專利名稱：：高碳冷軋鋼板的制造方法
技術領域：
：本發明涉及含有0.20.7質量％的C的可加工性優良的高碳冷軋鋼板的制造方法。
背景技術：
：工具或汽車部件(齒輪、變速箱)等中使用的高碳鋼板，由于要加工成各種復雜的形狀，因而用戶要求優良的可加工性。另一方面，近年來，減少部件制造成本的要求強烈，從而進行加工工序的省略、加工方法的變更。例如，作為使用高碳鋼板的汽車驅動系統部件的成形技術，開發出了可進行增厚成形(thickness-additionforming)，實現大幅度的工序縮短的復動成形技術(double-actingformingtechinique)'并部分實現了實用化(例如，JournaloftheJSTP，44，2003，p.409-413)。隨之，高碳鋼板中，對可加工性(workability)的要求日益變強，從而要求更高的延展性(ductility)。并且，根據部件不同，多數情況下在沖孔加工后還要進行擴孔加工(翻邊burring)，因而還希望延伸凸緣性(stretch-flangeformability)優良。并且，從伴隨成品率提高的成本降低的觀點出發，還強烈要求鋼板的材質均勻性(homogeneousmechanicalproperty)。特另U是，由于在鋼板的板厚方向上表層部和中心部的硬度差較大時沖孔加工中的沖孔工具的劣化激烈，因而渴望板厚方向的硬度均勻性。為了應對這種要求，提高高碳鋼板的可加工性、材質均勻性，從以往就開始研究各種技術。例如在日本特開平9—157758號公報中，公開了如下的制造高碳冷軋鋼帶的方法-■對規定化學成分的高碳鋼進行熱軋，進行去氧化皮(descaling)處理后，■在95容量％以上的氫氣氛中進行退火時，根據化學成分規定加熱速度、均熱溫度(Ac,相變點以上)以及均熱時間，■在該退火后以100°C/hr以下的冷卻速度進行冷卻，由此制成軟質且組織的均勻性、可加工性(延展性)優良的熱軋鋼帶后，■并且以2090%的軋制率進行冷軋，■通過在氮氣氛爐等中以60072(TC施行最終退火，由此制造軟質且可加工性提高的高碳冷軋鋼帶。并且，例如在日本特開平5—958S號公報中，公開了如下的制造高碳冷軋薄鋼板的方法■將以(Ad相變點+3(TC)以上的終鍛溫度軋制成的鋼板■以10100。C/秒的冷卻速度冷卻至2050(TC的溫度，■保持110秒后，■在500(ACl相變點+3(TC)的溫度區域進行再加熱并進行巻繞，■根據需要以650。C(Ad相變點+30。C)均熱l小時以上，■至少進行1次冷軋和以650°C(Ad相變點+3(TC)均熱1小時以上的退火的循環，由此制造出可加工性良好的高碳冷軋薄鋼板。此外，作為熱軋鋼板，例如在日本特開平3—174909號公報中，公開了如下的制造高碳熱軋鋼帶的方法將熱金屬輥道(hot-mntable或run-outtable)分割為加速冷卻區域和空冷區域2個部分，將終軋后的鋼帶加速冷卻至由冷卻區域的長度、鋼板的搬運速度、化學成分等決定的特定溫度以下，■然后進行空冷，從而穩定地制造出巻材長度方向的材質均勻性優良的髙碳熱軋鋼帶。另外，從圖3可知該公報中的加速冷卻區域中的冷卻速度為203(TC/秒左右。并且，例如在日本特開2003—13145號公報中，公開了如下的制造高碳熱軋鋼板的方法■將含有0.20.7質量％的C的鋼，■熱軋至終鍛溫度(Ar3相變點-2(TC)以上后，■以超過12(TC/秒的冷卻速度、且650。C以下的冷卻停止溫度進行冷卻，■接著以60(TC以下的巻繞溫度進行巻繞，以64(TC以上、Ac,相變點以下的退火溫度進行退火，由此制造出延伸凸緣性優良的高碳熱軋鋼板。另外，雖然目的不一致，但在日本特開2003-73742號公報中公開了除了使冷卻停止溫度在62(TC以下以外滿足上述其他必要條件的高碳熱軋鋼板的制造技術。并且，在日本特開2003-73740號公報中公開了除了使冷卻停止溫度在62(TC以下、以30。/。以上的軋制率冷軋后進行上述退火以外滿足上述其他必要條件的高碳熱軋鋼板的制造技術。
發明內容但是由于現有技術都不能確保包含板厚方向在內的材質的均勻性，特別是在熱軋板的階段不能確保包含板厚方向在內的材質均勻性，因而冷軋性方面存在改善的余地。并且不能同時滿足這種均勻性和延伸凸緣性。另外，上述現有技術還存在以下的問題。在日本特開平3-174909號公報中記載的方法、日本特開2003-13145號公報以及日本特開2003-73742號公報中記載的方法中，所得到的鋼板是熱軋鋼板，難以高精度地均勻地制造板厚較薄的鋼板。并且，由于實際上沒有再結晶工序，因而在材質的均勻性方面存在改善的余地。并且，在日本特開平3-174909號公報的情況下，由于是在熱軋后不施行熱處理的所謂"熱軋態"(ashot-rolled)的鋼板，因而未必能得到優良的延伸率(elongation)、延伸凸緣性。在曰本特開平9-157758號公報記載的方法中，根據熱軋條件形成由初析鐵素體(pro-eutectoidferrite)和具有薄片狀(lamellar)的碳化物的珠光體(pearlite)組成的顯微組織(microstmcture)，因而在其后的退火時薄片狀的碳化物形成微細的球狀化碳化物(spheroidalcementite)。由于該微細的球狀化碳化物在擴孔加工時成為產生空隙的起點，產生的空隙相連而引發斷裂，從而不能得到優良的延伸凸緣性。在日本特開平5-9588號公報記載的方法中，由于將熱軋后的鋼板以規定條件冷卻后，通過直接通電法等進行再加熱，因而不僅需要特別的設備，而且還需要大量的電能。并且，由于在再加熱后巻繞的鋼板中容易形成微細的球狀化碳化物，因而由于與上述相同的理由，不能得到優良的延伸凸緣性的情況較多。本發明的目的在于提供一種延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性優良、冷軋工序的負擔較少的高碳冷軋鋼板的制造方法。本發明人關于對高碳冷軋鋼板的延伸凸緣性及硬度產生影響的顯微組織的影響進行銳意研究的結果，發現適當控制制造條件特別是熱軋后的冷卻條件、巻繞溫度、冷軋后的退火溫度極其重要。然后發現，將利用后述測定法求出的粒徑不足0.5lim的碳化物的體積率(相對于鋼板中的全碳化物的體積率)控制在10%以下，能夠提高延伸凸緣性，并使板厚方向的硬度變得均勻。并且，發現通過更為嚴密地控制熱軋后的冷卻條件、巻繞溫度，并將碳化物的上述體積率控制在5%以下，可得到更為優良的延伸凸緣性和硬度分布的均勻性。本發明是根據上述發現作出的，提供一種可加工性優良的高碳冷軋鋼板的制造方法，其中，包括對含有0.20.7質量％的C的鋼，以(Ar3相變點-2(TC)以上的終鍛溫度進行熱軋而制成熱軋板的工序；以6(TC/秒以上、不足12(TC/秒的冷卻速度將所述熱軋板冷卻至650°C以下的溫度(稱作冷卻停止溫度)的工序；以60(TC以下的巻繞溫度對所述冷卻后的熱軋板進行巻繞的工序；以30%以上的軋制率對所述巻繞后的熱軋板進行冷軋而制成冷軋板的工序；和以60(TC以上、Ac,相變點以下的退火溫度對所述冷軋板進行退火的工序。在本發明的方法中，在上述制造方法中，冷卻工序和巻繞工序優選的是，對熱軋板以8(TC/秒以上、不足12(TC/秒的冷卻速度冷卻至600"C以下的溫度，以55(TC以下的溫度進行巻繞。并且，在上述制造方法中，還可以在以60(TC以上、Ad相變點以下的退火溫度對巻繞后的熱軋板進行退火(稱作熱軋板退火(annealingofhot-rolledsheet))后，進行冷軋。另外，通常在巻繞熱軋板后、進行冷軋之前施行酸洗等除去氧化皮(descaling)的工序。圖l是表示冷軋退火板中的、AHv(縱軸)和粒徑不足0.5um的碳化物的體積率(橫軸)之間的關系的圖。具體實施例方式下面，詳細說明作為本發明的高碳冷軋鋼板的制造方法。(鋼組成)(1)C量C是形成碳化物而賦予淬火后的硬度的重要元素。C量不足0.2質量％時，熱軋后初析鐵素體的生成變得顯著，冷軋、退火后的粒徑不足0.5um的碳化物的體積率增加，延伸凸緣性、板厚方向的硬度均勻性變差。此外，淬火后也不能得到作為機械構造用部件的充分的強度。另一方面，C量超過0.7質量。/。時，即使例如粒徑不足0.5um的碳化物的體積率在10%以下，也不能得到充分的延伸凸緣性。并且，由于熱軋后的硬度顯著變高，鋼板變脆，因而不僅操作不便，而且淬火后的作為機械構造用部件的強度也飽和。因此，C量規定為0.20.7質量%。另外，在更重視淬火后的硬度的情況下，C量優選超過0.5質量％，在更重視可加工性的情況下，C量優選在0.5質量％以下。(2)其他鋼組成關于C以外的其他元素，不特別規定，在通常范圍內可含有Mn、Si、P、S、Sol.Al、N等元素。但是，Si由于具有使碳化物石墨化，阻礙淬火性的趨勢，因而優選在2質量％以下；由于過剩添加Mn時會引起延展性的降低，因而優選在2質量％以下。并且，由于如果過剩地含有P、S會降低延展性，并且還容易產生裂紋，因而均優選在0.03質量%以下。并且，由于過剩地添加Sol.Al時會大量析出A1N，使淬火性降低，因而優選在0.08質量％以下，由于過剩地含有N時會使延展性降低，因而優選在0.01質量％以下。為了明顯改善延伸凸緣性，S優選在0.007質量％以下，并且為了更為明顯地改善而優選在0.0045質量％以下。并且，為了提高淬火性和/或提高抗回火軟化性，即使在通常添加的范圍內向高碳冷軋鋼板中添加B、Cr、Cu、Ni、Mo、Ti、Nb、W、V、Zr等元素，也不會損壞本發明的效果。具體來說，上述元素可含有B在大約0.005質量％以下、Cr在大約3.5質量％以下、Ni在大約3.5質量％以下、Mo在大約0.7質量％以下、Cu在大約0.1質量％以下、Ti在大約0.1質量％以下、Nb在大約0.1質量％以下、W、V、Zr總共大約在0.1質量％以下。另外，添加Cr和/或Mo時，優選的是，Cr可含有大約0.05質量％以上、Mo可含有大約0.05質量％以上。并且，即使在制造過程中作為雜質而混入了Sn、Pb等元素，也不會對本發明的效果產生影響。(熱軋條件)(3)熱軋的終鍛溫度終鍛溫度不足(Ar3相變點-2(TC)時，由于部分地進行鐵素體相變，因而上述粒徑不足0.5iim的碳化物的體積率增加，延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性變差。因此，使熱軋的終鍛溫度在(Ar3相變點-20°C)以上。另夕卜，Ar3相變點可以實際測定，但也可以采用從以下式(1)計算出的溫度。Ar3相變點二910-203X[C]"2+44.7X[Si]-30X[Mn]...(1)在這里，[M]表示元素M的含量(質量％)。另外，可以根據追加元素在式(1)的右邊添加-llX[Cr]、+31.5X[Mo]、-15.2X[Ni]等校正項。(4)熱軋后的冷卻條件熱軋后的冷卻速度不足6(TC/秒時，奧氏體的過冷度變小，熱軋后初析鐵素體的生成變得顯著。其結果，冷軋、退火后的粒徑不足0.5um的碳化物的體積率超過10%，延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性變差。另一方面，在冷卻速度超過12(TC/秒的情況下，板厚方向上的表層部和中央部的溫度差變大，在中央部初析鐵素體的生成變得顯著。其結果，與上述相同地，延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性變差。該趨勢在熱軋板的板厚為4.0mm以上時變得特別顯著。艮口，特別是為了使板厚方向的硬度變得均勻，需要采用適當的冷卻速度，無論冷卻速度過大還是過小，都不能得到所希望的硬度均勻性。在現有技術中，特別是由于沒有釆用適當的冷卻速度，因而不能確保硬度均勻性。因此，使熱軋后的冷卻速度在6(TC/秒以上、不足12(TC/秒。并且，使粒徑不足0.5um的碳化物的體積率在5%以下的情況下，使冷卻速度在80。C/秒以上、不足12(TC/秒。冷卻速度的上限更加優選在115°C/秒以下。如果通過這種冷卻速度冷卻的熱軋板的終點溫度、即冷卻停止溫度高于65(TC時，在巻繞熱軋板之前的冷卻過程中生成初析鐵素體，并且生成具有薄片狀碳化物的珠光體。其結果，冷軋、退火后的粒徑不足0.5um的碳化物的體積率超過10%，延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性變差。因此，冷卻停止溫度在65(TC以下。進而優選在60(TC以下。另外，使粒徑不足0.5um的碳化物的體積率在5%以下的情況下，如上所述地使冷卻速度在8(TC/秒以上、12(TC/秒以下(優選為115°C/秒以下)，并且使冷卻停止溫度在60(TC以下。并且，由于存在溫度的測定精度上的問題，因而使冷卻停止溫度在50(TC以上。另外，到達冷卻停止溫度后，可以自然冷卻，也可以減弱冷卻力而繼續進行強制冷卻。從鋼板的均勻性等觀點出發，優選強制冷卻至能夠抑制回熱的程度。(5)巻繞溫度對冷卻后的熱軋板進行巻繞，此時，巻繞溫度超過60(TC時生成具有薄片狀的碳化物的珠光體。其結果，冷軋、退火后的粒徑不足0.5um的碳化物的體積率超過10%，延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性變差。因此，巻繞溫度在60(TC以下。另外，設巻繞溫度為比上述冷卻停止溫度低的溫度。并且，使粒徑不足0.5iim的碳化物的體積率在5%以下的情況下，如上所述地使冷卻速度在8(TC/秒以上、12(TC/秒以下(優選為115°C/秒以下)，使冷卻停止溫度在60(TC以下，并且使巻繞溫度在55(TC以下。另外，由于熱軋板的形狀變差，因而巻繞溫度優選在20(TC以上，進而優選在35(TC以上。(6)除去氧化皮(酸洗等)巻繞后的熱軋板，通常在進行冷軋之前除去氧化皮。除去方法不特別限制，但優選的是用普通方法進行酸洗。在施行后文描述的熱軋板退火的情況下，在熱軋板退火之前除去氧化皮。(冷軋、退火條件)(7)冷軋酸洗后的熱軋板，為了防止在退火時殘留未再結晶部，并且為了促進碳化物的球狀化，進行冷軋。為了得到這些效果，使冷軋的軋制率在30%以上。另外，由于根據以上描述的本發明的鋼組成、熱軋條件得到的熱軋板的板厚方向的硬度均勻性優良，因而即使施加比以往更高的高壓也不易發生斷裂等問題。但是如果考慮軋機的負荷，則軋制率優選在80%以下。(8)退火溫度冷軋后的冷軋板，為了實現再結晶和碳化物的球狀化而進行退火。此時，退火溫度不足60(TC時殘留未再結晶組織，由此延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性變差。另一方面，退火溫度超過Ac,相變點時由于部分地進行奧氏體化，并在冷卻過程中再次生成珠光體，因而延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性變差。因此，使退火溫度在60(TC以上、Ad相變點以下。另外，為了得到優良的延伸凸緣性，退火溫度優選在68(TC以上。另外，ACl相變點可以實際測定，但也可以采用從以下式(2)計算的溫度。Ad相變點-754.83-32.25X[C]+23.32X[Si]-17.76X[Mn]…(2)在這里，[M]表示元素M的含量(質量％)。另外，也可以根據追加元素在式(2)的右邊添加+17.13X[Cr]、十4.51X[Mo]、+15.62乂^]等校正項。另外，退火時間優選為8小時80小時左右。使所得到的鋼板中的碳化物球狀化，平均縱橫比在3.0以下(在板厚的大約1/4的位置測定的值)。(熱軋板退火條件)(任意)通過以上條件可達成本發明的目的，也可以對酸洗后冷軋前的熱軋板施行退火，以實現碳化物的球狀化(稱作熱軋板退火)。此時，如果熱軋板退火的溫度不足60(TC，則不能得到該效果。另一方面，熱軋板退火的溫度超過Ad相變點時，由于部分地進行奧氏體化，并在冷卻過程中再次生成珠光體，因而不能得到球狀化效果。另外，為了得到優良的延伸凸緣性，熱軋板退火的溫度優選在68(TC以上。進而優選的溫度在690。C以上。另外，熱軋板退火的時間優選為8小時80小時左右。從提高均勻性、減輕冷軋負擔的觀點出發，優選熱軋板退火，但如果作為目標的均勻性、板厚、冷軋設備的能力等沒有問題，則當然可以省略而削減成本。(其他)對本發明的高碳鋼進行熔煉(即精煉steelmaking)時，可使用轉爐、電爐中的任一種。并且，由此熔煉的高碳鋼，通過鑄錠-開坯軋制或連鑄制成鋼坯。通常在對鋼坯進行加熱(再加熱reheating)后，進行熱軋。另外，通過連鑄而制造出鋼坯的情況下，可以直接或在為了抑制溫度降低而保熱后，應用進行軋制的直送軋制。在對鋼坯進行再加熱后進行熱軋的情況下，為了避免氧化皮引起的表面狀態的劣化，優選鋼坯加熱溫度在128(TC以下。熱軋中，也可以省略粗軋而僅進行終軋。另外，為了確保終鍛溫度，也可以在熱軋過程中通過薄板坯加熱器等加熱裝置對被軋制鋼材進行加熱。并且，為了促進球狀化或降低硬度，也可以在巻繞后用退火罩等裝置對巻材進行保溫。熱軋板的板厚，只要能夠維持本發明的制造條件即可，不作特別限制，但在操作上特別優選1.010.0mm的熱軋板。冷軋鋼板的板厚不特別限制，優選0.55.0mm左右。熱軋板退火、冷軋后的退火，以箱式退火、連續退火均可。冷軋、退火后，根據需要進行表面光軋(skin-passrolling)。由于該表面光軋不會對淬火性(hadenabilitybyquenching)產生影響，因而對該條件也不特別限制。關于鋼板中的粒徑在0.5iim以上的碳化物的量，只要在本發明的C量的范圍內，就不會特別產生問題。實施例(實施例1)將具有表1所示的化學成分的鋼AD的連鑄鋼坯加熱至1250°C，以表2所示的條件進行熱軋、冷軋以及退火，從而制造出板厚為2.3mm的鋼板No.116。另外，在幾個條件下，以表2所示的條件實施熱軋板退火。各退火以非氮化性氣氛(Ar氣氛)進行。在這里，鋼板No.19是本發明例，鋼板No.1016是比較例。然后，通過以下方法進行碳化物的粒徑和體積率、板厚方向的硬度以及擴孔率入的測定。在這里，設擴孔率A為用于評價延伸凸緣性的指標。并且，測定巻繞后(對熱軋板退火實施鋼材進行熱軋板退火后)的熱軋板的板厚方向的硬度。(i)碳化物的粒徑和體積率的測定對與鋼板的軋制方向平行的板厚斷面進行研磨，對板厚的1/4的位置用苦醛腐蝕溶液(苦味酸+乙醇)進行腐蝕后，用掃描型電子顯微鏡以3000倍的倍率觀察顯微組織。碳化物的粒徑及其體積率，使用MediaCybernetics公司生產的圖像分析軟件"ImageProPlusver.4.0"(TM)通過圖像分析方式進行定量化。即，各碳化物的粒徑是如下的值間隔2度對通過碳化物外周上的2點和碳化物的當量橢圓(與碳化物面積相同、且一次及二次力矩相等的橢圓)重心的直徑進行測定，并取平均。并且，求出視野中的全碳化物相對于測定視野的面積率，將該值作為各碳化物的體積率。然后關于粒徑不足0.5um的碳化物，求出其總體積率(累計體積率)，將該值除以全碳化物的累計體積率，從而求出對應每個視野的體積率。在50個視野中求出上述體積率，對其取平均而作為粒徑不足0.5um的碳化物的體積率。另外，還通過上述圖像分析計算出碳化物的平均縱橫比(個數平均)，并確認球狀化情況。(ii)板厚方向的硬度測定對與鋼板的軋制方向平行的板厚斷面進行研磨，對距鋼板表面O.lmm的位置、板厚的1/8、2/8、3/8、4/8、5/8、6/8、7/8的位置以及距鋼板內表面O.lmm的位置共9個部位使用微維氏硬度計，在4.9N(500gf)的載荷下進行測定。然后，通過最大硬度Hvmax和最小硬度Hvmin之差AHv(=Hvmax-Hvmin)評價板厚方向的硬度均勻性，AHv《10時評價為硬度均勻性優良。另外，在AHv的測定中，在板厚較薄，板厚的1/8和7/8的位置分別距鋼板的外表面及內表面O.lmm以內的情況下，省略距鋼板外表面及內表面O.lmm位置的硬度測定(在本實施例中沒有相應的事例)。(iii)擴孔率入的測定對鋼板，使用沖頭直徑為10mm，沖模直徑為10.9mm(間隙為20。/。)的沖孔工具進行沖孔。然后，用圓筒平底沖頭(直徑為50mmcJ)，臺肩R=8mm)上推所沖出的孔而進行擴孔加工，測定在孔邊緣產生貫通板厚的裂紋時的孔徑d(mm)，計算用以下式(3)定義的擴孔率入(％)。X=100X(d-10)/10...(3)然后，將同樣的試驗進行6次，從而求出平均擴孔率入。結果表示在表3中。作為本發明例的鋼板No.19，粒徑不足0.5um的碳化物的體積率均在10%以下，分別與化學成分相同的比較例中的鋼板No.1016相比，擴孔率入較高，延伸凸緣性優良。認為其原因在于，如上所述，粒徑不足0.5iim的微細的碳化物在擴孔加工時成為產生空隙的起點，所產生的空隙相連而引發斷裂，以體積率計，其量被降低至10%以下。在圖1中表示冷軋退火板中的、AHv(縱軸)和粒徑不足0.5um的碳化物的體積率(％)(橫軸)之間的關系。如本發明例的鋼板No.18，如果粒徑不足0.5"m的碳化物的體積率在10%以下，則AHv在lO以下，可得到優良的板厚方向的硬度均勻性(圖1中，黑圓標志)。另外，作為如此微細碳化物對硬度均勻性產生影響的原因，認為其原因之一是微細碳化物具有偏向存在珠光體的區域的趨勢。另外，在冷卻停止溫度為600'C以下且巻繞溫度為55(TC以下的條件下制造出的、粒徑不足0.5"m的碳化物的體積率在5%以下的本發明例的鋼板No.2、4、5、7、9，不僅是延伸凸緣性更優良，而且AHv在7以下，板厚方向的硬度均勻性也更優良。在本發明的制造方法中，熱軋板的AHv也小到10以下，原理上，冷軋過程中的斷裂可能性降低。即使在現有鋼板中實際上達到斷裂的情況不是很多，但消除斷裂可能性而能夠調整的冷軋條件的范圍擴大，在實際操作中非常有利。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>*)由式(1)計算**)由式(2)計算表2<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>實施例2E鋼(C:0.30質量％、Si:0.23質量％、Mn:0.77質量％、P:0.013質量％、S:0.0039質量％、Sol.Al:0.028質量％、N:0.0045質量％、Ar3相變點786°C、Ad相變點737°C)、F鋼(C:0.23質量％、Si:0.18質量％、Mn:0.76質量％、P:0.016質量％、S:0.0040質量％、Sol.Al:0.025質量％、N:0.0028質量％、Cr:1.2質量％;Ar3相變點785°C、Ac,相變點759°C)、G鋼(C:0.33質量％、Si:0.21質量％、Mn:0.71質量％、P:0.010質量％、S:0.0042質量％、Sol,Al:0.033質量％、N:0.0035質量％、Cr:1.02質量％、Mo:0.16質量％、Ar3相變點775°C、ACl相變點755°C)、H鋼(C:0.36質量％、Si:0.20質量％、Mn:0.70質量％、P:0.013質量％、S:0.009質量％、Sol.Al:0.031質量％、N:0.0031質量％、A巧相變點776°C、Ac,相變點735°C)、以及表示1所示的D鋼，連鑄而制成鋼坯后加熱至1210°C，以表4所示的條件進行熱軋，在一部分示例中以該表的條件施行熱軋板退火。然后，進行冷軋，以表4所示的條件進行退火而制造板厚為2.3mm的鋼板No.1735。另外，使冷軋中的軋制率在50%，熱軋板退火和退火在非氮化性氣氛(H2氣氛)下進行。相對于所得到的冷軋鋼板和熱軋板(僅硬度)，用與實施例1相同的方法，進行碳化物的粒徑和體積率、板厚方向的硬度以及擴孔率入的測定。結果表示在表5中。在使冷卻速度以外的條件一定的鋼板No.1723中，冷卻速度在本發明的范圍內的No.1822的延伸凸緣性、板厚方向的硬度均勻性顯著優化。并且，鋼板No.1922的上述特性進一步顯著改善，在100t:/秒左右(鋼板No.2022)最佳。并且在使冷卻速度一定而調查的鋼板No.2431中，冷卻停止溫度、巻繞溫度均在本發明的范圍內的鋼板No.2631的延伸凸緣性、板厚方向的硬度均勻性顯著優化。并且，在滿足冷卻停止溫度為600。C以下以及巻繞溫度為55(TC以下的情況下(鋼板No.2931)，微細碳化物的體積率在5%以下，可得到更加顯著地優化的延伸凸緣性、板厚方向的硬度均勻性。另外，與在相同條件下使熱軋板退火溫度在690'C以下的鋼板No.30相比，鋼板No.21的延伸凸緣性更優良。并且，與在相同條件下省略熱軋板退火的鋼板No.31相比，鋼板No.21的均勻性提高。即使在添加基本成分以外的合金元素的情況下(F鋼、G鋼)，也正常顯示出優良的延伸凸緣性、板厚方向的硬度均勻性。但是，如果與S量較多的情況(H鋼)相比，則E鋼、F鋼以及G鋼的擴孔率的絕對值更顯著地優化。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>工業實用性根據本發明，可不需要特別的設備，且能夠在降低冷軋中的負擔的同時制造出延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性均優良的高碳冷軋鋼板。權利要求1.一種高碳冷軋鋼板的制造方法，其中，包括對含有0.2～0.7質量％的C的鋼，以(Ar3相變點-20℃)以上的終鍛溫度進行熱軋而制成熱軋板的工序；以60℃/秒以上、不足120℃/秒的冷卻速度將所述熱軋板冷卻至650℃以下的溫度的工序；以600℃以下的卷繞溫度對所述冷卻后的熱軋板進行卷繞的工序；以30％以上的軋制率對所述卷繞后的熱軋板進行冷軋而制成冷軋板的工序；和以600℃以上、Ac1相變點以下的退火溫度對所述冷軋板進行退火的工序。2.如權利要求1所述的高碳冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述冷卻工序中，以80℃/秒以上、不足120℃/秒的冷卻速度將熱軋板冷卻至600℃以下的溫度，并且在所述巻繞工序中，以550℃以下的溫度進行巻繞。3.如權利要求1或2所述的高碳冷軋鋼板的制造方法，其中，以600℃以上、ACl相變點以下的退火溫度對所述巻繞后的熱軋板進行退火后，施行所述冷軋。全文摘要制造高碳冷軋鋼板時，通過具有如下工序的制造方法提供延伸凸緣性和板厚方向的硬度均勻性均優良的高碳冷軋鋼板，即具有對含有0.2～0.7質量％的C的鋼，以(Ar<sub>3</sub>相變點-20℃)以上的終鍛溫度進行熱軋而制成熱軋板的工序；將熱軋板以60℃/秒以上、不足120℃/秒的冷卻速度冷卻至650℃以下的溫度的工序；以600℃以下的卷繞溫度對冷卻后的熱軋板進行卷繞的工序；以30％以上的軋制率對卷繞后的熱軋板進行冷軋而制成冷軋板的工序；和以600℃以上、Ac<sub>1</sub>相變點以下的退火溫度對冷軋板進行退火的工序。文檔編號C21D9/46GK101208441SQ20068002299公開日2008年6月25日申請日期2006年6月19日優先權日2005年6月29日發明者仮屋房亮,大久保英和,楠本義治,藤田毅,金本規生申請人:杰富意鋼鐵株式會社