JP2016216810A - 被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】熱間圧延−熱延板焼鈍の低コスト高炉一貫製造において、被切削性と焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｐ：０．０００１〜０．０２０％、Ｓ：０．０１０〜０．１０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．０００１〜０．０２０％、Ｏ：０．０００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０００１〜０．０１０％、Ｂ：０〜０．０００５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、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、フェライト粒径が５．０μｍ以上であり、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被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板。【選択図】図１

Description

本発明は、被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素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％含有する低炭素鋼板は、ブランク材にプレス成形、穴拡げ成形、曲げ成形、絞り成形、増肉及び減肉成形、及び、それらを組み合せた冷間鍛造を施して、自動車のギヤー、クラッチ等の駆動系部品を製造する素材として用いられる。

冷間鍛造のみで、部品の最終形状に高精度に成形することは難しいので、冷間鍛造後には切削が施される。また、自動車の駆動系部品として使用する際に発生する、ギヤー部品との相互の摩擦による摩耗を抑えるため、成形素材には、焼入れ及び焼戻しが施され、耐摩耗性が与えられる。

これまで、低炭素鋼板の被切削性と焼入れ焼戻し後の耐摩耗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、被削性に優れた低炭硫黄系快削鋼として、重量で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：０．１〜０．４％、Ｐ：０．０５〜０．１０％、Ｏ：０．００５〜０．０４０％を基本成分とし、さらに、Ｓｉを０．１％以下、Ａｌを０．００９％以下に制限し、Ｎを２０〜１５０ｐｐｍの範囲で含有し、さらに、Ｃａを５〜６０ｐｐｍの範囲で含有し、残部実質的にＦｅからなる低炭硫黄快削鋼が開示されている。しかし、特許文献１に、熱処理後の耐摩耗性の向上については何ら開示されていない。

特許文献２には、耐磨耗性に優れ、しかも、切削性にも優れた汎用及び高強度合金鋼が開示されている。しかし、特許文献２の鋼は、アトマイズ鉄粉を用いた焼結体の鋼であり、一般の熱延鋼板に比べ価格が高いという課題を抱えている。

特許文献３には、切削加工方法により全く快削性を示さない問題や材質劣化の問題を解消し、さらに、深穴あけ加工における切粉処理性を良好にし、鋼材の強度特性を大きく低下させることなく、広範な切削方法や切削条件において優れた被削性を有し、特に、耐超硬工具摩耗性及び切粉処理性に優れた熱間鍛造向け機械構造用鋼が開示されている。

しかし、特許文献３の鋼では、熱間鍛造での炉加熱ガスの放出による環境負荷の増大及び製造コストの増加を抑制することはできない。

特許文献４には、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度、硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させた鋼材が開示されている。

しかし、特許文献４の鋼材では、質量％で、Ｃ：０．４０％以上０．５０％未満、さらに、Ｓｉ：０．５〜０．９％を含有するなど、合金元素の含有量が高いため、連続鋳造−熱間圧延−熱延板焼鈍の高炉一貫製造では歩留りが低下し、コストの増加を抑制することはできない。

特許文献５には、成形面に耐摩耗性が付与され、かつ、機械加工して成形面とするときの切削性にも優れる球状黒鉛鋳鉄製鋼管成形用ロールが開示されている。しかし、特許文献５のロールは、鋳造法にて成形されるため、生産性が低いという課題を抱えていて、広く普及する自動車の駆動系部品の製造には好適でない。

特開平０７-２５２５８８号公報 特開平０７-２３３４０２号公報 特開２０００−８７１７９号公報 特開２００４−１４９９２８号公報 特開２０１３―０９４８２３号公報

本発明は、従来技術の実情に鑑み、熱間圧延−熱延板焼鈍の低コスト高炉一貫製造において、被切削性と焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素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。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、鋼中のＳ濃度とともに、切削前の鋼板の組織における炭化物の分散状態を、熱延から焼鈍における製造条件を最適化して制御し、炭化物を、主に、フェライト粒界上に析出させ、かつ、粒界上の炭化物の個数を粒内の炭化物の個数よりも増加させると、優れた被切削性を確保でき、さらに、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性も改善できることを知見した。

また、上記知見に基づく鋼板は、単に、熱延条件や焼鈍条件などを、単一にて工夫しても製造困難であり、熱延−焼鈍工程の一貫工程にて、工程条件を最適化することで製造できることを、種々の研究の積み重ねで知見した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、次の通りである。

（１）成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｐ ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｓ ：０．０１０〜０．１０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｏ ：０．０００１〜０．０２０％
Ｔｉ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｂ ：０〜０．０００５％
を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
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、
フェライト粒径が５．０μｍ以上であり、
ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下である
ことを特徴とする被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板。

（２）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ ：０．００１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．００１〜０．１０％、
Ｗ ：０．００１〜０．１０％、
Ｔａ：０．００１〜０．１０％、
Ｎｉ：０．００１〜０．１０％、
Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ａｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、
Ｙ ：０．００１〜０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、
Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％の１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする前記（１）に記載の被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板。

（３）前記（１）又は（２）に記載の被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板を製造する製造方法であって、
前記（１）又は（２）に記載の成分組成の鋼片を、直接、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完了し、４００℃以上６００℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の箱焼鈍を施す際、
（ｉ-1）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し、
（ｉ-2）２段目の焼鈍において、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し、次いで、
（ii）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
ことを特徴とする被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板の製造方法。

本発明によれば、被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗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。

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と被切削性の関係を示す図である。 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と被切削性の別の関係を示す図である。 鋼中のＳ含有量と耐摩耗特性の関係を示す図である。 鋼中のＳ含有量と耐摩耗特性の別の関係を示す図である。

本発明の被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｐ ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｓ ：０．０１０〜０．１０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ ：０．０００１〜０．０２０％、
Ｏ ：０．０００１〜０．０２０％
Ｔｉ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｂ ：０〜０．０００５％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
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、
フェライト粒径が５．０μｍ以上であり、
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。

本発明の被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）は、本発明鋼板を製造する製造方法であって、
本発明鋼板の成分組成の鋼片を、直接、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完了し、４００℃以上６００℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の箱焼鈍を施す際、
（ｉ-1）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し、
（ｉ-2）２段目の焼鈍において、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し、次いで、
（ii）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
ことを特徴とする。

以下、本発明鋼板及び本発明製造方法について説明する。

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。以下、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を抑制することが必須である。０．１０％未満では、炭化物の体積率が不足し、箱焼鈍中のフェライトの粗大化を抑制することができないので、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、耐摩耗特性が低下するので、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。フェライト粒内の炭化物の個数を減らし、フェライト粒界上の炭化物の個数を増やすためには、２段ステップ型の箱焼鈍により、焼鈍中に、オーステナイト相を生成させ、一旦、炭化物を溶解させた後、徐冷し、フェライト粒界への炭化物の生成を促進する必要がある。

０．３０％を超えると、後述のトライボフィルムの形成を抑制し、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性を低下させるので、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％未満に低減すると、精錬コストが増加するので、Ｓｉは０．０１％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。

Ｍｎ：０．３０〜１．００％
Ｍｎは、２段ステップ型の箱焼鈍において、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、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。

Ｐ：０．０００１〜０．０２０％
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が、精錬工程にて０．０００１％未満に高純度化すると、精錬時間が長くなり、精錬コストが大幅に増加するので、Ｐは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１３％以上である。

一方、０．０２０％を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、被切削性が低下するので、Ｐは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１８％以下である。

Ｓ：０．０１０〜０．１０％
Ｓは、鋼の被切削性と耐摩耗性に大きな影響を及ぼす元素である。被切削性への影響については、Ｓは、フェライトとセメンタイトの界面に濃化して、その界面の剥離を促す元素であり、この界面剥離の効果によって、被切削性が向上する。

耐摩耗性への影響については、耐摩耗環境にて部品表層のＳは、潤滑油／鋼界面にトライボフィルムが生成するのを促し、かつ、該フィルムの硬さは、鋼中のＳ濃度が高いほど増加するので、耐摩耗性が向上する。

０．０１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｓは０．０１０％以上とする。好ましくは０．０１５％以上である。一方、０．１０％を超えると、後述の熱延鋼板の焼鈍工程において、フェライト／オーステナイト界面に顕著に濃化したＳにより、粒界炭化物の生成が抑制され、被切削性が低下するので、Ｓは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％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が低下し、被切削性が低下するので、Ａｌは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。

Ｎ：０．０００１〜０．０２０％
Ｎは、フェライト粒界に偏析し、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、Ｎは０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００６％以上である。

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以下となり、被切削性が低下するので、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、鋼中に酸化物の生成を促す元素である。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ので、Ｏは少ないほうが好ましいが、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、Ｏは０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００６％以上である。

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以下となり、被切削性が低下するので、Ｏは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下である。

Ｔｉ：０．０００１〜０．０１０％
Ｔｉは、炭化物の形態の制御に重要な元素であり、多量の添加で、フェライト粒内の炭化物の生成を促す元素である。Ｔｉは、少ないほど好ましいが、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、Ｔｉは０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００６％以上である。

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以下となり、被切削性が低下するので、Ｔｉは０．０１０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下である。

Ｂ：０〜０．０００５％
Ｂは、フェライトと炭化物の界面に濃化し、フェライトと炭化物の界面へのＳの偏析を抑制する元素である。Ｂは、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満の同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至るので、０％を下限とする。好ましくは０．０００１％以上である。

一方、０．０００５％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を超えるように組織を最適化しても、フェライトと炭化物の界面へのＳの濃化が抑制され、被切削性が向上しないので、Ｂは０．０００５％以下とする。好ましくは０．０００２％以下である。

本発明鋼板の成分組成は、上記元素の他、本発明鋼板の被切削性及び他の特性の向上のため、Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｃｕ：０．００１〜０．１０％、Ｗ：０．００１〜０．１０％、Ｔａ：０．００１〜０．１０％、Ｎｉ：０．００１〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％、Ａｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、Ｙ：０．００１〜０．０５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％の１種又は２種以上を含んでもよい。

Ｃｒ：０．００１〜０．５０％
Ｃｒは、２相域焼鈍時における炭化物の安定化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、Ｃｒは０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．５０％を超えると、摩耗環境に鋼部品を投じた際に、潤滑油／鋼表面へのＳを主体としたトライボフィルムの生成が抑制され、耐摩耗性が低下するので、Ｃｒは０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。

Ｍｏ：０．００１〜０．５０％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、２相域焼鈍時における炭化物の安定化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０．０１０％以上である。一方、０．５０％を超えると、炭化物中へのＭｏの濃化により炭化物の硬さが増加し、被切削性が低下するので、Ｍｏは０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。

Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により、組織を微細化し、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。好ましくは０．００２％以上である。

一方、０．１０％を超えると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、強度が上昇しすぎるとともに、粒界炭化物の個数比率が低下し、被切削性が低下するので、Ｎｂは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。

Ｖ：０．００１〜０．１０％
Ｖも、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により、組織を微細化し、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。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、強度が上昇しすぎるとともに、粒界炭化物の個数比率が低下し、被切削性が低下するので、Ｖは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。

Ｃｕ：０．００１〜０．１０％
Ｃｕは、フェライトの結晶粒界に偏析する元素であるとともに、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。好ましくは０．００８％以上である。一方、０．１０％を超えると、赤熱脆性を招き、熱延での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：０．００１〜０．１０％
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。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、強度が上昇しすぎるとともに、粒界炭化物の個数比率が低下し、被切削性が低下するので、Ｗは０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。

Ｔａ：０．００１〜０．１０％
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。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、強度が上昇しすぎるとともに、粒界炭化物の個数比率が低下し、被切削性が低下するので、Ｔａは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。

Ｎｉ：０．００１〜０．１０％
Ｎｉは、部品の耐摩耗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。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、被切削性が低下するので、Ｎｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。

Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％
Ｓｎは、鋼原料（スクラップ）から鋼中に混入して粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率を低下させる元素である。少ないほど好ましいが、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、Ｓｎは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、耐摩耗性が低下するので、Ｓｎは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４８％以下である。

Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼原料（スクラップ）から鋼中に混入して粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率を低下させる元素である。少ないほど好ましいが、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、Ｓｂは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上である。一方、０．０５０％を超えると、フェライトが脆化し、耐摩耗性が低下するので、Ｓｂは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４８％以下である。

Ａｓ：０．００１〜０．０５０％
Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼原料（スクラップ）から鋼中に混入して粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率を低下させる元素である。少ないほど好ましいが、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、Ａｓは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％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、被切削性が低下するので、Ａｓは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。

Ｍｇ：０．０００１〜０．０５０％
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。好ましくは０．０００８％以上である。一方、０．０５０％を超えると、粗大な介在物が生成し、耐摩耗性が低下するので、Ｍｇは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４９％以下である。

Ｃａ：０．００１〜０．０５０％
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。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、摩耗環境下で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０．０４３％以下である。

Ｙ：０．００１〜０．０５０％
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。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、耐摩耗性が低下するので、Ｙは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３１％以下である。

Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％
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。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、耐摩耗性が低下するので、Ｚｒは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。

Ｌａ：０．００１〜０．０５０％
Ｌａは、微量の添加で硫化物の形態制御に有効な元素であるが、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もある。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。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、被切削性が低下するので、Ｌａは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４７％以下である。

Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％
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るが、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もある。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。好ましくは０．００４％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、被切削性が低下するので、Ｃｅは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４６％以下である。

本発明鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。

前述の成分組成の鋼板に、最適条件で熱延及び焼鈍を施し、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１超とし、フェライト粒径を５μｍ以上とし、ビッカース硬さを１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下とすることにより、絞り、増肉成形を組み合せた冷間鍛造における冷間鍛造性が向上し、さらに、被切削性及び焼入れ焼戻し後の部材の耐摩耗特性が向上することは、本発明者らが見いだした新規な知見である。

本発明鋼板は、実質的に、フェライトと炭化物で構成し、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を超える組織とする。なお、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及びその他の添加金属元素）である。

次に、上記規定の理由について説明する。

軟質な中炭素鋼板を素材として、素材よりも硬質な工具を用いて素材を切削する際、素材から切り出される切削屑が細かく分断されると、工具に切削屑が絡まり難くなるため、鋼の被切削性が向上する。切削工程をミクロの視点で捉えると、工具の刃が素材に対して食い込み、さらに掬いあげて、素材から切削屑を切り離す工程で分けることができ、細かな切削屑を得るためには、素材から切削屑を切り離す工程を早期に起こす必要がある。

従来は、ＭｎＳ等の形成によって素材から切削屑を切り離す効果を促進できることが知られているが、その切り離し効果は、工具の刃先がＭｎＳの存在する場所に届いた場合においてのみに限定されるという課題がある。

そこで、本発明者らは、上記課題の解決に向けて、前述の切削屑を早期に素材から切り離す技術の開発を進めた。具体的には、ＭｎＳよりも微細でかつ均一に分散する炭化物に着目し、工具の刃が、素材に食い込むような高い歪を受ける加工において、炭化物とフェライトの界面が早期に剥離してボイドを生成すれば、被切削性が向上することを見出した。

つまり、炭化物がフェライトの粒界上に多く存在するように、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を超える組織を形成し、さらに、フェライトと炭化物の界面にＳを偏析させ、炭化物とフェライトの剥離を促進させることによって、切削時に、切削屑が細かく分散し、さらに、切削に要する力も低下し、被切削性が著しく向上することを明らかにした。

理論及び原則に基づくと、被切削性は、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ことによる、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ことうを本発明者らは明らかにし、一般的な分析手法には値しないと結論付けた。

このため、より簡易的で精度の高い評価指標を探索した。その結果、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、被切削性を評価することが可能となり、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、被切削性が著しく向上することを本発明者らは見出した。

炭化物の平均粒子径は、０．１μｍ以上２．０μｍ以下が好ましい。炭化物の粒子径が０．１μｍ未満であると、鋼板の硬さが顕著に増加して、脆性的な破壊が起き易くなり、被切削性が低下するので、炭化物の平均粒子径は０．１μｍ以上が好ましい。より好ましくは０．１７μｍ以上である。一方、炭化物の平均粒子径が２．０μｍを超えると、冷間鍛造時に粗大な炭化物を起点として亀裂が発生し、被切削性が低下するので、炭化物の平均粒子径は２．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは１．９５μｍ以下である。

続いて、上記組織の観察方法及び測定方法について説明する。

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。その後、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おいて、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、画像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平均粒子径とする。

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て、フェライト粒内の炭化物数を算出する。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。

熱延鋼板の焼鈍後の組織において、フェライト粒径は５．０μｍ以上とする。フェライト粒径が５．０μｍ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５．０μｍ以上とする。フェライト粒径を５．０μｍ以上とすることで、被切削性を改善することができる。好ましくは７．５μｍ以上である。

フェライト粒径の上限は、特に限定しないが、５０．０μｍ以下が好ましい。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、被切削性が低下するので、フェライト粒径は５０．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは３８．０μｍ以下である。

フェライト粒径は、前述の手順で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。

本発明鋼板においては、ビッカース硬さを、１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下とすることで、被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗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、耐摩耗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、耐摩耗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、被切削性の評価方法について説明する。

通常、鋼材の被切削性を評価する場合は、タイトな酸化層又はＴｉ−Ｎ等の超硬コーティングを施したドリル刃を用いて、摩耗によるドリルの減量、及び／又は、鋼材から切削される切粉片の形状などを調べて評価する。

ただし、この評価方法では、摩耗過程での発熱に伴う被切削鋼材及びドリル刃の材質変化を防ぐことはできず、真に被切削性に影響を及ぼす鋼材の組織因子の明確化はできない。このため、本発明鋼板の被切削性の評価に際しては、切削中の鋼板の発熱を極力抑えることを目的とし、マイクロカッターを用いる被切削性の評価方法を開発した。

評価には、リファインテック製のマイクロカッター（ＲＣＡ−１３４型）を用い、被切削性を評価する鋼板に対して、回転砥石を０．５ｍｍ／秒の水平移動速度で接近させて切断し、その際、モーターにかかる電流量を読み取った。

切断に際し、大きな電流量（１５アンペア超え）を要するほど、モーターには負荷がかかり、被切削性は劣位であると判断した。評価試験時は、電源として２００Ｖ、６０Ｈｚの電源を用い、回転砥石を２６７０ｒｐｍの速度で回転させた。なお、回転砥石は、日本プラスチック製砥（株）のＷＡ１２０ＮＡ９Ｃ−４０３２４９を用い、空転時に要する電流量は５．５アンペアであった。

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的思想は、前述の成分組成の鋼板を用いて、熱間条件と焼鈍条件の一貫した管理により、被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性を向上させることを特徴とする。

本発明製造方法の具体的な特徴は以下の通りである。

所定の成分組成を有する連続鋳造スラブを、常法通り、そのまま、又は、一旦冷却後加熱して、熱間圧延し、６５０℃以上９５０℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了する。仕上げ圧延後の鋼帯をＲＯＴ（Run Out Table）上で冷却し、４００℃以上６００℃以下の温度域で巻き取り熱延コイルとする。

熱延コイルに、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の箱焼鈍を施すが、この際、１段目の焼鈍においては、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し、さらに、２段目の焼鈍においては、熱延鋼板を、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し、次いで、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とにより、被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板を製造することができる。

以下に、本発明製造方法について具体的に説明する。

熱間圧延
所定の成分組成を有する連続鋳造スラブを、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℃未以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、熱延鋼板を、４００℃以上６００℃以下の温度域で巻き取る。

スラブの加熱温度は１３００℃以下が好ましい。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、スラブ表層から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、耐摩耗特性が低下するので、加熱温度は１３００℃以下、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℃以下の温度域で完了する。仕上げ熱延温度が６５０℃未満であると、鋼材の変形抵抗が増加し、圧延負荷が顕著に高まり、さらに、ロール磨耗量が増大して、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た疵が鋼板表面に発生し、冷間鍛造時及び／又は焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった際、疵を起点として亀裂が発生して耐摩耗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。

仕上げ熱延後のＲＯＴ上での冷却速度は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、冷却途中に分厚いスケールが生成し、該スケールに起因する疵が鋼板表面に発生するのを防ぐことができず、耐摩耗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鋼板を冷却すると、最表層部が過剰に冷却されて、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。巻き取り後に、１００℃〜室温まで冷却された熱延コイルを払い出す際、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微小クラックを取り除くことは難しく、冷間鍛造時及び／又は焼入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった際、クラックを起点に亀裂が進展して、耐摩耗特性が低下するので、冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。より好ましくは９０℃／秒以下である。

なお、上記冷却速度は、仕上げ熱延後の鋼帯が無注水区間を通過後に注水区間で水冷却を受ける時点から、捲取の目標温度まで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。巻取温度が４００℃未満であると、巻き取る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、熱延コイルの払い出し時に、表層にクラックが発生し、耐摩耗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、ラメラー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生成し、２段ステップ型の箱焼鈍後にも、針状の炭化物が残留し、この針状の炭化物を起点として、冷間鍛造時に亀裂が生成するので、巻取温度は６００℃以下とする。好ましくは５７０℃以下である。

前述の条件で製造した熱延コイルに、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の箱焼鈍を施す。２段ステップ型の箱焼鈍により、炭化物の安定性を制御し、フェライト粒界への炭化物の生成を促進する。

まず、１段目の焼鈍を、Ａc1点以下の温度域で実施し、炭化物を粗大化するとともに、合金元素を濃化させ、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る。

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、フェライトの粒界に炭化物が多量に生成した組織を形成することが可能となる。それ故、本発明鋼板で規定する組織形態が単純な焼鈍のみでは獲得し得ないことは明白である。

以下、具体的な工程条件について説明する。

１段目の焼鈍
焼鈍温度への加熱速度：３０℃／時間以上１５０℃／時間以下
焼鈍温度：６５０℃以上７２０℃以下
保持時時：３時間以上６０時間以下

１段目の焼鈍において、焼鈍温度までの加熱速度（１段目の加熱速度）を３０℃／時間以上１５０℃／時間以下とする。１段目の加熱速度が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、１段目の加熱速度は３０℃／時間以上とする。好ましくは４０℃／時間いじょうである。

一方、１段目の加熱速度が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て、熱膨張差に起因する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、被切削性が低下し、また、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低下するので、１段目の加熱速度は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、１段目の焼鈍温度が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、前述の組織変化を制御できなくなるので、１段目の焼鈍温度は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、炭化物の安定化が充分でなく、２段目の焼鈍時に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、生産性が低下するので、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℃／時間以下
焼鈍温度：７２５℃以上７９０℃以下
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が完了した後の２段目の焼鈍において、焼鈍温度までの加熱速度（２段目の加熱速度）は１℃／時間以上８０℃／時間以下とする。２段目の焼鈍時には、フェライト粒界からオーステナイトが生成し成長する。この時、２段目の加熱速度を小さく制御することで、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。

このため、２段目の加熱速度は遅い方が好ましいが、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、２段目の加熱速度は１℃／時間以上とする。好ましくは１０℃／時間以上である。

一方、２段目の加熱速度が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て、変態による大きな熱膨張差に起因する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、被切削性が低下し、また、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低下するので、２段目の加熱速度は８０℃／時間以下とする。好ましくは７０℃／時間以下である。

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、フェライト粒界上の炭化物の個数比率が低下するので、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７７０℃以下である。

２段目の焼鈍において、焼鈍温度での保持時間（２段目の保持時間）は３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充分でなく、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完了した後、６５０℃まで冷却速度１℃／時間以上１００℃／時間以下で冷却する。

２段目の焼鈍において生成したオーステナイトを徐冷により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ために、冷却速度は遅い方が好ましいが、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、被切削性が低下し、またあ、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低下するので、冷却速度は１００℃／時間以下とする。好ましくは９０℃／時間以下である。

箱焼鈍の雰囲気は、特定の雰囲気に限定されない。例えば、９５％以上窒素の雰囲気、９５％以上水素の雰囲気、大気雰囲気のいずれの雰囲気でもよい。

以上、本発明製造方法によれば、実質的にフェライトと炭化物の組織であり、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、フェライト粒径が５．０μｍ以上であり、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下の、絞り、増肉成形を組み合わせた冷間鍛造における冷間鍛造性及び被切削性に優れ、さらに、焼入れ焼戻し後の部材の耐摩耗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、実施例により本発明の効果を説明するが、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、種々の条件を採用可能とするものである。

表１に示す成分組成を有する連続鋳造鋳片(鋼塊)を、１２５０℃で１．５時間加熱した後に熱間圧延に供し、８７０℃で仕上げ熱延を完了した後、ＲＯＴ上で４０℃／秒の冷却速度で５２０℃まで冷却し、５２０℃で巻き取り、板厚４．４ｍｍの熱延コイルを製造した。

熱延コイルを、酸洗後、箱型焼鈍炉内に装入し、雰囲気を９５％水素−５％窒素に制御した後、室温から７００℃までを８０℃／時間の加熱速度で加熱し、７００℃で２４時間保持して、コイル内の温度分布を均一化し、その後、１０℃／時間の加熱速度で７４５℃まで加熱し、さらに、７４５℃で６時間保持した後、６５０℃まで８℃／時間の冷却速度で冷却し、次いで、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、被切削性は、前述の手法で評価した。

サンプルの焼入れ及び焼戻しは、下記の条件で実施した。窒素９５％の雰囲気に制御した炉内にて、８８０℃で６０分保持する処理を施し、６０℃の油中に焼入れた。焼入れサンプルに、１８０℃で４５分保持後に空冷する焼戻し処理を施し、焼入れ焼戻しサンプルを作製した。

熱処理後のサンプルの耐摩耗性は、ブロックオンリング試験にて評価した。ＳＵＪ２を、Φ３５ｍｍ×巾８．８ｍｍのリング試験片の形状に加工し、さらに、前述の熱処理を施して、リング試験片を作製した。各評価用サンプルを、板厚×幅１５．８ｍｍ×長さ１０．２ｍｍに切り出し、板厚方向に２枚を重ねる際に、その合計厚みが６．３ｍｍとなるように板厚の表裏面を切削し、２枚の板をネジ止めにより締結して、ブロック試験片を作製した。

ブロック試験片の６．３ｍｍ×幅１５．８ｍｍの面がリング表面に接するように、試験機にサンプルをセットして、すべり速度０．４ｍ／秒、油温１４０℃、荷重２０００Ｎ、すべり距離１００００ｍの条件にて試験し、ブロック試験片の試験前後における重量変化を測定し、減量が５ｍｇ以内の場合は、耐摩耗性に優れると評価し、減少量が５ｍｇを超える場合は、耐摩耗性に劣位であると評価した。

表２に、炭化物径、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、切削時のモーター電流、及び、摩耗量の測定結果及び評価結果を示す。

表２に示すように、発明鋼のＡ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、及び、Ｍ−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、フェライト粒径が５．０μｍ以上で、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下であり、被切削性と焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れていることが解る。

これに対し、比較鋼Ｎ−１は、Ｃ量が低く、焼鈍後の硬さが１００ＨＶ未満であるため、冷間鍛造性が低下するとともに、焼入れ焼戻し後に高強度化されず、耐摩耗特性が低下している。比較鋼Ｏ−１、Ｑ−１、Ｓ−１、Ｙ−１は、Ｓ、Ｐ、Ａｌ、Ｎを過剰に含有し、２段目の焼鈍時に、γ／α界面への偏析量が大きくなるため、フェライト粒界における炭化物の生成が抑制されている。

比較鋼Ｐ−１は、Ｓｉを過剰に含有し、耐摩耗特性が低下している。比較鋼Ｒ−１は、Ｍｎ量が少なく、焼入れ焼戻し後に硬さの低下を抑えることが困難であったため、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低下している。比較鋼Ｔ−１は、Ｓ量が少ないため、フェライトと炭化物の界面に濃化するＳ量が不足し、被切削性及び耐摩耗特性が低下している。

比較鋼Ｕ−１は、Ｍｎを過剰に含有するため、ビッカース硬さが１８０ＨＶを超え、被切削性が低下している。比較鋼Ｖ−１は、Ｃを過剰に含有するため、焼鈍後のフェライト粒径が微細化し、被切削性が低下することに加え、焼入れ焼戻し後にも粗大な炭化物が残存して、耐摩耗特性が低下している。

比較鋼Ｗ−１は、Ｂを過剰に含有するため、フェライトと炭化物界面へのＳの濃化が抑制され、被切削性が低下している。比較鋼Ｘ−１、Ｚ−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、フェライト粒界における炭化物の生成が抑制され、被切削性が低下している。

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、Ｋ、Ｌ、及び、Ｍの成分組成を有するスラブを用いて、表３に示す熱延条件及び焼鈍条件にて、板厚５．２ｍｍの熱延鋼板焼鈍サンプルを作製し、炭化物径、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、切削時のモーター電流、及び、摩耗量を測定し評価した。

表４に、炭化物径、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、切削時のモーター電流、及び、摩耗量の測定結果及び評価結果を示す。

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下した。比較鋼Ｄ−２は、仕上げ熱延温度が高くて、鋼板表面にスケール疵が生成し、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て、耐摩耗特性が低下した。

発明鋼Ｆ−２は、ＲＯＴでの冷却速度が遅く、生産性が低下するとともに、スケール疵が発生した。発明鋼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Ｋ−４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たため、熱延コイル払い出し時に割れが頻発し生産性が低下した。さらに、割れ片から採取したサンプルにおける耐摩耗特性は低い。

比較鋼Ｌ−２は、巻取温度が高く、熱延組織においてラメラー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、該炭化物が、２段ステップ型の箱焼鈍後においても、鋼板中に残存するため、被切削性が低下した。比較鋼Ｂ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の１段目の焼鈍において、焼鈍温度への加熱速度が遅いため、生産性が低下した。

比較鋼Ｂ−３は、１段目の焼鈍において、焼鈍温度への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、焼入れ焼戻し後に耐摩耗特性の評価試験に供した際に、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Ａ−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、被切削性が低下した。

比較鋼Ｆ−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、被切削性が低下した。

比較鋼Ｃ−３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、被切削性が低下した。比較鋼Ｌ−４は、１段目の焼鈍における保持時間が長く、生産性が低下することに加え、焼付き疵が発生し、耐摩耗特性が低下した。比較鋼Ｊ−２は、２段ステップ型の箱焼鈍の２段目の焼鈍において、保持温度（焼鈍温度）への加熱速度が遅いため、生産性が低下した。

比較鋼Ｋ−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するスリ疵及び焼付きが発生して、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低下した。比較鋼Ｈ−４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て、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、被切削性が低下した。

比較鋼Ｇ−３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、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、被切削性が低下した。

比較鋼Ｅ−２は、２段目の焼鈍における保持時間が短く、微細な炭化物を残した状態で徐冷を開始したため、フェライト粒界への炭化物の生成が抑えられ、粒内の炭化物の割合が高くなって、被切削性が低下した。比較鋼Ｍ−２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℃までの冷却速度が遅く、生産性が低下するとともに、徐冷後の組織に粗大な炭化物が生成して、焼入れ焼戻し後に残存する粗大な炭化物を起点として亀裂が発生し、耐摩耗特性が低下した。比較鋼Ｇ−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こり、硬さが増加して、被切削性が低下した。

次に、その他元素の影響を調べるため、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、１２５０℃で１．５時間加熱した後、熱間圧延に供し、８７０℃で仕上げ熱延を完了後、ＲＯＴ上で４０℃／秒の冷却速度で５２０℃まで冷却し、５２０℃で巻き取り、板厚４．４ｍｍの熱延コイルを製造した。

熱延コイルを、酸洗後、箱型焼鈍炉内に装入し、雰囲気を９５％水素−５％窒素に制御した後、室温から７００℃までを８０℃／時間の加熱速度で加熱し、７００℃で２４時間保持して、コイル内の温度分布を均一化し、その後、１０℃／時間の加熱速度で７４５℃まで加熱し、さらに、７４５℃で６時間保持した後、６５０℃までを８℃／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。サンプルの組織は、前述の観察方法で観察し、被切削性は、前述の測定手法によって評価した。

表７に、炭化物径、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、切削時のモーター電流、及び、摩耗量の測定結果及び評価結果を示す。

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、ＡＱ−１、ＡＲ−１、ＡＳ−１、及び、ＡＴ−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、フェライト粒径が５．０μｍ以上で、ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下であり、被切削性と焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れていることが解る。

これに対し、比較鋼ＡＵ−１は、C量が低く、焼鈍後の硬さが１００HV未満であるため冷間鍛造性が低いとともに、焼入れ焼戻し後に高強度化されず、耐摩耗特性が低い。比較鋼ＢＦ−１は、Ｍｎ量が少なく、焼入れ焼戻し時に硬さの低下を抑えることが困難であったため、被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低下した。比較鋼ＢＧ−１は、Ｓ量が少ないため、フェライトと炭化物の界面に濃化するＳ量が不足し、被切削性及び耐摩耗特性が低下した。

比較鋼ＢＬ−１、ＢＪ−１、ＢＯ−１、ＢＨ−１、ＡＷ−１、ＢＳ−1、ＢＣ−１、ＡＹ−１、及び、ＢＫ−１は、それぞれ、Ｓ、Ｐ、Ａｌ、Ｌａ、Ａｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｂ、Ｃｅを過剰に含有し、２段目の焼鈍において、γ／α界面への偏析量が大きくなるため、フェライト粒界における炭化物の生成が抑制されている。

比較鋼ＢＰ−１は、Ｓｉを過剰に含有し、耐摩耗特性が低下した。比較鋼ＡＺ−1、ＢＱ−１、ＢＥ−１、ＢＮ−１、ＡＸ−１、及び、ＢＲ−１は、それぞれ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｖを過剰に含有するため、被切削性が低下した。比較鋼ＢＭ−１は、Ｍｎを過剰に含有するため、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が顕著に低下した。

比較鋼ＢＤ−１、ＢＢ−１、ＡＶ−１、及び、ＢＡ−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たことにより、耐摩耗特性の評価試験時に、粗大酸化物又は粗大非金属介在物を起点として亀裂及び剥離が発生し、耐摩耗特性が低下した。

比較鋼ＢＩ−１は、Ｓｎを過剰に含有し、鋼が脆化したため、耐摩耗特性が低下した。比較鋼ＢＴ−１は、Ｃを過剰に含有するため、焼鈍後のフェライト粒径が微細化し、被切削性が低下することに加え、焼入れ焼戻し後にも粗大な炭化物が残存して、耐摩耗特性が低下した。

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、ＡＱ、ＡＲ、ＡＳ、及び、ＡＴの成分組成を有するスラブを用いて、表８に示す熱延条件及び焼鈍条件にて板厚５．２ｍｍの熱延鋼板焼鈍サンプルを作製した。

表９に、炭化物径、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、切削時のモーター電流、及び、摩耗量の測定結果及び評価結果を示す。

比較鋼ＡＣ−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下した。比較鋼ＡＣ−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、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て、耐摩耗特性が低下した。

発明鋼ＡＯ−２は、ＲＯＴでの冷却速度が遅く、生産性が低下し、また、スケール疵が発生した。発明鋼ＡＪ−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ＡＨ−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量に生成して脆化し、熱延コイル払出し時に割れが頻発し、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耐摩耗特性は低かった。

比較鋼ＡＳ−２は、巻取温度が高く、熱延組織において、ラメラー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段ステップ型の箱焼鈍後においても、上記炭化物が鋼板中に残存するため、被切削性が低下した。比較鋼ＡＮ−３は、２段ステップ型の箱焼鈍の１段目の焼鈍における保持温度（焼鈍温度）への加熱速度が遅いため、生産性が低下した。

比較鋼ＡＲ−３は、１段目の焼鈍における加熱速度が速いため、コイルの内部と外周部の温度差が大きくなり、熱膨張差に起因する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に、該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ＡＧ−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、被切削性が低下した。

比較鋼ＡＱ−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１８０ＨＶを超えて、被切削性が低下した。比較鋼ＡＦ−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、被切削性が低下した。比較鋼ＡＭ−２は、１段目の焼鈍における保持時間が長く、生産性が低下することに加え、焼付き疵が発生し、耐摩耗特性が低下した。

比較鋼ＡＧ−４は、２段ステップ型の焼鈍の２段目の焼鈍において、保持温度（焼鈍温度）への加熱速度が遅いため、生産性が低下した。比較鋼ＡＦ−２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するスリ疵及び焼付きが発生して、焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性が低下した。

比較鋼ＡＢ−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、粒界における炭化物の個数割合を増やすことができず、被切削性が低下した。比較鋼ＡＫ−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、被切削性が低下した。

比較鋼ＡＴ−２は、２段目の焼鈍における保持時間が短く、微細な炭化物を残した状態で徐冷を開始したため、フェライト粒界への炭化物の生成が抑えられ、粒内の炭化物の割合が高くなり、被切削性が低下した。比較鋼ＡＰ−２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、被切削性が低下した。

比較鋼ＡＩ−３は、２段目の焼鈍から６５０℃までの冷却速度が遅く、生産性が低下するとともに、徐冷後の組織に粗大な炭化物が生成して、焼入れ焼戻し後に残存する粗大な炭化物を起点として亀裂が発生し、耐摩耗特性が低下した。比較鋼ＡＴ−４は、２段目焼鈍から６５０℃までの冷却速度が速く、冷却時にパーライト変態が起こり、硬さが増加して、被切削性が低下した。

ここで、図１に、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と被切削性の関係を示す。被削性は、被切削性評価時のモーター電流量（Ａ）で評価した。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、モーター電流量は１５アンペアを下回り、鋼板の切断に要するエネルギーが低下し、被切削性が向上することが解る。

図２に、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と被切削性の別の関係を示す。図２に示す関係は、種々の添加元素を有した鋼板サンプルにおける関係である。被削性は、被切削性評価時のモーター電流量（Ａ）で評価した。図２から、図１と同様に、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、モーター電流量は１５アンペアを下回り、鋼板の切断に要するエネルギーが低下し、被切削性が向上することが解る。

図３に、鋼中のＳ含有量と耐摩耗特性の関係を示す。摩耗量は、ブロックオンリング試験後のブロック試験片の重量減少量である。図３から、Ｓ量が０．０１％を超えると、潤滑油／鋼板表面に硬いトライボフィルムが形成されて、耐摩耗性が顕著に向上することが解る。

図４に、鋼中のＳ含有量と耐摩耗特性の別の関係を示す。図４に示す関係は、種々の添加元素を有した鋼板サンプルにおける関係である。摩耗量は、ブロックオンリング試験後のブロック試験片の重量減少量である。図４から、図３と同様に、Ｓ量が０．０１％を超えると、潤滑油／鋼材表面に硬いトライボフィルムが形成されて、耐摩耗性が顕著に向上することが解る。

前述したように、本発明によれば、被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗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。本発明の低炭素鋼板は、例えば、自動車のギヤー、クラッチ等の駆動系部品を冷間鍛造と切削で製造す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。

Claims (3)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．４０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
   Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
   Ｐ ：０．０００１〜０．０２０％、
   Ｓ ：０．０１０〜０．１０％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
   Ｎ ：０．０００１〜０．０２０％、
   Ｏ ：０．０００１〜０．０２０％、
   Ｔｉ：０．０００１〜０．０１０％、
   Ｂ ：０〜０．０００５％
   を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
   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、
   フェライト粒径が５．０μｍ以上であり、
   ビッカース硬さが１００ＨＶ以上１８０ＨＶ以下である
   ことを特徴とする被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板。
2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．００１〜０．５０％、
   Ｍｏ：０．００１〜０．５０％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
   Ｖ ：０．００１〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．００１〜０．１０％、
   Ｗ ：０．００１〜０．１０％、
   Ｔａ：０．００１〜０．１０％、
   Ｎｉ：０．００１〜０．１０％、
   Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％、
   Ａｓ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０５０％、
   Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｙ ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％の１種又は２種以上を含む
   ことを特徴とする請求項１に記載の被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板。
3. 請求項１又は２に記載の被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板を製造する製造方法であって、
   請求項１又は請求項２に記載の成分組成の鋼片を、直接、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完了し、４００℃以上６００℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の箱焼鈍を施す際、
   （ｉ-1）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し、
   （ｉ-2）２段目の焼鈍において、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し、次いで、
   （ii）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
   ことを特徴とする被切削性及び焼入れ焼戻し後の耐摩耗特性に優れる低炭素鋼板の製造方法。

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