TWI522479B - High carbon steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

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Toshimasa Tomokiyo
Yasushi Tsukano
Takashi Aramaki
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

高碳鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於一種意圖提升淬火回火後之疲勞性質的高碳鋼板及其製造方法。
背景技術
高碳鋼板係被使用於汽車之鏈條、齒輪及離合器等驅動系統部件等。在製造驅動系統部件時，會進行作為高碳鋼板之成形的冷加工及淬火回火。近年來，已持續進行汽車之輕量化，而針對驅動系統部件，亦有在研究藉由高強度化來達成輕量化。舉例而言，對經實施淬火回火之驅動系統部件等部件的高強度化而言，添加以Ti、Nb、Mo為代表之碳化物生成元素，或增加C含量係有效的。
於是，在專利文獻1中有記載到以兼顧高硬度及高韌性為目的之機械構造用鋼的製造方法；在專利文獻2中有記載到以省略球化退火等為目的之軸承粗成形品的製造方法；而在專利文獻3及4中則是記載到以提升衝孔性為目的之高碳鋼板的製造方法。又，在專利文獻5中有記載到以提升冷加工性及淬火安定性為目的之中碳鋼板；於專利文獻6中有記載到以提升可切削性作為為目的之軸承元件部 件用鋼材；在專利文獻7中有記載到以省略正常化為目的之工具鋼的製造方法；而在專利文獻8中則是記載到以提升成形性為目的之高碳鋼板的製造方法。
另一方面，對高碳鋼板亦要求有在淬火回火後的良好疲勞性質，例如轉動疲勞性質。然而，藉由專利文獻1~8所記載的習知製造方法無法得到充分的疲勞性質。
習知技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2013-072105號公報
專利文獻2：日本專利特開2009-108354號公報
專利文獻3：日本專利特開2011-012317號公報
專利文獻4：日本專利特開2011-012316號公報
專利文獻5：國際公開案第2013/035848號
專利文獻6：日本專利特開2002-275584號公報
專利文獻7：日本專利特開2007-16284號公報
專利文獻8：日本專利特開平2-101122號公報
發明概要
本發明之目的在於提供一種可得到在淬火回火後的優異疲勞性質之高碳鋼板及其製造方法。
本發明人為了探究習知高碳鋼板中於冷加工及淬火回火後無法得到良好疲勞性質之原因而全心地反覆進 行研究。結果，了解到在冷加工中，在雪明碳鐵及/或鐵-碳化合物(以下，有將雪明碳鐵及鐵-碳化合物總稱為「雪明碳鐵」的情況)發生裂痕及/或孔隙(以下，有將裂痕及孔隙總稱為「孔隙」的情況。)而減少成形性，且孔隙會作為起點而使龜裂進展。又，亦了解到當雪明碳鐵存在於肥粒鐵粒內及肥粒鐵粒界時，存在肥粒鐵粒界中的雪明碳鐵，比存在於肥粒鐵粒內的雪明碳鐵更容易顯著發生孔隙。
本發明人為了解決前述原因而更加全心地反覆進行研究，結果發現到藉由將雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之量設定在適當範圍內，且將肥粒鐵之大小設定在適當範圍內，可顯著提升疲勞性質。由於專利文獻1~8所記載的習知製造方法則未考慮到該等事項，因此無法得到充分的疲勞性質。此外，亦發現到為了製造如此的高碳鋼板，將熱軋、冷軋及退火之條件等視作所謂的一貫步驟且為經規定者亦很重要。於是，本發明人基於該等發現，而思及以下所示的發明之各種態樣。再者，本案說明書及申請專利範圍中的「雪明碳鐵」係排除明確視為亦包含波來鐵所含有的雪明碳鐵之概念的部位，而非為波來鐵所含有，而係與波來鐵有所區別的雪明碳鐵及鐵-碳化合物之意。
(1)一種高碳鋼板，其特徵在於具有以下述所表示的化學組成：以質量%計：C：0.60%~0.90%、Si：0.10%~0.40%、 Mn：0.30%~1.50%、N：0.0010%~0.0100%、Cr：0.20%~1.00%、P：0.0200%以下、S：0.0060%以下、Al：0.050%以下、Mg：0.000%~0.010%、Ca：0.000%~0.010%、Y：0.000%~0.010%、Zr：0.000%~0.010%、La：0.000%~0.010%、Ce：0.000%~0.010%，且殘餘部分為Fe及雜質，且該高碳鋼板具有以下述所表示的組織：雪明碳鐵所含有的Mn之濃度：2%以上8%以下、雪明碳鐵所含有的Cr之濃度：2%以上8%以下、肥粒鐵之平均粒徑：10μm以上50μm以下、雪明碳鐵之平均粒徑：0.3μm以上1.5μm以下，且雪明碳鐵之球化率：85%以上。
(2)如第(1)項所記載之高碳鋼板，其特徵在於，於前述化學組成中，Mg：0.001%~0.010%、Ca：0.001%~0.010%、Y：0.001%~0.010%、 Zr：0.001%~0.010%、La：0.001%~0.010%，或Ce：0.001%~0.010%或是其等之任意組合係成立。
(3)一種高碳鋼板之製造方法，其特徵在於具有以下步驟：進行扁鋼胚之熱軋而取得熱軋板之步驟；進行前述熱軋板之酸洗之步驟；於前述酸洗之後，進行前述熱軋板之熱軋板退火而取得熱軋退火板之步驟；進行前述熱軋退火板之冷軋而取得冷軋板之步驟；及進行前述冷軋板之冷軋板退火之步驟；且前述扁鋼胚具有以下述所表示的化學組成：以質量%計，C：0.60%~0.90%、Si：0.10%~0.40%、Mn：0.30%~1.50%、P：0.0200%以下、S：0.0060%以下、Al：0.050%以下、N：0.0010%~0.0100%、Cr：0.20%~1.00% Mg：0.000%~0.010%、 Ca：0.000%~0.010%、Y：0.000%~0.010%、Zr：0.000%~0.010%、La：0.000%~0.010%、Ce：0.000%~0.010%，且殘餘部分為Fe及雜質；其中，於前述進行熱軋之步驟中，將修整軋延之結束溫度設成800℃以上且小於950℃，將捲取之溫度設成450℃以上且小於550℃，將前述冷軋中的軋縮率設成5%以上35%以下。
並且，前述進行熱軋板退火之步驟具有：將前述熱軋板加熱至450℃以上550℃以下之第1溫度之步驟；接著將前述熱軋板保持在前述第1溫度1hr以上且小於10hr之步驟；接著以5℃/hr以上80℃/hr以下之加熱速度，將前述熱軋板從前述第1溫度加熱至670℃以上730℃以下之第2溫度之步驟；及接著將前述熱軋板保持在前述第2溫度20hr以上200hr以下之步驟；並且，於前述將熱軋板加熱至前述第1溫度之步驟中，係將從60℃至前述第1溫度為止之加熱速度設成30℃/hr以上150℃/hr以下； 並且，前述進行冷軋板退火之步驟具有：將前述冷軋板加熱至450℃以上550℃以下之第3溫度之步驟；接著將前述冷軋板保持在前述第3溫度1hr以上且小於10hr之步驟；接著以5℃/hr以上80℃/hr以下之加熱速度，將前述冷軋板從前述第3溫度加熱至670℃以上730℃以下之第4溫度之步驟；及將接著前述冷軋板保持在前述第4溫度20hr以上200hr以下之步驟；並且，於前述將冷軋板加熱至前述第3溫度之步驟中，係將從60℃至前述第3溫度為止之加熱速度設成30℃/hr以上150℃/hr以下。
(4)如第(3)項所記載之高碳鋼板之製造方法，其中，於前述化學組成中，Mg：0.001%~0.010%、Ca：0.001%~0.010%、Y：0.001%~0.010%、Zr：0.001%~0.010%、La：0.001%~0.010%，或Ce：0.001%~0.010%，或是其等之任意組合係成立。
依據本發明，由於可令雪明碳鐵所含有的Mn及 Cr之各濃度等成為適當濃度，因此可提升淬火回火後之疲勞性質。
圖1係表示雪明碳鐵所含有的Mn之濃度與轉動疲勞性質之關係之圖。
圖2係表示雪明碳鐵所含有的Mn之濃度與因雪明碳鐵之裂痕而產生的孔隙數之關係之圖。
圖3係表示因雪明碳鐵之裂痕而產生的孔隙數與轉動疲勞性質之關係之圖。
圖4係表示雪明碳鐵所含有的Cr之濃度與轉動疲勞性質之關係之圖。
圖5係表示雪明碳鐵所含有的Cr之濃度與因雪明碳鐵之裂痕而產生的孔隙數之關係之圖。
圖6係表示熱軋板退火之保持溫度與雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度之關係之圖。
用以實施發明之形態
以下針對本發明之實施形態進行說明。
首先，針對與本發明之實施形態有關的高碳鋼板及用於其製造的扁鋼胚(鋼塊)之化學組成進行說明。細節係如後述，與本發明之實施形態有關的高碳鋼板係經由扁鋼胚之熱軋、熱軋板退火、冷軋、冷軋板退火等而製造。因此，高碳鋼板及扁鋼胚之化學組成不僅有考慮到高碳鋼板之特性，亦有考慮到該等處理。於以下之說明中，只要未 事先說明，高碳鋼板及用於其製造之扁鋼胚所含有的各元素之含量單位「%」即表示「質量%」之意。與本實施形態有關的高碳鋼板及用於其製造之扁鋼胚具有以下述所表示的化學組成：C：0.60%~0.90%、Si：0.10%~0.40%、Mn：0.30%~1.50%、N：0.0010%~0.0100%、Cr：0.20%~1.00%、P：0.0200%以下、S：0.0060%以下、Al：0.050%以下、Mg：0.000%~0.010%、Ca：0.000%~0.010%、Y：0.000%~0.010%、Zr：0.000%~0.010%、La：0.000%~0.010%、Ce：0.000%~0.010%，且殘餘部分為Fe及雜質。雜質可例示如礦石或廢鋼等原材料所含有者、於製造步驟中被含有者。舉例而言，在使用廢鋼作為原材料時，會有混入0.001%以上之Sn、Sb或As或是其等之任意組合的情況。但，只要任一者的含量皆在0.02%以下，便不會阻礙本實施形態之效果，因此可容許作為雜質。又，O係可將0.004%作為限度而容許作為雜質。O會形成氧化物，若氧化物凝聚並粗大化，將會無法得到充分的成形性。因此，O含量係越低越好，但將O含量減低至小於0.0001%在技術上有困難。雜質之例子亦可列舉：Ti：0.04%以下、V：0.04%以下、Cu：0.04%以下、W：0.04%以下、Ta：0.04%以下、Ni：0.04%以下、Mo：0.04%以下、B：0.01%以下及Nb：0.04%以下。雖然以極力不含有該等元素為佳，但減低至0.001%在技術上有困難。
(C：0.60%~0.90%)
C係對鋼之高強度化有效的元素，特別是提高淬火性之元素。C亦為有助於在淬火回火後提升疲勞性質之元素。當 C含量小於0.60%時，在淬火中於舊沃斯田鐵粒界中會生成初析肥粒鐵、波來鐵等，而會使淬火回火後之疲勞性質減少。因此，C含量係設在0.60%以上，且較佳在0.65%以上。當C含量大於0.90%時，在淬火後會存在多量的殘留沃斯田鐵。殘留沃斯田鐵會在回火中分解成肥粒鐵及雪明碳鐵，且在回火後會因在回火麻田散鐵或變軔鐵，與因殘留沃斯田鐵之分解而生成之肥粒鐵及雪明碳鐵之間產生很大的強度差，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，C含量係設在0.90%以下，且較佳在0.85%以下。
(Si：0.10%~0.40%)
Si係作為脫氧劑發揮作用，又，其為對淬火回火後之疲勞性質之提升有效的元素。當Si含量小於0.10%，會無法充分得到藉由前述作用而得之效果。因此，Si含量係設在0.10%以上，且較佳在0.15%以上。當Si含量大於0.40%時，作為鋼中介在物生成的Si氧化物之量及尺寸會增大，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Si含量係設在0.40%以下，且較佳在0.35%以下。
(Mn：0.30%~1.50%)
Mn係雪明碳鐵所含有且會抑制冷加工中孔隙生成之元素。當Mn含量小於0.30%時，為了使雪明碳鐵中含有充分量Mn而進行之退火會花費非常長的時間，而顯著減少生產性。因此，Mn含量係設在0.30%以上，且較佳在0.50%以上。當Mn含量大於1.50%時，雪明碳鐵中所含有的Mn會變得過剩，而會在為了進行淬火之加熱中使雪明碳鐵變得難以溶 解，而會使沃斯田鐵中固溶的C量不足。因此，減少淬火後之強度，且減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Mn含量係設在1.50%以下，且較佳在1.30%以下。
(N：0.001~0.010%)
N會與Al結合而生成AlN，係對在為了進行淬火之加熱中的沃斯田鐵之細粒化有效的元素。當N含量小於0.001%時，會無法充分得到因前述作用而產生的效果。因此，N含量係設在0.001%以上，且較佳在0.002%以上。當N含量大於0.010%時，沃斯田鐵粒會變得過度微細，而減少淬火性，並在淬火之冷卻中促進初析肥粒鐵或波來鐵之生成，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，N含量係設在0.010%以下，且較佳在0.008%以下。
(Cr：0.20%~1.00%)
Cr係與Mn相同地，為雪明碳鐵所含有且可抑制冷加工中孔隙生成之元素。當Cr含量小於0.20%時，為了使雪明碳鐵中含有充分量Cr而進行之退火會花費非常長的時間，而顯著減少生產性。因此，Mn含量係設在0.20%以上，且較佳在0.35%以上。當Cr含量大於1.00%時，雪明碳鐵所含有的Cr會變得過剩，而會在為了進行淬火之加熱中使雪明碳鐵變得難以溶解，而會使沃斯田鐵中固溶的C量不足。因此，減少淬火後之強度，且減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Cr含量係設在1.00%以下，且較佳在0.85%以下。
(P：0.0200%以下)
P並非必須元素，例如可在鋼板中作為雜質被含有。P 係可使淬火回火後之疲勞性質減少、使淬火後之韌性減少之元素。舉例而言，因靭性減少而在淬火後會容易發生裂痕。因此，P含量越低越好。特別是當P含量大於0.0200%時不良影響會變得顯著。因此，P含量係設在0.0200%以下，且較佳在0.0180%以下。再者，P含量之減低會花費時間及成本，若欲降低至小於0.0001%，會使時間及成本顯著上昇。因此，P含量可設在0.0001%以上，若為了更為減低時間及成本亦可設在0.0010%以上。
(S：0.0060%以下)
S並非必須元素，例如可在鋼板中作為雜質被含有。S會形成MnS等硫化物，係會使淬火回火後之疲勞性質減少之元素。因此，S含量越低越好。特別是當S含量大於0.0060%時，不良影響會變得顯著。因此，S含量係設在0.0060%以下。再者，S含量之減低會花費時間及成本，若欲降低至小於0.0001%，會使時間及成本顯著上昇。因此，S含量亦可設在0.0001%以上。
(Al：0.050%以下)
Al雖為在製鋼階段時作為脫氧劑發揮作用之元素，但並非高碳鋼板之必須元素，例如可在鋼板中作為雜質被含有。當Al含量大於0.050%時，在高碳鋼板中會形成粗大的Al氧化物，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Al含量係設在0.050%以下。當高碳鋼板之Al含量小於0.001%時，亦會有脫氧不充分的情況。因此，Al含量亦可設在0.001%以上。
Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce並非必須元素，係可在高碳鋼板及扁鋼胚有限度地適當含有規定量之任意元素。
(Mg：0.000%~0.010%)
Mg係對硫化物形態之控制有效的元素，而為對淬火回火後之疲勞性質之提升有效的元素。因此，Mg亦可被含有。但，當Mg含量大於0.010%時，會形成粗大的Mg氧化物，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Mg含量係設在0.010%以下，且較佳在0.007%以下。為了確實得到因前述作用而產生的效果，Mg含量較佳在0.001%以上。
(Ca：0.000%~0.010%)
Ca與Mg相同，係對硫化物形態之控制有效的元素，且係對淬火回火後之疲勞性質之提升有效的元素。因此，Ca亦可被含有。但，當Ca含量大於0.010%時，會形成粗大的Ca氧化物，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Ca含量係設在0.010%以下，且較佳在0.007%以下。為了確實得到因前述作用而產生的效果，Ca含量較佳在0.001%以上。
(Y：0.000%~0.010%)
Y與Mg及Ca相同，係對硫化物形態之控制有效的元素，且係對淬火回火後之疲勞性質之提升有效的元素。因此，Y亦可被含有。但，當Y含量大於0.010%時，會形成粗大的Y氧化物，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Y含量係設在0.010%以下，且較佳在0.007%以下。為了確實得到因前述作用而產生的效果，Y含量較佳在0.001%以上。
(Zr：0.000%~0.010%)
Zr與Mg、Ca及Y相同，係對硫化物形態之控制有效的元素，且係對淬火回火後之疲勞性質之提升有效的元素。因此，Zr亦可被含有。但，當Zr含量大於0.010%時，會形成粗大的Zr氧化物，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Zr含量係設在0.010%以下，且較佳在0.007%以下。為了確實得到因前述作用而產生的效果，Zr含量較佳在0.001%以上。
(La：0.000%~0.010%)
La與Mg、Ca、Y及Zr相同，係對硫化物形態之控制有效的元素，且係對淬火回火後之疲勞性質之提升有效的元素。因此，La亦可被含有。但，當La含量大於0.010%時，會形成粗大的La氧化物，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，La含量係設在0.010%以下，且較佳在0.007%以下。為了確實得到因前述作用而產生的效果，La含量較佳在0.001%以上。
(Ce：0.000%~0.010%)
Ce與Mg、Ca、Y及Zr相同，係對硫化物形態之控制有效的元素，且係對淬火回火後之疲勞性質之提升有效的元素。因此，Ce亦可被含有。但，當Ce含量大於0.010%時，會形成粗大的Ce氧化物，而減少淬火回火後之疲勞性質。因此，Ce含量係設在0.010%以下，且較佳在0.007%以下。為了確實得到因前述作用而產生的效果，Ce含量較佳在0.001%以上。
如此般，Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce係任意元素，且較佳係滿足「Mg：0.001%~0.010%」、「Ca：0.001%~0.010%」、「Y：0.001%~0.010%」、「Zr：0.001%~0.010%」、「La：0.001%~0.010%」，或「Ce：0.001%~0.010%」，或是其等之任意組合。
接下來，針對與本實施形態有關的高碳鋼板之組織進行說明。與本實施形態有關的高碳鋼板具有以下述所表示的組織：雪明碳鐵所含有的Mn之濃度：2%以上8%以下、雪明碳鐵所含有的Cr之濃度：2%以上8%以下、肥粒鐵之平均粒徑：10μm以上50μm以下、雪明碳鐵粒子之平均粒徑：0.3μm以上1.5μm以下，且雪明碳鐵粒子之球化率：85%以上。
(雪明碳鐵所含有的Mn之濃度及Cr之濃度：任一者皆在2%以上8%以下)
雖詳如後述，但雪明碳鐵所含有的Mn及Cr係有助於抑制冷加工中雪明碳鐵中的孔隙生成。藉由冷加工中孔隙生成之抑制，可提升淬火回火後之疲勞性質。當雪明碳鐵所含有的Mn或Cr之濃度小於2%，會無法充分得到因前述作用而產生的效果。因此，雪明碳鐵所含有的Mn之濃度及Cr之濃度係設在2%以上。當雪明碳鐵所含有的Mn或Cr之濃度大於8%時，在為了進行淬火之加熱中C會難以從雪明碳鐵固溶至沃斯田鐵，而減少淬火性，比初析肥粒鐵、波來鐵、淬火麻田散鐵或變軔鐵強度更低的組織會分散。結果，會減少淬火回火後之疲勞性質。因此，雪明碳鐵所含有的Mn 之濃度及Cr之濃度係設在8%以下。
於此，說明本發明人對雪明碳鐵所含有的Mn之濃度與疲勞性質之關係所進行之調査。
於此調査中，係透過各種條件之熱軋、熱軋板退火、冷軋及冷軋板退火來製造高碳鋼板。並且，對各高碳鋼板，使用搭載有日本電子製場放射電子槍之電子探針微析儀(FE-EPMA)來測量雪明碳鐵所含有的Mn之濃度及Cr之濃度。接著，對高碳鋼板施行模擬冷加工(成形)之軋縮率為35%之冷軋，並於加熱至900℃之鹽浴中保持高碳鋼板20分鐘，並於80℃之油中進行淬火。接著，對高碳鋼板施行在180℃之大氣中保持60分鐘之回火，而製作疲勞試驗用之樣品。
其後，進行疲勞試驗及冷加工後雪明碳鐵內孔隙之觀察。於疲勞試驗係使用轉動疲勞試驗機，將面壓設成3000MPa，而測量直到產生剝離時的循環數。於孔隙之觀察係使用搭載有日本電子製的場放射電子槍之掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)，將倍率設在3000倍左右，於高碳鋼板厚度方向均等間隔的20部位攝影面積為1200μm2之區域的組織。然後，在總計面積為24000μm2之區域內，計數因雪明碳鐵之裂痕而產生的孔隙數(以下有單純稱作「孔隙數」。)，並將此孔隙之總數除以12而計算每2000μm2之孔隙數。再者，本實施形態中，由於雪明碳鐵之平均粒徑在0.3μm以上1.5μm以下，因此用於此觀察之倍率較佳係設在3000倍以上，亦可因應雪明碳鐵之尺寸選擇5000倍或10000倍等更 高的倍率。即便倍率大於3000倍，每單位面積(例如每2000μm2)之孔隙數係與倍率為3000倍時之孔隙數同等。雖在雪明碳鐵與肥粒鐵之界面上亦會有孔隙存在，但如此的孔隙所造成的對疲勞性質之影響相較於因雪明碳鐵之裂痕而產生的孔隙所造成的影響係非常小。因此，如此的孔隙並不計入。
再者，供以使用FE-EPMA或FE-SEM來進行的測量之樣品係如以下般準備。首先，以藉由濕式金鋼砂紙及鑽石磨粒進行之拋光研磨來將觀察面修整成鏡面狀，接著，於室溫(20℃)浸漬於苦味醇液(飽和苦味酸-3體積%硝酸-醇)溶液中20秒，而使組織顯現。其後，以溫風乾燥機等去除觀察面的水分，為了防止汙染而在3小時以內裝入FE-EPMA及FE-SEM之試料交換室。
將該等結果示於圖1、圖2及圖3。圖1係表示雪明碳鐵所含有的Mn之濃度與轉動疲勞性質之關係之圖。圖2係表示雪明碳鐵所含有的Mn之濃度與孔隙數之關係之圖。圖3係表示孔隙數與轉動疲勞性質之關係圖。圖1~圖3所示結果係雪明碳鐵所含有的Cr之濃度在2%以上8%以下之試料之結果。
從圖1可瞭解到，當雪明碳鐵所含有的Mn之濃度在2%以上8%以下之範圍內，轉動疲勞性質會顯著地高。從圖2可瞭解到，當雪明碳鐵所含有的Mn之濃度在2%以上8%以下之範圍內，可抑制孔隙之生成。從圖圖3可瞭解到，當每2000μm2之孔隙數在15個以下時，相較於大於15個的情 形，疲勞性質極高。從圖1~圖3所示結果，可認為若雪明碳鐵所含有的Mn之濃度在2%以上8%以下，由於冷加工(成形)中雪明碳鐵難以形成裂痕，而可抑制孔隙之生成，故在其後的淬火回火後之疲勞試驗中，以孔隙作為起點之龜裂的進展會被抑制，而提升疲勞性質。
本發明人亦調查了雪明碳鐵所含有的Cr之濃度，與轉動疲勞性質及孔隙數之關係。該等結果係示於圖4及圖5。圖4係表示雪明碳鐵所含有的Cr之濃度與轉動疲勞性質之關係之圖。圖5係表示雪明碳鐵所含有的Cr之濃度與孔隙數之關係之圖。圖4~圖5所示結果係雪明碳鐵所含有的Mn之濃度在2%以上8%以下之試料之結果。如圖4及圖5所示，可瞭解到與圖1及圖2所示雪明碳鐵所含有的Mn之濃度與轉動疲勞性質或孔隙數之關係相同地，當雪明碳鐵所含有的Cr之濃度在2%以上8%以下之範圍可得到優異的轉動疲勞性質。
雖未能明確得知雪明碳鐵所含有的Mn及Cr有助於抑制冷加工中孔隙生成的理由，但可推測是藉由雪明碳鐵所含有的Mn及Cr可提升雪明碳鐵之拉伸強度及延伸性等機械特性的緣故。
(肥粒鐵之平均粒徑：10μm以上50μm以下)
肥粒鐵越小則肥粒鐵粒界越會增加。並且，當肥粒鐵之平均粒徑小於10μm時，肥粒鐵粒界上的雪明碳鐵中冷加工中孔隙之發生會變得顯著。因此，肥粒鐵之平均粒徑係設在10μm以上，且較佳在12μm以上。當肥粒鐵之平均粒 徑大於50μm時，會在成形後的鋼板表面上產生緞紋，而損及表面美觀。因此，肥粒鐵之平均粒徑係設在50μm以下，且較佳在45μm以下。
肥粒鐵之平均粒徑之測量，可在施行前述鏡面研磨及藉由苦味醇液進行之蝕刻之後，使用FE-SEM來進行。例如，求出200個肥粒鐵之平均面積，求出此平均面積所得到的圓之直徑，而令此直徑為肥粒鐵之平均粒徑。肥粒鐵之平均面積，係將肥粒鐵之總面積除以該肥粒鐵之個數(於此為200)而得到的值。
(雪明碳鐵之平均粒徑：0.3μm以上1.5μm以下)
雪明碳鐵之尺寸會對淬火回火後之疲勞性質產生很大的影響。當雪明碳鐵之平均粒徑小於0.3μm時，會減少淬火回火後之疲勞性質。因此，雪明碳鐵之平均粒徑係設在0.3μm以上，且較佳在0.5μm以上。當雪明碳鐵之平均粒徑大於1.5μm時，會在冷加工中於粗大的雪明碳鐵優先地生成孔隙，而會減少淬火回火後之疲勞性質。因此，雪明碳鐵之平均粒徑係設在1.5μm以下，且較佳在1.3μm以下。
(雪明碳鐵之球化率：85%以上)
雪明碳鐵之球化率越低則越會增加孔隙容易產生的部位(例如針狀部分等)。並且，當雪明碳鐵之球化率小於85%時，雪明碳鐵中冷加工中孔隙的產生會變得顯著。因此，雪明碳鐵之球化率係設在85%以上，且較佳在90%以上。雪明碳鐵之球化率雖越高越好，但要作成100%會在退火時花 費非常長的時間，而增加製造成本。因此，從製造成本之觀點來看雪明碳鐵之球化率較佳在99%以下，且更佳在98%以下。
雪明碳鐵之球化率及平均粒徑可藉由使用FE-SEM之組織觀察來進行。於組織觀察用之樣品製作中，可藉由以金鋼砂紙進行的濕式研磨及以粒子尺寸為1μm之鑽石磨粒進行之研磨來將觀察面修整成鏡面後，以前述苦味醇液溶液進行蝕刻。觀察倍率係設在1000倍~10000倍，例如設為3000倍，於觀察面上選擇16個包含500個以上雪明碳鐵之視野的位置，並取得其等之組織影像。然後，使用影像處理軟體，測量組織影像中各雪明碳鐵之面積。影像處理軟體可使用例如三谷商事股份有限公司製的「Win ROOF」。此時，為了抑制因雜訊而造成的測量誤差之影響，係從評定對象中將面積在0.01μm2以下之雪明碳鐵排除在外。然後，求出評定對象之雪明碳鐵的平均面積，求出此平均面積所得到的圓之直徑，並且令此直徑為雪明碳鐵之平均粒徑。雪明碳鐵之平均面積係將評定對象之雪明碳鐵總面積除以該雪明碳鐵之個數而得到的值。又，令長軸長與短軸長之比在3以上之雪明碳鐵為針狀雪明碳鐵，令長軸長與短軸長之比小於3之雪明碳鐵為球狀雪明碳鐵，且令將球狀雪明碳鐵之個數除以全雪明碳鐵之個數而得到的值為雪明碳鐵之球化率。
接下來，針對與本實施形態有關的高碳鋼板之製造方法進行說明。於此製造方法中，係進行前述化學組成 之扁鋼胚之熱軋而取得熱軋板、進行此熱軋板之酸洗、其後進行熱軋板之熱軋板退火而取得熱軋退火板、進行此熱軋退火板之冷軋而取得冷軋板，並進行此冷軋板之冷軋板退火。於熱軋中，係將修整軋延之結束溫度設在800℃以上且小於950℃，且將捲取之溫度設在450℃以上且小於550℃。冷軋中的軋縮率係設在5%以上35%以下。在熱軋板退火時，係將熱軋板加熱至450℃以上550℃以下之第1溫度，接著，將熱軋板保持在第1溫度1hr以上且小於10hr，接著以5℃/hr以上80℃/hr以下之加熱速度，將熱軋板從第1溫度加熱至670℃以上730℃以下之第2溫度，接著將熱軋板保持於第2溫度20hr以上200hr以下。在將熱軋板加熱至第1溫度時，係將從60℃至第1溫度之加熱速度設在30℃/hr以上150℃/hr以下。在冷軋板退火時，係將冷軋板加熱至450℃以上550℃以下之第3溫度，接著將冷軋板保持在第3溫度1hr以上且小於10hr，接著以5℃/hr以上80℃/hr以下之加熱速度，將冷軋板從第3溫度加熱至670℃以上730℃以下之第4溫度，接著將冷軋板保持在第4溫度20hr以上200hr以下。在將冷軋板加熱至第3溫度時，係將從60℃至第3溫度之加熱速度設在30℃/hr以上150℃/hr以下。在熱軋板退火及冷軋板退火之任一者，皆可被視作進行2階段退火者。
(熱軋之修整軋延之結束溫度：800℃以上且小於950℃)
當修整軋延之結束溫度小於800℃時，扁鋼胚之變形抵抗會很高，而使軋延負荷上昇，而增大軋延輥之磨耗量， 從而使生產性減少。因此，修整軋延之結束溫度係設在800℃以上，且較佳在810℃以上。當修整軋延之結束溫度在950℃以上時，由於會在熱軋中生成鱗皮(scale)，而鱗皮會因軋延輥而被壓附在扁鋼胚上，而使所得到的熱軋板的表面上產生瑕疵而減少生產性。因此，修整軋延之結束溫度係設在小於950℃，且較佳在920℃以下。扁鋼胚可藉由例如連續鑄造來製造，此扁鋼胚可直接供給至熱軋，亦可在一時冷卻後進行加熱而供給至熱軋。
(熱軋之捲取之溫度：450℃以上且小於550℃)
捲取溫度越低越好。但，當捲取溫度小於450℃時，熱軋板的脆化會變得顯著，在為了酸洗而將熱軋板之旋管(coil)退繞時，會在熱軋板產生裂痕等而減少生產性。因此，捲取溫度係設在450℃以上，且較佳在470℃以上。當捲取溫度在550℃以上時，熱軋板的組織會無法變得微細，使得在熱軋板退火中Mn及Cr變得難以擴散，而變得難以在雪明碳鐵含有充分量的Mn及/或Cr。因此，捲取溫度係設在小於550℃未滿，且較佳在530℃以下。
(冷軋中的軋縮率：5%以上35%以下)
當冷軋中的軋縮率小於5%時，其後即便進行冷軋板退火，之後仍會殘留很多未再結晶的肥粒鐵。因此，冷軋板退火後之組織會成為混合存在有業已再結晶的部分及未再結晶的部分之不均勻的組織，而會使在冷加工中於高碳鋼板內部產生的應變之大小亦變得不均勻，而在產生較大應變的雪明碳鐵中容易生成孔隙。因此，冷軋中的軋縮率係 設在5%以上，且較佳在10%以上。當軋縮率大於35%時，再結晶肥粒鐵之核生成頻率會升高，而無法將肥粒鐵之平均粒徑作成10μm以上。因此，冷軋中的軋縮率係設在35%以下，且較佳在30%以下。
(第1溫度：450℃以上550℃以下)
於本實施形態中，在將熱軋板保持在第1溫度的期間，使Mn及Cr擴散於雪明碳鐵中而提高雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之濃度。當第1溫度小於450℃未滿時，Fe以及Mn及Cr等之取代型固溶元素的擴散頻率會減少，而在為了於雪明碳鐵含有充分量Mn及Cr會花費長時間，而使生產性減少。因此，第1溫度係設在450℃以上，且較佳在480℃以上。當第1溫度大於550℃時，會無法在雪明碳鐵中含有充分量的Mn及Cr。因此，第1溫度係設在550℃以下，且較佳在520℃以下。
於此，說明本發明人針對第1溫度與雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度的關係進行的調査。於此調査中，係於各種溫度進行9小時之保持，並測量雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度。將此結果示於圖6。於圖6之縱軸，針對Mn及Cr之各濃度，顯示相對於將保持溫度設在700℃時之值之比。從圖6可知，關於Mn及Cr任一者，在500℃附近濃度皆變得特別高。
(保持在第1溫度的時間：1hr以上且小於10hr)
雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度係與保持在第1溫度的時間密切地相關。當此時間小於1hr時，會無法使充分 量的Mn及Cr含有在雪明碳鐵中。因此，此時間係設在1hr以上，且較佳在1.5hr以上。當此時間大於10hr時，雪明碳鐵中所含有的Mn及Cr之各濃度之增加會變得很少，而徒費時間及成本。因此，此時間係設在10hr以下，且較佳在7hr以下。
(從60℃至第1溫度之加熱速度：30℃/hr以上150℃/hr以下)
於熱軋板退火，係例如進行從室溫開始的加熱，且當從60℃至第1溫度之加熱速度小於30℃/hr時，昇溫時會耗費長時間，而使生產性減少。因此，此加熱速度係設在30℃/hr以上，且較佳在60℃/hr以上。當此加熱速度大於150℃/hr時，熱軋板之旋管的內側部分與外側部分之間的溫差會變大，而會因膨脹差，產生刮傷、旋管捲繞形狀之坍陷等，而使良率減少。因此，此加熱溫度係設在150℃/hr以下，且較佳在120℃/hr以下。
(第2溫度：670℃以上730℃以下)
當第2溫度小於670℃℃時，在熱軋板退火中雪明碳鐵就不會粗大化，而使釘札能成為較高的狀態。因此，會阻礙之後進行的冷軋板退火中肥粒鐵之粒成長，將肥粒鐵之平均粒徑設在10μm以上會花費非常長的時間，而減少生產性。因此，第2溫度係設在670℃以上，且較佳在690℃。當第2溫度大於730℃時，會在熱軋板退火中部分地生成沃斯田鐵，而會在保持在第2溫度後之冷卻時生波來鐵變態。此時所產生的波來鐵組織，由於會在之後進行的冷軋板退火 中對肥粒鐵之粒成長發揮很強的釘札力，因此會阻礙肥粒鐵之粒成長。因此，第2溫度係設在730℃以下，且較佳在720℃以下。
(保持在第2溫度的時間：20hr以上200hr以下)
當保持在第2溫度的時間小於20hr時，雪明碳鐵就不會粗大化，而使釘札能成為較高的狀態。因此，會阻礙之後進行的冷軋板退火中肥粒鐵之粒成長，若不進行長時間之冷軋板退火，則會使肥粒鐵粒界上存在的雪明碳鐵變多，在冷加工中生成孔隙而減少疲勞性質。因此，此時間係設在20hr以上，且較佳在30hr以上。當此時間大於200hr時，生產性的減少會變得顯著。因此，此時間係設在200hr以下，且較佳在180hr以下。
(從第1溫度至第2溫度之加熱速度：5℃/hr以上80℃/hr以下)
雖可藉由將熱軋板保持在第1溫度來使Mn及Cr擴散於雪明碳鐵中，但雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之濃度在複數雪明碳鐵間會產生參差。此Mn及Cr之濃度之參差可在從第1溫度至第2溫度之昇溫中緩和。
雖然為了緩和Mn及Cr之濃度之參差，加熱速度越低越好，然而當從第1溫度至第2溫度之加熱速度小於5℃/hr時，生產性的減少會很顯著。因此，此加熱速度係設在5℃/hr以上，且較佳在10℃/hr以上。當此加熱速度大於80℃/hr時，Mn及Cr之濃度之參差會無法充分緩和，而會使得Mn及/或Cr之濃度低的雪明碳鐵存在，會在冷加工中生成孔 隙而減少疲勞性質。因此，此加熱速度係設在80℃/hr以下，且較佳在65℃/hr以下。
於此，針對從第1溫度至第2溫度之昇溫中所產生的組織變化進行說明。於此，在保持於第1溫度後，假定會存在有Mn及Cr之濃度低的雪明碳鐵(第1雪明碳鐵)，及Mn及Cr之濃度高的雪明碳鐵(第2雪明碳鐵)。關於第1雪明碳鐵及第2雪明碳鐵任一者，在雪明碳鐵與母相(肥粒鐵相)之界面附近，會保持著局部的平衡狀態，只要不發生新的合金元素之流入或流出，該雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之濃度就不會變化。
若將熱軋板保持在第1溫度後進行加熱，而提高原子之擴散頻率，將會從雪明碳鐵向肥粒鐵相放出C。由於Mn及Cr具有吸引C的作用，因此從第2雪明碳鐵放出的C量較少，而從第1雪明碳鐵放出的C量較多。另一方面，放出至肥粒鐵相的C會被Mn及Cr之濃度高的第2雪明碳鐵所吸引，而固著在第2雪明碳鐵之外皮上，形成新的雪明碳鐵(第3雪明碳鐵)。
]剛形成的第3雪明碳鐵由於實質上不含Mn及Cr，因此雖欲以圖4所示的濃度含有Mn及Cr，但雪明碳鐵中Mn及Cr之擴散速度受到與C之間的相互引力之影響，與肥粒鐵相中的Mn及Cr之擴散相比會非常地慢。因此，隣接的第2雪明碳鐵所含有的Mn及Cr會難以擴散至第3雪明碳鐵。因此，第3雪明碳鐵為了保持分配平衡，會接受來自肥粒鐵相之Mn及Cr的供給，而使得第3雪明碳鐵亦會以與第2雪明碳 鐵相同程度之濃度來含有Mn及Cr。又，由於第1雪明碳鐵亦會伴隨著C的放出而使Mn及Cr之濃度增加，因此會以與第2雪明碳鐵相同程度之濃度含有Mn及Cr。如此一來，可緩和複數雪明碳鐵間Mn及Cr之濃度之參差。因此，從Mn及Cr之濃度之參差的觀點來看，加熱速度越低越好，當加熱速度過高時，Mn及Cr之濃度之參差會無法充分緩和。
(第3溫度：450℃以上550℃以下)
於本實施形態中，在將冷軋板保持在第3溫度的期間，亦會使Mn及Cr擴散於雪明碳鐵中而提高雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之濃度。當第3溫度小於450℃時，會與第1溫度小於450℃的情況相同，使生產性減少。因此，第3溫度係設在450℃以上，且較佳在480℃以上。當第3溫度大於550℃時，會與第1溫度大於550℃的情況相同，會無法在雪明碳鐵中含有充分量的Mn及Cr。因此，第3溫度係設在550℃以下，且較佳在520℃以下。
(保持在第3溫度的時間：1hr以上且小於10hr)
雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度係與保持在第3溫度的時間密切地相關。當此時間小於1hr時，會無法使充分量的Mn及Cr含有在雪明碳鐵中。因此，此時間係設在1hr以上，且較佳在1.5hr以上。當此時間大於10hr時，雪明碳鐵中所含有的Mn及Cr之各濃度之增加會變得很少，而徒費時間及成本。因此，此時間係設在10hr以下，且較佳在7hr以下。
(從60℃至第3溫度之加熱速度：30℃/hr以上150 ℃/hr以下)
於冷軋板退火，係例如進行從室溫開始的加熱，且當從60℃至第3溫度之加熱速度小於30℃/hr時，會與從60℃至第1溫度之加熱速度小於30℃/hr的情況相同，使生產性減少。因此，此加熱速度係設在30℃/hr以上，且較佳在60℃/hr以上。當此加熱速度大於150℃/hr時，冷軋板之旋管的內側部分與外側部分之間的溫差會變大，而會因膨脹差，產生刮傷、旋管捲繞形狀之坍陷等，而使良率減少。因此，此加熱溫度係設在150℃/hr以下，且較佳在120℃/hr以下。
(第4溫度：670℃以上730℃以下)
於本實施形態中，在將冷軋板保持在第4溫度的期間，會將因冷軋而導入的應變作為驅動力，而藉由肥粒鐵之核生成型的再結晶、原位再結晶或應變誘發粒界移動而將肥粒鐵之平均粒徑控制在10μm以上。如前所述，若肥粒鐵之平均粒徑在10μm以上，則可得到優異的成形性。當第4溫度小於670℃時，會在冷軋板退火後殘存未再結晶肥粒鐵，同時肥粒鐵之平均粒徑會無法成為10以上，而無法得到優異的成形性。因此，第4溫度係設在670℃以上，且較佳係設成690℃。當第4溫度大於730℃時，會在冷軋板退火中部分地生成沃斯田鐵，而在保持在第4溫度後之冷卻時產生波來鐵變態。若產成波來鐵變態，雪明碳鐵之球化率會減少，而會容易在冷加工中生成孔隙，使疲勞性質減少。因此，第4溫度係設在730℃以下，且較佳在720℃以下。
(保持在第4溫度的時間：20hr以上200hr以下)
當保持在第4溫度的時間小於20hr時，會在冷軋板退火後殘存未再結晶肥粒鐵，同時肥粒鐵之平均粒徑會無法成為10以上，而無法得到優異的成形性。因此，此時間係設在20hr以上，且較佳在30hr以上。當此時間大於200hr時，生產性的減少會變得顯著。因此，此時間係設在200hr以下，且較佳在180hr以下。
再者，熱軋板退火之環境氣體及冷軋板退火之環境氣體並未特別限定，而可以例如含有95體積%以上氮的環境氣體、含有95體積%以上氫的環境氣體、大氣環境氣體等來進行該等退火。
若依據本實施形態，則可製造雪明碳鐵所含有的Mn之濃度在2%以上8%以下、雪明碳鐵所含有的Cr之濃度在2%以上8%以下、肥粒鐵之平均粒徑在10μm以上50μm以下、雪明碳鐵之平均粒徑在0.3μm以上1.5μm以下、雪明碳鐵之球化率在85%以上99%以下之高碳鋼板。並且，此高碳鋼板可抑制冷加工時以雪明碳鐵作為起點之孔隙的發生，而製造淬火回火後之疲勞性質優異的高碳鋼板。
再者，前述實施形態任一者皆僅為實施本發明時的具體化範例，其等並不會成為限定解釋本發明之技術範圍者。亦即，本發明可在不逸脫其技術思想或其主要特徴的情況下，以各樣形式來實施。
實施例
接下來，針對本發明之實施例進行說明。於實施例中的條件，係為了確認本發明之實施可能性及效果而採 用的一條件例，本發明並未受該條件例所限定。本發明在不逸脫本發明之要旨的情況下，只要能達成本發明之目的，可採用各種條件。
(第1實驗)
於第1實驗中，係進行具有表1所示化學組成且厚度為250mm之扁鋼胚(鋼種A~AT)之熱軋，而取得厚度為2.5mm之熱軋板之旋管。於熱軋中，將扁鋼胚加熱之溫度設成1140℃，將其時間設成1hr，且將修整軋延之結束溫度設成880℃，並將捲取之溫度設成510℃。其次，一邊解開旋管一邊酸洗熱軋板，進行熱軋板之熱軋板退火而取得熱軋退火板。熱軋板退火之環境氣體係設為95體積%氫-5體積%氮之環境氣體。其後，將軋縮率設成18%進行熱軋退火板之冷軋而取得冷軋板。接著，進行冷軋板之冷軋板退火。冷軋板退火之環境氣體係設為95體積%氫-5體積%氮之環境氣體。於熱軋板退火及冷軋板退火中，從室溫加熱熱軋板或冷軋板，且將從60℃至495℃之加熱速度設為85℃/hr，並於495℃保持2.8hr，且以65℃/hr之加熱速度從495℃加熱至710℃，於710℃保持65hr，其後，於爐內冷卻至室溫。如此進行而製得各種高碳鋼板。表1中之空欄表示該元素的含量小於檢測界限，且殘餘部分為Fe及雜質。表1中的底線表示該數值係落在本發明範圍之外。
然後，對各高碳鋼板測量肥粒鐵之平均粒徑、雪明碳鐵之平均粒徑、雪明碳鐵之球化率以及雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度。組織觀察係藉由前述方法進行。此外，藉由前述方法，進行模擬冷加工之冷軋及淬火回火，而進行每2000μm2之孔隙數的計數及針對轉動疲勞之疲勞試驗。將該等結果示於表2。表2中的底線表示該項目係落在本發明範圍之外。
【表2】
如表2所示，試料No.1~No.15及No.35~No.40由於落在本發明範圍內，而可得到優異的轉動疲勞性質。亦即，即便在針對轉動疲勞之疲勞試驗中外加100萬循環之反覆負荷仍不會產生剝離。
另一方面，試料No.16係因鋼種P之Mn含量過低，雪明碳鐵所含有的Mn之濃度亦過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.17係因鋼種Q之Mn含量過高，雪明碳鐵所含有的Mn之濃度亦過高，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.18係因鋼種R之Si含量過低，在淬火後的回火中雪明碳鐵會粗大化，而無法得到充分的轉動疲勞性質。又，肥粒鐵之平均粒徑過大，會在模擬冷加工之冷軋時產生緞紋，而損及表面美觀。試料No.19係因鋼種S之C含量過高，會在淬火後存在有多量的殘留沃斯田鐵，而會產生以此殘留沃斯田鐵作為起點而造成的疲勞破壞。其結果使得孔隙較多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.20係因鋼種T之Si含量過高，因此會生成粗大的Si氧化物，產生以此Si氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.21係因鋼種U之Mn含量過低，雪明碳鐵所含有的Mn之濃度亦過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.22係因鋼種V之S含量過高，因此會生成粗大的硫化物，而會產生以此硫化物作為起點而造成的疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.23係因鋼種W之Cr含量過低，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度亦過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。 試料No.24係因鋼種X之N含量過高，因AlN而產生的沃斯田鐵之釘札力很強，使得沃斯田鐵粒過度地變得微細而在淬火之冷卻中生成波來鐵，產生以此波來鐵作為起點而造成的疲勞破壞。其結果，無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.25係因鋼種Y之P含量過高，會在淬火時產生裂痕，而會產生以此裂痕作為起點而造成的疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.26係因鋼種Z之C含量過低，會在淬火時產生波來鐵，而會產生以此波來鐵作為起點而造成的疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.27係因鋼種AA之Mn含量過高，雪明碳鐵所含有的Mn之濃度亦過高，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.28係因鋼種AB之Al含量過高，因此會生成粗大的Al氧化物，產生以此Al氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.29係因鋼種AC之Cr含量過低，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度亦過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.30係因鋼種AD之Cr含量過高，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度亦過高，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.31係因鋼種AE之Si含量過高，因此會生成粗大的Si氧化物，產生以此Si氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.32係因鋼種AF之C含量過高，會在淬火後存在有多量的殘留沃斯田鐵，而會產生以此殘留沃斯田鐵作為起點而造成的疲勞破壞。其結果使得孔隙較多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.33係因鋼種AG之C含量過低，會在 淬火時產生波來鐵，而會產生以此波來鐵作為起點而造成的疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.34係因鋼種AH之Cr含量過高，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度亦過高，而無法得到充分的轉動疲勞性質。
試料No.41係因鋼種AO之Ca含量過高，因此會生成粗大的Ca氧化物，產生以此Ca氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.42係因鋼種AP之Ce含量過高，因此會生成Ce氧化物，產生以此Ca氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.43係因鋼種AQ之Mg含量過高，因此會生成Mg氧化物，產生以此Mg氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.44係因鋼種AR之Y含量過高，因此會生成Y氧化物，產生以此Y氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.45係因鋼種AS之Zr含量過高，因此會生成Zr氧化物，產生以此Zr氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.46係因鋼種AT之La含量過高，因此會生成粗大的La氧化物，產生以此La氧化物作為起點之疲勞破壞，而無法得到充分的轉動疲勞性質。
(第2實驗)
於第2實驗中，針對從第1實驗所使用的鋼種中選擇的特定鋼種(鋼種A、B、C、D、E、F、G、H、I、J、K、L、M、N、O、AI、AJ、AK、AL、AM及AN)，在各種條件下進行熱軋、熱軋板退火、冷軋及冷軋板退火而製造高碳鋼 板。將其等之條件示於表3、表4、表5及表6。表3~表6中的底線表示該數值係落在本發明範圍之外。表3~表6所未記載的條件係與第1實驗相同。
【表3】
然後，與第1實驗相同地進行，對各高碳鋼板測量肥粒鐵之平均粒徑、雪明碳鐵之平均粒徑、雪明碳鐵之球化率以及雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度，再進行孔隙之計數及針對轉動疲勞之疲勞試驗。將其等之結果示於表7及表8。表7及表8中的底線表示該項目係落在本發明範圍之外。
如表7及表8所示，試料No.51、No.52、No.54~No.58、No.60~No.62、No.66、No.67、No.71、No.74、No.76、No.77、No.80、No.83、No.84、No.86、No.89~No.91、No.93、No.99~No.101、No.104~No.110及No.112由於落在本發明範圍內，而可得到優異的轉動疲勞性質。亦即，即便在針對轉動疲勞之疲勞試驗中外加100萬循環之反覆負荷仍不會產生剝離。
另一方面，試料No.53係因從第3溫度至第4溫度 之加熱速度過高，冷軋板旋管的中央部及周緣部間之溫差大，而會產生起因於熱膨脹差的刮傷。又，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.59係因保持在第2溫度的時間過短，肥粒鐵之平均粒徑小，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.63係因從60℃至第1溫度之加熱速度過低，使得生產性極低。試料No.64係因從第1溫度至第2溫度之加熱速度過高，熱軋板旋管的中央部及周緣部間之溫差大，而產生起因於熱膨脹差之刮傷。又，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.65係因第3溫度過低，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.68係因捲取溫度過高，雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度以及雪明碳鐵之球化率過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.69係因第4溫度過高，使得肥粒鐵及雪明碳鐵過剩成長。又，生成了波來鐵，使得雪明碳鐵之球化率低。其結果使得孔隙較多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.70係因捲取溫度過低，熱軋板會脆化，而在會為了酸洗而退繞時產生裂痕。
試料No.72係因捲取溫度過高，雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度以及雪明碳鐵之球化率過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.73係因第1溫度過高，雪明碳鐵所含有的Mn之濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.75係因保持在第3溫度 之時間過短，雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.78係因保持在第1溫度之時間過短，雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.79係因第2溫度過高，生成波來鐵，而使得肥粒鐵之平均粒徑過小。因此，使得孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.81係因冷軋之軋縮率過低，而存在有未再結晶之肥粒鐵，使得組織之均勻性低，而在模擬冷加工之冷軋時局部產生很大的應變。其結果，多量發生雪明碳鐵之裂痕，且孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.82係因修整軋延之結束溫度過低，軋延輥之磨耗顯著，使得生產性低。試料No.85係因從60℃至第1溫度之加熱速度過低，使得生產性極低。試料No.87係因從60℃至第1溫度之加熱速度過高，熱軋板旋管之中央部及周緣部間之溫差大，而產生起因於熱膨脹差之刮傷。試料No.88係因捲取溫度過低，熱軋板會脆化，而在為了酸洗而退繞時產生裂痕。試料No.92係因從60℃至第3溫度之加熱速度過高，冷軋板旋管的中央部及周緣部間之溫差大，而產生起因於熱膨脹差之刮傷。
試料No.94係因冷軋之軋縮率過高，肥粒鐵之平均粒徑小，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.95係因第2溫度過低，在熱軋板退火後雪明碳鐵會較微細，肥粒鐵之平均粒徑則過小。其結果使得孔隙較多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.96係因修整軋延 之結束溫度過高，而在熱軋中會過度產生鱗皮，而產生起因於此鱗皮之瑕疵。試料No.97係因第3溫度過高，雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.98係因第4溫度過低，肥粒鐵之平均粒徑過小，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.102係因保持在第4溫度之時間過短，肥粒鐵之平均粒徑過小，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.103係因第3溫度過高，雪明碳鐵所含有的Mn之濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.111係因第3溫度過低，雪明碳鐵所含有的Cr之濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。試料No.113係因第1溫度過高，雪明碳鐵所含有的Mn及Cr之各濃度過低，孔隙多，而無法得到充分的轉動疲勞性質。
產業上之可利用性
本發明可利用於例如汽車之驅動系統部件等、用於各種鐵鋼製品之高碳鋼板的製造產業及利用產業。

Claims (4)

  1. 一種高碳鋼板，其特徵在於具有以下述所表示的化學組成：以質量%計，C：0.60%~0.90%、Si：0.10%~0.40%、Mn：0.30%~1.50%、N：0.0010%~0.0100%、Cr：0.20%~1.00%、P：0.0200%以下、S：0.0060%以下、Al：0.050%以下、Mg：0.000%~0.010%、Ca：0.000%~0.010%、Y：0.000%~0.010%、Zr：0.000%~0.010%、La：0.000%~0.010%、Ce：0.000%~0.010%，且殘餘部分為Fe及雜質；且該高碳鋼板具有以下述所表示的組織：雪明碳鐵所含有的Mn之濃度：2%以上8%以下、雪明碳鐵所含有的Cr之濃度：2%以上8%以下、肥粒鐵之平均粒徑：10μm以上50μm以下、 雪明碳鐵之平均粒徑：0.3μm以上1.5μm以下，且雪明碳鐵之球化率：85%以上。
  2. 如請求項1之高碳鋼板，其中前述化學組成中，Mg：0.001%~0.010%、Ca：0.001%~0.010%、Y：0.001%~0.010%、Zr：0.001%~0.010%、La：0.001%~0.010%，或Ce：0.001%~0.010%，或是其等之任意組合係成立。
  3. 一種高碳鋼板之製造方法，其特徵在於具有以下步驟：進行扁鋼胚之熱軋而取得熱軋板之步驟；進行前述熱軋板之酸洗之步驟；於前述酸洗之後，進行前述熱軋板之熱軋板退火而取得熱軋退火板之步驟；進行前述熱軋退火板之冷軋而取得冷軋板之步驟；及進行前述冷軋板之冷軋板退火之步驟，且前述扁鋼胚具有以下述所表示的化學組成：以質量%計，C：0.60%~0.90%、Si：0.10%~0.40%、Mn：0.30%~1.50%、P：0.0200%以下、S：0.0060%以下、 Al：0.050%以下、N：0.0010%~0.0100%、Cr：0.20%~1.00%Mg：0.000%~0.010%、Ca：0.000%~0.010%、Y：0.000%~0.010%、Zr：0.000%~0.010%、La：0.000%~0.010%、Ce：0.000%~0.010%，且殘餘部分為Fe及雜質；其中，於前述進行熱軋之步驟中，將修整軋延之結束溫度設成800℃以上且小於950℃，將捲取之溫度設成450℃以上且小於550℃，將前述冷軋中的軋縮率設成5%以上35%以下；並且，前述進行熱軋板退火之步驟具有：將前述熱軋板加熱至450℃以上550℃以下之第1溫度之步驟；接著將前述熱軋板保持在前述第1溫度1hr以上且小於10hr之步驟；接著以5℃/hr以上80℃/hr以下的加熱速度，將前述熱軋板從前述第1溫度加熱至670℃以上730℃以下之第2溫度之步驟；及接著將前述熱軋板保持在前述第2溫度20hr以上 200hr以下之步驟；並且，於前述將熱軋板加熱至前述第1溫度之步驟中，係將從60℃至前述第1溫度為止之加熱速度設成30℃/hr以上150℃/hr以下；並且，前述進行冷軋板退火之步驟具有：將前述冷軋板加熱至450℃以上550℃以下之第3溫度之步驟；接著將前述冷軋板保持在前述第3溫度1hr以上且小於10hr之步驟；接著以5℃/hr以上80℃/hr以下之加熱速度，將前述冷軋板從前述第3溫度加熱至670℃以上730℃以下之第4溫度之步驟；及接著將前述冷軋板保持在前述第4溫度20hr以上200hr以下之步驟；並且，於前述將冷軋板加熱至前述第3溫度之步驟中，係將從60℃至前述第3溫度為止之加熱速度設成30℃/hr以上150℃/hr以下。
  4. 如請求項3之高碳鋼板之製造方法，其中前述化學組成中，Mg：0.001%~0.010%、Ca：0.001%~0.010%、Y：0.001%~0.010%、Zr：0.001%~0.010%、La：0.001%~0.010%，或 Ce：0.001%~0.010%，或是其等之任意組合係成立。
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