TW202118881A - 高碳冷軋鋼板及其製造方法以及高碳鋼製機械零件 - Google Patents

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Abstract

本發明所提供的高碳冷軋鋼板，係在經過短時間的溶體化處理後的急冷(淬火)處理與低溫回火處理(淬火回火處理)之後，可具有良好的耐衝擊特性及硬度特性以及優異的耐磨損性，並且淬火回火處理前的二次加工性的變差較少之板厚度低於1.0mm的高碳冷軋鋼板。這種高碳冷軋鋼板的化學組成，以質量%計，係含有C：0.85～1.10%、Mn：低於0.60%、Si：0.10～0.35%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Cr：低於0.60%，且符合Mn+Cr低於1.0%的條件，並且含有Nb：0.005～0.020質量%，其餘部分係Fe及不可避免的雜質所組成的。如此一來，與習知的鋼材相較，淬火回火前的二次加工性的變差較少。此外，藉由製作成：碳化物的平均粒徑為0.2～0.7(μm)、球狀化率為90%以上的鋼板組織，即使只實施3～15分鐘這樣的短時間的淬火回火處理即可成為具有：9J／cm2 以上的衝撃值之優異的耐衝擊特性、和600～750HV的範圍之充分的硬度特性、以及優異的耐磨損性之機械零件。

Description

高碳冷軋鋼板及其製造方法以及高碳鋼製機械零件
本發明係關於：作為利用淬火回火處理來製造的各種機械零件的素材之高碳冷軋鋼板及其製造方法，尤其是關於：適用於製造針織針等之板厚度低於1.0mm之高碳冷軋鋼板。
一般而言，日本工業規格JIS所制定的機械構造用碳鋼鋼材(SXXC)、碳工具鋼鋼材(SK)係使用於大小的各種機械零件。若是作為伸展材來使用的話，係先經過沖孔加工、各種的塑性加工來做成零件形狀之後，才進行淬火暨回火處理而賦予其既定的硬度和韌性(耐衝擊特性)。在這些機械零件當中，特別是用來編製針織面料的針織針，既要以高速反覆地進行往復運動的同時，又要將紗線拉回來進行編製針織面料，因此與旋轉驅動部接觸之針本體的棒針部必須具有充分的強度與耐磨損性，而與紗線互相摩擦的鉤針部則是除了要具有充分的耐磨損性之外，還要具有優異的耐衝擊特性來對應於因為往復運動所導致的前端部受到的撞擊。
使用於作為針織針用素材的高碳冷軋鋼板，若是板厚度為1.0mm以上的話，適合用來製作橫編機用的針織針，若是板厚度低於1.0mm的話，則適合用來製作圓編機和縱編機用的針織針。後者的針織針係用來將細徑的紗線高速地進行針織，因而所使用的素材的板厚度大多是介於0.4～0.7mm。此外，素材除了要具有優異的冷間加工性(也稱為：二次加工性)之外，還被要求在進行製作成針形狀的二次加工之後，在實施淬火暨回火處理時，必須具有充分的硬度以及在針頭前端部必須具有充分的韌性。
又，日本工業規格JIS所制定的機械構造用含碳鋼鋼材(SXXC)、含碳工具鋼鋼材(SK)之類的所謂的高碳鋼板係依據含碳量多寡而將其用途做很細的分類。在含碳量低於0.8質量%的領域，換言之，若是亞共析組成的鋼板的話，因為肥粒鐵相的佔比很高，所以雖然具有優異的冷間加工性，但是卻難以獲得充分的淬火硬度，不適合使用在需要鉤針部的耐磨損性和針本體的耐久性之針織針的用途等方面。另一方面，即使是在含碳量為0.8質量%以上的過共析組成的鋼板中，如果是含碳量大於1.1質量%之高碳鋼板的話，雖然是具有優異的淬火性，但是卻因為含了較多量的碳化物(雪明鐵)的緣故，而導致冷間加工性極端地惡化，並不適合使用在被實施切割溝槽加工之類的精密且細微的加工之針織針的用途等方面，而只能夠限定在刀具、冷間加工模具之類的形狀單純且需要高硬度之零件的用途。
以往的針織針係廣泛地採用：具有以含碳量為0.8～1.1質量%的含碳工具鋼、合金工具鋼或者這些工具鋼的鋼組成當作基質，並且又添加了第三元素之後的鋼組成之素材。在這種針織針的製造過程中，該素材將會被實施：沖孔(剪切加工)、切削、拉線、鉚合、彎折之類的各式各樣的塑性加工。因此，這種針織針製造用的素材，除了必須具備在針製造工序中進行素材加工時所需之充分的加工性(二次加工性)之外，還必須具備在其當作針實際上使用時所需的淬火回火處理後的硬度特性和耐衝擊特性(韌性)。
在製造針織針時，為了確保既定的硬度特性，係對於素材實施淬火回火處理。這種回火處理的溫度，一般是採用200～350℃之程度的低溫。但是，若是特別重視硬度特性而增加了對於淬火性有效的Mn、Cr的含量或者含有較多量之其他的第三元素的話，採用上述的200～350℃的溫度範圍內的低溫回火處理的話，對於麻田散鐵相的回火不夠充分，將會導致耐衝擊特性(韌性)的提昇不夠充分，韌性值參差不齊。
另一方面，基於要提昇針織針的耐衝擊特性之目的，減少素材的化學組成中的雜質元素也就是P和S，以抑制P的粒界偏析和生成夾雜物(MnS)，來謀求減輕這些元素所造成的不良影響的作法，也是有效的對策。但是，就製鋼的技術以及經濟性的觀點而言，藉由減少P和S的含量來謀求提昇針織針的耐衝擊特性的作法仍然還是有其限度。
此外，習知的提昇耐衝擊特性的有效方法之一，係將金屬組織予以細微化。
例如：專利文獻1係揭示「具有優異的淬火性、耐疲勞特性、韌性之高碳鋼板及其製造方法」。專利文獻1所揭示的高碳鋼板，其成分組成以質量%計，係含有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%，並且含有V：0.05～0.50%、Ti：0.02～0.20%、Nb：0.01～0.50%的其中一種或兩種以上，其餘部分係Fe及不可避免的雜質，而其金屬組織係：碳化物的球狀化率為95%以上，且分散著最大粒徑為2.5μm以下的碳化物。專利文獻1所揭示的技術，係以亞共析鋼作為對象，藉由添加了碳氮化物形成元素也就是V、Ti、Nb來形成細微的碳氮化物，並且利用這些細微的碳氮化物的釘扎效應而將舊沃斯田鐵粒予以細微化來提昇韌性。
又，專利文獻2係揭示「耐衝擊特性優異的高碳鋼構件」。專利文獻2所揭示的高碳鋼構件的特徵為：其成分組成以質量%計，係含有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、其餘部分實質上是Fe，經過淬火暨回火處理後的基質中係殘留著符合下列數式的體積百分率Vf(體積%)之未溶解碳化物，
Figure 02_image001
並且粒徑1.0μm以上之未溶解碳化物在每100μm2 的觀測面積中的存在個數係限制在：兩個以下。又，專利文獻2所揭示的高碳鋼構件，除了具有上述的成分組成之外，以質量%計，亦可又含有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%以下之其中一種或兩種以上。專利文獻2所揭示的技術，是以亞共析至過共析之寬廣範圍的碳含量的鋼作為對象，而能夠獲得：既可維持600～900HV的目標硬度，又具有25J／cm2 以上的衝撃值之優異的耐衝擊特性的高碳鋼構件。
又，專利文獻3係揭示「高碳冷軋鋼板及其製造方法」。專利文獻3所揭示的高碳冷軋鋼板，其成分組成以質量%計，係含有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%，其餘部分係Fe及不可避免的雜質，分散在鋼板中的碳化物的平均粒徑(dav )與球狀化率(NSC ／NTC )×100%係分別符合下列數式(1) 以及下列數式(2) 的條件，
Figure 02_image003
並且是鋼板厚度低於1.0mm之冷軋鋼板。此外，專利文獻3所揭示的技術，除了具有上述的成分組成之外，又含有從Mo及V中選出的一種或兩種，各自的含量都是0.001%以上且低於0.05%為佳。專利文獻3所揭示的技術，若想要提昇短時間溶體化處理與低溫回火處理之後的淬火性和耐衝擊特性(韌性)，含有Nb：0.005～0.020%是有效的作法。
又，專利文獻4係揭示「韌性優異的耐磨損性鋼板」。專利文獻4所揭示的耐磨損性鋼板，其化學組成以質量%計，係含有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%、其餘部分係Fe及不可避免的雜質，並且具有在肥粒鐵相的金屬基質中分散著雪明鐵粒子與含有Nb和Ti的其中一種以上之碳化物粒子的金屬組織，在與輥軋方向及板厚方向平行的剖面(L剖面)中，當量圓直徑0.5μm以上的Nb･Ti系碳化物粒子的個數密度是3000～9000個／mm2 、當量圓直徑1.0μm以上的孔隙的個數密度是1250個／mm2 以下的鋼板。專利文獻4所揭示的耐磨損性鋼板是兼具有優異的耐磨損性與韌性之鋼板。 [先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本特開2009-24233號公報 專利文獻2：日本特開2006-63384號公報 專利文獻3：日本特開2017-36492號公報 專利文獻4：日本特開2017-190494號公報
[發明所欲解決的技術課題]
被當成針織針用素材來使用的高碳冷軋鋼板，必須具備：在淬火回火處理之後之充分的硬度與充分的耐衝擊特性(韌性)。近年來，為了提昇生產性，乃要求針織機的更高速化，因而加諸在針織針身上的負荷變得更大，因此發生了許多問題，例如：在較以往更短的時間內針織針就發生斷裂，或者針織針的使用壽命變短之類的問題。因此，業界乃需要較之傳統的針織針更加提昇了耐衝擊特性及耐磨損性的針織針。雖然可以考慮藉由添加第三元素或將Cr、Mn、Mo等的合金元素予以增量的作法來達成這種針織針，但是這種作法則是會令人擔心其將會阻礙到在針織針的製造工序中的二次加工性。基於這些理由，業界乃迫切需要一種適合用來製造針織針的新素材，這種新素材與傳統的針織針素材相較，並不會降低二次加工性，並且又可提昇淬火回火之後的耐磨損性與耐衝擊特性(韌性)。
然而，專利文獻1所揭示的技術，很難以適用到需要高硬度的機械零件。專利文獻1所揭示的技術，是限定在亞共析鋼的成分組成，藉由將V、Ti、Nb之類的碳氮化物形成元素當作第三元素來進行添加而利用這些元素的細微碳氮化物，來將舊沃斯田鐵粒予以細微化，以謀求達到提昇韌性的效果之技術。此外，專利文獻1所揭示的技術，其含碳量的程度係屬於亞共析組成，因此也算是可以改善肥粒鐵母相的成形性之技術之一。
再者，在專利文獻2中所揭示之有添加第三元素也就是Mo、V、Ti、Nb、B的例子，僅止於含碳量為0.67～0.81質量%的範圍內的鋼而已。由此可以推測專利文獻2所揭示的技術，是想要藉由添加Mo、V、Ti、Nb、B等的第三元素來意圖改善亞共析鋼的特性。而且在專利文獻2中，並未揭示出：針對於含碳量超過0.81質量%的鋼添加Mo、V、Ti、Nb、B等的第三元素所產生的作用、以及有關於該第三元素的最佳添加量之類的記載。
再者，在專利文獻1、專利文獻2中並未揭示出：針對於高碳冷軋鋼板實施3～15分鐘程度之短時間的溶體化處理後，進行淬火處理，然後再實施200～350℃的低溫回火的作法，係可達到所期望的耐衝擊特性以及可有效地提昇到達既定硬度的技術。
又，專利文獻3所揭示的技術，針對於想要提昇在短時間的溶體化保持後的淬火和低溫回火處理後之淬火性和耐衝擊特性(韌性)，將Nb含量設定在0.005～0.020%的範圍是有效的作法，但是在專利文獻3中，並未具體地說明：在短時間的溶體化保持後的淬火(急冷)與實施低溫回火處理(以下，也稱為淬火回火處理)之前的高碳冷軋鋼板的二次加工性。在專利文獻3中雖然是揭示了在淬火回火處理後可兼具有優異的韌性與優異的耐磨損性之高碳冷軋鋼板，但是，這種高碳冷軋鋼板在淬火回火處理前的二次加工性不夠充分，而有無法對應近來之對於提昇生產性的要求之問題。
又，專利文獻4所揭示的技術，針對於高碳冷軋鋼板雖然可以提昇淬火回火後的耐磨損性與韌性，但並未揭示出淬火回火處理前的二次加工性的相關記載，也就是說，專利文獻4並未述及：既不會降低淬火回火處理前的二次加工性，又可提昇淬火回火處理後的耐磨損性與韌性的作法。
本發明之目的係提供一種可解決上述的習知技術的問題之高碳冷軋鋼板，其係可抑制在短時間的溶體化處理後的淬火(急冷)及低溫回火處理(淬火回火處理)前的二次加工性的變差，並且在短時間的溶體化處理後的淬火(急冷)及低溫回火處理(淬火回火處理)後，依據針對於實際上被使用的板厚度近旁處的衝擊試驗來進行評判，係可達到9J／cm2 以上的衝撃值，硬度介於600～750HV的範圍，而且耐磨損性優異之板厚度低於1.0mm的高碳冷軋鋼板。 [用以解決課題之技術方案]
本發明人等，為了達成上述目的，乃針對於高碳冷軋鋼板的成分組成、淬火回火處理前的二次加工性、淬火回火處理後的硬度、耐衝擊特性、耐磨損性的關係，努力地進行了許多方面的檢討。其結果，找到了一種創見，也就是：基於淬火性、淬火低溫回火後的硬度、耐衝擊特性等等的觀點考量，將含碳量限定在適合針織針用的0.85～1.10質量%的範圍，將Nb含量特別限定在0.005～0.020質量%的範圍，並且實施既定的製造方法，係可調整碳化物的平均粒徑與球狀化的程度，對於確保淬火回火處理後之所期望的特性是很有效的作法。進而又找到了一種創見，也就是，藉由將Mn含量調整為低於0.60質量%，並且將(Mn+Cr)含量調整為低於1.0%，係可抑制淬火回火處理前之二次加工性的變差，而且可將淬火回火處理後的硬度、耐衝擊特性(韌性)、耐磨損性達到所期望的特性。
本發明係依據上述的創見，加上進一步的檢討而開發完成的。亦即，本發明的要旨係如下所述。 (1) 一種高碳冷軋鋼板，其特徵為：其鋼板的成分組成以質量%計，係含有C：0.85%以上且1.10%以下、Mn：低於0.60%、Si：0.10%以上且0.35%以下、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Cr：低於0.60%、Nb：0.005%以上且0.020%以下，且Mn含量與Cr含量的合計(Mn+Cr)係符合低於1.0%的條件，其餘部分係Fe及不可避免的雜質，並且鋼板的厚度係低於1.0mm。 (2) 如上述(1)所述的高碳冷軋鋼板，其係具有前述的鋼板的成分組成，並且具有：分散在鋼板中的碳化物的平均粒徑(dav )與球狀化率(NSC ／NTC )×100%係分別符合下列數式(1)及數式(2)的條件之鋼板組織，
Figure 02_image005
(此處的dav 係碳化物之當量圓直徑的平均值(平均粒徑μm)；NTC 係在每100μm2 觀察面積中的碳化物的總個數；NSC 係在每100μm2 觀察面積中的符合(長徑dL )／(短徑dS )為1.4以下的條件之碳化物的個數)。 (3) 如上述(1)或(2)所述的高碳冷軋鋼板，其中，係藉由以質量%計，含有：C：0.85%以上且1.10%以下、Mn：低於0.60%、Si：0.10%以上且0.35%以下、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Cr：低於0.50%、Nb：0.005%以上且0.020%以下，並且Mn含量與Cr含量的合計(Mn+Cr)係符合低於0.90%的條件，其餘部分係Fe及不可避免的雜質之鋼板的成分組成來取代前述的鋼板的成分組成。 (4) 如上述(1)至(3)中之任一項所述的高碳冷軋鋼板，其中，前述鋼板的成分組成，以質量%計，係又含有Mo：0.001%以上且低於0.05%、V：0.001%以上且低於0.05%的其中一種或兩種。 (5) 一種高碳冷軋鋼板之製造方法，係對於具有如上述(1)至(4)中之任一項所述的鋼板的成分組成之熱軋鋼板，反覆地進行冷軋及球狀化退火來製造高碳冷軋鋼板，其特徵為：分散在前述高碳冷軋鋼板中的碳化物的平均粒徑(dav )與球狀化率(NSC ／NTC )係分別符合下列數式(1)及下列數式(2)的條件，並且前述高碳冷軋鋼板係厚度低於1.0mm的高碳冷軋鋼板，
Figure 02_image007
(此處的dav 係碳化物之當量圓直徑的平均值(平均粒徑μm)、NTC 係在每100μm2 觀察面積中的碳化物的總個數、NSC 係在每100μm2 觀察面積中的符合(長徑dL )／(短徑dS )為1.4以下的條件之碳化物的個數)。 (6) 如上述(5)項所述的高碳冷軋鋼板之製造方法，其中，反覆進行前述冷軋及球狀化退火的次數係2至5次。 (7) 如上述(5)或(6)項所述的高碳冷軋鋼板之製造方法，其中，前述冷軋的輥軋率是25～65%，前述球狀化退火的溫度是640～720℃。 (8) 一種高碳鋼製機械零件之製造方法，其係以如上述(1)至(4)中之任一項所述的高碳冷軋鋼板當作素材，對於該素材實施二次加工以製作成既定形狀的機械零件之後，對於該機械零件實施短時間的溶體化處理之後，又進行急冷處理與回火處理之機械零件之製造方法，其特徵為：實施前述短時間的溶體化處理之後進行急冷處理的作法，係先在760～820℃的溫度範圍內保持3～15分鐘範圍的時間之後，進行急冷處理，前述回火處理則是在200～350℃的溫度範圍進行回火處理，而製作成兼具有優異的耐磨損性與優異的韌性之機械零件。 (9) 一種高碳鋼製機械零件，其係利用上述(8)所述的高碳鋼製機械零件之製造方法所製造的。 [發明的效果]
本發明高碳冷軋鋼板係可製造出：能夠抑制切削性之類的二次加工性的變差，而可使得用來進行沖孔、型鍛、彎折、二次加工等的工具的壽命能夠達到與傳統的高碳冷軋鋼板相同程度，並且在實施了短時間的溶體化處理後的急冷處理與低溫回火處理(淬火回火處理)之後，很均衡地兼具有較之傳統的高碳鋼板更高的硬度特性、優異的耐衝擊特性以及優異的耐磨損性之機械零件，而可獲得產業上之可利用性之格外的效果。此外，本發明高碳冷軋鋼板除了具有：淬火回火處理後的耐衝擊特性(韌性)、耐磨損性之外，還具有優異的耐疲勞特性，非常適合當作例如：針織針的這種在嚴酷的使用環境下需要優異的耐久性之機械零件用素材來使用，這也是本發明的效果之一。
本發明高碳冷軋鋼板：其鋼板的成分組成以質量%計，係含有C：0.85%以上且1.10%以下、Mn：低於0.60%、Si：0.10%以上且0.35%以下、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Cr：低於0.60%、Nb：0.005%以上且0.020%以下，且Mn含量與Cr含量的合計(Mn+Cr)係符合低於1.0%的條件，其餘部分係Fe及不可避免的雜質，並且鋼板的厚度係低於1.0mm。首先，說明限定鋼板的成分組成之理由。此外，在以下的說明中，係將成分組成的質量%，予以簡略記載為%。
C：0.85%以上且1.10%以下 C是在熱處理(淬火回火處理)後，對於針織針等之精密零件而言，為了要獲得充分的硬度(600～750HV)的必要元素。想要在熱處理(淬火回火處理)後，穩定地確保600HV以上的硬度，必須具有0.85%以上的C含量。另一方面，增加C含量的話，碳化物量將會增加，冷間加工性會變差，因而將會無法耐受諸如：沖孔、型鍛、彎折、二次加工等之多種的塑性加工(冷間加工)。藉由反覆地進行冷軋與球狀化退火，以及實施碳化物的球狀化處理，雖然可以改善冷間加工性，但是如果C含量超過1.10%的話，例如：在熱軋工序、冷軋工序時的輥軋負荷會變高，還有在鋼帶捲端部發生裂開的頻率也會明顯地變多之類的製造工序上的問題會趨於顯著。基於這種理由考量，係將C含量予以限定在0.85%以上且1.10%以下。更好是在0.95～1.05%。
Mn：低於0.60% Mn是對於鋼的脫氧可以有效地作用之元素，並且可提昇鋼的淬火性，可穩定地確保既定的硬度。但是，Mn含量為0.60%以上的話，MnS夾雜物將會增加，而會對於淬火回火處理前的二次加工性帶來不良影響。純淨度dA變成0.10%以上的話，夾雜物碰撞到切削刃(車刀)的確率變高，因而會增加切削阻力，二次加工性將會顯著惡化。因此，本發明係將Mn含量限定為低於0.60%，以使得純淨度的dA保持在低於0.10%的範圍內。更好的Mn含量是0.50%以下。純淨度係依照日本工業規格JIS G 0555來進行測定。此處，特別是以A系夾雜物作為對象而著眼於dA。
Si：0.10%以上且0.35%以下 Si可當作熔鋼的脫氧劑來發揮作用，係對於熔製純淨鋼很有效的元素。此外，Si也是對於麻田散鐵的回火軟化阻力有助益的元素。想要獲得這種效果，Si含量必須是0.10%以上。另一方面，Si含量超過0.35%的話，在進行低溫回火處理時，麻田散鐵的回火將會不夠充分而導致耐衝擊特性變差。基於這種理由，乃將Si含量限定在0.10%以上且0.35%以下的範圍。
P：0.030%以下、S：0.030%以下 P和S都是不可避免的存在鋼中，且是對於耐衝擊特性帶來不良影響的元素，雖然是儘量減少為宜，但是只要P含量不要超過0.030%，S含量不要超過0.030%的話，就不會對於實用上造成問題。基於這種理由，乃將P含量限定在0.030%以下，將S含量限定在0.030%以下。此外，基於維持優異的耐衝擊特性的觀點考量，係將P含量調整在0.020%以下，將S含量調整在0.020%以下為佳。
Cr：低於0.60% Cr係可提昇鋼的淬火性，並且可固溶在碳化物(雪明鐵)中而使碳化物變硬，是對於提昇耐磨損性有助益的元素。想要獲得這種效果的話，將Cr含量設定在0.10%以上為宜。Cr可固溶在碳化物(雪明鐵)中而可在加熱階段中延滯碳化物的再熔解，因此，隨著Cr含量的增加，淬火回火後的殘留碳化物也會增加。此處所稱的殘留碳化物，係指：在進行淬火處理時的加熱保持中，未能完全地溶解在基質內的碳化物在為了使金屬組織變態成麻田散鐵而實施的急速冷卻之後，仍然殘留在基質內的碳化物。殘留碳化物增加的話，係可提昇耐磨損性。但是，Cr含量多達0.60%以上的話，不僅是殘留碳化物會增加，對於延滯淬火加熱保持中之碳化物的溶解之影響也會增大，因而阻礙了淬火性而導致韌性變差。基於這種理由，乃將Cr含量限定為低於0.60%。更好是0.10%以上且低於0.50%。
Nb：0.005%以上且0.020%以下 Nb在傳統上被認為是：主要是在低碳鋼中，在進行熱軋時可擴大鋼的未再結晶溫度範圍，同時以NbC的形態析出，是對於沃斯田鐵粒的細微化有助益的元素。即使是在高碳鋼中，有時候也是基於期待Nb之對於在冷軋工序以後的組織的細微化效果的考量而進行添加。在本發明中，主要是著眼於：淬火後的低溫回火所帶來的恢復韌性的效果而將Nb含量限定在0.005%以上且0.020%以下。如果只含有微量的Nb的話，並無法形成對於組織的細微化有助益的數量之NbC，Nb係呈稀薄固溶狀態。因為Nb是呈稀薄固溶狀態，而被認為是可以促進在BCC構造的肥粒鐵相與麻田散鐵相中之C的擴散。亦即，在淬火處理中之進行加熱時，將從碳化物溶解到肥粒鐵相中的C擴散到沃斯田鐵相中，以及在回火處理中之進行加熱時，促進麻田散鐵相中的過飽和固溶C的擴散及析出，其結果，被認為是可以兼具有：只要短時間的加熱即可提昇淬火性以及利用低溫回火處理來恢復韌性的效果。這種效果係當Nb含量為0.005%以上的話趨於顯著，但是Nb含量超過0.020%的話，NbC的析出趨於顯著，無法確保Nb的稀薄固溶狀態，再也看不到因為Nb的稀薄固溶狀態所造成的促進C擴散之效果。因此，乃將Nb含量限定在0.005%以上且0.020%以下。更好是0.015%以下。
(Mn+Cr)：低於1.0% 本發明為了要達到：既能夠抑制淬火回火處理前之二次加工性的變差，又能夠提昇淬火回火處理後之韌性、耐磨損性，乃將Mn含量與Cr含量的合計(Mn+Cr)調整為低於1.0%。根據本發明人等之檢討結果得知：因為Mn和Cr都是很容易固溶於碳化物，因此隨著Mn含量和Cr含量的合計(Mn+Cr)的增加，在淬火加熱時的加熱階段中之延滯碳化物再溶解的效果，是會大於單獨含有Mn和單獨含有Cr的情況，因此，殘留碳化物也增加，耐磨損性也增加。但是，如果(Mn+Cr)的合計量增加到1.0%以上的話，殘留碳化物以面積率計，將會達到6%以上，對於淬火性變差的影響也會增大，淬火回火後的衝撃值(韌性)也會降低。如果(Mn+Cr)的合計量低於1%的話，以面積率計，殘留碳化物將會低於6%，係可兼具有優異的耐磨損性和韌性。另一方面，(Mn+Cr)太少的話，殘留碳化物也會變少，因而無法確保所期望的耐磨損性。因此，以面積率計，係將殘留碳化物達到3%以上為佳。此外，為了使得殘留碳化物量以面積率計，能夠達到3%以上，必須將(Mn+Cr)的合計量達到0.15%以上為佳。另一方面，淬火回火處理前之二次加工性則是會隨著(Mn+Cr) 的合計量的增加，尤其是隨著Mn含量的增加，對於二次加工性造成不良影響之MnS夾雜物也會增加，因此，為了要能夠達到：既能夠抑制二次加工性的變差，又能夠提昇耐磨損性、韌性，在本發明中，乃將Mn含量與Cr含量的合計(Mn+Cr)限定為低於1.0%。更好是低於0.90%。
上述的成分都是基本的成分，但是，除了基本的成分之外，作為可選擇性添加的元素，還可以又含有Mo：0.001%以上且低於0.05%、V：0.001%以上且低於0.05%之其中的一種或兩種。
從Mo：0.001%以上且低於0.05%、V：0.001%以上且低於0.05%之中所選出的一種或兩種 Mo和V都是對於提昇鋼的淬火性、提昇淬火回火處理後的耐衝擊特性(韌性)有助益的元素，可視需要而選擇其中的一種或兩種來進行添加，其含量係多於不可避免的含有之水準(0.001%)。
Mo雖然是對於提昇鋼的淬火性很有效的元素，但是，含量多達0.05%以上的話，延滯碳化物溶入的效果變得太大，反而會導致淬火性變差，而變成無法獲得充分的硬度，此外，也會導致Nb所帶來的效果消失，低溫回火處理後的耐衝擊特性變差。因此，若想要添加Mo的話，係將Mo含量限定在不可避免的含有之水準以上，也就是0.001%以上且低於0.05%為宜。更好是0.01%以上且0.03%以下。
V雖然是可藉由將鋼組織細微化而對於提昇耐衝擊特性有助益的元素，但是V含量多達0.05%以上的話，延滯碳化物溶入的效果變得太大，反而會導致淬火性變差，而變成無法獲得充分的硬度，此外，也會導致Nb所帶來的效果消失，低溫回火處理後的耐衝擊特性變差。基於這種理由，若想要添加V的話，係將V含量限定在不可避免的含有之水準以上， 也就是0.001%以上且低於0.05%為宜。更好是0.01%以上且0.03%以下。
上述成分以外的其餘部分是Fe及不可避免的雜質。 本發明的高碳冷軋鋼板係具有上述的成分組成，並且具有：分散著符合下列數式(1)的平均粒徑(dav )(μm)及符合下列數式(2)的球狀化率(NSC ／NTC )的碳化物之組織，
Figure 02_image009
。
此處的數式(1)的平均粒徑(dav )係將從鋼板剖面觀察到的各個碳化物的面積，假定成相同面積的圓時之各個圓的直徑(當量圓直徑)的平均值。呈分散狀態的碳化物的平均粒徑(dav )落在數式(1)所界定的範圍的話，係可具有：優異的耐衝擊特性，而且即使只是實施短時間的溶體化處理後的急冷(淬火)處理，亦可很容易確保所期望的淬火硬度之效果。呈分散狀態的碳化物的平均粒徑(dav )低於0.2μm的話，碳化物太細而增加了分散狀態的碳化物的數量，因而將會造成將鋼材加工成針形狀之進行二次加工時之負荷的增大。又，如果平均粒徑(dav )超過0.7μm的話，在只實施短時間的溶體化處理後的急冷處理中，將會難以確保所期望的淬火硬度。
又，在本發明中係利用數式(2)的(NSC ／NTC )來定義球狀化率。此處的NTC 係在每100μm2 觀察面積中的碳化物的總個數；NSC 係在同一面積的觀察視野中被視為球狀化的碳化物的個數；並且必須是符合dL ／dS ≦1.4的條件之碳化物的個數。將此處的碳化物的長徑假定為dL 、短徑假定為dS 。
碳化物並不能說是形成完全的球狀，而且依據觀察面的不同，大多數是被觀察成橢圓形，因此才會依據長徑與短徑的比值(dL ／dS )來規定其球狀化的程度。在本發明中，係將符合(dL ／dS )的比值為1.4以下的條件的碳化物，視為已經球狀化的碳化物(球狀化碳化物)而將個數假定為NSC 。此外，依照經驗上的創見認為：若想要保有鋼板之良好的二次加工性，必須將球狀化率(NSC ／NTC )×100的數值維持在90%以上。
此外，有關於上述碳化物的平均粒徑及球狀化率的計算方法，係使用掃描型電子顯微鏡來進行觀察二次電子像(倍率為2000倍)，再進行圖像解析而獲得的數據。
先從冷軋後的鋼板(板厚中央部)採取出碳化物觀察用試驗片，將其埋設於樹脂中，進行研磨，以腐蝕液進行蝕刻，利用掃描型電子顯微鏡觀察碳化物，針對於板厚中央部近旁之100μm2 觀察面積的範圍內，測定碳化物之當量圓直徑、長徑dL ／短徑dS 比值、NTC 、NSC 。針對於五個觀察視野實施這種測定，分別計算出其平均值。有關於這些數據的測定及計算，係採用商品名稱為winroof之市售的圖像解析軟體。
本發明的高碳冷軋鋼板係具有上述的鋼板成分組成及組織之高碳冷軋鋼板，係可用來製造出：能夠保有切削性之類的二次加工性，而可使得用來進行沖孔、型鍛、彎折、二次加工等的工具的壽命能夠達到與傳統的高碳冷軋鋼板相同程度，並且在實施了短時間的溶體化處理後的急冷處理與低溫回火處理(淬火回火處理)之後，很均衡地兼具有較之傳統的高碳鋼板更高的硬度特性、優異的耐衝擊特性以及優異的耐磨損性的機械零件。
此處所稱的「優異的二次加工性」係指：如第1圖所示般地，進行切削加工(端銑刀加工)試驗時之加諸在工具(端銑刀)的力量低於40N的情況(工具旋轉數為低速(1300rpm)情況)或者低於35N的情況(工具旋轉數為高速(2300rpm)的情況)。
本發明係著眼於一般的端銑刀加工，係如第1圖所示般地，使用端銑刀針對於鋼板(被切削材)進行切削加工(端銑刀加工)時，利用安裝在工具上的切削動力計(未圖示)來測定加諸於工具(直徑φ為6mm的端銑刀)上的切削阻力之X方向分力、Y方向分力、Z方向分力之後，再計算這三種分力的合力來作為二次加工性的評判指數。此外，端銑刀加工試驗的條件如下所示：切削速度：25m／分鐘(低速)、45m／分鐘(高速)；每次銑切的給送量：0.016mm／tooth；切入量：0.2mm；工具突出長度：25mm；切削距離：30mm；未使用切削油劑。
藉由採用這種端銑刀加工試驗，能夠以更為接近於實際的使用環境的狀態來對於二次加工性進行評判。加諸於工具上的切削阻力力若是低於40N(或低於35N)的話，即意味著：具有與傳統的高碳冷軋鋼板的二次加工性同等程度或者更高之優異的二次加工性。
此處所稱的「優異的耐磨損性」係指：使用第2圖所示的磨損試驗裝置來實施磨損試驗時，所獲得的磨損深度低於485μm的情況。
第2圖所示的磨損試驗裝置10，係具有：用以釋放出紗線之紗線釋出機構11；對於釋放出的紗線2施加所期望的張力之張力調整機構12；具有可供被施加了張力的紗線穿過的孔洞1a～1d之磨損試驗片1；以及用來捲取紗線之紗線捲取機構13，係將針織用紗線對於針織針所造成的磨損，能夠以接近於實際機械運作的狀況予以再現之裝置。此外，磨損試驗裝置10的構造是製作成：只要紗線發生斷裂的話，張力就變成零(0)，在這個時點，裝置就會自動地停止。
所使用的磨損試驗片1係如第3圖(a)所示的形狀之磨損試驗片，從線軸(紗線釋出機構)11連續地釋放出來的紗線2被張力調整機構12施加了適度的張力之後，穿過被形成在磨損試驗片1上的例如：孔洞1a，與孔洞1a進行接觸而導致孔洞1a受到磨損，並且被捲取到紗線捲取機構13上。在一個試驗片上的四個地方形成有四個孔洞(1a～1d)。此外，磨損試驗的條件係設定如下：針織用紗線係使用消光聚酯纖維製(規格110T48)的紗線；紗線的給送速度：160m／s；張力：10±2N／cm；針對於每一個孔洞所穿越的紗線長度為10萬公尺，然後測定在該孔洞的磨損深度。針對於在一個試驗片上的四個地方所形成的四個孔洞1a～1d，分別都實施這種磨損試驗，並且測定各孔洞的磨損深度，以其平均值當作該磨損試驗片之磨損深度(平均磨損深度)。
依照上述的條件來進行了磨損試驗之結果，如果磨損深度低於485μm的話，即意味著：具有與傳統的高碳冷軋鋼板的耐磨損性同等程度或者更高之優異的耐磨損性。藉由採用這種磨損試驗，係能夠以接近於紗線對於針織針的鉤針部進行磨損的狀態來就耐磨損性進行評判。此外，藉由這種以接近於紗線對於針織針的鉤針部進行磨損的狀態來就耐磨損性進行評判，係可以看出殘留碳化物的存在對於耐磨損性有很大的影響。耐磨損性係與殘留碳化物的面積率成正比，以面積率計，殘留碳化物低於3%的話，就無法確保所期望的耐磨損性。因此，殘留碳化物，以面積率計，係達到3%以上為宜。
又，此處所稱的「優異的耐衝擊特性」係指：使用第4圖所示的衝擊試驗片(缺口寬度為0.2mm之U型缺口試驗片(缺口深度為2.5mm、缺口半徑為0.1mm))，依據日本工業規格JIS K 7077之使用額定容量為1J之夏比衝擊試驗機(東洋精機製作所株式會社製造之DG-GB型的夏比衝擊試驗機)，以第5圖所示的方式，將支承台之間的距離設定在40mm，在室溫下進行試驗時的衝撃值達到9J／cm2 以上的情況。
藉由使用這種夏比衝擊試驗機，即使是採用板厚度低於1.0mm的試驗片，也是能夠以接近於金屬材料的夏比衝擊試驗方法也就是日本工業規格JIS Z 2242的條件來進行試驗，而且藉由使用這種衝擊試驗片，應力集中係數較高，可將衝擊試驗時的撓曲變形抑制到最小限度而可獲得穩定的衝撃值。因為採用這種衝擊試驗方法及衝擊試驗片，而能夠以接近於實際的使用環境的狀態來就耐衝擊特性進行評判。此外，殘留碳化物量較少的鋼板試驗片，係顯示出具有較高的衝撃值之傾向，但是，殘留碳化物量以面積率計，超過6%的話，衝撃值會有明顯的降低，因此為了確保所期望的衝撃值，本發明人等找出了必須要將殘留碳化物以面積率計，限定成低於6%之創見。
是以，藉由導入就耐磨損性進行評判之全新的磨損試驗方法，並且導入就二次加工性進行評判之端銑刀加工試驗方法，而能夠依據接近於實際的機械運作的環境所做的評判，來規定出合適的化學成分範圍。
其次，說明本發明的高碳冷軋鋼板之製造方法。 本發明的高碳冷軋鋼板，係對於熱軋鋼板因應必要而先進行軟化退火之後，再反覆地進行冷軋及球狀化退火而製造出來的。
本發明所使用的熱軋鋼板，只要是以通常的製造條件所製得的熱軋鋼板即可，例如：可將具有上述的成分組成的鋼片(鋼胚)加熱到1050～1250℃，再以800～950℃的最終輥軋溫度進行熱軋，然後在600～750℃的捲取溫度下，將其捲取成鋼帶捲，即可製造出這種熱軋鋼板。又，熱軋鋼板的厚度，只要從所期望獲得的冷軋鋼板的厚度，以能夠獲得較佳的冷軋輥軋率的方式，來反向地進行適當的設定即可。
藉由對於熱軋鋼板反覆地實施冷軋和球狀化退火，而做成厚度低於1.0mm的高碳冷軋鋼板。冷軋和球狀化退火，係分別反覆進行2次～5次為宜。
冷軋的輥軋率係設定在25～65%的範圍為宜。針對於冷軋的輥軋率低於25%的鋼板(冷軋鋼板)實施球狀化退火的話，碳化物將會變得粗大化。另一方面，如果冷軋的輥軋率超過65%超的話，冷軋作業的負荷將會變得太大。因此，乃將冷軋的輥軋率限定在25～65%的範圍。此外，針對於在冷軋後不再實施球狀化退火之最終的冷軋，並不會特別地限定其輥軋率的下限。
又，球狀化退火係在640～720℃的溫度範圍內來進行為宜。球狀化退火溫度低於640℃的話，很容易造成球狀化不夠充分，另一方面，溫度高於720℃的話，很容易導致碳化物變得粗大化。因此，乃將球狀化退火在640～720℃的溫度範圍內來進行。此外，球狀化退火的保持時間係配合需要而在9～30小時的範圍內來做適當的選擇為宜。
又，為何需要反覆複數次實施冷軋(25～65%)和球狀化退火(640～720℃)的理由，乃是為了將碳化物的平均粒徑(dav )與球狀化率(NSC ／NTC )×100予以控制成可分別符合上述數式(1)及數式(2)。
首先，利用冷軋來將裂隙導入到碳化物內，利用球狀化退火使得碎裂後的碳化物變成球狀化，僅只利用一次的球狀化退火係難以將碳化物的球狀化率提高至90%以上，將會有條狀或板狀的碳化物殘留下來。這種情況，對於淬火性也會造成不良影響，而導致進行加工成精密零件時的冷間加工性惡化。因此，想要使得碳化物的球狀化率(NSC ／NTC )×100達到90%以上，交替且反覆地實施冷軋與球狀化退火是最適當的作法，其結果係可在鋼板中獲得細微且球狀化率很高的碳化物的分布。更好是實施2次～5次的冷軋與2次～5次的球狀化退火。此外，針對於將冷軋前的熱軋鋼板予以軟化之目的而實施的軟化退火，也是在同樣的溫度(640～720℃)範圍內來實施為宜。
以上說明的是本發明的高碳冷軋鋼板之製造方法，想要製作成這種鋼板的最終標的之諸如針織針這樣的機械零件的話，則是先加工成既定的形狀之後，再實施以下的熱處理為宜。
先將分布著90%以上球狀化的碳化物之高碳冷軋鋼板加工成各種機械零件之後，實施溶體化處理後的急冷(淬火)處理，緊接著實施回火處理。溶體化處理係以760～820℃的加熱溫度下，將保持時間設定在3～15分鐘的短時間。淬火(急冷)係採用油冷淬火為宜。回火處理時的回火溫度係採用200～350℃的低溫為宜。更好是250～300℃。如此一來，就可製作成硬度為600～750HV之各種機械零件。
溶體化處理的保持時間超過15分鐘的話，碳化物太過於溶入，沃斯田鐵粒變得粗大化，淬火後的麻田散鐵相變粗，將會導致耐衝擊特性變差。另一方面，保持時間少於3分鐘的話，碳化物的溶入不夠充分，在急冷後難以獲得所期望的高硬度。因此，乃將溶體化處理的保持時間限定在3分鐘以上且15分鐘以下為宜。更好是5～10分鐘。
此外，回火溫度低於200℃的話，麻田散鐵相的韌性恢復將會不夠充分。另一方面，回火溫度超過350℃的話，硬度會低於600HV，雖然衝撃值變高，但是卻會導致耐久性和耐磨損性變差的問題。因此，係將回火溫度限定在200～350℃的溫度範圍為宜。更好是在250～300℃。回火處理的保持時間係配合需要而在30分鐘～3小時的範圍做適當的選擇。
茲佐以實施例來進一步說明本發明如下。 [實施例]
利用真空熔解爐來進行熔製具有表1所示的化學成分之熔鋼之後，澆鑄到鑄模內來製作成小型鋼塊(50kgf)。將這些小型鋼塊進行分塊輥軋而製作成鋼片，然後，再以加熱溫度：1150℃、最終輥軋溫度：870℃的條件來進行熱軋，而製作成熱軋鋼板(厚度：4mm)。接下來，對於所製得的熱軋鋼板，依照表2所示的條件進行冷軋及球狀化退火，而製作成厚度為0.4mm以上且低於1.0mm的冷軋鋼板。
首先，從所製得的冷軋鋼板採取出組織觀察用的試驗片，將其埋設在樹脂中，進行研磨，進行蝕刻，利用掃描型電子顯微鏡的二次電子像(倍率為2000倍)來觀察組織，進行拍照並且進行圖像解析，藉以計算出碳化物的平均粒徑(dav )、以及球狀化率(NSC ／NTC )。針對於在板厚中央部近旁之100μm2 的觀察面積的範圍內，計算出各個碳化物之當量圓直徑、各個碳化物之長徑dL ／短徑dS 比值，並且測定出在每100μm2 的觀察面積的範圍內之碳化物的總數NTC 、符合dL ／dS 為1.4以下的條件之碳化物的總數NSC 。針對於五個觀察視野實施這種測定，分別計算出其平均值。有關於這些數據的測定及計算，係採用商品名稱為winroof之市售的圖像解析軟體。此外，針對於組織觀察用試驗片，係依照日本工業規格JIS G 0555的規定，以A系夾雜物作為對象來測定了純淨度dA。此外，所測定的觀察視野為60個觀察視野。
此外，從所製得的冷軋鋼板採取試驗片，依照表3所示的條件，以第1圖所示的方式實施切削性試驗(端銑刀加工試驗)，進行測定加諸在工具(直徑為6mm的端銑刀)之X方向、Y方向、Z方向的分力之後，計算出合力來作為切削阻力。此外，工具的旋轉數係設定在低速(1300rpm)與高速(2300rpm)之兩種。
接下來，針對於所製得的冷軋鋼板，依照表4所示的條件，裝入加熱爐內，實施了短時間的溶體化處理之後，實施急冷(油冷淬火)處理，並且又進行實施低溫回火處理的熱處理。從已經過熱處理後的鋼板採取試驗片，進行調查殘留碳化物、進行硬度試驗、進行衝擊試驗、進行磨損試驗。試驗方法如下所述。 (1)  調查殘留碳化物 從已經過熱處理後的鋼板採取組織觀察用試驗片，將其埋設在樹脂中，進行研磨，進行蝕刻，利用掃描型電子顯微鏡的二次電子像(倍率為2000倍)來觀察組織，進行拍照，利用圖像解析，以當量圓直徑為0.1μm以上的大小之殘留碳化物作為對象，計算出殘留碳化物的面積率(%)。此外，測定面積係設定為100μm2 。 (2)  硬度試驗 從已經過熱處理後的鋼板，沿著與輥軋方向形成直角的方向裁切出硬度試驗片，將其埋設在樹脂內，對於剖面進行研磨，針對於板厚中央部進行測定硬度。硬度測定係依照日本工業規格JIS Z 2244的規定，使用夏比硬度計(試驗力：49.0N)，各試驗片都測定了5點，將其平均值視為該鋼板的硬度。 (3)  衝擊試驗 從已經過熱處理後的鋼板，沿著與輥軋方向平行的方向採取出如第4圖所示的衝擊試驗片(缺口寬度為0.2mm之U型缺口試驗片(缺口深度為2.5mm、缺口半徑為0.1mm))，依據日本工業規格JIS K 7077之使用額定容量為1J之夏比衝擊試驗機(東洋精機製作所株式會社製造之DG-GB型的夏比衝擊試驗機)，以第5圖所示的方式，將支承台之間的距離設定在40mm，在室溫下實施夏比衝擊試驗，計算出衝撃值(J)。試驗片各採用5片，將所獲得的各衝撃值的平均視為該鋼板的衝撃值。 (4)  磨損試驗 從已經過熱處理後的鋼板，採取如第3圖所示的形狀之磨損試驗片，使用第2圖所示的磨損試驗裝置來實施了磨損試驗。磨損試驗的條件係設定如下：針織用紗線係使用消光聚酯纖維製(規格110T48)的紗線；紗線的給送速度：160m／s；張力設定：10±2N／cm；針對於每一個孔洞所穿越的紗線長度達到10萬公尺時，將試驗裝置停止，然後以第3圖(b)所示的方式，利用光學顯微鏡來測定形成在磨損試驗片1的孔洞(此處係孔洞1a)上的磨損深度。針對於各孔洞(1a～1d)分別都實施這種磨損試驗，測定各孔洞(四個孔洞)的磨損深度，計算出其平均值，將其當作該磨損試驗片的磨損深度。
將所獲得的結果標示於表5。
Figure 02_image011
Figure 02_image013
Figure 02_image015
Figure 02_image017
Figure 02_image019
本發明例中的每一個例子都是成為：加諸在工具上的力量(切削阻力)在低速加工時係低於40N，在高速加工時係低於35N，二次加工性與傳統的高碳冷軋鋼板相同等級的高碳冷軋鋼板，在短時間的溶體化處理後，實施急冷(油冷淬火)處理與低溫回火處理之後，具有硬度符合600～750HV的範圍之高硬度特性，且符合9J／cm2 以上的衝撃值之優異的耐衝擊特性，並且磨損深度低於485μm之優異的耐磨損性之高碳冷軋鋼板，全部都是評判為「◎」。另一方面，落在本發明的範圍外的比較例則是成為：加諸在工具上的力量(切削阻力)在低速加工時係40N以上，在高速加工時係35N以上，不是二次加工性變差，就是在短時間的溶體化處理後，又實施急冷(油冷淬火)處理與實施低溫回火處理之熱處理後的耐衝擊特性變差，亦即其衝撃值係低於9J／cm2 ，或者是耐磨損性變差，亦即其磨損深度為485μm以上，被評判為「×」之高碳冷軋鋼板。
具體而言，C含量低於本發明所界定的範圍之比較例(鋼板No.1)的鋼板，切削阻力較低而二次加工性較優異，也具有9J／cm2 以上的衝撃值之優異的耐衝擊特性，但是因為殘留碳化物很少，而導致耐磨損性變差，使得磨損深度變成485μm以上。又，C含量高於本發明所界定的範圍之比較例(鋼板No.12)的鋼板，殘留碳化物很多，而具有磨損深度低於485μm之優異的耐磨損性，但是耐衝擊特性變差，衝撃值係低於9J／cm2 。此外，(Mn+Cr)係超過1.0%，純淨度也變差，加諸在工具上的力量(切削阻力)變高而導致二次加工性變差。又，(Mn+Cr)為1.0%以上之高於本發明所界定的範圍之比較例(鋼板No.9、No.10、No.11)的鋼板，雖然都是殘留碳化物較多，磨損深度低於485μm而具有優異的耐磨損性，但耐衝擊特性則是變差，衝撃值係低於9J／cm2 。此外，純淨度不佳，加諸在工具上的力量(切削阻力)變高而導致二次加工性變差。又，V含量高於本發明所界定的範圍之比較例 (鋼板No.13)的鋼板和Mo含量高於本發明所界定的範圍之比較例(鋼板No.14)的鋼板，雖然是殘留碳化物較多，而具有優異的耐磨損性，但韌性則是變差。又，Nb含量低於本發明所界定的範圍之比較例(鋼板No.3、No.15)的鋼板和Nb含量高於本發明所界定的範圍之比較例 (鋼板No.16)的鋼板都是耐衝擊特性變差，衝撃值係低於9J／cm2 。此外，(Mn+Cr)含量較低之只有0.14%而已之本發明例(鋼板No.19)的鋼板，係顯示出耐磨損性有稍微變差的傾向，而(Mn+Cr)含量較高之達到0.90%的程度之本發明例(鋼板No.20)的鋼板，則是顯示出二次加工性有稍微變差的傾向。又，(Mn+Cr)含量超過1.0%之比較例(鋼板No.21)的鋼板和Cr含量高於本發明所界定的範圍之比較例(鋼板No.22)的鋼板，都是殘留碳化物的面積率超過6%，而具有優異的耐磨損性，但耐衝撃特性變差，衝撃值係低於9J／cm2 。
1:磨損試驗片 1a,1b,1c,1d:孔洞 2:紗線 10:磨損試驗裝置 11:紗線釋出機構(線軸) 12:張力調整機構 13:紗線捲取機構
[第1圖]係顯示端銑刀加工試驗(二次加工性評判試驗)的概略之示意說明圖。 [第2圖]係顯示磨損試驗裝置的概略之示意說明圖。 [第3圖(a)]係顯示磨損試驗片的形狀的概略之示意說明圖；[第3圖(b)]係顯示磨損試驗片的磨損狀況的概略之示意說明圖。 [第4圖]係顯示本發明所使用的夏比衝擊試驗片的形狀的概略之示意說明圖。 [第5圖]係顯示將試驗片設置到本發明所使用的夏比衝擊試驗機的設置狀況之示意說明圖。

Claims (9)

  1. 一種高碳冷軋鋼板，其特徵為： 其鋼板的成分組成以質量%計，係含有 C：0.85%以上且1.10%以下、 Mn：低於0.60%、 Si：0.10%以上且0.35%以下、 P：0.030%以下、 S：0.030%以下、 Cr：低於0.60%、 Nb：0.005%以上且0.020%以下， 且Mn含量與Cr含量的合計(Mn+Cr)係符合低於1.0%的條件，其餘部分係Fe及不可避免的雜質，並且鋼板的厚度係低於1.0mm。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的高碳冷軋鋼板，其係具有前述鋼板的成分組成，並且具有：分散在鋼板中的碳化物的平均粒徑(dav )與球狀化率(NSC ／NTC )×100%係分別符合下列數式(1)及數式(2)的條件之鋼板組織，
    Figure 03_image021
    此處的 dav 係碳化物之當量圓直徑的平均值(平均粒徑μm)、 NTC 係在每100μm2 觀察面積中的碳化物的總個數、 NSC 係在每100μm2 觀察面積中的符合(長徑dL )／(短徑dS )為1.4以下的條件之碳化物的個數。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的高碳冷軋鋼板，其中，係藉由以質量%計，含有： C：0.85%以上且1.10%以下、 Mn：低於0.60%、 Si：0.10%以上且0.35%以下、 P：0.030%以下、 S：0.030%以下、 Cr：低於0.50%、 Nb：0.005%以上且0.020%以下， 並且Mn含量與Cr含量的合計(Mn+Cr)係符合低於0.90%的條件，其餘部分係Fe及不可避免的雜質之鋼板的成分組成來取代前述的鋼板的成分組成。
  4. 如申請專利範圍第1項至第3項之任一項所述的高碳冷軋鋼板，其中，前述鋼板的成分組成，以質量%計，係又含有Mo：0.001%以上且低於0.05%、V：0.001%以上且低於0.05%的其中一種或兩種。
  5. 一種高碳冷軋鋼板之製造方法，係對於具有如申請專利範圍第1項至第4項中的任一項所述的鋼板的成分組成之熱軋鋼板，反覆地進行冷軋及球狀化退火來製造高碳冷軋鋼板，其特徵為： 分散在前述高碳冷軋鋼板中的碳化物的平均粒徑(dav )與球狀化率(NSC ／NTC )係分別符合下列數式(1)及下列數式(2)的條件，並且前述高碳冷軋鋼板係厚度低於1.0mm的高碳冷軋鋼板，
    Figure 03_image023
    此處的 dav 係碳化物之當量圓直徑的平均值(平均粒徑μm)、 NTC 係在每100μm2 觀察面積中的碳化物的總個數、 NSC 係在每100μm2 觀察面積中的符合(長徑dL )／(短徑dS )為1.4以下的條件之碳化物的個數。
  6. 如申請專利範圍第5項所述的高碳冷軋鋼板之製造方法，其中，反覆進行前述冷軋及球狀化退火的次數係2至5次。
  7. 如申請專利範圍第5項或第6項所述的高碳冷軋鋼板之製造方法，其中，前述冷軋的輥軋率是25～65%，前述球狀化退火的溫度是640～720℃。
  8. 一種高碳鋼製機械零件之製造方法，其係以如申請專利範圍第1項至第4項中之任一項所述的高碳冷軋鋼板當作素材，對於該素材實施二次加工以製作成既定形狀的機械零件之後，對於該機械零件實施短時間的溶體化處理之後，又進行急冷處理與回火處理之機械零件之製造方法，其特徵為： 實施前述短時間的溶體化處理之後進行急冷處理的作法，係先在760～820℃的溫度範圍內保持3～15分鐘範圍的時間之後，進行急冷處理，前述回火處理則是在200～350℃的溫度範圍進行回火處理，而製作成兼具有優異的耐磨損性與優異的韌性之機械零件。
  9. 一種高碳鋼製機械零件，其係利用如申請專利範圍第8項所述的高碳鋼製機械零件之製造方法所製造的。
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