TW202031910A - 高碳熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

高碳熱軋鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW202031910A
TW202031910A TW109101846A TW109101846A TW202031910A TW 202031910 A TW202031910 A TW 202031910A TW 109101846 A TW109101846 A TW 109101846A TW 109101846 A TW109101846 A TW 109101846A TW 202031910 A TW202031910 A TW 202031910A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
iron
steel sheet
carbon
hot
Prior art date
Application number
TW109101846A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI728659B (zh
Inventor
宮本友佳
櫻井康広
小野義彦
Original Assignee
日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 filed Critical 日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Publication of TW202031910A publication Critical patent/TW202031910A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI728659B publication Critical patent/TWI728659B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本發明提供一種高碳熱軋鋼板及其製造方法。本發明是如下高碳熱軋鋼板，即，具有特定的成分組成，微組織包括：肥粒鐵、雪明碳鐵、及相對於總微組織以面積率計佔6.5%以下的比例的波來鐵，雪明碳鐵中，當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數的比例為20%以下，平均雪明碳鐵直徑為2.5 μm以下，雪明碳鐵相對於總微組織所佔的比例以面積率計為1.0%以上且小於3.5%，自表層至深度100 μm的區域中的固溶B量的平均濃度為10質量ppm以上，自表層至深度100 μm的區域中的作為AlN存在的N量的平均濃度為70質量ppm以下。

Description

高碳熱軋鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種冷加工性及淬火性（浸入淬火性及滲碳淬火性）優異的高碳熱軋鋼板及其製造方法。
現在，變速器（transmission）、靠背椅（seat recliner）等汽車用零件為了於藉由冷加工而將作為日本工業標準（Japanese Industrial Standards，JIS） G4051中規定的機械結構用碳鋼鋼材及機械結構用合金鋼鋼材的熱軋鋼板（高碳熱軋鋼板）加工成期望的形狀後，確保期望的硬度，多數情況下實施淬火處理來製造。因此，成為原材料的熱軋鋼板需要優異的冷加工性及淬火性，迄今為止已提出有各種鋼板。
例如，在專利文獻1中，記載了一種設為如下成分組成，即，以重量%計，含有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、更含有Cr：1.2%以下、Mo：0.3%以下、Cu：0.3%以下、Ni：2.0%以下中的一種以上或Ti：0.01%～0.05%、B：0.0005%～0.005%、N：0.01%以下，具有球狀化率80%以上、平均粒徑0.4 μm～1.0 μm的碳化物分散在肥粒鐵中的組織的精密沖裁用高碳鋼板。
在專利文獻2中記載了一種改善了加工性的高碳鋼板，其設為以質量%計含有C：0.2%以上、Ti：0.01%～0.05%、B：0.0003%～0.005%的成分組成，碳化物的平均粒徑為1.0 μm以下，且0.3 μm以下的碳化物的比率為20%以下。
在專利文獻3中，記載了一種B添加鋼，其以質量%計，具有C：0.20%以上且0.45%以下、Si：0.05%以上且0.8%以下、Mn：0.5%以上且2.0%以下、P：0.001%以上且0.04%以下、S：0.0001%以上且0.006%以下、Al：0.005%以上且0.1%以下、Ti：0.005%以上且0.2%以下、B：0.001%以上且0.01%以下、及N：0.0001%以上且0.01%以下、進而Cr：0.05%以上且0.35%以下、Ni：0.01%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且0.5%以下、Mo：0.01%以上且1.0%以下、Nb：0.01%以上且0.5%以下、V：0.01%以上且0.5%以下、Ta：0.01%以上且0.5%以下、W：0.01%以上且0.5%以下，Sn：0.003%以上且0.03%以下、Sb：0.003%以上且0.03%以下、As：0.003%以上且0.03%以下的一種或兩種以上成分。
在專利文獻4中，記載了一種設為如下成分組成，即，以質量%計，含有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%、進而Sb：0.001%～0.05%、此外還含有Cr：0.2%～2.0%、Mo：0.1%～1.0%、Ni：0.3%～1.5%、Cu：1.0%以下、B：0.005%以下中的一種以上，且包含以肥粒鐵和波來鐵為主體的組織，肥粒鐵晶體粒度為11號以上的改善了冷加工性和低脫碳性的機械結構用鋼。
在專利文獻5中，記載了一種以質量%計，含有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%，更含有總計0.002%～0.03%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一種以上，具有包含肥粒鐵及雪明碳鐵，肥粒鐵晶粒內的雪明碳鐵密度為0.10個/μm2 以下的微組織，硬度以洛氏硬度（Rockwell hardness）HRB計為75以下，總伸長率為38%以上的改善了淬火性和加工性的高碳熱軋鋼板。
在專利文獻6中，記載了一種以質量%計，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：0.005%以下、B：0.0005%～0.0050%，更含有總計含有0.002%～0.03%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一種以上，具有包含肥粒鐵和雪明碳鐵，且肥粒鐵晶粒內的雪明碳鐵密度為0.10個/μm2 以下的微組織，硬度以HRB計為65以下，總伸長率為40%以上的改善了淬火性及加工性的高碳熱軋鋼板。
在專利文獻7中，記載了一種以質量%計，含有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%，更含有合計為0.002%～0.03%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一種以上，固溶B量在B含量中所佔的比例為70%以上，具有包含肥粒鐵和雪明碳鐵、且肥粒鐵晶粒內的雪明碳鐵密度為0.08個/μm2 以下的微組織，硬度以HRB計為73以下，總伸長率為39%以上的高碳熱軋鋼板。
在專利文獻8中，記載了一種具有如下組成，即以質量%計，含有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%、以及Sb、Sn中至少一種：合計為0.003%～0.10%，且滿足0.50≦（14[B]）/（10.8[N]）的關係，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，並且具有包含肥粒鐵相和雪明碳鐵、且肥粒鐵相的平均粒徑為10 μm以下、雪明碳鐵的球狀化率為90%以上的微組織，總伸長率為37%以上的高碳熱軋鋼板。 [現有技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2009-299189號公報 [專利文獻2]日本專利特開2005-344194號公報 [專利文獻3]日本專利第4012475號公報 [專利文獻4]日本專利第4782243號公報 [專利文獻5]日本專利特開2015-017283號公報 [專利文獻6]日本專利特開2015-017284號公報 [專利文獻7]國際公開第2015/146173號 [專利文獻8]日本專利第5458649號公報
[發明所欲解決之課題]
專利文獻1中記載的技術與精密沖裁性相關，記載了碳化物的分散形態對精密沖裁性及淬火性帶來的影響。具體而言，專利文獻1中記載了藉由將平均碳化物粒徑控制在0.4 μm～1.0 μm，使球狀化率為80%以上，能夠得到改善了精密沖裁性及淬火性的鋼板。但是，專利文獻1中沒有關於冷加工性的討論，另外亦沒有關於滲碳淬火性的記載。
專利文獻2中記載的技術不僅關注碳化物平均粒徑，而且關注0. 3 μm以下的微細碳化物對加工性的影響，記載了藉由將碳化物的平均粒徑控制在1.0 μm以下，並且將0.3 μm以下的碳化物比例控制在20%以下，能夠得到改善了加工性的鋼板。但是，在專利文獻2中，關於C量為0.20%以上的範圍進行了敘述，對C量不足0.20%的範圍沒有研究。
專利文獻3中記載的技術記載了藉由調整成分組成，能夠得到改善了冷加工性及耐脫碳性的鋼。但是，在專利文獻3中沒有關於浸入淬火性、滲碳淬火性的記載。
專利文獻4所記載的技術說明：含有B，更含有Cr、Ni、Cu、Mo、Nb、V、Ta、W、Sn、Sb、As中的一種或兩種以上的成分，藉由確保規定量的表層中的固溶B，能夠得到實現高淬火性的鋼。但是，專利文獻4中規定退火步驟中的環境中的氫濃度為95%以上，沒有關於在氮氣環境的退火步驟中能否抑制吸氮而確保固溶B的記載。
專利文獻5～7所記載的技術記載了藉由含有B、進而含有合計為0.002%～0.03%的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一種以上，滲氮防止效果高，例如即使在氮氣環境下退火的情況下，亦防止滲氮，且藉由維持規定量的固溶B，提高淬火性。但是，專利文獻5～7中，C量均為0.20%以上。
在專利文獻8所記載的技術中，提出了藉由含有C：0.15%～0.37%、B、及Sb、Sn的一種以上而淬火性高的鋼。但是，在專利文獻8中，沒有研究滲碳淬火性等更高的淬火性。
本發明是鑒於上述問題而完成者，其目的在於提供一種具有優異的冷加工性以及優異的淬火性（浸入淬火性、滲碳淬火性）的高碳熱軋鋼板及其製造方法。 [解決課題之手段]
為了實現上述課題，本發明者等人對作為鋼的成分組成，含有B、更含有選自Sn及Sb中的一種或兩種的高碳熱軋鋼板的製造條件與冷加工性及淬火性（浸入淬火性、滲碳淬火性）的關係進行了努力研究。其結果，得出以下見解。
i）在氮氣環境中實施退火時，環境中的氮氣滲入，濃化到鋼板中，與鋼板中的B、Al結合，在表層生成B氮化物及Al氮化物。藉此，鋼板中的固溶B量降低，或者存在Al氮化物，從而在淬火前的沃斯田鐵（austenite）區域的加熱中沃斯田鐵粒徑變小，有時淬火不足。因此，在本發明中，在氮氣環境下實施退火時，對於要求更高淬火性（高滲碳淬火性）的鋼板，向鋼中添加規定量的Sb及Sn的至少一種以上。另外，藉由在退火中以規定的加熱速度在450℃～600℃的溫度範圍加熱，能夠將從環境向鋼中的滲氮抑制為規定量。藉此，防止上述滲氮，抑制固溶B量的降低及Al氮化物的增加，能夠確保更高的淬火性（高滲碳淬火性）。
ii）當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵對冷加工性、淬火前高碳熱軋鋼板的硬度（硬度）、總伸長率（以下，有時亦簡稱為伸長率）有很大的影響。藉由使當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數為20%以下，能夠得到拉伸強度420 MPa以下、總伸長率（El）為37%以上。
iii）當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵對淬火前的高碳熱軋鋼板的硬度（硬度）、總伸長率有很大影響。藉由使當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數為10%以下，能夠得到拉伸強度為380 MPa以下、總伸長率（El）為40%以上。
iv）熱粗軋後，以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製，然後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃，以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，冷卻至常溫，製成熱軋鋼板後，將該熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上在450℃～600℃間進行加熱，藉由以退火溫度：低於Ac1 變態點保持的退火，可提高冷加工性及淬火性（浸入淬火性、滲碳淬火性）。
v）或者，熱粗軋後，進行最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上的最終軋製，然後以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃，以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，冷卻至常溫，製成熱軋鋼板後，將該熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上在450℃～600℃間加熱，藉由在Ac1 變態點以上且Ac3 變態點以下保持0.5h以上，接著，以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至小於Ar1 變態點，以小於Ar1 變態點保持20 h以上這樣的2段退火，能夠確保規定的微組織。
本發明是基於以上見解而完成者，其主旨如下。 [1]一種高碳熱軋鋼板，包含如下成分組成：以質量%計，含有C：0.10%以上且小於0.20%，Si：0.8%以下，Mn：0.10%以上且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%以上且0.50%以下，B：0.0005%以上且0.005%以下，而且，含有合計為0.002%以上且0.1%以下的選自Sb及Sn的一種或兩種，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，微組織包括：肥粒鐵、雪明碳鐵、及相對於總微組織以面積率計佔6.5%以下的比例的波來鐵，所述雪明碳鐵中，當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數的比例為20%以下，平均雪明碳鐵直徑為2.5 μm以下，所述雪明碳鐵相對於總微組織所佔的比例以面積率計為1.0%以上且小於3.5%， 自表層至深度100 μm的區域中的固溶B量的平均濃度為10質量ppm以上，自表層至深度100 μm的區域中的作為AlN存在的N量的平均濃度為70質量ppm以下。 [2]如[1]所述的高碳熱軋鋼板，其中，拉伸強度為420 MPa以下，總伸長率為37%以上。 [3]如[1]或[2]所述的高碳熱軋鋼板，其中，所述肥粒鐵的平均粒徑為4 μm～25 μm。 [4]如[1]至[3]中任一項所述的高碳熱軋鋼板，其中，除了所述成分組成以外，以質量%計更含有選自下述A群組及B群組中的一群組或兩群組， 記 A群組：Ti：0.06%以下 B群組：使選自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的一種或兩種以上分別為0.0005%以上且0.1%以下。 [5]一種高碳熱軋鋼板的製造方法，是如[1]至[4]中任一項所述的高碳熱軋鋼板的製造方法，其中在將具有所述成分組成的鋼熱粗軋後，以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製，然後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃，以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，製成熱軋鋼板後，實施將所述熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上加熱至450℃～600℃的溫度範圍，以退火溫度：低於Ac1 變態點保持的退火。 [6]一種高碳熱軋鋼板的製造方法，是如[1]至[4]中任一項所述的高碳熱軋鋼板的製造方法，其中在將具有所述成分組成的鋼熱粗軋後，以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製，然後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃，以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，製成熱軋鋼板後，實施將所述熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上加熱至450℃～600℃的溫度範圍，以Ac1 變態點以上Ac3 變態點以下保持0.5h以上，繼而，以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至低於Ar1 變態點，並以低於Ar1 變態點保持20 h以上的退火。 [發明的效果]
根據本發明，能夠得到冷加工性及淬火性（浸入淬火性、滲碳淬火性）優異的高碳熱軋鋼板。並且，藉由將根據本發明製造的高碳熱軋鋼板作為原材料鋼板而應用於需要冷加工性的靠背椅、門閂以及傳動系統等汽車用零件，能夠大大有助於要求穩定的品質的汽車用零件的製造，起到產業上顯著的效果。
以下，詳細說明本發明的高碳熱軋鋼板及其製造方法。再者，本發明不限於以下的實施方式。
1）成分組成 對本發明的高碳熱軋鋼板的成分組成及其限定理由進行說明。再者，作為以下成分組成的含量單元的「%」只要沒有特別說明就是指「質量%」。
C：0.10%以上且小於0.20% C是獲得淬火後強度的重要元素。C量不足0.10%時，藉由成形後的熱處理無法得到所期望的硬度，因此C量需要為0.10%以上。但是，C量若為0.20%以上，則硬質化，且韌性和冷加工性劣化。因此，使C量為0.10%以上且小於0.20%。在用於形狀複雜且難以衝壓加工的零件的冷加工時，C量較佳為0.18%以下。較佳為0.12%以上，更佳為0.13%以上。
Si：0.8%以下 Si是藉由固溶強化使強度上升的元素。隨著Si量的增加而硬質化，冷加工性劣化，因此，Si量為0.8%以下。較佳為0.65%以下，進而佳為0.50%以下。自在淬火後的回火步驟中確保規定的軟化阻力的觀點出發，Si量較佳為0.10%以上，更佳為0.2%以上，進而佳為0.3%以上。
Mn：0.10%以上且0.80%以下 Mn是在提高淬火性的同時，藉由固溶強化使強度上升的元素。Mn量不足0.10%時，浸入淬火性及滲碳淬火性均開始降低，因此Mn量為0.10%以上。在厚物材等中可靠地淬火到內部時，較佳為0.25%以上，進而佳為0.30%以上。另一方面，若Mn量超過0.80%，則由Mn的偏析所引起的帶狀組織擴展，組織變得不均一，並且由於固溶強化，鋼硬質化，冷加工性降低。因此，將Mn量設為0.80%以下。作為要求成形性的零件用材料，需要規定的冷加工性，因此Mn量較佳為0.65%以下。進而佳為0.55%以下。
P：0.03%以下 P為藉由固溶強化而使強度上升的元素。若P量增加超過0.03%會導致晶界脆化，淬火後的韌性劣化。另外，冷加工性亦會降低。因此，P量為0.03%以下。為了獲得優異的淬火後的韌性，P量較佳為0.02%以下。因P使冷加工性以及淬火後的韌性下降，故P量越少越佳。然而，若過度地減少P，則精煉成本增加，因此P量較佳為0.005%以上。進而佳為0.007%以上。
S：0.010%以下 S為因形成硫化物而使高碳熱軋鋼板的冷加工性及淬火後的韌性下降，故不得不減少的元素。若S量超過0.010%，則高碳熱軋鋼板的冷加工性及淬火後的韌性顯著劣化。因此，將S量設為0.010%以下。為了得到優異的冷加工性及淬火後的韌性，S量較佳為0.005%以下。因S使冷加工性以及淬火後的韌性下降，故S量越少越佳。但是，若過度降低S，則精煉成本增大，故S量較佳為0.0005%以上。
sol.Al：0.10%以下 sol.Al量超過0.10%時，於淬火處理的加熱時生成AlN且沃斯田鐵（austenite）粒過度微細化。藉此，冷卻時會促進肥粒鐵相的生成，微組織變成肥粒鐵與麻田散鐵（martensite），淬火後的硬度會下降。因此，將sol.Al量設為0.10%以下。較佳設為0.06%以下。再者，sol.Al具有脫氧的效果，為了充分脫氧，較佳設為0.005%以上。
N：0.01%以下 N量超過0.01%時，因AlN的形成，於淬火處理的加熱時沃斯田鐵粒過度微細化，冷卻時會促進肥粒鐵相的生成，故淬火後的硬度會下降。因此，將N量設為0.01%以下。較佳為0.0065%以下。進而佳為0.0050%以下。再者，N形成AlN、Cr系氮化物和B氮化物。藉此是在淬火處理加熱時適度抑制沃斯田鐵粒生長，提高淬火後的韌性的元素。因此，N量較佳為0.0005%以上。進而佳為0.0010%以上。
Cr：0.05%以上且0.50%以下 在本發明中，Cr是提高淬火性的重要元素。在含有不足0.05%的情況下，看不到充分的效果，因此需要使Cr量為0.05%以上。另外，鋼中的Cr量為0%時，特別是在滲碳淬火中，表層容易產生肥粒鐵，無法得到完全淬火組織，有時容易引起硬度降低。因此，自重視淬火性的觀點出發，將Cr量設為0.05%以上，較佳設為0.10%以上。另一方面，Cr量超過0.50%時，淬火前的鋼板硬質化，冷加工性受損。因此，將Cr量設為0.50%以下。再者，在加工難以衝壓成形的需要高加工性的零件時，由於需要更優異的冷加工性，因此Cr量較佳為0.45%以下，進而佳為0.35%以下。
B：0.0005%以上且0.005%以下 在本發明中，B是提高淬火性的重要元素。B量不足0.0005%時，看不到充分的效果，因此B量需要為0.0005%以上。較佳為0.0010%以上。另一方面，B量超過0.005%時，最終軋製後的沃斯田鐵的再結晶延遲，結果熱軋鋼板的質地發展，退火後的各向異性變大，於捲壓成形中容易產生邊緣。因此，B量設為0.005%以下。較佳為0.004%以下。
選自Sb及Sn的一種或兩種的合計：0.002%以上0.1%以下。 Sb、Sn是抑制自鋼板表層的滲氮的有效元素。該些元素的一種以上的合計不足0.002%時，看不到充分的效果，因此該些元素的一種以上的合計為0.002%以上。進而佳為0.005%以上。另一方面，即使該些元素的一種以上的合計含有超過0.1%，滲氮防止效果亦飽和。另外，該些元素存在偏析至粒界的傾向，因此合計超過0.1%時，含量過高，有可能引起粒界脆化。因此，選自Sb及Sn中的一種或兩種的合計含量設為0.1%以下。較佳為0.03%以下，進而佳為0.02%以下。
在本發明中，藉由使選自Sb及Sn中的一種或兩種合計為0.002%以上且0.1%以下，即使在氮氣環境中退火的情況下，亦抑制自鋼板表層的滲氮，從而抑制鋼板表層中的氮氣濃度的增加。如此，根據本發明，由於能夠抑制來自鋼板表層的滲氮，故即使在氮氣環境下退火的情況下，亦能夠適當地確保自退火後的鋼板表層到深度100 μm的區域中的固溶B量，並且抑制自鋼板表層到深度100 μm的區域中的Al氮化物（AlN）的生成，藉此在淬火前加熱時的肥粒鐵粒能夠成長。其結果，冷卻時可延遲肥粒鐵及波來鐵的生成，藉此可得到較高的淬火性。
在本發明中，上述以外的剩餘部分是Fe及不可避免的雜質。
藉由以上的必須含有元素，本發明的高碳熱軋鋼板能夠得到目標特性。再者，本發明的高碳熱軋鋼板例如以進一步提高淬火性為目的，根據需要可含有下述元素。
Ti：0.06%以下 Ti是用於提高淬火性的有效元素。僅僅含有B而淬火性不充分的情況下，藉由含有Ti，可提高淬火性。Ti量不足0.005%時，看不到其效果，故含有Ti時，Ti量較佳為0.005%以上。進而佳為0.007%以上。另一方面，Ti量含有超過0.06%時，淬火前的鋼板硬質化，冷加工性受損，故含有Ti時，Ti量設為0.06%以下。較佳為0.04%以下。
進而，為了使本發明的機械特性及淬火性穩定化，亦可分別添加所需量的選自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的一種或兩種以上。
Nb：0.0005%以上且0.1%以下 Nb是對形成碳氮化物，防止淬火前加熱時的結晶粒的異常粒生長、改善韌性、改善回火軟化阻力而言有效元素。若不足0.0005%，不能充分發現添加效果，故含有Nb時較佳為將下限設為0.0005%。進而佳為0.0010%以上。Nb超過0.1%時，不僅添加效果飽和，而且因Nb碳化物，母材的拉伸強度增加，伴隨於此使伸長率降低，因此含有Nb時，較佳為將上限設為0.1%。進而佳為0.05%以下，更佳為小於0.03%。
Mo：0.0005%以上且0.1%以下 Mo是提高淬火性和提高回火軟化阻力性的有效元素。若不足0.0005%，則添加效果小，因此含有Mo時較佳為下限設為0.0005%。進而佳為0.0010%以上。Mo超過0.1%時，添加效果飽和，成本亦增加，因此含有Mo時較佳為上限設為0.1%。進而佳為0.05%以下，進而更佳小於0.03%。
Ta：0.0005%以上且0.1%以下 Ta是與Nb同樣地形成碳氮化物，對於防止淬火前加熱時結晶粒的異常粒生長、防止結晶粒的粗大化、改善回火軟化阻力有效的元素。若不足0.0005%，則添加效果小，因此含有Ta時，較佳為下限設為0.0005%。進而佳為0.0010%以上。若Ta超過0.1%，則添加效果飽和，由過剩的碳化物形成引起的淬火硬度降低，另外成本增加，故含有Ta時較佳為上限設為0.1%。進而佳為0.05%以下，進而更佳為小於0.03%。
Ni：0.0005%以上且0.1%以下 Ni是對提高韌性和提高淬火性而言效果高的元素。由於不足0.0005%時沒有添加效果，故含有Ni時較佳為下限設為0.0005%。進而佳為0.0010%以上。Ni超過0.1%時，添加效果飽和且導致成本增加，因此含有Ni時較佳為上限設為0.1%。進而佳為0.05%以下。
Cu：0.0005%以上且0.1%以下 Cu是確保淬火性的有效元素。若不足0.0005%，則不能充分確認添加效果，因此含有Cu時，較佳為下限設為0.0005%。進而佳為0.0010%以上。Cu超過0.1%時，容易產生熱軋時的缺陷，使成品率降低等製造性劣化，因此含有Cu時較佳為上限設為0.1%。進而佳為0.05%以下。
V：0.0005%以上且0.1%以下 V與Nb及Ta同樣地，是形成碳氮化物，防止淬火前加熱時的結晶粒的異常粒生長、改善韌性、改善回火軟化阻力的有效元素。因為不足0.0005%時不能充分發現添加效果，所以含有V時較佳為下限設為0.0005%。進而佳為0.0010%以上。V超過0.1%時，不僅添加效果飽和，而且由於碳化物形成，母材的拉伸強度增加，伴隨與此，使伸長率降低，因此含有V時較佳為上限設為0.1%。進而佳為0.05%以下，進而更佳為小於0.03%。
W：0.0005%以上且0.1%以下 W與Nb、V一樣，是形成碳氮化物，防止淬火前加熱時沃斯田鐵結晶粒的異常粒生長和改善回火軟化阻力的有效元素。若不足0.0005%，則添加效果小，因此含有W時，較佳為下限設為0.0005%。進而佳為0.0010%以上。W超過0.1%時，添加效果飽和，過剩的碳化物形成引起的淬火硬度降低，另外成本增加，因此含有W時較佳為上限設為0.1%。進而佳為0.05%以下，進而更佳小於0.03%。
再者，在本發明中，在含有選自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中兩種以上的情況下，較佳為使其合計量為0.0010%以上且0.1%以下。
2）微組織 對本發明的高碳熱軋鋼板的微組織的限定理由進行說明。
在本發明中，微組織具有肥粒鐵及雪明碳鐵，關於該雪明碳鐵，當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數為20%以下，平均雪明碳鐵直徑為2.5 μm以下，上述雪明碳鐵相對於總微組織所佔的比例以面積率計為1.0%以上且小於3.5%，自表層到深度100 μm的區域中的固溶B量的平均濃度為10質量ppm以上，自表層到深度100 μm的區域中作為AlN存在的N量的平均濃度為70質量ppm以下。另外，在本發明中，肥粒鐵的平均粒徑較佳為4 μm～25 μm。更佳為5 μm以上。
2-1）肥粒鐵及雪明碳鐵 本發明的高碳熱軋鋼板的微組織具有肥粒鐵及雪明碳鐵。再者，在本發明中，肥粒鐵以面積率計較佳為92%以上。如果肥粒鐵面積率不足92%，則成形性變差，有時用加工度高的零件難以進行冷加工。因此，肥粒鐵以面積率計較佳為92%以上。進而佳為94%以上。
再者，本發明的高碳熱軋鋼板的微組織除了上述肥粒鐵和雪明碳鐵以外，亦可生成波來鐵。相對於總微組織，波來鐵的面積率為6.5%以下時，不會損害本發明的效果，因此可含有波來鐵。
2-2）當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數的比例：20%以下 當量圓直徑在0.1 μm以下的雪明碳鐵多時，會因分散強化而硬質化，伸長率降低。自得到冷加工性的觀點出發，本發明中，當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數設為20%以下。其結果是，拉伸強度可進一步達到420 MPa以下，總伸長率（El）可達到37%以上。 用於難成形零件時需要高的冷加工性，此時，當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數較佳為10%以下。藉由使當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數為10%以下，拉伸強度可達到380 MPa以下，總伸長率（El）可達到40%以上。再者，定義當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵的比例的理由是：0.1 μm以下的雪明碳鐵產生分散強化能，所述大小的雪明碳鐵增加時會對冷加工性帶來障礙。 自抑制退火中的肥粒鐵粒的異常粒生長的觀點出發，當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數較佳為3%以上。
再者，淬火前存在的雪明碳鐵直徑以當量圓直徑計為0.07 μm～3.0 μm左右。關於淬火前的當量圓直徑超過0.1 μm的雪明碳鐵的分散狀態，由於是對析出強化沒有太大影響的尺寸，因此在本發明中沒有特別規定。
2-3）平均雪明碳鐵直徑：2.5 μm以下 淬火時需要將雪明碳鐵全部熔化，確保規定的肥粒鐵中的固溶C量。平均雪明碳鐵直徑超過2.5 μm時，在沃斯田鐵區域保持中雪明碳鐵無法完全溶解，因此平均雪明碳鐵直徑設為2.5 μm以下。更佳為2.0 μm以下。再者，雪明碳鐵過微細時，雪明碳鐵的析出強化導致冷加工性降低，因此平均雪明碳鐵直徑較佳為0.1 μm以上。進而佳為0.15 μm以上。 再者，本發明中所謂「雪明碳鐵直徑」是指雪明碳鐵的當量圓直徑，雪明碳鐵的當量圓直徑是測定雪明碳鐵的長徑和短徑並換算成當量圓直徑而得到的值。另外，「平均雪明碳鐵直徑」是指將換算成當量圓直徑的全部雪明碳鐵的當量圓直徑的合計除以雪明碳鐵總數而求出的值。
2-4）雪明碳鐵相對於總微組織所佔的比例（面積率）為1.0%以上且小於3.5% 雪明碳鐵相對於總微組織所佔的面積率的比例不足1.0%時，母材強度降低，在不進行熱處理而使用的零件中，有時會陷入強度不足，因此設為1.0%以上。更佳為1.5%以上。另一方面，母材強度增加，特別是伸長率小時，難成形零件中裂紋的危險性提高，因此需要確保規定的伸長率。為了得到規定的伸長率，上述比例設為不足3.5%。進而佳為3.0%以下。
2-5）肥粒鐵的平均粒徑：4 μm～25 μm（較佳條件） 肥粒鐵的平均粒徑不足4 μm時，冷加工前的強度增加，有可能使衝壓成形性劣化，因此較佳為4 μm以上。另一方面，肥粒鐵的平均粒徑超過25 μm時，母材強度有可能下降。另外，成型加工成目標產品形狀後，在不淬火使用的區域，在一定程度上需要母材的強度。因此，肥粒鐵平均粒徑較佳為25 μm以下。進而佳為5 μm以上，進而更佳為6 μm以上。更佳為20 μm以下，進而佳為18 μm以下。
再者，在本發明中，上述雪明碳鐵的當量圓直徑、平均雪明碳鐵直徑、雪明碳鐵相對於總微組織所佔的比例、肥粒鐵的面積率、肥粒鐵的平均粒徑等可藉由後述的實施例所述的方法來測定。
2-6）自表層到深度100 μm的區域中的固溶B量的平均濃度：10質量ppm以上 在本發明的高碳熱軋鋼板中，為了防止淬火鋼板時在表層部容易生成的被稱為波來鐵、糙斑鐵的淬火組織，需要自鋼板表層向板厚方向100 μm位置為止的區域（部位）（表層100 μm部）的B量作為未氮化或未氧化的固溶B以平均濃度計存在10質量ppm以上。對於進行淬火處理來使用的需要耐磨損性的汽車零件，要求表面硬度。為了得到規定的表面硬度，需要在淬火後表層100 μm部得到完全淬火組織。較佳為上述固溶B量的平均濃度為12質量ppm以上。進而佳為15質量ppm以上。再者，固溶B過高會妨礙熱軋組織的質地的發展，因此將其設為40質量ppm以下。進而佳為35質量ppm以下。
2-7）自表層到深度100 μm的區域中的作為AlN存在的N量的平均濃度：70質量ppm以下 藉由將自鋼板表層向板厚方向100 μm位置的區域中的作為AlN存在的N量的平均濃度設為70質量ppm以下，於淬火前加熱中的沃斯田鐵區域促進結晶粒的生長。藉此，在冷卻階段難以得到波來鐵、糙斑鐵這樣的組織，不會引起淬火不足，得到規定的表面硬度。自表層到深度100 μm的區域中作為AlN存在的N量的平均濃度較佳為50質量ppm以下。 再者，自在沃斯田鐵區域的加熱中抑制異常粒生長的觀點出發，上述N量的平均濃度較佳為10質量ppm以上，進而佳為20質量ppm以上。
本發明中，判明對於鋼板表層部的固溶B量以及作為AlN存在的N量而言，加熱條件、捲繞條件、退火條件的各步驟中的製造條件密切相關，需要最優化這一系列的製造條件。再者，在各步驟中為了得到固溶B量及作為AlN的N量所需要的理由將在後面敘述。
3）機械特性 本發明的高碳熱軋鋼板因藉由冷壓來使齒輪、變速器、靠背椅等汽車用零件成形，故需要優異的加工性。另外，必須藉由淬火處理來增大硬度，而賦予耐磨耗性。因此，本發明的高碳熱軋鋼板藉由降低鋼板的拉伸強度而使拉伸強度（TS）為420 MPa以下，並且提高總伸長率而使總伸長率（El）為37%以上，從而具有優異的冷加工性，並且能夠兼顧優異的淬火性（浸入淬火性、滲碳淬火性）。進而佳為將TS設為410 MPa以下，將El設為38%以上。
另外，設想成形需要冷壓性的難成形零件，進一步降低鋼板的拉伸強度，使TS為380 MPa以下，並且提高總伸長率，使El為40%以上，藉此具有優異的冷加工性，並且兼顧優異的淬火性（浸入淬火性、滲碳淬火性）。進而佳為將TS設為370 MPa以下，將El設為41%以上。
再者，上述的拉伸強度（TS）、總伸長率（El）可藉由後述的實施例所記載的方法來測定。
4）製造方法 本發明的高碳熱軋鋼板藉由如下方式來製造，即以具有上述成分組成的鋼為原材料，將該原材料（鋼原材料）熱粗軋後，以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製，然後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃，以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，冷卻至常溫而製成熱軋鋼板後，實施將熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上在450℃～600℃的溫度範圍進行加熱，以退火溫度：小於Ac1 變態點保持的退火。
另外，藉由如下方式來製造，即，以具有上述成分組成的鋼為原材料，將該原材料（鋼原材料）熱粗軋後，以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製，然後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃，以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，冷卻至常溫而製成熱軋鋼板後，實施將熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上在450℃～600℃的溫度範圍進行加熱，並以Ac1 變態點以上Ac3 變態點以下保持0.5h以上，繼而以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至小於Ar1 變態點，以小於Ar1 變態點保持20 h以上的二段退火。
以下，對本發明的高碳熱軋鋼板的製造方法中的限定理由進行說明。再者，在說明中，與溫度相關的「℃」表示是代表鋼板表面或鋼原材料的表面的溫度。
在本發明中，鋼原材料的製造方法無需特別限定。例如，為了熔製本發明的高碳鋼，轉爐、電爐均可使用。利用轉爐等公知的方法熔製的高碳鋼藉由鑄塊-分塊軋製或連續鑄造而成為板坯等（鋼原材料）。板坯通常在加熱後進行熱軋（熱粗軋、最終軋製）。
例如，在藉由連續鑄造製造的板坯的情況下，於為藉由連續鑄造所製造的鋼坯的情況下，亦可應用直軋，該直軋直接進行軋製，或者為了抑制溫度降低而保溫後進行軋製。另外，於對板坯進行加熱來進行熱軋的情況下，為了避免由鏽引起的表面狀態的劣化，較佳為將板坯的加熱溫度設為1280℃以下。再者，板坯的加熱溫度的下限較佳為1100℃以上，進而佳為1150℃，進而更佳為1200℃以上。再者，在熱軋中，為了確保最終軋製結束溫度，亦可在熱軋中藉由薄板坯加熱器（Sheet Bar heater）等加熱機構來進行被軋製材料的加熱。
以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製 最終軋製結束溫度不足Ar3 變態點時，熱軋後及退火後形成粗大的肥粒鐵粒，延伸率顯著降低。因此，最終軋製結束溫度設為Ar3 變態點以上。較佳為（Ar3 變態點+20℃）以上。再者，最終軋製結束溫度的上限無需特別規定，但為了順利進行最終軋製後的冷卻，較佳為1000℃以下。
再者，上述Ar3 變態點可藉由利用全自動相變儀（formastor）等的冷卻時的熱膨脹測定或利用電阻測定的實測來確定。
最終軋製後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃ 最終軋製後，至650℃～700℃的平均冷卻速度對退火後的球狀化雪明碳鐵的尺寸有很大影響。最終軋製後，平均冷卻速度不足20℃/sec時，作為退火前組織成為肥粒鐵組織過多的肥粒鐵和波來鐵組織，因此退火後無法得到規定的雪明碳鐵分散狀態和尺寸。因此，必須在20℃/sec以上進行冷卻。較佳為25℃/sec以上。另一方面，平均冷卻速度超過100℃/sec時，退火後難以得到具有規定尺寸的雪明碳鐵，因此設為100℃/sec以下。較佳為75℃/sec以下。
捲繞溫度：超過580℃且700℃以下 最終軋製後的熱軋鋼板捲繞成線圈形狀。捲繞溫度過高時熱軋鋼板的強度過低，捲繞成線圈形狀時，有時會因線圈的自重而變形。因此，自作業上的觀點來看並不佳。因此，將捲繞溫度上限設為700℃。較佳為690℃以下。另一方面，捲繞溫度過低時，熱軋鋼板硬質化，因此不較佳。因此，捲繞溫度設為超過580℃。較佳為600℃以上。
捲繞成線圈狀後，冷卻至常溫，可實施酸洗處理。酸洗處理後，進行退火。再者，酸洗處理可適用公知的方法。其後，對得到的熱軋鋼板實施以下的退火。
450℃～600℃溫度範圍的平均加熱速度：15℃/h以上 對如上得到的熱軋鋼板實施退火（雪明碳鐵的球狀化退火）。在氮環境中的退火中，在450℃～600℃的溫度範圍內容易產生氨氣，自氨氣中分解的氮進入表面鋼板，與鋼中的B和Al結合生成氮化物。因此，盡可能縮短450℃～600℃的溫度範圍的加熱時間。在該溫度範圍內的平均加熱速度為15℃/h以上。較佳為20℃/h以上。自以提高生產率為目的而抑制爐內的偏差的觀點出發，較佳為70℃/h以下，更佳為60℃/h以下。
以退火溫度：低於Ac1 變態點保持 退火溫度在Ac1 變態點以上時，沃斯田鐵析出，退火後的冷卻過程中形成粗大波來鐵組織，形成不均勻的組織。因此，退火溫度設為不足Ac1 變態點。較佳為（Ac1 變態點-10℃）以下。再者，退火溫度的下限沒有特別規定，但是為了得到規定的雪明碳鐵分散狀態，退火溫度較佳為600℃以上，進而佳為700℃以上。再者，環境氣體可使用氮氣、氫氣、氮氣和氫氣的混合氣體中的任一種。另外，上述退火溫度下的保持時間較佳為設為0.5～40小時。若退火溫度下的保持時間不足0.5小時，則退火的效果缺乏，無法得到作為本發明的目標的組織，其結果，有時無法得到作為本發明的目標的鋼板的硬度和伸長率。因此，上述退火溫度下的保持時間較佳為0.5小時以上。進而佳為5小時以上，進而更佳為超過20小時。另一方面，若上述退火溫度下的保持時間超過40小時，則生產率降低，製造成本過大。因此，上述退火溫度下的保持時間較佳為40小時以下。進而佳為35小時以下。
在本發明中，能夠代替上述的退火而實施以下的2段退火。具體而言，亦可藉由如下方式製造：捲繞並冷卻至常溫後，實施以平均加熱速度：15℃/h以上在450～600℃的溫度範圍加熱，以Ac1 變態點以上且Ac3 變態點以下保持0.5 h以上（第1段的退火），接著，以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至小於Ar1 變態點，以小於Ar1 變態點保持20 h以上（第2段退火）的2段退火。
在本發明中，將熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上在450℃～600℃的溫度範圍加熱，以Ac1 變態點以上保持0.5h以上，溶解熱軋鋼板中析出的比較微細的碳化物，使其固溶於γ相中，然後以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至不足Ar1 變態點，以不足Ar1 變態點保持20 h以上。藉此，以比較粗大的未溶解碳化物等為核析出固溶C，可成為使當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於整體雪明碳鐵數的比例為20%以下般的，控制碳化物（雪明碳鐵）的分散的狀態。即，在本發明中，藉由在規定條件下實施2段退火，控制碳化物的分散形態，使鋼板軟質化。於在本發明中作為對象的高碳鋼板中，在軟質化的基礎上控制退火後的碳化物的分散形態變得重要。在本發明中，藉由在Ac1 變態點以上且Ac3 變態點以下保持高碳熱軋鋼板（第1段退火），使微細的碳化物溶解，將C固溶於γ（沃斯田鐵）中。在之後的低於Ar1 變態點的冷卻階段和保持階段（第2階段的退火），在Ac1 變態點以上的溫度區域存在的α/γ界面和未溶解碳化物成為核生成位點，析出比較粗大的碳化物。以下，對此種2段退火的條件進行說明。再者，退火時的環境氣體可使用氮氣、氫氣、氮氣和氫氣的混合氣體的任一種。
450℃～600℃的溫度範圍的平均加熱速度：15℃/h以上 以與上述相同的理由，在450℃～600℃的溫度範圍內容易產生氨氣，自氨氣分解的氮進入表面鋼板，與鋼中的B、Al結合生成氮化物，因此盡可能縮短450℃～600℃的溫度範圍的加熱時間。在該溫度範圍內的平均加熱速度設為15℃/h以上。較佳為20℃/h以上。上述平均加熱速度的上限較佳為80℃/h以下，進而佳為70℃/h以下。
以Ac1 變態點以上、Ac3 變態點以下保持0.5h以上（第1段退火） 藉由將熱軋鋼板加熱至Ac1 變態點以上的退火溫度，使鋼板組織的肥粒鐵的一部分相變為沃斯田鐵，使肥粒鐵中析出的微細碳化物溶解，使C固溶於沃斯田鐵中。另一方面，未相變成沃斯田鐵而殘留的肥粒鐵在高溫下被退火，因此位錯密度減少而軟化。另外，肥粒鐵中殘留有未溶解的比較粗大的碳化物（未溶解碳化物），但藉由奧斯華粗化，變得更粗大。退火溫度低於Ac1 變態點時，不產生沃斯田鐵相變，因此不能使碳化物固溶於沃斯田鐵中。另一方面，第1段的退火溫度超過Ac3 變態點時，退火後得到許多棒狀雪明碳鐵，得不到規定的伸長率，因此設為Ac3 變態點以下。另外，本發明中，Ac1 變態點以上、Ac3 變態點以下的保持時間不足0.5 h時，不能充分溶解微細的碳化物。因此，作為第1段的退火，設為以Ac1 變態點以上、Ac3 變態點以下保持0.5 h以上。保持時間較佳為1.0 h以上。另外，保持時間較佳為10 h以下。
以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至小於Ar1 變態點 在上述第1段退火後，以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至小於作為第2段退火的溫度區域的Ar1 變態點。冷卻過程中，伴隨著自沃斯田鐵向肥粒鐵的相變，自沃斯田鐵排出的C以α/γ界面或未溶解碳化物為核生成位點，作為比較粗大的球狀碳化物析出。在此冷卻中，必須調節冷卻速率以不生成波來鐵。第1段退火後至第2段退火的平均冷卻速度不足1℃/h時，生產效率差，因此該平均冷卻速度為1℃/h以上。較佳為5℃/h以上。另一方面，平均冷卻速度超過20℃/h而變大時，波來鐵析出，硬度變高，因此設為20℃/h以下。較佳為15℃/h以下。
以小於Ar1 變態點保持20h以上（第2段退火） 上述第1段退火後，以規定的平均冷卻速度冷卻，以低於Ar1 變態點保持，藉由奧斯華粗化，使粗大的球狀碳化物進一步生長，使微細的碳化物消失。小於Ar1 變態點的保持時間不足20 h時，無法使碳化物充分生長，退火後的硬度變得過大。因此，第2階段的退火以小於Ar1 變態點保持20 h以上。再者，沒有特別限定，但第二段的退火溫度為了使碳化物充分生長，因此較佳為660℃以上，另外，自生產效率的觀點出發，保持時間較佳為30 h以下。
再者，上述的Ac3 變態點、Ac1 變態點、Ar3 變態點、Ar1 變態點可藉由變態點測定（自動相變儀（formastor））試驗等的加熱時、冷卻時的熱膨脹測定或藉由電阻測定的實測來確定。
另外，上述的平均加熱速度、平均冷卻速度是設置在爐內的熱電偶測定溫度來求出。 實施例
熔製具有表1所示鋼序號A～U的成分組成的鋼，接著按照表2-1及表3-1所示的製造條件進行熱軋。繼而，進行酸洗，在氮氣環境中（環境氣體：氮氣），在表2-1及表3-1所示的退火溫度及退火時間（h）下實施退火（球狀化退火），製造板厚3.0 mm的熱軋退火板。
在本發明的實施例中，自如此得到的熱軋退火板中採集試驗片，如下所述，分別求出微組織、固溶B量、AlN中的N量、拉伸強度、總伸長率以及淬火硬度（淬火後的鋼板硬度、滲碳淬火後的鋼板硬度）。再者，表1所示的Ac3 變態點、Ac1 變態點、Ar1 變態點及Ar3 變態點是藉由變態點測定試驗求出的。
（1）微組織 退火後的鋼板的微組織是將自板寬中央部採集的試驗片（大小：3 mmt×10 mm×10 mm）切斷研磨後，實施硝酸浸蝕液腐蝕，使用掃描型電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM），在自表層起板厚1/4處的5個部位以3000倍的倍率進行拍攝。拍攝所得的組織照片藉由圖像處理確定了各相（肥粒鐵、雪明碳鐵、波來鐵等）。表2-2和表3-2中作為微組織記載了「波來鐵面積率」，關於波來鐵以面積率計確認超過6.5%的鋼，作為比較例。以面積率計具有6.5%以下的波來鐵、肥粒鐵和雪明碳鐵的鋼作為本發明例。
另外，使用圖像解析軟體，根據SEM圖像將肥粒鐵和肥粒鐵以外的區域二值化，求出肥粒鐵的面積率（%）。雪明碳鐵亦同樣，將雪明碳鐵和雪明碳鐵以外的區域二值化，求出雪明碳鐵的面積率（%）。另外，波來鐵以自100（%）減去肥粒鐵和雪明碳鐵的各面積率（%）而得到的值作為波來鐵的面積率（%）。
另外，針對拍攝而得的組織照片，對各個雪明碳鐵直徑進行了評價。測量長徑和短徑，將雪明碳鐵直徑換算成當量圓直徑。平均雪明碳鐵直徑是用換算成當量圓直徑的全部雪明碳鐵的當量圓直徑的合計除以雪明碳鐵總數而求出。測定當量圓直徑的值為0.1 μm以下的雪明碳鐵的個數，作為當量圓直徑為0.1 μm以下的雪明碳鐵的數量。另外，求出總雪明碳鐵的個數，作為總雪明碳鐵數。並且，求出當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數的比例（（當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數/總雪明碳鐵數）×100（%））。再者，有時亦將該「當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵的比例」簡稱為當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵。
另外，對於拍攝而得的組織照片，使用JIS G 0551中規定的結晶粒度的評價方法（切斷法），求出肥粒鐵的平均粒徑。
（2）固溶B量的平均濃度的測定 以與下述參考文獻中記載的方法相同的方法求出。即，收集自表層到深度100 μm的區域的研磨粉進行測定，藉由將該平均值（3次測定的平均值）作為平均濃度的方法，求出固溶B量的平均濃度。 [參考文獻]城代哲史、石田智治、豬瀨國生、藤本京子、≪鐵與鋼≫，vol.99（2013）No.5，p.362-365 （3）作為AlN存在的N量的平均濃度的測定 與上述同樣地，以與下述參考文獻中記載的方法相同的方法，求出作為AlN存在的N量的平均濃度。 [參考文獻]城代哲史，石田智治，豬瀨國生，藤本京子，≪鐵與鋼≫，vol.99（2013）No.5，p.362-365 （4）鋼板的拉伸強度和伸長率 使用在相對於軋製方向為0°的方向（L方向）上自退火後的鋼板（原板）切出的JIS 5號拉伸試驗片，以10 mm/分鐘進行拉伸試驗，求出公稱應力公稱應變曲線，將最大應力作為拉伸強度。另外，將斷裂的樣品對接，求出總伸長率。其結果設為伸長率（El）。
（5）淬火後的鋼板硬度（浸入淬火性） 自退火後的鋼板的板寬中央採集平板試驗片（寬15 mm×長40 mm×板厚3 mm），如下般藉由70℃油冷實施淬火處理，求出淬火硬度（浸入淬火性）。淬火處理採用使用上述平板試驗片在900℃下保持600s並立即用70℃的油進行冷卻的方法（70℃油冷）實施。關於淬火硬度，對於淬火處理後的試驗片的切斷面，在距表層70 μm板厚內部的區域和1/4板厚，利用維氏硬度試驗機於負荷為0.2 kgf的條件下測定5處硬度並求出平均硬度，將其設為淬火硬度（HV）。
（6）滲碳淬火後鋼板硬度（滲碳淬火性） 對於退火後的鋼板，在930℃下以合計時間4小時進行鋼的均熱、滲碳處理、擴散處理等滲碳淬火處理，在850℃下保持30分鐘後，進行油冷（油冷的溫度：60℃）。在距鋼板表面的深度0.1 mm的位置和深度1.2 mm的位置，以0.1 mm間隔在載荷1 kgf的條件下測定硬度，求出滲碳淬火時的表層0.1 mm的硬度（HV）和有效硬化層深度（mm）。有效硬化層深度定義為自熱處理後表面測定硬度，成為550 HV以上的深度。
然後，根據由上述（5）、（6）得到的結果，在表4所示的條件下進行淬火性評價。表4表示能夠評價為淬火性充分的、對應於C含量的淬火性的合格標準。70℃油冷後硬度（HV）、滲碳淬火時表層0.1 mm深度的硬度（HV）及滲碳淬火時的有效硬化層深度全部滿足表4的標準時，判定為合格（用符號：○表示），評價為淬火性優異。另一方面，任一個值不滿足表4所示的標準時，判定為不合格（用符號：×表示），評價為淬火性差。
[表1]
鋼編號 成分組成（質量%） Ac1 變態點 （℃） Ar1 變態點 （℃） Ac3 變態點 （℃） Ar3 變態點 （℃） 備註
C Si Mn P S sol.Al N Cr B Sn、Sb Ti Nb Mo Ta Ni Cu V W
A 0.15 0.31 0.35 0.02 0.004 0.010 0.0044 0.15 0.0030 Sb+Sn：0.010 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 731 720 863 851 本發明鋼
B 0.14 0.25 0.30 0.01 0.003 0.005 0.0041 0.15 0.0030 Sb：0.010 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 730 714 855 844 本發明鋼
C 0.15 0.79 0.35 0.02 0.004 0.010 0.0044 0.15 0.0025 Sb：0.030 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 745 734 885 873 本發明鋼
D 0.14 0.64 0.40 0.02 0.004 0.010 0.0044 0.15 0.0025 Sb：0.015 ｰ 0.001 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 740 729 875 867 本發明鋼
E 0.14 0.85 0.40 0.02 0.004 0.010 0.0044 0.15 0.0025 Sb：0.010 ｰ 0.001 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 746 735 888 876 比較鋼
F 0.16 0.25 0.85 0.02 0.004 0.050 0.0050 0.10 0.0035 Sb+Sn：0.010 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 723 713 863 847 比較鋼
G 0.15 0.30 0.40 0.01 0.003 0.006 0.0045 0.00 0.0020 Sb：0.015 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 727 715 853 842 比較鋼
H 0.14 0.20 0.35 0.01 0.003 0.010 0.0050 0.15 0.0025 Sb+Sn：0.010 0.02 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 728 718 854 842 本發明鋼
I 0.16 0.25 0.35 0.01 0.003 0.060 0.0050 0.52 0.0025 Sb+Sn：0.010 0.02 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 735 725 847 855 比較鋼
J 0.18 0.50 0.35 0.02 0.004 0.010 0.0044 0.20 0.0020 Sb：0.0050 0.05 ｰ 0.0015 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 737 726 863 852 本發明鋼
K 0.15 0.01 0.55 0.01 0.003 0.120 0.0110 0.50 0.0015 Sb：0.025 0.01 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 726 712 851 865 比較鋼
L 0.17 0.24 0.35 0.02 0.004 0.020 0.0044 0.15 0.0001 Sb+Sn：0.012 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 729 718 860 847 比較鋼
M 0.15 0.30 0.45 0.02 0.004 0.040 0.0044 0.15 0.0030 0.000 0.01 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 729 718 870 860 比較鋼
N 0.19 0.01 0.04 0.02 0.003 0.050 0.0047 0.35 0.0020 Sb+Sn：0.015 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 729 717 862 851 比較鋼
O 0.10 0.40 0.35 0.02 0.004 0.030 0.0050 0.15 0.0019 Sn+Sb：0.100 ｰ ｰ ｰ 0.0020 ｰ 0.0015 ｰ ｰ 733 723 890 878 本發明鋼
P 0.12 0.30 0.30 0.01 0.004 0.010 0.0044 0.18 0.0025 Sb：0.009 ｰ ｰ ｰ ｰ 0.025 ｰ 0.0015 ｰ 732 722 865 853 本發明鋼
Q 0.14 0.18 0.38 0.01 0.003 0.035 0.0052 0.15 0.0030 Sb：0.010 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 0.0015 727 716 862 850 本發明鋼
R 0.14 0.28 0.25 0.01 0.003 0.040 0.0047 0.20 0.0015 Sb：0.011 0.04 ｰ ｰ 0.0015 ｰ ｰ ｰ ｰ 732 720 872 860 本發明鋼
S 0.08 0.29 0.35 0.01 0.004 0.035 0.0050 0.13 0.0020 Sb：0.010 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 730 715 887 875 比較鋼
T 0.25 0.40 0.50 0.01 0.003 0.040 0.0050 0.45 0.0020 Sb：0.010 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 737 722 841 829 比較鋼
U 0.20 0.40 0.40 0.01 0.003 0.040 0.0040 0.10 0.0035 Sb+Sn：0.015 0.04 ｰ 0.0013 ｰ ｰ ｰ ｰ ｰ 732 720 860 847 比較鋼
[表2-1]
試樣編號   鋼編號   熱軋條件 退火條件
最終軋製 結束溫度 （℃） 最終軋製後、至650℃～700℃的 平均冷卻速度 （℃/sec） 捲繞溫度 （℃） 450℃～600℃的溫度範圍的平均加熱速度 （℃/h） 退火 （退火溫度-保持時間）
1 A 880 55 680 40 715℃-30h
2 A 880 55 560 60 715℃-30h
3 A 880 50 680 15 715℃-30h
4 B 865 60 620 30 715℃-30h
5 B 865 30 620 30 760℃-30h
6 B 865 60 620 60 715℃-30h
7 B 865 60 620 5 715℃-30h
8 C 890 40 620 40 715℃-30h
9 D 880 60 680 20 710℃-25h
10 E 880 50 580 20 715℃-30h
11 F 870 50 620 30 715℃-30h
12 G 860 50 620 30 715℃-30h
13 H 865 40 620 50 715℃-30h
14 H 865 40 620 40 715℃-15h
15 H 870 45 610 45 710℃-0.2h
16 I 860 50 600 40 715℃-30h
17 J 860 80 700 20 715℃-30h
18 K 880 60 700 40 715℃-30h
19 L 860 40 700 50 715℃-30h
20 M 880 50 680 60 715℃-30h
21 N 880 50 660 40 715℃-30h
22 O 900 50 590 40 715℃-30h
23 P 880 25 610 40 715℃-30h
24 Q 870 25 610 30 715℃-30h
25 R 880 40 700 45 715℃-30h
26 S 910 40 650 40 715℃-30h
27 T 890 40 600 40 710℃-25h
28 U 910 40 600 40 715℃-30h
[表2-2]
試 樣 編 號   鋼編號 微組織 {（當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵）/（總雪明碳鐵）}×100 （%） 平均 雪明碳鐵直徑 （μm） 肥粒鐵 平均粒徑 （μm） 肥粒鐵 面積率 （%） 雪明碳鐵佔總微組織的比例 （面積%） 波來鐵 面積率 （%） 表層100 μm部的固溶B量平均濃度 （質量ppm） 表層100 μm部的作為AlN存在的N量 平均濃度 （質量ppm） TS （MPa） 總伸長率 （%） 浸入淬火性（HV） 滲碳淬火性 淬火性評價 備註
70℃油冷 （表層） 70℃油冷 （1/4板厚） 滲碳淬火時的表層0.1 mm硬度 （HV） 滲碳淬火時的 有效硬化層深度 （mm）
1 A 肥粒鐵+雪明碳鐵 13 0.45 8 96 2.4 1.6 15 35 400 42 345 370 670 0.70 ○ 本發明例
2 A 肥粒鐵+雪明碳鐵 21 0.20 6 95 2.4 2.6 15 35 430 36 343 365 665 0.68 ○ 比較例
3 A 肥粒鐵+雪明碳鐵 13 0.40 8 95 2.2 2.8 12 60 400 42 340 355 600 0.60 ○ 本發明例
4 B 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.50 6 96 2.0 2.0 16 30 390 42 335 355 655 0.60 ○ 本發明例
5 B 肥粒鐵+雪明碳鐵+波來鐵 5 0.55 10 83 0.5 16.5 15 40 420 34 340 360 655 0.60 ○ 比較例
6 B 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.52 6 95 2.1 2.9 10 70 395 42 290 299 600 0.40 ○ 本發明例
7 B 肥粒鐵+雪明碳鐵 13 0.51 7 96 2.3 1.7 9 80 395 41 270 300 580 0.40 × 比較例
8 C 肥粒鐵+雪明碳鐵 7 0.45 9 95 2.4 2.6 17 40 420 37 355 375 650 0.65 ○ 本發明例
9 D 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.40 8 94 2.2 3.8 15 30 410 38 355 375 670 0.70 ○ 本發明例
10 E 肥粒鐵+雪明碳鐵 13 0.35 7 93 2.3 4.7 14 40 450 35 360 380 670 0.70 ○ 比較例
11 F 肥粒鐵+雪明碳鐵 14 0.40 7 91 2.7 6.3 14 40 430 36 358 378 700 0.80 ○ 比較例
12 G 肥粒鐵+雪明碳鐵 16 0.45 10 94 2.5 3.5 15 40 400 40 335 370 500 0.55 × 比較例
13 H 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.38 9 94 2.4 3.6 15 40 400 41 358 379 700 0.70 ○ 本發明例
14 H 肥粒鐵+雪明碳鐵 13 0.47 9 95 2.3 2.7 15 40 415 37 359 380 700 0.70 ○ 本發明例
15 H 肥粒鐵+雪明碳鐵+波來鐵 25 0.25 6 85 2.5 12.5 14 38 430 35 355 360 700 0.65 ○ 比較例
16 I 肥粒鐵+雪明碳鐵 10 0.30 8 94 2.6 3.4 15 35 430 36 360 380 710 0.80 ○ 比較例
17 J 肥粒鐵+雪明碳鐵 15 0.38 7 93 3.0 4.0 16 40 400 41 370 385 685 0.65 ○ 本發明鋼
18 K 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.42 8 94 2.2 3.8 14 120 420 38 300 380 580 0.65 × 比較例
19 L 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.44 8 94 2.8 3.2 0 70 400 40 305 320 550 0.45 × 比較鋼
20 M 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.41 8 93 2.5 4.5 5 80 400 41 295 315 560 0.45 × 比較鋼
21 N 肥粒鐵+雪明碳鐵 11 0.40 7 94 3.1 2.9 15 50 390 43 335 410 590 0.50 × 比較例
22 O 肥粒鐵+雪明碳鐵 7 0.37 8 97 1.5 1.5 15 40 370 45 333 350 685 0.62 ○ 本發明例
23 P 肥粒鐵+雪明碳鐵 9 0.49 8 96 1.8 2.2 17 35 380 41 345 360 675 0.50 ○ 本發明例
24 Q 肥粒鐵+雪明碳鐵 8 0.51 8 94 2.2 3.8 16 34 395 39 345 375 695 0.55 ○ 本發明例
25 R 肥粒鐵+雪明碳鐵 9 0.57 8 95 2.2 2.8 14 38 400 39 350 380 695 0.70 ○ 本發明例
26 S 肥粒鐵+雪明碳鐵 8 0.39 7 98 0.4 1.6 15 40 380 41 280 295 640 0.35 × 比較例
27 T 肥粒鐵+雪明碳鐵 25 0.42 5 92 3.8 4.2 15 40 440 35 450 455 650 0.70 ○ 比較例
28 U 肥粒鐵+雪明碳鐵 12 0.35 5 93 3.6 3.4 15 40 425 36 440 445 650 0.65 ○ 比較例
[表3-1]
試樣編號   鋼編號   熱軋條件 退火條件
最終軋製 結束溫度 （℃） 最終軋製後、至650℃～700℃的平均冷卻速度 （℃/sec） 捲繞溫度 （℃） 450℃～600℃的溫度範圍的平均加熱速度 （℃/h） 第1段退火 （退火溫度-保持時間） 自第1段至第2段的平均冷卻速度 （℃/h） 第2段的退火 （退火溫度-保持時間）
29 A 880 55 680 50 790℃-8h 10 710℃-30h
30 A 880 55 680 50 790℃-8h 10 710℃-15h
31 A 880 55 680 10 790℃-8h 10 710℃-30h
32 B 865 60 620 40 780℃-10h 12 710℃-20h
33 B 865 30 620 40 860℃-8h 10 710℃-30h
34 B 865 60 670 15 800℃-6h 50 710℃-30h
35 C 890 40 620 20 790℃-7h 12 710℃-25h
36 D 880 60 680 30 750℃-8h 10 715℃-20h
37 E 880 50 580 30 770℃-8h 10 705℃-30h
38 F 870 40 600 40 790℃-8h 10 710℃-30h
39 G 860 50 620 60 790℃-8h 10 710℃-30h
40 H 865 40 620 20 760℃-8h 10 710℃-25h
41 I 860 50 600 50 770℃-6h 10 710℃-30h
42 J 860 80 700 40 800℃-6h 10 710℃-25h
43 K 880 60 700 15 800℃-6h 10 710℃-25h
44 L 860 40 700 50 800℃-6h 10 710℃-25h
45 M 880 50 680 50 800℃-6h 10 710℃-20h
46 N 880 50 660 50 790℃-8h 15 705℃-30h
47 O 900 100 650 40 790℃-4h 8 710℃-25h
48 Q 870 40 600 40 770℃-8h 10 710℃-20h
49 R 895 50 670 30 800℃-8h 10 710℃-30h
50 S 900 50 650 40 810℃-4h 10 710℃-21h
51 T 870 40 680 30 800℃-6h 10 710℃-25h
52 U 910 40 600 40 800℃-6h 10 710℃-25h
[表3-2]
試 樣 編 號   鋼編號 微組織 {（當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵）/（總雪明碳鐵）}×100 （%） 平均 雪明碳鐵直徑 （μm） 肥粒鐵 平均粒徑 （μm） 肥粒鐵 面積率 （%） 雪明碳鐵佔總微組織的比例 （面積%） 波來鐵 面積率 （%） 表層100 μm部的固溶B量平均濃度 （質量ppm） 表層100 μm部的作為AlN存在的N量 平均濃度 （質量ppm） TS （MPa） 總伸長率 （%） 浸入淬火性（HV） 滲碳淬火性 淬火性評價 備註
70℃油冷 （表層） 70℃油冷 （1/4板厚） 滲碳淬火時的表層0.1 mm硬度 （HV） 滲碳淬火時的 有效硬化層深度 （mm）
29 A 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.2 15 96 2.2 1.8 15 30 360 45 347 368 675 0.72 ○ 本發明例
30 A 肥粒鐵+雪明碳鐵+波來鐵 5 1.3 12 85 3.0 12.0 15 30 425 36 350 370 675 0.72 ○ 比較例
31 A 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.2 15 96 2.9 1.1 10 80 360 45 310 370 590 0.50 × 比較例
32 B 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.4 13 94 2.9 3.1 17 40 360 46 335 355 655 0.60 ○ 本發明例
33 B 肥粒鐵+雪明碳鐵+波來鐵 5 1.2 17 85 2.8 12.2 13 35 370 35 342 358 653 0.62 ○ 比較例
34 B 肥粒鐵+雪明碳鐵+波來鐵 3 1.1 13 84 2.8 13.2 14 36 371 35 341 359 655 0.61 ○ 比較例
35 C 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.1 17 95 3.0 2.0 15 70 380 40 354 374 652 0.64 ○ 本發明例
36 D 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 2.0 15 95 2.8 2.2 10 50 375 41 353 376 674 0.71 ○ 本發明例
37 E 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 2.0 14 93 2.8 4.2 16 30 430 36 361 379 671 0.70 ○ 比較例
38 F 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.5 13 94 3.2 2.8 16 30 425 36 359 377 698 0.79 ○ 比較例
39 G 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.6 15 93 3.0 4.0 14 30 350 46 335 370 500 0.55 × 比較例
40 H 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.5 14 96 2.9 1.1 15 35 365 44 362 377 702 0.85 ○ 本發明例
41 I 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.6 12 94 3.2 2.8 14 40 430 35 360 380 710 0.80 ○ 比較例
42 J 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.3 14 93 3.3 3.7 16 35 365 45 372 383 680 0.62 ○ 本發明例
43 K 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 2.0 15 95 3.1 1.9 14 125 375 42 305 385 585 0.63 × 比較例
44 L 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.7 13 94 3.4 2.6 0 70 360 45 303 315 545 0.50 × 比較例
45 M 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.6 15 95 3.0 2.0 5 80 400 41 300 320 565 0.47 × 比較例
46 N 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 2.5 15 93 3.3 3.7 15 40 355 47 335 410 590 0.50 × 比較例
47 O 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 2.5 15 97 2.1 0.9 16 30 350 47 340 400 680 0.65 ○ 本發明例
48 Q 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.3 11 94 2.9 3.1 14 35 340 47 345 375 695 0.55 ○ 本發明例
49 R 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.4 13 94 2.9 3.1 15 40 335 47 335 350 620 0.49 ○ 本發明例
50 S 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.4 11 98 0.4 1.6 14 35 320 49 280 295 640 0.35 × 比較例
51 T 肥粒鐵+雪明碳鐵 1 1.5 12 94 3.8 2.2 14 35 430 35 450 455 650 0.70 ○ 比較例
52 U 肥粒鐵+雪明碳鐵 2 1.5 12 94 3.7 2.3 15 40 425 36 440 445 650 0.65 ○ 比較例
[表4]
C量 70℃油冷後硬度 （HV） 滲碳淬火時的表層0.1 mm深度處的硬度 （HV） 滲碳淬火時的有效硬化層深度 （mm）
0.20%≦C ≧350 ≧600 ≧0.60
0.15%≦C>0.20% ≧340 ≧600 ≧0.60
0.10%≦C>0.15% ≧290 ≧600 ≧0.40
C>0.10% ≧290 ≧600 ≧0.40
根據表2-2及表3-2的結果，可知本發明例的高碳熱軋鋼板中，當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數的比例為20%以下，平均雪明碳鐵直徑為2.5 μm以下，所述雪明碳鐵相對於總微組織所佔的比例為1.0%以上且小於3.5%，且包括具有肥粒鐵與雪明碳鐵的的微組織，冷加工性優異，同時淬火性亦優異。另外，亦得到了拉伸強度為420 MPa以下、總伸長率（El）為37%以上的優良的機械特性。
另一方面，可知不在本發明範圍的比較例中，成分組成、微組織、固溶B量、AlN中的N量的任意一個以上不滿足本發明的範圍，其結果是冷加工性、淬火性的任意一個以上無法滿足上述目標性能。另外，亦有拉伸強度（TS）、總伸長率（El）中的一個以上無法滿足目標特性的情況。例如，在表2-2及表3-2中，鋼S的C量低於本發明範圍，因此不滿足浸入淬火性。另外，鋼T的C量高於本發明範圍，因此不滿足鋼板的硬度、總伸長率的特性。
無
無

Claims (6)

  1. 一種高碳熱軋鋼板，包含如下成分組成： 以質量%計，含有 C：0.10%以上且小於0.20%， Si：0.8%以下， Mn：0.10%以上且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%以上且0.50%以下， B：0.0005%以上且0.005%以下， 而且，含有合計為0.002%以上且0.1%以下的選自Sb及Sn的一種或兩種， 剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質， 微組織包括：肥粒鐵、雪明碳鐵、及相對於總微組織以面積率計佔6.5%以下的比例的波來鐵， 所述雪明碳鐵中，當量圓直徑0.1 μm以下的雪明碳鐵數相對於總雪明碳鐵數的比例為20%以下，平均雪明碳鐵直徑為2.5 μm以下，所述雪明碳鐵相對於總微組織所佔的比例以面積率計為1.0%以上且小於3.5%， 自表層至深度100 μm的區域中的固溶B量的平均濃度為10質量ppm以上， 自表層至深度100 μm的區域中的作為AlN存在的N量的平均濃度為70質量ppm以下。
  2. 如請求項1所述的高碳熱軋鋼板，其中，拉伸強度為420 MPa以下，總伸長率為37%以上。
  3. 如請求項1或請求項2所述的高碳熱軋鋼板，其中，所述肥粒鐵的平均粒徑為4 μm～25 μm。
  4. 如請求項1至請求項3中任一項所述的高碳熱軋鋼板，其除了所述成分組成以外，以質量%計更含有選自下述A群組及B群組中的一群組或兩群組， 其中， A群組：Ti：0.06%以下 B群組：使選自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的一種或兩種以上分別為0.0005%以上且0.1%以下。
  5. 一種高碳熱軋鋼板的製造方法，是如請求項1至請求項4中任一項所述的高碳熱軋鋼板的製造方法，其中 在將具有所述成分組成的鋼熱粗軋後，以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製， 然後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃， 以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，製成熱軋鋼板後， 實施將所述熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上加熱至450℃～600℃的溫度範圍， 以退火溫度：低於Ac1 變態點保持的退火。
  6. 一種高碳熱軋鋼板的製造方法，是如請求項1至請求項4中任一項所述的高碳熱軋鋼板的製造方法，其中 在將具有所述成分組成的鋼熱粗軋後，以最終軋製結束溫度：Ar3 變態點以上進行最終軋製， 然後，以平均冷卻速度：20℃/sec～100℃/sec冷卻至650℃～700℃， 以捲繞溫度：超過580℃且700℃以下進行捲繞，製成熱軋鋼板後， 實施將所述熱軋鋼板以平均加熱速度：15℃/h以上加熱至450℃～600℃的溫度範圍， 在Ac1 變態點以上Ac3 變態點以下保持0.5h以上，繼而，以平均冷卻速度：1℃/h～20℃/h冷卻至低於Ar1 變態點，以低於Ar1 變態點保持20h以上的退火。
TW109101846A 2019-01-30 2020-01-20 高碳熱軋鋼板及其製造方法 TWI728659B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-013956 2019-01-30
JP2019013956 2019-01-30

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW202031910A true TW202031910A (zh) 2020-09-01
TWI728659B TWI728659B (zh) 2021-05-21

Family

ID=71842209

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW109101846A TWI728659B (zh) 2019-01-30 2020-01-20 高碳熱軋鋼板及其製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220106663A1 (zh)
EP (1) EP3901302A4 (zh)
JP (1) JP6977880B2 (zh)
KR (1) KR102569074B1 (zh)
CN (1) CN113366136B (zh)
TW (1) TWI728659B (zh)
WO (1) WO2020158356A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114086054A (zh) * 2020-08-24 2022-02-25 宝山钢铁股份有限公司 一种高淬透性调质钢、圆钢及其制造方法
JP7444096B2 (ja) * 2021-02-10 2024-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5788967A (en) 1980-11-21 1982-06-03 Showa Alum Corp Formation of porous layer on metallic surface
JP4012475B2 (ja) 2003-02-21 2007-11-21 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と低脱炭性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法
JP4332072B2 (ja) 2004-06-07 2009-09-16 新日本製鐵株式会社 加工性と焼き入れ性に優れた高炭素鋼板
JP2006097109A (ja) * 2004-09-30 2006-04-13 Jfe Steel Kk 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN102348822A (zh) * 2009-03-16 2012-02-08 新日本制铁株式会社 淬透性优良的加硼钢板及制造方法
JP5458649B2 (ja) * 2009-04-28 2014-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP5280324B2 (ja) 2009-09-08 2013-09-04 日新製鋼株式会社 精密打抜き用高炭素鋼板
ES2759051T3 (es) * 2013-05-21 2020-05-07 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente y método de fabricación de la misma
JP6244701B2 (ja) 2013-07-09 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP5812048B2 (ja) 2013-07-09 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP6065120B2 (ja) * 2014-03-28 2017-01-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR101892526B1 (ko) * 2014-03-28 2018-08-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
BR112017024957A2 (pt) * 2015-05-26 2018-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço e método de produção da mesma
JP6123957B1 (ja) * 2015-08-19 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
TWI614350B (zh) * 2017-03-31 2018-02-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板
WO2019151048A1 (ja) * 2018-01-30 2019-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素熱延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113366136A (zh) 2021-09-07
KR102569074B1 (ko) 2023-08-21
EP3901302A4 (en) 2022-01-05
WO2020158356A1 (ja) 2020-08-06
JPWO2020158356A1 (ja) 2021-02-18
KR20210107106A (ko) 2021-08-31
EP3901302A1 (en) 2021-10-27
CN113366136B (zh) 2023-10-31
US20220106663A1 (en) 2022-04-07
JP6977880B2 (ja) 2021-12-08
TWI728659B (zh) 2021-05-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI738186B (zh) 高碳熱軋鋼板及其製造方法
WO2015004906A1 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR101853533B1 (ko) 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6065120B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP6065121B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP2006307271A (ja) 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼およびその製法
JP2015017283A (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN111655893B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP7125923B2 (ja) 真空浸炭用高炭素熱延鋼板およびその製造方法並びに浸炭鋼部品
TWI728659B (zh) 高碳熱軋鋼板及其製造方法
JP5884781B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP7444097B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP7444096B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
CN113490756B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP4231466B2 (ja) 耐磨耗性に優れた軟窒化処理鋼