本發(fā)明涉及高碳熱軋鋼板及其制造方法。特別涉及添加有B且表層中的滲氮抑制效果高、加工性和淬透性優(yōu)異的高碳熱軋鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

現(xiàn)在，齒輪類、自動變速箱部件、座椅安全帶部件等汽車用部件多數(shù)是將屬于JISG 4051中規(guī)定的機械結(jié)構(gòu)用碳鋼鋼材的熱軋鋼板通過冷加工而加工成所希望的形狀后為了確保所希望的硬度而實施淬火處理來制造的。因此，成為坯料的熱軋鋼板需要優(yōu)異的冷加工性、淬透性，到目前為止已提出有各種鋼板。

例如，專利文獻1中公開了一種冷加工用中碳鋼板，其在進行以100℃/秒的平均加熱速度升溫后，在1000℃下保持10秒，以200℃/秒的平均冷卻速度驟冷至室溫的高頻淬火時，硬度成為500HV～900HV，其以質(zhì)量％計含有C：0.30～0.60％、Si：0.06～0.30％、Mn：0.3～2.0％、P：0.030％以下、S：0.0075％以下、Al：0.005～0.10％、N：0.001～0.01％、Cr：0.001～0.10％，或者進一步含有Ni：0.01～0.5％、Cu：0.05～0.5％、Mo：0.01～0.5％、Nb：0.01～0.5％、Ti：0.001～0.05％、V：0.01～0.5％、Ta：0.01～0.5％、B：0.001～0.01％、W：0.01～0.5％、Sn：0.003～0.03％、Sb：0.003～0.03％、As：0.003～0.03％中的1種以上，并且，碳化物的平均直徑d為0.6μm以下，碳化物的球狀化率p為70％以上且小于90％，上述碳化物的平均直徑dμm和上述碳化物的球狀化率p％滿足d≤0.04×p－2.6，或者進一步冷加工前的硬度為120HV以上且小于170HV。另外，專利文獻1中，作為這樣的冷加工用中碳鋼板的制造方法，公開了如下方法：將上述的化學成分的鋼保持于1050～1300℃后，進行在700～1000℃下結(jié)束軋制的熱軋，接著以20～50℃/s的冷卻速度冷卻至500～700℃后，以5～30℃/s的冷卻速度冷卻到規(guī)定的溫度進行卷取，在規(guī)定的條件下保持后，以600℃～Ac₁－10℃的溫度退火。

另外，專利文獻2中公開了一種中碳鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C：0.10～0.80％、Si：0.01～0.3％、Mn：0.3～2.0％、Al：0.001～0.10％、和N：0.001～0.01％，并限制成P：0.03％以下、S：0.01％以下、O：0.0025％以下、Cr：1.5％以下、B：0.01％以下、Nb：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.5％以下、Ti：0.3％以下、Cu：0.5％以下、W：0.5％以下、Ta：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Mg：0.003％以下、Ca：0.003％以下、Y：0.03％以下、Zr：0.03％以下、La：0.03％以下、Ce：0.03％以下、Sn：0.03％以下、Sb：0.03％以下以及As：0.03％以下，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，碳化物的平均直徑為0.4μm以下，相對于上述碳化物的總數(shù)，上述碳化物的平均直徑的1.5倍以上的大小的碳化物的個數(shù)比例為30％以下，上述碳化物的球狀化率為90％以上，平均鐵素體粒徑為10μm以上，拉伸強度TS為550MPa以下。另外，專利文獻2中，作為此種碳鋼板的制造方法公開了如下方法：將上述化學成分的鋼鑄造后熱軋，從熱軋結(jié)束后開始空冷2～10秒鐘，以10～80℃/s的平均冷卻速度從上述空冷結(jié)束的溫度冷卻到480～600℃的溫度范圍，以400℃～580℃進行卷取，以5％以上且小于30％的冷軋率進行冷軋，在650～720℃的溫度范圍內(nèi)退火5～40hr。

另外，專利文獻3中公開了一種添加硼的鋼板，其以質(zhì)量％計含有：C：0.20％～0.45％、Si：0.05％～0.8％、Mn：0.5％～2.0％、P：0.001％～0.04％、S：0.0001％～0.006％、Al：0.005％～0.1％、Ti：0.005％～0.2％、B：0.001％～0.01％以及N：0.0001％～0.01％，或者進一步含有Cr：0.05％～0.35％、Ni：0.01％～1.0％、Cu：0.05％～0.5％、Mo：0.01％～1.0％、Nb：0.01％～0.5％、V：0.01％～0.5％、Ta：0.01％～0.5％、W：0.01％～0.5％、Sn：0.003％～0.03％、Sb：0.003％～0.03％和As：0.003％～0.03％中的1種或2種以上的成分，并且，從表層到深度100μm為止的區(qū)域中的固溶B的平均濃度為10ppm以上。另外，專利文獻3中公開了在以氮為主體的氣氛中退火時，會顯現(xiàn)吸氮的現(xiàn)象，從淬透性的觀點屬于重要元素的B在退火中與鋼中的N結(jié)合形成BN，固溶B減少而無法確保基于B的提高淬透性效果。專利文獻3中公開了為了確保淬透性，需要使從表層到深度為100μm為止的區(qū)域中的固溶B為10ppm以上，因此，重要的是抑制制造工序中的加熱、退火工序的氣氛的影響。另外，專利文獻3中，作為這樣的添加硼的鋼板的制造方法，公開了如下方法：在1200℃以下對上述成分組成的鋼進行加熱后，以800～940℃的精軋溫度進行熱軋，接著以冷卻速度20℃/s以上冷卻至650℃以下后，以20℃/s以下進行冷卻并在400～650℃下進行卷取，酸洗后，在氫95％以上且到400℃的露點為－20℃以下、400℃以上的露點為－40℃以下的氣氛中，以660℃～Ac₁的溫度進行退火。

現(xiàn)有技術(shù)文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利第5048168號公報

專利文獻2：WO2013/035848號公報

專利文獻3：日本專利第4782243號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

在汽車的驅(qū)動系部件等中要求耐磨損性的部件很多，需要高的淬透性和淬火后硬度，例如希望得到超過HV620的維氏硬度。另一方面，以往，如果將在熱鍛、切削、焊接等多個工序制造的產(chǎn)品用于由冷壓一體成型化的汽車部件等中時，為了得到良好的冷加工性，需要較低的硬度和較高的伸長率。

專利文獻1的技術(shù)中，為了確保平均加熱速度100℃/秒的高頻淬火時的淬火硬化能，將碳化物的平均直徑設(shè)為0.6μm以下，但C含量為0.3～0.6％這樣的含有大量的C的鋼中，由于將碳化物的平均粒徑變細為0.6μm以下，所以碳化物的密度變大，容易高強度化，加工性有可能降低。另外，作為其制造方法，進行如下的2階段的冷卻控制，即，在熱軋后以20～50℃/s的冷卻速度冷卻至500～700℃后，以5～30℃/s的冷卻速度進行冷卻，這存在冷卻控制的管理難的問題。

專利文獻2的技術(shù)中記載了將冷軋率設(shè)為5％以上，對熱軋鋼板實施冷軋，促進其后進行的退火時的晶粒生長和再結(jié)晶，使鋼板軟質(zhì)化，但由于在退火前進行冷軋而工序數(shù)增加且成本變高，因此希望不進行冷軋地軟質(zhì)化。

另外，專利文獻3的技術(shù)中也進行如下2階段的冷卻控制，即在熱軋后，以冷卻速度20℃/s以上冷卻至650℃以下后，以20℃/s以下進行冷卻，因此存在冷卻控制的管理難的問題。此外，在專利文獻3的技術(shù)中，為了提高淬透性，添加0.5％以上的Mn。Mn雖然使淬透性提高，但因固溶強化而使熱軋鋼板本身的強度上升，使硬度變大。

另一方面，作為以微量添加而使淬透性提高的元素，已知有B，但也像專利文獻3中所記載的那樣，如果在將一般用作氣氛氣體的氮氣作為主體的氣氛中進行退火，則存在固溶B減少而無法得到由B產(chǎn)生的淬透性提高效果的問題。專利文獻3中，針對這樣的問題，通過在含有95％以上的氫的氣氛或?qū)⒃摎渲脫Q為Ar等非活性氣體的氣氛中進行退火來解決，但使用這些氣體的熱處理的成本變高。另外，并不明確僅由該技術(shù)，能否在氮氣氛中的退火中抑制吸氮。

為了解決上述問題，本發(fā)明的目的在于提出高碳熱軋鋼板及其制造方法，所述高碳熱軋鋼板將添加有B的鋼作為坯料，即使在氮氣氛中進行退火，也能夠穩(wěn)定地得到優(yōu)異的淬透性，且在淬火處理前具有硬度以HRB計為81以下、總伸長率為33％以上這樣的優(yōu)異的加工性。

本發(fā)明人等對將Mn含量設(shè)為0.50％以下這樣的比以往的鋼少的Mn量且添加有B的高碳熱軋鋼板的制造條件與加工性、淬透性的關(guān)系進行了深入研究，結(jié)果得到了以下見解。

i)鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體密度對淬火前的高碳熱軋鋼板的硬度、總伸長率(以下，也簡稱為伸長率)影響大。為了得到具有以HRB計為81以下的硬度、33％以上的總伸長率(El)的鋼板，需要將鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體密度設(shè)為0.13個/μm²以下。

ii)熱軋的精軋中的精加工溫度和精軋后到700℃為止的冷卻速度對鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體密度影響大。如果精加工溫度過高、或冷卻速度過小，則在熱軋后的鋼板中，無法形成由具有規(guī)定的鐵素體分率的鐵素體、珠光體構(gòu)成的組織，在球狀化退火后難以減小滲碳體密度。

iii)通過將Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的至少1種添加于鋼中，從而即便在氮氣氛中實施退火時，也防止?jié)B氮，抑制固溶B量的降低，可得到高淬透性。

本發(fā)明是基于這樣的見解而進行的，并將以下作為主旨。

[1]一種高碳熱軋鋼板，其具有如下組成：以質(zhì)量％計含有C：超過0.40％且0.63％以下、Si：0.10％以下、Mn：0.50％以下、P：0.03％以下、S：0.010％以下、固溶鋁(sol.Al)：0.10％以下、N：0.0050％以下、B：0.0005～0.0050％，進一步含有合計為0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，固溶B量在B含量中所占的的比例為70％以上，具有由鐵素體和滲碳體構(gòu)成且上述鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體密度為0.13個/μm²以下的微觀組織，并且，硬度以HRB計為81以下，總伸長率為33％以上。

[2]根據(jù)上述[1]所述的高碳熱軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，進一步含有合計為0.50％以下的Ni、Cr、Mo中的1種以上。

[3]根據(jù)上述[1]或[2]所述的高碳熱軋鋼板，其中，上述由鐵素體和滲碳體構(gòu)成的組織中的總滲碳體平均直徑為0.60μm～1.00μm，鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體平均直徑為0.40μm以上。

[4]一種高碳熱軋鋼板的制造方法，其將具有如下組成的鋼熱粗軋后，以精軋溫度：Ar₃相變點～870℃進行熱精軋，以25℃/s～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至700℃，以卷取溫度：500℃～700℃進行卷取，由此制造具有珠光體和以體積率計為5％以上的先共析鐵素體的鋼板，繼而在Ac₁相變點以下對該鋼板進行退火，上述組成是以質(zhì)量％計含有C：超過0.40％且0.63％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：0.0005～0.0050％，進一步含有合計為0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。

[5]根據(jù)上述[4]所述的高碳熱軋鋼板的制造方法，其中，上述鋼以質(zhì)量％計，進一步含有合計為0.50％以下的Ni、Cr、Mo中的1種以上。

根據(jù)本發(fā)明能夠制造淬透性和加工性優(yōu)異的高碳熱軋鋼板。本發(fā)明的高碳熱軋鋼板適于坯料鋼板需要冷加工性的齒輪類、自動變速箱部件、座椅安全帶部件等汽車用部件。

具體實施方式

以下，對作為本發(fā)明的高碳熱軋鋼板及其制造方法進行詳細說明。應(yīng)予說明，只要沒有特別說明，則作為成分含量的單位的“％”表示“質(zhì)量％”。

1)組成

C：超過0.40％且0.63％以下

C是為了得到淬火后的強度而言重要的元素。C含量為0.40％以下時，無法通過成型為部件后的熱處理而得到所希望的硬度，具體而言，水淬火后得不到超過HV620的硬度。因此，需要將C含量設(shè)為超過0.40％。另一方面，如果C含量超過0.63％，則鋼板硬質(zhì)化，冷加工性變差。因此，將C含量設(shè)為0.63％以下。優(yōu)選C含量為0.53％以下。為了得到高淬火硬度，優(yōu)選將C含量設(shè)為0.42％以上。通過將C含量設(shè)為0.45％以上，能夠穩(wěn)定地得到HV620以上的水淬火硬度，因而更優(yōu)選。

Si：0.10％以下

Si是由固溶強化而使強度上升的元素。因為隨著Si含量的增加而硬質(zhì)化，且冷加工性變差，所以將Si含量設(shè)為0.10％以下。Si含量優(yōu)選為0.05％以下，更優(yōu)選為0.03％以下。Si使冷加工性降低，因此Si含量越少越好，但如果過度地減少Si，則精煉成本增大，因此Si含量優(yōu)選為0.005％以上。

Mn：0.50％以下

Mn是使淬透性提高的元素，另一方面，也是通固溶強化而使強度上升的元素。如果Mn含量超過0.50％，則鋼板過度硬質(zhì)化而冷加工性降低。另外由Mn的偏析引起的帶狀組織擴展，組織變得不均勻，因此有硬度、伸長率的偏差變大的趨勢。因此，將Mn含量設(shè)為0.50％以下。Mn含量優(yōu)選為0.45％以下，更優(yōu)選為0.40％以下。應(yīng)予說明，下限并沒有特別指定，為了抑制石墨的析出，并在淬火處理加熱時將鋼板中的全部C固溶而得到規(guī)定的淬火硬度，優(yōu)選將Mn含量設(shè)為0.20％以上。

P：0.03％以下

P是由固溶強化而使強度上升的元素。如果P含量超過0.03％，則鋼板過度硬質(zhì)化而冷加工性降低。另外，因為降低晶界的強度，所以淬火后的韌性變差。因此，將P含量設(shè)為0.03％以下。為了得到優(yōu)異的淬火后的韌性，優(yōu)選將P含量設(shè)為0.02％以下。因為P使冷加工性和淬火后的韌性降低，所以優(yōu)選P含量越少越好，但如果使P減少至必要以上，則精煉成本增大，因此P含量優(yōu)選為0.005％以上。

S：0.010％以下

S是因為形成硫化物而使高碳熱軋鋼板的冷加工性和淬火后的韌性降低，所以不得不減少的元素。如果S含量超過0.010％，則高碳熱軋鋼板的冷加工性和淬火后的韌性顯著變差。因此，將S含量設(shè)為0.010％以下。為了得到優(yōu)異的冷加工性和淬火后的韌性，S含量優(yōu)選為0.005％以下。因為S使冷加工性和淬火后的韌性降低，所以S含量優(yōu)選越少越好，但如果將S減少至必要以上，則精煉成本增大，因此S含量優(yōu)選為0.0005％以上。

sol.Al：0.10％以下

如果sol.Al含量超過0.10％，則在淬火處理的加熱時生成AlN，奧氏體晶粒過度微細化，冷卻時會促進鐵素體相的生成，組織變成鐵素體和馬氏體，淬火后的硬度降低。因此，將sol.Al含量設(shè)為0.10％以下。sol.Al含量優(yōu)選為0.06％以下。應(yīng)予說明，Al具有脫氧效果，為了充分地進行脫氧，優(yōu)選將sol.Al含量設(shè)為0.005％以上。

N：0.0050％以下

如果N含量超過0.0050％，則因必要以上地形成BN故而固溶B量降低。另外，由于形成必要以上的BN、AlN，所以在淬火處理的加熱時奧氏體晶粒過度微細化，冷卻時會促進鐵素體相的生成，因此，淬火后的硬度降低。所以，將N含量設(shè)為0.0050％以下。N含量優(yōu)選為0.0045％以下。應(yīng)予說明，下限并沒有特別規(guī)定，但如上所述，N形成BN、AlN。如果形成適當量的BN、AlN，則這些氮化物在淬火處理的加熱時適當抑制奧氏體晶粒的粗大化，使淬火后的韌性提高，因此N含量優(yōu)選為0.0005％以上。

B：0.0005～0.0050％

B是提高淬透性的重要元素?；诒景l(fā)明的熱軋中的精軋后的冷卻速度的條件，當B含量小于0.0005％時，使鐵素體相變延遲的固溶B量不足，因此得不到足夠的淬透性提高效果。因此，需要將B含量設(shè)為0.0005％以上，優(yōu)選為0.0010％以上。另一方面，當B含量超過0.0050％時，精軋后的奧氏體的再結(jié)晶延遲。其結(jié)果，熱軋鋼板的軋制集合組織擴展，退火后的鋼板的機械特性值的面內(nèi)各向異性變大。由此，在拉深成型中容易產(chǎn)生折皺(耳)，另外，真圓度降低，成型時容易引起不良情況。因此，需要將B含量設(shè)為0.0050％以下。從提高淬透性且減小各向異性的觀點考慮，B含量優(yōu)選為0.0035％以下。因此，將B含量設(shè)為0.0005～0.0050％。B含量更優(yōu)選為0.0010～0.0035％。

固溶B量在B含量中所占的比例為70％以上

本發(fā)明中，除了使上述B含量合理化以外，重要的是有助于提高淬透性的固溶B量的控制。鋼板中含有的B中的處于固溶狀態(tài)的B為70％以上，即，鋼板中的固溶B量在全部B含量(B含量)中所占的比例為70％以上時，能夠得到本發(fā)明中希望實現(xiàn)的優(yōu)異的淬透性。因此，將固溶B量在B含量中所占的比例設(shè)為70％以上。固溶B量在B含量中所占的比例優(yōu)選為75％以上。應(yīng)予說明，固溶B量在B含量中所占的比例是指{(固溶B量(質(zhì)量％))/(全部B含量(質(zhì)量％))}×100(％)。

合計為0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上

Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se都是具有抑制從鋼板表面的滲氮的效果的元素，本發(fā)明中，需要含有Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上。另外，這些元素的含量的合計小于0.002％時，無法看到足夠的滲氮抑制效果。因此，含有合計為0.002％以上的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量的合計優(yōu)選為0.005％以上。另一方面，即使這些元素的含量合計超過0.030％，滲氮抑制效果也飽和。另外，這些元素具有偏析于晶界的趨勢，因此，如果這些元素的含量合計超過0.030％，則有可能引起晶界脆化。因此，本發(fā)明中，含有合計為0.030％以下的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量優(yōu)選合計為0.020％以下。

如上所述，通過將N含量設(shè)為0.0050％以下，同時含有合計為0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1種以上，從而能夠在氮氣氛中進行退火的情況下也抑制從鋼板表面的滲氮，抑制鋼板表層中的氮濃度的增加，使從鋼板表面到沿板厚方向150μm深度的范圍內(nèi)含有的平均氮量與鋼板整體中含有的平均氮量的差為30質(zhì)量ppm以下。另外，因為能夠這樣抑制滲氮，所以即便在氮氣氛下退火時，在退火后的鋼板中，也能夠使固溶B量在B含量中所占的比例為70％以上。

如果從鋼板表面到沿板厚方向150μm深度的范圍內(nèi)含有的平均氮量與鋼板整體中含有的平均氮量的差大至超過30質(zhì)量ppm，則形成于鋼板表層部的BN、AlN量與形成于鋼板板厚中心的BN、AlN量的差變大。這種情況下，產(chǎn)生在淬火處理后得不到均勻的硬度等不良情況。因此，需要將從鋼板表面到沿板厚方向150μm深度的范圍內(nèi)含有的平均氮量與鋼板整體中含有的平均氮量的差抑制為30質(zhì)量ppm以下。

上述以外的剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)，但為了進一步提高淬透性，可以含有Ni、Cr、Mo中的1種以上。從得到這樣的效果方面考慮，優(yōu)選含有Ni、Cr、Mo中的1種以上并將其含量的合計設(shè)為0.01％以上。另一方面，因為這些元素價格高，所以使用Ni、Cr、Mo中的1種以上時，需要使其含量的合計為0.50％以下。這些元素的含量優(yōu)選合計為0.20％以下。

2)微觀組織

本發(fā)明中，為了提高冷加工性，需要在熱軋后進行使?jié)B碳體球狀化的退火(球狀化退火)，形成由鐵素體和滲碳體構(gòu)成的微觀組織。應(yīng)予說明，球狀化表示相對于總滲碳體，長寬比(長徑/短徑)≤3的滲碳體以體積率計占有90％以上的狀態(tài)。尤其為了使洛氏硬度以HRB計為81以下且總伸長率為33％以上，需要將鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體密度設(shè)為0.13個/μm²以下。以下，滲碳體密度也稱為滲碳體晶粒的個數(shù)密度。

鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度：0.13個/μm²以下

本發(fā)明的鋼板由鐵素體和滲碳體構(gòu)成。如果鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度高，則多少成為變形的阻礙因素，會硬質(zhì)化，伸長率會降低。為了使硬度為規(guī)定值以下，使伸長率為規(guī)定值以上，需要將鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度設(shè)為0.13個/μm²以下。鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度優(yōu)選為0.11個/μm²以下，進一步優(yōu)選為0.10個/μm²以下。存在于鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體直徑以長徑計為0.15～1.8μm左右，因為是對鋼板的析出強化略微產(chǎn)生效果的尺寸，所以通過使鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度降低，能夠?qū)崿F(xiàn)強度降低。因為鐵素體晶界的滲碳體幾乎無助于分散強化，所以將鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度規(guī)定為0.13個/μm²以下。應(yīng)予說明，除了上述鐵素體和滲碳體以外，不可避免地生成珠光體等剩余部分組織，只要剩余部分組織的合計的體積率為5％左右以下，則不損害本發(fā)明的效果，因此也可以含有該剩余部分組織。

總滲碳體的平均直徑：0.60μm～1.00μm和鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體平均直徑：0.40μm以上

鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體平均直徑小于0.40μm的鋼板因鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度增加，所以有時退火后的鋼板的硬度上升。為了將硬度設(shè)為所希望的值以下，優(yōu)選將鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體平均直徑設(shè)為0.40μm以上。鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體的平均直徑更優(yōu)選為0.45μm以上。

與鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體相比，鐵素體晶界的滲碳體容易粗大化，為了使鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體的平均直徑為0.40μm以上，需要將整體的滲碳體的平均直徑設(shè)為0.60μm以上?？倽B碳體的平均直徑優(yōu)選為0.65μm以上。另一方面，如果總滲碳體的平均直徑超過1.00μm，則有時在像高頻淬火處理這樣的短時間內(nèi)的加熱時，滲碳體未完全溶解，無法使硬度變?yōu)樗Ｍ闹狄韵?，因此，?yōu)選將總滲碳體的平均直徑設(shè)為1.00μm以下?？倽B碳體的平均直徑更優(yōu)選為0.95μm以下。上述的滲碳體的平均直徑可以利用SEM觀察微觀組織并測定滲碳體晶粒的長徑和短徑，從而測定總滲碳體的平均直徑和鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體的平均直徑。

應(yīng)予說明，如果鐵素體的粒徑過于粗大，則雖然硬度降低，但有時伸長率的提高飽和，因此，由上述鐵素體和滲碳體構(gòu)成的組織中的鐵素體的平均粒徑優(yōu)選為12μm以下，更優(yōu)選為9μm以下。另一方面，如果鐵素體的平均粒徑小于6μm，則有時鋼板會硬質(zhì)化，因此鐵素體的平均粒徑優(yōu)選為6μm以上。上述的鐵素體的粒徑可以利用SEM觀察微觀組織而進行測定。

3)機械特性

本發(fā)明中，由冷壓使齒輪類、自動變速箱部件、座椅安全帶部件等汽車用部件成型，因此需要優(yōu)異的加工性。另外，需要通過淬火處理來增大硬度，對部件賦予耐磨損性。因此，除了提高淬透性以外，需要將鋼板的硬度減小到HRB81以下且增大伸長率使總伸長率(El)為33％以上。從加工性的觀點考慮，鋼板的硬度優(yōu)選越低越好，但也存在部分進行淬火的部件，原板的強度會影響疲勞特性。應(yīng)予說明，上述的HRB可以使用洛氏硬度計(B標尺)測定。另外，可以使用在相對于軋制方向為0°的方向(L方向)切出的JIS5號拉伸試驗片，利用島津制作所AG10TB AG/XR的拉伸試驗機以10mm/分鐘進行拉伸試驗，使斷裂的樣品對接而測定總伸長率。

4)制造條件

本發(fā)明的高碳熱軋鋼板如下制造：將上述組成的鋼作為坯料，在熱粗軋后以精軋溫度：Ar₃相變點～870℃實施精軋的熱軋來制成所希望的板厚，精軋后，以25℃/s～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至700℃，以卷取溫度：500℃～700℃進行卷取，制成具有珠光體和以體積率計為5％以上的先共析鐵素體的鋼板，繼而在Ac₁相變點以下實施球狀化退火。應(yīng)予說明，精軋中的壓下率優(yōu)選為85％以上。

以下，對本發(fā)明的高碳熱軋鋼板的制造方法中的限定理由進行說明。

精軋溫度：Ar₃相變點～870℃

為了在退火后使鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度為0.13個/μm²以下，需要對具有珠光體和以體積率計為5％以上的先共析鐵素體的微觀組織的熱軋鋼板實施球狀化退火。在熱粗軋后實施精軋的熱軋中，如果精軋溫度超過870℃而變高，則先共析鐵素體的比例變小，在球狀化退火后得不到規(guī)定的滲碳體晶粒的個數(shù)密度。另外，退火后的滲碳體粒徑、鐵素體粒徑也容易粗大化。因此，將精軋溫度設(shè)為870℃以下。為了充分增大先共析鐵素體的比例，優(yōu)選將精軋溫度設(shè)為850℃以下。另一方面，如果精軋溫度小于Ar₃相變點，則在熱軋后和退火后形成粗大的鐵素體晶粒，伸長率顯著降低。因此，將精軋溫度設(shè)為Ar₃相變點以上。精軋溫度優(yōu)選為820℃以上。應(yīng)予說明，將鋼板的表面溫度作為精軋溫度。

從精軋溫度到700℃的平均冷卻速度：25℃/s～150℃/s

為了在退火后使鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度達到0.13個/μm²以下，需要對具有珠光體和以體積率計為5％以上的先共析鐵素體的微觀組織的熱軋鋼板實施球狀化退火。熱軋中的精軋后到700℃的溫度區(qū)域相當于存在鐵素體和珠光體相變開始溫度的溫度區(qū)域，因此為了使熱軋后的鋼板中的先共析鐵素體的分率以體積率計為5％以上，從精軋溫度到700℃的冷卻速度成為重要因素。從精軋溫度到700℃的溫度區(qū)域的平均冷卻速度小于25℃/s時，鐵素體相變難以在短時間內(nèi)進行，珠光體分率變高到必要以上，因此得不到以體積率計為5％以上的先共析鐵素體。另外，因為生成粗大的珠光體，所以在球狀化退火后難以得到所希望的鋼板組織。因此，將從精軋后到700℃的溫度區(qū)域的平均冷卻速度設(shè)為25℃/s以上。另外，為了得到0.11個/μm²以下的退火后的鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度，優(yōu)選將先共析鐵素體的分率以體積率計設(shè)為10％以上，此時，優(yōu)選將該平均冷卻速度設(shè)為30℃/s以上。該平均冷卻速度更優(yōu)選為40℃/s以上。另一方面，如果該平均冷卻速度超過150℃/s，則難以得到先共析鐵素體，因此將從精軋后到700℃的平均冷卻速度設(shè)為150℃/s以下。該平均冷卻速度優(yōu)選為120℃/s以下。該平均冷卻速度更優(yōu)選為100℃/s以下。應(yīng)予說明，將鋼板的表面溫度作為該溫度。

卷取溫度：500℃～700℃

精軋后的鋼板在實施上述冷卻后，以500℃～700℃的卷取溫度卷取成鋼圈形狀。如果卷取溫度超過700℃，則不僅熱軋鋼板的組織粗大化而在退火后無法得到所希望的鋼板組織，而且鋼板的強度過低，在卷取成鋼圈形狀時，有時因鋼圈的自重而變形，因此在操作上不優(yōu)選。因此將卷取溫度設(shè)為700℃以下。卷取溫度優(yōu)選為650℃以下。另一方面，如果卷取溫度小于500℃，則鋼板組織變得微細且鋼板硬質(zhì)化，伸長率變小而加工性降低。因此，將卷取溫度設(shè)為500℃以上。卷取溫度優(yōu)選為550℃以上。應(yīng)予說明，將卷取溫度設(shè)為鋼板的表面溫度。

熱軋后的鋼板的微觀組織：具有珠光體和以體積率計為5％以上的先共析鐵素體的組織

本發(fā)明中，在后述的球狀化退火后，得到具有由鐵素體和滲碳體構(gòu)成且上述鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度為0.13個/μm²以下的微觀組織的鋼板。在球狀化退火后的微觀組織中，熱軋后的鋼板的微觀組織的影響大。通過使熱軋后的鋼板的微觀組織成為具有珠光體和以體積率計為5％以上的先共析鐵素體的組織，能夠在球狀化退火后成為所希望的組織，從而變?yōu)榧庸ば愿叩匿?。另外，如果是不具有珠光體或者先共析鐵素體的分率以體積率計小于5％的鋼板，則在Ac₁相變點以下進行球狀化退火后，得不到規(guī)定的滲碳體晶粒的個數(shù)密度，鋼板強度變高。因此，將以上述條件進行熱軋、冷卻和卷取而得到的鋼板(熱軋鋼板)的微觀組織作為具有珠光體和以體積率計為5％以上的先共析鐵素體的組織。優(yōu)選成為由珠光體和以體積率計為10％以上的先共析鐵素體構(gòu)成的組織。應(yīng)予說明，為了從退火后得到均勻的組織，先共析鐵素體的分率優(yōu)選以體積率計為50％以下。

退火溫度：Ac₁相變點以下

對如上得到的熱軋鋼板實施退火(球狀化退火)。如果退火溫度超過Ac₁相變點，則奧氏體析出，在退火后的冷卻過程中形成粗大的珠光體組織，變成不均勻的組織。因此，將退火溫度設(shè)為Ac₁相變點以下。應(yīng)予說明，下限沒有特別規(guī)定，但從使鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體晶粒的個數(shù)密度成為所希望的值的方面考慮，退火溫度優(yōu)選為600℃以上，更優(yōu)選為700℃以上。應(yīng)予說明，氣氛氣體可以使用氮、氫、氮和氫的混合氣體中的任一種，優(yōu)選使用這些氣體，但也可以使用Ar，沒有特別限定。另外，退火時間優(yōu)選為0.5～40小時。通過將退火時間設(shè)為0.5小時以上，能夠穩(wěn)定地得到目標組織，可以將鋼板的硬度設(shè)為規(guī)定值以下，將伸長率設(shè)為規(guī)定值以上，因此退火時間優(yōu)選為0.5小時以上。進一步優(yōu)選為8小時以上。另外，如果退火時間超過40小時，則生成率降低，制造成本容易變得過大，因此退火時間優(yōu)選為40小時以下。應(yīng)予說明，將退火溫度設(shè)為鋼板的表面溫度。另外，將退火時間作為維持規(guī)定的溫度的時間。

應(yīng)予說明，為了熔煉本發(fā)明的高碳鋼，轉(zhuǎn)爐、電爐都可以使用。另外，如此熔煉而成的高碳鋼由鑄錠-開坯軋制或連續(xù)鑄造而制成坯板。坯板通常在加熱后，進行熱軋。應(yīng)予說明，在由連續(xù)鑄造制造的坯板的情況下，可以直接應(yīng)用進行軋制的直送軋制，或者可以應(yīng)用出于抑制溫度降低的目的進行保溫地進行軋制的直送軋制。另外，加熱坯板進行熱軋時，為了避免由銹皮引起的表面狀態(tài)的變差，優(yōu)選將坯板加熱溫度設(shè)為1280℃以下。對于熱軋，為了以規(guī)定的溫度進行精軋，可以在熱軋中利用板料加熱器等加熱手段進行被軋制材料的加熱。

實施例

對具有表1所示的鋼編號A～J的化學成分組成的鋼進行熔煉，接著以表2所示的熱軋條件進行精軋后，進行冷卻、卷取，制成熱軋鋼板。應(yīng)予說明，表2所示的冷卻速度是從精軋后到700℃的平均冷卻速度。接著，進行酸洗，以表2所示的退火條件，在氮氣氛(氣氛氣體：氮)中實施退火(球狀化退火)，制造板厚4.0mm、板寬1000mm的熱軋鋼板(熱軋退火板)。對這樣制造的熱軋退火板，調(diào)查硬度、伸長率、微觀組織。另外，也對退火前的熱軋鋼板的微觀組織進行調(diào)查。將結(jié)果示于表2。應(yīng)予說明，表1所示的Ar₃相變點和Ac₁相變點是由自動相變儀求出的。

熱軋退火板的硬度(HRB)

從退火后的鋼板的板寬中央部采取試樣，使用洛氏硬度計(B標尺)測定5點，求出平均值。

熱軋退火板的總伸長率(El)

使用從退火后的鋼板在與軋制方向為0°的方向(L方向)切出的JIS5號拉伸試驗片，利用島津制作所AG10TB AG/XR的拉伸試驗機以10mm/分鐘進行拉伸試驗，將斷裂的樣品對接來求出伸長率(總伸長率)。

微觀組織

退火前的熱軋鋼板的微觀組織(熱軋板的微觀組織)由SEM進行觀察，求出其組織的種類和先共析鐵素體的分率。對于先共析鐵素體的分率，通過分成鐵素體區(qū)域和鐵素體區(qū)域以外的位置，求出鐵素體區(qū)域的比例而求出面積率，將該值作為先共析鐵素體的體積率。應(yīng)予說明，在表2所示的退火前的熱軋鋼板中，由上述的SEM觀察確認了存在珠光體。

對于退火后的鋼板的微觀組織(熱軋退火板的微觀組織)，將從板寬中央部采取的試樣切斷研磨后，實施硝酸乙醇溶液(nital)腐蝕，使用掃描式電子顯微鏡，利用在板厚的1/4位置的5處以3000倍的倍率拍攝的組織照片，觀察其組織的種類，并且測定晶界上不存在、長徑為0.15μm以上的滲碳體的個數(shù)，將該個數(shù)除以照片的視場的面積，求出鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體密度(滲碳體晶粒的個數(shù)密度)。對于滲碳體直徑，使用上述組織照片測定各滲碳體晶粒的長徑和短徑，求出全部的滲碳體和晶粒內(nèi)的滲碳體的平均直徑。對于鐵素體的粒徑，使用上述組織照片求出結(jié)晶粒度，算出平均結(jié)晶粒徑。

另外，對于退火后的鋼板(熱軋退火板)，如下求出表層150μm的平均N量與鋼板中平均N量的差，固溶B量在B含量中所占的比例。將結(jié)果示于表2。

表層150μm的平均N量與鋼板中平均N量的差

使用從退火后的鋼板的板寬中央部采取的試樣，測定表層150μm的平均N量和鋼板中平均N量，求出表層150μm的平均N量與鋼板中的平均N量的差。應(yīng)予說明，這里表層150μm的平均N量是指，從鋼板表面到沿板厚方向為150μm深度的范圍內(nèi)含有的N量。另外，如下求出表層150μm的平均N量。即，從采取的鋼板的表面開始切削，將鋼板從表面切削到150μm的深度，采取此時產(chǎn)生的切削片作為樣品。測定該樣品中的N量作為表層150μm的N量。表層150μm的平均N量和鋼板中平均N量利用非活性氣體熔解－熱導法測定而求出。只要這樣求出的表層150μm的平均N量(表面～從表面到150μm深度的范圍的N量)與鋼板中的平均N量(鋼中的N含量)的差為30質(zhì)量ppm以下，則可以評價為能夠抑制滲氮。

固溶B量在B含量中所占的比例

從退火后的鋼板的板寬中央部采取試樣。用10體積％Br甲醇對鋼中的BN進行萃取，從鋼中的全部B含量減去以BN的形式析出的B含量，求出固溶B量。通過{(固溶B量(質(zhì)量％))/(全部B含量(質(zhì)量％))}×100(％)求出固溶B量在鋼中含有的全部B含量(B含量)中所占的比例。只要該比例為70(％)以上，則可以評價為能夠抑制固溶B量的降低。

淬火后的鋼板硬度(淬火硬度)

另外，將退火后的鋼板作為原板，如下實施3種淬火處理，調(diào)查淬火后的鋼板硬度(淬火硬度)，評價淬透性。將結(jié)果示于表2。

從退火后的鋼板(原板)的板寬中央部采取平板試驗片(寬度15mm×長度40mm×板厚4mm)，使用上述平板試驗片，利用在870℃下保持30s立即進行水冷的方法(水冷)，在870℃下保持30s后立即用120℃的油進行冷卻的方法(120℃油冷)來進行淬火處理。淬透特性是對淬火處理后的試驗片的切斷面利用維氏硬度試驗機在負荷1kgf的條件下測定5點硬度而求出平均硬度，并將該平均硬度作為淬火硬度。

此外，從退火后的鋼板(原板)的板寬中央部采取圓盤試驗片利用高頻淬火(以加熱速度200℃/s進行加熱，達到1000℃后進行水冷)實施淬火處理。此時，對試驗片最外周部的試驗片的切斷面利用維氏硬度試驗機在負荷0.2kgf的條件下測定2點硬度求出平均硬度，將該平均硬度作為淬火硬度。

在870℃下保持30s進行水冷和在120℃下進行油冷的淬火硬度均滿足表3的條件中的水冷后硬度、120℃油冷后硬度，且將高頻淬火后的淬火硬度滿足表3的高頻淬火硬度的情況判定為合格(○)，評價為淬透性優(yōu)異。另外，在870℃下保持30s后水冷和在120℃下進行油冷的硬度和高頻淬火水冷后的硬度中的任一者不滿足表3所示的條件時，設(shè)為不合格(×)，評價為淬透性差。應(yīng)予說明，表3表示可以在經(jīng)驗上評價為淬透性充分的與C含量對應(yīng)的淬火硬度。

根據(jù)表2，可知在本發(fā)明例的熱軋鋼板中，具有由鐵素體和滲碳體構(gòu)成、上述鐵素體晶粒內(nèi)的滲碳體密度為0.13個/μm²以下的微觀組織，硬度以HRB計為81以下，總伸長率為33％以上，因此冷加工性優(yōu)異，并且淬透性也優(yōu)異。

表3