(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C:0.2%〜1.5%、Si:0.10%〜0.35%、Mn:0.1%〜0.9%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Cu:0.03%以下、Ni:0.025%以下、Cr:0.3％以下，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分系を有する高炭素鋼板であって、炭化物平均粒径が０．５μｍ未満、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満であり、平均ｒ値が１．０以上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。ただし、Δｒと平均ｒ値は次の式で表される。
Δｒ＝（ｒ0−２ｒ45＋ｒ90）／４
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４
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記載の成分系を有する高炭素鋼を、熱間圧延により体積率２０％以上のベイナイト相を有する組織に組織制御し、この熱延鋼板を冷間圧延し、球状化焼鈍により、請求項１記載の範囲内の炭化物平均粒径、ｒ値の面内異方性指数Δｒ、および平均ｒ値とす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】
仕上温度（Ａｒ3変態点−２０℃）以上で熱間圧延を行った後、１２０℃／秒を超える冷却速度で冷却終了温度620℃以下まで急冷し、次いで巻取温度５５０℃未満で巻取り、得られた熱延鋼板を酸洗後、圧下率30％以上の冷間圧延を行い、焼鈍温度６４０℃以上７２０℃以下で焼鈍することを特徴とする請求項２記載の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４】
請求項２記載の面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法において、体積率２０％以上のベイナイト相を有する組織に代えて、体積率７０％以上のベイナイト相を有する組織とす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５】
仕上温度（Ａｒ3変態点−２０℃）以上で熱間圧延を行った後、１２０℃／秒を超える冷却速度で冷却終了温度550℃以下まで急冷し、次いで巻取温度５００℃以下で巻取り、酸洗後、圧下率30％以上の冷間圧延を行い、焼鈍温度６４０℃以上７２０℃以下で焼鈍することを特徴とする請求項４記載の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６】
酸洗後の熱延鋼板を焼鈍温度５８０℃以上６８０℃以下で焼鈍することを特徴とする請求項２ないし請求項５記載の面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、焼入れ性と深絞り性に優れ、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、部品の一体成形化が進みつつあり、円筒形状の部品においては更なる深絞り性への要求が高まっている。
【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、焼入れ性および深絞り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。そこで、これまでに、高炭素鋼板において焼入れ性や深絞り性を向上させ、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。
【０００５】
（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。
【０００６】
（２）材料とプロセス、Ｖｏｌ.１（１９８８）、ｐ．１７２９（以下、従来技術２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、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開示されている。
【０００７】
（３）特開平１０−１５２７５７号公報（以下、従来技術３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。
【０００８】
（４）特開平６−２７１９３５号公報（以下、従来技術４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。
【０００９】
（５）特開２０００−３２８１７２号公報（以下、従来技術５という）
この公報には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎを規制し、また、２≦ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎ≦２０とし、鋼中炭化物の平均粒径が０．５μｍ以上で球状化率≧９０％とし、また、集合組織を規制して、平均ｒ値≧０．８０、面内異方性指数Δｒが±０．２０以内を満足する深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼板の製造方法が記載されている。
【００１０】
【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。
【００１１】
従来技術１では、熱間圧延後の鋼帯を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、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、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。
【００１３】
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は０．３４と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３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だけであり、鋼板の成形性の重要な指標となるｒ値の面内異方性については検討されていない。
【００１５】
従来技術４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】
従来技術５では、集合組織を制御することにより平均ｒ値を向上させるとともに、Δｒを低減させているが、加工性向上のため、炭化物の平均粒径を０．５μｍ以上に粗大化させている。このため、高炭素鋼板として重要な焼入れ性は十分に得られない。また、伸びも３３％程度であり、複雑な形状の部品の一体成形を行う場合、延性不足による割れが発生するため、加工性も十分とは言えない。
【００１７】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであり、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も適合可能な高炭素鋼板、すなわち、焼入れ性および深絞り性に優れ、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。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％で、C:0.2%〜1.5%、Si:0.10%〜0.35%、Mn:0.1%〜0.9%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Cu:0.03%以下、Ni:0.025%以下、Cr:0.3％以下，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分系を有する高炭素鋼板であって、炭化物平均粒径が０．５μｍ未満、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒが−０．１５超〜０．１５未満であり、平均ｒ値が１．０以上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である。ただし、Δｒと平均ｒ値は次の式で表される。
【００１９】
Δｒ＝（ｒ0−２ｒ45＋ｒ90）／４        (1)
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４    (2)
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。
【００２０】
本発明は、ＪＩＳ Ｇ４０５１（機械構造用炭素鋼）、ＪＩＳ Ｇ ４４０１（炭素工具鋼鋼材）、又はＪＩＳ Ｇ ４８０２（ばね用冷間圧延鋼帯）で規定される成分系を基本とし、かつ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、焼入れ性および深絞り性、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なされたものである。その過程で、熱間圧延、その後の冷却および巻取、冷間圧延および焼鈍等の製造条件を適正に制御すること、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が見出された。
【００２１】
また、このようにして、Δｒを−０．１５超〜０．１５未満、平均ｒ値を１．０以上とすることにより、円筒形状の部品の成形および高い寸法精度が要求される部品に、高炭素鋼板を適用できることが確認された。以下、個々の限定理由について説明する。
【００２２】
化学成分：上記所定範囲内のC、Si、Mn、P、S、Cu、Ni、Cr
この発明の鋼の化学成分は、ＪＩＳ Ｇ４０５１（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基本とするもので、発明範囲外では、これらのＪＩＳ規定を満足することができない。従って、各元素の含有量を上記の範囲内、即ち、質量％で、C:0.2%〜1.5%、Si:0.10%〜0.35%、Mn:0.1%〜0.9%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Cu:0.03%以下、Ni:0.025%以下、Cr:0.3％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とする。
【００２３】
炭化物平均粒径：０．５μｍ未満
炭化物の形態は焼入れ性に大きく影響し、球状化した炭化物においては平均粒径で決定される。炭化物平均粒径が０．５μｍ以上に粗大化すると、高周波焼入れ等の短時間焼入れにおいて十分な焼入れ性が得られない。従って、炭化物平均粒径は０．５μｍ未満とする。
【００２４】
面内異方性指数Δｒ：−０．１５超〜０．１５未満
ｒ値の面内異方性指数Δｒの絶対値｜Δｒ｜を小さくすることにより、円筒形状の部品を均一に成形することができる。この｜Δｒ｜が０．１５以上となると、ギア部品等の高い寸法精度が要求される部品への適用は困難となる。従って、｜Δｒ｜を０．１５未満、即ちΔｒを−０．１５超〜０．１５未満の範囲内とする。
【００２５】
平均ｒ値：１．０以上
平均ｒ値を高くすることにより、円筒形状の部品の成形において、成形高さを大きくとることができ、プレス成形の回数を削減することができる。平均ｒ値が１．０未満では、十分な成形高さが得られず、円筒形状の部品への適用は困難となる。従って、平均ｒ値を１．０以上とする。
【００２６】
上記の面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板を得ることが可能な製造方法の発明は次のようになる。その発明は、上記の発明の成分系を有する高炭素鋼を、熱間圧延により体積率２０％以上のベイナイト相を有する組織に組織制御し、この熱延鋼板を冷間圧延し、球状化焼鈍により、上記発明の範囲の炭化物平均粒径、Δｒ、および平均ｒ値とすること、即ち、炭化物平均粒径を０．５μｍ未満、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒを−０．１５超〜０．１５未満、平均ｒ値を１．０以上とす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である。
【００２７】
この発明において、体積率２０％以上のベイナイト相を有する組織とする代りに、体積率７０％以上のベイナイト相を有する組織とす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とすることもできる。
【００２８】
これらの発明は、球状化焼鈍前の熱延鋼板の段階でベイナイト相を有する組織とすることにより、球状化焼鈍後に好ましい特性が得られるという知見に基づきなされた。
【００２９】
熱延鋼板の組織におけるベイナイト相の体積率が20％を超えると、球状化焼鈍時に炭化物が微細に球状化され、焼入性が高くなる。一方、ベイナイト相の体積率が20％以下では、この効果が顕著ではない。従って、ベイナイト相の体積率を20％を超える値に制御する。また、[111]結晶方位の集積を促進し、低い冷圧率でΔｒ値が低減するとともに平均ｒ値が向上する。
【００３０】
さらに、ベイナイト相の体積率を70％以上とすることにより、球状化焼鈍後の炭化物が、一層微細化するのみならず、フェライト粒が均一に成長するので、極めて高い焼入性と延性を有する鋼板が得られ、同時に平均ｒ値もさらに向上する。従って、ベイナイト相の体積率を好ましくは70％を超える値に制御する。
【００３１】
この製造方法の発明において、さらに、仕上温度（Ａｒ3変態点−２０℃）以上で熱間圧延を行った後、１２０℃／秒を超える冷却速度で冷却終了温度620℃以下まで急冷し、次いで巻取温度５５０℃未満で巻取り、得られた熱延鋼板を酸洗後、圧下率30％以上の冷間圧延を行い、焼鈍温度６４０℃以上７２０℃以下で焼鈍す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とすることもできる。
【００３２】
これらの発明において、冷却終了温度を550℃以下、巻取温度を５００℃以下とす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とすることもできる。
【００３３】
さらに、これらの発明において、酸洗後の熱延鋼板を、焼鈍温度５８０℃以上６８０℃以下で焼鈍す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とすることもできる。
【００３４】
これらの発明は、前述の熱延鋼板および冷延鋼板の組織を得ることが可能な製造条件について検討した結果なされたものであり、以下、その詳細を説明する。
【００３５】
仕上温度：  (Ar3変態点-20℃)以上
熱間圧延の仕上温度が(Ar3変態点-20℃)未満では、一部でフェライト変態が進行するためベイナイト相が十分に得られず、フェライト＋パーライト＋ベイナイトの混合組織となる。そのため、球状化焼鈍の際、フェライト粒が粒成長しにくくなり、高い延性が得られないとともに、[111]結晶方位の集積も十分に得られず、平均ｒ値も向上しない。また、体積率20％を超えるベイナイト相が得られなくなり、球状化焼鈍後も炭化物が均一分散せず、焼入性が低下する。従って、仕上温度を(Ar3変態点-20℃)以上とする。
【００３６】
圧延後の冷却条件：  冷却速度＞120℃/秒
本発明では、変態後のフェライト相体積率の低減を図るため、圧延後の急冷（冷却）が必要である。冷却方法が徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フェライトが生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、初析フェライトの生成が顕著となるため、体積率20％を超えるベイナイト相が得られなくなり、焼入性が低下するとともに、上記と同様、高い延性が得られず、ｒ値も向上しない。従って、圧延後の冷却速度を120℃/秒を超える速度とする。なお、仕上圧延後、０．１秒を超え１．０秒未満の時間内で急冷を開始することもできる。
【００３７】
冷却終了温度：  620℃以下
圧延後の急冷を終了する冷却終了温度が620℃より高い場合、巻取りまでの冷却（徐冷）中あるいは巻取り後にフェライトが生成するとともに、パーライトのラメラ間隔が粗大化し、ベイナイト相の体積率が20％以下に低下する。そのため、球状化焼鈍後に均一分散した微細炭化物が得られなくなり焼入性が低下するとともに、上記と同様、高い延性が得られず、ｒ値も向上しない。従って、圧延後の急冷（冷却）の冷却終了温度を620℃以下とする。
【００３８】
さらに、冷却終了温度を550℃以下にすることで、ベイナイト相の体積率を70％以上となる。その結果、球状化焼鈍の際、炭化物が一層微細に球状化して、焼入性が向上するとともに、フェライト粒が均一に成長して延性が向上する。また、それに伴い[111]結晶方位の集積を促進し、低い冷圧率でΔｒ値が低減するとともに平均ｒ値が向上する。
【００３９】
巻取温度：  550℃未満
急冷後の巻取においては、巻取温度が550℃を超えると初析フェライトが生じるとともに、パーライトのラメラ間隔が大きくなり、体積率20％を超えるベイナイト相が得られなくなる。そのため、焼鈍後の炭化物が粗大化して焼入性が劣化するとともに、十分な延性が得られず加工性が低下し、Δｒ値が大きくなり、平均ｒ値が低下する。従って、巻取温度を550℃未満とする。
【００４０】
さらに、巻取温度を500℃以下とすることにより、ベイナイト相の体積率が70％以上となり、パーライトのラメラ間隔が小さくなる。その結果、冷間圧延＋焼鈍後の炭化物の分散状態が一層均一微細化し、極めて優れた焼入性および加工性が得られ、同時に、低い冷圧率でΔｒ値が低減するとともに平均ｒ値が向上する。なお、巻取温度の下限は特に規定しないが、低温になるほど鋼板の形状が劣化するため、200℃以上とすることが好ましい。
【００４１】
中間焼鈍温度：  580℃以上680℃以下
極めて延性が高く優れた加工性の鋼板を得るために、冷間圧延前に熱延鋼板の焼鈍（中間焼鈍）を行うことが好ましい。これは、炭化物の極微細球状化を行うことにより、冷間圧延後の焼鈍（最終焼鈍）における炭化物の均一微細化と同時にフェライト粒を均一かつ十分に粒成長させることができる。その結果、高い焼入性と延性を確保し、[111]結晶方位の集積を促進し、低い冷圧率でΔｒ値が低減するとともに平均ｒ値が向上する。
【００４２】
中間焼鈍温度については、580℃未満の場合、焼入性、Δｒおよび平均ｒ値については上記の効果が多少得られるものの、炭化物の極微細球状化は不十分となり、最終焼鈍後に極めて高い延性は得られない。一方、中間焼鈍温度が680℃を超える場合、最終焼鈍後には炭化物平均粒径が０．５μｍ以上に粗大化するため焼入れ性が低下し、さらに平均ｒ値が上昇せず、Δｒは大きくなる。従って、冷間圧延前に熱延鋼板の焼鈍（中間焼鈍）を行う場合は、焼鈍温度を580℃以上680℃以下の範囲内とする。
【００４３】
冷間圧延：  圧下率30％以上
冷間圧延時の圧下率は、30％未満であると未再結晶部が残るとともに炭化物の球状化が不十分となり、延性と平均ｒ値が低下し、Δｒ値が増加する。従って、冷間圧延時の圧下率は30％以上とする。上限は特に規定しないが、圧延機への負荷を考慮して80％以下とすることが好ましい。
【００４４】
最終焼鈍温度：  640℃以上720℃以下
冷間圧延後の最終焼鈍の焼鈍温度は、焼入れ性、延性、平均ｒ値、およびΔｒ値の観点から適性に制御すべき重要な条件である。最終焼鈍温度が640℃未満の場合、炭化物の球状化およびフェライト粒の粒成長が共に不十分となるため延性が低い。また、中間焼鈍を行った場合でも、フェライト粒が十分に粒成長しないため十分な延性が得られない。さらに、[111]結晶方位の集積も不十分となり、高い平均ｒ値が得られず、Δｒ値が増大する。
【００４５】
一方、焼鈍温度が720℃を超える場合、炭化物平均粒径が０．５μｍ以上に粗大化するため焼入れ性が低下し、さらにAc1変態点を超えた場合平均ｒ値が低下し、Δｒ値は大きくなる。従って、最終焼鈍温度は、640℃以上720℃以下の範囲内とする。
【００４６】
【発明の実施の形態】
本発明の実施に当っては、素材鋼は、例えば転炉、電気炉等により溶製される。鋼の成分系としては、前述のＪＩＳ規格に基づき選定すればよいが、それ以外の成分系でも、本発明の効果を損なわない限り必要に応じて添加してもよい。例えばＢの添加により、本発明の面内異方性を損なうことなく、焼入れ性をさらに向上させることができる。鋼片の製造は造塊-分塊圧延法、連続鋳造法、薄スラブ鋳造法、ストリップ鋳造法等のいずれの方法でもよい。
【００４７】
熱間圧延プロセスは、スラブを加熱後に圧延する方法、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でもよい。なお、優れた表面品質を付与するためには、一次スケールのみならず熱間圧延中に生成する二次スケールについても十分に除去することが好ましい。また、熱間圧延中においては、バーヒーター等により加熱を行ってもよい。
【００４８】
また、熱間圧延後あるいは冷間圧延前後に行われる焼鈍については、連続焼鈍、箱焼鈍のいずれでもよく、その後必要に応じて調質圧延を行う。
【００４９】
【実施例】
[Ｓ３５Ｃ相当]
ＪＩＳ Ｇ４０５１のＳ３５Ｃ相当の成分系（質量％で、Ｃ：０．３５％、Ｓｉ：０．２１％、Ｍｎ：０．７４％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．０３１％）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１に示す条件で熱間圧延および冷間圧延、焼鈍を行い、板厚１．０ｍｍの鋼板を作製した。
【００５０】
【表１】
0003797165.tif 000002
【００５１】
これらの試料について、以下のようにして熱延板段階でのベイナイト相の体積率測定、炭化物粒径測定および粒度分布測定、引張試験、焼入れ試験を行った。
【００５２】
(1) ベイナイト相の体積率の測定
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ベイナイト相の体積率の測定を行った。
【００５３】
(2) 炭化物粒径測定
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。
【００５４】
(3) 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、面内異方性を前述の式(1)および(2)を用いて算出した。
【００５５】
(4) 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。焼入れ性の評価については、硬さ（ＨＲＣ）５０以上を合格とした。以上の試験の結果を表２に示す。
【００５６】
【表２】
0003797165.tif 000003
【００５７】
この表2より、発明例の鋼板No.1〜5ではElが34％以上、平均ｒ値は1．20以上、Δｒ値は±0.15以内、焼入れ後の硬さ（ＨＲＣ）は50以上であり優れた特性を示している。比較例では、鋼板No.6〜9は熱延鋼板の組織のベイナイト相が体積率20％以下であり、鋼板No.10は中間焼鈍温度が高すぎたため、いずれも炭化物平均粒径が０．５μｍ以上となっており、焼入れ後の硬さ（ＨＲＣ）が５０に到達していない。鋼板No.8〜12は、製造条件の一部が本発明範囲外であり、Δｒ値が±0.15を超えており、平均ｒ値も発明例に比べて低目である。
【００５８】
[Ｓ６５Ｃ相当]
ＪＩＳ Ｇ４８０２のＳ６５Ｃ−ＣＳＰ相当の成分系（質量％で、Ｃ：０．６５％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．７６％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．００３％、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３に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行い、板厚１．０ｍｍの鋼板を作製した。
【００５９】
【表３】
0003797165.tif 000004
【００６０】
これらの試料について、実施例１と同様にして、熱延板段階でのベイナイト相の体積率測定、炭化物粒径測定、粒度分布測定、引張試験、焼入れ試験を行った。焼入れ性の評価については、硬さ（ＨＲＣ）６０以上を合格とした。以上の結果を表４に示す。
【００６１】
【表４】
0003797165.tif 000005
【００６２】
表４において、鋼板No.13〜17は、製造条件が本発明の範囲内であり、熱延板段階でのベイナイト相の体積率が20％超、炭化物の粒径が０．５μｍ未満の本発明例である。本発明例では、Elが32％以上、平均ｒ値は1．20以上、Δｒ値は±0.15以内、焼入れ後の硬さ(HRC)は60以上であり優れた特性を示している。
【００６３】
鋼板No.18〜24は比較例であり、鋼板No.18〜21は熱延板段階でのベイナイト相の体積率が20％超、炭化物の粒径が０．５μｍ以上で本発明の範囲外である。そのため、焼入れ後の硬さ(HRC)が目標の６０に到達していない。鋼板No.18,20〜24は、製造条件の一部が本発明範囲外であり、Δｒ値が±0.15を超えており、平均ｒ値も発明例に比べて低目である。
【００６４】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、焼入れ性、延性、および深絞り性に優れ、かつ成形性に大きな影響を及ぼす深絞り性の面内異方性が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。