(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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、以下に示す、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面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４
ただし、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】
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質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６５０℃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以上の一次焼鈍を施し、
５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後６００〜７１０℃で二次焼鈍し、請求項１に記載の高炭素鋼板を得ることを特徴とす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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）のｒ値と、４５°方向（Ｓ方向）のｒ値と、９０°方向（Ｃ方向）のｒ値のうち最大のものと最小のものとの差である最大格差が０．２未満であることを特徴とする面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板。
【請求項４】
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質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６５０℃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以上の一次焼鈍を施し、
５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（１）式を満足する温度で二次焼鈍し、請求項３に記載の高炭素鋼板を得ることを特徴とする面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法。
９６０−０．５×Ｔ１≦Ｔ２≦１１５３−０．７２×Ｔ１    …（１）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度（℃）
【請求項５】
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質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からな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に際して、仕上げ圧延機の入り側、あるいは仕上げ圧延機のスタンド間で、上記粗バーまたは、圧延材をＡｒ３変態点以上の温度に誘導加熱し、
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以上の一次焼鈍を施し、
次いで焼鈍後の鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（２）式を満足する温度で二次焼鈍し、請求項３に記載の高炭素鋼板を得ることを特徴とする面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法。
９５０−０．４９×Ｔ１≦Ｔ２≦１１６０−０．７２×Ｔ１    …（２）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度(℃)
【請求項６】
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質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延工程にてＡｒ３変態点以上の仕上温度で圧延し、仕上圧延された鋼板を７℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ３−１００℃まで冷却し、冷却した後の鋼板を５６０〜６４０℃の温度域で２〜１０秒保持し、
その後熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６３０℃で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜７００℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を施し、
次いで焼鈍後の鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（３）式を満足する温度で二次焼鈍し、請求項３に記載の高炭素鋼板を得ることを特徴とする延性に優れた面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法。
１０１５−０．５８×Ｔ１≦Ｔ２≦１２３０−０．８３×Ｔ１  …（３）
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、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。しかし、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。そのため、成形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。
【０００３】
そこで、これまでに、高炭素鋼板に関して、以下の技術が提案されている。
（１）材料とプロセス、Ｖｏｌ.１（１９８８）、ｐ．１７２９（以下、従来技術１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く、面内異方性も大きい。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示されている。
【０００４】
（２）特開平１０−１５２７５７号公報（以下、従来技術２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が、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。
【０００５】
（３）特開平６−２７１９３５号公報（以下、従来技術３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。
【０００６】
しかしながら、上述した従来技術は以下のような問題点を有している。
すなわち、従来技術１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。
【０００７】
また、従来技術２では、衝撃値と全伸びに対する面内異方性について考慮しているのみで、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。
【０００８】
さらに、従来技術３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。
【０００９】
ところで、近年、高炭素鋼板のユーザーにおいては、低コスト化のために成形工程の簡略化が検討されるようになっており、それにともない素材としての高炭素鋼板には、上述のような成形性の面内異方性が小さいことに加え、複雑形状を少ない工程でも成形できる優れた成形性が強く要求されている。
【００１０】
高炭素鋼板の成形性を向上させるための技術として以下の技術が提案されている。
（４）特開平５−９５８８号公報（以下、従来技術４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、その後５００℃以上（Ａｃ１変態点＋３０℃）の温度範囲に再加熱して、その温度で巻取り、さらに冷間圧延後６５０℃以上（Ａｃ１変態点＋３０℃）の温度範囲で１時間以上熱処理することによりセメンタイトの球状化を促進させ、軟質・高延性化して成形性を向上させる方法が記載されている。
【００１１】
しかし、本発明者等が上記従来技術４に記載された方法と同様の方法を用いて高炭素鋼板の延性について検討したところ、Ｓ３５Ｃ相当材で、せいぜい伸びが３５％程度であり、ユーザーにおける成形工程の簡略化に対応できる程度の優れた延性を有する高炭素鋼板が必ずしも得られなかった。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はかかる事情に鑑みてなされるものであって、引張特性に対する面内異方性の小さい加工用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。さらに、面内異方性の小さいことに加え延性に優れた加工用高炭素鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【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、引張特性の面内異方性、またはこれに加えて延性が良好になる条件について検討を重ねた結果、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することが有効であることを見出した。
【００１４】
また、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することにより、板厚方向の組織が均一であり、引張特性に対する異方性が一層小さい高炭素鋼板を得ることができることを見出した。
【００１５】
さらに、仕上圧延後、巻取りまでの冷却条件、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により、引張特性に対する異方性が極めて小さいのみならず、延性に優れた高炭素鋼板を得ることができることを見出した。
【００１６】
また、以上により得られる高炭素鋼板は、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。
【００１７】
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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、以下に示す、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面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板を提供する。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４
ただし、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。
【００１８】
第２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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６５０℃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以上の一次焼鈍を施し、
５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後６００〜７１０℃で二次焼鈍し、上記第１発明の高炭素鋼板を得ることを特徴とす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。
【００１９】
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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）のｒ値と、４５°方向（Ｓ方向）のｒ値と、９０°方向（Ｃ方向）のｒ値のうち最大のものと最小のものとの差である最大格差が０．２未満であることを特徴とする面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板を提供する。
【００２０】
第４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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６５０℃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以上の一次焼鈍を施し、
５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（１）式を満足する温度で二次焼鈍し、上記第３発明の高炭素鋼板を得ることを特徴とす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。
９６０−０．５×Ｔ１≦Ｔ２≦１１５３−０．７２×Ｔ１    …（１）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度（℃）
【００２１】
第５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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からな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に際して、仕上げ圧延機の入り側、あるいは仕上げ圧延機のスタンド間で、上記粗バーまたは、圧延材をＡｒ３変態点以上の温度に誘導加熱し、
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以上の一次焼鈍を施し、
次いで焼鈍後の鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（２）式を満足する温度で二次焼鈍し、上記第３発明の高炭素鋼板を得ることを特徴とす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。
９５０−０．４９×Ｔ１≦Ｔ２≦１１６０−０．７２×Ｔ１    …（２）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度(℃)
【００２２】
第６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Ｃ量が０．２質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延工程にてＡｒ３変態点以上の仕上温度で圧延し、仕上圧延された鋼板を７℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ３−１００℃まで冷却し、冷却した後の鋼板を５６０〜６４０℃の温度域で２〜１０秒保持し、
その後熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６３０℃で巻取り、
次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜７００℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を施し、
次いで焼鈍後の鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、
その後以下の（３）式を満足する温度で二次焼鈍し、上記第３発明の高炭素鋼板を得ることを特徴とする延性に優れた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。
１０１５−０．５８×Ｔ１≦Ｔ２≦１２３０−０．８３×Ｔ１  …（３）
ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度(℃)
【００２３】
【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。
まず、本発明の第１の高炭素鋼板について説明する。
第１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質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、以下に示す、ｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満である。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−２×ｒ４５）／４
ただし、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。
【００２４】
このようにΔｒを−０．１５超〜０．１５未満と極めて小さくすることにより、従来から鍛造、鋳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。
【００２５】
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５００〜６５０℃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以上の一次焼鈍を施し、５０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後６００〜７１０℃で二次焼鈍する。
以下限定理由について説明する。
【００２６】
（１）熱延巻取温度：５００〜６５０℃
巻取温度が５００℃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トが著しく微細となり、二次焼鈍時の粒成長性が抑制されｒ値の面内異方性が小さくなる集合組織が形成されないことから、５００℃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、二次焼鈍後もラメラー状のカーバイトが残留し、加工性が低下するため、６５０℃を上限とした。
【００２７】
（２）一次焼鈍条件：６３０〜７００℃、２０ｈｒ以上
巻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７００℃よりも高くなると再結晶、粒成長が顕著に生じて、Ｓ方向のｒ値がＬおよびＣ方向のｒ値の平均値より小さくなる、いわゆるＶ型のｒ値の異方性が増大してしまうため、７００℃を上限とした。一方、一次焼鈍温度が６３０℃未満になると炭化物の球状化が困難となり、二次焼鈍後もラメラー状のカーバイトが残留し、加工性が低下するため、６３０℃を下限とした。なお、焼鈍時間は球状化を促進するために２０ｈｒ以上とした。
【００２８】
（３）冷間圧延率：５０％以上
冷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。
【００２９】
（４）二次焼鈍条件：６００〜７１０℃
冷延板に対しては、再結晶を目的とした二次焼鈍を行う。二次焼鈍温度が７１０℃よりも高くなると再結晶、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値よりも著しく大きくなり、ｒ値の異方性が増大してしまうため、７１０℃を上限とした。一方、二次焼鈍温度が６００℃未満になると未再結晶部が残留し、加工性が低下するため、６００℃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。
【００３０】
次に、本発明の第２の高炭素鋼板について説明する。
第２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質量％以上の成分系を有し、脱酸剤としてのＡｌ以外の残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、圧延方向に対し、０°方向（Ｌ方向）のｒ値と、４５°方向（Ｓ方向）のｒ値と、９０°方向（Ｃ方向）のｒ値のうち最大のものと最小のものとの差である最大格差が０．２未満である（以下、この最大格差をｒ値のΔｍａｘという）。
【００３１】
このようにｒ値のΔｍａｘを０．２未満と極めて小さくすることにより、従来から鍛造、鋳造で製造されている極めて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。
【００３２】
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、第２および第３の方法を適用することができる。
【００３３】
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５００〜６５０℃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以上の一次焼鈍を施し、５０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後以下の（１）式を満足する温度で二次焼鈍する。
９６０−０．５×Ｔ１≦Ｔ２≦１１５３−０．７２×Ｔ１    …（１）
（ただし、Ｔ１：一次焼鈍温度（℃）、Ｔ２：二次焼鈍温度。以下同じ。）
以下限定理由について説明する。
【００３４】
（１）熱延巻取温度：５００〜６５０℃
前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、巻取温度が５００℃未満になるとｒ値の面内異方性が小さくなる集合組織が形成されないことから、５００℃を下限とした。一方、６５０℃を超えると加工性が低下するため、６５０℃を上限とした。
【００３５】
（２）一次焼鈍条件：６３０〜７００℃、２０ｈｒ以上
巻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が、前記第１の高炭素鋼板の製造方法と同様、一次焼鈍温度が７００℃よりも高くなると、いわゆるＶ型のｒ値の異方性が増大してしまうため、７００℃を上限とした。一方、一時焼鈍温度が６３０℃未満になると加工性が低下するため、６３０℃を下限とした。なお、焼鈍時間は球状化を促進するために２０ｈｒ以上とした。
【００３６】
（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、ｒ値の面内異方性を十分に小さくするためには５０％以上とする。なお、上限は特に限定しないが、前記第１の高炭素鋼板の製造方法と同様に、通板性を良好に保つ観点からは８０％以下であることが好ましい。
【００３７】
（４）二次焼鈍条件：
９６０−０．５×Ｔ１≦Ｔ２≦１１５３−０．７２×Ｔ１
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。
【００３８】
質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．７３％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２１％の鋼を溶解後、仕上温度：８５０℃、巻取温度：５８０℃で熱間圧延し、酸洗後、一次焼鈍を６３０〜７００℃で４０ｈｒ行い、冷間圧延の圧下率を６０％とし、二次焼鈍を６１０〜７１０℃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１に示す。図１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１に示すように二次焼鈍温度Ｔ２が（９６０−０．５×Ｔ１）以上、（１１５３−０．７２×Ｔ１）以下の範囲でΔｒｍａｘ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Ｔ２を９６０−０．５×Ｔ１≦Ｔ２≦１１５３−０．７２×Ｔ１の範囲とする。なお、上記Δｒｍａｘは、Ｌ、Ｓ、Ｃ方向のｒ値の最大格差を示す。また、焼鈍は連続焼鈍および箱焼鈍のいずれでもよい。
【００３９】
次に、第２の方法について説明する。
第２の方法においては、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に際して、仕上げ圧延機の入り側、あるいは仕上げ圧延機のスタンド間で、上記粗バーまたは、圧延材をＡｒ３変態点以上の温度に誘導加熱し、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以上の一次焼鈍を施し、次いで焼鈍後の鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後以下の（２）式を満足する温度で二次焼鈍する。
９５０−０．４９×Ｔ１≦Ｔ２≦１１６０−０．７２×Ｔ１    …（２）
これにより、板厚方向の組織が均一であり、引張特性の面内異方性が第１の方法よりも一層小さい高炭素鋼板を得ることができる。
以下限定理由について説明する。
【００４０】
（１）誘導加熱
誘導加熱処理は、熱間圧延中のγ粒径および組織を板厚方向に均一化させ、巻取後の鋼板の組織の均一化を図り、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、続熱間仕上げ圧延機によって仕上圧延するに際し、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秒以上とするのが望ましい。なお、加熱処理は、昇温および降温保持も含む。
【００４１】
（２）熱延巻取温度：５００〜６５０℃
前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、巻取温度が５００℃未満になるとｒ値の面内異方性が小さい集合組織が形成されず、６５０℃を超えると加工性が低下するため、巻取温度を５００〜６５０℃の範囲とする。
【００４２】
（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、前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、一次焼鈍温度が７００℃よりも高くなるといわゆるＶ型のｒ値の異方性が増大してしまい、一方６３０℃未満になると加工性が低下するため、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。
【００４３】
（４）冷間圧延率：５０％以上
前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、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、前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、通板性を良好に保つ観点からは８０％以下であることが好ましい。
【００４４】
（５）二次焼鈍条件：
９５０−０．４９×Ｔ１≦Ｔ２≦１１６０−０．７２×Ｔ１
前記第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。
【００４５】
重量％で、Ｃ：０．３５％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．７２％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２２％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、５８０℃の巻取温度で巻取り、酸洗後、一次焼鈍を６３０〜７００℃で４０ｈｒ行い、冷間圧延の圧下率を６０％とし、二次焼鈍を６１０〜７１０℃で４０ｈｒ行った鋼板について、引張試験にて引張特性の面内異方性を測定し、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２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１に示すように、二次焼鈍温度が（９６０−０．５×Ｔ１）以上でかつ（１１５３−０．７２×Ｔ１）以下の範囲で、Δｒｍａｘ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（９５０−０．４９×Ｔ１）以上でかつ（１１６０−０．７２×Ｔ１）以下の範囲に広がるとともに、Δｒｍａｘ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９５０−０．４９×Ｔ１≦Ｔ２≦１１６０−０．７２×Ｔ１と第１の方法よりも広い範囲に規定している。なお、上記Δｒｍａｘは、Ｌ、Ｓ、Ｃ方向のｒ値の最大格差を示す。また、焼鈍は連続焼鈍および箱焼鈍のいずれでもよい。
【００４６】
【表１】
0003800902.tif 000002
【００４７】
次に、第３の方法について説明する。
第３の方法においては、上記成分系を有する鋼を熱間圧延工程にてＡｒ３変態点以上の仕上温度で圧延し、仕上圧延された鋼板を７℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ３−１００℃まで冷却し、冷却した後の鋼板を５６０〜６４０℃の温度域で２〜１０秒保持し、その後熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６３０℃で巻取り、次いで巻取り後の鋼板を脱スケールした後、６４０〜７００℃で２０ｈｒ以上の一次焼鈍を施し、次いで焼鈍後の鋼板を５０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後以下の（３）式を満足する温度で二次焼鈍する。
１０１５−０．５８×Ｔ１≦Ｔ２≦１２３０−０．８３×Ｔ１    …（３）
これにより、上述のように引張特性に対する面内異方性が極めて小さいのみならず、延性に優れた高炭素鋼板を得ることができる。
以下限定理由について説明する。
【００４８】
（１）熱延仕上温度：Ａｒ３変態点以上
熱間圧延において、Ａｒ３変態点未満のα域圧延が行われると、板厚方向で不均一なパーライト組織となり、その後の冷間圧延、焼鈍工程を経ても組織は均一化されず、延性が低下する。したがって、仕上温度はＡｒ３変態点以上とする。
【００４９】
（２）熱間圧延後Ａｒ３変態点−１００℃までの冷却速度：７℃／ｓｅｃ以上熱間圧延後の鋼板は、その後行われる球状化焼鈍（一次焼鈍）で、延性に好ましい組織を形成させるためにポリゴナルフェライトの生成を抑制し、均一なパーライトを有することが必要である。そのためには、パーライト変態のノーズ近傍の温度範囲に保持して、短時間でパーライト変態を終了させればよい。しかし、熱間圧延後のＡｒ３変態点−１００℃までの冷却速度が７℃／ｓｅｃ未満の場合、冷却中の初析ポリゴナルフェライトが生成し、熱延板組織がポリゴナルフェライト＋パーライトの混合組織となり、二次焼鈍後はフェライト粒径が不均一な混粒組織となるため延性が低下する。したがって、熱間圧延後Ａｒ３変態点−１００℃までの冷却速度を７℃／ｓｅｃ以上とする。
【００５０】
（３）冷却保持温度および保持時間：５６０〜６４０℃、２秒〜１０秒
冷却後の保持温度が、５６０℃未満の場合、ポリゴナルフェライトの生成は生じないが、パーライトのコロニーサイズが小さくなり、球状化焼鈍時にコロニー境界部のカーバイトが著しく粗大化し、延性が低下する。一方、６４０℃を超える場合、一部ポリゴナルフェライトが生成するとともにパーライトも粗大化し、延性が低下する。また、保持時間が２秒未満の場合ではパーライト変態が終了せず、１０秒を超える場合ではパーライトの粗大化を招き、均一なパーライトが得られない。したがって、冷却保持温度を５６０〜６４０℃とし、保持時間を２秒〜１０秒とする。
【００５１】
なお、５６０〜６４０℃の温度範囲における保持は、必ずしもこの温度範囲の一定温度で行われる必要はなく、温度傾斜があってもこの温度範囲に２〜１０秒保持されていればよい。実際に、この温度範囲で短時間保持するには、例えば、熱間圧延後の散水による冷却をこの温度範囲で短時間中止し、または水量を低減し温度制御を行えばよい。
【００５２】
（４）熱延巻取温度：５００〜６３０℃
前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、巻取温度が５００℃未満になるとｒ値の面内異方性が小さい集合組織が形成されず、６５０℃を超えると加工性が低下するため、巻取温度を５００〜６５０℃の範囲とする。
【００５３】
（５）一次焼鈍条件：６４０〜７００℃、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、前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、一次焼鈍温度が７００℃よりも高くなるといわゆるＶ型のｒ値の異方性が増大してしまう。一方６４０℃未満になると炭化物の球状化が不十分となり、二次焼鈍後の組織が一部混粒となり、延性が低下する。したがって、一次焼鈍温度を６４０〜７００℃とする。また、前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、球状化の促進の観点から焼鈍時間を２０ｈｒ以上とする。
【００５４】
（６）冷間圧延率：５０％以上
前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、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、前記第１の高炭素鋼板を製造する方法と同様、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。
【００５５】
（７）二次焼鈍条件：
１０１５−０．５８×Ｔ１≦Ｔ２≦１２３０−０．８３×Ｔ１
前記第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。
【００５６】
質量％で、Ｃ：０．３４％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．７３％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２１％の鋼を溶解後、８５０℃の仕上温度で仕上圧延し、仕上圧延後、冷却速度を７℃／ｓｅｃ以上でＡｒ３変態点−１００℃まで冷却し、冷却後５６０〜６４０℃の温度域で２〜１０秒の保持し、５８０℃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６１０〜７１０℃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の関係を示す。図３に示すように、二次焼鈍温度Ｔ２が（１０１５−０．５８×Ｔ１）以上、（１２３０−０．８３×Ｔ１）以下の範囲で、Δｒｍａｘ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Ｔ２を、１０１５−０．５８×Ｔ１≦Ｔ２≦１２３０−０．８３×Ｔ１の範囲とする。なお、上記Δｒｍａｘは、Ｌ、Ｓ、Ｃ方向のｒ値の最大格差を示す。また、焼鈍は連続焼鈍および箱焼鈍のいずれでもよい。
【００５７】
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。
【００５８】
【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の高炭素鋼板を製造する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、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．Ｉは、従来材である。
【００５９】
【表２】
0003800902.tif 000003
【００６０】
これらの試料について、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°（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。結果を表３に示す。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。
【００６１】
【表３】
0003800902.tif 000004
【００６２】
表３に示すように本発明例であるＮｏ．Ａ〜Ｎｏ．Ｃ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小さいことが確認された。
【００６３】
一方、比較例では、Δｒが大きくなっており、面内異方性に劣っていることが確認された。例えば、巻取り温度が低い場合（Ｎｏ．Ｄ）には、伸びのΔｍａｘが２．０％、ｒ値のΔｒが０．１８となり、一時焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．Ｅ）にはｒ値のΔｒが０．２０となり、冷間圧延率が４０％と低い場合（Ｎｏ．Ｆ）には降伏強度のΔｍａｘが１４、引張強度のΔｍａｘが１６、ｒ値のΔｒが０．１９とそれぞれ大きくなり、二次焼鈍温度が高い場合（Ｎｏ．Ｇ）にはｒ値のΔｒが０．２３と大きくなり、二次焼鈍温度が低い場合（Ｎｏ．Ｈ）にはｒ値のΔｒが−０．２９と大きくなり、いずれの場合も面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．Ｉも、ｒ値のΔｒが０．１８と高く、面内異方性が大きかった。
（実施例２）
この実施例では第２の高炭素鋼板を製造する第１の方法の例について示す。
ＪＩＳ  Ｇ４０５１のＳ３５Ｃ相当の成分系（質量で、Ｃ：０．３４％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．７３％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２１％）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、熱間圧延し、冷却した後、表４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２．５ｍｍの１６種類の鋼板を作製した。なお、サンプルＮｏ．１６は、従来材である。
【００６４】
【表４】
0003800902.tif 000005
【００６５】
これらの試料について、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°（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。結果を表５に示す。なお、表５中の降伏強度、引張強度、全伸び、およびｒ値の各欄に記載した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。
【００６６】
【表５】
0003800902.tif 000006
【００６７】
表５に示すように本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．７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。
【００６８】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きくなり、面内異方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０．５９と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．１６も、ｒ値のΔｍａｘが０．４２と高く、面内異方性が大きかった。
【００６９】
（実施例３）
この実施例も第２の高炭素鋼板を製造する第１の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：０．６４％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０１９％）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、熱間圧延し、冷却した後、表６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、板厚２．５ｍｍの１６種類の鋼板を作製した。なお、サンプルＮｏ．３２は従来材である。
【００７０】
【表６】
0003800902.tif 000007
【００７１】
これらの試料について、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°（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。その結果を表７に示す。なお、表７中の降伏強度、引張強度、全伸び、およびｒ値の各欄に記載した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。
【００７２】
【表７】
0003800902.tif 000008
【００７３】
表７に示すように本発明例であるＮｏ．１７〜Ｎｏ．２３は、降伏強度および引張強度のΔｍａｘが２０ＭＰａ以下、伸びのΔｍａｘが２．０％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。
【００７４】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きくなり、面内異方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．２７）には、ｒ値のΔｍａｘが０．３１となり、冷延率が３０％と低い場合（Ｎｏ．２９）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ２２、１５および０．３２と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．３２も、ｒ値のΔｍａｘが０．４４と高く、面内異方性が大きかった。
【００７５】
（実施例４）
この実施例では第２の高炭素鋼板を製造する第２の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：０．１８％、Ｍｎ：０．７２％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２２％）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２３種類の鋼板を作製した。なお、サンプルＮｏ．５５は従来材である。
【００７６】
【表８】
0003800902.tif 000009
【００７７】
これらの試料について、引張試験にて面内異方性を、Ｘ線回折にて板厚方向の組織の均一性を調査した。引張試験は、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°（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た。その結果を表９に示す。なお、表９中の降伏強度、引張強度、全伸び、およびｒ値の各欄に記載した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９には、板厚方向の組織の均一性について、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それぞれ積分反射強度を調査した結果を併せて示す。
【００７８】
【表９】
0003800902.tif 000010
【００７９】
表９に示すように本発明例であるＮｏ．３３〜Ｎｏ．４６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、引張特性の面内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。
【００８０】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きくなり、面内異方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．５０）には、ｒ値のΔｍａｘが０．２８となり、冷延率が３０％と低い場合（Ｎｏ．５２）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ１６、１１および０．３４と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．５５も、ｒ値のΔｍａｘが０．４０と高く、面内異方性が大きかった。
【００８１】
（実施例５）
この実施例も第２の高炭素鋼板を製造する第２の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：０．６４％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０１９％）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、冷却、巻取り、一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を順次行い、板厚２．５ｍｍの２３種類の鋼板を作製した。なお、サンプルＮｏ．７８は従来材である。
【００８２】
【表１０】
0003800902.tif 000011
【００８３】
これらの試料について、引張試験にて面内異方性を、Ｘ線回折にて板厚方向の組織の均一性を調査した。引張試験は、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°（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た。その結果を表１１に示す。なお、表１１中の降伏強度、引張強度、全伸び、およびｒ値の各欄に記載した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１１には、板厚方向の組織の均一性について、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それぞれ積分反射強度を調査した結果を併せて示す。
【００８４】
【表１１】
0003800902.tif 000012
【００８５】
表１１に示すように本発明例であるＮｏ．５６〜Ｎｏ．６９は、降伏強度および引張強度のΔｍａｘが２０ＭＰａ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、引張特性の面内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。
【００８６】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きくなり、面内異方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．７３）には、ｒ値のΔｍａｘが０．３４となり、冷延率が３０％と低い場合（Ｎｏ．７５）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ１９、１３および０．４１と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．７８も、ｒ値のΔｍａｘが０．４２と高く、面内異方性が大きかった。
【００８７】
（実施例６）
この実施例では第２の高炭素鋼板を製造する第３の方法の例について示す。
ＪＩＳ  Ｇ４０５１のＳ３５Ｃ相当の成分系（質量で、Ｃ：０．３４％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．７３％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２１％）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、熱間圧延した後、表１２に示す条件で仕上圧延、冷却、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２．５ｍｍの２２種類の鋼板を作製した。なお、サンプルＮｏ．１００は従来材である。
【００８８】
【表１２】
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【００８９】
これらの試料について、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°（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。その結果を表１３に示す。なお、表１３中の降伏強度、引張強度、全伸び、およびｒ値の各欄に記載した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。
【００９０】
【表１３】
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【００９１】
表１３に示すように本発明例であるＮｏ．７９〜Ｎｏ．９２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、仕上圧延された鋼板を７℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ３−１００℃まで冷却し、冷却した後の鋼板を５６０〜６４０℃の温度域で２〜１０秒保持し、その後熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６３０℃で巻きとることは、延性の向上の観点から、より好ましいことが確認された。
【００９２】
一方、比較例では、延性が低くなっていること、または、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きくなり、面内異方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．９６）には、ｒ値のΔｍａｘが０．３７となり、冷延率が４０％と低い場合（Ｎｏ．９９）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ１４、１８および０．３６と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．１００も、伸びが約３６％程度であり、ｒ値のΔｍａｘが０．４２と高く、面内異方性が大きかった。このように、本発明例は、同様な成分系および板厚の比較例より、高い伸びを示し、引張特性の異方性も低減していることが確認された。
【００９３】
（実施例７）
この実施例も第２の高炭素鋼板を製造する第３の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：０．６４％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０１９％）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、熱間圧延した後、表１４に示す条件で仕上圧延、冷却、巻取り、一次焼鈍、冷間圧延、二次焼鈍を順次行い、板厚２．５ｍｍの２２種類の鋼板を作製した。この際に、熱間圧延後の冷却速度はラインアウトテーブル上の水量および水圧を調整し変化させた。なお、サンプルＮｏ．１２２は従来材である。
【００９４】
【表１４】
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【００９５】
これらの試料について、圧延方向に対し０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｓ方向）、９０°（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。その結果を表１５に示す。なお、表１５中の降伏強度、引張強度、全伸び、およびｒ値の各欄に記載した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。
【００９６】
【表１５】
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【００９７】
表１５に示すように本発明例であるＮｏ．１０１〜Ｎｏ．１１４は、降伏強度および引張強度のΔｍａｘが２０ＭＰａ以下、伸びのΔｍａｘが２．０％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、仕上圧延された鋼板を７℃／ｓ以上の冷却速度でＡｒ３−１００℃まで冷却し、冷却した後の鋼板を５６０〜６４０℃の温度域で２〜１０秒保持し、その後熱間仕上圧延後の鋼板を５００〜６３０℃で巻きとることは、延性の向上の観点から、より好ましいことが確認された。
【００９８】
一方、比較例では、引張特性のいずれかについてΔｍａｘが大きくなり、面内異方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．１１８）には、ｒ値のΔｍａｘが０．４４となり、冷延率が４０％と低い場合（Ｎｏ．１２１）には、降伏強度、引張強度およびｒ値のΔｍａｘがそれぞれ１８、１８および０．３２と大きくなり、いずれも面内異方性が大きかった。また、従来材のＮｏ．１２２も、ｒ値のΔｍａｘが０．４４と高く、面内異方性が大きかった。
【００９９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、引張特性の面内異方性が小さい加工用高炭素鋼板を得ることができる。また、引張特性の面内異方性の小さいことに加え延性に優れた加工用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により、このギア部品等を、鋼板の一体成形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。また、ギアの歯部に高周波焼入れする場合、高周波コイルと円周部の距離が一定に保たれることにより、歯部特性をも円周方向で均質化することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第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２】本発明の第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３】本発明の第２の高炭素鋼板を製造する第３の方法において、ｒ値の面内異方性に及ぼす、一次焼鈍温度および二次焼鈍温度の関係を示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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