JPH02101122A - 成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、一般に工具鋼あるいは刃物用鋼として製造さ
れ、ＪＩＳＧ３３１１に規定されフィル。、８０ｗｔ％
Ｃ以上の高炭素薄鋼板の製造方法に関する。更に詳細に
は、その品質向上と、製造プロセスの合理化、そして低
コスト化を図った上記高炭素薄鋼板の製造方法に関する
。

（従来の技術） 従来より、工具鋼、刃物用鋼を対象とした０、８０ｗｔ
％Ｃ以上の高炭素薄鋼板についてはその成品および製造
方法に以下のような問題点があった。

（１）セメンタイト量が多いため、成品の硬度が高く工
具、刃物への成形加工が困難である。

（２）熱間圧延板の硬度が高いために冷間圧延性が悪く
、冷間圧延途中での中間焼鈍が必要となり、また冷間圧
延の回数が増加しプロセスが煩雑である。

（３）軟質化焼鈍に際して、セメンタイトの球状化を行
うために非常に長い時間が必要である。

このような従来技術の問題点に対する解決策として熱延
板における効率的でかつ有効な軟質化が従来より望まれ
ている。そのために行われるセメンタイトの球状化処理
には下記に示す方法が従来より提唱されていた。

＋ａ）＾０１以上、Ａｃｍ以下の温度にｌｈｒ以上の適
当な時間加熱した後、＾ｒ、変態を完了するまで徐々に
冷却（約１０℃／ｈｒ）するか、または＾ｒ１点直下の
適当な温度に冷却して、この温度に一定時間保持して変
態を完了させた後空冷する。

（ｂｌ焼鈍前に軽い冷間圧延を施した後、胱３点直下の
温度に長時間（約６ｈｒ以上）加熱し、冷却する。

（ｃｌ　Ａ　Ｃ＋、Ａｒ＋点温度の上下を繰り返して加
熱してから冷却する。

この中でｉａｌのプロセスを適用してもｌｈｒ以上の適
当な時間の均熱が必要でありかつ適当に小さな加熱冷却
速度が必要であることが確認されており、したがってこ
の加熱、冷却速度を満足させるために箱焼鈍が適用され
てきた。

しかし、箱焼鈍における問題点としてはコイルの中心部
と外周部の加熱速度および均熱時間が異なるため、焼鈍
後の硬度にコイル内で差異が生じ、後工程の冷却圧延に
おける板厚の寸法はずれやばらつき等の問題、さらに最
終成品における硬度特性のばらつきが挙げられ、この他
にも冷却速度が小さく抑えられていることから冷却のた
めの必要時間が非常に長くなることも挙げられる。

また（ｂｌのプロセスでは焼鈍前の軽度の冷間圧延が必
要である上、６ｈｒ以上の均熱が必要となり焼鈍時間が
非常に長くなることと、硬度レベルも十分に低減されず
、このため冷間圧延性が不良であることが挙げられる。

さらにＴｅｌのプロセスでは所定の温度を上下させる必
要があり、熱処理設備が非常に複雑なものとなる。その
うえ、処理に長時間を要する割りには効果が十分でなか
った。

以上のように高炭素薄鋼板の製造における問題は、その
硬度が高いことによる成品の成形性の不良、冷間圧延、
焼鈍回数の増大、焼鈍の長時間化であり、そのため製造
プロセスを煩雑なものとしているのが現状であり、その
合理化が重要な問題となっていた。

（発明が解決しようとする課題） かくして、本発明の目的は、前述の（ａｌのプロセスに
対しコイル間の硬度のばらつき抑制や冷却速度の増大に
よる焼鈍時間の短縮を図るとともに、更にＡｔ点点上上
温度において速やかにセメンタイトを球状化することの
できる高炭素鋼薄板の製造方法を提供することである。

本発明のさらに具体的目的は、（１）成品の軟質化、（
２）冷間圧延性の向上によるプロセスの簡略化、そして
（３）焼鈍時間の短縮化をそれぞれ実現できる高炭素鋼
薄板の製造方法を提供することである。

（課題を解決するための手段） 上記の目的を達成するために、本発明者らは、８４０℃
以上の温度で熱間圧延を仕上げ、１０℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で冷却し、さらに６５０℃以下の温度で巻取っ
た後冷却して熱延板を製造した。このようにして得た熱
延板について脱スケール後、＾。

以上の温度における箱焼鈍を実施し、その焼鈍時間によ
るセメンタイト形状・硬度への影響を検討した。その一
連の実験の結果、均熱時間が異なっても安定して均一な
球状セメンタイトを得る方法があることを確認した。

そこで、本発明者らはこれについてさらに研究を進めた
結果、Ｃ含有量０．８０％以上の高炭素鋼板においては
ＡＩ＋１０℃〜ＡＩ　＋２／３　×（Ａｅｆｆｌ−Ａ１
）の範囲の温度に保持した場合、そのセメンタイト形状
は均熱時間による影響を受けず、またこの温度域より２
０〜ｂ 合、これらのセメンタイ）・は熱延板におけるラメラ−
形状から均一な球状化組織に変化していることが認めら
れた。またその硬度は熱延板、更にＡｔ以下の温度域に
て箱焼鈍した焼鈍材よりも低いことが確認１され、その
後の冷間圧延における圧下率も著しく向」−することが
確認された。更にこの作用は、セメンタイトが非常に微
細な層状組織を有する必要があるため、熱延板の巻取り
温度は６５０°Ｃ以下である必要があることも確認され
た。

また熱間圧延において仕上げ・巻取りの条件が本発明が
規定する範囲より異なるとこの焼鈍におけるセメンタイ
トの球状化時間が長くなりかつ冷却速度も１０℃／ｈｒ
より小さく抑えねばならなくなることがわかった。

これら一連のセメンタイトの球状化挙動についての知見
を整理すると次の通りである。

＋ａｌ一般に、Ｓｉ、　Ｍｎを含有した高炭素鋼板の共
析点はＦｅ−Ｃ系状態図にある共析点（０，８０％Ｃ）
よりも低Ｃ側に移行しており、０．８０％Ｃ以上におい
てオーステナイトとセメンタイトの共存温度領域が得ら
れる。この領域において焼鈍温度をＡ＋＋１０℃〜ＡＩ
＋２／３　Ｘ（Ａｅｍ−八１）の温度域とすると熱延板
中にあったセメンタイトはある程度の比率でオーテナイ
ト中に残留する。

（ｂｌ熱延板の熱間圧延工程において、８４０℃以上、
好ましくは８５０℃以上の温度において仕上げ、１０℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、これを６５０℃以下
の温度で巻き取ると、変態がすべて完了した後の巻取り
であるため非常に微細なパーライト組織が得られる。こ
れらの微細なパーライト中のセメンタイトは、熱延板焼
鈍において保持温度がＡ、＋１０℃以上八ｌ＋へ／３　
（ＡＣＭ−Ａ１）以下の温度範囲において一定であれば
均熱時間が３０ｍ　ｉ　ｎ以上では、その時間長さに影
響を受けることな（オーステナイト中にて球状化組織を
示す。

（Ｃ１上記範囲の温度より冷却した場合、その冷却速度
が２０〜１００℃／ｈｒの通常の箱焼鈍と同水準の速度
であっても、セメンタイトは母相がフェライトへ変態し
た後も球状化組織を維持し、冷却完了後の最終組織はフ
ェライト中にセメンタイトが均一な球状化組織として分
散したものとなる。これら球状Ｍｉ織はオーステナイト
中に残留したセメンタイトに対しオーステナイト中に固
溶したＣが吸着成長したものである。

本発明は上記知見事項に基づき完成したものであり、そ
の要旨とするところは、 Ｃ：０．８０〜１．３０％、 Ｓｉ：　０．３５％以下、　　Ｍｎ：　０．５０％以下
、Ｐ　：　０．０３０％以下、　Ｓ　：　０．０３０％
以下、Ａｌ：　０．０１〜０．０８％、　Ｎ　：　０．
００８％以下、さらに必要に応じて０．３０％以下のＣ
ｒを含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物
から成る組成の高炭素鋼を、熱間圧延に際し８４０℃以
上の温度で仕上げた後、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で冷却し、６５０℃以下の温度で巻取り、冷却して熱間
圧延鋼板を得、次いで脱スケール後、Ａｔ＋１０℃以上
ＡＩ＋２／３（八。−Ａ１）以下の温度で３０分間以上
均熱してから、一般には２０〜ｂ冷却速度で冷却するこ
とを特徴とした、成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方
法である。

本発明の別の態様によれば、冷却後にさらに冷間圧延と
６７０℃−ＡＣ＋までの温度域における箱焼鈍を１回以
上行うことによってさらに成形性の改善をはかることが
できる。

かくして、本発明によれば、ラメラ−状のセメンタイト
を有した熱延板あるいはＡ、意思下の比較的低い温度で
なされた予備焼鈍後の鋼板に比べ、ヴイッカース硬度が
２０ポイント以上、引張強度が５　ｋｇｆ／ｍｍ２以上
低減し、更に伸びについて５％以上増大した高炭素薄鋼
板が得られる。

このように、本発明により優れた抜打ち加工性、曲げ加
工性を有する高炭素″Ｆｉｔ鋼板が得られ、特にこの焼
鈍後における冷間圧延での圧下率は３０％以上増大させ
ることが可能となりプロセスの大幅な合理化が実現され
る。

（作用） ここで、本発明にかかる方法が対象とする高炭素薄鋼板
の組成を上記のごとく数値限定した理由を説明する。

Ｃ： 過共析組成の高炭素鋼板をＡＩ＋１０℃〜Ａ＋＋２７３
×（ＡｃｌＩ−＾１）の温度域に保持した場合、そのラ
メラ−状のセメンタイトは均熱時間の経過とともにＣが
オーステナイト中へ固溶することで球状組織に変化する
。しかし、これらの温度域では完全に固溶してしまうこ
とはなく、微細球状セメンタイトとしてオーステナイト
中に残留する。この微細球状セメンタイトがオーステナ
イト中に残留するにはＣ−０，８０ｗｔ％以上の添加が
必要である。

しかし、１．３０％超含有しても本発明の特徴である優
れた打抜き性や曲げ加工性が得られず、また最終製品の
脆性も著しく増大することから上限は１　、３０ｉｏ　
ｔ％と設定した。

Ｓｉ： 積極的添加は必要ないが、０．３５ｗｔ％を超えて含有
させると、Ｃ添加量が０　、８０ｗ　ｔ％以上と高いこ
とから、鋼板が硬質となって脆化し、打抜き性および而
げ性に対して悪影響を及ぼすため上限を０．３５−ｔ％
とした。

Ｍｎニ 一般に工具鋼あるいは刃物用鋼の耐摩耗性を向上させる
ためには、ある程度のＭｎの添加が必要である。しかし
ながら、過剰の添加は靭性劣化につながり刃欠け、割れ
などの弊害を生じることから上限を０．５０ｗｔ％とす
る。

Ｐ： 本発明が対象とする高炭素薄鋼板は成品として成形加工
した後、オーステナイト域にて加熱保持後水冷あるいは
油冷を行い、さらに焼戻し処理を実施することによって
高い硬度と靭性を付与することを特徴としているが、こ
の際のＰの存在はその靭性を劣化させる傾向があり成品
に対し悪影響を及ぼす。このため、Ｐの含有量低減が靭
性改善上好ましいことは言うまでもなく、したがって本
発明にあってはＰを０．０３０％以内に抑える。

Ｓの含有量は低い方が望ましい。これは、これら高炭素
薄鋼板においてはＳが存在した場合、Ｍｎと結合してＭ
ｎＳを形成し、このＭｎＳの存在が製品の靭性劣化につ
ながるからである。このため、上記のようにＭｎ添加量
についても上限を設けた上で、Ｓの含有量についても０
．０３０　ｗｔ％ｔ％に抑える。

Ａｌ： Ａｌはフェライトを安定化することにより、焼鈍後の冷
間圧延における冷間圧延性を向上させる。

このためにはＡｌ：０．０１％以上の添加が必要である
が、０．０８％超添加した場合、逆にフェライトの硬化
の原因となるため、上限を０．０８％とする。

、鋼中にＮを添加すると、加熱中にＡｌと結合してＡｌ
Ｎを形成しこれがフェライト粒の成長を抑制し、さらに
は製品の熱処理（焼入れ、焼戻し）におけるオーステナ
イトの粗粒化の抑制に大きな効果がある。このため、Ｎ
の鋼中への添加は必要であるが、ｏ、ｏｏｓ％紹のＮを
添加した場合、過剰なＮが成品の段階での靭性に悪影響
を及ぼす危険性があるので上限を０．００８％とするの
である。

Ｃｒ： 本発明にあってＣｒは所望添加元素である。

Ｃｒは主として焼入性向上を目的として従来より使用さ
れているが、本発明におけるＣｒ添加の効果はこの他に
、Ｃｒがセメンタイト中に固溶し八。３以上の温度にお
いて保持した場合でも、セメンタイトが分解しＣがオー
ステナイト中に固溶することを抑制する効果があるため
で、この目的のためには０．３０ｗｔ％を上限として添
加する必要がある。ただし、これを超えた量のＣｒの添
加は硬度上昇を招き、かつコストアンプにもつながるた
めに、これを超えた量の添加は好ましくない。

その他、本発明が対象とする高炭素薄鋼板は、上記成分
を含有するとともに残部が実質的にＦｅとその他年可避
的な不純物より成るものである。

次に、本発明の製造方法における各工程の限定理由につ
いて詳述する。

熱間圧延の仕」−温度条件の設定： 本発明にあっては、熱延板焼鈍ににおけるセメンタイト
の球状化に要する時間短縮という目的のために、そのパ
ーライト組織を微細化する必要がある。これには仕上げ
後の冷却速度を１０°Ｃ／ｓｅｃ以上でかつ安定してコ
ントロールしなければならない。そしてこのためには、
熱間圧延にあっても、仕上げ温度を８５０°Ｃ以上とし
、この温度から空冷あるいは水冷といった方法で後述す
る巻取り温度まで冷却する必要がある。

仕−トげ後の冷却速度の設定： このときの冷却速度については、１０℃／ｓｅｃ未満の
場合パーライトのラメラ−間隔が粗大化しセメンタイト
自体も粗大化するため、熱延板を焼鈍して行うセメンタ
イトの球状化には非常に長時間を要する。このため冷却
速度は１０℃／ｓｅｃ以上とする。

但し、この冷却速度の増大についてはセメンタイトの微
細化とともに硬度の上昇も伴うので熱延板の割れ等の弊
害も生ずる。このため冷却速度の上限は１００“Ｃ／ｓ
ｅｃとすることが望ましい。

巻取り温度の設定： 巻取り温度の設定についても、これらセメンタイトの微
細化のためには、その温度が高い場合、巻取り後に変態
を生じることで非常に粗いセメンタイトを形成する。粗
いセメンタイトが生じてしまうと、焼鈍時間が非常に長
くなることから、この巻取り温度を低く限定する必要が
ある。調査の結果、この温度が６５０℃以下の場合、パ
ーライトは安定した微細化組織となり焼鈍に要する時間
も短時間であることがわかった。しかし、これを超えた
温度ではパーライトは粗大化しその球状化に要する時間
も巻取り温度の上昇により長時間化することが認められ
た。このため巻取り温度の上限を６５０℃と設定する。

また、巻取り温度が低すぎる場合、本発明が対象とする
鋼板のＣ含有率が非常に高いことから熱延板における靭
性が低下する。

この靭性低下防止のために、巻取り温度の下限は５００
℃とするのが望ましい。

焼鈍温度の設定： 焼鈍における保持温度をＡ＋＋１０℃〜＾ｌ　＋２／３
（ＡＣ。

八１）と設定したのは、これら薄鋼板中のセメンタイト
をラメラ−Ｍｉ織から球状化組織に変化させるのに、オ
ーステナイト域においてラメラ−組織を分解する必要が
あるからである。

この分解に関する限り保持温度は酷→−１０’Ｃ以上の
温度であれば特に制限はない。しかし、これら分解した
ラメラ−組織から球状化組織を得るには、分解したラメ
ラ−組織が完全にオーステナイト中に固溶してしまうこ
とを防止しなければならない。

このためには、Ａ１以上の温度であり、かつこれらセメ
ンタイトがある適当な比率で残留する温度域を確保する
必要がある。このときの上限温度が実験的に八。より２
／３　（ＡＣ，、−Ａ１）だけ高い温度であることが分
かった。このためにＡＩ＋１０℃〜ＡＩ＋２／３×（Ａ
ｃｆｆｉＡ＋）という温度域を設定したものであり、か
つこの温度にて３０　ｍｉｎ以上保持することが必要で
ある。

このとき、保持時間がＩｈｒであっても８ｈｒであって
も冷却後のミクロ組織並びに硬度における変化はほとん
ど見出されなかった。

焼鈍における加熱および冷却速度： 焼鈍に際しての加熱速度については、セメンタイトの形
状・硬度に対する影響は小さいため特に制限はないが、
箱焼鈍であるので工程の能率を考慮して２０℃／ｈｒ以
上とするのが望ましい。ただし、１００℃／ｈｒ超とな
ると＾ｃ１点が上昇し焼鈍条件が異なることから上限は
１００　’Ｃ／ｈｒとするのが望ましい。

一方、焼鈍後の冷却速度であるが、オーステナイト域か
ら冷却する際には冷却速度はＣ含有量に応じて慎重に選
択する必要がある。

すなわち、本発明の対象とする薄鋼板おけるＣ含有量は
０．８０〜１．３０ｗｔ％であるが、ここにおける冷却
速度は処理能率を考慮して２０　℃／ｈｒ以上であれば
任意に決定しても問題はない、しかし、１ｏ。

’Ｃ／ｈｒ超となるセメンタイト組織がラメラ−化する
ので上限を１００℃／ｈｒと限定する。

冷間圧延とその後の焼鈍； 本発明により焼鈍された薄鋼板は、そのままでも使用に
供されてもよく、あるいは慣用法にょって冷間圧延を行
ってもよいが、好ましくはその後に例えば５０％以上の
圧下率で冷間圧延した後、６７０℃−Ａ、の温度域で焼
鈍してから最終製品としてもよい。ここにおいて、冷間
圧延後の焼鈍温度が熱間圧延後の焼鈍温度と異なるのは
、−度冷間圧延された薄鋼板の球状化処理には必ずしも
６以上の温度は必要ではなく、最終製品の硬度特性の均
一化を考慮すれば６７０℃−＾ｃ１の温度域での焼鈍が
適当であるためである。

次に、本発明の作用効果を以下の実施例により比較例と
対比しながらさらに説明する。

実施例１ 第１表に示した化学成分を有する炭素鋼（ａ、点＝７２
０〜７２８℃、ＡＣ，＝７３５〜８８５℃（ただし、鋼
ＥはＡｃ１点なし）〕に、下記に示す従来の製造方法と
本発明にかかる方法の両方で高炭素薄鋼板を製造しそれ
ぞれの機械的性質を評価した。その結果を第２表に示す
。

第１表 （１１【％） （注）＊本発明の範囲からはずれていることを示す。

ここに、本例における従来法は、熱間圧延薄鋼板（板厚
−２，０ｍｍ）を酸洗し、加熱および冷却速度＝４０℃
／ｌ１ｉｎでの箱焼鈍（６８０℃Ｘ１２ｈｒ均熱）を行
い、成品とする方法であった。

一方、本発明法は、熱間圧延薄鋼板（板厚−２，０ＩＩ
ＩＩｌｌ）を酸洗してから、加熱および冷却速度＝４０
℃／ｗｉｎでの箱焼鈍（７４０℃Ｘ４ｈｒ均熱）を行い
、成品とする方法であった。

なお、いずれの方法にあっても熱間圧延での仕上温度は
８５０℃、熱間圧延後の冷却はスプレー冷却（２０℃八
ｅへ）で行い、巻取り温度は６２０℃であった。

第２表 第２表に示すように本発明にかかる方法により引張強度
と硬度が低減され、そして伸びと冷圧限界値が向上する
ことが認められる。但し、鋼Ｅの場合は本発明の場合よ
りもＭｎ量が高いために冷圧限界、つまり冷間圧延率の
向上幅は小さい。

次に、本発明法と従来法により、箱焼鈍したコイルにつ
いて内側、外側での硬度差について調査した結果を第３
表に示す。

第３表 このように、本発明法では従来法と比べてもコイル内外
での硬度差は小さい。しかし鋼りではＣ含有量が本発明
の場合より小さいため硬度差が大きくなっている。

次に、本発明法における焼鈍塩度および冷却速度と硬度
との相関についてそれぞれ第１図および第２図にグラフ
で示す。

本例の場合、Ａ、　＋１０’Ｃ＝　７３０〜７３８℃で
あり、＾＋−＋−２／３　（Ａ、、−Ａ１）　＝　７３
１〜８３２℃であるから、第１図において７３１〜７８
０℃の範囲内において十分に硬度が低下していることが
わかる。

このように本発明で限定する範囲内の製造条件において
焼鈍を実施した場合、非常に軟質な鋼板が得られること
が認められる。

次に、綱Ａ〜鋼Ｅにおけるミクロ組織について従来法と
本発明の詳細な説明する。

第３図は、本例における従来法と本発明法によって得ら
れた鋼板の顕微鏡金属組織写真を示すが、これからも分
かるように、本発明法では保持時間が短いにもかかわら
ず均一で良好な球状化組織が得られ、硬度の低減がなさ
れている。但し、鋼りはＣ含有量が０．８０％未満で本
発明の範囲を下回るためにラメラ−状のセメンタイトと
なり硬度低減が小さい。

実施例２ 本例では実施例１を繰り返すとともに、更に、冷間圧延
を行い、冷間圧延後の機械的特性の相違について従来法
と本発明法とを比較した。結果は第４表にまとめて示す
。

本例における従来法と本発明法とは下記の要領で行った
。

従来法： 本発明法： 加熱冷却速度−４０°Ｃ／ｍｉｎ なお、いずれの方法にあっても熱間圧延の仕上温度は８
５０℃、熱間圧延後の冷却はスプレー冷却（２０℃／５
ｅｃ）で行い、そして巻取り温度は６２０℃であった。

第４表 以上のように冷間圧延−焼鈍後の特性についても本発明
によれば硬度は低く抑えられた。

実施例３ 実施例１のｆｉＡ−Ｃについて焼鈍後の硬度低減のため
の最適熱延条件について検討した。

すなわち、１１００°Ｃにて、ｌｈｒ加熱後、熱間圧延
を行い、その時の仕上温度、冷却速度、巻取温度を調整
し、熱延板焼鈍後の硬度に対する、これら３つの熱間圧
延条件の要因の影響を調査した。結果は第４図ないし第
６図にまとめてグラフで示す。

図中、○は焼鈍条件が７４０℃Ｘ３０ｍ１ｎの場合を、
半白○は７４０℃Ｘ２ｈｒの場合を、そして・は７４０
℃Ｘ６ｈｒの焼鈍処理を行った場合をそれぞれ示す。

×は熱延板の場合を示す。

第４図は、仕上温度と硬度との相関を示すグラフである
。第５図は、冷却速度との相関を、そして第６図は巻き
取り温度との相関をそれぞれ示すグラフである。

ここにおいて、焼鈍に際して均熱時間の影響を受けるこ
となく焼鈍後の鋼板の硬度が低減されるには （１）仕上げ温度が８４０℃以上、好ましくは８５０°
Ｃ以上 （２）　＠取り前の冷却速度が１０℃／ｓｅｅ以上（３
）巻取り温度が一６５０℃以下 以上、３条件を満足する必要があることが確認された。

実施例４ 本例にあっては、第５表に示す鋼組成の供試材について
、第６表に示す熱間圧延条件および焼鈍条件で高炭素薄
鋼板を製造した。熱延材焼鈍後の冷間圧延および箱焼鈍
条件は、冷間圧延６０％、箱焼鈍（６８０℃Ｘ　１２ｈ
ｒ）であった。

なお、第５表の名調の＾１＋１０℃−７２９〜７３８℃
、ＡＩ＋２／３（＾。−Ａｔ）　　＝　７３１〜８４０
℃　（ただし、鋼Ｓを除く）であった。

このようにして得られた熱延鋼板および冷延鋼板の各機
械的特性を従来法により得られたものと比較して第６表
に示す。

第６表の結果から、本発明により成形性にすぐれた高炭
素薄鋼板が得られることが分かる。

（発明の効果） 以−に、本発明を詳述したが、従来法と比較して本発明
により下記の点において高炭素薄鋼板の製造方法が合理
化され、コスト低減がなされるのであって、そのような
今日的要求を満足できる本発明の意義は大きい。

（１）硬度を低く抑え、工具、刃物等への成形加工性が
改善される。

（２）焼鈍後、熱間圧延板の硬度が低減され冷間圧延性
が向」ニし、圧延途中での中間焼鈍が不要となり、また
冷間圧延の回数が低減されプロセスが簡略化する。

（３）軟質化焼鈍に際して行う（セメンタイト球状化の
ための処理時間が非常に短縮される。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は、本発明の実施例の結果を示すグ
ラフ： 第３図は、従来法のそれと比較して示す本発明により製
造される鋼板の顕微鏡金属組織写真；第４図ないし第６
図は、同しく本発明の実施例の結果を示すグラフである
。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．８０〜１．３０％、 Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０
   ．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０
   １〜０．０８％、Ｎ：０．００８％以下、残部が実質的
   にＦｅおよび不可避的不純物 から成る組成の高炭素鋼を、熱間圧延に際し８４０℃以
   上の温度で仕上げた後、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
   で冷却し、６５０℃以下の温度で巻取り、冷却し、次い
   で脱スケール後、Ａ＿１＋１０℃以上Ａ＿１＋２／３（
   Ａ＿ｃ＿ｍ−Ａ＿１）以下の温度で３０分間以上均熱し
   てから２０〜１００℃／ｈｒの冷却速度で冷却すること
   を特徴とする成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法。
2. （２）重量割合にて Ｃ：０．８０〜１．３０％、 Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０
   ．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０
   １〜０．０８％、Ｎ：０．００８％以下、残部が実質的
   にＦｅおよび不可避的不純物 から成る組成の高炭素鋼を、熱間圧延に際し８４０℃以
   上の温度で仕上げた後、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
   で冷却し、６５０℃以下の温度で巻取り、冷却し、次い
   で脱スケール後、Ａ＿１＋１０℃以上Ａ＿１＋２／３（
   Ａ＿ｃ＿ｍ−Ａ＿１）以下の温度で３０分間以上均熱し
   てから２０〜１００℃／ｈｒの冷却速度で冷却し、更に
   その後、冷間圧延と６７０℃〜Ａｃ＿１までの温度域に
   おける箱焼鈍を１回以上行うことを特徴とする成形性の
   良好な高炭素薄鋼板の製造方法。
3. （３）前記高炭素鋼がさらに０．３０％以下のＣｒを含
   有する請求項１または２記載の方法。