或Mn的含有率高，在钢中形成粗大的MnS，冷加工性低。比较钢M-1的Si的含有率高，硬度增加，因此冷加工性低。另外，比较钢M-1的A3点上升，因此终热轧中的再结晶被阻碍，|Δr|变差。
比较钢O-1的C高，碳化物的体积率增加，大量生成成为损坏的起点的裂纹、断面收缩率低，因此冷加工性低。比较钢D-1的热轧的精加工温度低，生产率降低。比较钢F-1的热轧的精加工温度高，在钢板表面上生成氧化皮划痕。
比较钢R-1和AC-1的热轧的卷取温度低，贝氏体和马氏体等低温相变组织增多而脆化，在热轧钢卷倒出时频繁产生开裂，从而生产率降低。比较钢E-1以及T-1的热轧的卷取温度高，在热轧组织中，生成层间距离厚厚的珠光体和热稳定性高的针状的粗大碳化物，该碳化物在2段步进式的退火后仍然残存于钢板中，因此断面收缩率降低、冷加工性低。
接着，为了考察退火条件的影响，将表1的成分组成的钢坯(板坯)在1240℃下加热1.8小时后，供作热轧，在890℃下完成终热轧后，在ROT上以45℃/秒的冷却速度冷却至520℃，在510℃进行卷取，由此制造板厚为3.0mm的热轧钢卷，在表3所示的条件下制作板厚为3.0mm的热轧板退火样品。
关于所制作的各种上述样品，通过与表2的各发明钢以及各比较钢同样的方法测定碳化物直径、铁素体粒径、维氏硬度、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率、断面收缩率、{311}<011>的X射线衍射强度比以及面内各向异性。将其结果示于表3。
表3
如表3所示，在发明钢的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中，铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率均超过1，维氏硬度均为150HV以下。另外，上述发明钢中断面收缩率均超过40％并且r值的面内各向异性|Δr|均为0.2以下，因此冷加工性优良。
相对于此，比较钢A-2的Al的含有率高，A3点降低，因此终热轧中的再结晶被阻碍，|Δr|变差，冷加工性低。比较钢I-2的Mo和Cr高，终热轧中的再结晶被阻碍，|Δr|变差。比较钢K-2和N-2的S或Mn的含有率高，在钢中形成粗大的MnS，冷加工性降低。比较钢M-2的Si的含有率高，硬度增加，冷加工性降低。另外，比较钢M-2的A3点降低，因此终热轧中的再结晶被阻碍，|Δr|变差，冷加工性低。
比较钢O-2的C高，碳化物的体积率增加，大量生成成为损坏的起点的裂纹，断面收缩率低，因此冷加工性低。
比较钢AC-2在2段步进式的箱退火时的第1段退火中的退火温度低，在AC1温度以下的碳化物的粗大化处理不充分，碳化物的热稳定度不充分，由此在第2段退火时残存的碳化物减少，在缓慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，断面收缩率低，因此冷加工性低。
比较钢T-2在2段步进式的箱退火时的第1段退火中的退火温度高，在退火中生成奥氏体，不能提高碳化物的稳定度，因此在第2段退火时残存的碳化物减少，在缓慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，断面收缩率低，因此冷锻加工性低。
比较钢Q-2在2段步进式的退火时的第1段退火中的保持时间短，在AC1温度以下的碳化物的粗大化处理不充分，碳化物的热稳定度不充分，由此在第2段退火时残存的碳化物减少，在缓慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，断面收缩率低，因此冷加工性低。比较钢AB-2在2段步进式的箱退火时的第1段退火中的保持时间长，生产率低。
比较钢Z-2在2段步进式的箱退火时的第2段退火时的退火温度低，奥氏体的生成量减少，不能增加晶界中的碳化物的个数比例，冷加工性低。比较钢J-2在2段步进式的退火时的第2段退火时的退火温度高，促进碳化物的溶解使残存的碳化物减少，在缓慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，维氏硬度过高，另外断面收缩率低，因此冷锻加工性低。
比较钢H-2在2段步进式的退火时的第2段退火时的退火温度低，奥氏体的生成量减少，不能增加晶界中的碳化物的个数比例，冷加工性低。比较钢Y-2在2段步进式的退火时的第2段退火时的保持时间长，促进碳化物的溶解使残存的碳化物减少，在缓慢冷却后的组织中无法抑制珠光体相变，断面收缩率低，因此冷锻加工性低。比较钢E-2在2段步进式的退火时的从第2段退火至650℃的冷却速度快，冷却时引起珠光体相变，维氏硬度过高，另外断面收缩率低，因此冷加工性低。
在比较钢A-1、D-1、I-1、M-1、A-2以及I-2中，{311}<011>的X射线衍射强度比均超过3.0。这些比较钢的面内各向异性|Δr|超过0.2，冷加工性低。这样，通过在与热轧钢板的1/2板厚部分的板面平行的面上进行X射线衍射的分析，能够在冷加工前判定成为冷加工的对象的热轧钢板的面内各向异性|Δr|等的塑性各向异性的程度或冷加工性的好坏。
产业上的可利用性
如上所述，根据本发明，能够制造并提供成形时的冷加工性优良的钢板。本发明的钢板是适合作为经过冲裁、弯曲、冲压加工等加工工序而制造的汽车用部件、刀具、其他机械部件的原材料的钢板，因此本发明在产业上的可利用性高。

Claims (4)

1.一种成形时的冷加工性优良的钢板，其特征在于，其成分组成为：以质量％计，含有
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％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，
(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，
(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下，
(c)JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下，
(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下，
(e)钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的X射线衍射强度相对于对钢板的晶粒无规地进行方位分布而成的试样进行X射线衍射时的X射线衍射强度之比为3.0以下。
2.一种成形时的冷加工性优良的钢板，其特征在于，其成分组成，以质量％计，含有：
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％，
还含有：
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％中的一种或二种以上，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，其中，
(a)铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶内的碳化物的个数的比率超过1，
(b)铁素体粒径为5μm以上且50μm以下，
(c)JIS Z 2254中规定的r值的面内各向异性|Δr|为0.2以下，
(d)维氏硬度为100HV以上且150HV以下，
(e)钢板的1/2板厚部分的{311}<011>方位的X射线衍射强度相对于对钢板的晶粒无规地进行方位分布而成的试样进行X射线衍射时的X射线衍射强度之比为3.0以下。
3.一种成形时的冷加工性优良的钢板的制造方法，其是制造权利要求1或2所述的成形时的冷加工性优良的钢板的制造方法，其特征在于，
加热权利要求1或2所述的成分组成的钢坯而供作热轧，在800℃以上且900℃以下的温度范围内完成终热轧，在400℃以上且550℃以下进行卷取，对由此得到的热轧钢板进行酸洗后实施在2个温度范围内保持的2段步进式的退火时，
(i)实施在650℃以上且720℃以下的温度范围内保持3小时以上且60小时以下的第1段退火，接着，实施在725℃以上且790℃以下的温度范围内保持3小时以上且50小时以下的第2段退火，之后，
(ii)以冷却速度1℃/小时以上且30℃/小时以下冷却至650℃以下。
4.根据权利要求3所述的钢板的制造方法，其特征在于，钢板的断面收缩率为40％以上。
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