CN103797146A - 冷加工用中碳钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

该冷加工用中碳钢板是当进行了以100℃/秒的平均加热速度升温后、在1000℃下保持10秒、以200℃/秒的平均冷却速度急冷至室温的高频淬火的情况下硬度达到500HV以上且900HV以下的冷加工用中碳钢板，该冷加工用中碳钢板以质量%计含有C：0.30～0.60%、Si：0.06～0.30%、Mn：0.3～2.0%、P：0.03%以下、S：0.0075%以下、Al：0.005～0.10%、N：0.001～0.01%、Cr：0.001～0.10%，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，碳化物的平均直径d为0.6μm以下，碳化物的球状化率p为70%以上且低于90%，上述碳化物的平均直径d与上述碳化物的球状化率p满足d≤0.04×p－2.6，其中d的单位为μm，p的单位为%。

Description

冷加工用中碳钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及冷加工性优异、而且即使在以高频淬火为代表的热处理时间短的淬火处理中也能够提高强度的冷加工用中碳钢板及其制造方法。

背景技术

中碳钢板被广泛用作链条、齿轮、离合器、锯、刃具等的原材料。为了产品化，在将原材料成形为规定的形状后，通常进行通过淬火回火的热处理使其硬化的工序。因此，对中碳钢板要求加工性与淬火性的兼顾。特别是近年来，加工技术发达，变成采用同时实施压缩加工和拉伸加工的比以往加工度更高的成形法，对中碳钢板要求能够耐受严酷的加工的成形性。进而，由于近年来的节能化的愿望，存在将淬火回火工序由以往的炉加热方式变更为高频加热方式的动向。为了应对以上那样的需求的变化，必须开发在冷加工前为软质且耐受冷加工时的加工，且高频加热后的淬火性（以下，称为高频淬火性。此外，将高频加热后的淬火简称为高频淬火。）优异的中碳钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-80884号公报

专利文献2：日本特开平9-268344号公报

专利文献3：日本特开2001-329333号公报

专利文献4：日本特开2001-355047号公报

发明内容

发明所要解决的问题

以往，关于中碳钢板的加工性与高频淬火性的关系，进行了许多调查（例如，参照专利文献1～4），但可以认为冷加工性优异且在100℃/秒以上的加热速度下能够充分地确保淬火性的例子未被报道。

例如，在专利文献1中公开了由C：0.1～0.8质量%、S：0.01质量%以下的亚共析钢构成的中·高碳钢板。该中·高碳钢板中，碳化物按照碳化物球状化率为90%以上的方式分散在铁素体中，且平均碳化物粒径为0.4～1.0μm，根据需要铁素体晶体粒径被调整至20μm以上。但是，就该中·高碳钢板而言，认为虽然如上所述通过适当地控制碳化物的形态，改善局部延性，从而改善了拉伸凸缘性，但是压缩加工和拉伸加工这两加工特性不充分。

此外，在专利文献2中公开了冷锻性优异、且静态强度或弯曲疲劳强度及滚动接触疲劳强度优异的高强度高频淬火用钢。就该高频淬火用钢而言，没有明示为了得到锻造性所必须的具体的碳化物的形状，也没有明确指出淬火时的加热温度或保持时间等具体的条件。

此外，在专利文献3中公开了冷锻性优异、极限镦锻率高的高频淬火用钢，但没有明确指出淬火时的加热温度或保持时间等具体的条件，实际上淬火性是否优异并不明确。

进而，在专利文献4中公开了冷加工性和高频淬火性优异的高碳钢管。认为该高碳钢管适合于型锻或扩管等受局部延性支配的加工法，而作为本发明的对象的冲裁、拉深、弯曲、扩孔弯边、镦锻、减薄拉伸、挤出等冷锻性并不充分。

本发明作为对象的冷加工是冲裁、拉深、弯曲、扩孔弯边、镦锻、减薄拉伸、挤出等各种加工，在这些加工时受到严酷的压缩及拉伸。认为在对中碳钢板适用上述的冷加工时，在铁素体相与碳化物之间发生由界面剥离引起的龟裂并进行传播，从而产生裂缝。因此，为了防止加工时的该界面剥离，成分的调整及碳化物的形态控制是重要的。

此外，经冷加工的原材料大多实施淬火处理，而在热处理时间短的高频淬火处理中，原材料中的碳化物在加热中没有充分熔解，难以得到稳定的淬火性。因此，为了通过高频淬火使碳化物充分熔解，原材料的碳化物的形态控制是重要的。

然而，可以认为对中碳钢板适用冷加工并进行高频淬火时的问题迄今为止并不明确。

另外，本发明中，中碳钢板表示C为0.30%以上且0.60%以下、板厚为1.6mm以上且20mm以下的钢板。

本发明鉴于上述实际情况，目的是提供冷加工性优异、即使在高频淬火处理中也具有充分的淬火硬化能力的高频淬火性优异的中碳钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明者们对达成上述目的的方法进行了深入研究。其结果发现，除了钢板的成分组成的调整以外，通过控制碳化物的平均直径和碳化物的球状化率以满足规定的条件，能够提供冷加工时的硬度低且冷加工性优异、即使在平均加热速度为100℃/秒以上的高频淬火处理中也具有充分的淬火硬化能力的中碳钢板。

本发明是基于上述认识而进行的，其主旨如下所述。

（1）本发明的一方案涉及的冷加工用中碳钢板是当进行了以100℃/秒的平均加热速度升温后在1000℃下保持10秒、以200℃/秒的平均冷却速度急冷至室温的高频淬火的情况下硬度达到500HV以上且900HV以下的冷加工用中碳钢板，所述冷加工用中碳钢板以质量%计含有C：0.30～0.60%、Si：0.06～0.30%、Mn：0.3～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0075%以下、Al：0.005～0.10%、N：0.001～0.01%、Cr：0.001～0.10%，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，碳化物的平均直径d为0.6μm以下，碳化物的球状化率p为70%以上且低于90%，上述碳化物的平均直径d与上述碳化物的球状化率p满足d≤0.04×p－2.6，其中d的单位为μm，p的单位为%。

（2）上述（1）所述的冷加工用中碳钢板也可以以质量%计进一步含有Ni：0.01～0.5%、Cu：0.05～0.5%、Mo：0.01～0.5%、Nb：0.01～0.5%、Ti：0.001～0.05%、V：0.01～0.5%、Ta：0.01～0.5%、B：0.001～0.01%、W：0.01～0.5%、Sn：0.003～0.03%、Sb：0.003～0.03%、As：0.003～0.03%中的1种以上。

（3）上述（2）所述的冷加工用中碳钢板中，Cr量[Cr]与Mo量[Mo]也可以满足[Cr]+[Mo]/10<0.10。

（4）上述（1）或（2）所述的冷加工用中碳钢板中，冷加工前的硬度也可以为120HV以上且低于170HV。

（5）上述（1）或（2）所述的冷加工用中碳钢板也可以至少在单面上进一步具有表面处理皮膜，所述表面处理皮膜包含起因于含有金属成分X的以Si-O-X表示的硅醇键的成分、耐热树脂、无机酸盐及润滑剂的各成分，该表面处理皮膜在膜厚方向上具有上述各成分的浓度梯度，且按照靠近上述表面处理皮膜与上述冷加工用中碳钢板的界面的顺序具有密合层和基底层和润滑剂层这3个层，上述密合层在上述3个层中最多地包含上述起因于硅醇键的成分，具有0.1nm以上且100nm以下的厚度，上述基底层在上述3个层中最多地包含上述耐热树脂及上述无机酸盐，且相对于100质量份的上述耐热树脂包含0.01质量份以上且10质量份以下的上述无机酸盐，具有0.1μm以上且15μm以下的厚度，上述润滑剂层在上述3个层中最多地包含上述润滑剂，具有0.1μm以上且10μm以下的厚度，上述基底层的厚度相对于上述润滑剂层的厚度的比为0.2以上且10以下。

（6）上述（5）所述的冷加工用中碳钢板中，上述无机酸盐也可以为选自由磷酸盐、硼酸盐、硅酸盐、钼酸盐及钨酸盐组成的组中的至少1种化合物。

（7）上述（5）所述的冷加工用中碳钢板中，上述耐热树脂也可以为选自由聚酰亚胺树脂、聚酯树脂、环氧树脂及氟树脂组成的组中的至少1种树脂。

（8）上述（5）所述的冷加工用中碳钢板中，上述润滑剂也可以为选自由聚四氟乙烯、二硫化钼、二硫化钨、氧化锌及石墨组成的组中的至少1种化合物。

（9）本发明的一方案涉及的冷加工用中碳钢板的制造方法包括以下工序：将具有上述（1）或（2）记载的成分组成的铸坯保持在1050℃以上且1300℃以下的第1工序；在该第1工序后，对上述铸坯进行在750℃以上且1000℃以下结束轧制的热轧而得到钢板的第2工序；在该第2工序后，将上述钢板以20℃/秒以上且50℃/秒以下的第一平均冷却速度冷却至500℃以上且700℃以下的第一冷却结束温度的第3工序；在该第3工序后，将上述钢板以5℃/秒以上且30℃/秒以下的第二平均冷却速度冷却至400℃以上且比上述第一冷却结束温度低50℃的温度以下的第二冷却结束温度，并进行卷取的第4工序；在该第4工序后，按照处于400℃以上且上述第二冷却结束温度以下的时间被限制在30小时以下的方式保持上述钢板的第5工序；在该第5工序后，将上述钢板加热至600℃以上且A_c1点－10℃以下，保持5小时以上且低于100小时而进行退火的第6工序。

（10）上述（9）所述的冷加工用中碳钢板的制造方法中，也可以在上述第6工序中，400℃以下时的露点低于－20℃，超过400℃时的露点低于－40℃，且氢浓度为95%以上。

（11）上述（9）或（10）所述的冷加工用中碳钢板的制造方法中，也可以在上述第6工序之后，将包含水溶性硅烷偶联剂、水溶性无机酸盐、水溶性耐热树脂及润滑剂的水系的表面处理液涂布到上述冷加工用中碳钢板的至少单面上，使上述表面处理液干燥，从而在上述冷加工用中碳钢板的至少单面上形成上述表面处理皮膜。

发明的效果

根据本发明，能够提供在冷加工前为低硬度（软质），压缩加工和拉伸加工这两种冷加工特性优异，即使在冷加工后的平均加热速度为100℃/秒以上的高频淬火处理中也具有充分的淬火硬化能力，且能够确保高强度的实现了冷加工性和高频淬火性的兼顾的冷加工用中碳钢板及其制造方法。

附图说明

图1是表示碳化物的平均直径及碳化物的球状化率对淬火硬度及冷加工性造成的影响的图。

图2是表示Si量与冷加工后的碳化物界面及晶内的龟裂数的关系的图。

图3是表示[Cr]+[Mo]/10与淬火硬度的关系的图。

图4是表示碳化物的球状化率与碳化物起点的龟裂数的关系的图。

图5是表示S量与硫化物起点的龟裂数的关系的图。

图6是示意性地表示本发明的一实施方式的变形例涉及的冷加工用钢板的构成的纵截面图。

图7A是对销钉试验方法进行说明的简略图。

图7B是说明销钉试验片的加工前的形状和加工后的形状的简略图。

图8是表示本发明的冷加工用中碳钢板的制造方法的概略的流程图。

具体实施方式

以下详细地说明本发明。

首先，对本发明的一实施方式涉及的冷加工用钢板（以下有时称为“本实施方式的钢板”）的成分组成的限定理由进行说明。另外，以下，“%”是指“质量%”。

C：0.30～0.60%

C是在确保钢板的淬火强度的方面重要的元素。因此，在钢中添加0.30%以上的C来确保所需的强度。由于C量低于0.30%时，淬火性降低，得不到作为机械结构用高强度钢板的强度，所以C量的下限为0.30%。由于若C量超过0.60%，则作为破坏的起点起作用的碳化物的比例增加而冷加工性降低，所以C量的上限为0.60%。在需要进一步确保淬火性的情况下，C量的下限优选为0.35%，更优选为0.37%，最优选为0.40%。此外，在更容易控制碳化物的形态的情况下，C量的上限优选为0.55%，更优选为0.52%，最优选为0.50%。

Si：0.06～0.30%

Si是作为脱氧剂起作用，抑制加工时的铁素体与碳化物之间的界面剥离，并且对淬火性的提高有效的元素。由于Si量低于0.06%时，得不到该添加效果，所以Si量的下限为0.06%。另一方面，由于若Si量超过0.30%，则因固溶强化而铁素体相中的龟裂发生频率（晶内龟裂发生频率）增加，因热轧时的氧化皮瑕疵而表面性状劣化，所以Si量的上限为0.30%。在进一步降低铁素体与碳化物之间的界面上的剥离的情况下，Si量的下限优选为0.10%，更优选为0.13%，最优选为0.15%。此外，在进一步降低铁素体相中的龟裂（晶内龟裂）的发生的情况下，Si量的上限优选为0.26%。

Mn：0.3～2.0%

Mn是作为脱氧剂起作用而对淬火性的提高有效的元素。由于Mn量低于0.3%时，得不到该添加效果，所以Mn量的下限为0.3%。由于若Mn量超过2.0%，则高频加热时的碳化物的熔解推迟，淬火性（淬火硬度）降低，所以Mn量的上限为2.0%。在进一步提高淬火性的情况下，Mn量的下限优选为0.5%，更优选为0.55%，最优选为0.65%或0.73%。此外，在进一步确保高频淬火性的情况下，Mn量的上限优选为1.6%，更优选为1.4%，最优选为1.2%或1.0%。

P：0.030%以下

P是固溶强化元素，是对钢板的强度有效的元素。由于若在钢中过量地含有P，则韧性降低，所以P量的上限为0.030%。P为不可避免的杂质。由于若将P量降低至低于0.005%，则精炼成本上升，所以也可以不将P量降低至低于0.005%。在进一步需要韧性的情况下，P量的上限优选为0.020%。

S：0.0075%以下

由于S会形成非金属夹杂物（硫化物）而成为使加工性及热处理后的韧性降低的原因，所以S量的上限为0.0075%以下。图5中表示S量与在冷加工时硫化物作为起点起作用的龟裂（硫化物起点的龟裂）的数目的关系。由该图5可知，若S量为0.0075%以下，则硫化物起点的龟裂数大大降低。此外，S为不可避免的杂质。由于若将S量降低至低于0.0001%，则精炼成本大幅地上升，所以也可以不将S量降低至低于0.0001%或0.001%以下。此外，在需要确保更高的加工性及韧性的情况下，S量的上限优选为0.007%，更优选为0.005%。

Al：0.005～0.10%

Al是作为脱氧剂起作用而对N的固定有效的元素。由于Al量低于0.005%时，无法充分地得到该添加效果，所以Al量的下限为0.005%。由于若Al量超过0.10%，则上述添加效果饱和，变得容易产生表面瑕疵，所以Al量的上限为0.10%。为了更充分地固定N，Al量的下限优选为0.01%。此外，为了更可靠地抑制表面瑕疵的产生，也可以将Al量的上限设为0.07%或0.05%。

N：0.001～0.01%

N是形成氮化物的元素。由于若在弯曲型连续铸造中的铸坯弯曲矫正时氮化物析出，则有时铸坯发生开裂，所以N量的上限为0.01%。N为不可避免的杂质。钢中的N量越少越优选，但由于若将N量降低至低于0.0010%，则精炼成本增加，所以N量的下限为0.0010%。在进一步降低精炼成本的情况下，N量的下限优选为0.002%。在需要进一步抑制氮化物的产生或粗大化的情况下，N量的上限优选为0.008%，更优选为0.006%。

Cr：0.001～0.10%

Cr是提高高频加热时的碳化物的稳定性的元素。若通过向钢中添加Cr而使得Cr量超过0.10%，则大大提高碳化物的稳定性，抑制高频加热时的碳化物的熔解，使淬火性降低。因此，Cr量的上限为0.10%。钢中的Cr量越少则高频淬火性越发提高，但由于若将Cr量降低至0.001%以下，则精炼成本大大增加，所以Cr量的下限为0.001%。在使高频加热时的碳化物的熔解速度进一步增加的情况下，Cr量的上限优选为0.080%，更优选为0.070%。此外，在进一步降低精炼成本的情况下，Cr量的下限优选为0.010%。

为了强化钢板的机械特性，也可以在钢中添加所需量的Ni、Cu、及Mo中的1种以上。

Ni：0.01～0.5%

Ni是对韧性及淬火性的提高有效的元素。由于Ni量低于0.01%时，没有该添加效果，所以Ni量的下限为0.01%。由于若Ni量超过0.5%，则上述效果饱和，成本增加，所以Ni量的上限为0.5%。从强度的观点出发，Ni量的下限优选为0.05%。此外，从成本的观点出发，Ni量的上限优选为0.3%，更优选为0.2%，最优选为0.15%。

Cu：0.05～0.5%

Cu是对淬火性的确保有效的元素。由于Cu量低于0.05%时，该添加效果不充分，所以Cu量的下限为0.05%。由于若Cu量超过0.5%，则硬度过度增加，冷加工性劣化，所以Cu量的上限为0.5%。从强度的观点出发，Cu量的下限优选为0.08%。此外，从加工性的观点出发，Cu量的上限优选为0.3%，更优选为0.2%，最优选为0.15%。

Mo：0.01～0.5%

Mo是对淬火性的提高有效的元素。由于Mo量低于0.01%时，该添加效果小，所以Mo量的下限为0.01%。若Mo量超过0.5%，则在钢中析出许多Mo系的碳化物。在高频淬火中，Mo系的碳化物没有充分熔解，原材料的淬火性降低，所以Mo量的上限为0.5%。在需要更高的淬火性的情况下，Mo量的上限优选为0.3%，更优选为0.1%。

为了进一步强化钢板的机械特性，也可以在钢中添加所需量的Nb、V、Ta、B、及W中的1种以上。

Nb：0.01～0.5%

Nb是形成碳氮化物而对防止晶粒的粗大化及改善韧性有效的元素。由于Nb量低于0.01%时，该添加效果没有充分地体现出来，所以Nb量的下限为0.01%。由于若Nb量超过0.5%，则上述添加效果饱和，所以Nb量的上限为0.5%。为了有效利用上述添加效果，Nb量优选为0.07～0.4%。根据需要，也可以将Nb量的下限限制为0.09%或0.14%，将上限限制为0.35%或0.3%。

Ti：0.001～0.05%

Ti从N固定的观点出发而添加到钢中，有助于抑制铸坯的脆化及材质的稳定化。若在钢中添加Ti而Ti量超过0.05%，则该效果饱和，Ti量为0.001%以下时，得不到该效果。因此，Ti量的范围为0.001～0.05%。为了有效利用上述效果，Ti量的上限优选为0.20%，更优选为0.10%，最优选为0.06%。

V：0.01～0.5%

V与Nb同样地是形成碳氮化物而对防止晶粒的粗大化及改善韧性有效的元素。由于V量低于0.01%时，该添加效果小，所以V量的下限为0.01%。由于若V量超过0.5%，则生成碳化物而淬火硬度降低，所以V量的上限为0.5%。为了有效利用上述效果，V量优选为0.07～0.2%。

Ta：0.01～0.5%

Ta与Nb、V同样地是形成碳氮化物而对防止晶粒的粗大化及改善韧性有效的元素。由于Ta量低于0.01%时，该添加效果小，所以Ta量的下限为0.01%。由于若Ta量超过0.5%，则生成碳化物而淬火硬度降低，所以Ta量的上限为0.5%。为了有效利用上述效果，Ta量优选为0.07～0.2%。

B：0.001～0.01%

B是以微量的添加而对提高淬火性有效的元素。由于B量低于0.001%时，没有该添加效果，所以B量的下限为0.001%。由于若B量超过0.01%，则铸造性降低，生成B系化合物而韧性降低，所以B量的上限为0.01%。在需要更高的淬火性的情况下，B量的下限优选为0.003%。此外，在需要抑制B系化合物的生成的情况下，B量的上限优选为0.007%，更优选为0.005%。

W：0.01～0.5%

W是对钢板的强化有效的元素。由于W量低于0.01%时，该添加效果不体现出来，所以W量的下限为0.01%。由于若W量超过0.5%，则加工性降低，所以W量的上限为0.5%。从强度的观点出发，W量的下限优选为0.04%。从加工性的观点出发，W量的上限优选为0.2%。

当使用废铁作为钢板的原料时，有时不可避免地在钢中混入Sn、Sb、及As中的1种以上，若每一种的量均为0.03%以下，则不会阻碍高频淬火性及淬火性。因此，也可以在钢中含有Sn：0.03%以下、Sb：0.03%以下、及As：0.03%以下中的1种以上。通常，这些成分作为杂质可分别包含0.003%以上，但优选较少。

虽然没有规定钢板中的O量，但由于若氧化物凝聚而粗大化，则冷加工性降低，所以O量优选为0.0025%以下。虽然O量优选较少，但由于将不可避免地包含的O的量降低至低于0.0001%在技术上是困难的，所以也可以含有0.0001%以上的O。

当使用废铁作为钢板的熔炼原料时，Zn、Zr等元素作为不可避免的杂质混入，但在不阻碍钢板的特性的范围内，上述元素也可以混入钢中。另外，除Zn、Zr以外的元素，也可以在不阻碍钢板的特性的范围内混入钢中。

如上所述，Cr及Mo均抑制高温时的由碳化物向母相中的C的供给（固溶），使淬火性降低。即，Cr固溶在渗碳体中，在高频加热时抑制由渗碳体向母相中的C的固溶，使淬火性降低。此外，Mo若过量地包含于钢中，则形成Mo系的碳化物。这种情况下，在高频加热时由该Mo系的碳化物向母相中的C的固溶被抑制，淬火性降低。因此，在钢中包含Cr和Mo的情况下，Cr量[Cr]和Mo量[Mo]优选满足以下的（1）式。

[Cr]＋[Mo]／10＜0.10···（1）

如上所述，本实施方式的中碳钢板具有包含上述的基本元素且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成、或包含上述的基本元素和选自上述的选择元素中的至少1种且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成。

进而，本实施方式中，除了上述的成分组成以外，还必须控制碳化物的形态。以下对碳化物的形态进行详细说明。

即，碳化物的平均直径为0.6μm以下，碳化物的球状化率为70%以上且低于90%，碳化物的平均直径d（μm）与碳化物的球状化率p（%）满足下述式（2）。

d≤0.04×p－2.6···（2）

在组织（碳化物）的观察中，优选使用扫描型电子显微镜。以3000倍的倍率在组织观察面上选择4处以上包含500个以上碳化物的视野（区域），测定该区域中包含的各碳化物的面积。其中，为了抑制由噪音引起的测定误差的影响，将面积为0.01μm²以下的碳化物从评价的对象中除外。将所测定的碳化物的平均面积（面积的平均值）以圆形近似时的直径（当量圆直径）定义为平均直径（平均碳化物直径）。将各碳化物的长轴长相对于短轴长的比（长宽比）为3以上的碳化物定义为针状碳化物，将该比为1以上且低于3的碳化物定义为球状碳化物。此外，将球状碳化物的个数除以全部碳化物的个数而得到的值定义为碳化物的球状化率。

碳化物的平均直径必须设为0.6μm以下。粗大的碳化物由于至熔解完成为止所需的时间较长，所以容易使淬火性降低。特别是当碳化物的平均直径大于0.6μm时，平均加热速度为100℃/秒的高频淬火中的淬火硬化能力降低。此外，根据高频淬火的条件及上述成分组成，优选将碳化物的平均直径控制在0.55μm以下，更优选控制在0.5μm以下。另外，也可以将根据上述的测定方法得到的面积超过0.01μm²的碳化物的平均直径规定为超过0.11（=0.2/√π）μm且0.6μm以下。

碳化物的球状化率为70%以上且低于90%。针状碳化物的周边在冷加工时应力容易局部化，容易成为裂缝的发生起点。特别是由于若球状化率低于70%，则冷加工性恶化，所以碳化物的球状化率为70%以上。此外，在需要更高的冷加工性的情况下，碳化物的球状化率优选为73%以上，更优选为75%以上。另一方面，就球状碳化物而言，与针状碳化物相比，与钢的母相接触的表面积小，由碳化物向母相中的碳的释放扩散路径窄。特别是当球状化率为90%以上时，平均加热速度为100℃/秒的高频淬火中的淬火硬化能力不充分。此外，根据高频淬火的条件，优选将碳化物的球状化率控制在低于85%。另外，也可以将根据上述的测定方法得到的面积超过0.01μm²的碳化物的球状化率规定为70%以上且低于90%。

除了上述的条件（平均直径及球状化率）以外，碳化物的平均直径d（μm）和碳化物的球状化率p（%）还必须满足上述（2）式。即，由于在碳化物的球状化率为70%以上且低于80%，针状碳化物多的情况下，针状碳化物的长轴长的绝对值对冷加工性造成影响，所以碳化物的球状化率与碳化物的平均直径之间需要（2）式的关系。以下，对该（2）式进行说明。

冷加工性与冷加工时的龟裂数有很深的关系，龟裂数越多则冷加工性越低。可以认为冷加工时的龟裂是以通过因加工而导入的位错的互相缠绕或位错的切断而产生的空隙（原子空孔）为核而产生的。因此，通过抑制加工应变的集中能够确保冷加工性。

若碳化物为针状，则短轴长与长轴长之间的尺寸差大，应力集中于针状的碳化物的长轴方向的端部（长轴端部），该长轴端部的应力场与短轴方向的端部（短轴端部）的应力场之间的应力差变大。为了消除该应力场的不均一性，导入位错（应变）。因此，认为在冷加工时，在针状碳化物的附近生成许多空隙，从而产生龟裂。另一方面认为，若碳化物为球状，则由于短轴长与长轴长之间的尺寸差小，应力场的不均一性少，所以在碳化物的附近位错（应变）变得难以局部存在化，龟裂的发生被抑制。

此外，不仅碳化物的长宽比，针状碳化物的长轴长的绝对值也对长轴端部的应力集中造成影响。长轴长越大，则长轴端部的应力集中变得越高，所以越容易产生位错（应变）。因此，为了确保冷加工性，当碳化物的球状化率不高时（针状碳化物多时），必须减小碳化物的平均直径。即，当碳化物的球状化率为70%以上且低于80%时，碳化物的平均直径d（μm）与碳化物的球状化率p（%）必须满足上述（2）式。

这样，本发明者们明确，关于碳化物的平均直径和碳化物的球状化率通过使其满足适当的规定的条件，能够确保高频淬火性并且提高冷加工性。

进而，本实施方式中，优选除了上述的成分组成及碳化物的形态以外，还控制冷加工前的硬度。

若冷加工前的硬度低于170HV，则可得到充分的延性，所以在加工时能够确保充分的成形量。为了确保更大的成形量，冷加工前的硬度优选低于165HV，进一步优选低于160HV，最优选低于155HV。钢板越软质，则延性越发改善，对于严酷的加工钢板都可耐受，但变得容易产生冲裁加工时的塌边。因此，冷加工前的硬度优选为120HV以上。近年，将冲裁和弯曲和拉深加工一体化的冷加工技术也正在普及，根据那样的制造工序的一体化，优选适当地控制冷加工前的硬度。

除了成分组成以外，关于碳化物的平均直径和碳化物的球状化率通过使其满足适当的上述规定的条件，从而兼顾钢板的冷加工性和高频淬火性的技术是本发明者们发现的新的认识。本发明者们发现，通过进一步将冷加工前的硬度控制到低于170HV，对于冷加工可以适宜使用钢板。

高频淬火后的淬火硬度优选为500HV以上。若淬火硬度为500HV以上，则随着淬火钢的高强度化，耐磨性提高。特别是就汽车用部件的离合盘或齿轮那样的构件而言，为了得到耐磨性优选500HV以上的硬质化。若淬火硬度过高，则有时淬火部的韧性极度地降低，丧失作为机械结构用构件的功能。因此，高频淬火后的淬火硬度优选为900HV以下，更优选为800HV以下，最优选为750HV以下。

这里，为了定义部件所需的淬火硬度的基准，进行以100℃/秒的平均加热速度从室温加热至1000℃后保持10秒，立即以200℃/秒以上的平均冷却速度急冷至室温的高频淬火。具体而言，本发明中的高频淬火的试验条件是在750℃以上以100±15℃/秒的平均加热速度从室温升温至1000±20℃后、在1000±20℃下保持10±0.5秒、然后立即在从800℃到400℃之间以200±10℃/秒的平均冷却速度急冷至室温的条件。以在该条件的高频淬火后维氏硬度计达到500以上（即500HV以上）的钢板为本发明的对象。

此外，钢板的板厚没有特别限制，但从加工性的观点出发，优选为20mm以下或16mm以下，更优选为14mm以下，最优选为12mm以下或9mm以下。此外，从强度的观点出发，优选为1mm以上或2mm以上，更优选为2.5mm以上，最优选为3mm以上。

进而，利用图1～5，对本实施方式的钢板的重要的概念进行说明。

图1中表示碳化物的平均直径及碳化物的球状化率对淬火硬度及冷加工性造成的影响。此外，使用宽度为30mm、长度为100mm的试验片（平板弯曲试验片）通过平板弯曲试验来评价冷加工性。在该弯曲试验中，由于在弯曲的样品（平板弯曲样品）的内表面（内周面）及外表面（外周面）分别受到压缩应力及拉伸应力，所以通过评价样品的内表面侧及外表面侧的龟裂，能够同时测定对于压缩应力及拉伸应力的加工性。本发明中，将弯曲半径设定为板厚的1/2，将弯曲角度设定为90°。如图1所示那样，就碳化物的平均直径d为0.6μm以下、碳化物的球状化率p为70%以上且低于90%、碳化物的平均直径d（μm）与碳化物的球状化率p（%）满足上述式（2）的钢板（图1中的白圆圈）而言，在高频淬火后能够得到500HV以上的淬火硬度，在加工时没有产生裂缝。与此相对，就碳化物的球状化率为70%以上且低于80%、碳化物的平均直径d（μm）与碳化物的球状化率p（%）不满足上述式（2）的钢板或碳化物的球状化率低于70%的钢板（图1中的黑四角形）而言，作为破坏的起点起作用的碳化物的比例增加，在加工时产生裂缝。此外，就碳化物的平均直径超过0.6μm、碳化物的球状化率为80%以上且低于90%的钢板或碳化物的球状化率为90%以上的钢板（图1中的黑三角形）而言，淬火硬度不充分。

其中，只要没有特别记载，作为基准使用的淬火硬度定义为在以下的条件下测定的硬度。对样品进行以下的高频淬火：在频率78kHz下以100℃/秒的平均加热速度从室温加热至1000℃后保持10秒钟，立即以200℃/秒以上的平均冷却速度急冷至室温，测定维氏硬度。该高频淬火后的维氏硬度为本实施方式中的淬火硬度。球状化率越发降低，则碳化物变得越容易熔解，所以淬火硬度越容易变高。同样地，碳化物的平均直径越发降低，则由于碳化物变得越容易熔解，所以淬火硬度越容易变高。另一方面，球状化率越增加，则加工性变得越大。通过这样控制碳化物的形态，能够兼顾彼此相反的加工性与淬火硬化性这两个因子。

图2中表示Si量与冷加工性（冷加工后的碳化物界面及晶内的龟裂数）的关系。在平板弯曲样品的弯曲角部（最大曲率部）的板厚截面（包含板厚方向及长度方向的截面）中用扫描型电子显微镜以倍率3000倍测定板厚为1/8～3/8、5/8～7/8的区域的龟裂数。当上述的龟裂数每1mm²为20个以内时，由于能够判断冷加工时的起因于界面剥离的龟裂发生得到抑制，所以冷加工性评价为“良好”。此外，当龟裂数超过20个时，冷加工性评价为“不良”。如图2所示那样，就Si量为0.06%以上的钢板而言，冷加工性良好。进而，Si量增加至0.3%的Si量为止，同时龟裂数减少。这种情况下，因铁素体与碳化物的界面上的剥离而产生龟裂。进而，若Si量超过0.3%，则Si量增加的同时，龟裂数增加。这种情况下，在铁素体相中产生龟裂。此外，若Si量从0.06%增加至0.1%，则龟裂数的降低比例大，冷加工性大大地改善。此外，只要Si量为0.15～0.26%，就能最大限度地得到通过Si来改善冷加工性的效果。另外，图2中，将C量为0.40～0.45%的样品在680℃下退火30小时后，进行后述的冷加工性的评价。

图3中表示[Cr]+[Mo]/10与淬火硬度的关系。如图3所示的那样，若[Cr]+[Mo]/10低于0.10，则淬火硬度进一步提高。因此，[Cr]+[Mo]/10优选为低于0.10。另外，图3中，将C量为0.40～0.45%的样品在680℃下退火30小时后，进行上述的高频淬火，测定淬火硬度。

图4中表示碳化物的球状化率与在冷加工时以碳化物作为起点而产生的龟裂（碳化物起点的龟裂）的数目的关系。如由该图4可知的那样，可知若碳化物的球状化率低于70%，则龟裂数急剧增加。

此外，图5中表示S量与冷加工时的硫化物起点的龟裂数的关系。如由该图5可知的那样，若S量为0.0075%以下，则硫化物起点的龟裂数大大地降低。

另外，为了区别硫化物起因的龟裂和碳化物起因的龟裂，使用扫描型电子显微镜所附属的能量分散型X射线分光器（EDS）。

接着，对本发明的一实施方式涉及的冷加工用中碳钢板的制造方法（以下称为“本实施方式的制造方法”。）进行说明。本实施方式的制造方法具有组合高温卷取和低温退火的技术思想，以下示出其具体例子。另外，以下所示的制造方法为其一例，只要可得到所需的组织也可以用其它的方法来制造。

首先，对上述实施方式的化学成分的连续铸造铸坯（铸坯）进行加热。加热温度为1050℃以上且1300℃以下。此外，为了抑制加热中的脱碳和吸氮，均热时间优选为150分钟以下，更优选为90分钟以下。其中，均热时间表示从铸坯表面的温度达到比目标加热温度低20℃的温度的时刻到铸坯出加热炉为止的时间。若加热温度超过1300℃、或均热时间过长，则在加热工序中板坯的表层部的脱C变得显著，钢板表面的淬火性劣化。此外，若将铸坯加热至1050℃以上，则能够得到大体奥氏体单相的组织。从抑制脱C的观点出发，加热温度优选为1280℃以下，更优选为1240℃以下，最优选为1200℃以下。同样地，均热时间进一步优选为60分钟以下。另外，均热时间的下限没有特别限制。

另外，可以将连续铸造铸坯直接供于热轧，也可以冷却后进行再加热而供于热轧。前者与后者之间钢板特性基本不会产生差异。

就热轧而言，可以采用通常的热轧、及在精轧中将板坯接合的连续化热轧中的任一者。热轧的结束温度（热轧结束温度）从改善生产率、板厚精度、各向异性及抑制表面瑕疵的观点出发来决定。若热轧结束温度低于750℃，则在精轧中经常产生由烧结引起的瑕疵。此外，若热轧结束温度高于1000℃，则由氧化皮引起的瑕疵的发生频率变高，产品成品率降低而使成本增大。因此，热轧结束温度为750～1000℃。

进而，将热轧（精轧）后的钢板在热轧后立即以20℃/秒以上且50℃/秒以下的平均冷却速度（第一平均冷却速度）冷却至500℃以上且700℃以下的冷却温度（第一冷却结束温度）。这种情况下，能够限制先共析铁素体的生成及生长并且使钢板中生成的珠光体的层状间隔减少，使退火后的钢板中的碳化物微细化。若从热轧结束温度至该冷却温度（第一冷却结束温度）为止的平均冷却速度为20℃/秒以下，则由于先共析铁素体的生成及生长没有被限制，所以有时生成伴随偏析的珠光体带。因此，有时在退火后容易形成粗大的碳化物，淬火性降低。此外，若该平均冷却速度为50℃/秒以上，则钢板的温度控制变得困难。进而，有时没有充分地生成为了确保具有上述的球状化率的渗碳体所需的珠光体。这样，为了适当地进行珠光体的组织控制，考虑珠光体的相变开始温度和相变结束温度，将上述冷却温度控制在500℃以上且700℃以下。

然后，将该钢板以5℃/秒以上且30℃/秒以下的平均冷却速度（第二平均冷却速度）冷却至400℃以上且比上述的第一冷却结束温度至少低50℃的温度（即，第一冷却结束温度与第二冷却结束温度的差为50℃以上、比第一冷却结束温度低50℃的温度以下）的卷取温度（第二冷却结束温度）进行卷取。这种情况下，能够确保钢板中的珠光体量并且使钢板中生成的珠光体的层状间隔减少，使退火后的钢板中的碳化物微细化。在从第一冷却结束温度至比第一冷却结束温度低50℃的温度为止的温度区域将钢板卷取的情况下，生成层状间隔粗的珠光体，在退火后碳化物变得难以球状化而使冷加工性恶化，所以在比第一冷却结束温度至少低50℃的温度下进行卷取。此外，若从上述冷却温度至卷取温度为止的平均冷却速度为5℃/秒以下，则有时生成伴随偏析的珠光体带、或珠光体的层状间隔大大增加。因此，有时在退火后容易形成粗大的碳化物，钢板的淬火性降低。此外，若该平均冷却速度为30℃/秒以上，则有时没有充分地生成为了确保具有上述的球状化率的渗碳体所需的珠光体。

此外，如上所述，冷却后的钢板在从400℃到比第一冷却结束温度至少低50℃的温度的卷取温度下被卷取。若卷取温度低于400℃，则有时发生部分马氏体相变而钢板的强度变高，处理变得困难。此外，有时组织变得不均一，在冷轧时发生厚度尺寸变动（gauge hunting）而成品率降低。另一方面，若在超过比第一冷却结束温度低50℃的温度的温度下实施卷取，则由于如上所述，生成层状间隔粗的珠光体，使退火后的球状化率降低，所以冷加工性恶化。

进而，将钢板保持在400℃以上且第二冷却结束温度以下，使经卷取的钢板（卷材）处于400℃以上的时间被限制为30小时以下。之后，将钢板冷却至400℃以下的温度（例如，室温、可酸洗的温度）。这里，在以同一工序进行保持和冷却的情况下，在冷却时，将钢板处于400℃以上的时间限制为30小时以下。这些情况下，能够抑制脱碳，而充分确保表面的C量。若钢板处于400℃以上的时间超过30小时，则在钢板表面氧源（例如、空气）与碳发生反应，变得难以确保高频淬火所需的钢板表面的碳量。

将上述的经冷却的钢板进行酸洗，将表面洁净化后，对钢板实施软质化退火。本实施方式中，对钢板实施软质化装箱退火，以使钢板的加工性提高。

在软质化装箱退火（退火）中，将钢板从室温加热至600℃以上且A_c1－10℃以下的退火温度后，保持5小时以上且低于100小时。通过该5小时以上且低于100小时的保持使铁素体粒粗大化而使钢板软质化，且钢板按照不过于提高碳化物的球状化率的方式被退火。若退火温度为A_c1－10℃以上（特别是A_c1℃以上），则由于碳化物急速地发生球状化，所以在之后的高频淬火中淬火性降低。另一方面，若退火温度为600℃以上且A_c1－10℃以下，则钢板中的元素（特别是C）的扩散速度被最优化，能够适当地控制碳化物的球状化率。

在装箱退火中，优选氢浓度为95%以上，且400℃以下时的露点低于－20℃，超过400℃时的露点低于－40℃。

若在氢浓度为95%以上的气氛中进行退火，则除了能够更均一地控制卷材内的温度分布以外，还能够抑制因氮侵入导致的淬火性的降低。此外，若将400℃以下时的露点控制为低于－20℃，将超过400℃时的露点控制为低于－40℃，则能够充分地抑制退火中的脱碳。

关于其它的处理，只要钢板中的碳化物的形态满足上述实施方式的钢板的条件，则没有特别限制。例如，也可以实施冷轧及其后的软质化退火。这里，为了容易理解，图8中示出表示包括本实施方式及以下的变形例的本发明的冷加工用钢板的制造方法的概略的流程图。

另外，为了进一步提高冷加工性，从润滑性的观点出发，也可以在上述实施方式的钢板的表面形成表面处理皮膜。例如，作为上述实施方式的钢板的一个变形例，优选在上述实施方式的钢板的表面形成以下的表面处理皮膜。

在该变形例中，在钢板表面设置由确保与作为基体的钢板的密合性的密合层、保持润滑剂的基底层和提高润滑性的润滑剂层构成的倾斜型的表面处理皮膜，控制各层的厚度。因此，可以通过简便的处理工序在钢板表面形成从保护地球环境的观点出发也适宜的表面处理皮膜。此外，能够对钢板赋予优异的润滑性、防烧结性能及防粘着性能。

以下边参照图6，边对本变形例的冷加工用钢板（钢板）进行详细说明。

另外，本说明书及上述附图中，对于实质上具有同一功能构成的构成要素，通过附上同一符号来省略重复说明。

[本变形例涉及的钢板的构成]

首先，边参照图6，边对本变形例涉及的钢板（以下，称为“表面处理钢板”。）的构成进行说明。图6是示意性地表示表面处理钢板的构成的纵截面图。

如图6所示那样，表面处理钢板1具有作为基体的钢板10、和形成于钢板10的至少单面上的表面处理皮膜（皮膜）100。

（钢板10）

对于表面处理钢板1的作为基体的钢板10，可以直接使用上述实施方式的钢板。然而，也可以对上述实施方式的钢板实施镀覆。例如，可以对上述实施方式的钢板实施使用了锌、镍、铁、铝、钛、镁、铬、锰、锡中的1种以上金属的镀覆。

（表面处理皮膜100）

在表面处理皮膜100中，该皮膜中的各成分在膜厚方向上具有浓度梯度。因此，可以将作为倾斜型皮膜的表面处理皮膜100区分成3层。即，在该表面处理皮膜100中，从表面处理皮膜100与钢板10的界面向着表面处理皮膜100的表面，按照密合层110、基底层120、润滑剂层130的顺序形成3个层。

其中，本变形例中的“倾斜型”是指如上所述表面处理皮膜100中包含的成分在皮膜的膜厚方向上具有浓度梯度。即，作为表面处理皮膜100中的主要成分，有起因于与作为基体的钢板10的表面的金属之间形成的硅醇键（详细情况在后面叙述）的成分、耐热树脂、无机酸盐及润滑剂，但这些成分在表面处理皮膜100的膜厚方向上具有浓度梯度。更详细而言，从表面处理皮膜100与钢板10的界面向着表面处理皮膜100的表面，润滑剂131的浓度增加，相反地耐热树脂及无机酸盐的浓度减少。此外，随着靠近表面处理皮膜100与钢板10的界面，起因于硅醇键的成分增加。因此，表面处理皮膜100中包含的密合层100、基底层120及润滑剂层130并非完全分离而形成3个层（某一层的成分不存在于其它的层中）。

以下，对构成表面处理皮膜100的各层的构成进行详细说明。

<密合层110>

密合层110具有确保伴随冷加工的表面处理皮膜100与作为基体的钢板10的密合性，防止表面处理钢板1与模具的烧结的作用。具体而言，密合层110位于靠近表面处理皮膜100与钢板10的界面的一侧，在构成表面处理皮膜100的3层中最多地包含起因于硅醇键的成分。

其中，本变形例中的硅醇键以Si-O-X（X是作为钢板（基体）的构成成分的金属）表示，形成于表面处理皮膜100与钢板10的界面附近。推断该硅醇键对应于用于形成表面处理皮膜100的表面处理液中包含的硅烷偶联剂、与钢板10表面的金属（例如，在对钢板10实施了镀覆的情况下，为镀覆中包含的金属种（Zn、Al等）、在没有对钢板10实施镀覆的情况下，为Fe）的氧化物的共价键。此外，硅醇键的存在可以通过利用能够进行试样的深度方向上的元素分析的方法（例如高频辉光放电发光分光分析装置（高频GDS），由表面处理皮膜100的膜厚方向上的起因于硅醇键的成分（Si、X、O）元素的光谱强度对各元素进行定量来确认。此外，由试样截面的直接观察（例如，使用了场致发射型透射电子显微镜（FE-TEM）的观察方法）及微小部元素分析（例如，使用了能量分散型X射线分光器（EDS）的分析方法）也可以确认硅醇键的存在。

此外，密合层110的厚度必须为0.1nm以上且100nm以下。密合层110的厚度低于0.1nm时，由于硅醇键的形成不充分，所以在表面处理皮膜100与钢板10之间得不到充分的密合力。另一方面，若密合层110的厚度超过100nm，则由于硅醇键的数目变得过多，在表面处理钢板1的加工时密合层110内的内部应力变高，皮膜变脆，所以表面处理皮膜100与钢板10之间的密合力降低。从更可靠地确保表面处理皮膜100与钢板10之间的密合力的观点出发，密合层110的厚度优选为0.5nm以上且50nm以下。

<基底层120>

基底层120使冷加工时的钢板追随性提高，向表面处理钢板1赋予相对于与模具的烧结的硬度及强度。此外，该基底层120保持润滑剂131及润滑剂层130。具体而言，基底层120作为中间层位于密合层110与润滑剂层130之间，在构成表面处理皮膜100的3层中最多地包含耐热树脂及无机酸盐。

作为基底层120中包含的成分，若选择无机酸盐，则能够形成像本变形例那样的倾斜型的3层结构的皮膜，并且可以充分发挥上述的基底层120的作用。另外，本变形例中，由于使用水系的表面处理液来形成表面处理皮膜100，所以考虑该表面处理液的稳定性，本变形例中的无机酸盐优选为水溶性。但是，即使无机酸盐为不溶或难溶于水的盐，例如若为可溶于酸的盐，则也不需要考虑表面处理液的稳定性。通过将在水中为可溶性的无机酸盐（例如、硝酸锌）与酸（例如、磷酸）组合使用，可以形成包含不溶或难溶于水的盐（例如、磷酸锌）的皮膜。

从以上那样的作用出发，作为本变形例中的无机酸盐，例如可以将磷酸盐、硼酸盐、硅酸盐、硫酸盐、钼酸盐、或钨酸盐单独或者组合多种使用。更具体而言，作为无机酸盐，例如可以使用磷酸锌、磷酸钙、硫酸钠、硫酸钾、硅酸钾、硼酸钠、硼酸钾、硼酸铵、钼酸钾、钼酸钠、钨酸钾、钨酸钠等。但是，它们当中，从测定密合层100、基底层120及润滑剂层130的各层的厚度时的便利等理由出发，特别是无机酸盐更优选为选自由磷酸盐、硼酸盐及硅酸盐组成的组中的至少1种化合物。

此外，基底层120中含有耐热树脂作为主成分。由于在冷加工时，作为原材料的表面处理钢板1与模具之间的摩擦力使得表面处理钢板1变得比较高温，所以在这样高温的加工条件下，表面处理皮膜100也必须维持作为皮膜的形状。从这样的观点出发，本变形例中的耐热树脂优选具有在超过冷加工时的到达温度（大概200℃）的温度（例如、超过200℃且400℃以下的规定温度）下能够保持皮膜形状的耐热性。另外，本变形例中，由于使用水系的表面处理液来形成表面处理皮膜100，所以考虑该表面处理液的稳定性，本变形例中的耐热树脂优选为水溶性。

从以上那样的作用出发，作为本变形例中的耐热树脂，例如可以使用聚酰亚胺树脂、聚酯树脂、环氧树脂、氟树脂等。为了确保更高的耐热性及水溶性，作为耐热树脂，特别优选使用选自由聚酰亚胺树脂及氟树脂组成的组中的至少1种树脂。进而，作为耐热树脂，更优选使用聚酰亚胺树脂。

此外，基底层120的组成也会对表面处理钢板1的组成造成影响。因此，本变形例中，为了对表面处理皮膜100赋予加工追随性及耐热性，基底层120包含耐热树脂作为主成分。此外，在基底层120中，例如，磷酸盐、硼酸盐、硅酸盐、钼酸盐、钨酸盐等无机成分的含量按照比耐热树脂的含量少的方式进行调整。具体而言，相对于100质量份的耐热树脂，基底层120包含0.1质量份以上且10质量份以下的无机酸盐。无机酸盐的含量低于0.1质量份时，表面处理皮膜100的摩擦系数上升，得不到充分的润滑性。另一方面，若无机酸盐的含量超过100质量份，则保持润滑剂131的基底层120的性能没有充分地发挥出来。

此外，基底层120的厚度必须为0.1μm以上且15μm以下。基底层120的厚度低于0.1μm时，保持润滑剂131的基底层120的性能没有充分地发挥出来。另一方面，若基底层120的厚度超过15μm，则由于基底层120的厚度变得过大，所以在冷加工时变得容易产生压痕缺陷等。从提高保持润滑剂131的基底层120的性能的观点出发，基底层120的厚度优选为0.5μm以上。此外，从更可靠地防止加工时的压痕缺陷的观点出发，基底层120的厚度优选为3μm以下。

<润滑剂层130>

润滑剂层130具有使表面处理皮膜100的润滑性提高，降低摩擦系数的作用。具体而言，润滑剂层120位于靠近表面处理皮膜100的最表面的一侧，在构成表面处理皮膜100的3层中最多地包含润滑剂131。

本变形例中，只要能够形成具有倾斜型的3层结构的表面处理皮膜100，且能够使表面处理皮膜100的润滑性充分地提高，则润滑剂131没有特别限定。例如，作为润滑剂131，可以使用选自由聚四氟乙烯、二硫化钼、二硫化钨、氧化锌及石墨组成的组中的至少1种化合物。

此外，润滑剂层130的厚度必须为0.1μm以上且10μm以下。润滑剂层130的厚度低于0.1μm时，得不到充分的润滑性。另一方面，若润滑剂层130的厚度超过10μm，则在加工时产生剩余渣滓，发生该剩余渣滓附着在模具等上的不良情况。从进一步提高润滑性的观点出发，润滑剂层130的厚度优选为1μm以上。此外，从更可靠地防止加工时的剩余渣滓的发生的观点出发，润滑剂层130的厚度优选为6μm以下。

进而，为了发挥上述的基底层120的作用及润滑剂层130的作用，润滑剂层130与基底层120的厚度的比也是重要的。具体而言，润滑剂层130的厚度相对于基底层120的厚度的比、即（润滑剂层的厚度/基底层的厚度）必须为0.2以上且10以下。（润滑剂层的厚度/基底层的厚度）低于0.2时，由于表面处理皮膜100（皮膜整体）变得过硬，所以无法充分地得到润滑性。另一方面，若（润滑剂层的厚度/基底层的厚度）超过10，则润滑剂131的保持性变差，皮膜整体的加工追随性不足。

<层形成的确认方法、各层的膜厚的测定方法及决定方法>

如以上说明的那样，在本变形例所述的表面处理钢板1中，存在靠近钢板10一侧的密合层110、靠近皮膜表面一侧的润滑剂层130、它们之间的基底层120这3个层是重要的。这些层中，缺少任一层均难以发挥本变形例中所意图的可耐受冷加工的润滑性。此外，在密合层110、基底层120、润滑剂层130的各层的厚度不在上述范围内的情况下，也难以发挥本变形例中所意图的可耐受冷加工的润滑性。因此，本变形例中，确认密合层110、基底层120、润滑剂层130的各层是否形成的方法、及测定这些各层的厚度的方法也是重要的。

首先，关于确认密合层110、基底层120、润滑剂层130的各层的形成的方法，可以通过使用高频GDS进行表面处理皮膜100的膜厚方向（深度方向）的元素的定量分析来确认各层的形成。即，首先，设定表面处理皮膜100中包含的主成分（起因于硅醇键的成分、无机酸盐、耐热树脂、润滑剂）的代表元素（对该成分而言特征性的元素）。例如，关于起因于硅醇键的成分，将Si设定为代表元素是合适的。此外，例如，关于润滑剂，若润滑剂为聚四氟乙烯，则将F设定为代表元素，若润滑剂为二硫化钼，则将Mo设定为代表元素是合适的。接着，在高频GDS的测定图表中，求出相当于这些代表元素的峰的强度，由所求出的峰强度，对膜厚方向上的每个位置算出各成分的浓度。

关于本变形例中的各层的厚度的决定方法，如下进行规定。

首先，润滑剂层130的厚度是从表面处理皮膜100的最表面到在高频GDS的测定图表中具有如上述那样设定的润滑剂的代表元素（例如、F、Mo、W、Zn、C）的峰强度的最大值的1/2的峰强度的膜厚方向的位置（深度）为止的距离。即，润滑剂层130与基底层120的界面与润滑剂的代表元素的峰强度达到峰强度的最大值的1/2的膜厚方向的位置一致。

此外，密合层110的厚度是从表面处理皮膜100与钢板10的界面到在高频GDS的测定图表中具有起因于硅醇键的成分的代表元素（Si）的峰强度的最大值的1/2的峰强度的膜厚方向的位置（深度）为止的距离。即，密合层110与基底层120的界面与起因于硅醇键的成分的代表元素（Si）的峰强度达到峰强度的最大值的1/2的膜厚方向的位置一致。

进而，基底层120的厚度是从具有润滑剂的代表元素的峰强度的最大值的1/2的峰强度的位置到具有起因于硅醇键的成分的代表元素（Si）的峰强度的最大值的1/2的峰强度的位置为止的距离。另外，例如，也可以对表面处理皮膜100的截面进行显微镜观察而求出表面处理皮膜100整体的厚度，由该表面处理皮膜100整体的厚度减去上述求出的密合层110及润滑剂层130的合计的厚度，从而求出基底层120的厚度。

但是，在使用石墨作为润滑剂131的情况下，若将碳（C）设定为决定润滑剂层130与基底层120的界面的代表元素，则润滑剂131中的C与来自耐热树脂等的C的区别是困难的。因此，使用无机酸盐的代表元素（例如、P、B、Si）来求出润滑剂层130的厚度。这种情况下，润滑剂层130与基底层120的界面与无机酸盐的代表元素的峰强度达到峰强度的最大值的1/2的膜厚方向的位置一致。

此外，在使用硅酸盐作为基底层120的无机酸盐的情况下，若将硅（Si）设定为决定基底层120与密合层110的界面的代表元素，则来自硅酸盐（无机酸盐）的Si与来自密合层110的起因于硅醇键的成分的Si的区别是困难的。因此，使用来自基底层120的耐热树脂成分的碳（C）作为代表元素，求出密合层110及基底层120的厚度。进而，在使用钼酸盐或钨酸盐作为基底层120的无机酸盐的情况下，若将钼（Mo）或钨（W）设定为决定润滑剂层130与基底层120的界面的代表元素，则来自无机酸盐的Mo或W与来自润滑剂131的Mo或W的区别是困难的。因此，使用来自润滑剂131的硫（S）作为代表元素，求出基底层120及润滑剂层130的厚度。

另外，关于各层的厚度的算出方法，可以由利用高频GDS的溅射时间（本变形例的情况下，为以SiO₂的溅射速度换算的时间），求出具有各成分的代表元素的峰强度的最大值的1/2的峰强度的位置、即表面处理皮膜100的膜厚方向的位置。

进而，本变形例中，相对于100质量份的耐热树脂，基底层120包含0.01质量份以上且10质量份以下的无机酸盐。测定该基底层120中的耐热树脂及无机酸盐的质量的方法如下所述。将皮膜通过切片机等沿厚度方向进行研磨，削出基底层。对该皮膜采集能进行分析的量后，用玛瑙乳钵进行粉碎。测定粉碎后回收的皮膜的初期重量后，添加水使无机酸盐（无机化合物）溶解。使无机酸盐溶解后使皮膜充分干燥。将干燥后的皮膜重量决定为耐热树脂的质量份，将初期重量与干燥后的皮膜重量的差值决定为无机酸盐的质量份。

[表面处理钢板的制造方法]

以上，对表面处理钢板的构成进行了详细说明。接着，对具有这样构成的表面处理钢板的制造方法进行说明。

在该表面处理钢板的制造方法中，通过将包含水溶性硅烷偶联剂、水溶性无机酸盐、水溶性耐热树脂及润滑剂的水系的表面处理液涂布到钢板10（上述的实施方式的钢板）的至少单面上后，使表面处理液干燥，从而在钢板10的至少单面上形成表面处理皮膜100。

（关于表面处理液）

表面处理钢板的制造方法中使用的表面处理液包含水溶性硅烷偶联剂、水溶性无机酸盐、水溶性耐热树脂及润滑剂，但关于无机酸盐、耐热树脂及润滑剂的详细情况，上面进行了叙述，所以这里省略说明。

水溶性硅烷偶联剂没有特别限定，可以是公知的硅烷偶联剂。例如，作为该水溶性硅烷偶联剂，可以使用3-氨基丙基三甲氧基硅烷、N-2-（氨基甲基）-3-氨基丙基甲基二甲氧基硅烷、3-环氧丙氧基丙基三甲氧基硅烷、3-环氧丙氧基丙基三乙氧基硅烷等。

此外，上述表面处理液中，也可以添加各种添加剂。

表面处理钢板的制造方法中使用的表面处理液中，可以在不损害本变形例的效果的范围内，使用提高涂敷性的流平剂或水溶性溶剂、金属稳定化剂、蚀刻抑制剂及调整剂等。流平剂中可以使用非离子系或阳离子系的表面活性剂。作为该流平剂，例如可列举出聚环氧乙烷、聚环氧丙烷加成物及炔二醇化合物等。作为水溶性溶剂，例如可列举出乙醇、异丙醇、叔丁醇及丙二醇等醇类、乙二醇单丁基醚、乙二醇单乙基醚等溶纤剂类、醋酸乙酯、醋酸丁酯等酯类、丙酮、甲乙酮及甲基异丁基酮等酮类等。作为金属稳定化剂，例如可列举出EDTA、DTPA等螯合物化合物。作为蚀刻抑制剂，例如可列举出乙二胺、三亚乙基五胺、胍及嘧啶等胺化合物类，特别是在一个分子内具有2个以上的氨基的胺化合物也具有作为金属稳定化剂的效果，所以作为蚀刻抑制剂，更优选使用这样的胺化合物。作为pH调节剂，例如可列举出醋酸及乳酸等有机酸类、氟酸等无机酸类、铵盐或胺类等。

通过使上述的各成分均一地溶解或分散到水中，可以调制表面处理钢板的制造方法中使用的表面处理液。

（表面处理液的涂布及干燥）

作为上述表面处理液向钢板10上的涂布方法，例如可以采用将钢板10浸渍到表面处理液中的方法等。这种情况下，必须预先将钢板10加温至比表面处理液的温度高的温度、或者在干燥时用温风使其干燥。具体而言，例如，将钢板10在80℃左右的温水中浸渍1分钟左右后，在40℃～60℃的温度的表面处理液中浸渍1秒钟左右，之后，在室温下干燥2分钟左右。通过这样的方法，可以形成由密合层110、基底层120及润滑剂层130构成的3层结构的倾斜型的表面处理皮膜100。

（各层的膜厚的控制方法）

构成表面处理皮膜100的各层的膜厚可以通过适当控制表面处理液的涂布量、表面处理液中的各成分的浓度、表面处理液与作为基体的钢板10的反应性、表面处理液的亲水性/疏水性，调整至达到上述那样的膜厚的范围。

（形成倾斜型的皮膜的理由）

关于如上所述通过将使水溶性硅烷偶联剂、水溶性无机酸盐、水溶性耐热树脂及润滑剂溶解或分散到水中而得到的表面处理液涂布到钢板10上后使其干燥，从而形成倾斜型的表面处理皮膜100的理由，本发明者们如下推断。首先，若如上所述将钢板10预先加温至比表面处理液的温度高的温度，则由于钢板10的温度比表面处理液的温度高，所以在表面处理液被涂布到钢板10上而形成的薄膜内，固液界面的温度高，气液界面的温度低。因此，在薄膜内产生温度差，作为溶剂的水挥发，在薄膜内产生微小的对流。此外，将在常温的钢板10上涂布常温的表面处理液而形成的薄膜通过温风进行干燥的情况下，气液界面的温度变高，气液界面上的表面张力降低，为了缓和温度变化与表面张力变化，在薄膜内产生微小的对流。上述的任一涂布干燥方法的情况下，随着对流的产生，表面处理液分离成与空气的亲和力高的成分（例如、润滑剂）和与金属或水的亲和力高的成分（例如、无机酸盐或耐热树脂）。之后，慢慢地水挥发而表面处理液变成膜状，从而形成具有各成分的浓度梯度的倾斜型的皮膜。

此外，本变形例中，硅烷偶联剂由于与钢板10表面的金属的亲和力高，所以在薄膜内向钢板10的附近扩散。之后，认为到达钢板10的附近的硅烷偶联剂与存在于钢板10的表面的金属氧化物（例如、在对钢板10实施镀锌的情况下，为氧化锌）之间形成共价键，形成以Si-O-X表示的硅醇键。这样，若在钢板10的附近形成硅醇键，则由于表面处理皮膜100与钢板10的密合性显著提高，所以可防止烧结及粘着的发生。

[与其它的表面处理方法的比较及本变形例的总结]

另外，在冷加工中，通过钢板与模具之间的摩擦，钢板与模具的接触部分的温度变得比较高（大概300℃以上）。因此，若对没有实施任何表面处理的钢板进行冷加工，则在钢板与模具之间的润滑性不充分的情况下，在钢板与模具之间变得容易产生烧结或粘着。这种情况下，由于有时模具局部破损、或产生急剧的磨损，所以也有模具的寿命显著缩短的情况。

为了防止这样的烧结或粘着，通常，对钢板实施表面处理（以下，有时也称为“润滑处理”。），所述表面处理向进行像冷加工那样的冷加工的钢板的表面赋予润滑性。作为这样的润滑处理，一直以来，已知有在钢板的表面形成由磷酸盐化合物（磷酸锌、磷酸锰、磷酸钙、磷酸铁等）构成的磷酸盐皮膜的磷酸盐处理（磷酸盐表面处理）。

经磷酸盐处理的钢板的防烧结性能及防粘着性能比较高。然而，以近年的环境对策为背景，随着由热锻及切削加工等形状变形大的加工领域向冷加工进行转变，要求对冷加工用钢板进行更严酷的塑性加工。从这样的观点出发，逐渐广泛使用在磷酸盐皮膜上层叠由金属皂（例如、硬脂酸钠等）形成的层而得到的复合皮膜。该复合皮膜即使在由冷加工时的高表面压力的压制产生的严酷的摩擦条件下也具有优异的防烧结性能及防粘着性能。

若通过该润滑处理形成复合皮膜，则通过金属皂与磷酸盐皮膜发生反应而发挥高的润滑性。然而，该润滑处理由于需要洗涤工序或使金属皂与磷酸盐皮膜反应的反应工序（处理液的管理或反应时的温度管理等工序管理也是必要的。）等许多复杂的处理工序，此外，为分批处理，所以存在生产率降低的问题。此外，在使用了复合皮膜的润滑处理中，还存在在处理时产生的废液处理等问题，从保护环境的观点出发也不优选。

另一方面，本变形例中，表面处理钢板可以通过简便的处理工序、且从保护地球环境的观点出发也适合的方法来制造，同时具有优异的润滑性。因此，以近年的环境对策为背景，可以由能耗量多的热锻或发生大量的材料损耗的切削加工等形状变形大的加工领域向冷加工转变加工方法。此外，通过使用上述的表面处理钢板，即使是要求更严酷的塑性加工或复杂的加工的情况，也不会发生与模具的烧结或粘着，可以没有问题地对材料（钢板）进行加工。特别是若在对于严酷的冷加工可以适宜使用的上述的实施方式的钢板表面形成对于严酷的冷加工可以适宜使用的表面处理皮膜，则可以得到作为原材料的钢板的加工性和表面处理皮膜的钢板追随性的协同效果（一体的加工性）。因此，即使对钢板进行冷加工，也可以在不降低模具的寿命的情况下确保充分的加工性。进而，若对本变形例的冷加工用中碳钢板应用冷加工及高频淬火，则可以通过上述的协同效果以高成品率制造具有优异的机械特性的部件，可以达成省资源化及节能化。

以上，边参照所附附图边对本发明的优选实施方式进行了详细说明，但本发明并不限定于所述例子。只要是具有本发明所属的技术领域中的通常的知识的人，显然就可以在权利要求书中记载的技术思想的范畴内，想到各种变更例或修正例，关于这些，当然也被理解为属于本发明的技术范围。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨，达成本发明的目的，本发明就可以采用各种条件。

将具有表1所示的成分组成的钢进行熔解、热轧、退火而制造硬度和碳化物直径和碳化物的球状化率不同的钢板，调查冷加工性和高频淬火硬度。以下，对该钢板的制造方法进行说明。

将板厚为150mm的钢锭（铸坯）在1220℃下保持2小时后，在轧制结束温度为870℃的条件下，进行热轧以得到板厚为6mm的热轧钢板。之后，将该热轧钢板以表2～7所示的第一平均冷却速度冷却至第一冷却温度后，以表2～7所示的第二平均冷却速度冷却至第二冷却温度，卷取后进行空气冷却。此外，确认从550℃到400℃为止为30小时以下。

由所得到的各热轧钢板沿板厚方向切削表层2.0mm、背层2.0mm，得到板厚为2mm（对应于钢No.A、B、C、K、L）的样品。此外，由同样的制造条件的各热轧钢板切削表层0.5mm、背层0.5mm，得到板厚为5mm（对应于钢No.D、E、M、N、O、P、Q）的样品。

同样地将在真空气氛下熔炼而成的板厚为150mm的钢锭在1240℃下保持1.5小时后，在轧制结束温度为920度的条件下，进行热轧以得到板厚为16mm的热轧钢板。之后，将该钢板以表2～7所示的第一平均冷却速度冷却至第一冷却温度后，以表2～7所示的第二平均冷却速度冷却至第二冷却温度，卷取后进行空气冷却。此外，确认从550℃到400℃为止为30小时以下。

由上述的各热轧钢板切削表层3.5mm、背层3.5mm，得到板厚为9mm（对应于钢No.F、G、R、U、V）的样品。此外，由同样的制造条件的热轧钢板切削表背层的2.0mm，得到板厚为12mm（对应于钢No.H、W、X、Y）。进而，没有实施切削的板厚为16mm（对应于钢No.I、J、Z、AA、AB）的热轧钢板也作为样品采用。

通过热膨胀试验测定各样品的A_c1温度。这里，将在该热膨胀试验中以接近实机的装箱退火炉的平均加热速度30℃/小时进行加热时，将奥氏体相变开始的温度决定为A_c1温度。

将各样品（对应于钢No.A～AB）在氢95%气氛下分别以680℃下3小时（对应于表2）、680℃下30小时（对应于表3）、700℃下30小时（对应于表4）、740℃下10小时（对应于表5）、700℃下90小时（对应于表6）、700℃下60小时（对应于表7）的6个条件进行退火。关于在680℃及700℃下退火的样品，在保持（退火）完成后进行炉冷。关于在740℃下退火的样品，在保持完成后，以2℃/秒的平均冷却速度冷却至700℃，然后进行炉冷。另外，例如，在680℃下退火3小时的样品（钢板No.A-1～AB-1）示于表2中，钢板No.A-1～AB-1的样品分别由具有钢No.A～AB的化学组成的样品制作。

在高频淬火试验中，将各样品（钢板No.A-1～AB-6）以频率78kHz在750℃以上以100±15℃/秒的平均加热速度从室温升温至1000±20℃后，在1000±20℃下保持10±0.5s，立即从800℃到400℃之间以200±10℃/秒的平均冷却速度急冷至室温，测定淬火材料的维氏硬度（淬火硬度）。此外，由各样品制作宽度为30mm、长度为100mm的平板弯曲试验片，在弯曲半径为板厚的1/2、弯曲角度为90°的条件下实施弯曲试验，在平板弯曲样品的弯曲角部（最大曲率部）的板厚截面中用扫描型电子显微镜以倍率3000倍测定板厚为1/8～3/8、5/8～7/8的区域的龟裂数。上述的龟裂数每1mm²为20个以内时，由于可以判断冷加工时的起因于界面剥离的龟裂发生得到抑制，所以冷加工性评价为“良好”。此外，龟裂数超过20个时，冷加工性评价为“不良”。另外，将这些龟裂分类成各个种类（渗碳体起点的龟裂、硫化物起点的龟裂、晶内龟裂）并进行合计。为了区别渗碳体起点的龟裂和硫化物起点的龟裂，使用扫描型电子显微镜所附属的能量分散型X射线分光器（EDS）。此外，关于平均碳化物直径及碳化物的球状化率，通过上述的方法进行测定。

就表3、4、6及7中的钢板No.A-2～D-2、F-2、J-2、A-3、C-3、E-3、G-3～J-3、B-5、C-5、E-5、F-5、H-5、I-5、E-6及G-6～I-6而言，平均碳化物直径及碳化物的球状化率被适当地控制，冷加工性及高频淬火硬化能力（淬火硬度）优异。

另一方面，就表2中的钢板No.A-1～AB-1而言，由于退火时间短，碳化物的球状化低于70%，所以冷加工性不充分。此外，就表5中的钢板No.A-4～AB-4而言，碳化物的球状化率超过90%，高频淬火硬化能力不充分。就表4中的钢板No.D-3、F-3而言，由于第一平均冷却速度超过50℃/秒，所以由热轧钢板中的贝氏体生成90%以上的球状化率的碳化物，高频淬火硬化能力不充分。进而，就表6及表7中的钢板No.A-5及B-6而言，由于第一平均冷却速度低于20℃/秒，所以平均碳化物直径超过0.6μm，高频淬火硬化能力不充分。就表5及表7中的钢板No.H-4及A-6而言，由于第一冷却结束温度超过700℃，所以产生由氧化皮引起的瑕疵。就表3及表6中的钢板No.H-2及G-5而言，由于第一冷却结束温度超过700℃，所以平均碳化物直径和球状化率不满足上述（2）式，冷加工性不充分。就表3及表7中的钢板No.G-2及D-6而言，由于第一冷却结束温度低于500℃，所以平均碳化物直径超过0.6μm，高频淬火硬化能力不充分。认为在这种情况下，在热轧后存在许多赋予了加工应变的奥氏体，在冷却时由这些奥氏体优先生成粗大的珠光体。就表4及表7中的钢板No.B-3及F-6而言，由于第二平均冷却速度超过30℃/秒，所以生成90%以上的球状化率的碳化物，高频淬火硬化能力不充分。就表6中的钢板No.D-5、J-5而言，由于第二平均冷却速度低于5℃/秒，所以平均碳化物直径超过0.6μm，高频淬火硬化能力不充分。就表3中的钢板No.E-2、I-2而言，由于第二冷却结束温度高于比第一冷却结束温度低50℃的温度，所以碳化物的球状化低于70%，冷加工性不充分。就表7中的钢板No.C-6而言，由于第二冷却结束温度高于比第一冷却结束温度低50℃的温度，所以平均碳化物直径和球状化率不满足上述（2）式，冷加工性不充分。就表7中的钢板No.J-6而言，由于第二冷却结束温度低于400℃，所以生成90%以上的球状化率的碳化物，高频淬火硬化能力不充分。

就表3、4、6及7中的钢板No.K-2、K-3、K-5及K-6而言，由于Mo量超过0.5质量%，所以在高频加热时碳化物没有充分熔解，高频淬火硬化能力不充分。就钢板No.L-2、L-3、L-5及L-6而言，由于Mn量低于0.3质量%，所以钢的淬火性降低，高频淬火硬化能力不充分。就钢板No.M-2、Q-2、M-3、Q-3、M-5、Q-5、M-6及Q-6而言，由于Si量低于0.06%，所以产生上述的界面剥离，冷加工性不充分。就钢板No.N-2、Y-2、N-3、Y-3、N-5、Y-5、N-6及Y-6而言，由于C量低于0.3%，所以钢的淬火性降低，高频淬火硬化能力不充分。就钢板No.O-2、P-2、O-3、P-3、O-5、P-5、O-6及P-6而言，由于Mn量超过2.0%，所以高频淬火硬化能力不充分。就钢板No.R-2、AA-2、R-3、AA-3、R-5、AA-5、R-6及AA-6而言，由于Cr量超过0.10%，所以在高频加热时碳化物没有充分熔解，高频淬火硬化能力不充分。就钢板No.U-2、W-2、U-3、W-3、U-5、W-5、U-6及W-6而言，由于C量超过0.6%，所以冷加工性降低。就钢板No.V-2、X-2、V-3、X-3、V-5、X-5、V-6及X-6而言，由于S量超过0.0075%，所以冷加工性不充分。就钢板No.Z-2、Z-3、Z-5及Z-6而言，由于Si量超过0.30%，P量超过0.03%，所以冷加工性不充分。就钢板No.AB-2、AB-3、AB-5及AB-6而言，由于V量超过0.5%，所以高频淬火硬化能力不充分。

进而，关于对于冷加工可以适宜使用的表面处理皮膜（具有表面皮膜的冷加工用中碳钢板），利用实施例更具体地进行说明。

（表面处理液的调制）

首先，调制含有下述的表8所示的成分的表面处理液（试剂）a～q。另外，表8中，作为无机酸盐使用硝酸锌与磷酸的组合的理由是因为磷酸锌极难溶于水，在酸中溶解。这样，通过将在水中为可溶性的硝酸锌与磷酸组合，可以生成在水中为难溶性的磷酸锌，从而存在于表面处理液中。

[表8]

（表面皮膜钢板的制造）

接着，使用如上所述调制的表面处理液a～q，通过以下的方法，制造了在板的两面上形成有倾斜型的3层结构的表面处理皮膜的表面处理钢板（No.1～29）（参照下述表10）。

对这些表面处理钢板的制造方法进行具体说明。将表9所示的成分的钢通过通常的转炉-真空脱气处理进行熔炼，制作钢坯。进而，将该铸坯在1220℃下保持1小时后，在轧制结束温度为870℃的条件下，进行热轧以得到板厚为8mm的热轧钢板。之后，将该热轧钢板以30℃/秒的平均冷却速度冷却至670℃后，以15℃/秒冷却至560℃，进行卷取。将经卷取的热轧钢板进一步用20小时冷却至400℃。将所得到的热轧钢板在氢95%的气氛下在700℃下退火30小时，之后进行炉冷。在经退火的热轧钢板（退火钢板）上用涂布#3棒（涂布棒）涂布表面处理液a～q。通过表面处理液的浓度来控制表面处理皮膜的膜厚。进而，在300℃的热风干燥炉中在到达板温度达到150℃的条件下将涂布有表面处理液的退火钢板进行干燥。干燥后进行空气冷却而制作表面处理钢板。

另外，由实施表面处理前的退火钢板采集板厚8mm×板宽15mm×板长100mm的淬火样品，以频率78kHz以100℃/秒的平均加热速度从室温升温至1000℃后，在1000℃下保持10s，立即以200℃/秒以上的平均冷却速度急冷至室温，测定淬火材料的维氏硬度（淬火硬度）。进而，关于退火钢板的平均碳化物直径及碳化物的球状化率，通过上述的方法进行测定。其结果确认，平均碳化物直径为0.31μm，球状化率为85.7%，高频淬火后的硬度为638.7HV。

表9

（膜厚的测定）

对于所得到的表面处理钢板，利用高频GDS进行膜厚的测定。详细而言，测定从表面处理皮膜的最表面到在高频GDS的测定图表中具有润滑剂的代表元素（Mo、C等）的峰强度的最大值的1/2的峰强度的膜厚方向的位置（深度）为止的距离，决定润滑剂层的厚度。此外，测定从表面处理皮膜与钢板的界面到在高频GDS的测定图表中具有起因于硅醇键的成分的代表元素（Si）的峰强度的最大值的1/2的峰强度的膜厚方向的位置（深度）为止的距离，决定密合层的厚度。进而，测定（计算）从具有润滑剂的代表元素（Mo）的峰强度的最大值的1/2的峰强度的位置到具有起因于硅醇键的成分的代表元素（Si）的峰强度的最大值的1/2的峰强度的位置为止的距离，决定基底层的厚度。此外，按照润滑剂层（润滑剂成分）与基底层（无机酸盐成分）的代表元素、及基底层（无机酸盐成分）与密合层（起因于硅醇键的成分）的代表元素不同的方式，采用不重复的其它元素作为代表元素进行测定。

例如，在作为润滑剂使用石墨的情况下，利用无机酸盐的代表元素（P、Si、Mo、W）的峰强度求出润滑剂层及基底层的厚度。

（评价方法及评价基准）

进而，通过下述所示的评价方法及评价基准，评价如上所述制造的表面处理钢板的皮膜密合性及加工性。

<皮膜密合性的评价>

通过使用了平压条（平ビード）模具的拉拔滑动试验评价皮膜密合性。在该拉拔滑动试验中，从表面处理钢板中采集尺寸为30×200mm且除去了边缘的剪切毛边的试验片（样品）来使用。另外，在对样品进行滑动试验之前，通过荧光X射线分析装置测定皮膜中的主要构成元素的强度（试验前强度）。

对于平压条模具，准备1组长度为40mm、宽度为60mm、厚度为30mm、材质为SKD11、表面经#1000的砂纸研磨的模具。接着，用上述模具夹住样品，通过汽缸以1000kg压住，用拉伸试验机拉拔样品。对于拉拔后的样品，用荧光X射线分析装置测定与上述相同的元素的强度（试验后强度），通过（试验后强度/试验前强度）×100[%]算出其残存率。

关于皮膜密合性的评价基准，将残存率低于70%的情况评价为“不良”，将残存率为70%以上且低于90%的情况评价为“良”，将残存率为90%以上的情况评价为“优”。

<加工性的评价>

通过销钉试验评价加工性。在该销钉试验中，首先，在图7A所示的具有漏斗状的内表面形状的模3上，放置由表面处理钢板制作的圆柱状的销钉试验片1A（图7B所示的加工前的销钉试验片1A）。之后，经由图7A所示的板2对销钉试验片1A施加载荷，将销钉试验片1A压入模3内，成型为图7B所示的加工后的销钉试验片1B的形状。通过这样的方法，形成追随模形状的销钉，利用此时的销钉高度（mm）来评价润滑性。因此，销钉高度越高则润滑性越优异。另外，关于销钉试验的条件，依据日本特开平5-7969号公报中公开的方法。

关于加工性的评价基准，利用该销钉高度进行评价，将销钉高度低于12.5mm的情况评价为“不良”，将销钉高度为12.5mm以上且13.5mm以下的情况评价为“良”，将销钉高度超过13.5mm的情况评价为“优”。另外，“良”的评价相当于在同样的钢板上形成以往的复合皮膜（化成反应/皂处理）而制作的样品的性能。

将如上所述进行的各层的厚度的测定结果和皮膜密合性及加工性的评价结果示于表10中。

表10

如上述表10所示的那样，就No.1～19的表面处理钢板而言，皮膜密合性及加工性全都优异。另一方面，就No.24及25的表面处理钢板而言，由于密合层的厚度没有被最优化，所以与No.1～19的表面处理钢板相比，皮膜密合性差。进而，就No.20～29的表面处理钢板而言，由于各层的条件中的任一者没有被最优化，所以与No.1～19的表面处理钢板相比，加工性（润滑性）全都较差。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，能够提供高频淬火性优异的冷加工用中碳钢板及其制造方法。因而，本发明为了大大扩大利用了高频淬火的中碳钢板的用途发挥重要的作用，在钢制品的制造产业中可利用性高。

Claims (11)

1.一种冷加工用中碳钢板，其特征在于，其是当进行了以100℃/秒的平均加热速度升温后在1000℃下保持10秒、以200℃/秒的平均冷却速度急冷至室温的高频淬火的情况下硬度达到500HV以上且900HV以下的冷加工用中碳钢板，

所述冷加工用中碳钢板以质量%计含有

C：0.30～0.60%、

Si：0.06～0.30%、

Mn：0.3～2.0%、

P：0.030%以下、

S：0.0075%以下、

Al：0.005～0.10%、

N：0.001～0.01%、

Cr：0.001～0.10%

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，碳化物的平均直径d为0.6μm以下，碳化物的球状化率p为70%以上且低于90%，所述碳化物的平均直径d与所述碳化物的球状化率p满足d≤0.04×p－2.6，其中d的单位为μm，p的单位为%。

2.根据权利要求1所述的冷加工用中碳钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有

Ni：0.01～0.5%、

Cu：0.05～0.5%、

Mo：0.01～0.5%、

Nb：0.01～0.5%、

Ti：0.001～0.05%、

V：0.01～0.5%、

Ta：0.01～0.5%、

B：0.001～0.01%、

W：0.01～0.5%、

Sn：0.003～0.03%、

Sb：0.003～0.03%、

As：0.003～0.03%

中的1种以上。

3.根据权利要求2所述的冷加工用中碳钢板，其特征在于，Cr量[Cr]与Mo量[Mo]满足[Cr]+[Mo]/10<0.10。

4.根据权利要求1或2所述的冷加工用中碳钢板，其特征在于，冷加工前的硬度为120HV以上且低于170HV。

5.根据权利要求1或2所述的冷加工用中碳钢板，其特征在于，至少在单面上进一步具有表面处理皮膜，所述表面处理皮膜包含起因于含有金属成分X的以Si-O-X表示的硅醇键的成分、耐热树脂、无机酸盐及润滑剂的各成分，

该表面处理皮膜在膜厚方向上具有所述各成分的浓度梯度，且按照靠近所述表面处理皮膜与所述冷加工用中碳钢板的界面的顺序具有密合层和基底层和润滑剂层这3个层，

所述密合层在所述3个层中最多地包含所述起因于硅醇键的成分，具有0.1nm以上且100nm以下的厚度，

所述基底层在所述3个层中最多地包含所述耐热树脂及所述无机酸盐，且相对于100质量份的所述耐热树脂包含0.01质量份以上且10质量份以下的所述无机酸盐，具有0.1μm以上且15μm以下的厚度，

所述润滑剂层在所述3个层中最多地包含所述润滑剂，具有0.1μm以上且10μm以下的厚度，

所述基底层的厚度相对于所述润滑剂层的厚度的比为0.2以上且10以下。

6.根据权利要求5所述的冷加工用中碳钢板，其特征在于，所述无机酸盐为选自由磷酸盐、硼酸盐、硅酸盐、钼酸盐及钨酸盐组成的组中的至少1种化合物。

7.根据权利要求5所述的冷加工用中碳钢板，其特征在于，所述耐热树脂为选自由聚酰亚胺树脂、聚酯树脂、环氧树脂及氟树脂组成的组中的至少1种树脂。

8.根据权利要求5所述的冷加工用中碳钢板，其特征在于，所述润滑剂为选自由聚四氟乙烯、二硫化钼、二硫化钨、氧化锌及石墨组成的组中的至少1种化合物。

9.一种冷加工用中碳钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下工序：

将具有权利要求1或权利要求2记载的成分组成的铸坯保持在1050℃以上且1300℃以下的第1工序；

在该第1工序后，对所述铸坯进行在750℃以上且1000℃以下结束轧制的热轧而得到钢板的第2工序；

在该第2工序后，将所述钢板以20℃/秒以上且50℃/秒以下的第一平均冷却速度冷却至500℃以上且700℃以下的第一冷却结束温度的第3工序；

在该第3工序后，将所述钢板以5℃/秒以上且30℃/秒以下的第二平均冷却速度冷却至400℃以上且比所述第一冷却结束温度低50℃的温度以下的第二冷却结束温度，并进行卷取的第4工序；

在该第4工序后，按照处于400℃以上且所述第二冷却结束温度以下的时间被限制在30小时以下的方式保持所述钢板的第5工序；

在该第5工序后，将所述钢板加热至600℃以上且A_c1点－10℃以下，保持5小时以上且低于100小时而进行退火的第6工序。

10.根据权利要求9所述的冷加工用中碳钢板的制造方法，其特征在于，在所述第6工序中，400℃以下时的露点低于－20℃，超过400℃时的露点低于－40℃，且氢浓度为95%以上。

11.根据权利要求9或10所述的冷加工用中碳钢板的制造方法，其特征在于，在所述第6工序后，将包含水溶性硅烷偶联剂、水溶性无机酸盐、水溶性耐热树脂及润滑剂的水系的表面处理液涂布到所述冷加工用中碳钢板的至少单面上，使所述表面处理液干燥，从而在所述冷加工用中碳钢板的至少单面上形成所述表面处理皮膜。

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