JP4963479B2

JP4963479B2 - 高炭素鋼板の製造方法

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Publication number: JP4963479B2
Application number: JP2008037520A
Authority: JP
Inventors: 雅人鈴木; 智博今中; 恒年洲崎
Original assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2008-02-19
Filing date: 2008-02-19
Publication date: 2012-06-27
Anticipated expiration: 2028-02-19
Also published as: JP2009197256A

Description

本発明は、優れた加工性を有し、部品形状に成形された後に熱処理が施され、所望の機械的特性を発現させて使用される高炭素鋼板の製造方法に関する。

ギアやベアリング等、複雑形状をもち高い寸法精度、耐摩耗性が要求される機械構造部品や、刃物，切削工具等は、高炭素鋼板を素材とし、切削加工により部品形状に適宜成形した後、焼入れ・焼戻し等の必要な熱処理を施すことにより製造されている。
したがって、素材の高炭素鋼板にはある程度の加工性と熱処理性および使用用途に応じた熱処理後の特性が要求される。

しかしながら、一般的に高炭素鋼板は硬質であり、加工性および鋼板の製造性に劣っている。このため、加工性や生産性を良くするための各種提案がなされている。
例えば特許文献１では、Ｃを０．２〜１．３質量％を含み、他の元素についてもその含有量を規定した高炭素鋼素材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱後、Ａｒ₃点以上、９５０℃以下の温度範囲で圧下率：５０％以上の粗圧延を施し、ついで圧延終了温度が６００℃以上で、かつ６００℃以上、Ａｒ₁点未満の温度範囲で圧下率：１０％以上、３０％未満で仕上げ圧延し、その際、仕上げ圧延機の少なくとも最終スタンドについては摩擦係数μが０．１５以上の条件下で圧延を行い、引き続き４５０〜７００℃の温度範囲で巻き取り、さらに５００〜７４０℃の温度範囲で１０ｓｅｃ〜８ｈｒ保持する焼鈍を行って、炭化物を微細かつ均一に分散させた組織を造り込んで加工性に優れた高炭素熱延鋼板を得ている。

また、特許文献２では、Ｃを０．２〜１．０質量％含有する高炭素鋼を熱間圧延後急冷し、ランナウトテーブル上の鋼鈑温度（中間温度）：５５０〜６５０℃で前記急冷を停止し、巻取温度６００℃〜７００℃、且つ巻取温度≧中間温度＋２０℃で巻取り、巻取り後２０分以内に徐冷カバーに装入し、６００〜７２０℃で１０ｈｒ以上滞留させることにより、特別な加熱設備も必要とせず、熱延ままで球状化とともにフェライト粒成長がなされて、球状化焼鈍材と同等の低硬度となった熱延鋼板を得ている。特許文献２で提案された方法は、従来の熱延後に球状化焼鈍を施す方法と比べて低コストで、かつ短時間で加工性の優れた高炭素熱延鋼板を得ることができる、とも紹介されている。
特開平８−２６９５４１号公報特許第３８２３６５３号公報

上記特許文献１で紹介された方法では、熱延時にＡｒ₁点未満の低温にて圧下をかけており、設備への負担が大きくなっている。また、このようにして製造された熱延鋼板も高炭素が故に硬質であり、製造途中の段階での取り扱い性が極めて悪い。例えば、焼鈍前に連続酸洗や機械的な方法にてスケールを除去したり、脱脂洗浄したりするためにラインを通板する際に付与される繰り返しの曲げひずみによって、破断する危険性がある。

また、特許文献２で紹介された方法では、熱延ランナウトテーブル上にて復熱により［巻取り温度］≧［中間温度＋２０℃］とする必要があり、冷却制御が煩雑となる。徐冷カバーやカバーを設置するための設備が必要であり、また、徐冷カバーに装入した状態にて熱延板を１０時間以上保持するスペースの確保も必要である。さらに、鋼板表面に熱延スケールが存在する状態にて６００〜７２０℃で長時間保持するため、スケール中の酸素に起因して鋼板表面の脱炭や粒界酸化が顕著になる。

本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、熱延条件の調整でパーライトラメラー間隔の増大によって熱延板の取扱い性を向上させるとともに、その後の焼鈍条件の調整で微細な球状化炭化物組織を得て加工性を高めた高炭素鋼板を安定的に低コストで提供することを目的とする。

本発明の高炭素鋼板の製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．８０〜１．５０質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：１．２質量％以下，Ｐ：０．０３質量％以下，Ｓ：０．０３質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８００〜９５０℃で熱間圧延した後、巻取り温度：６５０〜７８０℃までを４０秒以下で冷却して前記温度で巻き取った熱延板を酸洗し、その後に、当該鋼のＡｃ１〜（Ａｃ１＋１００℃）の温度範囲で５〜４０時間均熱後に３０℃／時以下の速度で冷却する焼鈍を施すことを特徴とする。

仕上げ圧延の前もしくは仕上げ圧延から巻取りまでの間に鋼板のエッジ部を加熱してもよい。
本発明の高炭素鋼板の製造方法は、必要に応じて、さらに、Ｃｒ：２．０質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｃｕ：０．３質量％以下，Ｎｉ：１．８質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｃａ：０．０１質量％以下の内の１種又は２種以上を含む鋼スラブにも適用できる。

本発明の高炭素鋼板の製造方法においては、熱間巻取り温度の高温化により熱延材を軟質化し、熱延ままで安定した製造性を確保することができている。また、熱延後の高温変態により生成したラメラーの粗いパーライト中の炭化物を、Ａ₁点以上への加熱を利用した焼鈍により球状化することができ、結果的に炭化物が微細かつ均一に分散した組織となって、熱延鋼板に優れた加工性を付与することができる。
したがって、本発明方法により、加工性に優れた高炭素鋼板が安定的に低コストで提供されることになる。

前記した通り、高炭素鋼板は一般的に硬質であり、加工性および鋼板の製造性に劣る。そこで、本発明者等は、高炭素鋼板であっても比較的軟質化させることにより熱延材の取扱い性を向上させ、軟質化と併せて延性を持たせることにより加工性を向上させる手段について鋭意検討し、本発明に到達した。
一般に、高炭素鋼熱延材の金属組織はパーライト主体であって、そのパーライトのラメラー間隔が大きくなるほど、強度（硬度）は低下する。そして、パーライトのラメラー間隔はオーステナイトから変態する際の過冷度（平行変態の温度と実際の変態温度との差）が小さいほど、すなわち高温で変態するほど大きくなる。

上記知見を基に、熱延後に６５０℃以上の高温で巻取り、高温で変態させることにより、高炭素鋼の熱延材を軟質化することが可能となる。その結果として熱延材の取扱い性が改善される。
しかしながら、高温で変態させてパーライトのラメラー間隔を大きくすると、パーライト中の炭化物が厚くなり、熱延材の焼鈍に際してＡ１点以下の温度での均熱では炭化物は十分に球状化せず、パーライトが残存することになる。

焼鈍組織にパーライトが残存すると延性が不足し、素材としての加工性が十分でない。このため、所望形状への加工に対応できなくなる。
そこで、パーライトを無くすために、Ａ１点以上への適正な加熱を施して熱延組織の炭化物を分断した上で、ある程度の炭化物を残存させ、その後の徐冷中にオーステナイトからフェライトと炭化物を生成する際に残存した炭化物を球状に成長させる焼鈍を施すことにより、炭化物の球状化を図った。

一方、巻取り温度の過度な高温化は、表層の脱炭や粒界酸化を助長（表面性状の劣化）し、様々な問題点が生じる。例えば、部品形状に成形した後の調質において、脱炭に起因して所望の表面粗さが得られなくなる。また、部品形状への成形に際して、打抜きなどのプレス加工が施されるが、脱炭層の軟質な鉄の部分の焼付きや、粒界酸化した部位を起点として表層が破断して生成した金属粉の噛み込みにより金型寿命が低下する場合がある。さらに、部品の使用中に粒界酸化した部位を起点とした破壊により、耐疲労性や耐衝撃性などの特性が劣化することがある。
したがって、鋼板の製造性と、素材としての加工性および表面性状を両立させる上で、巻取り温度の設定は重要な意味合いをもつことになる。

以下に、加工性に優れた高炭素鋼板を安定的に低コストで提供すべく、本発明で採用した鋼の成分組成、および巻取り温度を含めた熱延条件並びに熱延板焼鈍条件について説明する。
Ｃ：０．８０〜１．５０質量％
本発明は、機械構造部品や刃物・工具等に使用される炭素鋼板の素材として、Ｃ量が０．８０質量％以上１．５０質量％までの高炭素鋼を対象としている。Ｃ量が０．５０質量に満たない低・中炭素鋼では、熱延材の強度が比較的低いため製造性が問題になることはない。また、本発明の熱延条件にて熱延すると初析フェライト粒が粗大化し、炭化物の分布が不均一になるため、本発明の対象外とした。Ｃ量が１．５０質量％を超えると、炭化物の体積分率が高くなり、熱延材において網目状の初析炭化物が発達し、焼鈍による炭化物の球状化が難しくなって良好な加工性は得られない。

Ｓｉ：１．０質量％以下
Ｓｉは脱酸作用を有する。ただし、本発明の場合、Ｓｉを積極的に添加しなくても脱酸不良を起こすようなことはない。反面、添加量が多くなりすぎると硬くなって加工性を低下させることになる。その上限は１．０質量％である。
Ｍｎ：１．２質量％
Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素である。良好な焼入れ性を確保するためには０．２質量％以上含ませることが好ましい。逆に１．２質量％を超えて添加すると、熱延材が硬くなりすぎて加工性が悪くなる。

Ｐ：０．０３質量％以下
Ｐは靭性を低下させる元素である。したがって、少ない方が好ましい。材質上弊害のない水準は０．０３質量％以下である。
Ｓ：０．０３質量％以下
ＳはＭｎＳ系介在物を形成し靭性を低下させる。したがって、少ない方が好ましい。材質上弊害のない水準は０．０３質量％以下である。

本発明鋼板は、必要に応じてさらにＣｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃａを含むこともできる。
Ｃｒ：２．０質量％以下
Ｃｒは焼入れ性を有する元素である。強度を向上させるばかりでなく、耐摩耗性をも向上させる。したがって必要に応じて添加する。しかし、多量に添加すると熱延材が硬化し、また炭化物を安定化させる元素であるため、Ａ１点以上への加熱を利用した焼鈍を施しても板状炭化物が分断されず球状化炭化物組織が得られなくなる。その限界は２．０質量％である。

Ｍｏ：０．５質量％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させる効果を有する。またＮｉとの複合添加で鋼の強靭性を高める作用も発揮する。さらに、特殊炭化物を形成することによって耐摩耗性を向上させる作用も有している。したがって、必要に応じて添加する。本発明の合金成分系では、上記作用を発揮させるのは０．５質量％のまでの添加で十分である。これ以上添加しても、それに見合った効果が得られないばかりでなく、製造性を悪化させるようになる。したがって添加する場合は０．５質量％を上限とする。

Ｃｕ：０．３質量％以下
熱延中に生成する酸化スケールの剥離性を向上させる効果を有するので、鋼板の表面性状の改善に有効である。したがって、必要に応じて添加する。しかし、過剰に含有させると溶融金属脆化により鋼板表面に微細なクラックが生じやすくなるので、添加する場合も０．３質量％以下とする。好ましい範囲は０．１０〜０．１５質量％である。
Ｎｉ：１．８質量％以下
Ｎｉは靭性を向上させる作用と、Ｍｎと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する。しかし、１．８質量％を超えて過剰に添加しても、コストに見合った靭性向上効果は得られない。したがって、添加する場合は１．８質量％を上限とする。

Ｖ：０．５質量％以下
Ｖは焼入れ時にオーステナイト結晶粒径を微細化する作用がある。したがって、必要に応じて添加する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．５質量％までの添加で十分である。添加量が過剰に多くなると製造性を悪化させるので、添加する場合は０．５質量％を上限とする。

Ｎｂ：０．３質量％以下
Ｎｂは、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。したがって、必要に応じて添加する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。

Ｔｉ：０．３質量％以下
Ｔｉも、焼入れ時のオーステナイト粒径を微細化させる効果を有する。したがって、必要に応じて添加する。本発明の合金成分系では、旧オーステナイト結晶粒径微細化作用を発揮させるには、０．３質量％までの添加で十分である。０．３質量％を超えて添加しても、効果は飽和するので、添加する場合も０．３質量％を上限とする。

Ｃａ：０．０１質量％以下
ＣａはＭｎＳ系介在物の形態制御、すなわち、ＭｎＳ系介在物の形態を細長い板状から球状に変える性質を有することから、塑性加工性を向上できる。したがって、必要に応じて添加する。細長い形状の介在物があると、塑性加工、特に打抜き加工時にミクロボイド生成の起点となって打抜き面に破断面を形成しやすいのに対し、介在物を球状化させるとミクロボイドの生成が抑えられ打抜き加工性を向上できる。添加量が０．０１％を超えても特性向上に繋がらないので、添加する場合の上限は０．０１％とする。

次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
本発明では、まず、熱延後に６５０℃以上の高温で巻取り、高温で変態させることにより軟質化し、熱延材の取扱い性を向上させている。
そこで、熱延時の各条件を詳細に説明する。

熱延仕上げ温度：８００〜９５０℃
熱延の仕上げ温度が８００℃を下回ると変形抵抗が高くなり、熱延における通板性が劣化するとともに、巻取り温度６５０℃以上を確保することが困難になる。逆に９５０℃を上回るほどに高くなるとオーステナイト粒径が粗大化して、熱延材の靭性が低下する。

巻取り温度：６５０〜７８０℃
巻取り温度が６５０℃を下回ると、パーライト変態の温度が低下し、パーライトのラメラー間隔が小さくなって、熱延材の軟質化が得られない。逆に７８０℃を上回るほどに高くなると、高温であることに加え、冷却に長時間を要するため、鋼板表層のスケール中に存在する酸素により表層の脱炭や粒界酸化が顕著になる。また、冷却に長時間を要することは生産性を阻害する要因にもなる。

巻取り温度までの冷却時間：４０秒以下
この間は、ランアウトテーブル上にて鋼板の表面が直接大気に暴露されており、４０秒を超えるほどに長時間になると、鋼板表層のスケールが厚くなり、脱スケールに要するコストの増加に繋がる。また、脱炭や粒界酸化層も増加し、表面品質の劣化を招くことにもなる。

エッジ部の加熱
仕上げ圧延の前、もしくは仕上げ圧延から巻取りまでの間で鋼板のエッジ部を加熱することが好ましい。
コイルエッジ部は幅センター部よりも冷却され易いため、幅センター部よりも巻取り時の温度が低下し、硬くなる。そこで、誘導加熱などによりエッジ部を加熱して、温度低下を小さくすることにより、エッジ部の硬さ上昇を小さくすることができる。仕上げ圧延から巻取りまでの間に加熱する場合は、変態が開始する前、すなわち鋼板の温度がＡｒ１点よりも高温であるうちに加熱する必要がある。

本発明での焼鈍工程では、Ａｃ１点以上の温度での均熱により、熱延時の高温での変態で生成された粗大な初析炭化物や粗いラメラーのパーライト組中の炭化物を部分的に溶解させて分断させる。そして、ある程度の大きさで炭化物を残存させ、その炭化物を球状化させる。その後の徐冷に伴うオーステナイト→フェライト＋炭化物の変態中に炭化物を球状に成長させる。なお、この焼鈍のＡｃ１点以上の温度での均熱では、冷却過程での、炭化物の析出核となるべき未溶解炭化物の数および分散状態が決定付けられる。ここで、未溶解炭化物の数が少なくなりすぎると、炭化物の析出核が不足し、その後の冷却中にパーライトが生成する。
以下に、焼鈍工程およびそれに続く冷却工程の条件について詳細に説明する。

均熱温度：Ａｃ１〜Ａｃ１＋１００℃
加熱温度がＡｃ１点に満たないと炭化物が溶解しない。逆に、Ａｃ１＋１００℃を超えると、未溶解炭化物が存在しなくなるか、残っても極めて少なくなって、その後の冷却過程で球状の炭化物は得られずパーライトが生成する。
均熱時間：５〜４０時間
上記温度範囲において、加熱保持時間が５時間に満たないと炭化物の溶解が不十分であり、球状化不足となる。逆に、４０時間を超える程に長時間の加熱を行うと、平衡状態に近づくことに加え、未溶解炭化物がオストワルド成長により粗大化するために未溶解炭化物の数が減少しすぎてパーライトが生成する。

冷却速度：３０℃／時以下
均熱後の冷却速度が速いと冷却変態の過冷度が大きくなり、パーライトが生成しやすくなる。パーライトの生成を十分に抑制するためには冷却速度を３０℃／時以下とする必要がある。ただし、冷却速度を遅くしすぎると、冷却に長時間を要するために生産性が悪化する。生産性を考慮すると、冷却速度は５℃／時以上、３０℃／時以下とすることが好ましい。

徐冷終了温度：
オーステナイト→フェライト＋炭化物の変態が完了する温度まで徐冷すればよい。したがって、Ａｒ１点以下であれば特に規定する必要はない。６５０度程度まで徐冷すれば十分である。
なお、焼鈍の過程で、均熱温度であるＡｃ１点以上への加熱の前にＡｃ１点未満の温度域にて保持を行っても良い。また、均熱温度であるＡｃ１点以上の温度から冷却時にＡｒ１点未満の温度域にて保持を行っても良い。

さらに、本発明により製造した鋼板、すなわち特定の焼鈍を施した熱延板を、冷延した後に冷延板焼鈍を施して各種用途に用いても良い。
冷延：
冷延を施すことによって加工歪みが導入され、その後の焼鈍においてフェライトの再結晶と炭化物のよりいっそうの球状化が促進され、加工性が向上する。また、板厚精度が向上することにより、プレス加工における成形精度が向上する。
この冷延の際、圧下率が２０％に満たないと、上記効果が十分に得られない。逆に、対象とする高炭素鋼に６０％を超える圧下率の冷延を施そうとすると、パス回数が増加し生産性を阻害するとともに、板が破断する危険性も増加する。

冷延後の焼鈍：
冷延により導入された歪みを開放し、フェライトの再結晶と炭化物のよりいっそうの球状化を促進させることにより、加工性を向上させることができる。
この目的のためには、Ａｃ１点未満の温度範囲である程度の時間加熱する焼鈍を施す必要がある。この場合、均熱後の冷却条件に制限はない。また、Ａｃ１点未満での加熱に替え、熱延板の焼鈍と同様、Ａｃ１点以上の温度域で短時間加熱する焼鈍を施しても良い。炭化物の球状化をより促進するためには、Ａｃ１点未満での加熱とＡｃ１点以上での加熱を繰り返すことも有効である。

実施例１：
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造でスラブを得た後、スラブを１２５０℃に加熱して、仕上げ温度、巻取り温度および仕上げから巻取りまでの時間を種々変えた熱延を施し、板厚３．０ｍｍ、幅９５０ｍｍの熱延酸洗板を得た。
熱延材の板厚断面について、硬さ、表層のスケール厚み、残炭率５０％の脱炭深さおよび粒界酸化深さを測定した。

また、前記熱延材を塩酸液で酸洗して脱スケールした後、７７０℃×２０時間後に６５０℃までを２０℃／時の速度にて冷却する焼鈍を施した。
焼鈍材についても、同様に硬さを測定するとともに、ＪＩＳ５号試験片を用いて全伸びを測定した。
なお、熱延温度や材質の測定は、コイル幅方向中央部を基準にして行った。
それらの条件および測定結果をまとめて表２に示す。

本発明で規定した成分組成を有する鋼種Ａ〜Ｊは、いずれの鋼種も焼鈍材の金属組織は球状炭化物組織になっており、適正に軟質化されるとともに高延性を呈していた。しかしながら、炭素含有量が多すぎた鋼種Ｋの焼鈍材は、初析炭化物が粒界に残存した組織となっており、硬質で伸びが低くなっていた。
一方、成分組成が規定の範囲内であっても、巻取り温度が低くすぎる（試験Ｎｏ．１−３，１−１３）と、熱延材の材質が硬くなって取り扱い難くなっている。また、巻取り温度が高すぎたり（試験Ｎｏ．１−９，１−１６）、あるいは仕上げ圧延から巻取りまでの時間が長すぎたりすると、熱延材は軟質化されてはいるが表面性状が悪くなっている。

実施例２：
表２中、Ｎｏ．１−７とＮｏ．１−８の熱延材を供試材として、条件を種々変更した焼鈍を施し、焼鈍材の材質に及ぼす焼鈍条件の影響について、検討した。
その結果を表３に示す。
なお、表３中、Ａ，Ｂ，Ｃで示す金属組織は、図１に示すように、Ａ：球状炭化物組織、Ｂ：部分球状化組織、Ｃ：パーライト組織を現す。また、焼鈍材の硬さおよび全伸びは実施例１と同じ方法で測定した。

本発明で規定した条件で焼鈍した焼鈍材は、いずれも球状炭化物組織になっており、適正に軟質化されるとともに高延性を呈していた。しかしながら、均熱温度が低すぎたＮｏ．２−４および２−１１の焼鈍材は、熱延パーライトが残存した組織となっており、硬質で伸びが低くなっていた。また、均熱温度が高すぎたＮｏ．２−５や、均熱時間が長すぎたＮｏ．２−６では、均熱後の未溶解炭化物が少なくなってパーライトが生成していた。冷却速度が速すぎたＮｏ．２−７もパーライトが生成していた。さらに、均熱時間が短すぎたＮｏ．２−１２は熱延パーライトが残存して球状化が不足していた。

実施例３：
表１中、鋼種ＡおよびＢについて、熱延時のエッジ部加熱の効果について、検討した。
板厚３０ｍｍまで粗圧延した後、仕上げ圧延の前にエッジ部を５００ｋＷの出力で高周波誘導加熱し、板厚３ｍｍまで仕上げ圧延し、所定の条件にて巻き取った。
巻き取った幅９５０ｍｍの熱延材に、センター部とエッジ部（端面から２５ｍｍ位置）の硬さを調査した。
その結果を表４に示す。
表４から、エッジ部を加熱することによってエッジ部の硬さ上昇を抑制できることがわかる。

炭化物の形態の違いを説明する図Ａ：球状炭化物組織、Ｂ：部分球状化組織、Ｃ：パーライト組織

Claims

Ｃ：０．８０〜１．５０質量％，Ｓｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：１．２質量％以下，Ｐ：０．０３質量％以下，Ｓ：０．０３質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８００〜９５０℃で熱間圧延した後、巻取り温度：６５０〜７８０℃までを４０秒以下で冷却して前記温度で巻き取った熱延板を酸洗し、その後に、当該鋼のＡｃ１〜（Ａｃ１＋１００℃）の温度範囲で５〜４０時間均熱後に３０℃／時以下の速度で冷却する焼鈍を施すことを特徴とする高炭素鋼板の製造方法。
仕上げ圧延の前もしくは仕上げ圧延から巻取りまでの間に鋼板のエッジ部を加熱する請求項１に記載の高炭素鋼板の製造方法。
前記鋼スラブが、さらにＣｒ：２．０質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｃｕ：０．３質量％以下，Ｎｉ：１．８質量％以下の内の１種又は２種以上を含むものである請求項１又は２に記載の高炭素鋼板の製造方法。
前記鋼スラブが、さらにＶ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｃａ：０．０１質量％以下の内の１種又は２種以上を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の高炭素鋼板の製造方法。