JP2015117406A - 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 自動車のチェーン、ギヤー、クラッチ等の駆動系部品及び鋸、刃物等の素材として好適な、打ち抜き性優れ、特に打ち抜きダレの少ない中・高炭素鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０２５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延焼鈍鋼板。
【選択図】 図１

Description

本発明は、打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板およびその製造する方法に関するものである。

中・高炭素鋼板は、自動車のチェーン、ギヤー、クラッチ等の駆動系部品及び鋸、刃物等の素材として用いられる。中・高炭素鋼の鋼帯あるいは鋼帯から切り出した鋼板から金型で所定の形状に打ち抜かれた元素材は絞り、穴拡げ、増肉、減肉等の塑性加工により部品形状へと成形される。

従前は熱間鍛造により部品が成形されることが多かった。近年は低コスト化のために前述の冷間での塑性加工により部品を製造する動きがある。加工後は所定の寸法を得るために切削が施されるが、トータル製造コストに占める切削コストの割合は大きいため、冷間での塑性加工により成形された部品に求められる寸法精度は高まってきている。塑性加工のスタートは、鋼帯あるいは切板から打ち抜かれたブランク板であるため、打抜きで高い寸法精度をもつ鋼板を製造する技術の確立が要求される。

本発明で示す打ち抜き性の改善とは、寸法精度の改善として打ち抜きブランク板のダレの減少、打抜き端面の性状改善、更には金型寿命の延長である。

これまで、打ち抜き性を改善する技術について多くの提案がなされてきた（例えば、特許文献１〜６、参照）。

例えば、特許文献１には、精密打抜き性に優れ高周波焼入れ可能な精密打抜き用高炭素鋼板として、Ｃ：０．１５〜０．９０重量％の中炭素又は高炭素鋼板を、球状化率８０％
以上、平均粒径０．４〜１．０μｍの炭化物がフェライトマトリックスに分散した組織に
調整し、切欠き引張伸びＥｌＶを２０％以上とし、更にＤ値［＝（３×ＥｌＶ２＋１８×ＥｌＶ）／ＴＳ、ＴＳ：引張強さ］を３以上にすることで金型寿命を改善する発明が開示されているものの、内部の組織形態の制御による打ち抜き端面性状の改善に関するものであり、打ち抜きダレを改善できる技術ではない。

さらに特許文献２には、加工性が優れるばかりでなく、打抜きおよびシェービング加工時に加工金型を損耗させることのない軟質な組織形態の中・高炭素鋼板の発明が開示されているが、この組織形態の製造には熱延酸洗鋼板に対して、１回もしくは２回以上の冷間圧延を施す必要があり、抜本的な低コスト化には至らない。

特許文献３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、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ことで、打抜き性材質の軟質化と打抜き性の向上を図る発明が開示されている。

特許文献４は、打抜き加工性を劣化させず、製造工程の簡略化を可能とする高炭素冷延鋼板の製造方法及び高炭素冷延鋼板に係る発明で、所定の成分の高炭素冷延鋼板を、（Ａｒ３変態点−２０℃）以上の仕上温度で熱間圧延し、１２０℃／ｓ超えの冷却速度で４００℃以上５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、６００℃以上Ａｃ１変態点以下の巻取り温度域まで温度上昇させた後、該温度域でコイル状に巻取り、鋼板温度が４００℃になるまで平均冷却速度２０℃／ｈｒ以下で冷却して、熱延鋼板とし、酸洗後、圧延率３０％以上で冷間圧延を行い、６００℃以上Ａｃ１変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する発明が開示されている。

特許文献５は、長時間を要する多段階焼鈍を用いることなく製造でき、打抜き端面の割れが発生しにくい伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板とするもので、炭化物平均粒径を０．１μｍ以上１．２μｍ未満、炭化物を含まないフェライト粒の体積率を１０％以下に制御することを特徴とする発明が開示されている。

特許文献６は、熱間圧延工程と短時間の焼鈍工程のみで、微細でかつ均一な球状炭化物分散鋼と同等の特性を有し、しかも従来の微細炭化物分散鋼の問題点であった加工性とくに精密打ち抜き加工性ならびに曲げ加工性の点についても有利に改善した高炭素熱延鋼板の製造方法に係る発明が開示されている。

しかし、これらのいずれの発明にも、塑性加工品の寸法精度に影響を及ぼす打ち抜きダレを改善する技術については何らの開示もされていない。

特開２００９−２９９１８９号公報 特開２００９−２１５６１２号公報 特開２０１１−０１２３１６号公報 特開２００７−０３１７６１号公報 特開２００３−０１３１４５号公報 特開平８−２６９５４１号公報

本発明は、上記実情に鑑み、優れた打ち抜き性、特に打ち抜きダレの少ない中・高炭素鋼板とその製造方法を提供することを課題とするものである。

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、優れた打ち抜き性、特に打ち抜きダレ量の抑制には、鉄の体心立方格子の（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度を２．５以上に制御することが有効であることを知見した。加えて、熱延板焼鈍板のビッカース硬さを１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下とし、さらに鋼板の組織としてフェライト粒径を１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイト粒子径を０．１μｍ以上２．０μｍ以下、セメンタイトの球状化率を８５％以上とすることにより打抜き部品における端面性状の改善及び金型の高寿命化が可能であることを知見した。

また、これを満足する鋼板の製造方法は、単に熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても製造困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することでしか製造できないことも、種々の研究を積み重ねることで知見し、本発明を完成した。

本発明の要旨は、次の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｐ：０．００１〜０．０２５％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板であり、
鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。

（２）前記鋼板が、添加元素として質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ：０．００１〜０．２％、
Ｃｕ：０．００１〜０．４％
Ｗ：０．００１〜０．５％、
Ｔａ：０．００１〜０．５％、
Ｎｉ：０．００１〜０．５％、
Ｍｇ：０．００１〜０．０３％、
Ｃａ：０．００１〜０．０３％、
Ｙ：０．００１〜０．０３％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０３％、
Ｌａ：０．００１〜０．０３％
Ｃｅ：０．００１〜０．０３０％
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。

（３）前記（１）または（２）に記載の鋼板は、
フェライト粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下であり、
セメンタイト粒子径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下であり、
セメンタイトの球状化率が８５％以上である組織を有し、
ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。

（４）前記（１）または（２）に記載の成分の連続鋳造鋳片を直接、または一旦冷却後、加熱し熱間圧延する際に、粗熱延終了後粗バーを加熱して２０〜１５０℃昇温させ、６００℃以上Ａｅ３−２０℃未満の温度域で仕上げ熱延を完了し、４００℃以上６５０℃未満で捲取った熱延鋼板をそのまま、あるいは酸洗し、箱焼鈍して製造することを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。

（５）前記（４）に記載の箱焼鈍として６８０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度で３ｈｒ以上６０ｈｒ以下の焼鈍時間の焼鈍を施すことを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。

（６）前記（４）に記載の箱焼鈍として６８０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度で３ｈｒ以上６０ｈｒ以下の焼鈍時間の１段目の焼鈍を施した後に、７３０℃以上７９０℃以下の焼鈍温度で１ｈｒ以上１２ｈｒ以下の焼鈍時間の２段目の焼鈍を施し、６５０℃まで１℃／ｈｒ以上２０℃／ｈｒ以下の冷却速度にて冷却し、その後室温まで冷却するステップ型の焼鈍を施すことを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、打抜きによるダレを抑制する中・高炭素鋼板及びその製造方法を提供できる。更には打ち抜き端面の性状に優れ、金型寿命も延長できるという顕著な効果を奏する。

（１１０）±５°への方位集積度と打ち抜きダレの関係を示す図である。 製造条件の影響として、熱延仕上げ温度と捲取温度の最適製造範囲を示す図である。 組織の影響として、フェライト粒径とセメンタイト粒子径の最適形態範囲を示す図である。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明の鋼板の化学成分を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。

（Ｃ：０．１０〜０．７０％）
Ｃは、圧延における転位の増殖を促す強力な元素である。圧延中に変態したフェライトの転位の増殖及び蓄積により（１１０）方位に集積するため、０．１０％以上の添加が望ましい。０．１０％未満では、熱延での転位の増殖が抑えられるため集積度が低下する。このため、下限を０．１０％とする。一方、０．７０％を超えると、熱延においてフェライトが変態しがたくなり、（１１０）方位への集積が得られないため上限を０．７０％とする。より好ましくは０．１５〜０．６５％である。

（Ｓｉ：０．０１〜１．０％）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、熱延中におけるフェライト変態を促進させる元素である。０．０１％未満では、添加効果が得られないので、下限を０．０１％とする。一方、１．０％を超えると、延性が低下するため、熱延中に耳割れが発生し、歩留まりの低下及びコスト増加を招く。このため、上限を１．０％とする。より好ましくは０．０５〜０．８％であり、さらに好ましくは０．０８〜０．３５％である。

（Ｍｎ：０．１〜３．０％）
Ｍｎは、圧延における転位の蓄積を促す元素である。圧延中に変態したフェライトの転位の増殖及び蓄積により（１１０）方位に集積するため、０．１０％以上の添加が望ましい。０．１０％未満では、熱延での転位の蓄積が抑えられるため集積度が低下する。このため、下限を０．１０％とする。一方、３．０％を超えると、熱延中にフェライトが変態しがたくなり、（１１０）方位への集積が得られないため上限を３．０％とする。より好ましくは０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．５〜１．５％である。

（Ｐ：０．００１〜０．０２５％）
Ｐは、圧延における転位の増殖を促す元素である。０．００１％未満では、添加効果が得られないので、下限を０．００１％とする。一方、０．０２５％を超えると、延性が低下するため、熱延中に耳割れが発生し、歩留まりの低下及びコスト増加を招く。このため上限を０．０２５％とする。より好ましくは０．００２〜０．０２％である。

（Ｓ：０．０００１〜０．０１０％）
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成し、打抜き端面の性状を悪化させるため、上限を０．０１０％とする。しかし、Ｓを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ため、下限を０．０００１％とする。より好ましくは０．０００３％〜０．００７％である。

（Ａｌ：０．００１〜０．１０％）
Ａｌは、脱酸剤として作用し、また、熱延中におけるフェライト変態を促進させる元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を０．００１％とする。一方、０．１０％を超えると添加効果は飽和し、鋼板の延性を低下させ、熱延コイルの耳割れ及び巻ほどしにおける脆化割れを引き起こす。このため、上限を０．１０％とする。より好ましくは０．０１％〜０．０８％であり、さらに好ましくは０．０１５〜０．０４％である。

（Ｎ：０．００１〜０．０１０％）
Ｎは、熱延中の転位の増殖に有効に働く元素である。０．００１％未満では添加効果が充分に得られないため、下限を０．００１％とする。一方、過剰な含有により鋼板の延性低下を招くため、上限を０．０１０％とする。より好ましくは０．００２％〜０．００８％である。

本発明は、上記成分を鋼板の基本成分とするが、さらに、鋼板の機械的特性を向上させる目的で、以下に述べる成分を選択的に含有させることができる。

（Ｔｉ：０．０１〜０．２％）
Ｔｉは熱延中のオーステナイト粒の微細化に有効な添加元素である。オーステナイト粒の微細化によりフェライト変態が促進され、（１１０）への方位集積が促進するため、０．０１％以上の添加が望ましい。０．０１％未満では効果が得られないため、下限を０．０１％とする。一方、過剰な添加では鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を０．２％とする。より好ましくは０．０１５％〜０．１％である。

（Ｃｒ：０．０１〜１．５０％）
Ｃｒは、熱延中におけるフェライト変態を促進し、部品熱処理時の焼入れ性を改善する添加元素である。０．０１％未満では大きな添加の効果が得られないため、下限を０．０１％とする。一方、１．５０％を超える添加では、鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を１．５０％とする。より好ましくは０．０５％〜１．１０％である。

（Ｍｏ：０．０１〜０．５０％）
Ｍｏは、熱延中におけるフェライト変態を促進し、部品熱処理時の焼入れ性を改善する添加元素である。０．０１％未満では大きな添加の効果が得られないため、下限を０．０１％とする。一方、０．５０％を超える添加では、鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を０．５０％とする。より好ましくは０．０５％〜０．３０％である。

（Ｂ：０．０００１〜０．０１０％）
Ｂは、熱延中のオーステナイト粒を微細化させ、部品熱処理時の焼入れ性を改善する添加元素である。０．０００１％未満では、添加効果がないので、下限を０．０００１％とする。０．０１０％を超えると、鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を０．０１０％とする。より好ましくは０．０００５％〜０．００５％である。

（Ｎｂ：０．００１〜０．１０％）
Ｎｂは、窒化物を形成し、鋼材の強度増加に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには０．００１％以上を含有させることが好ましい。しかし、０．１０％を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を０．１０％とする。より好ましくは０．０１％〜０．０８％である。

（Ｖ：０．００１〜０．２％）
Ｖも、Ｎｂと同様に、窒化物を形成し、鋼材の強度増加に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには０．００１％以上を含有させることが好ましい。０．２％を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を０．２％とする。 より好ましくは０．０１％〜０．１５％である。

（Ｃｕ：０．００１〜０．４％）
Ｃｕは、微細な析出物の形成により鋼材の強度を増加させる元素である。強度増加の効果を有効に発揮するためには０．００１％以上の含有が好ましい。強度増加には含有量は多いほど望ましいが、０．４％を超える含有では、鋼板の熱間脆化を招き、熱延中の板破断を引き越すため、上限を０．４％とする。より好ましくは０．０１％〜０．３５％である。

（Ｗ：０．００１〜０．５％）
Ｗは、部品熱処理時の焼入れ性の向上に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには０．００１％以上を含有させることが好ましい。０．５％を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を０．５％とする。より好ましくは０．０１％〜０．４％である。

（Ｔａ：０．００１〜０．５％）
Ｔａは、窒化物を形成し、鋼板の強度を増加させるとともに、焼入れ性も向上させる元素である。その効果を有効に発揮させるためには０．００１％以上を含有させることが好ましい。０．５％を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を０．５％とする。より好ましくは０．０１％〜０．４％である。

（Ｎｉ：０．００１〜０．５％）
Ｎｉは、部品の靭性の向上や、焼入れ性の向上に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには０．００１％以上を含有させることが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な合金元素であるため、多量の添加によりコスト増加を招く。このため、上限を０．５％とする。より好ましくは０．０１％〜０．４％である。

（Ｍｇ：０．００１〜０．０３％）
Ｍｇは微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。一方、過剰の含有では粗大なＭｇ−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を０．０３％とする。より好ましくは０．００１〜０．０１５％である。

（Ｃａ：０．００１〜０．０３％）
Ｃａは、Ｍｇと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。一方、過剰の含有では粗大なＣａ−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を０．０３％とする。より好ましくは０．００１〜０．０１５％である。

（Ｙ：０．００１〜０．０３％）
Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。また、過剰の含有では粗大なＹ−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を０．０３％とする。より好ましくは０．００１〜０．０１５％である。

（Ｚｒ：０．００１〜０．０３％）
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。また過剰の含有では粗大なＺｒ−酸化物などを形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を０．０３％とする。より好ましくは０．００１〜０．０１５％である。

（Ｌａ：０．００１〜０．０３％）
Ｌａは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒと同じように微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて添加できる。０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。またＬａは酸化物を形成しやすく、それらの化合物は成形時に割れの起点となり、成形性の低下を招くため、上限を０．０３％とする。

（Ｃｅ：０．００１〜０．０３０％）
Ｃｅは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加できる。０．００１％未満ではその効果は得られないため下限を０．００１％以上とする。また過剰の含有では粗大なＣｅ−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を０．０３０％とする。より好ましくは０．００１〜０．０１５％である。

なお、本発明鋼板では、上記に述べた成分の残部はＦｅおよび不可避不純物である。また、上記に述べた選択成分の成分範囲未満であっても本発明鋼板の特性を阻害するものではないので、成分範囲未満をも許容する。さらに、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、本発明鋼板の焼入れ性を阻害しないため、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種以上の含有を不可避不純物として許容する。

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、成形性は低下するので、Ｏは、０．００３％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％以上の含有は不可避不純物として許容される。

本発明鋼板は、前述した成分組成に加え、最適な熱延及び焼鈍を施し、鋼板表層から板厚方向に２００μｍまでの領域において、体心立方格子の鉄の（１１０）面から±５°以内の結晶が鋼板表面に対して平行である方位の集積度を２．５以上とすることにより、打ち抜き時のダレを著しく抑制し、さらに鋼板の組織としてフェライト粒径を１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイト粒子径を０．１μｍ以上２．０μｍ以下、セメンタイトの球状化率を８５％以上とし、また、鋼板の硬度としてビッカース硬さで１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下に制御することにより、打ち抜き端面の性状を改善し、金型の寿命を向上することは、本発明者らが見いだした新規な知見である。

鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度を２．５以上とすることにより打ち抜きダレを著しく抑制できることについて説明する。

図１に鋼板表面に対して（１１０）面が±５°以内の方位差で向く結晶方位の集積度と打ち抜きダレの関係を示す。（１１０）への方位集積度と打ち抜きダレには明確な相関が認められ、鋼板表面から板厚中心方向に２００μｍまでの領域における方位集積度を２．５以上に制御することで鋼板表面から剪断面までのダレ長さが２００μｍ以下となり、打ち抜きダレが著しく抑えられていることがわかる。このように、（１１０）への方位集積度が２．５以上となることで、打ち抜きダレが抑制できる理由は明確でないが、打抜き時において鋼板がポンチとダイスから受ける剪断変形が鉄の体心立方格子の主すべり面である（１１０）と平行であるため、ランダム方位の場合に比べて剪断変形とは異なる方向へのすべりが抑制され、打ち抜きダレが小さくなったと推察される。方位集積度は高い方が良く、特に３．０以上であれば更に好ましい。方位集積度は高い方が好ましいのであるから、上限は特に限定するものではないが、打ち抜きダレの抑制効果は方位集積度がほぼ５．０で飽和する。

方位集積度は、特定の向きの結晶方位がどの程度存在するかを表わす指標である。結晶方位としては特定軸の周りの回転角を５°きざみの領域に分け、その範囲に存在するそれぞれの方位を一つの同一の方位として見なす。また、各方位の結晶の集積度は、完全にランダムな結晶方位をもつ材料ではいずれの方位の集積度も１と規格し、全ての方位の集積度の総量を全ての方位で平均した値が１となるように調整して求められる。すなわちある方位の集積度が増えれば、相対的に別の方位の集積度が減ることとなる。

方位集積度はＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により評価することが望ましい。従来実施されるようなＸＲＤ（Ｘ線回折）による評価では、鋼板表面から２００μｍ位置までの領域における結晶方位の情報を得る精度が薄膜サンプルの作製精度に大きく依存し、さらに各面方位で単位体積あたりの反射強度が異なるためＸＲＤにより測定及び計算した方位集積度は必ずしも実際の体積率の状態を反映しない場合があるためである。

なお、サンプルの真の情報を得るためにはＥＢＳＤのサンプル作製や方位解析のプロセスにも注意が必要である。評価用のサンプルは鋼帯及び鋼帯から切り出した切板、または打ち抜かれたブランク板で歪が与えられていない箇所から放電ワイヤ加工機で切り出し、鋼板表面に対して垂直な面を観察面として準備する。ＥＢＳＤの測定精度は観察面の平坦度や研磨により与えられた歪の影響を受けるため、観察面を湿式研磨およびダイヤモンド砥粒研磨により鏡面に仕上げた後に、歪取りの研磨を施す。歪取り研磨は、振動研磨装置（ビューラー製のバイブロメット２）を用いて出力４０％、研磨時間６０ｍｉｎの条件にて実施する。なお、電界研磨やフッ化水素系の腐食溶液でサンプル表面を溶解させる化学エッチングでは、観察面の表層部と鋼板表面の角が優先的に溶解し、ダレが発生するためＥＢＳＤによる鋼板表面から２００μｍ位置までの領域における結晶方位の測定には適用できない。ＳＥＭ−ＥＢＳＤであればＳＥＭや菊池線検出器の装置種は特に限定しない。菊池線の検出器に対して観察面が７０°であるようにサンプルを設置し、板厚の表層において板厚方向に２００μｍ、板幅方向に９００μｍの領域を０．５μｍの測定ステップ間隔で４視野測定し、得られた結晶方位の情報から（１００）の逆極点図を作製し、（１１０）から±５°以内の集積度を求める。測定データの解析はＴＳＬ社のＯＩＭ解析ソフトが良く、ノイズによる測定誤差のデータ影響を除くため、クリーンアップは施さずに、ＣＩ値が０．１以下のデータを除き、解析する。

打ち抜き前の鋼板の組織としてフェライト粒径を１０μｍ以上、５０μｍ以下とすることで、打ち抜き性を更に改善することができる。フェライト粒径が１０μｍ未満であると、打ち抜きサンプルの表面にストレッチャーストレインが発生し、表面美観を損なうため、下限を１０μｍ以上とする。また、フェライト粒径が５０μｍを超えると、打ち抜きサンプルの表面に梨地が発生し、表面美観を損なうため、上限を５０μｍ以下とする。フェライト粒径は３％硝酸−アルコール溶液などでエッチングした組織を光学顕微鏡、もしくは走査型電子顕微鏡にて観察し、撮影した画像に対して線分法により測定する。

また、セメンタイトの粒子径を０．１μｍ以上、２．０μｍ以下、球状化率を８５％以上とすることで打ち抜き性を更に改善することができる。セメンタイト粒子径が０．１μｍ未満であると、打ち抜き端面において微細炭化物を連結するように破断面が発達することにより剪断面比率が低下し、性状を低下させるため、下限を０．１μｍ以上とする。また、セメンタイト粒子径が２．０μｍを超えると、打ち抜き端面において粗大なセメンタイト粒子を連結するように、鋸歯状の破断面を形成するため、上限を２．０μｍ以下とする。

さらに、セメンタイトの球状化率は８５％以上とすることで打ち抜き性を更に改善することができる。８５％未満であると、針状の炭化物に応力が集中し、それらを連結するように破断面が進展するため、打ち抜き端面の性状が低下する。このため、下限を８５％以上とする。なお、球状化率は高いほど望ましいが、１００％に制御するには非常に長時間の焼鈍を施す必要があり、製造コストの増加を招くため、上限は１００％未満が望ましい。上記のように、鋼板の組織及び硬さを制御することにより、打ち抜きダレを低減でき、さらに良好な端面性状（美観）と金型損耗低減を達成できる。

なお、セメンタイトの観察は、走査型電子顕微鏡で行なう。組織観察用のサンプルは、エメリー紙による湿式研磨及び粒子サイズが１μｍのダイヤモンド砥粒による研磨にて観察面を鏡面に仕上げた後、飽和ピクリン酸アルコール溶液にてエッチングを施して準備する。観察の倍率は１０００〜１００００倍、本発明では、３０００倍にて組織観察面上に炭化物が５００個以上含まれる視野を１６個所選択し、組織画像を取得する。得られた組織画像に対して三谷商事株式会社製（Ｗｉｎ ＲＯＯＦ）に代表される画像解析ソフトにより、その領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、面積が０．０１μｍ^２以下の炭化物は評価の対象から除外し、１個あたりの平均面積を円形で近似した際の直径を平均セメンタイト粒子径として求める。各炭化物の長軸長と短軸長の比が３以上の場合を針状炭化物とし、３未満の場合を球状炭化物として算出する。球状炭化物の個数を全炭化物の個数で除した値をセメンタイトの球状化率とする。

また、打ち抜き前の鋼板（サンプル）の硬さをビッカース硬さで１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下とすることで、打ち抜き性を更に改善することができる。ビッカース硬さは荷重２．９４Ｎにて板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０か所測定した平均値（算術平均値）とする。ビッカース硬さが１００ＨＶ未満であると、打ち抜きサンプルの表面に梨地が発生し、美観を損なう。このため下限を１００ＨＶ以上とする。また、ビッカース硬さが１６０ＨＶを超えると、金型の寿命が低下し、打ち抜き精度の低下を招きやすくなる。このため、上限を１６０ＨＶ以下とする。

次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。

本発明の製造方法の技術的思想は上述した成分範囲の材料を用いて、熱間圧延と焼鈍条件の一貫した管理によるのを特徴としている。

本発明の具体的な製造方法の特徴は以下の通りである。

熱延の特徴；所定の成分を有するスラブを連続鋳造後、常法通りそのまま、または一旦冷却後に加熱し、熱間で圧延する際に、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始前に粗バーを加熱し、表層のオーステナイト粒の粒度分布を整える。粗バーを加熱後、仕上げ圧延を開始し、６００℃以上、Ａｅ３―２０℃未満の温度域にて仕上げ熱延を終了し、熱間圧延機の中で変態したフェライトを圧延する。仕上げ圧延後の鋼帯を４００℃以上、６５０℃未満の温度範囲で巻き取り熱延コイルとする。熱延コイルをそのまま、あるいは酸洗後に箱焼鈍を施して打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板を得る。

以下に、本発明の製造方法について具体的に説明してゆく。

（熱間圧延）
所定の成分を有するスラブを連続鋳造後、そのまま、または一旦冷却後に加熱し、熱間で圧延する際に、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始前に粗バーを加熱して、仕上げ圧延を開始し、６００℃以上、Ａｅ３―２０℃未満の温度域にて仕上げ熱延を終了し、得られた鋼帯を４００℃以上、６５０℃未満の温度範囲で巻き取る。

スラブの加熱温度が１１５０℃を超える場合はＡｅ３−２０℃までの冷却に多大な時間を要して生産性を低下させる他、鋳片表層に厚いスケールを生成させ鋼帯への疵発生を助長する。このため、スラブ加熱温度は１１５０℃以下を上限とする。また、加熱温度が９００℃未満の場合は鋳造で形成したミクロ偏析やマクロ偏析が解消せず、圧延及び焼鈍後にも鋼材内部にＳｉやＭｎ等の合金元素が濃化した領域が残存し、打ち抜き部品の端面に偏析量に応じた凹凸を形成し、端面の美観を損なうため下限を９００℃とする。

粗熱延終了後、仕上げ熱延素材は表層のオーステナイトが粗バー長手方向にわたって混粒の状態にある。これは熱延加熱炉における炉床のスラブ支持台との接触の有無により生じた温度差が粗圧延終了後にも影響を及ぼしており、粗バー長手方向にわたって温度差があるためである。仕上げ熱延開始前の粗バーを加熱しないまま、仕上げ熱延を開始すると混粒の組織が解消せず、熱間圧延途中にオーステナイト粒の微細な箇所から優先的にフェライト変態が開始するため、仕上げ圧延完了直後に鋼板表層に存在するフェライトに蓄積された歪の量は不均一となり、（１１０）への方位集積にバラツキが生まれたり、方位集積度が低下したりする。このため、仕上げ熱延素材の表層のオーステナイト粒径を粗バー長手方向にわたって均一に制御し、熱延機内でのフェライト変態のタイミングを揃えるために、粗バーの加熱による長手方向の温度差の低減が必要となる。粗バーの加熱温度は特に限定しないが、粗圧延終了後の温度より２０℃以上高い温度に加熱（昇温）することが好ましいと考えられる。加熱温度は高いほど望ましいものの、１５０℃以上の加熱温度（焼鈍）では、鋼板表層に厚いスケールが生成し、鋼帯表面の疵生成を招くため、上限を１５０℃とする。

仕上げ熱延は６００℃以上、Ａｅ３−２０℃未満で終了させることが好ましい。仕上げ熱延温度が６００℃未満であると、鋼材の変形抵抗の増加から、圧延負荷が顕著に高まり、更にロール磨耗量の増大を招き、生産性の低下を引き起こす。このため下限を６００℃以上とする。また、Ａｅ３−２０℃以上であると、仕上げ熱延中に微量のフェライトしか変態しなくなり、（１１０）方位への集積が低下し、本発明の効果が得られなくなる。このため、上限をＡｅ３−２０℃未満とする。

巻き取り温度は４００℃以上、６５０℃未満とする。巻き取り温度が４００℃未満であると、仕上げ圧延中に未変態であったオーステナイトがマルテンサイトに変態し、コイルの脆化を招き、巻きほどし時に割れを引き起こすため、下限を４００℃以上とする。また、巻き取り温度が６５０℃以上の時は、未変態のオーステナイトが粗大なラメラーをもつパーライトに変態し、打ち抜き端面の性状の低下を引き起こす。このため上限を６５０℃未満とする。

前述の条件で製造した熱延コイルをそのまま、あるいは酸洗後に箱焼鈍を施すことで打ち抜き性を更に向上させることができる。

Ａｅ３温度はＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃなどの熱力学計算ソフトにより求めることが望ましいが、本発明では下記の経験式（１）で代用するものとする。なお、式中の％は全て質量％である。
Ａｅ３（℃）＝９１０−２０３×（√％Ｃ）−１５．２×（％Ｎｉ）＋４４．７×（％Ｓｉ）＋１０４×（％Ｖ）＋３１．５×（％Ｍｏ）＋１３．１×（％Ｗ） ・・・ （１）
（フェライト＋セメンタイト域における焼鈍条件）
前述の熱延コイルを、６８０℃以上７２０℃以下で３ｈｒ以上６０ｈｒ保持後に室温まで冷却する箱焼鈍を施す。

焼鈍温度は６８０℃以上７２０℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度が６８０℃未満であると、フェライト粒やセメンタイト粒子の粗大化が不十分であり、打ち抜き部品へのストレッチャーストレインの発生や、打ち抜き端面の性状の低下を引き起こす。このため下限を６８０℃以上とする。また、焼鈍温度が７２０℃を超えると焼鈍中にオーステナイト相が生成する。この状態で単純に室温まで冷却すると、オーステナイト相から新たにパーライトが生成し、セメンタイトの球状化率の低下や素材硬度の増加を引き起こす。このため、上限を７２０℃以下とする。

焼鈍の保持時間は３ｈｒ（時間）以上６０ｈｒ以下とすることが好ましい。保持時間が３ｈｒ未満であると、フェライト粒やセメンタイト粒子の粗大化が不十分であり、打ち抜き部品へのストレッチャーストレインの発生や、打ち抜き端面の性状の低下を引き起こす。このため、下限を３ｈｒ以上とする。保持時間が６０ｈｒを超えると、フェライト粒やセメンタイト粒子が粗大化しすぎて、打ち抜き部品に梨地の発生や、打ち抜き端面の性状の低下を引き起こす。このため、上限を６０ｈｒ以下とする。

（フェライト＋オーステナイト＋セメンタイト域における焼鈍条件）
前述の熱延コイルを、６８０℃以上７２０℃以下で３ｈｒ以上６０ｈｒ保持する１段目の焼鈍を施した後に、更に７３０℃以上７９０℃以下で１ｈｒ以上１２ｈｒ以下保持する２段目の焼鈍を施し、その後６５０℃までの冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とし、室温まで冷却する焼鈍を施すことが好ましい。１段目の焼鈍において、セメンタイトにＭｎ等の合金元素を濃化させ、熱的安定性を高める。続く２段目の高温焼鈍において、オーステナイトを生成させ、合金元素の濃化していないセメンタイトをオーステナイト中に溶かし、その後に徐冷を施すことで、未溶解のセメンタイトへオーステナイト中のＣを吸着させることにより、セメンタイトの球状化率を高めることができるからである。

１段目の焼鈍温度は６８０℃以上７２０℃以下とする。焼鈍温度が６８０℃未満であると、セメンタイト粒子への合金元素の濃化が不十分であり、２段目の焼鈍において未溶解のセメンタイトを残存することはできず、２段目の焼鈍後の冷却速度を徐冷に制御したとしても、新たなパーライトの生成を抑制できないため、セメンタイトの球状化率の低下や硬度の増加を引き起こす。このため下限を６８０℃以上とする。また、１段目の焼鈍温度が７２０℃を超えると焼鈍中にオーステナイト相が生成する。１段目の焼鈍でオーステナイト相が生成した箇所では、２段目の焼鈍において未溶解のセメンタイトを残存することはできず、２段目の焼鈍後の冷却速度を徐冷に制御したとしても、新たなパーライトの生成を抑制できないため、セメンタイトの球状化率の低下や硬度の増加を引き起こす。このため、上限を７２０℃以下とする。

１段目の焼鈍の保持時間は３ｈｒ以上６０ｈｒ以下とする。保持時間が３ｈｒ未満であると、セメンタイト粒子への合金元素の濃化が十分でなく、２段目の焼鈍において未溶解のセメンタイトを残存することはできず、２段目の焼鈍後の冷却速度を徐冷に制御したとしても、新たなパーライトの生成を抑制できないため、セメンタイトの球状化率の低下や硬度の増加を引き起こす。このため、下限を３ｈｒ以上とする。保持時間が６０ｈｒを超えると、フェライト粒が粗大化しすぎて、打ち抜き部品に梨地の発生を引き起こす。このため、上限を６０ｈｒ以下とする。

２段目の焼鈍温度は７３０℃以上７９０℃以下とする。焼鈍温度が７３０℃未満であると、焼鈍中にオーステナイト相が生成しない。このため下限を７３０℃以上とする。また、２段目の焼鈍温度が７９０℃を超えるとオーステナイト相へのセメンタイトの溶解が促進し、未溶解のセメンタイトを残存させることが難しくなるため、２段目の焼鈍後に徐冷したとしても、新たなパーライトの生成を抑制できず、セメンタイトの球状化率の低下や硬度の増加を引き起こす。このため、上限を７９０℃以下とする。

２段目の焼鈍の保持時間は１ｈｒ以上１２ｈｒ以下とする。保持時間が１ｈｒ未満であると、箱焼鈍ではコイル全体を均一な温度にすることはできず、コイル長手方向に材質バラツキを生み、商品力を低下させるため、下限を１ｈｒ以上とする。保持時間が１２ｈｒを超えると、オーステナイト相へのセメンタイトの溶解が促進し、未溶解のセメンタイトを残存させることが難しくなる。このため、上限を１２ｈｒ以下とする。

２段目焼鈍後の６５０℃までの冷却速度は２０℃／ｈｒ以下とする。冷却速度は遅いほど、フェライト／オーステナイト界面の移動速度は小さくなり、未溶解セメンタイトへのＣ吸着が促進する。一方で、遅くしすぎると焼鈍の時間が長くなるため、生産性の低下を招く。このため、好ましくは１℃／ｈｒ以上の冷却速度とする。また、冷却速度が２０℃／ｈｒを超えると、フェライト／オーステナイト界面の移動速度が増し、未溶解セメンタイトへのＣ吸着が不十分となり、このような箇所から新たにパーライトが生成する。これにより、セメンタイトの球状化率の低下や、素材の硬度増加を引き起こすため、上限を２０℃／ｈｒ以下とする。２段目焼鈍後の冷却は、６５０℃まで冷却速度を制御することで未溶解セメンタイトへのＣ吸着を促進させるのに重要で、その後に室温まで冷却するステップ型の焼鈍を施す。

なお、箱焼鈍の雰囲気は特に限定せず、９５％以上窒素の雰囲気、９５％以上水素の雰囲気、大気雰囲気いずれの条件でも良い。

以上の本発明の製造方法によれば、鋼板表層から板厚方向に２００μｍまでの領域において、体心立方格子の鉄の（１１０）面から±５°以内の結晶が鋼板表面に対して平行である方位の集積度を２．５以上に制御し、打ち抜き時のダレを著しく抑制できる鋼板を得ることができ、さらに焼鈍の条件を適正化することにより、素材のフェライト粒径を１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイト粒子径を０．１μｍ以上２．０μｍ以下、セメンタイトの球状化率を８５％以上、ビッカース硬さを１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下に制御し、打ち抜き端面の性状を改善し、金型の寿命を向上可能な、打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板を得ることができる。

次に実施例により本発明の効果を説明する。

実施例の水準は、本発明の実施可能性ならびに効果を確認するために採用した実行条件の一例であり、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、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。

表１−１〜表１−３に示す成分組成を有する連続鋳造鋳片（鋼塊）を、１０３０℃で１ｈｒ加熱後に熱間圧延し、２５０ｍｍのスラブを３０ｍｍまで粗熱延後、仕上げ熱延素材の粗バーを３８℃昇温させ、仕上げ熱延を開始し、７００℃で仕上げ熱延後、５１０℃で巻き取り、板厚３．５ｍｍの熱延コイルを製造した。熱延コイルを酸洗し、９５％水素−５％窒素雰囲気において７００℃で１４ｈｒ保持する焼鈍を施し打ち抜き評価用のサンプルを作製した。打ち抜き試験はダイス径１０．７ｍｍ、ポンチ径１０ｍｍ、片側クリアランス１０％の条件で実施し、円形に打ち抜いたサンプルの表面ダレを実測し、表面性状の観察により打ち抜き性を評価した。打ち抜きダレ長さの測定や打ち抜き端面の表面性状の観察は、キーエンス製のマイクロスコープ（ＶＨＸ−１０００）を用いて実施した。各サンプルの方位集積度は段落（００５７）〜（００５９）、組織は段落（００６０）〜（００６３）、硬さは段落（００６４）に記載する方法にて測定した。表２−１、表２−２に製造した焼鈍サンプルの打ち抜き性の評価結果を示す。

表２−１、表２−２に示すように、発明例のＮｏ．２、３、４、６、７、８、９、１０、１３、１５、１６、１８、１９、２１、２２、２３、２６、２７、２８、２９、３１、３３、３４、３５、３６、３７、３８、３９、４０、４１、４２、４３、４４、４５は、いずれも鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であり、打ち抜きダレの量（ｍｍ）が低く、良好な打ち抜き端面性状を示した。

これに対して、比較例１は、鋼成分のＣ量が低いので、熱延での歪蓄積が抑えられたため、集積度が低下し、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。比較例５は、高Ｎによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。比較例１１は、Ｓ量が高いことにより粗大なＳｕｌｆｉｄｅの形成のため、打抜き端面の性状度の低下を招いた。比較例１２は、Ｓｉ量が高いことによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。比較例１４は、Ｐ量が高いことによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。比較例１７は、Ａｌ量が高いことによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。比較例２０は、Ｍｎ量が高いことにより、熱延でのフェライト変態が抑えられたため、集積度が低下し、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。比較例２４は、Ｃ量が高いことにより、熱延でのフェライト変態が抑えられたため、集積度が低下し、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。比較例２５は、Ｔｉ量が高いことによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。比較例３０は、Ｃｒ量が高いことによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。比較例３２は、Ｃｅ量が高いことによる粗大なＣｅ−Ｏｘｉｄｅの形成のため、打抜き端面の性状度の低下を招いた。比較例３４は、Ｍｏ量が高いことによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。比較例３５は、Ｎｂ量が高いことによる延性低下のため、熱延中に耳割れが発生した。

熱間圧延条件の影響を調べるために、表１−１〜表１−３に示す２、３、４、６、７、８、９、１０、１３、１５、１６、１８、１９、２１、２２、２３、２６、２７、２８、２９、３１、３３、３４、３５、３６、３７、３８、３９、４０、４１、４２、４３、４４、４５の成分をもつスラブを鋳造し、そのまま、あるいは一旦冷却後に１０６０℃で０．５〜２ｈｒ加熱後に粗熱延を開始し、板厚２８ｍｍの粗バーを製造し、仕上げ熱延前に粗バーを加熱し、あるいは加熱せずに仕上げ熱延を開始し、種々の温度で仕上げ熱延とコイルへの巻き取りを行い、酸洗あるいは未酸洗の状態で７００℃×１４ｈｒの焼鈍を施して、製造条件の影響を調査する打ち抜き試験用サンプルを作製した。
表３−１、表３−２に製造条件及び製造した焼鈍サンプルの打ち抜き性の評価結果を示す。

表３−１、表３−２に示すように、発明例２−Ｂ、３−Ａ、４−Ａ、６−Ｂ、７−Ａ、８−Ｂ、９−Ｂ、１０−Ｂ、１３−Ａ、１５−Ａ、１６−Ｂ、１８−Ａ、１９−Ａ、２１−Ｂ、２２−Ｂ、２３−Ｂ、２６−Ｂ、２７−Ａ、２８−Ｂ、２９−Ｂ、３１−Ａ、３３−Ｂ、３６−Ａ、３６−Ｂ、３７−Ａ、３７−Ｂ、３８−Ａ、３８−Ｂ、３９−Ａ、３９−Ｂ、４０−Ａ、４０−Ｂ、４１−Ａ、４１−Ｂ、４２−Ａ、４２−Ｂ、４３−Ａ、４３−Ｂ、４４−Ａ、４４−Ｂ、４５−Ａ、４５−Ｂは、いずれも鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であり、打ち抜きダレの量（ｍｍ）が０．１５ｍｍ以下と低く、良好な打ち抜き端面性状を示した。

これに対して、比較例２−Ａは、低ＣＴ（巻取り温度）により鋼板が脆化し、コイル巻きほどき時に割れが発生し、製造条件が適切でなかった例である。比較例３−Ｂは、粗バー非加熱により表層が混粒となったため、（１１０）への方位集積度が２．５未満であって、打ち抜きダレの量（ｍｍ）が高く、打ち抜き性が劣っていた。比較例４−Ｂは、低ＦＴ（熱延仕上げ温度）により圧延荷重が増加したため通板性が低下し、更に低ＣＴにより鋼板が脆化してコイル巻きほどき時に割れが発生した。比較例６−Ａは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であって、打ち抜きダレの量（ｍｍ）が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。

比較例７−Ｂは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であり、更に高ＣＴにより粗大なパーライトラメラが生成したため打抜き端面性状が低下した。

比較例８−Ａは、低ＦＴにより圧延荷重が増加したため通板性が低下した。

比較例９−Ａは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であり、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。

比較例１０−Ａは、高ＣＴにより粗大なパーライトラメラが生成したため打抜き端面性状が低下した。

比較例１３−Ｂは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であり、更に低ＣＴにより鋼板が脆化してコイル巻きほどき時に割れが発生した。

比較例１５−Ｂは、高ＣＴにより粗大なパーライトラメラが生成したため打抜き端面性状が低下した。

比較例１６−Ａは、低ＦＴにより圧延荷重が増加したため通板性が低下した。

比較例１８−Ｂは、高ＣＴにより粗大なパーライトラメラが生成したため打抜き端面性状が低下した。

比較例１９−Ｂは、低ＦＴにより圧延荷重が増加したため通板性が低下し、更に低ＣＴにより鋼板が脆化してコイル巻きほどき時に割れが発生した。

比較例２１−Ａは、粗バー非加熱により表層が混粒となったため、（１１０）への方位集積度が２．５未満であって、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。

比較例２２−Ａは、低ＣＴにより鋼板が脆化し、コイル巻きほどき時に割れが発生した。

比較例２３−Ａは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であり、更に低ＣＴにより鋼板が脆化してコイル巻きほどき時に割れが発生した。

比較例２６−Ａは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であり、更に高ＣＴにより粗大なパーライトラメラが生成したため打抜き端面性状が低下した。

比較例２７−Ｂは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であって、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。

比較例２８−Ａは、高ＦＴため（１１０）への方位集積が２．５未満であり、更に高ＣＴにより粗大なパーライトラメラが生成したため打抜き端面性状が低下した
比較例２９−Ａは、粗バー非加熱により表層が混粒となったため、（１１０）への方位集積度が２．５未満であって、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。

比較例３１−Ｂは、高ＣＴにより粗大なパーライトラメラが生成したため打抜き端面性状が低下した。

比較例３３−Ａは、低ＦＴにより圧延荷重が増加したため通板性が低下した。
以上のように、製造条件が適切でなければ、品質の良い鋼板を製造することが困難となる。

続いて、フェライト＋セメンタイト域における焼鈍条件の影響を調べるために、表１に示す２、３、４、６、７、８、９、１０、１３、１５、１６、１８、１９、２１、２２、２３、２６、２７、２８、２９、３１、３３、３４、３５、３６、３７、３８、３９、４０、４１、４２、４３、４４、４５の成分をもつスラブを鋳造し、そのまま、あるいは一旦冷却後に１０１０℃で０．５〜２ｈｒ加熱後に粗熱延を開始し、粗熱延後の板厚３５ｍｍの粗バーを仕上げ圧延開始前に加熱した後に、仕上げ熱延を開始し、種々の温度で仕上げ熱延とコイルへの巻き取りを行い、酸洗あるいは未酸洗の状態で焼鈍を施して、製造条件の影響を調査する打ち抜き試験用サンプルを作製した。
表４に焼鈍条件及び製造した焼鈍サンプルの打ち抜き性の評価結果を示す。

表４に示すように、発明例２−Ｃ、３−Ｃ、４−Ｃ、６−Ｃ、８−Ｃ、９−Ｃ、１６−Ｃ、１８−Ｃ、１９−Ｃ、２１−Ｃ、２３−Ｃ、２７−Ｃ、２９−Ｃ、３１−Ｃ、３３−Ｃ、３６−Ｃ、３７−Ｃ、３８−Ｃ、３９−Ｃ、４０−Ｃ、４１−Ｃ、４２−Ｃ、４３−Ｃ、４４−Ｃ、４５−Ｃは、いずれも鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であり、打ち抜きダレの量（ｍｍ）が低く、良好な打ち抜き端面性状を示した。

これに対して、比較例７−Ｃは、焼鈍温度が高く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下した。

比較例１０−Ｃは、焼鈍温度が高く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下した。

比較例１３−Ｃは、焼鈍時間が長すぎて、ダレ面周辺に梨地が発生し、低硬度のためダレ量は増加した。

比較例１５−Ｃは、焼鈍時間が短すぎて、微細セメンタイトに起因して破断面比率が増加したため端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例２２−Ｃは、焼鈍温度が低いため、ダレ面周辺にストレッチャーストレインが発生し、高硬度のため金型が損傷した。比較例２６−Ｃは、焼鈍温度が低いため、微細セメンタイトに起因して破断面比率が増加したため打ち抜き端面性状が低下した。

比較例３８−Ｃは、焼鈍時間が長すぎて、粗大セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、低硬度のためダレ量は増加した。

最後に、フェライト＋オーステナイト＋セメンタイト域における焼鈍条件の影響を調べるために、表１−１〜表１−３に示す２、３、４、６、７、８、９、１０、１３、１５、１６、１８、１９、２１、２２、２３、２６、２７、２８、２９、３１、３３、３６、３７、３８、３９、４０、４１、４２、４３、４４、４５の成分をもつスラブを鋳造し、そのまま、あるいは一旦冷却後に１０４０℃で０．５〜２ｈｒ加熱後に粗熱延を開始し、粗圧延後の板厚３３ｍｍの粗バーを仕上げ圧延前に加熱した後に、仕上げ熱延を開始し、種々の温度で仕上げ熱延とコイルへの巻き取りを行い、酸洗あるいは未酸洗の状態でフェライト＋オーステナイト＋セメンタイト域で焼鈍を施して、製造条件の影響を調査する打ち抜き試験用サンプルを作製した。表５に製造条件及び製造した焼鈍サンプルの打ち抜き性の評価結果を示す。

表５に示すように、発明例２−Ｄ、３−Ｄ、４−Ｄ、６−Ｄ、７−Ｄ、８−Ｄ、１５−Ｄ、１８−Ｄ、１９−Ｄ、２２−Ｄ、２８−Ｄ、２９−Ｄ、３１−Ｄ、３３−Ｄ、３６−Ｄ、３７−Ｄ、３８−Ｄ、３９−Ｄ、４０−Ｄ、４１−Ｄ、４２−Ｄ、４３−Ｄ、４４−Ｄ、４５−Ｄは、いずれも鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であり、打ち抜きダレの量（ｍｍ）が低く、良好な打ち抜き端面性状を示した。

これに対して、比較例９−Ｄは、１段目の焼鈍温度が高く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下した。

比較例１０−Ｄは、２段目の焼鈍温度が高く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例１３−Ｄは、２段目の焼鈍時間が長く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例１６−Ｄは、１段目の焼鈍時間が長く、ダレ面周辺に梨地が発生し打抜き部材の美観が低下した。

比較例２１−Ｄは、１段目の焼鈍時間が短く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した
比較例２３−Ｄは、冷却速度が速すぎて、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した
比較例２６−Ｄは、２段目の焼鈍時間が短く、コイル長手方向で材質バラツキが発生した。

比較例２７−Ｄは、１段目の焼鈍温度が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

表４及び表５で作製したサンプルの組織形態を表６−１、表６−２に示す。素材のフェライト粒径を１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイト粒子径を０．１μｍ以上２．０μｍ以下、セメンタイトの球状化率を８５％以上、ビッカース硬さを１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下に制御することで、打ち抜き面の美観（打ち抜きダレの減少）、打ち抜き端面の性状や、更には金型寿命の延長をさらに改善できることは明らかである。

すなわち、表６−１、表６−２に示すように、発明例２−Ｃ、３−Ｃ、４−Ｃ、６−Ｃ、８−Ｃ、９−Ｃ、１６−Ｃ、１８−Ｃ、１９−Ｃ、２１−Ｃ、２３−Ｃ、２７−Ｃ、２９−Ｃ、３１−Ｃ、３３−Ｃ、３６−Ｃ、３７−Ｃ、３８−Ｃ、３９−Ｃ、４０−Ｃ、４１−Ｃ、４２−Ｃ、４３−Ｃ、４４−Ｃ、４５−Ｃ、２−Ｄ、３−Ｄ、４−Ｄ、６−Ｄ、７−Ｄ、８−Ｄ、１５−Ｄ、１８−Ｄ、１９−Ｄ、２２−Ｄ、２８−Ｄ、２９−Ｄ、３１−Ｄ、３６−Ｄ、３７−Ｄ、３８−Ｄ、３９−Ｄ、４０−Ｄ、４１−Ｄ、４２−Ｄ、４３−Ｄ、４４−Ｄ、４５−Ｄは、いずれもセメンタイト粒子径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下、セメンタイトの球状化率が８５％以上、フェライト粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下となっていて、打ち抜きダレの減少、打抜き端面の性状、更には金型寿命の延長に良好な結果を示していた。

これに対して、比較例７−Ｃは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下した。

比較例１０−Ｃは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下した。

比較例１３−Ｃは、ダレ面周辺に梨地が発生し、低硬度のためダレ量は増加した。

比較例１５−Ｃは、セメンタイト粒子径が小さすぎ、微細セメンタイトに起因して破断面比率が増加したため端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例２２−Ｃは、ダレ面周辺にストレッチャーストレインが発生し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例２６−Ｃは、微細セメンタイトに起因して破断面比率が増加したため端面性状が低下した。

比較例２８−Ｃは、粗大セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、低硬度のためダレ量は増加した。

比較例９−Ｄは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下した。

比較例１０−Ｄは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例１３−Ｄは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例１６−Ｄは、フェライト粒径が小さく、ダレ面周辺に梨地が発生し打抜き部材の美観が低下した。

比較例２１−Ｄは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例２３−Ｄは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した。

比較例２６−Ｄは、コイル長手方向で材質バラツキが発生し、低硬度のためダレ量は増加した。

比較例２７−Ｄは、セメンタイトの球状化率が低く、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下した

表３−１、表３−２の実施例をもとに作成した製造条件の最適範囲を図２に示す。図２は熱延仕上げ温度と巻取温度の最適製造範囲を示す図で、図中において○印は発明例、×印は比較例を示している。６００℃以上Ａｅ３−２０℃未満の温度域で仕上げ熱延を完了し、４００℃以上６５０℃未満で巻取ることにより、○印の発明例に示すように、打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板を得ることができることが分る。

表６−１、表６−２の実施例から作成した打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板の最適組織マップを図３に示す。図３はフェライト粒径とセメンタイト粒子径の最適形態範囲を示す図で、○印は打ち抜き性が最も良好（Ｂｅｓｔ）な例で、×印は打ち抜き性が良好（Ｂｅｔｔｅｒ）な例を示していて、鋼板表面から２００μｍの領域での結晶方位の制御による打ち抜きダレの低減に加えて、特に、鋼板の組織をフェライト粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイト粒子径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の組織（○印の例）とすることにより、打ち抜き端面の性状や金型損耗の低減を果たすことができ、打ち抜き性は×印で示す例よりも更に向上することが分る。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．７０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｎ：０．１〜３．０％、
   Ｐ：０．００１〜０．０２５％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
   Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
   を含有し、残部がFeおよび不純物からなる鋼板であり、
   鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。
2. 前記鋼板が、添加元素として質量%で、さらに、
   Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１０％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
   Ｖ：０．００１〜０．２％、
   Ｃｕ：０．００１〜０．４％
   Ｗ：０．００１〜０．５％、
   Ｔａ：０．００１〜０．５％、
   Ｎｉ：０．００１〜０．５％、
   Ｍｇ：０．００１〜０．０３％、
   Ｃａ：０．００１〜０．０３％、
   Ｙ：０．００１〜０．０３％、
   Ｚｒ：０．００１〜０．０３％、
   Ｌａ：０．００１〜０．０３％
   Ｃｅ：０．００１〜０．０３０％
   の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。
3. 前記請求項１または２に記載の鋼板は、
   フェライト粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下であり、
   セメンタイト粒子径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下であり、
   セメンタイトの球状化率が８５％以上である組織を有し、
   ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１６０ＨＶ以下
   であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。
4. 前記請求項１または２に記載の成分の連続鋳造鋳片を直接、または一旦冷却後、加熱し熱間圧延する際に、粗熱延終了後粗バーを加熱して２０〜１５０℃昇温させ、６００℃以上Ａｅ３−２０℃未満の温度域で仕上げ熱延を完了し、４００℃以上６５０℃未満で捲取った熱延鋼板をそのまま、あるいは酸洗し、箱焼鈍して製造することを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。
5. 前記請求項４に記載の箱焼鈍として６８０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度で３ｈｒ以上６０ｈｒ以下の焼鈍時間の焼鈍を施すことを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。
6. 前記請求項４に記載の箱焼鈍として６８０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度で３ｈｒ以上６０ｈｒ以下の焼鈍時間の１段目の焼鈍を施した後に、７３０℃以上７９０℃以下の焼鈍温度で１ｈｒ以上１２ｈｒ以下の焼鈍時間の２段目の焼鈍を施し、６５０℃まで１℃／ｈｒ以上２０℃／ｈｒ以下の冷却速度にて冷却し、その後室温まで冷却するステップ型の焼鈍を施すことを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。

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