WO2016190370A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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高田　健
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友清　寿雅
保嗣 塚野
荒牧　高志
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Abstract

冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性に優れる低炭素鋼板であって、所定の成分組成を有し、炭化物の平均粒径が０．４μｍ以上、２．０μｍ以下、パーライトの面積率が６％以下、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１超であり、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下であることを特徴とする。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関するものである。
　質量％で、炭素を０．１～０．４％含有する鋼板には、ブランク材から、プレス成形、穴拡げ成形、曲げ成形、絞り成形、増肉及び減肉成形、及び、それらを組み合わせた冷間鍛造が施され、自動車のギヤー、クラッチ等の駆動系部品の素材として用いられる。従来の熱間鍛造等に比べ、冷間鍛造では素材に蓄積される歪量が高くなり、素材の亀裂や成形時の座屈の発生を招き、部品特性の悪化を引き起こす課題がある。
　特に、耐摩耗性を得るために成形素材に浸炭焼入れ及び焼戻しを施した後は、熱処理により残留応力が生まれるため、上記の亀裂部及び座屈部から割れの発生及び進展を招く状態となる。駆動系部品として使用するためには、始動時のギヤーの噛み込みなどによる、瞬時的に大きな荷重の負荷に対して、脆性的に破壊しないための耐衝撃特性の獲得が求められるため、上記の鋼板には、優れた冷間鍛造性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の確保が要求される。
　これまで、鋼板の冷間鍛造性と浸炭後の耐衝撃特性を改善する技術について多くの提案がなされてきた（例えば、特許文献１～５、参照）。
　例えば、特許文献１には、浸炭熱処理における結晶粒の粗大化の抑制により靭性を向上させた機械構造用鋼として、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．１０～０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０～３．００％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｎ：０．０３００％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、冷間加工前の組織がフェライト・パーライト組織であり、そのフェライト粒径の平均値が１５μｍ以上である機械構造用鋼が開示されている。
　特許文献２には、冷間加工性と浸炭焼入性に優れた鋼として、Ｃ：０．１５～０．４０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０．００５～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、フェライト相とグラファイト相を主体とする組織を有する鋼が開示されている。
　特許文献３には、衝撃強度に優れた浸炭かさ歯車用鋼材、高靱性浸炭かさ歯車、及び、その製造方法が開示されている。
　特許文献４には、球状化焼鈍後、冷間鍛造を行い、浸炭焼入焼戻し工程で製造される部品に対し、優れた加工性を有しながら、その後の浸炭でも結晶粒の粗大化を抑制し、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を有する浸炭部品用鋼が開示されている。
　特許文献５には、プラズマ浸炭用冷間工具鋼として、Ｃ：０．４０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．５０％、及び、Ｖ：１．８～６．０％を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１０～２．５０％、Ｃｒ：０．１～２．０％、及び、Ｍｏ：３．０％以下の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなる鋼が開示されている。
特開２０１３－０４０３７６号公報 特開平０６－１１６６７９号公報 特開平０９－２０１６４４号公報 特開２００６－２１３９５１号公報 特開平１０－１５８７８０号公報
　特許文献１の機械構造用鋼の組織は、フェライト＋パーライトの組織であり、該組織は、フェライト＋セメンタイト組織に比べると、大きな硬さを持つため、冷間鍛造における金型の損耗を抑えることはできず、必ずしも冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼とは言えない。
　特許文献２の鋼においては、セメンタイトのグラファイト化処理には、高温での焼鈍が必須となり、歩留りの低下や製造コストの増加を抑えることはできない。
　特許文献３の製造方法は、冷間鍛造及び浸炭理後にさらに熱間鍛造を行う必要があり、熱間鍛造が必須となるため、抜本的な低コスト化に至る製造方法ではない。
　特許文献４の浸炭部品用鋼は、大きな歪が与えられる冷間鍛造において同様の効果を奏することができるか否かは不明確であり、さらに、具体的な組織形態や組織の制御方法も不明確であるため、近年に適用が拡がる板鍛造などの冷間で大きな歪を与え鍛造する成形においても、優れた加工性を示す鋼とは言えない。
　特許文献５には、鋼の成形性、特に冷間鍛造性を向上させるための最適な成分及び組織形態に関する知見及び技術は何らの開示されていない。
　本発明は、上記従来技術の実情に鑑み、冷間鍛造性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性に優れ、特に板成形により高サイクルギヤ等の部品を得るのに好適な鋼板とその製造方法を提供することを課題とするものである。
　上記の課題を解決し、駆動系部品等の素材に適した鋼板を得るためには、焼入れ性を高めるのに必要なＣを含有した鋼板において、フェライトの粒径を大きくし、炭化物（主としてセメンタイト）を適切な粒径で球状化し、パーライト組織を少なくすればよいことが理解できる。これは、以下の理由による。
　フェライト相は硬度が低く、延性が高い。したがって、フェライトを主体とした組織で、その粒径を大きくすることにより、素材成形性を高めることが可能となる。
　炭化物は、金属組織中に適切に分散させることにより、素材成形性を維持しつつ、優れた耐摩耗性や転動疲労特性を付与することができるので、駆動系部品にはなくてはならない組織である。また、鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物をフェライト粒界に存在させることで、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防止して、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間鍛造性を向上させ、同時に、鋼板の成形性も向上させる。
　ただし、セメンタイトは硬くて脆い組織であり、フェライトとの層状組織であるパーライトの状態で存在すると、鋼が硬く、脆くなるので、球状で存在させる必要がある。冷間鍛造性や、鍛造時のき裂の発生を考慮すると、その粒径は適切な範囲である必要がある。
　しかしながら、上記の組織を実現するための製造方法はこれまでに開示されていない。そこで、本発明者らは、上記の組織を実現するための製造方法について鋭意研究した。
　その結果、熱間圧延後の巻取り後の鋼板の金属組織をラメラ間隔の小さい微細なパーライトまたは細かなフェライト中にセメンタイトが分散したベイナイト組織にするため、比較的低温（４００℃～５５０℃）で巻取る。比較的低温で巻取ることにより、フェライト中に分散したセメンタイトも球状化し易くなる。続いて、１段目の焼鈍としてＡｃ１点直下の温度での焼鈍でセメンタイトを部分的に球状化する。次いで、２段目の焼鈍としてＡｃ１点とＡｃ３点間の温度（いわゆるフェライトとオーステナイトの二相域）での焼鈍で、フェライト粒の一部を残しつつ、一部をオーステナイト変態させる。その後緩冷却して残したフェライト粒を成長させつつ、そこを核にしてオーステナイトをフェライト変態させることにより、おおきなフェライト相を得つつ粒界にセメンタイトを析出させ、上記組織の実現できることを見出した。
　すなわち、焼入れ性と成形性を同時に満足する鋼板の製造方法は、熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても実現困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することにより実現可能であることを知見した。
　また、冷間鍛造時の絞り成形性の改善には塑性異方性の低減が必要であり、この改善には、熱延条件の調整が重要であることを知見した。
　本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
　（１）成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．００１～１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｏ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５％以下、Ｓｎ：０．０５０％以下、Ｓｂ：０．０５０％以下、Ａｓ：０．０５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．０５０％以下、Ｙ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｌａ：０．０５０％以下、及びＣｅ：０．０５０％を含み、残部Ｆｅ及び不純物である低炭素鋼板であって、上記低炭素鋼板の金属組織が、炭化物粒径が０．４～２．０μｍ、パーライト面積率が６％以下、及びフェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１超、を満たし、上記低炭素鋼板のビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下であることを特徴とする鋼板。
　（２）前記（１）の鋼板を製造する製造方法であって、前記（１）の成分組成の鋼片を６５０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、上記熱延鋼板を４００℃以上６００℃以下で巻き取り、巻き取った熱延鋼板に酸洗を施し、酸洗した熱延鋼板を３０℃／時間以上１５０℃／時間以下の加熱速度で、６５０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、熱延鋼板を１℃／時間以上８０℃／時間以下の加熱速度で、７２５℃以上７９０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、焼鈍後の熱延鋼板を、１℃／時間以上１００℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却することを特徴とする冷間鍛造性及び鋼板の製造方法。
　本発明によれば、冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性に優れ、特に板成形により高サイクルギヤ等の部品を得るのに好適な鋼板及びその製造方法を提供することができる。
冷間鍛造試験の概要と冷間鍛造で導入された亀裂の態様を模式的に示す図である。（ａ）は、熱延鋼板から切り出した円盤状試験材を示し、（ｂ）は、冷間鍛造後の試験材の形状を示し、（ｃ）は、冷間鍛造後の試験材の断面態様を示す。 浸炭焼入れ焼戻しを施したサンプルの耐衝撃特性を評価する落重試験の概要を模式的に示す図である。 粒内炭化物の個数に対する粒界炭化物の個数の比率と、冷間鍛造試験片の亀裂長さ及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の関係を示す図である。 粒内炭化物の個数に対する粒界炭化物の個数の比率と、冷間鍛造試験片の亀裂長さ及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の別の関係を示す図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。ここで、成分組成に係る「％」は「質量％」を意味する。
　［Ｃ：０．１０～０．４０％］
　Ｃは、鋼中で炭化物を形成し、鋼の強化及びフェライト粒の微細化に有効な元素である。冷間加工における梨地の発生を抑制し、冷間鍛造部品の表面美観を確保するためには、フェライト粒径の粗大化の抑制が必須であるが、０．１０％未満では、炭化物の体積率が不足し、焼鈍中の炭化物の粗大化を抑制することができなくなるので、Ｃは０．１０％以上とする。好ましくは０．１１％以上である。
　一方、０．４０％を超えると、炭化物の体積率が増加し、瞬時的に荷重を負荷した際に破壊の起点となるクラックが多量に生成し、耐衝撃特性の低下を招くので、Ｃは０．４０％以下とする。好ましくは０．３８％以下である。
　［Ｓｉ：０．０１～０．３０％］
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、炭化物の形態に影響を及ぼす元素である。脱酸効果を得るフェライト粒内の炭化物の個数を低減し、フェライト粒界上の炭化物の個数を増やすためには、２段ステップ型の焼鈍により、焼鈍中に、オーステナイト相を生成させ、一旦、炭化物を溶解した後徐冷し、フェライト粒界への炭化物生成を促進する必要がある。
　Ｓｉが０．３０％を超えると、フェライトの延性が低下し、冷間鍛造時に割れが起こり易くなり、冷間鍛造性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低下するので、Ｓｉは０．３０％以下とする。好ましくは０．２８％以下である。
　Ｓｉは、少ないほど好ましいが、０．０１％未満への低減は、精錬コストの大幅な増加を招くので、Ｓｉは０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。
　［Ｍｎ：０．３０～１．００％］
　Ｍｎは、２段ステップ型の焼鈍において、炭化物の形態を制御する元素である。０．３０％未満では、２段目の焼鈍後の徐冷において、フェライト粒界上に炭化物を生成させることが困難となるので、Ｍｎは０．３０％以上とする。好ましくは０．３３％以上である。
　一方、１．００％を超えると、浸炭焼入れ焼戻し後の靭性が低下するので、Ｍｎは１．００％以下とする。好ましくは０．９６％以下である。
　［Ａｌ：０．００１～０．１０％］
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、粒界上の炭化物の個数割合を低下させ、冷間鍛造時の亀裂長さの増加を招くので、Ａｌは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｃｒ：０．５０～２．００％］
　Ｃｒ及びＭｏは靭性を向上させる元素である。Ｃｒは、熱処理時の炭化物の安定化に有効な元素である。０．５０％未満では、浸炭時に炭化物を残存させることが困難となり、表層におけるオーステナイト粒径の粗大化を招き、耐衝撃特性の低下を引き起こすので、Ｃｒは０．５０％以上とする。好ましくは０．５２％以上である。
　一方、２．００％を超えると、炭化物中へのＣｒの濃化量が増加し、２段ステップ型の焼鈍で生成したオーステナイト相中に、微細な炭化物が多く残存するため、徐冷後に粒内にも炭化物が存在し、硬さの増加と粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｃｒは２．００％以下とする。好ましくは１．９４％以下である。
　［Ｍｏ：０．００１～１．００％］
　Ｍｏは、炭化物の形態制御に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｏは０．００１％以上とする。好ましくは０．０１７％以上である。
　一方、１．００％を超えると、炭化物中にＭｏが濃化し、オーステナイト相中でも安定な炭化物が多くなるため、徐冷後に粒内にも炭化物が存在し、硬さの増加と粒界炭化物の個数比率の低下を招き、冷間鍛造性が低下するので、Ｍｏは１．００％以下とする。好ましくは０．９４％以下である。
　以下の元素は、不純物であり、一定量以下に制御する必要がある。
　［Ｐ：０．０２０％以下］
　Ｐは、フェライト粒界に偏析し、粒界炭化物の生成を抑制する元素である。少ないほど好ましい。Ｐの含有量は０でもよいが、精錬工程で０．０００１％未満に高純度化するためには、精錬に長時間を要し、製造コストの大幅な増加を招くので、実質的な下限は０．０００１～０．００１３％である。
　一方、０．０２０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｐは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１８％以下である。
　［Ｓ：０．０１０％以下］
　Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する不純物元素である。非金属介在物は、冷間鍛造時に割れ発生の起点となるので、Ｓは少ないほど好ましい。Ｓの含有量は０でもよいが、Ｓを０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．０００１～０．００１２％である。
　一方、０．０１０％を超えると、冷間鍛造時の亀裂長さの増加を招くので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００９％以下である。
　［Ｎ：０．０２０％以下］
　Ｎは、フェライト粒界へ偏析し、粒界上の炭化物の生成を抑制する元素である。少ないほど好ましい。Ｎの含有量は０でもよいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．０００１～０．０００６％である。
　一方、０．０２０％を超えると、２相域焼鈍及び徐冷を施しても、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界上の炭化物の個数の比が１未満となり、冷間鍛造性が低下するので、Ｎは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下である。
　［Ｏ：０．０００１～０．０２０％］
　Ｏは、鋼中に酸化物を形成する元素である。フェライト粒内に存在する酸化物は、炭化物の生成サイトとなるため、少ないほうが好ましい。Ｏの含有量は０でもよいが、Ｏを０．０００１％未満に低減すと、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．０００１～０．０００６％である。
　一方、０．０２０％を超えると、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界上の炭化物の個数の比が１未満となり、冷間鍛造性が低下するので、Ｏは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下である。
　［Ｔｉ：０．０１０％以下］
　Ｔｉは、炭化物の形態の制御に重要な元素であり、多量の含有により、フェライト粒内の炭化物の生成を促す元素であり、少ないほど好ましい。Ｔｉの含有量は０でもよいが、０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．０００１～０．０００６％である。
　一方、０．０１０％を超えると、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界上の炭化物の個数の比が１未満となり、冷間鍛造性が低下するので、Ｔｉは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
　［Ｂ：０．０００５％以下］
　Ｂは、冷間鍛造時における転位のすべりの制御に有効な元素である。多量の含有により、すべり系の活動が制限されるので、Ｂは、少ないほうが好ましい。Ｂの含有量は０でもよい。０．０００１％未満のＢの検出には細心の注意が必要であるとともに、分析装置によっては、検出下限以下に至る。
　一方、０．０００５％を超えると、冷間鍛造によって形成した剪断帯において転位の交差すべりが抑制され、局所的に歪が集中して割れが発生するので、Ｂは０．０００５％以下とする。好ましくは０．０００５％以下である。
　［Ｓｎ：０．０５０％以下］
　Ｓｎは、鋼原料（スクラップ）から混入する元素であり、少ないほど好ましい。Ｓｎの含有量は０でもよいが、０．００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１～０．００２％である。
　一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Ｓｎは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４８％以下である。
　［Ｓｂ：０．０５０％以下］
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である。Ｓｂは、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率を低下させるので、少ないほど好ましい。Ｓｂの含有量は０でもよいが、０．００１％未満へ低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１～０．００２％である。
　一方、０．０５０％を超えると、冷間鍛造性が低下するので、Ｓｂは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４８％以下である。
　［Ａｓ：０．０５０％以下］
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼原料（スクラップ）から混入する元素である、Ａｓは、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率を低下させるので、少ないほど好ましい。Ａｓの含有量は０でもよいが、０．００１％未満へ低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、実質的な下限は０．００１～０．００２％である。
　一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ａｓは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
　本発明鋼板は、上記元素を基本元素とするが、さらに、冷間鍛造性や、他の特性を向上させる目的で、以下の元素を含有してもよい。以下の元素は、本発明の効果を得るために必須ではないので、含有量は０でもよい。
　［Ｎｂ：０．１０％以下］
　Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化して、靭性の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｂは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＮｂ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｎｂは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｖ：０．１０％以下］
　Ｖも、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化して、靭性の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｖは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＶ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｖは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｃｕ：０．１０％以下］
　Ｃｕは、微細な析出物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、強度向上効果が十分に得られないので、Ｃｕは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００８％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、熱延中に赤熱脆性が発現し、生産性が低下するのでＣｕは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｗ：０．１０％以下］
　Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｗは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｗは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
　［Ｔａ：０．１０％以下］
　Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｔａは０．００１％以上とするのが好ましい。好ましくは０．００７％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、微細なＷ炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｔａは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｎｉ：０．１０％以下］
　Ｎｉは、部品の耐衝撃特性の向上に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｉは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。
　一方、０．１０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｎｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｍｇ：０．０５０％以下］
　Ｍｇは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．０００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｇは０．０００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０００８％以上である。
　一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Ｍｇは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４９％以下である。
　［Ｃａ：０．０５０％以下］
　Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｃａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５０％を超えると、粗大なＣａ酸化物が生成し、冷間鍛造時に割れ発生の起点となるので、Ｃａは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　［Ｙ：０．０５０％以下］
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｙは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５０％を超えると、粗大なＹ酸化物が生成し、冷間鍛造時に割れ発生の起点となるので、Ｙは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３１％以下である。
　［Ｚｒ：０．０５０％以下］
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｚｒは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以上である。
　一方、０．０５０％を超えると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、冷間鍛造時に割れ発生の起点となるので、Ｚｒは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。
　［Ｌａ：０．０５０％以下］
　Ｌａは、微量の添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、また、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率を低下させる元素である。０．００１％未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Ｌａは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｌａは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４７％以下である。
　［Ｃｅ：０．０５０％以下］
　Ｃｅは、Ｌａと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、また、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率を低下させる元素である。０．００１％未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Ｃｅは０．００１％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。
　一方、０．０５０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ｃｅは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４６％以下である。
　なお、本発明鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。
　次に、本発明の鋼板の組織について説明する。
　本発明鋼板の組織は、実質的に、フェライトと炭化物で構成される組織である。炭化物は、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）に加え、セメンタイト中のＦｅ原子をＭｎ、Ｃｒ等で置換した化合物、合金炭化物（Ｍ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ、ＭＣ等であり、ＭはＦｅ及びその他の金属元素）である。
　鋼板を所定の部品形状に成形する際、鋼板のマクロ組織には剪断帯が形成され、剪断帯の近傍で、すべり変形が集中して起きる。すべり変形は、転位の増殖を伴い、剪断帯の近傍には、転位密度の高い領域が形成される。鋼板に付与する歪量の増加に伴い、すべり変形は促進され、転位密度は増加する。
　冷間鍛造では、相当歪で１を超える強加工が施される。このため、従来の鋼板では、転位密度の増加に伴うボイド及び／又はクラックの発生を防ぐことができず、冷間鍛造性を向上あせることは困難であった。
　この困難な課題の解決には、成形時における剪断帯の形成を抑制することが効果的である。ミクロ組織の観点では、剪断帯の形成を、ある一つの粒で発生したすべりが結晶粒界を乗り越えて隣接粒に連続的に伝播する現象として理解できる。よって、剪断帯の形成を抑制するには、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防ぐことが必要である。
　鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物を、フェライト粒界に存在させることで、剪断帯の形成を抑制し、冷間鍛造性を向上することが可能となる。
　このような効果を得るためには、炭化物は、金属組織中に適切な大きさで分散させる必要がある。そこで、炭化物の平均粒子径は０．４μｍ以上２．０μｍ以下とする。炭化物の粒子径が０．４μｍ未満であると、鋼板の硬さが顕著に増加して、冷間鍛造性が低下する。より好ましくは０．６μｍ以上である。
　一方、炭化物の平均粒子径が２．０μｍを超えると、冷間成形時に、炭化物が亀裂の起点となる。より好ましくは１．９５μｍ以下である。
　また、鉄の炭化物であるセメンタイトは硬くて脆い組織であり、フェライトとの層状組織であるパーライトの状態で存在すると、鋼が硬く、脆くなる。したがって、パーライトは極力少なくする必要があり、本発明の鋼板においては、面積率で６％以下とする。
　パーライトは特有のラメラ組織を有するため、ＳＥＭ、光学顕微鏡観察により峻別可能である。任意の断面の中でラメラ組織の領域を算出することで、パーライトの面積率を求めることができる。
　理論及び原則に基づけば、冷間鍛造性は、フェライト粒界の炭化物の被覆率の影響を強く受けると考えられ、その高精度な測定が求められるが、３次元空間におけるフェライト粒界への炭化物の被覆率の測定には、走査型電子顕微鏡内にてＦＩＢによるサンプル切削と観察を繰り返し行うシリアルセクショニングＳＥＭ観察、又は、３次元ＥＢＳＰ観察が必須となり、膨大な測定時間を要するとともに、技術ノウハウの蓄積が不可欠となる。
　本発明者らはこのことを明らかにし、より簡易的で精度の高い評価指標を探索した結果、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を指標とすれば、冷間鍛造性を評価することができ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超えると、冷間鍛造性が著しく向上することを、本発明者らは見出した。
　なお、冷間鍛造時に起きる鋼板の座屈、折込み、たたみ込みのいずれも、剪断帯の形成に伴う歪の局所化により引き起こされるものであるので、同様に、炭化物をフェライト粒界に存在させることで、剪断帯の形成及び歪の局所化を緩和すれば、座屈、折込み、たたみ込みの発生を抑制することができる。
　炭化物の観察は、走査型電子顕微鏡で行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、飽和ピクリン酸－アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。
　観察の倍率を３０００倍とし、板厚１／４層における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに８枚撮影する。得られた組織画像に対し、三谷商事株式会社製（Ｗｉｎ ＲＯＯＦ）に代表される画像解析ソフトにより、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。各炭化物の面積から円相当直径（＝２×√（面積／３．１４））を求め、その平均値を炭化物粒子径とする。
　なお、ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、面積が０．０１μｍ2以下の炭化物は評価の対象から除外する。
　フェライト粒界上に存在する炭化物の個数をカウントし、全炭化物数から粒界上の炭化物数を引算し、フェライト粒内の炭化物数を求める。測定した個数に基づいて、フェライト粒内の炭化物に対する粒界の炭化物の個数比率を算出する。
　焼鈍後の組織として、フェライト粒径を３．０μｍ以上５０．０μｍ以下とすることで、冷間鍛造性を改善することができる。フェライト粒径が３μｍ未満であると、硬さが増加して、冷間鍛造時に亀裂やクラックが発生し易くなるので、フェライト粒径は３．０μｍ以上が好ましい。より好ましくは７．５μｍ以上である。
　一方、フェライト粒径が５０．０μｍを超えると、すべりの伝播を抑制する結晶粒界上の炭化物の個数が減少し、冷間鍛造性が低下するので、フェライト粒径は５０．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは３７．９μｍ以下である。
　フェライト粒径は、前述の手順で、組織観察用のサンプルの観察面を鏡面に研磨した後、３％硝酸－アルコール溶液でエッチングした観察面の組織を、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡で観察し、撮影した画像に対し線分法を適用して測定する。
　鋼板のビッカース硬さを１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下とすることで、冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性を改善することができる。ビッカース硬さが１００ＨＶ未満であると、冷間鍛造中に座屈が発生し易くなり、座屈部の折込み及びたたみ込みが発生して耐衝撃特性が低下するので、ビッカース硬さは１００ＨＶ以上とする。好ましくは１１０ＨＶ以上である。
　一方、ビッカース硬さが１８０ＨＶを超えると、延性が低下し、冷間鍛造時に内部割れが起き易くなり、耐衝撃特性が悪化するので、ビッカース硬さは１８０ＨＶ以下とする。好ましくは１７０ＨＶ以下である。
　続いて、冷間鍛造性の評価方法について説明する。
　図１に、冷間鍛造試験の概要と冷間鍛造で導入された亀裂の態様を模式的に示す。図１（ａ）に、熱延鋼板から切り出した円盤状試験材を示し、図１（ｂ）に、冷間鍛造後の試験材の形状を示し、図１（ｃ）に、冷間鍛造後の試験材の断面態様を示す。
　図１に示すように、板厚５．２ｍｍの熱延鋼板から、直径７０ｍｍの円盤状試験材１を切り出し（図１（ａ）、参照）、深絞りで、底面の直径が３０ｍｍのカップ状試験材を作製する（図示なし）。次に、森鉄工製のワンショットフォーミングプレス機を用いて、カップ状試験材の縦壁部を、増肉比１．５４（＝８ｍｍ／５．２ｍｍ）で増肉成形（冷間鍛造）し、直径３０ｍｍ、高さ３０ｍｍ、縦壁厚８ｍｍのカップ状試験材２を作製する（図１（ｂ）、参照）。
　増肉成形を施したカップ状試験材２を、ＦＡＮＵＣ製のワイヤーカット放電加工機にて、直径部の断面が表れるように切断する（図１（ｃ）、参照）。切断面を鏡面研磨し、切断面に亀裂３が存在するのを確認し、増肉後の縦壁部の厚さに対する縦壁部に存在する亀裂の最大長さＬの割合（＝亀裂の最大長さＬ／増肉後の縦壁部の厚さ８ｍｍ）を測定する。この測定値によって、冷間鍛造性を評価する。
　なお、初期板厚が５．２ｍｍ以外の場合でも、増肉後の縦壁の高さが３０ｍｍになるように、切り出す円盤状試験材の直径を調整し、同じ１．５４の増肉比で成形すれば、初期板厚によらず、評価結果を再現することができるので、本発明が対象とする熱延鋼板は、板厚５．２ｍｍの熱延鋼板に限定されない。本発明は、一般的な板厚（２～１５ｍｍ）の熱延鋼板においても、冷間鍛造性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性を向上させることが可能である。
　次に、本発明製造方法について説明する。本発明製造方法の技術思想は、前述の成分組成の鋼片から鋼板を製造するに際し、熱延条件と焼鈍条件を一貫して管理し、冷間鍛造性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性を向上させることである。
　本発明製造方法の特徴について説明する。
　［熱延の特徴］
　所要の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとし、該スラブを、常法通り、そのまま熱間圧延に供し、又は、一旦冷却後加熱して、熱間圧延に供し、６５０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ熱延を終了する。仕上げ圧延後の熱延鋼板をＲＯＴ上で冷却し、巻取温度４００℃以上６００℃以下で巻き取る。
　［焼鈍の特徴］
　熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の焼鈍を施すが、その際、１段目の焼鈍において、熱延鋼板に、焼鈍温度まで３０℃／時間以上１５０℃／時間以下の加熱速度で加熱し、６５０℃以上７２０℃以下の温度域に３時間以上６０時間以下保持する焼鈍を施す。
　次の２段目の焼鈍においては、熱延鋼板に、焼鈍温度まで１℃／時間以上８０℃／時間以下の加熱速度で加熱し、７２５℃以上７９０℃以下の温度域に３時間以上５０時間以下保持する焼鈍を施す。
　次に、焼鈍後の熱延鋼板を、６５０℃まで、冷却速度１℃／時間以上１００℃／時間以下で冷却し、その後、室温まで冷却する。
　この熱延条件と焼鈍条件の連携により、冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性に優れる低炭素鋼板を得ることができる。
　以下に、本発明製造方法の工程条件について具体的に説明する。
　［熱間圧延］
　　仕上げ熱延温度：６５０℃以上９５０℃以下
　　巻取温度：４００℃以上６００℃以下
　所要の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとし、そのまま、又は、一旦冷却後加熱して、熱間圧延に供し、６５０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ熱延を終了し、熱延鋼板を４００℃以上６００℃以下で巻き取る。
　スラブ加熱温度は１３００℃以下が好ましく、スラブ表層の温度が１０００℃以上に保持される加熱時間は７時間以下が好ましい。
　加熱温度が１３００℃を超え、又は、加熱時間が７時間を超えると、スラブ表層の脱炭が顕著になり、焼入れ前の加熱時に、表層のオーステナイト粒が異常に成長し、耐衝撃特性が低下するので、加熱温度は１３００℃以下が好ましく、加熱時間は７時間以下が好ましい。より好ましくは、加熱温度は１２８０℃以下、加熱時間は６時間以下である。
　仕上げ熱延は、６５０℃以上９５０℃以下の温度で終了する。仕上げ熱延温度が６５０℃未満であると、鋼材の変形抵抗の増加から、圧延負荷が顕著に高まり、さらに、ロール磨耗量が増大し、生産性が低下するので、仕上げ熱延温度は６５０℃以上とする。好ましくは６８０℃以上である。
　一方、仕上げ熱延温度が９５０℃を超えると、ＲＯＴ（Run Out Table）を通過中に分厚いスケールが生成し、該スケールに起因して鋼板表面に疵が発生し、冷間鍛造時、及び／又は、浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった時に、疵を起点として亀裂が発生して耐衝撃特性が低下するので、仕上げ熱延温度は９５０℃以下とする。好ましくは９２０℃以下である。
　ＲＯＴ上で熱延鋼板を冷却する際の冷却速度は１０℃／秒以上１００℃／秒以下が好ましい。冷却速度が１０℃／秒未満であると、冷却途中において、分厚いスケールの生成と、それに起因する疵の発生を抑制することができず、耐衝撃特性が低下するので、冷却速度は１０℃／秒以上が好ましい。より好ましくは２０℃／秒以上である。
　一方、鋼板の表層から内部にわたり、１００℃／秒を超える冷却速度で熱延鋼板を冷却すると、最表層部が過剰に冷却されて、最表層部に、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織が生じる。
　巻き取り後、１００℃～室温の熱延鋼板を払い出す際、上記低温変態組織に微小クラックが発生し、続く酸洗工程及び冷延工程でクラックを取り除くことが難しく、冷間鍛造時及び／又は浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった時、クラックを起点に亀裂が進展し、耐衝撃特性の低下を招くので、冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。より好ましくは８０℃／秒以下である。
　なお、上記冷却速度は、仕上げ熱延後の熱延鋼板が無注水区間を通過した後、注水区間で水冷却を受ける時点から、巻き取りの目標温度までＲＯＴ上で冷却される時点において、各注水区間の冷却設備から受ける冷却能を指しており、注水開始点から巻取機により巻き取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。
　巻取温度は４００℃以上６００℃以下とする。これは、一般的な巻取温度よりも低い温度である。上述した条件で製造した熱延鋼板を、この温度範囲で巻取ることにより、鋼板の組織を、細かなフェライト中に炭化物が分散したベイナイト組織とすることができる。
　巻取温度が４００℃未満であると、巻取り前に未変態であったオーステナイトが硬いマルテンサイトに変態し、巻き取った熱延鋼板の払い出し時に、表層にクラックが発生し、耐衝撃特性が低下するので、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４３０℃以上である。
　一方、巻取温度が６００℃を超えると、ラメラ間隔の大きなパーライトが生成し、熱的安定性の高い分厚い針状の炭化物が形成され、２段ステップ型の焼鈍の後にも、針状の炭化物が残留する。冷間鍛造時、この針状の炭化物を起点として亀裂が発生し、進展するので、巻取温度は６００℃以下とする。好ましくは５７０℃以下である。
　上記条件で製造した熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の焼鈍を施す。熱延鋼板に２段ステップ型の焼鈍を施すことにより、炭化物の安定性を制御し、フェライト粒界への炭化物の形成を促進する。
　まず、２段ステップ型の焼鈍の技術的思想について説明する。
　１段目の焼鈍をＡｃ１点以下の温度域で実施することにより、炭化物を粗大化させるとともに、添加金元素を濃化させ、炭化物の熱的安定性を高める。その後、Ａｃ１点以上の温度域に昇温し、オーステナイトを組織中に生成させ、微細なフェライト粒内の炭化物をオーステナイト中に溶解させ、粗大な炭化物をオーステナイト中に残存させる。
　その後の徐冷により、オーステナイトをフェライトに変態させ、オーステナイト中の炭素濃度を高めていく。徐冷を進めることで、オーステナイト中に残存する炭化物に炭素原子が吸着し、炭化物とオーステナイトが、フェライトの粒界を覆うようになり、最終的に、フェライト粒界に炭化物が多量に存在する組織を形成することが可能となる。それ故、本発明で規定する組織が、単純な焼鈍のみで形成され得ないことは明白である。
　以下に、具体的な焼鈍条件について説明する。
　［１段目の焼鈍］
　　焼鈍温度までの加熱速度：３０℃／時間以上１５０℃／時間
　　焼鈍温度：６５０℃以上７２０℃以下
　　焼鈍温度での保持時間：３時間以上６０時間以下
　１段目の焼鈍温度までの加熱速度を３０℃／時間以上１５０℃／時間以下とする。加熱速度が３０℃／時間未満であると、昇温に時間を要し生産性が低下するので、加熱速度は３０℃／時間以上とする。好ましくは４０℃／時間以上である。
　一方、加熱速度が１５０℃／時間を超えると、コイルの外周部と内部の温度差が増大し、熱膨張差に起因してすり疵や焼付きが発生し、鋼板表面に凹凸が生成する。冷間鍛造時、この凹凸を起点として亀裂が発生し、冷間鍛造性の低下及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の低下を招くので、加熱速度は１５０℃／時間以下とする。好ましくは１２０℃／時間以下である。
　１段目の焼鈍における焼鈍温度（１段目の焼鈍温度）は６５０℃以上７２０℃以下とする。１段目の焼鈍温度が６５０℃未満であると、炭化物の安定度が不足し、２段目の焼鈍において、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となるので、１段目の焼鈍温度は６５０℃以上とする。好ましくは６７０℃以上である。
　一方、焼鈍温度が７２０℃を超えると、炭化物の安定度が高まる前に、オーステナイトが生成して、前述の組織変化を制御することができなくなるので、焼鈍温度は７２０℃以下とする。好ましくは７００℃以下である。
　１段目の焼鈍における保持時間（１段目の保持時間）は３時間以上６０時間以下とする。１段目の保持時間が３時間未満であると、炭化物の安定化が十分ではなく、２段目の焼鈍において、炭化物を残存させることが困難となるので、１段目の保持時間は３時間以上とする。好ましくは１０時間以上である。
　一方、１段目の保持時間が６０時間を超えると、一層の炭化物の安定度向上は見込めず、さらに、生産性の低下を招くので、１段目の保持時間は６０時間以下とする。好ましくは５０時間以下である。
　［２段目の焼鈍］
　　焼鈍温度までの加熱速度：１℃／時間以上８０℃／時間
　　焼鈍温度：７２５℃以上７９０℃以下
　　焼鈍温度での保持時間：３時間以上５０時間以下
　１段目の焼鈍における保持の終了後、熱延鋼板を、焼鈍温度まで加熱速度１℃／時間以上８０℃／時間以下で加熱する。この２段目の焼鈍を行わずに冷却した場合は、フェライト粒径が大きくならず、理想的な組織を得ることはできない。
　２段目の焼鈍においては、フェライト粒界からオーステナイトが生成し成長する。加熱速度を遅くすることで、オーステナイトの核生成を抑えることができ、徐冷後に得られる組織において、炭化物の粒界被覆率を高めることが可能となる。それ故、２段目の焼鈍における加熱速度は小さい方が好ましい。
　加熱速度が１℃／時間未満であると、昇温に時間を要し生産性が低下するので、加熱速度は１℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
　一方、加熱速度が８０℃／時間を超えると、コイルの外周部と内部の温度差が増大し、変態による大きな熱膨張差に起因して、すり疵や焼付きが発生し、鋼板表面に凹凸が生成する。冷間鍛造時、この凹凸を起点として亀裂が生成し、冷間鍛造性の低下及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の低下を招くので、加熱速度は８０℃／時間以下とする。
　２段目の焼鈍における焼鈍温度（２段目の焼鈍温度）は７２５℃以上７９０℃以下とする。２段目の焼鈍温度が７２５℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なくなり、２段目の焼鈍後の冷却後に、フェライト粒界上の炭化物の個数比率が低下し、また、フェライト粒径が小さくなる。このため、２段目の焼鈍温度は７２５℃以上とする。好ましくは７３５℃以上である。
　一方、２段目の焼鈍温度が７９０℃を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となり、前述の組織変化に制御することが難しくなるので、２段目の焼鈍温度は７９０℃以下とする。好ましくは７８０℃以下である。
　２段目の焼鈍における保持時間（２段目の保持時間）は１時間以上５０時間以下とする。２段目の保持時間が１時間未満であると、オーステナイト量の生成量が少なく、かつ、フェライト粒内の炭化物の溶解が十分でなく、フェライト粒界上の炭化物の個数比率を増加させることが困難となり、また、フェライト粒径が小さくなるので、２段目の保持時間は１時間以上とする。好ましくは５時間以上である。
　一方、２段目の保持時間が５０時間を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となるので、２段目の保持時間は５０時間以下とする。好ましくは４５時間以下である。
　［焼鈍後の冷却］
　　冷却停止温度：６５０℃
　　冷却速度：１℃／時間以上１００℃／時間以下
　２段目の焼鈍における保持が終了した後、焼鈍後の熱延鋼板を、６５０℃まで、１℃／時間以上１００℃／時間以下の冷却速度で徐冷却する。徐冷却の停止温度が６５０℃を超えると、その後の室温までの１００℃／時間を超える冷却速度によって未変態のオーステナイトが、パーライト又はベイナイトに変態し、硬さが増加し、冷間鍛造性が低下するので、冷却停止温度は６５０℃とする。
　２段目の焼鈍において生成したオーステナイトを冷却して、フェライトに変態させるとともに、オーステナイト中に残存した炭化物へ炭素を吸着させるには、冷却速度は遅い方が好ましい。冷却速度が１℃／時間未満であると、冷却のために要する時間が増大し、生産性が低下するので、冷却速度は１℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。
　一方、冷却速度が１００℃／時間を超えると、オーステナイトがパーライトに変態し、鋼板の硬さが増加して、冷間鍛造性の低下及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の低下を招くので、冷却速度は１００℃／時間以下とする。好ましくは９０℃／時間である。
　ここで、冷却停止温度とは、上記の冷却速度で制御すべき温度のことであり、６５０℃までの冷却を冷却速度１℃／時間以上１００℃／時間以下で行えば、６５０℃以下への冷却については、特に制限されない。
　なお、焼鈍の雰囲気は、特定の雰囲気に限定されない。例えば、９５％以上の窒素の雰囲気、９５％以上の水素の雰囲気、及び、大気雰囲気のいずれでもよい。
　以上説明したように、本発明の熱延条件と焼鈍条件を一貫して管理し、鋼板の組織制御を行う製造方法によれば、絞り、増肉成形が組み合った冷間鍛造において優れた冷間鍛造性を発揮し、さらに、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性にも優れる低炭素鋼板を製造することができる。
　次に、実施例について説明するが、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るものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用することが可能なものである。
　表１に示す成分組成を有する連続鋳造鋳片(鋼塊)を、１２４０℃で１．８時間加熱した後、熱間圧延に供した。８９０℃で仕上げ熱延を終了し、ＲＯＴ上で４５℃／秒の冷却速度で５２０℃まで冷却し、５１０℃で巻き取り、板厚５．２ｍｍの熱延コイルを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　熱延コイルを酸洗し、箱型焼鈍炉内にコイルを装入し、雰囲気を９５％水素－５％窒素に制御した後、室温から７０５℃までを１００℃／時間の加熱速度で加熱し、７０５℃で３６時間保持してコイル内の温度分布を均一化した。その後、５℃／時間の加熱速度で７６０℃まで加熱し、さらに、７６０℃で１０時間保持した後、６５０℃までを１０℃／時間の冷却速度で冷却し、その後に室温まで炉冷して、特性評価用のサンプルを作製した。
　サンプルの組織は、前述の方法で観察し、冷間鍛造後のサンプルに存在する亀裂長さは、前述の方法で測定した。
　増肉成型したサンプルの浸炭は、ガス浸炭にて実施した。炉内雰囲気ガス中からサンプル表層を通じて鋼内部へ炭素を拡散させるために、カーボンポテンシャルを０．５質量％Ｃに制御した炉内にて、９４０℃で１２０分保持する処理を行い、その後、室温まで炉冷した。
　続いて、室温から８４０℃まで加熱した後、２０分の保持を行い、６０℃の油中に焼入れた。焼入れサンプルに、１７０℃で６０分保持後に空冷する焼戻し処理を施し、浸炭焼入れ焼戻しサンプルを作製した。
　浸炭焼入れ焼戻しサンプルの耐衝撃性は、落重試験により評価した。図２に、浸炭焼入れ焼戻しを施したサンプルの耐衝撃特性を評価する落重試験の概要を模式的に示す。浸炭焼入れ焼戻しを施したカップ状のサンプル４のカップ底を冶具で固定し、カップ側面に、重量２ｋｇの落錘（上辺幅：５０ｍｍ、下辺幅：１０ｍｍ、高さ：８０ｍｍ、長さ：１１０ｍｍ）を、４ｍ離れた上部から自由落下させ、サンプル４の縦壁部へ、約８０Ｊの衝撃を与え、サンプルの割れの有無を観察し、耐衝撃特性を評価する。
　自由落下の結果、割れや破壊が見られなかったサンプルについては、耐衝撃特性に優れる“ＯＫ”の評点をつけ、割れや破壊が見られたサンプルについては、耐衝撃性に劣る“ＮＧ”の評点をつけた。
　表２に、製造したサンプルにおける、炭化物径、パーライト面積率、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、縦壁部の板厚に対する最大亀裂長さの割合、及び、耐衝撃性の測定結果と評価結果を示す。
　表２に示すように、発明鋼Ａ－１、Ｂ－１、Ｃ－１、Ｄ－１、Ｅ－１、Ｆ－１、Ｇ－１、Ｈ－１、Ｉ－１、Ｊ－１、及び、Ｋ－１は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下であり、冷間鍛造性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性に優れている。
　これに対し、比較鋼Ｌ－１は、C量が低く、冷間鍛造前の硬さが１００ＨＶ未満であるため、冷間鍛造性が低い。比較鋼Ｍ－１、Ｐ－１、及び、Ｚ－１は、Ｐ、Ａｌ、Ｎを過剰に含有し、２段目の焼鈍時、γ／α界面への偏析量が大きいため、粒界における炭化物の形成が抑制されている。
　比較鋼Ｓ－１は、Ｓｉを過剰に含有し、フェライトの延性が低いため、冷間鍛造性が低い。比較鋼Ｎ－１及びＴ－１は、それぞれ、Ｍｏ、Ｃｒを過剰に含有するため、フェライト粒内に炭化物が微細に分散し、かつ、硬さが１８０ＨＶを超えている。比較鋼Ｑ－１は、Ｍｎを過剰に含有するため、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が顕著に低い。
　比較鋼Ｏ－１は、Ｃｒ量が少なく、浸炭時に表層のオーステナイト粒が異常に粗大化したため、耐衝撃性が低い。比較鋼Ｒ－１は、Ｓを過剰に含有するため、鋼中に粗大なＭｎＳが生成し、冷間鍛造性が低い。比較鋼Ｕ－１は、Ｃを過剰に含有するため、鋼の増肉厚内部に粗大な炭化物が生成し、浸炭焼入れ後にも粗大な炭化物が残存したため、耐衝撃特性が低い。
　比較鋼Ｖ－１は、Ｍｎ量が少なく、炭化物の安定度を高めることが困難であったため、冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低い。比較鋼Ｗ－１及びＸ－１は、Ｏ、Ｔｉを過剰に含有するため、フェライト粒内に存在する酸化物、ＴｉＣが、２相域焼鈍後の徐冷において炭化物の生成サイトとなり、粒界における炭化物の生成が抑制されて、冷間鍛造性が低い。比較鋼Ｙ－１は、Ｂを過剰に含有するため、冷間鍛造性が低い。
　続いて、製造条件の影響を調べるため、表１に示すＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、及び、Ｋの成分組成を有するスラブを、表３に示す熱延条件及び焼鈍条件にて、板厚５．２ｍｍの熱延板焼鈍サンプルを作製した。
　表４に、作製したサンプルについての、炭化物径、パーライト面積率、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、縦壁部の板厚に対する最大亀裂長さの割合、及び、耐衝撃性の測定結果と評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　比較鋼Ｅ－３は、仕上げ熱延温度が低く、圧延荷重が増加して生産性が低い。比較鋼Ｄ－２は、仕上げ熱延温度が高く、鋼板表面にスケール疵が生成したので、焼入れ焼戻し後に耐摩耗試験に供した際に、スケール疵を起点として亀裂及び剥離が発生し、耐摩耗特性が低下した。比較鋼Ｆ－２は、ＲＯＴ（Run Out Table）での冷却速度が遅く、生産性の低下とスケール疵の発生を招いている。
　比較鋼Ｃ－４は、ＲＯＴでの冷却速度が１００℃／秒で、鋼板の最表層部が過剰に冷却されたことにより、最表層部に微細なクラックが生成した。比較鋼Ｃ－２は、巻取温度が低く、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態組織が多く生成して脆化し、熱延コイル払い出し時に割れが頻発して、生産性が低下している。さらに、割れ片から採取したサンプルにおける耐摩耗特性は低い。
　比較鋼Ｇ－２は、巻取温度が高く、熱延組織においてラメラ間隔の分厚いパーライトが生成するとともに、針状の粗大な炭化物の熱的安定性が高く、２段ステップ型の焼鈍の後においても、上記炭化物が鋼板中に残存するため、被切削性が低い。比較鋼Ｈ－４は、２段ステップ型の焼鈍の１段目の焼鈍における加熱速度が遅いため、生産性が低い。
　比較鋼Ｅ－３は、１段目の焼鈍における加熱速度が速いため、コイルの内部と内外周部との温度差が大きくなり、熱膨張差に起因したスリ疵及び焼付きが発生し、焼入れ焼戻し後に耐摩耗特性の評価試験に供した際、疵部から亀裂及び剥離が発生し、耐摩耗特性が低下した。
　比較鋼Ｇ－４は、１段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）が低く、Ａc1点以下での炭化物の粗大化処理が不十分であり、炭化物の熱的安定度が不十分であることにより、２段目の焼鈍において残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できないため、被切削性が低い。
　比較鋼Ｄ－４は、１段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）が高く、焼鈍中にオーステナイトが生成し、炭化物の安定度を高めることができないため、焼鈍後にパーライトが生成し、ビッカース硬さが１８０ＨＶを超えて、被切削性が低い。比較鋼Ｊ－４は、１段目の焼鈍における保持時間が短く、炭化物の安定度を高めることができず、被切削性が低い。
　比較鋼Ｆ－２は、１段目の焼鈍における保持時間が長く、生産性が低いことに加え、焼付き疵が発生し、耐摩耗特性が低い。比較鋼Ｂ－４は、２段ステップ型の焼鈍の２段目の焼鈍における加熱速度が遅いため、生産性が低い。比較鋼Ａ－３は、２段目の焼鈍における加熱速度が速いため、コイルの内部と外周部の温度差が大きくなり、変態による大きな熱膨張差に起因したスリ疵及び焼付きが発生し、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低い。
　比較鋼Ｋ－２は、２段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）が低く、オーステナイトの生成量が少なく、フェライト粒界における炭化物の個数割合を増やすことができないため、被切削性が低い。比較鋼Ｃ－４は、２段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）が高く、焼鈍中に炭化物の溶解が促進したため、徐冷後に粒界炭化物を形成させることが難しくなり、さらに、パーライトが生成し、ビッカース硬さが１８０ＨＶを超えて、被切削性が低い。
　比較鋼Ｊ－３は、２段目の焼鈍における保持時間が長く、炭化物の溶解が促進したため、被切削性が低い。比較鋼Ｄ－３は、２段目の焼鈍から６５０℃までの冷却速度が遅く、生産性が低いとともに、徐冷後の組織に粗大な炭化物が生成して、冷間鍛造時に粗大な炭化物を起点として亀裂が発生し、冷間鍛造性が低下した。比較鋼Ｉ－３は、２段目の焼鈍から６５０℃までの冷却速度が速く、冷却時にパーライト変態が起きて硬さが増加するため、冷間鍛造性が低い。
　次に、その他元素の許容含有量を調べるため、表５及び表６（表５の続き）に示す成分組成を有する連続鋳造鋳片(鋼塊)を１２４０℃で１．８時間加熱後、熱間圧延に供した。８９０℃で仕上げ熱延を終了し、ＲＯＴ上で４５℃／秒の冷却速度で５２０℃まで冷却し、５１０℃で巻き取り、板厚５．２ｍｍの熱延コイルを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　熱延コイルを酸洗し、箱型焼鈍炉内に熱延コイルを装入し、雰囲気を９５％水素－５％窒素に制御した後、室温から７０５℃までを１００℃／時間の加熱速度で加熱し、７０５℃で３６時間保持してコイル内の温度分布を均一化し、その後、５℃／時間の加熱速度で７６０℃まで加熱し、さらに、７６０℃で１０時間保持した後、６５０℃までを１０℃／時間の冷却速度で冷却し、その後、室温まで炉冷して、特性評価用のサンプルを作製した。
　なお、サンプルの組織は、前述の方法で観察し、冷間鍛造後のサンプルに存在する亀裂長さは、前述の方法で測定した。
　表７に、製造したサンプルにおける、炭化物径、パーライト面積率、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、縦壁部の板厚に対する最大亀裂長さの割合、及び、耐衝撃性の測定結果と評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７に示すように、発明鋼ＡＡ－１、ＡＢ－１、ＡＣ－１、ＡＤ－１、ＡＥ－１、ＡＦ－１、ＡＧ－１、ＡＨ－１、ＡＩ－１、ＡＪ－１、ＡＫ－１、ＡＬ－１、ＡＭ－１、ＡＮ－１、ＡＯ－１、ＡＰ－１、及び、ＡＱ－１は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１を超え、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下であり、冷間鍛造性と浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性に優れている。
　これに対し、比較鋼ＡＲ－１、ＡＳ－１、ＡＷ－1、ＡＺ－１、ＢＢ－１、及び、ＢＦ－１は、それぞれ、Ｌａ、Ａｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｂ、Ｃｅを過剰に含有し、２段目の焼鈍時にγ／α界面への偏析量が多くなるため、粒界における炭化物の生成が抑制されている。比較鋼ＢＧ－１は、Ｓｉを過剰に含有し、フェライトの延性が低いため、冷間鍛造性が低い。
　比較鋼ＡＴ－1、ＡＶ－１、ＢＡ－１、ＢＣ－１、ＢＨ－１、及び、ＢＪ－１は、それぞれ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｖを過剰に含有するため、フェライト粒内に炭化物が微細に分散し、かつ、硬さが１８０ＨＶを超えている。比較鋼ＢＦ－１は、Ｍｎを過剰に含有するため、浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が顕著に低い。
　比較鋼ＡＵ－１、ＡＸ－１、ＡＹ－１、及び、ＢＥ－１は、それぞれ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙを過剰に含有し、鋼中に粗大な酸化物又は非金属介在物が生成して、冷間鍛造時に粗大酸化物又は粗大非金属介在物を起点として亀裂が発生し、冷間鍛造性が低下した。比較鋼ＢＤ－１は、Ｓｎを過剰に含有し、フェライトが脆化して、冷間鍛造性が低い。比較鋼ＢＫ－１は、Ｃを過剰に含有するため、鋼の増肉厚内部に粗大な炭化物が生成し、浸炭焼入れ後にも粗大な炭化物が残存して、耐衝撃特性が低下した。
　続いて、製造条件の影響を調べるため、表５に示すＡＡ、ＡＢ、ＡＣ、ＡＤ、ＡＥ、ＡＦ、ＡＧ、ＡＨ、ＡＩ、ＡＪ、ＡＫ、ＡＬ、ＡＭ、ＡＮ、ＡＯ、ＡＰ、及び、ＡＱの成分組成を有するスラブを、表８に示す熱延条件及び焼鈍条件で、板厚５．２ｍｍの熱延板焼鈍サンプルを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表９に、作製したサンプルにおける、炭化物径、パーライト面積率、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、縦壁部の板厚に対する最大亀裂長さの割合、及び、耐衝撃性の測定結果と評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　比較鋼ＡＣ－２は、仕上げ熱延温度が低く、生産性が低い。比較鋼ＡＮ－４は、仕上げ熱延温度が高く、鋼板表面にスケール疵が生成して、冷間鍛造及び浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が与えられた際、疵部から亀裂が発生し、耐衝撃特性が低下した。
　発明鋼ＡＢ－３は、ＲＯＴでの冷却速度が遅いので、生産性の低下とスケール疵の派生を招いた。発明鋼ＡＪ－３とＡＤ－４は、ＲＯＴでの冷却速度が１００℃／秒であり、鋼板の最表層部が過剰に冷却されて、最表層部に微細なクラックが生成した。
　比較鋼ＡＮ－３は、巻取温度が低く、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態組織が多く生成して脆化し、熱延コイル払い出し時に割れが頻発して生産性が低下した。さらに、割れ片から採取したサンプルにおける冷間鍛造及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性は劣位であった。
　比較鋼ＡＨ－３は、巻取温度が高く、熱延組織においてラメラ間隔の分厚いパーライトが生成するとともに、針状の粗大な炭化物の熱的安定性が高く、２段ステップ型の焼鈍後においても、上記炭化物が鋼板中に残存するため、冷間鍛造性が低い。
　比較鋼ＡＦ－４は、２段ステップ型の焼鈍の１段目の焼鈍における加熱速度が遅いため、生産性が低い。比較鋼ＡＧ－２は、１段目の焼鈍における加熱速度が速いため、コイルの内部と外周部の温度差が大きくなり、熱膨張差に起因したスリ疵及び焼付きが発生して、冷間鍛造及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低下した。
　比較鋼ＡＡ－２は、１段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）が低く、Ａc1点以下での炭化物の粗大化処理が不十分で、炭化物の熱的安定度が不十分となり、２段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、冷間鍛造性が低下した。
　比較鋼ＡＭ－３は、１段目の保持温度（焼鈍温度）が高く、焼鈍中にオーステナイトが生成し、炭化物の安定度を高めることができず、冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低下した。比較鋼ＡＦ－２は、１段目の焼鈍における保持時間が短く、炭化物の安定度を高めることができず、冷間鍛造性が低い。比較鋼ＡＯ－４は、１段目の焼鈍における保持時間が長く、生産性が低い。
　比較鋼ＡＰ－４は、２段ステップ型の焼鈍の２段目の焼鈍における加熱速度が遅いため、生産性が低い。比較鋼ＡＩ－３は、２段目の焼鈍における加熱速度が速いため、コイル内部と外周部の温度差が大きくなり、変態による大きな熱膨張差に起因したスリ疵及び焼付きが発生し、浸炭焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が与えられた際、該疵部から亀裂が発生し、耐衝撃特性が低下した。
　比較鋼ＡＬ－３は、２段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）が低くて、オーステナイトの生成量が少なく、フェライト粒界における炭化物の個数割合を増やすことができず、冷間鍛造性が低下した。比較鋼ＡＤ－２は、２段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）が高く、焼鈍中に炭化物の溶解が促進したため、徐冷後に粒界炭化物を生成させることが難しくなり、冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低下した。
　比較鋼ＡＪ－４は、２段目の焼鈍における保持時間が長く、炭化物の溶解が促進したため、冷間鍛造性が低い。比較鋼ＡＱ－３は、２段目の焼鈍から６５０℃までの冷却速度が遅く、生産性が低いとともに、徐冷後の組織に粗大な炭化物が生成して、冷間鍛造時に、粗大な炭化物を起点として亀裂が発生し、冷間鍛造性が低下した。比較鋼ＡＰ－２は、２段目の焼鈍から６５０℃までの冷却速度が速く、冷却時にパーライト変態が起き、硬さが増加するため、冷間鍛造性が低下した。
　ここで、図３に、粒内炭化物の個数に対する粒界炭化物の個数の比率と、冷間鍛造試験片の亀裂長さ及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の関係を示す。
　図３から、個数比率（＝粒界炭化物の個数／粒内炭化物の個数）が１を超えると、冷間鍛造にて導入される亀裂長さの割合を抑えることができ、浸炭焼入れ焼戻し後に優れた耐衝撃性が得られることが解る。
　また、図４に、粒内炭化物の個数に対する粒界炭化物の個数の比率と、冷間鍛造試験片の亀裂長さ及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性の別の関係を示す。図４は、添加元素を加えた鋼板においても、亀裂長さを抑えることができることを示す図である。
　図４から、鋼板に、適正範囲の元素を添加した場合においても、個数比率（＝粒界炭化物の個数／粒内炭化物の個数）が１を超えると、冷間鍛造にて導入される亀裂長さの割合を抑えることができ、浸炭焼入れ焼戻し後に優れた耐衝撃性が得られることが解る。
　前述したように、本発明によれば、冷間鍛造性及び浸炭焼入れ焼戻し後の耐衝撃特性に優れる低炭素鋼板及びその製造方法を提供することができる。本発明の鋼板は、例えば、板成形等の冷間鍛造で成形して高サイクルギヤ等の部品を得る際の素材として好適であるので、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。
　１　　円盤状試験材
　２　　カップ状試験材
　３　　き裂
　４　　サンプル
　５　　落錘
　Ｌ　　亀裂の最大長さ

Claims (2)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．１０～０．４０％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
    　　Ｍｎ：０．３０～１．００％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１０％、
    　　Ｃｒ：０．５０～２．００％、
    　　Ｍｏ：０．００１～１．００％、
    　　Ｐ　：０．０２０％以下、
    　　Ｓ　：０．０１０％以下、
    　　Ｎ　：０．０２０％以下、
    　　Ｏ　：０．０２０％以下、
    　　Ｔｉ：０．０１０％以下、
    　　Ｂ　：０．０００５％以下、
    　　Ｓｎ：０．０５０％以下、
    　　Ｓｂ：０．０５０％以下、
    　　Ａｓ：０．０５０％以下、
    　　Ｎｂ：０．１０％以下、
    　　Ｖ　：０．１０％以下、
    　　Ｃｕ：０．１０％以下、
    　　Ｗ　：０．１０％以下、
    　　Ｔａ：０．１０％以下、
    　　Ｎｉ：０．１０％以下、
    　　Ｍｇ：０．０５０％以下、
    　　Ｃａ：０．０５０％以下、
    　　Ｙ　：０．０５０％以下、
    　　Ｚｒ：０．０５０％以下、
    　　Ｌａ：０．０５０％以下、及び
    　　Ｃｅ：０．０５０％
    を含み、残部Ｆｅ及び不純物である低炭素鋼板であって、
    　上記低炭素鋼板の金属組織が、
    　炭化物粒径が０．４～２．０μｍ、
    　パーライト面積率が６％以下、及び
    　フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が１超、
    を満たし、
    　上記低炭素鋼板のビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下である
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　請求項１に記載の鋼板を製造する製造方法であって、
    　請求項１に記載の成分組成の鋼片を６５０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
    　上記熱延鋼板を４００℃以上６００℃以下で巻き取り、
    　巻き取った熱延鋼板に酸洗を施し、酸洗した熱延鋼板を３０℃／時間以上１５０℃／時間以下の加熱速度で、６５０℃以上７２０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上６０時間以下保持する１段目の焼鈍を施し、次いで、
    　熱延鋼板を１℃／時間以上８０℃／時間以下の加熱速度で、７２５℃以上７９０℃以下の焼鈍温度に加熱して、３時間以上５０時間以下保持する２段目の焼鈍を施し、焼鈍後の熱延鋼板を、１℃／時間以上１００℃／時間以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
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