WO2022264948A1 - 鋼製部品および鋼製部品の製造方法 - Google Patents

鋼製部品および鋼製部品の製造方法 Download PDF

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WO2022264948A1
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真由美 小島
義正 船川
康広 櫻井
章雅 木戸
英之 木村
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to steel parts, particularly steel parts with excellent wear resistance.
  • the present invention also relates to a method for manufacturing the steel component.
  • Carbon steel which is a steel containing a high concentration of carbon, has high hardness, so it is used as a material for steel parts that require wear resistance, such as textile machine parts, bearing parts, and machine blades. Widely used.
  • Patent Document 1 in a steel sheet having a ferrite-cementite structure, by increasing the grain size of ferrite, spheroidizing carbides (mainly cementite) with an appropriate grain size, and reducing the pearlite structure, the formability and resistance are improved. Techniques for improving wearability have been disclosed.
  • Patent Document 2 the cold-rolled steel sheet is annealed under specific conditions to change the metal structure into a pearlite structure, which is a layered structure of hard cementite and soft ferrite. Techniques for improving wearability have been disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a technique for improving the wear resistance of steel sheets by precipitating coarse Nb/Ti-based carbides with an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more in the ferrite phase, which is a matrix structure.
  • Patent Document 4 discloses a technique for improving the wear resistance of steel materials by precipitating coarse carbides with a particle size of 2 ⁇ m or more in the matrix structure.
  • Patent Document 5 a steel sheet containing 0.5 to 0.7% by mass of C is subjected to an annealing finish immediately before the final quenching and tempering process, so that cementite or the like is added. Techniques have been proposed to improve the spheroidization rate of carbides and improve toughness.
  • 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 8 the grain size of cementite carbides that do not contain niobium, titanium, and vanadium carbides, retained austenite, and old Technology has been proposed to improve toughness by adjusting the austenite grain size and obtaining a bainite structure instead of obtaining a tempered martensite structure obtained by quenching and tempering, which is a general refining heat treatment.
  • Patent Documents 1 to 8 According to the conventional techniques proposed in Patent Documents 1 to 8, a certain improvement can be seen in the hardness and wear resistance of steel materials. However, according to the studies of the present inventors, it has been found that when steel parts manufactured using conventional steel materials are actually used, sufficient wear resistance may not be obtained.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide steel parts with excellent wear resistance.
  • fine ones have the effect of suppressing the softening of the steel sheet due to the temperature rise during friction. That is, the presence of fine carbides suppresses the recovery of the dislocation structure and the decrease in hardness when the temperature rises due to friction.
  • prior austenite grains are refined during quenching and tempering, increasing the grain boundary strengthening effect, and as a result, further suppressing the decrease in hardness due to the recovery of the dislocation structure. be done.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • 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.
  • a steel slab having the chemical composition described in 1 or 2 above is heated under the conditions of a slab heating temperature of 1100° C. or higher and a holding time of 1.0 hour or longer,
  • the heated steel slab is used as a hot-rolled steel sheet under the conditions of finish rolling start temperature: Ac3 point or higher
  • the hot-rolled steel sheet is cooled under the conditions of time from the end of hot rolling to the start of cooling: 2.0 seconds or less, average cooling rate: 25 ° C./s or more, cooling stop temperature: 640 ° C. to 720 ° C.
  • 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 higher and 720° C.
  • the hot-rolled steel sheet after the first annealing is subjected to cold rolling at a rolling rate of 15% or more, and second annealing at an annealing temperature of 600 to 800 ° C. and a heating rate of 50 ° C./h or more. , repeatedly applied twice or more, and then subjected to final cold rolling at a rolling rate of 30% or more to make a cold rolled steel sheet,
  • steel parts with excellent wear resistance can be provided.
  • the steel parts of the present invention exhibit excellent wear resistance not only under static conditions but also under conditions where the temperature is elevated due to friction. It can be suitably used for various uses.
  • 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, elements such as Nb, Ti and V and carbides.
  • the C content In order to generate necessary carbides and obtain hardness and wear resistance 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 exceeds 1.25%, the hardness excessively increases and embrittlement occurs.
  • the C content exceeds 1.25%, the surface scale becomes hard during heating, resulting in deterioration of the surface properties, which not only makes the surface more prone to cracking during subsequent cold rolling, but also during quenching. Cracks occur in the surface and wear resistance decreases. 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 by solid solution strengthening, and the increase in strength also improves wear resistance.
  • the Si content should be 0.10% or more, preferably 0.12% or more.
  • 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 generation of C as cementite or delay the recovery of dislocations, and Mn has both of these effects. In addition, Mn has the effect of suppressing dislocation recovery due to frictional heat not only during tempering but also during use of steel parts. 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.
  • 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.
  • S 0.01% or less S forms a sulfide with Mn and consumes Mn, so that it lowers the hardenability. Decreased hardenability reduces the strength of the steel, resulting in reduced wear resistance. Therefore, the S content is set to 0.01% or less. On the other hand, from the viewpoint of improving wear resistance, the lower the S content, the better. Therefore, the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%. However, excessive reduction causes an increase in manufacturing costs, so from the viewpoint of industrial production, 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.
  • excessive Al results in the formation of coarse nitrides. The nitrides are often formed on the surface of steel, and the formation of cracks and voids originating from these nitrides is promoted, resulting in a decrease in wear resistance. Therefore, 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%
  • the N content should be 0.001% or more.
  • the N content should be 0.009% or less, preferably 0.008% or less.
  • Cr 0.05-0.55% Cr is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel and improving the hardness. Therefore, the addition of Cr can improve the wear resistance. In order to obtain the above effect, the Cr content should be 0.05% or more, preferably 0.12% or more. On the other hand, excessive Cr results in the formation of coarse Cr-carbides and Cr-nitrides and the formation of voids around said Cr-carbides and Cr-nitrides, resulting in poor performance of steel parts. Moreover, as a result of the formation of Cr carbides, the formation of carbides effective for improving wear resistance is hindered. Therefore, the Cr content should be 0.55% or less, preferably 0.95% or less.
  • the above component composition contains one or more selected from Ti: 0.05 to 1.0%, Nb: 0.1 to 0.5%, and V: 0.01 to 1.0%.
  • Ti 0.05-1.0%
  • Ti is an element that forms fine carbides and has the effect of suppressing both static wear and thermal wear. Ti also has the effect of improving wear resistance by refining prior austenite grains during quenching and suppressing recovery of dislocations.
  • the Ti content should be 0.05% or more, preferably 0.015% or more, in order to obtain the above effects.
  • the Ti content should be 1.0% or less, preferably 0.9% or less.
  • Nb 0.1-0.5%
  • Nb is an element that forms fine carbides and has the effect of suppressing both static wear and thermal wear. Nb also has the effect of improving wear resistance by refining prior austenite grains during quenching and suppressing recovery of dislocations.
  • the Nb content is made 0.1% or more in order to obtain the above effect.
  • the carbide becomes coarser than necessary, and the carbide becomes a starting point of voids and cracks. Therefore, the Nb content should be 0.5% or less, preferably 0.45% or less.
  • V 0.01-1.0%
  • V is an element that forms fine carbides and has the effect of suppressing both static wear and thermal wear. V also has the effect of improving wear resistance by refining prior austenite grains during quenching and suppressing dislocation recovery.
  • the V content is made 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the carbides become coarser than necessary, and the carbides become starting points for voids and cracks, which lowers the workability when processing the steel sheet into a component shape. Therefore, 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 delays the refinement of carbides 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 the spheroidization of carbides, 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 of prior austenite grains 25 ⁇ m or less
  • the grain boundary strengthening effect is improved.
  • the average grain size of the prior austenite grains is set to 25 ⁇ m or less.
  • the steel component of the present invention contains carbide containing at least one of Nb, Ti and V.
  • carbide containing at least one of Nb, Ti and V.
  • carbides containing at least one of Nb, Ti, and V are harder than cementite, they contain at least one of Nb, Ti, and V.
  • coarse carbides have the effect of suppressing static wear
  • fine carbides have the effect of suppressing static wear when the temperature is raised by friction. It has the effect of suppressing wear. Therefore, by appropriately controlling the grain sizes of coarse carbides and fine carbides, it is possible to effectively improve wear resistance when steel parts are actually used.
  • carbides containing at least one of Nb, Ti, and V those having a particle size of 0.1 ⁇ m or more are called coarse carbides, and those having a particle size of less than 0.1 ⁇ m are called fine carbides. Define.
  • Coarse carbide has the effect of suppressing static wear.
  • the presence of coarse carbides can reduce wear due to rubbing by fibers and foreign substances such as pebbles adhering to the fibers.
  • the average grain size of coarse carbides is set to 0.15 ⁇ m or more.
  • the carbides become too coarse, the chances of the carbides functioning as resistance are reduced, so the wear resistance effect is saturated. Therefore, the average grain size of coarse carbides is set to 2.5 ⁇ m or less.
  • the number density of coarse carbides is not particularly limited, but the higher the density, the better, and it is preferably 250/mm 2 or more.
  • the coarse carbides may exist either at grain boundaries or inside grains.
  • Fine carbides stabilize the dislocation structure and prevent the dislocations from recovering when the temperature rises due to frictional heat. Therefore, by precipitating fine carbides, softening due to frictional heat can be suppressed, and wear resistance in a hot environment can be improved. The effect of suppressing dislocation recovery increases as the average grain size of fine carbides decreases. Therefore, the average grain size of fine carbides is set to 0.05 ⁇ m or less. On the other hand, if the carbides are excessively fine, the hardness excessively increases, leading to embrittlement. Therefore, the average grain size of fine carbides is set to 0.005 ⁇ m or more. Fine carbides are more effective when formed inside grains than at grain boundaries. The number density of the fine carbides is not particularly limited, but the larger the number, the greater the effect, and it is preferably 0.11/ ⁇ m 2 or more.
  • the structure of the steel part of the present invention is not particularly limited, and desired characteristics can be obtained as long as the above conditions are satisfied.
  • the structure of the steel component of the present invention may be a structure consisting of tempered martensite, cementite, and carbide containing at least one of Nb, Ti, and V.
  • the carbide containing cementite and at least one of Nb, Ti and V is preferably spheroidized.
  • the spheroidization rate of the carbide defined by the following formula using the average major axis La and average minor axis Lb of the carbide is 0.71 or more.
  • Spheroidization rate Lb/La La is obtained by dividing the sum of the major diameters of all carbides present in the range of 100 ⁇ m 2 by the number of the carbides. Also, Lb is obtained by dividing the sum of the short diameters of all carbides existing in the range of 100 ⁇ m 2 by the number of the carbides.
  • 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 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 (9) working and heat treatment, and the above steps (6) and (7) are repeated two or 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.
  • Slab heating temperature 1100°C or higher Holding time: 1.0 hour or longer The slab is heated under the conditions of a slab heating temperature of 1100° C. or higher and a holding time of 1.0 hour or longer.
  • the slab heating stage In the step of heating the slab, it is necessary to precipitate some coarse Nb-, Ti-, and V-based carbides bonded with C. In order to precipitate in the slab, it should be dissolved in the slab heating stage. When the slab heating temperature is lower than 1100° C. and the holding time is shorter than 1 hour, coarse Nb, Ti, and V-based carbides are not precipitated, and later the slab is used for increasing resistance to static wear. Coarse Nb-, Ti-, and V-based carbides cannot be obtained. On the other hand, if the slab heating temperature is too high, Nb, Ti, and V will form a solid solution and the amount of precipitation will decrease.
  • 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 start temperature Ac 3 point or more
  • the finish rolling start temperature in the hot rolling is set to Ac3 point 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 x 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 Similarly, when the average cooling rate during cooling is less than 25° C./s, coarse ferrite grains are formed on the surface layer of the steel sheet, which is effective for improving wear resistance. Carbide precipitation is prevented. Therefore, the average cooling rate in the cooling 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 640°C to 720°C Also, if the cooling stop temperature during the cooling is too high, a non-uniform structure consisting of extraordinarily coarse portions and fine portions is formed, and as a result, subsequent formation of carbides is inhibited. Therefore, the cooling stop temperature is set to 720° C. or lower. On the other hand, if the cooling stop temperature is too low, the winding shape becomes defective due to volume expansion due to transformation during winding. As a result, non-uniform strain is introduced into the steel sheet in the subsequent cold rolling process, so that carbide having a desired grain size cannot be obtained and the wear resistance is not improved. Therefore, the cooling stop temperature is set to 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 700°C.
  • 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 cementite and ferrite formed in a plate form are arranged side by side. If the structure is pearlite, strain may not be stably introduced in subsequent cold rolling, resulting in shape defects in the cold-rolled steel sheet. Therefore, it is necessary to break the pearlite structure and spheroidize the carbide.
  • the pearlite structure is stable against heat, it is easy to maintain the plate shape. It is necessary to divide the plate-like structure by keeping it at a high temperature for a long time and increase the area of the interface. Therefore, the first annealing is performed at a temperature of at least 650° C. for 3 hours or longer. By further performing cold rolling and second annealing after performing the first annealing, the plate-shaped cementite is easily split. On the other hand, if the annealing temperature is higher than 720° C., the structural change progresses preferentially from one part, resulting in a mixed structure of a coarse structure and a fine structure. performance does not improve.
  • 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 In cold rolling, the plate-like carbides divided by the first annealing are further divided to disperse throughout the steel sheet and undergo the second annealing process. This is an important process for improving wear resistance because it becomes dispersed throughout the plate in desired dimensions. Since the plate-like carbides formed after hot rolling and coiling are stable, they tend to remain until later, and the formation of plate-like carbides can cause voids and cracks. In addition, since it does not disperse throughout the steel sheet, wear progresses unilaterally in structural parts where carbide formation does not occur.
  • the hot-rolled steel sheet after the first annealing is repeatedly subjected to cold rolling and second annealing two or more times.
  • cold rolling the plate-like carbides generated in the steel sheet are divided, and by further performing the second annealing, carbides of a desired size can be dispersed throughout the steel sheet.
  • the rolling reduction of the cold rolling is set to 15% or higher, and the annealing temperature in the second annealing is set to 600° C. or higher.
  • the annealing temperature is higher than 800° C., the prior austenite grains in the structure finally obtained are coarsened, and the wear resistance at the time of frictional heat generation is lowered. Therefore, the annealing temperature is set to 800° C. or lower.
  • the rate of temperature increase is set to 50° C./h or more.
  • the upper limit of the temperature increase rate is not particularly limited, it is preferably 200° C./s or less.
  • the rolling reduction in the cold rolling is preferably high, but if the rolling reduction is 65% or more, the shape of the obtained cold-rolled steel sheet may become unstable. Therefore, the rolling reduction is preferably less than 65%.
  • the number of repetitions of the cold rolling and the second annealing is two or more. By repeating cold rolling and annealing two or more times, the structure can be refined and the carbides can be dispersed throughout the steel sheet to finally obtain a desired carbide size.
  • the number of repetitions is preferably as large as possible, and the upper limit of the number of repetitions is not particularly limited. However, if the number of repetitions exceeds 5, the effect saturates, so the number of repetitions is preferably 5 or less.
  • Final cold rolling reduction 30% or more After repeating cold rolling and second annealing twice or more as described above, final cold rolling is further performed at a rolling reduction of 30% or more.
  • final cold rolling is further performed at a rolling reduction of 30% or more.
  • fine carbides are formed during final quenching and tempering, and wear resistance at the time of frictional heat generation is improved.
  • the grain size of the prior austenite is refined, so that the wear resistance is further improved.
  • 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.
  • the processing method is not particularly limited, and any method can be used.
  • the processing may be, for example, at least one of punching, cutting, wire drawing, bending, and polishing.
  • the heat treatment includes quenching under conditions of a quenching temperature of 700° C. or higher and 950° C. or lower and a holding time of 1.0 minute or longer and 60 minutes or shorter, and a tempering temperature of 100 to 400° C. and a holding time of 20 minutes or longer. Tempering under conditions of 3 hours or less.
  • the quenching and tempering conditions are important for controlling the grain size of carbides and prior austenite grains to obtain excellent wear resistance.
  • the quenching temperature In order to generate fine carbides, it is necessary to raise the quenching temperature (heating temperature during quenching). Therefore, the quenching temperature should be 700° C. or higher, preferably 720° C. or higher. On the other hand, if the quenching temperature is too high, the grain size of the prior austenite will increase and the wear resistance will decrease. Therefore, the quenching temperature should be 950° C. or lower, preferably 920° C. or lower.
  • the retention time is set to 1.0 minute or more.
  • the holding time exceeds 60 minutes, the prior austenite grains become coarse and the wear resistance decreases. Therefore, the retention time is set to 60 minutes or less. Cooling in the quenching is preferably carried out to room temperature with oil or other cooling medium.
  • the tempering temperature should be 400° C. or lower, preferably 380° C. or lower.
  • the tempering temperature should be 100° C. or higher, preferably 130° C. or higher.
  • the holding time during tempering is less than 20 minutes, not only will fine carbides not grow and the desired dimensions will not be obtained, but also the hardness will become too high and embrittlement will occur. do. On the other hand, if the holding time exceeds 3 hours, the fine carbides become too coarse and do not have the desired dimensions. Therefore, the retention time is set to 3 hours or less.
  • the heat treatment may be performed after the processing, or may be performed during the processing.
  • steel parts with excellent wear resistance can be manufactured.
  • the steel parts are not particularly limited and can be used for any purpose, but are particularly suitable for applications requiring abrasion resistance, such as parts for textile machines, bearing parts, and cutting tools for machines. can be done.
  • a steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a steel slab by a continuous casting method.
  • 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 Table 3.
  • the cold-rolled steel sheets were subjected to heat treatment consisting of quenching and tempering under the conditions shown in Table 3 to obtain samples.
  • the process of processing into the shape of the component is omitted.
  • the average particle size of prior austenite grains, the average particle size of coarse carbides, and the average particle size of fine carbides in the obtained samples were measured according to the following procedure.
  • Previous austenite grain size A test piece for observing carbide was taken from the obtained sample. After polishing the rolling direction cross section (L cross section) of the test piece for structure observation, final polishing was performed with colloidal silica, and EBSD measurement was performed to identify prior austenite grain boundaries. After identifying the prior austenite grain boundaries, the individual grain sizes and the number of grains were obtained, and the circle-equivalent diameter was calculated as the average grain size. Table 4 shows the evaluation results.
  • a test piece for observing carbide was taken from the obtained sample. 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 using an SEM at a magnification of 3000 to obtain a tissue image. The particle size of each carbide containing at least one of Nb, Ti, and V contained in the obtained structure image was measured by a cutting method, and the average value of the particle sizes of the carbides was calculated. Identification of Nb-, Ti-, and V-based carbides was performed using SEM-EDS 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. Table 4 shows the evaluation results. In addition, blanks (-) were given for those in which coarse carbides were not observed.
  • a wear test piece 10 having the shape shown in FIG. 1 was taken from each test piece.
  • One abrasion test piece 10 is provided with four holes 11 for threading.
  • a wear test was performed using the obtained wear test piece 10 and the wear test device 20 shown in FIG. Specifically, the yarn S fed from the yarn unwinding device 21 was run 100,000 m per hole while contacting the side surface of the hole 11 of the abrasion test piece 10, and the amount of wear was measured. As for the running speed of the yarn S, full dull polyester knitting yarn was used, and the running speed of the yarn S was 5 m/min. Also, the tension of the thread was adjusted to 10 ⁇ 2 N/cm using the tension adjusting device 22 .
  • grooves 12 are formed by abrasion in the portions of the hole 11 that were in contact with the thread. Therefore, when the thread was run for 100,000 m, the running was stopped, and the depth d (wear depth) of the groove 12 was measured with an optical microscope.
  • Abrasion test piece 11 Hole 12 Groove 20
  • Abrasion test device 21 Yarn unwinding device 22
  • Tension adjusting device 23 Yarn winding device S Yarn d Wear depth

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Abstract

耐摩耗性に優れた鋼製部品を提供する。所定の成分組成を有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が２５μｍ以下であり、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含み、かつ、前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ以上の粒子の平均粒径が０．１５～２．５μｍ、前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ未満の粒子の平均粒径が０．００５～０．０５μｍである、鋼製部品。

Description

鋼製部品および鋼製部品の製造方法
　本発明は、鋼製部品、特に、耐摩耗性に優れた鋼製部品に関する。また、本発明は前記鋼製部品の製造方法に関する。
　高濃度の炭素を含有する鋼である炭素鋼は、高い硬度を有しているため、繊維機械用部品、軸受け部品、機械用刃物をはじめとする耐摩耗性が求められる鋼製部品の素材として幅広く用いられている。
　一般的な鋼製部品の製造においては、素材としての冷延鋼板を部品形状に加工した後、焼入れ処理と焼戻し処理が施される。焼入れ処理で硬度を高めると靭性が低下するが、その後に焼戻し処理を行うことにより靱性を向上させることができる。しかし、焼戻し処理を行うことにより硬度が低下してしまうという問題があった。
　そこで、鋼製部品のさらに硬度を高め、一層優れた耐摩耗性を実現するために様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、フェライト－セメンタイト組織を有する鋼板において、フェライトの粒径を大きくし、炭化物（主としてセメンタイト）を適切な粒径で球状化し、パーライト組織を減少させることで、成形性と耐摩耗性を向上させる技術が開示されている。
　また、特許文献２では、冷延鋼板に対して特定の条件で焼鈍を施すことにより、金属組織を硬質なセメンタイトと軟質なフェライトの層状組織であるパーライト組織とし、その結果、冷延鋼板の耐摩耗性を向上させる技術が開示されている。
　特許文献３では、円相当径が０．５μｍ以上の粗大なＮｂ・Ｔｉ系炭化物をマトリックス組織であるフェライト相中に析出させることにより、鋼板の耐摩耗性を向上する技術が開示されている。
　特許文献４では、粒子径２μｍ以上の粗大な炭化物をマトリックス組織中に析出させることにより、鋼材の耐摩耗性を向上させる技術が開示されている。
　特許文献５では、Ｃ：０．５～０．７質量％の鋼板に対して、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、セメンタイトなどの炭化物の球状化率を向上させ、靭性を向上す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。
　特許文献８では、最終的に行うオーステンパ―熱処理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、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粒径や残留オーステナイトや旧オーステナイト粒径を調整し、更に、一般的な調質熱処理である焼入れ・焼戻しで得られるマルテンサイトの焼戻し組織を得るのではなく、ベイナイト組織を得ることで、靭性を向上する技術が提案されている。
国際公開第２０１６／２０４２８８号 特開２０２０－１３２９５３号公報 特開２０１７－１９０４９４号公報 特開２０１０－１３８４５３号公報 特開２００９－２４２３３号公報 特開２０１１－１２３１６号公報 特許第６８８０２４５号 特開２０１８－４８３７４号公報
　特許文献１～８で提案されているような従来の技術によれば、鋼材の硬度や耐摩耗性に一定の向上が見られる。しかし、本発明者らの検討によれば、従来の鋼材を素材として製造された鋼製部品を実際に使用すると、十分な耐摩耗性が得られない場合があることが分かった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、耐摩耗性に優れた鋼製部品を提供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）鋼製部品を実際に使用する際には、他の部材との摩擦により温度が上昇する。例えば、鋼製部品をメリヤス針などの繊維機械用部品として使用する場合、該鋼製部品は常に繊維との摩擦にさらされる結果、温度が上昇する。
（２）したがって、実際の使用時に優れた耐摩耗性を発揮するためには、素材と素材の削り合いによる静的な摩耗を抑制するだけでなく、摩擦時の温度上昇に伴う鋼板の軟化を抑制する必要がある。
（３）鋼製部品の耐摩耗性を向上させるためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を鋼中に析出させる必要がある。その際、前記炭化物のうち、粗大なものは静的な摩耗を抑制する作用を有している。例えば、繊維機械部品の場合、粗大な炭化物が存在することにより、繊維や繊維に付着した小石などの異物による被削量を低減することができる。
（４）一方、前記炭化物のうち、微細なものは摩擦時の温度上昇に伴う鋼板の軟化を抑制する作用を有している。すなわち、微細な炭化物が存在することにより、摩擦によって温度が上昇した際に転位組織が回復して硬度が低下することが抑制される。また、微細な炭化物が存在する鋼においては、焼入れ焼き戻しを行った際に旧オーステナイト粒が微細化されるため、粒界強化効果が高まり、その結果、さらに転位組織の回復による硬度低下が抑制される。
（５）上記の効果を得るためには、粗大な炭化物と微細な炭化物それぞれの平均粒径を特定の範囲に制御する必要がある。
　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　：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．００1～０．１％、
　Ｎ　：０．００１～０．００９％、
　Ｃｒ：０．０５～０．５５％、ならびに
　Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．１～０．５％、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、
　旧オーステナイト粒の平均粒径が２５μｍ以下であり、
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含み、かつ、
　前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ以上の粒子の平均粒径が０．１５～２．５μｍ、
　前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ未満の粒子の平均粒径が０．００５～０．０５μｍである、鋼製部品。
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に記載の鋼製部品。
３．前記鋼製部品が、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物のいずれかである、上記１または２に記載の鋼製部品。
４．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上、保持時間：１．０時間以上の条件で加熱し、
　加熱された前記鋼スラブを、仕上圧延開始温度：Ａｃ３点以上の条件で熱延鋼板とし、
　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：２．０秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６４０℃～７２０℃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、７２０℃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℃、昇温速度を５０℃／ｈ以上での第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施し、その後、さらに圧延率３０％以上での最終冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
　前記冷延鋼板に対し、
　部品形状への加工と、
　焼入温度：７５０℃以上９５０℃以下、保持時間：１．０分以上、６０分以下の条件での焼入れと、焼戻温度：１００～３２０℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件での焼戻しを含む熱処理とを施す、鋼製部品の製造方法。
　本発明によれば、耐摩耗性に優れた鋼製部品を提供することができる。本発明の鋼製部品は、静的な条件のみならず、摩擦によって温度が上昇した条件においても優れた耐摩耗性をそうするため、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物をはじめとする様々な用途に好適に用いることができる。
摩耗試験片の形状を示す模式図である。 摩耗試験装置の模式図である。 実施例で用いた摩耗試験装置の形状を示す模式図である。
　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、上述したように、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、「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、セメンタイトや、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・焼戻し後の硬度と耐摩耗性を得るためには、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、表面性状が劣化し、その後の冷延で表面に割れが出やすくなるだけでなく、焼入れの際に割れが生じ摩耗性が低下する。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り、強度が上がることで耐摩耗性も向上する。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％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、熱間加工の際に鋼板表面に粗大なフェライトが生成し、その後の工程において耐摩耗性向上に必要な炭化物の生成が阻害される。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いる。また、Ｍｎは、焼戻し時だけでなく、鋼製部品の使用時における摩擦熱による転位回復を抑制する作用も有している。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、炭化物生成を抑制すると共に、部品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、固溶強化により硬度を上昇させ、その結果、耐摩耗性を向上させることができる。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、粒界の強度が低下し、脆化する。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：０．０１％以下
　Ｓは、Ｍｎと硫化物を形成してＭｎを消費するため、焼入れ性を低下させる。焼入れ性が低下すると鋼の強度が下がり、その結果、耐摩耗性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。一方、耐摩耗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が過剰であると粗大な窒化物が形成される。前記窒化物は鋼の表面に形成される場合が多く、この窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進されるので耐摩耗性が低下する。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％
　Ｎを微量添加することにより微細な窒化物を形成し、粒径を微細化して靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｎが過剰であるとＡｌと結合して粗大な窒化物が形成される。前記窒化物は鋼の表面に形成される場合が多く、この窒化物を起点とした割れやボイドの形成が促進されるので耐摩耗性が低下する。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：０．０５～０．５５％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、硬度を向上させる作用を有する元素であり、したがって、Ｃｒを添加することで耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．０５％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、鋼製部品の性能が低下するする。また、Ｃｒ炭化物が生成する結果、耐摩耗性の向上に有効な炭化物の生成が妨げられる。そのため、Ｃｒ含有量は０．５５％以下、好ましくは０．９５％以下とする。
　上記成分組成は、Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．１～０．５％、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。
Ｔｉ：０．０５～１．０％
　Ｔｉは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｔｉは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｔｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．０５％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、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。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：０．１～０．５％
　Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｎｂは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。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、微細な炭化物を形成し、静的な摩耗と熱摩耗の両方を抑制する効果を有する元素である。また、Ｖは、焼入れ時の旧オーステナイト粒を微細にし、転位回復を抑制することで耐摩耗性を向上させる効果も有している。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、炭化物が必要以上に粗大化し、前記炭化物がボイドや割れの起点になることから、鋼板を部品形状に加工する際の加工性が低下する。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炭化物の微細化を遅延させ、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、過剰に添加すると炭化物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。
旧オーステナイト粒の平均粒径：２５μｍ以下
　旧オーステナイト粒を微細化することにより、粒界強化効果が向上する。そしてその結果、摩擦熱発生時の転位回復が抑制されるため、熱環境下においても硬度を保つことが可能となり、耐摩耗性が向上する。前記効果を得るために、旧オーステナイト粒の平均粒径を２５μｍ以下とする。
［炭化物］
　本発明の鋼製部品は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含有する。従来、耐摩耗性の向上にはセメンタイトが利用されてきたが、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物は、セメンタイトよりも硬質であるため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を析出させることにより耐摩耗性を従来よりも向上させることができる。
　その際、先に述べたように、前記炭化物のうち粗大なものは静的な摩耗を抑制する作用を有している一方、前記炭化物のうち微細なものは摩擦によって温度が上昇した状態での摩耗を抑制する作用を有している。したがって、粗大な炭化物と微細な炭化物それぞれの粒径を適切に制御することにより、鋼製部品を実際に使用する際の耐摩耗性を効果的に向上させることができる。
　なお、本発明では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上であるものを粗大な炭化物、粒径が０．１μｍ未満のものを微細な炭化物と定義する。
・粗大な炭化物
　粗大な炭化物は、静的な摩耗を抑制する作用を有している。例えば、メリヤス針などの繊維機械部品の場合、粗大な炭化物が存在することにより、繊維や繊維に付着した小石などの異物により擦れることによる摩耗を低減することができる。しかし、粗大な炭化物の平均粒径が０．１５μｍ未満であると、静的な摩耗への抵抗性が発揮されない。そのため、粗大な炭化物の平均粒径を、０．１５μｍ以上とする。一方、炭化物が粗大になりすぎると、該炭化物が抵抗として機能する機会が減少することから摩耗への抵抗効果は飽和する。そのため、粗大な炭化物の平均粒径を２．５μｍ以下とする。粗大な炭化物の数密度はとくに限定されないが、高密度であるほど良く、２５０個／ｍｍ２以上であることが好ましい。前記粗大な炭化物は、結晶粒界、結晶粒内のどちらに存在しても良い。
・微細な炭化物
　微細な炭化物は、転位組織を安定化し、摩擦熱によって温度が上昇した際に転位が回復することを防止する。そのため、微細な炭化物を析出させることによって、摩擦熱による軟化を抑制し、熱環境下での耐摩耗性を向上させることができる。転位回復を抑制する効果は、微細な炭化物の平均粒径が小さいほど高くなる。そのため、微細な炭化物の平均粒径を０．０５μｍ以下とする。一方、炭化物が過度に微細であると、過度に硬度が上昇し、脆化を招く。そのため、微細な炭化物の平均粒径を０．００５μｍ以上とする。微細な炭化物は結晶粒界に生成するよりも、結晶粒内に生成する方が効果が大きい。微細な炭化物の個数密度はとくに限定されないが、多い方が効果が大きく、０．１１個／μｍ２以上であることが好ましい。
　また、本発明の鋼製部品の組織はとくに限定されず、上記の条件を満たすものであれば所望の特性を得ることができる。典型的には、本発明の鋼製部品の組織は、焼戻しマルテンサイト、セメンタイト、およびＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物からなる組織であってよい。前記セメンタイトおよびＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物は、球状化していることが好ましい。具体的には、炭化物の平均長径Ｌａと平均短径Ｌｂを用いて下記の式で定義される炭化物の球状化率が０．７１以上であることが好ましい。
　球状化率＝Ｌｂ／Ｌａ
なお、Ｌａは、１００μｍ２の範囲に存在するすべての炭化物の長径の和を該炭化物の個数で除することにより求められる。また、Ｌｂは、１００μｍ２の範囲に存在するすべての炭化物の短径の和を該炭化物の個数で除することにより求められる。
［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
（９）加工と熱処理
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。
スラブ加熱温度：１１００℃以上
保持時間：１．０時間以
　前記加熱においては、鋼組織を均一化するとともに、鋼中に含まれる炭化物を一部は固溶させ、残りは析出させるために、鋼スラブを、スラブ加熱温度：１１００℃以上、保持時間：１．０時間以上の条件で加熱する。
　なお、前記スラブ加熱の段階で、一部のＣと結合した粗大なＮｂ、Ｔｉ、Ｖ系炭化物を析出させておく必要があるが、その他の未固溶炭化物は後の焼鈍段階で所望の寸法に析出させるため、スラブ加熱の段階では溶解させておく。前記スラブ加熱温度が１１００℃より低い場合、また、保持時間が１時間より短い場合は、粗大なＮｂ，Ｔｉ，Ｖ系炭化物が析出せず、後に、静的な摩耗への抵抗を上げるための粗大なＮｂ，Ｔｉ，Ｖ系炭化物が得られない。一方、前記スラブ加熱温度が高すぎると、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが固溶して析出量が低下するため、前記スラブ加熱温度１３８０℃以下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。
仕上圧延開始温度：Ａｃ３点以上
　前記熱間圧延における仕上圧延開始温度が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。そしてその結果、耐摩耗性の向上に有効である粒内や粒界への炭化物の生成が妨げられる。そのため、前記熱間圧延における仕上圧延開始温度を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：２．０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、鋼板の表層に粗大なフェライト粒が生成し、後の工程まで残留する。そしてその結果、耐摩耗性の向上に有効である粒界や粒内への炭化物の析出が妨げられる。そのため、前記熱間圧延終了から冷却開始までの時間を２．０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
　同様に、前記冷却の際の平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、鋼板の表層に粗大なフェライト粒が生成し、耐摩耗性の向上に有効な炭化物の析出が妨げられる。そのため、前記冷却における平均冷却速度は２５℃／ｓ以上とする。一方、前記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：６４０℃～７２０℃
　また、前記冷却の際の冷却停止温度が高すぎると、異常に粗大な部分と微細な部分からなる不均一な組織が形成され、その結果、後の炭化物生成が阻害される。そのため、冷却停止温度は７２０℃以下とする。一方、冷却停止温度が低すぎると、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。そしてその結果、後の冷間圧延工程で鋼板に不均一な歪が導入されるため、所望の粒径の炭化物が得られず、耐摩耗性が向上しない。そのため、冷却停止温度は６４０℃以上とする。
（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、６００～７００℃とすることが好ましい。
（５）第１の焼鈍
焼鈍温度：６５０℃以上、７２０℃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、７２０℃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、板状に生成したセメンタイトとフェライトが並んだパーライト組織である。組織がパーライトであると、後の冷間圧延において歪が安定して導入されず、冷延鋼板に形状不良が生じる場合がある。そのため、パーライト組織を崩して炭化物を球状化する必要がある。しかし、パーライト組織は熱に対して安定であるので、板状を維持しやすい。高温で長時間保持を行って板状の組織を分断し、界面の面積を増加させておく必要がある。そのため、前記第１の焼鈍は、最低でも６５０℃以上の温度で、３時間以上行う。前記第１の焼鈍を行った後に、さらに冷間圧延と第２の焼鈍を行うことにより、板形状のセメンタイトが分断しやすくなる。一方、焼鈍温度が７２０℃より高いと、一部分から優先的に組織変化が進むため、粗大な組織と微細な組織との混合組織となり、最終的に所望のサイズの炭化物が得られず、耐摩耗性が向上しない。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
　冷間圧延では第１の焼鈍で分断された板状の炭化物がさらに分断されることで鋼板全体に分散し、第２の焼鈍過程を経ることで、所望の寸法で板全体に分散するようになることから、耐摩耗性を向上させるには重要なプロセスである。熱延巻取後に生成した板状の炭化物は安定であるため、後々まで残存しやすく、板状の炭化物生成はボイド生成や割れの原因となりうる。また、鋼板全体に分散しないことから炭化物生成が生じない組織部分では、一方的に摩耗が進んでしまう。
　そこで、耐摩耗性の向上に有効な粒径の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。冷間圧延を行うことにより鋼板中に生成している板状の炭化物を分断し、さらに第２の焼鈍を行うことによって所望の寸法の炭化物を鋼板全体に分散させることができる。前記効果を得るために、前記冷間圧延の圧延率を１５％以上、第２の焼鈍における焼鈍温度を６００℃以上とする。一方、前記焼鈍温度が８００℃より高いと、最終的に得られる組織の旧オーステナイト粒が粗大化し、摩擦熱発生時の摩耗抵抗が低下する。そのため、前記焼鈍温度は８００℃以下とする。
　また、前記第２の焼鈍における昇温速度が遅すぎると、炭化物の局所的な粗大化が進行し、摩擦時の温度上昇に伴う鋼板の軟化を抑制するために必要な微細な炭化物が得られない。そのため、前記昇温速度は５０℃／ｈ以上とする。一方、前記昇温速度の上限は特に限定されないが、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　前記冷間圧延における圧延率は高い方がよいが、圧延率が６５％以上であると、得られる冷延鋼板の形状が不安定となる場合がある。そのため、前記圧延率は６５％未満とすることが好ましい。
　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、組織を微細化するとともに炭化物を鋼板全体に分散させ、最終的に所望の炭化物サイズとすることができる。良好な鋼板形状や板厚精度を安定的に得るためには繰返し回数が多い方が好ましく、前記繰返し回数の上限はとくに限定されない。しかし、繰返し回数が５回を超えると効果が飽和するため、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：３０％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３０％以上での最終冷間圧延を施す。圧延率：３０％以上で最終冷間圧延を行うことにより、最終的な焼入れ・焼戻しの際に微細な炭化物が生成し、摩擦熱発生時の耐摩耗性が向上する。また、圧延率：３０％以上で最終冷間圧延を行うことにより、旧オーステナイト粒径が微細化するため、さらに耐摩耗性が向上する。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。
　また、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。
（９）加工と熱処理
　次いで、得られた冷延鋼板に対し、部品形状への加工と熱処理とを施して、最終的な鋼製部品とする。前記加工の方法はとくに限定されず、任意の方法で行うことができる。前記加工は、例えば、打抜き加工、切削加工、伸線加工、曲げ加工、研磨加工の少なくとも１つであってよい。
　前記熱処理は、焼入温度：７００℃以上９５０℃以下、保持時間：１．０分以上、６０分以下の条件での焼入れと、焼戻温度：１００～４００℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件での焼戻しとを含む。前記焼入れと焼戻しの条件は、炭化物の粒径や旧オーステナイト粒径を制御して優れた耐摩耗性を得るために重要である。
　微細な炭化物を生成させるためには、焼入温度（焼入れ時の加熱温度）を高くする必要がある。そのため、焼入温度は７００℃以上、好ましくは７２０℃以上とする。一方、焼入温度が高すぎると旧オーステナイト粒径が大きくなり、耐摩耗性が低下する。そのため、焼入温度は９５０℃以下、好ましくは９２０℃以下とする。
　前記焼入れの際に、所望の寸法の炭化物を生成させるためには、前記加熱温度に１．０分以上保持する必要がある。そのため、保持時間は１．０分以上とする。一方、保持時間が６０分を超えると、旧オーステナイト粒が粗大化し、耐摩耗性が低下する。そのため、保持時間は６０分以下とする。前記焼入れにおける冷却は、油もしくはその他の冷却媒体で室温まで冷却することが好ましい。
　硬度を向上させて高い耐摩耗性を得るためには、焼戻し温度を低くする必要がある。そのため、焼戻温度は４００℃以下、好ましくは３８０℃以下とする。一方、焼戻温度が低すぎると、微細な炭化物が成長せず所望の寸法にならない。また、硬度が高くなりすぎて素材が脆化する。そのため、焼戻温度は１００℃以上、好ましくは１３０℃以上とする。
　前記焼戻しの際の保持時間が２０分未満であると、微細な炭化物が成長せず所望の寸法にならないだけでなく、硬度が高くなりすぎて脆化が生じるため、保持時間は２０分以上とする。一方、保持時間が３時間を超えると微細な炭化物が粗大になりすぎて所望の寸法にならない。そのため、保持時間は３時間以下とする。
　前記熱処理は、前記加工の後に行ってもよく、前記加工の途中で行ってもよい。
　以上の方法により、耐摩耗性に優れる鋼製部品を製造することができる。前記鋼製部品は、とくに限定されず任意の用途に用いることができるが、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物をはじめとする、耐摩耗性が求められる用途にとくに好適に用いることができる。
　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３に示した回数繰り返した。その後、前記冷延鋼板に表３に示した条件で焼入れと焼戻しからなる熱処理を施して、試料を得た。なお、本実施例では、部品形状への加工工程は省略した。
　得られた試料における旧オーステナイト粒の平均粒径、粗大な炭化物の平均粒径、および微細な炭化物の平均粒径を、それぞれ以下の手順で測定した。
（旧オーステナイト粒径）
　得られた試料から炭化物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、コロイダルシリカで最終研磨を行い、ＥＢＳＤ測定を実施し旧オーステナイト粒界を特定した。旧オーステナイト粒界を特定した後に個々の粒径と粒の個数を求め、円相当直径を算出し、平均粒径とした。評価結果を表４に示す。
（粗大な炭化物）
　得られた試料から炭化物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。得られた組織画像に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物それぞれ粒径を切断法で測定し、前記炭化物の粒径の平均値を算出した。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ系の炭化物の同定はＳＥＭ－ＥＤＳ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。評価結果を表４に示す。なお、粗大な炭化物が観察されなかった物については空欄（－）とした。
（微細な炭化物）
　得られた試料から炭化物観察用試験片を採取し、厚さ７０μｍ程度まで薄厚化した後に、電解研磨にて観察サンプルを作製した。ＴＥＭにて、１５００００～２５００００倍で観察し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物をＴＥＭ－ＥＤＳにより分析し、切断法によりそれぞれの炭化物の直径を求め、得られた粒径を算術平均して微細な炭化物の平均粒径とした。評価結果を表４に示す。なお、微細な炭化物が観察されなかった物については空欄（－）とした。
（耐摩耗性）
　得られた焼入れ焼戻し後の鋼板の耐摩耗性を以下の２つの条件で評価した。
　まず、摩擦による温度上昇がほとんど生じない、静的な条件における耐摩耗性を以下の手順で評価した。
　それぞれの試験片から、図１に示す形状の摩耗試験片１０を採取した。１つの摩耗試験片１０には糸を通すためのホール１１が４つ備えられている。
　得られた摩耗試験片１０と図２に示す摩耗試験装置２０を用いて摩耗試験を実施した。具体的には、糸巻出装置２１から送給される糸Ｓを、摩耗試験片１０のホール１１の側面に接触した状態でホール１つ当たり１０万ｍ走行させ、摩耗量を測定した。糸Ｓの走行速度としては、フルダルポリエステル編み糸を使用し、糸Ｓの走行速度は５ｍ／ｍｉｎとした。また、糸の張力は、張力調整装置２２を用いて１０±２Ｎ／ｃｍに調整した。
　図３に示すように、ホール１１の糸と接触していた箇所には、摩耗によって溝１２が形成される。そこで、糸を１０万ｍ走らせた時点で走行を停止し、溝１２の深さｄ（摩耗深さ）を光学顕微鏡で測定した。
　同様の試験を４つのホール１１で実施し、得られた４つの摩耗深さの平均値を当該摩耗試験片の摩耗深さとした。摩耗深さが４９０μｍ未満であれば耐摩耗性：良（〇）、４９０μｍ以上であれば耐摩耗性：不良（×）とした。評価結果を表４に示す。
　次に、摩擦による温度上昇をともなう条件における耐摩耗性評価するために、糸の走行速度を１８０ｍ／ｍｉｎとした点以外は上記静的条件での試験と同様の手順で試験を実施し、同様の基準で耐摩耗性を評価した。評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
１０　　摩耗試験片
１１　　ホール
１２　　溝
２０　　摩耗試験装置
２１　　糸巻出装置
２２　　張力調整装置
２３　　糸巻取装置
Ｓ　　　糸
ｄ　　　摩耗深さ

Claims (4)

  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　：０．０１％以下、
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、
    　Ｎ　：０．００１～０．００９％、
    　Ｃｒ：０．０５～０．５５％、ならびに
    　Ｔｉ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．１～０．５％、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、
    　旧オーステナイト粒の平均粒径が２５μｍ以下であり、
    　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１つを含む炭化物を含み、かつ、
    　前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ以上の粒子の平均粒径が０．１５～２．５μｍ、
    　前記炭化物のうちの粒径が０．１μｍ未満の粒子の平均粒径が０．００５～０．０５μｍである、鋼製部品。
  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に記載の鋼製部品。
  3. 　前記鋼製部品が、繊維機械用部品、軸受け部品、および機械用刃物のいずれかである、請求項１または２に記載の鋼製部品。
  4. 　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、スラブ加熱温度：１１００℃以上、保持時間：１．０時間以上の条件で加熱し、
    　加熱された前記鋼スラブを、仕上圧延開始温度：Ａｃ３点以上の条件で熱延鋼板とし、
    　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：２．０秒以下、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６４０℃～７２０℃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、７２０℃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℃、昇温速度を５０℃／ｈ以上での第２の焼鈍とを、２回以上繰返し施し、その後、さらに圧延率３０％以上での最終冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
    　前記冷延鋼板に対し、
    　部品形状への加工と、
    　焼入温度：７００℃以上９５０℃以下、保持時間：１．０分以上、６０分以下の条件での焼入れと、焼戻温度：１００～４００℃、保持時間：２０分以上、３時間以下の条件での焼戻しを含む熱処理とを施す、鋼製部品の製造方法。
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