CN107614728A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供冷成形性和热处理后延展性优异的钢板和其制造方法。本发明的钢板的成分组成以质量％计含有C：0.10～0.40％、Si：0.30～1.00％、Mn：0.30～1.00％、Al：0.001～0.10％、P：0.0001～0.02％、S：0.0001～0.01％，剩余部分由Fe及杂质构成，所述钢板的特征在于，铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)超过1，铁素体粒径为5μm～50μm，碳化物的平均粒径为0.4μm～2.0μm，珠光体面积率为6％以下，维氏硬度为120HV～170HV。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
汽车用部件、刀具、其它机械部件经由冲裁、弯曲、冲压加工等加工工序而制造。在其加工工序中，为了谋求制品品质的提高和稳定化、制造成本的降低，需要提高作为原材料的碳钢板的加工性。特别是在加工驱动系统部件的情况下，由于碳钢板因高速转动等而发生变形，此外，有时会因延展性不足而断裂，因此需要热处理后的延展性。
一般来说，对于碳钢板实施冷轧和球状化退火，作为包含铁素体和球状化碳化物的加工性良好的软质原材料，使用碳钢板。并且，迄今为止，提出了几种改善碳钢板加工性的技术。
例如，在专利文献1中，公开了一种精密冲裁用高碳钢板和其制造法，其包含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，并且具有在铁素体基体中分散有平均碳化物粒径为0.4～1.0μm且球状化率为80％以上的碳化物的组织，缺口拉伸伸长率为20％以上。
在专利文献2中，公开了一种加工性优异的中/高碳钢板及其制造法，其特征在于，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，并且具有在铁素体晶体晶界上的碳化物CGB与铁素体晶体晶粒内的碳化物数CIG之间按照CGB/CIG≤0.8的关系成立的方式分散有碳化物的组织，断面硬度为160HV以下。
在专利文献3中，公开了一种加工性优异的中/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，并且具有下述组织：在铁素体晶体晶界上的碳化物CGB与铁素体晶体晶粒内的碳化物数CIG之间CGB/CIG≤0.8的关系成立且在铁素体中分散有全部的碳化物的90％以上是由以长轴/短轴为2以下的球状化碳化物所占的碳化物。
在这些以往技术中，一直是以铁素体晶体晶粒内的碳化物的比例越多则加工性变得越好作为前提。
在专利文献4中，公开了一种FB加工性、模具寿命及FB加工后的成形加工性优异的钢板，其特征在于，具有包含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％以下的组成和以铁素体及碳化物作为主体的组织，以Sgb＝{Son/(Son+Sin)}×100(其中，Son：在每单位面积所存在的碳化物中，存在于晶界上的碳化物的总占有面积；Sin：在每单位面积所存在的碳化物中，存在于晶粒内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。
专利文献5中记载的技术的特征在于，通过对具有几乎100％的珠光体组织的热轧板实施适当的热轧板退火，从而促进碳化物的球状化，并且抑制铁素体的晶粒生长，使碳化物的大部分存在于铁素体晶体晶界上。
专利文献6中记载的技术的特征在于，以铁素体作为主体，将第二相制成使马氏体分率抑制得较低、以渗碳体等碳化物作为主体的组织构成，积极利用Si，由此来确保由铁素体的固溶强化所带来的强度、确保由铁素体自身的加工硬化能力提高所带来的延展性。
专利文献7公开了一种技术，其通过将铁素体粒径控制在10μm以上，从而制造高频淬透性优异的软质中碳钢板。专利文献7中公开的制造方法的特征在于，通过加热至600℃～750℃的箱式退火而使钢板的铁素体晶粒粗大化，从而谋求钢板的软质化。
专利文献8中公开的钢板的特征在于，C含量的10～50％被石墨化，断面的钢组织为包含C重量％×102个/mm2以上且C重量％×103个/mm2以下的大小为3μm的石墨粒子的分散有球状化渗碳体的铁素体相。专利文献8中公开的制造方法的特征在于，从钢板的石墨化的观点出发，将热轧板在600℃～720℃的范围进行退火。
专利文献9中公开的钢板的特征在于，其具有下述组织：以面积率计包含90％以上的贝氏体相，在该贝氏体相中析出的全部Fe系碳化物之中、在贝氏体铁素体晶体晶粒内析出的Fe系碳化物的个数比率为30％以上，在所述贝氏体铁素体晶体晶粒内析出的Fe系碳化物的平均粒径为150nm以下。
专利文献10中公开的钢板的特征在于，在从钢板表层至板厚方向200μm为止的区域中，(110)面相对于钢板表面处于±5°以内的平行度的晶体取向的聚集度为2.5以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4465057号公报
专利文献2：日本专利第4974285号公报
专利文献3：日本专利第5197076号公报
专利文献4：日本专利第5194454号公报
专利文献5：日本特开2007-270330号公报
专利文献6：日本特开2012-36497号公报
专利文献7：日本特开2012-62496号公报
专利文献8：日本特开平8-120405号公报
专利文献9：日本特开2015-160986号公报
专利文献10：日本特开2015-117406号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在专利文献1记载的技术中，以铁素体粒径和碳化物的粗大化作为目标，为了软质化而在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，棒状/板状的碳化物会析出。由于据称该碳化物会使加工性降低，因此即使能够使硬度降低，但也对加工性起到不利的作用。
专利文献2及3中均记载了在晶界析出的碳化物(称为“晶界碳化物”)的球状化率低是使加工性恶化的原因。但是，专利文献2及3中记载的技术均没有以由晶界碳化物的球状化率的提高带来的加工性的提高作为课题。在专利文献4记载的技术中，仅规定了组织因子，而没有研究加工性与机械特性的关系。
专利文献5至9中，从促进碳化物向铁素体晶界的析出的观点出发，没有特别规定退火工序的条件。此外，专利文献5至9中由于没有特别规定所述退火工序后的冷却条件，所以在专利文献5至9中公开的制造方法中，有可能退火后生成的奥氏体相变为珠光体而钢板的硬度增加，从而冷成形性降低。
专利文献10公开了将精轧后的钢板以400℃以上且低于650℃的卷取温度进行卷取后，进行680℃以上且720℃以下的第1次退火和730℃以上且790℃以下的第2次退火，在第2次退火后，从渗碳体的球状化率的观点出发，以20℃/小时的冷却速度对钢板进行退火。但是，在专利文献10的制造方法中，由于在600℃以上且低于Ae3-20℃下使精轧结束，所以变成在铁素体及奥氏体的2相区来轧制钢板。因此，有可能在轧制后生成铁素体相和珠光体相、轧制后的钢板中的碳化物的分散状态变得不均匀、硬度上升。
鉴于以往技术，本发明以在钢板中使冷成形性和热处理后延展性提高为课题，其目的在于提供解决该课题的钢板和其制造方法。
其中，所述的冷成形性是指在将钢板通过冷加工、冷锻等来塑性变形为所需的形状时，能够容易地塑性变形为没有缺陷的所需的形状的钢板的变形能力。此外，所述的热处理后延展性为热处理后的钢板的延展性。
用于解决课题的手段
为了解决上述的课题，得到适于驱动系统部件等的原材料的钢板，可以理解只要在含有用于提高淬透性所需要的C的钢板中，增大铁素体的粒径，将碳化物(主要为渗碳体)设定为适宜的粒径，减少珠光体组织即可。其基于以下的理由。
铁素体相的硬度低，延展性高。因此，在以铁素体作为主体的组织中，通过增大其粒径，能够提高原材料成形性。
碳化物由于通过适当地分散于金属组织中，从而能够维持原材料成形性，并且赋予优异的耐磨损性、转动疲劳特性，所以是对驱动系统部件不可缺少的组织。此外，钢板中的碳化物是妨碍滑动的牢固的粒子，通过使碳化物存在于铁素体晶界，从而能够防止越过晶体晶界的滑动的传播、抑制剪切带的形成，使冷锻性提高，同时也使钢板的成形性提高。
但是，由于渗碳体是硬而脆的组织，如果以与铁素体的层状组织即珠光体的状态存在，则钢会变硬变脆，所以需要以球状存在。如果考虑冷锻性、锻造时的龟裂的产生，则其粒径需为适当的范围。
然而，用于实现上述的组织的制造方法迄今为止没有被公开。于是，本发明的发明者们对用于实现上述的组织的制造方法进行了深入研究。
其结果是，发现了：为了将热轧后的卷取后的钢板的金属组织制成在片层间距小的微细的珠光体或细小的铁素体中分散有渗碳体而成的贝氏体组织，以较低的温度(400℃～550℃)进行卷取。通过以较低的温度进行卷取，分散于铁素体中的渗碳体也变得容易球状化。接着，作为第1段退火，通过在刚好低于Ac1点的温度下的退火对渗碳体进行部分地球状化。接着，作为第2段退火，通过在Ac1点与Ac3点间的温度(所谓的铁素体和奥氏体的二相区)下的退火，使铁素体晶粒的一部分残留，并且使一部分发生奥氏体相变。其后，通过进行慢冷却而使残留的铁素体晶体晶粒生长，并且以此为核而使奥氏体发生铁素体相变，能够在得到大的铁素体相的同时使渗碳体在晶界析出，实现上述组织。
即，发现了：就同时满足淬透性和成形性的钢板的制造方法而言，即使对热轧条件或退火条件等作单一努力仍难以实现，通过以热轧/退火工序等所谓的一连贯工序来达成最优化，方能实现。
这样一来，本发明的发明者们发现了：通过将成分组成最优化后的钢板的冷加工前的钢板组织中的碳化物的分散状态与从热轧至退火的一连贯工序中的制造条件进行联合来进行最优化，从而能够控制所述钢板组织，使适当粒径的碳化物在铁素体晶界析出。
此外，本发明的发明者们发现了：如果将铁素体粒径设定为5μm以上，将维氏硬度设定为170以下，则在钢板中，能够确保优异的冷成形性和热处理后延展性。
本发明基于上述见解而进行，其主旨如下。
(1)一种钢板，其成分组成以质量％计含有：
C：0.10～0.40％、
Si：0.30～1.00％、
Mn：0.30～1.00％、
Al：0.001～0.10％、
P：0.02％以下、
S：0.01％以下，
剩余部分由Fe及杂质构成，
其特征在于，铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)超过1，
铁素体粒径为5μm～50μm,
碳化物的平均粒径为0.4μm～2.0μm,
珠光体面积率为6％以下，
维氏硬度为120HV～170HV。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有：
N：0.01％以下、
O：0.02％以下
中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有：
Ti：0.10％以下、
Cr：0.50％以下、
Mo：0.50％以下、
B：0.01％以下、
Nb：0.10％以下、
V：0.10％以下、
Cu：0.10％以下、
W：0.10％以下、
Ta：0.10％以下、
Ni：0.10％以下、
Sn：0.05％以下、
Sb：0.05％以下、
As：0.05％以下、
Mg：0.05％以下、
Ca：0.05％以下、
Y：0.05％以下、
Zr：0.05％以下、
La：0.05％以下、
Ce：0.05％以下
中的1种或2种以上。
(4)一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造上述(1)～(3)中任一项所述的钢板的制造方法，其中
(i)将上述(1)～(3)中任一项所述的成分组成的钢坯直接供于热轧或暂且冷却后加热而供于热轧，将在800℃～900℃的温度区域内完成精轧而成的热轧钢板在400℃～550℃进行卷取，
(ii)将卷取后的热轧钢板取出，实施酸洗后，实施2段步骤型的退火：即，实施在650℃～720℃的温度区域内保持3小时～60小时的第1段退火，进而，实施在725℃～790℃的温度区域内保持3小时～50小时的第2段退火，
(iii)将上述退火后的热轧钢板以控制在1℃/小时～30℃/小时的冷却速度冷却至650℃，接着，冷却至室温。
(5)根据上述(4)所述的钢板的制造方法，其特征在于，供于所述热轧的钢坯的温度为1000～1250℃。
发明效果
根据本发明，能够提供冷成形性和热处理后延展性优异的钢板和其制造方法。本发明钢板在热处理后具有高延展性，热处理前的板成形性优异，可以适宜地利用于反复受到应力的疲劳部件、例如汽车行驶结构部件等。
具体实施方式
首先，对本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。以下，“％”是指“质量％”。
[C：0.10～0.40％]
C是形成碳化物且对钢的强化及铁素体晶粒的微细化有效的元素。在冷成形时，为了抑制在钢板表面产生梨皮面、确保冷成形品的表面美观，需要抑制铁素体晶粒的粗大化。当低于0.10％时，碳化物的体积率不足，在退火中无法抑制铁素体晶粒的粗大化，因此C设定为0.10％以上。优选为0.14％以上。另一方面，如果C超过0.40％，则碳化物的体积率增加，冷成形性及热处理后延展性降低，因此C设定为0.40％以下。优选为0.38％以下。
[Si：0.30～1.00％]
Si是影响碳化物的形态且有助于热处理后的延展性提高的元素。为了降低铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数、增大铁素体晶界的碳化物的个数，需要通过2段步骤型的退火(以下有时称为“2段退火”)，使得在退火中生成奥氏体相，暂且将碳化物溶解后，进行慢冷却来促进碳化物向铁素体晶界的析出。
如果Si低于0.30％，则无法充分得到由添加带来的上述效果，因此Si设定为0.30％以上。优选为0.35％以上。另一方面，如果超过1.00％，则不仅由于铁素体的固溶强化使得硬度上升从而冷成形性降低、变得容易产生裂纹，而且A3点会上升，需要提高淬火温度，因此Si设定为1.00％以下。优选为0.90％以下。
[Mn：0.30～1.00％]
Mn是在2段退火中控制碳化物形态的元素。当低于0.30％时，在2段退火后的慢冷却中，在铁素体晶界生成碳化物变得困难，因此Mn设定为0.30％以上。优选为0.33％以上。另一方面，如果超过1.00％，则铁素体的硬度增大，冷成形性降低，因此Mn设定为1.00％以下。优选为0.96％以下。
[Al：0.001～0.10％]
Al是作为脱氧剂起作用、并且将铁素体稳定化的元素。当低于0.001％时，无法充分得到由添加带来的上述效果，因此Al设定为0.001％以上。优选为0.004％以上。另一方面，如果超过0.10％，则铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此Al设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[P：0.02％以下]
P是发挥在铁素体晶界偏析、并且抑制铁素体晶界中的碳化物生成的作用的元素。因此，P的含量越少越优选，也可以为0％，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅增加，所以也可以设定为0.0001％以上。P的含量也可以为0.0013％以上。另一方面，如果P超过0.02％，则铁素体晶界中的碳化物的生成受到抑制，碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此P设定为0.02％以下。优选为0.01％以下。
[S：0.01％以下]
S是形成MnS等非金属夹杂物的元素。非金属夹杂物在冷成形时成为裂纹的起点，因此S越少越优选，也可以为0％，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅增加，所以也可以设定为0.0001％以上。S的含量也可以设定为0.0012％以上。另一方面，如果超过0.01％，则生成非金属夹杂物，冷成形性降低，因此S设定为0.01％以下。优选为0.009％以下。
本发明钢板除了上述元素以外，也可以含有以下元素。
[N：0.01％以下]
N是如果大量存在、则会使铁素体脆化的元素。因此，N越少越优选，N的含量也可以为0，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅增加，所以设定为0.0001％以上较佳。N的含量也可以设定为0.0006％以上。另一方面，如果超过0.01％，则铁素体脆化，冷成形性降低，因此N设定为0.01％以下。优选为0.007％以下。
[O：0.02％以下]
O是如果大量存在、则会形成粗大的氧化物的元素。因此，O越少越优选，也可以为0％，但如果降低至低于0.0001％，则精炼成本会大幅增加，所以可以设定为0.0001％以上。O的含量也可以设定为0.0011％以上。另一方面，如果超过0.02％，则在钢中生成粗大的氧化物，在冷成形时成为裂纹的起点，因此O设定为0.02％以下。优选为0.01％以下。
在本发明钢板中，除了上述元素以外，也可以进一步含有1种或2种以上的下面的元素。另外，由于以下的元素并非是为了得到本发明的效果而必需的，因此含量也可以为0％。
[Ti：0.10％以下]
Ti是形成氮化物、有助于晶粒微细化的元素。当低于0.001％时，无法充分得到由添加带来的效果，因此Ti优选设定为0.001％以上。更优选为0.005％以上。另一方面，如果超过0.10％，则生成粗大的Ti氮化物，冷成形性降低，因此Ti设定为0.10％以下。优选为0.07％以下。
[Cr：0.50％以下]
Cr是有助于淬透性的提高、另一方面在碳化物中浓集来使碳化物稳定化、且在奥氏体相内也形成稳定的碳化物的元素。当低于0.001％时，无法得到提高淬透性的效果，因此Cr优选设定为0.001％以上。更优选为0.007％以上。另一方面，如果超过0.50％，则在奥氏体相内生成稳定的碳化物，在淬火时碳化物的溶解延迟，无法得到所需的淬火强度，因此Cr设定为0.50％以下。优选为0.48％以下。
[Mo：0.50％以下]
Mo是与Mn同样地对碳化物的形态控制有效的元素，此外，是使组织微细化而有助于延展性提高的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Mo优选设定为0.001％以上。更优选为0.017％以上。另一方面，如果超过0.50％，则r值的面内各向异性降低，冷成形性降低，因此Mo设定为0.50％以下。优选为0.45％以下。
[B：0.01％以下]
B是有助于淬透性提高的元素。当低于0.0004％时，无法得到由添加带来的效果，因此B优选设定为0.0004％以上。更优选为0.0010％以上。另一方面，如果超过0.01％，则生成粗大的硼化物，冷成形性降低，因此B设定为0.01％以下。优选为0.008％以下。
[Nb：0.10％以下]
Nb是对碳化物的形态控制有效的元素，此外，是使组织微细化而有助于延展性提高的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Nb优选设定为0.001％以上。更优选为0.002％以上。另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的Nb碳化物而强度过于上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数降低，冷成形性降低，因此Nb设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[V：0.10％以下]
V也是与Nb同样地对碳化物的形态控制有效的元素，此外，是使组织微细化而有助于延展性提高的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此V优选设定为0.001％以上。更优选为0.004％以上。另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的V碳化物而强度过于上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数降低，冷成形性降低，因此V设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[Cu：0.10％以下]
Cu是在铁素体晶界偏析的元素，此外，是形成微细的析出物而有助于强度提高的元素。当低于0.001％时，无法得到强度提高的效果，因此Cu优选设定为0.001％以上。更优选为0.004％以上。另一方面，如果超过0.10％，则向铁素体晶界的偏析会招致热脆性，热轧中的生产率降低，因此设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[W：0.10％以下]
W也是与Nb、V同样地对碳化物的形态控制有效的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此W优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的W碳化物而强度过于上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此W设定为0.10％以下。优选为0.08％以下。
[Ta：0.10％以下]
Ta也是与Nb、V、W同样地对碳化物的形态控制有效的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Ta优选设定为0.001％以上。更优选为0.007％以上。另一方面，如果超过0.10％，则生成大量微细的Ta碳化物而强度过于上升，并且铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此Ta设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[Ni：0.10％以下]
Ni是对延展性的提高有效的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Ni优选设定为0.001％以上。更优选为0.002％以上。另一方面，如果超过0.10％，则铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此Ni设定为0.10％以下。优选为0.09％以下。
[Sn：0.05％以下]
Sn是从钢原料中不可避免地混入的元素。因此，Sn越少越优选，所以也可以为0％，但如果降低至低于0.001％，则精炼成本会大幅增加，因此Sn也可以设定为0.001％以上。Sn的含量也可以设定为0.002％以上。另一方面，如果超过0.05％，则铁素体脆化，冷成形性降低，因此Sn设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[Sb：0.05％以下]
Sb是与Sn同样地从钢原料中不可避免地混入且在铁素体晶界偏析、降低铁素体晶界的碳化物的个数的元素。因此，Sb越少越优选，所以也可以为0％。但是，如果降低至低于0.001％，则精炼成本会大幅增加，因此Sb也可以设定为0.001％以上。Sb的含量也可以设定为0.002％以上。另一方面，如果超过0.05％，则Sb在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此Sb设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[As：0.05％以下]
As是与Sn、Sb同样地从钢原料中不可避免地混入且在铁素体晶界偏析的元素。因此，As越少越优选，所以也可以为0％。但是，如果降低至低于0.001％，则精炼成本会大幅增加，因此As也可以设定为0.001％以上。优选也可以设定为0.002％以上。另一方面，如果超过0.05％，则As在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此As设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[Mg：0.05％以下]
Mg是通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素。当低于0.0001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Mg优选设定为0.0001％以上。更优选为0.0008％以上。另一方面，如果超过0.05％，则铁素体脆化，冷成形性降低，因此Mg设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[Ca：0.05％以下]
Ca是与Mg同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Ca优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另一方面，如果超过0.05％，则生成粗大的Ca氧化物，在冷成形时成为裂纹的起点，因此Ca设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[Y：0.05％以下]
Y是与Mg、Ca同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Y优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另一方面，如果超过0.05％，则生成粗大的Y氧化物，在冷成形时成为裂纹的起点，因此Y设定为0.05％以下。优选为0.03％以下。
[Zr：0.05％以下]
Zr是与Mg、Ca、Y同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素。当低于0.001％时，无法得到由添加带来的效果，因此Zr优选设定为0.001％以上。更优选为0.004％以上。另一方面，如果超过0.05％，则生成粗大的Zr氧化物，在冷成形时成为裂纹的起点，因此Zr设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[La：0.05％以下]
La是通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素，但也是在铁素体晶界偏析并降低铁素体晶界的碳化物个数的元素。当低于0.001％时，无法得到控制硫化物形态的效果，因此La优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另一方面，如果超过0.05％，则在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此La设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
[Ce：0.05％以下]
Ce是与La同样地通过微量的添加而能够控制硫化物形态的元素，但也是在铁素体晶界偏析并降低铁素体晶界的碳化物个数的元素。当低于0.001％时，无法得到控制硫化物形态的效果，因此Ce优选设定为0.001％以上。更优选为0.003％以上。另一方面，如果超过0.05％，则在铁素体晶界偏析，铁素体晶界的碳化物的个数减少，冷成形性降低，因此Ce设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。
另外，在本发明钢板中，上述成分组成的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
就本发明钢板而言，除了上述成分组成以外，还有其特征要件在于：(a)铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)超过1、(b)铁素体粒径为5μm～50μm、(c)碳化物的平均粒径为0.4μm～2.0μm、(d)珠光体面积率为6％以下、(e)维氏硬度为120HV～170HV。
本发明钢板通过具备上述成分组成并且具备上述(a)～(e)的特征要件，从而可以具有优异的冷成形性和热处理后延展性。这是本发明的发明者们发现的新的见解。以下进行说明。
[特征要件(a)]
本发明钢板的组织是实质上由铁素体和碳化物构成的组织。并且，设定为铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)超过1的组织。
另外，碳化物除了是铁与碳的化合物即渗碳体(Fe3C)以外，还是将渗碳体中的Fe原子用Mn、Cr等合金元素置换而得到的化合物、合金碳化物(M23C6、M6C、MC等[M：Fe以及作为其它合金添加的金属元素])。
在将钢板成形为规定的形状时，在钢板的宏观组织形成剪切带，在剪切带的附近集中产生滑动变形。滑动变形伴随着位错的增生，在剪切带的附近形成位错密度高的区域。伴随着对钢板赋予的应变量的增加，滑动变形被促进，位错密度增加。为了提高冷成形性，抑制剪切带的形成是有效的。
从显微组织的观点考虑，剪切带的形成可以理解为在某一个晶粒中产生的滑动越过晶体晶界而连续地传播至相邻的晶粒的现象。因而，为了抑制剪切带的形成，需要防止越过晶体晶界的滑动的传播。钢板中的碳化物是妨碍滑动的牢固的粒子，通过使碳化物存在于铁素体晶界，能够防止越过晶体晶界的滑动的传播从而抑制剪切带的形成，使冷成形性提高成为可能。
如果基于理论及原则，则认为冷成形性强烈地受到铁素体晶界的碳化物的覆盖率的影响而要求其高精度的测定。但是，为了测定三维空间中的铁素体晶界的碳化物的覆盖率，需要在扫描型电子显微镜内反复进行利用FIB的样品切削和观察的连续切片SEM观察或者三维EBSP观察，这需要巨大的测定时间，并且技术诀窍的蓄积变得不可或缺。
本发明的发明者们以上述观察方法为非一般性的分析方法而不采用，并探索了更为简便且精度高的评价指标。其结果发现了：如果将铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)作为指标，则能够定量地评价冷成形性；以及，如果上述比率(B/A)超过1，则冷成形性显著提高。
由于在钢板的冷成形时产生的压曲、折入、卷积均是由伴随剪切带形成的应变局部化而引起的，因此通过使碳化物存在于铁素体晶界，使得剪切带的形成及应变的局部化得到缓和，压曲、折入、卷积的发生得到抑制。
[特征要件(b)]
在退火后的钢板组织中，通过将铁素体粒径设定为5μm以上，从而能够改善冷成形性。如果铁素体粒径低于5μm，则硬度增加，在冷成形时变得容易产生龟裂、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，如果铁素体粒径超过50μm，则抑制滑动传播的晶体晶界的碳化物个数减少，冷成形性降低，因此铁素体粒径设定为50μm以下。优选为38μm以下。
[特征要件(c)]
如果本发明钢板的组织中含有的碳化物的平均粒径低于0.4μm，则钢板的硬度显著增加，冷成形性降低，因此上述碳化物的平均粒径设定为0.4μm以上。优选为0.6μm以上。另一方面，如果本发明钢板的组织中含有的碳化物的平均粒径超过2.0μm，则在冷成形时碳化物成为龟裂的起点，因此上述碳化物的平均粒径设定为2.0μm以下。优选为1.95μm以下。
[特征要件(d)]
如果珠光体面积率超过6％，则钢板的硬度显著增加，冷成形性降低，因此珠光体面积率设定为6％以下。优选为5％以下。
[特征要件(e)]
通过将钢板的维氏硬度设定为120HV～170HV，从而能够使冷成形性提高。如果维氏硬度低于120HV，则在冷成形时变得容易产生压曲，因此维氏硬度设定为120HV以上。优选为130HV以上。另一方面，如果维氏硬度超过170HV，则延展性降低，在冷成形时变得容易产生内部裂纹，因此维氏硬度设定为170HV以下。优选为160HV以下。
接下来，对上述组织的观察及测定方法进行说明。
碳化物的观察用扫描型电子显微镜进行。在观察之前，对组织观察用的试样进行利用砂纸的湿式研磨及利用具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，利用3％硝酸-乙醇溶液对组织进行蚀刻。观察的倍率是在3000倍当中选择能够辨别铁素体与碳化物的组织的倍率。以选择的倍率随机地拍摄在板厚1/4层中的30μm×40μm的多个视场。例如，拍摄8张以上彼此不重复的区域。
对于所得到的组织图像，测定碳化物的面积。由碳化物的面积求出等效圆直径(＝2×√(面积/3.14))，将其平均值作为碳化物粒径。为了测定碳化物的面积，也可以使用图像分析软件(例如三谷商事株式会社制Win ROOF)，详细地测定分析区域中包含的碳化物的面积。另外，为了抑制由噪音引起的测定误差的扩大，将面积为0.01μm2以下的碳化物从评价的对象中排除。
使用上述的组织图像对铁素体晶界中存在的碳化物的个数进行计数，由全部碳化物数减去铁素体晶界的碳化物的数目，算出铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数。基于计数及算出的碳化物的个数，算出铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)。另外，面积为0.01μm2以下的碳化物不进行计数。
铁素体粒径可以通过上述的步骤，将试样的观察面研磨成镜面后，用3％硝酸-乙醇溶液进行蚀刻，用光学显微镜或扫描型电子显微镜观察蚀刻后的组织，对所拍摄的图像应用线段法进行测定。
接下来，对本发明制造方法进行说明。
本发明制造方法的特征在于，将热轧工序的条件、卷取工序的条件以及2段退火工序的条件连贯地进行联合管理来进行钢板的组织控制。
将所需的成分组成的钢液连续铸造而成的钢坯直接供于热轧或暂且冷却后加热而供于热轧，在800℃～900℃的温度区域内，完成上述热轧的精轧。通过对上述钢坯实施这样的热轧，从而能够得到包含微细珠光体和贝氏体的钢板组织。
将完成上述精轧而成的热轧钢板在400℃～550℃的温度区域内进行卷取。将卷取的热轧钢板取出，实施酸洗后，实施2段退火，退火后，以控制在1℃/小时～30℃/小时的冷却速度冷却至650℃，接着，冷却至室温。
上述2段退火工序是如下的退火工序：将热轧钢板在第1段退火工序中在650℃～720℃的温度区域内保持3小时～60小时，在第2段退火工序中，在725℃～790℃的温度区域内保持3小时～50小时。
以下，对热轧工序(特别是精轧工序)及卷取工序进行详细说明。
[热轧工序]
在将钢坯暂且冷却后加热而供于热轧的情况下，加热温度优选为1000℃～1250℃，加热时间优选为0.5小时～3小时。在将钢坯直接供于热轧的情况下，钢坯温度优选为1000℃～1250℃。
如果钢坯温度或钢坯加热温度超过1250℃或者钢坯加热时间超过3小时，则从钢坯表层的脱碳显著，在淬火前的加热时，钢板表层的奥氏体晶粒异常生长而冷成形性降低。因此，钢坯温度或钢坯加热温度优选为1250℃以下，钢坯加热时间优选为3小时以下。更优选为1200℃以下、2.5小时以下。
如果钢坯温度或钢坯加热温度低于1000℃或者钢坯加热时间低于0.5小时，则因铸造生成的显微偏析、宏观偏析不会消除，会在钢坯内部、Si、Mn等合金元素局部浓集而成的区域残存而冷成形性降低。因此，钢坯温度或钢坯加热温度优选为1000℃以上，钢坯加热时间优选为0.5小时以上。更优选为1050℃以上、1小时以上。
[热轧中的精轧工序]
热轧的精轧在800℃～900℃的温度区域内完成。如果精轧温度低于800℃，则钢板的变形阻力增加，轧制负荷显著上升，此外，辊磨损量增大，生产率降低。因此，本发明中精轧温度设定为800℃以上。优选为830℃以上。
如果精轧温度超过900℃，则在通过输出辊道(ROT)的过程中生成相当厚的氧化皮，起因于该氧化皮而在钢板表面产生擦伤伤痕，在冷成形时，以擦伤伤痕作为起点而产生龟裂。因此，精轧温度设定为900℃以下。优选为870℃以下。
[精轧后、至热轧钢板的卷取工序为止的温度条件]
在将精轧后的热轧钢板在ROT进行冷却时，冷却速度优选为10℃/秒～100℃/秒。如果冷却速度低于10℃/秒，则在冷却途中生成相当厚的氧化皮，无法抑制起因于此的擦伤伤痕的产生，因此冷却速度优选为10℃/秒以上。更优选为15℃/秒以上。
如果从钢板的表层直至内部以超过100℃/秒的冷却速度进行冷却，则最表层部会被过度冷却，产生贝氏体、马氏体等低温相变组织。卷取后，在将从100℃冷却至室温的热轧钢板卷材取出时，在低温相变组织中产生微小裂纹。该微小裂纹难以通过酸洗除掉。并且，在冷成形时，以微小裂纹为起点而产生龟裂。为了抑制在最表层部产生贝氏体、马氏体等低温相变组织，冷却速度优选为100℃/秒以下。更优选为90℃/秒以下。
另外，上述冷却速度是指精轧后的热轧钢板通过无注水区间后、从在注水区间受到水冷却的时刻起到在ROT上被冷却至卷取的目标温度为止的时刻之中、从各注水区间的冷却设备所接受到的冷却能力，而非表示从注水开始点到被卷取机卷取的温度为止的平均冷却速度。
[卷取工序]
卷取温度设定为400℃～550℃。如果卷取温度低于400℃，则在卷取前未相变的奥氏体相变为较硬的马氏体，在热轧钢板卷材的取出时，在热轧钢板的表层产生裂纹，冷成形性降低。为了抑制上述相变，卷取温度设定为400℃以上。优选为430℃以上。
如果卷取温度超过550℃，则生成片层间距较大的珠光体，生成热稳定性较高的相当厚的针状碳化物。该针状碳化物在2段退火后也残留。在钢板的冷成形时，以该针状碳化物作为起点而产生龟裂，因此卷取温度设定为550℃以下。优选为520℃以下。
以下，对本发明制造方法的2段退火工序进行更详细地说明。
将热轧钢板卷材取出，实施酸洗后，实施在2个温度区域内进行保持的2段步骤型的退火(2段退火)。通过对热轧钢板实施2段退火，从而能够控制碳化物的稳定性，促进铁素体晶界中的碳化物的生成，与此同时提高铁素体晶界的碳化物的球状化率。另外，将热轧钢板卷材取出后，直至2段退火工序及2段退火工序后的冷却工序结束为止，不对所述热轧钢板进行冷轧。通过冷轧，有可能导致铁素体晶粒被细粒化，钢板变得难以软质化，钢板的维氏硬度达不成120HV～170HV。
[第1段退火工序]
第1段退火在AC1点以下的温度区域内进行。通过该退火，使碳化物粗大化，与此同时使合金元素浓集，提高碳化物的热稳定性。然后，升温至AC1点～A3点的温度区域，使奥氏体在组织中生成。然后，进行慢冷却，使奥氏体相变为铁素体，提高奥氏体中的碳浓度。
通过慢冷却，使得碳原子吸附在残存于奥氏体中的碳化物上，碳化物和奥氏体将铁素体的晶界覆盖，最终能够将钢板组织制成球状化碳化物大量存在于铁素体晶界的组织。
如果在AC1点～A3点的温度区域内保持时，残留碳化物少，则在冷却中生成珠光体以及棒状碳化物、板状碳化物。如果生成珠光体以及棒状碳化物、板状碳化物，则钢板的冷成形显著降低。因此，通过在AC1点～A3点的温度区域内保持来增加残留碳化物的个数在提高冷成形性的方面是重要的。
在通过上述的第1段退火工序形成的钢板组织中，由于在低于AC1点的温度区域内碳化物的热稳定化得到促进，因此通过在上述的AC1点～A3点的温度区域内保持，能够谋求残留碳化物个数的增加。
第1段退火中的退火温度(第1段退火温度)设定为650℃～720℃。如果第1段退火温度低于650℃，则碳化物的稳定化不充分，在第2段退火时，使碳化物残存于奥氏体中变得困难。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，如果第1段退火温度超过720℃，则在碳化物的稳定性上升之前生成奥氏体，上述的组织变化的控制变得困难，因此第1段退火温度设定为720℃以下。优选为700℃以下。
第1段退火中的退火时间(第1段退火时间)设定为3小时～60小时。如果第1段退火时间低于3小时，则碳化物的稳定化不充分，在第2段退火时，使碳化物残存于奥氏体中变得困难。因此，第1段退火时间设定为3小时以上。优选为5小时以上。另一方面，如果第1段退火时间超过60小时，则无法预料碳化物的进一步稳定化，进而，生产率降低，因此第1段退火时间设定为60小时以下。优选为55小时以下。
[第2段退火工序]
第2段退火中的退火温度(第2段退火温度)设定为725℃～790℃。如果第2段退火温度低于725℃，则奥氏体的生成量较少，铁素体晶界中的碳化物的个数(B)降低。因此，第2段退火温度设定为725℃以上。优选为715℃以下。另一方面，如果第2段退火温度超过790℃，则使碳化物残存于奥氏体中变得困难，上述的组织变化的控制变难，因此第2段退火温度设定为790℃以下。优选为770℃以下。
第2段退火中的退火时间(第2段退火时间)设定为3小时～50小时。当第2段退火时间低于3小时时，奥氏体的生成量少，并且铁素体晶体晶粒内的碳化物的溶解不充分，使铁素体晶界的碳化物的个数增加变得困难。因此，第2段退火时间设定为3小时以上。优选为6小时以上。另一方面，如果第2段退火时间超过50小时，则使碳化物残存于奥氏体中变得困难，因此第2段退火时间设定为50小时以下。优选为45小时以下。
在2段退火之后，将钢板以控制在1℃/小时～30℃/小时的冷却速度冷却至650℃。将在第2段退火中生成的奥氏体进行慢冷却，相变为铁素体，与此同时使碳吸附到残存于奥氏体中的碳化物上。冷却速度优选较慢，但当低于1℃/小时时，冷却所需的时间增大，生产率降低，因此冷却速度设定为1℃/小时以上。优选为5℃/小时以上。
另一方面，如果冷却速度超过30℃/小时，则奥氏体相变为珠光体，钢板的硬度增加，冷成形性降低，因此冷却速度设定为30℃/小时以下。优选为26℃/小时以下。
将退火后的钢板以上述冷却速度冷却至650℃后，冷却至室温。在至室温为止的冷却中，冷却速度没有特别限定。
另外，第1段退火及第2段退火可以是箱式退火或连续退火中的任一者。箱式退火也可以使用箱型退火炉来进行。此外，2段退火中的气氛并不特别限定于特定的气氛。例如，可以是95％以上氮的气氛、95％以上氢的气氛、大气气氛中的任一气氛。
如以上说明的那样，根据本发明制造方法，能够得到实质上具有粒径为5μm～50μm的铁素体和球状化碳化物的组织、铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)超过1、进而维氏硬度为120HV～170HV的冷成形性和热处理后延展性优异的钢板。
实施例
接下来，对实施例的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的条件的一个例子，本发明并不限于该一条件例。本发明可以采用各种条件，只要不脱离本发明主旨，能达成本发明目的就行。
(实施例1)
为了调查成分组成的影响，对表1-1、表1-2(本发明钢板的成分组成)及表2-1、表2-2(比较钢板的成分组成)中所示的成分组成的连续铸造铸坯(钢坯)，在以下的条件下实施了从热轧工序到2段退火工序为止的工序，制作了表3中所示的特性评价用的试样(发明钢A-1～Z-1及比较钢AA-1～AZ-1)。另外，表1-1、表1-2的No.A～Z的钢坯均具有本发明钢板的成分组成。另一方面，表2-1、表2-2的No.AA～AZ的钢坯的成分组成均在本发明钢板的成分组成的范围外。
表1-1
钢坏N0 C Si Mn P S Al N O
A 0.16 0.43 0.86 0.0013 0.0004 0.057 0.0036
B 0.32 0.7 0.34 0.0069 0.0025 0.03 0.0020
C 0.19 0.44 0.6 0.0023 0.0026 0.069 0.0036
D 0.24 0.56 0.35 0.0051 0.007 0.059 0.0019
E 0.27 0.56 0.36 0.0030 0.0005 0.024 0.0049
F 0.19 0.73 0.79 0.0032 0.0045 0.043 0.0008
G 0.35 0.79 0.59 0.0017 0.0037 0.088 0.0041
H 0.21 0.58 0.45 0.0014 0.0067 0.093 0.0005
I 0.18 0.75 0.48 0.0019 0.0044 0.085 0.0041
J 0.17 0.69 0.82 0.0039 0.0021 0.044 0.0017
K 0.17 0.39 0.89 0.0070 0.0012 0.088 0.0006
L 0.33 0.53 0.75 0.0086 0.0012 0.095 0.0039
M 0.21 0.52 0.81 0.0023 0.002 0.011 0.0036
N 0.32 0.71 0.72 0.0029 0.0058 0.043 0.0013 0.0096
O 0.32 0.61 0.31 0.0091 0.0055 0.023 0.0045
P 0.27 0.64 0.79 0.0021 0.0018 0.044 0.0009 0.0038
Q 0.19 0.6 0.37 0.0021 0.006 0.054 0.0002
R 0.2 0.72 0.48 0.0001 0.0055 0.077 0.0033
S 0.18 0.71 0.66 0.0077 0.0048 0.025 0.0028
T 0.22 0.37 0.94 0.0058 0.0019 0.073 0.0029
U 0.2 0.7 0.44 0.0050 0.0055 0.076 0.0003 0.0097
V 0.34 0.42 0.88 0.0049 0.002 0.023 0.0011
W 0.21 0.75 0.92 0.0010 0.0044 0.025 0.0017
X 0.17 0.7 0.41 0.0065 0.0068 0.056 0.0019
Y 0.3 0.56 0.78 0.0092 0.0027 0.047 0.0027 0.003
Z 0.23 0.64 0.37 0.0061 0.0061 0.048 0.0010
表1-1的各成分的含量的单位为质量％。
表1-2
表2-1
钢坯No C Si Mn P S Al N O
AA 0.18 1.5 0.51 0.0080 0.0013 0.059 0.0027
AB 0.8 0.59 0.79 0.0024 0.0015 0.023 0.0002
AC 0.32 0.61 0.74 0.0097 0.0061 0.8 0.0009
AD 0.36 0.5 2.2 0.0045 0.0004 0.032 0.0002
AE 0.32 0.15 0.37 0.0007 0.0066 0.064 0.0031
AF 0.16 0.61 0.81 0.0220 0.0029 0.082 0.0033
AG 0.23 0.6 0.72 0.0014 0.012 0.09 0.0022
AH 0.06 0.78 0.64 0.0017 0.0008 0.038 0.0044
AI 0.23 0.65 0.83 0.0029 0.0047 0.045 0.012
AJ 0.16 0.35 0.3 0.0019 0.0044 0.02 0.0005
AK 0.35 0.69 0.72 0.0029 0.0065 0.098 0.0038
AL 0.29 0.76 0.81 0.0020 0.0014 0.031 0.0029 0.0002
AM 0.3 0.51 0.84 0.0001 0.0024 0.014 0.0015
AN 0.18 0.65 0.57 0.0081 0.0029 0.032 0.0028
A0 0.33 0.57 0.31 0.0086 0.0044 0.017 0.0035 0.0062
AP 0.17 0.79 0.88 0.0033 0.0041 0.029 0.0017
AQ 0.31 0.42 0.53 0.0089 0.0055 0.081 0.0033
AR 0.29 0.45 0.82 0.0002 0.0048 0.068 0.0008
AS 0.29 0.67 0.77 0.0028 0.0066 0.054 0.0039 0.0045
AT 0.27 0.49 0.69 0.0002 0.0066 0.093 0.0016 0.02
AU 0.31 0.62 0.32 0.0047 0.0012 0.064 0.0011
AV 028 0.46 0.49 0.0064 0.0042 0.09 0.0029
AW 0.22 0.58 0.75 0.0095 0.0016 0.012 0.0050
AX 0.18 0.64 0.77 0.0033 0.006 0.058 0.0007
AY 0.32 0.65 0.69 0.0034 0.0057 0.066 0.0035
AZ 0.26 0.65 0.32 0.0044 0.0069 0.023 0.0003
表2-1的各成分的含量的单位为质量％。
表2-2
即，将表1及表2中所示成分组成的各个钢坯在1240℃下加热1.8小时后，供于热轧，在精轧温度820℃下完成精轧。然后，在ROT上以45℃/秒的冷却速度进行冷却，在卷取温度为510℃下进行卷取而制造了热轧钢板卷材。接着，将上述热轧钢板卷材取出，在酸洗后，为了进行第1段退火而将酸洗后的热轧钢板卷材装入箱型退火炉，按照包含95％氢及5％氮的方式控制退火气氛，从室温加热至705℃并保持36小时，将热轧钢板卷材内的温度分布均匀化。然后，为了进行第2段退火而加热至760℃并保持10小时，然后，以10℃/小时的冷却速度冷却至650℃，接着，炉冷至室温，制作了特性评价用的试样。
将上述试样的组织通过所述的方法进行观察，测定了铁素体粒径及碳化物的个数。接着，将上述试样装入气氛退火炉，在950℃下保定20分钟，保定后，进行了50℃的油冷。然后，按照硬度成为400HV的方式进行了回火。热处理后延展性是以如下方式求出：对退火理后的试样的表面进行检索，制作板厚为2mm的JIS5号试验片，在室温下进行拉伸试验而求出。将标点间距离设定为50mm，以试验速度为3mm/分钟进行了拉伸试验。以10％以上为良好。
表3中示出铁素体粒径(μm)、维氏硬度(HV)、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数的比率(晶界碳化物数/晶粒内碳化物数)以及热处理后延展性(％)。
表3
如表3中所示的那样，就本发明钢板(A-1～Z-1)而言，维氏硬度均为170HV以下，铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数的比率(晶界碳化物数/晶粒内碳化物数)均超过1。由于硬度为冷成形性的指标，因此可知本发明钢板(A-1～Z-1)的冷成形性优异。
与此相对，就比较钢板AA-1而言Si量较多，就比较钢板AB-1而言C量较多，就比较钢板AD-1而言Mn量较多，对任一钢板来说，维氏硬度均超过170HV。
就比较钢板AH-1而言由于C量较少，A3点高，因此无法进行淬火。就比较钢板AE-1而言Si量较少，不仅维氏硬度变得低于120HV，而且热处理后延展性降低。就其他的比较钢板而言，由于成分组成为本发明钢板的成分组成的范围外，因此热处理后延展性降低。
(实施例2)
为了调查热轧的精轧、钢板的卷取工序及2段退火工序各自的条件的影响，如以下那样制作了No.A-2～Z-2的试验用钢板。即，首先，将表1-1及表1-2中所示的成分组成的钢坯No.A～Z各自在1240℃下加热了1.8小时后，供于热轧，在表4中所示的条件下完成热轧的精轧，其后，在ROT上以45℃/秒的冷却速度进行冷却，以表4中所示的卷取温度进行卷取，制造了板厚为3.0mm的热轧钢板卷材。
将所述热轧钢板卷材进行酸洗后，在表4中所示的退火条件下实施了2段步骤型的箱式退火。由退火后的热轧钢板采集板厚为3.0mm的特性评价用的试样，测定了铁素体粒径(μm)、维氏硬度(HV)、铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数的比率(晶界碳化物数/晶粒内碳化物数)以及热处理后延展性(％)。将结果示于表5中。
表4
如表5中所示的那样，就本发明钢板而言，均维氏硬度均为170HV以下，铁素体晶界的碳化物个数相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物个数的比率均超过1。由于硬度为冷成形性的指标，因此可知本发明钢板的冷成形性均为优异。而且，本发明钢板由于均具有10％以上的热处理后延展性，因此可知有关热处理后延展性是良好的。
与此相对，就比较钢板而言，由于制造条件为本发明制造方法的制造条件的范围外，因此维氏硬度上升。此外，就一部分的比较钢板而言，晶界碳化物数/晶粒内碳化物数也降低了。
表5
产业上的可利用性
如上述那样，根据本发明，能够提供冷成形性和热处理后延展性优异的钢板和其制造方法。因而，本发明在钢板制造及利用产业中可利用性高。

Claims (5)

1.一种钢板，其成分组成以质量％计含有：
C：0.10～0.40％、
Si：0.30～1.00％、
Mn：0.30～1.00％、
Al：0.001～0.10％、
P：0.02％以下、
S：0.01％以下，
剩余部分由Fe及杂质构成，
其特征在于，铁素体晶界的碳化物的个数(B)相对于铁素体晶体晶粒内的碳化物的个数(A)的比率(B/A)超过1，
铁素体粒径为5μm～50μm,
碳化物的平均粒径为0.4μm～2.0μm,
珠光体面积率为6％以下，
维氏硬度为120HV～170HV。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有：
N：0.01％以下、
O：0.02％以下
中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有：
Ti：0.10％以下、
Cr：0.50％以下、
Mo：0.50％以下、
B：0.01％以下、
Nb：0.10％以下、
V：0.10％以下、
Cu：0.10％以下、
W：0.10％以下、
Ta：0.10％以下、
Ni：0.10％以下、
Sn：0.05％以下、
Sb：0.05％以下、
As：0.05％以下、
Mg：0.05％以下、
Ca：0.05％以下、
Y：0.05％以下、
Zr：0.05％以下、
La：0.05％以下、
Ce：0.05％以下
中的1种或2种以上。
4.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1～3中任一项所述的钢板的制造方法，其中
(i)将权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯直接供于热轧或暂且冷却后加热而供于热轧，将在800℃～900℃的温度区域内完成精轧而成的热轧钢板在400℃～550℃进行卷取，
(ii)将卷取后的热轧钢板取出，实施酸洗后，实施2段步骤型的退火：即，实施在650℃～720℃的温度区域内保持3小时～60小时的第1段退火，进而，实施在725℃～790℃的温度区域内保持3小时～50小时的第2段退火，
(iii)将所述退火后的热轧钢板以控制在1℃/小时～30℃/小时的冷却速度冷却至650℃，接着，冷却至室温。
5.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其特征在于，供于所述热轧的钢坯的温度为1000～1250℃。
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