CN113574190A - 高碳钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供软质并且r值的面内各向异性小的高碳钢板及其制造方法。高碳钢板含有C：0.65质量％以上且1.60质量％以下，屈服应力为400MPa以下，r值的面内各向异性指数Δr为‑0.05以上且0.05以下，并且r_max与r_min的彼此差值为0.1以下。其中，Δr＝(r₀－2r₄₅+r₉₀)/2，r_max及r_min分别为r₀、r₄₅、及r₉₀中的最大值以及最小值。

Description

高碳钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及例如适宜作为深冲成形(也可以称为深拉深成形)的原材料使用的高碳钢板及其制造方法。

背景技术

对于作为深冲成形品的原材料使用的高碳钢板，(i)由于想要减小深冲成形时的成形载荷，因此要求为软质。进而，高碳钢板(ii)由于优选能够按照深冲成形品中的纵壁部的高度在该成形品的周向上尽可能均匀并且没有不均的方式制造该成形品，因此一般要求兰克福特值(r值)的面内各向异性小。于是，迄今为止，例如研究了专利文献1～4那样的技术。

专利文献1的技术提供了一种抑制深冲加工品中的纵壁部的高度不均的碳钢板。该碳钢板以质量％计含有C：0.15～2.0％、Si：0.40％以下、Mn：0.5％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Cr：2.0％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。此外，该碳钢板按照碳化物球状化率为90％以上、并且平均碳化物粒径为0.4μm以上的方式在铁素体中分散有碳化物。该碳钢板的各向异性Δr为-1.0～1.0。

专利文献2的技术提供一种成形为汽车部件等的高碳钢板、特别是圆筒状部件的成形后及热处理后的尺寸精度良好的高碳钢板。该高碳钢板以质量％计含有C：0.25～0.60％、Mn：0.20～1.50％、Cr：0.60％以下，根据需要进一步含有Ti：0.0l0～0.060％、B：0.0003～0.0050％。此外，该高碳钢板通过在(222)面与(200)面的X射线积分强度比与高碳钢板的C量的关系中满足(222)/(200)＜5.5－5×C(％)，从而成形品、淬火后的圆度良好。

专利文献3的技术提供一种也能够适合于在成形加工中要求高的尺寸精度、并且实施淬火回火等热处理的部件的面内各向异性小的高碳钢板及其制造方法。该高碳钢板具有C：0.2％～1.5％、Si：0.10％～0.35％、Mn：0.1％～0.9％、P：0.03％以下、S：0.035％以下、Cu：0.03％以下、Ni：0.025％以下、Cr：0.3％以下的成分体系。此外，该高碳钢板中碳化物平均粒径低于0.5μm。该高碳钢板的r值的面内各向异性指数Δr超过-0.15且低于0.15。

专利文献4的技术提供了下述那样的高碳冷轧钢带及其制造方法。使用具有C：0.25～0.75％、sol.Al：0.01～0.10％、N：0.0020～0.0100％、满足2≤(sol.Al/N)≤20的钢组成的钢材。将该钢材在卷取温度550～680℃下进行热轧，酸洗后，以压下率20～80％进行冷轧，接着进行650℃～Ac1的范围的温度下的箱内退火及调质轧制。所得到的高碳冷轧钢带的钢中碳化物的平均粒径为0.5μm以上，满足球状化率≥90％。而且，高碳冷轧钢带在钢带的织构中(222)面与(200)面的X射线积分强度比与高碳钢板的C量的关系满足(222)/(200)≥6-8.0×C(％)。该高碳钢带中平均r值≥0.80，面内各向异性指数Δr±0.020以内。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本公开专利公报“特开2018-141184号公报”

专利文献2：日本公开专利公报“特开2005-097659号公报”

专利文献3：日本公开专利公报“特开2003-089846号公报”

专利文献4：日本公开专利公报“特开2000-328172号公报”

发明内容

发明所要解决的课题

然而，近年来，对于深冲成形品，不仅要求纵壁部的高度在成形品的周向上尽可能均匀(高度不均小)，而且还要求在成形品的周向上纵壁部的板厚变动小。于是，本发明的一方案的目的是提供作为具有适宜用于得到上述那样的深冲成形品的材料特性的原材料的、软质并且r值的面内各向异性小的高碳钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人们深入研究的结果是，关于含有C：0.65质量％以上且1.60质量％以下的高碳钢板，关于兼顾软质化(屈服应力显示出400MPa以下)和减小r值的面内各向异性的手段得到了新的见识，想到了本申请发明。更详细而言，本发明人们发现：有效利用通过向Ac1相变点以上的温度加热而进行的退火，能够使高碳钢板适当软质化，并且在金属组织中有效地加进具有无规取向的基底铁素体(日语原文为：地鉄フェライト)。此外，本发明的一方案中的高碳钢板的制造方法对于实施冷轧(精冷轧)而得到的冷轧板可以适用。因此，使用各种钢种及实施了前处理的高碳钢板的半制品作为原材料，能够制造软质并且r值的面内各向异性小的高碳钢板。

即，本发明的一方案中的高碳钢板的特征在于，其是含有C：0.65质量％以上且1.60质量％以下的高碳钢板，屈服应力为400MPa以下，r值的面内各向异性指数Δr为-0.05以上0.05以下，并且r_max与r_min的彼此差值为0.1以下。其中，Δr＝(r₀－2r₄₅+r₉₀)/2，r₀、r₄₅、及r₉₀分别为相对于轧制方向为0°方向、45°方向、及90°方向的兰克福特值(Lankfordvalue)。此外，r_max以及r_min分别为上述r₀、r₄₅、及r₉₀中的最大值以及最小值。

此外，本发明的一方案中的高碳钢板的制造方法的特征在于，其包含以下工序：对含有C：0.65质量％以上且1.60质量％以下的热轧钢板或退火钢板实施轧制率为25％以上的冷轧而得到冷轧板的冷轧工序；以及在从400℃至650℃为止的温度区域中按照成为30℃/h以上的升温速度的方式将上述冷轧板加热，然后通过以Ac1相变点以上的退火温度进行保持而对上述冷轧板实施退火的退火工序，其中，上述退火工序中的上述退火温度为上述Ac1相变点+10℃以上且上述Ac1相变点+60℃以下。

发明效果

根据本发明的一方案，能够提供作为具有适宜用于得到深冲成形品的材料特性的原材料的、软质并且r值的面内各向异性小的高碳钢板及其制造方法。

附图说明

图1的(a)是用于对本实施方式中的高碳钢板的制造方法进行说明的图，(b)是用于对冷轧工序进行说明的图，(c)是用于对冷轧卷材的退火的形态进行说明的图。

图2是表示使用本发明例的高碳钢板通过压制成形而得到的成形品的照片。

图3是表示使用比较例的高碳钢板通过压制成形而得到的成形品的照片。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，以下的记载用于更好地理解发明的主旨，只要没有特别指定，则并不限定本发明。此外，在本说明书中，“A～B”表示为A以上且B以下。

首先，对本发明人们所发现的见识的概要进行如下说明。

首先，对用于将高碳钢板软质化的手段进行说明。在高碳钢板的普通的退火中，在低于Ac1相变点的温度下进行渗碳体(Fe₃C)的球状化。为了使高碳钢板更进一步软质，利用加热至Ac1相变点以上的温度的退火，由此进行渗碳体的球状化及粗大化。在该退火中，通过向Ac1相变点以上的温度加热，将渗碳体部分熔解，制成在奥氏体中分散有未熔解渗碳体的金属组织后，进行缓慢冷却。在缓慢冷却中未熔解渗碳体进行生长，从而进行奥氏体分解成铁素体及渗碳体的相变。通过进行缓慢冷却至该相变完成为止，得到在铁素体中分散有球状并且粗大的渗碳体的金属组织。其结果是，高碳钢板软质化。

接着，对用于减小高碳钢板的兰克福特值(以下为r值)的面内各向异性的基本的手段进行说明。一般而言，钢板中的某个方向的r值依赖于该钢板的金属组织中大量存在的基底铁素体的晶粒中的各晶粒的晶体取向的取向状态(沿特定的方向取向的程度)。钢板的金属组织中的上述晶粒的晶体取向通过冷轧和再结晶退火而形成。此时，在生成许多特定的晶体取向的再结晶粒(具有织构)的情况下，r值的面内各向异性变大。另一方面，在生成许多晶体取向随机的再结晶粒的情况下，r值的面内各向异性变小。

高碳钢板具有在铁素体中分散有大量渗碳体的金属组织，若实施冷轧，则通过冷轧而产生的应变主要蓄积在铁素体晶界、铁素体/渗碳体界面处。而且，若对冷轧后的高碳钢板实施Ac1相变点以下的再结晶退火，则从蓄积有应变的铁素体晶界或铁素体/渗碳体界面生成无应变的再结晶铁素体。再结晶铁素体随着时间的经过而生长。此时，(i)从铁素体晶界生成具有织构的铁素体，(ii)从铁素体/渗碳体界面生成无规取向的铁素体。

于是，本发明人们想到：在对高碳钢板实施再结晶退火时，如果增多从铁素体/渗碳体界面生成的再结晶铁素体的比例，则可改善处理后的高碳钢板中的r值的面内各向异性。

<高碳钢板>

在对基于上述的见识而想到的本发明的一实施方式中的高碳钢板的制造方法进行详细说明之前，对本发明的一实施方式中的高碳钢板进行说明。

(钢组成)

以下，示出本实施方式中的高碳钢板的钢组成(成分组成)。

(C)

本发明中，以钢中的C(碳)含量为0.65质量％以上且1.60质量％以下的高碳钢作为对象。C是碳钢中最基本的合金元素，根据其含量的不同而渗碳体量、及加热至Ac1相变点以上时的金属组织发生较大变动。在C含量低于0.65质量％的钢中，渗碳体量少，在加热至Ac1相变点以上及保持时基底金属组织不会成为奥氏体单相，铁素体会残存。因此，C含量低于0.65质量％的钢板在退火后的结晶组织中残存具有织构的铁素体晶粒。

另一方面，若C含量超过1.60质量％，则冷轧前的热轧钢板或退火钢板为硬质，并且通过冷轧时的加工硬化，冷轧后的冷轧板显著硬化。因此，冷轧困难，制造性及处理性变差，与此同时在最终退火后也得不到充分的延展性。其结果是，变得难以适用于加工度高的部件。因此，本发明中从提供兼具适度的制造性和加工性的原材料钢板的观点出发，以C含量为0.65质量％以上且1.60质量％以下的范围的高碳钢作为对象。

C含量优选为0.7质量％以上且1.2质量％以下。为了在Ac1相变点以上的加热中制成奥氏体单相，而且容易残存适于球状化的量的未熔解渗碳体，C含量优选为0.7质量％以上。此外，在要求更高的加工性的用途中，C含量优选设定为1.2质量％以下。

(Si)

Si(硅)是在钢板的制造工序中作为脱氧剂起作用的合金元素。Si含量低于0.02质量％时，无法充分得到该作用。另一方面，Si是对退火钢板的加工性影响大的元素之一。若过量地添加Si则通过固溶强化作用而铁素体硬化，这会成为在对退火钢板进行成形加工时产生开裂的原因。此外，若Si含量增加，则在制造工序中显示出在钢板表面产生氧化皮缺陷的倾向，导致钢板的表面品质的降低。于是，在添加Si时，设定为0.50质量％以下的含量。因此，Si含量优选为0.02质量％以上且0.50质量％以下，更优选为0.10质量％以上且0.40质量％以下。

(Mn)

Mn(锰)是提高钢的淬硬性的合金元素，根据需要而添加。若Mn含量超过1.0质量％，则钢板硬质化，加工性降低。Mn含量优选为1.0质量％以下，更优选为0.1质量％以上且0.5质量％以下。

(Cr)

Cr(铬)是改善钢的淬硬性、并且增大回火软化阻力的元素，根据需要而添加。但是，若含有超过1.8质量％的大量的Cr，则即使实施退火也变得难以软质化，淬火前的加工性变得劣化。因此，在添加Cr的情况下优选在1.8质量％以下的范围内含有Cr。Cr含量优选为0.1质量％～1.6质量％。

(P、S)

P(磷)及S(硫)是降低韧性的合金元素。因此，为了提高韧性，优选尽可能降低。在确保作为各种机械部件而使用的高碳钢部件的韧性的情况下，P含量及S含量分别容许至0.03质量％。P含量及S含量分别优选为0.025质量％以下，更优选为0.020质量％以下。

本发明也可以适用于以改善淬硬性、韧性等特性为目的而添加了下述那样的元素的钢。作为不阻碍成形性的范围，Mo可添加至0.5质量％以下，Cu可添加至0.3质量％以下，Ni可添加至2.0质量％以下，Al可添加至0.1质量％以下，Ti可添加至0.3质量％以下，V可添加至0.3质量％以下，Nb可添加至0.5质量％以下，B可添加至0.01质量％以下。

上述的成分以外的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。其中，不可避免的杂质是指O、N等难以除去的成分。这些成分在将钢坯(板坯)进行熔炼的阶段不可避免地混入。

(特性)

本实施方式中的高碳钢板的室温下的屈服应力为400MPa以下，兰克福特值的面内各向异性指数Δr为-0.05以上且0.05以下，并且r_max与r_min的彼此差值为0.1以下。这样的机械性质以本实施方式中的高碳钢板使用后述的方法(条件)来制造并通过具有包含特定的退火组织的金属组织及织构来实现。

(i)屈服应力

对于本实施方式中的高碳钢板，在金属组织中，渗碳体粒子较为球状并且粗大，渗碳体粒子彼此的间隔变得比较宽。高碳钢板的金属组织中的渗碳体粒子彼此的间隔越宽(每单位体积的渗碳体粒子的数目越少)，则软质的铁素体连续地存在的部分(区域)变得越宽，受到加工时的变形变得越容易。其结果是，本实施方式中的高碳钢板在室温(例如20℃～25℃)下的屈服应力为400MPa以下。屈服应力可以例如通过JIS Z2241的试验方法来测定。

(ii)兰克福特值的面内各向异性指数

兰克福特值(r值)是为了评价金属材料的加工时的板宽方向及板厚方向的变形各向异性而使用的指标，也称为塑性加工应变比。具体而言，在使用板状试验片来进行拉伸试验的情况下，该板状试验片的r值基于拉伸试验前后的板宽及板厚来求出。但是，就钢板那样的薄板(例如板厚为1mm左右)而言由于难以准确地掌握板厚的变化，因此基于在塑性加工前后体积恒定这一假定，如以下那样求出r值。

r＝ln(W/W₀)/ln(L₀·W₀/L·W)

这里，W₀及L₀分别为拉伸试验前的板状试验片的平行部的板宽及标点间距离。此外，W及L分别为拉伸试验后的板状试验片的平行部的板宽及标点间距离。

通常，通过拉伸试验按照延伸应变成为10～20％的方式进行试验，将此时求出的r值称为兰克福特值。本实施方式的高碳钢板中，也基于按照延伸应变成为10～20％的方式进行拉伸试验而得到的结果求出兰克福特值。在本说明书中的以下的说明中，r值是指兰克福特值。

而且，面内各向异性指数Δr通过下述式来求出。

Δr＝(r₀－2r₄₅+r₉₀)/2

其中，本实施方式中的高碳钢板实施各种轧制处理及退火处理来制造。以该轧制处理中的轧制方向(钢板从旋转的轧辊被挤出的方向)作为基准，将在板面内相对于轧制方向为0°方向的r值设定为r₀。同样地，r₄₅及r₉₀分别为在板面内相对于轧制方向为45°方向的r值及90°方向的r值。

本实施方式中的高碳钢板在金属组织中基底铁素体按照具有随机的晶体取向的方式存在，兰克福特值的面内各向异性指数Δr为-0.05以上且0.05以下。上述Δr的值越接近0，意味着面内各向异性越小。

(iii)兰克福特值的最大值、最小值

在r₀、_r45、及r₉₀的值依次变大的情况下，例如如果r₀＝0.8、r₄₅＝1、及r₉₀＝1.2，则上述Δr的值成为0(-0.05以上且0.05以下的范围内)。但是，r₀、r₄₅、及r₉₀中的最大值与r₀、r₄₅、及r₉₀中的最小值的彼此差值成为0.4，实际上可以说面内各向异性大。于是，将本实施方式中的高碳钢板的r₀、r₄₅、及r₉₀中的最大值与r₀、r₄₅、及r₉₀中的最小值的彼此差值的绝对值规定为0.1以下。

<高碳钢板的制造方法>

对于本实施方式中的软质并且面内各向异性小的高碳钢板的制造方法，基于图1进行以下说明。图1的(a)是用于对本实施方式中的高碳钢板的制造方法进行说明的图，示出退火循环的一个例子。图1的(a)中的横轴表示时间t，纵轴表示温度TE。需要说明的是，图1的(a)中所示的退火循环为一个例子，在满足后述的条件的范围内，具体的退火条件(温度控制)也可以适当变更。图1中，由虚线围成的部分(1)～(5)作为用于对该时刻的状态进行说明的参考编号来使用。

如图1的(a)中所示的那样，本实施方式中的高碳钢板的制造方法包含：对作为退火对象的热轧钢板或退火钢板实施冷轧的冷轧工序(S1)；将上述冷轧板在加热炉中加热而升温至Ac1相变点附近的第1升温工序(S2)；以及，紧接着第1升温工序将上述冷轧板升温至Ac1相变点以上的退火温度的第2升温工序(S3)。而且，本实施方式中的高碳钢板的制造方法进一步包含：紧接着上述S3，将上述冷轧板加热至退火温度并保持温度的均热保持工序(S4)；以及使经由上述S2～S4而退火的退火板的温度降低的缓慢冷却工序(S5)。本说明书中，将上述S2～S5一并称为退火工序。在上述S5之后，通过将上述退火板冷却至室温，可得到本实施方式中的高碳钢板。对于这些各工序，进行以下说明。

(冷轧工序)

首先，准备(i)热轧后进行酸洗而除去了氧化皮的热轧钢板、或(ii)对该热轧钢板实施一次退火而得到的退火钢板。该热轧钢板或退火钢板通过一般的方法来制造即可。通常，热轧钢板或退火钢板作为卷材而制造。上述一次退火也可以是将热轧钢板在例如低于Ac1相变点的温度或Ac1相变点以上的温度下保持而进行金属组织中的渗碳体的球状化的处理。热轧钢板及退火钢板具有上述的本实施方式的高碳钢板中的钢组成。

就热轧钢板而言，成为以层状珠光体作为主体的金属组织。此外，就退火钢板而言，成为以基底铁素体及球状化渗碳体作为主体的金属组织。热轧钢板及退火钢板在金属组织中的应变的蓄积少。

在本实施方式中的高碳钢板的制造方法中，对热轧钢板或退火钢板实施冷轧(精轧)。图1的(b)是用于对冷轧工序S1进行说明的图。

如图1的(b)中所示的那样，对上述热轧钢板或退火钢板的卷材1使用冷轧机2实施轧制率(压下率)为25％以上的冷轧，制造由冷轧板制成的冷轧卷材3。冷轧机2为一般用于精轧的轧机即可，例如为森吉米尔式冷轧机或串联式轧机。

若对热轧钢板或退火钢板实施轧制率为25％以上的冷轧，则在冷轧板中的金属组织中产生再结晶时，不仅从铁素体晶界，而且也从铁素体/渗碳体界面生成再结晶粒。冷轧工序S1中的轧制率的上限没有必要特别设定。但是，若轧制率超过70％，则钢板的加工硬化变得显著，伴随着冷轧的道次次数的增加而导致成本的增加，并且根据情况可能产生钢板边缘部的开裂等不良情况。

此外，在冷轧工序S1中，如果能够实施轧制率超过50％的冷轧而在铁素体/渗碳体界面处蓄积充分的应变，则能够增多从铁素体/渗碳体界面生成的再结晶铁素体的比例。但是，就本实施方式中的高碳钢板而言，由于通过加工硬化而容易变得非常硬质，因此可能难以实施超过50％的轧制。

因此，在本实施方式中的高碳钢板的制造方法中，冷轧工序S1中的轧制率优选为70％以下，更优选为50％以下。

(第1升温工序)

图1的(c)是用于对上述冷轧卷材3(即冷轧板)的退火的形态进行说明的图。如图1的(c)中所示的那样，将冷轧卷材3收纳于加热炉4内，通过将炉内加热而进行冷轧卷材3的箱内退火(间歇式退火)。即，第1升温工序S2～缓慢冷却工序S5的处理在加热炉4中进行。以下，将实施退火的冷轧卷材3(即冷轧板)称为退火对象材。

对于本实施方式中的第1升温工序S2中规定的条件与退火对象材的金属组织及晶体取向的状态(图1的(a)中的(2))的关系，进行以下说明。在第1升温工序S2中，在从400℃至650℃为止的温度区域以30℃/h以上的升温速度进行加热。在从400℃至650℃为止的温度区域中的升温速度慢的情况下，在达到再结晶温度之前仅进行应变的恢复，阻碍从铁素体/渗碳体界面生成具有无规取向的再结晶粒。通过以30℃/h以上的升温速度升温至650℃，从铁素体/渗碳体界面生成许多再结晶粒。高碳钢板的再结晶温度受到加工应变的程度、合金元素的影响，但若加热至650℃则再结晶大致完成。因此，在加热至Ac1相变点以上的温度之前，即使在从650℃至低于Ac1相变点的温度区域实施慢热和/或均热保持，对各向异性改善效果也没有影响。因而，在第1升温工序S2中，以30℃/h以上的升温速度升温至650℃后，也可以包含进行慢热或均热保持等处理。

(第2升温工序)

对于本实施方式的第2升温工序S3中的退火对象材的金属组织及晶体取向的状态(3)，进行以下说明。在第2升温工序S3中，加热至Ac1相变点以上。一般而言，若将高碳钢加热至Ac1相变点以上，则通过渗碳体熔解而生成奥氏体。在本实施方式中的第2升温工序S3中，上述第1升温工序S2中在升温中的再结晶时从铁素体/渗碳体界面生成的具有无规取向的铁素体优先相变为奥氏体。

这里，已知在从铁素体相变为奥氏体时，所生成的奥氏体与原来的铁素体具有特定的晶体取向关系。因此，在本实施方式的第2升温工序S3中生成的奥氏体具有与无规取向的铁素体同样的取向关系(延续相变前的铁素体的晶体取向)。

(均热保持工序)

对于本实施方式的均热保持工序S4中规定的条件与退火对象材的金属组织及晶体取向的状态(4)的关系，进行以下说明。在均热保持工序S4中，通过在Ac1相变点以上的均热保持，伴随着渗碳体的熔解，第2升温工序S3中生成的奥氏体进行生长，成为奥氏体+未熔解渗碳体的金属组织。因此，即使在再结晶时从铁素体晶界生成具有织构的再结晶铁素体，也不会生成与该铁素体具有取向关系的奥氏体。这是由于：通过在第2升温工序S3中生成的奥氏体的生长，具有织构的再结晶铁素体被该奥氏体吸收(按照被引入的方式发生相变)。

在均热保持工序S4中，将进行均热保持的Ac1相变点以上的温度称为退火温度。本实施方式的均热保持工序S4中的退火温度为Ac1相变点+10℃以上且Ac1相变点+60℃以下。均热保持工序S4后的未熔解渗碳体的存在状态(密度)决定本实施方式的高碳钢板中的渗碳体粒子的大小。这是因为：在缓慢冷却工序S5中，未熔解渗碳体以球状且粗大地生长，并且奥氏体相变为铁素体。

退火后的渗碳体的量由C含量决定，因此如果渗碳体粒子的大小确定，则可确定渗碳体粒子的间隔(每单位体积的渗碳体粒子的数目)。渗碳体粒子的间隔越宽，则软质的铁素体连续的部分变得越大，受到加工时的变形变得越容易。即，退火钢板中的渗碳体粒子的间隔越大则变得越软质。

若在Ac1相变点以上的加热温度为低于Ac1相变点+10℃，则渗碳体的熔解变得不充分，每单位体积的未熔解渗碳体粒子多，不能充分得到退火钢板的软质化。

另一方面，在均热保持工序S4中的退火温度超过Ac1相变点+60℃的情况下，由于渗碳体过量地熔解，从而未熔解渗碳体粒子变少或消失。在缓慢冷却工序S5中，通过在缓慢冷却中未熔解渗碳体生长而进行相变，得到粗大球状渗碳体组织，但该相变是伴随元素的扩散的现象。因此，在未熔解渗碳体粒子少的情况、即渗碳体粒子的间隔宽的情况下，在远离未熔解渗碳体的部位无法进行元素向未熔解渗碳体的扩散。这种情况下，新生成渗碳体的核而生成铁素体与渗碳体的层状组织即珠光体。珠光体组织的加工性差，在深冲加工等中，成为断裂的原因。因此，为了确保高碳钢板的加工性，均热保持工序S4中的退火温度需要为Ac1相变点+10℃以上且Ac1相变点+60℃以下的范围。

(缓慢冷却工序)

对于本实施方式的缓慢冷却工序S5中规定的条件与退火对象材的金属组织及晶体取向的状态(5)的关系，进行以下说明。在缓慢冷却工序S5中，从Ac1相变点以上的加热温度进行缓慢冷却。伴随着温度的降低，未熔解渗碳体以球状且粗大地生长，并且奥氏体相变为铁素体。此时，生成的铁素体与原来的奥氏体具有特定的晶体取向关系。因此，最终的退火组织中的基底铁素体具有与在再结晶时从铁素体/渗碳体界面生成的铁素体相同的晶体取向、即无规取向。

此外，为了充分得到渗碳体的球状化，从上述Ac1相变点以上的加热起的冷却速度优选以5～30℃/h进行缓慢冷却至完成相变。若冷却速度低于5℃/h则退火变成非常长时间，阻碍生产率。若冷却速度比30℃/h快，则即使未熔解渗碳体充分残留，元素的扩散也追不上，有时生成珠光体。从生产率及钢板的加工性的观点出发，缓慢冷却工序S5中的冷却速度优选为5℃/h以上且30℃/h以下。

如上所述，在利用向Ac1相变点以上加热的退火中，通过适当控制升温速度及退火温度，可得到r值的面内各向异性得以改善的高碳钢板。

(发明的优点)

本发明中，在进行轧制率为25％以上的冷轧后的退火中，在从400℃至650℃为止的温度区域以30℃/h以上的升温速度加热后，以Ac1相变点+10℃以上且Ac1相变点+60℃以下的退火温度对冷轧板实施退火。由此，在高碳钢的钢板中，能够改善r值的面内各向异性。具体而言，可得到屈服应力为400MPa以下、并且r值的面内各向异性小的高碳钢板。本发明的高碳钢板的r值的面内各向异性指数Δr为-0.05以上且0.05以下，并且r_max与r_min之差为0.1以下。通过将本发明的高碳钢板用于深冲加工，可得到厚度、直径的变动小的成形品。

〔附记事项〕

本发明并不限定于上述的实施方式，可以在权利要求中所示的范围内进行各种变更，关于将上述说明中公开的技术方案适当组合而得到的实施方式，也包含于本发明的技术范围内。

实施例1

将所熔炼的供试钢的化学成分及Ac1相变点示于表1中。

表1

对于具有表1的成分的钢，进行热轧，将所得到的钢板进行酸洗而除去氧化皮。对所得到的热轧钢板以以下的条件(a)或(b)实施一次退火。对于一部分钢板，不实施一次退火地实施下述工序(一次退火：无)。

条件(a)：[Ac1相变点－100℃～Ac1相变点]×10～60h保持。

条件(b)：[Ac1相变点～Ac1相变点+50℃]×4～20h保持，之后以30℃/h以下的冷却速度缓慢冷却至Ar1点以下。

需要说明的是，关于上述条件(b)，也包含下述情况：在Ac1相变点以上的加热保持前后进行了在Ac1相变点以下的温度下的保持。

进而，对热轧钢板及通过上述条件(a)或(b)而退火后的退火钢板实施各种轧制率的精冷轧后，以各种退火条件实施成品退火。精冷轧中的轧制率及成品退火的退火循环示于下述表2中。然后，测定所得到的退火板的屈服应力及r值的面内各向异性。

拉伸试验是制成L(轧制方向)、D(相对于轧制方向为45°)及T(相对于轧制方向为90°)这3个方向的JIS5号拉伸试验片，将平行部的标点间距离设定为50mm，板厚以1.0mm来实施。在拉伸试验时，给予10％的拉伸延伸率，测定此时的标点间内的板宽，通过下式算出r值。

r＝ln(W_X/W₀)/ln(L₀·W₀/L_X·W_X)

其中，W₀及L₀为试验前的板宽及标点间距离，W_X及L_x表示10％拉伸延伸率赋予后的板宽及标点间距离。

作为r值的面内各向异性的指标，通过下式算出各供试材的Δr值。

Δr值＝(r₀－2r₄₅+r₉₀)/2

Δr值越接近0，表示各向异性越小。需要说明的是，r_x的x表示相对于轧制方向的试验片的切出方向。例如，r₄₅是通过相对于轧制方向沿45°方向采集的试验片所测定的r值。

进而，还算出各方向的r值的最大值r_max与最小值r_min之差r_max－r_min，评价r值的面内各向异性。此外，作为软质化的指标，测定屈服应力。

表2中示出精冷轧的轧制率、成品退火条件及退火材的r值的面内各向异性和屈服强度。

如表2中所示的那样，就使用了C含量比本发明的范围低的钢种A的比较例No.1而言，即使实施本发明的范围内的冷轧及退火，Δr也为0.11，r_max－r_min为0.36，面内各向异性大。此外，就使用了C含量比本发明的范围高的钢种K的比较例No.23而言，获知若实施本发明的范围内的冷轧及退火，则面内各向异性小，但屈服应力高达468MPa，通过退火得不到充分的软质化。

就冷轧的轧制率低于25％的比较例(No.2，14)、在冷轧后的退火中400～650℃的升温速度低于30的比较例(No.5、11、16)、及实施了未实施向Ac1相变点以上的加热的退火的比较例(No.4、13、20)而言，判断在任一例子中Δr值及r_max－r_min都为本发明的范围外，面内各向异性大。

此外，即使实施利用向Ac1相变点以上加热的退火，就加热温度为高温的比较例No.8、冷却速度快的比较例No.10而言，屈服应力也会超过400MPa，成形性差。另一方面，就钢成分及冷轧率、退火条件在本发明的范围内的实施例(No.3、6、7、9、12、15、17、18、19、21、22)而言，Δr值、r_max－r_min都为本发明的范围内，面内各向异性小。

实施例2

使用表2中所示的比较例的No.19及本发明例的No.20的钢板，实施深冲试验。试验板厚与实施例1同样为1mm，坯料直径以84mm实施。冲头的直径为40mm，肩R为5mm，冲模的肩R为5mm。利用千分尺测定从深冲成形品的底起的高度25mm位置的纵壁的厚度。测定位置是将原材料的轧制方向设定为0°、以45°间距合计8个部位。此外，测定从深冲成形品的底起的高度25mm位置的直径的最大值及最小值。测定一边使成形品旋转一边使用激光宽度测定器来实施。

图2、3中示出深冲成形品的外观。图2的(a)是表示使用本发明例的高碳钢板(No.19)通过压制成形而得到的成形品的照片，(b)是将要部放大而表示的照片。图3的(a)是表示使用比较例的高碳钢板(No.20)通过压制成形而得到的成形品的照片，(b)是将要部放大而表示的照片。

如图3中所示的那样，就使用比较例的No.20而制作的成形品100而言，在纵壁见到比较大的高度变动。与此相对，就使用本发明例的No.19而制作的成形品10而言，判断纵壁的高度变动非常小。

表3中示出从成形品的底起为25mm位置的纵壁的厚度的最大值和最小值。

表3

(mm)

	最大值	最小值	最大值-最小值
				No.19	1.006	0.985	0.021
No.20	1.032	0.968	0.064

与比较例的No.20相比，判断本发明例的No.19的成形品的周向的厚度变动小。

表4中示出从成形品的底起为25mm位置的直径的最大值和最小值。

表4(mm)

	最大值	最小值	最大值-最小值
				No.19	42.189	42.164	0.025
No.20	42.206	42.088	0.118

与比较例的No.20相比，判断本发明例的No.19的成形品的直径的变动小。如以上那样，判断本发明的高碳钢板的r值的面内各向异性小，能够大大减小实施深冲而得到的成形品的周向上的厚度变动及直径的变动。

符号说明

1 卷材

2 冷轧机

3 冷轧卷材

4 加热炉

Claims (4)

1.一种高碳钢板，其特征在于，其是含有C：0.65质量％以上且1.60质量％以下的高碳钢板，

屈服应力为400MPa以下，r值的面内各向异性指数Δr为-0.05以上且0.05以下，并且r_max与r_min的彼此差值为0.1以下，

其中，

Δr＝(r₀－2r₄₅+r₉₀)/2

r₀：相对于轧制方向为0°方向的兰克福特值

r₄₅：相对于轧制方向为45°方向的兰克福特值

r₉₀：相对于轧制方向为90°方向的兰克福特值

r_max：所述r₀、r₄₅、及r₉₀中的最大值

r_min：所述r₀、r₄₅、及r₉₀中的最小值。

2.根据权利要求1所述的高碳钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有Si：0.02％以上且0.50％以下、Mn：1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、及Cr：1.8％以下。

3.一种高碳钢板的制造方法，其特征在于，包含以下工序：

对含有C：0.65质量％以上且1.60质量％以下的热轧钢板或退火钢板实施轧制率为25％以上的冷轧而得到冷轧板的冷轧工序；以及

在从400℃至650℃为止的温度区域中按照成为30℃/h以上的升温速度的方式将所述冷轧板加热，然后通过以Ac1相变点以上的退火温度保持而对所述冷轧板实施退火的退火工序，

其中，所述退火工序中的所述退火温度为所述Ac1相变点+10℃以上且所述Ac1相变点+60℃以下。

4.根据权利要求3所述的高碳钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板或退火钢板进一步以质量％计含有Si：0.02％以上且0.50％以下、Mn：1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、及Cr：1.8％以下。

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