发明内容
一直以来，为了使钢中的C石墨化来提高加工性，如专利文献1、3等记载的那样，需要添加大量的Si。但是，由于添加Si，因此铁素体本身硬质化，变得难以得到良好的加工性。此外，如专利文献2那样，开发出通过形成添加了B及Nb的成分系，并在预定的条件下进行2次退火，即使未必大量添加Si，也可实现石墨化和高延展性的技术，但进行2次退火会导致成本上升。这里，专利文献2是使钢中的渗碳体的50％以上石墨化的技术，作为专利文献2的实施例所公开的钢的成分组成，Si含量多，达到超过0.20％的量。此外，专利文献1～3中记载的钢板为软质，虽然弯曲加工性和拉伸试验中的延展特性优良，但在钢板的淬火处理时，根据不同的加热条件有时会出现石墨、渗碳体没有充分熔解，发生淬火不良的情况。此外，专利文献1～3中记载的钢板虽然为软质，但却存在作为冲裁加工后的扩孔加工性指标的延伸凸缘性未必优良的问题。
本发明的目的在于，提供软质，具优良的加工性，并且具有优良的淬透性、具有优良的延伸凸缘性的加工性优良的钢板及其制造方法。
本发明人对上述现有技术的问题进行了专心研究，其结果发现，高碳钢中，即使在Si含量非常低，具体而言使其为0.1％以下的情况下，通过控制石墨及渗碳体的分布，虽然未必使石墨化比率提高，但仍能够得到良好的加工性，进而能够确保良好的淬透性和延伸凸缘性。即，对组织带给含有C：0.3～0.7质量％的钢板的强度、淬透性和延伸凸缘性的影响进行了专心研究，其结果是得出以下见解。
(1)为了软质化，形成包含铁素体、石墨和渗碳体的组织，并使铁素体、石墨和渗碳体在整个组织中所占的体积率的总和为95％以上，且石墨在石墨和渗碳体总体中所占的体积为5％以上的方法是有效的。
(2)为了提高淬透性，还需要使石墨和渗碳体的平均粒径为5μm以下。
(3)为了控制石墨和渗碳体的粒径，热轧后的冷却条件极为重要。
(4)为了提高延伸凸缘性，还需要使铁素体晶粒内存在的石墨和渗碳体在石墨和渗碳体总体中所占的体积率的总和为15％以下。
(5)为了控制铁素体晶粒内存在的石墨和渗碳体的体积率，热轧后的冷却条件极为重要。
本发明基于上述见解而完成，提供一种钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.3～0.7％、Si：0.1％以下、Mn：0.20％以下、P：0.01％以下、S：0.01％以下、Al：0.05％以下、N：0.0050％以下、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成，具有包含铁素体、石墨和渗碳体的组织，并且，铁素体、石墨和渗碳体在整个组织中所占的体积率的总和为95％以上，石墨在石墨和渗碳体总体中所占的体积率、即石墨率为5％以上，石墨和渗碳体的平均粒径为5μm以下。
本发明的钢板，以质量％计，还含有选自Ni：3.0％以下、B：0.005％以下、Cu：0.1％以下中的至少1种。
本发明的钢板能够通过下述方法进行制造，将具有上述组成的钢在800～950℃的终轧温度下热轧而制成热轧板，以50℃/s以上的平均冷却速度将所述热轧后的热轧板冷却至500℃以下的冷却停止温度后，在450℃以下的卷取温度下卷取，并使所述卷取后的热轧板在720℃以下的退火温度下退火。
本发明提供一种钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.3～0.7％、Si：0.1％以下、Mn：小于0.15％、P：0.01％以下、S：0.01％以下、Al：0.05％以下、N：0.0050％以下、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成，具有包含铁素体、石墨和渗碳体的组织，并且，铁素体、石墨和渗碳体在整个组织中所占的体积率的总和为95％以上，石墨在石墨和渗碳体总体中所占的体积率、即石墨率为5％以上，铁素体晶粒内存在的石墨和渗碳体在石墨和渗碳体总体中所占的体积率的总和为15％以下。
本发明的钢板，优选以质量％计，还含有选自Ni：3.0％以下、B：0.005％以下、Cu：0.1％以下中的至少1种。
本发明的钢板能够通过下述方法进行制造，将具有上述组成的钢在800～950℃的终轧温度下热轧而制成热轧板，以50℃/s以上的平均冷却速度将所述热轧后的热轧板冷却至600℃以下的冷却停止温度后，在550℃以下的卷取温度下卷取，并使所述卷取后的热轧板在720℃以下的退火温度下退火。
根据本发明，能够制造软质，具有优良的加工性，并且具有优良的淬透性的钢板。特别是，由于只需对成分和热轧后的冷却条件进行控制即可，因此本发明的钢板能够以低成本容易地进行制造。此外，本发明的钢板为软质，且加工性优良，因此适合汽车驱动类部件的厚壁加工，即使应用于复杂的形状的部件，也不需要对多个部件进行加工和焊接，进而实现汽车部件的生产率提高和成本降低。而且，本发明的钢板也不存在通过高频等进行加热时由石墨和渗碳体的未熔解引起的淬火不良。
根据本发明，能够制造软质，具有优良的延伸凸缘性的加工性优良的淬透性的钢板。特别是，由于只需对成分和热轧后的冷却条件进行控制即可，因此本发明的钢板能够以低成本而容易地进行制造。此外，本发明的钢板为软质，延伸凸缘性等加工性优良，因此适合汽车驱动类部件的厚壁加工，即使应用于复杂的形状的部件，也不需要对多个部件进行加工和焊接，进而实现汽车部件的生产率提高和成本降低。
具体实施方式
以下，对本发明的加工性优良的钢板及其制造方法进行详细说明。并且，只要没有特殊说明，则表示成分的量的“％”表示“质量％”。
1)组成
C：0.3～0.7％
C是形成石墨的元素。若C量小于0.3％，则不能确保淬火后的硬度，若超过0.7％，则即使石墨化钢板也会硬质化，并且加工性降低。因此，使C量为0.3～0.7％。
Si：0.1％以下
若Si量超过0.1％，则铁素体硬质化，加工性降低。因此，使Si量为0.1％，优选为0.05％以下。
Mn：0.20％以下
若Mn量超过0.20％，则阻碍石墨形成，因此使Mn为0.20％以下，优选为0.10％以下。
P：0.01％以下
P在晶界等处偏析使加工性降低，此外具有使渗碳体稳定、阻碍石墨形成的作用，因此优选尽量降低。因此，使P量为0.01％以下，优选为0.008％以下。
S：0.01％以下
S形成MnS等硫化物使加工性降低，此外，具有使渗碳体稳定、阻碍石墨形成的作用，因此优选尽量降低。因此，使S量为0.01％以下，优选为0.007％以下。
Al：0.05％以下
Al是与固溶N结合形成AlN，使固溶N的不良影响无害化，并且将AlN作为核促进石墨形成的元素，其中，固溶N具有阻碍石墨形成的作用。
因此，优选使Al量为0.003％以上，但若超过0.05％，则钢的洁净度降低，使加工性变差，因此使Al量为0.05％以下，优选为0.04％以下。
N：0.0050％以下
若N量超过0.0050％，则使固溶N的使渗碳体稳定化的作用变得显著，石墨形成受到阻碍。因此，使N量为0.0050％以下，优选为0.0040％以下。
余量是Fe及不可避免的杂质，但由于以下的理由，因此优选使其含有选自Ni：3.0％以下、B：0.005％以下、Cu：0.1％以下中的至少1种。
Ni：3.0％以下
Ni是促进石墨形成的元素，并且是有助于提高淬透性的元素，为了得到这样的效果故优选含有0.1％以上，但若Ni量超过3.0％，则该效果饱和。因此，使Ni量为3.0％以下，优选为0.1～3.0％，更优选为0.3～1.0％。
B：0.005％以下
B与N结合形成BN，是作为石墨形成的核来发挥作用的有用的元素，并且是在提高淬透性方面有效地发挥作用的元素，为了得到这样的效果故优选含有0.0005％以上，但若B量超过0.005％，则该效果饱和。因此，使B量为0.005％以下，优选为0.0005～0.005％，更优选为0.0010～0.0040％。
Cu：0.1％以下
Cu是促进石墨形成的元素，并且是有助于提高淬透性的元素，为了得到这样的效果优选含有0.01％以上，更优选含有0.02％以上，但若Cu量超过0.1％，则其效果饱和。因此，使Cu量为0.1％以下，更优选为0.07％以下。
2)组织
为了实现钢板的软质化，并使弯曲加工性和拉伸试验中延展特性提高，需要形成包含铁素体、石墨和渗碳体的组织，并使铁素体、石墨和渗碳体在整个组织中所占的体积率的总和为95％以上，并且石墨在石墨和渗碳体总体中所占的石墨率为5％以上。此时，在本发明中，即使石墨率为100％、即渗碳体全部石墨化，也得到同样的效果，因此使含量如上。若铁素体、石墨和渗碳体的体积率的总和小于95％，即除此以外的相的体积率超过5％，则加工性降低。此外，若石墨率小于5％，则加工性降低。
这里，铁素体、石墨和渗碳体的体积率如下求出。在钢板的轧制方向上将板厚截面的板厚1/4位置研磨后，用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，利用光学显微镜在400倍的倍率下观察每个视野内的5处，共10个视野(总计50处)，通过Media Cybernetics社制的图像分析软件“Image ProPlus ver.4.0”对上述图像进行图像分析处理，求出铁素体、石墨和渗碳体的面积，并将铁素体、石墨和渗碳体在总观察面积中所占的比例(面积率)作为它们各自的体积率。此外，将石墨的面积(Sgr)在石墨的面积(Sgr)和渗碳体的面积(Scm)的和中所占的比例(面积率)作为石墨的体积率(石墨率)。即，石墨率(％)通过下述式表示。
石墨率＝{Sgr/(Sgr+Scm)}×100
若只控制铁素体、石墨和渗碳体的体积率的总和或石墨率，则未必能够得到优良的淬透性，特别是进行高频淬火时的淬透性。即，在本发明中，为了确保优良的淬透性，需要使渗碳体和石墨的平均粒径为5μm以下。更优选为3μm以下。
本发明人为了得到优良的淬透性而进行了各种研究。以下示出了研究的一例。即，将具有C：0.55％、Si：0.01％、Mn：0.10％、P：0.003％、S：0.0006％、Al：0.005％、N：0.0018％、Ni：0.50％、B：0.0013％、余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成的钢坯加热至1150℃后，进行5道次的粗轧，在880℃的终轧温度下进行7道次的终轧，制成板厚4.0mm的热轧板，在430℃的卷取温度下卷取后，酸洗，在720℃下实施40小时的罩式退火。此时，为了改变渗碳体和石墨的粒径，在终轧后直到卷取温度的温度范围进行冷却，并使平均冷却速度在空冷(5℃/s)～200℃/s的范围内变化。然后，如下操作对组织及淬透性进行调查。
此外，与上述同样地，将与轧制方向平行的截面的板厚1/4位置研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀后，在1500倍的倍率下，通过扫描电子显微镜对截面的5处、每处10个视野(合计50个视野)进行观察，使用上述图像分析软件，每2度对穿过渗碳体或石墨的外周上的2点和渗碳体或石墨的等效椭圆(与渗碳体和石墨的面积相同，并且主弯矩及二阶矩相等的椭圆)的重心的直径进行测定，计算平均值，进而求出各自的粒径。然后观察50个视野并计算求得的渗碳体和石墨的粒径的平均值，将其作为渗碳体和石墨的平均粒径。
淬透性：裁取直径为100mm的圆板试验片，使用高频热处理装置，以100kHz的频率将圆板试验片的外周端加热至1000℃后，立即进行水冷。然后，在沿着热处理后的圆板试验片的圆周方向的8处位置，测定距外周端1.5mm的内侧的内外表面的维氏硬度Hv[载荷：49N(＝5kgf)]，求出最大Hv和最小Hv的差ΔHv。若该ΔHv为8以下，则可以说淬透性优良。
图1表示渗碳体和石墨的平均粒径d与ΔHv间的关系。可知若渗碳体和石墨的平均粒径d达到5μm以下，则ΔHv达到8以下，能够得到优良的淬透性。
基于上述研究进行各种研究，结果发现，本发明人为了确保优良的淬透性，需要使渗碳体和石墨的平均粒径为5μm以下，更优选为3μm以下。通过这样对组织进行规定，能够得到优良的淬透性，并认为理由如下。即，这是因为若渗碳体和石墨的平均粒径达到5μm以下，则高频加热时渗碳体和石墨几乎完全熔解，能够实现淬火后的硬度的均匀化。
3)制造条件
以下，示出本发明钢板的优选的制造条件。并且，本发明钢板的制造方法并不限于下述方法。
热轧时的终轧温度：800～950℃
热轧时的终轧温度若低于800℃，则轧制负荷显著增大，若超过950℃，则生成的锈皮增厚酸洗性降低，并且存在钢板表层上生成脱碳层的情况，因此使终轧温度为800～950℃。
热轧后的平均冷却速度：50℃/s以上
热轧后的钢板立即以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至下述的冷却停止温度。若平均冷却速度小于50℃/s，则冷却中容易引起铁素体晶粒的成长，形成大的铁素体晶粒。之后进行退火时，由于石墨或渗碳体是通过将铁素体晶界、夹杂物等作为晶核而形成的，因此若铁素体晶粒大，则以晶界为晶核而形成的石墨、渗碳体变粗大，淬透性降低。此外，若平均冷却速度慢，则生成粗大的珠光体，石墨或渗碳体经由珠光体的断裂、凝集、粗大化而形成，因此石墨或渗碳体变得粗大，淬透性降低。并且，若使平均冷却速度为50℃/s以上，则通过热轧导入奥氏体中的轧制应变容易残留在相变后的组织中，使位错密度增加，进而在退火时具有以上述位错作为晶核促进石墨形成的优点。从上述内容出发，使平均冷却速度为50℃/s以上，优选为80℃/s以上。平均冷却速度的上限不需要特别规定，但为了抑制钢板形状变差、确保钢板的形状，优选使平均冷却速度为200℃/s以下。
热轧后的冷却的冷却停止温度：500℃以下
需要以上述这样的冷却速度进行冷却的最低温度，即冷却停止温度若高于500℃，则在到卷取为止的冷却中生成先共析铁素体，并且生成粗大的珠光体，卷取后的退火时渗碳体、石墨变得粗大，导致淬透性降低，因此使冷却停止温度为500℃以下，优选为470℃以下。冷却停止温度的下限不需要特别规定，但为了确保钢板的形状，优选冷却停止温度为200℃以上。
卷取温度：450℃
冷却后的热轧板立即被卷取，此时，若卷取温度高于450℃，则生成粗大的珠光体，退火时渗碳体、石墨变得粗大，淬透性降低。因此，使卷取温度为450℃以下。并且，为了充分地得到上述热轧后的冷却效果，优选卷取温度低于冷却停止温度。此外，由于热轧板的形状容易变差，因此优选使卷取温度为200℃以上。
退火温度：720℃以下
对卷取后的热轧板进行酸洗等除去锈皮后，实施退火以促进渗碳体的球状化或石墨化，进而实现软质化。此时，退火温度若超过720℃，则冷却中生成粗大的珠光体，导致淬透性降低，因此使其为720℃以下。此外，若退火温度低于600℃，则退火时间大幅延长，因此优选使退火温度为600℃以上。
并且，虽然退火时间不需要特别限定，但为了形成石墨故使其为8小时以上，此外，铁素体晶粒过度粗大化，有可能导致延展性降低，因此优选使退火时间为100小时以下。
为了熔炼本发明的钢，可以使用转炉和电炉中的任一种。如上熔炼的钢通过铸锭-开坯轧制或连铸而被制成钢坯。通常，将钢坯加热(再加热)后，进行热轧。并且，在通过连铸制造的钢坯的情况下，可以直接使用或进行直接轧制，直接轧制是以抑制温度降低为目的在保温的同时进行轧制。在将钢坯再加热并进行热轧的情况下，为了避免由锈皮引起的表面状态的变差，而优选使钢坯加热温度为1280℃以下。热轧可以省略粗轧而只进行终轧。为了确保终轧温度，可以在热轧中利用薄板坯加热炉(sheet bar heater)等加热方法对被轧制材料进行加热。只要能够维持本发明的制造条件，则热轧板的板厚没有特别限制，但优选1.0～10.0mm。退火后的钢板能够根据需要进行表面光扎。实施例在实施例1中示出。
若仅控制了铁素体、石墨和渗碳体的体积率的总和与石墨率，则未必能够得到优良的延伸凸缘性。即，在本发明中，为了确保优良的延伸凸缘性，需要使铁素体晶粒内存在的渗碳体和石墨的总体积率为15％以下。更优选为10％以下。
本发明人为得到优良的延伸凸缘性而进行了各种研究。以下示出研究的一例。将具有C：0.55％、Si：0.01％、Mn：0.10％、P：0.003％、S：0.0006％、Al：0.005％、N：0.0018％、Ni：0.50％、B：0.0013％、余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成的钢坯加热至1150℃后，进行5道次的粗轧，在870℃的终轧温度下进行7道次的终轧，制成板厚4.0mm的热轧板，在520℃的卷取温度下卷取后，进行酸洗，在720℃下实施40小时的罩式退火。此时，为了改变渗碳体和石墨的量和分布状态，在终轧后直到卷取温度的温度范围进行冷却，并使平均冷却速度在空冷(5℃/s)～200℃/s的范围内变化。然后，如下操作对组织及延伸凸缘性进行调查。
此外，与上述同样地对与轧制方向平行的截面的板厚1/4位置处进行研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀，然后通过光学显微镜在400倍的倍率下观察截面上的5处，每处10个视野(总计50个视野)，使用上述图像分析软件，识别铁素体晶界上存在的渗碳体和石墨以及铁素体晶粒内存在的渗碳体和石墨，测定铁素体晶界上存在的渗碳体和石墨的占有面积Son、及铁素体晶粒内存在的渗碳体和石墨的占有面积Sin，由下式求出铁素体晶粒内存在的渗碳体和石墨的面积率，并将上述面积率作为铁素体晶粒内存在的渗碳体和石墨在渗碳体和石墨总体中所占的体积率S(％)。即，S(％)通过下述式表示。
S＝{Sin/(Son+Sin)}×100
并且，这里，具有部分存在于铁素体晶界上的部分的渗碳体晶粒或石墨晶粒，将每个渗碳体晶粒或石墨晶粒的全部面积作为铁素体晶界上存在的渗碳体晶粒或石墨晶粒的占有面积来进行测定，此外，将不具有存在于铁素体晶界上的部分的渗碳体或石墨晶粒的面积作为铁素体晶粒内存在的渗碳体晶粒或石墨晶粒的占有面积来进行测定。
延伸凸缘性：裁取扩孔试验用的试验片(100×100mm)，使用冲头直径10mm、冲模直径11.6mm(间距：板厚20％)的冲孔工具在试验片的中心进行冲孔。然后，利用圆筒平底冲头(直径50mmΦ、肩R8mm)推压冲好的孔而进行扩孔加工，测定孔边缘产生贯通板厚的裂纹时的孔径d(mm)，并根据下式计算扩孔率λ(％)，实施6次相同的试验并求出平均λ(％)。
λ＝100×(d-10)/10
图2是表示铁素体内存在的渗碳体和石墨的体积率S和平均λ的关系的图。若铁素体晶粒内存在的渗碳体和石墨的体积率S达到15％以下，则能够得到60％以上的平均λ，进而能够得到优良的延伸凸缘性。
基于上述研究进行各种研究的结果是，本发明人发现为了确保优良的延伸凸缘性，需要使铁素体内存在的渗碳体和石墨的总体积率为15％以下，更优选为10％以下。通过如上对组织进行规定能得到良好的延伸凸缘性的原因如下。即，若渗碳体或石墨大量存在于铁素体晶粒内，则冲孔加工时容易在渗碳体或石墨与铁素体的晶界产生微细的裂纹，从扩孔试验中的初期开始发生传播、结合，进而容易引起贯通板厚的裂纹。另一方面，铁素体晶界中碳的扩散速度快，与铁素体晶粒内相比凝集度粗大化得到更强的促进，铁素体晶界上的渗碳体或石墨比铁素体晶粒内的渗碳体或石墨容易粗大化，各渗碳体晶粒、石墨晶粒的间隔容易扩大。因此，与铁素体晶粒内的渗碳体或石墨相比，铁素体晶界上的渗碳体或石墨减慢裂纹传播。
3)制造条件
以下示出本发明的钢板的优选制造条件。并且，本发明的钢板的制造方法不受下述内容的限定。
热轧时的终轧温度：800～950℃
若热轧时的终轧温度低于800℃，则轧制负荷显著增大，若高于950℃，则生成的锈皮变厚酸洗性降低，并且存在钢板表层上产生脱碳层的情况，因此使终轧温度为800～950℃。
热轧后的平均冷却速度：50℃/s以上
若以50℃/s以上的平均冷却速度对热轧后的钢板立即进行冷却直到后述的冷却停止温度，则先共析铁素体的生成受到抑制，铁素体和渗碳体微细地析出。因此，卷取后进行退火时，C变得容易在铁素体晶界扩散，铁素体晶界上的渗碳体的凝集/粗大化以及石墨化受到促进，铁素体晶粒内的渗碳体或石墨减少，延伸凸缘性提高。此外，通过热轧导入奥氏体中的轧制应变变得容易残留在相变后的组织中，引起位错密度增加，加工性提高。其结果是退火时以位错为晶核的石墨形成变得容易，发生软质化，加工性提高。从以上内容出发，使平均冷却速度为50℃/s以上，优选为80℃/s以上。平均冷却速度的上限不需要特别规定，但为了抑制钢板的形状变差、确保钢板的形状，优选使其为200℃/s以下。
热轧后的冷却的冷却停止温度：600℃以下
根据上述冷却速度进行冷却所需要的最低温度，即冷却停止温度若高于600℃，则在卷取为止的冷却中生成先共析铁素体，并且生成珠光体，卷取后的退火时铁素体晶粒内存在的渗碳体或石墨增加，导致延伸凸缘性降低，因此使其为600℃以下，优选为550℃以下。冷却停止温度的下限不需要特别规定，但为了确保钢板的形状，优选使其为200℃以上。
卷取温度：550℃以下
将冷却后的热轧板立即卷取，此时，卷取温度若高于550℃，则生成珠光体，退火时铁素体晶粒内存在的渗碳体或石墨增加，延伸凸缘性降低。因此，使卷取温度为550℃以下。并且，为了充分得到上述热轧后的冷却效果，优选使卷取温度低于冷却停止温度。此外，由于热轧板的形状容易变差，因此在确保钢板形状方面优选使卷取温度为200℃以上，更优选高于450℃。
退火温度：720℃以下
对卷取后的热轧板实施酸洗等除去锈皮后，实施退火以促进渗碳体的球状化和石墨化，进而实现软质化。此时，若退火温度高于720℃，则冷却中生成珠光体，导致延伸凸缘性降低，因此使其为720℃以下。此外，若退火温度低于600℃，则铁素体晶粒内存在的渗碳体或石墨增多，存在延伸凸缘性变差的倾向，因此优选使退火温度为600℃以上。
并且，退火时间不需要特别限定，但为了形成石墨并减少铁素体晶粒内的渗碳体或石墨，而优选使其为8小时以上，此外，铁素体晶粒过度粗大化，可能导致延展性降低，因此优选使其为100小时以下。
为了熔炼本发明的钢，可以使用转炉和电炉中的任一种。如上熔炼的钢通过铸锭-开坯轧制或连铸而被制成钢坯。通常，将钢坯加热(再加热)后，进行热轧。并且，在通过连铸制造的钢坯的情况下，可以直接使用或进行直接轧制，直接轧制是以抑制温度降低为目的在保温的同时进行轧制。在将钢坯再加热并进行热轧的情况下，为了避免由锈皮引起的表面状态变差，而优选使钢坯加热温度为1280℃以下。热轧可以省略粗轧而只进行终轧。为了确保终轧温度，可以在热轧中利用薄板坯加热炉等加热方法进行被轧制材料的加热。只要能够维持本发明的制造条件，则热轧板的板厚没有特别限制，但优选1.0～10.0mm。在利用酸洗或喷砂等除去表面的锈皮后，对热轧板进行热轧板退火。退火后的钢板能够根据需要进行表面光扎。实施例在实施例2中示出。
实施例
实施例1
将表1所示组成的钢No.A～S的钢坯加热至1250℃，在表2所示条件下进行热轧、酸洗后，同样地在表2所示条件下进行退火，制成板厚为4.0mm的钢板No.1～22。然后，利用上述方法，求出石墨率、渗碳体和石墨的平均粒径以及用于评价淬透性的ΔHv。此外，沿轧制方向裁取JIS 5号拉伸试验片，实施拉伸试验，求出屈服应力YP、拉伸强度TS及延伸率El。
将结果示于表3。可知本发明例的钢板均为低YP、低TS、高El、低ΔHv，软质且加工性优良，而且淬透性也优良。并且确认了本发明例的钢板的组织如表3所示，主要由铁素体、渗碳体和石墨构成，它们的总体积率为95％以上。
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表2
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表3
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*：F铁素体、G石墨、C渗碳体
实施例2
将表4所示组成的钢No.AA～AS的钢坯加热至1250℃，在表5所示条件下进行热轧、酸洗后，同样地在表5所示条件下进行退火，制成板厚为4.0mm的钢板No.101～122。然后，利用上述方法，求出石墨率、铁素体晶粒内存在的渗碳体和石墨在渗碳体和石墨总体中所占的体积率S以及作为延伸凸缘性的指标的平均λ。此外，沿轧制方向裁取JIS 5号拉伸试验片，实施拉伸试验，求出屈服应力YP、拉伸强度TS及延伸率El。并且，对各试样进行2次相同的试验并求出平均值，将该平均值作为该钢板的特性值。
将结果示于表6。可知本发明例的钢板均为低YP、低TS、高El、高λ，软质且包括延伸凸缘性的加工性优良。并且确认了本发明例的钢板的组织如表6所示，主要由铁素体、渗碳体和石墨构成，它们的总体积率为95％以上。
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表5
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表6
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*：F铁素体、G石墨、C渗碳体