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    本發明的高碳薄鋼板，係具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成，以及由肥粒鐵與雪明碳鐵構成的微觀組織；上述肥粒鐵中，初析肥粒鐵在鋼組織整體中所佔的分率係20%以上且未滿50%；從鋼板板厚1/4位置起至板厚中心的區域中上述雪明碳鐵平均粒徑dc係0.50~1.5μm，且從鋼板表面起至板厚1/4位置的區域中上述雪明碳鐵平均粒徑ds係滿足ds/dc≦0.8。
    公开号:TW201307581A
    申请号:TW101117740
    申请日:2012-05-18
    公开日:2013-02-16
    发明作者:Takashi Kobayashi；Nobuyuki Nakamura；Yoshimasa Funakawa
    申请人:Jfe Steel Corp；
    IPC主号:C22C38-00
    专利说明:
    高碳薄鋼板及其製造方法
    本發明係關於高碳薄鋼板(high carbon steel sheet)，特別係關於含有0.20~0.50質量%的C，加工性(formability)與高頻淬火性均優異的高碳薄鋼板及其製造方法。
    機械構造零件等所使用的高碳薄鋼板，多數情況係在經加工為各種形狀之後，再施行為硬質化的熱處理。其中，將含有0.2~0.5質量%的C、且將碳化物(雪明碳鐵)施行球狀化退火(spheroidizing)的高碳薄鋼板，因為較軟質、且加工性優異，因而大多使用為汽車驅動系零件等板金加工素材。大量生產的汽車驅動系零件係在成形加工後，施行為使零件呈硬質化的熱處理，適用於生產性優異的高頻淬火(induction hardening)。所以，汽車驅動系零件的素材要求加工性、且高頻淬火性亦優異的高碳薄鋼板，截至目前為止已有各種技術的提案。
    例如，專利文獻1所揭示的高碳鋼板，係由C：0.1~0.8質量%、S：0.01質量%以下的亞共析鋼構成，依球狀化率達90%以上的方式，使雪明碳鐵分散於肥粒鐵中，平均雪明碳鐵粒徑為0.4~1.0μm之局部延性(local ductility)與淬火性(hardenability)均優異。
    再者，專利文獻2所提案的高淬火性高碳熱軋鋼板之製造方法，係對含有C為0.2~0.7質量%的鋼施行熱軋，經控制為具有體積率超過20%之變韌鐵相的組織之後，施行退火，而形成雪明碳鐵經球狀化的組織。
    再者，專利文獻3所提示的淬火性與拉伸凸緣性(stretch flangeability)均優異的高碳鋼板，係由含有：C：0.22~0.45質量%、Cr：0.01~0.70質量%、Ti：0.005~0.050質量%、及B：0.0003~0.0050質量%的鋼構成，雪明碳鐵的平均粒徑為0.1~1.0μm，且雪明碳鐵粒徑的標準偏差/雪明碳鐵的平均粒徑之比係1.0以下。 [先行技術文獻] [專利文獻]
    專利文獻1：日本專利特開平11-80884號公報
    專利文獻2：日本專利特開2003-73742號公報
    專利文獻3：日本專利特開2005-344197號公報
    然而，該等習知技術會有如下述問題。
    為能獲得專利文獻1所記載的中‧高碳鋼板，必需搭配組合保持於Ac1變態點上下特定溫度範圍的3階段退火。所以，退火時的溫度控制複雜，最終所獲得鋼板的特性容易呈不均勻，無法獲得安定且優異的加工性與高頻淬火性。
    專利文獻2所記載的技術，關鍵在於使退火前的熱軋鋼板組織中大量含有變韌鐵，經熱軋後，較廣溫度範圍必需依超過120℃/s的冷卻速度施行急冷。所以，若非冷卻能力非常高的設備否則將無法實施，且容易受冷卻斑的影響，仍然容易導致鋼板的特性呈不均勻，導致無法獲得安定且優異的加工性與高頻淬火性。
    專利文獻3所記載的鋼板係為確保淬火性，除B之外，尚必需含有Ti與Cr，非屬能適用於廣範鋼種的技術，仍然無法獲得安定且優異的加工性與高頻淬火性。
    本發明目的在於提供：含有0.20~0.50質量%的C、且具有安定且優異加工性與高頻淬火性的高碳薄鋼板及其製造方法。
    本發明者等針對上述目的之高碳薄鋼板進行深入鑽研，結果發現下述事項。
    i)藉由設為由肥粒鐵與雪明碳鐵構成的微觀組織，且控制初析肥粒鐵(pro-eutectoid ferrite)在鋼組織整體中所佔的分率、以及雪明碳鐵的粒徑及其板厚方向分佈，便可獲得安定且優異的加工性與高頻淬火性。
    ii)針對此，在將熱軋後的鋼板施行冷卻時，利用在高溫域中施行緩冷卻後，再施行短時間急冷卻的二階段冷卻形式進行冷卻係屬有效。
    本發明係根據此種發現而完成，所提供的高碳薄鋼板，係具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成，以及由肥粒鐵與雪明碳鐵構成的微觀組織；上述肥粒鐵中，初析肥粒鐵在鋼組織整體中所佔的分率係20%以上且未滿50%；從鋼板板厚1/4位置起至板厚中心的區域中上述雪明碳鐵平均粒徑dc係0.50~1.5μm，且從鋼板表面起至板厚1/4位置的區域中上述雪明碳鐵平均粒徑ds係滿足ds/dc≦0.8。
    本發明的高碳薄鋼板，係除上述化學組成之外，尚可更進一步，依質量%計，含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.05%、Nb：0.01~0.05%、V：0.01~0.05%、B：0.0005~0.0050%中選擇之至少一種。
    上述Si含有量，較佳為0.1%以上、且0.5%以下。
    上述Mn含有量，較佳為0.2%以上、且1.0%以下。
    上述ds/dc較佳係0.7以上、且0.8以下。
    上述高碳薄鋼板較佳係退火後的洛式硬度(HRB)在85以下。
    上述高碳薄鋼板較佳係高頻淬火後的洛式硬度(HRC)達40以上。
    本發明的高碳薄鋼板係將具有上述化學組成的鋼片，依Ar3變態點以上的完軋溫度施行熱軋後，再依25~50℃/s的平均冷卻速度，施行一次冷卻至550~650℃的一次冷卻停止溫度，接著，依120℃/s以上的平均冷卻速度並將冷卻時間設為1s以內，施行二次冷卻至500~600℃的二次冷卻停止溫度，再施行捲取後，再依650℃以上且Ac1變態點以下的退火溫度施行退火便可製得。
    利用本發明，可製造含有0.20~0.50質量%的C，具有安定且優異之加工性與高頻淬火性的高碳薄鋼板。
    針對本發明的高碳薄鋼板及其製造方法之限定理由，進行以下的詳述。 (1)化學組成
    以下，成分元素的含有量單位之「%」係指「質量%」。
    C：0.20~0.50%
    C係為提高淬火後之鋼強度的必要元素。若C量未滿0.20%，則無法獲得當作機械構造零件用的必要強度。又，在熱軋後進行冷卻時容易生成肥粒鐵，導致初析肥粒鐵的面積分率不易控制於既定範圍內。另一方面，若C量超過0.50%，則鋼板即便經退火後仍會成為過度高強度，導致鋼板加工性降低，亦會造成淬火後的零件脆化與尺寸不良。所以，C的含有量限定於0.20~0.50%。較佳係0.25~0.45%。
    Si：1.0%以下
    Si係具有將鋼予以脫氧的作用、以及提高淬火後之回火軟化抵抗的作用。為能獲得該等作用，Si較佳係設為0.1%以上的含有量。但是，若過剩含有Si，會導致鋼板過度高強度化、或使鋼板的表面性狀劣化，所以Si的含有量限定於1.0%以下。較佳係0.5%以下。
    Mn：2.0%以下
    Mn係具有提高淬火性的作用，為能獲得此項作用，較佳係設為0.2%以上的含有量、更佳係設為0.3%以上的含有量。但是，若過剩含有Mn，會導致鋼板的加工性大幅降低，所以Mn的含有量限定於2.0%以下。較佳係1.0%以下。
    P：0.03%以下
    P係會使鋼板的加工性、及熱處理後的韌性降低，所以P的含有量限定於0.03%以下。較佳係0.02%以下。
    S：0.02%以下
    S係會使鋼板的加工性、及熱處理後的韌性降低，所以S的含有量限定於0.02%以下。較佳係0.01%以下。
    sol.Al：0.08%以下
    Al係為鋼的脫氧而添加之元素，但若鋼中的sol.Al量添加超過0.08%，會導致夾雜物增加，並導致鋼板的加工性降低。所以，sol.Al的含有量限定於0.08%以下。較佳係0.04%以下。又，當鋼板保持於高溫的情況，在鋼中會形成AlN，造成在淬火加熱時會有抑制沃斯田鐵結晶粒的成長，而降低淬火性的情況。特別係當鋼板係在氮環境中保持高溫的情況，因從環境侵入於鋼中的N，容易導致上述作用趨於明顯化。會避免因AlN形成所造成的此種淬火性降低，亦是必需將sol.Al量設為0.08%以下，較佳係未滿0.04%，更佳的sol.Al量係未滿0.01%。
    N：0.02%以下
    大量含有N時會形成AlN而導致淬火性降低的情況。所以，N的含有量限定於0.02%以下。較佳係0.01%以下。
    其餘為Fe及不可避免的雜質，為提升淬火性與回火軟化抵抗，尚可含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.05%、Nb：0.01~0.05%、V：0.01~0.05%、B：0.0005~0.0050%中選擇之至少一種。此時，若各元素未滿下限的含有量則此項效果偏小，又若超過上限的含有量，會有導致製造成本增加，且使鋼板的加工性與韌性降低的情況。 (2)微觀組織
    相構成：肥粒鐵與雪明碳鐵
    本發明的高碳薄鋼板係為能兼顧良好的加工性與淬火性，而設為由肥粒鐵與雪明碳鐵構成的微觀組織。此時，雪明碳鐵係設為經球狀化的雪明碳鐵，且雪明碳鐵的球狀化率最好達80%以上。此處，所謂「雪明碳鐵的球狀化率」係指既定鋼板截面所觀察到雪明碳鐵中，長寬比(長軸/短軸)在3以下的雪明碳鐵粒數，相對於總雪明碳鐵粒數的比率。
    初析肥粒鐵在鋼組織整體中所佔的分率：20%以上且未滿50%
    初析肥粒鐵係結晶粒內實質未含雪明碳鐵的軟質粒，對鋼板的加工性提升具有貢獻。若初析肥粒鐵在鋼組織整體中所佔的分率未滿20%，則此項效果嫌不足。又，若初析肥粒鐵在組織整體中所佔的面積分率達50%以上，經熱軋後的微觀組織中，諸如波來鐵、變韌鐵等第二相會減少，導致退火後的雪明碳鐵分佈呈不均勻，造成高頻淬火性降低。所以，初析肥粒鐵在鋼組織整體中所佔的分率設為20%以上且未滿50%。此處所謂「初析肥粒鐵」係指在熱軋後的冷卻過程中，依初晶形式析出實質未含有雪明碳鐵(即結晶粒內的雪明碳鐵分率未滿1%)之肥粒鐵。
    雪明碳鐵的粒徑及其板厚方向分佈：從鋼板板厚1/4位置起至板厚中心的區域中雪明碳鐵平均粒徑dc係0.50~1.5μm，從鋼板表面起至板厚1/4位置的區域中雪明碳鐵平均粒徑ds係滿足ds/dc≦0.8
    高頻淬火係活用高頻感應加熱的表皮效果，當對鋼的表層部施行淬火而使硬質化時所施行的熱處理。因為感應加熱係依數秒左右的極短時間進行急速升溫，因而為能充分促進因雪明碳鐵的分解而造成的C再固溶，雪明碳鐵係越細微越佳。但是，雪明碳鐵的細微化係牽連於鋼板的高強度化，會有損及加工性的情況。所以，必需高頻淬火中主要硬質化部的鋼板表層部(即從鋼板表面起至板厚1/4位置的區域)，縮小雪明碳鐵的平均粒徑ds，而板厚中央部(即從鋼板板厚1/4位置起至板厚中心的區域)，雪明碳鐵的平均粒徑dc不會過度變小。就從此種觀點，dc係設為0.50~1.5μm，ds係設為滿足ds/dc≦0.8。此處，所謂「雪明碳鐵的平均粒徑」係指求取鋼板的板厚截面所觀察到各個雪明碳鐵的長軸與短軸之幾何平均值，該幾何平均值係由所觀察的雪明碳鐵整體進行算術平均。 (3)製造條件
    熱軋的完軋溫度：Ar3變態點以上
    本發明的高碳薄鋼板係將具有上述化學組成的鋼片，依Ar3變態點以上的完軋溫度施行熱軋，而形成所需板厚的鋼板。此時，若完軋溫度未滿Ar3變態點，則形成軋延組織殘存的不均勻微觀組織，即便退火後呈持續不均勻的微觀組織，導致淬火性降低。所以，完軋溫度係設為Ar3變態點以上。
    另外，Ar3變態點係例如利用從沃斯田鐵溫度域的冷卻過程之熱收縮曲線測定，便可從曲線的變化點求取。又，亦可從化學成分的含有量概算。
    熱軋後的一次冷卻：依25~50℃/s的平均冷卻速度，冷卻至550~650℃的冷卻停止溫度
    熱軋後的鋼板係必需立刻依25~50℃/s的平均冷卻速度，施行一次冷卻至550~650℃的冷卻停止溫度。理由係若平均冷卻速度未滿25℃/s，便會大量生成初析肥粒鐵，反之若超過50℃/s，便無法獲得充分量的初析肥粒鐵，無法成為如上述所需初析肥粒鐵量。又，若冷卻停止溫度超過650℃，則熱軋後的微觀組織容易粗大化，在退火後不易獲得所需的組織分佈，反之若未滿550℃，則會生成諸如變韌鐵、麻田散鐵之類的硬質相，導致鋼板過度高強度化，造成捲取時的捲筒形狀與操業性惡化，並會有因鋼板形狀惡化而引發冷卻不均的情況。
    經一次冷卻後，若直到接著的二次冷卻開始為止的待機時間過長，便會進行肥粒鐵變態，導致初析肥粒鐵容易大量生成。又，利用變態發熱、來自鋼板內部的復熱，鋼板表面溫度的再度上升會容易過度變大。所以，從一次冷卻後起至二次冷卻開始為止的時間，較佳係設為3s以內、更佳係設為1s以內。
    熱軋後的二次冷卻：依120℃/s以上的平均冷卻速度，且將冷卻時間設為1s以內，冷卻至500~600℃的冷卻停止溫度
    一次冷卻後的鋼板係依120℃/s以上的平均冷卻速度，且1s以內施行冷卻至500~600℃的冷卻停止溫度，並捲取。
    一般利用注水進行冷卻時，因為500~600℃溫度域係成為開始從膜沸騰遷移至核沸騰的區域，因而容易發生鋼板冷卻不均。在此種溫度域中，若依平均冷卻速度成為120℃/s以上的核沸騰主體條件施行強制水冷，便不易發生鋼板冷卻不均情形。若平均冷卻速度達240℃/s以上的強制水冷便屬更佳。又，藉由依1s以內的極短二次冷卻時間施行強制水冷，冷卻後的鋼板表層部會生成第二相的層狀間隔較狹窄之波來鐵或變韌鐵，在鋼板板厚中央部會形成層狀間隔略寬的波來鐵，在退火後，能獲得如上述所需的雪明碳鐵平均粒徑及其板厚方向分佈。當二次冷卻時間超過1s時，冷卻後的板厚方向溫度分佈容易呈均勻化，導致不易獲得所需雪明碳鐵。較佳的二次冷卻時間係0.5s以內。此種效果係當鋼板較厚的情況，特別係當板厚達3mm以上的情況，更為明顯。又，若冷卻停止溫度超過600℃時，在冷卻後容易生成粗大的波來鐵，導致在退火後無法獲得所需的雪明碳鐵。另一方面，若冷卻停止溫度未滿500℃時，會大量生呈諸如變韌鐵、麻田散鐵之類的硬質相，導致鋼板過度高強度化，造成捲取時的捲筒形狀與操業性惡化。又，退火後的雪明碳鐵會過度細微化，亦會有導致鋼板加工性降低的情況。
    退火溫度：650℃以上、且Ac1變態點以下
    經二次冷卻後所捲取的鋼板係利用諸如酸洗或珠粒噴擊等處理而去除表層的氧化銹皮後，再施行為達雪明碳鐵球狀化的退火。此時，若退火溫度未滿650℃，雪明碳鐵的球狀化不會迅速進行，又，若超過Ac1變態點，在退火中會生成沃斯田鐵，導致在退火後混雜有波來鐵(即未被球狀化的雪明碳鐵)，致使加工性與淬火性降低。所以，退火溫度限定於650℃以上、且未滿Ac1變態點的範圍。較佳係680℃以上(Ac1變態點-5℃)以下。
    相關在退火溫度中保持的時間，若達10小時以上，便可大略達成雪明碳鐵的球狀化。最好係20~40小時。對退火後的鋼板，為進行形狀矯正或表面性狀調整，視需要亦可施行調質軋延。
    另外，Ac1變態點係例如利用從常溫的加熱過程中之熱膨脹曲線測定，便可從曲線的變化點求取。又，亦可從化學成分的含有量概算。
    本發明所使用高碳鋼的熔製時，可使用轉爐或電爐任一者。所熔製的鋼係利用連續鑄造或造塊後的分塊軋延而形成鋼片(鋼胚)。對鋼片視需要亦可施行嵌接(scarfing)等處理。熱軋前的鋼片係只要配合製造設備的能力，加熱至能確保既定完軋溫度的溫度便可。亦可將連續鑄造的鋼片在未冷卻至常溫的情況下，直接或經短時間加熱後施行熱軋。又，亦可利用諸如棒加熱器或邊緣加熱器之類的感應加熱裝置，加熱進行熱軋途中的鋼片。 [實施例]
    將具有表1所示化學組成，其餘由Fe及不可避免的雜質構成的鋼片A~M，依表2所示熱軋條件形成板厚5.0mm的熱軋鋼板後，利用酸洗去除鋼板表層的銹皮，再同樣的依表2所示退火條件，於氮環境中施行退火，獲得鋼板1~24。另外，表中的Ar3變態點及Ac1變態點係利用下式從化學成分含有量計算求取。
    Ar3變態點(℃)=910-203[C]1/2+44.7[Si]-30.0[Mn]-11.0[Cr]+31.5[Mo]-15.2[Ni]
    Ac1變態點(℃)=727-29.1[Si]-10.7[Mn]+16.9[Cr]-16.9[Ni]
    其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]分別係表示C、Si、Mn、Cr、Mo、Ni的含有量(質量%)。
    從各鋼板採取小片，利用高頻感應加熱施行急速加熱至900℃，經保持1s後施行水淬火的高頻淬火後，便製得樣品。然後，從退火後的各鋼板中採取微觀組織調查用樣品，測定鋼板板厚截面的初析肥粒鐵分率及雪明碳鐵平均粒徑(ds、dc)。又，測定退火後及高頻淬火後的樣品表面之洛式硬度，進行加工性與淬火性的評價。另外，對當作汽車驅動系零件等機械構造零件素材用的鋼板所要求加工性，最低必要極限係退火後的硬度為HRB≦85、淬火性係高頻淬火後的硬度為HRC≧40。
    此處，初析肥粒鐵的分率與雪明碳鐵的平均粒徑係針對平行於鋼板軋延方向的板厚截面施行鏡面研磨，經利用硝太蝕劑或苦味酸蝕劑施行腐蝕後，再就表層部、板厚1/8位置、板厚1/4位置、板厚3/8位置、板厚中央部等的各位置，利用掃描式電子顯微鏡依1000~5000倍的倍率進行組織觀察，並依如下述求取。另外，表層部、板厚1/8位置、板厚1/4位置、板厚3/8位置係針對從鋼板表背兩面側的各位置進行觀察。
    初析肥粒鐵的分率：從硝太蝕劑腐蝕後的組織觀察，針對在結晶粒內部，實質未含有雪明碳鐵的肥粒鐵在鋼組織整體中所佔的面積分率(面積率)，就上述5個位置利用影像解析進行求取，並將該等施行算術平均而求得的面積率設為「分率」。
    雪明碳鐵的平均粒徑：從苦味酸蝕劑腐蝕後的組織觀察，將各個雪明碳鐵的長軸與短軸之幾何平均值設為各個雪明碳鐵的粒徑，並將觀察視野內的雪明碳鐵幾何平均值施行算術平均而求得。此時，在厚度方向上從板厚1/4位置起至板厚中心的區域中雪明碳鐵平均粒徑dc，係使用板厚1/4位置、板厚3/8位置、及板厚中央部的雪明碳鐵進行計算，且在厚度方向從表面起至板厚1/4位置的區域中雪明碳鐵平均粒徑ds，係使用表層部、板厚1/8部、及板厚1/4部的雪明碳鐵進行計算。
    結果如表3所示。本發明的鋼板(鋼板No.1、2、3、7、8、11、14、15、16、21)係經高頻淬火後，可獲得配合C含有量的表面硬度，成為高頻淬火性優異的高碳鋼板。另一方面，比較例的鋼板No.4、5、6相較於具有同一成分組成的鋼板No.3之下，鋼板No.4、5係高頻淬火後的表面硬度較低、淬火性差，而鋼板No.6係退火後表面硬度大、加工性差。又，鋼板No.9、10相較於具有同一成分組成的鋼板No.8之下，鋼板No.9係退火後表面硬度大、加工性差，而鋼板No.10係經高頻淬火後的表面硬度較低、淬火性差。又，鋼板No.12、13相較於具有同一成分組成的鋼板No.11之下，經高頻淬火後的表面硬度較低、淬火性差，且退火後表面硬度大、加工性差。比較例的鋼板No.17、18、19相較於具有同一成分組成的鋼板No.16之下，鋼板No.17、18係經高頻淬火後的表面硬度較低、淬火性差，而鋼板No.19係退火後表面硬度大、加工性差。同樣地，鋼板No.20相較於鋼板No.16之下，退火後表面硬度大、加工性差，且經高頻淬火後的表面硬度較低、淬火性差。鋼板No.22係C含有量較少於本案發明的範圍，高頻淬火後的表面硬度未滿足HRC≧40。又，鋼板No.23係C含有量較多於本案發明的範圍，經退火後的表面硬度未滿足HRB≦85。又，鋼板No.24係sol.Al量較多於本案發明的範圍，相較於C含有量屬相同程度的發明例鋼板No.3、鋼板No.8之下，得知高頻淬火後的表面硬度較低、淬火性差。
    依如上述，本發明的鋼板係經高頻淬火後可獲得配合C含有量的表面硬度，成為高頻淬火性優異的高碳鋼板。另一方面，比較例的鋼板相較於具有類似化學組成的發明例鋼板之下，退火後的硬度較高、加工性差，或者高頻淬火後的硬度較低、高頻淬火性差。

    权利要求:
    Claims (11)
    [1] 一種高碳薄鋼板，係具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成，以及由肥粒鐵與雪明碳鐵構成的微觀組織；上述肥粒鐵中，初析肥粒鐵在鋼組織整體中所佔的分率係20%以上且未滿50%；從鋼板板厚1/4位置起至板厚中心的區域中上述雪明碳鐵平均粒徑dc係0.50~1.5μm，且從鋼板表面起至板厚1/4位置的區域中上述雪明碳鐵平均粒徑ds係滿足ds/dc≦0.8。
    [2] 如申請專利範圍第1項之高碳薄鋼板，其中，進一步依質量%計，含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.05%、Nb：0.01~0.05%、V：0.01~0.05%、B：0.0005~0.0050%中選擇之至少一種。
    [3] 如申請專利範圍第1項之高碳薄鋼板，其中，上述Si含有量係0.1%以上、且0.5%以下。
    [4] 如申請專利範圍第1項之高碳薄鋼板，其中，上述Mn含有量係0.2%以上、且1.0%以下。
    [5] 如申請專利範圍第1項之高碳薄鋼板，其中，上述ds/dc係0.7以上、且0.8以下。
    [6] 如申請專利範圍第1項之高碳薄鋼板，其中，退火後的洛式硬度(HRB)係85以下。
    [7] 如申請專利範圍第1項之高碳薄鋼板，其中，高頻淬火後的洛式硬度(HRB)係40以上。
    [8] 一種高碳薄鋼板之製造方法，係具有依質量%計，含有：C：0.20~0.50%、Si：1.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.08%以下、N：0.02%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成之化學組成的鋼片，依Ar3變態點以上的完軋溫度施行熱軋後，再依25~50℃/s的平均冷卻速度，施行一次冷卻至550~650℃的一次冷卻停止溫度，接著，依120℃/s以上的平均冷卻速度並將冷卻時間設為1s以內，施行二次冷卻至500~600℃的二次冷卻停止溫度，再施行捲取後，再依650℃以上且Ac1變態點以下的退火溫度施行退火。
    [9] 如申請專利範圍第8項之高碳薄鋼板之製造方法，其中，上述鋼片係進一步依質量%計，含有從Cr：0.1~1.5%、Mo：0.1~0.5%、Ni：0.1~1.0%、Ti：0.01~0.05%、Nb：0.01~0.05%、V：0.01~0.05%、B：0.0005~0.0050%中選擇之至少一種。
    [10] 如申請專利範圍第8項之高碳薄鋼板之製造方法，其中，上述二次冷卻的平均冷卻速度係120℃/s以上、且300℃/s以下。
    [11] 如申請專利範圍第8項之高碳薄鋼板之製造方法，其中，上述退火溫度的保持時間係10小時以上、且40小時以下。
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