(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.10mass％以下、
Mn：1.5 mass％以下および
Al：0.20mass％以下
を含有するとともに、TiおよびNbのうちの１種または２種を
Timass％＋Nbmass％／2 ：0.05〜0.50mass％
の範囲で含有し、さらに
Ｓ：0.005 mass％以下、
Ｎ：0.005 mass％以下および
Ｏ：0.004 mass％以下
で、かつＳmass％、Ｎmass％およびＯmass％の合計が0.0100mass％以下を満たして含み、残部は鉄および不可避的不純物の組成からなる鋼に溶製した溶湯を鋳造後、そのままもしくは再加熱して1000℃以上の温度で熱間圧延を開始し、 950℃以上の温度域での合計圧下率が80％以上、仕上げ圧延温度が 800℃以上とする圧延を終了したのち、仕上げ圧延温度から 600℃までの温度域を２〜40℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却後、そのまま室温まで放冷する、または 600℃未満の温度でコイルに巻取ることを特徴とする精密打ち抜き加工性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
Ｃ：0.10mass％以下、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.5 mass％以下および
Al：0.20mass％以下
を含有するとともに、TiおよびNbのうちの１種または２種を
Timass％＋Nbmass％／2 ：0.05〜0.50mass％
の範囲で含有し、さらに
Ｓ：0.005 mass％以下、
Ｎ：0.005 mass％以下および
Ｏ：0.004 mass％以下
で、かつＳmass％、Ｎmass％およびＯmass％の合計が0.0100mass％以下を満たして含み、残部は鉄および不可避的不純物の組成からなる鋼に溶製した溶湯を鋳造後、そのままもしくは再加熱して1000℃以上の温度で熱間圧延を開始し、 950℃以上の温度域での合計圧下率が80％以上、仕上げ圧延温度が 800℃以上とする圧延を終了したのち、仕上げ圧延温度から 600℃までの温度域を２〜40℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却後、そのまま室温まで放冷する、または 600℃未満の温度でコイルに巻取ることを特徴とする精密打ち抜き加工性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、機械部品もしくは自動車用部品を精密打ち抜き加工によって製造する用途に好適な高張力熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ギアーなどの複雑な形状でかつ高寸法制度と耐摩耗性の必要な機械用部品もしくは自動車用部品を製造する手段として、一つはたとえば特公昭62−2008号公報（精密打抜加工に適した中，高炭素熱延鋼帯の製造方法）のように高焼入性能の高炭素鋼板を球状化処理によって軟質化した素材を用い、切削加工などによって成形仕上げしたのち、次工程で高周波焼入れなどの硬化処理を施す方法、もう一つは成形の容易な軟鋼板を素材とし精密打ち抜き加工によって成形仕上げしたのち、浸炭・窒化−焼入れ処理などによって所望の硬さを得る方法などが採られている。しかし、これらの方法による場合、いずれも後工程における硬化処理を施さなければならず、製造効率および製造コストの点で大きな難点を有していた。
【０００３】
このような問題を解決する上で、精密打ち抜き加工のままで打ち抜き面が上記の硬化処理に匹敵する高い硬度に仕上がる方法が採用できるならば好都合である。このための一つの方策として、素材に高張力鋼板を用いて素地の硬度を高めておき、これに精密打ち抜き加工を利用して加工面を加工硬化によりさらに高める方法が考えられる。この手段が達成できれば加工後の硬化処理を省略できるので、その経済的メリットは大きい。
【０００４】
しかし、この方策における問題点は素材として従来技術による高張力鋼板を用いても、以下の理由によってその目的が達成できないという課題が残されていた。すなわち、精密打ち抜き加工は高い加工精度と加工面の平滑度を得る目的から、工具間のクリアランスが素材板厚の１％以下となるような極めて小さい条件で加工される。その際の素材が受ける変形様式は静水圧応力状態下におけるせん断変形であり、その加工性は鋼板の延性、とくに局部延性によって左右される。
【０００５】
この厳しいせん断変形に耐える局部延性を確保するためには、素材として軟鋼板が有利であり、そのため従来の精密打ち抜き加工用途ではほとんど軟鋼板が用いられてきた。しかし、この発明が狙いとする精密打ち抜き加工後の硬化処理を省略する目的のためには、後述するように素材として少なくとも490MPa級以上の強度水準の鋼板を用いることが必要である。しかしながら、従来技術における490MPa級以上の高張力鋼板は、軟鋼板に比べると大幅に局部延性が低下してしまうので、次の二つの点から精密打ち抜き加工性に問題が生じる。
【０００６】
その第一は打ち抜き加工面に平滑度の悪い破断面が発生し、所定の加工面精度が得られないことである。この破断面が発生するのは、素材の局部延性不足により加工中にせん断変形による加工が維持できなくなり、単軸引張り変形による破断に遷移してしまうためである。
【０００７】
第二は精密打ち抜き加工のままで焼入処理等に匹敵する高い硬度を得ようとするならば、加工面における加工硬化量を著しく高めなければならないが、このような著しい加工硬化は静水圧応力状態下でのせん断変形によって発現するのであって、静水圧応力状態から外れた単軸引張り変形下では、加工硬化量が低い水準で飽和してしまうことである。
【０００８】
すなわち、この発明の目的である加工面の高精度と高硬度とを同時に達成させるためには、精密打ち抜き加工を施した際に、破断面の発生が起こらず全加工面がせん断面に仕上がることがなによりも重要であり、この要件を確保するためには局部延性の極めて優れた高張力鋼板が必要となる。
【０００９】
この観点から従来技術における490MPa級以上の高張力鋼板を概観してみると、ミクロ組織は通常、フェライト・パーライト、フェライト・ベイナイトあるいはフェライト・マルテンサイトなどの複合組織で構成されており、高強度鋼になるほど組織中の低温変態相比率を高めるか、もしくはより低温で生成した硬質の変態相とするかが一般的に採用される方法である。しかし、このような低温変態相とフェライト相の間には強度および変形能において大きな差があり、加工中にフェライト相と低温変態相との界面に応力集中が生じ、変形ボイドが誘発されるので局部延性を高めることができない。この他微量のNbやTiを添加し、これらの炭化物の析出強化を強化因子の一つとして利用したＨＳＬＡ鋼と呼ばれる高張力鋼板がある。しかし、これらのミクロ組織も基本的にはフェライト・パーライト組織もしくはフェライト・ベイナイト組織であり、その主体的強化因子は組織強化であって、析出強化はこれを補完する目的で利用するものである。したがって、変形能におよぼす組織的問題は上記と同じ課題を抱えている。
【００１０】
このように従来技術の高張力鋼板は低温変態相による強化を主体的に利用するものであるので、強度確保の観点から490MPa級以上の高張力鋼板ではフェライト相分率をたとえば軟鋼板のように95％以上の実質的にフェライト単相組織とすることができず、そのフェライト分率は通常80％以下の範囲である。そのため、精密打ち抜き加工における破断面の発生は避け難く、さらに強度水準が高くなるほどこの欠点は顕在化するのである。
【００１１】
また、硬質な低温変態相を含む鋼板を精密打ち抜き加工すると、せん断面にもストレッチ状の傷跡が入ってその平滑度を害したり、加工工具の寿命に悪影響を与えたりする。これらはいずれも高張力鋼板を用いて精密打ち抜き加工する用途では、大きな欠点につながる。
【００１２】
以上のように従来技術の高張力鋼板では精密打ち抜き加工性に大きな欠点が残されており、この欠点を解消するための技術はなんら開示がないのが実状である。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は以上の背景に基づき、従来の490MPa級以上の高張力鋼板では困難であった精密打ち抜き加工における高い仕上げ面精度と、後工程での硬化処理などを省略することが可能な高い加工硬化特性とを同時に有する精密打ち抜き加工性に優れる高張力鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
この発明における骨子の第１は、鋼板のミクロ組織を軟鋼板と同等にフェライト分率95％以上の実質的にフェライト単相組織とし、しかもこのようなフェライト単相組織を保ちつつ、引張り強さを490MPa以上に高強度化させる点である。この発明で採用する強化機構は微細なTiC もしくはNbC をフェライト相に析出せしめた析出強化を主体とし、補完的に置換型固溶強化成分を利用する。そして、パーライト、ベイナイトあるいはマルテンサイトなどの硬質低温変態相は可及的に排除することを眼目とする。以上の手段によってミクロ組織的均質性を高め、局部的に変形が集中する箇所を少なくするので、精密打ち抜き性と加工硬化特性とを著しく高めることができる。
【００１５】
さらに、この発明の骨子の第２は酸化物系、硫化物系、窒化物系などの非金属介在物を極力低減することによって、応力集中箇所を排除し局部延性に対する悪影響、ならびにせん断面のストレッチ状傷および加工工具の寿命への悪影響をなくすことである。
【００１６】
この発明は、以上の２点を骨子とする手段によって、高強度でありながら、精密打ち抜き加工性に優れ、かつ加工面の硬度を著しく高めることのできる高張力鋼板の製造方法を完成したものである。
【００１７】
すなわち、この発明の要旨は以下のとおりである。
（１）  Ｃ：0.10mass％以下、
Mn：1.5 mass％以下および
Al：0.20mass％以下
を含有するとともに、TiおよびNbのうちの１種または２種を
Timass％＋Nbmass％／2 ：0.05〜0.50mass％
の範囲で含有し、さらに
Ｓ：0.005 mass％以下、
Ｎ：0.005 mass％以下および
Ｏ：0.004 mass％以下
で、かつＳmass％、Ｎmass％およびＯmass％の合計が0.0100mass％以下を満たして含み、残部は鉄および不可避的不純物の組成からなる鋼に溶製した溶湯を鋳造後、そのままもしくは再加熱して1000℃以上の温度で熱間圧延を開始し、 950℃以上の温度域での合計圧下率が80％以上、仕上げ圧延温度が 800℃以上とする圧延を終了したのち、仕上げ圧延温度から 600℃までの温度域を２〜40℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却後、そのまま室温まで放冷する、または 600℃未満の温度でコイルに巻取ることを特徴とする精密打ち抜き加工性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法である（第１発明）。
【００１８】
（２）  Ｃ：0.10mass％以下、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.5 mass％以下および
Al：0.20mass％以下
を含有するとともに、TiおよびNbのうちの１種または２種を
Timass％＋Nbmass％／2 ：0.05〜0.50mass％
の範囲で含有し、さらに
Ｓ：0.005 mass％以下、
Ｎ：0.005 mass％以下および
Ｏ：0.004 mass％以下
で、かつＳmass％、Ｎmass％およびＯmass％の合計が0.0100mass％以下を満たして含み、残部は鉄および不可避的不純物の組成からなる鋼に溶製した溶湯を鋳造後、そのままもしくは再加熱して1000℃以上の温度で熱間圧延を開始し、 950℃以上の温度域での合計圧下率が80％以上、仕上げ圧延温度が 800℃以上とする圧延を終了したのち、仕上げ圧延温度から 600℃までの温度域を２〜40℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却後、そのまま室温まで放冷する、または 600℃未満の温度でコイルに巻取ることを特徴とする精密打ち抜き加工性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法である（第２発明）。
【００２０】
【作用】
この発明の構成要件の数値限定理由について述べる。
まず、成分組成の限定理由について記す。
【００２１】
Ｃ：0.10mass％以下
Ｃは、TiC あるいはNbC として析出強化させるために必要な成分である。しかし、その含有量が0.10mass％を超えると低温変態相が増加し、この発明の骨子であるフェライト相分率95％以上を確保することができず、精密打ち抜き加工時に破断面が発生し易くなる。したがって、その含有量の上限を0.10mass％とするが、析出強化の発現のためには0.0015mass％以上含有させることが好ましい。
【００２２】
Si：2.0 mass％以下（第２発明）
Siは、固溶強化成分としてフェライトの強化を行う上で有効な成分であり、フェライト単相組織を維持しつつ高強度化が図れるので、精密打ち抜き加工性改善と高強度化とを両立させることができる。しかし、一方においてAr3 変態点を上昇させる作用を通じて、TiC あるいはNbC の高温析出を促進し、析出粒子が粗大化するので析出強化能が低下する。このため 2.0mass％を超えて含有させても強度上昇効果が緩和するか、もしくは減退する。したがって、その含有量の上限は 2.0mass％とすることがよく、上記効果を発現させるためには 0.005mass％以上含有させることが好ましい。
【００２３】
なお、Siは、表面性状の観点からは赤スケール疵と呼ばれる表面欠陥を発生させる有害な成分であり、含有量が 0.1mass％を超えると赤スケール疵が発生しやすくなる。したがって特に優れる表面性状が要求される場合、Siは含有させないが（第１発明）、不可避的に混入するSi量を 0.1mass％まで許容してもよい。
【００２４】
Mn： 1.5mass％以下
Mnは、置換型固溶強化成分としての作用と Ar3変態点を低下させる作用とを通じ、TiC あるいはNbC を微細化させる効果によって、フェライト相の強化に寄与する成分である。しかし、 1.5mass％を超えて含有させると Ar3変態点が低下し過ぎてTiC あるいはNbC の析出を著しく抑制する方向に作用し、余剰のＣが低温変態相を形成するようになり、精密打ち抜き加工性を劣化させる。したがって、その含有量の上限を 1.5％mass％とするが、フェライト相の強化のためには0.05mass％以上含有させることが望ましい。
【００２５】
Al：0.20mass％以下
Alは、脱酸剤として鋼中の酸化物系介在物を低減する成分である。酸化物系介在物は鋼の清浄度を悪くし局部延性を劣化させて精密打ち抜き時に破断面を発生しやすくし、また、せん断面にストレッチ状傷を誘発する。したがってAlは脱酸効果を通じてこれらの悪影響を防止する上で有用であるが、 0.2mass％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、その含有量の上限を 0.2mass％とするが上記効果の発現のため望ましくは0.002mass ％以上含有させることが好ましい。
【００２６】
Ti＋Nb／2 ：0.05〜0.50mass％
Ti, Nbは、微細なTiC あるいはNbC としてフェライト相に析出させ、フェライト相を強化させること、ならびにＣを上記析出物として固定することによって、余剰のＣが減少して低温変態相の生成が抑制され、フェライト単相組織化を促進するので、この発明においては必須の成分である。このような作用に対するTiとNbの効果は原子重量比で比べた場合はほとんど同じであり、このような効果を得るためにはTiおよびNbの１種または２種のTi＋Nb／２で計算される合計量にて0.05mass％以上必要である。一方、0.50mass％超えて含有させてもその効果は飽和する。したがって、それらの含有量の合計は0.05mass％以上、0.50mass％以下とする。
【００２７】
Ｓ： 0.005mass％以下
Ｓは、MnS などの圧延方向に展伸する硫化物系介在物となり、局部延性を劣化させて精密打ち抜き時の特に圧延方向の加工面に破断面を発生しやすくする。この弊害を回避するためにその含有量の上限を 0.005mass％とする。
【００２８】
Ｎ：0.005 mass％以下
Ｎは、TiやNbと粗大な窒化物を形成し、精密打ち抜き性に対して酸化物系介在物と同様な悪影響をおよぼすので、この作用を阻止するためにその含有量の上限を0.0050mass％にする。
【００２９】
Ｏ：0.004 mass％以下
Ｏは、含有量が増加すると酸化物系介在物の総量が増加するので、精密打ち抜き加工性が悪くなる。したがって、その含有量は0.0040mass％以下とする。
【００３０】
Ｓ＋Ｎ＋Ｏ：0.0100mass％以下
Ｓ, ＮおよびＯは、上記したようにそれぞれ硫化物系、窒化物系および酸化物系の非金属介在物を形成する。すでに述べたように、このような非金属介在物が鋼板中に存在すると、局部的な変形集中箇所となるため精密打ち抜き加工に際して破断面を誘起しやすく、精密打ち抜き加工性を劣化させることになる。発明者らはこの観点から、上記非金属介在物の悪影響を排除させるために必要な条件について検討を行った。この検討にはＳ，ＮおよびＯ量が種々異なり、これら以外の成分組成をこの発明範囲とした鋼を、この発明に適合する熱延条件により引張り強さを590MPa級に調整した4.0mm 厚の熱延鋼板を用い、Ｓ，ＮおよびＯ量と精密打ち抜き加工性の関係について調査した。精密打ち抜き加工性の評価は加工面におけるせん断面比率（後述の実施例の条件と同じ方法）により行った。検討結果を図１に示す。
図１はＳ＋Ｎ＋Ｏ量と精密打ち抜き加工におけるせん断面比率との関係を示すグラフである。
【００３１】
この図より明らかなように、Ｓ＋Ｎ＋Ｏ量の低減とともにせん断面比率が向上し、Ｓ＋Ｎ＋Ｏ量が0.0100mass％以下の条件になるとせん断面比率が100 ％に達することがわかる。以上の効果は言うまでもなくこれらの成分量に起因する非金属介在物の総量が低減したことによるものである。したがって、この発明は以上の知見に基づき、Ｓ，ＮおよびＯの合計含有量を0.0100mass％以下にする。
【００３２】
次にこの発明の構成要件であるミクロ組織中のフェライト相分率を95％以上とすることおよび局部伸びを10％以上とすることの限定理由について、検討結果をもとに詳述する。
【００３３】
発明者らはすでに述べた考え方、すなわち、精密打ち抜き加工性を左右する材料因子の第一は局部伸び特性であるとの認識に立ち、局部伸びとミクロ組織の関係ならびに、これらと精密打ち抜き加工による加工面のせん断面比率との関係について調査した。この検討にはSi量を 0.5mass％、Mn量を 0.6mass％と一定とし、Ｃ量を 0.002〜0.15mass％、Ti量を 0.001mass％以下〜 0.5mass％の範囲で変化させ、その他の成分組成はこの発明範囲の成分に調整した鋼を、この発明に適合する熱延条件で圧延した4.0mm 厚の熱延鋼板を用い、フェライト分率、局部伸びおよび精密打ち抜き加工後のせん断面比率などの測定（後述の実施例と同じ方法）を行った。
【００３４】
これらの検討から、フェライト分率、局部伸び、せん断面比率についての相互の関係を整理した結果を図２に示す。図２は鋼板のミクロ組織中のフェライト分率と引張り試験での局部伸び（L.El) とが精密打ち抜き加工におけるせん断面比率におよぼす影響を示すグラフである。
【００３５】
図２より明らかなように、せん断面比率が100 ％となる良好な精密打ち抜き加工性を示す範囲は、フェライト分率が95％以上でかつ局部伸びが10％以上を満足する条件であることがわかる。
【００３６】
上記の範囲でせん断面比率が高くなっていることは、図２からわかるようにフェライト分率と局部伸びとの間には正の相関があり、基本的にはフェライト分率の上昇に伴う局部伸びの向上がせん断変形能の改善につながったことをあらわしている。しかしながら、ただ単に局部伸びを所定値以上とすることだけではせん断面比率をもっとも好ましい範囲に収めることができないことも明らかである。
【００３７】
このことは引張り試験によって測定される局部伸び特性が精密打ち抜き加工性時の変形能を正確にあらわすものではなく、フェライト分率の条件と併せて観察することによって、初めてその良否を正しく評価できることを示している。この場合のフェライト分率のもつ意義は応力集中箇所となる低温変態相などのミクロ組織的サイズにおける不均質性の少なさをあらわす指標と考えられ、この指標を取り込むことが精密打ち抜き加工性の評価に重要な意義をもっている。したがって、この発明は図１および図２からの知見に基づき、精密打ち抜き加工性を最適にする条件として局部伸びが10％以上でかつフェライト分率を95％以上とすることを定める。
【００３８】
次に引張り強さを490MPa以上に規定する理由について述べる。この要件は精密打ち抜き加工面の硬度を所定値以上とする目的のために定めるものである。すなわち、この発明の鋼板は耐摩耗性の必要な機械部品等に精密打ち抜き加工したのち、次工程での硬化処理を省略可能なほどに高い硬度を発現させることを狙いの一つとしている。耐摩耗性用途において求められる表面硬度は、その用途により多様であるものの少なくともビッカース硬度240 以上であるのが一般的である。そこで発明者らは精密打ち抜き加工面の硬度をビッカース硬度 240以上とすることを目標に置き、このための必要条件について検討した結果、熱延鋼板の引張り強さを490MPa以上とすること、加工面に破断面を混入させないこと、すなわち、せん断面比率を100 ％とすることによって達成させ得ることをつきとめた。前者は素地の硬度を高めることを通じて、後者はより高い加工硬化量を発現させる効果を通じて精密打ち抜き加工後の表面硬度を高める作用をもつ。これの知見に基づいてこの発明では加工面のままで良好な耐摩耗性を得るための要件として鋼板の引張り強さを490MPa以上とすることを定める。
【００３９】
次に熱延条件について述べる。上記したようにこの発明では精密打ち抜き加工性の観点からミクロ組織を最適化することを骨子としている。この課題のためにフェライト分率を実質的にフェライト単相組織とすることがなによりも重要である。また、この他に精密打ち抜き加工性に影響するミクロ組織因子として組織異方性の問題があり、この異方性が増大すると、圧延直角方向の延性低下によって精密打ち抜き性が悪化してしまう。以上の観点から熱延条件を最適化することが重要であり、この発明では以下の規定を行うことが肝要である。
【００４０】
950 ℃以上の温度領域での合計圧下率；この因子は熱延γ組織の再結晶微細化挙動を通じて、フェライト分率と組織異方性に影響を与える。この圧下率が80％未満の条件ではγ粒の再結晶微細化が不十分となり、仕上げ圧延直後に生じるγ→α変態が遅滞し、フェライト単相組織が得難くなること、および組織異方性が増大することなどによって、良好な精密打ち抜き加工性をもつ最終組織が得られ難くなる。したがって、その圧下率の下限を80％とすることが好ましい。
【００４１】
仕上げ圧延温度；この温度が低下し過ぎると、熱延γ組織が未再結晶粒となり、組織異方性が増大する。このような現象は仕上げ圧延温度が800 ℃未満となると著しくなることから、これによる精密打ち抜き加工性への弊害を回避するため、その下限を 800℃とすることがよい。
【００４２】
仕上げ圧延温度〜 600℃間での冷却速度；仕上げ圧延温度〜 600℃間の温度領域はγ→α変態が進行する領域であり、この発明ではその温度域でにフェライト単相組織化とフェライト粒内へのTiC もしくはNbC の析出を完了させることを狙いとしており、その温度域での冷却速度は上記現象の促進に大きな影響を及ぼす。すなわち、冷却速度が40℃／ｓを超えて大きくなり過ぎると、γ→α変態時間が不足してフェライト単相組織化とTiC ，NbC の析出が不十分となり、高強度化と精密打ち抜き性が阻害されるので避けねばならない。一方、２℃／ｓよりも小さくなり過ぎるとフェライト単相組織化は進行するが、フェライト粒内に析出したTiC もしくはNbC が粗大化してしまい、析出強化量が不足して所定の高強度が得られない。したがって、その温度域での冷却速度を２〜40℃／ｓの範囲とすることが望ましい。
【００４３】
【実施例】
表１および表２に示す成分組成の鋼を溶製し、表３、表４および表５に示す熱延条件で圧延し、4.0mm 厚の熱延鋼帯とした。
【００４４】
【表１】
0003541504.tif 000002
【００４５】
【表２】
0003541504.tif 000003
【００４６】
【表３】
0003541504.tif 000004
【００４７】
【表４】
0003541504.tif 000005
【００４８】
【表５】
0003541504.tif 000006
【００４９】
これらの熱延鋼帯の表面性状、引張り特性、フェライト分率、ならびに精密打ち抜き加工後のせん断面比率と加工面の表面硬度等の調査結果を表３、表４および表５に併記した。
ここで、フェライト分率は光学顕微鏡組織から画像解析装置を用いて測定し、局部伸びはＪＩＳ５号引張り試験片による引張り特性から測定した。また、せん断面比率はクリアランスを0.2 ％とした条件で20mmΦの円盤を精密打ち抜き加工した時の打ち抜き加工面を観察して、せん断面と破断面とを区分し、加工面における単位面積当りに換算したせん断面比率を画像解析装置により測定した。
【００５０】
これらの表１〜表５から次のことがわかる。成分組成あるいは熱延条件がこの発明範囲外の比較例においては、いずれの事例においてもせん断面比率もしくは加工面硬度のいずれかが劣り、この発明の目標とする精密打ち抜き特性が得られない。これらに対して、この発明範囲の成分組成ならびに熱延条件を採用した適合例においては、フェライト分率95％以上、引張り強さ(TS)が490MPa以上、局部伸び（Ｌ，El）10％以上のこの発明要件を満足し、精密打ち抜き加工後のせん断面比率はいずれも100 ％であり、加工面の硬度は(Hv)240 以上とこの発明の目標とする特性を得ることができている。
【００５１】
また、Si量が0.1mass ％以下のこの発明の適合例は全て赤スケール疵が見られず、表面性状に優れる鋼帯が得られている。
【００５２】
以上のこの発明の適合例から明らかなように、この発明要件を満たせば精密打ち抜き加工における優れる加工精度と後工程での硬化処理を省略できる機能とを同時に有する鋼板を得ることができることがわかる。
【００５３】
【発明の効果】
この発明は、Ｃ，Mn, Al, Ti, Nb, Ｓ，ＮおよびＯなどの含有量または上記に加えてSi含有量を規制し、そのミクロ組織が実質的にフェライト単相組織を有する引張り強さ：490MPa以上、局部伸び：10％以上の高張力熱延鋼板の熱間圧延条件を特定する製造方法であって、
この発明になる鋼板を用いれば、従来困難であった高張力鋼板の精密打ち抜き加工が可能となり、その後の工程における浸炭・窒化処理もしくは高周波焼入れ処理などを省略できるなど、その効果は多大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｓ＋Ｎ＋Ｏ量と精密打ち抜き加工におけるせん断面比率との関係を示すグラフである。
【図２】鋼板のミクロ組織中のフェライト分率と引張り試験での局部伸びとが精密打ち抜き加工におけるせん断面比率におよぼす影響を示す図グラフである。
【図１】
0003541504.tif 000007
【図２】
0003541504.tif 000008