JP7288177B2 - Steel plate and steel plate manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、鋼板および鋼板の製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing a steel sheet.
自動車部品、産業機械のチェーン部品、歯車などの動力伝達部材や、木材の切断・草刈等に使用する丸鋸、帯鋸などの刃物部材には、耐摩耗性が要求される。一般に鋼材の耐摩耗性は、硬さを高めることによって向上する。そのため、耐摩耗性を重視する部材には、焼入れ等の熱処理を利用して硬質化させた鋼材や、炭素等の合金元素含有量の高い鋼材が多用される。すなわち、鋼材の硬さと耐摩耗性とは密接な関係にあり、従来、鋼材に耐摩耗性を付与する手法としては硬さを増大させる手法を採用することが一般的である。 Automobile parts, chain parts for industrial machinery, power transmission members such as gears, and cutlery members such as circular saws and band saws used for cutting wood and mowing grass require wear resistance. In general, the wear resistance of steel is improved by increasing its hardness. Therefore, steel materials hardened by heat treatment such as quenching, and steel materials with a high content of alloying elements such as carbon are often used for members for which wear resistance is important. That is, there is a close relationship between the hardness and wear resistance of steel materials, and conventionally, as a method of imparting wear resistance to steel materials, it is common to employ a method of increasing hardness.
一方、刃が高速回転する丸鋸などの刃物部材では、使用中に折損しないことが重要である。折損を防止するためには鋼材の靭性を確保する必要がある。しかし、耐摩耗性の向上に有利な硬質化は、靭性を低下させる要因となる。そのため、一般に「耐摩耗性」と「靭性」はトレードオフの関係にある。 On the other hand, it is important that blade members such as circular saws, whose blades rotate at high speed, do not break during use. In order to prevent breakage, it is necessary to ensure the toughness of the steel material. However, hardening, which is advantageous for improving wear resistance, causes a decrease in toughness. Therefore, there is generally a trade-off relationship between "wear resistance" and "toughness".
果実、穀物、綿花等の農産物を刈り取る丸鋸など一部の刃物においては、摩耗が比較的穏やかであることから、硬さよりも、折損防止に有利な「靭性」が重視される。そのような刃物用途では、焼入れ等の調質熱処理を経て硬質化された「調質材」ではなく、フェライト相＋球状化セメンタイト組織の「非調質材」が適用されることも多い。しかしながら、製品の長寿命化に対する要求は根強く、摩耗が比較的穏やかな用途であっても、耐摩耗性の改善要望が高まりつつある。非調質材において「耐摩耗性」および「靭性」を高いレベルで両立させる技術の構築が望まれる。 Some blades, such as circular saws for harvesting agricultural products such as fruits, grains, and cotton, wear relatively slowly, so "toughness" which is advantageous for preventing breakage is more important than hardness. For such cutlery applications, a "non-tempered material" of ferrite phase + spheroidized cementite structure is often applied instead of a "tempered material" hardened through thermal refining heat treatment such as quenching. However, there is a strong demand for longer product life, and there is an increasing demand for improved wear resistance even in applications where wear is relatively moderate. It is desired to establish a technology that achieves both "wear resistance" and "toughness" at a high level in non-heat treated materials.
特許文献１には、Ｎｂ、Ｔｉの１種以上を含有する炭化物の粒子が分散した組織を有する、「耐摩耗性」および「靱性」を両立させた非調質材の鋼板が開示されている。 Patent Document 1 discloses a non-heat treated steel sheet that has a structure in which carbide particles containing at least one of Nb and Ti are dispersed and that has both "wear resistance" and "toughness". .
しかしながら、上述のような従来技術による鋼板は、耐摩耗性について改善の余地があった。本発明の一態様は、非調質材において、「耐摩耗性」および「靱性」を従来よりも高いレベルで両立した鋼板を実現することを目的とする。 However, the conventional steel sheets as described above have room for improvement in terms of wear resistance. An object of one aspect of the present invention is to realize a steel sheet that has both "wear resistance" and "toughness" at a higher level than before in a non-heat treated material.
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、０．４０％以上０．９０％以下のＣを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む鋼板であって、ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む、以下の（１）から（３）の何れか１つにより形成される鋼板：（１）上記パーライトのみからなる共析鋼、（２）上記パーライトおよび初析フェライトを含み、上記初析フェライトの面積率が１５％以下である亜共析鋼、（３）上記パーライトおよび初析セメンタイトを含み、上記初析セメンタイトの直径が１０μｍ未満である過共析鋼。 In order to solve the above problems, a steel sheet according to an aspect of the present invention is a steel sheet containing, by mass%, 0.40% or more and 0.90% or less of C, and the balance being Fe and unavoidable impurities. and a steel plate formed by any one of the following (1) to (3), containing pearlite with a lamellar spacing of 0.3 μm or less: (1) eutectoid steel consisting only of the above pearlite, (2) the above (3) a hypo-eutectoid steel containing pearlite and pro-eutectoid ferrite and having an area ratio of the pro-eutectoid ferrite of 15% or less; eutectoid steel.
本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｓｉ：０．０２％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、およびＣｒ：１．２％以下をさらに含んでいてもよい。 The steel sheet according to one aspect of the present invention has, in mass%, Si: 0.02% or more and 0.5% or less, Mn: 0.2% or more and 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: It may further contain 0.03% or less and Cr: 1.2% or less.
本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下、およびＴｉ：０．３％以下のうちの少なくとも１つをさらに含んでいてもよい。 The steel sheet according to one aspect of the present invention has at least V: 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, Nb: 0.3% or less, and Ti: 0.3% or less in mass% It may further include one.
本発明の一態様に係る鋼板は、板厚が２ｍｍ以下であってもよい。 The steel sheet according to one aspect of the present invention may have a thickness of 2 mm or less.
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼板の製造方法は、上記のいずれかの鋼板を製造する方法であって、上記鋼板の素材となるスラブに熱延処理を施す熱延工程と、上記熱延工程により得られた上記鋼板に冷延処理を施す冷延工程と、上記冷延工程後の上記鋼板に（ａ）加熱処理、（ｂ）第１冷却処理、および（ｃ）第２冷却処理をこの順で施す熱処理工程と、を含み、（ａ）上記加熱処理では、８００℃以上の温度Ｔ（℃）において－０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長い時間加熱し、（ｂ）上記第１冷却処理では、１５℃／秒以上の冷却速度により５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却し、（ｃ）上記第２冷却処理では、上記第１冷却処理後の上記鋼板を、上記第１冷却処理終了時の温度から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持する。 In order to solve the above-described problems, a method for manufacturing a steel sheet according to an aspect of the present invention is a method for manufacturing any one of the above-described steel sheets, wherein a slab that is a material of the steel sheet is hot-rolled. A rolling step, a cold rolling step of subjecting the steel plate obtained by the hot rolling step to a cold rolling treatment, (a) a heat treatment of the steel plate after the cold rolling step, (b) a first cooling treatment, and ( c) a heat treatment step of performing the second cooling treatment in this order, and (a) in the heat treatment, heating is performed at a temperature T (° C.) of 800° C. or higher for a time longer than −0.13×T+145 (seconds). , (b) in the first cooling process, cooling to a temperature of 580 ° C. or more and 670 ° C. or less at a cooling rate of 15 ° C./sec or more; and (c) in the second cooling process, the above after the first cooling process The steel plate is held within a temperature range from the temperature at the end of the first cooling treatment to 570° C. for 15 seconds or more.
本発明の一態様によれば、非調質材において、「耐摩耗性」および「靱性」を従来よりも高いレベルで両立した鋼板を実現できる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to one aspect of the present invention, it is possible to realize a steel sheet that has both "wear resistance" and "toughness" at a higher level than before in the non-heat treated material.
以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をより良く理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。 An embodiment of the present invention will be described in detail below. The following description is for better understanding of the gist of the invention, and does not limit the invention unless otherwise specified.
＜鋼板＞
本実施形態に係る鋼板は、質量％で、０．４０％以上０．９０％以下のＣを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む鋼板であって、ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む共析鋼、亜共析鋼、および過共析鋼のいずれか１つにより形成される鋼板である。
<Steel plate>
The steel sheet according to the present embodiment is a steel sheet containing, by mass%, 0.40% or more and 0.90% or less of C, and the balance being Fe and inevitable impurities, and is a pearlite having a lamellar spacing of 0.3 μm or less. A steel plate formed of any one of eutectoid steel, hypo-eutectoid steel, and hyper-eutectoid steel containing
〔パーライト〕
本願発明では、耐摩耗性の向上に有効なパーライト組織を十分に確保することが非常に重要で、本願発明で規定する共析鋼、亜共析鋼および過共析鋼は全てパーライト組織を含んでいる。パーライト組織が摩擦されると、図１に示すようにパーライト組織中に存在する層状のセメンタイトが摩擦面と並行に緻密な層状に重なって表面を覆う形態（図１における流動領域）となる。セメンタイトはフェライトに比べ非常に硬く耐摩耗性に優れていることから、パーライト組織を十分に確保することで非常に優れた耐摩耗性を得ることが可能となる。一方、パーライト組織は軟質で靭性に優れるフェライトと層状セメンタイトとの複合組織でもあり、靭性にも優れている。
[Perlite]
In the present invention, it is very important to sufficiently secure a pearlite structure effective for improving wear resistance, and the eutectoid steel, hypo-eutectoid steel and hyper-eutectoid steel defined in the present invention all contain a pearlite structure. I'm in. When the pearlite structure is rubbed, as shown in FIG. 1, the layered cementite present in the pearlite structure overlaps the friction surface in a dense layer to cover the surface (flow region in FIG. 1). Since cementite is much harder than ferrite and has excellent wear resistance, it is possible to obtain very excellent wear resistance by ensuring a sufficient pearlite structure. On the other hand, the pearlite structure is also a composite structure of ferrite, which is soft and has excellent toughness, and layered cementite, and is also excellent in toughness.
〔共析鋼〕
共析鋼は、当該共析鋼の金属組織がパーライトのみからなる鋼である。
[Eutectoid steel]
Eutectoid steel is steel in which the metallographic structure of the eutectoid steel consists only of pearlite.
〔亜共析鋼〕
亜共析鋼は、共析鋼よりもＣの含有量が少ない鋼であり、標準組織である場合にはパーライトおよび初析フェライトを含む金属組織である。当該亜共析鋼における初析フェライトの面積率は１５％以下であり、これは、例えば、オーステナイト温度域から冷却速度を制御することによって達成することができる。
[Sub-eutectoid steel]
Hypo-eutectoid steel is steel with a lower C content than eutectoid steel, and in the case of a standard structure, it has a metal structure containing pearlite and pro-eutectoid ferrite. The area ratio of proeutectoid ferrite in the hypo-eutectoid steel is 15% or less, which can be achieved, for example, by controlling the cooling rate from the austenite temperature range.
亜共析鋼では、耐摩耗性に劣る初析フェライトの面積率が多くなると、摩擦された際にパーライト中の層状セメンタイトによる表面の被覆が十分でなくなるため、十分な耐摩耗性が得られなくなる。初析フェライトの面積率を１５％以下に制限し、耐摩耗性の向上に有効なパーライト組織を十分に確保することにより優れた耐摩耗性と靭性を両立させることが可能となる。 In hypo-eutectoid steel, if the area ratio of pro-eutectoid ferrite, which is inferior in wear resistance, increases, the layered cementite in the pearlite will not cover the surface sufficiently when rubbed, so sufficient wear resistance cannot be obtained. . By limiting the area ratio of proeutectoid ferrite to 15% or less and sufficiently securing a pearlite structure effective for improving wear resistance, it is possible to achieve both excellent wear resistance and toughness.
〔過共析鋼〕
過共析鋼は、共析鋼よりもＣの含有量が多い鋼であり、標準組織である場合にはパーライトおよび初析セメンタイトを含む金属組織である。当該過共析鋼の粒界（結晶粒界）に存在する初析セメンタイトの長径（直径）が１０μｍ未満であり、これは、例えば、オーステナイト温度域から冷却速度を制御することによって達成することができる。これにより、粗大な初析セメンタイトが存在しないため、変形時に初析セメンタイト近傍における粗大なボイド（空隙）の形成を抑えることができ、優れた靭性が得られる。
[Hypereutectoid steel]
Hypereutectoid steel is steel with a higher C content than eutectoid steel, and in the case of the standard structure, it has a metallographic structure that includes pearlite and proeutectoid cementite. The major axis (diameter) of the proeutectoid cementite present in the grain boundaries (grain boundaries) of the hypereutectoid steel is less than 10 μm, which can be achieved, for example, by controlling the cooling rate from the austenite temperature range. can. As a result, since coarse pro-eutectoid cementite does not exist, formation of coarse voids in the vicinity of pro-eutectoid cementite can be suppressed during deformation, and excellent toughness can be obtained.
〔板厚〕
本実施形態における鋼板の板厚は、２ｍｍ以下である。このような板厚範囲内により、１５℃／秒以上の冷却速度が得られ、亜共析鋼の場合は、初析フェライトの生成を抑えることができる。過共析鋼の場合は、初析セメンタイトの生成を抑えることができる。
[Thickness]
The plate thickness of the steel plate in this embodiment is 2 mm or less. Within this plate thickness range, a cooling rate of 15° C./sec or more can be obtained, and in the case of hypo-eutectoid steel, the formation of pro-eutectoid ferrite can be suppressed. In the case of hypereutectoid steel, the formation of proeutectoid cementite can be suppressed.
〔硬さ〕
本実施形態における鋼板の硬さは、特に制限はないが、２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下の鋼板であることが好ましい。上述のような共析鋼、亜共析鋼および過共析鋼により形成される鋼板において、硬さが２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下であれば、耐摩耗性および靱性を高いレベルで両立できる。なお、ここでいう鋼板の硬さとは、ビッカース硬さ（Ｈｖ１０）を意味する。
〔Hardness〕
The hardness of the steel sheet in this embodiment is not particularly limited, but the steel sheet preferably has a hardness of 200 HV or more and 400 HV or less. In the steel plate formed of eutectoid steel, hypo-eutectoid steel, and hyper-eutectoid steel as described above, if the hardness is 200 HV or more and 400 HV or less, both wear resistance and toughness can be achieved at high levels. In addition, the hardness of a steel plate here means Vickers hardness (Hv10).
〔鋼板に含まれる成分〕
以下、鋼板の成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
[Components contained in the steel plate]
Hereinafter, "%" regarding the composition of the steel sheet means "% by mass" unless otherwise specified.
本実施形態に係る鋼板は、０．４０％以上０．９０％以下のＣ（炭素）を含み、残部としてＦｅ（鉄）および不可避不純物を含む鋼板である。 The steel sheet according to the present embodiment is a steel sheet containing 0.40% or more and 0.90% or less of C (carbon) and the balance of Fe (iron) and unavoidable impurities.
（Ｃ）
本実施形態に係る鋼板は、０．４０％以上０．９０％以上のＣを含む。すなわち、本実施形態に係る鋼板は、中炭素鋼または高炭素鋼の鋼板である。Ｃは、中炭素鋼および高炭素鋼において最も基本となる成分であり、鋼板における含有量に応じて鋼板の加工性、炭化物量などが大きく変動する。
(C)
The steel sheet according to this embodiment contains 0.40% or more and 0.90% or more of C. That is, the steel plate according to the present embodiment is a medium carbon steel plate or a high carbon steel plate. C is the most basic component in medium-carbon steel and high-carbon steel, and the workability of the steel sheet, the amount of carbides, etc. vary greatly depending on the content in the steel sheet.
Ｃの含有量が０．４０％以上であることにより、鋼板における炭化物量が十分となるため、亜共析鋼において、パーライトを含み、初析フェライト面積率が低い金属組織が得られる。これにより、初析フェライト面積率を１５％以下に低下させるとともにパーライトラメラ間隔を微細化し、好適なパーライトラメラ間隔の金属組織を有する鋼板を得ることができる。また、Ｃの含有量が多くなると粗大な炭化物が多くなり、靭性低下の要因となるためＣの含有量は０．９０％以下に制限される。 When the C content is 0.40% or more, the amount of carbides in the steel sheet becomes sufficient, so that in the hypo-eutectoid steel, a metal structure containing pearlite and having a low proeutectoid ferrite area ratio can be obtained. As a result, the proeutectoid ferrite area ratio is reduced to 15% or less, the pearlite lamellar spacing is refined, and a steel sheet having a metal structure with a suitable pearlite lamellar spacing can be obtained. In addition, when the C content increases, coarse carbides increase and cause a decrease in toughness, so the C content is limited to 0.90% or less.
〔鋼板に含まれ得るその他の成分〕
また、本実施形態に係る鋼板は、上述の成分以外にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒを含み、Ｖ、Ｍｏ、ＮｂおよびＴｉのうちの少なくとも１つをさらに含んでいてもよい。
[Other components that may be contained in the steel plate]
In addition, the steel sheet according to the present embodiment contains Si, Mn, P, S and Cr in addition to the above components, and may further contain at least one of V, Mo, Nb and Ti.
（Ｓｉ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｓｉ（ケイ素）を含む。Ｓｉは鋼板の加工性に対して影響を及ぼす成分である。鋼板におけるＳｉの含有量は、０．０２％以上０．５０％以下であることが好ましい。Ｓｉの含有量が０．０２％以上であることにより、鋼板に含まれる酸素を除去するための脱酸剤として利用することができる。また、Ｓｉを多量に含有すると靱性低下の要因となるため、Ｓｉの含有量は０．５０％以下に制限される。
(Si)
The steel plate according to the present embodiment contains Si (silicon). Si is a component that affects the workability of the steel sheet. The Si content in the steel sheet is preferably 0.02% or more and 0.50% or less. Since the Si content is 0.02% or more, it can be used as a deoxidizing agent for removing oxygen contained in the steel sheet. In addition, if a large amount of Si is contained, the toughness is lowered, so the Si content is limited to 0.50% or less.
（Ｍｎ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｍｎ（マンガン）を含む。Ｍｎは鋼板の硬度向上に有効な成分である。鋼板におけるＭｎの含有量は、０．２％以上１．５％以下であることが好ましい。多量にＭｎを含有することは、熱延鋼板の硬質化を招き、製造性が低下する原因となるため、Ｍｎの含有量は１．５％以下に制限される。
(Mn)
The steel sheet according to this embodiment contains Mn (manganese). Mn is a component effective in improving the hardness of the steel sheet. The content of Mn in the steel sheet is preferably 0.2% or more and 1.5% or less. The Mn content is limited to 1.5% or less because a large amount of Mn causes hardening of the hot-rolled steel sheet and causes deterioration in manufacturability.
（Ｐ、Ｓ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）を含む。ＰおよびＳはいずれも、鋼板の靱性を低下させる成分である。鋼板におけるＰの含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。また、鋼板におけるＳの含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。鋼板におけるＰおよびＳの含有量が、上述の好ましい範囲にあることにより、靱性に優れた鋼板を得ることができる。
(P, S)
The steel sheet according to this embodiment contains P (phosphorus) and S (sulfur). Both P and S are components that reduce the toughness of the steel sheet. The P content in the steel sheet is preferably 0.03% or less. Also, the S content in the steel sheet is preferably 0.03% or less. A steel plate having excellent toughness can be obtained by setting the P and S contents in the steel plate within the preferred ranges described above.
（Ｃｒ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｃｒ（クロム）を含む。Ｃｒは、鋼板の強度向上に有効な成分である。鋼板におけるＣｒの含有量は、１．２％以下であることが好ましい。多量のＣｒは靱性低下の要因となるため、Ｃｒの含有量は１．２％以下に制限される。
(Cr)
The steel plate according to this embodiment contains Cr (chromium). Cr is a component effective in improving the strength of the steel sheet. The Cr content in the steel sheet is preferably 1.2% or less. Since a large amount of Cr causes a decrease in toughness, the Cr content is limited to 1.2% or less.
（Ｍｏ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｍｏ（モリブデン）を含んでいてもよい。Ｍｏは、鋼板の靱性向上に有効な成分である。鋼板におけるＭｏの含有量は、０．３％以下であることが好ましい。Ｍｏは、鋼板に過剰に添加してもコストに見合った靱性向上効果は得られない。そのため、Ｍｏの含有量は、０．３％以下に抑えることが好ましい。
(Mo)
The steel plate according to the present embodiment may contain Mo (molybdenum). Mo is a component effective in improving the toughness of the steel sheet. The Mo content in the steel sheet is preferably 0.3% or less. Even if Mo is excessively added to the steel sheet, the effect of improving toughness commensurate with the cost cannot be obtained. Therefore, it is preferable to suppress the Mo content to 0.3% or less.
（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）
本実施形態に係る鋼板は、Ｖ（バナジウム）、Ｔｉ（チタン）およびＮｂ（ニオブ）の少なくともいずれかを含んでいてもよい。Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、鋼板中において硬質な炭化物として形成される成分である。鋼板におけるＶ、ＴｉおよびＮｂの含有量は、それぞれ０．３％以下であることが好ましい。鋼板におけるＶ、ＴｉおよびＮｂの含有量が、それぞれ０．３％以下であることにより、コストの増加および鋼板の製造性の低下を防止することができる。
(V, Ti, Nb)
The steel sheet according to this embodiment may contain at least one of V (vanadium), Ti (titanium) and Nb (niobium). V, Ti and Nb are components formed as hard carbides in the steel sheet. The contents of V, Ti and Nb in the steel sheet are each preferably 0.3% or less. When the contents of V, Ti and Nb in the steel sheet are each 0.3% or less, it is possible to prevent an increase in cost and a decrease in manufacturability of the steel sheet.
本実施形態に係る鋼板は、Ｃ以外の成分として上述した各成分を含み得る。好適な態様としては、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒを含み、さらに、含有量が０．０３％以下のＰおよびＳを含むものである。より好適な態様では、これらをすべて含んでいる。さらに別の態様では、Ｃに加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒを含み、さらに、含有量が０．０３％以下のＰおよびＳを含み、好ましくは全てを含んでいる態様において、Ｖ、Ｍｏ、ＮｂおよびＴｉのうちの少なくとも１つをさらに含むものが挙げられる。 The steel sheet according to the present embodiment may contain each component described above as a component other than C. A preferred embodiment contains Si, Mn, and Cr, and further contains P and S in a content of 0.03% or less. A more preferred embodiment includes all of these. In yet another aspect, in addition to C, Si, Mn, and Cr are included, and the content of P and S is 0.03% or less. , Nb and Ti.
＜鋼板の製造方法＞
以下に、本実施形態に係る鋼板の製造方法を示す。本実施形態に係る鋼板の製造方法は、素材となるスラブ（素材スラブ）から、本実施形態に係る鋼板を製造する方法であって、熱延工程と、冷延工程と、熱処理工程とを含む。ここで、素材スラブとは、具体的には、上述の本実施形態に係る鋼板の成分を含み、上述の各工程を施す前のスラブのことを指す。
<Manufacturing method of steel plate>
A method for manufacturing a steel sheet according to this embodiment will be described below. The steel sheet manufacturing method according to the present embodiment is a method for manufacturing the steel sheet according to the present embodiment from a slab as a material (material slab), and includes a hot rolling process, a cold rolling process, and a heat treatment process. . Here, the raw material slab specifically refers to a slab that contains the components of the steel sheet according to the present embodiment described above and has not been subjected to the respective steps described above.
〔熱延工程〕
熱延工程では、素材スラブに熱延処理を施す。具体的には、素材スラブを１２００℃以上に加熱した後、８００℃以上９５０℃以下の温度で熱延仕上げを行う。熱延仕上げ温度が８００℃以上であることにより、鋼板の変形抵抗が高くならず、熱延による鋼板の製造性の低下を防止することができる。また、熱延工程における温度が９５０℃以下であることにより、コイル表面におけるスケール疵の発生を防ぎ、表面品質の低下を抑制することができる。熱延仕上げ後、１０℃／秒以上の冷却速度で６７０℃以下まで冷却し、５７０℃以上６５０℃以下で熱延仕上げ後に得られた熱延鋼板を巻取る。
[Hot rolling process]
In the hot rolling process, the material slab is hot rolled. Specifically, after heating the material slab to 1200° C. or higher, hot rolling finishing is performed at a temperature of 800° C. or higher and 950° C. or lower. When the hot-rolling finishing temperature is 800° C. or higher, the deformation resistance of the steel sheet does not increase, and the deterioration of the productivity of the steel sheet due to hot rolling can be prevented. Moreover, since the temperature in the hot rolling step is 950° C. or less, it is possible to prevent the occurrence of scale defects on the coil surface and suppress deterioration of the surface quality. After hot-rolling finishing, the steel sheet is cooled to 670°C or lower at a cooling rate of 10°C/sec or higher, and the hot-rolled steel sheet obtained after hot-rolling finishing at 570°C or higher and 650°C or lower is wound up.
次に、熱延鋼板に酸洗処理を施し、スケール疵を除去する。熱延鋼板が硬く、次の冷延工程において鋼板を冷延することが困難である場合、冷延工程の前に鋼板を焼鈍して鋼板を軟化させてもよい。冷延工程前の焼鈍における焼鈍温度は、６００℃以上７８０℃以下であることが好ましい。焼鈍温度が７１０℃を超える場合は、加熱保持後６５０℃以下まで徐冷（２０℃/ｈ以下）する。これにより、熱延工程後の熱延鋼板が硬い場合であっても、続く冷延工程において熱延鋼板を冷延することができる。 Next, the hot-rolled steel sheet is subjected to a pickling treatment to remove scale flaws. If the hot rolled steel sheet is hard and it is difficult to cold roll the steel sheet in the subsequent cold rolling process, the steel sheet may be annealed prior to the cold rolling process to soften the steel sheet. The annealing temperature in the annealing before the cold rolling step is preferably 600°C or higher and 780°C or lower. When the annealing temperature exceeds 710°C, it is slowly cooled (at 20°C/h or less) to 650°C or lower after heating and holding. As a result, even if the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process is hard, the hot-rolled steel sheet can be cold-rolled in the subsequent cold-rolling process.
〔冷延工程〕
冷延工程（第１冷延工程）では、熱延工程後（熱延鋼板を酸洗した後）により得られた鋼板に冷延処理を施して所定の厚み（板厚）の鋼板にする。冷延工程における冷延率は、特に限定されるものではなく、所定の鋼板の厚みに応じて、適宜設定することができる。
[Cold rolling process]
In the cold rolling process (first cold rolling process), the steel sheet obtained after the hot rolling process (after the hot rolled steel sheet is pickled) is subjected to a cold rolling treatment to obtain a steel sheet having a predetermined thickness (thickness). The cold rolling rate in the cold rolling process is not particularly limited, and can be appropriately set according to the predetermined thickness of the steel sheet.
冷延工程後にオーステナイト温度域に鋼板を加熱して溶体化するため、冷延工程において冷延する前の鋼板の金属組織は特に限定されない。 Since the steel sheet is heated to the austenite temperature range after the cold rolling process to be solutionized, the metal structure of the steel sheet before cold rolling in the cold rolling process is not particularly limited.
なお、冷延工程において冷延を鋼板に施した際に、鋼板が硬化し、次の熱処理工程において鋼板に連続熱処理を施すことが困難である場合、熱処理工程の前に焼鈍を施して鋼板を軟化させてもよい。熱処理前の焼鈍における焼鈍温度は特に限定されないが、例えば、６００℃以上７２０℃以下であることが好ましい。 When the steel sheet is subjected to cold rolling in the cold rolling process, the steel sheet hardens, and if it is difficult to subject the steel sheet to continuous heat treatment in the subsequent heat treatment process, the steel sheet is annealed before the heat treatment process. It can be softened. Annealing temperature in annealing before heat treatment is not particularly limited, but is preferably 600° C. or higher and 720° C. or lower, for example.
〔熱処理工程〕
熱処理工程では、冷延工程後の鋼板に（ａ）加熱処理、（ｂ）第１冷却処理および（ｃ）第２冷却処理の一連の熱処理を施す。
[Heat treatment process]
In the heat treatment step, the steel sheet after the cold rolling step is subjected to a series of heat treatments including (a) heat treatment, (b) first cooling treatment and (c) second cooling treatment.
（加熱処理）
加熱処理では、冷延工程後の鋼板を、８００℃以上の温度Ｔ（℃）において－０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長い時間加熱し、溶体化する。加熱処理における加熱温度は、８００℃以上９５０℃以下であることが好ましい。鋼板を８００℃以上の温度で加熱することで、鋼板が十分に溶体化し、金属組織に対する初析フェライトの面積率の低いパーライトを得ることができる。また、鋼板を９５０℃以下の高温すぎない温度で加熱することで、オーステナイト粒径の粗大化を防ぐことができる。また、加熱温度が高温すぎないことで、過大なエネルギーを消費せず、加熱処理に用いる炉内の耐火物の劣化を抑え、コストを削減することができる。
(Heat treatment)
In the heat treatment, the steel sheet after the cold rolling process is heated at a temperature T (° C.) of 800° C. or higher for a time longer than −0.13×T+145 (seconds) to be solutionized. The heating temperature in the heat treatment is preferably 800° C. or higher and 950° C. or lower. By heating the steel sheet at a temperature of 800° C. or higher, the steel sheet is sufficiently solutionized, and pearlite having a low area ratio of proeutectoid ferrite to the metal structure can be obtained. In addition, by heating the steel sheet at a temperature of 950° C. or less, which is not too high, coarsening of the austenite grain size can be prevented. Moreover, since the heating temperature is not too high, excessive energy is not consumed, deterioration of the refractory in the furnace used for the heat treatment can be suppressed, and costs can be reduced.
加熱処理における加熱時間は、上述の加熱温度Ｔ（℃）において、－０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長く、－０．３６×Ｔ＋４８５（秒）より短い時間であることが好ましい。加熱時間が－０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長いことで、鋼板が十分に溶体化し、未溶解炭化物が残存するのを防止することができる。また、加熱時間が－０．３６×Ｔ＋４８５（秒）より短いことで、鋼板におけるオーステナイト粒径の粗大化を抑制することができる。 The heating time in the heat treatment is preferably longer than −0.13×T+145 (seconds) and shorter than −0.36×T+485 (seconds) at the heating temperature T (° C.). When the heating time is longer than −0.13×T+145 (seconds), the steel sheet is sufficiently solutionized, and undissolved carbide can be prevented from remaining. Further, since the heating time is shorter than −0.36×T+485 (seconds), coarsening of the austenite grain size in the steel sheet can be suppressed.
（第１冷却処理）
第１冷却処理では、加熱処理後の鋼板を、１５℃／秒以上の冷却速度で、加熱処理における加熱温度から５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却する。冷却速度が１５℃／秒以上であることで、鋼板が亜共析鋼である場合には、初析フェライトの生成を抑えることができ、鋼板が過共析鋼である場合には、初析セメンタイトの生成を抑えることができる。また、加熱処理における加熱温度から５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却することで、オーステナイトからパーライトへの変態（パーライト変態）を好適に開始させることができる。
(First cooling treatment)
In the first cooling treatment, the steel sheet after the heat treatment is cooled from the heating temperature in the heat treatment to a temperature of 580° C. or more and 670° C. or less at a cooling rate of 15° C./sec or more. When the cooling rate is 15° C./sec or more, the formation of proeutectoid ferrite can be suppressed when the steel plate is hypoeutectoid steel, and when the steel plate is hypereutectoid steel, proeutectoid ferrite can be suppressed. It can suppress the formation of cementite. Further, by cooling from the heating temperature in the heat treatment to a temperature of 580° C. or higher and 670° C. or lower, the transformation from austenite to pearlite (pearlite transformation) can be started favorably.
（第２冷却処理）
第２冷却処理では、第１冷却処理後の鋼板を、第１冷却処理終了時の温度（第１冷却終了温度）から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持する。当該温度範囲においてパーライト変態を完了させるには、１０秒以上の時間が必要となるためである。第２冷却処理により、パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以下である金属組織の冷延鋼板が得られる。鋼板が亜共析鋼である場合には、さらに、初析フェライトの面積率が１５％以下となる金属組織の冷延鋼板が得られる。
(Second cooling treatment)
In the second cooling treatment, the steel sheet after the first cooling treatment is held within a temperature range from the temperature at the end of the first cooling treatment (first cooling end temperature) to 570° C. for 15 seconds or more. This is because a time of 10 seconds or more is required to complete the pearlite transformation in the temperature range. A cold-rolled steel sheet having a metal structure with a pearlite lamellar spacing of 0.3 μm or less is obtained by the second cooling treatment. When the steel sheet is a hypo-eutectoid steel, a cold-rolled steel sheet having a metallographic structure in which the area ratio of proeutectoid ferrite is 15% or less is obtained.
第２冷却処理終了時の温度（第２冷却終了温度）は、５７０℃以上６６０℃以下であることが好ましい。第２冷却終了温度の下限を５７０℃としてパーライトを生成させることで、オーステナイトからパーライトへの変態温度が低すぎないため、ベイナイトの生成を抑制し、好適にパーライトを生成することができる。また、第２冷却終了温度の上限を６６０℃としてパーライトを生成させることで、鋼板が亜共析鋼である場合、初析フェライトの生成を抑制することができる。 The temperature at the end of the second cooling process (second cooling end temperature) is preferably 570°C or higher and 660°C or lower. By setting the lower limit of the second cooling end temperature to 570° C. to generate pearlite, the transformation temperature from austenite to pearlite is not too low, so the generation of bainite can be suppressed and pearlite can be suitably generated. In addition, by setting the upper limit of the second cooling end temperature to 660° C. to generate pearlite, it is possible to suppress the generation of proeutectoid ferrite when the steel sheet is hypo-eutectoid steel.
第２冷却処理における冷却時間は、１５秒以上４０秒以下が好ましい。第２冷却処理における冷却時間が上述の範囲にあることにより、低温に冷却するまでの高温域の間にオーステナイトからパーライトへの変態を完了させることができる。その結果、パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを好適に生成することができる。 The cooling time in the second cooling process is preferably 15 seconds or more and 40 seconds or less. By setting the cooling time in the second cooling treatment within the above range, the transformation from austenite to pearlite can be completed during the high temperature range until cooling to a low temperature. As a result, pearlite having a pearlite lamellar spacing of 0.3 μm or less can be preferably produced.
なお、第２冷却処理では、第１冷却処理終了時の温度から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持してさえいれば、第１冷却終了温度から第２冷却終了温度まで冷却していてもよい。 In the second cooling process, as long as the temperature range from the temperature at the end of the first cooling process to 570° C. is maintained for 15 seconds or longer, the temperature is cooled from the first cooling end temperature to the second cooling end temperature. may
また、第２冷却処理の後に、任意の冷却速度にて室温まで冷却した後、調質圧延および冷延などの圧延を鋼板にさらに施してもよい。これにより、鋼板の降伏伸びを解消したり、硬さを調整したりすることができる。 Further, after the second cooling treatment, the steel sheet may be further subjected to rolling such as temper rolling and cold rolling after cooling to room temperature at an arbitrary cooling rate. Thereby, the yield elongation of the steel sheet can be eliminated and the hardness can be adjusted.
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。 The present invention is not limited to the above-described embodiments, but can be modified in various ways within the scope of the claims, and can be obtained by appropriately combining technical means disclosed in different embodiments. is also included in the technical scope of the present invention.
＜素材スラブの製造＞
まず、以下の表１に示す成分を有する鋼種の素材スラブを製造した。なお、比較例において、本発明に係る成分含有量等の規定条件を満たさない項目は、下線により示す。これは、以降の表についても同様である。
<Production of material slabs>
First, material slabs of steel grades having the components shown in Table 1 below were produced. In the comparative examples, the items that do not satisfy the prescribed conditions such as the content of ingredients according to the present invention are underlined. This also applies to subsequent tables.
＜鋼板の製造＞
次に、表１に示す素材スラブに対して、熱延、冷延および熱処理を施して鋼板を製造した。
<Production of steel plate>
Next, the material slabs shown in Table 1 were subjected to hot rolling, cold rolling and heat treatment to produce steel sheets.
〔熱延〕
まず、表１に示す素材スラブに対して、１２００℃以上に加熱した後、８００℃以上９５０℃以下の温度で熱延仕上げを施した。熱延仕上げ後、当該鋼板を５７０℃以上６５０℃以下の温度において巻取った。巻取り後、酸洗によりスケール疵を除去した。以下の表２に示すように、Ｎｏ．２および４の試験では、熱延後、鋼板を冷延する前に、当該鋼板にさらに焼鈍を施した。焼鈍は、７００℃、４０ｈの条件で行った。
[Hot rolling]
First, the material slabs shown in Table 1 were heated to 1200° C. or higher, and then subjected to hot rolling finishing at a temperature of 800° C. or higher and 950° C. or lower. After the hot rolling finish, the steel sheet was coiled at a temperature of 570°C or higher and 650°C or lower. After winding, the scale flaws were removed by pickling. As shown in Table 2 below, No. In tests 2 and 4, after hot rolling, the steel sheets were further annealed before cold rolling the steel sheets. Annealing was performed at 700° C. for 40 hours.
〔冷延〕
熱延後、加熱前に、熱延鋼板に冷延（熱処理前冷延）を施した。熱延に加え、焼鈍をさらに施したものについては焼鈍鋼板に冷延を施した。冷延は、表２に示すように、試験毎に熱処理前冷延率（％）にて行った。表２に示すように、Ｎｏ．４の試験では、熱延および焼鈍した後、以下の加熱、第１冷却および第２冷却を施さずに冷延（熱処理後冷延）した。
[Cold rolling]
After hot rolling and before heating, the hot rolled steel sheet was cold rolled (cold rolled before heat treatment). In addition to hot-rolling, the annealed steel sheets were cold-rolled for those further annealed. As shown in Table 2, cold rolling was performed at the cold rolling rate (%) before heat treatment for each test. As shown in Table 2, No. In test No. 4, after hot rolling and annealing, cold rolling (cold rolling after heat treatment) was performed without applying the following heating, first cooling, and second cooling.
〔熱処理〕
次に、冷延後の鋼板に（ａ）加熱、（ｂ）第１冷却および（ｃ）第２冷却の一連の熱処理を施した。
〔Heat treatment〕
Next, the cold-rolled steel sheet was subjected to a series of heat treatments including (a) heating, (b) first cooling and (c) second cooling.
（加熱）
熱処理では、まず、鋼板に加熱を施した。加熱は、表２に示すように、試験毎に加熱温度Ｔ１（℃）および加熱時間ｔ１（秒）の条件で行った。
(heating)
In the heat treatment, first, the steel plate was heated. As shown in Table 2, heating was performed under conditions of heating temperature T 1 (° C.) and heating time t 1 (seconds) for each test.
（第１冷却）
次に、鋼板に第１冷却を施した。第１冷却は、表２に示すように、試験毎に冷却速度Ｒ（℃／秒）において、加熱温度Ｔ１（℃）から表２に示す冷却終了温度（℃）まで冷却した。
(first cooling)
The steel plate was then subjected to a first cooling. As shown in Table 2, the first cooling was performed from the heating temperature T 1 (°C) to the cooling end temperature (°C) shown in Table 2 at a cooling rate R (°C/sec) for each test.
（第２冷却）
次に、鋼板に第２冷却を施した。第２冷却では、第１冷却の後の鋼板を、表２に示す５７０℃までの所要時間（秒）だけかけて冷却した。また、第２冷却の後に冷延（熱処理後冷延）をさらに施した。各試料に対する冷延での冷延率（熱処理後冷延率、％）を表２に示す。なお、各鋼板の厚みが１．８ｍｍになるように第１冷延工程または第２冷延工程で調整した。上述の各処理により、鋼板を得た。
(second cooling)
The steel plate was then subjected to a second cooling. In the second cooling, the steel sheet after the first cooling was cooled down to 570° C. shown in Table 2 over the required time (seconds). Further, cold rolling (cold rolling after heat treatment) was further performed after the second cooling. Table 2 shows the cold rolling rate (cold rolling rate after heat treatment, %) for each sample. The thickness of each steel plate was adjusted in the first cold rolling step or the second cold rolling step so that the thickness of each steel plate was 1.8 mm. A steel plate was obtained by each of the treatments described above.
＜評価項目＞
〔初析フェライトの面積率および初析セメンタイトの長径〕
（初析フェライトの面積率）
Ｎｏ．１から１６の試験によって最終的に得られた鋼板（試料）の金属組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。これらの試料のうち、初析フェライトが観察された試料、すなわち、亜共析鋼である試料に対し、任意の視野で、１０００倍の倍率にて当該視野で確認できる範囲の面積における初析フェライトの面積率を測定した。ある視野において初析フェライトの面積率の測定が終了したら、別の視野において同様に測定を行い、これらの測定を計１０回繰り返した。そして、１０個の視野の初析フェライトの面積率の平均値を算出した。
<Evaluation items>
[Area ratio of pro-eutectoid ferrite and length of pro-eutectoid cementite]
(Area ratio of pro-eutectoid ferrite)
No. Metal structures of the steel sheets (samples) finally obtained by tests 1 to 16 were observed using a scanning electron microscope (SEM). Among these samples, the pro-eutectoid ferrite in the sample in which the pro-eutectoid ferrite was observed, that is, the sample that is hypo-eutectoid steel, in an arbitrary field of view at a magnification of 1000 times, the pro-eutectoid ferrite in the area of the range that can be confirmed in the field of view was measured. After the measurement of the area ratio of pro-eutectoid ferrite in a certain field of view was completed, the same measurement was performed in another field of view, and these measurements were repeated a total of 10 times. Then, the average value of the area ratios of the pro-eutectoid ferrite in the 10 fields of view was calculated.
（初析セメンタイトの長径）
上述のＳＥＭを用いた各試料の金属組織の観察において、初析セメンタイトが観察された試料、すなわち、過共析鋼である試料については、任意の視野において、１０００倍の倍率にて長径１０μｍ以上の初析セメンタイトが存在しないかどうかを確認した。具体的には、ある視野において観察された初析セメンタイトの長径を全て測定し、全て１０μｍ未満であるかどうかを確認した。ある視野において初析セメンタイトの長径が全て１０μｍ未満であることを確認したら、別の視野において同様に測定を行った。１つの視野でも長径１０μｍ以上の初析セメンタイトが存在することを確認したら、その時点で測定を終了した。ある視野における初析セメンタイトの長径が全て１０μｍ未満であること、すなわち、長径１０μｍ以上の初析セメンタイト存在しないことを１０回繰り返し確認した場合、測定を終了した。
(Long diameter of pro-eutectoid cementite)
In the observation of the metallographic structure of each sample using the above-mentioned SEM, the sample in which proeutectoid cementite was observed, that is, the sample that is hypereutectoid steel, in any field of view, the major axis is 10 μm or more at a magnification of 1000 times. The presence of proeutectoid cementite was confirmed. Specifically, all major diameters of proeutectoid cementite observed in a certain field of view were measured to confirm whether they were all less than 10 µm. After confirming that all proeutectoid cementite major diameters were less than 10 μm in a certain field of view, the same measurement was performed in another field of view. When it was confirmed that proeutectoid cementite with a major axis of 10 μm or more was present even in one visual field, the measurement was terminated at that point. When it was confirmed ten times that all pro-eutectoid cementite in a certain visual field had a major axis of less than 10 μm, that is, no pro-eutectoid cementite having a major axis of 10 μm or more existed, the measurement was completed.
（初析フェライトの面積率および初析セメンタイトの長径の評価）
初析フェライトの面積率の平均値および初析セメンタイトの長径の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。なお、以下の長径１０μｍ以上のセメンタイト無しとは、具体的には、１０回の測定において１回も長径１０μｍ以上のセメンタイトが金属組織における粒界に発見されなかったことを意味する。
○：初析フェライトの面積率が１５％以下、かつ、長径１０μｍ以上のセメンタイト無し、×１：初析フェライトの面積率が１５％より大きい、
×２：長径１０μｍ以上のセメンタイトあり。
(Evaluation of area ratio of pro-eutectoid ferrite and major diameter of pro-eutectoid cementite)
The average value of the area ratio of pro-eutectoid ferrite and the major axis of pro-eutectoid cementite were evaluated based on the following criteria. Table 3 shows the results. In addition, the absence of cementite having a major axis of 10 μm or more below specifically means that no cementite having a major axis of 10 μm or more was found at the grain boundary in the metal structure even once in 10 measurements.
○: Area ratio of pro-eutectoid ferrite is 15% or less, and no cementite having a major axis of 10 μm or more, × 1 : Area ratio of pro-eutectoid ferrite is greater than 15%,
× 2 : Cementite having a major axis of 10 μm or more is present.
〔硬さ〕
各試料の硬さをビッカース硬さ試験によって測定した。結果を表３に示す。
〔Hardness〕
The hardness of each sample was measured by the Vickers hardness test. Table 3 shows the results.
〔パーライトラメラ間隔〕
各試料の圧延方向の断面の金属組織を、ＳＥＭを用いて観察した。具体的には、各試料の金属組織を任意の視野で１０００倍の倍率にて観察し、パーライトラメラが密になっている視野を選択した。次に、選択した視野における各試料の金属組織を１００００倍の倍率にて観察し、パーライトラメラ間隔を測定した。ある視野においてパーライトラメラ間隔の測定が終了したら、別の視野において同様に測定を行い、これらの測定を計１０回繰り返した。得られた１０個のパーライトラメラ間隔の値のうち、小さいものから５個のパーライトラメラ間隔の平均値を各試料におけるパーライトラメラ間隔とした。パーライトラメラ間隔の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。
○：パーライトラメラ間隔が０．３μｍ未満、
×：パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以上。
[Pearlite lamellar spacing]
The metal structure of the cross section in the rolling direction of each sample was observed using SEM. Specifically, the metallographic structure of each sample was observed in an arbitrary field of view at a magnification of 1000 times, and a field of view in which pearlite lamellae were dense was selected. Next, the metallographic structure of each sample in the selected field of view was observed at a magnification of 10,000 times, and the pearlite lamellar spacing was measured. After the measurement of the pearlite lamellar spacing in one field of view was completed, the same measurement was performed in another field of view, and these measurements were repeated 10 times in total. Among the 10 pearlite lamellar spacing values obtained, the average value of the five smallest pearlite lamellar spacings was taken as the pearlite lamellar spacing of each sample. The pearlite lamellar spacing was evaluated based on the following criteria. Table 3 shows the results.
○: Pearlite lamellar spacing is less than 0.3 μm,
x: The pearlite lamellar spacing is 0.3 μm or more.
〔耐摩耗性〕
板状の試料片（高さ：２５ｍｍ、長さ：５０ｍｍ、板厚：１．８ｍｍ）をコイル状の相手材に押し付けることによる、連続式摩擦摩耗試験を実施した。相手材として、ポリエステルフィルムの基材に、ＪＩＳ Ｒ６００１の規定による粒度が＃６００であるＷＡ（アルミナ）砥粒を均一分散させた基礎接着剤を塗布したものを用いた。試料を相手材に負荷荷重１０Ｎで押し付け、摩擦速度５ｍ／分、摩擦距離４５ｍの条件により摩耗試験を行った。試験前後の試料片重量の変化から、比摩耗量（ｍｍ３／Ｎｍ）を算出した。
[Abrasion resistance]
A continuous friction wear test was performed by pressing a plate-shaped sample piece (height: 25 mm, length: 50 mm, plate thickness: 1.8 mm) against a coil-shaped mating member. As the mating material, a polyester film substrate was coated with a basic adhesive in which WA (alumina) abrasive grains having a grain size of #600 according to JIS R6001 were uniformly dispersed. The sample was pressed against the mating material with a load of 10 N, and a wear test was conducted under the conditions of a friction speed of 5 m/min and a friction distance of 45 m. A specific wear amount (mm 3 /Nm) was calculated from the change in the weight of the sample piece before and after the test.
鋼材を自動車部品または産業機械のチェーン部品等に使用することを考慮した場合、断面硬さ２００ＨＶ以上４００ＨＶ以下に調整された鋼材において、比摩耗量は１２×１０－３ｍｍ３／Ｎｍ未満であることが望まれる。したがって、耐摩耗性の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。
○：比摩耗量が１２×１０－３ｍｍ３／Ｎｍ未満、
×：比摩耗量が１２×１０－３ｍｍ３／Ｎｍ以上。
Considering that the steel material is used for automobile parts, chain parts for industrial machinery, etc., the specific wear amount is less than 12×10 −3 mm 3 /Nm in the steel material adjusted to a cross-sectional hardness of 200 HV or more and 400 HV or less. is desired. Therefore, wear resistance was evaluated based on the following criteria. Table 3 shows the results.
○: Specific wear amount is less than 12×10 −3 mm 3 /Nm,
×: Specific wear amount is 12×10 −3 mm 3 /Nm or more.
〔靱性〕
各試料から、２ｍｍＵノッチ衝撃試験片（長さ：５５ｍｍ、高さ：１０ｍｍ、板厚：１.８ｍｍ、衝撃方向：圧延方向）を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２００５に従う方法で常温（２３℃）のシャルピー衝撃値を測定した。ここでは５回試験を行い、得られた結果のうち最も低い値（成績の悪い値）を当該試料の衝撃値として採用した。
[Toughness]
A 2 mm U-notch impact test piece (length: 55 mm, height: 10 mm, plate thickness: 1.8 mm, impact direction: rolling direction) was prepared from each sample, and subjected to normal temperature (23 ° C.) by a method according to JIS Z2242: 2005. A Charpy impact value was measured. Here, the test was performed 5 times, and the lowest value (the poorest value) among the obtained results was adopted as the impact value of the sample.
鋼材を高速回転刃物（農産物刈り取り用丸鋸など）の素材として使用することを考慮した場合、この試験による衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上であることが望まれる。したがって、靱性の評価を以下の基準に基づいて行った。結果を表３に示す。
○：シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上、
×：シャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満。
Considering that steel is used as a material for high-speed rotating blades (such as circular saws for harvesting agricultural products), it is desired that the impact value in this test is 100 J/cm 2 or more. Therefore, evaluation of toughness was performed based on the following criteria. Table 3 shows the results.
○: Charpy impact value is 100 J / cm 2 or more,
x: Charpy impact value is less than 100 J/cm 2 .
＜結果＞ <Results>
表１～３に示すように、Ｃ：０．４０％以上０．９０％以下を含む鋼板（鋼種Ａ～Ｊ）を用いており、初析フェライトを含む場合にその面積率が１５％以下であり、または初析セメンタイトを含む場合にその長径が１０μｍ以上であるセメンタイトを含んでおらず、パーライトラメラ間隔が０．３μｍ以下である本発明例によれば、耐摩耗性および靱性を高いレベルで両立できるという結果が得られた。 As shown in Tables 1 to 3, steel sheets (steel grades A to J) containing C: 0.40% to 0.90% are used, and when proeutectoid ferrite is included, the area ratio is 15% or less. or, if it contains proeutectoid cementite, it does not contain cementite having a major axis of 10 μm or more, and the pearlite lamellar spacing is 0.3 μm or less. The result was that both were compatible.
Claims (3)
質量％で、Ｓｉ：０．０２％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、およびＣｒ：１．２％以下をさらに含み、
板厚が２ｍｍ以下であり、
ラメラ間隔が０．３μｍ以下のパーライトを含む、以下の（１）から（３）の何れか１つにより形成される鋼板：
（１）上記パーライトのみからなる共析鋼、
（２）上記パーライトおよび初析フェライトを含み、上記初析フェライトの面積率が１５％以下である亜共析鋼、
（３）上記パーライトおよび初析セメンタイトを含み、上記初析セメンタイトの直径が１０μｍ未満である過共析鋼。 A steel sheet containing 0.40% or more and 0.90% or less C in mass%, the balance being Fe and inevitable impurities,
% by mass, Si: 0.02% or more and 0.5% or less, Mn: 0.2% or more and 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, and Cr: 1 .2% or less,
The plate thickness is 2 mm or less,
A steel sheet containing pearlite with a lamellar spacing of 0.3 μm or less and formed by any one of the following (1) to (3):
(1) Eutectoid steel consisting only of pearlite,
(2) Hypo-eutectoid steel containing the pearlite and pro-eutectoid ferrite and having an area ratio of the pro-eutectoid ferrite of 15% or less;
(3) A hypereutectoid steel containing the above pearlite and proeutectoid cementite, wherein the proeutectoid cementite has a diameter of less than 10 μm.
上記鋼板の素材となるスラブに熱延処理を施す熱延工程と、
上記熱延工程により得られた上記鋼板に冷延処理を施す冷延工程と、
上記冷延工程後の上記鋼板に（ａ）加熱処理、（ｂ）第１冷却処理、および（ｃ）第２冷却処理をこの順で施す熱処理工程と、を含み、
（ａ）上記加熱処理では、８００℃以上の温度Ｔ（℃）において－０．１３×Ｔ＋１４５（秒）より長い時間加熱し、
（ｂ）上記第１冷却処理では、１５℃／秒以上の冷却速度により５８０℃以上６７０℃以下の温度まで冷却し、
（ｃ）上記第２冷却処理では、上記第１冷却処理終了時の温度から５７０℃までの温度範囲内に１５秒以上保持する、鋼板の製造方法。 A method for manufacturing the steel sheet according to claim 1 or 2 ,
A hot rolling step of subjecting a slab, which is the material for the steel plate, to hot rolling;
a cold rolling step of subjecting the steel plate obtained by the hot rolling step to a cold rolling treatment;
a heat treatment step of subjecting the steel sheet after the cold rolling step to (a) a heat treatment, (b) a first cooling treatment, and (c) a second cooling treatment in this order,
(a) in the above heat treatment, heating at a temperature T (° C.) of 800° C. or higher for a time longer than −0.13×T+145 (seconds);
(b) in the first cooling process, cooling to a temperature of 580° C. or more and 670° C. or less at a cooling rate of 15° C./sec or more;
(c) The method for manufacturing a steel sheet, wherein in the second cooling treatment, the temperature is held within a temperature range from the temperature at the end of the first cooling treatment to 570° C. for 15 seconds or more.
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