(57)【要約】【課題】Ｃを０．７０質量％以上０．９５質量％以下含有する高炭素鋼板において、材質の軟質化と打抜き性の向上を図る。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．７０〜０．９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、組織が、観察組織１mm2当り１００個以上のボイドを有することを特徴とする打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。【選択図】図３
2011012316.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．７０〜０．９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、組織が、観察組織１mm2当り１００個以上のボイドを有することを特徴とする打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｃｒ:０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、及び、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、及び、Ｗ：０．０１〜０．５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｓｎ：０．００３〜０．０３％、Ｓｂ：０．００３〜０．０３％、及び、Ａｓ：０．００３〜０．０３％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を満たす連続鋳造鋳片を、鋳造後、直接、又は、１３００℃以下、９０分以下加熱して熱間圧延に供し、８００〜９４０℃で仕上圧延を終了し、次いで、熱延鋼板を、６５０℃まで３０℃／ｓ以上で強冷却し、その後、巻取りまで２０℃／ｓ以下で緩冷却して、４００〜６５０℃未満で捲き取り、酸洗の後、軟質化箱焼鈍を施すことを特徴とする打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記軟質化箱焼鈍を、室温からＡc１〜Ａc１＋５０℃まで加熱後、５時間以上保持して行い、次いで、１００℃／hr以下で冷却した後、Ａr１〜Ａe１の温度範囲で３時間以上保持し、その後、Ａr１以下まで１０℃／hr以下で緩冷却し、組織中に、０．５μｍ以上のラメラー間隔を有するパーライトブロックを、面積率で１０％以上形成することを特徴とする請求項５に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記軟質化箱焼鈍を施した鋼板に圧下率３０％以下の冷間圧延を施し、次いで、Ａc１以下の温度範囲で３時間以上の箱焼鈍を施すことを特徴とする請求項５又は６に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記箱焼鈍を施した鋼板に、圧下率３０％以下の冷間圧延と、Ａc１以下の温度範囲で３時間以上保持する箱焼鈍を、１回以上施すことを特徴とする請求項７に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記箱焼鈍を、水素９５％以上で、かつ、４００℃までの露点が−２０℃未満で、４００℃超における露点が−４０℃未満の雰囲気で行うことを特徴とする請求項７又は８に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板とその製造方法関するものである。
【背景技術】
【０００２】
高炭素鋼板は、チェーン、ギヤー、クラッチ、鋸、刃物等の素材として広く用いられている。高炭素鋼板から製品を製造する場合、通常、成形後、焼入れ焼戻し等の熱処理を施して硬化させる。それ故、高炭素鋼板には、複雑で過酷な加工に耐える加工性が要求される。
【０００３】
通常、高炭素鋼板に所要の加工性を付与するためには、炭化物を球状化する焼鈍を採用する（例えば、特許文献１〜５、参照）が、近年、高炭素鋼板には、用途の多様化に伴い、打抜き性も要求されるようになり、材質の軟質化を図る炭化物球状化焼鈍では、該要求に対処できないのが実情である。
【０００４】
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．５０〜０．７０質量％、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｐ:０．０２％質量以下、Ｓ:０．０２質量％、Ａｌ：０．００１〜０．１０質量％、さらに、Ｖ：０．０５〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０質量％の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の球状化率が９５％以上で、最大粒径が２．５μｍ以下の炭化物が分散した焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板が開示されているが、該高炭素鋼板において、打抜き性の向上は図られていない。
【０００５】
高炭素鋼板は、高炭素であるが故、本来、硬度が高く、打抜き性に優れているが、軟質化により、打抜き性は低下する。
【０００６】
特に、Ｃを０．７０質量％以上含有する高炭素鋼板において、材質の軟質化と打抜き性の向上を両立させることは難しい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００９−０２４２３３号公報
【特許文献２】特開２００８−３０３４１５号公報
【特許文献３】特開２００８−１５６７１２号公報
【特許文献４】特開２００８−０６９４５２号公報
【特許文献５】特開２００７−２９１４９５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
前述したように、Ｃを０．７０質量％以上含有する高炭素鋼板において、材質の軟質化と打抜き性の向上を両立させることは難しいところ、本発明は、Ｃを０．７０質量％以上０．９５質量％以下含有する高炭素鋼板において、材質の軟質化と打抜き性の向上を図ることを課題とし、該課題を解決する高炭素鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、焼鈍条件と冷却条件の組合せで、鋼組織にボイドを導入すると、打抜き性が格段に向上することを見いだした。
【００１０】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
【００１１】
（１）  質量％で、Ｃ：０．７０〜０．９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、組織が、観察組織１mm2当り１００個以上のボイドを有することを特徴とする打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【００１２】
（２）  質量％で、さらに、Ｃｒ:０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、及び、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【００１３】
（３）  質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、及び、Ｗ：０．０１〜０．５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【００１４】
（４）  質量％で、さらに、Ｓｎ：０．００３〜０．０３％、Ｓｂ：０．００３〜０．０３％、及び、Ａｓ：０．００３〜０．０３％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板。
【００１５】
（５）  前記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分組成を満たす連続鋳造鋳片を、鋳造後、直接、又は、１３００℃以下、９０分以下加熱して熱間圧延に供し、８００〜９４０℃で仕上圧延を終了し、次いで、熱延鋼板を、６５０℃まで３０℃／ｓ以上で強冷却し、その後、巻取りまで２０℃／ｓ以下で緩冷却して、４００〜６５０℃未満で捲き取り、酸洗の後、軟質化箱焼鈍を施すことを特徴とする打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【００１６】
（６）  前記軟質化箱焼鈍を、室温からＡc１〜Ａc１＋５０℃まで加熱後、５時間以上保持して行い、次いで、１００℃／hr以下で冷却した後、Ａr１〜Ａe１の温度範囲で３時間以上保持し、その後、Ａr１以下まで１０℃／hr以下で緩冷却し、組織中に、０．５μｍ以上のラメラー間隔を有するパーライトブロックを、面積率で１０％以上形成することを特徴とする前記（５）に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【００１７】
（７）  前記軟質化箱焼鈍を施した鋼板に圧下率３０％以下の冷間圧延を施し、次いで、Ａc１以下の温度範囲で３時間以上の箱焼鈍を施すことを特徴とする前記（５）又は（６）に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【００１８】
（８）  前記箱焼鈍を施した鋼板に、圧下率３０％以下の冷間圧延と、Ａc１以下の温度範囲で３時間以上保持する箱焼鈍を、１回以上施すことを特徴とする前記（７）に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【００１９】
（９）  前記箱焼鈍を、水素９５％以上で、かつ、４００℃までの露点が−２０℃未満で、４００℃超における露点が−４０℃未満の雰囲気で行うことを特徴とする前記（７）又は（８）に記載の打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、鋼組織にボイドを導入した打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板とその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】熱延板を焼鈍した後、冷間圧延を施した鋼組織中にボイドが存在する態様を示す図である。
【図２】冷延板に焼鈍を施した後の鋼組織中にボイド（白矢印）が存在する態様を示す図である。
【図３】本発明製造方法における熱処理の態様を示す図である。
【図４】本発明鋼と比較鋼の硬度と打抜き性の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明の軟質高炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．７０〜０．９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板において、組織が、観察組織１mm2当り１００個以上のボイドを有することを特徴とする。
【００２３】
まず、本発明の軟質高炭素鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）の成分組成に係る限定理由について説明する。なお、以下、「％」は「質量％」を意味する。
【００２４】
Ｃ：０．７０〜０．９５％
Ｃは、鋼板の強度を確保するうえで重要な元素であり、０．７０％以上添加し、所要の強度を確保する。０．７０％未満では、焼入れ性が低下し、機械構造用高強度鋼板としての強度が得られないので、下限を０．７０％とする。０．９５％を超えると、靭性や加工性を確保する熱処理に長時間を要することになるので、上限を０．９５％とする。好ましくは、０．７５〜０．８５％である。
【００２５】
Ｓｉ：０．０５〜０．４％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、焼入れ性の向上に有効な元素である。０．０５％未満では、添加効果が得られないので、下限を０．０５％とする。０．４％を超えると、熱間圧延時のスケール疵に起因する表面性状の劣化を招くので、上限を０．４％とする。好ましくは、０．１０〜０．３％である。
【００２６】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、脱酸剤として作用し、また、焼入れ性の向上に有効な元素である。０．５％未満では、添加効果が得られないので、下限を０．５％とする。２．０％を超えると、焼入れ、焼戻し後の衝撃特性を助長するので、上限を２．０％とする。好ましくは、０．５〜１．５％である。
【００２７】
Ｐ：０．００５〜０．０３％
Ｐは、固溶強化元素であり、鋼板の強度に有効な元素である。過剰な含有は、靭性を阻害するので、上限を０．０３％とする。０．００５％未満に低減することは、精錬コストの上昇を招くので、下限を０．００５％とする。好ましくは、０．００７〜０．０２％である。
【００２８】
Ｓ：０．０００１〜０．００６％
Ｓは、非金属介在物を形成し、加工性や、熱処理後の靭性を阻害する原因となるので、上限を０．００６％とする。０．０００１％未満に低減することは、精錬コストの大幅な上昇を招くので、下限を０．０００１％とする。好ましくは、０．００１〜０．００４％である。
【００２９】
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、また、Ｎの固定に有効な元素である。０．００５％未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を０．００５％とする。０．１０％を超えると、添加効果は飽和し、また、表面疵が発生し易くなるので、上限を０．１０％とする。好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
【００３０】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、Ｎは窒化物を形成する元素である。湾曲型連続鋳造における鋳片曲げ矯正時に窒化物が析出すると、鋳片が割れることがあるので、上限を０．０１％とする。少ないほど好ましいが、０．００１％未満に低減するのは、精錬コストの増加を招くので、下限を０．００１％とする。好ましくは、０．００４〜０．００７％である。
【００３１】
本発明鋼板の機械特性を強化するため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、及び、Ｍｏの１種又は２種以上を、所要量、添加してもよい。
【００３２】
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性の向上に有効な元素である。０．０５％未満では、添加効果がないので、下限を０．０５％とする。１．０％を超えると、添加効果は飽和するので、上限を１．０％とする。好ましくは、０．０７〜０．７％である。
【００３３】
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、靭性の向上や、焼入れ性の向上に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果がないので、下限を０．０１％とする。１．０％を超えると、添加効果は飽和するし、また、コスト増を招くので、上限を１．０％とする。好ましくは、０．０５〜０．５％である。
【００３４】
Ｃｕ：０．０５〜０．５％
Ｃｕは、焼入れ性の確保に有効な元素である。０．０５％未満では、添加効果が不十分であるので、下限を０．０５％とする。０．５％を超えると、硬くなり過ぎ、冷間加工性が劣化するので、上限を０．５％とする。好ましくは、０．０８〜０．２％である。
【００３５】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性の向上と、焼戻し軟化抵抗性の向上に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果が小さいので、下限を０．０１％とする。１．０％を超えると、添加効果は飽和するので、上限を１．０％とする。好ましくは、０．０５〜０．５％である。
【００３６】
本発明鋼板の機械特性を、さらに強化するため、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｂ、及び、Ｗの１種又は２種以上を、所要量、添加してもよい。
【００３７】
Ｎｂ：０．０１〜０．５％
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化防止や靭性改善に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果は充分に発現しないので、下限を０．０１％とする。０．５％を超えると、添加効果が飽和するので、上限を０．５％とする。好ましくは、０．０７〜０．２％である。
【００３８】
Ｖ：０．０１〜０．５％
Ｖは、Ｎｂと同様に、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化防止や靭性改善に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果が小さいので、下限を０．０１％とする。０．５％を超えると、炭化物が生成し焼入れ硬度が低下するので、上限を０．５％とする。好ましくは、０．０７〜０．２％である。
【００３９】
Ｔａ：０．０１〜０．５％
Ｔａは、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化防止や靭性改善に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果が小さいので、下限を０．０１％とする。０．５％を超えると、炭化物が生成し焼入れ硬度が低下するので、上限を０．５％とする。好ましくは、０．０７〜０．２％である。
【００４０】
Ｂ：０．００１〜０．０１％
Ｂは、微量の添加で、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果がないので、下限を０．００１％とする。０．０１％を超えると、鋳造性が低下し、また、Ｂ系化合物が生成して靭性が低下するので、上限を０．０１％とする。好ましくは、０．００３〜０．００７％である。
【００４１】
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは、脱酸剤として作用し、また、Ｎの固定に有効な元素である。Ｎ量との関係から、０．００５％以上の添加が必要である。０．２％を超えてＴｉを添加しても、添加効果は飽和し、コストも増加するだけでなく、製造工程中の吸窒の促進、炭化物形成による有効炭素量の低減等によるＴｉ系析出物量の増加を招き、焼入れ熱処理時のオーステナイト粒の粒成長を阻害し、焼入れ性を劣化させるので、上限を０．２％とする。好ましくは、０．０１〜０．４％である。
【００４２】
Ｗ：０．０１〜０．５％
Ｗは、鋼板の強化に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果が発現しないので、下限を０．０１％とする。０．５％を超えると、加工性が低下するので、上限を０．５％にする。好ましくは、０．０４〜０．２％である。
【００４３】
本発明鋼板の原料としてスクラップを用いた場合、不可避的にＳｎ、Ｓｂ、及び、Ａｓの１種又は２種以上が、０．００３％以上混入するが、いずれも、０．０３％以下であれば、本発明鋼板の打抜き性及び焼入れ性を阻害しないので、本発明鋼板においては、Ｓｎ：０．００３〜０．０３％、Ｓｂ：０．００３〜０．０３％、及び、Ａｓ：０．００３〜０．０３％の１種又は２種以上の含有を許容する。
【００４４】
本発明鋼板において、Ｏ量は規定していないが、酸化物が凝集して粗大化すると、延性が低下するので、Ｏは、０．００２５％以下が好ましい。Ｏは、少ないほうが好ましいが、０．０００１％未満に低減することは、技術的に困難であるので、０．０００１％以上の含有は許容される。
【００４５】
本発明鋼板の溶製原料としてスクラップを用いた場合、Ｚｎ、Ｚｒ等の元素が、不可避的不純物として混入するが、本発明鋼板においては、本発明鋼板の特性を阻害しない範囲で、上記元素の混入を許容する。なお、Ｚｎ、Ｚｒ等以外の元素でも、本発明鋼板の特性を阻害しない範囲で、混入を許容する。
【００４６】
本発明鋼板は、前述したように、成分組成に加え、組織が、観察組織１mm2当り１００個以上のボイドを有することを特徴とする。
【００４７】
本発明鋼板は、焼鈍条件と冷却条件の組み合せで、組織中に、炭化物に隣接してボイドが、観察組織１mm2当り１００個以上のボイドが導入されたものである。
【００４８】
組織中に、観察組織１mm2当り１００個以上のボイドが存在することにより、鋼板の打抜き性が顕著に向上することは、本発明者らが見いだした新規な知見である。なお、組織にボイドを導入する焼鈍条件と冷却条件については後述する。
【００４９】
組織の観察は、走査型電子顕微鏡で行なうのが好ましい。観察組織１mm2当りのボイド数を数えて、１００個以上存在することを確認する。ボイドの数が、観察組織１mm2当り１００個未満であると、所要の打抜き性を確保するのが難しくなる。
【００５０】
図１に、熱延板を焼鈍した後、冷間圧延を施した鋼組織中にボイドが存在する態様を示す。ボイドを導入する前の組織は、０．５μｍ以上のラメラー間隔を有するパーライトブロックの面積率が１０％以上の組織が好ましい。
【００５１】
ボイドは、球状化炭化物よりも、針状炭化物上に生成する。ラメラー間隔が０．５μｍ未満であると、間隔が細かくなりすぎ、後の冷間加工で、炭化物が細かく分断され、軟質化を阻害する要因となる。ラメラー間隔が０．５μｍ以上であれば、分断後の炭化物も比較的大きいので、軟質化を阻害する要因にならない。
【００５２】
０．５μｍ以上のラメラー間隔を有するパーライトブロックの面積率は、１０％以上が好ましい。１０％未満であると、ラメラー上へのボイドの形成頻度が減少し、ボイド形成頻度が充分でなくなるため、好ましくない。パーライトブロックの面積率は、２０％以上が、より好ましい。
【００５３】
図２に、冷延板に焼鈍を施した鋼組織中にボイドが存在する態様を示す。ボイドは、炭化物に隣接して形成されていることが解る（図中、白矢印、参照）。ボイドは、鋼組織において、通常、疲労破壊の起点となり得るので、構造材料では回避すべき存在であるが、打抜き時においては、ボイドの連結効果により、破断面の形成が促進されて、打抜き性が向上する。
【００５４】
次に、本発明鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」という。）について説明する。
【００５５】
熱間圧延に供する連続鋳造鋳片（冷片）を、１３００℃以下、９０分以下加熱する。加熱温度が１３００℃を超えたり、加熱時間が９０分を超えると、加熱工程で、スラブ表層部における脱Ｃが顕著となり、鋼板表面の焼入れ性が劣化するので、加熱温度は１３００℃以下、加熱時間は９０分以下とする。脱Ｃを抑制するとの観点から、加熱時間は、１２００℃以下が好ましく、加熱時間は、６０分以下が好ましい。
【００５６】
なお、連続鋳造鋳片を、直接、又は、再加熱して熱間圧延に供するが、直接、熱間圧延に供した場合と、再加熱後、熱間圧延に供した場合において、鋼板特性に差は殆どない。
【００５７】
熱間圧延は、通常の熱間圧延、及び、仕上圧延においてスラブを接合する連続化熱間圧延のどちらでもよい。熱間圧延の終了温度（熱延終了温度）は、生産性や板厚精度、異方性改善の観点に加え、表面疵の観点で、下限を８００℃とする。熱延終了温度が８００℃未満であると、焼付による疵が多発する。一方、熱延終了温度が９４０℃を超えると、スケール起因の疵の発生頻度が高くなり、製品歩留りが低下して、コストが上昇する。それ故、熱延終了温度は、８００〜９４０℃とする。
【００５８】
熱間圧延後の鋼板の冷却は、仕上圧延後、３０℃／秒以上の冷却速度で、６５０℃まで冷却し、続いて、２０℃／秒以下の冷却速度で、巻取温度４００〜６００℃まで緩冷却する。
【００５９】
熱間圧延後、６５０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上とする理由は、冷却速度が３０℃／秒未満であると、偏析に伴うパーライトバンドが生成し、焼鈍後も、粗大な炭化物が存在し易く、加工性の劣化に繋がるからである。加工性の劣化を抑制するため、仕上圧延後、熱延鋼板を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
【００６０】
巻取温度４００〜６５０℃未満までの冷却速度を２０℃／秒以下として緩冷却する理由は、パーライト組織の均一なパーライト変態やベイナイト変態を促進するためである。熱延鋼板を４００〜６５０℃未満まで急冷すると、過冷オーステナイトが生じ、過冷オーステナイトに起因してコイルの巻き形状が乱れて、鋼板表面に疵が発生する。鋼板表面に疵が発生すると、歩留りが大きく低下する。
【００６１】
熱延鋼板を、４００〜６５０℃未満の巻取温度で巻き取る理由は、４００℃未満であると、一部、マルテンサイト変態が生じて鋼板の強度が上昇し、ハンドリングが困難になったり、冷間圧延を行う際、組織の不均一に起因してゲージハンチングが起きたりして、歩留りが低下するからである。
【００６２】
一方、６５０℃以上の温度で巻き取ると、熱延鋼板のスケールが厚くなり、酸洗性が低下するばかりでなく、表層部の酸化進行や粒界酸化が進展する。それ故、熱延鋼板は、４００〜６５０℃未満の巻取温度で巻き取る。
【００６３】
鋼板を酸洗し、表面を清浄化した後、鋼板に軟質化箱焼鈍を施す。本発明製造方法においては、鋼板に軟質化箱焼鈍を施し、粗大ラメラー炭化物の形成を図る。ここで、図３に、本発明製造方法における熱処理の態様を示す。
【００６４】
軟質化箱焼鈍は、図３中（１）に示すように、鋼板を、室温からＡc１〜Ａc１＋５０℃まで加熱した後、５時間以上保持して行う。この５時間以上の保持により、炭化物の球状化を促進するとともに、微細ラメラーを、オーステナイト中に溶解させる。
【００６５】
上記５時間以上の保持後、鋼板を、図３中（２）に示すように、好ましくは、１００℃／hr以下で冷却し、次いで、図３中（３）に示すように、Ａr１〜Ａe１の温度範囲で３時間以上保持する。この保持の後、鋼板を冷却するが（図３中（４）及び（５）、参照）コイル内の温度分布を均一に保持しつつ、高精度に冷却することが可能であれば、冷却速度は１００℃／hr超でもよい。
【００６６】
冷却後の鋼板を、Ａr１〜Ａe１の温度範囲で３時間以上保持して、間隔の粗いラメラー組織を形成する。ラメラー間隔が粗いと、次の冷延工程にて、ボイドの導入量が増加する。上記温度範囲に３時間以上保持した直後、鋼板を、１０℃／hr超の冷却速度で冷却すると、ラメラー間隔の狭いパーライトが生成するので、保持直後の冷却速度は、１０℃／hr以下が好ましい（図３中（４）、参照）。
【００６７】
パーライトブロックの面積率が１０％未満であると、冷間圧延時のボイド生成が促進されないので、パーライトブロックの面積率は１０％以上が好ましい。
【００６８】
軟質化箱焼鈍を施した鋼板に、圧下率３０％以下の冷間圧延を施して、針状θ上に、多数のボイドを形成する（図３中（６）、参照）。鋼板に圧下率３０％超の冷間圧延を施すと、フェライトが再結晶し、再結晶時にボイドが消滅するので、冷間圧延の圧下率は、３０％以下が好ましい。
【００６９】
次いで、冷間圧延後の鋼板に、Ａc１以下の温度範囲で３時間以上の箱焼鈍を施す（図３中（７）、参照）。この箱焼鈍により、マトリックス中にボイドを残存させたまま、フェライトの粒成長が促進される。箱焼鈍が３時間未満であれば、軟質化が充分に進行しない。
【００７０】
焼鈍温度がＡc１超であると、フェライトからオーステナイトへの相変態時にボイドが消滅するので、箱焼鈍温度はＡc１以下が好ましい。
【００７１】
圧下率３０％以下の冷間圧延と、Ａc１以下の温度範囲で３時間以上保持する箱焼鈍を、１回以上施すことが好ましい。上記冷間圧延と箱焼鈍を繰り返すことにより、ボイド形成とフェライト粒の成長を効果的に促進することができる。
【００７２】
箱焼鈍は、水素９５％以上で、かつ、４００℃までの露点が−２０℃未満で、４００℃超における露点が−４０℃未満の雰囲気で行うことが好ましい。
【００７３】
コイル内の温度分布を均一化することに加え、窒素侵入による焼入れ性の低下を抑制するため、水素９５％以上の雰囲気中で焼鈍を行う。焼鈍中の脱炭を抑制するため、４００℃までの露点を−２０℃未満とし、４００℃超における露点を−４０℃未満とする。
【００７４】
打抜き性に優れた本発明鋼板は、打ち抜き後、容体化処理を施して、焼入れ処理をする。この焼入れ処理により、打ち抜き後の本発明鋼板は、所要の強度を備えることになる。
【実施例】
【００７５】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００７６】
（実施例）
表１に示す成分組成を有する鋼板に、表２に示す焼鈍条件で焼鈍を施し、組織中のボイド数と製品特性（硬度と打抜き性）を調査した。結果を、表２に併せて示す。なお、表２中、焼鈍条件の（１）〜（７）は、図３中の（１）〜（７）に対応する。
【００７７】
表２中、「バリ発生高さ」は、表３に示す基準で評価した。
【００７８】
【表１】
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【００７９】
【表２】
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【００８０】
【表３】
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【００８１】
表２中、Ｎｏ．１Ａ（表１のＮｏ．１の鋼板を用いた）は、炭化物量が充分でなく、冷間圧延時のボイドの形成が小さい比較例である。Ｎｏ．２Ａは、炭化物量が充分でなく、冷間圧延時のボイドの形成が小さい比較例である。
【００８２】
Ｎｏ．３Ｂは、工程（１）で温度が不足して、針状炭化物が残存して、硬度が高く、強加工で、微細な（α＋θ）が生成した比較例である。Ｎｏ．４Ｂは、工程（３）で保持温度が低く、微細なラメラー間隔を有するパーライトが生成し、軟質化し難かった比較例である。
【００８３】
Ｎｏ．５Ａは、工程（１）〜（４）で、炭化物の球状化が進行しすぎ、工程（７）で、２相焼鈍となり、冷間圧延で導入したボイドが消滅して、打抜き性が低下した比較例である。Ｎｏ．６Ａは、工程（４）で冷却速度が大きく、微細なラメラー間隔を有するパーライトが新たに生成し、ボイド導入が低下した比較例である。
【００８４】
Ｎｏ．７Ａは、工程（１）で温度が不足して、針状炭化物が残存して、硬度が高く、強加工で、微細な（α＋θ）が生成した比較例である。Ｎｏ．７Ｃ”は、１回目の冷延板焼鈍で本発明の組織を形成しつつも、２回目の冷間圧延の強加工で、微細な（α＋θ）が生成した比較例である。
【００８５】
Ｎｏ．９Ｂは、工程（７）で２相焼鈍となり、冷間圧延で導入したボイドが消滅し、打抜き性が低下した比較例である。
【００８６】
Ｎｏ．１０Ａは、工程（１）で温度が不足して、針状炭化物が残存して、硬度が高く、強加工で、微細な（α＋θ）が生成した比較例である。Ｎｏ．１０Ｂは、強加工で、微細な（α＋θ）が生成した比較例である。Ｎｏ．１０Ｃ”は、１回目の冷延板焼鈍で本発明の組織を形成しつつも、２回目の冷間圧延の強加工で、微細な（α＋θ）が生成し、２回目の焼鈍が２相焼鈍となり、冷間圧延で導入したボイドが消滅して、稜抜き性が低下した比較例である。
【００８７】
Ｎｏ．１１Ａは、高Ｍｎのため炭化物の安定性が高く、工業的に軟化し難い比較例である。Ｎｏ．１２Ａは、工程（７）で２相焼鈍となり、冷間圧延で導入したボイドが消滅して、打抜き性が低下した比較例である。Ｎｏ．１２Ｂは、１回目の冷延板焼鈍で本発明の組織を形成しつつも、２回目の焼鈍が２相焼鈍となり、冷間圧延で導入したボイドが消滅して、稜抜き性が低下した比較例である。
【００８８】
Ｎ０．１５Ａは、炭化物量が多く、ボイドは生成し易いが、軟質化し難い比較例である。これらに対し、Ｎｏ．３Ａ、Ｎｏ．４Ａ、Ｎｏ．６Ｂ、Ｎｏ．６Ｂ’、Ｎｏ．６Ｃ、Ｎｏ．６Ｃ’、Ｎｏ．７Ｂ、Ｎｏ．７Ｃ、Ｎｏ．７Ｃ’、Ｎｏ．８Ａ、Ｎｏ．９Ａ、Ｎｏ．１０Ｃ、Ｎｏ．１０Ｃ’、Ｎｏ．１２Ｂ、Ｎｏ．１２Ｂ’、Ｎｏ．１２Ｃ、Ｎｏ．１３Ａ、及び、Ｎｏ．１４Ａは、発明例である。
【００８９】
図４に、バリ高さの評価（１〜６）と硬度（ＨＶ）の関係を示す。図中、○印及び●印が発明例であり、◇印及び◆印が比較例である。発明例は、図中、左上に位置していて、比較例に比べ、顕著に、打抜き性に優れていることが解る。
【産業上の利用可能性】
【００９０】
前述したように、本発明によれば、鋼組織にボイドを導入した打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板とその製造方法を提供することができる。よって、本発明は、高炭素鋼板の用途を大きく拡大するので、鋼製品製造産業において利用可能性が高いものである。
【図３】
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【図４】
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【図１】
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【図２】
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