JP2007270329A - ファインブランキング加工性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】FB加工性と、FB加工後の成形加工性に優れた鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.1〜0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2〜1.5％の鋼素材を加熱し、仕上圧延におけるAr３点〜850℃の温度域の総圧下率を25％以上、終了温度をAr３点〜950℃、仕上圧延終了後に、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃で冷却を停止し、450〜600℃で巻取る熱間圧延を施し熱延板とし、熱延板に、圧下率：５〜30％の一次冷間圧延を施し、ついでに冷延板焼鈍、圧下率：５〜15％の二次冷間圧延を施す。フェライト平均粒径が10〜20μm未満、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が0.3〜1.5μmである組織を有し、表面から板厚の10％までの領域の平均硬さHVsufと、板厚中央部の平均硬さHVmidの比が1.1〜1.5である鋼板となる。
【選択図】図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.1〜0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2〜1.5％の鋼素材を加熱し、仕上圧延におけるAr３点〜850℃の温度域の総圧下率を25％以上、終了温度をAr３点〜950℃、仕上圧延終了後に、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃で冷却を停止し、450〜600℃で巻取る熱間圧延を施し熱延板とし、熱延板に、圧下率：５〜30％の一次冷間圧延を施し、ついでに冷延板焼鈍、圧下率：５〜15％の二次冷間圧延を施す。フェライト平均粒径が10〜20μm未満、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が0.3〜1.5μmである組織を有し、表面から板厚の10％までの領域の平均硬さHVsufと、板厚中央部の平均硬さHVmidの比が1.1〜1.5である鋼板となる。
【選択図】図１
Description
本発明は、自動車部品等の用途に好適な鋼板に係り、とくに精密打抜き加工（以下、ファインブランキング加工、あるいはFB加工ともいう）を施される使途に好適な、鋼板の製造方法に関する。
複雑な機械部品を製造するうえでは、寸法精度の向上、製造工程の短縮等の観点から、ファインブランキング加工が、切削加工に比べて極めて有利な加工方法であることが知られている。
通常の打抜き加工では、工具間のクリアランスは、被打抜き材である金属板の板厚の５〜10％程度であるが、ファインブランキング加工は、通常の打抜き加工とは異なり、工具間のクリアランスをほぼゼロ（実際は、被打抜き材である金属板の板厚の２％以下程度）と極めて小さく設定すると共に、さらに工具切刃付近の材料に圧縮応力を作用させて打抜く加工方法である。そして、ファインブランキング加工は、
（１）工具切刃からの亀裂発生を抑制して、通常の打抜き加工で見られる破断面がほぼゼロとなり、加工面（打抜き端面）がほぼ100％剪断面の、平滑な加工面が得られる、
（２）寸法精度がよい、
（３）複雑な形状を１工程で打抜ける
などの特徴を有している。しかし、ファインブランキング加工においては、材料（金属板）の受ける加工度は極めて厳しいものとなる。また、ファインブランキング加工では、工具間のクリアランスをほぼゼロとして行うため、金型への負荷が過大となり、金型寿命が短くなるという問題がある。このため、ファインブランキング加工を適用される材料には、優れたファインブランキング加工性を具備するとともに、金型寿命の低下を防止することが要求されてきた。
通常の打抜き加工では、工具間のクリアランスは、被打抜き材である金属板の板厚の５〜10％程度であるが、ファインブランキング加工は、通常の打抜き加工とは異なり、工具間のクリアランスをほぼゼロ（実際は、被打抜き材である金属板の板厚の２％以下程度）と極めて小さく設定すると共に、さらに工具切刃付近の材料に圧縮応力を作用させて打抜く加工方法である。そして、ファインブランキング加工は、
（１）工具切刃からの亀裂発生を抑制して、通常の打抜き加工で見られる破断面がほぼゼロとなり、加工面（打抜き端面）がほぼ100％剪断面の、平滑な加工面が得られる、
（２）寸法精度がよい、
（３）複雑な形状を１工程で打抜ける
などの特徴を有している。しかし、ファインブランキング加工においては、材料（金属板）の受ける加工度は極めて厳しいものとなる。また、ファインブランキング加工では、工具間のクリアランスをほぼゼロとして行うため、金型への負荷が過大となり、金型寿命が短くなるという問題がある。このため、ファインブランキング加工を適用される材料には、優れたファインブランキング加工性を具備するとともに、金型寿命の低下を防止することが要求されてきた。
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.15〜0.90重量％、Si：0.4重量％以下、Mn：0.3〜1.0重量％を含有する組成と、球状化率80％以上、平均粒径0.4〜1.0μmの炭化物がフェライトマトリックスに分散した組織を有し、切欠き引張伸びが20％以上である、精密打抜き加工性に優れた高炭素鋼板が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、精密打抜き性が改善され、さらに金型寿命も改善されるとしている。しかし、特許文献１に記載された技術は、たかだか5000回程度までのファインブランキング加工を目標としており、さらに打抜き回数の多い、30000回程度の工業的規模の連続打抜きの適用には問題を残していた。また、特許文献１に記載された技術で製造された高炭素鋼板は、ファインブランキング加工後の成形加工性が劣るという問題もあった。
また、特許文献２には、Ｃ：0.08〜0.19％、Si、Mn、Alを適正量含有し、Cr：0.05〜0.80％、Ｂ：0.0005〜0.005％を含有する鋼片に、適正な熱間圧延を施して鋼板とした、精密打抜き用鋼板が提案されている。特許文献２に記載された鋼板は、降伏強度が低く、かつ衝撃値が高くファインブランキング加工性に優れ、低歪域ｎ値が高く複合成形加工性に優れ、さらに短時間急速加熱焼入性にも優れた鋼板であるとされる。しかし、特許文献２には、ファインブランキング加工性についての具体的な評価は示されていない。また、特許文献２に記載された鋼板は、ファインブランキング加工後の成形加工性が劣るという問題があった。
また、特許文献３には、Ｃ：0.15〜0.45％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎ含有量を適正範囲に調整した組成を有し、さらに、パーライト＋セメンタイト分率が10％以下、かつフェライト粒の平均粒径が10〜20μmである組織を有する、転造加工やファインブランキング加工における成形性に優れた高炭素鋼板が提案されている。特許文献３に記載された高炭素鋼板では、ファインブランキング加工性に優れ、さらにファインブランキング加工における金型寿命も改善されるとしている。しかし、特許文献３に記載された高炭素鋼板は、ファインブランキング加工後の成形加工性が劣るという問題があった。
さらに、特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載された鋼板は、いずれも、最近の厳しい加工条件のファインブランキング加工においては、満足できる十分なファインブランキング加工性を具備しているとはいえず、また金型寿命も十分に改善されているわけではないうえ、ファインブランキング加工後の成形加工性が劣るという問題が残されていた。
当初、ファインブランキング加工は、ギア部品などでも、ファインブランキング加工後に加工を施されない部品に適用されてきた。しかし、最近では、自動車部品（リクライニング部品など）へのファインブランキング加工の適用が拡大される傾向にあり、ファインブランキング加工後に伸びフランジ加工や張出し加工などを必要とする部品への適用が検討されている。このため、自動車部品として、ファインブランキング加工性に優れるうえ、ファインブランキング加工後の、伸びフランジ加工や張出し加工などの成形加工性にも優れた鋼板が熱望されている。
伸びフランジ加工性を改善する技術としては、これまで数多くの提案がなされている。例えば、特許文献４には、Ｃ：0.20〜0.33％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、sol.Al、Ｎ含有量を適正範囲に調整し、さらにCr：0.15〜0.7％を含有する組成を有し、パーライトを含んでいてよいフェライト・ベイナイト混合組織を有する、伸びフランジ性に優れる耐摩耗用熱延鋼板が提案されている。特許文献４に記載された熱延鋼板では、上記した組織とすることにより、穴拡げ率が高くなり、伸びフランジ性が向上するとしている。また、特許文献５には、Ｃ：0.2〜0.7％を含有する組成を有し、炭化物平均粒径が0.1μm以上1.2μm未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が15％以下である組織を有する伸びフランジ性に優れた高炭素鋼板が提案されている。特許文献５に記載された高炭素鋼板では、打抜き時の端面におけるボイドの発生を抑制し、穴拡げ加工におけるクラックの成長を遅くすることができ、伸びフランジ性が向上するとしている。
また、特許文献６には、Ｃ：0.2％以上を含む組成を有し、フェライトおよび炭化物を主体とし、炭化物粒径が0.2μm以下、フェライト粒径が0.5〜１μmである組織を有する打抜き性と焼入れ性に優れた高炭素鋼板が提案されている。これにより、バリ高さと金型寿命とで決定される打抜き性と、焼入れ性がともに向上するとしている。
また、特許文献７には、圧延後に硬化処理を施し鋼板表面に硬化層を形成させ、打抜き性を向上させた、打抜き性に優れる鋼板の製造法が提案されている。これにより、打抜き加工時にバリ、かえりの発生を防止でき、打抜き性が向上するとしている。
また、特許文献７には、圧延後に硬化処理を施し鋼板表面に硬化層を形成させ、打抜き性を向上させた、打抜き性に優れる鋼板の製造法が提案されている。これにより、打抜き加工時にバリ、かえりの発生を防止でき、打抜き性が向上するとしている。
また、特許文献８には、Ｃ：0.10％以下を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Alを適正量に調整し、さらにTi、あるいはさらにNbおよび／またはＢを含有させ、冷延−再結晶焼鈍後に塑性歪を与えることにより、表層部の平均硬度をHV：135〜200、内部の平均硬度をHV：100〜130とした耐バリ性および絞り性に優れた冷延鋼板が提案されている。これにより、プレス成形時にバリの発生を防止できるとしている。
特開2000‐265240号公報
特開昭59‐76861号公報
特開2001‐140037号公報
特開平９‐49065号公報
特開2001‐214234号公報
特開平９‐316595号公報
特開平２‐133561号公報
特開平４−120242号公報
しかしながら、特許文献４、特許文献５に記載された技術はいずれも、従来の打抜き加工を施すことを前提にしたものであり、クリアランスがほぼゼロとなるファインブランキング加工の適用を考慮したものではない。したがって、厳しいファインブランキング加工後に、同様の伸びフランジ性を確保することは難しく、たとえ確保できても金型寿命が短くなるという問題がある。
また、特許文献６に記載された技術では、フェライト粒径を0.5〜１μmの範囲にする必要があり、このようなフェライト粒径を有する鋼板を安定して工業的に製造することは困難であり、製品歩留の低下に繋がるという問題があった。
また、特許文献７、特許文献８に記載された技術はいずれも、従来の打抜き加工を施すことを前提にしたものであり、ファインブランキング加工の適用を考慮したものではないため、特許文献７、特許文献８に記載された技術で製造された鋼板はファインブランキング加工性に問題を残していた。
また、特許文献７、特許文献８に記載された技術はいずれも、従来の打抜き加工を施すことを前提にしたものであり、ファインブランキング加工の適用を考慮したものではないため、特許文献７、特許文献８に記載された技術で製造された鋼板はファインブランキング加工性に問題を残していた。
本発明は、上記した従来技術の問題に鑑みて成されたものであり、ファインブランキング加工時のダレ発生を防止し、かつ金型寿命のより長寿命化が期待できる、ファインブランキング加工性に優れ、さらにファインブランキング加工後の成形加工性にも優れた鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、ファインブランキング加工性（以下、FB加工性と略す）に及ぼす金属組織の影響、とくにフェライト、炭化物の形態および分布状態の影響について鋭意研究した。
その結果、FB加工性、FB加工後の成形加工性および金型寿命は、フェライト粒内に存在する炭化物の粒径およびフェライト粒径と密接な関係にあることを見出した。
その結果、FB加工性、FB加工後の成形加工性および金型寿命は、フェライト粒内に存在する炭化物の粒径およびフェライト粒径と密接な関係にあることを見出した。
そして、所定範囲の組成を有する鋼素材に、熱間圧延の仕上圧延条件およびその後の冷却を適正条件として、ほぼ100％のパーライト組織を有する熱延鋼板とし、さらに適正条件の冷間圧延と適正条件の冷延板焼鈍、あるいは適正条件の熱延板焼鈍および適正条件の冷間圧延と適正条件の冷延板焼鈍を施して、金属組織を、フェライト平均粒径が10μm超20μm未満、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が0.3〜1.5μmとした、フェライト＋セメンタイト（炭化物）組織とすることにより、FB加工性、金型寿命およびFB加工後の成形加工性（サイドベンド伸び）が顕著に向上することを新たに見出した。
FB加工では、クリアランスゼロ、圧縮応力状態で材料が加工される。そのため、材料は大きな変形を受け、該変形中に亀裂が発生することがあり、亀裂が発生すると打抜き面に破断面が現れる。亀裂発生防止には、炭化物の球状化率の向上が重要といわれている。しかし、炭化物が粗大にフェライト粒内に存在する場合、大変形時に炭化物間でボイドが発生しやすくなり、ボイド成長による亀裂発生は避けられないと考え、フェライト粒内の炭化物径とFB加工性について調べた。また、金型寿命に関して、フェライト粒内に微細な炭化物が存在すると、鋼板の硬質化により工具切刃の摩耗が促進され、金型寿命が低下することになると本発明者らは推察した。さらに、FB加工後に成形加工が施される場合には、FB加工時に発生した亀裂同士が連結して成形加工性の低下をもたらすことになると本発明者らは考えた。
また、FB加工におけるダレは、FB加工初期に材料表層部が工具に引き込まれ、材料表層部が伸びることにより発生する。したがって、ダレの発生を防止するためには、材料（鋼板）表層部を硬質化することが考えられる。しかし、表層部の過度の硬質化は、表層部の切断面に破断面が発生しやすくなりFB加工性を低下させること、および金型寿命を低下させること、などの問題を生じる。そこで、本発明者らは、鋼板の断面硬さとダレの関係を詳細に検討した結果、表面から板厚の10％までの領域である表層の硬さを、ビッカース硬さHVで、内層の硬さの1.1〜1.5倍の範囲に調整することにより、ダレの発生を大幅に抑制することができ、優れたFB加工面を得ることができることを知見した。
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.34％Ｃ−0.2％Si−0.8％Mnを含有する高炭素鋼スラブ（S35C相当）に、1200℃に加熱後、５パスの粗圧延、７パスの仕上圧延からなる熱間圧延を施し、板厚4.2〜7.4mmの熱延板とした。なお、熱間圧延の仕上圧延における累積圧下率を30％、圧延終了温度を860℃、圧延後の平均冷却速度を80℃/s、冷却停止温度を650℃、巻取温度を600℃とした。ついで、これら熱延板に酸洗を施した後、冷間圧下率を１〜30％に変化して冷間圧延（一次冷間圧延）を施し冷延板とし、さらに冷延板焼鈍としてバッチ焼鈍（720℃×40h）を行った。冷延板焼鈍後、冷延板に圧下率：１〜20％の冷間圧延（二次冷間圧延）を施し板厚4.1mmに仕上げた。
質量％で、0.34％Ｃ−0.2％Si−0.8％Mnを含有する高炭素鋼スラブ（S35C相当）に、1200℃に加熱後、５パスの粗圧延、７パスの仕上圧延からなる熱間圧延を施し、板厚4.2〜7.4mmの熱延板とした。なお、熱間圧延の仕上圧延における累積圧下率を30％、圧延終了温度を860℃、圧延後の平均冷却速度を80℃/s、冷却停止温度を650℃、巻取温度を600℃とした。ついで、これら熱延板に酸洗を施した後、冷間圧下率を１〜30％に変化して冷間圧延（一次冷間圧延）を施し冷延板とし、さらに冷延板焼鈍としてバッチ焼鈍（720℃×40h）を行った。冷延板焼鈍後、冷延板に圧下率：１〜20％の冷間圧延（二次冷間圧延）を施し板厚4.1mmに仕上げた。
得られた鋼板について、まず金属組織を観察した。
金属組織観察は、得られた鋼板から試験片を採取し、該試験片の圧延方向に平行な断面を研磨し、ナイタール腐食したのち、板厚1/4位置について、走査型電子顕微鏡（SEM）で金属組織を観察し撮像して、画像処理により、フェライト粒径、およびフェライト粒内炭化物粒径を測定した。
金属組織観察は、得られた鋼板から試験片を採取し、該試験片の圧延方向に平行な断面を研磨し、ナイタール腐食したのち、板厚1/4位置について、走査型電子顕微鏡（SEM）で金属組織を観察し撮像して、画像処理により、フェライト粒径、およびフェライト粒内炭化物粒径を測定した。
フェライト粒径およびフェライト粒内炭化物粒径は、撮像した組織について、Media Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を使用して画像解析処理にて定量化した。
すなわち、各フェライト粒について、その面積を測定し、得られた面積から円相当径を求め、おのおのの粒径とした。得られた各フェライト粒径を算術平均し、その値を、その鋼板のフェライト平均粒径とした。なお、測定したフェライト粒は各500個とした。
すなわち、各フェライト粒について、その面積を測定し、得られた面積から円相当径を求め、おのおのの粒径とした。得られた各フェライト粒径を算術平均し、その値を、その鋼板のフェライト平均粒径とした。なお、測定したフェライト粒は各500個とした。
また、撮像した組織において、画像解析によりフェライト粒界上に存在する炭化物とフェライト粒内に存在する炭化物を識別し、フェライト粒内に存在する各炭化物粒径について、炭化物の外周上の２点と炭化物の相当楕円（炭化物と同面積で，かつ一次及び二次モーメントが等しい楕円）の重心を通る径を２°刻みに測定して円相当径を求め、おのおのの炭化物粒径とした。得られた各炭化物粒径を算術平均し、その値を、その鋼板の炭化物平均粒径とした。なお、測定した炭化物の粒数は各3000個とした。
また、得られた鋼板について、板厚断面の硬さを測定した。
得られた鋼板から、硬さ測定用試験片を採取し、板厚方向断面を研磨し、表面から0.05mmの位置から0.05mmピッチで裏面までビッカース硬さ計（荷重50gf（0.49Ｎ））でビッカース硬さHV0.05を測定した。なお、板厚中央部では5点測定した。表面から板厚の10％までの領域の平均硬さを表層部硬度HVsufとし、板厚中央部の平均値を中央部硬さHVmidとした。
得られた鋼板から、硬さ測定用試験片を採取し、板厚方向断面を研磨し、表面から0.05mmの位置から0.05mmピッチで裏面までビッカース硬さ計（荷重50gf（0.49Ｎ））でビッカース硬さHV0.05を測定した。なお、板厚中央部では5点測定した。表面から板厚の10％までの領域の平均硬さを表層部硬度HVsufとし、板厚中央部の平均値を中央部硬さHVmidとした。
また、得られた鋼板から試験片（大きさ：100×80mm）を採取し、FBテストを実施し、使用した工具（金型）の寿命を評価した。FBテストは、110ｔ油圧プレス機を用いて、試験片から大きさ：60mm×40mm（コーナー部半径R：10mm）のサンプルを、工具間のクリアランス：0.060mm（板厚の1.5％）、加工力：8.5ton、潤滑：有りの条件で最大30000回までの打抜きテストとした。
30000回の打抜きテスト後の、打抜かれたサンプルの端面（打抜き面）について、表面粗さ（十点平均粗さRz）、およびダレを測定した。なお、試験片は、クリアランスに対する板厚偏差の影響を除くため、予め両面を等量ずつ研削し、板厚を4.0±0.010mmとした。
表面粗さの測定は、R部を除く４つの端面とし、各端面（板厚面）で、図２に示すように、パンチ側表面0.5mmから板厚方向に3.9mmまでの範囲でかつ表面に平行に（X方向）10mmの領域を、触針式表面粗度計で板厚方向（ｔ方向）に100μmピッチで35回走査し、JIS B 0601-1994の規定に準拠して、各走査線における表面粗さRzを測定した。さらに、測定面の表面粗さRzは、各々の走査線のRzを合計して、その平均値とした。上記と同様の方法で４つの端面を測定して、次式
Rz ave＝（Rz1＋Rz2＋Rz3＋Rz4）／４
（ここで、Rz1、Rz2、Rz3、Rz4：各面のRz）
で定義される平均表面粗さ：Rz ave（μm）を算出した。
表面粗さの測定は、R部を除く４つの端面とし、各端面（板厚面）で、図２に示すように、パンチ側表面0.5mmから板厚方向に3.9mmまでの範囲でかつ表面に平行に（X方向）10mmの領域を、触針式表面粗度計で板厚方向（ｔ方向）に100μmピッチで35回走査し、JIS B 0601-1994の規定に準拠して、各走査線における表面粗さRzを測定した。さらに、測定面の表面粗さRzは、各々の走査線のRzを合計して、その平均値とした。上記と同様の方法で４つの端面を測定して、次式
Rz ave＝（Rz1＋Rz2＋Rz3＋Rz4）／４
（ここで、Rz1、Rz2、Rz3、Rz4：各面のRz）
で定義される平均表面粗さ：Rz ave（μm）を算出した。
なお、上記した板厚と異なる板厚の場合には、パンチ側表面0.5mmから板厚方向に、（板厚（mm）−0.1mm）程度の範囲でかつ表面に平行に10mmの領域を板厚方向に100μmピッチで走査し各側表面のRzを求め、各面のRzからRz aveを求めるようにすればよい。
本発明では、30000回の打抜き加工後の加工端面の平均表面粗さRz aveが15μm以下と加工面が滑らかになるほど、金型寿命の低下はなく、FB加工性に優れているとする。
本発明では、30000回の打抜き加工後の加工端面の平均表面粗さRz aveが15μm以下と加工面が滑らかになるほど、金型寿命の低下はなく、FB加工性に優れているとする。
また、30000回の打抜きテスト後の、打抜かれたサンプルの端面（表面粗さの測定面）について、発生したダレ量を次の方法で測定した。
図３に示すように打抜かれたサンプル端面（表面粗さの測定面、４面）の各端面の中央よりサンプルを採取した。該サンプルは金属組織観察用試験片と同様に樹脂に埋込み、研磨した後、エッチングを行わないで低倍率（×20）で撮像した。撮像した写真を用いて図３に示すようにダレ量を求めた。各端面のダレ量を算術平均した値をその鋼板のダレ量とした。なお、本発明では、30000回の打抜き加工後の加工端面のダレ量が板厚の10％以下と少なくなるほど、ダレ発生が抑制され、ダレ発生に対し優れているとする。
図３に示すように打抜かれたサンプル端面（表面粗さの測定面、４面）の各端面の中央よりサンプルを採取した。該サンプルは金属組織観察用試験片と同様に樹脂に埋込み、研磨した後、エッチングを行わないで低倍率（×20）で撮像した。撮像した写真を用いて図３に示すようにダレ量を求めた。各端面のダレ量を算術平均した値をその鋼板のダレ量とした。なお、本発明では、30000回の打抜き加工後の加工端面のダレ量が板厚の10％以下と少なくなるほど、ダレ発生が抑制され、ダレ発生に対し優れているとする。
得られた結果を、Rz ave、ダレ量／板厚（％）とHVsuf／HVmidとの関係で図１に示す。
なお、得られた熱延鋼板ではいずれも、フェライト平均粒径は12〜17μmと10μm超20μm未満であり、フェライト粒内の平均炭化物粒径は0.5〜1.2μmと0.3〜1.5μmの範囲内であった。また、二次冷間圧延の圧下率により、板厚方向断面の硬さ分布が変化していた。
図１からHVsuf／HVmidが1.1以上と表層部硬さが増加するに伴い、（ダレ量／板厚）が10％以下と、ダレ量が急速に低下することが分かる。一方、HVsuf／HVmidが1.5を超えて表層部硬さが増加するに伴い、Rz aveが15μmを超えて大きくなり、FB加工面が粗くなりFB加工性が低下していることが分かる。
なお、得られた熱延鋼板ではいずれも、フェライト平均粒径は12〜17μmと10μm超20μm未満であり、フェライト粒内の平均炭化物粒径は0.5〜1.2μmと0.3〜1.5μmの範囲内であった。また、二次冷間圧延の圧下率により、板厚方向断面の硬さ分布が変化していた。
図１からHVsuf／HVmidが1.1以上と表層部硬さが増加するに伴い、（ダレ量／板厚）が10％以下と、ダレ量が急速に低下することが分かる。一方、HVsuf／HVmidが1.5を超えて表層部硬さが増加するに伴い、Rz aveが15μmを超えて大きくなり、FB加工面が粗くなりFB加工性が低下していることが分かる。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに研究を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）鋼素材に、該鋼素材を加熱し圧延を施し熱延板とする熱間圧延と、該熱延板に圧延を施し冷延板とする一次冷間圧延と、該冷延板に焼鈍を施す冷延板焼鈍と、該冷延板焼鈍後にさらに圧延を施す二次冷間圧延と、を順次行なう鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.1〜0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2〜1.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.02％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延における仕上圧延を、Ar３変態点〜850℃の温度域における累積圧下率を25％以上とし、仕上圧延の圧延終了温度をAr３変態点〜950℃とし、該仕上圧延の終了後に、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃の範囲の温度で該冷却を停止し、450〜600℃で巻取る処理とし、前記一次冷間圧延を、圧下率：５〜30％の冷間圧延を施す処理とし、前記冷延板焼鈍を、焼鈍温度が600℃以上720℃以下である処理とし、前記二次冷間圧延を、圧下率：５〜15％の冷間圧延を施す処理とすることを特徴とするファインブランキング加工性に優れた鋼板の製造方法。
（１）鋼素材に、該鋼素材を加熱し圧延を施し熱延板とする熱間圧延と、該熱延板に圧延を施し冷延板とする一次冷間圧延と、該冷延板に焼鈍を施す冷延板焼鈍と、該冷延板焼鈍後にさらに圧延を施す二次冷間圧延と、を順次行なう鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.1〜0.5％、Si：0.5％以下、Mn：0.2〜1.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.02％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延における仕上圧延を、Ar３変態点〜850℃の温度域における累積圧下率を25％以上とし、仕上圧延の圧延終了温度をAr３変態点〜950℃とし、該仕上圧延の終了後に、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃の範囲の温度で該冷却を停止し、450〜600℃で巻取る処理とし、前記一次冷間圧延を、圧下率：５〜30％の冷間圧延を施す処理とし、前記冷延板焼鈍を、焼鈍温度が600℃以上720℃以下である処理とし、前記二次冷間圧延を、圧下率：５〜15％の冷間圧延を施す処理とすることを特徴とするファインブランキング加工性に優れた鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記一次冷間圧延の前に、前記熱延板に焼鈍温度が600℃以上720℃以下の熱延板焼鈍を施すことを特徴とする鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Al：0.1％以下を含有する組成とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Ni：3.5％以下、Ti：0.01〜0.1％およびＢ：0.0005〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Al：0.1％以下を含有する組成とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Ni：3.5％以下、Ti：0.01〜0.1％およびＢ：0.0005〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
本発明によれば、FB加工後のダレ量の大幅な増加や、また金型寿命の低下を伴うことなく、むしろ金型寿命のより長寿命化が期待できる、FB加工性に優れ、しかもFB加工後の成形加工性（サイドベンド伸び性）にも優れた鋼板を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、FB加工性に優れた鋼板となり、FB加工後の端面処理を行う必要がなくなり、製造工期の短縮が可能で生産性が向上するとともに、製造コストの削減が可能となるという効果もある。
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、組成における質量％はとくに断わらないかぎり、単に％と記す。
Ｃ：0.1〜0.5％
Ｃは、熱延焼鈍後および焼入れ後の硬さに影響する元素であり、本発明では0.1％以上の含有を必要とする。Ｃが0.1％未満では、自動車用部品として要求される硬さを得ることができなくなる。一方、0.5％を超える多量の含有は、鋼板が硬質化するため、工業的に十分な金型寿命が確保できなくなる。このため、Ｃは0.1〜0.5％の範囲に限定した。
Ｃ：0.1〜0.5％
Ｃは、熱延焼鈍後および焼入れ後の硬さに影響する元素であり、本発明では0.1％以上の含有を必要とする。Ｃが0.1％未満では、自動車用部品として要求される硬さを得ることができなくなる。一方、0.5％を超える多量の含有は、鋼板が硬質化するため、工業的に十分な金型寿命が確保できなくなる。このため、Ｃは0.1〜0.5％の範囲に限定した。
Si：0.5％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により強度（硬さ）を増加させる元素であるが、0.5％を超えて多量に含有するとフェライト相が硬質化し、FB加工性を低下させる。また0.5％を超えてSiを含有すると、熱延段階で赤スケールと呼ばれる表面欠陥を生じる。このため、Siは0.5％以下に限定した。なお、好ましくは0.35％以下である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により強度（硬さ）を増加させる元素であるが、0.5％を超えて多量に含有するとフェライト相が硬質化し、FB加工性を低下させる。また0.5％を超えてSiを含有すると、熱延段階で赤スケールと呼ばれる表面欠陥を生じる。このため、Siは0.5％以下に限定した。なお、好ましくは0.35％以下である。
Mn：0.2〜1.5％
Mnは、固溶強化により鋼の強度を増加するとともに、焼入れ性向上に有効に作用する元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上含有することが望ましいが、1.5％を超えて過剰に含有すると、固溶強化が強くなりすぎてフェライトが硬質化し、FB加工性が低下する。このため、Mnは0.2〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.2〜1.0％、より好ましくは0.6〜0.9％である。
Mnは、固溶強化により鋼の強度を増加するとともに、焼入れ性向上に有効に作用する元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上含有することが望ましいが、1.5％を超えて過剰に含有すると、固溶強化が強くなりすぎてフェライトが硬質化し、FB加工性が低下する。このため、Mnは0.2〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.2〜1.0％、より好ましくは0.6〜0.9％である。
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、粒界等に偏析して加工性を低下させるため、本発明では極力低減することが望ましいが、0.03％までは許容できる。このようなことから、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.02％以下である。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼中ではMnSなどの硫化物を形成して介在物として存在し、FB加工性を低下させる元素であり、極力低減することが望ましいが、0.02％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
Ｐは、粒界等に偏析して加工性を低下させるため、本発明では極力低減することが望ましいが、0.03％までは許容できる。このようなことから、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.02％以下である。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼中ではMnSなどの硫化物を形成して介在物として存在し、FB加工性を低下させる元素であり、極力低減することが望ましいが、0.02％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
上記した成分が基本組成であるが、本発明では上記した基本組成に加えて、Al、および／または、Cr、Mo、Ni、TiおよびＢのうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合してAlNを形成し、オーステナイト粒の粗大化防止に寄与する元素である。Ｂとともに含有する場合には、Ｎを固定し、ＢがBNとなり焼入れ性向上に有効なＢ量の低減を防止する効果も有する。このような効果は0.02％以上の含有で顕著となるが、0.1％を超える含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、含有する場合には、Alは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、不可避的不純物としてのAlは0.01％以下である。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合してAlNを形成し、オーステナイト粒の粗大化防止に寄与する元素である。Ｂとともに含有する場合には、Ｎを固定し、ＢがBNとなり焼入れ性向上に有効なＢ量の低減を防止する効果も有する。このような効果は0.02％以上の含有で顕著となるが、0.1％を超える含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、含有する場合には、Alは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、不可避的不純物としてのAlは0.01％以下である。
Cr、Mo、Ni、Ti、Ｂはいずれも、焼入れ性の向上、あるいはさらに焼戻軟化抵抗の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
Cr：3.5％以下
Crは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、このような効果を得るためは0.1％以上含有することが好ましいが、3.5％を超える含有は、FB加工性が低下するとともに、焼戻軟化抵抗の過度の増大を招く。このため、Crは含有する場合には3.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2〜1.5％である。
Cr：3.5％以下
Crは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、このような効果を得るためは0.1％以上含有することが好ましいが、3.5％を超える含有は、FB加工性が低下するとともに、焼戻軟化抵抗の過度の増大を招く。このため、Crは含有する場合には3.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2〜1.5％である。
Mo：0.7％以下
Moは、焼入れ性の向上に有効に作用する元素であり、このような効果を得るためには0.05％以上含有することが好ましいが、0.7％を超える含有は鋼の硬質化を招き、FB加工性が低下する。このため、Moは含有する場合には0.7％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜0.3％である。
Moは、焼入れ性の向上に有効に作用する元素であり、このような効果を得るためには0.05％以上含有することが好ましいが、0.7％を超える含有は鋼の硬質化を招き、FB加工性が低下する。このため、Moは含有する場合には0.7％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜0.3％である。
Ni：3.5％以下、
Niは、焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには0.1％以上含有することが好ましいが、3.5％を超える含有は鋼の硬質化を招き、FB加工性が低下する。このため、Niは含有する場合には3.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜2.0％である。
Niは、焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには0.1％以上含有することが好ましいが、3.5％を超える含有は鋼の硬質化を招き、FB加工性が低下する。このため、Niは含有する場合には3.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜2.0％である。
Ti：0.01〜0.1％
Tiは、Ｎと結合しTiNを形成しやすく、焼入れ時のγ粒の粗大化防止に有効に作用する元素である。また、Ｂとともに含有する場合にはBNを形成するＮを低減するため、焼入れ性向上に必要なＢの添加量を少なくすることができるという効果も有する。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、TiCなどの析出によりフェライトが析出強化されて硬質化し、金型寿命の低下を招く。このため、含有する場合には、Tiは0.01〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.015〜0.08％である。
Tiは、Ｎと結合しTiNを形成しやすく、焼入れ時のγ粒の粗大化防止に有効に作用する元素である。また、Ｂとともに含有する場合にはBNを形成するＮを低減するため、焼入れ性向上に必要なＢの添加量を少なくすることができるという効果も有する。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、TiCなどの析出によりフェライトが析出強化されて硬質化し、金型寿命の低下を招く。このため、含有する場合には、Tiは0.01〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.015〜0.08％である。
Ｂ：0.0005〜0.005％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、微量で焼入れ性を改善させる元素であり、特にTiと複合添加した場合に効果的である。焼入れ性改善のためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.005％を超えて含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0005〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0008〜0.004％である。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、微量で焼入れ性を改善させる元素であり、特にTiと複合添加した場合に効果的である。焼入れ性改善のためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.005％を超えて含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0005〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0008〜0.004％である。
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下、Cu：0.1％以下が許容できる。
本発明では、上記した組成の鋼素材に、該鋼素材を加熱し圧延を施し熱延板とする熱間圧延と、該熱延板に圧延を施し冷延板とする一次冷間圧延と、該冷延板に焼鈍を施す冷延板焼鈍と、該冷間板焼鈍後にさらに圧延を施す二次冷間圧延と、を順次行なう。
本発明では、上記した組成の鋼素材に、該鋼素材を加熱し圧延を施し熱延板とする熱間圧延と、該熱延板に圧延を施し冷延板とする一次冷間圧延と、該冷延板に焼鈍を施す冷延板焼鈍と、該冷間板焼鈍後にさらに圧延を施す二次冷間圧延と、を順次行なう。
本発明で使用する鋼素材は、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の常用の溶製方法で溶製し、さらに真空脱ガス装置で二次精錬を行い、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で鋼素材（スラブ）としたものとすることが好ましい。
ついで、得られた鋼素材には、鋼素材を加熱し圧延して熱延板とする熱間圧延を施す。
熱間圧延は、仕上圧延でのAr３変態点〜850℃の温度域における累積圧下率を25％以上、仕上圧延の圧延終了温度をAr３変態点〜950℃、該仕上圧延の終了後に、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃の範囲の温度で該冷却を停止し、巻取り温度：450〜600℃で巻取る処理とする。
熱間圧延を施すに当り、鋼素材は熱間圧延のための加熱を施される。なお、加熱温度は、とくに限定する必要はないが、通常の1050〜1250℃とすることが好ましい。しかし、鋼素材が所定以上の温度を保持している場合には、加熱を施されることなく、鋳造後直ちに、または補熱を目的とした加熱を施され、そのまま熱間圧延を行う、いわゆる直送圧延を行なうことができる。また、鋳造後直ちに、粗圧延を施し、仕上げ圧延前に加熱を行ってもよい。また、鋳造後直ちにあるいは鋼素材を加熱して、粗圧延を施しシートバーとした後に、シートバーを接合し連続熱間圧延を行っても、また、シートバーを加熱した後に、シートバーを接合し連続熱間圧延を行ってもよい。
ついで、得られた鋼素材には、鋼素材を加熱し圧延して熱延板とする熱間圧延を施す。
熱間圧延は、仕上圧延でのAr３変態点〜850℃の温度域における累積圧下率を25％以上、仕上圧延の圧延終了温度をAr３変態点〜950℃、該仕上圧延の終了後に、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃の範囲の温度で該冷却を停止し、巻取り温度：450〜600℃で巻取る処理とする。
熱間圧延を施すに当り、鋼素材は熱間圧延のための加熱を施される。なお、加熱温度は、とくに限定する必要はないが、通常の1050〜1250℃とすることが好ましい。しかし、鋼素材が所定以上の温度を保持している場合には、加熱を施されることなく、鋳造後直ちに、または補熱を目的とした加熱を施され、そのまま熱間圧延を行う、いわゆる直送圧延を行なうことができる。また、鋳造後直ちに、粗圧延を施し、仕上げ圧延前に加熱を行ってもよい。また、鋳造後直ちにあるいは鋼素材を加熱して、粗圧延を施しシートバーとした後に、シートバーを接合し連続熱間圧延を行っても、また、シートバーを加熱した後に、シートバーを接合し連続熱間圧延を行ってもよい。
本発明における熱間圧延では、仕上圧延の圧延終了温度と、その後の冷却条件を調整することにより、ほぼ100％のパーライト組織を有する熱延板が得られる。
Ar３変態点〜850℃の温度域における累積圧下率：25％以上
熱間圧延における仕上圧延段階で、圧下率を大きくすることにより、オーステナイト粒径が小さくなり、それに伴って変態後のパーライト粒径が微細となり、冷延板焼鈍、あるいは冷延板焼鈍に先立ち熱延板焼鈍を施す場合は該熱延板焼鈍において、微細なパーライトが有する高い粒界エネルギーを駆動力として、フェライト粒の成長が促進される。このため、冷延板焼鈍後に得られるフェライトの平均粒径を10μm超20μm未満とするには、仕上圧延におけるAr3変態点〜850℃の温度域の累積圧下率を25％以上とすることが好ましい。Ar3変態点〜850℃の温度域の累積圧下率が25％未満では、圧下率が不足し、フェライト粒径が所望の範囲に調整できなくなる。なお、累積圧下率の上限は圧延負荷の観点から35％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは25〜33％である。
Ar３変態点〜850℃の温度域における累積圧下率：25％以上
熱間圧延における仕上圧延段階で、圧下率を大きくすることにより、オーステナイト粒径が小さくなり、それに伴って変態後のパーライト粒径が微細となり、冷延板焼鈍、あるいは冷延板焼鈍に先立ち熱延板焼鈍を施す場合は該熱延板焼鈍において、微細なパーライトが有する高い粒界エネルギーを駆動力として、フェライト粒の成長が促進される。このため、冷延板焼鈍後に得られるフェライトの平均粒径を10μm超20μm未満とするには、仕上圧延におけるAr3変態点〜850℃の温度域の累積圧下率を25％以上とすることが好ましい。Ar3変態点〜850℃の温度域の累積圧下率が25％未満では、圧下率が不足し、フェライト粒径が所望の範囲に調整できなくなる。なお、累積圧下率の上限は圧延負荷の観点から35％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは25〜33％である。
仕上圧延の圧延終了温度：Ar3変態点〜950℃
仕上圧延の圧延終了温度は、Ar3変態点〜950℃の範囲内の温度とすることが好ましい。仕上圧延の圧延終了温度が950℃を超えて高くなると、発生するスケールが厚くなり酸洗性が低下するうえ、鋼板表層で脱炭層を生じる場合があり、フェライト粒径が粗大となりやすい。一方、仕上圧延の圧延終了温度がAr3変態点未満では、圧延負荷の増大が著しくなり、圧延機への過大な負荷が問題となる。このため、仕上圧延の圧延終了温度はAr3変態点〜950℃の範囲内の温度に限定した。ここで、Ar3変態点は、下記式を用いて求めたものである。
仕上圧延の圧延終了温度は、Ar3変態点〜950℃の範囲内の温度とすることが好ましい。仕上圧延の圧延終了温度が950℃を超えて高くなると、発生するスケールが厚くなり酸洗性が低下するうえ、鋼板表層で脱炭層を生じる場合があり、フェライト粒径が粗大となりやすい。一方、仕上圧延の圧延終了温度がAr3変態点未満では、圧延負荷の増大が著しくなり、圧延機への過大な負荷が問題となる。このため、仕上圧延の圧延終了温度はAr3変態点〜950℃の範囲内の温度に限定した。ここで、Ar3変態点は、下記式を用いて求めたものである。
Ar3変態点（℃）＝910−203×[C]1/2＋44.7×[Si]−30×[Mn]−11×[Cr]＋31.5×[Mo]−15.2×[Ni]
ここで、[M]は元素Mの含有量（質量％）
仕上圧延終了後の平均冷却速度：50℃/s以上
仕上圧延終了後、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却する。なお、ここでいう平均冷却速度とは、仕上圧延の圧延終了温度から該冷却（強制冷却）の停止温度までの平均の冷却速度である。平均冷却速度が50℃/s未満では、冷却中に炭化物を含まないフェライトを生じ、冷却後の組織がフェライト+パーライトの不均一な組織となり、ほぼ100％のパーライトからなる均一な組織を確保できなくなる。熱延板組織がフェライト+パーライトの不均一な組織では炭化物の分布が不均一となり、その後の熱延板焼鈍をいかに工夫しても、粒内に存在する炭化物が粗大となりやすく、FB加工性が低下しやすい。このようなことから、仕上圧延終了後の平均冷却速度を50℃/s以上に限定した。なお、好ましくは平均冷却速度が120℃/s未満である。平均冷却速度が120℃/s以上となると、ベイナイトが生成し、冷却後の組織が、ほぼ100％のパーライトからなる均一な組織を確保できなくなる。
ここで、[M]は元素Mの含有量（質量％）
仕上圧延終了後の平均冷却速度：50℃/s以上
仕上圧延終了後、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却する。なお、ここでいう平均冷却速度とは、仕上圧延の圧延終了温度から該冷却（強制冷却）の停止温度までの平均の冷却速度である。平均冷却速度が50℃/s未満では、冷却中に炭化物を含まないフェライトを生じ、冷却後の組織がフェライト+パーライトの不均一な組織となり、ほぼ100％のパーライトからなる均一な組織を確保できなくなる。熱延板組織がフェライト+パーライトの不均一な組織では炭化物の分布が不均一となり、その後の熱延板焼鈍をいかに工夫しても、粒内に存在する炭化物が粗大となりやすく、FB加工性が低下しやすい。このようなことから、仕上圧延終了後の平均冷却速度を50℃/s以上に限定した。なお、好ましくは平均冷却速度が120℃/s未満である。平均冷却速度が120℃/s以上となると、ベイナイトが生成し、冷却後の組織が、ほぼ100％のパーライトからなる均一な組織を確保できなくなる。
冷却停止温度：500〜700℃
上記冷却（強制冷却）を停止する温度は500〜700℃とする。冷却停止温度が500℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトを生じて熱延板焼鈍が長時間となるという問題や、巻取時に割れを生じるなど操業上の問題を生じる。一方、冷却停止温度が700℃を超えて高温となると、フェライト変態ノーズが700℃近傍であるため、冷却停止後の放冷中にフェライトを生じ、ほぼ100％のパーライトからなる均一な組織を確保できなくなる。このようなことから、冷却の停止温度は、500〜700℃の範囲内の温度に限定した。なお、より好ましくは500〜650℃、さらに好ましくは500〜600℃である。
上記冷却（強制冷却）を停止する温度は500〜700℃とする。冷却停止温度が500℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトを生じて熱延板焼鈍が長時間となるという問題や、巻取時に割れを生じるなど操業上の問題を生じる。一方、冷却停止温度が700℃を超えて高温となると、フェライト変態ノーズが700℃近傍であるため、冷却停止後の放冷中にフェライトを生じ、ほぼ100％のパーライトからなる均一な組織を確保できなくなる。このようなことから、冷却の停止温度は、500〜700℃の範囲内の温度に限定した。なお、より好ましくは500〜650℃、さらに好ましくは500〜600℃である。
巻取り温度：450〜600℃
冷却を停止したのち、熱延板は直ちにコイル状に巻取られる。巻取り温度は450〜600℃とする。巻取り温度が450℃未満では、巻取り時に鋼板に割れが発生し、操業上問題となる。一方、巻取り温度が600℃を超えると、巻取り中にフェライトが生成するという問題がある。なお、より好ましくは500〜600℃である。
冷却を停止したのち、熱延板は直ちにコイル状に巻取られる。巻取り温度は450〜600℃とする。巻取り温度が450℃未満では、巻取り時に鋼板に割れが発生し、操業上問題となる。一方、巻取り温度が600℃を超えると、巻取り中にフェライトが生成するという問題がある。なお、より好ましくは500〜600℃である。
このようにして得た熱延板（熱延鋼板）は、酸洗またはショットブラストなどにより表面の酸化スケールを除去した後、さらに、冷間圧延と冷延板焼鈍、あるいは熱延板焼鈍および冷間圧延と冷延板焼鈍を施される。ほぼ100％のパーライト組織を有する熱延板に、適正な、冷間圧延と冷延板焼鈍、あるいは適正な熱延板焼鈍および適正な冷間圧延と冷延板焼鈍を施すことにより、フェライトの粒成長が適正に促進されるとともに、フェライト粒内の炭化物粒径を所望の範囲にすることができるようになる。
熱延板焼鈍の焼鈍温度：600〜720℃
本発明では一次冷間圧延に先立ち、熱延板焼鈍を施すことが一次冷間圧延の負荷を下げる上で好ましい。
熱延板焼鈍を施す場合は、焼鈍温度を600〜720℃の範囲の温度とすることが好ましい。焼鈍温度が、600℃未満では、冷延板焼鈍を施してもフェライト粒内の炭化物の平均粒径が0.3μm未満となりやすい。一方、720℃を超えて高温となると、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が1.5μmを超え、冷延焼鈍後のFB加工性がかえって低下する。なお、熱延板焼鈍の保持時間はとくに限定する必要はないが、炭化物粒径を所望の範囲とするためには、８ｈ以上とすることが好ましい。また、80ｈを超えるとフェライト粒が過度に粗大化する恐れがあるため、80ｈ以下とすることが好ましい。
本発明では一次冷間圧延に先立ち、熱延板焼鈍を施すことが一次冷間圧延の負荷を下げる上で好ましい。
熱延板焼鈍を施す場合は、焼鈍温度を600〜720℃の範囲の温度とすることが好ましい。焼鈍温度が、600℃未満では、冷延板焼鈍を施してもフェライト粒内の炭化物の平均粒径が0.3μm未満となりやすい。一方、720℃を超えて高温となると、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が1.5μmを超え、冷延焼鈍後のFB加工性がかえって低下する。なお、熱延板焼鈍の保持時間はとくに限定する必要はないが、炭化物粒径を所望の範囲とするためには、８ｈ以上とすることが好ましい。また、80ｈを超えるとフェライト粒が過度に粗大化する恐れがあるため、80ｈ以下とすることが好ましい。
冷間圧延（一次冷間圧延）：圧下率５〜30％
熱延板、あるいは熱延板焼鈍済みの熱延板に、圧下率：５〜30％の冷間圧延（一次冷間圧延）を施すことにより、その後の冷延板焼鈍により、フェライトの再結晶が促進される。このような効果を得るためには、圧下率を５％以上とすることが必要となる。一方、圧下率が30％を超えると、フェライト結晶粒が微細化しすぎて、鋼板が硬質化し、FB加工性が低下する。このようなことから、冷間圧延（一次冷間圧延）の圧下率を５〜30％の範囲に限定した。なお、好ましくは５〜15％である。
熱延板、あるいは熱延板焼鈍済みの熱延板に、圧下率：５〜30％の冷間圧延（一次冷間圧延）を施すことにより、その後の冷延板焼鈍により、フェライトの再結晶が促進される。このような効果を得るためには、圧下率を５％以上とすることが必要となる。一方、圧下率が30％を超えると、フェライト結晶粒が微細化しすぎて、鋼板が硬質化し、FB加工性が低下する。このようなことから、冷間圧延（一次冷間圧延）の圧下率を５〜30％の範囲に限定した。なお、好ましくは５〜15％である。
冷延板焼鈍の焼鈍温度：600〜720℃
冷延板焼鈍では、焼鈍温度を600〜720℃の範囲の温度とする。焼鈍温度が、600℃未満では、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が0.3μm未満となり、また、フェライトの再結晶促進が達成できない。一方、720℃を超えて高温となると、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が1.5μmを超え、FB加工性が低下する。なお、冷延板焼鈍の保持時間はとくに限定する必要はないが、８〜80ｈとすることが好ましい。
冷延板焼鈍では、焼鈍温度を600〜720℃の範囲の温度とする。焼鈍温度が、600℃未満では、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が0.3μm未満となり、また、フェライトの再結晶促進が達成できない。一方、720℃を超えて高温となると、フェライト粒内の炭化物の平均粒径が1.5μmを超え、FB加工性が低下する。なお、冷延板焼鈍の保持時間はとくに限定する必要はないが、８〜80ｈとすることが好ましい。
本発明では、冷延板焼鈍後に、圧下率：５〜15％の冷間圧延（二次冷間圧延）を施す。これにより、表層部が加工硬化し、表層部の硬さを中央部に比べて高くすることができ、FB加工時のダレ発生を防止できる。
冷間圧延（二次冷間圧延）の圧下率：５〜15％
二次冷間圧延の圧下率が５％未満では、表層部の硬さを中央部に比べて1.1倍以上とすることができないため、FB加工時のダレ発生が顕著となる。一方、二次冷間圧延の圧下率が15％を超えて大きくなると、FB加工時に表層部の加工面に切断面が発生しやすくなり、金型寿命が低下する。このため、二次冷間圧延の圧下率を５〜15％に限定した。なお、冷間圧延においては、潤滑圧延を行なってもよい。
冷間圧延（二次冷間圧延）の圧下率：５〜15％
二次冷間圧延の圧下率が５％未満では、表層部の硬さを中央部に比べて1.1倍以上とすることができないため、FB加工時のダレ発生が顕著となる。一方、二次冷間圧延の圧下率が15％を超えて大きくなると、FB加工時に表層部の加工面に切断面が発生しやすくなり、金型寿命が低下する。このため、二次冷間圧延の圧下率を５〜15％に限定した。なお、冷間圧延においては、潤滑圧延を行なってもよい。
上記した本発明の製造方法で得られる鋼板は、上記した組成を有し、さらに、フェライトおよび炭化物を主体とする組織を有する鋼板となる。なお、フェライトおよび炭化物を主体とする組織とは、フェライトと炭化物とで体積率で95％以上となる組織をいうものとする。すなわち本発明鋼板は、ほぼフェライトおよび炭化物からなるものであるが、その他の組織として、体積率で５％程度までは許容することができる。
本発明の製造方法で得られる鋼板では、フェライトの粒径は、平均粒径で10μm超20μm未満となる。フェライトの平均結晶粒径が10μm以下では、FB加工後の加工性（サイドベンド伸び性）が低下する。この理由は明らかでないが、本発明者らが推察するに、フェライト平均粒径が10μm以下となると、フェライト粒界では炭化物の拡散速度が速いため、フェライト粒界に存在する炭化物の平均粒径は大きくなりやすく、FB加工時の大変形によりフェライト粒界上の炭化物間でボイドが発生し、成長して亀裂を発生しやすくなる。該亀裂がFB加工後の成形加工時に進展、合体することでサイドベンド伸び性が低下するものと考えられる。一方、20μm以上では、軟質化して金型寿命が向上するものの、加工後のバリ高さが著しく増大する。なお、好ましくは12〜18μmである。
また、本発明の製造方法で得られる鋼板では、フェライト粒内に存在する炭化物の平均粒径は0.3〜1.5μmであることが好ましい。フェライト粒内に存在する炭化物の平均粒径が0.3μm未満では、鋼板が硬質化し、金型寿命が低下する。一方、1.5μmを超えて粗大化すると、FB加工時の大変形により炭化物間にボイドが発生し、成長して亀裂となり、破断面が発生し加工面（打抜き面）の粗さが増大し、FB加工性が低下する。このため、フェライト粒内の炭化物の平均粒径は0.3〜1.5μmの範囲とすることが好ましい。
また、本発明の製造方法で得られる鋼板では、表層部の平均硬さHVsufと、板厚中央部の平均硬さHVmidの比、HVsuf／HVmid、が1.1〜1.5となる。HVsuf／HVmidが1.1未満では、FB加工時のダレの発生を所定値以下に抑制することができない。一方、1.5を超えて大きくなると、FB加工面が粗くなり、FB加工性が低下する。このため、本発明では、表面から板厚の10％までの領域である表層部の平均硬さHVsufと、板厚中央部の平均硬さHVmidの比、HVsuf／HVmidを1.1〜1.5の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは1.2〜1.4である。
表１に示す組成を有する鋼素材（スラブ）を出発素材とした。これら鋼素材を、表２に示す加熱温度（1200℃）に加熱したのち、表２に示す条件の熱間圧延により板厚4.7〜7.2mmの熱延板とした。ついで、得られた熱延板に、表２に示す条件の一次冷間圧延および冷延板焼鈍、あるいは熱延板焼鈍および一次冷間圧延と冷延板焼鈍、を施したのち、表２に示す条件の二次冷間圧延を施し、板厚4.1mmの鋼板とした。
得られた鋼板について、組織、硬さ、FB加工性、FB加工後のサイドベンド伸び性を調査した。調査方法は次のとおりである。
（１）組織
得られた鋼板から組織観察用試験片を採取した。そして、試験片の圧延方向に平行な断面を研磨し、ナイタール腐食したのち、板厚1/4位置について、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率、フェライト：1000倍、炭化物：3000倍）で金属組織を観察（視野数：30個所）し撮像して、画像解析処理により、フェライト粒径、およびフェライト粒内炭化物粒径を求めた。また、フェライトと炭化物の体積率を観察した。
（１）組織
得られた鋼板から組織観察用試験片を採取した。そして、試験片の圧延方向に平行な断面を研磨し、ナイタール腐食したのち、板厚1/4位置について、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率、フェライト：1000倍、炭化物：3000倍）で金属組織を観察（視野数：30個所）し撮像して、画像解析処理により、フェライト粒径、およびフェライト粒内炭化物粒径を求めた。また、フェライトと炭化物の体積率を観察した。
フェライト粒径およびフェライト粒内の炭化物粒径は、撮像した組織について、Media Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を使用して画像解析処理にて定量化した。
各フェライト粒について、その面積を測定し、得られた面積から円相当径を求め、おのおのの粒径とした。得られた各フェライト粒径を算術平均し、その値を、その鋼板のフェライトの平均粒径とした。なお、測定したフェライト粒は各500個とした。
各フェライト粒について、その面積を測定し、得られた面積から円相当径を求め、おのおのの粒径とした。得られた各フェライト粒径を算術平均し、その値を、その鋼板のフェライトの平均粒径とした。なお、測定したフェライト粒は各500個とした。
また、撮像した組織において、画像解析によりフェライト粒界上に存在する炭化物とフェライト粒内に存在する炭化物を識別し、フェライト粒内に存在する各炭化物粒径について、炭化物の外周上の２点と炭化物の相当楕円（炭化物と同面積で、かつ一次及び二次モーメントが等しい楕円）の重心を通る径を２°刻みに測定して円相当径を求め、おのおのの炭化物粒径とした。得られた各炭化物粒径を算術平均し、その値を、その鋼板のフェライト粒内の炭化物の平均粒径とした。なお、測定した炭化物の粒数は各3000個とした。
フェライトおよび炭化物の体積率は、SEM（倍率：3000倍）で金属組織を観察（視野数：30個所）し、炭化物を除いたフェライトの面積と炭化物の面積を合算した面積を、全視野面積で除して面積率を求め、これをフェライトおよび炭化物の体積率として判断した。
（２）硬さ
得られた鋼板について、板厚断面の硬さを測定した。
（２）硬さ
得られた鋼板について、板厚断面の硬さを測定した。
得られた鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、板厚方向断面を研磨し、ビッカース硬さ計（荷重：50gf（0.49Ｎ））を用いて、表面から0.05mmの位置から0.05mmピッチで裏面までビッカース硬さHV0.05を測定した。なお、板厚中央部では５点測定した。表面から板厚の10％までの領域の平均硬さを表層部硬さHVsufとし、板厚中央部の平均値を中央部硬さHVmidとした。
（３）FB加工性
得られた鋼板から試験片（大きさ：100×80mm）を採取し、FBテストを実施した。FBテストは、110ｔ油圧プレス機を用いて、試験片から、大きさ：60mm×40mm（コーナー部半径Ｒ：10mm）のサンプルを、工具間のクリアランス：0.060mm（板厚の1.5％）、加工力：8.5ton、潤滑：有りの条件で打抜いた。打抜かれたサンプルの端面（打抜き面）について、前記したと同様に表面粗さ（十点平均粗さRz）を測定して、FB加工性を評価した。なお、試験片は、クリアランスに対する板厚偏差の影響を除くため、予め両面を等量ずつ研削し、板厚を4.0±0.010mmとした。
得られた鋼板から試験片（大きさ：100×80mm）を採取し、FBテストを実施した。FBテストは、110ｔ油圧プレス機を用いて、試験片から、大きさ：60mm×40mm（コーナー部半径Ｒ：10mm）のサンプルを、工具間のクリアランス：0.060mm（板厚の1.5％）、加工力：8.5ton、潤滑：有りの条件で打抜いた。打抜かれたサンプルの端面（打抜き面）について、前記したと同様に表面粗さ（十点平均粗さRz）を測定して、FB加工性を評価した。なお、試験片は、クリアランスに対する板厚偏差の影響を除くため、予め両面を等量ずつ研削し、板厚を4.0±0.010mmとした。
すなわち、表面粗さの測定は、Ｒ部を除く４つの端面とし、各端面（板厚面）で、図２に示すように、パンチ側表面0.5mmから板厚方向に3.9mmまでの範囲でかつ表面に平行に（Ｘ方向）10mmの領域を、触針式表面粗度計で板厚方向（ｔ方向）に100μmピッチで35回走査し、JIS B 0601-1994の規定に準拠して、各走査線における表面粗さRzを測定した。さらに、測定面の表面粗さRzは、各々の走査線のRzを合計して、その平均値とした。上記と同様の方法で４つの端面を測定して、次式
Rz ave＝（Rz 1+ Rz 2+ Rz 3+ Rz 4）／４
（ここで、Rz 1，Rz 2，Rz 3，Rz 4：各面のRz）
で定義される平均表面粗さ：Rz ave（μm）を算出した。
Rz ave＝（Rz 1+ Rz 2+ Rz 3+ Rz 4）／４
（ここで、Rz 1，Rz 2，Rz 3，Rz 4：各面のRz）
で定義される平均表面粗さ：Rz ave（μm）を算出した。
また、使用した工具（金型）の寿命を評価した。FB加工における打抜き回数が30000回に達した時点でのサンプル端面（打抜き面）の表面粗さ（十点平均粗さRz ）、およびダレ量を測定し、上記した方法と同様に平均表面粗さ：Rz ave（μm）を算出し、金型寿命を評価した。サンプル端面の平均表面粗さRz aveが15μm以下を○、15μm超えを×として評価した。また、打抜かれたサンプルの端面（表面粗さの測定面、４面）について、発生したダレ量を次の方法で測定した。すなわち、各端面の中央よりサンプルを採取し、金属組織観察用サンプルと同様に樹脂に埋込み、研磨した後、エッチングすることなく低倍率（×20）で撮像した。撮像した写真を用いて図３に示すようにダレ量を求めた。各端面のダレ量を算術平均した値をその鋼板のダレ量とした。なお、本発明は30000回の打抜き加工後のダレ量が板厚の10％以下と少なくなるほど、ダレ発生に対し優れるとした。
（４）FB加工後のサイドベンド試験
また、得られた鋼板から、FB加工により試験片（大きさ：40mm×170mm（圧延方向））を打抜き、サイドベンド試験を実施し、FB加工後の加工性（サイドベンド伸び性）を評価した。なお、試験片はクリアランスに対する板厚偏差の影響を除くため、予め両面を等量ずつ研削し、板厚を4.0±0.01mmとした。FB加工は、工具間のクリアランス：0.060mm（板厚の1.5％）、加工力：8.5ton、潤滑：有りの条件で行った。
また、得られた鋼板から、FB加工により試験片（大きさ：40mm×170mm（圧延方向））を打抜き、サイドベンド試験を実施し、FB加工後の加工性（サイドベンド伸び性）を評価した。なお、試験片はクリアランスに対する板厚偏差の影響を除くため、予め両面を等量ずつ研削し、板厚を4.0±0.01mmとした。FB加工は、工具間のクリアランス：0.060mm（板厚の1.5％）、加工力：8.5ton、潤滑：有りの条件で行った。
サイドベンド試験は、長井ら（長井美憲、永井康友：PK技報、N0.6（1995）、p14）の方法に準拠して、試験片の側面（板面）を拘束した状態で、サイドベンド試験を実施し、板厚貫通割れ時の伸びを測定した。伸びを評価する側の試験片端面は、170mm長さ側のFB加工面とした。なお、試験片には、破断時の伸びを評価するための標点を標点間距離50mmでけがき線を記入した。試験数は、各鋼板２枚とし、得られた伸び値の平均値をサイドベンド伸び値とした。サイドベンド伸び値が、45％以上の場合を○、45％未満の場合を×として、FB加工後の加工性（サイドベンド伸び性）を評価した。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、打抜き面の平均表面粗さRz aveが15μm以下であり、FB加工性に優れ、また、打抜き回数：30000回時の打ち抜き面表面も滑らか（評価：○）であり、ダレの発生も大幅に抑制され、金型寿命の低下も認められない。また、本発明例は、FB加工後のサイドベンド伸び性（加工性）にも優れている。なお、前記した方法でフェライトおよび炭化物の体積率を確認したが、いずれもフェライトと炭化物で体積率で95％以上となっており、フェライトと炭化物を主体とする組織となっていることを確認した。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、打抜き面の平均表面粗さRz aveが15μmを超えて粗くなりFB加工性が低下するか、あるいは、加工面が粗く、またダレの発生が認められ、金型寿命が低下しているか、あるいはFB加工後のサイドベンド伸び性（加工性）が低下しているか、あるいはFB加工性、ダレの発生を含めた金型寿命、FB加工後のサイドベンド伸び性（加工性）、全てが低下している。
Claims (4)
- 鋼素材に、該鋼素材を加熱し圧延を施し熱延板とする熱間圧延と、該熱延板に圧延を施し冷延板とする一次冷間圧延と、該冷延板に焼鈍を施す冷延板焼鈍と、該冷延板焼鈍後にさらに圧延を施す二次冷間圧延と、を順次行なう鋼板の製造方法において、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.1〜0.5%、Si：0.5％以下、Mn：0.2〜1.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.02％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延における仕上圧延を、Ar3変態点〜850℃の温度域における累積圧下率を25％以上とし、仕上圧延の圧延終了温度をAr3変態点〜950℃とし、該仕上圧延の終了後に、50℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃の範囲の温度で該冷却を停止し、450〜600℃で巻取る処理とし、
前記一次冷間圧延を、圧下率：５〜30％の冷間圧延を施す処理とし、
前記冷延板焼鈍を、焼鈍温度が600℃以上720℃以下である処理とし、
前記二次冷間圧延を、圧下率：５〜15％の冷間圧延を施す処理と
することを特徴とするファインブランキング加工性に優れた鋼板の製造方法 - 前記一次冷間圧延の前に、前記熱延板に焼鈍温度が600℃以上720℃以下の熱延板焼鈍を施すことを特徴とする請求項１に記載の鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Al：0.1％以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：3.5％以下、Mo：0.7％以下、Ni：3.5％以下、Ti：0.01〜0.1％およびＢ：0.0005〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
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