JP6977880B2 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、冷間加工性および焼入れ性（ズブ焼入れ性および浸炭焼入れ性）に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。

現在、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品は、ＪＩＳ Ｇ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材および機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板（高炭素熱延鋼板）を、冷間加工によって所望の形状に加工した後、所望の硬さを確保するために焼入れ処理を施して製造されることが多い。このため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性や焼入れ性が必要とされ、これまでに種々の鋼板が提案されている。

例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．９％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｔ．Ａｌ：０．１０％以下、さらにＣｒ：１．２％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：２．０％以下のうち１種以上あるいはＴｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下を含有する成分組成とし、球状化率８０％以上、平均粒径０．４〜１．０μｍの炭化物がフェライト中に分散した組織をもつ精密打抜き用高炭素鋼板が記載されている。

特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．２％以上、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有する成分組成とし、炭化物の平均粒径が１．０μｍ以下、かつ０．３μｍ以下の炭化物の比率が２０％以下である加工性を改善した高炭素鋼板が記載されている。

特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０４％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００６％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．２％以下、Ｂ：０．００１％以上０．０１％以下、及びＮ：０．０００１％以上０．０１％以下、さらにＣｒ：０．０５％以上０．３５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５％以下、Ｔａ：０．０１％以上０．５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５％以下、Ｓｎ：０．００３％以上０．０３％以下、Ｓｂ：０．００３％以上０．０３％以下、Ａｓ：０．００３％以上０．０３％以下の１種または２種以上の成分を有するＢ添加鋼が記載されている。

特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．１０〜１．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０５％、Ａｌ：０．２％以下、Ｔｅ：０．０００５〜０．０５％、Ｎ：０．０００５〜０．０３％、さらにＳｂ：０．００１〜０．０５％、加えてＣｒ：０．２〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．３〜１．５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種以上を含有する成分組成とし、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、フェライト結晶粒度が１１番以上である冷間加工性と低脱炭性を改善した機械構造用鋼が記載されている。

特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３％含有し、フェライトとセメンタイトからなり、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ^２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上である焼入れ性および加工性を改善した高炭素熱延鋼板が記載されている。

特許文献６には、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４８％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち1種以上を合計で０．００２〜０．０３％含有し、フェライトとセメンタイトからなり、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個/μｍ^２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５以下、全伸びが４０％以上である焼入れ性および加工性を改善した高炭素熱延鋼板が記載されている。

特許文献７には、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３％含有し、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上であり、フェライトとセメンタイトからなり、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．０８個／μｍ^２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸びが３９％以上である高炭素熱延鋼板が記載されている。

特許文献８には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、およびＳｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種：合計で０．００３〜０．１０％を含有し、かつ０．５０≦（１４［Ｂ］）／（１０．８［Ｎ］）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相とセメンタイトからなり、フェライト相の平均粒径が１０μｍ以下、セメンタイトの球状化率が９０％以上であるミクロ組織を有し、全伸びが３７％以上ある高炭素熱延鋼板が記載されている。

特開２００９−２９９１８９号公報 特開２００５−３４４１９４号公報 特許第４０１２４７５号公報 特許第４７８２２４３号公報 特開２０１５−０１７２８３号公報 特開２０１５−０１７２８４号公報 国際公開第２０１５／１４６１７３号 特許第５４５８６４９号公報

特許文献１に記載される技術は、精密打抜き性に関するものであり、炭化物の分散形態が精密打抜き性及び焼入れ性に及ぼす影響を記載している。具体的には、特許文献１では、平均炭化物粒径を０．４〜１．０μｍに制御し、球状化率を８０％以上とすることで、精密打抜き性と焼入れ性を改善する鋼板が得られることを記載している。しかし、特許文献１には冷間加工性に関する議論はなく、また浸炭焼入れ性に関する記載もない。

特許文献２に記載される技術は、炭化物平均粒径だけでなく、０．３μｍ以下の微細炭化物が加工性に影響することに注目し、炭化物の平均粒径を１．０μｍ以下に制御し、加えて０．３μｍ以下の炭化物割合を２０％以下に制御することで、加工性を改善した鋼板が得られることを記載している。しかし、特許文献２では、Ｃ量が０．２０％以上の範囲について述べており、Ｃ量が０．２０％未満の範囲については検討していない。

特許文献３に記載される技術は、成分組成を調整することで、冷間加工性と耐脱炭性を改善した鋼が得られることを記載している。しかしながら、特許文献３には、ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性に関する記載はない。

特許文献４に記載される技術は、Ｂ、さらにＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓの１種または２種以上の成分を含有し、表層における固溶Ｂを所定量確保することで高い焼入れ性を達成する鋼が得られることを述べている。しかし、特許文献４では焼鈍工程における雰囲気中の水素濃度が９５％以上と規定されており、窒素雰囲気の焼鈍工程において吸窒を抑えて固溶Ｂを確保することが可能かに関する記載はない。

特許文献５〜７に記載される技術は、Ｂ、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３％含有することで浸窒防止効果の高く、例えば窒素雰囲気で焼鈍した場合においても、浸窒を防止し、固溶Ｂが所定量維持されることで焼入れ性を高くすることが記載されている。しかしながら、特許文献５〜７は、いずれもＣ量が０．２０％以上である。

特許文献８に記載される技術では、Ｃ：０．１５〜０．３７％でＢとＳｂ、Ｓｎの１種以上を含有することで焼入れ性の高い鋼を提案している。しかしながら、特許文献８では、浸炭焼入れ性といった、より高い焼入れ性については検討されていない。

本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、優れた冷間加工性および優れた焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）を有する高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を達成するため、鋼の成分組成として、Ｂ、さらにＳｎおよびＳｂから選んだ１種または２種を含有した高炭素熱延鋼板の製造条件と、冷間加工性および焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）との関係について鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。

ｉ）窒素雰囲気で焼鈍を施す場合、雰囲気中の窒素が浸窒して鋼板中に濃化し、鋼板中のＢやＡｌと結合して表層にＢ窒化物およびＡｌ窒化物を生成する。これにより、鋼板中の固溶Ｂ量が低下すること、あるいはＡｌ窒化物の存在により焼入れ前のオーステナイト域での加熱中にオーステナイト粒径が小さくなることで、焼入れ不足になる場合がある。そのため、本発明では、窒素雰囲気で焼鈍を施す場合、より高い焼入れ性（高い浸炭焼入れ性）が求められる鋼板に対して、ＳｂとＳｎの少なくとも１種以上を鋼中に所定量添加する。また、焼鈍において４５０〜６００℃の温度範囲を所定の加熱速度で加熱することで、雰囲気から鋼中への浸窒を所定量に抑制することが可能である。これらにより、上述の浸窒を防止し、固溶Ｂ量の低下およびＡｌ窒化物の増加を抑制することで、より高い焼入れ性（高い浸炭焼入れ性）を確保することが可能である。

ｉｉ）冷間加工性、焼入れ前の高炭素熱延鋼板における硬度（硬さ）、全伸び（以下、単に伸びと称する場合もある。）には、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトが大きく影響している。円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を全セメンタイト数に対して２０％以下とすることで、引張強度４２０ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が３７％以上を得ることができる。

ｉｉｉ) 焼入れ前の高炭素熱延鋼板における硬度（硬さ）、全伸びには、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトが大きく影響している。円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を全セメンタイト数に対して１０％以下とすることで、引張強度３８０ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が４０％以上を得ることができる。

ｉｖ）熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、常温まで冷却し、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃間を加熱し、焼鈍温度：Ａｃ_１変態点未満で保持する焼鈍により、冷間加工性および焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）を向上させることができる。

ｖ）あるいは、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上の仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、常温まで冷却し、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃間を加熱し、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、次いで平均冷却速度：１〜２０℃／ｈでＡｒ_１変態点未満に冷却して、Ａｒ_１変態点未満で２０ｈ以上保持するといった２段焼鈍により、所定のミクロ組織を確保できる。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．２０％未満、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、さらにＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を合計で０．００２％以上０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ミクロ組織は、フェライト、セメンタイト、および全ミクロ組織に対して面積率で６．５％以下の割合を占めるパーライトを有し、前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下、平均セメンタイト径が２．５μｍ以下、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で１．０％以上３．５％未満であり、
表層から深さ１００μｍまでの領域における固溶Ｂ量の平均濃度が１０質量ｐｐｍ以上であり、表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度が７０質量ｐｐｍ以下である高炭素熱延鋼板。
［２］引張強度が４２０ＭＰａ以下、全伸びが３７％以上である［１］に記載の高炭素熱延鋼板。
［３］前記フェライトの平均粒径が４〜２５μｍである［１］または［２］に記載の高炭素熱延鋼板。
［４］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板。
記
Ａ群：Ｔｉ：０．０６％以下
Ｂ群：Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を、それぞれ０．０００５％以上０．１％以下
［５］［１］〜［４］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延を行い、その後平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃の温度範囲に加熱し、焼鈍温度：Ａｃ_１変態点未満で保持する焼鈍を施す高炭素熱延鋼板の製造方法。
［６］［１］〜［４］のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃の温度範囲に加熱し、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、次いで平均冷却速度：１〜２０℃／ｈでＡｒ_１変態点未満に冷却し、Ａｒ_１変態点未満で２０ｈ以上保持する焼鈍を施す高炭素熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、冷間加工性および焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）に優れた高炭素熱延鋼板を得られる。そして、本発明により製造した高炭素熱延鋼板を、素材鋼板として冷間加工性が必要とされるシートリクライナーやドアラッチ、および駆動系向けなどの自動車用部品に適用することにより、安定した品質が要求される自動車用部品の製造に大きく寄与でき、産業上格段の効果を奏する。

以下に、本発明の高炭素熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

１）成分組成
本発明の高炭素熱延鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の成分組成の含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。

Ｃ：０．１０％以上０．２０％未満
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．１０％未満の場合、成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、Ｃ量は０．１０％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．２０％以上では硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．１０％以上０．２０％未満とする。形状が複雑でプレス加工の難しい部品の冷間加工に用いる場合には、Ｃ量は０．１８％以下とすることが好ましい。好ましくは０．１２％以上とし、より好ましくは０．１３％以上とする。

Ｓｉ：０．８％以下
Ｓｉは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．８％以下とする。好ましくは０．６５％以下、さらに好ましくは０．５０％以下である。焼入れ後の焼き戻し工程で所定の軟化抵抗を確保するといった観点から、Ｓｉ量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２％以上とし、さらに好ましくは０．３％以上とする。

Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｍｎ量が０．１０％未満になるとズブ焼入れ性および浸炭焼入れ性ともに低下し始めるため、Ｍｎ量は０．１０％以上とする。厚物材等で内部まで確実に焼入れる場合には、好ましくは０．２５％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎ量が０．８０％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になり、かつ固溶強化により鋼が硬質化し冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．８０％以下とする。成形性の求められる部品用の材料としては、所定の冷間加工性を必要とするため、Ｍｎ量は０．６５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．５５％以下である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｐ量が０．０３％を超えて増加すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。また、冷間加工性も低下させる。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ量は０．０２％以下が好ましい。Ｐは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｐ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＰを低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ量は０．００５％以上が好ましい。さらに好ましくは０．００７％以上である。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、硫化物を形成し、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。Ｓ量が０．０１０％を超えると、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ量は０．００５％以下が好ましい。Ｓは、冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｓ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１０％を超えると、焼入れ処理の加熱時にＡｌＮが生成されてオーステナイト粒が微細化し過ぎる。これにより、冷却時にフェライト相の生成が促進され、ミクロ組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ量は、０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎ量が０．０１％を超えると、ＡｌＮの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、Ｎ量は、０．０１％以下とする。好ましくは０．００６５％以下である。さらに好ましくは、０．００５０％以下である。なお、Ｎは、ＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物およびＢ窒化物を形成する。これにより、焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制して、焼入れ後の靭性を向上させる元素である。このため、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。

Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下
本発明では、Ｃｒは、焼入れ性を高める重要な元素である。０．０５％未満の含有の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒ量を０．０５％以上とする必要がある。また、鋼中のＣｒ量が０％であると、特に浸炭焼入れにおいて表層でフェライトが発生しやすくなり、完全焼入れ組織が得られず、硬度低下が起こりやすい場合がある。このため、焼入れ性を重視する観点より、Ｃｒ量は０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して、冷間加工性が損なわれる。このため、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工性を必要とする部品を加工する際には、より一層優れた冷間加工性を必要とするため、Ｃｒ量は０．４５％以下とすることが好ましく、０．３５％以下とすることがさらに好ましい。

Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下
本発明では、Ｂは、焼入れ性を高める重要な元素である。Ｂ量が０．０００５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００５％超えの場合、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなり、絞り成形において耳が発生しやすくなる。このため、Ｂ量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。

ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種の合計：０．００２％以上０．１％以下
Ｓｂ、Ｓｎは、鋼板表層からの浸窒抑制に有効な元素である。これら元素の１種以上の合計が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められないため、これら元素の１種以上の合計で０．００２％以上とする。さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、これらの元素の１種以上の合計が０．１％を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は、粒界に偏析する傾向があるため、合計で０．１％超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種の合計の含有量は、０．１％以下とする。好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。

本発明では、ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を合計で０．００２％以上０．１％以下とすることで、窒素雰囲気で焼鈍した場合でも鋼板表層からの浸窒を抑制し、鋼板表層における窒素濃度の増加を抑制する。このように、本発明によれば、鋼板表層からの浸窒を抑制できるため、窒素雰囲気で焼鈍した場合であっても、焼鈍後の鋼板表層から深さ１００μｍまでの領域における固溶Ｂ量を適切に確保することができ、かつ鋼板表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＡｌ窒化物（ＡｌＮ）の生成を抑えることで焼入れ前加熱時のオーステナイト粒が成長できる。その結果、冷却時にフェライトおよびパーライトの生成を遅らせることができるため、これにより高い焼入れ性を得ることができる。

本発明において、上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

以上の必須含有元素で、本発明の高炭素熱延鋼板は目的とする特性が得られる。なお、本発明の高炭素熱延鋼板は、例えば焼入れ性をさらに向上させることを目的として、必要に応じて下記の元素を含有することができる。

Ｔｉ：０．０６％以下
Ｔｉは、焼入れ性を高めるために有効な元素である。Ｂの含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に、Ｔｉを含有することで、焼入れ性を向上させることができる。Ｔｉ量が０．００５％未満では、その効果が認められないため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．００５％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｔｉ量が０．０６％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．０６％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。

さらに、本発明の機械特性および焼入れ性を安定化させるために、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選んだ１種または２種以上を、それぞれ所要量添加してもよい。

Ｎｂ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長の防止や靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果は十分に発現しないため、Ｎｂを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｎｂは０．１％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、Ｎｂ炭化物により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになるため、Ｎｂを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。

Ｍｏ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｍｏは、焼入れ性の向上と、焼戻し軟化抵抗性の向上に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、Ｍｏを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｍｏは０．１％を超えると添加効果は飽和し、コストも増加するため、Ｍｏを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。

Ｔａ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｔａは、Ｎｂと同様に炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止や結晶粒の粗大化防止、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、Ｔａを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｔａは０．１％を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Ｔａを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。

Ｎｉ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｎｉは、靱性の向上や焼入れ性の向上に効果の高い元素である。０．０００５％未満では添加効果がないため、Ｎｉを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｎｉは０．１％超では、添加効果が飽和する上にコスト増加も招くため、Ｎｉを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下である。

Ｃｕ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｃｕは、焼入れ性の確保に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が十分に確認されないため、Ｃｕを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｃｕは０．１％超では、熱延時の疵が発生しやすくなり歩留りを落とす等の製造性を劣化させるので、Ｃｕを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下である。

Ｖ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｖは、ＮｂやＴａと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止および靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果は十分に発現しないため、Ｖを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｖは０．１％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、炭化物形成により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになるため、Ｖを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。

Ｗ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｗは、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長防止や焼き戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、Ｗを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｗは０．１％を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Ｗを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。

なお、本発明では、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選んだ２種以上を含有する場合には、その合計量を０．００１０％以上０．１％以下とすることが好ましい。

２）ミクロ組織
本発明の高炭素熱延鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。

本発明では、ミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを有し、該セメンタイトは、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数が全セメンタイト数に対して２０％以下、平均セメンタイト径は２．５μｍ以下、全ミクロ組織に対する上記セメンタイトの占める割合が面積率で１．０％以上３．５％未満であり、表層から深さ１００μｍまでの領域における固溶Ｂ量の平均濃度が１０質量ｐｐｍ以上であり、表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度が７０質量ｐｐｍ以下である。
また、本発明において、フェライトの平均粒径は４〜２５μｍであることが好ましい。より好ましくは５μｍ以上である。

２−１）フェライトおよびセメンタイト
本発明の高炭素熱延鋼板のミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを有する。なお、本発明において、フェライトは面積率で９２％以上が好ましい。フェライト面積率が９２％未満となると成形性が悪くなり、加工度の高い部品で冷間加工が難しくなる場合がある。そのため、フェライトは面積率で９２％以上が好ましい。さらに好ましくは９４％以上とする。

なお、本発明の高炭素熱延鋼板のミクロ組織は、上記したフェライトとセメンタイト以外に、パーライトが生成されてもよい。全ミクロ組織に対してパーライトの面積率が６．５％以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有しても構わない。

２−２）全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合：２０％以下
円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトが多いと分散強化により硬質化し、伸びが低下する。冷間加工性を得る観点より、本発明では、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して２０％以下とする。その結果、さらに、引張強度が４２０ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が３７％以上を達成することができる。
難成形部品に用いる場合には高い冷間加工性が必要であり、この場合には、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数が、全セメンタイト数に対して１０％以下であることが好ましい。円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して１０％以下とすることで、引張強度で３８０ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が４０％以上を達成することができる。なお、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトの割合を定義した理由は、０．１μｍ以下のセメンタイトでは分散強化能を生じ、その大きさのセメンタイトが増えると冷間加工性に支障をきたすためである。
焼鈍中におけるフェライト粒の異常粒成長抑制の観点から、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して３％以上とすることが好ましい。

なお、焼入れ前に存在するセメンタイト径は、円相当直径で０．０７〜３．０μｍ程度である。焼入れ前の円相当直径が０．１μｍ超のセメンタイトの分散状態については、析出強化にそれほど影響しないサイズであるため、特に本発明では規定しない。

２−３）平均セメンタイト径：２．５μｍ以下
焼入れ時にはセメンタイトを全て溶かして、所定のフェライト中の固溶Ｃ量を確保する必要がある。平均セメンタイト径が２．５μｍを超えるとオーステナイト域での保持中においてセメンタイトが完全に溶解できないため、平均セメンタイト径は２．５μｍ以下とする。より好ましくは２．０μｍ以下である。なお、セメンタイトが微細すぎるとセメンタイトの析出強化により冷間加工性が低下するため、平均セメンタイト径は０．１μｍ以上が好ましい。さらに好ましくは０．１５μｍ以上とする。
なお、本発明において「セメンタイト径」とはセメンタイトの円相当直径を指し、セメンタイトの円相当直径は、セメンタイトの長径と短径を測定して円相当直径に換算した値とする。また「平均セメンタイト径」とは、円相当直径に換算した全てのセメンタイトの円相当直径の合計を、セメンタイト総数で除して求めた値を指す。

２−４）全ミクロ組織に対するセメンタイトの占める割合（面積率）が１．０％以上３．５％未満
全ミクロ組織に対するセメンタイトが占める面積率の割合が１．０％未満となると母材強度が低くなり、熱処理をせずに使用する部材では強度不足に陥る場合があるため、１．０％以上とする。より好ましくは１．５％以上である。一方、母材強度が増加して、特に伸びが小さいと難成形部品において割れの危険性が高まるため、所定の伸びを確保する必要がある。所定の伸びを得るために、上記割合は３．５％未満とする。さらに好ましくは３．０％以下とする。

２−５）フェライトの平均粒径：４〜２５μｍ（好適条件）
フェライトの平均粒径は、４μｍ未満では冷間加工前の強度が増加し、プレス成形性が劣化する恐れがあるため、４μｍ以上が好ましい。一方、フェライトの平均粒径は２５μｍを超えると、母材強度が低下する恐れがある。また、目的とする製品形状に成型加工後、焼入れせずに使用する領域では、ある程度母材の強度が必要である。そのため、フェライト平均粒径は、２５μｍ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは５μｍ以上であり、より一層好ましくは６μｍ以上である。より好ましくは２０μｍ以下であり、さらに好ましくは１８μｍ以下である。

なお、本発明では、上述のセメンタイトの円相当直径、平均セメンタイト径、全ミクロ組織に対するセメンタイトの占める割合、フェライトの面積率、フェライトの平均粒径等は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

２−６）表層から深さ１００μｍまでの領域における固溶Ｂ量の平均濃度：１０質量ｐｐｍ以上
本発明の高炭素熱延鋼板においては、鋼板を焼入れした際に表層部に生成しやすいパーライト、ソルバイトといわれるような焼入れ組織を防止するために、鋼板表層から板厚方向へ１００μｍ位置までの領域（部位）（表層１００μｍ部）のＢ量が、窒化や酸化していない固溶Ｂとして平均濃度で１０質量ｐｐｍ以上存在する必要がある。焼入れ処理を行って使用する耐摩耗性が必要とされる自動車部品では表面硬度が要求される。所定の表面硬度を得るためには、焼入れ後表層１００μｍ部において完全焼入れ組織を得る必要がある。好ましくは、上記固溶Ｂ量の平均濃度は１２質量ｐｐｍ以上である。さらに好ましくは１５質量ｐｐｍ以上である。なお、固溶Ｂが高すぎると熱延組織の集合組織の発達の妨げになるため、４０質量ｐｐｍ以下とする。さらに好ましくは３５質量ｐｐｍ以下とする。

２−７）表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度：７０質量ｐｐｍ以下
鋼板表層から板厚方向へ１００μｍ位置までの領域におけるＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度を７０質量ｐｐｍ以下とすることで、焼入れ前加熱におけるオーステナイト域で結晶粒の成長を促進する。これにより、冷却段階でパーライト、ソルバイトといわれる組織が得られにくくなり、焼き入れ不足が起こらず、所定の表面硬度が得られる。表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度は５０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
なお、オーステナイト域での加熱において異常粒成長を抑制する観点から、上記Ｎ量の平均濃度は、１０質量ｐｐｍ以上とすることが好ましく、２０質量ｐｐｍ以上とすることがさらに好ましい。

本発明では、鋼板表層部における固溶Ｂ量およびＡｌＮとして存在するＮ量は、加熱条件、巻取条件、焼鈍条件の各工程での製造条件が密接に関係し、これらの一連の製造条件を最適化することが必要であることが判明した。なお、各工程で固溶Ｂ量およびＡｌＮとしてのＮ量を得るために必要な理由は後述する。

３）機械特性
本発明の高炭素熱延鋼板は、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品を冷間プレスで成形するため、優れた冷間加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬さを大きくして、耐磨耗性を付与する必要がある。そのため、本発明の高炭素熱延鋼板は、鋼板の引張強度を低減して引張強度（ＴＳ）を４２０ＭＰａ以下とし、かつ全伸びを高めて全伸び（Ｅｌ）を３７％以上とすることで、優れた冷間加工性を有するとともに、優れた焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）を両立させることができる。さらに好ましくはＴＳを４１０ＭＰa以下とし、Ｅｌを３８％以上とする。

また、冷間プレス性を必要とする難成形部品を成形することを想定して、さらに鋼板の引張強度を低減してＴＳを３８０ＭＰａ以下とし、かつ全伸びを高めてＥｌを４０％以上とすることで、優れた冷間加工性を有するとともに、優れた焼入れ性（ズブ焼入れ性、浸炭焼入れ性）を両立することができる。さらには好ましくはＴＳを３７０ＭＰa以下とし、Ｅｌを４１％以上とする。

なお、上述の引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

４）製造方法
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記のような成分組成を有する鋼を素材とし、この素材（鋼素材）を熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、常温まで冷却し熱延鋼板とした後、熱延鋼板を、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃の温度範囲を加熱し、焼鈍温度：Ａｃ_１変態点未満で保持する焼鈍を施すことにより製造される。

または、上記のような成分組成を有する鋼を素材とし、この素材（鋼素材）を熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、常温まで冷却し熱延鋼板とした後、熱延鋼板を、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃の温度範囲を加熱し、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、次いで平均冷却速度：１〜２０℃／ｈでＡｒ_１変態点未満に冷却し、Ａｒ_１変態点未満で２０ｈ以上保持する２段焼鈍を施すことにより製造される。

以下、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を表すものとする。

本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はない。例えば、本発明の高炭素鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。転炉等の公知の方法で溶製された高炭素鋼は、造塊−分塊圧延または連続鋳造によりスラブ等（鋼素材）とされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延（熱間粗圧延、仕上圧延）される。

例えば、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。また、スラブを加熱して熱間圧延する場合は、スケールによる表面状態の劣化を避けるために、スラブの加熱温度を１２８０℃以下とすることが好ましい。なお、スラブの加熱温度の下限については１１００℃以上が好ましく、１１５０℃がさらに好ましく、１２００℃以上がより一層好ましい。なお、熱間圧延では、仕上圧延終了温度を確保するため、熱間圧延中にシートバーヒータ等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。

仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延
仕上圧延終了温度がＡｒ_３変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は、Ａｒ_３変態点以上とする。好ましくは（Ａｒ_３変態点＋２０℃）以上とする。なお、仕上圧延終了温度の上限は、特に規定する必要はないが、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、１０００℃以下とすることが好ましい。

なお、上述したＡｒ_３変態点は、フォーマスター試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。

仕上圧延後、平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却
仕上圧延後、６５０〜７００℃までの平均冷却速度は焼鈍後の球状化セメンタイトのサイズに大きく影響する。仕上圧延後、平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満では、焼鈍前組織としてフェライト組織が多すぎるフェライトとパーライト組織になるため、焼鈍後所定のセメンタイト分散状態やサイズが得られない。そのため、２０℃／ｓｅｃ以上で冷却する必要がある。好ましくは２５℃／ｓｅｃ以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／ｓｅｃを超えると焼鈍後に所定のサイズを有するセメンタイトが得られにくくなるため、１００℃／ｓｅｃ以下とする。好ましくは７５℃／ｓｅｃ以下である。

巻取温度：５８０℃超７００℃以下
仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合がある。このため、操業上の観点から好ましくない。したがって、巻取温度の上限を７００℃とする。好ましくは６９０℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため、好ましくない。したがって、巻取温度は５８０℃超とする。好ましくは６００℃以上である。

コイル状に巻き取った後、常温まで冷却し、酸洗処理を施しても良い。酸洗処理後、焼鈍を行う。なお、酸洗処理は公知の方法を適用できる。その後、得られた熱延鋼板に以下の焼鈍を施す。

４５０〜６００℃の温度範囲の平均加熱速度：１５℃／ｈ以上
上記のようにして得た熱延鋼板に、焼鈍（セメンタイトの球状化焼鈍）を施す。窒素雰囲気中での焼鈍では、４５０〜６００℃の温度範囲ではアンモニアガスが発生しやすくなり、アンモニアガスから分解された窒素が表面鋼板に入り、鋼中のＢやＡｌと結合し窒化物を生成する。そのため、４５０〜６００℃の温度範囲の加熱時間はできるだけ短くする。この温度範囲での平均加熱速度は、１５℃／ｈ以上とする。好ましくは２０℃／ｈ以上とする。生産性向上を目的として炉内のばらつきを抑制する観点から、好ましくは７０℃／ｈ以下とし、さらに好ましくは６０℃／ｈ以下とする。

焼鈍温度：Ａｃ_１変態点未満で保持
焼鈍温度がＡｃ_１変態点以上であると、オーステナイトが析出し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度は、Ａｃ_１変態点未満とする。好ましくは（Ａｃ_１変態点−１０℃）以下である。なお、焼鈍温度の下限は特に定めないが、所定のセメンタイト分散状態を得るには、焼鈍温度は６００℃以上が好ましく、さらに好ましくは７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。また、上記焼鈍温度における保持時間は、０．５〜４０時間とすることが好ましい。焼鈍温度における保持時間が０．５時間未満であると、焼鈍の効果が乏しく、本発明の目標とする組織が得られず、その結果、本発明の目標とする鋼板の硬さおよび伸びが得られない場合がある。したがって、上記焼鈍温度における保持時間は０．５時間以上が好ましい。さらに好ましくは５時間以上であり、より一層好ましくは２０時間超えである。一方、上記焼鈍温度における保持時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となる。そのため、上記焼鈍温度における保持時間は、４０時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは３５時間以下である。

本発明では、上記した焼鈍に代えて、以下の２段焼鈍を施すことができる。具体的には、巻き取り、常温まで冷却した後、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃の温度範囲を加熱し、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下で０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）し、次いで平均冷却速度：１〜２０℃／ｈでＡｒ_１変態点未満に冷却し、Ａｒ_１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）する２段焼鈍を施すことにより製造することも可能である。

本発明では、熱延鋼板を平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃の温度範囲を加熱し、Ａｃ_１変態点以上で０．５ｈ以上保持し、熱延鋼板中に析出していた比較的微細な炭化物を溶解してγ相中に固溶させ、その後平均冷却速度：１〜２０℃／ｈでＡｒ_１変態点未満に冷却し、Ａｒ_１変態点未満で２０ｈ以上保持する。このことにより、比較的粗大な未溶解炭化物等を核として固溶Ｃを析出させて、全体のセメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下となるような、炭化物（セメンタイト）の分散を制御された状態とすることができる。すなわち、本発明では、所定条件で２段焼鈍を施すことで、炭化物の分散形態を制御し、鋼板を軟質化させる。本発明で対象とする高炭素鋼板では、軟質化する上で焼鈍後における炭化物の分散形態を制御することが重要となる。本発明では、高炭素熱延鋼板をＡｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下で保持する（１段目の焼鈍）ことで、微細な炭化物を溶解するとともに、Ｃをγ（オーステナイト）中に固溶する。その後のＡｒ_１変態点未満の冷却段階や保持段階（２段目の焼鈍）において、Ａｃ_１変態点以上の温度域で存在するα／γ界面や未溶解炭化物が核生成サイトとなり、比較的粗大な炭化物が析出する。以下、このような２段焼鈍の条件について説明する。なお、焼鈍の際の雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。

４５０〜６００℃の温度範囲の平均加熱速度：１５℃／ｈ以上
上記と同じ理由で、４５０〜６００℃の温度範囲ではアンモニアガスが発生しやすくなり、アンモニアガスから分解された窒素が表面鋼板に入り、鋼中のＢやＡｌと結合し窒化物を生成するため、４５０〜６００℃の温度範囲の加熱時間はできるだけ短くする。この温度範囲での平均加熱速度は、１５℃／ｈ以上とする。好ましくは２０℃／ｈ以上とする。上記平均加熱速度の上限は８０℃／ｈとすることが好ましく、さらに好ましくは７０℃／ｈ以下とする。

Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下で０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）
熱延鋼板をＡｃ_１変態点以上の焼鈍温度に加熱することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Ｃをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライトは高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物（未溶解炭化物）が残存するが、オストワルド成長により、より粗大になる。焼鈍温度がＡｃ_１変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。一方、１段目の焼鈍温度がＡｃ_３変態点超になると焼鈍後に棒状のセメンタイトが多数得られて所定の伸びが得られないため、Ａｃ_３変態点以下とする。また、本発明では、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下での保持時間が０．５ｈ未満では微細な炭化物を十分に溶解することができない。このため、１段目の焼鈍として、Ａｃ_１変態点以上Ａｃ_３変態点以下で０．５ｈ以上保持することとする。保持時間は、好ましくは１．０ｈ以上とする。また、保持時間は１０ｈ以下とすることが好ましい。

平均冷却速度：１〜２０℃／ｈでＡｒ_１変態点未満に冷却
上記した１段目の焼鈍の後、２段目の焼鈍の温度域であるＡｒ_１変態点未満に、平均冷却速度：１〜２０℃／ｈで冷却する。冷却途中に、オーステナイトからフェライトへの変態に伴いオーステナイトから吐き出されるＣが、α／γ界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。１段目の焼鈍後、２段目の焼鈍までの平均冷却速度が、１℃／ｈ未満では生産効率が悪いため、該平均冷却速度は１℃／ｈ以上とする。好ましくは５℃／ｈ以上とする。一方、平均冷却速度が２０℃／ｈを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、２０℃／ｈ以下とする。好ましくは１５℃／ｈ以下とする。

Ａｒ_１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）
上記した１段目の焼鈍後、所定の平均冷却速度で冷却してＡｒ_１変態点未満で保持することで、オストワルド成長により、粗大な球状炭化物をさらに成長させ、微細な炭化物を消失させる。Ａｒ_１変態点未満での保持時間が２０ｈ未満では、炭化物を十分に成長させることができず、焼鈍後の硬度が大きくなりすぎる。このため、２段目の焼鈍はＡｒ_１変態点未満で２０ｈ以上保持とする。なお、特に限定するものではないが、２段目の焼鈍温度は炭化物を十分成長させるため、６６０℃以上とすることが好ましく、また、保持時間は生産効率の観点から、３０ｈ以下とすることが好ましい。

なお、上述したＡｃ_３変態点、Ａｃ_１変態点、Ａｒ_３変態点、Ａｒ_１変態点は、フォーマスター試験などによる加熱時、冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。

また、上述した平均加熱速度、平均冷却速度は、炉内に設置した熱電対で温度を測定し求める。

表１に示す鋼番Ａ〜Ｕの成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２−１および表３−１に示す製造条件に従って、熱間圧延を行った。次いで、酸洗し、窒素雰囲気中（雰囲気ガス：窒素）で、表２−１および表３−１に示す焼鈍温度および焼鈍時間（ｈ）にて焼鈍（球状化焼鈍）を施して、板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍板を製造した。

本発明の実施例では、このようにして得られた熱延焼鈍板から試験片を採取し、下記のように、ミクロ組織、固溶Ｂ量、ＡｌＮ中のＮ量、引張強度、全伸びおよび焼入れ硬さ（焼入れ後の鋼板硬さ、浸炭焼入れ後の鋼板硬さ）をそれぞれ求めた。なお、表１に示すＡｃ_３変態点、Ａｃ_１変態点、Ａｒ_１変態点およびＡｒ_３変態点はフォーマスター試験により求めたものである。

（１）ミクロ組織
焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試験片（大きさ：３ｍｍｔ×１０ｍｍ×１０ｍｍ）を切断研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、表層から板厚１／４のところの５箇所で３０００倍の倍率で撮影した。撮影した組織写真を画像処理により各相（フェライト、セメンタイト、パーライトなど）を特定した。表２−２および表３−２にはミクロ組織として「パーライト面積率」を記載しており、パーライトが面積率で６．５％を超えて認められた鋼については、比較例としている。面積率で６．５％以下のパーライトと、フェライトと、セメンタイトを有する鋼については本発明例としている。

また、ＳＥＭ画像から画像解析ソフトを用いて、フェライトとフェライト以外の領域とを二値化して、フェライトの面積率（％）を求めた。セメンタイトも同様に、セメンタイトとセメンタイト以外の領域を二値化して、セメンタイトの面積率（％）を求めた。また、パーライトは、１００（％）からフェライトとセメンタイトの各面積率（％）を引いた値を、パーライトの面積率（％）とした。

また、撮影した組織写真について、個々のセメンタイト径を評価した。セメンタイト径は、長径と短径を測定し、円相当直径に換算した。平均セメンタイト径は、円相当直径に換算した全てのセメンタイトの円相当直径の合計をセメンタイト総数で除して求めた。円相当直径の値が０．１μｍ以下のセメンタイトの個数を測定し、円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトの数とした。また、全セメンタイトの個数を求め、全セメンタイト数とした。そして、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合（（円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数／全セメンタイト数）×１００（％））を求めた。なお、この「円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトの割合」を、円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトと単に称する場合もある。

また、撮影した組織写真について、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に定められた結晶粒度の評価方法（切断法）を用いて、フェライトの平均粒径を求めた。

（２）固溶Ｂ量の平均濃度の測定
下記の参考文献に記載されている方法と同じ手法で求めた。すなわち、表層から深さ１００μｍまでの領域の研削粉を収集して測定し、この平均値（３回測定した平均値）を平均濃度とする方法で、固溶Ｂ量の平均濃度を求めた。
［参考文献］城代哲史、石田智治、猪瀬国生、藤本京子,鉄と鋼,vol.99 (2013) No.5, p.362-365
（３）ＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度の測定
上記と同様、下記参考文献に記載されている方法と同じ手法で、ＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度を求めた。
［参考文献］城代哲史、石田智治、猪瀬国生、藤本京子,鉄と鋼,vol.99(2013) No.5, p.362-365
（４）鋼板の引張強度と伸び
焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、１０ｍｍ／分で引張試験を行い、公称応力公称歪曲線を求め、最大応力を引張強度とした。また、破断したサンプルを突き合わせて全伸びを求めた。その結果を、伸び（Ｅｌ）とした。

（５）焼入れ後の鋼板硬さ（ズブ焼入れ性）
焼鈍後の鋼板の板幅中央から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚３ｍｍ）を採取し、以下のように７０℃油冷により焼入れ処理を施して、焼入れ硬さ（ズブ焼入れ性）を求めた。焼入れ処理は、上記平板試験片を用いて９００℃で６００ｓ保持して直ちに７０℃の油で冷却する方法（７０℃油冷）で実施した。焼入れ硬さは、焼入れ処理後の試験片の切断面について、表層から７０μｍ板厚内部の領域と１／４板厚にてビッカース硬さ試験機で荷重０．２ｋｇｆの条件下で、硬さを５点測定し、平均硬さを求め、これを焼入れ硬さ（ＨＶ）とした。

（６）浸炭焼入れ後の鋼板硬さ（浸炭焼入れ性）
焼鈍後の鋼板について、９３０℃で鋼の均熱、浸炭処理、拡散処理といった浸炭焼入れ処理を合計時間４時間で行い、８５０℃で３０分保持した後、油冷した（油冷の温度：６０℃）。鋼板表面からの深さ０．１ｍｍの位置と深さ１．２ｍｍの位置まで０．１ｍｍ間隔にて硬さを荷重１ｋｇｆの条件下で測定し、浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの硬さ（ＨＶ）と有効硬化層深さ（ｍｍ）を求めた。有効硬化層深さとは、熱処理後表面から硬さを測定し、５５０ＨＶ以上となる深さと定義する。

そして、上記（５）、（６）より得られた結果から、表４に示す条件で焼入れ性評価を行った。表４は、焼入れ性が十分であると評価できる、Ｃ含有量に応じた焼入れ性の合格規準を表したものである。７０℃油冷後硬さ（ＨＶ）、浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの深さにおける硬さ（ＨＶ）および浸炭焼入れ時の有効硬化層深さの全てが、表４の規準を満足した場合、合格（記号：○で示す）と判定し、焼入れ性に優れると評価した。一方、いずれかの値が表４に示す規準を満足しない場合、不合格（記号：×で示す）と判定し、焼入れ性に劣ると評価した。

表２−２および表３−２の結果より、本発明例の高炭素熱延鋼板は、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下であり、平均セメンタイト径が２．５μｍ以下、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が１．０％以上３．５％未満であり、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、冷間加工性に優れるとともに、焼入れ性にも優れていることがわかる。また、引張強度が４２０ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が３７％以上と優れた機械特性も得ることができた。

一方、本発明の範囲を外れる比較例は、成分組成、ミクロ組織、固溶Ｂ量、ＡｌＮ中のＮ量のいずれか１つ以上が本発明の範囲を満足せず、その結果、冷間加工性、焼入れ性のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できないことがわかる。また、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）の１つ以上が目標特性を満足することができないものもあった。例えば、表２−２および表３−２において、鋼ＳはＣ量が本発明範囲よりも低いため、ズブ焼入れ性を満足しない。また、鋼ＴはＣ量が本発明範囲よりも高いため、鋼板の硬さ、全伸びの特性を満足しない。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０％以上０．２０％未満、
   Ｓｉ：０．８％以下、
   Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％以下、
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下、
   Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、
   Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、
   さらにＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を合計で０．００２％以上０．１％以下を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上圧延終了温度：Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延を行い、
   その後、平均冷却速度：２０〜１００℃／ｓｅｃで６５０〜７００℃まで冷却し、
   巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、
   該熱延鋼板を、窒素雰囲気中で、平均加熱速度：１５℃／ｈ以上で４５０〜６００℃の温度範囲に加熱し、
   焼鈍温度：Ａｃ_１変態点未満で保持する焼鈍を施す、
   高炭素熱延鋼板のミクロ組織が、
   フェライト、セメンタイト、および全ミクロ組織に対して面積率で６．５％以下の割合を占めるパーライトを有し、
   前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下、平均セメンタイト径が２．５μｍ以下、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で１．０％以上３．５％未満であり、
   表層から深さ１００μｍまでの領域における固溶Ｂ量の平均濃度が１０質量ｐｐｍ以上であり、
   表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＡｌＮとして存在するＮ量の平均濃度が７０質量ｐｐｍ以下である、高炭素熱延鋼板の製造方法。
2. 高炭素熱延鋼板の引張強度が４２０ＭＰａ以下、全伸びが３７％以上である、請求項１に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
3. 前記フェライトの平均粒径が４〜２５μｍである、請求項１または２に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
4. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
   記
   Ａ群：Ｔｉ：０．０６％以下
   Ｂ群：Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を、それぞれ０．０００５％以上０．１％以下