(57)【要約】【課題】高周波焼入れ後の耐摩耗性に優れた中高炭素鋼材を提供する。【解決手段】本実施形態による中高炭素鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．７０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｎｉ；０〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす。  （４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１≦［Ｔｉ］≦０．１  （１）  ここで、［Ｎ］にはＮ含有量（質量％）、［Ｃ］にはＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］にはＴｉ含有量、Ｔには高周波焼入れ時の加熱温度（Ｋ）が代入される。【選択図】図１
2015218361.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．７０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｎｉ；０〜０．５％、
Ｍｏ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たす、中高炭素鋼材。
（４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１≦［Ｔｉ］≦０．１  （１）
ここで、［Ｎ］にはＮ含有量（質量％）、［Ｃ］にはＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］にはＴｉ含有量、Ｔには高周波焼入れ時の加熱温度（Ｋ）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載の中高炭素鋼材であって、
Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ；０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０．０１５〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、中高炭素鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、中高炭素鋼材に関し、さらに詳しくは、高周波焼入れが実施される中高炭素鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
中高炭素鋼材は、炭素（Ｃ）を０．３０〜０．７０質量％程度含有する。中高炭素鋼材はたとえば、トムソン刃に用いられる。トムソン刃は、帯状の打ち抜き刃である。トムソン刃は、ベニヤ板や段ボール、樹脂、紙、皮革等を所定の形状に打ち抜くために使用される。中高炭素鋼材は、打ち抜き形状に合わせて曲げ加工された後、トムソン刃として利用される。
【０００３】
中高炭素鋼材はさらに、自動車用の機械部品にも利用される。このような機械部品はたとえば、チェーン、ギア、クラッチ等である。
【０００４】
トムソン刃の刃先部の耐摩耗性が低ければ、使用により刃先部が丸くなりやすく、切れ味が悪くなり、刃としての耐久性が低下する。したがって、トムソン刃の刃先は耐久性（耐摩耗性）が要求される。同様に、上記機械部品でも耐摩耗性が要求される。そのため、これらの用途に利用される中高炭素鋼材では、高周波焼入れが実施される。高周波焼入れは、鋼材の硬さを高める。その結果、鋼材の耐摩耗性が高まる。最近では、高周波焼入れが実施された中高炭素鋼材の耐摩耗性のさらなる向上が求められている。
【０００５】
特開２００４−２７７８０１号公報（特許文献１）は、耐摩耗性に優れた打ち抜き刃用鋼を提案する。特許文献１に開示された鋼は、フェライト単相からなる厚さ５μｍ以上の脱炭表層を有する。表面からの深さが１００μｍ以上の領域である基地部は、Ｃ：０．４０〜０．８０質量％を含有する。基地部はさらに、ベイナイト中に１体積％以上の球状炭化物を含む金属組織、又は、焼き戻しマルテンサイト中に１体積％以上の球状炭化物を含む金属組織を有する。ベイナイト又は焼き戻しマルテンサイトの組織中に一定量以上の球状炭化物を分散させれば、耐摩耗性が向上する、と記載されている。
【０００６】
特開２００５−３３６５６７号公報（特許文献２）は、耐久性に優れた打ち抜き刃用鋼を提案する。特許文献２に開示された打ち抜き刃用鋼板は、板厚の１〜１０％厚さの脱炭表層を両面に有する。脱炭の影響のない基地部は、質量％でＣ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．３〜１．６％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．５％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物の化学組成を有する。基地部は、硬さ２７０〜３５０ＨＶのフェライトと球状炭化物からなる組織である。脱炭表層を除いた部分をフェライト組織のままで一定以上の硬さにコントロールすることにより、打ち抜き刃として必要な耐久性が達成できる、と記載されている。
【０００７】
特開２０１２−２１４８８７号公報（特許文献３）は、耐久性に優れた帯状打ち抜き刃用鋼板を提案する。特許文献３に開示された鋼板は、表面から２００μｍまでの深さ領域の表層部と、表層部よりも内部の基地部とを備える。基地部は、Ｃ：０．４０〜０．８０％、Ｎｂ：０．１０〜０．５０％を含有する化学組成を有する。基地部はさらに、ベイナイト中又は焼戻しマルテンサイト中にセメンタイトからなる球状炭化物が１．０体積％以上存在し、円相当径１．０μｍ以上のＮｂ含有炭化物の存在密度が９００μｍ2あたり１０．０個以上である金属組織を有し、硬さが３００〜４００ＨＶに調整されている。Ｎｂ含有炭化物を分散した金属組織の鋼板とすることにより、帯状打ち抜き刃の耐久性が改善される、と記載されている。
【０００８】
特開２０００−３４８３３０号公報（特許文献４）及び特開２０００−３４８３３１（特許文献５）は、急速熱処理後の疲労特性の優れた鋼板を提案する。これらの特許文献に開示された鋼板は、自動車搭載用機械部品等において、成分の規定と共に、ミクロ組織と、表面粗さを調整する。これにより、高速熱処理性と熱処理後の疲労特性が改善できる、と記載されている。
【０００９】
特開２００５−０５４２０４号公報（特許文献６）及び特開２００７−３２１１９０（特許文献７）は、高周波焼入れ後、又は、高周波焼入れ及び焼戻し後の疲労特性に優れた鋼材について提案する。特許文献６に開示された鋼材は、成分規定と共に、母材組織が、ベイナイト組織及び／又はマルテンサイト組織であって、ベイナイト組織及びマルテンサイト組織の合計の組織分率が１０％以上である。さらに、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径が硬化層全厚にわたり１２μｍ以下である。さらに、オーステナイトの粒径分布を示す式が提示されており、それらを満足することによって高周波焼入れ後の疲労特性に優れた鋼材が得られる、と記載されている。
【００１０】
特許文献７では、成分規定と共に、母材組織が、ベイナイト組織及び／又はマルテンサイト組織であって、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率が１０％以上である。さらに、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径が硬化層全厚にわたり１２μｍ以下であり、高周波焼入れ及び焼き戻し後の表面残留応力が−７００ＭＰａ以下である。これにより、高周波焼入れ、及び、焼戻し後の疲労特性に優れた鋼材が得られる、と記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００４−２７７８０１号公報
【特許文献２】特開２００５−３３６５６７号公報
【特許文献３】特開２０１２−２１４８８７号公報
【特許文献４】特開２０００−３４８３３０号公報
【特許文献５】特開２０００−２４８３３１号公報
【特許文献６】特開２００５−０５４２０４号公報
【特許文献７】特開２００７−３２１１９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
トムソン刃のような用途に対しては、上述のような特許が開示されている。しかしながら、特許文献１および２の打ち抜き刃用鋼では、表層部の脱炭による曲げ加工性能改善と刃先の焼入れ前の組織が限定されているだけで、刃先の焼入れ後の性能を改善するには至っていない。刃先焼入れ前の組織を限定したところで、刃先に、例えば、高周波焼入れを施したりすれば、その組織が変化してしまうのが自明の理で、刃先の焼入れ後の耐久性の改善に、明確にはつながらない。
【００１３】
特許文献３では、刃先の耐久性改善策として、Ｎｂを添加し、そのことによって発生するＮｂ含有炭化物の粒径とその存在密度なるものを規定している。しかしながら、これも同様で、刃先の焼入れを行った後には、その熱処理条件の違いにより、充分な性能が確保できない場合が生じることは容易に推定できる。
【００１４】
一方、他の用途、たとえば自動車部品等を中心に高周波焼入れのような高温短時間の熱処理は数多く行われている。しかしながら、熱処理後の耐摩耗性について言及した特許文献は見当たらない。ほとんどは、高周波焼入れ等、高温短時間の熱処理に対応するべく、その熱処理が問題なく施されるようにするために素材の組織や炭化物粒径等の限定を図るものである。特許文献４、特許文献５、特許文献６、及び、特許文献７には、急速熱処理または高周波焼入れ、高周波焼入れ・焼戻し後の性能についての言及がある。しかしながら、これらはいずれも、耐疲労性を向上させることを目的としたもので、母材の組織や表面粗さを規定することで、その目的を達成しようとするものであり、これらの文献に記載されているような方法を用いても、耐久性や耐摩耗性を改善することはできない。
【００１５】
本発明の目的は、高周波焼入れ後の耐摩耗性に優れた中高炭素鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明による中高炭素鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．７０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｎｉ；０〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす。
（４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１≦［Ｔｉ］≦０．１  （１）
ここで、［Ｎ］にはＮ含有量（質量％）、［Ｃ］にはＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］にはＴｉ含有量、Ｔには高周波焼入れ時の加熱温度（Ｋ）が代入される。
【００１７】
上記中高炭素鋼材は、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ；０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｃａ：０．００５〜０．００５０％、及び、Ｎｂ：０．０１５〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明による中高炭素鋼材は、高周波焼入れ後の耐摩耗性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】図１は、１１００℃で高周波焼入れを実施した中高炭素鋼材中のＣ含有量（質量％）と、ＴｉＮではないＴｉ含有量（質量％）と、耐久性との関係を示す図である。
【図２】図２は、９５０℃で高周波焼入れを実施した中高炭素Ｃ含有量（質量％）と、ＴｉＮではないＴｉ含有量（質量％）と、耐摩耗性との関係を示す図である。
【図３】図３は、図２と異なる、９５０℃で高周波焼入れを実施した中高炭素Ｃ含有量（質量％）と、ＴｉＮではないＴｉ含有量（質量％）と、耐摩耗性との関係を示す図である。
【図４Ａ】図４Ａは、大越式摩耗試験機の側面図である。
【図４Ｂ】図４Ｂは、大越式摩耗試験機の正面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
【００２１】
本発明者らは、中高炭素鋼材の高周波焼入れ後の耐摩耗性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。
【００２２】
鋼材中にＴｉＣを含有することにより、高周波焼入後の耐摩耗性が高まる。鋼材の製造工程において、Ｔｉは溶鋼中でＮと結合してＴｉＮを形成する。そして、ＴｉＮとならなかった余ったＴｉがＣと結合して、鋼材の耐摩耗性に寄与するＴｉＣが生成される。したがって、Ｎと結合する以上のＴｉ量が鋼材に含有されるのが好ましい。
【００２３】
さらに、高周波焼入れの熱処理温度が高ければ、ＴｉＣは溶解する。高周波焼入れでは鋼材が熱処理温度まで加熱した後、急冷される。したがって、一度溶解したＴｉＣは再析出しにくい。したがって、ＴｉＣの溶解度積を考慮して、高周波焼入れ処理において、鋼材が熱処理温度まで加熱されても、ＴｉＣが溶け残っている方が好ましい。
【００２４】
ところで、Ｎと結合するＴｉ以外のＴｉ量Ｔｉ１は次の式（Ａ）で示される。
Ｔｉ１＝［Ｔｉ］−（４８／１４）×［Ｎ］  （Ａ）
ここで、［Ｔｉ］、及び［Ｎ］は、鋼材中のＴｉ含有量（質量％）及びＮ含有量（質量％）である。
【００２５】
一方、ＴｉＣの溶解度積は次の式（Ｂ）で定義される。
ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］＝−７０００／Ｔ＋２．７５  （Ｂ）
ここで、Ｔは高周波焼入れ処理での熱処理温度（Ｋ）である。［Ｔｉ］、及び［Ｃ］は、鋼材中のＴｉ含有量（質量％）及びＣ含有量（質量％）である。
【００２６】
したがって、ＴｉＣを生成するためのＴｉ量Ｔｉ２は、次の式（Ｃ）で定義される。
Ｔｉ２＝１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］  （Ｃ）
【００２７】
耐摩耗性を高めるＴｉＣを十分に析出するためには、式（Ａ）で定義されるＴｉ量Ｔｉ１が、式（Ｃ）で定義されるＴｉ量Ｔｉ２よりも多ければよい。具体的には、Ｔｉ１とＴｉ２とが次の式（Ｄ）を満たせば、十分なＴｉＣが析出して優れた耐摩耗性が得られる。
Ｔｉ１≧Ｔｉ２＋０．００１  （Ｄ）
【００２８】
式（Ｄ）を展開すると、鋼材中のＴｉ含有量［Ｔｉ］は次のとおりになる。
［Ｔｉ］≧（４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１  （Ｅ）
【００２９】
（Ｅ）式に基づいて、鋼材中のＴｉ含有量［Ｔｉ］は次の式（１）で定義される。
（４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１≦［Ｔｉ］≦０．１  （１）
ここで、［Ｎ］にはＮ含有量（質量％）、［Ｃ］にはＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］にはＴｉ含有量、Ｔには高周波焼入れ時の加熱温度（Ｋ）が代入される。
【００３０】
中高炭素鋼材のＴｉ含有量が式（１）を満たせば、高周波焼入れ処理後の中高炭素鋼材においてＴｉＣが十分に残存する。そのため、中高炭素鋼材の耐摩耗性が高まる。
【００３１】
図１は、１１００℃で高周波焼入れを実施した中高炭素鋼材中のＣ含有量（質量％）と、ＴｉＮではないＴｉ含有量（質量％）と、刃先の摩耗による耐久性との関係を示す図である。図２及び図３は、９５０℃で高周波焼入れを実施した中高炭素Ｃ含有量（質量％）と、ＴｉＮではないＴｉ含有量（質量％）と、耐摩耗性との関係を示す図である。
【００３２】
図１及び図２を参照して、縦軸は、式（Ａ）で定義されるＴｉ含有量Ｔｉ１である。図中の実線の曲線は、式（Ｃ）で示される溶解度積に基づくＴｉ含有量Ｔｉ２であり、破線の曲線は、Ｔｉ２に０．００１％を加算した曲線である。
【００３３】
図１中の「○」印は、後述の実施例１で耐久性に優れたことを意味する。「×」印は、実施例１で耐久性が低かったことを意味する。図２中の「○」印は、後述の実施例２で耐摩耗性に優れたことを意味する。「×」印は、実施例２で耐摩耗性が低かったことを意味する。図３中の「○」印は、後述の実施例３で耐摩耗性に優れたことを意味する。「×」印は、実施例３で耐摩耗性が低かったことを意味する。
【００３４】
図１〜図３のいずれにおいても、Ｔｉ２に０．００１％を加算した破線の曲線よりもＴｉ１が多い場合、耐久性又は耐摩耗性に優れた。したがって、鋼材中のＴｉ含有量が式（１）を満たせば、高周波焼入れ処理後の中高炭素鋼材の耐久性又は耐摩耗性が高まる。
【００３５】
以上の知見に基づいて、本実施形態による中高炭素鋼材は質量％で、Ｃ：０．３０〜０．７０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｎｉ；０〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす。
（４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１≦［Ｔｉ］≦０．１  （１）
ここで、［Ｎ］にはＮ含有量（質量％）、［Ｃ］にはＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］にはＴｉ含有量、Ｔには高周波焼入れ時の加熱温度（Ｋ）が代入される。
【００３６】
上記中高炭素鋼材は、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ；０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｃａ：０．００５〜０．００５０％、及び、Ｎｂ：０．０１５〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。
【００３７】
以下、本実施形態の中高炭素鋼材について詳述する。
【００３８】
［化学組成］
本実施形態による中高炭素鋼材は、次の化学組成を有する。
【００３９】
Ｃ：０．３０〜０．７０％
炭素（Ｃ）は焼入れ後の鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、焼入れ後の靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼中の炭化物の体積率が増大し、強度が過剰に高くなる。したがって、Ｃ含有量は０．３０〜０．７０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３０％よりも高く、さらに好ましくは０．３２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．７０％未満であり、さらに好ましくは０．６８％である。
【００４０】
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避的に含有される。Ｓｉは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、Ａc3点が過剰に上昇してしまう。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、熱間圧延時の表面きずの要因となる。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００４１】
Ｍｎ：０．３〜１．５％
マンガン（Ｍｎ）はＡc3点を低下し、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が有効に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の強度が過剰に高くなる。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、Ｍｎが偏析する。この場合、鋼はバンド状組織を形成しやすくなり、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜１．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％よりも高く、さらに好ましくは０．３３％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５％未満であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．０％である。
【００４２】
Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは焼入れ前の鋼の成形性及び焼入れ後の鋼の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下である。好ましいＰ含有量は０．０１５％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００４３】
Ｓ：０．０３％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは焼入れ前の鋼の成形性及び焼入れ後の鋼の靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００４４】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下
アルミニウム（Ａｌ）は不可避的に含有される。Ａｌは鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａc3点が過剰に上昇する。Ａｌ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１％以下である。清浄度をさらに高める場合、ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００４％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０５％である。ｓｏｌ．Ａｌはいわゆる酸可溶Ａｌを意味する。
【００４５】
Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは焼入れ前の鋼の成形性を低下する。Ｎはさらに、Ｂが含有される場合、ＢＮを形成して固溶Ｂ量を低減する。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。好ましいＮ含有量は０．００５％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００４６】
Ｔｉ：０．１％以下
チタン（Ｔｉ）はＴｉＮを形成してＮを固定する。Ｔｉはさらに、Ｃと結合して微細なＴｉＣを形成する。中高炭素鋼材を刃物又は機械部品等に利用する場合、一部又は全体に対して高周波焼入れを実施する。この場合、高周波焼入れ後の鋼材の耐摩耗性（耐久性）を高めるため、高周波焼入れ時にＴｉＣが溶けきらないようにＴｉ含有量の下限が設定される。この点については、下記［式（１）について］で説明する。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＣが過剰に析出し、焼入れ後の強度がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【００４７】
［式（１）について］
上述のとおり、Ｔｉ含有量はさらに、式（１）を満たす。
本実施形態の中高炭素鋼材は、式（１）を満たす。
（４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１≦［Ｔｉ］≦０．１  （１）
ここで、［Ｎ］にはＮ含有量（質量％）、［Ｃ］にはＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］にはＴｉ含有量、Ｔには高周波焼入れ時の加熱温度（Ｋ）が代入される。
【００４８】
Ｆ１＝（４８／１４）×［Ｎ］＋１０(-7000/T+2.75)／［Ｃ］＋０．００１と定義する。Ｔｉ含有量がＦ１以上であれば、鋼中のＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成するだけでなく、Ｃと結合して十分な量のＴｉＣを形成する。その結果、中高炭素鋼材の耐摩耗性が高まる。
【００４９】
本実施形態による中高炭素鋼材の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の中高炭素鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００５０】
本実施形態による中高炭素鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。これらの元素は任意元素である。これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高める。
【００５１】
Ｂ：０〜０．００５％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼に固溶して鋼の焼入れ性及び耐衝撃性を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、Ｂ化合物を生成し、上記効果が得られない。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５％未満であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
【００５２】
Ｃｒ：０〜０．５％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の成形性が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、炭化物中にＣｒが濃化する。この場合、炭化物の溶解が遅延し、焼入れ性がかえって低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００５３】
Ｎｉ：０〜０．５％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、焼入れ前の鋼の成形性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００５４】
Ｍｏ：０〜０．５％
モリブデン（Ｍｏ）任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、焼入れ前の鋼の成形性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４％である。
【００５５】
Ｎｂ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＴｉと同様に炭窒化物を形成し、高周波熱処理後の耐摩耗性を高め、熱処理後の鋼の靭性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼の成形性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０４９％であり、さらに好ましくは０．０４８％である。
【００５６】
本実施形態による中高炭素鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。
【００５７】
Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは、酸洗後の鋼の表面清浄度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、その効果は飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
【００５８】
本実施形態による中高炭素鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
Ｃａ：０〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＣａはＳと結合して硫化物を形成する。これにより、圧延直角方向の鋼の靭性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００５０％未満であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
【００５９】
［鋼材のビッカース硬さ］
中高炭素鋼材において一部にのみ高周波焼入れが実施される場合、高周波焼入れが実施されていない部分のビッカース硬さは４００ＨＶ未満である。ビッカース硬さはＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠して実施される。試験力は、板厚の薄い実施例１では４９.０３Ｎ、板厚の厚い実施例２及び３では、９８.０７Ｎとする。中高炭素鋼材のうち、高周波焼入れ処理が実施されていない部分のビッカース硬さが上記範囲である場合、帯状打ち抜き刃等に加工する際の曲げ加工性に優れる。上記部分のビッカース硬さの好ましい下限は２９０ＨＶである。
【００６０】
［製造方法］
本実施形態の中高炭素鋼材の製造方法の一例を説明する。
【００６１】
上記化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法によりスラブを製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。インゴット及びスラブを熱間圧延してビレットを製造してもよい。
【００６２】
スラブ、インゴット又はビレットを用いて熱間圧延して熱延鋼板を製造する。熱間圧延条件は特に制限されない。好ましくは、圧延開始時の素材温度（圧延開始温度）は１０００〜１３００℃である。そして、好ましい仕上げ温度は８５０℃以上である。この場合、圧延工程においてパーライトが均一に生成しやすい。
【００６３】
好ましい巻取り温度は５００〜６５０℃である。この場合、成形性を維持しつつ、スケール生成により歩留りが低下するのを抑制できる。熱延鋼板に対して脱スケール処理を実施する。脱スケール処理は例えば、酸洗である。
【００６４】
脱スケール後の熱延鋼板に対して球状化焼鈍を実施してもよい。球状化焼鈍は、脱スケール後に行ってもよいし、後述の冷間圧延後に実施してもよい。板厚及び硬度に応じて、球状化焼鈍の実施タイミングを調整できる。後述の冷間圧延と球状化焼鈍とを繰り返し実施してもよい。
【００６５】
脱スケール処理後又は球状化焼鈍後の熱延鋼板に対して、冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。冷圧率が高すぎれば、球状化焼鈍後のフェライト粒径が小さくなり、製品の成形性が低下する。フェライト粒径が小さくなれば、高周波焼入れ性にも影響する。適切なフェライト粒径とするためには、冷間圧延後の仕上げ焼鈍時に、再結晶の粒成長が促進される方が好ましい。冷圧率が高すぎれば、粒成長が促進しにくい。したがって、冷圧率の好ましい上限は５０％である。鋼材の平坦性を高めるために、冷圧率の好ましい下限は１０％である。仕上げ焼鈍が省略される場合、冷圧率は特に制限されない。以上の工程により冷延鋼板が製造される。
【００６６】
冷延鋼板に対して、高周波焼入れを実施する。このとき、式（１）を満たすように、高周波焼入れの熱処理温度が決定される。以上の工程により、本実施形態の中高炭素鋼材が製造される。高周波焼入れ前に、冷延鋼板に対して焼入れ及び焼き戻しを１回又は複数回実施してもよい。
【実施例１】
【００６７】
表１に示す試験番号１〜２７の化学組成を有する溶鋼を製造した。
【００６８】
【表１】
2015218361.tif 000003
【００６９】
各試験番号の溶鋼からスラブを製造した。スラブに対して熱間圧延を実施して、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。このときの仕上げ圧延温度は８３０〜８６０℃、巻取り温度は６００〜６５０℃であった。熱延鋼板に対して酸洗を実施した後、冷間圧延を実施して板厚０．６８ｍｍの冷延鋼板を製造した。
【００７０】
冷延鋼板に対して球状化焼鈍を実施した。熱処理温度は６９０℃、焼鈍時間は２４時間であった。球状化焼鈍後、さらに冷間圧延を実施して、厚さ０．４４ｍｍの硬引き鋼板を製造した。
【００７１】
［試験片の作製］
硬引き鋼板から、長手１００ｍｍ、幅２５ｍｍの複数の試験片を切り出した。試験片の長手方向は、硬引き鋼板の圧延方向と平行にした。試験片の長手端部に対して、表裏両面からの切削を実施して刃先角度４５°の刃付け加工を行った。
【００７２】
刃付け加工された試験片に対して、焼入れ処理及び焼き戻し処理を実施した。焼入れ処理における熱処理温度は８６０℃、保持時間は２０分であった。焼き戻し処理の熱処理温度は３５０〜４００℃、保持時間は４０分であった。
【００７３】
焼入れ及び焼き戻し処理の後、試験片の刃先部に対して高周波焼入れ処理を実施した。高周波焼入れ処理の熱処理温度は１１００℃であった。熱処理温度まで加熱した後、急冷を実施した。
【００７４】
［ビッカース硬さ試験］
上記の製造工程で得られた試験片の刃先部及び胴部に対して、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。具体的には、試験片の胴部の任意の３箇所に対して、試験力４９.０３Ｎでビッカース硬さ試験を実施した。得られた硬さの平均を、胴部の硬さ（ＨＶ）とした。胴部と同様に、高周波焼入れが実施された刃先部の任意の３箇所に対して、ビッカース硬さ試験を実施した。得られた硬さの平均を、刃先部の硬さ（ＨＶ）とした。
【００７５】
[９０°曲げ加工試験]
各試験片に対して、９０°曲げ試験を実施した。具体的には、高周波焼入れ後の試験片について、先端半径０．２５ｍｍ、先端角度９０°のポンチによる突き曲げを実施した。突き曲げを実施した後、試験片の胴部を目視で観察した。胴部に割れが認められなかった場合、曲げ加工性が高いと判断し、割れが認められた場合、曲げ加工性が低いと判断した。
【００７６】
[耐久性（耐摩耗性）試験]
各試験番号において、９０°曲げ加工された２枚の試験片を組み合わせ、木型に埋め込んでポンチ型を作製した。ポンチ型を組み込んだプレス試験機を用いて段ボールに対して打ち抜き加工を実施した。段ボールが打ち抜きできなくなるまで打ち抜き加工を実施して、打ち抜き可能枚数を求めた。
【００７７】
基準として、ＪＩＳ規格のＳ５０Ｃの試験片を用意して、同様にポンチ型を作製した。以下、このポンチ型を基準ポンチ型という。基準ポンチ型で上記と同じサイズ及び材質の段ボールに対して打ち抜き加工を実施した。段ボールが打ち抜きできなくなるまで打ち抜き加工を実施し、基準ポンチ型における段ボールの打ち抜き可能枚数（以下、基準枚数という）を求めた。各試験番号の打ち抜き可能枚数が、基準枚数よりも１０％以上多かった場合、耐久性（耐摩耗性）が高いと判断した。
【００７８】
[試験結果]
試験結果を表２に示す。「曲げ加工性」欄の「○」印は、曲げ加工後の目視観察で割れが認められなかったことを示す。「×」印は、曲げ加工後の目視観察で割れが認められたことを示す。「耐久性評価」の「○」印は、打ち抜き可能枚数が、基準枚数よりも１０％以上多かったことを示す。「×」印は、打ち抜き可能枚数が、基準枚数と比較して、１０％未満であったことを示す。
【００７９】
【表２】
2015218361.tif 000004
【００８０】
表２を参照して、試験番号２、３、７、８、１０、１１、１３、１５、１８、１９、２１〜２３、２５及び２６の鋼材の化学組成は適正であり、式（１）を満たした。そのため、胴部の硬さは２９０ＨＶ以上４００ＨＶ未満であり、曲げ加工性も良好であった。さらに、刃先部の耐久性も優れていた。
【００８１】
一方、試験番号１のＣ含有量は低すぎた。そのため、胴部の硬さが２９０ＨＶ未満と低かった。試験番号４のＣ含有量は高すぎた。そのため、胴部の硬さが４００ＨＶを超え、曲げ加工性が低かった。試験番号５の化学組成は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、耐久性が低かった。高周波焼入れ時にＴｉＣが解けすぎたと考えられる。試験番号６のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、焼入れ性が低く、胴部の硬さが２９０ＨＶ未満と低すぎた。
【００８２】
試験番号９のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、焼入れ後の胴部の硬さが４００ＨＶを超え、曲げ加工性が低かった。試験番号１２の化学組成は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、耐久性が低かった。試験番号１４の化学組成は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、耐久性が低かった。
【００８３】
試験番号１６のＴｉ含有量は高すぎた。そのため、焼入れ後の胴部の硬さが低すぎた。ＴｉＣが過剰に析出したため、硬さが低下したと考えられる。
【００８４】
試験番号１７はＳｉが高すぎた。そのため、焼入れ後の胴部の硬さが４００ＨＶを超え、曲げ加工性が低かった。
【００８５】
試験番号２０のＣｒ含有量は高すぎた。そのため、焼入れ後の胴部の硬さが硬すぎ、曲げ加工性が低かった。
【００８６】
試験番号２４の化学組成はＴｉを含有せず、式（１）を満たさなかった。そのため、刃先部の耐久性が低かった。
【００８７】
試験番号２７の各元素含有量は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、耐久性が低かった。
【実施例２】
【００８８】
表３に示す試験番号３１〜４８の化学組成を有する溶鋼を製造した。
【００８９】
【表３】
2015218361.tif 000005
【００９０】
各試験番号の溶鋼からスラブを製造した。スラブに対して熱間圧延を実施して、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延温度は８３０〜８６０℃、巻取り温度は６００〜６５０℃であった。熱延鋼板に対して酸洗を実施した後、焼鈍処理を実施した。焼鈍処理の熱処理温度は７５０℃であり、保持時間は５時間であった。焼鈍後、調質圧延を実施して、鋼板を製造した。
【００９１】
［試験片の作製］
鋼板から、長手１００ｍｍ、幅２５ｍｍの複数の試験片を切り出した。試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行にした。この試験片に対して、高周波焼入れ処理を実施した。高周波焼入れ処理の熱処理温度は９５０℃であった。さらに、高周波焼き戻しを実施した。焼き戻し温度は２００℃であった。高周波焼き戻しを実施して、各試験片のビッカース硬さを５５０±５ＨＶ（試験力は９８.０７Ｎ）とした。
【００９２】
［大越式摩耗試験機］
図４Ａ及び図４Ｂに示す大越式摩耗試験機を用いて、作製された試験片に対して摩耗試験を実施した。図４Ａ及び図４Ｂに示すとおり、回転板１の下に試験片１０を配置した。回転板１の半径Ｒは３０ｍｍであり、幅Ｂは３．０ｍｍであった。
【００９３】
試験片１０に対して、試験前に、パフによる表面研磨を実施した。回転板１の下に試験片１０を配置した後、回転板１を回転しながら、６７Ｎの荷重Ｐを付与して、回転板１を試験片１０に押し当てた。試験時の摩耗速度Ｖは０．７６ｍ／ｓであり、摩耗距離は４００ｍであった。相手材である回転板１の素材はＳＣＭ４１５に相当する化学組成を有した。
【００９４】
試験後の摩耗量を測定した。さらに、基準試験片として、Ｓ３５Ｃに相当する化学組成を有する試験片を準備し、上記と同じ条件で大越式摩耗試験を実施し、摩耗量を測定した。各試験番号の摩耗量が、基準試験片の摩耗量よりも少ない場合、耐摩耗性に優れると評価した。
【００９５】
［試験結果］
試験結果を表４に示す。表４中の「耐摩耗性評価」欄の「○」印は、対応する試験番号の試験片の摩耗量が、基準試験片の摩耗量よりも少なかったことを意味する。「×」印は、試験片の摩耗量が、基準試験片の摩耗量以上であったことを意味する。
【００９６】
【表４】
2015218361.tif 000006
【００９７】
表４を参照して、試験番号３３、３５〜３７、３９、４１、４４、４５及び４７の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。そのため、耐摩耗性に優れた。
【００９８】
一方、試験番号３１、３２、３４、４０、４２、４３及び４８の化学組成は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、耐摩耗性が低かった。試験番号３８及び４６の化学組成はＴｉを含有しておらず、式（１）を満たさなかった。そのため、耐摩耗性が低かった。
【実施例３】
【００９９】
表５に示す化学組成の溶鋼を製造した。
【０１００】
【表５】
2015218361.tif 000007
【０１０１】
表５中の試験番号５１〜５４の化学組成はＪＩＳ  Ｇ３３１１で規定されるＳ４５ＣＭに相当した。試験番号５５〜５８の化学組成は、Ｓ５５ＣＭに相当した。試験番号５９〜６２の化学組成は、Ｓ６５ＣＭに相当した。
【０１０２】
各試験番号の溶鋼からスラブを製造した。スラブに対して熱間圧延を実施して、板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延温度は８３０〜８６０℃、巻取り温度は６００〜６５０℃であった。熱延鋼板に対して酸洗を実施した後、焼鈍処理を実施した。焼鈍処理の熱処理温度は７５０℃であり、保持時間は５時間であった。焼鈍後、冷間圧延を実施して、厚さ２．３ｍｍの冷延鋼板を製造した。その後、冷延鋼板に対して焼鈍処理を実施した。焼鈍処理の熱処理温度は６９０℃であり、保持時間は２４時間であった。焼鈍後、調質圧延を実施して鋼板を製造した。
【０１０３】
［試験片の作製］
鋼板から、長手１００ｍｍ、幅２５ｍｍの複数の試験片を切り出した。試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行にした。この試験片に対して、高周波焼入れ処理を実施した。高周波焼入れ処理の熱処理温度は９５０℃であった。さらに、高周波焼き戻しを実施した。焼き戻し温度は２００〜４００℃であった。高周波焼き戻しを実施して、各試験片のビッカース硬さを５５０±５ＨＶ（試験力は９８.０７Ｎ）とした。
【０１０４】
［大越式摩耗試験機］
図４Ａ及び図４Ｂに示す大越式摩耗試験機を用いて、作製された試験片に対して摩耗試験を実施した。図４Ａ及び図４Ｂに示すとおり、回転板１の下に試験片１０を配置した。回転板１の半径Ｒは３０ｍｍであり、幅Ｂは３．０ｍｍであった。
【０１０５】
試験片１０に対して、試験前に、パフによる表面研磨を実施した。回転板１の下に試験片１０を配置した後、回転板１を回転しながら、６７Ｎの荷重Ｐを付与して、回転板１を試験片１０に押し当てた。試験時の摩耗速度Ｖは０．７６ｍ／ｓであり、摩耗距離は４００ｍであった。相手材である回転板１の素材はＳＣＭ４１５に相当する化学組成を有した。
【０１０６】
試験後の摩耗量を測定した。さらに、基準試験片として、試験番号５１〜５４に対しては、Ｓ４５Ｃに相当する化学組成を有する基準試験片を準備し、試験番号５５〜５８に対してはＳ５５Ｃに相当する化学組成を有する基準試験片を準備し、試験番号５９〜６２に対しては、Ｓ６５Ｃに相当する化学組成を有する基準試験片を準備した。各基準試験片に対して、上記と同じ条件で大越式摩耗試験を実施し、摩耗量を測定した。各試験番号の摩耗量が、対応する基準試験片の摩耗量よりも少ない場合、耐摩耗性に優れると評価した。
【０１０７】
［試験結果］
試験結果を表６に示す。表６中の「耐摩耗性評価」欄の「○」印は、対応する試験番号の試験片の摩耗量が、対応する基準試験片の摩耗量よりも少なかったことを意味する。「×」印は、試験片の摩耗量が、対応する基準試験片の摩耗量以上であったことを意味する。
【０１０８】
【表６】
2015218361.tif 000008
【０１０９】
表６を参照して、試験番号５４、５８及び６２の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。そのため、耐摩耗性に優れた。
【０１１０】
一方、試験番号５１、５５及び５９の化学組成はＴｉを含有しておらず、式（１）を満たさなかった。そのため、耐摩耗性が低かった。試験番号５２、５３、５６、５７、６０及び６１の化学組成は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、耐摩耗性が低かった。
【０１１１】
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【符号の説明】
【０１１２】
１  回転板
１００  試験片
【図１】
2015218361.tif 000009
【図２】
2015218361.tif 000010
【図３】
2015218361.tif 000011
【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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