特許 6388034 高炭素鋼板及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6388034

(24)【登録日】2018年8月24日

(45)【発行日】2018年9月12日

(54)【発明の名称】高炭素鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20180903BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20180903BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20180903BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301W

   C22C38/58

   C21D9/46 T

【請求項の数】4

【全頁数】33

(21)【出願番号】特願2016-553926(P2016-553926)

(86)(22)【出願日】2014年10月16日

(86)【国際出願番号】JP2014077544

(87)【国際公開番号】WO2016059701

(87)【国際公開日】20160421

【審査請求日】2017年3月16日

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】新日鐵住金株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100090273

【弁理士】

【氏名又は名称】國分 孝悦

(72)【発明者】

【氏名】竹田 健悟

(72)【発明者】

【氏名】友清 寿雅

(72)【発明者】

【氏名】塚野 保嗣

(72)【発明者】

【氏名】荒牧 高志

【審査官】 鈴木 葉子

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１２−２４１２１６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−２４１２１７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−２９９１８９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特許第５０４８１６８（ＪＰ，Ｂ１）

【文献】 特開２００６−３３６０６３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００５−２３２４８６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−０１２３１７（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／００− ８／１０

Ｃ２１Ｄ ９／４６− ９／４８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、
Ｃ ：０．３０％〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０７％〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０％〜３．００％、
Ｔｉ：０．０１０％〜０．５００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｂ ：０．０００４％〜０．００３５％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．０００％〜０．５００％、
Ｖ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｗ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｔａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｙ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．５００％、
Ｌａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．５００％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
セメンタイトの球状化率：８０％以上、かつ
セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ〜２．２μｍ
で表される組織を有し、
表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数が０．５未満であることを特徴とする高炭素鋼板。

【請求項2】

前記高炭素鋼板は、
Ｎｂ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．００１％〜０．５００％、
Ｖ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｗ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｔａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．００１％〜０．５００％、
Ｃａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｙ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．５００％、
Ｌａ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｃｅ：０．００１％〜０．５００％、
からなる群から選択された１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の高炭素鋼板。

【請求項3】

スラブの熱間圧延を行って熱延鋼板を取得する工程と、
前記熱延鋼板の酸洗を行い、
前記酸洗の後に、前記熱延鋼板の焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記スラブは、
質量％で、
Ｃ ：０．３０％〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０７％〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０％〜３．００％、
Ｔｉ：０．０１０％〜０．５００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｂ ：０．０００４％〜０．００３５％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．０００％〜０．５００％、
Ｖ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｗ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｔａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｙ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．５００％、
Ｌａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．５００％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
前記熱間圧延を行う工程では、
スラブ加熱の温度を１０００℃以上１１５０℃未満とし、
仕上げ圧延の温度を８３０℃以上９５０℃以下とし、
巻き取りの温度を４５０℃以上７００℃以下とし、
前記焼鈍を行う工程は、
前記熱延鋼板を７３０℃以上７７０℃以下の温度に３時間以上６０時間以下保持する工程と、
次いで、前記熱延鋼板を１℃／ｈｒ以上６０℃／ｈｒ以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する工程と、
を有し、
前記焼鈍後の熱延鋼板が、
セメンタイトの球状化率：８０％以上、かつ
セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ〜２．２μｍ
で表される組織を有し、
表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数が０．５未満であることを特徴とする高炭素鋼板の製造方法。

【請求項4】

前記スラブは、
Ｎｂ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．００１％〜０．５００％、
Ｖ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｗ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｔａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．００１％〜０．５００％、
Ｃａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｙ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．５００％、
Ｌａ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｃｅ：０．００１％〜０．５００％、
からなる群から選択された１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項３に記載の高炭素鋼板の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、成形性の向上を図った高炭素鋼板及びその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

高炭素鋼板は、自動車のチェーン、ギヤー及びクラッチ等の駆動系部品、鋸並びに刃物等、種々の鉄鋼製品に使用されている。これら鉄鋼製品を製造する際には、高炭素鋼板の成形及び熱処理が行われる。成形としては、打抜き加工、引張加工、圧縮加工、せん断加工等が行われ、熱処理としては、焼入れ、焼戻し、浸炭、窒化、軟窒化等が行われる。高炭素鋼板の強度レベルが軟鋼板のそれに比べて高いため、高炭素鋼板の成形に用いる金型が軟鋼板の成形に用いる金型よりも損耗しやすい。また、高炭素鋼板は軟鋼板よりも成形中に割れやすい。

【0003】

金型の損耗の抑制には高炭素鋼板の表面の潤滑性の向上が有効であり、成形中の割れの抑制には高炭素鋼板の軟質化が有効である。そこで、潤滑性の向上や軟質化を目的とした技術が提案されている（特許文献１〜５）。

【0004】

しかしながら、これら従来の技術は著しいコストの増加を伴うものであり、好ましいものではない。

【0005】

打ち抜き性の向上を目的とした炭素鋼板が特許文献６に記載され、成形性の向上を目的とした高炭素鋼板が特許文献７に記載されているが、これらによっても十分な成形性を得ることはできない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特開２０１０−１７４２５２号公報

【特許文献2】特開２００９−２１５６１２号公報

【特許文献3】特開２０１１−１６８８４２号公報

【特許文献4】特開２０１０−２５５０６６号公報

【特許文献5】特開２０００−３４５４２号公報

【特許文献6】特開２０００−２６５２４０号公報

【特許文献7】特開平１０−１４７８１６号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

本発明は、コストの著しい増加を回避しながら、良好な成形性を得ることができる高炭素鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0008】

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、高炭素鋼板に所定量のＢを含有させ、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を所定のものにし、セメンタイトの態様を所定のものにすることが重要であることを知見した。更に、このような高炭素鋼板を製造するためには、熱間圧延及び焼鈍の条件を、これらをいわゆる一貫工程とみなした上で所定のものにすることが重要であることも知見した。そして、本願発明者らは、これらの知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。

【0009】

（１）
質量％で、
Ｃ ：０．３０％〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０７％〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０％〜３．００％、
Ｔｉ：０．０１０％〜０．５００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｂ ：０．０００４％〜０．００３５％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．０００％〜０．５００％、
Ｖ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｗ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｔａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｙ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．５００％、
Ｌａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．５００％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
セメンタイトの球状化率：８０％以上、かつ
セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ〜２．２μｍ
で表される組織を有し、
表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数が０．５未満であることを特徴とする高炭素鋼板。

【0010】

（２）
前記高炭素鋼板は、
Ｎｂ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．００１％〜０．５００％、
Ｖ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｗ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｔａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．００１％〜０．５００％、
Ｃａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｙ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．５００％、
Ｌａ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｃｅ：０．００１％〜０．５００％、
からなる群から選択された１種又は２種以上を含むことを特徴とする（１）に記載の高炭素鋼板。

【0011】

（３）
スラブの熱間圧延を行って熱延鋼板を取得する工程と、
前記熱延鋼板の酸洗を行い、
前記酸洗の後に、前記熱延鋼板の焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記スラブは、
質量％で、
Ｃ ：０．３０％〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０７％〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０％〜３．００％、
Ｔｉ：０．０１０％〜０．５００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｂ ：０．０００４％〜０．００３５％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．０００％〜０．５００％、
Ｖ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｗ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｔａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．０００％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｙ ：０．０００％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．５００％、
Ｌａ：０．０００％〜０．５００％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．５００％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
前記熱間圧延を行う工程では、
スラブ加熱の温度を１０００℃以上１１５０℃未満とし、
仕上げ圧延の温度を８３０℃以上９５０℃以下とし、
巻き取りの温度を４５０℃以上７００℃以下とし、
前記焼鈍を行う工程は、
前記熱延鋼板を７３０℃以上７７０℃以下の温度に３時間以上６０時間以下保持する工程と、
次いで、前記熱延鋼板を１℃／ｈｒ以上６０℃／ｈｒ以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する工程と、
を有し、
前記焼鈍後の熱延鋼板が、
セメンタイトの球状化率：８０％以上、かつ
セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ〜２．２μｍ
で表される組織を有し、
表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数が０．５未満であることを特徴とする高炭素鋼板の製造方法。

【0012】

（４）
前記スラブは、
Ｎｂ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｏ：０．００１％〜０．５００％、
Ｖ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｗ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｔａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００１％〜０．５００％、
Ｍｇ：０．００１％〜０．５００％、
Ｃａ：０．００１％〜０．５００％、
Ｙ ：０．００１％〜０．５００％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．５００％、
Ｌａ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｃｅ：０．００１％〜０．５００％、
からなる群から選択された１種又は２種以上を含むことを特徴とする（３）に記載の高炭素鋼板の製造方法。

【発明の効果】

【0013】

本発明によれば、Ｂ含有量、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数等を適切なものとしているため、コストの著しい増加を回避しながら、良好な成形性を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【0014】

【図1】図１は、フェライトのミクロな摩擦係数とＢ含有量との関係を示す図である。

【図2】図２は、フェライトのミクロな摩擦係数と金型又は高炭素鋼板に疵が発生するまでのプレスの回数との関係を示す図である。

【図3A】図３Ａは、ミクロな摩擦係数を測定する前の高炭素鋼板の表面を示す顕微鏡写真である。

【図3B】図３Ｂは、ミクロな摩擦係数を測定した後の高炭素鋼板の表面を示す顕微鏡写真である。

【図4】図４は、熱間圧延から冷却までの間の温度の変化を示す模式図である。

【図5A】図５Ａは、時点ｔ_Ａにおける組織を示す模式図である。

【図5B】図５Ｂは、時点ｔ_Ｂにおける組織を示す模式図である。

【図5C】図５Ｃは、時点ｔ_Ｃにおける組織を示す模式図である。

【図5D】図５Ｄは、時点ｔ_Ｄにおける組織を示す模式図である。

【図5E】図５Ｅは、時点ｔ_Ｅにおける組織を示す模式図である。

【図6A】図６Ａは、スラブ加熱の温度が１１５０℃超の場合の組織を示す図である。

【図6B】図６Ｂは、スラブ加熱の温度が１０００℃未満の場合の組織を示す図である。

【図6C】図６Ｃは、焼鈍の保持温度が７３０℃未満の場合の組織を示す図である。

【図6D】図６Ｄは、焼鈍の保持温度が７７０℃超の場合又は焼鈍の保持時間が６０時間超の場合の組織を示す図である。

【図6E】図６Ｅは、焼鈍の保持温度が３時間未満の場合の組織を示す図である。

【図6F】図６Ｆは、冷却速度が１℃／ｈｒ未満の場合の組織を示す図である。

【図6G】図６Ｇは、冷却速度が６０℃／ｈｒ超の場合の組織を示す図である。

【図7】図７は、第１の実験又は第３の実験における実施例の一部についてのフェライトのミクロな摩擦係数とＢ含有量との関係を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0015】

以下、本発明の実施形態について説明する。

【0016】

先ず、本発明の実施形態に係る高炭素鋼板及びその製造に用いるスラブ（鋼塊）の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る高炭素鋼板は、スラブの熱間圧延及び焼鈍等を経て製造される。従って、高炭素鋼板及びスラブの化学組成は、高炭素鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、高炭素鋼板及びその製造に用いられるスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る高炭素鋼板及びその製造に用いられるスラブは、Ｃ：０．３０％〜０．７０％、Ｓｉ：０．０７％〜１．００％、Ｍｎ：０．２０％〜３．００％、Ｔｉ：０．０１０％〜０．５００％、Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、Ｂ：０．０００４％〜０．００３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．０００％〜０．５００％、Ｍｏ：０．０００％〜０．５００％、Ｖ：０．０００％〜０．５００％、Ｗ：０．０００％〜０．５００％、Ｔａ：０．０００％〜０．５００％、Ｎｉ：０．０００％〜０．５００％、Ｍｇ：０．０００％〜０．５００％、Ｃａ：０．０００％〜０．５００％、Ｙ：０．０００％〜０．５００％、Ｚｒ：０．０００％〜０．５００％、Ｌａ：０．０００％〜０．５００％、Ｃｅ：０．０００％〜０．５００％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。例えば、原材料としてスクラップを用いる場合、Ｓｎ、Ｓｂ若しくはＡｓ又はこれらの任意の組み合わせが０．００３％以上混入することがある。しかし、いずれも含有量が０．０３％以下であれば、本実施形態の効果を阻害しないため、不純物として許容できる。また、Ｏは、０．００２５％を限度として不純物として許容できる。Ｏは、酸化物を形成し、酸化物が凝集して粗大化すると、十分な成形性が得られない。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよいが、Ｏ含有量を０．０００１％未満まで低減することは技術的に困難である。

【0017】

（Ｃ：０．３０％〜０．７０％）
Ｃは、Ｆｅと結合して摩擦係数の小さなセメンタイトを形成するため、高炭素鋼板のマクロな潤滑性を確保するうえで重要な元素である。Ｃ含有量が０．３０％未満では、セメンタイトの量が不足し、十分な潤滑性が得られず、成形中に金型との凝着が生じる。従って、Ｃ含有量は０．３０％以上とし、好ましくは０．３５％以上とする。Ｃ含有量が０．７０％超では、セメンタイトの量が過剰となり、成形中にセメンタイトを起点とした割れが発生しやすい。従って、Ｃ含有量は０．７０％以下とし、好ましくは０．６５％以下とする。

【0018】

（Ｓｉ：０．０７％〜１．００％）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、焼鈍中のセメンタイトの過剰な粗大化の抑制に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０７％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．０７％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量が１．００％超では、フェライトの延性が低く、成形中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じるやすい。従って、Ｓｉ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とする。

【0019】

（Ｍｎ：０．２０％〜３．００％）
Ｍｎは、パーライト変態の制御に重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．２０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。つまり、Ｍｎ含有量が０．２０％未満では、２相域焼鈍後の冷却過程でパーライト変態が起こり、セメンタイトの球状化率が不足する。従って、Ｍｎ含有量は０．２０％以上とし、好ましくは０．２５％以上とする。Ｍｎ含有量が３．００％超では、フェライトの延性が低く、成形中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じやすい。従って、Ｍｎ含有量は３．００％以下とし、好ましくは２．００％以下とする。

【0020】

（Ｔｉ：０．０１０％〜０．５００％）
Ｔｉは、溶鋼段階で窒化物を形成し、ＢＮの形成の防止に有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０４０％以上とする。Ｔｉ含有量が０．５００％超であると、成形中に粗大なＴｉ酸化物を起点とした割れが生じやすい。これは、連続鋳造中に、粗大なＴｉ酸化物が形成されて、スラブの内部に巻き込まれるためである。従って、Ｔｉ含有量は０．５００％以下とし、好ましくは０．４５０％以下とする。

【0021】

（Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％）
Ｃｒは、Ｎとの親和力が高く、ＢＮの形成の抑制に有効な元素であり、また、パーライト変態の制御にも有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。Ｃｒ含有量が１．５０％超では、焼鈍中のセメンタイトの球状化が阻害され、かつセメンタイトの粗大化が大幅に抑制されてしまう。従って、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とし、好ましくは０．９０％以下とする。

【0022】

（Ｂ：０．０００４％〜０．００３５％）
Ｂは、高炭素鋼板の表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を低下させる元素である。Ｂは、後述の焼鈍中にフェライトとセメンタイトとの界面に偏析及び濃化して、成形中の当該界面における剥離を抑制し、割れの防止に有効な元素でもある。Ｂ含有量が０．０００４％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、Ｂ含有量は０．０００４％以上とし、好ましくは０．０００８％以上とする。Ｂ含有量が０．００３５％超では、成形中にＦｅ及びＢの炭化物等のボライドを起点とした割れが発生しやすい。従って、Ｂ含有量は０．００３５％以下とし、好ましくは０．００３０％以下とする。

【0023】

図１は、フェライトのミクロな摩擦係数とＢ含有量との関係を示す図である。図１に示すように、Ｂ含有量が０．０００４％以上であれば、０．０００４％未満の場合と比較して、フェライトのミクロな摩擦係数が著しく低い。フェライトのミクロな摩擦係数が低いほど金型の損耗を抑制できる理由としては、後述のように、高炭素鋼板の表面に、硬いＢの膜が形成されるためであると推察できる。また、フェライトとセメンタイトとの界面に偏析及び濃化したＢがこの界面の強度を向上させて、高炭素鋼板の割れを抑制し、割れに伴う金型の損耗を抑制することも一因であると推察できる。

【0024】

（Ｐ：０．０２５％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｐは、フェライトとセメンタイトとの界面に強く偏析し、当該界面へのＢの偏析が阻害され、当該界面での剥離を招く。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０２５％超で、悪影響が顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。なお、Ｐ含有量の低減には精錬コストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、精錬コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。

【0025】

（Ａｌ：０．１００％以下）
Ａｌは、製鋼段階で、脱酸剤として作用し、Ｎの固定に有効な元素であるが、高炭素鋼板の必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ａｌ含有量が０．１００％超では、フェライトの延性が低く、成形中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じやすく、また、強度が過剰になり、成形荷重の増加を招く。従って、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。高炭素鋼板のＡｌ含有量が０．００１％未満では、Ｎの固定が十分でないこともある。従って、Ａｌ含有量は０．００１％以上としてもよい。

【0026】

（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｓは、ＭｎＳ等の粗大な非金属介在物を形成し、成形性を悪化させる。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１００％超で、悪影響が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｓ含有量の低減には精錬コストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、精錬コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。

【0027】

（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｎは、ＢＮの形成により、Ｂの固溶量を低下させ、金型との凝着及び成形中の割れ等を招く。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１０％超で、悪影響が顕著となる。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎ含有量の低減には精錬コストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、精錬コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．００１％以上としてもよい。

【0028】

（Ｃｕ：０．０００％〜０．５００％）
Ｃｕは、必須元素ではなく、例えばスクラップ等から混入し、鋼板中に不純物として含有される。Ｃｕは、強度の上昇及び熱間での脆性を招く。このため、Ｃｕ含有量は低ければ低いほどよい。特にＣｕ含有量が０．５００％超で悪影響が顕著となる。従って、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。なお、Ｃｕ含有量の低減には精錬コストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、精錬コストが著しく上昇する。このため、Ｃｕ含有量は０．００１％以上としてもよい。

【0029】

Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅは、必須元素ではなく、高炭素鋼板及びスラブに所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。

【0030】

（Ｎｂ：０．０００％〜０．５００％）
Ｎｂは、窒化物を形成し、ＢＮの形成の抑制に有効な元素である。従って、Ｎｂが含有されていてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０．５００％超では、フェライトの延性が低く、十分な成形性が得られない。従って、Ｎｂ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0031】

（Ｍｏ：０．０００％〜０．５００％）
Ｍｏは、焼入れ性の向上に有効な元素である。従って、Ｍｏが含有されていてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が０．５００％超では、フェライトの延性が低く、十分な成形性が得られない。従って、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｍｏ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0032】

（Ｖ：０．０００％〜０．５００％）
Ｖは、Ｎｂと同様に、窒化物を形成し、ＢＮの形成の抑制に有効な元素である。従って、Ｖが含有されていてもよい。しかし、Ｖ含有量が０．５００％超では、フェライトの延性が低く、十分な成形性が得られない。従って、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｖ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0033】

（Ｗ：０．０００％〜０．５００％）
Ｗは、Ｍｏと同様に、焼入れ性の向上に有効な元素である。従って、Ｗが含有されていてもよい。しかし、Ｗ含有量が０．５００％超では、フェライトの延性が低く、十分な成形性が得られない。従って、Ｗ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｗ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0034】

（Ｔａ：０．０００％〜０．５００％）
Ｔａは、Ｎｂ及びＶと同様に、窒化物を形成し、ＢＮの形成の抑制に有効な元素である。従って、Ｔａが含有されていてもよい。しかし、Ｔａ含有量が０．５００％超では、フェライトの延性が低く、十分な成形性が得られない。従って、Ｔａ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｔａ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0035】

（Ｎｉ：０．０００％〜０．５００％）
Ｎｉは、靭性の向上及び焼入れ性の向上に有効な元素である。従って、Ｎｉが含有されていてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が０．５００％超では、フェライトのミクロな摩擦係数が高くなり、金型との凝着が生じやすい。従って、Ｎｉ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｎｉ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0036】

（Ｍｇ：０．０００％〜０．５００％）
Ｍｇは、硫化物の形態の制御に有効な元素である。従って、Ｍｇが含有されていてもよい。しかし、Ｍｇは酸化物を形成しやすく、Ｍｇ含有量が０．５００％超では、酸化物を起点とする割れにより十分な成形性が得られない。従って、Ｍｇ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｍｇ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0037】

（Ｃａ：０．０００％〜０．５００％）
Ｃａは、Ｍｇと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素である。従って、Ｃａが含有されていてもよい。しかし、Ｃａは酸化物を形成しやすく、Ｃａ含有量が０．５００％超では、酸化物を起点とする割れにより十分な成形性が得らえない。従って、Ｃａ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃａ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0038】

（Ｙ：０．０００％〜０．５００％）
Ｙは、Ｍｇ及びＣａと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素である。従って、Ｙが含有されていてもよい。しかし、Ｙは酸化物を形成しやすく、Ｙ含有量が０．５００％超では、酸化物を起点とする割れにより十分な成形性が得らえない。従って、Ｙ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｙ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0039】

（Ｚｒ：０．０００％〜０．５００％）
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ及びＹと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素である。従って、Ｚｒが含有されていてもよい。しかし、Ｚｒは酸化物を形成しやすく、Ｚｒ含有量が０．５００％超では、酸化物を起点とする割れにより十分な成形性が得らえない。従って、Ｚｒ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｚｒ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0040】

（Ｌａ：０．０００％〜０．５００％）
Ｌａは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ及びＺｒと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素である。従って、Ｌａが含有されていてもよい。しかし、Ｌａは酸化物を形成しやすく、Ｌａ含有量が０．５００％超では、酸化物を起点とする割れにより十分な成形性が得らえない。従って、Ｌａ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｌａ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0041】

（Ｃｅ：０．０００％〜０．５００％）
Ｃｅは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚ及びｒＬａと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素である。従って、Ｃｅが含有されていてもよい。しかし、Ｃｅは酸化物を形成しやすく、Ｃｅ含有量が０．５００％超では、酸化物を起点とする割れにより十分な成形性が得らえない。従って、Ｃｅ含有量は０．５００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃｅ含有量は好ましくは０．００１％以上である。

【0042】

このように、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅは任意元素であり、「Ｎｂ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｍｏ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｖ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｗ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｔａ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｎｉ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｍｇ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｃａ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｙ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｚｒ：０．００１％〜０．５００％」、「Ｌａ：０．００１％〜０．５００％」、若しくは「Ｃｅ：０．００１％〜０．５００％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。

【0043】

次に、本実施形態に係る高炭素鋼板の表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数について説明する。本実施形態に係る高炭素鋼板の表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数は０．５未満である。

【0044】

（表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数：０．５未満）
表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数は、成形中の金型と高炭素鋼板との凝着と密接に関係する。フェライトのミクロな摩擦係数が０．５以上では、金型を用いた成形中に、高炭素鋼板と金型との間にミクロな凝着が発生する。この結果、当該金型を用いて数千から数万ショットもの打抜き等の成形を行うと、その間に凝着物が金型上に蓄積し、金型若しくは高炭素鋼板又はその両方に疵が発生し、成形性が低下する。従って、フェライトのミクロな摩擦係数は０．５未満とする。成形性の観点から、ミクロな摩擦係数はできるだけ低いことが好ましい。高炭素鋼板の製造方法等にも依存するが、ミクロな摩擦係数は０．３５以上となることが多い。

【0045】

図２は、高炭素鋼板の打抜き成形における、フェライトのミクロな摩擦係数と金型又は高炭素鋼板に疵が発生するまでのプレスの回数（ショット）との関係を示す図である。図２に示すように、ミクロな摩擦係数が０．５未満であれば、０．５以上の場合と比較して、疵が発生するまでのプレスの回数が著しく高い。

【0046】

ミクロな摩擦係数は、ナノインデンターを用いて測定することができる。すなわち、ダイヤモンド圧子にて１０μＮの垂直荷重Ｐを高炭素鋼板の表面に負荷し、水平方向に移動させたときに発生する動摩擦力Ｆを取得する。このときの移動速度は例えば１μｍ／秒とする。そして、下記（１）式からミクロな摩擦係数μ（動摩擦係数）を算出する。ナノインデンターとしては、例えばオミクロン社製の「ＴＩ−９００ ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒ」を用いることができる。
Ｆ＝μＰ ・・・ （１）式

【0047】

図３Ａは、ミクロな摩擦係数を測定する前の高炭素鋼板の表面を示す顕微鏡写真であり、図３Ｂは、ミクロな摩擦係数を測定した後の高炭素鋼板の表面を示す顕微鏡写真である。図３Ａ及び図３Ｂには、１０μｍ×１０μｍの視野例を示している。図３Ａ及び図３Ｂに示すように、この視野例にはフェライト３１及びセメンタイト３２が存在している。また、図３Ｂに示すように、測定後には、ダイヤモンド圧子の水平方向への移動に伴って生じた測定疵３３が存在する。なお、セメンタイトのミクロな摩擦係数は０．４以下であった。

【0048】

次に、本実施形態に係る高炭素鋼板の組織について説明する。本実施形態に係る高炭素鋼板は、セメンタイトの球状化率：８０％以上、かつセメンタイトの平均粒径：０．３μｍ〜２．２μｍで表される組織を有する。

【0049】

（セメンタイトの球状化率：８０％以上）
セメンタイトは成形中に応力集中の起点となることがあり、特に、針状セメンタイトには局所的に応力が集中しやすい。セメンタイトの球状化率が８０％未満では、応力が集中しやすい針状セメンタイトが多く含まれているため、応力集中が生じやすく、フェライトとセメンタイトとの界面で剥離が生じて十分な成形性が得られない。従って、セメンタイトの球状化率は８０％以上とし、好ましくは８５％以上とする。成形性の観点から、セメンタイトの球状化率はできるだけ高いことが好ましく、１００％でもよい。但し、セメンタイトの球状化率を１００％としようとすると、生産性が低下しかねず、生産性の観点からは、セメンタイトの球状化率は好ましくは８０％以上１００％未満である。

【0050】

（セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ〜２．２μｍ）
セメンタイトの平均粒径は、セメンタイトへの応力集中の程度と密接に関係する。セメンタイトの平均粒径が０．３μｍ未満では、成形中に生じた転位がセメンタイトに対してオロワンループを形成し、セメンタイト周辺の転位密度が増加して割れ（ボイド）が発生する。従って、セメンタイトの平均粒径は０．３μｍ以上とし、好ましくは０．５μｍ以上とする。セメンタイトの平均粒径が２．２μｍ超では、成形中に生じた転位が多量に堆積し、局所的な応力集中が生じて割れが発生する。従って、セメンタイトの平均粒径は２．２μｍ以下とし、好ましくは２．０μｍ以下とする。

【0051】

セメンタイトの球状化率及び平均粒径は、走査型電子顕微鏡を用いた組織観察により行うことができる。組織観察用のサンプルの作製では、エメリー紙による湿式研磨及び粒子サイズが１μｍのダイヤモンド砥粒による研磨にて観察面を鏡面に仕上げた後、３体積％硝酸及び９７体積％アルコールのエッチング液にてエッチングを行う。観察倍率は３０００倍〜１００００倍とし、例えば１００００倍とし、観察面にセメンタイトが５００個以上含まれる視野を１６個所選択し、これらの組織画像を取得する。そして、画像処理ソフトウェアを用いて、組織画像中の各セメンタイトの面積を測定する。画像処理ソフトウェアとしては、例えば三谷商事株式会社製の「Ｗｉｎ ＲＯＯＦ」を用いることができる。この際に、ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、面積が０．０１μｍ^２以下のセメンタイトは評価の対象から除外する。そして、評価対象のセメンタイトの平均面積を求め、この平均面積が得られる円の直径を求め、この直径をセメンタイトの平均粒径とする。セメンタイトの平均面積は、評価対象のセメンタイトの総面積を当該セメンタイトの個数で除して得られる値である。また、長軸長と短軸長との比が３以上のセメンタイトを針状セメンタイトとし、３未満のセメンタイトを球状セメンタイトとし、球状セメンタイトの個数を全セメンタイトの個数で除した値をセメンタイトの球状化率とする。

【0052】

次に、本実施形態に係る高炭素鋼板の製造方法について説明する。この製造方法では、上記化学組成のスラブの熱間圧延を行って熱延鋼板を取得し、この熱延鋼板の酸洗を行い、その後に熱延鋼板の焼鈍を行う。熱間圧延では、スラブ加熱の温度を１０００℃以上１１５０℃未満とし、仕上げ圧延の温度を８３０℃以上９５０℃以下とし、巻き取りの温度を４５０℃以上７００℃以下とする。焼鈍の際には、熱延鋼板を７３０℃以上７７０℃以下の温度に３時間以上６０時間以下保持し、次いで、熱延鋼板を１℃／ｈｒ以上６０℃／ｈｒ以下の冷却速度で６５０℃まで冷却する。なお、焼鈍の雰囲気は、例えば、少なくとも雰囲気温度が４００℃を超える温度域で水素を７５体積％以上含有する雰囲気とするが、これに限定されるものではない。

【0053】

ここで、熱間圧延から冷却までの間の鋼板の変化の概略について説明する。図４は、温度の変化を示す模式図である。図５Ａ乃至図５Ｅは、組織の変化を示す模式図である。

【0054】

図４に示す例では、熱間圧延Ｓ１に、スラブ加熱Ｓ１１、仕上げ圧延Ｓ１２及び巻き取りＳ１３が含まれ、焼鈍Ｓ３に、高温保持Ｓ３１及び冷却Ｓ３２が含まれる。熱間圧延Ｓ１と焼鈍Ｓ３との間に酸洗Ｓ２があり、焼鈍Ｓ３の後に冷却Ｓ４がある。

【0055】

スラブ加熱Ｓ１１の終了の時点ｔ_Ａでは、図５Ａに示すように、オーステナイト１２とオーステナイト１２との界面にＢ原子１３が偏析している。高温保持Ｓ３１の終了の時点ｔ_Ｂでは、図５Ｂに示すように、鋼板の組織はフェライト１１及びオーステナイト１２を含む。また、フェライト１１とオーステナイト１２との界面にＢ原子１３が偏析している。Ｂ原子１３の一部は鋼板の表面１５にも存在し、鋼板の表面に存在するＢ原子１３は共有結合１４により互いに結合している。図５Ｂには示していないが、セメンタイトも鋼板の組織に含まれており、Ｂ原子１３の一部はフェライト１１とセメンタイトとの界面にも偏析している。冷却Ｓ３２の途中の時点ｔ_Ｃでは、図５Ｃに示すように、図５Ｂに示す組織よりもフェライト１１の割合が増加し、オーステナイト１２の割合が減少し、これに伴って、これら２相の界面が移動している。そして、界面の移動に伴って、鋼板の表面に存在するＢ原子１３が増加する。更に、冷却Ｓ３２が進行した時点ｔ_Ｄでは、図５Ｄに示すように、図５Ｃに示す組織よりもフェライト１１の割合が増加し、オーステナイト１２の割合が減少し、鋼板の表面に存在するＢ原子１３が増加している。そして、鋼板の温度が６５０℃に達した時点ｔ_Ｅでは、図５Ｅに示すように、オーステナイト１２が消失し、鋼板の表面１５が多くのＢ原子１３により覆われている。Ｂ原子１３は共有結合１４により互いに結合しているため、結晶化している。図５Ｅに示す組織は、冷却Ｓ４の間も変化せず、鋼板の温度が室温程度、例えば６０℃未満の温度に達した時にも維持されている。

【0056】

この製造方法によれば、共有結合１４により互いに結合した多くのＢ原子１３により鋼板の表面１５が覆わるため、表面１５におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができる。

【0057】

（スラブ加熱の温度：１０００℃以上１１５０℃未満）

【0058】

スラブ加熱の温度が１１５０℃超では、スラブの表面から酸素がスラブ内部に容易に拡散し、スラブ中のＢと結合する。つまり、図６Ａに示すように、Ｂ原子１３がＯ原子１６との結合のために消費される。このため、その後の処理を適切に行っても、Ｂの結晶で覆われた良好な表面を得ることができず、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができない。従って、スラブ加熱の温度は１１５０℃以下とし、好ましくは１１４０℃以下とする。スラブ加熱の温度が１０００℃未満では、鋳造中に形成されたミクロ偏析及び／又はマクロ偏析を解消することができず、図６Ｂに示すように、Ｂ原子１３の凝固偏析が残存する。Ｂ原子１３の凝固偏析は、その後の処理を適切に行っても、解消することができないため、Ｂの結晶で覆われた良好な表面を得ることができず、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができない。また、スラブ加熱の温度が１０００℃未満では、高炭素鋼板中にＣｒ及び／又はＭｎ等が偏析及び濃化した領域も残存する。このため、その後の処理を適切に行っても、成形中にこの領域から割れが発生し、十分な成形性が得られない。従って、スラブ加熱の温度は１０００℃以上とし、好ましくは１０３０℃以上とする。

【0059】

（仕上げ圧延の温度：８３０℃以上９５０℃以下）
仕上げ圧延の温度が９５０℃超では、例えばランアウトテーブル（ＲＯＴ：run out table）上で、巻き取りの完了までの間に粗大なスケールが生じる。酸洗により粗大なスケールを除去することができるが、大きな凹凸の痕跡が残り、この痕跡に起因して成形中に金型との凝着が生じることがある。また、粗大なスケールが生じると、巻き取りの際に鋼板の表面に凹凸の疵が生じ、この疵に起因して成形中に金型との凝着が生じることがある。従って、仕上げ圧延の温度は９５０℃以下とし、好ましくは９４０℃以下とする。仕上げ圧延の温度が８３０℃未満では、巻き取りの完了までの間に生じるスケールの鋼板との密着性が極めて高く、酸洗で除去することが困難である。強酸洗を行えば除去できるが、強酸洗を行うと鋼板の表面が荒れるため、成形中に金型との凝着が生じることがある。また、仕上げ圧延の温度が８３０℃未満では、巻き取りまでの間にオーステナイトの再結晶が完了しないため、熱延鋼板の異方性が高まる。熱延鋼板の異方性は焼鈍後にも引き継がれるため、十分な成形性が得られない。従って、仕上げ圧延の温度は８３０℃以上とし、好ましくは８４０℃以上とする。

【0060】

（巻き取りの温度：４５０℃以上７００℃以下）
巻き取りの温度が７００℃超では、熱延鋼板中に粗大なラメラーをもつパーライトが生成し、焼鈍中のセメンタイトの球状化が阻害され、８０％以上の球状化率が得られない。従って、巻き取りの温度は７００℃以下とする。また、巻き取りの温度が５７０℃超では、巻き取りの完了までの間に粗大なスケールが生じる。このため、仕上げ圧延の温度が９５０℃超の場合と同様の理由で、成形中に金型との凝着が生じることがある。従って、巻き取りの温度は好ましくは５７０℃以下とし、更に好ましくは５５０℃以下とする。巻き取りの温度が４５０℃未満では、巻き取りの完了までの間に生じるスケールの鋼板との密着性が極めて高く、酸洗で除去することが困難である。強酸洗を行えば除去できるが、強酸洗を行うと鋼板の表面が荒れるため、成形中に金型との凝着が生じることがある。また、巻き取りの温度が４５０℃未満では、熱延鋼板が脆化し、酸洗におけるコイル巻き戻しの際に熱延鋼板が割れ、十分な歩留まりが得られない。従って、巻き取りの温度は４５０℃以上とし、好ましくは４６０℃以上とする。

【0061】

巻き取りにより得られる熱延コイルの長手方向及び幅方向における品質確保（材質のばらつきの低減など）のために、仕上げ圧延機への入側手前で粗バーを昇温してもよい。この昇温に用いる装置及びこの昇温の方法は特に限定されないが、高周波誘導加熱による昇温を行うことが望ましい。昇温した粗バーの好ましい温度範囲は８５０℃〜１１００℃である。８５０℃未満の温度はオーステナイトからフェライトへの変態温度に近いため、昇温した粗バーの温度が８５０℃未満では、変態及び逆変態における発熱及び吸熱が生じることがあり、温度制御が不安定になり、熱延コイルの長手方向及び幅方向の温度均一化が困難である。このため、粗バーの昇温を行う場合、昇温する温度は好ましくは８５０℃以上とする。粗バーの温度を１１００℃超とするには、過大な時間がかかり、生産性が低下する。このため、粗バーの昇温を行う場合、昇温する温度は好ましくは１１００℃以下とする。

【0062】

（焼鈍の保持温度：７３０℃以上７７０℃以下）
焼鈍の保持温度が７３０℃未満では、オーステナイト１２が十分に生成されず、図６Ｃに示すように、フェライト１１とフェライト１１との界面が多数存在する一方で、Ｂ原子１３が偏析するサイトが不足する。このため、その後の処理を適切に行っても、Ｂの結晶で覆われた良好な表面を得ることができず、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができない。また、焼鈍の保持温度が７３０℃未満では、Ｂ原子１３のフェライト１１とセメンタイトとの界面への偏析が生じにくく、十分に偏析させるためには、１００時間程度の極めて長い時間がかかり、生産性が低下する。従って、焼鈍の保持温度は７３０℃以上とし、好ましくは７３５℃以上とする。焼鈍の保持温度が７７０℃超では、図６Ｄに示すように、フェライト１１、オーステナイト１２及び鋼板の表面の３重点近傍にＢ原子１３が集中し、粗大なＢの結晶が生成する。粗大なＢの結晶が生成すると、その後の処理を適切に行っても、Ｂの結晶の膜の厚さのばらつきが大きくなり、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができない。また、焼鈍の保持温度が７７０℃超では、コイル状に巻かれている熱延鋼板の熱膨張が大きく、焼鈍中に熱延鋼板同士が擦りあって表面に擦り疵が生じることがある。擦り疵により表面美観が損われたり、歩留まりが低下したりする。従って、焼鈍の保持温度は７７０℃以下とし、好ましくは７６５℃以下とする。

【0063】

（焼鈍の保持時間：３時間以上６０時間以下）
焼鈍の保持時間が３時間未満では、図６Ｅに示すように、Ｂ原子１３がフェライト１１とオーステナイト１２との界面に十分に偏析しないため、その後の処理を適切に行っても、Ｂの結晶で覆われた良好な表面を得ることができず、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができない。また、焼鈍の保持時間が３時間未満では、セメンタイトが十分には粗大化せず、セメンタイトの平均粒径を０．３μｍ以上とすることができない。従って、焼鈍の保持時間は３時間以上とし、好ましくは５時間以上とする。焼鈍の保持時間が６０時間超では、焼鈍の保持温度が７７０℃超の場合と同様の理由で、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができない。また、焼鈍の保持時間が６０時間超では、セメンタイトが過剰に粗大化し、セメンタイトの平均粒径を２．２μｍ以下とすることができない。従って、焼鈍の保持時間は６０時間以下とし、好ましくは４０時間以下とする。

【0064】

（６５０℃までの冷却速度：１℃／ｈｒ以上６０℃／ｈｒ以下）
６５０℃までの冷却速度が１℃／ｈｒ未満では、図６Ｆに示すように、冷却中にＢの結晶が過剰に生じ、Ｂの結晶が高炭素鋼板の表面に凸部を形成する。凸部が形成されると、Ｂの結晶の膜の厚さが大きくばらつき、成形中に金型との凝着が生じたり、金型に疵が生じたりする。また、６５０℃までの冷却速度が１℃／ｈｒ未満では、十分な生産性が得られない。従って、６５０℃までの冷却速度は１℃／ｈｒ以上とし、好ましくは２℃／ｈｒ以上とする。６５０℃までの冷却速度が６０℃／ｈｒ超では、オーステナイト１２の減少速度が過剰となって、図６Ｇに示すように、Ｂ原子１３間に十分な共有結合１４を生じさせることができず、表面におけるフェライトのミクロな摩擦係数を０．５未満とすることができない。また、６５０℃までの冷却速度が６０℃／ｈｒ超では、冷却中にオーステナイト１２からパーライトが生成し、セメンタイトの球状化が阻害され、８０％以上の球状化率が得られない。従って、６５０℃までの冷却速度は６０℃／ｈｒ以下とし、５０℃／ｈｒ以下とする。

【0065】

本実施形態によれば、優れた潤滑性を得ることができるため、高炭素鋼板と金型との凝着を抑制して金型の損耗を抑制することができる。また、本実施形態によれば、成形中の割れを抑制することもできる。

【0066】

なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。

【実施例】

【0067】

次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、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、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

【0068】

（第１の実験）
第１の実験では、表１に示す化学組成のスラブ（鋼種Ａ〜Ｙ、ＢＫ）の熱間圧延を行って厚さが４ｍｍの熱延鋼板を取得した。熱間圧延では、スラブ加熱の温度を１１３０℃、その時間を１時間とし、仕上げ圧延の温度を８５０℃とし、巻き取りの温度を５２０℃とした。次いで、６０℃未満の温度まで冷却し、硫酸を用いた酸洗を行った。その後、熱延鋼板の焼鈍を行って熱延焼鈍鋼板を取得した。焼鈍では、熱延鋼板を７５０℃に１５時間保持した後、６５０℃まで３０℃／ｈｒの冷却速度で冷却した。続いて、６０℃未満の温度まで冷却した。このようにして種々の高炭素鋼板を製造した。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。例えば、鋼種ＢＫのＣｒ含有量は０．００％とみなすことができる。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。

【0069】

【表1】

【0070】

そして、各高炭素鋼板について、フェライトのミクロな摩擦係数並びにセメンタイトの球状化率及び平均粒径を測定した。フェライトのミクロな摩擦係数の測定の際には、セメンタイトの摩擦係数の測定も行った。これらの結果を表２に示す。表２中の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。

【0071】

更に、各高炭素鋼板について、成形性の評価として、凝着抑制性の評価及び割れ感受性の評価を行った。凝着抑制性の評価では、ドロービード試験を行った。すなわち、先端の半径Ｒが２０ｍｍの押し込みビードを１０ｋＮの荷重で高炭素鋼板に押しあて、引き抜いた。そして、押し込みビードの先端における凝着物の有無を観察し、凝着物が存在したものの評点を×とし、存在しなかったものの評点を○とした。なお、この試験での凝着物の存在は、数千から数万ショットものプレス成形において早期に金型へ凝着物を発生させ、成形性を低下させることを示す。割れ感受性の評価では、圧縮加工試験を行った。すなわち、高炭素鋼板から直径が１０ｍｍ、高さが４ｍｍの円柱試験片を、試験片高さ方向が板厚方向と平行になるように切り出し、これを高さが１ｍｍとなるまで圧縮加工した。そして、外観の観察及び断面組織観察を行い、圧縮中又は圧縮後に外観に割れが存在したもの並びに断面組織観察において１ｍｍ以上の亀裂が存在したものの評点を×とし、それ以外のものの評点を○とした。これらの結果も表２に示す。

【0072】

【表2】

【0073】

表２に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９では、本発明範囲内にあるため、良好な凝着抑制性及び割れ感受性を得ることができた。

【0074】

一方、試料Ｎｏ．１０では、鋼種ＪのＣ含有量が低すぎるため、セメンタイトの量が不足し、十分な潤滑性が得られず、成形中に金型との凝着が生じた。試料Ｎｏ．１１では、鋼種ＫのＮ含有量が高すぎるため、ＢＮが析出し、Ｂの固溶量が不足し、フェライトのミクロな摩擦係数が低く、凝着及び圧縮試験中の割れが生じた。試料Ｎｏ．１２では、鋼種ＬのＡｌ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．１３では、鋼種ＭのＢ含有量が高すぎるため、ボライドが形成され、圧縮試験中にこれを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．１４では、鋼種ＮのＭｎ含有量が低すぎるため、焼鈍の冷却中にパーライト変態が起こり、セメンタイトの球状化率が低く、圧縮試験中に針状セメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．１５では、鋼種ＯのＰ含有量が高すぎるため、フェライトとセメンタイトとの界面へのＢの偏析が阻害され、圧縮試験中に割れが生じた。試料Ｎｏ．１６では、鋼種ＰのＳｉ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．１７及び試料Ｎｏ．１８では、それぞれ鋼種Ｑ、鋼種ＲのＢ含有量が低すぎるため、フェライトのミクロな摩擦係数が低く、凝着及び圧縮試験中の割れが生じた。試料Ｎｏ．１９では、鋼種ＳのＳｉ含有量が低すぎるため、焼鈍中にセメンタイトが過剰に粗大になり、圧縮試験中に粗大なセメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．２０では、鋼種ＴのＳ含有量が高すぎるため、非金属介在物である粗大な硫化物が形成され、圧縮試験中に粗大な硫化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．２１では、鋼種ＵのＭｎ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．２２では、鋼種ＶのＣｒ含有量が高すぎるため、焼鈍中のセメンタイトの球状化が阻害され、かつセメンタイトの粗大化が抑制され、圧縮試験中に微細な針状セメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．２３では、鋼種ＷのＣ含有量が高すぎるため、セメンタイトの量が過剰となり、圧縮試験中にセメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．２４では、鋼種ＸのＴｉ含有量が低すぎるため、ＢＮが析出し、Ｂの固溶量が不足し、フェライトのミクロな摩擦係数が低く、凝着及び圧縮試験中の割れが生じた。試料Ｎｏ．２５では、鋼種ＹのＴｉ含有量が高すぎるため、粗大なＴｉ酸化物が形成され、圧縮試験中に粗大なＴｉ酸化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．２６では、鋼種ＢＫのＣｒ含有量が低すぎるため、ＢＮが析出し、Ｂの固溶量が不足し、フェライトのミクロな摩擦係数が低く、成形中に金型との凝着が生じた。

【0075】

（第２の実験）
第２の実験では、表３に示す化学組成のスラブ（鋼種Ｚ〜ＢＪ）の熱間圧延を行って厚さが４ｍｍの熱延鋼板を取得した。熱間圧延では、スラブ加熱の温度を１１３０℃、その時間を１時間とし、仕上げ圧延の温度を８５０℃とし、巻き取りの温度を５２０℃とした。次いで、６０℃未満の温度まで冷却し、硫酸を用いた酸洗を行った。その後、熱延鋼板の焼鈍を行って熱延焼鈍鋼板を取得した。焼鈍では、熱延鋼板を７５０℃に１５時間保持した後、６５０℃まで３０℃／ｈｒの冷却速度で冷却した。続いて、６０℃未満の温度まで冷却した。このようにして種々の高炭素鋼板を製造した。表３中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。

【0076】

【表3】

【0077】

そして、第１の実験と同様にして、各高炭素鋼板について、フェライトのミクロな摩擦係数並びにセメンタイトの球状化率及び平均粒径を測定し、更に、凝着抑制性の評価及び割れ感受性の評価を行った。これらの結果を表４に示す。表４の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。

【0078】

【表4】

【0079】

表４に示すように、試料Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．４３では、本発明範囲内にあるため、良好な凝着抑制性及び割れ感受性を得ることができた。

【0080】

一方、試料Ｎｏ．４４では、鋼種ＡＭのＣ含有量が低すぎるため、セメンタイトの量が不足し、十分な潤滑性が得られず、成形中に金型との凝着が生じた。試料Ｎｏ．４５では、鋼種ＡＮのＣｕ含有量が高すぎるため、熱間圧延中に疵が発生し、この疵を起点とした凝着が発生した。試料Ｎｏ．４６では、鋼種ＡＯのＣａ含有量が高すぎるため、粗大なＣａ酸化物が形成され、圧縮試験中に粗大なＣａ酸化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．４７では、鋼種ＡＰのＭｏ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．４８では、鋼種ＡＱのＢ含有量が低すぎるため、フェライトのミクロな摩擦係数が低く、凝着及び圧縮試験中の割れが生じた。試料Ｎｏ．４９では、鋼種ＡＲのＮｂ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．５０では、鋼種ＡＳのＭｎ含有量が低すぎるため、焼鈍の冷却中にパーライト変態が起こり、セメンタイトの球状化率が低く、圧縮試験中に針状セメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．５１では、鋼種ＡＴのＣｅ含有量が高すぎるため、粗大なＣｅ酸化物が形成され、圧縮試験中に粗大なＣｅ酸化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．５２では、鋼種ＡＵのＢ含有量が高すぎるため、ボライドが形成され、圧縮試験中にこれを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．５３では、鋼種ＡＶのＮｉ含有量が高すぎるため、フェライトのミクロな摩擦係数が高く、凝着が発生した。試料Ｎｏ．５４では、鋼種ＡＷのＶ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．５５では、鋼種ＡＸのＺｒ含有量が高すぎるため、粗大なＺｒ酸化物が形成され、圧縮試験中に粗大なＺｒ酸化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．５６では、鋼種ＡＹのＣｒ含有量が高すぎるため、焼鈍中のセメンタイトの球状化が阻害され、かつセメンタイトの粗大化が抑制され、圧縮試験中に微細な針状セメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．５７では、鋼種ＡＺのＭｎ含有量が低すぎるため、焼鈍の冷却中にパーライト変態が起こり、セメンタイトの球状化率が低く、圧縮試験中に針状セメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．５８では、鋼種ＢＡのＹ含有量が高すぎるため、粗大なＹ酸化物が形成され、圧縮試験中に粗大なＹ酸化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．５９では、鋼種ＢＢのＬａ含有量が高すぎるため、粗大なＬａ酸化物が形成され、圧縮試験中に粗大なＬａ酸化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．６０では、鋼種ＢＣのＳ含有量が高すぎるため、非金属介在物である粗大な硫化物が形成され、圧縮試験中に粗大な硫化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．６１では、鋼種ＢＤのＷ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．６２では、鋼種ＢＥのＴｉ含有量が低すぎるため、ＢＮが析出し、Ｂの固溶量が不足し、フェライトのミクロな摩擦係数が低く、凝着及び圧縮試験中の割れが生じた。試料Ｎｏ．６３では、鋼種ＢＦのＳｉ含有量が低すぎるため、焼鈍中にセメンタイトが過剰に粗大になり、圧縮試験中に粗大なセメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．６４では、鋼種ＢＧのＰ含有量が高すぎるため、フェライトとセメンタイトとの界面へのＢの偏析が阻害され、圧縮試験中に割れが生じた。試料Ｎｏ．６５では、鋼種ＢＨのＴａ含有量が高すぎるため、フェライトの延性が低く、圧縮試験中にフェライトの粒内割れを起点とした割れが生じた。試料Ｎｏ．６６では、鋼種ＢＩのＭｇ含有量が高すぎるため、粗大なＭｇ酸化物が形成され、圧縮試験中に粗大なＭｇ酸化物を起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．６７では、鋼種ＢＪのＣ含有量が高すぎるため、セメンタイトの量が過剰となり、圧縮試験中にセメンタイトを起点とした割れが発生した。

【0081】

なお、図１には、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２５及びＮｏ．３１〜Ｎｏ．６７から、試料Ｎｏ．１１、Ｎｏ．５１、Ｎｏ．５３及びＮｏ．６２を除いたものの、フェライトのミクロな摩擦係数とＢ含有量との関係を示してある。図１に示すように、Ｂ含有量が０．０００４％以上であれば、０．０００４％未満の場合と比較して、フェライトのミクロな摩擦係数が著しく低い。

【0082】

（第３の実験）
第３の実験では、第１の実験で用いた鋼種及び第２の実験で用いた鋼種のうちで本発明の範囲内にあるもの（鋼種Ａ〜Ｉ及び鋼種Ｚ〜ＡＬ）について、種々の条件下で熱間圧延及び焼鈍を行って高炭素鋼板を製造した。これらの条件を表５〜表７に示す。表５〜表７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。

【0083】

【表5】

【0084】

【表6】

【0085】

【表7】

【0086】

そして、第１の実験と同様にして、各高炭素鋼板について、フェライトのミクロな摩擦係数並びにセメンタイトの球状化率及び平均粒径を測定し、更に、凝着抑制性の評価及び割れ感受性の評価を行った。これらの結果を表８〜表１０に示す。表８〜表１０の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。

【0087】

【表8】

【0088】

【表9】

【0089】

【表10】

【0090】

表８に示すように、試料Ｎｏ．７２、Ｎｏ．７４、Ｎｏ．７７〜Ｎｏ．８０、Ｎｏ．８２、Ｎｏ．８３、Ｎｏ．８５及びＮｏ．８８〜９２では、本発明範囲内にあるため、良好な凝着抑制性及び割れ感受性を得ることができた。表９に示すように、試料Ｎｏ．１０３、Ｎｏ．１０５、Ｎｏ．１０６、Ｎｏ．１０８〜Ｎｏ．１１１、Ｎｏ．１１４〜Ｎｏ．１１７及びＮｏ．１１９〜Ｎｏ．１２２でも、本発明範囲内にあるため、良好な凝着抑制性及び割れ感受性を得ることができた。表１０に示すように、試料Ｎｏ．１３１、Ｎｏ．１３３、Ｎｏ．１３４、Ｎｏ．１３６、Ｎｏ．１３９、Ｎｏ．１４１〜Ｎｏ．１４３、Ｎｏ．１４５、Ｎｏ．１４７、Ｎｏ．１４８、Ｎｏ．１５１及びＮｏ．１５２でも、本発明範囲内にあるため、良好な凝着抑制性及び割れ感受性を得ることができた。

【0091】

一方、試料Ｎｏ．７１では、焼鈍の保持温度が高すぎるため、体積膨張が大きく、熱延コイルがほどけて擦り疵が発生し、結束バンドによる押し疵も発生した。また、Ｂの結晶の膜の厚さのばらつきが大きく、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着が発生した。更に、セメンタイトが過剰に粗大化し、圧縮試験中に粗大なセメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．７３では、巻き取りの温度が高すぎるため、熱延鋼板中に粗大なラメラーをもつパーライトが生成し、焼鈍中のセメンタイトの球状化が阻害され、セメンタイトの球状化率が低かった。また、スケールの除去に伴って大きな凹凸が形成され、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．７５では、焼鈍の保持時間が短すぎるため、フェライトのミクロな摩擦係数が大きく、セメンタイトの平均粒径が小さかった。このため、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．７６では、スラブ加熱の温度が低すぎるため、Ｂ及びＭｎ等の偏析が解消せず、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．８１では、巻き取りの温度が高すぎるため、試料Ｎｏ．７３と同様に、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．８４では、冷却速度が高すぎるため、冷却中にパーライト変態が生じ、圧縮試験中に針状セメンタイトを起点とした割れが生じた。また、高炭素鋼板の表面にＢの結晶の良好な膜が形成されず、フェライトのミクロな摩擦係数が高く、凝着が生じた。試料Ｎｏ．８６では、焼鈍の保持温度が高すぎるため、試料Ｎｏ．８１と同様に、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．８７では、巻き取りの温度が低すぎるため、スケールの除去の結果、鋼板の表面が荒れて凝着が生じた。

【0092】

試料Ｎｏ．１０１では、焼鈍の保持温度が低すぎるため、Ｂのフェライトとオーステナイトとの界面への偏析が抑制され、フェライトのミクロな摩擦係数が大きく、凝着が生じた。また、Ｂのフェライトとセメンタイトとの界面への偏析も抑制され、圧縮試験中に割れが生じた。試料Ｎｏ．１０２では、仕上げ圧延の温度が高すぎるため、スケールの除去に伴って大きな凹凸が形成され、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着が発生した。試料Ｎｏ．１０４では、スラブ加熱の温度が高すぎるため、スラブ加熱中にＢ原子が酸化し、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着が発生した。試料Ｎｏ．１０７では、冷却速度が高すぎるため、冷却中にパーライト変態が生じ、圧縮試験中に針状セメンタイトを起点とした割れが生じた。また、高炭素鋼板の表面にＢの結晶の良好な膜が形成されず、フェライトのミクロな摩擦係数が高く、凝着が生じた。試料Ｎｏ．１１２では、スラブ加熱の温度が高すぎるため、試料Ｎｏ．１０４と同様に、凝着が発生した。試料Ｎｏ．１１３では、仕上げ圧延の温度が低すぎるため、組織の異方性が強く、圧縮試験中に不均一組織を起点とした割れが発生した。また、スケールの除去の結果、鋼板の表面が荒れて凝着が生じた。試料Ｎｏ．１１８では、焼鈍の保持温度が低すぎるため、試料Ｎｏ．１０１と同様に、凝着及び圧縮試験中の割れが生じた。

【0093】

試料Ｎｏ．１３２では、冷却速度が低すぎるため、Ｂの結晶の膜の厚さのばらつきが大きく、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着が発生した。また、セメンタイトが過剰に粗大化し、圧縮試験中に粗大なセメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．１３５では、仕上げ圧延の温度が低すぎるため、組織の異方性が強く、圧縮試験中に不均一組織を起点とした割れが発生した。また、スケールの除去の結果、鋼板の表面が荒れて凝着が生じた。試料Ｎｏ．１３７では、巻き取りの温度が低すぎるため、スケールの除去の結果、鋼板の表面が荒れて凝着が生じた。試料Ｎｏ．１３８では、焼鈍の保持時間が長すぎるため、体積膨張が大きく、熱延コイルがほどけて擦り疵が発生し、結束バンドによる押し疵も発生した。また、Ｂの結晶の膜の厚さのばらつきが大きく、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着が発生した。更に、セメンタイトが過剰に粗大化し、圧縮試験中に粗大なセメンタイトを起点とした割れが発生した。試料Ｎｏ．１４０では、焼鈍の保持時間が短すぎるため、フェライトのミクロな摩擦係数が大きく、セメンタイトの平均粒径が小さかった。このため、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．１４４では、冷却速度が低すぎるため、試料Ｎｏ．１３２と同様に、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．１４６では、仕上げ圧延の温度が高すぎるため、スケールの除去に伴って大きな凹凸が形成され、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着が発生した。試料Ｎｏ．１４９では、スラブ加熱の温度が低すぎるため、Ｂ及びＭｎ等の偏析が解消せず、フェライトのミクロな摩擦係数が大きかった。このため、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。試料Ｎｏ．１５０では、焼鈍の保持時間が長すぎるため、試料Ｎｏ．１３８と同様に、凝着及び圧縮試験中の割れが発生した。

【0094】

図７に、第１の実験又は第３の実験における実施例から抜粋した試料におけるフェライトのミクロな摩擦係数とＢ含有量との関係を示す。図７に示すように、Ｂ含有量が０．０００８％以上であれば、０．０００８％未満の場合と比較して、フェライトのミクロな摩擦係数が更に低い。

【産業上の利用可能性】

【0095】

本発明は、例えば、自動車の駆動系部品、鋸及び刃物等、種々の鉄鋼製品に用いられる高炭素鋼板の製造産業及び利用産業に利用することができる。

【図1】

【図2】

【図3A】

【図3B】

【図4】

【図5A】

【図5B】

【図5C】

【図5D】

【図5E】

【図6A】

【図6B】

【図6C】

【図6D】

【図6E】

【図6F】

【図6G】

【図7】