JP2022050985A - High carbon steel component - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高炭素鋼部品に関する。 The present invention relates to high carbon steel parts.
従来、自動車のクラッチやギア等の駆動系部品の素材として、Ｃ含有量が０．６０質量％以上の高炭素鋼板が多く使用されている。
高炭素鋼板から所定形状の部品を製造する場合、一般に、高炭素鋼板には、冷間加工及び熱処理が施される。そのため、高炭素鋼板には、加工性が要求される。
Conventionally, high carbon steel sheets having a C content of 0.60% by mass or more have been widely used as materials for drive system parts such as clutches and gears of automobiles.
When a part having a predetermined shape is manufactured from a high carbon steel sheet, the high carbon steel sheet is generally subjected to cold working and heat treatment. Therefore, workability is required for high carbon steel sheets.
近年、自動車の電動化が進んでおり、自動車の部品に対しては、空間の確保及び軽量化のために、更に小型かつ複雑な形状であることが求められるようになっている。これに伴い、部品の素材となる高炭素鋼板には、より複雑な加工を施すために、更なる加工性向上が求められている。 In recent years, the electrification of automobiles has progressed, and automobile parts are required to have a smaller and more complicated shape in order to secure space and reduce weight. Along with this, the high carbon steel sheet, which is the material of the parts, is required to be further improved in workability in order to perform more complicated processing.
特許文献１には、粒径が０．５μｍ未満の炭化物の全炭化物に対する体積率を１５％以下に制御することで、伸びフランジ性と板厚方向の硬度均一性に優れた高炭素熱延鋼板が得られることが開示されている。また、特許文献１では、このような鋼板を得るための製造方法として、Ｃを０．２～０．７質量％含有する組成の鋼を、(Ａｒ３変態点－２０℃)以上の仕上温度で熱間圧延して熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板を、６０℃／秒以上１２０℃／秒未満の冷却速度で６５０℃以下の温度まで冷却する工程と、前記冷却後の熱延鋼板を、６００℃以下の巻取温度で巻取る工程と、前記巻取り後の熱延鋼板を、６４０℃以上Ａｃ１変態点以下の焼鈍温度で焼鈍する工程と、を有する高炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。 Patent Document 1 describes a high-carbon hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and hardness uniformity in the plate thickness direction by controlling the volume ratio of carbides having a particle size of less than 0.5 μm to 15% or less of the total carbides. Is disclosed that Further, in Patent Document 1, as a manufacturing method for obtaining such a steel sheet, a steel having a composition containing 0.2 to 0.7% by mass of C is used at a finishing temperature of (Ar 3 transformation point −20 ° C.) or higher. A step of hot-rolling the hot-rolled steel sheet to a hot-rolled steel sheet, a step of cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature of 650 ° C. or lower at a cooling rate of 60 ° C./sec or more and less than 120 ° C./sec, and the heat after cooling. High-carbon hot-rolled steel sheet having a step of winding the rolled steel sheet at a winding temperature of 600 ° C. or lower and a step of baking the hot-rolled steel sheet after winding at a shrinking temperature of 640 ° C. or higher and Ac 1 transformation point or lower. A method for manufacturing a steel sheet is disclosed.
また、特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０１～０．３５％、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．００５～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．０１％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、及び、Ｎ：０．００１～０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、炭化物の平均炭化物径が０．４μｍ以下、炭化物の球状化率が９０％以上で、かつ、降伏比が６０％以下であって、さらに、焼入れ後に５００ＨＶ以上に硬化する焼入硬化能を備えることを特徴とする冷間加工性及び焼入性に優れた中炭素鋼板、及びその製造方法が開示されている。
特許文献２では、軽圧下率の冷間圧延によって、熱延板で得た組織に歪を加えることで、粒成長・再結晶を促進し、降伏比が低く極めて軟質なために、冷間加工性に優れ、かつ、微細で球状化率の高い炭化物を析出させることで、どのような焼入条件においても、十分な焼入硬化能を有する中炭素鋼板を提供することができると示されている。
Further, in Patent Document 2, in terms of mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.35%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.005 to It contains 0.03%, S: 0.0001 to 0.01%, Al: 0.005 to 0.10%, and N: 0.001 to 0.01%, and the balance is Fe and unavoidable impurities. The average carbide diameter of the carbide is 0.4 μm or less, the spheroidization rate of the carbide is 90% or more, the yield ratio is 60% or less, and the quenching and curing ability is 500 HV or more after quenching. A medium carbon steel plate having excellent cold workability and hardenability, which is characterized by the above, and a method for producing the same are disclosed.
In Patent Document 2, grain growth and recrystallization are promoted by applying strain to the structure obtained by hot rolling by cold rolling with a light rolling ratio, and cold working is performed because the yield ratio is low and it is extremely soft. It has been shown that it is possible to provide a medium carbon steel sheet having sufficient quenching and hardening ability under any quenching conditions by precipitating carbides having excellent properties and having a fine and high spheroidizing rate. There is.
また、このような加工性に優れた高炭素鋼板を素材として用いた場合でも、加工後の鋼部品としては、優れた特性（耐摩耗性や靭性など）を有することが求められる。 Further, even when such a high carbon steel sheet having excellent workability is used as a material, the steel parts after processing are required to have excellent characteristics (wear resistance, toughness, etc.).
しかしながら、より複雑な加工に耐えうる加工性に優れた鋼板を素材とし、部品としての優れた靭性を有する高炭素鋼部品は提案されていなかった。 However, a high carbon steel part having excellent toughness as a part and using a steel plate having excellent workability that can withstand more complicated processing as a material has not been proposed.
本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。
本発明は、加工性に優れる高炭素鋼板を素材とした場合でも、十分な強度を有し、かつ靭性に優れる高炭素鋼部品を提供することを課題とする。
The present invention has been made in view of the above problems.
An object of the present invention is to provide a high carbon steel component having sufficient strength and excellent toughness even when a high carbon steel sheet having excellent workability is used as a material.
本発明の要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．６０～１．３０％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ｍｎ：０．３５～１．００％、Ａｌ：０．００１０～０．０５００％、Ｃｒ：０．０１０～０．６００％、Ｍｏ：０．００５～０．０５０％、Ｐ：０～０．１００％、Ｓ：０～０．１００％、Ｎ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～３．０００％、Ｃｕ：０～３．０００％、Ｃｏ：０～３．０００％、Ｎｂ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～１．０００％、Ｖ：０～１．００００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｗ：０～１．０００％、Ｃａ：０～０．３０００％、ＲＥＭ：０～０．３００％、残部：Ｆｅおよび不純物、からなる化学組成を有し、ミクロ組織において、体心構造を持つ結晶粒の粒界のうち、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、前記回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、前記回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、前記回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、前記回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合が、１５％以上であり、ビッカース硬さが７００Ｈｖ以上である、高炭素鋼部品。
The gist of the present invention is as follows.
[1] In terms of mass%, C: 0.60 to 1.30%, Si: 0.010 to 0.500%, Mn: 0.35 to 1.00%, Al: 0.0010 to 0.0500%. , Cr: 0.010 to 0.600%, Mo: 0.005 to 0.050%, P: 0 to 0.100%, S: 0 to 0.100%, N: 0 to 0.0100%, Ni: 0 to 3.000%, Cu: 0 to 3.000%, Co: 0 to 3.000%, Nb: 0 to 1.000%, Ti: 0 to 1.000%, V: 0-1 .0000%, B: 0 to 0.0100%, Sn: 0 to 1.000%, W: 0 to 1.000%, Ca: 0 to 0.3000%, REM: 0 to 0.300%, balance : Of the grain boundaries of crystal grains having a chemical composition consisting of Fe and impurities and having a body-centered structure in a microstructure, the grain boundaries have a rotation angle of 4 ° to 12 ° with the <011> direction as the rotation axis. The length of the grain boundary having the rotation angle of 49 ° to 56 °, the length of the grain boundary having the rotation angle of 57 ° to 63 °, and the grain having the rotation angle of 64 ° to 72 °. The ratio of the length of the grain boundary having the angle of rotation of 64 ° to 72 ° to the total length with the length of the boundary is 15% or more, and the Vickers hardness is 700 Hv or more. Carbon steel parts.
本発明によれば、加工性に優れる高炭素鋼板を素材とした場合でも、十分な強度を有し、かつ靭性に優れる高炭素鋼部品を提供することができる。 According to the present invention, it is possible to provide a high carbon steel component having sufficient strength and excellent toughness even when a high carbon steel sheet having excellent workability is used as a material.
本発明者らは、加工性に優れた高炭素鋼板を素材として得られる高炭素鋼部品の特性について検討した。その結果、以下の新たな知見を得た。
フェライトの面積分率及び集合組織が制御された高炭素鋼板に対し、熱処理を行った場合、熱処理後の鋼部品（高炭素鋼部品）において、靭性が向上する。
本発明は、上記の知見に基づいてなされた。
The present inventors have investigated the characteristics of high-carbon steel parts obtained by using a high-carbon steel sheet having excellent workability as a material. As a result, the following new findings were obtained.
When a high carbon steel sheet having a controlled area fraction and texture of ferrite is heat-treated, the toughness of the heat-treated steel parts (high carbon steel parts) is improved.
The present invention has been made based on the above findings.
以下、本発明の一実施形態に係る高炭素鋼部品（本実施形態に係る高炭素鋼部品）について詳細に説明する。まず、本実施形態に係る高炭素鋼部品の化学組成（高炭素鋼部品が備える高炭素鋼板の化学組成）の限定理由について説明する。
以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。ただし、「未満」、「超」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
Hereinafter, the high carbon steel parts (high carbon steel parts according to the present embodiment) according to the embodiment of the present invention will be described in detail. First, the reason for limiting the chemical composition of the high carbon steel component (chemical composition of the high carbon steel sheet included in the high carbon steel component) according to the present embodiment will be described.
The numerical limit range described below with "to" in between includes the lower limit value and the upper limit value. However, the values indicated as "less than" and "greater than" are not included in the numerical range. All% of the chemical composition indicate mass%.
Ｃ：０．６０～１．３０％
炭素（Ｃ）は、焼入れされた鋼（鋼部品）の強度を高めるために有効な元素である。Ｃはさらに、炭化物を形成して鋼の加工硬化挙動を制御する元素である。Ｃは、またフェライトの集合組織の形成にも影響を及ぼす元素である。本実施形態に係る高炭素鋼部品は、素材となる高炭素鋼板を成形加工後、焼入れ、又は焼入れ焼戻し等の熱処理が施されることで、部品として必要な強度又は靭性を確保する。本実施形態に係る高炭素鋼部品としては、例えば、自動車のギアやクラッチ等の駆動系部品、又は鋸等の刃物を構成する部品が挙げられる。Ｃ含有量が過少であると、焼入後の強度が十分に得られない。また、炭化物の形状を好ましい状態に制御できない。そのため、Ｃ含有量を０．６０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．６５％以上、さらに好ましくは０．７０％以上である。
一方、Ｃ含有量が１．３０％を超えると、鋼の強度が上昇しすぎて鋼板の加工性が低下するとともに、鋼部品の靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は１．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは１．２０％以下である。
C: 0.60 to 1.30%
Carbon (C) is an element effective for increasing the strength of hardened steel (steel parts). C is an element that further forms carbides and controls the work hardening behavior of steel. C is also an element that also affects the formation of ferrite textures. The high carbon steel parts according to the present embodiment are subjected to heat treatment such as quenching or quenching and tempering after forming the high carbon steel plate as a raw material to secure the strength or toughness required for the parts. Examples of the high carbon steel parts according to the present embodiment include drive system parts such as gears and clutches of automobiles, and parts constituting blades such as saws. If the C content is too low, sufficient strength after quenching cannot be obtained. Moreover, the shape of the carbide cannot be controlled to a preferable state. Therefore, the C content is set to 0.60% or more. The C content is preferably 0.65% or more, more preferably 0.70% or more.
On the other hand, when the C content exceeds 1.30%, the strength of the steel increases too much, the workability of the steel sheet decreases, and the toughness of the steel parts deteriorates. Therefore, the C content is set to 1.30% or less. The C content is preferably 1.20% or less.
Ｓｉ：０．０１０～０．５００％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として作用する元素である。また、フェライトの集合組織の形成にも影響を及ぼす元素である。Ｓｉ含有量が過少であると、粗大な酸化物が生成して鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．０１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０８０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過多であると、固溶強化により鋼板の加工性が劣化するとともに、粗大な酸化物が形成して、鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５０％以下、より好ましくは０．４００％以下である。
Si: 0.010 to 0.500%
Silicon (Si) is an element that acts as a deoxidizing agent. It is also an element that affects the formation of the texture of ferrite. If the Si content is too low, coarse oxides are formed and the toughness of the steel part is lowered. Therefore, the Si content is set to 0.010% or more. The Si content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.080% or more.
On the other hand, if the Si content is excessive, the workability of the steel sheet is deteriorated due to the solid solution strengthening, and coarse oxides are formed, so that the toughness of the steel part is lowered. Therefore, the Si content is set to 0.500% or less. The Si content is preferably 0.450% or less, more preferably 0.400% or less.
Ｍｎ：０．３５～１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れされた鋼の強度を高めるために有効な元素である。また、フェライトの集合組織の形成にも影響を及ぼす元素である。Ｍｎ含有量が過少であると、この効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量を０．３５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．４５％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、偏析によって鋼板の加工性、鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．９０％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
Mn: 0.35 to 1.00%
Manganese (Mn) is an effective element for increasing the strength of hardened steel. It is also an element that affects the formation of the texture of ferrite. If the Mn content is too low, this effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.35% or more. The Mn content is preferably 0.40% or more, more preferably 0.45% or more.
On the other hand, when the Mn content exceeds 1.00%, the workability of the steel sheet and the toughness of the steel parts are lowered due to segregation. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or less. The Mn content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.80% or less.
Ａｌ：０．００１０～０．０５００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼の脱酸剤として作用する元素である。また、フェライトの集合組織の形成にも影響を及ぼす元素である。Ａｌ含有量が過少であると、粗大な酸化物が生成して靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．００１０％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が過多であると、粗大な酸化物が生成して、鋼板の加工性、鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５００％以下とする。
Al: 0.0010-0.0500%
Aluminum (Al) is an element that acts as a deoxidizer for steel. It is also an element that affects the formation of the texture of ferrite. If the Al content is too low, coarse oxides are formed and the toughness is lowered. Therefore, the Al content is set to 0.0010% or more.
On the other hand, if the Al content is excessive, coarse oxides are generated, and the workability of the steel sheet and the toughness of the steel parts are lowered. Therefore, the Al content is 0.0500% or less.
Ｃｒ：０．０１０～０．６００％
クロム（Ｃｒ）は、焼入れされた鋼の強度を高めるために有効な元素である。または、炭化物の形成に影響を及ぼす元素である。Ｃｒ含有量が過少であると、強度向上及び炭化物の制御の効果が得られない。そのため、Ｃｒ含有量を０．０１０％以上とする。
一方、Ｃｒ含有量が過多であると、炭化物が所望の形態にならない、または偏析によって、鋼板の加工性、鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量を０．６００％以下とする。
Cr: 0.010 to 0.600%
Chromium (Cr) is an effective element for increasing the strength of hardened steel. Alternatively, it is an element that affects the formation of carbides. If the Cr content is too low, the effects of strength improvement and carbide control cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to 0.010% or more.
On the other hand, if the Cr content is excessive, the carbides do not form the desired form, or segregation causes the workability of the steel sheet and the toughness of the steel parts to deteriorate. Therefore, the Cr content is set to 0.600% or less.
Ｍｏ：０．００５～０．０５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、焼入れされた鋼の強度を高めるために有効な元素である。または、炭化物の形成に影響を及ぼす元素である。Ｍｏ含有量が過少であると、十分な強度向上効果が得られない。そのため、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とする。
一方、Ｍｏ含有量が過多であると、偏析によって、鋼板の加工性、鋼部品の靭性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量を０．０５０％以下とする。
Mo: 0.005 to 0.050%
Molybdenum (Mo) is an effective element for increasing the strength of hardened steel. Alternatively, it is an element that affects the formation of carbides. If the Mo content is too small, a sufficient strength improving effect cannot be obtained. Therefore, the Mo content is set to 0.005% or more.
On the other hand, if the Mo content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the steel parts are lowered due to segregation. Therefore, the Mo content is set to 0.050% or less.
Ｐ：０～０．１００％
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界に偏析して鋼板の加工性、鋼部品の靭性を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。Ｐ含有量は低いほど好ましく、０％でもよいが、Ｐ含有量を０．００１％未満にするには精錬コストが顕著に増加する。そのため、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
P: 0 to 0.100%
Phosphorus (P) is an impurity. P is an element that segregates at the grain boundaries and reduces the workability of the steel sheet and the toughness of the steel parts. Therefore, the P content is set to 0.100% or less. The lower the P content is, the more preferable it is, and it may be 0%, but if the P content is less than 0.001%, the refining cost increases significantly. Therefore, the P content may be 0.001% or more.
Ｓ：０～０．１００％
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する元素である。このような非金属介在物は鋼板の加工性、鋼部品の靭性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量を０．１００％以下とする。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましく、０％でもよいが、Ｓ含有量を０．０００１％未満にするには精錬コストが顕著に増加する。そのため、Ｓ含有量を０．０００１％以上または０．００１％以上としてもよい。
S: 0 to 0.100%
Sulfur (S) is an impurity. S is an element that forms a non-metal inclusion such as MnS. Such non-metal inclusions deteriorate the workability of steel sheets and the toughness of steel parts. Therefore, the S content is set to 0.100% or less. The S content is preferably as low as possible, and may be 0%, but the refining cost increases significantly in order to reduce the S content to less than 0.0001%. Therefore, the S content may be 0.0001% or more or 0.001% or more.
Ｎ：０～０．０１００％
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、粗大な窒化物を生成して鋼板の加工性、鋼部品の靭性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、できるだけ低い方が好ましく０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００１％未満にすると、精錬コストが増加する。そのため、Ｎ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
N: 0 to 0.0100%
Nitrogen (N) is an impurity. N produces coarse nitrides and deteriorates the workability of the steel sheet and the toughness of the steel parts. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably as low as possible and may be 0%, but if the N content is less than 0.0001%, the refining cost increases. Therefore, the N content may be 0.0001% or more.
残部：Ｆｅおよび不純物
本実施形態に係る高炭素鋼部品の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。または、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃａ、ＲＥＭからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で混入し、本実施形態に係る高炭素鋼部品の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。ただし、不純物のうち、特にＰ、Ｓ、Ｎについては、上記の範囲に制御する。
Remaining: Fe and Impurities The balance of the chemical composition of the high carbon steel component according to the present embodiment may be Fe and impurities. Alternatively, instead of a part of Fe, one or more selected from the group consisting of Ni, Cu, Co, Nb, Ti, V, B, Sn, W, Ca, and REM may be contained as an optional element. good. When the following optional elements are not contained, the content is 0%.
Examples of impurities include elements that are allowed from steel raw materials or scraps and / or that are allowed in the steelmaking process as long as they do not impair the characteristics of the high carbon steel parts according to the present embodiment. However, among the impurities, especially P, S, and N are controlled within the above range.
Ｎｉ：０～３．０００％
Ｎｉは、鋼の焼入性を向上させて強度を高める効果を持つ元素である。そのため、必要に応じて、Ｎｉを含有させてもよい。Ｎｉによる焼入性向上の効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が過多であると、偏析によって鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量を３．０００％以下とする。
Ni: 0-3.000%
Ni is an element that has the effect of improving the hardenability of steel and increasing its strength. Therefore, Ni may be contained if necessary. In order to obtain the effect of improving the hardenability by Ni, the Ni content is preferably 0.010% or more.
On the other hand, if the Ni content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate due to segregation. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 3.000% or less.
Ｃｕ：０～３．０００％
Ｃｕは、鋼の焼入性を向上させて強度を高める効果を持つ元素である。そのため、必要に応じて、Ｃｕを含有させてもよい。Ｃｕによる焼入性向上の効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が過多であると、偏析によって鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量を３．０００％以下とする。
Cu: 0-3.000%
Cu is an element having the effect of improving the hardenability of steel and increasing its strength. Therefore, Cu may be contained if necessary. In order to obtain the effect of improving the hardenability by Cu, the Cu content is preferably 0.010% or more.
On the other hand, if the Cu content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate due to segregation. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is set to 3.000% or less.
Ｃｏ：０～３．０００％
Ｃｏは、鋼の焼入性を向上させて強度を高める効果を持つ元素である。そのため、必要に応じて、Ｃｏを含有させてもよい。Ｃｏによる焼入性向上の効果を得るためには、Ｃｏ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｏ含有量が過多であると、偏析によって鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｃｏ含有させる場合、Ｃｏ含有量を３．０００％以下とする。
Co: 0-3.000%
Co is an element having the effect of improving the hardenability of steel and increasing its strength. Therefore, Co may be contained if necessary. In order to obtain the effect of improving the hardenability by Co, the Co content is preferably 0.010% or more.
On the other hand, if the Co content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate due to segregation. Therefore, when Co is contained, the Co content is set to 3.000% or less.
Ｎｂ：０～１．０００％
Ｎｂは、結晶粒微細化により強度を高める効果を持つ元素である。そのため、必要に応じて、Ｎｂを含有させてもよい。Ｎｂによる結晶粒微細化の効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が過多であると、偏析によって鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量を１．０００％以下とする。
Nb: 0 to 1.000%
Nb is an element having the effect of increasing the strength by refining the crystal grains. Therefore, Nb may be contained if necessary. In order to obtain the effect of grain refinement by Nb, the Nb content is preferably 0.010% or more.
On the other hand, if the Nb content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate due to segregation. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 1.000% or less.
Ｔｉ：０～１．０００％
Ｔｉは、結晶粒微細化により強度を高める効果を持つ元素である。そのため、必要に応じて、Ｔｉを含有させてもよい。Ｔｉによる結晶粒微細化の効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が過多であると、偏析によって鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量を１．０００％以下とする。
Ti: 0 to 1.000%
Ti is an element having the effect of increasing the strength by refining the crystal grains. Therefore, Ti may be contained if necessary. In order to obtain the effect of grain refinement by Ti, the Ti content is preferably 0.010% or more.
On the other hand, if the Ti content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate due to segregation. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is set to 1.000% or less.
Ｖ：０～１．００００％
Ｖは、結晶粒微細化により強度を高める効果を持つ元素である。そのため、必要に応じて、Ｖを含有させてもよい。Ｖによる結晶粒微細化の効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｖ含有量が過多であると、偏析によって鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量を１．００００％以下とする。
V: 0 to 1.000%
V is an element having an effect of increasing the strength by refining the crystal grains. Therefore, V may be contained if necessary. In order to obtain the effect of grain refinement by V, the V content is preferably 0.0010% or more.
On the other hand, if the V content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate due to segregation. Therefore, when V is contained, the V content is set to 1.0000% or less.
Ｂ：０～０．０１００％
Ｂは、結晶粒界に偏析することで粒界の強度を向上させて、強度を高める元素である。そのため、必要に応じて、Ｂを含有させてもよい。Ｂによる強度を高める効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が過多であると、偏析によって鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。
B: 0 to 0.0100%
B is an element that improves the strength of the grain boundaries by segregating at the grain boundaries and increases the strength. Therefore, B may be contained if necessary. In order to obtain the effect of increasing the strength of B, the B content is preferably 0.0005% or more.
On the other hand, if the B content is excessive, the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate due to segregation. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.0100% or less.
Ｓｎ：０～１．０００％
Ｓｎは、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化し鋼板の加工性を向上させる元素である。そのため、必要に応じて、Ｓｎを含有させてもよい。Ｓｎによる加工性向上の効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が過多であると、粗大な酸化物が生成して鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量を１．０００％以下とする。
Sn: 0 to 1.000%
Sn is an element that deoxidizes molten steel to further improve the soundness of the steel and improve the workability of the steel sheet. Therefore, Sn may be contained if necessary. In order to obtain the effect of improving workability by Sn, the Sn content is preferably 0.001% or more.
On the other hand, if the Sn content is excessive, coarse oxides are generated, and the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component are deteriorated. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is set to 1.000% or less.
Ｗ：０～１．０００％
Ｗは、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化し、鋼板の加工性を向上させる元素である。そのため、必要に応じて、Ｗを含有させてもよい。Ｗによる加工性向上の効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が過多であると、粗大な酸化物が生成して鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量を１．０００％以下とする。
W: 0 to 1.000%
W is an element that deoxidizes molten steel to further improve the soundness of the steel and improve the workability of the steel sheet. Therefore, W may be contained if necessary. In order to obtain the effect of improving workability by W, the W content is preferably 0.001% or more.
On the other hand, if the W content is excessive, coarse oxides are generated, and the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component deteriorate. Therefore, when W is contained, the W content is set to 1.000% or less.
Ｃａ：０～０．３０００％
Ｃａは、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化し、鋼板の加工性を向上させる元素である。そのため、必要に応じて、Ｃａを含有させてもよい。Ｃａによる加工性向上の効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１００％以上である。
一方、Ｃａ含有量が過多であると、粗大な酸化物が生成して鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量を０．３０００％以下とする。
Ca: 0 to 0.3000%
Ca is an element that deoxidizes molten steel to further improve the soundness of steel and improve the workability of steel sheets. Therefore, Ca may be contained if necessary. In order to obtain the effect of improving processability by Ca, the Ca content is preferably 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0100% or more.
On the other hand, if the Ca content is excessive, coarse oxides are generated, and the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component are deteriorated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.3000% or less.
ＲＥＭ：０～０．３００％
ＲＥＭは、溶鋼を脱酸して鋼を更に健全化し、鋼板の加工性を向上させる元素である。そのため、必要に応じて、ＲＥＭを含有させてもよい。ＲＥＭによる加工性向上の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が過多であると、粗大な酸化物が生成して鋼板の加工性や最終的に得られる部品の靭性が劣化する。そのため、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量を０．３００％以下とする。
ＲＥＭは、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）及びランタノイド系列の元素からなる合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量は、上記元素の合計量を意味する。ＲＥＭは、ミッシュメタルを用いて含有させる場合が多いが、Ｌａ（ランタン）やＣｅ（セリウム）の他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有させる場合がある。かかる場合も、本実施形態に係る高炭素鋼板および高炭素鋼部品は、優れた加工性、靭性を示す。また、金属ＬａやＣｅなどの金属ＲＥＭを含有させたとしても、本実施形態に係る高炭素鋼部品は、優れた靭性を示す。
REM: 0 to 0.300%
REM is an element that deoxidizes molten steel to further improve the soundness of steel and improve the workability of steel sheets. Therefore, REM may be contained if necessary. In order to obtain the effect of improving workability by REM, the REM content is preferably 0.001% or more.
On the other hand, if the REM content is excessive, coarse oxides are generated, and the workability of the steel sheet and the toughness of the finally obtained component are deteriorated. Therefore, when REM is contained, the REM content is set to 0.300% or less.
REM is a general term for a total of 17 elements consisting of Sc (scandium), Y (yttrium) and lanthanoid series elements, and the REM content means the total amount of the above elements. REM is often contained using mischmetal, but may contain a lanthanoid-series element in a composite manner in addition to La (lanthanum) and Ce (cerium). Even in such a case, the high carbon steel plate and the high carbon steel parts according to the present embodiment show excellent workability and toughness. Further, even if a metal REM such as metal La or Ce is contained, the high carbon steel component according to the present embodiment exhibits excellent toughness.
上述した化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用いて測定すればよく、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。 The above-mentioned chemical composition may be measured by a general analytical method. For example, ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum) may be used for measurement. C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured using the inert gas melting-heat conductivity method.
本実施形態に係る高炭素鋼部品のミクロ組織について説明する。 The microstructure of high carbon steel parts according to this embodiment will be described.
＜ミクロ組織において、体心構造を持つ結晶粒の粒界のうち、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合が、１５％以上＞
本実施形態において、＜０１１＞方向を回転軸として回転角がＡ°～Ｂ°となる粒界とは、粒界を介して接している２つの結晶粒が、＜０１１＞方向を回転軸として、Ａ°～Ｂ°回転させた場合に重なることを意味する。
体心構造を持つ結晶粒の粒界は、回転角が４°～１２°となる粒界、４９°～５６°となる粒界、回転角が５７°～６３°となる粒界、回転角が６４°～７２°となる粒界のいずれかとなる。そして、化学組成や変態前の結晶粒の方位（集合組織）等によって、それぞれの粒界の長さの割合は変化する。
これらの回転角が４°～１２°となる粒界、回転角が４９°～５６°となる粒界、回転角が５７°～６３°となる粒界、回転角が６４°～７２°となる粒界のうち、回転角が６４°～７２°となる粒界は、最も亀裂の伝播を抑制する効果が高い。そのため、回転角が６４°～７２°となる粒界の割合が多くなると、靭性が向上する。したがって、本実施形態に係る高炭素鋼部品では、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を１５％以上とする。好ましくは２５％以上、より好ましくは３５％以上である。
体心構造を持つ結晶粒とは、結晶構造が、ｂｃｃ構造（体心立方構造）またはｂｃｔ構造（体心正方構造）等の体心構造を有する結晶粒であり、本実施形態に係る高炭素鋼部品では、焼入れを経て製造される場合、主にベイナイト及び／またはマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを含む）である。
回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合の上限は、特に規定しないが、本実施形態に係る化学組成および製造方法によれば、実質的な上限は９０％となる。
<In the microstructure, among the grain boundaries of crystal grains having a body-centered structure, the length of the grain boundaries whose rotation angle is 4 ° to 12 ° with the <011> direction as the rotation axis and the rotation angle are 49 ° to 56 °. The rotation angle is relative to the total length of the grain boundary having a rotation angle of 57 ° to 63 ° and the grain boundary having a rotation angle of 64 ° to 72 °. The ratio of the length of the grain boundaries where is 64 ° to 72 ° is 15% or more>
In the present embodiment, the grain boundary having a rotation angle of A ° to B ° with the <011> direction as the rotation axis means that two crystal grains in contact with each other via the grain boundary have the rotation axis with the <011> direction as the rotation axis. , Means that they overlap when rotated by A ° to B °.
The grain boundaries of crystal grains having a body-centered structure are grain boundaries with a rotation angle of 4 ° to 12 °, grain boundaries with a rotation angle of 49 ° to 56 °, grain boundaries with a rotation angle of 57 ° to 63 °, and an angle of rotation. Is one of the grain boundaries having a value of 64 ° to 72 °. The ratio of the length of each grain boundary changes depending on the chemical composition, the orientation (aggregation structure) of the crystal grains before transformation, and the like.
These grain boundaries have a rotation angle of 4 ° to 12 °, a grain boundary having a rotation angle of 49 ° to 56 °, a grain boundary having a rotation angle of 57 ° to 63 °, and a rotation angle of 64 ° to 72 °. Of the grain boundaries, the grain boundaries having an angle of rotation of 64 ° to 72 ° have the highest effect of suppressing the propagation of cracks. Therefore, the toughness is improved when the ratio of the grain boundaries having the rotation angle of 64 ° to 72 ° is increased. Therefore, in the high carbon steel component according to the present embodiment, the length of the grain boundary having the rotation angle of 4 ° to 12 ° and the grain boundary having the rotation angle of 49 ° to 56 ° with the <011> direction as the rotation axis. The rotation angle is 64 ° to 72 with respect to the total length of the length, the length of the grain boundary having the rotation angle of 57 ° to 63 °, and the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 °. The ratio of the length of the grain boundary to be ° shall be 15% or more. It is preferably 25% or more, more preferably 35% or more.
The crystal grain having a body-centered structure is a crystal grain having a body-centered structure such as a bcc structure (body-centered cubic structure) or a bct structure (body-centered cubic structure), and is a high carbon according to the present embodiment. Steel parts are mainly baynite and / or martensite (including fresh martensite and tempered martensite) when manufactured through quenching.
The upper limit of the ratio of the length of the grain boundaries having the rotation angle of 64 ° to 72 ° is not particularly specified, but according to the chemical composition and the production method according to the present embodiment, the practical upper limit is 90%.
粒界の長さの割合は、以下の方法で測定することができる。
高炭素鋼部品の端面から５０ｍｍ以上離れた位置から、表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる長さとする。切り出したサンプルについて、板厚１／４位置（表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）を、０．１μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用い、電子線の照射レベルを６２で実施する。
次に、得られた結晶方位情報に対して、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ値が６００００未満の領域をベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの結晶粒と判断し、これらの結晶粒の粒界について、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が５７°～６３°となる粒界と、回転角が６４°～７２°となる粒界との長さとを算出し、それぞれの粒界の長さを合計した値に対する、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を算出する。
The ratio of grain boundary length can be measured by the following method.
A sample is cut out from a position 50 mm or more away from the end face of the high carbon steel component so that a cross section perpendicular to the surface (plate thickness cross section) can be observed. The sample has a length that can be observed by about 10 mm in the rolling direction, although it depends on the measuring device. Crystal orientation information is obtained by EBSD analysis of the cut-out sample at the plate thickness 1/4 position (position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface) at a measurement interval of 0.1 μm. Here, the EBSD analysis is carried out at an electron beam irradiation level of 62 using a device composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JEOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL DVC5 type detector). do.
Next, for the obtained crystal orientation information, the Grain Average Image Quality value is 60,000 using the "Grain Average Image Quality" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. The region less than that is judged to be the grain boundaries of baynite, tempered martensite, and fresh martensite, and the grain boundaries of these grain boundaries have a rotation angle of 4 ° to 12 ° with the <011> direction as the rotation axis. The length of the grain boundary with a rotation angle of 49 ° to 56 °, the length of the grain boundary with a rotation angle of 57 ° to 63 °, and the length of the grain boundary with a rotation angle of 64 ° to 72 °. Is calculated, and the ratio of the length of the grain boundaries having the rotation angle of 64 ° to 72 ° to the total value of the lengths of the respective grain boundaries is calculated.
上記の結晶粒界の長さは、例えば、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐ」および「Ａｘｉｓ Ａｎｇｌｅ」機能を用いれば、簡便に算出することが可能である。これらの機能では、対象の結晶粒について、任意の方向を回転軸として、特定の回転角を指定することにより、当該粒界の合計の長さを算出することができる。測定領域に含まれる全ての結晶粒について上記解析を実施し、体心構造を有する結晶粒の粒界のうち＜０１１＞方向を回転軸として、前述の４種類の粒界の長さを算出すればよい。 The length of the above-mentioned crystal grain boundaries can be easily calculated by using, for example, the "Inverse Pole Figure Map" and "Axis Angle" functions installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. It is possible to do. With these functions, the total length of the grain boundaries can be calculated by designating a specific rotation angle with an arbitrary direction as the rotation axis for the target crystal grains. The above analysis is carried out for all the crystal grains contained in the measurement region, and the lengths of the above-mentioned four types of grain boundaries are calculated with the <011> direction as the axis of rotation among the grain boundaries of the crystal grains having a body-core structure. Just do it.
本実施形態に係る高炭素鋼部品は、想定される用途を考慮し、ビッカース硬さを７００Ｈｖ以上とする。
鋼部品のビッカース硬さが７００Ｈｖ未満の場合、当該鋼部品を自動車のクラッチやギア等の駆動系部品へ適用することが難しい。
The high carbon steel parts according to this embodiment have a Vickers hardness of 700 Hv or more in consideration of expected applications.
When the Vickers hardness of a steel part is less than 700 Hv, it is difficult to apply the steel part to a drive system part such as a clutch or a gear of an automobile.
部品の硬さは、部品の端部から１０ｍｍ以上離れた任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出し。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液および純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。鏡面に仕上げた断面に対し、板厚１／４位置においてマイクロビッカース硬さ試験機を用いて、板面と平行な方向（圧延方向）に、荷重５ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で硬さを測定することで得られる。本実施形態では、合計で２０点測定し、その平均値を部品のビッカース硬さとする。 For the hardness of the part, cut out a sample so that a cross section perpendicular to the surface (thickness cross section) can be observed from an arbitrary position 10 mm or more away from the end of the part. After polishing the cross section of the sample with # 600 to # 1500 silicon carbide paper, a diamond powder having a particle size of 1 to 6 μm is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol and a liquid dispersed in pure water. Using a Micro Vickers hardness tester at a plate thickness of 1/4 of the mirror-finished cross section, it is hardened in the direction parallel to the plate surface (rolling direction) at a load of 5 kgf and at intervals of 3 times or more the indentation. Obtained by measuring the hardness. In this embodiment, a total of 20 points are measured, and the average value is taken as the Vickers hardness of the part.
本実施形態における高炭素鋼部品の好ましい製造方法について説明する。
本実施形態における高炭素鋼部品は、以下の工程を含む製造方法によって製造することができる。
（Ｉ）所定の化学組成を有し、フェライトの面積率が７０～９５％で、フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が７．０以下である高炭素鋼板に熱処理を行う熱処理工程
以下、各工程の好ましい条件について説明する。以下説明しない工程及び条件については、公知の条件を採用することができる。
A preferred method for manufacturing high carbon steel parts in the present embodiment will be described.
The high carbon steel parts in the present embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps.
(I) It has a predetermined chemical composition, the area ratio of ferrite is 70 to 95%, and the average value of the X-ray random intensity ratios of the {100} <011> to {223} <110> orientation groups of ferrite is 7. Heat treatment step for heat-treating a high carbon steel sheet having a meaning of 0.0 or less The preferable conditions of each step will be described below. Known conditions can be adopted for steps and conditions not described below.
＜熱処理工程＞
熱処理工程では、鋼部品と同等の化学組成を有し、フェライトの面積率が７０～９５％で、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が７．０以下である高炭素鋼板に対し、２０℃／秒未満の平均昇温速度で、８００～１３００℃の温度まで加熱し、３０秒以上保持した後、３０℃／秒以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する。
平均昇温速度が２０℃／秒以上であると、炭化物の溶解が十分に促進せずに母相の炭素濃度が低下して、集合組織が発達する。この場合、熱処理工程後の鋼部品において、回転角が６４～７２°となる粒界の長さの割合が低下する。平均昇温速度は、好ましくは１８℃／秒以下であり、より好ましくは１５℃／秒以下である。下限は特に定めないが、製造効率を考慮し０．５℃／秒以上としてもよい。
また、加熱温度が１３００℃超であると、炭化物の溶解が促進しすぎて母相の炭素濃度が上昇し、集合組織が発達する。加熱温度は好ましくは１２００℃以下、より好ましくは１１００℃以下である。また、加熱温度が８００℃未満、保持時間が３０秒未満、または平均冷却速度が３０℃／秒未満では、焼入れが不十分となり、高炭素鋼部品として求められる強度を得ることができないことが懸念される。平均冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は特に定めないが、焼入れ時の割れを考慮して５００℃／秒以下としてもよい。また、加熱温度は好ましくは９００℃以上、より好ましくは１０００℃以上である。保持時間は、好ましくは６０秒以上であり、より好ましくは８０秒以上である。保持時間の上限は特に定めないが、実操業上は６００秒が上限となる。
<Heat treatment process>
In the heat treatment step, the chemical composition is equivalent to that of steel parts, the area ratio of ferrite is 70 to 95%, and the X-ray random intensity of the {100} <011> to {223} <110> orientation group of ferrite crystal grains. For a high carbon steel sheet with an average ratio of 7.0 or less, heat it to a temperature of 800 to 1300 ° C at an average heating rate of less than 20 ° C / sec, hold it for 30 seconds or more, and then 30 ° C / sec. Cool to 200 ° C. or lower at the above average cooling rate.
When the average temperature rise rate is 20 ° C./sec or more, the dissolution of carbides is not sufficiently promoted, the carbon concentration of the matrix decreases, and the texture develops. In this case, in the steel parts after the heat treatment step, the ratio of the length of the grain boundaries having the rotation angle of 64 to 72 ° decreases. The average heating rate is preferably 18 ° C./sec or less, and more preferably 15 ° C./sec or less. The lower limit is not particularly set, but may be 0.5 ° C./sec or more in consideration of manufacturing efficiency.
Further, when the heating temperature exceeds 1300 ° C., the dissolution of carbides is promoted too much, the carbon concentration of the matrix increases, and the texture develops. The heating temperature is preferably 1200 ° C. or lower, more preferably 1100 ° C. or lower. Further, if the heating temperature is less than 800 ° C., the holding time is less than 30 seconds, or the average cooling rate is less than 30 ° C./sec, there is a concern that quenching will be insufficient and the strength required for high carbon steel parts cannot be obtained. Will be done. The average cooling rate is preferably 50 ° C./sec or higher. The upper limit of the average cooling rate is not particularly set, but it may be 500 ° C./sec or less in consideration of cracking during quenching. The heating temperature is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 1000 ° C. or higher. The holding time is preferably 60 seconds or longer, more preferably 80 seconds or longer. The upper limit of the holding time is not particularly set, but in actual operation, the upper limit is 600 seconds.
上記熱処理工程後、さらに、１５０℃以上、６００℃以下で焼戻しを行ってもよい。 After the heat treatment step, tempering may be further performed at 150 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
次に、熱処理に供する高炭素鋼板について説明する。 Next, the high carbon steel sheet to be subjected to the heat treatment will be described.
熱処理によって化学組成が変化するとしても、その変化量は無視できる程度であるため、高炭素鋼板の化学組成は、最終的に得たい上記高炭素鋼部品の化学組成と同じとする。 Even if the chemical composition changes due to the heat treatment, the amount of the change is negligible. Therefore, the chemical composition of the high carbon steel sheet is the same as the chemical composition of the high carbon steel part to be finally obtained.
次に高炭素鋼板のミクロ組織について説明する。 Next, the microstructure of the high carbon steel sheet will be described.
［フェライトの｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が７．０以下］
素材となる高炭素鋼板において、フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を７．０以下とし、かつ高炭素鋼部品の製造方法において加熱速度を適切に制御することにより、高炭素鋼部品のミクロ組織において、体心構造を持つ結晶粒の粒界のうち、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、回転角が６４°～７２°となる粒界の長さの割合を、１５％以上とすることができる。
Ｘ線ランダム強度比の平均値は、好ましくは６．０以下、より好ましくは４．０以下である。下限は特に規定しないが、実操業上では０．５となる。
[The average value of the X-ray random intensity ratios of the ferrite {100} <011> to {223} <110> orientation groups is 7.0 or less]
In the high carbon steel plate used as the raw material, the average value of the X-ray random intensity ratio of the {100} <011> to {223} <110> orientation groups of the ferrite crystal grains is set to 7.0 or less, and high carbon steel parts are manufactured. By appropriately controlling the heating rate in the method, in the microstructure of high carbon steel parts, the rotation angle is 4 ° to 12 ° with the <011> direction as the rotation axis among the grain boundaries of the crystal grains having a body-centered structure. The length of the grain boundary is 49 ° to 56 °, the length of the grain boundary is 57 ° to 63 °, and the rotation angle is 64 ° to 72 °. The ratio of the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 ° to the total length with the length of the grain boundary can be 15% or more.
The average value of the X-ray random intensity ratio is preferably 6.0 or less, more preferably 4.0 or less. The lower limit is not specified, but it is 0.5 in actual operation.
高炭素鋼板のフェライトの集合組織は、鋼板の化学組成と製造条件とによって主に制御される。具体的には、所定の化学組成の鋼板において、巻取温度を３００℃以下にすることにより、熱延鋼板の組織を、マルテンサイトを主体とする組織に制御することができる。マルテンサイトはマルテンサイトラスと呼ばれる複数の微細な結晶粒から構成されるので、結晶方位のランダム化が促進される。そのため、マルテンサイトを主体とする組織に制御することで結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の発達を抑制することができる。熱延鋼板において｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の発達を抑制しておくことにより、その後の焼鈍中に生成するフェライトにおいても｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の発達が抑制されて、焼鈍後の鋼板においてフェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を７．０以下とすることができる。
結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称である。フェライト結晶粒の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞である。
The texture of ferrite in a high carbon steel sheet is mainly controlled by the chemical composition and manufacturing conditions of the steel sheet. Specifically, in a steel sheet having a predetermined chemical composition, the structure of the hot-rolled steel sheet can be controlled to a structure mainly composed of martensite by setting the winding temperature to 300 ° C. or lower. Since martensite is composed of a plurality of fine crystal grains called martensite, randomization of crystal orientation is promoted. Therefore, it is possible to suppress the development of the {100} <011> to {223} <110> orientation group of the crystal grains by controlling the structure mainly composed of martensite. By suppressing the development of {100} <011> to {223} <110> orientation groups in the hot-rolled steel sheet, {100} <011> to {223} <110> The development of the orientation group is suppressed, and the average value of the X-ray random intensity ratio of the ferrite crystal grains {100} <011> to {223} <110> orientation group in the annealed steel sheet is 7.0 or less. can do.
As the crystal orientation, the orientation perpendicular to the plate surface is usually indicated by [hkl] or {hkl}, and the orientation parallel to the rolling direction is indicated by (uvw) or <uvw>. {Hkl} and <uvw> are general terms for equivalent surfaces. The main orientations included in the {100} <011> to {223} <110> orientation groups of the ferrite crystal grains are {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113. } <110>, {112} <110>, {335} <110>, and {223} <110>.
フェライトの集合組織は、ＥＢＳＤを用いて以下の方法で測定することができる。
まず、高炭素鋼板から、その表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるように、サンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ～２５ｍｍ程度で良い。サンプルの板厚１／４位置において、１５００００μｍ２の範囲を、５．０μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）を用いて測定し、結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）で構成された装置を用い、１５ｋＶ～２５ｋＶの電子線加速電圧、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「ＴＥＸＴＵＲＥ」機能を用いて、得られた結晶方位情報から、級数展開法で計算した３次元集合組織を計算する。次に「ＯＤＦ」機能を用いて、３次元集合組織のうちφ２＝４５゜断面における（００１）［１－１０］、（１１６）［１－１０］、（１１４）［１－１０］、（１１３）［１－１０］、（１１２）［１－１０］、（３３５）［１－１０］、（２２３）［１－１０］の強度をそのままフェライト結晶粒のＸ線ランダム強度比として用いればよい。｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記方位の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、例えば、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。結晶学では、「－１」という方位は、正式には「１」の上にアッパーバーを付して表記するが、本実施形態では記載の制約上、「－１」と表記する。
The texture of ferrite can be measured by the following method using EBSD.
First, a sample is cut out from the high carbon steel sheet so that a cross section perpendicular to the surface (thickness cross section) can be observed. The length of the sample may be about 10 mm to 25 mm, although it depends on the measuring device. At the 1/4 position of the plate thickness of the sample, a range of 150,000 μm 2 is measured at a measurement interval of 5.0 μm using an electron backscattering diffraction (EBSD) to obtain crystal orientation information. Here, the EBSD analysis uses, for example, an electron beam acceleration voltage of 15 kV to 25 kV using a device composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL). , 200-300 points / sec analysis speed. Using the "TEXTURE" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer, the three-dimensional texture calculated by the series expansion method is calculated from the obtained crystal orientation information. Next, using the "ODF" function, (001) [1-10], (116) [1-10], (114) [1-10], (1-10) in the φ2 = 45 ° cross section of the three-dimensional aggregate structure. 113) If the intensities of [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], and (223) [1-10] are used as they are as the X-ray random intensity ratio of the ferrite crystal grains. good. The average value of the {100} <011> to {223} <110> direction group is the arithmetic mean of the above directions. If the intensities of all the above orientations cannot be obtained, for example, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <110>, {223} < It may be replaced by the arithmetic mean of each direction of 110>. In crystallography, the orientation "-1" is formally expressed by adding an upper bar above "1", but in the present embodiment, it is expressed as "-1" due to the limitation of description.
［フェライトの面積率７０～９５％］
鋼板（高炭素鋼板）のミクロ組織では、フェライトの集合組織とともに、そのような集合組織を有するフェライトの面積率も限定することが好ましい。フェライトの面積率が７０～９５％であり、上記の集合組織を有する場合、鋼部品とした際に、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合を所定の範囲とすることができる。
また、鋼板の加工性を向上させる観点から、ミクロ組織が、面積率で７０～９５％のフェライトと、炭化物とからなり、炭化物の平均アスペクト比が３．０以下であり、平均円相当径が０．４０～２．００μｍであることが好ましい。
本実施形態に係る高炭素鋼板の化学組成において、上記のサイズの炭化物は、例えばセメンタイトである。
[Ferrite area ratio 70-95%]
In the microstructure of a steel sheet (high carbon steel sheet), it is preferable to limit the area ratio of ferrite having such an texture as well as the texture of ferrite. When the area ratio of ferrite is 70 to 95% and it has the above-mentioned texture, the length of the grain boundary where the rotation angle is 64 ° to 72 ° with the <011> direction as the rotation axis when the steel part is formed. The ratio of the shavings can be in a predetermined range.
Further, from the viewpoint of improving the workability of the steel sheet, the microstructure is composed of ferrite having an area ratio of 70 to 95% and carbide, and the average aspect ratio of the carbide is 3.0 or less, and the diameter equivalent to the average circle is large. It is preferably 0.40 to 2.00 μm.
In the chemical composition of the high carbon steel sheet according to the present embodiment, the carbide of the above size is, for example, cementite.
高炭素鋼板の組織分率、炭化物の平均アスペクト比、平均円相当径は、以下の方法で測定することができる。
まず、高炭素鋼板からその表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの長さは、測定装置にもよるが、１０ｍｍ程度で良い。断面を研磨及び腐食して、フェライト及び炭化物の面積率、平均アスペクト比及び平均円相当径の測定に供する。ここで、研磨の具体的な方法を以下に挙げる。例えば、粒度６００（♯６００）から粒度１５００（♯１５００）の炭化珪素ペーパーを使用して上記断面を研磨した後、粒径が１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して、当該断面を鏡面に仕上げれば良い。腐食は、炭化物の形状を観察できる手法であれば、特に制限されるものではなく、例えば、炭化物と地鉄との粒界を腐食する手段として、飽和ピクリン酸－アルコール溶液によるエッチングを行っても良い。また、非水溶媒系電解液による定電位電解エッチング法（黒澤文夫ら、日本金属学会誌、４３、１０６８、（１９７９））等により、地鉄を数マイクロメートル程度除去して炭化物のみを残存させる方法を採用してもよい。
そして、サンプルの、板厚方向の断面の、表面から板厚の１／４の位置を、走査型電子顕微鏡を用いて、１００００μｍ２以上の範囲について、５０００倍の倍率で観察する。観察領域において、各炭化物の面積を測定し、１個当りの平均面積を円形で近似した際の直径を炭化物の平均円相当径とする。
また、観察領域のそれぞれの炭化物に対し、長軸及び短軸の長さを測定し、それぞれの炭化物の平均アスペクト比（長軸長さ／短軸長さ）を求め、これらを平均して平均アスペクト比とする。
また、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用いて、サンプルの板厚１／４位置（表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）を、１００００μｍ２の範囲で観察する。この観察を５視野で行い、フェライトの占める面積の割合を５視野のそれぞれで算出し、これらの平均値をフェライトの面積率とする。また、炭化物の占める面積の割合を上記５視野のそれぞれで算出し、これらの平均値を炭化物の面積率とする。なお、フェライトはサーマル電界放射型走査電子顕微鏡において下部組織を含まない暗いコントラストの領域として観察される。一方、炭化物は明るいコントラストで観察される。そのため、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡を用いて撮影した画像のコントラストの違いからフェライトと炭化物とを分離すればよい。
The microstructure fraction of the high carbon steel sheet, the average aspect ratio of carbides, and the average circle equivalent diameter can be measured by the following methods.
First, a sample is cut out from the high carbon steel plate so that a cross section perpendicular to the surface (thickness cross section) can be observed. The length of the sample depends on the measuring device, but may be about 10 mm. The cross section is polished and corroded to be used for measuring the area ratio, average aspect ratio and average circle equivalent diameter of ferrite and carbide. Here, the specific method of polishing is listed below. For example, after polishing the cross section using silicon carbide paper having a particle size of 600 (# 600) to 1500 (# 1500), diamond powder having a particle size of 1 to 6 μm is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water. The cross section may be mirror-finished by using the prepared liquid. Corrosion is not particularly limited as long as the shape of the carbide can be observed. For example, etching with a saturated picric acid-alcohol solution may be performed as a means for corroding the grain boundaries between the carbide and the ground iron. good. In addition, by a constant-potential electrolytic etching method using a non-aqueous solvent-based electrolytic solution (Fumio Kurosawa et al., Journal of the Japan Institute of Metals, 43, 1068, (1979)), the ground iron is removed by several micrometer to leave only carbides. The method may be adopted.
Then, the position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the cross section in the plate thickness direction of the sample is observed with a scanning electron microscope in a range of 10,000 μm 2 or more at a magnification of 5000 times. In the observation region, the area of each carbide is measured, and the diameter when the average area per carbide is approximated by a circle is defined as the diameter equivalent to the average circle of the carbide.
In addition, the lengths of the major axis and the minor axis are measured for each carbide in the observation region, the average aspect ratio (major axis length / minor axis length) of each carbide is obtained, and these are averaged and averaged. Use the aspect ratio.
Further, using a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL), the plate thickness 1/4 position (position 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface) of the sample is 10,000 μm 2 . Observe in the range of. This observation is performed in 5 fields of view, the ratio of the area occupied by ferrite is calculated in each of the 5 fields of view, and the average value of these is taken as the area ratio of ferrite. Further, the ratio of the area occupied by the carbide is calculated in each of the above five fields of view, and the average value thereof is taken as the area ratio of the carbide. Ferrite is observed in a thermal field emission scanning electron microscope as a dark contrast region that does not include a substructure. On the other hand, carbides are observed with bright contrast. Therefore, ferrite and carbide may be separated from the difference in contrast of images taken by using a thermal field emission scanning electron microscope.
本実施形態に係る高炭素鋼板は、熱延鋼板でもよく、冷延鋼板でもよく、部品における耐食性の向上等を目的として、熱延鋼板又は冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板であってもよい。めっき層は、電気めっき層及び溶融めっき層のいずれでもよい。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等を含む。めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。 The high carbon steel sheet according to the present embodiment may be a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet, and is a plated steel sheet having a plated layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet or the cold-rolled steel sheet for the purpose of improving corrosion resistance of parts. May be. The plating layer may be either an electroplating layer or a hot-dip plating layer. The electroplating layer includes, for example, an electrozinc plating layer, an electroZn—Ni alloy plating layer, and the like. The hot-dip plating layer is, for example, a hot-dip zinc-plated layer, an alloyed hot-dip zinc-plated layer, a hot-dip aluminum plated layer, a hot-dip Zn-Al alloy plated layer, a hot-dip Zn-Al-Mg alloy plated layer, and a hot-dipped Zn-Al-Mg-Si. Includes alloy plating layer and the like. The amount of adhesion of the plating layer is not particularly limited and may be a general amount of adhesion.
熱処理に供する高炭素鋼板の板厚は特に限定されないが、例えば２．０ｍｍ～６．０ｍｍである。 The thickness of the high carbon steel sheet to be subjected to the heat treatment is not particularly limited, but is, for example, 2.0 mm to 6.0 mm.
高炭素鋼部品の素材となる高炭素鋼板は、例えば、以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
（ｉ）鋼部品と同等の化学組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱延工程
（ｉｉ）熱延鋼板を、巻き取る巻取工程
（ｉｉｉ）巻取工程後の熱延鋼板、または熱延鋼板に冷間圧延を施した冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程
ここで、各工程については、以下の条件で行うことが好ましい。
The high carbon steel sheet used as a material for high carbon steel parts can be obtained, for example, by a manufacturing method including the following steps.
(I) Hot-rolling step of heating a slab having a chemical composition equivalent to that of steel parts and hot-rolling to obtain a hot-rolled steel sheet (ii) Winding step of winding hot-rolled steel sheet (iii) After winding step Hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet obtained by cold-rolling the hot-rolled steel sheet. Here, each step is preferably performed under the following conditions.
＜熱延工程＞
熱延工程では、上述した化学組成を有するスラブを熱延鋼板とする。熱延条件として、スラブを１２００℃以上１３５０℃未満の温度に加熱し、８００℃以上１１５０℃以下の仕上げ温度となるように熱間圧延することが好ましい。
加熱温度が１２００℃未満では、合金元素の偏析が残存し、鋼板の加工性、熱処理を行って部品とした場合の靭性が劣化する場合があるので好ましくない。また、加熱温度が１３５０℃以上になるとオーステナイトの粒成長が促進されすぎてマルテンサイトの集合組織が発達して素材となる鋼板を所定の集合組織に制御することができないので好ましくない。この場合、鋼部品（高炭素鋼部品）において、回転角が６４～７２°となる粒界の長さの割合が小さくなる。
また、仕上げ温度が８００℃未満であると、マルテンサイトの集合組織が発達して所定の集合組織に制御することができないので好ましくない。
また、仕上げ温度が１１５０℃超であるとオーステナイトの粒成長が促進されすぎてマルテンサイトの集合組織が発達して所定の集合組織に制御することができないので好ましくない。
<Hot rolling process>
In the hot-rolling step, a slab having the above-mentioned chemical composition is used as a hot-rolled steel sheet. As a hot rolling condition, it is preferable to heat the slab to a temperature of 1200 ° C. or higher and lower than 1350 ° C. and hot roll it to a finishing temperature of 800 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower.
If the heating temperature is less than 1200 ° C., segregation of alloying elements remains, and the workability of the steel sheet and the toughness of the steel sheet when it is heat-treated may deteriorate, which is not preferable. Further, when the heating temperature becomes 1350 ° C. or higher, the grain growth of austenite is promoted too much, the texture of martensite develops, and the steel sheet as a raw material cannot be controlled to a predetermined texture, which is not preferable. In this case, in the steel part (high carbon steel part), the ratio of the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 to 72 ° becomes small.
Further, if the finishing temperature is less than 800 ° C., the texture of martensite develops and cannot be controlled to a predetermined texture, which is not preferable.
Further, if the finishing temperature is more than 1150 ° C., the grain growth of austenite is promoted too much, and the texture of martensite develops and cannot be controlled to a predetermined texture, which is not preferable.
＜巻取工程＞
巻取工程では、ミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とするため、熱延工程後の熱延鋼板を、５℃／秒以上の平均冷却速度で、３００℃以下の温度域まで冷却し、その温度域で巻取る。
平均冷却速度が５℃／秒未満、または巻取温度が３００℃超であると、フェライトやパーライトが生成し、マルテンサイト主体の組織が得られなくなる。この場合、続く焼鈍後に、所定のフェライト集合組織を得られない。
巻取温度の下限は特に定めないが、実操業上、室温以下とすることは困難であるため、室温（２５℃程度）が実質の下限となる。巻取温度は、好ましくは２８０℃以下、より好ましくは２５０℃以下である。
平均冷却速度の上限は特に定めないが、焼入れ時の割れを考慮して５００℃／秒以下としてもよい。
<Winling process>
In the winding process, since the microstructure is mainly martensite, the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process is cooled to a temperature range of 300 ° C or lower at an average cooling rate of 5 ° C / sec or more, and the temperature thereof. Wind up in the area.
If the average cooling rate is less than 5 ° C./sec or the winding temperature is more than 300 ° C., ferrite and pearlite are formed, and a martensite-based structure cannot be obtained. In this case, the predetermined ferrite texture cannot be obtained after the subsequent annealing.
Although the lower limit of the winding temperature is not particularly set, it is difficult to keep the temperature below room temperature in actual operation, so room temperature (about 25 ° C.) is the actual lower limit. The winding temperature is preferably 280 ° C. or lower, more preferably 250 ° C. or lower.
The upper limit of the average cooling rate is not particularly set, but it may be 500 ° C./sec or less in consideration of cracking during quenching.
＜焼鈍工程＞
焼鈍工程では、マルテンサイト主体の組織である高炭素鋼板を６００℃～７３０℃の温度で１．０時間以上１００時間以下保持する焼鈍を行う。
上述の通り、合金元素の拡散は体拡散よりも粒界拡散の方が早いので、マルテンサイトのような粒界密度が高い組織を焼鈍すると合金元素の拡散は早くなる。焼鈍前の組織をマルテンサイト主体とし、さらに焼鈍工程の温度と時間を適切に設定することにより、所定のフェライト集合組織を得ることができる。
焼鈍温度が６００℃未満であると、炭化物の生成が遅延して、フェライトの面積率が過剰となる。そのため、焼鈍温度は６００℃以上とする。焼鈍温度は、好ましくは６５０℃以上である。
焼鈍時間が１．０時間未満であると、焼鈍の効果が十分に得られない場合がある。そのため、焼鈍時間は、１．０時間以上が好ましい。より好ましくは２．０時間以上である。
焼鈍温度が７３０℃超であると、フェライト変態が遅延して所定量のフェライトを得ることができない。そのため、焼鈍温度は７３０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは７１０℃以下である。
焼鈍時間が、１００時間超であると、特定の結晶方位を持つフェライト粒のみが優先的に成長してしまい、所定の集合組織を得ることができないので、１００時間以下が好ましい。より好ましくは９０時間以下である。
上記のような焼鈍工程において、焼鈍雰囲気ガスは、例えば、窒素、水素等のガス、又は、アルゴン等の不活性ガスの中から少なくとも一種を適宜選択すればよい。また、少量であれば、雰囲気ガスに酸素等のガスが含まれても問題ない。焼鈍工程に用いる加熱炉内の雰囲気ガスは、例えば、上述したガスを導入しつつ加熱炉内のガス濃度を適宜計測することにより、制御することが可能である。
上記の焼鈍に供する熱延鋼板は、巻取後そのままの熱延鋼板であってもよいが、別途焼鈍（熱延板焼鈍）を施した熱延鋼板であってもよい。また、冷延鋼板は、熱延鋼板に焼鈍（熱延板焼鈍）を施した後に冷間圧延を行って得られた冷延鋼板であってもよい。この場合の熱延板焼鈍の条件は限定されず、公知の条件であればよい。
<Annealing process>
In the annealing step, the high carbon steel sheet, which is mainly composed of martensite, is annealed at a temperature of 600 ° C. to 730 ° C. for 1.0 hour or more and 100 hours or less.
As described above, since the diffusion of the alloy element is faster than the body diffusion, the diffusion of the alloy element becomes faster when the structure having a high grain boundary density such as martensite is annealed. A predetermined ferrite texture can be obtained by using the structure before annealing as the main component of martensite and setting the temperature and time of the annealing step appropriately.
If the annealing temperature is less than 600 ° C., the formation of carbides is delayed and the area ratio of ferrite becomes excessive. Therefore, the annealing temperature is set to 600 ° C. or higher. The annealing temperature is preferably 650 ° C. or higher.
If the annealing time is less than 1.0 hour, the effect of annealing may not be sufficiently obtained. Therefore, the annealing time is preferably 1.0 hour or more. More preferably, it is 2.0 hours or more.
If the annealing temperature is more than 730 ° C., the ferrite transformation is delayed and a predetermined amount of ferrite cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature is set to 730 ° C. or lower. The annealing temperature is preferably 710 ° C. or lower.
If the annealing time is more than 100 hours, only ferrite grains having a specific crystal orientation will grow preferentially, and a predetermined texture cannot be obtained. Therefore, 100 hours or less is preferable. More preferably, it is 90 hours or less.
In the annealing step as described above, at least one of the annealing atmosphere gas may be appropriately selected from, for example, a gas such as nitrogen and hydrogen, or an inert gas such as argon. Further, if the amount is small, there is no problem even if the atmospheric gas contains a gas such as oxygen. The atmospheric gas in the heating furnace used in the annealing step can be controlled, for example, by appropriately measuring the gas concentration in the heating furnace while introducing the above-mentioned gas.
The hot-rolled steel sheet to be annealed may be a hot-rolled steel sheet as it is after winding, or may be a hot-rolled steel sheet separately annealed (hot-rolled sheet annealed). Further, the cold-rolled steel sheet may be a cold-rolled steel sheet obtained by subjecting the hot-rolled steel sheet to annealing (hot-rolled sheet annealing) and then cold-rolling. The conditions for annealing the hot-rolled plate in this case are not limited, and may be any known conditions.
＜めっき工程＞
得られた高炭素鋼板に対し、表面にめっき層を形成してもよい。めっき方法は限定されず、形成するめっき層に応じて公知の条件で行えばよい。
<Plating process>
A plating layer may be formed on the surface of the obtained high carbon steel sheet. The plating method is not limited, and may be performed under known conditions depending on the plating layer to be formed.
表１－１～表１－４に記載の化学組成を有するスラブを、表２－１～表２－４に示す条件で、熱間圧延して、巻取ることで、２．０ｍｍ～６．０ｍｍの熱延鋼板を得た。また、その後、熱延鋼板に対し、表２－１～表２－４に示す条件で焼鈍を行って、高炭素鋼部品の素材となる、Ｎｏ．Ｓ１～Ｓ１１９、Ｓ１２２～Ｓ１４８、Ｓ１７４～Ｓ１９５の鋼板（高炭素鋼板）を得た。また、熱延鋼板に対し、冷間圧延を行った後、表２－１～表２－４に示す条件で焼鈍を行って、Ｎｏ．Ｓ１２０の鋼板を得た。また、熱延鋼板に対し、熱延板焼鈍及び冷間圧延を行った後、表２－１～表２－４に示す条件で焼鈍を行って、Ｎｏ．Ｓ１２１の鋼板を得た。
焼鈍工程において、Ｓ１～Ｓ１４５、Ｓ１７４～Ｓ１９５は焼鈍雰囲気が、窒素と水素との混合雰囲気であり、Ｓ１４６は窒素雰囲気、Ｓ１４７は水素雰囲気、Ｓ１４８はアルゴン雰囲気であった。
また、一部の鋼板については、めっきを施した。
A slab having the chemical composition shown in Tables 1-1 to 1-4 is hot-rolled and wound under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-4 to obtain 2.0 mm to 6. A 0 mm hot-rolled steel sheet was obtained. After that, the hot-rolled steel sheet was annealed under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-4 to obtain No. 1 as a material for high carbon steel parts. Steel sheets (high carbon steel sheets) of S1 to S119, S122 to S148, and S174 to S195 were obtained. Further, the hot-rolled steel sheet was cold-rolled and then annealed under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-4 to obtain No. A steel plate of S120 was obtained. Further, the hot-rolled steel sheet was annealed by hot-rolled sheet and cold-rolled, and then annealed under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-4. A steel plate of S121 was obtained.
In the annealing step, S1 to S145 and S174 to S195 had an annealing atmosphere of a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen, S146 had a nitrogen atmosphere, S147 had a hydrogen atmosphere, and S148 had an argon atmosphere.
In addition, some steel plates were plated.
得られた鋼板に対し、上述した方法で、フェライト及び炭化物の面積率、炭化物の平均アスペクト比、炭化物の平均円相当径、並びにフェライトの集合組織として、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を求めた。
結果を表３－１～表３－４に示す。
With respect to the obtained steel plate, by the above-mentioned method, the area ratio of ferrite and carbide, the average aspect ratio of carbide, the average circle equivalent diameter of carbide, and the aggregate structure of ferrite are {100} <011> to {223} <. 110> The average value of the X-ray random intensity ratio of the orientation group was obtained.
The results are shown in Tables 3-1 to 3-4.
また、これらの鋼板のビッカース硬さを、以下の方法により測定した。
焼鈍後の鋼板の任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出した。サンプルは、圧延方向に１０ｍｍ観察できる大きさとした。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液および純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げた。鏡面に仕上げた断面に対し、板厚１／４位置においてマイクロビッカース硬さ試験機を用いて、板面と平行な方向（圧延方向）に、荷重５ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で硬さを測定した。合計で２０点測定し、その平均値を焼鈍後の鋼板のビッカース硬さとした。
In addition, the Vickers hardness of these steel sheets was measured by the following method.
A sample was cut out so that a cross section perpendicular to the surface (thickness cross section) could be observed from an arbitrary position on the annealed steel sheet. The sample was sized so that it could be observed by 10 mm in the rolling direction. The cross section of the sample was polished using # 600 to # 1500 silicon carbide paper, and then mirror-finished using a diluted solution such as alcohol and a liquid in which diamond powder having a particle size of 1 to 6 μm was dispersed in pure water. .. Using a Micro Vickers hardness tester at a plate thickness of 1/4 of the mirror-finished cross section, it is hardened in the direction parallel to the plate surface (rolling direction) at a load of 5 kgf and at intervals of 3 times or more the indentation. Was measured. A total of 20 points were measured, and the average value was taken as the Vickers hardness of the steel sheet after annealing.
これらの鋼板に対し、表４－１～表４－４に示す条件で熱処理を行って、鋼部品（高炭素鋼部品）ＰＴ１～ＰＷ１４８、ＰＴ１７４～ＰＴ１９５を得た。 These steel sheets were heat-treated under the conditions shown in Tables 4-1 to 4-4 to obtain steel parts (high carbon steel parts) PT1 to PW148 and PT174 to PT195.
得られた鋼部品のビッカース硬さを以下の方法で評価した。
部品の端部から１０ｍｍ以上離れた任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出した。サンプルは、圧延方向に１０ｍｍ観察できる大きさとした。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液および純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げた。鏡面に仕上げた断面に対し、板厚１／４位置においてマイクロビッカース硬さ試験機を用いて、板面と平行な方向（圧延方向）に、荷重５ｋｇｆで、圧痕の３倍以上の間隔で硬さを測定した。合計で２０点測定し、その平均値を部品のビッカース硬さとした。
鋼部品の硬さが７００Ｈｖ以上である場合を強度に優れると判断した。
結果を表５－１～表５－４に示す。
The Vickers hardness of the obtained steel parts was evaluated by the following method.
A sample was cut out so that a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) could be observed from an arbitrary position 10 mm or more away from the end of the component. The sample was sized so that it could be observed by 10 mm in the rolling direction. The cross section of the sample was polished using # 600 to # 1500 silicon carbide paper, and then mirror-finished using a diluted solution such as alcohol and a liquid in which diamond powder having a particle size of 1 to 6 μm was dispersed in pure water. .. Using a Micro Vickers hardness tester at a plate thickness of 1/4 of the mirror-finished cross section, it is hardened in the direction parallel to the plate surface (rolling direction) at a load of 5 kgf and at intervals of 3 times or more the indentation. Was measured. A total of 20 points were measured, and the average value was taken as the Vickers hardness of the part.
When the hardness of the steel part is 700 Hv or more, it is judged that the strength is excellent.
The results are shown in Tables 5-1 to 5-4.
また、鋼部品の靱性を、シャルピー試験で評価した。
部品の端部から１０ｍｍ以上離れた任意の位置から２ｍｍＵノッチサイズのシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載の試験方法に従って試験を行い、室温（２５℃）での衝撃値を求めた。
室温での衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以上であった場合を靱性に優れると判断した。
結果を表５－１～表５－４に示す。
In addition, the toughness of steel parts was evaluated by the Charpy test.
A 2 mm U notch size Charpy impact test piece is collected from an arbitrary position 10 mm or more away from the end of the component, tested according to the test method described in JIS Z 2242: 2005, and the impact value at room temperature (25 ° C.) is determined. I asked.
When the impact value at room temperature was 10 J / cm 2 or more, it was judged that the toughness was excellent.
The results are shown in Tables 5-1 to 5-4.
表１－１～表５－４から分かるように、発明例の鋼部品については、加工性に優れた鋼板を素材として製造された場合でも、十分な強度を有しつつ、靭性に優れていた。
一方、比較例では、強度（硬さ）、靭性の少なくとも１つが劣っていた。
As can be seen from Tables 1-1 to 5-4, the steel parts of the invention examples were excellent in toughness while having sufficient strength even when manufactured using a steel plate having excellent workability as a material. ..
On the other hand, in the comparative example, at least one of strength (hardness) and toughness was inferior.
Claims (1)
Ｃ：０．６０～１．３０％、
Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、
Ｍｎ：０．３５～１．００％、
Ａｌ：０．００１０～０．０５００％、
Ｃｒ：０．０１０～０．６００％、
Ｍｏ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０～０．１００％、
Ｓ：０～０．１００％、
Ｎ：０～０．０１００％、
Ｎｉ：０～３．０００％、
Ｃｕ：０～３．０００％、
Ｃｏ：０～３．０００％、
Ｎｂ：０～１．０００％、
Ｔｉ：０～１．０００％、
Ｖ：０～１．００００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ｗ：０～１．０００％、
Ｃａ：０～０．３０００％、
ＲＥＭ：０～０．３００％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
からなる化学組成を有し、
ミクロ組織において、体心構造を持つ結晶粒の粒界のうち、＜０１１＞方向を回転軸として回転角が４°～１２°となる粒界の長さと、前記回転角が４９°～５６°となる粒界の長さと、前記回転角が５７°～６３°となる粒界の長さと、前記回転角が６４°～７２°となる粒界の長さとの合計の長さに対して、前記回転角が６４°～７２°となる前記粒界の長さの割合が、１５％以上であり、
ビッカース硬さが７００Ｈｖ以上である
ことを特徴とする高炭素鋼部品。 By mass%,
C: 0.60 to 1.30%,
Si: 0.010 to 0.500%,
Mn: 0.35 to 1.00%,
Al: 0.0010-0.0500%,
Cr: 0.010 to 0.600%,
Mo: 0.005 to 0.050%,
P: 0 to 0.100%,
S: 0 to 0.100%,
N: 0-0.0100%,
Ni: 0-3.000%,
Cu: 0-3.000%,
Co: 0-3.000%,
Nb: 0 to 1.000%,
Ti: 0 to 1.000%,
V: 0 to 1.000%,
B: 0 to 0.0100%,
Sn: 0 to 1.000%,
W: 0 to 1.000%,
Ca: 0 to 0.3000%,
REM: 0 to 0.300%,
Remaining: Fe and impurities,
Has a chemical composition consisting of
In the microstructure, among the grain boundaries of crystal grains having a body-centered structure, the length of the grain boundaries whose rotation angle is 4 ° to 12 ° with the <011> direction as the rotation axis and the rotation angle of 49 ° to 56 °. With respect to the total length of the grain boundary to be, the length of the grain boundary having the rotation angle of 57 ° to 63 °, and the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 °. The ratio of the length of the grain boundary having the rotation angle of 64 ° to 72 ° is 15% or more.
A high carbon steel part characterized by a Vickers hardness of 700 Hv or more.
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2020157207A JP2022050985A (en) | 2020-09-18 | 2020-09-18 | High carbon steel component |
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| JP2020157207A JP2022050985A (en) | 2020-09-18 | 2020-09-18 | High carbon steel component |
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ID=80854737
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP2020157207A Pending JP2022050985A (en) | 2020-09-18 | 2020-09-18 | High carbon steel component |
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| Country | Link |
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-
2020
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