(57)【要約】【課題】軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質高炭素鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．６５〜１．０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０３％以下（０%を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０%を含まない）、をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以上であるとともに、前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜５０μｍである軟質高炭素鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．６５〜１．０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｐ：０．０３％以下（０%を含まない）、
Ｓ：０．０１％以下（０%を含まない）、
をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、  深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ。）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以上であるとともに、
前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜５０μｍであることを特徴とする軟質高炭素鋼板。
【請求項２】
前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
さらに、板面方位が（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以下である請求項１に記載の軟質高炭素鋼板。
【請求項３】
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むものである請求項１または２に記載の軟質高炭素鋼板。
【請求項４】
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の軟質高炭素鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟質高炭素鋼板に関し、特に、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質高炭素鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
高炭素鋼板は、チェーン、ギア、クラッチ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、軟質化処理を施した高炭素鋼板を、通常、成形および打抜き加工後に焼入れ焼戻し等の熱処理を施して硬化させている。そのため、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】
また、近年、環境保護の観点から、自動車などの車両の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品の軽量化に対する要求がますます高まっている。例えば、マニュアルトランスミッション（ＭＴ）、オートマティックトランスミッション（ＡＴ）、ＣＶＴユニットの部品で用いられるプラネタリギア、クラッチ、ケース等、あるいは、スチールベルトに組み込まれるエレメントを製造するためのエレメント用鋼材、あるいは、エンジンやハイブリッドのモーター・変速ギアユニット等での構成部品であるギア、プレート、ケース等の冷間加工用鋼材（機械構造用鋼材）に対して軽量化（すなわち、高強度化）に対する要求がますます高まっている。
【０００４】
この種の軽量化に応えるために、一般に用いられる鋼材としては、棒鋼を熱間鍛造した鋼材が用いられているが、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量削減のため、これまで熱間鍛造によって加工されていたトランスミッションギア等の部品を、鋼板を用いて製造する要求も高まっている。
【０００５】
ここで、ギアやエレメントに用いられる高炭素鋼板は、冷間圧延材をこれに含まれる炭化物を球状化処理した後、冷間加工や冷間圧延およびその後の打抜き加工により部品形状に加工し、さらに、平衡状態図上でＡｃｍ点以上の温度から焼入れ焼戻しして、一定量の未固溶炭化物を分散させた焼戻しマルテンサイト組織を導入して使用される。ギアやエレメントは摺動部品であるため、耐摩耗性および耐疲労特性に優れることを特に要求される。耐摩耗性は、マルテンサイト組織への焼入れ・焼戻し後の硬さが高く未固溶炭化物を多く含むほど、すなわち炭素量が多いほど優れるが、一方で、焼戻し時に炭化物量が増加し、結晶粒界に沿った炭化物のフィルム状析出によって、耐衝撃性や耐疲労性が低下するといわれている。
【０００６】
またギアやエレメントに用いられる高炭素鋼板は、焼入れ前の軟質化状態で成形加工を行うが、板面内での段差のある部品成形や異形状加工、圧延を行うことがあり、非常に高い部品精度が求められる。
【０００７】
ここで、軟質高炭素鋼板に関する従来技術については、以下のように種々の提案がなされている。
【０００８】
例えば、特許文献１には、打抜き性の改善を主目的として、焼鈍条件と冷却条件の組合せにより鋼組織にボイドを導入することで、打抜き性が格段に向上することを見いだし、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％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、及びＣｒ：０．０５〜１．０％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、打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板が提案されている。
【０００９】
また、特許文献２には、打抜きカエリの改善を主目的として、質量％で、Ｃ：０．６５〜０．８５％、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、（ｉ）硬さが１７０ＨＶ以下であり、かつ（ii）最終冷延前の組織の板厚断面にて、０．５μｍ２以下の炭化物の面積が、炭化物の総面積の１５％以内である、打抜きカエリの小さい軟質高炭素鋼板が提案されている。
【００１０】
また、特許文献３には、熱処理前においては軟質で良好な成形性を備え、かつ熱処理後においては硬度に比して優れた耐摩耗性に優れる高炭素鋼板を提供することを目的として、フェライトおよび球状化炭化物のサイズ分布を制御することで、従来材よりも合金元素の含有量に比してより軟質化させることを可能とすることを見いだし、Ｃ：０．５０〜１．００％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｃｒ：０．３０〜０．６０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｎ：０．００５０％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなり、さらに、Ｃｒ含有量およびＭｎ含有量が下記（１）式を満足し、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以上であるとともに、球状化炭化物のうち粒径が１．０μｍ以上であるものの個数比率が５０％以上である高炭素鋼板が提案されている。
１．２≦（Ｍｎ／５５）／（Ｃｒ／５２）≦２．０・・・・・・・（１）
ただし、（１）式における符号ＭｎおよびＣｒは、いずれも、鋼中における各元素の含有量（質量％）を示す。
【００１１】
また、特許文献４には、耐疲労性、特に、低・中サイクルの耐疲労性を高めつつ未固溶炭化物量を減じても耐摩耗性にも優れた鋼材を提供することを目的として、少なくともＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを含み、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、１０．８［Ｃ］＋５．６［Ｓｉ］＋２．７［Ｍｎ］＋０．３［Ｃｒ］≦１３を満たす成分組成を有する鋼からなるベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼であって、前記鋼は、質量％で、必須添加元素として、Ｃ：０．５０〜０．７０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｃｒ：０．２０〜１．００％を含むとともに、任意添加元素として、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０１５％を含み得る残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、軟化熱処理を行うことにより８８ＨＲＢ以下の硬さを有するベルト式ＣＶＴのエレメント用鋼が提案されている。
【００１２】
また、特許文献５には、自動車部品、電機部品等の薄板製品用の冷間加工性と焼入性を兼備した高炭素鋼帯とその製造方法を提供することを目的として、重量割合にて、Ｃ：０．１５〜０．７５％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．６０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．００６０％以下、かつ５≦ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎ≦２０、を含有する鋼組成を有し、鋼中炭化物平均粒径が０．５〜２．０μｍで、長径／短径＜５となる球状組織の占有比率で示す球状化率≧８０％を満足し、式（１）で規定する鋼中の平均炭化物分散間隔θｓｐが、鋼中のＣ量と平均フェライト粒径ｄに対し、式（２）の関係を満足する金属組織構造を有する冷間鍛造性と焼入れ性に優れた高炭素鋼帯が提案されている。
炭化物分散間隔θｓｐ（μｍ）＝｛１０６／（３．１４×平均θｎ）｝０．５×２．３・・（１）
ここで、θｎは、鋼帯表層から板厚１／４深さの部位の領域を、断面研磨後ナイタールにて腐食し走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大観察して１００×１００μｍの視野を１６分割し、測定した炭化物粒数の数値を１ｍｍ２の領域での個数に換算した値で単位はｎ／ｍｍ２、さらに１６視野の平均値を平均θｎ（ｎ／ｍｍ２）とする。
１．０×θｓｐ＋１．０＜ｄ（μｍ）＜１．０×θｓｐ＋１０．０・・・・（２）
【００１３】
また、特許文献６には、圧延方向とその直交方向に関する機械的性質に差のない高炭素鋼板を提供することを目的として、Ｃ：０．１〜１．５重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．２〜２．５重量％，Ｓ：０．００２重量％未満，残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成をもち、圧延方向の伸び及び衝撃値に対する圧延方向に直交する方向の伸び及び衝撃値の比で定義される面内異方性指数が０．９〜１．０の範囲になるように、介在物の圧延方向の平均長さが６μｍ以下であり、圧延方向の長さが４μｍ以下の介在物個数が全介在物の８０％以上であることを特徴とする面内異方性の小さい高炭素鋼板が提案されている。
【００１４】
しかしながら、上記引用文献１〜６には、軟質鋼板の状態での冷間加工性を考慮した高炭素鋼板については、開示されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特許第４９０３８３９号公報
【特許文献２】特開２０１１−１２３１７号公報
【特許文献３】特許第４３７１０７２号公報
【特許文献４】特開２０１２−１７９４号公報
【特許文献５】特許第３４６８１７２号公報
【特許文献６】特許第３９１０２４２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質高炭素鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．６５〜１．０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｐ：０．０３％以下（０%を含まない）、
Ｓ：０．０１％以下（０%を含まない）、
をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、  深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ。）の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、
板面方位が（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以上であるとともに、
前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径が３〜５０μｍであることを特徴とする軟質高炭素鋼板である。
【００１８】
請求項２に記載の発明は、前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、さらに、板面方位が（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率が２０％以下である請求項１に記載の軟質高炭素鋼板である。
【００１９】
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含むものである請求項１または２に記載の軟質高炭素鋼板である。
【００２０】
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
を含むものである請求項１１〜３のいずれか１項に記載の軟質高炭素鋼板である。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、集合組織形態をより厳密に制御することで、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質高炭素鋼板を提供できるようになった。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明をさらに詳細に説明する。
【００２３】
まず、本発明に係る鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を特徴づける集合組織について説明する。
【００２４】
〔本発明鋼板の集合組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、鋼中の集合組織形態をより厳密に制御することを特徴とする。
【００２５】
一般に、従前より鋼板の成形性向上のための集合組織制御に関しては、自動車の車体外板に用いられる薄鋼板の深絞り加工性は、材料の塑性異方性（ｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ値）：引張り試験における板幅ひずみと板厚ひずみの比）が大きいほど、その加工性が高くなること、さらに再結晶集合組織において板面方位に平行な｛１１１｝面を強く発達させ、｛１００｝面方位を弱めることが深絞り性の向上に不可欠であることが実験的にも理論的にも明らかにされている(日本鉄鋼協会：「再結晶・集合組織とその組織制御への応用  再結晶研究の最前線」，１９９９年３月，ｐ．２０８参照)。
【００２６】
このため、車体外板用の鋼板では、集合組織制御による加工性向上の取り組みは、種々行われているが、高炭素鋼板では行われていなかった。
【００２７】
本発明鋼板の軟質高炭素鋼板は、主にフェライト相と球状化したセメンタイトをベースとする組織形態であるが、特に、フェライト結晶粒の板面方位およびそのサイズを特定範囲に制御することを特徴とする。
【００２８】
集合組織のでき方は結晶系が同じでも加工法によって異なり、圧延材の場合は圧延面と圧延方向で表現される。つまり、下記に示すように圧延面は｛○○○｝で、圧延方向は＜△△△＞で、それぞれ表現される。なお、○や△は整数を示している。これら各方位の表現については、長島晋一編著：「集合組織」（丸善株式会社刊）などに記載されている。
【００２９】
本発明では、深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、板面方位が、（１２３）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率を２０％以上に制御することで、軟質化高炭素鋼板の冷間加工性を向上させることができる。
【００３０】
前記深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒に関し、さらに、板面方位が、（００１）面から１０°以内のフェライト結晶粒の面積率を２０％以下に制御することで、軟質化高炭素鋼板の冷間加工性をより向上させることができる。
【００３１】
従来から、フェライト結晶粒の板面方位に関し、板面に平行な（１１１）面方位を強く発達させる一方、（００１）面方位を弱めることが深絞り性の向上に有効であることが知られている。冷間圧延工程と焼鈍工程を施す工程ではこのような板面方位の制御が可能であったが、高炭素鋼板では、このような板面方位の制御が難しかった。
【００３２】
そこで本発明では、新たに（１２３）面の板面方位を有するフェライト結晶粒を導入することによって、高炭素鋼板での集合組織制御を可能にし、軟質化状態での冷間加工性の向上を実現できるようになった。
【００３３】
上述したように、板面方位として（１２３）面を有するフェライト結晶粒は、軟質化状態での冷間加工性を向上させる作用を有し、このような作用を有効に発揮させるためには、面積率で２０％以上が必要である。好ましくは２２％以上、さらに好ましくは２４％以上、特に好ましくは２６％以上である。
【００３４】
一方、（００１）面は、成形による面内異方性を生じさせ、成形性を劣化させる。したがって、面積率を２０％以下、さらには１８％以下、特に１５％以下に制限することが好ましい。
【００３５】
なお、板材では、板厚方向に組織分布を有するため、板厚の１／４の深さ位置を代表位置として組織形態を規定した。また、板面方位が上記各理想面方位（（１２３）面、（００１）面）から１０°以内のフェライト結晶粒はほぼ同等の作用を有すると考えられるので、その範囲の板面方位を有するフェライト結晶粒の面積率でそれぞれ規定することとした。
【００３６】
＜深さｔ／４の位置に存在するフェライト結晶粒の平均粒径：３〜５０μｍ＞
フェライト組織を構成するフェライト結晶粒の平均粒径は、鋼板の加工性（絞り加工性、曲げ加工性、プレス加工性）を向上させるとともに、加工後の表面性状を満足させるため、３〜５０μｍの範囲であることが必要である。フェライト結晶粒が細かくなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎるため、その平均粒径は３μｍ以上、好ましくは４μｍ以上、さらに好ましくは５μｍ以上とする。一方、フェライト結晶粒が粗大化しすぎると、靱性、疲労特性などが劣化するとともに、結晶方位を制御しても、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易いため、その平均粒径は５０μｍ以下、好ましくは４５μｍ以下、さらに好ましくは４０μｍ以下とする。なお、上記と同様、板厚方向でフェライト結晶粒のサイズ分布が存在するが、板厚の１／４の深さ位置を代表位置としてフェライト結晶粒の平均粒径を規定した。
【００３７】
〔フェライト結晶粒の板面方位の測定方法〕
フェライト結晶粒の板面方位は、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ［Electron Back Scattering Patternと、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）によって、測定・解析される。ＳＥＭ装置としては、例えば日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬＪＳＭ５４１０）、ＥＢＳＰ測定・解析システムとして、例えばＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製（ＯＩＭ）を各々用いる。また、結晶粒の大きさにもよるが試料の測定領域は３００〜１０００μｍ×３００〜１０００μｍとし、測定ステップ間隔は例えば１〜３μｍとする。このようにして同定した各フェライト結晶粒の結晶方位より、上記各理想面方位から１０°以内の方位のものを集計して合計面積を求め、測定領域の面積で除すことにより、各理想面方位ごとの面積率を求めた。
【００３８】
〔フェライト結晶粒の平均粒径の測定方法〕
上記フェライト結晶粒の平均粒径は、上記ＳＥＭ−ＥＢＳＰと、その測定条件を用い、所定の測定領域内に観察される各フェライト結晶粒の最大直径を各々測定し、それらの平均値を平均粒径として求めた。
【００３９】
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４０】
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．６５〜１．０％
Ｃは、鋼板の強度を確保するうえで重要な元素であり、０．６５％以上含有させ、所要の強度を確保する。本発明で対象とする部品では、０．６５％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０．６５％とする。１．０％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１．０％とする。好ましくは０．６８〜０．９５％、より好ましくは、０．７０〜０．９０％である。
【００４１】
Ｓｉ：０．１０〜０．６０％
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。本発明で対象とする部品では、０．１０％未満では、添加効果が得られないので、下限を０．１０％とする。０．６０％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０．６０％とする。好ましくは、０．１５〜０．５５％、より好ましくは０．２０〜０．５０％である。
【００４２】
Ｍｎ：０．１０〜１．０％
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに、焼入れ性の向上に有効な元素である。０．１０％未満では、添加効果が得られないので、下限を０．１０％とする。１．０％を超えると、焼入れ、焼戻し後の衝撃特性を助長するとともに、Ｍｎ系の介在物量が増加し、冷間加工性、耐疲労特性を劣化させる。上限を１．０％とする。好ましくは、０．１５〜０．９％、より好ましくは、０．２〜０．８５％である。
【００４３】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、製鋼過程において脱酸に有効な元素であり、またＮの固定に有効な元素である。また本発明における介在物の形態を制御するために必要な添加物質である。これらの効果を得るために、鋼材中のＡｌ含有量は０．０１質量％以上とすることが必須であり、好ましくは０．０１５質量％以上、さらに好ましくは０．０２質量％以上である。また、Ａｌの含有量が０．１質量％を超えると靭性を低下させ、割れが発生しやすくなるので不適であり、好ましくは０．０９質量％以下、さらに好ましくは０．０８質量％以下である。
【００４４】
Ｐ：０．０３％以下（０%を含まない）
Ｐは不可避の不純物元素であり、結晶粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる。そこで、Ｐの含有量は冷間加工性の観点から極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、０．０３％以下（０%を含まない）、好ましくは０．０２質量％以下（０%を含まない）である。
【００４５】
Ｓ：０．０１％以下（０%を含まない）
ＳもＰと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、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。さらに熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ含有量を０．０１質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下とする。ただし、Ｓ含有量を０にすることは工業上困難である。なお、Ｓは、打抜き加工性、被削性を向上させる効果も有するため、その観点からは、０．０００３質量％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００５質量％以上である。
【００４６】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００４７】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選ばれる少なくとも１種
これらの元素は、いずれも、介在物を球状化させ、冷間加工性、耐疲労特性の劣化を低減させる効果がある。本発明の鋼材が、これらの元素を含有する場合、それぞれ１種を単独で含有してもよいし、２種以上を同時に含有していてもよい。これらの元素の含有量は、下記の範囲で選択される。
【００４８】
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Ｃａを含有する場合、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００１質量％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０５％とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０３％、特に好ましくは０．０１％である。
【００４９】
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００１％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０５％とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０３％、特に好ましくは０．０１％である。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
【００５０】
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇの含有量は、０．０００２％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０２％とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１５％、特に好ましくは０．０１％である。
【００５１】
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Ａｌ系酸化物を低融点化して無害化して、打抜き加工性、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Ｌｉを含有する場合、Ｌｉの含有量は、０．０００２％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０２％とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１５％、特に好ましくは０．０１％である。
【００５２】
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｐｂは、被削性を向上させるために有効な元素である。本発明の鋼材が、Ｐｂを含有する場合、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、上限を０．５％とすることが好ましく、好ましくは０．４％、さらに好ましくは０．３％である。
【００５３】
Ｂｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｂｉは、Ｐｂと同様に、打抜き加工性、被削性を向上させるために有効な元素である。本発明の鋼材が、Ｂｉを含有する場合、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、上限を０．５％とすることが好ましく、好ましくは０．４％、さらに好ましくは０．３％である。
【００５４】
その他の合金元素
本発明の鋼材は、上記必須の成分および許容成分に加えて、さらに必要に応じて、下記の（ａ）〜（ｅ）のグループから選ばれる少なくとも１種を含有することができる。
（ａ）Ｃｒ
（ｂ）Ｃｕ、Ｓｎから選ばれる少なくとも１種
（ｃ）Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖよりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｄ）Ｂ
（ｅ）Ｎ
これらの元素の含有量は、下記の範囲で選択される。    
【００５５】
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる作用を有する元素である。必要に応じて、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．０６％以上含有させることができる。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下する虞があるため、その含有量は、１．０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．９％以下、特に好ましくは０．８％以下である。
【００５６】
Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、焼入れ性の確保に有効な元素であるが、本発明では少ないほどよい。０．２％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０．２％とする。好ましくは、０．１９％以下、より好ましくは０．１８％以下である。
【００５７】
Ｓｎ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓｎは、不可避不純物であり、本発明では少ないほどよい。０．１％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０．１％とする。好ましくは、０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
【００５８】
Ｎｉ：０．２％以下（０質量％を含まない）
Ｎｉは、靭性の向上や、焼入れ性の向上に有効な元素であるが、本発明では少ないほどよい。０．２％を超えると、介在物も多くなり、性能を劣化させる。より好ましい上限値は０．１８％以下、より好ましくは、０．１５％以下である。
【００５９】
Ｍｏ含有量：０．１％以下（０質量％を含まない）
Ｍｏは、焼入れ性の向上と、焼戻し軟化抵抗性の向上、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させる作用を有する有効な元素であるが、本発明では、少ないほどよい。Ｍｏが過剰に含有すると、冷間加工性が劣化するおそれがあるため、０．１％以下（０％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０９％以下、特に好ましくは０．０８％以下である。
【００６０】
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）
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が、本発明では、少ないほどよい。０．１％を超えると、冷間加工性、耐疲労特性を劣化させるので、上限を０．１％とする。好ましくは、０．０８％以下である。
【００６１】
Ｖ：０．０１％以下
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あるが、本発明では、少ないほどよい。０．０１％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０．０１％とする。好ましくは、０．００９％以下である。
【００６２】
Ｂ：０．００５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｂを含有する場合、Ｂは、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素であるが、本発明では化合物量を低減させる必要があることから、少ないほどよく、０．００５％以下（０％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００１〜０．００３５％、特に好ましくは０．０００２〜０．００２％である。
【００６３】
Ｎ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）
Ｎは、Ｎは窒化物を形成する元素であり、本発明では極力低減させることが必要である。また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。
【００６４】
上記以外のその他の元素として、Ｔｉ、Ｃｏなども不可避的に含まれることがあるが、本発明では、いずれも介在物を生成する元素であり、極力、添加しない、または、低減させることが好ましい。総量として、好ましくは、０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００６５】
次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
【００６６】
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
［溶鋼の調製］
まず、溶存酸素量と全酸素量を調整した溶鋼に、所定の順番で所定の合金元素を添加することによって、所望の酸化物を生成させることができる。特に本発明では、粗大な酸化物が生成しないように、溶存酸素量を調整した後、全酸素量を調整することが極めて重要である。
【００６７】
溶存酸素とは、酸化物を形成しておらず、溶鋼中に存在するフリーな状態の酸素を意味する。全酸素とは、溶鋼に含まれる全ての酸素、すなわち、フリー酸素と酸化物を形成している酸素の総和を意味する。
【００６８】
まず、溶鋼の溶存酸素量を０．００１０〜０．００６０％の範囲に調整する。溶鋼の溶存酸素量が０．００１０％未満では、溶鋼中の溶存酸素量が不足するため、Ａｌ−Ｏ系酸化物を所定量確保することができず、所望のサイズ分布が得られない。また、溶存酸素量が不足すると、ＲＥＭを添加する場合は、ＲＥＭが硫化物を形成するため、介在物が粗大となり特性を劣化させる原因となる。したがって、上記溶存酸素量は０．００１０％以上とする。上記溶存酸素は、好ましくは０．００１３％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
【００６９】
一方、上記溶存酸素量が０．００６０％を超えると、溶鋼中の酸素量が多くなりすぎるため、溶鋼中の酸素と上記元素の反応が激しくなって溶製作業上好ましくないばかりか、粗大な酸化物を生成して却って特性を劣化させる。したがって、上記溶存酸素量は０．００６０％以下に抑えるべきである。上記溶存酸素量は、好ましくは０．００５５％以下、より好ましくは０．００５３％以下とする。
【００７０】
ところで、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量は、通常０．０１０％を超えている。そこで本発明の製法では、溶鋼中の溶存酸素量を何らかの方法で上記範囲に調整する必要がある。
【００７１】
溶鋼中の溶存酸素量を調整する方法としては、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて真空Ｃ脱酸する方法や、ＳｉやＭｎ、Ａｌなどの脱酸性元素を添加する方法などが挙げられ、これらの方法を適宜組み合わせて溶存酸素量を調整してもよい。また、ＲＨ式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて溶存酸素量を調整してもよい。この場合、真空Ｃ脱酸による溶存酸素量の調整はできないため、溶存酸素量の調整にはＳｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用すればよい。Ｓｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸性元素を添加しても構わない。
【００７２】
溶鋼の溶存酸素量を０．００１０〜０．００６０％の範囲に調整した後は溶鋼を攪拌し、溶鋼中の酸化物を浮上分離することによって溶鋼中の全酸素量を０．００１０〜０．００７０％に調整する。このように本発明では、溶存酸素量が適切に制御された溶鋼を撹拌し、不要な酸化物を除去してから、粗大な酸化物、すなわち、粗大な介在物の生成を防止できる。
【００７３】
上記全酸素量が０．００１０％未満では、所望の酸化物量不足になるため、介在物の微細なサイズ分布に寄与する酸化物量を確保することができない。したがって、上記全酸素量は０．００１０％以上とする。上記全酸素量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００１８％以上である。
【００７４】
一方、上記全酸素量が０．００７０％を超えると、溶鋼中の酸化物量が過剰となり、粗大な酸化物、すなわち、粗大な介在物が生成して特性が劣化する。したがって、上記全酸素量は０．００７０％以下に抑えるべきである。上記全酸素量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。
【００７５】
溶鋼中の全酸素量は、概ね溶鋼の攪拌時間に相関して変化することから、撹拌時間を調整するなどして制御することができる。具体的には、溶鋼を撹拌し、浮上してきた酸化物を除去した後の溶鋼中の全酸素量を適宜測定しながら、溶鋼中の全酸素量を適切に制御する。
【００７６】
鋼材にＲＥＭを添加する場合は、溶鋼中の全酸素量を上記範囲に調整した後に、ＲＥＭを添加してから鋳造する。全酸素量を調整した溶鋼へ上記の元素を添加することによって所望とする酸化物が得られる。
【００７７】
溶鋼へ添加するＲＥＭの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ、純Ｙなど、あるいは純Ｃａ、さらにはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｃａ合金、Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度、Ｌａを２０〜４０％程度含有している。ただし、ミッシュメタルには不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は、本発明で規定する好適範囲を満足する必要がある。
【００７８】
本発明でＲＥＭを添加した場合は、粗大な酸化物の除去を促進する目的で、ＲＥＭを添加した後は、４０分を超えない範囲で溶鋼を攪拌することが好ましい。攪拌時間が４０分を超えると、微細な酸化物が溶鋼中で凝集・合体するため酸化物が粗大化し、特性が劣化する。したがって、攪拌時間は４０分以内とすることが好ましい。攪拌時間は、より好ましくは３５分以内であり、さらに好ましくは３０分以内である。溶鋼の攪拌時間の下限値は特に限定されないが、攪拌時間が短過ぎると添加元素の濃度が不均一となり、鋼材全体として所望の効果が得られない。したがって、容器サイズに応じた所望の攪拌時間が必要となる。
【００７９】
以上のようにして、成分組成が調整された溶鋼が得られる。得られた溶鋼を用いて鋳造し、鋼片を得る。
【００８０】
次に、加熱、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の緩冷、緩冷後の急冷、巻取りを行って製造する。
【００８１】
［加熱］
熱間圧延前の加熱は１１５０〜１３００℃で行う。この加熱によりオーステナイト単相とする。これにより固溶元素（Ｖ、Ｎｂなどの不純物含む）は、オーステナイトに固溶させる。加熱温度が１１５０℃未満ではオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、１３００℃を超える温度は操業上困難である。また、不純物としてＴｉが含まれる場合、炭化物のうち最も溶体化温度の高いＴｉを固溶させる点でも、ＴｉＣの溶体化温度以上１３００℃以下が必要である。加熱温度の好ましい下限は１１５０℃、さらに好ましい下限は１２００℃である。
【００８２】
［熱間圧延］
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８００℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してベイナイトの粒径を大きくするため、８５０℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、１０００℃とする。
【００８３】
［熱延後の急冷］
上記仕上げ圧延終了後、５ｓ以内に２０℃／ｓ以上の冷却速度（急冷速度）で急冷し、５８０℃以上６７０℃未満の温度（急冷停止温度）で急冷を停止する。フェライト変態の開始温度を低温化することによりフェライト中に形成される析出炭化物を微細化するためである。冷却速度（急冷速度）が２０℃／ｓ未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が５８０℃未満ではパーライト変態またはベイナイト変態が促進され、冷間加工性が低下する。一方、急冷停止温度が６７０℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、耐疲労特性が確保できない。急冷停止温度は、好ましくは６００〜６５０℃、さらに好ましくは６１０〜６４０℃である。
【００８４】
［急冷停止後の緩冷］
上記急冷停止後は、５℃/ｓ以上２０℃／ｓ未満の冷却速度（緩冷速度）で緩冷する。緩冷速度を５℃／ｓ以上とすることで、熱延中における初析フェライトの形成を抑制し、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させること、熱延板での結晶粒組織を制御することにより、最終鋼板における集合組織形態を制御するためである。緩冷速度が５℃／ｓ未満では、初析フェライトの形成量が多くなり、粗大粒が生成するとともに、最終鋼板で粗大粒が生成し、炭化物の不均一状態を生じ、冷間加工性を劣化させる。
【００８５】
［緩冷後の急冷、巻取り］
上記緩冷後、５５０℃超６５０℃以下で巻き取る。巻取り温度が６５０℃超では、表面酸化スケールが多く形成され、表面性状が劣化し、一方５５０℃未満では、マルテンサイトが多く形成され、冷間加工性が低下する。
【００８６】
［熱延後の焼鈍］
上記の熱間圧延後、冷間圧延前に軟質化と炭化物の球状化を目的に焼鈍を行う。軟質化焼鈍は、Ｈ２：１５〜２０容積％雰囲気で、鋼板を室温からＡc１〜Ａc１＋５０℃まで加熱した後、１０時間以上保持して行う。この１０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、微細ラメラを、オーステナイト中に溶解させる。上記１０時間以上の保持後、鋼板は、４００℃程度まで１０℃／ｈ以上で冷却する。
【００８７】
［酸洗−冷間圧延］
上記の鋼板を酸洗し、その後、１２％以上の圧下率で冷間圧延を施す。冷間加工率（冷延率）が高いほど、炭化物が球状化しやすくなる。    
【００８８】
［軟質化（球状化）焼鈍］
冷間圧延後、軟質化と炭化物の球状化を目的に焼鈍を行う。軟質化焼鈍は、Ｈ２：１５〜２０容積％雰囲気で、鋼板を室温からＡc１〜Ａc１−５０℃まで加熱した後、１０時間以上保持して行うか、または、Ａc１〜Ａc１＋５０℃まで加熱した後、５時間以上保持して行う。Ａc１点の下で行うか、上で行うかは、板厚、コイルのサイズにより異なるが、要求される球状化、軟質化度合い、およびコイル内の均一性によって選択される。この熱処理により炭化物の球状化を促進するとともに、微細ラメラを、オーステナイト中に溶解させる。上記１０時間以上の保持後、鋼板は、６００℃まで１０℃／ｈ以下の速度で冷却する。これにより炭化物の球状化を促進させる、６００〜４００℃までは、１５℃／ｈ以下の速度で冷却する。これは、コイル内を均一に冷却することによりコイルつぶれなどの形状を安定化させるためである。その後、４００℃以下では、コイル内の温度分布が均一に冷却できるのであれば、水冷等により高い冷却速度（５０℃〜１００℃／ｈ程度以上など）で冷却してよい。
【実施例】
【００８９】
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００９０】
真空溶解炉（容量１５０ｋｇ）を用い、下記表１に示した化学成分を含有する供試鋼を溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。真空溶解炉で供試鋼を溶製するに当っては、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｃａ以外の元素について成分調整するとともに、Ｃ，ＳｉおよびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素を用いて脱酸して溶鋼の溶存酸素量を調整した。溶存酸素量を調整した溶鋼を１〜１０分程度攪拌して溶鋼中の酸化物を浮上分離させることによって溶鋼の全酸素量を調整した。
【００９１】
なお、ＲＥＭおよびＣａを添加する場合は、添加全酸素量を調整した溶鋼に添加することによって成分調整した溶鋼を得た。なお、ＲＥＭはＬａを約２５％とＣｅを約５０％含有するミッシュメタルの形態で、ＣａはＮｉ−Ｃａ合金、またはＣａ−Ｓｉ合金、またはＦｅ−Ｃａ圧粉体の形態で、それぞれ添加した。
【００９２】
得られたインゴットを、下記表２に示す条件にて熱間圧延して板厚が４ｍｍの熱延板を製造した。なお、いずれの試験においても、仕上げ圧延終了後における急冷停止までの冷却速度は２０℃／ｓ以上であった。
【００９３】
その後、上記熱延板を、室温〜７００℃までを２０ｈで昇温し、７００℃×２５ｈ保持し、７００℃→５００℃までを１０ｈで冷却するパターンで焼鈍を施した後、冷間圧延を行い、板厚２ｍｍの冷延板を製造した。
【００９４】
さらに、上記冷延板を、Ｈ２＝１５〜２０容量％、６０Ｎｍ３／ｈの雰囲気で、室温〜７００℃までを２５ｈで昇温し、７００℃×２５ｈ保持し、７００℃→５００℃までを２０ｈで冷却するパターンで球状化焼鈍を施して焼鈍板（軟質高炭素鋼板）を製造した。
【００９５】
このようにして得られた各焼鈍板（軟質高炭素鋼板）について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、フェライト結晶粒の、各理想面方位ごとの面積率および平均粒径を求めた。
【００９６】
さらに、上記各焼鈍板（軟質高炭素鋼板）について、耐摩耗性、冷間加工性を評価するため、以下に説明する方法により、表面硬さ、打抜き加工性、降伏比をそれぞれ測定した。
【００９７】
＜表面硬さ＞
ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重：１０００ｇ、測定位置：鋼板表面部を測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、硬さが低くなりすぎると耐摩耗性が劣化し、硬さが高くなりすぎると加工性が劣化することから、１６０〜２００Ｈｖのものを合格とした。
【００９８】
＜打抜き加工性＞
鋼板のせん断加工試験を行い、その破断面で、割れが発生した場合を×、目視できる１ｍｍ程度のクラックが見られる場合を△、クラックは発生していないが、３０μｍを超えるバリが発生しているものを○、バリの発生が小さいもの（３０μｍ以下）を◎とし、◎または○のものを合格とした。
【００９９】
＜降伏比＞
成形する部品の種類や形状によって、圧延、絞り、張り出し、曲げなど種々の加工形態が存在するが、鋼板の冷間加工性（成形性）を統一的に評価するための指標として、「降伏比」を用いた。さらに、成形性の板面内異方性を評価するため、「圧延方向の降伏比」と「圧延方向に直角な方向の降伏比」の差を用いた。
降伏比は、［降伏点］／［引張強さ］で定義されるので、「降伏比」が低いということは、引張強さと降伏点との差が大きく、一様伸びを示す応力の範囲が広いので、塑性加工されやすい、すなわち、冷間加工性に優れていることを意味する。
本発明では、圧延方向の降伏比が０．８０以下のものを合格とした。好ましくは０．７８以下、さらに好ましくは０．７６以下である。
また、成形性の評価としては、板面内の異方性も小さいことが好ましい。圧延方向の降伏比と圧延方向に直角な方向（圧延直角方向）の降伏比との差を０．１未満、さらには０．０８以下、特に０．０６以下とすることが推奨される。
【０１００】
これらの測定結果を下記表３に示す。
【０１０１】
【表１】
2015034307.tif 000002
【０１０２】
【表２】
2015034307.tif 000003
【０１０３】
【表３】
2015034307.tif 000004
【０１０４】
上記表３に示すように、試料Ｎｏ．１，３〜６，１０，１５，１９〜２６は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼であり、表面硬さ、打抜き加工性および圧延方向の降伏比のうち少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。
【０１０５】
これに対し、試料Ｎｏ．２，７〜９，１１〜１４，１６〜１８はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、表面硬さ、打抜き加工性および圧延方向の降伏比は全て合格基準を満たしており、軟質化状態での冷間加工性に優れ、部品精度向上に寄与する軟質化高炭素鋼板が得られることが確認できた。