JP6485125B2

JP6485125B2 - 冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板

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Publication number: JP6485125B2
Application number: JP2015045884A
Authority: JP
Inventors: 薫川▲崎▼; 正春亀田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-03-09
Filing date: 2015-03-09
Publication date: 2019-03-20
Anticipated expiration: 2035-03-09
Also published as: JP2016166386A

Description

本発明は、自動車や産業機械の駆動系機械部品の製造に適した加工性として優れた冷間加工性を備える高炭素熱延鋼板に関するものである。

近年、地球環境保護の観点からＣＯ₂排出量を低減するため、自動車車体や機械部品の軽量化が進められる一方、製造工程の簡素化による製造コストの大幅な削減を実現する観点から、これまで熱間鍛造で製造していた機械部品を冷間鍛造で製造する試みがなされている。

製造工程を簡素化するとともに、部品の軽量化を図るためには、従来の熱間での加工性に匹敵する程度の冷間加工性が必要となる。

本発明が対象とする機械部品において、所要の冷間加工性を確保するためには、特に、その素材として高炭素熱延鋼板を用いる場合、対象となる部品の性能として、高い焼入れ性が要求されるばかりでなく、複雑な部品形状に加工するために実施する冷間鍛造において、特に、部品内で生じる大きな板厚変動による割れが発生しないという優れた加工性が求められる。

そのため、高炭素熱延鋼板に優れた冷間加工性を付与するためには、鋼板組織を適切に制御し、十分に軟質化する必要がある。

高炭素熱延鋼板の軟質化は、通常、鋼板組織において、フェライト粒を粗大化し、炭化物を球状化することで可能となる。これまで、高炭素鋼熱延鋼板を軟質化し加工性を改善する方法が数多く提案されている（例えば、特許文献１〜５、参照）。

特許文献１及び２には、Ｃを０．２〜１．３質量％を含む鋼材に対し、仕上げ圧延を６００℃以上Ａr1点以下で特定の圧下率で実施し、その後、４５０〜７００℃の温度範囲で巻き取る方法が提案されている。即ち、特許文献１及び２の方法は、板厚方向における炭化物の分散状態を制御して、球状化炭化物と層状パーライトが混在する組織とすることを特徴とするものである。それ故、集合組織を制御することにより、冷間鍛造性という冷間加工性を付与することを目的とする本発明とは実質的に異なるものである。

特許文献３には、加工性に優れた軟質な高炭素鋼の製造方法が提案されているが、特許文献３の製造方法においては、コイル全体を長時間加熱する必要があり、生産性に課題が残っている。

特許文献４には、Ｃを０．２〜１．３質量％含有する鋼素材の熱間圧延において、仕上げ圧延前又は中にパーライト変態を完了させ、仕上げ圧延で、パーライトを分断して微細化し、高温で巻き取り、自己保有熱で炭化物を球状化する高炭素熱延鋼帯の製造方法が提案されている。

特許文献４の製造方法は、特別な球状化熱処理を必要とせず、熱間圧延のままで、焼入れ性と冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼帯（Ｃ：０．２〜１．３質量％）を製造するものであるが、熱延制御と冷却制御を所要の条件下で適確に行う必要があり、本発明の鋼板特性を得ることは困難である。

特許文献５には、Ｃを０．２〜０．７質量％含有する鋼に、熱間圧延を仕上げ温度（Ａr₃変態点−２０℃）以上で行った後、冷却速度１２０℃／秒を超え、かつ、冷却終了温度６２０℃以下で冷却を行い、次いで、巻取温度６００℃以下で巻き取り、酸洗後、焼鈍温度６４０℃以上Ａc₁変態点以下で焼鈍する高焼入性高炭素熱延鋼板の製造方法が提案されている。

特許文献５の製造方法は、プレス成形や冷間鍛造の際、割れが発生し難い、軟質で加工性に優れた高炭素熱延鋼板を製造することができるが、ベイナイト相を主体とする組織を球状化する長時間の箱焼鈍を行う必要があるため、コストアップが余儀なくされるものである。

特開平０８−１７６７２６号公報特開平０８−２６９６１９号公報特開平０９−１５７７５８号公報特開平０９−３２４２１２号公報特開２００３−０７３７４２号公報

従来技術においては、高炭素熱延鋼板の冷間加工性を高めるため、熱間圧延で形成した鋼板組織を、仕上げ熱延又は球状化焼鈍で球状化して軟質化するが、熱延工程、冷却工程、焼鈍工程を所要の条件下で適確に行う必要がある。特に、焼鈍は箱焼鈍で行うので、製造工期に長時間を要し、製造コストが上昇するという課題がある。

そこで、本発明は、冷間加工性、特に、冷間鍛造性を備える高炭素熱延鋼板を製造する方法において、製造工程を短縮化して製造コストを大幅に低減するとともに、高炭素熱延鋼板に優れた冷間加工性（冷間鍛造性）を付与することを課題とし、該課題を解決する高炭素熱延鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、高炭素熱延鋼板の熱間圧延において、６００℃以上７５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、次いで、３００℃以下の温度域に冷却し、その後、巻き取る直前に加熱すれば、鋼板組織において、所要量のフェライトを確保し、短時間で軟質化を図ることができることを見いだした。

さらに、本発明者らは、上記熱間圧延、冷却、及び、加熱を経て巻き取った高炭素熱延鋼板の平均ｒ値が、従来の熱延鋼板のｒ値に比べ、極めて低いばかりでなく、その異方性も小さいことを知見した。熱延鋼板の平均ｒ値が極めて低く、かつ、その異方性が小さい機械特性は、本発明が目指ざす優れた冷間鍛造性を担う有意な特性である。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）６００℃以上７５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了した高炭素熱延鋼板であって、体積分率で６０％以上のフェライトと、残部が炭化物又は炭化物を含む組織からなり、平均ｒ値（ｒ−ｍ）が０．７以下で、Δｒ値が−０．２以上０．１以下であることを特徴とする冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板。

（２）前記高炭素熱延鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．６５％以下、Ｓｉ：０．１０％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下を含むことを特徴とする前記（１）に記載の冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板。

（３）前記高炭素熱延鋼板が、さらに、質量％で、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下を含むことを特徴とする前記（２）に記載の冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板。

（４）前記高炭素熱延鋼板が、さらに、質量％でＣｒ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（２）又は（３）に記載の冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板。

本発明によれば、冷間加工性、特に、冷間鍛造性に優れ、駆動系機械部品の素材として好適な高炭素熱延鋼板を提供することができる。

本発明の高炭素熱延鋼板の製造工程を示す図である。本発明の高炭素熱延鋼板の別の工程を示す図である。（ａ）は、高炭素熱延鋼板を一旦巻き取る工程を示し、（ｂ）は、巻き取った高炭素熱延鋼板を巻き戻して加熱し、再度、巻き取る工程を示す。

本発明の冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板（以下「本発明熱延鋼板」ということがある。）は、６００℃以上７５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了した高炭素熱延鋼板であって、体積分率で６０％以上のフェライトと、残部が炭化物又は炭化物を含む組織からなり、平均ｒ値（ｒ−ｍ）が０．７以下で、Δｒ値が−０．２以上０．１以下であることを特徴とする。

図１に、本発明熱延鋼板の製造方法の製造工程を示す。通常、粗圧延後の粗バーに、仕上げ圧延機で仕上げ圧延を施して熱延鋼板とし、ランアウトテーブル（冷却手段）上で冷却した後、巻取機で巻き取るが、本製造方法においては、巻取機の前に加熱手段を配置し、冷却手段で冷却した熱延鋼板Ｓを、巻き取る直前に、加熱手段で加熱し、そのまま巻き取る。

巻き取った熱延鋼板は、前述したように、平均ｒ値が、従来の熱延鋼板のｒ値に比べ、極めて低いとともに、その異方性が小さいものである。

粗圧延に供する鋳片は、通常の溶製条件で溶製し、通常の鋳造条件で鋳造した鋳片が好ましい。鋳片は、厚さ１００ｍｍ以下の薄鋳片でもよい。鋳片又は薄鋳片は、再加熱後に熱間圧延に供するか、又は、そのまま熱間圧延に供する。鋳片又は薄鋳片を再加熱する場合、加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下が好ましい。

以下、熱間圧延、及び、その後の工程の工程条件について説明する。

熱間圧延の終了温度：６００℃以上７５０℃以下
（γ＋α）の２相域の６００℃以上７５０℃の温度域で熱間圧延を終了することにより、フェライトの再結晶と粒成長を促進するとともに、炭化物の析出を促進する。その結果、後工程の再加熱処理により、炭化物が分散した鋼板組織が形成される。

前述したように、炭化物の分散により、鋼板組織が軟質化すると同時に、熱延鋼板のｒ値が極めて低くなるとともに、異方性が小さくなり、冷間加工性、特に、冷間鍛造が向上する。この点が、本発明者らが見いだした知見である。

熱間圧延の終了温度が６００℃未満であると、圧延時の変形抵抗が高くなり過ぎて、熱間圧延が難しくなり、フェライトの再結晶と粒成長、及び、炭化物の析出が充分に進行しないので、熱間圧延の終了温度は６００℃以上とする。好ましくは６３０℃以上である。

一方、熱間圧延の終了温度が７５０℃を超えると、圧延終了後の再結晶と粒成長及び炭化物の粗大化に寄与する鋼板内の歪みエネルギーが不足して、再結晶と粒成長及び炭化物の粗大化に要する熱処理時間が長くなり過ぎ、生産性が低下する懸念があるので、熱間圧延の終了温度は７５０℃以下とする。好ましくは７２０℃以下である。

冷却温度：３００℃以下
６００℃以上７５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了した高炭素熱延鋼板を、冷却帯（通常の冷却手段）で、直ちに３００℃以下に冷却する。冷却温度が３００℃を超えると、次工程の「加熱」との連携で発現する材質軟質化効果の発現程度が不十分となるので、冷却温度は３００℃以下とする。好ましくは２７０℃以下である。

巻き取る直前の加熱：
３００℃以下の温度域まで冷却し、次いで、巻き取る直前の熱延鋼板を加熱し、その温度で、そのまま巻き取る。巻き取った熱延鋼板を、自己焼鈍炉で保熱してもよい（保熱については後述する）。

３００℃以下の熱延鋼板を、巻き取る直前に加熱して、板厚方向及び長手方向に観察される第二相に含まれる炭化物を球状化及び／又は分断して材質を軟質化する。

加熱手段は、冷却直後の熱延鋼板を、直ちに加熱する必要があるので、急速加熱が可能な加熱手段が好ましい。応答性の速い電気加熱が好ましく、例えば、通電加熱や誘導加熱が好ましい。なお、加熱速度については特に限定されない。

図２に、本発明熱延鋼板の製造方法の別の工程を示す。図２（ａ）に、高炭素熱延鋼板を一旦巻き取る工程を示し、図２（ｂ）に、巻き取った高炭素熱延鋼板を巻き戻して加熱し、再度、巻き取る工程を示す。

図２に示す製造方法においては、粗圧延後の粗バーＳ’に仕上げ圧延を施して製造した熱延鋼板Ｓを冷却手段で冷却した熱延鋼板Ｓ１を、一旦、巻取機で巻き取る（図２（ａ）、参照）。巻き取った後、室温まで冷却した熱延鋼板を巻き戻し、加熱手段で加熱し、加熱した熱延鋼板Ｓ２を、そのまま巻取機で巻き取る（図２（ｂ）、参照）。

熱間圧延の終了温度：６００℃以上７５０℃以下、冷却温度：３００℃以下、及び、加熱については、前述したとおりである。

巻き取った熱延鋼板を、自己焼鈍炉で保熱してもよい。保熱温度は６８０〜７１０℃が好ましい。保熱時間は６０〜１８０分が好ましい。この保熱で、炭化物の凝集粗大化と結晶粒の成長を促進し、鋼板の軟質化をより図ることができる。

熱延鋼板を３００℃以下へ冷却した直後に加熱すると、熱延鋼板の鋼板組織が軟質化し、冷間加工性、特に、冷間鍛造性が顕著に向上する理由について、本発明者らは、次のように推察している。

仕上げ圧延中、フェライト変態が促進されることに加えて、圧延によって導入された歪みが残存しているため、再加熱（加熱）によって、フェライトの再結晶及び粒成長が促進されて、残存していた歪みが解放され、その結果、熱延鋼板の強度が軟質化し、冷間加工性、特に、冷間鍛造性が顕著に向上する。

本発明熱延鋼板は、前述したように、６００℃以上７５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了した高炭素熱延鋼板であって、体積分率で６０％以上のフェライトと、残部が炭化物又は炭化物を含む組織からなり、平均ｒ値（ｒ−ｍ）が０．７以下で、Δｒ値が−０．２以上０．１以下であることを特徴とする。

フェライトの体積分率：６０％以上
熱延鋼板の冷間加工性を確保するため、フェライトの体積分率を６０％以上とする。フェライトの体積分率が６０％未満であると、最終的な鋼板強度が十分に低下せず、所要の冷間工性が得られないので、フェライトの体積分率は６０％以上とする。好ましくは７０％以上である。フェライトの体積分率は、成分組成の影響を受けるので、上限は特に限定しない。

平均ｒ値（ｒ−ｍ）：０．７以下
平均ｒ値（ｒ−ｍ）は、熱延鋼板のＬ方向、Ｃ方向、及び、４５°（Ｘ）方向において測定したｒ値に基づいて、算出式：ｒ-ｍ＝｛（ｒ−Ｌ）＋（ｒ−Ｃ）＋２×（ｒ−Ｘ）｝／４で算出した値である。平均ｒ値（ｒ−ｍ）が０．７を超えると、冷間加工性が低下するので、平均ｒ値（ｒ−ｍ）は０．７以下とする。好ましくは０．５以下である。

Δｒ値：−０．２以上０．１以下
Δｒ値は、熱延鋼板のＬ方向、Ｃ方向、及び、４５°（Ｘ）方向において測定したｒ値に基づいて、算出式：Δｒ＝｛（ｒ−Ｌ）＋（ｒ−Ｃ）−２×（ｒ−Ｘ）｝／２に基づいて算出する値で、冷間加工性の異方性を表示する指標である。

Δｒ値が、−０．２未満又は０．１超であると、冷間加工性の異方性が著しくなるので、Δｒ値は−０．２以上０．１以下とする。好ましくは−０．１以上０．０５以下である。

上記冷却−加熱処理による材質軟質化効果は、熱延鋼板の成分組成に、直接依らない効果であるので、本発明熱延鋼板は、基本的に、特定の成分組成の熱延鋼板に限定されないが、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．６５％以下、Ｓｉ：０．１０％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下を含む熱延鋼板が好ましい。

以下、好ましい成分組成について説明する。なお、％は質量％を意味する。

Ｃ：０．１５％以上０．６５％以下
Ｃは、成形品の強度の確保に必要な元素である。０．１５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｃは０．１５％以上が好ましい。より好ましくは０．２０％以上である。一方、０．６５％を超えると、硬くなり過ぎて、冷間加工性が低下するので、Ｃは０．６５％以下が好ましい。より好ましくは０．６０％以下である。

Ｓｉ：０．１０％以上２．００％以下
Ｓｉは、強度の向上に寄与する元素である。０．１０％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｓｉは０．１０％以上が好ましい。より好ましくは０．３０％以上である。一方、２．００％を超えると、硬くなりすぎて、冷間加工性が低下するので、Ｓｉは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．５０％以下である。

Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。０．０１％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｍｎは０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。一方、１．００％を超えると、硬くなりすぎて、冷間加工性が低下するので、Ｍｎは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．７０％以下である。

本発明熱延鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの他、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下を含有してもよい。

Ｐ：０．０１０％以下
Ｓ：０．０１０％以下
ＰとＳは、不純物元素であるので、少ないほど好ましく、いずれも、０．０１０％以下が好ましい。より好ましくは、いずれも０．００５％以下である。下限は０％を含むが、ＰとＳを０．０００１％以下に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。０．００１％未満では、脱酸効果が十分に発現しないので、Ａｌは０．００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１００％を超えると、粗大な酸化物が生成して、熱延鋼板の冷間加工性が阻害されるので、Ａｌは０．１００％以下が好ましい。より好ましくは０．０５０％以下である。

Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎは、鉄原料から不可避的に混入する元素であるので、０．０１０％以下が好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。

Ｏ：０．０１０％以下
Ｏは、脱酸後も不可避的に残留する元素であるので、０．０１０％以下が好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。

本発明熱延鋼板は、上記元素の他、Ｃｒ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｒ：０．１％以上２．０％以下
Ｃｒは、鋼板強度の向上に寄与する元素である。０．１％未満では、添加効果が発現しないので、Ｃｒは０．１％以上が好ましい。より好ましくは０．３％以上である。一方、２．０％を超えると、強度が上昇しすぎて、冷間加工性が低下するので、Ｃｒは２．０％以下が好ましい。より好ましくは１．５％以下である。

Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下
Ｍｏは、鋼板強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が発現しないので、Ｍｏは０．０５％以上が好ましい。より好ましくは０．０８％以上である。一方、１．００％を超えると、強度が上昇し過ぎて、冷間加工性が低下するので、Ｍｏは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。

Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素である。０．０００３％未満では、添加効果が発現しないので、Ｂは０．０００３％以上が好ましい。より好ましくは０．０００８％以上である。一方、０．００５０％を超えると、強度が上昇しすぎて、冷間加工性が低下するので、Ｂは０．００５０％以下が好ましい。より好ましくは０．００４５％以下である。

本発明熱延鋼板は、上記元素の他、鋼原料から不可避的に混入する元素、例えば、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ，ＲＥＭ等を、本発明熱延鋼板の特性を阻害しない範囲で、適宜の量を含有してもよい。

なお、本発明熱延鋼板において、成分組成を構成する元素以外の残部は、Ｆｅと不可避的不純物である。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
表１に示す成分組成の鋳片を連続鋳造で製造し、表２〜７に示す条件で熱間圧延を実施して熱延鋼板とし、表２〜７に示す条件で冷却及び加熱を行い、そのまま巻き取って、ミクロ組織を観察し、さらに、冷間加工性（冷間鍛造性）を評価した。

その際、冷間加工性の評価として、熱延鋼板のビッカース硬度（Ｈｖ：荷重＝１ｋｇｆ）と、Ｌ方向、Ｃ方向、及び、４５°（Ｘ）方向のｒ値を測定した。測定ｒ値に基づいて、平均ｒ値（ｒ-ｍ＝｛（ｒ−Ｌ）＋（ｒ−Ｃ）＋２×（ｒ−Ｘ）｝／４）と、その異方性（Δｒ＝｛（ｒ−Ｌ）＋（ｒ−Ｃ）−２×（ｒ−Ｘ）｝／２）を評価した。

評価結果を、表２〜７に併せて示す。

冷間鍛造性との相関より、Ｈｖ：１７０以下で、ｒ−ｍ：０．７以下、Δｒ値：−０．２以上０．１以下のものが本発明の範囲である。

また、比較のため、冷却帯で３００℃以下に冷却した熱延鋼板を、そのまま巻き取って、組織を観察し、同様に冷間加工性を評価した。

ミクロ組織は、ＳＥＭ及びＥＢＳＤを用いて観察し、フェライト分率を算出した。本発明における熱延鋼板の冷間加工性（冷間鍛造性）は、前述したように、ビッカース硬度（Ｈｖ：荷重＝１ｋｇｆ）とｒ値で評価した。

評価結果を、表２〜７に併せて示す。

発明例においては、冷間加工性（冷間鍛造性）が顕著に向上している。一方、Ｃ、Ｓｉ、及び、Ｍｎが、本発明の範囲を超えると、ビッカース硬度が１７０を超えて、冷間加工性（冷間鍛造性）が劣化する。なお、Ｃが、本発明の範囲より低く外れた場合は、ｒ−ｍの値が大きくなり、本発明の目指す冷間加工性（冷間鍛造性）が劣化する。

（実施例２）
表１に示す成分組成のうち、鋼Ａ、Ｃ、及び、Ｈの鋳片を連続鋳造で製造し、表３に示す条件で熱間圧延を実施して４．５ｍｍの熱延板とし、表３に示す条件で冷却して巻き取った。その後、室温まで冷却した熱延鋼板を巻き戻しながら、表３に示す条件で再加熱処理を実施し、そのまま巻き取り、実施例１と同じ手法でミクロ組織を観察し、同様に、冷間加工性（冷間鍛造性）を評価した。

評価結果を表３に併せて示す。発明例においては、１７０以下のＨｖを示すとともに、ｒ−ｍ：０．７以下、Δｒ値：−０．２以上０．１以下が得られ、冷間加工性（冷間鍛造性）が顕著に向上している。なお、熱延板の再加熱温度がＡc1点を超えると、冷却後に硬度が高くなり過ぎて、冷間加工性の劣化が懸念される。

前述したように、本発明によれば、冷間加工性、特に、冷間鍛造性に優れ、駆動系機械部品の素材として好適な高炭素熱延鋼板を連続工程で製造し提供することができる。よって本発明は、鋼板製造産業において利用可能性が高いものである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．６５％以下、Ｓｉ：０．０２％以上１．５２％以下、Ｍｎ：０．１９％以上１．００％以下を含み、
さらに、質量％で、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下を含み、
残部は、Ｆｅと不可避的不純物であり、
体積分率で６０％以上のフェライトと、残部が炭化物又は炭化物を含む組織からなり、
荷重１ｋｇｆで測定したビッカース硬度Ｈｖが１７０以下であり、
平均ｒ値（ｒ−ｍ）が０．７以下で、Δｒ値が−０．２以上０．１以下であることを特徴とする冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板。
前記高炭素熱延鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の冷間加工性に優れた高炭素熱延鋼板。