TWI608106B - 中高碳鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

中高碳鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種在以高應變速度成形而具有優異的收縮率之中高碳鋼板及其製造方法。
本申請係基於2014年3月7日在日本提出申請之特願2014-045689號而主張優先權，並且將其內容引用在此。
發明背景
中高碳鋼板，係被使用作為汽車的鏈條、齒輪、離合器等的驅動系零件及鋸、切削工具等的素材。將由從中高碳鋼的鋼帶或鋼帶所切取的鋼板成形為預定形狀之素材，係藉由深引伸加工、擴孔加工、增厚加工、減厚加工等的塑性加工而被成形為零件形狀。在單獨或將其中的數種同時施行各種加工之冷鍛造，部分地係在10/sec左右的高應變速度下將素材成形，當作素材之鋼板，係被要求即便在高應變速度下變形亦能夠具有優異的成形性，亦即具有優異的收縮率。
針對改善中高碳鋼板的收縮率之技術，以往已有許多的提案(例如參照專利文獻1~6)。
例如專利文獻1係揭示一種發明，作為具有優異 的深引伸性之中高碳鋼板的製造方法，其係在C：0.20~0.90質量%的熱軋鋼板或退火鋼板，至少在輥軋最後道次使用表面粗糙度Ra為0.20~1.50μm的工作輥(working roll)，且在將總輥軋率設為20~70%之條件下進行精加工輥軋，隨後施行精加工退火。但是在專利文獻1所揭示的技術，係藉由改善鋼板表面的粗糙度之改善來提高收縮率之技術，不是藉由控制鋼材的組織形態所得到的材質改善來提高收縮率之技術，未必能夠得到所需要的發明效果。
而且，專利文獻2係揭示一種由碳化物及等軸狀 肥粒鐵所構成的高碳鋼板之發明，作為具有優異的加工性之高韌性高碳鋼板，係含有C：0.6~1.3質量%、Si：0.5質量%以下、Mn：0.2~1.0質量%、P：0.02質量%以下、S：0.01質量%以下，剩餘部分係實質上具有Fe的組成；藉由調整熱軋條件、冷軋條件及退火條件，使得碳化物的最大長度為5.0μm以下，碳化物球狀化率為90%以上，且粒徑為1.0μm以上的球狀碳化物之體積為總球狀碳化物體積的20%以上。
專利文獻3係揭示一種發明，作為具有優異的深 引伸性之中高碳鋼，其係設作以C含量為0.10~0.90質量%，碳化物的肥粒鐵晶界存在率(F值)為30%以上之方式，使碳化物分散在肥粒鐵中而成之組織。
專利文獻4係揭示一種發明，作為深引伸面內各 向異性小的高碳冷軋鋼帶，其具有C：0.25~0.75%的鋼組成， 且滿足鋼中碳化物的平均粒徑為0.5μm以上，球狀化率為90%以上，集合組織為數學式「(222)/(200)呈6-8.0×C(%)」。
專利文獻5係揭示一種發明，作為具有深引伸性 良好，而且能夠賦予高硬度和優異的耐磨耗性之高碳鋼帶，其特徵在於：C含量為0.20~0.70質量%，鋼中的雪明碳鐵之50面積%以上係被石墨化。
專利文獻6係揭示一種技術，作為具有優異的成 形性之高碳冷軋鋼板的製造方法，係將含有C：0.1~0.65%、Si：0.01~0.3%、Mn：0.4~2%、sol.Al：0.01~0.1%、N：0.002~0.008%、B：0.0005~0.005%、Cr：0~0.5、Mo：0~0.1之高碳鋼進行熱軋且在300~520℃捲取，而且在650~(Ac1-10)℃進行箱式退火(box annealing)，以40~80%的軋縮率進行冷軋且在650~(Ac1-10)℃進行箱式退火。
但是該等任一專利文獻，有關於抑制在高應變速 度下成形時，鋼材內部的雪明碳鐵本身所發生的裂紋、及因發生裂紋而產生空隙成長．連結引起收縮率低落之知識及技術，係完全沒有揭示。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開2003-293042號公報
專利文獻2：日本特開2003-147485號公報
專利文獻3：日本特開2002-155339號公報
專利文獻4：日本特開2000-328172號公報
專利文獻5：日本特開平6-108158號公報
專利文獻6：日本特開平11-61272號公報
發明概要
鑒於上述實際情況，本發明之課題，係提供一種在高應變速度下成形具有優異的收縮率之中高碳鋼板及其製造方法。
針對解決上述課題之手法，本發明者等進行專心研究。其結果，本發明者等得知：由於在變形時在碳化物所產生的裂紋(空隙)係成長且互相連結，致使在高應變速度下變形之收縮率低落。而且，本發明者等得知：在碳化物所產生的裂紋，係從先前係被視為一個粒子之碳化物粒子中所存在的結晶界面開始產生。本發明者等得知：藉由使碳化物粒子中的結晶界面之量減低，即便在高應變速度下變形亦能夠顯示優異的收縮率、而且在同時施行深引伸加工、擴孔加工、增厚加工、減厚加工等的塑性加工和該等的加工之中的數種之冷鍛造時，能夠得到顯示優異的成形性之中高碳鋼板。
又，本發明者等經由累積各種研究而得到以下的知識且完成了本發明：具有上述的特徵之鋼板，在熱軋條件及退火條件等個別地下工夫時係製造困難，亦有只有藉由在熱軋、退火步驟等所謂一貫製程達成最佳化才能夠製造之情況。
本發明的要旨係如以下。
(1)本發明一態樣之中高碳鋼板，具有下述成分： 以質量%計，含有C：0.10~1.50%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~3.00%、P：0.0001~0.1000%、S：0.0001~0.1000%，且剩餘部分由Fe及不純物構成；並且前述鋼板具有下述組織：麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵合計之體積率為5.0%以下，且剩餘部分係肥粒鐵及碳化物；又，碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下；相對於前述碳化物粒子的總個數，前述碳化物粒子中含有方位差5°以上的結晶界面之前述碳化物粒子的個數比率為20%以下。
(2)如前述(1)之中高碳鋼板，其中前述鋼板的前 述成分，亦可以質量%計進一步含有下述中之1種或2種以上：Al：0.001~0.500%、N：0.0001~0.0500%、O：0.0001~0.0500%Cr：0.001~2.000%、Mo：0.001~2.000%、Ni：0.001~2.000%、Cu：0.001~1.000%、Nb：0.001~1.000%、V：0.001~1.000%、Ti：0.001~1.000%、B：0.0001~0.0500%、W：0.001~1.000%、Ta：0.001~1.000%、Sn：0.001~0.020%、Sb：0.001~0.020%、As：0.001~0.020%、Mg：0.0001~0.0200%、Ca：0.001~0.020%、Y：0.001~0.020%、Zr：0.001~0.020%、La：0.001~0.020%、Ce：0.001~0.020%。
(3)本發明另外態樣之中高碳鋼板的製造方法， 係將具有前述(1)或(2)之前述成分之鋼片直接、或暫時冷卻後，於加熱且進行熱軋時，在600℃以上且1000℃以下的溫度區域下完成精加工熱軋；將已在350℃以上且700℃以下 捲取後的熱軋鋼板進行箱式退火；並且施行10%以上且80%以下的冷軋；之後在連續退火生產線上令退火溫度為650℃以上且780℃以下、保持時間為30秒以上且1800秒以下來實施冷軋板退火。
依照本發明，能夠提供一種在高應變速度下成形具有優異的收縮率之中高碳鋼板及其製造方法。
圖1係顯示用以測定在高應變速度下的收縮率之試片的形狀之圖。
圖2係顯示在變形時從位於碳化物粒子中之結晶界面產生裂紋的情形之圖。
圖3係顯示含有結晶界面的碳化物粒子之個數比率、與在高應變速度下的拉伸試驗時之收縮率的關係之圖。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本實施形態。
首先，說明限定本實施形態的鋼板的化學成分之理由。在此，關於成分的「%」係意味著質量%。
(C：0.10~1.50%)
C係藉由淬火的熱處理而提高鋼強度之元素。中高碳鋼板係在成形後，在被使用作為汽車的鏈條、齒輪、離合器等的驅動系零件及鋸、切削工具等的素材之前，係藉由施行淬火及淬火回火的熱處理來確保作為零件所必要的強度 或韌性。因為C含量小於0.10%時，無法藉由淬火來增加強度，所以將0.10%設為C含量的下限。另一方面，因為C含量大於1.50%時，在冷軋退火後，在粒子內部具有結晶界面之碳化物的個數比率增加，致使在高應變速度下的收縮率低落，所以將C含量的上限設為1.50%。較佳是C含量為0.15~1.30%。
(Si：0.01~1.00%)
Si係作為脫氧劑的作用，又，係抑制在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子粗大化及連結之元素。碳化物粒子在冷軋板退火中進行奧氏成長之過程，在附近互相2個以上的粒子接觸時，結晶界面會被導入至碳化物粒子中。在鋼板變形時，碳化物粒子中的結晶界面係成為產生裂紋的起點。為了抑制該現象，必須使在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物的成長速度降低。Si係該代表性使碳化物的成長速度降低之元素之一。因為Si的含量小於0.01%時，無法得到上述的效果，所以將Si含量的下限設為0.01%。另一方面，因為Si含量大於1.00%時，肥粒鐵變為容易產生裂開破壞，致使在高應變速度下的收縮率降低，故將Si含量的上限設為1.00%。Si含量較佳為0.05%以上且0.80%以下，更佳為0.08%以上且0.50%以下。
(Mn：0.01~3.00%)
Mn係與Si同樣地係抑制在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子粗大化及連結之元素。因為Mn含量小於0.01%時，無法得到上述的效果，所以將Mn含量的下限設為0.01%。 另一方面，Mn含量大於3.00%時，在熱軋板退火及冷軋板退火時，碳化物不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形，以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落。因而，將Mn含量的上限設為3.00%。Mn含量較佳為0.30%以上且2.50%以下，更佳為0.50%以上且1.50%以下。
(P：0.0001~0.1000%)
P係使肥粒鐵晶界脆化之不純物元素。P含量係越少越佳，但是因為在精煉步驟使P含量小於0.0001%而使鋼成為高純度化時，用以精煉需要的時間變長，引起製造成本大幅度地增加，所以將P含量的下限設為0.0001%。另一方面，P含量大於0.1000%時，在高應變速度下變形時，係顯著地從肥粒鐵晶界產生裂紋，致使收縮率顯著地低落，所以將P含量上限設為0.1000%。P含量較佳為0.0010%以上且0.0500%以下，更佳為0.0020%以上且0.0300%以下。
(S：0.0001~0.1000%)
S係形成MnS等的非金屬夾雜物之不純物元素，因為在高應變速度下變形時，非金屬夾雜物成為產生裂紋之起點，所以S含量係越少越佳。但是因為使S含量減低至成為小於0.0001%，引起精煉成本大幅度地增加，所以將S含量的下限設為0.0001%。另一方面，因含有S大於0.1000%時，收縮率低落變為顯著，故將S含量的上限設為0.1000%以下。S含量較佳為0.0003%以上且0.0300%以下。
在本實施形態，係將上述成分設作鋼板的基本成 分，而且，為了使鋼板的機械的特性提升之目的，亦可選 擇性地含有在以下所敘述的元素之1種或2種以上。但是，因為在以下所敘述的元素不是必須含有，所以在以下所敘述的元素之下限值係0%。
(Al：較佳為0.001~0.500%)
Al係作為鋼的脫氧劑的作用之元素。Al含量小於0.001%時，因為無法充分地得到含有效果，所以可將Al含量的下限設為0.001%。另一方面，Al含量大於0.500%，會使肥粒鐵的晶界脆化而引起在高應變速度下變形之收縮率低落。因此，可將Al含量的上限設為0.500%。Al含量較佳為0.005%以上且0.300%以下，更佳為0.010%以上且0.100%以下。
(N：較佳為0.0001~0.0500%)
N係促進鋼的變韌鐵變態之同時，大量含有而引起肥粒鐵脆化之元素。N含量係越少越佳，但是因為使N含量減低至小於0.0001%時，會引起精煉成本增加，故可將N含量的下限設為0.0001%。另一方面，N含量大於0.0500%時，高應變速度下變形時會引起肥粒鐵產生裂紋，故可將N含量的上限設為0.0500%。N含量較佳為0.0010%以上且0.0250%以下，更佳為0.0020%以上且0.0100%以下。
(O：較佳為0.0001~0.0500%)
因為O係大量地含有而促進在鋼中形成粗大的氧化物之元素，所以O含量係越少越佳。但是因為使O含量減低至小於0.0001%小時，引起精煉成本增加，所以可將O含量的下限設為0.0001%。另一方面，因為O含量大於0.0500%時， 在鋼中會形成粗大的氧化物，致使在高應變速度下變形時產生以粗大的氧化物作為起點之裂紋，故可將O含量的上限設為0.0500%。O含量較佳為0.0005%以上且0.0250%以下，更佳為0.0010%以上且0.0100%以下。
(Cr：較佳為0.001~2.000%)
Cr係與Si、Mn同樣地是抑制在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子的粗大化及連結之元素。但是因為Cr含量小於0.001%時，無法得到上述的效果，故可將Cr含量的下限設為0.001%。另一方面，因為Cr含量大於2.000%時，碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，故可將Cr含量的上限設為2.000%。Cr含量較佳為0.005%以上且1.500%以下，更佳為0.010%以上且1.300%以下。
(Mo：較佳為0.001~2.000%)
Mo係與Si、Mn、Cr同樣地是抑制在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子的粗大化及連結之元素。因為Mo含量小於0.001%時，無法得到上述的效果，故可將Mo含量的下限設為0.001%。另一方面，因為Mo含量大於2.00%時，碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，故可將Mo含量的上限設為2.00%。Mo含量較佳為0.005%以上且1.900%以下，更佳為0.008%以上且0.800%以下。
(Ni：較佳為0.001~2.000%)
Ni係用以提升零件的韌性、及提升淬火性之有效的元素。為了使其效果有效地發揮，以含有0.001%以上的Ni為佳。另一方面，因為Ni含量大於2.000%時，碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，故可將Ni含量的上限設為2.000%。Ni含量較佳為0.005%以上且1.500%以下，更佳為0.005%以上且0.700%以下。
(Cu：較佳為0.001~1.000%)
Cu係藉由形成微細析出物而使鋼材的強度增加之元素。 為了使強度增加效果有效地發揮，以含有0.001%以上的Cu為佳。另一方面，因為Cu含量大於1.00%時，碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，所以可將Cu含量上限設為1.00%。Cu含量較佳為0.003%以上且0.500%以下，更佳為0.005%以上且0.200%以下。
(Nb：較佳為0.001~1.000%)
Nb係形成碳氮化物且抑制在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子的粗大化及連結之元素。因為Nb含量小於0.001%時，無法得到上述的效果，所以可將Nb含量的下限設為0.001%。另一方面，因為Nb含量大於1.000%時，碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，可將Nb含量的上限設為1.000%。Nb含量較佳為 0.005%以上且0.600%以下，更佳為0.008%以上且0.200%以下。
(V：較佳為0.001~1.000%)
V亦與Nb同樣地是形成碳氮化物且在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子的粗大化及連結之元素。因為V含量小於0.001%時、無法得到上述的效果，可將V含量的下限設為0.001%。另一方面，因為V含量大於1.000%時，碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，故可將V含量的上限設為1.000%。V含量較佳為0.001%以上且0.750%以下，更佳為0.001%以上且0.250%以下。
(Ti：較佳為0.001~1.000%)
Ti亦與Nb、及V同樣地是形成碳氮化物且在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子的粗大化及連結之元素。因為Ti含量小於0.001%時，無法得到上述的效果，所以可將Ti含量的下限設為0.001%以上。另一方面，因為Ti含量大於1.000%時、碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，故可將Ti含量的上限設為1.000%。Ti含量較佳為0.001%以上且0.500%以下，更佳為0.003%以上且0.150%以下。
(B：較佳為0.0001~0.0500%)
B係改善零件的熱處理時的淬火性之元素。因為B含量 小於0.0001%時，無法得到上述的效果，所以可將B含量的下限設為0.0001%。因為B含量大於0.0500%時，會生成粗大的Fe-B-C化合物，而在高應變速度下變形時成為裂紋的起點，致使收縮率低落，故可將B含量的上限設為0.0500%。 B含量較佳為0.0005%以上且0.0300%以下，更佳為0.0010%以上且0.0100%以下。
(W：較佳為0.001~1.000%)
W亦與Nb、V、及Ti同樣地是形成碳氮化物且在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子的粗大化及連結之元素。 因為W含量小於0.001%時，無法得到上述的效果，所以可將W含量的下限設為0.001%。另一方面，因為W含量大於1.000%時，碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，故可將W含量的上限設為1.000%。W含量較佳為0.001%以上且0.450%以下，更佳為0.001%以上且0.160%以下。
(Ta：較佳為0.001~1.000%)
Ta亦與Nb、V、Ti、及W同樣地是形成碳氮化物且在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物粒子的粗大化及連結之元素。因為Ta含量小於0.001%時、無法得到上述的效果，所以可將Ta含量的下限設為0.001%。另一方面，因為Ta含量大於1.000%時、碳化物在熱軋板退火及冷軋板退火不容易成為球狀化，而在高應變速度下變形時以針狀碳化物作為起點產生裂紋致使收縮率低落，故可將Ta含量的上限設為 1.000%以下。Ta含量較佳為0.001%以上且0.750%以下，更佳為0.001%以上且0.150%以下。
(Sn：較佳為0.001~0.020%)
Sn係使用廢料作為鋼原料時在鋼中所含有的元素，Sn含量係越少越佳。因為將Sn含量減低至小於0.001%時，引起精煉成本增加，所以可將Sn含量的下限設為0.001%。又，因為Sn含量大於0.020%時，肥粒鐵會脆化而在高應變速度下變形時致使收縮率低落，故可將Sn含量的上限設為0.020%。Sn含量較佳為0.001%以上且0.015%以下，更佳為0.001%以上且0.010%以下。
(Sb：較佳為0.001~0.020%)
Sb係與Sn同樣地使用廢料作為鋼原料時在鋼中所含有的元素，Sb含量係越少越佳。因為將Sb含量減低至小於0.001%時，引起精煉成本增加，所以可將Sb含量的下限設為0.001%。又，因為Sb含量大於0.020%，肥粒鐵會脆化而在高應變速度下變形時致使收縮率低落，故可將Sb含量的上限設為0.020%以下。Sb含量較佳為0.001%以上且0.015%以下，更佳為0.001%以上且0.011%以下。
(As：較佳為0.001~0.020%)
As係與Sn及Sb同樣地是使用廢料作為鋼原料時所含有的元素，As含量係越少越佳。因為使As含量減低至小於0.001%時，引起精煉成本增加，所以可將As含量的下限設為0.001%。又，因為As含量大於0.020%時，肥粒鐵會脆化而在高應變速度下變形時致使收縮率低落，故可將As含量 的上限設為0.020%以下。As含量較佳為0.001%以上且0.015%以下，更佳為0.001%以上且0.007%以下。
(Mg：較佳為0.0001~0.0200%)
Mg係即便含量為微量亦能夠控制硫化物的形態之元素，能夠按照必要而含有。因為Mg含量小於0.0001%時，無法得到其效果，可將Mg含量的下限設為0.0001%。另一方面，因為過剩地含有Mg時，肥粒鐵的晶界會脆化而在高應變速度下變形時引起收縮率低落，故可將Mg含量的上限設為0.0200%。Mg含量較佳為0.0001%以上且0.0150%以下，更佳為0.0001%以上且0.0075%以下。
(Ca：較佳為0.001~0.020%)
Ca係與Mg同樣地，即便含量為微量亦能夠控制硫化物的形態之元素，能夠按照必要而含有。因為Ca含量小於0.001%時無法得到其效果，所以可將Ca含量的下限設為0.001%。另一方面，因為過剩地含有Ca時，肥粒鐵的晶界會脆化而在高應變速度下變形時引起收縮率低落，故可將Ca含量的上限設為0.020%。Ca含量較佳為0.001%以上且0.015%以下，更佳為0.001%以上且0.010%以下。
(Y：較佳為0.001~0.020%)
Y係與Mg及Ca同樣地，即便含量為微量亦能夠控制硫化物的形態之元素，能夠按照必要而含有。Y含量小於0.001%時無法得到其效果因為，Y含量可將的下限設為0.001%。另一方面，因為過剩地含有Y時，肥粒鐵的晶界會脆化而在高應變速度下變形時引起收縮率低落，故可將Y 含量的上限設為0.020%。Y含量較佳為0.001%以上且0.015%以下，更佳為0.001%以上且0.009%以下。
(Zr：較佳為0.001~0.020%)
Zr係與Mg、Ca、Y同樣地，即便含量為微量亦能夠控制硫化物的形態之元素，能夠按照必要而含有。因為Zr含量小於0.001%時無法得到其效果，所以可將Zr含量的下限設為0.001%。另一方面，因為過剩地含有Zr時，肥粒鐵的晶界會脆化而在高應變速度下變形時引起收縮率低落，故可將Zr含量的上限設為0.020%。Zr含量較佳為0.015%以下，更佳為0.010%以下。
(La：較佳為0.001~0.020%)
La係與、Mg、Ca、Y、及Zr同樣地，即便含量為微量亦對硫化物的形態控制有效之元素，可按照必要而含有。 因為La含量小於0.001%時無法得到其效果，所以可將的下限設為0.001%。另一方面，因為過剩地含有La時，肥粒鐵的晶界會脆化而在高應變速La含量度下變形時引起收縮率低落，故可將La含量的上限設為0.020%。La含量較佳為0.001%以上且0.015%以下，更佳為0.001%以上且0.010%以下。
(Ce：較佳為0.001~0.020%)
Ce係與Mg、Ca、Y、Zr、La同樣地，即便含量為微量亦能夠控制硫化物的形態之元素，可按照必要而含有。因為Ce含量小於0.001%時無法得到其效果，所以可將Ce含量的下限設為0.001%。另一方面，過剩地含有Ce時，因為肥 粒鐵的晶界會脆化而在高應變速度下變形時引起收縮率低落，故可將Ce含量的上限設為0.020%。Ce含量較佳為0.001%以上且0.015%以下，更佳為0.001%以上且0.010%以下。
又，在本實施形態的鋼板，在上述所敘述的成分 之剩餘部分係Fe及不純物。
本實施形態的鋼板，係除了具有前述的成分組成 以外，因為施行最佳熱軋及退火，所以具有以肥粒鐵及碳化物為主體的組織，且將麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵合計之體積率為5%以下，碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下，相對於碳化物粒子的總個數，碳化物粒子中含有方位差5°以上的結晶界面之碳化物粒子的個數比率為20%以下。藉由該特徵，在高應變速度下施行引伸、擴孔、增厚、減厚等的塑性加工、或組合該等之冷鍛造時，能夠得到具有優異的成形性之鋼板。這是本發明者等所發現的新穎知識。
本實施形態的鋼，係實質上具有肥粒鐵及碳化物 的組織。又，所謂碳化物，係除了鐵與碳的化合物之雪明碳鐵(Fe3C)以外，並且亦包含Mn、Cr等的合金元素將雪明碳鐵中的Fe原子取代而成之化合物、及合金碳化物(M23C6、M6C、MC。又，M係Fe及其他的合金元素)。在組織中，以不含有麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、殘留沃斯田鐵為佳，且將含有時之合計體積率設為5.0%以下。麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵的合計量之下限係沒有規定。 後述使用掃描型電子顯微鏡且以3000倍觀察組織，任一組織均完全未被檢測出時，因為能夠將麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵的合計量視為0.0體積%，所以可將麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵的合計量之下限設為0.0%。
說明規定麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃 斯田鐵的合計量之理由。在本實施形態作為規定對象之麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、殘留沃斯田鐵，係鋼板在冷軋板退火被加熱至肥粒鐵及沃斯田鐵的2相域為止之後，在被冷卻至室溫為止之過程，從沃斯田鐵所生成之組織。因此，麻田散鐵、變韌鐵、及波來鐵係位於肥粒鐵的晶界，殘留沃斯田鐵係存在於麻田散鐵及變韌鐵的板條(lath)界面或方塊境界。首先，從沃斯田鐵變態至麻田散鐵、變韌鐵、或波來鐵時，因為體積膨脹，所以在肥粒鐵的晶界殘留應力。 由於在肥粒鐵的晶界局部地殘留應力，在鋼板因應力負荷引起變形時會促進在晶界附近生成空隙之緣故，所以在肥粒鐵的晶界所殘留的應力，會在高應變速度下變形時引起收縮率低落。又，因為殘留沃斯田鐵係在鋼板變形途中會產生加工誘發變態而成為麻田散鐵，而進一步提高應力往肥粒鐵晶界增加，助長收縮率的低落。從以上的理由，為了提升在高應變速度下變形時之收縮率，以將鋼板的組織設為實質上為肥粒鐵及碳化物之組織且不含有麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵為佳，含有之情況，必須將麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵的合計 體積率設為5.0%以下。而且，產生波來鐵變態時，針狀碳化物之比率亦增加。針狀碳化物的影響係後述。又，因為碳化物係不產生相變態且在與母材之間不產生應力，所以能夠抑制收縮率的低落。
其次，敘述將碳化物的球狀化率設為70%以上且 99%以下之理由。碳化物的球狀化率小於70%時，因為應力係集中在針狀的碳化物，碳化物產生裂紋且生成空隙，由於空隙的連結而形成斷裂面，致使在高應變速度下變形時之收縮率低落。因此，將碳化物的球狀化率的下限設為70%。 又，雖然球狀化率越高越佳，但是為了將球狀化率控制成為100%，必須施行非常長時間的退火，而引起製造成本的增加之緣故，所以球狀化率的上限係以小於100%為佳且設為99%以下。
而且，敘述應相對於碳化物粒子的總個數，將碳 化物粒子中含有結晶方位差5°以上的結晶界面之碳化物粒子的個數比率設為20%以下之理由。在變形時之碳化物的裂紋，係主要從存在於先前技術被視為一個粒子的碳化物中之結晶方位差5°以上的結晶界面開始產生。在高應變速度下變形時，在碳化物的結晶界面的裂紋引起產生空隙，由於該等的空隙連結且形成斷裂面，致使產生收縮率低落。 雖然具有結晶方位差5°以上的結晶界面之碳化物的比率係以較少為佳，但是為了將具有結晶方位差5°以上的結晶界面之碳化物的個數比率，控制為相對於碳化物粒子的總個數為小於0.1%，在連續地鑄造、熱軋、熱軋板退火、冷軋、 及冷軋板退火之一貫的品質設計管理係變為必要且引起產率降低之緣故，所以相對於碳化物粒子的總個數，以將具有結晶方位差5°以上的結晶界面之碳化物的個數比率之下限設為0.1%為佳，更佳為0.2%。又，因為相對於碳化物粒子的總個數，具有結晶方位差5°以上的結晶界面之碳化物的個數比率(以下，有略記為個數比率之情形)大於20%時，在高應變速度下變形時之收縮率會顯著地低落，所以將個數比率的上限設為20%，較佳為15%，更佳為10%。
接著，敘述在上述所規定的組織之觀察及測定方 法。
肥粒鐵、碳化物、麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵的 觀察係使用掃描型電子顯微鏡而進行。在觀察之前，將組織觀察用試樣，使用砂紙進行濕式研磨、及使用具有1μm平均粒子大小的鑽石研磨粒進行研磨且藉此將觀察面精加工成為鏡面。其次，預先使用3%硝酸-醇溶液將觀察面蝕刻。 觀察倍率係在1000~10000倍之中，選擇能夠辨識肥粒鐵、碳化物、麻田散鐵、變韌鐵、及波來鐵的各組織之倍率。 在本實施形態係選擇3000倍。使用所選擇的倍率，無規地拍攝板厚1/4層之30μm×40μm的視野16張。各組織的體積率係使用點統計法而求取。在所拍攝的組織照相上，於水平及垂直方向描繪間隔2μm的格柵線，而且各自統計在格柵線的交點之組織的個數且從各組織的個數比率，測定所拍攝照相每一張的各組織之比率。隨後，將16張的組織照相全部之各組織的比率的測定結果平均所得到的值，設作 在各試樣之組織的體積率而得到。
又，所謂麻田散鐵及變韌鐵，係基於在組織內有 無微細的碳化物而區別。主要是位於肥粒鐵的晶界上，不含有碳化物的組織為麻田散鐵，含有碳化物的組織為變韌鐵。而且，麻田散鐵為回火麻田散鐵時，因為回火麻田散鐵在內部含有碳化物，所以有被誤認為變韌鐵之可能性。 但是，因為在本實施形態的鋼，藉由將合計麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵而成的體積率設為5%，清楚明白能夠得到良好的收縮率，所以將麻田散鐵誤認為變韌鐵對最後本實施形態的鋼的形態所造成的影響係非常小。 又，肥粒鐵係設為體積率70%以上為佳。
殘留沃斯田鐵的體積率，係藉由X射線繞射來測 定。將在上述程序將觀察面精加工為鏡面後之試樣的表面的應變層，藉由使用電場研磨除去來準備用以測定殘留沃斯田鐵之試樣。電場研磨係使用5%過氯酸-乙酸溶液且施加10V的電壓而實施。X射線的管球係使用Cu且根據在沃斯田鐵的(200)、(220)、(311)及在肥粒鐵的(200)、(211)的各面之強度而求取殘留沃斯田鐵的體積率。
碳化物的觀察，係使用掃描型電子顯微鏡而進行。 組織觀察用試樣，係藉由使用砂紙而進行濕式研磨及使用粒子大小為1μm的鑽石研磨粒進行研磨，而將觀察面精加工鏡面精加工之後，使用飽和苦味酸(Picric acid)飽和醇溶液施行蝕刻來準備。觀察倍率係1000~10000倍，在本實施形態，係以3000倍的倍率在組織觀察面上選擇含有碳化物 為500個以上的視野16處且取得組織影像。針對所得到的組織影像，使用以三谷商事股份公司製(Win ROOF)為代表的影像解析軟體，詳細地測定在該區域中所含有的各碳化物之面積。從各碳化物的面積，求取各碳化物的圓相當直徑(“圓相當直徑”=2×(“面積”/3.14)1/2)且將其平均值設為碳化物粒徑。又，為了抑制雜訊對測定誤差之影響，係將面積為0.01μm2以下的碳化物從評價對象除去。
碳化物粒徑的較佳範圍，係0.30μm以上且 1.50μm以下。因為碳化物粒徑小於0.30μm時，肥粒鐵粒徑變為微細，所以將碳化物粒徑之下限設為0.30μm。因為碳化物粒徑大於1.50μm時，碳化物在鋼板的變形中容易在附近生成空隙且引起變形能力低落，所以將碳化物粒徑的上限設為1.50μm。又，將長軸長度與短軸長度之比為3以上的碳化物辨識為針狀碳化物，而將長軸長度與短軸長度之比為小於3的碳化物辨識為球狀碳化物。將球狀碳化物的個數除以全碳化物的個數所得到的值，設為碳化物(雪明碳鐵等)的球狀化率。
碳化物粒子中有無結晶方位差5°以上的結晶界 面，係使用EBSD而調査。評價用試樣，係使用放電金屬絲加工機，將從鋼帶及鋼帶所切取的切板或沖切的坯料板(blank plate)之未被施加應變處切取，且將對鋼板表面為垂直的面設作觀察面。因為EBSD的測定精確度，係受到觀察面的平坦度及及因研磨而被施加的應變之影響，所以藉由濕式研磨及鑽石研磨粒研磨將觀察面精加工成為鏡面之後， 對觀察面施行矯正研磨。矯正研磨係使用振動研磨裝置(Buehler製的VIBROMET 2)且在輸出40%、及研磨時間60min的條件下實施。只要使用SEM-EBSD，SEM及菊池線檢測器的裝置種類係沒有特別限定。在板厚1/4層、在板厚方向100μm及板寬度方向100μm的區域，以0.2μm的測定位移間隔測定4個視野，而且從所得到的結晶方位之圖像資訊統計在各雪明碳鐵中所存在的結晶界面之方位差、及具有5°以上的結晶界面之個數。測定數據的解析係以使用TSL公司的OIM解析軟體而進行為佳，為了將雜訊對測定誤差的數據影響除去，係不施行清理(clean up)，而是將可靠性指數(COINCIDENCE INDEX：CI值)為0.1以下的數據除去且進行解析。
藉由將冷軋板退火後的組織之肥粒鐵粒徑設為5 μm以上且60μm以下，能夠抑制在高應變速度下變形時之收縮率低落。因為肥粒鐵粒徑小於5μm時，變形能力低落，所以將肥粒鐵粒徑的下限設為5μm。又，因為肥粒鐵粒徑大於60μm時，在變形初期階段，表面產生梨皮斑紋且以在此所產生的表面凹凸作為起點而促進斷裂，引起收縮率低落，所以將肥粒鐵粒徑的上限設為60μm以下。肥粒鐵粒徑的測定，係藉由上述的程序將觀察面研磨而加工成為鏡面之後，使用3%硝酸-醇溶液進行蝕刻，而且藉由光學顯微鏡、或掃描型電子顯微鏡觀察組織，且應用線性分析法(linear analysis method)對所拍攝的影像進行測定來進行。肥粒鐵粒徑較佳為10μm以上且50μm以下。
接著，敘述在高應變速度下變形時之收縮率的測 定方法。
為了測定使鋼板在10mm/sec的應變速度下變形 且斷裂時之收縮率，必須使用圖1所顯示之平行部為1.5mm的特殊試片。藉由具有1.5mm的平行部之特殊試片且在900mm/分鐘的衝程速度下實施拉伸試驗，才能夠對試片的平行部提供非常接近10mm/sec之應變速度。又，為了正確地評價在成形實際的零件時所產生的鋼板破壞舉動，亦必須嚴格地管理拉伸試片的平行部之厚度與寬度之比。在拉伸試片的引伸變形時，係從厚度方向及寬度方向的2方向產生頸縮(necking)變形。當然不用說，在成形實際的零件時產生斷裂時，厚度方向的頸縮變形係支配斷裂之主要原因，寬度方向的頸縮變形所產生的影響係非常小。因此，因為使用拉伸試片之評價，必須將寬度方向的頸縮變形所產生的影響除去，所以必須將平行部的寬度/平行部的厚度之比設為2以上。寬度/厚度之比係越大越佳，較佳為4以上，更佳為6以上。又，收縮率係能夠從在拉伸斷裂前後之厚度變化且使用(1)式而算出。
“收縮率(%)”=((“試驗前的板厚”-“斷裂後的板厚”)/“試驗前的板厚”)×100．．．(1)
又，在試驗前之厚度，係藉由使用測微計測定平行部的寬度之中央部、從中央部起在與拉伸方向垂直且與寬度方向平行的方向各自分離1mm之二點的厚度，且將3點的測定值平均來求取。斷裂後的試樣的厚度之測定，係例如使 用KEYENCE製的顯微鏡(VHX-1000)而實施，與試驗前同樣地，各自測定在因斷裂而分離成為2片的試樣的各斷裂面之寬度中央部、及在寬度方向分離1mm的位置之厚度，且將在6點的測定值之平均設為試驗後的厚度。將在上述的試驗顯示10%以上的高收縮率之試樣，評定為具有「優異的收縮率」之試樣。
其次，說明本實施形態的鋼板之製造方法。
本實施形態的鋼板之製造方法的技術思想，其特 徵在於：使用上述成分範圍的材料且熱軋與退火的條件為一貫而進行管理。
本實施形態的鋼板之具體的製造方法的特徵係 如以下。
熱軋之特徵在於：將具有預定成分之鋼胚連續地 鑄造後，使用常用的方法直接、或暫時冷卻之後，進行加熱之後，在熱輥軋時於600℃以上且小於1000℃的溫度區域結束精加工熱軋。藉由將精加工輥軋後的鋼帶，在輸出台(ROT)上且在10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷卻速度下冷卻後，在350℃以上且小於700℃的溫度範圍捲取而得到熱軋鋼捲。對熱軋鋼捲施行熱軋板箱式退火，其次以10%以上且80%以下的冷軋率施行冷軋，而且藉由施行冷軋板退火，來得到在高應變速度下變形具有優異的收縮率之中高碳鋼板。
以下，具體地說明本實施形態的鋼板之製造方 法。
(熱軋)
連續地鑄造具有預定成分的鋼胚(鋼片)後，直接、或暫時冷卻後進行加熱之後，在進行熱輥軋時，在600℃以上且小於1000℃的溫度區域完成精加工熱軋，將所得到的鋼帶在350℃以上且小於700℃的溫度範圍捲取。
鋼胚的加熱溫度設為950℃以上且1250℃以下， 加熱時間係設為0.5小時以上且3小時以下。因為加熱溫度大於1250℃或加熱時間大於3小時的情況，從鋼胚表層的脫碳變為顯著，即便施行淬火的熱處理，表層的硬度亦低落且無法得到作為零件所必要的耐磨耗性等。因此，加熱溫度的上限係設為1250℃以下且加熱時間的上限係設為3小時以下。又，加熱溫度小於950℃，或加熱時間小於0.5小時的情況，在鑄造時所形成的微偏析和大偏析係無法消除，在鋼材內部係殘留Si及Mn等的合金元素局部地濃化之區域，引起該區域在高應變速度下變形時之收縮率低落。因此，將加熱溫度的下限設為950℃以上且將加熱時間的下限設為0.5小時以上。
精加工熱軋係以在600℃以上且1000℃以下結束 為佳。因為精加工熱軋溫度小於600℃時，由於鋼材變形阻力增加致使輥軋負荷係顯著地提高，而且造起輥磨耗量增大且引起生產性低落。因此，將精加工熱軋溫度設為600℃以上。又，精加工熱軋溫度大於1000℃時，鋼板在通過RunOutTable中，鋼板會生成厚的鏽垢，由於該鏽垢成為氧源而在捲取後使肥粒鐵或波來鐵的晶界氧化，致使在表面 產生微細的凹凸。因為以微細的凹凸作為起點，鋼板在高應變速度下變形時係早期產生斷裂，而且微細的凹凸係引起收縮率低落。而且，因為精加工熱軋溫度大於1000℃時，促進在精加工熱軋後Si、及Mn等的合金元素在沃斯田鐵晶界產生偏析，致使在沃斯田鐵粒內之合金元素的濃度低落，在合金元素的濃度稀薄之部位，熱軋板退火及冷軋板退火時碳化物凝聚進展致使具有結晶界面之碳化物的個數比率增加。因此，將精加工熱軋溫度設為1000℃以下。
精加工熱軋後，在ROT的鋼帶之冷卻速度係設為 10℃/秒以上且100℃/秒以下。冷卻速度小於10℃/秒時，因為冷卻速度緩慢，促進肥粒鐵的成長，肥粒鐵、波來鐵、及變韌鐵在鋼帶的板厚方向所層積而成的組織係在熱軋板形成。因為此種組織係在冷軋退火後亦殘留且引起鋼板的收縮率低落，所以將冷卻速度設為10℃/秒以上。又，在遍及全板厚於大於100℃/秒的冷卻速度下將鋼帶冷卻時，最表層部係過剩地被冷卻且產生變韌鐵及麻田散鐵等的低溫變態組織。在捲取後，將被冷卻至100℃~室溫為止之鋼捲捲出時，在前述的低溫變態組織產生微小的裂痕。在隨後的酸洗及冷軋步驟係難以將裂痕除去，該裂痕會引起冷軋板退火後的鋼板之收縮率低落。因此，將冷卻速度設為100℃/秒以下。又，在上述所規定的冷卻速度，係指從精加工熱軋後的鋼帶通過無注水區間後而在注水區間受到水冷卻之時點開始，至ROT上被冷卻至捲取的目標溫度為止之時點為止，從各注水區間的冷卻設備所接受之冷卻能力，而 不是表示從注水開始點至被捲取機捲取之平均冷卻速度。
捲取溫度係設為350℃以上且700℃以下。因為捲 取溫度小於350℃時，在精加工輥軋中未變態的沃斯田鐵會變態成麻田散鐵，則即便在冷軋板退火後仍維持微細的肥粒鐵及雪明碳鐵亦引起收縮率低落，故將捲取溫度設為350℃以上。又，因為捲取溫度大於700℃時，未變態的沃斯田鐵會變態成具有粗大的板層(lamclla)之波來鐵，則冷軋板退火後亦殘留厚的針狀雪明碳鐵而引起收縮率低落。因此，將捲取溫度設為700℃以下。
對前述的條件下所製成之熱軋鋼捲，直接或酸洗 後施行箱式退火。退火溫度係設為670℃以上且770℃以下，且保持時間係設為1小時以上且100小時以下。
箱式退火溫度係以設為670℃以上且770℃以下 為佳。退火溫度小於670℃時，肥粒鐵粒及碳化物粒子的粗大化係不充分，在高應變速度下變形時引起收縮率低落。 因此將退火溫度設為670℃以上。又，因為退火溫度大於770℃，在肥粒鐵與沃斯田鐵的2相域退火之肥粒鐵的組織比率變為太少，即便在箱式退火於1℃/hr之非常慢的冷卻速度下冷卻至室溫為止，亦無法避免生成板層間隔粗大的波來鐵，致使冷軋板退火後的球狀化率低落而使在高應變速度下變形時之收縮率低落。因此，將退火溫度設為770℃以下。退火溫度較佳為685℃以上且760℃以下。
箱式退火的保持時間係以設為1小時以上且100 小時以下為佳。因為保持時間小於1小時之情況，在熱軋板 退火之碳化物的球狀化係不充分且冷軋板退火後之球狀化率亦低，而引起收縮率低落。因此，將箱式退火的保持時間設為1小時以上。因為保持時間大於100小時的條件時，生產性低落及引起碳化物的合體或接觸所致之界面形成，所以將箱式退火的保持時間設為100小時以下。箱式退火的保持時間之下限較佳為2小時，更佳為5小時，上限較佳為70小時，更佳為38小時。
又，箱式退火的環境係沒有特別限定，95%以上 的氮氣之環境、95%以上的氮氣之環境、或大氣環境的任一者均可。
其次，敘述以10%以上且80%以下的冷軋率實施 冷軋之理由。在前述的熱軋-熱軋板退火之步驟，將在熱軋板退火的前後之任一者，施行酸洗後的熱軋板退火鋼捲，以10%以上且80%以下的冷軋率進行冷軋。冷軋率小於10%時，在冷軋板退火中肥粒鐵的再結晶之核的數目較少，致使肥粒鐵粒徑粗大化，而會以在高應變速度下變形時在鋼板表面所產生的梨皮斑紋作為起點而斷裂，導致收縮率低落。因此，將冷軋率的下限設為10%。又，冷軋率大於80%時，因為肥粒鐵的再結晶之核的數目多，使在冷軋板退火後所得到的肥粒鐵之粒徑變為過度微細而使變形能力低落，導致在高應變速度下變形時引起收縮率低落。因此，將冷軋率的上限設為80%。
藉由對以前述的冷軋率進行冷軋後的鋼帶施行 冷軋板退火，能夠得到在高應變速度下變形時具有優異的 伸縮率之中高碳鋼板。
又，在冷軋板退火，由於存在因冷軋而被導入之位錯等的晶格缺陷，致使鋼中的各元素之擴散頻率提高。藉此，在冷軋板退火時，碳化物粒子係進行奧氏成長且粗大化的碳化物粒子係互相接觸而形成一個粒子，而且在碳化物粒子的內部容易產生形成結晶界面之變化。因為長時間的退火時，上述碳化物粒子的變化係進一步變為顯著，所以冷軋板退火係以在連續退火爐進行為佳。
接著敘述在連續退火之冷軋板退火的條件。連續退火係以在退火溫度為650℃以上且780℃以下、保持時間為30秒以上且1800秒以下實施為佳。因為退火溫度小於650℃時，在冷軋板退火後所得到的肥粒鐵大小係微細而使變形能力低，導致在高應變速度下變形時引起收縮率低落。因此，將退火溫度的下限設為650℃。又，退火溫度大於780℃時，在退火中所生成的沃斯田鐵之比率會過度增加，所以無法抑制在冷卻後生成麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵而引起收縮率低落。因此，將退火溫度的上限設為780℃。而且因為保持時間小於30秒時，在冷軋板退火後所得到的肥粒鐵大小會變為微細導致收縮率低落。因此，將保持時間的下限設為30秒。又，保持時間大於1800秒時，在冷軋板退火中之碳化物粒子成長之過程中，碳化物粒子會互相接觸而在粒子中具有結晶界面，致使收縮率低落。因此，將退火時間的上限為1800秒以下。又，在冷軋板退火之加熱速度、冷卻速度、雖然OA區(過時效區)的 溫度係沒有特別限定，但是在本實施形態之試驗研討，係附記能夠確認以下情形：在加熱速度為3.5℃/秒以上且35℃/秒以下、冷卻速度為1℃/秒以上且30℃/秒以下、OA區的溫度為250℃以上且450℃以下的條件下，係能夠充分地得到當作目標之本實施形態的鋼板之形態。
依照以上之本實施形態的鋼板之製造方法，藉由 將肥粒鐵及碳化物設為主體組織，將合計麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵之體積率設為5%以下，將碳化物粒子的球狀化率設為70%以上且99%以下，且相對於碳化物粒子的總個數，將碳化物粒子中含有方位差5°以上的結晶界面之碳化物粒子的個數比率設為20%以下，在高應變速度下施行引伸、擴孔、增厚、減厚等的塑性加工、或組合該等之冷鍛造時，能夠得到發揮優異的成形性之中高碳鋼板。
實施例
其次，藉由實施例而說明本發明的效果。
實施例的水準，係用以確認本發明的實施可能性以及效果而採用的實行條件之一個例子，本發明係不被該一條件的例子限定。本發明係只要不脫離本發明要旨而達成本發明目的，係能夠採用各種條件。
將具有表1所揭示的成分組成之連續鑄造鑄片(鋼塊)，在1140℃加熱1.6hr後進行熱軋，將藉此而得到之厚度250mm的鋼胚粗熱軋至厚度40mm為止後，使精加工熱軋素材的粗條升溫至36℃且開始精加工熱軋，在880℃精加 工熱軋後，在ROT上於45℃/秒的冷卻速度下冷卻至520℃為止且在510℃捲取，藉此製成板厚4.6mm的熱軋鋼捲。將熱軋鋼捲進行酸洗且將鋼捲裝入箱型退火爐內，將環境控制成為95%氫-5%氮之後，將從室溫至500℃為止的加熱速度設作100℃/小時而加熱，在500℃保持3小時而使鋼捲內的溫度分布均勻化之後，在30℃/小時的加熱速度下加熱至705℃為止，而且在705℃保持24小時後，進行爐內冷卻(furnace cooling)至室溫為止。將施行熱軋板退火後的鋼捲以50%的軋縮率冷軋，而且施行在720℃保持900秒之冷軋板退火且以1.2%的軋縮率施行調質輥軋，而製成特性評價用試樣。試樣的組織及在高應變速度下變形時之收縮率，係使用上述的方法測定。
在表2-1及表2-2顯示所製成的試樣在高應變速 度下變形時之收縮率的評價結果。如表2-1及表2-2所顯示，發明例的No.B-1、C-1、D-1、E-1、F-1、G-1、H-1、I-1、J-1、M-1、N-1、P-1、Q-1、R-1、S-1、U-1、X-1、Y-1、Z-1、AA-1、AB-1、AC-1，係任一者均是將麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵合計之體積率為5%以下，碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下，相對於碳化物粒子的總個數，碳化物粒子中含有方位差5°以上的結晶界面之碳化物粒子的個數比率為20%以下，在高應變速度下變形係顯示優異的收縮率。
相對於此，雖然比較例A-1具有結晶界面之碳化 物的比率較少且在高應變速度下變形係顯示優異的收縮率， 但是因為C含量較少，致使用以零件化之淬火步驟無法高強度化，所以評定為不合格。比較例K-1係因為Mn含量較少，而促進在冷軋板退火時之碳化物的奧氏成長，且具有結晶界面之碳化物的比率增加而引起收縮率低落。比較例L-1係因為P的含量較多，肥粒鐵晶界脆化，在高應變速度下變形時從肥粒鐵晶界產生龜裂及傳播，而引起收縮率低落。比較例O-1係因為Mn含量較多，在熱軋板退火及冷軋板退火之碳化物的球狀化被抑制，致使在高應變速度下變形時從針狀碳化物產生龜裂且傳播，所以收縮率低落。比較例T-1係因為Si含量較少，而促進在冷軋板退火時之碳化物的奧氏成長，致使具有結晶界面之碳化物的比率為增加且引起收縮率低落。比較例V-1係因為S含量較多，在鋼中存在許多粗大的MnS等的夾雜物，以夾雜物作為起點而產生龜裂及進展，所以引起收縮率低落。比較例W-1係因為Si含量較多，在冷軋板退火中所生成的沃斯田鐵係在冷卻中不容易產生肥粒鐵變態且促進變韌鐵及波來鐵變態，由於肥粒鐵及碳化物以外的組織比率增加，而引起應力集中在肥粒鐵晶界且收縮率低落。比較例AD-1係因為C的含量及碳化物的體積率較多，所以無法將具有結晶界面之碳化物的個數比率控制為20%以下，致使收縮率低落。
其次，為了調查其他元素之被容許的含量範圍， 將具有表3-1、表3-2、及表3-3以及表4-1、表4-2、及表4-3所顯示的成分組成之連續鑄造鑄片(鋼塊)，在1180℃加熱0.7hr後，進行熱軋且將藉此而得到之厚度250mm的鋼胚進行粗熱軋至厚度45mm為止後，使精加工熱軋素材的粗條升溫48℃且開始精加工熱軋，在870℃精加工熱軋後，在ROT上於45℃/秒的冷卻速度下冷卻至510℃為止且在500℃捲取，藉此製成板厚2.6mm的熱軋鋼捲。將熱軋鋼捲進行酸洗且將鋼捲裝入箱型退火爐內，將環境控制成為95%氫-5%氮之後，將從室溫至500℃為止的加熱速度設作100℃/小時而加熱，在500℃保持3小時而使鋼捲內的溫度分布均勻化之後，在30℃/小時的加熱速度下加熱至705℃為止，而且在705℃保持24小時後，進行爐內冷卻至室溫為止。將施行熱軋板退火後的鋼捲以50%的軋縮率冷軋，而且施行在700℃保持900秒之冷軋板退火且以1.0%的軋縮率施行調質輥軋，而製成特性評價用試樣。
在表5-1~表5-6顯示所製成的試樣在高應變速度 下變形時之收縮率的評價結果。如表5-1~表5-6所示，發明例的No.AE-1、AF-1、AL-1、AM-1、AN-1、AR-1、AS-1、AV-1、AW-1、AX-1、BC-1、BD-1、BF-1、BH-1、BI-1、BJ-1、BK-1、BM-1、BN-1、BT-1，係任一者均是將麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵合計之體積率為5%以下(包含0.0%)，碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下，相對於碳化物粒子的總個數，碳化物粒子中含有方 位差5°以上的結晶界面之碳化物粒子的個數比率為20%以下，在高應變速度下變形係顯示優異的收縮率。
相對於此，比較例AG-1、AH-1、AO-1、AT-1、 AU-1、AZ-1、BA-1、BB-1、BO-1、BS-1係因為各自Ce、Ca、Y、Al、Mg、As、Zr、Sn、Sb、La的含量較多，引起肥粒鐵的晶界脆化且在高應變速度下變形時收縮率低落。 比較例AI-1、AJ-1、AK-1、AQ-1、BE-1、BG-1、BL-1、BQ-1、BR-1係因為Nb、W、Ti、Ni、Cr、Mo、V、Cu、Ta的含量較多，使在熱軋板退火及冷軋板退火時之碳化物的球狀化受到抑制，而在高應變速度下變形時從針狀碳化物產生龜裂且傳播，所以收縮率低落。比較例AP-1係因為N的含量較多，在冷軋板退火中所生成的沃斯田鐵係在冷卻中不容易產生肥粒鐵變態且促進變韌鐵及波來鐵變態，由於肥粒鐵及碳化物以外的組織比率增加，而引起應力集中在肥粒鐵晶界導致收縮率低落。比較例AY-1係因為O的含量較多而在鋼中形成粗大的氧化物，在高應變速度下變形時以粗大的氧化物作為起點而產生龜裂及傳播而引起收縮率低落。比較例BP-1係因為B含量較多而在鋼中生成粗大的Fe-B-Carbide(鐵硼碳化物)，以作為Fe-B-Carbide起點而產生龜裂及傳播且引起收縮率低落。
接著為了調查製造條件的影響，而鑄造具有表1、 表3-1~表3-3及表4-1~表4-3所顯示之No.B、C、D、E、F、G、H、I、J、M、N、P、Q、R、S、U、X、Y、Z、AA、AB、AC、AE、AF、AL、AM、AN、AR、AS、AV、AW、AX、BC、BD、BF、BH、BI、BJ、BK、BM、BN、BT的成分之鋼胚，暫時冷卻後，在表6-1-1、表6-1-2、表6-2-1、表6-2-2、表7-1-1、表7-1-2、表7-2-1、表7-2-2、表8-1-1~表8-1-3、表8-2-1~表8-2-3、表9-1-1~表9-1-3、及表9-2-1~表9-2-3(以下簡稱為表6、7、8、9)所顯示之鋼胚加熱條件及熱軋條件下，製成板厚3.5mm的熱軋鋼帶且施行熱軋板退火、酸洗、冷軋、冷軋板退火，而製成用以特性評價的試樣。
在表6、7、8、9亦顯示所製成之試樣在高應變速 度下變形時之收縮率的評價結果。發明例的No.B-2、C-2、D-2、E-2、J-2、N-2、Q-2、X-2、Y-2、Z-2、AB-2、AC-2、AL-2、AN-2、AS-2、AV-2、BC-2、BD-2、BH-2、BI-2、BJ-2、BN-2、F-3、G-3、H-3、I-3、M-3、N-3、P-3、R-3、S-3、U-3、AA-3、AB-3、AE-3、AF-3、AM-3、AR-3、AW-3、AX-3、BF-3、BK-3、BM-3、BT-3，係如表8所顯示，係任一者均是將麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵合計之體積率為5%以下，碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下，相對於碳化物粒子的總個數，碳化物粒子中含有方位差5°以上的結晶界面之碳化物粒子的個數比率為20%以下，在高應變速度下變形係顯示優異的收縮率。
相對於此，比較例AA-2、BK-2、C-3、BJ-3係如 表6、7所顯示，因為精加工熱軋溫度為較高，具有結晶界面之碳化物的個數比率增加之同時，在至捲取為止的冷卻之間所生成之厚的鏽垢會成為氧供給源而在捲取後使晶界氧化，而在表面產生微細的裂痕，故在高應變速度下變形時龜裂會以表層的裂痕作為起點而傳播，引起收縮率低落。 比較例R-2、BM-2、X-3、BC-3係因為精加工熱軋溫度較低，而在熱軋時捲入鏽垢導致在輥軋時在鋼板表面形成凹凸，而在高應變速度下變形時，以表面凹凸為起點產生龜裂並進展，導致收縮率低落。比較例U-2、AR-2、Y-3、AL-3係因為捲取溫度為較高，而在熱軋板生成針狀且具有較大的厚度之碳化物，而在冷軋板退火後針狀碳化物的球狀化亦 未進展，而以針狀碳化物為起點產生龜裂及傳播，致使收縮率低落。比較例H-2、AM-2、Q-3、BI-3係因為捲取溫度為較低，熱軋板的組織微細且冷軋板退火後的組織亦微細，所以變形能力低落導致在高應變速度下變形時之收縮率低落。
比較例G-2、AE-2、J-3、BD-3係如表6、7所顯 示，因為冷軋率較高，所以冷軋板退火後的組織變為微細使變形能力低落，引起收縮率低落。比較例S-2、AW-2、AC-3、BH-3係因為冷軋率較低，使冷軋板退火後的肥粒鐵粒徑變為粗大，而在高應變速度下變形時在表層產生梨皮斑紋故會基於所形成的表面凹凸產生龜裂並進展，引起收縮率低落。比較例M-2、BT-2、Z-3、AS-3係因為冷軋板退火的溫度較高，所以在退火中所生成的沃斯田鐵之相比率(phase ratio)變多，因為在冷卻過程無法抑制麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵變態，所以在高應變速度下變形時收縮率低落。比較例P-2、BF-2、E-3、BN-3係因為冷軋板退火的溫度為較低，使肥粒鐵粒徑微細之緣故，致使變形能力低落且在高應變速度下變形時之收縮率低落。比較例I-2、AX-2、D-3、AN-3係因為冷軋板退火時間較長，故碳化物粒子在粗大化之過程會互相接觸而在粒子內部具有結晶界面，引起收縮率低落。比較例F-2、AF-2、B-3、AV-3係因為冷軋板退火時間較短而使肥粒鐵微細，致使變形能力低落導致在高應變速度下變形時之收縮率低落。
圖1係顯示用以評價在高應變速度下變形之鋼板 的收縮率之試片形狀。試片的平行部係1.5mm，將該試片在900mm/分鐘的衝程速度下拉伸使試片斷裂，從在試驗前後之平行部中央的板厚變化求取鋼板的收縮率。
圖2係顯示在高應變速度下變形時使其在延伸率 13.4%停止之後，藉由使用3%硝酸-醇溶液蝕刻試樣使肥粒鐵及碳化物出現之實施例U-1的組織。清楚明白碳化物的裂紋係從碳化物粒子中存在之結晶界面開始產生。
圖3係有關於表2-1及表2-2的發明例及比較例、 以及表5-1~表5-6、表6、表7、表8、及表9的發明例及比較例，顯示在高應變速度下變形之收縮率、與相對於總碳化物的個數之碳化物粒子中具有結晶界面之碳化物的個數比率之關係。得知藉由將成分調整成為發明範且將具有結晶界面之碳化物的個數比率設為20%以下，收縮率能夠顯著地改善。

Claims (3)

  1. 一種中高碳鋼板，其特徵在於是由下述成分組成：以質量%計，含有C：0.10~1.50%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~3.00%、P：0.0001~0.1000%、S：0.0001~0.1000%，及由Fe及不純物構成之剩餘部分；並且前述鋼板具有下述組織：麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵合計之體積率為5.0%以下，且剩餘部分係肥粒鐵及碳化物；又碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下；相對於前述碳化物粒子的總個數，前述碳化物粒子中含有方位差5°以上的結晶界面之前述碳化物粒子的個數比率為20%以下。
  2. 一種中高碳鋼板，其特徵在於是由下述成分組成：以質量%計，含有C：0.10~1.50%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~3.00%、P：0.0001~0.1000%、 S：0.0001~0.1000%，且進一步含有下述中之1種或2種以上：Al：0.001~0.500%、N：0.0001~0.0500%、O：0.0001~0.0500%、Cr：0.001~2.000%、Mo：0.001~2.000%、Ni：0.001~2.000%、Cu：0.001~1.000%、Nb：0.001~1.000%、V：0.001~1.000%、Ti：0.001~1.000%、B：0.0001~0.0500%、W：0.001~1.000%、Ta：0.001~1.000%、Sn：0.001~0.020%、Sb：0.001~0.020%、As：0.001~0.020%、Mg：0.0001~0.0200%、Ca：0.001~0.020%、Y：0.001~0.020%、Zr：0.001~0.020%、La：0.001~0.020%、Ce：0.001~0.020%，以及 由Fe及不純物構成之剩餘部分；並且前述鋼板具有下述組織：麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵合計之體積率為5.0%以下，且剩餘部分係肥粒鐵及碳化物；又碳化物粒子的球狀化率為70%以上且99%以下；相對於前述碳化物粒子的總個數，前述碳化物粒子中含有方位差5°以上的結晶界面之前述碳化物粒子的個數比率為20%以下。
  3. 一種中高碳鋼板的製造方法，其特徵在於：將如請求項1或2之具有前述成分之鋼片直接、或暫時冷卻後，於加熱且進行熱軋時，在600℃以上且1000℃以下的溫度區域下完成精加工熱軋；將已在350℃以上且700℃以下捲取後的熱軋鋼板進行箱式退火；並施行10%以上且80%以下的冷軋；之後在連續退火生產線上令退火溫度為650℃以上且780℃以下、保持時間為30秒以上且1800秒以下來實施冷軋板退火。
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