JPH0717968B2

JPH0717968B2 - 成形性の良好な高炭素薄鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0717968B2
Application number: JP25226988A
Authority: JP
Inventors: 清福井; 篤樹岡本
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-10-06
Filing date: 1988-10-06
Publication date: 1995-03-01
Anticipated expiration: 2010-03-01
Also published as: JPH02101122A

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に規定されている0.80wt％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）A_c1以上、A_cm以下の温度に1hr以上の適当な時間
加熱した後、A_r1変態を完了するまでに徐々に冷却（約1
0℃/hr）するか、またはA_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。

（ｂ）焼鈍前に軽い冷間圧延を施した後、A_c1点直下の
温度に長時間（約6hr以上）加熱し、冷却する。

（ｃ）A_c1、A_r1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（ａ）のプロセスを適用しても1hr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（ｂ）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（ｃ）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（ａ）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A₁点以上の温
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
きる高炭素薄鋼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
薄鋼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、A₁以上の温度における箱焼鈍を実施
し、こ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A₁＋
10℃〜A₁＋2/3×（A_cm−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20〜100℃/hrの冷却速度で冷却
を行った場合、これらのセメンタイトは熱延板における
ラメラー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A₁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され、
その後の冷間圧延における圧下率も著しく向上すること
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℃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。

（ａ）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A₁＋10℃〜A₁＋2/3×（A_cm−A₁）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
の比率でオーステナイト中に残留する。

（ｂ）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A₁＋10℃以上A₁＋2/3（A_cm−A₁）以下の温度範
囲において一定であれば均熱時間が30min以上では、そ
の時間長さに影響を受けることなくオーステナイト中に
て球状化組織を示す。

（ｃ）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。これら球状組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:1.0％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Cr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、A₁＋10℃以上A₁＋2/3（A_cm
−A₁）以下の温度で30分間以上均熱してから、一般には
20〜100℃/hrの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℃−A_c1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、ラメラー状のセメンタイト
を有した熱圧板あるいはA₁点以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、ヴィッカース硬度が20
ポイント以上、引張強度が5kgf/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薄鋼板が得られ、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A₁＋10℃〜A₁＋2/3×（A_cm−
A₁）の温度域に保持した場合、そのラメラー状のセメン
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1.30wt％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0.80wt％以上と高いことから、鋼板が硬
質となって脆化し、打抜き性および曲げ性に対して悪影
響を及ぼすため上限を0.35wt％とした。

Mn: 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、過剰の添加は靱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1.0wt％以下、好まし
くは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
高い硬度と靱性を付与することを特徴としているが、こ
の際のＰの存在はその靱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の含有量低減が靱
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: 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MnS
を形成し、このMnSの存在が製品の靱性劣化につながる
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0.030wt％
以内に抑える。

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A
l: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。

Ｎ鋼中にＮを添加すると、加熱中にAlと結合してAlN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、0.008％超のＮを添加した場
合、過剰なＮが成品の段階での靱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、A_c1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、かつコストアッ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とその他不可避的
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。

熱間圧延の仕上温度条件の設定：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℃/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℃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。

仕上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
ーライトのラメラー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℃/sec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靱性
が低下する。この靱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A₁＋10℃〜A₁＋2/3（A_cm−A₁）
と設定したのは、これら薄鋼板中のセメンタイトをラメ
ラー組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ー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A₁＋10℃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
ー組織から球状化組織を得るには、分解したラメラー組
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A₁より2/3（A_cm−A₁）だけ高い温度であるこ
とが分かった。このためにA₁＋10℃〜A₁＋2/3×（A_cm−
A₁）という温度域を設定したものであり、かつこの温度
にて30min以上保持することが必要である。

このとき、保持時間が1hr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A_c1点
が上昇し焼鈍条件が異なることから上限は100℃/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Ｄ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、100℃/hr超となるセメンタイト組
織がラメラー化するので上限を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、あるいは慣用法によって冷間圧延を行
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℃−A₁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、一度
冷間圧延された薄鋼板の球状化処理には必ずしもA₁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℃−A_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〔A₁点＝720〜7
28℃、A_cm＝735〜885℃（ただし、鋼ＥはA_cm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。

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℃/minで
の箱焼鈍（680℃×12hr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＝2.0mm）を
酸洗してから、加熱および冷却速度＝40℃/minでの箱焼
鈍（740℃×4hr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℃/sec）
で行い、巻取り温度は620℃であった。

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。

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Ｄ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温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、A₁＋10℃＝730〜738℃であり、A₁＋2/3（A
_cm−A₁）＝731〜832℃であるから、第１図において731
〜780℃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、鋼Ａ〜鋼Ｅにおけるミクロ組織について従来法と
本発明法の相違を説明する。

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Ｄ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ー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：なお、いずれの方法にあっても熱間圧延の仕上温度は85
0℃、熱間圧延後の冷却はスプレー冷却（20℃/sec）で
行い、そして巻取り温度は620℃であった。

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の鋼Ａ−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℃にて、1hr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℃×30minの場合を、半白○は
740℃×2hrの場合を、そして●は740℃×6hr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
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℃以上（２）巻取り前の冷却速度が10℃/sec以上（３）巻取り温度が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℃×12hr）であ
った。

なお、第５表の各鋼のA₁＋10℃＝729〜738℃、A₁＋2/3
（A_cm−A₁）＝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）以上、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
が向上し、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、同じく本発明の実施例の結果を
示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量割合にて C:0.80〜1.30％、Si:0.35％以下、 Mn:1.0％以下、 P:0.030％以下、S:0.030％以下、 Al:0.01〜0.08％、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、A₁＋10℃以上A₁＋2/3（A_cm−A₁）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。
【請求項２】重量割合にて C:0.80〜1.30％、Si:0.35％以下、 Mn:1.0％以下、 P:0.030％以下、S:0.030％以下、 Al:0.01〜0.08％、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、A₁＋10℃以上A₁＋2/3（A_cm−A₁）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℃〜A_c1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。
【請求項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。