JP2020132953A - 鋼板および鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐摩耗性および靱性を両立した鋼板を実現する。【解決手段】質量％で、０．４０％以上０．９０％以下のＣを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む鋼板であって、ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む、（１）パーライトのみからなる共析鋼、（２）パーライトおよび面積率が１５％以下の初析フェライトを含む亜共析鋼、（３）パーライトおよび直径が１０μｍ未満の初析セメンタイトを含む過共析鋼、の何れか一つにより形成される。【選択図】なし
Description
本発明は、鋼板および鋼板の製造方法に関する。
自動車部品、産業機械のチェーン部品、歯車などの動力伝達部材や、木材の切断・草刈等に使用する丸鋸、帯鋸などの刃物部材には、耐摩耗性が要求される。一般に鋼材の耐摩耗性は、硬さを高めることによって向上する。そのため、耐摩耗性を重視する部材には、焼入れ等の熱処理を利用して硬質化させた鋼材や、炭素等の合金元素含有量の高い鋼材が多用される。すなわち、鋼材の硬さと耐摩耗性とは密接な関係にあり、従来、鋼材に耐摩耗性を付与する手法としては硬さを増大させる手法を採用することが一般的である。
一方、刃が高速回転する丸鋸などの刃物部材では、使用中に折損しないことが重要である。折損を防止するためには鋼材の靭性を確保する必要がある。しかし、耐摩耗性の向上に有利な硬質化は、靭性を低下させる要因となる。そのため、一般に「耐摩耗性」と「靭性」はトレードオフの関係にある。
果実、穀物、綿花等の農産物を刈り取る丸鋸など一部の刃物においては、摩耗が比較的穏やかであることから、硬さよりも、折損防止に有利な「靭性」が重視される。そのような刃物用途では、焼入れ等の調質熱処理を経て硬質化された「調質材」ではなく、フェライト相＋球状化セメンタイト組織の「非調質材」が適用されることも多い。しかしながら、製品の長寿命化に対する要求は根強く、摩耗が比較的穏やかな用途であっても、耐摩耗性の改善要望が高まりつつある。非調質材において「耐摩耗性」および「靭性」を高いレベルで両立させる技術の構築が望まれる。
特許文献１には、Ｎｂ、Ｔｉの１種以上を含有する炭化物の粒子が分散した組織を有する、「耐摩耗性」および「靱性」を両立させた非調質材の鋼板が開示されている。
しかしながら、上述のような従来技術による鋼板は、耐摩耗性について改善の余地があった。本発明の一態様は、非調質材において、「耐摩耗性」および「靱性」を従来よりも高いレベルで両立した鋼板を実現することを目的とする。
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、０．４０％以上０．９０％以下のＣを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む鋼板であって、ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む、以下の（１）から（３）の何れか１つにより形成される鋼板：（１）上記パーライトのみからなる共析鋼、（２）上記パーライトおよび初析フェライトを含み、上記初析フェライトの面積率が１５％以下である亜共析鋼、（３）上記パーライトおよび初析セメンタイトを含み、上記初析セメンタイトの直径が１０μｍ未満である過共析鋼。
本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｓｉ：０．０２％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、およびＣｒ：１．２％以下をさらに含んでいてもよい。
本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下、およびＴｉ：０．３％以下のうちの少なくとも１つをさらに含んでいてもよい。
本発明の一態様に係る鋼板は、板厚が２ｍｍ以下であってもよい。
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法は、上記のいずれかの鋼板を製造する方法であって、上記鋼板の素材となるスラブに熱延処理を施す熱延工程と、上記熱延工程により得られた上記鋼板に冷延処理を施す冷延工程と、上記冷延工程後の上記鋼板に（ａ）加熱処理、（ｂ）第１冷却処理、および（ｃ）第２冷却処理をこの順で施す熱処理工程と、を含み、（ａ）上記加熱処理では、８００℃以上の温度Ｔ（℃）において−０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長い時間加熱し、（ｂ）上記第１冷却処理では、１５℃／秒以上の冷却速度により５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却し、（ｃ）上記第２冷却処理では、上記第１冷却処理後の上記鋼板を、上記第１冷却処理終了時の温度から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持する。
本発明の一態様によれば、非調質材において、「耐摩耗性」および「靱性」を従来よりも高いレベルで両立した鋼板を実現できる。
以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をより良く理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。
＜鋼板＞
本実施形態に係る鋼板は、質量％で、０．４０％以上０．９０％以下のＣを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む鋼板であって、ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む共析鋼、亜共析鋼、および過共析鋼のいずれか１つにより形成される鋼板である。
本実施形態に係る鋼板は、質量％で、０．４０％以上０．９０％以下のＣを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む鋼板であって、ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む共析鋼、亜共析鋼、および過共析鋼のいずれか１つにより形成される鋼板である。
〔パーライト〕
本願発明では、耐摩耗性の向上に有効なパーライト組織を十分に確保することが非常に重要で、本願発明で規定する共析鋼、亜共析鋼および過共析鋼は全てパーライト組織を含んでいる。パーライト組織が摩擦されると、図１に示すようにパーライト組織中に存在する層状のセメンタイトが摩擦面と並行に緻密な層状に重なって表面を覆う形態（図１における流動領域）となる。セメンタイトはフェライトに比べ非常に硬く耐摩耗性に優れていることから、パーライト組織を十分に確保することで非常に優れた耐摩耗性を得ることが可能となる。一方、パーライト組織は軟質で靭性に優れるフェライトと層状セメンタイトとの複合組織でもあり、靭性にも優れている。
本願発明では、耐摩耗性の向上に有効なパーライト組織を十分に確保することが非常に重要で、本願発明で規定する共析鋼、亜共析鋼および過共析鋼は全てパーライト組織を含んでいる。パーライト組織が摩擦されると、図１に示すようにパーライト組織中に存在する層状のセメンタイトが摩擦面と並行に緻密な層状に重なって表面を覆う形態（図１における流動領域）となる。セメンタイトはフェライトに比べ非常に硬く耐摩耗性に優れていることから、パーライト組織を十分に確保することで非常に優れた耐摩耗性を得ることが可能となる。一方、パーライト組織は軟質で靭性に優れるフェライトと層状セメンタイトとの複合組織でもあり、靭性にも優れている。
〔共析鋼〕
共析鋼は、当該共析鋼の金属組織がパーライトのみからなる鋼である。
共析鋼は、当該共析鋼の金属組織がパーライトのみからなる鋼である。
〔亜共析鋼〕
亜共析鋼は、共析鋼よりもＣの含有量が少ない鋼であり、標準組織である場合にはパーライトおよび初析フェライトを含む金属組織である。当該亜共析鋼における初析フェライトの面積率は１５％以下であり、これは、例えば、オーステナイト温度域から冷却速度を制御することによって達成することができる。
亜共析鋼は、共析鋼よりもＣの含有量が少ない鋼であり、標準組織である場合にはパーライトおよび初析フェライトを含む金属組織である。当該亜共析鋼における初析フェライトの面積率は１５％以下であり、これは、例えば、オーステナイト温度域から冷却速度を制御することによって達成することができる。
亜共析鋼では、耐摩耗性に劣る初析フェライトの面積率が多くなると、摩擦された際にパーライト中の層状セメンタイトによる表面の被覆が十分でなくなるため、十分な耐摩耗性が得られなくなる。初析フェライトの面積率を１５％以下に制限し、耐摩耗性の向上に有効なパーライト組織を十分に確保することにより優れた耐摩耗性と靭性を両立させることが可能となる。
〔過共析鋼〕
過共析鋼は、共析鋼よりもＣの含有量が多い鋼であり、標準組織である場合にはパーライトおよび初析セメンタイトを含む金属組織である。当該過共析鋼の粒界（結晶粒界）に存在する初析セメンタイトの長径（直径）が１０μｍ未満であり、これは、例えば、オーステナイト温度域から冷却速度を制御することによって達成することができる。これにより、粗大な初析セメンタイトが存在しないため、変形時に初析セメンタイト近傍における粗大なボイド（空隙）の形成を抑えることができ、優れた靭性が得られる。
過共析鋼は、共析鋼よりもＣの含有量が多い鋼であり、標準組織である場合にはパーライトおよび初析セメンタイトを含む金属組織である。当該過共析鋼の粒界（結晶粒界）に存在する初析セメンタイトの長径（直径）が１０μｍ未満であり、これは、例えば、オーステナイト温度域から冷却速度を制御することによって達成することができる。これにより、粗大な初析セメンタイトが存在しないため、変形時に初析セメンタイト近傍における粗大なボイド（空隙）の形成を抑えることができ、優れた靭性が得られる。
〔板厚〕
本実施形態における鋼板の板厚は、２ｍｍ以下である。このような板厚範囲内により、１５℃／秒以上の冷却速度が得られ、亜共析鋼の場合は、初析フェライトの生成を抑えることができる。過共析鋼の場合は、初析セメンタイトの生成を抑えることができる。
本実施形態における鋼板の板厚は、２ｍｍ以下である。このような板厚範囲内により、１５℃／秒以上の冷却速度が得られ、亜共析鋼の場合は、初析フェライトの生成を抑えることができる。過共析鋼の場合は、初析セメンタイトの生成を抑えることができる。
〔硬さ〕
本実施形態における鋼板の硬さは、特に制限はないが、２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下の鋼板であることが好ましい。上述のような共析鋼、亜共析鋼および過共析鋼により形成される鋼板において、硬さが２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下であれば、耐摩耗性および靱性を高いレベルで両立できる。なお、ここでいう鋼板の硬さとは、ビッカース硬さ（Ｈｖ１０）を意味する。
本実施形態における鋼板の硬さは、特に制限はないが、２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下の鋼板であることが好ましい。上述のような共析鋼、亜共析鋼および過共析鋼により形成される鋼板において、硬さが２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下であれば、耐摩耗性および靱性を高いレベルで両立できる。なお、ここでいう鋼板の硬さとは、ビッカース硬さ（Ｈｖ１０）を意味する。
〔鋼板に含まれる成分〕
以下、鋼板の成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
以下、鋼板の成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
本実施形態に係る鋼板は、０．４０％以上０．９０％以下のＣ（炭素）を含み、残部としてＦｅ（鉄）および不可避不純物を含む鋼板である。
（Ｃ）
本実施形態に係る鋼板は、０．４０％以上０．９０％以上のＣを含む。すなわち、本実施形態に係る鋼板は、中炭素鋼または高炭素鋼の鋼板である。Ｃは、中炭素鋼および高炭素鋼において最も基本となる成分であり、鋼板における含有量に応じて鋼板の加工性、炭化物量などが大きく変動する。
本実施形態に係る鋼板は、０．４０％以上０．９０％以上のＣを含む。すなわち、本実施形態に係る鋼板は、中炭素鋼または高炭素鋼の鋼板である。Ｃは、中炭素鋼および高炭素鋼において最も基本となる成分であり、鋼板における含有量に応じて鋼板の加工性、炭化物量などが大きく変動する。
Ｃの含有量が０．４０％以上であることにより、鋼板における炭化物量が十分となるため、亜共析鋼において、パーライトを含み、初析フェライト面積率が低い金属組織が得られる。これにより、初析フェライト面積率を１５％以下に低下させるとともにパーライトラメラ間隔を微細化し、好適なパーライトラメラ間隔の金属組織を有する鋼板を得ることができる。また、Ｃの含有量が多くなると粗大な炭化物が多くなり、靭性低下の要因となるためＣの含有量は０．９０％以下に制限される。
〔鋼板に含まれ得るその他の成分〕
また、本実施形態に係る鋼板は、上述の成分以外にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒを含み、Ｖ、Ｍｏ、ＮｂおよびＴｉのうちの少なくとも１つをさらに含んでいてもよい。
また、本実施形態に係る鋼板は、上述の成分以外にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒを含み、Ｖ、Ｍｏ、ＮｂおよびＴｉのうちの少なくとも１つをさらに含んでいてもよい。
（Ｓｉ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｓｉ（ケイ素）を含む。Ｓｉは鋼板の加工性に対して影響を及ぼす成分である。鋼板におけるＳｉの含有量は、０．０２％以上０．５０％以下であることが好ましい。Ｓｉの含有量が０．０２％以上であることにより、鋼板に含まれる酸素を除去するための脱酸剤として利用することができる。また、Ｓｉを多量に含有すると靱性低下の要因となるため、Ｓｉの含有量は０．５０％以下に制限される。
本実施形態に係る鋼板は、Ｓｉ（ケイ素）を含む。Ｓｉは鋼板の加工性に対して影響を及ぼす成分である。鋼板におけるＳｉの含有量は、０．０２％以上０．５０％以下であることが好ましい。Ｓｉの含有量が０．０２％以上であることにより、鋼板に含まれる酸素を除去するための脱酸剤として利用することができる。また、Ｓｉを多量に含有すると靱性低下の要因となるため、Ｓｉの含有量は０．５０％以下に制限される。
（Ｍｎ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｍｎ（マンガン）を含む。Ｍｎは鋼板の硬度向上に有効な成分である。鋼板におけるＭｎの含有量は、０．２％以上１．５％以下であることが好ましい。多量にＭｎを含有することは、熱延鋼板の硬質化を招き、製造性が低下する原因となるため、Ｍｎの含有量は１．５％以下に制限される。
本実施形態に係る鋼板は、Ｍｎ（マンガン）を含む。Ｍｎは鋼板の硬度向上に有効な成分である。鋼板におけるＭｎの含有量は、０．２％以上１．５％以下であることが好ましい。多量にＭｎを含有することは、熱延鋼板の硬質化を招き、製造性が低下する原因となるため、Ｍｎの含有量は１．５％以下に制限される。
（Ｐ、Ｓ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）を含む。ＰおよびＳはいずれも、鋼板の靱性を低下させる成分である。鋼板におけるＰの含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。また、鋼板におけるＳの含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。鋼板におけるＰおよびＳの含有量が、上述の好ましい範囲にあることにより、靱性に優れた鋼板を得ることができる。
本実施形態に係る鋼板は、Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）を含む。ＰおよびＳはいずれも、鋼板の靱性を低下させる成分である。鋼板におけるＰの含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。また、鋼板におけるＳの含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。鋼板におけるＰおよびＳの含有量が、上述の好ましい範囲にあることにより、靱性に優れた鋼板を得ることができる。
（Ｃｒ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｃｒ（クロム）を含む。Ｃｒは、鋼板の強度向上に有効な成分である。鋼板におけるＣｒの含有量は、１．２％以下であることが好ましい。多量のＣｒは靱性低下の要因となるため、Ｃｒの含有量は１．２％以下に制限される。
本実施形態に係る鋼板は、Ｃｒ（クロム）を含む。Ｃｒは、鋼板の強度向上に有効な成分である。鋼板におけるＣｒの含有量は、１．２％以下であることが好ましい。多量のＣｒは靱性低下の要因となるため、Ｃｒの含有量は１．２％以下に制限される。
（Ｍｏ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｍｏ（モリブデン）を含んでいてもよい。Ｍｏは、鋼板の靱性向上に有効な成分である。鋼板におけるＭｏの含有量は、０．３％以下であることが好ましい。Ｍｏは、鋼板に過剰に添加してもコストに見合った靱性向上効果は得られない。そのため、Ｍｏの含有量は、０．３％以下に抑えることが好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、Ｍｏ（モリブデン）を含んでいてもよい。Ｍｏは、鋼板の靱性向上に有効な成分である。鋼板におけるＭｏの含有量は、０．３％以下であることが好ましい。Ｍｏは、鋼板に過剰に添加してもコストに見合った靱性向上効果は得られない。そのため、Ｍｏの含有量は、０．３％以下に抑えることが好ましい。
（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｖ（バナジウム）、Ｔｉ（チタン）およびＮｂ（ニオブ）の少なくともいずれかを含んでいてもよい。Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、鋼板中において硬質な炭化物として形成される成分である。鋼板におけるＶ、ＴｉおよびＮｂの含有量は、それぞれ０．３％以下であることが好ましい。鋼板におけるＶ、ＴｉおよびＮｂの含有量が、それぞれ０．３％以下であることにより、コストの増加および鋼板の製造性の低下を防止することができる。
本実施形態に係る鋼板は、Ｖ（バナジウム）、Ｔｉ（チタン）およびＮｂ（ニオブ）の少なくともいずれかを含んでいてもよい。Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、鋼板中において硬質な炭化物として形成される成分である。鋼板におけるＶ、ＴｉおよびＮｂの含有量は、それぞれ０．３％以下であることが好ましい。鋼板におけるＶ、ＴｉおよびＮｂの含有量が、それぞれ０．３％以下であることにより、コストの増加および鋼板の製造性の低下を防止することができる。
本実施形態に係る鋼板は、Ｃ以外の成分として上述した各成分を含み得る。好適な態様としては、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒを含み、さらに、含有量が０．０３％以下のＰおよびＳを含むものである。より好適な態様では、これらをすべて含んでいる。さらに別の態様では、Ｃに加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒを含み、さらに、含有量が０．０３％以下のＰおよびＳを含み、好ましくは全てを含んでいる態様において、Ｖ、Ｍｏ、ＮｂおよびＴｉのうちの少なくとも１つをさらに含むものが挙げられる。
＜鋼板の製造方法＞
以下に、本実施形態に係る鋼板の製造方法を示す。本実施形態に係る鋼板の製造方法は、素材となるスラブ（素材スラブ）から、本実施形態に係る鋼板を製造する方法であって、熱延工程と、冷延工程と、熱処理工程とを含む。ここで、素材スラブとは、具体的には、上述の本実施形態に係る鋼板の成分を含み、上述の各工程を施す前のスラブのことを指す。
以下に、本実施形態に係る鋼板の製造方法を示す。本実施形態に係る鋼板の製造方法は、素材となるスラブ（素材スラブ）から、本実施形態に係る鋼板を製造する方法であって、熱延工程と、冷延工程と、熱処理工程とを含む。ここで、素材スラブとは、具体的には、上述の本実施形態に係る鋼板の成分を含み、上述の各工程を施す前のスラブのことを指す。
〔熱延工程〕
熱延工程では、素材スラブに熱延処理を施す。具体的には、素材スラブを１２００℃以上に加熱した後、８００℃以上９５０℃以下の温度で熱延仕上げを行う。熱延仕上げ温度が８００℃以上であることにより、鋼板の変形抵抗が高くならず、熱延による鋼板の製造性の低下を防止することができる。また、熱延工程における温度が９５０℃以下であることにより、コイル表面におけるスケール疵の発生を防ぎ、表面品質の低下を抑制することができる。熱延仕上げ後、１０℃／秒以上の冷却速度で６７０℃以下まで冷却し、５７０℃以上６５０℃以下で熱延仕上げ後に得られた熱延鋼板を巻取る。
熱延工程では、素材スラブに熱延処理を施す。具体的には、素材スラブを１２００℃以上に加熱した後、８００℃以上９５０℃以下の温度で熱延仕上げを行う。熱延仕上げ温度が８００℃以上であることにより、鋼板の変形抵抗が高くならず、熱延による鋼板の製造性の低下を防止することができる。また、熱延工程における温度が９５０℃以下であることにより、コイル表面におけるスケール疵の発生を防ぎ、表面品質の低下を抑制することができる。熱延仕上げ後、１０℃／秒以上の冷却速度で６７０℃以下まで冷却し、５７０℃以上６５０℃以下で熱延仕上げ後に得られた熱延鋼板を巻取る。
次に、熱延鋼板に酸洗処理を施し、スケール疵を除去する。熱延鋼板が硬く、次の冷延工程において鋼板を冷延することが困難である場合、冷延工程の前に鋼板を焼鈍して鋼板を軟化させてもよい。冷延工程前の焼鈍における焼鈍温度は、６００℃以上７８０℃以下であることが好ましい。焼鈍温度が７１０℃を超える場合は、加熱保持後６５０℃以下まで徐冷（２０℃/ｈ以下）する。これにより、熱延工程後の熱延鋼板が硬い場合であっても、続く冷延工程において熱延鋼板を冷延することができる。
〔冷延工程〕
冷延工程（第１冷延工程）では、熱延工程後（熱延鋼板を酸洗した後）により得られた鋼板に冷延処理を施して所定の厚み（板厚）の鋼板にする。冷延工程における冷延率は、特に限定されるものではなく、所定の鋼板の厚みに応じて、適宜設定することができる。
冷延工程（第１冷延工程）では、熱延工程後（熱延鋼板を酸洗した後）により得られた鋼板に冷延処理を施して所定の厚み（板厚）の鋼板にする。冷延工程における冷延率は、特に限定されるものではなく、所定の鋼板の厚みに応じて、適宜設定することができる。
冷延工程後にオーステナイト温度域に鋼板を加熱して溶体化するため、冷延工程において冷延する前の鋼板の金属組織は特に限定されない。
なお、冷延工程において冷延を鋼板に施した際に、鋼板が硬化し、次の熱処理工程において鋼板に連続熱処理を施すことが困難である場合、熱処理工程の前に焼鈍を施して鋼板を軟化させてもよい。熱処理前の焼鈍における焼鈍温度は特に限定されないが、例えば、６００℃以上７２０℃以下であることが好ましい。
〔熱処理工程〕
熱処理工程では、冷延工程後の鋼板に（ａ）加熱処理、（ｂ）第１冷却処理および（ｃ）第２冷却処理の一連の熱処理を施す。
熱処理工程では、冷延工程後の鋼板に（ａ）加熱処理、（ｂ）第１冷却処理および（ｃ）第２冷却処理の一連の熱処理を施す。
（加熱処理）
加熱処理では、冷延工程後の鋼板を、８００℃以上の温度Ｔ（℃）において−０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長い時間加熱し、溶体化する。加熱処理における加熱温度は、８００℃以上９５０℃以下であることが好ましい。鋼板を８００℃以上の温度で加熱することで、鋼板が十分に溶体化し、金属組織に対する初析フェライトの面積率の低いパーライトを得ることができる。また、鋼板を９５０℃以下の高温すぎない温度で加熱することで、オーステナイト粒径の粗大化を防ぐことができる。また、加熱温度が高温すぎないことで、過大なエネルギーを消費せず、加熱処理に用いる炉内の耐火物の劣化を抑え、コストを削減することができる。
加熱処理では、冷延工程後の鋼板を、８００℃以上の温度Ｔ（℃）において−０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長い時間加熱し、溶体化する。加熱処理における加熱温度は、８００℃以上９５０℃以下であることが好ましい。鋼板を８００℃以上の温度で加熱することで、鋼板が十分に溶体化し、金属組織に対する初析フェライトの面積率の低いパーライトを得ることができる。また、鋼板を９５０℃以下の高温すぎない温度で加熱することで、オーステナイト粒径の粗大化を防ぐことができる。また、加熱温度が高温すぎないことで、過大なエネルギーを消費せず、加熱処理に用いる炉内の耐火物の劣化を抑え、コストを削減することができる。
加熱処理における加熱時間は、上述の加熱温度Ｔ（℃）において、−０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長く、−０．３６×Ｔ＋４８５（秒）より短い時間であることが好ましい。加熱時間が−０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長いことで、鋼板が十分に溶体化し、未溶解炭化物が残存するのを防止することができる。また、加熱時間が−０．３６×Ｔ＋４８５（秒）より短いことで、鋼板におけるオーステナイト粒径の粗大化を抑制することができる。
（第１冷却処理）
第１冷却処理では、加熱処理後の鋼板を、１５℃／秒以上の冷却速度で、加熱処理における加熱温度から５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却する。冷却速度が１５℃／秒以上であることで、鋼板が亜共析鋼である場合には、初析フェライトの生成を抑えることができ、鋼板が過共析鋼である場合には、初析セメンタイトの生成を抑えることができる。また、加熱処理における加熱温度から５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却することで、オーステナイトからパーライトへの変態（パーライト変態）を好適に開始させることができる。
第１冷却処理では、加熱処理後の鋼板を、１５℃／秒以上の冷却速度で、加熱処理における加熱温度から５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却する。冷却速度が１５℃／秒以上であることで、鋼板が亜共析鋼である場合には、初析フェライトの生成を抑えることができ、鋼板が過共析鋼である場合には、初析セメンタイトの生成を抑えることができる。また、加熱処理における加熱温度から５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却することで、オーステナイトからパーライトへの変態（パーライト変態）を好適に開始させることができる。
（第２冷却処理）
第２冷却処理では、第１冷却処理後の鋼板を、第１冷却処理終了時の温度（第１冷却終了温度）から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持する。当該温度範囲においてパーライト変態を完了させるには、１０秒以上の時間が必要となるためである。第２冷却処理により、パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以下である金属組織の冷延鋼板が得られる。鋼板が亜共析鋼である場合には、さらに、初析フェライトの面積率が１５％以下となる金属組織の冷延鋼板が得られる。
第２冷却処理では、第１冷却処理後の鋼板を、第１冷却処理終了時の温度（第１冷却終了温度）から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持する。当該温度範囲においてパーライト変態を完了させるには、１０秒以上の時間が必要となるためである。第２冷却処理により、パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以下である金属組織の冷延鋼板が得られる。鋼板が亜共析鋼である場合には、さらに、初析フェライトの面積率が１５％以下となる金属組織の冷延鋼板が得られる。
第２冷却処理終了時の温度（第２冷却終了温度）は、５７０℃以上６６０℃以下であることが好ましい。第２冷却終了温度の下限を５７０℃としてパーライトを生成させることで、オーステナイトからパーライトへの変態温度が低すぎないため、ベイナイトの生成を抑制し、好適にパーライトを生成することができる。また、第２冷却終了温度の上限を６６０℃としてパーライトを生成させることで、鋼板が亜共析鋼である場合、初析フェライトの生成を抑制することができる。
第２冷却処理における冷却時間は、１５秒以上４０秒以下が好ましい。第２冷却処理における冷却時間が上述の範囲にあることにより、低温に冷却するまでの高温域の間にオーステナイトからパーライトへの変態を完了させることができる。その結果、パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを好適に生成することができる。
なお、第２冷却処理では、第１冷却処理終了時の温度から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持してさえいれば、第１冷却終了温度から第２冷却終了温度まで冷却していてもよい。
また、第２冷却処理の後に、任意の冷却速度にて室温まで冷却した後、調質圧延および冷延などの圧延を鋼板にさらに施してもよい。これにより、鋼板の降伏伸びを解消したり、硬さを調整したりすることができる。
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
＜素材スラブの製造＞
まず、以下の表１に示す成分を有する鋼種の素材スラブを製造した。なお、比較例において、本発明に係る成分含有量等の規定条件を満たさない項目は、下線により示す。これは、以降の表についても同様である。
まず、以下の表１に示す成分を有する鋼種の素材スラブを製造した。なお、比較例において、本発明に係る成分含有量等の規定条件を満たさない項目は、下線により示す。これは、以降の表についても同様である。
＜鋼板の製造＞
次に、表１に示す素材スラブに対して、熱延、冷延および熱処理を施して鋼板を製造した。
次に、表１に示す素材スラブに対して、熱延、冷延および熱処理を施して鋼板を製造した。
〔熱延〕
まず、表１に示す素材スラブに対して、１２００℃以上に加熱した後、８００℃以上９５０℃以下の温度で熱延仕上げを施した。熱延仕上げ後、当該鋼板を５７０℃以上６５０℃以下の温度において巻取った。巻取り後、酸洗によりスケール疵を除去した。以下の表２に示すように、Ｎｏ．２および４の試験では、熱延後、鋼板を冷延する前に、当該鋼板にさらに焼鈍を施した。焼鈍は、７００℃、４０ｈの条件で行った。
まず、表１に示す素材スラブに対して、１２００℃以上に加熱した後、８００℃以上９５０℃以下の温度で熱延仕上げを施した。熱延仕上げ後、当該鋼板を５７０℃以上６５０℃以下の温度において巻取った。巻取り後、酸洗によりスケール疵を除去した。以下の表２に示すように、Ｎｏ．２および４の試験では、熱延後、鋼板を冷延する前に、当該鋼板にさらに焼鈍を施した。焼鈍は、７００℃、４０ｈの条件で行った。
〔冷延〕
熱延後、加熱前に、熱延鋼板に冷延（熱処理前冷延）を施した。熱延に加え、焼鈍をさらに施したものについては焼鈍鋼板に冷延を施した。冷延は、表２に示すように、試験毎に熱処理前冷延率（％）にて行った。表２に示すように、Ｎｏ．４の試験では、熱延および焼鈍した後、以下の加熱、第１冷却および第２冷却を施さずに冷延（熱処理後冷延）した。
熱延後、加熱前に、熱延鋼板に冷延（熱処理前冷延）を施した。熱延に加え、焼鈍をさらに施したものについては焼鈍鋼板に冷延を施した。冷延は、表２に示すように、試験毎に熱処理前冷延率（％）にて行った。表２に示すように、Ｎｏ．４の試験では、熱延および焼鈍した後、以下の加熱、第１冷却および第２冷却を施さずに冷延（熱処理後冷延）した。
〔熱処理〕
次に、冷延後の鋼板に（ａ）加熱、（ｂ）第１冷却および（ｃ）第２冷却の一連の熱処理を施した。
次に、冷延後の鋼板に（ａ）加熱、（ｂ）第１冷却および（ｃ）第２冷却の一連の熱処理を施した。
（加熱）
熱処理では、まず、鋼板に加熱を施した。加熱は、表２に示すように、試験毎に加熱温度Ｔ１（℃）および加熱時間ｔ１（秒）の条件で行った。
熱処理では、まず、鋼板に加熱を施した。加熱は、表２に示すように、試験毎に加熱温度Ｔ１（℃）および加熱時間ｔ１（秒）の条件で行った。
（第１冷却）
次に、鋼板に第１冷却を施した。第１冷却は、表２に示すように、試験毎に冷却速度Ｒ（℃／秒）において、加熱温度Ｔ１（℃）から表２に示す冷却終了温度（℃）まで冷却した。
次に、鋼板に第１冷却を施した。第１冷却は、表２に示すように、試験毎に冷却速度Ｒ（℃／秒）において、加熱温度Ｔ１（℃）から表２に示す冷却終了温度（℃）まで冷却した。
（第２冷却）
次に、鋼板に第２冷却を施した。第２冷却では、第１冷却の後の鋼板を、表２に示す５７０℃までの所要時間（秒）だけかけて冷却した。また、第２冷却の後に冷延（熱処理後冷延）をさらに施した。各試料に対する冷延での冷延率（熱処理後冷延率、％）を表２に示す。なお、各鋼板の厚みが１．８ｍｍになるように第１冷延工程または第２冷延工程で調整した。上述の各処理により、鋼板を得た。
次に、鋼板に第２冷却を施した。第２冷却では、第１冷却の後の鋼板を、表２に示す５７０℃までの所要時間（秒）だけかけて冷却した。また、第２冷却の後に冷延（熱処理後冷延）をさらに施した。各試料に対する冷延での冷延率（熱処理後冷延率、％）を表２に示す。なお、各鋼板の厚みが１．８ｍｍになるように第１冷延工程または第２冷延工程で調整した。上述の各処理により、鋼板を得た。
＜評価項目＞
〔初析フェライトの面積率および初析セメンタイトの長径〕
（初析フェライトの面積率）
Ｎｏ．１から１６の試験によって最終的に得られた鋼板（試料）の金属組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。これらの試料のうち、初析フェライトが観察された試料、すなわち、亜共析鋼である試料に対し、任意の視野で、１０００倍の倍率にて当該視野で確認できる範囲の面積における初析フェライトの面積率を測定した。ある視野において初析フェライトの面積率の測定が終了したら、別の視野において同様に測定を行い、これらの測定を計１０回繰り返した。そして、１０個の視野の初析フェライトの面積率の平均値を算出した。
〔初析フェライトの面積率および初析セメンタイトの長径〕
（初析フェライトの面積率）
Ｎｏ．１から１６の試験によって最終的に得られた鋼板（試料）の金属組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。これらの試料のうち、初析フェライトが観察された試料、すなわち、亜共析鋼である試料に対し、任意の視野で、１０００倍の倍率にて当該視野で確認できる範囲の面積における初析フェライトの面積率を測定した。ある視野において初析フェライトの面積率の測定が終了したら、別の視野において同様に測定を行い、これらの測定を計１０回繰り返した。そして、１０個の視野の初析フェライトの面積率の平均値を算出した。
（初析セメンタイトの長径）
上述のＳＥＭを用いた各試料の金属組織の観察において、初析セメンタイトが観察された試料、すなわち、過共析鋼である試料については、任意の視野において、１０００倍の倍率にて長径１０μｍ以上の初析セメンタイトが存在しないかどうかを確認した。具体的には、ある視野において観察された初析セメンタイトの長径を全て測定し、全て１０μｍ未満であるかどうかを確認した。ある視野において初析セメンタイトの長径が全て１０μｍ未満であることを確認したら、別の視野において同様に測定を行った。１つの視野でも長径１０μｍ以上の初析セメンタイトが存在することを確認したら、その時点で測定を終了した。ある視野における初析セメンタイトの長径が全て１０μｍ未満であること、すなわち、長径１０μｍ以上の初析セメンタイト存在しないことを１０回繰り返し確認した場合、測定を終了した。
上述のＳＥＭを用いた各試料の金属組織の観察において、初析セメンタイトが観察された試料、すなわち、過共析鋼である試料については、任意の視野において、１０００倍の倍率にて長径１０μｍ以上の初析セメンタイトが存在しないかどうかを確認した。具体的には、ある視野において観察された初析セメンタイトの長径を全て測定し、全て１０μｍ未満であるかどうかを確認した。ある視野において初析セメンタイトの長径が全て１０μｍ未満であることを確認したら、別の視野において同様に測定を行った。１つの視野でも長径１０μｍ以上の初析セメンタイトが存在することを確認したら、その時点で測定を終了した。ある視野における初析セメンタイトの長径が全て１０μｍ未満であること、すなわち、長径１０μｍ以上の初析セメンタイト存在しないことを１０回繰り返し確認した場合、測定を終了した。
（初析フェライトの面積率および初析セメンタイトの長径の評価）
初析フェライトの面積率の平均値および初析セメンタイトの長径の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。なお、以下の長径１０μｍ以上のセメンタイト無しとは、具体的には、１０回の測定において１回も長径１０μｍ以上のセメンタイトが金属組織における粒界に発見されなかったことを意味する。
○：初析フェライトの面積率が１５％以下、かつ、長径１０μｍ以上のセメンタイト無し、×１：初析フェライトの面積率が１５％より大きい、
×２：長径１０μｍ以上のセメンタイトあり。
初析フェライトの面積率の平均値および初析セメンタイトの長径の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。なお、以下の長径１０μｍ以上のセメンタイト無しとは、具体的には、１０回の測定において１回も長径１０μｍ以上のセメンタイトが金属組織における粒界に発見されなかったことを意味する。
○：初析フェライトの面積率が１５％以下、かつ、長径１０μｍ以上のセメンタイト無し、×１：初析フェライトの面積率が１５％より大きい、
×２：長径１０μｍ以上のセメンタイトあり。
〔硬さ〕
各試料の硬さをビッカース硬さ試験によって測定した。結果を表３に示す。
各試料の硬さをビッカース硬さ試験によって測定した。結果を表３に示す。
〔パーライトラメラ間隔〕
各試料の圧延方向の断面の金属組織を、ＳＥＭを用いて観察した。具体的には、各試料の金属組織を任意の視野で１０００倍の倍率にて観察し、パーライトラメラが密になっている視野を選択した。次に、選択した視野における各試料の金属組織を１００００倍の倍率にて観察し、パーライトラメラ間隔を測定した。ある視野においてパーライトラメラ間隔の測定が終了したら、別の視野において同様に測定を行い、これらの測定を計１０回繰り返した。得られた１０個のパーライトラメラ間隔の値のうち、小さいものから５個のパーライトラメラ間隔の平均値を各試料におけるパーライトラメラ間隔とした。パーライトラメラ間隔の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。
○：パーライトラメラ間隔が０．３μｍ未満、
×：パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以上。
各試料の圧延方向の断面の金属組織を、ＳＥＭを用いて観察した。具体的には、各試料の金属組織を任意の視野で１０００倍の倍率にて観察し、パーライトラメラが密になっている視野を選択した。次に、選択した視野における各試料の金属組織を１００００倍の倍率にて観察し、パーライトラメラ間隔を測定した。ある視野においてパーライトラメラ間隔の測定が終了したら、別の視野において同様に測定を行い、これらの測定を計１０回繰り返した。得られた１０個のパーライトラメラ間隔の値のうち、小さいものから５個のパーライトラメラ間隔の平均値を各試料におけるパーライトラメラ間隔とした。パーライトラメラ間隔の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。
○：パーライトラメラ間隔が０．３μｍ未満、
×：パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以上。
〔耐摩耗性〕
板状の試料片（高さ：２５ｍｍ、長さ：５０ｍｍ、板厚：１．８ｍｍ）をコイル状の相手材に押し付けることによる、連続式摩擦摩耗試験を実施した。相手材として、ポリエステルフィルムの基材に、ＪＩＳ Ｒ６００１の規定による粒度が＃６００であるＷＡ（アルミナ）砥粒を均一分散させた基礎接着剤を塗布したものを用いた。試料を相手材に負荷荷重１０Ｎで押し付け、摩擦速度５ｍ／分、摩擦距離４５ｍの条件により摩耗試験を行った。試験前後の試料片重量の変化から、比摩耗量（ｍｍ３／Ｎｍ）を算出した。
板状の試料片（高さ：２５ｍｍ、長さ：５０ｍｍ、板厚：１．８ｍｍ）をコイル状の相手材に押し付けることによる、連続式摩擦摩耗試験を実施した。相手材として、ポリエステルフィルムの基材に、ＪＩＳ Ｒ６００１の規定による粒度が＃６００であるＷＡ（アルミナ）砥粒を均一分散させた基礎接着剤を塗布したものを用いた。試料を相手材に負荷荷重１０Ｎで押し付け、摩擦速度５ｍ／分、摩擦距離４５ｍの条件により摩耗試験を行った。試験前後の試料片重量の変化から、比摩耗量（ｍｍ３／Ｎｍ）を算出した。
鋼材を自動車部品または産業機械のチェーン部品等に使用することを考慮した場合、断面硬さ２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下に調整された鋼材において、比摩耗量は１２×１０−３ｍｍ３／Ｎｍ未満であることが望まれる。したがって、耐摩耗性の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。
○：比摩耗量が１２×１０−３ｍｍ３／Ｎｍ未満、
×：比摩耗量が１２×１０−３ｍｍ３／Ｎｍ以上。
○：比摩耗量が１２×１０−３ｍｍ３／Ｎｍ未満、
×：比摩耗量が１２×１０−３ｍｍ３／Ｎｍ以上。
〔靱性〕
各試料から、２ｍｍＵノッチ衝撃試験片（長さ：５５ｍｍ、高さ：１０ｍｍ、板厚：１.８ｍｍ、衝撃方向：圧延方向）を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に従う方法で常温（２３℃）のシャルピー衝撃値を測定した。ここでは５回試験を行い、得られた結果のうち最も低い値（成績の悪い値）を当該試料の衝撃値として採用した。
各試料から、２ｍｍＵノッチ衝撃試験片（長さ：５５ｍｍ、高さ：１０ｍｍ、板厚：１.８ｍｍ、衝撃方向：圧延方向）を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に従う方法で常温（２３℃）のシャルピー衝撃値を測定した。ここでは５回試験を行い、得られた結果のうち最も低い値（成績の悪い値）を当該試料の衝撃値として採用した。
鋼材を高速回転刃物（農産物刈り取り用丸鋸など）の素材として使用することを考慮した場合、この試験による衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上であることが望まれる。したがって、靱性の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。
○：シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上、
×：シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満。
○：シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上、
×：シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満。
＜結果＞
表１〜３に示すように、Ｃ：０．４０％以上０．９０％以下を含む鋼板（鋼種Ａ〜Ｊ）を用いており、初析フェライトを含む場合にその面積率が１５％以下であり、または初析セメンタイトを含む場合にその長径が１０μｍ以上であるセメンタイトを含んでおらず、パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以下である本発明例によれば、耐摩耗性および靱性を高いレベルで両立できるという結果が得られた。
Claims (5)
- 質量％で、０．４０％以上０．９０％以下のＣを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む鋼板であって、
ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む、以下の（１）から（３）の何れか１つにより形成される鋼板：
（１）上記パーライトのみからなる共析鋼、
（２）上記パーライトおよび初析フェライトを含み、上記初析フェライトの面積率が１５％以下である亜共析鋼、
（３）上記パーライトおよび初析セメンタイトを含み、上記初析セメンタイトの直径が１０μｍ未満である過共析鋼。 - 質量％で、Ｓｉ：０．０２％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、およびＣｒ：１．２％以下をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
- 質量％で、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下、およびＴｉ：０．３％以下のうちの少なくとも１つをさらに含む、請求項１または２に記載の鋼板。
- 板厚が２ｍｍ以下である、請求項１から３の何れか１項に記載の鋼板。
- 請求項１から４の何れか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
上記鋼板の素材となるスラブに熱延処理を施す熱延工程と、
上記熱延工程により得られた上記鋼板に冷延処理を施す冷延工程と、
上記冷延工程後の上記鋼板に（ａ）加熱処理、（ｂ）第１冷却処理、および（ｃ）第２冷却処理をこの順で施す熱処理工程と、を含み、
（ａ）上記加熱処理では、８００℃以上の温度Ｔ（℃）において−０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長い時間加熱し、
（ｂ）上記第１冷却処理では、１５℃／秒以上の冷却速度により５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却し、
（ｃ）上記第２冷却処理では、上記第１冷却処理終了時の温度から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持する、鋼板の製造方法。
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