(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１質量％超過０．４質量％以下、Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．３〜２質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｃｒ：０．１〜２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｂ：０．００２２〜０．０１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２５０℃以上の温度に加熱した後、仕上げ圧延での全圧延率：９０％以上、仕上げ温度：Ａｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋１００℃で熱間圧延し、平均冷却速度：４０℃／秒以下で冷却し、巻取り温度：４５０〜６００℃でコイル状に巻取って熱延コイルとし、前記熱延コイルを酸洗、球状化焼鈍又は冷延焼鈍することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブは、Ｎｉ：０．５質量％以下、Ｃａ：０．０２質量％以下、Ｍｏ：０．５質量％以下、及びＶ：０．５質量％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の熱処理用鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の製造方法によって得られた熱処理用鋼板を成形加工した後、焼入焼戻処理を行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
【請求項４】
前記焼入焼戻処理における焼戻温度は、１８０〜５００℃であることを特徴とする請求項３に記載の鋼部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱処理用鋼板及び鋼部材の製造方法に関する。詳細には、本発明は、自動車部品や機械構造部品などの鋼部材を製造するために使用される熱処理用鋼板の製造方法、及びこの熱処理用鋼板を用いて作製される鋼部材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車部品や機械構造部品などの鋼部材には、靭性や疲労特性に優れていることが要求されるものがある。このような鋼部材は、熱処理用鋼板を所望の部品形状に成形加工した後、熱処理（焼入焼戻処理）を行うことによって製造されるが、品質安定性の観点から、安定した加工性及び焼入性などが熱処理用鋼板に要求される。また、鋼部材は、疲労特性の向上や軽量化の観点から高強度であることが望まれる一方、高強度化することによって靭性や遅れ破壊特性の低下が懸念される。つまり、鋼部材の強度は、一般に炭素含有量によって主に決まるところ、炭素濃度を増加させると、疲労特性は向上するものの、靭性や遅れ破壊特性が低下する。
【０００３】
これらの様々な特性を改善するために様々な研究が行われている。例えば、特許文献１では、比較的大きな粒径の球状炭化物を等軸状フェライトに分散させた組織を有する熱処理用鋼板を用いて鋼部材を作製することにより、鋼部材の破壊起点を低減して靭性を向上させている。また、特許文献２では、溶体化処理時の炭素含有量の最適化及び未溶解炭化物の大きさを制御することにより、鋼部材の靭性を向上させている。
しかしながら、上記の特許文献に記載の技術はいずれも、未溶解炭化物の大きさ及び量を最適化することによって鋼部材の靭性を向上させており、オーステナイト化を十分に行って作製される（すなわち、未溶解炭化物のない）鋼部材には、上記の技術を適用することができない。また、これらの特許文献に記載の鋼部材は、疲労特性や遅れ破壊特性が不十分である。
【０００４】
一方、鋼部材の遅れ破壊特性の低下は、水素脆化に起因しており、この水素脆化を防止する技術が数多く知られている。代表的なものとしては、ボルトに使用される鋼部材に関するものが挙げられる。この鋼部材は、様々な特殊元素を添加することによって、強度や遅れ破壊特性を高めている。しかしながら、特殊元素の添加による素材コストの増加のため、この技術を、自動車部品や機械構造部品などの鋼部材に適用することが難しい。
【０００５】
水素脆化を防止する他の技術として、特許文献３は、水素脆化危険度指数（％）＝１００×（１−Ｅ１／Ｅ０）を３０％以下に規定することを提案している。ここで、Ｅ０は実質的に拡散性水素を含まない鋼部材の破断時の伸び、Ｅ１は拡散水素を含む鋼部材の破断時の伸びである。しかしながら、特許文献３は、水素脆化危険度指数を規定することを開示しているに過ぎず、鋼部材の製造条件についても不明である。また、鋼部材の靭性や疲労特性についての記載もなく、その効果も不明である。
【０００６】
他にも、特許文献４は、３．０体積％以上の残留オーステナイトを含む組織を有し、且つ引張強さ×伸び≧１８０００ＭＰａ・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量を０．５ｐｐｍ以上とした鋼部材を提案している。しかしながら、特許文献４は、鋼部材の靭性や疲労特性についての記載もなく、その効果も不明である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００３−１４７４８５号公報
【特許文献２】特開２００６−６３３８４号公報
【特許文献３】特開２００１−２６４２４０号公報
【特許文献４】特開２００４−１６９１８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記したように、疲労特性（強度）と靭性及び遅れ破壊特性とは、相反する特性であるが、コストの増加を招くことなく、これらの特性を同時に向上させることが望まれている。
すなわち、本発明は、上記のような問題を解決するためになされたものであり、加工性及び焼入性が良好であると共に、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材を与える熱処理用鋼板の製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材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】
【０００９】
発明者らは、所定の組成のスラブを用い、所定の工程によって熱処理用鋼板を製造することにより、上記問題を解決し得ることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．１質量％超過０．４質量％以下、Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．３〜２質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｃｒ：０．１〜２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｂ：０．００２２〜０．０１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２５０℃以上の温度に加熱した後、仕上げ圧延での全圧延率：９０％以上、仕上げ温度：Ａｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋１００℃で熱間圧延し、平均冷却速度：４０℃／秒以下で冷却し、巻取り温度：４５０〜６００℃でコイル状に巻取って熱延コイルとし、前記熱延コイルを酸洗、球状化焼鈍又は冷延焼鈍することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法である。
また、本発明は、上記の製造方法によって得られた熱処理用鋼板を成形加工した後、焼入焼戻処理を行うことを特徴とする鋼部材の製造方法である。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、加工性及び焼入性が良好であると共に、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材を与える熱処理用鋼板の製造方法を提供することができる。また、本発明によれば、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】実施例３における熱処理鋼板のビッカース硬度と遅れ破壊比との関係を示すグラフである。
【図２】実施例３における試料Ｎｏ．４６（本発明例）及び試料Ｎｏ．５１（比較例）の熱処理鋼板の顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明の熱処理用鋼板の製造方法は、所定の組成のスラブを用いると共に、所定の工程から構成されることを特徴とする。ここで、本明細書において、「熱処理用鋼板」とは、所望の形状に成形加工され、熱処理される前の鋼板のことを意味する。また、「鋼部材」とは、所望の形状に成形加工され、熱処理された後の鋼板のことを意味する。
本発明に用いられるスラブの組成は以下の通りである。
【００１３】
＜Ｃ：０．１質量％超過０．４質量％以下＞
Ｃは、自動車部品や機械構造部品などの鋼部材に要求される強度や疲労特性を確保するために必要となる元素である。熱処理によって鋼部材を高強度化する熱処理用鋼板においては、Ｃ含有量を０．１質量％よりも多くすることが望ましい。また、Ｃ含有量が０．４質量％を超えると、旧オーステナイト結晶粒界に炭化物が析出し、脆性破壊が生じ易くなると共に、粒界強度の低下による疲労特性（特に、疲労寿命）や遅れ破壊特性の低下が懸念される。また、加工性や溶接性が著しく劣化する。このため、Ｃ含有量は０．１質量％超過０．４質量％以下とする必要がある。
【００１４】
＜Ｓｉ：０．５〜１．５質量％＞
Ｓｉは、靭性（特に、衝撃靭性）、疲労特性（特に、疲労寿命）、及び遅れ破壊特性の向上に最も重要な元素である。ここで、Ｓｉは、焼戻しの際にフィルム状の炭化物の生成を抑制し、平均粒径０．５μｍ以下の微細な炭化物を析出させることで粒界強度の低下を抑え、疲労寿命を向上させる。また、Ｓｉは、焼入性及び焼戻し軟化抵抗を高め、熱処理後の強度を確保する上で有効な元素でもある。上記のような特性を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．５質量以上とする必要がある。ただし、Ｓｉ含有量が１．５質量％を超えると、粒界に粗大な炭化物が形成され易くなり、疲労寿命が逆に低下する。また、冷間圧延性を低下させる観点からも、Ｓｉ含有量は０．５〜１．５質量％とする必要がある。
【００１５】
＜Ｍｎ：０．３〜２質量％質量％＞
Ｍｎは、焼入れ性および強度を確保する上で有効な元素である。この効果を十分に得るためには、Ｍｎ含有量を０．３質量％以上とする必要がある。ただし、Ｍｎ含有量が２．０質量％を超えると、炭素当量も高くなり、加工性及び溶接部の安定性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｍｎ含有量は０．３〜２質量％とする必要がある。また、熱処理（焼入焼戻処理）後の旧オーステナイト粒径を小さくする観点から、Ｍｎ含有量は０．８質量％以上が好ましい。
【００１６】
＜Ｐ、Ｓ：０．０２質量％以下＞
Ｐは、焼入れ時にオーステナイト粒界に偏析して粒界強度が低下することにより、靭性及び疲労寿命を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量は、０．０２質量％以下とする必要がある。
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、これが亀裂の起点となって強度や靭性を低下させる要因となる元素である。また、ＭｎＳは、粒界に偏析し、疲労寿命を低下させる。そのため、可能な限り含有量を少なくすることが望ましく、Ｓ含有量は、０．０２質量％以下とする必要がある。
Ｐ及びＳの含有量の上限を０．０２質量％とすることで、Ｐ及びＳに起因する弊害を抑えることができる。
【００１７】
＜Ｃｒ：０．１〜２質量％＞
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性の向上に有効であると共に、焼戻し軟化抵抗を高める元素である。この効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量を０．１質量％以上とする必要がある。ただし、Ｃｒ含有量が２質量％を超えると、熱処理（焼入焼戻処理）後の組織が未溶解炭化物を多量に含むものとなり、この炭化物が亀裂を助長させる起点となって靭性や疲労寿命の低下を招く。そのため、Ｃｒ含有量は０．１〜２質量％とする必要がある。
【００１８】
＜Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％＞
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、焼入れ性向上に有効な固溶Ｂの確保に寄与する元素である。また、Ｔｉは、焼入れ時に旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、疲労寿命を向上させる元素でもある。これらの効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．０１質量％以上とする必要がある。ただし、０．１質量％を超えてＴｉを添加しても、旧オーステナイト粒径の粗大化抑制効果が飽和し、却って疲労破壊の起点となるＴｉ系介在物が増加する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．１質量％とする必要がある。
【００１９】
＜Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％＞
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制して靭性を向上させると共に疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１質量％以上とする必要がある。ただし、０．１質量％を超えてＮｂを添加しても、上記効果は飽和し、不経済である。そのため、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１質量％とする必要がある。
【００２０】
＜Ａｌ：０．１質量％以下＞
Ａｌは、脱酸や、焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。ただし、過剰のＡｌを添加すると、靭性や疲労寿命に悪影響を及ぼす。そのため、Ａｌ含有量は０．１質量％以下、好ましくは０．０５質量％以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Ａｌ含有量の下限を０．０１質量％とすることが好ましい。
【００２１】
＜Ｂ：０．０００５〜０．０１質量％＞
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、熱処理（焼入焼戻処理）後の旧オーステナイト粒界を強化して脆性破壊を抑制し、靭性を向上させる元素でもある。これらの効果を十分に得るためには、Ｂ含有量を０．０００５質量％以上とする必要がある。ただし、０．０１質量％を超えてＢを添加しても、上記効果は飽和し、不経済である。そのため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．０１質量％、好ましくは０．００２〜０．０１質量％とする必要がある。
【００２２】
＜Ｎ：０．０１質量％以下＞
Ｎは、ＢＮの形成によってＢが消費されるため、Ｂの効果を阻害する要因となる元素である。そのため、Ｎ含有量は、できるだけ低い方が望ましい。種々の組成を検討した結果、Ｎ含有量は０．０１質量まで許容されるが、０．００６質量％以下とすることが好ましい。
【００２３】
＜Ｎｉ：０．５質量％以下＞
Ｎｉは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Ｎｉは焼入れ性、靭性及び疲労寿命の向上に有効な元素である。ただし、０．５質量％を超えてＮｉを添加しても、上記効果は飽和し、不経済である。そのため、Ｎｉ含有量は０．５質量％以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Ｎｉ含有量の下限を０．１質量％とすることが好ましい。
【００２４】
＜Ｃａ：０．０２質量％以下＞
Ｃａは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Ｃａは、ＭｎＳ系介在物の形態を球状化して鋼材の異方性を軽減する元素である。ただし、０．０２質量％を超えてＣａを添加すると、Ｃａ系介在物が増加して疲労特性を低下させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０２質量％以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Ｃａ含有量の下限を０．００１質量％とすることが好ましい。
【００２５】
＜Ｍｏ：０．５質量％以下＞
Ｍｏは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Ｍｏは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上の他に、炭化物を形成して水素をトラップする効果を与える元素である。また、Ｍｏは、ＭｎやＣｒの過剰な添加による靭性劣化を抑制する元素でもある。ただし、Ｍｏは高価な元素であるため、０．５質量％を超えてＭｏを添加すると不経済である。そのため、Ｍｏ含有量は０．５質量％以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Ｍｏ含有量の下限を、０．１質量％、好ましくは０．１５質量％とすることが好ましい。
【００２６】
＜Ｖ：０．５質量％以下＞
Ｖは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Ｖは、焼入れ時に結晶粒を微細化して靭性向上に有効であると共に、炭化物を形成して水素をトラップする効果を与える元素である。ただし、Ｖは高価な元素であるため、０．５質量％を超えてＶを添加すると不経済である。そのため、Ｖ含有量は０．５質量％以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Ｖ含有量の下限を、０．１質量％とすることが好ましい。
【００２７】
＜残部＞
スラブの残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。ここで、本明細書において「不可避的不純物」とは、意図していないにも関らず不可避的に混入する不純物のことを意味する。
【００２８】
次に、熱処理用鋼板の製造工程について説明する。
まず、上記のような組成を有するスラブを１２５０℃以上に加熱する。この範囲に加熱温度を設定することにより、ＴｉやＮｂなどのマトリックスへの固溶が確保される。加熱温度が１２５０℃未満であると、熱間圧延において析出するＮｂ炭化物量が不足する。その結果、焼入れの際に旧オーステナイト粒が成長してしまい、疲労特性や靭性（特に、衝撃靭性）が低下する。
【００２９】
次に、加熱されたスラブを熱間圧延する。この熱間圧延では、全圧延率：９０％以上、仕上げ温度：Ａｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋１００℃の条件下で仕上げ圧延する。全圧延率が９０％未満であると、強度を高めるのに有効な微細組織が十分に得られない。また、仕上げ温度がＡｒ３変態点未満であると、２相域で圧延されることになり、圧延条件が不安定になり易い。一方、仕上げ温度がＡｒ３変態点＋１００℃を超えると、熱間圧延後にオーステナイト粒が粗大化してしまい、微細組織を有する熱延コイルが得られない。
【００３０】
次に、熱間圧延後の熱延鋼帯を４０℃／秒以下、好ましくは２０〜３０℃／秒の平均冷却速度で冷却する。この平均冷却速度は、金属組織を制御するために重要である。平均冷却速度が４０℃／秒を超えると、熱延鋼帯にマルテンサイト組織が生じる場合がある。このマルテンサイト組織は、熱延鋼帯の特性を大きく変動させるばかりでなく、巻取り工程において板割れが生じる要因となる。
【００３１】
次に、冷却した熱延鋼帯を４５０〜６００℃の巻取り温度でコイル状に巻取って熱延コイルとする。この巻取り温度で熱延鋼帯を巻取ることにより、微細フェライト＋微細パーライト又はベイナイト組織を有する熱延コイルが得られる。巻取り温度が４５０℃未満であると、コイルの変形が生じ易く、巻取り自体が事実上困難となるばかりか、コイルエッジからの板割れが発生する場合がある。巻取り温度が６００℃を超えると、粗大なフェライト＋パーライト組織やバンド状組織を有する熱延コイルとなったり、表面の脱炭及び粒界酸化が進行してしまい、疲労破壊の起点となる。
【００３２】
次に、熱延コイルを酸洗、球状化焼鈍又は冷延焼鈍する。これらの処理は、熱処理（焼入焼戻処理）によって生成するセメンタイトの析出状態にほとんど影響しないため、鋼部材の形状に成形加工し得る強度及び延性を与えるものであればいずれを選択してもよい。
酸洗方法としては、特に限定されず、公知の方法に準じて行うことができる。例えば、塩酸などを含む酸洗槽に熱延コイルを通過させればよい。
球状化焼鈍及び冷延焼鈍を行う際の条件は、特に限定されず、公知の方法に準じて行うことができる。
【００３３】
非酸化性雰囲気下で球状化焼鈍を行う場合、Ｂの焼入性を確保する観点から、窒素雰囲気ではなく水素ガス雰囲気下で行うことが好ましい。また、熱処理用鋼板は、所望の製品形状への成形加工が一般的に冷間で行われることが多いため、焼鈍は再結晶組織を与える程度に行えばよく、完全な球状化焼鈍を行う必要はない。
また、冷延焼鈍を行う場合、焼鈍温度及び焼鈍時間は、冷延焼鈍を行う前の冷間圧延率に応じて最適な条件を決定することが好ましい。例えば、冷間圧延の圧延率が高いものほど、一般的には、低温、短時間で微細な再結晶組織を得ることができる。鋼の成分組成によっても最適条件に多少の違いが生じるが、一般的に、全冷間圧延率が２５％の場合は、焼鈍時間を６７０〜７５０℃、焼鈍時間１０〜４０時間とすればよい。
【００３４】
上記のようにして製造される熱処理用鋼板は、成形加工した後、焼入焼戻処理を行うことによって鋼部材を製造することができる。
成形加工の方法としては、特に限定されず、鋼部材の形状などに応じてプレス成形などの公知の方法を用いることができる。
焼入焼戻処理は、熱処理用鋼板を高強度化させつつ、靭性及び疲労特性を高め、遅れ破壊特性の劣化を抑制するために必要な処理である。焼入れは、Ａｃ３変態点＋５０℃以上の温度で６０秒以上保持した後、急冷することが好ましい。急冷は、マルテンサイト変態を生じさせ得る冷却速度であれば特に限定されない。また、焼戻しは、１８０〜５００℃の温度で１０〜６０分間保持すればよい。
【００３５】
焼戻し後に得られる鋼部材の硬度は、好ましくは５００ＨＶ以下、より好ましくは４７０ＨＶ以下である。ここで、「硬度」とは、ビッカース硬度計によって測定されたビッカース硬度を意味する。硬度が５００ＨＶを超えると、遅れ破壊限度が急激に低下する傾向がある。
【００３６】
上記のようにして製造される鋼部材では、熱処理（焼入焼戻処理）の際に、Ｓｉによる固溶強化及びセメンタイト生成抑制効果に起因する高強度化、Ｍｎ及びＢによる焼入性向上、Ｂによる粒界強化に起因する靭性確保、Ｎｂ炭化物による結晶粒の微細化及び水素トラップ効果などが相乗的に作用して所望の効果が得られると考えられる。詳細な機構は不明であるが、特に、Ｓｉによるセメンタイトの生成抑制効果とＮｂ炭化物の水素トラップ効果との相互作用により、疲労亀裂の伝播を抑制すると共に限界拡散性水素を低下させ、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てを向上させると考えられる。また、Ｓｉによるセメンタイトの生成抑制効果により、焼戻温度を高温化しても硬さが維持できると共にセメンタイトが粒界および粒内に極めて微細に生成するため、遅れ破壊限度がほとんど低下しない。
【実施例】
【００３７】
以下、実施例により本発明を詳細に説明するが、これらによって本発明が限定されるものではない。
実施例で用いたスラブの組成を表１に示す。なお、スラブの残部はＦｅ及び不可避不純物である。
【００３８】
【表１】
0005543814.tif 000002
【００３９】
（実施例１）
実施例１では、スラブの組成、熱延条件、焼入焼戻条件などが、熱処理用鋼板の加工性や、熱処理鋼板の疲労特性及び靭性に与える影響について調査した。
表１に示す成分を含む２００ｍｍ厚のスラブを１２８０℃で６０分加熱した後、表２〜３に示す条件で熱間圧延して冷却し、４．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。そして、この熱延板を表２〜３に示す条件でコイル状に巻取って熱延コイルとし、この熱延コイルを酸洗することによって熱処理用鋼板を得た。なお、一部のサンプルについては、酸洗の代わりに、表２〜３に示す条件で球状化焼鈍又は冷延焼鈍を行った。また、球状化焼鈍は、水素雰囲気中で行った。
得られた熱処理用鋼板について、加工性を評価するために、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）及び引張伸び（Ｔ．ＥＬ）を測定した。その結果を表２に示す。
【００４０】
次に、上記で得られた熱処理用鋼板の両面を０．５ｍｍ研削して３．０ｍｍ厚とし、冷間圧延して２．０ｍｍ厚に仕上げた。その後、熱処理（焼入焼戻処理）を行い、熱処理鋼板を得た。焼入れは、９００℃で１５分間保持した後、水を用いて急冷することによって行った。また、焼戻しは、３５０℃で３０分間保持することによって行なった。
得られた熱処理鋼板について、ビッカース硬度を測定すると共に、衝撃試験及び疲労試験を行った。
衝撃試験は、−４５℃における２ｍｍＵノッチ衝撃値をＪＩＳ  Ｚ２２４２に準拠したシャルピー試験によって測定した。
また、疲労試験は、ＪＩＳ  Ｚ２２７５に準拠した試験片を採取し、平面曲げ疲労試験機を用い、両振りにて２２Ｈｚで試験した。この試験において、５×１０６サイクル後の疲労強度の値を疲労限度とした。
【００４１】
上記の各評価の結果を表２〜３に示す。表中、疲労限度比とは、疲労強度を引張強さで割った値（疲労限度比＝疲労強度／引張強さ）である。
上記の各評価の基準としては、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が１６０００以上であれば熱処理用鋼板の加工性が良好であると考えられる。ビッカース硬度が３５０〜５００ＨＶ、Ｕノッチ衝撃値が８０Ｊ／ｃｍ２以上、疲労限度比が０．４以上であれば、熱処理鋼板の疲労特性及び靭性が良好であると考えられる。
【００４２】
【表２】
0005543814.tif 000003
【００４３】
【表３】
0005543814.tif 000004
【００４４】
表２〜３に示されるように、所定の組成を有するスラブを用い、且つ所定の条件下で作製した試料Ｎｏ．２〜３、５〜１７、１９〜２０及び２２〜２３の熱処理用鋼板は、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が１６０００以上であり、加工性が良好であった。また、これらの熱処理用鋼板から作製された熱処理鋼板は、Ｕノッチ衝撃値が８０Ｊ／ｃｍ２以上、疲労限度比が０．４以上であり、疲労特性及び靭性が良好であった。
【００４５】
これに対して、試料Ｎｏ．１の熱処理用鋼板は、所定の組成を有するスラブを用いたものの、平均冷却速度が速すぎたためにマルテンサイトが生じ、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が低くなった。つまり、この熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。
試料Ｎｏ．４の熱処理用鋼板は、所定の組成を有するスラブを用いたものの、巻取り温度が高すぎたために粗大なフェライト及びパーライトの混合組織が生成した。その結果、焼入れの際にパーライトが十分に固溶せず、旧オーステナイト粒が混在してしまった。つまり、この熱処理用鋼板から得られる熱処理鋼板は疲労強度が十分でなかった。
試料Ｎｏ．１８及び２１の熱処理用鋼板は、所定の組成を有するスラブを用いたものの、巻取り温度が低すぎたためにマルテンサイトが生じ、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が低くなった。つまり、これらの熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。
【００４６】
試料Ｎｏ．２４の熱処理用鋼板は、Ｃ及びＳｉの含有量が少なく、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢを含有していないスラブを用いたために、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が低くなった。つまり、この熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。
試料Ｎｏ．２５の熱処理用鋼板は、Ｓｉ及びＭｎの含有量が少ないスラブを用いたために、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が低くなった。つまり、この熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。
試料Ｎｏ．２６の熱処理用鋼板は、Ｓｉの含有量が多いスラブを用いたために、高強度となってＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が低くなった。また、この熱処理用鋼板は、過剰なＳｉに加えて巻取り温度が低すぎたために、変態が遅滞してコイルの変形が生じた。つまり、この熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。さらに、この熱処理用鋼板の表面に多くのスケールが形成されてしまい、熱処理鋼板の疲労限度を低下させた。つまり、この熱処理鋼板は疲労特性が十分でなかった。
【００４７】
試料Ｎｏ．２７の熱処理用鋼板は、Ｔｉの含有量が多いスラブを用いたために、焼入焼戻処理の際にＴｉＮが粗大化して介在物となり、熱処理鋼板のＵノッチ衝撃性を低下させた。つまり、この熱処理鋼板は靭性が十分でなかった。
試料Ｎｏ．２８の熱処理用鋼板は、Ｓｉの含有量が少ないスラブを用いたために、焼入焼戻処理の際にセメンタイトが粗大化し、熱処理鋼板のＵノッチ衝撃性を低下させた。つまり、この熱処理鋼板は靭性が十分でなかった。
試料Ｎｏ．２９の熱処理用鋼板は、Ｃの含有量が多いスラブを用いたために、高強度となってＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が低くなった。つまり、この熱処理用鋼板は、加工性が十分でなかった。さらに、この熱処理用鋼板は、焼入焼戻処理の際にＳｉの含有量が少ないことに起因してセメンタイトの粗大化が生じると共に、Ｂの未添加による粒界の強化不足のために、熱処理鋼板のＵノッチ衝撃性が低下した。つまり、この熱処理鋼板は靭性が十分でなかった。
試料Ｎｏ．３０の熱処理用鋼板は、Ｎｂの含有量が多いスラブを用いたために、焼入焼戻処理の際にＮｂＮ、ＮｂＣが粗大化して介在物となり、熱処理鋼板のＵノッチ衝撃性を低下させた。つまり、この熱処理鋼板は靭性が十分でなかった。
【００４８】
（実施例２）
実施例２では、鋼種や焼戻し温度が、熱処理鋼板の疲労特性や靭性に与える影響について調査した。
２００ｍｍ厚のスラブを１２８０℃で６０分加熱した後、８９０℃の仕上げ温度で熱間圧延して３０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、４．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。そして、この熱延板を５５０℃の巻取り温度でコイル状に巻取って熱延コイルとし、この熱延コイルを酸洗することによって熱処理用鋼板を得た。
次に、上記で得られた熱処理用鋼板の両面を０．５ｍｍ研削して３．０ｍｍ厚とし、冷間圧延して２．０ｍｍ厚に仕上げた。その後、熱処理（焼入焼戻処理）を行って熱処理鋼板を得た。焼入れは、９００℃で１５分間保持した後、水を用いて急冷することによって行った。また、焼戻しは、１００〜５００℃の範囲で３０分間保持することによって行なった。
【００４９】
得られた熱処理鋼板について、降伏強さ（ＹＳ）、引張り強さ（ＴＳ）、引張伸び（Ｔ．ＥＬ）及びビッカース硬度を測定すると共に、衝撃試験及び疲労試験を行った。ここで、降伏強さ（ＹＳ）は、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行うことによって求めた。その他の測定及び試験については、上記の実施例と同様にして行った。その結果を表４に示す。
【００５０】
【表４】
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【００５１】
表４に示されているように、本発明の熱処理用鋼板を用いると共に、焼戻し温度を１８０〜５００℃の範囲にして作製した試料Ｎｏ．３２〜３５の熱処理鋼板は、Ｕノッチ衝撃値が８０Ｊ／ｃｍ２以上、疲労限度比が０．４以上であり、疲労特性及び靭性が良好であった。
これに対して、焼戻し温度が１８０℃未満であると、本発明の熱処理用鋼板を用いても、熱処理鋼板が硬くなり過ぎてしまい、疲労特性や靭性が低下してしまった（試料Ｎｏ．３１）。また、所定の組成を有するスラブを用いていない熱処理用鋼板は、焼戻し温度が１８０℃未満の場合だけでなく１８０〜５００℃の範囲の場合であっても、疲労特性や靭性が不十分な熱処理鋼板を与えた（試料Ｎｏ．３６〜４４）。
【００５２】
（実施例３）
実施例３では、鋼種や焼戻し温度が、熱処理鋼板の遅れ破壊特性に与える影響について調査した。
２００ｍｍ厚のスラブを１２８０℃で６０分加熱した後、８９０℃の仕上げ温度で熱間圧延して３０℃／秒の平均冷却速度で冷却し、４．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。そして、この熱延板を５５０℃の巻取り温度でコイル状に巻取って熱延コイルとし、この熱延コイルを酸洗することによって熱処理用鋼板を得た。
次に、上記で得られた熱処理用鋼板の両面を０．５ｍｍ研削して３．０ｍｍ厚とし、冷間圧延して２．０ｍｍ厚に仕上げた。その後、熱処理（焼入焼戻処理）を行って熱処理鋼板を得た。焼入れは、９００℃で１５分間保持した後、水を用いて急冷することによって行った。また、焼戻しは、１００〜５００℃の範囲で３０分間保持することによって行なった。
【００５３】
得られた熱処理鋼板について、ビッカース硬度、遅れ破壊限度、静的曲げ破壊強度、全水素量及び拡散性水素量を測定すると共に、遅れ破壊比を求めた。ここで、遅れ破壊限度、静的曲げ破壊強度、全水素及び拡散性水素は、以下のようにして測定した。なお、ビッカース硬度の測定については、上記の実施例と同様にして行った。
【００５４】
遅れ破壊試験は、片持梁式曲げ遅れ破壊試験装置(東伸工業株式会社製ＣＬＴ−２０Ｃ)を用いて行った。試験片としては、冷延によって板厚２．０ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１００ｍｍで、且つ長手中央部に頂角：４５°、深さ２．０ｍｍ、ノッチ底０．３ＲのＶノッチを入れたものを用いた。この試験片の一端を固定してＶノッチ部を１０％塩酸溶液中に浸漬し、他端に重錘をつけてＶノッチ底部に種々の曲げ応力を負荷し、破壊応力と破壊時間との関係を求めることによってＳ−Ｎ線図を作成した。そして、１００時間経過しても破壊しない曲げ応力を求め、これを遅れ破壊限度とした。
【００５５】
静的曲げ破壊試験は、次のように行った。試験機及び試験片の形状は遅れ破壊試験と同じである。また、この試験片の一端を固定してＶノッチ部を１０％塩酸溶液中に浸漬し、他端に重錘をつけてＶノッチ底部に種々の曲げ応力を負荷する点も同様である。ただし、破壊応力と破壊時間との関係を求めるのではなく、重錐の荷重を徐々に増加させ、Ｖノッチ部からの亀裂が発生する応力を求め、これを静的曲げ破壊強度とした。
【００５６】
全水素量の測定は、２ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍの試験片を１０％塩酸溶液中に１００時間浸漬させた後、表面の腐食生成物を研削してから測定した。この測定用の試験片は、全水素量を測定するまでの間、窒素雰囲気下で保管した。そして、この試験片を室温から６００℃まで昇温した際に放出された水素量の合計をガスクロマトグラフィー法にて測定し、これを全水素量とした。
【００５７】
拡散性水素量の測定は、２ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍの試験片を１０％塩酸溶液中に１００時間浸漬させた後、表面の腐食生成物を研削してから測定した。この測定用の試験片は、全水素量を測定するまでの間、窒素雰囲気下で保管した。そして、この試験片を室温〜２４５℃まで昇温速度１２℃／分で加熱し、放出された水素量を四重極質量分析計を用いて測定した。そして、この温度範囲で得られた水素量の積分値（第１ピークの面積）を拡散性水素量とした。
上記の結果を表５に示す。表５中、遅れ破壊比とは、遅れ破壊限度を静的曲げ破壊強度で割った値（遅れ破壊比＝遅れ破壊限度／静的曲げ破壊強度）である。この遅れ破壊比の評価基準としては、遅れ破壊比が０．５以上であれば、熱処理鋼板の遅れ破壊特性が良好であると考えられる。
【００５８】
【表５】
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【００５９】
表５に示されているように、本発明の熱処理用鋼板を用いると共に、焼戻し温度を１８０〜５００℃の範囲にして作製した熱処理鋼板は、遅れ破壊特性が良好であった（試料Ｎｏ．４５〜４９）。
これに対して所定の組成を有するスラブを用いていない熱処理用鋼板は、焼戻し温度が１８０〜５００℃の範囲の場合であっても、遅れ破壊特性が不十分な熱処理鋼板を与えた（試料Ｎｏ．５０〜５３）。この結果は、スラブが所定の組成を有していないために、拡散性水素量が多くなったことに起因すると考えられる。
【００６０】
上記の結果を考察するために、熱処理鋼板のビッカース硬度と遅れ破壊比との関係を示すグラフを図１に示す。図１からわかるように、同程度の硬さを有する熱処理鋼板であっても、本発明の熱処理鋼板の方が、比較例の熱処理鋼板よりも遅れ破壊特性が良好である。
次に、上記各試料の代表例として試料Ｎｏ．４６（本発明例）及び試料Ｎｏ．５１（比較例）の熱処理鋼板の顕微鏡写真を図２に示す。図２からわかるように、試料Ｎｏ．４６の熱処理鋼板では、試料Ｎｏ．５１の熱処理鋼板よりも微細なセメンタイトが均一に析出していた。この微細なセメンタイトの均一な析出によって上記の効果がもたらされたと考えられる。
【００６１】
以上の結果からわかるように、本発明によれば、加工性及び焼入性が良好であると共に、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材を与える熱処理用鋼板の製造方法を提供することができる。また、本発明によれば、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材の製造方法を提供することができる。
【図１】
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【図２】
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