專利名稱：：極軟高碳熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種極軟高碳熱軋鋼板及其制造方法。技術(shù)背景用于工具或汽車零件(齒輪、變速器)等的高碳鋼板，在穿孔、成形后實施淬火回火等熱處理。近幾年，為了低成本化，工具、零件制造者，即高碳鋼板的使用者，正在研究從過去的基于鑄造材料的切割加工、熱鍛的零件加工到基于鋼板的沖壓成形(包含冷鍛)的加工工序的簡化。與此同時，對于原材高碳鋼板，強烈期望具有高淬火性以及能以較少工序加工復雜形狀的性質(zhì)，特別是具有軟質(zhì)的性質(zhì)。并且，從減少沖壓機及金屬模具的負荷的觀點出發(fā)，也強烈要求軟質(zhì)?；谝陨系默F(xiàn)狀，對于高碳鋼板的軟化，探討了幾個技術(shù)。例如，在專利文獻1中，提出了高碳鋼帶的制造方法熱軋后，以規(guī)定的加熱速度加熱到鐵素體-奧氏體的雙相區(qū)域，以規(guī)定的冷卻速度進行退火處理。該技術(shù)中，將高碳鋼帶在Ad點以上的鐵素體-奧氏體的雙相區(qū)域內(nèi)退火，形成使粗大的球化滲碳體均勻分布于鐵素體基體中的組織。具體來說，含有C:0.20.8%、Si:0.030.30%、Mn:0.201.50%、Sol.Al:0.010.10%、N:0.00200.0100%、且Sol.Al/N:510的高碳鋼，經(jīng)熱軋、酸洗、脫銹皮后，在95容積％以上的氫和余量氮組成的氣氛爐中，以68(TC以上的溫度范圍、加熱速度Tv(°C/Hr):500X(0.01-N(%)asAIN)2000X(0.1-N(%)asAlN)、均熱溫度TA(。C):ACl點222XC(%)2-411XC(%)+912、均熱時間120小時的條件退火，以冷卻速度100'C/Hr以下的冷卻速度冷卻至室溫。例如，在專利文獻2中，提出了對于含有C:0.10.8質(zhì)量％、S:0.01質(zhì)量％以下的熱軋鋼板的制造方法在Ad-5(TC不足Ac,的溫度范圍內(nèi)，進行保持0.5小時以上的第1階段加熱，之后，連續(xù)進行在AdAd+10(TC的溫度范圍內(nèi)保持0.520小時的第2階段加熱、以及在ACl-50°CACl的溫度范圍內(nèi)保持220小時的第3階段加熱，并且，從第2階段的保持溫度到第3階段的保持溫度的冷卻速度設(shè)為53(TC/h。通過這樣實施3階段退火，希望得到鐵素體的平均粒徑為20/mi以上的高碳鋼板。并且，在專利文獻3、專利文獻4中，提出了通過石墨化鋼中的碳來實現(xiàn)軟質(zhì)、高延展性化的方法。進而，在專利文獻5中，提出了使鐵素體晶粒均勻地粗大化，從而實現(xiàn)極軟化的方法，該方法為對含有0.20.7質(zhì)量％的C的鋼進行熱軋，控制為具有體積率超過70%的貝氏體的組織，之后，進行退火。該技術(shù)的特征在于，在(Ar3相變點-20'C)以上的溫度下進行終軋后，以超過12(TC/秒的冷卻速度，并且進行冷卻直至55(TC以下的冷卻結(jié)束溫度，然后，在50(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，在640'C以上、Ac相變點以下的溫度下退火。專利文獻l:日本特開平9-157758號公報專利文獻2:日本特開平11-80884號公報專利文獻3:日本特開昭64-25946號公報專利文獻4:日本特開平8-246051號公報專利文獻5:日本特開平2003-73742號公報但是，上述技術(shù)中，存在以下問題。專利文獻l所述的技術(shù)表明，將高碳鋼帶在Ad點以上的鐵素體-奧氏體的雙相域內(nèi)退火，得到粗大的球化滲碳體，但是，由于這樣的粗大滲碳體熔化速度慢，故而使淬火性變差。并且，對于退火后的硬度，S35C材料為Hvl32Ml(HRB7275)，未必能稱為軟質(zhì)。在專利文獻2所述的技術(shù)中，由于退火工序復雜，在假設(shè)實機操作的情況下，生產(chǎn)率變差，成本增加。在專利文獻3、專利文獻4所述的技術(shù)中，鋼中的碳石墨化，由于石墨的熔化速度慢，故存在淬火性差的問題。而且，在專利文獻5所述的技術(shù)中，含有體積率超過70%的貝氏體的熱軋鋼板經(jīng)球化退火，鐵素體粒徑粗大化、極軟化，但是，在(Ar3相變點-2(TC)以上的終軋溫度下進行熱軋后，由于在超過12(TC/秒的冷卻速度下急冷，故冷卻后產(chǎn)生相變放熱，溫度升高，存在熱軋鋼板組織的穩(wěn)定性差的問題。而且，對于球化退火后的硬度，也只能以洛氏硬度B標尺硬度(HRB)評價樣品的板面，并且由于球化退火后粗大的鐵素體晶粒不在板厚方向上均勻地形成，易于產(chǎn)生材質(zhì)的參差不齊，故不能穩(wěn)定軟化。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于此種情況，其目的在于提供一種不需要在鐵素體-奧氏體區(qū)域內(nèi)的高溫退火、且不用多階段退火就能制造、而且不容易產(chǎn)生由沖壓成形、冷鍛所導致的裂紋的極軟高碳熱軋鋼板。本發(fā)明人在確保淬火性的同時，對組成、微組織及制造條件對高碳鋼板硬度的影響進行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，對鋼板的硬度產(chǎn)生較大影響的因素不僅有組成、碳化物的形狀及量，碳化物的平均粒徑、鐵素體平均粒徑和鐵素體粗大化率(規(guī)定值以上粒徑的鐵素體晶粒的體積率)也對其產(chǎn)生較大影響。而且，通過分別控制碳化物平均粒徑、鐵素體平均粒徑及鐵素體粗大率在適當?shù)姆秶鷥?nèi)，在確保淬火性的同時，大幅降低了高碳鋼板的硬度。而且，本發(fā)明中，基于上述見解，對用于控制上述組織的制造方法進行了研究，確立了極軟高碳熱軋鋼板的制造方法。本發(fā)明是基于以上見解完成的，其要點如下所述。[1]一種極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，按質(zhì)量％計，含有C:0.20.7%、Si:0.011.0%、Mn:0.11.0%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，具有鐵素體平均粒徑為20/ma以上、粒徑lOpm以上的鐵素體晶粒的體積率在80%以上、碳化物平均粒徑為0.10/xm以上、不足2.0gm的組織。[2]—種極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，按質(zhì)量％計，含有C:0.20.7%、Si:0.011.0%、Mn:0.11.0%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，具有鐵素體平均粒徑超過35/mi、粒徑20/mi以上的鐵素體晶粒的體積率在80%以上、碳化物平均粒徑為0.10/mi以上、不足2.0/mi的組織。[3]如前述[1]或[2]中的極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，按質(zhì)量%計，還含有B:0.00100.0050%、Cr:0.0050.30%中的1種或2種。[4]如前述[1]或[2]中的極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，按質(zhì)量%計，還含有B:0.00100.0050%、Cr:0.050.30%。[5]如前述[1]至[4]中的任一項中的極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，按質(zhì)量％計，還含有Mo:0.0050.5%、Ti:0.0050.05%、Nb:0.0050.1%中的1種或2種以上。[6]—種極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如前述m、[3]、[4]、[5]中任一項所述組成的鋼粗軋后，進行將最終道次的軋制率設(shè)為10%以上、且將終軋溫度設(shè)為(Ar3-20)'C以上的終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過12(TC/秒的冷卻速度一次冷卻至600'C以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在600'C以下的溫度后，在58(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ac,相變點以下的溫度下球化退火。—種極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如前述[l]、[3]、[4]、[5]中任一項所述組成的鋼粗軋后，進行將最終道次的軋制率設(shè)為10%以上、且將終軋溫度設(shè)為(Ar3-20)。C以上的終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過120'C/秒的冷卻速度一次冷卻至550'C以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在55(TC以下的溫度后，在53(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680'C以上Ad相變點以下的溫度下球化退火?！N極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如前述[2]至[5]中任一項所述組成的鋼粗軋后，將最終2道次的軋制率分別設(shè)為10%以上、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+150)。C以下的溫度范圍內(nèi)進行終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過12(TC/秒的冷卻速度一次冷卻至60(TC以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在600'C以下的溫度后，在580'C以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ad相變點以下的溫度下，并且使均熱時間為20小時以上的條件下，進行球化退火。一種極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如前述[2]至[5]中任一項所述組成的鋼粗軋后，將最終2道次的軋制率分別設(shè)在10%以上、并且在(Arr20)。C以上、(Ar3+100)。C以下的溫度范圍內(nèi)進行終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過120'C/秒的冷卻速度一次冷卻至550'C以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在55(TC以下的溫度后，在53(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680'C以上、Ad相變點以下的溫度下，并且使均熱時間在20小時以上的條件下，進行球化退火。另外，本說明書中，表示鋼的成分的％均為質(zhì)量％。根據(jù)本發(fā)明，可以在確保淬火性的同時，得到極軟的高碳熱軋鋼板。本發(fā)明的極軟高碳熱軋鋼板，可以通過不僅控制熱軋后的球化退火條件、還控制退火前的熱軋鋼板組織即控制熱軋條件而制造，不需要在鐵素體-奧氏體區(qū)域內(nèi)的高溫退火，而且不用多階段退火就能制造。其結(jié)果為，因為使用了加工性優(yōu)良的極軟高碳熱軋鋼板，使加工工序得以簡化，低成本化成為可能。具體實施例方式本發(fā)明的極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，控制為如下所示的成分組成，具有鐵素體平均粒徑為20/mi以上、粒徑lO]um以上的鐵素體晶粒的體積率(以下稱為"鐵素體粗大化率(粒徑10pm以上)")為80%以上、碳化物平均粒徑為0.10/wn以上、不足2.0/mi的組織。優(yōu)選鐵素體平均粒徑超過35/mi，粒徑20/mi以上的鐵素體晶粒的體積率(以下稱為"鐵素體粗大化率(粒徑20/mi以上)")為80%以上，碳化物平均粒徑為0.10/mi以上、不足2.0]imi。這些是本發(fā)明最重要的技術(shù)特征。通過這樣規(guī)定成分組成和金屬組織(鐵素體平均粒徑、鐵素體粗大化率)、碳化物的形狀(碳化物平均粒徑)，滿足所有條件，可以在確保淬火性的同時，得到極軟的高碳熱軋鋼板。另外，上述極軟高碳熱軋鋼板可以如下制造粗軋具有后述組成的鋼后，進行最終道次的軋制率設(shè)為10%以上、且終軋溫度設(shè)為(Ar3-20)'C以上的終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過120°C/秒的冷卻速度一次冷卻至60(TC以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在60(TC以下的溫度后，在58(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680'C以上、Ad相變點以下的溫度下球化退火。而且，在具有上述優(yōu)選的組織的極軟高碳熱軋鋼板的情況下，可以如下工序制造粗軋具有后述組成的鋼，然后，將最終2道次的軋制率分別設(shè)為10%以上(優(yōu)選13%以上)、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+150rC以下的溫度范圍內(nèi)進行終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過12(TC/秒的冷卻速度一次冷卻至60(TC以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在60(TC以下的溫度后，在580'C以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ad相變點以下的溫度下，并且在均熱時間為20小時以上的條件下，進行球化退火。這樣，通過整體控制熱終軋、一次冷卻、二次冷卻、巻取、以及退火的制造條件，達到本發(fā)明的目的。以下對本發(fā)明進行詳細說明。首先，本發(fā)明中鋼的化學成分的限定原因如下。(1)C:0.20.7%C是碳鋼中最基本的合金元素。根據(jù)其含量不同，淬火硬度及退火狀態(tài)下的碳化物量變化較大。當鋼中的C含量不足0.2。/。時，熱軋后的組織中，先共析鐵素體的產(chǎn)生變得明顯，退火后不能得到穩(wěn)定的粗大鐵素體晶粒組織，不能穩(wěn)定地軟化。并且，在應(yīng)用于汽車用零件等方面，不能得到充分的淬火硬度。另一方面，當(3含量超過0.7%時，熱軋后的韌性降低，從而鋼帶的制造性、處理變差，同時，應(yīng)用于加工度高的零件變得困難。因此，從提供兼具適度的淬火硬度和加工性的鋼板的觀點出發(fā)，將C含量設(shè)為0.2。/。以上、0.7%以下，優(yōu)選為0.2%以上、0.5%以下。(2)Si:0.011.0%Si是使淬火性提高的元素。Si含量不足0.01%時，淬火時的硬度不足。另一方面，當Si含量超過1.0%時，由于固溶強化，鐵素體硬化，加工性變差。而且碳化物石墨化，存在阻礙淬火性的傾向。因此，從提供兼具適度的淬火硬度和加工性的鋼板的觀點出發(fā)，將Si含量設(shè)為Q.01o/o以上、1.0%以下，優(yōu)選為0,01%以上、0.8%以下。(3)Mn:0.11.0%Mn與Si—樣，是使淬火性提高的元素。而且，使S固定成為MnS，是防止板坯熱裂的重要元素。當Mn含量不足0.1%時，不能充分發(fā)揮其效果，而且淬火性大幅降低。另一方面，當Mn含量超過1.0%時，則由于固溶強化，鐵素體硬化，導致加工性變差。因此，從提供兼具適度的淬火硬度和加工性的鋼板的觀點出發(fā)，將Mn含量設(shè)為0.1%以上、1.0%以下，優(yōu)選為0.1%以上、0.8%以下。(4)P:0.03%以下由于P在晶界中偏析，使延展性和韌性變差，因此將P含量設(shè)為0.03°/。以下，優(yōu)選為0.02%以下。(5)S:0,035%以下由于S與Mn形成MnS而使加工性及淬火后的韌性變差，因此是必須減少的元素，優(yōu)選含量少的情況。但是，由于S含量可以允許達到0.035%，因此將S含量設(shè)在0.035G/o以下，優(yōu)選為0.030%以下。(6)Al:008%以下由于當過量添加Al時，A1N大量析出，使淬火性降低，因此將Al含量設(shè)在0.08。/。以下，優(yōu)選為0.06%以下。(7)N:0.01%以下由于在過量含有N的情況下，導致延展性降低，因此將N含量設(shè)在0.01%以下。通過上述添加元素可以得到本發(fā)明鋼的作為目的的特性，但除了上述添加元素，也可以添加B、Cr中的一種或兩種。添加這些元素時優(yōu)選的范圍如下，可以添加B、Cr中的任意一種，但更優(yōu)選B、Cr兩個都添加。(8)B:0.00100.0050%B是抑制熱軋后冷卻中的先共析鐵素體的產(chǎn)生、在退火后形成均勻的粗大鐵素體晶粒的重要元素。但是，當B含量不足0.0010。/。時，存在不能得到充分的效果的情況。另一方面，當超過0.0050%時，在效果飽和的同時，存在熱軋的負荷變高、操作性降低的情況。因此，在添加的情況下，B含量優(yōu)選為0.0010%以上、0.0050%以下。(9)Cr:0.005%0.30%Cr是抑制熱軋后冷卻中的先共析鐵素體的產(chǎn)生、在退火后形成均勻的粗大鐵素體晶粒的重要元素。但是，當0"含量不足0.005%時，有不能得到充分的效果的情況。另一方面，當超過0.30%時，在抑制先共析鐵素體產(chǎn)生的效果飽和的同時，成本增加。因此，添加的情況下，將Cr含量設(shè)為0.005%以上、0.30%以下。優(yōu)選為0.05%以上、0.30%以下。另外，為了得到更好的抑制先共析鐵素體產(chǎn)生的效果，優(yōu)選同時添加B和Cr，這種情況下，更加優(yōu)選將B設(shè)為0.0010°/。以上、0.0050%以下，將Cr設(shè)為0.05%以上、0.30%以下。而且，為了進一步抑制熱軋冷卻時的先共析鐵素體的產(chǎn)生，使淬火性提高，也可以根據(jù)需要添加Mo、Ti、Nb中的l種或2種以上。這種情況下，當添加量分別為Mo不足0.005%、Ti不足0.005%、Nb不足0.005%時，不能得到充分的添加效果。另一方面，當Mo超過0.5。/。、Ti超過0.05。/。、Nb超過0.1。/。時，效果飽和，成本增加，進而由于固溶強化、析出強化等導致強度大幅上升，加工性變差。因此，當添加Mo、Ti、Nt中的1種或2種以上時，將Mo設(shè)為0.005%以上、0.5%以下，將Ti設(shè)為0.005%以上、0.05%以下，將Nb設(shè)為0.005%以上、0.1以下。另外，上述以外的余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì)，例如，由于O形成非金屬夾雜物，給質(zhì)量帶來不良影響，故優(yōu)選減少到0.003%以下。而且，本發(fā)明中，作為不妨礙本發(fā)明的作用效果的微量元素，也可以含有0.1。/。以下范圍的Cu、Ni、W、V、Zr、Sn、Sb。下面對本發(fā)明的極軟高碳熱軋鋼板的組織進行說明。(1)鐵素體平均粒徑20/mi以上鐵素體平均粒徑是影響硬度的重要因素，通過使鐵素體晶粒粗大化，能夠使鋼板軟化。即，通過將鐵素體平均粒徑設(shè)為20/mi以上，鋼板變得極軟，能得到優(yōu)良的加工性。而且，通過將鐵素體平均粒徑設(shè)為超過35pm，鋼板變得更為極軟，能得到更加優(yōu)良的加工性。因此，將鐵素體的平均粒徑設(shè)為20pm以上，優(yōu)選設(shè)為超過35/mi，更優(yōu)選設(shè)為50/mi以上。(2)鐵素體粗大化率(粒徑10/mi以上或粒徑20/mi以上的鐵素體晶粒的體積率)80%以上鐵素體晶粒越粗大則越軟化，但是，為了使軟化穩(wěn)定，優(yōu)選粒徑在規(guī)定值以上的粗大的鐵素體晶粒的所占比率較高。因此，定義粒徑10/mi以上或粒徑20/mi以上的鐵素體晶粒的體積率為鐵素體粗大化率，本發(fā)明中，將該鐵素體粗大化率設(shè)為80%以上。當鐵素體粗大化率不足80%時，由于成為混晶組織，因此不能實現(xiàn)穩(wěn)定的軟化。因此，為了達到穩(wěn)定的軟化，將鐵素體粗大化率設(shè)為80%以上，優(yōu)選設(shè)為85%以上。而且，從軟化的觀點出發(fā)，優(yōu)選鐵素體晶粒粗大，將粒徑10/mi以上、優(yōu)選粒徑20/mi以上的鐵素體粗大化率設(shè)為80%以上。另外，鐵素體粗大化率可以如下求得在鋼板截面的金屬組織觀察(約200倍、IO個視野以上)中，求出粒徑在規(guī)定值以上的粗大的鐵素體晶粒與粒徑不足規(guī)定值的鐵素體晶粒的面積比，將其看作體積率。而且，粗大的鐵素體晶粒及鐵素體粗大化率在80%以上的鋼板，如后述所示，可以通過控制終軋時的軋制率和溫度得到。具體來說，鐵素體平均粒徑為20Aim以上、鐵素體粗大化率(粒徑10/mi以上)為80%以上的鋼板，可以通過在10%以上的最終道次軋制率、且(Ar3-20)。C以上的溫度下進行終軋而得到。當將最終道次的軋制率設(shè)為10%以上時，晶粒長大驅(qū)動力增大，鐵素體晶粒均勻地粗大化。而且，鐵素體平均粒徑超過35/mi、鐵素體粗大化率(粒徑20jum以上)為80%以上的鋼板，可以通過將最終2道次的軋制率分別設(shè)為10%以上(優(yōu)選為13%以上、不足40%)、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+150)°C以下(優(yōu)選(Ar3-20)。C以上、(Ar3+100)。C以下)的溫度范圍內(nèi)進行終軋而得到。當最終2道次的軋制率分別設(shè)為10%以上(優(yōu)選為13%以上、不足40%)時，原奧氏體晶粒內(nèi)被導入多個剪切帶，相變的成核點增大。因此，構(gòu)成貝氏體組織的板條狀的鐵素體晶粒變得微細，以極高的晶界能作為驅(qū)動力，鐵素體均勻地粗大化。(3)碳化物平均粒徑0.10/mi以上、不足2.0pcm由于碳化物平均粒徑對一般加工性、沖裁加工性及加工后的熱處理階段中的淬火強度有很大影響，因此是重要的因素。當碳化物變得微細時，加工后的熱處理階段中，碳化物易于溶解，能夠確保穩(wěn)定的淬火硬度，但是，當碳化物平均粒徑不足0.10/im時，隨著硬度升高，加工性變差。另一方面，加工性隨著碳化物平均粒徑的增加而提高，但是，當變?yōu)?.0^mi以上時，在加工后的熱處理階段中，碳化物變得難以溶解，淬火強度降低。由此，將碳化物平均粒徑設(shè)為0.10/mi以上、不足2.0jtmi。另外，碳化物平均粒徑能通過后述的制造條件，特別是熱軋后的一次冷卻停止溫度、二次冷卻保持溫度、巻取溫度、還有退火條件來控制。接下來，對本發(fā)明的極軟高碳熱軋鋼板的制造方法進行說明。本發(fā)明的高碳熱軋鋼板可以如下得到將調(diào)整到上述化學成分范圍內(nèi)的鋼粗軋，在所希望的軋制率及溫度下進行終軋，然后，在所希望的冷卻條件下冷卻、巻取，酸洗后，通過箱型退火法進行所希望的球化退火。以下對這些進行詳細說明。(1)終軋的軋制率及溫度(軋制溫度)當最終道次軋制率設(shè)為10%以上時，原奧氏體晶粒內(nèi)被導入多個剪切帶，相變的成核點增大。因此，構(gòu)成貝氏體的板條狀的鐵素體晶粒變得微細，球化退火時，以較高的晶界能作為驅(qū)動力，可以得到鐵素體平均粒徑為20/xm以上、且鐵素體粗大化率(粒徑10pm以上)為80%以上的均勻粗大鐵素體晶粒組織。另一方面，當最終道次軋制率不足10%時，由于板條狀鐵素體晶粒變得粗大，晶粒長大驅(qū)動力不足，退火后，不能得到鐵素體平均粒徑為20Mm以上、且鐵素體粗大化率(粒徑10/xm以上)為80%以上的鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)穩(wěn)定的軟化。從以上原因出發(fā)，將最終道次軋制率設(shè)為10%以上，從均勻粗大化的觀點出發(fā)，優(yōu)選設(shè)為13%以上，更優(yōu)選設(shè)為18%以上。另一方面，當最終道次的軋制率為40%以上時，由于軋制負荷增大，故優(yōu)選將最終道次軋制率的上限設(shè)為不足40%。當鋼的熱軋時的終軋溫度(最終道次的軋制溫度)為不足(Ar3-20)'C時，部分地發(fā)生鐵素體相變，先共析鐵素體晶粒增加，因此，球化退火后變成混晶鐵素體組織，不能得到鐵素體平均粒徑為以上、且鐵素體粗大化率(粒徑10pm以上)為80%以上的鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)穩(wěn)定的軟化。因此，將終軋溫度設(shè)為(Ar3-20)'C以上。根據(jù)以上情況，將上述最終道次的軋制率設(shè)為10%以上，終軋溫度設(shè)為(Ar3-20)。C以上。進而，當除了上述最終道次的軋制率，將最終前道次的終軋率也設(shè)為10%以上時，由于變形累積效果，原奧氏體晶粒內(nèi)被導入多個剪切帶，相變的成核點增大。其結(jié)果為，構(gòu)成貝氏體的板條狀鐵素體晶粒變得微細，球化退火時，以較高的晶界能作為驅(qū)動力，可以得到鐵素體平均粒徑超過35/mi、且鐵素體粗大化率(粒徑20/mi以上)為80%以上的均勻粗大鐵素體晶粒組織。另一方面，當最終道次和最終前道次(以下將最終道次和最終前道次合稱為最終2道次)的軋制率分別不足10%時，由于板條狀鐵素體晶粒變得粗大，晶粒長大驅(qū)動力不足，退火后不能得到鐵素體平均粒徑超過35Mm、且鐵素體粗大化率(粒徑20/mi以上)為80。/。以上的鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)穩(wěn)定軟化。從以上原因出發(fā)，優(yōu)選將最終2道次的軋制率分別設(shè)為10%以上，為了更加均勻地粗大化，更優(yōu)選將最終2道次的軋制率分別設(shè)為13%以上，進而設(shè)為18%以上。另一方面，當最終2道次的軋制率分別為40%以上時，由于軋制負荷增大，優(yōu)選將最終2道次的軋制率的上限分別設(shè)為不足40%。而且，通過將最終2道次的終軋溫度在(Ar3-20)'C以上、(Ar3+150)。C以下的溫度范圍中進行，變形累積效果變?yōu)樽畲?，球化退火時，可以得到鐵素體平均粒徑超過35prn、且鐵素體粗大化率(粒徑20/mi)為80%以上的均勻粗大鐵素體晶粒組織。當終軋最終2道次軋制溫度不足(Ar3-20)'C時，部分地發(fā)生鐵素體相變，先共析鐵素體晶粒增加，因此，球化退火后成為混晶鐵素體組織，退火后，不能得到鐵素體平均粒徑超過35/rni、且鐵素體粗大化率(粒徑為80%以上的鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)更進一步的穩(wěn)定的軟化。另一方面，當終軋最終2道次軋制溫度超過(Ar3+150)'C時，由于變形的恢復，變形累積效果不足，退火后，有不能得到鐵素體平均粒徑超過35/mi、且鐵素體粗大化率(粒徑20/mi)為80%以上的鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)更進一步的穩(wěn)定的軟化的情況。從以上的原因出發(fā)，優(yōu)選將終軋最終2道次軋制的溫度范圍設(shè)為(Ar3-20)'C以上、(Ar3+150)°C以下，更優(yōu)選為(Ar3-20)。C以上、(Ar3+100)。C以下。根據(jù)以上情況，在終軋中，優(yōu)選最終2道次的軋制率分別為10%以上，更優(yōu)選為13%以上，優(yōu)選溫度范圍為(Ar3-20)'C以上、(Ar3+150)。C以下，更優(yōu)選為(Arr20)。C以上、(Ar3+100)。C以下。另外，Ar3相變點rc)能用下式(1)計算出。Ar3=910-310C-80Mn-15Cr-80Mo(1)其中，式中的元素符號表示各個元素的含量(質(zhì)量％)。(2)—次冷卻速度終軋后2秒以內(nèi)超過12(TC/秒的冷卻速度當熱軋后的一次冷卻方法為緩冷時，奧氏體的過冷度小，先共析鐵素體大量產(chǎn)生。當冷卻速度在120'C/秒以下時，先共析鐵素體的產(chǎn)生顯著，退火后碳化物分散不均勻，不能得到穩(wěn)定的粗大鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)軟化。因此，將熱軋后的一次冷卻的冷卻速度設(shè)為超過120。C/秒。優(yōu)選為20(TC/秒以上，更優(yōu)選為30(TC/秒以上。另外，冷卻速度的上限沒有特別限制，但是，例如，當假設(shè)板厚為3.0mm時，從現(xiàn)有設(shè)備上的能力考慮使其為70(TC/秒。而且，當從終軋到冷卻開始的時間超過2秒時，由于奧氏體晶粒再結(jié)晶，故不能得到變形累積效果，退火時的晶粒長大驅(qū)動力不足，退火后不能得到穩(wěn)定的粗大鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)軟化。因此，將從終軋到冷卻開始的時間設(shè)為2秒以內(nèi)。另外，為了抑制奧氏體晶粒的再結(jié)晶，確保變形累積效果及退火時的高晶粒長大驅(qū)動力穩(wěn)定，優(yōu)選從終軋到冷卻開始的時間為1.5秒以內(nèi)，更優(yōu)選1.0秒以內(nèi)。(3)—次冷卻停止溫度60(TC以下當熱軋后的一次冷卻停止溫度超過600'C時，先共析鐵素體大量產(chǎn)生。因此，退火后碳化物分散不均勻，不能得到穩(wěn)定的粗大鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)軟化。因此，為了在熱軋后得到穩(wěn)定的貝氏體組織，將熱軋后的一次冷卻停止溫度設(shè)為60(TC以下，優(yōu)選設(shè)為58(TC以下，更優(yōu)選設(shè)為55(TC以下。另外，下限溫度沒有特別規(guī)定，但是，由于溫度越低，板形狀越差，故優(yōu)選為30(TC以上。(4)二次冷卻保持溫度60(TC以下高碳鋼板的情況下，一次冷卻后，隨著先共析鐵素體相變、珠光體相變、貝氏體相變，鋼板溫度有可能升高，即使一次冷卻停止溫度在60(TC以下，當從一次冷卻結(jié)束到巻取為止的溫度上升時，先共析鐵素體產(chǎn)生。因此，退火后碳化物分散不均勻，不能得到穩(wěn)定的粗大鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)軟化。因此，通過二次冷卻控制從一次冷卻結(jié)束到巻取為止的溫度很重要，通過二次冷卻，使從一次冷卻結(jié)束到巻取為止保持在60(TC以下的溫度，優(yōu)選以58(TC以下、更優(yōu)選以550'C以下的溫度保持。另外，此時的二次冷卻可以利用層流冷卻等進行。(5)巻取溫度580'C以下當冷卻后的巻取溫度超過58CTC時，構(gòu)成貝氏體的板條狀鐵素體晶粒稍稍變得粗大，退火時的晶粒長大驅(qū)動力不足，不能得到穩(wěn)定的粗大鐵素體晶粒組織，不能實現(xiàn)軟化。另一方面，通過將冷卻后的巻取溫度設(shè)為580。C以下，板條狀鐵素體晶粒變得微細，退火時以高晶界能作為驅(qū)動力，可以得到穩(wěn)定的粗大鐵素體晶粒組織。因此，將巻取溫度設(shè)為58(TC以下，優(yōu)選設(shè)為55(TC以下，更優(yōu)選設(shè)為530'C以下。另外，巻取溫度的下限沒有特別的規(guī)定，但是，由于溫度越變低，鋼板的形狀越差，故優(yōu)選設(shè)為20(TC以上。(6)酸洗實施在巻取后的熱軋鋼板進行球化退火前，為了除去銹皮，實施酸洗。酸洗可以根據(jù)通常的方法進行。(7)球化退火在68(TC以上、ACl相變點以下的溫度下箱型退火酸洗熱軋鋼板后，為了使鐵素體晶粒充分粗大化的同時球化碳化物，進行退火。球化退火大致分為(1)加熱到剛超過Ad的溫度后緩冷的方法；(2)于剛低于Aq溫度下長時間保持的方法；(3)在剛超過及剛低于Aq的溫度下，反復加熱、冷卻的方法。其中，本發(fā)明中，根據(jù)上述(2)的方法，同時以鐵素體晶粒的晶粒長大和碳化物的球化為目的。因此，由于球化退火時間長，故選擇箱型退火。當退火溫度不足68(TC時，鐵素體晶粒的粗大化及碳化物的球化均不充分，沒有充分軟化，因此加工性變差。另一方面，當退火溫度超過Ad相變點時，部分奧氏體化，在冷卻中再次形成珠光體，因此同樣導致加工性變差。根據(jù)以上情況，將球化退火的退火溫度設(shè)為68(TC以上、Ac!相變點以下。另外，為了穩(wěn)定得到鐵素體平均粒徑超過35/xm、且鐵素體粗大化率(粒徑20/mi以上)為SO。/。以上的鐵素體晶粒組織，退火時間優(yōu)選設(shè)為2o小時以上，更優(yōu)選設(shè)為4o小時以上。另外，Ad相變點rc)可以用下式(2)計算出。Aq二754.83國32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr+4.51Mo(2)其中，式中的元素符號表示各個元素的含量(質(zhì)量％)。根據(jù)上述，可以得到本發(fā)明的極軟高碳熱軋鋼板。另外，在本發(fā)明的高碳鋼的成分調(diào)整中，可以使用轉(zhuǎn)爐或電爐中的任何一種。將這樣進行了成分調(diào)整后的高碳鋼通過造坯-開坯軋制或連鑄，制成作為鋼原材的鋼板坯。對該鋼板坯進行熱軋，但是，為了避免由于產(chǎn)生銹皮而導致的表面狀態(tài)變差，優(yōu)選將那時的板坯加熱溫度設(shè)為130(TC以下。而且，連鑄板坯也可以直接或以抑制溫度降低為目邊保溫邊軋制地進行直接軋制。而且，熱軋時也可以省略粗軋，進行終軋。為了確保終軋溫度，熱軋中，也可以利用板帶加熱器(braheater)等加熱裝置進行軋制材料的加熱。而且，為了促進球化或降低硬度，巻取后也可以使用緩冷罩等裝置使巻材保溫。退火后，根據(jù)需要進行表面光軋。因為該表面光軋對淬火性沒有影響，所以對其條件沒有特別限制。這樣得到的高碳熱軋鋼板，在保持淬火性的同時，極軟且具有優(yōu)良的加工性，其原因如下。成為加工性指標的硬度，受鐵素體平均粒徑影響較大，當鐵素體粒徑均勻且粗大時，變軟且加工性提高。而且，關(guān)于淬火性，碳化物平均粒徑有較大影響。當碳化物粗大時，淬火前的固溶處理時，易殘留未固溶碳化物，淬火硬度降低。從以上問題出發(fā)，通過規(guī)定成分組成和金屬組織(鐵素體平均粒徑、鐵素體粗大化率)、碳化物的形狀(碳化物平均粒徑)，滿足所有條件，能在確保淬火性的同時，得到極軟高碳熱軋鋼板。實施例1連鑄含有表l所示化學成分的鋼，加熱得到的板坯到125(TC，在表2所示的條件下，進行熱軋及退火，制造板厚3.0mm的熱軋鋼板。然后，從如上得到的熱軋鋼板取樣，測定鐵素體平均粒徑、鐵素體粗大化率、碳化物平均粒徑，測定原材硬度用于性能評價。各測定方法及條件如下所述。<鐵素體平均粒徑>由樣品的板厚截面上的光學顯微鏡組織，根據(jù)JISG0552所述的切斷法進行測定。另外，平均粒徑取3000個以上鐵素體晶粒的平均值。<鐵素體粗大化率〉研磨、腐蝕樣品的板厚截面，之后，用光學顯微鏡進行微組織觀察，鐵素體粒徑由10/mi(或20/mi)以上的晶粒與不足10/mi(或20/mi)的晶粒的面積比求得。其中，鐵素體粗大化率是在約200倍下進行10個視野以上的組織觀察而求得的平均值。<碳化物平均粒徑〉研磨、腐蝕樣品的板厚截面，之后，在掃描電子顯微鏡中，對微組織進行拍照，進行碳化物粒徑的測定。另外，平均粒徑為碳化物總數(shù)為500個以上的平均值。<原材硬度〉樣品的剖面拋光完成后，在荷重500gf的條件下，在表層及板厚中央部測定5點的維氏硬度(Hv)，求得平均值。根據(jù)以上的測定，所得結(jié)果如表3所示。在表3中，鋼板No.l15的制造條件符合本發(fā)明范圍，是具有鐵素體平均粒徑為20/mi以上、鐵素體粗大化率(粒徑10/mi以上)為80%以上、碳化物平均粒徑為0.10/mi以上、不足2.0/mi的組織的本發(fā)明例?？芍诒景l(fā)明例中，原材硬度低，表層與板厚中央部的原材硬度差也較小，可以得到穩(wěn)定軟化的高碳熱軋鋼板。另一方面，鋼板No.1623是制造條件不符合本發(fā)明范圍的比較例，鋼板No.24是鋼成分不符合本發(fā)明范圍的比較例。鋼板No.1624的鐵素體平均粒徑不足20pm且鐵素體粗大化率(粒徑以上)不足80%，在本發(fā)明的范圍之外。其結(jié)果為，鋼板No.1619、21、23中，在表層與板厚中央部的原材硬度差為15分以上，材質(zhì)參差不齊的程度大，加工性差。而且，可知由于鋼板No.20、22、24的鐵素體粗大化率(粒徑10/mi以上)明顯較低，且鐵素體晶粒平均粒徑在本發(fā)明范圍之外，因此，原材硬度高，加工性及金屬模具壽命降低。實施例2連鑄具有表4所示化學成分的鋼，所得板坯加熱到1250°C，在表5所示條件下，進行熱軋及退火，制造板厚3.0mm的熱軋鋼板。然后，從如上得到的熱軋鋼板取樣，測定鐵素體平均粒徑、鐵素體粗大化率、碳化物平均粒徑，測定原材硬度用于性能評價。各測定方法及條件與實施例1相同。根據(jù)以上的測定，所得結(jié)果如表6所示。在表6中，可知鋼板No.2534的本發(fā)明例，原材硬度低，表層與板厚中央部的原材硬度差也較小，得到了穩(wěn)定軟化的高碳熱軋鋼板。另一方面，鋼板No.35是鋼成分不符合本發(fā)明范圍的比較例。鋼板No.35中，表層與板厚中央部的原材硬度差較大，材質(zhì)參差不齊的程度大，加工性差。實施例3連鑄具有表1所示化學成分的鋼，所得板坯加熱到125(TC，在表7所示條件下，進行熱軋及退火，制造板厚3.0mm的熱軋鋼板。另外，最終前道次的軋制溫度，無論何種情況，均為最終道次的軋制溫度+20+30°C。然后，從如上得到的熱軋鋼板取樣，測定鐵素體平均粒徑、鐵素體粗大化率、碳化物平均粒徑，測定原材硬度用于性能評價。各測定方法及條件與實施例l相同。根據(jù)以上的測定，所得結(jié)果如表8所示。在表8中，鋼板No.3650的制造條件符合本發(fā)明，是具有鐵素體平均粒徑超過35/mi、鐵素體粗大化率(粒徑20/mi以上)為80%以上、碳化物平均粒徑為0.10Mm以上、不足2.0ium的組織的本發(fā)明例。可知在本發(fā)明例中，原材硬度更低，表層與板厚中央部的原材硬度差也較小，可以得到穩(wěn)定軟化的高碳熱軋鋼板。另一方面，鋼板No.5158是制造條件不符合本發(fā)明范圍的比較例，鋼板No.59是鋼成分不符合本發(fā)明范圍的比較例。鋼板No.5159的鐵素體平均粒徑在35/mi以下，并且鐵素體粗大化率(粒徑20nmi以上)不足80%，在本發(fā)明的范圍之外。其結(jié)果為，鋼板No.5154、56、58，表層與板厚中央部的原材硬度差(AHv)為20分以上，材質(zhì)參差不齊程度的大，加工性變差。而且，可知由于鋼板No.55、57、59的鐵素體晶粒的粗大化率明顯較低，鐵素體平均粒徑在本發(fā)明范圍之外，因此，原材硬度高，加工性及金屬模具壽命降低。實施例4連鑄具有表4的鋼No.IM所示化學成分的鋼，所得板坯加熱到1250°C，在表9所示條件下，進行熱軋及退火，制造板厚3.0mm的熱軋鋼板。另外，最終前道次的軋制溫度，無論何種情況，均為最終道次的軋制溫度+20+3(TC。然后，從如上得到的熱軋鋼板取樣，測定鐵素體平均粒徑、鐵素體粗大化率、碳化物平均粒徑，測定原材硬度用于性能評價。各測定方法及條件與實施例l相同。根據(jù)以上的測定，所得結(jié)果如表10所示。在表10中，鋼板No.6073的制造條件符合本發(fā)明，是具有鐵素體平均粒徑超過35/wn、鐵素體粗大化率(粒徑20/mi以上)為80%以上、碳化物平均粒徑為0.10/mi以上、不足2.0/xm的組織的本發(fā)明例。可知在本發(fā)明例中，原材硬度更低，表層與板厚中央部的原材硬度差也較小，可以得到穩(wěn)定軟化的高碳熱軋鋼板。但是，由于鋼板No.65的終軋溫度超過了優(yōu)選范圍(Ar3+10(TC)，故鐵素體平均粒徑比其他的本發(fā)明例小，表層與板厚中央部的原材硬度差稍稍變大。另一方面，鋼板No.7480是制造條件不符合本發(fā)明范圍的比較例，鋼板No.7477、79、80的鐵素體平均粒徑在35Mm以下，而且，鋼板No.7480的鐵素體粗大化率(粒徑20/mi以上)均不足80%。因此，原材硬度較高，或表層與板厚中央部的原材硬度差(AHv)變?yōu)?0分以上，材質(zhì)參差不齊的程度大，加工性差。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性通過使用本發(fā)明的極軟高碳熱軋鋼板，能夠在低負荷下簡單地加工以齒輪為代表的變速器零件等復雜形狀的零件，因此，以工具或汽車零件為中心，在多種用途中的使用成為了可能。<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table>表9<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>表IO<table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table>權(quán)利要求1.一種極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，按質(zhì)量％計，含有C0.2～0.7％、Si0.01～1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.03％以下、S0.035％以下、Al0.08％以下、N0.01％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，具有鐵素體平均粒徑為20μm以上、粒徑10μm以上的鐵素體晶粒的體積率在80％以上、碳化物平均粒徑為0.10μm以上且不足2.0μm的組織。2.—種極軟高碳熱軋鋼板，其特征在于，按質(zhì)量％計，含有C:0.20.7%、Si:0.011.0%、Mn:0.11.0%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成，具有鐵素體平均粒徑超過35/mi、粒徑20/mi以上的鐵素體晶粒的體積率在80%以上、碳化物平均粒徑為0.10/mi以上且不足2.0/rni的組3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的極軟高碳熱軋鋼板，其中，按質(zhì)量%計，還含有B:0.00100.0050%、Cr:0.0050.30%中的1種或2種。4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的極軟高碳熱軋鋼板，其中，按質(zhì)量%計，還含有B:0.00100.0050%、Cr:0.050.30%。5.根據(jù)權(quán)利要求1至4中任一項所述的極軟高碳熱軋鋼板，其中，按質(zhì)量％計，還含有Mo:0.0050.5%、Ti:0.0050.05%、Nb:0.0050.1%中的1種或2種以上。6.將具有如權(quán)利要求l、3、4、5中任一項所述組成的鋼粗軋后，6.—種極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如權(quán)利要求l、3、4、5中任一項所述組成的鋼粗軋后，進行將最終道次的軋制率設(shè)為10%以上、且將終軋溫度設(shè)為(Ar3-20)。C以上的終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過12(TC/秒的冷卻速度一次冷卻至600'C以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在60(TC以下的溫度后，在58(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680。C以上、Ad相變點以下的溫度下球化退火。7.—種極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如權(quán)利要求l、3、4、5中任一項所述組成的鋼粗軋后，進行將最終道次的軋制率設(shè)為10%以上、且將終軋溫度設(shè)為(Ar3-20)"C以上的終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過12(TC/秒的冷卻速度一次冷卻至550'C以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在55(TC以下的溫度后，在53(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Ac,相變點以下的溫度下球化退火。8.—種極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如權(quán)利要求2至5中任一項所述組成的鋼粗軋后，將最終2道次的軋制率分別設(shè)為10%以上、并且在(Ar3-20)r以上、(Ar3+150)。C以下的溫度范圍內(nèi)進行終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過12(TC/秒的冷卻速度一次冷卻至60(TC以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在60(TC以下的溫度后，在58(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在68(TC以上、Aci相變點以下的溫度下，并且使均熱時間為20小時以上的條件下，進行球化退火。9.一種極軟高碳熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有如權(quán)利要求2至5中任一項所述組成的鋼粗軋后，將最終2道次的軋制率分別設(shè)在10%以上、并且在(Ar3-20)。C以上、(Ar3+100)。C以下的溫度范圍內(nèi)進行終軋，然后，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過12(TC/秒的冷卻速度一次冷卻至550'C以下的冷卻停止溫度，然后，通過二次冷卻保持在55(TC以下的溫度后，在53(TC以下的溫度下巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在680。C以上、Ad相變點以下的溫度下，并且使均熱時間在20小時以上的條件下，進行球化退火。全文摘要本發(fā)明提供一種極軟高碳熱軋鋼板。該極軟高碳熱軋鋼板含有C0.2～0.7％、Si0.01～1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.03％以下、S0.035％以下、Al0.08％以下、N0.01％以下，或者還含有B0.0010～0.0050％、Cr0.05～0.30％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。組織如下鐵素體平均粒徑在20μm以上，粒徑10μm以上的鐵素體晶粒的體積率在80％以上，碳化物平均粒徑為0.10μm以上、不足2.0μm。而且，該鋼板如下制造粗軋后，在最終道次的軋制率為10％以上、終軋溫度為(Ar₃-20℃)以上的條件下進行終軋，在終軋后2秒以內(nèi)，以超過120℃/秒的冷卻速度進行一次冷卻至600℃以下的冷卻停止溫度，通過二次冷卻保持在600℃以下的溫度后，在580℃以下的溫度下卷取，酸洗后，在680℃以上、Ac₁相變點以下的溫度下球化退火。文檔編號C22C38/00GK101213317SQ20068002120公開日2008年7月2日申請日期2006年9月19日優(yōu)先權(quán)日2005年10月5日發(fā)明者三塚賢一,上岡悟史,中村展之,木村英之,藤田毅,青木直也申請人:杰富意鋼鐵株式會社