JPS622008B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、精密打抜加工に適した中、高炭素熱
延鋼帯の製造方法に関するものであり、特に本発
明は、精密打抜加工に適した球状化セメンタイト
組織を有する中、高炭素熱延鋼帯を製造するに際
し、素材成分にTiを添加しかつ熱延時の条件を
最適化することによつて、セメンタイト球状化時
に、セメンタイトの析出、凝集の核として働く析
出物を予めマトリツクス中に微細かつ均一に存在
せしめ、さらに粗大な初析フエライトの発達を押
え微細なパーライト組織、もしくは一部その分解
が進行した組織に調整し、それに続くセメンタイ
ト球状化処理を極めて容易とする技術に係るもの
である。 複雑な形状を有する機械用部品を製造する上
で、製造工程の合理化、寸法精度の向上、および
材料の有効活用の面などから、精密打抜加工が切
削加工に比べて極めて有利な加工法であることが
知られている。この精密打抜加工は平滑な剪断面
を得るために工具間のクリアランスを素材板厚の
２％以下程度と極めて小さくすることが特徴であ
り、従つて材料の受ける加工度は極めて厳しいも
のとなる。このため、中、高炭素鋼を素材として
精密打抜加工を適用する場合、例えば焼入れ―焼
戻し等の熱処理によつて硬度、強度、バネ性、耐
摩耗性等の特性を確保するギアー、スプリングワ
ツシヤー、クラツチ部品等を製造する場合には打
抜作業に先立ち、冷間加工性を改善する特別な手
段を構じなければならない。その手段としてはセ
メンタイト球状化焼鈍を施すのが最も一般的であ
る。なお他の手段として、材料は打抜加工に対し
て問題のない低炭素鋼を用い、所定の形状に加工
後、浸炭窒化処理等を施す方法も取られている
が、材料を使用する側における工数および設備の
面での負担が大きく、その不利は免れない。 さて、中、高炭素鋼の如き冷間加工性の劣る素
材を球状化焼鈍によつて精密打抜加工に耐え得る
程に延性を改善するためには、その組織を十分に
球状化した炭化物粒子が均一に分散された組織と
することが肝要である。このような目的のための
セメンタイト球状化焼鈍処理については、従来か
ら種々の方法が提案されている。しかしながらこ
れらのいくつかは焼鈍に要する時間が極めて長時
間であつたり、あるいは複雑な熱サイクルの調整
を要し、処理コスト、簡便さの点で欠けるもので
あつた。一方、比較的簡便な短時間の焼鈍で良好
な球状化組織を得るものとして、焼鈍前に予備焼
入れ、あるいは冷間加工等の前処理を施す方法、
また焼鈍中に超音波振動を与える方法等も知られ
ているが、いずれも工数の増加や特別の設備を必
要とし、製造コストの増大が避けられない。 一方、これらの欠点を素材の側から改善する目
的で、素材の製造条件についても提案がなされて
いる。その方法として、熱延時のコイル巻取温度
を低くし、セメンタイトの分散性の良い微細パー
ライトもしくは中間組織となるように調整する方
法、あるいは熱延時のコイルの自己保有熱を利用
したり、巻取られた直後のコイルを予め用意した
炉、もしくは徐冷ボツクスに装入したりして、セ
メンタイトの部分的球状化を予め進行させる方法
などが提案されている。しかしながら、前者の方
法では精密打抜加工を可能とするためには長時間
の焼鈍を必要とすること、後者の方法では球状化
処理後のセメンタイトの分散性が劣り、精密打抜
加工を行う目的に対しては十分であることなどの
難点が解消されていない。先に本発明者らは以上
の如き問題点を解消するために素材中にＢを添加
し、かつ熱延の際に低温圧延を強化することによ
つて、セメンタイトの分散性および球状化性の良
好な中高炭素熱延鋼板を製造する方法を提案し
た。しかしながらこの方法においても次の点に問
題が残つていた。 Ｂ添加による効果のうち、Ｂ炭窒化物のセメン
タイト析出・凝集核作用を通じて生ずるセメンタ
イト球状化性の改善に対しては極めて効果的な作
用を持つものであるが、セメンタイトの分散性に
関する作用において低温圧延効果が不足するとか
えつて悪影響を生ずる場合があることである。 これは１つにはＢのもつオーステナイト粒の再
結晶遅滞作用に基づいている。即ち低温圧延を強
化した場合にはこのような遅滞作用はオーステナ
イト粒内への圧延歪の蓄積を高め、初析フエライ
ト粒の析出核の増大を来すため、微細な組織、言
換えれば分散性の良好な組織となるが、通常の圧
延条件とした場合にはこの効果は十分に発揮され
ないばかりか、比較的軽度の低温圧延条件とした
場合には甚しい混粒となり、かえつて分散性の悪
い組織を呈することである。 もう１つの理由としては、ＢはNbやＶと異な
り加熱時における初期オーステナイト粒を若干粗
大化させる作用をもつておりこの効果と前述の再
結晶遅滞効果とが相俊つて、微細組織を得るに必
要な圧延条件がより低温強圧下側に移動するもの
と考えられる。 以上の如く、先願の方法においては、低温圧延
条件を選択しなければ、良好な材質特性が得られ
らいという欠点があり、このことが操業性の面か
ら問題として残されていた。 本発明者らはこの点にかんがみ、更に研究を積
み重ねた結果、先願よりも高い温度条件で圧延し
ても良好な材質特性が得られ、また同等の低温圧
延条件とした場合には更に優れた材質特性が得ら
れる製造方法を見い出した。 次に本発明を詳細に説明する。冷間加工性の良
好なセメンタイト球状化組織とは、周知の如く十
分に球状化されたセメンタイト粒子が均質に分散
する組織である。ところでこのような組織を前処
理を施さず、短時間の焼鈍によつて達成しようと
する場合、被処理素材として具備すべき条件とし
ては、次の２点が重要である。 (1) 処理前組織のカーバイドの分散状態が良いこ
と。 (2) 処理時のカーバイドの球状化性が大であるこ
と。 このうち(1)の点の分散性については熱延組織に
おけるフエライトとパーライトの分散状態によつ
て決まるものであり、さらにこの熱延組織を左右
する条件を逆にさかのぼつて考えれば、熱間圧延
中に達成されるオーステナイト粒の細かさの程度
によつてほぼ決まつて来る。本発明者らの提案し
た先願技術ではこれを主に仕上圧延における低温
圧延の強化によつて達成させたものであるが、前
述の如く素材に添加したＢのもつ不利な作用の一
面のために操業上の問題を残した。 次に(2)の点の球状化性については次の如くであ
る。セメンタイトの球状化の進行は周知の如く、
パーライトの分解→拡散→析出→凝集の過程によ
つて律速される。従つて球状化性を向上せしめる
には (イ) パーライトが分解し易いこと（パーライトが
微細） (ロ) Ｃの拡散が生じ易いこと（転位、粒界密度
大） (ハ) 析出―凝集核が適度に分散して存在すること であり、先願の方法によればこの点に関しては、
Ｂの炭窒化物によつて(ハ)を、低温圧延によつて
(イ)、(ロ)を向上せしめてその目的を達した。 本発明においても基本的にはほとんど同じ機構
を利用するものであるが、先願における問題点で
あつた。“低温圧延を強化せねばならない”とい
う不利を克服することおよびさらに球状化処理性
の良好な材質特性を得るための手段として、Ｂの
添加にかえてTiを添加し、かつＮ量を適正な範
囲に調整したことが先願と最も大きく異なる点で
ある。 以下に本発明の最大の要点となるTi添加の効
果について詳述する。 TiはＮとの親和力が極めて強く、鋼に添加す
るとTiNを生成するが、本発明はこのTiNの作用
を最大限に利用したものである。即ち、TiNはま
ず第１に加熱の際に初期オーステナイト粒の粗大
化を抑制する効果が極めて著しい。 第２にオーステナイトの再結晶が容易に生じる
約1000℃以上の温度範囲（熱間圧延では粗圧延温
度範囲）では再結晶核として作用し、また再結晶
後の粒成長を抑制するため再結晶微細化を促進す
る。 第３にγ→α変態に際しては変態核として作用
するため微細なフエライト・パーライト組織が得
られる。このようなTiNの作用は組織の微細化を
通じて特にセメンタイトの分散性を著しく向上す
るもので、このような作用はその機構からも明ら
かな如く先願のように低温圧延を特に強化しなく
ても発揮されるものであるが、低温度圧延を強化
すると、その効果は更に顕著となる。 なおTiNの微細化作用のなかで特に好ましいの
は再結晶微細化効果である。これは通常圧延にお
いても低温圧延と等価な効果を引き出すという意
味のほかに次のような利点を有する。 再結晶遅滞元素の添加と低温圧延の組み合せで
微細度を高める方法では、伸展したオーステナイ
ト粒よりγ→α変態が始まるから、繊維状組織と
なり易く、球状化後にもこの影響が残り、剪断の
ような加工の際に悪影響がある。これに対し、再
結晶微細化によるオーステナイト粒は等軸整粒で
あるため得られる熱延組織もフエライトとパーラ
イトが均一分散した組織となり、前者の如き悪影
響が生じない。 次にTiNの第４の効果であるセメンタイト球状
化性におよぼす作用を述べる。 セメンタイトの球状化性を左右する要因のいく
つかは、前述した通りオーステナイト粒の微細化
に伴いある程度改善される。即ちこの理由は変態
の加速によつて微細パーライトとなり分散性が向
上することおよび微細なフエライト粒となること
によるＣの粒界拡散のし易さ、等の現象に基づく
ものである。しかしながら更に重要なのはTiNの
セメンタイト析出、凝集の核作用である。この点
は先願のＢの炭窒化物の作用と同じであるが、異
なるのはこれら析出物の基地中における分散状態
を調整する手段である。先願のＢ炭窒化物は析出
温度が熱延過程において適当なタイミングで析出
させる必要があり、そのために適正な圧延温度お
よび圧下率の選択を要するが、TiNの場合スラブ
の時点で既に析出しており、その分散状態は後述
するTi量とＮ量の関係を適正な範囲に調整する
だけでよいので、本発明の方がはるかに容易で確
実である。このほかTiにはＢにはなかつた効果
として、セメンタイトを安定化させるＳ、Ｏ等を
固定して、その悪影響を除く働きがあるため、球
状化性のより一層の向上が達成される。 以上述べた如くTiの効果は先願のＢの効果に
比べて更に顕著であり、本発明はこれを最大限に
利用する技術を骨子として構成されたものであ
る。 即ち、本発明はその構成要件の第１として鋼の
成分組成はC0.2〜0.7wt％（以下は単に「％」で
表示する）、Si1.0％以下、Mn0.5〜2.0％、P0.030
％以下、S0.020％以下、Al 0.005〜0.10％、
Ti0.010〜0.500％、N0.0030％以上を含み、かつ
Ti／Ｎの比が３以上であるもの、C0.2〜0.7％、
Si1.0％以下、Mn0.5〜2.0％、P0.030％以下、
S0.020％以下、Al 0.005〜0.10％、Ti0.010〜
0.500％、N0.0030％以上および（Ce＋La）とし
て示される希土類元素を0.100％以下含み、かつ
Ti／Ｎの比が３以上であり、 それぞれ残部が実質的にFeからなるものを用
いる。 以下に成分組成を限定する理由を述べる。 Ｃは打抜加工性の面からは焼入性が阻害されな
い範囲において低い方が望ましいが、0.2％未満
となる場合には、焼入性に問題が生じ、硬度、強
度、バネ性、耐摩耗性等の機械用部品として不可
決の特性が確保されない。これに対し機械部品用
素材としてＣ含有量は0.7％を超える程必要でな
く、また加工による割れ感受性が甚しく大きくな
り、精密打抜加工に適さなくなるのでＣは0.2〜
0.7％の範囲内にする必要がある。 Siは適量使用すれば、基地中のパーライトの分
散性が改善されること、および球状化時にセメン
タイトの凝集性が改善されるなどの利点を有する
が、一方においては固溶硬化による強度上昇が避
け難く、1.0％を超えると精密打抜性を劣化させ
好ましくないのでSiは1.0％以下にする必要があ
る。 MnはＣとともに焼入性を確保する上で不可決
であること、またAr₃変態温度を低下さすため、
低温圧延による細粒化効果を助長させるのに有用
であり、この目的のために0.50％以上必要である
が、一方においてセメンタイト中に濃化し易く、
2.0％を超えて含有量が大となるとセメンタイト
を安定化さすため球状化性が阻害されるのでMn
は0.5〜2.0％の範囲内にする必要がある。 Ｐはセメンタイトを安定化させる効果があり、
0.030％を超えると球状化性におよぼす影響が無
視出来ない程に大きくなり好ましくないので、Ｐ
は0.030％以下にする必要がある。 Ｓは熱延後に圧延方向に展伸した介在物とな
り、精密打抜加工の如き板厚方向に厳しい剪断歪
が付加される場合に割れの起点となり易く、精密
打抜加工性に悪影響をもたらすばかりでなく、セ
メンタイトを安定化させ、球状化性を阻害する。
したがつてこれらの幣害を避けるためにＳは
0.020％以下とする必要がある。 Alは硫化物と同様に酸化物系の介在物も精密
打抜加工性を甚しく劣化させる。従つて酸化物系
介在物を低減する目的で0.005％以上必要である
が、0.10％を超えて使用した場合、かえつてアル
ミナ系の介在物が増え悪影響があり好ましくない
のでのでAlは0.005〜0.10％の範囲内にする必要
がある。 TiおよびＮは前述の如く本発明において最も
重要な作用をもつ成分であるが、両者は個々に作
用し合うものではなく、共存することによつてそ
の効果が発揮されるものである。そのためには
Ti量が0.010％、Ｎ量が0.0030％以上が必要であ
る。しかしながらTi量が0.500％を越えた場合、
Ｎ量を適正な範囲としても、その効果は飽和する
ので、これを越えての添加は無意味である。一方
Ｎ量がTi／Ｎの比で３未満となる程相対的に過
大となつた場合には、TiN粒子の粗大化ならびに
分散状態が劣化すること、および固定されないＮ
が増加してセメンタイトを安定化させるのでTi
の効果を著しく害する。なおTiNの分散状態を良
好とするためにはTi／Ｎの比が10〜50の範囲が
好ましい。よつてTiとＮはそれぞれ0.010〜0.500
％、0.0030％以上で、かつTi／Ｎの比は３以上に
する必要がある。 希土類元素は硫化物系介在物の形状制御を通じ
て、上述したＳの幣害を軽減すること、および微
細な希土類元素系介在物はTiNと同様にγ→α変
態に際して初析フエライトの析出核として作用す
るためTiNと相乗し合い適量の使用は極めて有用
である。しかしながら、Ce＋Laの量が0.100％以
上となると希土類元素系介在物の増加により、鋼
の清浄度が著しく害され、悪影響が生じて好まし
くない。すなわち、本発明の比較例として示した
第１表の供試鋼Ｏ〔（Ce＋La）を0.100％を越え
て含む〕についての材料特性を、第３表中に示す
「試材No.20」でみると明らかなように、Elが著し
く悪くなり精密打抜加工性の劣化を招くので、希
土類元素は0.100％以下にする必要がある。 なお、本発明においては、上述した必須添加元
素の他に、必要に応じ本発明が目指す精密打抜加
工性を害さないことを条件として、例えばCr：
0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以
下、Ni：0.50以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.05％
以下、Ca：0.050％以下およびZn：0.050％のうち
から選ばれる何れか一種または二種以上のものを
添加してもよい。 Cr、Moはその効果がMnと類似し、焼入性の改
善および変態挙動を通じての組織の微細化作用は
Mnよりむしろ大であり、従つて同量のMnと置き
換えて使用するならばさらに効果が向上する。し
かしながら、一方においてセメンタイト中への濃
化による安定化作用についてもMnより大であ
り、これによる球状化性の劣化を来たさない範囲
としてそれぞれ0.50％以下にする必要がある。 Cu、Niはセメンタイトの分解を促進する作用
を有するため強化元素として適量使用する場合に
はむしろ好ましいが、0.5％を越えるとフエライ
トを硬化させて、精密打抜加工の如き厳しい加工
に対する悪影響が大きくなる。 Nb、Ｖはオーステナイト粒の細粒化および再
結晶遅滞効果によつてフエライト粒の微細化に顕
著な効果をもつ元素であることは公知の如くであ
り、本発明の目的に対しても適量の使用は有用で
ある。しかしながら、これらの炭窒化物の作用は
Tiのそれに置き換わる程強くなく、むしろ含有
量が過大となる場合にはTiの効果を減ずるので
好ましくない。このような悪影響のでない範囲と
してそれぞれ0.05％以下とする必要がある。 Ca、Znは希土類元素と同じく、硫化物の形状
制御を通じて精密打抜加工性の改善に有用である
が、0.050％を超えると介在物量の増大を来たす
ことおよびZnについてはＮとの親和力が強く、
0.050％を超えた場合Tiの効果を減ずるので好ま
しくない。よつてCa、Znはそれぞれ0.050％以下
にする必要がある。 次に構成要件の第２として圧延条件を次の如く
規制する。熱間圧延に際して、仕上圧延を少なく
とも1030℃より低い温度で開始し、かつ仕上圧延
における合計圧延率を50％以上となるように圧延
した後続いて圧延終了から700℃までの温度範囲
における平均冷却速度が10℃/S以上となるよう
に冷却した後700℃〜450℃の温度範囲で巻取る。 この理由は次のとおりである。 仕上圧延開始温度と合計圧下率を規制するのは
Tiの作用を十分に発揮させる目的である。前述
の如くTiのオーステナイト粒の微細化作用は先
願のＢのそれとはいくつかの点で異なり、極めて
優れたものであるため先願の方法で得られなかつ
た圧延温度の高い領域を選択しても十分に良好な
材質特性が得られるものであるが、仕上圧延開始
温度が1030℃より高くなる場合、および仕上圧延
の合計圧下率が50％未満となるような特に高温低
圧下条件とした場合には目的とする球状化処理性
が得られない。なお低温強圧下条件となるに従つ
てセメンタイトの分散性、球状化性の改善効果は
極めて著しく、後述する実施例からも明らかな如
く先願と同等の低温圧延条件とした場合には特に
良好となる。このように材質特性の面からは定性
的には低温強圧下側を選ぶほど改善されるもので
あり、従つて圧延温度の下限は束縛されるもので
はないが現実的に実施可能な範囲としては圧延終
了温度で700℃以上が選ばれる。 仕上圧延後の冷却速度を規制する理由は達成し
たオーステナイト粒の微細状態をそのまま変態後
の組織に継承させる上で必要な要件となるためで
ある。即ち、仕上圧延後から700℃までの温度範
囲における平均冷却速度が10℃/Sより遅い場合
には初析フエライト粒の成長や、パーライト変態
速度の低下が生じ、前者はセメンタイトの分散性
に、後者は球状化性に悪影響が出る。なお700℃
より低い温度範囲においては、本発明の規制範囲
の条件とすれば冷却速度の影響は実質的に問題と
ならなくなるので規制の必要はない。 巻取温度の上限を700℃とする理由は上述した
圧延後の冷却速度の場合と同じ理由でオーステナ
イト粒を微細調整した効果が減殺されるためであ
る。その下限については材質特性上は何等問題と
なるものではないが、鋼板の形状あるいは操業上
の観点から450℃以上が望ましい。 本発明により製造された熱延鋼板は、熱延後さ
らに650℃〜Ac₁点の温度範囲、すなわち再オー
ステナイト化を生じることなく、かつ短時間で効
果の大きい温度条件で簡単な球状化処理焼鈍を行
なつて用途に供する。本発明鋼はこの処理に際し
て、上述した微細組織とTiの炭窒化物の作用に
よつて極めて容易に良好な球状化組織が得られる
ものである。なお本発明の技術によれば熱延のま
までも、従来の中、高炭素鋼に比べて極めて優れ
た冷間加工性を示す。そのため材料のＣ量が約
0.45％以下であつて単純な形状の機械部品であれ
ば、球状化焼鈍を施すことなく、精密打抜加工を
行うことが可能である。その場合、巻取温度を
650〜700℃の範囲に選び、自己焼鈍効果によつて
パーライトの分解、凝集化が部分的に進行した組
織に調整するのが有利である。 次に本発明の具体的な効果を実施例について説
明する。第１表に示す鋼を第２表の熱延条件で板
厚3.2〜8.7mmの熱延鋼板を製造した。ここで鋼
Ｍ、Ｎは先願の化学成分範囲の鋼である。

【表】

【表】 この熱延鋼板を球状化焼鈍としては極めて簡便
な700℃×25Hrの条件で焼鈍し、参考図に示す形
状のスプロケツトギアに精密打抜し、精密打抜加
工性を調べた。精密打抜加工性はスプロケツトギ
アを連続して100枚打抜きし、ギアの歯先部の割
れ発生率により判定した。また参考のために、一
般的なセメンタイト球状化組織の改善方法として
知られている予備焼入れ処理を熱延鋼板板Ｌ１を
用いて実施したものについても同じ球状化焼鈍を
行ない精密打抜加工を行なつた。これらの球状化
焼鈍後の引張特性および精密打抜加工性を第３表
に、そして、本発明鋼の代表的な熱延組織と球状
化焼鈍後の組織を第１図ａ，ｂに、参考として予
備焼入処理材の球状化焼鈍後の組織を第２図に示
す。

【表】

【表】 まず第３表からわかるように本発明を適用した
ものはいずれも予備焼入処理材と同等の優れた精
密打抜加工性を有していることが明らかである。
特にその特徴は、仕上圧延入側温度が1000℃と一
般に行なわれる程度に高い条件とした本発明鋼Ａ
３と、圧延温度がこれとほぼ同等な、対策を全く
講じていない通常鋼であるＬ１、および先願の規
制範囲の組成を有するＮ１の３者を比べて明らか
なように、本発明を適用した場合には、通常鋼は
もとより先願鋼でも達成し得なかつた圧延温度の
高い領域で良好な精密打抜加工性が付与されるこ
とである。 さらに先願より優れている点は、第３表におい
て仕上圧延入側温度を低くした本発明鋼Ａ１と、
同程度の圧延温度とした先願鋼Ｍ１の引張試験値
を比較するとＡ１の方が低温度―高伸びの特性と
なつており、これと同一低温圧延条件を採択した
場合には、本発明鋼の方が球状化処理性に優れて
いることを示している。 以上の如く本発明材の材質特性ならびに球状化
処理性が極めて優れているが、その原因は第１図
にみる如く、熱延のままで微細なフエライト―パ
ーライト組織であること、TiNの球状化促進作用
に基づいている。 以上本発明によれば、 (1) 熱延のままで極めてセメンタイトの分散性お
よび球状化性が良好であり、球状化焼鈍に先立
つ前処理を必要とせず、しかも焼鈍条件を簡便
かつ短時間とすることができ、 (2) 熱延のままの状態で使用しても加工性、靭性
に優れており、 (3) 本発明により製造される鋼は線引き性の要求
される線材、冷間圧延性もしくは加工性の要求
されるみがき特殊鋼板、あるいはそのほかの冷
間成形性が要求される一般熱処理用鋼板等に適
用することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図ａは本発明による熱延鋼板の組織を示す
顕微鏡写真（倍率500）、第１図ｂは第１図ａに組
織を示す鋼板を700℃×25Hr焼鈍したものの組織
を示す顕微鏡写真（倍率500）、第２図は本発明に
よる予備焼入れ処理材Ｃの700℃×25Hr焼鈍した
ものの組織を示す顕微鏡写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.2〜0.7wt％、Si：1.0wt％以下、Mn：
   0.5〜2.0wt％、Al：0.005〜0.10wt％、Ｐ：
   0.030wt％以下、Ｓ：0.020wt％以下、Ti：0.010
   〜0.50wt％およびＮ：0.0030wt％以上を含み、か
   つTi／Ｎの比が３以上のものからなり、残部不
   可避的不純物とFeとからなる鋼を、熱間圧延す
   るに際し、仕上圧延工程において1030〜700℃の
   温度範囲内で合計圧下率が50％以上となるように
   圧延し、引き続き圧延終了温度から700℃までの
   温度範囲内を10℃／sec以上の平均冷却速度で冷
   却して700〜450℃の温度範囲内で巻取り、その後
   Ac₁〜650℃の温度範囲内で球状化焼鈍を施すこ
   とを特徴とする精密打抜加工に適した中、高炭素
   熱延鋼帯の製造方法。 ２ Ｃ：0.2〜0.7wt％、Si：1.0wt％以下、Mn：
   0.5〜2.0wt％、Al：0.005〜0.10wt％、Ｐ：
   0.030wt％以下、Ｓ：0.020wt％以下、Ti：0.010
   〜0.50wt％、Ｎ：0.0030wt％以上およびCeとLa
   の和として表わされる希土類元素を1.00wt％以下
   含み、かつTi／Ｎの比が３以上のものからな
   り、残部不可避的不純物とFeとからなる鋼を、
   熱間圧延するに際し、仕上圧延工程において1030
   〜700℃の温度範囲内で合計圧下率が50％以上と
   なるように圧延し、引き続き圧延終了温度から
   700℃までの温度範囲内を10℃／sec以上の平均冷
   却速度で冷却して700〜450℃の温度範囲内で巻取
   り、その後Ac₁〜650℃の温度範囲内で球状化焼
   鈍を施すことを特徴とする精密打抜加工に適した
   中、高炭素熱延鋼帯の製造方法。