(57)【要約】  高炭素鋼板は、質量％で、Ｃ：０．６０％〜０．９０％、Ｍｎ：０．３０％〜１．５０％、Ｃｒ：０．２０％〜１．００％等で表される化学組成を有し、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度：２％以上８％以下、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：２％以上８％以下、フェライトの平均粒径：１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ以上１．５μｍ以下、かつセメンタイトの球状化率：８５％以上で表される組織を有する。
2015076384.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．６０％〜０．９０％、
Ｓｉ：０．１０％〜０．４０％、
Ｍｎ：０．３０％〜１．５０％、
Ｎ  ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．２０％〜１．００％、
Ｐ  ：０．０２００％以下、
Ｓ  ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．０１０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
セメンタイトに含まれるＭｎの濃度：２％以上８％以下、
セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：２％以上８％以下、
フェライトの平均粒径：１０μｍ以上５０μｍ以下、
セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ以上１．５μｍ以下、かつ
セメンタイトの球状化率：８５％以上、
で表される組織を有することを特徴とする高炭素鋼板。
【請求項２】
前記化学組成において、
Ｍｇ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．００１％〜０．０１０％、若しくは
Ｃｅ：０．００１％〜０．０１０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１に記載の高炭素鋼板。
【請求項３】
スラブの熱間圧延を行って熱延板を取得する工程と、
前記熱延板の酸洗を行う工程と、
前記酸洗の後に、前記熱延板の熱延板焼鈍を行って熱延焼鈍板を取得する工程と、
前記熱延焼鈍板の冷間圧延を行って冷延板を取得する工程と、
前記冷延板の冷延板焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記スラブは、
質量％で、
Ｃ  ：０．６０％〜０．９０％、
Ｓｉ：０．１０％〜０．４０％、
Ｍｎ：０．３０％〜１．５０％、
Ｐ  ：０．０２００％以下、
Ｓ  ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ  ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．２０％〜１．００％
Ｍｇ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．０１０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
前記熱間圧延を行う工程では、
仕上げ圧延の完了温度を８００℃以上９５０℃未満とし、
巻き取りの温度を４５０℃以上５５０℃未満とし、
前記冷間圧延における圧下率を５％以上３５％以下とし、
前記熱延板焼鈍を行う工程は、
前記熱延板を４５０℃以上５５０℃以下の第１の温度まで加熱する工程と、
次いで、前記熱延板を前記第１の温度に１ｈｒ以上１０ｈｒ未満保持する工程と、
次いで、前記熱延板を前記第１の温度から６７０℃以上７３０℃以下の第２の温度まで５℃／ｈｒ以上８０℃／ｈｒ以下の加熱速度で加熱する工程と、
次いで、前記熱延板を前記第２の温度に２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下保持する工程と、
を有し、
前記熱延板を前記第１の温度まで加熱する工程では、６０℃から前記第１の温度までの加熱速度を３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下とし、
前記冷延板焼鈍を行う工程は、
前記冷延板を４５０℃以上５５０℃以下の第３の温度まで加熱する工程と、
次いで、前記冷延板を前記第３の温度に１ｈｒ以上１０ｈｒ未満保持する工程と、
次いで、前記冷延板を前記第３の温度から６７０℃以上７３０℃以下の第４の温度まで５℃／ｈｒ以上８０℃／ｈｒ以下の加熱速度で加熱する工程と、
次いで、前記冷延板を前記第４の温度に２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下保持する工程と、
を有し、
前記冷延板を前記第３の温度まで加熱する工程では、６０℃から前記第３の温度までの加熱速度を３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下とすることを特徴とする高炭素鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記化学組成において、
Ｍｇ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．００１％〜０．０１０％、若しくは
Ｃｅ：０．００１％〜０．０１０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項３に記載の高炭素鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上を図った高炭素鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高炭素鋼板は、自動車のチェーン、ギヤー及びクラッチ等の駆動系部品等に使用されている。駆動系部品を製造する際には、高炭素鋼板の成形としての冷間加工及び焼入れ焼戻しが行われる。近年、自動車の軽量化が進められており、駆動系部品に関しても、高強度化による軽量化が検討されている。例えば、焼入れ焼戻しが施された駆動系部品等の部品の高強度化には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏに代表される炭化物生成元素の添加、又は、Ｃ含有量の増加が有効である。【０００３】
そして、特許文献１に高硬度及び高靱性の両立を目的とした機械構造用鋼の製造方法が記載され、特許文献２に球状化焼鈍の省略等を目的とした軸受粗成形品の製造方法が記載され、特許文献３及び４に打ち抜き性の向上を目的とした高炭素鋼板の製造方法が記載されている。また、特許文献５に冷間加工性及び焼入れ安定性の向上を目的とした中炭素鋼板が記載され、特許文献６に被削性の向上を目的とした軸受要素部品用鋼材が記載され、特許文献７に焼ならしの省略を目的とした工具鋼の製造方法が記載され、特許文献８に成形性の向上を目的とした高炭素鋼板の製造方法が記載されている。【０００４】
その一方で、高炭素鋼板には、焼入れ焼戻し後における良好な疲労特性、例えば転動疲労特性も要求される。しかしながら、特許文献１〜８に記載された従来の製造方法では、十分な疲労特性を得ることができない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１３−０７２１０５号公報
【特許文献２】特開２００９−１０８３５４号公報
【特許文献３】特開２０１１−０１２３１７号公報
【特許文献４】特開２０１１−０１２３１６号公報
【特許文献５】国際公開第２０１３／０３５８４８号
【特許文献６】特開２００２−２７５５８４号公報
【特許文献７】特開２００７−１６２８４号公報
【特許文献８】特開平２−１０１１２２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、焼入れ焼戻し後における優れた疲労特性を得ることができる高炭素鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、従来の高炭素鋼板において冷間加工及び焼入れ焼戻し後に良好な疲労特性が得られない原因を究明すべく鋭意検討を重ねた。この結果、冷間加工中に、セメンタイト及び／又は鉄−炭素化合物（以下、セメンタイト及び鉄−炭素化合物を総称して「セメンタイト」ということがある）にクラック及び／又はボイド（以下、クラック及びボイドを総称して「ボイド」ということがある。）が発生して成形性が低下し、かつ、ボイドを起点として亀裂が進展していることが判明した。また、セメンタイトはフェライト粒内及びフェライト粒界に存在するところ、フェライト粒界に存在するセメンタイトでは、フェライト粒内に存在するセメンタイトよりも著しくボイドが発生しやすいことも判明した。【０００８】
本発明者らは、上記の原因を解消すべく更に鋭意検討を重ねた結果、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの量を適切な範囲にし、フェライトの大きさを適切な範囲にすることにより、疲労特性を著しく向上できることを知見した。特許文献１〜８に記載された従来の製造方法では、これらの事項が考慮されていないため、十分な疲労特性が得られない。更に、このような高炭素鋼板を製造するためには、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の条件を、これらをいわゆる一貫工程とみなした上で所定のものにすることが重要であることも知見した。そして、本願発明者らは、これらの知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。なお、本願明細書及び請求の範囲における「セメンタイト」とは、パーライトに含まれるセメンタイトをも含む概念であることを明確にしている箇所を除き、パーライトに含まれることなく、パーライトとは区別されるセメンタイト及び鉄−炭素化合物を意味する。【０００９】
（１）
質量％で、
Ｃ  ：０．６０％〜０．９０％、
Ｓｉ：０．１０％〜０．４０％、
Ｍｎ：０．３０％〜１．５０％、
Ｎ  ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．２０％〜１．００％、
Ｐ  ：０．０２００％以下、
Ｓ  ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．０１０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
セメンタイトに含まれるＭｎの濃度：２％以上８％以下、
セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：２％以上８％以下、
フェライトの平均粒径：１０μｍ以上５０μｍ以下、
セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ以上１．５μｍ以下、かつ
セメンタイトの球状化率：８５％以上、
で表される組織を有することを特徴とする高炭素鋼板。【００１０】
（２）
前記化学組成において、
Ｍｇ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．００１％〜０．０１０％、若しくは
Ｃｅ：０．００１％〜０．０１０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）に記載の高炭素鋼板。【００１１】
（３）
スラブの熱間圧延を行って熱延板を取得する工程と、
前記熱延板の酸洗を行う工程と、
前記酸洗の後に、前記熱延板の熱延板焼鈍を行って熱延焼鈍板を取得する工程と、
前記熱延焼鈍板の冷間圧延を行って冷延板を取得する工程と、
前記冷延板の冷延板焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記スラブは、
質量％で、
Ｃ  ：０．６０％〜０．９０％、
Ｓｉ：０．１０％〜０．４０％、
Ｍｎ：０．３０％〜１．５０％、
Ｐ  ：０．０２００％以下、
Ｓ  ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ  ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．２０％〜１．００％
Ｍｇ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．０００％〜０．０１０％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．０１０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
前記熱間圧延を行う工程では、
仕上げ圧延の完了温度を８００℃以上９５０℃未満とし、
巻き取りの温度を４５０℃以上５５０℃未満とし、
前記冷間圧延における圧下率を５％以上３５％以下とし、
前記熱延板焼鈍を行う工程は、
前記熱延板を４５０℃以上５５０℃以下の第１の温度まで加熱する工程と、
次いで、前記熱延板を前記第１の温度に１ｈｒ以上１０ｈｒ未満保持する工程と、
次いで、前記熱延板を前記第１の温度から６７０℃以上７３０℃以下の第２の温度まで５℃／ｈｒ以上８０℃／ｈｒ以下の加熱速度で加熱する工程と、
次いで、前記熱延板を前記第２の温度に２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下保持する工程と、
を有し、
前記熱延板を前記第１の温度まで加熱する工程では、６０℃から前記第１の温度までの加熱速度を３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下とし、
前記冷延板焼鈍を行う工程は、
前記冷延板を４５０℃以上５５０℃以下の第３の温度まで加熱する工程と、
次いで、前記冷延板を前記第３の温度に１ｈｒ以上１０ｈｒ未満保持する工程と、
次いで、前記冷延板を前記第３の温度から６７０℃以上７３０℃以下の第４の温度まで５℃／ｈｒ以上８０℃／ｈｒ以下の加熱速度で加熱する工程と、
次いで、前記冷延板を前記第４の温度に２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下保持する工程と、
を有し、
前記冷延板を前記第３の温度まで加熱する工程では、６０℃から前記第３の温度までの加熱速度を３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下とすることを特徴とする高炭素鋼板の製造方法。【００１２】
（４）
前記化学組成において、
Ｍｇ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｃａ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｙ  ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｌａ：０．００１％〜０．０１０％、若しくは
Ｃｅ：０．００１％〜０．０１０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（３）に記載の高炭素鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度等を適切なものとしているため、焼入れ焼戻し後における疲労特性を向上することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度と転動疲労特性との関係を示す図である。
【図２】図２は、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度とセメンタイトの割れで生じたボイドの数との関係を示す図である。
【図３】図３は、セメンタイトの割れで生じたボイドの数と転動疲労特性との関係を示す図である。
【図４】図４は、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度と転動疲労特性との関係を示す図である。
【図５】図５は、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度とセメンタイトの割れで生じたボイドの数との関係を示す図である。
【図６】図６は、熱延板焼鈍の保持温度とセメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明の実施形態について説明する。
【００１６】
先ず、本発明の実施形態に係る高炭素鋼板及びその製造に用いるスラブ（鋼塊）の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る高炭素鋼板は、スラブの熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、冷延板焼鈍等を経て製造される。従って、高炭素鋼板及びスラブの化学組成は、高炭素鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、高炭素鋼板及びその製造に用いられるスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る高炭素鋼板及びその製造に用いられるスラブは、Ｃ：０．６０％〜０．９０％、Ｓｉ：０．１０％〜０．４０％、Ｍｎ：０．３０％〜１．５０％、Ｎ：０．００１０％〜０．０１００％、Ｃｒ：０．２０％〜１．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．００６０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００％〜０．０１０％、Ｃａ：０．０００％〜０．０１０％、Ｙ：０．０００％〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０００％〜０．０１０％、Ｌａ：０．０００％〜０．０１０％、Ｃｅ：０．０００％〜０．０１０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。例えば、原材料としてスクラップを用いる場合、Ｓｎ、Ｓｂ若しくはＡｓ又はこれらの任意の組み合わせが０．００１％以上混入することがある。しかし、いずれも含有量が０．０２％以下であれば、本実施形態の効果を阻害しないため、不純物として許容できる。また、Ｏは、０．００４％を限度として不純物として許容できる。Ｏは、酸化物を形成し、酸化物が凝集して粗大化すると、十分な成形性が得られない。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよいが、Ｏ含有量を０．０００１％未満まで低減することは技術的に困難である。不純物の一例として、Ｔｉ：０．０４％以下、Ｖ：０．０４％以下、Ｃｕ：０．０４％以下、Ｗ：０．０４％以下、Ｔａ：０．０４％以下、Ｎｉ：０．０４％以下、Ｍｏ：０．０４％以下、Ｂ：０．０１％以下及びＮｂ：０．０４％以下も挙げられる。これらの元素は極力含有されていないことが好ましいが、０．００１％未満まで低減することは技術的に困難である。
【００１７】
（Ｃ：０．６０％〜０．９０％）
Ｃは、鋼の高強度化に有効な元素であり、特に焼入れ性を高める元素である。Ｃは、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に寄与する元素でもある。Ｃ含有量が０．６０％未満では、焼入れ中に旧オーステナイト粒界に初析フェライトやパーライトが生成し、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．６０％以上とし、好ましくは０．６５％以上とする。Ｃ含有量が０．９０％超では、焼入れ後に多量の残留オーステナイトが存在する。残留オーステナイトは焼戻し中にフェライトとセメンタイトとに分解し、焼戻し後において、焼戻しマルテンサイト又はベイナイトと、残留オーステナイトの分解により生成したフェライト及びセメンタイトとの間に大きな強度差が生じて、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．９０％以下とし、好ましくは０．８５％以下とする。
【００１８】
（Ｓｉ：０．１０％〜０．４０％）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１５％以上とする。Ｓｉ含有量が０．４０％超では、鋼中介在物として生成するＳｉ酸化物の量及びサイズが増大し、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．４０％以下とし、好ましくは０．３５％以下とする。
【００１９】
（Ｍｎ：０．３０％〜１．５０％）
Ｍｎは、セメンタイトに含有されて冷間加工中のボイドの生成を抑制する元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、セメンタイトに十分な量のＭｎを含有させるための焼鈍に非常に長い時間がかかり、生産性が著しく低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とし、好ましくは０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量が１．５０％超では、セメンタイトに含有されるＭｎが過剰となり、焼入れのための加熱中にセメンタイトが溶解しにくくなり、オーステナイト中に固溶するＣの量が不足する。このため、焼入れ後の強度が低下し、また、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とし、好ましくは１．３０％以下とする。
【００２０】
（Ｎ：０．００１〜０．０１０％）
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成し、焼入れのための加熱中のオーステナイトの細粒化に有効な元素である。Ｎ含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上し、好ましくは０．００２％以上とする。Ｎ含有量が０．０１０％超では、オーステナイト粒が過度に微細になって、焼入れ性が低下し、焼入れの冷却中に初析フェライトやパーライトの生成が促進されて、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００８％以下とする。
【００２１】
（Ｃｒ：０．２０％〜１．００％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、セメンタイトに含有されて冷間加工中のボイドの生成を抑制する元素である。Ｃｒ含有量が０．２０％未満では、セメンタイトに十分な量のＣｒを含有させるための焼鈍に非常に長い時間がかかり、生産性が著しく低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．２０％以上とし、好ましくは０．３５％以上とする。Ｃｒ含有量が１．００％超では、セメンタイトに含有されるＣｒが過剰となり、焼入れのための加熱中にセメンタイトが溶解しにくくなり、オーステナイト中に固溶するＣの量が不足する。このため、焼入れ後の強度が低下し、また、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．８５％以下とする。
【００２２】
（Ｐ：０．０２００％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｐは、焼入れ焼戻し後の疲労特性を低下させたり、焼入れ後の靱性を低下させたりする元素である。例えば、靭性の低下により焼入れ後に割れが発生し易くなる。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０２００％超で、悪影響が顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０２００％以下とし、好ましくは０．０１８０％以下とする。なお、Ｐ含有量の低減には時間及びコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、時間及びコストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、時間及びコストの更なる低減のために０．００１０％以上としてもよい。
【００２３】
（Ｓ：０．００６０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、焼入れ焼戻し後の疲労特性を低下させる元素である。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．００６０％超で、悪影響が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．００６０％以下とする。なお、Ｓ含有量の低減には時間及びコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、時間及びコストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
【００２４】
（Ａｌ：０．０５０％以下）
Ａｌは、製鋼段階で脱酸剤として作用する元素であるが、高炭素鋼板の必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ａｌ含有量が０．０５０％超では、高炭素鋼板中に粗大なＡｌ酸化物が形成され、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。高炭素鋼板のＡｌ含有量が０．００１％未満では、脱酸が十分でないこともある。従って、Ａｌ含有量は０．００１％以上としてもよい。
【００２５】
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅは、必須元素ではなく、高炭素鋼板及びスラブに所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
【００２６】
（Ｍｇ：０．０００％〜０．０１０％）
Ｍｇは、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に有効な元素である。従って、Ｍｇが含有されていてもよい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１０％超では、粗大なＭｇ酸化物が形成され、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｍｇ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
【００２７】
（Ｃａ：０．０００％〜０．０１０％）
Ｃａは、Ｍｇと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に有効な元素である。従って、Ｃａが含有されていてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％超では、粗大なＣａ酸化物が形成され、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃａ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
【００２８】
（Ｙ：０．０００％〜０．０１０％）
Ｙは、Ｍｇ及びＣａと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に有効な元素である。従って、Ｙが含有されていてもよい。しかし、Ｙ含有量が０．０１０％超では、粗大なＹ酸化物が形成され、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｙ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｙ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
【００２９】
（Ｚｒ：０．０００％〜０．０１０％）
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ及びＹと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に有効な元素である。従って、Ｚｒが含有されていてもよい。しかし、Ｚｒ含有量が０．０１０％超では、粗大なＺｒ酸化物が形成され、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｚｒ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
【００３０】
（Ｌａ：０．０００％〜０．０１０％）
Ｌａは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ及びＺｒと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に有効な元素である。従って、Ｌａが含有されていてもよい。しかし、Ｌａ含有量が０．０１０％超では、粗大なＬａ酸化物が形成され、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｌａ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｌａ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
【００３１】
（Ｃｅ：０．０００％〜０．０１０％）
Ｃｅは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ及びＺｒと同様に、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、焼入れ焼戻し後の疲労特性の向上に有効な元素である。従って、Ｃｅが含有されていてもよい。しかし、Ｃｅ含有量が０．０１０％超では、粗大なＣｅ酸化物が形成され、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｃｅ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃｅ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
【００３２】
このように、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅは任意元素であり、「Ｍｇ：０．００１％〜０．０１０％」、「Ｃａ：０．００１％〜０．０１０％」、「Ｙ：０．００１％〜０．０１０％」、「Ｚｒ：０．００１％〜０．０１０％」、「Ｌａ：０．００１％〜０．０１０％」、若しくは「Ｃｅ：０．００１％〜０．０１０％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
【００３３】
次に、本実施形態に係る高炭素鋼板の組織について説明する。本実施形態に係る高炭素鋼板は、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度：２％以上８％以下、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：２％以上８％以下、フェライトの平均粒径：１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイト粒子の平均粒径：０．３μｍ以上１．５μｍ以下、かつセメンタイト粒子の球状化率：８５％以上で表される組織を有する。
【００３４】
（セメンタイトに含まれるＭｎの濃度及びＣｒの濃度：いずれも２％以上８％以下）
詳細は後述するが、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒは、冷間加工中におけるセメンタイト中でのボイドの生成の抑制に寄与する。冷間加工中のボイドの生成の抑制により、焼入れ焼戻しの後の疲労特性が向上する。セメンタイトに含まれるＭｎ又はＣｒの濃度が２％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。従って、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度及びＣｒの濃度は２％以上とする。セメンタイトに含まれるＭｎ又はＣｒの濃度が８％超では、焼入れのための加熱中にセメンタイトからオーステナイトへＣが固溶し難くなり、焼入れ性が低下し、初析フェライト、パーライト、焼入れマルテンサイト又はベイナイトに比べて強度の低い組織が分散する。この結果、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度及びＣｒの濃度は８％以下とする。
【００３５】
ここで、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度と疲労特性との関係について本発明者らが行った調査について説明する。
【００３６】
この調査では、各種の条件の熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び冷延板焼鈍を通じて高炭素鋼板を製造した。そして、各高炭素鋼板について、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度及びＣｒの濃度を、日本電子製のフィールドエミッション電子銃を搭載した電子プローブマイクロアナライザ（ＦＥ−ＥＰＭＡ）を用いて測定した。次いで、高炭素鋼板に冷間加工（成形）を模擬する圧下率が３５％の冷間圧延を施し、９００℃に加熱した塩浴中に高炭素鋼板を２０分間保持し、８０℃の油中に焼入れた。続いて、高炭素鋼板に１８０℃の大気中にて６０分間保持する焼戻しを施し、疲労試験用のサンプルを作製した。
【００３７】
その後、疲労試験、及び冷間加工後のセメンタイト内のボイドの観察を行った。疲労試験では、転動疲労試験機を用い、面圧を３０００ＭＰａとし、剥離が生じるまでのサイクル数を測定した。ボイドの観察では、日本電子製のフィールドエミッション電子銃を搭載した走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用い、倍率を３０００倍程度とし、高炭素鋼板の厚さ方向で均等な間隔の２０箇所にて、面積が１２００μｍ２の領域の組織を撮影した。そして、総計で面積が２４０００μｍ２の領域内で、セメンタイトの割れで生じたボイドの数（以下、単に「ボイドの数」ということがある。）を数え、このボイドの総数を１２で除して２０００μｍ２当たりのボイドの数を計算した。なお、本実施形態では、セメンタイトの平均粒径が０．３μｍ以上１．５μｍ以下であるため、その観察のための倍率は３０００倍以上とすることが好ましく、セメンタイトのサイズに応じて５０００倍又は１００００倍等のより高い倍率を選択してもよい。倍率が３０００倍超であっても、単位面積当たり（例えば２０００μｍ２当たり）のボイドの数は倍率が３０００倍の場合のそれと同等である。セメンタイトとフェライトとの界面にボイドが存在することもあるが、このようなボイドによる疲労特性への影響はセメンタイトの割れで生じたボイドによる影響と比べて非常に小さい。このため、このようなボイドはカウントしていない。
【００３８】
なお、ＦＥ−ＥＰＭＡ又はＦＥ−ＳＥＭを用いた測定に供するサンプルは次のように準備した。先ず、湿式エメリー紙及びダイヤモンド砥粒でのバフ研磨にて観察面を鏡面状に仕上げ、次いで、ピクラール（飽和ピクリン酸−３体積％硝酸−アルコール）溶液に室温（２０℃）で２０秒間浸漬し、組織を現出させた。その後、温風乾燥機等で観察面の水分を取り除き、汚染を防ぐため３時間以内にＦＥ−ＥＰＭＡ及びＦＥ−ＳＥＭの試料交換室に装入した。
【００３９】
これらの結果を図１、図２及び図３に示す。図１は、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度と転動疲労特性との関係を示す図である。図２は、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度とボイドの数との関係を示す図である。図３は、ボイドの数と転動疲労特性との関係を示す図である。図１〜図３に示す結果は、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が２％以上８％以下の試料のものである。
【００４０】
図１から、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度が２％以上８％以下の範囲で、転動疲労特性が著しく高いことが解る。図２から、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度が２％以上８％以下の範囲で、ボイドの生成が抑えられていることが解る。図３から、２０００μｍ２当たりのボイドの数が１５個以下の場合に１５個超の場合と比較して疲労特性が極めて高いことが解る。図１〜図３に示す結果から、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度が２％以上８％以下であれば、冷間加工（成形）中にセメンタイトが割れ難くなり、ボイドの生成が抑えられるため、その後の焼入れ焼戻し後の疲労試験において、ボイドを起点とする亀裂の進展が抑制されて、疲労特性が向上したと考えられる。
【００４１】
本発明者らは、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度と転動疲労特性及びボイドの数との関係も調査した。これらの結果を図４及び図５に示す。図４は、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度と転動疲労特性との関係を示す図である。図５は、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度とボイドの数との関係を示す図である。図４〜図５に示す結果は、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度が２％以上８％以下の試料のものである。図４及び図５に示すように、図１及び図２に示すセメンタイトに含まれるＭｎの濃度と転動疲労特性又はボイドの数との関係と同様に、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が２％以上８％以下の範囲で優れた転動疲労特性が得られることが解った。
【００４２】
セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒが、冷間加工中のボイドの生成の抑制に寄与する理由は明らかではないが、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒによりセメンタイトの引張強度及び延性等の機械特性が向上するためであると推測される。
【００４３】
（フェライトの平均粒径：１０μｍ以上５０μｍ以下）
フェライトが小さいほどフェライト粒界が増加する。そして、フェライトの平均粒径が１０μｍ未満では、フェライト粒界上のセメンタイトにおける冷間加工中のボイドの発生が顕著となる。従って、フェライトの平均粒径は１０μｍ以上とし、好ましくは１２μｍ以上とする。フェライトの平均粒径が５０μｍ超では、成形後の鋼板の表面に梨地が発生し、表面の美観が損なわれる。従って、フェライトの平均粒径は５０μｍ以下とし、好ましくは４５μｍ以下とする。
【００４４】
フェライトの平均粒径の測定は、前述の鏡面研磨及びピクラールによるエッチングを施した後に、ＦＥ−ＳＥＭを用いて行うことができる。例えば２００個のフェライトの平均面積を求め、この平均面積が得られる円の直径を求め、この直径をフェライトの平均粒径とする。フェライトの平均面積は、フェライトの総面積を当該フェライトの個数、ここでは２００で除して得られる値である。
【００４５】
（セメンタイトの平均粒径：０．３μｍ以上１．５μｍ以下）
セメンタイトのサイズは焼入れ焼戻し後の疲労特性に多大な影響を及ぼす。セメンタイトの平均粒径が０．３μｍ未満では、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、セメンタイトの平均粒径は０．３μｍ以上とし、好ましくは０．５μｍ以上とする。セメンタイトの平均粒径が１．５μｍ超では、冷間加工中に粗大なセメンタイトに優先的にボイドが生成し、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、セメンタイトの平均粒径は１．５μｍ以下とし、好ましくは１．３μｍ以下とする。
【００４６】
（セメンタイトの球状化率：８５％以上）
セメンタイトの球状化率が低いほどボイドが発生しやすい箇所、例えば針状の部分等が増加する。そして、セメンタイトの球状化率が８５％未満では、セメンタイトにおける冷間加工中のボイドの発生が顕著となる。従って、セメンタイトの球状化率は８５％以上とし、好ましくは９０％以上とする。セメンタイトの球状化率は高ければ高いほど好ましいが、１００％にするには焼鈍に非常に長い時間がかかり、製造コストが増加する。従って、製造コストの観点からセメンタイトの球状化率は好ましくは９９％以下とし、より好ましくは９８％以下とする。
【００４７】
セメンタイトの球状化率及び平均粒径は、ＦＥ−ＳＥＭを用いた組織観察により行うことができる。組織観察用のサンプルの作製では、エメリー紙による湿式研磨及び粒子サイズが１μｍのダイヤモンド砥粒による研磨にて観察面を鏡面に仕上げた後、上記のピクラール溶液にてエッチングを行う。観察倍率は１０００倍〜１００００倍とし、例えば３０００倍とし、観察面にセメンタイトが５００個以上含まれる視野を１６個所選択し、これらの組織画像を取得する。そして、画像処理ソフトウェアを用いて、組織画像中の各セメンタイトの面積を測定する。画像処理ソフトウェアとしては、例えば三谷商事株式会社製の「Ｗｉｎ  ＲＯＯＦ」を用いることができる。この際に、ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、面積が０．０１μｍ２以下のセメンタイトは評価の対象から除外する。そして、評価対象のセメンタイトの平均面積を求め、この平均面積が得られる円の直径を求め、この直径をセメンタイトの平均粒径とする。セメンタイトの平均面積は、評価対象のセメンタイトの総面積を当該セメンタイトの個数で除して得られる値である。また、長軸長と短軸長との比が３以上のセメンタイトを針状セメンタイトとし、３未満のセメンタイトを球状セメンタイトとし、球状セメンタイトの個数を全セメンタイトの個数で除した値をセメンタイトの球状化率とする。
【００４８】
次に、本実施形態に係る高炭素鋼板の製造方法について説明する。この製造方法では、上記化学組成のスラブの熱間圧延を行って熱延板を取得し、この熱延板の酸洗を行い、その後に、熱延板の熱延板焼鈍を行って熱延焼鈍板を取得し、この熱延焼鈍板の冷間圧延を行って冷延板を取得し、この冷延板の冷延板焼鈍を行う。熱間圧延では、仕上げ圧延の完了温度を８００℃以上９５０℃未満とし、巻き取りの温度を４５０℃以上５５０℃未満とする。冷間圧延における圧下率は５％以上３５％以下とする。熱延板焼鈍の際には、熱延板を４５０℃以上５５０℃以下の第１の温度まで加熱し、次いで、熱延板を第１の温度に１ｈｒ以上１０ｈｒ未満保持し、次いで、熱延板を第１の温度から６７０℃以上７３０℃以下の第２の温度まで５℃／ｈｒ以上８０℃／ｈｒ以下の加熱速度で加熱し、次いで、熱延板を第２の温度に２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下保持する。熱延板を第１の温度まで加熱する際には、６０℃から第１の温度までの加熱速度を３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下とする。冷延板焼鈍の際には、冷延板を４５０℃以上５５０℃以下の第３の温度まで加熱し、次いで、冷延板を第３の温度に１ｈｒ以上１０ｈｒ未満保持し、次いで、冷延板を第３の温度から６７０℃以上７３０℃以下の第４の温度まで５℃／ｈｒ以上８０℃／ｈｒ以下の加熱速度で加熱し、次いで、冷延板を第４の温度に２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下保持する。冷延板を第３の温度まで加熱する際には、６０℃から第３の温度までの加熱速度を３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下とする。熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍のいずれにおいても、２段階の焼鈍を行うものとみなすことができる。
【００４９】
（熱間圧延の仕上げ圧延の完了温度：８００℃以上９５０℃未満）
仕上げ圧延の完了温度が８００℃未満では、スラブの変形抵抗が高く、圧延負荷が上昇し、圧延ロールの磨耗量が増大して、生産性が低下する。従って、仕上げ圧延の完了温度は８００℃以上とし、好ましくは８１０℃以上とする。仕上げ圧延の完了温度が９５０℃以上では、熱間圧延中にスケールが生成し、スケールが圧延ロールによりスラブに押し付けられるため、得られる熱延板の表面に疵が生じて生産性が低下する。従って、仕上げ圧延の完了温度は９５０℃未満とし、好ましくは９２０℃以下とする。スラブは、例えば連続鋳造で製造することができ、このスラブをそのまま熱間圧延に供してもよく、一旦冷却した後に加熱して熱間圧延に供してもよい。
【００５０】
（熱間圧延の巻き取りの温度：４５０℃以上５５０℃未満）
巻き取り温度は低ければ低いほど好ましい。しかし、巻き取り温度が４５０℃未満では、熱延板の脆化が著しく、酸洗のために熱延板のコイルを巻きほどく際に熱延板に割れ等が生じて生産性が低下する。従って、巻き取り温度は４５０℃以上とし、好ましくは４７０℃以上とする。巻き取り温度が５５０℃以上では、熱延板の組織が微細にならず、熱延板焼鈍中にＭｎ及びＣｒが拡散しにくくなり、セメンタイトに十分な量のＭｎ及び／又はＣｒを含有させ難くなる。従って、巻き取り温度は５５０℃未満とし、好ましくは５３０℃以下とする。
【００５１】
（冷間圧延における圧下率：５％以上３５％以下）
冷間圧延における圧下率が５％未満では、その後に冷延板焼鈍を行っても、その後に未再結晶のフェライトが多く残る。このため、冷延板焼鈍後の組織は、再結晶が済んだ部分及び未再結晶の部分が混在する不均一な組織となり、冷間加工中に高炭素鋼板内部に生じる歪の大きさも不均一となり、大きな歪が生じたセメンタイトにボイドが生成しやすくなる。従って、冷間圧延における圧下率は５％以上とし、好ましくは１０％以上とする。圧下率が３５％超では、再結晶フェライトの核生成頻度が高まり、フェライトの平均粒径を１０μｍ以上にできない。従って、冷間圧延における圧下率は３５％以下とし、好ましくは３０％以下とする。
【００５２】
（第１の温度：４５０℃以上５５０℃以下）
本実施形態では、熱延板を第１の温度に保持している間に、Ｍｎ及びＣｒをセメンタイトに拡散させてセメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの濃度を高める。第１の温度が４５０℃未満では、Ｆｅ並びにＭｎ及びＣｒ等の置換型固溶元素の拡散頻度が低下し、セメンタイトに十分な量のＭｎ及びＣｒを含有させるために長い時間がかかり、生産性が低下する。従って、第１の温度は４５０℃以上とし、好ましくは４８０℃以上とする。第１の温度が５５０℃超では、セメンタイトに十分な量のＭｎ及びＣｒを含有させることができない。従って、第１の温度は５５０℃以下とし、好ましくは５２０℃以下とする。
【００５３】
ここで、第１の温度とセメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度との関係について本発明者らが行った調査について説明する。この調査では、種々の温度にて９時間の保持を行い、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度を測定した。この結果を図６に示す。図６の縦軸には、Ｍｎ及びＣｒの各濃度について、保持温度を７００℃としたときの値に対する比を示している。図６から、Ｍｎ及びＣｒのいずれについても５００℃付近で濃度が特に高くなることが解る。
【００５４】
（第１の温度に保持する時間：１ｈｒ以上１０ｈｒ未満）
セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度は第１の温度に保持する時間に密接に関係する。この時間が１ｈｒ未満では、十分な量のＭｎ及びＣｒをセメンタイトに含有させることができない。従って、この時間は１ｈｒ以上とし、好ましくは１．５ｈｒ以上とする。この時間が１０ｈｒ超では、セメンタイトに含有されるＭｎ及びＣｒの各濃度の増加が僅かとなり、徒に時間及びコストがかかるようになる。従って、この時間は１０ｈｒ以下とし、好ましくは７ｈｒ以下とする。
【００５５】
（６０℃から第１の温度までの加熱速度：３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下）
熱延板焼鈍では、例えば室温からの加熱を行い、６０℃から第１の温度までの加熱速度が３０℃／ｈｒ未満では、昇温に長い時間がかかり、生産性が低下する。従って、この加熱速度は３０℃／ｈｒ以上とし、好ましくは６０℃／ｈｒ以上とする。この加熱速度が１５０℃／ｈｒ超では、熱延板のコイルの内側部分と外側部分との間での温度差が大きくなり、膨張差に起因して、すり疵やコイル巻き形状の崩れが起こり、歩留まりが低下する。従って、この加熱温度は１５０℃／ｈｒ以下とし、好ましくは１２０℃／ｈｒ以下とする。
【００５６】
（第２の温度：６７０℃以上７３０℃以下）
第２の温度が６７０℃℃未満では、熱延板焼鈍中にセメンタイトが粗大化せず、ピン止めエネルギーが高いままとなる。このため、後に行う冷延板焼鈍中のフェライトの粒成長が阻害され、フェライトの平均粒径を１０μｍ以上とするには非常に長い時間がかかり、生産性が低下する。従って、第２の温度は６７０℃以上とし、好ましくは６９０℃とする。第２の温度が７３０℃超では、熱延板焼鈍中にオーステナイトが部分的に生成し、第２の温度での保持後の冷却の際にパーライト変態が起きる。このときに生じたパーライト組織は、後に行う冷延板焼鈍中にフェライトの粒成長に対して強いピン止め力を発揮するため、フェライトの粒成長が阻害される。従って、第２の温度は７３０℃以下とし、好ましくは７２０℃以下とする。
【００５７】
（第２の温度に保持する時間：２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下）
第２の温度に保持する時間が２０ｈｒ未満では、セメンタイトが粗大化せず、ピン止めエネルギーが高いままとなる。このため、後に行う冷延板焼鈍中のフェライトの粒成長が阻害され、長時間の冷延板焼鈍を行わなければフェライト粒界上に存在するセメンタイトが多くなり、冷間加工中にボイドが生成して疲労特性が低下する。従って、この時間は２０ｈｒ以上とし、好ましくは３０ｈｒ以上とする。この時間が２００ｈｒ超では、生産性の低下が顕著となる。従って、この時間は２００ｈｒ以下とし、好ましくは１８０ｈｒ以下とする。
【００５８】
（第１の温度から第２の温度までの加熱速度：５℃／ｈｒ以上８０℃／ｈｒ以下）
熱延板を第１の温度に保持することによりセメンタイトにＭｎ及びＣｒを拡散させることができるが、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの濃度は、複数のセメンタイトの間でばらついている。このＭｎ及びＣｒの濃度のばらつきは、第１の温度から第２の温度までの昇温中に緩和することができる。
【００５９】
Ｍｎ及びＣｒの濃度のばらつきの緩和のためには加熱速度は低ければ低いほど好ましいが、第１の温度から第２の温度までの加熱速度が５℃／ｈｒ未満では、生産性の低下が著しい。従って、この加熱速度は５℃／ｈｒ以上とし、好ましくは１０℃／ｈｒ以上とする。この加熱速度が８０℃／ｈｒ超では、Ｍｎ及びＣｒの濃度のばらつきを十分に緩和することができず、Ｍｎ及び／又はＣｒの濃度が低いセメンタイトが存在するようになり、冷間加工中にボイドが生成して疲労特性が低下する。従って、この加熱速度は８０℃／ｈｒ以下とし、好ましくは６５℃／ｈｒ以下とする。
【００６０】
ここで、第１の温度から第２の温度までの昇温中に起きる組織変化について説明する。ここでは、第１の温度に保持された後に、Ｍｎ及びＣｒの濃度が低いセメンタイト（第１のセメンタイト）と、Ｍｎ及びＣｒの濃度が高いセメンタイト（第２のセメンタイト）とが存在すると仮定する。第１のセメンタイト及び第２のセメンタイトのいずれに関しても、セメンタイトと母相（フェライト相）との界面近傍では、局所的な平衡状態が保たれており、新たな合金元素の流入又は流出が起きない限り、当該セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの濃度は変化しない。
【００６１】
熱延板を第１の温度に保持した後に加熱し、原子の拡散頻度を高めていくと、セメンタイトからフェライト相へＣが放出される。Ｍｎ及びＣｒはＣを引き付ける作用を有するので、第２のセメンタイトから放出されるＣの量は少なく、第１のセメンタイトから放出されるＣの量は多い。その一方で、フェライト相に放出されたＣは、Ｍｎ及びＣｒの濃度が高い第２のセメンタイトに引き付けられ、第２のセメンタイトの外皮に固着し、新たなセメンタイト（第３のセメンタイト）が形成される。
【００６２】
形成されたばかりの第３のセメンタイトはＭｎ及びＣｒを実質的に含有しないため、図４に示す濃度でＭｎ及びＣｒを含有しようとするが、セメンタイト中のＭｎ及びＣｒの拡散速度は、Ｃとの相互引力の影響を受けて、フェライト相中のそれに比べて非常に遅い。このため、隣接する第２のセメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒは第３のセメンタイトに拡散しにくい。従って、第３のセメンタイトは分配平衡を保つために、フェライト相からのＭｎ及びＣｒの供給を受け、第３のセメンタイトも第２のセメンタイトと同程度の濃度でＭｎ及びＣｒを含むようになる。また、第１のセメンタイトも、Ｃの放出に伴ってＭｎ及びＣｒの濃度が増加するため、第２のセメンタイトと同程度の濃度でＭｎ及びＣｒを含むようになる。このようにして、複数のセメンタイトの間でのＭｎ及びＣｒの濃度のばらつきが緩和される。従って、Ｍｎ及びＣｒの濃度のばらつきの観点からは、加熱速度は低ければ低いほど好ましく、過度に加熱速度が高い場合にはＭｎ及びＣｒの濃度のばらつきを十分に緩和することができない。
【００６３】
（第３の温度：４５０℃以上５５０℃以下）
本実施形態では、冷延板を第３の温度に保持している間にも、Ｍｎ及びＣｒをセメンタイトに拡散させてセメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの濃度を高める。第３の温度が４５０℃未満では、第１の温度が４５０℃未満の場合と同様に、生産性が低下する。従って、第３の温度は４５０℃以上とし、好ましくは４８０℃以上とする。第３の温度が５５０℃超では、第１の温度が５５０℃超の場合と同様に、セメンタイトに十分な量のＭｎ及びＣｒを含有させることができない。従って、第３の温度は５５０℃以下とし、好ましくは５２０℃以下とする。
【００６４】
（第３の温度に保持する時間：１ｈｒ以上１０ｈｒ未満）
セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度は第３の温度に保持する時間に密接に関係する。この時間が１ｈｒ未満では、十分な量のＭｎ及びＣｒをセメンタイトに含有させることができない。従って、この時間は１ｈｒ以上とし、好ましくは１．５ｈｒ以上とする。この時間が１０ｈｒ超では、セメンタイトに含有されるＭｎ及びＣｒの各濃度の増加が僅かとなり、徒に時間及びコストがかかるようになる。従って、この時間は１０ｈｒ以下とし、好ましくは７ｈｒ以下とする。
【００６５】
（６０℃から第３の温度までの加熱速度：３０℃／ｈｒ以上１５０℃／ｈｒ以下）
冷延板焼鈍では、例えば室温からの加熱を行い、６０℃から第３の温度までの加熱速度が３０℃／ｈｒ未満では、６０℃から第１の温度までの加熱速度が３０℃／ｈｒ未満の場合と同様に、生産性が低下する。従って、この加熱速度は３０℃／ｈｒ以上とし、好ましくは６０℃／ｈｒ以上とする。この加熱速度が１５０℃／ｈｒ超では、冷延板のコイルの内側部分と外側部分との間での温度差が大きくなり、膨張差に起因して、すり疵やコイル巻き形状の崩れが起こり、歩留まりが低下する。従って、この加熱温度は１５０℃／ｈｒ以下とし、好ましくは１２０℃／ｈｒ以下とする。
【００６６】
（第４の温度：６７０℃以上７３０℃以下）
本実施形態では、冷延板を第４の温度に保持している間に、冷間圧延によって導入された歪を駆動力とし、フェライトの核生成型の再結晶、その場再結晶又は歪誘起粒界移動によってフェライトの平均粒径を１０μｍ以上に制御する。上記のように、フェライトの平均粒径が１０μｍ以上であれば、優れた成形性が得られる。第４の温度が６７０℃未満では、冷延板焼鈍の後に未再結晶フェライトが残存すると共に、フェライトの平均粒径が１０以上とならず、優れた成形性が得られない。従って、第４の温度は６７０℃以上とし、好ましくは６９０℃とする。第４の温度が７３０℃超では、冷延板焼鈍中にオーステナイトが部分的に生成し、第４の温度での保持後の冷却の際にパーライト変態が起きる。パーライト変態が生じると、セメンタイトの球状化率が低下し、冷間加工中にボイドが生成し易くなり、疲労特性が低下する。従って、第４の温度は７３０℃以下とし、好ましくは７２０℃以下とする。
【００６７】
（第４の温度に保持する時間：２０ｈｒ以上２００ｈｒ以下）
第４の温度に保持する時間が２０ｈｒ未満では、冷延板焼鈍の後に未再結晶フェライトが残存すると共に、フェライトの平均粒径が１０以上とならず、優れた成形性が得られない。従って、この時間は２０ｈｒ以上とし、好ましくは３０ｈｒ以上とする。この時間が２００ｈｒ超では、生産性の低下が顕著となる。従って、この時間は２００ｈｒ以下とし、好ましくは１８０ｈｒ以下とする。
【００６８】
なお、熱延板焼鈍の雰囲気及び冷延板焼鈍の雰囲気は特に限定されず、例えば窒素を９５体積％以上含む雰囲気、水素を９５体積％以上含む雰囲気、大気雰囲気等でこれら焼鈍を行うことができる。
【００６９】
本実施形態によれば、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度が２％以上８％以下、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が２％以上８％以下、フェライトの平均粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下、セメンタイトの平均粒径が０．３μｍ以上１．５μｍ以下、セメンタイトの球状化率が８５％以上９９％以下の高炭素鋼板を製造することができる。そして、この高炭素鋼板は、冷間加工時におけるセメンタイトを起点としたボイドの発生を抑制し、焼入れ焼戻し後の疲労特性に優れる高炭素鋼板を製造することができる。
【００７０】
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
【実施例】
【００７１】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。【００７２】
（第１の実験）
第１の実験では、表１に示す化学組成を有し厚さが２５０ｍｍのスラブ（鋼種Ａ〜ＡＴ）の熱間圧延を行って厚さが２．５ｍｍの熱延板のコイルを取得した。熱間圧延では、スラブ加熱の温度を１１４０℃、その時間を１ｈｒとし、仕上げ圧延の完了温度を８８０℃とし、巻き取りの温度を５１０℃とした。次いで、コイルを解きながら熱延板を酸洗し、熱延板の熱延板焼鈍を行って熱延焼鈍板を取得した。熱延板焼鈍の雰囲気は、９５体積％水素−５体積％窒素の雰囲気とした。その後、圧下率を１８％として熱延焼鈍板の冷間圧延を行って冷延板を取得した。続いて、冷延板の冷延板焼鈍を行った。冷延板焼鈍の雰囲気は、９５体積％水素−５体積％窒素の雰囲気とした。熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍では、室温から熱延板又は冷延板を加熱し、６０℃から４９５℃までの加熱速度を８５℃／ｈｒとし、４９５℃で２．８ｈｒ保持し、４９５℃から７１０℃までを６５℃／ｈｒの加熱速度で加熱し、７１０℃で６５ｈｒ保持し、その後、室温まで炉冷した。このようにして種々の高炭素鋼板を製造した。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【００７３】
【表１】
2015076384.tif 000003
【００７４】
そして、各高炭素鋼板について、フェライトの平均粒径、セメンタイトの平均粒径、セメンタイトの球状化率、並びにセメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度を測定した。組織観察は上記の方法により行った。更に、上記の方法により、冷間加工を模擬する冷間圧延及び焼入れ焼戻しを行い、２０００μｍ２当たりのボイドの数の計数及び転動疲労についての疲労試験を行った。これらの結果を表２に示す。表２中の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。【００７５】
【表２】
2015076384.tif 000004
【００７６】
表２に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５及びＮｏ．３５〜Ｎｏ．４０では、本発明範囲内にあるため、優れた転動疲労特性を得ることができた。即ち、転動疲労についての疲労試験において１００万サイクルの繰負荷を印加しても剥離が生じなかった。【００７７】
一方、試料Ｎｏ．１６では、鋼種ＰのＭｎ含有量が低すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度も低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．１７では、鋼種ＱのＭｎ含有量が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度も高すぎて、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．１８では、鋼種ＲのＳｉ含有量が低すぎるため、焼入れ後の焼戻し中にセメンタイトが粗大化し、十分な転動疲労特性が得られなかった。また、フェライトの平均粒径が大きすぎるため、冷間加工を模擬する冷間圧延の際に梨地が発生し、表面美観が損なわれた。試料Ｎｏ．１９では、鋼種ＳのＣ含有量が高すぎるため、焼入れ後に多量の残留オーステナイトが存在し、この残留オーステナイトを起点とした疲労破壊が生じた。この結果、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２０では、鋼種ＴのＳｉ含有量が高すぎるため、粗大なＳｉ酸化物が生成し、このＳｉ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２１では、鋼種ＵのＭｎ含有量が低すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度も低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２２では、鋼種ＶのＳ含有量が高すぎるため、粗大な硫化物が生成し、この硫化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２３では、鋼種ＷのＣｒ含有量が低すぎるため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度も低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２４では、鋼種ＸのＮ含有量が高すぎるため、ＡｌＮによるオーステナイトのピン止め力が強く、オーステナイト粒が過度に微細になって焼入れの冷却中にパーライトが生成し、このパーライトを起点とした疲労破壊が生じた。この結果、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２５では、鋼種ＹのＰ含有量が高すぎるため、焼入れの際に割れが生じ、この割れを起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２６では、鋼種ＺのＣ含有量が低すぎるため、焼入れの際にパーライトが生じ、このパーライトを起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２７では、鋼種ＡＡのＭｎ含有量が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度も高すぎて、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２８では、鋼種ＡＢのＡｌ含有量が高すぎるため、粗大なＡｌ酸化物が生成し、このＡｌ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２９では、鋼種ＡＣのＣｒ含有量が低すぎるため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度も低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３０では、鋼種ＡＤのＣｒ含有量が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度も高すぎて、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３１では、鋼種ＡＥのＳｉ含有量が高すぎるため、粗大なＳｉ酸化物が生成し、このＳｉ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３２では、鋼種ＡＦのＣ含有量が高すぎるため、焼入れ後に多量の残留オーステナイトが存在し、この残留オーステナイトを起点とした疲労破壊が生じた。この結果、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３３では、鋼種ＡＧのＣ含有量が低すぎるため、焼入れの際にパーライトが生じ、このパーライトを起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３４では、鋼種ＡＨのＣｒ含有量が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度も高すぎて、十分な転動疲労特性が得られなかった。【００７８】
試料Ｎｏ．４１では、鋼種ＡＯのＣａ含有量が高すぎるため、粗大なＣａ酸化物が生成し、このＣａ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４２では、鋼種ＡＰのＣｅ含有量が高すぎるため、粗大なＣｅ酸化物が生成し、このＣａ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４３では、鋼種ＡＱのＭｇ含有量が高すぎるため、粗大なＭｇ酸化物が生成し、このＭｇ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４４では、鋼種ＡＲのＹ含有量が高すぎるため、粗大なＹ酸化物が生成し、このＹ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４５では、鋼種ＡＳのＺｒ含有量が高すぎるため、粗大なＺｒ酸化物が生成し、このＺｒ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４６では、鋼種ＡＴのＬａ含有量が高すぎるため、粗大なＬａ酸化物が生成し、このＬａ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。【００７９】
（第２の実験）
第２の実験では、第１の実験で用いた鋼種のうちから選択した特定の鋼種（鋼種Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏ、ＡＩ、ＡＪ、ＡＫ、ＡＬ、ＡＭ及びＡＮ）について、種々の条件下で熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び冷延板焼鈍を行って高炭素鋼板を製造した。これらの条件を表３、表４、表５及び表６に示す。表３〜表６中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表３〜表６に記載していない条件は、第１の実験と同様である。【００８０】
【表３】
2015076384.tif 000005
【００８１】
【表４】
2015076384.tif 000006
【００８２】
【表５】
2015076384.tif 000007
【００８３】
【表６】
2015076384.tif 000008
【００８４】
そして、第１の実験と同様にして、各高炭素鋼板について、フェライトの平均粒径、セメンタイトの平均粒径、セメンタイトの球状化率、並びにセメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度を測定し、更にボイドの計数及び転動疲労についての疲労試験を行った。これらの結果を表７及び表８に示す。表７及び表８中の下線は、その項目が本発明の範囲から外れていることを示す。【００８５】
【表７】
2015076384.tif 000009
【００８６】
【表８】
2015076384.tif 000010
【００８７】
表７及び表８に示すように、試料Ｎｏ．５１、Ｎｏ．５２、Ｎｏ．５４〜Ｎｏ．５８、Ｎｏ．６０〜Ｎｏ．６２、Ｎｏ．６６、Ｎｏ．６７、Ｎｏ．７１、Ｎｏ．７４、Ｎｏ．７６、Ｎｏ．７７、Ｎｏ．８０、Ｎｏ．８３、Ｎｏ．８４、Ｎｏ．８６、Ｎｏ．８９〜Ｎｏ．９１、Ｎｏ．９３、Ｎｏ．９９〜Ｎｏ．１０１、Ｎｏ．１０４〜Ｎｏ．１１０及びＮｏ．１１２では、本発明範囲内にあるため、優れた転動疲労特性を得ることができた。即ち、転動疲労についての疲労試験において１００万サイクルの繰負荷を印加しても剥離が生じなかった。【００８８】
一方、試料Ｎｏ．５３では、第３の温度から第４の温度までの加熱速度が高すぎるため、冷延板コイルの中央部及び周縁部間の温度差が大きく、熱膨張の差に起因したすり疵が発生した。また、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．５９では、第２の温度での保持時間が短すぎるため、フェライトの平均粒径が小さく、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．６３では、６０℃から第１の温度までの加熱速度が低すぎるため、生産性が極めて低かった。試料Ｎｏ．６４では、第１の温度から第２の温度までの加熱速度が高すぎるため、熱延板コイルの中央部及び周縁部間の温度差が大きく、熱膨張の差に起因したすり疵が発生した。また、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．６５では、第３の温度が低すぎるため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．６８では、巻き取り温度が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度並びにセメンタイトの球状化率が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．６９では、第４の温度が高すぎるため、フェライト及びセメンタイトが過剰に成長した。また、パーライトが生成しており、セメンタイトの球状化率が低かった。この結果、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．７０では、巻き取り温度が低すぎるため、熱延板が脆化し、酸洗のために巻きほどく際に割れが生じた。【００８９】
試料Ｎｏ．７２では、巻き取り温度が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度並びにセメンタイトの球状化率が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．７３では、第１の温度が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．７５では、第３の温度での保持時間が短すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．７８では、第１の温度での保持時間が短すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．７９では、第２の温度が高すぎるため、パーライトが生成し、フェライトの平均粒径が小さすぎた。このため、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．８１では、冷間圧延の圧下率が低すぎるため、未再結晶のフェライトが存在し、組織の均一性が低く、冷間加工を模擬した冷間圧延の際に局所的に大きな歪が発生した。この結果、セメンタイトの割れが多発し、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．８２では、仕上げ圧延の完了温度が低すぎるため、圧延ロールの摩耗が著しく、生産性が低かった。試料Ｎｏ．８５では、６０℃から第１の温度までの加熱速度が低すぎるため、生産性が極めて低かった。試料Ｎｏ．８７では、６０℃から第１の温度までの加熱速度が高すぎるため、熱延板コイルの中央部及び周縁部間の温度差が大きく、熱膨張の差に起因したすり疵が発生した。試料Ｎｏ．８８では、巻き取り温度が低すぎるため、熱延板が脆化し、酸洗のために巻きほどく際に割れが生じた。試料Ｎｏ．９２では、６０℃から第３の温度までの加熱速度が高すぎるため、冷延板コイルの中央部及び周縁部間の温度差が大きく、熱膨張の差に起因したすり疵が発生した。【００９０】
試料Ｎｏ．９４では、冷間圧延の圧下率が高すぎるため、フェライトの平均粒径が小さく、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．９５では、第２の温度が低すぎるため、熱延板焼鈍後においてセメンタイトが微細であり、フェライトの平均粒径が小さすぎた。この結果、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．９６では、仕上げ圧延の完了温度が高すぎるため、熱間圧延中にスケールが過度に発生し、このスケールに起因した疵が発生した。試料Ｎｏ．９７では、第３の温度が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．９８では、第４の温度が低すぎるため、フェライトの平均粒径が小さすぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．１０２では、第４の温度での保持時間が短すぎるため、フェライトの平均粒径が小さすぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．１０３では、第３の温度が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎの濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．１１１では、第３の温度が低すぎるため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．１１３では、第１の温度が高すぎるため、セメンタイトに含まれるＭｎ及びＣｒの各濃度が低すぎて、ボイドが多く、十分な転動疲労特性が得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【００９１】
本発明は、例えば、自動車の駆動系部品等、種々の鉄鋼製品に用いられる高炭素鋼板の製造産業及び利用産業に利用することができる。
【図１】
2015076384.tif 000011
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【手続補正書】
【提出日】平成28年6月3日(2016.6.3)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２１】
（Ｃｒ：０．２０％〜１．００％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、セメンタイトに含有されて冷間加工中のボイドの生成を抑制する元素である。Ｃｒ含有量が０．２０％未満では、セメンタイトに十分な量のＣｒを含有させるための焼鈍に非常に長い時間がかかり、生産性が著しく低下する。従って、Ｃｒ含有量は０．２０％以上とし、好ましくは０．３５％以上とする。Ｃｒ含有量が１．００％超では、セメンタイトに含有されるＣｒが過剰となり、焼入れのための加熱中にセメンタイトが溶解しにくくなり、オーステナイト中に固溶するＣの量が不足する。このため、焼入れ後の強度が低下し、また、焼入れ焼戻し後の疲労特性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．８５％以下とする。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７８】
試料Ｎｏ．４１では、鋼種ＡＯのＣａ含有量が高すぎるため、粗大なＣａ酸化物が生成し、このＣａ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４２では、鋼種ＡＰのＣｅ含有量が高すぎるため、粗大なＣｅ酸化物が生成し、このＣｅ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４３では、鋼種ＡＱのＭｇ含有量が高すぎるため、粗大なＭｇ酸化物が生成し、このＭｇ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４４では、鋼種ＡＲのＹ含有量が高すぎるため、粗大なＹ酸化物が生成し、このＹ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４５では、鋼種ＡＳのＺｒ含有量が高すぎるため、粗大なＺｒ酸化物が生成し、このＺｒ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４６では、鋼種ＡＴのＬａ含有量が高すぎるため、粗大なＬａ酸化物が生成し、このＬａ酸化物を起点とした疲労破壊が生じ、十分な転動疲労特性が得られなかった。
【国際調査報告】
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