WO2022264947A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
WO2022264947A1
WO2022264947A1 PCT/JP2022/023539 JP2022023539W WO2022264947A1 WO 2022264947 A1 WO2022264947 A1 WO 2022264947A1 JP 2022023539 W JP2022023539 W JP 2022023539W WO 2022264947 A1 WO2022264947 A1 WO 2022264947A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
cold
steel sheet
rolled steel
annealing
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/023539
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
栄司 土屋
雄太 松村
裕樹 太田
修平 蛭田
真由美 小島
康広 櫻井
義正 船川
章雅 木戸
英之 木村
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
株式会社特殊金属エクセル
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 Ｊｆｅスチール株式会社, 株式会社特殊金属エクセル filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP22824937.1A priority Critical patent/EP4324952A1/en
Priority to CN202280038891.2A priority patent/CN117396624A/zh
Priority to JP2022566305A priority patent/JP7329780B2/ja
Publication of WO2022264947A1 publication Critical patent/WO2022264947A1/ja
Priority to JP2023102642A priority patent/JP2023116799A/ja

Links

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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to cold-rolled steel sheets, and more particularly to cold-rolled steel sheets from which steel parts having excellent toughness can be produced.
  • the present invention also relates to a steel part using the cold-rolled steel sheet, a method for manufacturing the cold-rolled steel sheet, and a method for manufacturing the steel part.
  • Cold-rolled steel sheets are widely used as materials for manufacturing various steel parts.
  • cold-rolled steel sheets made of high-carbon steel have high hardness, so they are used in applications that require wear resistance, such as parts for textile machinery, bearing parts, and cutlery for machinery and household use.
  • steel parts such as parts for textile machinery, bearing parts, and knives for machines and households are subjected to repeated impacts due to reciprocating motion during use. Therefore, steel parts are also required to have excellent toughness in order to prevent breakage due to impact due to reciprocating motion.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose techniques for improving the toughness of high-carbon cold-rolled steel sheets by utilizing the grain refinement effect of adding Nb.
  • Patent Document 3 by dispersing coarse Nb-containing carbides in a matrix consisting of a ferrite phase at a high density, the wear resistance of a cold-rolled steel sheet is improved, and the grain refinement effect due to the addition of Nb is used. Techniques have been proposed to improve the toughness of steel.
  • Patent Document 4 proposes a technique for improving the wear resistance and toughness of cold-rolled steel sheets by dispersing coarse Nb/Ti-based carbides in a matrix at high density and reducing the number density of voids.
  • Patent Document 5 a steel sheet containing 0.5 to 0.7% by mass of carbon is annealed before final quenching and tempering to improve the spheroidization rate of carbides such as cementite. As a result, techniques for improving toughness have been proposed.
  • Patent Document 6 in the stage immediately before final quenching and tempering, the material is annealed to increase the number density of generated voids contained in the material. Techniques for producing carbon steel sheets have been proposed.
  • Patent Document 7 in a high-carbon steel sheet, impact toughness and resistance are improved by controlling the formation of cementite carbides that do not contain niobium, titanium, and vanadium carbides, and setting the spheroidization rate and number density of cementite carbides to desired values. Techniques for improving abrasion resistance have been proposed.
  • Patent Document 4 also utilizes the effect of improving wear resistance by dispersing hard Nb/Ti-based carbides at high density.
  • the Nb/Ti-based carbides are dispersed at a high density, voids are generated between the matrix and the carbides during cold rolling, resulting in a decrease in toughness. Therefore, in Patent Document 4, the generation of voids is suppressed by limiting the rolling reduction in cold rolling.
  • this method limits the rolling reduction, it inevitably limits the thickness and mechanical properties of the cold-rolled steel sheets that can be produced, and cannot be said to be an essential solution.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to achieve even better toughness in a cold-rolled steel sheet whose hardness is improved by using carbides such as Nb.
  • the size and density of the Nb-Ti-V-based carbides in the cold-rolled steel sheet can be appropriately controlled.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the carbide containing at least one of Nb, Ti, and V present in the ferrite grains has an average grain size of 0.1 ⁇ m or more, and A cold-rolled steel sheet, wherein the number density of carbides having a grain size of 0.1 ⁇ m or more is 100 pieces/mm 2 or more.
  • the component composition in mass%, Sb: 0.1% or less, Hf: 0.5% or less, REM: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, Ni: 3.0% or less, Sn: 0.5% or less, Mo: 1% or less, Zr: 0.5% or less, 2.
  • the heated steel slab is hot-rolled under the conditions of finish rolling entry temperature: Ac3 point or higher to obtain a hot-rolled steel sheet,
  • the hot-rolled steel sheet is cooled under the conditions that the time from the end of the hot rolling to the start of cooling: 2 seconds or less, the average cooling rate: 25 ° C./s or more, and the cooling stop temperature: 720 ° C. or less, Winding the cooled hot-rolled steel sheet,
  • the coiled hot-rolled steel sheet is subjected to a first annealing under conditions of an annealing temperature of 650° C. or more and 780° C.
  • the hot-rolled steel sheet after the first annealing is subjected to cold rolling at a rolling reduction of 15% or more and second annealing at an annealing temperature of 600 to 800 ° C. twice or more, and then further A method for producing a cold-rolled steel sheet, wherein final cold rolling is performed at a rolling reduction of 20% or more.
  • the cold-rolled steel sheet manufactured by the manufacturing method described in 5 or 6 above is quenched under the conditions of quenching temperature: 700 ° C. or more and 800 ° C. or less, holding time: 1 minute or more and less than 60 minutes, and then tempering temperature : 150 to 300°C, holding time: 20 minutes or more and 3 hours or less.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can be very suitably used as a material for various steel parts such as parts for textile machinery, bearing parts, and cutlery for machinery and household use. Moreover, according to the present invention, it is possible to provide a steel component using the cold-rolled steel sheet.
  • carbides containing at least one of Nb, Ti, and V which are present in ferrite grains. Therefore, in the following description, "carbides containing at least one of Nb, Ti, and V present in ferrite grains” may be simply referred to as “carbides.”
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention has the chemical composition described above. The reason for the limitation will be described below. In the following description, “%” as a unit of content indicates “% by mass” unless otherwise specified.
  • C 0.6-1.25%
  • C is an element necessary for improving the hardness after quenching and tempering.
  • C is also an element necessary for forming cementite, Nb, Ti, V, and other elements and carbides.
  • the C content In order to generate necessary carbides and obtain strength after quenching and tempering, the C content must be 0.6% or more. Therefore, the C content should be 0.6% or more, preferably 0.7% or more.
  • the C content when the C content exceeds 1.25%, the hardness excessively increases and embrittlement occurs.
  • the C content exceeds 1.25%, the surface texture becomes deteriorated as a result of hardened surface scales during heating. Therefore, the C content should be 1.25% or less, preferably 1.20% or less.
  • Si 0.10-0.55%
  • Si is an element that has the effect of increasing strength through solid solution strengthening.
  • the Si content should be 0.10% or more, preferably 0.12% or more, and more preferably 0.14% or more.
  • Si content should be 0.10% or more, preferably 0.12% or more, and more preferably 0.14% or more.
  • Si content is excessive, Si oxides are formed and the toughness is lowered.
  • the Si content is excessive, the formation of ferrite and grain growth are promoted, the precipitation of carbides at grain boundaries is promoted, and the precipitation of carbides within grains is suppressed.
  • the Si content should be 0.55% or less, preferably 0.50% or less, and more preferably 0.45% or less.
  • Mn 0.20-2.0%
  • Mn is an element that has the effect of improving hardness by promoting quenching and suppressing temper softening. In order to suppress temper softening, it is necessary to suppress the formation of C as cementite or delay the recovery of dislocations. A hard structure with a high dislocation density can be maintained. In order to obtain the above effects, the Mn content should be 0.20% or more, preferably 0.25% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.0%, a band-like structure is generated due to segregation of Mn. In particular, abnormal grain growth and structural heterogeneity are likely to occur in MnS segregation parts, and local precipitation at ferrite grain boundaries occurs, thereby suppressing intragranular carbide formation. Moreover, it causes cracks and shape defects during processing. Therefore, the Mn content should be 2.0% or less, preferably 1.95% or less.
  • the P content should be 0.0005% or more, preferably 0.0008% or more.
  • the P content should be 0.05% or less, preferably 0.045% or less.
  • the S content should be 0.03% or less, preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • the S content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • Al 0.001-0.1%
  • Al is an element necessary for deoxidation during steelmaking. Therefore, the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content should be 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • N 0.001 to 0.009% Nitrogen is an element that refines grain size and improves toughness by forming fine nitrides. Therefore, the N content is made 0.001% or more. On the other hand, when N is excessive, it combines with Al to form nitrides, promoting the formation of cracks and voids originating from the nitrides, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the N content should be 0.009% or less, preferably 0.008% or less.
  • Cr 0.1-1.0% Cr is an element that enhances the hardenability of steel and improves strength.
  • the Cr content should be 0.1% or more, preferably 0.12% or more.
  • the Cr content should be 1.0% or less, preferably 0.95% or less.
  • the above component composition contains one or more selected from Ti: 0.01 to 1.0%, Nb: 0.05 to 0.5%, and V: 0.01 to 1.0%. To obtain the desired carbide number density, at least one of Ti, Nb, and V should be added in the amounts described above.
  • Ti 0.01-1.0%
  • Ti is an element that forms carbides in grains and has the effect of improving toughness.
  • the Ti content should be 0.01% or more, preferably 0.015% or more, in order to obtain the above effect.
  • the austenitizing temperature becomes high, so ferrite tends to form on the surface of the steel sheet due to the temperature drop during hot rolling. The ferrite formed on the surface remains even after subsequent cold rolling and annealing, and as a result of preferentially forming carbides at grain boundaries, formation of intragranular carbides is suppressed. Therefore, the Ti content should be 1.0% or less, preferably 0.9% or less.
  • Nb 0.05-0.5%
  • Nb is an element that forms carbides in grains and has the effect of improving toughness.
  • Nb is an element that is highly effective in refining crystal grains.
  • the Nb content is made 0.05% or more in order to obtain the above effect.
  • the Nb content should be 0.5% or less, preferably 0.45% or less.
  • V 0.01-1.0%
  • V is an element having the effect of forming carbides in grains and improving toughness. V also has the effect of improving the hardenability, thereby improving the strength of the steel.
  • temper softening it is necessary to suppress the formation of cementite by C or delay the recovery of dislocations. The processed structure can be maintained even afterward, and the toughness is improved.
  • V content is made 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the V content should be 1.0% or less, preferably 0.95% or less.
  • a cold-rolled steel sheet in an embodiment of the present invention has a chemical composition consisting of the above components and the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the above component composition is optionally Sb: 0.1% or less, Hf: 0.5% or less, REM: 0.1% or less, Cu: 0.5% Below, Ni: 3.0% or less, Sn: 0.5% or less, Mo: 1% or less, Zr: 0.5% or less, B: 0.005% or less, and W: 0.01% or less It can further contain one or more selected from the group.
  • Sb 0.1% or less Sb is an element effective in improving corrosion resistance. scratches). Therefore, the Sb content is set to 0.1% or less.
  • the lower limit of the Sb content is not particularly limited, the Sb content is preferably 0.0003% or more from the viewpoint of increasing the effect of addition.
  • Hf 0.5% or less Hf is an element that is effective in improving corrosion resistance. scratches). Therefore, the Hf content is set to 0.5% or less.
  • the lower limit of the Hf content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of addition, the Hf content is preferably 0.001% or more.
  • REM 0.1% or less REM (rare earth metal) is an element that improves the strength of steel. However, excessive addition of REM retards the spheroidization of cementite and promotes uneven deformation during cold working, which may deteriorate the surface properties. Therefore, the REM content is set to 0.1% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing the effect of addition, the REM content is preferably 0.005% or more.
  • Cu 0.5% or less Cu is an element effective in improving corrosion resistance. scratches). Therefore, the amount of Cu to be added is set to 0.5% or less.
  • the lower limit of the Cu content is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing the effect of addition, the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • Ni 3.0% or less
  • Ni is an element that improves the strength of steel. However, excessive addition may promote uneven deformation during cold working, degrading the surface properties. Therefore, the Ni content is set to 3.0% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing the effect of addition, the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • Sn 0.5% or less Sn is an element that is effective in improving corrosion resistance. scratches). Therefore, the Sn content is set to 0.5% or less.
  • the lower limit of the Sn content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of addition, the Sn content is preferably 0.0001% or more.
  • Mo 1% or less Mo is an element that improves the strength of steel. However, excessive addition delays cementite spheroidization, promotes uneven deformation during cold working, and sometimes deteriorates the surface properties. Therefore, the Mo content is set to 1% or less. On the other hand, the lower limit of the Mo content is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing the effect of addition, the Mo content is preferably 0.001% or more.
  • Zr 0.5% or less
  • Zr is an element that is effective in improving corrosion resistance. scratches). Therefore, the Zr content should be 0.5% or less.
  • the lower limit of the Zr content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of addition, the Zr content is preferably 0.01% or more.
  • B 0.005% or less
  • B is an element that has the effect of improving hardenability and can be optionally added.
  • the B content is set to 0.005% or less.
  • the lower limit of the B content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the addition effect, when B is added, the B content is preferably 0.0001% or more.
  • W 0.01% or less W is an element that has the effect of improving hardenability and can be optionally added. However, if the W content exceeds 0.01%, the surface tends to crack during quenching. Therefore, the W content is set to 0.01% or less. On the other hand, the lower limit of the W content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of addition, when W is added, the W content is preferably 0.001% or more.
  • Average grain size 0.10 ⁇ m or more Number density: 100 pieces/mm 2 or more
  • This structure increases the resistance to strain introduced by cyclic deformation and improves the toughness of the final product.
  • the average grain size of carbide containing at least one of Nb, Ti, and V present in ferrite grains must be 0.10 ⁇ m or more. For the same reason, it is necessary to set the number density of carbides having a particle size of 0.10 ⁇ m or more to 100/mm 2 or more.
  • the average grain size of carbides is less than 0.10 ⁇ m, the amount of fine Nb, TI, and V carbides precipitated after quenching and tempering treatment is insufficient, and a high effect of improving toughness cannot be obtained. Further, when the number density of carbides is less than 100/mm 2 , the amount of fine Nb, TI, and V carbides precipitated after quenching and tempering treatment is insufficient, as in the case of the average grain size, resulting in a high toughness improvement. No effect.
  • the thickness of the cold-rolled steel sheet is not particularly limited and may be any thickness, but is preferably 0.1 mm or more, more preferably 0.2 mm or more.
  • the upper limit of the plate thickness is not particularly limited, but it is preferably 2.5 mm or less, more preferably 1.6 mm or less, and even more preferably 0.8 mm or less.
  • the plate thickness is 0.2 mm or more and 0.8 mm or less, it can be particularly suitably used as a material for textile machine parts such as knitting needles.
  • the cold-rolled steel sheet can be produced by sequentially subjecting a steel slab having the chemical composition described above to the following steps. (1) heating (2) hot rolling (3) cooling (4) coiling (5) first annealing (6) cold rolling (7) second annealing (8) final cold rolling and the above ( Steps 6) and (7) are repeated two more times. Each step will be described below.
  • the steel slab can be manufactured by any method without particular limitation.
  • the composition adjustment of the steel slab may be performed by a blast furnace converter method or by an electric furnace method.
  • Casting of molten steel into slabs may be performed by continuous casting or by blooming.
  • the heating can be performed by any method, but is preferably performed using a heating furnace.
  • the temperature inside the heating furnace is not particularly limited, but from the viewpoint of homogenizing the steel components and dissolving the segregation and undissolved carbides in the steel slab, the temperature is 1100 ° C. or higher. It is preferable to
  • the holding time for the heating is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently dissolving the undissolved carbide, the holding time is preferably 1 hour or longer.
  • Hot rolling Next the heated steel slab is hot rolled to form a hot rolled steel sheet.
  • rough rolling and finish rolling can be carried out according to a conventional method.
  • Finish rolling entry temperature Ac 3 point or higher
  • the finish rolling entry temperature in the hot rolling is less than Ac 3 point
  • expanded ferrite is generated in the steel sheet after hot rolling, and this expanded ferrite is finally It also remains in the cold-rolled steel sheet obtained in As a result, the formation of grain boundary carbides is promoted and the formation of intragranular carbides is suppressed, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the temperature at the entry side of the finish rolling in the hot rolling is set to Ac3 or higher.
  • the upper limit of the finish rolling entry side temperature is not particularly limited, it is preferably 1200° C. or less.
  • the Ac3 point (° C.) is obtained by the following formula (1).
  • Ac3 (°C) 910 - (203 * C1/2) + (44.7 x Si) - (30 x Mn) - (11 x Cr) + (400 x Ti) + (460 x Al) + (700 x P ) + (104 ⁇ V) + 38 ...
  • the element symbol in the above formula (1) indicates the content (% by mass) of each element, and is zero when the element is not contained.
  • Average cooling rate 25° C./s or more If the average cooling rate in the cooling is less than 25° C./s, the ferrite grains become coarse and the carbides formed are localized, so subsequent cold rolling and annealing are repeated. At this time, carbide formation concentrates on the grain boundaries and the formation of intragranular carbides is suppressed. Therefore, the average cooling rate is set to 25° C./s or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but if the cooling rate is excessively high, the coiled shape becomes defective due to volume expansion due to transformation during subsequent coiling. Therefore, from the viewpoint of improving the winding shape, the average cooling rate is preferably 160° C./s or less, more preferably 150° C./s or less.
  • Cooling stop temperature 720°C
  • the cooling stop temperature in the cooling is set to 720° C. or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited. Therefore, the cooling stop temperature is preferably 620° C. or higher, more preferably 640° C. or higher.
  • the cooled hot-rolled steel sheet is wound into a coil.
  • the winding temperature is not particularly limited, but it is preferably 600 to 730°C. At this temperature, plate-shaped cementite is precipitated to stabilize the winding shape of the coil.
  • First annealing Annealing temperature 650°C or higher and 780°C or lower
  • Annealing time 3 hours or longer
  • Annealing temperature 650°C or higher and 780°C or lower
  • annealing time 3 hours or longer
  • a first annealing is performed under the conditions of
  • the structure of the hot-rolled steel sheet after coiling is a pearlite structure in which carbides and ferrite formed in a plate shape are arranged side by side. Since the pearlite structure is stable, it will not be homogenized unless it is held at a high temperature for a long time. In order to destroy the pearlite structure and form the desired carbides in the grains in the subsequent cold rolling and annealing processes, the annealing temperature must be 650° C.
  • the annealing time must be 3 hours or longer.
  • the annealing temperature is higher than 780 ° C., the phase transformation starts preferentially from one part, resulting in a locally coarse structure and a non-uniform structure. No number density is obtained.
  • the upper limit of the annealing time is not particularly limited. Therefore, it is preferable to set the time to 20 hours or less.
  • Second Annealing Plate-like carbides are formed in the steel sheet after hot rolling. Since these plate-like carbides are stable, they tend to remain until later, and the plate-like carbides that finally remain cause void formation and cracking, and reduce toughness. Therefore, the hot-rolled steel sheet after the first annealing is subjected to cold rolling and second annealing in order to make the plate-like carbides into particles and re-melt them by heating by annealing and to precipitate the carbides in the grains. , is repeated two or more times.
  • the rolling reduction in the cold rolling is less than 15%, the carbides at the grain boundaries are coarsened, so the number density of the carbides formed in the grains decreases and the grain size of the intragranular carbides. becomes smaller. Therefore, the said rolling rate shall be 15% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, it is preferably 70% or less.
  • Annealing temperature 600-800°C If the annealing temperature in the second annealing is higher than 800° C., the grain boundary carbides are coarsened, so that the number density of the carbides formed in the grains decreases and the grain size of the intragranular carbides decreases. Therefore, the annealing temperature is set to 800° C. or lower. On the other hand, if the annealing temperature is less than 600° C., formation of intragranular carbides is suppressed, and a desired grain size cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature is set to 600° C. or higher.
  • the rate of temperature rise in the second annealing is not particularly limited, but if the rate of temperature rise is too slow, carbides tend to form at the ferrite grain boundaries, so the formation of intragranular carbides is suppressed. Therefore, from the viewpoint of further enhancing the effect of improving toughness, it is preferable to set the heating rate in the second annealing to 50° C./hr or more.
  • the upper limit of the temperature increase rate is not particularly limited, it is preferably 200° C./s or less.
  • the number of repetitions of the cold rolling and the second annealing is two or more. By repeating the cold rolling and annealing two or more times, the formation of carbides can be promoted, and finally the desired intragranular carbide size and number density can be obtained.
  • the upper limit of the number of repetitions is not particularly limited, but the effect is saturated even if the number of repetitions is more than 5, so the number of repetitions is preferably 5 or less.
  • final cold rolling is further performed at a rolling reduction of 20% or more.
  • carbides with a desired number density are precipitated in the grains during quenching and tempering, improving toughness.
  • the rolling reduction in the final cold rolling is preferably as large as possible, but if it is 65% or more, the shape of the steel sheet may become unstable. Therefore, the rolling reduction is preferably less than 65%.
  • the finally obtained cold-rolled steel sheet may be subjected to any surface treatment.
  • a steel component can be manufactured by subjecting the cold-rolled steel sheet manufactured by the above manufacturing method to quenching and tempering.
  • the quenching and tempering conditions are not particularly limited, but in order to obtain higher toughness, the quenching temperature is 700° C. or higher and 900° C. or lower, and the holding time is 1 minute or longer and less than 60 minutes. Tempering is preferably performed under the conditions of a return temperature of 150 to 400° C. and a holding time of 20 minutes or more and 3 hours or less. More preferably, the quenching temperature is 750° C. or higher and 850° C. or lower. Further, the tempering temperature is more preferably 200 to 300.degree.
  • the cooling in the quenching is not particularly limited, and can be performed by any method.
  • the cooling may be, for example, air cooling, water quenching, or oil quenching.
  • the cold-rolled steel sheet prior to the quenching and tempering, can be formed into a desired shape by optionally performing processing.
  • cold-rolled steel sheets were manufactured according to the procedure described below, and the toughness of the obtained cold-rolled steel sheets after quenching and tempering was evaluated.
  • steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting.
  • the steel slab is sequentially subjected to heating, hot rolling, cooling, coiling, first annealing, cold rolling, second annealing, and final cold rolling to obtain a final thickness of about 0. .4 mm cold-rolled steel sheet.
  • Each step was performed under the conditions shown in Tables 2 and 3, and cold rolling and second annealing were repeated the number of times shown in Tables 2 and 3.
  • a test piece for structure observation was taken from the obtained cold-rolled steel sheet. After polishing the rolling direction cross section (L cross section) of the test piece for structure observation, the structure was exposed by corroding the polished surface with a 1 to 3 vol % nital solution. Next, the surface of the test piece for tissue observation was imaged at a magnification of 3000 using a SEM (Scanning Electron Microscope) to obtain a tissue image. From the obtained structure image, the grain size of the Nb, Ti, and V-based carbides generated in the grains was measured by a cutting method, and the number density was calculated by counting the carbides within the measurement field. The average value of 3 fields of view was calculated, and it was set as the particle size and the number density.
  • Nb-, Ti-, and V-based carbides were identified using SEM-EDS (Energy Dispersive x-ray Spectroscopy) analysis. Elemental mapping was performed on the observation field to separate cementite from other carbides, and the other carbides were defined as Nb, Ti, and V-based carbides.
  • Tables 4 and 5 show the measurement results.
  • the U notch of the test piece was formed by electrical discharge machining.
  • the cold-rolled steel sheets satisfying the conditions of the present invention are excellent in toughness after quenching and tempering. According to the present invention, it is possible to achieve both high hardness and excellent toughness due to Nb-Ti-V-based carbides. can manufacture parts. Therefore, the cold-rolled steel sheet of the present invention can be very suitably used as a material for various steel parts such as parts for textile machinery, bearing parts, and cutlery.

Landscapes

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

Abstract

靱性に優れた冷延鋼板を提供する。所定の成分組成を有し、フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物の平均粒径が０．１０μｍ以上、かつ、前記炭化物のうち、粒径が０．１０μｍ以上であるものの個数密度が１００個／ｍｍ２以上である冷延鋼板。

Description

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
　本発明は、冷延鋼板に関し、特に、靱性に優れた鋼製部品を製造することができる冷延鋼板に関する。また、本発明は前記冷延鋼板を用いた鋼製部品、前記冷延鋼板の製造方法、および前記鋼製部品の製造方法に関する。
　冷延鋼板は、様々な鋼製部品を製造するための素材として幅広く用いられている。中でも、高炭素鋼からなる冷延鋼板は、高い硬度を有しているため、繊維機械用部品、軸受け部品、機械用・家庭用刃物をはじめとする耐摩耗性が求められる用途に用いられている。
　一方で、繊維機械用部品、軸受け部品、機械用・家庭用刃物などの鋼製部品は、使用時に、往復運動による衝撃を繰返し受ける。そのため、鋼製部品には、往復運動による衝撃による破損を防止するため、靱性に優れることも求められる。
　しかし、金属材料は硬度が高くなるほど脆化するため、硬度と靱性を両立させることは困難である。例えば、鋼製部品の靱性を向上させるために、焼入れ・焼戻しを施すことが一般的に行われているが、焼入れ・焼戻しを行うことによって鋼材の硬度が低下するため、従来の焼入れ・焼戻し処理では硬度と靱性を高い水準で両立させることができない。
　そこで、硬度と靱性を両立させるための様々な方法が提案されている。
　たとえば、特許文献１、２では、Ｎｂ添加による結晶粒微細化効果を利用して高炭素冷延鋼板の靭性を改善する技術が開示されている。
　また、特許文献３では、フェライト相からなるマトリックス中に粗大なＮｂ含有炭化物を高密度に分散させることにより冷延鋼板の耐摩耗性を向上させるとともに、Ｎｂ添加による結晶粒微細化効果を利用して靱性を向上させる技術が提案されている。
　特許文献４では、マトリックス中に粗大なＮｂ・Ｔｉ系炭化物を高密度に分散させるとともに、ボイドの個数密度を低減することで、冷延鋼板の耐摩耗性と靱性を向上させる技術が提案されている。
　特許文献５では、０．５～０．７質量％の炭素を含む鋼板に対して、最終的な焼入れ・焼戻しの前に焼鈍を行うことによりセメンタイトなどの炭化物の球状化率を向上させ、その結果として靭性を向上させる技術が提案されている。
　特許文献６では、最終的な焼入れ・焼戻しの調質を行う直前の段階において、焼鈍仕上の状態にすることで、素材に含まれる生成ボイドの個数密度を上昇させ、打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板を生成する技術が提案されている。
　特許文献７では、高炭素鋼板において、ニオブ、チタン、バナジウム炭化物は含まない、セメンタイト炭化物の生成を制御し、セメンタイト炭化物の球状化率、個数密度を所望の数値とすることで、衝撃靭性と耐摩耗性を向上する技術が提案されている。
特開平０５－３４５９５２号公報 特開２０１７－０３６４９２号公報 特開２０１５－１９００３６号公報 特開２０１７－１９０４９４号公報 特開２００９－０２４２３３号公報 特開２０１１－０１２３１６号公報 特許第６８８０２４５号
　特許文献１、２で提案されている技術では、Ｎｂ添加による結晶粒微細化効果を利用することにより、高炭素冷延鋼板の靭性を向上させている。しかし、Ｎｂの結晶粒微細化効果はＮｂ含有量が０．１質量％程度で飽和するため、結晶粒微細化効果のみでは必要な靭性を得ることができない。
　また、特許文献３で提案されている技術においても、Ｎｂ添加による結晶粒微細化効果を利用して靱性を向上させている。しかし、特許文献３では、耐摩耗性向上のためにＮｂ含有炭化物を利用しており、Ｎｂ含有炭化物は靭性を低下させる要因となる。そのため、Ｎｂ添加の効果とＮｂ含有炭化物の効果が打ち消し合うことになり、必要な靭性が得られない。
　特許文献３と同様に、特許文献４で提案されている技術においても、硬質なＮｂ・Ｔｉ系炭化物を高密度に分散させることによる耐摩耗性向上効果を利用している。しかし、Ｎｂ・Ｔｉ系炭化物を高密度に分散させた場合、冷間圧延時にマトリックスと炭化物の間にボイドが生じ、その結果、靭性が低下する。そこで特許文献４では、冷間圧延における圧延率を制限することにより、ボイドの発生を抑制している。しかし、この方法では、圧延率が制限されるため、必然的に製造可能な冷延鋼板の板厚や機械的特性も制限されることになり、本質的な解決手段とはいえない。
　また、特許文献５～７で提案されている技術においても、依然として靭性が十分では無かった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｎｂなどの炭化物を用いて硬度を向上させた冷延鋼板において、さらに優れた靭性を実現することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するための方法について検討を行った結果、以下の知見を得た。
（１）冷延鋼板におけるＮｂ・Ｔｉ・Ｖ系炭化物のサイズと密度を適切に制御することにより、該冷延鋼板に焼入れ・焼戻しを施した後の靱性を効果的に向上させることができる。そしてその結果、硬度と靱性を高い水準で兼ね備えた鋼製部品の製造が可能となる。
（２）使用する鋼スラブの成分組成と、冷延鋼板の製造条件を適切に制御することにより、冷延鋼板におけるＮｂ・Ｔｉ・Ｖ系炭化物のサイズと密度を適切に制御することができる。
　本発明は、上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．質量％で、
　Ｃ：　０．６～１．２５％、
　Ｓｉ：０．１０～０．５５％、
　Ｍｎ：０．２０～２．０％、
　Ｐ　：０．０００５～０．０５％、
　Ｓ　：０．０３以下、
　Ａｌ：０．００１～０．１％、
　Ｎ　：０．００１～０．００９％、
　Ｃｒ：０．１～１．０％、ならびに
　Ｔｉ：０．０１～１．０％、Ｎｂ：０．０５～０．５％、およびＶ：０．０１～１．０％の１または２以上を含み、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物の平均粒径が０．１μｍ以上、かつ、
　前記炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上であるものの個数密度が１００個／ｍｍ２以上である冷延鋼板。
２．前記成分組成が、質量％で、
　Ｓｂ：０．１％以下、
　Ｈｆ：０．５％以下、
　ＲＥＭ：０．１％以下、
　Ｃｕ：０．５％以下、
　Ｎｉ：３．０％以下、
　Ｓｎ：０．５％以下、
　Ｍｏ：１％以下、
　Ｚｒ：０．５％以下、
　Ｂ　：０．００５％以下、および
　Ｗ　：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含む、上記１に記載の冷延鋼板。
３．上記１または２に記載の冷延鋼板を焼入れ・焼戻し処理してなる鋼製部品。
４．前記鋼製部品が、繊維機械用部品、軸受け部品、および刃物のいずれかである、上記３に記載の鋼製部品。
５．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、
　加熱された前記鋼スラブを、仕上圧延入側温度：Ａｃ３点以上の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
　前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：７２０℃以下の条件で冷却し、
　冷却された前記熱延鋼板を巻取り、
　前記巻取後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６５０℃以上、７８０℃以下、焼鈍時間：３時間以上の条件での第１の焼鈍を施し、
　前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、圧延率：１５％以上での冷間圧延と、焼鈍温度：６００～８００℃での第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施し、その後、さらに圧延率２０％以上での最終冷間圧延を施す、冷延鋼板の製造方法。
６．前記第２の焼鈍における昇温速度が５０℃／ｈ以上である、上記５に記載の冷延鋼板の製造方法。
７．上記５または６に記載の製造方法で製造された冷延鋼板を、焼入温度：７００℃以上８００℃以下、保持時間：１分以上、６０分未満の条件で焼入れし、次いで、焼戻温度：１５０～３００℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件で焼戻しする、鋼製部品の製造方法。
　本発明によれば、Ｎｂなどの炭化物を用いて硬度を向上させた冷延鋼板において、さらに優れた焼入れ・焼戻し後の靭性を得ることができる。そのため、本発明の冷延鋼板は、繊維機械用部品、軸受け部品、機械用・家庭用刃物をはじめとする各種鋼製部品の素材として極めて好適に用いることができる。また、本発明によれば、前記冷延鋼板を用いた鋼製部品を提供することができる。
　以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されるものではない。また、本発明では、フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物に着目する。そのため、以下の説明においては、「フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物」のことを単に「炭化物」と言う場合がある。
［成分組成］
　本発明の冷延鋼板は、上述した成分組成を有する。以下、その限定理由について説明する。なお、以下の説明において、含有量の単位としての「％」はとくに断らない限り「質量％」を指すものとする。
Ｃ：０．６～１．２５％
　Ｃは、焼入れ・焼戻し後の硬度を向上するために必要な元素である。また、Ｃは、セメンタイト、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の元素と炭化物を生成するために必要な元素でもある。必要な炭化物を生成し、焼入れ・焼戻し後の強度を得るためには、Ｃ含有量を０．６％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．６％以上、好ましくは０．７％以上とする。一方、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、過剰に硬さが上昇し脆化する。また、Ｃ含有量が１．２５％を超えると、加熱時の表面スケールが強固になる結果、表面性状が劣化する。そのため、Ｃ含有量は１．２５％以下、好ましくは１．２０％以下とする。
Ｓｉ：０．１０～０．５５％
　Ｓｉは、固溶強化により強度を上げる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、Ｓｉ酸化物が生成し、靭性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、フェライトの生成と粒成長が促進されて炭化物の粒界への析出が促進され、粒内への炭化物の析出が抑制される。また、Ｓｉが過剰であると、加熱時の表面スケールが強固になる結果、表面性状が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４５％以下とする。
Ｍｎ：０．２０～２．０％
　Ｍｎは、焼入れを促進するとともに焼戻し軟化を抑制することにより、硬度を向上させる作用を有する元素である。焼戻し軟化を抑制するためには、Ｃがセメンタイトとして生成することを抑制するか転位回復を遅らせる必要があるが、Ｍｎはその両方の作用を有しており、Ｍｎを添加することにより焼戻し後も転位密度の高い高硬度な組織を維持することができる。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．２０％以上、好ましくは０．２５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎが偏析することによりバンド状の組織が生成する。特に、ＭｎＳの偏析部では異常な粒成長や組織の不均質が生じやすく、フェライト粒界への局所的な析出が生じるため粒内の炭化物生成が抑制される。また、加工時の割れおよび形状不良の原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下、好ましくは１．９５％以下とする。
Ｐ：０．０００５～０．０５％
　Ｐを微量添加することで、固溶強化による強度向上効果が得られる。前記効果を得るために、Ｐ含有量を０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、粒界脆化により靭性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下とする。
Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、Ｍｎと硫化物を形成することにより靭性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下とする。一方、靱性向上の観点からは、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、Ｓ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、工業的生産の観点からは、Ｓ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
Ａｌ：０．００１～０．１％
　Ａｌは、製鋼時の脱酸のために必要な元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌが過剰であると窒化物が形成され、前記窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進される結果、靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ｎ：０．００１～０．００９％
　窒素は、微細な窒化物形成により、粒径を微細化し靭性を向上する元素である。そのため、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎが過剰であるとＡｌと結合して窒化物が形成され、前記窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進される結果、靭性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００９％以下、好ましくは０．００８％以下とする。
Ｃｒ：０．１～１．０％
　Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、強度を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．１％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｃｒが過剰であると粗大なＣｒ炭化物およびＣｒ窒化物が形成され、前記Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の周囲でボイドが発生する結果、靭性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９５％以下とする。
　上記成分組成は、Ｔｉ：０．０１～１．０％、Ｎｂ：０．０５～０．５％、およびＶ：０．０１～１．０％から選択される１または２以上を含有する。所望の炭化物の個数密度を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの少なくとも１つを前記の量で添加する必要がある。
Ｔｉ：０．０１～１．０％
　Ｔｉは、炭化物を粒内に形成し、靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｔｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、オーステナイト化温度が高くなるため、熱間圧延時の温度低下によって鋼板の表面にフェライトが生成しやすくなる。表面に生成したフェライトはその後の冷延および焼鈍を経た後も残存し、粒界への炭化物生成が優先される結果、粒内の炭化物生成が抑制される。そのため、Ｔｉ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９％以下とする。
Ｎｂ：０．０５～０．５％
　Ｎｂは、炭化物を粒内に形成し、靭性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｎｂは結晶粒微細化にも効果が大きい元素である。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に添加すると粒界に炭化物が生成するとともに、粒内に生成する炭化物の個数密度が減少する。粒界に生成した炭化物はボイドや割れの起点になることから靭性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下とする。
Ｖ：０．０１～１．０％
　Ｖは、炭化物を粒内に形成し、靭性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｖは焼入れ性を向上させる効果も有しており鋼の強度を向上させる。また、焼戻し軟化を抑制するためには、Ｃがセメンタイトとして生成することを抑制するか転位回復を遅らせる必要があるが、Ｖはその両方の作用を有しており、Ｖを添加することにより焼戻し後も加工組織を維持することができ、靭性が向上する。Ｖを添加する場合、前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｖを過剰に添加すると粒界に生成する炭化物が粗大化し、粒界に生成した炭化物がボイドや割れの起点になることから靭性が低下する。そのため、Ｖ含有量は１．０％以下、好ましくは０．９５％以下とする。
　本発明の一実施形態における冷延鋼板は、以上の成分と、残部のＦｅおよび不可避的不純物とからなる成分組成を有する。
　また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、任意に、Ｓｂ：０．１％以下、Ｈｆ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、およびＷ：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。
Ｓｂ：０．１％以下
　Ｓｂは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｂ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．１％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｈｆ：０．５％以下
　Ｈｆは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｈｆ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｈｆ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｈｆ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｈｆ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．１％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭを過剰に添加するとセメンタイトの球状化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下
　Ｃｕは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｃｕ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｃｕ添加量は０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：３．０％以下
　Ｎｉは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｎｉ含有量は３．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．５％以下
　Ｓｎは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｓｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：１％以下
　Ｍｏは鋼の強度を向上させる元素である。しかし、過剰に添加するとセメンタイトの球状化を遅延させ、冷間加工の際に不均質な変形を助長して表面性状を劣化させることがある。そのため、Ｍｏ含有量は１％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．５％以下
　Ｚｒは、耐食性向上に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間圧延で生成するスケール下に富Ｚｎ層を生成し、熱間圧延後に鋼板の表面へげ（キズ）を発生させる。そのため、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限はとくに限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、焼入れの際に表面に割れが生じやすくなる。そのため、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｗ：０．０１％以下
　Ｗは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。しかし、Ｗ含有量が０．０１％を超えると、焼入れの際に表面に割れが生じやすくなる。そのため、Ｗ含有量は０．０１％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、添加効果を高めるという観点からは、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
［炭化物］
　次に、本発明の冷延鋼板に含まれる炭化物について説明する。
平均粒径：０．１０μｍ以上
個数密度：１００個／ｍｍ２以上
　部品加工を開始する前工程における冷間圧延前の段階であらかじめＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物が粒内に生成している組織を作っておき、その後、冷間圧延を施した際に生成する加工組織を経て、その後の焼入れ・焼戻し処理を施すと、一部、微細なＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物が亜粒界に再析出する。この組織によって、繰り返し変形によって導入されるひずみに対する抵抗力が増し、最終製品の靱性が向上する。この効果を得るためには、フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物の平均粒径を０．１０μｍ以上とする必要がある。同様の理由から、前記炭化物のうち、粒径が０．１０μｍ以上であるものの個数密度を１００個／ｍｍ２以上とする必要がある。
　炭化物の平均粒径が０．１０μｍ未満であると、焼入れ・焼戻し処理後に析出する微細なＮｂ，ＴＩ，Ｖ炭化物量が不十分で高い靭性向上効果が得られない。また、炭化物の個数密度が、１００個／ｍｍ２未満であると、平均粒径の場合と同様に、焼入れ・焼戻し処理後に析出する微細なＮｂ，ＴＩ，Ｖ炭化物量が不十分で高い靭性向上効果が得られない。
［板厚］
　前記冷延鋼板の板厚はとくに限定されず、任意の厚さとすることができるが、０．１ｍｍ以上とすることが好ましく、０．２ｍｍ以上とすることがより好ましい。また、板厚の上限についてもとくに限定されないが、２．５ｍｍ以下とすることが好ましく、１．６ｍｍ以下とすることがより好ましく、０．８ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。板厚が０．２ｍｍ以上、０．８ｍｍ以下である場合には、メリヤス針などの繊維機械部品用の素材としてとくに好適に用いることができる。
［冷延鋼板の製造方法］
　次に、本発明の一実施形態における冷延鋼板の製造方法について説明する。
　前記冷延鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、以下の工程を順次施すことにより製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却
（４）巻取り
（５）第１の焼鈍
（６）冷間圧延
（７）第２の焼鈍
（８）最終冷間圧延
そして、上記（６）および（７）の工程は、２回以上繰り返す。以下、各工程について説明する。
（１）加熱
　まず、上述した成分組成を有する鋼スラブを加熱する。前記鋼スラブは、特に限定されることなく任意の方法で製造することができる。例えば、前記鋼スラブの成分調整は、高炉転炉法で行ってもよく、電炉法で行ってもよい。また、溶鋼からスラブへの鋳造は、連続鋳造法で行ってもよく、分塊圧延で行ってもよい。
　前記加熱は任意の方法で行うことができるが、加熱炉を用いて行うことが好ましい。
　加熱炉を用いて前記加熱を行う場合、加熱炉の炉内温度はとくに限定されないが、鋼成分を均質化し、鋼スラブ中の偏析および未固溶炭化物を溶解させるという観点からは、１１００℃以上とすることが好ましい。
　前記加熱における保持時間はとくに限定されないが、未固溶炭化物を十分に溶解させるという観点からは、保持時間を１時間以上とすることが好ましい。　
（２）熱間圧延
　次いで、加熱された前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延においては、常法にしたがい、粗圧延と仕上圧延とを行うことができる。
仕上圧延入側温度：Ａｃ３点以上
　前記熱間圧延における仕上圧延入側温度がＡｃ３点未満であると、熱延後の鋼板中に展伸したフェライトが生成し、この展伸したフェライトが最終的に得られる冷延鋼板にも残留する。その結果、粒界炭化物の生成が促進され、粒内炭化物の生成は抑制されることから、靭性が低下する。そのため、前記熱間圧延における仕上圧延入側温度はＡｃ３点以上とする。一方、前記仕上圧延入側温度の上限は特に限定されないが、１２００℃以下とすることが好ましい。
　なお、前記Ａｃ３点（℃）は、下記（１）式で求められる。
Ac3（℃） = 910 - (203 * C1/2) + (44.7 × Si) - (30 × Mn) - (11 × Cr) + (400 × Ti) + (460 × Al) + (700 × P) +(104 × V) + 38　…（１）
ここで、上記（１）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を指し、当該元素が含まれていない場合にはゼロとする。
（３）冷却
熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２秒以下
　次に、前記熱延鋼板を冷却する。その際、熱間圧延終了から冷却開始までに長時間経過すると、粗大なフェライトが生成し、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの少なくとも１つを含む炭化物が粒界に不均質に析出する。この不均質な組織は、後の冷延・焼鈍において均質化することがなく、粒内における炭化物生成の妨げとなる。そのため、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間を２秒以下とする。一方、上記の観点からは、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間は短ければ短いほどよいため、下限は特に限定されない。しかし、工業的な生産の観点からは、０．５秒以上であってよく、０．８秒以上であってもよい。
平均冷却速度：２５℃／ｓ以上
　前記冷却における平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、フェライト粒が粗大化し、生成する炭化物が局在化するため、その後の冷間圧延と焼鈍を繰り返した際に、粒界への炭化物生成が集中し粒内炭化物の生成が抑制される。そのため、平均冷却速度は２５℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、過度に冷却速度が高いと、その後の巻取時の変態による体積膨張により巻取形状が不良となる。そのため、巻取形状を良好とする観点からは、平均冷却速度を１６０℃／ｓ以下とすることが好ましく、１５０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
冷却停止温度：７２０℃
　また、前記冷却における冷却停止温度が高すぎても、同様にフェライト粒が粗大化するため、冷間圧延と焼鈍を繰り返した際に、粒内への炭化物生成が抑制される。そのため、冷却停止温度は７２０℃以下とする。一方、冷却停止温度の下限はとくに限定されないが、過度に冷却停止温度が低いと、その後の巻取時の変態による体積膨張により巻取形状が不良となる。そのため、冷却停止温度を６２０℃以上とすることが好ましく、６４０℃以上とすることがより好ましい。
（４）巻取り
　前記冷却を停止した後に、冷却された前記熱延鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取り温度はとくに限定されないが、６００～７３０℃とすることが好ましい。この温度とすることで板状のセメンタイトを析出させることでコイルの巻取形状が安定する。
（５）第１の焼鈍
焼鈍温度：６５０℃以上、７８０℃以下
焼鈍時間：３時間以上
　前記巻取後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６５０℃以上、７８０℃以下、焼鈍時間：３時間以上の条件での第１の焼鈍を施す。巻取後の熱延鋼板の組織は、板状に生成した炭化物とフェライトが並んだパーライト組織である。パーライト組織は安定であるため、高温で長時間保持を行わないと均質化しない。パーライト組織を崩し、その後の冷間圧延と焼鈍プロセスで粒内に所望の炭化物を生成させるためには、焼鈍温度を６５０℃以上、焼鈍時間を３時間以上とする必要がある。一方、焼鈍温度が７８０℃より高いと、一部分から優先的に相変態が開始するため、局所的に粗大な組織となり、不均一な組織となることから粒内炭化物が得られにくく、所望の炭化物個数密度が得られない。前記焼鈍時間の上限は特に限定されないが、過度に長いと生産性が低下することにく加え、効果も飽和する。そのため、２０時間以下とすることが好ましい。
　なお、第１の焼鈍に先だって、熱延鋼板を酸洗することも好ましい。
（６）冷間圧延
（７）第２の焼鈍
　熱間圧延後の鋼板には板状の炭化物が生成している。この板状の炭化物は安定であるため、後々まで残存しやすく、最終的に残った板状の炭化物はボイド生成および割れの原因となり、靭性を低下させる。そこで、板状の炭化物を粒子形状とし焼鈍による加熱によって再溶解させ、粒内へ炭化物を析出させるために、前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、冷間圧延と第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施す。
圧延率：１５％以上
　前記冷間圧延における圧延率が１５％未満であると、粒界の炭化物が粗大化するため、粒内に生成する炭化物の個数密度が低下すると共に粒内炭化物の粒径が小さくなる。そのため、前記圧延率を１５％以上とする。一方、前記圧下率の上限は特に限定されないが、７０％以下とすることが好ましい。
焼鈍温度：６００～８００℃
　前記第２の焼鈍における焼鈍温度が８００℃より高いと、粒界の炭化物が粗大化するため、粒内に生成する炭化物の個数密度が低下すると共に粒内炭化物の粒径が小さくなる。そのため、前記焼鈍温度を８００℃以下とする。一方、前記焼鈍温度が６００℃未満であると、粒内炭化物の生成が抑制され、所望の粒径が得られない。そのため、前記焼鈍温度を６００℃以上とする。
　前記第２の焼鈍における昇温速度はとくに限定されないが、昇温速度が遅すぎると、フェライト粒界に炭化物が生成しやすくなるため、粒内の炭化物生成が抑制される。そのため、靱性向上効果をさらに高めるという観点からは、前記第２の焼鈍における昇温速度を５０℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。一方、前記昇温速度の上限についても特に限定されないが、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　前記冷間圧延と第２の焼鈍の繰返し回数は、２回以上とする。冷間圧延と焼鈍を２回以上繰り返すことにより、炭化物生成を促し、最終的に所望の粒内の炭化物サイズと個数密度とすることができる。前記繰返し回数の上限はとくに限定されないが、５回よりも多く繰り返しても効果が飽和するため、前記繰返し回数は５回以下とすることが好ましい。
（８）最終冷間圧延
圧延率２０％以上
　上記のように冷間圧延と第２の焼鈍を２回以上繰り返した後、さらに圧延率２０％以上での最終冷間圧延を施す。圧延率：２０％以上で最終冷間圧延を行うことにより、焼入れ・焼戻しの際に粒内に所望の個数密度の炭化物が析出し、靭性が向上する。前記最終冷間圧延における圧延率は大きい方が良いが、６５％以上であると鋼板の形状が不安定になる場合がある。そのため、前記圧延率は６５％未満とすることが好ましい。
　以上の条件を満たすことで、焼入れ焼戻し後の靱性に優れる冷延鋼板を製造することができる。なお、最終的に得られた冷延鋼板に、さらに任意の表面処理を行ってもよい。
［鋼製部品の製造方法］
　また、本発明の一実施形態においては、上記製造方法で製造された冷延鋼板に、焼入れと焼戻しを施すことにより鋼製部品を製造することができる。前記焼入れ焼戻しの条件はとくに限定されないが、より高い靭性を得るためには、焼入温度：７００℃以上９００℃以下、保持時間：１分以上、６０分未満の条件で焼入れし、次いで、焼戻温度：１５０～４００℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件で焼戻しすることが好ましい。前記焼入温度は、７５０℃以上８５０℃以下とすることがより好ましい。また、前記焼戻温度は、２００～３００℃とすることがより好ましい。
　前記焼入れにおける冷却は、とくに限定されず、任意の方法で行うことができる。前記冷却は、例えば、空冷、水焼入れ、油焼入れのいずれかであってよい。
　なお、前記焼入れ焼戻しに先だって、任意に加工を行って、冷延鋼板を所望の形状とすることもできる。
　以下、本発明の作用効果を確認するために、以下に述べる手順で冷延鋼板を製造し、得られた冷延鋼板の、焼入れ・焼戻し後の靭性を評価した。
　まず、表１に示す成分組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。次いで、前記鋼スラブに対して、加熱、熱間圧延、冷却、巻取り、第１の焼鈍、冷間圧延、第２の焼鈍、および最終冷間圧延を順次施して、最終板厚：約０．４ｍｍの冷延鋼板とした。各工程は、表２、３に示す条件で実施し、冷間圧延および第２の焼鈍は表２、３に示した回数繰り返した。
（炭化物の測定方法）
　得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取した。前記組織観察用試験片の圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨した後、前記研磨面を、１～３ｖｏｌ％ナイタール液を用いて腐食させることにより組織を現出させた。次いで、前記組織観察用試験片の表面を、ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）を用いて倍率３０００倍にて撮像し組織画像を得た。得られた組織画像から、粒内に生成したＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物について切断法にて粒径を測定し、測定視野内の炭化物をカウントすることで個数密度を算出した。３視野の平均値を算出し、粒径と個数密度とした。測定結果を表４、５に示す。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ系の炭化物の同定はＳＥＭ－ＥＤＳ（Energy Dispersive x-ray Spectroscopy）分析を用いて行った。観察視野に対して、元素マッピングを行い、セメンタイトとそれ以外の炭化物に分離し、それ以外の炭化物をＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物とした。
（焼入れ・焼戻し後の靱性）
　次に、得られた冷延鋼板に焼入れ・焼戻しを施した後の靱性を評価するために、以下の手順で試験を行い、シャルピー衝撃試験における衝撃値を測定した。まず、得られた冷延鋼板に焼入れと焼戻しを施した。前記焼入れは、該冷延鋼板を、予め８００℃に加熱した炉内で１０分間保持した後、８０℃に油焼入れすることにより行った。前記焼戻しは、焼入れされた冷延鋼板を、予め２５０℃に加熱した炉内で１時間保持した後、空冷することにより行った。
　その後、シャルピー衝撃試験を行って衝撃値を測定した。測定結果を表４、５に示す。前記シャルピー衝撃試験には、焼入れ・焼戻し後の冷延鋼板から採取した、ノッチ深さ２．５ｍｍ、ノッチ半径０．１ｍｍ（ノッチ幅０．２ｍｍ）の試験片を使用した。前記試験片のＵノッチは放電加工で形成した。本発明では衝撃値が８Ｊ／ｃｍ２以上である場合に焼入れ・焼戻し後の靱性が優れていると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１～５に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす冷延鋼板は、焼入れ・焼戻し後の靱性に優れている。本発明によればＮｂ・Ｔｉ・Ｖ系炭化物による高い硬度と、優れた靱性とを両立させることができるため、本発明の冷延鋼板を用いることにより、硬度と靱性を高い水準で兼ね備えた鋼製部品を製造することができる。そのため、本発明の冷延鋼板は、繊維機械用部品、軸受け部品、刃物など、各種鋼製部品の素材として極めて好適に用いることができる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：　０．６～１．２５％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．５５％、
    　Ｍｎ：０．２０～２．０％、
    　Ｐ　：０．０００５～０．０５％、
    　Ｓ　：０．０３％以下、
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、
    　Ｎ　：０．００１～０．００９％、
    　Ｃｒ：０．１～１．０％、ならびに
    　Ｔｉ：０．０１～１．０％、Ｎｂ：０．０５～０．５％、およびＶ：０．０１～１．０％の１または２以上を含み、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　フェライト粒内に存在する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物の平均粒径が０．１０μｍ以上、かつ、
    　前記炭化物のうち、粒径が０．１０μｍ以上であるものの個数密度が１００個／ｍｍ２以上である冷延鋼板。
  2. 　前記成分組成が、質量％で、
    　Ｓｂ：０．１％以下、
    　Ｈｆ：０．５％以下、
    　ＲＥＭ：０．１％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以下、
    　Ｎｉ：３．０％以下、
    　Ｓｎ：０．５％以下、
    　Ｍｏ：１％以下、
    　Ｚｒ：０．５％以下、
    　Ｂ　：０．００５％以下、および
    　Ｗ　：０．０１％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含む、請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の冷延鋼板を焼入れ・焼戻し処理してなる鋼製部品。
  4. 　前記鋼製部品が、繊維機械用部品、軸受け部品、および刃物のいずれかである、請求項３に記載の鋼製部品。
  5. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、
    　加熱された前記鋼スラブを、仕上圧延入側温度：Ａｃ３点以上の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
    　前記熱延鋼板を、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：７２０℃以下の条件で冷却し、
    　冷却された前記熱延鋼板を巻取り、
    　前記巻取後の熱延鋼板に、焼鈍温度：６５０℃以上、７８０℃以下、焼鈍時間：３時間以上の条件での第１の焼鈍を施し、
    　前記第１の焼鈍後の熱延鋼板に、圧延率：１５％以上での冷間圧延と、焼鈍温度：６００～８００℃での第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施し、その後、さらに圧延率２０％以上での最終冷間圧延を施す、冷延鋼板の製造方法。
  6. 　前記第２の焼鈍における昇温速度が５０℃／ｈ以上である、請求項５に記載の冷延鋼板の製造方法。
  7. 　請求項５または６に記載の製造方法で製造された冷延鋼板を、焼入温度：７００℃以上９００℃以下、保持時間：１分以上、６０分未満の条件で焼入れし、次いで、焼戻温度：１５０～４００℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件で焼戻しする、鋼製部品の製造方法。
     
PCT/JP2022/023539 2021-06-18 2022-06-10 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 WO2022264947A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP22824937.1A EP4324952A1 (en) 2021-06-18 2022-06-10 Cold-rolled steel sheet, steel components, method for producing cold-rolled steel sheet, and method for producing steel components
CN202280038891.2A CN117396624A (zh) 2021-06-18 2022-06-10 冷轧钢板、钢制部件、冷轧钢板的制造方法和钢制部件的制造方法
JP2022566305A JP7329780B2 (ja) 2021-06-18 2022-06-10 冷延鋼板および鋼製部品
JP2023102642A JP2023116799A (ja) 2021-06-18 2023-06-22 冷延鋼板の製造方法および鋼製部品の製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021102029 2021-06-18
JP2021-102029 2021-06-18

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022264947A1 true WO2022264947A1 (ja) 2022-12-22

Family

ID=84527474

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/023539 WO2022264947A1 (ja) 2021-06-18 2022-06-10 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

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP4324952A1 (ja)
JP (2) JP7329780B2 (ja)
CN (1) CN117396624A (ja)
TW (1) TWI815504B (ja)
WO (1) WO2022264947A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010138453A (ja) * 2008-12-11 2010-06-24 Nisshin Steel Co Ltd 耐摩耗性焼入れ焼戻し部品用鋼材および製造方法
JP2015190036A (ja) * 2014-03-28 2015-11-02 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
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
WO2021090472A1 (ja) * 2019-11-08 2021-05-14 株式会社特殊金属エクセル 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

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI665310B (zh) * 2018-10-02 2019-07-11 日商新日鐵住金股份有限公司 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010138453A (ja) * 2008-12-11 2010-06-24 Nisshin Steel Co Ltd 耐摩耗性焼入れ焼戻し部品用鋼材および製造方法
JP2015190036A (ja) * 2014-03-28 2015-11-02 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
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
WO2021090472A1 (ja) * 2019-11-08 2021-05-14 株式会社特殊金属エクセル 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

Also Published As

Publication number Publication date
TWI815504B (zh) 2023-09-11
CN117396624A (zh) 2024-01-12
EP4324952A1 (en) 2024-02-21
JP2023116799A (ja) 2023-08-22
JPWO2022264947A1 (ja) 2022-12-22
JP7329780B2 (ja) 2023-08-21
TW202338105A (zh) 2023-10-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI592500B (zh) 冷軋鋼板及其製造方法
JP5034308B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
CN113840934B (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
JP2007277696A (ja) 極軟質高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP2014159610A (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JPWO2016080315A1 (ja) 冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材
JP2010216008A (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
JP6065121B2 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP4465057B2 (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
JP6244701B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR20130108403A (ko) 열간 단조용 압연 봉강 또는 선재
JP2009299189A (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
JP2007302937A (ja) 焼入れ部材用鋼板、焼入れ部材及びその製造方法
JP4328924B2 (ja) 高強度軸部品の製造方法
JP5489497B2 (ja) 焼入性に優れたボロン鋼鋼板の製造方法
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
JP5601861B2 (ja) ボロン鋼圧延焼鈍鋼板の製造法
JP2016216809A (ja) 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法
JP7329780B2 (ja) 冷延鋼板および鋼製部品
JP4161090B2 (ja) 打抜き性に優れた高炭素鋼板
JP7472992B2 (ja) 冷延鋼板および冷延鋼板の製造方法
JP7334868B2 (ja) 鋼製部品
JP7239072B1 (ja) 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
JPH1088237A (ja) 高炭素冷延鋼帯の製造方法
JP5633426B2 (ja) 熱処理用鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022566305

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22824937

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2022824937

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022824937

Country of ref document: EP

Effective date: 20231113

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202280038891.2

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE