本发明涉及淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板及其制造方法，特别是涉及表层中的渗氮抑制效果高的高碳热轧钢板及其制造方法，所述高碳热轧钢板是添加了b的高碳热轧钢板。
背景技术：
目前，齿轮、变速器、座椅倾斜器等汽车用部件多将作为jisg4051中规定的机械结构用碳钢钢材的热轧钢板冷加工成期望的形状后实施用于确保期望的硬度的淬火处理来制造。因此，对于成为原材料的热轧钢板而言，需要优良的冷加工性、淬透性，迄今为止提出了多种钢板。
例如，在专利文献1中公开了一种冷加工性和低脱碳性优良的机械结构用钢，作为钢成分，以质量％计，含有c：0.1～1.2％、si：0.01～2.5％、mn：0.1～1.5％、p：0.04％以下(包括0％)、s：0.0005～0.05％、al：0.2％以下、te：0.0005～0.05％和se：0.0005～0.05％中的一种或两种、n：0.0005～0.03％，s与、te和se中的一种或两种的含量的合计为0.005％～0.05％，余量由fe和不可避免的杂质构成，其特征在于，由以铁素体和珠光体为主体的组织构成，jisg0552中规定的铁素体结晶粒度编号为11号以上。另外，在专利文献1中公开了一种机械结构用钢，其在上述钢成分的基础上含有sb：0.001～0.05％、选自cr：0.2～2.0％、mo：0.1～1.0％、ni：0.3～1.5％、cu：1.0％以下、b：0.005％以下中的一种或两种以上、选自ti：0.002％～0.05％、nb：0.005～0.1％、v：0.03～0.3％中的一种或两种以上、选自mg：0.0002～0.01％、zr：0.0001～0.01％、ca：0.0002～0.008％中的一种或两种以上。另外，在专利文献1中公开了一种冷加工性和低脱碳性优良的机械结构用钢的制造方法，其特征在于，将上述成分组成的钢在850℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热粗轧，在700℃以上且1000℃以下的温度范围内进行精轧后，以0.1℃/秒以上且小于5℃/秒的范围的冷却速度冷却至500℃以上且700℃以下的温度，然后立即在650℃以上且750℃以下的炉气氛温度下保持15分钟以上且90分钟以下，然后进行自然冷却。
在专利文献2中公开了一种加工性、淬透性、焊接性、耐渗碳和耐脱碳性优良的高碳钢板，作为钢成分，以质量％计，含有c：0.2～0.35％、si：0.03～0.3％、mn：0.15～1.2％、cr：0.02～1.2％、p：0.02％以下、s：0.02％以下、mo：0.2％以下、ti：0.01～0.10％、b：0.0005～0.0050％，并且，含有合计为0.0003～0.5％的sn、sb、bi、se中的一种以上；或者在上述钢成分的基础上还含有ce：0.05％以下、ca：0.05％以下、zr：0.05％以下、mg：0.05％以下中的一种以上。另外，在专利文献2中公开了一种加工性、淬透性、焊接性、耐渗碳和耐脱碳性优良的高碳钢板的制造方法，其特征在于，在对上述成分组成的钢进行热轧时，在使终轧温度为ar3+10℃～ar3+50℃、使卷取温度为550℃～700℃的范围内进行，接着进行酸洗。
在专利文献3中公开了一种高碳热轧钢板，其特征在于，具有以质量％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：0.1％以下、n：0.0005～0.0050％、b：0.0010～0.0050％和合计为0.003～0.10％的sb、sn中的至少一种、并且满足0.50≤(14[b])/(10.8[n])的关系、余量由fe和不可避免的杂质构成的组成，该高碳热轧钢板具有包含铁素体相和渗碳体、上述铁素体相的平均粒径为10μm以下、上述渗碳体的球化率为90％以上的显微组织，其中，[b]、[n]分别表示b、n的含量(质量％)。另外，在专利文献3中公开了一种高碳热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：在上述组成的基础上，含有合计为0.1％以下的ti、nb、v中的至少一种；合计为1.5％以下的ni、cr、mo中的至少一种。另外，在专利文献3中公开了一种高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述组成的钢在ar3相变点以上的终轧温度下进行热轧后在10秒以内冷却至550～650℃的冷却停止温度，在500～650℃的卷取温度下进行卷取，酸洗后，在640℃以上且ac1相变点以下的温度范围内实施渗碳体的球化退火。另外，在专利文献3中公开了一种高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述组成的钢在ar3相变点以上的终轧温度下进行热轧后，从650℃以上的温度以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却至450～600℃的冷却停止温度后在3秒以内进行卷取，酸洗后，在640℃以上且ac1相变点以下的温度范围内实施渗碳体的球化退火。
对于这些钢板而言，通过mn、p、b、cr、mo、ni等元素实现了淬透性的提高。例如，在专利文献3的技术中记载了以mn、p、b这样的元素作为提高淬透性的元素。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-250768号公报
专利文献2：日本特开2004-315836号公报
专利文献3：日本特开2010-255066号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
为了得到良好的冷加工性，对于高碳热轧钢板而言，要求相对较低的硬度和较高的伸长率。例如，对于为了能够通过冷压将以往通过热锻造、切削、焊接等多个工序制造的汽车用部件一体成形这样的高碳热轧钢板而言，要求硬度以洛氏硬度hrb计为83以下、总伸长率el为30％以上这样的特性。另外，对于如此使加工性变得良好的高碳热轧钢板而言，期望优良的淬透性，例如期望水淬火后得到大于hv620的维氏硬度。另外，需要特别优良的加工性的情况下，期望硬度以洛氏硬度hrb计为75以下、总伸长率el为38％以上这样的特性。这种情况下，作为淬透性，期望水淬火后得到hv440以上的维氏硬度代替如上所述的大于hv620的维氏硬度。
为了得到良好的淬透性，如上所述，使用mn、p、b、cr、mo、ni等元素。这样的提高淬透性的元素之中，mn等虽然使淬透性提高，但因固溶强化使得热轧钢板本身的强度升高，使得硬度增大。另一方面，b是不会大幅提高淬火前的高碳热轧钢板的硬度而能够廉价地确保淬透性的元素。
因此，本发明人们以降低了mn的含量并且添加b使淬透性提高了的钢为原材料，为了确保冷加工性，对实施球化退火进行了研究。在此，作为球化退火，对通常使用的氮气气氛中的球化退火进行了研究，结果发现了即使添加b也不能确保充分的淬透性这样的问题。另外，为了确保优良的冷加工性，球化退火后的钢板(退火材料)的硬度、伸长率成为重要因子。为了确保优良的冷加工性，发现除了如专利文献3中所记载的控制铁素体相的平均粒径和球化率以外，还需要控制晶粒内的碳化物密度。
进而发现，球化退火后的硬度、延展性有时会产生变动，特别是热轧的终轧温度高时，有时不能得到充分的延展性。
本发明解决了上述问题，其目的在于提供一种以添加了b的钢为原材料，即使在氮气气氛中进行退火也能够稳定地得到优良的淬透性，并且在淬火处理前具有hrb为83以下、总伸长率el为30％以上这样优良的加工性的高碳热轧钢板及其制造方法，或者进一步具有hrb为75以下、总伸长率el为38％以上这样的优良的加工性的高碳热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的手段
本发明人们对于将mn含量设定为0.50％以下这样比较低的mn量且添加了b的高碳热轧钢板的制造条件与加工性、淬透性的关系进行了深入研究，结果得出以下见解。
i)对于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)而言，铁素体晶粒内的渗碳体密度影响较大。为了确保硬度以hrb计为83以下并且总伸长率(el)为30％以上，需要使铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.15个/μm2以下。另外，作为淬火前的高碳热轧钢板的硬度、总伸长率，为了确保硬度以hrb计为75以下并且总伸长率(el)为38％以上，需要使铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下。
ii)对于铁素体晶粒内的渗碳体密度而言，热轧中的终轧温度影响大。终轧温度过高时，球化退火后难以减小渗碳体密度。
iii)在氮气气氛下实施退火的情况下，气氛中的氮发生渗氮而富集在钢板中，与钢板中的b结合而生成bn，因此钢板中的固溶b量大幅降低。需要说明的是，氮气气氛是指含有90体积％以上的氮气的气氛。另一方面，通过在钢中添加sb、sn、bi、ge、te、se中的至少一种，可以防止这样的渗氮、抑制固溶b量的降低从而得到高淬透性。
此外，热轧中的终轧温度在板宽端部趋于降低，因此对板宽方向的特性进行了考察、研究，结果得到以下见解。
iv)与板宽中央部相比，板宽端部附近的终轧温度容易降低，其结果是伸长率降低，加工性变差，退火后的硬度、伸长率在宽度方向上容易发生变动。精轧时，通过使用边部加热器使板宽端部升温，由此能够抑制这样的变动。
v)通过使用边部加热器尤其使板宽中央部与板宽端部的温度差为40℃以内，能够使钢板板宽方向的洛氏硬度hrb的变动以hrb计为4以下、使总伸长率el的变动以el计为3％以下。
本发明是基于这样的见解而完成的，其要点如下。
[1]一种淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板，其特征在于，具有以质量％计含有c：0.20％以上且0.53％以下、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％以上且0.0050％以下、进一步含有合计为0.002％以上且0.030％以下的sb、sn、bi、ge、te、se中的一种以上、余量由fe和不可避免的杂质构成的组成，在c含量以质量％计为c：大于0.40％且0.53％以下的情况下，具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.15个/μm2以下的显微组织，硬度以hrb计为大于65且83以下，总伸长率为30％以上；在c含量以质量％计为c：0.20％以上且0.40％以下的情况下，具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的显微组织，硬度以hrb计为大于65且75以下，总伸长率为38％以上。
[2]如上述[1]所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板，其特征在于，上述c含量以质量％计为c：大于0.40％且0.53％以下，具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.15个/μm2以下的显微组织，硬度以hrb计为大于65且83以下，总伸长率为30％以上。
[3]如上述[1]所述的淬透性和加工优良的高碳热轧钢板，其特征在于，上述c含量以质量％计为c：0.20％以上且0.40％以下，具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的显微组织，硬度以hrb计为大于65且75以下，总伸长率为38％以上。
[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.50％以下的ni、cr、mo中的至少一种。
[5]如上述[1]～[4]中任一项所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板，其特征在于，钢板板宽方向的hrb硬度的变动为4以下，总伸长率的变动为3％以下。
[6]一种淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有以质量％计含有c：0.20％以上且0.53％以下、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％以上且0.0050％以下、进一步含有合计为0.002％以上且0.030％以下的sb、sn、bi、ge、te、se中的一种以上、余量由fe和不可避免的杂质构成的组成的钢热粗轧后，在终轧温度：ar3相变点以上且(ar3相变点+90℃)以下进行精轧，在卷取温度：500℃以上且700℃以下进行卷取后，在ac1相变点以下进行退火，从而在上述钢的c含量以质量％计为c：大于0.40％且0.53％以下的情况下，制造具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.15个/μm2以下的显微组织、硬度以hrb计为大于65且83以下、总伸长率为30％以上的高碳热轧钢板；在上述钢的c含量以质量％计为c：0.20％以上且0.40％以下的情况下，制造具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的显微组织、硬度以hrb计为大于65且75以下、总伸长率为38％以上的高碳热轧钢板。
[7]如上述[6]所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板的制造方法，其制造具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.15个/μm2以下的显微组织、硬度以hrb计为大于65且83以下、总伸长率为30％以上的高碳热轧钢板，所述制造方法的特征在于，上述钢的c含量以质量％计为c：大于0.40％且0.53％以下。
[8]如上述[6]所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板的制造方法，其制造具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的显微组织、硬度以hrb计为大于65且75以下、总伸长率为38％以上的高碳热轧钢板，所述制造方法的特征在于，上述钢的c含量以质量％计为c：0.20％以上且0.40％以下。
[9]如上述[6]～[8]中任一项所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述钢以质量％计还含有合计为0.50％以下的ni、cr、mo中的至少一种。
[10]如上述[6]～[9]中任一项所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述精轧时，使用边部加热器。
[11]如上述[10]所述的淬透性和加工性优良的高碳热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述精轧时，使用边部加热器，使钢板的板宽中央部的终轧温度与距板宽端部10mm位置的终轧温度之差为40℃以内。
发明效果
根据本发明，能够制造淬透性、冷加工性(加工性)优良的高碳热轧钢板。本发明的高碳热轧钢板适合于对原材钢板需要冷加工性的、齿轮、变速器、座椅倾斜器、轮毂等汽车用部件。此外，在钢板的整个宽度上可以得到均匀的特性，因此从能够提高原材钢板的成品率的观点出发也是适合的。
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详细地进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，作为成分的含量的单位的“％”是指“质量％”。
1)组成
c：0.20％以上且0.53％以下
c是为了得到淬火后的强度的重要元素。如上所述，在使硬度以hrb计为83以下、并且使总伸长率(el)为30％以上的情况下，期望水淬火后的硬度大于hv620。c量为0.40％以下的情况下，无法通过成形为部件后的热处理使得以水淬火后的硬度计大于hv620。因此，在使硬度以hrb计为83以下、并且使总伸长率(el)为30％以上的情况下，为了得到大于hv620的水淬火后的硬度，c量需要设定为大于0.40％。但是，c量大于0.53％时，发生硬质化，韧性、冷加工性变差。因此，在使硬度以hrb计为83以下、并且使总伸长率(el)为30％以上的情况下，c量设定为大于0.40％且0.53％以下。需要说明的是，因部件不同，有时要求特别优良的成形性，大于0.51％时，成形性容易变差，因此c量优选为0.51％以下。另外，c量达到0.45％以上时，可以可靠地得到期望的硬度(以水淬火后的硬度计大于hv620)，因此c量优选设定为0.45％以上。这种情况下的优选的c量的范围为0.45％以上且0.51％以下。
另外，如上所述，c是为了得到淬火后的强度的重要元素。在要求硬度以洛氏硬度hrb计为75以下、总伸长率el为38％以上这样的特性的情况下，水淬火后，期望hv440以上的维氏硬度。c量小于0.20％时，无法通过成形为部件后的热处理使得以水淬火后的硬度计为hv440以上。因此，在使硬度以hrb计为75以下、并且使总伸长率el为38％以上的情况下，为了使水淬火后的硬度为hv440以上，c量需要设定为0.20％以上。但是，c量大于0.40％时，发生硬质化，韧性、冷加工性变差，不能稳定地使硬度以hrb计为75以下、总伸长率为38％以上。因此，在使硬度以hrb计为75以下、并且使总伸长率el为38％以上的情况下，c量设定为0.20％以上且0.40％以下。这种情况下，为了得到高淬火硬度，c量优选为0.26％以上，c量达到0.32％以上时，可以稳定地使得以水淬火硬度计为hv440以上，因此更优选。
根据以上所述，在本发明中，c含量范围设定为0.20％以上且0.53％以下。在使硬度以hrb计为83以下、并且使总伸长率(el)为30％以上的情况下，c量设定为大于0.40％且0.53％以下。在使硬度以hrb计为75以下、并且使总伸长率el为38％以上的情况下，c量设定为0.20％以上且0.40％以下。
si：0.10％以下
si是通过固溶强化而使强度升高的元素。随着si量的增加，钢板发生硬质化、冷加工性变差，因此si量设定为0.10％以下。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量越少越优选。另一方面，过度降低si时，精炼成本增大，因此si量优选为0.005％以上。
mn：0.50％以下
mn虽然是使淬透性提高的元素，但另一方面也是通过固溶强化而使强度升高的元素。mn量大于0.50％时，钢板发生过度硬质化而冷加工性降低。另外，mn量大于0.50％时，因mn的偏析引起的带状组织发展，钢组织变得不均匀，因此硬度、伸长率的变动趋于增大。因此，mn量设定为0.50％以下。优选的是mn量为0.45％以下、更优选为0.40％以下。需要说明的是，下限没有特别限定。在淬火时的固溶处理中，为了抑制石墨析出而使钢板中的全部c量固溶从而得到规定的淬火硬度，mn量优选设定为0.20％以上。
p：0.03％以下
p是通过固溶强化使强度升高的元素。p量增加超过0.03％时，钢板发生过度硬质化而冷加工性降低，另外，会招致晶界脆化，淬火后的韧性变差。因此，p量设定为0.03％以下。为了得到优良的淬火后的韧性，p量优选为0.02％以下。p会使冷加工性和淬火后的韧性降低，因此p量越少越优选。另一方面，过度降低p时，精炼成本增大，因此p量优选为0.005％以上。
s：0.010％以下
s会形成硫化物，使得高碳热轧钢板的冷加工性和淬火后的韧性降低，因此是必须要降低的元素。s量大于0.010％时，高碳热轧钢板的冷加工性和淬火后的韧性显著变差。因此，s量设定为0.010％以下。为了得到优良的冷加工性和淬火后的韧性，s量优选为0.005％以下。s会使冷加工性和淬火后的韧性降低，因此s量越少越优选。另一方面，过度降低s时，精炼成本增大，因此s量优选为0.0005％以上。
sol.al：0.10％以下
sol.al(酸可溶性铝)量大于0.10％时，在淬火处理的加热时生成aln而奥氏体晶粒过度微细化。其结果是，在淬火处理的冷却时，促进了铁素体相的生成，钢组织变为铁素体和马氏体，淬火后的硬度降低，同时淬火后的韧性变差。因此，sol.al量设定为0.10％以下。优选的是sol.al量设定为0.06％以下。需要说明的是，sol.al具有脱氧的效果，为了充分地进行脱氧，优选设定为0.005％以上。
n：0.0050％以下
n量大于0.0050％时，因bn的形成导致固溶b量降低。另外，n量大于0.0050％时，因bn、aln的形成导致在淬火处理的加热时奥氏体晶粒过度微细化。其结果是，在淬火处理的冷却时促进了铁素体相的生成，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、aln，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。
b：0.0005％以上且0.0050％以下
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，精轧后的奥氏体的再结晶发生延迟，其结果是，热轧钢板的织构(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。
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
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，sb、sn、bi、ge、te、se的含量的合计以0.030％为上限。优选的是sb、sn、bi、ge、te、se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。
在本发明中，如上所述使sb、sn、bi、ge、te、se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150μm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)/(添加b量)}×100(％)为70(％)以上。需要说明的是，在此添加b量为钢中的b含量。
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0.20％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。
2)显微组织
在本发明中，为了提高冷加工性，需要在热轧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/μm2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/μm2以下。
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/μm2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/μm2以下
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/μm2以下。优选为0.13个/μm2以下、进一步优选为0.10个/μm2以下。铁素体晶粒内的渗碳体密度也可以为0个/μm2。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0.15～1.8μm，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/μm2以下。
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/μm2以下。优选为0.08个/μm2以下、进一步优选为0.06个/μm2以下。铁素体晶粒内的渗碳体密度也可以为0个/μm2。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0.15～1.8μm，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0.10个/μm2以下。
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。
3)机械特性
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。
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℃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℃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℃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℃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。
4)制造条件
本发明的高碳热轧钢板如下制造：以如上所述组成的钢作为原材料，通过在热粗轧后在终轧温度：ar3相变点以上且(ar3相变点+90℃)以下实施精轧的热轧制成期望的板厚的热轧钢板，在卷取温度：500℃以上且700℃以下进行卷取，接着在ac1相变点以下实施退火。需要说明的是，精轧中的压下率优选设定为85％以上。精轧时，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轧温度与距板宽端部10mm位置的终轧温度之差为40℃以内。
以下，对本发明的高碳热轧钢板的制造方法中的限定原因进行说明。
终轧温度：ar3相变点以上且(ar3相变点+90℃)以下
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0.15个/μm2以下，需要以显微组织具有珠光体和初析铁素体的热轧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轧钢板为基质实施退火。热轧中的终轧温度升高超过(ar3相变点+90℃)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/μm2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/μm2以下。因此，终轧温度设定为(ar3相变点+90℃)以下。为了充分地确保初析铁素体的比例，优选使终轧温度为(ar3相变点+70℃)以下。更优选为低于850℃或者低于(ar3相变点+50℃)。另一方面，终轧温度低于ar3相变点时，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，终轧温度设定为ar3相变点以上。需要说明的是，在此规定的终轧温度为精轧结束时的板宽中央部的位置处的钢板表面的温度。
卷取温度：500℃以上且700℃以下
精轧后的热轧钢板进行冷却后在500℃以上且700℃以下的卷取温度下卷取成卷材形状。卷取温度过高时，热轧钢板强度过度降低，卷取成卷材形状时，有时因卷材的自重而发生变形，因此在操作上不优选。因此，使卷取温度的上限为700℃。另一方面，卷取温度过低时，热轧钢板发生硬质化，因此不优选。因此，使卷取温度的下限为500℃。
退火温度：ac1相变点以下
退火温度高于ac1相变点时，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，形成不均匀的组织。因此，退火温度设定为ac1相变点以下。下限没有特别限定。为了得到规定的晶粒内的渗碳体密度，退火温度优选为600℃以上、更优选为700℃以上。需要说明的是，退火时的气氛气体可以使用氮气、氢气、氮气与氢气的混合气体中任一种。另外，退火时的气氛气体可以为上述气体中的任一种，但从成本和安全性的观点出发，优选为含有90体积％以上的氮气的气体。另外，退火时间优选设定为0.5小时～40小时。退火时间小于0.5小时时，退火的效果差，不易得到作为目标的组织，不易得到作为目标的钢板的硬度和伸长率。更优选为10小时以上。退火时间超过40小时时，生产率降低、制造成本变得过大，因此退火时间优选设定为40小时以下。
熔炼本发明的高碳钢时，可以使用转炉、电炉中的任一种。另外，如此熔炼后的高碳钢通过铸锭-开坯轧制或连铸而形成钢坯。钢坯通常在被加热后进行热轧。需要说明的是，为通过连铸制造的钢坯的情况下，可以应用直送轧制，即直接进行轧制或者出于抑制温度降低的目的进行保温后进行轧制。加热钢坯来进行热轧的情况下，为了避免因氧化皮引起的表面状态的变差，优选使钢坯加热温度为1280℃以下。在热轧中，为了确保终轧温度，热轧中可以通过薄板坯加热器等加热装置对被轧制材料进行加热。
在本发明中，上述精轧时，优选使用边部加热器。在热轧中、特别是在板厚变薄的精轧中，与板宽中央部相比，板宽端部(也称为边缘)附近处的终轧温度容易降低。因此，精轧时，优选使用边部加热器使板宽端部升温。需要说明的是，自板宽端部起向板宽中央部方向10mm的范围的钢板的板宽端部附近部分基本不被用作产品。因此，利用边部加热器进行升温时，优选从板宽中央部到距边缘10mm的范围(从板宽中央部的位置到距板宽端部10mm位置的范围)在ar3相变点以上进行精轧。需要说明的是，距板宽端部10mm位置是指自板宽端部起向板宽中央部方向10mm的位置。
另外，钢板的在板宽方向上的终轧温度的差异大时，钢板的硬度、伸长率容易产生变动。特别是在板宽方向上的终轧温度之差大于40℃时，上述变动容易增大。因此，使用边部加热器使板宽端部的温度升温时，优选使钢板的板宽中央部的终轧温度与距板宽端部10mm位置的终轧温度之差为40℃以内。更优选为20℃以内。
实施例1
将具有表1所示的钢编号ha～hj的化学成分组成的钢熔炼。接着按照表2(表2-1、表2-2)所示的制造条件进行热轧后，进行酸洗。接着在氮气气氛(气氛气体：氮气95体积％且余量由氢气构成的混合气体)中实施球化退火，制造出板厚为4.0mm、板宽为1000mm的热轧钢板(热轧退火板)。需要说明的是，表2(表2-1、表2-2)中，示出了板宽中央部的终轧温度和距板宽端部10mm位置的终轧温度。另外，使用边部加热器的情况下，使得板宽中央部的终轧温度与距板宽端部10mm位置的终轧温度之差为40℃以内。对于如此制造的热轧退火板，对显微组织、硬度、伸长率和淬火硬度进行考察。将结果示于表2(表2-1、表2-2)中。需要说明的是，表1中所示的ar3相变点和ac1相变点是根据热膨胀曲线求出的。另外，如表1所示，实施例1中使用的钢的c含量处于大于0.40％且0.53％以下的范围内。
退火后的钢板的硬度(hrb)
从退火后的钢板(原板)的板宽中央部裁取试样，使用洛氏硬度计(b标尺)测定5点，求出平均值。
另外，在退火后的钢板的整个宽度内，自板宽端部起以40mm的间隔裁取试样，与上述同样地对各个试样使用洛氏硬度计(b标尺)测定5点后求出平均值。并且，从针对各个试样得到的平均值中，求出最高值和最低值，将其差作为硬度的变动。
退火后的钢板的伸长率(el)
使用从退火后的钢板(原板)在相对于轧制方向为0°的方向(l方向)上切出的jis5号拉伸试验片，利用岛津制作所ag10tbag/xr的拉伸试验机以10mm/分钟进行拉伸试验，将断裂的样品对接求出伸长率。
另外，在退火后的钢板的整个宽度内，自板宽端部起以40mm的间隔在相对于轧制方向为0°的方向(l方向)上裁取jis5号拉伸试验片，与上述同样地使用各个试验片求出伸长率，从所得到的伸长率中求出最高值和最低值。并且，将该最高值与最低值的差作为该钢板的伸长率的变动。
显微组织
退火后的钢板的显微组织如下测定：将从板宽中央部裁取的试样切断，对切断面(轧制方向板厚断面)进行研磨后，实施硝酸乙醇溶液腐蚀，使用扫描电子显微镜，在板厚的1/4位置的5个部位以3000倍的倍率拍摄组织照片。使用拍摄的组织照片，测定不处于晶界上的长径为0.15μm以上的渗碳体的个数，用该个数除以照片的视野的面积，从而求出晶粒内的渗碳体密度。
另外，对于退火后的钢板，如下所述求出表层150μm的氮量与钢板中平均n量之差、(固溶b量)/(添加b量)。将结果示于表2(表2-1、表2-2)中。
表层150μm的氮量与钢板中平均n量之差
使用从退火后的钢板的板宽中央部裁取的试样，测定表层150μm的氮量和钢板中平均n量，求出表层150μm的氮量与钢板中的平均n量之差。在此，表层150μm的氮量是指从钢板表面到板厚方向上150μm深度的范围中所含有的氮量。另外，表层150μm的氮量如下求出。从裁取的钢板的表面开始切削，将钢板从表面切削到150μm的深度，采集此时所产生的切屑(chip)作为样品。测定该样品中的n量，作为表层150μm的氮量。表层150μm的氮量和钢板中平均n量通过惰气熔融-热导法(inertgastransportationfusion-thermalconductivitymethod)测定各n量求出。如此求出的表层150μm的氮量(表面～距表面150μm深度的范围的氮量)与钢板中的平均n量(钢中的n含量)之差为30质量ppm以下时，可以评价为能够抑制渗氮。
固溶b量/添加b量
固溶b量如下求出：使用从退火后的钢板的板宽中央部裁取的试样，利用10(体积％)溴甲醇提取钢板中的bn，测定形成bn的b量，从总添加b量、即钢中的b含量减去形成bn的b量而求出。求出如此求出的固溶b量与添加的b量(b含量)之比、即固溶b量/添加b量。{固溶b量(质量％)/添加b量(质量％)}×100(％)为70(％)以上时，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)
从退火后的钢板的板宽中央部裁取平板试验片(宽度15mm×长度40mm×板厚4mm)，如下所述通过水冷、120℃油冷两种方法实施淬火处理，求出利用各个方法淬火后的钢板硬度(淬火硬度)。即，淬火处理为使用上述平板试验片利用在870℃保持30秒后立即进行水冷的方法(水冷)、在870℃保持30秒后立即利用120℃油进行冷却的方法(120℃油冷)来实施。淬火特性为：对于淬火处理后的试验片的切断面，利用维氏硬度试验机在载荷1kgf的条件下测定5点硬度求出平均硬度，将其作为淬火硬度。关于淬火硬度，水冷后硬度、120℃油冷后硬度均满足表3的条件的情况下，判定为合格(○)，评价为淬透性优良。另外，水冷后硬度、120℃油冷后硬度中的某一个不满足表3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3表示经验上可以评价为淬透性充分的、与c含量相对应的淬火硬度。
根据表1和表2(表2-1、表2-2)可知，对于本发明例的热轧钢板而言，具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.15个/μm2以下的显微组织。另外可知，本发明例的热轧钢板的硬度以hrb计为83以下，总伸长率为30％以上，冷加工性优良，并且淬透性也优良。
另外可知，与没有使用边部加热器的作为本发明例的试样编号h5相比，使用边部加热器且使用与h5相同成分组成的钢ha制造的作为本发明例的试样编号h1、h3、h4在板宽方向上的hrb硬度变动、总伸长率变动均小。这些试样编号h1、h3、h4的hrb硬度的变动为4以下、总伸长率的变动为3％以下。需要说明的是，没有使用边部加热器的试样编号h5的板宽中央部的终轧温度与距板宽端部10mm位置的终轧温度之差为50℃。
[表3]
实施例2
将具有表4所示的钢编号la至lj的化学成分组成的钢熔炼。接着按照表5(表5-1、表5-2)所示的制造条件进行热轧后，进行酸洗。接着在氮气气氛(气氛气体：氮气95体积％且余量由氢气构成的混合气体)中实施球化退火，制造出板厚为4.0mm、板宽为1000mm的热轧钢板(热轧退火板)。需要说明的是，表5(表5-1、表5-2)中，示出了板宽中央部的终轧温度和距板宽端部10mm位置的终轧温度。另外，使用边部加热器的情况下，使得板宽中央部的终轧温度与距板宽端部10mm位置的终轧温度之差为40℃以内。对于如此制造的热轧退火板，与实施例1同样地，对显微组织、硬度、伸长率和淬火硬度进行考察。将结果示于表5(表5-1、表5-2)中。需要说明的是，表4中所示的ar3相变点和ac1相变点是根据热膨胀曲线求出的。另外，如表4所示，实施例2中使用的钢的c含量处于0.20％以上且0.40％以下的范围内。
退火后的钢板的硬度(hrb)
从退火后的钢板(原板)的板宽中央部裁取试样，使用洛氏硬度计(b标尺)测定5点，求出平均值。
另外，在退火后的钢板的整个宽度内，自板宽端部起以40mm的间隔裁取试样，与上述同样地对各个试样使用洛氏硬度计(b标尺)测定5点求出平均值。并且，从针对各个试样得到的平均值中，求出最高值和最低值，将其差作为硬度的变动。
退火后的钢板的伸长率(el)
使用从退火后的钢板(原板)在相对于轧制方向为0°的方向(l方向)上切出的jis5号拉伸试验片，利用岛津制作所ag10tbag/xr的拉伸试验机以10mm/分钟进行拉伸试验，将断裂的样品对接求出伸长率。
另外，在退火后的钢板的整个宽度内，自板宽端部起以40mm的间隔在相对于轧制方向为0°的方向(l方向)上裁取jis5号拉伸试验片，与上述同样地使用各个试验片求出伸长率，从所得到的伸长率中求出最高值和最低值。并且，将该最高值与最低值之差作为该钢板的伸长率的变动。
显微组织
退火后的钢板的显微组织如下测定：将从板宽中央部裁取的试样切断，对切断面(轧制方向板厚断面)进行研磨后，实施硝酸乙醇溶液腐蚀，使用扫描电子显微镜，在板厚的1/4位置的5个部位以3000倍的倍率拍摄组织照片。使用拍摄的组织照片，测定不处于晶界上的长径为0.15μm以上的渗碳体的个数，用该个数除以照片的视野的面积，从而求出粒内的渗碳体密度。
另外，对于退火后的钢板，与实施例1同样地如下所述求出表层150μm的氮量与钢板中平均n量之差、(固溶b量)/(添加b量)。将结果示于表5(表5-1、表5-2)中。
表层150μm的氮量与钢板中平均n量之差
使用从退火后的钢板的板宽中央部裁取的试样，测定表层150μm的氮量和钢板中平均n量，求出表层150μm的氮量与钢板中的平均n量之差。在此，表层150μm的氮量是指从钢板表面到板厚方向上150μm深度的范围中所含有的氮量。另外，表层150μm的氮量如下求出。从裁取的钢板的表面开始切削，将钢板从表面切削到150μm的深度，采集此时产生的切屑作为样品。测定该样品中的n量，作为表层150μm的氮量。表层150μm的氮量和钢板中平均n量通过惰气熔融-热导法测定各n量求出。如此求出的表层150μm的氮量(表面～距表面150μm深度的范围的氮量)与钢板中的平均n量(钢中的n含量)之差为30质量ppm以下时，可以评价为能够抑制渗氮。
固溶b量/添加b量
固溶b量如下求出：使用从退火后的钢板的板宽中央部裁取的试样，利用10(体积％)溴甲醇提取钢板中的bn，测定形成bn的b量，从总添加b量、即钢中的b含量减去形成bn的b量而求出。求出如此求出的固溶b量与添加的b量(b含量)之比、即固溶b量/添加b量。{固溶b量(质量％)/添加b量(质量％)}×100(％)为70(％)以上时，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)
与实施例1同样地，从退火后的钢板的板宽中央部裁取平板试验片(宽度15mm×长度40mm×板厚4mm)，如下所述通过水冷、120℃油冷两种方法实施淬火处理，求出利用各个方法淬火后的钢板硬度(淬火硬度)。即，淬火处理为使用上述平板试验片利用在870℃保持30秒后立即进行水冷的方法(水冷)、在870℃保持30秒后立即利用120℃油进行冷却的方法(120℃油冷)来实施。淬火特性为：对于淬火处理后的试验片的切断面，利用维氏硬度试验机在载荷1kgf的条件下测定5点硬度求出平均硬度，将其作为淬火硬度。关于淬火硬度，水冷后硬度、120℃油冷后硬度均满足表6的条件的情况下，判定为合格(○)，评价为淬透性优良。另外，水冷后硬度、120℃油冷后硬度中的某一个不满足表6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6表示经验上可以评价为淬透性充分的、与c含量相对应的淬火硬度。
根据表4和表5(表5-1、表5-2)可知，对于c含量处于0.20％以上且0.40％以下的范围内的本发明例的热轧钢板而言，具有包含铁素体和渗碳体、上述铁素体晶粒内的渗碳体密度为0.10个/μm2以下的显微组织。另外可知，对于这些本发明例的热轧钢板而言，硬度以hrb计为75以下，总伸长率为38％以上，冷加工性优良，并且淬透性也优良。
另外可知，与没有使用边部加热器的作为本发明例的试样编号l5相比，使用边部加热器且使用与l5相同成分组成的钢la制造的作为本发明例的试样编号l1、l3、l4在板宽方向上的hrb硬度变动、总伸长率变动均小。这些试样编号l1、l3、l4的hrb硬度的变动为4以下、总伸长率的变动为3％以下。需要说明的是，没有使用边部加热器的试样编号l5的板宽中央部的终轧温度与距板宽端部10mm位置的终轧温度之差为50℃。
[表6]