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WO2019151048A1 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高炭素熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2019151048A1
WO2019151048A1 PCT/JP2019/001856 JP2019001856W WO2019151048A1 WO 2019151048 A1 WO2019151048 A1 WO 2019151048A1 JP 2019001856 W JP2019001856 W JP 2019001856W WO 2019151048 A1 WO2019151048 A1 WO 2019151048A1
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WO
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less
steel sheet
rolled steel
transformation point
carbon hot
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Ceased
Application number
PCT/JP2019/001856
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English (en)
French (fr)
Inventor
友佳 宮本
崇 小林
櫻井　康広
横田　毅
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to CN201980010258.0A priority patent/CN111655893B/zh
Priority to US16/964,627 priority patent/US11434542B2/en
Priority to EP19748045.2A priority patent/EP3748030A4/en
Priority to MX2020007992A priority patent/MX2020007992A/es
Priority to KR1020207021921A priority patent/KR102396706B1/ko
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Definitions

  • the present invention relates to a high-carbon hot-rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability (slow hardenability and carburizing hardenability) and a method for producing the same.
  • automotive parts such as transmissions and seat recliners are manufactured by cold-working hot-rolled steel sheets (high-carbon hot-rolled steel sheets), which are carbon steel materials for machine structures and alloy steel materials for machine structures specified in JIS G4051. After being processed into a desired shape, it is often manufactured by quenching in order to ensure the desired hardness. For this reason, the hot-rolled steel sheet used as a raw material is required to have excellent cold workability and hardenability, and various steel sheets have been proposed so far.
  • high-carbon hot-rolled steel sheets which are carbon steel materials for machine structures and alloy steel materials for machine structures specified in JIS G4051. After being processed into a desired shape, it is often manufactured by quenching in order to ensure the desired hardness. For this reason, the hot-rolled steel sheet used as a raw material is required to have excellent cold workability and hardenability, and various steel sheets have been proposed so far.
  • Patent Document 1 discloses that, by weight, C: 0.15 to 0.9%, Si: 0.4% or less, Mn: 0.3 to 1.0%, P: 0.03% or less, T.A. Al: 0.10% or less, Cr: 1.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cu: 0.3% or less, Ni: 2.0% or less, or Ti: 0. 01 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.01% or less, spheroidization rate of 80% or more, average particle size of 0.4 to 1.0 ⁇ m
  • a high carbon steel sheet for precision punching is described which has a structure in which a carbide of 1 is dispersed in ferrite.
  • Patent Document 2 is characterized by containing C: 0.2% or more, Ti: 0.01 to 0.05%, and B: 0.0003 to 0.005% by mass%.
  • a high carbon steel sheet with improved workability is described in which the ratio of carbides having an average particle size of 1.0 ⁇ m or less and 0.3 ⁇ m or less is 20% or less.
  • Patent Document 3 by mass, C: 0.10 to 1.2%, Si: 0.01 to 2.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.04 %: S: 0.0005 to 0.05%, Al: 0.2% or less, Te: 0.0005 to 0.05%, N: 0.0005 to 0.03%, and Sb: 0.001 0.05%, in addition Cr: 0.2-2.0%, Mo: 0.1-1.0%, Ni: 0.3-1.5%, Cu: 1.0% or less, B : Containing at least one of 0.005% or less, consisting of a structure mainly composed of ferrite and pearlite, and having a ferrite grain size of 11 or more, cold workability and low decarburization An improved machine structural steel is described.
  • Patent Document 4 in mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0 .010% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, and one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se in total 0.002 to 0.03% contained, composed of ferrite and cementite, having a microstructure in which the density of cementite in the ferrite grains is 0.10 piece / ⁇ m 2 or less, hardness is 75 or less in HRB, A high-carbon hot-rolled steel sheet having excellent hardenability and workability, characterized by an elongation of 38% or more, is described.
  • Patent Document 5 in mass%, C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0 0.010% or less, sol.Al: 0.10% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, and further containing Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se One or more of them are contained in a total amount of 0.002 to 0.03%, are composed of ferrite and cementite, have a microstructure in which the density of cementite in the ferrite grains is 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less, and hardness Describes a high carbon hot-rolled steel sheet excellent in hardenability and workability, characterized in that the HRB is 65 or less and the total elongation is 40% or more.
  • Patent Document 6 in mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0 .010% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, and one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se in total 0.002 to 0.03%, the ratio of the solid solution B content in the B content is 70% or more, and is composed of ferrite and cementite, and the density of cementite in the ferrite grains is 0.08 / ⁇ m 2.
  • a high carbon hot-rolled steel sheet having the following microstructure, hardness of 73 or less in HRB, and total elongation of 39% or more is described.
  • Patent Document 7 by mass, C: 0.15 to 0.37%, Si: 1% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03 % Or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.0005 to 0.0050%, B: 0.0010 to 0.0050%, and at least one of Sb and Sn: 0.003 to 0.10% in total And satisfying the relationship of 0.50 ⁇ (14 [B]) / (10.8 [N]), with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, consisting of a ferrite phase and cementite
  • a high carbon hot-rolled steel sheet characterized by having a microstructure in which the average grain size of the ferrite phase is 10 ⁇ m or less, the spheroidization rate of cementite is 90% or more, and the total elongation is 37% or more is described. .
  • JP 2009-299189 A JP 2005-344194 A Japanese Patent No. 4012475 Japanese Patent Laying-Open No. 2015-017283 JP2015-017284A WO2015 / 146173 Japanese Patent No. 5458649
  • Patent Document 1 relates to precision punchability, and describes the influence of the dispersion form of carbides on precision punchability and hardenability.
  • Patent Document 1 describes that a steel sheet that improves precision punching and hardenability can be obtained by controlling the average carbide particle size to 0.4 to 1.0 ⁇ m and the spheroidization rate to 80% or more. ing.
  • the average carbide particle size to 0.4 to 1.0 ⁇ m
  • the spheroidization rate to 80% or more.
  • Patent Document 2 pays attention not only to the average particle size of carbides but also to the fine carbides of 0.3 ⁇ m or less affecting the processability, and controls the average particle size of carbides to 1.0 ⁇ m or less, In addition, it is described that a steel sheet with improved workability can be obtained by controlling the carbide ratio of 0.3 ⁇ m or less to 20% or less.
  • Patent Document 2 describes a range where the C amount is 0.20% or more, and does not consider a range where the C amount is less than 0.20%.
  • Patent Document 3 describes that a steel with improved cold workability and decarburization resistance can be obtained by adjusting the component composition.
  • Patent Document 3 does not have any description regarding the hardenability and carburizing and hardenability.
  • Patent Documents 4 to 6 are effective in preventing nitriding by containing 0.002 to 0.03% in total of one or more of B, Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se. For example, even when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, it is described that nitriding is prevented and hardenability is increased by maintaining a predetermined amount of solid solution B. However, in all cases, the C amount is 0.20% or more.
  • Patent Document 7 proposes a steel with high hardenability by containing at least one of B, Sb, and Sn at C: 0.15 to 0.37%.
  • higher hardenability such as carburizing hardenability has not been studied.
  • an object of the present invention is to provide a high-carbon hot-rolled steel sheet having excellent cold workability and excellent hardenability (subduct hardenability, carburizing hardenability) and a method for producing the same.
  • the present inventors contain Cr, B as a component composition of steel, or, in addition to Cr, B, preferably contain at least one of Ti and / or Sb, Sn.
  • the hardness (hardness) and total elongation (hereinafter sometimes simply referred to as elongation) of the high carbon hot-rolled steel sheet before quenching is greatly influenced by cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less, By setting the number of cementites having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less to 12% or less of the total number of cementites, the hardness can be 73 or less in HRB and the total elongation (El) can be 37% or more.
  • finish rolling finish temperature finish rolling at Ar 3 transformation point or higher, then cooled to 700 ° C. at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./sec
  • winding temperature over 580 ° C. to After winding up at 700 ° C.
  • a predetermined structure can be secured by holding it below the Ac 1 transformation point.
  • heat to Ac 1 transformation point or more and Ac 3 transformation point or less and hold for 0.5 h or more then cool to below Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, and Ar
  • Ar A predetermined structure can be secured by two-stage annealing of holding for 20 hours or more at a temperature lower than one transformation point.
  • the composition has a microstructure composed of ferrite and cementite, and the ratio of the number of cementite with an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less to the total number of cementite is 12% or less, and the amount of Cr dissolved in the steel sheet Is a high-carbon hot-rolled steel sheet having a hardness of 0.03 to 0.50%, an HRB of 73 or less, and a total elongation of 37% or more.
  • [6] A method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [5], wherein after hot rough rolling of the steel, finish rolling is finished at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher. After that, it is cooled to 700 ° C. at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./sec, coiled at a temperature of more than 580 ° C. to 700 ° C., cooled to room temperature, and then kept at an annealing temperature of less than Ac 1 transformation point. Manufacturing method of high carbon hot rolled steel sheet.
  • [7] A method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [5], wherein after hot rough rolling of the steel, finish rolling is finished at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher. And then cooled to 700 ° C. at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./sec, cooled to room temperature at a winding temperature of more than 580 to 700 ° C., and then heated to an Ac 1 transformation point or more and an Ac 3 transformation point or less. And then cooled to below the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, and maintained for at least 20 h below the Ar 1 transformation point.
  • a high-carbon hot-rolled steel sheet having excellent cold workability and hardenability (slow hardenability, carburizing hardenability) can be obtained.
  • high carbon hot-rolled steel sheet produced according to the present invention to automobile parts such as sheet recliners, door latches, and drive trains that require cold workability as raw steel sheets, stable quality is achieved. It can greatly contribute to the production of required automotive parts, and has a remarkable industrial effect.
  • Component composition The component composition of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention and the reason for limitation will be described. Note that “%” as a unit of content of the following component composition means “mass%” unless otherwise specified.
  • C 0.10% or more and less than 0.20% C is an important element for obtaining strength after quenching. If the amount of C is less than 0.10%, the desired hardness cannot be obtained by heat treatment after molding, so the amount of C needs to be 0.10% or more. However, if the amount of C is 0.20% or more, it becomes hard and the toughness and cold workability deteriorate. Therefore, the C content is 0.10% or more and less than 0.20%. When used for cold working of parts having complicated shapes and difficult to press, the C content is preferably 0.18% or less, more preferably less than 0.15%.
  • Si 0.5% or less Si is an element that increases the strength by solid solution strengthening.
  • the amount of Si is 0.5% or less because it hardens as the amount of Si increases and cold workability deteriorates.
  • it is 0.45% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
  • Mn 0.25 to 0.65%
  • Mn is an element that improves hardenability and increases strength by solid solution strengthening. If it is less than 0.25%, both the hardenability and carburizing and quenching properties begin to decrease, so the Mn content is 0.25% or more. Preferably it is 0.30% or more.
  • the amount of Mn exceeds 0.65%, a band structure resulting from segregation of Mn develops, the structure becomes non-uniform, and the steel becomes hard due to solid solution strengthening, resulting in a decrease in cold workability. Therefore, the amount of Mn is 0.65% or less. Preferably it is 0.55% or less.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that increases the strength by solid solution strengthening. If the P content exceeds 0.03%, grain boundary embrittlement is caused and the toughness after quenching deteriorates. Also, cold workability is reduced. Therefore, the P content is 0.03% or less. In order to obtain excellent toughness after quenching, the P content is preferably 0.02% or less. P decreases the cold workability and toughness after quenching, so the smaller the amount of P, the better. However, if P is reduced excessively, the refining cost increases, so the amount of P is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.007% or more.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that must be reduced in order to form sulfides and to reduce the cold workability of the high carbon hot-rolled steel sheet and the toughness after quenching.
  • the S amount is 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less. Since S decreases cold workability and toughness after quenching, the smaller the amount of S, the better. However, since the refining cost increases if S is excessively reduced, the amount of S is preferably 0.0005% or more.
  • sol. Al 0.10% or less sol. If the amount of Al exceeds 0.10%, AlN is generated during the heating of the quenching process, and the austenite grains become too fine. Thereby, the formation of a ferrite phase is promoted during cooling, the structure becomes ferrite and martensite, and the hardness after quenching decreases. Therefore, sol.
  • the amount of Al is 0.10% or less. Preferably it is 0.06% or less.
  • sol. Al has a deoxidizing effect, and in order to sufficiently deoxidize, Al is preferably made 0.005% or more.
  • N 0.0065% or less
  • the N content is 0.0065% or less. More preferably, it is 0.0060% or less. More preferably, it is 0.0050% or less.
  • N forms AlN, Cr type nitride, and B nitride. Thereby, it is an element which moderately suppresses the growth of austenite grains during heating in the quenching treatment and improves the toughness after quenching. For this reason, N amount is preferably 0.0005% or more.
  • Cr 0.05 to 0.50%
  • Cr is an important element that enhances hardenability.
  • the Cr amount needs to be 0.05% or more.
  • the Cr content in the steel is less than 0.05%, ferrite is likely to be generated in the surface layer particularly in carburizing and quenching, and a completely quenched structure cannot be obtained, resulting in a decrease in hardness. From the viewpoint of ensuring high hardenability, it is preferably 0.10% or more.
  • the Cr content exceeds 0.50%, the steel plate before quenching hardens and the cold workability is impaired. For this reason, the Cr content is 0.50% or less.
  • the Cr content is preferably 0.45% or less, and 0.35% or less. Is more preferable.
  • B 0.0005 to 0.005%
  • B is an important element that enhances hardenability.
  • the amount of B is less than 0.0005%, a sufficient effect is not recognized, so the amount of B needs to be 0.0005% or more. Preferably it is 0.0010% or more.
  • the amount of B exceeds 0.005%, the recrystallization of austenite after finish rolling is delayed, resulting in the development of the texture of the hot-rolled steel sheet, increasing the anisotropy after annealing, Ears are likely to occur. For this reason, the amount of B is made into 0.005% or less. Preferably it is 0.004% or less.
  • the balance other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention has the desired characteristics.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention can contain the following elements as necessary for the purpose of, for example, further improving the strength (hardness), cold workability and hardenability.
  • Ti 0.06% or less Ti is an effective element for enhancing the hardenability.
  • the hardenability is insufficient only by the inclusion of Cr and B, the hardenability can be improved by containing Ti. If the amount of Ti is less than 0.005%, the effect is not recognized. Therefore, when Ti is contained, the content is made 0.005% or more. More preferably, it is 0.007% or more.
  • the Ti content exceeds 0.06%, the steel plate before quenching hardens and the cold workability is impaired, so when Ti is contained, the content is made 0.06% or less. More preferably, it is 0.04% or less.
  • Sb and Sn are effective elements for suppressing nitriding from the steel sheet surface layer.
  • a sufficient effect is not recognized. More preferably, it is 0.005% or more.
  • the nitriding prevention effect is saturated.
  • the total content of these elements is set to 0.03% or less. More preferably, it is 0.02% or less.
  • nitriding from the steel sheet surface layer is suppressed even when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, and the nitrogen concentration in the steel sheet surface layer is reduced. Suppresses the increase in
  • the amount of solid solution Cr and the amount of solid solution B are appropriately adjusted in the steel sheet after annealing. Can be ensured, whereby high hardenability can be obtained.
  • a required amount of at least one of Nb, Mo, Ta, Ni, Cu, V, and W may be contained.
  • Nb 0.0005 to 0.1%
  • Nb is an element that forms carbonitride and is effective in preventing abnormal grain growth, improving toughness, and improving temper softening resistance during heating before quenching. If less than 0.0005%, the effect of inclusion is not sufficiently exhibited, so the lower limit is preferably made 0.0005%.
  • Nb carbide causes the elongation to decrease as the tensile strength of the base material increases. For this reason, it is preferable to make an upper limit into 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, Most preferably, it is less than 0.03%.
  • Mo 0.0005 to 0.1%
  • Mo is an element effective for improving hardenability and improving resistance to temper softening. If less than 0.0005%, the effect of addition is small, so the lower limit is made 0.0005%. If it exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated and the cost increases, so the upper limit is made 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, Most preferably, it is less than 0.03%.
  • Ta 0.0005 to 0.1%
  • Ta forms a carbonitride, and is an element effective for preventing abnormal grain growth during heating before quenching, preventing coarsening of crystal grains, and improving resistance to temper softening. If less than 0.0005%, the effect of addition is small, so the lower limit is made 0.0005%. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated, and the quenching hardness is reduced due to cost increase and excessive carbide formation, so the upper limit is defined as 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, Most preferably, it is less than 0.03%.
  • Ni 0.0005 to 0.1%
  • Ni is an element that is highly effective in improving toughness and hardenability. If it is less than 0.0005%, there is no effect of addition, so the lower limit is made 0.0005%. If it exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated and the cost is increased, so the upper limit is made 0.1%. A more preferable range is 0.05% or less.
  • Cu 0.0005 to 0.1%
  • Cu is an element effective for ensuring hardenability. If less than 0.0005%, the effect of addition is not sufficiently confirmed, so the lower limit is made 0.0005%. If it exceeds 0.1%, wrinkles at the time of hot rolling are likely to occur, and the productivity is degraded, for example, the yield is lowered. Therefore, the upper limit is made 0.1%. A more preferable range is 0.05% or less.
  • V 0.0005 to 0.1%
  • V is an element that forms carbonitrides and is effective in preventing abnormal grain growth, improving toughness, and improving temper softening resistance during heating before quenching. If it is less than 0.0005%, the effect of addition is not sufficiently exhibited, so the lower limit is made 0.0005%. If it exceeds 0.1%, not only the effect of addition is saturated, but also the V carbide reduces the elongation as the tensile strength of the base material increases, so the upper limit is made 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, Most preferably, it is less than 0.03%.
  • W 0.0005 to 0.1%
  • W is an element that forms carbonitrides and is effective in preventing abnormal growth of austenite grains during heating before quenching and improving temper softening resistance. If it is less than 0.0005%, the effect of addition is small, so the lower limit is defined as 0.0005%. If it exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated, and the hardening hardness is reduced due to an increase in cost and excessive carbide formation, so the upper limit is defined as 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less, Most preferably, it is less than 0.03%.
  • the microstructure is composed of ferrite and cementite. Further, the ratio of the number of cementites having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less is 12% or less with respect to the total number of cementites, and the amount of Cr dissolved in the steel sheet is 0.03 to 0.50%. In the present invention, the average particle diameter of the ferrite is preferably 5 to 15 ⁇ m.
  • the area ratio of ferrite is preferably 85% or more. If the area ratio of the ferrite is less than 85%, the formability is deteriorated, and cold working may be difficult with a part having a high workability. Therefore, the area ratio of ferrite is preferably 85% or more.
  • the ratio of the number of cementite with an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less is 12% or less with respect to the total number of cementite. descend.
  • the hardness is 73 or less in HRB and the total elongation (El) is 37% or more. can do.
  • the number of cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less is preferably 10% or less with respect to the total number of cementite.
  • the reason for defining the ratio of the number of cementite with an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less is that the cementite with a size of 0.1 ⁇ m or less produces dispersion strengthening ability, and if the size of the cementite increases, cold workability is hindered. Because.
  • the cementite diameter existing before quenching is approximately 0.07 to 1.0 ⁇ m in terms of equivalent circle diameter. Therefore, the dispersion state of cementite having a size that does not significantly affect precipitation strengthening and whose equivalent circle diameter before quenching exceeds 0.1 ⁇ m is not particularly defined in the present invention.
  • the structure of the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention may be formed with a remaining structure such as pearlite or bainite in addition to the above-described ferrite and cementite. If the total area ratio of the remaining structure is 5% or less, the effect of the present invention is not impaired, and therefore it may be contained.
  • the solid solution Cr amount is 0.03% or more. Preferably it is 0.12% or more.
  • the amount of solid solution Cr is 0.50% or less.
  • the amount of solute Cr is 0.30% or less.
  • Average particle diameter of ferrite 5 to 15 ⁇ m (preferred conditions) If the average particle size of the ferrite is less than 5 ⁇ m, the strength before cold working increases and the press formability deteriorates. For this reason, the average particle diameter of ferrite is preferably 5 ⁇ m or more. On the other hand, when the average particle diameter of ferrite exceeds 15 ⁇ m, the base material strength decreases. Further, in a region where the product is used without being quenched after being molded into a target product shape, the strength of the base material is required to some extent. Therefore, the average ferrite particle diameter is preferably 15 ⁇ m or less. More preferably, it is 6 ⁇ m or more. More preferably, it is 12 ⁇ m or less.
  • cementite equivalent-circle diameter, ferrite area ratio, solute Cr content, and average particle diameter of ferrite can be measured by the methods described in the examples described later.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is formed by a cold press for automobile parts such as gears, transmissions, and sheet recliners, and therefore requires excellent cold workability. In addition, it is necessary to increase the hardness by quenching to impart wear resistance. Therefore, the high carbon hot rolled steel sheet of the present invention has excellent cold working by reducing the hardness of the steel sheet to 73 or less in HRB and increasing the elongation to 37% or more in total elongation (El). It is possible to achieve both a good hardenability (smooth hardenability and carburizing hardenability).
  • the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is made of steel having the above composition, and after hot rough rolling, finish rolling is performed at a finish rolling end temperature: Ar 3 transformation point or higher, and then average cooling is performed.
  • a steel having the above composition is used as a raw material, and after hot rough rolling, finish rolling is performed at a finish rolling finish temperature: Ar 3 transformation point or higher, and then an average cooling rate: 20 to 100 ° C./sec to 700 ° C.
  • Cooling, winding temperature Over 580 ° C. to 700 ° C., cooled to room temperature, heated to Ac 1 transformation point to Ac 3 transformation point and held for 0.5 h or more, then 1-20 ° C. / Manufactured by two-stage annealing, which is cooled below the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of h, and held for 20 hours or more below the Ar 1 transformation point.
  • the “° C.” display relating to the temperature represents the temperature on the surface of the steel plate or the surface of the steel material.
  • the manufacturing method of the steel material need not be particularly limited.
  • a converter and an electric furnace can be used.
  • High carbon steel melted by a known method such as a converter is made into a slab (steel material) by ingot-bundling rolling or continuous casting.
  • the slab is usually heated and then hot rolled (hot rough rolling and finish rolling).
  • direct feed rolling in which heat is maintained for the purpose of suppressing temperature decrease as it is or may be applied.
  • the heating temperature of a slab it is preferable to make the heating temperature of a slab into 1280 degrees C or less in order to avoid the deterioration of the surface state by a scale.
  • the material to be rolled may be heated by a heating means such as a sheet bar heater during the hot rolling in order to secure the finish rolling finish temperature.
  • Finish rolling end temperature Finish rolling at Ar 3 transformation point or higher If the finish rolling end temperature is less than Ar 3 transformation point, coarse ferrite grains are formed after hot rolling and after annealing, and the elongation is significantly reduced. Therefore, the finish rolling end temperature, the Ar 3 transformation point or more. Preferably, it is set to (Ar 3 transformation point + 20 ° C.) or higher. In addition, although the upper limit of finish rolling completion temperature does not need to prescribe
  • Ar 3 transformation point described above can be determined by measurement of thermal expansion during cooling by a four-master test or the like and actual measurement by measurement of electric resistance.
  • average cooling rate cooling to 700 ° C. at 20 to 100 ° C./sec.
  • the average cooling rate to 700 ° C. affects the amount of solute Cr in the steel sheet after winding. In the annealing process after winding, part of the solute Cr dissolves in cementite. Therefore, it is necessary to secure a predetermined amount of solute Cr in the stage after winding.
  • 20 ° C./sec. It is necessary to cool by the above. If the average cooling rate is less than 20 ° C./sec, the solid solution Cr existing after finish rolling is dissolved in the cementite, and a predetermined amount of solid solution Cr cannot be obtained. Preferably it is 25 degrees C / sec or more.
  • the average cooling rate exceeds 100 ° C./sec, it becomes difficult to obtain cementite having a predetermined size after annealing, so the temperature is set to 100 ° C./sec or less.
  • Winding temperature Over 580 °C ⁇ 700 °C
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling is wound into a coil shape. If the coiling temperature is too high, the strength of the hot-rolled steel sheet becomes too low, and may be deformed by its own weight when coiled into a coil shape. For this reason, it is not preferable from an operational viewpoint. Therefore, the upper limit of the coiling temperature is set to 700 ° C. Preferably it is 690 degrees C or less. On the other hand, when the coiling temperature is too low, the hot-rolled steel sheet is hardened, which is not preferable. Therefore, the lower limit of the coiling temperature is set to exceed 580 ° C. Preferably it is 600 degreeC or more.
  • Annealing temperature maintained at less than Ac 1 transformation point
  • the hot-rolled steel sheet obtained as described above is subjected to annealing (cementite spheroidizing annealing).
  • annealing temperature is the Ac less than 1 transformation point. It is preferably (Ac 1 transformation point ⁇ 10 ° C.) or less.
  • the lower limit of the annealing temperature is not particularly defined, but the annealing temperature is preferably 600 ° C. or higher, and more preferably 700 ° C.
  • the holding time in annealing is preferably 0.5 to 40 hours.
  • the holding time at the annealing temperature is preferably 0.5 hours or more. More preferably, it is 5 hours or more.
  • the holding time at the annealing temperature is preferably 40 hours or less. More preferably, it is 35 hours or less.
  • first annealing After winding, it is heated to Ac 1 transformation point or more and Ac 3 transformation point or less and held for 0.5 h or more (first annealing), and then Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h. It is also possible to manufacture by two-stage annealing by cooling to less than Ar 1 and holding for 20 hours or more below the Ar 1 transformation point (second-stage annealing).
  • the hot-rolled steel sheet is heated to the Ac 1 transformation point or higher and held for 0.5 h or longer, the relatively fine carbides precipitated in the hot-rolled steel sheet are dissolved and dissolved in the ⁇ phase, Thereafter, it is cooled to below the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, and kept at 20 h or more below the Ar 1 transformation point, thereby precipitating solid solution C with relatively coarse undissolved carbides as nuclei.
  • the dispersion of the carbide (cementite) can be controlled such that the ratio of the number of cementites having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less to the total number of cementites is 12% or less.
  • the dispersion form of carbide is controlled and the steel sheet is softened.
  • the high carbon steel sheet which is the subject of the present invention, it is important to control the dispersion form of carbides after annealing for softening.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet is heated to the Ac 1 transformation point or more and the Ac 3 transformation point or less and held (first-stage annealing) to dissolve fine carbides and C to ⁇ (austenite). Dissolve inside.
  • the ⁇ / ⁇ interface and undissolved carbide existing in the temperature range above the Ac 1 transformation point become nucleation sites and are relatively coarse. Carbides precipitate.
  • the atmospheric gas for annealing any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used.
  • the annealing temperature is less than the Ac 1 transformation point, the austenite transformation does not occur, so the carbide cannot be dissolved in the austenite.
  • the holding time at the Ac 1 transformation point or higher is less than 0.5 h, fine carbides cannot be sufficiently dissolved. Therefore, as the first stage annealing, heating to the Ac 1 transformation point or higher is performed. And hold for 0.5 h or longer. Meanwhile, since the annealing temperature of the first stage Ac 3 rod-like cementite after annealing and becomes transformation point than does a number obtained by obtained a predetermined elongation, the Ac 3 following transformation point.
  • the holding time is preferably 10 hours or less.
  • Cooling to below the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h After the above-described first stage annealing, the cooling temperature is below 1 to 20 ° C./h below the Ar 1 transformation point, which is the temperature range of the second stage annealing. Cool at an average cooling rate of.
  • C discharged from the austenite with the transformation of austenite ⁇ ferrite precipitates as relatively coarse spherical carbides with the ⁇ / ⁇ interface and undissolved carbides as nucleation sites. In this cooling, it is necessary to adjust the cooling rate so that pearlite is not generated.
  • the cooling rate from the first stage annealing to the second stage annealing is less than 1 ° C./h, the production efficiency is poor, so the cooling rate is set to 1 ° C./h or more.
  • the temperature is set to 20 ° C./h or less.
  • the annealing temperature in the second stage is preferably set to 660 ° C. or higher in order to sufficiently grow carbide, and the holding time is preferably set to 30 h or less from the viewpoint of production efficiency. .
  • the Ac 3 transformation point, Ac 1 transformation point, Ar 3 transformation point, and Ar 1 transformation point described above can be determined by actual measurement by thermal expansion measurement or electrical resistance measurement at the time of heating or cooling at the time of a four master test or the like. it can.
  • a test piece was collected from the hot-rolled annealed plate thus obtained, and the microstructure, the amount of solute Cr, hardness, elongation, and quenching hardness were determined as follows.
  • the Ac 3 transformation point, Ac 1 transformation point, Ar 1 transformation point, and Ar 3 transformation point shown in Table 1 were obtained by a formaster test.
  • Microstructure The microstructure of the annealed steel sheet was cut and polished from a specimen (size: 3 mmt ⁇ 10 mm ⁇ 10 mm) taken from the center of the plate width, and then subjected to Nital corrosion, and a scanning electron microscope (SEM) Were taken at a magnification of 3000 times at five locations in the center of the plate thickness. Each phase (ferrite, cementite, pearlite, etc.) was specified by image processing of the taken tissue photograph.
  • ferrite and the area other than ferrite were binarized from the SEM image using image analysis software, and the area ratio of ferrite was obtained.
  • each cementite diameter was evaluated for the photographed tissue photographs.
  • the major axis and the minor axis were measured and converted to the equivalent circle diameter.
  • the number of cementite having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or less was measured, and the number of cementite having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or less was determined.
  • the number of all cementite was calculated
  • the ratio of the number of cementites having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less to the total number of cementites ((number of cementites having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less / total number of cementites) ⁇ 100 (%)) was determined.
  • the “ratio of the number of cementites having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less” may be simply referred to as cementite having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the ferrite was obtained from the photographed structure photograph using the crystal grain size evaluation method (cutting method) defined in JIS G 0551.
  • a flat plate test piece (width 15 mm x length 40 mm x plate thickness 3 mm) is taken from the center of the steel plate width after annealing, and subjected to quenching treatment by oil cooling at 70 ° C as follows, and quenching hardness (subdued hardenability) )
  • the quenching treatment was performed by a method (70 ° C. oil cooling) in which the flat plate test piece was held at 900 ° C. for 600 s and immediately cooled with 70 ° C. oil.
  • the quenching hardness was measured by measuring 5 points on the cut surface of the test piece after the quenching treatment with a Vickers hardness tester at a 1/4 plate thickness and a center portion of the plate thickness under a load of 1 kgf, and averaging Hardness was calculated
  • Hardness of steel plate after carburizing and quenching (carburizing quenchability)
  • the annealed steel sheet was subjected to carburizing and quenching treatment such as soaking, carburizing, and diffusion treatment of the steel at 930 ° C. for a total time of 4 hours, held at 850 ° C. for 30 minutes, and then oil cooled (oil cooling temperature: 60 ° C).
  • the hardness was measured at 0.1 mm intervals from the steel sheet surface to a position of 0.1 mm depth and a position of 1.2 mm depth at a load of 1 kgf, and the hardness of the surface layer at the time of carburizing and quenching was 0.1 mm ( HV) and effective hardened layer depth (mm).
  • the effective hardened layer depth is defined as a depth at which the hardness is measured from the surface after the heat treatment and becomes 550 HV or more.
  • Table 4 shows acceptable criteria for hardenability according to the C content, which can be evaluated as having sufficient hardenability.
  • 70 degree C oil-cooled post-cooling hardness (HV), hardness (HV) at a depth of 0.1 mm surface at the time of carburizing and quenching, and effective hardening depth all satisfy the criteria in Table 4 and pass (symbol: It was determined that it was excellent in hardenability. On the other hand, when any of the values did not satisfy the criteria shown in Table 4, it was judged as rejected (indicated by symbol: x) and evaluated as inferior in hardenability.
  • the high carbon hot rolled steel sheet of the present invention example has a structure composed of ferrite and cementite in which the ratio of the number of cementites having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or less to the total number of cementites is 12% or less. It is found that the hardness is 73 or less in HRB and the total elongation (El) is 37% or more, which is excellent in cold workability and excellent in hardenability. On the other hand, in the comparative example that is out of the scope of the present invention, any one or more of the structure, hardness (HRB), total elongation (El), cold workability, and hardenability cannot satisfy the above target performance.
  • steel O has a C content lower than the range of the present invention, so it does not satisfy the hardenability.
  • steel P has a C content higher than the range of the present invention, it does not satisfy the hardness and elongation characteristics of the steel sheet.

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Abstract

優れた冷間加工性および優れた焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）を有する高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　質量%で、Ｃ：０．１０％以上０．２０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２５～０．６５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有し、さらに全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が１２％以下であり、鋼板中に固溶しているＣｒ量が０．０３～０．５０％であり、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸びが３７％以上である高炭素熱延鋼板。

Description

高炭素熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、冷間加工性および焼入れ性（ズブ焼入れ性および浸炭焼入れ性）に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　現在、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品は、ＪＩＳ　Ｇ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材および機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板（高炭素熱延鋼板）を、冷間加工によって所望の形状に加工した後、所望の硬さを確保するために焼入れ処理を施して製造されることが多い。このため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性や焼入れ性が必要とされ、これまでに種々の鋼板が提案されている。
　例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０.１５～０.９％、Ｓｉ：０.４％以下、Ｍｎ：０.３～１．０％、Ｐ：０.０３％以下、Ｔ．Ａｌ：０．１０％以下、さらにＣｒ：１．２％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：２．０％以下のうち１種以上あるいはＴｉ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｎ：０．０１％以下を含有することを特徴とし、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中に分散した組織をもつ精密打抜き用高炭素鋼板が記載されている。
　また、特許文献２には、質量％でＣ：０．２％以上、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｂ：０．０００３～０．００５％を含有することを特徴とし、炭化物の平均粒径が１．０μｍ以下、かつ０．３μｍ以下の炭化物の比率が２０％以下である加工性を改善した高炭素鋼板が記載されている。
　また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１０～１．２％、Ｓｉ：０．０１～２．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００５～０．０５％、Ａｌ：０．２％以下、Ｔｅ：０．０００５～０．０５％、Ｎ：０．０００５～０．０３％、さらにＳｂ：０．００１～０．０５％、加えてＣｒ：０．２～２．０％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｎｉ：０．３～１．５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種以上を含有し、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、フェライト結晶粒度が１１番以上であることを特徴とする冷間加工性と低脱炭性を改善した機械構造用鋼が記載されている。
　また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３％含有し、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上であることを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板が記載されている。
　また、特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４８％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、sol.Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち1種以上を合計で０．００２～０．０３％含有し、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個/μｍ2以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上であることを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板が記載されている。
　また、特許文献６には、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３％含有し、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上であり、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．０８個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸びが３９％以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼板が記載されている。
　また、特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０００５～０．００５０％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、およびＳｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種：合計で０．００３～０．１０％を含有し、かつ０．５０≦（１４［Ｂ］）／（１０．８［Ｎ］）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相とセメンタイトからなり、フェライト相の平均粒径が１０μｍ以下、セメンタイトの球状化率が９０％以上であるミクロ組織を有し、全伸びが３７％以上あることを特徴とする高炭素熱延鋼板が記載されている。
特開２００９－２９９１８９号公報 特開２００５－３４４１９４号公報 特許第４０１２４７５号公報 特開２０１５－０１７２８３号公報 特開２０１５－０１７２８４号公報 ＷＯ２０１５／１４６１７３号公報 特許第５４５８６４９号公報
　特許文献１に記載される技術は、精密打抜き性に関するものであり、炭化物の分散形態が精密打抜き性及び焼入れ性に及ぼす影響を記載している。特許文献１では、平均炭化物粒径を０．４～１．０μｍに制御し、球状化率を８０％以上とすることで、精密打抜き性と焼入れ性を改善する鋼板が得られることを記載している。しかし、冷間加工性に関する議論はなく、また浸炭焼入れ性に関する記載もない。
　特許文献２に記載される技術は、炭化物平均粒径だけでなく、０．３μｍ以下の微細炭化物が加工性に影響することに注目し、炭化物の平均粒径を１．０μｍ以下に制御し、加えて０．３μｍ以下の炭化物割合を２０％以下に制御することで、加工性を改善した鋼板が得られることを記載している。しかし、特許文献２はＣ量が０．２０％以上の範囲について述べており、Ｃ量が０．２０％未満の範囲については検討していない。
　特許文献３に記載される技術は、成分組成を調整することで、冷間加工性と耐脱炭性を改善した鋼が得られることを記載している。しかしながら、特許文献３には、ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性に関する記載はない。
　特許文献４～６に記載される技術は、Ｂ、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３％含有することで浸窒防止効果の高く、例えば窒素雰囲気で焼鈍した場合においても、浸窒を防止し、固溶Ｂが所定量維持されることで焼入れ性を高くすることを記載されている。しかしながら、いずれもＣ量が０．２０％以上である。
　特許文献７に記載される技術では、Ｃ：０．１５～０．３７％でＢとＳｂ、Ｓｎの１種以上を含有することで焼入れ性の高い鋼を提案している。しかしながら、浸炭焼入れ性といった、より高い焼入れ性については検討されていない。
　本発明は上記問題に鑑み、優れた冷間加工性および優れた焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）を有する高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を達成するため、鋼の成分組成として、Ｃｒ、Ｂを含有し、あるいはＣｒ、Ｂに加えて、好ましくはＴｉおよび／またはＳｂ、Ｓｎのうち１種以上を含有した高炭素熱延鋼板の製造条件と、冷間加工性および焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）との関係について鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
　ｉ）焼入れ前の高炭素熱延鋼板における硬度（硬さ）、全伸び（以下、単に伸びと称する場合もある）には、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトが大きく影響しており、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を全セメンタイト数に対して１２％以下とすることで、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸び（Ｅｌ）が３７％以上を得ることができる。
　ｉｉ）窒素雰囲気で焼鈍を施す場合、雰囲気中の窒素が浸窒して鋼板中に濃化し、鋼板中のＣｒやＢと結合してＣｒ窒化物やＢ窒化物を生成し、これにより鋼板中の固溶Ｃｒ量や固溶Ｂ量が低下する場合がある。そのため、本発明では、窒素雰囲気で焼鈍を施す場合、より高い焼入れ性（高い浸炭焼入れ性）が求められる鋼板に対して、ＳｂとＳｎの少なくとも１種を鋼中に所定量添加する。これにより、上述の浸窒を防止し、固溶Ｃｒ量の低下を抑制することで、より高い焼入れ性（高い浸炭焼入れ性）を確保することが可能である。
　ｉｉｉ）熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延を行い、その後２０～１００℃／ｓｅｃの平均冷却速度で７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超～７００℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点未満で保持することで、所定の組織を確保できる。もしくは、巻き取り後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ3変態点以下に加熱して０．５ｈ以上保持し、次いで１～２０℃／ｈの平均冷却速度でＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持するといった２段焼鈍により、所定の組織を確保できる。
　本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量%で、Ｃ：０．１０％以上０．２０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２５～０．６５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有し、さらに全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が１２％以下であり、鋼板中に固溶しているＣｒ量が０．０３～０．５０％であり、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸びが３７％以上である高炭素熱延鋼板。
［２］質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０６％以下を含有する［１］に記載の高炭素熱延鋼板。
［３］質量％で、さらに、Ｓｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種を合計で０．００２～０．０３％を含有する［１］または［２］に記載の高炭素熱延鋼板。
［４］前記フェライトの平均粒径が５～１５μｍである［１］～［３］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
［５］質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０００５～０．１％、Ｍｏ：０．０００５～０．１％、Ｔａ：０．０００５～０．１％、Ｎｉ：０．０００５～０．１％、Ｃｕ：０．０００５～０．１％、Ｖ：０．０００５～０．１％、Ｗ：０．０００５～０．１％のいずれか１種または２種以上を含有する［１］～［４］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超～７００℃で巻き取り常温まで冷却した後、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。
［７］［１］～［５］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０超～７００℃で巻き取り常温まで冷却した後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下に加熱して０．５ｈ以上保持し、次いで１～２０℃／ｈの平均冷却速度でＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、冷間加工性および焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）に優れた高炭素熱延鋼板を得られる。そして、本発明により製造した高炭素熱延鋼板を、素材鋼板として冷間加工性が必要とされるシートリクライナーやドアラッチ、および駆動系向けなどの自動車用部品に適用することにより、安定した品質が要求される自動車用部品の製造に大きく寄与でき、産業上格段の効果を奏する。
　以下に、本発明の高炭素熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
　１）成分組成
　本発明の高炭素熱延鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の成分組成の含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
　Ｃ：０．１０％以上０．２０％未満
　Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．１０％未満の場合、成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、Ｃ量は０．１０％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．２０％以上では硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．１０％以上０．２０％未満とする。形状が複雑でプレス加工の難しい部品の冷間加工に用いる場合には、Ｃ量は０．１８％以下、さらには０．１５％未満とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．５％以下
　Ｓｉは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．５％以下とする。好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．２５～０．６５％
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。０．２５％未満になるとズブ焼入れ性および浸炭焼入れ性ともに低下し始めるため、Ｍｎ量は０．２５％以上とする。好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎ量が０．６５％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になり、かつ固溶強化により鋼が硬質化し冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．６５％以下とする。好ましくは０．５５％以下である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｐ量が０．０３％を超えて増加すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。また、冷間加工性も低下させる。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ量は０．０２％以下が好ましい。Ｐは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｐ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＰを低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ量は０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．００７％以上である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、硫化物を形成し、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。Ｓ量が０．０１０％を超えると、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ量は０．００５％以下が好ましい。Ｓは、冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｓ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
　ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１０％を超えると、焼入れ処理の加熱時にＡｌＮが生成されてオーステナイト粒が微細化し過ぎる。これにより、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ量は、０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、０．００５％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００６５％以下
　Ｎ量が０．００６５％を超えると、ＡｌＮの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、Ｎ量は、０．００６５％以下とする。より好ましくは０．００６０％以下である。さらに好ましくは、０．００５０％以下である。なお、下限はとくに規定しないが、Ｎは、ＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物およびＢ窒化物を形成する。これにより、焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制して、焼入れ後の靭性を向上させる元素である。このため、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。
　Ｃｒ：０．０５～０．５０％
　本発明では、Ｃｒは、焼入れ性を高める重要な元素である。０．０５％未満の含有の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒ量を０．０５％以上とする必要がある。また、鋼中のＣｒ量が０．０５％未満であると、特に浸炭焼入れにおいて表層でフェライトが発生しやすくなり、完全焼入れ組織が得られず、硬度低下が起きる。高い焼入れ性を確保する観点から、好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して、冷間加工性が損なわれる。このため、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際には、より一層優れた冷間加工性を必要とするため、Ｃｒ量は０．４５％以下が好ましく、０．３５％以下がより好ましい。
　Ｂ：０．０００５～０．００５％
　本発明では、Ｂは、焼入れ性を高める重要な元素である。Ｂ量が０．０００５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００５％超えの場合、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなり、絞り成形において耳が発生しやすくなる。このため、Ｂ量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。
　本発明において、上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　以上の必須含有元素で、本発明の高炭素熱延鋼板は目的とする特性が得られる。なお、本発明の高炭素熱延鋼板は、例えば高強度化（硬度）や冷間加工性や焼入れ性をさらに向上させることを目的として、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
　Ｔｉ：０．０６％以下
　Ｔｉは、焼入れ性を高めるために有効な元素である。ＣｒおよびＢの含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に、Ｔｉを含有することで、焼入れ性を向上させることができる。Ｔｉ量が０．００５％未満では、その効果が認められないため、Ｔｉを含有する場合、０．００５％以上とする。より好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｔｉ量が０．０６％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、Ｔｉを含有する場合、０．０６％以下とする。より好ましくは０．０４％以下である。
　Ｓｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種を合計で０．００２～０．０３％
　Ｓｂ、Ｓｎは、鋼板表層からの浸窒抑制に有効な元素である。これら元素の１種以上の合計が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められないため、含有する場合は０．００２％以上とする。より好ましくは０．００５％以上である。一方、これらの元素の１種以上の合計が０．０３％を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は、粒界に偏析する傾向があるため、合計で０．０３％超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種を含有する場合、これらの元素の合計の含有量は、０．０３％以下とする。より好ましくは０．０２％以下である。
　本発明では、Ｓｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種を合計で０．００２～０．０３％とすることで、窒素雰囲気で焼鈍した場合でも鋼板表層からの浸窒を抑制し、鋼板表層における窒素濃度の増加を抑制する。このように、本発明によれば、鋼板表層からの浸窒を抑制できるため、窒素雰囲気で焼鈍した場合であっても、焼鈍後の鋼板中に固溶Ｃｒ量、固溶Ｂ量を適切に確保することができ、これにより高い焼入れ性を得ることができる。
　また、さらに、本発明の機械的特性および焼入れ性を安定化させるために、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうち少なくとも１種以上を、所要量含有させてもよい。
　Ｎｂ：０．０００５～０．１％
　Ｎｂは、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長の防止や靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では含有させる効果は十分に発現しないため、下限を０．０００５％とすることが好ましい。一方で、０．１％を超えると含有させる効果が飽和するだけでなく、Ｎｂ炭化物により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになる。このため、上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、最も好ましくは０．０３％未満である。
　Ｍｏ：０．０００５～０．１％
　Ｍｏは焼入れ性の向上と、焼戻し軟化抵抗性の向上に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、下限を０．０００５％とする。０．１％を超えると添加効果は飽和し、コストも増加するため、上限を０．１％とする。さらに好ましくは０．０５％以下であり、最も好ましくは０．０３％未満である。
　Ｔａ：０．０００５～０．１％
　ＴａはＮｂと同様に炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止や結晶粒の粗大化防止、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、下限を０．０００５％とする。また、０．１％を超えると添加効果が飽和し、またコスト増や過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させることになるため、上限を０．１％に規定する。さらに好ましくは０．０５％以下であり、最も好ましくは０．０３％未満である。
　Ｎｉ：０．０００５～０．１％
　Ｎｉは靱性の向上や焼入れ性の向上に効果の高い元素である。０．０００５％未満では添加効果がないため、下限を０．０００５％とする。０．１％超では、添加効果が飽和する上にコスト増加も招くため、上限を０．１％とする。さらに好ましい範囲は０．０５％以下である。
　Ｃｕ：０．０００５～０．１％
　Ｃｕは焼入れ性の確保に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が十分に確認されないため、下限を０．０００５％とする。０．１％超では、熱延時の疵が発生しやすくなり歩留りを落とすなど製造性を劣化させるので、上限を０．１％とする。さらに好ましい範囲は０．０５％以下である。
　Ｖ：０．０００５～０．１％
　ＶはＮｂやＴａと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止および靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果は十分に発現しないため、下限を０．０００５％とする。０．１％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、Ｖ炭化物により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになるため、上限を０．１％とする。さらに好ましくは０．０５％以下であり、最も好ましくは０．０３％未満である。
　Ｗ：０．０００５～０．１％
　ＷはＮｂ、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時のオーステナイト粒の異常粒成長防止や焼き戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、下限を０．０００５％に規定する。０．１％を超えると添加効果が飽和し、また、コスト増や過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させることになるため、上限を０．１％に規定する。さらに好ましくは０．０５％以下であり、最も好ましくは０．０３％未満である。
　２）ミクロ組織
　本発明の高炭素熱延鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
　本発明では、ミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトからなる。さらに、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が全セメンタイト数に対して１２％以下であり、鋼板中に固溶しているＣｒ量が０．０３～０．５０％である。また、本発明において、フェライトの平均粒径は５～１５μｍであることが好ましい。
　なお、本発明において、フェライトの面積率は８５％以上が好ましい。フェライトの面積率が８５％未満となると成形性が悪くなり、加工度の高い部品で冷間加工が難しくなってくる場合がある。そのため、フェライトの面積率は８５％以上が好ましい。
　２－１）円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が、全セメンタイト数に対して１２％以下
　円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数が多いと分散強化により硬質化し、伸びが低下する。本発明では、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して１２％以下とすることで、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸び（Ｅｌ）が３７％以上を達成することができる。冷間加工性の観点から、好ましくは、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数が、全セメンタイト数に対して１０％以下である。なお、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合を定義した理由は、０．１μｍ以下のセメンタイトでは分散強化能を生じ、その大きさのセメンタイトが増えると冷間加工性に支障をきたすためである。
　なお、焼入れ前に存在するセメンタイト径は、円相当直径で０．０７～１．０μｍ程度である。そのため、析出強化にそれほど影響しないサイズである、焼入れ前の円相当直径が０．１μｍ超のセメンタイトの分散状態については、特に本発明では規定しない。
　本発明の高炭素熱延鋼板の組織は、上記したフェライトとセメンタイト以外に、パーライト、ベイナイトなどの残部組織が生成されてもよい。残部組織の合計の面積率が５％以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有しても構わない。
　２－２）鋼板中に固溶しているＣｒ量：０．０３～０．５０％
　冷却速度の遅いズブ焼入れでは、厚物材でも板厚中心部まで焼入れ組織を確保する観点より、連続冷却変態図に記載されているフェライト変態ノーズをできるだけ長時間側にもっていく必要がある。Ｃｒは、セメンタイト中へ溶け込みやすく、かつ鋼中での拡散速度が小さいため、一旦セメンタイト内に溶け込まれると焼入れ時にオーステナイト域まで加熱しても均一に固溶し難い。そのため、鋼板中に固溶しているＣｒ量、すなわち鋼板中の固溶Ｃｒ量を０．０３％以上確保することで高いズブ焼入れ性を確保でき、かつ高い浸炭焼入れ性も確保することができる。したがって、固溶Ｃｒ量は０．０３％以上とする。好ましくは０．１２％以上である。一方、固溶Ｃｒ量が増加するとセメンタイトの球状化が遅くなり、焼鈍時間が長くなり生産性が低下するため、固溶Ｃｒ量は０．５０％以下とする。好ましくは、固溶Ｃｒ量は０．３０％以下である。
　２－３）フェライトの平均粒径：５～１５μｍ（好適条件）
　フェライトの平均粒径は、５μｍ未満では冷間加工前の強度が増加し、プレス成形性が劣化する。このため、フェライトの平均粒径は５μｍ以上が好ましい。一方、フェライトの平均粒径が１５μｍを超えると、母材強度が低下する。また、目的とする製品形状に成型加工後、焼入れせずに使用する領域では、ある程度母材の強度が必要である。そのため、フェライト平均粒径は、１５μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは６μｍ以上である。さらに好ましくは１２μｍ以下である。
　なお、上述のセメンタイトの円相当直径、フェライトの面積率、固溶Ｃｒ量、フェライトの平均粒径は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　３）機械特性
　本発明の高炭素熱延鋼板は、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品用として、冷間プレスで成形するため、優れた冷間加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬さを大きくして、耐磨耗性を付与する必要がある。そのため、本発明の高炭素熱延鋼板は、鋼板の硬さを低減してＨＲＢで７３以下とし、かつ伸びを高めて全伸び（Ｅｌ）を３７％以上とすることで、優れた冷間加工性を有するとともに、優れた焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）を両立させることができる。
　なお、上述の硬さ（ＨＲＢ）、全伸び（Ｅｌ）は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　４）製造方法
　本発明の高炭素熱延鋼板は、上記のような組成の鋼を素材とし、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超～７００℃で巻き取り、常温まで冷却した後、Ａｃ１変態点未満で保持する焼鈍を行うことにより製造される。または、上記のような組成の鋼を素材とし、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超～７００℃で巻き取り、常温まで冷却した後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ3変態点以下に加熱して０．５ｈ以上保持し、次いで１～２０℃／ｈの平均冷却速度でＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する２段焼鈍により製造される。
　以下、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を表すものとする。
　本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はない。例えば、本発明の高炭素鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。転炉等の公知の方法で溶製された高炭素鋼は、造塊－分塊圧延または連続鋳造によりスラブ等（鋼素材）とされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延（熱間粗圧延、仕上圧延）される。
　例えば、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。また、スラブを加熱して熱間圧延する場合は、スケールによる表面状態の劣化を避けるために、スラブの加熱温度を１２８０℃以下とすることが好ましい。なお、熱間圧延では、仕上圧延終了温度を確保するため、熱間圧延中にシートバーヒータ等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
　仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延
　仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は、Ａｒ３変態点以上とする。好ましくは（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上とする。なお、仕上圧延終了温度の上限は、特に規定する必要はないが、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、１０００℃以下とすることが好ましい。
　また、上述したＡｒ３変態点は、フォーマスター試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。
　仕上圧延後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却
　仕上圧延後、７００℃までの平均冷却速度は巻取後の鋼板中の固溶Ｃｒ量に影響する。巻取後の焼鈍工程において一部の固溶Ｃｒがセメンタイトへ溶解するため、巻取後の段階では所定の固溶Ｃｒ量を確保する必要があり、そのためには仕上圧延後、２０℃／ｓｅｃ以上で冷却する必要がある。平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満では仕上圧延後に存在する固溶Ｃｒがセメンタイト中に溶解し、所定の固溶Ｃｒ量が得られなくなる。好ましくは２５℃／ｓｅｃ以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／ｓｅｃを超えると焼鈍後に所定のサイズを有するセメンタイトが得られにくくなるため、１００℃／ｓｅｃ以下とする。
　巻取温度：５８０℃超～７００℃
　仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合がある。このため、操業上の観点から好ましくない。したがって、巻取温度の上限を７００℃とする。好ましくは６９０℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため、好ましくない。したがって、巻取温度の下限を５８０℃超とする。好ましくは６００℃以上である。
　コイル状に巻き取った後、常温まで冷却し、酸洗処理を施しても良い。酸洗処理後、焼鈍を行う。
　焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で保持
　上記のようにして得た熱延鋼板に、焼鈍（セメンタイトの球状化焼鈍）を施す。焼鈍温度がＡｃ１変態点以上であると、オーステナイトが析出し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度は、Ａｃ１変態点未満とする。好ましくは（Ａｃ１変態点－１０℃）以下である。なお、焼鈍温度の下限は特に定めないが、所定のセメンタイト分散状態を得るには、焼鈍温度は６００℃以上が好ましく、より好ましくは７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。また、焼鈍における保持時間は、０．５～４０時間とすることが好ましい。焼鈍温度における保持時間が０．５時間未満であると、焼鈍の効果が乏しく、本発明の目標とする組織が得られず、その結果、本発明の目標とする鋼板の硬さおよび伸びが得られない。したがって、焼鈍温度における保持時間は０．５時間以上が好ましい。より好ましくは５時間以上である。一方、焼鈍温度における保持時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となる。そのため、焼鈍温度における保持時間は、４０時間以下とすることが好ましい。より好ましくは３５時間以下である。
　また、巻き取り後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ3変態点以下に加熱して０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）し、次いで１～２０℃／ｈの平均冷却速度でＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）する２段焼鈍により製造することも可能である。
　本発明では、熱延鋼板をＡｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持し、熱延鋼板中に析出していた比較的微細な炭化物を溶解してγ相中に固溶させ、その後１～２０℃／ｈの平均冷却速度でＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持することにより、比較的粗大な未溶解炭化物等を核として固溶Ｃを析出させて、全体のセメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が１２％以下となるような、炭化物（セメンタイト）の分散を制御された状態とすることができる。すなわち、本発明では、所定条件で２段焼鈍を施すことで、炭化物の分散形態を制御し、鋼板を軟質化させる。本発明で対象とする高炭素鋼板では、軟質化する上で焼鈍後における炭化物の分散形態を制御することが重要となる。本発明では、高炭素熱延鋼板をＡｃ１変態点以上Ａｃ3変態点以下に加熱して保持する（１段目の焼鈍）ことで、微細な炭化物を溶解するとともに、Ｃをγ（オーステナイト）中に固溶する。その後のＡｒ１変態点未満の冷却段階や保持段階（２段目の焼鈍）において、Ａｃ１変態点以上の温度域で存在するα／γ界面や未溶解炭化物が核生成サイトとなり、比較的粗大な炭化物が析出する。以下、このような２段焼鈍の条件について説明する。なお、焼鈍の際の雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。
　Ａｃ１変態点以上Ａｃ3変態点以下に加熱して０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）
　熱延鋼板をＡｃ１変態点以上の焼鈍温度に加熱することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Ｃをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライトは高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物（未溶解炭化物）が残存するが、オストワルド成長によりより粗大になる。焼鈍温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。また、本発明では、Ａｃ１変態点以上での保持時間が０．５ｈ未満では微細な炭化物を十分に溶解することができない、このため、１段目の焼鈍として、Ａｃ１変態点以上に加熱して０．５ｈ以上保持することとする。一方、１段目の焼鈍温度がＡｃ3変態点超になると焼鈍後に棒状のセメンタイトが多数得られて所定の伸びが得られないため、Ａｃ3変態点以下とする。また、保持時間は１０ｈ以下とすることが好ましい。
　平均冷却速度１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却
　上記した１段目の焼鈍の後、２段目の焼鈍の温度域であるＡｒ１変態点未満に、１～２０℃／ｈの平均冷却速度で冷却する。冷却途中に、オーステナイト→フェライト変態に伴いオーステナイトから吐き出されるＣが、α／γ界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。１段目の焼鈍後、２段目の焼鈍までの冷却速度が、１℃／ｈ未満では生産効率が悪いため、該冷却速度は１℃／ｈ以上とする。一方、２０℃／ｈを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、２０℃／ｈ以下とする。
　Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）
　上記した１段目の焼鈍後、所定の冷却速度で冷却してＡｒ１変態点未満で保持することで、オストワルド成長により、粗大な球状炭化物をさらに成長させ、微細な炭化物を消失させる。Ａｒ１変態点未満での保持時間が２０ｈ未満では、炭化物を十分に成長させることができず、焼鈍後の硬度が大きくなりすぎる。このため、２段目の焼鈍はＡｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持とする。なお、特に限定するものではないが、２段目の焼鈍温度は炭化物を十分成長させるため６６０℃以上とすることが好ましく、また、保持時間は生産効率の観点から、３０ｈ以下とすることが好ましい。
　なお、上述したＡｃ３変態点、Ａｃ１変態点、Ａｒ３変態点、Ａｒ１変態点は、フォーマスター試験などによる加熱時、冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。
　表１に示す鋼番Ａ～Ｕの成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２に示す製造条件に従って、熱間圧延を行った。次いで、酸洗し、窒素雰囲気中（雰囲気ガス：窒素）で、表２および表３に示す焼鈍温度および焼鈍時間（ｈ）にて焼鈍（球状化焼鈍）を施して、板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍板を製造した。
　このようにして得られた熱延焼鈍板から試験片を採取し、下記のように、ミクロ組織、固溶Ｃｒ量、硬さ、伸びおよび焼入れ硬さを求めた。なお、表１に示すＡｃ３変態点、Ａｃ１変態点、Ａｒ１変態点およびＡｒ３変態点はフォーマスター試験により求めたものである。
　（１）ミクロ組織
　焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試験片（大きさ：３ｍｍｔ×１０ｍｍ×１０ｍｍ）を切断研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、板厚中央部の５箇所で３０００倍の倍率で撮影した。撮影した組織写真を画像処理により各相（フェライト、セメンタイト、パーライトなど）を特定した。
　また、ＳＥＭ画像から画像解析ソフトを用いて、フェライトとフェライト以外の領域とを二値化して、フェライトの面積率を求めた。
　また、撮影した組織写真について、個々のセメンタイト径を評価した。セメンタイト径は、長径と短径を測定し、円相当直径に換算した。円相当直径の値が０．１μｍ以下のセメンタイトの個数を測定し、円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトの数とした。また、全セメンタイトの個数を求め、全セメンタイト数とした。そして、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合（（円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数／全セメンタイト数）×１００（％））を求めた。なお、この「円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合」を、円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトと単に称する場合もある。
　また、撮影した組織写真について、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に定められた結晶粒度の評価方法（切断法）を用いて、フェライトの平均粒径を求めた。
　（２）固溶Ｃｒ量の測定
　下記参考文献に記載されている方法と同じ手法で、固溶Ｃｒ量を求めた。
［参考文献］城代哲史、石田智治、猪瀬国生、藤本京子,鉄と鋼,vol.99 (2013) No.5, p.362-365
　（３）鋼板の硬さ
　焼鈍後の鋼板（原板）の板幅中央部から試料を採取し、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて表層を５点測定し、平均値を求めて、硬さ（ＨＲＢ）とした。
　（４）鋼板の伸び
　焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、１０ｍｍ／分で引張試験を行い、破断したサンプルを突き合わせて全伸びを求めた。その結果を、全伸び（Ｅｌ）とした。
　（５）焼入れ後の鋼板硬さ（ズブ焼入れ性）
　焼鈍後の鋼板の板幅中央から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚３ｍｍ）を採取し、以下のように７０℃油冷により焼入れ処理を施して、焼入れ硬さ（ズブ焼入れ性）を求めた。焼入れ処理は、上記平板試験片を用いて９００℃で６００ｓ保持して直ちに７０℃の油で冷却する方法（７０℃油冷）で実施した。焼入れ硬さは、焼入れ処理後の試験片の切断面について、１／４板厚と板厚中央部にてビッカース硬さ試験機で荷重１ｋｇｆの条件下で、硬さを５点測定し、平均硬さを求め、これを焼入れ硬さ（ＨＶ）とした。
　（６）浸炭焼入れ後の鋼板硬さ（浸炭焼入れ性）
　焼鈍後の鋼板について、９３０℃で鋼の均熱、浸炭処理、拡散処理といった浸炭焼入れ処理を合計時間４時間で行い、８５０℃で３０分保持した後、油冷した（油冷の温度：６０℃）。鋼板表面からの深さ０．１ｍｍの位置と深さ１．２ｍｍの位置まで０．１ｍｍ間隔にて硬さを荷重１ｋｇｆの条件下で測定し、浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの硬さ（ＨＶ）と有効硬化層深さ（ｍｍ）を求めた。有効硬化層深さとは、熱処理後表面から硬さを測定し、５５０ＨＶ以上となる深さと定義する。
　そして、上記（５）、（６）より得られた結果から、表４に示す条件で焼入れ性評価を行った。表４は、焼入れ性が十分であると評価できる、Ｃ含有量に応じた焼入れ性の合格規準を表したものである。７０℃油冷後硬さ（ＨＶ）、浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの深さにおける硬さ（ＨＶ）および有効硬化深さの全てが、表４の規準を満足した場合、合格（記号：○で示す）と判定し、焼入れ性に優れると評価した。一方、いずれかの値が表４に示す規準を満足しない場合、不合格（記号：×で示す）と判定し、焼入れ性に劣ると評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２および表３の結果より、本発明例の高炭素熱延鋼板は、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が１２％以下である、フェライトとセメンタイトからなる組織を有し、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸び（Ｅｌ）が３７％以上であり、冷間加工性に優れるとともに、焼入れ性にも優れていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、組織、硬さ（ＨＲＢ）、全伸び（Ｅｌ）、冷間加工性、焼入れ性のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できない。たとえば、鋼ＯはＣ量が本発明範囲よりも低いため、ズブ焼入れ性を満足しない。また、鋼ＰはＣ量が本発明範囲よりも高いため、鋼板の硬さ、伸びの特性を満足しない。

Claims (7)

  1. 　質量%で、Ｃ：０．１０％以上０．２０％未満、
    Ｓｉ：０．５％以下、
    Ｍｎ：０．２５～０．６５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．００６５％以下、
    Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
    Ｂ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有し、さらに全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が１２％以下であり、鋼板中に固溶しているＣｒ量が０．０３～０．５０％であり、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸びが３７％以上である高炭素熱延鋼板。
  2. 　質量％で、さらにＴｉ：０．０６％以下を含有する請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
  3. 　質量％で、さらに、Ｓｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種を合計で０．００２～０．０３％を含有する請求項１または２に記載の高炭素熱延鋼板。
  4. 　前記フェライトの平均粒径が５～１５μｍである請求項１～３のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
  5. 　質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０００５～０．１％、Ｍｏ：０．０００５～０．１％、Ｔａ：０．０００５～０．１％、Ｎｉ：０．０００５～０．１％、Ｃｕ：０．０００５～０．１％、Ｖ：０．０００５～０．１％、Ｗ：０．０００５～０．１％のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１～４のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超～７００℃で巻き取り常温まで冷却した後、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。
  7. 　請求項１～５のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超～７００℃で巻き取り常温まで冷却した後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下に加熱して０．５ｈ以上保持し、次いで１～２０℃／ｈの平均冷却速度でＡｒ１変態点未満に冷却して、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する高炭素熱延鋼板の製造方法。
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