JP2016222990A

JP2016222990A - 高炭素鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2016222990A
Application number: JP2015112328A
Authority: JP
Inventors: 健悟竹田; Kengo Takeda; 友清　寿雅; Toshimasa Tomokiyo; 寿雅友清; 荒牧　高志; Takashi Aramaki; 高志荒牧; 保嗣塚野; Yasutsugu Tsukano
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-06-02
Filing date: 2015-06-02
Publication date: 2016-12-28
Anticipated expiration: 2035-06-02
Also published as: JP6600996B2

Abstract

【課題】張り出し成形性に優れる高炭素鋼板の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．６５〜０．９０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、及び、Ｃｒ：０．２０〜２．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する高炭素鋼板。高炭素鋼板の組織は、フェライトと複数の炭化物とからなり、複数の炭化物のうち、アスペクト比が３未満となる炭化物の個数割合で定義される球状化率は８０〜９９％である高炭素鋼板。炭化物の円相当径を粒子径ｄ（μｍ）と定義した場合、式（１）で定義される対数正規分布の確率密度関数に対して、平均μが０．２〜１．５（μｍ）、標準偏差σが０．１０〜０．４５となるように、炭化物の粒子径ｄが分布する高炭素鋼板。（πは円周率）【選択図】図１

Description

本発明は、高炭素鋼板及びその製造方法に関する。

高炭素鋼板は、たとえば、自動車のクラッチやギヤー等の駆動系部品の素材として用いられる。高炭素鋼の鋼帯、切り板又は条から所定形状の部品を製造する場合、まず、加工工程として打ち抜き又はファインブランキングが施される。その後、部品の用途に合わせた形状に整えるために、張り出し、曲げ、絞り等の加工が１回又は複数回実施され、加工後に熱処理が施される。

近年、加工工程における低コスト化のニーズの高まりとともに、加工技術が向上し、打ち抜き及びファインブランキングと同時に素材を張り出す加工法が普及している。本明細書では、このような加工法を「複合張り出し成形」という。複合張り出し成形の場合、素材に対して、単純な張り出し成形に比べ、高い歪速度で張り出しが施される。そのため、素材となる鋼板には優れた張り出し成形性が要求される。

これまで、中炭素鋼板及び高炭素鋼板の曲げ性、伸びフランジ性、深絞り性、打ち抜き性を改善する技術について多くの提案がなされてきた。これらの技術はたとえば、特開２００８−１５６７１２号公報（特許文献１）、特開２００５−１３３１９９号公報（特許文献２）、特開２０１０−２３５９７７号公報（特許文献３）、特開２０００−３２８１７２号公報（特許文献４）、特開２０１１−１２３１６号公報（特許文献５）、及び、特開２０１１−１２３１７号公報（特許文献６）に提案されている。

しかしながら、張り出し性の改善に関する技術は提案されていない。さらに、炭化物の粒子径分布と各種特性との関係は未解明である。（例えば、特許文献１〜６、参照）。

例えば、特許文献１は、加工後の曲げ特性に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法を開示する。この文献の製造方法では、Ｃ：０．２〜０．７質量％の組成からなる鋼をＡr₃変態点−２０℃以上の仕上げ温度で熱間圧延する。熱延鋼板を６０℃/秒以上１２０℃/秒未満の冷却速度で５４０℃以上６５０℃以下の温度まで冷却する。冷却後の熱延鋼板を、４９０℃以上６００℃以下の巻取り温度で巻取る。巻取り後の熱延鋼板を、６４０℃以上Ａc₁変態点以下の焼鈍温度で８時間以上８０時間以下焼鈍を施す。

しかしながら、特許文献１では、加工後の曲げ特性と炭化物の粒子径分布の関係は明らかではない。さらに、張り出し成形性の向上に関する技術について、開示されていない。

特許文献２は、伸びフランジ性に優れ、あるいはさらに延性にも優れた高炭素冷延鋼板を開示する。この文献の高炭素冷延鋼板は、Ｃ：０．２０〜０．５８質量％、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ｍｎ：０．２０〜０．６０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以下、Ｂ：０．００１〜０．００５質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％を含有し、残部鉄および不可避的不純物である組成を有する。上記高炭素冷延鋼板では、フェライト平均粒径が６μｍ以下であり、炭化物平均粒子径が０．１μｍ以上１．２０μｍ未満であり、炭化物を含まないフェライト粒の体積率が１５％以下である。

しかしながら、特許文献２では、炭化物の平均粒子径は提案されているものの、炭化物の形態については提案されていない。さらに、炭化物の粒子径分布の影響に対する技術的な見解も開示されておらず、張り出し成形性に関する技術知見も開示されていない。

特許文献３は、優れた加工性と浸炭焼入れ性とを有する高加工性浸炭用鋼板を開示する。この文献の鋼板の成分組成は、Ｃ：０.１０〜０.４０質量％、Ｓｉ：０.０２〜０.４０質量％、Ｍｎ：１.００〜２.００質量％、Ｐ：０.０２質量％以下、Ｓ：０.０２質量％以下、Ｃｒ：０.２０〜０.７０質量％、Ｂ：０.０００３〜０.００５質量％、Ｔｉ：０.０３〜０.２０質量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。この鋼板の組織においては、面積率１％以上を占める構成相はフェライト相とセメンタイト相のみである。セメンタイト相で０.２μｍ以上の粒子径を有する粒子は３９２〜１５００個／１００００μｍ²である。上記組織ではさらに、２０〜１００ｎｍの粒子径を有するＴｉ炭化物粒子が４０００〜２００００個／１００００μｍ²の範囲で分散する。上記鋼板の硬さは１８０ＨＶ未満である。

しかしながら、特許文献３では、具体的な炭化物の粒子径分布が開示されていない。

特許文献４は、深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯及びその製造方法を開示する。この文献の製造方法は、Ｃ：０．２５〜０．７５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、２≦(ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎ)≦２０を満たす鋼組成を有する鋼材を、巻取温度５５０〜６８０℃で熱間圧延する。巻取られた熱延鋼板を酸洗した後、圧下率２０〜８０％で冷間圧延する。冷間圧延後、６５０℃〜Ａｃ₁の範囲の温度での箱焼鈍及び調質圧延を実施する。以上の製造方法で製造された高炭素冷延鋼帯では、鋼中炭化物の平均粒子径が０．５μｍ以上であり、球状化率≧９０％を満足する。さらに、高炭素冷延鋼帯の集合組織において、次の式を満たす。（２２２）／（２００）≧６−８．０×Ｃ（％）。

しかしながら、特許文献４では、炭化物の粒子径分布の影響に対する技術的な記述は開示されていない。

特許文献５は、打ち抜き性に優れた軟質高炭素鋼板を開示する。この文献の軟質高炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．７０〜０．９５％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、及びＣｒ：０．０５〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、組織が、観察組織１ｍｍ²当り１００個以上のボイドを有する。

特許文献６は、打ち抜きカエリの小さい軟質高炭素鋼板を開示する。この文献の軟質高炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．６５〜０．８５％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。上記鋼板では、（ｉ）硬さが１７０ＨＶ以下であり、かつ、（ｉｉ）連続鋳造、熱延、酸洗、焼鈍の後に、冷延及び焼鈍を１回又は２回施す際の最終冷延前の組織の板厚断面にて、０．５μｍ²以下の炭化物の面積が、炭化物の総面積の１５％以内である。

しかしながら、特許文献５及び６ではいずれも、張り出し成形性の向上に関する技術は開示されていない。さらに、張り出し特性に及ぼす炭化物の粒子径分布の影響も開示されていない。

以上のとおり、特許文献１〜６ではいずれも、張り出し成形性の向上に関する技術は開示されておらず、さらに、張り出し成形性に及ぼす炭化物の粒子径分布の影響について、示唆もない。

特開２００８−１５６７１２号公報特開２００５−１３３１９９号公報特開２０１０−２３５９７７号公報特開２０００−３２８１７２号公報特開２０１１−１２３１６号公報特開２０１１−１２３１７号公報

本発明の目的は、張り出し成形性に優れる高炭素鋼板及びその製造方法を提供することである。

本実施形態による高炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．６５〜０．９０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、及び、Ｃｒ：０．２０〜２．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。高炭素鋼板の組織は、フェライトと複数の炭化物とからなる。複数の炭化物のうち、アスペクト比が３未満となる炭化物の個数割合で定義される球状化率は８０〜９９％である。炭化物の円相当径を粒子径ｄ（μｍ）と定義した場合、式（１）で定義される対数正規分布の確率密度関数に対して、平均μが０．２〜１．５（μｍ）、標準偏差σが０．１０〜０．４５となるように、炭化物の粒子径ｄが分布する。
ここで、式（１）中のπは円周率を意味する。

本実施形態による高炭素鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、冷間圧延工程と、冷延板焼鈍工程とを備える。熱間圧延工程では、上記化学組成を有する素材を、熱間圧延して熱延鋼板とし、巻取る。熱延板焼鈍工程では、巻取られた熱延鋼板に対して焼鈍を箱焼鈍炉で実施する。冷間圧延工程では、熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板に対して５〜８０％の冷延率で冷間圧延を実施して冷延鋼板とする。冷延板焼鈍工程では、冷延鋼板に対して、６００〜７８０℃の焼鈍温度で１０〜１８００秒保持する焼鈍を連続焼鈍炉で実施する。熱延板焼鈍工程は、第１焼鈍工程と、第２焼鈍工程と、冷却工程とを含む。第１焼鈍工程では、巻取られた熱延鋼板を３０〜１５０℃／時間の加熱速度で第１焼鈍温度まで加熱して、６５０〜７２０℃の第１焼鈍温度で３〜１００時間保持する。第２焼鈍工程では、第１焼鈍工程後の熱延鋼板を１〜８０℃／時間の加熱速度で７２０〜７９０℃の第２焼鈍温度まで加熱して、第２焼鈍温度で３〜１００時間保持する。冷却工程では、第２焼鈍工程後の熱延鋼板を１〜３０℃／時間の冷却速度で６５０℃まで冷却し、その後、室温まで冷却する。

本実施形態による高炭素鋼板は、優れた張り出し成形性を有し、本実施形態の製造方法は、張り出し成形性に優れた高炭素鋼板を製造できる。

図１は、本実施形態の高炭素鋼板中の炭化物の粒子径分布を式（１）の対数正規分布で表した結果の一例を示す図である。図２は、炭化物の粒子径分布における平均粒子径μ及び標準偏差σと、張り出し成形性との関係を示す図である。図３は、熱延板焼鈍工程のヒートパターンの一例を示す模式図である。図４は、図３中の時刻ｔ１での熱延鋼板の組織の模式図である。図５は、図３中の時刻ｔ２での熱延鋼板の組織の模式図である。図６は、図３中の時刻ｔ３（徐冷中であってＡｃ₁よりも高い温度）での熱延鋼板の組織の模式図である。図７は、図３中の時刻ｔ４（徐冷中であってＡｃ₁点よりも低い温度）での熱延鋼板の組織の模式図である。図８は、冷延板焼鈍工程の条件が適切であった場合の高炭素鋼板の組織の模式図である。図９は、冷延板焼鈍工程の焼鈍時間が過度に長かった場合の高炭素鋼板の組織の模式図である。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

打ち抜き及びファインブランキングと同時に素材を張り出す複合張り出し成形において、張り出し成形性を高めるには、加工硬化の向上が有効である。加工硬化の向上には、変形に対する転位密度の増加代を高めることが有効である。転位密度の増加代は、鋼中の炭化物の粒子径分布と関係する。具体的には、炭化物の粒子径が大きいほど、その炭化物の周囲に蓄積される転位量は多くなる。

転位の分布はある程度不均一である方が、加工硬化の向上には有効である。したがって、炭化物の粒子径分布は、ある程度のばらつきを有する方が好ましい。一方で、ばらつきが大きすぎれば粗大な炭化物に過剰に歪（転位）が蓄積される。この場合、粗大炭化物を起点に鋼が割れやすくなり、張り出し成形性がかえって低くなる。したがって、張り出し成形性に対して、炭化物の粒子径分布は適切な範囲が存在する。

ここで、高炭素鋼板中の炭化物の粒子径分布を式（１）で定義される対数正規分布の確率密度関数で表す。
ここで、ｄは炭化物の粒子径（μｍ）であり、粒子径は円相当径で定義される。μは平均であり、ここでは、平均粒子径（μｍ）を意味する。σは標準偏差である。πは円周率を意味する。

図１は、本実施形態の高炭素鋼中の炭化物の粒子径分布を式（１）の対数正規分布で表した結果の一例を示す図である。図１は、後述の実施例１中の試験番号Ｄ−１の粒子径分布である。

図１を参照して、○印は実測データであり、実線は実測データに基づいてフィッティングした曲線である。このように、高炭素鋼板中の炭化物の粒子径分布を式（１）の対数正規分布で表すことにより、平均粒子径μと標準偏差σとが求められる。平均粒子径μ及び標準偏差σは、炭化物の粒子径分布を示す指標である。そこで、本発明者らは、平均粒子径μ、標準偏差σと、張り出し成形性との関係を調査した。

図２は、炭化物の粒子径分布における平均粒子径μ及び標準偏差σと、張り出し成形性との関係を示す図である。図２は後述の実施例１〜３のデータを用いて作成した。張り出し成形性は、実施例１に記載された評価試験により評価した。

図２の横軸は、炭化物の平均粒子径μ（μｍ）であり、縦軸は標準偏差σである。図中の「○」印は張り出し成形性が高かった、つまり、複合張り出し成形を実施しても鋼に割れが発生しなかったことを意味し、「×」印は張り出し成形性が低かった、つまり、複合張り出し成形時に割れが発生したことを意味する。

図２を参照して、高炭素鋼板において、炭化物の平均粒子径μが０．２〜１．５μｍであり、かつ、標準偏差σが０．１０〜０．４５である場合、優れた張り出し成形性が得られる。

さらに、鋼中の炭化物の形状も、張り出し成形性に影響を与える。炭化物が針状である場合、炭化物が球状である場合と比較して、炭化物の周辺で割れが発生しやすい。したがって、鋼中の複数の炭化物のうち、球状の炭化物の個数割合が高い方が、複合張り出し成形時に割れが発生しにくく、張り出し成形性が向上する。

鋼中の炭化物のうち、アスペクト比が３未満の炭化物を「球状炭化物」と定義し、アスペクト比が３以上の炭化物を「針状炭化物」と定義する。このとき、炭化物の球状化率ＳＲ（Spheroidizing Ratio）を次の式（２）で定義する。
ＳＲ＝球状炭化物の個数／炭化物総数×１００（％）（２）

炭化物の球状化率が８０〜９９％であれば、鋼中の炭化物のうち、球状炭化物の占める割合が十分に高い。この場合、針状炭化物に起因した割れを抑制することができ、優れた張り出し成形性が得られる。

上述の炭化物の粒子径分布（平均μ＝０．２〜１．５μｍ、標準偏差σ＝０．１０〜０．４５）及び球状化率ＳＲを得るためには、単に熱延工程での条件や焼鈍工程での条件等をそれぞれの工程で別個に工夫しても製造が困難である。上記分布等を得るには、熱延鋼板を焼鈍する熱延板焼鈍工程において、２段階の焼鈍温度で焼鈍を実施して、炭化物の粒子径分布を所定範囲内に整える。その後、冷間圧延により歪（転位）を導入し、冷延鋼板に対して短時間の焼鈍を実施する。これにより、高炭素鋼板の炭化物の粒子径分布において、平均粒子径を０．２〜１．５μｍとし、標準偏差σを０．１０〜０．４５とすることができ、球状化率ＳＲを８０〜９９％にすることができる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による高炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．６５〜０．９０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、及び、Ｃｒ：０．２０〜２．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。高炭素鋼板の組織は、フェライトと複数の炭化物とからなる。複数の炭化物のうち、アスペクト比が３未満となる炭化物の個数割合で定義される球状化率は８０〜９９％である。炭化物の円相当径を粒子径ｄ（μｍ）と定義した場合、式（１）で定義される対数正規分布の確率密度関数に対して、平均μが０．２〜１．５（μｍ）、標準偏差σが０．１０〜０．４５となるように、炭化物の粒子径ｄが分布する。
ここで、式（１）中のπは円周率を意味する。

上記高炭素鋼板の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ：０．００１〜０．５００％、Ｍｏ：０．００１〜１．０００％、Ｎｉ：０．００１〜０．５００％、Ｃｕ：０．００１〜０．５００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．５００％、Ｖ：０．００１〜０．５００％、Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、Ｗ：０．００１〜０．５００％、Ｔａ：０．００１〜０．５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％、Ｃａ：０．００１〜０．０２０％、Ｙ：０．００１〜０．０２０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、Ｌａ：０．００１〜０．０２０％、Ｃｅ：０．００１〜０．０２０％、Ｎ：０．０００１〜０．０５００％、Ｏ：０．０００１〜０．０５００％、Ｓｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｂ：０．００１〜０．０２０％、及び、Ａｓ：０．００１〜０．０２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

本実施形態による高炭素鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、冷間圧延工程と、冷延板焼鈍工程とを備える。熱間圧延工程では、熱間圧延して熱延鋼板とし、巻取る。熱延板焼鈍工程では、巻取られた熱延鋼板に対して焼鈍を箱焼鈍炉で実施する。冷間圧延工程では、熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板に対して５〜８０％の冷延率で冷間圧延を実施して冷延鋼板とする。冷延板焼鈍工程では、冷延鋼板に対して、６００〜７８０℃の焼鈍温度で１０〜１８００秒保持する焼鈍を連続焼鈍炉で実施する。熱延板焼鈍工程は、第１焼鈍工程と、第２焼鈍工程と、冷却工程とを含む。第１焼鈍工程では、巻取られた熱延鋼板を３０〜１５０℃／時間の加熱速度で第１焼鈍温度まで加熱して、６５０〜７２０℃の第１焼鈍温度で３〜１００時間保持する。第２焼鈍工程では、第１焼鈍工程後の熱延鋼板を１〜８０℃／時間の加熱速度で７２０〜７９０℃の第２焼鈍温度まで加熱して、第２焼鈍温度で３〜１００時間保持する。冷却工程では、第２焼鈍工程後の熱延鋼板を１〜３０℃／時間の冷却速度で６５０℃まで冷却し、その後、室温まで冷却する。

以下、本実施形態の高炭素鋼板及びその製造方法について詳述する。

［化学組成］
本実施形態の高炭素鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．６５〜０．９０％
炭素（Ｃ）は、焼入れにより鋼の強度を高める。Ｃはさらに、炭化物を形成して鋼の加工硬化挙動を制御する。本実施形態の高炭素鋼板は、成形加工後、自動車のギヤー、クラッチ等の駆動系部品及び鋸、刃物等の素材として用いられる前に、焼入れ、又は焼入れ焼戻し等の熱処理が施され、部品として必要な強度又は靭性を確保する。Ｃ含有量が０．６５％未満であれば、焼入れによる強度が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．９０％を超えれば、張り出し成形時に炭化物を起点とする割れが発生しやすく、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．６５〜０．９０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．７０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．８５％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として作用する。Ｓｉはさらに、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍において炭化物の粗大化挙動に影響を及ぼし、その添加により粒子径分布の標準偏差を小さくして炭化物の分布形態を制御する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、フェライトがヘキ開破壊しやすくなり、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：０．１０〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の分布形態を制御する。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、徐冷時にオーステナイトからのパーライト変態を促進させ熱延板焼鈍後の炭化物の球状化率が低下し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。

Ｐ：０．０２００％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、フェライト粒界を脆化し、張り出し成形性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２００％以下である。Ｐ含有量を０．００１０％未満にするには精錬コストが顕著に増加するため、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｓ：０．０２００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する。非金属介在物は張り出し成形において割れ発生の起点となり、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下である。Ｓ含有量を０．０００１％未満にするには精錬コストが顕著に増加するため、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１８０％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｃｒ：０．２０〜２．００％
クロム（Ｃｒ）は、Ｓｉ、Ｍｎと同様に、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の形態を制御する。Ｃｒ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えれば、炭化物中のＣｒ含有量が顕著に増加し、焼鈍時の炭化物の成長が低下する。この場合、炭化物の粒子径分布における標準偏差σが低下し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０〜２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。

本実施の形態による高炭素鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、高炭素鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の高炭素鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本実施形態による高炭素鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌを含有してもよい。

Ａｌ：０．００１〜０．５００％
Ａｌは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ａｌは鋼の脱酸剤として作用する。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えれば、フェライトの粒界を脆化させ、張り出し成形性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは０．１００％である。

本実施形態の高炭素鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏを含有してもよい。

Ｍｏ：０．００１〜１．０００％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒと同様に、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の形態を制御する。Ｍｏ含有量が０．００１％未満の場合、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えれば、炭化物の粒子径分布における標準偏差σが低下し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．００１〜１．０００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．８００％であり、さらに好ましくは０．６００％である。

本実施形態の高炭素鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の強度を高める。

Ｎｉ：０．００１〜０．５００％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは、部品の靭性及び焼入れ性を向上する。Ｎｉ含有量が０．００１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が０．５００％を超えれば、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。

Ｃｕ：０．００１〜０．５００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは、微細な析出物を形成して鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えれば、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍で炭化物が球状化しにくくなる。この場合、針状の炭化物を起点として割れが発生し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２００％である。

Ｂ：０．０００１〜０．０１００％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは、部品熱処理時の焼入れ性を改善して鋼の強度を高める。Ｂ含有量が０．０００１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．０５００％を超えれば、粗大なＦｅ−Ｂ−Ｃ化合物が生成する。この化合物は割れの起点となるため、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１〜０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。

本実施形態の高炭素鋼板はさらに、Ｆｅの一部に変えて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｗ及びＴａからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍での炭化物粒子の粗大化及び連結を抑制する。

Ｎｂ：０．００１〜０．５００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の粗大化及び連結を抑制する。Ｎｂ含有量が０．００１％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．５００％を超えれば、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程で炭化物が球状化しにくくなる。この場合、針状の炭化物を起点として割れが発生しやすくなり、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．２００％である。

Ｖ：０．００１〜０．５００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは、Ｎｂと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の粗大化及び連結を抑制する。Ｖ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．５００％を超えれば、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程で炭化物が球状化しにくくなり、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．２５０％である。

Ｔｉ：０．００１〜０．５００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の粗大化及び連結を抑制する。Ｔｉ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果は得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．５００％を超えれば、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程で炭化物が球状化しにくくなり、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。

Ｗ：０．００１〜０．５００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の形態を制御する。Ｗ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えれば、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程で炭化物が球状化しにくくなり、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．１６０％である。

Ｔａ：０．００１〜０．５００％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔａは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｗと同様に、炭窒化物を形成し、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程での炭化物の形態を制御する。Ｔａ含有量が０．００１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｔａ含有量が０．５００％を超えれば、熱延板焼鈍工程及び冷延板焼鈍工程で炭化物が球状化しにくくなり、張り出し成形時において針状の炭化物を起点として割れが発生する。したがって、Ｔａ含有量は０．００１〜０．５００％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。

本実施形態の高炭素鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、硫化物の形態を制御する。

Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは硫化物の形態を制御する。Ｍｇ含有量が０．０００１％未満であれば、その効果は得られない。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えれば、フェライトの粒界が脆化し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０００１〜０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．００７５％である。

Ｃａ：０．００１〜０．０２０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、Ｍｇと同様に、硫化物の形態を制御する。Ｃａ含有量が０．００１％未満であれば、その効果は得られない。一方、Ｃａ含有量が０．０２０％を超えれば、フェライトの粒界が脆化し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

Ｙ：０．００１〜０．０２０％
イットリウム（Ｙ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御する。Ｙ含有量が０．００１％未満であればその効果は得られない。一方、Ｙ含有量が０．０２０％を超えれば、フェライトの粒界が脆化し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｙ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ｙ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．００９％である。

Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、硫化物の形態を制御する。Ｚｒ含有量が０．００１％未満であれば、その効果は得られない。一方、Ｚｒ含有量が０．０２０％を超えれば、フェライトの粒界が脆化し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

Ｌａ：０．００１〜０．０２０％
ランタン（Ｌａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｌａは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒと同様に、硫化物の形態を制御する。Ｌａ含有量が０．００１％未満であれば、その効果は得られない。一方、Ｌａ含有量が０．０２０％を超えれば、フェライトの粒界が脆化し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｌａ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ｌａ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

Ｃｅ：０．００１〜０．０２０％
セリウム（Ｃｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｅは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ及びＬａと同様に、硫化物の形態を制御する。Ｃｅ含有量が０．００１％未満であれば、その効果は得られない。一方、Ｃｅ含有量が０．０２０％を超えれば、フェライトの粒界が脆化し、張り出し成形性が低下する。したがって、Ｃｅ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ｃｅ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

本実施形態の高炭素鋼板はさらに、Ｆｅの一部に変えて、Ｎ、Ｏ、Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

Ｎ：０．０００１〜０．０５００％
窒素（Ｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎは、鋼のベイナイト変態を促進させるとともに、フェライトを脆化し、張り出し成形性を低下する。したがって、Ｎ含有量はできるだけ低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量を０．０００１％未満にすれば、精錬コストが増加する。したがって、Ｎ含有量は０．０００１〜０．０５００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。

Ｏ：０．０００１〜０．０５００％
酸素（Ｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｏは、鋼中に粗大な酸化物を形成し、張り出し成形性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量を０．０００１％未満にすれば、精錬コストが増加する。したがって、Ｏ含有量は０．０００１〜０．０５００％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０２５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。

Ｓｎ：０．００１〜０．０２０％
すず（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有され、フェライトを脆化して張り出し成形性を低下する。したがって、Ｓｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００１％未満であれば、精錬コストが増加する。したがって、Ｓｎ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

Ｓｂ：０．００１〜０．０２０％
アンチモン（Ｓｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、張り出し成形性を低下する。したがって、Ｓｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．００１％未満であれば、精錬コストが増加する。したがって、Ｓｂ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。

Ａｓ：０．００１〜０．０２０％
ヒ素（Ａｓ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、張り出し成形性を低下する。したがって、Ａｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ａｓ含有量が０．００１％未満であれば、精錬コストが増加する。したがって、Ａｓ含有量は０．００１〜０．０２０％である。Ａｓ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．００７％である。

［組織］
本実施形態の高炭素鋼板の組織は、フェライトと、複数の炭化物とからなる。複数の炭化物のうち、アスペクト比が３未満の球状炭化物の個数割合（球状化率ＳＲ）は８０〜９９％である。鋼中の炭化物の粒子径分布は式（１）の対数正規分布で表すことができ、この場合、複数の炭化物の平均粒子径μは０．２〜１．５μｍであり、炭化物粒子の粒子径の標準偏差σは０．１０〜０．４５である。本実施形態の高炭素鋼板は、このような組織を有することにより、熱処理後に高強度化し、複合張り出し成形（抜き打ちと同時の張り出し成形）を実施する場合、優れた張り出し成形性を示す。

組織中の炭化物はたとえば、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）、セメンタイト中のＦｅ原子がＭｎ、Ｃｒ等の合金元素に置換された化合物、合金炭化物等である。合金炭化物は、Ｍ₂₃Ｃ₆、Ｍ₆Ｃ、及びＭＣである。ここで、「Ｍ」はＦｅ及び高炭素鋼板中の金属元素である。

［球状化率ＳＲ］
組織中の複数の炭化物において、式（２）で定義される球状化率ＳＲは８０〜９９％である。球状化率ＳＲが８０％未満であれば、針状の炭化物の割合が多い。この場合、針状の炭化物に応力が集中し、張り出し成形時に炭化物が割れる。その結果、ボイドが生成して張り出し成形性が低下する。一方、球状化率ＳＲは高いほど好ましいものの、粒状化率ＳＲを１００％にするには製造条件が限定され、製造コストが増加する。したがって、球状化率ＳＲは１００％未満が好ましい。したがって、球状化率は８０〜９９％である。

上述のとおり、アスペクト比が３未満の炭化物を球状炭化物と定義し、アスペクト比が３以上の炭化物を針状炭化物と定義する。アスペクト比は式（３）のとおり定義する。
アスペクト比＝炭化物の長軸／短軸（３）

［炭化物の平均粒子径μ］
炭化物の平均粒子径μは０．２〜１．５μｍである。ここで、各炭化物の粒子径は、円相当径とする。炭化物の平均粒子径が０．２μｍ未満であれば、高炭素鋼板の強度が高くなりすぎ、延性が低下する。一方、平均粒子径が１．５μｍを超えれば、張り出し成形時に粗大な炭化物を起点として割れが発生し、張り出し成形性が低下する。したがって、炭化物の平均粒子径μは０．２〜１．５μｍである。

［炭化物の粒子径の標準偏差σ］
炭化物の粒子径の標準偏差σは０．１０〜０．４５である。鋼の加工硬化が向上すれば、張り出し成形性が向上する。加工硬化の向上には、変形中の鋼に導入される転位密度の増加スピードを高めることが有効である。鋼中の炭化物は、この転位密度の増加に影響する。ミクロ的な視点で考慮した場合、張り出し成形時において１つの炭化物の周りに蓄積されるミクロ歪（転位）の量は、炭化物のサイズと正の相関がある。つまり、炭化物のサイズが大きいほどミクロ歪（転位）の蓄積量は多くなる。

加工硬化を高めるには、ミクロ歪（転位）の分布を鋼中で不均一化することが有効であり、標準偏差σを高めることが有効である。炭化物のサイズが均一であり、各炭化物の周囲に蓄積されるミクロ歪が総じて同じ場合は加工硬化が小さくなる。標準偏差σが０．１０未満の場合、加工硬化が小さくなり、張り出し成形性が低下する。一方、標準偏差σが０．４５を超える場合、過度に粗大な炭化物が存在し、その周辺では著しく大きなミクロ歪が蓄積される。この場合、張り出し成形時に過度に粗大な炭化物を起点とした割れが発生する。したがって、炭化物の粒子径の標準偏差σは０．１０〜０．４５である。

［ミクロ組織観察方法］
ミクロ組織の観察方法は次のとおりである。ミクロ組織観察には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。初めに、高炭素鋼板の任意の位置からミクロ組織観察用のサンプルを採取する。サンプルの板厚断面（観察面）に対して、エメリー紙による湿式研磨を実施し、さらに、平均径が１μｍのダイヤモンド砥粒を用いた研磨を実施して、観察面を鏡面に仕上げる。その後、観察面を３％硝酸−アルコール溶液でエッチングする。エッチングされた観察面をＳＥＭで観察する。観察面の倍率は４００〜３０００倍のうち、ミクロ組織中のフェライトの結晶粒数が１００個程度含まれる倍率とし、たとえば、８００倍とする。

選択した倍率（ここでは８００倍とする）で板厚１／４の領域における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに１６箇所選択し、選択された各視野のミクロ組織を撮影して写真画像を生成する。写真画像を用いて、各視野（３０μｍ×４０μｍ）中の相（フェライト等）を特定する。

さらに、各視野において、個々のフェライト結晶粒の面積を測定し、その平均値をフェライト粒の平均面積Ｓ_F（μｍ）と定義する。平均面積Ｓ_Fに基づいて、下記の式を用いてフェライトの平均粒径Ｄ（μｍ）を求める。
Ｄ＝（４Ｓ_F／３．１４）^0.5

［フェライト粒径］
冷延板焼鈍後の組織内のフェライトの好ましい平均粒径Ｄが３〜４０μｍである。この場合、張り出し成形性の低下がさらに抑制される。平均粒径Ｄが３μｍ未満であれば、延性が低下し張り出し成形性の低下を抑制しにくい。一方、平均粒径Ｄが４０μｍを超えれば、張り出し部の表面に模様が発生し、外観の美観を損なう。したがって、フェライトの平均粒径は３〜４０μｍである。フェライトの平均粒径Ｄの好ましい下限は５μｍである。平均粒径Ｄの好ましい上限は３５μｍである。

［炭化物の平均粒子径μ及び標準偏差σの測定方法］
炭化物の平均粒子径μ及び標準偏差σを次の方法で測定する。炭化物の観察には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。ミクロ組織観察と同様に、サンプルを採取して観察面を鏡面仕上げする。観察面に対して飽和ピクリン酸アルコール溶液を用いたエッチングを実施する。エッチングされた観察面をＳＥＭで観察する。観察面の倍率は３０００倍とする。ＳＥＭでの観察において、炭化物が５００個以上含まれる視野を１６箇所選択し、各視野の写真画像を生成する。

各視野の写真画像に対して、三谷商事株式会社製の商品名ＷｉｎＲＯＯＦに代表される画像解析ソフトを用いて、各視野に含まれる各炭化物の面積Ｓ_Cを測定する。得られた面積から、次の式に基づく円相当径を求める。
円相当径＝２×（Ｓ_C／３．１４）^0.5

なお、ノイズによる測定誤差の影響を除くため、面積Ｓ_Cが０．００２μｍ²以下の炭化物は評価の対象から除外する。

続いて、次の方法により、炭化物の粒子径分布を作成する。得られた各炭化物の粒子径のデータをもとに、頻度分布図を作成する。このとき、粒子径の対数値が等間隔となるように粒子径の区間を設定する。具体的には、１０^-1.3（０．０５μｍ）から１０¹（１０μｍ）までの粒子径範囲において、指数を−１．３から１まで０．１刻みで区分けした区間、つまり、０．０５０１μｍ，０．０６３１μｍ，０．０７９４μｍ，０．１μｍ，０．１２５９μｍ，０．１５８５μｍ，０．１９９５μｍ，０．２５１２μｍ，０．３１６２μｍ，０．３９８１μｍ，０．５０１２μｍ，０．６３１μｍ，０．７９４３μｍ，１μｍ，１．２５８９μｍ，１．５８４９μｍ，１．９９５３μｍ，２．５１１９μｍ，３．１６２３μｍ，３．９８１１μｍ，５．０１１９μｍ，６．３０９６μｍ，７．９４３３μｍ，１０μｍの２４個の区間をもとに、炭化物の粒子径の頻度分布図を作成する。

頻度分布図の縦軸は炭化物の個数頻度とし、上記２４個の区間における炭化物の個数頻度の総和が１．００もしくは０．９９以上になるように、個数頻度の小数点有効数字を調節しておく。さらに、式（１）を用いて、上記２４個の個数頻度の分布を表すフィッティングカーブを求めるために、実測の個数頻度データとフィッティングカーブで計算した個数頻度データの差分を最小化するような平均粒子径μ及び標準偏差σを求める。例えば、表計算ソフトのエクセル（Ｅｘｃｅｌ）のソルバー機能を用いて、上記２４個の区間における（実測の個数頻度データ−フィッティングカーブで計算した個数頻度データ）²の総和が最小値を取るように、平均粒子径μ（μｍ）及び標準偏差σを求める。
ここで、式（１）中のμは炭化物の平均粒子径（μｍ）を示し、σはｌｏｇ（ｄ）の標準偏差を示す。ｄは炭化物の円相当径（μｍ）を示す。

［炭化物の粒子径分布の決定係数（Ｒ二乗値）］
炭化物の粒子径分布の決定係数（Ｒ二乗値）は次の方法で求める。上述の各炭化物の粒子径の個数頻度の実測データ、及び、フィッティングカーブから求めた計算データを２つの変数として、決定係数（Ｒ二乗値）を求める。

決定係数（Ｒ二乗値）が小さければ、張り出し成形時において、加工硬化能が低下したり、粗大な炭化物を起点とした割れが発生したりして、張り出し成形性が低下しやすい。決定係数（Ｒ二乗値）は高いほど好ましいものの、原理的に１．０を超えない。好ましい決定係数（Ｒ二乗値）は０．８５〜１．００である。

［球状化率ＳＲの算定方法］
上述の炭化物の平均粒子径μ及び標準偏差σの測定時に得られた、１６箇所の写真画像の各々において、各炭化物の長軸及び短軸を測定する。測定には、三谷商事株式会社製の商品名ＷｉｎＲＯＯＦに代表される画像解析ソフトを用いる。測定された長軸及び短軸に基づいて、各炭化物のアスペクト比を式（３）を用いて求める。求めたアスペクト比が３未満の炭化物を「球状炭化物」と認定し、アスペクト比が３以上の炭化物を「針状炭化物」と認定する。認定された球状炭化物の個数と、全炭化物の個数とを用いて、式（２）に基づいて球状化率ＳＲを求める。

［高炭素鋼板の製造方法］
本実施形態の製造方法は、上述の化学組成を有する素材（スラブ）を用いて、熱延鋼板に対する焼鈍条件、及び、冷延鋼板に対する焼鈍条件と調整することにより、上記組織を有する高炭素鋼板を製造する。本実施形態の製造方法の一例は次のとおりである。

本実施形態の製造方法は、鋼片に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程（熱延工程）と、熱延鋼板に対して焼鈍を実施して熱延焼鈍板を製造する工程（熱延板焼鈍工程）と、熱延板焼鈍後の熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する工程（冷延工程）と、冷延鋼板に対して焼鈍を実施する工程（冷延板焼鈍工程）とを備える。以下、各工程について説明する。

［熱延工程］
熱延工程は、熱間圧延工程と、冷却工程と、巻取り工程とを含む。
［熱間圧延工程］
上述の化学組成を有する素材を製造する。素材はたとえば、スラブや鋼片である。素材がスラブの場合、連続鋳造法によりスラブを製造する。連続鋳造後のスラブをそのまま、又は、連続鋳造後のスラブを冷却後に加熱して、熱間圧延を実施し、熱延鋼板を製造する。熱間圧延での条件は次のとおりである。

加熱温度：１３００℃以下
加熱時間：４時間以下
素材（スラブ）を加熱して熱間圧延する場合、素材の加熱温度は１３００℃以下である。さらに、加熱温度での加熱時間は４時間以下である。加熱温度が１３００℃を超えたり、加熱時間が４時間を超える場合、スラブの表層が過剰に脱炭する。この場合、焼入れしても表層の硬さが高まりにくい。そのため、部品として求められる強度が得られない。したがって、加熱温度を１３００℃以下として、加熱時間を４時間以下とする。

仕上げ熱延温度ＦＴ：６００〜１０００℃
仕上げ熱延温度ＦＴは６００〜１０００℃が好ましい。仕上げ熱延温度ＦＴが６００℃未満であれば、熱延鋼板（鋼帯）表面への疵の発生を抑制しにくい。この場合、熱延鋼板の変形抵抗が増加して、圧延負荷が高まる。さらに、疵の発生により表面に微細な凹凸が生じるため、張り出し成形後の美観が低下する。さらに、ロール摩耗量が増大する。その結果、生産性が低下する。一方、仕上げ熱延温度ＦＴが１０００℃を超えれば、加熱温度の高温化が必須となり熱延鋼板に分厚いスケールが残存する。この場合、スケールが酸素源となり、捲取後にフェライト、パーライト又は上部ベイナイトの結晶粒界が酸化して、表面に微細な凹凸が生じる。微細な凹凸は張り出し成形時に割れの起点となるため、張り出し成形後の美観が低下する。したがって、仕上げ熱延温度ＦＴは６００〜１０００℃が好ましい。

なお、仕上げ熱延温度ＦＴは、仕上げ圧延機の最終スタンド出側での熱延鋼板の温度（℃）であり、最終スタンド出側に配置された測温計で測定される。

仕上げ圧延後のＲＯＴでの冷却速度ＣＲ：１０〜１００℃／秒
仕上げ圧延後のランアウトテーブル（ＲＯＴ）での冷却速度ＣＲは１０〜１００℃／秒が好ましい。冷却速度ＣＲが１０℃／秒未満である場合、冷却速度が緩やかであるため、ＲＯＴ通板中における分厚いスケールの生成を抑制しにくい。この場合、上述のとおり、熱延鋼板の表面に微細な凹凸が生成し、張り出し成形後の美観が低下する。一方、冷却速度ＣＲが１００℃／秒を超えれば、鋼板の最表層部が過剰に冷却されて、下部ベイナイト及びマルテンサイト等の低温変態組織が生成する。この場合、捲き取り後に１００℃〜室温まで冷却されたコイルを払い出す際に、低温変態組織を起点に微小クラックが発生する。微小クラックは続く冷延工程においても取り除きにくいため、張り出し成形後の美観を低下する。したがって、冷却速度ＣＲは１０〜１００℃／秒が好ましい。

上記冷却速度は、仕上げ熱延後の熱延鋼板（鋼帯）が無注水区間を通過した後に注水区間で水冷却を受け始める時点（注水開始点）から、捲取の目標温度までＲＯＴ上で冷却される時点までの間において、各注水区間の冷却設備から受ける冷却速度を意味する。したがって、注水開始点から捲取機により捲取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。

巻取り温度ＣＴ：３５０〜７００℃
巻取り温度ＣＴは３５０〜７００℃が好ましい。巻取り温度ＣＴが３５０℃未満であれば、仕上げ圧延直後に鋼中に存在するオーステナイトがマルテンサイトに変態し、上述の微小クラックの発生を抑制しにくく、張り出し成形後の美観が低下する。一方、巻取り温度ＣＴが７００℃を超えれば、上述のとおり、結晶粒界が酸化して鋼板（鋼帯）表面に微小な凹凸が生成し、張り出し成形後の美観が低下する。したがって、巻取り温度ＣＴは３５０〜７００℃が好ましい。

［熱延板焼鈍工程］
熱延鋼板（熱延コイル）をそのまま、又は、酸洗した後、焼鈍を実施する（熱延板焼鈍）。熱延焼鈍では２段ステップのヒートパターンを用いる。好ましくは、熱延板焼鈍は箱焼鈍により実施する。

一般的な焼鈍では、鋼板をＡｃ₁点未満の温度で保持する。この場合、主として炭素元素の拡散により炭化物が粗大化する。しかしながら、炭化物中に固溶したＭｎ，Ｃｒ等の炭化物安定化元素及び炭化物形成元素は拡散しにくいため、これらの元素が炭化物内で濃化する。その結果、一般的な焼鈍では、鋼中に粒子径が０．１μｍ未満の微細な炭化物が多数残存する。この場合、冷延焼鈍後の鋼板中の炭化物の粒子径分布を所望の対数正規分布に制御できない。

そこで、本実施形態では、２段ステップの熱延焼鈍により、微細な炭化物を除去して、冷延焼鈍後の炭化物の粒子径分布を上記平均μ、標準偏差σの範囲内となる対数正規分布とする。

図３は、熱延板焼鈍工程のヒートパターンの一例を示す模式図である。図３を参照して、熱延板焼鈍工程は、第１焼鈍工程Ｓ１と、第２焼鈍工程Ｓ２と、冷却工程Ｓ３とを含む。

第１焼鈍工程Ｓ１では、Ａｃ₁点以下の焼鈍温度で焼鈍を実施する。このとき、炭化物が粗大化し、炭化物内に合金元素が濃化する。その結果、炭化物の熱的安定性が高まる。図４は、図３中の時刻ｔ１での熱延鋼板の組織の模式図である。図４を参照して、第１焼鈍工程では、第１焼鈍温度がＡｃ₁未満であるため、熱延鋼板の組織がフェライト１と、複数の炭化物１０、１１とからなる。このとき、元素の拡散速度は、粒内よりも粒界２の方が大きい。そのため、粒界２上の炭化物１０は、粒内の炭化物１１よりも粗大化する。

第１焼鈍工程Ｓ１後、第２焼鈍工程Ｓ２を実施する。第２焼鈍工程Ｓ２では、焼鈍温度（第２焼鈍温度）を第１焼鈍温度よりも高くし、Ａｃ₁点以上にする。図５は、図３中の時刻ｔ２での熱延鋼板の組織の模式図である。図５を参照して、第２焼鈍工程では、組織中にオーステナイト３が生成する。オーステナイト３はフェライト１よりも炭素の固溶度が大きい。そのため、オーステナイト３に変態した領域内では、炭化物が溶解する。その結果、時刻ｔ１で生成した微細な炭化物１１は溶解し、その多くが消滅する。一方、時刻ｔ１において熱的安定性を高めた粗大な炭化物１０は、オーステナイト変態後であっても残存する。

第２焼鈍工程Ｓ２後、冷却工程Ｓ３を実施する。冷却工程Ｓ３では、熱延鋼板が６５０℃になるまで、熱延鋼板を徐冷する。図６は、図３中の時刻ｔ３（徐冷中であってＡｃ₁よりも高い温度）での熱延鋼板の組織の模式図であり、図７は図３中の時刻ｔ４（徐冷中であってＡｃ₁点よりも低い温度）での熱延鋼板の組織の模式図である。図６及び図７を参照して、温度の低下とともに、オーステナイト３がフェライト１に変態するため、オーステナイト３の領域が狭くなる（図６）。このとき、オーステナイト領域に残存する炭化物１０に炭素原子が吸着され、粗大化する。その結果、炭化物１０の粒子径は０．１μｍ以上になる。さらに、温度の低下に伴って、微細な炭化物１１も生成する。その結果、Ａｃ₁点未満となった後、図７に示すように、熱延鋼板中に、適度なばらつきの炭化物１０及び１１が形成される。

以上の工程により、熱延板焼鈍工程では、高炭素鋼板内の炭化物の粒子径分布を式（１）の対数正規分布に従わせるための下地を形成する。熱延板焼鈍工程後、後述の冷延工程及び冷延板焼鈍工程を実施することにより、高炭素鋼板の炭化物の粒子径分布が所望の対数正規分布に従う。図３のようなヒートパターンで２段階の焼鈍工程（第１焼鈍工程Ｓ１及び第２焼鈍工程Ｓ２）を実施するために、箱焼鈍炉により熱延板焼鈍を実施する。以下、第１焼鈍工程Ｓ１、第２焼鈍工程Ｓ２及び冷却工程Ｓ３について説明する。

［第１焼鈍工程Ｓ１］
第１焼鈍工程Ｓ１での製造条件は次のとおりである。

第１加熱速度：３０〜１５０℃／時間
第１焼鈍温度までの第１加熱速度を３０〜１５０℃／時間とするのが好ましい。第１加熱速度が３０℃／時間未満であれば、昇温に時間が掛かりすぎ、生産性が低下する。一方、第１加熱速度が１５０℃／時間を超えれば、熱延コイルの外周部と内部との温度差が増大する。この場合、熱膨張差に均した擦り疵及び焼付きが発生し、熱延鋼板の表面に凹凸が生成する。張り出し成形時において、この凹凸が起点となりシワが発生するため、張り出し成形後の美観が低下する。したがって、好ましい第１加熱速度は３０〜１５０℃／時間である。

第１焼鈍温度：６５０〜７２０℃
第１焼鈍温度を６５０〜７２０℃とする。第１焼鈍温度が６５０℃未満であれば、炭化物の安定度が低下する。この場合、第２焼鈍工程Ｓ２において、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となり、徐冷時にパーライトの生成を抑えることが困難となる。一方、焼鈍温度が７２０℃を超えれば、炭化物の安定度を高める前に、オーステナイトが生成するため、上記と同様にパーライトの生成を抑えることが困難となる。熱延板焼鈍後の組織にパーライトが存在する場合、冷延板焼鈍後において、高炭素鋼板の炭化物の粒子径分布が所望の分布にならない。したがって、第１焼鈍温度は６５０〜７２０℃である。

第１焼鈍時間：３時間以上
第１焼鈍工程Ｓ１での第１焼鈍時間は３時間以上である。第１焼鈍時間が３時間未満であれば、炭化物の安定化が不十分であるため、第２焼鈍工程Ｓ２で炭化物を残存させるのが困難になる。第１焼鈍時間の上限は特に限定されない。しかしながら、第１焼鈍時間が１００時間以下であれば、熱延コイル内での焼付きが抑制され、張り出し成形後の美観が高まる。したがって、第１焼鈍時間の好ましい上限は１００時間である。

［第２焼鈍工程Ｓ２］
第２焼鈍工程Ｓ２での製造条件は次のとおりである。

第２加熱速度：１〜８０℃／時間
第１焼鈍工程Ｓ１における第１焼鈍時間が経過した後、第２焼鈍温度までの第２加熱速度を１〜８０℃／時間が好ましい。第２焼鈍工程Ｓ２は、オーステナイト中の微細な炭化物を固溶させることが目的である。したがって、第２加熱速度の制御はそれほど重要ではない。しかしながら、第２加熱速度が１℃／時間未満であれば、昇温に時間が掛かりすぎるため、生産性が低下する。さらに、熱延コイル内で焼付きが発生し、張り出し成形後の美観が低下する。一方、第２加熱速度が８０℃／時間を超えれば、熱延コイルの外周部と内部との温度差が増大し、変態による熱膨張差に起因したすり疵及び焼付きが発生する。この場合、鋼板表面に凹凸が形成されて張り出し成形後の美観が低下する。したがって、好ましい第２加熱速度は１〜８０℃／時間である。

第２焼鈍温度：７２５〜７９０℃
第２焼鈍温度を７２５〜７９０℃とする。第２焼鈍温度が７２５℃未満であれば、オーステナイトの生成量が少なすぎ、かつ、フェライト粒内の炭化物の溶解も不十分である。この場合、第２焼鈍工程Ｓ２後、微細な炭化物が数多く残存してしまい、高炭素鋼板において所望の炭化物の粒子径分布が得られない。一方、第２焼鈍温度が７９０℃を超えれば、炭化物が過剰に固溶して、炭化物がオーステナイト中に残存しにくくなる。したがって、第２焼鈍温度は７２５〜７９０℃である。

第２焼鈍時間：３〜１００時間
第２焼鈍工程Ｓ２での第２焼鈍時間は３〜１００時間とする。第２焼鈍時間が３時間未満である場合、オーステナイトの生成量が少なすぎ、フェライト粒内の炭化物の溶解も不十分である。この場合、第２焼鈍工程Ｓ２後、微細な炭化物が数多く残存してしまう。一方、第２焼鈍時間が１００時間を超えれば、炭化物が過剰に固溶して、炭化物がオーステナイト中に残存しにくくなる。したがって、第２焼鈍時間は３〜１００時間である。

［冷却工程Ｓ３］
冷却工程Ｓ３での製造条件は次のとおりである。

６５０℃までの冷却速度：３０℃／時間以下
第２焼鈍工程Ｓ２における焼鈍時間が経過した後、熱延鋼板の温度が６５０℃になるまでの冷却速度は、３０℃／時間以下とする。要するに、６５０℃までは徐冷する。この徐冷により、第２焼鈍工程Ｓ２で生成したオーステナイトをフェライトに変態し、オーステナイト中に残存した炭化物へ炭素原子を吸着させる。冷却速度が３０℃／時間を超えれば、オーステナイトがパーライトに変態して針状炭化物が生成する。この場合、炭化物の球状化率が低下し、かつ、高炭素鋼板の炭化物の粒子径分布を所望の分布に制御できない。そのため、張り出し成形性が低下する。したがって、６５０℃までの冷却速度は３０℃／時間以下である。冷却速度の下限は特に限定されない。しかしながら、生産性を高める場合、冷却速度の好ましい下限は１℃／時間である。

６５０℃から常温までの冷却方法は特に限定されない。徐冷であってもよいし、放冷であってもよい。

なお、熱延焼鈍（箱焼鈍）の雰囲気は特に限定されない。雰囲気はたとえば、９５ｖｏｌ％以上の窒素を含有してもよいし、９５ｖｏｌ％以上の水素を含有してもよい。雰囲気は大気雰囲気であってもよい。

［冷延工程］
熱延焼鈍工程後の熱延焼鈍板（コイル）、又は、熱延焼鈍後に酸洗処理を実施した熱延焼鈍板（コイル）に対して、冷間圧延を実施する（冷延工程）。冷延工程での製造条件は次のとおりである。

冷延率：５〜８０％
冷延率を５〜８０％とする。冷延率が５％未満であれば、鋼中に導入される転位密度が少なく、後述の冷延焼鈍において炭化物のオストワルド成長が促進されず、炭化物の粒子径分布が所望の対数正規分布に制御できないため、張り出し成形性が低下する。一方、冷延率が８０％を超えれば、冷間圧延により炭化物が破砕する。この場合、微細な炭化物の個数割合が増加し、高炭素鋼板の粒子径分布が所望の対数正規分布に制御できない。さらに、冷延板焼鈍後に得られるフェライトの粒径が微細化し、降伏強度が増加する。その結果、張り出し成形性が低下する。したがって、冷延率は５〜８０％である。

［冷延板焼鈍工程］
前述の熱延板焼鈍工程及び冷延工程を実施した後、冷延板焼鈍工程を実施する。熱延板焼鈍により炭化物の粒子径をある程度の範囲とし、かつ、冷延で鋼板内に歪（転位）を導入する。このような前提の元、冷延板焼鈍工程を実施することにより、炭化物の粒子径分布を式（１）に示す対数正規分布に制御できる。

具体的には、冷延鋼板には、冷間圧延により導入された転位等の格子欠陥が存在する。そのため、鋼中の各元素の拡散頻度が通常の格子拡散に比べて１００倍程度に高まる。冷間圧延により、転位等の格子欠陥は鋼中の炭化物を繋ぐように網目状に強く発達する。そのため、冷延板焼鈍中、炭化物のオストワルド成長が急激に促進する。熱延板焼鈍工程により微細な炭化物を除去した後に、上記の急激なオストワルド成長を促すことにより、炭化物の粒子径分布を式（１）に示す対数正規分布に制御できる。具体的には、熱延板焼鈍工程の冷却工程Ｓ３において、早期にオーステナイトからフェライト及び炭化物に変態した領域の炭化物は比較的小さい。冷延工程及び冷延板焼鈍工程により、この小さな炭化物の個数割合が減少し、図８に示すように、所望の粒子径分布となる炭化物１０、１１が形成される。

冷延板焼鈍で炭化物の粒子径分布を式（１）に示す対数正規分布に整えるためには、過度に長時間の保持を冷延板焼鈍で与えない方が好ましい。図９は、冷延板焼鈍工程の焼鈍時間が過度に長かった場合の高炭素鋼板の組織の模式図である。

上述のとおり、各元素の拡散は格子欠陥の存在により促進される。つまり、冷延板焼鈍時に再結晶したフェライトの転位密度は小さいため、再結晶フェライト粒内に存在する炭化物のオストワルド成長は著しく抑制される。一方、フェライトの粒界上に存在する炭化物は粒界拡散の影響によりオストワルド成長の促進効果が維持される。その結果、長時間焼鈍すれば、図９に示すように、粒界の炭化物１０は、粒内の炭化物１１と比較して、顕著に粗大化し、所望の対数正規分布を維持できなくなる。

以上の理由から、冷延板焼鈍は従前に一般的であった箱型焼鈍炉ではなく、連続焼鈍炉で行う。冷延板焼鈍の条件は次のとおりである。

焼鈍温度：６００〜７８０℃
冷延板焼鈍工程での焼鈍温度を６００〜７８０℃とし、焼鈍温度での保持時間を１０〜１８００秒とする。焼鈍温度が６００℃未満であれば、鋼中の各元素の拡散頻度が著しく低下し、炭化物の粒子径分布を対数正規分布に制御できない。さらに、フェライト粒が微細となり延性が低下するため、張り出し成形性が低下する。一方、焼鈍温度が７８０℃を超えれば、焼鈍中にオーステナイトが多量に生成する。この場合、冷却後にパーライト等のフェライトと炭化物以外の組織が生成するため、張り出し成形性が低下する。したがって、焼鈍温度は６００〜７８０℃である。

保持時間：１０〜１８００秒
上記焼鈍温度での保持時間を１０〜１８００秒とする。保持時間が１０秒未満であれば、冷延板焼鈍において炭化物のオストワルド成長が十分でなく、粒子径分布を所望の対数正規分布に制御できないため、張り出し性が低下する。一方、保持時間が１８００秒を超えれば、上述のとおり、フェライト粒内と粒界上のそれぞれに存在する炭化物での粒子径分布に差が生じ、張り出し成形性が低下する。したがって、保持時間は１０〜１８００秒である。

冷延板焼鈍における加熱速度、冷却速度、過時効帯（ＯＡ帯）の温度は特に限定されない。加熱速度の一例は５〜８０℃／秒であり、冷却速度の一例は１〜３０℃／秒である。ＯＡ帯の温度の一例は２５０〜４５０℃である。

以上の製造方法により製造された高炭素鋼板の組織は、フェライトと球状炭化物とからなる。炭化物の粒子径分布は、平均μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従って分布する。さらに、球状化率ＳＲは８０〜９９％となる。そのため、熱処理後に高い強度が得られ、複合張り出し成形のように、打ち抜きと同時に張り出し成形が実施されても、優れた張り出し成形性が得られる。

次に実施例により本発明の効果を説明する。本実施例は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用された実行条件の一例である。本発明はこの一例に限定されるものではない。本発明は、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とする。

表１に示す成分組成を有するスラブを１１８０℃で１．１時間加熱した。

加熱されたスラブに対して粗熱延を実施して、厚さ４０ｍｍの粗バーを製造した。仕上げ熱延の開始温度が同程度になるように粗バーを加熱して仕上げ熱延を実施した。仕上げ熱延温度は８５０℃であった。仕上げ熱延後、ＲＯＴ上で３５℃／秒の冷却速度で５３０℃まで冷却した。熱延鋼板を５４０℃で捲き取り、板厚２．４ｍｍの熱延コイルを製造した。

熱延コイルを酸洗した。酸洗された熱延コイルに対して、熱延板焼鈍を次の方法で実施した。熱延コイルを箱型焼鈍炉内に挿入した。箱型所焼鈍炉の雰囲気を９５％の水素と５％窒素とを含有するように制御した後、室温から７１０℃までを６０℃／時間の加熱速度で加熱した。そして、７１０℃で２０時間保持してコイル内の温度分布を均一化した（第１焼鈍工程）。その後、８℃／時間の加熱速度で７５０℃まで加熱した。さらに７５０℃で９時間保持した（第２焼鈍工程）。第２焼鈍後、６５０℃までを１０℃／時間の冷却速度で冷却した。６５０℃に到達した後、室温まで炉冷した。

熱延板焼鈍を施された熱延コイルに対して、１８％の冷延率で冷間圧延を実施し、冷延コイルを製造した。冷延コイルに対して冷延板焼鈍を実施した。具体的には、５０℃／秒の平均加熱速度で７０５℃に加熱した。７０５℃で４８０秒保持した。保持後、１５℃／秒の平均冷却速度で３４０℃まで冷却した。そして、３４０℃でＯＡ処理を施した。

冷延板焼鈍が施されたコイルに対して、１．２％の圧下率にて調質圧延を実施して、特性評価用のサンプル（高炭素鋼板）を作製した。

［ミクロ組織観察］
上述のミクロ組織観察方法に基づいて、各試験番号の高炭素鋼板の組織を特定した。特定された結果を表２の組織欄に記載する。組織欄中が「Ｆ」のみである場合、組織がフェライト単相と炭化物とからなることを意味する。「Ｐ」は、組織がパーライトを含むことを意味する。さらに、特定されたフェライトの平均粒径Ｄを上述の方法で求め、求めた平均粒Ｄ（μｍ）をフェライト粒径と定義した。

［ビッカース硬さ試験］
各試験番号の高炭素鋼板から幅３０ｍｍ、長さ５０ｍｍの試験片を切り出した。試験片を、８５０℃に加熱した塩浴内に６０ｍｉｎ浸漬し、すぐさま水冷して焼入れした。焼入れ後のサンプルに対して、１８０℃で６０ｍｉｎ保持する焼き戻し処理を実施した。

焼入れ焼戻し後のサンプルの板厚１／４の位置において、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は９．８Ｎとした。得られたビッカース硬さが７００ＨＶ以上である場合、焼入れ焼戻しにより十分な強度が得られたと判断した。

［張り出し成形性評価試験］
各試験番号のサンプルに対して、プレス機を用いて張り出し成形性を評価した。まず、上下駆動のプレス加工の受け側の金型であるダイスの中心位置に、φ２．０ｍｍで高さ０．４ｍｍの円筒突起を形成した。さらに、駆動側の金型であるポンチにおいて、ダイスの円筒突起の中心軸と同軸に中心が位置するように、φ３．０ｍｍで深さ０．４ｍｍの窪みを形成した。

準備した上記両金型を用いてサンプルに対してプレス加工を実施した。プレス加工後のサンプルの表面に形成された張り出し部において割れの有無と外観美観とを、５倍の拡大鏡で観察した。サンプルの張り出し部において、割れの発生が確認されず、かつ、外観美観を損なうシワ等の発生も確認されない場合、張り出し成形性に優れると評価した（表２中の「張出成形」で「○」印）。また、張り出し部において、サンプル表面に深さ５μｍ未満微小なクラックや高さ５μｍ未満の凸部、及びシワが確認された場合、張り出し成形品の外観の美観を損なうと判断した（表２中で「△」印）。一方、炭化物及び介在物を起点とする割れの発生が確認された場合、張り出し成形性が低いと判断した（表２中で「×」印）。

［引張試験］
各試験番号の高炭素鋼板から、引張試験片を採取した。採取された引張試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を常温大気中で実施し、降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比（＝ＹＰ／ＴＳ）を求めた。

［評価結果］
表２に評価結果を示す。なお、試験番号中の英語は、対応する試験番号で使用した鋼種（表１）を意味する。たとえば、試験番号「Ａ−１」は、表１中の鋼種Ａを使用したことを意味する。

表２を参照して、試験番号Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｍ−１、Ｎ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｔ−１、Ｙ−１、ＡＡ−１ではいずれも、炭化物の粒子径分布が、平均μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも８０〜９９％であった。そのため、焼入れ焼戻し後のビッカース硬さは７００ＨＶ以上であり、十分に高強度化した。さらに、優れた張り出し成形性を示した。

一方、試験番号Ｕ−１及びＶ−１のＣ含有量は低すぎた。そのため、焼入れ焼戻し後のビッカース硬さが７００ＨＶ未満であった。

試験番号Ｗ−１のＳ含有量は高すぎた。そのため、張り出し成形性が低かった。硫化物を起点とした割れが発生したと考えられる。

試験番号Ｘ−１のＣｒ含有量は高すぎた。そのため、炭化物の平均粒子径μが小さすぎ、標準偏差σが低すぎた。そのため、張り出し成形性が低かった。

試験番号Ｚ−１のＣｒの含有量が低すぎた。そのため、炭化物の平均粒子径μは大きすぎた。その結果、張り出し成形時に粗大炭化物を起点として割れが発生した。

試験番号ＡＢ−１のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、フェライトが脆化して張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＣ−１のＳｉ含有量は低すぎ、ＡＥ−１のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、標準偏差σが高すぎ、張り出し成形性が低かった。熱延板焼鈍工程での第２焼鈍工程において、炭化物の安定化が不足し、炭化物の粒子径の分布形態が制御できなかったためと考えられる。

試験番号ＡＤ−１のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、炭化物の球状化率が低すぎ、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＦ−１のＰの含有量は高すぎた。そのため、フェライトが脆化して張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＧ−１及びＡＨ−１のＣ含有量は高すぎた。そのため、張り出し成形時に炭化物を起点とした割れが生じ、張り出し成形性が低かった。

次に、高炭素鋼板の必須元素以外の他の元素の許容される含有量の範囲を調べた。具体的には、表３−１〜表３−４に示す化学組成を有する厚さ２５０ｍｍのスラブを１１８０℃で１．１時間加熱した。

加熱されたスラブに対して粗熱延を実施して、厚さ４０ｍｍの粗バーを製造した。仕上げ熱延の開始温度が同程度になるように粗バーを加熱して仕上げ熱延を実施した。仕上げ熱延温度は８６５℃であった。仕上げ熱延後、ＲＯＴ上で３５℃／秒の冷却速度で５３０℃まで冷却した。熱延鋼板を５４０℃で捲き取り、板厚２．４ｍｍの熱延コイルを製造した。

実施例１と同様の方法で、ビッカース硬さ試験、球状化率、炭化物の平均粒子径μ、標準偏差σ、決定係数Ｒ二乗値、フェライト粒径、降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、降伏比、張り出し成形性を評価した。

［評価結果］
評価結果を表４−１及び表４−２に示す。

表４−１及び表４−２を参照して、試験番号ＡＩ−１、ＡＪ−１、ＡＫ−１、ＡＬ−１、ＡＭ−１、ＡＮ−１、ＡＯ−１、ＡＰ−１、ＡＱ−１、ＡＲ−１、ＡＳ−１、ＡＴ−１、ＡＵ−１、ＡＶ−１、ＡＷ−１、ＡＸ−１、ＡＹ−１、ＡＺ−１、ＢＡ−１、ＢＢ−１、ＢＣ−１、ＢＤ−１、ＢＥ−１、ＢＦ−１、ＢＧ−１、ＢＨ−１、ＢＩ−１、ＢＪ−１、ＢＫ−１、ＢＬ−１、ＢＭ−１、ＢＮ−１、ＢＯ−１、ＢＰ−１、ＢＱ−１、ＢＲ−１、ＢＳ−１、ＢＴ−１、ＢＵ−１、ＢＶ−１、ＢＷ−１、ＢＸ−１、ＢＹ−１、ＢＺ−１、ＣＡ−１、ＣＢ−１、ＣＣ−１、ＣＤ−１、ＣＥ−１、ＣＦ−１、ＣＧ−１、ＣＨ−１、ＤＧ−１及びＤＴ−１の化学組成は適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも８０〜９９％であった。その結果、焼入れ焼戻し後のビッカース硬さが７００ＨＶ以上であり、かつ、優れた張り出し成形性を示した。

一方、試験番号ＣＩ−１、及びＣＪ−１のＣ含有量は低すぎた。そのため、焼入れ焼戻し後のビッカース硬さが７００ＨＶ未満であった。

試験番号ＣＭ−１はＳ含有量が高すぎた。そのため、張り出し成形性が低かった。張り出し成形時に硫化物を起点とした割れが発生したと考えられる。

試験番号ＣＷ−１のＣｒの含有量は高すぎた。そのため、炭化物の平均粒子径μが小さすぎ、標準偏差σが低すぎた。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＤＸ−１のＣｒ含有量が低すぎた。そのため、炭化物の平均粒子径μが大きすぎた。その結果、張り出し成形性が低かった。張り出し成形時に粗大炭化物を起点として割れが発生したと考えられる。

試験番号ＣＫ−１のＳｉ含有量が高すぎた。そのため、フェライトが脆化し、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＱ−１、ＤＤ−１のＡｌ含有量が高すぎた。そのため、フェライトが脆化し、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＤＥ−１のＳｉ含有量は低すぎ、試験番号ＣＰ―１のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、標準偏差σが高すぎた。その結果、張り出し成形性が低かった。熱延板焼鈍工程の第２焼鈍工程において炭化物の安定化が不足したためと考えられる。

試験番号ＤＹ−１のＭｎ含有量が高すぎた。そのため、炭化物の球状化率が低すぎ、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＬ−１のＰ含有量が高すぎた。そのため、フェライトが脆化し、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＥＢ−１及びＥＣ−１のＣ含有量は高すぎた。そのため、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＮ−１、ＣＯ−１、ＣＳ−１、ＣＵ−１、ＤＡ−１、ＤＦ−１、ＤＨ−１、ＤＵ−１、ＤＶ−１、ＤＺ−１、ＥＡ−１では、それぞれ、Ａｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｃｅ、Ｎ、Ｓｂ含有量が高すぎた。そのため、フェライト粒界が脆化して、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＲ１、ＣＳ−１、ＣＵ−１、ＣＸ−１、ＣＹ−１、ＤＡ−１、ＤＢ−１、ＤＣ−１、ＤＫ−１、ＤＰ−１、ＤＱ−1、ＤＲ−１、ＤＶ−１、ＤＺ−１では、Ｍｏ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ含有量が高すぎた。そのため、各元素が微細な炭化物を形成し、標準偏差σが高くなりすぎ、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＴ−1及びＤＮ−１のＮｉ含有量が高すぎた。そのため、冷延板焼鈍時の炭化物のオストワルド成長を抑制され、標準偏差σが高すぎた。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＶ−１、ＤＡ−１、ＤＪ−1、ＤＬ−１、ＤＭ−１、ＤＯ−１、ＤＳ−１、ＤＷ−１では、それぞれ、Ｍｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｏ含有量が高すぎた。そのため、、張り出し成形時に粗大な炭化物を起点として割れが発生し、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＺ−1及びＤＯ−１のＣｕ含有量は高すぎた。そのため、熱延板の表面品位が著しく低下した。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＤＣ−1及びＤＩ−１のＢ含有量が高すぎた。そのため、張り出し成形時にボライドを起点として割れが発生し、張り出し成形性が低かった。

製造条件の影響を調査するために、表１、表３−１及び表３−２に示す、鋼種Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ、Ｐ、Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔ、ＡＩ、ＡＪ、ＡＫ、ＡＬ、ＡＭ、ＡＮ、ＡＯ、ＡＰ、ＡＱ、ＡＲ、ＡＳ、ＡＴ、ＡＵ、ＡＶ、ＡＷ、ＡＸ、ＡＹ、ＡＺ、ＢＡ、ＢＢ、ＢＣ、ＢＤ、ＢＥ、ＢＦ、ＢＧ、ＢＨ、ＢＩ、ＢＪ、ＢＫ、ＢＬ、ＢＭ、ＢＮ、ＢＯ、ＢＰ、ＢＱ、ＢＲ、ＢＳ、ＢＴ、ＢＵ、ＢＶ、ＢＷ、ＢＸ、ＢＹ、ＢＺ、ＣＡ、ＣＢ、ＣＣ、ＣＤ、ＣＥ、ＣＦ、ＣＧ、ＣＨの化学組成を有するスラブを準備した。なお、鋼種Ｙ、ＡＡ、ＤＴ、ＤＧの化学成分を有するスラブの製造に際して、精錬に長時間を要し、生産性が低下したため、上記製造条件の影響の調査では調査の対象外した。

表５に示す製造条件（加熱温度、加熱時間、最終熱延温度ＦＴ、冷却速度ＣＲ、巻取り温度ＣＴ）でスラブを熱間圧延して板厚４ｍｍの熱延鋼板（鋼帯）を製造した。熱延鋼板に対して酸洗を実施した。酸洗後の熱延鋼板に対して、表５に示す製造条件（第１加熱速度、第１焼鈍温度、第１保持時間、第２加熱速度、第２焼鈍温度、第２保持時間、冷却速度）で熱延板焼鈍を実施した。熱延板焼鈍後の熱延鋼板に対して、表５に示す冷延率で冷間圧延を実施して冷延鋼板（鋼帯）を製造した。冷延鋼板に対して表５に示す製造条件（加熱温度、焼鈍温度、保持時間、冷却速度、ＯＡ温度）で冷延板焼鈍を実施して、サンプル（高炭素鋼板）を製造した。

サンプルに対して、実施例１と同様に、ビッカース硬さ試験、球状化率、炭化物の平均粒子径μ、標準偏差σ、決定係数Ｒ二乗値、フェライト粒径、降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、降伏比、張り出し成形性を評価した。

［評価結果］
表５−１〜表５−７に評価結果を示す。

試験番号Ａ−２、Ａ−３、Ａ−４、Ｂ−４、Ｃ−３、Ｄ−２、Ｄ−３、Ｅ−３、Ｆ−２、Ｇ−２、Ｇ−３、Ｈ−３、Ｈ−４、Ｉ−２、Ｉ−４、Ｊ−２、Ｊ−３、Ｋ−２、Ｌ−２、Ｌ−４、Ｍ−２、Ｎ−２、Ｏ−４、Ｐ−４、Ｑ−２、Ｒ−４、Ｓ−２、Ｔ−２、ＡＩ−３、ＡＩ−４、ＡＪ−２、ＡＪ−３、ＡＫ−２、ＡＬ−２、ＡＬ−４、ＡＭ−２、ＡＮ−２、ＡＮ−３、ＡＯ−３、ＡＯ―４、ＡＰ−２、ＡＱ−２、ＡＱ−４、ＡＲ−２、ＡＲ−３、ＡＲ−４、ＡＳ−２、ＡＴ−３、ＡＴ−４、ＡＵ−２、ＡＶ−２、ＡＶ−３、ＡＷ−２、ＡＷ−３、ＡＸ−４、ＡＹ−２、ＡＹ−３、ＡＺ−４、ＢＡ−２、ＢＡ−３、ＢＢ−２、ＢＢ−３、ＢＣ−３、ＢＣ−４、ＢＤ−２、ＢＤ−３、ＢＥ−２、ＢＥ−４、ＢＦ−３、ＢＦ−４、ＢＧ−３、ＢＧ−４、ＢＨ−２、ＢＨ−３、ＢＩ−３、ＢＩ−４、ＢＪ−２、ＢＪ−３、ＢＫ−３、ＢＬ−２、ＢＭ−２、ＢＭ−４、ＢＮ−３、ＢＮ−４、ＢＯ−２、ＢＯ−４、ＢＰ−２、ＢＰ−４、ＢＱ−４、ＢＲ−２、ＢＲ−３、ＢＳ−３、ＢＳ−４、ＢＴ−４、ＢＵ−２、ＢＶ−４、ＢＷ−２、ＢＷ−３、ＢＸ−２、ＢＸ−３、ＢＹ−３、ＢＹ−４、ＢＺ−４、ＣＡ−２、ＣＡ−３、ＣＢ−２、ＣＢ−４、ＣＣ−２、ＣＣ−３、ＣＤ−２、ＣＤ−３、ＣＥ−２、ＣＥ−３、ＣＦ−２、ＣＦ−４、ＣＧ−３、ＣＧ−４、ＣＨ−２、及び、ＣＨ−３の化学組成は適切であり、かつ、製造条件も適切であった。そのため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。その結果、優れた張り出し成形性を示した。

試験番号Ｆ−４、ＡＸ−３、ＢＺ−３の化学組成及び製造条件は適切であったため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、仕上げ熱延温度ＦＴが高かったため、張り出し成形後にシワが発生し、張り出し成形後の美観は低かった（表５−５中の張出成形「△」、表面美観「×」）。これは次の理由によると考えられる。仕上げ熱延温度が高すぎたため、結晶界面を有する炭化物の個数割合が増加した。さらに、巻取りまでの冷却の間に生成した分厚いスケールを酸素供給源として、巻取り後に粒界が酸化した。その結果、表面に微細なクラックが発生し、張り出し成形後の美観が低かった。

試験番号Ｅ−４、ＢＱ−２、ＣＤ−４の化学学組成及び製造条件は適切であったため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、仕上げ熱延温度ＦＴが低かったため、張り出し成形後にシワが発生し、張り出し成形後の美観は低かった（表５−５中の張出成形「△」、表面美観「×」）。これは、次の理由によるものと考えられる。仕上げ熱延温度が低すぎたため、熱延時にスケールを巻き込んで圧延して鋼板表面に凹凸が形成された。張り出し成形においては表面凹凸を起点としてシワが生じるため、張り出し成形後の美観が低かった。仕上げ熱延温度ＦＴが低かったためさらに、これらの試験番号では、圧延時の反力が高まり、通板性が低下したため圧延トラブルが頻発し、生産性が低下した。

試験番号ＢＦ−２、ＢＫ−４及びＨ−２の化学学組成及び製造条件は適切であったため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、冷却速度ＣＲが遅かったため、張り出し成形後にシワが発生し、張り出し成形後の美観は低かった（表５−５中の張出成形「△」、表面美観「×」）。巻取りまでの冷却の間に生成した分厚いスケールを酸素供給源として、巻取り後に粒界が酸化した結果、表面に微細なクラックが発生し、張り出し成形後の美観が低くなったと考えられる。

試験番号ＡＪ−４、ＢＸ−４及びＩ−３の化学学組成及び製造条件は適切であったため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、ＲＯＴでの冷却速度が遅かったため、張り出し成形後にシワが発生し、張り出し成形後の美観は低かった（表５−５中の張出成形「△」、表面美観「×」）。ＲＯＴでの冷却速度が遅かったため、極表層にマルテンサイトが生成され、コイル払い出し時にマルテンサイトを起点として微小なクラックが生じたと考えられる。

試験番号ＢＶ−２、ＢＺ−２及びＯ−２の化学学組成及び製造条件は適切であったため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、巻取り温度ＣＴが低かったため、熱延板の表面に低温変態組織に起因した微細なクラックが生じ、張り出し成形後にシワが発生した。その結果、張り出し成形後の美観は低かった（表５−５中の張出成形「△」、表面美観「×」）。

試験番号ＡＸ−２、Ｂ−３及びＢＬ−３の化学学組成及び製造条件は適切であったため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、巻取り温度ＣＴが高かった。そのため、粒界酸化が起こり、表層に微細な凹凸が生成され、張り出し成形後の美観は低かった（表５−５中の張出成形「△」、表面美観「×」）。

試験番号ＡＭ−３、ＡＭ−４及びＮ−３の化学学組成及び製造条件は適切であったため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、熱延板焼鈍工程の第１焼鈍工程における第１加熱速度が速かった。そのため、コイル内の熱膨張差に起因した疵が発生し、表面に微細な凹凸が形成され、張り出し成形後の美観は低かった（表５−５及び表５−６中の張出成形「△」、表面美観「×」）。

試験番号ＢＡ−４、ＢＨ−４及びＧ−４では、第１焼鈍温度が低すぎた。そのため、標準偏差σが高すぎ、炭化物の粒子径分布が式（１）の対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＳ−３、ＢＬ−４及びＬ−３では、第１焼鈍温度が高すぎた。そのため、標準偏差σが高すぎ、炭化物の粒子径分布が式（１）の対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＰ−４、ＡＱ−３及びＣ−４では、第１焼鈍時間が短すぎた。そのため、標準偏差σが高すぎ、炭化物の粒子径分布が式（１）の対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号Ｋ−３、ＡＮ−４及びＢＱ−３の化学学組成及び製造条件は適切であった。そのため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、第１焼鈍時間が長すぎた。そのため、熱延コイル内で焼付きが発生して、表面に微細な凹凸が形成された。その結果、張り出し成形後の美観は低かった（表５−６中の張出成形「△」、表面美観「×」）。

試験番号ＡＵ−４、ＢＢ−４及びＫ−４の化学学組成及び製造条件は適切であった。そのため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、第２焼鈍工程における第２加熱速度が遅かった。そのため、熱延コイル内で焼付きが発生して、表面に微細な凹凸が形成された。その結果、張り出し成形後の美観は低かった（表５−６中の張出成形「△」、表面美観「×」）。

試験番号ＡＴ−２、ＢＵ−４及びＰ−３の化学学組成及び製造条件は適切であった。そのため、炭化物の粒子径分布が、平均粒子径μが０．２〜１．５μｍ、標準偏差σが０．１０〜０．４５の対数正規分布に従った。さらに、球状化率ＳＲはいずれも、８０〜９９％であった。そのため、張り出し成形性は良好であった。しかしながら、第２加熱速度が速かった。そのため、熱延コイル内で膨脹差に起因した疵が発生し、鋼板表面に凹凸が形成された。その結果、張り出し成形後の美観は低かった（表５−６中の張出成形「△」、表面美観「×」）。

試験番号ＡＬ−３、ＡＺ−３及びＱ−４では、第２焼鈍温度が低すぎた。そのため、微細な炭化物が多数残存し、標準偏差σが高すぎた。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＢＰ−３、ＢＲ−４及びＪ−４では、第２焼鈍温度が高すぎた。そのため標準偏差σが高すぎ、炭化物の粒子径分布が式（１）の対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＢＣ−２、ＣＥ−４及びＦ−３では、第２焼鈍時間が短すぎた。そのため、第２焼鈍工程後に微細な炭化物が多数残存し、標準偏差σが高すぎた。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＣＦ−３及びＥ−２では、第２焼鈍時間が長すぎた。そのため、平均粒子径μが大きすぎた。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号Ｂ−２、ＢＧ−２及びＢＭ−３では、第２焼鈍工程後の冷却速度が遅すぎた。そのため、炭化物が粗大になりすぎ、平均粒子径μが大きすぎ、炭化物の粒子径分布が式（１）の対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＩ−２、Ｃ−２及びＣＡ−４では、第２焼鈍工程後の冷却速度が速すぎた。そのため、組織内にパーライトが生成し、球状化率も低かった。そのため、標準偏差σが高すぎ、炭化物の粒子径分布が対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号Ｔ−３、ＡＯ−２、ＢＴ−３では、冷延率は低すぎた。そのため、冷延板焼鈍中の炭化物のオストワルド成長が促進されず、標準偏差σが高すぎ、粒子径分布が所望の対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低下した。

試験番号Ｏ−３、ＡＶ−４、ＢＯ−３では冷延率が高すぎた。その結果、冷延中に炭化物が破砕され、微細な炭化物が多数残存した。その結果、標準偏差σが高すぎ、炭化物の粒子径分布が対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＢＷ−４、ＣＢ−３及びＲ−２では、冷延板焼鈍での焼鈍温度が低すぎた。その結果、炭化物のオストワルド成長が十分でなく、標準偏差σが高すぎ、炭化物の粒子径分布が対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＫ−３、ＢＩ−２及びＳ−３では、冷延板焼鈍での焼鈍温度が高すぎた。そのため、ミクロ組織観察でパーライトが確認され、炭化物の球状化率も低かった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号ＡＰ−３、ＡＺ−２及びＲ−３では、冷延板焼鈍での焼鈍時間が短すぎた。そのため、炭化物のオストワルド成長が十分でなく、標準偏差σが外れ、粒子径分布が所望の対数正規分布に従わなかった。その結果、張り出し成形性が低かった。

試験番号Ｎ−４、ＢＹ−２、ＣＧ−２では冷延板焼鈍時間が長かった。そのため、炭化物の粒子径分布において標準偏差σが大きく、張り出し成形性が低かった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

１フェライト
２粒界
３オーステナイト
１０，１１炭化物

Claims

高炭素鋼板であって、
質量％で、
Ｃ：０．６５〜０．９０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、及び、
Ｃｒ：０．２０〜２．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
前記高炭素鋼板の組織は、フェライトと複数の炭化物とからなり、
前記複数の炭化物のうち、アスペクト比が３未満となる炭化物の個数割合で定義される球状化率が８０〜９９％であり、
前記炭化物の円相当径を粒子径ｄ（μｍ）と定義した場合、式（１）で定義される対数正規分布の確率密度関数に対して、平均μが０．２〜１．５（μｍ）、標準偏差σが０．１０〜０．４５となるように、前記炭化物の粒子径ｄが分布する、張り出し成形性に優れた高炭素鋼板。
ここで、式（１）中のπは円周率を意味する。
請求項１に記載の高炭素鋼板であって、
前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ａｌ：０．００１〜０．５００％、
Ｍｏ：０．００１〜１．０００％、
Ｎｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｃｕ：０．００１〜０．５００％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５００％、
Ｖ：０．００１〜０．５００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｗ：０．００１〜０．５００％、
Ｔａ：０．００１〜０．５００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｃａ：０．００１〜０．０２０％、
Ｙ：０．００１〜０．０２０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、
Ｌａ：０．００１〜０．０２０％、
Ｃｅ：０．００１〜０．０２０％、
Ｎ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｓｎ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０２０％、及び、
Ａｓ：０．００１〜０．０２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、高炭素鋼板。
請求項１又は請求項２に記載の化学組成を有する素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、巻取る熱間圧延工程と、
巻取られた前記熱延鋼板に対して焼鈍を箱焼鈍炉で実施する熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板焼鈍工程後の前記熱延鋼板に対して５〜８０％の冷延率で冷間圧延を実施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して、６００〜７８０℃の焼鈍温度で１０〜１８００秒保持する焼鈍を連続焼鈍炉で実施する冷延板焼鈍工程とを備え、
前記熱延板焼鈍工程は、
巻取られた前記熱延鋼板を６５０〜７２０℃の第１焼鈍温度まで加熱して、前記第１焼鈍温度で３時間以上保持する第１焼鈍工程と、
第１焼鈍工程後、前記熱延鋼板を７２０〜７９０℃の第２焼鈍温度まで加熱して、前記第２焼鈍温度で３〜１００時間保持する第２焼鈍工程と、
前記第２焼鈍工程後の前記熱延鋼板を３０℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却し、その後、室温まで冷却する工程とを備える、高炭素鋼板の製造方法。