CN105378132B - 高碳热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供以添加有B的钢作为原材、即使在氮气气氛中退火也可以稳定地得到优良的淬透性并且在淬火处理前具有以HRB计为65以下、总伸长率El为40％以上的优良的加工性的高碳热轧钢板。一种高碳热轧钢板，其具有如下组成：以质量％计，含有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：0.0050％以下、B：0.0005％～0.0050％，并且含有合计为0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上；并且具有铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的包含铁素体和渗碳体的显微组织。

Description

高碳热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板及其制造方法，特别是涉及添加有B且表层的渗氮抑制效果高的高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术
目前，齿轮、变速器、座椅靠垫等汽车用部件大多通过将作为JISG4051中规定的机械结构用碳钢钢材的热轧钢板冷加工成期望的形状后实施淬火处理以确保期望的硬度来制造。因此，作为原材的热轧钢板需要优良的冷加工性、淬透性，到目前为止已提出了各种钢板。
例如，在专利文献1中公开了一种软质化后的中/高碳钢板的制造方法，其中，对以质量％计含有C：0.1～0.8％、Si：0.15～0.40％、Mn：0.3～1.0％并将P、S、T.Al的含量限制为P：0.03％以下、S：0.01％以下、T.Al：0.1％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的亚共析钢的热轧钢板实施20％以上且30％以下的轻压下冷轧，接着，实施如下的三阶段退火：进行在Ac1-50℃～低于Ac1的温度范围内保持0.5小时以上(其中，不包括均热6小时以上)的第一阶段的加热，然后，连续进行在Ac1～Ac1+100℃的温度范围内保持0.5～20小时的第二阶段的加热和在Ar1-50℃～Ar1的温度范围内保持2～20小时的第三阶段的加热，并且，将从第二阶段的保持温度至第三阶段的保持温度的冷却速度设定为5～30℃/小时。专利文献1记载的发明的目的在于，将中/高碳钢的热轧钢板在维持其淬透性的同时以能够充分供于加工度高的一体成形加工的方式进行软质化。
另外，在专利文献2中公开了一种局部延展性优良的中/高碳钢板的制造方法，其特征在于，在对含有C：0.10～0.60质量％的钢的热轧钢板实施利用Ac1点以上的加热的退火时，在Ac1点以上的加热结束阶段形成每单位面积γ的α/γ界面量为0.5μm/μm2以上的金属组织或者在Ac1点以上的加热结束阶段形成每100μm2的未溶解碳化物数为1个以上且每单位面积γ的α/γ界面量为0.3μm/μm2以上的金属组织，然后，以50℃/小时以下的速度冷却至Ar1点以下的温度。专利文献2记载的发明的目的在于，提供在不添加特殊元素的普通中/高碳的钢种中能够稳定地改善延伸凸缘性并且还能够充分确保部件加工后的淬透性的中/高碳钢板原材的制造方法。另外，在专利文献2中记载了能够添加改善淬透性等特性的元素，特别是记载了B能够以极微量的添加大幅提高钢材的淬透性。
另外，对于作为冲压成形的原材的热轧钢板，为了确保真圆度、防止厚度偏差，有时要求r值(兰克福特值(Lankford value))的面内各向异性(Δr)接近0、即Δr的绝对值小。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-45679号公报
专利文献2：日本特开2001-73033号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1中记载的技术中，需要在退火前实施轻压下冷轧。专利文献1中记载的技术中，在实施这样的轻压下冷轧后，在预定的条件下实施三阶段退火，由此使退火后的硬度显著降低。但是，该技术中，在退火前需要实施作为通常不进行的工序的轻压下冷轧的工序。因此，与不进行这种工序的情况相比，该技术存在生产成本升高的问题。专利文献1中记载的技术中，难以在不对退火前的热轧钢板实施轻压下冷轧的情况下充分实现软质化。
另外，专利文献2中记载的技术中，作为以极微量的添加提高淬透性的元素，记载了B。另一方面，发明人对作为球化退火的通常使用的氮气气氛中的球化退火进行了研究，发现了即使添加B也无法充分确保淬透性这样的问题。
为了得到良好的冷加工性，对高碳热轧钢板要求较低的硬度和高的伸长率。例如，以往能够通过冷冲压对利用热锻、切削、焊接等多个工序制造的汽车用部件进行一体成形的高碳热轧钢板有时也要求以洛氏硬度HRB计为65以下、总伸长率为40％以上这样的加工性水平。另一方面，加工性这样良好的碳热轧钢板被期望优良的淬透性，例如，期望在水淬火后得到以维氏硬度(HV)计为440以上的硬度，进而期望得到以HV计为500以上的硬度。
本发明的目的在于解决上述问题并提供以添加有B的钢作为原材、即使在氮气气氛中退火也可以稳定地得到优良的淬透性并且在淬火处理前具有以HRB计为65以下、总伸长率El为40％以上的优良的加工性的高碳热轧钢板及其制造方法。
另外，本发明的目的还在于，能够提供Δr的绝对值为0.15以下的r值的面内各向异性也小的高碳热轧钢板。
用于解决问题的方法
本发明人对添加有B的高碳热轧钢板的制造条件与加工性、淬透性的关系进行了潜心研究，结果得到了下述见解。
i)铁素体晶粒内的渗碳体密度大幅影响淬火前的高碳热轧钢板的硬度、总伸长率(以下也仅称为伸长率)。通过使铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下，能够得到硬度以HRB计为65以下、总伸长率(El)为40％以上这样优良的加工性。
ii)在氮气气氛中实施退火的情况下，气氛中的氮发生渗氮而富集到钢板中，与钢板中的B结合而生成BN，因此，钢板中的固溶B量大幅降低。需要说明的是，氮气气氛是指含有90体积％以上的氮气的气氛。另一方面，通过在钢中添加预定量的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的至少一种，可以防止这样的渗氮，抑制固溶B量的降低而得到优良的淬透性。
本发明基于这样的见解而完成，以下述内容作为主旨。
[1]一种高碳热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有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：0.0050％以下、B：0.0005～0.0050％，并且含有合计为0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的包含铁素体和渗碳体的显微组织，
所述钢板的硬度以HRB计为65以下、总伸长率为40％以上。
[2]如上述[1]所述的高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.50％以下的Ni、Cr、Mo中的至少一种。
[3]如上述[1]或上述[2]所述的高碳热轧钢板，其特征在于，r值的面内各向异性Δr的绝对值为0.15以下。
[4]一种高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述[1]或上述[2]所述的组成的钢进行热粗轧后，在Ar3相变点以上的精轧温度下进行精轧，在500～750℃的卷取温度下卷取后，加热至Ac1相变点以上并保持0.5小时以上，以1～20℃/小时冷却至低于Ar1相变点，在低于Ar1相变点的温度下保持20小时以上。
[5]如上述[4]所述的高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述精轧温度为900℃以上。
发明效果
根据本发明，能够制造淬透性、冷加工性(加工性)优良的高碳热轧钢板。本发明的高碳热轧钢板适合于对原材钢板要求冷加工性的、齿轮、变速器、座椅靠垫、轮毂等汽车用部件。
具体实施方式
以下，对作为本发明的高碳热轧钢板及其制造方法进行详细说明。需要说明的是，作为成分的含量的单位的“％”只要没有特别说明则表“质量％”。
1)组成
C：0.20～0.48％
C是用于得到淬火后的强度的重要元素。C量低于0.20％时，无法通过将钢板成形为部件后的热处理来得到期望的硬度。因此，C量需要设定为0.20％以上。另一方面，C量超过0.48％时，钢板发生硬质化，韧性、冷加工性劣化。因此，C量需要设定为0.48％以下。C量优选设定为0.40％以下。因此，C量设定为0.20～0.48％。为了得到优良的淬火硬度，C量优选设定为0.26％以上。为了进一步稳定地得到水淬火后的维氏硬度(HV)500以上，C量优选设定为0.32％以上。
Si：0.10％以下
Si是通过固溶强化提高强度的元素。随着Si量的增加，钢板发生硬质化，冷加工性劣化，因此，Si量设定为0.10％以下。优选为0.05％以下。Si会使冷加工性降低，因此，Si量越少越优选，但过度降低Si时，精炼成本增大，因此，Si量优选为0.005％以上。
Mn：0.50％以下
Mn是提高淬透性并且通过固溶强化提高强度的元素。Mn量超过0.50％时，因Mn的偏析引起的条带组织发达，钢组织变得不均匀，因此，冷加工性降低。因此，Mn量设定为0.50％以下。需要说明的是，下限没有特别限定。为了在淬火时的固溶处理中抑制石墨析出、将钢板中的全部C量固溶而得到预定的淬火硬度，Mn量优选为0.20％以上。
P：0.03％以下
P是通过固溶强化提高强度的元素。P量超过0.03％而增加时，会导致晶界脆化，淬火后的韧性劣化。因此，P量设定为0.03％以下。为了得到优良的淬火后的韧性，P量优选为0.02％以下。P会使冷加工性和淬火后的韧性降低，因此，P量越少越优选。另一方面，过度降低P时，精炼成本增大，因此，P量优选为0.005％以上。
S：0.010％以下
S形成硫化物而使高碳热轧钢板的冷加工性和淬火后的韧性降低，因此是必须减少的元素。S量超过0.010％时，高碳热轧钢板的冷加工性和淬火后的韧性显著劣化。因此，S量设定为0.010％以下。为了得到优良的冷加工性和淬火后的韧性，S量优选为0.005％以下。S会使冷加工性和淬火后的韧性降低，因此，S量越少越优选。另一方面，过度降低S时，精炼成本增大，因此，S量优选为0.0005％以上。
sol.Al：0.10％以下
sol.Al(酸可溶性铝)量超过0.10％时，在淬火处理的加热时生成AlN而使奥氏体晶粒过度微细化，结果，在淬火处理的冷却时促进铁素体相的生成，钢组织成为铁素体和马氏体，淬火后的硬度降低，并且淬火后的韧性劣化。因此，sol.Al量设定为0.10％以下。sol.Al量优选设定为0.06％以下。需要说明的是，sol.Al具有脱氧的效果，为了充分进行脱氧，优选设定为0.005％以上。
N：0.0050％以下
N量超过0.0050％时，由于BN的形成而使固溶B量降低。另外，N量超过0.0050％时，由于BN、AlN的形成而在淬火处理的加热时使奥氏体晶粒过度微细化，结果，在淬火处理的冷却时促进铁素体相的生成，淬火后的硬度降低，并且淬火后的韧性降低。因此，N量设定为0.0050％以下。下限没有特别规定。需要说明的是，如上所述，N是形成BN、AlN，由此，在淬火处理的加热时过度抑制奥氏体晶粒的生长，从而提高淬火后的韧性的元素，因此，N量优选为0.0005％以上。
B：0.0005～0.0050％
B是提高淬透性的重要元素。B量低于0.0005％时，观察不到充分的效果，因此，B量需要设定为0.0005％以上。B量优选设定为0.0009％以上。另一方面，B量超过0.0050％时，精轧后的奥氏体的再结晶延迟，结果，热轧钢板的织构(texture)发达，退火后的钢板的各向异性增大。因此，B量需要设定为0.0050％以下。B量优选为0.0035％以下。因此，B量设定为0.0005～0.0050％。
Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上：合计为0.002～0.030％
Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se是对于抑制从表层渗氮而言重要的元素。这些元素的合计的量低于0.002％时，观察不到充分的效果。因此，含有Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上，并且将这些元素的合计量的下限设定为0.002％。这些元素的合计量的下限优选为0.005％。另一方面，即使将这些元素以其含量的合计超过0.030％来进行添加，防止渗氮的效果也饱和。另外，这些元素具有在晶界偏析的倾向，因此，将这些元素的含量设定为合计超过0.030％时，含量变得过高，可能会引起晶界脆化。因此，Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量的合计以0.030％作为上限。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量的合计优选为0.020％以下。因此，含有Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上并且将这些元素的含量的合计设定为0.002～0.030％。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量的合计优选为0.005～0.020％。
本发明中，如上所述，将Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上设定为合计0.002～0.030％。通过这样设定，即使在氮气气氛中进行退火的情况下，也会抑制从钢板表层渗氮，从而抑制钢板表层的氮浓度的增加。由此，能够使从钢板表层起在板厚方向上150μm深度的范围内含有的氮量与钢板整体中含有的平均氮量之差为30质量ppm以下。另外，这样能够抑制渗氮，因此，即使在氮气气氛进行退火的情况下，也能够在退火后的钢板中确保固溶B。由此，能够使钢板中的固溶B量与添加的B量之比即{(固溶B量)/(添加B量)}×100(％)为75(％)以上，能够得到高淬透性。需要说明的是，在此，添加B量为钢中的B含量。
余量为Fe和不可避免的杂质，但为了进一步提高淬透性，可以含有合计为0.50％以下的Ni、Cr、Mo中的至少一种。即，可以含有Ni、Cr、Mo中的至少一种并且将Ni、Cr、Mo的含量的合计设定为0.50％以下。需要说明的是，Ni、Cr、Mo的价格昂贵，因此，为了抑制成本高，也优选合计为0.20％以下。为了得到上述效果，Ni、Cr、Mo的含量的合计优选设定为0.01％以上。
2)显微组织
铁素体晶粒内的渗碳体密度高时，由于分散强化而发生硬质化，伸长率降低。本发明中，通过使铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下，能够实现洛氏硬度以HRB计为65以下、总伸长率为40％以上。因此，本发明的钢板的显微组织设定为铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的包含铁素体和渗碳体的显微组织。铁素体晶粒内的渗碳体密度优选为0.06个/μm2以下，更优选小于0.04个/μm2。铁素体晶粒内的渗碳体密度可以为0个/μm2。需要说明的是，铁素体晶粒内存在的渗碳体径以长径计为约0.15μm～约1.8μm，是对钢板的析出强化有效的尺寸。因此，本发明的钢板中，通过降低晶粒内的渗碳体密度，能够实现强度降低。另一方面，铁素体晶晶界的渗碳体对分散强化几乎没有帮助，因此，将铁素体晶粒内的渗碳体密度规定为0.10个/μm2以下。
需要说明的是，渗碳体的体积率为约2.5％以上且约7.0％以下。另外，除了上述的铁素体和渗碳体以外，即使不可避免地生成珠光体等余量组织，只要余量组织的合计的体积率为约5％以下，就不会损害本发明的效果。因此，对于珠光体等余量组织，只要其体积率的合计为5％以下则可以含有。
3)机械特性
本发明中，为了通过冷冲压对齿轮、变速器、座椅靠垫等汽车用部件进行成形，需要优良的加工性。另外，需要通过淬火处理增大硬度从而赋予耐磨损性。因此，对于本发明的高碳热轧钢板，降低钢板的硬度而使HRB为65以下，提高伸长率而使El为40％以上，从而具有优良的加工性，并且，需要提高淬透性，从而具有优良的淬透性。
在此，作为淬火处理，实施水淬火处理、油淬火处理等。水淬火处理例如是加热至约850℃～约1050℃并保持约0.1秒～约600秒后立即进行水冷的处理。另外，油淬火处理例如是加热至约800℃～约1050℃并保持约60秒～约3600秒后立即进行油冷的处理。作为优良的淬透性，例如，通过实施在870℃下保持30s后立即进行水冷的水淬火处理而得到以维氏硬度(HV)计为440以上的硬度，更优选得到以HV计为500以上的硬度。另外，实施水淬火处理或油淬火处理的后的显微组织成为马氏体单相组织、或者马氏体相与贝氏体相的混合组织。
4)制造条件
本发明的高碳热轧钢板通过如下方法制造：以如上所述的组成的钢作为原材，进行热粗轧后，在Ar3相变点以上的精轧温度下进行精轧，在500～750℃的卷取温度下卷取后，加热至Ac1相变点以上并保持0.5小时以上，以1～20℃/小时冷却至低于Ar1相变点，在低于Ar1相变点的温度下保持20小时以上。
以下，对本发明的高碳热轧钢板的制造方法中的限定理由进行说明。
精轧温度：Ar3相变点以上
精轧温度低于Ar3相变点时，在热轧后和退火后形成粗大的铁素体晶粒，伸长率显著降低。因此，精轧温度设定为Ar3相变点以上。需要说明的是，精轧温度的上限无需特别规定，但为了顺利地进行精轧后的冷却，优选设定为1000℃以下。
卷取温度：500～750℃
将精轧后的热轧钢板卷取成卷形状。卷取温度过高时，热轧钢板的强度变得过低，在卷取成卷形状时，有时会因卷的自重发生变形，因此，在操作方面不优选。因此，将卷取温度的上限设定为750℃。另一方面，卷取温度过低时，热轧钢板发生硬质化，因此不优选。因此，将下限设定为500℃。
加热至Ac1相变点以上并保持0.5小时以上(第一阶段的退火)，以1～20℃/小时冷却至低于Ar1相变点，在低于Ar1相变点的温度下保持20小时以上(第二阶段的退火)的两阶段退火
在本发明中，将热轧钢板加热至Ac1相变点以上并保持0.5小时以上，将热轧钢板中析出的比较微细的碳化物溶解而固溶到γ相中。然后，以1～20℃/小时冷却至低于Ar1相变点，在低于Ar1相变点的温度下保持20小时以上，由此，以比较粗大的未溶解碳化物等为核析出固溶C。由此，形成铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下从而控制了碳化物(渗碳体)的分散的状态。即，在本发明中，通过在预定条件下实施两阶段退火来控制碳化物的分散形态，从而使钢板软质化。本发明中作为对象的高碳钢板中，为了软质化，控制退火后的碳化物的分散形态是重要的。在本发明中，通过将高碳热轧钢板加热至Ac1相变点以上并进行保持(第一阶段的退火)，使微细碳化物溶解并且使C固溶到γ(奥氏体)中。在之后的低于Ar1相变点的冷却阶段、保持阶段(第二阶段的退火)中，Ac1点以上的温度范围内存在的α/γ界面、未溶解碳化物成为成核位点，析出比较粗大的碳化物。以下，对这种两阶段退火的条件进行说明。需要说明的是，退火时的气氛气体可以使用氮气、氢气、氮气与氢气的混合气体中的任意一种。另外，退火时的气氛气体可以为上述气体中的任意一种，但从成本和安全性的观点考虑，优选含有90体积％以上的氮气的气体。
加热至Ac1相变点以上并保持0.5小时以上(第一阶段的退火)
通过将热轧钢板加热至Ac1点以上的退火温度，使钢板组织的铁素体的一部分相变为奥氏体，使铁素体中析出的微细碳化物溶解，使C固溶到奥氏体中。另一方面，未相变为奥氏体而残留的铁素体在高温下被退火，因此，位错密度减小而发生软化。另外，在铁素体中残留未溶解的比较粗大的碳化物(未溶解碳化物)，但这样的碳化物通过奥斯特瓦尔德生长(Ostwald growth)而变得更粗大。退火温度低于Ac1相变点时，不发生奥氏体相变，因此，无法使碳化物固溶到奥氏体中。另外，在本发明中，在Ac1相变点以上保持的时间少于0.5小时时，无法使微细碳化物充分溶解。因此，作为第一阶段的退火，加热至Ac1相变点以上并保持0.5小时以上。优选加热至(Ac1+10)℃以上。另外，优选保持1.0小时以上。需要说明的是，虽然没有特别限定，但退火温度优选设定为800℃以下，另外，保持时间优选设定为10小时以下。
以1～20℃/小时冷却至低于Ar1相变点
在上述第一阶段的退火之后，以1～20℃/小时冷却至作为第二阶段的退火的温度范围的低于Ar1相变点的温度。在冷却过程中，伴随着奥氏体→铁素体相变，从奥氏体排出C(碳)。该排出的C以α/γ界面、未溶解碳化物作为成核位点而以比较粗大的球状碳化物的形式析出。该冷却中，需要以不生成珠光体的方式调整冷却速度。第一阶段的退火后至第二阶段的退火为止的冷却速度小于1℃/小时时，生产效率差，因此，该冷却速度设定为1℃/小时以上。该冷却速度优选为5℃/小时以上。另一方面，该冷却速度超过20℃/小时而增大时，珠光体析出，硬度增高，因此，该冷却速度设定为20℃/小时以下。该冷却速度优选为15℃/小时以下。因此，第一阶段的退火后至作为第二阶段的退火的温度范围的低于Ar1相变点的温度为止，以1～20℃/小时进行冷却。优选冷却至作为第二阶段的退火的温度范围优选的低于Ar1相变点且660℃以上的温度范围。
在低于Ar1相变点的温度下保持20小时以上(第二阶段的退火)
在上述第一阶段的退火后，以预定的冷却速度进行冷却并在低于Ar1相变点的温度下进行保持，由此，通过奥斯特瓦尔德生长而使粗大的球状碳化物进一步生长，使微细碳化物消失。在低于Ar1相变点的温度下保持的时间少于20小时时，无法使碳化物充分生长，退火后的硬度变得过大。因此，第二阶段的退火设定为在低于Ar1相变点的温度下保持20小时以上。优选在720℃以下进行保持。另外，保持时间优选为22小时以上。需要说明的是，虽然没有特别限定，但为了使碳化物充分生长，第二阶段的退火温度优选设定为660℃以上，另外，从生产效率的观点考虑，保持时间优选设定为30小时以下。
需要说明的是，在对本发明的高碳钢进行熔炼时，可以使用转炉、电炉中的任意一种。另外，将这样熔炼后的高碳钢通过铸锭-开坯轧制或连铸制成钢坯。将钢坯通常加热来进行热轧。需要说明的是，在通过连铸制造的钢坯的情况下，可以直接应用直送轧制或者应用为了抑制温度降低而进行保热后进行轧制的直送轧制。另外，在将钢坯加热来进行热轧的情况下，为了避免由氧化皮引起的表面状态的劣化，优选将钢坯加热温度设定为1280℃以下。在热轧中，为了确保精轧温度，可以在热轧中利用薄板坯加热器等加热手段进行被轧制材料的加热。
此外，在本发明中，为了减小退火后的各向异性，优选将热轧中的上述精轧温度设定为900℃以上。精轧温度低于900℃时，容易残留轧制组织(未变形态)，退火后的r值的面内各向异性可能会增大。通过将精轧温度设定为900℃以上，能够使退火后的热轧钢板的r值的面内各向异性以其绝对值计为0.15以下，能够使Δr接近0。因此，在减小r值的面内各向异性的情况下，优选将精轧温度设定为900℃以上。为了进一步使r值的面内各向异性以其绝对值计为0.10以下，优选将精轧温度设定为950℃以上。
实施例1
将具有表1所示的钢编号A至H的化学成分组成的钢熔炼。接着，按照表2所示的制造条件，进行精轧温度为Ar3相变点以上的热轧，并进行酸洗。接着，在氮气气氛中(气氛气体：氮气为95体积％且余量由氢气构成的混合气体)通过两阶段退火实施球化退火，制造板厚为4.0mm的热轧退火板。对于这样制造的热轧退火板，以下述方式考察显微组织、硬度、伸长率和淬火硬度和r值的面内各向异性(Δr)。另外，求出表层150μm的氮量与钢板中平均N量之差、(固溶B量)/(添加B量)。需要说明的是，表1所示的Ar1相变点、Ac1相变点和Ar3相变点是由热膨胀曲线求出的值。
退火后的钢板的硬度
从退火后的钢板(原板)的板宽中央部裁取试样，使用洛氏硬度计(B标度)进行5点测定，求出平均值。
退火后的钢板的伸长率
使用从退火后的钢板(原板)沿与轧制方向成0°的方向(L方向)切下的JIS5号拉伸试验片，利用岛津制作所AG10TB AG/XR的拉伸试验机以10mm/分钟进行拉伸试验，将断裂的样品对接，求出伸长率。
显微组织
关于退火后的钢板的显微组织，将从板宽中央部裁取的试样切断，对切断面(轧制方向板厚断面)进行研磨后，实施硝酸乙醇溶液腐蚀，使用扫描电子显微镜，在板厚中央部的5个部位以3000倍的倍率拍摄组织照片。使用拍摄的组织照片，测定不存在于晶界上、长径为0.15μm以上的渗碳体的个数，用该个数除以照片的视野的面积，求出晶粒内的渗碳体密度。
r值的面内各向异性(Δr)
使用从退火后的钢板(原板)沿与轧制方向成0°、45°、90°的方向切下的JIS5号拉伸试验片，利用岛津制作所AG10TB AG/XR的拉伸试验机以10mm/分钟赋予应变直至12％，通过下述式(1)求出各方向的r值，通过下述式(2)求出Δr。
r＝ln(w/w0)/ln(t/t0) …(1)
其中，w为赋予12％应变后的板宽，w0为试验前的板宽，t为赋予12％应变后的板厚，t0为试验前的板厚。
Δr＝(r0+r90-2r45)/2 …(2)
其中，r0、r45、r90为分别使用沿与轧制方向成0°、45°、90°的方向切下的拉伸试验片求出的r值。
表层150μm的氮量与钢板中平均N量之差
使用从退火后的钢板的板宽中央部裁取的试样，测定表层150μm的氮量和钢板中平均N量，求出表层150μm的氮量与钢板中的平均N量之差。在此，表层150μm的氮量是指从钢板表面起在板厚方向上至150μm深度为止的范围内含有的氮量。另外，表层150μm的氮量以下述方式求出。从裁取的钢板的表面开始切削，从表面起至150μm的深度为止切削钢板，裁取此时产生的碎片(chip)作为样品。测定该样品中的N量，将其作为表层150μm的氮量。关于表层150μm的氮量和钢板中平均N量，通过惰性气体熔解-热导率法(inert gastransportation fusion-thermal conductivity method)来测定各N量并求出。这样求出的表层150μm的氮量(表面～从表面起150μm深度的范围的氮量)与钢板中的平均N量(钢中的N含量)之差为30质量ppm以下时，可以评价为能够抑制渗氮。
固溶B量/添加B量
关于固溶B量，使用从退火后的钢板的板宽中央裁取的试样，用10(体积％)Br甲醇提取钢板中的BN，测定形成了BN的B量，从B的总添加量中减去形成了BN的B量，求出固溶B量。另外，求出这样求出的固溶B量与添加的B量(B含量)之比即固溶B量/添加B量。{固溶B量(质量％)/添加B量(质量％)}×100(％)为75(％)以上时，可以评价为能够抑制固溶B量的降低。
淬火后的钢板硬度(淬火硬度)
从退火后的钢板的板宽中央裁取平板试验片(宽度15mm×长度40mm×板厚4mm)，以下述方式通过水冷、120℃油冷这两种方法来实施淬火处理，求出各方法中淬火后的钢板硬度(淬火硬度)。即，淬火处理中，使用上述平板试验片，通过在870℃下保持30s后立即进行水冷的方法(水冷)、在870℃下保持30s后立即在120℃油中冷却的方法(120℃油冷)来实施。关于淬火特性，对于淬火处理后的试验片的切断面，利用维氏硬度试验机在载荷为1kgf的条件下测定5处硬度，求出平均硬度，将其作为淬火硬度。关于淬火硬度，在水冷后硬度、120℃油冷后硬度均满足表3的条件的情况下，判定为合格(○)，评价为淬透性优良。另外，在水冷后硬度、120℃油冷后硬度中的任意一项不满足表3所示条件的情况下，判定为不合格(×)，评价为淬透性差。需要说明的是，表3是表示在经验上能够评价为淬透性充分的、与C含量相对应的淬火硬度的表。
由表2的结果可知，本发明例的热轧钢板具有铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的包含铁素体和渗碳体的显微组织。另外可知，本发明例的热轧钢板的硬度以HRB计为65以下、总伸长率为40％以上，冷加工性优良，并且淬透性也优良。另外可知，特别是将精轧温度设定为900℃以上而制造的本发明例的热轧钢板的Δr为-0.14～-0.07，Δr的绝对值实现了0.15以下，得到了接近0的Δr，各向异性小。
[表3]

Claims (5)

1.一种高碳热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有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：0.0050％以下、B：0.0005～0.0050％，并且含有合计为0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的包含铁素体和渗碳体的显微组织，
所述钢板的硬度以HRB计为65以下、总伸长率为40％以上。
2.如权利要求1所述的高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.50％以下的Ni、Cr、Mo中的至少一种。
3.如权利要求1或权利要求2所述的高碳热轧钢板，其特征在于，r值的面内各向异性Δr的绝对值为0.15以下，所述r值为兰克福特值。
4.一种高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或权利要求2所述的组成的钢进行热粗轧后，在Ar3相变点以上的精轧温度下进行精轧，在500～750℃的卷取温度下卷取后，加热至Ac1相变点以上并保持0.5小时以上，以1～20℃/小时冷却至低于Ar1相变点，在低于Ar1相变点的温度下保持20小时以上。
5.如权利要求4所述的高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述精轧温度为900℃以上。
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