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    本發明的軟質高碳薄鋼板，係具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成，以及由肥粒鐵與雪明碳鐵的微觀組織；從鋼板表面起至板厚1/4位置處的區域中之上述肥粒鐵平均粒徑ds、與鋼板從板厚1/4位置起至板厚中心的區域中之上述肥粒鐵平均粒徑dc，分別為20~40μm，且滿足0.80≦ds/dc≦1.20；上述雪明碳鐵的平均粒徑係1.0μm以上、球狀化率達90%以上，且於肥粒鐵粒內存在有依粒數比為90%以上的雪明碳鐵。
    公开号:TW201303032A
    申请号:TW101117739
    申请日:2012-05-18
    公开日:2013-01-16
    发明作者:Takashi Kobayashi；Nobuyuki Nakamura；Yoshimasa Funakawa
    申请人:Jfe Steel Corp；
    IPC主号:C21D8-00
    专利说明:
    高碳薄鋼板及其製造方法
    本發明係關於一種高碳薄鋼板(high carbon steel sheet)，特別係關於含有0.20~0.50質量%之C的軟質高碳薄鋼板及其製造方法。
    高碳薄鋼板一般係在經加工為各種形狀之後，經施行為硬質化的熱處理，再使用於機械構造零件等。其中，C含有量0.2~0.5質量%的高碳薄鋼板，係若施行雪明碳鐵的球狀化退火(spheroidizing)，便可軟質化，頗適用為板金加工素材。
    汽車的驅動系零件為降低零件製造成本，便有就以對鑄造品或鍛造品施行諸如切削、接合之類的二次加工而製造的零件為對象，針對生產性優異的板金加工時之一體成形化擴大檢討。因而，就此種零件的素材，渴求含有0.2~0.5質量%之C，且軟質、加工性優異的高碳薄鋼板，且已有數個技術提案。
    例如專利文獻1有揭示：對含有C：0.1~0.8質量%的亞共析鋼(hypo-eutectoid steel)之熱軋鋼板，施行超過15%且30%以下的輕軋縮冷軋(light reduction cold rolling)，接著，施行3階段退火的中‧高碳鋼板之軟質化方法。
    再者，專利文獻2所提案的軟質且熱處理應變小之高碳鋼帶，係依質量%計，含有：C：0.10~0.80%、Si：0.005~0.30%、Mn：0.20~1.60%、sol.Al：0.005~0.100%、N：0.0010~0.0100%、Ti：0.001~0.050%，且滿足既定條件式的鋼組成，鋼中的平均肥粒鐵粒徑與形狀係滿足既定條件式。
    再者，專利文獻3所提示的極軟質高碳熱軋鋼板，係依質量%計，含有：C：0.2~0.7%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.1~1.0%、P：0.03%以下、S：0.035%以下、Al：0.08%以下、N：0.01%以下，其餘則由Fe及不可避免的雜質構成，具有肥粒鐵平均粒徑達20μm以上，且粒徑10μm以上的肥粒鐵粒之體積率係80%以上，碳化物(雪明碳鐵)平均粒徑係0.10μm以上且未滿2.0μm的組織。 [先行技術文獻] [專利文獻]
    專利文獻1：日本專利特開平11-29823號公報
    專利文獻2：日本專利特開2001-220642號公報
    專利文獻3：日本專利特開2007-277696號公報
    然而，專利文獻1至3所記載的技術潛在有如下問題。
    即，專利文獻1所記載的中‧高碳鋼板之軟質化方法，係藉由在對熱軋鋼板施行軋縮率超過15%且30%以下的輕軋縮冷軋之後，再施行退火，利用加工應變促進退火時的再結晶化，俾達軟質化。但，軋縮率較小的輕軋縮冷軋，對被軋延材之鋼板的表層部雖導入較大量的應變，但對板厚中央部卻僅導入少量應變，導致所導入軋延應變的分佈在板厚方向呈不均勻。因而，經退火後的鋼板亦容易形成在板厚方向具有不均勻組織‧特性。又，冷軋後的退火係組合Ac1變態點上下特定溫度範圍的加熱之3階段處理，退火時的溫度控制較為複雜，就此點而言亦容易導致鋼板特性呈不均勻。
    再者，專利文獻2所記載的技術，係將具有既定組成的鋼依既定條件施行熱軋並捲取，在環境中的氫濃度達90%以上之條件下施行閉箱退火，或者，進一步搭配軋縮率5~30%的冷軋，而獲得平均肥粒鐵粒徑超過35μm且未滿100μm，肥粒鐵粒具有既定拉伸形狀的鋼板。因而，需要所謂的氫退火，僅限定於可實施的退火設備而已。又，當搭配軋縮率5~30%的冷軋時，如前述，所導入軋延應變的分佈在板厚方向會呈不均勻，導致退火後的鋼板容易形成板厚方向具有不均勻組織‧特性的情形。
    專利文獻3所記載的技術係在將具有既定組成的鋼施行粗軋後，再施行最終軋道的軋縮率達10%以上、且完軋溫度設為(Ar3-20℃)以上的精軋，接著，依既定條件施行冷卻並捲取，經酸洗後再施行閉箱退火，而獲得具有既定粒徑肥粒鐵與碳化物之組織的鋼板。該技術係不同於前述習知技術，並未採用輕軋縮冷軋，而是藉由限定熱軋的最終軋道條件，而提高球狀化退火時的晶粒成長驅動力，俾達鋼板的軟質化。但，精軋後，必需依超過120℃/s的冷卻速度施行冷卻至600℃以下的溫度，除非冷卻能力非常高的設備否則將無法實施，且容易受冷卻斑的影響，仍然容易導致鋼板的特性呈不均勻。
    本發明目的在於提供：含有0.20~0.50質量%的C，板厚方向呈均質，並具有優異加工性的軟質高碳薄鋼板及其製造方法。
    本發明者等針對上述目的之高碳薄鋼板進行深入鑽研，結果發現下述事項。
    i)設為由肥粒鐵與雪明碳鐵構成的微觀組織，適度增加退火後的肥粒鐵粒徑與雪明碳鐵粒徑，且使板厚方向的肥粒鐵粒徑分佈呈均勻化，藉此便可同時達軟質化與板厚方向均質化。
    ii)且，藉由增加雪明碳鐵的球狀化率、與在肥粒鐵粒內所存在的雪明碳鐵比率，便可抑制加工性降低。
    iii)針對此，在將熱軋後的鋼板施行冷卻之際，經在高溫域中施行緩冷卻後，再施行短時間強冷卻的二階段冷卻形式施行冷卻後，經低軋縮率的冷軋後再施行退火係屬有效。
    本發明係根據此種發現而完成，所提供的軟質高碳薄鋼板，係具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成，以及由肥粒鐵與雪明碳鐵的微觀組織；從鋼板表面起至板厚1/4位置處的區域中之上述肥粒鐵平均粒徑ds、與鋼板從板厚1/4位置起至板厚中心的區域中之上述肥粒鐵平均粒徑dc，分別為20~40μm，且滿足0.80≦ds/dc≦1.20；上述雪明碳鐵的平均粒徑係1.0μm以上、球狀化率達90%以上，且依粒數比有90%以上的雪明碳鐵存在於肥粒鐵粒內。
    本發明的高碳薄鋼板，係除上述化學組成之外，尚可更進一步，依質量%計，含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.03%、Nb：0.01~0.03%、V：0.01~0.03%、B：0.0005~0.0050%中選擇至少一種。
    上述Si含有量，依質量%計，較佳為0.1%以上、且0.5%以下。
    上述Mn含有量，依質量%計，較佳為0.2%以上、且1.0%以下。
    上述雪明碳鐵較佳係具有1.0μm以上、且3.0μm以下的平均粒徑。
    上述雪明碳鐵的球狀化率係屬於長軸/短軸的截面長寬比在3以下之雪明碳鐵粒數，相對於總雪明碳鐵粒數的比率。
    軟質高碳薄鋼板較佳係具有150以下的維氏硬度。
    本發明的高碳薄鋼板係將具有上述化學組成的鋼片，依Ar3變態點以上的完軋溫度施行熱軋後，再依25~50℃/s的平均冷卻速度，施行一次冷卻至550~650℃的一次冷卻停止溫度，接著，依120℃/s以上的平均冷卻速度並將冷卻時間設為1s以內，施行二次冷卻至500~600℃的二次冷卻停止溫度，再施行捲取，經去除鋼板表層的銹皮之後，依20~30%軋縮率施行冷軋，再依680℃以上且未滿Ac1變態點的退火溫度保持20小時以上而施行退火，藉此便可製得。
    上述二次冷卻的平均冷卻速度較佳係120℃/s以上、且300℃/s以下。
    上述退火溫度的保持時間較佳係30小時以上、且50小時以下。
    利用本發明，可製造含有0.20~0.50質量%的C，板厚方向呈均質，且具有優異加工性的軟質高碳薄鋼板。
    針對本發明的高碳薄鋼板及其製造方法之限定理由，進行以下的詳述。
    (1)化學組成
    以下，成分元素的含有量單位之「%」係指「質量%」。
    C：0.20~0.50%
    C係為提高淬火後的強度所必需之元素。若C量未滿0.20%，便無法獲得當作機械構造零件用的必要強度。另一方面，若C量超過0.50%，則鋼板在經退火後亦會造成過度的高強度導致加工性降低，且會導致淬火後的零件脆化與尺寸不良。所以，C含有量限定於0.20~0.50%。較佳係0.25~0.45%。
    Si：1.0%以下
    Si係具有將鋼予以脫氧的作用、以及提高淬火後之回火軟化抵抗的作用。為能獲得該等作用，Si較佳係設為0.1%以上的含有量。但是，若過剩含有Si，會導致鋼板過度高強度化、或使鋼板的表面性狀劣化，所以Si的含有量限定於1.0%以下。較佳係0.5%以下、更佳係0.3%以下。
    Mn：2.0%以下
    Mn係具有提高淬火性的作用、以及提高淬火後之回火軟化抵抗的作用，為能獲得此項作用，較佳係設為0.2%以上的含有量、更佳係設為0.3%以上的含有量。但是，若過剩含有Mn，會導致鋼板的加工性大幅降低，所以Mn的含有量限定於2.0%以下。較佳係1.0%以下、更佳係0.8%以下。
    P：0.03%以下
    P係會使鋼板的加工性、及熱處理後的韌性降低，所以P的含有量限定於0.03%以下。較佳係0.02%以下。
    S：0.02%以下
    S係會使鋼板的加工性、及熱處理後的韌性降低，所以S的含有量限定於0.02%以下。較佳係0.01%以下。
    sol.Al：0.08%以下
    Al係為鋼的脫氧而添加之元素，視需要可含有。但，若sol.Al量超過0.08%的Al添加，會導致夾雜物增加，並導致鋼板的加工性降低。所以，sol.Al的含有量限定於0.08%以下。較佳係0.04%以下。又，當鋼板保持於高溫的情況，在鋼中會形成AlN，造成在淬火加熱時會有抑制沃斯田鐵結晶粒的成長，而降低淬火性的情況。特別係當鋼板係在氮環境中保持高溫的情況，因從環境侵入於鋼中的N，容易導致上述作用趨於明顯化。會避免因AlN形成所造成的此種淬火性降低，亦是必需將sol.Al量設為0.08%以下，較佳的sol.Al量係未滿0.04%，更佳的sol.Al量係未滿0.01%。
    N：0.02%以下
    大量含有N時會形成AlN而導致淬火性降低的情況。所以，N的含有量限定於0.02%以下。較佳係0.01%以下。
    其餘為Fe及不可避免的雜質，為提升淬火性與回火軟化抵抗，尚可含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.03%、Nb：0.01~0.03%、V：0.01~0.03%、B：0.0005~0.0050%中選擇至少一種。此時，各元素未滿下限的含有量係無法充分獲得此項效果，又若超過上限的含有量，會有導致製造成本增加，且使鋼板的加工性與韌性降低的情況。
    (2)微觀組織
    相構成：肥粒鐵與雪明碳鐵
    本發明的高碳薄鋼板係為達利用軟質化提升加工性，便形成由肥粒鐵、與球狀化雪明碳鐵所構成的微觀組織。
    從鋼板的表面起至板厚1/4位置處的區域中之肥粒鐵平均粒徑ds、與從鋼板的板厚1/4位置起至板厚中心的區域中之肥粒鐵平均粒徑dc：分別為20~40μm
    肥粒鐵粒的粗大化係對軟質化具有大幅貢獻。但是，若肥粒鐵平均粒徑未滿20μm，則軟質化會嫌不足。另一方面，若肥粒鐵的平均粒徑超過40μm，則加工時容易發生通稱「皺皮」的表面性狀不良。所以，從鋼板的表面起至板厚1/4位置處的區域中之肥粒鐵平均粒徑ds、與從鋼板的板厚1/4位置起至板厚中心的區域中之肥粒鐵平均粒徑dc，分別為20~40μm。
    肥粒鐵平均粒徑的板厚方向分佈：從鋼板的表面起至板厚1/4位置處的區域中之肥粒鐵平均粒徑ds、與從鋼板的板厚1/4位置起至板厚中心的區域中之肥粒鐵平均粒徑dc，係滿足0.80≦ds/dc≦1.20
    若板厚方向的肥粒鐵平均粒徑呈不均勻，在加工後或熱處理後容易導致零件變形趨大。所以，設為0.80≦ds/dc≦1.20。
    雪明碳鐵的平均粒徑：1.0μm以上
    若雪明碳鐵的平均粒徑未滿1.0μm，則軟質化會嫌不足。但，若雪明碳鐵過度粗大化，則加工時會提高粗大雪明碳鐵粒周圍的應力集中度，導致加工性降低，且會抑制在淬火加熱時因分解而造成的C再固溶，所以雪明碳鐵的平均粒徑最好設為3.0μm以下。
    另外，所謂「雪明碳鐵的粒徑」係指既定鋼板截面的觀察視野中，雪明碳鐵的長軸與短軸之幾何平均值；所謂「雪明碳鐵的平均粒徑」係指各個雪明碳鐵的粒徑之算術平均值。
    雪明碳鐵的球狀化率：90%以上
    若雪明碳鐵的球狀化不足，且球狀化率未滿90%，則板狀雪明碳鐵會大量殘存，導致加工性大幅降低。所以，雪明碳鐵的球狀化率設為90%以上。
    另外，所謂「雪明碳鐵的球狀化率」係指既定鋼板截面的觀察視野中，截面長寬比(長軸/短軸)在3以下的雪明碳鐵粒數，相對於總雪明碳鐵粒數的比率。
    肥粒鐵粒內所存在雪明碳鐵的粒數比：90%以上
    本發明的鋼板中，雪明碳鐵係經充分球狀化，且平均粒徑為1.0μm以上的較大者。若此種雪明碳鐵多數存在於肥粒鐵的結晶晶界，在接受加工時容易成為破壞的起點，導致加工性降低。所以，必須在肥粒鐵粒內存在有依相對於總雪明碳鐵粒數的粒數比計為90%以上的雪明碳鐵。
    (3)製造條件
    本發明的高碳薄鋼板係將具有上述化學組成的鋼片，依Ar3變態點以上的完軋溫度施行熱軋後，再依25~50℃/s的平均冷卻速度，施行一次冷卻直到550~650℃的一次冷卻停止溫度，接著，依120℃/s以上的平均冷卻速度，且將冷卻時間設為1s以內，施行二次冷卻直到500~600℃的二次冷卻停止溫度，並捲取，經去除鋼板表層的銹皮後，依20~30%軋縮率施行冷軋，再依680℃以上且未滿Ac1變態點的退火溫度保持20小時以上，而施行退火便可獲得。
    熱軋步驟係亦具有組合接著所施行冷軋與退火的軟質化處理之前組織調整功用，屬於為達軟質化處理後的板厚方向均質化所必要且重要的步驟。利用輕軋縮冷軋與退火所進行的軟質化處理，係活用利用冷軋而導入的應變所造成應變誘發晶界遷移(strain induced grain growth)之肥粒鐵粒粗大化促進處理，成為負責鋼板軟質化的步驟。但，軋縮率較小的輕軋縮冷軋，雖會對屬於被軋延材的鋼板表層部導入較多的應變，但在板厚中央部卻不易導入應變。因而，表層部與中央部便會產生肥粒鐵粒成長的促進效果差異，導致肥粒鐵的粒徑分佈及鋼板特性呈不均勻。
    本發明中，為避免因輕軋縮冷軋所造成的板厚方向不均質化，便預先在熱軋後的鋼板中形成特定組織分佈。熱軋鋼板中，若預先將表層部的雪明碳鐵較板厚中央部的雪明碳鐵更加細微化，則在冷軋後的退火時，表層部的肥粒鐵粒成長會較板厚中央部受抑制，便可解除因軋延應變的不均勻導入，而造成的肥粒鐵粒徑分佈不均勻情形。
    為使熱軋鋼板的雪明碳鐵粒徑於板厚方向上產生變化，必需在精軋後的冷卻過程中，改變表層部與中央部的溫度履歷。為此，便在會析出含有雪明碳鐵的第二相之溫度域中，依極短時間僅將表層部依強冷方式施行冷卻，再依更高溫側的溫度域，施行為使第二相以外的組織形成呈均質化之緩冷卻，利用此種二階段冷卻(即高溫域緩冷卻-短時間強冷卻的形式)施行冷卻便具有效果。
    以下，針對依照此種思考模式而設定的各製造條件之限定理由進行說明。
    熱軋的完軋溫度：Ar3變態點以上
    若熱軋的完軋溫度未滿Ar3變態點，則熱軋後，會形成軋延組織殘存的微觀組織，導致退火後的板厚方向均質性降低。所以，完軋溫度係設為Ar3變態點以上。
    另外，Ar3變態點係例如利用從沃斯田鐵溫度域的冷卻過程之熱收縮曲線測定，便可從曲線的變化點求取。又，亦可從化學成分的含有量概算。
    熱軋後的一次冷卻：依25~50℃/s的平均冷卻速度，冷卻至550~650℃的冷卻停止溫度
    熱軋後的鋼板係馬上依25~50℃/s的平均冷卻速度，施行一次冷卻至550~650℃的冷卻停止溫度。理由係若平均冷卻速度未滿25℃/s、或超過50℃/s，則在熱軋後較難形成如後述的所需組織分佈，於退火後會導致板厚方向的肥粒鐵粒徑分佈呈不均勻，導致無法達板厚方向均質化。
    再者，若冷卻停止溫度超過650℃，則熱軋後的微觀組織容易粗大化，在退火後不易獲得所需的組織分佈，反之若未滿550℃，則會生成諸如變韌鐵、麻田散鐵之類的硬質相，導致鋼板過度高強度化，造成捲取時的捲筒形狀與操業性惡化，並會有因鋼板形狀惡化而引發冷卻不均的情況。
    一次冷卻後係直接移往二次冷卻。為能抑制過度復熱，從一次冷卻後起直到二次冷卻開始為止時間，最好設定於3s以內、更佳係1s以內。
    熱軋後的二次冷卻：依120℃/s以上的平均冷卻速度，且將冷卻時間設為1s以內，冷卻至500~600℃的冷卻停止溫度
    一次冷卻後的鋼板係依120℃/s以上的平均冷卻速度，且1s以內施行冷卻至500~600℃的冷卻停止溫度，並捲取。
    一般利用注水進行冷卻時，因為500~600℃溫度域係成為開始從膜沸騰遷移至核沸騰的區域，因而容易發生鋼板冷卻不均。在此種溫度域中，若依平均冷卻速度成為120℃/s以上的核沸騰主體條件施行強制水冷，便不易發生鋼板冷卻不均情形。若平均冷卻速度達240℃/s以上的強制水冷便屬更佳。
    再者，藉由依1s以內的極短冷卻時間施行強制水冷，冷卻後的鋼板表層部會生成第二相的層狀間隔較狹窄之波來鐵或變韌鐵，在退火時所形成球狀雪明碳鐵粒會變小，並抑制肥粒鐵的晶粒成長。另一方面，在板厚中央部會生成層狀間隔略寬的波來鐵，在退火時所形成的球狀雪明碳鐵粒略大於表層部的雪明碳鐵粒，導致肥粒鐵的晶粒成長抑制效果變小。所以，板厚方向的肥粒鐵粒徑分佈呈均勻化，便達板厚方向的均質化。若冷卻時間超過1s時，冷卻後的板厚方向溫度分佈較容易均勻化，不易獲得所需的組織分佈。較佳的冷卻時間係0.5s以內。
    再者，若冷卻停止溫度超過600℃時，在冷卻後容易生成粗大的波來鐵，導致在退火後較難形成所需的組織分佈。另一方面，若冷卻停止溫度未滿500℃時，會大量生呈諸如變韌鐵、麻田散鐵之類的硬質相，導致鋼板過度高強度化，造成捲取時的捲筒形狀與操業性惡化。
    冷軋之軋縮率：20~30%
    經捲取的鋼板在利用酸洗等去除鋼板表層的銹皮之後，為使如下述退火時能顯現出由應變誘發晶界遷移造成的鋼板軟質化，而施行冷軋。此時，若軋縮率未滿20%，便無法獲得充分的晶粒成長促進效果；反之，若軋縮率超過30%，則肥粒鐵會細粒化。所以，冷軋的軋縮率係限定於20~30%。
    退火：依680℃以上且未滿Ac1變態點的退火溫度，保持20小時以上
    冷軋後的鋼板係為達雪明碳鐵的球狀化、與肥粒鐵粒的粗大化而施行退火。此時，若退火溫度未滿680℃，則雪明碳鐵的球狀化與肥粒鐵粒的粗大化便不會迅速進行，又若達Ac1變態點以上，在退火中會部分性生成沃斯田鐵，導致在退火後混雜著波來鐵(即未被球狀化的雪明碳鐵)，致使加工性與淬火性降低。所以，退火溫度限定於680℃以上、且未滿Ac1變態點的範圍。較佳係690℃以上(Ac1變態點-5℃)以下。
    相關在退火溫度中保持的時間，為達成雪明碳鐵的球狀化、與肥粒鐵粒的粗大化，必需達20小時以上。最好30~50小時。
    再者，若依照上述既定條件的退火，充分促進肥粒鐵結晶粒的合體‧成長，則在退火前，在肥粒鐵結晶晶界所存在的雪明碳鐵，便會大多數被取入於已合體‧成長的結晶粒內，俾使退火後，形成粒數比達90%以上的雪明碳鐵存在於肥粒鐵粒內。
    另外，Ac1變態點係例如利用從常溫的加熱過程中之熱膨脹曲線測定，便可從曲線的變化點求取。又，亦可從化學成分的含有量概算。
    退火後的鋼板，為進行形狀矯正或表面性狀調整，視需要亦可施行調質軋延。
    本發明所使用高碳鋼的熔製時，可使用轉爐或電爐任一者。所熔製的鋼係利用連續鑄造或造塊後的分塊軋延而形成鋼片(鋼胚)。對鋼片視需要亦可施行嵌接(scarfing)等處理。熱軋前的鋼片係只要配合製造設備的能力，加熱至能確保既定完軋溫度的溫度便可。亦可將連續鑄造的鋼片在未冷卻至常溫的情況下，直接或經短時間加熱後施行熱軋。又，亦可利用諸如棒加熱器或邊緣加熱器之類的感應加熱裝置，加熱進行熱軋途中的鋼片。 [實施例]
    將具有表1所示化學組成，其餘由Fe及不可避免的雜質構成的鋼片A~K，依表2所示熱軋條件形成板厚4.0mm的熱軋鋼板後，利用酸洗去除鋼板表層的銹皮。接著，將該等熱軋鋼板依表2所示冷軋條件施行冷軋，再同樣依表2所示退火條件施行退火，便獲得鋼板1~25。另外，表1所示Ar3變態點與Ac1變態點，係從鋼的化學組成，根據下式進行概算求取。
    Ar3變態點(℃)=910-203[C]1/2+44.7[Si]-30.0[Mn]-11.0[Cr]+31.5[Mo]-15.2[Ni]
    Ac1變態點(℃)=727-29.1[Si]-10.7[Mn]+16.9[Cr]-16.9[Ni]
    其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]分別係表示C、Si、Mn、Cr、Mo、Ni的含有量(質量%)。
    從所獲得各鋼板採取樣品，測定從鋼板表面起至板厚1/4位置的區域中之肥粒鐵平均粒徑ds、從板厚1/4位置起至板厚中心的區域中之肥粒鐵平均粒徑dc、雪明碳鐵平均粒徑、球狀化率、肥粒鐵粒內所存在的粒數比。測定係採用將平行於樣品鋼板軋延方向的板厚截面施行鏡面研磨，經利用硝太蝕劑或苦味酸蝕劑施行腐蝕後，再針對表層部、板厚1/8位置、板厚1/4位置、板厚3/8位置、板厚中央部等各位置，利用掃描式電子顯微鏡依500~3000倍的倍率所拍攝的組織照片實施。此時，肥粒鐵的平均粒徑係使用上述各位置所拍攝硝太蝕劑腐蝕照片，根據日本工業規格JIS G 0552所規定的方法求取結晶粒度，並從粒度號碼計算出。在板厚方向上從表面起至板厚1/4位置的區域中之肥粒鐵平均粒徑ds，係將在表層部、板厚1/8位置、板厚1/4位置所計算出的平均粒徑予以平均者；從板厚1/4位置起至板厚中心的區域中之肥粒鐵平均粒徑dc，係將在板厚1/4位置、板厚3/8位置、板厚中央部所計算出的平均粒徑予以平均者。另外，表層部、板厚1/8位置、板厚1/4位置、板厚3/8位置係針對從鋼板表背二面側的各位置進行觀察。又，雪明碳鐵的平均粒徑、球狀化率、肥粒鐵粒內所存在的粒數比，亦併用在板厚1/4位置處的苦味酸蝕劑腐蝕照片進行測定。
    再者，鋼板的軟質化程度與板厚方向的均質性，係對平行於樣品鋼板軋延方向的板厚截面施行鏡面研磨，並在板厚1/8位置與板厚3/8位置處，根據日本工業規格JIS Z 2244的規定，依9.8N(1kgf)試驗力測定維氏硬度並進行評價。此時，在各位置測定5處以上的維氏硬度，再將該等的平均值設為HV，將板厚1/8位置處的HV設為HVs，將板厚3/8位置處的HV設為HVc。而，若HVs與HVc係在150以下，便屬軟質；若HVs與HVc值的差△HV在5以下，則板厚方向的均質性便視為優異。
    針對鋼板的加工性，根據日本工業規格JIS Z 2256施行擴孔試驗(hole expanding test)，並評價極限變形能力。此時，若擴孔率λ達30%以上，便評為具有充分加工性。
    結果如表3所示。
    得知本發明例的鋼板係板厚方向的△HV較小屬於均質，且具有優異加工性的軟質高碳薄鋼板。另一方面，比較例的鋼板係板厚方向的△HV較大而呈不均質、或軟質化不足、或加工性差。

    权利要求:
    Claims (11)
    [1] 一種軟質高碳薄鋼板，係具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成，以及由肥粒鐵與雪明碳鐵的微觀組織；從鋼板表面起至板厚1/4位置處的區域中上述肥粒鐵平均粒徑ds、與鋼板從板厚1/4位置起至板厚中心的區域中上述肥粒鐵平均粒徑dc，分別為20~40μm，且滿足0.80≦ds/dc≦1.20；上述雪明碳鐵的平均粒徑係1.0μm以上、球狀化率達90%以上，且於肥粒鐵粒內存在有粒數比為90%以上的雪明碳鐵。
    [2] 如申請專利範圍第1項之軟質高碳薄鋼板，其中，更進一步，依質量%計，含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.03%、Nb：0.01~0.03%、V：0.01~0.03%、B：0.0005~0.0050%中選擇至少一種。
    [3] 如申請專利範圍第1項之軟質高碳薄鋼板，其中，上述Si含有量，依質量%計為0.1%以上、0.5%以下。
    [4] 如申請專利範圍第1項之軟質高碳薄鋼板，其中，上述Mn含有量，依質量%計為0.2%以上、1.0%以下。
    [5] 如申請專利範圍第1項之軟質高碳薄鋼板，其中，上述雪明碳鐵係具有1.0μm以上、3.0μm以下的平均粒徑。
    [6] 如申請專利範圍第1項之軟質高碳薄鋼板，其中，上述雪明碳鐵的球狀化率係屬於長軸/短軸的截面長寬比在3以下之雪明碳鐵粒數，相對於總雪明碳鐵粒數的比率。
    [7] 如申請專利範圍第1項之軟質高碳薄鋼板，係具有150以下的維氏硬度。
    [8] 一種軟質高碳薄鋼板之製造方法，係將具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成的鋼片，依Ar3變態點以上的完軋溫度施行熱軋後，再依25~50℃/s的平均冷卻速度，施行一次冷卻至550~650℃的一次冷卻停止溫度，接著，依120℃/s以上的平均冷卻速度並將冷卻時間設為1s以內，施行二次冷卻至500~600℃的二次冷卻停止溫度，再施行捲取，經去除鋼板表層的銹皮之後，依20~30%軋縮率施行冷軋，再依680℃以上且未滿Ac1變態點的退火溫度保持20小時以上而施行退火。
    [9] 如申請專利範圍第8項之軟質高碳薄鋼板之製造方法，其中，上述鋼片係更進一步依質量%計，含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.03%、Nb：0.01~0.03%、V：0.01~0.03%、B：0.0005~0.0050%中選擇至少一種。
    [10] 如申請專利範圍第8項之軟質高碳薄鋼板之製造方法，其中，上述二次冷卻的平均冷卻速度係120℃/s以上、300℃/s以下。
    [11] 如申請專利範圍第8項之軟質高碳薄鋼板之製造方法，其中，上述退火溫度的保持時間係30小時以上、50小時以下。
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