WO2015004902A1 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高炭素熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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友佳 宮本
崇 小林
力 上
勇人 齋藤
金晴 奥田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-carbon hot-rolled steel sheet excellent in hardenability and workability and a method for producing the same, and in particular, a high-carbon hot-rolled steel sheet to which B is added, It relates to the manufacturing method.
  • Patent Document 1 as a steel component, C: 0.1 to 1.2%, Si: 0.01 to 2.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.04% or less (including 0%), S: 0.0005 to 0.05%, Al: 0.2% or less, Te: 0.0005 to 0.05%, and Se: 0.0005 to 0.00.
  • One or two of 05%, N: 0.0005 to 0.03%, and the total content of S and one or two of Te and Se is 0.005% to 0.05% steel, the balance being Fe and inevitable impurities, consisting mainly of ferrite and pearlite, the ferrite grain size number specified in JIS G 0552 being 11 or more
  • Disclosed is a structural steel having excellent cold workability and low decarburization characteristics.
  • Patent Document 1 in addition to the above steel components, Sb: 0.001 to 0.05%, Cr: 0.2 to 2.0%, Mo: 0.1 to 1.0%, Ni : 0.3 to 1.5%, Cu: 1.0% or less, B: 0.005% or less, or one or more of them, Ti: 0.002% to 0.05%, Nb: 0 0.005 to 0.1%, V: 0.03 to 0.3%, one or more, Mg: 0.0002 to 0.01%, Zr: 0.0001 to 0.01%, A mechanical structural steel containing one or more of Ca: 0.0002 to 0.008% is disclosed.
  • the steel of the said component composition is hot rough-rolled in the temperature range of 850 degreeC or more and 1000 degrees C or less, and after finish rolling in the temperature range of 700 degreeC or more and 1000 degrees C or less, 500 degreeC or more and 700 degrees C or less Is cooled at a cooling rate in the range of 0.1 ° C./second to less than 5 ° C./second, immediately held at a furnace atmosphere temperature of 650 ° C. to 750 ° C. for 15 minutes to 90 minutes, and then allowed to cool.
  • a method for producing a steel for machine structure excellent in cold workability and low decarburization characteristics is disclosed.
  • Patent Document 2 as steel components, C%: 0.2 to 0.35%, Si: 0.03 to 0.3%, Mn: 0.15 to 1.2%, Cr: 0% by mass 0.02-1.2%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, Mo: 0.2% or less, Ti: 0.01-0.10%, B: 0.0005-0 .0050%, and contains at least 0.0003 to 0.5% of Sn, Sb, Bi, and Se, or in addition to the above steel components, Ce: 0.05% or less, Ca : 0.05% or less, Zr: 0.05% or less, Mg: High carbon excellent in workability, hardenability, weldability, carburization resistance and decarburization resistance, containing one or more of 0.05% or less A steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses that when hot-rolling steel having the above composition, the finishing temperature is Ar3 + 10 ° C. to Ar3 + 50 ° C., the coiling temperature is in the range of 550 ° C. to 700 ° C., and then pickling is performed. Disclosed is a method for producing a high carbon steel sheet that is excellent in workability, hardenability, weldability, carburization resistance and decarburization resistance.
  • Patent Document 3 in mass%, C: 0.15 to 0.37%, Si: 1% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less , Sol.Al: 0.1% or less, N: 0.0005 to 0.0050%, B: 0.0010 to 0.0050%, and at least one of Sb and Sn: 0.003 to 0 in total .10% and satisfying the relationship of 0.50 ⁇ (14 [B]) / (10.8 [N]), with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, A high-carbon hot-rolled steel sheet comprising a cementite and having a microstructure in which an average grain size of the ferrite phase is 10 ⁇ m or less and a spheroidization ratio of the cementite is 90% or more; provided that [B], [N ] Represents the contents (mass%) of B and N, respectively.
  • Patent Document 3 in addition to the above composition, at least one of Ti, Nb, and V: 0.1% or less in total, or at least one of Ni, Cr, and Mo: 1 in total
  • Patent Document 3 discloses that a steel having the above composition is hot-rolled at a finishing temperature not lower than the Ar3 transformation point, cooled to a cooling stop temperature of 550 to 650 ° C. within 10 s, and wound at 500 to 650 ° C.
  • a method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet is disclosed, characterized by performing spheroidizing annealing of cementite in a temperature range of 640 ° C.
  • Patent Document 3 discloses that steel having the above composition is hot-rolled at a finishing temperature equal to or higher than the Ar3 transformation point, and then from 450 ° C. to 600 ° C. at an average cooling rate of 50 ° C./s or higher from a temperature of 650 ° C. or higher.
  • a method for producing a high carbon hot-rolled steel sheet is disclosed, characterized in that it is rolled up within 3 s after cooling to the cooling stop temperature of the steel, pickled, and then subjected to spheroidizing annealing of cementite in a temperature range of 640 ° C. or higher and Ac1 transformation point or lower. Has been.
  • the hardenability is improved by elements such as Mn, P, B, Cr, Mo and Ni.
  • elements such as Mn, P, and B are described as elements that improve hardenability.
  • the high carbon hot rolled steel sheet is required to have relatively low hardness and high elongation.
  • a high carbon hot rolled steel sheet that can be integrally formed with a cold press for automotive parts that have conventionally been manufactured in multiple processes such as hot forging, cutting, and welding has a hardness of Rockwell hardness HRB. Therefore, characteristics such as 83 or less and total elongation El of 30% or more are required.
  • excellent hardenability is desired for the high carbon hot-rolled steel sheet having good workability as described above. For example, it is desired to obtain a Vickers hardness exceeding HV620 after water quenching.
  • characteristics such as a hardness of 75 or less in Rockwell hardness HRB and a total elongation El of 38% or more are desired.
  • hardenability it is desired to obtain a Vickers hardness of HV440 or higher after water quenching instead of the above-described Vickers hardness exceeding HV620.
  • elements such as Mn, P, B, Cr, Mo and Ni are used as described above.
  • Mn and the like improve the hardenability, but increase the strength of the hot-rolled steel sheet itself by solid solution strengthening and increase the hardness.
  • B is an element that can ensure hardenability at low cost without greatly increasing the hardness of the high-carbon hot-rolled steel sheet before quenching.
  • the hardness and ductility after spheroidizing annealing may vary, and if the finishing temperature of hot rolling is particularly high, sufficient ductility may not be obtained.
  • the present invention solves the above-mentioned problems, uses steel added with B as a raw material, and even if annealing is performed in a nitrogen atmosphere, stable and excellent hardenability can be obtained.
  • High carbon hot-rolled steel sheet having excellent workability such as 83 or less and total elongation El of 30% or more and its manufacturing method, or high carbon having excellent workability such as HRB of 75 or less and total elongation El of 38% or more It aims at providing a hot-rolled steel plate and its manufacturing method.
  • the present inventors made Mn content 0.50% or less and a relatively low amount of Mn, and hereby examined the relationship between the manufacturing conditions and workability of the high carbon hot rolled steel sheet to which B was added, hardenability, The following findings were obtained.
  • the cementite density in the ferrite grains greatly affects the hardness and total elongation (hereinafter, also simply referred to as elongation) of the high carbon hot rolled steel sheet before quenching.
  • the cementite density in the ferrite grains needs to be 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the cementite density in the ferrite grains should be It is necessary to set it to 0.10 piece / micrometer ⁇ 2 > or less. ii)
  • the finishing temperature in hot rolling greatly affects the cementite density in the ferrite grains. If the finishing temperature is too high, it is difficult to reduce the cementite density after spheroidizing annealing.
  • nitrogen in the atmosphere is nitrogend and concentrated in the steel sheet, and combined with B in the steel sheet to generate BN, so the amount of solute B in the steel sheet is greatly reduced.
  • the nitrogen atmosphere is an atmosphere containing 90% by volume or more of nitrogen.
  • the finishing temperature in hot rolling tends to be lower at the end of the sheet width
  • the following knowledge was obtained as a result of investigating and examining the characteristics in the sheet width direction.
  • the finishing temperature is likely to be lower than that of the center portion of the plate width, and as a result, the elongation is reduced and the workability is deteriorated, and the hardness and elongation after annealing are likely to vary in the width direction.
  • finish rolling such a variation can be suppressed by raising the temperature of the edge portion of the sheet using an edge heater.
  • the variation in Rockwell hardness HRB in the steel plate width direction is 4 or less in HRB.
  • the variation of the elongation El can be 3% or less in El.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the C content is% by mass and C: 0.20% or more and 0.40% or less, it consists of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less. It has a microstructure and is hard There 65 exceeds 75 or less in HRB, hardenability and high carbon hot-rolled steel sheet having excellent workability, wherein the total elongation is 38% or more.
  • the C content is% by mass, C: more than 0.40% and 0.53% or less, composed of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the high-carbon hot-rolled steel sheet having a hard structure and excellent workability as described in [1] above, having a microstructure of HRB of 65 to 83 in terms of HRB and a total elongation of 30% or more .
  • the C content is% by mass, C: 0.20% or more and 0.40% or less, composed of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the high carbon hot-rolled steel sheet having a hard structure and workability as described in [1] above, having a microstructure of HRB of 65 to 75 or less in HRB and a total elongation of 38% or more .
  • C content of the steel is mass%, C: 0.40% if: ultra 0.53%, made of ferrite and cementite, have microstructure cementite density of 0.15 cells / [mu] m 2 or less in the ferrite grains, 65 exceeds 83 less hardness in HRB, total High carbon hot rolled steel with elongation of 30% or more A plate is manufactured, and when the C content of the steel is% by mass and C: 0.20% or more and 0.40% or less, the steel is composed of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0.10 pieces.
  • It has a microstructure that is less than / ⁇ m 2 , has a hardness of 65 to 75 in HRB and a high carbon hot rolled steel sheet having a total elongation of 38% or more.
  • a method for producing an excellent high carbon hot-rolled steel sheet is
  • the steel has a C content of mass%, and C: more than 0.40% and 0.53% or less, comprising ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0 Quenching according to the above [6], which produces a high-carbon hot-rolled steel sheet having a microstructure of 15 pieces / ⁇ m 2 or less, a hardness of 65 to 83 in HRB, and a total elongation of 30% or more. Of high carbon hot-rolled steel sheet excellent in workability and workability.
  • the steel has a C content of mass%, and C: 0.20% or more and 0.40% or less, and is composed of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0. Quenching according to the above [6], which produces a high-carbon hot-rolled steel sheet having a microstructure of 10 pieces / ⁇ m 2 or less, a hardness of 65 to 75 or less, and a total elongation of 38% or more. Of high carbon hot-rolled steel sheet excellent in workability and workability.
  • a high carbon hot-rolled steel sheet having excellent hardenability and cold workability (workability) can be produced.
  • the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is suitable for automotive parts such as gears, transmissions, seat recliners, and hubs that require cold workability on the raw steel sheet. Furthermore, since uniform characteristics can be obtained over the entire width of the steel sheet, it is also preferable from the viewpoint of improving the yield of the raw steel sheet.
  • % which is a unit of component content, means “% by mass” unless otherwise specified.
  • Composition C 0.20% or more and 0.53% or less C is an important element for obtaining strength after quenching.
  • the hardness is 83 or less in HRB and the total elongation (El) is 30% or more
  • the hardness after water quenching is over HV620.
  • the amount of C is 0.40% or less, the hardness after water quenching cannot be more than HV620 due to the heat treatment after forming the part.
  • the C content exceeds 0.40%. There is a need to.
  • the C content is more than 0.40% and 0.53% or less.
  • the C content is preferably 0.51% or less.
  • the C content is preferably 0.45% or more. In this case, the preferable range of C content is 0.45% or more and 0.51% or less.
  • C is an important element for obtaining strength after quenching.
  • properties such as Rockwell hardness HRB of 75 or less and total elongation El of 38% or more are required, Vickers hardness of HV440 or more is desired after water quenching. If the amount of C is less than 0.20%, HV440 or more cannot be obtained in the hardness after water quenching by the heat treatment after forming the part. For this reason, when the hardness is 75 or less in HRB and the total elongation El is 38% or more, the hardness after water quenching is HV440 or more, so the C amount needs to be 0.20% or more. There is.
  • the amount of C exceeds 0.40%, it becomes hard and the toughness and cold workability deteriorate, and the hardness cannot be stably obtained with HRB of 75 or less and total elongation of 38% or more. Therefore, when the hardness is 75 or less in HRB and the total elongation El is 38% or more, the C amount is 0.20% or more and 0.40% or less.
  • the C content is preferably 0.26% or more, and when the C content is 0.32% or more, HV440 or more can be stably obtained with water quenching hardness. Therefore, it is more preferable.
  • the C content range is 0.20% to 0.53%.
  • the C content is more than 0.40% and 0.53% or less.
  • the C content is 0.20% or more and 0.40% or less.
  • Si 0.10% or less
  • Si is an element that increases the strength by solid solution strengthening. As the Si content increases, the steel sheet becomes hard and cold workability deteriorates, so the Si content is 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less. Since Si reduces cold workability, the smaller the amount of Si, the better. On the other hand, if Si is excessively reduced, the refining cost increases, so the Si content is preferably 0.005% or more.
  • Mn 0.50% or less
  • Mn is an element that improves hardenability, it is also an element that increases strength by solid solution strengthening. If the amount of Mn exceeds 0.50%, the steel sheet becomes too hard and cold workability is lowered. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 0.50%, a band structure due to segregation of Mn develops and the steel structure becomes non-uniform, so that variations in hardness and elongation tend to increase. Therefore, the amount of Mn is 0.50% or less. Preferably, the amount of Mn is 0.45% or less, more preferably 0.40% or less. The lower limit is not specified. In the solution treatment at the time of quenching, the Mn content is preferably 0.20% or more in order to suppress the precipitation of graphite and dissolve the total amount of C in the steel sheet to obtain a predetermined quenching hardness.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that increases the strength by solid solution strengthening. If the P content exceeds 0.03%, the steel sheet becomes too hard and cold workability is lowered, and grain boundary embrittlement is caused and the toughness after quenching is deteriorated. Therefore, the P content is 0.03% or less. In order to obtain excellent toughness after quenching, the P content is preferably 0.02% or less. P decreases the cold workability and toughness after quenching, so the smaller the amount of P, the better. On the other hand, if P is reduced excessively, the refining cost increases, so the amount of P is preferably 0.005% or more.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that has to be reduced in order to form sulfides and to reduce the cold workability of the high carbon hot-rolled steel sheet and the toughness after quenching.
  • the S amount is 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less. Since S decreases cold workability and toughness after quenching, the smaller the amount of S, the better.
  • the amount of S is preferably 0.0005% or more.
  • sol. Al 0.10% or less sol.
  • the amount of Al is 0.10% or less.
  • sol. The Al content is 0.06% or less. Note that sol. Al has a deoxidizing effect, and in order to sufficiently deoxidize, Al is preferably 0.005% or more.
  • N 0.0050% or less
  • the amount of N exceeds 0.0050%
  • the austenite grains become too fine during heating in the quenching process due to the formation of BN and AlN.
  • the formation of a ferrite phase is promoted during cooling in the quenching process, the hardness after quenching is reduced, and the toughness after quenching is reduced. Therefore, the N content is 0.0050% or less.
  • N is an element that forms BN and AlN, thereby appropriately suppressing the growth of austenite grains during heating in the quenching process and improving the toughness after quenching. 0005% or more is preferable.
  • B 0.0005% or more and 0.0050% or less B is an important element that enhances hardenability.
  • the amount of B is preferably 0.0010% or more.
  • the amount of B exceeds 0.0050%, the recrystallization of austenite after finish rolling is delayed. As a result, the texture of the hot-rolled steel sheet develops, and the anisotropy of the steel sheet after annealing is increased. growing. Thus, when the anisotropy of the steel sheet after annealing increases, earring tends to occur in the drawing.
  • the amount of B needs to be 0.0050% or less.
  • the amount of B is 0.0035% or less. Therefore, the B amount is set to 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • the amount of B is 0.0010% or more and 0.0035% or less.
  • Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se total 0.002% or more and 0.030% or less.
  • Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are important for suppressing nitriding from the surface layer. It is an element. When the total amount of these elements is less than 0.002%, a sufficient effect is not recognized. For this reason, 1 or more types of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are contained, and the minimum of the total amount of these elements shall be 0.002%. Preferably, the lower limit of the total amount of these elements is 0.005%. On the other hand, even if these elements are added in a total content exceeding 0.030%, the effect of preventing nitriding is saturated.
  • the total content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se is 0.030% as an upper limit.
  • the total content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se is 0.020% or less. Therefore, one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are contained, and the total content of these elements is 0.002% or more and 0.030% or less.
  • the total content of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, Se is 0.005% or more and 0.020% or less.
  • At least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se is made 0.002% to 0.030% in total.
  • solid solution B can be secured in the steel sheet after annealing.
  • ⁇ (solid solution B amount) / (addition B amount) ⁇ ⁇ 100 (%) which is the ratio of the solid solution B amount in the steel sheet to the added B amount, can be set to 70 (%) or more.
  • the added B amount is the B content in the steel.
  • the balance is Fe and inevitable impurities, but in order to further improve the hardenability, at least one of Ni, Cr, and Mo can be contained in a total amount of 0.50% or less. That is, at least one of Ni, Cr, and Mo can be contained, and the total content of Ni, Cr, and Mo can be 0.50% or less. Since Ni, Cr, and Mo are expensive, the total content is preferably 0.20% or less in order to suppress high costs. In order to obtain the effects described above, the total content of Ni, Cr, and Mo is preferably set to 0.01% or more.
  • Microstructure in order to improve the cold workability, it is necessary to spheroidize the cementite after hot rolling to obtain a microstructure composed of ferrite and cementite.
  • the cementite density in the ferrite grains is set to 0.15 / hr in order that the hardness is 83 or less in HRB and the total elongation is 30% or more. It is necessary to make it ⁇ m 2 or less.
  • the cementite density in the ferrite grains is set to 0.10. Pieces / ⁇ m 2 or less.
  • Cementite density in ferrite grains C content of 0.15 / ⁇ m 2 or less when C content is more than 0.40% and 0.53% or less, C content is C: 0.20% or more and 0.40 In the case of% or less, 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less
  • the steel sheet of the present invention comprises ferrite and cementite. If the cementite density in the ferrite grains is high, it becomes hard due to dispersion strengthening and the elongation decreases. When the C content is more than 0.40% and 0.53% or less, in order to obtain a hardness of 83 or less in HRB and a total elongation of 30% or more, the cementite density in the grains is 0.15 / ⁇ m. Must be 2 or less.
  • the cementite density in the ferrite grains may be 0 / ⁇ m 2 .
  • the cementite diameter present in the ferrite grains is about 0.15 to 1.8 ⁇ m as the major axis, which is an effective size for precipitation strengthening of the steel sheet. For this reason, in the steel plate of the present invention, the strength can be reduced by reducing the cementite density in the grains.
  • the cementite density in the ferrite grain is defined as 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the cementite density in the ferrite grains is set to 0.10.
  • Pieces / ⁇ m 2 or less Preferably it is 0.08 piece / micrometer ⁇ 2 > or less, More preferably, it is 0.06 piece / micrometer ⁇ 2 > or less.
  • the cementite density in the ferrite grains may be 0 / ⁇ m 2 . It should be noted that the cementite diameter present in the ferrite grains is about 0.15 to 1.8 ⁇ m in the major axis, and is an effective size for precipitation strengthening of the steel sheet.
  • the strength is reduced by reducing the cementite density in the grains. be able to. Since cementite at the ferrite grain boundary hardly contributes to dispersion strengthening, the cementite density in the ferrite grain is defined as 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the volume fraction of cementite is about 5.9% to 8.0% or less when the C content is C: more than 0.40% and 0.53% or less, and the C content is 0.20% or more and 0.0. In the case of 40% or less, it is approximately 2.5% or more and 5.9% or less.
  • the effect of the present invention is not impaired if the total volume ratio of the remaining structure is about 5% or less. Therefore, the remaining structure such as pearlite may be contained if the total volume ratio is 5% or less.
  • the hardness of a steel plate shall be over HRB65. Furthermore, in order to improve the yield of the steel plate as a product, it is preferable that the HRB hardness variation is 4 or less and the elongation variation is 3% or less over the entire width of the steel plate.
  • the variation in HRB hardness is the difference between the maximum value and the minimum value of HRB in the sheet width direction of the steel sheet.
  • the variation in elongation is the difference between the maximum value and the minimum value of the total elongation in the sheet width direction of the steel sheet.
  • the water quenching process is, for example, a process of heating to approximately 850 to 1050 ° C., holding for approximately 0.1 to 600 seconds, and immediately cooling with water.
  • the oil quenching process is, for example, a process of heating to approximately 800 to 1050 ° C., holding for approximately 60 to 3600 seconds, and immediately cooling with oil.
  • the hardness of the steel sheet is HRB 83 or less and El is 30% or more, as an excellent hardenability, for example, by performing a water quenching process of holding at 870 ° C.
  • HV Vickers hardness
  • the microstructure after the water quenching process or the oil quenching process is a martensite single phase structure or a mixed structure of martensite phase and bainite phase.
  • the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is made of steel having the above composition, and after hot rough rolling, finish rolling is performed at a finish temperature of Ar3 transformation point or higher (Ar3 transformation point + 90 ° C) or lower.
  • a hot-rolled steel sheet having a desired thickness is obtained by hot rolling and is wound at a winding temperature of 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower and then annealed at an Ac1 transformation point or lower.
  • the rolling reduction in finish rolling is preferably 85% or more.
  • the difference between the finishing temperature at the center of the sheet width of the steel sheet and the finishing temperature at a position 10 mm from the end of the sheet width may be within 40 ° C. Further preferred.
  • the reason for limitation in the manufacturing method of the high carbon hot-rolled steel sheet of the present invention will be described.
  • Finishing temperature Ar3 transformation point or higher (Ar3 transformation point + 90 ° C) or lower
  • the cementite density in the ferrite grains after annealing is 0.15 / ⁇ m.
  • the C content is 0.20% or more and 0.40% or less, in order to reduce the cementite density in the ferrite grains to 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less after annealing, the microparticles containing pearlite and proeutectoid ferrite are used.
  • the finishing temperature in hot rolling exceeds (Ar3 transformation point + 90 ° C.)
  • the proportion of pro-eutectoid ferrite decreases, and a predetermined cementite density cannot be obtained after annealing. That is, when the C content of the steel is more than 0.40% and 0.53% or less, the cementite density in the ferrite grains is 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less, and the C content of the steel is 0.20% or more and 0.40. % Or less, the cementite density in the ferrite grains: 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less cannot be obtained.
  • finishing temperature shall be below (Ar3 transformation point +90 degreeC).
  • the finishing temperature is preferably set to (Ar3 transformation point + 70 ° C.) or lower. More preferably, it is less than 850 ° C. or (Ar 3 transformation point + 50 ° C.).
  • the finishing temperature is less than the Ar3 transformation point, coarse ferrite grains are formed after hot rolling and after annealing, and the elongation is significantly reduced. For this reason, finishing temperature shall be more than Ar3 transformation point.
  • regulated here is the temperature of the steel plate surface in the position of the sheet width center part when finishing rolling is completed.
  • Winding temperature 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling is cooled and wound into a coil shape at a winding temperature of 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. If the coiling temperature is too high, the strength of the hot-rolled steel sheet becomes too low, and when it is wound into a coil shape, it may be deformed by its own weight. Therefore, the upper limit of the coiling temperature is set to 700 ° C. On the other hand, when the coiling temperature is too low, the hot-rolled steel sheet is hardened, which is not preferable. Therefore, the lower limit of the coiling temperature is set to 500 ° C.
  • Annealing temperature Ac1 transformation point or less
  • an annealing temperature shall be below Ac1 transformation point.
  • the annealing temperature is preferably 600 ° C. or higher, more preferably 700 ° C. or higher, in order to obtain a predetermined cementite density in the grains.
  • the atmospheric gas for annealing any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used.
  • the atmosphere gas at the time of annealing may be any of the above gases, but a gas containing 90% by volume or more of nitrogen is preferable from the viewpoint of cost and safety.
  • the annealing time is preferably 0.5 to 40 hours. When the annealing time is less than 0.5 hour, the effect of annealing is poor, the target structure is difficult to obtain, and the target hardness and elongation of the steel sheet are difficult to obtain. More preferably, it is 10 hours or more. When the annealing time exceeds 40 hours, the productivity is lowered and the manufacturing cost becomes excessive. Therefore, the annealing time is preferably 40 hours or less.
  • both a converter and an electric furnace can be used. Further, the high carbon steel thus melted is made into a slab by ingot-bundling rolling or continuous casting.
  • the slab is usually heated and then hot rolled.
  • the slab heating temperature is preferably 1280 ° C. or lower in order to avoid deterioration of the surface state due to the scale.
  • the material to be rolled may be heated by a heating means such as a sheet bar heater during hot rolling.
  • an edge heater in the finish rolling.
  • the finishing temperature tends to be lower in the vicinity of the plate width end portion (also referred to as an edge) than in the plate width central portion. For this reason, at the time of finish rolling, it is preferable to raise the temperature of the edge portion of the plate using an edge heater.
  • the plate width edge vicinity part of the steel plate of the range of 10 mm from the plate width edge part to the plate width center part is hardly used as a product.
  • the range from the center of the plate width to 10 mm from the edge is finished at the Ar3 transformation point or more. It is preferable to be rolled.
  • the 10 mm position from the end of the plate width is a position of 10 mm from the end of the plate width toward the center of the plate width.
  • the difference between the finish temperature at the center of the plate width of the steel plate and the finish temperature at the 10 mm position from the end of the plate width is within 40 ° C. It is preferable. More preferably, it is within 20 ° C.
  • the difference between the finishing temperature at the center of the plate width and the finishing temperature at the 10 mm position from the end of the plate width was set to be within 40 ° C.
  • the hot-rolled annealed plate thus produced was examined for microstructure, hardness, elongation, and quenching hardness. The results are shown in Table 2 (Table 2-1 and Table 2-2).
  • the Ar3 transformation point and Ac1 transformation point shown in Table 1 are obtained from thermal expansion curves.
  • the C content of the steel used in Example 1 was in the range of more than 0.40% and 0.53% or less.
  • HRB Hardness of steel plate after annealing
  • samples were taken at 40 mm intervals from the end of the plate width at the full width of the steel plate after annealing, and each sample was measured at five points using a Rockwell hardness meter (B scale) in the same manner as described above. The average value was obtained. And the highest value and the lowest value were calculated
  • JIS No. 5 tensile test specimens were collected in the direction of 0 ° (L direction) with respect to the rolling direction at intervals of 40 mm from the end of the sheet width at the full width of the steel sheet after annealing. Elongation was calculated
  • Microstructure of the steel sheet after annealing is obtained by cutting a sample taken from the center of the plate width, polishing the cut surface (thickness cross section in the rolling direction), applying nital corrosion, and using a scanning electron microscope Tissue photographs were taken at a magnification of 3000 times at five locations at 1/4 positions of thickness. Using the photographed structure photograph, the number of cementite having a major axis of 0.15 ⁇ m or more that was not on the grain boundary was measured, and this number was divided by the area of the field of view of the photograph to determine the cementite density in the grain.
  • the amount of nitrogen in the surface layer of 150 ⁇ m is the amount of nitrogen contained in the range from the steel plate surface to the depth of 150 ⁇ m in the plate thickness direction. Further, the amount of nitrogen in the surface layer of 150 ⁇ m was determined as follows.
  • Cutting was started from the surface of the collected steel plate, the steel plate was cut to a depth of 150 ⁇ m from the surface, and chips generated at this time were collected as samples.
  • the amount of N in this sample was measured, and the amount of nitrogen in the surface layer was 150 ⁇ m.
  • the amount of nitrogen at the surface layer of 150 ⁇ m and the average amount of N in the steel sheet were determined by measuring each amount of N by an inert gas transportation fusion-thermal conductivity method. If the difference between the nitrogen content of the surface layer 150 ⁇ m thus obtained (the nitrogen content in the range from the surface to a depth of 150 ⁇ m from the surface) and the average N content in the steel sheet (N content in the steel) is 30 mass ppm or less. It can be evaluated that the nitrification can be suppressed.
  • Solid solution B amount / added B amount The solid solution B amount was obtained by extracting BN in the steel sheet with 10 (volume%) Br methanol by using a sample taken from the center of the sheet width after annealing. The amount of B added was measured, and the total amount of B added, that is, the amount of B forming BN was subtracted from the B content in the steel. The solid solution B amount / added B amount, which is the ratio of the solid solution B amount thus determined and the added B amount (B content), was determined. If ⁇ solid solution B amount (mass%) / added B amount (mass%) ⁇ ⁇ 100 (%) is 70 (%) or more, it can be evaluated that the decrease in the solid solution B amount can be suppressed.
  • Steel plate hardness after quenching (quenching hardness) A flat plate test piece (width 15 mm x length 40 mm x plate thickness 4 mm) is sampled from the center of the width of the steel sheet after annealing, and subjected to quenching treatment by two methods of water cooling and oil cooling at 120 ° C as follows.
  • the steel sheet hardness (quenching hardness) after quenching was determined by each method. That is, the quenching treatment is a method in which the flat plate test piece is used and held at 870 ° C. for 30 s and immediately water-cooled (water cooling), and held at 870 ° C. for 30 s and immediately cooled with 120 ° C. oil (120 ° C. oil-cooled). It carried out in.
  • the hardness of the cut surface of the test piece after the quenching treatment was measured with a Vickers hardness tester under the condition of a load of 1 kgf to obtain an average hardness, which was defined as the quenching hardness.
  • the quenching hardness was determined to be acceptable ( ⁇ ) when the conditions shown in Table 3 were satisfied after water cooling and after 120 ° C. oil cooling, and evaluated as excellent in quenchability.
  • ⁇ the hardness after water cooling and the hardness after 120 ° C. oil cooling
  • Table 3 shows the quenching hardness according to the C content that can be evaluated as having sufficient quenchability from experience.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention example is composed of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less. It can be seen that it has a certain microstructure. In addition, it can be seen that the hot-rolled steel sheet of the present invention has an HRB of 83 or less and a total elongation of 30% or more, and is excellent in cold workability and hardenability.
  • H4 is small in both HRB hardness variation and total elongation variation in the plate width direction.
  • the HRB hardness variation is 4 or less, and the total elongation variation is 3% or less.
  • Sample No. H5 in which the edge heater was not used the difference between the finishing temperature at the center of the plate width and the finishing temperature at a position 10 mm from the end of the plate width was 50 ° C.
  • the difference between the finishing temperature at the center of the plate width and the finishing temperature at the 10 mm position from the end of the plate width was set to be within 40 ° C.
  • the hot-rolled annealed plate thus produced was examined for the microstructure, hardness, elongation, and quenching hardness in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 5 (Tables 5-1 and 5-2).
  • the Ar3 transformation point and Ac1 transformation point shown in Table 4 are obtained from thermal expansion curves.
  • the C content of the steel used in Example 2 was in the range of 0.20% to 0.40%.
  • HRB Hardness of steel plate after annealing
  • samples were taken at 40 mm intervals from the end of the plate width at the full width of the steel plate after annealing, and each sample was measured at five points using a Rockwell hardness meter (B scale) in the same manner as described above. The average value was obtained. And the highest value and the lowest value were calculated
  • JIS No. 5 tensile test specimens were collected in the direction of 0 ° (L direction) with respect to the rolling direction at intervals of 40 mm from the end of the sheet width at the full width of the steel sheet after annealing. Elongation was calculated
  • Microstructure of the steel sheet after annealing is obtained by cutting a sample taken from the center of the plate width, polishing the cut surface (thickness cross section in the rolling direction), applying nital corrosion, and using a scanning electron microscope Tissue photographs were taken at a magnification of 3000 times at five locations at 1/4 positions of thickness. Using the photographed structure photograph, the number of cementite having a major axis of 0.15 ⁇ m or more that was not on the grain boundary was measured, and this number was divided by the area of the field of view of the photograph to determine the cementite density in the grain.
  • Example 2 For the steel plate after annealing, as in Example 1, the difference between the nitrogen amount of the surface layer of 150 ⁇ m and the average N amount in the steel plate, (solid solution B amount) / (addition B amount) was obtained. The results are shown in Table 5 (Tables 5-1 and 5-2).
  • the amount of nitrogen in the surface layer of 150 ⁇ m is the amount of nitrogen contained in the range from the steel plate surface to the depth of 150 ⁇ m in the plate thickness direction. Further, the amount of nitrogen in the surface layer of 150 ⁇ m was determined as follows.
  • Cutting was started from the surface of the collected steel plate, the steel plate was cut to a depth of 150 ⁇ m from the surface, and chips generated at this time were collected as a sample.
  • the amount of N in this sample was measured, and the amount of nitrogen in the surface layer was 150 ⁇ m.
  • the amount of nitrogen in the surface layer of 150 ⁇ m and the average amount of N in the steel sheet were determined by measuring each amount of N by an inert gas melting-thermal conductivity method. If the difference between the nitrogen content of the surface layer 150 ⁇ m thus obtained (the nitrogen content in the range from the surface to a depth of 150 ⁇ m from the surface) and the average N content in the steel sheet (N content in the steel) is 30 mass ppm or less. It can be evaluated that the nitrification can be suppressed.
  • Solid solution B amount / added B amount The solid solution B amount was obtained by extracting BN in the steel sheet with 10 (volume%) Br methanol by using a sample taken from the center of the sheet width after annealing. The amount of B added was measured, and the total amount of B added, that is, the amount of B forming BN was subtracted from the B content in the steel. The solid solution B amount / added B amount, which is the ratio of the solid solution B amount thus determined and the added B amount (B content), was determined. If ⁇ solid solution B amount (mass%) / added B amount (mass%) ⁇ ⁇ 100 (%) is 70 (%) or more, it can be evaluated that the decrease in the solid solution B amount can be suppressed.
  • the quenching hardness was determined to be acceptable ( ⁇ ) when the conditions shown in Table 6 were satisfied after water cooling and after 120 ° C. oil cooling, and were evaluated as having excellent hardenability. Moreover, when any of the hardness after water cooling and the hardness after 120 ° C. oil cooling did not satisfy the conditions shown in Table 6, it was determined to be rejected (x) and evaluated to be inferior in hardenability. Table 6 shows the quenching hardness according to the C content, which can be evaluated as having sufficient quenchability from experience.
  • L4 is small in both HRB hardness variation and total elongation variation in the plate width direction.
  • sample numbers L1, L3, and L4 have a HRB hardness variation of 4 or less and a total elongation variation of 3% or less.
  • the difference between the finishing temperature at the center of the plate width and the finishing temperature at a position 10 mm from the end of the plate width was 50 ° C.

Abstract

　Ｂを添加した鋼を素材とし、窒素雰囲気中で焼鈍を行っても、安定して優れた焼入れ性が得られ、焼入れ処理前に、ＨＲＢで８３以下、全伸びが３０％以上あるいはさらにＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上といった優れた加工性を有する高炭素熱延鋼板を提供する。　Ｃ：０．２０％以上０．５３％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３０％以下含有し、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下の場合、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下の場合、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有する高炭素熱延鋼板。

Description

高炭素熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関し、特にＢを添加した高炭素熱延鋼板であって、表層における浸窒抑制効果が高い高炭素熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　現在、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品は、ＪＩＳＧ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材である熱延鋼板を、所望の形状に冷間加工した後、所望の硬さを確保するために焼入れ処理を施して製造されることが多い。このため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性や焼入れ性が必要とされ、これまでに種々の鋼板が提案されている。
　例えば、特許文献１には鋼成分として、質量％で、Ｃ：０．１～１．２％、Ｓｉ：０．０１～２．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０４％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０００５～０．０５％、Ａｌ：０．２％以下、Ｔｅ：０．０００５～０．０５％及びＳｅ：０．０００５～０．０５％の内の１種または２種、Ｎ ：０．０００５～０．０３％を含有し、Ｓと、Ｔｅ及びＳｅの内の１種または２種の含有量の合計が０．００５％～０．０５％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、ＪＩＳ　Ｇ　０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１番以上であることを特徴とする冷間加工性と低脱炭性に優れた機械構造用鋼が開示されている。また、特許文献１には、上記鋼成分に加えて、Ｓｂ：０．００１～０．０５％や、Ｃｒ：０．２～２．０％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｎｉ：０．３～１．５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ ：０．００５％以下のうち１種または２種以上や、Ｔｉ：０．００２％～０．０５％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．０３～０．３％のうち１種または２種以上や、Ｍｇ：０．０００２～０．０１％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１％、Ｃａ：０．０００２～０．００８％のうち１種または２種以上を含有する機械構造用鋼が開示されている。また、特許文献１では、上記成分組成の鋼を、８５０℃以上１０００℃以下の温度範囲で熱間粗圧延し、７００℃以上１０００℃以下の温度範囲で仕上げ圧延後、５００℃以上７００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上５℃／秒未満の範囲の冷却速度で冷却し、その後直ちに６５０℃以上７５０℃以下の炉雰囲気温度に１５分以上９０分以下保持し、その後放冷することを特徴とする冷間加工性と低脱炭性に優れた機械構造用鋼の製造方法が開示されている。
　特許文献２には、鋼成分として、質量％で、Ｃ ：０．２～０．３５％、Ｓｉ：０．０３～０．３％、Ｍｎ：０．１５～１．２％、Ｃｒ：０．０２～１．２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含み、かつ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅの一種以上を合計で０．０００３～０．５％含有する、あるいはさらに上記鋼成分に加えて、Ｃｅ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下の内一種以上を含有する加工性、焼入れ性、溶接性、耐浸炭および耐脱炭性に優れた高炭素鋼板が開示されている。また、特許文献２には、上記成分組成の鋼を熱間圧延するに際し、仕上げ温度をＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋５０℃、巻き取り温度を５５０℃～７００℃の範囲で行い、引き続いて酸洗することを特徴とする、加工性、焼入れ性、溶接性、耐浸炭および耐脱炭性に優れた高炭素鋼板の製造方法が開示されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０００５～０．００５０％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、およびＳｂ、Ｓｎのうち少なくとも１種：合計で０．００３～０．１０％を含有し、かつ０．５０≦（１４［Ｂ］）／（１０．８［Ｎ］）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相とセメンタイトからなり、前記フェライト相の平均粒径が１０μｍ以下、前記セメンタイトの球状化率が９０％以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高炭素熱延鋼板；ただし、［Ｂ］、［Ｎ］はそれぞれＢ、Ｎの含有量（質量％）を表す、が開示されている。また、特許文献３には、上記の組成に加えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの少なくとも１種：合計で０．１％以下やＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種：合計で１．５％以下を含有する組成を有する高炭素熱延鋼板が開示されている。また、特許文献３には、上記の組成を有する鋼を、Ａｒ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延した後１０ｓ以内に５５０～６５０℃の冷却停止温度まで冷却し、５００～６５０℃の巻取温度で巻取り、酸洗後、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度域でセメンタイトの球状化焼鈍を施すことを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献３には、上記の組成を有する鋼を、Ａｒ３変態点以上の仕上温度で熱間圧延した後、６５０℃以上の温度から５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０～６００℃の冷却停止温度まで冷却後３ｓ以内に巻取り、酸洗後、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度域でセメンタイトの球状化焼鈍を施すことを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。
　これらの鋼板では、ＭｎやＰ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉなどの元素により焼入れ性の向上が図られている。例えば、特許文献３の技術では、Ｍｎ、Ｐ、Ｂといった元素が、焼入れ性を向上させる元素として記載されている。
特開２００４－２５０７６８号公報 特開２００４－３１５８３６号公報 特開２０１０－２５５０６６号公報
　良好な冷間加工性を得るためには、高炭素熱延鋼板には、比較的低い硬度と高い伸びが要求される。例えば、従来、熱間鍛造、切削、溶接などの複数工程で製造していた自動車用部品を冷間プレスで一体成形できるようにする高炭素熱延鋼板には、硬さがロックウェル硬さＨＲＢで８３以下、全伸びＥｌが３０％以上といった特性が要求されている。また、このように加工性を良好とした高炭素熱延鋼板には、優れた焼入れ性が望まれており、例えば水焼入れ後に、ＨＶ６２０超えのビッカース硬さを得ることが望まれている。また、特に優れた加工性が必要な場合、硬さがロックウェル硬さＨＲＢで７５以下、全伸びＥｌが３８％以上といった特性が望まれている。この場合、焼入れ性として、上記したようなＨＶ６２０超えのビッカース硬さに代えて、水焼入れ後に、ＨＶ４４０以上のビッカース硬さを得ることが望まれている。
　良好な焼入れ性を得るためには、上記したように、ＭｎやＰ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉなどの元素が用いられている。このような焼入れ性を向上させる元素のうち、Ｍｎ等は焼入れ性を向上させるが、固溶強化により熱延鋼板自体の強度を上昇させ、硬度を大きくしてしまう。一方、Ｂは、焼入れ前の高炭素熱延鋼板の硬さを大きく上昇させること無く、安価に焼入れ性を確保できる元素である。
　そこで発明者らは、Ｍｎの含有量を低くし、かつ、Ｂを添加して焼入れ性を向上した鋼を素材として、冷間加工性を確保するため、球状化焼鈍を施すことを検討した。ここで、球状化焼鈍として、一般に使用されている窒素雰囲気中での球状化焼鈍を検討したところ、Ｂを添加しても焼入れ性が十分に確保できない、という問題を知見した。また、優れた冷間加工性を確保するには、球状化焼鈍後の鋼板（焼鈍材）の硬さや伸びが重要な因子になる。優れた冷間加工性を確保するには、特許文献３に記載されるようなフェライト相の平均粒径と球状化率の制御の他に、粒内の炭化物密度の制御が必要であることを知見した。
　さらに、球状化焼鈍後の硬度、延性にばらつきを生じる場合があり、特に熱間圧延の仕上温度が高いと、十分な延性が得られない場合があることを知見した。
　本発明は、上記問題を解決して、Ｂを添加した鋼を素材とし、窒素雰囲気中で焼鈍を行っても、安定して優れた焼入れ性が得られ、かつ、焼入れ処理前に、ＨＲＢが８３以下、全伸びＥｌが３０％以上といった優れた加工性を有する高炭素熱延鋼板およびその製造方法、あるいはさらにＨＲＢが７５以下、全伸びＥｌが３８％以上といった優れた加工性を有する高炭素熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、Ｍｎ含有量を０．５０％以下と比較的低いＭｎ量とし、Ｂを添加した高炭素熱延鋼板の製造条件と加工性、焼入れ性との関係について誠意検討した結果、以下の知見を得た。
ｉ）焼入れ前の高炭素熱延鋼板の硬度、全伸び（以下、単に伸びともいう）には、フェライト粒内のセメンタイト密度が大きく影響する。硬さがＨＲＢで８３以下、かつ、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上を確保するためには、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１５個／μｍ２以下とする必要がある。また、焼入れ前の高炭素熱延鋼板の硬度、全伸びとして、硬さがＨＲＢで７５以下、かつ、全伸び（Ｅｌ）が３８％以上を確保するためには、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とする必要がある。
ｉｉ）フェライト粒内のセメンタイト密度には、熱間圧延における仕上温度が大きく影響する。仕上温度が高くなりすぎると、球状化焼鈍後にセメンタイト密度を小さくすることが困難となる。
ｉｉｉ）窒素雰囲気で焼鈍を施す場合、雰囲気中の窒素が浸窒して鋼板中に濃化し、鋼板中のＢと結合してＢＮを生成するため、鋼板中の固溶Ｂ量が大幅に低下する。なお、窒素雰囲気とは、窒素を９０体積％以上含む雰囲気である。一方、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの少なくとも１種を鋼中に添加することで、このような浸窒を防止し、固溶Ｂ量の低下を抑制して高い焼入れ性が得られる。
　さらに、熱間圧延における仕上温度は、板幅端部で低くなる傾向にあるため、板幅方向の特性について調査、検討した結果、以下の知見を得た。
ｉｖ）板幅端部近傍は、板幅中央部に比べて仕上温度が低下しやすく、その結果伸びが低下し加工性が劣化して、焼鈍後の硬さ、伸びが幅方向でばらつきやすい。仕上圧延に際して、エッジヒーターを用いて板幅端部を昇温することで、このようなばらつきを抑制できる。
ｖ）エッジヒーターを用いて、特に板幅中央部と板幅端部との温度差を４０℃以内とすることで、鋼板板幅方向のロックウェル硬さＨＲＢのばらつきをＨＲＢで４以下、全伸びＥｌのばらつきをＥｌで３％以下とできる。
　本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とする。
　［１］質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．５３％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３０％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上であり、Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上であることを特徴とする焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［２］前記Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下であり、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上であることを特徴とする前記［１］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［３］前記Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下であり、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上であることを特徴とする前記［１］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［４］さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする前記［１］から［３］のいずれか１つに記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［５］鋼板幅方向のＨＲＢ硬さのばらつきが４以下、全伸びのばらつきが３％以下であることを特徴とする前記［１］から［４］のいずれか１つに記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。
　［６］質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．５３％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３０％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上温度：Ａｒ３変態点以上（Ａｒ３変態点+９０℃）以下で仕上圧延し、巻取温度：５００℃以上７００℃以下で巻き取った後、Ａｃ１変態点以下で焼鈍して、前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上である高炭素熱延鋼板を製造し、前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上である高炭素熱延鋼板を製造することを特徴とする、焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
　［７］前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下であることを特徴とする、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上である高炭素熱延鋼板を製造する、前記［６］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
　［８］前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下であることを特徴とする、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上である高炭素熱延鋼板を製造する、前記［６］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
　［９］前記鋼が、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする前記［６］から［８］のいずれか１つに記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
　［１０］前記仕上圧延に際し、エッジヒーターを使用することを特徴とする前記［６］から［９］のいずれか１つに記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
　［１１］前記仕上圧延に際し、エッジヒーターを使用して、鋼板の板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差を４０℃以内とすることを特徴とする前記［１０］に記載の焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板の製造方法。
　本発明により焼入れ性、冷間加工性（加工性）に優れた高炭素熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高炭素熱延鋼板は、素材鋼板に冷間加工性が必要とされる、ギア、ミッション、シートリクライナー、ハブなどの自動車用部品に好適である。さらに、鋼板の全幅において均一な特性が得られるようにできるため、素材鋼板の歩留りを向上できるという観点からも好適である。
　以下に、本発明である高炭素熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、成分の含有量の単位である「％」は特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
　１）組成
　Ｃ：０．２０％以上０．５３％以下
　Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。上記したように、硬さがＨＲＢで８３以下、かつ、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上とする場合、水焼入れ後の硬さがＨＶ６２０超えであることが望まれている。Ｃ量が０．４０％以下の場合、部品に成形した後の熱処理によって、水焼入れ後の硬さでＨＶ６２０超えを得られない。このため、硬さがＨＲＢで８３以下、かつ、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上とする場合には、水焼入れ後の硬さをＨＶ６２０超えを得るため、Ｃ量は０．４０％超にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．５３％を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、硬さがＨＲＢで８３以下、かつ、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上とする場合には、Ｃ量は０．４０％超０．５３％以下とする。なお、部品によっては特に優れた成形性が要求されることもあり、０．５１％を超えると成形性が劣化しやすくなるため、Ｃ量は０．５１％以下が好ましい。また、Ｃ量が０．４５％以上になると確実に所望の硬さ（水焼入れ後の硬さでＨＶ６２０超え）を得ることができるため、Ｃ量は０．４５％以上とすることが好ましい。この場合の好ましいＣ量の範囲は、０．４５％以上０．５１％以下である。
　また、上記したように、Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。硬さがロックウェル硬さＨＲＢで７５以下、全伸びＥｌが３８％以上といった特性が要求される場合、水焼入れ後に、ＨＶ４４０以上のビッカース硬さが望まれている。Ｃ量が０．２０％未満では、部品に成形した後の熱処理によって、水焼入れ後の硬さでＨＶ４４０以上が得られない。このため、硬さがＨＲＢで７５以下、かつ、全伸びＥｌが３８％以上とする場合には、水焼入れ後の硬さをＨＶ４４０以上とするため、Ｃ量は０．２０％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．４０％を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化して、硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上を安定して得られない。したがって、硬さがＨＲＢで７５以下、かつ、全伸びＥｌが３８％以上とする場合、Ｃ量は０．２０％以上０．４０％以下とする。この場合に、高い焼入れ硬さを得るには、Ｃ量は０．２６％以上が好ましく、Ｃ量が０．３２％以上になると、安定して水焼入れ硬さでＨＶ４４０以上を得ることができるため、さらに好ましい。
　以上のことから、本発明では、Ｃ含有量範囲は、０．２０％以上０．５３％以下とする。硬さがＨＲＢで８３以下、かつ、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上とする場合には、Ｃ量は０．４０％超０．５３％以下とする。硬さがＨＲＢで７５以下、かつ、全伸びＥｌが３８％以上とする場合には、Ｃ量は０．２０％以上０．４０％以下とする。
　Ｓｉ：０．１０％以下
　Ｓｉは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに鋼板が硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。Ｓｉは冷間加工性を低下させるため、Ｓｉ量は少ないほど好ましい。一方、過度にＳｉを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓｉ量は０．００５％以上が好ましい。
　Ｍｎ：０．５０％以下
　Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素であるが、一方、固溶強化により強度を上昇させる元素でもある。Ｍｎ量が０．５０％を超えると、鋼板が硬質化しすぎて冷間加工性が低下する。またＭｎ量が０．５０％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、鋼組織が不均一になるため、硬度や伸びのばらつきが大きくなる傾向にある。したがって、Ｍｎ量は０．５０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ量は０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。なお、下限はとくに指定しない。焼入れ時の溶体化処理において、グラファイト析出を抑制して鋼板中の全Ｃ量を固溶して所定の焼入れ硬さを得るためには、Ｍｎ量は０．２０％以上とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｐ量が０．０３％を超えて増加すると、鋼板が硬質化しすぎて冷間加工性が低下し、また、粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ量は０．０２％以下が好ましい。Ｐは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｐ量は少ないほど好ましい。一方、過度にＰを低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ量は０．００５％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは硫化物を形成し、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。Ｓ量が０．０１０％を超えると、高炭素熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ量は０．００５％以下が好ましい。Ｓは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｓ量は少ないほど好ましい。一方、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
　ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）量が０．１０％を超えると、焼入れ処理の加熱時にＡｌＮが生成してオーステナイト粒が微細化し過ぎる。この結果、焼入れ処理の冷却時にフェライト相の生成が促進されて、鋼組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下するとともに、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ量は０．１０％以下とする。好ましくはｓｏｌ．Ａｌ量は０．０６％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌは脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、０．００５％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎ量が０．００５０％を超えると、ＢＮの形成により固溶Ｂ量が低下する。また、Ｎ量が０．００５０％を超えると、ＢＮ、ＡｌＮの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し過ぎる。この結果、焼入れ処理の冷却時にフェライト相の生成が促進されて、焼入れ後の硬さが低下するとともに、焼入れ後の靭性が低下する。したがって、Ｎ量は０．００５０％以下とする。下限はとくに規定しない。なお、上記したように、ＮはＢＮ、ＡｌＮを形成し、これにより焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制し、焼入れ後の靭性を向上させる元素であるため、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。
　Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下
　Ｂは焼入れ性を高める重要な元素である。Ｂ量が０．０００５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。Ｂ量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ量が０．００５０％超えの場合、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、その結果、熱延鋼板の集合組織（texture）が発達し、焼鈍後の鋼板の異方性が大きくなる。このように焼鈍後の鋼板の異方性が大きくなると、絞り成形においてイアリング（earring）が発生しやすくなる。また、ギアやトランスミッションなどの円筒形状部品に鋼板を冷間プレスした場合には、鋼板の異方性が大きくなると、十分な真円度（circularity）が得られなくなる。鋼板の冷間プレス後の真円度が十分でないと、ギアやトランスミッションなどの真円度が求められる部品には、冷間プレスによる一体成型を適用できなくなる等の問題が発生する。このため、Ｂ量は０．００５０％以下とする必要がある。好ましくは、Ｂ量は０．００３５％以下である。したがって、Ｂ量は０．０００５％以上０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ量は０．００１０％以上０．００３５％以下である。
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３０％以下
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅは表層からの浸窒抑制に重要な元素である。これら元素の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められない。このため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの１種以上を含有し、かつ、これら元素の合計量の下限を０．００２％とする。好ましくは、これら元素の合計量の下限は０．００５％である。一方、これらの元素を、その含有量の合計で０．０３０％超えとして添加しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は粒界に偏析する傾向があるため、これらの元素の含有量を合計で０．０３０％超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの含有量の合計は０．０３０％を上限とする。好ましくは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの含有量の合計は０．０２０％以下である。よって、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を含有し、これら元素の含有量の合計を０．００２％以上０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅの含有量の合計は、０．００５％以上０．０２０％以下である。
　本発明では、上記のようにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３０％以下とする。このようにすることで、窒素雰囲気で焼鈍した場合でも鋼板表層からの浸窒を抑制し、鋼板表層における窒素濃度の増加を抑制する。これにより、鋼板表層から板厚方向に１５０μｍ深さの範囲に含有される窒素量と、鋼板全体に含有される平均窒素量の差を３０質量ｐｐｍ以下とすることを可能とする。また、このように浸窒を抑制できるため、窒素雰囲気で焼鈍した場合であっても、焼鈍後の鋼板中に固溶Ｂを確保することができる。これにより、鋼板中の固溶Ｂ量と添加したＢ量の比である、｛（固溶Ｂ量）／（添加Ｂ量）｝×１００（％）を７０（％）以上とすることができる。なお、ここで添加Ｂ量は鋼中のＢ含有量である。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物とするが、焼入れ性のさらなる向上のために、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下を含有させることができる。すなわち、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を含有させ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計を０．５０％以下とすることができる。なお、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは高価であるため、コスト高を抑制するためにも、合計で０．２０％以下にすることが好ましい。上記した効果を得る上では、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計は、０．０１％以上とすることが好ましい。
　２）ミクロ組織
　本発明では、冷間加工性を向上させるため、熱間圧延後にセメンタイトの球状化焼鈍を行い、フェライトとセメンタイトからなるミクロ組織とする必要がある。特にＣ含有量が０．４０％超０．５３％以下の場合に、硬さがＨＲＢで８３以下、全伸びが３０％以上とするには、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１５個／μｍ２以下とする必要がある。また、特にＣ含有量が０．２０％以上０．４０％以下の場合に、硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上とするには、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とする必要がある。
　フェライト粒内のセメンタイト密度：Ｃ含有量が、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下の場合０．１５個／μｍ２以下、Ｃ含有量が、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下の場合０．１０個／μｍ２以下
　本発明の鋼板は、フェライトとセメンタイトからなる。フェライト粒内のセメンタイト密度が高いと分散強化により硬質化し、伸びが低下する。Ｃ含有量が０．４０％超０．５３％以下の場合に、硬さがＨＲＢで８３以下、全伸びが３０％以上を得るためには、粒内のセメンタイト密度を０．１５個／μｍ２以下とする必要がある。好ましくは０．１３個／μｍ２以下であり、さらに好ましくは０．１０個／μｍ２以下である。フェライト粒内のセメンタイト密度は０個／μｍ２であってもよい。なお、フェライト粒内に存在するセメンタイト径は長径で０．１５～１．８μｍ程度であり、鋼板の析出強化に有効なサイズである。このため、本発明の鋼板では、粒内のセメンタイト密度を低下することで強度低下を図ることができる。一方、フェライト粒界のセメンタイトは分散強化にほとんど寄与しないので、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１５個／μｍ２以下と規定する。
　また、Ｃ含有量が０．２０％以上０．４０％以下の場合に、硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上を得るためには、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下とする必要がある。好ましくは０．０８個／μｍ２以下であり、さらに好ましくは０．０６個／μｍ２以下である。フェライト粒内のセメンタイト密度は０個／μｍ２であってもよい。なお、フェライト粒内に存在するセメンタイト径は長径で０．１５～１．８μｍ程度であり、鋼板の析出強化に有効なサイズであるため、粒内のセメンタイト密度を低下することで強度低下を図ることができる。フェライト粒界のセメンタイトは分散強化にほとんど寄与しないので、フェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下と規定する。
　なお、セメンタイトの体積率は、Ｃ含有量が、Ｃ：０．４０％超え０．５３％以下の場合概ね５．９％超え８．０％以下、Ｃ含有量が０．２０％以上０．４０％以下の場合概ね２．５％以上５．９％以下である。上記したフェライトとセメンタイト以外に、不可避的にパーライトなどの残部組織が生成しても、残部組織の合計の体積率が５％程度以下であれば、本発明の効果を損ねるものではない。このため、パーライトなどの残部組織は、その体積率の合計が５％以下であれば、含有してもかまわない。
　３）機械特性
　本発明では、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品を冷間プレスで成形するため優れた加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬さを大きくして耐磨耗性を付与する必要がある。そのためには、焼入れ性を向上させ、すなわち優れた焼入れ性を有し、かつ鋼板の硬さを低減してＨＲＢ８３以下とし、伸びを高めてＥｌを３０％以上とする必要がある。特に優れた加工性が必要とされる場合、ＨＲＢ７５以下とし、伸びを高めてＥｌを３８％以上とする必要がある。鋼板の硬さは、低いほど加工性の観点から望ましいが、硬さを低減するためには焼鈍時間を長くしなければならず、製造コストが増大する。このため、鋼板の硬さはＨＲＢ６５超えとする。さらに、製品である鋼板の歩留りを向上するうえで、鋼板の全板幅にてＨＲＢ硬さのばらつきを４以下、伸びのばらつきを３％以下にすることが好ましい。これらの機械特性は以下の製造条件によって達成される。ここでＨＲＢ硬さのばらつきとは、鋼板の板幅方向におけるＨＲＢの最大値と最小値の差である。ここで、伸びのばらつきとは、鋼板の板幅方向における全伸びの最大値と最小値の差である。
　なお、焼入れ処理としては、水焼入れ処理や油焼入れ処理等が施される。水焼入れ処理は、例えば、概ね８５０～１０５０℃に加熱して、概ね０．１～６００秒保持して直ちに水冷する処理である。また、油焼入れ処理は、例えば、概ね８００～１０５０℃に加熱して、概ね６０～３６００秒保持して直ちに油冷する処理である。鋼板の硬さをＨＲＢ８３以下とし、Ｅｌを３０％以上とする場合は、優れた焼入れ性としては、例えば、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する水焼入れ処理を施すことにより、ビッカース硬さ（ＨＶ）で６２０超えの硬さを得ることである。また、鋼板の硬さをＨＲＢで７５以下とし、Ｅｌを３８％以上とする場合は、優れた焼入れ性としては、例えば、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する水焼入れ処理を施すことにより、ビッカース硬さ（ＨＶ）で４４０以上の硬さを得ることであり、さらに好ましくはＨＶで５００以上の硬さを得ることである。また、水焼入れ処理、あるいは、油焼入れ処理を施した後のミクロ組織は、マルテンサイト単相組織、または、マルテンサイト相とベイナイト相の混合組織となる。
　４）製造条件
　本発明の高炭素熱延鋼板は、上記のような組成の鋼を素材とし、熱間粗圧延後に仕上温度：Ａｒ３変態点以上（Ａｒ３変態点+９０℃）以下で仕上圧延を施す熱間圧延により所望の板厚の熱延鋼板とし、巻取温度：５００℃以上７００℃以下で巻き取り、次いでＡｃ１変態点以下で焼鈍を施して製造される。なお、仕上圧延における圧下率は８５％以上とすることが好ましい。仕上圧延に際しては、エッジヒーターを使用することが好ましく、エッジヒーターを使用して鋼板の板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差を４０℃以内とすることがさらに好ましい。
以下、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。
　仕上温度：Ａｒ３変態点以上（Ａｒ３変態点+９０℃）以下
　Ｃ含有量が０．４０％超０．５３％以下の場合に、焼鈍後にフェライト粒内のセメンタイト密度を、０．１５個／μｍ２以下にするには、パーライトと初析フェライトを有するミクロ組織の熱延鋼板をベースとして焼鈍を施す必要がある。また、Ｃ含有量が０．２０％以上０．４０％以下の場合に、焼鈍後にフェライト粒内のセメンタイト密度を０．１０個／μｍ２以下にするには、パーライトと初析フェライトを有するミクロ組織の熱延鋼板をベースとして焼鈍を施す必要がある。熱間圧延における仕上温度が（Ａｒ３変態点+９０℃）を超えて高くなると、初析フェライトの割合が小さくなり、焼鈍後所定のセメンタイト密度が得られない。すなわち、鋼のＣ含有量が０．４０％超０．５３％以下の場合フェライト粒内のセメンタイト密度：０．１５個／μｍ２以下、鋼のＣ含有量が０．２０％以上０．４０％以下の場合フェライト粒内のセメンタイト密度：０．１０個／μｍ２以下が得られない。このため、仕上温度は（Ａｒ３変態点+９０℃）以下とする。初析フェライトの割合を十分に確保するためには、仕上温度を（Ａｒ３変態点+７０℃）以下とすることが好ましい。より好ましくは、８５０℃未満あるいは（Ａｒ３変態点+５０℃）未満である。一方、仕上温度がＡｒ３変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上温度はＡｒ３変態点以上とする。なお、ここで規定する仕上温度は、仕上圧延が完了する際の板幅中央部の位置における鋼板表面の温度である。
　巻取温度：５００℃以上７００℃以下
　仕上圧延後の熱延鋼板は、冷却して５００℃以上７００℃以下の巻取温度でコイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合があるため、操業上好ましくない。したがって巻取温度の上限を７００℃とする。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため好ましくない。したがって巻取温度の下限を５００℃とする。
　焼鈍温度：Ａｃ１変態点以下
　焼鈍温度がＡｃ１変態点を超えると、オーステナイトが析出し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度はＡｃ１変態点以下とする。下限はとくに定めない。所定の粒内のセメンタイト密度を得るには焼鈍温度は６００℃以上が好ましく、より好ましくは７００℃以上である。なお、焼鈍の際の雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。また、焼鈍の際の雰囲気ガスは、前記のガスのいずれであってもよいが、コストおよび安全性の観点から、窒素を９０体積％以上含むガスが好ましい。また、焼鈍時間は０．５時間～４０時間とすることが好ましい。焼鈍時間が０．５時間未満であると、焼鈍の効果が乏しく、目標とする組織が得にくく、目標とする鋼板の硬さおよび伸びが得にくい。より好ましくは１０時間以上である。焼鈍時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となるため、焼鈍時間は４０時間以下とすることが好ましい。
　本発明の高炭素鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。また、こうして溶製された高炭素鋼は、造塊－分塊圧延または連続鋳造によりスラブとされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延される。なお、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。スラブを加熱して熱間圧延する場合は、スケールによる表面状態の劣化を避けるためにスラブ加熱温度を１２８０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延では、仕上温度を確保するため、熱間圧延中にシートバーヒータ等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
　本発明においては、前記仕上圧延に際し、エッジヒーターを使用することが好ましい。熱間圧延、特に板厚が薄くなる仕上圧延において、板幅端部（エッジともいう）近傍では板幅中央部に比べて仕上温度が低下しやすい。このため、仕上圧延に際し、エッジヒーターを使用して、板幅端部を昇温することが好ましい。なお、板幅端部から板幅中央部方向へ１０ｍｍの範囲の鋼板の板幅端部近傍部分は、製品として使用されることはほとんどない。このため、エッジヒーターで昇温するに際しては、板幅中央部からエッジから１０ｍｍまでの範囲（板幅中央部の位置から、板幅端部から１０ｍｍ位置までの範囲）がＡｒ３変態点以上で仕上圧延されるようにすることが好ましい。なお、板幅端部から１０ｍｍ位置とは、板幅端部から板幅中央部方向へ１０ｍｍの位置である。
また、鋼板の板幅方向での仕上温度の差が大きくなると、鋼板の硬さや伸びがばらつきやすくなる。特に板幅方向での仕上温度の差が４０℃を超えると、このばらつきが大きくなりやすい。このため、エッジヒーターを使用して板幅端部の温度を昇温する際は、鋼板の板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差を４０℃以内とすることが好ましい。より好ましくは２０℃以内である。
　表１に示す鋼番ＨＡからＨＪの化学成分組成を有する鋼を溶製した。次いで表２（表２－１、表２－２）に示す製造条件に従って熱間圧延後、酸洗した。次いで窒素雰囲気（雰囲気ガス：窒素９５体積％で残部が水素からなる混合ガス）中にて球状化焼鈍を施して、板厚４．０ｍｍ、板幅１０００ｍｍの熱延鋼板（熱延焼鈍板）を製造した。なお、表２（表２－１、表２－２）には、板幅中央部の仕上温度、および、板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度を示す。また、エッジヒーターを用いた場合は、板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差が４０℃以内となるようにした。このようにして製造した熱延焼鈍板について、ミクロ組織、硬さ、伸びおよび焼入れ硬さを調査した。結果を表２（表２－１、表２－２）に示す。なお、表１に示すＡｒ３変態点およびＡｃ１変態点は、熱膨張曲線から求めたものである。また、表１に示すように、実施例１で用いた鋼のＣ含有量は、０．４０％超え０．５３％以下の範囲内にあった。
　焼鈍後の鋼板の硬さ（ＨＲＢ）
　焼鈍後の鋼板（原板）の板幅中央部から試料を採取し、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて５点測定し、平均値を求めた。
　また、焼鈍後の鋼板の全幅にて、板幅端部から４０ｍｍ間隔で試料を採取し、上記と同様にして各々の試料について、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて５点測定して平均値を求めた。そして、各々の試料について得た平均値の中から、最高値と最低値を求め、その差を硬さのばらつきとした。
　焼鈍後の鋼板の伸び（Ｅｌ）
　焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、島津製作所ＡＧ１０ＴＢ　ＡＧ／ＸＲの引張試験機にて１０ｍｍ／分で引張試験を行い、破断したサンプルを突き合わせて伸びを求めた。
　また、焼鈍後の鋼板の全幅にて、板幅端部から４０ｍｍ間隔で、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、上記と同様にして各々の試験片を用いて伸びを求め、得られた伸びの中から最高値と最低値を求めた。そして、この最高値と最低値の差を、その鋼板の伸びのばらつきとした。
　ミクロ組織
　焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試料を切断し、切断面（圧延方向板厚断面）を研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡を用いて、板厚の１／４位置の５箇所で３０００倍の倍率で組織写真を撮影した。撮影した組織写真を用いて、粒界上になく、長径が０．１５μｍ以上のセメンタイトの個数を測定し、この個数を写真の視野の面積で除して、粒内のセメンタイト密度を求めた。
　また、焼鈍後の鋼板について、以下のようにして表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差、（固溶Ｂ量）／（添加Ｂ量）を求めた。結果を表２（表２－１、表２－２）に示す。
　表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差
　焼鈍後の鋼板の板幅中央部から採取した試料を用い、表層１５０μｍの窒素量および鋼板中平均Ｎ量を測定して、表層１５０μｍの窒素量と鋼板中の平均Ｎ量の差を求めた。ここで表層１５０μｍの窒素量とは、鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さまでの範囲に含有される窒素量である。また、表層１５０μｍの窒素量は以下のようにして求めた。採取した鋼板の表面から切削を開始し、表面から１５０μｍの深さまで鋼板を切削し、この際に発生した切りくず（chip）をサンプルとして採取した。このサンプル中のＮ量を測定し、表層１５０μｍの窒素量とした。表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量は、不活性ガス融解－熱伝導度法（inert gas transportation fusion-thermal conductivity method）により各Ｎ量を測定し求めた。このようにして求めた表層１５０μｍの窒素量（表面～表面から１５０μｍ深さの範囲の窒素量）と鋼板中の平均Ｎ量（鋼中のＮ含有量）の差が３０質量ｐｐｍ以下であれば、浸窒を抑制できていると評価できる。
　固溶Ｂ量／添加Ｂ量
　固溶Ｂ量は、焼鈍後の鋼板の板幅中央部から採取した試料を用い、鋼板中のＢＮを１０（体積％）Ｂｒメタノールで抽出し、ＢＮを形成しているＢ量を測定し、全添加Ｂ量、すなわち鋼中のＢ含有量からＢＮを形成しているＢ量を差し引き求めた。このようにして求めた固溶Ｂ量と、添加したＢ量（Ｂ含有量）の比である固溶Ｂ量／添加Ｂ量を求めた。｛固溶Ｂ量（質量％）／添加Ｂ量（質量％）｝×１００（％）が７０（％）以上であれば、固溶Ｂ量の低下を抑制できていると評価できる。
　焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）
　焼鈍後の鋼板の板幅中央部から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚４ｍｍ）を採取し、以下のように水冷、１２０℃油冷の２通りの方法により焼入れ処理を施して、各々の方法で焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）を求めた。すなわち、焼入れ処理は、上記平板試験片を用いて、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する方法（水冷）、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに１２０℃油で冷却する方法（１２０℃油冷）で実施した。焼入れ特性は焼入れ処理後の試験片の切断面について、ビッカース硬さ試験機で荷重１ｋｇｆの条件下で硬さを５点測定して平均硬さを求め、これを焼入れ硬さとした。焼入れ硬さは、表３の条件を水冷後硬さ、１２０℃油冷後硬さともに満足した場合、合格（○）と判定し、焼入れ性に優れると評価した。また、水冷後硬さ、１２０℃油冷後硬さのいずれかが表３に示す条件を満足しない場合、不合格（×）とし、焼入れ性に劣ると評価した。なお表３は、経験上、焼入れ性が十分であると評価できる、Ｃ含有量に応じた焼入れ硬さを表したものである。
　表１および表２（表２－１、表２－２）から、本発明例の熱延鋼板では、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有していることがわかる。また、本発明例の熱延鋼板は、硬さがＨＲＢで８３以下、全伸びが３０％以上であり、冷間加工性に優れるとともに、焼入れ性にも優れていることがわかる。
　また、エッジヒーターを使用しなかった本発明例である試料番号Ｈ５に比べ、エッジヒーターを使用し、Ｈ５と同じ成分組成の鋼ＨＡを用いて製造した本発明例である試料番号Ｈ１、Ｈ３、Ｈ４は板幅方向におけるＨＲＢ硬さばらつき、全伸びばらつきとも小さいことがわかる。これらの、試料番号Ｈ１、Ｈ３、Ｈ４は、ＨＲＢ硬さのばらつきが４以下、全伸びのばらつきが３％以下である。なお、エッジヒーターを使用しなかった試料番号Ｈ５は、板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差が５０℃であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表４に示す鋼番ＬＡからＬＪの化学成分組成を有する鋼を溶製した。次いで表５（表５－１、表５－２）に示す製造条件に従って熱間圧延後、酸洗した。次いで窒素雰囲気（雰囲気ガス：窒素９５体積％で残部が水素からなる混合ガス）中にて球状化焼鈍を施して、板厚４．０ｍｍ、板幅１０００ｍｍの熱延鋼板（熱延焼鈍板）を製造した。なお、表５（表５－１、表５－２）には、板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度を示す。また、エッジヒーターを用いた場合は、板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差が４０℃以内となるようにした。このようにして製造した熱延焼鈍板について、実施例１と同様に、ミクロ組織、硬さ、伸びおよび焼入れ硬さを調査した。結果を表５（表５－１、表５－２）に示す。なお、表４に示すＡｒ３変態点およびＡｃ１変態点は、熱膨張曲線により求めたものである。また、表４に示すように、実施例２で用いた鋼のＣ含有量は、０．２０％以上０．４０％以下の範囲内にあった。
　焼鈍後の鋼板の硬さ（ＨＲＢ）
　焼鈍後の鋼板（原板）の板幅中央部から試料を採取し、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて５点測定し、平均値を求めた。
　また、焼鈍後の鋼板の全幅にて、板幅端部から４０ｍｍ間隔で試料を採取し、上記と同様にして各々の試料について、ロックウェル硬度計（Ｂスケール）を用いて５点測定して平均値を求めた。そして、各々の試料について得た平均値の中から、最高値と最低値を求め、その差を硬さのばらつきとした。
　焼鈍後の鋼板の伸び（Ｅｌ）
　焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、島津製作所ＡＧ１０ＴＢ　ＡＧ／ＸＲの引張試験機にて１０ｍｍ／分で引張試験を行い、破断したサンプルを突き合わせて伸びを求めた。
　また、焼鈍後の鋼板の全幅にて、板幅端部から４０ｍｍ間隔で、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、上記と同様にして各々の試験片を用いて伸びを求め、得られた伸びの中から最高値と最低値を求めた。そして、この最高値と最低値の差を、その鋼板の伸びのばらつきとした。
　ミクロ組織
　焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試料を切断し、切断面（圧延方向板厚断面）を研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡を用いて、板厚の１／４位置の５箇所で３０００倍の倍率で組織写真を撮影した。撮影した組織写真を用いて、粒界上になく、長径が０．１５μｍ以上のセメンタイトの個数を測定し、この個数を写真の視野の面積で除して、粒内のセメンタイト密度を求めた。
　また、焼鈍後の鋼板について、実施例１と同様に、以下のようにして表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差、（固溶Ｂ量）／（添加Ｂ量）を求めた。結果を表５（表５－１、表５－２）に示す。
　表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量の差
　焼鈍後の鋼板の板幅中央部から採取した試料を用い、表層１５０μｍの窒素量および鋼板中平均Ｎ量を測定して、表層１５０μｍの窒素量と鋼板中の平均Ｎ量の差を求めた。ここで表層１５０μｍの窒素量とは、鋼板表面から板厚方向に１５０μｍ深さまでの範囲に含有される窒素量である。また、表層１５０μｍの窒素量は以下のようにして求めた。採取した鋼板の表面から切削を開始し、表面から１５０μｍの深さまで鋼板を切削し、この際に発生した切りくずをサンプルとして採取した。このサンプル中のＮ量を測定し、表層１５０μｍの窒素量とした。表層１５０μｍの窒素量と鋼板中平均Ｎ量は、不活性ガス融解－熱伝導度法により各Ｎ量を測定し求めた。このようにして求めた表層１５０μｍの窒素量（表面～表面から１５０μｍ深さの範囲の窒素量）と鋼板中の平均Ｎ量（鋼中のＮ含有量）の差が３０質量ｐｐｍ以下であれば、浸窒を抑制できていると評価できる。
　固溶Ｂ量／添加Ｂ量
　固溶Ｂ量は、焼鈍後の鋼板の板幅中央部から採取した試料を用い、鋼板中のＢＮを１０（体積％）Ｂｒメタノールで抽出し、ＢＮを形成しているＢ量を測定し、全添加Ｂ量、すなわち鋼中のＢ含有量からＢＮを形成しているＢ量を差し引き求めた。このようにして求めた固溶Ｂ量と、添加したＢ量（Ｂ含有量）の比である固溶Ｂ量／添加Ｂ量を求めた。｛固溶Ｂ量（質量％）／添加Ｂ量（質量％）｝×１００（％）が７０（％）以上であれば、固溶Ｂ量の低下を抑制できていると評価できる。
　焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）
実施例１と同様に、焼鈍後の鋼板の板幅中央部から平板試験片（幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ×板厚４ｍｍ）を採取し、以下のように水冷、１２０℃油冷の２通りの方法により焼入れ処理を施して、各々の方法で焼入れ後の鋼板硬さ（焼入れ硬さ）を求めた。すなわち、焼入れ処理は、上記平板試験片を用いて、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに水冷する方法（水冷）、８７０℃で３０ｓ保持して直ちに１２０℃油で冷却する方法（１２０℃油冷）で実施した。焼入れ特性は焼入れ処理後の試験片の切断面について、ビッカース硬さ試験機で荷重１ｋｇｆの条件下で硬さを５点測定して平均硬さを求め、これを焼入れ硬さとした。焼入れ硬さは、表６の条件を水冷後硬さ、１２０℃油冷後硬さともに満足した場合、合格（○）と判定し、焼入れ性に優れると評価した。また、水冷後硬さ、１２０℃油冷後硬さのいずれかが表６に示す条件を満足しない場合、不合格（×）とし、焼入れ性に劣ると評価した。なお表６は、経験上、焼入れ性が十分であると評価できる、Ｃ含有量に応じた焼入れ硬さを表したものである。
　表４および表５（表５－１、表５－２）から、Ｃ含有量が０．２０％以上０．４０％以下の範囲内にある本発明例の熱延鋼板では、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有していることがわかる。また、これらの本発明例の熱延鋼板は、硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上であり、冷間加工性に優れるとともに、焼入れ性にも優れていることがわかる。
　また、エッジヒーターを使用しなかった本発明例である試料番号Ｌ５に比べ、エッジヒーターを使用し、Ｌ５と同じ成分組成の鋼ＬＡを用いて製造した本発明例である試料番号Ｌ１、Ｌ３、Ｌ４は板幅方向におけるＨＲＢ硬さばらつき、全伸びばらつきとも小さいことがわかる。これらの試料番号Ｌ１、Ｌ３、Ｌ４はＨＲＢ硬さのばらつきが４以下、全伸びのばらつきが３％以下である。なお、エッジヒーターを使用しなかった試料番号Ｌ５は、板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差が５０℃であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  

Claims (11)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．５３％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３０％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上であり、Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼板。
  2. 　前記Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下であり、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
  3. 　前記Ｃ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下であり、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高炭素熱延鋼板。
  4. 　さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板。
  5. 　鋼板幅方向のＨＲＢ硬さのばらつきが４以下、全伸びのばらつきが３％以下であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板。
  6. 　質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．５３％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２％以上０．０３０％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間粗圧延後、仕上温度：Ａｒ３変態点以上（Ａｒ３変態点+９０℃）以下で仕上圧延し、巻取温度：５００℃以上７００℃以下で巻き取った後、Ａｃ１変態点以下で焼鈍して、前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上である高炭素熱延鋼板を製造し、前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下の場合、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上である高炭素熱延鋼板を製造することを特徴とする、高炭素熱延鋼板の製造方法。
  7. 　前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．４０％超０．５３％以下であることを特徴とする、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１５個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え８３以下、全伸びが３０％以上である高炭素熱延鋼板を製造する、請求項６に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
  8. 　前記鋼のＣ含有量が、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下であることを特徴とする、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで６５超え７５以下、全伸びが３８％以上である高炭素熱延鋼板を製造する、請求項６に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
  9. 　前記鋼が、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの少なくとも１種を合計で０．５０％以下含有することを特徴とする請求項６から８のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
  10. 　前記仕上圧延に際し、エッジヒーターを使用することを特徴とする請求項６から９のいずれか１項に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
  11. 　前記仕上圧延に際し、エッジヒーターを使用して、鋼板の板幅中央部の仕上温度と板幅端部から１０ｍｍ位置の仕上温度の差を４０℃以内とすることを特徴とする請求項１０に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
     
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