JP5581205B2 - 疲労寿命が優れている高炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、高炭素鋼板およびその製造方法に関し、より詳しくは、疲労寿命が優れている高炭素鋼板およびその製造方法に関する。
自動車の安全性に対する要求が高まるのに伴って、スプリングの疲労寿命の向上に対する要求も高まるようになった。スプリングの疲労寿命は、スプリングが弾性変形区間内で作動する時に最も長い。従って、スプリングの疲労寿命を向上させるためには、スプリング鋼素材の降伏強度を増加させて、スプリングの弾性区間を増加させ、スプリングが弾性区間で作動するようにするのが良い。
しかしながら、スプリングの種類により作動区間に塑性変形区間が含まれる場合がある。この場合、弾性変形区間で作動するスプリングに比べてクラックの発生が相対的に早く起こり、この時、疲労寿命は、クラックの発生より伝播に大きな影響を受ける。従って、作動区間に塑性変形区間が含まれるバンド（Ｂａｎｄ）スプリングの場合、スプリングの疲労寿命の向上のためにクラックの伝播を遮断するための微細組織を含む必要がある。
既存のスプリング用薄鋼板の場合、パーライト組織から構成されているが、層状炭化物が粗大で降伏強度が高くないため、疲労寿命が長くない問題点があった。
一方で、鋼板の冷間圧延前に微細組織を変態させて低温変態組織であるベイナイト組織を生成させることによって降伏強度を増加させる方法でスプリングの疲労寿命を向上させようとする試みがあった。しかしながら、スプリングの作動区間に塑性変形区間が含まれる場合には、ベイナイト組織の生成および混入によって降伏強度は増加したが、疲労寿命はむしろ低下する結果を現わした。
本発明の第１目的は、疲労寿命が優れている高炭素鋼板を提供することにある。
本発明の第２目的は、前記高炭素鋼板を製造する方法を提供することにある。
前記第１目的を達成するための本発明の一実施例によれば、高炭素鋼板は、炭素（Ｃ）：約０．７５〜約０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：約１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：約０．１〜約１．５％、クロム（Ｃｒ）：約０．１〜１．０％、リン（Ｐ）：約０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：約０．０２％以下を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなり、前記鋼板の微細組織中の層状炭化物間の層間間隔が約０．５μｍ以下である。
前記高炭素鋼板は、ラメラ（ｌａｍｅｌｌａｒ）構造を有する微細パーライト相を含むことができる。前記微細パーライト相の体積分率は約９０％以上である。前記ラメラ構造は、長軸および短軸の比率が約１０：１以上である。
高炭素鋼板は、質量％で約０．０５〜約０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、およびＣｕからなる群より選択された一つ以上の元素を更に含むことができる。ここで、高炭素鋼板は、約３０〜約１２０ｐｐｍの窒素を更に含むことができる。
前記第２目的を達成するための本発明の一実施例によれば、高炭素鋼板の製造方法が提供される。具体的に、質量％で炭素（Ｃ）：約０．７５〜約０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：約１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：約０．１〜約１．５％、クロム（Ｃｒ）：約０．１〜約１．０％、リン（Ｐ）：約０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：約０．０２％以下を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなる鋼材を製造する。次に、前記鋼材を熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍工程により球状化セメンタイトおよび初期フェライトの組織を有する鋼板を製造する。その後、前記鋼板を加熱した後、加熱された鋼板をパテンティング（ｐａｔｅｎｔｉｎｇ）熱処理するが、この時、はんだ槽の温度を約５００℃以上約５３０℃以下に維持しながら約６０秒以上パテンティング熱処理する。
前記パテンティング熱処理前に前記鋼板を加熱する時の温度範囲は、約８００℃以上約１１００℃以下である。前記鋼材を製造する段階において、質量％で約０．０５〜約０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、およびＣｕからなる群より選択された一つ以上の元素を更に含むように鋼材を製造してもよい。また、前記鋼材を製造する段階において、約３０〜約１２０ｐｐｍの窒素を更に含むように鋼材を製造してもよい。
高炭素鋼板を製造するために、前記パテンティング熱処理後に冷却段階および約８５％以上に冷間圧延する段階を行なうことができる。
前記第２目的を達成するための本発明の他の実施例によれば、高炭素鋼板を製造するために、先ず、質量％で炭素（Ｃ）：約０．７５〜 約０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：約１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：約０．１〜約１．５％、クロム（Ｃｒ）：約０．１〜約１．０％、リン（Ｐ）：約０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：約０．０２％以下を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなる鋼材を製造する。次に、前記鋼材を熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍工程により球状化セメンタイトおよび初期フェライトの組織を有する鋼板を製造する。その後、前記鋼板を加熱した後、加熱された鋼板をパテンティング熱処理するが、この時、はんだ槽の温度を約５３０℃以上約５７０℃以下に維持しながら約２０秒以上パテンティング熱処理する。
前記パテンティング熱処理前に前記鋼板を加熱する時の温度範囲は、約８００℃以上約１１００℃以下である。前記鋼材を製造する段階において、質量％で約０．０５〜約０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、およびＣｕからなる群より選択された一つ以上の元素を更に含むように鋼材を製造してもよい。また、前記鋼材を製造する段階において、約３０〜約１２０ｐｐｍの窒素を更に含むように鋼材を製造してもよい。
前記高炭素鋼板を製造するために、前記パテンティング熱処理後に冷却段階および約８５％以上に冷間圧延する段階を行なうことができる。
本発明の実施例による高炭素鋼板は、長軸および短軸の比率が約１０：１以上である層状炭化物が高い密度で存在する。従って、クラックが伝播するのを効果的に防止することができる。
また、クラックが容易に伝播されないため、鋼板の疲労寿命を向上させることができる。
また、本発明の実施例による高炭素鋼板を用いてスプリングを製造した場合、発生したクラックが容易に伝播されないため、スプリングが塑性変化区間で作動する場合にも、長時間作動可能なスプリングを製造することができる。
本発明の実施例による高炭素鋼板の断面図である。 比較例による高炭素鋼板の断面図である。 本発明の実施例による高炭素鋼板の破断形状を示した図面である。 比較例による高炭素鋼板の破断形状を示した図面である。
実施例
本発明の実施例による高炭素鋼板は、質量％で炭素（Ｃ）：約０．７５〜約０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：約１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：約０．１〜約１．５％、クロム（Ｃｒ）：約０．１〜約１．０％、リン（Ｐ）：約０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：約０．０２％以下を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなる。
また、本発明の実施例による高炭素鋼板は、質量％で約０．０５〜約０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、Ｃｕ、および約３０〜約１２０ｐｐｍの窒素からなる群より選択された一つ以上の元素を更に含むことができる。
ここで、鋼板の微細組織は、層状炭化物間の層間間隔が約０．５μｍ以下であり、長軸および短軸の比率が約１０：１以上のラメラ構造を有する微細パーライト相を体積分率で約９０％以上含むことができる。
一方、本発明の実施例による高炭素鋼板の製造方法は、ｉ）質量％で炭素（Ｃ）：約０．７５〜約０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：約１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：約０．１〜１．５％、クロム（Ｃｒ）：約０．１〜１．０％、リン（Ｐ）：約０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：約０．０２％以下を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなる鋼材を製造する段階と、ｉｉ）鋼材を熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍工程により球状化セメンタイトおよび初期フェライトの組織を有する鋼板を製造する段階と、ｉｉｉ）鋼板を約８００℃以上約１１００℃以下の温度範囲で加熱した後、加熱された鋼板をパテンティング熱処理する時、はんだ槽の温度が約５００℃以上約５３０℃以下になるように温度を維持しながら約６０秒以上パテンティング熱処理したり、またははんだ槽の温度が約５３０℃以上約５７０℃以下になるように温度を維持しながら約２０秒以上パテンティング熱処理する段階とを含む。
前記鋼材を製造する段階において、質量％で約０．０５〜約０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、Ｃｕ、および約３０〜約１２０ｐｐｍの窒素からなる群から選択された一つ以上の元素を更に含むように鋼材を製造してもよい。
また、パテンティング熱処理後に冷却段階および約８５％以上に冷間圧延する段階を更に含むことができる。
このような本発明の実施例による高炭素鋼板の化学組成を限定した理由を説明する。
先ず、炭素（Ｃ）の含有量は約０．７５〜約０．９５％とする。このように炭素（Ｃ）の含有量を限定した理由は、炭素の含有量が約０．７５％未満である場合には、焼入れによる硬度の上昇、つまり優れた耐久性を確保するのが難しい。また、炭素（Ｃ）の含有量が約０．９５％を越える場合には、残留オーステナイトが容易に形成される。また、冷間圧延時に応力誘起変態による亀裂（クラック）の発生の可能性が高く、鋼板の靭性および疲労寿命が低下する。
ケイ素（Ｓｉ）の含有量は約１．８％以下とする。ケイ素（Ｓｉ）の含有量が増加するほど、鋼板の強度および永久変形抵抗性が向上する。しかしながら、約１．８％を越える場合には、永久変形抵抗性がむしろ減少し、熱処理時に脱炭の可能性が高くなる。また、スケールの欠陥の増加により表面品質の低下をもたらす。
マンガン（Ｍｎ）の含有量は約０．１〜約１．５％とする。このようにマンガン（Ｍｎ）の含有量を限定した理由は、マンガン（Ｍｎ）の含有量が約０．１％未満である場合には、鋼材の製造工程中に不可避的に含有される硫黄（Ｓ）および鉄（Ｆｅ）が結合した硫化鉄（ＦｅＳ）の形成による赤熱脆性が発生する。反面、マンガン（Ｍｎ）の含有量が約１．５％を越える場合には、靭性が低下する。また、硬化能が必要以上に大きくなるので、必要な微細組織を得るために要求される鋼板の製造工程の進行速度を遅らせなければならない。従って、鋼板の生産性が低下する。
クロム（Ｃｒ）の含有量は約０．１〜約１．０％以下とする。クロム（Ｃｒ）は、マンガン（Ｍｎ）と同様に、鋼材の硬化能および強度を向上させ、脱炭の抑制および黒鉛化の防止効果を有する元素として知られている。クロム（Ｃｒ）の含有量が約０．１％未満である場合には、十分な焼入れ性および脱炭の抑制効果が得られない。反面、クロム（Ｃｒ）の含有量が約１．０％を越える場合には、硬化能が必要以上に大きくなる。
硫黄（Ｓ）の含有量は約０．０２％以下とする。硫黄（Ｓ）の含有量が約０．０２％を越える場合には、粒界偏析により鋼材の靭性が低下する。
リン（Ｐ）の含有量は約０．０２％以下とする。リン（Ｐ）の含有量が約０．０２％を越える場合には、粒界偏析により鋼材の靭性が低下する。
モリブデン（Ｍｏ）、ニオビウム（Ｎｂ）、チタニウム（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、およびタングステン（Ｗ）は、鋼材の中の炭素（Ｃ）または窒素（Ｎ）と結合して析出硬化を起こし、銅（Ｃｕ）は、単独で析出硬化を起こす。モリブデン（Ｍｏ）、ニオビウム（Ｎｂ）、チタニウム（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、タングステン（Ｗ）、および銅（Ｃｕ）の中から選択された一つ以上の元素の含有量は約０．０５〜約０．２５％とする。これら元素は、単独または複合的な析出硬化現象によって鋼材の高強度化に寄与する。しかしながら、一定量以上添加されると析出硬化効果が飽和される傾向があり、必要以上に硬化能が向上して圧延性が低下するので、前記元素の中から選択して使用する。また、前記元素の含有量が約０．０５％未満である場合には、析出硬化効果が低下する。反面、前記元素の含有量が約０．２５％を越える場合には、熱間圧延時に鋼材の脆性を増加させる。
窒素（Ｎ）の含有量は約３０〜約１２０ｐｐｍとする。窒素（Ｎ）の含有量が約３０ｐｐｍ未満である場合には、炭窒化物の析出量が十分でないため、鋼材の強度および永久変形抵抗性の改善が微小である。反面、窒素（Ｎ）の含有量が約１２０ｐｐｍを超える場合には、析出硬化の効果が飽和され、析出物が基地組織に過飽和となり、鋼材の靭性が低下する。
以下、図１および図２を参照して、本発明の実施例による高炭素鋼板の微細組織の構造および亀裂の伝播を防止する効果を説明する。
図１は本発明の実施例による高炭素鋼板の断面を概略的に示した図面である。本発明による高炭素鋼板は、層状炭化物１０１が圧延方向に長く形成された微細パーライト組織から形成される。ここで、層状炭化物１０１は、炭化物間の間隔が約０．５μｍ以下になるように形成され、長軸および短軸の比率が約１０：１以上になるように形成される。層状炭化物１０１間の間隔が０．５μｍを超える場合には、単位体積当たり存在する炭化物の個数が不足するので、疲労亀裂の伝播を効率的に防止することができない。また、長軸および短軸の比率が約１０：１未満である場合には、発生した亀裂が容易に炭化物の隙間に伝播される。
生成された炭化物は、周辺のフェライト基地組織に比べて強度が高いので、鋼板における亀裂は炭化物を横切って伝播し難い。従って、亀裂が伝播するためには、層状炭化物１０１の隙間に沿って進まなければならない。しかしながら、本発明の実施例による高炭素鋼板では、長軸および短軸の比率が大きい層状炭化物が高い密度で形成されているので、亀裂が炭化物の隙間に沿って進み難い。従って、表層部および自由表面であるエッジ（ｅｄｇｅ）部で亀裂が発生しても、亀裂が伝播されるためには方向Ａに沿って複雑な経路で進まなければならないので、亀裂が容易に伝播されない。反面、図２は比較例３による高炭素鋼板の断面を概略的に示した図面であって、比較例３による高炭素鋼板は、ベイナイトおよび微細パーライト組織から形成される。図２を参照すれば、比較例３による高炭素鋼板の場合、形成された層状炭化物２０１の長軸および短軸の比率が十分に大きくないため、炭化物間の隙間に沿って亀裂が連結され易い。従って、発生した亀裂は方向Ｂに沿って容易に伝播されるので、鋼板の疲労寿命が短くなる。
つまり、本発明の実施例による高炭素鋼板の場合、形成された層状炭化物１０１（図１参照）は長軸および短軸の比率が大きく、高い密度で形成される。従って、従来の高炭素鋼板に比べて炭化物間の隙間に沿って亀裂が互いに連結される可能性が極めて低いので、疲労亀裂が伝播するのを効果的に防止することができる。
以下、本発明の実施例による高炭素鋼板の製造方法について説明する。
先ず、質量％で炭素（Ｃ）：約０．７５〜約０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：約１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：約０．１〜約１．５％、クロム（Ｃｒ）：約０．１〜約１．０％、リン（Ｐ）：約０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：約０．０２％以下、および約０．０５〜約０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、Ｃｕ、および約３０〜約１２０ｐｐｍの窒素からなる群から選択された一つ以上の元素を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなる鋼材を製造する。このような鋼材の化学組成を限定した理由は、前述した通りであるので、ここではその説明は省略する。
次に、鋼材を熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍工程により球状化セメンタイトおよびフェライトの組織を有する鋼板を製造し、製造された鋼板を約８００℃以上約１１００℃以下の温度範囲で加熱する。鋼板の加熱温度が約８００℃未満である場合には、球状化されたセメンタイトが焼入れ工程で十分に溶解されないので、熱処理後の鋼材の強度が低下する。反面、鋼板の加熱温度が約１１００℃を越える場合には、スプリング鋼素材の表面の脱炭が発生するおそれがある。また、オーステナイト組織の結晶粒のサイズが大きくなるおそれがあり、これにより硬化能が必要以上に増加して、適正な微細組織を得るのが難しい。
次に、鋼板を維持温度（はんだ槽の温度）を約５００℃以上約５３０℃以下に維持しながら約６０秒以上パテンティング熱処理したり、またははんだ槽の温度を約５３０℃以上約５７０℃以下に維持しながら約２０秒以上パテンティング熱処理する。熱処理の温度および時間が十分でない場合には、焼入れ熱処理時に生成されたオーステナイト組織がはんだ槽内で微細パーライト組織に変態されずに常温に露出されてマルテンサイトに変態したり、残留オーステナイト組織として存在するようになる。残留オーステナイト組織は、冷間圧延時に応力誘起マルテンサイトに変態して亀裂発生の原因として作用し、疲労寿命を阻害する。また、このようなマルテンサイト組織は、その後の冷間圧延工程で亀裂発生の原因として作用するので、圧延性が低下する。反面、熱処理の維持温度（はんだ槽の温度）が約５７０℃を超える場合には、微細パーライト組織の層間間隔が大きくなるため、その後の冷間圧延による疲労亀裂の伝播を防止する微細組織の形成および加工硬化による強度の向上に限界がある。
このようにパテンティング熱処理の条件を調節して、疲労寿命が優れている微細組織を有する高炭素鋼板を製造することができる。
以下、実験例を通じて本発明をより詳細に説明する。以下の実験例は本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されない。
実験例
先ず、前述の組成を有する球状化熱処理された高強度スプリング用高炭素鋼板を厚さ約１．３〜約１．６ｍｍの板状コイルに圧延する。その後、焼入れ熱処理温度を約７５０〜約１２００℃に設定して約２分間加熱した後、それぞれ約３００〜約６５０℃に維持されたはんだ槽にパテンティング（またはオーステンパリング）熱処理を実施する。その後、全て約０．２３ｍｍの厚さの板状コイルに圧延する。これによって最終的な厚さは同一でありながら異なる冷間圧下率を有する鋼材を製造することができる。約０．２３ｍｍに圧延されたコイルはスプリングの製造に必要な約８ｍｍの幅にスリッティング（Ｓｌｉｔｔｉｎｇ）される。その後、同一なバリ（Ｂｕｒｒ）除去工程、スプリング成型、ワインディング、および歪み時効（ｓｔｒａｉｎ ａｇｉｎｇ）工程を経てスプリングを製造する。
以下の［表１］に疲労寿命が優れているスプリング用高炭素薄鋼板を製造するためのパテンティング（またはオーステンパリング）熱処理条件および焼入れ熱処理条件、鋼材の圧下率などの製造条件を記載する。
スプリングの疲労寿命を測定するために加速疲労寿命試験を実施した。加速疲労寿命試験は、回転および逆回転を繰り返す実物スプリング疲労測定器にスプリングを装着し、塑性変形区間でスプリングを作動させるために２〜２２回転区間で回転および逆回転を繰り返し、スプリングに破断が発生するまで作動させて、反復試験回数を測定する試験である。測定された加速疲労寿命は［表１］に記載した。
Figure 0005581205
表１を参照すれば、焼入れ熱処理温度が約８００℃以下である場合（比較例１）には、基地組織は逆変態されるが、球状化されたセメンタイトの溶解が完了しない。従って、オーステンパリング熱処理後に、鋼材に未溶解セメンタイト組織が残留するので、基地組織の炭素濃度が不足して、変態曲線が前方へ移動することになる。結局、同一な冷却速度でパテンティング（またはオーステンパリング）熱処理した場合にも、はんだ槽に投入される前の区間でパーライトが生成され、残りのオーステナイトがはんだ槽に維持される間に微細パーライトに変態される。この場合、延伸された層状炭化物の代わりに球状化された未溶解セメンタイトの分率が大きいので、疲労亀裂の伝播を遮断する効果が低く、降伏強度も低いので、疲労寿命が相対的に低い。
焼入れ熱処理温度が約１１００℃以上である場合（比較例２）には、オーステナイト結晶粒のサイズの増加により変態曲線が後方へ移動する効果が現れる。従って、はんだ槽を通過した後に冷却される時に残留していたオーステナイトから少量のマルテンサイトが生成される。また、極表面部に脱炭によりフェライト組織が観察されることもある。マルテンサイトは少量でも塑性変形区間では疲労寿命に致命的であり、しかも、表面脱炭が発生する場合、表面硬度の低下により疲労強度は非常に低くなる。
はんだ槽で維持時間が不足した場合（比較例５）にも、残留オーステナイト組織が存在したり、またははんだ槽を通過した後に冷却されながらマルテンサイト組織が生成されるので、同様に疲労寿命が短い。
パテンティング（またはオーステンパリング）熱処理維持温度を変更した場合には、維持温度が低ければ（比較例３）、熱処理後の降伏強度は増加する。しかしながら、ベイナイト炭化物がクラックの伝播を遮断するのに効果的でないので、弾性変形区間では疲労寿命が長いが、塑性変形区間が作動区間に含まれている場合には、疲労寿命は短い。
スプリングの作動区間に塑性変形区間が含まれている場合（つまり、表面にかかる応力が降伏強度より大きく作用する場合）、クラックの発生が容易であるので、疲労寿命はクラックの伝播により支配を受けることになる。図２を参照すれば、微細組織中に長短軸比が短い炭化物が混在していれば、クラックの伝播を防止するのが難しいので、疲労亀裂の伝達経路が短くなり、塑性変形区間が含まれているスプリングの作動区間では疲労寿命が相対的に低い。
図３および図４は実施例１および比較例３のスプリング加速疲労寿命試験後に破断されたスプリングの形態を示した図面である。
図３は本発明の実施例による高炭素鋼板の疲労寿命試験後に発生した疲労亀裂を示し、図４は比較例による高炭素鋼板の疲労寿命試験後に発生した疲労亀裂を示す。図３および図４を参照すれば、本発明の実施例では階段形態に破断が起こることが分かり、比較例では直線形態に破断が起こることが分かる。つまり、本発明の実施例で疲労亀裂の発生および伝播の遮断が比較例よりも活発に起きていることが分かる。
一方、パテンティング（またはオーステンパリング）維持温度（はんだ槽温度）が約５７０℃以上と高い場合（比較例４）には、微細パーライト組織を有する。高い圧下率により炭化物が長く延伸されているが、実施例に比べて単位体積当たりの層状炭化物の個数が少ない。従って、実施例に比べて疲労亀裂の伝播を防止するのに限界がある。
焼入れ温度、パテンティング（またはオーステンパリング）温度、および時間は適正範囲に含まれるが、熱処理後の冷間圧下率が不足する場合（比較例６）には、他の比較例に比べれば疲労寿命が長いが、実施例に比べて疲労寿命が短い傾向を示す。
反面、本発明による実施例の場合、表１に示したように、比較例に比べて疲労寿命が非常に優れている。これは、本発明の実施例による高炭素鋼板の場合には、微細組織の長短軸比が大きい延伸された層状炭化物を単位体積当たり最大限多く有しており、疲労亀裂の伝播を妨害しているためである。特に、スプリングの作動区間に塑性変形区間が含まれている場合（つまり、表面にかかる応力が降伏強度より大きく作用する場合）、クラックの発生が容易であるので、疲労寿命はクラックの伝播により支配を受けることになる。従って、疲労寿命は、微細組織がどのくらいクラックを遮断し、疲労亀裂の伝達経路を長くすることができるのかによって左右されるが、本発明の鋼材のように強圧下によって延伸された微細パーライトを単位体積当たり多く有している微細組織がこのような作用をするのに効果的である。
本発明の実施例による高炭素鋼板は、長軸および短軸の比率が約１０：１以上である層状炭化物が高い密度で存在する。従って、クラックが伝播するのを効果的に防止することができる。
また、クラックが容易に伝播されないため、鋼板の疲労寿命を向上させることができる。
また、本発明の実施例による高炭素鋼板を用いてスプリングを製造した場合、発生したクラックが容易に伝播されないため、スプリングが塑性変化区間で作動する場合にも、長時間作動可能なスプリングを製造することができる。

Claims (6)

  1. 質量％で炭素（Ｃ）：０．７５〜０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．１〜１．５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなる鋼材を製造する段階と、
    前記鋼材を熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍工程により球状化セメンタイトおよび初期フェライトの組織を有する鋼板を製造する段階と、
    前記鋼板を加熱した後、加熱された鋼板をパテンティング熱処理するが、この時、はんだ槽の温度を５００℃以上５３０℃以下に維持しながら６０秒以上パテンティング熱処理する段階と、
    前記パテンティング熱処理後に冷却段階および８５％以上に冷間圧延する段階と
    を含み、
    前記パテンティング熱処理前に前記鋼板を加熱する時の温度範囲は、８００℃以上１１００℃以下であり、
    層状炭化物間の層間間隔が０．５μｍ以下であり、長軸および短軸の比率が１０：１以上であるラメラ構造を有する微細パーライト相を体積分率で９０％以上含む、
    高炭素鋼板の製造方法。
  2. 前記鋼材を製造する段階において、質量％で０．０５〜０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、およびＣｕからなる群より選択された一つ以上の元素を更に含むように鋼材を製造する、請求項１に記載の高炭素鋼板の製造方法。
  3. 前記鋼材を製造する段階において、３０〜１２０ｐｐｍの窒素を更に含むように鋼材を製造する、請求項２に記載の高炭素鋼板の製造方法。
  4. 質量％で炭素（Ｃ）：０．７５〜０．９５％、ケイ素（Ｓｉ）：１．８％以下、マンガン（Ｍｎ）：０．１〜１．５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下を含み、残部のＦｅおよびその他の不可避な不純物からなる鋼材を製造する段階と、
    前記鋼材を熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍工程により球状化セメンタイトおよび初期フェライトの組織を有する鋼板を製造する段階と、
    前記鋼板を加熱した後、加熱された鋼板をパテンティング熱処理するが、この時、はんだ槽の温度を５３０℃以上５７０℃以下に維持しながら２０秒以上パテンティング熱処理する段階と、
    前記パテンティング熱処理後に冷却段階および８５％以上に冷間圧延する段階と
    を含み、
    前記パテンティング熱処理前に前記鋼板を加熱する時の温度範囲は、８００℃以上１１００℃以下であり、
    層状炭化物間の層間間隔が０．５μｍ以下であり、長軸および短軸の比率が１０：１以上であるラメラ構造を有する微細パーライト相を体積分率で９０％以上含む、高炭素鋼板の製造方法。
  5. 前記鋼材を製造する段階において、質量％で０．０５〜０．２５％のＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｗ、およびＣｕからなる群より選択された一つ以上の元素を更に含むように鋼材を製造する、請求項４に記載の高炭素鋼板の製造方法。
  6. 前記鋼材を製造する段階において、３０〜１２０ｐｐｍの窒素を更に含むように鋼材を製造する、請求項５に記載の高炭素鋼板の製造方法。
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