淬火后的硬度降低，同时淬火后的韧性降低。因此， N量设定为0.0050%以下。下限没有特别限定。需要说明的是，如上所述，N会形成BN、 A1N，由此在淬火处理的加热时适当地抑制了奥氏体晶粒的生长，是使淬火后的韧性提高的 元素，因此N量优选为0. 0005%以上。
[0058] B :0· 0005 % 以上且 0· 0050 % 以下
[0059] B是提高淬透性的重要元素。B量小于0. 0005 %的情况下，无法确认到充分的效 果，因此B量需要设定为0. 0005%以上。B量优选设定为0. 0010%以上。另一方面，B量 大于0.0050%的情况下，精乳后的奥氏体的再结晶发生延迟，其结果是，热乳钢板的织构 (texture)发展，退火后的钢板的各向异性增大。如此退火后的钢板的各向异性增大时，在 拉深成形中容易产生耳部（earring)。另外，将钢板冷压成齿轮、变速器等圆筒形状部件的 情况下，钢板的各向异性增大时，无法得到充分的正圆度（circularity)。钢板的冷压后的 正圆度不充分时，对于齿轮、变速器等要求正圆度的部件而言，会产生不能应用基于冷压的 一体成型等问题。因此，B量需要设定为0.0050 %以下。优选的是B量为0.0035 %以下。因 此，B量设定为0. 0005 %以上且0. 0050 %以下。优选的是B量为0. 0010 %以上且0. 0035% 以下。
[0060] 合计为0· 002%以上且0· 030%以下的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上
[0061] Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se对于抑制从表层渗氮而言是重要元素。这些元素的合计的 量小于0. 002%的情况下，无法确认到充分的效果。因此，含有Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的 一种以上，并且，使这些元素的合计量的下限为0.002%。优选的是这些元素的合计量的下 限为0. 005%。另一方面，即使将这些元素以其含量的合计大于0. 030%的方式添加，渗氮 防止效果也饱和。另外，这些元素具有在晶界发生偏析的倾向，使这些元素的含量合计大于 0.030%时，含量过高，可能会引起晶界脆化。因此，513、511、81、6 6、1^、56的含量的合计以 0. 030%为上限。优选的是313、311、8丨、66、了6、36的含量的合计为0.020%以下。因此，含有 Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的一种以上，使这些元素的含量的合计为0. 002%以上且0. 030% 以下。优选的是Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量的合计为0. 005%以上且0. 020%以下。
[0062] 在本发明中，如上所述使313、311、8丨、66、了6、36中的一种以上合计为0.002%以上 且0. 030%以下。由此，即使在氮气气氛中进行退火的情况下也可抑制从钢板表层的渗氮， 可抑制钢板表层中的氮浓度的增加。由此，能够使自钢板表层起在板厚方向上150 μπι深度 的范围内所含有的氮量与钢板整体所含有的平均氮量之差为30质量ppm以下。另外，由于 能够这样抑制渗氮，因此即使是在氮气气氛中进行退火的情况下，在退火后的钢板中也能 够确保固溶B。由此，能够使钢板中的固溶B量与添加的B量之比、即{(固溶B量V(添加 B量）} X 100(% )为70(% )以上。需要说明的是，在此添加 B量为钢中的B含量。
[0063] 余量虽然为Fe和不可避免的杂质，但为了进一步提高淬透性，可以含有合计为 0. 50 %以下的Ni、Cr、Mo中的至少一种。即，可以含有Ni、Cr、Mo中的至少一种，可以使Ni、 Cr、Mo的含量的合计为0. 50%以下。需要说明的是，Ni、Cr、Mo价格昂贵，因此为了抑制成 本较高，优选合计设定为〇. 20%以下。在得到上述效果的方面，Ni、Cr、Mo的含量的合计优 选设定为0.01 %以上。
[0064] 2)显微组织
[0065] 在本发明中，为了提高冷加工性，需要在热乳后进行渗碳体的球化退火，形成包含 铁素体和渗碳体的显微组织。特别是在C含量为大于0. 40%且0. 53%以下的情况下，为了 使硬度以HRB计为83以下、使总伸长率为30%以上，需要使铁素体晶粒内的渗碳体密度为 0. 15个/ μ m2以下。另外，特别是C含量为0. 20 %以上且0. 40 %以下的情况下，为了使硬 度以HRB计为75以下、使总伸长率为38%以上，需要使铁素体晶粒内的渗碳体密度为0. 10 个/WWT0
[0066] 铁素体晶粒内的渗碳体密度：在C含量为C :大于0. 40%且0. 53%以下的情况下 为0. 15个/ μL?2以下、在C含量为C :0. 20%以上且0. 40%以下的情况下为0. 10个/ μL? 2 以下
[0067] 本发明的钢板包含铁素体和渗碳体。铁素体晶粒内的渗碳体密度高时，因分散强 化而发生硬质化，伸长率降低。在C含量为大于0.40%且0.53%以下的情况下，为了得到硬 度以HRB计为83以下、总伸长率为30%以上，需要使晶粒内的渗碳体密度为0. 15个/ μπι2 以下。优选为0.13个/μπι2以下、进一步优选为0.10个/μπι2以下。铁素体晶粒内的渗碳 体密度也可以为〇个/μπι 2。需要说明的是，在铁素体晶粒内存在的渗碳体径以长径计约为 0. 15~1. 8 μ m，对于钢板的析出强化而言是有效的尺寸。因此，对于本发明的钢板而言，能 够通过降低晶粒内的渗碳体密度来实现强度降低。另一方面，铁素体晶界的渗碳体几乎不 会对分散强化产生贡献，因此将铁素体晶粒内的渗碳体密度规定为0. 15个/ μπι2以下。 [0068] 另外，C含量为0.20%以上且0.40%以下的情况下，为了得到硬度以HRB计为75 以下、总伸长率为38%以上，需要使铁素体晶粒内的渗碳体密度为0. 10个/ μπι2以下。优 选为0. 08个/ μ m2以下、进一步优选为0. 06个/ μ m2以下。铁素体晶粒内的渗碳体密度也 可以为〇个/ μπι2。需要说明的是，在铁素体晶粒内存在的渗碳体径以长径计约为0. 15~ 1. 8 μ m，对于钢板的析出强化而言是有效的尺寸，因此能够通过降低晶粒内的渗碳体密度 来实现强度降低。铁素体晶界的渗碳体几乎不会对分散强化产生贡献，因此将铁素体晶粒 内的渗碳体密度规定为〇. 10个/μπι2以下。
[0069] 需要说明的是，渗碳体的体积分数在C含量为C :大于0. 40%且0. 53%以下的情 况下大概为大于5. 9%且8. 0%以下、在C含量为0. 20%以上且0. 40%以下的情况下大概 为2. 5%以上且5. 9%以下。除上述的铁素体和渗碳体以外，即使不可避免地生成珠光体等 余量组织，只要余量组织的合计的体积分数为约5%以下，就不会损害本发明效果。因此，珠 光体等的余量组织如果其体积分数的合计为5%以下，也可以含有。
[0070] 3)机械特性
[0071] 在本发明中，为了通过冷压成形出齿轮、变速器、座椅倾斜器等汽车用部件，需要 优良的加工性。另外，需要通过淬火处理使硬度增大从而赋予耐磨损性。为此，需要提高淬 透性、即具有优良的淬透性、并且降低钢板的硬度为HRB83以下、提高伸长率使El为30%以 上。需要特别优良的加工性的情况下，需要为HRB75以下、提高伸长率使El为38%以上。 钢板的硬度虽然从加工性的观点出发越低越优选，但为了降低硬度必须要延长退火时间， 制造成本增大。因此，钢板的硬度设定为大于HRB65。此外，在提高作为产品的钢板的成品 率方面，优选在钢板的整个板宽内使HRB硬度的变动为4以下、使伸长率的变动为3 %以下。 这些机械特性通过以下制造条件来实现。在此，HRB硬度的变动是指钢板的板宽方向上的 HRB的最大值与最小值之差。在此，伸长率的变动是指钢板的板宽方向上的总伸长率的最大 值与最小值之差。
[0072] 需要说明的是，作为淬火处理，实施水淬火处理、油淬火处理等。水淬火处理是例 如大概加热至850~1050°C并大概保持0. 1~600秒后立即进行水冷的处理。另外，油淬 火处理是例如大概加热至800~1050°C并大概保持60~3600秒后立即进行油冷的处理。 在使钢板的硬度为HRB83以下、使El为30%以上的情况下，作为优良的淬透性，例如，通过 实施在870°C保持30秒后立即进行水冷的水淬火处理，得到以维氏硬度（HV)计大于620 的硬度。另外，在使钢板的硬度以HRB计为75以下、使El为38%以上的情况下，作为优良 的淬透性，例如，通过实施在870°C保持30秒后立即进行水冷的水淬火处理，得到以维氏硬 度（HV)计为440以上的硬度、进一步优选得到以HV计为500以上的硬度。另外，实施水淬 火处理或油淬火处理后的显微组织为马氏体单相组织、或者马氏体相与贝氏体相的混合组 织。
[0073] 4)制造条件
[0074] 本发明的高碳热乳钢板如下制造：以如上所述组成的钢作为原材料，通过在热粗 乳后在终乳温度：Ar3相变点以上且（Ar3相变点+90°C )以下实施精乳的热乳制成期望的 板厚的热乳钢板，在卷取温度：500°C以上且700°C以下进行卷取，接着在Acl相变点以下实 施退火。需要说明的是，精乳中的压下率优选设定为85%以上。精乳时，优选使用边部加热 器，进一步优选使用边部加热器使得钢板的板宽中央部的终乳温度与距板宽端部IOmm位 置的终乳温度之差为40°C以内。
[0075] 以下，对本发明的高碳热乳钢板的制造方法中的限定原因进行说明。
[0076] 终乳温度：Ar3相变点以上且（Ar3相变点+90°C )以下
[0077] 在C含量为大于0. 40 %且0. 53 %以下的情况下，为了在退火后使铁素体晶粒内的 渗碳体密度为〇. 15个/ μπι2以下，需要以显微组织具有珠光体和初析铁素体的热乳钢板为 基质实施退火。另外，在C含量为0. 20%以上且0. 40%以下的情况下，为了在退火后使铁 素体晶粒内的渗碳体密度为0. 10个/ μm2以下，需要以显微组织具有珠光体和初析铁素体 的热乳钢板为基质实施退火。热乳中的终乳温度升高超过（Ar3相变点+90°C)时，初析铁 素体的比例减小，退火后无法得到规定的渗碳体密度。即，在钢的C含量为大于0. 40%且 0. 53%以下的情况下无法得到铁素体晶粒内的渗碳体密度：0. 15个/μπι2以下；在钢的C含 量为0. 20%以上且0. 40%以下的情况下无法得到铁素体晶粒内的渗碳体密度：0. 10个/ ym2以下。因此，终乳温度设定为（Ar3相变点+90°C)以下。为了充分地确保初析铁素体 的比例，优选使终乳温度为（Ar3相变点+70°C)以下。更优选为低于850°C或者低于（Ar3 相变点+50°C )。另一方面，终乳温度低于Ar3相变点时，在热乳后和退火后形成粗大的铁 素体晶粒，伸长率显著降低。因此，终乳温度设定为Ar3相变点以上。需要说明的是，在此 规定的终乳温度为精乳结束时的板宽中央部的位置处的钢板表面的温度。
[0078] 卷取温度：50