(57)【要約】【課題】板厚が200mm超で、Ceqを0.80以下とし、表層および板厚中心部の硬度がHB350以上、板厚中心部の−20℃での吸収エネルギーが47Ｊ以上の高硬度鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】所定の成分からなり、焼戻しマルテンサイトand/or焼戻しベイナイトが面積率で99％以上、フェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされない組織などのその他組織が1面積％未満であり、式（1）で示すCeqが0.750以上、0.800以下を満足し、式（2）で示す値fおよび下式（3）の値gが4×f/gが9.00以上を満足し、板厚中心部に於ける-20℃でのC方向シャルピーの3点平均が47J以上であり、表層ならびに板厚中心部の硬度がHBで350以上であることを特徴とする。Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5  （1）f=4C+Si+2Mn+Ni+2Cr+5Mo （2）g=2Cr+3Mo+5V  （3）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の成分が質量％で、
Ｃ：０．１６％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上、１．００以下、
Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、
Ｐ：０．０００％以上、０．０１０％以下、
Ｓ：０．０００％以上、０．００２％以下、
Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０．６０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、
Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、
Ｎ：０．００２０％以上、０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、
残Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトが面積率で９９％以上であって、フェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされない組織などのその他組織が１面積％未満であり、
下記式（１）で示すＣｅｑが０．７５０以上、０．８００以下を満足し、さらに下式（２）で示す値ｆおよび下式（３）で示す値ｇが４×ｆ／ｇが９．００以上を満足し、板厚中心部に於ける-２０℃でのＣ方向シャルピーの３点平均が４７J以上であり、表層ならびに板厚中心部の硬度がＨＢで３５０以上であることを特徴とする、板厚中心部の硬度および低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５      （１）
ｆ＝４Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｎｉ＋２Ｃｒ＋５Ｍｏ  （２）
ｇ＝２Ｃｒ＋３Ｍｏ＋５Ｖ      （３）
ここで、各式の各元素記号は、その成分の質量％を意味する。
【請求項２】
上記成分に加えてさらに、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
のうち１種類以上を含有し、かつＴｉを含有する場合はＴｉ／Ｎ≦３．４を満たすことを特徴とする請求項１に記載の板厚中心部の硬度および低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高強度鋼板。
【請求項３】
鋼の成分が質量％で、
Ｃ：０．１６％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上、１．００以下、
Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、
Ｐ：０．０００％以上、０．０１０％以下、
Ｓ：０．０００％以上、０．００２％以下、
Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０．６０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、
Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、
Ｎ：０．００２０％以上、０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、
残Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分の鋼を下式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ以上の温度へ加熱・熱間圧延後冷却し、さらに５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度Tならびに処理時間ｔｐが下式（５）を満たすように加熱する析出処理の後、常温まで冷却またはそのまま昇温し、９００℃以上９５０℃以下の温度で下式（６）に示す焼入れ保持時間Ｈ以上に再加熱し水冷する焼入れ処理を施し、５００℃以上５５０℃以下で焼戻して常温まで冷却することを特徴とする、板厚中心部の硬度および低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高強度鋼板の製造方法。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−ｌｏｇ１０［Ａｌ］［Ｎ］）              （４）
Ｌｏｇ１０（ｔｐ）＋０．０１２×Ｔ≧８．７          （５）
Ｈ＝０．０３３（９５０−Ｔｑ）２＋（１．５ｆ）２／１０  （６）
ここでＴｓはＡｌＮの固溶温度（℃）、［Ａｌ］、［Ｎ］は各元素の質量％であり、Ｔは析出処理温度（℃）、ｔｐは析出処理時間（Ｈｒ）であり、Ｈは焼入れ保持時間（分）、Ｔｑは焼入れ保持温度（℃）、ｆは上式（２）で得られる値である。
【請求項４】
上記成分に加えてさらに、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
のうち１種類以上を含有し、かつＴｉを含有する場合はＴｉ／Ｎ≦３．４を満たすことを特徴とする請求項３に記載の硬度および低温靭性ならびに溶接部靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ロータリーキルンなどの大型産業用機械の歯車などの回転機構に用いられる板厚中心部の硬度および低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高硬度鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ロータリーキルンに代表される大型産業用機械の回転機構には、巨大な歯車（ギヤ）が用いられる。素材となる鋼板には、歯車の耐疲労性や耐久性の観点から、硬度と靭性が要求されるが、近年では表層ならびに板厚中心部でＨＢ３５０以上、板厚中心部のｖＥ−２０℃≧４７Ｊ、が要求されるようになった。これは板厚中心部まで鋼材を削り込んで歯車を製造するため、板厚中心部の特性が重視されることによる。
【０００３】
加えて近年、歯車の大型化を志向し、従来に無い板厚２００ｍｍ超の鋼板が求められるようになってきた。板厚の増大に伴い、焼入れ時の板厚中心部の冷却速度が低下するため、焼戻し後も中心部の硬度が得難くなる。単に硬度をあげるだけの成分設計では靭性の低下を生じるため、板厚２００ｍｍ超という極厚材では、層硬度および中心部硬度を確保し、かつ靭性も確保するための成分バランス調整は困難を極める。
【０００４】
更に溶接性の改善を目的とし、主要含有元素によるカーボン当量Ｃｅｑを０．８００以下とする要求が発生した。これが０．８００を超えた場合、需要家に於いて溶接時の余熱温度を高めるなどの負荷が増加する。本鋼材のような極厚材では溶接パス数が非常に多いことから、溶接負荷の増加も大きい。尚、Ｃｅｑは例えば下記式（１）で示される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５    （１）
【０００５】
従来、板厚２００ｍｍ超でＣｅｑ≦０．８００、かつ中心部硬度≧ＨＢ３５０を確保し、かつ−２０℃での前述の低温靭性を保証する鋼材は存在しなかった。また歯車加工後の歪み取り焼鈍で材質が変化しないよう、素材となる鋼板は５００℃以上で焼戻しされなければならず、硬度達成に不利な状況下であった。
【０００６】
現状の技術としては、例えば特許文献１のように板厚２００ｍｍ超、ＨＢ３３０級で−４０℃の極厚高硬度鋼で、焼入れ前の析出処理−ＡｌＮ析出による固溶Ｂ確保を活用し、低Ｃｅｑ（０．７０程度）でも焼入れ性を高めているが、Ｃｅｑ上限を規制しておらず、Ｃを０．１４以下としているため、Ｃｅｑ＞０．８００の場合に限り、板厚中心部の硬度ＨＢ３５０と靭性を兼備している。このため需要家に於いて溶接時の余熱温度を高めるなどの負荷は軽減できない。
【０００７】
また特許文献２は、板厚２００ｍｍ超、ＨＢ３３０級かつ−２０℃靭性の極厚高硬度鋼であり、表面と中心部の硬度差を抑えるため焼き戻し条件を規定しているが、板厚中心部硬度はＨＢ３００級であり、実施例にてＣｅｑ：０．８５０まで高めても中心部硬度≧ＨＢ３５０を達成できない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１７−０２８１３５号公報
【特許文献２】特開２０１７−１８６５９２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
このような状況下、本発明では、特に板厚が２００ｍｍ超であって、下式で示すＣｅｑを０．８００以下、かつ板厚中心部の硬度確保の都合上、Ｃｅｑを０．７５０以上とし、表層および板厚中心部の硬度がＨＢ３５０以上、板厚中心部の−２０℃での吸収エネルギーが４７Ｊ以上の高硬度鋼板およびその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するため、鋼の成分が質量％で、Ｃ：０．１６％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：０．５０％以上、１．００以下、Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、Ｐ：０．０００％以上、０．０１０％以下、Ｓ：０．０００％以上、０．００２％以下、Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、Ｎ：０．００２０％以上、０．００７０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、残Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトが面積率で９９％以上であって、フェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされない組織などのその他組織が１面積％未満であり、下記式（１）で示すＣｅｑが０．７５０以上、０．８００以下を満足し、さらに下式（２）で示す値ｆおよび下式（３）で示す値ｇが４×ｆ／ｇが９．００以上を満足し、板厚中心部に於ける-２０℃でのＣ方向シャルピーの３点平均が４７J以上であり、表層ならびに板厚中心部の硬度がＨＢで３５０以上であることを特徴とする、板厚中心部の硬度および低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高強度鋼板とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５      （１）
ｆ＝４Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｎｉ＋２Ｃｒ＋５Ｍｏ  （２）
ｇ＝２Ｃｒ＋３Ｍｏ＋５Ｖ      （３）
ここで、各式の各元素記号は、その成分の質量％を意味する。
【００１１】
また上記成分に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、のうち１種類以上を含有し、かつＴｉを含有する場合はＴｉ／Ｎ≦３．４を満たすことも好ましい。
【００１２】
さらに鋼の成分が質量％で、Ｃ：０．１６％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：０．５０％以上、１．００以下、Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、Ｐ：０．０００％以上、０．０１０％以下、Ｓ：０．０００％以上、０．００２％以下、Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、Ｎ：０．００２０％以上、０．００７０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、残Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分の鋼を下式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ以上の温度へ加熱・熱間圧延後冷却し、さらに５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度Tならびに処理時間ｔｐが下式（５）を満たすように加熱する析出処理の後、常温まで冷却またはそのまま昇温し、９００℃以上９５０℃以下の温度で下式（６）に示す焼入れ保持時間Ｈ以上に再加熱し水冷する焼入れ処理を施し、５００℃以上５５０℃以下で焼戻して常温まで冷却する製造方法が好ましい。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−ｌｏｇ１０［Ａｌ］［Ｎ］）      （４）
Ｌｏｇ１０（ｔｐ）＋０．０１２×Ｔ≧８．７          （５）
Ｈ＝０．０３３（９５０−Ｔｑ）２＋（１．５ｆ）２／１０  （６）
ここでＴｓはＡｌＮの固溶温度（℃）、［Ａｌ］、［Ｎ］は各元素の質量％であり、Ｔは析出処理温度（℃）、ｔｐは析出処理時間（Ｈｒ）であり、Ｈは焼入れ保持時間（分）、Ｔｑは焼入れ保持温度（℃）、ｆは上式（２）で得られる値である。
【００１３】
上記成分に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、のうち１種類以上を含有し、かつＴｉを含有する場合はＴｉ／Ｎ≦３．４を満たす製造方法が好ましい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明により、板厚２００ｍｍ超の鋼板においても、表層から板厚中心の硬度ならびに板厚中心部の衝撃吸収エネルギー性能に優れ、かつＣｅｑを０．８００以下に抑えた鋼板を提供でき、ロータリーキルンに代表される大型産業用機械の回転機構に活用できる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】Ｃ量と板厚中心部硬度、板厚中心部靭性（ｖＥ−２０℃）の関係を示す図である。
【図２】Ｃｅｑと中心部硬度の関係を示す図である。
【図３】実施例の成分Ａ４を用いて実験した４×ｆ／ｇと板厚中心部靭性の関係を示す図である。
【図４】析出処理温度と析出処理時間Ｌｏｇ１０（ｔｐ［Ｈｒ］）の関係を示す図である。
【図５】焼入れ保持温度と焼入れ保持時間の関係を示す図であり、（a）は実施例の成分Ａ６を用いて実験した結果であり、（b）は実施例の成分Ａ２を用いて実験した結果である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明においては、以下の（１）〜（５）が重要な意味を持つ。また特にＣｅｑ≦０．８００にて板厚中心部のＨＢ３５０級の硬度とｖＥ−２０℃≧４７Ｊを達成するための要件としては、特に成分パラメータ式（３）と、析出処理（４）が重要である。
（１）（後述する条件下で）中心部硬度と中心部靭性を両立するためのＣ量の上下限規制
なお、一般的に中心部硬度がＨＢ３５０以上である場合、表層もＨＢ３５０以上が確保可能である。ここで表層とは、脱炭層ならびに加工時に除去される部位を除いた位置であり、一般的に最表層から１〜１０ｍｍの範囲である。
（２）中心部硬度の確保に向けたＣｅｑ下限
（３）中心部靭性の確保に向けたパラメータ式ｆ／ｇの下限
（４）中心部硬度の確保に向けた焼入れ前の析出処理（温度および時間）
（５）中心部硬度の確保に向けた焼入れ条件（温度および時間）
以下、詳述する。
【００１７】
（１）（後述する条件下で）中心部硬度と中心部靭性を両立するためのＣ量の上下限規制；
第１の項目として、後述する条件下で板厚中心部の硬度・靭性を両立するためには、当該鋼の成分組成（質量％）としてＣが０．１６％以上０．２０％以下を満足する必要がある。板厚２００ｍｍ超の板厚中心部で靭性と硬度を確保するためには、脆性破壊起点となる炭化物を抑制する必要があり、図１に示すように、板厚中心部でｖＥ−２０℃（ａｖｅ.）≧４７Ｊを達成するためにはＣは０．２０％以下としなければならない。一方、Ｃの低下は鋼材の硬度を大きく低減させるため、５００℃以上の焼戻しでも中心部の硬度をＨＢ３５０を確保するためには、同様に図１に示すように、Ｃは０．１６％以上とする必要がある。
【００１８】
（２）中心部硬度の確保に向けたＣｅｑ下限の規定；
第２の項目として、板厚２００ｍｍ超で中心部の硬度を確保するためには、十分な焼入れ性が必要であり、後述する析出処理を実施したうえで下式（１）のＣｅｑで０．７５０以上を満足する必要がある。これは焼入れ時に軟質組織であるフェライトの生成を回避し、製品での焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの基となるベイナイト・マルテンサイト組織を形成するためである。なお、中心部の硬度・靭性を兼備するうえでＣｅｑに上限は無いが、Ｃｅｑの増大は溶接割れを生じやすくし、Ｃｅｑが０．８００を超えた場合、割れ回避のために溶接前の予熱温度を上げる必要を生じるなど、作業効率を著しく悪化させるため、本発明に於けるＣｅｑは０．８０以下とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５        （１）
各元素記号は成分組成を意味する（％）。
【００１９】
図２に示すように、板厚２００ｍｍ超の鋼板に於いては、析出処理を実施した場合でもＣｅｑが０．７５０未満の場合は板厚中心部の硬度がＨＢ３５０未満となることを知見した。これは軟質組織であるフェライトの生成を回避したことによる。
【００２０】
（３）中心部靭性の確保に向けたパラメータ式ｆ／ｇの下限；
第３の項目として、板厚２００ｍｍ超でＣｅｑ≦０．８００としつつ中心部の硬度≧ＨＢ３５０を確保し、かつ板厚中心部でｖＥ−２０℃≧４７Ｊの靭性を達成するためには、下式２で示すパラメータ式ｆと下式３で示すパラメータ式ｇの関係が４×ｆ／ｇが９．００以上である必要がある。
ｆ＝４Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｎｉ＋２Ｃｒ＋５Ｍｏ  （２）
ｇ＝２Ｃｒ＋３Ｍｏ＋５Ｖ      （３）
ここで、各式の各元素記号は、その成分の質量％を意味する。
【００２１】
図３に示すように、板厚が２００ｍｍ超でＣｅｑ≦０．８００であり、かつ板厚中心部の硬度がＨＢ３５０以上である場合、パラメータ式ｇを用いた４×ｆ／ｇが９．００未満の場合は板厚中心部靭性が確保できないことを知見した。パラメータ式ｆを形成する元素は焼入れ時に固溶することで焼入れ性を高める元素である。一方でパラメータ式ｇを形成する元素は焼き戻し時に析出物を形成する元素であり、これらの添加は焼入れ性を向上させる一方で焼き戻し時の析出物形成により靭性を低下させる。ｆ／ｇが大きいということは、焼き戻し時に析出する元素を低減しつつ焼入れ性を高めていることを示す。なお、本発明範囲に於ける焼き戻し時の析出物は、透過型電子顕微鏡に於いて観察される程度に微細であるため、析出物そのものの分布状態を規定することは工業的には非現実的であり、パラメータ式ｆ／ｇによって整理することの有用性が理解できる。
【００２２】
（４）中心部靭性を確保するためのプロセス条件  溶体化→圧延→析出処理；
上記のＡｌＮのピン止め効果を得るためのプロセス要件として、下式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ以上での溶体化後圧延し、固溶したＡｌＮを微細析出させるため、圧延後かつ焼き入れ加熱前に、５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度Tならびに処理時間ｔｐが下式（５）を満たすように析出処理を実施する必要がある。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−ｌｏｇ１０［Ａｌ］［Ｎ］）              （４）
Ｌｏｇ１０（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７          （５）
ここでＴｓはＡｌＮの固溶温度（℃）、［Ａｌ］、［Ｎ］は各元素の質量％であり、Ｔは析出処理温度（℃）、ｔｐは析出処理時間（Ｈｒ）である。
【００２３】
圧延前に溶体化を実施しなかった場合は、鋳造時に生じた粗大ＡｌＮが残存し、鋼中のＡｌＮの総量が減るため、析出処理によって得られる微細ＡｌＮが減少し、ピン止め効果を得られなくなる。なお、溶体化温度は公知のものである。
【００２４】
図４に後述の実施例の成分Ａ４を用いて実験した結果を示す。ＡｌＮのピン止め作用を得るためには、適切な温度・時間で析出処理を実施する必要がある。図中×印で示したＬｏｇ１０（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］＜８．７となる処理条件ではＡｌＮの析出が十分に行われないためピン止め効果が発揮できず、靭性を確保できない。一方、温度がＡｃ1を超えた場合、α-γ二相域での保持となるためγ域へのＡｌおよびＮの濃化が生じ、局所的にＡｌＮの粗大化を生じるため靭性を確保できない。処理時間の上限は、機械的性質の観点からは特に規制されるものではないが、工業上の生産効率の観点から５日間＝１２０Ｈｒを上限とする。
【００２５】
（５）中心部硬さの確保に向けた焼入れ条件（温度および時間）；
第４の項目として、上記（２）（３）に示した本鋼材の成分範囲に於いて板厚中心部の硬度≧ＨＢ３５０とするためには上記の析出処理で十分なＡｌＮの析出ならびにＢＮの分解を生じさせたうえ、焼入れ時に９００℃以上９５０℃以下の温度に於いて、下式６に示す焼入れ保持時間Ｈ（分）以上を満たすような条件で再加熱し、水冷する焼入れ処理を実施する必要がある。
Ｈ＝０．０３３（９５０−Ｔｑ）２＋（１．５ｆ）２/１０  （６）
ここでＴｑは焼入れ保持温度、ｆは前述の式（２）で得られる値である。なお、焼入れ保持温度および時間は、熱処理炉ではなく鋼板板厚中心部の温度および時間を示す。これらは熱電対を挿入するなどして実測されたものであることが望ましいが、炉温と板厚を元にした熱伝導計算によるものでも良い。
【００２６】
図５（a）に後述の実施例の成分Ａ６を用いて実験した結果を、図５（b）に後述の実施例の成分Ａ２を用いて実験した結果を示す。焼入れ保持時間が、前述の成分パラメーター式２およびそれを用いて計算する上記式６に示す焼入れ保持時間Ｈ（分）の値未満の場合は中心部硬度がＨＢ３５０未満となる。これは、添加した合金が十分に固溶せずに焼入れ性が確保できなかったことによる。なお、上式がｆの関数となるのは、合金量が多くなるほどそれらの固溶に時間を要するためである。
【００２７】
温度Ｔｑが９００℃未満である場合は合金元素の固溶が十分に行われないため焼入れ性を確保できず、ＨＢ３５０を達成できない。一方、焼入れ温度が９５０℃を超えた場合はＡｌＮが部分的に固溶し、遊離したＮが鋼中のＢと結びつくことでＢの焼入れ性向上効果を阻害するため、ＨＢ３５０を達成できない。
【００２８】
（６）中心部の硬度および靭性を確保するための焼戻し温度の上下限規制；
尚、第（６）の項目として、歯車の施工上の要件（歪み取り焼鈍での材質の低下防止）から、焼戻し温度は５００℃以上とする必要があり、加えて、組織を十分に焼戻し靭性を確保するためにも、焼戻し温度は５００℃以上とする必要がある。一方で、本鋼材は５５０℃超の焼戻しでは急激に硬度が低下することから、焼き戻し温度は５５０℃以下とする必要がある。この焼戻しの後、常温まで冷却する。
【００２９】
次に本発明における組織について説明する。焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトが面積率で９９％以上であって、フェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされない組織などのその他組織が１面積％未満である。上記はフェライトの出ない条件での焼入れ、ならびに十分な高温での焼戻しによって達成される。具体的には（２）項（Ｃｅｑ≧０．７５０以上）の成分を（３）（４）項の析出処理の後に（５）項に示す条件で焼入れし、（６）項に示す条件での焼戻しを行うことで達成される。
【００３０】
その他の組織として、フェライトは鋼材の硬度の低下要因である。とりわけ焼入れ冷却速度の遅い板厚中心部に生じ易く、中心部硬度を得難くするため，前述の（２）項記載の要件により皆無化されなければいけない。
【００３１】
パーライトは硬度確保には有効ではあるものの、その硬質さゆえに脆性破壊起点となるため、皆無化されなければならない。フェライト析出時に排出されるＣが濃化することでパーライトは生成されるため、フェライト析出の回避によって同時に抑制される。
【００３２】
残留オーステナイトならびに焼戻しされない組織は脆性破壊起点となり鋼材の靭性を低下させるため、皆無化されなければならない。本鋼材は５００℃以上の焼き戻しを実施するため、基本的に生じない。
【００３３】
以上のように、本鋼材における有害組織であるフェライ、パーライト、残留オーステナイト、焼戻しされない組織は上述の成分・製法によって皆無化されることが必要であり、ミクロ偏析・操業ばらつきによる生成を考慮しても１％未満に低減されなければならない。組織は、圧延方向に直行する方向に巾方向から観察することで決定される。複数視野の観察については、視野の重複が無いように圧延長手方向に試料を移動させながら観察を行う。組織のうちフェライトならびにパーライトについては、ナイタールエッチングを実施した試験片を５００倍の光学顕微鏡観察にて約２５０μｍ×３５０μｍの領域を３視野行うことによって有無を確認する。残留γについては、組織観察時と同一の部位から試験片を採取し、Ｘ線回折法（積分法）によって体積分率を測定し、これをそのまま面積率とする。焼戻しされているものとされていないものは、ピクリン酸腐食後の光学顕微鏡観察に於いて、結晶粒内に析出した炭化物が腐食されることで判別できる（焼戻していない場合は結晶粒界のみが腐食される）。
【００３４】
次に本発明の鋼板における各種成分範囲について説明する。
【００３５】
Ｃ：０．１６％以上、０．２０％以下
Ｃは焼き入れ組織の硬さを高め硬度向上に有効な元素であり、前述の図１からも０．１６％を下限とする。一方で過剰な添加は靭性を損ない、かつ表層と中心部の硬度差の要因にもなるため、同様に前述の図１から上限を０．２０％とする
【００３６】
Ｓｉ：０．５０％以上、１．００％以下
Ｓｉは脱酸材として、また強度を改善させるためにも有効な元素ではあり、Ｃｅｑを上昇させることなく焼入れ性を高めるが、多量の添加は焼戻し脆性を助長し靭性を低下させるため低減させることが好ましく、上限を１．００％とする。一方、下限は０．００％でも構わないが、溶鋼精錬時の脱酸効率や脱酸コストの観点から、０．０５％以上とすることが好ましい。
【００３７】
Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下
Ｍｎは脱酸材として、また焼き入れ性を改善し強度向上に有効な元素であり０．９０％以上添加されるが、過剰な添加は焼戻し脆性を助長して靭性を低下させるため上限を１．５０％とする。
【００３８】
Ｐ：０．０００％以上、０．０１０％以下、
Ｐは鋼中に含有される不純物元素であり、粒界脆化を助長し靭性を低下させる有害元素であるため、出来るだけ少ないことが好ましく、０．０１０％以下まで低減される。下限は０．０００％が望ましいが精錬コストの増大ならびに生産性の低下の観点から、０．００１％とすることが好ましい。
【００３９】
Ｓ：０．０００％以上、０．００２％以下、
Ｓは鋼中に含有される不純物元素であり、偏析および硫化物の形成を通じて靭性を低下させる元素であるため、出来るだけ少ないことが好ましく、０．００２％以下まで低減される。下限は０．０００％が望ましいが精錬コストの増大ならびに生産性の低下の観点から、０．０００４％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下
Ｃｕは低温靭性を損なうことなく鋼の強度を高めることができる元素であるが、多量の添加によって熱間加工時の割れを生じるほか金属Ｃｕの析出などで靭性を低下させるため上限を０．４０％とする。ＣｕはＣｅｑを高めることでフェライトの抑制に寄与するが、他の合金元素による代替が可能であり、下限について特に規制されるものではなく、代替できれば０．００％でも構わないが、精錬による皆無化が困難な合金元素であり、０．０２％を下限とすることが好ましい。
【００４１】
Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下
Ｎｉは鋼の強度および靭性を向上するのに有効な元素であり、０．２０％以上が添加されるが、過度の添加では効果が飽和するうえ、高価な合金であるＮｉの多量添加は製造コストの悪化を招くため、工業生産が成り立つ範囲として、上限を１．００％とすることが望ましい。
【００４２】
Ｃｒ：０．６０％以上、１．００％以下
Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下
Ｃｒ・Ｍｏは焼き入れ性を改善し中心部硬度を上げるうえ、析出硬化により表層ならびに中心部の硬度を底上げする重要な元素であり、Ｃｒ・Ｍｏはそれぞれ０．６０％以上が添加されるが、これらは合金炭化物形成により却って靭性を低下させる元素でもあるため、ともに上限を１．００％とする。
【００４３】
Ｖ：０．０００％以上、０．０５０％以下
Ｖは炭化物の形成を通じて母材強度を向上させるが、多量の添加は合金炭化物形成による靭性の低下を引き起こすため上限を０．０５０％とする。Ｃｅｑを高めることでフェライトの抑制にも寄与するが、Ｖは高価な合金元素であり他の合金によって代替が可能であることから、下限について特に規制されるものではなく、代替できれば０．０００％でも構わないが、皆無化が困難な合金元素であり、不可避的不純物として含まれる量として０．００３％を下限とすることが好ましい。
【００４４】
Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、
Ａｌは脱酸材として有効な元素であるとともに、鋼中Ｎと結びついてＡｌＮを形成し組織の細粒化に寄与する他、析出処理に於いてＡｌＮとなり、ＢＮの分解に寄与することでＢの焼き入れ性を安定化させる作用もあるため０．０５０％以上が添加されるが、過剰な添加は粗大ＡｌＮにより靭性の低下ならびに鋳片の割れを生じるため上限を０．０８５％とする。
【００４５】
Ｎ：０．００２０％以上、０．００７０％以下、
Ｎは合金元素と窒化物・炭窒化物を形成し細粒化に寄与するため０．００２０％を下限として添加される。一方で鋼中に過剰に固溶した場合ならびに粗大な窒化物・炭窒化物を形成した場合は靭性を低下させるため、０．００７０％を上限とする。
【００４６】
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下
Ｂは微量の添加により鋼の焼き入れ性を改善し強度を向上させる元素であり、０．０００５％以上が添加される。しかし、添加過剰となった場合は金属の炭硼化物を形成し焼き入れ性が低下するため、上限を０．００２０％とする。
【００４７】
さらに選択元素として、靭性に影響を与える以下の元素を規定する。
【００４８】
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｎｂは炭窒化物を形成し鋼の内部組織の細粒化に寄与し靭性に影響を与える元素であり０．００１％以上を含有させることが出来る。しかし、多量の添加によって生じる粗大な炭窒化物は却って靭性を低下させるため上限を０．０５０％とする。
【００４９】
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下
Ｔｉ／Ｎ≦３．４
Ｔｉは安定な窒化物を形成し組織の細粒化に寄与し靭性に影響を与える元素であり、０．００１％以上を含有させることが出来る。しかし、Ｔｉの過剰添加は粗大窒化物による靭性低下を生じるため、添加量は０．０２０％を上限とする。またＴｉの添加がある場合、ＴｉＮの化学量論比を超えて添加した場合、具体的はＴｉ＞３．４Ｎとなった場合には、過剰なＴｉが炭化物を形成し靭性を低下させるため、Ｔｉ≦３．４Ｎに規制することが好ましい。
【００５０】
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは何れもＳなどの有害不純物と結合し、無害な介在物を形成することで鋼の靭性などの機械的性質を改善させることができるため、０．０００１％以上含有させることができる。しかし、過剰に添加すると効果が飽和するばかりか鋳造ノズルなどの耐火物の溶損を助長するため、上限を０．００３０％とする。
【００５１】
次に本発明の鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００５２】
上記の成分の鋼片を鋳造後、前述の式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ以上の温度へ加熱・熱間圧延後冷却し、さらに５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度Tならびに処理時間ｔｐが前述の式（５）を満たすように加熱する析出処理の後、常温まで冷却またはそのまま昇温し、９００℃以上９５０℃以下の温度で前述の式（６）に示す焼入れ保持時間Ｈ以上に再加熱し水冷する焼入れ処理、５００℃以上５５０℃以下で焼戻して常温まで冷却することが好ましい。
【実施例】
【００５３】
表１に示す化学成分を有するＡ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ２４の鋼を溶製して得られた鋼片を、表２に示すNo.１〜１０の本発明鋼とNo.１１〜４５の比較例それぞれの条件で加熱圧延・熱処理を実施し、板厚２１０ｍｍ〜２３０ｍｍの鋼板を製造した。
【００５４】
その後、全ての鋼板の表面ならびに板厚中心部から試片を採取し、ＡＳＴＭ  Ａ３７０に規定されるブリネル硬さ試験を実施した。表層硬度については、本発明では、脱炭層回避のために表層から０．７〜１ｍｍを除去した位置を表層とし、硬度試験に供した。中心部硬度については、Ｚ方向からの（即ち鋼板表面と平行な面の）硬度を測定できるよう試験片を採取した。ブリネル硬さ試験の判定として、表層硬度および板厚中心部硬度ともにＨＢ３５０以上であるものを合格とした。
加えて、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーは、全ての鋼板の板厚中心部からＣ方向で、ＡＳＴＭ  Ａ３７０に規定されるシャルピー衝撃試験片を採取し、試験を実施した。シャルピー衝撃試験の判定として、−４０℃での３本の吸収エネルギーの平均値が４７Ｊ以上であるものを合格とした。
【００５５】
組織は、圧延方向に直行する方向に巾方向から観察することで決定した。本鋼材は焼入れ性が非常に高いため、パーライトについては全ての実施例に於いて、少なくとも前記光学顕微鏡観察では０％であった。また、本鋼材は十分に焼戻しを行うため、全ての実施例に於いて残留γは極微量の検出量であったので、実質的に０％とし、表に記載していない。加えて、本鋼材は十分に焼戻しを行うため、全ての実施例に於いて焼戻しされないマルテンサイト、焼戻しされないベイナイトは０％であったため、こちらも表には記載していない。
【００５６】
以下、表１に成分を、表２に製法および材質、評価等を示す。
【００５７】
【表１】
2019173081.tif 000002
【００５８】
【表２】
2019173081.tif 000003
【００５９】
試験番号１〜１０は本発明の化学成分範囲ならびに好適な製造条件を満たすものである。これらの鋼はいずれも表層硬度・中心部硬度・衝撃吸収エネルギーともに目標を満足している。
【００６０】
試験番号１１および１２はＣが本発明の化学成分範囲を逸脱している。試験番号１１ではＣが低めに外れており焼入れ時の硬度が十分でないことから焼き戻し後も硬度が目標値を満足できていない。一方、試験番号１２はＣが高めに外れた例であり、破壊起点となる硬質の炭化物析出の影響により衝撃吸収エネルギーが低位である。
【００６１】
試験番号１３および１４はＳｉが本発明の化学成分範囲を逸脱している。試験番号１３ではＳｉが低めに外れており、焼入れ性を確保できなくなったことから中心部硬度が目標値を満足できていない。一方、試験番号１４はＳｉが高めに外れた例であり、硬度は十分であるもののＳｉによる焼戻し脆化の助長により衝撃吸収エネルギーは目標を満足していない。
【００６２】
試験番号１５および１６はＭｎが本発明の化学成分範囲を逸脱している。試験番号１５ではＭｎが低めに外れており焼入れ時の硬度が十分でないことから焼き戻し後も中心部硬度が目標値を満足できていない。一方、試験番号１６はＭｎが高めに外れた例であり、焼戻し脆化の助長により衝撃吸収エネルギーが目標値を満足していない。
【００６３】
試験番号１７はＰが本発明の化学成分範囲を逸脱して高く、硬度は十分であるもののＰに起因した脆化によって衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
【００６４】
試験番号１８はＳが本発明の化学成分範囲を逸脱して高く、伸長介在物であるＭｎＳの生成によって衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００６５】
試験番号１９はＣｕが本発明の化学成分範囲を逸脱して高く、析出した金属Ｃｕが脆性破壊起点となったため衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
【００６６】
試験番号２０はＮｉが本発明の化学成分範囲を逸脱して低く、靭性を向上させる添加量に満たないため衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
【００６７】
試験番号２１および２２はＣｒが本発明の化学成分範囲に逸脱した例である。試験番号２１はＣｒが低めに外れており、十分な焼入れ性及び析出強化作用が得られていないことから中心部硬度が目標を満足できていない。一方で試験番号２２はＣｒが高めに外れており粗大なＣｒ炭化物の析出影響により衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
【００６８】
試験番号２３および２４はＭｏが本発明の化学成分範囲に逸脱した例である。試験番号２３はＭｏが低めに外れており、十分な焼入れ性及び析出強化作用が得られていないことから中心部硬度が目標を満足できていない。一方で試験番号２４はＭｏが高めに外れており粗大なＭｏ炭化物の析出影響により衝撃吸収エネルギーが目標値を満足していない。
【００６９】
試験番号２５はＶが本発明の化学成分範囲を逸脱して高く、Ｖの粗大な炭化物・窒化物が脆性破壊起点となったことから衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
【００７０】
試験番号２６および２７はＡｌが本発明の化学成分範囲を逸脱した例である。試験番号２６はＡｌが低めに外れた例であり、ピン止めに有効なＡｌＮを確保できず、かつ余剰のＮがＢと結びつくことで焼入れ性向上効果を低減させたため、中心部硬度および衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。一方で試験番号２５はＡｌが高めに外れた例であり、ＡｌＮが過度に粗大化することで脆性破壊起点となったため衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７１】
試験番号２８および２９はＮが本発明の化学成分範囲を逸脱した例である、試験番号２６はＮが低めに外れた例であり、窒化物・炭窒化物の生成量が不十分であることからピン止め効果が弱く、結晶粒の粗粒化により衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。一方で試験番号２９はＮが高めに外れた例であり、窒化物・炭窒化物の過度な粗大化により、衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７２】
試験番号３０および３１はＢが本発明の化学成分範囲を逸脱している。試験番号３０はＢが低めに外れた例であり、焼入れ性に必要な固溶Ｂ量を確保できなくなった結果、中心部硬度および衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。一方で試験番号３１はＢを過剰に添加した例であり、金属元素の炭硼化物が析出することで衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７３】
試験番号３２は個々の成分範囲は本発明の範囲内であるものの、Ｃｅｑが本発明の好適範囲を逸脱して低く、焼入れ性の低下により組織にフェライトを生じた結果、中心部硬度および衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７４】
試験番号３３および３４は個々の成分範囲ならびにＣｅｑは本発明の範囲内であるものの、パラメータ式４×ｆ／ｇが本発明の好適範囲を逸脱して低く、焼き入れ性の向上と比して析出元素による硬化作用が大きくなったため衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７５】
試験番号３５は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、圧延前の加熱温度が固溶温度Ｔｓを下回っており、未固溶の粗大ＡｌＮが残存することで脆性破壊起点となったため吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７６】
試験番号３６および３７は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、析出処理温度が本発明の好適範囲を逸脱している。試験番号３６は析出処理温度が低かった例であり、十分なＡｌＮの析出が行われずピン止めに有効なＡｌＮを確保できなかったことから吸収エネルギーが目標を満足できていない。一方で試験番号３７は析出処理温度がＡｃ１を超えた例であり、α-γ二相域での保持により局所的にＡｌＮの粗大化を生じたため吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７７】
試験番号３８は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、析出処理の温度ならびに時間が本発明の好適範囲を下回っており、十分なＡｌＮの析出が行われずピン止めに有効なＡｌＮを確保できなかったことから吸収エネルギーが目標を満足できていない。
【００７８】
試験番号３９は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、焼入れ温度が本発明の好適範囲を下回っており、合金元素の固溶が十分になされなかったことから焼入れ性が低く、フェライトの生成により中心部硬度ならびに吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
【００７９】
試験番号４０は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、焼入れ温度が本発明の好適範囲を上回っており、結晶粒の過度な粗大化を生じたことから吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
【００８０】
試験番号４１は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、焼入れ保持時間が本発明の好適範囲を下回っており、合金元素の固溶が十分になされなかったことから焼入れ性が低く、フェライトの生成により中心部硬度ならびに吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
【００８１】
試験番号４２は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、焼戻し温度が好適範囲を下回っており、焼き戻し脆化を生じたことから、吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
【００８２】
試験番号４４は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、焼戻し温度が好適範囲を上回っており、合金炭化物の析出硬化作用が減じられたため、中心部硬度が目標を満足出来ていない。
【図１】
2019173081.tif 000004
【図２】
2019173081.tif 000005
【図３】
2019173081.tif 000006
【図４】
2019173081.tif 000007
【図５】
2019173081.tif 000008