高碳热轧钢板及其制造方法

专利名称：：高碳热轧钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及可加工性优良的高碳热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
：工具或汽车部件(齿轮、变速箱)等中使用的髙碳钢板，由于要加工成各种复杂的形状，因而用户要求优良的可加工性。另一方面，近年来，减少部件制造成本的要求强烈，从而进行加工工序的省略、加工方法的变更。例如，作为使用高碳钢板的汽车驱动系统部件的成形技术，开发出了可进行增厚成形(thickness-additionforming)，实现大幅度的工序縮短的复动成形技术(double-actingformingtechinique)，并部分实现了实用化(例如，JournaloftheJSTP，44，2003,p.409-413)。随之，高碳钢板中，对可加工性(workability)的要求日益变强，从而要求更高的延展性(ductility)。并且，根据部件不同，多数情况下在冲孔加工后还要进行扩孔加工(翻边burring)，因而还希望延伸凸缘性(stretch-flangeformability)优良。并且，从伴随成品率提高的成本降低的观点出发，还强烈要求钢板的材质均匀性(homogeneousmechanicalproperty)。特另U是，由于在钢板的板厚方向上表层部和中心部的硬度差较大时冲孔加工中的冲孔工具的劣化激烈，因而渴望板厚方向的硬度均匀性。为了应对这种要求，提高高碳钢板的可加工性、材质均匀性，从以往就开始研究各种技术。例如在日本特幵平3—174卯9号公报中，公开了如下的高碳钢带的制造方法-将热金属辊道(hot-runtable或run-outtable)分割为加速冷却区域和空冷区域2个部分，将终轧后的钢带加速冷却至由冷却区域的长度、钢板的搬运速度、化学成分等决定的特定温度以下，*然后进行空冷，从而稳定地制造出巻材长度方向的材质均匀性优良的高碳钢带。另外，从图3可知该公报中的加速冷却区域中的冷却速度为2030°C/秒左右。并且，例如在日本特开平9—157758号公报中，公开了如下的高碳钢带的制造方法对规定化学成分的高碳钢进行热轧，进行去氧化皮(descaling)处理后，在95容量％以上的氢气氛中进行退火时，根据化学成分规定加热速度、均热温度(Ad相变点以上)以及均热时间，在该退火后以100'C/hr以下的冷却速度进行冷却，从而制造出软质且组织均匀性、可加工性(延展性)优良的高碳钢带。并且，例如在日本特开平5—95S8号公报中，公开了如下的高碳薄钢板的制造方法-将以(Ad相变点+30'C)以上的终锻温度轧制成的钢板，以10100。C/秒的冷却速度冷却至20500'C的温度，保持110秒后，'在500(Ael相变点+30。C)的温度区域进行再加热并进行巻绕，'根据需要以650。C(Ad相变点+3(TC)均热l小时以上，由此制造出可加工性良好的高碳薄钢板。并且，例如在日本特开2003—13145号公报中，公开了如下的高碳钢板的制造方法将含有0.20.7质量。/。的C的钢，以终锻温度(A。相变点-2(TC)以上的温度进行热轧后，以超过120'C/秒的冷却速度、且650'C以下的冷却停止温度进行冷却，接着以60(TC以下的巻绕温度进行巻绕，以640度以上、Ad相变点以下的退火温度进行退火，由此制造出延伸凸缘性优良的高碳钢板。另外，虽然目的不一致，但在日本特开2003-73742号公报中公开了除了使冷却停止温度在620。C以下以外满足上述其他必要条件的高碳热轧钢板的制造技术。
发明内容但是现有技术都不能确保包含板厚方向在内的材质的均匀性，并且不能同时满足这种均匀性和延伸凸缘性。另外，上述现有技术还存在以下的问题。在日本特开平3-174909号公报记载的方法中，由于是在热轧后不施行热处理的所谓"热轧态"(ashot-rolled)的钢板，因而未必能得到优良的延伸率(elongation)、延伸凸缘性。在日本特开平9-157758号公报记载的方法中，根据热轧条件形成由初析铁素体(pro-eutectoidferrite)和具有薄片状(lamellar)的碳化物的珠光体(pearlite)组成的显微组织(microstructure)，因而在其后的退火时薄片状的碳化物形成微细的球状化碳化物(spheroidalcementite)。由于该微细的球状化碳化物在扩孔加工时成为产生空隙的起点，产生的空隙相连而引发断裂，从而不能得到优良的延伸凸缘性。在日本特开平5-9588号公报记载的方法中，由于将热轧后的钢板以规定条件冷却后，通过直接通电法等进行再加热，因而不仅需要特别的设备，而且还需要大量的电能。并且，由于在再加热后巻绕的钢板中容易形成微细的球状化碳化物，因而由于与上述相同的理由，不能得到优良的延伸凸缘性的情况较多。本发明的目的在于提供一种延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性优良的高碳钢板及其制造方法。本发明人等关于对高碳热轧钢板的延伸凸缘性及硬度产生影响的显微组织的影响进行锐意研究的结果，发现适当控制制造条件特别是热轧后的冷却条件、巻绕温度以及退火温度极其重要。然后发现，将利用后述测定法求出的粒径不足0.5Um的碳化物的相对于全碳化物的体积率控制在15%以下，能够提高延伸凸缘性，并使板厚方向的硬度变得均匀。并且，发现通过更为严密地控制热轧后的冷却条件、巻绕温度，并将碳化物的上述体积率控制在10%以下，可得到更为优良的延伸凸缘性和硬度分布的均匀性。本发明是根据上述发现作出的，提供一种可加工性优良的高碳冷轧钢板的制造方法，其中，包括对含有0.20.7质量％的C的钢，以(An相变点-20'C)以上的终锻温度进行热轧而制成热轧板的工序；以6(TC/秒以上、不足120'C/秒的冷却速度将所述热轧板冷却至650°C以下的温度(称作冷却停止温度)的工序；以600'C以下的巻绕温度对所述冷却后的热轧板进行巻绕的工序；和以640'C以上、Ad相变点以下的退火温度对所述巻绕后的热轧板进行退火的(称作热轧板退火(annealingofhot-rolledsheet))工序。在本发明的方法中，在上述制造方法中，冷却工序和巻绕工序优选的是，对热轧板以80'C/秒以上、不足12CTC/秒的冷却速度冷却至600'C以下的温度，以55(TC以下的温度进行巻绕。另外，通常在巻绕热轧板后、进行热轧板退火之前施行酸洗等除去氧化皮(descaling)的工序。并且，本发明提供一种高碳热轧钢板，其是热轧球状化退火钢材(hot-rolledspheroidizingannealedmaterial)，其中，含有C:0.20.7质量％、Si:2质量％以下、Mn:2质量％以下、P:0.03质量％以下、S:0.03质量％以下、Sol.Al:0.08质量％以下、N:0.01质量％以下，粒径不足0.5"m的碳化物的含量相对于全碳化物的体积率在15%以下，并且，板厚方向上的最大硬度Hvmax和最小硬度Hvmin之差AHv(-Hvmax-Hvmin)在10以下。另外，粒径不足0.5ixm的碳化物的上述体积率进而优选在10%以下，并且上述AHv进而优选在8以下。图1是表示AHv(纵轴)和粒径不足0.5"m的碳化物的体积率(横轴)之间的关系的图。具体实施例方式下面，详细说明作为本发明的高碳热轧钢板及其制造方法。(钢组成)(1)C量C是形成碳化物而赋予淬火后的硬度的重要元素。C量不足0.2质量％时，热轧后初析铁素体的生成变得显著，热轧板退火后的粒径不足0.5um的碳化物的体积率(相对于钢板中的全碳化物的体积率)增加，延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性变差。此外，淬火后也不能得到作为机械构造用部件的充分的强度。另一方面，C量超过0.7质量。/。时，即使例如粒径不足0.5um的碳化物的体积率在15°/。以下，也不能得到充分的延伸凸缘性。并且，由于热轧后的硬度显著变高，钢板变脆，因而不仅操作不便，而且淬火后的作为机械构造用部件的强度也饱和。因此，C量规定为0.20.7质量°/。。另外，在更重视淬火后的硬度的情况下，C量优选超过0.5质量％;在更重视可加工性的情况下，C量优选在0.5质量％以下。(2)其他钢组成关于C以外的其他元素，不特别规定，在通常范围内可含有Mn、Si、P、S、Sol.Al、N等元素。但是，Si由于具有使碳化物石墨化而损害淬火性的趋势，因而优选在2质量％以下；由于过剩添加Mn时会引起延展性的降低，因而优选在2质量°/。以下。并且，由于如果过剩地含有P、S会降低延展性，并且还容易产生裂纹，因而均优选在0.03质量%以下。并且，由于过剩地添加Sol.Al时会大量析出A1N，使淬火性降低，因而优选在0.08质量％以下，由于过剩地含有N时会使延展性降低，因而优选在O.Ol质量％以下。优选的是，其他组成分别为Si:0.5质量％以下、Mn:1质量％以下、P:0.02质量％以下、Sol.Al:0.05质量％以下、N:0.005质量％以下。为了明显改善延伸凸缘性，优选的是降低S，例如使其在0.007质量％以下，从而更为明显地改善延伸凸缘性。另外，上述各元素降低至不足0.0001质量％时成本上升，因而优选的是允许含有0.0001质量％以上。并且，为了提高淬火性和/或提高抗回火软化性，即使在通常添加的范围内向高碳热轧钢板中添加B、Cr、Cu、Ni、Mo、Ti、Nb、W、V、Zr等中的至少一种元素，也无损本发明的效果。具体来说，上述元素可含有B在大约0.005质量％以下、Cr在大约3.5质量％以下、Ni在大约3.5质量％以下、Mo在大约0.7质量％以下、Cu在大约0.1质量%以下、Ti在大约0.1质量％以下、Nb在大约0.1质量％以下、W、V、Zr合计大约在0.1质量。/。以下。另外，添加Cr和/或Mo时，优选的是，Cr可含有大约0.05质量％以上、Mo可含有大约0.05质量％以上。余量优选为铁和不可避免的杂质。例如，即使在制造过程中作为杂质而混入了Sn、Pb等元素，也不会对本发明的效果产生影响。(热轧条件)(3)热轧的终锻温度终锻温度不足(An相变点-2(TC)时，由于部分地进行铁素体相变，因而粒径不足0.5um的碳化物的体积率增加，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，使热轧的终锻温度在(A。相变点-20°C)以上。另外，A^相变点可以实际测定，但也可以采用从以下式(1)计算出的温度。夂3相变点=910-203X[C]"2+44.7X[Si]-30X[Mn]…(1)在这里，[M]表示元素M的含量(质量％)。另外，可以根据追加元素在式(1)的右边添加-llX[Cr]、+31.5X[Mo]、-15.2乂[1^]等校正项。(4)热轧后的冷却条件热轧后的冷却速度不足6(TC/秒时，奥氏体的过冷度变小，热轧后初析铁素体的生成变得显著。其结果，热轧板退火后的粒径不足0.5um的碳化物的体积率超过15%，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。另一方面，在冷却速度超过120'C/秒的情况下，板厚方向上的表层部和中央部的温度差变大，在中央部初析铁素体的生成变得显著。其结果，与上述相同地，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。该趋势在热轧钢板的板厚为4.0mm以上时变得特别显著。艮P,特别是为了使板厚方向的硬度变得均匀，需要采用适当的冷却速度，无论冷却速度过大还是过小，都不能得到所希望的硬度均匀性。在现有技术中，特别是由于没有采用适当的冷却速度，因而不能确保硬度均匀性。因此，使热轧后的冷却速度在6(TC/秒以上、不足12(TC/秒。并且，使粒径不足0.5um的碳化物的体积率在10%以下的情况下，使冷却速度在80。C/秒以上、不足120"C/秒。冷却速度的上限更为优选在115°C/秒以下。如果通过这种冷却速度冷却的热轧板的终点温度、即冷却停止温度高于650'C，则在巻绕热轧钢板之前的冷却过程中生成初析铁素体，并且生成具有薄片状碳化物的珠光体。其结果，热轧板退火后的粒径不足0.5Um的碳化物的体积率超过15%，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，冷却停止温度在65(TC以下。进而优选在60(TC以下。另外，使粒径不足0.5um的碳化物的体积率在10%以下的情况下，如上所述地使冷却速度在8(TC/秒以上、12(TC/秒以下(优选为115°C/秒以下)，并且使冷却停止温度在60(TC以下。并且，由于存在温度的测定精度上的问题，因而使冷却停止温度在50CTC以上。另外，到达冷却停止温度后，可以自然冷却，也可以减弱冷却力而继续进行强制冷却。从钢板的均匀性等观点出发，优选强制冷却至能够抑制回热的程度。(5)巻绕温度对冷却后的热轧钢板进行巻绕，此时，巻绕温度超过60(TC时生成具有薄片状碳化物的珠光体。其结果，热轧板退火后的粒径不足0.5um的碳化物的体积率超过15%，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，巻绕温度在60(TC以下。另外，设巻绕温度为比上述冷却停止温度低的温度。从硬度均匀性的观点出发，特别优选的是，使上述冷却停止温度在60(TC以下，并且使巻绕温度在550'C以下。并且，使粒径不足0.5um的碳化物的体积率在10。/。以下的情况下，如上所述地使冷却速度在80。C/秒以上、120'C/秒以下(优选为115°C/秒以下)，使冷却停止温度在60(TC以下，并且使巻绕温度在55(TC以下。另外，由于热轧钢板的形状变差，因而巻绕温度优选在200'C以上，进而优选在35(TC以上。(6)除去氧化皮(酸洗等)巻绕后的热轧板，通常在进行下一次的热轧板退火之前除去氧化皮。除去方法不特别限制，但优选的是用普通方法进行酸洗。(热轧板退火条件)(7)热轧板退火的温度酸洗后的热轧钢板，为了实现碳化物的球状化而进行热轧板退火。此时，热轧板退火的温度不足640'C时，碳化物的球状化不充分，或粒径不足0.5"m的碳化物的体积率增加，延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。另一方面，退火温度超过Ad相变点时，由于部分地进行奥氏体化，并在冷却过程中再次生成珠光体，因而延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性变差。因此，使热轧板退火的温度在640'C以上、Ad相变点以下。为了得到更为优良的延伸凸缘性，热轧板退火的温度优选在68(TC以上。另外，Ael相变点可以实际测定，但也可以采用从以下式(2)计算出的温度。Acl相变点=754.83-32.25X[C]+23.32X[Si]-17.76X[Mn]…(2)在这里，[M]表示元素M的含量(质量％)。另外，也可以根据追加元素在式(2)的右边添加+17.13X[Cr]、十4.51X[Mo]、十15.62X[V]等校正项。另外，退火时间优选为8小时80小时左右。通过如此施行用于球状化的退火，热轧钢板成为热轧球状化退火钢材。球状化退火后的碳化物，平均纵横比大约在5.0以下(在板厚的大约1/4的位置处测定的值)。(其他)对本发明的高碳钢进行熔炼(即精炼steelmaking)时，可使用转炉、电炉中的任一种。并且，由此熔炼的高碳钢，通过铸锭-开坯轧制或连铸制成钢坯。通常在对钢坯进行加热(再加热reheating)后，进行热轧。另夕卜，通过连铸而制造出钢坯的情况下，可以直接或在为了抑制温度降低而保热后，应用进行轧制的直送轧制。在对钢坯进行再加热后进行热轧的情况下，为了避免氧化皮引起的表面状态的劣化，优选钢坯加热温度在1280'C以下。热轧中，也可以省略粗轧而仅进行终轧。另外，为了确保终锻温度，也可以在热轧过程中通过薄板坯加热器等加热装置对被轧制钢材进行加热。并且，为了促进球状化或降低硬度，也可以在巻绕后用退火罩等装置对巻材进行保温。热轧钢板的板厚，只要能够维持本发明的制造条件即可，不作特别限制，但在操作上特别优选1.010.0mm的热轧钢板。热轧板退火，以箱式退火、连续退火均可。热轧板退火后，根据需要进行表面光轧(skin-passrolling)。由于该表面光轧不会对淬火性(hadenabilitybyquenching)产生影响，因而对该条件也不特别限制。关于钢板中的粒径在0.5um以上的碳化物的量，只要在本发明的C量的范围内，就不会特别产生问题。实施例实施例1将具有表1所示的化学成分的钢AE的连铸钢坯加热至1250'C，以表2所示的条件进行热轧以及热轧板退火，从而制造出板厚为5.0mm的钢板No.119。其中，热轧板退火以非氮化性气氛(Ar气氛)进行。在这里，钢板No.110是本发明例，钢板No.ll19是比较例。然后，通过以下方法进行碳化物的粒径和体积率、板厚方向的硬度以及扩孔率入的测定。在这里，设扩孔率入为用于评价延伸凸缘性的指标。(i)碳化物的粒径和体积率的测定对与钢板的轧制方向平行的板厚断面进行研磨，对板厚的1/4的位置用苦醛腐蚀溶液(苦味酸+乙醇)进行腐蚀后，用扫描型电子显微镜以3000倍的倍率观察显微组织。碳化物的粒径及其体积率，使用MediaCybernetics公司生产的图像分析软件"ImageProPlusver.4.0"(TM)通过图像分析方式进行定量化。即，各碳化物的粒径是如下的值间隔2度对通过碳化物外周上的2点和碳化物的当量椭圆(与碳化物面积相同、且一次及二次力矩相等的椭圆)重心的直径进行测定，并取平均。并且，求出视野中的全碳化物相对于测定视野的面积率，将该值作为各碳化物的体积率。然后关于粒径不足0.5lim的碳化物，求出其总体积率(累计体积率)，将该值除以全碳化物的累计体积率，从而求出对应每个视野的体积率。在50个视野中求出上述体积率，对其取平均而作为粒径不足0.5ym的碳化物的体积率。另外，还通过上述图像分析计算出碳化物的平均纵横比(个数平均)，并确认球状化退火的情况。(ii)板厚方向的硬度测定对与钢板的轧制方向平行的板厚断面进行研磨，对距钢板表面O.lmm的位置、板厚的1/8、2/8、3/8、4/8、5/8、6/8、7/8的位置以及距钢板内表面O.lmm的位置共9个部位使用微维氏硬度计，在4.9N(500gf)的载荷下进行测定。然后，通过最大硬度Hvmax和最小硬度Hvmin之差AHv(=Hvmax-Hvmin)评价板厚方向的硬度均匀性，AHv《10时评价为硬度均匀性优良。(iii)扩孔率入的测定对钢板，使用冲头直径为10mm，冲模直径为12mm(间隙为20%)的冲孔工具进行冲孔。然后，用圆筒平底冲头(直径为50mm4)，台肩R=8mm)上推所冲出的孔而进行扩孔加工，测定在孔边缘产生贯通板厚的裂纹时的孔径d(mm)，计算用以下式(3)定义的扩孔率入(％)。入二100X(d-10)/10…(3)然后，将同样的试验进行6次，从而求出平均扩孔率入。结果表示在表3中。作为本发明例的钢板No.110，粒径不足0.5lim的碳化物的体积率均在15%以下，分别与化学成分相同的比较例中的钢板No.1119相比，扩孔率A较高，延伸凸缘性优良。认为扩孔率A较高的原因在于，如上所述，粒径不足0.5um的微细的碳化物在扩孔加工时成为产生空隙的起点，所产生的空隙相连而引发断裂，以体积率计，其量被降低至15%以下。在图1表示AHv(纵轴)和粒径不足0.5ym的碳化物的体积率(％)(横轴)之间的关系。如本发明例的钢板No.l10所示，如果粒径不足0.5um的碳化物的体积率在15%以下，则除了如上所述地延伸凸缘性优良以外，AHv在10以下，可得到优良的板厚方向的硬度均匀性(图1中，黑圆标志)。另外，作为如上所述地微细碳化物对硬度均匀性产生影响的原因，认为其原因之一是微细碳化物具有偏向存在珠光体的区域的趋势。另外，在冷却停止温度为60(TC以下且巻绕温度为550'C以下的条件下制造出的、粒径不足0.5iim的碳化物的体积率在10%以下的本发明例的钢板No.2、4、6、8、10，不仅延伸凸缘性更优良，而且AHv在8以下，板厚方向的硬度均匀性也更优良。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>*)由式(1)计算**)由式(2)计算表2<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>实施例2F钢(C:0.31质量％、Si:0.18质量％、Mn:0.68质量％、P:0.012质量％、S:0.0033质量％、Sol.Al:0.025质量％、N:0.0040质量％、八,3相变点785'C、Ad相变点737°C)、G钢(C:0.23质量％、Si:0.18质量％、Mn:0.76质量％、P:0.016质量％、S:0.0040质量％、Sol.Al:0.025质量％、N:0.0028质量％、Cr:1.2质量％、Ar3相变点785°C、Ad相变点759°C)、H钢(C:0.32质量％、Si:1.2质量％、Mn:1,5质量％、P:0.025质量％、S:0.010质量％、Sol.Al:0.06质量％、N:0.0070质量％、A。相变点804°C、Ad相变点746'C)、以及I钢(C:0.35质量％、Si:0.20质量％、Mn:0.68质量％、P:0.012质量％、S:0.0038质量％、SoI.Al:0.032质量％、N:0.0033质量％、Cr:0.98质量％、Mo:0.17质量％、A。相变点773。C、Acl相变点754°C)、以及以及表示1所示的E钢，连铸而制成钢坯后加热至1230°C，以表4所示的条件进行热轧和热轧板退火，从而制造出板厚为4.5mm的钢板No.2036。其中，热轧板退火以非氮化性气氛(H2气氛)进行。相对于所得到的热轧钢板，用与实施例1相同的方法，进行碳化物的粒径和体积率、板厚方向的硬度以及扩孔率A的测定。结果表示在表5中。在使冷却速度以外的条件一定的钢板No.2026中，冷却速度在本发明的范围内的No.2125的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性显著优化。并且，钢板No.2225的上述特性进一步显著改善，在100。C/秒左右(钢板No.2325)最佳。并且在使冷却速度一定而调查的钢板No.2732中，冷却停止温度、巻绕温度均在本发明的范围内的钢板No.2932的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性显著优化。并且，在满足冷却停止温度为600"以下以及巻绕温度为550'C以下的情况下(钢板No.32)，微细碳化物的体积率在10%以下，可得到更加显著地优化的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性。钢组成在本发明范围内的EI钢，均在包括添加基本成分以外的合金元素的情况(G钢和I钢)，显示出优良的延伸凸缘性、板厚方向的硬度均匀性。但是，如果与其他基本元素较多的情况(H钢)相比，则F钢、G钢以及I钢的扩孔率的绝对值更显著地优化。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>工业实用性根据本发明，不需要特别的设备，即可制造出延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性均优良的高碳热轧钢板。权利要求1.一种高碳热轧钢板的制造方法，其中，包括对含有0.2～0.7质量％的C的钢，以(Ar3相变点-20℃)以上的终锻温度进行热轧而制成热轧板的工序；以60℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度将所述热轧板冷却至650℃以下的温度的工序；以600℃以下的卷绕温度对所述冷却后的热轧板进行卷绕的工序；和以640℃以上、Ac1相变点以下的退火温度对所述卷绕后的热轧板进行退火的工序。2.如权利要求l所述的高碳热轧钢板的制造方法，其中，在所述冷却工序中，以80℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度将热轧板冷却至600℃以下的温度，并且在所述巻绕工序中，以550℃以下的温度进行巻绕。3.—种高碳热轧钢板，其是热轧球状化退火钢材，其中，含有C:0.20.7质量％、Si:2质量％以下、Mn:2质量％以下、P:0.03质量％以下、S:0.03质量％以下、Sol.Al:0.08质量％以下、N:0.01质量％以下，粒径不足0.5um的碳化物的含量相对于全碳化物的体积率在15%以下，并且，板厚方向上的最大硬度Hvmax和最小硬度Hvmin之差AHv(-Hvmax-Hvmin)在10以下。4.如权利要求3所述的高碳热轧钢板，其中，粒径不足0.5um的碳化物的含量相对于全碳化物的体积率在10%以下，并且，板厚方向上的最大硬度Hvmax和最小硬度Hvmin之差AHv(-Hvmax-Hvmin)在8以下。5.如权利要求3或4所述的高碳热轧钢板，其中，进一步含有B:约0.005质量％以下、Cr:约3.5质量％以下、Ni:约3.5质量％以下、MO:约0.7质量％以下、CU:约0.1质量％以下、Ti:约0.1质量％以下、Nb:约0.1质量％以下、W、V、Zr:合计约0.1质量％以下中的至少1种。全文摘要制造作为热轧球状化退火钢材的高碳冷轧钢板时，通过具有如下工序的制造方法提供延伸凸缘性和板厚方向的硬度均匀性均优良的高碳热轧钢板，即具有对含有0.2～0.7质量％的C的钢，以(A_r3相变点-20℃)以上的终锻温度进行热轧而制成热轧板的工序；以60℃/秒以上、不足120℃/秒的冷却速度将热轧板冷却至650℃以下的温度的工序；以600℃以下的卷绕温度对冷却后的热轧板进行卷绕的工序；和以640℃以上、A_c1相变点以下的退火温度对卷绕后的热轧板进行退火的工序。文档编号C21D9/46GK101208442SQ20068002299公开日2008年6月25日申请日期2006年6月19日优先权日2005年6月29日发明者仮屋房亮,大久保英和,楠本义治,藤田毅,金本规生申请人:杰富意钢铁株式会社