本发明涉及高碳热轧钢板及其制造方法。特别涉及添加有B且表层中的渗氮抑制效果高、加工性和淬透性优异的高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
现在，齿轮类、自动变速箱部件、座椅安全带部件等汽车用部件大多为了将属于JISG 4051中规定的机械结构用碳钢钢材的热轧钢板利用冷加工加工成所希望的形状后确保所希望的硬度，实施淬火处理而制造。因此，成为坯料的热轧钢板需要优异的冷加工性、淬透性，而到目前为止已提出有各种钢板。
例如，专利文献1中公开了一种冷加工用中碳钢板，其在进行以100℃/秒的平均加热速度升温后在1000℃下保持10秒以200℃/秒的平均冷却速度骤冷至室温的高频淬火时硬度为500HV～900HV，以质量％计，含有C：0.30～0.60％、Si：0.06～0.30％、Mn：0.3～2.0％、P：0.030％以下、S：0.0075％以下、Al：0.005～0.10％、N：0.001～0.01％、Cr：0.001～0.10％，或者进一步含有Ni：0.01～0.5％、Cu：0.05～0.5％、Mo：0.01～0.5％、Nb：0.01～0.5％、Ti：0.001～0.05％、V：0.01～0.5％、Ta：0.01～0.5％、B：0.001～0.01％、W：0.01～0.5％、Sn：0.003～0.03％、Sb：0.003～0.03％、As：0.003～0.03％的1种以上，且其碳化物的平均直径d为0.6μm以下，碳化物的球状化率p为70％以上且小于90％，上述碳化物的平均直径dμm和上述碳化物的球状化率p％满足d≤0.04×p-2.6，或者进一步其在冷加工前的硬度为120HV以上且小于170HV。另外，专利文献1中，作为这样的冷加工用中碳钢板的制造方法，公开了如下方法：将上述的化学成分的钢保持于1050～1300℃后，进行在750～1000℃下结束轧制的热轧，接着以20～50℃/s的冷却速度冷却至500～700℃后，以5～30℃/s的冷却速度冷却到规定的温度进行卷取，在规定的条件下保持后，以600℃～Ac1－10℃的温度退火。
另外，专利文献2中公开了一种添加硼的钢板，所述钢板以质量％计，含有：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％，或者进一步含有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％、和As：0.003％～0.03％中的1种或2种以上的成分，其从表层到深度100μm为止的区域中的固溶B的平均浓度为10ppm以上。另外，专利文献2中公开了当在以氮为主体的气氛中退火时，会显现吸氮的现象，从淬透性的观点考虑作为重要元素的B在退火中与钢中的N结合形成BN，固溶B减少而无法确保基于B的淬透性提高效果。专利文献2中公开了为了确保淬透性，需要使从表层到深度为100μm为止的区域中的固溶B为10ppm以上，因此，重要的是抑制制造工序中的加热、退火工序的气氛的影响。另外，专利文献2中，作为这样的添加硼的钢板的制造方法，公开了如下方法：在1200℃以下对上述成分组成的钢进行加热后，以800～940℃的精轧温度进行热轧，接着以冷却速度20℃/s以上冷却至650℃以下后，以20℃/s以下冷却并在400～650℃下进行卷取，酸洗后，在氢为95％以上且到400℃的露点为－20℃以下，400℃以上的露点为－40℃以下的气氛中，以660℃～Ac1的温度进行退火。另外，在专利文献2中，进一步公开了在上述酸洗后进行冷轧、或在上述退火后实施冷轧，进而以Ac1～Ac1+50℃的温度进行退火，并缓冷至Ac1－30℃为止。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本专利第5048168号公报
专利文献2:日本专利第4782243号公报
技术实现要素：
在获得良好的冷加工性方面，对高碳热轧钢板要求比较低的硬度和高伸长率。例如，以往，面向对由热鍛造、切削、焊接等多个工序制造而成的钢板进行冷压而一体成型化制成的汽车部件等的用途，要求硬度以洛氏硬度HRB计为73以下，总伸长率(El)为39％以上等特性。另外，对于此种具有较低硬度和高伸长率且使加工性良好的高碳热轧钢板，期望优异的淬透性，例如期望水淬火后获得HV440以上的维氏硬度。
专利文献1的技术中，为了确保平均加热速度100℃/秒的高频淬火时的淬火固化能，将碳化物的平均直径设为0.6μm以下，但C含量为0.3～0.6％之类的含有大量的C的钢中，由于碳化物的平均粒径变细为0.6μm以下，所以碳化物的密度变大，容易高强度化，有可能加工性降低。另外，作为其制造方法，进行如下的2阶段的冷却控制，即，在热轧后以20～50℃/s的冷却速度冷却至500～700℃后，以5～30℃/s的冷却速度进行冷却，存在难以管理冷却控制的问题。
专利文献2的技术中也进行如下2阶段的冷却控制，即在热轧后，以冷却速度20℃/s以上冷却至650℃以下后，以20℃/s以下进行冷却，存在难以控制冷却控制的问题。此外，在专利文献2的技术中，为了提高淬透性，添加0.5％以上的Mn。Mn虽然使淬透性提高，但因固溶强化而使热轧钢板本身的强度上升，使硬度变大。
另一方面，作为以微量添加使淬透性提高的元素，已知有B，但也像专利文献2中所记载的那样，如果在将一般用作气氛气体的氮气作为主体的气氛中进行退火，则存在固溶B减少而无法得到由B产生的淬透性提高效果的问题。专利文献2中，针对这样的问题，通过在含有95％以上的氢的气氛、或将该氢置换为Ar等非活性气体的气氛中进行退火来解决，但使用这些气体的热处理的成本变高。另外，并不明确仅由该技术，能否在氮气氛中的退火中抑制吸氮。
为了解决上述问题，本发明的目的在于提出高碳热轧钢板及其制造方法，所述高碳热轧钢板将添加有B的钢作为坯料，即使在氮气氛中进行退火，也能够稳定地得到优异的淬透性，且在淬火处理前具有硬度以HRB计为73以下、总伸长率为39％以上这样的优异的加工性。
本发明人等对将Mn含量设为0.50％以下这一比以往的钢少的Mn量且添加有B的高碳热轧钢板的制造条件与加工性、淬透性的关系进行深入研究，结果得到以下见解。
i)铁素体晶粒内的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)影响大。为了得到具有以HRB计为73以下的硬度、39％以上的总伸长率(El)的钢板，需要将铁素体晶粒内的渗碳体密度设为0.08个/μm2以下。
ii)热轧的精轧中的精加工温度和精轧后到700℃为止的冷却速度对铁素体晶粒内的渗碳体密度影响大。如果精加工温度过高、或冷却速度过小，则在热轧后的钢板中，无法获得含有具有珠光体和规定的先共析铁素体体积分率的组织的钢板，在球状化退火后难以减小渗碳体密度。
iii)通过将Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的至少1种添加于钢中，从而即便在氮气氛中实施退火时，也防止渗氮，抑制固溶B量的降低而得到高淬透性。
本发明是基于这样的见解而进行的，并将以下作为主旨。
[1]一种高碳热轧钢板，其具有如下组成：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、固溶铝(sol.Al)：0.10％以下、N：0.0050％以下、B：0.0005～0.0050％，进一步含有合计为0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，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的、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.08个/μm2以下的微组织，硬度以HRB计为73以下，总伸长率为39％以上。
[2]根据上述[1]所述的高碳热轧钢板，其中，以质量％计，进一步含有合计为0.50％以下的Ni、Cr、Mo中的1种以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的高碳热轧钢板，其中，上述由铁素体和渗碳体构成的组织中的总渗碳体的平均直径为0.60μm～1.00μm，铁素体晶粒内的渗碳体平均直径为0.40μm以上。
[4]一种高碳热轧钢板的制造方法，其将具有如下组成的钢热粗轧后，以精轧温度：Ar3相变点～870℃进行精轧，以25℃/s～150℃/s的平均冷却速度冷却至700℃，以卷取温度：500℃～700℃进行卷取，由此制造具有珠光体和以体积率计为5％以上的先共析铁素体的钢板，继而在Ac1相变点以下对该钢板进行退火，上述组成是以质量％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：0.0050％以下、B：0.0005～0.0050％，进一步含有合计为0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
[5]根据上述[4]所述的高碳热轧钢板的制造方法，其中，上述钢以质量％计，进一步含有合计为0.50％以下的Ni、Cr、Mo中的1种以上。
根据本发明能够制造淬透性和加工性优异的高碳热轧钢板。本发明的高碳热轧钢板适于坯料钢板需要冷加工性的齿轮类、自动变速箱部件、座椅安全带部件等汽车用部件。
具体实施方式
以下，对作为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，只要没有特别说明，则作为成分含量的单位的“％”表示“质量％”。
1)组成
C：0.20～0.40％
C是为了得到淬火后的强度而言重要的元素。C含量为小于0.20％时，无法通过成型为部件后的热处理而得到所希望的硬度，具体而言，水淬火后得不到HV440以上的硬度。因此，需要将C含量设为0.20％以上。另一方面，如果C含量超过0.40％，则钢板硬质化，冷加工性变差。因此，将C含量设为0.40％以下。为了得到高淬火硬度，优选将C含量设为0.26％以上。通过将C含量设为0.32％以上，能够稳定地得到HV440以上的水淬火硬度，因而更优选。
Si：0.10％以下
Si是由固溶强化而使强度上升的元素。因为随着Si含量的增加而硬质化且冷加工性变差，所以将Si含量设为0.10％以下。Si含量优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下。Si使冷加工性降低，因此Si含量越少越好，但如果过度地减少Si，则精炼成本增大，因此Si含量优选为0.005％以上。
Mn：0.50％以下
Mn是使淬透性提高的元素，另一方面，也是由固溶强化使强度上升的元素。如果Mn含量超过0.50％，则钢板过度硬质化而冷加工性降低。另外由Mn的偏析引起的带状组织扩展，组织变得不均匀，因此有硬度、伸长率的偏差变大的趋势。因此，将Mn含量设为0.50％以下。Mn含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。应予说明，下限并没有特别指定，为了抑制石墨的析出，并在淬火处理加热时将钢板中的全部C固溶而得到规定的淬火硬度，优选将Mn含量设为0.20％以上。
P：0.03％以下
P是由固溶强化使强度上升的元素。如果P含量超过0.03％，则钢板过度硬质化而冷加工性降低。另外，因为降低晶界的强度，所以淬火后的韧性变差。因此，将P含量设为0.03％以下。为了得到优异的淬火后的韧性，优选将P含量设为0.02％以下。因为P使冷加工性和淬火后的韧性降低，所以优选P含量越少越好，但如果使P减少至必要以上，则精炼成本增大，因此P含量优选为0.005％以上。
S：0.010％以下
S因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，所以是不得不减少的元素。如果S含量超过0.010％，则高碳热轧钢板的冷加工性和淬火后的韧性显著变差。因此，将S含量设为0.010％以下。为了得到优异的冷加工性和淬火后的韧性，S含量优选为0.005％以下。因为S使冷加工性和淬火后的韧性降低，所以S含量优选越少越好，但如果将S减少至必要以上，则精炼成本增大，因此S含量优选为0.0005％以上。
sol.Al：0.10％以下
如果sol.Al含量超过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，冷却时会促进铁素体相的生成，组织变成铁素体和马氏体，淬火后的硬度降低。因此，将sol.Al含量设为0.10％以下。sol.Al含量优选为0.06％以下。应予说明，Al具有脱氧效果，为了充分地进行脱氧，优选将sol.Al含量设为0.005％以上。
N：0.0050％以下
如果N含量超过0.0050％，则因必要以上地形成BN故而固溶B量降低。另外，由于形成必要以上的BN、AlN，所以在淬火处理的加热时奥氏体晶粒过度微细化，冷却时会促进铁素体相的生成，淬火后的硬度降低。因此，将N含量设为0.0050％以下。N含量优选为0.0045％以下。应予说明，下限并没有特别规定，但如上所述，N形成BN、AlN。如果形成适当量的BN、AlN，则这些氮化物在淬火处理的加热时适当抑制奥氏体晶粒的粗大化，使淬火后的韧性提高，因此N含量优选为0.0005％以上。
B：0.0005～0.0050％
B是提高淬透性的重要元素。在基于本发明的热轧中的精轧后的冷却速度的条件下，当B含量小于0.0005％时，使铁素体相变延迟的固溶B量不足，因此得不到足够的淬透性提高效果。因此，需要将B含量设为0.0005％以上，优选为0.0010％以上。另一方面，当B含量超过0.0050％时，精轧后的奥氏体的再结晶延迟。其结果，热轧钢板的轧制集合组织扩展，退火后的钢板的机械特性值的面内各向异性变大。由此，在拉深成型中容易产生折皱(耳)，另外，真圆度降低，成型时容易引起不良情况。因此，需要将B含量设为0.0050％以下。从提高淬透性且减小各向异性的观点考虑，B含量优选为0.0035％以下。因此，将B含量设为0.0005～0.0050％。B含量更优选为0.0010～0.0035％。
固溶B量在B含量中所占的比例为70％以上
本发明中，除了使上述的B含量的优化以外，重要的是有助于提高淬透性的固溶B量的控制。钢板中含有的B中的处于固溶状态的B为70％以上，即，钢板中的固溶B量在全部B含量(B含量)中所占的比例为70％以上时，能够得到本发明中希望实现的优异的淬透性。因此，将固溶B量在B含量中所占的比例设为70％以上。固溶B量在B含量中所占的比例优选为75％以上。应予说明，固溶B量在B含量中所占的比例是指{(固溶B量(质量％))/(全部B含量(质量％))}×100(％)。
合计为0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上
Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se都是具有抑制从钢板表面的渗氮的效果的元素，本发明中，需要含有Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上。另外，这些元素的含量的合计小于0.002％时，无法看到足够的渗氮抑制效果。因此，含有合计为0.002％以上的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量的合计优选为0.005％以上。另一方面，即使这些元素的含量合计超过0.030％，渗氮抑制效果也饱和。另外，这些元素具有偏析于晶界的趋势，因此，如果这些元素的含量合计超过0.030％，则有可能引起晶界脆化。因此，本发明中，含有合计为0.030％以下的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上。Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se的含量优选合计为0.020％以下。
如上所述，通过将N含量设为0.0050％以下，同时含有合计为0.002～0.030％的Sb、Sn、Bi、Ge、Te、Se中的1种以上，从而能够在氮气氛中进行退火的情况下也抑制从钢板表面的渗氮，抑制钢板表层中的氮浓度的增加，使从钢板表面到沿板厚方向150μm深度的范围内含有的平均氮量与钢板整体中含有的平均氮量的差为30质量ppm以下。如上所述地抑制渗氮，因此能够在氮气氛中进行退火的情况下也能使退火后的钢板中固溶B量在B含量中所占的比例为70％以上。
如果从钢板表面到沿板厚方向150μm深度的范围内含有的平均氮量与钢板整体中含有的平均氮量的差超过30质量ppm而变多，则形成于钢板表层部的BN、AlN量与形成于钢板板厚中心附近的BN、AlN量的差变大。这种情况下，产生在淬火处理后得不到均匀的硬度等不良情况。因此，需要将从钢板表面到沿板厚方向150μm深度的范围内含有的平均氮量与钢板整体中含有的平均氮量的差抑制为30质量ppm以下。
上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质，但为了进一步提高淬透性，可以含有Ni、Cr、Mo中的1种以上。从得到这样的效果方面考虑，优选含有Ni、Cr、Mo中的1种以上且将其含量的合计设为0.01％以上。另一方面，因为这些元素价高，所以使用Ni、Cr、Mo中的1种以上时，需要使其含量的合计为0.50％以下。这些元素的含量优选合计为0.20％以下。
2)微组织
本发明中，为了提高冷加工性，需要在热轧后进行使渗碳体球状化的退火(球状化退火)，形成由铁素体和渗碳体构成的微组织。应予说明，球状化表示相对于总渗碳体，长宽比(长径/短径)≤3的渗碳体以体积率计占有90％以上的状态。尤其为了使洛氏硬度以HRB计为73以下且总伸长率为39％以上，需要将铁素体晶粒内的渗碳体密度设为0.08个/μm2以下。以下，渗碳体密度也记为渗碳体晶粒的个数密度。
铁素体粒内的渗碳体晶粒的个数密度：0.08个/μm2以下
本发明的钢板由铁素体和渗碳体构成。如果铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度高，则因分散强化而硬质化，伸长率会降低。为了使硬度为规定值以下且使伸长率为规定值以上，需要将铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度设为0.08个/μm2以下。铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度优选为0.07个/μm2以下，进一步优选为0.06个/μm2以下。存在于铁素体晶粒内的渗碳体直径以长径计为0.15～1.8μm左右，因为是对钢板的析出强化略微产生效果的尺寸，所以通过使铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度降低，能够实现强度降低。铁素体晶界的渗碳体几乎无助于分散强化，所以将铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度规定为0.08个/μm2以下。此外，应予说明，除了上述铁素体和渗碳体以外，不可避免地生成珠光体等剩余部分组织，只要剩余部分组织的合计的体积率为5％左右以下，则不损害本发明的效果，因此也可以含有该剩余部分组织。
总渗碳体的平均直径：0.60μm～1.00μm和铁素体晶粒内的渗碳体平均直径：0.40μm以上
铁素体晶粒内的渗碳体平均直径小于0.40μm的钢板因铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度增加，所以退火后的钢板的硬度有时上升。为了将硬度设为所希望的值以下，优选将铁素体晶粒内的渗碳体平均直径设为0.40μm以上。铁素体晶粒内的渗碳体的平均直径更优选为0.45μm以上。
与铁素体晶粒内的渗碳体相比，铁素体晶界的渗碳体容易粗大化，为了使铁素体晶粒内的渗碳体的平均直径为0.40μm以上，需要将整体的渗碳体的平均直径设为0.60μm以上。总渗碳体的平均直径优选为0.65μm以上。另一方面，如果总渗碳体的平均直径超过1.00μm，则有时在像高频淬火处理这样的短时间内的加热时，渗碳体未完全溶解，无法使硬度变为所希望的值以下，因此，优选将总渗碳体的平均直径设为1.00μm以下。总渗碳体的平均直径更优选为0.95μm以下。上述的渗碳体的平均直径可以利用SEM观察微组织，测定渗碳体晶粒的长径和短径，从而测定总渗碳体的平均直径和铁素体晶粒内的渗碳体的平均直径。
应予说明，如果铁素体的粒径过于粗大，则虽然硬度降低，但有时伸长率的提高饱和，因此，由上述铁素体和渗碳体构成的组织中的铁素体的平均粒径优选为12μm以下，更优选为9μm以下。另一方面，如果铁素体的平均粒径小于6μm，则有时钢板会硬质化，因此铁素体的平均粒径优选为6μm以上。上述的铁素体的粒径可以利用SEM观察微组织而进行测定。
3)机械特性
本发明中，由冷压使齿轮类、自动变速箱部件、座椅安全带部件等汽车用部件进行成型，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，对部件赋予耐磨损性。因此，除了提高淬透性以外，需要将钢板的硬度减小到HRB73以下且增大伸长率使总伸长率(El)为39％以上。从加工性的观点考虑，钢板的硬度优选越低越好，但也存在部分进行淬火的部件，原板的强度会影响疲劳特性。因此，钢板的硬度优选超过HRB60。此外，上述的HRB可以使用洛氏硬度计(B标尺)测定。另外，总伸长率可以使用在相对于轧制方向为0°的方向(L方向)切出的JIS5号拉伸试验片，利用岛津制作所AG10TB AG/XR的拉伸试验机以10mm/分钟进行拉伸试验，使断裂的样品对接来进行测定。
4)制造条件
本发明的高碳热轧钢板如下制造：将上述组成的钢作为坯料，在热粗轧后以精轧温度：Ar3相变点～870℃实施精轧的热轧来制成所希望的板厚，精轧后，以25℃/s～150℃/s的平均冷却速度冷却至700℃，以卷取温度：500℃～700℃进行卷取，制成具有珠光体和以体积率计为5％以上的先共析铁素体的钢板，继而在Ac1相变点以下实施球状化退火。应予说明，精轧中的压下率优选为85％以上。
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。
精轧温度：Ar3相变点～870℃
为了在退火后使铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度为0.08个/μm2以下，需要对具有珠光体和以体积率计为5％以上的先共析铁素体的微组织的热轧钢板实施球状化退火。在热粗轧后实施精轧的热轧中，如果精轧温度超过870℃而变高，则先共析铁素体的比例变小，在球状化退火后得不到规定的渗碳体晶粒的个数密度。另外，球状化退火后的渗碳体粒径、铁素体粒径也容易粗大化。因此，将精轧温度设为870℃以下。为了充分增大先共析铁素体的比例，优选将精轧温度设为850℃以下。另一方面，如果精轧温度小于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，将精轧温度设为Ar3相变点以上。精轧温度优选为820℃以上。应予说明，将钢板的表面温度作为精轧温度。
从精轧温度到700℃的平均冷却速度：25℃/s～150℃/s
为了在退火后使铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度为0.08个/μm2以下，需要对具有珠光体和以体积率计为5％以上的先共析铁素体的微组织的热轧钢板实施球状化退火。热轧中的精轧后到700℃的温度区域相当于存在铁素体和珠光体相变开始温度的温度区域，因此为了使热轧后的钢板中的先共析铁素体的分率以体积率计为5％以上，从精轧温度到700℃的冷却速度成为重要因素。从精轧温度到700℃的温度区域的平均冷却速度小于25℃/s时，铁素体相变难以在短时间内进行，珠光体分率变高到必要以上，因此得不到以体积率计为5％以上的先共析铁素体。另外，因为生成粗大的珠光体，所以在球状化退火后难以得到所希望的钢板组织。因此，将从精轧后到700℃的温度区域的平均冷却速度设为25℃/s以上。另外，为了得到0.07个/μm2以下的球状化退火后的铁素体粒内的渗碳体粒的个数密度，优选将先共析铁素体的分率以体积率计设为10％以上，此时，优选将该平均冷却速度设为30℃/s以上。该平均冷却速度更优选为40℃/s以上。另一方面，如果该平均冷却速度超过150℃/s，则难以得到先共析铁素体，因此将从精轧后到700℃的平均冷却速度设为150℃/s以下。该平均冷却速度优选为120℃/s以下。该平均冷却速度更优选为100℃/s以下。此外，将钢板的表面温度作为该温度。
卷取温度：500℃～700℃
精轧后的钢板在实施上述冷却后，以500℃～700℃的卷取温度卷取成钢圈形状。如果卷取温度超过700℃，则不仅热轧钢板的组织粗大化而在退火后无法得到所希望的钢板组织，而且钢板的强度过低，在卷取成钢圈形状时，有时因钢圈的自重而变形，因此在操作上不优选。因此将卷取温度设为700℃以下。卷取温度优选为650℃以下。另一方面，如果卷取温度小于500℃，则钢板组织变得微细而钢板硬质化，伸长率变小而加工性降低。因此，将卷取温度设为500℃以上。卷取温度优选为550℃以上。应予说明，将钢板的表面温度作为卷取温度。
热轧后的钢板的微组织：具有珠光体和以体积率计为5％以上的先共析铁素体的组织
本发明中，在后述的球状化退火后，得到具有由铁素体和渗碳体构成且上述铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度为0.08个/μm2以下的微组织的钢板。在球状化退火后的微组织中，热轧后的钢板的微组织的影响大。通过使热轧后的钢板的微组织成为具有珠光体和以体积率计为5％以上的先共析铁素体的组织，能够在球状化退火后成为所希望的组织，从而变为加工性高的钢。另外，如果是不具有珠光体或者先共析铁素体的分率以体积率计小于5％的钢板，则在Ac1相变点以下进行球状化退火后，得不到规定的渗碳体晶粒的个数密度，钢板强度变高。因此，使以上述条件进行热轧、冷却和卷取而得到钢板(热轧钢板)的微组织设为具有珠光体和以体积率计为5％以上的先共析铁素体的组织。优选成为由珠光体和以体积率计为10％以上的先共析铁素体构成的组织。应予说明，为了从退火后得到均匀的组织，先共析铁素体的分率优选以体积率计为50％以下。
退火温度：Ac1相变点以下
对如上得到的热轧钢板实施退火(球状化退火)。如果退火温度超过Ac1相变点，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，变成不均匀的组织。因此，将退火温度设为Ac1相变点以下。应予说明，下限没有特别规定，但从使铁素体晶粒内的渗碳体晶粒的个数密度成为所希望的值的方面考虑，退火温度优选为600℃以上，更优选为700℃以上。应予说明，气氛气体可以使用氮、氢、氮和氢的混合气体中的任一种，优选使用这些气体，但也可以使用Ar，没有特别限定。另外，退火时间优选为0.5～40小时。通过将退火时间设为0.5小时以上，能够稳定地得到目标组织，可以将钢板的硬度设为规定值以下，将伸长率设为规定值以上，因此退火时间优选为0.5小时以上。进一步优选为8小时以上。另外，如果退火时间超过40小时，则生成率降低，制造成本容易变得过大，因此退火时间优选为40小时以下。应予说明，将退火温度作为钢板的表面温度。另外，将退火时间作为维持规定的温度的时间。
应予说明，为了熔炼本发明的高碳钢，转炉、电炉都可以使用。另外，如此熔炼而成的高碳钢由铸锭-开坯轧制或连续铸造而制成坯板。坯板通常在加热后，进行热轧。应予说明，在由连续铸造制造的坯板的情况下，可以应用直轧，改直轧直接进行轧制或者出于抑制温度降低的目的而保热后进行轧制。另外，加热坯板进行热轧时，为了避免由锈皮引起的表面状态的变差，优选将坯板加热温度设为1280℃以下。对于热轧，为了以规定的温度进行精轧，可以在热轧中利用板料加热器等加热手段进行被轧制材料的加热。
实施例1
对具有表1所示的钢编号A～J的化学成分组成的钢进行熔炼，接着以表2所示的热轧条件进行精轧后，进行冷却、卷取，制成热轧钢板。应予说明，表2所示的冷却速度是从精轧后到700℃的平均冷却速度。接着，进行酸洗，以表2所示的退火条件，在氮气氛(气氛气体：氮)中实施退火(球状化退火)，制造板厚4.0mm、板宽1000mm的热轧钢板(热轧退火板)。对这样制造的热轧退火板，调查硬度、伸长率、微组织。另外，也对退火前的热轧钢板的微组织进行调查。将结果示于表2。应予说明，表1所示的Ar3相变点和Ac1相变点是由自动相变仪求出的。
热轧退火板的硬度(HRB)
从退火后的钢板的板宽中央部采取试样，使用洛氏硬度计(B标尺)测定5点，求出平均值。
热轧退火板的总伸长率(El)
使用从退火后的钢板在与轧制方向为0°的方向(L方向)切出的JIS5号拉伸试验片，利用岛津制作所AG10TB AG/XR的拉伸试验机以10mm/分钟进行拉伸试验，将断裂的样品对接来求出伸长率(总伸长率)。
微组织
退火前的热轧钢板的微组织(热轧板的微组织)由SEM进行观察，求出其组织的种类和先共析铁素体的分率。对于先共析铁素体的分率，通过分成铁素体区域和铁素体区域以外的位置，求出铁素体区域的比例而求出面积率，将该值作为先共析铁素体的体积率。应予说明，在表2所示的退火前的热轧钢板中，由上述的SEM观察确认了存在珠光体。
对于退火后的钢板的微组织(热轧退火板的微组织)，将从板宽中央部采取的试样切断研磨后，实施硝酸乙醇溶液(nital)腐蚀，使用扫描式电子显微镜，利用在板厚的1/4位置的5处以3000倍的倍率拍摄的组织照片，观察其组织的种类，并且测定晶界上不存在的、长径为0.15μm以上的渗碳体的个数，将该个数除以照片的视场的面积，求出铁素体晶粒内的渗碳体密度(渗碳体晶粒的个数密度)。对于渗碳体直径，使用上述组织照片测定各渗碳体晶粒的长径和短径，求出全部的渗碳体和晶粒内的渗碳体的平均直径。对于铁素体的粒径，使用上述组织照片求出结晶粒度，算出平均结晶粒径。
另外，对于退火后的钢板(热轧退火板)，如下求出表层150μm的平均N量与钢板中平均N量的差，固溶B量在B含量中所占的比例。将结果示于表2。
表层150μm的平均N量与钢板中平均N量的差
使用从退火后的钢板的板宽中央部采取的试样，测定表层150μm的平均N量和钢板中平均N量，求出表层150μm的平均N量与钢板中的平均N量的差。应予说明，这里表层150μm的平均N量是指，从钢板表面到沿板厚方向为150μm深度的范围内含有的N量。另外，如下求出表层150μm的平均N量。即，从采取的钢板的表面开始切削，将钢板从表面切削到150μm的深度，采取此时产生的切削片作为样品。测定该样品中的N量作为表层150μm的N量。表层150μm的平均N量和钢板中平均N量利用非活性气体熔解－热导法测定而求出。只要这样求出的表层150μm的平均N量(表面～从表面到150μm深度的范围的N量)与钢板中的平均N量(钢中的N含量)的差为30质量ppm以下，则可以评价为能够抑制渗氮。
固溶B量在B含量中所占的比例
从退火后的钢板的板宽中央部采取试样。用10体积％Br甲醇对钢中的BN进行萃取，从钢中的全部B含量减去以BN的形式析出的B含量，求出固溶B量。通过{(固溶B量(质量％))/(全部B含量(质量％))}×100(％)求出固溶B量在钢中含有的全部B含量(B含量)中所占的比例。只要该比例为70(％)以上，则可以评价为能够抑制固溶B量的降低。
淬火后的钢板硬度(淬火硬度)
将退火后的钢板作为原板，如下实施3种淬火处理，调查淬火后的钢板硬度(淬火硬度)，评价淬透性。将结果示于表2。
从退火后的钢板(原板)的板宽中央部采取平板试验片(宽度15mm×长度40mm×板厚4mm)，使用上述平板试验片，利用在870℃下保持30s立即进行水冷的方法(水冷)，在870℃下保持30s后立即用120℃的油进行冷却的方法(120℃油冷)来进行淬火处理。淬透特性是对淬火处理后的试验片的切断面，利用维氏硬度试验机在负荷1kgf的条件下测定5点硬度而求出平均硬度，并将其平均硬度作为淬火硬度。
此外，从退火后的钢板(原板)的板宽中央部采取圆盘试验片利用高频淬火(以加热速度200℃/s进行加热，达到1000℃后进行水冷)实施淬火处理。此时，对试验片最外周部的试验片的切断面利用维氏硬度试验机在负荷0.2kgf的条件下测定2点硬度求出平均硬度，将其平均硬度作为淬火硬度。
在870℃下保持30s进行水冷和在120℃下进行油冷的淬火硬度均满足表3的条件中的水冷后硬度、120℃油冷后硬度，且将高频淬火后的淬火硬度满足表3的高频淬火硬度的情况判定为合格(○)，评价为淬透性优异。另外，在870℃下保持30s后水冷和在120℃下进行油冷的硬度和高频淬火水冷后的硬度中的任一者不满足表3所示的条件时，设为不合格(×)，评价为淬透性差。应予说明，表3表示可以在经验上评价为淬透性充分的与C含量对应的淬火硬度。
根据表2，可知在本发明例的热轧钢板中，具有由铁素体和渗碳体构成且上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.08个/μm2以下的微组织，硬度以HRB计为73以下，总伸长率为39％以上，因此冷加工性优异，并且淬透性也优异。
表3