CN107075625B - 高碳钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

高碳钢板具有以质量％计C：0.30％～0.70％、B：0.0004％～0.0035％等所表示的化学组成，其具有渗碳体的球状化率：80％以上、且渗碳体的平均粒径：0.3μm～2.2μm所表示的组织，并且，表面中的铁素体的微观摩擦系数低于0.5。

Description

高碳钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及实现了成型性的提高的高碳钢板及其制造方法。
背景技术
高碳钢板被用于汽车的链条、齿轮及离合器等驱动系部件、锯以及刀 具等各种钢铁制品中。在制造这些钢铁制品时，进行高碳钢板的成型及热 处理。作为成型，进行冲裁加工、拉伸加工、压缩加工、剪切加工等，作 为热处理，进行淬火、回火、渗碳、氮化、盐浴渗氮等。由于高碳钢板的 强度水平比软钢板的强度水平高，所以用于高碳钢板的成型的模具比用于 软钢板的成型的模具容易损耗。此外，高碳钢板与软钢板相比在成型中容 易开裂。
对于模具的损耗的抑制，高碳钢板的表面的润滑性的提高是有效的， 对于成型中的裂纹的抑制，高碳钢板的软质化是有效的。于是，提出了以 润滑性的提高或软质化为目的的技术(专利文献1～5)。
然而，这些以往的技术伴随着显著的成本的增加，并不优选。
专利文献6中记载了以冲裁性的提高为目的的碳钢板，专利文献7中 记载了以成型性的提高为目的的高碳钢板，但通过它们也无法得到充分的 成型性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-174252号公报
专利文献2：日本特开2009-215612号公报
专利文献3：日本特开2011-168842号公报
专利文献4：日本特开2010-255066号公报
专利文献5：日本特开2000-34542号公报
专利文献6：日本特开2000-265240号公报
专利文献7：日本特开平10-147816号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的是提供能够避免成本的显著的增加、同时得到良好的成 型性的高碳钢板及其制造方法。
用于解决课题的方法
本发明人们为了解决上述课题而反复进行了深入研究，结果认识到： 使高碳钢板中含有规定量的B，使表面中的铁素体的微观摩擦系数为规定 的值，并且使渗碳体的形态为规定的形态是重要的。进而还认识到：为了 制造这样的高碳钢板，将热轧及退火的条件在将它们视为所谓一贯工序的 基础上设定为规定的条件是重要的。于是，本申请发明人们基于这些认识， 想到以下所示的发明的各方式。
(1)一种高碳钢板，其特征在于，
其具有下述所示的化学组成，以质量％计：
C：0.30％～0.70％、
Si：0.07％～1.00％、
Mn：0.20％～3.00％、
Ti：0.010％～0.500％、
Cr：0.01％～1.50％、
B：0.0004％～0.0035％、
P：0.025％以下、
Al：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.010％以下、
Cu：0.500％以下、
Nb：0.000％～0.500％、
Mo：0.000％～0.500％、
V：0.000％～0.500％、
W：0.000％～0.500％、
Ta：0.000％～0.500％、
Ni：0.000％～0.500％、
Mg：0.000％～0.500％、
Ca：0.000％～0.500％、
Y：0.000％～0.500％、
Zr：0.000％～0.500％、
La：0.000％～0.500％、
Ce：0.000％～0.500％、并且
剩余部分：Fe及杂质，
其具有下述所示的组织：
渗碳体的球状化率：80％以上、且
渗碳体的平均粒径：0.3μm～2.2μm，
并且，表面中的铁素体的微观摩擦系数低于0.5。
(2)根据(1)所述的高碳钢板，其特征在于，
在上述化学组成中，
Nb：0.001％～0.500％、
Mo：0.001％～0.500％、
V：0.001％～0.500％、
W：0.001％～0.500％、
Ta：0.001％～0.500％、
Ni：0.001％～0.500％、
Mg：0.001％～0.500％、
Ca：0.001％～0.500％、
Y：0.001％～0.500％、
Zr：0.001％～0.500％、
La：0.001％～0.500％、或
Ce：0.001％～0.500％、
或者它们的任意的组合成立。
(3)一种高碳钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
进行板坯的热轧而获得热轧钢板的工序；和
进行上述热轧钢板的酸洗，在上述酸洗之后进行上述热轧钢板的退火 的工序，
上述板坯具有下述所示的化学组成，以质量％计：
C：0.30％～0.70％、
Si：0.07％～1.00％、
Mn：0.20％～3.00％、
Ti：0.010％～0.500％、
Cr：0.01％～1.50％、
B：0.0004％～0.0035％、
P：0.025％以下、
Al：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.010％以下、
Cu：0.500％以下、
Nb：0.000％～0.500％、
Mo：0.000％～0.500％、
V：0.000％～0.500％、
W：0.000％～0.500％、
Ta：0.000％～0.500％、
Ni：0.000％～0.500％、
Mg：0.000％～0.500％、
Ca：0.000％～0.500％、
Y：0.000％～0.500％、
Zr：0.000％～0.500％、
La：0.000％～0.500％、
Ce：0.000％～0.500％、并且
剩余部分：Fe及杂质，
在进行上述热轧的工序中，将板坯加热的温度设定为1000℃以上且低 于1150℃，将精轧的温度设定为830℃以上且950℃以下，将卷取的温度设 定为450℃以上且700℃以下，
进行上述退火的工序具有以下工序：
将上述热轧钢板在730℃以上且770℃以下的温度下保持3小时以上且 60小时以下的工序；和
接着，将上述热轧钢板以1℃/hr以上且60℃/hr以下的冷却速度冷却至 650℃的工序。
(4)根据(3)所述的高碳钢板的制造方法，其特征在于，
在上述化学组成中，
Nb：0.001％～0.500％、
Mo：0.001％～0.500％、
V：0.001％～0.500％、
W：0.001％～0.500％、
Ta：0.001％～0.500％、
Ni：0.001％～0.500％、
Mg：0.001％～0.500％、
Ca：0.001％～0.500％、
Y：0.001％～0.500％、
Zr：0.001％～0.500％、
La：0.001％～0.500％、或
Ce：0.001％～0.500％、
或者它们的任意的组合成立。
发明效果
根据本发明，由于将B含量、表面中的铁素体的微观摩擦系数等设定 为适当的值，所以能够避免成本的显著的增加，同时得到良好的成型性。
附图说明
图1是表示铁素体的微观摩擦系数与B含量的关系的图。
图2是表示铁素体的微观摩擦系数与至在模具或高碳钢板中产生伤痕 为止的压制的次数的关系的图。
图3A是表示测定微观摩擦系数之前的高碳钢板的表面的显微镜照片。
图3B是表示测定微观摩擦系数之后的高碳钢板的表面的显微镜照片。
图4是表示从热轧至冷却为止的期间的温度的变化的示意图。
图5A是表示时刻tA时的组织的示意图。
图5B是表示时刻tB时的组织的示意图。
图5C是表示时刻tC时的组织的示意图。
图5D是表示时刻tD时的组织的示意图。
图5E是表示时刻tE时的组织的示意图。
图6A是表示板坯加热的温度超过1150℃的情况的组织的图。
图6B是表示板坯加热的温度低于1000℃的情况的组织的图。
图6C是表示退火的保持温度低于730℃的情况的组织的图。
图6D是表示退火的保持温度超过770℃的情况或退火的保持时间超过 60小时的情况的组织的图。
图6E是表示退火的保持温度低于3小时的情况的组织的图。
图6F是表示冷却速度低于1℃/hr的情况的组织的图。
图6G是表示冷却速度超过60℃/hr的情况的组织的图。
图7是表示有关第1实验或第3实验中的实施例的一部分的铁素体的 微观摩擦系数与B含量的关系的图。
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的高碳钢板及用于其制造的板坯(钢锭) 的化学组成进行说明。详细情况在后面叙述，但本发明的实施方式的高碳 钢板经由板坯的热轧及退火等而制造。因此，高碳钢板及板坯的化学组成 不仅考虑高碳钢板的特性，还考虑这些处理。在以下的说明中，高碳钢板 及用于其制造的板坯中包含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说 明，则是指“质量％”。本实施方式的高碳钢板及用于其制造的板坯具有下述所示的化学组成：C：0.30％～0.70％、Si：0.07％～1.00％、Mn：0.20％～ 3.00％、Ti：0.010％～0.500％、Cr：0.01％～1.50％、B：0.0004％～0.0035％、 P：0.025％以下、Al：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、 Cu：0.500％以下、Nb：0.000％～0.500％、Mo：0.000％～0.500％、V：0.000％～ 0.500％、W：0.000％～0.500％、Ta：0.000％～0.500％、Ni：0.000％～0.500％、 Mg：0.000％～0.500％、Ca：0.000％～0.500％、Y：0.000％～0.500％、Zr： 0.000％～0.500％、La：0.000％～0.500％、Ce：0.000％～0.500％、并且剩余 部分：Fe及杂质。作为杂质，可例示出矿石或废铁等原材料中包含的物质、 在制造工序中包含的物质。例如，在使用废铁作为原材料的情况下，有时 混入0.003％以上的Sn、Sb或As或者它们的任意的组合。但是，若含量均 为0.03％以下、则不会阻碍本实施方式的效果，所以作为杂质可以容许。 此外，O以0.0025％为限度作为杂质可以容许。O形成氧化物，若氧化物 凝集而粗大化，则得不到充分的成型性。因此，O含量越低越好，但将O含量降低至低于0.0001％在技术上是困难的。
(C：0.30％～0.70％)
由于C与Fe键合而形成摩擦系数小的渗碳体，所以在确保高碳钢板的 宏观的润滑性的方面是重要的元素。C含量低于0.30％时，渗碳体的量不足， 得不到充分的润滑性，在成型中产生与模具的粘合。因此，C含量设定为 0.30％以上，优选设定为0.35％以上。C含量超过0.70％时，渗碳体的量变 得过剩，在成型中容易产生以渗碳体作为起点的裂纹。因此，C含量设定 为0.70％以下，优选设定为0.65％以下。
(Si：0.07％～1.00％)
Si是作为脱氧剂起作用、此外对抑制退火中的渗碳体的过剩的粗大化 有效的元素。Si含量低于0.07％时，无法充分得到由上述作用带来的效果。 因此，Si含量设定为0.07％以上，优选设定为0.10％以上。Si含量超过1.00％ 时，铁素体的延展性低，在成型中容易产生以铁素体的穿晶裂纹作为起点 的裂纹。因此，Si含量设定为1.00％以下，优选设定为0.80％以下。
(Mn：0.20％～3.00％)
Mn是对珠光体相变的控制重要的元素。Mn含量低于0.20％时，无法 充分得到由上述作用带来的效果。即，Mn含量低于0.20％时，在2相域退 火后的冷却过程中引起珠光体相变，渗碳体的球状化率不足。因此，Mn 含量设定为0.20％以上，优选设定为0.25％以上。Mn含量超过3.00％时， 铁素体的延展性低，在成型中容易产生以铁素体的穿晶裂纹作为起点的裂 纹。因此，Mn含量设定为3.00％以下，优选设定为2.00％以下。
(Ti：0.010％～0.500％)
Ti是在钢水阶段形成氮化物、对防止BN的形成有效的元素。Ti含量 低于0.010％时，无法充分得到由上述作用带来的效果。因此，Ti含量设定 为0.010％以上，优选设定为0.040％以上。若Ti含量超过0.500％，则在成 型中容易产生以粗大的Ti氧化物作为起点的裂纹。这是由于，在连续铸造 中，形成粗大的Ti氧化物，被卷入板坯的内部。因此，Ti含量设定为0.500％ 以下，优选设定为0.450％以下。
(Cr：0.01％～1.50％)
Cr是与N的亲和力高、对抑制BN的形成有效的元素，此外，是对控 制珠光体相变也有效的元素。Cr含量低于0.01％时，无法充分得到由上述 作用带来的效果。因此，Cr含量设定为0.01％以上，优选设定为0.05％以 上。Cr含量超过1.50％时，退火中的渗碳体的球状化被阻碍，并且渗碳体 的粗大化得到大幅抑制。因此，Cr含量设定为1.50％以下，优选设定为0.90％ 以下。
(B：0.0004％～0.0035％)
B是使高碳钢板的表面中的铁素体的微观摩擦系数下降的元素。B也 是在后述的退火中在铁素体与渗碳体的界面发生偏析及富集而抑制成型中 的该界面中的剥离、对裂纹的防止有效的元素。B含量低于0.0004％时，无 法充分得到由上述作用带来的效果。因此，B含量设定为0.0004％以上，优 选设定为0.0008％以上。B含量超过0.0035％时，在成型中容易产生以Fe 及B的碳化物等硼化物作为起点的裂纹。因此，B含量设定为0.0035％以下，优选设定为0.0030％以下。
图1是表示铁素体的微观摩擦系数与B含量的关系的图。如图1中所 示的那样，若B含量为0.0004％以上，则与低于0.0004％的情况相比，铁 素体的微观摩擦系数显著低。作为铁素体的微观摩擦系数越低越能够抑制 模具的损耗的理由，可以推测是由于如后述那样在高碳钢板的表面上形成 硬的B的膜。此外，可以推测在铁素体与渗碳体的界面发生偏析及富集的 B使该界面的强度提高，抑制高碳钢板的裂纹，抑制伴随裂纹的模具的损 耗也是一个原因。
(P：0.025％以下)
P不是必须元素，例如在钢板中作为杂质而含有。P在铁素体与渗碳体 的界面较强地偏析，B向该界面的偏析被阻碍，导致该界面中的剥离。因 此，P含量越低越好。特别是P含量超过0.025％时，不良影响变得显著。 因此，P含量设定为0.025％以下。另外，对于P含量的降低要花费精炼成 本，若想要降低至低于0.0001％，则精炼成本显著上升。因此，P含量也可 以设定为0.0001％以上。
(Al：0.100％以下)
Al是在炼钢阶段作为脱氧剂起作用、对N的固定有效的元素，但并不 是高碳钢板的必须元素，例如在钢板中作为杂质而含有。Al含量超过 0.100％时，铁素体的延展性低，在成型中容易产生以铁素体的穿晶裂纹作 为起点的裂纹，此外，强度变得过剩，导致成型载荷的增加。因此，Al含 量设定为0.100％以下。高碳钢板的Al含量低于0.001％时，有时N的固定 也不充分。因此，Al含量也可以设定为0.001％以上。
(S：0.0100％以下)
S不是必须元素，例如在钢板中作为杂质而含有。S形成MnS等粗大 的非金属夹杂物，使成型性恶化。因此，S含量越低越好。特别是S含量 超过0.0100％时，不良影响变得显著。因此，S含量设定为0.0100％以下。 另外，对于S含量的降低要花费精炼成本，若想要降低至低于0.0001％， 则精炼成本显著上升。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上。
(N：0.010％以下)
N不是必须元素，例如在钢板中作为杂质而含有。N通过BN的形成， 使B的固溶量下降，导致与模具的粘合及成型中的裂纹等。因此，N含量 越低越好。特别是N含量超过0.010％时，不良影响变得显著。因此，N含 量设定为0.010％以下。另外，对于N含量的降低要花费精炼成本，若想要 降低至低于0.001％，则精炼成本显著上升。因此，N含量也可以设定为 0.001％以上。
(Cu：0.000％～0.500％)
Cu不是必须元素，例如从废铁等中混入，在钢板中作为杂质而含有。 Cu导致强度的上升及热的脆性。因此，Cu含量越低越好。特别是Cu含量 超过0.500％时，不良影响变得显著。因此，Cu含量设定为0.500％以下。 另外，对于Cu含量的降低要花费精炼成本，若想要降低至低于0.001％， 精炼成本显著上升。因此，Cu含量也可以设定为0.001％以上。
Nb、Mo、V、W、Ta、Ni、Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce不是必须元素， 是在高碳钢板及板坯中也可以一定限度适当含有规定量的任意元素。
(Nb：0.000％～0.500％)
Nb是形成氮化物、对抑制BN的形成有效的元素。因此，Nb也可以 含有。但是，Nb含量超过0.500％时，铁素体的延展性低，得不到充分的 成型性。因此，Nb含量设定为0.500％以下。为了可靠地得到由上述作用 带来的效果，Nb含量优选为0.001％以上。
(Mo：0.000％～0.500％)
Mo是对淬火性的提高有效的元素。因此，Mo也可以含有。但是，Mo 含量超过0.500％时，铁素体的延展性低，得不到充分的成型性。因此，Mo 含量设定为0.500％以下。为了可靠地得到由上述作用带来的效果，Mo含 量优选为0.001％以上。
(V：0.000％～0.500％)
V与Nb同样是形成氮化物、对抑制BN的形成有效的元素。因此，V 也可以含有。但是，V含量超过0.500％时，铁素体的延展性低，得不到充 分的成型性。因此，V含量设定为0.500％以下。为了可靠地得到由上述作 用带来的效果，V含量优选为0.001％以上。
(W：0.000％～0.500％)
W与Mo同样是对淬火性的提高有效的元素。因此，W也可以含有。 但是，W含量超过0.500％时，铁素体的延展性低，得不到充分的成型性。 因此，W含量设定为0.500％以下。为了可靠地得到由上述作用带来的效果， W含量优选为0.001％以上。
(Ta：0.000％～0.500％)
Ta与Nb及V同样是形成氮化物、对抑制BN的形成有效的元素。因 此，Ta也可以含有。但是，Ta含量超过0.500％时，铁素体的延展性低， 得不到充分的成型性。因此，Ta含量设定为0.500％以下。为了可靠地得到 由上述作用带来的效果，Ta含量优选为0.001％以上。
(Ni：0.000％～0.500％)
Ni是对韧性的提高及淬火性的提高有效的元素。因此，Ni也可以含有。 但是，Ni含量超过0.500％时，铁素体的微观摩擦系数变高，容易产生与模 具的粘合。因此，Ni含量设定为0.500％以下。为了可靠地得到由上述作用 带来的效果，Ni含量优选为0.001％以上。
(Mg：0.000％～0.500％)
Mg是对硫化物的形态的控制有效的元素。因此，Mg也可以含有。但 是，Mg容易形成氧化物，Mg含量超过0.500％时，由于以氧化物作为起点 的裂纹而得不到充分的成型性。因此，Mg含量设定为0.500％以下。为了 可靠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％～0.500％)
Ca与Mg同样是对控制硫化物的形态有效的元素。因此，Ca也可以含 有。但是，Ca容易形成氧化物，Ca含量超过0.500％时，由于以氧化物作 为起点的裂纹而得不到充分的成型性。因此，Ca含量设定为0.500％以下。 为了可靠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％～0.500％)
Y与Mg及Ca同样是对控制硫化物的形态有效的元素。因此，Y也可 以含有。但是，Y容易形成氧化物，Y含量超过0.500％时，由于以氧化物 作为起点的裂纹而得不到充分的成型性。因此，Y含量设定为0.500％以下。 为了可靠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％～0.500％)
Zr与Mg、Ca及Y同样是对控制硫化物的形态有效的元素。因此，Zr 也可以含有。但是，Zr容易形成氧化物，Zr含量超过0.500％时，由于以氧 化物作为起点的裂纹而得不到充分的成型性。因此，Zr含量设定为0.500％ 以下。为了可靠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％～0.500％)
La与Mg、Ca、Y及Zr同样是对控制硫化物的形态有效的元素。因此， La也可以含有。但是，La容易形成氧化物，La含量超过0.500％时，由于 以氧化物作为起点的裂纹而得不到充分的成型性。因此，La含量设定为 0.500％以下。为了可靠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％～0.500％)
Ce与Mg、Ca、Y、Zr及La同样是对控制硫化物的形态有效的元素。 因此，Ce也可以含有。但是，Ce容易形成氧化物，Ce含量超过0.500％时， 由于以氧化物作为起点的裂纹而得不到充分的成型性。因此，Ce含量设定 为0.500％以下。为了可靠地得到由上述作用带来的效果，Ce含量优选为 0.001％以上。
像这样，Nb、Mo、V、W、Ta、Ni、Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce为任 意元素，优选满足“Nb：0.001％～0.500％”、“Mo：0.001％～0.500％”、“V： 0.001％～0.500％”、“W：0.001％～0.500％”、“Ta：0.001％～0.500％”、“Ni： 0.001％～0.500％”、“Mg：0.001％～0.500％”、“Ca：0.001％～0.500％”、“Y： 0.001％～0.500％”、“Zr：0.001％～0.500％”、“La：0.001％～0.500％”、或“Ce： 0.001％～0.500％”、或者它们的任意的组合。
接着，对本实施方式的高碳钢板的表面中的铁素体的微观摩擦系数进 行说明。本实施方式的高碳钢板的表面中的铁素体的微观摩擦系数低于 0.5。
(表面中的铁素体的微观摩擦系数：低于0.5)
表面中的铁素体的微观摩擦系数与成型中的模具与高碳钢板的粘合密 切相关。铁素体的微观摩擦系数为0.5以上时，在使用了模具的成型中，在 高碳钢板与模具之间产生微观的粘合。其结果是，若使用该模具进行数千 到数万次射出之多的冲裁等成型，则在此期间粘合物在模具上蓄积，在模 具或高碳钢板或其两者上产生伤痕，成型性下降。因此，铁素体的微观摩 擦系数设定为低于0.5。从成型性的观点出发，微观摩擦系数优选尽可能低。 虽然也依赖于高碳钢板的制造方法等，但微观摩擦系数大多成为0.35以上。
图2是表示高碳钢板的冲裁成型中的铁素体的微观摩擦系数与至在模 具或高碳钢板中产生伤痕为止的压制的次数(射出)的关系的图。如图2 中所示的那样，若微观摩擦系数低于0.5，则与0.5以上的情况相比，至产 生伤痕为止的压制的次数显著高。
微观摩擦系数可以使用纳米压痕仪来进行测定。即，利用金刚石压头 对高碳钢板的表面负荷10μN的垂直载荷P，获得沿水平方向移动时产生的 动摩擦力F。此时的移动速度例如设定为1μm/秒。然后，由下述(1)式算 出微观摩擦系数μ(动摩擦系数)。作为纳米压痕仪，例如可以使用Omicron 公司制的“TI-900TriboIndenter”。
F＝μP(1)式
图3A是表示测定微观摩擦系数之前的高碳钢板的表面的显微镜照片， 图3B是表示测定微观摩擦系数之后的高碳钢板的表面的显微镜照片。图 3A及图3B中，示出10μm×10μm的视野例。如图3A及图3B中所示的那 样，在该视野例中存在铁素体31及渗碳体32。此外，如图3B中所示的那 样，在测定后，存在伴随着金刚石压头向水平方向的移动而产生的测定伤 痕33。另外，渗碳体的微观摩擦系数为0.4以下。
接着，对本实施方式的高碳钢板的组织进行说明。本实施方式的高碳 钢板具有下述所表示的组织：渗碳体的球状化率：80％以上、并且渗碳体 的平均粒径：0.3μm～2.2μm。
(渗碳体的球状化率：80％以上)
渗碳体有时在成型中成为应力集中的起点，特别是应力容易局部地集 中在针状渗碳体上。渗碳体的球状化率低于80％时，由于包含较多应力容 易集中的针状渗碳体，所以容易产生应力集中，在铁素体与渗碳体的界面 产生剥离而得不到充分的成型性。因此，渗碳体的球状化率设定为80％以 上，优选设定为85％以上。从成型性的观点出发，渗碳体的球状化率优选 尽可能高，也可以为100％。但是，若想要使渗碳体的球状化率为100％，则生产率容易下降，从生产率的观点出发，渗碳体的球状化率优选为80％ 以上且低于100％。
(渗碳体的平均粒径：0.3μm～2.2μm)
渗碳体的平均粒径与应力向渗碳体的集中程度密切相关。渗碳体的平 均粒径低于0.3μm时，在成型中产生的位错相对于渗碳体形成奥罗万环， 渗碳体周边的位错密度增加而产生裂纹(空隙)。因此，渗碳体的平均粒径 设定为0.3μm以上，优选设定为0.5μm以上。渗碳体的平均粒径超过2.2μm 时，在成型中产生的位错大量地堆积，产生局部的应力集中而发生裂纹。 因此，渗碳体的平均粒径设定为2.2μm以下，优选设定为2.0μm以下。
渗碳体的球状化率及平均粒径可以通过使用了扫描型电子显微镜的组 织观察来进行。在组织观察用的样品的制作中，通过利用砂纸的湿式研磨 及利用粒子尺寸为1μm的金刚石磨粒的研磨将观察面精加工成镜面后，利 用3体积％硝酸及97体积％醇的蚀刻液进行蚀刻。观察倍率设定为3000 倍～10000倍，例如设定为10000倍，在观察面中选择16处包含500个以 上的渗碳体的视野，获得它们的组织图像。然后，使用图像处理软件，测 定组织图像中的各渗碳体的面积。作为图像处理软件，例如可以使用三谷 商事株式会社制的“WinROOF”。此时，为了抑制由噪音引起的测定误差的 影响，面积为0.01μm2以下的渗碳体从评价的对象除去。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。渗碳体的平均面积为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，将长轴长与短轴长的比为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 体的个数除以全部渗碳体的个数而得到的值作为渗碳体的球状化率。
接着，对本实施方式的高碳钢板的制造方法进行说明。在该制造方法 中，进行上述化学组成的板坯的热轧而获得热轧钢板，进行该热轧钢板的 酸洗，之后进行热轧钢板的退火。在热轧中，将板坯加热的温度设定为 1000℃以上且低于1150℃，将精轧的温度设定为830℃以上且950℃以下， 将卷取的温度设定为450℃以上且700℃以下。在退火时，将热轧钢板在 730℃以上且770℃以下的温度下保持3小时以上且60小时以下，接着，将 热轧钢板以1℃/hr以上且60℃/hr以下的冷却速度冷却至650℃。另外，退 火的气氛例如设定为至少气氛温度超过400℃的温度区域且含有75体积％ 以上氢的气氛，但并不限定于此。
这里，对从热轧至冷却为止的期间的钢板的变化的概略进行说明。图4 是表示温度的变化的示意图。图5A至图5E是表示组织的变化的示意图。
在图4所示的例子中，热轧S1中包含板坯加热S11、精轧S12及卷取 S13，退火S3中包含高温保持S31及冷却S32。在热轧S1与退火S3之间 有酸洗S2，在退火S3之后有冷却S4。
在板坯加热S11的结束的时刻tA，如图5A中所示的那样，B原子13 在奥氏体12与奥氏体12的界面偏析。在高温保持S31的结束的时刻tB， 如图5B中所示的那样，钢板的组织包含铁素体11及奥氏体12。此外，B 原子13在铁素体11与奥氏体12的界面偏析。B原子13的一部分还存在 于钢板的表面15，存在于钢板的表面的B原子13通过共价键14而彼此键 合。虽然图5B中没有示出，但渗碳体也包含于钢板的组织中，B原子13 的一部分在铁素体11与渗碳体的界面也偏析。在冷却S32的途中的时刻tC， 如图5C中所示的那样，与图5B中所示的组织相比铁素体11的比例增加， 奥氏体12的比例减少，伴随于此，这2相的界面发生移动。并且，伴随着 界面的移动，存在于钢板的表面的B原子13增加。进而，在冷却S32进行 的时刻tD，如图5D中所示的那样，与图5C中所示的组织相比铁素体11 的比例增加，奥氏体12的比例减少，存在于钢板的表面的B原子13增加。 进而，在钢板的温度达到650℃的时刻tE，如图5E中所示的那样，奥氏体 12消失，钢板的表面15被许多的B原子13覆盖。B原子13由于通过共 价键14而彼此键合，所以结晶化。图5E中所示的组织在冷却S4的期间也 没有变化，在钢板的温度达到室温程度、例如低于60℃的温度时也被维持。
根据该制造方法，由于钢板的表面15被通过共价键14而彼此键合的 许多的B原子13覆盖，所以能够将表面15中的铁素体的微观摩擦系数设 定为低于0.5。
(板坯加热的温度：1000℃以上且低于1150℃)
板坯加热的温度超过1150℃时，氧容易从板坯的表面扩散至板坯内部， 与板坯中的B键合。即，如图6A中所示的那样，B原子13为了与O原子 16的键合而被消耗。因此，即使适当地进行之后的处理，也无法得到被B 的晶体覆盖的良好的表面，无法将表面中的铁素体的微观摩擦系数设定为 低于0.5。因此，板坯加热的温度设定为1150℃以下，优选设定为1140℃ 以下。板坯加热的温度低于1000℃时，无法消除在铸造中形成的微观偏析 和/或宏观偏析，如图6B中所示的那样，B原子13的凝固偏析残留。B原 子13的凝固偏析由于即使适当地进行之后的处理也无法消除，所以无法得 到被B的晶体覆盖的良好的表面，无法将表面中的铁素体的微观摩擦系数 设定为低于0.5。此外，板坯加热的温度低于1000℃时，在高碳钢板中还残 留Cr和/或Mn等偏析及富集了的区域。因此，即使适当地进行之后的处理，在成型中也由该区域产生裂纹，得不到充分的成型性。因此，板坯加热的 温度设定为1000℃以上，优选设定为1030℃以上。
(精轧的温度：830℃以上且950℃以下)
精轧的温度超过950℃时，例如在输出辊道(ROT：run out table)上， 在至卷取的完成为止的期间产生粗大的氧化皮。虽然通过酸洗能够除去粗 大的氧化皮，但残留大的凹凸的痕迹，有时起因于该痕迹而在成型中产生 与模具的粘合。此外，若产生粗大的氧化皮，则在卷取时在钢板的表面产 生凹凸的伤痕，有时起因于该伤痕而在成型中产生与模具的粘合。因此， 精轧的温度设定为950℃以下，优选设定为940℃以下。精轧的温度低于 830℃时，在至卷取的完成为止的期间产生的氧化皮与钢板的密合性极高， 难以通过酸洗而除去。虽然若进行强酸洗则能够除去，但若进行强酸洗则 钢板的表面变粗糙，所以有时在成型中产生与模具的粘合。此外，精轧的 温度低于830℃时，由于在至卷取为止的期间奥氏体的再结晶没有完成，所 以热轧钢板的各向异性提高。由于热轧钢板的各向异性在退火后也延续， 所以得不到充分的成型性。因此，精轧的温度设定为830℃以上，优选设定 为840℃以上。
(卷取的温度：450℃以上且700℃以下)
卷取的温度超过700℃时，在热轧钢板中生成具有粗大的片层的珠光 体，退火中的渗碳体的球状化被阻碍，得不到80％以上的球状化率。因此， 卷取的温度设定为700℃以下。此外，卷取的温度超过570℃时，在至卷取 的完成为止的期间产生粗大的氧化皮。因此，由于与精轧的温度超过950℃ 的情况同样的理由，有时在成型中产生与模具的粘合。因此，卷取的温度 优选设定为570℃以下，更优选设定为550℃以下。卷取的温度低于450℃ 时，在至卷取的完成为止的期间产生的氧化皮与钢板的密合性极高，难以 通过酸洗而除去。虽然若进行强酸洗则能够除去，但若进行强酸洗则钢板 的表面变粗糙，所以有时在成型中产生与模具的粘合。此外，卷取的温度 低于450℃时，热轧钢板发生脆化，在酸洗中的卷材开卷时热轧钢板开裂， 得不到充分的成品率。因此，卷取的温度设定为450℃以上，优选设定为 460℃以上。
为了确保通过卷取而得到的热轧卷材的长度方向及宽度方向上的品质 (材质的不均的降低等)，也可以在向精轧机的进入侧前将粗制棒材升温。 用于该升温的装置及该升温的方法没有特别限定，优选进行利用高频感应 加热的升温。升温后的粗制棒材的优选的温度范围为850℃～1100℃。由于 低于850℃的温度与从奥氏体向铁素体的相变温度接近，所以升温后的粗制 棒材的温度低于850℃时，有时产生相变及逆相变中的发热及吸热，温度控 制变得不稳定，热轧卷材的长度方向及宽度方向的温度均匀化困难。因此， 在进行粗制棒材的升温时，升温的温度优选设定为850℃以上。为了将粗制 棒材的温度设定为超过1100℃，要花费巨大的时间，生产率下降。因此， 在进行粗制棒材的升温时，升温的温度优选设定为1100℃以下。
(退火的保持温度：730℃以上且770℃以下)
退火的保持温度低于730℃时，没有充分生成奥氏体12，如图6C中所 示的那样，存在许多铁素体11与铁素体11的界面，但另一方面，B原子 13偏析的位点不足。因此，即使适当地进行之后的处理，也无法得到被B 的晶体覆盖的良好的表面，无法将表面中的铁素体的微观摩擦系数设定为 低于0.5。此外，退火的保持温度低于730℃时，难以产生B原子13向铁 素体11与渗碳体的界面的偏析，为了使其充分地偏析，要花费100小时左 右的极长的时间，生产率下降。因此，退火的保持温度设定为730℃以上， 优选设定为735℃以上。退火的保持温度超过770℃时，如图6D中所示的 那样，B原子13集中在铁素体11、奥氏体12及钢板的表面的3重点附近， 生成粗大的B的晶体。若生成粗大的B的晶体，则即使适当地进行之后的 处理，B的晶体的膜的厚度的不均也变大，无法将表面中的铁素体的微观 摩擦系数设定为低于0.5。此外，退火的保持温度超过770℃时，卷成卷材 状的热轧钢板的热膨胀大，有时在退火中热轧钢板彼此互相摩擦而在表面 产生擦伤划痕。通过擦伤划痕而表面美观受损、或者成品率下降。因此， 退火的保持温度设定为770℃以下，优选设定为765℃以下。
(退火的保持时间：3小时以上且60小时以下)
退火的保持时间低于3小时时，如图6E中所示的那样，由于B原子 13在铁素体11与奥氏体12的界面没有充分偏析，所以即使适当进行之后 的处理，也无法得到被B的晶体覆盖的良好的表面，无法将表面中的铁素 体的微观摩擦系数设定为低于0.5。此外，退火的保持时间低于3小时时， 渗碳体没有充分地粗大化，无法将渗碳体的平均粒径设定为0.3μm以上。 因此，退火的保持时间设定为3小时以上，优选设定为5小时以上。退火 的保持时间超过60小时时，由于与退火的保持温度超过770℃的情况同样 的理由，无法将表面中的铁素体的微观摩擦系数设定为低于0.5。此外，退 火的保持时间超过60小时时，渗碳体过剩地粗大化，无法将渗碳体的平均 粒径设定为2.2μm以下。因此，退火的保持时间设定为60小时以下，优选 设定为40小时以下。
(至650℃为止的冷却速度：1℃/hr以上且60℃/hr以下)
至650℃为止的冷却速度低于1℃/hr时，如图6F中所示的那样，在冷 却中过剩地产生B的晶体，B的晶体在高碳钢板的表面形成凸部。若形成 凸部，则B的晶体的膜的厚度较大地不均，在成型中产生与模具的粘合、 或者在模具上产生伤痕。此外，至650℃为止的冷却速度低于1℃/hr时， 得不到充分的生产率。因此，至650℃为止的冷却速度设定为1℃/hr以上， 优选设定为2℃/hr以上。至650℃为止的冷却速度超过60℃/hr时，奥氏体 12的减少速度变得过剩，如图6G中所示的那样，无法在B原子13间产生 充分的共价键14，无法将表面中的铁素体的微观摩擦系数设定为低于0.5。 此外，至650℃为止的冷却速度超过60℃/hr时，在冷却中由奥氏体12生 成珠光体，渗碳体的球状化被阻碍，得不到80％以上的球状化率。因此， 至650℃为止的冷却速度设定为60℃/hr以下，设定为50℃/hr以下。
根据本实施方式，由于能够得到优异的润滑性，所以能够抑制高碳钢 板与模具的粘合而抑制模具的损耗。此外，根据本实施方式，还能够抑制 成型中的裂纹。
另外，上述实施方式均只不过是表示在实施本发明时的具体化的例子， 本发明的技术范围不受它们的限定性解释。即，本发明在不脱离其技术思 想、或其主要特征的情况下可以以各种形态来实施。
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了确认本发 明的可实施性及效果而采用的一个条件的例子，本发明并不限定于该一个 条件的例子。只要不脱离本发明的主旨，且达成本发明的目的，则本发明 可以采用各种条件。
(第1实验)
在第1实验中，进行表1中所示的化学组成的板坯(钢种A～Y、BK) 的热轧而获得厚度为4mm的热轧钢板。在热轧中，将板坯加热的温度设定 为1130℃，将其时间设定为1小时，将精轧的温度设定为850℃，将卷取 的温度设定为520℃。接着，冷却至低于60℃的温度，进行使用了硫酸的 酸洗。之后，进行热轧钢板的退火而获得热轧退火钢板。在退火中，将热轧钢板在750℃保持15小时后，以30℃/hr的冷却速度冷却至650℃。接着， 冷却至低于60℃的温度。这样操作而制造了各种高碳钢板。表1中的空栏 表示该元素的含量低于检测限，剩余部分为Fe及杂质。例如，钢种BK的 Cr含量可以视为0.00％。表1中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。
进而，对各高碳钢板测定铁素体的微观摩擦系数以及渗碳体的球状化 率及平均粒径。在铁素体的微观摩擦系数的测定时，还进行渗碳体的摩擦 系数的测定。将它们的结果示于表2中。表2中的下划线表示该项目脱离 本发明的范围。
进而，对于各高碳钢板，作为成型性的评价，进行粘合抑制性的评价 及裂纹敏感性的评价。在粘合抑制性的评价中，进行拉延筋试验。即，使 前端的半径R为20mm的压入筋以10kN的载荷与高碳钢板接触，进行拉 拔。然后，观察压入筋的前端上有无粘合物，将存在粘合物的钢板的评分 设为×，将不存在粘合物的钢板的评分设为○。另外，该试验中的粘合物 的存在表示在数千到数万次射出之多的压制成型中早期在模具上产生粘合 物并使成型性下降。在裂纹敏感性的评价中，进行压缩加工试验。即，从 高碳钢板按照试验片高度方向变得与板厚方向平行的方式切取直径为 10mm、高度为4mm的圆柱试验片，将其压缩加工至高度变成1mm为止。 然后，进行外观的观察及截面组织观察，将在压缩中或压缩后在外观上存 在裂纹的钢板以及在截面组织观察中存在1mm以上的龟裂的钢板的评分 设为×，将除此以外的钢板的评分设为○。它们的结果也示于表2中。
表2
如表2中所示的那样，在试样No.1～No.9中，由于在本发明范围内， 所以得到了良好的粘合抑制性及裂纹敏感性。
另一方面，在试样No.10中，由于钢种J的C含量过低，所以渗碳体 的量不足，得不到充分的润滑性，在成型中产生与模具的粘合。在试样No.11 中，由于钢种K的N含量过高，所以BN析出，B的固溶量不足，铁素体 的微观摩擦系数低，产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.12中，由 于钢种L的Al含量过高，所以铁素体的延展性低，在压缩试验中产生以铁 素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试样No.13中，由于钢种M的B含量 过高，所以形成硼化物，在压缩试验中产生以其作为起点的裂纹。在试样 No.14中，由于钢种N的Mn含量过低，所以在退火的冷却中引起珠光体 相变，渗碳体的球状化率低，在压缩试验中产生以针状渗碳体作为起点的 裂纹。在试样No.15中，由于钢种O的P含量过高，所以B向铁素体与渗碳体的界面的偏析被阻碍，在压缩试验中产生裂纹。在试样No.16中，由 于钢种P的Si含量过高，所以铁素体的延展性低，在压缩试验中产生以铁 素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试样No.17及试样No.18中，分别由 于钢种Q、钢种R的B含量过低，所以铁素体的微观摩擦系数低，产生粘 合及压缩试验中的裂纹。在试样No.19中，由于钢种S的Si含量过低，所 以在退火中渗碳体过剩地变得粗大，在压缩试验中产生以粗大的渗碳体作 为起点的裂纹。在试样No.20中，由于钢种T的S含量过高，所以形成作 为非金属夹杂物的粗大的硫化物，在压缩试验中产生以粗大的硫化物作为 起点的裂纹。在试样No.21中，由于钢种U的Mn含量过高，所以铁素体 的延展性低，在压缩试验中产生以铁素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试样No.22中，由于钢种V的Cr含量过高，所以退火中的渗碳体的球状化 被阻碍，并且渗碳体的粗大化被抑制，在压缩试验中产生以微细的针状渗 碳体作为起点的裂纹。在试样No.23中，由于钢种W的C含量过高，所以 渗碳体的量变得过剩，在压缩试验中产生以渗碳体作为起点的裂纹。在试 样No.24中，由于钢种X的Ti含量过低，所以BN析出，B的固溶量不足，铁素体的微观摩擦系数低，产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.25 中，由于钢种Y的Ti含量过高，所以形成粗大的Ti氧化物，在压缩试验 中产生以粗大的Ti氧化物作为起点的裂纹。在试样No.26中，由于钢种BK 的Cr含量过低，所以BN析出，B的固溶量不足，铁素体的微观摩擦系数 低，在成型中产生与模具的粘合。
(第2实验)
在第2实验中，进行表3中所示的化学组成的板坯(钢种Z～BJ)的 热轧而获得厚度为4mm的热轧钢板。在热轧中，将板坯加热的温度设定为 1130℃，将其时间设定为1小时，将精轧的温度设定为850℃，将卷取的温 度设定为520℃。接着，冷却至低于60℃的温度为止，进行使用了硫酸的 酸洗。之后，进行热轧钢板的退火而获得热轧退火钢板。在退火中，将热轧钢板在750℃保持15小时后，以30℃/hr的冷却速度冷却至650℃。接着， 冷却至低于60℃的温度。这样操作而制造了各种高碳钢板。表3中的空栏 表示该元素的含量低于检测限，剩余部分为Fe及杂质。表3中的下划线表 示其数值脱离本发明的范围。
进而，与第1实验同样地对各高碳钢板测定铁素体的微观摩擦系数以 及渗碳体的球状化率及平均粒径，进而，进行粘合抑制性的评价及裂纹敏 感性的评价。将它们的结果示于表4中。表4的下划线表示该项目脱离本 发明的范围。
表4
如表4中所示的那样，在试样No.31～No.43中，由于在本发明范围内， 所以得到了良好的粘合抑制性及裂纹敏感性。
另一方面，在试样No.44中，由于钢种AM的C含量过低，所以渗碳 体的量不足，得不到充分的润滑性，在成型中产生与模具的粘合。在试样 No.45中，由于钢种AN的Cu含量过高，所以在热轧中产生伤痕，产生以 该伤痕作为起点的粘合。在试样No.46中，由于钢种AO的Ca含量过高， 所以形成粗大的Ca氧化物，在压缩试验中产生以粗大的Ca氧化物作为起点的裂纹。在试样No.47中，由于钢种AP的Mo含量过高，所以铁素体的 延展性低，在压缩试验中产生以铁素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试 样No.48中，由于钢种AQ的B含量过低，所以铁素体的微观摩擦系数低， 产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.49中，由于钢种AR的Nb含量 过高，所以铁素体的延展性低，在压缩试验中产生以铁素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试样No.50中，由于钢种AS的Mn含量过低，所以在退 火的冷却中引起珠光体相变，渗碳体的球状化率低，在压缩试验中产生以 针状渗碳体作为起点的裂纹。在试样No.51中，由于钢种AT的Ce含量过 高，所以形成粗大的Ce氧化物，在压缩试验中产生以粗大的Ce氧化物作 为起点的裂纹。在试样No.52中，由于钢种AU的B含量过高，所以形成 硼化物，在压缩试验中产生以其作为起点的裂纹。在试样No.53中，由于 钢种AV的Ni含量过高，所以铁素体的微观摩擦系数高，产生粘合。在试 样No.54中，由于钢种AW的V含量过高，所以铁素体的延展性低，在压 缩试验中产生以铁素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试样No.55中，由 于钢种AX的Zr含量过高，所以形成粗大的Zr氧化物，在压缩试验中产 生以粗大的Zr氧化物作为起点的裂纹。在试样No.56中，由于钢种AY的 Cr含量过高，所以退火中的渗碳体的球状化被阻碍，并且渗碳体的粗大化 被抑制，在压缩试验中产生以微细的针状渗碳体作为起点的裂纹。在试样 No.57中，由于钢种AZ的Mn含量过低，所以在退火的冷却中引起珠光体 相变，渗碳体的球状化率低，在压缩试验中产生以针状渗碳体作为起点的 裂纹。在试样No.58中，由于钢种BA的Y含量过高，所以形成粗大的Y 氧化物，在压缩试验中产生以粗大的Y氧化物作为起点的裂纹。在试样 No.59中，由于钢种BB的La含量过高，所以形成粗大的La氧化物，在压 缩试验中产生以粗大的La氧化物作为起点的裂纹。在试样No.60中，由于 钢种BC的S含量过高，所以形成作为非金属夹杂物的粗大的硫化物，在 压缩试验中产生以粗大的硫化物作为起点的裂纹。在试样No.61中，由于 钢种BD的W含量过高，所以铁素体的延展性低，在压缩试验中产生以铁 素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试样No.62中，由于钢种BE的Ti含 量过低，所以BN析出，B的固溶量不足，铁素体的微观摩擦系数低，产 生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.63中，由于钢种BF的Si含量过 低，所以在退火中渗碳体过剩地变得粗大，在压缩试验中产生以粗大的渗 碳体作为起点的裂纹。在试样No.64中，由于钢种BG的P含量过高，所 以B向铁素体与渗碳体的界面的偏析被阻碍，在压缩试验中产生裂纹。在 试样No.65中，由于钢种BH的Ta含量过高，所以铁素体的延展性低，在 压缩试验中产生以铁素体的穿晶裂纹作为起点的裂纹。在试样No.66中， 由于钢种BI的Mg含量过高，所以形成粗大的Mg氧化物，在压缩试验中 产生以粗大的Mg氧化物作为起点的裂纹。在试样No.67中，由于钢种BJ 的C含量过高，所以渗碳体的量变得过剩，在压缩试验中产生以渗碳体作 为起点的裂纹。
另外，图1中表示从试样No.1～No.25及No.31～No.67中除去了试样 No.11、No.51、No.53及No.62的试样的铁素体的微观摩擦系数与B含量 的关系。如图1中所示的那样，若B含量为0.0004％以上，则与低于0.0004％ 的情况相比，铁素体的微观摩擦系数显著低。
(第3实验)
在第3实验中，对第1实验中使用的钢种及第2实验中使用的钢种中 的在本发明的范围内的钢种(钢种A～I及钢种Z～AL)，在各种条件下进 行热轧及退火而制造了高碳钢板。将它们的条件示于表5～表7中。表5～ 表7中的下划线表示其数值脱离本发明的范围。
表5
表6
表7
然后，与第1实验同样地对各高碳钢板测定铁素体的微观摩擦系数以 及渗碳体的球状化率及平均粒径，进而，进行粘合抑制性的评价及裂纹敏 感性的评价。将它们的结果示于表8～表10中。表8～表10的下划线表示 该项目脱离本发明的范围。
表8
表9
表10
如表8中所示的那样，在试样No.72、No.74、No.77～No.80、No.82、 No.83、No.85及No.88～92中，由于在本发明范围内，所以得到了良好的 粘合抑制性及裂纹敏感性。如表9中所示的那样，在试样No.103、No.105、 No.106、No.108～No.111、No.114～No.117及No.119～No.122中，也由于 在本发明范围内，所以得到了良好的粘合抑制性及裂纹敏感性。如表10中 所示的那样，在试样No.131、No.133、No.134、No.136、No.139、No.141～No.143、No.145、No.147、No.148、No.151及No.152中，也由于在本发明 范围内，所以得到了良好的粘合抑制性及裂纹敏感性。
另一方面，在试样No.71中，由于退火的保持温度过高，所以体积膨胀大，热轧卷材松开而产生擦伤划痕，还产生由捆扎带引起的挤压伤痕。此外，B的晶体的膜的厚度的不均大，铁素体的微观摩擦系数大。因此，产生粘合。进而，渗碳体过剩地粗大化，在压缩试验中产生以粗大的渗碳体作为起点的裂纹。在试样No.73中，由于卷取的温度过高，所以在热轧钢板中生成具有粗大的片层的珠光体，退火中的渗碳体的球状化被阻碍， 渗碳体的球状化率低。此外，伴随着氧化皮的除去而形成大的凹凸，铁素 体的微观摩擦系数大。因此，产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.75 中，由于退火的保持时间过短，所以铁素体的微观摩擦系数大，渗碳体的 平均粒径小。因此，产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.76中，由 于板坯加热的温度过低，所以B及Mn等偏析没有消除，铁素体的微观摩 擦系数大。因此，产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.81中，由于 卷取的温度过高，所以与试样No.73同样地产生粘合及压缩试验中的裂纹。 在试样No.84中，由于冷却速度过高，所以在冷却中产生珠光体相变，在 压缩试验中产生以针状渗碳体作为起点的裂纹。此外，在高碳钢板的表面 没有形成B的晶体的良好的膜，铁素体的微观摩擦系数高，产生粘合。在 试样No.86中，由于退火的保持温度过高，所以与试样No.81同样地产生 粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.87中，由于卷取的温度过低，所以 氧化皮的除去的结果是，钢板的表面变粗糙而产生粘合。
在试样No.101中，由于退火的保持温度过低，所以B向铁素体与奥氏 体的界面的偏析被抑制，铁素体的微观摩擦系数大，产生粘合。此外，B 向铁素体与渗碳体的界面的偏析也被抑制，在压缩试验中产生裂纹。在试 样No.102中，由于精轧的温度过高，所以伴随着氧化皮的除去而形成大的 凹凸，铁素体的微观摩擦系数大。因此，产生粘合。在试样No.104中，由 于板坯加热的温度过高，所以在板坯加热中B原子氧化，铁素体的微观摩 擦系数大。因此，产生粘合。在试样No.107中，由于冷却速度过高，所以 在冷却中产生珠光体相变，在压缩试验中产生以针状渗碳体作为起点的裂 纹。此外，没有在高碳钢板的表面上形成B的晶体的良好的膜，铁素体的 微观摩擦系数高，产生粘合。在试样No.112中，由于板坯加热的温度过高， 所以与试样No.104同样地产生粘合。在试样No.113中，由于精轧的温度 过低，所以组织的各向异性强，在压缩试验中产生以不均匀组织作为起点 的裂纹。此外，氧化皮的除去的结果是，钢板的表面变粗糙而产生粘合。 在试样No.118中，由于退火的保持温度过低，所以与试样No.101同样地 产生粘合及压缩试验中的裂纹。
在试样No.132中，由于冷却速度过低，所以B的晶体的膜的厚度的不 均大，铁素体的微观摩擦系数大。因此，产生粘合。此外，渗碳体过剩地 粗大化，在压缩试验中产生以粗大的渗碳体作为起点的裂纹。在试样No.135 中，由于精轧的温度过低，所以组织的各向异性强，在压缩试验中产生以 不均匀组织作为起点的裂纹。此外，氧化皮的除去的结果是，钢板的表面 变粗糙而产生粘合。在试样No.137中，由于卷取的温度过低，所以氧化皮 的除去的结果是，钢板的表面变粗糙而产生粘合。在试样No.138中，由于 退火的保持时间过长，所以体积膨胀大，热轧卷材松开而产生擦伤划痕， 还产生由捆扎带引起的挤压伤痕。此外，B的晶体的膜的厚度的不均大， 铁素体的微观摩擦系数大。因此，产生粘合。进而，渗碳体过剩地粗大化， 在压缩试验中产生以粗大的渗碳体作为起点的裂纹。在试样No.140中，由 于退火的保持时间过短，所以铁素体的微观摩擦系数大，渗碳体的平均粒 径小。因此，产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.144中，由于冷却 速度过低，所以与试样No.132同样地产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试 样No.146中，由于精轧的温度过高，所以伴随着氧化皮的除去而形成大的 凹凸，铁素体的微观摩擦系数大。因此，产生粘合。在试样No.149中，由 于板坯加热的温度过低，所以B及Mn等偏析没有消除，铁素体的微观摩 擦系数大。因此，产生粘合及压缩试验中的裂纹。在试样No.150中，由于 退火的保持时间过长，所以与试样No.138同样地产生粘合及压缩试验中的 裂纹。
图7中表示从第1实验或第3实验中的实施例中抽选的试样中的铁素 体的微观摩擦系数与B含量的关系。如图7中所示的那样，若B含量为 0.0008％以上，则与低于0.0008％的情况相比，铁素体的微观摩擦系数更低。
产业上的可利用性
本发明例如可以利用于汽车的驱动系部件、锯及刀具等各种钢铁制品 中使用的高碳钢板的制造产业及利用产业。

Claims (4)

1.一种高碳钢板，其特征在于，
其具有下述所表示的化学组成，以质量％计：
C：0.30％～0.70％、
Si：0.07％～1.00％、
Mn：0.20％～3.00％、
Ti：0.010％～0.500％、
Cr：0.01％～1.50％、
B：0.0004％～0.0035％、
P：0.025％以下、
Al：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.010％以下、
Cu：0.500％以下、
Nb：0.000％～0.500％、
Mo：0.000％～0.500％、
V：0.000％～0.500％、
W：0.000％～0.500％、
Ta：0.000％～0.500％、
Ni：0.000％～0.500％、
Mg：0.000％～0.500％、
Ca：0.000％～0.500％、
Y：0.000％～0.500％、
Zr：0.000％～0.500％、
La：0.000％～0.500％、
Ce：0.000％～0.500％、并且
剩余部分：Fe及杂质，
其具有下述所表示的组织：
渗碳体的球状化率：80％以上、且
渗碳体的平均粒径：0.3μm～2.2μm，
并且，表面中的铁素体的微观摩擦系数低于0.5。
2.根据权利要求1所述的高碳钢板，其特征在于，所述高碳钢板含有选自由
Nb：0.001％～0.500％、
Mo：0.001％～0.500％、
V：0.001％～0.500％、
W：0.001％～0.500％、
Ta：0.001％～0.500％、
Ni：0.001％～0.500％、
Mg：0.001％～0.500％、
Ca：0.001％～0.500％、
Y：0.001％～0.500％、
Zr：0.001％～0.500％、
La：0.001％～0.500％、及
Ce：0.001％～0.500％
构成的组中的1种或2种以上。
3.一种高碳钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
进行板坯的热轧而获得热轧钢板的工序；和
进行所述热轧钢板的酸洗，在所述酸洗之后进行所述热轧钢板的退火的工序，
所述板坯具有下述所表示的化学组成，以质量％计：
C：0.30％～0.70％、
Si：0.07％～1.00％、
Mn：0.20％～3.00％、
Ti：0.010％～0.500％、
Cr：0.01％～1.50％、
B：0.0004％～0.0035％、
P：0.025％以下、
Al：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.010％以下、
Cu：0.500％以下、
Nb：0.000％～0.500％、
Mo：0.000％～0.500％、
V：0.000％～0.500％、
W：0.000％～0.500％、
Ta：0.000％～0.500％、
Ni：0.000％～0.500％、
Mg：0.000％～0.500％、
Ca：0.000％～0.500％、
Y：0.000％～0.500％、
Zr：0.000％～0.500％、
La：0.000％～0.500％、
Ce：0.000％～0.500％、并且
剩余部分：Fe及杂质，
在进行所述热轧的工序中，将板坯加热的温度设定为1000℃以上且低于1150℃，将精轧的温度设定为830℃以上且950℃以下，将卷取的温度设定为450℃以上且700℃以下，
进行所述退火的工序具有以下工序：
将所述热轧钢板在730℃以上且770℃以下的温度下保持3小时以上且60小时以下的工序；和
接着，将所述热轧钢板以1℃/hr以上且60℃/hr以下的冷却速度冷却至650℃的工序。
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，所述板坯含有选自由
Nb：0.001％～0.500％、
Mo：0.001％～0.500％、
V：0.001％～0.500％、
W：0.001％～0.500％、
Ta：0.001％～0.500％、
Ni：0.001％～0.500％、
Mg：0.001％～0.500％、
Ca：0.001％～0.500％、
Y：0.001％～0.500％、
Zr：0.001％～0.500％、
La：0.001％～0.500％、及
Ce：0.001％～0.500％
构成的组中的1种或2种以上。
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