JP2016094657A - 穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】優れた穴広げ性と転動疲労を兼備する高炭素鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０〜０．５％、Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０〜０．０２％、Ｓ：０〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎ：０．００２〜０．０２％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、平均硬さおよび硬さばらつきが、それぞれ、１８０〜２１０ＨＶおよび１０ＨＶ以下であるとともに、鋼組織中に存在する炭化物について、その平均円相当直径が０．５μｍ以下で、かつその平均アスペクト比が２．０以下である高炭素鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、自動車、電車、産業用機械などの回転部分に使用される軸受や耐磨耗部品として有用な高炭素鋼板に関し、詳しくは、優れた穴広げ性と良好な転動疲労特性を得ることができる高炭素鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、自動車の燃費向上に対するニーズや産業機械におけるコストダウンと耐久性向上のニーズがますます強くなり、軸受などの回転部品や摺動部品にはより安価に製造できて耐久性も高いことが求められている。
軸受の多くはＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）で規定されるＳＵＪ２（以下、「ＪＩＳ−ＳＵＪ２」と略記する。）の棒鋼や線材を素材として熱間鍛造あるいは冷間鍛造を経て製造されている。
ただし、一部の部品ではコストダウンのニーズに答えるために、鋼板を素材としたプレス成形品が用いられている。プレス成形品の素材として使用される鋼板には、転動疲労特性や耐摩耗性だけでなく、板プレス成形性との両立が必要となっている。
しかしながら、ＪＩＳ−ＳＵＪ２のような高炭素クロム鋼は、必ずしもプレス成形に適しておらず、プレス成形品としての適用範囲が限られてしまうことから、高炭素鋼板に対しては、よりいっそうのプレス成形性の向上が望まれている。
たとえば、特許文献１には、Ｃ：０．１５〜０．９０重量％、Ｃｒ：１．２重量％以下を含む組成を有する鋼板について、炭化物の平均粒径と球状化率などを規定することによって打抜き加工性を向上させることが開示されているが、プレス成形性については言及されていない。また、この技術が適用される鋼板は、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣ含有量が低く、本発明に係る高炭素鋼板とは、そもそも前提が異なる技術である。
また、特許文献２には、代表的な鋼板のプレス加工方法である深絞り加工について、全炭化物数に対する粒界上に存在する炭化物数や集合組織を規定することによって深絞り加工性を向上させる技術が開示されている。ただし、この技術が適用される鋼板も、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣ含有量が低く、本発明に係る高炭素鋼板とは、そもそも前提が異なる技術である。
また、特許文献３には、高炭素鋼板について、伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させるために、平均炭化物間距離が０．４μｍ以上であるように炭化物がフェライト中に分散しており、切欠引張伸びＥｌｖが３０％以上、かつ穴広げ率λが３０％以上とした加工用高炭素鋼板が開示されている。しかしながら、この技術は、同文献の実施例の表１に示されるように、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣｒ含有量が低い、Ｃｒ含有量が０．９８質量％以下の鋼板でしか実証されていない。
また、特許文献４には、Ｃを０．３％以上含有する高炭素鋼板について、プレス加工性およびプレス後の２次加工（曲げ加工）性をともに向上させるために、球状化焼鈍後の炭化物の面積率が２０％以下でこのうち粒径１．５μｍ以上の炭化物が３０％以上である加工用高炭素熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術は、同文献の実施例の表１に示されるように、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣ含有量が低い、Ｃ含有量が０．８６質量％以下の鋼板でしか実証されていない。
一方、特許文献５には、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の軸受用鋼材において転動疲労寿命の安定性を向上させるための方策として硬さばらつきを低減させることが有効であることが開示されている。しかしながら、この技術の適用対象とする鋼材は、あくまでも線材や棒鋼であって、鋼板を対象としておらず、転動疲労寿命の改善という課題は共通するものの、プレス成形時の穴広げ性の改善との両立を課題とする本発明に係る高炭素鋼板とはそもそも前提が異なる技術である。
そこで本発明の目的は、優れた穴広げ性と転動疲労寿命を兼備する高炭素鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明に係る第１発明は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．９５〜１．１０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０〜０．５％、
Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｎ：０．００２〜０．０２％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、
下記測定方法で求められた平均硬さおよび硬さばらつきが、それぞれ、１８０〜２１０ＨＶおよび１０ＨＶ以下であるとともに、
鋼組織中に存在する炭化物について、その平均円相当直径が０．５μｍ以下で、かつその平均アスペクト比が２．０以下である
ことを特徴とする穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板である。
＜平均硬さおよび硬さばらつきの測定方法＞
圧延方向に垂直な任意の切断面における、板厚の１／４深さ位置において、荷重２．９４Ｎでのビッカース硬さを、板幅方向に０．５ｍｍ間隔で１００点測定し、その１００点のビッカース硬さの算術平均および標準偏差を算出し、それらを平均硬さおよび硬さばらつきとする。
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．９５〜１．１０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０〜０．５％、
Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｎ：０．００２〜０．０２％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、
下記測定方法で求められた平均硬さおよび硬さばらつきが、それぞれ、１８０〜２１０ＨＶおよび１０ＨＶ以下であるとともに、
鋼組織中に存在する炭化物について、その平均円相当直径が０．５μｍ以下で、かつその平均アスペクト比が２．０以下である
ことを特徴とする穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板である。
＜平均硬さおよび硬さばらつきの測定方法＞
圧延方向に垂直な任意の切断面における、板厚の１／４深さ位置において、荷重２．９４Ｎでのビッカース硬さを、板幅方向に０．５ｍｍ間隔で１００点測定し、その１００点のビッカース硬さの算術平均および標準偏差を算出し、それらを平均硬さおよび硬さばらつきとする。
本発明に係る第２発明は、
上記第１発明において、
成分組成が、質量％で、
Ｎｉ：０％超０．２５％以下、
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
をさらに含む請求項１に記載の穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板である。
上記第１発明において、
成分組成が、質量％で、
Ｎｉ：０％超０．２５％以下、
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
をさらに含む請求項１に記載の穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板である。
本発明に係る第３発明は、
上記第１または第２発明に規定された成分組成を有する鋼材を、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、上記第１または第２発明に係る高炭素鋼板の製造方法である。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
上記第１または第２発明に規定された成分組成を有する鋼材を、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、上記第１または第２発明に係る高炭素鋼板の製造方法である。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
本発明に係る高炭素鋼板によれば、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の高炭素鋼板において、硬さ分布（平均硬さおよび硬さばらつき）を所定範囲に制御するとともに、炭化物の形態（平均円相当直径および平均アスペクト比）を所定範囲に制御することで、優れた穴広げ性と転動疲労寿命を兼備した高炭素鋼板を提供できるようになった。
また、本発明に係る製造方法によれば、仕上げ熱延温度および熱延後の冷却速度を制御するとともに、熱延板を所定の温度・保持時間の条件で焼鈍することで、上記優れた穴広げ性と転動疲労寿命を兼備した高炭素鋼板を確実に製造できる方法を提供できるようになった。
軸受などに用いられる高炭素クロム鋼は、主に棒鋼や線材から鍛造により軸受などに加工されており、転動疲労寿命や加工性の向上のために炭化物の微細化など種々の技術が開発されているが、鋼板からのプレス成形による加工に関する技術開発についてそれほど多くの事例はない。とくにＪＩＳ−ＳＵＪ２などの高炭素クロム鋼では、ＣｒやＣのミクロ偏析に起因して炭化物の分散状態が不均一になりやすい。線材や棒鋼のように等方的に圧延される場合には、不均一な炭化物の分散状態は緩和され、その悪影響は軽減されやすいが、鋼板のように特定の方向に圧延される場合には、上記ＣｒやＣのミクロ偏析に起因する炭化物の分散状態の偏りが助長されるため、打抜き性や穴広げ性などに悪影響を及ぼす。
本発明者は、この炭化物の分散状態を硬さのばらつきで簡易的に評価し、加工性との関係を明確化するとともに、製造条件の工夫により炭化物分散状態を改善することで、打抜き時に発生するき裂を低減させてその後の穴広げ性を向上させ、同時に十分な転動疲労寿命も得ることができることを見出した。上記知見に基づき、さらに検討を進め、本発明を完成するに至った。
以下、まず本発明に係る高炭素鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔高炭素鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明に係る高炭素鋼板は、硬さ分布と炭化物の形態が制御されている点に特徴を有する。
上述したとおり、本発明に係る高炭素鋼板は、硬さ分布と炭化物の形態が制御されている点に特徴を有する。
＜硬さ分布＞
上述したように、ＣやＣｒのミクロ偏析に起因する炭化物の分散状態の偏りは、打抜き時の端面におけるひずみの不均一化につながり、炭化物の多い部分と少ない部分の境界付近にボイドやクラックを生じやすい。穴広げ加工時にはそこが起点となって破壊しやすくなる。炭化物の分散状態の偏りは、簡易的には硬さのばらつきとして評価できる。本発明では、硬さのばらつきを適切に評価するため、圧延方向に伸びた炭化物の多い領域と少ない領域を跨いで硬さ分布を測定することが特に重要と考え、圧延Ｌ方向と垂直なＣ方向（板幅方向に相当）の硬さ分布を測定することとした。この硬さ分布の測定条件としては、圧延方向に垂直な任意の切断面における、板厚の１／４深さ位置において、荷重３００ｇｆ（２．９４Ｎ）でのビッカース硬さを、Ｃ方向（板幅方向）に、偏析帯の幅を考慮して、０．５ｍｍ間隔で１００点測定することとした。そして、その１００点のビッカース硬さの算術平均および標準偏差を算出し、それらを平均硬さおよび硬さばらつきと定義した。平均硬さは、低すぎると鋼板の強度が維持できなくなる一方、高すぎると加工性（穴広げ性）が劣化するので、１８０〜２１０ＨＶ、好ましくは１８５〜２０５ＨＶ、さらに好ましくは１９０〜２００ＨＶとする。また、硬さばらつきは、大きすぎると加工性（穴広げ性）が劣化するので、１０ＨＶ以下、好ましくは９ＨＶ以下、さらに好ましくは８ＨＶ以下とする。
上述したように、ＣやＣｒのミクロ偏析に起因する炭化物の分散状態の偏りは、打抜き時の端面におけるひずみの不均一化につながり、炭化物の多い部分と少ない部分の境界付近にボイドやクラックを生じやすい。穴広げ加工時にはそこが起点となって破壊しやすくなる。炭化物の分散状態の偏りは、簡易的には硬さのばらつきとして評価できる。本発明では、硬さのばらつきを適切に評価するため、圧延方向に伸びた炭化物の多い領域と少ない領域を跨いで硬さ分布を測定することが特に重要と考え、圧延Ｌ方向と垂直なＣ方向（板幅方向に相当）の硬さ分布を測定することとした。この硬さ分布の測定条件としては、圧延方向に垂直な任意の切断面における、板厚の１／４深さ位置において、荷重３００ｇｆ（２．９４Ｎ）でのビッカース硬さを、Ｃ方向（板幅方向）に、偏析帯の幅を考慮して、０．５ｍｍ間隔で１００点測定することとした。そして、その１００点のビッカース硬さの算術平均および標準偏差を算出し、それらを平均硬さおよび硬さばらつきと定義した。平均硬さは、低すぎると鋼板の強度が維持できなくなる一方、高すぎると加工性（穴広げ性）が劣化するので、１８０〜２１０ＨＶ、好ましくは１８５〜２０５ＨＶ、さらに好ましくは１９０〜２００ＨＶとする。また、硬さばらつきは、大きすぎると加工性（穴広げ性）が劣化するので、１０ＨＶ以下、好ましくは９ＨＶ以下、さらに好ましくは８ＨＶ以下とする。
＜炭化物の形態＞
炭化物はできるだけ球状に近づけて微細化することが、加工性と転動疲労特性の向上に有効である。ただし、炭化物のサイズが所定サイズを超えると加工性（穴広げ性）と転動疲労特性がともに急激に劣化するため、平均円相当直径で０．５μｍ以下、好ましくは０．４５μｍ以下、さらに好ましくは０．４μｍ以下とした。また、サイズ（平均円相当直径）が小さくても、再生パーライトのように偏平な炭化物では加工性（穴広げ性）と転動疲労特性がともに劣化するため、炭化物の平均アスペクト比は２．０以下、好ましくは１．９以下、さらに好ましくは１．８以下とした。
なお、炭化物の平均円相当直径および平均アスペクト比は、板厚の１／４深さ面を研磨およびエッチングしてＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）試験片を作製し、８０００倍の画像を４視野撮影し、写りこんだ炭化物のうち、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）によって、面積が１０ｎｍ2以上のものの全粒子の円相当直径およびアスペクト比を測定し、それぞれの平均値を算出して求めた。
炭化物はできるだけ球状に近づけて微細化することが、加工性と転動疲労特性の向上に有効である。ただし、炭化物のサイズが所定サイズを超えると加工性（穴広げ性）と転動疲労特性がともに急激に劣化するため、平均円相当直径で０．５μｍ以下、好ましくは０．４５μｍ以下、さらに好ましくは０．４μｍ以下とした。また、サイズ（平均円相当直径）が小さくても、再生パーライトのように偏平な炭化物では加工性（穴広げ性）と転動疲労特性がともに劣化するため、炭化物の平均アスペクト比は２．０以下、好ましくは１．９以下、さらに好ましくは１．８以下とした。
なお、炭化物の平均円相当直径および平均アスペクト比は、板厚の１／４深さ面を研磨およびエッチングしてＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）試験片を作製し、８０００倍の画像を４視野撮影し、写りこんだ炭化物のうち、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）によって、面積が１０ｎｍ2以上のものの全粒子の円相当直径およびアスペクト比を測定し、それぞれの平均値を算出して求めた。
次に、本発明に係る高炭素鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔高炭素鋼板の成分組成〕
上述したとおり、本発明に係る高炭素鋼板の成分組成は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）で規定されるＳＵＪ２の成分組成をベースとするものであり、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０〜０．５％、Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０〜０．０２％、Ｓ：０〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎ：０．００２〜０．０２％である。
上述したとおり、本発明に係る高炭素鋼板の成分組成は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）で規定されるＳＵＪ２の成分組成をベースとするものであり、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０〜０．５％、Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０〜０．０２％、Ｓ：０〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎ：０．００２〜０．０２％である。
Ｃ：０．９５〜１．１０％
Ｃは、焼入硬さを増大させ、鋼板に強度を維持しつつ転動疲労特性を付与するために必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．９５％以上、好ましくは０．９８％以上、さらに好ましくは１．００％以上必要である。ただし、Ｃ含有量が高くなりすぎると、粗大な炭化物が生成しやすくなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼすようになるので、Ｃ含有量は１．１０％以下、好ましくは１．０７％以下、さらに好ましくは１．０５％以下に制限する。
Ｃは、焼入硬さを増大させ、鋼板に強度を維持しつつ転動疲労特性を付与するために必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．９５％以上、好ましくは０．９８％以上、さらに好ましくは１．００％以上必要である。ただし、Ｃ含有量が高くなりすぎると、粗大な炭化物が生成しやすくなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼすようになるので、Ｃ含有量は１．１０％以下、好ましくは１．０７％以下、さらに好ましくは１．０５％以下に制限する。
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また焼入れ性の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．１５％以上、好ましくは０．１８％以上、さらに好ましくは０．２０％以上必要である。ただし、Ｓｉ含有量が高くなりすぎると、熱間圧延時のスケール疵に起因する表面性状の劣化を招くので、Ｓｉ含有量は０．３５％以下、好ましくは０．３２％以下、さらに好ましくは０．３０％以下に制限する。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また焼入れ性の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．１５％以上、好ましくは０．１８％以上、さらに好ましくは０．２０％以上必要である。ただし、Ｓｉ含有量が高くなりすぎると、熱間圧延時のスケール疵に起因する表面性状の劣化を招くので、Ｓｉ含有量は０．３５％以下、好ましくは０．３２％以下、さらに好ましくは０．３０％以下に制限する。
Ｍｎ：０〜０．５％
Ｍｎは、固溶強化および焼入れ性を向上させる効果を有するので、含有させてもよい元素である。このような効果を有効に活用する場合には、Ｍｎ含有量は０．１％以上、さらには０．１５％以上、特に０．２％以上とするのが好ましい。ただし、Ｍｎ含有量が高くなりすぎると、焼入れ、焼戻し後の衝撃特性を助長するとともに、Ｍｎ系の介在物量が増加し、穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるので、Ｍｎ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下に制限する。
Ｍｎは、固溶強化および焼入れ性を向上させる効果を有するので、含有させてもよい元素である。このような効果を有効に活用する場合には、Ｍｎ含有量は０．１％以上、さらには０．１５％以上、特に０．２％以上とするのが好ましい。ただし、Ｍｎ含有量が高くなりすぎると、焼入れ、焼戻し後の衝撃特性を助長するとともに、Ｍｎ系の介在物量が増加し、穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるので、Ｍｎ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下に制限する。
Ｃｒ：１．３０〜１．６０％
Ｃｒは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成を通じて、強度の向上および転動疲労特性を向上させるために必須の元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ含有量は１．３０％以上、好ましくは１．３３％以上、さらに好ましくは１．３５％以上必要である。ただし、Ｃｒの含有量が高くなりすぎると、炭化物が粗大化し、穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるため、Ｃｒ含有量は１．６０％以下、好ましくは１．５５％以下、さらに好ましくは１．５０％以下に制限する。
Ｃｒは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成を通じて、強度の向上および転動疲労特性を向上させるために必須の元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ含有量は１．３０％以上、好ましくは１．３３％以上、さらに好ましくは１．３５％以上必要である。ただし、Ｃｒの含有量が高くなりすぎると、炭化物が粗大化し、穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるため、Ｃｒ含有量は１．６０％以下、好ましくは１．５５％以下、さらに好ましくは１．５０％以下に制限する。
Ｐ：０〜０．０２％
Ｐは、結晶粒界に偏析して穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるので、Ｐ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
Ｐは、結晶粒界に偏析して穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるので、Ｐ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
Ｓ：０〜０．０２％
Ｓは硫化物を形成して穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるため、Ｓ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
Ｓは硫化物を形成して穴広げ性、転動疲労特性をともに劣化させるため、Ｓ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
Ａｌ：０．００５〜０．０４％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減する有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上必要である。ただし、Ａｌ含有量が高くなりすぎると、粗大で硬い介在物（Ａｌ２Ｏ３）が生成し、転動疲労特性を劣化させるので、Ａｌ含有量は０．０４％以下、好ましくは０．０３５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下に制限する。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減する有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上必要である。ただし、Ａｌ含有量が高くなりすぎると、粗大で硬い介在物（Ａｌ２Ｏ３）が生成し、転動疲労特性を劣化させるので、Ａｌ含有量は０．０４％以下、好ましくは０．０３５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下に制限する。
Ｎ：０．００２〜０．０２％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する効果を有する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００２％以上、好ましくは０．００２５％以上、さらに好ましくは０．００３％以上必要である。ただし、Ｎ含有量が高くなりすぎると、圧延時に割れが発生しやすくなるので、Ｎ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する効果を有する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００２％以上、好ましくは０．００２５％以上、さらに好ましくは０．００３％以上必要である。ただし、Ｎ含有量が高くなりすぎると、圧延時に割れが発生しやすくなるので、Ｎ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
本発明の鋼の基本成分は上記のとおりであり、残部は鉄および不可避的不純物（たとえば、Ｏ、Ｓｂ、Ｃａ等）であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
Ｎｉ：０％超０．２５％以下、
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、焼入れ性の向上に有効な元素であるが、これらの元素を過剰に含有させると、硬くなりすぎ穴広げ性を劣化させるので、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．２５％以下、さらには０．２０％以下、特に０．１５％以下に制限するのが好ましい。
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、焼入れ性の向上に有効な元素であるが、これらの元素を過剰に含有させると、硬くなりすぎ穴広げ性を劣化させるので、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．２５％以下、さらには０．２０％以下、特に０．１５％以下に制限するのが好ましい。
次に、本発明に係る高炭素鋼板の製造方法について述べる。特に製造方法を限定するものではないが、たとえば下記のように製造することが推奨される。
〔高炭素鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような高炭素鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする。また、引き続き６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい［熱延工程］。
次いで、この熱延板を下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することにより高炭素鋼板を得ることができる［焼鈍工程］。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
上記のような高炭素鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする。また、引き続き６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい［熱延工程］。
次いで、この熱延板を下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することにより高炭素鋼板を得ることができる［焼鈍工程］。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
＜仕上げ圧延温度：７５０〜９００℃＞
焼鈍工程の後に上述の組織を有する鋼板を得るためには、熱延板の状態での組織の制御が重要であり、熱延板での組織はできるだけ微細で均一な方が望ましい。そのため、仕上げ圧延温度は９００℃以下、さらには８９５℃以下、特に８９０℃以下とするのが好ましい。ただし、仕上げ圧延温度が低すぎると、圧延機の荷重負荷が急増するので、仕上げ圧延温度は７５０℃以上、さらには７５５℃以上、特に７６０℃以上とするのが好ましい。
焼鈍工程の後に上述の組織を有する鋼板を得るためには、熱延板の状態での組織の制御が重要であり、熱延板での組織はできるだけ微細で均一な方が望ましい。そのため、仕上げ圧延温度は９００℃以下、さらには８９５℃以下、特に８９０℃以下とするのが好ましい。ただし、仕上げ圧延温度が低すぎると、圧延機の荷重負荷が急増するので、仕上げ圧延温度は７５０℃以上、さらには７５５℃以上、特に７６０℃以上とするのが好ましい。
＜前記仕上げ圧延温度から６８０℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上＞
上記仕上げ圧延温度に加えて、仕上げ圧延後の冷却速度も重要であり、ラメラー間隔の微細なパーライト組織かベイナイト組織とするために、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上、さらには１３℃／ｓ以上、特に１５℃／ｓ以上とするのが好ましい。この温度域における冷却速度が低すぎるとパーライト間隔の広いパーライト組織が生成して、後段の焼鈍工程において均一でかつ微細な炭化物の生成を制御することができなくなる。
また、上記６８０℃までの温度域を上記適正条件で冷却しても、引き続く６８０℃から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎを下回るとやはりラメラー間隔の広いパーライトが増える傾向がある一方、３００℃／ｍｉｎを超えるとベイナイトが過剰に生成して球状化焼鈍後の硬さが高くなってしまう傾向にあるので、６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎ、さらには２０〜２００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい。
上記仕上げ圧延温度に加えて、仕上げ圧延後の冷却速度も重要であり、ラメラー間隔の微細なパーライト組織かベイナイト組織とするために、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上、さらには１３℃／ｓ以上、特に１５℃／ｓ以上とするのが好ましい。この温度域における冷却速度が低すぎるとパーライト間隔の広いパーライト組織が生成して、後段の焼鈍工程において均一でかつ微細な炭化物の生成を制御することができなくなる。
また、上記６８０℃までの温度域を上記適正条件で冷却しても、引き続く６８０℃から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎを下回るとやはりラメラー間隔の広いパーライトが増える傾向がある一方、３００℃／ｍｉｎを超えるとベイナイトが過剰に生成して球状化焼鈍後の硬さが高くなってしまう傾向にあるので、６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎ、さらには２０〜２００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい。
＜式（１）：２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００（ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃）を満たすように加熱保持＞
さらに、炭化物を球状化するために焼鈍（球状化焼鈍）を行うが、上記熱延工程で得られた、均一で微細な炭化物の分布状態を維持しつつ、炭化物の球状化を行うため、７４０〜７８０℃の加熱温度Ｔにて、２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００を満たす保持時間Ｈで加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却するのが推奨される。ここで、加熱温度Ｔが低すぎると炭化物の球状化が十分に進行しないため、加熱温度Ｔは７４０℃以上、さらには７４５℃以上、特に７５０℃以上とするのが好ましい。一方、加熱温度Ｔが高くなりすぎると炭化物が粗大化するため、加熱温度Ｔは７８０℃以下、さらには７７５℃以下、特に７７０℃以下とするのが好ましい。また、保持時間Ｈが短すぎると炭化物の球状化が不十分となるとともに組織が硬くなりすぎるため、Ｔ×ｌｏｇｅＨは２４００以上、さらには２４５０以上、特に２５００以上とするのが好ましい。一方、保持時間Ｈが長くなりすぎると炭化物が粗大化するため、Ｔ×ｌｏｇｅＨは３０００以下、さらには２９５０以下、特に２９００以下とするのが好ましい。
さらに、炭化物を球状化するために焼鈍（球状化焼鈍）を行うが、上記熱延工程で得られた、均一で微細な炭化物の分布状態を維持しつつ、炭化物の球状化を行うため、７４０〜７８０℃の加熱温度Ｔにて、２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００を満たす保持時間Ｈで加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却するのが推奨される。ここで、加熱温度Ｔが低すぎると炭化物の球状化が十分に進行しないため、加熱温度Ｔは７４０℃以上、さらには７４５℃以上、特に７５０℃以上とするのが好ましい。一方、加熱温度Ｔが高くなりすぎると炭化物が粗大化するため、加熱温度Ｔは７８０℃以下、さらには７７５℃以下、特に７７０℃以下とするのが好ましい。また、保持時間Ｈが短すぎると炭化物の球状化が不十分となるとともに組織が硬くなりすぎるため、Ｔ×ｌｏｇｅＨは２４００以上、さらには２４５０以上、特に２５００以上とするのが好ましい。一方、保持時間Ｈが長くなりすぎると炭化物が粗大化するため、Ｔ×ｌｏｇｅＨは３０００以下、さらには２９５０以下、特に２９００以下とするのが好ましい。
＜７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却＞
また、７４０℃から６８０℃までの平均冷却速度が大きすぎると、パーライトが生成して、炭化物が偏平化するとともに硬さ分布が大きくなってしまうため、その平均冷却速度は０．００８℃／ｓ以下、さらには０．００７℃／ｓ以下、特に０．００６℃／ｓ以下とするのが好ましい。この平均冷却速度の下限は、特に限定されないが、小さくしすぎると生産性が低下するので、０．００１℃／ｓ、さらには０．００２℃／ｓとするのが望ましい。
また、７４０℃から６８０℃までの平均冷却速度が大きすぎると、パーライトが生成して、炭化物が偏平化するとともに硬さ分布が大きくなってしまうため、その平均冷却速度は０．００８℃／ｓ以下、さらには０．００７℃／ｓ以下、特に０．００６℃／ｓ以下とするのが好ましい。この平均冷却速度の下限は、特に限定されないが、小さくしすぎると生産性が低下するので、０．００１℃／ｓ、さらには０．００２℃／ｓとするのが望ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
真空溶解炉（容量１５０ｋｇ）を用い、下記表１に示した化学成分を含有する供試鋼を溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。得られたインゴットを下記表２に示す各条件で熱間圧延および焼鈍（球状化焼鈍）を実施して板厚２．４ｍｍの鋼板（熱延上がり板）を製造した。なお、下記表２には記載していないが、熱間圧延後の冷却において、６８０℃から５００℃までの平均冷却速度は、全ての製造Ｎｏ．で２５℃／ｍｉｎ（一定）になるように制御した。
このようにして製造された各鋼板（熱延上がり板）について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した各測定方法により、鋼板中の硬さ分布および炭化物形態をそれぞれ測定し、平均硬さおよび硬さばらつき、ならびに、炭化物の平均円相当直径および平均アスペクト比を求めた。
また、各鋼板について、冷間加工性を評価するため、穴広げ率を測定し、穴広げ率が２５％以上のものを合格とした。
さらに、各鋼板からスラスト転動疲労試験片を作製し、８４０℃×３０分加熱後に油冷し、１６０℃×３時間焼き戻しをして表面を鏡面研磨し、スラスト転動疲労試験を実施した。試験条件としては面圧５．９ＧＰａとし、各鋼板について３回ずつ剥離発生までの寿命を測定し、それら３回の寿命の平均値が３．０×１０６回以上のものを合格とした。
下記表３に測定結果を示す。
発明鋼である鋼Ｎｏ．１〜５は、いずれも、本発明で規定する成分組成を有する鋼を用いて上記推奨の製造条件で製造されたものであり、硬さ分布および炭化物形態はすべて本発明の要件を満たしており、穴広げ性と転動疲労寿命の両方が合格となった。
これに対して、比較鋼である鋼Ｎｏ．６は、成分においてＣ含有量が低く、転動疲労寿命が不合格となった。
また、比較鋼である鋼Ｎｏ．７は、成分においてＣｒ含有量が低く、転動疲労寿命が不合格となった。
一方、比較鋼である鋼Ｎｏ．８は、球状化焼鈍条件が適切でない（焼鈍温度Ｔに対して保持時間Ｈが不足する）ため、硬さ分布や炭化物の平均アスペクト比が外れているのに対応して、穴広げ性と転動疲労寿命が不合格となった。
また、比較鋼である鋼Ｎｏ．９も、球状化焼鈍条件が適切でない（焼鈍温度Ｔに対して保持時間Ｈが過剰である）ため、炭化物が粗大化し、穴広げ性と転動疲労寿命が不合格となった。
一方、比較鋼である鋼Ｎｏ．１０は、熱間圧延後の冷却速度が小さすぎるため、熱延ままのパーライト組織が粗大化し、球状化焼鈍後の硬さ分布にかたよりを生じて穴広げ性が不合格となった。
また、比較鋼である鋼Ｎｏ．１１は、仕上げ圧延温度が高すぎるため、熱延ままのパーライト組織が粗大化し、球状化焼鈍後の硬さ分布にかたよりを生じて穴広げ性が不合格となった。
一方、比較鋼である鋼Ｎｏ．１２は、球状化焼鈍後の冷却速度が大きすぎるため、パーライトが生じて炭化物のアスペクト比が大きくなってしまい、穴広げ性および転動疲労寿命が不合格となった。
以上のように、本発明の要件を満たすことで、優れた穴広げ性と転動疲労寿命を兼備する高炭素鋼板が得られることが確認された。
また、推奨の製造条件で製造することで、本発明に係る高炭素鋼板が確実に得られることが確認された。
本発明に係る第３発明は、
上記第１または第２発明に規定された成分組成を有する鋼材を、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、上記第１または第２発明に係る高炭素鋼板の製造方法である。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
上記第１または第２発明に規定された成分組成を有する鋼材を、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、上記第１または第２発明に係る高炭素鋼板の製造方法である。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
〔高炭素鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような高炭素鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする。また、引き続き６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい［熱延工程］。
次いで、この熱延板を下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することにより高炭素鋼板を得ることができる［焼鈍工程］。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
上記のような高炭素鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする。また、引き続き６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい［熱延工程］。
次いで、この熱延板を下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することにより高炭素鋼板を得ることができる［焼鈍工程］。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
＜式（１）：２４００≦Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈ≦３０００（ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃）を満たすように加熱保持＞
さらに、炭化物を球状化するために焼鈍（球状化焼鈍）を行うが、上記熱延工程で得られた、均一で微細な炭化物の分布状態を維持しつつ、炭化物の球状化を行うため、７４０〜７８０℃の加熱温度Ｔにて、２４００≦Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈ≦３０００を満たす保持時間Ｈで加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却するのが推奨される。ここで、加熱温度Ｔが低すぎると炭化物の球状化が十分に進行しないため、加熱温度Ｔは７４０℃以上、さらには７４５℃以上、特に７５０℃以上とするのが好ましい。一方、加熱温度Ｔが高くなりすぎると炭化物が粗大化するため、加熱温度Ｔは７８０℃以下、さらには７７５℃以下、特に７７０℃以下とするのが好ましい。また、保持時間Ｈが短すぎると炭化物の球状化が不十分となるとともに組織が硬くなりすぎるため、Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈは２４００以上、さらには２４５０以上、特に２５００以上とするのが好ましい。一方、保持時間Ｈが長くなりすぎると炭化物が粗大化するため、Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈは３０００以下、さらには２９５０以下、特に２９００以下とするのが好ましい。
さらに、炭化物を球状化するために焼鈍（球状化焼鈍）を行うが、上記熱延工程で得られた、均一で微細な炭化物の分布状態を維持しつつ、炭化物の球状化を行うため、７４０〜７８０℃の加熱温度Ｔにて、２４００≦Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈ≦３０００を満たす保持時間Ｈで加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却するのが推奨される。ここで、加熱温度Ｔが低すぎると炭化物の球状化が十分に進行しないため、加熱温度Ｔは７４０℃以上、さらには７４５℃以上、特に７５０℃以上とするのが好ましい。一方、加熱温度Ｔが高くなりすぎると炭化物が粗大化するため、加熱温度Ｔは７８０℃以下、さらには７７５℃以下、特に７７０℃以下とするのが好ましい。また、保持時間Ｈが短すぎると炭化物の球状化が不十分となるとともに組織が硬くなりすぎるため、Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈは２４００以上、さらには２４５０以上、特に２５００以上とするのが好ましい。一方、保持時間Ｈが長くなりすぎると炭化物が粗大化するため、Ｔ×ｌｏｇ １０ Ｈは３０００以下、さらには２９５０以下、特に２９００以下とするのが好ましい。
Claims (3)
- 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．９５〜１．１０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０〜０．５％、
Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｎ：０．００２〜０．０２％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる高炭素鋼板であって、
下記測定方法で求められた平均硬さおよび硬さばらつきが、それぞれ、１８０〜２１０ＨＶおよび１０ＨＶ以下であるとともに、
鋼組織中に存在する炭化物について、その平均円相当直径が０．５μｍ以下で、かつその平均アスペクト比が２．０以下である
ことを特徴とする穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板。
＜平均硬さおよび硬さばらつきの測定方法＞
圧延方向に垂直な任意の切断面における、板厚の１／４深さ位置において、荷重２．９４Ｎでのビッカース硬さを、板幅方向に０．５ｍｍ間隔で１００点測定し、その１００点のビッカース硬さの算術平均および標準偏差を算出し、それらを平均硬さおよび硬さばらつきとする。 - 成分組成が、質量％で、
Ｎｉ：０％超０．２５％以下、
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
をさらに含む請求項１に記載の穴広げ性と転動疲労寿命に優れた高炭素鋼板。 - 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼材を、７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、請求項１または２に記載の高炭素鋼板の製造方法。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇｅＨ≦３０００ ・・・ 式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
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