WO2021090472A1 - 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品 - Google Patents

高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品 Download PDF

Info

Publication number
WO2021090472A1
WO2021090472A1 PCT/JP2019/043828 JP2019043828W WO2021090472A1 WO 2021090472 A1 WO2021090472 A1 WO 2021090472A1 JP 2019043828 W JP2019043828 W JP 2019043828W WO 2021090472 A1 WO2021090472 A1 WO 2021090472A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
rolled steel
cold
carbon cold
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/043828
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
栄司 土屋
雄太 松村
太田　裕樹
友佳 宮本
櫻井　康広
英之 木村
Original Assignee
株式会社特殊金属エクセル
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社特殊金属エクセル, Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical 株式会社特殊金属エクセル
Priority to PCT/JP2019/043828 priority Critical patent/WO2021090472A1/ja
Priority to JP2019567743A priority patent/JP6880245B1/ja
Priority to CN201980003091.5A priority patent/CN113099723B/zh
Priority to KR1020197036612A priority patent/KR102329386B1/ko
Priority to EP19817932.7A priority patent/EP3848477A4/en
Priority to TW108144683A priority patent/TWI734291B/zh
Publication of WO2021090472A1 publication Critical patent/WO2021090472A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/58—Oils
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/26—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for needles; for teeth for card-clothing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved

Definitions

  • the present invention relates to a high carbon cold rolled steel sheet as a material for various machine parts manufactured by quenching and tempering, and a method for manufacturing the high carbon cold rolled steel sheet, and particularly relates to a high carbon cold rolled steel sheet having a thickness of less than 1.0 mm, which is applied to knitted needles and the like. It is a thing.
  • carbon steel materials for machine structure (SXXXC) and carbon tool steel materials (SK) specified in JIS are used for various large and small machine parts.
  • SXXXC machine structure
  • SK carbon tool steel materials
  • the knitted needle that knits the knitted fabric has sufficient strength and abrasion resistance for the butt part of the needle body that comes into contact with the rotary drive part because the knitted fabric is knitted by pulling the yarn while repeating the reciprocating motion at high speed.
  • the hook portion that rubs against the thread is required to have sufficient wear resistance and excellent impact characteristics of the tip portion due to reciprocating motion.
  • High-carbon cold-rolled steel sheets used as materials for knitting needles are suitable for knitting needles for flat knitting machines when the plate thickness is 1.0 mm or more, and for circular knitting machines or vertical knitting when the plate thickness is less than 1.0 mm. Used for machine knitting needles. Since the latter needle knits a small diameter thread at high speed, the thickness of the material used is often 0.4 to 0.7 mm. Further, in addition to excellent cold workability (also referred to as secondary workability), the material has sufficient hardness and sufficient toughness at the needle tip when quenching and tempering after secondary processing into a needle shape. Is required.
  • high carbon steel sheets such as carbon steel materials for machine structure (SXXXC) and carbon tool steel materials (SK) specified in JIS are classified in detail according to the amount of C.
  • the amount of C is less than 0.8% by mass, that is, in a steel sheet having a sub-eutectic composition, the ferrite phase fraction is high, so that it is excellent in cold workability, but it is difficult to obtain sufficient quenching hardness, and it is difficult to obtain sufficient quenching hardness. It is not suitable for knitting needle applications where wear resistance and durability of the needle body are required.
  • the material is hardened and tempered in order to ensure the specified hardness characteristics.
  • the temperature of this tempering treatment is generally a low temperature of 200 to 350 ° C. However, if the hardness characteristics are emphasized and the content of Mn and Cr effective for hardenability is increased, or if a large amount of other third element is contained, the above-mentioned temperature range of 200 to 350 ° C. In the low-temperature tempering treatment, the martensite phase was not sufficiently tempered, and the impact characteristics (toughness) were not sufficiently improved or the toughness value was sometimes varied.
  • Patent Document 1 describes "a high carbon steel sheet having excellent hardenability, fatigue characteristics, and toughness, and a method for producing the same".
  • the high carbon steel sheet described in Patent Document 1 has a mass% of C: 0.5 to 0.7%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, Al: With a component composition containing 0.001 to 0.10%, one or more of V: 0.05 to 0.50%, Ti: 0.02 to 0.20%, Nb: 0.01 to 0.50%, and the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • fine carbonitrides are formed by adding V, Ti, and Nb, which are carbonitride-forming elements, to subeutectoid steel, and these fine carbonitrides are formed. It is said that the effect of pinning will be used to refine the old austenite grains to improve toughness.
  • Patent Document 2 describes "a high carbon steel member having excellent impact characteristics".
  • the high carbon steel member described in Patent Document 2 has a mass% of C: 0.60 to 1.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 0.2 to 1.5%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, Fe. : Substantially has the composition of the balance, and in the matrix after quenching and tempering, the following formula 8.5 ⁇ 15.3 x C% -Vf ⁇ 10.0 High carbon characterized in that undissolved carbides remain at a volume fraction of Vf (volume%) satisfying the above, and the number of undissolved carbides having a particle size of 1.0 ⁇ m or more is restricted to 2 or less per 100 ⁇ m 2 observation area. It is a steel member.
  • Ni: 1.8% or less, Cr: 2.0% or less, V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, Nb in mass%. : 0.3% or less, Ti: 0.3% or less, B: 0.01% or less, Ca: 0.01% or less may be contained in one or more types.
  • the technique described in Patent Document 2 targets steels having a wide range of carbon content from sub-eutectic to hyper-eutectoid, but the impact value is 25 J / cm 2 or more while maintaining the target hardness: 600 to 900 HV. It is said that a high carbon steel member exhibiting excellent impact characteristics can be obtained.
  • Patent Document 3 describes "high carbon cold-rolled steel sheet and its manufacturing method".
  • the high carbon cold-rolled steel sheet described in Patent Document 3 has a mass% of C: 0.85 to 1.10%, Mn: 0.50 to 1.0%, Si: 0.10 to 0.35%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less.
  • Cr 0.35 ⁇ 0.45%
  • Nb contains from 0.005 to 0.020%, the balance being Fe and inevitable impurities
  • an average particle size of the carbide dispersed in the steel sheet (d av) and spheroidization ratio (N SC / N TC ) ⁇ 100% is the following equation (1) 0.2 ⁇ dav ⁇ 0.7 ( ⁇ m) ...
  • Patent Document 4 describes "abrasion-resistant steel sheet having excellent toughness".
  • the wear-resistant steel sheet described in Patent Document 4 has a mass% of C: 0.60 to 1.25%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.30 to 1.20%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr.
  • Nb 0.10 to 0.50%
  • Ti 0 to 0.50%
  • Mo 0 to 0.50%
  • V 0 to 0.50%
  • Ni 0 to 2.00%
  • It has a composition and has a metal structure in which cementite particles and carbide particles containing one or more of Nb and Ti are dispersed in a metal substrate of a ferrite phase, and has a cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction ( (L cross section), the number density of Nb / Ti carbide particles with a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more is 3000 to 9000 particles / mm 2 , and the number density of voids with a circle equivalent diameter of 1.0 ⁇ m or more is 1250 particles / mm 2 or less.
  • It is a steel plate.
  • the wear-resistant steel sheet described in Patent Document 4 is said to be a steel sheet having both excellent wear resistance and toughness.
  • the high carbon cold-rolled steel sheet used as a material for knitting needles is required to have sufficient hardness and sufficient impact characteristics (toughness) after quenching and tempering.
  • toughness sufficient impact characteristics
  • Further speeding up of the knitting machine has been required, and as a result, the load applied to the knitting needle has increased, and the knitting needle often breaks or its life is shortened in a shorter time than before. It is a problem. Therefore, a knitted needle having improved impact characteristics and wear resistance has been required. It is considered that such a knitted needle can be realized by adding a third element or increasing the amount of alloying elements such as Cr, Mn, and Mo, but the secondary workability in the needle manufacturing process may be hindered. I am concerned. For these reasons, there is a demand for a material for knitted needles that can improve wear resistance and impact characteristics (toughness) after quenching and tempering without lowering the secondary workability.
  • Patent Document 1 it is difficult to apply the technique described in Patent Document 1 to machine parts that require high hardness.
  • the technique described in Patent Document 1 is limited to the composition of subeutectoid steel, and by adding carbonitride-forming elements such as V, Ti, and Nb as the third element, these fine coals It is a technology that is expected to have an effect of improving toughness by refining old austenite grains with nitrides. Further, the technique described in Patent Document 1 is also a technique for improving the moldability of the ferrite matrix because the carbon level is a sub-eutectic composition.
  • Patent Document 2 shows only an example of the addition of the third elements Mo, V, Ti, Nb, and B for steel having a carbon content in the range of 0.67 to 0.81% by mass. It is presumed that in the technique described in Patent Document 2, a third element such as Mo, V, Ti, Nb, and B is added with the intention of improving the characteristics of the subeutectoid steel. Moreover, Patent Document 2 does not describe the action of third elements such as Mo, V, Ti, Nb, and B and their optimization for steels having a carbon content of more than 0.81% by mass.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 high carbon cold-rolled steel sheets are subjected to short-time solution heat treatment such as 3 to 15 min, quenching, and low-temperature tempering at 200 to 350 ° C. to obtain desired impact characteristics and predetermined values. There is no description of a technique for advantageously improving hardness.
  • Patent Document 3 describes the secondary workability of high carbon cold-rolled steel sheets before quenching (quenching) and low-temperature tempering treatment (hereinafter, also referred to as tempering tempering treatment) after holding the solution for a short time.
  • tempering tempering treatment high carbon cold-rolled steel sheets before quenching (quenching) and low-temperature tempering treatment
  • Patent Document 3 describes a high-carbon cold-rolled steel sheet that can have both excellent toughness and excellent wear resistance after quenching and tempering, but this high-carbon cold-rolled steel sheet is hardened.
  • the secondary workability before the tempering process is insufficient and it is not possible to meet the recent demand for improvement in productivity.
  • Patent Document 4 it is possible to increase both wear resistance and toughness after quenching and tempering in a high carbon cold-rolled steel plate, but secondary processing before quenching and tempering is performed. There is no description about the property, and Patent Document 4 does not mention that the wear resistance and toughness after quenching and tempering can be improved without deteriorating the secondary workability before quenching and tempering.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, suppresses deterioration of secondary workability before quenching (quenching) and low-temperature tempering treatment (quenching tempering treatment) after a short time solution treatment, and for a short time.
  • the impact value is 9 J / cm 2 or more and hard, as evaluated by an impact test near the actual plate thickness. It is an object of the present invention to provide a high carbon cold-stretched steel sheet having a thickness of less than 1.0 mm, which satisfies the range of 600 to 750 HV and has excellent wear resistance.
  • the present inventors have a relationship between the composition of a high carbon cold-rolled steel sheet, secondary workability before quenching and tempering, hardness after quenching and tempering, impact characteristics, and abrasion resistance. Diligently examined.
  • C is limited to the range of 0.85 to 1.10% by mass, which is suitable for knitting needles, and Nb is 0.005 to 0.020% by mass.
  • the present invention has been completed with further studies based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows. (1) In mass%, C: 0.85% or more and 1.10% or less, Mn: less than 0.60%, Si: 0.10% or more and 0.35% or less, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr: less than 0.60%, Nb : Contains 0.005% or more and 0.020% or less, satisfies the total of Mn content and Cr content (Mn + Cr) of less than 1.0%, has a steel sheet composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, and has a steel sheet thickness of 1.0 mm. High carbon cold rolled steel sheet characterized by less than.
  • the average particle size (dav ) and spheroidization rate ( NSC / NTC ) ⁇ 100% of the carbides having the steel sheet composition and further dispersed in the steel sheet are as follows (1). ) Equation 0.2 ⁇ d av ⁇ 0.7 ( ⁇ m)... (1) And the following equation (2) (N SC / N TC ) ⁇ 100 ⁇ 90%... (2) (Here, dav : average value of the equivalent circle diameter of carbides (average particle size ⁇ m), NTC : total number of carbides per 100 ⁇ m 2 observation area, N SC : per 100 ⁇ m 2 observation area, (major axis d L) ) / (Number of carbides satisfying the condition that (minor diameter d S) is 1.4 or less) A high carbon cold-rolled steel sheet having a steel sheet structure satisfying the above conditions.
  • the steel sheet composition is further selected from Mo: 0.001% or more and less than 0.05%, V: 0.001% or more and less than 0.05% by mass, or one of them.
  • the average particle diameter of the carbide dispersed in the high carbon cold-rolled steel sheet (d av), spheroidization ratio (N SC / N TC) are respectively the following equations (1) and the following equation (2) 0.2 ⁇ d av ⁇ 0.7 ( ⁇ m)... (1) (N SC / N TC ) ⁇ 100 ⁇ 90%... (2) (Here, dav : average value of the equivalent circle diameter of carbides (average particle size ⁇ m), NTC : total number of carbides per 100 ⁇ m 2 observation area, N SC : per 100 ⁇ m 2 observation area, (major axis d L) ) / (Short diameter d S ) is the number of carbides that satisfy the condition of 1.4 or less.)
  • a method for producing a high carbon cold-rolled steel sheet which comprises the above-mentioned high carbon cold-rolled steel sheet having a thickness of less than 1.0 mm.
  • a method for manufacturing machine parts that is subjected to quenching treatment and tempering treatment after solution treatment, in which the quick cooling treatment after short-time solution treatment is performed at a temperature in the range of 760 to 820 ° C. for a time in the range of 3 to 15 min. It is characterized in that it is a mechanical part having both excellent wear resistance and excellent toughness as a process of holding and then quenching, and the tempering process of tempering at a temperature in the range of 200 to 350 ° C.
  • a method for manufacturing machine parts made of high carbon steel. (9) A high-carbon steel machine part manufactured by the method for manufacturing a high-carbon steel machine part according to (8).
  • the high carbon cold rolled steel sheet of the present invention suppresses deterioration of secondary workability such as machinability, and the life of tools used for punching, swaging, bending, secondary machining, etc. is longer than that of the conventional high carbon cold rolled steel sheet. It is about the same, and after a short-time solution treatment and then rapid cooling and low-temperature tempering treatment (quenching tempering treatment), it has higher hardness characteristics and excellent impact characteristics compared to conventional high-carbon steel sheets. In addition, it is possible to manufacture mechanical parts that have excellent wear resistance in a well-balanced manner, which is a remarkable effect in the industry.
  • the high carbon cold-rolled steel sheet of the present invention is excellent in impact characteristics (toughness), abrasion resistance, and fatigue resistance after quenching and tempering treatment, and in particular, excellent durability in a harsh usage environment such as a knitted needle. It also has the effect of being suitable as a material for machine parts that require toughness.
  • the high carbon cold-rolled steel sheet of the present invention has C: 0.85% or more and 1.10% or less, Mn: less than 0.60%, Si: 0.10% or more and 0.35% or less, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr. : Less than 0.60%, Nb: 0.005% or more and 0.020% or less, and the total of Mn content and Cr content (Mn + Cr) is less than 1.0%, and has a steel sheet composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities. It is a high carbon cold-rolled steel sheet with a plate thickness of less than 1.0 mm. First, the reason for limiting the steel sheet composition will be described. In the following, the mass% related to the composition is simply expressed as%.
  • C 0.85% or more and 1.10% or less
  • C is an essential element for obtaining sufficient hardness (600 to 750 HV) with precision parts such as knitting needles after heat treatment (quenching and tempering).
  • C In order to stably secure a hardness of 600 HV or more after heat treatment (quenching and tempering treatment), C must be contained at 0.85% or more.
  • the amount of C increases, the amount of carbides increases and the cold workability deteriorates, so that it cannot withstand a wide range of plastic working (cold working) such as punching, swaging, bending, and secondary working.
  • C was limited to 0.85% or more and 1.10% or less. It is preferably 0.95 to 1.05%.
  • Mn Less than 0.60% Mn is an element that effectively acts on deoxidation of steel, and can improve the hardenability of steel to stably secure a predetermined hardness. However, a content of 0.60% or more increases MnS inclusions and adversely affects the secondary processability before quenching and tempering. When the cleanliness, especially dA is 0.10% or more, the probability that inclusions hit the cutting blade increases, the cutting resistance increases, and the deterioration of secondary workability becomes remarkable. Therefore, in the present invention, Mn is limited to less than 0.60% as the range in which dA is less than 0.10%. It is preferably 0.50% or less. Cleanliness shall be measured in accordance with JIS G 0555. Here, we focused on dA, especially for A-type inclusions.
  • Si acts as an antacid for molten steel and is an effective element for melting clean steel.
  • Si is an element that contributes to the temper softening resistance of martensite. In order to obtain such an effect, a content of 0.10% or more is required.
  • Si was limited to the range of 0.10% or more and 0.35% or less.
  • P 0.030% or less
  • S 0.030% or less
  • P and S are elements that are inevitably present in steel and adversely affect the impact characteristics, and it is desirable to reduce them as much as possible, but P is up to 0.030%.
  • S can be contained up to 0.030% without any problem in practical use. For this reason, P was limited to 0.030% or less, and S was limited to 0.030% or less. From the viewpoint of maintaining excellent impact characteristics, it is preferable to adjust P to 0.020% or less and S to 0.020% or less.
  • Cr Less than 0.60% Cr is an element that contributes to the improvement of wear resistance by improving the hardenability of steel and dissolving it in carbide (cementite) to harden the carbide. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.10% or more. Cr dissolves in carbide (cementite) and delays the redissolution of carbide in the heating stage. Therefore, as the amount of Cr increases, the residual carbide after quenching and tempering increases.
  • the residual carbide refers to a carbide that has not completely melted in the substrate during heating and holding during the quenching treatment, but remains in the substrate after rapid cooling for martensitic transformation. Abrasion resistance improves as residual carbide increases.
  • Cr when Cr is contained in a large amount of 0.60% or more, in addition to an increase in residual carbides, the effect of delaying the dissolution of carbides during quenching and heating retention becomes large, which inhibits hardenability and lowers toughness. For this reason, Cr was limited to less than 0.60%. It should be noted that it is preferably 0.10% or more and less than 0.50%.
  • Nb 0.005% or more and 0.020% or less
  • Nb is an element that expands the unrecrystallized temperature range of steel during hot rolling, and at the same time precipitates as NbC, which contributes to the miniaturization of austenite grains, mainly in low carbon steel. Is known to be. Even in high carbon steel, it may be added in anticipation of the effect of microstructuring after the cold rolling process.
  • Nb is contained in an amount of 0.005% or more and 0.020% or less for the main purpose of recovering toughness by low-temperature tempering after quenching. If the amount of Nb is very small, NbC is not formed to the extent that it contributes to the miniaturization of the structure, and Nb is in a dilute solid solution state.
  • Nb was limited to 0.005% or more and 0.020% or less. It is preferably 0.015% or less.
  • the Mn content and the Cr content Adjust the total (Mn + Cr) to less than 1.0%.
  • both Mn and Cr are easily dissolved in carbides, and therefore, as the total of Mn content and Cr content (Mn + Cr) increases, the heating stage during quenching and heating is performed. The effect of delaying the redissolution of carbides is greater than that of Mn alone and Cr alone, residual carbides increase, and wear resistance also increases.
  • the area ratio of residual carbide is preferably 3% or more.
  • the (Mn + Cr) for achieving a residual carbide amount of 3% or more in terms of area ratio is preferably 0.15% or more.
  • (Mn + Cr) in the secondary workability before quenching and tempering, the increase in (Mn + Cr), especially the increase in Mn, increases the number of MnS inclusions that adversely affect the secondary workability, thus suppressing the decrease in the secondary workability.
  • (Mn + Cr) was limited to less than 1.0% in the present invention. It is preferably less than 0.90%.
  • the above-mentioned components are the basic components, but in addition to the basic components, one or 2 elements selected from Mo: 0.001% or more and less than 0.05% and V: 0.001% or more and less than 0.05% are further selected.
  • Mo 1 or 2 selected from 0.001% or more and less than 0.05%
  • V 0.001% or more and less than 0.05% Mo and V all have improved hardenability of steel and impact characteristics after quenching and tempering ( It is an element that contributes to the improvement of toughness), and can be selected as necessary to contain one or two types in an amount higher than the level (0.001%) that is inevitably contained.
  • Mo is an element that is effective in improving the hardenability of steel, but if the content is as high as 0.05% or more, the effect of delaying the dissolution of carbides will increase, and the hardenability will decrease, resulting in sufficient hardness. In addition to being unable to do so, the effect of Nb is lost and the impact characteristics after low temperature tempering are reduced. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit Mo to 0.001% or more and less than 0.05%, which is unavoidably higher than the content level. More preferably, it is 0.01% or more and 0.03% or less.
  • V is an element that contributes to the improvement of impact characteristics by refining the steel structure, but if it is contained in a large amount of 0.05% or more, the effect of delaying the dissolution of carbides becomes greater, and hardenability is rather improved. In addition to the decrease and insufficient hardness, the effect of Nb is lost and the impact characteristics after low temperature tempering are deteriorated. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit V to 0.001% or more and less than 0.05%, which is unavoidably higher than the content level. More preferably, it is 0.01% or more and 0.03% or less.
  • the rest other than the above components consist of Fe and unavoidable impurities.
  • the high carbon cold-rolled steel sheet of the present invention has the above-mentioned composition and has the following formula (1) 0.2 ⁇ dav ⁇ 0.7 ( ⁇ m) ... (1) The average particle size ( dav ) ( ⁇ m) that satisfies the above conditions and the following equation (2) (N SC / N TC ) ⁇ 100 ⁇ 90%... (2) It has a structure in which carbides having a spheroidization rate (N SC / N TC) satisfying the above conditions are dispersed.
  • the average particle size ( dav ) of Eq. (1) is the average value of the diameters (equivalent to circles) of individual circles assuming a circle with the same area as the individual carbides observed in the cross section of the steel sheet. is there.
  • the average particle size ( dav ) of the dispersed carbide is within the range satisfying the equation (1), the impact characteristics are excellent, and the desired quenching hardness is obtained even in the process of quenching (quenching) after the solution treatment for a short time. Has the effect of being easily secured.
  • the average particle size ( dav ) of the dispersed carbide is less than 0.2 ⁇ m, the carbide becomes finer and the number of dispersed carbides increases, so that the load of the secondary processing on the needle shape increases. Further, if the average particle size ( dav ) exceeds 0.7 ⁇ m, it becomes difficult to secure the desired quenching hardness in the process of quenching after the solution treatment for a short time.
  • the spheroidization rate is defined by (N SC / N TC) in Eq. (2).
  • N TC is the total number of carbides per observation area 100 [mu] m 2
  • N SC is the number of carbide which can be regarded to be spheroidized in the same observation field
  • the number of carbides to be satisfied was used.
  • the major axis of the carbide was d L
  • the minor axis was d S.
  • Carbides cannot be said to be completely spherical, and are often observed as elliptical on the observation surface. Therefore, the carbides are spheroidized by the ratio of major axis to minor axis (d L / d S ). The degree of In the present invention, (d L / d S) : 1.4 The following conditions are satisfied carbide as carbide is spheroidized (spheroidizing carbides), and the number and N SC. In addition, from empirical knowledge, it is necessary that the spheroidization rate (N SC / NTC ) ⁇ 100 is 90% or more in order to maintain good secondary workability of the steel sheet.
  • the average particle size and spheroidization rate of the carbides described above were calculated by observing a secondary electron image (magnification: 2000 times) using a scanning electron microscope and performing image analysis.
  • a test piece for observing carbides is collected from the cold-rolled steel sheet (central part of the plate thickness), embedded in resin, polished, etched with a corrosive liquid, and the carbides are observed using a scanning electron microscope.
  • the equivalent circle diameter, major axis d L / minor axis d S ratio, N TC , and N SC of carbides were measured within an observation area of 100 ⁇ m 2 near the center. Such measurements were carried out in 5 fields of view, and the average value of each was calculated. Commercially available image analysis software winroof was used for these measurements and calculations.
  • the high carbon cold-rolled steel sheet of the present invention has the above-mentioned steel sheet composition and structure, and has a life of tools used for punching, swaging, bending, secondary machining, etc. while maintaining secondary workability such as machinability.
  • a life of tools used for punching, swaging, bending, secondary machining, etc. while maintaining secondary workability such as machinability.
  • it is about the same as conventional high-carbon cold-rolled steel sheets, and after being subjected to a short-time solution treatment and then rapid cooling and low-temperature tempering treatment (quenching tempering treatment).
  • quenching tempering treatment rapid cooling and low-temperature tempering treatment
  • It is a high carbon cold-rolled steel sheet that can manufacture mechanical parts that have high hardness characteristics, excellent impact characteristics, and excellent wear resistance in a well-balanced manner.
  • excellent in secondary workability means that when a cutting (end milling) test is performed and the force applied to the tool (end mill) is less than 40 N (tool rotation speed). Is low speed (1300 rpm)) or less than 35 N (when the tool rotation speed is high speed (2300 rpm)).
  • a steel plate (work material) is cut by using an end mill (end milling), and at that time, cutting attached to a tool is performed.
  • a power meter (not shown)
  • the conditions for the end mill machining test are: cutting speed: 25 m / min (low speed), 45 m / min (high speed), feed amount per blade: 0.016 mm / touth, depth of cut: 0.2 mm, tool protrusion length: 25 mm. , Cutting distance: 30 mm, no cutting fluid was used.
  • the cutting resistance applied to the tool is less than 40 N (or less than 35 N), it means that it has excellent secondary workability equal to or higher than the secondary workability of the conventional high carbon cold-rolled steel sheet.
  • excellent wear resistance means a case where a wear test is carried out using the wear test apparatus shown in FIG. 2 and the obtained wear depth is less than 485 ⁇ m.
  • the wear test device 10 shown in FIG. 2 includes a thread unwinding means 11 for unwinding a thread, a tension adjusting means 12 for applying a desired tension to the unwound thread 2, and holes 1a to 1d for passing the tensioned thread. It is a device having a wear test piece 1 having a thread and a thread winding means 13 for winding a thread, and can reproduce the wear of a knitted needle due to knitting yarn in a situation close to that of an actual machine.
  • the wear test device 10 has a structure in which the tension becomes zero when the thread breaks, and the device automatically stops at that point.
  • the wear test piece 1 to be used is a wear test piece having the shape shown in FIG. 3A, and the thread 2 continuously unwound from the bobbin (thread unwinding means) 11 has an appropriate tension by the tension adjusting means 12. Is applied, and then the thread is wound by the thread winding means 13 while passing through, for example, the hole 1a formed in the wear test piece 1 and contacting the hole 1a to wear the hole 1a. Holes were formed at four locations (1a to 1d) with one test piece.
  • the conditions for the wear test are knitted yarn made of polyester full dull (standard 110T48), yarn feeding speed: 160 m / s, tension: 10 ⁇ 2 N / cm, and the length of the yarn is 100,000 in one hole.
  • the wear resistance is equal to or higher than the wear resistance of the conventional high carbon cold-rolled steel sheet.
  • excellent impact characteristics refers to the impact test piece shown in FIG. 4 (U notch test piece having a notch width of 0.2 mm (notch depth 2.5 mm, notch radius 0.1 mm)) and JIS K 7077. Impact when tested at room temperature with a Charpy impact tester (Toyo Seiki Seisakusho Co., Ltd., model DG-GB) with a rated capacity of 1 J based on the above, with a distance between supports of 40 mm as shown in FIG. The case where the value is 9 J / cm 2 or more is used.
  • the test can be performed under conditions close to JIS Z 2242, which is a Charpy impact test method for metal materials.
  • JIS Z 2242 is a Charpy impact test method for metal materials.
  • the stress concentration coefficient becomes high, the deflection during the impact test is minimized, and a stable impact value can be obtained.
  • By adopting such an impact test method and an impact test piece it is possible to evaluate the impact characteristics in a state close to the actual usage environment.
  • the impact value tends to be higher when the amount of residual carbide is small, but when the amount of residual carbide exceeds 6% in terms of area ratio, the impact value drops significantly, so a desired impact value is secured. In order to do so, the present inventors have found that the area ratio of residual carbide is less than 6%.
  • the high carbon cold-rolled steel sheet of the present invention is produced by repeatedly softening and annealing a hot-rolled steel sheet, cold rolling and spheroidizing annealing, if necessary.
  • the hot-rolled steel sheet used in the present invention may be obtained under normal manufacturing conditions.
  • a steel piece (slab) having the above composition is heated to 1050 to 1250 ° C. and at a finishing temperature of 800 to 950 ° C. It can be manufactured by hot rolling and forming a coil at a winding temperature of 600 to 750 ° C.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet may be appropriately set so as to have a suitable cold reduction ratio from the desired thickness of the cold-rolled steel sheet.
  • Cold rolling and spheroidizing annealing are preferably repeated 2 to 5 times each.
  • the rolling reduction ratio for cold rolling is preferably in the range of 25 to 65%.
  • carbides become coarse.
  • the rolling reduction rate of cold rolling exceeds 65%, the load of cold rolling operation may be too large. Therefore, the rolling reduction rate for cold rolling is limited to the range of 25 to 65%.
  • the lower limit of the rolling reduction is not particularly limited for the final cold rolling that is not spheroidized and annealed after the cold rolling.
  • the spheroidizing annealing is preferably performed at a temperature in the range of 640 to 720 ° C. If the spheroidizing annealing temperature is less than 640 ° C, spheroidization tends to be insufficient, while if the temperature is higher than 720 ° C, carbides tend to become coarse. Therefore, spheroidizing annealing was performed at a temperature in the range of 640 to 720 ° C.
  • the holding time for spheroidizing annealing is preferably selected in the range of 9 to 30 hr.
  • N SC / NTC spheroidization rate
  • a high rate of carbide distribution can be obtained.
  • Particularly preferred are 2 to 5 cold rollings and 2 to 5 spheroidizing annealings.
  • the same temperature range is preferable for softening annealing for the purpose of softening the hot-rolled steel sheet before cold rolling.
  • the above is the method for manufacturing a high carbon cold-rolled steel sheet of the present invention.
  • this steel sheet into a mechanical part such as a knitted needle, which is the final purpose, after processing it into a predetermined shape, the following heat treatment is performed. It is preferable to do so.
  • a high-carbon cold-rolled steel sheet in which 90% or more of spheroidized carbides are distributed is processed into various machine parts, then melted and then rapidly cooled (quenched), and then tempered.
  • the heating temperature is 760 to 820 ° C. and the holding time is 3 to 15 min for a short time. It is preferable to use oil for quenching (quenching).
  • the tempering temperature is preferably a low temperature of 200 to 350 ° C. The temperature is more preferably 250 to 300 ° C. As a result, various mechanical parts having a hardness of 600 to 750 HV can be obtained.
  • the retention time of the solution treatment is longer than 15 min, the carbides will dissolve too much and the austenite grains will become coarse, and the martensite phase after quenching will become coarse and the impact characteristics will deteriorate.
  • the holding time is shorter than 3 min, the carbides are not sufficiently dissolved, and it becomes difficult to obtain the desired high hardness after quenching. Therefore, the retention time of the solution treatment is preferably 3 min or more and 15 min or less. More preferably, it is 5 to 10 min.
  • the tempering temperature is preferably a temperature in the range of 200 to 350 ° C.
  • the temperature is more preferably 250 to 300 ° C.
  • the holding time of the tempering treatment is preferably selected in the range of 30 min to 3 hr.
  • the molten steel having the chemical components shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and then cast into a mold to obtain a small ingot (50 kgf). These small ingots were ingot-rolled into steel pieces and then hot-rolled under the conditions of heating temperature: 1150 ° C. and rolling finish temperature: 870 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet (plate thickness: 4 mm). Then, the obtained hot-rolled steel sheet was cold-rolled and spheroidized and annealed under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet having a plate thickness of 0.4 mm or more and less than 1.0 mm.
  • a test piece for structure observation was collected from the obtained cold-rolled steel plate, embedded in a resin, polished, and corroded, and the structure was observed with a secondary electron image (magnification: 2000 times) of a scanning electron microscope. The images were taken and image analysis was performed to calculate the average particle size (dav ) and spheroidization rate ( NSC / NTC ) of the charcoal.
  • the circle-equivalent diameter of each carbide and the major axis d L / minor axis d S ratio of each carbide are obtained within the range of the observed area of 100 ⁇ m 2 near the center of the plate thickness, and the total number of carbides per 100 ⁇ m 2 of the observed area N TC , d L / d S: 1.4 was measured the total number N SC of the following conditions are met carbide. Such measurements were carried out in 5 fields of view, and their average values were calculated respectively. Commercially available image analysis software winroof was used for these measurements and calculations. In addition, the cleanliness dA of the tissue observation test piece was measured for A-based inclusions in accordance with JIS G 0555. The measurement field of view was 60 fields of view.
  • a test piece was collected from the obtained cold-rolled steel plate, and a machinability test (end milling test) was carried out under the conditions shown in Table 3 as shown in FIG. After measuring the forces in the X, Y, and Z directions, the resultant force was calculated and used as the cutting resistance force.
  • machinability test end milling test
  • the obtained cold-rolled steel sheet is charged into a heating furnace under the conditions shown in Table 4, solution-treated for a short time, then rapidly cooled (oil-quenched), and further subjected to low-temperature tempering treatment. Heat treatment was performed. Specimens were collected from the heat-treated steel sheet and subjected to a residual carbide survey, hardness test, impact test, and abrasion test. The test method was as follows. (1) Investigation of residual carbides A test piece for microstructure observation is taken from the heat-treated steel plate, embedded in resin, polished, and corroded, and the microstructure is observed with a secondary electron image (magnification: 2000 times) of a scanning electron microscope.
  • a wear test piece having the shape shown in FIG. 3 was collected from the heat-treated steel sheet, and a wear test was carried out using the wear test apparatus shown in FIG.
  • the conditions for the wear test were polyester full dull knitting yarn (standard 110T48), yarn feeding speed: 160 m / s, and tension: 10 ⁇ 2 N / cm.
  • the test device After running the thread 100,000 m in one hole, the test device is stopped, and the wear depth formed in the hole (here, 1a) of the wear test piece 1 is measured with an optical microscope as shown in FIG. 3 (b). did.
  • Such a wear test was carried out in each hole (1a to 1d), the wear depth of each hole (4 points) was measured, and the average value thereof was calculated and used as the wear depth of the wear test piece.
  • the force (cutting resistance) applied to the tool is less than 40 N in low-speed machining and less than 35 N in high-speed machining, and the secondary workability is the same as that of the conventional high-carbon cold-rolled steel sheet.
  • it has high hardness characteristics that satisfy the hardness range of 600 to 750 HV after short-time solution treatment, quenching (oil quenching) treatment and low-temperature tempering treatment, and the impact value is 9 J / cm 2 Satisfying the above, it is a high-carbon cold-rolled steel sheet with excellent impact characteristics and a wear depth of less than 485 ⁇ m, which is excellent in wear resistance, and was evaluated as “ ⁇ ”.
  • the force (cutting resistance) applied to the tool is 40 N or more in low-speed machining and 35 N or more in high-speed machining, resulting in poor secondary workability or quenching (oil) after short-time solution heat treatment.
  • the impact characteristics are reduced to less than 9 J / cm 2 or the wear depth is reduced to 485 ⁇ m or more. It is a high carbon cold-rolled steel sheet evaluated as "x".
  • the cutting resistance is low, the secondary workability is excellent, and the impact value is 9 J / cm 2 or more, which is excellent in impact characteristics.
  • the amount of residual carbide was small, and the wear depth was 485 ⁇ m or more, which was a decrease in wear resistance.
  • the comparative example (steel No. 12) in which the amount of C is high outside the range of the present invention there are many residual carbides and the wear depth is less than 485 ⁇ m, which is excellent in wear resistance, but the impact value is less than 9 J / cm 2. And the impact characteristics are reduced.
  • (Mn + Cr) exceeds 1.0%, the cleanliness is poor, the force applied to the tool (cutting resistance) is high, and the secondary workability is lowered.
  • the residual carbide is large and the wear depth is less than 485 ⁇ m. It has excellent wear resistance, but its impact characteristics are reduced when the impact value is less than 9 J / cm 2.
  • the cleanliness is poor, the force applied to the tool (cutting resistance) is high, and the secondary workability is reduced.
  • the comparative example in which the amount of V is high outside the range of the present invention (steel plate No.
  • both the comparative example (steel plate No. 3 and No. 15) in which the Nb amount is low outside the range of the present invention and the comparative example (steel plate No. 16) in which the Nb amount is high outside the range of the present invention are impact values. The impact characteristics are reduced to less than 9 J / cm 2.
  • Thread winding means 1 Wear test piece 1a, 1b, 1c, 1d hole 2 Thread 10 Wear test device 11 Thread unwinding means (bobbin) 12 Tension adjusting means 13 Thread winding means

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

短時間の溶体化処理後の急冷（焼入れ）処理と低温焼戻し処理（焼入れ焼戻し処理）後に、良好な衝撃特性および硬さ特性、さらには優れた耐摩耗性を有することが可能で、かつ焼入れ焼戻し処理前の二次加工性の低下が少ない、板厚が1.0mm未満の高炭素冷延鋼板を提供する。　質量％で、C：0.85～1.10％、Mn：0.60％未満、Si：0.10～0.35％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.60％未満を含み、かつMn＋Crが1.0％未満を満足し、さらに、Nb：0.005～0.020mass％を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板化学組成を有する高炭素冷延鋼板とする。これにより、従来鋼材に比べ、焼入れ焼戻し前の二次加工性の低下が少ない。また、炭化物の平均粒径が0.2～0.7（μm）と、球状化率が90％以上である鋼板組織とすることにより、3～15minという短時間の焼入れ焼戻し処理によっても、衝撃値が9J/cm2以上という優れた衝撃特性と、600～750HVの範囲という十分な硬さ特性と、優れた耐摩耗性を有する機械部品とすることが可能となる。

Description

高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品
　本発明は、焼入れ焼戻し処理によって製造される各種機械部品の素材となる高炭素冷延鋼板およびその製造方法に係り、とくにメリヤス針などに適用される板厚1.0mm未満の高炭素冷延鋼板に関するものである。
　一般に、ＪＩＳに規定される機械構造用炭素鋼鋼材（Ｓ××Ｃ）や炭素工具鋼鋼材（ＳＫ）は、大小各種機械部品に使用されている。展伸材として使用される場合は、打抜き加工や各種の塑性加工を経て部品形状にした後、焼入れ・焼戻し処理を行うことで所定の硬さと靱性（衝撃特性）が付与される。その中でも、ニット地を編むメリヤス針は、高速で往復運動を繰返しながら糸を手繰り寄せてメリヤス地を編むため、回転駆動部と接触する針本体のバット部には十分な強度と耐摩耗性が、さらに糸と擦れ合うフック部には十分な耐摩耗性に加えて往復運動に伴う先端部の衝撃特性に優れることが求められる。
　メリヤス針用素材として使われる高炭素冷延鋼板は、板厚が1.0mm以上の場合には横編機用メリヤス針向けとされ、板厚が1.0mm未満の場合には丸編機や縦編機用メリヤス針向けとして用いられる。後者の針では細径の糸を高速で編むため、使用される素材の板厚は0.4～0.7mmとなることが多い。さらに、素材には、優れた冷間加工性（二次加工性とも云う）に加えて、針形状に二次加工後、焼入れ焼戻しした際に十分な硬さと針先端部で十分な靱性を有することが求められる。
　また、ＪＩＳに規定される機械構造用炭素鋼鋼材（Ｓ××Ｃ）や炭素工具鋼鋼材（ＳＫ）などの所謂高炭素鋼板は、Ｃ量によって用途が細かく分類されている。Ｃ量が0.8質量％未満の領域、すなわち亜共析組成の鋼板では、フェライト相の分率が高いため冷間加工性には優れるが、十分な焼入れ硬さを得ることが難しく、フック部の耐摩耗性や針本体の耐久性が求められるメリヤス針用途等には向かない。一方、0.8質量％以上の過共析組成の中でもＣ量が1.1質量％より大きい高炭素鋼板は優れた焼入れ性を有する反面、多量に含まれる炭化物（セメンタイト）のために冷間加工性が極端に劣り、溝切加工等の精密かつ微細な加工が行われるメリヤス針用途等には向かず、刃物や冷間金型等、単純形状で高硬度が求められる部品用途に限定される。
　従来、メリヤス針には、C：0.8～1.1質量％の炭素工具鋼や合金工具鋼又はこれらの鋼組成をベースとして第３元素を添加した鋼組成を有する素材が広く用いられている。このメリヤス針の製造過程では、その素材は打抜き（せん断加工）、切削、伸線、かしめ、曲げなどの多種多様な塑性加工に供される。したがって、このメリヤス針製造用の素材は、針製造工程での素材加工時に十分な加工性（二次加工性）を有していることに併せて、針として実際に使用するときに要求される焼入れ焼戻し処理後の硬さ特性や衝撃特性（靱性）を具備する必要がある。
　メリヤス針の製造では、所定の硬さ特性を確保するために、素材に焼入れ焼戻し処理が行われる。この焼戻し処理の温度は、200～350℃の低温とする場合が一般的である。しかし、硬さ特性を重視して、焼入れ性に有効なMnやCrの含有量を増量したり、また、その他の第３元素を多量に含有すると、上記した200～350℃の温度範囲での低温焼戻し処理では、マルテンサイト相の焼戻しが十分になされず、衝撃特性（靱性）の向上が不十分であったり、靱性値がばらついたりする場合があった。
　一方、メリヤス針の衝撃特性を向上させることを目的として、素材の化学組成のうち不純物元素であるPやSを低減し、Pの粒界偏析や介在物（MnS）の生成を抑制し、それら元素の悪影響の軽減を図ることも有効な対策とされている。しかし、製鋼技術上及び経済性の観点から、PやSを低減してメリヤス針の衝撃特性の向上を図るには限界がある。
　また、衝撃特性を向上させる手段として金属組織の微細化が有効であることは従来から知られている。
　例えば、特許文献１には、「焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法」が記載されている。特許文献１に記載された高炭素鋼板は、質量％で、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％を含み、さらにV：0.05～0.50％、Ti：0.02～0.20％、Nb：0.01～0.50％の１種または２種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成と、炭化物の球状化率が95％以上で、しかも最大粒径が2.5μm以下の炭化物を分散させた組織を有する高炭素鋼板である。特許文献１に記載された技術では、亜共析鋼を対象として、炭窒化物形成元素であるV、Ti、Nbを添加し、微細な炭窒化物を形成させ、これら微細な炭窒化物のピン止めの効果を利用して旧オーステナイト粒を微細化して、靱性を向上させるとしている。
　また、特許文献２には、「衝撃特性に優れた高炭素鋼部材」が記載されている。特許文献２に記載された高炭素鋼部材は、質量％で、C：0.60～1.30％、Si：1.0％以下、Mn：0.2～1.5％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Fe：実質的に残部の組成をもち、焼入れ・焼戻し後のマトリックスに、次式
8.5 ＜　15.3×C％－Vf　＜　10.0
を満足する体積率Vf（体積％）で未溶解炭化物が残存し、粒径：1.0μm以上の未溶解炭化物が観測面積：100μm2当り２個以下に規制されていることを特徴とする高炭素鋼部材である。特許文献２に記載された高炭素鋼部材では、上記した組成に加えて更に、質量％で、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％以下の１種または２種以上を含有してもよいとしている。特許文献２に記載された技術では、亜共析から過共析の広範な炭素含有量の鋼を対象としているが、目標硬さ：600～900HVを維持しながら、衝撃値25J/cm2以上と優れた衝撃特性を呈する高炭素鋼部材が得られるとしている。
　また、特許文献３には、「高炭素冷延鋼板及びその製造方法」が記載されている。特許文献３に記載された高炭素冷延鋼板は、mass％で、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％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄav）と球状化率（ＮSC／ＮTC）×100％が、それぞれ次（１）式
　　　　　0.2≦ｄav≦0.7（μm）　　…（１）
及び次（２）式
　　　　　（ＮSC／ＮTC）×100≧90％　　…（２）
を満たし、板厚が1.0mm未満である冷延鋼板である。なお、特許文献３に記載された技術では、上記した組成に加えてさらに、Mo及びVの内から選ばれる１種または２種を含有し、それぞれの含有量がいずれも0.001％以上0.05％未満であることが好ましいとしている。そして、特許文献３に記載された技術では、短時間溶体化処理と低温焼戻し処理後の焼入れ性・衝撃特性（靭性）向上には、Nb：0.005～0.020％の含有が有効であるとしている。
　また、特許文献４には、「靭性に優れる耐摩耗性鋼板」が記載されている。特許文献４に記載された耐摩耗性鋼板は、質量％で、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％、残部Feおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、フェライト相の金属素地中に、セメンタイト粒子と、Nb、Tiの１種以上を含有する炭化物の粒子が分散した金属組織を有し、圧延方向および板厚方向に平行な断面（L断面）において、円相当径0.5μm以上のNb・Ti系炭化物粒子の個数密度が3000～9000個/mm2、円相当径1.0μm以上のボイドの個数密度が1250個/mm2以下である鋼板、である。特許文献４に記載された耐摩耗性鋼板は、優れた耐摩耗性と靭性を兼ね備えた鋼板である、としている。
特開2009－24233号公報 特開2006－63384号公報 特開2017－36492号公報 特開2017－190494号公報
　メリヤス針用素材として使われる高炭素冷延鋼板には、焼入れ焼戻し処理後に十分な硬さと、十分な衝撃特性（靱性）を有することが求められる。近年、生産性向上のため、編機のさらなる高速化が求められ、それに伴い、メリヤス針にかかる負荷が大きくなり、従来より短時間でメリヤス針が破断したりあるいは寿命が短くなることが多発し問題となっている。そのため、衝撃特性及び耐摩耗性を従来より向上させたメリヤス針が要求されるようになっている。このようなメリヤス針は、第三元素の添加、あるいはCr、Mn、Mo等の合金元素を増量することにより実現できると考えられるが、針の製造工程における二次加工性が阻害されることが懸念される。このようなことから、二次加工性を従来より低下させることなく、焼入れ焼戻し後の耐摩耗性と衝撃特性（靱性）を向上させることができるメリヤス針向け素材が要望されている。
　しかしながら、特許文献１に記載された技術は、高硬度が求められる機械部品への適用は難しい。特許文献１に記載された技術は、亜共析鋼組成に限定されたものであり、V、Ti、Nbなどの炭窒化物形成元素を、第３元素として添加することで、それらの微細炭窒化物によって旧オーステナイト粒を微細化し、靭性向上効果を期待した技術である。また、特許文献１に記載された技術は、炭素レベルが亜共析組成であるため、フェライト母相の成形性を改善した技術でもある。
　また、特許文献２には、第３元素である、Mo、V、Ti、Nb、Bの添加は、炭素含有量が0.67～0.81質量％の範囲の鋼についての例しか示されていない。特許文献２に記載された技術では、亜共析鋼の特性改善を意図して、Mo、V、Ti、Nb、B等の第３元素を添加していると推察される。しかも、特許文献２には、0.81質量％を超える炭素含有量の鋼について、Mo、V、Ti、Nb、B等の第３元素の作用とその最適化に関することまでの記載はない。
　さらに、特許文献１、特許文献２には、高炭素冷延鋼板について、3～15minのような短時間の溶体化処理後焼入れ、200～350℃の低温焼戻しを施し、所望の衝撃特性及び所定硬さを有利に向上させる技術についての記載はない。
　また、特許文献３に記載された技術では、短時間の溶体化保持後の焼入れと低温焼戻し処理後の焼入れ性・衝撃特性（靭性）向上には、Nb：0.005～0.020％の含有が有効であるとしているが、特許文献３には、短時間の溶体化保持後の焼入れ（急冷）と低温焼戻し処理（以下、焼入れ焼戻し処理ともいう）前の高炭素冷延鋼板の二次加工性についての具体的な言及はない。特許文献３には、焼入れ焼戻し処理後に、優れた靱性と優れた耐摩耗性とを兼備することができる高炭素冷延鋼板が記載されているが、しかし、この高炭素冷延鋼板では、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性が不十分で、最近の生産性向上要求に対応できないという問題があった。
　また、特許文献４に記載された技術では、高炭素冷延鋼板において、焼入れ焼戻し後の耐摩耗性と靱性のいずれも高くすることが可能であるとしているが、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性については記載がなく、特許文献４には、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性の低下を伴うことなく、焼入れ焼戻し後の耐摩耗性と靱性を向上させることができることまでの言及はない。
　本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、短時間の溶体化処理後の焼入れ（急冷）及び低温焼戻し処理（焼入れ焼戻し処理）前の二次加工性の低下を抑制し、かつ短時間の溶体化処理後の焼入れ（急冷）及び低温焼戻し処理（焼入れ焼戻し処理）後で、実際に使用される板厚近傍での衝撃試験で評価して、衝撃値が9Ｊ/cm2以上で、硬さが600～750HVの範囲を満たし、かつ耐摩耗性に優れた、板厚が1.0mm未満の高炭素冷延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、高炭素冷延鋼板の組成と、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性、焼入れ焼戻し処理後の硬さ、衝撃特性、耐摩耗性の関係について鋭意検討した。その結果、焼入れ性、焼入れ低温焼戻し後の硬さ、衝撃特性などの観点から、メリヤス針用として好適な、Cを0.85～1.10質量％の範囲に限定し、さらに、Nbを0.005～0.020質量％の範囲に特定し、所定の製造方法を実施することが、炭化物の平均粒径と球状化の程度を調整でき、焼入れ焼戻し処理後の所望の特性を確保することに有効であることを知見した。そして、さらに、Mnを0.60質量％未満とし、かつ（Mn＋Cr）を1.0％未満に調整することにより、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性の低下を抑制し、かつ、焼入れ焼戻し処理後の硬さ、衝撃特性（靭性）、耐摩耗性が所望の特性を満足することを知見した。
　本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、C：0.85％以上1.10％以下、Mn：0.60％未満、Si：0.10％以上0.35％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.60％未満、Nb：0.005％以上0.020％以下を含み、かつMn含有量とCr含有量の合計（Mn＋Cr）が1.0％未満を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板組成を有し、鋼板板厚が1.0mm未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板。
（２）（１）において、前記鋼板組成を有し、さらに鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄav）と球状化率（ＮSC／ＮTC）×100％が、それぞれ次（１）式
　　　　　　　　0.2≦ｄav≦0.7（μm）　　　　　…（１）
及び次（２）式
　　　　　　　　（ＮSC／ＮTC）×100≧90％　　…（２）
（ここで、ｄav：炭化物の円相当径の平均値（平均粒径μm）、ＮTC：観察面積100μm2当たりの炭化物の総個数、ＮSC：観察面積100μm2当たりの、（長径ｄL）／(短径ｄS）が1.4以下の条件を満たす炭化物の個数)
を満たす鋼板組織を有することを特徴とする高炭素冷延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記鋼板組成に代えて、質量％で、C：0.85％以上1.10％以下、Mn：0.60％未満、Si：0.10％以上0.35％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.50％未満、Nb：0.005％以上0.020％以下を含み、かつMn含有量とCr含有量の合計（Mn＋Cr）が0.90％未満を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板組成とすることを特徴とする高炭素冷延鋼板。
(４)（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記鋼板組成がさらに、質量で、Mo：0.001％以上0.05％未満、V：0.001％以上0.05％未満のうちから選ばれた１種または２種を含有する鋼板組成であることを特徴とする高炭素冷延鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかに記載の鋼板組成を有する熱延鋼板に、冷間圧延および球状化焼鈍を繰り返し行い高炭素冷延鋼板を製造する高炭素冷延鋼板の製造方法において、前記高炭素冷延鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄav）と、球状化率（ＮSC／ＮTC）が、それぞれ次（１）式および次（２）式
　　　　　0.2≦ｄav≦0.7（μm）　　　　…（１）
　　　　　（ＮSC／ＮTC）×100≧90％　　…（２）
（ここで、ｄav：炭化物の円相当径の平均値（平均粒径μm）、ＮTC：観察面積100μm2当たりの炭化物の総個数、ＮSC：観察面積100μm2当たりの、（長径ｄL）／(短径ｄS）が1.4以下の条件を満たす炭化物の個数。)
を満足し、前記高炭素冷延鋼板の板厚が1.0mm未満である高炭素冷延鋼板とすることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記冷間圧延および球状化焼鈍を繰り返し行う回数が、2～5回であることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記冷間圧延の圧下率が25～65％で、前記球状化焼鈍の温度が640～720℃であることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
（８）（１）ないし（４）のいずれかに記載の前記高炭素冷延鋼板を素材として、該素材に二次加工を施して所定形状の機械部品としたのち、該機械部品に短時間溶体化処理後急冷する処理と焼戻し処理を施す機械部品の製造方法であって、前記短時間溶体化処理後急冷する処理を、760～820℃の範囲の温度で、3～15minの範囲の時間保持したのち、急冷する処理とし、前記焼戻し処理を、200～350℃の範囲の温度で焼戻する処理として、優れた耐摩耗性と優れた靭性を兼備する機械部品とすることを特徴とする高炭素鋼製機械部品の製造方法。
（９）（８）に記載の高炭素鋼製機械部品の製造方法で製造されてなる高炭素鋼製機械部品。
　本発明高炭素冷延鋼板は、切削性などの二次加工性の低下を抑制し、打抜き、スウェージング、曲げ、二次加工などに使われる工具の寿命が、従来の高炭素冷延鋼板と同程度であり、しかも、短時間の溶体化処理後急冷する処理と低温焼戻し処理（焼入れ焼戻し処理）を施したのちに、従来の高炭素鋼板に比べて、高い硬さ特性、優れた衝撃特性および優れた耐摩耗性をバランスよく兼備する機械部品を製造できるという、産業上格段の効果を奏する。さらに、本発明高炭素冷延鋼板は、焼入れ焼戻し処理後の衝撃特性（靱性）、耐摩耗性、さらには耐疲労特性に優れ、とくに、メリヤス針のような過酷な使用環境下で優れた耐久性が求められる機械部品用素材として好適であるという、効果もある。
エンドミル加工試験（二次加工性評価試験）の概略を模式的に示す説明図である。 摩耗試験装置の概略を模式的に示す説明図である。 （ａ）摩耗試験片の形状、（ｂ）摩耗試験片の摩耗状況、の概略を模式的に示す説明図である。 本発明で使用するシャルピー衝撃試験片形状の概略を模式的に示す説明図である。 本発明で使用するシャルピー衝撃試験機への試験片の設置状況を模式的に示す説明図である。
　本発明高炭素冷延鋼板は、質量％で、C：0.85％以上1.10％以下、Mn：0.60％未満、Si：0.10％以上0.35％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.60％未満、Nb：0.005％以上0.020％以下を含み、かつMn含有量とCr含有量の合計（Mn＋Cr）が1.0％未満を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板組成を有し、板厚1.0mm未満である高炭素冷延鋼板である。まず、鋼板組成の限定理由について説明する。なお、以下、組成に係る質量％は単に％で記す。
　C：0.85％以上1.10％以下
　Cは、熱処理（焼入れ焼戻し処理）後に、メリヤス針等のような精密部品で十分な硬さ（600～750HV）を得るために必須の元素である。熱処理（焼入れ焼戻し処理）後に安定して600HV以上の硬さを確保するためには、Cは0.85％以上の含有を必要とする。一方、C量が増加すると、炭化物量が増加して、冷間加工性が低下し、打抜き、スェージング、曲げ、二次加工など多岐に渡る塑性加工（冷間加工）に耐えることができなくなる。冷間圧延と球状化焼鈍を繰り返し、炭化物の球状化処理を行うことにより、冷間加工性は改善されるが、1.10％を超えてCを含有すると、熱間圧延工程、冷間圧延工程での圧延負荷が高くなり、またコイル端部の割れの頻度が著しく高くなるなど、製造工程上の問題が顕在化する。このようなことから、Cは0.85％以上1.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.95～1.05％である。
　Mn：0.60％未満
　Mnは、鋼の脱酸に有効に作用する元素であるとともに、鋼の焼入れ性を向上させて所定の硬さを安定的に確保することができる。しかし、0.60％以上の含有は、MnS介在物が増加し、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性に悪影響を及ぼす。清浄度、とくにdAが0.10％以上となると、切削刃に介在物があたる確率が高くなり、切削抵抗を増加させ、二次加工性の悪化が顕著になる。このため、本発明では、MnはdAが0.10％未満になる範囲として、0.60％未満に限定した。なお、好ましくは0.50％以下である。清浄度は、JIS G 0555に準拠して測定するものとする。ここでは、とくにA系介在物を対象としdAに着目した。
　Si：0.10％以上0.35％以下
　Siは、溶鋼の脱酸剤として作用し、清浄鋼を溶製するうえで有効な元素である。また、Siは、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.35％を超える多量のSi含有は、低温焼戻し処理時に、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、衝撃特性を劣化させる。このようなことから、Siは0.10％以上0.35％以下の範囲に限定した。
　P：0.030％以下、S：0.030％以下
　P、Sはいずれも、鋼中に不可避的に存在し、衝撃特性に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、Pは0.030％まで、Sは0.030％までの含有は実用的に問題ない。このようなことから、Pは0.030％以下、Sは0.030％以下に限定した。なお、優れた衝撃特性を維持するという観点からは、Pは0.020％以下、Sは0.020％以下に調整することが好ましい。
　Cr：0.60％未満
　Crは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、炭化物（セメンタイト）中に固溶して炭化物を硬くすることにより、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.10％以上含有することが望ましい。Crは、炭化物（セメンタイト）中に固溶して加熱段階での炭化物の再溶解を遅滞させるため、Cr量の増加に伴い、焼入れ焼戻し後の残留炭化物が増加する。ここで、残留炭化物は、焼入れ処理時の加熱保持中、素地に溶け切れなかった炭化物が、マルテンサイト変態させるための急冷後に素地に残留した炭化物をいう。残留炭化物が増加すると耐摩耗性は向上する。しかし、Crを0.60％以上と多量に含有すると、残留炭化物が増加することに加え、焼入れ加熱保持中の炭化物の溶解を遅滞させる影響が大きくなり、焼入性を阻害し、靱性を低下させる。このようなことから、Crは0.60％未満に限定した。なお、好ましくは0.10％以上0.50％未満である。
　Nb：0.005％以上0.020％以下
　Nbは、従来から、主として低炭素鋼において、熱間圧延時に鋼の未再結晶温度域を拡大し、同時にNbCとして析出し、オーステナイト粒の微細化に寄与する元素であることが知られている。高炭素鋼においても、冷間圧延工程以降における組織の微細化効果を期待して添加される場合がある。本発明では、焼入れ後の低温焼戻しによる靭性回復を主目的に、Nbを0.005％以上0.020％以下含有させる。微量のNbであれば、組織の微細化に寄与するほどのNbCは形成されず、Nbは希薄固溶状態となっている。Nbが希薄固溶状態となっていることにより、ＢＣＣ構造であるフェライト相とマルテンサイト相中でのＣの拡散が促進されるものと考えられる。すなわち、焼入れ処理における加熱時に炭化物からフェライト相へ溶けたＣのオーステナイト相への拡散、および、焼戻し処理における加熱時にマルテンサイト相中の過飽和固溶Ｃの拡散と析出が促進され、その結果、短時間加熱での焼入れ性の向上と低温焼戻し処理による靭性の回復とを両立させることができる、と考えている。このような効果は、0.005％以上のNb含有で顕著となるが、0.020％を超えてNbを含有すると、NbCの析出が顕著になり、Nbの希薄固溶状態が確保できず、Nbの希薄固溶状態に起因するC拡散の促進効果が認められなくなる。このため、Nbは0.005％以上0.020％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。
　（Mn＋Cr）：1.0％未満
　本発明では、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性の低下を抑制しつつ、焼入れ焼戻し処理後の靱性、耐摩耗性を向上させるために、Mn含有量とCr含有量の合計（Mn＋Cr）を1.0％未満に調整する。本発明者らの検討によれば、MnとCrはいずれも炭化物に固溶しやすいため、Mn含有量とCr含有量の合計（Mn＋Cr）が増加するにしたがい、焼入れ加熱時の加熱段階での炭化物の再溶解を遅滞させる効果がMn単独、Cr単独の場合より大きくなり、残留炭化物も増加し、耐摩耗性も増加する。しかし、（Mn＋Cr）が1.0％以上に増加すると、残留炭化物が面積率で6％以上となり、焼入れ性低下の影響が大きくなり、焼入れ焼戻し後の衝撃値（靭性）も低下する。（Mn＋Cr）が1％未満であれば、残留炭化物が面積率で6％未満となり、優れた耐摩耗性と靱性を兼備できる。一方、（Mn＋Cr）が少なすぎると、残留炭化物が少なくなり、所望の耐摩耗性を確保できなくなる。このため、残留炭化物は面積率で3％以上とすることが好ましい。なお、面積率で3％以上の残留炭化物量を実現するための（Mn＋Cr）は0.15％以上とすることが好ましい。一方、焼入れ焼戻し処理前の二次加工性は、（Mn＋Cr）の増加、とくにMnの増加に伴い、二次加工性に悪影響を及ぼすMnS介在物が増加するため、二次加工性の低下を抑制しつつ、耐摩耗性、靱性をともに向上させるために、本発明では（Mn＋Cr）を1.0％未満に限定した。なお、好ましくは0.90％未満である。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本の成分に加えてさらに、選択元素として、Mo：0.001％以上0.05％未満、V：0.001％以上0.05％未満のうちから選ばれた１種または２種を含有することができる。
　Mo：0.001％以上0.05％未満、V：0.001％以上0.05％未満のうちから選ばれた１種または２種
　Mo、Vはいずれも、鋼の焼入れ性向上や、焼入れ焼戻し処理後の衝撃特性（靭性）の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を、不可避的に含有する水準（0.001％）よりも多く含有できる。
　Moは、鋼の焼入れ性向上に有効な元素であるが、含有量が0.05％以上と多くなると、炭化物の溶け込みを遅らせる効果が大きくなることでかえって焼入れ性が低下し、十分な硬さが得られなくなることに加え、Nbの効果が失われ、低温焼戻し処理後の衝撃特性が低下する。このため、含有する場合は、Moは不可避的に含有する水準以上である0.001％以上、0.05％未満に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上0.03％以下である。
　Vは、鋼組織を微細化することを介して、衝撃特性の向上に寄与する元素であるが、0.05％以上と多量に含有すると、炭化物の溶け込みを遅らせる効果が大きくなることでかえって焼入れ性が低下し、十分な硬さが得られないことに加え、Nbの効果が失われ、低温焼戻し処理後の衝撃特性が低下する。このようなことから、含有する場合には、Vは不可避的に含有する水準以上である0.001％以上、0.05％未満に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上0.03％以下である。
　上記した成分以外の残部は、Fe及び不可避不純物からなる。
　本発明高炭素冷延鋼板は、上記した組成を有し、かつ、次（１）式
　　　0.2≦ｄav≦0.7（μm）　　　…（１）
を満たす平均粒径（ｄav）（μm）と、次（２）式
　　　（ＮSC／ＮTC）×100≧90％　　…（２）
を満たす球状化率（ＮSC／ＮTC）を有する炭化物が分散した組織を有する。
　ここで（１）式の平均粒径（ｄav）は、鋼板断面で観察される個々の炭化物と同等の面積の円を想定したときの個々の円の直径（円相当径）の平均値である。分散する炭化物の平均粒径（ｄav）が、（１）式を満たす範囲にあると、衝撃特性に優れ、さらに短時間の溶体化処理後急冷（焼入れ）する処理でも、所望の焼入れ硬さが容易に確保できるという効果がある。分散する炭化物の平均粒径（ｄav）が、0.2μm未満であると、炭化物が細かくなり、分散する炭化物の数が増加するため、針形状への二次加工の負荷が増大する。また、平均粒径（ｄav）が0.7μmを超えると、短時間の溶体化処理後急冷する処理において、所望の焼入れ硬さを確保でき難くなる。
　また、本発明では、球状化率を（２）式の（ＮSC／ＮTC）で定義した。ここで、ＮTCは、観察面積100μm2あたりの炭化物の総個数であり、ＮSCは、同一観察視野で球状化しているとみなせる炭化物の個数であり、ｄL／ｄS≦1.4の条件を満たす炭化物個数とした。ここで炭化物の長径をｄL、短径をｄSとした。
　炭化物は、完全な球状に形成されているとはいえず、また観察面によっても楕円形として観察される場合が多いので、長径と短径との比（ｄL／ｄS）により、球状化の程度を規定した。本発明では、（ｄL／ｄS）：1.4以下の条件を満たす炭化物を、球状化している炭化物（球状化炭化物）として、その個数をＮSCとした。また、経験的な知見から、鋼板の二次加工性を良好に保つために球状化率（ＮSC／ＮTC）×100が、90％以上であることが必要である。
　なお、上記した炭化物の平均粒径及び球状化率の算出は、走査型電子顕微鏡を用いて、二次電子像（倍率：2000倍）を観察し、画像解析にすることにより行った。
　冷間圧延後の鋼板（板厚中央部）から、炭化物観察用試験片を採取し、樹脂に埋込み、研磨し、腐食液でエッチングし、走査型電子顕微鏡を用いて炭化物を観察し、板厚中央部近辺の観察面積100μm2の範囲で、炭化物の円相当径、長径ｄL／短径ｄS比、ＮTC、ＮSCを測定した。このような測定を５視野実施し、それぞれの平均値を算出した。これら測定及び算出は、市販の画像解析ソフトｗｉｎｒｏｏｆを用いた。
　本発明高炭素冷延鋼板は、上記した鋼板組成および組織を有し、切削性などの二次加工性を保持しつつ、打抜き、スウェージング、曲げ、二次加工などに使われる工具の寿命が、従来の高炭素冷延鋼板と同程度であり、しかも、短時間の溶体化処理後急冷する処理と低温焼戻し処理（焼入れ焼戻し処理）を施したのちに、従来の高炭素鋼板に比べて、高い硬さ特性、優れた衝撃特性および優れた耐摩耗性をバランスよく兼備する機械部品を製造できる高炭素冷延鋼板である。
　ここでいう「二次加工性に優れる」とは、図１に示すように、切削加工（エンドミル加工）試験を行って、工具（エンドミル）にかかる力が、40Ｎ未満である場合（工具回転数が低速（1300rpm））を、または35Ｎ未満である場合（工具回転数が高速（2300rpm）の場合）を、いうものとする。
　本発明では、一般的なエンドミル加工に着目し、図１に示すように、鋼板（被削材）に、エンドミルを用いて切削加工（エンドミル加工）を行い、その際に、工具に取り付けた切削動力計（図示せず）で、工具（エンドミル：φ6mm径）にかかる切削抵抗力として、Ｘ方向分力、Ｙ方向分力、Ｚ方向分力を測定したのちそれらの合力を計算して二次加工性の評価指数とした。なお、エンドミル加工試験の条件は、切削速度：25m/min（低速）、45m/min（高速）、１羽当たりの送り量：0.016mm/touth、切り込み量：0.2mm、工具突き出し長さ：25mm、切削距離：30mmとし、切削油剤は使用しないものとした。
　このようなエンドミル加工試験を採用することにより、より実際の使用環境に近い状態で二次加工性を評価することができる。工具にかかる切削抵抗力が40Ｎ未満（あるいは35Ｎ未満）であれば、従来の高炭素冷延鋼板の二次加工性と同等あるいはそれ以上の優れた二次加工性を有することを意味する。
　また、ここでいう「優れた耐摩耗性」とは、図２に示す摩耗試験装置を用いた摩耗試験を実施し、得られた摩耗深さが485μm未満である場合を、いうものとする。
　図２に示す摩耗試験装置１０は、糸を巻き出す糸巻出手段１１と、巻き出された糸２に所望の張力を付与する張力調整手段１２と、張力付与された糸を通すホール１ａ～１ｄを有する摩耗試験片１と、糸を巻き取る糸巻取手段１３とを有し、編み糸によるメリヤス針の摩耗を、実機に近い状況で再現できる装置である。なお、摩耗試験装置１０は、糸が破断すると張力が零（ゼロ）となり、その時点で装置が自動的に止まる構造となっている。
　使用する摩耗試験片１は、図３（ａ）に示す形状の摩耗試験片とし、ボビン（糸巻出手段）１１から、連続的に巻き出された糸２は、張力調整手段１２により適正な張力を付与されたのち、摩耗試験片１に形成された例えば、ホール１ａを通り、ホール１ａと接触してホール１ａを摩耗させながら、糸巻取手段１３に巻き取られる。ホールは一つの試験片で4箇所（１ａ～１ｄ）形成した。なお、摩耗試験の条件は、編み糸ポリエステルフルダル製（規格110T48）を使用し、糸の送給速度：160m/s、張力：10±2N/cmとして、１つのホールで糸の長さ10万m繰り出すまで実施し、当該ホールにおける摩耗深さを測定した。このような摩耗試験を、一つの摩耗試験片に形成された4箇所のホール１ａ～１ｄでそれぞれ実施し、各ホールの摩耗深さを測定し、それら平均値を当該摩耗試験片の摩耗深さ（平均）とした。
　上記した条件で摩耗試験を行った結果、摩耗深さが485μm未満であれば、従来の高炭素冷延鋼板の耐摩耗性と同等あるいはそれ以上の優れた耐摩耗性を有することを意味する。このような摩耗試験を採用することにより、メリヤス針フック部の糸による摩耗に近い状態で耐摩耗性を評価することができる。なお、このようなノリアス針フック部の糸による摩耗に近い状態で耐摩耗性を評価することにより、残留炭化物の存在が耐摩耗性に大きく影響することを見出した。耐摩耗性は、残留炭化物の面積率に比例し、残留炭化物が面積率で3％未満では所望の耐摩耗性が確保できなくなる。残留炭化物は面積率で3％以上とすることが好ましい。
　また、ここでいう「優れた衝撃特性」とは、図４に示す衝撃試験片（ノッチ幅0.2mmのＵノッチ試験片（ノッチ深さ2.5mm、ノッチ半径0.1mm））を用い、JIS K 7077に基づいた、定格容量：1Ｊのシャルピー衝撃試験機（（株）東洋精機製作所、型式ＤＧ－ＧＢ）で、図５に示すように、支持台間距離を40mmとして、室温で試験したときの衝撃値が、9Ｊ/cm2以上である場合を、いうものとする。
　このようなシャルピー衝撃試験機を用いることにより、板厚：1.0mm未満の試験片を用いても、金属材料のシャルピー衝撃試験方法である、JIS Z 2242に近い条件で試験でき、また、このような衝撃試験片を使用することにより、応力集中係数が高くなり、衝撃試験時のたわみを最小限とし、安定した衝撃値が得られる。このような衝撃試験方法および衝撃試験片を採用することで、実際の使用環境に近い状態の衝撃特性を評価することができる。なお、衝撃値は、残留炭化物量が少ない方が高い値を示す傾向があるが、残留炭化物量が面積率で6％を超えると衝撃値の低下が著しくなるため、所望の衝撃値を確保するためには、残留炭化物を面積率で6％未満とすることを本発明者らは見出している。
　このように、耐摩耗性を評価する新しい摩耗試験方法を導入し、また、二次加工性を評価するエンドミル加工試験方法を導入することにより、実機に近い環境での評価に基づき、適正な化学成分範囲を規定することができるようになった。
　次に、本発明高炭素冷延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明高炭素冷延鋼板は、熱延鋼板に、必要に応じて軟化焼鈍を行い、冷間圧延および球状化焼鈍を繰り返し行って製造される。
　本発明で用いる熱延鋼板は、通常の製造条件で得られるものでよく、例えば、上記した組成を有する鋼片（スラブ）を、1050～1250℃に加熱し、800～950℃の仕上温度で熱間圧延し、600～750℃の巻取温度でコイルとすることで製造できる。なお、熱延鋼板の板厚は、所望の冷延鋼板の板厚から好適な冷間圧下率となるように適宜設定すればよい。
　熱延鋼板に、冷間圧延と球状化焼鈍を複数回繰り返し施すことにより、板厚1.0mm未満の高炭素冷延鋼板とする。冷間圧延と球状化焼鈍は、それぞれ２～５回繰り返すことが好ましい。
　冷間圧延の圧下率は、25～65％の範囲とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が25％未満の鋼板（冷延鋼板）に、球状化焼鈍を施すと、炭化物が粗大化してしまう。一方、冷間圧延の圧下率が65％超では、冷間圧延操業の負荷が大きすぎることがある。このため、冷間圧延の圧下率は、25～65％の範囲に限定することとした。なお、冷間圧延後に球状化焼鈍を施さない最終の冷間圧延については、圧下率の下限は特に限定されない。
　また、球状化焼鈍は、640～720℃の範囲の温度で行うことが好ましい。球状化焼鈍温度が、640℃未満では、球状化が不十分となりやすく、一方、720℃より高温では炭化物が粗大化しやすい。このため、球状化焼鈍は640～720℃の範囲の温度で行うこととした。なお、球状化焼鈍の保持時間は、9～30hrの範囲で適宜選択して行うことが好ましい。
　なお、冷間圧延（25～65％）と球状化焼鈍（640～720℃）を複数回繰り返す理由は、炭化物の平均粒径（ｄav）と、球状化率（ＮSC／ＮTC）×100がそれぞれ上記した（１）式及び（２）式を満たすように制御するためである。
　まず、冷間圧延によって炭化物にひびが導入され、球状化焼鈍によってくだけはじめた炭化物が球状化していくが、１回の球状化焼鈍のみでは、炭化物の球状化率を90％以上まで高めるのは困難であり、棒状又は板状の炭化物が残留する。そのような場合、焼入れ性にも悪影響を及ぼし、精密部品への冷間加工性を悪化させる。そのため、炭化物の球状化率（ＮSC／ＮTC）×100を90％以上にするには、冷間圧延と球状化焼鈍を交互に繰返すことが最適で、結果として鋼板中に微細かつ球状化率の高い炭化物の分布が得られる。特に好ましくは、2～5回の冷間圧延と2～5回の球状化焼鈍である。なお、冷間圧延前の熱延鋼板の軟化を目的とする軟化焼鈍についても、同様の温度範囲が好ましい。
　以上が、本発明高炭素冷延鋼板の製造方法であるが、この鋼板を最終の目的である、メリヤス針のような機械部品とするには、所定の形状に加工したのち、以下の熱処理を行うことが好ましい。
　90％以上球状化した炭化物が分布した高炭素冷延鋼板を、各種機械部品に加工した後、溶体化処理後急冷（焼入れ）する処理を施し、ついで焼戻し処理を施す。溶体化処理は、加熱温度を760～820℃で、保持時間を短時間の3～15minとする。焼入れ（急冷）は油を用いることが好ましい。焼戻し処理では、焼戻し温度を低温の200～350℃とすることが好ましい。なお、より好ましくは250～300℃である。これにより、硬さ600～750HVを持つ各種機械部品とすることができる。
　溶体化処理の保持時間が、15minより長いと炭化物が溶け込みすぎ、オーステナイト粒が粗大化することで、焼入れ後のマルテンサイト相が粗くなり、衝撃特性が低下する。一方、保持時間が、3minより短いと、炭化物の溶け込みが不十分で、急冷後に、所望の高硬さが得にくくなる。このため、溶体化処理の保持時間は3min以上15min以下とすることが好ましい。より好ましくは5～10minである。
　また、焼戻し温度が200℃未満では、マルテンサイト相の靱性回復が不十分となる。一方、焼戻し温度が350℃を超えると、硬さが600HVを下回り、衝撃値は高くなるが、耐久性や耐摩耗性が低下し、問題となる。このため、焼戻し温度は200～350℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、より好ましくは250～300℃である。焼戻し処理の保持時間は、30min～3hrの範囲で適宜選択して行うことが好ましい。
　以下に、実施例に基づき、本発明についてさらに説明する。
　表１に示す化学成分を有する溶鋼を、真空溶解炉で溶製したのち、鋳型に鋳込み、小型鋼塊（50kgf）とした。これら小型鋼塊を分塊圧延し鋼片としたのち、加熱温度：1150℃、圧延仕上温度：870℃の条件で熱間圧延し、熱延鋼板（板厚：4mm）とした。ついで、得られた熱延鋼板に、表２に示す条件で冷間圧延及び球状化焼鈍を行って、板厚:0.4mm以上1.0mm未満の冷延鋼板とした。
　まず、得られた冷延鋼板から、組織観察用試験片を採取し、樹脂に埋込み、研磨、腐食して、走査型電子顕微鏡の二次電子像（倍率：2000倍）で組織を観察し、撮像して、画像解析により、炭化物の平均粒径（ｄav）、および球状化率（ＮSC／ＮTC）を算出した。板厚中央部近辺の観察面積100μm2の範囲で、個々の炭化物の円相当径、個々の炭化物の長径ｄL／短径ｄS比を求めると共に、観察面積100μm2あたりの炭化物総数ＮTC、ｄL／ｄS：1.4以下の条件を満たす炭化物の総数ＮSCを測定した。このような測定を５視野で実施し、それらの平均値をそれぞれ算出した。これら測定及び算出は、市販の画像解析ソフトｗｉｎｒｏｏｆを用いた。また、組織観察用試験片について、JIS G 0555に準拠して、A系介在物を対象に清浄度dAを測定した。なお、測定視野は60視野とした。
　さらに、得られた冷延鋼板から、試験片を採取し、表３に示す条件で、図１に示すように、切削性試験（エンドミル加工試験）を実施し、工具（エンドミル：6mm径）にかかるＸ方向、Ｙ方向、Ｚ方向の力を測定したのち、合力を計算して切削抵抗力とした。なお、工具の回転数は低速（1300rpm）高速（2300rpm）の２種とした。
　ついで、得られた冷延鋼板に、表４に示す条件で、加熱炉に装入し、短時間溶体化処理を施した後、急冷（油焼入れ）する処理を施し、さらに低温焼戻し処理を施す熱処理を行った。熱処理済みの鋼板から、試験片を採取し、残留炭化物調査、硬さ試験、衝撃試験、摩耗試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）残留炭化物調査
　熱処理済みの鋼板から、組織観察用試験片を採取し、樹脂に埋込み、研磨、腐食して、走査型電子顕微鏡の二次電子像（倍率：2000倍）で組織を観察し、撮像して、画像解析により、円相当径0.1μm以上の大きさの残留炭化物を対象に、残留炭化物の面積率（％）を算出した。なお、測定面積は100μm2とした。
（２）硬さ試験
　熱処理済みの鋼板から、圧延方向に直角な方向に硬さ試験片を切り出し、これを樹脂に埋め込み、断面を研磨し、板厚中央部で硬さ測定を行った。硬さ測定は、JIS Z 2244の規定に準拠して、ビッカース硬度計（試験力：49.0Ｎ）を用いて、各５点測定し、それらの平均値を当該鋼板の硬さとした。
（３）衝撃試験
　熱処理済みの鋼板から圧延方向に平行となるように、図４に示す衝撃試験片（ノッチ幅0.2mmのＵノッチ試験片（ノッチ深さ2.5mm、ノッチ半径0.1mm））を採取し、JIS K 7077に基づいた、定格容量：1Jのシャルピー衝撃試験機（（株）東洋精機製作所製型式DG-GB）で、図５に示すように、支持台間距離を40mmとして、室温でシャルピー衝撃試験を実施し、衝撃値（Ｊ）を求めた。試験片は各５本とし、得られた各衝撃値の平均を当該鋼板の衝撃値とした。
（４）摩耗試験
　熱処理済みの鋼板から、図３に示す形状の摩耗試験片を採取し、図２に示す摩耗試験装置を用いた摩耗試験を実施した。摩耗試験の条件は、ポリエステルフルダル製の編み糸（規格110T48）を使用し、糸の送給速度：160m/s、張力：10±2N/cmとした。１つのホールで糸を10万m走らせたのち、試験装置を止め、図３（ｂ）に示すように摩耗試験片１のホール（ここでは１ａ）に形成された摩耗深さを光学顕微鏡で測定した。このような摩耗試験を各ホール（１ａ～１ｄ）でそれぞれ実施し、各ホール（4箇所）の摩耗深さを測定し、それらの平均値を求め、当該摩耗試験片の摩耗深さとした。
　得られた結果を表５に示す。

Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明例はいずれも、工具にかかる力（切削抵抗）が低速加工で40Ｎ未満、高速加工で35Ｎ未満であり二次加工性が従来の高炭素冷延鋼板と同等の高炭素冷延鋼板であり、短時間溶体化処理後急冷（油焼入れ）処理と低温焼戻し処理を施したのちに、硬さが600～750HVの範囲を満足する高硬さ特性を有し、衝撃値が9Ｊ/cm2以上を満足し衝撃特性に優れ、さらに、摩耗深さが485μm未満と耐摩耗性に優れた高炭素冷延鋼板となっており、「◎」と評価した。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、工具にかかる力（切削抵抗）が低速加工で40Ｎ以上、高速加工で35Ｎ以上となり二次加工性が劣るか、短時間溶体化処理後急冷（油焼入れ）処理を施しさらに低温焼戻し処理を施す熱処理後に、衝撃値が9Ｊ/cm2未満と衝撃特性が低下しているか、あるいは、摩耗深さが485μm以上と耐摩耗性が低下しているか、して「×」と評価された高炭素冷延鋼板である。
　具体的には、Ｃ量が本発明の範囲を低く外れた比較例（鋼板No.1）では、切削抵抗が低く二次加工性に優れ、衝撃値も9Ｊ/cm2以上と衝撃特性に優れているが、残留炭化物が少なく、摩耗深さが485μm以上と耐摩耗性が低下していた。また、Ｃ量が本発明の範囲を高く外れた比較例（鋼No.12）は、残留炭化物が多く、摩耗深さが485μm未満と耐摩耗性に優れるが、衝撃値が9Ｊ/cm2未満と衝撃特性が低下している。さらに、（Mn＋Cr）が1.0％を超え、清浄度も悪く、工具にかかる力（切削抵抗）が高く二次加工性が低下している。また、（Mn＋Cr）が1.0％以上と本発明の範囲を高く超える比較例（鋼板No.9、No.10、No.11）はいずれも、残留炭化物が多めで、摩耗深さが485μm未満と耐摩耗性に優れているが、衝撃値が9Ｊ/cm2未満と衝撃特性が低下している。さらに清浄度が悪く、工具にかかる力（切削抵抗）が高く二次加工性が低下している。また、V量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.13）、Mo量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.14）は、残留炭化物が多めで、耐摩耗性に優れるが、靱性は低下している。また、Nb量が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼板No.3、No.15）、Nb量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.16）、はいずれも、衝撃値が9Ｊ/cm2未満と衝撃特性が低下している。なお、（Mn＋Cr）が0.14％と低い本発明例（鋼板No.19）は、耐摩耗性が多少低下する傾向を示し、（Mn＋Cr）が0.90％と高い本発明例（鋼板No.20）は、二次加工性が多少低下する傾向を示している。また、（Mn＋Cr）が1.0％を超える比較例（鋼板No.21）、Crが本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.22）は、残留炭化物が面積率で6％を超え、耐摩耗性に優れるが、衝撃値が9Ｊ/cm2未満と衝撃靭性が低下している。
１　摩耗試験片
１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ　ホール
２　糸
１０　摩耗試験装置
１１　糸巻出手段（ボビン）
１２　張力調整手段
１３　糸巻取手段

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    　C：0.85％以上1.10％以下、　　　　Mn：0.60％未満、
    　Si：0.10％以上0.35％以下、　　　 P：0.030％以下、
    　S：0.030％以下、　　　　　　　　 Cr：0.60％未満、
    　Nb：0.005％以上0.020％以下
    を含み、かつMn含有量とCr含有量の合計（Mn＋Cr）が1.0％未満を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板組成を有し、鋼板板厚が1.0mm未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板。
  2. 　前記鋼板組成を有し、さらに鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄav）と球状化率（ＮSC／ＮTC）×100％がそれぞれ下記（１）式及び下記（２）式を満たす鋼板組織を有することを特徴とする請求項１に記載の高炭素冷延鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　　　　0.2≦ｄav≦0.7（μm）　　　…（１）
    　　　　　　　　（ＮSC／ＮTC）×100≧90％　　…（２）
    　　　　ここで、ｄav：炭化物の円相当径の平均値（平均粒径μm）、
    　　　　　　　　ＮTC：観察面積100μm2当たりの炭化物の総個数、
    　　　　　　　　ＮSC：観察面積100μm2当たりの、（長径ｄL）／(短径ｄS）が1.4以下の条件を満たす炭化物の個数。
  3. 　前記鋼板組成に代えて、質量％で、
    　C：0.85％以上1.10％以下、　　　　Mn：0.60％未満、
    　Si：0.10％以上0.35％以下、　　　 P：0.030％以下、
    　S：0.030％以下、　　　　　　　　 Cr：0.50％未満、
    　Nb：0.005％以上0.020％以下
    を含み、かつMn含有量とCr含有量の合計（Mn＋Cr）が0.90％未満を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼板組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の高炭素冷延鋼板。
  4. 　前記鋼板組成がさらに、質量％で、Mo：0.001％以上0.05％未満、V：0.001％以上0.05％未満のうちから選ばれた１種または２種を含有する鋼板組成であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高炭素冷延鋼板。
  5. 　請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼板組成を有する熱延鋼板に、冷間圧延および球状化焼鈍を繰り返し行い高炭素冷延鋼板を製造する高炭素冷延鋼板の製造方法において、前記高炭素冷延鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄav）と、球状化率（ＮSC／ＮTC）がそれぞれ下記（１）式および下記（２）式を満足し、前記高炭素冷延鋼板の板厚が1.0mm未満である高炭素冷延鋼板とすることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　　　　0.2≦ｄav≦0.7（μm）　　　…（１）
    　　　　　　　　（ＮSC／ＮTC）×100≧90％　　…（２）
    　　　　ここで、ｄav：炭化物の円相当径の平均値（平均粒径μm）、
    　　　　　　　　ＮTC：観察面積100μm2当たりの炭化物の総個数、
    　　　　　　　　ＮSC：観察面積100μm2当たりの、（長径ｄL）／(短径ｄS）が1.4以下の条件を満たす炭化物の個数。
  6. 　前記冷間圧延および球状化焼鈍を繰り返し行う回数が、2～5回であることを特徴とする請求項５に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
  7. 　前記冷間圧延の圧下率が25～65％で、前記球状化焼鈍の温度が640～720℃であることを特徴とする請求項５または６に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１ないし４のいずれかに記載の高炭素冷延鋼板を素材として、該素材に二次加工を施して所定形状の機械部品としたのち、該機械部品に短時間溶体化処理後急冷する処理と焼戻し処理を施す機械部品の製造方法であって、
    前記短時間溶体化処理後急冷する処理を、760～820℃の範囲の温度で、3～15minの範囲の時間保持したのち、急冷する処理とし、前記焼戻し処理を、200～350℃の範囲の温度で焼戻する処理として、優れた耐摩耗性と優れた靭性を兼備する機械部品とすることを特徴とする高炭素鋼製機械部品の製造方法。
  9. 　請求項８に記載の高炭素鋼製機械部品の製造方法で製造されてなる高炭素鋼製機械部品。
PCT/JP2019/043828 2019-11-08 2019-11-08 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品 WO2021090472A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2019/043828 WO2021090472A1 (ja) 2019-11-08 2019-11-08 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品
JP2019567743A JP6880245B1 (ja) 2019-11-08 2019-11-08 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品
CN201980003091.5A CN113099723B (zh) 2019-11-08 2019-11-08 高碳冷轧钢板及其制造方法以及高碳钢制机械部件
KR1020197036612A KR102329386B1 (ko) 2019-11-08 2019-11-08 고탄소 냉연 강판 및 그 제조 방법 그리고 고탄소강제 기계 부품
EP19817932.7A EP3848477A4 (en) 2019-11-08 2019-11-08 HIGH CARBON COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF, AND HIGH CARBON STEEL MECHANICAL PARTS
TW108144683A TWI734291B (zh) 2019-11-08 2019-12-06 高碳冷軋鋼板及其製造方法以及高碳鋼製機械零件

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2019/043828 WO2021090472A1 (ja) 2019-11-08 2019-11-08 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021090472A1 true WO2021090472A1 (ja) 2021-05-14

Family

ID=75849823

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/043828 WO2021090472A1 (ja) 2019-11-08 2019-11-08 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP3848477A4 (ja)
JP (1) JP6880245B1 (ja)
KR (1) KR102329386B1 (ja)
CN (1) CN113099723B (ja)
TW (1) TWI734291B (ja)
WO (1) WO2021090472A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114055082A (zh) * 2021-11-15 2022-02-18 江苏九天光电科技有限公司 一种钩针用优特钢精密钢带的生产方法
JPWO2022264947A1 (ja) * 2021-06-18 2022-12-22
JPWO2022264948A1 (ja) * 2021-06-18 2022-12-22

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114855076B (zh) * 2022-04-15 2023-03-17 首钢集团有限公司 一种高球化率高碳钢及其制备方法
CN114850436B (zh) * 2022-05-06 2023-05-09 上海交通大学 一种高碳高合金钢的碳化物细化方法
CN114774795A (zh) * 2022-05-09 2022-07-22 湖南华菱涟钢特种新材料有限公司 一种超高碳素工具钢热轧钢板及其生产方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006063384A (ja) 2004-08-26 2006-03-09 Nisshin Steel Co Ltd 衝撃特性に優れた高炭素鋼部材及びその製造方法
CN1772939A (zh) * 2005-11-17 2006-05-17 上海隆兴特钢有限公司 高纯净钢纺织针用钢带及其生产方法
JP2009024233A (ja) 2007-07-20 2009-02-05 Nisshin Steel Co Ltd 焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
US20110259483A1 (en) * 2008-12-24 2011-10-27 Posco Fine Spheroidized Steel Sheet with Excellent Heat Treatment Characteristic and Method for Manufacturing the Same
JP2013540896A (ja) * 2010-09-16 2013-11-07 ポスコ 高炭素熱延鋼板、冷延鋼板およびその製造方法
WO2015076384A1 (ja) * 2013-11-22 2015-05-28 新日鐵住金株式会社 高炭素鋼板及びその製造方法
JP2017036492A (ja) 2015-08-14 2017-02-16 株式会社特殊金属エクセル 高炭素冷延鋼板及びその製造方法
JP2017190494A (ja) 2016-04-13 2017-10-19 日新製鋼株式会社 靭性に優れる耐摩耗性鋼板
CN110306027A (zh) * 2019-07-02 2019-10-08 浙江豪环新材料有限公司 一种t8碳素钢冷轧生产工艺

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4492105B2 (ja) * 2003-11-28 2010-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR101614230B1 (ko) * 2011-09-30 2016-04-20 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법
CN103290308B (zh) * 2012-02-27 2017-04-12 株式会社神户制钢所 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN108866441A (zh) * 2013-06-27 2018-11-23 日新制钢株式会社 疲劳特性优良的耐磨性钢材及其制造方法
WO2017010008A1 (ja) * 2015-07-16 2017-01-19 日新製鋼株式会社 繊維機械部品用鋼板およびその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006063384A (ja) 2004-08-26 2006-03-09 Nisshin Steel Co Ltd 衝撃特性に優れた高炭素鋼部材及びその製造方法
CN1772939A (zh) * 2005-11-17 2006-05-17 上海隆兴特钢有限公司 高纯净钢纺织针用钢带及其生产方法
JP2009024233A (ja) 2007-07-20 2009-02-05 Nisshin Steel Co Ltd 焼入れ性、疲労特性、靭性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
US20110259483A1 (en) * 2008-12-24 2011-10-27 Posco Fine Spheroidized Steel Sheet with Excellent Heat Treatment Characteristic and Method for Manufacturing the Same
JP2013540896A (ja) * 2010-09-16 2013-11-07 ポスコ 高炭素熱延鋼板、冷延鋼板およびその製造方法
WO2015076384A1 (ja) * 2013-11-22 2015-05-28 新日鐵住金株式会社 高炭素鋼板及びその製造方法
JP2017036492A (ja) 2015-08-14 2017-02-16 株式会社特殊金属エクセル 高炭素冷延鋼板及びその製造方法
JP2017190494A (ja) 2016-04-13 2017-10-19 日新製鋼株式会社 靭性に優れる耐摩耗性鋼板
CN110306027A (zh) * 2019-07-02 2019-10-08 浙江豪环新材料有限公司 一种t8碳素钢冷轧生产工艺

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3848477A4

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2022264947A1 (ja) * 2021-06-18 2022-12-22
JPWO2022264948A1 (ja) * 2021-06-18 2022-12-22
WO2022264948A1 (ja) * 2021-06-18 2022-12-22 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼製部品および鋼製部品の製造方法
WO2022264947A1 (ja) * 2021-06-18 2022-12-22 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板、鋼製部品、冷延鋼板の製造方法、および鋼製部品の製造方法
JP7329780B2 (ja) 2021-06-18 2023-08-21 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板および鋼製部品
JP7334868B2 (ja) 2021-06-18 2023-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼製部品
TWI815504B (zh) * 2021-06-18 2023-09-11 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司 冷軋鋼板、鋼製零件、冷軋鋼板的製造方法以及鋼製零件的製造方法
CN114055082A (zh) * 2021-11-15 2022-02-18 江苏九天光电科技有限公司 一种钩针用优特钢精密钢带的生产方法
CN114055082B (zh) * 2021-11-15 2024-02-06 江苏九天光电科技有限公司 一种钩针用优特钢精密钢带的生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3848477A1 (en) 2021-07-14
EP3848477A4 (en) 2022-05-25
JPWO2021090472A1 (ja) 2021-11-25
CN113099723B (zh) 2023-02-17
TWI734291B (zh) 2021-07-21
TW202118881A (zh) 2021-05-16
CN113099723A (zh) 2021-07-09
JP6880245B1 (ja) 2021-06-02
KR102329386B1 (ko) 2021-11-19
KR20210056880A (ko) 2021-05-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6880245B1 (ja) 高炭素冷延鋼板およびその製造方法並びに高炭素鋼製機械部品
US9476112B2 (en) Steel wire rod or steel bar having excellent cold forgeability
JP5484103B2 (ja) 高強度機械部品用素材鋼板およびその製造方法並びに高強度機械部品製造方法
JP6089131B2 (ja) 高炭素冷延鋼板及びその製造方法
KR20120040728A (ko) 고강도 스프링용 와이어 드로잉 열처리 강선, 및 고강도 스프링용 와이어 드로잉 전 강선
JP5280324B2 (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
KR20190060805A (ko) 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
JP6468366B2 (ja) 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
JP4465057B2 (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
JPWO2017090731A1 (ja) 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
JP5391711B2 (ja) 高炭素パーライト系レールの熱処理方法
JP2009161809A (ja) 耐摩耗性および靭性に優れた刃物用鋼材
JP4600988B2 (ja) 被削性に優れた高炭素鋼板
JP4159009B2 (ja) 疲労特性に優れた打抜き部品用鋼板
WO2022153790A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材及びその製造方法
JP4161090B2 (ja) 打抜き性に優れた高炭素鋼板
TWI794118B (zh) 鋼製零件以及鋼製零件的製造方法
JP2005336560A (ja) 精密打抜き部品用高炭素鋼板および精密打抜き部品
JP4266052B2 (ja) 局部延性に優れた高加工性高炭素鋼板
JP5466897B2 (ja) 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法
WO2022264947A1 (ja) 冷延鋼板、鋼製部品、冷延鋼板の製造方法、および鋼製部品の製造方法
JP4266051B2 (ja) 局部延性に優れた高加工性高炭素鋼板
JP2018070963A (ja) 軸受部品およびその製造方法
JP2007231374A (ja) 冷間鍛造加工性と切削性さらに焼き入れ性に優れた鋼管およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019567743

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019817932

Country of ref document: EP

Effective date: 20191220

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE