JP2020164939A - 高炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】軟質かつｒ値の面内異方性の小さい高炭素鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】高炭素鋼板は、Ｃ：０．６５質量％以上１．６０質量％以下を含有し、降伏応力が４００ＭＰａ以下、ｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．０５以上０．０５以下、かつｒｍａｘとｒｍｉｎとの互いの差が０．１以下である。ここで、Δｒ＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２であり、ｒｍａｘおよびｒｍｉｎはそれぞれ、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最大値並びに最小値である。【選択図】図１
Description
本発明は、例えば深絞り成形の素材として好適に用いられる高炭素鋼板およびその製造方法に関する。
深絞り成形品の素材として用いられる高炭素鋼板は、（ｉ）深絞り成形時における成形荷重を小さくしたいことから軟質であることが求められるとともに、（ｉｉ）深絞り成形品の縦壁部の高さが成形品の周方向でできるだけ均一でバラつきがないことが好ましいことから、一般にランクフォード値（ｒ値）の面内異方性が小さいことが求められる。そこで、これまで、例えば特許文献１〜４のような技術が検討されてきた。
特許文献１の技術は、深絞り加工品における縦壁部の高さのバラつきを抑制するために、質量％で、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％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物球状化率が９０％以上、かつ平均炭化物粒径が０．４μｍ以上であるように炭化物がフェライト中に分散している炭素鋼板を提供している。この炭素鋼板は、異方性Δｒが−１．０〜１．０である。
特許文献２の技術は、自動車部品等に成型される高炭素鋼板、特に円筒状部品の成型後及び熱処理後の寸法精度の良好な高炭素鋼板を提供するために、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．６０％以下、必要に応じて更にＴｉ：０．０ｌ０〜０．０６０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有する高炭素鋼板を提供している。この高炭素鋼板は、（２２２）面と（２００）面とのＸ線積分強度比と、高炭素鋼板のＣ量と、の関係において、（２２２）／（２００）＜５．５−５×Ｃ（％）を満足することにより、成形品や焼入れ後の真円度が良好である。
特許文献３の技術は、成形加工において高い寸法精度が要求されるとともに、焼入れ焼戻し等の熱処理が施される部品にも適合可能な面内異方性の小さい高炭素鋼板およびその製造方法を提供するために、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％以下の成分系を有する高炭素鋼板であって、炭化物平均粒径が０．５μｍ未満の高炭素鋼板を提供している。この高炭素鋼板は、ｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満である。
特許文献４の技術は、Ｃ：０．２５〜０．７５％、ｓｏｌ.Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％で、２≦（ｓｏｌ.Ａｌ／Ｎ）≦２０を満たす鋼組成を有する鋼材を、巻取温度５５０〜６８０℃で熱間圧延し、酸洗後、圧下率２０〜８０％で冷間圧延し、引続き６５０℃〜Ａｃ１の範囲の温度での箱焼鈍および調質圧延を行い、鋼中炭化物の平均粒径が０．５μｍ以上で、球状化率≧９０％を満足し、さらに鋼帯の集合組織において（２２２）面と（２００）面とのＸ線積分強度比と、高炭素鋼板のＣ量と、の関係が（２２２）／（２００）≧６−８．０×Ｃ（％）を満足する高炭素冷延鋼帯とその製造方法を提供している。この高炭素鋼帯は、平均ｒ値≧０．８０、面内異方性指数Δｒ±０．０２０以内である。
しかしながら、近年では、深絞り成形品において、縦壁部の高さが成形品の周方向でできるだけ均一な（バラつきが小さい）だけではなく、成形品の周方向で縦壁部の板厚変動が小さいことも求められるようになった。そこで、本発明の一態様は、そのような深絞り成形品を得るために好適な材料特性を有する素材として、軟質かつｒ値の面内異方性の小さい高炭素鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意検討の結果、Ｃ：０．６５質量％以上１．６質量％以下を含有する高炭素鋼板について、軟質化する（降伏応力が４００ＭＰａ以下を示す）ことと、ｒ値の面内異方性を小さくすることとを両立させる手段について新たな知見を得て、本願発明を想到した。より詳しくは、本発明者らは、Ａｃ１変態点以上への加熱による焼鈍を活用して、高炭素鋼板を適切に軟質化させるとともに、組織構造中にランダム方位を有する地鉄フェライトを効果的に造り込むことが可能であることを見出した。加えて、本発明の一態様における高炭素鋼板の製造方法は、冷間圧延（仕上冷延）を施して得られた冷延板に対して適用可能である。そのため、各種の鋼種および前処理を施された高炭素鋼板の半製品を素材として用いて、軟質かつｒ値の面内異方性の小さい高炭素鋼板を製造することができる。
すなわち、本発明の一態様における高炭素鋼板は、Ｃ：０．６５質量％以上１．６０質量％以下を含有する高炭素鋼板であって、降伏応力が４００ＭＰａ以下、ｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．０５以上０．０５以下、かつｒｍａｘとｒｍｉｎとの互いの差が０．１以下であることを特徴とする。ここで、Δｒ＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２であり、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０はそれぞれ、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、および９０°方向のランクフォード値である。また、ｒｍａｘ並びにｒｍｉｎはそれぞれ、前記ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最大値並びに最小値である。
また、本発明の一態様における高炭素鋼板の製造方法は、Ｃ：０．６５質量％以上１．６質量％以下を含有する、熱延鋼板または焼鈍鋼板に、圧延率２５％以上の冷間圧延を施して冷延板を得る冷間圧延工程と、４００℃から６５０℃までの温度域において３０℃／ｈ以上の昇温速度となるように前記冷延板を加熱した後、Ａｃ１変態点以上の焼鈍温度で保持することにより前記冷延板に焼鈍を施す焼鈍工程と、を含み、前記焼鈍工程における前記焼鈍温度は、前記Ａｃ１変態点＋１０℃以上、前記Ａｃ１変態点＋６０℃以下であることを特徴とする。
本発明の一態様によれば、深絞り成形品を得るために好適な材料特性を有する素材として、軟質かつｒ値の面内異方性の小さい高炭素鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の実施の形態について説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をよりよく理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものでは無い。また、本明細書において、「Ａ〜Ｂ」とは、Ａ以上Ｂ以下であることを示している。
始めに、本発明者らの見出した知見の概要について説明すれば以下のとおりである。
先ず、高炭素鋼板を軟質化するための手段について説明する。高炭素鋼板における通常の焼鈍では、Ａｃ１変態点未満の温度にてセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の球状化を行うが、より軟質にするためには、Ａｃ１変態点以上の温度への加熱を利用した焼鈍により、セメンタイトの球状化・粗大化を行う。この焼鈍においては、Ａｃ１変態点以上の温度への加熱により、セメンタイトを一部溶解し、オーステナイト中に未溶解セメンタイトを分散させた金属組織とした後、徐冷する。徐冷中に未溶解セメンタイトが成長することにより、オーステナイトがフェライトおよびセメンタイトに分解する変態が進行する。当該変態が完了するまで徐冷することにより、球状で粗大なセメンタイトがフェライト中に分散した組織が得られ、高炭素鋼板が軟質化する。
次に、高炭素鋼板のランクフォード値（以下、ｒ値）の面内異方性を小さくするための基本的な手段について説明する。一般に、鋼板における或る方向のｒ値は、該鋼板の組織構造中に多数存在する地鉄フェライトの結晶粒における、各結晶粒の結晶方位の配向状態（特定の方向に配向する程度）に依存する。鋼板の組織構造における上記結晶粒の結晶方位は、冷間圧延と再結晶焼鈍とにより造り込まれる。この際、特定の結晶方位の再結晶粒が多く生成した（集合組織を有する）場合、ｒ値の面内異方性が大きくなる。一方で、結晶方位がランダムな再結晶粒が多く生成した場合、ｒ値の面内異方性は小さくなる。
高炭素鋼板はフェライト中に多量のセメンタイトを分散させた金属組織を有し、冷間圧延を施すと、冷間圧延により生じたひずみは主にフェライト粒界やフェライト／セメンタイト界面に蓄積する。冷間圧延後の高炭素鋼板にＡｃ１変態点以下の再結晶焼鈍を施すと、ひずみの蓄積したフェライト粒界やフェライト／セメンタイト界面からひずみのない再結晶フェライトが生成して、再結晶フェライトは時間の経過とともに成長していく。この際、フェライト粒界からは集合組織を有するフェライトが生成し、フェライト／セメンタイト界面からはランダム方位のフェライトが生成する。
そこで、本発明者らは、高炭素鋼板において、フェライト／セメンタイト界面から生成する再結晶フェライトの割合を多くすれば、ｒ値の面内異方性を改善し得ることを着想した。
＜高炭素鋼板＞
上述の知見に基づいて想到した本発明の一実施形態における高炭素鋼板の製造方法について詳細に説明する前に、本発明の一実施形態における高炭素鋼板について説明する。
上述の知見に基づいて想到した本発明の一実施形態における高炭素鋼板の製造方法について詳細に説明する前に、本発明の一実施形態における高炭素鋼板について説明する。
（鋼組成）
以下に、本実施形態における高炭素鋼板の鋼組成（成分組成）について示す。
以下に、本実施形態における高炭素鋼板の鋼組成（成分組成）について示す。
（Ｃ）
本発明では、鋼中のＣ（炭素）含有量が０．６５質量％以上１．６０質量％以下である高炭素鋼を対象とする。Ｃは炭素鋼においては最も基本となる合金元素であり、その含有量によってセメンタイト量、およびＡｃ１変態点以上へ加熱した際の金属組織が大きく変動する。Ｃ含有量が０．６５質量％未満の鋼では、セメンタイト量が少なく、Ａｃ１変態点以上へ加熱・保持した際に地鉄組織がオーステナイト単相とならず、フェライトが残存する。そのため、焼鈍後の結晶組織中に、集合組織を有するフェライト粒が残存する。
本発明では、鋼中のＣ（炭素）含有量が０．６５質量％以上１．６０質量％以下である高炭素鋼を対象とする。Ｃは炭素鋼においては最も基本となる合金元素であり、その含有量によってセメンタイト量、およびＡｃ１変態点以上へ加熱した際の金属組織が大きく変動する。Ｃ含有量が０．６５質量％未満の鋼では、セメンタイト量が少なく、Ａｃ１変態点以上へ加熱・保持した際に地鉄組織がオーステナイト単相とならず、フェライトが残存する。そのため、焼鈍後の結晶組織中に、集合組織を有するフェライト粒が残存する。
一方、Ｃ含有量が１．６０質量％を超えると、冷間圧延前の熱延鋼板もしくは焼鈍鋼板が硬質でありかつ冷間圧延時の加工硬化により著しく硬化する。そのため、冷間圧延が困難であり、製造・取扱い性が悪くなるとともに、最終焼鈍後においても十分な延性が得られない。その結果、加工度の高い部品への適用が困難になる。したがって、本発明では適度な製造性と加工性を兼ね備えた素材鋼板を提供する観点から、Ｃ含有量が０．６５質量％以上１．６０質量％以下の範囲の高炭素鋼を対象とする。
Ｃ含有量は、０．７質量％以上１．２質量％以下であることが好ましい。Ａｃ１変態点以上での加熱においてオーステナイト単相とした上で、球状化に適した量の未溶解セメンタイトが残存しやすくするにはＣ量が０．７質量％以上あることが好ましい。また、より高い加工性を要求される用途では、Ｃ量は１．２質量％以下にすることが好ましい。
（Ｓｉ）
Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として作用する合金元素である。Ｓｉ含有量が０．０２質量％未満では、当該作用を十分に得ることができない。一方、Ｓｉは、焼鈍鋼板の加工性に対して影響の大きい元素の１つである。Ｓｉを過剰に添加すると固溶強化作用によりフェライトが硬化し、成形加工時に割れ発生の原因となる。またＳｉ含有量が増加すると製造工程で鋼板表面にスケール疵が発生する傾向を示し、表面品質の低下を招く。そこで、Ｓｉを添加するに際しては０．５０質量％以下の含有量となるようにする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２質量％以上０．５０質量％以下であることが好ましく、０．１０質量％以上０．４０質量％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として作用する合金元素である。Ｓｉ含有量が０．０２質量％未満では、当該作用を十分に得ることができない。一方、Ｓｉは、焼鈍鋼板の加工性に対して影響の大きい元素の１つである。Ｓｉを過剰に添加すると固溶強化作用によりフェライトが硬化し、成形加工時に割れ発生の原因となる。またＳｉ含有量が増加すると製造工程で鋼板表面にスケール疵が発生する傾向を示し、表面品質の低下を招く。そこで、Ｓｉを添加するに際しては０．５０質量％以下の含有量となるようにする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２質量％以上０．５０質量％以下であることが好ましく、０．１０質量％以上０．４０質量％以下であることがより好ましい。
（Ｍｎ）
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性を向上させる合金元素であり、必要に応じて添加される。Ｍｎ含有量が１．０質量％を超えると、鋼板が硬質化してしまい、加工性が低下する。Ｍｎ含有量は、１．０質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以上０．５質量％以下であることがより好ましい。
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性を向上させる合金元素であり、必要に応じて添加される。Ｍｎ含有量が１．０質量％を超えると、鋼板が硬質化してしまい、加工性が低下する。Ｍｎ含有量は、１．０質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以上０．５質量％以下であることがより好ましい。
（Ｃｒ）
Ｃｒ（クロム）は焼入れ性を改善するとともに焼戻し軟化抵抗を大きくする元素であり、必要に応じて添加される。しかし、１．８質量％を超える多量のＣｒが含有されると、焼鈍を施しても軟質化しにくくなり、焼入れ前の加工性が劣化するようになる。したがってＣｒを添加する場合は１．８質量％以下の範囲で含有させることが望ましい。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１質量％〜１．６質量％である。
Ｃｒ（クロム）は焼入れ性を改善するとともに焼戻し軟化抵抗を大きくする元素であり、必要に応じて添加される。しかし、１．８質量％を超える多量のＣｒが含有されると、焼鈍を施しても軟質化しにくくなり、焼入れ前の加工性が劣化するようになる。したがってＣｒを添加する場合は１．８質量％以下の範囲で含有させることが望ましい。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１質量％〜１．６質量％である。
（Ｐ、Ｓ）
Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）は、靱性を低下させる合金元素である。そのため、靱性を向上させるためには、出来る限り低減することが好ましい。各種機械部品として使用される高炭素鋼部品の靱性を確保する場合、Ｐ含有量およびＳ含有量はそれぞれ、０．０３質量％までは許容される。Ｐ含有量およびＳ含有量はそれぞれ、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）は、靱性を低下させる合金元素である。そのため、靱性を向上させるためには、出来る限り低減することが好ましい。各種機械部品として使用される高炭素鋼部品の靱性を確保する場合、Ｐ含有量およびＳ含有量はそれぞれ、０．０３質量％までは許容される。Ｐ含有量およびＳ含有量はそれぞれ、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
本発明は、焼入性や靭性などの特性改善を目的として次のような元素を添加した鋼にも適用が可能である。成形性を阻害しない範囲として、Ｍｏは０．５質量％以下、Ｃｕは０．３質量％以下、Ｎｉは２．０質量％以下、Ａｌは０．１質量％以下、Ｔｉは０．３質量％以下、Ｖは０．３質量％以下、Ｎｂは０．５質量％以下、Ｂは０．０１質量％以下まで添加可能である。
上記の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物とは、Ｏ、Ｎなどの除去することが難しい成分のことを意味する。これらの成分は、鋼片（スラブ）を溶製する段階で不可避的に混入する。
（特性）
本実施形態における高炭素鋼板は、室温における降伏応力が４００ＭＰａ以下であり、ランクフォード値の面内異方性指数Δｒが−０．０５以上０．０５以下、かつｒｍａｘとｒｍｉｎとの互いの差が０．１以下である。このような機械的性質は、本実施形態における高炭素鋼板が、後述の方法（条件）で製造されることによって特定の焼鈍組織からなる金属組織（組織構造）を有することにより実現される。
本実施形態における高炭素鋼板は、室温における降伏応力が４００ＭＰａ以下であり、ランクフォード値の面内異方性指数Δｒが−０．０５以上０．０５以下、かつｒｍａｘとｒｍｉｎとの互いの差が０．１以下である。このような機械的性質は、本実施形態における高炭素鋼板が、後述の方法（条件）で製造されることによって特定の焼鈍組織からなる金属組織（組織構造）を有することにより実現される。
（ｉ）降伏応力
本実施形態における高炭素鋼板は、金属組織中において、セメンタイト粒子が比較的球状かつ粗大であり、セメンタイト粒子同士の間隔が比較的広くなっている。セメンタイト粒子同士の間隔が広い（単位体積あたりのセメンタイト粒子の数が少ない）ほど、軟質なフェライトが連続して存在する部分が広くなり、加工を受けた際の変形が容易になる。その結果、本実施形態における高炭素鋼板は、室温（例えば２０℃〜２５℃）における降伏応力が４００ＭＰａ以下である。降伏応力は、ＪＩＳ Ｚ２２４１の試験方法により測定されてよい。
本実施形態における高炭素鋼板は、金属組織中において、セメンタイト粒子が比較的球状かつ粗大であり、セメンタイト粒子同士の間隔が比較的広くなっている。セメンタイト粒子同士の間隔が広い（単位体積あたりのセメンタイト粒子の数が少ない）ほど、軟質なフェライトが連続して存在する部分が広くなり、加工を受けた際の変形が容易になる。その結果、本実施形態における高炭素鋼板は、室温（例えば２０℃〜２５℃）における降伏応力が４００ＭＰａ以下である。降伏応力は、ＪＩＳ Ｚ２２４１の試験方法により測定されてよい。
（ｉｉ）ランクフォード値の面内異方性指数
ランクフォード値（ｒ値）とは、金属材料の加工時における、板幅方向および板厚方向の変形異方性を評価するために用いられる指標であり、塑性加工ひずみ比とも称される。具体的には、板状試験片を用いて引張試験を行う場合、当該板状試験片のｒ値は、引張試験前後の板幅および板厚に基づいて求められる。但し、鋼板のような薄板（例えば板厚が１ｍｍ程度）では板厚の変化を正確に捉え難いので、塑性加工前後で体積は一定であるとの仮定に基づいて、以下のようにｒ値を求める。
ランクフォード値（ｒ値）とは、金属材料の加工時における、板幅方向および板厚方向の変形異方性を評価するために用いられる指標であり、塑性加工ひずみ比とも称される。具体的には、板状試験片を用いて引張試験を行う場合、当該板状試験片のｒ値は、引張試験前後の板幅および板厚に基づいて求められる。但し、鋼板のような薄板（例えば板厚が１ｍｍ程度）では板厚の変化を正確に捉え難いので、塑性加工前後で体積は一定であるとの仮定に基づいて、以下のようにｒ値を求める。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ／Ｗ０）／ｌｎ（Ｌ０・Ｗ０／Ｌ・Ｗ）
ここで、Ｗ０およびＬ０はそれぞれ、引張試験前の板状試験片の平行部における板幅および標点間距離である。また、ＷおよびＬはそれぞれ、引張試験後の板状試験片の平行部における板幅および標点間距離である。
ここで、Ｗ０およびＬ０はそれぞれ、引張試験前の板状試験片の平行部における板幅および標点間距離である。また、ＷおよびＬはそれぞれ、引張試験後の板状試験片の平行部における板幅および標点間距離である。
通常、引張試験によって伸びひずみが１０〜２０％となるように試験を行い、そのときに求められるｒ値をランクフォード値という。本実施形態の高炭素鋼板においても、伸びひずみが１０〜２０％となるように引張試験を行った結果に基づいてランクフォード値を求めている。本明細書における以下の説明において、ｒ値とはランクフォード値のことを意味する。
そして、面内異方性指数Δｒは、下記式により求められる。
Δｒ＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２
ここで、本実施形態における高炭素鋼板は、各種の圧延処理および焼鈍処理を施されて製造される。この圧延処理における圧延方向（回転する圧延ロールから鋼板が押し出される方向）を基準として、板面内で、圧延方向に対して０°方向のｒ値をｒ０とする。同様に、ｒ４５およびｒ９０はそれぞれ、板面内で、圧延方向に対して４５°方向のｒ値および９０°方向のｒ値である。
ここで、本実施形態における高炭素鋼板は、各種の圧延処理および焼鈍処理を施されて製造される。この圧延処理における圧延方向（回転する圧延ロールから鋼板が押し出される方向）を基準として、板面内で、圧延方向に対して０°方向のｒ値をｒ０とする。同様に、ｒ４５およびｒ９０はそれぞれ、板面内で、圧延方向に対して４５°方向のｒ値および９０°方向のｒ値である。
本実施形態における高炭素鋼板は、金属組織中において地鉄フェライトがランダムな結晶方位を有するように存在しており、ランクフォード値の面内異方性指数Δｒが−０．０５以上０．０５以下である。上記Δｒの値が０に近いほど、面内異方性が小さいことを意味する。
（ｉｉｉ）ランクフォード値の最大値、最小値
ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０の値がこの順に大きくなる場合、例えば、ｒ０＝０．８、ｒ４５＝１、およびｒ９０＝１．２であれば、上記Δｒの値は０（−０．０５以上０．０５以下の範囲内）となる。しかし、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最大値と、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最小値との互いの差は０．４となり、実際には面内異方性が大きいと言える。そこで、本実施形態における高炭素鋼板は、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最大値と、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最小値との互いの差の絶対値が０．１以下である、と規定している。
ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０の値がこの順に大きくなる場合、例えば、ｒ０＝０．８、ｒ４５＝１、およびｒ９０＝１．２であれば、上記Δｒの値は０（−０．０５以上０．０５以下の範囲内）となる。しかし、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最大値と、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最小値との互いの差は０．４となり、実際には面内異方性が大きいと言える。そこで、本実施形態における高炭素鋼板は、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最大値と、ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最小値との互いの差の絶対値が０．１以下である、と規定している。
＜高炭素鋼板の製造方法＞
本実施形態における、軟質かつ面内異方性の小さい高炭素鋼板の製造方法について、図１に基づいて以下に説明する。図１の（ａ）は、本実施形態における高炭素鋼板の製造方法について説明するための図であって、焼鈍サイクルの一例を示している。図１の（ａ）における横軸は時間ｔ、縦軸は温度ＴＥを示している。なお、図１の（ａ）に示す焼鈍サイクルは一例であって、後述する条件を満たす範囲で、具体的な焼鈍条件（温度制御）は適宜変更されてもよい。図１中、点線で囲んだ部分（１）〜（５）は、その時点での状態について説明するための参照番号として用いる。
本実施形態における、軟質かつ面内異方性の小さい高炭素鋼板の製造方法について、図１に基づいて以下に説明する。図１の（ａ）は、本実施形態における高炭素鋼板の製造方法について説明するための図であって、焼鈍サイクルの一例を示している。図１の（ａ）における横軸は時間ｔ、縦軸は温度ＴＥを示している。なお、図１の（ａ）に示す焼鈍サイクルは一例であって、後述する条件を満たす範囲で、具体的な焼鈍条件（温度制御）は適宜変更されてもよい。図１中、点線で囲んだ部分（１）〜（５）は、その時点での状態について説明するための参照番号として用いる。
図１の（ａ）に示すように、本実施形態における高炭素鋼板の製造方法は、焼鈍の対象となる熱延鋼板または焼鈍鋼板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程（Ｓ１）と、前記冷延板を加熱炉中で加熱してＡｃ１変態点付近まで昇温する第１昇温工程（Ｓ２）と、第１昇温工程に続いてＡｃ１変態点以上の焼鈍温度に前記冷延板を昇温する第２昇温工程（Ｓ３）とを含む。そして、本実施形態における高炭素鋼板の製造方法は、さらに、上記Ｓ３に続いて、前記冷延板を焼鈍温度に加熱して温度を保持する均熱保持工程（Ｓ４）と、上記Ｓ２〜Ｓ４を経て焼鈍された焼鈍板の温度を低下させる徐冷工程（Ｓ５）と、を含む。本明細書において、上記Ｓ２〜Ｓ５をまとめて焼鈍工程と称する。上記Ｓ５の後、前記焼鈍板を室温に冷却することにより、本実施形態における高炭素鋼板が得られる。これらの各工程について、以下に説明する。
（冷間圧延工程）
先ず、熱間圧延後酸洗してスケールを除去した熱延鋼板、または、該熱延鋼板に対して一次焼鈍を施した焼鈍鋼板を準備する。この熱延鋼板または焼鈍鋼板は、一般的な方法で製造されたものであってよい。通常、熱延鋼板または焼鈍鋼板はコイルとして製造される。上記一次焼鈍は、例えばＡｃ１変態点未満の温度またはＡｃ１変態点以上の温度に保持してセメンタイトの球状化を行う処理であってもよい。熱延鋼板および焼鈍鋼板は、上述した本実施形態の高炭素鋼板における鋼組成を有する。
先ず、熱間圧延後酸洗してスケールを除去した熱延鋼板、または、該熱延鋼板に対して一次焼鈍を施した焼鈍鋼板を準備する。この熱延鋼板または焼鈍鋼板は、一般的な方法で製造されたものであってよい。通常、熱延鋼板または焼鈍鋼板はコイルとして製造される。上記一次焼鈍は、例えばＡｃ１変態点未満の温度またはＡｃ１変態点以上の温度に保持してセメンタイトの球状化を行う処理であってもよい。熱延鋼板および焼鈍鋼板は、上述した本実施形態の高炭素鋼板における鋼組成を有する。
熱延鋼板では、層状パーライトを主体とする組織構造となっている。また、焼鈍鋼板では、地鉄フェライトおよび球状化セメンタイトを主体とする組織構造となっている。熱延鋼板および焼鈍鋼板は、組織構造中におけるひずみの蓄積が少ない。
本実施形態における高炭素鋼板の製造方法では、熱延鋼板または焼鈍鋼板に対して、冷間圧延（仕上圧延）を施す。図１の（ｂ）は、冷間圧延工程Ｓ１について説明するための図である。
図１の（ｂ）に示すように、上記熱延鋼板または焼鈍鋼板のコイル１に対して、冷間圧延機２を用いて圧延率（圧下率）２５％以上の冷間圧延を施し、冷延板からなる冷延コイル３を製造する。冷間圧延機２は、仕上圧延に一般に用いられるものであってよく、例えば、ゼンジミア冷間圧延機やタンデム圧延機である。
熱延鋼板または焼鈍鋼板に対して圧延率２５％以上の冷間圧延を施すと、冷延板中の組織構造に再結晶が生じる際、フェライト粒界のみでなくフェライト／セメンタイト界面からも再結晶粒が生成する。冷間圧延工程Ｓ１における圧延率の上限は特に設ける必要はないが、７０％を超えてくると加工硬化が著しくなり、冷間圧延のパス回数の増加に伴うコストの増加を招くとともに、場合によっては鋼板エッジ部の割れなどの不具合が生じ得る。
また、冷間圧延工程Ｓ１において、圧延率が５０％を超える冷間圧延を施してフェライト／セメンタイト界面に十分なひずみを蓄積することができれば、フェライト／セメンタイト界面から生成する再結晶フェライトの割合を多くすることができる。しかし、本実施形態における高炭素鋼板では、加工硬化により非常に硬質となり、５０％を超える圧延を施すことが困難であり得る。
したがって、冷間圧延工程Ｓ１における圧延率は７０％以下であることが好ましく、５０％以下であることがより好ましい。
（第１昇温工程）
図１の（ｃ）は、上記冷延コイル３（すなわち冷延板）の焼鈍の様子について説明するための図である。図１の（ｃ）に示すように、冷延コイル３を加熱炉４内に収納して、炉内を加熱することにより冷延コイル３の箱焼鈍（バッチ式の焼鈍）が行われる。すなわち、第１昇温工程Ｓ２〜徐冷工程Ｓ５の処理は、加熱炉４中で行われる。以下、焼鈍が施される冷延コイル３（すなわち冷延板）を焼鈍対象材と称する。
図１の（ｃ）は、上記冷延コイル３（すなわち冷延板）の焼鈍の様子について説明するための図である。図１の（ｃ）に示すように、冷延コイル３を加熱炉４内に収納して、炉内を加熱することにより冷延コイル３の箱焼鈍（バッチ式の焼鈍）が行われる。すなわち、第１昇温工程Ｓ２〜徐冷工程Ｓ５の処理は、加熱炉４中で行われる。以下、焼鈍が施される冷延コイル３（すなわち冷延板）を焼鈍対象材と称する。
本実施形態における第１昇温工程Ｓ２にて規定される条件および焼鈍対象材の組織構造の状態（２）との関係について、以下に説明する。第１昇温工程Ｓ２では、４００℃から６５０℃までの温度域を３０℃／ｈ以上の昇温速度で加熱する。４００℃から６５０℃までの温度域の昇温速度が遅い場合、再結晶温度に到達するまでにひずみの回復のみが進行し、フェライト／セメンタイト界面からのランダム方位を有する再結晶粒の生成が阻害される。３０℃／ｈ以上の昇温速度にて６５０℃まで昇温することにより、フェライト／セメンタイト界面からの再結晶粒が生成する。高炭素鋼板の再結晶温度は加工ひずみの程度や合金元素の影響を受けるが、６５０℃まで加熱するとおおむね完了する。したがって、Ａｃ１変態点以上へ加熱する前に、６５０℃からＡｃ１変態点未満の温度域にて徐熱や均熱保持を施しても異方性改善効果への影響はない。よって、第１昇温工程Ｓ２において、３０℃／ｈ以上の昇温速度にて６５０℃まで昇温した後、徐熱する、均熱保持する、等の処理が含まれていてもよい。
（第２昇温工程）
本実施形態の第２昇温工程Ｓ３における焼鈍対象材の組織構造の状態（３）について、以下に説明する。第２昇温工程Ｓ３では、Ａｃ１変態点以上に加熱する。一般に、高炭素鋼をＡｃ１変態点以上に加熱すると、セメンタイトが溶解することによりオーステナイトが生成する。本実施形態における第２昇温工程Ｓ３では、昇温中の再結晶の際、フェライト／セメンタイト界面から生成したランダム方位を有するフェライトが優先的にオーステナイトへと変態する。
本実施形態の第２昇温工程Ｓ３における焼鈍対象材の組織構造の状態（３）について、以下に説明する。第２昇温工程Ｓ３では、Ａｃ１変態点以上に加熱する。一般に、高炭素鋼をＡｃ１変態点以上に加熱すると、セメンタイトが溶解することによりオーステナイトが生成する。本実施形態における第２昇温工程Ｓ３では、昇温中の再結晶の際、フェライト／セメンタイト界面から生成したランダム方位を有するフェライトが優先的にオーステナイトへと変態する。
ここで、フェライトからオーステナイトへの変態の際、生成したオーステナイトは元のフェライトと特定の結晶方位関係を有することが知られている。そのため、本実施形態の第２昇温工程Ｓ３にて生成するオーステナイトは、ランダム方位のフェライトと方位関係を有する（変態前のフェライトの結晶方位を引き継ぐ）。
（均熱保持工程）
本実施形態の均熱保持工程Ｓ４にて規定される条件および焼鈍対象材の組織構造の状態（４）との関係について、以下に説明する。均熱保持工程Ｓ４では、Ａｃ１変態点以上での均熱保持により、セメンタイトの溶解に伴い、第２昇温工程Ｓ３にて生成したオーステナイトが成長し、オーステナイト＋未溶解セメンタイトの金属組織となる。したがって、再結晶の際にフェライト粒界から集合組織を有する再結晶フェライトが生成したとしても、このフェライトと方位関係を有するオーステナイトは生成しない。これは、上記オーステナイトの成長によって、集合組織を有する再結晶フェライトが該オーステナイトに吸収される（取り込まれるように変態する）ためである。
本実施形態の均熱保持工程Ｓ４にて規定される条件および焼鈍対象材の組織構造の状態（４）との関係について、以下に説明する。均熱保持工程Ｓ４では、Ａｃ１変態点以上での均熱保持により、セメンタイトの溶解に伴い、第２昇温工程Ｓ３にて生成したオーステナイトが成長し、オーステナイト＋未溶解セメンタイトの金属組織となる。したがって、再結晶の際にフェライト粒界から集合組織を有する再結晶フェライトが生成したとしても、このフェライトと方位関係を有するオーステナイトは生成しない。これは、上記オーステナイトの成長によって、集合組織を有する再結晶フェライトが該オーステナイトに吸収される（取り込まれるように変態する）ためである。
均熱保持工程Ｓ４において、均熱保持するＡｃ１変態点以上の温度を焼鈍温度と称する。本実施形態の均熱保持工程Ｓ４における焼鈍温度は、Ａｃ１変態点＋１０℃以上Ａｃ１変態点＋６０℃以下である。均熱保持工程Ｓ４後の未溶解セメンタイトの存在状態（密度）が、本実施形態の高炭素鋼板におけるセメンタイト粒子の大きさを決める。これは、徐冷工程Ｓ５において、未溶解セメンタイトが球状・粗大に成長するとともにオーステナイトがフェライトへと変態するためである。
焼鈍後のセメンタイトの量はＣ含有量で決まるため、セメンタイト粒子の大きさが決まれば、セメンタイト粒子の間隔（単位体積あたりのセメンタイト粒子の数）が決まる。セメンタイト粒子の間隔が広いほど、軟質なフェライトが連続する部分が大きくなり、加工を受けた際の変形が容易になる。すなわち、焼鈍鋼板におけるセメンタイト粒子の間隔が大きいほど軟質になる。
Ａｃ１変態点以上での加熱温度がＡｃ１変態点＋１０℃未満であると、セメンタイトの溶解が不十分となり、単位体積あたりの未溶解セメンタイト粒子が多く、焼鈍鋼板の軟質化が十分に得られない。
一方、均熱保持工程Ｓ４における焼鈍温度がＡｃ１変態点＋６０℃を超えた場合、セメンタイトが過剰に溶解することにより、未溶解セメンタイト粒子が少なくなる、若しくは無くなってしまう。徐冷工程Ｓ５において、徐冷中に未溶解セメンタイトが成長することにより相変態が進行し、粗大球状セメンタイト組織を得るが、この相変態は元素の拡散を伴う現象である。このため、未溶解セメンタイト粒子が少ない、すなわち粒子間隔が広い場合、未溶解セメンタイトから離れた箇所では元素が未溶解セメンタイトへの拡散ができず、新たにセメンタイトの核を生成してフェライトとセメンタイトの層状組織であるパーライトを生成してしまう。パーライト組織は加工性が劣り、深絞り加工などにおいて、破断の原因になる。したがって、高炭素鋼板の加工性を確保するためには、均熱保持工程Ｓ４における焼鈍温度は、Ａｃ１変態点＋１０℃以上Ａｃ１変態点＋６０℃以下の範囲であることが必要である。
（徐冷工程）
本実施形態の徐冷工程Ｓ５にて規定される条件および焼鈍対象材の組織構造の状態（５）との関係について、以下に説明する。徐冷工程Ｓ５では、Ａｃ１変態点以上の加熱温度からの徐冷を行う。温度の低下に伴い、未溶解セメンタイトが球状・粗大に成長するとともにオーステナイトがフェライトへと変態する。この際、生成するフェライトは元のオーステナイトと特定の結晶方位関係を有する。したがって、最終的な焼鈍組織における地鉄フェライトは、再結晶時にフェライト／セメンタイト界面から生成したフェライトと同じ結晶方位、すなわちランダム方位を有する。
本実施形態の徐冷工程Ｓ５にて規定される条件および焼鈍対象材の組織構造の状態（５）との関係について、以下に説明する。徐冷工程Ｓ５では、Ａｃ１変態点以上の加熱温度からの徐冷を行う。温度の低下に伴い、未溶解セメンタイトが球状・粗大に成長するとともにオーステナイトがフェライトへと変態する。この際、生成するフェライトは元のオーステナイトと特定の結晶方位関係を有する。したがって、最終的な焼鈍組織における地鉄フェライトは、再結晶時にフェライト／セメンタイト界面から生成したフェライトと同じ結晶方位、すなわちランダム方位を有する。
（徐冷工程）
また、セメンタイトの球状化を十分に得るためには、上記Ａｃ１変態点以上の加熱からの冷却速度は５〜３０℃／ｈにて相変態が完了するまで徐冷することが好ましい。冷却速度が５℃／ｈ未満であると焼鈍が非常に長時間になり、生産性を阻害する。冷却速度が３０℃／ｈよりも速いと、未溶解セメンタイトが十分に残っていても、元素の拡散が追いつかず、パーライトを生成する場合がある。生産性および鋼板の加工性の観点から、徐冷工程Ｓ５における冷却速度は５℃／ｈ以上３０℃／ｈ以下が好ましい。
また、セメンタイトの球状化を十分に得るためには、上記Ａｃ１変態点以上の加熱からの冷却速度は５〜３０℃／ｈにて相変態が完了するまで徐冷することが好ましい。冷却速度が５℃／ｈ未満であると焼鈍が非常に長時間になり、生産性を阻害する。冷却速度が３０℃／ｈよりも速いと、未溶解セメンタイトが十分に残っていても、元素の拡散が追いつかず、パーライトを生成する場合がある。生産性および鋼板の加工性の観点から、徐冷工程Ｓ５における冷却速度は５℃／ｈ以上３０℃／ｈ以下が好ましい。
以上のように、Ａｃ１変態点以上への加熱を利用した焼鈍において、昇温速度および焼鈍温度を適切に制御することにより、ｒ値の面内異方性が改善された高炭素鋼板が得られる。
（発明の利点）
本発明では、圧延率２５％以上の冷間圧延を行った後の焼鈍において、４００℃から６５０℃までの温度域を３０℃／ｈ以上の昇温速度で加熱した後、Ａｃ１変態点＋１０℃以上Ａｃ１変態点＋６０℃以下の焼鈍温度にて冷延板に焼鈍を施す。これにより、高炭素鋼の鋼板において、ｒ値の面内異方性を改善することを可能にした。具体的には、降伏応力が４００ＭＰａ以下、かつｒ値の面内異方性が小さい高炭素鋼板が得られる。本発明の高炭素鋼板のｒ値の面内異方性指数Δｒは−０．０５以上０．０５以下、かつｒｍａｘとｒｍｉｎとの差が０．１以下である。本発明の高炭素鋼板を深絞り加工に用いることにより、厚みや直径の変動が小さい成形品が得られる。
本発明では、圧延率２５％以上の冷間圧延を行った後の焼鈍において、４００℃から６５０℃までの温度域を３０℃／ｈ以上の昇温速度で加熱した後、Ａｃ１変態点＋１０℃以上Ａｃ１変態点＋６０℃以下の焼鈍温度にて冷延板に焼鈍を施す。これにより、高炭素鋼の鋼板において、ｒ値の面内異方性を改善することを可能にした。具体的には、降伏応力が４００ＭＰａ以下、かつｒ値の面内異方性が小さい高炭素鋼板が得られる。本発明の高炭素鋼板のｒ値の面内異方性指数Δｒは−０．０５以上０．０５以下、かつｒｍａｘとｒｍｉｎとの差が０．１以下である。本発明の高炭素鋼板を深絞り加工に用いることにより、厚みや直径の変動が小さい成形品が得られる。
〔附記事項〕
本発明は上述した実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、上記説明において開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
本発明は上述した実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、上記説明において開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
溶製した供試鋼の化学成分およびＡｃ１変態点を表１に示す。
表１の成分を有する鋼について、熱間圧延を行い、得られた鋼板を酸洗してスケールを除去した。得られた熱延鋼板に以下の条件にて一次焼鈍を施した。一部、一次焼鈍を施さず次工程を施した。
条件（ａ）：［Ａｃ１変態点−１００℃〜Ａｃ１変態点］×１０〜６０ｈ保持
条件（ｂ）：［Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋５０℃］×４〜２０ｈ保持し、その後Ａｒ１点以下まで３０℃／ｈ以下の冷却速度で徐冷
なお、条件（ｂ）については、Ａｃ１変態点以上の加熱保持の前後にＡｃ１変態点以下の温度での保持を行った場合も含む。
条件（ａ）：［Ａｃ１変態点−１００℃〜Ａｃ１変態点］×１０〜６０ｈ保持
条件（ｂ）：［Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋５０℃］×４〜２０ｈ保持し、その後Ａｒ１点以下まで３０℃／ｈ以下の冷却速度で徐冷
なお、条件（ｂ）については、Ａｃ１変態点以上の加熱保持の前後にＡｃ１変態点以下の温度での保持を行った場合も含む。
さらに、熱延鋼板および条件（ａ）、（ｂ）により焼鈍した焼鈍鋼板に各種圧延率の仕上冷延を施した後、各種焼鈍条件にて仕上焼鈍を施した。仕上冷延における圧延率および仕上焼鈍の焼鈍サイクルは下記表２に示す。そして、得られた焼鈍板の降伏応力およびｒ値の面内異方性を測定した。
引張試験は、Ｌ（圧延方向）、Ｄ（圧延方向に対して４５°）およびＴ（圧延方向に対して９０°）の３方向のＪＩＳ５号引張試験片を作成し、平行部の標点間距離を５０ｍｍとして、板厚は１．０ｍｍで実施した。引張試験にあたっては、１０％の引張伸びを与え、その時の標点間内の板幅を測定し、次式によりｒ値を算出した。
ｒ＝ｌｎ（ＷＸ／Ｗ０）／ｌｎ（Ｌ０・Ｗ０／ＬＸ・ＷＸ）
ここで、Ｗ０およびＬ０は試験前の板幅および標点間距離であり、ＷＸおよびＬｘは１０％引張伸び付与後の板幅および標点間距離を示している。
ここで、Ｗ０およびＬ０は試験前の板幅および標点間距離であり、ＷＸおよびＬｘは１０％引張伸び付与後の板幅および標点間距離を示している。
ｒ値の面内異方性の指標として、各供試材のΔｒ値を次式で算出した。
Δｒ値＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２
Δｒ値は０に近いほど異方性が小さいことを示す。なお、ｒｘのｘは、圧延方向に対する試験片の切出し方向を示す。例えば、ｒ４５は圧延方向に対して４５°方向に採取した試験片により測定したｒ値である。
Δｒ値＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２
Δｒ値は０に近いほど異方性が小さいことを示す。なお、ｒｘのｘは、圧延方向に対する試験片の切出し方向を示す。例えば、ｒ４５は圧延方向に対して４５°方向に採取した試験片により測定したｒ値である。
さらに、各方向のｒ値の最大値ｒｍａｘと最小値ｒｍｉｎの差ｒｍａｘ−ｒｍｉｎも算出し、ｒ値の面内異方性を評価した。また、軟質化の指標として降伏応力を測定した。
表２に仕上冷延の圧延率、仕上焼鈍条件および焼鈍材のｒ値の面内異方性と降伏強度を示す。
表２に示すように、Ｃ量が本発明の範囲より低い鋼種Ａを用いたＮｏ．１では本発明の範囲内の冷間圧延および焼鈍を施しても、Δｒは０．１１、ｒｍａｘ−ｒｍｉｎは０．３６であり、面内異方性が大きかった。また、Ｃ量が本発明の範囲より高い鋼種Ｋを用いたＮｏ．２３では本発明の範囲内の冷間圧延および焼鈍を施すと、面内異方性は小さいが、降伏応力が４６８ＭＰａと高く、軟質化が得られないことがわかる。
冷間圧延の圧延率が２５％よりも低い比較例（Ｎｏ．２，１４）、冷間圧延後の焼鈍において４００〜６５０℃の昇温速度が３０未満である比較例（５，１１，１６）、およびＡｃ１変態点以上への加熱を施さない焼鈍を施した比較例（Ｎｏ．４，１３，２０）では、Δｒ値およびｒｍａｘ−ｒｍｉｎは本発明の範囲外であり、面内異方性が大きいことが判る。
また、Ａｃ１変態点以上への加熱を利用する焼鈍を施しても、加熱温度が高温のＮｏ．８、冷却速度が速いＮｏ．１０では降伏応力が４００ＭＰａを超えてしまい、成形性に劣る。一方、鋼成分および冷間圧延率、焼鈍条件が本発明の範囲内にあるＮｏ．３，６，７，９，１２，１５，１７，１８，１９，２１，２２）ではΔｒ値、ｒｍａｘ−ｒｍｉｎともに本発明の範囲内であり、面内異方性が小さい。
表２に示す比較例のＮｏ．１９および本発明例のＮｏ．２０の鋼板を用いて、深絞り試験を実施した。試験板厚は実施例１と同様に１ｍｍであり、ブランク径は８４ｍｍで実施した。パンチの直径は４０ｍｍ、肩Ｒは５ｍｍであり、ダイの肩Ｒは５ｍｍである。深絞り成形品の底からの高さ２５ｍｍ位置の縦壁の厚みをマイクロメータにて測定した。測定位置は素材の圧延方向を０°として、４５°ピッチで計８箇所である。また、深絞り成形品の底からの高さ２５ｍｍ位置の直径の最大値および最小値を測定した。測定は成形品を回転させながらレーザ幅測定器を用いて実施した。
図２、３に深絞り成形品の外観を示す。図２の（ａ）は、本発明例の高炭素鋼板（Ｎｏ．１９）を用いてプレス成形により得られた成形品を示す写真であり、（ｂ）は、要部を拡大して示す写真である。図３の（ａ）は、比較例の高炭素鋼板（Ｎｏ．２０）を用いてプレス成形により得られた成形品を示す写真であり、（ｂ）は、要部を拡大して示す写真である。
図３に示すように、比較例のＮｏ．２０を用いて作製した成形品１００では、縦壁に高さ変動が認められる。これに対して、本発明例のＮｏ．１９を用いて作製した成形品１０では、縦壁の高さ変動が非常に小さいことが判る。
表３に成形品の底から２５ｍｍ位置の縦壁の厚みの最大値と最小値を示す。
比較例のＮｏ．２０に比べて、本発明例のＮｏ．１９は成形品の周方向の厚み変動が小さいことが判る。
表４に成形品の底から２５ｍｍ位置の直径の最大値と最小値を示す。
比較例のＮｏ．２０に比べて、本発明例のＮｏ．１９は成形品の直径の変動が小さいことが判る。以上のように、本発明の高炭素鋼板はｒ値の面内異方性が小さく、深絞りを施した際に成形品の厚みや直径の変動が非常に小さいことが判る。
１ コイル
２ 冷間圧延機
３ 冷延コイル
４ 加熱炉
２ 冷間圧延機
３ 冷延コイル
４ 加熱炉
Claims (4)
- Ｃ：０．６５質量％以上１．６０質量％以下を含有する高炭素鋼板であって、
降伏応力が４００ＭＰａ以下、ｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．０５以上０．０５以下、かつｒｍａｘとｒｍｉｎとの互いの差が０．１以下であることを特徴とする高炭素鋼板。
（ここで、
Δｒ＝（ｒ０−２ｒ４５＋ｒ９０）／２
ｒ０：圧延方向に対して０°方向のランクフォード値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値
ｒｍａｘ：前記ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最大値
ｒｍｉｎ：前記ｒ０、ｒ４５、およびｒ９０のうちの最小値） - さらに、質量％で、Ｓｉ：０．０２％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、およびＣｒ：１．８％以下を含有することを特徴とする、請求項１に記載の高炭素鋼板。
- Ｃ：０．６５質量％以上１．６０質量％以下を含有する、熱延鋼板または焼鈍鋼板に、圧延率２５％以上の冷間圧延を施して冷延板を得る冷間圧延工程と、
４００℃から６５０℃までの温度域において３０℃／ｈ以上の昇温速度となるように前記冷延板を加熱した後、Ａｃ１変態点以上の焼鈍温度で保持することにより前記冷延板に焼鈍を施す焼鈍工程と、を含み、
前記焼鈍工程における前記焼鈍温度は、前記Ａｃ１変態点＋１０℃以上、前記Ａｃ１変態点＋６０℃以下であることを特徴とする高炭素鋼板の製造方法。 - 前記熱延鋼板または焼鈍鋼板は、質量％で、Ｓｉ：０．０２％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、およびＣｒ：１．８％以下をさらに含有することを特徴とする、請求項３に記載の高炭素鋼板の製造方法。
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