CN113366137B - 高碳热轧钢板及其制造方法 - 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，渗碳体在全部微观组织中所占的比例以面积率计为3.5％～10.0％，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

高碳热轧钢板及其制造方法
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、靠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所希望的形状后，为了确保所希望的硬度而实施淬火处理而制造。因此，作为坯材的热轧钢板需要优异的冷加工性、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。
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。
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。
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％、以及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作为主体的组织构成，铁素体晶粒度为11号以上。
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。
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、所述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以下且总伸长率为40％以上。
专利文献7中记载了一种高碳热轧钢板，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，B含量中固溶B量所占的比例为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。
专利文献8中记载了一种高碳热轧钢板，具有如下的组成：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％、以及合计0.003～0.10％的Sb、Sn中的至少1种，并且满足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、渗碳体的球化率为90％以上的微观组织，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：特许第4012475号公报
专利文献4：特许第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：日本特许第5458649号公报。
发明内容
专利文献1记载的技术是一种涉及精密冲裁性的技术，记载了碳化物的分散形态对精密冲裁性和淬透性的影响。具体而言，专利文献1中，通过将平均碳化物粒径控制为0.4～1.0μm，将球化率设为80％以上，得到改善精密冲裁性和淬透性的钢板。然而，专利文献1中没有有关冷加工性的讨论，并且也没有关于渗碳淬透性的记载。
专利文献2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，将碳化物的平均粒径控制为1.0μm以下，并且将0.3μm以下的碳化物比例控制在20％以下。由此，记载了得到改善加工性的钢板，还记载了添加Ti、B的淬透性优异的钢板。然而，专利文献2中，没有记载影响淬透性的固溶B等，对于与钢板的哪个位置的淬火硬度相当也没有记述。
专利文献3记载的技术记载了通过调整成分组成，从而得到改善了冷加工性和耐脱碳性的钢。然而，专利文献3中没有与整体淬透性、渗碳淬透性相关的记载。
专利文献4记载的技术论述了通过含有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，从而得到实现高淬透性的钢。然而，专利文献4中，规定退火工序的气氛中的氢浓度为95％以上，但没有有关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记载的技术通过含有B、以及合计0.002～0.03％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，从而防止渗氮效果高，例如即使在氮气氛下退火的情况下，也防止渗氮，通过维持规定量的固溶B而提高淬透性。然而，专利文献5～7中均没有有关表层的淬火硬度的记述。
专利文献8记载的技术中提出了通过含有C：0.15～0.37％、B和Sb、Sn中的1种以上而淬透性高的钢。然而，专利文献8中，没有有关渗碳淬透性这样的更高淬透性的研究。
本发明鉴于上述问题而完成，目的在于提出了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。
本发明人等为了实现上述课题，作为钢的成分组成，对含有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)的关系进行了深入的研究。其结果得到以下的见解。
i)在氮气氛中实施退火，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。因此，钢板中的固溶B量降低，或者由于Al氮化物的存在，淬火前的奥氏体区域的加热中奥氏体晶粒径变小，从而有淬火不足的情况。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，将Sb和Sn中的至少1种以上以规定量添加到钢中。另外，通过在退火中以规定的加热速度在450～600℃的温度范围进行加热，从而能够将从气氛向钢中的渗氮抑制为规定量。由此，防止上述的渗氮，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、淬火前的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。通过将当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数设为20％以下，能够得到拉伸强度480MPa以下、总伸长率(El)为33％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。通过将当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数设为10％以下，能够得到拉伸强度440MPa以下，总伸长率(El)为36％以上。
iv)在热粗轧后，以精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，其后以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却到650～750℃，以卷绕温度：500～700℃进行卷绕，冷却到常温，制成热轧钢板后，通过在平均加热速度：15℃/h以上在450～600℃间加热该热轧钢板，以退火温度：小于Ac1相变点保持1.0h以上的退火，能够确保规定的微观组织。
v)或者在热粗轧后，进行精轧结束温度：Ar3相变点以上的精轧，其后以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却到650～750℃，在卷绕温度：500～700℃下进行卷绕，冷却到常温，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，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冷却到低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上这样的2阶段退火，能够确保规定的微观组织。
本发明基于以上的情况而完成，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：0.20％～0.50％、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：1.0％以下、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3.5％～10.0％，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[1]所述的高碳热轧钢板，其中，拉伸强度为480MPa以下，总伸长率为33％以上。
[3]根据[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[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[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，在精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，其后，在平均冷却速度：20～100℃/sec下冷却到650～750℃，在卷绕温度：500～700℃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以上加热到450～600℃的温度范围，以退火温度：低于Ac1相变点保持1.0h以上的退火。
[6]一种高碳热轧钢板的制造方法，是[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，在精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧，其后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却到650～750℃，以卷绕温度：500～700℃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以上加热到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冷却到低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上的退火。
根据本发明，可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靠椅、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，工业上起到显著的效果。
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及其限定理由进行说明。应予说明，作为以下的成分组成的含量的单位“％”只要没有特别说明，是指“质量％”。
C：0.20％～0.50％
C是用于得到淬火后的强度的重要元素。在C量小于0.20％的情况下，因成型后的热处理而得不到所希望的硬度，因此C量需要为0.20％以上。然而，如果C量超过0.50％则硬质化，韧性、冷加工性劣化。因此，C量为0.20％～0.50％。用于形状复杂且难以冲压加工的部件的冷加工的情况下，C量优选为0.45％以下，进一步优选为0.40％以下。
Si：0.8％以下
Si是利用固溶强化使强度提高的元素。Si量增加，并且硬质化，冷加工性劣化，因此Si量0.8％以下。优选为0.65％以下，进一步优选为0.50％以下。在难成型部件用途中要求进一步冷加工性的情况下，优选为0.30％以下。从淬火后的回火工序中确保规定的软化阻力的观点考虑，Si量优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上。
Mn：0.10％～0.80％
Mn是提高淬透性、并且通过固溶强化提高强度的元素。如果Mn量小于0.10％，则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进行淬火到内部的情况下，优选为0.25％以上，进一步为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，组织不均匀，并且由于固溶强化，钢硬质化，冷加工性降低。因此，Mn量为0.80％以下。作为由于成型性的部件用的材料，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是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量越少越好。然而，如果P过度减少，则精炼成本增加，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是因形成硫化物、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。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S过度地减少，则精炼成本增大，因此S量优选为0.0005％以上。
sol.Al：0.10％以下
如果sol.Al量超过0.10％，则淬火处理加热时，生成AlN，奥氏体晶粒过于微细化。因此，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，为了充分脱氧，优选设为0.005％以上。
N：0.01％以下
如果N量超过0.01％，则因AlN的形成，淬火处理的加热时奥氏体晶粒过于微细化，冷却时铁素体相的生成被促进，淬火后的硬度降低。因此，N量为0.01％以下。优选为0.0065％以下。进一步为0.0050％以下。应予说明，N形成AlN、Cr系氮化物和B氮化物。因此，是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：1.0％以下
本发明中，Cr是提高淬透性的重要的元素。如果钢中的Cr量为0％，特别是在渗碳淬火中在表层容易产生铁素体，无法完全得到淬火组织，存在容易发生硬度降低的情况。因此，在用于重视淬透性的用途时，优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上，进一步优选为0.20％以上。另一方面，如果Cr量超过1.0％，则淬火前的钢板硬质化，冷加工性受损。因此，Cr量设为1.0％以下。应予说明，在加工难以加压成型的需要高加工的部件时，需要更加优异的冷加工性，因此Cr量优选为0.7％以下，进一步优选为0.5％以下。
B：0.0005％～0.005％
本发明中，B是提高淬透性的重要的元素。在B量小于0.0005％的情况下，看不到足够的效果，因此B量需要0.0005％以上。优选为0.0010％以上。另一方面，在B量超过0.005％的情况下，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，拉伸成型，容易产生凸耳。因此，B量为0.005％以下。优选为0.004％以下。
选自Sn和Sb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。在这些元素中的1种以上的合计小于0.002％的情况下，看不到足够的效果，因此这些元素中的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，即使这些元素中的1种以上的合计含有超过0.1％，则渗氮防止效果饱和。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％，则含量变得过高，可能引起晶界脆化。因此，选自Sb和Sn中的1种或2种的合计的含量为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％，从而即使在氮气氛进行退火的情况下也抑制来自钢板表层的渗碳，抑制钢板表层的氮气浓度的增加。这样，根据本发明，由于能够抑制来自钢板表层的渗氮，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，并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，从而淬火前加热时的奥氏体晶粒能够生长。其结果是冷却时能够使铁素体和珠光体的生成延迟，因此能够得到高淬透性。
在本发明中，上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
通过以上必须含有的元素，本发明的高碳热轧钢板得到作为目的特性。应予说明，本发明的高碳热轧钢板例如以进一步提高淬透性作为目的，根据需要可含有下述的元素。
Ti：0.06％以下
Ti是对提高淬透性有效的元素。在仅含有B而淬透性不足的情况下，可以通过含有Ti而提高淬透性。如果Ti量小于0.005％，则看不到其效果，因此在含有Ti的情况下，Ti量优选为0.005％以上。进一步优选为0.007％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.06％，则淬火前的钢板硬质化，冷加工性受损，因此在含有Ti的情况下，Ti量为0.06％以下。优选为0.04％以下。
并且，为了使本发明的机械特性和淬透性稳定化，因此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。如果小于0.0005％，则添加效果没有足够呈现，因此在含有Nb的情况下，下限优选为0.0005％。进一步优选为0.0010％以上。如果Nb超过0.1％，则添加效果不仅饱和，而且由于Nb碳化物，母材的拉伸强度的增加，伴随于此伸长率也降低，因此在含有Nb的情况下，优选将上限设为0.1％。进一步优选为0.05％以下，进一步优选为小于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。如果小于0.0005％，则添加效果小，因此在含有Mo的情况下，优选将下限设为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，在含有Mo的情况下，优选将上限设为0.1％。进一步优选为0.05％以下，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的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。如果小于0.0005％，则添加效果小，则在含有Ta的情况下，优选将下限设为0.0005％。进一步设为0.0010％以上。如果Ta超过0.1％，则添加效果饱和，或者由过量的碳化物形成引起淬火硬度降低，并且导致成本增加，因此在含有Ta的情况下优选将上限设为0.1％。进一步优选为0.05％以下，进一步优选小于0.03％。
Ni：0.0005％～0.1％
Ni是对韧性的提高、淬透性的提高非常有效的元素。如果小于0.0005％，则添加效果小，因此在含有Ni的情况下，优选将下限设为0.0005％。进一步优选设为0.0010％以上。如果Ni超过0.1％，则不但添加效果饱和，而且也导致成本增加，因此在含有Ni的情况下，优选将上限设为0.1％。进一步优选为0.05％以下。
Cu：0.0005％～0.1％
Cu是对淬透性的确保有效的元素。如果小于0.0005％，则无法充分地确认添加效果，因此在含有Cu的情况下，优选使下限小于0.0005％。进一步优选设为0.0010％以上。如果Cu超过0.1％，则容易产生热轧时的缺陷，导致合格率下降等制造性劣化，在含有Cu的情况下，优选将上限设为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和改善韧性、改善回火软化阻力有效的元素。如果小于0.0005％，则无法充分呈现添加效果，因此在含有V的情况下，优选将下限设为0.0005％。进一步设为0.0010％以上。如果V超过0.1％，则不仅添加效果饱和，而且由于Nb碳化物而使母材的拉伸强度的增加，与此相伴，伸长率降低，因此在含有V的情况下，优选将上限设为0.1％。进一步优选为0.05％以下，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的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。如果小于0.0005％，则添加效果小，因此在含有W的情况下，优选将下限设为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，或者因过量的碳化物形成引起淬火硬度降低，或者导致成本增加，因此在含有W的情况下，优选将上限设为0.1％。进一步优选为0.05％以下，进一步优选小于0.03％。
应予说明，本发明中，在含有选自Nb、Mo、Ta、Ni、Cu、V、W中的2种以上的情况下，优选将其合计量设为0.001％、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3.5％～10.0％，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，在本发明中，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
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，在本发明中，铁素体以面积率计优选为90％以上。如果铁素体面积率小于90％，则成型性变差，存在加工度高的部件难以进行冷加工的情况。因此，铁素体面积率优选为90％以上。进一步优选为92％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，还可以生产珠光体。如果相对于全部微观组织的珠光体的面积率为6.5％以下，则不损害本发明的效果，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考虑，在本发明中，将当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数设为20％以下。其结果能够进一步实现拉伸强度计为480MPa以下，总伸长率(El)为33％以上。
在用于难成型部件的情况下需要高冷加工性，在这种情况下，优选当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数为10％以下。通过将当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数设为10％以下，能够实现拉伸强度为440MPa以下，总伸长率(El)为36％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考虑，优选将当量圆直径为0.1μm以下的渗碳体数相对于总渗碳体数设为3％以上。
应予说明，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。因此，作为析出强化没有那么大影响的尺寸、淬火前的当量圆直径超过0.1μm的渗碳体的分散状态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，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，在本发明中“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。并且，“平均渗碳体直径”是指将换算成当量圆直径的全部的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)：3.5％～10.0％如果渗碳体在全部微观组织中所占的比例超过10.0％，则伴随着于此，有助于析出强化的0.1μm以下的渗碳体数也增加，钢硬质化，因此设为10.0％以下。优选为9.5％以下。另一方面，如果上述比例小于3.5％，则实质的C含量未达到0.20％，则热处理后得不到规定的硬度，因此设为3.5％以上。进一步优选为4.0％以上。
2－5)铁素体的平均粒径：4～25μm(优选条件)
如果铁素体的平均粒径小于4μm，则冷加工前的强度增加，加压成型性可能劣化，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，则有可能母材强度降低。另外，成型加工成目标产品形状后，在不淬火而使用的区域，一定程度上需要母材的强度。因此，铁素体平均粒径优选设为25μm以下。进一步优选为5μm以上，进一步优选为6μm以上。进一步优选为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实施例记载的方法进行测定。
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
在本发明的高碳热轧钢板中，为了防止在钢板淬火时在表层部容易生成的被称为珠光体、索氏体的淬火组织，从钢板表层向板厚方向100μm位置的区域(部位)(表层100μm部分)的B量以未氮化、氧化的固溶B的形式以平均浓度计存在10质量ppm以上。在进行淬火处理而使用的需要耐磨损性的汽车部件中，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，因此设为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
通过将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量的平均浓度设为70质量ppm以下，从而在淬火前加热的奥氏体区域，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，不发生淬火不足，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，从抑制在奥氏体区域的加热中异常晶粒生长的观点考虑，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，钢板表层部的以固溶B量和AlN的形式存在的N量与加热条件、卷绕条件、退火条件的各工序的制造条件紧密相关，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作为固溶B量和AlN的N量所需要的理由在后面叙述。
3)机械特性
本发明的高碳热轧钢板通过冷加压而成型出齿轮、变速器、靠椅等汽车用部件，因此需要优异的冷加工性。另外，需要利用淬火处理，增大硬度，赋予耐磨耗性。因此，本发明的高碳热轧钢板降低钢板的拉伸强度，将拉伸强度(TS)设为480MPa以下，并且提高伸长率，将总伸长率(El)设为33％以上，从而具有优异的冷加工性，并且能够兼得优异的淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)。进一步优选将TS设为460MPa以下，将El设为35％以上。
另外，假设将需要冷加压性的难成型部件进行成型，进一步降低钢板的拉伸强度，将TS设为440MPa以下，并且提高总伸长率，将El设为36％以上，从而具有优异的冷加工性，并且能够兼得优异的淬透性(整体淬透性、渗碳淬透性)。进一步优选将TS设为410MPa以下，将El设为38％以上。
应予说明，上述的拉伸强度(TS)、总伸长率(El)可以利用后述的实施例中记载的方法进行测定。
4)制造方法
本发明的高碳热轧钢板通过如下方式来制造：将具有上述成分组成的钢作为坯材，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，其后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却到650～750℃，以卷绕温度：500～700℃进行卷绕，冷却到常温制成热轧钢板后，实施将热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上加热到450～600℃的温度范围，以退火温度：小于Ac1相变点保持1.0h以上的退火。
或者通过如下方式来制造：将具有上述的成分组成的钢作为坯材，将该坯材(钢坯材)热粗轧后，以精轧结束温度：Ar 3相变点以上进行精轧，其后，以平均冷却速度：20～100℃/sec冷却到650～750℃，以卷绕温度：500～700℃进行卷绕，冷却到常温制成热轧钢板后，实施将热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上加热到450～600℃的温度范围，以Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上，接着以平均冷却速度：小于1～20℃/h冷却到低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上的2段退火。
以下，对于本发明的高碳热轧钢板的制造方法的限定理由进行说明。应予说明，在说明中，关于温度的“℃”的表示是表示钢板表面或钢坯材的表面的温度。
在本发明中，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，可使用转炉、电炉中的任一者。利用转炉等公知的方法熔炼的高碳钢利用铸锭－开坯或连续铸造制成板坯等(钢坯材)。板坯通常在加热后进行热轧(热粗轧、精轧)。
例如，在利用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轧制的直送轧制。另外，在对板坯进行加热而进行热轧的情况下，为了避免由氧化皮引起的表面状态的劣化，优选将板坯的加热温度设为1280℃以下。应予说明，板坯的加热温度的下限优选为1100℃，进一步优选为1150℃，进一步优选为1200℃以上。应予说明，在热轧中为了确保精轧结束温度，因此在热轧中利用板带加热器等加热装置进行被轧制材料的加热。
在精轧结束温度：Ar3相变点以上进行精轧
如果精轧结束温度低于Ar3相变点，则在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，为了顺利地进行精轧后的冷却，优选设为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者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冷却到650～750℃
精轧后到650～750℃为止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，因此无法得到退火后规定的渗碳体分散状态、尺寸。因此，需要以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的尺寸的渗碳体，因此设为100℃/sec以下。优选为75℃/sec以下。
卷绕温度：500～700℃
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，则卷绕成线圈形状时，存在因线圈的自重而变形的情况。因此，从作业上的观点考虑不优选。因此，将卷绕温度的上限设为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，因此不优选。因此，卷绕温度设为500℃。优选为530℃以上。
卷绕成线圈状后，也可以冷却到常温实施酸洗处理。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
对如上述那样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℃的温度范围容易产生氨气，从氨气分解的氮气进入表面钢板，与钢中的B、Al结合，生成氮化物。因此，尽可能缩短450～600℃的温度范围的加热时间。该温度范围的平均加热速度为15℃/h以上。从为了提高生产率而抑制炉内偏差的观点考虑，优选为100℃/h以下，进一步优选为70℃/h以下。
以退火温度：低于Ac1相变点保持1.0h以上
如果退火温度低于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确定，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气、氢气、氮气和氢气的混合气体中的任一者。另外，上述退火温度的保持时间设为1.0小时(h)以上。如果退火温度的保持时间小于1.0小时，则退火的效果不足，得不到作为本发明的目标的组织，其结果，有时得不到作为本发明的目标的钢板的硬度和伸长率。因此，退火温度的保持时间设为1.0小时以上。优选为5小时，进一步优选超过20小时。另一方面，当上述退火温度的保持时间超过40.0小时，生产率会降低，制造成本过大。因此，上述退火温度的保持时间优选为40.0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段退火代替上述退火。具体而言，也可以通过如下方式制造：进行卷绕，冷却到常温并制成热轧钢板后，实施将该热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上加热到450～600℃的温度范围，在Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上(第1段的退火)，接着以平均冷却速度：1～20℃/h冷却到低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上(第2段的退火)的2段退火。
本发明中，将热轧钢板以平均加热速度：15℃/h以上加热到450～600℃的温度范围，在Ac1相变点以上保持0.5h以上，将热轧钢板中析出的比较微细的碳化物熔化，使其固溶在γ相中，其后，以平均冷却速度：1～20℃/h冷却到低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上。因此，将比较粗大的未熔化碳化物等作为核使固溶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的渗碳体数的比例为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。本发明中作为对象的高碳钢板中，在软质化的基础上控制退火后的碳化物的分散形态很重要。本发明中，通过将高碳热轧钢板在Ac1相变点～Ac3相变点保持(第1段退火)，使微细的碳化物熔化，并且将C固溶到γ(奥氏体)中。在其后的低于Ar1相变点的冷却阶段、保持阶段(第2段的退火)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，比较粗大的碳化物析出。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气、氢气、氮气和氢气的混合气体中的任一者。
450～600℃的温度范围的平均加热速度：15℃/h以上
利用与上述相同的理由，在450～600℃的温度范围容易生成氨气，从氨气分解的氮气进入表面钢板，与钢中的B、Al结合，生成氮化物，因此尽可能缩短450～600℃的温度范围的加热时间。在该温度范围的平均加热速度设为15℃/h以上。优选为20℃/h以上。平均加热速度的上限优选为100℃/h，进一步设为90℃/h以下。
在Ac1相变点～Ac3相变点保持0.5h以上(第1段退火)
通过将热轧钢板在Ac1相变点以上保持，从而使钢板组织的铁素体的一部分相变成奥氏体，使铁素体中析出的微细的碳化物熔化，使C固溶在奥氏体中。另一方面，未相变成为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，在铁素体中未熔化的比较粗大的碳化物(未熔化碳化物)残留，但通过奥斯瓦尔德熟化变得更粗大。如果退火温度低于Ac1相变点，则不发生奥氏体相变，因此无法使碳化物固溶在奥氏体中。另一方面，如果第1段退火温度超过Ac3相变点，则退火后得到多个棒状的渗碳体，得不到规定的伸长率，因此为Ac3相变点以下。另外，本发明中，如果在Ac1相变点～Ac3相变点的保持时间小于0.5h，则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。应予说明，即使在Ac1相变点～Ac3相变点保持进行退火的情况下，加热速度优选将450～600℃的温度范围的平均加热速度设为15℃/h以上，将上限设为100℃/h以下。
平均冷却速度：以1～20℃/h冷却到低于Ar1相变点
在上述第1段退火后，以平均冷却速度：1～20℃/h进行冷却到第2段退火的温度区域、即小于Ar1相变点。在冷却中途，伴随着从奥氏体向铁素体的相变，从奥氏体排出的C以α/γ界面、未熔化碳化物作为核生成位点，作为比较粗大的球状碳化物析出。在该冷却中，需要调整冷却速度以不生成珠光体。在第1段退火后到第2段退火的平均冷却速度小于1℃/h时，生产效率降低，因此该平均冷却速度设为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而变大时，珠光体析出，硬度变高，因此设为20℃/h以下。优选为15℃/h以下。
在低于Ar1相变点保持20h以上(第2段退火)
在上述第1段退火后，以规定的平均冷却速度进行冷却，以小于Ar1相变点进行保持，从而通过奥斯瓦尔德熟化使粗大的球状碳化物进一步生长，使微细的碳化物消失。如果低于Ar1相变点的保持时间小于20h，则无法使碳化物充分生长，退火后的硬度变得过大。因此，第2段退火以小于Ar1相变点保持20h以上。应予说明，虽然没有特别限定，但为了使碳化物充分地生长，第2段退火温度优选为660℃以上，另外，从生产效率的观点考虑，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Formaster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，上述平均加热速度、平均冷却速度可以利用设置在炉内的热电偶测定温度而求出。
实施例
将具有表1所示的钢号A～T的成分组成的钢熔炼，接着，按照表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：氮)，在表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，从这样得到的热轧退火板采取试验片，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相变点利用Formaster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度中央部采取的试验片(大小：3mmt×10mm×10mm)切断研磨后，实施硝酸酒精腐蚀，使用扫描式电子显微镜(SEM)，在从表层起板厚1/4的位置的5个部位，以3000倍的倍率进行拍摄。对所拍摄的组织照片通过图像处理确定各相(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”，珠光体以面积率计确认超过6.5％的钢作为比较例。对于具有以面积率计为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(％)。渗碳体也同样根据SEM图像使用图像解析软件，将渗碳体和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，对于拍摄的组织照片，评价各个渗碳体直径。渗碳体直径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的渗碳体的当量圆直径的合计除以渗碳体总数而求得。测定当量圆直径的值为0.1μm以下的渗碳体的个数，得到当量圆直径0.1μm以下的渗碳体的数。另外，求出全部渗碳体的个数，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，也有时将该“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，对拍摄的组织照片，使用JIS G 0551中规定的晶粒度的评价方法(切割法)求出铁素体的平均粒径。
(2)固溶B量的平均浓度的测定
利用与下述参考文献记载的方法相同的方法求出。即，收集从表层到深度100μm的区域的研削粉，测定3次，求出其平均值作为固溶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，铁和钢，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
与上述同样地利用与下述参考文献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，铁和钢，vol.99(2013)No.5,p.362-365
(4)钢板的拉伸强度和伸长率
使用从退火后的钢板(原板)沿着相对于轧制方向为0°的方向(L方向)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度中央采取平板试验片(宽度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)。淬火处理使用上述平板试验片以900℃保持600s立即利用70℃的油进行冷却的方法(70℃油冷)实施。淬火硬度是对淬火处理后的试验片的切断面，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0.2kgf的条件下，在5个点测定硬度，求出平均硬度，将该硬度作为淬火硬度(HV)。应予说明，上述距表层70μm板厚内部的区域在表2－2和表3－2中表示为“表层”。
(6)渗碳淬火后的钢板硬度(渗碳淬透性)
对退火后的钢板，在930℃下以合计时间4个小时进行钢的均热、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℃)。从钢板表面到深度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起测定硬度，550HV以上的深度。
并且，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表示可评价为淬透性足够的与C含量对应的淬透性的合格标准。70℃油冷后硬度(HV)、渗碳淬火时的表层0.1mm的深度的硬度(HV)和渗碳淬火时的有效固化层深度的全部满足表4的标准的情况下，判定为合格(符号：以○表示)，评价为淬透性优异。另一方面，任一个值不满足表4所示的标准的情况下，判定为不合格(符号：以×表示)，评价为淬透性差。
Figure BDA0003184508830000221
[表2-1]
Figure BDA0003184508830000231
Figure BDA0003184508830000241
[表3-1]
Figure BDA0003184508830000251
Figure BDA0003184508830000261
[表4]
Figure BDA0003184508830000271
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的当量圆直径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3.5％～10.0％，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，能够得到拉伸强度为480MPa以下，总伸长率(El)为33％以上这样的机械特性。
另一方面可知，在本发明的范围之外的比较例的成分组成、微观组织、固溶B量、AlN中的N量中的任一个以上不满足本发明的范围，其结果是冷加工性、淬透性中的任一个以上无法满足上述的目标性能。另外，拉伸强度(TS)、总伸长率(El)的一个以上无法满足目标特性。例如在表2－2和表3－2中，钢S的C量比本发明范围低，因此不满足整体淬透性。另外，钢T的C量比本发明范围高，因此不满足钢板的TS、总伸长率的特性。

Claims (6)

1.一种高碳热轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.20％～0.50％、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：1.0％以下、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3.5％～10.0％，
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，
铁素体、渗碳体、珠光体各相是在从表层起板厚1/4的位置的5个部位，以3000倍的倍率进行拍摄，对所拍摄的组织照片通过图像处理确定的。
2.一种高碳热轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.20％～0.50％、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：1.0％以下、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，
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％，
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在从表层起板厚1/4的位置确定的面积率计占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3.5％～10.0％，
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，
铁素体、渗碳体、珠光体各相是在从表层起板厚1/4的位置的5个部位，以3000倍的倍率进行拍摄，对所拍摄的组织照片通过图像处理确定的。
3.根据权利要求1或2所述的高碳热轧钢板，其中，拉伸强度为480MPa以下，总伸长率为33％以上，拉伸强度和总伸长率如下求出，使用从退火后的钢板即原板沿着相对于轧制方向为0°的方向即L方向切出的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，将断裂的样品对接而求出总伸长率。
4.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，所述平均粒径是对拍摄的组织照片使用JIS G 0551中规定的晶粒度的评价方法即切割法求出的。
5.一种高碳热轧钢板的制造方法，是权利要求1～4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，其后，以平均冷却速度20～100℃/sec冷却到650～750℃，
以卷绕温度500～700℃进行卷绕，制成热轧钢板后，
实施在氮气氛中将该热轧钢板以平均加热速度15℃/h以上加热到450～600℃的温度范围，以退火温度低于Ac1相变点保持1.0h以上的退火。
6.一种高碳热轧钢板的制造方法，是权利要求1～4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Ar3相变点以上进行精轧，其后，以平均冷却速度20～100℃/sec冷却到650～750℃，
以卷绕温度：500～700℃进行卷绕，制成热轧钢板后，
实施在氮气氛中将该热轧钢板以平均加热速度15℃/h以上加热到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冷却到低于Ar1相变点，以低于Ar1相变点保持20h以上的退火。
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