专利名称：：高碳热轧钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及高碳热轧钢板及其制造方法，特别涉及在宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
：工具或汽车部件(齿轮、变速器)等中使用的高碳钢板在冲裁成形后，实施淬火回火等热处理。近年来，工具、部件制造者，即高碳钢板的使用者，为了降低成本，正在研究从过去的铸造材料的利用切割加工、热锻的部件加工到利用钢板的冲压成形(包含冷锻)的加工的工序的简化。与此同时，对于作为原材的高碳钢板，强烈期望其具有淬透性以及加工成复杂形状的稳定性。并且，从冲压机及模具的维持管理的观点出发，强烈要求原材特性的稳定性。基于如上现状，对于高碳钢板的材质均质化，研究了几个技术。例如，专利文献1中提出了，在热轧后，以规定的加热速度加热成铁素体-奥氏体的两相区域、再以规定的冷却速度进行退火处理的高碳钢带的制造方法。该技术中，使高碳钢带在Acl点以上的铁素体-奥氏体的两相区域内退火，由此形成粗大的球化渗碳体均匀分布于铁素体基体中的组织。具体而言，使含有C:0.2~0.8%、Si:0.03~0.30%、Mn:0.201.50%、Sol.Al:0.01~0.10%、N:0.00200.0100%、且Sol.Al/N:510的高碳钢，热轧、酸洗、脱氧化皮后，在由95体积％以上的氢气和余量氮气构成的气氛气炉中，以680。C以上的温度范围，在加热速度Tv(。C/小时)500x(0.01-N(%)asAlN)~2000x(0.1-N(%)asAlN)、均热温度TA(。C):Acl点222xC(。/。)2-411xC(。/。)+912、均热时间1~20小时的条件下退火，以100'C/小时以下的冷却速度冷却至室温。例如，专利文献2中提出了，对于含有C:0.1~0.8质量％、S:0.01质量％以下的热轧钢板，在Acl-5(TC小于Acl的温度范围内，进行保持0.5小时以上的第1阶段的加热之后，连续进行在AclAcl+10(TC的温度范围内保持0.5~20小时的第2阶段的加热以及在Acl-5(TCAcl的温度范围内保持220小时的第3阶段的加热，并且，使从第2阶段的保持温度到第3阶段的保持温度的冷却速度为530。C/小时的制造方法。即，在专利文献2中，通过这样实施3阶段退火，希望得到铁素体的平均粒径为20pm以上的高碳钢板。例如，在专利文献3中提出了，对含有0.20.7质量n/。的C的钢进行热轧，控制为具有体积率超过70%的贝氏体的组织之后，进行退火，使铁素体晶粒均匀地粗大化，从而实现极软质化的方法。该技术的特征在于，在(Ar3相变点-2(TC)以上的终轧温度下进行热轧后，以超过12(TC/秒的冷却速度且在55(TC以下的冷却结束温度下进行冷却，然后，在50(TC以下的巻取温度下巻取，酸洗后，在64(TC以上、Acl相变点以下的退火温度下退火。专利文献l:日本特开平9-157758号公报专利文献2:日本特开平11-80884号公报专利文献3:日本特开2003-73742号公报但是，上述技术中存在以下问题。专利文献1所记载的技术，虽然通过将高碳钢带在Acl点以上的铁素体-奥氏体的两相区域内退火而得到粗大的球化渗碳体，但是这样的粗大渗碳体是难以使淬透性、加工性稳定化的组织。专利文献2所记载的技术中，由于退火工序复杂，因此在设想实际操作时，生产率变差，成本增加。并且，在专利文献3所记载的技术中，通过将含有体积率超过70%的贝氏体的热轧钢板球化退火，使铁素体粒径粗大化，从而使其极软质化，但是在(Ar3相变点-2(TC)以上的终轧温度下进行热轧后，由于在超过12(TC/秒的冷却速度下急冷，因此冷却后产生相变放热，温度升高，存在热轧钢板组织的稳定性差的问题。并且，对于球化退火后的硬度，也只能以洛氏硬度B标尺硬度(HRB)评价样品的板面，并且由于球化退火后粗大的铁素体晶粒不在板厚方向上均匀地形成，容易发生材质的不均，因而不能得到稳定的软质化。
发明内容本发明鉴于相关情况，目的在于提供不需要复杂的制造工序、淬透性、冲压成形性稳定，宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板及其制造方法。特别是以钢板边缘附近的组织稳定化为目标。本发明人对成分组成、显微组织及制造条件对高碳钢板的宽度方向的均质性的影响进行了专心研究。其结果发现为了得到优良的宽度方向的均质性，规定钢板的整个宽度的铁素体平均粒径和碳化物平均粒径是重要的。并且，可知通过将钢板边缘部分的铁素体平均粒径、比钢板边缘部分更靠近中央部分的铁素体平均粒径及碳化物平均粒径分别控制在合适的范围内，能确保淬透性、冲压成形性稳定，并得到宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板。并且，本发明中，基于上述见解，对用于控制上述组织的制造方法进行了研究，确立了宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板的制造方法。本发明基于以上的见解而进行，其要点如下。一种高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C:0.20.7%、Si:0.01~1.0%、Mn:0.1~1.0%、P:0.03。/o以下、S:0.035。/o以下、Al:0.08。/。以下、N:0.01。/。以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，并且具有钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于35pm、比所述钢板边缘部分更靠近中央部分的铁素体平均粒径小于20|im、碳化物平均粒径为0.10pm以上且小于2.0pm的组织。其中，钢板边缘部分是指热轧时的钢板宽度方向上距两侧25~75mm的区域。所述的高碳热轧钢板，其中，以质量％计，还含有Mo:0.005~0.5%、Ti:0.005~0.05%、Nb:0.0050.1。/o的一种或两种以上。—种制造高碳热轧钢板的方法，其特征在于，将具有上述[l]或[2]中任一项所述组成的钢粗轧之后，在高于(Ar3+4CTC)的终轧温度下进行终轧，然后，在终轧后2秒以内，以大于12(TC/秒的冷却速度冷却至高于55(TC、低于650。C的冷却结束温度，接着，在55(TC以下的温度下进行巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在67(TC以上、Acl相变点以下的温度下进行球化退火。另外，本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。根据本发明，能确保淬透性、冲压成形性稳定，并得到宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板。并且，可以不使用特殊的退火条件地制造本发明的宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板。其结果是可以达到高成品率，使低成本化成为可能。具体实施例方式本发明的高碳热轧钢板的特征在于，控制成为如下所示的成分组成，具有钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于35pm、比上述钢板边缘部分更靠近中央部分的铁素体平均粒径小于20|im、以及碳化物平均粒径为0.10pm以上且小于2.0pm的组织。这是本发明的最重要的特征。通过这样规定成分组成和金属组织(通过宽度方向划分的铁素体平均粒径)、碳化物的形状(碳化物平均粒径)，以满足所有条件，能够得到可以确保在包含边缘部分的宽度方向上稳定的淬透性、冲压成形性的高碳热轧钢板。另外，这里，在本发明中，钢板边缘部分是指热轧时的钢板宽度方向上距两侧25~75mm的区域。一般来说，钢板宽度方向上距两侧75mm的范围容易过度冷却，难以进行温度控制。因此组织的不均增大。另一方面，钢板宽度方向上距两侧25mm的范围一般处于品质保证的对象以外，或是通过侧边修边等剪切丢弃的部分。因此，本发明中，将钢板宽度方向上距两侧2575mm的范围称为"钢板边缘部分"，目的在于改善该范围的组织、使其接近钢板宽度方向中央部附近的组织。并且，将具有后述组成的钢粗轧之后，在高于(Ar3+4(TC)的终轧温度下进行终轧后，接着在终轧后2秒以内，以大于120'C/秒的冷却速度冷却至高于550°C、低于650。C的冷却结束温度，然后，在550°C以下的温度下进行巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在67(TC以上、Acl相变点以下的温度下进行球化退火，由此制造上述宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板。这样，通过整体控制热终轧、终轧后的冷却、巻取及直至退火的制造条件，完成本发明的目的。以下对本发明详细地进行说明。首先，说明本发明的钢的化学成分的限定原因。(l)C:0.2~0.7%C是碳钢中最基本的合金元素。根据其含量不同，淬火硬度及退火状态下的碳化物量有较大变化。(3含量小于0.2%的钢，在应用于汽车用部件等时，不能得到充分的淬火硬度。另一方面，如果C含量大于0.7%，则热轧后的韧性降低，钢带的制造性、处理性变差，不能稳定制造，并且难以低成本化。因此，从以低成本提供兼具适度的淬火硬度和冲压成形性的钢板的观点出发，使C含量为0.2。/。以上、0.7%以下，优选为0.2%以上、70.5%以下。(2)Si:0.01~1.0%si是使淬透性提高的元素。如果si含量小于o.oiy。，则淬火时的硬度不足。另一方面，如果Si含量大于1.0%，则由于固溶强化，铁素体硬化，冲压成形性变差。并且碳化物石墨化，存在阻碍淬透性的倾向。因此，从提供兼具适度的淬火硬度和冲压成形性的钢板的观点出发，使Si含量为0.01%以上、1.0%以下，优选为0.01%以上、0.8%以下。(3)Mn:0.1~1.0%Mn与Si—样，是使淬透性提高的元素。并且，S以MnS的形式固定，是防止钢坯热裂的重要元素。如果Mn含量小于0.P/。，则不能充分得到上述效果，并且淬透性大幅降低。另一方面，如果Mn含量大于1.0%，则由于固溶强化，铁素体硬化，导致冲压成形性变差。因此，从提供兼具适度的淬火硬度和冲压成形性的钢板的观点出发，使Mn含量为0.1。/。以上、1.0%以下，优选为0.1%以上、0.8%以下。(4)P:0.03。/o以下由于P在晶界中偏析而使延展性和韧性变差，因此使P含量为0.03%以下，优选为0.02%以下。(5)S:0.035。/。以下由于S与Mn形成MnS而使冲压成形性及淬火后的韧性变差，因此是必须减少的元素，优选其含量少。但是，由于S含量可以允许达到0.035%，因此使S含量为0.035%以下，优选为0.030%以下。(6)Al:0.08。/。以下如果添加过量的Al，则A1N大量析出，使淬透性降低，因此使Al含量为0.08%以下，优选为0.06%以下。8(7)N:0.01。/o以下由于含有过量N时，导致延展性降低，因此使N含量为0.01%以下。虽然通过以上的必须添加元素，本发明钢能得到目标特性，但除了上述的必须添加元素之外，为了抑制热轧冷却时的先共析铁素体生成、提高淬透性，也可以根据需要添加Mo、Ti、Nb的1种或2种以上。此时，如果各自的添加量为Mo小于0.005%、Ti小于0.005%、Nb小于0.005%，则存在不能充分得到添加效果的情况。另一方面，如果Mo大于0.5%、Ti大于0.05%、Nb大于0.1%，则效果饱和，成本增加，并且由于固溶强化、析出强化等，强度上升增大，因此存在加工性变差的情况。因此，添加时，使Mo为0.005%以上、0.5%以下，使Ti为0.005%以上、0.05%以下，Nb为0.005。/o以上、0.1%以下。另外，上述以外的余量由Fe和不可避免的杂质组成。作为不可避免的杂质，例如，由于O形成非金属夹杂物，给质量带来不良影响，因此优选降低到0.003%以下。并且，本发明中，作为不妨碍本发明的作用效果的微量元素，也可以含有0.1%以下范围的Cu、Ni、W、V、Zr、Sn、Sb。下面，对本发明的宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板的组织进行说明。(l)钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于35pm为了使宽度方向的组织均匀化，特别重要的是抑制容易过冷却的边缘部分处粗大晶粒的产生。通过抑制边缘部分处粗大晶粒产生而达到组织的匀晶化，能得到优良的冲压成形性。即，如果铁素体平均粒径为35pm以上，则由于成为包含粗大晶粒的混晶组织，因此不能得到稳定的冲压成形性。因此，为了达到稳定的冲压成形性，使铁素体平均粒径小于35|im。9并且，为了得到稳定的冲压成形性，期望尽可能使与比钢板边缘部分更靠近中央部分(以下，称为钢板中央部分)的粒径差不存在，因此优选钢板中央部分与钢板边缘部分的差为15pm以下。另外，钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于35pm的钢板能如后所述通过控制终轧时的温度和冷却条件而得到。具体而言，钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于35pm的钢板可以如下得到在粗轧后，在高于(Ar3+4(TC)的终轧温度下进行终轧之后，接着在终轧后2秒以内，以大于12(TC/秒的冷却速度冷却至高于55(TC、低于65(TC的冷却结束温度。这样，避免了粗轧后的低温终轧，实施适当的冷却条件(2秒以内，以大于12(TC/秒的冷却速度冷却至高于550°C、低于65(TC的冷冷却结束温度)，由此，特别是能够避免边缘部分处频发的粗大铁素体晶粒的生成。(2)比钢板边缘部分更靠近中央部分(钢板中央部分)的铁素体平均粒径小于20pm铁素体平均粒径是控制冲压成形的稳定性的重要因素。即，通过使铁素体平均粒径成为小于20nm的粗大晶粒少的匀晶，能得到优良的加工性。因此，使钢板中央部分的铁素体平均粒径小于20pm。另一方面，如果变成过度细的晶粒，则硬度增加，存在产生模具寿命降低等的可能性，因而优选粒径大于5|im。另外，钢板中央部分的铁素体平均粒径小于20pm的钢板能如后所述通过控制终轧时的温度和冷却条件而得到。具体而言，上述钢板能如下得到在粗轧后，在高于(Ar3+4(TC)的终轧温度下进行终轧之后，接着在终轧后2秒以内，以大于12(TC/秒的冷却速度冷却至高于550°C、低于65(TC的冷却结束温度。(3)碳化物平均粒径O.lOpm以上且小于2.0pm由于碳化物平均粒径对冲压成形性、冲裁加工性及冲压成形后的热处理阶段的淬火强度有很大影响，因此是重要的特征。如果碳化物变得微细，则在加工后的热处理阶段，碳化物易于溶解，能确保稳定的淬火硬度，但是如果碳化物平均粒径小于O.l(Him，则随着硬度的升高，冲压成形性变差。另一方面，虽然冲压成形性随着碳化物平均粒径的增加而提高，但是，如果变为2.0pm以上，则在加工后的热处理阶段，碳化物变得难以溶解，淬火硬度降低。由此，使碳化物平均粒径为0.10pm以上且小于2.0|im。另外，碳化物平均粒径能通过后述的制造条件、特别是热轧后的冷却条件、巻取温度以及退火条件进行控制。下面，对本发明的高碳热轧钢板的制造方法进行说明。本发明的宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板可以如下得到将调整至上述化学成分范围内的钢粗轧，在所希望的终轧温度下进行终轧，然后，在所希望的冷却条件下冷却，巻取、酸洗后，通过箱型退火法进行所希望的球化退火。下面对这些详细地进行说明。(l)终轧的终轧温度(轧制温度)如果热轧钢时的终轧温度(最终道次的轧制温度)为(Ar3+40)"C以下，则在钢板边缘部分出现原奥氏体晶粒内被导入多个剪切带的部分，相变的成核点增大。因此，铁素体晶粒变得微细，球化退火时，以高的晶界能为驱动力，特别是在钢板边缘部分，粗大铁素体晶粒产生的情况增多。因此，使终轧温度高于(Ar3+40)t:。并且，为了更稳定地防止粗大铁素体晶粒的产生，得到更优良的宽度方向的均质性，优选终轧温度高于(Ar3+80)。C。虽然没有特别规定终轧温度的上限，但由于在高于IOO(TC的高温时，容易发生氧化皮性缺陷，因此优选在100(TC以下。由此，使热轧钢时的终轧温度(最终道次的轧制温度)高于(Ar3+40)。C。另外，Ar3相变点rC)可以由下式(l)算出。Ar3=910-310C-80Mn-15Cr-80Mo(1)这里，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。(2)冷却终轧后2秒以内大于12(TC/秒的冷却速度如果热轧后的冷却方法为缓冷，则奥氏体的过冷度小，先共析铁素体大量生成。如果冷却速度在12(TC/秒以下，则先共析铁素体的生成变得显著，退火后碳化物不均匀地分散，不能得到稳定的匀晶组织。因此，使热轧后的冷却速度大于120'C/秒。优选为20(TC/秒以上。另外，虽然没有特别限制冷却速度的上限，但是例如，如果假设板厚为3.0mm时，从现有设备上的能力考虑，其上限为70(TC/秒。并且，如果从终轧到冷却开始的时间超过2秒，则与上述相同，生成先共析铁素体，同样在退火后碳化物不均匀地分散，不能得到稳定的匀晶组织。因此，使从终轧到冷却开始的时间在2秒以内。另外，为了组织的稳定化，优选从终轧到冷却开始的时间在1.5秒以内，更优选在l.O秒以内。(3)冷却结束温度大于550'C、小于650。C热轧后的一次冷却停止温度为55(TC以下时，特别是在热轧板阶段，存在细微的贝氏体组织在温度降低的钢板边缘部分处产生的现象，其在最终退火后，变为粗大铁素体晶粒组织，不能在宽度方向上得到均质的组织。并且，如果为65(TC以上，则在热轧板阶段变为粗大的铁素体-珠光体组织，退火后碳化物不均匀地分散，不能得到稳定的匀晶组织。因此，使冷却结束温度为大于55(TC、小于65(TC。(4)巻取温度55(TC以下冷却后的巻取温度大于55(TC时，铁素体-珠光体组织的微细化不充分，最终退火后，碳化物不均匀地分散，不能得到稳定的匀晶组织。因此，使巻取温度为55(TC以下。另外，虽然没有特别规定巻取温度的下限，但由于温度越低钢板的形状越差，因此优选为20(TC以上。(5)酸洗实施在巻取后的热轧钢板进行球化退火之前，实施用于除去氧化皮的酸洗。酸洗可以根据通常的方法进行。(6)球化退火在67(TC以上Acl相变点以下的温度下箱型退火酸洗热轧钢板后，为了使铁素体晶粒充分地长大并且使碳化物球化而进行退火。球化退火大致分为(l)加热至刚超过Acl的温度后缓冷的方法；(2)在刚低于Acl的温度下长时间保持的方法；(3)在刚超过及刚低于Acl的温度下，反复加热/冷却的方法。其中，本发明中，根据上述(2)的方法，同时以铁素体晶粒的晶粒长大和碳化物的球化为目的。因此，由于球化退火时间长，因而选择箱型退火。如果退火温度小于670'C，则铁素体晶粒的均匀化及碳化物的球化均变得不充分，无法成为充分的匀晶组织，因此加工性差。另一方面，退火温度超过Acl相变点时，在钢板边缘部分，成为粗大晶粒容易产生的状态。由此，球化退火的退火温度为67(TC以上、Acl相变点以下，优选为670。C以上、71(TC以下。另外，Acl相变点rC)可以由下式(2)算出。Acl=754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+4.51Mo(2)这里，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。由此，能够得到本发明的宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板。另外，本发明的高碳钢的成分调整中，可以使用转炉或电炉中的任意一种。将这样进行成分调整后的高碳钢通过造坯-开坯轧制或连铸，制成作为钢原材的钢坯。对该钢坯进行热轧，此时，为了避免由于产生氧化皮而导致的表面状态变差，优选使钢坯加热温度在130(TC以下。并且，可以将连铸钢坯直接或以抑制温度降低为目的边保温边轧制地进行直接轧制。并且，可以在热轧时省略粗轧，进行终轧。为了确保钢板边缘部分的终轧温度，热轧中也可以利用板带加热器、边缘加热器等加热装置进行轧制材料的加热。并且，为了促进球化或降低硬度，巻取后也可以使用缓冷罩等装置使巻材保温。退火后，根据需要进行表面光轧。由于该表面光轧对淬透性没有影响，因此对其条件没有特别限制。这样得到的高碳热轧钢板，在保持淬透性的同时，具有优良的冲压成形性，认为其原因如下。作为冲压成形性指标的材质的均质性，受铁素体平均粒径影响较大，组织被匀晶化，并且，通过控制粗大的铁素体粒径的混入，提高冲压成形性。并且，关于淬透性，碳化物平均粒径有较大影响。碳化物粗大时，淬火前的固溶处理时，未固溶碳化物容易残留，淬火硬度降低。从以上方面出发，通过规定成分组成和金属组织(铁素体平均粒径)、碳化物的形状(碳化物平均粒径)，以满足所有条件，能在确保淬透性及冲压成形性的同时，得到宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板。实施例对具有表1所示化学成分的钢进行连铸，将得到的钢坯加热至1250°C，在表2所示的条件下进行热轧后，酸洗，然后，在表2所示的条件下利用箱型退火法进行球化退火，制造板厚4.0mm的热轧钢板。14<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>然后，从通过上述操作得到的热轧钢板采集样品，测定钢板边缘部分的铁素体平均粒径、钢板中央部分的铁素体平均粒径及碳化物平均粒径，并测定反映这些组织的原材硬度。各测定方法及条件如下所述。<铁素体平均粒径>由样品的轧制方向板厚截面上的光学显微镜组织，根据nsG0552(1998)"钢的铁素体结晶粒度试验方法"进行测定。SP，根据其所记载的切断方法求出粒度编号G，由m=2(C5+3)计算每lmr^截面面积的结晶粒的数量m,再由下式(l)求得平均结晶粒径d。另外，平均粒径的测定是将铁素体晶粒切断为3000个以上，对足够的视野个数进行测定，并取各视野的粒径的平均值。d(nm)=100(Wm......式(l)<碳化物平均粒径>研磨、腐蚀样品的轧制方向板厚截面之后，使用扫描电子显微镜对显微组织拍照，进行碳化物粒径的测定。另外，平均粒径为碳化物总数500个以上的平均值。<原材硬度>使用洛式硬度(HRB)对样品的宽度方向位置(中央、距边缘25mm)以外的表面的3点进行测定，求得平均硬度。并且，使用这些求得的平均硬度，求出钢板中央部分与边缘部分的硬度差(AHRB^钢板边缘部分的硬度)-(钢板中央部分的硬度))。通过以上的测定得到的结果在表3中示出。<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表3中，钢板No.110、1925的制造条件在本发明范围内，是具有钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于25pm、钢板中央部分的铁素体平均粒径小于2(Him，碳化物平均粒径为O.l(Him以上且小于2.0nm的组织的本发明例。可知在本发明例中，粗大晶粒没有在钢板边缘部分处产生，钢板中央部分与钢板边缘部分的原材硬度差(AHRB)在10点以下时在宽度方向上的硬度也稳定，特别是终轧温度超过(Ar3+8(TC)的本发明例(钢板No.l~10及钢板No.2325)的AHRB在5点以下时在宽度方向上的硬度更加稳定，并且能得到具有细微的碳化物的高碳热轧钢板。其结果是能得到淬透性及冲压成形性稳定的高碳热轧钢板。另一方面，钢板No.1118、26~29是制造条件不符合本发明范围的比较例。钢板No.14、18、16~29，较多的粗大晶粒在钢板边缘部分处产生，铁素体平均粒径为35jim以上，在本发明的范围以外。其结果是钢板中央部分与钢板边缘部分的原材硬度差超过10点，不能得到宽度方向上均匀的材质，且冲压成形性不稳定。并且，由于钢板No.1113、1517的钢板不仅中央部分的铁素体平均粒径大、组织的匀晶化不充分，而且碳化物平均粒径也大，因此钢板中央部分的铁素体平均粒径及碳化物平均粒径在本发明的范围以外。其结果是淬透性、冲压成形性均不稳定。产业上的利用可能性通过使用本发明的宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板，能够在低负荷下简单地加工以齿轮为代表的变速器部件等复杂形状的部件，因此，能够在以工具或汽车部件(齿轮、变速器)为中心的多种用途方面使用。19权利要求1.一种高碳热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C0.2～0.7％、Si0.01～1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.03％以下、S0.035％以下、Al0.08％以下、N0.01％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，并且具有钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于35μm、比所述钢板边缘部分更靠近中央部分的铁素体平均粒径小于20μm、碳化物平均粒径为0.10μm以上且小于2.0μm的组织，其中，钢板边缘部分是指热轧时的钢板宽度方向上距两侧25～75mm的区域。2.如权利要求1所述的高碳热轧钢板，其中，以质量％计，还含有Mo:0.0050.5o/o、Ti:0.0050.05o/o、Nb:0.0050.iyo的一种或两种以上。3.—种制造高碳热轧钢板的方法，其特征在于，将具有权利要求1或2中任一项所述组成的钢粗轧之后，在高于(Ar3+4(TC)的终轧温度下进行终轧，然后，在终轧后2秒以内，以大于12(TC/秒的冷却速度冷却至高于550X:、低于650。C的冷却结束温度，接着，在550。C以下的温度下进行巻取，酸洗后，利用箱型退火法，在670。C以上、Acl相变点以下的温度下进行球化退火。全文摘要得到宽度方向的均质性优良的高碳热轧钢板。含有C0.2～0.7％、Si0.01～1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.03以下、S0.035％以下、Al0.08％以下、N0.01％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成。组织的钢板边缘部分的铁素体平均粒径小于35μm、比所述钢板边缘部分更靠近中央部分的铁素体平均粒径小于20μm、碳化物平均粒径为0.10μm以上、小于2.0μm。并且，粗轧之后，在高于(Ar3+40℃)的终轧温度下进行终轧，在终轧后2秒以内，以大于120℃/秒的冷却速度冷却至高于550℃、低于650℃的冷冷却结束温度，在550℃以下的温度下卷取，酸洗后，在670℃以上、Ac1相变点以下的温度下球化退火而制造。文档编号C22C38/00GK101490296SQ200780026900公开日2009年7月22日申请日期2007年8月6日优先权日2006年8月16日发明者三塚贤一,中村展之,小林聪雄,木村英之,濑户一洋,青木直也,饭塚俊治申请人:杰富意钢铁株式会社