JP6244701B2 - 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 - Google Patents
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Description
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、冷間加工によって所望の形状に加工した後、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、あるいはさらに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、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、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、あるいはさらに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、あるいは、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。
良好な冷間加工性を得る上では、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、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ものを冷間プレスで一体成形を行うようにした自動車部品等には、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ＨＶ４４０以上のビッカース硬さを得ることが望まれている。ここで、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ものの、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の含有量を低くするとともに、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ＢＡＦ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が、特許文献３にあるようなフェライト相の平均粒径と球状化率のほかに、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で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し、ＨＲＢで７５以下、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し、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。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。
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し、ＨＲＢで７５以下、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し、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。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が、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％以内とできる。
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が、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％以内とできる。
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：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％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、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］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］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］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］または前記［２］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］前記［１］または前記［２］に記載の組成を有する鋼を、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：５００〜７００℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以下で焼鈍す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７５以下、全伸びが３８％以上であ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。
［５］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［４］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。
［６］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［５］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：０．２０〜０．４０％
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．２０％未満の場合、部品に成形した後の熱処理によって所望の硬さ、具体的には水焼入れ後の硬さでＨＶ４４０以上が得られないため、Ｃ量は少なくとも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する。したがって、Ｃ量は０．２０〜０．４０％とする。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。
Ｃ：０．２０〜０．４０％
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．２０％未満の場合、部品に成形した後の熱処理によって所望の硬さ、具体的には水焼入れ後の硬さでＨＶ４４０以上が得られないため、Ｃ量は少なくとも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する。したがって、Ｃ量は０．２０〜０．４０％とする。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。
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が、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。
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が、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し、またＭｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、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が、グラファイト析出を抑制して、焼入れ時の溶体化処理において鋼板中の全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。
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し、またＭｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、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が、グラファイト析出を抑制して、焼入れ時の溶体化処理において鋼板中の全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が、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。
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が、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が、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。
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が、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、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ量は０．１０％以下とし、好ましくは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。
ｓｏｌ．Ａｌ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、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ量は０．１０％以下とし、好ましくは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量が低下し、また、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、冷却時にフェライト相の生成が促進され、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。なお、下限はとくに規定しないが、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。
Ｎ量が０．００５０％を超えると、ＢＮの形成により固溶Ｂ量が低下し、また、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、冷却時にフェライト相の生成が促進され、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。なお、下限はとくに規定しないが、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：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を高める重要な元素であり、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り、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、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなり、絞り成形において耳が発生しやすくなり、また真円度が低下して、成形時に不具合を引き起こしやすくなる。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０．０００５〜０．００５０％とする。好ましくは、Ｂ量は０．００１０％〜０．００３５％である。
Ｂは焼入れ性を高める重要な元素であり、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り、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、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなり、絞り成形において耳が発生しやすくなり、また真円度が低下して、成形時に不具合を引き起こしやすくなる。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０．０００５〜０．００５０％とする。好ましくは、Ｂ量は０．００１０％〜０．００３５％である。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％
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１種以上の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められないため、０．００２％を下限とした。一方、これらの元素を合計で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、これらの元素の添加量を合計で０．０３０％超えとすると、添加量が高くなりすぎ、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の合計の含有量は０．０３０％を上限とした。好ましくは０．００５％〜０．０２０％である。
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１種以上の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められないため、０．００２％を下限とした。一方、これらの元素を合計で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、これらの元素の添加量を合計で０．０３０％超えとすると、添加量が高くなりすぎ、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の合計の含有量は０．０３０％を上限とした。好ましくは０．００５％〜０．０２０％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０．００２〜０．０３０％とすることで、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して、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した。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、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。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０．２％以下に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。特にロックウェル硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びを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。
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。特にロックウェル硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びを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：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。所定の硬さと伸びを得るために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。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以下と規定した。
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。所定の硬さと伸びを得るために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。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以下と規定した。
なお、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ため、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、かつ鋼板の硬さを低減して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。また、部分的に焼入れする部品もあり、焼入れされない箇所については原板の強度が疲労特性に影響することから、鋼板の硬さはＨＲＢ６５超えが好ましい。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％以内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。なお、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り、また、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。
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、かつ鋼板の硬さを低減して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。また、部分的に焼入れする部品もあり、焼入れされない箇所については原板の強度が疲労特性に影響することから、鋼板の硬さはＨＲＢ６５超えが好ましい。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％以内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。なお、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り、また、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。
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：５００〜７００℃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。また、仕上圧延に際してエッジヒーターを使用することが好ましく、特に、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。
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：５００〜７００℃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。また、仕上圧延に際してエッジヒーターを使用することが好ましく、特に、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
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。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。
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。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。
巻取温度：５００〜７００℃
仕上圧延後の熱延鋼板は、冷却して５００〜７００℃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℃とした。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℃とした。
仕上圧延後の熱延鋼板は、冷却して５００〜７００℃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℃とした。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℃とした。
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。なお、下限はとくに定めないが、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、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。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。
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。なお、下限はとくに定めないが、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、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。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。また、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。
また、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。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り、特に板幅方向での仕上温度の差が４０℃を超えると、特に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ＡからＪの化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２に示す製造条件に従って熱間圧延後、酸洗し、窒素雰囲気（雰囲気ガス：窒素）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に示す仕上温度は板幅中央部の仕上温度である。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に示す。なお、表１に示すＡｒ３変態点およびＡｃ１変態点は、フォーマスターにより求めたものである。
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。
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、得られた平均値の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。
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、得られた伸びの最高値と最低値を求め、その差を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倍の倍率で撮影した組織写真について、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。
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倍の倍率で撮影した組織写真について、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。なおここで表層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子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。
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。なおここで表層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子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として使われている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として使われている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。なお、｛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。
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として使われている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として使われている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。なお、｛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。
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０．１０個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、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５に比べ、エッジヒーターを使用した本発明例である試料番号１、３、４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く、ＨＲＢ硬さのばらつきを４以下、全伸びのばらつきを３％以下とできていることがわかる。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．４５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％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、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７５以下（硬さがＨＲＢで６５以下の場合を除く）、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。
- 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。
- 質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．４５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２〜０．０３０％含有し、任意成分として、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／μｍ ２ 以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで７５以下、全伸びが３８％以上であり、
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焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板。 - 請求項１または請求項２に記載の組成を有する鋼を、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：５００〜７００℃で巻き取った後、Ａｃ１変態点以下で焼鈍す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７５以下、全伸びが３８％以上であ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。
- 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４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。
- 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５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。
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