WO2013035848A1 - 中炭素鋼板、焼き入れ部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

中炭素鋼板、焼き入れ部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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健悟 竹田
保嗣 塚野
荒牧　高志
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a medium carbon steel sheet excellent in cold workability, particularly cold forgeability, and a method for producing the same.
  • the present invention also relates to a member (quenched member) obtained by quenching the medium carbon steel plate after forming and a method for manufacturing the member.
  • the member Since members such as chains, gears, clutches, saws, and blades are required to have wear resistance and fatigue resistance, it is necessary to increase the strength (particularly the strength of the surface) of the members by quenching.
  • the member has been manufactured by forming steel (steel plate or steel ingot) containing C of 0.2% by mass or less by hot forging and increasing the strength of the member surface by carburizing and induction hardening. It was.
  • the C amount is reduced to 0.2% by mass in order to ensure workability during hot forging, and carburizing is performed to compensate for the lack of hardenability due to low C. This increases the carbon concentration on the surface of the member.
  • social needs for energy saving have been increasing for the purpose of CO 2 reduction and cost reduction, and a manufacturing method capable of producing a member having sufficient strength under conditions of a lower temperature, a shorter time and a smaller number of processes is required. It has been.
  • hot forming such as hot forging is changed to cold forming such as cold forging, or the carbon concentration (hardenability) in the steel sheet before forming.
  • the carburization is omitted by increasing the value.
  • a medium carbon steel plate that can obtain sufficient cold workability even if the C content of the steel plate is increased is required.
  • machining technology has been developed in recent years, and a forming method with a higher degree of work than before can be adopted for steel sheets. Therefore, steel is soft and easily deformed (low deformation resistance), and cracks are generated. It must also be able to withstand severe processing without any problems (high deformability).
  • a press method that aims to improve processing accuracy and shorten processing time by simultaneously applying compressive loads from multiple directions can be cited.
  • the inventors of the present invention can apply the above-described forming method with a high degree of work as long as it is a steel plate that does not cause cracking even when a work region having a considerable strain exceeding 1 is generated during cold work. I found it.
  • Patent Documents 1 to 8 disclose medium carbon steel plates for obtaining molded products by processing.
  • Patent Document 1 is made of hypoeutectoid steel with C: 0.1 to 0.8 mass% and S: 0.01 mass% or less, and has a carbide spheroidization ratio of 90% or more.
  • Patent Document 2 discloses a method for producing a medium / high carbon steel sheet excellent in stretch flangeability.
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet for punched parts having excellent fatigue characteristics.
  • a steel sheet cold-rolled at a reduction rate of 50% or more is annealed at a temperature of Ac1 ° C. or less.
  • Patent Documents 4 to 8 disclose medium carbon steel sheets in which the form of carbide is controlled. However, in Patent Documents 4 to 6, since carbides are precipitated from the low temperature phase, the particle size distribution of the carbides is likely to be widened, and cracks starting from coarse carbides are likely to occur.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 11-80884 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 11-269552 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-59128 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-89846 Japanese Unexamined Patent Publication No. 9-268344 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-137527 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-329333 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-355047
  • the present invention has an object to provide a medium carbon steel sheet excellent in cold workability and quenching stability applied to the automobile field and the like, a member excellent in shape accuracy, and a method for producing them. To do.
  • the present inventors have intensively studied a method for solving the above problems. As a result, to improve cold workability, it is effective to take measures against fine cracks by ensuring the uniformity of strain propagation, with an average ferrite grain size of 10 ⁇ m or more and an average carbide diameter of 0.4 ⁇ m. Hereinafter, it has been found that it is important to control the spheroidization rate of the carbide to 90% or more.
  • the steel plate with improved workability is characterized by the fact that the average diameter of carbides is very small and the proportion of coarse carbide particles is also reduced, especially under any quenching conditions. It was also found that the hardenability can be stabilized.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the medium carbon steel sheet according to one embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0. %, Al: 0.001 to 0.10%, and N: 0.001 to 0.01%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0025 % Or less, Cr: 1.5% or less, B: 0.01% or less, Nb: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.3% or less Cu: 0.5% or less, W: 0.5% or less, Ta: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Mg: 0.003% or less, Ca: 0.003% or less, Y : 0.03% or less, Zr: 0.03% or less, La: 0.03% or less, Ce: 0.03% or less, Sn: 0.03% or less, Sb: 0.03% or less, and As : 0.03% or less However, the balance consists of Fe and inevitable im
  • the yield ratio YR may be 60% or less.
  • the plate thickness may be 1 to 12.5 mm.
  • C 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.001 to 0.10%, and N: 0.001 to 0.01%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0025% or less, Cr: 1.5% or less, B: 0.01% or less, Nb: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.001 to 0.10%, and N: 0.001 to 0.01%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0025% or less, Cr: 1.5% or less, B: 0.01% or less, Nb: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.001 to 0.10%, and N:
  • an average lamellar thickness of cementite in pearlite contained in the steel after the scraping may be 0.02 to 0.5 ⁇ m. .
  • the quenched member according to one embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.3 to 2.0. %, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.001 to 0.01%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, O: 0.0025% or less Cr: 1.5% or less, B: 0.01% or less, Nb: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.3% or less, Cu : 0.5% or less, W: 0.5% or less, Ta: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Mg: 0.003% or less, Ca: 0.003% or less, Y: 0 0.03% or less, Zr: 0.03% or less, La: 0.03% or less, Ce: 0.03% or less, Sn: 0.03% or less, Sb: 0.03% or less, and As: 0 0.03% or less , The balance being Fe and una
  • the martensite area ratio may be 95% or more.
  • the medium carbon steel sheet according to any one of (1) to (3) above is cold worked into a member; Heat to a temperature above the point; cool the member.
  • quenching stability refers to the uniformity of the microstructure after quenching, suppression of heat treatment strain, and uniformity of residual stress inside the steel material when a quenched member is obtained from a steel sheet.
  • cold workability for severe cold work refers to workability in the case where a work area in which the equivalent strain exceeds 1 is generated during cold work. Yes.
  • the processing includes bending, thickening, drawing, and the like.
  • JISG4051 carbon steel for machine structure
  • JISG4401 carbon tool steel
  • JISG4802 cold rolled steel strip for spring
  • the equivalent strain ⁇ e is equal to the elongation strain ⁇ x (at each coordinate after deformation, assuming that the three sides of the rectangular parallelepiped material coincide with the x, y, and z axes of the Cartesian coordinate system.
  • Equation 1 it is expressed by the following (Equation 1) by using (expansion), ⁇ y (contraction in FIG. 11), and ⁇ z (contraction in FIG. 11).
  • Each elongation strain is obtained from the dimensional change of the material in each axial direction, and is an increase rate of the dimension when the dimension before processing is set as a reference (that is, 1).
  • the equivalent strain is 1 or less, and the target equivalent strain changes depending on the test method.
  • C (C: 0.10 to 0.80%) C is an important element for securing the strength after quenching of the member (formed steel plate), and the required strength is secured when the C content is 0.10% or more. If the C content is less than 0.10%, ferrite transformation is promoted during hot rolling and cutting, and it becomes difficult to uniformly disperse the cementite particles in the steel material. Therefore, the lower limit of the C amount is 0.10%. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.80%, the lamellar thickness of cementite in the pearlite of the hot-rolled sheet before annealing exceeds 0.5 ⁇ m.
  • the upper limit of the C amount is set to 0.80%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.15% or 0.20%, and is 0.24%, 0.28% or 0.32%. Is more preferable.
  • the upper limit of C amount is 0.70% or 0.65%, and it is more preferable that it is 0.60% or 0.55%.
  • Si acts as a deoxidizer and is an effective element for improving hardenability and increasing strength. If the Si content is less than 0.01%, such an effect cannot be obtained, so the lower limit of the Si content is 0.01%. On the other hand, if the amount of Si exceeds 0.3%, the deformability of ferrite is reduced, and cracks are likely to occur from within the grains during processing, so that cold workability is reduced. Therefore, the upper limit of Si content is set to 0.3%. In order to further increase the strength and hardenability, the lower limit of the Si amount is preferably 0.03% or 0.05%, and more preferably 0.08% or 0.10%. Moreover, when improving cold workability further, it is preferable that the upper limit of Si amount is 0.28%, and it is more preferable that it is 0.25%.
  • Mn is an important element for controlling the thermal stability of cementite. If the amount of Mn is less than 0.3%, such an addition effect cannot be obtained, so the lower limit of the amount of Mn is set to 0.3%. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 2.0%, the amount of MnS increases and cracking is likely to occur during cold working. In addition, in this case, cementite tends to remain during quenching, and the mixed grain size of austenite increases. Therefore, the upper limit of the amount of Mn is set to 2.0%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.4% or 0.5%, % Or 0.7% is more preferable.
  • the upper limit of the Mn amount is preferably 1.7% or 1.6%, 1.5% or More preferably, it is 1.4%.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, is effective in fixing N, and has a large solid solution strengthening ability. If the Al amount is less than 0.001%, such an addition effect cannot be obtained sufficiently, so the lower limit of the Al amount is set to 0.001%. On the other hand, if the Al content exceeds 0.10%, the above additive effect is saturated, and the deformability of ferrite is reduced, and cracking is likely to occur from within the grains during processing, resulting in a decrease in cold workability. To do. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.10%. Further, in order to fix as much N as possible, the lower limit of the Al content may be 0.003%, 0.005%, or 0.010%. The upper limit of the amount of Al may be limited to 0.09%, 0.08%, or 0.07%.
  • N is an element that forms nitrides. If an excessive amount of N is contained in the steel, the cold workability is lowered and the grain growth of austenite during quenching heating is suppressed and the mixed grain size is increased. And The smaller the N amount, the better. However, if the N amount is reduced to less than 0.001%, the refining cost increases, so the lower limit of the N amount is set to 0.001%. If necessary, the upper limit of the N amount may be limited to 0.009%, 0.008%, or 0.007%.
  • the above chemical elements are the basic components (basic elements) of the steel in the present embodiment, the basic elements are controlled (contained or restricted), and the chemical composition consisting of iron and unavoidable impurities as the balance is Basic composition.
  • the following chemical elements may be further contained in the steel as necessary.
  • these selective elements are inevitably mixed in the steel (for example, an amount less than the preferable lower limit of the amount of each selective element), the effect in the present embodiment is not impaired.
  • the medium carbon steel plate according to the present embodiment has P, S, O, Cr, B, Nb, Mo, V, Ti, Cu, W, Ta, Ni, Mg, Ca, and the like as selective elements or inevitable impurities. Any one or more of Y, Zr, La, Ce, Sn, Sb, and As may be contained.
  • the lower limits of these 22 elements are all 0% and are not limited. Therefore, only the upper limit of these 22 elements is limited.
  • P 0-0.03%)
  • P is an element that acts to increase the strength. If an excessive amount of P is contained in the steel, the tensile strength TS is increased, the toughness is decreased, and the cold workability is deteriorated. Therefore, the upper limit of the P amount is 0.03%.
  • the upper limit of the P content may be limited to 0.025%, 0.02%, or 0.015%. However, if P is reduced to less than 0.001%, the refining cost increases significantly, so the lower limit of the P content may be 0.001%.
  • the upper limit of the S amount is set to 0.01%. In order to further improve the cold workability, the upper limit of the S amount may be limited to 0.008%, 0.007%, or 0.005%. However, if S is reduced to less than 0.0001%, the refining cost increases significantly, so the lower limit of the amount of S may be 0.0001%.
  • the O amount (oxygen amount) is set to 0.0025% or less. This amount is a sufficiently small amount that can be judged as an inevitable impurity.
  • the amount of O is preferably small, and may be limited to 0.002% or less, but it is technically difficult to reduce the amount of O to less than 0.0001%, so the amount of O is 0.0001%. It may be the above.
  • At least one selected from Cr, B, Nb, Mo, V, Ti, Cu, W, and Ta may be added to the steel as a selective element.
  • Cr 0 to 1.5% Cr is an element effective for increasing the strength of the steel sheet and controlling the thermal stability of cementite.
  • Cr content When Cr is added to the steel, if the Cr content is less than 0.010%, the effect of the addition is small, so the lower limit of the Cr content may be 0.010%.
  • the Cr content exceeds 1.5%, the yield ratio YR increases due to the growth or dissolution of cementite, and the austenite structure during heating becomes mixed grains. 5%.
  • the upper limit of the Cr content may be 1.2%, 1.0%, 0.8%, 0.6%, or 0.4%.
  • B is an element effective for improving hardenability by adding a small amount.
  • the amount of B is less than 0.001%, the above addition effect cannot be obtained, so the lower limit of the amount of B may be 0.001%.
  • the upper limit of the B amount is set to 0.01%. In order to prevent wrinkles, the upper limit of the amount of B may be limited to 0.008%, 0.006%, 0.004%, or 0.002%.
  • Nb is an element effective for forming carbonitrides and preventing significant coarsening of austenite grains.
  • the lower limit of the Nb amount may be 0.01%.
  • the upper limit of the Nb amount is set to 0.5%.
  • the upper limit of Nb amount is 0.3%, 0.2%, or 0.15%.
  • Mo is an element effective for forming carbides and preventing remarkable coarsening of austenite grains.
  • the lower limit of the amount of Mo may be 0.01%.
  • the Mo amount exceeds 0.5%, the yield ratio YR is increased and the proportion of fine austenite grains is excessively increased, so the upper limit of the Mo amount is set to 0.5%. If necessary, the upper limit of the Mo amount may be limited to 0.4%, 0.3%, 0.2%, or 0.1%.
  • V is an element that is effective in forming carbonitrides and preventing significant coarsening of austenite grains.
  • V is added to the steel, if the amount of V is less than 0.01%, the above-described addition effect is not sufficiently exhibited, so the lower limit of the amount of V may be 0.01%.
  • the upper limit of the amount of V is set to 0.5%. In the case where the proportion of fine austenite is further reduced and the quenching stability is further increased, the upper limit of V content is limited to 0.4%, 0.3%, 0.2% or 0.1%. May be.
  • Ti is an element that forms carbonitride and is effective in preventing significant coarsening of austenite grains.
  • the lower limit of the amount of Ti may be 0.01%.
  • the upper limit of the Ti content is set to 0.3%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of Ti content may be limited to 0.2%, 0.1%, or 0.05%.
  • Cu (Cu: 0 to 0.5%) Cu is an element mixed from scrap or the like. If Cu is contained in the steel, the workability deteriorates or the brittleness in the hot state increases, so the upper limit of the Cu amount is set to 0.5%. You may restrict
  • W is an element that forms carbides and is effective in preventing significant coarsening of austenite grains.
  • W is added to the steel, if the amount of W is less than 0.01%, the above addition effect is not sufficiently exhibited, so the lower limit of the amount of W may be 0.01%.
  • the upper limit of the amount of W is set to 0.5%. If necessary, the upper limit of the W amount may be limited to 0.4%, 0.2%, or 0.1%.
  • Ta 0 to 0.5%)
  • Ta is an element that forms carbonitrides and is effective in preventing remarkable coarsening of austenite grains.
  • the lower limit of the amount of Ta may be 0.01%.
  • the upper limit of the amount of Ta is set to 0.5%. If necessary, the upper limit of Ta amount may be 0.3%, 0.2%, or 0.1%.
  • At least one selected from Ni, Mg, Ca, Y, Zr, La and Ce may be added to the steel as a selective element.
  • Ni is an element effective for improving toughness and hardenability.
  • the lower limit of the amount of Ni may be 0.01%.
  • the upper limit of the Ni content is 0.5%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Ni amount may be 0.3%, 0.2%, or 0.1%.
  • Mg is an element effective for controlling the form of sulfide by addition of a trace amount, and Mg can be added to steel as needed.
  • the lower limit of the Mg content may be 0.0005%.
  • Mg easily forms oxides, and compounds containing these oxides suppress the growth of austenite grains.
  • the upper limit of the amount of Mg is made 0.003%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Mg content may be 0.002% or 0.001%.
  • Ca is an element effective for controlling the form of sulfide by addition of a trace amount, as with Mg, and Ca can be added to steel as necessary.
  • the lower limit of the Ca content may be 0.0005%.
  • Ca easily forms oxides, and a compound containing these oxides suppresses the growth of austenite grains.
  • the upper limit of Ca content is set to 0.003%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Ca content may be 0.002% or 0.001%.
  • Y is an element effective for controlling the form of sulfide by addition of a trace amount as in Ca and Mg, and Y can be added to steel as necessary.
  • the lower limit of the Y amount may be 0.001%.
  • Y easily forms oxides, and these oxide compounds suppress the growth of austenite grains.
  • the upper limit of the Y amount is set to 0.03%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Y amount may be 0.01% or 0.005%.
  • Zr 0 to 0.03%
  • Zr is an element that is effective for controlling the form of sulfides by addition of a small amount, like Y, Ca, and Mg, and Zr can be added to steel as needed.
  • the effect cannot be obtained if the Zr content is less than 0.001%, so the lower limit of the Zr content may be 0.001%.
  • Zr easily forms oxides and carbides, and these oxides and carbide compounds suppress the growth of austenite grains. If the amount of Zr exceeds 0.03%, Zr is not uniformly distributed in the steel, and the place where the growth of austenite grains during quenching heating is suppressed and the place where it is not suppressed are unevenly distributed.
  • the upper limit of the amount of Zr is set to 0.03%.
  • the upper limit of the Zr amount may be 0.01% or 0.005%.
  • La like Zr, Y, Ca, and Mg
  • La is an element effective for controlling the form of sulfide by adding a small amount
  • La can be added to steel as needed.
  • the lower limit of the La amount may be 0.001%.
  • La easily forms oxides, and these oxide compounds suppress the growth of austenite grains.
  • the upper limit of the La amount is set to 0.03%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the La amount may be 0.02%, 0.01%, or 0.005%.
  • Ce is an element that is effective for controlling the form of sulfides by addition of a trace amount, and Ce can be added to steel as needed.
  • the lower limit of the Ce content may be 0.001%.
  • Ce easily forms oxides, and these oxide compounds suppress the growth of austenite grains.
  • the upper limit of Ce amount is 0.03%. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of Ce content may be 0.02%, 0.01%, or 0.005%.
  • the steel may contain one or more of 0.03% or less of Sn, 0.03% or less of Sb, and 0.03% or less of As.
  • the lower limit of the amount of Sn, Sb, As is not particularly limited, but from the viewpoint of the refining efficiency when scrap containing a large amount of Sn, Sb, As is used, for example, 0.005% or 0.003% There may be.
  • the medium carbon steel sheet according to the present embodiment includes the above-described basic element, and the balance is selected from the chemical composition composed of Fe and inevitable impurities, or the above-described basic element and the above-described selective element. It has at least one kind, and the balance has a chemical composition consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the medium carbon steel sheet satisfies the above-described chemical composition and has a carbide (cementite) dispersed in a microstructure containing ferrite.
  • the Fe atom and C atom bonded phase for example, Fe 3 C (cementite)
  • the binder phase (carbide containing Fe)
  • carbide the form of iron carbide (mainly cementite) is mainly controlled among the carbides, and the carbide can be regarded as iron carbide or cementite.
  • the average diameter of carbides is 0.4 ⁇ m or less, and the number ratio of carbides having a size of 1.5 times or more of the average diameter of the carbides (hereinafter referred to as “average carbide diameter”).
  • “the ratio of the number of coarse carbides” may be 30% or less of the total number of carbides, the spheroidization rate of the carbides is 90% or more, and the average ferrite particle size is 10 ⁇ m or more.
  • Such a steel sheet is excellent in cold workability and quenching stability when quenched into a member having a product shape.
  • FIG. 1 shows the relationship between cold workability, average carbide diameter, and number ratio of coarse carbides.
  • the average carbide diameter is 0.4 ⁇ m or less and the number ratio of coarse carbides is 30% or less, cold workability can be secured (see ⁇ in FIG. 1). . Since cracks during cold working are likely to occur from coarse carbide (cementite), cold workability cannot be ensured if the average carbide diameter exceeds 0.4 ⁇ m.
  • the average diameter of the carbide is set to 0.4 ⁇ m or less, preferably 0.35 ⁇ m or less or 0.3 ⁇ m or less. Furthermore, the present inventors have been affected by the particle size distribution of carbides, and particularly when the number ratio of coarse carbides exceeds 30%, the cold workability cannot be secured ( ⁇ in FIG. 1). )).
  • the lower limit of the average carbide diameter may be 0.10 ⁇ m or more.
  • the lower limit of the number ratio of coarse carbides is not particularly limited and may be 0%.
  • the lower limit of the number ratio of coarse carbides may be 5%.
  • FIG. 4 shows the relationship between the cold workability, the spheroidization rate of carbides, and the average ferrite particle size.
  • the spheroidization rate of the carbide is 90% or more and the average ferrite particle size is 10 ⁇ m or more, cold workability can be ensured (see ⁇ in FIG. 4).
  • stress is likely to be localized during cold working, and is likely to become a starting point of cracking. Therefore, it is considered that a higher spheroidization rate of carbide is better for improving cold workability.
  • FIG. 4 shows the relationship between the cold workability, the spheroidization rate of carbides, and the average ferrite particle size.
  • the spheroidization rate of the carbide is set to 90% or more.
  • the spheroidization rate of the carbide may be 91% or more or 92% or more. The higher the spheroidization rate of the carbide, the better the cold workability. Therefore, the upper limit of the carbide spheroidization rate is not particularly limited. For these reasons, ideally, it is most preferable to increase the spheroidization rate of carbide to 100%.
  • the upper limit of the spheroidization rate of the carbide may be 99.5% or less.
  • the average ferrite particle size is set to 10 ⁇ m or more.
  • the average ferrite particle size may be 12 ⁇ m or more, 15 ⁇ m or more, or 18 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the average ferrite particle diameter is not particularly limited, but if the ferrite particle diameter of the steel sheet becomes too large, rough skin is likely to occur during cold working, and the appearance of the product may be impaired. Therefore, in order to further improve the appearance of the product, the upper limit of the average ferrite particle size may be 100 ⁇ m.
  • the upper limit of the average ferrite particle size is preferably 80 ⁇ m or 60 ⁇ m.
  • FIG. 3 shows that the number ratio of coarse carbide particles and the austenite structure at the time of quenching (that is, prior austenite grains after quenching) have a particle size number that differs by 2 or more from the particle size number corresponding to the average particle size.
  • the relationship with the area ratio% (area ratio% of abnormal austenite) of crystal grains (old austenite grains) is shown.
  • the abnormal austenite is a prior austenite grain having a particle size of 0.5 times or less than the average prior austenite grain size
  • the area ratio of the abnormal austenite is the sum of the abnormal austenite area. Of the total area. As shown in FIG.
  • the number of needle-shaped carbides and the number of spherical carbides are calculated assuming that carbides having a ratio of the major axis length to the minor axis length of 3 or more are needle-shaped carbides, and carbides having this ratio of less than 3 are spherical carbides.
  • the value obtained by dividing the number of spherical carbides by the total number of carbides is defined as the spheroidization rate of the carbide (cementite).
  • the plate thickness of the steel plate may be 1 mm or more, or 1.2 mm or more or 1.8 mm or more.
  • board thickness of a steel plate is good also as 12.5 mm or less, and good also as 10 mm or less, 8 mm or less, or 6 mm or less.
  • the tensile strength TS is 550 MPa or less. When the tensile strength TS is reduced to 550 MPa or less, the ductility increases, and the molding amount during processing can be more sufficiently ensured. Thus, if tensile strength TS becomes low, ductility will improve and workability will become favorable.
  • the tensile strength TS is 500 MPa or less, 470 MPa or less, or 440 MPa or less.
  • the tensile strength TS may be increased.
  • the lower limit of the tensile strength TS may be set to 360 MPa or more or 400 MPa or more depending on the target processing method. .
  • the yield ratio YR yield point or yield strength / tensile strength
  • the yield ratio YR is 60% or less.
  • the yield ratio YR is reduced to 60% or less, strain concentration during processing can be avoided.
  • the present inventors have further found out that it is preferable to control the yield ratio YR to be low so that work hardening can be easily started uniformly.
  • the yield ratio YR is 60% or less, the strain easily propagates, and therefore, during cold working, stress concentration at a certain place is prevented, and as a result, inflow defects and cracks can be further suppressed. it can. More preferably, the yield ratio YR is 56% or less or 52% or less. Further, when the yield ratio YR is 30% or more, it is possible to prevent the steel sheet surface from being wrinkled due to friction with a tool during cold working due to a sufficient yield point or yield strength YP. Thus, since the aesthetics of the member surface obtained from the steel plate can be further improved, the lower limit of the yield ratio YR of the medium carbon steel plate may be 30% or more.
  • the pearlite structure of the hot-rolled sheet is optimized by devising the cooling conditions after finish rolling in hot rolling using materials in the range of the chemical components (chemical composition) described in the above-described embodiments.
  • the form of cementite which is one of carbides (iron carbide) is controlled by cold rolling at a light cold rolling rate and annealing at a low temperature for a short time (for example, one cold rolling and one annealing). In this way, it is possible to produce a medium carbon steel sheet that is particularly excellent in cold workability and excellent in quenching stability.
  • the manufacturing method according to this embodiment will be specifically described below.
  • the steel having the chemical composition described in the above embodiment is cast (S1), hot-rolled (S2), and air-cooled ( S3), strongly cooled (S4), scraped (S5), cold rolled (S6), and annealed (S7).
  • hot rolling steel after casting (for example, continuous cast slab) satisfying the range of chemical components described in the above embodiment may be directly hot rolled, and heated and then hot rolled. May be.
  • the conditions for hot rolling are not particularly limited, and general conditions for rough rolling and finish rolling (for example, the rolling end temperature is Ar3 + 50 ° C. or higher) can be applied as the hot rolling conditions.
  • cooling control After hot rolling, cooling control (cooling pattern control) is performed, pearlite is generated by pearlite transformation, and when it is scraped in the temperature range of 400 ° C to 580 ° C, the average lamellar thickness of cementite in pearlite is controlled appropriately.
  • the obtained hot rolled sheet can be obtained. The thinner the lamellar thickness, the easier it is for the cementite to spheroidize during annealing after cold rolling. On the other hand, if the lamellar thickness is too thin, the pearlite becomes too hard, and it becomes difficult to introduce strain into the pearlite during cold rolling. For this reason, the ferrite does not easily grow during subsequent annealing.
  • the lower limit of the lamellar thickness may be 0.02 ⁇ m.
  • the upper limit of the lamellar thickness may be 0.5 ⁇ m.
  • air cooling is cooling with an average cooling rate of less than 10 ° C./s, and the lower limit of the average cooling rate of air cooling is not particularly limited.
  • the average cooling rate of air cooling may be greater than 0 ° C./s.
  • austenite recrystallized structure and non-recrystallized structure are usually mixed, and the particle size is often evaluated as mixed. Therefore, immediately after finish rolling, when the steel sheet is cooled to a pearlite transformation temperature range of 480 to 600 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more, recrystallized austenite grains having a small grain size or unrecrystallized austenite grains are used.
  • the pearlite transformation starts preferentially, and pearlite with a cementite lamellar spacing is generated.
  • the air cooling time may be 3 seconds or more. However, the longer the air cooling time, the better. However, if the air cooling time exceeds 10 seconds, the productivity may decrease, or problems such as generation of wrinkles due to scale growth may occur, so the upper limit of the air cooling time is set to 10 seconds or less.
  • the air cooling time may be 9 seconds or less or 8 seconds or less.
  • the microstructure of the hot-rolled sheet can be observed with a scanning electron microscope. Since the lamellar thickness of cementite in the pearlite after hot rolling is as fine as 0.02 to 0.5 ⁇ m, the pearlite is observed at a magnification of at least 3000 to 10,000, and the average thickness of the lamellar perpendicular to the observation surface is determined. taking measurement. The lamellar thickness is actually measured by the line segment method, and the average cementite trammal thickness is calculated by averaging measured values obtained from 30 or more randomly extracted measurement locations.
  • the number of cold rolling is preferably one.
  • the cold rolling rate is set to 5% or more.
  • the accuracy of the thickness of the medium carbon steel sheet can be further increased by cold rolling.
  • the carbide can be refined. If the cold rolling rate is less than 5%, carbides precipitated by hot rolling (for example, lamellar cementite in the above pearlite) are not sufficiently destroyed during cold rolling and remain in the microstructure after annealing, The average particle size of (cementite) increases, or the proportion of coarse carbide (cementite) increases. On the other hand, if the cold rolling rate is 30% or more, the ferrite after recrystallization by annealing becomes finer and the strength is increased, so that high cold workability cannot be achieved. Therefore, the upper limit of the cold rolling rate is set to less than 30%.
  • the present inventors have ensured sufficient productivity even if the hot-rolled sheet is cold-rolled at a cold rolling rate of 5% or more and less than 30% as it is due to recent development of cold rolling technology. It has been found that the rolling mill can withstand the load during cold rolling.
  • a technique for more appropriately controlling the particle size distribution of cementite by cold rolling and annealing has been newly found by the present inventors in order to solve a new problem of improving the overall shape accuracy of the quenched member. It is a method.
  • the energy can be further reduced in consideration of the total cost caused by the increase in the number of processes and the process time when manufacturing the quenched member.
  • proeutectoid ferrite is recrystallized at an annealing temperature of Ac1 or lower, and the grains grow to become coarse grains, thereby softening the steel sheet (steel). To do.
  • the carbide (cementite) before annealing is very fine at the completion of cold rolling due to cold rolling, in addition to being uniformly dispersed in the microstructure due to a relatively low cutting temperature.
  • the carbide starts to dissolve and spheroidization is promoted.
  • small carbides are very uniformly dispersed, so that the spheroidization of the carbides proceeds at once, and a large number of very fine spherical carbides are generated all at once.
  • the annealing conditions are a short time and a low temperature.
  • annealing is performed in the temperature range of 650 to 720 ° C. (annealing temperature) for an annealing time of 5 to 40 hours.
  • the annealing temperature lower limit
  • the annealing temperature upper limit
  • annealing time lower limit
  • the optimum annealing conditions are 690 ° C. and 20 to 40 hours.
  • the annealing atmosphere is not particularly limited, but it is preferable that the hydrogen concentration is 95% or more, the dew point up to 400 ° C is less than -20 ° C, and the dew point above 400 ° C is less than -40 ° C. In this case, variation in characteristics in the width direction of the steel material can be further suppressed. Even in a nitrogen atmosphere, it is possible to produce a steel material having target characteristics.
  • cold rolling with a cold rolling rate of 5% or more and less than 30% is combined with annealing after this cold rolling.
  • This combination is preferably performed once.
  • the cooling pattern after hot rolling, the scraping temperature, the cold rolling conditions and the annealing conditions it is possible to grow ferrite to 10 ⁇ m or more in a state where carbides are spherically and finely dispersed.
  • the workability of the obtained medium carbon steel sheet can be secured.
  • the average particle size of prior austenite grains is 0.5 times or less or 2 times or more.
  • the total area of the prior austenite grains having a grain size is within 30% of the total area of the entire prior austenite grains.
  • the lower limit of the area ratio of the abnormal austenite is not particularly limited, and the area ratio may be 0% or more, 1% or more, or 3% or more.
  • the definition of abnormal austenite is based on the particle size number of the austenite (particle number different from the particle size number corresponding to the average particle size by 2 or more).
  • Austenite before quenching transforms into various low-temperature structures after quenching.
  • crystal grain boundaries of austenite before transformation appear clearly by etching or the like.
  • a grain including a low temperature structure and surrounded by austenite grain boundaries is evaluated as one prior austenite grain.
  • the microstructure of the quenched member is not particularly required, but the martensite area ratio may be 95% or more or 98% or more. Further, the area ratio of the martensite may be 100% or less.
  • the medium carbon steel sheet according to the above embodiment is cold worked into a product shape (S11), heated to a temperature higher than the Ac3 transformation point (S12), and then cooled ( S13), a quenched member (a quenched steel member, a steel member obtained by quenching having a product shape) is obtained.
  • the conditions for excluding the heating temperature for transforming ferrite and cementite to austenite are not particularly limited, and general baking The same conditions can be applied.
  • a medium carbon steel sheet (a member before quenching) after cold working may be rapidly cooled after being heated to a temperature range of 900 to 1200 ° C.
  • the medium carbon steel plate (member before quenching) after cold working may be held for 0 to 20 seconds after heating and rapidly cooled to 200 ° C. or less at an average cooling rate of 60 to 1000 ° C./s. .
  • the martensite area ratio may be 95% or more or 98% or more.
  • Quenching stability is affected by the mixed grain size of austenite during heating for quenching.
  • the austenite particle size at the time of quenching is preferably as uniform as possible.
  • austenite grains are mixed grains, transformation starts from austenite grains having a small grain size, so that the transformation strain becomes nonuniform in the steel and the heat treatment strain is increased, so that the quenching stability is impaired.
  • the total area of abnormal austenite exceeds 30% in the austenite structure during quenching, deformation during quenching becomes large. For this reason, the medium carbon steel plate according to the above embodiment having high quenching stability is used so that deformation during quenching can be sufficiently reduced.
  • the level of the example is an example of an execution condition adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a steel ingot (steel) having the chemical composition shown in Tables 1 to 3 (the balance is iron and inevitable impurities) is hot-rolled and then air-cooled for 2.5 seconds, and an average cooling rate of 30 ° C./s is 540 ° C.
  • the plate was cooled to 500 ° C., cooled to room temperature, and a hot-rolled sheet was obtained. Further, the obtained hot-rolled sheet was cold-rolled at a cold rolling rate of 15% and then annealed at 680 ° C. for 24 hours to obtain various steel sheets having the microstructure shown in Table 4, and the cold workability was evaluated respectively. .
  • steel plates were produced from the steel ingots having the chemical compositions shown in Tables 1 to 3 under the conditions shown in Tables 7 and 10, and the thickness of lamellar cementite in the pearlite of the hot-rolled sheet and the annealed plate (product steel plate).
  • the particle size distribution of carbides and the ferrite particle size of the annealed plate were measured, and a tensile test was performed.
  • the deformation amount of the test material after quenching was evaluated by measuring the warp ⁇ from the plate length direction.
  • the warp ⁇ is preferably less than 3 °, more preferably less than 1 °.
  • the distribution of the prior austenite particle size of the specimen after quenching was measured. In the measurement of the distribution of the prior austenite grain size, the microstructure of the member after quenching is revealed with the following liquid A, and after the captured microstructure is photographed with a digital image, the average grain size of the prior austenite is analyzed by image analysis.
  • the diameter and mixed grain index were determined.
  • the liquid A was prepared by mixing predetermined amounts of sodium hydroxide and picric acid with 1000 ml of distilled water.
  • the equivalent circle diameter was calculated, and the average value of the equivalent circle diameters was taken as the average particle diameter. Further, the area occupied by crystal grains having a grain size of 0.5 times or less than this average grain size is obtained, and the area ratio obtained by dividing this area by the area of the observation field is the mixed grain index.
  • FIG. 5 shows the relationship between the obtained mixed grain index and warpage (deformation amount) ⁇ . As shown in FIG. 5, when the mixed grain index exceeds 30%, the warpage (deformation amount) ⁇ is 3 ° or more.
  • the steel Nos. Shown in Tables 1 to 3 were used.
  • various steel sheets were obtained by changing the air cooling time after finish rolling in various ways.
  • FIG. 7 the relationship between the air cooling time after finish rolling and the number ratio of coarse carbides was obtained. It can be seen from FIG. 7 that by performing air cooling for 2 seconds or more, the number ratio of coarse carbides can be reduced to 30% or less.
  • the steel plate shown in FIG. 7 was manufactured by the following method. After holding the steel for 50 min at 1220 ° C., the steel was rolled hot from a plate thickness of 250 mm to a plate thickness of 3 mm so as to finish the finish rolling at 900 ° C.
  • the steel was air-cooled for each air-cooling time, cooled to 550 ° C. at a cooling rate of 40 ° C./s, and cut at 500 ° C. to produce a hot-rolled steel sheet.
  • Each hot-rolled steel sheet was pickled, cold-rolled at a reduction rate (cold rolling rate) of 28%, and annealed at 700 ° C. for 24 hours.
  • the steel Nos. Shown in Tables 1 to 3 were used.
  • H various steel sheets were obtained by variously changing the rolling reduction (cold rolling ratio) during cold rolling.
  • the relationship between the cold rolling rate and the Vickers hardness was obtained.
  • the steel plate shown by FIG. 8 was manufactured by the following methods. After holding the steel for 50 min at 1220 ° C., the steel was rolled hot from a plate thickness of 250 mm to a plate thickness of 8 mm so as to finish the finish rolling at 920 ° C. Immediately after finish rolling, the steel was air-cooled for 3 seconds, cooled to 520 ° C. at a cooling rate of 50 ° C./s, and cut at 480 ° C. to produce a hot-rolled steel plate. Each hot-rolled steel sheet was pickled, cold-rolled at each rolling reduction (cold rolling rate), and annealed at 700 ° C. for 24 hours.
  • Table 13 shows the relationship between the microstructure of the steel sheet and the microstructure of the specimen after quenching.

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Abstract

　この中炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０１～０．３％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．００１～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．０１％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０１％を含有し、炭化物の平均径が０．４μｍ以下であり、前記炭化物の平均径の１．５倍以上の大きさの炭化物の個数割合が前記炭化物の総数に対して３０％以下であり、前記炭化物の球状化率が９０％以上であり、平均フェライト粒径が１０μｍ以上であり、引張強さＴＳが、５５０ＭＰａ以下である。

Description

中炭素鋼板、焼き入れ部材およびそれらの製造方法
　本発明は、冷間加工性、特に冷間鍛造性に優れた中炭素鋼板およびその製造方法に関する。また、本発明は、この中炭素鋼板を成形後焼き入れて得られる部材（焼き入れ部材）およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１１年９月９日に、日本に出願された特願２０１１－１９７０４４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　チェーン、ギヤー、クラッチ、鋸、刃物等の部材では、耐摩耗性及び耐疲労性が求められるため、焼き入れにより部材の強度（特に、表面の強度）を高めることが必要とされる。
　従来、上記部材は、０．２質量％以下のＣを含む鋼（鋼板や鋼塊）を、熱間鍛造により成形し、浸炭と高周波焼き入れとにより部材表面の強度を高めることによって製造されてきた。このような部材の製造方法では、熱間鍛造時の加工性を確保するために、Ｃ量が０．２質量％に低減されており、低Ｃによる焼き入れ性の不足を補うために、浸炭により部材の表面の炭素濃度を高めている。
　近年、ＣＯ２削減やコスト削減を目的として、省エネルギーの社会的ニーズが高まっており、より低温でより短時間かつより少ない工程数の条件で十分な強度を有する部材を製造可能な製造方法が求められている。
　このようなニーズに対応するために、例えば、熱間鍛造のような熱間成形を、冷間鍛造のような冷間成形に変更したり、成形前の鋼板中の炭素濃度（焼き入れ性）を高めて浸炭を省略したりすることが考えられる。この場合には、鋼板のＣ量を高めても十分な冷間加工性が得られる中炭素鋼板が必要である。特に、近年加工技術が発達し、鋼板に対して従来よりも加工度の高い成形法が採用されうるため、鋼には、軟質で変形しやすいこと（低い変形抵抗）に加え、割れを発生することなく厳しい加工に耐えうること（高い変形能）も求められる。このような加工度の高い成形法として、例えば、圧縮荷重を多方向から同時に加える、加工精度の向上と加工時間の短縮とを狙ったプレス方式等が挙げられる。
　本発明者らは、冷間加工時に相当歪が１を超えるような加工領域が生じた場合であっても、割れが生じない鋼板であれば、上記の加工度の高い成形法に適用できることを見出した。
　しかしながら、従来技術では、上記の加工度の高い成形法（相当歪が１を超えるような加工領域が生じる成形法）に対し、Ｃ濃度が高い中炭素鋼板を使用することは困難であった。
　例えば、特許文献１～８には、加工により成形品を得るための中炭素鋼板が開示されている。
　これらのうち、例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１～０．８質量％、Ｓ：０．０１質量％以下の亜共析鋼からなり、炭化物球状化率が９０％以上であるように炭化物がフェライト中に分散しており、かつ平均炭化物粒径は０．４～１．０μｍであり、必要に応じてフェライト結晶粒径が２０μｍ以上に調整されている中・高炭素鋼板が開示されている。また、例えば、特許文献２には、伸びフランジ性に優れた中・高炭素鋼板の製造方法が開示されている。これら特許文献１及び２の鋼板では、焼鈍により炭化物を粗大化させて平均炭化物粒径を０．４～１．０μｍに制御しているため、降伏比が大きく、かつ、粗大な炭化物を起点とした割れが生じやすく、これらの鋼板を上記の加工度の高い成形法に適用するのは困難である。
　また、特許文献３には、疲労特性に優れた打抜き部品用鋼板が開示されている。この特許文献３では、炭化物を０．３μｍ以下に制御するために、５０％以上の圧下率で冷間圧延した鋼板をＡｃ１℃以下の温度にて焼鈍している。しかしながら、この特許文献３に開示された鋼板の製造方法では、高い圧下率によりミクロ組織が微細化されるため、鋼板の硬さが２００～４００ＨＶ（降伏強度６００～１４００ＭＰａ程度）まで上昇し、十分な冷間加工性（低い変形抵抗）が得られない。
　同様に、特許文献４～８には、炭化物の形態が制御された中炭素鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献４～６では、低温相から炭化物を析出させているため、炭化物の粒径分布が広くなりやすく、粗大な炭化物を起点とした割れが生じやすい。また、特許文献７では、球状化焼鈍前に熱処理が施されていないため、十分に球状化されていない粗大な炭化物が生じやすく、この炭化物が割れの起点になりやすい。特許文献８では、球状化焼鈍と加工とを同時に行っているため、炭化物の粒径分布が広くなりやすく、粗大な炭化物を起点とした割れが生じやすい。
　このように、上記の加工度の高い成形法に適用可能な中炭素鋼板が見出されていないのが実情である。
　また、ギヤーのような部材は、焼き入れにより部材表面の硬度を高めた場合であっても、部材内の均一な焼き入れにより優れた形状精度を有していることが求められている。
　しかしながら、上記特許文献１及び２の鋼板の製造方法では、焼鈍時にＡｃ１～Ａｃ１＋１００℃の温度範囲が含まれるため、炭化物が粗大化するだけでなく、この温度範囲においてオーステナイトであった部分とフェライトであった部分との間で炭化物の大きさに差が生じる。この炭化物の大きさの差により、部材製造における焼き入れの加熱時にオーステナイトが混粒組織になり、鋼板の焼き入れ性、及び、焼き入れ後の部材の形状精度が低下する。
　このように、従来技術では、焼き入れ後の部材の形状精度が小さいという問題もあった。
日本国特開平１１－８０８８４号公報 日本国特開平１１－２６９５５２号公報 日本国特開２００１－５９１２８号公報 日本国特開２００３－８９８４６号公報 日本国特開平９－２６８３４４号公報 日本国特開２００４－１３７５２７号公報 日本国特開２００１－３２９３３３号公報 日本国特開２００１－３５５０４７号公報
　本発明は、上記実情に鑑み、自動車分野等に適用される冷間加工性ならびに焼入安定性に優れた中炭素鋼板及び形状精度に優れた部材とそれらの製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、冷間加工性の向上には歪伝播の均一性を確保することで微細な割れの対策をとることが有効であり、平均フェライト粒径を１０μｍ以上、炭化物の平均径を０．４μｍ以下、炭化物の球状化率を９０％以上に制御することが重要であることを知見した。また、この加工性を向上させた鋼板では、炭化物の平均径が非常に小さいことに加え、粗大な炭化物粒子の割合も低減されていることも大きな特徴であり、特にどのような焼き入れ条件でも焼き入れ性を安定させることができることも知見した。
　また、上記の条件を満足する鋼板は、単に圧延条件や焼鈍条件などの単一の製造条件を工夫しても製造困難であり、熱延から冷延を経て焼鈍に至るまでの工程などのいわゆる一貫工程にて複数の条件を最適化することでしか製造できないことも、種々の研究を積み重ねることで発見し、本発明を完成した。
　本発明の要旨は、次の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る中炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０１～０．３％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、及び、Ｎ：０．００１～０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００２５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００３％以下、Ｙ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｌａ：０．０３％以下、Ｃｅ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．０３％以下、Ｓｂ：０．０３％以下、及び、Ａｓ：０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の平均径が０．４μｍ以下であり、前記炭化物の平均径の１．５倍以上の大きさの炭化物の個数割合が前記炭化物の総数に対して３０％以下であり、前記炭化物の球状化率が９０％以上であり、平均フェライト粒径が１０μｍ以上であり、引張強さＴＳが５５０ＭＰａ以下である。
　（２）上記（１）に記載の中炭素鋼板では、降伏比ＹＲが、６０％以下であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の中炭素鋼板では、板厚が、１～１２．５ｍｍであってもよい。
　（４）本発明の一態様に係る中炭素鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０１～０．３％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、及び、Ｎ：０．００１～０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００２５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００３％以下、Ｙ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｌａ：０．０３％以下、Ｃｅ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．０３％以下、Ｓｂ：０．０３％以下、及び、Ａｓ：０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を、鋳造し；熱間圧延し；前記熱間圧延の終了直後から２～１０秒間空冷し；前記空冷終了の温度から４８０～６００℃の温度範囲まで１０～８０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し；４００℃～５８０℃の温度領域で捲き取り；５％以上かつ３０％未満の冷延率で冷延し；６５０～７２０℃の温度範囲で５～４０ｈｒの時間焼鈍する。
　（５）上記（４）に記載の中炭素鋼板の製造方法では、前記捲き取り後の前記鋼に含まれるパーライト中のセメンタイトの平均ラメラー厚さが０．０２～０．５μｍであってもよい。
　（６）本発明の一態様に係る焼き入れ部材は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０１～０．３％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０１％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００２５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００３％以下、Ｙ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｌａ：０．０３％以下、Ｃｅ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．０３％以下、Ｓｂ：０．０３％以下、及び、Ａｓ：０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径の０．５倍以下または２倍以上の粒径を有する旧オーステナイト粒の占める面積割合が３０％以下である。
　（７）上記（６）に記載の焼き入れ部材では、マルテンサイトの面積率が９５％以上であってもよい。
　（８）本発明の一態様に係る焼き入れ部材の製造方法では、上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の中炭素鋼板を部材に冷間加工し；前記部材をＡｃ３変態点よりも高い温度に加熱し；前記部材を冷却する。
　上記各態様によれば、厳しい冷間加工に対する冷間加工性及び焼き入れ安定性に優れた中炭素鋼板及びその製造方法と、形状精度に優れた焼き入れ部材及びその製造方法とを提供できる。
　ここで、焼き入れ安定性とは、鋼板から焼き入れ部材を得た場合における焼き入れ後のミクロ組織の均一性、熱処理歪の抑制、鋼材内部の残留応力の均一性を指している。また、厳しい冷間加工に対する冷間加工性（以下では、冷間加工性と省略する）とは、冷間加工時に相当歪が１を超えるような加工領域が生じた場合の加工性を指している。なお、加工（冷間加工）は、曲げ、増肉、絞り等を含む。
冷間加工性と、平均炭化物径および粗大な炭化物の個数割合との関係を示す図である。 冷間加工性を評価するための冷間加工前の試験材の形状を示す斜視図である。 冷間加工性を評価するための冷間加工後の試験材の形状を示す斜視図である。 粗大な炭化物の個数割合と、異常オーステナイトの面積率％との関係を示す図である。 冷間加工性と、炭化物の球状化率及び平均フェライト粒径との関係を示す図である。 混粒指数と変形量との関係を示す図である。 高周波焼き入れ試験の焼き入れ前の供試材の一例を示す側面図である。 高周波焼き入れ試験の焼き入れ前の供試材の一例を示す斜視図である。 高周波焼き入れ試験の焼き入れ後の供試材の一例を示す側面図である。 高周波焼き入れ試験の焼き入れ後の供試材の一例を示す斜視図である。 空冷時間と、粗大な炭化物の個数割合との関係を示す図である。 冷延率とビッカース硬度との関係を示す図である。 本発明の一実施形態に係る中炭素鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートである。 本発明の一実施形態に係る焼き入れ部材の製造方法の一例を示すフローチャートである。 （式１）における相当歪の各変数を説明するための概略図である。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　なお、ＪＩＳＧ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳＧ４４０１（炭素工具鋼材）、または、ＪＩＳＧ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系に基づいて、鋼板およびその製造方法の調査を繰り返すことで以下の各実施形態を得た。この調査において、本発明者らは、冷間加工時に相当歪が１を超えるような加工領域が生じる冷間加工（冷間鍛造）試験として、カップ成形試験を行い、得られた鋼板を評価した。相当歪εｅは、図１１に示すように直方体の素材の３つの辺がそれぞれデカルト座標系のｘ、ｙ、ｚ軸と一致すると仮定した場合において、変形後の各座標における伸び歪εｘ（図１１では、膨張）、εｙ（図１１では、収縮）、εｚ（図１１では、収縮）を用いて下記（式１）により表現される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　なお、各伸び歪は、各軸方向の素材の寸法変化から求められ、加工前の寸法を基準（すなわち、１）とした場合の寸法の増加割合である。例えば、曲げ角９０°の曲げ試験では、相当歪が１以下であり、試験方法によって対象となる相当歪が変化する。
　まず、以下に、本発明の一実施形態に係る中炭素鋼板について説明する。
　化学成分（化学組成）にかかわる限定理由について説明する。ここで、成分についての「％」は、質量％を意味する。
　（Ｃ：０．１０～０．８０％）
　Ｃは、部材（成形後の鋼板）の焼き入れ後の強度を確保するうえで重要な元素であり、Ｃ量が０．１０％以上であると所要の強度が確保される。Ｃ量が０．１０％未満では、熱延及び捲取時にフェライト変態が促進し、鋼材内にセメンタイト粒子を均一分散させることが難しくなる。そのため、Ｃ量の下限を０．１０％とする。一方、Ｃ量が０．８０％を超えると、焼鈍前の熱延板のパーライトにおけるセメンタイトのラメラー厚さが０．５μｍを超えてしまう。そのため、この場合には、セメンタイトが球状化し難くなるとともに粗大なセメンタイトの割合が増加し焼き入れ安定性が低下する。そのため、Ｃ量の上限を０．８０％とする。強度や焼き入れ性をより高める場合には、Ｃ量の下限が、０．１５％又は０．２０％であることが好ましく、０．２４％、０．２８％又は０．３２％であることがより好ましい。また、より焼き入れ安定性を高める場合には、Ｃ量の上限が、０．７０％又は０．６５％であることが好ましく、０．６０％又は０．５５％であることがより好ましい。
　（Ｓｉ：０．０１～０．３％）
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、焼き入れ性の向上や強度の増加に有効な元素である。Ｓｉ量が０．０１％未満では、このような添加効果が得られないので、Ｓｉ量の下限を０．０１％とする。一方、Ｓｉ量が０．３％を超えると、フェライトの変形能が低下し、加工時に粒内から割れが発生しやすくなるため、冷間加工性が低下する。そのため、Ｓｉ量の上限を０．３％とする。強度や焼き入れ性をより高める場合には、Ｓｉ量の下限が、０．０３％又は０．０５％であることが好ましく、０．０８％又は０．１０％であることがより好ましい。また、冷間加工性をより高める場合には、Ｓｉ量の上限が、０．２８％であることが好ましく、０．２５％であることがより好ましい。
　（Ｍｎ：０．３～２．０％）
　Ｍｎは、セメンタイトの熱的安定性の制御に重要な元素である。Ｍｎ量が０．３％未満では、このような添加効果が得られないので、Ｍｎ量の下限を０．３％とする。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えると、ＭｎＳの量が多くなり冷間加工時に割れが生じやすくなる。加えて、この場合には、焼き入れ時にセメンタイトが残存しやすくなりオーステナイトの混粒度が増す。そのため、Ｍｎ量の上限を２．０％とする。セメンタイトの熱的安定性をより高めて、セメンタイトの粒径制御をより安定的に行う場合には、Ｍｎ量の下限が、０．４％又は０．５％であることが好ましく、０．６％又は０．７％であることがより好ましい。また、セメンタイトの熱的安定性を抑制して、焼き入れ安定性をより高める場合には、Ｍｎ量の上限が、１．７％又は１．６％であることが好ましく、１．５％又は１．４％であることがより好ましい。
　（Ａｌ：０．００１～０．１０％）
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、Ｎの固定に有効であり固溶強化能の大きな元素である。Ａｌ量が０．００１％未満では、このような添加効果が十分に得られないので、Ａｌ量の下限を０．００１％とする。一方、Ａｌ量が０．１０％を超えると、上記添加効果が飽和することに加え、フェライトの変形能が低下し、加工時に粒内から割れが発生しやすくなるため、冷間加工性が低下する。そのため、Ａｌ量の上限を０．１０％とする。また、できる限り多くのＮを固定するために、Ａｌ量の下限は、０．００３％、０．００５％又は０．０１０％であってもよい。Ａｌ量の上限を、０．０９％、０．０８％又は０．０７％に制限しても差し支えない。
　（Ｎ：０．００１～０．０１％）
　Ｎは、窒化物を形成する元素である。鋼中に過剰な量のＮが含まれると、冷間加工性を低下させるほか、焼き入れ加熱時のオーステナイトの粒成長を抑制し混粒度を増加させるため、Ｎ量の上限を０．０１％とする。Ｎ量は少ないほど好ましいが、Ｎ量を０．００１％未満に低減すると、精錬コストが増加するので、Ｎ量の下限を０．００１％とする。必要に応じて、Ｎ量の上限を０．００９％、０．００８％又は０．００７％に制限してもよい。
　以上の化学元素は、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）であり、この基本元素が制御（含有または制限）され、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の化学元素（選択元素）を鋼中に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の好ましい下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　すなわち、本実施形態に係る中炭素鋼板が、選択元素または不可避的不純物として、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｎ、Ｓｂ、及び、Ａｓのうちいずれか１種以上を含有しても構わない。なお、これらの元素を、必ずしも鋼中に添加する必要がないため、これらの２２種の元素の下限は、いずれも０％であり制限されない。そのため、これらの２２種の元素の上限のみが制限される。
　（Ｐ：０～０．０３％）
　Ｐは、強度の上昇に作用する元素である。鋼中に過剰な量のＰが含まれると、引張強さＴＳを増加させる他、靭性も低下させ、冷間加工性を悪化させるため、Ｐ量の上限を０．０３％とする。靭性や冷間加工性のさらなる改善のため、Ｐ量の上限を、０．０２５％、０．０２％又は０．０１５％に制限してもよい。しかし、Ｐを０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｐ量の下限を０．００１％としてもよい。
　（Ｓ：０～０．０１％）
　Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成し、冷間加工性を悪化させる。また、Ｓは、加熱時のオーステナイト粒の成長をピン止めしオーステナイト粒の混粒度を増加させる。そのため、Ｓ量の上限を０．０１％とする。冷間加工性のさらなる向上のため、Ｓ量の上限を０．００８％、０．００７％又は０．００５％に制限してもよい。しかし、Ｓを０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Ｓ量の下限を０．０００１％としてもよい。
　（Ｏ：０～０．００２５％）
　酸化物が凝集して粗大化すると、冷間加工性が低下するので、Ｏ量（酸素量）は、０．００２５％以下とする。この量は、不可避的不純物として判断されうる充分に少ない量である。Ｏ量は、少ないほうが好ましく、０．００２％以下に制限してもよいが、Ｏ量を０．０００１％未満に低減することは、技術的に困難であるので、Ｏ量が０．０００１％以上であってもよい。
　まず、中炭素鋼板の機械特性を強化するため、選択元素としてＣｒ、Ｂ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｗ、及びＴａから選択される少なくとも１種を鋼中に添加してもよい。
　（Ｃｒ：０～１．５％）
　Ｃｒは、鋼板の強度上昇とセメンタイトの熱的安定性の制御とに有効な元素である。鋼中にＣｒを添加する場合、Ｃｒ量が０．０１０％未満では、上記の添加効果が少ないので、Ｃｒ量の下限を０．０１０％としてもよい。しかし、Ｃｒ量が１．５％を超えると、セメンタイトの成長または溶解抑制によって、降伏比ＹＲが上昇したり、加熱時のオーステナイト組織が混粒になったりするため、Ｃｒ量の上限を１．５％とする。合金コスト低減のため、Ｃｒ量の上限を、１．２％、１．０％、０．８％、０．６％又は０．４％としてもよい。
　（Ｂ：０～０．０１％）
　Ｂは、微量の添加で、焼入性を高めるのに有効な元素である。鋼中にＢを添加する場合、Ｂ量が０．００１％未満では、上記の添加効果が得られないので、Ｂ量の下限を０．００１％としてもよい。しかし、Ｂ量が０．０１％を超えると、連続鋳造時に偏析が助長され粗大な炭化物が生成され、スラブに疵が発生しやすくなる。よって、Ｂ量の上限を０．０１％とする。疵防止のために、Ｂ量の上限を、０．００８％、０．００６％、０．００４％又は０．００２％に制限してもよい。
　（Ｎｂ：０～０．５％）
　Ｎｂは、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の顕著な粗大化を防止するのに有効な元素である。鋼中にＮｂを添加する場合、Ｎｂ量が０．０１％未満では、上記の添加効果が充分に発現しないので、Ｎｂ量の下限を０．０１％としてもよい。しかし、Ｎｂ量が０．５％を超えると、降伏比ＹＲを上昇させる他、微細なオーステナイト粒の割合を増加させすぎるため、Ｎｂ量の上限を０．５％とする。また、微細なオーステナイトの割合をより低減して、焼き入れ安定性をより高める場合には、Ｎｂ量の上限が、０．３％、０．２％又は０．１５％であることが好ましい。
　（Ｍｏ：０～０．５％）
　Ｍｏは、炭化物を形成し、オーステナイト粒の顕著な粗大化を防止するのに有効な元素である。鋼中にＭｏを添加する場合、Ｍｏ量が０．０１％未満では、上記の添加効果を発現しないので、Ｍｏ量の下限を０．０１％としてもよい。しかし、Ｍｏ量が０．５％を超えると、降伏比ＹＲを上昇させる他、微細なオーステナイト粒の割合を増加させすぎるため、Ｍｏ量の上限を０．５％とする。必要に応じて、Ｍｏ量の上限を、０．４％、０．３％、０．２％又は０．１％に制限してもよい。
　（Ｖ：０～０．５％）
　Ｖも、Ｎｂと同様に、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の顕著な粗大化を防止するのに有効な元素である。鋼中にＶを添加する場合、Ｖ量が０．０１％未満では、上記の添加効果を充分に発現しないので、Ｖ量の下限を０．０１％としてもよい。しかし、Ｖ量が０．５％を超えると、降伏比ＹＲを上昇させる他、微細なオーステナイト粒の割合を増加させすぎるため、Ｖ量の上限を０．５％とする。微細なオーステナイトの割合をより低減して、焼き入れ安定性をより高める場合には、Ｖ量の上限を、０．４％、０．３％、０．２％又は０．１％に制限してもよい。
　（Ｔｉ：０～０．３％）
　Ｔｉも、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の顕著な粗大化を防止するのに有効な元素である。鋼中にＴｉを添加する場合、Ｔｉ量が０．０１％未満では、上記の添加効果を充分に発現しないので、Ｔｉ量の下限を０．０１％としてもよい。しかし、Ｔｉ量が０．３％を超えると、降伏比ＹＲを上昇させる他、微細なオーステナイト粒の割合を増加させすぎるため、Ｔｉ量の上限を０．３％とする。合金コスト低減のため、Ｔｉ量の上限を、０．２％、０．１％又は０．０５％に制限してもよい。
　（Ｃｕ：０～０．５％）
　Ｃｕは、スクラップ等から混入する元素である。鋼中にＣｕが含まれると、加工性が低下したり、熱間での脆性が高くなったりするため、Ｃｕ量の上限を０．５％とする。必要に応じて、Ｃｕ量の上限を０．４％又は０．３％に制限してもよい。Ｃｕ量は少ないほど好ましいが、Ｃｕ量を０．０１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するため、Ｃｕ量の下限を０．０１％としてもよい。
　（Ｗ：０～０．５％）
　Ｗは、Ｍｏと同様に、炭化物を形成し、オーステナイト粒の顕著な粗大化を防止するのに有効な元素である。鋼中にＷを添加する場合、Ｗ量が０．０１％未満では、上記の添加効果を充分に発現しないので、Ｗ量の下限を０．０１％としてもよい。しかし、Ｗ量が０．５％を超えると、降伏比ＹＲを上昇させる他、微細なオーステナイト粒の割合を増加させすぎるため、Ｗ量の上限を０．５％とする。必要に応じて、Ｗ量の上限を、０．４％、０．２％又は０．１％に制限してもよい。
　（Ｔａ：０～０．５％）
　Ｔａは、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の顕著な粗大化を防止するのに有効な元素である。鋼中にＴａを添加する場合、Ｔａ量が０．０１％未満では、上記の添加効果を充分に発現しないので、Ｔａ量の下限を０．０１％としてもよい。しかし、Ｔａ量が０．５％を超えると、降伏比ＹＲを上昇させる他、微細なオーステナイト粒の割合を増加させすぎるため、Ｔａ量の上限を０．５％とする。必要に応じて、Ｔａ量の上限を、０．３％、０．２％又は０．１％としてもよい。
　次に、中炭素鋼板の機械特性を、さらに強化するため、選択元素として、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅから選択される少なくとも１種を鋼中に添加してもよい。
　（Ｎｉ：０～０．５％）
　Ｎｉは、靭性や焼き入れ性の向上に有効な元素である。鋼中にＮｉを添加する場合、Ｎｉ量が０．０１％未満では、上記の添加効果がないので、Ｎｉ量の下限を０．０１％としてもよい。しかし、Ｎｉ量が０．５％を超えると、上記の添加効果が飽和し、コストが増加するので、Ｎｉ量の上限を０．５％とする。合金コストの低減のため、Ｎｉ量の上限を、０．３％、０．２％又は０．１％としてもよい。
　（Ｍｇ：０～０．００３％）
　Ｍｇは、微量添加による硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じてＭｇを鋼中に添加できる。鋼中にＭｇを添加する場合、Ｍｇ量が０．０００５％未満では、その効果が得られないため、Ｍｇ量の下限を０．０００５％としてもよい。また、Ｍｇは酸化物を形成しやすく、これら酸化物を含む化合物はオーステナイト粒の成長を抑制する。Ｍｇ量が０．００３％を超えると、鋼中にＭｇが均一に分布せず、焼き入れ加熱時のオーステナイト粒の成長が抑制される所と抑制されない所とが偏在するようになるため、焼き入れ時に粒度が均一なオーステナイト組織を得難くなる。このため、Ｍｇ量の上限を０．００３％とする。合金コスト低減のため、Ｍｇ量の上限を０．００２％又は０．００１％としてもよい。
　（Ｃａ：０～０．００３％）
　Ｃａは、Ｍｇと同様に微量添加による硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じてＣａを鋼中に添加できる。鋼中にＣａを添加する場合、Ｃａ量が０．０００５％未満では、その効果が得られないため、Ｃａ量の下限を０．０００５％としてもよい。また、Ｃａは酸化物を形成しやすく、これら酸化物を含む化合物はオーステナイト粒の成長を抑制する。Ｃａ量が０．００３％を超えると、鋼中にＣａが均一に分布せず、焼き入れ加熱時のオーステナイト粒の成長が抑制される所と抑制されない所とが偏在するようになるため、焼き入れ時に粒度が均一なオーステナイト組織を得難くなる。このため、Ｃａ量の上限を０．００３％とする。合金コスト低減のため、Ｃａ量の上限を０．００２％又は０．００１％としてもよい。
　（Ｙ：０～０．０３％）
　Ｙは、Ｃａ、Ｍｇと同様に微量添加による硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じてＹを鋼中に添加できる。鋼中にＹを添加する場合、Ｙ量が０．００１％未満では、その効果が得られないため、Ｙ量の下限を０．００１％としてもよい。また、Ｙは酸化物を形成しやすく、これら酸化物の化合物はオーステナイト粒の成長を抑制する。Ｙ量が０．０３％を超えると、鋼中にＹが均一に分布せず、焼き入れ加熱時のオーステナイト粒の成長が抑制される所と抑制されない所とが偏在するようになるため、焼き入れ時に粒度が均一なオーステナイト組織を得難くなる。このため、Ｙ量の上限を０．０３％とする。合金コスト低減のため、Ｙ量の上限を０．０１％又は０．００５％としてもよい。
　（Ｚｒ：０～０．０３％）
　Ｚｒは、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇと同様に微量添加による硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じてＺｒを鋼中に添加できる。鋼中にＺｒを添加する場合、Ｚｒ量が０．００１％未満では、その効果が得られないため、Ｚｒ量の下限を０．００１％としてもよい。また、Ｚｒは酸化物や炭化物を形成しやすく、これら酸化物や炭化物の化合物はオーステナイト粒の成長を抑制する。Ｚｒ量が０．０３％を超えると、鋼中にＺｒが均一に分布せず、焼き入れ加熱時のオーステナイト粒の成長が抑制される所と抑制されない所とが偏在するようになるため、焼き入れ時に粒度が均一なオーステナイト組織を得難くなる。このため、Ｚｒ量の上限を０．０３％とする。合金コスト低減のため、Ｚｒ量の上限を０．０１％又は０．００５％としてもよい。
　（Ｌａ：０～０．０３％）
　Ｌａは、Ｚｒ、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇと同じように微量添加による硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じてＬａを鋼中に添加できる。鋼中にＬａを添加する場合、Ｌａ量が０．００１％未満では、その効果が得られないため、Ｌａ量の下限を０．００１％としてもよい。また、Ｌａは酸化物を形成しやすく、これら酸化物の化合物はオーステナイト粒の成長を抑制する。Ｌａ量が０．０３％を超えると、鋼中にＬａが均一に分布せず、焼き入れ加熱時のオーステナイト粒の成長が抑制される所と抑制されない所とが偏在するようになるため、焼き入れ時に粒度が均一なオーステナイト組織を得難くなる。このため、Ｌａ量の上限を０．０３％とする。合金コスト低減のため、Ｌａ量の上限を、０．０２％、０．０１％又は０．００５％としてもよい。
　（Ｃｅ：０～０．０３％）
　Ｃｅは、Ｌａ、Ｚｒ、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇと同じように微量添加による硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じてＣｅを鋼中に添加できる。鋼中にＣｅを添加する場合、Ｃｅ量が０．００１％未満では、その効果が得られないため、Ｃｅ量の下限を０．００１％としてもよい。また、Ｃｅは酸化物を形成しやすく、これら酸化物の化合物はオーステナイト粒の成長を抑制する。Ｃｅ量が０．０３％を超えると、鋼中にＣｅが均一に分布せず、焼き入れ加熱時のオーステナイト粒の成長が抑制される所と抑制されない所とが偏在するようになるため、焼き入れ時に粒度が均一なオーステナイト組織を得難くなる。このため、Ｃｅ量の上限を０．０３％とする。合金コスト低減のため、Ｃｅ量の上限を０．０２％、０．０１％又は０．００５％としてもよい。
　（Ｓｎ：０～０．０３％、Ｓｂ：０～０．０３％、Ａｓ：０～０．０３％）
　なお、中炭素鋼板の原料としてスクラップを用いた場合、不可避的にＳｎ、Ｓｂ、及び、Ａｓの１種以上が、鋼中に０．００３％以上混入することがある。これらの元素は、いずれも、０．０３％以下であれば、中炭素鋼板の焼き入れ性を阻害しない。そのため、鋼中に、０．０３％以下のＳｎ、０．０３％以下のＳｂ、及び、０．０３％以下のＡｓの１種以上を含有してもよい。なお、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓの量の下限は、特に制限されないが、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓを多く含むスクラップを使用した場合の精錬効率の観点から、例えば、０．００５％又は０．００３％であってもよい。
　以上のように、本実施形態に係る中炭素鋼板は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　本実施形態では、中炭素鋼板は、前述した化学組成を満足し、フェライトを含むミクロ組織中に分散した炭化物（セメンタイト）を有する。なお、Ｆｅ原子とＣ原子の結合相（例えば、Ｆｅ３Ｃ（セメンタイト））や、この結合相中のＦｅ原子を選択元素Ｍ（Ｔｉ、Ｎｂ等）に置換したＦｅ原子とＭ原子とＣ原子の結合相（Ｆｅを含む炭化物）を総じて炭化物と呼称する。なお、本実施形態では、炭化物のうち主に鉄炭化物（主に、セメンタイト）の形態を制御しており、炭化物を鉄炭化物またはセメンタイトとみなすことができる。
　すなわち、本実施形態に係る中炭素鋼板では、炭化物の平均径（平均炭化物径）が０．４μｍ以下であり、この炭化物の平均径の１．５倍以上の大きさの炭化物の個数割合（以下では、「粗大な炭化物の個数割合」と記載する場合もある）が炭化物の総数の３０％以下であり、炭化物の球状化率が９０％以上であり、平均フェライト粒径が１０μｍ以上である。
　このような鋼板は、冷間加工性と、製品形状を有する部材へ成形後、焼き入れた場合の焼き入れ安定性とに優れている。
　図１に、冷間加工性と平均炭化物径および粗大な炭化物の個数割合との関係を示す。この図１に示すように、平均炭化物径が０．４μｍ以下であり、かつ粗大な炭化物の個数割合が３０％以下である場合、冷間加工性を確保できる（図１中の○を参照）。
　冷間加工時の割れは粗大な炭化物（セメンタイト）から発生しやすいため、平均炭化物径が０．４μｍを超えると冷間加工性を確保できない。炭化物の平均径を、０．４μｍ以下とし、好ましくは、０．３５μｍ以下又は０．３μｍ以下とする。更に、本発明者らは、割れの発生頻度が炭化物の粒径分布の影響も受け、特に、粗大な炭化物の個数割合が３０％を超えると冷間加工性が確保できない（図１中の×を参照）ことを見出した。
　このように、粗大な炭化物は、歪集中により冷間加工時の割れ発生を助長する。したがって、炭化物を上述のように鋼中に微細分散させ、歪を集中させないことが冷間加工性の改善に有効である。しかしながら、炭化物粒子による粒子分散強化を抑制して、変形抵抗の低減により冷間加工性をより高める場合には、平均炭化物径の下限を０．１０μｍ以上としてもよい。また、粗大な炭化物の個数割合が少ないほど冷間加工時における割れ発生までの変形能が向上するため、粗大な炭化物の個数割合の下限は、特に制限されず、０％であってもよい。一方で、粗大な炭化物の個数割合を０％とするには、製造工程の厳格化が必要である。そのため、製造コストを低減するために、粗大な炭化物の個数割合の下限を５％としてもよい。
　また、図４に、冷間加工性と炭化物の球状化率および平均フェライト粒径との間の関係を示す。この図４に示すように、炭化物の球状化率が９０％以上であり、かつ平均フェライト粒径が１０μｍ以上である場合、冷間加工性を確保できる（図４中の○を参照）。針状炭化物の周辺では、冷間加工時に応力が局所化しやすくなり、割れの発生起点となりやすいため、冷間加工性の向上には、炭化物の球状化率が高い方がよいと考えられる。
　図４に示すように、炭化物の球状化率が９０％未満であると、局所的な応力集中により炭化物が割れの起点となり冷間加工性が劣化する（図４中の×を参照）。したがって、十分な冷間加工性を得るために、炭化物の球状化率を９０％以上とする。炭化物の球状化率を９１％以上又は９２％以上としてもよい。炭化物の球状化率は高いほど冷間加工性は向上する。そのため、炭化物の球状化率の上限は、特に制限されない。このようなことから、理想的には炭化物の球状化率を１００％まで高めることが最も好ましい。一方で、全ての炭化物を球状に制御するには製造工程の厳格化が必要である。そこで、歩留まりの低下を抑制するために、炭化物の球状化率の上限を９９．５％以下としてもよい。
　また、図４に示すように、フェライトの平均径（平均フェライト粒径）が１０μｍ未満であると、降伏比ＹＲの増大により、加工時に歪が一部に集中し割れるため、冷間加工性を確保できない。そのため、平均フェライト粒径を１０μｍ以上とする。平均フェライト粒径を、１２μｍ以上、１５μｍ以上又は１８μｍ以上としてもよい。平均フェライト粒径の上限は、特に制限されないが、鋼板のフェライト粒径が粗大になりすぎると、冷間加工時に肌荒れが生じやすくなり製品の外観を損なうことがある。そのため、製品の外観をより改善するために、平均フェライト粒径の上限を１００μｍとしてもよい。この平均フェライト粒径の上限は、好ましくは８０μｍ又は６０μｍである。
　図３には、粗大な炭化物粒子の個数割合と、焼き入れ時のオーステナイト組織（すなわち、焼き入れ後の旧オーステナイト粒）にて、平均粒径に対応する粒度番号から２以上異なる粒度番号を有する結晶粒（旧オーステナイト粒）の面積率％（異常オーステナイトの面積率％）との関係を示している。ここで、異常オーステナイトは、平均旧オーステナイト粒径の０．５倍以下または２倍以上の粒径を有する旧オーステナイト粒であり、異常オーステナイトの面積率は、異常オーステナイトの面積の合計が旧オーステナイト粒の全面積に占める割合である。
　この図３に示すように、平均フェライト粒径が１０μｍ未満では、焼き入れ時の加熱中に粗大なオーステナイトの割合が増加する。また、平均フェライト粒径が１０μｍ以上でも、粗大な炭化物の個数割合が３０％を超える場合には、焼き入れ時の加熱中に粗大なオーステナイトの割合が増加する。焼き入れ時の加熱中のオーステナイト組織において異常オーステナイト粒の面積の合計が３０％を超え、混粒度が高くなると、焼き入れ時の冷却において、それぞれのオーステナイト粒の粒径に応じ変態の開始時期と終了時期とに差が生じる。そのため、焼き入れ材のミクロ組織の均一性が低下するほか、熱処理歪が大きくなり形状不良を招くなどし、焼き入れ安定性が低下する。このように、焼き入れ安定性の確保にもフェライト及び炭化物の制御は重要である。
　また、中炭素鋼板の組織観察では、走査型電子顕微鏡を用いて、３０００～１００００倍、場合によっては、３００００倍程度の倍率にて組織観察面上に炭化物（セメンタイト）が５００個以上含まれる視野を１６個所以上選択し、その領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。その後、炭化物１個あたりの平均面積から、粒形状を円で近似した際の直径を平均炭化物粒径として求める。そのため、測定方法を考慮して、この平均炭化物粒径の下限は、０．０３μｍであってもよい。また、短軸長に対する長軸長の比が３以上の炭化物を針状炭化物とし、この比が３未満の炭化物を球状炭化物として、針状炭化物の個数と球状炭化物の個数とを算出する。球状炭化物の個数を全炭化物の個数で除した値を炭化物（セメンタイト）の球状化率とする。
　鋼板のフェライト粒径も走査型電子顕微鏡で測定することが望ましい。フェライト粒が２００個以上含まれる倍率にて５個所以上の領域を撮影し、撮影写真中に含まれるフェライト粒数を数える。撮影写真内に全体が含まれるフェライト粒を１個、一部のみが含まれるフェライト粒を０．５個とする。撮影面積を上記で数えたフェライト粒数で割ることによりフェライト粒１個あたりの面積を求める。求めた面積の平方根をフェライト粒径とし、その平均値（５個所以上の領域の平均）を平均フェライト粒径とする。なお、ミクロ組織に、ベイナイト及びマルテンサイトは混入しないことが好ましい。
　鋼板の板厚を、１ｍｍ以上としてもよく、１．２ｍｍ以上又は１．８ｍｍ以上としてもよい。また、鋼板の板厚を、１２．５ｍｍ以下としてもよく、１０ｍｍ以下、８ｍｍ以下又は６ｍｍ以下としてもよい。引張強さＴＳは５５０ＭＰａ以下とする。引張強さＴＳを５５０ＭＰａ以下に低減すると、延性が増加し、加工時の成形量をより十分に確保することができる。このように、引張強さＴＳが低くなれば、延性が改善し、加工性が良好となる。さらに、引張強さＴＳを、５００ＭＰａ以下、４７０ＭＰａ以下又は４４０ＭＰａ以下とすると好ましい。ここで、打抜き加工時におけるダレを低減する必要がある場合には、引張強さＴＳを増加するとよい。近年、打ち抜きと、曲げと、増肉とを一体化した鋼板の鍛造技術も普及しつつあるため、対象となる加工方法に応じて、引張強さＴＳの下限を３６０ＭＰａ以上又は４００ＭＰａ以上としてもよい。
　また、降伏比ＹＲ（降伏点又は降伏強度／引張強さ）を６０％以下とすると好ましい。降伏比ＹＲを６０％以下に低減すると、加工時の歪の集中を避けることができる。特に板の加工を実施する場合には、金型になじみながら材料が変形してゆくため、金型の動きに同調して均一に材料が変形できるように、変形時の歪の伝播が均一であったり、もしくは材料流動が均一であったりするとよい。そのためには、均一に加工硬化が開始しやすいように低い降伏比ＹＲに制御するとよいことを今回さらに知見した。降伏比ＹＲが６０％以下である場合には、歪が伝播しやすいため、冷間加工時に、ある一か所での応力集中を防止して、その結果流入不良や割れをさらに抑制することができる。降伏比ＹＲを５６％以下又は５２％以下とするとより好ましい。また、降伏比ＹＲが３０％以上である場合には、充分な降伏点又は降伏強度ＹＰによって冷間加工時に工具との摩擦などにより鋼板表面に疵がつくことを防止することができる。このように、鋼板から得られた部材表面の美観をより改善することができるため、中炭素鋼板の降伏比ＹＲの下限を３０％以上としてもよい。
　次に、本発明の一実施形態に係る中炭素鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態では、上述した実施形態に記載した化学成分（化学組成）の範囲の材料を用いて、熱延における仕上圧延後の冷却の条件を工夫することで熱延板のパーライト組織を最適化し、軽冷延率の冷間圧延及び低温かつ短時間の焼鈍（例えば、１回冷延及び１回焼鈍）により炭化物（鉄炭化物）の一つであるセメンタイトの形態を制御する。このようにして、特に冷間加工性に優れ、焼き入れ安定性に優れた中炭素鋼板を製造することができる。以下に、本実施形態に係る製造方法について具体的に説明する。
　本実施形態に係る中炭素鋼板の製造方法では、図９に示すように、上記実施形態に記載した化学組成を有する鋼を、鋳造し（Ｓ１）、熱間圧延し（Ｓ２）、空冷し（Ｓ３）、強冷し（Ｓ４）、捲き取り（Ｓ５）、冷間圧延し（Ｓ６）、焼鈍する（Ｓ７）。
　（熱間圧延）
　熱間圧延（熱延）では、上記実施形態に記載した化学成分の範囲を満たす鋳造後の鋼（例えば、連続鋳造鋳片）を、直接熱間圧延してもよく、加熱した後熱間圧延してもよい。なお、熱間圧延の条件は、特に制限されず、熱間圧延の条件として一般的な粗圧延及び仕上圧延（例えば、圧延終了温度がＡｒ３＋５０℃以上）の条件を適用することができる。
　（冷却制御及び捲き取り）
　熱間圧延後、冷却制御（冷却パターンの制御）を行ってパーライト変態によりパーライトを生成させ、４００℃～５８０℃の温度領域で捲き取ると、パーライト中のセメンタイトの平均ラメラー厚さが適切に制御された熱延板を得ることができる。ラメラー厚さが薄いほど冷間圧延後の焼鈍時にセメンタイトが球状化しやすいため、セメンタイトのラメラー厚さは薄いほど好ましい。一方で、ラメラー厚さが薄すぎると、パーライトが硬くなりすぎ、冷間圧延時にパーライトへ歪が導入されがたくなる。そのため、その後の焼鈍時にフェライトが粒成長しがたくなる。このため、ラメラー厚さの下限が０．０２μｍであってもよい。また、ラメラー厚さが厚すぎると、冷間圧延後の焼鈍時にセメンタイトの球状化が促進しなくなる。このため、ラメラー厚さの上限が０．５μｍであってもよい。
　上記のような熱延後の組織形態を得るために、以下のように、捲取温度の制御と、仕上圧延後の冷却制御とを行う。すなわち、鋼を、仕上圧延（熱間圧延）直後２秒以上かつ１０秒以下の間空冷し、その後空冷の終了温度（強冷の開始温度）から１０～８０℃／ｓの平均冷却速度で４８０～６００℃のパーライト領域（強冷の終了温度）まで冷却し、その後４００℃～５８０℃の温度領域で捲き取る。このような冷却制御及び捲き取り温度の制御により上述の熱延後の組織形態（例えば、パーライト中のセメンタイトの平均ラメラー厚さが０．０２～０．５μｍ）を安定的に得ることができる。ここで、空冷は、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の冷却であり、空冷の平均冷却速度の下限は、特に制限されない。例えば、空冷の平均冷却速度が０℃／ｓ超であってもよい。
　熱間での仕上圧延直後のミクロ組織には、通常、オーステナイトの再結晶組織と未再結晶組織とが混在しており、粒度も混粒であると評価されることが多い。そのため、仕上圧延直後に、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて４８０～６００℃のパーライト変態の温度領域まで鋼板を冷却すると、粒径の小さな再結晶オーステナイト粒、もしくは未再結晶オーステナイト粒から優先的にパーライト変態が開始してしまい、セメンタイトのラメラー間隔の厚いパーライトが生成する。このような熱延板を、酸洗した後、後述のように５％以上かつ３０％未満の冷延率で冷間圧延し、６５０～７２０℃の温度範囲にて５～４０ｈｒ焼鈍したとしても、炭化物（セメンタイト）の平均径が０．４μｍを超えたり、粗大な炭化物（セメンタイト）の個数割合が３０％を超えたりする。そこで、熱間での仕上圧延直後の２秒以上の空冷により、熱延板のミクロ組織を粒径の均一な再結晶オーステナイトとすることができるだけでなく、空冷後の変態のタイミングを鋼帯（鋼板）の幅方向および板厚方向で揃えることができる。そのため、パーライトを含む均一なミクロ組織の熱延板を得て、セメンタイト及びフェライトを適切に制御することができる。空冷時間を３秒以上としてもよい。但し、空冷時間は長いほど好ましいが、１０秒を超えると、生産性が低下したり、スケールの成長による疵の発生などの問題が生じたりするため、空冷時間の上限を１０秒以下とする。空冷時間を９秒以下又は８秒以下としてもよい。
　ここで、熱延板（鋼）のミクロ組織の観察を、走査型電子顕微鏡で行なうことができる。熱延後のパーライト中のセメンタイトのラメラー厚さは０．０２～０．５μｍと微細であるため、少なくとも３０００～１００００の倍率でパーライトを観察し、観察面に対し垂直なラメラーの平均厚さを測定する。ラメラー厚さを線分法により実測し、ランダムに抽出した３０個以上の測定箇所から得られた実測値を平均して平均セメンタイトラメラー厚さを算出する。
　（冷間圧延）
　上記の強冷後の熱延板（鋼）を酸洗後に、冷間圧延率（冷延率＝（冷間圧延前の板厚－冷間圧延後の板厚）／冷間圧延前の板厚）５％以上かつ３０％未満の軽圧下で冷間圧延（冷延）する。冷間圧延の回数は１回とすることが好ましい。
　この冷間圧延では、熱延板のミクロ組織に歪を加えることで、各組織間に生じる歪差を顕著にし、この歪差により焼鈍時の粒成長及び再結晶が促進される。このような歪導入の効果を得るために、冷延率を５％以上とする。加えて、この場合には、冷間圧延により中炭素鋼板の板厚の精度をより高めることができる。
　また、冷延率を高めると、炭化物を微細化することができる。冷延率が５％未満であると、熱延にて析出した炭化物（例えば、上記のパーライト中のラメラーセメンタイト）が、冷延時に十分に破壊されず、焼鈍後ミクロ組織中に残存し、炭化物（セメンタイト）の平均粒径が大きくなったり、粗大な炭化物（セメンタイト）の割合が増加したりする。また、冷延率が３０％以上であると、焼鈍による再結晶後のフェライトが細粒化して強度が高まるため、高い冷間加工性を達成できなくなる。そのため、冷延率の上限を３０％未満に設定する。
　なお、本実施形態に係る技術分野では、４００℃～５８０℃で捲き取った鋼板を、酸洗後、そのまま冷延することは一般的ではない。この温度域にて捲き取った熱延板は、ビッカース硬度が２００ＨＶ以上と硬く、かつ割れ易いため、冷延時の負荷が増大したり、生産性が低下したりすることがある。そのため、熱延板を、一旦焼鈍して軟質化させる必要があった。また、Ｃ量が少ない軟質の鋼を使用する場合には、焼き入れ性を確保するために、浸炭を後工程（例えば、焼き入れ部材の製造時）で行う必要があった。このようなプロセス（例えば、冷延前の焼鈍、冷延や浸炭）の数を減らしてコストを削減するために、冷延を省略することが一般的である。
　しかしながら、本発明者らは、近年の冷延技術の発達により、上記の熱延板をそのまま５％以上かつ３０％未満の冷延率で冷延しても、十分な生産性を確保しつつ圧延機が冷延時の負荷に耐えることができることを見出した。また、冷延と焼鈍とによってセメンタイトの粒度分布をより適切に制御する技術は、本発明者らが、焼き入れ部材の全体的な形状精度の改善という新たな課題を解決するために新たに見出した方法である。加えて、焼き入れ部材の製造時の工程数や工程時間の増加によって生じる総コストを考慮すると、よりエネルギーを削減することができる。
　（焼鈍）
　こうした熱延と、酸洗と、冷延とを実施した鋼板を焼鈍し、目標としている炭化物を含む組織を有する鋼板とする。焼鈍後の強度を適切なレベルとするためには、冷間圧延と焼鈍はそれぞれ１回とすることが好ましい。
　焼鈍により、各組織に集積した歪量の差を利用して、Ａｃ１以下の焼鈍温度で初析フェライトが再結晶し、粒成長して粗大な粒となることで、鋼板（鋼）が軟質化する。
　また、焼鈍前の炭化物（セメンタイト）は、比較的低い捲取温度によりミクロ組織中に均一に分散していることに加えて、冷延により冷延完了時に非常に微細となっている。その結果、焼鈍を開始すると、すぐに炭化物が溶解を開始し、球状化が推進される。但し、前述してきた製造条件の結果、小さな炭化物が非常に均一に分散しているため、一気に炭化物の球状化が進行し、非常に微細な球状炭化物が一斉に多数生成する。この焼鈍においては、焼鈍条件が短時間で低温であるほうが好ましい。そのため、６５０～７２０℃の温度範囲（焼鈍温度）で５～４０ｈｒの焼鈍時間の焼鈍を行う。炭化物の球状化の速度をより高める場合には、焼鈍温度（下限）が、６８０℃以上であることが好ましく、炭化物の粗大化をより抑制する場合には、焼鈍温度（上限）が、７００℃以下であることが好ましい。また、炭化物の球状化率をより高める場合には、焼鈍時間（下限）が、２０ｈｒ以上であることが好ましい。最適な焼鈍条件は、６９０℃かつ２０～４０ｈｒである。
　なお、焼鈍を、焼鈍雰囲気の制御性の観点から箱焼鈍で行うことが好ましい。焼鈍雰囲気は、特に制限されないが、９５％以上の水素濃度で、かつ４００℃までの露点が－２０℃未満であり、４００℃超における露点が－４０℃未満であるとよい。この場合、鋼材の幅方向における特性のバラツキをさらに抑制することができる。なお、窒素雰囲気下においても、目標とする特性の鋼材を製造することは可能である。
　なお、本実施形態では、上述のように５％以上かつ３０％未満の冷延率の冷間圧延とこの冷間圧延後の焼鈍とを組み合わせている。この組み合わせは１回とすることが好ましい。ここで、焼鈍後に再度冷延率５％を超える冷間圧延を行わない必要がある。すなわち、１回の冷間圧延中の圧下回数（ローラによる圧延）は特に制限されない。このような冷間圧延と冷間圧延後の焼鈍との組み合わせにより、炭化物の形態を制御しながら高い生産性を確保することができる。
　上述のように、熱延後の冷却パターン、捲き取り温度、冷延条件及び焼鈍条件を制御することにより、炭化物を球状かつ微細に均一分散させた状態でフェライトを１０μｍ以上に成長させることが可能であり、得られた中炭素鋼板の加工性を確保できるようになる。同時に、セメンタイト粒径（炭化物粒径）の粗大化の割合をも制御することが可能であり、得られた中炭素鋼板の焼き入れ安定性も高めることができるようになる。
　さらに、本発明の一実施形態に係る焼き入れ部材について説明する。
　本実施形態に係る焼き入れ部材（焼き入れされた鋼部材、製品形状を有する焼き入れして得られた鋼部材）では、旧オーステナイト粒の平均粒径の０．５倍以下または２倍以上の粒径を有する旧オーステナイト粒（異常オーステナイト）の面積の合計が旧オーステナイト粒全体の面積の合計の３０％以内である。また、この異常オーステナイトの面積割合の下限は特に制限されず、この面積割合が、０％以上であってもよく、１％以上または３％以上であってもよい。なお、上記異常オーステナイト（平均粒径の０．５倍以下または２倍以上の粒径）の定義は、上記のオーステナイトの粒度番号（平均粒径に対応する粒度番号から２以上異なる粒度番号）による定義に対応する。
　焼き入れ前のオーステナイトは、焼き入れ後、各種低温組織に変態するが、焼き入れ後のミクロ組織において、変態前のオーステナイトの結晶粒界がエッチング等により明確に現出される。このように、低温組織を含み、オーステナイトの結晶粒界に囲まれる粒が１つの旧オーステナイト粒として評価される。
　なお、焼き入れ部材のミクロ組織を特に規定する必要はないが、マルテンサイトの面積率を９５％以上または９８％以上としてもよい。また、このマルテンサイトの面積率は、１００％以下であってもよい。
　また、本発明の一実施形態に係る焼き入れ部材の製造方法について説明する。
　本実施形態では、図１０に示すように、上記実施形態に係る中炭素鋼板を、製品形状に冷間加工し（Ｓ１１）、Ａｃ３変態点よりも高い温度に加熱後（Ｓ１２）、冷却し（Ｓ１３）、焼き入れ部材（焼き入れされた鋼部材、製品形状を有する焼き入れして得られた鋼部材）を得る。そのため、フェライト及びセメンタイトをオーステナイトに変態させるための加熱温度を除く条件（例えば、製品形状、加工方法、加熱温度を除く加熱条件、保持条件、冷却条件）は、特に制限されず、一般的な焼き入れと同じ条件を適用できる。例えば、加熱（Ｓ１２）と冷却（Ｓ１３）とを一般的な高周波焼き入れ（高周波加熱及び急冷）で行うと、好適である。このような一般的な焼き入れの条件として、例えば、冷間加工後の中炭素鋼板（焼き入れ前の部材）を、９００～１２００℃の温度範囲まで加熱した後、急冷してもよい。また、例えば、冷間加工後の中炭素鋼板（焼き入れ前の部材）を、加熱後０～２０秒保持し、６０～１０００℃／ｓの平均冷却速度で２００℃以下まで急冷してもよい。なお、最終的に得られた焼き入れ部材のミクロ組織を特に規定する必要はないが、マルテンサイトの面積率を９５％以上または９８％以上としてもよい。
　焼き入れ安定性は、焼き入れのための加熱時におけるオーステナイトの混粒度の影響を受ける。焼き入れ部材を製造する際、焼き入れ時のオーステナイト粒径は均一であるほど好ましい。オーステナイト粒が混粒の場合には、粒径の小さなオーステナイト粒から変態が開始するため、変態歪が鋼内で不均一となり、熱処理歪が大きくなるなど焼き入れ安定性が損なわれる。特に、焼き入れ時のオーステナイト組織において異常オーステナイトの面積の合計が３０％を超える場合に、焼き入れ時の変形が大きくなる。このため、焼き入れ時の変形を十分に低減することができるように、高い焼き入れ安定性を有する上記実施形態に係る中炭素鋼板を使用する。
　次に、実施例について説明する。
　実施例の水準は、本発明の実施可能性ならびに効果を確認するために採用した実行条件の一例であり、本発明はこの一条件例に限定されない。本発明は、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能である。
　表１～３に示す化学組成（残部は、鉄及び不可避的不純物）を有する鋼塊（鋼）を、熱間圧延後、２．５秒間空冷し、３０℃／ｓの平均冷却速度で５４０℃まで強冷し、５００℃で捲取り、室温まで冷却し、熱延板を得た。さらに、得られた熱延板を、１５％の冷延率で冷間圧延後、６８０℃で２４ｈｒ焼鈍し、表４のミクロ組織を有する種々の鋼板を得、それぞれ冷間加工性を評価した。表４に示す結果のうち、成形性が良好であった鋼種の熱延板（熱間圧延後、冷却制御して得られた鋼板）を対象に、１０％の冷延率で冷間圧延後、６８０℃で４ｈｒ焼鈍し、表５のミクロ組織を有する種々の鋼板を得、それぞれ冷間加工性を評価した。さらに、同じ熱延板を対象に、７０％の冷延率で冷間圧延後、６８０℃で８ｈｒ焼鈍し、表６のミクロ組織を有する種々の鋼板を得、それぞれ冷間加工性を評価した。また、表１～３に示す化学組成を有する鋼塊から、表７及び表１０に示す条件にて鋼板を作製し、熱延板のパーライト内のラメラーセメンタイトの厚さ及び焼鈍板（製品鋼板）の炭化物の粒度分布、焼鈍板のフェライト粒径を測定し、引張試験を実施した。焼鈍における保持が完了した後の鋼板については、炉冷により焼鈍温度から４００℃までの間を１００℃／ｈｒで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　冷間加工性の試験では、図２Ａに示すような直径１００ｍｍの円板を、図２Ｂに示すような直径６０ｍｍ、高さ２８ｍｍのカップ状に室温で成形し、割れの有無を評価した。割れが発生した場合には、冷間加工性が劣位である“Ｎｏ　Ｇｏｏｄ”の評点を付けた。一方、割れがない場合には、冷間加工性が優位である“Ｇｏｏｄ”の評点を付けた。なお、この評価方法は、前記の図１の試験方法とも同じであり、“○”は“Ｇｏｏｄ”と、“×”は“Ｎｏ　Ｇｏｏｄ”と同一である。
　また、鋼板Ｎｏ．Ｃ３、Ｃ４、Ｅ３、Ｈ３、Ｈ４、Ｌ３、Ｌ４、Ｎ３、Ｎ４、Ｚ３、Ｚ４、ＡＡ３、ＡＡ４、ＡＢ３、ＡＢ４、ＡＣ３、ＡＣ４、ＡＤ３、ＡＤ４、ＡＥ３、ＡＥ４、ＡＦ３、ＡＦ４、ＡＧ３、ＡＧ４、ＡＨ３、ＡＨ４、ＡＩ３、ＡＩ４、ＡＪ３、ＡＪ４、ＡＫ３、ＡＫ４、ＡＬ３、ＡＬ４、ＡＭ３、ＡＭ４において図６Ａ及び図６Ｂに示す板幅１５ｍｍ、板長１５０ｍｍの供試材の板長中心部を、周波数７８ＫＨｚにて常温より１００℃／ｓの加熱速度で昇温した後、９５０℃で１０秒保持し、すぐさま１００℃／ｓ以上の冷却速度で常温まで急冷して、高周波焼入試験を実施した。焼き入れ後の供試材の変形量について、図６Ｃ及び図６Ｄに示すように、板長方向からの反りθを測定することで評価した。なお、反りθが、３°未満であれば好ましく、１°未満であれば更に好ましい。
　加えて、焼き入れ後の供試材の旧オーステナイト粒径の分布を測定した。この旧オーステナイト粒径の分布の測定では、焼き入れ後の部材のミクロ組織を下記Ａ液にて現出し、その現出したミクロ組織をデジタル画像にて撮影後、画像解析により旧オーステナイトの平均粒径及び混粒指数を求めた。なお、Ａ液については、蒸留水１０００ｍｌに対し水酸化ナトリウム及びピクリン酸の所定量を混合して作製した。画像解析では、各旧オーステナイト粒の面積を測定した後、円相当直径を算出し、その各円相当直径の平均値を平均粒径とした。また、この平均粒径の０．５倍以下または２倍以上の粒径を有する結晶粒が占める面積を求め、この面積を観察視野の面積で除することにより得られた面積割合を混粒指数として決定した。図５には、得られた混粒指数と反り（変形量）θとの関係を示している。この図５に示すように、混粒指数が３０％を超えると、反り（変形量）θが３°以上になることが分かる。そのため、この混粒指数が３０％を超える場合に、焼き入れ後の変形量が大きく、焼き入れ安定性に劣ると判断した。なお、ミクロ組織の観察により、焼き入れ後の供試材のマルテンサイトの面積率が９５％以上であることを確認した。
　表４中の鋼板Ｎｏ．Ｃ０、Ｅ０、Ｈ０、Ｌ０、Ｎ０では、炭化物の平均径が０．４μｍ以下であり、この炭化物の平均径の１．５倍以上の大きさの炭化物の個数割合が３０％以下であり、炭化物の球状化率が９０％以上であり、平均フェライト粒径が１０μｍ以上であった。これら鋼板Ｎｏ．のいずれもが良好な加工性及び焼き入れ安定性を示した。
　表４中の鋼板Ｎｏ．Ａ０、Ｂ０、Ｄ０、Ｆ０、Ｇ０、Ｉ０、Ｊ０、Ｋ０、Ｍ０、Ｏ０では、鋼板の化学組成、炭化物の平均径（μｍ）、粗大な炭化物の個数割合（％）、炭化物の球状化率（％）、平均フェライト粒径（μｍ）の少なくとも１つの条件が十分でなかった。そのため、これら鋼板Ｎｏ．では、セメンタイトの集合体を起点とする割れ、セメンタイトを起点とする割れ、ＭｎＳを起点とする割れ、或いは、粒内割れ等によって冷間加工性が十分でなかった。
　表５の鋼板Ｎｏ．Ｃ１、Ｅ１、Ｈ１、Ｌ１、Ｎ１では、焼鈍時間が５ｈｒ未満であったため、炭化物の球状化率が９０％未満であり、セメンタイトを起点とした割れによって冷間加工性が十分でなかった。
　表６の鋼板Ｎｏ．Ｃ２、Ｅ２、Ｈ２、Ｌ２、Ｎ２では、冷延率が３０％を超えていたため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、歪の集中により割れたため冷間加工性が十分でなかった。
　表７～１２中の鋼板Ｎｏ．Ｃ３、Ｃ４、Ｅ３、Ｈ３、Ｌ４、Ｎ３、Ｚ３、Ｚ４、ＡＡ４、ＡＢ４、ＡＣ４、ＡＤ３、ＡＤ４、ＡＥ４、ＡＦ３、ＡＧ３、ＡＧ４、ＡＨ４、ＡＩ３、ＡＪ４、ＡＫ３、ＡＬ３、ＡＭ３、ＡＭ４は、冷間加工性に優れ、混粒指数が３０％以下で焼き入れ安定性に優れていた。
　鋼板Ｎｏ．Ｄ３、Ｄ４、Ｊ３、Ｊ４、Ｋ３、Ｋ４、Ｐ３、Ｐ４では、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｃｕのうちのいずれか一つの量が多かったため、冷間加工性が悪かった。
　鋼板Ｎｏ．Ｇ３、Ｇ４、Ｉ３、Ｉ４、Ｍ３、Ｍ４、Ｔ３、Ｔ４、Ｙ３、Ｙ４では、Ｍｎ、Ｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｚｒのうちのいずれか一つの量が多かったため、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ａ３、Ａ４では、Ｃの量が少なかったため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｂ３、Ｂ４では、Ｓｉの量が少なかったため、粗大な炭化物の個数割合が３０％よりも高くなり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｆ３、Ｆ４では、Ｍｎの量が少なかったため、平均炭化物径が０．４μｍよりも大きく、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｏ３、Ｏ４では、Ｃの量が多かったため、粗大な炭化物の個数割合及び炭化物の球状化率を適切に制御できず、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｑ３、Ｑ４、Ｒ３、Ｒ４、Ｓ３、Ｓ４、Ｕ３、Ｕ４、Ｖ３、Ｖ４、Ｗ３、Ｗ４、ＡＮ３、ＡＮ４では、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｏのうちのいずれか一つの量が多かったため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｘ３、Ｘ４では、Ｂの量が多かったため、粗大な炭化物の個数割合が３０％よりも高くなり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．ＡＪ３では、焼鈍温度が６５０℃未満であったため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｅ４では、焼鈍温度が７２０℃よりも高かったため、炭化物の球状化率が９０％未満であり、冷間加工性が劣位であった。
　鋼板Ｎｏ．ＡＡ３では、焼鈍温度が７２０℃よりも高かったため、炭化物の球状化率及び粗大な炭化物の個数割合を適切に制御できず、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．ＡＨ３及びＡＬ４では、焼鈍時間が５ｈｒよりも短かったため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｈ４では、焼鈍時間が４０ｈｒよりも長かったため、粗大な炭化物の個数割合が３０％よりも高くなり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．ＡＥ３及びＡＩ４では、捲き取り温度が４００℃未満であったため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．Ｌ３及びＮ４では、捲き取り温度が５８０℃を超えていたため、平均炭化物径、粗大な炭化物の個数割合、炭化物の球状化率を適切に制御できず、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．ＡＫ４では、冷延率が５％未満であったため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．ＡＣ３では、冷延率が５％未満であり、焼鈍時間が４０ｈｒよりも長かったため、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、粗大な炭化物の個数割合が３０％よりも高かった。そのため、この鋼板Ｎｏ．では、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　鋼板Ｎｏ．ＡＢ３及びＡＦ４では、冷延率が３０％を超えていたため、平均炭化物径または粗大な炭化物の個数割合を適切に制御できないことに加え、平均フェライト粒径が１０μｍ未満であり、冷間加工性及び焼き入れ安定性が十分でなかった。
　さらに、表１～３に示す鋼Ｎｏ．Ｈにおいて、仕上げ圧延後の空冷の時間を種々変化させて、種々の鋼板を得た。その結果、図７に示すように、仕上げ圧延後の空冷時間と、粗大な炭化物の個数割合との関係を得た。この図７から２秒以上の空冷を行うことにより、粗大な炭化物の個数割合を３０％以下に低減することができることが分かる。
　なお、図７に示される鋼板は、以下のような方法により製造された。１２２０℃にて５０ｍｉｎ鋼を保持後、９００℃で仕上げ圧延を終えるように、板厚２５０ｍｍより板厚３ｍｍまで熱間にて鋼を圧延した。仕上げ圧延直後、鋼を、各空冷時間だけ空冷し、４０℃／ｓの冷却速度で５５０℃まで冷却し、５００℃にて捲取ることにより熱延鋼板を作製した。各熱延鋼板を酸洗後、２８％の圧下率（冷延率）にて冷間圧延を施し、７００℃で２４ｈｒ焼鈍した。
　また、表１～３に示す鋼Ｎｏ．Ｈにおいて、冷間圧延時の圧下率（冷延率）を種々変化させて、種々の鋼板を得た。その結果、図８に示すように、冷延率と、ビッカース硬さとの関係を得た。
　なお、図８に示される鋼板は、以下のような方法により製造された。１２２０℃にて５０ｍｉｎ鋼を保持後、９２０℃で仕上げ圧延を終えるように、板厚２５０ｍｍより板厚８ｍｍまで熱間にて鋼を圧延した。仕上げ圧延直後、鋼を、３秒間空冷し、５０℃／ｓの冷却速度で５２０℃まで冷却し、４８０℃にて捲取ることにより熱延鋼板を作製した。各熱延鋼板を酸洗後、各圧下率（冷延率）で冷間圧延を施し、７００℃で２４ｈｒ焼鈍した。
　さらに、鋼板の化学組成が十分に調整された一部の鋼種について、表１３に、鋼板のミクロ組織と焼き入れ後の供試材のミクロ組織との間の関係を示す。この表１３において、鋼板Ｎｏ．Ｃ３、Ｃ４、Ｅ３、Ｈ３Ｌ４、Ｎ３、Ｚ３、Ｚ４、ＡＡ４、ＡＢ４、ＡＣ４、ＡＤ３、ＡＤ４、ＡＥ４、ＡＦ３、ＡＧ３、ＡＧ４、ＡＨ４、ＡＩ３、ＡＪ４、ＡＫ３、ＡＬ３、ＡＭ３、及び、ＡＭ４では、鋼板中の平均炭化物径、粗大な炭化物の個数割合、炭化物の球状化率、及び、平均フェライト粒径の全てが十分であり、混粒指数が３０％以下であった。また、これらの鋼板Ｎｏ．では、炭化物の平均径、粗大な炭化物の個数割合、炭化物の球状化率、平均フェライト粒径の少なくとも１つの条件が十分でなかった鋼板Ｎｏ．Ｈ４、Ｌ３、Ｎ４、ＡＡ３、ＡＢ３、ＡＣ３、ＡＥ３、ＡＦ４、ＡＨ３、ＡＩ４、ＡＪ３、ＡＫ４、及び、ＡＬ４に比べ、より高い面積率のマルテンサイトを得ることができた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　冷間加工性に優れた中炭素鋼板とその製造方法及び焼き入れ部材を提供することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．８０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．３％、
    Ｍｎ：０．３～２．０％、
    Ａｌ：０．００１～０．１０％、及び、
    Ｎ：０．００１～０．０１％
    を含有し、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．００２５％以下、
    Ｃｒ：１．５％以下、
    Ｂ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．５％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．５％以下、
    Ｔｉ：０．３％以下、
    Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｗ：０．５％以下、
    Ｔａ：０．５％以下、
    Ｎｉ：０．５％以下、
    Ｍｇ：０．００３％以下、
    Ｃａ：０．００３％以下、
    Ｙ：０．０３％以下、
    Ｚｒ：０．０３％以下、
    Ｌａ：０．０３％以下、
    Ｃｅ：０．０３％以下、
    Ｓｎ：０．０３％以下、
    Ｓｂ：０．０３％以下、及び、
    Ａｓ：０．０３％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の平均径が０．４μｍ以下であり、前記炭化物の平均径の１．５倍以上の大きさの炭化物の個数割合が前記炭化物の総数に対して３０％以下であり、前記炭化物の球状化率が９０％以上であり、平均フェライト粒径が１０μｍ以上であり、引張強さＴＳが５５０ＭＰａ以下であることを特徴とする中炭素鋼板。
  2. 　降伏比ＹＲが、６０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の中炭素鋼板。
  3. 　板厚が、１～１２．５ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の中炭素鋼板。
  4. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．８０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．３％、
    Ｍｎ：０．３～２．０％、
    Ａｌ：０．００１～０．１０％、及び、
    Ｎ：０．００１～０．０１％
    を含有し、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．００２５％以下、
    Ｃｒ：１．５％以下、
    Ｂ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．５％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．５％以下、
    Ｔｉ：０．３％以下、
    Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｗ：０．５％以下、
    Ｔａ：０．５％以下、
    Ｎｉ：０．５％以下、
    Ｍｇ：０．００３％以下、
    Ｃａ：０．００３％以下、
    Ｙ：０．０３％以下、
    Ｚｒ：０．０３％以下、
    Ｌａ：０．０３％以下、
    Ｃｅ：０．０３％以下、
    Ｓｎ：０．０３％以下、
    Ｓｂ：０．０３％以下、及び、
    Ａｓ：０．０３％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を、
    　鋳造し；
    　熱間圧延し； 
    　前記熱間圧延の終了直後から２～１０秒間空冷し；
    　前記空冷終了の温度から４８０～６００℃の温度範囲まで１０～８０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し；
    　４００℃～５８０℃の温度領域で捲き取り；
    　５％以上かつ３０％未満の冷延率で冷延し； 
    　６５０～７２０℃の温度範囲で５～４０ｈｒ焼鈍する；
    ことを特徴とする中炭素鋼板の製造方法。
  5. 　前記捲き取り後の前記鋼に含まれるパーライト中のセメンタイトの平均ラメラー厚さが０．０２～０．５μｍであることを特徴とする請求項４に記載の中炭素鋼板。
     
  6. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．８０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．３％、
    Ｍｎ：０．３～２．０％、
    Ａｌ：０．００１～０．１０％、及び、
    Ｎ：０．００１～０．０１％
    を含有し、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．００２５％以下、
    Ｃｒ：１．５％以下、
    Ｂ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．５％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．５％以下、
    Ｔｉ：０．３％以下、
    Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｗ：０．５％以下、
    Ｔａ：０．５％以下、
    Ｎｉ：０．５％以下、
    Ｍｇ：０．００３％以下、
    Ｃａ：０．００３％以下、
    Ｙ：０．０３％以下、
    Ｚｒ：０．０３％以下、
    Ｌａ：０．０３％以下、
    Ｃｅ：０．０３％以下、
    Ｓｎ：０．０３％以下、
    Ｓｂ：０．０３％以下、及び、
    Ａｓ：０．０３％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　旧オーステナイト粒の平均粒径の０．５倍以下または２倍以上の粒径を有する旧オーステナイト粒の占める面積割合が３０％以下である
    ことを特徴とする焼き入れ部材。
  7. 　マルテンサイトの面積率が９５％以上であることを特徴とする請求項６に記載の焼き入れ部材。
  8. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の中炭素鋼板を部材に冷間加工し；
    　前記部材をＡｃ３変態点よりも高い温度に加熱し；
    　前記部材を冷却する
    ことを特徴とする焼き入れ部材の製造方法。
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