本发明涉及加工性以及淬透性优异的高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
当前，传动装置、座椅调角器等汽车用部件大多是以如下方式制造的，即，在通过冷加工将作为jisg4051所规定的机械结构用碳素钢钢材以及机械结构用合金钢钢材的热轧钢板加工为所期望的形状后，为了确保所期望的硬度而实施淬火处理。因此，成为原材料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各样的钢板。
例如，在专利文献1中提出了一种冲裁性优异的高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有c：0.1～0.7％、si：0.01～1.0％、mn：0.1～3.0％、p：0.001～0.025％、s：0.0001～0.01％、t.al：0.001～0.10％、n：0.001～0.010％，还含有ti：0.01～0.20％、cr：0.01～1.50％、mo：0.01～0.50％、b：0.0001～0.010％、nb：0.001～0.10％、v：0.001～0.2％、cu：0.001～0.4％、w：0.001～0.5％、ta：0.001～0.5％、ni：0.001～0.5％、mg：0.001～0.03％、ca：0.001～0.03％、y：0.001～0.03％、zr：0.001～0.03％、la：0.001～0.03％、ce：0.001～0.030％之中的1种或2种以上，且所述高碳热轧钢板的维氏硬度为hv100以上且160以下。专利文献1所记载的发明的目的在于，对中/高碳钢的热轧钢板进行软化，以使得在维持其淬透性的同时能充分提供优异的冲裁性。
此外，在专利文献2中，提出了一种能同时实现旋压加工、辊轧加工等冷加工中的成型性以及淬火处理中的淬透性这两者的高碳钢帯及其制造方法，该高碳钢帯的特征在于，以重量％计含有c：0.15～0.75％、si：0.3％以下、mn：0.2～1.60％、sol.al：小于0.05％、n：0.0060％以下，还含有cr：0.2～1.2％、mo：0.05～1.0％、ni：0.05～1.2％、v：0.05～0.50％、ti：0.005～0.05％、以及b：0.0005～0.0050％之中的1种或2种以上。
此外，在专利文献3中，提出了一种使用下述钢的局部延展性优异的中/高碳钢板的制造方法，该钢以质量％计，含有c：0.10～0.60％、si：0.4％以下、mn：1.0％以下、cr：1.6％以下、mo：0.3％以下、cu：0.3％以下、ni：2.0％以下、n：0.01％以下、p：0.03％以下、s：0.01％以下、t.al：0.1％以下，余量为fe以及不可避免的杂质。专利文献3的目的在于，获得下述钢板，为了减少部件的制造成本，在部件的一体成型、部件加工的工序简化中所述钢板不仅能够耐受冲裁加工、弯曲加工，而且还能够耐受拉伸凸缘成型加工这样的要求局部延展性的高级加工(highforming)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015－117406号公报
专利文献2：日本特开2001－81528号公报
专利文献3：日本特开2001－73033号公报
技术实现要素：
发明要解决的课题
在专利文献1所记载的技术中，在进行热轧时，需要在粗热轧结束后对粗棒进行加热而使其升温到20～150℃，在600℃以上且小于ae3-20℃的温度范围完成精轧。小于ae3点的温度范围中的精轧对于通过使铁素体晶粒粗大化而进行软化而言是有效的手段，但是存在成为不均匀的组织而伸长率下降、或者在实际操作中难以进行稳定的操作这样的问题。进一步地，铁素体粒径为10μm以上且50μm以下，具有比较粗大的铁素体晶粒。
在专利文献2所记载的技术中，通过在热轧后在ac1-50℃～ac1+40℃的温度范围中进行箱式退火、或者在上述退火后将冷轧和650℃～ac1的温度范围中的退火进行1次或者反复进行2次以上来实现软化，有工序数多这样的问题。
专利文献3是通过在热轧后在ac1以上的温度范围内保持后以50℃/小时以下进行冷却，从而得到局部延展性优异的钢板的技术。该技术中，对ac1点以上的每γ单位面积的α/γ界面量、ac1点以上的每100μm2的碳化物数进行调整，使退火后的钢板软化，提高伸长率、扩孔率。但是，没有提到淬透性。认为通过具有大量粗大的碳化物而实现了软化，但在淬火加热时在奥氏体区域中碳化物可能没有充分固溶、无法确保淬透性。
本发明的目的在于解决上述课题，提供即使在氮气氛中进行了退火的情况下也可稳定地得到优异的淬透性，且在淬火处理前，硬度以hv计为110～160、总伸长率ei为40％以上的、冷加工性及淬透性优异的高碳热轧钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本申请的发明人针对含有cr、优选还含有ni、mo中的一种以上和sb、sn、bi、ge、te、se之中的一种以上的高碳热轧钢板的制造条件与冷加工性、淬透性之间的关系进行了深入研究。其结果，得到了以下发现。
i)具有铁素体和渗碳体的显微组织(microstructure)以及渗碳体密度对淬火前的高碳热轧钢板的硬度、总伸长率(以下，也简称为伸长率)影响甚大，通过将渗碳体密度设为0.25个/μm2以下，可以得到硬度以hv计为110～160、总伸长率(ei)为40％以上。
ii)在氮气氛中实施退火的情况下，存在下述情况：气氛中的氮元素发生渗氮而在钢板中浓缩，与钢板中的cr结合而生成cr氮化物，或者与mo结合而生成mo氮化物，钢板中的固溶cr量以及固溶mo量略微下降。与此相对，在本发明中，通过在钢中优选含有规定量的sb、sn、bi、ge、te、se之中的至少一种，从而能够防止这样的渗氮，抑制固溶cr量以及固溶mo量的下降，确保高淬透性。
本发明是基于上述发现进行的，其要旨如下。
[1]高碳热轧钢板，其具有下述成分组成和显微组织，所述成分组成以质量％计含有c：0.10～0.33％、si：0.15～0.35％、mn：0.5～0.9％、p：0.03％以下、s：0.010％以下、sol.al：0.10％以下、n：0.0065％以下、cr：0.90～1.5％，余量为fe及不可避免的杂质，所述显微组织具有铁素体和渗碳体，进一步地，所述渗碳体密度为0.25个/μm2以下，所述高碳热轧钢板的硬度以hv计为110～160、总伸长率为40％以上。
[2]如上述[1]所述的高碳热轧钢板，作为成分组成，进一步以质量％计含有合计为0.5％以下的ni、mo之中的一种以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的高碳热轧钢板，作为成分组成，进一步以质量％计含有合计为0.002～0.03％的sb、sn、bi、ge、te、se之中的一种以上。
[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的高碳热轧钢板，所述铁素体的平均晶体粒径为5μm以上且15μm以下。
[5]高碳热轧钢板的制造方法，其为上述[1]～[4]中任一项所述的高碳热轧钢板的制造方法，对钢进行热粗轧，然后，在终轧温度：ar3相变点以上的条件下进行精轧，在卷绕温度：500～700℃的条件下进行卷绕，然后，在加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上，在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至小于ar1相变点，在小于ar1相变点的温度范围内保持20小时以上。
[6]高碳热轧钢板的制造方法，其为上述[1]～[4]中任一项所述的高碳热轧钢板的制造方法，对钢进行热粗轧，然后，在终轧温度：ar3相变点以上的条件下进行精轧，在卷绕温度：500～700℃的条件下进行卷绕，然后，在680～720℃的温度范围内保持1～35小时，
然后，加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上，在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至冷却停止温度，所述冷却停止温度为ar1相变点以下且(ar1相变点-110℃)以上。
发明效果
根据本发明，可以得到冷加工性及淬透性优异的高碳热轧钢板。本发明的高碳热轧钢板由于冷加工性及淬透性优异，所以适合于原材料钢板需要冷加工性的齿轮、传动装置、座椅调角器等汽车用部件。
具体实施方式
以下，详细说明本发明的高碳热轧钢板及其制造方法。需要说明的是，除非另有说明，否则成分组成的含量的单位即“％”意思是“质量％”。
1)成分组成
c：0.10～0.33％
c是为了得到淬火后的强度的重要元素。由于在c量小于0.10％的情况下，无法通过部件成型后的热处理来得到所期望的硬度，所以c量需要设为0.10％以上。但是，若c量超过0.33％，则会硬化，韧性、冷加工性劣化。因此，c量设为0.10～0.33％。为了得到优异的淬火硬度，优选c量设为0.15％以上。进一步地，为了稳定地得到油淬火后的维氏硬度(hv)430以上，优选设为0.18％以上。在用于加工性严苛的部件的冷加工的情况下，优选设为0.28％以下。
si：0.15～0.35％
si是通过固溶强化使强度上升的元素。由于随着si量增加而硬化、冷加工性劣化，所以si量设为0.35％以下。优选为0.33％以下。另一方面，si具有使回火软化阻力增加的效果，由于若si量小于0.15％则变得不易得到回火软化阻力的效果，所以si量设为0.15％以上。优选设为0.18％以上。
mn：0.5～0.9％
mn是使淬透性提高、并且通过固溶强化使强度上升的元素。由于若mn量超过0.9％，则因mn的偏析所带来的带状组织发展，组织变得不均匀，所以冷加工性下降。因此，mn量设为0.9％以下。另一方面，由于若小于0.5％则淬透性开始下降，所以mn量设为0.5％以上。优选为0.55％以上，更优选为0.60％以上。
p：0.03％以下
p是通过固溶强化使强度上升的元素。但是，若p量增加得超过0.03％则导致晶界脆化，淬火后的韧性劣化。因此，p量设为0.03％以下。为了得到优异的淬火后的韧性，优选p量设为0.02％以下。由于p使冷加工性以及淬火后的韧性下降，所以优选p量越少越好，但是若使p量过度减少，则精炼成本会增大，因此优选p量为0.005％以上。
s：0.010％以下
s形成硫化物，使高碳热轧钢板的冷加工性及淬火后的韧性下降，因此是必须减少的元素。若s量超过0.010％，则高碳热轧钢板的冷加工性以及淬火后的韧性显著劣化。因此，s量设为0.010％以下。为了得到优异的冷加工性以及淬火后的韧性，优选s量为0.005％以下。由于s使冷加工性以及淬火后的韧性下降，所以优选s量越少越好。但是，若s过度减少，则精炼成本会增大，因此优选s量为0.0005％以上。
sol.al：0.10％以下
若sol.al量超过0.10％，则在淬火处理的加热时生成aln，奥氏体晶粒过度微细化，在冷却时促进铁素体相的生成，组织成为铁素体和马氏体，淬火后的硬度下降。因此，sol.al量设为0.10％以下，优选设为0.06％以下。另一方面，sol.al具有脱氧的效果，为了充分地脱氧，优选设为0.005％以上。
n：0.0065％以下
若n量超过0.0065％，则因形成aln而在淬火处理的加热时奥氏体晶粒过度微细化，而在冷却时促进铁素体相的生成，淬火后的硬度下降。因此，n量设为0.0065％以下。需要说明的是，对于下限而言，虽没有特别规定，但是如上述，由于n是形成aln、cr类氮化物以及mo类氮化物、由此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，所以n量优选0.0005％以上。
cr：0.90～1.5％
cr是提高淬透性的重要元素，由于在小于0.90％时无法确认到充分的效果，所以cr需要设为0.90％以上。另一方面，若cr超过1.5％，则淬火前的钢板硬化而冷加工性受损，因此设为1.5％以下。需要说明的是，由于在对压制成型困难、需要高级加工的部件进行加工时需要更优异的加工性，所以优选1.2％以下。
ni、mo之中的一种以上：合计0.5％以下
ni、mo是提高淬透性的重要元素，在仅含有cr而淬透性不充分的情况下，ni、mo使淬透性提高。此外，具有抑制回火软化阻力的效果。为了得到这样的效果，优选将ni、mo之中的一种以上合计含有0.01％以上。另一方面，若将ni、mo之中的一种以上合计含有超过0.5％，则淬火前的钢板硬化而冷加工性受损，因此设为合计为0.5％以下。需要说明的是，由于在对压制成型困难、需要高级加工的部件进行加工时需要更优异的加工性，所以优选0.3％以下。
sb、sn、bi、ge、te、se之中的一种以上：合计为0.002～0.03％
sb、sn、bi、ge、te、se是抑制从表层的渗氮的重要元素。由于在这些元素的一种以上的合计的量小于0.002％时无法确认到充分的效果，所以在含有它们时设为0.002％以上。另一方面，即使将这些元素合计含有超过0.03％，防止渗氮的效果也会饱和。此外，这些元素有在晶界偏析的趋势，若这些元素的含量合计超过0.03％，则含量变得过高，可能引起晶界脆化。因此，sb、sn、bi、ge、te、se之中的一种以上的合计含量设为0.03％以下。含有sb、sn、bi、ge、te、se时的优选的合计含量的下限为0.005％，上限为0.020％。
在本发明中，如上所述，通过将sb、sn、bi、ge、te、se之中的一种以上设为合计为0.002～0.03％，即使在氮气氛中进行退火的情况下，也能够抑制从钢板表层的渗氮，抑制钢板表层中的氮浓度的增加。其结果，能够使从钢板表面起在板厚方向上150μm深度的范围内所含的氮量和钢板整体所含的平均氮量之差为30质量ppm以下。此外，由于能够以这种方式来抑制渗氮，所以即使在氮气氛中进行退火的情况下，也能够在退火后的钢板中确保固溶cr量、固溶mo量，能够得到更高的淬透性。
上述成分以外的余量基本上为fe以及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，能够允许o：0.005％以下、mg：0.003％以下。此外，作为不损害本发明的效果的成分，能够含有ti：0.005％以下、nb：0.005％以下、cu：0.04％以下。
2)显微组织
本发明的高碳热轧钢板具有铁素体和渗碳体。出于确保高加工性的理由，铁素体以面积率计优选90％以上。出于确保高加工性的理由，渗碳体以面积率计优选10％以下。即使除铁素体和渗碳体以外还生成了珠光体(pearlite)等余量组织，当余量组织的合计面积率为5％左右以下时，由于不会损害本发明的效果，所以也可以含有。
渗碳体密度：0.25个/μm2以下
关于本发明的高碳热轧钢板得到的渗碳体直径，长径为0.1～3.0μm左右，这对于钢板的析出强化而言并非有效的尺寸。在本发明中，通过使渗碳体密度下降而使铁素体晶粒粗大化，能够实现强度下降。在本发明中，通过具有铁素体，将渗碳体密度设为0.25个/μm2以下，从而能够实现硬度以hv计为110～160、总伸长率为40％以上。因此，渗碳体密度设为0.25个/μm2以下。渗碳体密度优选为0.15个/μm2以下，更优选为0.1个/μm2以下。
铁素体平均晶体粒径5μm以上且15μm以下(合适条件)
若铁素体平均晶体粒径小于5μm，则冷加工前的强度增加，有时压制性(pressformability)劣化，因此优选5μm以上。更优选为7μm以上。另一方面，若超过15μm，则有时钢板的强度大幅度下降。在不淬火就使用的区域中，由于需要一定程度的钢板强度，所以铁素体平均晶体粒径优选15μm以下。更优选为12μm以下。
需要说明的是，显微组织、铁素体晶粒内的渗碳体密度、铁素体平均晶体粒径能够通过后述的实施例的方法来测定。
3)机械特性：硬度以hv计为110～160，总伸长率为40％以上
在本发明中，由于齿轮、传动装置、座椅调角器等汽车用部件是通过冷压制而成型的，所以需要优异的冷加工性。此外，需要通过淬火处理来增大硬度并赋予耐磨性。为此，本发明的高碳热轧钢板需要具有优异的冷加工性(减少钢板的硬度而设为以hv计为110以上且160以下，并提高伸长率而将总伸长率(ei)设为40％以上)并且提高淬透性。
4)制造条件
本发明的高碳热轧钢板通过下述方式来制造，即，将上述的成分组成的钢作为原材料，在热粗轧后，在终轧温度：ar3相变点以上的条件下进行精轧，在卷绕温度：500～700℃的条件下进行卷绕，然后，加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上，在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至小于ar1相变点，在小于ar1相变点的温度范围内保持20小时以上。或者，通过下述方式来制造，即，在热粗轧后，在终轧温度：ar3相变点以上的条件下进行精轧，在卷绕温度：500～700℃的条件下进行卷绕，然后，在680～720℃的温度范围内保持1～35小时，然后，加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上，在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至冷却停止温度，所述冷却停止温度为ar1相变点以下且(ar1相变点-110℃)以上。
以下，说明本发明的高碳热轧钢板的制造方法中的限定理由。
终轧温度：ar3相变点以上
在终轧温度小于ar3相变点时，在热轧后以及退火后形成粗大的铁素体晶粒，伸长率显著下降。因此，终轧温度设为ar3相变点以上。需要说明的是，终轧温度的上限不需要特别地规定，为了顺利地进行精轧后的冷却，优选设为1000℃以下。
卷绕温度：500～700℃
精轧后的热轧钢板被卷绕为线圈形状。若卷绕温度过高，则热轧钢板的强度变得过低，当被卷绕为线圈形状时，有时因线圈的自重而变形，所以在操作上非优选。因此卷绕温度的上限设为700℃。另一方面，由于若卷绕温度过低，则热轧钢板会硬化，所以非优选。因此下限设为500℃。优选为550℃以上。需要说明的是，卷绕温度是钢板的表面温度。
加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上第1阶段退火)，在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至小于ar1相变点，在小于ar1相变点的温度范围内保持20小时以上(第2阶段退火)的二阶段退火
在本发明中，通过将热轧钢板加热至ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上，将在热轧钢板中析出的比较微细的碳化物溶解并使其固溶在γ相中，然后，以1～20℃/小时的平均冷却速度进行冷却至小于ar1相变点，在小于ar1相变点的温度范围内保持20小时以上，由此将形成有奥氏体的c浓度高的部位作为核而使铁素体晶粒内的未溶解c析出，使渗碳体密度成为0.25个/μm2以下，从而形成控制了碳化物(渗碳体)的分散的状态。即，在本发明中，通过在规定的条件下实施二阶段退火，从而控制碳化物的分散形态、使钢板软化并使伸长率增加。对于本发明中作为对象的高碳钢板来说，在进行软化的基础上控制退火后的碳化物的分散形态是重要的。在本发明中，通过将高碳热轧钢板加热至ac1相变点以上并保持(第1阶段退火)，能够使微细的碳化物溶解，并且使c固溶在γ(奥氏体)中。在之后的小于ar1相变点的冷却阶段、保持阶段(第2阶段退火)中，在ac1点以上的温度范围内存在的α/γ界面、未溶解碳化物成为成核位点，析出比较粗大的碳化物。以下，对这样的二阶段退火条件进行说明。需要说明的是，退火时的气氛能够使用氮、氢、氮和氢的混合气体中的任一种。
加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上(第1阶段退火)
通过将热轧钢板加热至ac1点以上的退火温度，能够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的碳化物溶解，并且使c固溶在奥氏体中。另一方面，由于未相变为奥氏体而残留下来的铁素体(α)在高温下退火，所以位错密度减少而发生软化。另外，在铁素体中，未溶解的比较粗大的碳化物(未溶解碳化物)残留下来，但是因奥斯特瓦尔德生长(ostwaldgrowth)而变得更粗大。由于在退火温度小于ac1相变点时不会发生奥氏体相变，所以无法使碳化物固溶在奥氏体中。此外，在本发明中，由于若ac1相变点以上的保持时间小于1小时则无法充分地溶解微细的碳化物，所以设为加热至ac1相变点以上并保持1小时以上。此外，若退火温度超过800℃，则γ分率变得过高，在之后的冷却过程中，奥氏体区域有一部分没有完成球状化而形成棒状的渗碳体，加工性下降，因此退火温度设为800℃以下。需要说明的是，作为第1阶段退火，保持时间的上限不特别限定，但是优选设为20小时以下。
需要说明的是，上述的所谓保持，除了指ac1相变点以上且800℃以下的一定温度下的保持之外，还包括ac1相变点以上且800℃以下的温度范围的钢板的通过时间。
在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至小于ar1相变点
在上述的第1阶段退火之后，在1～20℃/小时的条件下进行冷却至第2阶段退火的温度范围、即小于ar1相变点。在冷却中途，随着奥氏体→铁素体相变而从奥氏体排出的c将α/γ界面、未溶解碳化物作为成核位点而以比较粗大的球状碳化物的形式析出。在该冷却中，需要调整冷却速度以使不生成珠光体。若第1阶段退火后、至第2阶段退火为止的平均冷却速度小于1℃/小时，则生产效率差，因此平均冷却速度设为1℃/小时以上。另一方面，若大得超过20℃/小时，则析出珠光体，硬度变高，因此设为20℃/小时以下。因此，在第1阶段退火后、至第2阶段退火的温度范围、即小于ar1相变点，在平均冷却速度1～20℃/小时的条件下进行冷却。
在小于ar1相变点的温度范围(退火温度)内保持20小时以上(第2阶段退火)
在上述的第1阶段退火后，通过以规定的冷却速度进行冷却并在小于ar1相变点的条件下保持，从而因奥斯特瓦尔德生长而使得粗大的球状碳化物进一步生长，使微细的碳化物消失。在小于ar1相变点的保持时间小于20小时的情况下，不能使碳化物充分生长，退火后的硬度变得过大。因此，第2阶段退火设为在小于ar1相变点的条件下保持20小时以上。需要说明的是，虽然不特别地限定，但是为了使碳化物充分生长，第2阶段退火温度优选设为660℃以上。此外，从生产效率的观点出发，保持时间的上限优选设为30小时以下。
需要说明的是，上述的所谓保持，除了指小于ar1相变点的一定温度下的保持以外，还包括小于ar1相变点的温度范围的钢板的通过时间。
此外，还能够以下述方式来制造，即，在卷绕后，在680～720℃的温度范围内保持1～35小时(第1阶段退火)，然后，加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上(第2阶段退火)，在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至冷却停止温度，所述冷却停止温度为ar1相变点以下且(ar1相变点-110℃)以上。设为上述条件的理由如下述所示。
在680～720℃的温度范围(退火温度)内保持1～35小时(第1阶段退火)
在使温度上升至ac1相变点以上时，对于形成使未固溶的碳化物残留于γ区域中的钢而言，在ar1相变点以下保持后，在铁素体晶界处碳化物更加粗大化，铁素体晶粒内的碳化物更加减少而软化。由于在温度上升到ac1相变点以上前使组织进行球状化的话更能够发挥上述效果，所以需要于680～720℃保持1～35小时。若保持时间小于1小时，则球状化不会进行，因此保持时间设为1小时以上。优选为5小时以上。另一方面，若保持时间超过35小时则成为长时间，生产成本变高，因此保持时间设为35小时以下。优选为25小时以下。
需要说明的是，上述的所谓保持，除了指680～720℃的温度范围中的一定温度下的保持之外，还包括680～720℃的温度范围的钢板的通过时间。
加热至退火温度：ac1相变点以上且800℃以下并保持1小时以上(第2阶段退火)
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的碳化物溶解，使c固溶在奥氏体中。另一方面，由于未相变为奥氏体而残留的铁素体在高温下退火，所以位错密度减少而软化。此外，在铁素体中，未溶解的比较粗大的碳化物(未溶解碳化物)残留下来，但是因奥斯特瓦尔德生长而变得粗大。由于若退火温度小于ac1相变点，则不会发生奥氏体相变，所以无法使碳化物固溶在奥氏体中。此外，在本发明中，由于若在ac1相变点以上的保持时间小于1小时则无法使微细的碳化物充分溶解，所以设为加热至ac1相变点以上并保持1小时以上。此外，若退火温度超过800℃，则γ分率变得过高，在之后的冷却过程中奥氏体区域的一部分没有完成球状化而形成棒状的渗碳体，加工性会下降，因此设为800℃以下。作为第2阶段退火，不特别地限定，但是保持时间的上限优选设为10小时以下。
需要说明的是，上述的所谓保持，除了指ac1相变点以上且800℃以下的温度范围内的一定温度的保持之外，还包括ac1相变点以上且800℃以下的温度范围内的通过时间。
在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却至冷却停止温度，所述冷却停止温度为ar1相变点以下且(ar1相变点-110℃)以上
在上述的第2阶段退火后，以1～20℃/小时进行冷却。在冷却中途，随着奥氏体→铁素体转变而从奥氏体排出的c将α/γ界面、未溶解碳化物作为成核位点而以比较粗大的球状碳化物的形式析出。在该冷却中，需要调整冷却速度以使不生成珠光体。在平均冷却速度小于1℃/小时的情况下生产效率差，所以平均冷却速度设为1℃/小时以上。另一方面，若大得超过20℃/小时，则析出珠光体，硬度变高，因此设为20℃/小时以下。因此，在第2阶段退火后、至冷却停止温度：ar1相变点以下(ar1相变点-110℃)以上，在平均冷却速度：1～20℃/小时的条件下进行冷却。
若冷却停止温度变得超过ar1相变点，则铁素体相变没有完成就会局部地析出珠光体，因此冷却停止温度设为ar1相变点以下。另一方面，若冷却停止温度变得小于(ar1相变点-110℃)，则温度过低而碳化物变得难以生长，因此冷却停止温度设为(ar1相变点-110℃)以上。
需要说明的是，在本发明的高碳钢的熔炼中，能够使用转炉、电炉中任一种。此外，以这种方式熔炼后的高碳钢通过铸锭-开坯轧制或者连续铸造而制成板坯(slab)。板坯通常在加热后进行热轧。需要说明的是，在通过连续铸造而制得的板坯的情况下，可以直接进行直接轧制，也可以为了抑制温度降低而进行保温然后进行轧制。此外，在对板坯进行加热来进行热轧的情况下，为了避免氧化皮造成的表面状态的劣化，优选将板坯加热温度设为1280℃以下。在热轧中，为了确保终轧温度，在热轧中也可以通过板带加热器等加热手段来对被轧制材料进行加热。
实施例1
对具有表1所示的钢编号a至k的化学成分组成的钢进行熔炼，接着按表2及表3所示的制造条件，进行将终轧温度设为ar3相变点以上的热轧并进行酸洗，在氮气氛(气氛气体：氮)中通过二阶段退火实施球状化退火，制得板厚为3.0mm的热轧退火板(高碳热轧钢板)。对于以这种方式制造的热轧退火板，以下述方式求出显微组织、硬度、伸长率以及淬火硬度。
需要说明的是，表1所示的ar1相变点、ac1相变点以及ar3相变点按以下方式求出。通过formaster(フォーマスター)试验机，使用圆柱状的试验片(直径3mm×高度10mm)，测定加热时的线膨胀曲线，求出从铁素体开始向奥氏体相变的温度(ac1点)。此外，使用同样的试验片，在加热到奥氏体单相区域之后，测定从奥氏体单相区域冷却到室温时的线膨胀曲线，求出从奥氏体开始向铁素体相变的温度(ar3点)、向铁素体的相变结束的温度(ar1点)。
显微组织
关于热轧退火板的显微组织，对从板宽中央部采集的试样进行切剖、研磨后，实施硝酸乙醇溶液腐蚀，使用扫描型电子显微镜，针对在板厚中央部的5个部位以3000倍的倍率拍摄到的组织照片，测定长径为0.1μm以上的渗碳体的个数，用该个数除以照片的视野的面积，求出渗碳体密度。
此外，针对在同上的部位所拍摄到的组织照片，使用jisg0551规定的晶体粒度的评价方法(切剖法)求出铁素体平均晶体粒径。
退火后的钢板(热轧退火板)的硬度(表中记为原板硬度。)
从退火后的钢板的板宽中央部采集试样，在与轧制方向平行的截面组织的1/4板厚的位置处使用维氏硬度计(0.3kgf)在5处进行测定，求出平均值。
退火后的钢板(热轧退火板)的伸长率(表中，记为原板伸长率。)
从退火后的钢板中，在相对于轧制方向而言为0°的方向(l方向)上裁切出的jis5号拉伸试验片，使用该试验片，利用岛津制作所ag10tbag/xr的拉伸试验机在10mm/分钟的条件下进行拉伸试验，将断裂后的样品对接来求出伸长率。
淬火后的钢板硬度(表中，记为淬火硬度。)
从退火后的钢板(热轧退火板)的板宽中央采集平板试验片(宽度15mm×长度40mm×板厚3mm)，按以下方式通过水冷、70℃油冷这2种方法实施淬火处理，求出通过各方法淬火后的钢板硬度(淬火硬度)。即，淬火处理是通过下述方法实施的：使用上述平板试验片，于900℃保持600s后立即进行水冷的方法(水冷)、于900℃保持600s后立即用70℃油进行冷却的方法(70℃油冷)。关于淬火特性，针对淬火处理后的试验片的切剖面，用维氏硬度试验机在荷重1kgf的条件下在5处测定硬度来求平均硬度，将它设为淬火硬度。在表4的条件同时满足水冷后硬度、70℃油冷后硬度的情况下，淬火硬度判定为合格(○)，并评价为淬透性优异。此外，在水冷后硬度、70℃油冷后硬度中的任一者不满足表4所示的条件的情况下，设为不合格(×)，评价为淬透性差。需要说明的是，表4表示在经验上能够评价为淬透性充分的、与c含量相应的淬火硬度。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
从以上结果可知，本发明例的热轧钢板具有渗碳体密度为0.25个/μm2以下的由铁素体和渗碳体形成的显微组织，硬度以hv计为110以上且160以下，总伸长率为40％以上，冷加工性优异，并且淬透性也优异。