TW201700748A - 成形時之冷加工性優異之鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明提供成形時之冷加工性優異之鋼板及其製造方法。本發明鋼板的特徵在於其成分組成以質量%計含有：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%、及Al：0.001~0.10%，且剩餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；並且，(a)肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1；(b)肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下；(c)r值之面內異向性｜△r｜為0.2以下；(d)維氏硬度為100HV以上且150HV以下；(e)鋼板於1/2板厚部分之{311}<011>方位的隨機強度比為3.0以下。

Description

成形時之冷加工性優異之鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係關於成形時之冷加工性優異之鋼板及其製造方法。
發明背景
汽車用構件、刃物及其它機械構件係經由穿孔、彎曲、加壓加工等加工步驟而製造。在其加工步驟中，為了提升產品品質、穩定化及/或降低製造成本，針對素材之碳鋼板會力求其加工性之提升。
一般係對碳鋼板施行冷軋延及球狀化退火而製造出一由肥粒鐵與球狀化碳化物所構成且加工性優良的軟質碳鋼板。截至目前，已有多數文獻提出用以改善碳鋼板之加工性的技術。
例如，專利文獻1中便揭示了一種精密穿孔用高碳鋼板及其製造法，該精密穿孔用高碳鋼板具有之組織含有C：0.15~0.90質量%、Si：0.40質量%以下、Mn：0.3~1.0質量%、P：0.03質量%以下、全Al：0.10質量%以下、Ti：0.01~0.05質量%、B：0.0005~0.0050質量%、N：0.01質量%以下、Cr：1.2質量%以下，且於肥粒鐵基質內分散 有平均碳化物粒徑0.4~1.0μm且碳化物球狀化率80%以上的碳化物；並且，該鋼板的缺口拉伸伸長率(notched tensile elongation)為20%以上。
專利文獻2中則揭示了一種加工性優異的中‧高碳鋼板及其製造法，該鋼板的特徵在於：其組織含有C：0.3~1.3質量%、Si：1.0質量%以下、Mn：0.2~1.5質量%、P：0.02質量%以下、S：0.02質量%以下，且碳化物係以肥粒鐵結晶粒界上之碳化物CGB與肥粒鐵結晶粒內之碳化物數CIG之間成立CGB/CIG≦0.8之關係的方式分散；並且，該鋼板的截面硬度為160HV以下。
專利文獻3中揭示了一種加工性優異的中‧高碳鋼板，其特徵在於：該鋼板具有之組織含有C：0.30~1.00質量%、Si：1.0質量%以下、Mn：0.2~1.5質量%、P：0.02質量%以下、S：0.02質量%以下，並且，於肥粒鐵結晶粒界上之碳化物CGB與肥粒鐵結晶粒內之碳化物數CIG之間成立CGB/CIG≦0.8之關係，同時肥粒鐵中分散有全部之碳化物內有90%以上由長軸/短軸為2以下之球狀化碳化物佔據的碳化物。
而且，在專利文獻1~3中闡述肥粒鐵粒內之碳化物所佔比率愈多，愈可提升加工性。
此外，專利文獻4中揭示出一種FB加工性、模具壽命及FB加工後之成形加工性優異的鋼板，其特徵在於：該鋼板具有由C：0.1~0.5質量%、Si：0.5質量%以下、Mn：0.2~1.5質量%、P：0.03質量%以下、S：0.02質量%以下所 構成之組成以及以肥粒鐵及碳化物為主體的組織，並且，以Sgb={Son/(Son+Sin)}×100(在此，Son：係每單位面積中所存在之碳化物中，存在於粒界上之碳化物的總佔有面積；Sin：係每單位面積中所存在之碳化物中，存在於粒內之碳化物的總佔有面積)為定義之肥粒鐵粒界碳化物量Sgb為40%以上。
但，專利文獻1中記載之技術聚焦在肥粒鐵粒徑及碳化物之粗大化，為了達成軟質而在AC1點以上之溫度下進行退火，但在AC1點以上之溫度下進行退火時會於退火中析出棒狀‧板狀之碳化物。該碳化物會造成加工性降低，所以即使可降低硬度，也不利於加工性。
專利文獻2及3中記載之技術皆視析出於粒界之碳化物的低碳化物球狀化率為造成加工性惡化的原因，而不以提升粒界碳化物之球狀化率為問題。專利文獻4中記載之技術僅規定出組織因子而未研討加工性與機械特性之關係。
專利文獻5中記載之技術係著眼在精密沖裁加工性與存在於肥粒鐵粒內之碳化物量及肥粒鐵粒徑的關係所做的發明。但，在專利文獻5中並未研討集合組織對於塑性異向性有何影響。
專利文獻6中係揭示出一種已抑制因軋延而發達之集合組織發達的熱軋鋼板及其製造方法。但，在專利文獻6並未研討經由軋延而發達之集合組織以外的集合組織與冷鍛造性的關係。
專利文獻7中記載之技術係思及肥粒鐵粒內之雪明碳鐵密度對於淬火前之高碳熱軋鋼板的硬度及全伸長有極大影響所做的發明。專利文獻7中記載之熱軋鋼板的特徵在於具有由肥粒鐵及雪明碳鐵所構成之微組織且該肥粒鐵的肥粒鐵粒內之雪明碳鐵密度為0.10個/μm2以下。但，在專利文獻7並未研討集合組織對於塑性異向性有何影響。
專利文獻8中記載之技術係思及，在具有微細組織之鋼材中，Ceq值不僅與機械特性及熔接性相關，與疲勞龜裂進展速度也有關係所做的發明。專利文獻8係揭示出藉由將Ceq值之範圍限制在0.28%~0.65%，而讓鋼材之耐疲勞特性獲得改善並同時可確保熔接性。但，在專利文獻8並未研討集合組織對於塑性異向性有何影響。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利第4465057號公報
專利文獻2：日本專利第4974285號公報
專利文獻3：日本專利第5197076號公報
專利文獻4：日本專利第5194454號公報
專利文獻5：日本特開2007-270331號公報
專利文獻6：日本特開2009-263718號公報
專利文獻7：日本特開2015-17294號公報
專利文獻8：日本特開2004-27355號公報
發明概要
本發明係有鑑於先前技術之現狀，以提升鋼板中成形時之冷加工性為課題，所以本發明目的在於提供一種解決該課題之鋼板及其製造方法。
本發明人等針對解決上述課題之手法進行精闢研討。結果發現，藉由將熱軋至退火的製造條件最佳化以控制冷加工前之鋼板組織中的碳化物之分散狀態，可使碳化物析出至肥粒鐵粒界上並同時可控制熱軋鋼板中的集合組織，進而得以提升冷加工性。
此外，單靠個別單獨著墨熱軋條件或退火條件也很難製造出滿足上述條件之鋼板，所以吾等係在重複各式研究中發現，在熱軋‧退火步驟之一貫步驟中彼此相互協調予以最佳化便可製造出滿足上述條件之鋼板。
本發明係根據上述見解而實施，其主旨如下。
(1)一種成形時之冷加工性優異之鋼板，特徵在於其成分組成以質量%計含有：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%、及Al：0.001~0.10%，且剩餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；並且， (a)肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1；(b)肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下；(c)按JIS Z 2254規格之r值的面內異向性｜△r｜為0.2以下；(d)維氏硬度為100HV以上且150HV以下；(e)對鋼板之結晶粒呈隨機方位分布之試料進行X射線繞射時，相對於該X射線繞射強度，鋼板於1/2板厚部分之{311}<011>方位的X射線繞射強度比為3.0以下。
(2)如前述(1)記載之成形時之冷加工性優異之鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有下述元素中之1種或2種以上：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%、及Ce：0.001~0.050%。
(3)一種成形時之冷加工性優異之鋼板的製造方法，係製造如前述(1)或(2)記載之成形時之冷加工性優異之鋼板，該製造方法之特徵在於：將具有如前述(1)或(2)記載之成分組成的鋼片加熱並供於熱軋延，且在800℃以上且900℃以下之溫度區內結束完工熱軋，並在400℃以上且550℃以下進行捲取，再於酸洗後對該已捲取之熱軋鋼板實施保持在2種溫度區內的2階段步驟型退火；並且，在實施前述2階段步驟型退火時，(i)係在650℃以上且720℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且60小時以下的第1階段退火，接著在725℃以上且790℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且50小時以下的第2階段退火；其後，(ii)在冷卻速度1℃/小時以上且30℃/小時以下的條件下冷卻至650℃以下。
(4)如(3)記載之鋼板的製造方法，其中鋼板的截面收縮率為40%以上。
根據本發明，可製造提供一成形時之冷加工性優異之鋼板。
用以實施發明之形態
本發明之成形時之冷加工性優異之鋼板(以下有時會稱「本發明鋼板」)之特徵在於其成分組成以質量%計含有：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%、及Al：0.001~0.10%，且剩餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；並且，(a)肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1；(b)肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下；(c)按JIS Z 2254規格之r值的面內異向性｜△r｜為0.2以下；(d)維氏硬度為100HV以上且150HV以下；(e)對鋼板之結晶粒呈隨機方位分布之試料進行X射線繞射時，相對於該X射線繞射強度，鋼板於1/2板厚部分之 {311}<011>方位的X射線繞射強度比為3.0以下。
本發明之成形時之冷加工性優異之鋼板的製造方法(以下有時會稱「本發明製造方法」)係製造本發明鋼板者，本發明製造方法之特徵在於：將本發明鋼板之成分組成的鋼片加熱供於熱軋延，且在800℃以上且900℃以下之溫度區內結束完工熱軋，並在400℃以上且550℃以下進行捲取，再於酸洗後對該已捲取之熱軋鋼板實施保持在2種溫度區內的2階段步驟型退火；並且，在實施前述2階段步驟型退火時，(i)係在650℃以上且720℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且60小時以下的第1階段退火，接著在725℃以上且790℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且50小時以下的第2階段退火；其後，(ii)在冷卻速度1℃/小時以上且30℃/小時以下的條件下冷卻至650℃以下。
以下說明本發明鋼板及本發明製造方法。
首先說明本發明鋼板之成分組成的限定理由。至於，關於成分組成之符號%係表示質量%。
C：0.10~0.40%
C係在鋼中形成碳化物且有利於鋼強化及肥粒鐵粒之微細化的元素。為了抑制在冷加工產生緞紋以確保冷鍛造構件之表面美觀，必須抑制肥粒鐵粒徑粗大化，但低於0.10%時碳化物之體積率會不足而無法於退火中抑制碳化物粗大化，故將C限定為0.10%以上。且宜為0.12%以上。
另一方面，若超過0.40%，碳化物之體積率會增加而於瞬間附加荷重時大量生成成為破壞起點之裂痕，進而降低耐衝撃特性，故將C限定為0.40%以下。且宜為0.38%以下。
Si：0.01~0.30%
Si係作用為去氧劑且可影響碳化物之形態的元素。為了減少肥粒鐵粒內之碳化物個數並增加肥粒鐵粒界上之碳化物個數，在2階段步驟型退火必須於退火中生成沃斯田鐵相，暫時使碳化物溶解後進行徐冷以促進碳化物析出至肥粒鐵粒界。
在本發明鋼板中，Si愈少愈好，但若低於0.01%，製造成本便會上升，故將Si限定為0.01%以上。
另一方面，若超過0.30%，肥粒鐵之延性便會降低而容易在冷加工時引發破裂，降低冷加工性，故將Si限定為0.30%以下。且宜為0.28%以下。
Mn：0.30~1.00%
Mn係在2階段步驟型退火中控制碳化物之形態的元素。低於0.30%時，便很難在第2階段退火後之徐冷使碳化物析出至肥粒鐵粒界，故將Mn限定為0.30%以上。且宜為0.33%以上。
另一方面，若超過1.00%，肥粒鐵之硬度便會增加而降低冷加工性，故將Mn限定為1.00%以下。且宜為0.96%以下。
P：0.0001~0.020%
P係偏析在肥粒鐵粒界用以抑制粒界碳化物形成的元素。雖然愈少愈好，但在精製步驟中若將P減低到少於0.0001%，精製成本便會大幅上升，故將P限定為0.0001%以上。且宜為0.0013%以上。
另一方面，若超過0.020%，粒界碳化物之個數比率便會降低，進而降低冷加工性，故將P限定為0.020%以下。且宜為0.018%以下。
S：0.0001~0.010%
S係會形成MnS等非金屬夾雜物的元素。非金屬夾雜物於冷鍛造時會成為產生破裂的起點，故而S愈少愈好，但若減低到少於0.0001%，精製成本便會大幅上升，故將S限定在0.0001%以上。且宜為0.0012%以上。
另一方面，若超過0.010%，冷加工性便會降低，故將S限定在0.010%以下。且宜為0.007%以下。
Al：0.001~0.10%
Al係作用為鋼之去氧劑且使肥粒鐵穩定化的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將Al限定為0.001%以上。且宜為0.004%以上。
另一方面，若超過0.10%，粒界上之碳化物個數比率便會降低，進而降低冷加工性，故將Al限定為0.10%以下。且宜為0.08%以下。
本發明鋼板在意圖提升本發明鋼板之特性的前提下，除了上述元素以外，亦可含有下述元素中之1種或2種以上：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%。
N：0.0001~0.010%
N係一旦多量含有便會引發肥粒鐵脆化的元素。雖然愈少愈好，但若減低到少於0.0001%，精製成本便會大幅上升，故將N限定為0.0001%以上。且宜為0.0006%以上。另一方面，若超過0.010%，肥粒鐵便會脆化，令冷鍛造性降低，故將N限定為0.010%以下。且宜為0.007%以下。
O：0.0001~0.020%
O係一旦多量含有便會於鋼中形成粗大氧化物的元素。雖然以少量為宜，但若減低到少於0.0001%，精製成本便會大幅上升，故將O限定為0.0001%以上。且宜為0.0011%以上。另一方面，若超過0.020%，便會於鋼中生成粗大氧化物而於冷加工時成為破裂之起點，故將O限定為0.020%以下。且宜為0.017%以下。
Cr：0.001~0.50%
Cr係可提高淬火性而有助於強度提升的元素，亦是可濃化於碳化物形成即使為沃斯田鐵相也相當穩定之碳化物的元素。低於0.001%時將無法充分獲得淬火性提升效果，故將Cr限定為0.001%以上。且宜為0.007%以上。另一方面， 若超過0.50%，碳化物可能會穩定化而於淬火時延遲碳化物的溶解，進而無法達成所需的淬火強度，故將Cr限定為0.50%以下。且宜為0.45%以下。
Mo：0.001~0.10%
Mo與Mn同樣地係可有效控制碳化物之形態的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將Mo限定為0.001%以上。且宜為0.010%以上。另一方面，若超過0.10%，r值之面內異向性便會惡化而降低冷加工性，故將Mo限定為0.10%以下。且宜為0.08%以下。
Nb：0.001~0.10%
Nb係可有效控制碳化物之形態的元素，亦是使組織微細化而有助於提升韌性的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將Nb限定為0.001%以上。且宜為0.004%以上。另一方面，若超過0.10%，便會析出多數個微細的Nb碳化物，令強度過度增強，此外，粒界碳化物之個數比率會降低，令冷鍛造性降低，故將Nb限定為0.10%以下。且宜為0.08%以下。
V：0.001~0.10%
V與Nb同樣地係可有效控制碳化物之形態的元素，亦是使組織微細化而有助於提升韌性的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將V限定為0.001%以上。且宜為0.004%以上。另一方面，若超過0.10%，便會析出多數個微細的V碳化物，令強度過度增強，此外，粒界碳化物之個數比率會降低，令冷鍛造性降低，故將V限定為0.10%以 下。且宜為0.08%以下。
Cu：0.001~0.10%
Cu係偏析在肥粒鐵之結晶粒界，還會形成微細的析出物且有助於提升強度的元素。低於0.001%時將無法充分獲得強度提升效果，故將Cu限定為0.001%以上。且宜為0.005%以上。另一方面，若超過0.10%，便會產生紅熱脆性而降低熱軋時的生產性，故將Cu限定為0.10%以下。且宜為0.08%以下。
W：0.001~0.10%
W亦與Nb、V同樣地係可有效控制碳化物之形態的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將W限定為0.001%以上。且宜為0.003%以上。另一方面，若超過0.10%，便會析出多數個微細的W碳化物，令強度過度增強，此外，粒界碳化物之個數比率會降低，令冷鍛造性降低，故將W限定為0.10%以下。且宜為0.08%以下。
Ta：0.001~0.10%
Ta與Nb、V、W同樣地係可有效控制碳化物之形態的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將Ta限定為0.001%以上。且宜為0.005%以上。另一方面，若超過0.10%，便會析出多數個微細的W碳化物，令強度過度增強，此外，粒界碳化物之個數比率會降低，令冷鍛造性降低，故將Ta限定為0.10%以下。且宜為0.08%以下。
Ni：0.001~0.10%
Ni係可有效提升構件韌性的元素。低於0.001%時將無 法充分獲得添加效果，故將Ni限定為0.001%以上。且宜為0.003%以上。另一方面，若超過0.10%，粒界碳化物之個數比率便會降低，令冷鍛造性降低，故將Ni限定為0.10%以下。且宜為0.08%以下。
Sn：0.001~0.050%
Sn係從鋼原料(廢料)混入的元素。偏析於粒界且會招致粒界碳化物之個數比率降低，故而愈少愈好，但若減低到少於0.001%，精製成本便會大幅上升，故將Sn限定為0.001%以上。且宜為0.002%以上。另一方面，若超過0.050%，肥粒鐵便會脆化，令冷鍛造性降低，故將Sn限定為0.050%以下。且宜為0.040%以下。
Sb：0.001~0.050%
Sb與Sn同樣地係由鋼原料(廢料)混入的元素。偏析於粒界且會招致粒界碳化物之個數比率降低，故而愈少愈好，但若減低到少於0.001%，精製成本便會大幅上升，故將Sb設定為0.001%以上。且宜為0.002%以上。另一方面，若超過0.050%，冷鍛造性便會降低，故將Sb限定為0.050%以下。且宜為0.040%以下。
As：0.001~0.050%
As與Sn、Sb同樣地係由鋼原料(廢料)混入的元素。偏析於粒界且會招致粒界碳化物之個數比率降低，故而愈少愈好，但若減低到少於0.001%，精製成本便會大幅上升，故將As限定為0.001%以上。且宜為0.002%以上。另一方面，若超過0.050%，粒界碳化物之個數比率便會降低，令冷鍛 造性降低，故將As限定為0.050%以下。且宜為0.040%以下。
Mg：0.0001~0.050%
Mg係以微量添加便可控制硫化物之形態的元素。低於0.0001%時將無法充分獲得添加效果，故將Mg限定為0.0001%以上。且宜為0.0008%以上。另一方面，若超過0.050%，肥粒鐵便會脆化，令冷鍛造性降低，故將Mg限定為0.050%以下。且宜為0.040%以下。
Ca：0.001~0.050%
Ca與Mg同樣地係以微量添加便可控制硫化物之形態的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將Ca限定為0.001%以上。且宜為0.003%以上。另一方面，若超過0.050%，便會生成粗大的Ca氧化物而於冷鍛造時成為產生破裂之起點，故將Ca限定為0.050%以下，且宜為0.040%以下。
Y：0.001~0.050%
Y與Mg、Ca同樣地係以微量添加便可控制硫化物之形態的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果，故將Y限定為0.001%以上。且宜為0.003%以上。另一方面，若超過0.050%，便會生成粗大的Y氧化物而於冷加工時成為產生破裂之起點，故將Y限定為0.050%以下。且宜為0.035%以下。
Zr：0.001~0.050%
Zr與Mg、Ca、Y同樣地係以微量添加便可控制硫化物之形態的元素。低於0.001%時將無法充分獲得添加效果， 故將Zr限定為0.001%以上。且宜為0.004%以上。另一方面，若超過0.050%，便會生成粗大的Zr氧化物而於冷加工時成為產生破裂之起點，故將Zr限定為0.050%以下。且宜為0.045%以下。
La：0.001~0.050%
La係以微量添加便可控制硫化物之形態的元素，同時也是偏析於粒界而招致粒界碳化物之個數比率降低的元素。低於0.001%時將無法充分獲得形態控制效果，故將La限定為0.001%以上。且宜為0.004%以上。另一方面，若超過0.050%，粒界碳化物之個數比率會降低而令冷加工性降低，故將La限定為0.050%以下。且宜為0.045%以下。
Ce：0.001~0.050%
Ce與La同樣地係以微量添加便可控制硫化物之形態的元素，同時也是偏析於粒界而招致粒界碳化物之個數比率降低的元素。低於0.001%時將無法充分獲得形態控制效果，故將Ce限定為0.001%以上。且宜為0.004%以上。另一方面，若超過0.050%，粒界碳化物之個數比率會降低而令冷鍛造性降低，故將Ce限定為0.050%以下。且宜為0.045%以下。
至於，本發明鋼板之成分組成的剩餘部分為Fe及無法避免的雜質。
本發明人等發現了一新穎見解，即，本發明鋼板除了上述成分組成以外，再加上最佳的熱軋與退火結果以及下列事項，可有優異的成形時之冷加工性：(a)肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化 物個數的比率超過1；(b)肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下；(c)按JIS Z 2254規格之r值的面內異向性｜△r｜為0.2以下；(d)維氏硬度為100HV以上且150HV以下；(e)對鋼板之結晶粒呈隨機方位分布之試料進行X射線繞射時，相對於該X射線繞射強度，鋼板於1/2板厚部分之{311}<011>方位的X射線繞射強度比為3.0以下。
以下針對上述(a)~(e)作說明。
(a)肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1：本發明鋼板係實質上由肥粒鐵與碳化物所構成，且肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1的組織。至於，碳化物除了是屬於鐵與碳之化合物的雪明碳鐵(Fe3C)以外，亦是將雪明碳鐵中之Fe以Mn、Cr等元素取代之化合物或合金碳化物(M23C6、M6C、MC等，M為Fe及其它的添加金屬元素)。
將鋼板成形為既定的構件形狀時，會於鋼板之巨組織形成剪切帶，且在剪切帶附近會集中引發滑動變形。滑動變形會伴隨差排之增生，而在剪切帶附近形成高差排密度的區塊。伴隨賦予鋼板之應變量的增加，更促使滑動變形，增加差排密度。在冷鍛造係施行以等效應變計超過1的高度變形(high deformation)。
因此，在昔知的鋼板中無法防止伴隨差排密度增 加而產生的孔隙及/或裂痕，故而難圖冷鍛造性的提升。
為了解決上述難題，抑制成形時形成剪切帶即相當有效。在微組織之觀點下，剪切帶之形成係某一結晶粒產生的滑動跨越結晶粒界而連續擴散至鄰接之結晶粒的現象。因此，為了抑制剪切帶形成就必須防止滑動跨越結晶粒界的擴散。
鋼板中之碳化物係可阻礙滑動的穩固的粒子，使碳化物存在於肥粒鐵粒界可抑制剪切帶之形成，而終於得以提升冷鍛造性。
根據理論及原則，冷鍛造性深受碳化物在肥粒鐵粒界的被覆率影響，因此必須以高精度才能測定該被覆率。
本發明人等曾明確指出，為了在3維空間測定碳化物在肥粒鐵粒界的被覆率，需要在掃描型電子顯微鏡內進行利用FIB重複進行試樣切削與觀察之連續切片SEM(serial-sectioning SEM)觀察或3維EBSP觀察，便需要龐大的測定時間，同時技術訣竅的累積也不可欠缺。也因此本發明人等曾下結論，一般的分析手法不適用。
所以，在探索簡易且高精度之評估指標時，本發明人等發現，以肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率作為指標，可用來評估冷鍛造性，而肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率若超過1，便可顯著提升冷鍛造性。
至於，在冷加工時發生的鋼板之翹曲(buckling)、 夾入、折入皆係伴隨剪切帶形成而生之應變局佈化所產生，因此使碳化物存在於肥粒鐵粒界，可減緩剪切帶形成及應變之局佈化，進而可有效地抑制翹曲、夾入、折入發生。
結晶粒界上之碳化物的球狀化率若低於80%，應變便會局部集中至棒狀或板條之碳化物，而容易產生孔隙及/或裂痕，因此結晶粒界上之碳化物的球狀化率在80%以上為佳，較宜為90%以上。
肥粒鐵粒內碳化物及肥粒鐵粒界的碳化物平均粒徑若低於0.1μm，鋼板硬度便會顯著增加而降低加工性，所以碳化物平均粒徑為0.1μm以上為宜。且較宜為0.17μm以上。另一方面，碳化物平均粒徑若超過2.0μm，在冷加工時粗大碳化物便會成為起點而產生龜裂，降低冷加工性，所以碳化物平均粒徑在2.0μm以下為宜。且較宜為1.95μm以下。
接下來說明組織之觀察方法及測定方法。
碳化物之觀察係以掃描型電子顯微鏡進行。在觀察之前，會先將組織觀察用試樣以砂紙進行濕式研磨及以具有1μm之平均粒子大小的鑽石研磨粒予以研磨，將觀察面完工成鏡面後，再以3%硝酸-醇溶液蝕刻組織。
觀察倍率係在3000倍中選擇可辨別肥粒鐵與碳化物之倍率。並在所選倍率下在板厚1/4層之30μm×40μm的視野隨機拍攝8張影像。
針對所得組織影像，利用以三谷商事股份有限公司製(Win ROOF)為表率的影像解析軟體詳細測定該等區塊 中所含之各碳化物的面積。從各碳化物之面積求出圓等效直徑(=2×√(面積/3.14))，並以其平均值作為碳化物粒徑。
此外，碳化物之球狀化率係使碳化物近似成等面積且慣性距相等之橢圓後，計算最大長度與其直角方向之最大長度之比小於3者之比率來求算。
至於，為了抑制雜訊所致之測定誤差的影響，粒內及粒界之碳化物中面積在0.01μm2以上之碳化物列為個數計數對象，面積在0.01μm2以下之碳化物則自評估對象除外。
計數出存在於肥粒鐵粒界上之碳化物個數，並從總碳化物數減去肥粒鐵粒界上之碳化物數，以求出肥粒鐵粒內之碳化物數。根據測得的個數求出粒界之碳化物相對於肥粒鐵粒內之碳化物的個數比率。
(b)肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下：在冷軋鋼板已退火後之組織中，使肥粒鐵粒徑在5μm以上可改善冷加工性。肥粒鐵粒徑若低於5μm，硬度會增加，且於冷加工時容易產生龜裂或裂痕，故而將肥粒鐵粒徑設定為5μm以上。且宜為7μm以上。
另一方面，若超過50μm，抑制滑動擴散的結晶粒界上之碳化物個數會減少而降低冷加工性，故將肥粒鐵粒徑設定為50μm以下。且宜為37μm以下。
肥粒鐵粒徑係已前述研磨方法將試樣之觀察面研磨成鏡面後，以3%硝酸-醇溶液予以蝕刻，再以光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察觀察面之組織，於所拍攝之影 像應用線分法進行測定。
(c)按JIS Z 2254規格之r值的面內異向性｜△r｜為0.2以下：為鋼板之塑性應變比(r值)的面內異向性｜△r｜係按JIS Z 2254規定之方法測定。從軋延方向起計0°方向、45°方向及90°方向之各方向採取試驗片進行測定，並使用所得r值(0°方向：r0、45°方向：r45、90°方向：r90)以下述式算出。
｜△r｜=(r0-2r45+r90)/2
藉由將鋼板之塑性應變比(r值)的面內異向性｜△r｜設定為0.2以下，可改善冷加工性。｜△r｜一旦超過0.2，抽製加工時零件厚度及凸緣高度會不均勻，故將面內異向性｜△r｜設定為0.2以下。
(d)維氏硬度為100HV以上且150HV以下：將鋼板之維氏硬度設定為100HV以上且150HV以下，可改善冷加工性。維氏硬度若低於100HV，冷加工中便容易產生翹曲，故將維氏硬度設定為100HV以上。且宜為110HV以上。
另一方面，維氏硬度若超過150HV，延性便會降低而容易在冷鍛造時產生內部破裂，故將維氏硬度設定為150HV以下。且宜為146HV以下。
(e)對鋼板之結晶粒呈隨機方位分布之試料進行X射線繞射時，相對於該X射線繞射強度，鋼板於1/2板厚部分之{311}<011>方位的X射線繞射強度比為3.0以下：冷鍛造時，除了需抑制碳化物之形態以外，還必須確 保冷鍛造時的抽製成形性。為了提升冷鍛造時的抽製成形性，就必須改善面內異向性｜△r｜等塑性異向性。爰此，必須控制熱軋鋼板中的集合組織。集合組織之評估係採用對與熱軋鋼板1/2板厚部分之板面平行之面進行X射線繞射的解析。
在熱軋鋼板之一表面起至1/2板厚面為止，以與表面平行的方式進行研磨使1/2板厚面露出後，針對前述1/2板厚面利用X射線繞射進行解析。前述X射線繞射亦可使用Mo管球的X射線繞射。獲得藉反射所得之繞射方位{110}、{220}、{211}、{310}的繞射強度後，根據該等製成結晶方位分布(Orientation Distribution Function：ODF)。
X射線繞射強度比係以由ODF取得之前述1/2板厚面的繞射強度數據與熱軋鋼板之隨機方位的繞射強度數據來決定。具體上，係使用將測定對象之熱軋鋼板的鐵粉末燒結而成的試料或燒結前的前述粉末作為金屬組織不具備集積於特定方位的標準試料，在取得前述1/2板厚面之繞射強度數據時的相同條件下求算繞射強度。至於，得以採取作為前述標準試料的部位並無特別限定，可為熱軋鋼板的任意部位。特定方位的X射線繞射強度比係將由ODF取得之前述1/2板厚面的該特定方向之繞射強度除以前述標準試料之繞射強度後所得的數值。
將前述利用ODF解析所得{311}<011>方位的X射線繞射強度比視為I1，對熱軋時之隨機集合組織而言，該I1必須為3.0以下。且宜為2.5以下。只要獲得I1為3.0以下 的隨機集合組織，便可減低塑性異向性且提升成形性。
接下來說明本發明製造方法。
本發明製造方法的特徵在於一貫管理熱軋及退火來實施組織控管。將既定成分組成的鋼片予以連續鑄造後，將鋼片加熱供於熱軋延，且在800℃以上且900℃以下之溫度區內結束完工熱軋，並在400℃以上且550℃以下進行捲取，再於酸洗後對該已捲取之熱軋鋼板實施保持在2種溫度區內的2階段步驟型退火；並且，在實施2階段步驟型退火時，(i)係在650℃以上且720℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且60小時以下的第1階段退火，接著在725℃以上且790℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且50小時以下的第2階段退火；其後，(ii)在將冷卻速度設定為1℃/小時以上且30℃/小時以下的條件下冷卻至650℃以下；可製造成形時之冷加工性優異之鋼板。
藉由上述熱軋延及退火，可將鋼板組織製成由微細波來鐵及變韌鐵所構成的組織。
以下說明步驟條件。
鋼片加熱溫度：1000℃以上且1250℃以下
供給於熱軋延的鋼片加熱溫度為1000℃以上且1250℃以下為宜，且加熱時間為0.5小時以上且3小時以下為宜。
加熱溫度若低於1000℃或加熱時間少於0.5小時，會無法解除在鑄造形成的微偏析或巨偏析，而於鋼材內部 殘留Si或Mn等局部濃化的區塊，降低耐衝撃特性，故而加熱溫度在1000℃以上為宜，且加熱時間在0.5小時以上為宜。
另一方面，加熱溫度若超過1250℃或加熱時間超過3小時，從鋼片表層的脫碳就會很明顯，而造成在浸碳淬火前之加熱時表層的沃斯田鐵粒異常成長，降低耐衝撃特性，故而加熱溫度在1250℃以下為宜，且加熱時間在3小時以下為宜。
完工熱軋溫度：800℃以上且900℃以下
完工熱軋係在800℃以上且900℃以下結束。完工熱軋溫度若低於800℃，鋼片的變形阻力便會增加且軋延負荷明顯上升，此外輥件的磨耗量增大而降低生產性，故將完工熱軋溫度設定為800℃以上。且宜為820℃以上。
另一方面，完工熱軋溫度若超過900℃，在ROT(Run Out Table：輸出輥道)上通板期間會生成很厚的鏽皮而因該鏽皮於鋼板表面產生瑕疵，於冷鍛造及浸碳淬火回火後加諸衝撃荷重時該瑕疵成為起點，發生龜裂而降低耐衝撃特性，故將完工熱軋溫度設定為900℃以下。且宜為880℃以下。
在ROT上的冷卻速度：10℃/秒以上且100℃/秒以下
完工熱軋後在ROT上冷卻熱軋鋼板時的冷卻速度以10℃/秒以上且100℃/秒以下為宜。冷卻速度少於10℃/秒時，冷卻途中會生成很厚的鏽皮，進而無法抑制因該鏽皮而在 鋼板表面產生瑕疵的情況，故將冷卻速度設定為10℃/秒以上。且較宜為20℃/秒以上。
另一方面，冷卻速度若超過100℃/秒，從鋼板表層到內部便會在超過100℃/秒之冷卻速度下被冷卻，令鋼板之最表層部被過度冷卻而生成變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織。
捲取後在將已從100℃冷卻至室溫之熱軋卷料送出時，會於上述低溫變態組織產生微小裂痕，就算在後續的酸洗步驟及冷軋步驟中也很難除去該微小裂痕，而微小裂痕會在冷加工中成為起點使龜裂進展，冷加工性因而降低。所以，冷卻速度在100℃/秒以下為宜。
至於，上述冷卻速度係指完工熱軋後之熱軋鋼板通過無注水區間後，在注水區間開始接受水冷卻的時間點開始，至在ROT上被冷卻到捲取目標溫度之時間點從各注水區間的冷卻設備接收的冷卻能，而非從注水開始點起到被捲取機捲取之溫度為止的平均冷卻速度。
捲取溫度：400℃以上且550℃以下
捲取溫度係設定為400℃以上且550℃以下。捲取溫度若低於400℃，捲取前尚未變態的沃斯田鐵會變態成硬質的麻田散鐵，而在送出熱軋卷料時於鋼板表層產生裂痕，降低加工性，故將捲取溫度設定為400℃以上。且宜為430℃以上。
另一方面，捲取溫度若超過550℃，便會生成層狀間隔很大的波來鐵而形成熱穩定性高且厚度很厚的針狀 碳化物，就算於2階段步驟型退火後，針狀碳化物依舊會殘留。該針狀碳化物會作為起點於冷加工時生成龜裂，故將捲取溫度設定為550℃以下。且宜為520℃以下。
對以上述條件所製造之熱軋卷料於酸洗後實施保持在2種溫度區內的2階段步驟型退火。至於，第1階段退火及第2階段退火可任擇為箱型退火或連續退火。藉由2階段步驟型退火，可控制碳化物的穩定性並促進在肥粒鐵粒界的碳化物生成，同時還可提高肥粒鐵粒界上的碳化物之球狀化率。
以下針對2階段步驟型退火加以說明。
在AC1點以下之溫度區內進行第1階段退火，使碳化物粗大化並同時讓合金元素濃化，而提高碳化物之熱穩定性。其後，升溫至AC1點以上且A3點以下之溫度區內，使組織中生成沃斯田鐵。
其後，藉由徐冷讓沃斯田鐵中變態成肥粒鐵，提高沃斯田鐵中之碳濃度。隨著徐冷進展，碳原子會吸附至殘留在沃斯田鐵中之碳化物上，碳化物與沃斯田鐵便會覆蓋肥粒鐵之粒界，最終便可形成肥粒鐵粒界上存有諸多球狀化碳化物的組織。
保持在AC1點以上且A3點以下之溫度區內時，殘留碳化物如果很少，便會在冷卻中生成波來鐵及棒狀碳化物、板狀碳化物。一旦生成該波來鐵及棒狀碳化物、板狀碳化物，鋼板之加工性便會顯著降低，所以在提高鋼板加工性的前提下，增加在AC1點以上且A3點以下之溫度區內的 殘留碳化物數便是相當重要的因素。
藉由使用以上述熱軋條件製得的鋼板組織，可在AC1點以下之溫度下確保碳化物的熱穩定性，故而可伺機增加在AC1點以上且A3點以下之溫度區內的殘留碳化物數。
以下針對2階段步驟型退火之退火條件加以說明。
第1階段退火
溫度區：650℃以上且720℃以下
保持時間：3小時以上且60小時以下
在第1階段退火中，退火溫度係設定為650℃以上且720℃以下。第1階段退火溫度若低於650℃，碳化物之穩定度便不足，而很難在第2階段退火中使沃斯田鐵中殘存有碳化物，故而將第1階段退火溫度設定為650℃以上。且宜為670℃以上。
另一方面，第1階段退火溫度一旦超過720℃，在提高碳化物之穩定度之前，沃斯田鐵便會生成，而變得很難控制成所需的組織變化，故將第1階段退火溫度設定為720℃以下。且宜為700℃以下。
第1階段之保持時間係設定為3小時以上且60小時以下。保持時間少於3小時時，碳化物之穩定化便不足而很難在第2階段退火時使碳化物殘存，故將第1階段之保持時間設定為3小時以上。另一方面，第1階段之保持時間一旦超過60小時，便無法預期碳化物的穩定度提升，此外生產性還會降低，故將第1階段之保持時間設定為60小時以下。 且宜為55小時以下。
退火氣體環境並未限定為特定的氣體環境。例如，可任擇為氮95%以上之氮氣環境、氫95%以上之氫氣環境及大氣環境。
第2階段退火
溫度區：725℃以上且790℃以下
保持時間：3小時以上且50小時以下
在第2階段退火中，退火溫度係設定為725℃以上且790℃以下。第2階段退火溫度若低於725℃，沃斯田鐵之生成量就很少而降低肥粒鐵粒界上之碳化物個數比率，故將第2階段退火溫度設定為725℃以上。且宜為745℃以上。
另一方面，第2階段退火溫度若超過790℃，便很難使碳化物殘存於沃斯田鐵中，進而很難控制成所需的組織變化，故將第2階段退火溫度設定為790℃以下。且宜為770℃以下。
第2階段之保持時間係設定為3小時以上且50小時以下。第2階段之保持時間若少於3小時，沃斯田鐵之生成量便很少，且肥粒鐵粒內之碳化物溶解不足，進而很難增加肥粒鐵粒界上之碳化物個數比率，故將第2階段之保持時間設定為3小時以上。且宜為5小時以上。
另一方面，第2階段之保持時間一旦超過50小時，便很難使碳化物殘存於沃斯田鐵中，故將第2階段之保持時間設定為50小時以下。且宜為46小時以下。
退火氣體環境並未設定為特定的氣體環境。例如， 可任擇為氮95%以上之氮氣環境、氫95%以上之氫氣環境及大氣環境。
在2階段步驟型退火結束後會將熱軋鋼板冷卻，屆時係在1℃/小時以上且30℃/小時以下之冷卻速度下冷卻至650℃。
冷卻至650℃以下之溫度的冷卻速度：1℃/小時以上且30℃/小時以下
藉由徐冷控制組織變化的溫度區到650℃為止便足矣，故而控制冷卻至650℃之溫度區的冷卻速度即可。此外，到達650℃以下之溫度後，可不將冷卻速度控制在前述範圍內而冷卻至室溫。
為了將第2階段退火中所生成之沃斯田鐵徐冷使其變態成肥粒鐵，同時讓碳吸附至沃斯田鐵中所殘存的碳化物上，冷卻速度愈慢愈好。但，冷卻速度低於1℃/小時時，冷卻所需的時間便會增大而降低生產性，故將冷卻速度設定為1℃/小時以上。且宜為5℃/小時。
另一方面，冷卻速度若超過30℃/小時，沃斯田鐵便會變態成波來鐵，而增加鋼板硬度，降低冷鍛造性，此外浸碳淬火回火後的耐衝撃特性也會降低，故將冷卻速度設定為30℃/小時以下。且宜為26℃/小時以下。
此外，根據本發明製造方法，可製造下述成形時之冷加工性優異之鋼板：成分組成以質量%計含有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%，且剩 餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；金屬組織實質上為肥粒鐵與球狀化碳化物之組織，其中：(a)肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1；(b)肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下；(c)按JIS Z 2254規格之r值的面內異向性｜△r｜為0.2以下；(d)維氏硬度為100HV以上且150HV以下，且截面收縮率為40%以上，並且，對鋼板之結晶粒呈隨機方位分布之試料進行X射線繞射時，相對於該X射線繞射強度，鋼板於1/2板厚部分之{311}<011>方位的X射線繞射強度比為3.0以下。
至於，截面收縮率係以下述式(1)為定義。該值愈大表示局部變形能愈高，鋼板之加工性會隨著式(1)之值增大而增高。
截面收縮率(%)=100-(拉伸破斷時的截面積/初始截面積)×100…式(1)
以上，本案發明的特徵在於可藉由軋延控制及軋延後的熱處理成為碳化物(即雪明碳鐵)均勻分散的組織，進而可消去結晶的異向性。所以，本案發明可使鋼板於1/2板厚部分之{311}<011>方位的隨機強度比成為3.0以下。
實施例
接下來針對實施例加以說明，惟，實施例之水準僅為用以確認本發明之可實施性及效果所採用的條件一例，且本發明不受該一條件例限定。本發明可在不脫離本發明主旨且可達成本發明目的之前提下，採用各種條件。
(實施例1)
為了查驗熱軋條件的影響，在表2所示條件下將表1所示成分組成之連續鑄造鑄片(鋼塊)熱軋延，製造出板厚3.0mm的熱軋卷料。至於，表1之「備註」欄中記載為「開發鋼」的鋼種具有包含在本發明之鋼板組成範圍內的組成。此外，表1之「備註」欄中記載為「比較鋼」的鋼種係具有本發明之鋼板組成範圍外之組成者，且於不滿足本發明之鋼板組成條件的成分下畫有底線。
將熱軋卷料酸洗並將熱軋卷料裝入箱型退火爐內，將環境氣體控制成95%氫-5%氮後，從室溫加熱至705℃並保持36小時，使熱軋卷料內之溫度分布均勻，其後再加熱至760℃，並進一步在760℃下保持10小時後，在10℃/小時之冷卻速度下冷卻至650℃，然後爐冷至室溫，製作出特性評估用試樣。至於，試樣之組織係以前述方法測定。
[表1]
[表2]
冷加工性係使用附缺口之拉伸試驗與r值之面內異向性來評估。附缺口之拉伸試驗係從板厚3mm之退火原材採取附缺口之拉伸試驗片，沿軋延方向進行拉伸試驗以測定截面收縮率，評估局部的變形能。截面收縮率為40%以上時係評點為「優」。
此外，r值之面內異向性係在板厚3mm之退火原材按JIS Z 2254規格之r值的面內異向性｜△r｜為0.2以下時，評點為「優」。
為了測定{311}<011>之X射線繞射強度比(I1)，從各試樣之板厚中央進行利用Mo管球的X射線繞射，進行ODF解析。並根據ODF解析所得結果測定前述I1。
表2中針對所製造出之試樣分別顯示碳化物徑長、肥粒鐵粒徑、維氏硬度、肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率、截面收縮率、{311}<011>之X射線繞射強度比及面內異向性的測定結果。表2之試樣中，於備註欄標示「發明鋼」者係滿足本發明之鋼板主要條件者，於備註欄標示「比較鋼」者係不滿足本發明之鋼板主要條件者。表2中，在不滿足本發明之鋼板主要條件的測定結果及不滿足本發明之鋼板製造方法之主要條件的製造條件下畫有底線。
如表2所示，發明鋼之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皆為肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1，且維氏硬度為150HV以下。此外，前述發明鋼的截面收縮率皆超過40%，且r值之面內異向性｜△r｜皆為0.2以下，故冷加工性優異。又，前述發明鋼均確認未在鋼板表面生成鏽皮瑕疵，故該等鋼很適合使用於冷加工。
相對於此，比較鋼A-1因為Al之含有率高且A3點 降低，所以完工熱軋中之再結晶受阻，使｜△r｜惡化，冷加工性低。比較鋼I-1係Mo與Cr很高，完工熱軋中之再結晶受阻，且｜△r｜惡化。比較鋼K-1及N-1係S或Mn之含有率高，於鋼中形成有粗大的MnS，故冷加工性低。比較鋼M-1因為Si之含有率高，硬度增加，所以冷加工性很低。此外，比較鋼M-1還因為A3點上升，所以完工熱軋中之再結晶受阻，且｜△r｜惡化。
比較鋼O-1因為C很高，碳化物之體積率增加，多量生成成為破壞起點之裂痕且截面收縮率低，所以冷加工性很低。比較鋼D-1係熱軋之完工溫度低，且生產性降低。比較鋼F-1係熱軋之完工溫度高，且於鋼板表面生成鏽皮瑕疵。
比較鋼R-1與AC-1係熱軋之捲取溫度低，變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織變多而脆化，於熱軋卷料送出時破裂頻發，生產性降低。比較鋼E-1及T-1係因為熱軋之捲取溫度高，在熱軋組織中生成層狀間隔很厚的波來鐵及熱穩定性高的針狀粗大碳化物，該碳化物在2階段步驟型退火後依舊殘留在鋼板中，所以截面收縮率變低，且冷加工性低。
接著，為了查驗退火條件之影響，將表1之成分組成的鋼片(slab)在1240℃下加熱1.8小時後供給於熱軋延，並在890℃下結束完工熱軋後，於ROT上在45℃/秒之冷卻速度下冷卻至520℃，並在510℃下捲取，製造出板厚3.0mm的熱軋卷料，然後在表3所示條件下製作出板厚3.0mm的熱 軋板退火試樣。
針對所製得之各個前述試樣分別以與表2之各發明鋼及各比較鋼相同的方法測定碳化物徑長、肥粒鐵粒徑、維氏硬度、肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率、截面收縮率、{311}<011>之X射線繞射強度比及面內異向性。並將其結果顯示於表3。
[表3]
如表3所示，發明鋼之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皆係肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1，且維氏硬度為150HV以下。此外，前述發明鋼皆係截面收縮率超過40%且r值的面內異向性｜△r｜為 0.2以下，所以冷加工性優異。
相對於此，比較鋼A-2因為Al之含有率高，且A3點降低，所以完工熱軋中之再結晶受阻，｜△r｜惡化，且冷加工性很低。比較鋼I-2係Mo與Cr很高，完工熱軋中之再結晶受阻，且｜△r｜惡化。比較鋼K-2及N-2係S或Mn之含有率很高，於鋼中形成粗大的MnS且冷加工性降低。比較鋼M-2係Si之含有率很高，硬度增加且冷加工性降低。此外，比較鋼M-2還因為A3點降低，所以完工熱軋中之再結晶受阻，｜△r｜惡化且冷加工性很低。
比較鋼O-2因為C很高，碳化物之體積率增加，多量生成成為破壞起點之裂痕且截面收縮率低，所以冷加工性很低。
比較鋼AC-2係在2階段步驟型之箱型退火時，第1階段退火之退火溫度很低，Ac1溫度以下之碳化物的粗大化處理不足且碳化物之熱穩定度不夠充分，造成第2階段退火時殘存的碳化物減少，而無法在徐冷後之組織抑制波來鐵變態，且截面收縮率低，所以冷加工性很低。
比較鋼T-2係因為在2階段步驟型之箱型退火時，第1階段退火之退火溫度很高，於退火中生成沃斯田鐵，無法提高碳化物之穩定度，造成第2階段退火時殘存的碳化物減少，而無法在徐冷後之組織抑制波來鐵變態，且截面收縮率低，所以冷間鍛加工性很低。
比較鋼Q-2係在2階段步驟型退火時，第1階段退火的保持時間很短，Ac1溫度以下之碳化物的粗大化處理不 足，且碳化物之熱穩定度不夠充分，造成第2階段退火時殘存的碳化物減少，而無法在徐冷後之組織抑制波來鐵變態，且截面收縮率低，所以冷加工性很低。比較鋼AB-2係在2階段步驟型之箱型退火時，第1階段退火之保持時間很長，故生產性很低。
比較鋼Z-2係在2階段步驟型之箱型退火時，第2階段退火時的退火溫度很低，沃斯田鐵之生成量很少而無法增加粒界的碳化物個數比率，故冷加工性很低。比較鋼J-2係在2階段步驟型退火時，第2階段退火時的退火溫度很高，促進碳化物溶解，減少殘存之碳化物，而無法在徐冷後之組織抑制波來鐵變態，維氏硬度太高且截面收縮率低，故而冷鍛加工性低。
比較鋼H-2係在2階段步驟型退火時，第2階段退火時的退火溫度低，沃斯田鐵之生成量很少而無法增加粒界的碳化物個數比率，故冷加工性低。比較鋼Y-2係在2階段步驟型退火時，第2階段退火時的保持時間很長，促進碳化物溶解，減少殘存之碳化物，而無法在徐冷後之組織抑制波來鐵變態且截面收縮率低，所以冷鍛加工性低。比較鋼E-2係在2階段步驟型退火時從第2階段退火到650℃的冷卻速度太速，於冷卻時引發波來鐵變態，維氏硬度太高且截面收縮率低，所以冷加工性低。
比較鋼A-1、D-1、I-1、M-1、A-2及I-2皆係{311}<011>之X射線繞射強度比超過3.0。該等比較鋼的面內異向性｜△r｜超過0.2，所以冷加工性低。如此一來，便可藉 由對與熱軋鋼板1/2板厚部分之板面平行之面進行X射線繞射之解析，於冷加工前判定出作為冷加工對象之熱軋鋼板的面內異向性｜△r｜等塑性異向性的程度或冷加工性之優劣。
產業上之可利用性
如前述，根據本發明，可提供製造成形時之冷加工性優異之鋼板。本發明之鋼板係適合作為經過穿孔、彎曲、加壓加工等加工步驟而製造之汽車用構件、刃物及其它機械構件之素材的鋼板，因此本發明於產業上之可利用性相當高。

Claims (4)

  1. 一種成形時之冷加工性優異之鋼板，特徵在於其成分組成以質量%計含有：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%、及Al：0.001~0.10%，且剩餘部分由Fe及無法避免的雜質所構成；並且，(a)肥粒鐵粒界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率超過1；(b)肥粒鐵粒徑為5μm以上且50μm以下；(c)按JIS Z 2254規格之r值的面內異向性｜△r｜為0.2以下；(d)維氏硬度為100HV以上且150HV以下；(e)對鋼板之結晶粒呈隨機方位分布之試料進行X射線繞射時，相對於該X射線繞射強度，鋼板於1/2板厚部分之{311}<011>方位的X射線繞射強度比為3.0以下。
  2. 如請求項1之成形時之冷加工性優異之鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有下述元素中之1種或2種以上： 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%、及Ce：0.001~0.050%。
  3. 一種成形時之冷加工性優異之鋼板的製造方法，係製造如請求項1或2之成形時之冷加工性優異之鋼板，該製造方法之特徵在於：將具有如請求項1或2之成分組成的鋼片加熱並供於熱軋延，且在800℃以上且900℃以下之溫度區內結束 完工熱軋，並在400℃以上且550℃以下進行捲取，再於酸洗後對該已捲取之熱軋鋼板實施保持在2種溫度區內的2階段步驟型退火；並且，在實施前述2階段步驟型退火時，(i)係在650℃以上且720℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且60小時以下的第1階段退火，接著在725℃以上且790℃以下之溫度區內實施保持在3小時以上且50小時以下的第2階段退火；其後，(ii)在冷卻速度1℃/小時以上且30℃/小時以下的條件下冷卻至650℃。
  4. 如請求項3之鋼板的製造方法，其中鋼板的截面收縮率為40%以上。
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