(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する高炭素鋼板であって、
粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上を占め、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満であることを特徴とする焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板。
ただし、Δｒは、Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４により規定される値を示す。ここでｒ０、ｒ４５、ｒ９０は、それぞれ、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）のｒ値を示す。
【請求項２】
請求項１に記載の焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法であって、
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する熱間仕上圧延後の鋼板を５２０〜６００℃の温度で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜６９０℃（６９０℃は除く）で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、
焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後、６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施すことを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法。
【請求項３】
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する高炭素鋼板であって、
粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上を占め、さらにｒ値のΔｍａｘが０．２未満であることを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板。
ただし、Δｍａｘは、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）の値の最大格差を示す。
【請求項４】
請求項３に記載の焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法であって、
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する熱間仕上圧延後の鋼板を５２０〜６００℃の温度で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜６９０℃（６９０℃は除く）で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、
焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（１）式を満足し、かつ６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施すことを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法。
１０２４−０．６×Ｔ１≦Ｔ２≦１２０２−０．８０×Ｔ１      ・・・（１）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度（℃）
【請求項５】
請求項３に記載の焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法であって、
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する鋳造スラブを連続鋳造まま、または冷却後所定の温度に加熱した後、粗圧延機によって粗圧延して、粗バーとし、
引き続いて、連続熱間仕上げ圧延機によって仕上圧延する際に、仕上げ圧延機の入り側、または仕上げ圧延機のスタンド間で、粗バーまたは圧延材をＡｒ３変態点以上の温度で誘導加熱し、
熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６５０℃の温度で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６３０〜７００℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、
焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（２）式を満足し、かつ６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施すことを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法。
１０１０−０．５９×Ｔ１≦Ｔ２≦１２１０−０．８０×Ｔ１      ・・・（２）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度（℃）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば円盤加工や円筒成形され、高い寸法精度が要求されるとともに、その後焼入れ焼戻し等の熱処理が施される部品に適合される、焼入れ性と靭性に優れ、引張特性の面内異方性が小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から高炭素鋼板は、ワッシャー、チェーン部品をはじめとした機械構造用部品などに使用されている。このような高炭素鋼板には、高い焼入れ性が要求され、最近では焼入れ後の硬さの向上のみならず、焼入れ作業の低コスト化の観点から、低温短時間での焼入れ性が望まれている。また、近年、安全基準の見直しが行われており、焼入れ後の部品が高い靭性を有していることも重要となる。
【０００３】
一方、高炭素冷延鋼板は、低炭素鋼に比べて一般に硬質なため成形性に劣るだけでなく、熱間圧延、焼鈍および冷間圧延に起因して、機械的性質の面内異方性を生じるため、従来から鋳造、鍛造で製造されている高い寸法精度が要求されるギア部品への適用は困難であった。
【０００４】
そのため、焼入れ性および靭性を向上させること、および成形性に対する機械的性質の面内異方性を小さくすることが大きな課題であった。
【０００５】
そこで、これまでに、高炭素鋼板において焼入れ性や靭性を向上させ、あるいは機械的性質の面内異方性を小さくするため、以下の技術が提案されている。
【０００６】
（１）特開平５−９５８８号公報（以下、従来技術１という）
この公報には、熱間圧延後の鋼帯を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２０〜５００℃の温度範囲に冷却し、微細パーライトとし、その後再加熱を行い巻取って炭化物の球状化を促進し、高炭素鋼板の焼入れ性を高める技術が記載されている。
【０００７】
（２）特開平５−９８３８８号公報（以下、従来技術２という）
この公報には、Ｃ：０．３０〜０．７０％を含有する高炭素鋼板に対し、Ｎｂ、Ｔｉを添加して、炭窒化物を形成しオーステナイト粒成長を抑制し、高炭素鋼板の靭性を高める技術が記載されている。
【０００８】
（３）材料とプロセス、Ｖｏｌ.１（１９８８）、ｐ．１７２９（以下、従来技術３という）
一般に０．６５％もの高濃度の炭素を含有し、組織がフェライト／セメンタイト組織を呈する鋼板（Ｓ６５Ｃ）では、低炭素鋼板に比べて成形性が低い。この文献には、熱間圧延後、冷間圧延（冷延率５０％）および６５０℃で２４ｈｒのバッチ焼鈍を施し、さらに二次冷間圧延（冷延率６５％）および６８０℃で２４ｈｒのバッチ焼鈍を行うことにより、加工性に優れた高炭素冷延鋼板を製造することが記載されている。また、セメンタイトを黒鉛化することを目的として、Ｓ６５Ｃ中の化学成分を調整し、熱間圧延後、冷間圧延（冷延率５０％）および６５０℃で２４ｈｒのバッチ焼鈍を施し、さらに二次冷間圧延（冷延率６５％）および６８０℃で２４ｈｒの二次バッチ焼鈍を行うことにより、引張強度が低下し、ｒ値と伸びが向上し、かつｒ値の面内異方性も低炭素鋼板と同等となる高炭素冷延鋼板の製造方法についても開示されている。
【０００９】
（４）特開平１０−１５２７５７号公報（以下、従来技術４という）
この公報には、高炭素鋼板の機械的性質の異方性の原因は圧延方向に細長く展伸した硫化物系非金属介在物の存在であるとし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌを規制するとともに、Ｓ含有量を重量で０．００２％以下まで低減させ、介在物の圧延方向の平均長さを６μｍ以下とし、圧延方向の長さが４μｍ以下の介在物の個数を全介在物個数の８０％以上とすることにより、衝撃値と全伸びについて圧延方向に直交する方向の機械的性質に対する圧延方向の機械的性質の比で０．９〜１．０の範囲になるように面内異方性を小さくした高炭素鋼板を製造することが記載されている。
【００１０】
（５）特開平６−２７１９３５号公報（以下、従来技術５という）
この公報には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ａｌを特定した高炭素鋼板を熱間圧延する際に、熱間仕上げ温度をＡｒ３変態点以上とし、熱間圧延終了から巻取りまでを３０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、５５０〜７００℃の温度域で巻取るとともに、脱スケールし、その後、６００〜６８０℃の温度で焼鈍し、４０％以上の圧下率で冷間圧延し、さらに６００〜６８０℃の温度で焼鈍した後、調圧することにより、焼入れ、焼戻し等の熱処理時に寸法変化異方性の小さい高炭素冷延鋼板を製造することが記載されている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述した従来技術は以下の問題点を有している。
従来技術１では、そのまま巻取って冷却するため、再加熱を行っても、炭化物の球状化のための保持時間が通常の球状化焼鈍時間に比べて極めて短く、炭化物の球状化率はまだ低いレベルにあるため、十分な焼入れ性が得られない場合がある。また、急冷後の再加熱には通電加熱設備が必要であり、製造コストが膨大となる。
【００１２】
従来技術２では、オーステナイト粒成長を抑制するために、高価なＮｂ、Ｔｉを添加していることからコストが増大する。
【００１３】
従来技術３では、フェライト／セメンタイト組織を有するＳ６５Ｃについては、ｒ値の平均値は１．３程度と高いものの、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）のそれぞれの方向についてのｒ値であるｒ０、ｒ４５、ｒ９０からΔｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４で規定されるｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．４７であり、また、前記ｒ値の最大格差であるΔｍａｘが１．１７であって、ｒ値の面内の異方性は非常に大きい。また、冷間圧延−焼鈍プロセスを２回も行うため、製造コストが高くなるという問題点を有している。一方、黒鉛化した高炭素鋼板については、ｒ値がさらに向上し、Δｒが０．３４、Δｍａｘが０．８５といずれも小さくなってはいるが、依然としてｒ値の面内異方性は大きい。また、黒鉛はオーステナイト中への溶解速度が遅いため、焼入れ性は著しく低下する。
【００１４】
従来技術４では、衝撃値と全伸びのみに対する面内異方性について考慮しているだけであり、鋼板の成形性の重要な指標となるｒ値やｎ値等に対する面内異方性については検討されていない。
【００１５】
従来技術５では、焼入れ焼戻し等の熱処理時に寸法変化が小さい高炭素鋼板の製造方法が記載されているが、成形性に対する面内異方性に関しては検討されていない。
【００１６】
本発明はかかる事情に鑑みてなされるものであって、焼入れ性および靭性に優れ、かつ成形性に大きな影響を及ぼす引張特性に対する面内異方性の小さい高炭素鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定されるＣ量が０．２％以上の成分系を有する高炭素冷延鋼板について、焼入れ性および靭性、ならびに引張特性の面内異方性が良好になる条件について検討を重ねた結果、熱間仕上げ圧延後の巻取温度、一次焼鈍温度、冷間圧延率、および二次焼鈍温度を適正に制御すること、または熱間粗圧延後に粗バーまたは圧延材をＡｒ３変態点以上の温度で誘導加熱して板厚方向の組織の均一性を高めた上で、これら熱延後の巻取り温度、一次焼鈍温度、冷間圧延率および二次焼鈍温度を適正に制御し、かつ鋼板中における炭化物の存在状態を適切に調整することが有効であることを見出した。また、これにより、Δｒが−０．１５超〜０．１５未満、さらにはｒ値のΔｍａｘが０．２未満という極めて小さい値となることが確認された。
【００１８】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、第１発明は、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する高炭素鋼板であって、
粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上を占め、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満であることを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板を提供する。
ただし、Δｒは、Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４により規定される値を示す。ここでｒ０、ｒ４５、ｒ９０は、それぞれ、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）のｒ値を示す。
【００１９】
第２発明は、第１発明に係る焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法であって、
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する熱間仕上圧延後の鋼板を５２０〜６００℃の温度で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜６９０℃（６９０℃は除く）で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、
焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後、６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施すことを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法を提供する。
【００２０】
第３発明は、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する高炭素鋼板であって、
粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上を占め、さらにｒ値のΔｍａｘが０．２未満であることを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板を提供する。
ただし、Δｍａｘは、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）の値の最大格差を示す。
【００２１】
第４発明は、第３発明に係る焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法であって、
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する熱間仕上圧延後の鋼板を５２０〜６００℃の温度で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜６９０℃（６９０℃は除く）で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、
焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（１）式を満足し、かつ６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施すことを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法を提供する。
１０２４−０．６×Ｔ１≦Ｔ２≦１２０２−０．８０×Ｔ１      ・・・（１）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度（℃）
【００２２】
第５発明は、第３発明に係る焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法であって、
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を有する鋳造スラブを連続鋳造まま、または冷却後所定の温度に加熱した後、粗圧延機によって粗圧延して、粗バーとし、
引き続いて、連続熱間仕上げ圧延機によって仕上圧延する際に、仕上げ圧延機の入り側、または仕上げ圧延機のスタンド間で、粗バーまたは圧延材をＡｒ３変態点以上の温度で誘導加熱し、
熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６５０℃の温度で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６３０〜７００℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、
焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（２）式を満足し、かつ６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施すことを特徴とする、焼入性と靭性に優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法を提供する。
１０１０−０．５９×Ｔ１≦Ｔ２≦１２１０−０．８０×Ｔ１      ・・・（２）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度（℃）
【００２３】
なお、面内異方性とは、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）の引張特性の最大格差を示すものである。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の第一の高炭素鋼板は、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定されるＣ量が０．２％以上の成分系を有する高炭素鋼板であって、粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上を占め、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満であることを特徴とするものである。
ただし、Δｒは、Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４により規定される値を示す。ここでｒ０、ｒ４５、ｒ９０は、それぞれ、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）のｒ値を示す。
以下限定理由について説明する
【００２５】
（１）粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中に５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上占める
炭化物粒径および粒度分布は、低温短時間の加熱における焼入れ性および靭性に大きく影響を及ぼす。そこでまず、炭化物の焼入れ性に及ぼす炭化物粒径の影響について調査した。
【００２６】
重量％で、Ｃ：０．３６％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２０％の鋼を溶解後、仕上温度：８５０℃、巻取温度：５６０℃で熱間圧延し、酸洗後、一次焼鈍を６４０〜６９０℃で４０ｈｒ行い、冷間圧延の圧下率を６０％とし、二次焼鈍を６１０〜６９０℃で４０ｈｒ行った。得られた鋼板を５０×１００ｍｍの大きさに切断後加熱炉で８２０℃に昇温し、１０秒間保持後に約２０℃の油中へ焼入れた。焼入れ後の試験片における硬さをロックウェルＣスケール（ＨＲｃ）で１０点測定した焼入れ性を評価した。評価は平均硬さ（ＨＲｃ）５０以上を合格とした。
【００２７】
図１は、２５００μｍ２範囲内の炭化物について最小粒径からの累積炭化物数量が８０％となる粒径と硬さとの関係を示す。粒径が０．６μｍ以下になると硬さ（ＨＲｃ）５０以上が確保されている。すなわち粒径０．６μｍ以下の炭化物が全炭化物の８０％以上を占めることで、加熱保持中に炭化物がオーステナイト中へ速やかに固溶し、焼入れ性が向上する。しかし、全炭化物が０．６μｍ以下のように微細であると、短時間加熱中にすべて炭化物が溶解してしまい、オーステナイト粒が著しく粗大になる。
【００２８】
図２は２５００μｍ２中の粒径１．５μｍ以上の炭化物の個数と旧オーステナイト粒径との関係を示す。炭化物数が減少するに連れて旧オーステナイト粒径は粗大化する。とくに炭化物数が５０未満で急激に粗大化する。旧オーステナイト粒径は鋼の靭性に大きな影響を及ぼし、細かいほど靭性が高くなる。つまり、靭性に関しては粒径１．５μｍ以上の炭化物を適度に分散させる必要があるが、少なくとも２５００μｍ２中に５０以上存在しないと、オーステナイトの微細化効果が得られない。
【００２９】
なお、炭化物の粒径および粒径分布の測定方法については、特に限定されるものではないが、サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、１５００〜５０００倍の走査型電子顕微鏡写真を撮影し、その写真から炭化物粒径および粒径分布を測定することが好ましい。実際にサンプル中の炭化物粒径を測定するに際しては、写真に撮影されている粒径の平均をもって平均粒径とする。また、粒度分布の測定は、少なくとも２５００μｍ２以上でないと炭化物の測定数が少なく適当な粒度分布が得られない。一方、測定領域の上限については、板厚断面の６０％程度の測定で本発明の粒度分布を満たせば十分である。また、腐食液としてはピクラル腐食液を用いるのが良い。
【００３０】
（２）ｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満
このようにｒ値のΔｒを−０．１５超〜０．１５未満と極めて絶対値の小さい値とすることにより、従来から鋳造、鍛造で製造されている高い寸法精度が要求されるギア部品への適用が可能となる。
【００３１】
このような第１の高炭素鋼板を製造するに際しては、上記成分系を有する熱間仕上圧延後の鋼板を５２０〜６００℃の温度で巻取り、次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜６９０℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施す。以下限定理由について説明する。
【００３２】
（１）熱延巻取温度：５２０〜６００℃
巻取温度が５２０℃未満になるとパーライト組織が極めて微細になるため、一次焼鈍でカーバイドが著しく微細となり、二次焼鈍後に１．５μｍ以上の炭化物が得られないため、５２０℃を下限とした。一方、温度が高くなりすぎると粗大パーライトが生成してしまい、二次焼鈍後に粒径０．６μｍ以下の炭化物が得られなくなるため、６００℃を上限とした。
【００３３】
（２）一次焼鈍条件：６４０〜６９０℃、２０ｈｒ以上
巻き取り後の熱延板に対しては、酸洗等の脱スケール後に炭化物の球状化を目的とした一次焼鈍を行う。一次焼鈍温度が６９０℃よりも高くなると炭化物の球状化が進みすぎてしまい、二次焼鈍後も０．６μｍ以下の炭化物が得られない。そのため、６９０℃を上限とした。一方、温度が６４０℃未満になると炭化物の球状化が困難となり、二次焼鈍後も１．５μｍ以上の炭化物が得られないため、６４０℃を下限とした。なお、焼鈍時間は均一に球状化するため２０ｈｒ以上とした。
【００３４】
（３）冷間圧延率：５０％以上
冷間圧延率が高くなるほどｒ値の面内異方性が小さくなる集合組織が形成されるが、ｒ値の面内異方性を十分に小さくするためには少なくとも５０％以上の冷間圧延率が必要である。なお、上限は特に限定しないが、８０％超えるような高い冷延率では、通板性が著しく低下するので、８０％以下であることが好ましい。
【００３５】
（４）二次焼鈍条件：６２０〜６８０℃
冷延板に対しては、再結晶を目的とした二次焼鈍を行なう。二次焼鈍温度が６８０℃よりも高くなると炭化物が著しく粗大化するとともに、再結晶、粒成長が顕著に生じて、Ｃ方向のｒ値がＬおよびＳ方向のｒ値より著しく大きくなり、ｒ値の異方性が増大してしまうため、６８０℃を上限とした。一方、二次焼鈍温度が６２０℃未満になると炭化物がいずれも微細となり、また、再結晶・粒成長が不十分となり、加工性が低下するため、６２０℃を下限とした。なお、焼鈍は連続焼鈍および箱焼鈍のいずれでもよい。
【００３６】
本発明の第二の高炭素鋼板は、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ  Ｇ  ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定されるＣ量が０．２％以上の成分系を有する高炭素鋼板であって、粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上を占め、さらにｒ値のΔｍａｘが０．２未満であることを特徴とするものである。
ただし、Δｍａｘは、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）の最大格差を示す。以下限定理由について説明する。
【００３７】
（１）粒径１．５μｍ以上の炭化物が２５００μｍ２中に５０以上存在し、かつ粒径０．６μｍ以下の炭化物が８０％以上占める
炭化物粒径および粒度分布についてこのように規定するのは、前記第一の高炭素鋼板と同様に、粒径１．５μｍ以上の炭化物を２５００μｍ２中に５０以上存在させることによりオーステナイトを微細化して靭性を向上するとともに、粒径０．６μｍ以下の炭化物を全炭化物の８０％以上とすることにより焼入れ性を向上するためである。
【００３８】
（２）ｒ値のΔｍａｘが０．２未満
このようにｒ値のΔｍａｘを０．２未満と極めて小さい値とすることにより、従来から鋳造、鍛造で製造されている高い寸法精度が要求されるギア部品への適用が可能となる。
【００３９】
このような第２の高炭素鋼板を製造するに際しては、以下の第１および第２の方法を適用することができる。
【００４０】
まず、第１の方法について説明する。
第１の方法においては、上記成分系を有する熱間仕上圧延後の鋼板を５２０〜６００℃の温度で巻取り、次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜６９０℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後以下の（１）式を満足し、かつ６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施す。
１０２４−０．６×Ｔ１≦Ｔ２≦１２０２−０．８０×Ｔ１      …（１）
（ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度（℃）。以下同じ。）
【００４１】
（１）熱延巻取温度：５２０〜６００℃
前記第１の高炭素鋼板の製造方法と同様に、巻取温度が５２０℃未満になると二次焼鈍後に１．５μｍ以上の炭化物が得られないため、５２０℃を下限とした。一方、巻取温度が高くなりすぎると二次焼鈍後に粒径０．６μｍ以下の炭化物が得られなくなるため。６００℃を上限とした。
【００４２】
（２）一次焼鈍条件：６４０〜６９０℃、２０ｈｒ以上
前記第１の高炭素鋼板の製造方法と同様に、酸洗等の脱スケール後に炭化物の球状化を目的とした一次焼鈍を行う。一次焼鈍温度が６９０℃よりも高くなると二次焼鈍後も０．６μｍ以下の炭化物が得られない。一方、一次焼鈍温度が６４０℃未満になると、二次焼鈍後も１．５μｍ以上の炭化物が得られない。このため、一次焼鈍温度を６４０〜６９０℃とした。また、焼鈍時間は均一に球状化するために２０ｈｒ以上とした。
【００４３】
（３）冷間圧延率：５０％以上
前記第１の高炭素鋼板の製造方法と同様に、ｒ値の面内異方性を十分に小さくするためには少なくとも５０％以上の冷間圧延率が必要である。なお、冷間圧延率の上限は特に規定しないが、通板性を良好に保つ観点から８０％以下であることが好ましい。
【００４４】
（４）二次焼鈍条件：１０２４−０．６×Ｔ１≦Ｔ２≦１２０２−０．８０×Ｔ１かつ６２０℃≦Ｔ２≦６８０℃
二次焼鈍条件は、ｒ値の面内異方性を小さくするために一次焼鈍温度に対して適正に制御すべき必須条件である。そこで、面内異方性に及ぼす一次焼鈍条件と二次焼鈍条件の影響について調査した。その調査結果について、以下に説明する。
【００４５】
質量％で、Ｃ：０．３６％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２０％の鋼を溶解後、仕上温度：８５０℃、巻取温度：５６０℃で熱間圧延し、酸洗後、一次焼鈍を６４０〜６９０℃で４０ｈｒ行い、冷間圧延の圧下率を６０％とし、二次焼鈍を６１０〜６９０℃で４０ｈｒ行った鋼板について、引張試験にて面内異方性を調査した。その結果を図３に示す。図３はｒ値の面内異方性に関する一次焼鈍温度Ｔ１と二次焼鈍温度Ｔ２の関係示す図である。図３に示すように二次焼鈍温度Ｔ２が（１０２４−０．６×Ｔ１）以上、（１２０２−０．８０×Ｔ１）以下の範囲でｒ値のΔｍａｘ（図３中にはΔｒｍａｘと示す）が０．２未満となり、面内異方性が小さくなることが明らかになった。したがって、二次焼鈍温度を１０２４−０．６×Ｔ１≦Ｔ２≦１２０２−０．８０×Ｔ１の範囲とする。なお、上記ｒ値のΔｍａｘは、Ｌ、Ｓ、Ｃ方向のｒ値の最大格差を示す。
【００４６】
また、二次焼鈍温度により炭化物の粒径および粒径分布が変化する。すなわち、二次焼鈍温度が６８０℃より高くなると炭化物が粗大化してしまい、０．６μｍ以下の炭化物が得られない。一方、温度が６２０℃未満になると１．５μｍ以上の炭化物が得られない。このため、二次焼鈍温度Ｔ２を６２０℃〜６８０℃の範囲に規定した。なお、焼鈍は連続焼鈍および箱焼鈍のいずれでもよい。
【００４７】
次に、第２の方法について説明する。
第２の方法は、上記成分系を有する鋳造スラブを連続鋳造まま、または冷却後所定の温度に加熱した後、粗圧延機によって粗圧延して、粗バーとし、引き続いて、連続熱間仕上げ圧延機によって仕上圧延する際に、仕上げ圧延機の入り側、または仕上げ圧延機のスタンド間で、粗バーまたは圧延材をＡｒ３変態点以上の温度で誘導加熱し、熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６５０℃の温度で巻取り、次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６３０〜７００℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を行い、焼鈍した鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後以下の（２）式を満足し、かつ６２０〜６８０℃の温度範囲で二次焼鈍を施す。
１０１０−０．５９×Ｔ１≦Ｔ２≦１２１０−０．８０×Ｔ１    …（２）
以下限定理由について説明する。
【００４８】
（１）誘導加熱
誘導加熱処理は、熱間圧延中に鋼板のγ粒径および組織を板厚方向に均一化させることにより、二次焼鈍後のセメンタイトの分散形態のバラツキを板厚方向に小さくし、かつ二次焼鈍後に引張特性に対する面内異方性が小さくなる集合組織を板厚方向に均一に形成させる。具体的には、粗圧延後、熱間仕上げ圧延機によって仕上げ圧延するに際し、仕上圧延前に仕上げ圧延機の入り側で粗バーに対して、あるいは仕上げ圧延中に仕上げ圧延機のスタンド間で圧延材に対して、Ａｒ３変態点以上の温度の誘導加熱を少なくとも１回以上行う。加熱温度をＡｒ３変態点以上としたのは、γ粒径および組織の均一化のためである。また、加熱時間は少なくとも３秒以上とするのが好ましい。なお、加熱処理は、昇温および降温保持も含む。
【００４９】
（２）熱延巻取温度：５２０〜６００℃
第１の方法と同様、巻取温度が５２０℃未満になると、二次焼鈍後に１．５μｍ以上の炭化物が得られず、６００℃以上になると二次焼鈍後に粒径０．６μｍ以下の炭化物が得られなくなるため、巻取温度を５２０〜６００℃の範囲とする。
【００５０】
（３）一次焼鈍条件：６３０〜７００℃、２０ｈｒ以上
脱スケール後の熱延板に対し、炭化物の球状化を目的とした一次焼鈍を行うが、第１の方法と同様、一次焼鈍温度が７００℃よりも高くなると二次焼鈍後も０．６μｍ以下の炭化物が得られず、６３０℃未満になると二次焼鈍後も１．５μｍ以上の炭化物が得られないため、一次焼鈍温度を６３０〜７００℃とし、球状化の促進の観点から焼鈍時間を２０ｈｒ以上とする。
【００５１】
（４）冷間圧延率：５０％以上
第１の方法の場合と同様、ｒ値の面内異方性を十分に小さくするために冷間圧延率を５０％以上とする。また、第１の方法と同様、通板性を良好に保つ観点から８０％以下であることが好ましい。
【００５２】
（５）二次焼鈍条件：１０１０−０．５９×Ｔ１≦Ｔ２≦１２１０−０．８０×Ｔ１、かつ６２０℃≦Ｔ２≦６８０℃満足する温度
第１の方法と同様、二次焼鈍条件は、ｒ値の面内異方性を小さくするために一次焼鈍温度に対して適正に制御すべき必須要件である。そこで、面内異方性に及ぼす一次焼鈍条件と二次焼鈍条件の影響について調査した。その調査結果について以下に説明する。
【００５３】
質量％で、Ｃ：０．３６％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２０％の鋼を溶解後、スラブを仕上圧延前に、粗バーを誘導加熱により１０１０℃で１５秒の加熱処理を行い、８５０℃の仕上温度で仕上圧延し、仕上圧延後、５６０℃の巻取温度で巻取り、酸洗後、一次焼鈍を６４０〜７００℃で４０ｈｒ行い、冷間圧延の圧下率を６０％とし、二次焼鈍を６１０〜６９０℃で４０ｈｒ行った鋼板について、引張試験にて面内異方性をＸ線回折にて鋼板表面、板厚１／４、板厚１／２の各位置の圧延面に平行な面についての積分反射強度を調査した。表１は、積分反射強度の板厚方向の測定結果を示す。粗バーの誘導加熱を行うことにより、（２２２）積分反射強度の最大格差が減少しており、組織が板厚方向に均一化して形成されている。図４は本方法に従って粗バーを誘導加熱した場合のｒ値の面内異方性に関する一次焼鈍温度Ｔ１と二次焼鈍温度Ｔ２との関係を示す。上記第１の方法に従って誘導加熱しない場合、図３に示すように、二次焼鈍温度が（１０２４−０．６×Ｔ１）以上でかつ（１２０２−０．８０×Ｔ１）以下の範囲で、ｒ値のΔｍａｘが０．２未満となるが、粗バーの誘導加熱を行うことにより、二次焼鈍温度Ｔ２が（１０１０−０．５９×Ｔ１）以上でかつ（１２１０−０．８０×Ｔ１）以下の範囲に広がるとともに、ｒ値のΔｍａｘ（図４中にはΔｒｍａｘとして示す。）が０．２未満から０．１５未満へ減少し、より広い範囲で面内異方性が一層小さくなることが明らかになった。このため、第２の方法では二次焼鈍温度Ｔ２を１０１０−０．５９×Ｔ１≦Ｔ２≦１２１０−０．８０×Ｔ１と、第１の方法よりも広い範囲に規定している。
【００５４】
【表１】
0004048675.tif 000002
【００５５】
また、二次焼鈍温度により炭化物の粒径および粒径分布が変化するのは第１の方法の場合と同様であり、０．６μｍ以下の炭化物および１．５μｍ以上の炭化物を析出させるために、二次焼鈍温度Ｔ２を６２０℃〜６８０℃の範囲に規定した。なお、焼鈍は連続焼鈍および箱焼鈍のいずれでもよい。
【００５６】
なお、本発明においては、鋼板を製造する際に、スラブを加熱した後に圧延する方法としては、連続鋳造後短時間の加熱処理を施す方法、またはこの加熱工程を省略して、直ちに圧延する方法のいずれの方法を採用してもよいが、特にスラブを室温まで冷却せずに再加熱する方法は、省エネルギーの観点からより好ましい。また、熱間圧延中において、均熱を目的として、バーヒーター等により加熱しても何ら問題はない。バーヒーターによる加熱は、コイルｂｏｘ等を用いた連続熱延プロセスに対しても効果的に使用することができる。この際、粗圧延バーの加熱は上記以外に、コイルｂｏｘの前後や粗圧延機の間または後に行ってもよい。また、コイルｂｏｘの後で溶接機の前後で粗圧延バーの加熱を行っても本発明の効果は十分に発揮される。さらに、このようにして製造された鋼板の表面に対し摺動性向上のため、亜鉛めっき後、りん酸塩処理を施してもよい。亜鉛めっきは、電気亜鉛めっき法、溶融亜鉛めっき法等によって施すことができる。
【００５７】
【実施例】
以下、本発明の具体的な実施例について、比較例と比較しつつ説明する。
（実施例１）
この実施例では第１の高炭素鋼板およびその製造方法の例について示す。
ＪＩＳ  Ｇ４０５１のＳ３５Ｃ相当の成分系（質量％で、Ｃ：０．３５％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７６％、Ｐ：０．０１６％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０２６％）のスラブを連続鋳造により製造し、このスラブを１１００℃に加熱した後、熱間圧延し、冷却した後、表２に示す条件で巻取り、一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を順次行い、その後、１．５％の調質圧延を施して、板厚１．０ｍｍの鋼板を作製した。なお、サンプルＮｏ．Ｈは従来材である。
【００５８】
【表２】
0004048675.tif 000003
【００５９】
これらの試料について、以下のようにして炭化物粒径測定および粒度分布測定、引張試験、焼入れ試験、焼入れ後の旧オーステナイト粒径測定を行った。その結果を表３に示す。
【００６０】
（ａ）炭化物粒径測定および粒度分布測定
サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、走査型電子顕微鏡にてミクロ組織を撮影し、２５００μｍ２の範囲から炭化物の粒径および粒度分布の測定を行った。
【００６１】
（ｂ）引張強度
圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、各方向の引張特性を測定し、面内異方性について評価した。なお、表３中の降伏強度、引張強度および全伸びの各欄に記載したΔｍａｘとは、それぞれの引張特性値のＬ、Ｓ、Ｃ方向における最大格差を示している。また、表３中のｒ値の欄に記載したΔｒとは、Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４により規定される値である。ここで、前記ｒ０、ｒ４５、ｒ９０は、それぞれ圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°方向（Ｃ方向）におけるｒ値を示す。
【００６２】
（ｃ）焼入れ試験
上記鋼板を５０×１００ｍｍの大きさに切断後、加熱炉で８２０℃に昇温し、１０秒保持後に約２０℃の油中へ焼入れした。焼入れ後の試験片の表面における硬さをロックウェルＣスケール（ＨＲＣ）で１０点測定し、焼入れ性を評価した。評価は平均硬さで行った。硬さ（ＨＲＣ）５０以上を合格とした。
【００６３】
（ｄ）旧オーステナイト粒径の測定
上記焼入れ後のサンプルの板厚断面を研磨・腐食後、光学顕微鏡にてミクロ組織を撮影し、ＪＩＳＧ０５５１に従い、旧オーステナイト粒度番号を測定した。
【００６４】
【表３】
0004048675.tif 000004
【００６５】
表３に示すように本発明例であるＮｏ．Ａ〜Ｎｏ．Ｃは、炭化物の粒径および粒度分布が適正であるため、焼入れ後の硬さおよび旧オーステナイト粒径の値が良好であり、焼入れ性および靱性に優れていることが確認された。また、これらは降伏強度および引張強度のΔｍａｘが１０ＭＰａ以下、伸びのΔｍａｘが１．５％以下、ｒ値のΔｒが−０．１５超〜０．１５未満であり、面内での引張特性の異方性が極めて小さいことが確認された。
【００６６】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてのΔｍａｘ、あるいはΔｒが大きく、面内での引張特性の異方性に劣っているかことが確認された。例えば、巻取温度が低い場合（Ｎｏ．Ｄ）には、伸びのΔｍａｘが１．７、ｒ値のΔｒが０．１６とそれぞれ大きくなっており、また、１．５μｍ以上の炭化物が少ないために旧オーステナイト粒径が粗大化し、靭性が損なわれる。また、一次焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．Ｅ）には、ｒ値のΔｒが０．１８と大きく、また、粗大炭化物が増加するため微細炭化物が減少し、焼き入れ性が著しく低下した。さらに、冷間圧延圧下率が４０％と低い場合（Ｎｏ．Ｆ）には、降伏強度のΔｍａｘが１１、引張強度のΔｍａｘが１４、伸びのΔｍａｘが１．７、ｒ値のΔｒが０．２０とそれぞれ大きく、二次焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．Ｇ）には、粗大炭化物が増大し、焼き入れ後の硬さが大幅に低下するとともに、ｒ値のΔｒが０．２３となり、面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．Ｈは、降伏強度のΔｍａｘが１７、引張強度のΔｍａｘが１５、伸びのΔｍａｘが１．９、ｒ値のΔｒが０．１６とそれぞれ高く、面内異方性が大きかった。
（実施例２）
この実施例では第２の高炭素鋼板の第１の製造方法の例について示す。
ＪＩＳ  Ｇ４０５１のＳ３５Ｃ相当の成分系（質量で、Ｃ：０．３６％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２０％）のスラブを連続鋳造により製造し、このスラブを１１００℃に加熱した後、表４に示す条件で熱間圧延、一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を順次行い、その後、１．５％の調質圧延を施して、板厚２．５ｍｍの１９種類の鋼板を作製した。
【００６７】
【表４】
0004048675.tif 000005
【００６８】
これらの試料について、実施例１と同様にして炭化物粒径測定および粒度分布測定、引張試験、焼入れ試験、焼入れ後の旧オーステナイト粒径測定を行った。その結果を表５に示す。なお、サンプルＮｏ．１９は、従来材である。
【００６９】
【表５】
0004048675.tif 000006
【００７０】
表５に示すように本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．７は、炭化物の粒径および粒度分布が適正であるため、焼入れ後の硬さおよび旧オーステナイト粒径の値が良好であり、焼入れ性および靱性に優れていることが確認された。また、これらは降伏強度および引張強度のΔｍａｘが１０ＭＰａ以下、伸びのΔｍａｘが１．５％以下、ｒ値のΔｍａｘが０．２未満であり、引張特性の異方性が極めて小さいことが確認された。
【００７１】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きく面内異方性に劣っているか、焼入れ性または靱性に劣っていることが確認された。例えば、一次焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．１１）には、ｒ値のΔｍａｘが０．３０となり、冷延率が３０％と低い場合（Ｎｏ．１３）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ１８、１３および０．３８と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、サンプルＮｏ．１６は二次焼鈍温度が高すぎるため、炭化物溶解が十分になされず焼入れ後の硬さが４３と低く、サンプルＮｏ．１７は二次焼鈍温度が低すぎるため粒径０．６μｍ以下の炭化物が多くなりすぎてしまい、旧オーステナイト粒径が粗大化しており靭性が損なわれる。また、比較のために示した従来材（Ｎｏ．１９）では、ｒ値のΔｍａｘが０．４２と高く、面内異方性が大きかった。
【００７２】
（実施例３）
この実施例も第２の高炭素鋼板の第１の製造方法の例について示す。
ＪＩＳ  Ｇ４８０２のＳ６５Ｃ−ＣＳＰ相当の成分系（質量で、Ｃ：０．６５％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．７３％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２０％）のスラブを連続鋳造により製造し、このスラブを１１００℃に加熱した後、表６に示す条件で熱間圧延、一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を順次行い、その後１．５％の調質圧延を施して、板厚２．５ｍｍの１９種類の鋼板を作製した。
【００７３】
【表６】
0004048675.tif 000007
【００７４】
これらの試料について、実施例１と同様にして、炭化物粒径測定ならびに粒度分布測定、引張試験、焼入れ試験、焼入れ後の旧オーステナイト粒径測定を行った。その結果を表７に示す。なお、サンプルＮｏ．３８は、従来材である。
【００７５】
【表７】
0004048675.tif 000008
【００７６】
表７に示すように本発明例であるＮｏ．２０〜Ｎｏ．２６は、炭化物の粒径および粒径分布が適正であるため、焼入れ後の硬さおよび旧オーステナイト粒径の値が良好であり、焼入れ性および靱性に優れていることが確認された。また、これらは降伏強度および引張強度のΔｍａｘが１５ＭＰａ以下、伸びのΔｍａｘが１．５％以下、ｒ値のΔｍａｘが０．２未満であり、面内での引張特性の異方性が極めて小さいことが確認された。
【００７７】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きく面内異方性に劣っているか、焼入れ性または靱性に劣っていることが確認された。例えば、一次焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．３０）には、ｒ値のΔｍａｘが０．２６となり、冷延率が３０％と低い場合（Ｎｏ．３２）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ２０、１７および０．３９と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、サンプルＮｏ．３５は二次焼鈍温度が高すぎるため、炭化物溶解が十分になされず焼入れ後の硬さが５１と低く、サンプルＮｏ．３６は二次焼鈍温度が低すぎるため粒径０．６μｍ以下の炭化物が多くなりすぎてしまい、旧オーステナイト粒径が粗大化しており靭性が損なわれる。また、比較のために示した従来材のＮｏ．３８も、ｒ値のΔｍａｘが０．４６と高く、面内異方性が大きかった。
【００７８】
（実施例４）
この実施例では第２の高炭素鋼板の第２の製造方法の例について示す。
ＪＩＳ  Ｇ４０５１のＳ３５Ｃ相当の成分系（質量で、Ｃ：０．３６％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２０％）のスラブを連続鋳造により製造し、このスラブを１１００℃に加熱した後、表８に示す条件で熱間圧延、一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を順次行い、その後、１．５％の調質圧延を施して、板厚２．５ｍｍの２６種類の鋼板を作製した。
【００７９】
【表８】
0004048675.tif 000009
【００８０】
これらの試料について、実施例１と同様に、炭化物粒径測定および粒度分布測定、引張試験、焼入れ試験、焼入れ後の旧オーステナイト粒径測定を行った。その結果を表９に示す。なお、サンプルＮｏ．６４は、従来材である。
【００８１】
【表９】
0004048675.tif 000010
【００８２】
表９に示すように本発明例であるＮｏ．３９〜Ｎｏ．５２は、炭化物の粒径および粒径分布が適正であるため、焼入れ後の硬さおよび旧オーステナイト粒径の値が良好であり、焼入れ性および靱性に優れていることが確認された。また、これらは降伏強度および引張強度のΔｍａｘが１０ＭＰａ以下、伸びのΔｍａｘが１．５％以下、ｒ値のΔｍａｘが０．２未満であり、面内での引張特性の異方性が極めて小さいことが確認された。さらに、粗圧延前に誘導加熱を施す方法は、引張特性の異方性の低減だけでなく板厚方向の組織の均一性の向上の観点からより好ましいことが確認された。
【００８３】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きく面内異方性に劣っているか、焼入れ性または靱性に劣っていることが確認された。例えば、一次焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．５６）には、ｒ値のΔｍａｘが０．３０となり、冷延率が３０％と低い場合（Ｎｏ．５８）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ１８、１３および０．３８と大きくなり、面内異方性が大きいことが確認された。また、サンプルＮｏ．６１は二次焼鈍温度が高すぎるため、炭化物溶解が十分になされず焼入れ後の硬さが４４と低く、サンプルＮｏ．６２は二次焼鈍温度が低すぎるため粒径０．６μｍ以下の炭化物が多くなりすぎてしまい、旧オーステナイト粒径が粗大化しており靭性が損なわれる。また、比較のために示した従来材のＮｏ．６４では、ｒ値のΔｍａｘが０．４２と高く、面内異方性が大きいことが確認された。
【００８４】
（実施例４）
この実施例も第２の高炭素鋼板の第２の製造方法の例について示す。
ＪＩＳ  Ｇ４８０２のＳ６５Ｃ−ＣＳＰ相当の成分系（質量で、Ｃ：０．６５％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．７３％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２０％）のスラブを連続鋳造により製造し、このスラブを１１００℃に加熱した後、表１０に示す条件で熱間圧延、一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を順次行い、その後１．５％の調質圧延を施して、板厚２．５ｍｍの２６種類の鋼板を作製した。
【００８５】
【表１０】
0004048675.tif 000011
【００８６】
これらの試料について、実施例１と同様に、炭化物粒径測定ならびに粒度分布測定、引張試験、焼入れ試験、焼入れ後の旧オーステナイト粒径測定を行った。その結果を表１１に示す。なお、サンプルＮｏ．９０は、従来材である。
【００８７】
【表１１】
0004048675.tif 000012
【００８８】
表１１に示すように本発明例であるＮｏ．６５〜Ｎｏ．７８は、炭化物の粒径および粒径分布が適正であるため、焼入れ後の硬さおよび旧オーステナイト粒径の値が良好であり、焼入れ性および靱性に優れていることが確認された。また、これらは降伏強度および引張強度のΔｍａｘが１５ＭＰａ以下、伸びのΔｍａｘが１．５％以下、ｒ値のΔｍａｘが０．２未満であり、面内での引張特性の異方性が極めて小さいことが確認された。さらに粗圧延前に誘導加熱を施す方法は、引張特性の異方性の低減だけでなく、板厚方向の組織の均一性の向上の観点からより好ましいことが確認された。
【００８９】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きく面内異方性に劣っているか、焼入れ性または靱性に劣っていることが確認された。例えば、一次焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．８２）には、ｒ値のΔｍａｘが０．２７となり、冷延率が３０％と低い場合（Ｎｏ．８４）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ２０、１７および０．３９と大きくなり、面内異方性が大きいことが確認された。また、サンプルＮｏ．８７は二次焼鈍温度が高すぎるため、炭化物溶解が十分になされず焼入れ後の硬さが５２と低く、サンプルＮｏ．８８は二次焼鈍温度が低すぎるため粒径０．６μｍ以下の炭化物が多くなりすぎてしまい、旧オーステナイト粒径が粗大化しており靭性が損なわれる。また、比較のために示した従来材のＮｏ．９０では、ｒ値のΔｍａｘが０．４６と高く、面内異方性が大きいことが確認された。
【００９０】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、焼入れ性および靭性に優れ、かつ成形性に大きな影響を及ぼす引張特性に対する面内異方性の小さい高炭素鋼板を得ることができる。したがって、本発明によって得られた高炭素鋼板は、高い寸法精度が要求されるギア部品等に供することができる。また、本発明を適用することにより、ギア部品等を製造するに際して、鋼板の一体成形および焼入れ焼戻し処理により製造することができ、従来の鋳造鍛造プロセスに比べて、安価に製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｓ３５Ｃ鋼板に８２０℃×１０ｓ保持後油焼入れを施した場合の硬さに及ぼす焼入れ前の炭化物粒径の影響を説明する図。
【図２】Ｓ３５Ｃ鋼板に８２０℃×１０ｓ保持後油焼入れを施した場合の旧オーステナイト粒径に及ぼす焼入れ前の粒径１．５μｍ以上の炭化物数の影響を説明する図。
【図３】第２の高炭素鋼板を製造する第１の方法において、ｒ値の面内異方性および炭化物の分散形態に及ぼす、一次焼鈍温度および二次焼鈍温度の影響を示す図。
【図４】第２の高炭素鋼板を製造する第２の方法において、ｒ値の面内異方性および炭化物の分散形態に及ぼす、一次焼鈍温度および二次焼鈍温度の影響を示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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