CN113366136B - 高碳热轧钢板和其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高碳热轧钢板及其制造方法。本发明的高碳热轧钢板具有特定的成分组成，微观组织具有铁素体、渗碳体和相对于全部微观组织以面积率计占6.5％以下的比例的珠光体，渗碳体中，当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数的比例为20％以下，平均渗碳体直径为2.5μm以下，渗碳体在相对于全部微观组织中所占的比例以面积率计为1.0％以上且小于3.5％，从表层到深度100μm的区域的固溶B量的平均浓度为10质量ppm以上，从表层到深度100μm的区域的以AlN的形式存在的N量的平均浓度为70质量ppm以下。

Description

高碳热轧钢板和其制造方法
技术领域
本发明涉及一种冷加工性和淬透性(整体淬透性和渗碳淬透性)优异的高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术
目前，变速器、座椅等汽车用部件大多是将属于JIS G4051规定的机械结构用碳钢钢材和机械结构用合金钢钢材的热轧钢板(高碳热轧钢板)通过冷加工而加工成期望的形状后，为了确保期望的硬度而实施淬火处理而制造的。因此，作为坯材的热轧钢板需要优异的冷加工性和淬透性，迄今为止提出了各种钢板。
例如，专利文献1中记载了一种精密冲裁用高碳钢板，成分组成如下：以重量％计含有C：0.15％～0.9％、Si：0.4％以下、Mn：0.3％～1.0％、P：0.03％以下、T.Al：0.10％以下以及Cr：1.2％以下、Mo：0.3％以下、Cu：0.3％以下、Ni：2.0％以下中的1种以上或Ti：0.01％～0.05％、B：0.0005％～0.005％、N：0.01％以下；具有球状化率80％以上、平均粒径0.4～1.0μm的碳化物分散在铁素体中的组织。
在专利文献2中记载了一种改善了加工性的高碳钢板，成分组成如下：以质量％计含有C：0.2％以上、Ti：0.01％～0.05％、B：0.0003％～0.005％；碳化物的平均粒径为1.0μm以下，且0.3μm以下的碳化物的比率为20％以下。
在专利文献3中记载了一种添加B的钢，以质量％计具有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％和N：0.0001％～0.01％、以及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％、As：0.003％～0.03％中的1种或2种以上的成分。
在专利文献4中记载了一种改善了冷加工性和低脱碳性的机械结构用钢，成分组成如下：以质量％计含有C：0.10％～1.2％、Si：0.01％～2.5％、Mn：0.1％～1.5％、P：0.04％以下、S：0.0005％～0.05％、Al：0.2％以下、Te：0.0005％～0.05％、N：0.0005％～0.03％和Sb：0.001％～0.05％、以及Cr：0.2％～2.0％、Mo：0.1％～1.0％、Ni：0.3％～1.5％、Cu：1.0％以下、B：0.005％以下中的1种以上；由以铁素体和珠光体为主体的组织构成，铁素体晶粒度为11号以上。
在专利文献5中记载了一种改善了淬透性和加工性的高碳热轧钢板,以质量％计含有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：0.005％以下、B：0.0005％～0.0050％，进一步含有合计0.002％～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，具有由铁素体和渗碳体构成，铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的微观组织，硬度以HRB计为75以下，总伸长率为38％以上。
在专利文献6中记载了一种改善了淬透性和加工性的高碳热轧钢板，以质量％计含有C：0.20％～0.48％、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：0.005％以下、B：0.0005％～0.0050％，进一步含有合计0.002％～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，具有由铁素体和渗碳体构成，铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的微观组织，硬度以HRB计为65以下，总伸长率为40％以上。
在专利文献7中记载了一种高碳热轧钢板，具有如下组成：以质量％计含有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：0.005％以下、B：0.0005％～0.0050％，进一步含有合计0.002％～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，固溶B量在B含量中所占的比例为70％以上；具有由铁素体和渗碳体构成，铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.08个/μm2以下的微观组织，硬度以HRB计为73以下，总伸长率为39％以上。
在专利文献8中记载了一种高碳热轧钢板，具有如下组成：以质量％计含有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：0.10％以下、N：0.0005％～0.0050％、B：0.0010％～0.0050％和Sb、Sn中的至少1种：合计0.003％～0.10％，且满足0.50≤(14[B])/(10.8[N])的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；具有由铁素体相和渗碳体构成，铁素体相的平均粒径为10μm以下，渗碳体的球状化率为90％以上的微观组织，上述高碳热轧钢板的总伸长率为37％以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-299189号公报
专利文献2：日本特开2005-344194号公报
专利文献3：日本专利第4012475号公报
专利文献4：日本专利第4782243号公报
专利文献5：日本特开2015-017283号公报
专利文献6：日本特开2015-017284号公报
专利文献7：国际公开第2015/146173号
专利文献8：日本专利第5458649号公报
发明内容
专利文献1中记载的技术与精密冲裁性相关，记载了碳化物的分散形态对精密冲裁性和淬透性造成的影响。具体而言，专利文献1中记载了通过将平均碳化物粒径控制在0.4～1.0μm，使球状化率为80％以上，得到改善了精密冲裁性和淬透性的钢板。但是，专利文献1中没有关于冷加工性的讨论，另外也没有关于渗碳淬透性的记载。
专利文献2中记载的技术不仅关注碳化物平均粒径，而且关注0.3μm以下的微细碳化物对加工性的影响，记载了通过将碳化物的平均粒径控制在1.0μm以下，并且将0.3μm以下的碳化物比例控制在20％以下，得到改善了加工性的钢板。但是，在专利文献2中，对C量为0.20％以上的范围进行了叙述，对C量小于0.20％的范围没有研究。
专利文献3中记载的技术记载了通过调整成分组成，得到改善了冷加工性和耐脱碳性的钢。但是，在专利文献3中没有关于整体淬透性、渗碳淬透性的记载。
专利文献4中记载的技术描述了通过含有B以及Cr、Ni、Cu、Mo、Nb、V、Ta、W、Sn、Sb、As中的1种或2种以上的成分，确保规定量的表层的固溶B，得到实现了高淬透性的钢。但是，专利文献4中规定退火工序的气氛中的氢浓度为95％以上，没有关于在氮气氛的退火工序中能否抑制吸氮而确保固溶B的记载。
专利文献5～7中记载的技术记载了通过含有B以及合计0.002％～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，防止渗氮效果高，例如即使在氮气氛下进行退火的情况下，也防止渗氮，通过维持规定量的固溶B，提高淬透性。然而，专利文献5～7的C量均为0.20％以上。
专利文献8中记载的技术提出了通过含有C：0.15％～0.37％、B以及Sb、Sn中的1种以上而淬透性高的钢。但是，专利文献8中没有研究渗碳淬透性之类的更高的淬透性。
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供一种具有优异的冷加工性和优异的淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)的高碳热轧钢板及其制造方法。
为了实现上述课题，本发明人等对作为钢的成分组成含有B以及选自Sn和Sb中的1种或2种的高碳热轧钢板的制造条件与冷加工性和淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)的关系进行了深入研究。其结果，得出以下见解。
i)在氮气氛下实施退火时，气氛中的氮发生渗氮，在钢板中浓化，与钢板中的B、Al结合，在表层生成B氮化物和Al氮化物。由此，钢板中的固溶B量降低，或者由于存在Al氮化物而在淬火前的奥氏体区域的加热中奥氏体晶粒径变小，有时淬火不足。因此，在本发明中，在氮气氛下实施退火时，对要求更高淬透性(高渗碳淬透性)的钢板，向钢中添加规定量的Sb和Sn中的至少1种以上。另外，通过在退火中以规定的加热速度在450～600℃的温度范围加热，能够将从气氛向钢中的渗氮抑制为规定量。由此，防止上述渗氮，抑制固溶B量的降低和Al氮化物的增加，从而能够确保更高的淬透性(高渗碳淬透性)。
ii)当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体对冷加工性、淬火前高碳热轧钢板的硬度(硬度)、总伸长率(以下，有时也简称为伸长率)有很大影响。通过当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数为20％以下，能够得到拉伸强度420MPa以下、总伸长率(El)为37％以上。
iii)当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体对淬火前的高碳热轧钢板的硬度(硬度)、总伸长率有很大影响。通过当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数为10％以下，能够得到拉伸强度为380MPa以下、总伸长率(El)为40％以上。
iv)热粗轧后，以精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，然后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却至650～700℃，以卷绕温度：超过580℃且700℃以下进行卷绕，冷却至常温，制成热轧钢板后，通过将该热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上在450～600℃间进行加热，以退火温度：低于Ac1相变点保持的退火，能够提高冷加工性和淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)。
v)或者，热粗轧后，进行精轧结束温度：Ar3相变点以上的精轧，然后以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却至650～700℃，以卷绕温度：超过580℃且700℃以下进行卷绕，冷却至常温，制成热轧钢板后，通过将该热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上在450～600℃间加热，在Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上，接着，以平均冷却速度：1～20℃/h冷却至低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上这样的2段退火，能够确保规定的微观组织。
本发明是基于以上见解而完成的，主旨如下。
[1]一种高碳热轧钢板，具有如下成分组成：以质量计含有C：0.10％以上且小于0.20％、Si：0.8％以下、Mn：0.10％～0.80％、P：0.03％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.10％以下、N：0.01％以下、Cr：0.05％～0.50％、B：0.0005％～0.005％以及合计0.002％～0.1％的选自Sb和Sn中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；微观组织具有铁素体、渗碳体和相对于全部微观组织以面积率计占6.5％以下的比例的珠光体，上述渗碳体中，当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数的比例为20％以下，平均渗碳体直径为2.5μm以下，上述渗碳体在全部微观组织中所占的比例以面积率计为1.0％以上且小于3.5％，
从表层到深度100μm的区域的固溶B量的平均浓度为10质量ppm以上，从表层到深度100μm的区域的以AlN的形式存在的N量的平均浓度为70质量ppm以下。
[2]根据上述[1]所述的高碳热轧钢板，其中，拉伸强度为420MPa以下，总伸长率为37％以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的高碳热轧钢板，其中，上述铁素体的平均粒径为4～25μm。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的高碳热轧钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计进一步含有选自下述A组和B组中的1组或2组。
A组：Ti：0.06％以下
B组：选自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的1种或2种以上：分别为0.0005％～0.1％
[5]一种高碳热轧钢板的制造方法，是上述[1]～[4]中任一项所述的高碳热轧钢板的制造方法，将具有上述成分组成的钢热粗轧后，以精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，然后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却至650～700℃，以卷绕温度：超过580℃且700℃以下进行卷绕，制成热轧钢板后，实施将该热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上加热至450～600℃的温度范围，以退火温度：低于Ac1相变点保持的退火。
[6]一种高碳热轧钢板的制造方法，是上述[1]～[4]中任一项所述的高碳热轧钢板的制造方法，在将具有上述成分组成的钢热粗轧后，以精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，然后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却至650～700℃，以卷绕温度：超过580℃且700℃以下进行卷绕，制成热轧钢板后，实施将该热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上加热至450～600℃的温度范围，在Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上，接着，以平均冷却速度：1～20℃/h冷却至低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上的退火。
根据本发明，得到冷加工性和淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)优异的高碳热轧钢板。而且，通过将利用本发明制造的高碳热轧钢板作为坯材钢板应用于需要冷加工性的座椅、门锁以及传动***等汽车用部件，能够大大有助于要求稳定品质的汽车用部件的制造，起到产业上显著的效果。
具体实施方式
以下，对本发明的高碳热轧钢板及其制造方法进行详细说明。应予说明，本发明并不限定于以下的实施方式。
1)成分组成
对本发明的高碳热轧钢板的成分组成和其限定理由进行说明。应予说明，作为以下成分组成的含量单位的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。
C：0.10％以上且小于0.20％
C是为了得到淬火后强度的重要元素。C量小于0.10％时，因成型后的热处理得不到期望的硬度，因此C量需要为0.10％以上。但是，C量为0.20％以上时，则硬质化，韧性和冷加工性劣化。因此，C量为0.10％以上且小于0.20％。在用于形状复杂且难以冲压加工的部件的冷加工时，C量优选为0.18％以下。优选为0.12％以上，更优选为0.13％以上。
Si：0.8％以下
Si是通过固溶强化使强度提高的元素。随着Si量的增加而硬质化，冷加工性劣化，因此，Si量为0.8％以下。优选为0.65％以下，进一步优选为0.50％以下。从在淬火后的回火工序中确保规定的软化阻力的观点出发，Si量优选为0.10％以上，更优选为0.2％以上，进一步优选为0.3％以上。
Mn：0.10％～0.80％
Mn是提高淬透性，并且通过固溶强化使强度提高的元素。Mn量小于0.10％时，整体淬透性和渗碳淬透性均开始降低，因此Mn量为0.10％以上。在厚物材料等中可靠地淬火到内部时，优选为0.25％以上，进一步优选为0.30％以上。另一方面，如果Mn量超过0.80％，则由Mn的偏析引起的条带组织发达，组织变得不均匀，且由于固溶强化，钢硬质化，冷加工性降低。因此，Mn量为0.80％以下。作为成型性的部件用材料，需要规定的冷加工性，因此Mn量优选为0.65％以下。进一步优选为0.55％以下。
P：0.03％以下
P为通过固溶强化而使强度提高的元素。如果P量增加超过0.03％，则导致晶界脆化，淬火后的韧性劣化。另外，冷加工性也降低。因此，P量为0.03％以下。为了得到优异的淬火后的韧性，P量优选为0.02％以下。P使冷加工性和淬火后的韧性降低，因此，P量越少越优选。然而，如果过度地减少P，则精炼成本增大，因此P量优选为0.005％以上。进一步优选为0.007％以上。
S：0.010％以下
S为由于形成硫化物而使高碳热轧钢板的冷加工性和淬火后的韧性降低而必须减少的元素。如果S量超过0.010％，则高碳热轧钢板的冷加工性和淬火后的韧性显著劣化。因此，S量为0.010％以下。为了得到优异的冷加工性和淬火后的韧性，S量优选为0.005％以下。由于S使冷加工性和淬火后的韧性降低，因此，S量越少越优选。然而，如果过度减少S，则精炼成本增大，因此，S量优选为0.0005％以上。
sol.Al：0.10％以下
sol.Al量超过0.10％时，在淬火处理的加热时生成AlN且奥氏体晶粒过度微细化。由此，在冷却时促进铁素体相的生成，微观组织成为铁素体和马氏体，淬火后的硬度降低。因此，sol.Al量为0.10％以下。优选为0.06％以下。应予说明，sol.Al具有脱氧的效果，为了充分地脱氧，优选为0.005％以上。
N：0.01％以下
如果N量超过0.01％，则由于AlN的形成，在淬火处理的加热时奥氏体晶粒过度微细化，在冷却时促进铁素体相的生成，淬火后的硬度降低。因此，N量为0.01％以下。优选为0.0065％以下。进一步优选为0.0050％以下。应予说明，N形成AlN、Cr系氮化物和B氮化物。由此是在淬火处理的加热时适度地抑制奥氏体晶粒的生长，提高淬火后的韧性的元素。因此，N量优选为0.0005％以上。进一步优选为0.0010％以上。
Cr：0.05％～0.50％
本发明中，Cr是提高淬透性的重要的元素。含有小于0.05％时，看不到充分的效果，因此需要使Cr量为0.05％以上。另外，如果钢中的Cr量为0％，则特别是在渗碳淬火中，表层容易产生铁素体，得不到完全淬火组织，有时容易引起硬度降低。因此，从重视淬透性的观点出发，Cr量为0.05％以上，优选为0.10％以上。另一方面，如果Cr量超过0.50％，则淬火前的钢板硬质化，冷加工性受损。因此，Cr量为0.50％以下。应予说明，在对难以冲压成型的需要高加工性的部件进行加工时，由于需要更加优异的冷加工性，因此Cr量优选为0.45％以下，进一步优选为0.35％以下。
B：0.0005％～0.005％
本发明中，B是提高淬透性的重要的元素。B量小于0.0005％时，看不到充分的效果，因此B量需要为0.0005％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，B量超过0.005％时，精轧后的奥氏体的再结晶延迟，作为结果，热轧钢板的织构发达，退火后的各向异性变大，在拉深成型中容易产生耳状物。因此，B量为0.005％以下。优选为0.004％以下。
选自Sb和Sn的1种或2种的合计：0.002％～0.1％。
Sb、Sn是对抑制来自钢板表层的渗氮有效的元素。这些元素的1种以上的合计小于0.002％时，看不到充分的效果，因此这些元素的1种以上的合计为0.002％以上。进一步优选为0.005％以上。另一方面，即使这些元素的1种以上的合计含有超过0.1％，渗氮防止效果也饱和。另外，这些元素有在晶界偏析的趋势，因此如果合计超过0.1％，则含量过高，有可能引起晶界脆化。因此，选自Sb和Sn中的1种或2种的合计含量为0.1％以下。优选为0.03％以下，进一步优选为0.02％以下。
本发明中，通过使选自Sb和Sn中的1种或2种合计为0.002％～0.1％，即使在氮气氛下进行退火的情况下，也抑制来自钢板表层的渗氮，抑制钢板表层的氮浓度的增加。如此，根据本发明，由于能够抑制从钢板表层的渗氮，因此，即使在氮气氛下进行退火的情况下，也能够适当地确保从退火后的钢板表层到深度100μm的区域的固溶B量，且通过抑制从钢板表层到深度100μm的区域的Al氮化物(AlN)的生成，淬火前加热时的铁素体晶粒能够成长。其结果，在冷却时能够延迟铁素体和珠光体的生成，由此能够得到高淬透性。
本发明中，上述以外的剩余部分是Fe和不可避免的杂质。
通过以上的必需含有元素，本发明的高碳热轧钢板得到目标特性。应予说明，本发明的高碳热轧钢板例如出于进一步提高淬透性的目的，可以根据需要含有下述元素。
Ti：0.06％以下
Ti是对提高淬透性有效的元素。在仅含有B时淬透性不充分的情况下，通过含有Ti，能够提高淬透性。Ti量小于0.005％时，看不到其效果，因此，含有Ti时，Ti量优选为0.005％以上。进一步优选为0.007％以上。另一方面，Ti量含有超过0.06％时，淬火前的钢板硬质化，冷加工性受损，因此，含有Ti时，Ti量为0.06％以下。优选为0.04％以下。
进而，为了使本发明的机械特性和淬透性稳定，可以分别添加所需量的选自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的1种或2种以上。
Nb：0.0005％～0.1％
Nb是对形成碳氮化物、防止淬火前加热时的晶粒的异常晶粒生长、改善韧性、改善回火软化阻力有效的元素。小于0.0005％时，不能充分地体现出添加效果，因此，含有Nb时，优选使下限为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。如果Nb超过0.1％，则不仅添加效果饱和，而且由于Nb碳化物，母材的拉伸强度增加，伴随于此使伸长率降低，因此，含有Nb时，优选使上限为0.1％。进一步优选为0.05％以下，更优选小于0.03％。
Mo：0.0005％～0.1％
Mo是对提高淬透性和提高抗回火软化性有效的元素。小于0.0005％时，添加效果小，因此，含有Mo时，优选使下限为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。如果Mo超过0.1％，则添加效果饱和，成本也增加，因此，含有Mo时，优选使上限为0.1％。进一步优选为0.05％以下，更进一步优选小于0.03％。
Ta：0.0005％～0.1％
Ta是与Nb同样地形成碳氮化物，对防止淬火前加热时晶粒的异常晶粒生长、防止晶粒的粗大化、改善回火软化阻力有效的元素。小于0.0005％时，添加效果小，因此，含有Ta时，优选使下限为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。如果Ta超过0.1％，则添加效果饱和，或者由于过量的碳化物形成使淬火硬度降低，还导致成本增加，因此，含有Ta时，优选使上限为0.1％。进一步优选为0.05％以下，更进一步优选小于0.03％。
Ni：0.0005％～0.1％
Ni是对提高韧性和提高淬透性非常有效的元素。小于0.0005％时，没有添加效果，因此，含有Ni时，优选使下限为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。Ni超过0.1％时，添加效果饱和，而且还导致成本增加，因此，含有Ni时，优选使上限为0.1％。进一步优选为0.05％以下。
Cu：0.0005％～0.1％
Cu是对确保淬透性有效的元素。小于0.0005％时，无法充分地确认到添加效果，因此，含有Cu时，优选使下限为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。Cu超过0.1％时，容易产生热轧时的缺陷，使成品率降低等制造性劣化，因此，含有Cu时，优选使上限为0.1％。进一步优选为0.05％以下。
V：0.0005％～0.1％
V与Nb、Ta同样地是形成碳氮化物，对防止淬火前加热时的晶粒的异常晶粒生长、改善韧性、改善回火软化阻力有效的元素。小于0.0005％时时，无法充分地表现出添加效果，因此，含有V时，优选使下限为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。如果V超过0.1％，则不仅添加效果饱和，而且由于碳化物形成，母材的拉伸强度增加，伴随于此使伸长率降低，因此，含有V时，优选使上限为0.1％。进一步优选为0.05％以下，更进一步优选小于0.03％。
W：0.0005％～0.1％
W与Nb、V同样地是形成碳氮化物，对防止淬火前加热时奥氏体晶粒的异常晶粒生长、改善回火软化阻力有效的元素。小于0.0005％时，添加效果小，因此，含有W时，优选使下限为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。如果W超过0.1％，则添加效果饱和，或者由于过量的碳化物形成使淬火硬度降低，另外成本增加，因此，含有W时，优选使上限为0.1％。进一步优选为0.05％以下，更进一步优选小于0.03％。
应予说明，本发明中，含有选自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的2种以上时，优选使其合计量为0.0010％～0.1％。
2)微观组织
对本发明的高碳热轧钢板的微观组织的限定理由进行说明。
本发明中，微观组织具有铁素体和渗碳体，该渗碳体中，当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数为20％以下，平均渗碳体直径为2.5μm以下，上述渗碳体在全部微观组织中所占的比例以面积率计为1.0％以上且小于3.5％，从表层到深度100μm的区域的固溶B量的平均浓度为10质量ppm以上，从表层到深度100μm的区域的以AlN的形式存在的N量的平均浓度为70质量ppm以下。另外，本发明中，铁素体的平均粒径优选为4～25μm。更优选为5μm以上。
2-1)铁素体和渗碳体
本发明的高碳热轧钢板的微观组织具有铁素体和渗碳体。应予说明，本发明中，铁素体以面积率计优选为92％以上。如果铁素体面积率小于92％，则成型性变差，有时用加工度高的部件难以进行冷加工。因此，铁素体以面积率计优选为92％以上。进一步优选为94％以上。
应予说明，本发明的高碳热轧钢板的微观组织除了上述铁素体和渗碳体以外，还可以生成珠光体。如果相对于全部微观组织，珠光体的面积率为6.5％以下，则不会损害本发明的效果，因此，可以含有。
2-2)当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数的比例：20％以下
如果当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体多，则由于分散强化而硬质化，伸长率降低。从得到冷加工性的观点出发，本发明中，使当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数为20％以下。其结果，能够进一步实现拉伸强度为420MPa以下，总伸长率(El)为37％以上。
用于难成型部件时需要高冷加工性，此时，当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数优选为10％以下。通过使当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数为10％以下，能够实现拉伸强度为380MPa以下、总伸长率(El)为40％以上。应予说明，定义当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体的比例的理由是因为0.1μm以下的渗碳体产生分散强化能力，如果该大小的渗碳体增加，则对冷加工性造成障碍。
从抑制退火中的铁素体晶粒的异常晶粒生长的观点出发，优选使当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数为3％以上。
应予说明，在淬火前存在的渗碳体直径以当量圆直径计为0.07～3.0μm左右。对于淬火前的当量圆直径超过0.1μm的渗碳体的分散状态，由于是对析出强化没有太大影响的尺寸，因此在本发明中没有特别规定。
2-3)平均渗碳体直径：2.5μm以下
淬火时需要将渗碳体全部熔化，确保规定的铁素体中的固溶C量。如果平均渗碳体直径超过2.5μm，则在奥氏体区域的保持中渗碳体无法完全熔化，因此平均渗碳体直径为2.5μm以下。更优选为2.0μm以下。应予说明，如果渗碳体过于微细，则由于渗碳体的析出强化而冷加工性降低，因此，平均渗碳体直径优选为0.1μm以上。进一步优选为0.15μm以上。
应予说明，本发明中所谓“渗碳体直径”是指渗碳体的当量圆直径，渗碳体的当量圆直径是测定渗碳体的长径和短径并换算成当量圆直径的值。另外，“平均渗碳体直径”是指将换算成当量圆直径的全部渗碳体的当量圆直径的合计除以渗碳体总数而求出的值。
2-4)渗碳体在全部微观组织中所占的比例(面积率)为1.0％以上且小于3.5％
如果渗碳体在全部微观组织中所占的面积率的比例小于1.0％，则母材强度变低，在不进行热处理而使用的部件中，有时会导致强度不足，因此为1.0％以上。更优选为1.5％以上。另一方面，母材强度增加，特别是伸长率小时，难成型部件中裂纹的危险性提高，因此需要确保规定的伸长率。为了得到规定的伸长率，上述比例小于3.5％。进一步优选为3.0％以下。
2-5)铁素体的平均粒径：4～25μm(优选条件)
铁素体的平均粒径小于4μm时，冷加工前的强度增加，冲压成型性有可能劣化，因此优选为4μm以上。另一方面，如果铁素体的平均粒径超过25μm，则母材强度有可能降低。另外，成型加工成目标产品形状后，在不淬火而使用的区域中，一定程度上需要母材的强度。因此，铁素体平均粒径优选为25μm以下。进一步优选为5μm以上，更进一步优选为6μm以上。更优选为20μm以下，进一步优选为18μm以下。
应予说明，本发明中，上述渗碳体的当量圆直径、平均渗碳体直径、渗碳体在全部微观组织中所占的比例、铁素体的面积率、铁素体的平均粒径等可以通过后述的实施例中记载的方法来测定。
2-6)从表层到深度100μm的区域的固溶B量的平均浓度：10质量ppm以上
本发明的高碳热轧钢板中，为了防止淬火钢板时在表层部容易生成的被称为珠光体、索氏体的淬火组织，需要从钢板表层向板厚方向100μm位置为止的区域(部位)(表层100μm部分)的B量作为未氮化或未氧化的固溶B以平均浓度计存在10质量ppm以上。对于进行淬火处理而使用的需要耐磨损性的汽车部件，要求表面硬度。为了得到规定的表面硬度，需要在淬火后表层100μm部分得到完全淬火组织。优选上述固溶B量的平均浓度为12质量ppm以上。进一步优选为15质量ppm以上。应予说明，如果固溶B过高，则妨碍热轧组织的织构的发达，因此为40质量ppm以下。进一步优选为35质量ppm以下。
2-7)从表层到深度100μm的区域的以AlN的形式存在的N量的平均浓度：70质量ppm以下
通过使从钢板表层向板厚方向100μm位置的区域的以AlN的形式存在的N量的平均浓度为70质量ppm以下，在淬火前加热中的奥氏体区域促进晶粒的生长。由此，在冷却阶段不易得到珠光体、索氏体这样的组织，不会引起淬火不足，得到规定的表面硬度。从表层到深度100μm的区域的以AlN的形式存在的N量的平均浓度优选为50质量ppm以下。
应予说明，从在奥氏体区域的加热中抑制异常晶粒生长的观点出发，上述N量的平均浓度优选为10质量ppm以上，进一步优选为20质量ppm以上。
本发明中，判明钢板表层部的固溶B量和以AlN的形式存在的N量与加热条件、卷绕条件、退火条件的各工序中的制造条件密切相关，需要对这一系列的制造条件进行优化。应予说明，为了在各工序中得到固溶B量和作为AlN的N量所需的理由在后面叙述。
3)机械特性
本发明的高碳热轧钢板通过冷压而成型出齿轮、变速器、座椅等汽车用部件，因此，需要优异的加工性。另外，需要通过淬火处理来增大硬度，赋予耐磨耗性。因此，本发明的高碳热轧钢板通过降低钢板的拉伸强度而使拉伸强度(TS)为420MPa以下，且提高总伸长率而使总伸长率(El)为37％以上，从而具有优异的冷加工性，并且能够兼具优异的淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)。进一步优选使TS为410MPa以下，使El为38％以上。
另外，设想将需要冷压性的难成型部件成型，进一步降低钢板的拉伸强度而使TS为380MPa以下，且提高总伸长率而使El为40％以上，从而具有优异的冷加工性，并且能够兼具优异的淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)。进一步优选使TS为370MPa以下，使El为41％以上。
应予说明，上述的拉伸强度(TS)、总伸长率(El)可以通过后述的实施例中记载的方法来测定。
4)制造方法
本发明的高碳热轧钢板通过如下方式来制造：以具有上述成分组成的钢为坯材，将该坯材(钢坯材)热粗轧后，以精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，然后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却至650～700℃，以卷绕温度：超过580℃且700℃以下卷绕，冷却至常温而制成热轧钢板后，实施将热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上在450～600℃的温度范围进行加热，以退火温度：低于Ac1相变点保持的退火。
或者，通过如下方式来制造：以具有上述成分组成的钢为坯材，将该坯材(钢坯材)热粗轧后，以精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，然后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却至650～700℃，以卷绕温度：超过580℃且700℃以下卷绕，冷却至常温而制成热轧钢板后，实施将热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上在450～600℃的温度范围进行加热，以Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上，接着以平均冷却速度：1～20℃/h冷却至低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上的2段退火。
以下，对本发明的高碳热轧钢板的制造方法中的限定理由进行说明。应予说明，说明中，与温度相关的“℃”表示是表示钢板表面或钢坯材的表面的温度。
本发明中，钢坯材的制造方法不需要特别限定。例如，为了熔炼本发明的高碳钢，转炉、电炉均可使用。利用转炉等公知的方法熔炼的高碳钢通过铸锭-开坯或连续铸造而制成板坯等(钢坯材)。板坯通常在加热后进行热轧(热粗轧、精轧)。
例如，在通过连续铸造而制造的板坯的情况下，可以直接或者为了抑制温度降低而保温后应用进行轧制的直送轧制。另外，在对板坯进行加热来进行热轧的情况下，为了避免由氧化皮引起的表面状态的劣化，优选使板坯的加热温度为1280℃以下。应予说明，板坯的加热温度的下限优选为1100℃以上，进一步优选为1150℃，更进一步优选为1200℃以上。应予说明，热轧中，为了确保精轧结束温度，可以在热轧中通过板带加热器等加热装置进行被轧制材料的加热。
以精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧
精轧结束温度低于Ar3相变点时，热轧后和退火后形成粗大的铁素体晶粒，伸长率显著降低。因此，精轧结束温度为Ar3相变点以上。优选为(Ar3相变点+20℃)以上。应予说明，精轧结束温度的上限不需要特别规定，但为了顺利地进行精轧后的冷却，优选为1000℃以下。
应予说明，上述Ar3相变点可以通过利用Formaster试验等的冷却时的热膨胀测定或利用电阻测定的实测来确定。
精轧后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却至650～700℃
精轧后，至650～700℃的平均冷却速度对退火后的球状化渗碳体的尺寸有很大影响。精轧后，平均冷却速度小于20℃/sec时，作为退火前组织成为铁素体组织过多的铁素体和珠光体组织，因此退火后得不到规定的渗碳体分散状态和尺寸。因此，需要在20℃/sec以上进行冷却。优选为25℃/sec以上。另一方面，如果平均冷却速度超过100℃/sec，则退火后难以得到具有规定尺寸的渗碳体，因此为100℃/sec以下。优选为75℃/sec以下。
卷绕温度：超过580℃且700℃以下
精轧后的热轧钢板卷绕成线圈形状。如果卷绕温度过高，则热轧钢板的强度变得过低，卷绕成线圈形状时，有时因线圈的自重而变形。因此，从作业上的观点来看并不优选。因此，使卷绕温度上限为700℃。优选为690℃以下。另一方面，如果卷绕温度过低，则热轧钢板硬质化，因而不优选。因此，卷绕温度超过580℃。优选为600℃以上。
卷绕成线圈状后，冷却至常温，可以实施酸洗处理。酸洗处理后，进行退火。应予说明，酸洗处理可以应用公知的方法。其后，对得到的热轧钢板实施以下的退火。
450～600℃的温度范围的平均加热速度：15℃/h以上
对如上得到的热轧钢板实施退火(渗碳体的球状化退火)。在氮气氛中的退火中，在450～600℃的温度范围内容易产生氨气，从氨气中分解的氮进入表面钢板，与钢中的B、Al结合而生成氮化物。因此，尽可能缩短450～600℃的温度范围的加热时间。在该温度范围内的平均加热速度为15℃/h以上。优选为20℃/h以上。从为了提高生产率而抑制炉内的偏差的观点出发，优选为70℃/h以下，更优选为60℃/h以下。
以退火温度：低于Ac1相变点保持
如果退火温度为Ac1相变点以上，则奥氏体析出，在退火后的冷却过程中形成粗大的珠光体组织，成为不均匀的组织。因此，退火温度低于Ac1相变点。优选为(Ac1相变点-10℃)以下。应予说明，退火温度的下限没有特别规定，但为了得到规定的渗碳体分散状态，退火温度优选为600℃以上，进一步优选为700℃以上。应予说明，气氛气体可以使用氮、氢、氮与氢的混合气体中的任一种。另外，上述退火温度下的保持时间优选为0.5～40小时。如果退火温度下的保持时间小于0.5小时，则退火的效果不足，得不到本发明的目标组织，其结果，有时得不到本发明的目标钢板的硬度和伸长率。因此，上述退火温度下的保持时间优选为0.5小时以上。进一步优选为5小时以上，更进一步优选超过20小时。另一方面，如果上述退火温度下的保持时间超过40小时，则生产率降低，制造成本过大。因此，上述退火温度下的保持时间优选为40小时以下。进一步优选为35小时以下。
本发明中，可以实施以下的2段退火代替上述的退火。具体而言，也可以通过如下方式制造：卷绕，冷却至常温后，实施以平均加热速度：15℃/h以上在450～600℃的温度范围进行加热，以Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上(第1段退火)，接着，以平均冷却速度：1～20℃/h冷却至低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上(第2段退火)的2段退火。
本发明中，将热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上在450～600℃的温度范围进行加热，以Ac1相变点以上保持0.5h以上，将热轧钢板中析出的较微细的碳化物熔化，使其固溶于γ相中，然后以平均冷却速度：1～20℃/h冷却至低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上。由此，以较粗大的未熔化碳化物等为核使固溶C析出，能够形成使当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数相对于整体渗碳体数的比例为20％以下这样的控制了碳化物(渗碳体)的分散的状态。即，本发明中，通过在规定条件下实施2段退火，从而控制碳化物的分散形态，使钢板软质化。在本发明中作为对象的高碳钢板中，重要的是在软质化的基础上控制退火后的碳化物的分散形态。本发明中，通过在Ac1相变点～Ac3相变点保持高碳热轧钢板(第1段退火)，将微细的碳化物熔化，并且将C固溶于γ(奥氏体)中。在其后的低于Ar1相变点的冷却阶段和保持阶段(第2段退火)中，在Ac1相变点以上的温度区域存在的α/γ界面、未熔化碳化物成为核生成位点，析出较粗大的碳化物。以下，对这样的2段退火的条件进行说明。应予说明，退火时的气氛气体可以使用氮、氢、氮与氢的混合气体中的任一种。
450～600℃的温度范围的平均加热速度：15℃/h以上
基于与上述相同的理由，在450～600℃的温度范围内容易产生氨气，从氨气分解的氮进入表面钢板，与钢中的B、Al结合而生成氮化物，因此尽可能缩短450～600℃的温度范围的加热时间。在该温度范围内的平均加热速度为15℃/h以上。优选为20℃/h以上。上述平均加热速度的上限优选为80℃/h以下，进一步优选为70℃/h以下。
以Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上(第1段退火)
通过将热轧钢板加热至Ac1相变点以上的退火温度，使钢板组织的铁素体的一部分相变为奥氏体，使铁素体中析出的微细碳化物熔化，使C固溶于奥氏体中。另一方面，未相变成奥氏体而残留的铁素体在高温下被退火，因此位错密度降低而软化。另外，在铁素体中残留未熔化的较粗大的碳化物(未熔化碳化物)，通过奥斯瓦尔德熟化而变得更粗大。退火温度低于Ac1相变点时，不产生奥氏体相变，因此，无法使碳化物固溶于奥氏体中。另一方面，如果第1段的退火温度超过Ac3相变点，则在退火后得到多个棒状渗碳体，得不到规定的伸长率，因此为Ac3相变点以下。另外，本发明中，Ac1相变点～Ac3相变点的保持时间小于0.5h时，无法充分地熔化微细的碳化物。因此，作为第1段退火，在Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上。保持时间优选为1.0h以上。另外，保持时间优选为10h以下。
以平均冷却速度：1～20℃/h冷却至低于Ar1相变点
在上述的第1段退火后，以平均冷却速度：1～20℃/h冷却到第2段退火的温度区域、即小于Ar1相变点。在冷却中途，伴随从奥氏体向铁素体的相变，从奥氏体排出的C以α/γ界面、未熔化碳化物为核生成位点，以较粗大的球状碳化物的形式析出。该冷却中，需要调节冷却速率以不会生成珠光体。第1段退火后到第2段退火的平均冷却速度小于1℃/h时，生产效率差，因此，该平均冷却速度为1℃/h以上。优选为5℃/h以上。另一方面，如果平均冷却速度超过20℃/h而变大，则珠光体析出，硬度变高，因此为20℃/h以下。优选为15℃/h以下。
以低于Ar1相变点保持20h以上(第2段退火)
上述的第1段退火后，以规定的平均冷却速度进行冷却，以低于Ar1相变点保持，从而通过奥斯瓦尔德熟化而使粗大的球状碳化物进一步生长，使微细的碳化物消失。低于Ar1相变点的保持时间小于20h时，无法使碳化物充分地生长，退火后的硬度变得过大。因此，第2阶段的退火以低于Ar1相变点保持20h以上。应予说明，没有特别限定，但为了使碳化物充分地生长，第2段的退火温度优选为660℃以上，另外，从生产效率的观点出发，保持时间优选为30h以下。
应予说明，上述的Ac3相变点、Ac1相变点、Ar3相变点、Ar1相变点可以通过利用Formastor试验等的加热时、冷却时的热膨胀测定或利用电阻测定的实测来确定。
另外，上述的平均加热速度、平均冷却速度利用设置在炉内的热电偶测定温度而求出。
实施例
熔炼具有表1所示的钢号A～U的成分组成的钢，接着依照表2-1和表3-1所示的制造条件进行热轧。接着，进行酸洗，在氮气氛中(气氛气体：氮)，以表2-1和表3-1所示的退火温度和退火时间(h)实施退火(球状化退火)，制造板厚3.0mm的热轧退火板。
本发明的实施例中，从如此得到的热轧退火板中采取试验片，如下分别求出微观组织、固溶B量、AlN中的N量、拉伸强度、总伸长率以及淬火硬度(淬火后的钢板硬度、渗碳淬火后的钢板硬度)。应予说明，表1所示的Ac3相变点、Ac1相变点、Ar1相变点和Ar3相变点通过Formastor试验求出。
(1)微观组织
退火后的钢板的微观组织是将从板宽中央部采取的试验片(大小：3mmt×10mm×10mm)切割研磨后，实施硝酸酒精腐蚀，使用扫描型电子显微镜(SEM)，在从表层起板厚1/4处的5个部位以3000倍的倍率进行拍摄。将所拍摄的组织照片通过图像处理来确定各相(铁素体、渗碳体、珠光体等)。表2-2和表3-2中作为微观组织记载了“珠光体面积率”，对于珠光体以面积率计确认超过6.5％的钢，作为比较例。以面积率计具有6.5％以下的珠光体、铁素体和渗碳体的钢作为本发明例。
另外，根据SEM图像，使用图像解析软件将铁素体和铁素体以外的区域二值化，求出铁素体的面积率(％)。渗碳体也同样地将渗碳体和除渗碳体以外的区域二值化，求出渗碳体的面积率(％)。另外，珠光体是将从100(％)减去铁素体和渗碳体的各面积率(％)而得的值作为珠光体的面积率(％)。
另外，对所拍摄的组织照片评价各个渗碳体直径。渗碳体直径是测定长径和短径并换算成当量圆直径。平均渗碳体直径是将换算成当量圆直径的全部渗碳体的当量圆直径的合计除以渗碳体总数而求出的。测定当量圆直径的值为0.1μm以下的渗碳体的个数，作为当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体的数量。另外，求出总渗碳体的个数，作为总渗碳体数。然后，求出当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数的比例((当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数/总渗碳体数)×100(％))。应予说明，有时也将该“当量圆直径0.1μm以下的渗碳体的比例”简称为当量圆直径0.1μm以下的渗碳体。
另外，使用JIS G 0551中规定的晶粒度的评价方法(切割法)对所拍摄的组织照片求出铁素体的平均粒径。
(2)固溶B量的平均浓度的测定
通过与下述参考文献中记载的方法相同的方法求出。即，收集从表层到深度100μm的区域的磨削粉进行测定，通过将该平均值(3次测定的平均值)作为平均浓度的方法求出固溶B量的平均浓度。
[参考文献]城代哲史、石田智治、猪濑国生、藤本京子、铁与钢，vol.99(2013)No.5，p.362-365
(3)以AlN的形式存在的N量的平均浓度的测定
与上述同样地，通过与下述参考文献中记载的方法相同的方法求出以AlN的形式存在的N量的平均浓度。
[参考文献]城代哲史，石田智治，猪濑国生，藤本京子，铁与钢，vol.99(2013)No.5，p.362-365
(4)钢板的拉伸强度和伸长率
使用在相对于轧制方向为0°的方向(L方向)从退火后的钢板(原板)切出的JIS5号拉伸试验片，以10mm/分钟进行拉伸试验，求出公称应力公称应变曲线，将最大应力作为拉伸强度。另外，将断裂的样品对接，求出总伸长率。将其结果作为伸长率(El)。
(5)淬火后的钢板硬度(整体淬透性)
从退火后的钢板的板宽中央采取平板试验片(宽15mm×长度40mm×板厚3mm)，如下通过70℃油冷实施淬火处理，求出淬火硬度(整体淬透性)。淬火处理采用使用上述平板试验片在900℃保持600s并立即用70℃的油进行冷却的方法(70℃油冷)实施。关于淬火硬度，对淬火处理后的试验片的切割面，在距表层70μm板厚内部的区域和1/4板厚，利用维氏硬度试验机在载荷为0.2kgf的条件下测定5处硬度并求出平均硬度，将其作为淬火硬度(HV)。
(6)渗碳淬火后钢板硬度(渗碳淬透性)
对于退火后的钢板，在930℃以合计时间4小时进行钢的均热、渗碳处理、扩散处理之类的渗碳淬火处理，在850℃保持30分钟后，进行油冷(油冷的温度：60℃)。在距钢板表面的深度0.1mm的位置和深度1.2mm的位置，以0.1mm间隔在载荷1kgf的条件下测定硬度，求出渗碳淬火时的表层0.1mm的硬度(HV)和有效固化层深度(mm)。有效固化层深度定义为从热处理后表面测定硬度，达到550HV以上的深度。
然后，根据由上述(5)、(6)得到的结果，在表4所示的条件下进行淬透性评价。表4表示能够评价为淬透性充分的对应于C含量的淬透性的合格标准。70℃油冷后硬度(HV)、渗碳淬火时表层0.1mm深度的硬度(HV)和渗碳淬火时的有效固化层深度全部满足表4的标准时，判定为合格(用符号：○表示)，评价为淬透性优异。另一方面，任一个值不满足表4所示的标准时，判定为不合格(用符号：×表示)，评价为淬透性差。
[表2-1]
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[表3-1]
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[表4]
根据表2-2和表3-2的结果，可知本发明例的高碳热轧钢板中，当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数的比例为20％以下，平均渗碳体直径为2.5μm以下，上述渗碳体在全部微观组织中所占的比例为1.0％以上且小于3.5％，包含具有铁素体和渗碳体的微观组织，冷加工性优异，并且淬透性也优异。另外，也能够得到拉伸强度为420MPa以下、总伸长率(El)为37％以上的优异的机械特性。
另一方面，可知偏离本发明范围的比较例中，成分组成、微观组织、固溶B量、AlN中的N量的任意1个以上不满足本发明的范围，其结果，冷加工性、淬透性中的任意1个以上无法满足上述的目标性能。另外，也有拉伸强度(TS)、总伸长率(El)中的1个以上无法满足目标特性的情况。例如，表2-2和表3-2中，钢S的C量低于本发明范围，因此，不满足整体淬透性。另外，钢T的C量高于本发明范围，因此，不满足钢板的硬度、总伸长率的特性。

Claims (7)

1.一种高碳热轧钢板，具有如下成分组成：以质量计含有C：0.10％以上且小于0.20％、Si：0.8％以下、Mn：0.10％～0.80％、P：0.03％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.10％以下、N：0.01％以下、Cr：0.05％～0.50％、B：0.0005％～0.005％以及合计0.002％～0.1％的选自Sb和Sn中的1种或2种，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
微观组织具有铁素体、渗碳体和相对于全部微观组织以面积率计占6.5％以下的比例的珠光体，
所述渗碳体中，当量圆直径0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数的比例为20％以下，平均渗碳体直径为2.5μm以下，所述渗碳体在全部微观组织中所占的比例以面积率计为1.0％以上且小于3.5％，
从表层到深度100μm的区域的固溶B量的平均浓度为10质量ppm以上，
从表层到深度100μm的区域的以AlN的形式存在的N量的平均浓度为50质量ppm以下。
2.根据权利要求1所述的高碳热轧钢板，其中，拉伸强度为420MPa以下，总伸长率为37％以上。
3.根据权利要求1或2所述的高碳热轧钢板，其中，所述铁素体的平均粒径为4～25μm。
4.根据权利要求1或2所述的高碳热轧钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计进一步含有选自下述A组和B组中的1组或2组，
A组：Ti：0.06％以下；
B组：选自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的1种或2种以上：分别为0.0005％～0.1％。
5.根据权利要求3所述的高碳热轧钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计进一步含有选自下述A组和B组中的1组或2组，
A组：Ti：0.06％以下；
B组：选自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的1种或2种以上：分别为0.0005％～0.1％。
6.一种高碳热轧钢板的制造方法，是权利要求1～5中任一项所述的高碳热轧钢板的制造方法，
将具有所述成分组成的钢热粗轧后，在精轧结束温度为Ar3相变点以上进行精轧，
然后，以平均冷却速度20～100℃/sec冷却至650～700℃，
以卷绕温度超过580℃且700℃以下进行卷绕，制成热轧钢板后，
实施将该热轧钢板在氮气氛中以450～600℃的温度范围的平均加热速度20～50℃/h进行加热，以退火温度低于Ac1相变点保持的退火。
7.一种高碳热轧钢板的制造方法，是权利要求1～5中任一项所述的高碳热轧钢板的制造方法，
将具有所述成分组成的钢热粗轧后，以精轧结束温度为Ar3相变点以上进行精轧，
然后，以平均冷却速度20～100℃/sec冷却至650～700℃，
以卷绕温度超过580℃且700℃以下进行卷绕，制成热轧钢板后，
实施将该热轧钢板在氮气氛中以450～600℃的温度范围的平均加热速度20～50℃/h进行加热，在Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上，接着，以平均冷却速度1～20℃/h冷却至低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上的退火。
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