CN113099723B - 高碳冷轧钢板及其制造方法以及高碳钢制机械部件 - Google Patents

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Abstract

提供一种板厚小于1.0mm的高碳冷轧钢板，其在短时间的固溶处理后的骤冷(淬火)处理和低温回火处理(淬火回火处理)后能够具有良好的冲击特性和硬度特性、以及优良的耐磨损性，并且淬火回火处理前的二次加工性的降低少。制成具有以质量％计含有C：0.85～1.10％、Mn：小于0.60％、Si：0.10～0.35％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：小于0.60％、并且Mn+Cr满足小于1.0％、进一步含有Nb：0.005～0.020质量％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板化学组成的高碳冷轧钢板。由此，与以往的钢材相比，淬火回火前的二次加工性的降低少。另外，通过形成碳化物的平均粒径为0.2～0.7(μm)和球化率为90％以上的钢板组织，即使通过3～15分钟这样短时间的淬火回火处理，也能够制成具有冲击值为9J/cm2以上的优良的冲击特性、600～750HV范围的充分的硬度特性以及优良的耐磨损性的机械部件。

Description

高碳冷轧钢板及其制造方法以及高碳钢制机械部件
技术领域
本发明涉及通过淬火回火处理制造的作为各种机械部件的原材的高碳冷轧钢板及其制造方法，特别是涉及应用于织针等的板厚小于1.0mm的高碳冷轧钢板。
背景技术
通常，JIS中规定的机械结构用碳钢钢材(S××C)、碳工具钢钢材(SK)被用于各种大小的机械部件。在作为锻造材料使用的情况下，经过冲裁加工、各种塑性加工制成部件形状后，进行淬火-回火处理，由此赋予规定的硬度和韧性(冲击特性)。其中，编织针织布料的织针在以高速反复进行往复运动的同时对线进行拖拉从而编织针织布料，因此，对于与旋转驱动部接触的针主体的针脚部要求充分的强度和耐磨损性，此外，对于与线相互摩擦的钩部，除了要求充分的耐磨损性优良以外还要求伴随往复运动的前端部的冲击特性优良。
作为织针用原材使用的高碳冷轧钢板，在板厚为1.0mm以上的情况下适合于横织机用织针，在板厚小于1.0mm的情况下适合于圆织机、竖织机用织针来使用。对于后者的针而言，由于以高速编织细径的线，因此，所使用的原材的板厚大多为0.4～0.7mm。此外，对于原材，除了优良的冷加工性(也称为二次加工性)以外，还要求在二次加工为针状后进行淬火回火时具有充分的硬度以及在针前端部具有充分的韧性。
另外，JIS中规定的机械结构用碳钢钢材(S××C)、碳工具钢钢材(SK)等所谓高碳钢板根据C量将用途细致地分类。对于C量小于0.8质量％的区域、即亚共析组成的钢板而言，铁素体相的百分率高，因此冷加工性优良，但难以得到充分的淬火硬度，不适合于要求钩部的耐磨损性、针主体的耐久性的织针用途等。另一方面，0.8质量％以上的过共析组成中C量大于1.1质量％的高碳钢板具有优良的淬透性，但另一方面，由于大量含有的碳化物(渗碳体)，冷加工性极差，不适合于进行开槽加工等精密且微细的加工的织针用途等，被限于刃具、冷作模具等形状简单且要求高硬度的部件用途。
以往，织针广泛使用C：0.8～1.1质量％的碳工具钢、合金工具钢或者具有以这些钢组成作为基础并添加有第三元素的钢组成的原材。在该织针的制造过程中，其原材被供于冲裁(剪切加工)、切削、拉丝、敛缝、弯曲等多种多样的塑性加工。因此，该织针制造用的原材需要在针制造工序中的原材加工时具有充分的加工性(二次加工性)，并且具备作为针实际使用时所要求的淬火回火处理后的硬度特性、冲击特性(韧性)。
在织针的制造中，为了确保规定的硬度特性，对原材进行淬火回火处理。通常的情况是将该回火处理的温度设定为200～350℃的低温。但是，在重视硬度特性、增加对淬透性有效的Mn或Cr的含量、或者大量含有其他第三元素时，在上述的200～350℃的温度范围内的低温回火处理中，有时马氏体相的回火变得不充分，冲击特性(韧性)的提高不充分、或者韧性值发生波动。
另一方面，以提高织针的冲击特性为目的，减少原材的化学组成中作为杂质元素的P、S，抑制P的晶界偏析、夹杂物(MnS)的生成从而实现这些元素的不良影响的减小也是有效的对策。但是，从炼钢技术上和经济性的观点出发，减少P、S而实现织针的冲击特性的提高存在极限。
另外，作为提高冲击特性的手段，以往已知金属组织的微细化是有效的。
例如，在专利文献1中记载了“淬透性、疲劳特性、韧性优良的高碳钢板及其制造方法”。专利文献1中记载的高碳钢板为如下所述的高碳钢板，其具有：以质量％计，含有C：0.5～0.7％、Si：0.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Al：0.001～0.10％，进一步含有V：0.05～0.50％、Ti：0.02～0.20％、Nb：0.01～0.50％中的一种或两种以上，余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成；和碳化物的球化率为95％以上，而且分散有最大粒径为2.5μm以下的碳化物的组织。在专利文献1中记载的技术中，以亚共析钢作为对象，添加作为碳氮化物形成元素的V、Ti、Nb，形成微细的碳氮化物，利用这些微细的碳氮化物的钉扎效应使原奥氏体晶粒微细化，从而使韧性提高。
另外，在专利文献2中记载了“冲击特性优良的高碳钢构件”。专利文献2中记载的高碳钢构件为如下所述的高碳钢构件，其特征在于，具有以质量％计C：0.60～1.30％、Si：1.0％以下、Mn：0.2～1.5％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Fe：实质上余量的组成，在淬火-回火后的基体中以满足下式的体积率Vf(体积％)残留有未溶碳化物，
8.5＜15.3×C％-Vf＜10.0
粒径为1.0μm以上的未溶碳化物被限制为观测面积每100μm2中2个以下。在专利文献2中记载的高碳钢构件中，可以在上述组成的基础上进一步以质量％计含有Ni：1.8％以下、Cr：2.0％以下、V：0.5％以下、Mo：0.5％以下、Nb：0.3％以下、Ti：0.3％以下、B：0.01％以下、Ca：0.01％以下中的一种或两种以上。在专利文献2中记载的技术中，以从亚共析到过共析的宽泛的碳含量的钢作为对象，得到了在维持600～900HV的目标硬度的同时冲击值为25J/cm2以上的呈现优良的冲击特性的高碳钢构件。
另外，在专利文献3中记载了“高碳冷轧钢板及其制造方法”。专利文献3中记载的高碳冷轧钢板为如下所述的冷轧钢板，其以质量％计含有C：0.85～1.10％、Mn：0.50～1.0％、Si：0.10～0.35％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.35～0.45％、Nb：0.005～0.020％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，分散在钢板中的碳化物的平均粒径(dav)和球化率(NSC/NTC)×100％分别满足下述(1)式和下述(2)式，
0.2≤dav≤0.7(μm)…(1)
(NSC/NTC)×100≥90％…(2)
板厚小于1.0mm。需要说明的是，在专利文献3中记载的技术中，优选在上述组成的基础上进一步含有选自Mo和V中的一种或两种，各自的含量均为0.001％以上且小于0.05％。另外，在专利文献3中记载的技术中，为了提高短时间固溶处理和低温回火处理后的淬透性和冲击特性(韧性)，含有Nb：0.005～0.020％是有效的。
另外，在专利文献4中记载了“韧性优良的耐磨损性钢板”。专利文献4中记载的耐磨损性钢板为如下所述的钢板，其具有以质量％计C：0.60～1.25％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～1.20％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.30～1.50％、Nb：0.10～0.50％、Ti：0～0.50％、Mo：0～0.50％、V：0～0.50％、Ni：0～2.00％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成，具有在铁素体相的金属基底中分散有渗碳体粒子和含有Nb、Ti中的一种以上的碳化物的粒子的金属组织，在与轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)，等效圆直径为0.5μm以上的Nb-Ti系碳化物粒子的个数密度为3000～9000个/mm2，等效圆直径为1.0μm以上的空隙的个数密度为1250个/mm2以下。专利文献4中记载的耐磨损性钢板是兼具优良的耐磨损性和韧性的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-24233号公报
专利文献2：日本特开2006-63384号公报
专利文献3：日本特开2017-36492号公报
专利文献4：日本特开2017-190494号公报
发明内容
发明所要解决的问题
对于作为织针用原材使用的高碳冷轧钢板，要求在淬火回火处理后具有充分的硬度和充分的冲击特性(韧性)。近年来，为了提高生产率，要求针织机的进一步高速化，伴随于此，对织针施加的负荷增大，以往以来经常发生在短时间内织针断裂或者寿命缩短，成为问题。因此，要求与以往相比进一步提高冲击特性和耐磨损性的织针。认为这样的织针可以通过添加第三元素或者使Cr、Mn、Mo等合金元素增量来实现，但担心会阻碍针的制造工序中的二次加工性。出于上述情况，期望适合于在与以往相比不降低二次加工性的情况下能够提高淬火回火后的耐磨损性和冲击特性(韧性)的织针的原材。
但是，专利文献1中记载的技术难以应用于要求高硬度的机械部件。专利文献1中记载的技术被限定于亚共析钢组成，其是通过添加V、Ti、Nb等碳氮化物形成元素作为第三元素而利用它们的微细碳氮化物使原奥氏体晶粒微细化、从而期待韧性提高效果的技术。另外，专利文献1中记载的技术中，由于碳水平是亚共析组成，因此也是改善了铁素体母相的成形性的技术。
另外，在专利文献2中仅示出了对碳含量为0.67～0.81质量％范围的钢添加作为第三元素的Mo、V、Ti、Nb、B的例子。在专利文献2中记载的技术中，推测以改善亚共析钢的特性为意图而添加Mo、V、Ti、Nb、B等第三元素。而且，在专利文献2中，针对碳含量超过0.81质量％的钢，没有关于Mo、V、Ti、Nb、B等第三元素的作用及其最优化的记载。
此外，在专利文献1、专利文献2中，没有记载针对高碳冷轧钢板在3～15分钟这样的短时间的固溶处理后实施淬火、200～350℃的低温回火从而使期望的冲击特性和规定硬度有效地提高的技术。
另外，在专利文献3中记载的技术中，为了提高短时间的固溶保持后的淬火和低温回火处理后的淬透性和冲击特性(韧性)，含有Nb：0.005～0.020％是有效的，但是，在专利文献3中，对于短时间的固溶保持后的淬火(骤冷)和低温回火处理(以下也称为淬火回火处理)前的高碳冷轧钢板的二次加工性没有具体提及。在专利文献3中，虽然记载了淬火回火处理后能够兼具优良的韧性和优良的耐磨损性的高碳冷轧钢板，但是，对于该高碳冷轧钢板而言，存在淬火回火处理前的二次加工性不充分、无法应对最近的生产率提高要求这样的问题。
另外，在专利文献4中记载的技术中，对于高碳冷轧钢板而言，淬火回火后的耐磨损性和韧性中的任一者都能够提高，但是，对于淬火回火处理前的二次加工性没有记载，在专利文献4中，没有提及能够在不伴随淬火回火处理前的二次加工性的降低的情况下使淬火回火后的耐磨损性和韧性提高。
本发明的目的在于，解决上述现有技术的问题，提供一种板厚小于1.0mm的高碳冷轧钢板，其抑制了短时间的固溶处理后的淬火(骤冷)和低温回火处理(淬火回火处理)前的二次加工性的降低，并且，在短时间的固溶处理后的淬火(骤冷)和低温回火处理(淬火回火处理)后，利用实际使用的板厚附近的冲击试验进行评价，冲击值为9J/cm2以上，硬度满足600～750HV的范围，并且耐磨损性优良。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的，对高碳冷轧钢板的组成与淬火回火处理前的二次加工性、淬火回火处理后的硬度、冲击特性、耐磨损性的关系进行了深入研究。其结果发现，从淬透性、淬火低温回火后的硬度、冲击特性等观点出发，适合作为织针用的、将C限定为0.85～1.10质量％的范围、进一步将Nb特定为0.005～0.020质量％的范围、并实施规定的制造方法能够调整碳化物的平均粒径和球化的程度，对于确保淬火回火处理后的期望特性是有效的。此外发现，通过进一步使Mn小于0.60质量％、并且将(Mn+Cr)调整为小于1.0％，可抑制淬火回火处理前的二次加工性的降低，并且淬火回火处理后的硬度、冲击特性(韧性)、耐磨损性满足期望的特性。
本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种高碳冷轧钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.85％以上且1.10％以下、Mn：小于0.60％、Si：0.10％以上且0.35％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：小于0.60％、Nb：0.005％以上且0.020％以下、并且Mn含量与Cr含量的合计(Mn+Cr)满足小于1.0％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板组成，钢板板厚小于1.0mm。
(2)如(1)所述的高碳冷轧钢板，其特征在于，具有上述钢板组成，进一步具有分散在钢板中的碳化物的平均粒径(dav)和球化率(NSC/NTC)×100％分别满足下述(1)式和下述(2)式的钢板组织。
0.2≤dav≤0.7(μm)…(1)
(NSC/NTC)×100≥90％…(2)
(其中，dav：碳化物的等效圆直径的平均值(平均粒径μm)、NTC：观察面积每100μm2中的碳化物的总个数、NSC：观察面积每100μm2中的、满足(长径dL)/(短径dS)为1.4以下的条件的碳化物的个数)。
(3)如(1)或(2)所述的高碳冷轧钢板，其特征在于，代替上述钢板组成而设定为如下所述的钢板组成：以质量％计含有C：0.85％以上且1.10％以下、Mn：小于0.60％、Si：0.10％以上且0.35％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：小于0.50％、Nb：0.005％以上且0.020％以下，并且Mn含量与Cr含量的合计(Mn+Cr)满足小于0.90％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的高碳冷轧钢板，其特征在于，上述钢板组成为以质量％计还含有选自Mo：0.001％以上且小于0.05％、V：0.001％以上且小于0.05％中的一种或两种的钢板组成。
(5)一种高碳冷轧钢板的制造方法，其中，对具有(1)～(4)中任一项所述的钢板组成的热轧钢板反复进行冷轧和球化退火从而制造高碳冷轧钢板，所述制造方法的特征在于，制成如下所述的高碳冷轧钢板：分散在上述高碳冷轧钢板中的碳化物的平均粒径(dav)和球化率(NSC/NTC)分别满足下述(1)式和下述(2)式，
0.2≤dav≤0.7(μm)…(1)
(NSC/NTC)×100≥90％…(2)
(其中，dav：碳化物的等效圆直径的平均值(平均粒径μm)、NTC：观察面积每100μm2中的碳化物的总个数、NSC：观察面积每100μm2中的、满足(长径dL)/(短径dS)为1.4以下的条件的碳化物的个数。)
上述高碳冷轧钢板的板厚小于1.0mm。
(6)如(5)所述的高碳冷轧钢板的制造方法，其特征在于，反复进行上述冷轧和球化退火的次数为2～5次。
(7)如(5)或(6)所述的高碳冷轧钢板的制造方法，其特征在于，上述冷轧的压下率为25～65％，上述球化退火的温度为640～720℃。
(8)一种高碳钢制机械部件的制造方法，其中，以(1)～(4)中任一项所述的上述高碳冷轧钢板作为原材，对该原材实施二次加工而制成规定形状的机械部件后，对该机械部件实施短时间固溶处理后进行骤冷的处理和回火处理，所述机械部件的制造方法的特征在于，
将上述短时间固溶处理后进行骤冷的处理设定为在760～820℃范围的温度下保持3～15分钟范围的时间后进行骤冷的处理，将上述回火处理设定为在200～350℃范围的温度下进行回火的处理，从而制成兼具优良的耐磨损性和优良的韧性的机械部件。
(9)一种高碳钢制机械部件，其通过(8)所述的高碳钢制机械部件的制造方法制造而成。
发明效果
本发明高碳冷轧钢板发挥如下所述的产业上显著的效果：抑制切削性等二次加工性的降低，冲裁、模锻、弯曲、二次加工等中使用的刀具的寿命与以往的高碳冷轧钢板为同等程度，而且在实施短时间的固溶处理后进行骤冷的处理和低温回火处理(淬火回火处理)后，与以往的高碳钢板相比，能够制造均衡地兼顾高的硬度特性、优良的冲击特性和优良的耐磨损性的机械部件。此外，本发明高碳冷轧钢板还具有如下效果：淬火回火处理后的冲击特性(韧性)、耐磨损性、进而耐疲劳特性优良，特别是适合作为像织针这样的在严酷的使用环境下要求优良的耐久性的机械部件用原材。
附图说明
图1是示意性地示出立铣刀加工试验(二次加工性评价试验)的概要的说明图。
图2是示意性地示出磨损试验装置的概要的说明图。
图3是示意性地示出(a)磨损试验片的形状、(b)磨损试验片的磨损状况的概要的说明图。
图4是示意性地示出本发明中使用的夏比冲击试验片形状的概要的说明图。
图5是示意性地示出试验片在本发明中使用的夏比冲击试验机中的设置状况的说明图。
具体实施方式
本发明高碳冷轧钢板是具有以质量％计含有C：0.85％以上且1.10％以下、Mn：小于0.60％、Si：0.10％以上且0.35％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：小于0.60％、Nb：0.005％以上且0.020％以下、并且Mn含量与Cr含量的合计(Mn+Cr)满足小于1.0％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板组成、板厚小于1.0mm的高碳冷轧钢板。首先，对钢板组成的限定理由进行说明。需要说明的是，以下，与组成有关的质量％仅以％记述。
C：0.85％以上且1.10％以下
C是用于在热处理(淬火回火处理)后在织针等精密部件中得到充分的硬度(600～750HV)的必要元素。为了在热处理(淬火回火处理)后稳定地确保600HV以上的硬度，C需要含有0.85％以上。另一方面，C量增加时，碳化物量增加，冷加工性降低，无法耐受冲裁、模锻、弯曲、二次加工等涉及多方面的塑性加工(冷加工)。通过反复进行冷轧和球化退火、进行碳化物的球化处理，冷加工性得以改善，但含有超过1.10％的C时，热轧工序、冷轧工序中的轧制负荷增高，并且卷材端部的裂纹的频率显著增高等，制造工序上的问题变得明显。出于这样的原因，C限定为0.85％以上且1.10％以下。需要说明的是，优选为0.95～1.05％。
Mn：小于0.60％
Mn是对钢的脱氧有效地发挥作用的元素，并且能够提高钢的淬透性从而稳定地确保规定的硬度。但是，0.60％以上的含有会使MnS夹杂物增加，对淬火回火处理前的二次加工性带来不良影响。洁净度、尤其是dA为0.10％以上时，夹杂物碰撞切削刃的概率增高，使切削阻力增加，二次加工性的劣化变得显著。因此，在本发明中，Mn设定为dA小于0.10％的范围，限定为小于0.60％。需要说明的是，优选为0.50％以下。洁净度设定为依据JIS G0555测定的值。在此，尤其是以A系夹杂物作为对象，着眼于dA。
Si：0.10％以上且0.35％以下
Si作为钢水的脱氧剂发挥作用，在熔炼洁净钢方面是有效的元素。另外，Si是有助于马氏体的回火软化阻力的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上。另一方面，超过0.35％的大量的Si含有会使低温回火处理时马氏体的回火变得不充分，使冲击特性劣化。出于这样的原因，Si限定为0.10％以上且0.35％以下的范围。
P：0.030％以下、S：0.030％以下
P、S均是在钢中不可避免地存在、对冲击特性带来不良影响的元素，优选尽可能地减少，但是，含有至0.030％为止的P、至0.030％为止的S在实用上没有问题。出于这样的原因，P限定为0.030％以下，S限定为0.030％以下。需要说明的是，从维持优良的冲击特性的观点出发，P优选调整为0.020％以下，S优选调整为0.020％以下。
Cr：小于0.60％
Cr是使钢的淬透性提高、并且固溶在碳化物(渗碳体)中而使碳化物变硬、由此有助于提高耐磨损性的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.10％以上。Cr固溶在碳化物(渗碳体)中而使碳化物在加热阶段的再溶解延迟，因此，随着Cr量的增加，淬火回火后的残留碳化物增加。在此，残留碳化物是指在淬火处理时的加热保持中未完全溶入基体中的碳化物在用于进行马氏体相变的骤冷后残留在基体中的碳化物。残留碳化物增加时，耐磨损性提高。但是，含有0.60％以上的大量Cr时，不仅残留碳化物增加，而且使淬火加热保持中的碳化物的溶解延迟的影响增大，阻碍淬透性，使韧性降低。出于这样的原因，Cr限定为小于0.60％。需要说明的是，优选为0.10％以上且小于0.50％。
Nb：0.005％以上且0.020％以下
以往已知Nb是主要在低碳钢中在热轧时扩大钢的未再结晶温度范围、同时以NbC的形式析出从而有助于奥氏体晶粒的微细化的元素。在高碳钢中，有时也期待冷轧工序之后的组织的微细化效果而添加。在本发明中，以淬火后的低温回火所带来的韧性恢复为主要目的，含有0.005％以上且0.020％以下的Nb。微量的Nb时，不会形成有助于组织的微细化的程度的NbC，Nb为稀薄固溶状态。认为通过使Nb为稀薄固溶状态，可促进C在作为BCC结构的铁素体相和马氏体相中的扩散。即认为，可促进在淬火处理中的加热时从碳化物溶入铁素体相中的C向奥氏体相的扩散以及在回火处理中的加热时马氏体相中的过饱和固溶C的扩散和析出，其结果是，能够兼顾利用短时间加热带来的淬透性的提高和低温回火处理所带来的韧性恢复。这样的效果在含有0.005％以上的Nb时变得显著，但含有超过0.020％的Nb时，NbC的析出变得显著，无法确保Nb的稀薄固溶状态，观察不到Nb的稀薄固溶状态所引起的C扩散的促进效果。因此，Nb限定为0.005％以上且0.020％以下。需要说明的是，优选为0.015％以下。
(Mn+Cr)：小于1.0％
在本发明中，为了抑制淬火回火处理前的二次加工性的降低，并且使淬火回火处理后的韧性、耐磨损性提高，将Mn含量与Cr含量的合计(Mn+Cr)调整为小于1.0％。根据本发明人的研究，Mn和Cr均容易固溶于碳化物，因此，随着Mn含量与Cr含量的合计(Mn+Cr)增加，使碳化物在淬火加热时的加热阶段中的再溶解延迟的效果与单独的Mn、单独的Cr的情况相比增大，残留碳化物也增加，耐磨损性也增加。但是，(Mn+Cr)增加至1.0％以上时，残留碳化物以面积率计为6％以上，淬透性降低的影响增大，淬火回火后的冲击值(韧性)也降低。(Mn+Cr)小于1％时，残留碳化物以面积率计小于6％，能够兼具优良的耐磨损性和韧性。另一方面，(Mn+Cr)过少时，残留碳化物减少，无法确保期望的耐磨损性。因此，残留碳化物优选以面积率计设定为3％以上。需要说明的是，用于实现以面积率计为3％以上的残留碳化物量的(Mn+Cr)优选设定为0.15％以上。另一方面，关于淬火回火处理前的二次加工性，随着(Mn+Cr)的增加、尤其是Mn的增加，对二次加工性带来不良影响的MnS夹杂物增加，因此，为了在抑制二次加工性的降低的同时使耐磨损性、韧性都提高，在本发明中，将(Mn+Cr)限定为小于1.0％。需要说明的是，优选为小于0.90％。
上述成分为基本成分，但是，也可以在基本成分的基础上还含有选自Mo：0.001％以上且小于0.05％、V：0.001％以上且小于0.05％中的一种或两种作为选择元素。
选自Mo：0.001％以上且小于0.05％、V：0.001％以上且小于0.05％中的一种或两种
Mo、V均是有助于提高钢的淬透性、提高淬火回火处理后的冲击特性(韧性)的元素，可以根据需要比不可避免地含有的水准(0.001％)更多地选择含有一种或两种。
Mo是对于提高钢的淬透性有效的元素，但含量多达0.05％以上时，使碳化物的溶入延迟的效果增大，反而导致淬透性降低，无法得到充分的硬度，而且，Nb的效果消失，低温回火处理后的冲击特性降低。因此，含有的情况下，Mo优选限定为作为不可避免地含有的水准以上的0.001％以上、小于0.05％。需要说明的是，更优选为0.01％以上且0.03％以下。
V是通过使钢组织微细化而有助于提高冲击特性的元素，但含有0.05％以上的大量V时，使碳化物的溶入延迟的效果增大，反而导致淬透性降低，无法得到充分的硬度，而且，Nb的效果消失，低温回火处理后的冲击特性降低。出于这样的原因，含有的情况下，V优选限定为作为不可避免地含有的水准以上的0.001％以上、小于0.05％。需要说明的是，更优选为0.01％以上且0.03％以下。
上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。
本发明高碳冷轧钢板具有上述组成，并且具有分散有具有满足下述(1)式的平均粒径(dav)(μm)和满足下述(2)式的球化率(NSC/NTC)的碳化物的组织。
0.2≤dav≤0.7(μm)…(1)
(NSC/NTC)×100≥90％…(2)
在此，(1)式的平均粒径(dav)是设想成与在钢板截面观察到的各个碳化物同等面积的圆时各个圆的直径(等效圆直径)的平均值。分散的碳化物的平均粒径(dav)处于满足(1)式的范围时，具有冲击特性优良、进而在短时间的固溶处理后进行骤冷(淬火)的处理中也能够容易地确保期望的淬火硬度的效果。分散的碳化物的平均粒径(dav)小于0.2μm时，碳化物变细，分散的碳化物的数量增加，因此，向针状的二次加工的负荷增大。另外，平均粒径(dav)超过0.7μm时，在短时间的固溶处理后进行骤冷的处理中，难以确保期望的淬火硬度。
另外，在本发明中，利用(2)式的(NSC/NTC)来定义球化率。在此，NTC是观察面积每100μm2中的碳化物的总个数，NSC是在同一观察视野中视为球化的碳化物的个数，设定为满足dL/dS≤1.4的条件的碳化物个数。在此，将碳化物的长径设为dL、将短径设为dS。
碳化物无法说形成为完全的球状，并且根据观察面也大多以椭圆形的形式被观察到，因此，利用长径与短径的比(dL/dS)来规定球化的程度。在本发明中，将满足(dL/dS)为1.4以下的条件的碳化物作为球化的碳化物(球化碳化物)，将其个数设为NSC。另外，根据经验性见解，为了使钢板的二次加工性保持良好，球化率(NSC/NTC)×100需要为90％以上。
需要说明的是，上述碳化物的平均粒径和球化率的计算是使用扫描电子显微镜观察二次电子像(倍率：2000倍)并进行图像分析来进行。
从冷轧后的钢板(板厚中央部)裁取碳化物观察用试验片，埋入树脂中，进行研磨，利用腐蚀液进行蚀刻，利用扫描电子显微镜观察碳化物，在板厚中央部附近的观察面积100μm2的范围内，测定碳化物的等效圆直径、长径dL/短径dS比、NTC、NSC。在5个视野实施这样的测定，算出各自的平均值。这些测定和计算使用市售的图像分析软件winroof。
本发明高碳冷轧钢板为如下所述的高碳冷轧钢板：具有上述钢板组成和组织，在保持切削性等二次加工性的同时，冲裁、模锻、弯曲、二次加工等中使用的刀具的寿命与以往的高碳冷轧钢板为同等程度，而且在实施短时间的固溶处理后进行骤冷的处理和低温回火处理(淬火回火处理)后，与以往的高碳钢板相比，能够制造均衡地兼具高的硬度特性、优良的冲击特性和优良的耐磨损性的机械部件。
此处所述的“二次加工性优良”是指如图1所示进行切削加工(立铣刀加工)试验而施加于刀具(立铣刀)的力小于40N的情况(刀具转速为低速(1300rpm))或者小于35N的情况(刀具转速为高速(2300rpm)的情况)。
在本发明中，着眼于一般的立铣刀加工，如图1所示，使用立铣刀对钢板(被削材料)进行切削加工(立铣刀加工)，此时，利用安装于刀具上的切削动力计(未图示)，作为施加于刀具(立铣刀：φ6mm直径)的切削阻力，测定X方向分力、Y方向分力、Z方向分力后计算它们的合力，作为二次加工性的评价指数。需要说明的是，立铣刀加工试验的条件设定成切削速度：25m/分钟(低速)、45m/分钟(高速)、每刃进给量：0.016mm/齿、进刀量：0.2mm、刀具突出长度：25mm、切削距离：30mm，不使用切削油剂。
通过采用这样的立铣刀加工试验，能够在更接近实际使用环境的状态下评价二次加工性。施加于刀具的切削阻力小于40N(或者小于35N)时，意味着具有与以往的高碳冷轧钢板的二次加工性同等或者其以上的优良的二次加工性。
另外，此处所述的“优良的耐磨损性”是指实施使用图2所示的磨损试验装置的磨损试验而得到的磨损深度小于485μm的情况。
图2所示的磨损试验装置10是具有使线开卷的线开卷单元11、对开卷后的线2赋予期望的张力的张力调整单元12、具有使赋予张力后的线通过的孔1a～1d的磨损试验片1和将线卷绕的线卷绕单元13、能够在接近实机的状况下再现针织线所引起的织针的磨损的装置。需要说明的是，磨损试验装置10是线断裂时张力为零(0)、在该时刻装置自动停止的结构。
所使用的磨损试验片1设定为图3(a)所示形状的磨损试验片，从线轴(线开卷单元)11连续地开卷的线2通过张力调整单元12而被赋予适当的张力后，从形成在磨损试验片1的例如孔1a通过，在与孔1a接触而使孔1a磨损的同时，卷绕于线卷绕单元13。在一个试验片中形成有4处(1a～1d)孔。需要说明的是，关于磨损试验的条件，使用全消光聚酯制的针织线(标准110T48)，线的送给速度设定为160m/s，张力设定为10±2N/cm，实施至在一个孔中纺出10万米的线的长度为止，测定该孔中的磨损深度。在形成于一个磨损试验片的4处孔1a～1d分别实施这样的磨损试验，测定各孔的磨损深度，将它们的平均值作为该磨损试验片的磨损深度(平均)。
在上述条件下进行磨损试验的结果是，磨损深度小于485μm时，意味着具有与以往的高碳冷轧钢板的耐磨损性同等或者其以上的优良的耐磨损性。通过采用这样的磨损试验，能够在接近织针钩部的线所引起的磨损的状态下评价耐磨损性。需要说明的是，通过在这样的接近织针钩部的线所引起的磨损的状态下评价耐磨损性，发现了残留碳化物的存在对耐磨损性带来很大影响。耐磨损性与残留碳化物的面积率成比例，残留碳化物以面积率计小于3％时，无法确保期望的耐磨损性。残留碳化物优选以面积率计设定为3％以上。
另外，此处所述的“优良的冲击特性”是指如下情况：使用图4所示的冲击试验片(缺口宽度0.2mm的U型缺口试验片(缺口深度2.5mm、缺口半径0.1mm))，基于JIS K 7077，利用额定容量为1J的夏比冲击试验机(株式会社东洋精机制作所、型号DG-GB)，如图5所示，将支撑台间距设定为40mm，在室温下进行试验时的冲击值为9J/cm2以上。
通过使用这样的夏比冲击试验机，即使使用板厚小于1.0mm的试验片，也能够在接近作为金属材料的夏比冲击试验方法的JIS Z 2242的条件下进行试验，另外，通过使用这样的冲击试验片，应力集中系数提高，使冲击试验时的挠曲为最小限度，可以得到稳定的冲击值。通过采用这样的冲击试验方法和冲击试验片，能够评价接近实际使用环境的状态的冲击特性。需要说明的是，本发明人发现，冲击值具有残留碳化物量越少则显示越高值的倾向，残留碳化物量以面积率计超过6％时，冲击值的降低变得显著，因此，为了确保期望的冲击值，将残留碳化物以面积率计设定为小于6％。
如此，通过导入评价耐磨损性的新的磨损试验方法，并且导入评价二次加工性的立铣刀加工试验方法，能够基于接近实机的环境中的评价来规定适当的化学成分范围。
接着，对本发明高碳冷轧钢板的制造方法进行说明。
本发明高碳冷轧钢板通过对热轧钢板根据需要进行软化退火、反复进行冷轧和球化退火来制造。
本发明中使用的热轧钢板为在通常的制造条件下得到的热轧钢板即可，例如，可以将具有上述组成的钢片(钢坯)加热至1050～1250℃，在800～950℃的精轧温度下进行热轧，在600～750℃的卷取温度下制成卷材，由此制造热轧钢板。需要说明的是，热轧钢板的板厚根据期望的冷轧钢板的板厚以达到优选的冷轧压下率的方式适当设定即可。
通过对热轧钢板反复实施多次冷轧和球化退火，制成板厚小于1.0mm的高碳冷轧钢板。冷轧和球化退火优选分别反复进行2～5次。
冷轧的压下率优选设定为25～65％的范围。如果对冷轧的压下率小于25％的钢板(冷轧钢板)实施球化退火，则碳化物粗大化。另一方面，冷轧的压下率大于65％时，有时冷轧操作的负荷变得过大。因此，冷轧的压下率限定为25～65％的范围。需要说明的是，对于冷轧后不实施球化退火的最终冷轧，压下率的下限没有特别限定。
另外，球化退火优选在640～720℃范围的温度下进行。球化退火温度低于640℃时，球化容易变得不充分，另一方面，在高于720℃的温度下，碳化物容易粗大化。因此，球化退火设定为在640～720℃范围的温度下进行。需要说明的是，关于球化退火的保持时间，优选在9～30小时的范围内适当选择来进行。
需要说明的是，反复进行多次冷轧(25～65％)和球化退火(640～720℃)的理由是为了进行控制以使碳化物的平均粒径(dav)和球化率(NSC/NTC)×100分别满足上述(1)式和(2)式。
首先，通过冷轧向碳化物中导入裂纹，通过球化退火而使开始粉碎的碳化物发生球化，但是，仅利用一次球化退火，难以使碳化物的球化率提高至90％以上，残留棒状或板状的碳化物。这种情况下，对淬透性也带来不良影响，使向精密部件的冷加工性劣化。因此，为了使碳化物的球化率(NSC/NTC)×100为90％以上，交替反复进行冷轧和球化退火是最佳的，结果，可以在钢板中得到微细且球化率高的碳化物的分布。特别优选为2～5次的冷轧和2～5次的球化退火。需要说明的是，关于以冷轧前的热轧钢板的软化为目的的软化退火，也优选同样的温度范围。
以上为本发明高碳冷轧钢板的制造方法，但是，为了将该钢板制成作为最终目标的如织针这样的机械部件，优选在加工成规定的形状后进行以下热处理。
将分布有90％以上球化后的碳化物的高碳冷轧钢板加工成各种机械部件后，实施固溶处理后进行骤冷(淬火)的处理，接着实施回火处理。固溶处理中，将加热温度设定为760～820℃，将保持时间设定为短时间的3～15分钟。淬火(骤冷)优选使用油。在回火处理中，优选将回火温度设定为低温的200～350℃。需要说明的是，更优选为250～300℃。由此，能够制成具有600～750HV的硬度的各种机械部件。
固溶处理的保持时间长于15分钟时，碳化物过度溶入，奥氏体晶粒粗大化，由此，淬火后的马氏体相变粗，冲击特性降低。另一方面，保持时间短于3分钟时，碳化物的溶入不充分，在骤冷后难以得到期望的高硬度。因此，固溶处理的保持时间优选设定为3分钟以上且15分钟以下。更优选为5～10分钟。
另外，回火温度低于200℃时，马氏体相的韧性恢复变得不充分。另一方面，回火温度超过350℃时，硬度低于600HV，冲击值变高，但是，耐久性、耐磨损性降低，成为问题。因此，回火温度优选设定为200～350℃范围的温度。需要说明的是，更优选为250～300℃。关于回火处理的保持时间，优选在30分钟～3小时的范围内适当选择来进行。
以下，基于实施例，对本发明进一步进行说明。
实施例
将具有表1所示的化学成分的钢水在真空熔化炉中熔炼后，浇铸到铸模中，制成小型钢块(50kgf)。对这些小型钢块进行开坯轧制而制成钢片后，在加热温度为1150℃、精轧温度为870℃的条件下进行热轧，制成热轧钢板(板厚：4mm)。接着，在表2所示的条件下对所得到的热轧钢板进行冷轧和球化退火，制成板厚为0.4mm以上且小于1.0mm的冷轧钢板。
首先，从所得到的冷轧钢板裁取组织观察用试验片，埋入树脂中，进行研磨、腐蚀，利用扫描电子显微镜的二次电子像(倍率：2000倍)观察组织，进行拍摄，通过图像分析算出碳化物的平均粒径(dav)和球化率(NSC/NTC)。在板厚中央部附近的观察面积100μm2的范围内，求出各个碳化物的等效圆直径、各个碳化物的长径dL/短径dS比，并且测定观察面积每100μm2中的碳化物总数NTC、满足dL/dS为1.4以下的条件的碳化物的总数NSC。在5个视野实施这样的测定，分别算出它们的平均值。这些测定和计算使用市售的图像分析软件winroof。另外，对于组织观察用试验片，依据JIS G 0555，以A系夹杂物作为对象，测定洁净度dA。需要说明的是，测定视野设定为60个视野。
此外，从所得到的冷轧钢板裁取试验片，在表3所示的条件下，如图1所示，实施切削性试验(立铣刀加工试验)，测定施加于刀具(立铣刀：6mm直径)的X方向、Y方向、Z方向的力后，计算合力，作为切削阻力。需要说明的是，刀具的转速设定为低速(1300rpm)和高速(2300rpm)这两种。
接着，对所得到的冷轧钢板进行如下的热处理：在表4所示的条件下，装入加热炉中实施短时间固溶处理后，实施进行骤冷(油淬火)的处理，进一步实施低温回火处理。从热处理完成后的钢板裁取试验片，实施残留碳化物调查、硬度试验、冲击试验、磨损试验。试验方法如下所述。
(1)残留碳化物调查
从热处理完成后的钢板裁取组织观察用试验片，埋入树脂中，进行研磨、腐蚀，利用扫描电子显微镜的二次电子像(倍率：2000倍)观察组织，进行拍摄，通过图像分析，以等效圆直径为0.1μm以上的大小的残留碳化物作为对象，算出残留碳化物的面积率(％)。需要说明的是，测定面积设定为100μm2。
(2)硬度试验
从热处理完成后的钢板沿与轧制方向成直角的方向切割出硬度试验片，将其埋入树脂中，对截面进行研磨，在板厚中央部进行硬度测定。硬度测定中，依据JIS Z 2244的规定，使用维氏硬度计(试验力：49.0N)，测定各5点，将它们的平均值作为该钢板的硬度。
(3)冲击试验
从热处理完成后的钢板以与轧制方向平行的方式裁取图4所示的冲击试验片(缺口宽度为0.2mm的U型缺口试验片(缺口深度2.5mm、缺口半径0.1mm))，基于JIS K 7077，利用额定容量为1J的夏比冲击试验机(株式会社东洋精机制作所制造的型号DG-GB)，如图5所示，将支撑台间距设定为40mm，在室温下实施夏比冲击试验，求出冲击值(J)。试验片设定为各5条，将所得到的各冲击值的平均作为该钢板的冲击值。
(4)磨损试验
从热处理完成后的钢板裁取图3所示形状的磨损试验片，使用图2所示的磨损试验装置实施磨损试验。关于磨损试验的条件，使用全消光聚酯制的针织线(标准110T48)，线的送给速度设定为160m/s，张力设定为10±2N/cm。使线在一个孔中走行10万米后，使试验装置停止，如图3(b)所示，利用光学显微镜对在磨损试验片1的孔(在此为1a)中形成的磨损深度进行测定。在各孔(1a～1d)中分别实施这样的磨损试验，测定各孔(4处)的磨损深度，求出它们的平均值，作为该磨损试验片的磨损深度。
将所得到的结果示于表5中。
Figure BDA0002325919770000221
[表2]
Figure BDA0002325919770000231
[表3]
切削速度(m/分钟) 25(低速)、45(高速)
每刃进给量(mm/齿) 0.016
进刀量(mm) 0.2
切削油剂 无
刀具突出长度(mm) 25
切削距离(mm) 30
[表4]
Figure BDA0002325919770000232
Figure BDA0002325919770000241
本发明例均是施加于刀具的力(切削阻力)在低速加工中小于40N、在高速加工中小于35N、二次加工性与以往的高碳冷轧钢板为同等的高碳冷轧钢板，实施短时间固溶处理后骤冷(油淬火)处理和低温回火处理后，具有硬度满足600～750HV范围的高硬度特性，冲击值满足9J/cm2以上，冲击特性优良，并且，成为磨损深度小于485μm的耐磨损性优良的高碳冷轧钢板，评价为“◎”。另一方面，在本发明的范围以外的比较例中，施加于刀具的力(切削阻力)在低速加工中为40N以上、在高速加工中为35N以上，二次加工性差；或者，在实施短时间固溶处理后骤冷(油淬火)处理后进一步实施低温回火处理的热处理后，冲击值小于9J/cm2，冲击特性降低；或者，磨损深度为485μm以上，耐磨损性降低，是评价为“×”的高碳冷轧钢板。
具体而言，在C量低于本发明的范围的比较例(钢板No.1)中，切削阻力低，二次加工性优良，冲击值也为9J/cm2以上，冲击特性优良，但残留碳化物少，磨损深度为485μm以上，耐磨损性降低。另外，C量高出本发明的范围的比较例(钢No.12)中，残留碳化物多，磨损深度小于485μm，耐磨损性优良，但冲击值小于9J/cm2，冲击特性降低。此外，(Mn+Cr)超过1.0％，洁净度也差，施加于刀具的力(切削阻力)高，二次加工性降低。另外，(Mn+Cr)为1.0％以上而高于本发明的范围的比较例(钢板No.9、No.10、No.11)中，均是残留碳化物较多，磨损深度小于485μm，耐磨损性优良，但冲击值小于9J/cm2，冲击特性降低。此外，洁净度差，施加于刀具的力(切削阻力)高，二次加工性降低。另外，V量高于本发明的范围的比较例(钢板No.13)、Mo量高于本发明的范围的比较例(钢板No.14)中，残留碳化物较多，耐磨损性优良，但韧性降低。另外，Nb量低于本发明的范围的比较例(钢板No.3、No.15)、Nb量高于本发明的范围的比较例(钢板No.16)中，均是冲击值小于9J/cm2，冲击特性降低。需要说明的是，(Mn+Cr)低至0.14％的本发明例(钢板No.19)显示出耐磨损性略微降低的倾向，(Mn+Cr)高达0.90％的本发明例(钢板No.20)显示出二次加工性略微降低的倾向。另外，(Mn+Cr)超过1.0％的比较例(钢板No.21)、Cr高于本发明的范围的比较例(钢板No.22)中，残留碳化物以面积率计超过6％，耐磨损性优良，但冲击值小于9J/cm2，冲击特性降低。
符号说明
1 磨损试验片
1a、1b、1c、1d 孔
2 线
10 磨损试验装置
11 线开卷单元(线轴)
12 张力调整单元
13 线卷绕单元

Claims (8)

1.一种高碳冷轧钢板，其特征在于，
具有以质量%计含有C：0.85%以上且1.10%以下、Mn：0.49%以下、Si：0.10%以上且0.35%以下、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Cr：小于0.60%、Nb：0.005%以上且0.020%以下、并且Mn含量与Cr含量的合计(Mn+Cr)满足小于1.0%、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板组成，
进一步具有分散在钢板中的碳化物的平均粒径(dav)和球化率(NSC/NTC)×100%分别满足下述(1)式和下述(2)式的钢板组织，
钢板板厚小于1.0mm，
0.2μm≤dav≤0.7μm …(1)
(NSC/NTC)×100≥90% …(2)
其中，
dav：碳化物的等效圆直径的平均值即平均粒径、
NTC：观察面积每100μm2中的碳化物的总个数、
NSC：观察面积每100μm2中的、满足长径(dL)/短径(dS)为1.4以下的条件的碳化物的个数。
2.如权利要求1所述的高碳冷轧钢板，其特征在于，代替所述钢板组成而设定为如下所述的钢板组成：以质量%计含有C：0.85%以上且1.10%以下、Mn：0.49%以下、Si：0.10%以上且0.35%以下、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Cr：小于0.50%、Nb：0.005%以上且0.020%以下，并且Mn含量与Cr含量的合计(Mn+Cr)满足小于0.90%，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
3.如权利要求1或2所述的高碳冷轧钢板，其特征在于，所述钢板组成为以质量%计还含有选自Mo：0.001%以上且小于0.05%、V：0.001%以上且小于0.05%中的一种或两种的钢板组成。
4.一种高碳冷轧钢板的制造方法，其中，对具有权利要求1～3中任一项所述的钢板组成的热轧钢板反复进行冷轧和球化退火从而制造高碳冷轧钢板，所述制造方法的特征在于，
制成如下所述的高碳冷轧钢板：分散在所述高碳冷轧钢板中的碳化物的平均粒径(dav)和球化率(NSC/NTC)分别满足下述(1)式和下述(2)式，所述高碳冷轧钢板的板厚小于1.0mm，
0.2μm≤dav≤0.7μm …(1)
(NSC/NTC)×100≥90% …(2)
其中，
dav：碳化物的等效圆直径的平均值即平均粒径、
NTC：观察面积每 100μm2中的碳化物的总个数、
NSC：观察面积每100μm2中的、满足长径(dL)/短径(dS)为1.4以下的条件的碳化物的个数。
5.如权利要求4所述的高碳冷轧钢板的制造方法，其特征在于，反复进行所述冷轧和球化退火的次数为2～5次。
6.如权利要求4或5所述的高碳冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧的压下率为25～65%，所述球化退火的温度为640～720℃。
7.一种高碳钢制机械部件的制造方法，其中，以权利要求1～3中任一项所述的高碳冷轧钢板作为原材，对该原材实施二次加工而制成规定形状的机械部件后，对该机械部件实施短时间固溶处理后进行骤冷的处理和回火处理，所述机械部件的制造方法的特征在于，
将所述短时间固溶处理后进行骤冷的处理设定为在760～820℃范围的温度下保持3～15分钟范围的时间后进行骤冷的处理，将所述回火处理设定为在200～350℃范围的温度下进行回火的处理，从而制成兼具优良的耐磨损性和优良的韧性的机械部件。
8.一种高碳钢制机械部件，其通过权利要求7所述的高碳钢制机械部件的制造方法制造而成。
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