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JP5978388B2 - 材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板に関するもので、より詳細には、機械部品、工具類及び自動車の部品などに用いられる材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法に関する。
高炭素鋼を用いた高炭素熱延鋼板は、機械部品、工具類及び自動車の部品などの様々な用途として使用されてきた。上述した用途に相応しい鋼板は、目的とする厚さの熱延鋼板を製造した後、打ち抜き、曲げ、プレス加工などを施して所望する形状にしてから、最終的に熱処理を行って高い硬度を付与して製造する。
高炭素熱延鋼板には優れた材質均一性が求められる。その理由は、高炭素熱延鋼板内の材質ばらつきが大きいと、成形過程で寸法精度が低下し、加工中に欠陥をもたらすだけでなく、最終熱処理過程でも不均一な組織分布を誘発するためである。
このような高炭素熱延鋼板の成形性を改善するために、様々な発明が提案されてきたが、殆どの発明が冷間圧延と焼鈍後の微細組織での炭化物のサイズ及び分布制御に焦点を合わせており、熱延鋼板の成形性と熱処理の均一性に係る発明は提案されていない。
より具体的には、冷間圧延と焼鈍を施した後の高炭素焼鈍鋼板の成形性に関する特許文献１には、焼鈍条件を制御することにより、平均炭化物粒径が１μｍ以下で、０．３μｍ以下の炭化物の分率が２０％以下の炭化物分布が得られる場合に成形性が改善されることが開示されているが、熱延鋼板状態での成形性に対しては言及されておらず、さらに、成形性に優れた熱延鋼板の焼鈍後の炭化物の粒径が必ず１μｍ以下でなければならない必要はない。
また、焼鈍条件を適切に制御することで、フェライトの粒径が５μｍ以上で、炭化物の粒径の標準偏差を０．５以下にした特許文献２でも、熱延組織に対しては言及されておらず、成形性に優れた熱延鋼板が通常び条件で焼鈍された後、上記発明のような炭化物分布を有さなければならないという必要がない。
特許文献３には、パーライトとセメンタイトの分率を１０％以下で、且つフェライトの結晶粒のサイズが１０〜２０μｍの範囲を満たすとき、精密打ち抜き加工性が増加することが開示されているが、この発明も焼鈍鋼板の微細組織を制御したもので、熱延組織の成形性とは距離があり、熱延組織の成形性を改善するためには、フェライトの形成を抑制し、均一な相分布を得ることにより材質ばらつきを最小化することがよい。
一方、特許文献４には、伸びフランジ性を改善するために、焼鈍後のフェライトの粒径を６μｍ以下、炭化物の粒径を０．１〜１．２μｍの範囲に制御するとともに、秒当たり１２０℃以上の速度で熱延鋼板を冷却して、フェライト分率を１０％以下にする熱延組織の規定方法が提案されているが、この発明は、焼鈍材の伸びフランジ性を改善するものであり、熱延鋼板におけるフェライト分率を１０％以下にするための秒当たり１２０℃の速い冷却速度は必須要素ではない。
特許文献５では、初析フェライトとパーライトの分率をそれぞれ５％以下に制御して、ベイナイトの分率が９０％以上の高炭素ベイナイト組織を得て、焼鈍後に微細なセメンタイトが分布した組織を得ることにより焼鈍板の成形性を改善する方法を提案しているが、この発明は、炭化物の平均サイズを１μｍ以下、結晶粒のサイズを５μｍ以下に微細に制御することで、焼鈍材の成形性を改善するためのものであり、熱延材の成形性に関する発明ではない。
日本公開特許第２００５−３４４１９４号 日本公開特許第２００５−３４４１９６号 日本公開特許第２００１−１４００３７号 日本公開特許第２００６−０６３３９４号 韓国公開特許第２００７−００６８２８９号
本発明は、上述した問題点を解決するためのもので、合金元素の種類、含量及び形成される組織を制御して優れた材質均一性を確保することができる高炭素熱延鋼板及びその製造方法を提供する。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０は除く）、Ｐ：０．０３％以下（０は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなり、パーライト相の面積分率が９５％以上であることを特徴とする材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板を提供する。
本発明の他の側面は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０は除く）、Ｐ：０．０３％以下（０は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる高炭素鋼スラブを製造する段階と、上記スラブを１１００〜１３００℃で再加熱する段階と、上記再加熱した後、８００〜１０００℃の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延する段階と、上記熱間圧延した鋼板を上記仕上げ熱間圧延温度から５５０℃に達するまで、下記数式１または数式１’を満たす冷却速度（ＣＲ１）で冷却する段階と、上記冷却した鋼板を下記数式３を満たす巻取温度（ＣＴ）で巻き取る段階と、を含む材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法を提供する。
[数１]
Ｃｏｎｄ１≦ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）＜１００、
Ｃｏｎｄ１＝１７５−３００×Ｃ（ｗｔ％）−３０×Ｍｎ（ｗｔ％）−１００×Ｃｒ（ｗｔ％）または１０のうち大きい値
[数１’]
Ｃｏｎｄ１≦ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）≦Ｃｏｎｄ１＋２０、
Ｃｏｎｄ１＝１７５−３００×Ｃ（ｗｔ％）−３０×Ｍｎ（ｗｔ％）−１００×Ｃｒ（ｗｔ％）または１０のうち大きい値
[数２]
Ｃｏｎｄ２≦ＣＴ（℃）≦６５０、
Ｃｏｎｄ２＝６４０−２３７×Ｃ（ｗｔ％）−１６．５×Ｍｎ（ｗｔ％）−８．５×Ｃｒ（ｗｔ％）
本発明によると、鋼材の組成成分、微細組織及び工程条件を制御することにより、高炭素熱延鋼板の熱延組織間の材質均一性に優れて、成形後の部品の寸法精度に優れるだけでなく、加工中に欠陥が発生せず、最終熱処理過程後にも均一な組織及び硬度分布を有することができる。
冷却速度の制御に応じた熱延鋼板の変態曲線を示したものである。
本発明者らは、高炭素熱延鋼板に求められる特性である材質均一性に優れた鋼材を導出するために研究を重ねた結果、合金元素の含量及び工程条件、特に、冷却条件及び巻取条件を合金成分の関数で精密制御して９５％以上のパーライト微細組織を導出することで、材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板を提供することができることを見出し、本発明を完成した。
以下、本発明の一側面として、材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板について説明する。
本発明による高炭素熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０は除く）、Ｐ：０．０３％以下（０は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる。
上記高炭素熱延鋼板は、質量％で、炭素（Ｃ）を０．２〜０．４％含むことが好ましい。
また、上記高炭素熱延鋼板は、質量％で、炭素（Ｃ）を０．４〜０．５％含むことが好ましい。
以下、本発明の高炭素熱延鋼板で上記のように成分を制限する理由について詳細に説明する。このとき、成分元素の含量はすべて重量％を意味する。
Ｃ：０．２〜０．５％
炭素（Ｃ）は、熱処理時の硬化能と熱処理後の硬度を確保するために必要な元素であり、そのためには０．２％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．５％を超えると、極めて高い熱延硬度を有するようになり、材質ばらつきの絶対値が増加し、成形性も悪くなるため、本発明で目的とする優れた材質均一性を得ることが困難である。
特に、炭素（Ｃ）を０．２〜０．４％の範囲で含む場合には、最終熱処理前に材料が柔らかく、引抜き、鍛造、ドローイング等の各種成形が容易であるため、複雑な機械部品の製造に適する。
また、炭素（Ｃ）を０．４〜０．５％の範囲で含む場合には、成形過程では相対的に加工が困難であるが、最終熱処理後の硬度が高いため、耐摩耗性及び耐疲労特性に優れており、機械的負荷の高い機械部品群の製造に適する。
Ｓｉ：０．５％以下（０は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸のためにＡｌとともに添加される元素である。Ｓｉが添加されると、赤スケールの発生が少なくなり得るが、フェライトを安定化させて材質ばらつきを増大させる可能性があるため、その上限は０．５％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：０．２〜１．５％
マンガン（Ｍｎ）は、硬化能の増加及び熱処理後の硬度を確保するのに寄与する元素である。このようなＭｎの含量が０．２％未満と低すぎると、粗大なＦｅＳが形成されて鋼材が極めて脆弱となる恐れがあり、また、１．５％を超えると、合金原価が増加し、残留オーステナイトが形成される恐れがある。
Ｃｒ：１．０％以下（０は除く）
クロム（Ｃｒ）は、硬化能の増加及び熱処理後の硬度の確保に寄与する元素である。また、Ｃｒはパーライトのラメラ組織の層間間隔を微細にすることで、鋼板の成形性の向上に寄与する。当該Ｃｒが１．０％を超えて添加されると、合金原価が増加し、相変態が過度に遅延されてランアウトテーブル（ＲＯＴ；Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）内で冷却する際に十分な相変態が得られない恐れがあるため、その上限を１．０％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．０３％以下（０は除く）
リン（Ｐ）は、鋼中の不純物元素であり、その含量が０．０３％を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が生じる恐れが大きくなるため、その上限を０．０３％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０１５％以下（０は除く）
硫黄（Ｓ）は、上記リン（Ｐ）と同様に、鋼中の不純物元素で、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。従って、その含量が０．０１５％を超えると、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高いため、その上限を０．０１５％に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．０５％以下（０は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸のために添加する元素で、製鋼工程時に脱酸剤として作用する。このようなＡｌは０．０５％を超えて添加する必要がなく、添加量が多すぎると、連鋳時にノズル詰まりを誘発する恐れがあるため、その上限を０．０５％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
ボロン（Ｂ）は、鋼材の硬化能を確保するのに大きく寄与する元素で、硬化能の強化効果を得るためには０．０００５％以上添加する必要がある。但し、添加量が多すぎると、粒界にボロン炭化物を形成させて核生成の場所を提供するため、むしろ硬化能を悪化させる恐れがある。従って、その上限を０．００５％に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と反応してＴｉＮを形成することにより、ＢＮの形成を抑制する、いわゆるボロン保護のために添加する元素である。このようなＴｉの含量が０．００５％未満では、鋼中の窒素を効果的に固定できない恐れがあり、また、添加量が多すぎると、形成されるＴｉＮの粗大化などにより、鋼材が脆弱となる恐れがあるため、鋼中の窒素を十分に固定できる範囲に制御することが好ましい。従って、その上限を０．０５％に制限することが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下（０は除く）
窒素（Ｎ）は、鋼材の硬度に寄与する元素ではあるが、制御が困難である。このようなＮの含量が０．０１％を超えると、脆性が発生する恐れが大きく増加するだけでなく、ＴｉＮを形成して残った余分のＮが、硬化能に寄与すべきＢをＢＮ形態に消耗させる可能性があるため、その上限を０．０１％に制限することが好ましい。
本発明による高炭素熱延鋼板は、上記元素成分の他にも残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる。
上述した成分系を有する鋼板が、材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板となるためには、内部組織の種類及び形状をさらに限定することが好ましい。
即ち、本発明で提供する高炭素熱延鋼板内部の微細組織は、面積分率に基づいて、９５％以上のパーライトを含むことが好ましい。
上記パーライト相の分率が９５％未満、即ち、初析フェライト相、ベイナイト相またはマルテンサイト相の分率が５％以上では、鋼板の材質ばらつきが増大して、均一な材質を有する熱延鋼を得ることが困難である。
また、上記パーライト相は巻取前に面積分率で７５％以上得ることが好ましい。これは、上記熱延鋼板に材質均一性特性を付与するためであって、巻取前にパーライト相を７５％以上得ることにより、方位差１５度以上の傾角粒界により囲まれたパーライトコロニー（ｃｏｌｏｎｙ）の平均サイズが１５μｍ以下に形成されて、微細、且つ均一な組織を得ることができる。これにより、さらに均一な材質ばらつきを有するようにすることができる。
巻取前に形成されたパーライト相の分率が７５％未満と十分でない場合には、巻取後に大量の変態潜熱がコイルに蓄積されてパーライト組織の部分的球状化が進行して高い硬度偏差を誘発し、上記変態発熱によりラメラ構造が粗大化する現象が発生して、部分的に硬度の低い組織が形成されることになる。また、変態中にフェライトまたはベイナイト相が形成される恐れがある。
このように、本発明では、巻取前の比較的低い温度範囲でパーライト変態が相当部分行われることにより、最終微細組織内のラメラ組織の平均層間間隔（Ｉｎｔｅｒｌａｍｅｌｌａｒ ｓｐａｃｉｎｇ）が０．１μｍ以下と微細になる。これにより、鋼板の材質均一性を一層向上させる効果を有する。
上述したように、本発明の目的を満たす高炭素熱延鋼板を製造するために本発明者らにより導出された最も好ましい一例について、以下に具体的に説明するが、これに限定されるものではない。
本発明による高炭素熱延鋼板の製造方法は、概略的に、上述した成分系及び微細組織を満たす鋼スラブを加熱した後、上記加熱したスラブを圧延してから、８００〜１０００℃の温度範囲で仕上げ圧延を行った後、冷却及び巻取する過程からなる。
以下、各段階の詳細な条件について説明する。
再加熱段階：１１００〜１３００℃
スラブの加熱工程は、後続する圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性が十分に得られるように鋼を加熱する工程であるため、目的に合わせて適切な温度範囲内で加熱工程が行われなければならない。
スラブの再加熱時、加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延荷重が急増する問題があり、１３００℃を超えると、表面スケールの量が増加して材料の損失につながる恐れがあり、また、加熱費用も増加する。
圧延条件
上記再加熱したスラブを、８００〜１０００℃の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延して鋼板を製造する。
熱間圧延する際の仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満では、圧延荷重が大きく増加する問題があり、１０００℃を超えると、鋼板の組織が粗大化して鋼材が脆弱となり、スケールが厚くなり、スケールによる表面品質の低下が発生する恐れがある。
冷却条件
上記熱間圧延した鋼板を冷却する際、上記仕上げ熱間圧延温度から５５０℃に達するまで水冷却台（ＲＯＴ；Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）で冷却する。
このとき、冷却速度ＣＲ１は、下記数式１のように秒当たり１００℃未満からＣｏｎｄ１以上の範囲の冷却速度に制御する。冷却速度ＣＲ１が下記数式１によって計算された値であるＣｏｎｄ１より遅い場合には、冷却中にフェライト相が形成されて硬度差が３０Ｈｖ以上と大きくなり、冷却速度が秒当たり１００℃を超えると、板形状が格段と悪くなる。
本発明では、Ｂを添加するとともに、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒ成分の含量を制御することで、通常の冷却速度でも目的とする材質均一化の効果を得ることができる。
[数１]
Ｃｏｎｄ１≦ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）＜１００、
Ｃｏｎｄ１＝１７５−３００×Ｃ（ｗｔ％）−３０×Ｍｎ（ｗｔ％）−１００×Ｃｒ（ｗｔ％）または１０のうち大きい値
また、冷却速度ＣＲ１を、下記数式１’のように、Ｃｏｎｄ１以上Ｃｏｎｄ１＋２０℃／ｓｅｃ以下の範囲を満たすように制御することができる。冷却速度ＣＲ１を下記数式１’のように制御することで、フェライト相の形成を避けながら、相変態のノーズ温度（ｎｏｓｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）から大きく離れないようにして、次の段階でのパーライトの変態をさらに促すことができる。
[数１’]
Ｃｏｎｄ１≦ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）≦Ｃｏｎｄ１＋２０、
Ｃｏｎｄ１＝１７５−３００×Ｃ（ｗｔ％）−３０×Ｍｎ（ｗｔ％）−１００×Ｃｒ（ｗｔ％）または１０のうち大きい値
巻取条件
上記水冷却台（ＲＯＴ）を通過させて冷却が完了した鋼板をコイル状に巻き取る。このとき、鋼板の温度が復熱または更なる冷却により下記数式２を満たす巻取温度ＣＴに達するようにする。
巻取の際、巻取温度が６５０℃を超えると、上述した冷却条件などの製造条件を満たしても、巻取後の維持段階でフェライト相が形成される恐れがあり、また、巻取温度が下記数式２によって計算された値であるＣｏｎｄ２未満では、ベイナイト相が形成されて鋼板の硬度差が増加する。
[数２]
Ｃｏｎｄ２≦ＣＴ（℃）≦６５０、
Ｃｏｎｄ２＝６４０−２３７×Ｃ（ｗｔ％）−１６．５×Ｍｎ（ｗｔ％）−８．５×Ｃｒ（ｗｔ％）
高炭素熱延鋼板を製造する際、組成成分を制御するとともに、図１に示したように、冷却速度及び巻取温度を制御することにより、巻取段階の前にパーライト相を面積分率で７５％以上変態させることができる。このように巻取前にパーライト相を７５％以上形成させることで、巻取後に９５％以上のパーライト相を有するようにすることができる。
また、組成成分及び冷却速度などの製造条件を制御することでパーライトコロニーの平均サイズを１５μｍ以下にし、ラメラ組織の平均層間間隔を０．１μｍ以下にすることで、製造された熱延鋼板の微細組織間の硬度差を３０ＨＶ以下に確保することができ、優れた材質均一性の特性を有する。このとき、上記硬度差は熱延鋼板で測定した硬度の最大値を１００％、最小値を０％としたとき、９５％水準の硬度と５％水準の硬度との差と定義する。
本発明による製造方法によって製造された熱延鋼板は、その後、更なる工程なしにそのまま使用してもよく、また、焼鈍工程などの工程を施してから使用してもよい。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより具体的に説明するための例示に過ぎず、本発明の権利範囲を限定するものではない。
（実施例）
下表１に示されたような合金成分の組成を有する鋼を真空溶解して３０Ｋｇのインゴット（ｉｎｇｏｔ）にした後、サイジング（ｓｉｚｉｎｇ）圧延を行って厚さ３０ｍｍのスラブを製造した。上記スラブを１２００℃で１時間再加熱してから熱間圧延を行った。このとき、９００℃で仕上げ熱間圧延を行って３ｍｍ厚さの熱間圧延鋼板を製造した。
仕上げ熱間圧延後、上記鋼板を、水冷却台（ＲＯＴ）において、５５０℃までＣＲ１の冷却速度で冷却した後、冷却した鋼板をそれぞれの目標巻取温度に予め加熱した炉に装入して１時間保持してから、炉冷する過程を経て熱延巻取工程を行った。このとき、上記各鋼板に適用される冷却速度ＣＲ１及び巻取温度ＣＴは下表２に示した。
また、巻取工程後に得た最終熱延鋼板の微細組織を分析し、ビッカース硬度を測定して下表２に示した。このとき、５００ｇ荷重のビッカース硬度で硬度を測定し、３０回以上測定した結果の最大値を１００％、最小値を０％としたとき、９５％水準の硬度と５％水準の硬度との差を硬度差と定義した。
Figure 0005978388
Figure 0005978388
測定の結果、ボロン（Ｂ）の含量が本発明で提供する範囲を満たさない表１の比較鋼Ｃ及びＬを用いた比較例Ｃ及びＬは、製造条件（冷却条件及び巻取条件）が本発明を満たしてもパーライトの分率がそれぞれ８３％、８７％と本発明で提案する範囲を満しておらず、硬度偏差も３０ＨＶ以上と測定された。
また、成分条件は本発明を満たすが、巻取温度条件が本発明を満たさない表２の比較例Ｉも、高い巻取温度でフェライト相が形成されるため、パーライトの分率が９５％以下であり、硬度偏差も７９ＨＶと材質均一性に劣ることが分かる。
一方、本発明で提供する成分範囲及び製造条件をすべて満たす発明例のうち特に発明例Ｆは、パーライトの分率が９９％で、硬度差も１６ＨＶと測定された。
また、上記発明例のラメラ組織内の層間間隔を測定した結果、全て０．１μｍ以下と極めて微細な組織が形成されたことが分かった。
上述した結果から、本発明で提供する成分範囲及び製造条件をともに満たさないと、材質均一性に優れた高強度熱延鋼板が得られないことが分かった。

Claims (6)

  1. 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０は除く）、Ｐ：０．０３％以下（０は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなり、
    パーライト相の面積分率が９５％以上であり、
    上記パーライト相のコロニー（ｃｏｌｏｎｙ）のサイズが１５μｍ以下であり、ラメラ組織内の平均層間間隔が０．１μｍ以下であり、
    上記高炭素熱延鋼板は、硬度の最大値を１００％、最小値を０％としたとき、９５％水準の硬度と５％水準の硬度の硬度差が３０ＨＶ以下である、材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板。
  2. 上記炭素（Ｃ）の含量が０．２〜０．４％である、請求項１に記載の材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板。
  3. 上記炭素（Ｃ）の含量が０．４〜０．５％である、請求項１に記載の材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板。
  4. 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０は除く）、Ｐ：０．０３％以下（０は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる高炭素鋼スラブを製造する段階と、
    上記スラブを１１００〜１３００℃で再加熱する段階と、
    上記再加熱した後、８００〜１０００℃の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延する段階と、
    上記熱間圧延した鋼板を、上記仕上げ熱間圧延温度から５５０℃になるまで下記数式１を満たす冷却速度ＣＲ１で冷却する段階と、
    [数１]
    Ｃｏｎｄ１≦ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）＜１００、
    Ｃｏｎｄ１＝１７５−３００×Ｃ（ｗｔ％）−３０×Ｍｎ（ｗｔ％）−１００×Ｃｒ（ｗｔ％）または１０のうち大きい値
    上記冷却した鋼板を、下記数式２を満たす巻取温度ＣＴで巻き取ることで、
    パーライト相の面積分率が９５％以上であり、
    上記パーライト相のコロニー（ｃｏｌｏｎｙ）のサイズが１５μｍ以下であり、ラメラ組織内の平均層間間隔が０．１μｍ以下であり、
    上記高炭素熱延鋼板は、硬度の最大値を１００％、最小値を０％としたとき、９５％水準の硬度と５％水準の硬度の硬度差が３０ＨＶ以下である熱延鋼板を得る段階と、
    [数２]
    Ｃｏｎｄ２≦ＣＴ（℃）≦６５０、
    Ｃｏｎｄ２＝６４０−２３７×Ｃ（ｗｔ％）−１６．５×Ｍｎ（ｗｔ％）−８．５×Ｃｒ（ｗｔ％）
    を含む、材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法。
  5. 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０は除く）、Ｐ：０．０３％以下（０は除く）、Ｓ：０．０１５％以下（０は除く）、Ａｌ：０．０５％以下（０は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる高炭素鋼スラブを製造する段階と、
    上記スラブを１１００〜１３００℃で再加熱する段階と、
    上記再加熱した後、８００〜１０００℃の仕上げ熱間圧延温度で熱間圧延する段階と、
    上記熱間圧延した鋼板を、上記仕上げ熱間圧延温度から５５０℃になるまで下記数式１’を満たす冷却速度ＣＲ１で冷却する段階と、
    [数１’]
    Ｃｏｎｄ１≦ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）≦Ｃｏｎｄ１＋２０、
    Ｃｏｎｄ１＝１７５−３００×Ｃ（ｗｔ％）−３０×Ｍｎ（ｗｔ％）−１００×Ｃｒ（ｗｔ％）または１０のうち大きい値
    上記冷却した鋼板を、下記数式２を満たす巻取温度ＣＴで巻き取ることで、
    パーライト相の面積分率が９５％以上であり、
    上記パーライト相のコロニー（ｃｏｌｏｎｙ）のサイズが１５μｍ以下であり、ラメラ組織内の平均層間間隔が０．１μｍ以下であり、
    上記高炭素熱延鋼板は、硬度の最大値を１００％、最小値を０％としたとき、９５％水準の硬度と５％水準の硬度の硬度差が３０ＨＶ以下である熱延鋼板を得る段階と、
    [数２]
    Ｃｏｎｄ２≦ＣＴ（℃）≦６５０、
    Ｃｏｎｄ２＝６４０−２３７×Ｃ（ｗｔ％）−１６．５×Ｍｎ（ｗｔ％）−８．５×Ｃｒ（ｗｔ％）
    を含む、材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法。
  6. 上記巻取前に７５％以上のパーライト相が変態される、請求項４または５に記載の材質均一性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法。
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