WO2010109778A1 - 浸炭焼入れ性の優れた炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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竹田健悟
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces

Definitions

  • the present invention relates to a carbon steel sheet having excellent carburizing and hardenability and a method for producing the same.
  • automotive parts and industrial machine parts such as chain parts, gear parts, and clutch parts are manufactured by hardening the surface by heat treatment such as quenching after molding.
  • the material is required to satisfy not only processability that can withstand complicated processing when processing into parts, but also hardenability for surface hardening.
  • the hardenability and workability of the material are contradictory properties from the viewpoint of material design.
  • softening the material is effective for improving the workability, but many elements added to increase the hardenability increase the hardness of the steel sheet and sacrifice the workability.
  • Patent Document 1 discloses annealing in a hydrogen atmosphere or Ar atmosphere in which the nitrogen content is suppressed to 10% by volume or less. I can't find anything. Moreover, the technique which considered the carburizing process by the low carbon potential which is made into object by this invention is not disclosed.
  • the present invention has an object to provide a B-added steel sheet that has excellent hardenability even under carburizing conditions with a low carbon potential and that has workability, and to optimize its manufacturing method.
  • the present invention employs the following means in order to solve the above-described problems.
  • C 0.20 mass% or more, 0.45 mass% or less, Si: 0.05 mass% or more, 0.8 mass% or less, Mn: 0.85 mass %: 2.0 mass% or less, P: 0.001 mass% or more, 0.04 mass% or less, S: 0.0001 mass% or more, 0.006 mass% or less, Al: 0.01 mass% or more 0.1 mass% or less, Ti: 0.005 mass% or more, 0.3 mass% or less, B: 0.0005 mass% or more, 0.01 mass% or less, and N: 0.001 mass% or more, It contains 0.01% by mass or less of components, the balance is Fe and inevitable impurities, and the K value obtained by 3C + Mn + 0.5Si is 2.0 or more; the surface hardness is 77 or less on the Rockwell hardness B scale The average content of N in the region from the surface layer to a depth of 100 ⁇ m is 10
  • the carbon steel plate described in (1) above has Nb: 0.01% by mass or more and 0.5% by mass or less, V: 0.01% by mass or more, 0.5% by mass or less, Ta: 0.00%. 01% by mass or more, 0.5% by mass or less, W: 0.01% by mass or more, 0.5% by mass or less, Sn: 0.003% by mass or more, 0.03% by mass or less, Sb: 0.003% by mass %, 0.03% by mass or less, and As: 0.003% by mass or more and 0.03% by mass or less, may further contain one or more components.
  • a second aspect of the present invention is a heating step in which the slab is heated at 1200 ° C. or lower; a hot rolling step in which the slab is hot-rolled at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher and 940 ° C. or lower to obtain a steel plate. And a first cooling step of cooling the steel plate at a cooling rate of 20 ° C./second or higher until the steel plate reaches 650 ° C. or lower; following the first cooling step, the steel plate at a cooling rate of 20 ° C./second or lower. A second cooling step for cooling the steel plate; a scraping step for scraping the steel plate at 650 ° C. or lower and 400 ° C.
  • a first annealing step in which annealing is performed at a temperature of 660 ° C. or more for 10 hours or more in an atmosphere in which a dew point of ⁇ 20 ° C. or less and a dew point of 400 ° C. or more is ⁇ 40 ° C. or less is provided.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a first cold rolling process for cold rolling the steel sheet at a rolling rate of 5% or more and 60% or less after the pickling process is further performed. You may prepare.
  • a second cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% to 60% after the first annealing process. And after the second cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a second annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a third cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% or more and 60% or less after the second annealing process. And after the third cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a third annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a third cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% to 60% after the second annealing process. And after the third cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a third annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a second cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% to 60% after the first annealing process. And after the second cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a second annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a third cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% or more and 60% or less after the second annealing process. And after the third cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a third annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a third cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% to 60% after the second annealing process. And after the third cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a third annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • the first cold rolling step of cold rolling the steel plate at a rolling rate of 5% to 60% after the pickling step is further performed. You may prepare.
  • a second cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% to 60% after the first annealing process. And after the second cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a second annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a third cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% to 60% after the second annealing process. And after the third cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a third annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a third cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% or more and 60% or less after the second annealing process. And after the third cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a third annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a second cold rolling process in which the steel sheet is cold-rolled at a rolling rate of 5% to 60% after the first annealing process. And after the second cold rolling step, the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower, the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower, and the temperature is 660 ° C. or higher. And a second annealing step for annealing the steel sheet.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • a third cold rolling step of cold rolling the steel plate at a rolling rate of 5% to 60% after the second annealing step is performed.
  • the dew point of 95% or more of hydrogen and up to 400 ° C. is ⁇ 20 ° C. or lower
  • the dew point of 400 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower
  • the temperature is 660 ° C. or higher.
  • a third annealing step for annealing the steel sheet is performed in the method for producing a carbon steel plate according to (25).
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C.
  • the cooling rate up to 30 ° C may be set to 5 ° C / hour or less.
  • C 0.20% by mass or more and 0.45% by mass or less
  • Si 0.05% by mass or more, 0.8% by mass or less
  • Mn 0.85% by mass %: 2.0 mass% or less
  • P 0.001 mass% or more, 0.04 mass% or less
  • S 0.0001 mass% or more, 0.006 mass% or less
  • Al 0.01 mass% or more 0.1 mass% or less
  • Ti 0.005 mass% or more, 0.3 mass% or less
  • B 0.0005 mass% or more, 0.01 mass% or less
  • N 0.001 mass% or more
  • Cr 0.01% by mass or more, 2.0% by mass or less
  • Ni 0.01% by mass or more, 1.0% by mass or less
  • Cu 0.005% by mass %, 0.5% by mass or less
  • Mo 0.01% by mass or more, 1.0% by mass or less of one or more components.
  • the balance has Fe and inevitable impurities; the K ′ value obtained by 3C + Mn + 0.5Si + Cr + Ni + Mo + Cu is 2.0 or more; the surface hardness is 77 or less on the Rockwell hardness B scale; the depth from the surface layer
  • the carbon steel sheet has an average N content of 100 ppm or less in a 100 ⁇ m region. This carbon steel sheet is carburized in a carburizing atmosphere having a carbon potential of 0.6 or less.
  • the carbon steel plate described in (31) above has Nb: 0.01% by mass or more and 0.5% by mass or less, V: 0.01% by mass or more, 0.5% by mass or less, Ta: 0.00%. 01% by mass or more, 0.5% by mass or less, W: 0.01% by mass or more, 0.5% by mass or less, Sn: 0.003% by mass or more, 0.03% by mass or less, Sb: 0.003% by mass %, 0.03% by mass or less, and As: 0.003% by mass or more, 0.03% by mass or less, may further contain one or more components.
  • the carbon steel plate according to (31) or (32) above is a steel plate obtained by hot-rolling the slab at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher and 940 ° C. or lower; A first cooling step for cooling the steel plate at a cooling rate of 20 ° C./second or more until the steel plate reaches 650 ° C. or lower; a cooling rate of 20 ° C. following the first cooling step; A second cooling step for cooling the steel plate at a speed of less than / second; a scraping step for scraping the steel plate at 650 ° C. or lower and 400 ° C. or higher; a pickling step for pickling the steel plate; And a first annealing step of annealing at a temperature of 660 ° C.
  • the K value or K ′ value is 2.0 or more, and the surface layer average N amount is specified to be 100 ppm or less, so that it is high even under carburizing conditions with low carbon potential. Hardenability can be exhibited, and a B-added carbon steel plate having high workability can be obtained.
  • the effect of stabilizing the precipitates and improving the toughness, and the effect of suppressing the component fluctuation of the steel sheet surface layer part can be obtained.
  • the carbon steel plate excellent in workability and the carburizing property after a process can be manufactured stably. According to the methods described in the above (4) to (30), the workability and softening of the carbon steel sheet can be further improved.
  • the present invention not only has an excellent carburizing and quenching property that prevents generation of an abnormal layer due to poor hardenability during carburization of B-added steel, but also a steel material that is excellent in workability to parts and the like. It can be manufactured.
  • the inventors varied the composition of the B-added steel sheet and the manufacturing conditions during the manufacturing process, conducted a hardness change and structural investigation of the surface layer during carburizing and quenching, and affected the hardenability of the surface layer.
  • the relationship between tissues and ingredients was clarified.
  • a structure softened from martensite such as pearlite, sorbite, and troostite, which are not martensite, may be generated in the surface layer portion, and is often found particularly in the extreme surface layer portion of about 100 ⁇ m from the surface.
  • FIG. 1 shows the occurrence of an abnormal layer for a material that has been carburized and quenched with a 0.22% C-based carbon potential at 0.3.
  • the abnormal layer is greatly related to the nitrogen (N) content (surface layer average N amount) in the steel sheet surface layer part from the steel sheet surface to the plate thickness direction 100 ⁇ m and the K value (or K ′ value) obtained from the steel sheet component. Turned out to be.
  • the surface layer average N amount is a value obtained by analyzing the content of nitrogen (N) in the swarf of the steel plate obtained by plane-cutting 100 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel plate before carburizing and quenching. is there.
  • K value 3C + Mn + 0.5Si (1)
  • C, Mn, and Si show content (mass%) of each element.
  • K ′ value 3C + Mn + 0.5Si + Cr + Ni + Mo + Cu (2)
  • C, Mn, Si, Cr, Ni, Mo, and Cu indicate the content (% by mass) of each element.
  • K ′ value the K element shown here as the amount of alloy elements. did it.
  • the higher this K value (K ′ value) the better the hardenability is ensured.
  • the upper limit of the K value (K ′ when Cr, Ni, Mo, Cu is included) is not particularly defined, but if it exceeds 3.6, the hardenability is too high and the above-mentioned defects such as cracking may occur. Therefore, 3.6 or less is desirable.
  • the surface hardness of the steel sheet is specified to be 77 or less on the Rockwell hardness B scale (HRB).
  • HRB Rockwell hardness B scale
  • a machining experiment simulating tooth profile machining was performed as an evaluation of processability, and the presence or absence of cracks in a portion subjected to shear deformation of the root portion of the tooth mold was investigated.
  • a steel material having a thickness of 3 mm was manufactured as a test material by using a steel material having a 0.22% C-based component as the steel material and changing the hot rolling, cold rolling, and annealing conditions.
  • the shape of the tooth profile was a rack-shaped mold made with a module of 1.5 mm defined in JIS-B1703, pressed 2 mm against a steel plate with a thickness of 3 mm, and evaluated for the presence or absence of cracks in the tooth forming profile.
  • the lower limit of the K value (K ′ value) is defined from the viewpoint of ensuring hardenability.
  • K the harder it is, and it is advantageous for the hardness at the time of quenching.
  • workability is inferior, problems such as cracking occur at the time of processing. Therefore, it is necessary to carry out the manufacturing method defined in the present invention and to soften the steel sheet while controlling the atmosphere during annealing.
  • C A basic element necessary to obtain the strength of the steel sheet. If the carbon content is less than 0.20%, the required strength as a product cannot be obtained, and the hardenability of the central part of the component is also lowered, and desired characteristics cannot be obtained. However, if a large amount of C exceeding 0.45% is contained, it is difficult to ensure toughness and formability after heat treatment, so 0.20 to 0.45% by mass (hereinafter, unless otherwise specified, the content is The C content was determined in the range of (in mass%). A more preferable range is 0.20 to 0.40%.
  • Si Used as a deoxidizer for steel, effective from the viewpoint of hardenability, and needs to contain 0.05% or more of Si.
  • the upper limit is set to 0.80% because surface properties are deteriorated due to scale wrinkles and the like during hot rolling as the Si content increases.
  • a more preferred range is 0.05 to 0.50%.
  • Mn Used as a deoxidizer and effective from the viewpoint of hardenability. In the present invention, it is necessary to add 0.85% or more from the viewpoint of ensuring hardenability in carburization performed at low Cp, but if Mn is too high, impact characteristics due to structural changes after quenching and tempering due to segregation.
  • the upper limit is specified to be 2.0%. A more preferred range is 0.90 to 1.80%.
  • the steel according to the present invention is a harmful element from the viewpoint of toughness and workability, and the lower the P content, the better.
  • the upper limit is specified to 0.04%. Further, the lower limit is desirable, but the lower limit is specified to be 0.001% because reducing the cost from 0.001% greatly increases the industrial cost. A more preferred range is 0.003 to 0.025%.
  • S promotes the formation of non-metallic inclusions in the steel, and deteriorates the formability and toughness after heat treatment. For this reason, the lower the S content, the better, and the upper limit is defined as 0.006%. Although the lower limit is desirable, the lower limit is specified to be 0.0001% because a reduction from 0.0001% greatly increases the industrial cost. A more preferred range is 0.0001 to 0.003%.
  • Al Used as a deoxidizer for steel. For this purpose, 0.01% or more of Al is necessary. However, even if Al exceeding 0.10% is added, the effect is saturated and surface defects are likely to occur. Al is also effective for fixing N, and promotes nitrogen absorption during the production of steel sheets. However, if its content exceeds 0.10%, the Al nitride becomes stable, which inhibits grain growth during the carburizing heat treatment and causes hardenability to deteriorate. Therefore, the Al content is specified in the range of 0.01 to 0.10%. A more preferred range is 0.01 to 0.06%.
  • Ti Effective for deoxidation of steel and fixation of N, 0.005% or more of addition is necessary in relation to the amount of N. However, even if adding Ti exceeding 0.30%, the effect is saturated and the cost also increases. Furthermore, since the amount of precipitates due to nitrogen absorption during the manufacturing process increases, grain growth during carburization is hindered and the hardenability is deteriorated. Therefore, the range of Ti is specified to be 0.01 to 0.30%. A more preferred range is 0.01 to 0.10%.
  • B An effective element that improves the hardenability of steel, and the effect is seen from a very small amount. In order to obtain the effect of improving hardenability, 0.0005% or more must be added. However, if a large amount of B exceeding 0.01% is contained, the castability deteriorates and cracks occur during slab casting. Furthermore, adverse effects such as generation of B-based compounds in the steel and a reduction in toughness are observed. Therefore, the B content is specified to be 0.0005% to 0.01%. A more preferred range is 0.0005 to 0.005%.
  • N Combines with B to form a nitride, which deteriorates the hardenability improvement effect of B.
  • the N content is preferably as low as possible, but reducing it to less than 0.001% causes an increase in cost.
  • the content exceeds 0.01% as the average composition of steel, a large amount of elements for fixing N such as AL and Ti is required, and precipitates such as AlN and TiN cause grain growth during carburization. It inhibits and reduces hardenability, and not only causes abnormal layers, but also deteriorates mechanical properties such as toughness. Therefore, the upper limit of N content is specified as 0.01%. A more preferred range is 0.001 to 0.006%.
  • N easily penetrates into the steel during the manufacturing process, and enters from the atmosphere during hot rolling and annealing, so it is easy to concentrate especially in the surface layer part, and its influence is suppressed to deteriorate the hardenability of the part surface layer part. Necessary to prevent. If the nitrogen intrusion from the atmosphere during heating or annealing exceeds 100 ppm, the amount of nitrides deposited during cutting or annealing increases, grain growth during heating before quenching is delayed, and hardenability deteriorates. Therefore, it is particularly important that the N content (surface layer average N amount) in the surface layer portion (in the range of 100 ⁇ m in the thickness direction from the surface) is regulated to 100 ppm or less. More preferably, the N content in the surface layer is 70 ppm or less.
  • Cr It is an effective element that can be added from the viewpoint of hardenability of steel, and the effect becomes remarkable at 0.01% or more, but even if added over 2%, the effect is saturated, and the cost is also reduced. Get higher. Therefore, the content is specified to be 0.01 to 2.0%. A more preferred range is 0.05 to 0.50%.
  • Ni It is an effective element from the viewpoint of improving the hardenability and toughness of steel. Addition at 0.01% or more is effective, but if it exceeds 1%, it only causes an increase in cost. The content is specified to be 0.02 to 1.0% because it does not change much. A more preferred range is 0.05 to 0.50%.
  • Cu It is an effective element from the viewpoint of improving the hardenability and toughness of steel. Addition at 0.01% or more is effective, but adding more than 0.5% only causes an increase in cost. Since the effect does not change much, the content is specified to be 0.005 to 0.5%. A more preferred range is 0.02 to 0.35%.
  • Mo An effective element for improving the hardenability of steel, and an element effective for increasing the softening resistance by tempering. In order to obtain the effect, addition of 0.01% or more is necessary. However, even if the content exceeds 1.0%, the effect is saturated and the cost increases, so the content is defined as 0.01 to 1.0%. A more preferred range is 0.01 to 0.40%.
  • Nb Forms carbonitride and is effective for stabilizing precipitates and improving toughness at 0.01% or more, but adding more than 0.5% causes an increase in cost. Since this leads to a decrease in hardenability, the range is specified as 0.01 to 0.5%. A more preferred range is 0.01 to 0.20%.
  • V Carbonitride is formed in the same way as Nb, and it is effective at 0.01% or more for stabilizing precipitates and improving toughness. However, adding more than 0.5% only increases the cost. The effect does not change so much and leads to a decrease in hardenability due to carbide formation. Therefore, the range is specified as 0.01 to 0.5%. A more preferred range is 0.01 to 0.20%.
  • Ta Nb
  • V forms carbonitride and is effective in stabilizing precipitates and improving toughness at 0.01% or more, but adding more than 0.5% causes an increase in cost. As a result, the effect does not change much and leads to a decrease in hardenability due to carbide formation. Therefore, the range is specified as 0.01 to 0.5%. A more preferred range is 0.01 to 0.30%.
  • W Carbonitride is formed in the same way as Nb, V, and Ta, and it is effective at 0.01% or more to stabilize precipitates and improve toughness. However, even if added over 0.5%, the cost increases. However, the effect is not much changed, and the hardenability is reduced due to the formation of carbides. Therefore, the range is specified as 0.01 to 0.5%. A more preferred range is 0.01 to 0.20%.
  • Sn, Sb, and As may be added in a required amount.
  • Sn, Sb, As: 0.003-0.03% each Sn, Sb, and As are elements that have a high tendency to segregate at the interface, the surface, and the like, and have a function of suppressing surface layer reactions during production processes such as nitrogen absorption and decarburization. By adding it, even when the steel material is exposed to a high temperature atmosphere during heating or annealing in the hot rolling process, the reaction of elements such as nitrogen and carbon that tend to fluctuate components can be suppressed, and significant component fluctuations can be prevented. is there. Therefore, it may be added as necessary.
  • the content of oxygen (O) is not specified, but when the oxide is agglomerated and coarsened, the ductility is lowered, so the oxygen content is preferably 0.025% or less. . Less oxygen is preferred, but it is technically difficult to make it less than 0.0001%, so 0.0001% or more is preferred.
  • the carbon steel sheet of the present invention may contain impurities inevitably mixed in the manufacturing process in addition to the above elements, but it is preferable that impurities are not mixed as much as possible.
  • Hot rolling is important in the present invention considered through consistent optimization with the steel material components and the subsequent annealing process, and suppresses component fluctuations in the surface layer portion of the steel sheet, that is, N intrusion and decarburization to the surface layer portion as much as possible. This is very important. Therefore, heating is set to 1200 ° C. or less without applying high-temperature heating exceeding 1200 ° C., which is normally used (S1). At this time, as the soaking time becomes longer, more nitrogen penetrates into the surface layer portion, which affects the quenching characteristics of the product. Therefore, it is important that the heating time is not long. Specifically, it is desirable to heat so that the retention time may be 60 minutes at 1200 ° C. and 90 minutes at 1100 ° C.
  • finish rolling temperature 800 ° C. or higher and 940 ° C. or lower (S2). If the finish rolling temperature is lower than 800 ° C., defects due to seizure occur frequently. If the finish rolling temperature is higher than 940 ° C., the frequency of occurrence of defects due to scale increases, resulting in a decrease in product yield and an increase in cost.
  • cooling to 650 ° C. or lower is performed at a cooling rate of 20 ° C./second or more (S3, first cooling). If the cooling to 650 ° C. after the end of rolling is made slower than 20 ° C./second, the structure variation called pearlite band accompanying segregation occurs, which leads to deterioration of workability. Therefore, after the end of rolling, the cooling rate is controlled to a cooling rate of 20 ° C./second or less up to 650 ° C. or less, and then the uniform pearlite transformation, barlite + bainite structure, bainite structure, etc. up to the take-off temperature, Slow cooling at 20 ° C./second or less is performed (S4, second cooling).
  • the coiling temperature can be systematically uniform, so that the systematic fluctuation in the coil can be reduced by winding at a temperature of 650 ° C. or lower and 400 ° C. or higher (S5).
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above process is pickled (S6). After pickling, annealing and cold rolling are carried out according to the product plate thickness and the required softening level, and the following matters are important as manufacturing conditions at that time.
  • the steel sheet according to the present invention has a high carbon content, so that the characteristics cannot be obtained by a continuous annealing process used in so-called mild steel sheets.
  • a process of annealing a coil as it is called batch annealing or box annealing is applied (S7, first annealing).
  • the annealing atmosphere was an atmosphere mainly composed of hydrogen, and the hydrogen concentration was 95% or more.
  • the inside of the annealing furnace is temporarily replaced with nitrogen at room temperature to form a nitrogen atmosphere and then replaced with hydrogen.
  • the dew point is -20 ° C or less, and the temperature is 400 ° C or more and the holding time (the holding time depends on the material, but for the softening of the steel plate according to the present invention It is desirable to maintain the temperature at 660 ° C. or more for 10 hours or more.) It is important from the viewpoint of preventing fluctuations in the surface layer component that the dew point is ⁇ 40 ° C. or less. Decarburization occurs, and an abnormal layer with poor quenching is generated when carburizing at a low carbon potential. By completing this series of steps (hot rolling + heat treatment), a steel sheet according to the present invention having excellent workability and excellent carburizing and quenching properties in carburizing treatment after processing can be obtained.
  • annealing is performed in a temperature range from Ac1 point to Ac1 + 50 ° C. and the cooling rate after annealing is 5 ° C./hour or less to Ac1-30 ° C. or less.
  • generated by Ac1 or more tends to coarsen the ferrite phase produced
  • the phase ratio of the austenite phase becomes too high in the composition of the steel of the present invention, and partly pearlite is generated during cooling, so that the temperature of high temperature annealing in the present invention is It is preferable that it is Ac1 + 50 degrees C or less. Further, in the steel of the present invention, the effect is saturated even if it is slowly cooled to Ac1-30 ° C. or lower, and the cost increases due to the prolonged annealing time. Therefore, the end point temperature of the slow cooling is up to the above Ac1-30 ° C. It is preferable that Ac1 here indicates the temperature at which the austenite phase appears in the temperature raising process.
  • a sample is taken from a hot-rolled steel sheet, and the expansion curve when the temperature is raised at 0.3 ° C./s with a formaster tester is shown.
  • the A1 transformation point was determined by measurement.
  • cold rolling process is used to finish the product thickness with high accuracy and to efficiently soften in combination with annealing. Therefore, in the series of steps described above, after hot rolling and scraping (S5), pickling (S6), cold rolling (S6-2, first cold rolling) may be performed. .
  • cold rolling with a rolling rate of 5% or more promotes spheroidization of carbides, recrystallization without nucleation, and relatively large grain size upon completion of recrystallization, which tends to cause coarsening due to grain growth, and promotes softening. To do.
  • the upper limit is not particularly defined, but if rolling is performed at a rolling rate exceeding 60%, the uniformity of the metal structure of the steel sheet by cold rolling further increases, but the higher the cold rolling rate, the finer the recrystallized grains during annealing. Therefore, since it is necessary to increase the annealing time for softening, the cold rolling rate can be determined from the viewpoint of cost and product homogenization.
  • the steel sheet is again subjected to cold rolling (S7-2, second cold rolling) with a reduction rate of 5% or more, and then in an atmosphere containing 95% or more of hydrogen.
  • Annealing may be performed (S7-3, second annealing).
  • the steel sheet is subjected to cold rolling (S7-4, third cold rolling) with a rolling reduction of 5% or more
  • annealing S7-5, third annealing
  • manufacturing method it is also possible to implement the above-mentioned annealing process more than 3 degree
  • the carbon steel sheet according to an embodiment of the present invention can be restated as follows, that is, by mass, C: 0.20 to 0.45%, Si: 0.05 to 0.8%, Mn: 0 .85 to 2.0%, P: 0.001 to 0.04%, S: 0.0001 to 0.006%, Al: 0.01 to 0.1%, Ti: 0.005 to 0.3 %, B: 0.0005 to 0.01%, N: 0.001 to 0.01%, the balance is Fe and inevitable impurities, and the value represented by 3C + Mn + 0.5Si + Cr + Ni + Mo + Cu is 2.0 or more
  • the steel plate surface hardness is 77 or less on the Rockwell hardness B scale (HRB), the average nitrogen (N) content from the surface layer to 100 ⁇ m is 100 ppm or less, and the carbon potential (Cp) is 0.6 or less.
  • Carburizing and quenching used in a mild carburizing atmosphere It is a carbon steel plate with excellent properties.
  • C, Mn, Si, Cr, N, Mo, and Cu indicate the content (% by mass) of each element, and are treated as zero when not included.
  • the above-mentioned carbon steel sheet is further mass%, Cr: 0.01 to 2.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.005 to 0.5%, Mo: 0.01 to One or more of 1.0% may be contained, and the value represented by 3C + Mn + 0.5Si + Cr + Ni + Mo + Cu may be 2.0 or more.
  • the above-mentioned carbon steel sheet is further mass%, Nb: 0.01 to 0.5%, V: 0.01 to 0.5%, Ta: 0.01 to 0.5%, W: 0.01 to You may contain 1 type, or 2 or more types of 0.5%.
  • the carbon steel sheet described above may further contain one type of Sn: 0.003-0.03%, Sb: 0.003-0.03%, and As: 0.003-0.03% by mass%. You may contain 2 or more types.
  • the finish rolling temperature of hot rolling is set to 800 ° C. or more and 940 ° C. or less, and the cooling rate is 20 ° C./second to 650 ° C. after finishing rolling.
  • a dew point of 95% or higher hydrogen and up to 400 ° C. May be produced by annealing at a temperature of 660 ° C. or more for 10 hours or more in an atmosphere having a dew point of ⁇ 20 ° C. or less and a dew point of ⁇ 40 ° C. or less at ⁇ 40 ° C. or less.
  • the annealing may be performed after cold rolling at a rolling rate of 5% to 60%.
  • the dew point of hydrogen is 95% or more and up to 400 ° C is -20 ° C or less, and the dew point of 400 ° C or more is -40 ° C or less.
  • annealing may be performed again at a temperature of 660 ° C. or higher.
  • cold rolling at a rolling rate of 5% or more and 60% or less is performed, the dew point of hydrogen is 95% or more and up to 400 ° C is -20 ° C or less, and the dew point of 400 ° C or more is -40 ° C or less. May be annealed at a temperature of 660 ° C.
  • the atmosphere is set to 95% or more of hydrogen and the annealing temperature is annealed in the range of Ac1 to Ac1 + 50 ° C., and the cooling rate after annealing is set to 5 to 1-30 ° C. You may cool slowly below °C / hour.
  • the surface hardness of the obtained steel sheet was measured with the Rockwell hardness B scale (HRB), and the surface layer average N amount was obtained by planing 100 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet before carburizing and quenching.
  • the content of nitrogen (N) in the swarf of the steel plate was analyzed. Thereafter, the carved sample was carburized and quenched, and the presence or absence of an abnormal layer on the surface was examined.
  • the carburizing treatment was performed by a gas carburizing method, and the carbon potential was measured by a CO2 amount control method using an infrared gas analyzer. No. in Table 7 to Table 12 The numerical part of the column indicates the No. in Table 1 to Table 6. It was made to understand under what conditions the material with which component was carried out.
  • the surface hardness HRB Rockwell hardness B scale
  • the surface hardness HRB Rockwell hardness B scale
  • Tables 7 to 12 From the tooth profile processing test results (Tables 7 to 12), if the HRB is 77 or less, cracks will occur. Confirmed that it does not occur. That is, it was confirmed that the steel sheet according to the present invention is excellent in workability.
  • the steel sheet according to the present invention exhibits sufficient performance even at a low carbon potential (CP ⁇ 0.6), and not only is excellent in carburization but also in workability. It was confirmed to be excellent.
  • this steel material can be applied not only to automobile parts and various industrial machine parts, but also to a wide range of tools and blades, it is needless to say that the field of application is wide, used throughout the industry, and industrially valuable. Yes.

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Abstract

　本発明は、Ｃ：０．２０質量％以上、０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上、０．８質量％以下、Ｍｎ：０．８５質量％以上、２．０質量％以下、Ｐ：０．００１質量％以上、０．０４質量％以下、Ｓ：０．０００１質量％以上、０．００６質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以上、０．１質量％以下、Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．３質量％以下、Ｂ：０．０００５質量％以上、０．０１質量％以下、及びＮ：０．００１質量％以上、０．０１質量％以下の成分を含有し、３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉで示されるＫ値が２．０以上であり；表面硬度がロックウェル硬度Ｂスケールで７７以下であり；表層から深さ１００μｍの領域におけるＮの平均含有量が１００ｐｐｍ以下である、カーボンポテンシャルが０．６以下の浸炭雰囲気で浸炭される炭素鋼板を提供する。

Description

浸炭焼入れ性の優れた炭素鋼板およびその製造方法
　本発明は、浸炭焼入れ性の優れた炭素鋼板とその製造方法に関する。
　本願は、２００９年３月２７日に、日本に出願された特願２００９－０７９９５９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来、チェーン部品、ギヤー部品、クラッチ部品等の自動車部品や産業機械部品は、成形加工後に焼入れ等の熱処理により表面を硬化させて製造されている。
　しかし近年、部品形状が複雑化した上に、部品自体に耐摩耗性や疲労特性等が求められてきている。従って、素材には、部品への加工時に複雑な加工に耐えられるような加工性だけでなく、表面硬化のための焼入れ性も満足することが要求されている。素材の焼入れ性と加工性とは、材料設計の観点からは相反する特性である。一般的に加工性の向上には素材の軟質化が有効であるが、焼入れ性を高めるため添加する元素は鋼板の硬度を上げ、加工性を犠牲にするものが多い。
　一方で、部品加工後の焼入れ性が悪いと製品内部にパーライト、ソルバイトやトルースタイトといわれるような組織が混在する異常層部が発生してしまう。
　優れた加工性と焼入れ性とを有する鋼板を低コストで製造するためには、鋼板にＢを含有させることが有効である。ところがＢはその反応性のゆえ、鋼板表面にて酸化や脱ボロン、窒化等の変化が生じ、表層部の焼入れ性を確保することが難しい。
　また、Ｂ添加鋼板では、通常よく使用されるカーボンポテンシャル（Ｃｐ）が０．８程度の浸炭を行った場合、浸炭されたＣによって焼入れ性が高くなり、焼入れ後の表層部に焼入れ異常層ができにくくなるため大きな問題は生じない。しかしながら、カーボンポテンシャルが低い弱浸炭領域（例えばＣｐ≦０．６）ではＢが上述の反応により焼入れ性が劣化するため、さらにＣによる焼入れ性も確保できないため使用が広まっていない。
　ここで言うカーボンポテンシャルは、鋼材を浸炭する際の雰囲気の浸炭能力を示す値である。カーボンポテンシャルは、浸炭する温度でのガス雰囲気と平衡に達したときの鋼表面の炭素濃度に相当する。
　そのため、Ｂ添加鋼板には、Ｂ添加効果が十分発揮できる製造条件の確立と、歯形成形等の厳しい加工に対する加工性、及び浸炭等の表面硬化処理性の確保等、素材から部品加工までを通した一貫材料最適化が求められている。
　Ｂ含有鋼板の製造条件に関するものとして、特許文献１には、窒素含有量を１０体積％以下に抑制した水素雰囲気中やＡｒ雰囲気で焼鈍することを開示されているものの、その前後工程の工程に関したものは見当たらない。また、本発明で対象としている低カーボンポテンシャルでの浸炭処理を考慮した技術は開示されていない。
特開平５－３３１５３４
　本発明は、前述した問題を解決するために、カーボンポテンシャルが低い浸炭条件でも焼入れ性が優れ、さらに加工性を具備したＢ添加鋼板の提供とその製造方法の最適化を課題とする。
　本発明は、上述の課題を解決するために以下の手段を採用した。（１）本発明の第１の態様は、Ｃ：０．２０質量％以上、０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上、０．８質量％以下、Ｍｎ：０．８５質量％以上、２．０質量％以下、Ｐ：０．００１質量％以上、０．０４質量％以下、Ｓ：０．０００１質量％以上、０．００６質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以上、０．１質量％以下、Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．３質量％以下、Ｂ：０．０００５質量％以上、０．０１質量％以下、及びＮ：０．００１質量％以上、０．０１質量％以下の成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を有し、３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉで求められるＫ値が２．０以上であり；表面硬度がロックウェル硬度Ｂスケールで７７以下であり；表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＮの平均含有量が１００ｐｐｍ以下である；炭素鋼板である。この炭素鋼板は、カーボンポテンシャルが０．６以下の浸炭雰囲気で浸炭される。
（２）上記（１）に記載の炭素鋼板は、Ｎｂ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｖ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｔａ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｗ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｓｎ：０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、Ｓｂ：０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、及び、Ａｓ：０．００３質量％以上、０．０３質量％以下の１種又は２種以上の成分を更に含有してもよい。
（３）本発明の第２の態様は、スラブを１２００℃以下で加熱する加熱工程と；８００℃以上９４０℃以下の仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延して鋼板を得る熱間圧延工程と；前記鋼板が６５０℃以下になるまで冷却速度２０℃／秒以上で前記鋼板を冷却する第１の冷却工程と；前記第１の冷却工程に続き、冷却速度２０℃／秒以下で前記鋼板を冷却する第２の冷却工程と；６５０℃以下４００℃以上で前記鋼板を捲き取る捲き取り工程と；前記鋼板を酸洗する酸洗工程と；前記鋼板を、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下とした雰囲気において、温度６６０℃以上で１０時間以上焼鈍する第１の焼鈍工程と；を備える、上記（１）又は（２）に記載の炭素鋼板の製造方法である。
（４）上記（３）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第１の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（５）上記（４）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記酸洗工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第１の冷間圧延工程を更に備えてもよい。
（６）上記（５）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（７）上記（６）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（８）上記（７）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（９）上記（８）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（１０）上記（６）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（１１）上記（１０）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（１２）上記（４）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（１３）上記（１２）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（１４）上記（１３）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（１５）上記（１４）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（１６）上記（１２）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（１７）上記（１６）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（１８）上記（３）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記酸洗工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第１の冷間圧延工程を更に備えてもよい。
（１９）上記（１８）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（２０）上記（１９）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（２１）上記（２０）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（２２）上記（２１）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（２３）上記（１９）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（２４）上記（２３）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（２５）上記（３）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（２６）上記（２５）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（２７）上記（２６）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（２８）上記（２７）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（２９）上記（２５）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；を更に備えてもよい。
（３０）上記（２９）に記載の炭素鋼板の製造方法では、前記第３の焼鈍工程において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定してもよい。
（３１）本発明の第３の態様は、Ｃ：０．２０質量％以上、０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上、０．８質量％以下、Ｍｎ：０．８５質量％以上、２．０質量％以下、Ｐ：０．００１質量％以上、０．０４質量％以下、Ｓ：０．０００１質量％以上、０．００６質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以上、０．１質量％以下、Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．３質量％以下、Ｂ：０．０００５質量％以上、０．０１質量％以下、及びＮ：０．００１質量％以上、０．０１質量％以下の成分を含有し、Ｃｒ：０．０１質量％以上、２．０質量％以下、Ｎｉ：０．０１質量％以上、１．０質量％以下、Ｃｕ：０．００５質量％以上、０．５質量％以下、及びＭｏ：０．０１質量％以上、１．０質量％以下の１種又は２種以上の成分を更に含有し；残部がＦｅ及び不可避的不純物を有し；３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕで求められるＫ’値が２．０以上であり；表面硬度がロックウェル硬度Ｂスケールで７７以下であり；表層から深さ１００μｍの領域におけるＮの平均含有量が１００ｐｐｍ以下である炭素鋼板である。この炭素鋼板は、カーボンポテンシャルが０．６以下の浸炭雰囲気で浸炭される。
（３２）上記（３１）に記載の炭素鋼板は、Ｎｂ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｖ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｔａ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｗ：０．０１質量％以上、０．５質量％以下、Ｓｎ：０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、Ｓｂ：０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、及びＡｓ：０．００３質量％以上、０．０３質量％以下の１種又は２種以上の成分を更に含有してもよい。
（３３）上記（３１）又は（３２）に記載の炭素鋼板は、スラブを１２００℃以下で加熱する加熱工程と；８００℃以上９４０℃以下の仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延して鋼板を得る熱間圧延工程と；前記鋼板が６５０℃以下になるまで冷却速度２０℃／秒以上で前記鋼板を冷却する第１の冷却工程と；前記第１の冷却工程に続き、冷却速度２０℃／秒以下で前記鋼板を冷却する第２の冷却工程と；６５０℃以下４００℃以上で前記鋼板を捲き取る捲き取り工程と；前記鋼板を酸洗する酸洗工程と；前記鋼板を、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下とした雰囲気において、温度６６０℃以上で１０時間以上焼鈍する第１の焼鈍工程と；を備える、上記（３１）又は（３２）に記載の炭素鋼板の製造方法である。
　上記（１）、（３１）に記載の構成では、Ｋ値、又はＫ’値が２．０以上で、表層平均Ｎ量が１００ｐｐｍ以下に規定されているため、カーボンポテンシャルが低い浸炭条件でも高い焼入れ性を発揮することができ、高い加工性を具備したＢ添加炭素鋼板を得ることができる。
　上記（２）、（３２）に記載の構成によれば、析出物の安定化や靭性改善の効果や、鋼板表層部の成分変動を抑制する効果が得られる。
　上記（３）、（３３）に記載の方法によれば、加工性及び加工後の浸炭処理性に優れた炭素鋼板を安定して製造することができる。
　上記（４）～（３０）に記載の方法によれば、炭素鋼板の加工性や軟質化を更に向上させることができる。
　以上のように、本発明によれば、Ｂ添加鋼の浸炭時の焼入れ性不良による異常層生成を防止した優れた浸炭焼入れ性を有するだけでなく、部品等への加工性に優れた鋼材を製造することが可能となる。
浸炭焼入れ時の異常層発生に関するＫ値或いはＫ’値と表層平均Ｎ量との関係を示す図である。 歯形加工時の歯形部での割れと素材硬度との関係を示す図である。 製造方法を説明するためのフローチャートである。
　本発明者らは、Ｂ添加鋼板の成分や製造工程中の製造条件について種々変化させて、浸炭焼き入れ時の表層部の硬度変化や組織調査を行い、表層部の焼入れ性に及ぼす表層部の組織と成分の関係を明らかにした。その結果、表層部にマルテンサイトではないパーライト、ソルバイトやトルースタイト等のマルテンサイトより軟化した組織が発生することがあり、特に表面から１００μｍ程度の極表層部に多く見られる事を知見した。
　図１は、０．２２％Ｃ系のカーボンポテンシャルを０．３にて浸炭焼き入れした材料についての異常層の発生について示したものである。異常層は、鋼板表面から板厚方向１００μｍまでの鋼板表層部にある窒素（Ｎ）含有量（表層平均Ｎ量）と、鋼板成分にて得られるＫ値（又はＫ‘値）とに大きく関係することが判明した。
　ここで表層平均Ｎ量は、浸炭焼入れ前の鋼板の表面部を表面から厚さ方向に１００μｍを平削りにより採取した鋼板の切り粉中の窒素（Ｎ）の含有量を分析し求めた値である。
　鋼板成分の影響をみるため、（１）式で示すＫ値及び（２）式で示すＫ’値を導入した。
　Ｋ値＝３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉ・・・（１）
　但し、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
　Ｋ’値＝３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ・・・（２）
　但し、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。尚、上述の成分が含まれていない時は零として扱う。
　図１に見られるように、Ｋ値（Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕが含まれる場合はＫ’値）が２．０以上で、表層平均Ｎ量が１００ｐｐｍ以下であると、異常層が見られなくなり、浸炭焼入れ性が優れることが判明した。上記のような良好範囲が得られる理由として、表層平均Ｎ量が高いほど製造工程中に窒素（Ｎ）が窒化物として析出する量が増え、浸炭焼入れ時のオーステナイト粒の成長が遅延し、焼き入れ性が劣化することが考えられる。特に、ＮによりＢが窒化され、ＢＮとなるため、鋼中のＢがなくなり、鋼板の焼き入れ性が阻害されるものと考えられる。
　また、鋼板の焼入れ性の観点から、鋼板にはある程度の合金元素が必要であり、合金元素量として今回示したＫ値（Ｋ’値）で整理することで、焼入れ性を明確にすることができた。このＫ値（Ｋ’値）は高いほど焼入れ性を確保するには有利であるが、高すぎると鋼板硬度が高くなり、加工性が劣化し、部品形状によっては焼入れ時に焼き割れが発生する等の不具合が発生することがある。Ｋ値（Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕが含まれる場合はＫ’）の上限は特に特に定めないが、３．６を超えると焼入れ性が高すぎ、上記の焼き割れ等の欠陥が出る可能性も考えられるので、３．６以下が望ましい。
　鋼板の加工性の観点からは、本発明においては鋼板の表面硬度をロックウェル硬度Ｂスケール（ＨＲＢ）で７７以下に規定した。本発明による鋼材は、自動車部品等に使用され、特に厳しい加工対象としてギヤー部品の歯形成形がある。従って、これに耐えられる加工性が必要となる。
　本発明では、加工性の評価として歯形加工を模擬した加工実験を行い、歯型の根元部分の剪断変形を受ける部位での割れ発生有無を調査した。鋼材として０．２２％Ｃ系の成分の鋼材を用いて、熱延、冷延、焼鈍条件を変更して板厚３ｍｍの鋼板を製造し供試材とした。歯形の形状はＪＩＳーＢ１７０３で規定されるモジュール１．５ｍｍにてラック状の型を作成し、板厚３ｍｍの鋼板に対して２ｍｍプレスし、歯形成形部の割れの有無を評価した。
　その結果を、図２に示す。歯形成形のような厳しい加工に対し、割れ発生は表面硬度と良い対応を示し、歯形成形に耐えられる材質として表面硬度でＨＲＢ７７以下の軟質化を図ることが有効であることが判明した。
　一方、本発明では、上述したように焼入性を確保する観点からＫ値（Ｋ‘値）の下限を規定している。Ｋが高いほど硬くなり、焼入れ時の硬度に対しては有利であるが、加工性が劣ってくるため、加工時に割れ等の問題が生じる。そのため、本発明で規定する製造方法を実施し、鋼板の軟質化を焼鈍時の雰囲気を制御しながら実施することが必要である。
　以下、鋼板成分及び製造条件に関して説明する。
　Ｃ：鋼板の強度を得るために必要な基本元素である。０．２０％未満の炭素含有量では、製品としての要求される強度が得られず、また、部品中心部の焼入れ性も低下して所望の特性が得られない。しかし、０．４５％を超える多量のＣが含有されると熱処理後における靭性や成形性を確保することが難しいため０．２０～０．４５質量％（以下、特に断りのない限り含有量は質量％で示す）の範囲にＣ含有量を定めた。さらに好ましい範囲は０．２０から０．４０％である。
　Ｓｉ：鋼の脱酸剤として使用され、焼入れ性の観点からも有効であり、０．０５％以上のＳｉを含有させることが必要である。しかし、Ｓｉ含有量の増加に伴って、熱間圧延時のスケール疵等に起因して表面性状の劣化が生じるために上限を０．８０％とした。さらに好ましい範囲は０．０５～０．５０％である。
　Ｍｎ：脱酸剤として使用され、焼入れ性の観点からも有効である。本発明では低Ｃｐで実施される浸炭での焼入れ性確保の観点から０．８５％以上の添加が必要であるが、Ｍｎを高めすぎると偏析に起因する焼入れ、焼戻し後の組織変動による衝撃特性の劣化やバラツキの原因となるので上限を２．０％に規定する。さらに好ましい範囲は０．９０～１．８０％である。
　Ｐ：本発明鋼では靭性や加工性の観点からは有害な元素であり、Ｐ含有量は低いほど望ましく、その上限を０．０４％に規定する。また、下限は低いほど望ましいが、０．００１％より低減することは、工業的にコストが大幅に増加するため、下限は、０．００１％に規定する。さらに好ましい範囲は０．００３～０．０２５％である。
　Ｓ：Ｓは、鋼中に非金属介在物の生成を促進させ、成形加工性や熱処理後の靭性等を劣化させる。このため、Ｓ含有量は低いほど望ましく、その上限を０．００６％に規定する。下限は低いほど望ましいが、０．０００１％より低減することは、工業的にコストが大幅に増加するため、下限は、０．０００１％に規定する。さらに好ましい範囲は０．０００１～０．００３％である。
　Ａｌ：鋼の脱酸剤として使用され、このためには０．０１％以上のＡｌが必要である。しかし、０．１０％を超えるＡｌを添加しても、その効果は飽和し、表面疵が発生し易くなる。また、ＡｌはＮの固定にも有効であり、鋼板製造時の吸窒を促進する。しかし、その含有量が０．１０％を超えるとＡｌ窒化物が安定となり浸炭熱処理時の粒成長を阻害し、焼入れ性を劣化させる原因となる。そのため、Ａｌ含有量を０．０１～０．１０％の範囲に規定する。さらに好ましい範囲は０．０１～０．０６％である。
　Ｔｉ：鋼の脱酸剤やＮの固定にも有効であり、Ｎ量との関係から０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．３０％を超えてＴｉを添加しても、その効果は飽和し、また、コストも増加する。さらに、製造工程中の吸窒による析出物量が増加するため、浸炭時の粒成長を阻害し、焼入れ性を劣化させる原因となる。そのためＴｉの範囲を０．０１～０．３０％に規定する。さらに好ましい範囲は０．０１～０．１０％である。
　Ｂ：鋼の焼入れ性を向上させる有効な元素であり、その効果は極微量から見られる。焼入れ性向上効果を得るためには０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０１％を超える多量のＢを含有させると、鋳造性が劣化し、スラブ鋳造時に割れが生じる。さらに、鋼中にＢ系の化合物が生成され靭性を低下させるなど悪影響が見られる。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％～０．０１％に規定する。さらに好ましい範囲は０．０００５～０．００５％である。
　Ｎ：Ｂと結合して窒化物を生成し、Ｂの焼入れ性向上効果を劣化させる。そのため、Ｎ含有量は低いほど好ましいが、０．００１％未満に低減することは、コストの増大を招く。また、含有量が鋼の平均組成として０．０１％を超えると、ＡＬやＴｉなどのＮを固定する元素が多量に必要になると共に、ＡｌＮやＴｉＮ等の析出物が浸炭時の粒成長を阻害して焼き入れ性を低下させ、異常層発生の原因となるばかりでなく靭性等の機械的特性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０１％に規定する。さらに好ましい範囲は０．００１～０．００６％である。
　加えてＮは製造工程中で鋼中に侵入しやすく、熱延加熱時や焼鈍中の雰囲気から入るため、特に表層部で濃化しやすくその影響を抑制することが部品の表層部焼入れ性の劣化を防止するために必要になる。加熱時や焼鈍時の雰囲気からの窒素侵入が１００ｐｐｍを超えると捲取時や焼鈍時の窒化物の析出量が多くなり、焼入れ前の加熱時の粒成長が遅延し焼入れ性が劣化する。そのため、特に表層部（表面から厚さ方向に１００μｍの範囲）でのＮ含有量（表層平均Ｎ量）を１００ｐｐｍ以下に規定することが重要である。表層部のＮ含有量が７０ｐｐｍ以下であると更に好ましい。
　Ｃｒ：鋼の焼入れ性の観点から、添加できる有効な元素であり、０．０１％以上で効果が顕著となるが、２％を超えて添加してもその効果が飽和し、コスト的にも高くなる。そのため、その含有量を０．０１～２．０％に規定する。さらに好ましい範囲は０．０５～０．５０％である。
　Ｎｉ：鋼の焼入れ性や靭性向上の観点から有効な元素であり、０．０１％以上での添加が有効であるが、１％を超えて添加するとコストの増大を招くだけで、その効果はあまり変わらないためその含有量を０．０２～１．０％に規定する。さらに好ましい範囲は０．０５～０．５０％である。
　Ｃｕ：鋼の焼入れ性や靭性向上の観点から有効な元素であり、０．０１％以上での添加が有効であるが、０．５％を超えて添加するとコストの増大を招くだけで、その効果はあまり変わらないためその含有量を０．００５～０．５％と規定する。さらに好ましい範囲は０．０２～０．３５％である。
　Ｍｏ：鋼の焼入れ性を向上させる有効な元素であり、また、焼き戻しによる軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。その効果を得るために０．０１％以上の添加が必要である。但し、１．０％を超えて含有させても、効果が飽和し、また、コストも増大するため０．０１～１．０％と規定する。さらに好ましい範囲は０．０１～０．４０％である。
　Ｎｂ：炭窒化物を形成し、析出物の安定化や靭性改善に０．０１％以上で効果があるが、０．５％を超えて添加してもコスト増を招き、また、炭化物形成による焼入れ性の低下につながるため、その範囲を０．０１～０．５％と規定する。さらに好ましい範囲は０．０１～０．２０％である。
　Ｖ：Ｎｂと同様に炭窒化物を形成し、析出物の安定化や靭性改善に０．０１％以上で効果があるが、０．５％を超えて添加してもコスト増を招くだけで、その効果はあまり変わらず、また、炭化物形成による焼入れ性の低下につながる。従って、その範囲を０．０１～０．５％と規定する。さらに好ましい範囲は０．０１～０．２０％である。
　Ｔａ：Ｎｂ、Ｖと同様に炭窒化物を形成し、析出物の安定化や靭性改善に０．０１％以上で効果があるが、０．５％を超えて添加してもコスト増を招くだけで、その効果はあまり変わらず、また、炭化物形成による焼入れ性の低下につながる。従って、その範囲を０．０１～０．５％と規定する。さらに好ましい範囲は０．０１～０．３０％である。
　Ｗ：Ｎｂ、Ｖ、Ｔａと同様に炭窒化物を形成し、析出物の安定化や靭性改善に０．０１％以上で効果があるが、０．５％を超えて添加してもコスト増を招くだけで、その効果はあまり変わらず、また、炭化物形成による焼入れ性の低下につながる。従って、その範囲を０．０１～０．５％と規定する。さらに好ましい範囲は０．０１～０．２０％である。
　さらにその上、鋼板表層部の成分変動を抑制するために、本発明においては、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓの１種又は２種以上を、所要量、添加してもよい。
　Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：それぞれ０．００３～０．０３％
　Ｓｎ、Ｓｂ、及びＡｓは、界面、表面等に偏析する傾向が高い元素であり、吸窒や脱炭等の製造工程中での表層反応を抑制する働きがある。その添加により、熱間圧延工程の加熱時や焼鈍時の高温雰囲気中に鋼材がさらされる状態でも、窒素や炭素等の成分変動しやすい元素の反応を抑制し、著しい成分変動を防止できる効果がある。従って、必要に応じて添加するとよい。添加量に関しては、０．００３％より少ないと、その効果が小さく、また、０．０３％より多量に添加しても効果が飽和するだけでなく、靭性の低下、また、浸炭時間の長時間化を招くなど、コスト増につながる。そのため、０．００３～０．０３％添加することが望ましい。
　本発明に係る鋼板において、酸素（Ｏ）の含有量は規定していないが、酸化物が凝集して粗大化すると、延性が低下するので、酸素の含有量は、０．０２５％以下が好ましい。酸素は、少ないほうが好ましいが、０．０００１％未満にすることは、技術的に困難であるので、０．０００１％以上が好ましい。
　また、本発明の炭素鋼板は、上記元素以外にも製造工程などで不可避的に混入する不純物を含有してもよいが、できるだけ不純物が混入しないようにすることが好ましい。
　次いで、図３のフローチャートを参照し、製造条件について説明する。
　熱間圧延は鋼材成分、及びその後の焼鈍工程との一貫最適化を通して考える本発明においては、重要であり、鋼板の表層部の成分変動、すなわち表層部へのＮ侵入や脱炭を極力抑制することが重要である。そこで、加熱は通常使用される１２００℃を超えるような高温加熱は適用せずに、１２００℃以下とする（Ｓ１）。また、この際、均熱時間も長時間となるほど表層部への窒素侵入が多くなり、製品の焼入れ特性に影響するため、加熱時間は長時間にならないようにすることが重要である。具体的には、１２００℃では保定時間として６０分を、１１００℃では９０分を超えないように加熱することが望ましい。
　次に、仕上げ圧延温度を８００℃以上９４０℃以下で熱間圧延する（Ｓ２）。仕上げ圧延温度は８００℃より低いと焼き付きによる疵が多発し、また、９４０℃より高いとスケール起因の疵の発生頻度が高くなり、製品歩留まりが低下し、コストを増大させる。
　熱延の仕上げ圧延終了後６５０℃以下まで冷却速度２０℃／秒以上で冷却する（Ｓ３、第１の冷却）。圧延終了後から６５０℃までの冷却を２０℃／秒より緩冷却にすると偏析に伴うパーライトバンドといわれる組織のバラツキを生じ、加工性の劣化につながる。そのため、圧延終了後から６５０℃以下までを２０℃／秒以上の冷却速度に制御し、その後捲取温度までは均一なパーライト変態や、バーライト＋ベイナイト組織、また、ベイナイト組織等にすべく、２０℃／秒以下の緩冷却を行う（Ｓ４、第２の冷却）。これによりコイル内の組織的不均一の生成を抑制することができる。また、捲取温度は、上述したように組織的均一を図るため６５０℃以下４００℃以上の温度で巻き取ることでコイル内の組織的変動を小さくすることができる（Ｓ５）。以上の工程により製造された熱延鋼板は、酸洗される（Ｓ６）。酸洗後、製品板厚や必要な軟質化レベルに応じて、焼鈍や冷間圧延を実施するが、その際の製造条件としては以下の事項が重要である。
　焼鈍については、本発明に係る鋼板は炭素含有量が高いため、いわゆる軟鋼板で使用されるような連続焼鈍プロセスではその特性を得ることができない。基本的にバッチ焼鈍や箱焼鈍と言われるようなコイルをそのまま焼鈍するプロセスが適用される（Ｓ７、第１の焼鈍）。
　その際、表層部の窒素濃化を防止する観点から、焼鈍雰囲気は、水素を主体とする雰囲気とし、その水素濃度は９５％以上とした。加えて、水素雰囲気で焼鈍する場合には、安全性の観点から一旦常温で焼鈍炉内を窒素にて置換して窒素雰囲気とした後、水素に置換する。この際、水素に置換した後に昇温するのが窒化を防止する関連から望ましいが、窒素雰囲気から昇温しながら水素に置換してもよく、できるだけ低温で水素濃度９５％以上とすることが必要である。また、昇温時、特に４００℃までは露点を－２０℃以下とし、４００℃以上の温度及び保定時（保定時間は、材質にもよるが、本発明に係る鋼板の軟質化のためには、温度６６０℃以上で１０時間以上保定することが望ましい。）には露点を－４０℃以下にすることが、表層部の成分変動を防止する観点から重要であり、露点が高いと脱ボロン、脱炭等が生じ、低カーボンポテンシャルでの浸炭時に焼入れ不良の異常層を生じさせる。この一連の工程（熱延＋熱処理）を完了させることにより、加工性に優れ、さらに加工後の浸炭処理における浸炭焼入れ性にもすぐれた本発明に係る鋼板が得られる。
　軟質化の観点からは、Ａｃ１以上の温度での高温焼鈍も有効である。Ａｃ１点以上でＡｃ１＋５０℃以下の温度域にて焼鈍を行い、焼鈍後の冷却速度をＡｃ１－３０℃以下まで５℃／時間以下の冷却速度とすることが好ましい。これにより、Ａｃ１以上で生成するオーステナイト相により、微細な炭化物のスカベンジング作用にて、５℃／時間以下の冷却時に生成するフェライト相が粗大化しやすく、軟質化が促進される。Ａｃ１より５０℃以上高温域で焼鈍すると本発明鋼の成分では、オーステナイト相の相比が高くなりすぎ、冷却時に部分的にパーライトが生じ、硬質化するため、本発明での高温焼鈍の温度はＡｃ１＋５０℃以下であることが好ましい。また、本発明鋼ではＡｃ１－３０℃以下まで緩冷却してもその効果は飽和し、焼鈍時間の長時間化によるコスト増が発生するので、緩冷却の終点温度は上記のＡｃ１－３０℃までであることが好ましい。
　ここにおけるＡｃ１は昇温過程でオーステナイト相が出現する温度を示し、本発明では熱延鋼板からサンプルを採取し、フォーマスター試験機にて０．３℃／ｓで昇温した時の膨張曲線を測定し、Ａ１変態点を求めた。また、文献等にはＡｃ１を成分から求める簡便な方法もあり、一例として、Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著のＴｈｅ　Ｐｈｙｓｉｃａｌ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　ｏｆ　Ｓｔｅｅｌには、Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×％Ｍｎ－１６．９×％Ｎｉ＋２９．１×％Ｓｉ＋１６．９×％Ｃｒ＋２９０×％Ａｓ＋６．３８×％Ｗが示されており、これらの経験式を用いることも可能である。
　さらに、冷間圧延工程は、製品板厚を精度よく仕上げ、また、焼鈍と組み合わせて軟質化を効率的に実施するために用いられる。そのため、前記した一連の工程の中で、熱間圧延し捲取り（Ｓ５）後、酸洗（Ｓ６）した後、冷間圧延（Ｓ６－２、第１の冷間圧延）を施してもよい。特に圧延率５％以上の冷間圧延により、炭化物の球状化が促進、核生成を伴わない再結晶や再結晶完了時の粒径が比較的大きく粒成長による粗大化が起こりやすく軟質化が促進する。
　上限については特に定めないが、圧延率６０％を超えて圧延をすると冷間圧延による鋼板の金属組織の均一性が更に高まるが、冷間圧延率が高くなるほど焼鈍時の再結晶粒が微細になり、軟質化のためには焼鈍時間を長時間にすることが必要になるため、コストと製品均質化の観点から冷延率を決定することができる。
本発明製造方法においては、上記焼鈍の後、鋼板に再度圧下率５％以上の冷間圧延（Ｓ７－２、第２の冷間圧延）を施し、次いで、水素を９５％以上含む雰囲気中で焼鈍を施してもよい（Ｓ７－３、第２の焼鈍）。上記焼鈍（Ｓ７－１、第１の焼鈍）の後、冷間圧延（Ｓ７－２、第２の冷間圧延）－焼鈍（Ｓ７－３、第２の冷間圧延）の工程を経ることにより、組織の均一化、または結晶粒の粗大化を図ることができ、加工性の向上、また、軟質化を更に進めることができる。
　本発明製造方法においては、更に上記焼鈍（Ｓ７－３、第２の焼鈍）の後、鋼板に圧下率５％以上の冷間圧延（Ｓ７－４、第３の冷間圧延）を施し、次いで、水素を９５％含む雰囲気中で焼鈍（Ｓ７－５、第３の焼鈍）を施してもよく、その場合の焼鈍条件は上述の通りである。
　また、本発明製造方法においては、軟質化の観点からは上述の焼鈍工程を冷延と組み合わせ３度を超えて実施することも可能であり、その場合も上述した製造条件内で実施することが必要である。
　本発明の一実施形態に係る炭素鋼板は、以下のように換言できる、すなわち、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．８％、Ｍｎ：０．８５～２．０％、Ｐ：０．００１～０．０４％、Ｓ：０．０００１～０．００６％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．３％、Ｂ：０．０００５～０．０１％、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り、かつ３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕで示される値が２．０以上で、鋼板表面硬度がロックウェル硬度Bスケール（ＨＲＢ）で７７以下を有し、表層から１００μmまでの窒素（Ｎ）含有量の平均が１００ｐｐｍ以下であり、カーボンポテンシャル（Ｃｐ）が０．６以下の弱浸炭雰囲気で使用される浸炭焼入れ性に優れた炭素鋼板である。但し、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｎ，Ｍｏ，Ｃｕは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含まれていない時は零として扱う。
　上述の炭素鋼板は、更に質量％で、Ｃｒ:０．０１～２．０％、Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｃｕ：０．００５～０．５％、Ｍｏ：０．０１～１．０％の１種または２種以上を含有し、３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕで示される値が２．０以上であってもよい。
　上述の炭素鋼板は、更に質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｔａ：０．０１～０．５％、Ｗ：０．０１～０．５％の１種または２種以上を含有してもよい。
　上述の炭素鋼板は、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００３～０．０３％、Ｓｂ：０．００３～０．０３％、及び、Ａｓ：０．００３～０．０３％の１種又は２種以上を含有しても良い。
　上述の成分を有するスラブを熱間圧延する際に、１２００℃以下で加熱し、熱間圧延の仕上げ圧延温度を８００℃以上９４０℃以下とし、仕上げ圧延終了後６５０℃まで冷却速度２０℃／秒以上で冷却し、その後冷却速度２０℃／秒以下で冷却し、捲取温度６５０℃以下４００℃以上で捲き取り、その後、酸洗を行った後、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下とした雰囲気において、温度６６０℃以上で１０時間以上焼鈍して浸炭焼入れ性に優れた炭素鋼板を製造してもよい。
　前記酸洗の後に、５％以上６０％以下の圧延率で冷間圧延を施した後に、前記焼鈍を行ってもよい。
　前記焼鈍の後に、５％以上６０％以下の圧延率で冷間圧延を施した後、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で再度焼鈍してもよい。
　前記２度目の焼鈍後に、５％以上６０％以下の圧延率の冷間圧延を施し、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で焼鈍してもよい。
　前記熱延板または冷延板に行う焼鈍において、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋50℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後の冷却速度をＡｃ１－30℃までの冷却速度を5℃／時間以下の緩冷却してもよい。
　実施例に基づいて、本発明を説明する。
　表１～表６に示す成分を有する鋼を真空溶解にて５０ｋｇの鋼塊に鋳造して得られた鋼片を、表７～表１２に記載の条件で熱間圧延した。熱間圧延は大気雰囲気にて加熱し、熱延板の厚みは冷延を実施しない場合は３ｍｍとし、冷延を施す場合は冷延後の板厚が３ｍｍになるように熱延板厚を設定した。熱延板は、塩酸により酸洗した後、焼鈍あるいは冷延を行って、３ｍｍ厚みの評価用の鋼板を作成した。詳細の製造条件及び評価結果を表７～表１２に示す。その後、表７～表１２の記載の条件で、焼鈍するもの、又は冷間圧延した後焼鈍するもの、さらに、１回目の焼鈍後冷間圧延と焼鈍をさらに実施したもの（２回焼鈍）、また、それを再々度繰り返したもの（３回焼鈍）を表７～表１２に示すように、各処理条件に従って実施した。焼鈍の雰囲気については、常温で一旦、炉内を窒素で置換した後に所定の水素量になるまで水素を導入してから昇温した。また、露点の測定は薄膜酸化アルミニウム水分センサーによる露点計を用いて測定した。
　得られた鋼板の表面硬さをロックウェル硬度Ｂスケール（ＨＲＢ）にて測定、また、表層平均Ｎ量は、浸炭焼入れ前の鋼板の表面部を表面から厚さ方向に１００μｍを平削りにより採取した鋼板の切り粉中の窒素（Ｎ）の含有量を分析した。その後、歯型加工を行った試料を浸炭焼入れし、表面の異常層の有無を調査した。
　なお浸炭処理はガス浸炭法により行い、カーボンポテンシャルは赤外線ガス分析計によるＣＯ２量制御法によって測定した。
　表７～表１２のＮｏ．欄の数字部分は、表１～表６のＮｏ．と対応しており、どの成分をもった材料が、どの条件で実施されているか分かるようにした。
　表７～表１２に示されるように、本願発明の条件を外れる条件（下線）や比較鋼では製品硬度、歯形加工時の割れ、或いは浸炭焼入れ時の表層部の異常層が見られ、本発明の効果が明らかとなった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　一般に、表面硬度が上がると、加工性が劣ることから、浸炭処理前の鋼板の表面硬さを一定値以下に保つことが、製品の加工性確保の観点から望ましい。本発明による条件に従って製造された鋼板の表面硬度ＨＲＢ（ロックウェル硬度Ｂスケール）は、みなＨＲＢ７７以下となり、歯形加工試験結果（表７～表１２）から、ＨＲＢで７７以下とすれば、割れが発生しないことを確認した。即ち、本発明に係る鋼板は、その加工性において優れていることが確認された。
　また、表７～表１２に示す結果から、本発明による鋼板は、低カーボンポテンシャル（ＣＰ≦０．６）でも十分な性能を発揮しており、浸炭性に優れるだけでなく、加工性においても優れていることが確認された。
　浸炭焼入れ性についての評価結果から、本発明による条件に従って製造された鋼板は、みな異常層がないことも確認された。即ち、本発明に係る鋼板は、その浸炭焼入れ性に優れていることが確認された。
　以上述べたように、本発明によれば、加工性に優れ、また、浸炭時の表層部焼入れ性を確保できる鋼材及びその製造方法を得ることができる。この鋼材は、自動車部品や各種産業機械部品だけでなく、広く工具や刃物にも適用できることから、その応用分野は広く、産業界全体において利用され、工業的に価値の大きなものであることは言うまでもない。

Claims (33)

  1. 　カーボンポテンシャルが０．６以下の浸炭雰囲気で浸炭される炭素鋼板であって、
    Ｃ：   ０．２０質量％以上、０．４５質量％以下、
    Ｓｉ： ０．０５質量％以上、０．８質量％以下、
    Ｍｎ： ０．８５質量％以上、２．０質量％以下、
    Ｐ：   ０．００１質量％以上、０．０４質量％以下、
    Ｓ：   ０．０００１質量％以上、０．００６質量％以下、
    Ａｌ： ０．０１質量％以上、０．１質量％以下、
    Ｔｉ： ０．００５質量％以上、０．３質量％以下、
    Ｂ：   ０．０００５質量％以上、０．０１質量％以下、及び
    Ｎ：   ０．００１質量％以上、０．０１質量％以下
    の成分を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物を有し、
    　３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉで求められるＫ値が２．０以上であり；
    　表面硬度がロックウェル硬度Ｂスケールで７７以下であり；
    　表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＮの平均含有量が１００ｐｐｍ以下である；
    　ことを特徴とする炭素鋼板。
  2. Ｎｂ： ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｖ：   ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｔａ： ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｗ：   ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｓｎ： ０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、
    Ｓｂ： ０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、及び
    Ａｓ： ０．００３質量％以上、０．０３質量％以下
    の１種又は２種以上の成分を更に含有する
    　ことを特徴とする請求項１に記載の炭素鋼板。
  3. 　スラブを１２００℃以下で加熱する加熱工程と；
    　８００℃以上９４０℃以下の仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延して鋼板を得る熱間圧延工程と；
    　前記鋼板が６５０℃以下になるまで冷却速度２０℃／秒以上で前記鋼板を冷却する第１の冷却工程と；
    　前記第１の冷却工程に続き、冷却速度２０℃／秒以下で前記鋼板を冷却する第２の冷却工程と；
    　６５０℃以下４００℃以上で前記鋼板を捲き取る捲き取り工程と；
    　前記鋼板を酸洗する酸洗工程と；
    　前記鋼板を、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下とした雰囲気において、温度６６０℃以上で１０時間以上焼鈍する第１の焼鈍工程と；
    　を備えることを特徴とする、請求項１又は２に記載の炭素鋼板の製造方法。
  4. 　前記第１の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項３に記載の炭素鋼板の製造方法。
  5. 　前記酸洗工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第１の冷間圧延工程
    　を更に備えることを特徴とする請求項４に記載の炭素鋼板の製造方法。
  6. 　前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；
    　前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項５に記載の炭素鋼板の製造方法。
  7. 　前記第２の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項６に記載の炭素鋼板の製造方法。
  8. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項７に記載の炭素鋼板の製造方法。
  9. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項８に記載の炭素鋼板の製造方法。
  10. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項６に記載の炭素鋼板の製造方法。
  11. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項１０に記載の炭素鋼板の製造方法。
  12. 　前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；
    　前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項４に記載の炭素鋼板の製造方法。
  13. 　前記第２の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項１２に記載の炭素鋼板の製造方法。
  14. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項１３に記載の炭素鋼板の製造方法。
  15. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項１４に記載の炭素鋼板の製造方法。
  16. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項１２に記載の炭素鋼板の製造方法。
  17. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項１６に記載の炭素鋼板の製造方法。
  18. 　前記酸洗工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第１の冷間圧延工程
    　を更に備えることを特徴とする請求項３に記載の炭素鋼板の製造方法。
  19. 　前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；
    　前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項１８に記載の炭素鋼板の製造方法。
  20. 　前記第２の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項１９に記載の炭素鋼板の製造方法。
  21. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項２０に記載の炭素鋼板の製造方法。
  22. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項２１に記載の炭素鋼板の製造方法。
  23. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項１９に記載の炭素鋼板の製造方法。
  24. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項２３に記載の炭素鋼板の製造方法。
  25. 　前記第１の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第２の冷間圧延工程と；
    　前記第２の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第２の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項３に記載の炭素鋼板の製造方法。
  26. 　前記第２の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項２５に記載の炭素鋼板の製造方法。
  27. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項２６に記載の炭素鋼板の製造方法。
  28. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項２７に記載の炭素鋼板の製造方法。
  29. 　前記第２の焼鈍工程の後に、５％以上６０％以下の圧延率で前記鋼板を冷間圧延する第３の冷間圧延工程と；
    　前記第３の冷間圧延工程の後に、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下の雰囲気で、温度６６０℃以上で前記鋼板を焼鈍する第３の焼鈍工程と；
    　を更に備えることを特徴とする請求項２５に記載の炭素鋼板の製造方法。
  30. 　前記第３の焼鈍工程では、雰囲気を水素９５％以上として且つ焼鈍温度をＡｃ１～Ａｃ１＋５０℃の範囲で焼鈍し、焼鈍後Ａｃ１－３０℃までの冷却速度を５℃／時間以下に設定する
    　ことを特徴とする請求項２９に記載の炭素鋼板の製造方法。
  31. 　カーボンポテンシャルが０．６以下の浸炭雰囲気で浸炭される炭素鋼板であって、
    Ｃ：   ０．２０質量％以上、０．４５質量％以下、
    Ｓｉ： ０．０５質量％以上、０．８質量％以下、
    Ｍｎ： ０．８５質量％以上、２．０質量％以下、
    Ｐ：   ０．００１質量％以上、０．０４質量％以下、
    Ｓ：   ０．０００１質量％以上、０．００６質量％以下、
    Ａｌ： ０．０１質量％以上、０．１質量％以下、
    Ｔｉ： ０．００５質量％以上、０．３質量％以下、
    Ｂ：   ０．０００５質量％以上、０．０１質量％以下、及び
    Ｎ：   ０．００１質量％以上、０．０１質量％以下
    の成分を含有し、
    Ｃｒ： ０．０１質量％以上、２．０質量％以下、
    Ｎｉ： ０．０１質量％以上、１．０質量％以下、
    Ｃｕ： ０．００５質量％以上、０．５質量％以下、及び
    Ｍｏ： ０．０１質量％以上、１．０質量％以下
    の１種又は２種以上の成分を更に含有し；
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物を有し；
    　３Ｃ＋Ｍｎ＋０．５Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕで求められるＫ’値が２．０以上であり；
    　表面硬度がロックウェル硬度Ｂスケールで７７以下であり；
    　表層から深さ１００μｍまでの領域におけるＮの平均含有量が１００ｐｐｍ以下である；
    　ことを特徴とする炭素鋼板。
  32. Ｎｂ： ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｖ：   ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｔａ： ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｗ：   ０．０１質量％以上、０．５質量％以下、
    Ｓｎ： ０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、
    Ｓｂ： ０．００３質量％以上、０．０３質量％以下、及び
    Ａｓ： ０．００３質量％以上、０．０３質量％以下
    の１種又は２種以上の成分を更に含有する
    　ことを特徴とする請求項３１に記載の炭素鋼板。
  33. 　スラブを１２００℃以下で加熱する加熱工程と；
    　８００℃以上９４０℃以下の仕上げ圧延温度で前記スラブを熱間圧延して鋼板を得る熱間圧延工程と；
    　前記鋼板が６５０℃以下になるまで冷却速度２０℃／秒以上で前記鋼板を冷却する第１の冷却工程と；
    　前記第１の冷却工程に続き、冷却速度２０℃／秒以下で前記鋼板を冷却する第２の冷却工程と；
    　６５０℃以下４００℃以上で前記鋼板を捲き取る捲き取り工程と；
    　前記鋼板を酸洗する酸洗工程と；
    　前記鋼板を、水素９５％以上、且つ４００℃までの露点を－２０℃以下、４００℃以上の露点を－４０℃以下とした雰囲気において、温度６６０℃以上で１０時間以上焼鈍する第１の焼鈍工程と；
    　を備えることを特徴とする、請求項３１又は３２に記載の炭素鋼板の製造方法。
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