CN105745348B - 高碳钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高碳钢板，其具有以下述表示的化学组成：以质量％计C：0.60％～0.90％、Mn：0.30％～1.50％、Cr：0.20％～1.00％等，而且，所述高碳钢板具有以下述表示的组织：渗碳体中含有的Mn的浓度：2％以上且8％以下、渗碳体中含有的Cr的浓度：2％以上且8％以下、铁素体的平均粒径：10μm以上且50μm以下、渗碳体的平均粒径：0.3μm以上且1.5μm以下、且渗碳体的球化率：85％以上。

Description

高碳钢板及其制造方法
技术区域
本发明涉及提高了淬火回火后的疲劳特性的高碳钢板及其制造方法。
背景技术
高碳钢板一直用于汽车的链条、齿轮及离合器等驱动系部件等。在制造驱动系部件时，进行作为高碳钢板的成形的冷加工及淬火回火。近年来，一直在进行汽车的轻质化，关于驱动系部件，也一直在研究通过高强度化来达到轻质化。例如，对于实施了淬火回火的驱动系部件等部件的高强度化，添加以Ti、Nb、Mo为代表的碳化物生成元素或增加C含量是有效的。
而且，专利文献1中记载了以兼顾高硬度及高韧性为目的的机械结构用钢的制造方法，专利文献2中记载了以省略球化退火等为目的的轴承粗成形品的制造方法，专利文献3及4中记载了以提高冲裁性为目的的高碳钢板的制造方法。此外，专利文献5中记载了以提高冷加工性及淬火稳定性为目的的中碳钢板，专利文献6中记载了以提高切削性为目的的轴承单元部件用钢材，专利文献7中记载了以省略正火为目的的工具钢的制造方法，专利文献8中记载了以提高成形性为目的的高碳钢板的制造方法。
另一方面，对于高碳钢板，还要求淬火回火后的良好的疲劳特性、例如滚动疲劳特性。但是，专利文献1～8所记载的以往的制造方法不能得到良好的疲劳特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-072105号公报
专利文献2：日本特开2009-108354号公报
专利文献3：日本特开2011-012317号公报
专利文献4：日本特开2011-012316号公报
专利文献5：国际公开第2013/035848号
专利文献6：日本特开2002-275584号公报
专利文献7：日本特开2007-16284号公报
专利文献8：日本特开平2-101122号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明的目的是提供一种能够获得淬火回火后的优异的疲劳特性的高碳钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人们为了探明以往的高碳钢板中在冷加工及淬火回火后不能得到良好的疲劳特性的原因而反复进行了锐意研究。其结果是，判明了：冷加工中，在渗碳体及/或铁-碳化合物(以下有时将渗碳体及铁-碳化合物统称为“渗碳体”)中发生裂纹及/或空隙(以下有时将裂纹及空隙统称为“空隙”。)，使成形性下降，且以空隙为起点而使裂纹扩展。此外，还判明了：在渗碳体存在于铁素体晶粒内及铁素体晶界时，与存在于铁素体晶粒内的渗碳体相比，存在于铁素体晶界的渗碳体更容易发生空隙。
本发明人们为了解决上述原因而进一步反复进行了锐意研究，结果发现：通过使渗碳体中含有的Mn及Cr的量在适当的范围，使铁素体的尺寸在适当的范围，能够显著提高疲劳特性。在专利文献1～8所记载的以往的制造方法中，因没有考虑到这些事项，所以不能得到良好的疲劳特性。另外，还发现：要制造这样的高碳钢板，重要的是在将热轧、冷轧及退火的条件看成所谓的连续工序后再将它们设定成规定的条件。然后，本申请发明者们基于这些见识，想到以下所示的发明的诸方式。再者，本申请说明书及权利要求书中的所谓“渗碳体”，除了对包括珠光体中所含有的渗碳体在内的概念进行明确的地方以外，指的是不含在珠光体中，与珠光体相区别的渗碳体及铁-碳化合物。
(1)一种高碳钢板，其特征在于，其具有以下述表示的化学组成：以质量％计C：0.60％～0.90％、Si：0.10％～0.40％、Mn：0.30％～1.50％、N：0.0010％～0.0100％、Cr：0.20％～1.00％、P：0.0200％以下、S：0.0060％以下、Al：0.050％以下、Mg：0.000％～0.010％、Ca：0.000％～0.010％、Y： 0.000％～0.010％、Zr：0.000％～0.010％、La：0.000％～0.010％、Ce：0.000％～0.010％、且剩余部分：铁及杂质；
而且，所述高碳钢板具有以下述表示的组织：渗碳体中含有的Mn的浓度：2％以上且8％以下、渗碳体中含有的Cr的浓度：2％以上且8％以下、铁素体的平均粒径：10μm以上且50μm以下、渗碳体的平均粒径：0.3μm以上且1.5μm以下、且渗碳体的球化率：85％以上。
(2)根据上述(1)所述的高碳钢板，其特征在于，所述化学组成中，满足Mg：0.001％～0.010％、Ca：0.001％～0.010％、Y：0.001％～0.010％、Zr：0.001％～0.010％、La：0.001％～0.010％或Ce：0.001％～0.010％、或者它们的任意组合。
(3)一种高碳钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
对板坯进行热轧而得到热轧板的工序，
对所述热轧板进行酸洗的工序，
在所述酸洗后，对所述热轧板进行热轧板退火而得到热轧退火板的工序、
对所述热轧退火板进行冷轧而得到冷轧板的工序，以及
对所述冷轧板进行冷轧板退火的工序；
所述板坯具有以下述表示的化学组成：以质量％计C：0.60％～0.90％、Si：0.10％～0.40％、Mn：0.30％～1.50％、P：0.0200％以下、S：0.0060％以下、Al：0.050％以下、N：0.0010％～0.0100％、Cr：0.20％～1.00％、Mg：0.000％～0.010％、Ca：0.000％～0.010％、Y：0.000％～0.010％、Zr：0.000％～0.010％、La：0.000％～0.010％、Ce：0.000％～0.010％、且剩余部分：铁及杂质；
在所述进行热轧的工序中，将精轧结束温度规定为800℃以上且低于950℃，将卷取温度规定为450℃以上且低于550℃，将所述冷轧中的压下率规定为5％以上且35％以下；
所述进行热轧板退火的工序具有以下工序：
将所述热轧板加热到450℃以上且550℃以下的第1温度的工序，
接着，将所述热轧板在所述第1温度下保持1小时以上且低于10小时的工序，
接着，以5℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度，将所述热轧板从所述第1温度加热到670℃以上且730℃以下的第2温度的工序，以及
接着，将所述热轧板在所述第2温度下保持20小时以上且200小时以下的工序；
在将所述热轧板加热到所述第1温度的工序中，将从60℃到所述第1温度的加热速度规定为30℃/小时以上且150℃/小时以下；
所述进行冷轧板退火的工序具有以下工序：
将所述冷轧板加热到450℃以上且550℃以下的第3温度的工序、
接着，将所述冷轧板在所述第3温度下保持1小时以上且低于10小时的工序，
接着，以5℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度将所述冷轧板从所述第3温度加热到670℃以上且730℃以下的第4温度的工序，以及
接着，将所述冷轧板在所述第4温度下保持20小时以上且200小时以下的工序；
在将所述冷轧板加热到所述第3温度的工序中，将从60℃到所述第3温度的加热速度规定为30℃/小时以上且150℃/小时以下。
(4)根据上述(3)所述的高碳钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成中，满足Mg：0.001％～0.010％、Ca：0.001％～0.010％、Y：0.001％～0.010％、Zr：0.001％～0.010％、La：0.001％～0.010％或Ce：0.001％～0.010％、或者它们的任意组合。
发明效果
根据本发明，由于将渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度等设定为适当的范围，所以能够提高淬火回火后的疲劳特性。
附图说明
图1是表示渗碳体中含有的Mn浓度和滚动疲劳特性的关系的图。
图2是表示渗碳体中含有的Mn浓度和在渗碳体的裂纹中产生的空隙的数量的关系的图。
图3是表示在渗碳体的裂纹中产生的空隙的数量和滚动疲劳特性的关系的图。
图4是表示渗碳体中含有的Cr浓度和滚动疲劳特性的关系的图。
图5是表示渗碳体中含有的Cr浓度和在渗碳体的裂纹中产生的空隙的数量的关系的图。
图6是表示热轧板退火的保持温度和渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的实施方式所涉及的高碳钢板及其制造中所用的板坯(钢锭)的化学组成进行说明。详细情况将在后面叙述，但本发明的实施方式所涉及的高碳钢板可经由板坯的热轧、热轧板退火、冷轧、冷轧板退火等进行制造。所以，高碳钢板及板坯的化学组成不仅考虑到高碳钢板的特性，而且还考虑到这些处理。在以下的说明中，对于高碳钢板及其制造中所用的板坯中所含的各元素的含量的单位“％”，只要不特别说明，意味着“质量％”。本实施方式所涉及的高碳钢板及其制造中所用的板坯具有以C：0.60％～0.90％、Si：0.10％～0.40％、Mn：0.30％～1.50％、N：0.0010％～0.0100％、Cr：0.20％～1.00％、P：0.0200％以下、S：0.0060％以下、Al：0.050％以下、Mg：0.000％～0.010％、Ca：0.000％～0.010％、Y：0.000％～0.010％、Zr：0.000％～0.010％、La：0.000％～0.010％、Ce：0.000％～0.010％、且剩余部分：铁及杂质表示的化学组成。作为杂质，可例示含在矿石及废铁等原材料中的杂质及制造工序中含有的杂质。例如，在作为原材料使用废铁时，有时混入0.001％以上的Sn、Sb或者As或它们的任意组合。可是，只要所有含量都为0.02％以下，就不会妨碍本实施方式的效果，因此作为杂质是容许的。此外，O作为杂质而可以容许以0.004％作为限度。如果O形成氧化物，且氧化物因凝聚而粗大化，则不能得到充分的成形性。因此，O含量越低越好，但使O含量降低到低于0.0001％在技术上是困难的。作为杂质的一个例子，还可列举出Ti：0.04％以下、V：0.04％以下、Cu：0.04％以下、W：0.04％以下、Ta：0.04％以下、Ni：0.04％以下、Mo：0.04％以下、B：0.01％以下及Nb：0.04％以下。优选尽量不含有这些元素，降低到低于0.001％在技术上是困难的。
(C：0.60％～0.90％)
C对于钢的高强度化是有效的元素，尤其是提高淬透性的元素。C也是有助于提高淬火回火后的疲劳特性的元素。在C含量低于0.60％时，淬火中在原奥氏体晶界生成初析铁素体及珠光体，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将C含量规定为0.60％以上，优选规定为0.65％以上。在C含量超过0.90％时，淬火后存在大量残留奥氏体。残留奥氏体在回火中分解成铁素体和渗碳体，在回火后，在回火马氏体或贝氏体与因残留奥氏体的分解而生成的铁素体及渗碳体之间产生大的强度差，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将C含量规定为0.90％以下，优选规定为0.85％以下。
(Si：0.10％～0.40％)
Si以脱氧剂发挥作用，而且其对于提高淬火回火后的疲劳特性是有效的元素。在Si含量低于0.10％时，不能充分得到上述作用带来的效果。所以，将Si含量规定为0.10％以上，优选规定为0.15％以上。在Si含量超过0.40％时，作为钢中夹杂物而生成的Si氧化物的量及尺寸都增大，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将Si含量规定为0.40％以下，优选规定为0.35％以下。
(Mn：0.30％～1.50％)
Mn是通过包含在渗碳体中来抑制冷加工中的空隙的生成的元素。在Mn含量低于0.30％时，使充分量的Mn含在渗碳体中的退火需要非常长的时间，使生产率显著降低。所以，将Mn含量规定为0.30％以上，优选规定为0.50％以上。在Mn含量超过1.50％时，渗碳体中含有的Mn过剩，在用于淬火的加热中渗碳体难以溶解，奥氏体中固溶的C的量不足。因此，淬火后的强度下降，而且淬火回火后的疲劳特性也下降。所以，将Mn含量规定为1.50％以下，优选规定为1.30％以下。
(N：0.001～0.010％)
N与Al结合而生成AlN，其对于用于淬火的加热中的奥氏体的细粒化是有效的元素。在N含量低于0.001％时，不能充分得到上述作用带来的效果。所以，将N含量规定为0.001％以上，优选规定为0.002％以上。在N含量超过0.010％时，奥氏体晶粒过度微细，使淬透性下降，在淬火的冷却中促进初析铁素体及珠光体的生成，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将N含量规定为0.010％以下，优选规定为0.008％以下。
(Cr：0.20％～1.00％)
Cr与Mn同样，其是通过包含在渗碳体中来抑制冷加工中的空隙的生成的元素。在Cr含量低于0.20％时，用于使充分量的Cr包含在渗碳体中的退火需要非常长的时间，使生产率显著降低。所以，将Cr含量规定为0.20％以上，优选规定为0.35％以上。在Cr含量超过1.00％时，渗碳体中含有的Cr过剩，在用于淬火的加热中渗碳体难以溶解，奥氏体中固溶的C的量不足。因此，淬火后的强度下降，而且淬火回火后的疲劳特性也下降。所以，将Cr含量规定为1.00％以下，优选规定为0.85％以下。
(P：0.0200％以下)
P不是必需元素，例如在钢板中作为杂质含有。P是使淬火回火后的疲劳特性下降或使淬火后的韧性下降的元素。例如，因韧性下降而在淬火后容易发生裂纹。因此，P含量越低越好。特别是在P含量超过0.0200％时，不良影响显著。所以，将P含量规定为0.0200％以下，优选规定为0.0180％以下。再者，为降低P含量而需要时间及成本，如果要降低到低于0.0001％，则使时间及成本显著上升。因此，将P含量可以规定为0.0001％以上，为了进一步降低时间及成本，也可以规定为0.0010％以上。
(S：0.0060％以下)
S不是必需元素，例如在钢板中作为杂质含有。S是形成MnS等硫化物、使淬火回火后的疲劳特性下降的元素。因此，S含量越低越好。特别是在S含量超过0.0060％时，不良影响显著。所以，将S含量规定为0.0060％以下。再者，为降低S含量而需要时间及成本，如果要降低到低于0.0001％，则使时间及成本显著上升。因此，也可以将S含量规定为0.0001％以上。
(Al：0.050％以下)
Al是在炼钢阶段作为脱氧剂发挥作用的元素，但不是高碳钢板的必需元素，例如在钢板中作为杂质含有。在Al含量超过0.050％时，在高碳钢板中形成粗大的Al氧化物，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将Al含量规定为0.050％以下。在高碳钢板的Al含量低于0.001％时，有时脱氧不充分。所以，也可以将Al含量规定为0.001％以上。
Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce不是必需元素，是在高碳钢板及板坯中也可以有限度地适宜含有规定量的任意元素。
(Mg：0.000％～0.010％)
Mg对于控制硫化物的形态是有效的元素，对于提高淬火回火后的疲劳特性是有效的元素。所以，也可以含有Mg。可是，在Mg含量超过0.010％时，形成粗大的Mg氧化物，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将Mg含量规定为0.010％以下，优选规定为0.007％以下。为了确实地得到由上述作用带来的效果，Mg含量优选为0.001％以上。
(Ca：0.000％～0.010％)
Ca与Mg同样，对于控制硫化物的形态是有效的元素，对于提高淬火回火后的疲劳特性是有效的元素。所以，也可以含有Ca。可是，在Ca含量超过0.010％时，形成粗大的Ca氧化物，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将Ca含量规定为0.010％以下，优选规定为0.007％以下。为了确实地得到由上述作用带来的效果，Ca含量优选为0.001％以上。
(Y：0.000％～0.010％)
Y与Mg及Ca同样，对于控制硫化物的形态是有效的元素，对于提高淬火回火后的疲劳特性是有效的元素。所以，也可以含有Y。可是，在Y含量超过0.010％时，形成粗大的Y氧化物，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将Y含量规定为0.010％以下，优选规定为0.007％以下。为了确实地得到由上述作用带来的效果，Y含量优选为0.001％以上。
(Zr：0.000％～0.010％)
Zr与Mg、Ca及Y同样，对于控制硫化物的形态是有效的元素，对于提高淬火回火后的疲劳特性是有效的元素。所以，也可以含有Zr。可是，在Zr含量超过0.010％时，形成粗大的Zr氧化物，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将Zr含量规定为0.010％以下，优选规定为0.007％以下。为了确实地得到由上述作用带来的效果，Zr含量优选为0.001％以上。
(La：0.000％～0.010％)
La与Mg、Ca、Y及Zr同样，对于控制硫化物的形态是有效的元素，对于提高淬火回火后的疲劳特性是有效的元素。所以，也可以含有La。可是，在La含量超过0.010％时，形成粗大的La氧化物，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将La含量规定为0.010％以下，优选规定为0.007％以 下。为了确实地得到由上述作用带来的效果，La含量优选为0.001％以上。
(Ce：0.000％～0.010％)
Ce与Mg、Ca、Y及Zr同样，对于控制硫化物的形态是有效的元素，对于提高淬火回火后的疲劳特性是有效的元素。所以，也可以含有Ce。可是，在Ce含量超过0.010％时，形成粗大的Ce氧化物，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将Ce含量规定为0.010％以下，优选规定为0.007％以下。为了确实地得到由上述作用带来的效果，Ce含量优选为0.001％以上。
这样，Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce是任意元素，优选满足“Mg：0.001％～0.010％”、“Ca：0.001％～0.010％”、“Y：0.001％～0.010％”、“Zr：0.001％～0.010％”、“La：0.001％～0.010％”或“Ce：0.001％～0.010％”、或者它们的任意组合。
接着，对本实施方式所涉及的高碳钢板的组织进行说明。本实施方式所涉及的高碳钢板具有以下述表示的组织：渗碳体中含有的Mn的浓度：2％以上8％以下、渗碳体中含有的Cr的浓度：2％以上8％以下、铁素体的平均粒径：10μm以上且50μm以下、渗碳体颗粒的平均粒径：0.3μm以上且1.5μm以下、且渗碳体颗粒的球化率：85％以上。
(渗碳体中含有的Mn的浓度及Cr的浓度：均为2％以上且8％以下)
详细情况将在后面叙述，渗碳体中含有的Mn及Cr有助于抑制冷加工中的渗碳体中的空隙的生成。通过抑制冷加工中的空隙的生成，淬火回火后的疲劳特性提高。在渗碳体中含有的Mn或Cr的浓度低于2％时，不能充分得到由上述作用带来的效果。所以，将渗碳体中含有的Mn的浓度及Cr的浓度规定为2％以上。在渗碳体中含有的Mn或Cr的浓度超过8％时，在用于淬火的加热中C难以从渗碳体向奥氏体固溶，使淬透性下降，与初析铁素体、珠光体、淬火马氏体或贝氏体相比，强度低的组织分散。其结果是，淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将渗碳体中含有的Mn的浓度及Cr的浓度规定为8％以下。
这里，对本发明者们就渗碳体中含有的Mn的浓度和疲劳特性的关系所进行的调查进行说明。
在该项调查中，通过各种条件的热轧、热轧板退火、冷轧及冷轧板退火来制造高碳钢板。然后，对各高碳钢板，用日本电子制的搭载有场致发 射电子枪的电子探针显微分析仪(FE-EPMA)测定渗碳体中含有的Mn的浓度及Cr的浓度。接着，对高碳钢板实施模拟冷加工(成形)的压下率为35％的冷轧，将高碳钢板在加热至900℃的盐浴中保持20分钟，在80℃的油中进行淬火。接着，对高碳钢板实施在180℃的大气中保持60分钟的回火，制作疲劳试验用的试样。
然后，进行疲劳试验及冷加工后的渗碳体内的空隙的观察。在疲劳试验中，使用滚动疲劳试验机，将表面压力规定为3000MPa，测定直到发生剥离的循环数。在空隙的观察中，使用日本电子制的搭载有场致发射电子枪的扫描电子显微镜(FE-SEM)，将倍率规定为3000倍左右，在高碳钢板的厚度方向，在均等间隔的20处，拍摄面积为1200μm2的区域的组织。然后，计算在总计面积为24000μm2的区域内，在渗碳体的裂纹中产生的空隙的数量(以下有时简称为“空隙数量”。)，将该空隙的总数除以12，计算每2000μm2的空隙数量。再者，在本实施方式中，渗碳体的平均粒径为0.3μm以上且1.5μm以下，因此优选将其观察的倍率规定为3000倍以上，也可以根据渗碳体的尺寸选择比5000倍或10000倍等高的倍率。即使倍率超过3000倍，每单位面积(例如每2000μm2)的空隙数量也与倍率为3000倍时的空隙数量同等。有时在渗碳体和铁素体的界面存在空隙，但与在渗碳体的裂纹中产生的空隙带来的影响相比，这样的空隙对疲劳特性的影响非常小。因此，没有计算这样的空隙。
再者，供于采用FE-EPMA或FE-SEM的测定的试样如下那样进行准备。首先，通过采用湿式砂纸及金刚石砂粒的抛光研磨将观察面加工成镜面状，接着，在苦味醇(饱和苦味酸-3体积％硝酸-醇)溶液中，在室温(20℃)下浸渍20秒钟，使组织显出。然后，用温风干燥机等将观察面的水分除去，为了防止污染，在3小时以内装入到FE-EPMA及FE-SEM的试样交换室中。
将这些测定结果示于图1、图2及图3中。图1是表示渗碳体中含有的Mn的浓度和滚动疲劳特性的关系的图。图2是表示渗碳体中含有的Mn的浓度和空隙数量的关系的图。图3是表示空隙数量和滚动疲劳特性的关系的图。图1～图3所示的结果是渗碳体中含有的Cr的浓度为2％以上且8％以下的试样的结果。
从图1可知，在渗碳体中含有的Mn的浓度为2％以上且8％以下的范 围，滚动疲劳特性很高。从图2可知，在渗碳体中含有的Mn的浓度为2％以上且8％以下的范围，空隙生成可以得到抑制。从图3可知，在每2000μm2的空隙数量为15个以下时，与超过15个时相比，疲劳特性非常高。根据图1～图3所示的结果可认为：只要渗碳体中含有的Mn的浓度为2％以上且8％以下，在冷加工(成形)中渗碳体难以发生裂纹，可抑制空隙的生成，因此在其后的淬火回火后的疲劳试验中，可抑制以空隙为起点的裂纹的扩展，从而提高疲劳特性。
本发明者们还调查了渗碳体中含有的Cr的浓度和滚动疲劳特性及空隙数量的关系。将这些调查结果示于图4及图5中。图4是表示渗碳体中含有的Cr的浓度和滚动疲劳特性的关系的图。图5是表示渗碳体中含有的Cr的浓度和空隙数量的关系的图。图4～图5所示的结果是渗碳体中含有的Mn的浓度为2％以上且8％以下的试样的结果。如图4及图5所示，可知与图1及图2所示的渗碳体中含有的Mn的浓度和滚动疲劳特性或空隙数量的关系同样，在渗碳体中含有的Cr的浓度为2％以上且8％以下的范围可得到优异的滚动疲劳特性。
渗碳体中含有的Mn及Cr有助于抑制冷加工中的空隙的生成的理由虽不清楚，但可推测是由于通过渗碳体中含有的Mn及Cr使渗碳体的抗拉强度及延展性等机械特性提高的缘故。
(铁素体的平均粒径：10μm以上且50μm以下)
铁素体越小铁素体晶界越增加。而且，在铁素体的平均粒径低于10μm时，铁素体晶界上的渗碳体中的冷加工中的空隙的发生显著。所以，将铁素体的平均粒径规定为10μm以上，优选规定为12μm以上。在铁素体的平均粒径超过50μm时，成形后的钢板的表面发生毛面(也称为梨皮面)，损害表面的美观性。所以，将铁素体的平均粒径规定为50μm以下，优选规定为45μm以下。
对于铁素体的平均粒径的测定，可在实施了利用上述的镜面研磨及苦味醇的腐蚀后，采用FE-SEM进行。例如求出200个铁素体的平均面积，再求出得到该平均面积的圆的直径，将该直径作为铁素体的平均粒径。铁素体的平均面积是将铁素体的总面积除以该铁素体的个数、这里除以200而得到的值。
(渗碳体的平均粒径：0.3μm以上且1.5μm以下)
渗碳体的尺寸对淬火回火后的疲劳特性有很大的影响。在渗碳体的平均粒径低于0.3μm时，淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将渗碳体的平均粒径规定为0.3μm以上，优选规定为0.5μm以上。在渗碳体的平均粒径超过1.5μm时，冷加工中在粗大的渗碳体中优先生成空隙，使淬火回火后的疲劳特性下降。所以，将渗碳体的平均粒径规定为1.5μm以下，优选规定为1.3μm以下。
(渗碳体的球化率：85％以上)
渗碳体的球化率越低容易发生空隙的地方例如针状的部分等越增加。而且，在渗碳体的球化率低于85％时，冷加工中渗碳体中的空隙的发生显著。所以，将渗碳体的球化率规定为85％以上，优选规定为90％以上。渗碳体的球化率越高越优选，但要达到100％则退火需要非常长的时间，使制造成本增加。所以，从制造成本的观点出发，将渗碳体的球化率优选规定为99％以下，更优选规定为98％以下。
渗碳体的球化率及平均粒径，可通过采用FE-SEM的组织观察来进行。在制作组织观察用的试样时，在通过利用砂纸的湿式研磨及利用颗粒尺寸为1μm的金刚石砂粒的研磨将观察面加工成镜面后，用上述的苦味醇溶液进行腐蚀。将观察倍率规定为1000倍～10000倍，例如规定为3000倍，选择在观察面中将含有500个以上渗碳体的视场16处，取得它们的组织图像。然后，采用图像处理软件，测定组织图像中的各渗碳体的面积。作为图像处理软件，例如可采用三谷商事株式会社编制的“Win ROOF”。此时，为了抑制干扰对测定误差的影响，将面积为0.01μm2以下的渗碳体从评价对象中除去。然后，求出评价对象的渗碳体的平均面积，求出得到该平均面积的圆的直径，将该直径作为渗碳体的平均粒径。渗碳体的平均面积是将评价对象的渗碳体的总面积除以该渗碳体的个数而得到的值。此外，将长轴长和短轴长的比为3以上的渗碳体作为针状渗碳体，将低于3的渗碳体作为球状渗碳体，将球状渗碳体的个数除以总渗碳体的个数而得到的值作为渗碳体的球化率。
接着，对本实施方式所涉及的高碳钢板的制造方法进行说明。在该制造方法中，对具有上述化学组成的板坯进行热轧而得到热轧板，对该热轧 板进行酸洗，然后，对热轧板进行热轧板退火而得到热轧退火板，再对该热轧退火板进行冷轧而得到冷轧板，然后对该冷轧板进行冷轧板退火。在热轧时，将精轧结束温度规定为800℃以上且低于950℃，将卷取温度规定为450℃以上且低于550℃。将冷轧中的压下率规定为5％以上且35％以下。在热轧板退火时，将热轧板加热到450℃以上且550℃以下的第1温度，接着，将热轧板在第1温度下保持1小时以上且低于10小时，接着，以5℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度将热轧板从第1温度加热到670℃以上且730℃以下的第2温度，接着，将热轧板在第2温度下保持20小时以上且200小时以下。在将热轧板加热到第1温度时，将从60℃到第1温度的加热速度规定为30℃/小时以上且150℃/小时以下。在冷轧板退火时，将冷轧板加热到450℃以上且550℃以下的第3温度，接着，将冷轧板在第3温度下保持1小时以上且低于10小时，接着，以5℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度将冷轧板从第3温度加热到670℃以上且730℃以下的第4温度，接着，将冷轧板在第4温度下保持20小时以上且200小时以下。在将冷轧板加热到第3温度时，将从60℃到第3温度的加热速度规定为30℃/小时以上且150℃/小时以下。无论在热轧板退火及冷轧板退火的哪一退火中，都可看作进行两阶段的退火。
(热轧的精轧结束温度：800℃以上且低于950℃)
在精轧结束温度低于800℃时，板坯的变形阻力大，轧制载荷上升，轧辊的磨损量增大，使生产率下降。所以，将精轧结束温度规定为800℃以上，优选规定为810℃以上。在精轧结束温度为950℃以上时，热轧中生成氧化皮，氧化皮通过轧辊推压到板坯上，因此在得到的热轧板的表面上产生擦伤，使生产率下降。所以，将精轧结束温度规定为低于950℃，优选规定为920℃以下。板坯例如可通过连续铸造进行制造，可以将该板坯直接供于热轧，也可以在暂时冷却后进行加热，然后供于热轧。
(热轧的卷取温度：450℃以上且低于550℃)
卷取温度越低越优选。可是，在卷取温度低于450℃时，热轧板的脆化显著，在为了酸洗而将热轧板的卷材开卷时，在热轧板上产生裂纹等，使生产率下降。所以，将卷取温度规定为450℃以上，优选规定为470℃以上。在卷取温度为550℃以上时，热轧板的组织不能微细化，在热轧板退火中 Mn及Cr难扩散，难以在渗碳体中含有足够量的Mn及/或Cr。所以，将卷取温度规定为低于550℃，优选规定为530℃以下。
(冷轧中的压下率：5％以上且35％以下)
在冷轧中的压下率低于5％时，即使随后进行冷轧板退火，其后也残留大量的未再结晶的铁素体。因此，冷轧板退火后的组织为再结晶结束的部分及未再结晶的部分混合存在的不均匀组织，在冷加工中高碳钢板内部产生的应变的大小也不均匀，容易在产生大的应变的渗碳体中生成空隙。所以，将冷轧中的压下率规定为5％以上，优选规定为10％以上。在压下率超过35％时，再结晶铁素体的核生成频率增高，不能使铁素体的平均粒径达到10μm以上。所以，将冷轧中的压下率规定为35％以下，优选规定为30％以下。
(第1温度：450℃以上且550℃以下)
在本实施方式中，在第1温度下保持热轧板的期间，使Mn及Cr向渗碳体中扩散，从而提高渗碳体中含有的Mn及Cr的浓度。在第1温度低于450℃时，Fe以及Mn及Cr等置换型固溶元素的扩散频率降低，为了在渗碳体含有足够量的Mn及Cr而需要长的时间，使生产率下降。所以，将第1温度规定为450℃以上，优选规定为480℃以上。在第1温度超过550℃时，不能在渗碳体含有足够量的Mn及Cr。所以，将第1温度规定为550℃以下，优选规定为520℃以下。
这里，对本发明者们就第1温度和渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度的关系所进行的调查进行说明。在该调查中，在多种温度下进行9小时的保持，测定渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度。将其结果示于图6。图6的纵轴表示Mn及Cr的各浓度相对于将保持温度规定为700℃时的值的比。从图6可知，无论Mn及Cr中的哪一种，在500℃附近浓度特别高。
(第1温度下保持的时间：1小时以上且低于10小时)
渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度与第1温度下保持的时间密切相关。在该时间低于1小时时，不能在渗碳体中含有足够量的Mn及Cr。所以，将该时间规定为1小时以上，优选规定为1.5小时以上。在该时间超过10小时时，渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度的增加小，白花费时间及成本。所以，将该时间规定为10小时以下，优选规定为7小时以下。
(从60℃到第1温度的加热速度：30℃/小时以上且150℃/小时以下)
在热轧板退火时，例如进行从室温的加热，在从60℃到第1温度的加热速度低于30℃/小时时，升温需要长的时间，生产率降低。所以，将该加热速度规定为30℃/小时以上，优选规定为60℃/小时以上。在该加热速度超过150℃/小时时，热轧板的卷材的内侧部分与外侧部分之间的温度差增大，因膨胀差而产生擦伤划痕及卷材卷绕形状的零乱，使成品率下降。所以，将该加热温度规定为150℃/小时以下，优选规定为120℃/小时以下。
(第2温度：670℃以上且730℃以下)
在第2温度低于670℃℃时，热轧板退火中不使渗碳体粗大化，钉扎能量高。因此，阻碍随后进行的冷轧板退火中的铁素体的晶粒生长，要使铁素体的平均粒径达到10μm以上则需要非常长的时间，生产率下降。所以，将第2温度规定为670℃以上，优选规定为690℃。在第2温度超过730℃时，在热轧板退火中部分地生成奥氏体，在第2温度下的保持后的冷却时发生珠光体相变。此时产生的珠光体组织在随后进行的冷轧板退火中对铁素体的晶粒生长发挥强的钉扎力，因此阻碍铁素体的晶粒生长。所以，将第2温度规定为730℃以下，优选规定为720℃以下。
(第2温度下保持的时间：20小时以上且200小时以下)
在第2温度下保持的时间低于20小时时，不使渗碳体粗大化，钉扎能量仍然高。因此，阻碍随后进行的冷轧板退火中的铁素体的晶粒生长，如果不进行长时间的冷轧板退火，则铁素体晶界上存在的渗碳体增多，在冷加工中生成空隙，使疲劳特性下降。所以，将该时间规定为20小时以上，优选规定为30小时以上。在该时间超过200小时时，生产率下降显著。所以，将该时间规定为200小时以下，优选规定为180小时以下。
(从第1温度到第2温度的加热速度：5℃/小时以上且80℃/小时以下)
通过在第1温度下保持热轧板而能够使Mn及Cr向渗碳体中扩散，但渗碳体中含有的Mn及Cr的浓度在多个渗碳体间出现偏差。在从第1温度到第2温度的升温中能够缓和该Mn及Cr的浓度的偏差。
为了缓和Mn及Cr的浓度的偏差，加热速度越低越优选，但在从第1温度到第2温度的加热速度低于5℃/小时时，生产率下降显著。所以，将该加热速度规定为5℃/小时以上，优选规定为10℃/小时以上。在该加热速 度超过80℃/小时时，不能充分缓和Mn及Cr的浓度的偏差，存在Mn及/或Cr的浓度低的渗碳体，在冷加工中生成空隙，使疲劳特性下降。所以，将该加热速度规定为80℃/小时以下，优选规定为65℃/小时以下。
这里，对从第1温度到第2温度的升温中发生的组织变化进行说明。这里，假设在第1温度下保持后，存在Mn及Cr的浓度低的渗碳体(第1渗碳体)和Mn及Cr的浓度高的渗碳体(第2渗碳体)。无论第1渗碳体及第2渗碳体中的哪一个，只要在渗碳体和母相(铁素体相)的界面附近，保持局部的平衡状态，不发生新的合金元素的流入或流出，则该渗碳体中含有的Mn及Cr的浓度就不会变化。
如果在将热轧板在第1温度下保持后进行加热，提高原子的扩散频率，C就从渗碳体向铁素体相释放。由于Mn及Cr具有吸引C的作用，所以从第2渗碳体释放的C的量小，从第1渗碳体释放的C的量大。在其另一方面，释放给铁素体相的C被Mn及Cr的浓度高的第2渗碳体吸引，附着在第2渗碳体的外皮上，形成新的渗碳体(第3渗碳体)。
刚形成的第3渗碳体实质上不含Mn及Cr，因此虽想要按图4所示的浓度含有Mn及Cr，但渗碳体中的Mn及Cr的扩散速度受与C的相互引力的影响，与铁素体相中的该扩散速度相比非常慢。因此，在邻接的第2渗碳体中含有的Mn及Cr难以向第3渗碳体中扩散。所以，为保持分配平衡，第3渗碳体接受来自铁素体相的Mn及Cr的供给，第3渗碳体也可按与第2渗碳体同等程度的浓度含有Mn及Cr。此外，第1渗碳体由于伴随着C的释放而使Mn及Cr的浓度增加，所以能按与第2渗碳体同等程度的浓度含有Mn及Cr。这样一来，可缓和多个渗碳体间的Mn及Cr的浓度的偏差。所以，从Mn及Cr的浓度的偏差的观点出发，加热速度越低越优选，在加热速度过高时不能充分缓和Mn及Cr的浓度的偏差。
(第3温度：450℃以上且550℃以下)
在本实施方式中，在第3温度下保持冷轧板的期间，也使Mn及Cr向渗碳体中扩散，从而提高渗碳体中含有的Mn及Cr的浓度。在第3温度低于450℃时，与第1温度低于450℃时同样，生产率下降。所以，将第3温度规定为450℃以上，优选规定为480℃以上。在第3温度超过550℃时，与第1温度超过550℃时同样，不能在渗碳体中含有足够量的Mn及Cr。所 以，将第3温度规定为550℃以下，优选规定为520℃以下。
(第3温度下保持的时间：1小时以上且低于10小时)
渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度与第3温度下保持的时间密切相关。在该时间低于1小时时，不能使足够量的Mn及Cr含在渗碳体中。所以，将该时间规定为1小时以上，优选规定为1.5小时以上。在该时间超过10小时时，渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度的增加小，白花费时间及成本。所以，将该时间规定为10小时以下，优选规定为7小时以下。
(从60℃到第3温度的加热速度：30℃/小时以上且150℃/小时以下)
在冷轧板退火时，进行例如从室温的加热，在从60℃到第3温度的加热速度低于30℃/小时时，与从60℃到第1温度的加热速度低于30℃/小时时同样，生产率下降。所以，将该加热速度规定为30℃/小时以上，优选规定为60℃/小时以上。在该加热速度超过150℃/小时时，热轧板的卷材的内侧部分与外侧部分之间的温度差增大，因膨胀差而产生擦伤划痕及卷材卷绕形状的零乱，使成品率下降。所以，将该加热温度规定为150℃/小时以下，优选规定为120℃/小时以下。
(第4温度：670℃以上且730℃以下)
在本实施方式中，在第4温度下保持冷轧板的期间，将通过冷轧而导入的应变作为驱动力，通过铁素体的晶核生成型的再结晶、原位再结晶(recrystallization in situ)或应变诱导晶界移动而将铁素体的平均粒径控制在10μm以上。如上所述，只要铁素体的平均粒径为10μm以上，就可得到优异的成形性。在第4温度低于670℃时，在冷轧板退火后残存未再结晶铁素体，而且铁素体的平均粒径未达到10以上，不能得到优异的成形性。所以，将第4温度规定为670℃以上，优选规定为690℃。在第4温度超过730℃时，在冷轧板退火中部分地生成奥氏体，在第4温度下的保持后的冷却时产生珠光体相变。如果产生珠光体相变，则渗碳体的球化率降低，冷加工中容易生成空隙，使疲劳特性降低。所以，将第4温度规定为730℃以下，优选规定为720℃以下。
(第4温度下保持的时间：20小时以上且200小时以下)
在第4温度下保持的时间低于20小时时，在冷轧板退火后残存未再结晶铁素体，而且铁素体的平均粒径达不到10以上，不能得到优异的成形性。 所以，将该时间规定为20小时以上，优选规定为30小时以上。在该时间超过200小时时，生产率下降显著。所以，将该时间规定为200小时以下，优选规定为180小时以下。
再者，热轧板退火的气氛及冷轧板退火的气氛没有特别的限定，例如可在含有95体积％以上氮的气氛、含有95体积％以上氢的气氛、大气气氛等下进行这些退火。
根据本实施方式，可制造渗碳体中含有的Mn的浓度为2％以上且8％以下、渗碳体中含有的Cr的浓度为2％以上且8％以下、铁素体的平均粒径为10μm以上且50μm以下、渗碳体的平均粒径为0.3μm以上且1.5μm以下、渗碳体的球化率为85％以上且99％以下的高碳钢板。而且，该高碳钢板能够抑制以冷加工时的渗碳体为起点的空隙的发生，可制造淬火回火后的疲劳特性优异的高碳钢板。
再者，上述实施方式都只不过是实施本发明时的具体化的例子，不能通过它们而限定地解释本发明的技术范围。也就是说，在不脱离发明的技术思想或其主要特征的情况下，可以以多种方式实施本发明。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子，本发明并不限定于该一个条件例子。本发明可在不脱离发明要旨、实现本发明的目的的情况下采用多种条件。
(第1实验)
在第1实验中，对具有表1所示的化学组成、厚度为250mm的板坯(钢种A～AT)进行热轧，取得厚度为2.5mm的热轧板的卷材。在热轧中，将板坯加热的温度规定为1140℃，将其时间规定为1小时，将精轧结束温度规定为880℃，将卷取温度规定为510℃。接着，一边解开卷材一边对热轧板进行酸洗，然后对热轧板进行热轧板退火，从而得到热轧退火板。将热轧板退火的气氛规定为95体积％氢-5体积％氮的气氛。然后，将压下率规定为18％，对热轧退火板进行冷轧，得到冷轧板。接着，对冷轧板进行冷轧板退火。将冷轧板退火的气氛规定为95体积％氢-5体积％氮的气氛。在 热轧板退火及冷轧板退火中，从室温对热轧板或冷轧板进行加热，将从60℃到495℃的加热速度规定为85℃/小时，在495℃下保持2.8小时，以65℃/小时的加热速度从495℃加热到710℃，在710℃下保持65小时，然后，炉冷到室温。如此制造多种高碳钢板。表1中的空栏表示该元素的含量低于检测界限，剩余部分为铁及杂质。表1中的下划线表示该数值偏离本发明的范围。
表1
然后，对各高碳钢板，测定铁素体的平均粒径、渗碳体的平均粒径、渗碳体的球化率以及渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度。组织观察按上述 方法进行。另外，按照上述方法，进行模拟冷加工的冷轧及淬火回火，进行每2000μm2的空隙数量的计数及有关滚动疲劳的疲劳试验。其结果示于表2。表2中的下划线表示该项目偏离本发明的范围。
表2
如表2所示，在试样No.1～No.15及No.35～No.40中，由于在本发明范围内，所以可得到优异的滚动疲劳特性。也就是说，在有关滚动疲劳的疲劳试验中即使施加100万次循环的反复载荷，也不发生剥离。
另一方面，在试样No.16中，因钢种P的Mn含量过低，而使渗碳体中含有的Mn的浓度也过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.17中，因钢种Q的Mn含量过高，而使渗碳体中含有的Mn的浓度也过高，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.18中，因钢种R的Si含量过低，而在淬火后的回火中渗碳体粗大化，没有得到充分的滚动疲劳特性。此外，因铁素体的平均粒径过大，而在模拟冷加工的冷轧时发生毛面，损害表面美观性。在试样No.19中，因钢种S的C含量过高，而在淬火后存在大量的残留奥氏体，产生以该残留奥氏体为起点的疲劳断裂。其结果是，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.20中，因钢种T的Si含量过高，而生成粗大的Si氧化物，产生以该Si氧化物为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.32中，因钢种AF的C含量过高，而在淬火后存在大量的残留奥氏体，产生以该残留奥氏体为起点的疲劳断裂。其结果是，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.33中，因钢种AG的C含量过低，而在淬火时产生珠光体，产生以该珠光体为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.34中，因钢种AH的Cr含量过高，而使渗碳体中含有的Cr的浓度也过高，没有得到充分的滚动疲劳特性。
在试样No.41中，因钢种AO的Ca含量过高，而生成粗大的Ca氧化物，产生以该Ca氧化物为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.42中，因钢种AP的Ce含量过高，而生成粗大的Ce氧化物，产生以该Ce氧化物为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.43中，因钢种AQ的Mg含量过高，而生成粗大的Mg氧化物，产生以该Mg氧化物为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.44中，因钢种AR的Y含量过高，而生成粗大的Y氧化物，产生以该Y氧化物为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.45中，因钢种AS的Zr含量过高，而生成粗大的Zr氧化物，产生以该Zr氧化物为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.46中，因钢种AT的La含量过高，而生成粗大的La氧化物，产生以该La氧化物为起点的疲劳断裂，没有得到充分的滚动疲劳特性。
(第2实验)
在第2实验中，对从第1实验中采用的钢种中选择的特定的钢种(钢种A、B、C、D、E、F、G、H、I、J、K、L、M、N、O、AI、AJ、AK、AL、AM及AN)，在多种条件下进行热轧、热轧板退火、冷轧及冷轧板退火，制造高碳钢板。表3、表4、表5及表6中示出它们的条件。表3～表6中的下划线表示该数值偏离本发明的范围。表3～表6中未记载的条件与第1实验相同。
表3
表4
表5
表6
然后，与第1实验同样地对各高碳钢板进行铁素体的平均粒径、渗碳体的平均粒径、渗碳体的球化率以及渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度的测定，进一步进行空隙的计数及有关滚动疲劳的疲劳试验。表7及表8中示出它们的结果。表7及表8中的下划线表示该项目偏离本发明的范围。
表7
表8
如表7及表8所示，在试样No.51、No.52、No.54～No.58、No.60～No.62、No.66、No.67、No.71、No.74、No.76、No.77、No.80、No.83、No.84、No.86、No.89～No.91、No.93、No.99～No.101、No.104～No.110及No.112中，由于在本发明范围内，所以可得到优异的滚动疲劳特性。也就是说，在有关滚动疲劳的疲劳试验中，即使施加100万次循环的反复载荷，也不发生剥离。
另一方面，在试样No.53中，因从第3温度到第4温度的加热速度过高，而使冷轧板卷材的中央部及周边部间的温度差增大，发生起因于热膨胀差的擦伤划痕。此外，渗碳体中含有的Cr的浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.59中，因第2温度下的保持时间过短，而使铁素体的平均粒径小，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.63中，因从60℃到第1温度的加热速度过低，而使生产率非常低。在试样No.64中，因从第1温度到第2温度的加热速度过高，而使热轧板的卷材的中央部及周边部间的温度差增大，发生起因于热膨胀差的擦伤划痕。此外，渗碳体中含有的Cr的浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.65中，因第3温度过低，而使渗碳体中含有的Cr的浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.68中，因 卷取温度过高，而使渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度以及渗碳体的球化率过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.69中，因第4温度过高，而使铁素体及渗碳体过剩地生长。此外，生成珠光体，渗碳体的球化率低。其结果是，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.70中，因卷取温度过低，而使热轧板脆化，在为了进行酸洗而开卷时产生裂纹。
在试样No.72中，因卷取温度过高，而使渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度以及渗碳体的球化率过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.73中，因第1温度过高，而使渗碳体中含有的Mn的浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.75中，因第3温度下的保持时间过短，而使渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.78中，因第1温度下的保持时间过短，而使渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.79中，因第2温度过高，而生成珠光体，使铁素体的平均粒径过小。因此，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.81中，因冷轧的压下率过低，而存在未再结晶的铁素体，组织的均匀性低，在模拟冷加工的冷轧时局部发生大的应变。其结果是，多发生渗碳体的裂纹，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.82中，因精轧结束温度过低，而使轧辊的磨损显著，生产率低。在试样No.85中，因从60℃到第1温度的加热速度过低，而使生产率非常低。在试样No.87中，因从60℃到第1温度的加热速度过高，而使热轧板的卷材的中央部及周边部间的温度差增大，发生起因于热膨胀差的擦伤划痕。在试样No.88中，因卷取温度过低，而使热轧板脆化，在为了进行酸洗而开卷时发生裂纹。在试样No.92中，因从60℃到第3温度的加热速度过高，而使冷轧板卷材的中央部及周边部间的温度差增大，发生起因于热膨胀差的擦伤划痕。
在试样No.94中，因冷轧的压下率过高，而使铁素体的平均粒径小，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.95中，因第2温度过低，而在热轧板退火后渗碳体微细化，铁素体的平均粒径过小。其结果是，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.96中，因精轧结束温度过高，而在热轧中过度地发生氧化皮，发生起因于该氧化皮的擦伤。在 试样No.97中，因第3温度过高，而使渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.98中，因第4温度过低，而使铁素体的平均粒径过小，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.102中，因第4温度下的保持时间过短，而使铁素体的平均粒径过小，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.103中，因第3温度过高，而使渗碳体中含有的Mn的浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.111中，因第3温度过低，而使渗碳体中含有的Cr的浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。在试样No.113中，因第1温度过高，而使渗碳体中含有的Mn及Cr的各浓度过低，空隙多，没有得到充分的滚动疲劳特性。
工业上的可利用性
本发明例如可用于汽车的驱动系部件等多种钢铁制品中所使用的高碳钢板的制造产业及应用产业。

Claims (4)

1.一种高碳钢板，其特征在于，其具有以下述表示的化学组成：以质量％计C：0.60％～0.90％、Si：0.10％～0.40％、Mn：0.30％～1.50％、N：0.0010％～0.0100％、Cr：0.20％～1.00％、P：0.0200％以下、S：0.0060％以下、Al：0.050％以下、Mg：0.000％～0.010％、Ca：0.000％～0.010％、Y：0.000％～0.010％、Zr：0.000％～0.010％、La：0.000％～0.010％、Ce：0.000％～0.010％、且剩余部分：铁及杂质；
而且，所述高碳钢板具有以下述表示的组织：渗碳体中含有的Mn的浓度：2％以上且8％以下、渗碳体中含有的Cr的浓度：2％以上且8％以下、铁素体的平均粒径：10μm以上且50μm以下、渗碳体的平均粒径：0.3μm以上且1.5μm以下、且渗碳体的球化率：85％以上。
2.根据权利要求1所述的高碳钢板，其特征在于，所述化学组成中，满足Mg：0.001％～0.010％、Ca：0.001％～0.010％、Y：0.001％～0.010％、Zr：0.001％～0.010％、La：0.001％～0.010％或Ce：0.001％～0.010％、或者它们的任意组合。
3.一种高碳钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
对板坯进行热轧而得到热轧板的工序，
对所述热轧板进行酸洗的工序，
在所述酸洗后，对所述热轧板进行热轧板退火而得到热轧退火板的工序，
对所述热轧退火板进行冷轧而得到冷轧板的工序，以及
对所述冷轧板进行冷轧板退火的工序；
所述板坯具有以下述表示的化学组成：以质量％计C：0.60％～0.90％、Si：0.10％～0.40％、Mn：0.30％～1.50％、P：0.0200％以下、S：0.0060％以下、Al：0.050％以下、N：0.0010％～0.0100％、Cr：0.20％～1.00％、Mg：0.000％～0.010％、Ca：0.000％～0.010％、Y：0.000％～0.010％、Zr：0.000％～0.010％、La：0.000％～0.010％、Ce：0.000％～0.010％、且剩余部分：铁及杂质；
在所述进行热轧的工序中，将精轧结束温度规定为800℃以上且低于950℃，将卷取温度规定为450℃以上且低于550℃，将所述冷轧中的压下率规定为5％以上且35％以下；
所述进行热轧板退火的工序具有以下工序：
将所述热轧板加热到450℃以上且550℃以下的第1温度的工序，
接着，将所述热轧板在所述第1温度下保持1小时以上且低于10小时的工序，
接着，以5℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度，将所述热轧板从所述第1温度加热到670℃以上且730℃以下的第2温度的工序，以及
接着，将所述热轧板在所述第2温度下保持20小时以上且200小时以下的工序；
在将所述热轧板加热到所述第1温度的工序中，将从60℃到所述第1温度的加热速度规定为30℃/小时以上且150℃/小时以下；
所述进行冷轧板退火的工序具有以下工序：
将所述冷轧板加热到450℃以上且550℃以下的第3温度的工序，
接着，将所述冷轧板在所述第3温度下保持1小时以上且低于10小时的工序，
接着，以5℃/小时以上且80℃/小时以下的加热速度将所述冷轧板从所述第3温度加热到670℃以上且730℃以下的第4温度的工序，以及
接着，将所述冷轧板在所述第4温度下保持20小时以上且200小时以下的工序；
在将所述冷轧板加热到所述第3温度的工序中，将从60℃到所述第3温度的加热速度规定为30℃/小时以上且150℃/小时以下。
4.根据权利要求3所述的高碳钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成中，满足Mg：0.001％～0.010％、Ca：0.001％～0.010％、Y：0.001％～0.010％、Zr：0.001％～0.010％、La：0.001％～0.010％或Ce：0.001％～0.010％、或者它们的任意组合。
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