(57)【要約】 【課題】優れた曲げ加工性を有する鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼組織中に存在する炭化物の分散状態について、板面に平行な断面における炭化物の平均面積率をfc.avとし、前記断面を50μm×50μmの小領域に分割して各小領域における炭化物の面積率をfcとし、fc/fc.av≦0.75となる小領域を炭化物不足小領域と定義したとき、前記断面における前記炭化物不足小領域の合計面積率が20%以下であるとともに、前記炭化物不足小領域のうち辺を共有して隣接するもの同士をまとめて一つの炭化物不足大領域と定義したとき、圧延方向の最大長さが300μm以上でかつ圧延方向と直交する方向の最大幅が100μm以上の炭化物不足大領域が前記断面1mm2当り1個以下である鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．９５〜１．１０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０〜０．５％、
Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｎ：０．００２〜０．０２％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、
鋼組織中に存在する炭化物の分散状態について、
板面に平行な断面における炭化物の平均面積率をｆｃ．ａｖとし、前記断面を５０μｍ×５０μｍの小領域に分割して各小領域における炭化物の面積率をｆｃとし、ｆｃ／ｆｃ．ａｖ≦０．７５となる小領域を炭化物不足小領域と定義したとき、前記断面における前記炭化物不足小領域の合計面積率が２０％以下であるとともに、
前記炭化物不足小領域のうち辺を共有して隣接するもの同士をまとめて一つの炭化物不足大領域と定義したとき、圧延方向の最大長さが３００μｍ以上でかつ圧延方向と直交する方向の最大幅が１００μｍ以上の炭化物不足大領域が前記断面１ｍｍ２当り１個以下である
ことを特徴とする鋼板。
【請求項２】
成分組成が、質量％で、
Ｎｉ：０％超０．２５％以下、
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
をさらに含む請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
鋼組織中に存在する炭化物について、その平均円相当直径が０．５μｍ以下で、かつその平均アスペクト比が２．０以下である請求項１および２に記載の鋼板。
【請求項４】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼材を、１２２０〜１３００℃の温度で５〜２０ｈ加熱処理したのち、９７０〜１０８０℃の粗圧延温度および７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を焼鈍して鋼組織中の炭化物を球状化する球状化焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記球状化焼鈍工程が、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却するものである、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇ１０Ｈ≦３０００  ・・・  式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼板に関し、例えば自動車、電車、産業用機械などの回転部分に使用される軸受や耐摩耗部品に適用して有用な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】
近年、自動車の燃費向上に対するニーズや産業用機械におけるコストダウンと耐久性向上のニーズがますます強くなり、軸受などの回転部品や摺動部品にはより安価に製造できて耐久性も高いことが求められている。
【０００３】
軸受の多くはＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）で規定されるＳＵＪ２の棒鋼や線材を素材として熱間鍛造あるいは冷間鍛造を経て製造されている。以下、上記ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）で規定されるＳＵＪ２を「ＪＩＳ−ＳＵＪ２」と略記する。
【０００４】
ただし、一部の部品ではコストダウンのニーズに応えるために、鋼板を素材としたプレス成形品が用いられている。プレス成形品の素材として使用される鋼板には、転動疲労特性や耐摩耗性だけでなく、板プレス成形性との両立が必要となっている。
【０００５】
しかしながら、ＪＩＳ−ＳＵＪ２のような高炭素クロム鋼は、必ずしもプレス成形に適しておらず、プレス成形品としての適用範囲が限られてしまうことから、軸受に用いられる鋼板に対しては、より一層のプレス成形性の向上が望まれている。
【０００６】
鋼板を用いてプレス成形する場合には、その異方性が問題となることがある。たとえば、曲げ加工した場合に圧延方向に沿って曲げる場合と圧延方向と直交する方向に沿って曲げる場合にはスプリングバック量が異なるため所望の形状に成形するのが難しかった。また深絞り成形においても特定の方向に割れが発生しやすいなどの問題が発生することがあった。
【０００７】
たとえば、特許文献１には、Ｃ：０．１５〜０．９０重量％、Ｃｒ：１．２重量％以下を含む組成を有する鋼板について、炭化物の平均粒径と球状化率などを規定することによって打抜き加工性を向上させることが開示されているが、プレス成形性については言及されていない。また、この技術が適用される鋼板は、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣ含有量が低い。
【０００８】
また、特許文献２には、代表的な鋼板のプレス加工方法である深絞り加工について、全炭化物数に対する粒界上に存在する炭化物数や集合組織を規定することによって深絞り加工性を向上させる技術が開示されている。ただし、この技術が適用される鋼板も、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣ含有量が低い。
【０００９】
また、特許文献３には、高炭素鋼板について、伸びフランジ性を向上させるために、平均炭化物間距離が０．４μｍ以上であるように炭化物がフェライト中に分散しており、切欠引張伸びＥｌｖが３０％以上、かつ穴広げ率λが３０％以上とした加工用高炭素鋼板が開示されている。しかしながら、この技術は、同文献の実施例の表１に示されるように、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣｒ含有量が低い、Ｃｒ含有量が０．９８質量％以下の鋼板でしか実証されていない。
【００１０】
また、特許文献４には、Ｃを０．３％以上含有する高炭素鋼板について、プレス加工性およびプレス後の２次加工性すなわち曲げ加工性を向上させるために、球状化焼鈍後の炭化物の面積率が２０％以下でこのうち粒径１．５μｍ以上の炭化物が３０％以上である加工用高炭素熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術は、同文献の実施例の表１に示されるように、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の成分範囲よりもＣ含有量が低い、Ｃ含有量が０．８６質量％以下の鋼板でしか実証されていない。
【００１１】
一方、特許文献５には、ＪＩＳ−ＳＵＪ２の軸受用鋼材において転動疲労寿命の安定性を向上させるための方策として硬さばらつきを低減させることが有効であることが開示されている。しかしながら、この技術の適用対象とする鋼材は、あくまでも線材や棒鋼であって、鋼板を対象としていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開２０００−２６５２４０号公報
【特許文献２】特開２００２−１５５３３９号公報
【特許文献３】特開２０００−１７８６７９号公報
【特許文献４】特開平８−３５８７号公報
【特許文献５】特開２００９−８４６４７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、このようなことを鑑みてなされたものであり、その目的の一つは、優れた曲げ加工性を有する鋼板およびその製造方法を提供することである。
また、本発明の他の目的は、転動疲労寿命を確保することができる鋼板およびその製造方法を提供することである。
【００１４】
本発明の前記並びにその他の目的と新規な特徴は、本明細書の記述から明らかになるであろう。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明に係る第１発明は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．９５〜１．１０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０〜０．５％、
Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、
Ｐ：０〜０．０２％、
Ｓ：０〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
Ｎ：０．００２〜０．０２％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であって、
鋼組織中に存在する炭化物の分散状態について、
板面に平行な断面における炭化物の平均面積率をｆｃ．ａｖとし、前記断面を５０μｍ×５０μｍの小領域に分割して各小領域における炭化物の面積率をｆｃとし、ｆｃ／ｆｃ．ａｖ≦０．７５となる小領域を炭化物不足小領域と定義したとき、前記断面における前記炭化物不足小領域の合計面積率が２０％以下であるとともに、
前記炭化物不足小領域のうち辺を共有して隣接するもの同士をまとめて一つの炭化物不足大領域と定義したとき、圧延方向の最大長さが３００μｍ以上でかつ圧延方向と直交する方向の最大幅が１００μｍ以上の炭化物不足大領域が前記断面１ｍｍ２当り１個以下である
ことを特徴とする鋼板である。
【００１６】
本発明に係る第２発明は、
上記第１発明において、
成分組成が、質量％で、
Ｎｉ：０％超０．２５％以下、
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
をさらに含む鋼板である。
【００１７】
本発明に係る第３発明は、
上記第１または第２発明において、
鋼組織中に存在する炭化物について、その平均円相当直径が０．５μｍ以下で、かつその平均アスペクト比が２．０以下である鋼板である。
【００１８】
本発明に係る第４発明は、
上記第１または第２発明に規定された成分組成を有する鋼材を、１２２０〜１３００℃の温度で５〜２０ｈ加熱処理したのち、９７０〜１０８０℃の粗圧延温度および７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする熱延工程と、
前記熱延板を焼鈍して鋼組織中の炭化物を球状化する球状化焼鈍工程と
を備えたことを特徴とする、鋼板の製造方法である。
【００１９】
本発明に係る第５発明は、
上記第４発明において、
前記球状化焼鈍工程が、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却するものである、鋼板の製造方法である。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇ１０Ｈ≦３０００  ・・・  式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
【発明の効果】
【００２０】
本願において開示される発明のうち、代表的なものによって得られる効果を簡単に説明すれば以下のとおりである。
【００２１】
本発明の一実施の形態によれば、優れた曲げ加工性を有する鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者は、上記プレス成形における所望形状制御の困難性や深絞り成形における特定方向の割れ発生などの原因を調査した結果、ミクロ組織の異方性、より詳しくは炭化物の分散状態の異方性が影響していることを見出した。そして、その知見に基づき、さらに検討を進め、本発明を完成させるに至った
【００２３】
以下、まず本発明に係る鋼板を特徴づける鋼組織について説明する。
【００２４】
〔鋼板の鋼組織〕
上述したとおり、本発明に係る鋼板は、炭化物の分散状態、好ましくは更に炭化物の形態が制御されている点に特徴を有する。
【００２５】
ここで、本明細書における炭化物とは、主に球状化熱処理工程で生成したセメンタイトであり、Ｃｒを含有するＦｅ３Ｃ構造の炭化物を意味するものとする。この炭化物は、球状に近い形状が望ましいが、球状化処理条件が適切でないと、球状化熱処理の加熱時に未固溶であった残存パーライトや、球状化熱処理後の冷却時に生成した再生パーライトの形態をとる場合もある。すなわち、本明細書では、これらをすべて含めて炭化物と定義する。
【００２６】
＜炭化物の分散状態＞
本発明のポイントは炭化物の分散状態の制御にある。すなわち、凝固偏析に起因するＣｒやＣの偏析が顕著な場合には、炭化物の多い領域と少ない領域が圧延方向に沿って長く伸びた状態で分布する。このような炭化物の分散状態は、曲げ加工性や焼入れ・焼戻し後の転動疲労寿命に悪影響を及ぼすため、できるだけ抑制する必要がある。発明者は、種々の製造条件にて鋼板を作製し、得られた鋼板について、曲げ加工性および転動疲労寿命に及ぼす炭化物の分散状態の影響を調査し検討した結果、曲げ加工性および転動疲労寿命を大きく向上できる炭化物の分散状態が存在することを見出した。炭化物の分散状態は以下のようにして評価することとした。すなわち、板面に平行な断面における炭化物の平均面積率ｆｃ．ａｖを測定する。そして、前記断面を５０μｍ×５０μｍの小領域に分割してそれぞれの小領域における炭化物の面積率ｆｃを測定し、小領域ごとに上記平均面積率ｆｃ．ａｖとの比ｆｃ／ｆｃ．ａｖを求め、その値が０．７５以下であればその小領域を炭化物不足小領域とする。また、辺を共有して隣接する炭化物不足小領域をまとめて一つの炭化物不足大領域として結合し、その炭化物不足大領域の圧延方向の最大長さと圧延方向と直交する方向の最大幅を求める。ここで、炭化物不足小領域が過大になると転動疲労寿命が短縮されるので、炭化物不足小領域の前記断面における合計面積率は２０％以下、好ましくは１９％以下、さらに好ましくは１８％以下とする。また、大きな炭化物不足大領域が過剰に存在すると曲げ加工性が劣化するので、上記最大長さが３００μｍ以上でかつ上記最大幅が１００μｍ以上の炭化物不足大領域を前記断面１ｍｍ２当り１個以下、好ましくは０．８個以下、より好ましくは０．６個以下、特に好ましくは０個とする。
なお、上記炭化物の分散状態は、板厚の１／４深さ位置における、板面に平行な断面を削りだし、この板厚の１／４深さ面を研磨およびエッチングして走査型電子顕微鏡試験片を作製し、圧延方向１０００μｍ×圧延方向に直交する方向５００μｍの視野について８０００倍の画像を４視野撮影し、写りこんだ炭化物のうち、ＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」によって、面積が１０ｎｍ2以上のものの全粒子の面積を測定することにより求めた。
【００２７】
＜炭化物の形態＞
炭化物はできるだけ球状に近づけて微細化することが、曲げ加工性と転動疲労特性のさらなる向上に有効である。ただし、炭化物のサイズが所定サイズを超えると曲げ加工性と転動疲労特性がともに低下するため、平均円相当直径で０．５μｍ以下、さらには０．４５μｍ以下、特に０．４μｍ以下とするのが好ましい。また、サイズすなわち平均円相当直径が小さくても、再生パーライトのように偏平な炭化物では曲げ加工性と転動疲労特性がともに低下するため、炭化物の平均アスペクト比は２．０以下、さらには１．９以下、特に１．８以下とするのが好ましい。
なお、炭化物の平均円相当直径および平均アスペクト比は、上記炭化物の分散状態の測定と同様、板厚の１／４深さ面を研磨およびエッチングして走査型電子顕微鏡試験片を作製し、８０００倍の画像を４視野撮影し、写りこんだ炭化物のうち、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）によって、面積が１０ｎｍ2以上のものの全粒子の円相当直径およびアスペクト比を測定し、それぞれの平均値を算出して求めた。
【００２８】
次に、本発明に係る鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００２９】
〔鋼板の成分組成〕
上述したとおり、本発明に係る鋼板の成分組成は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２００８）で規定されるＳＵＪ２の成分組成をベースとするものであり、Ｃ：０．９５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０〜０．５％、Ｃｒ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０〜０．０２％、Ｓ：０〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎ：０．００２〜０．０２％である。
【００３０】
Ｃ：０．９５〜１．１０％
Ｃは、焼入硬さを増大させ、鋼板に強度を維持しつつ転動疲労特性を付与するために必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．９５％以上、好ましくは０．９８％以上、さらに好ましくは１．００％以上必要である。ただし、Ｃ含有量が高くなりすぎると、粗大な炭化物が生成しやすくなり、転動疲労特性に却って悪影響を及ぼすようになるので、Ｃ含有量は１．１０％以下、好ましくは１．０７％以下、さらに好ましくは１．０５％以下に制限する。
【００３１】
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また焼入れ性の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．１５％以上、好ましくは０．１８％以上、さらに好ましくは０．２０％以上必要である。ただし、Ｓｉ含有量が高くなりすぎると、熱間圧延時のスケール疵に起因する表面性状の劣化を招くので、Ｓｉ含有量は０．３５％以下、好ましくは０．３２％以下、さらに好ましくは０．３０％以下に制限する。
【００３２】
Ｍｎ：０〜０．５％
Ｍｎは、固溶強化および焼入れ性を向上させる効果を有するので、含有させてもよい元素である。このような効果を有効に活用する場合には、Ｍｎ含有量は０．１％以上、さらには０．１５％以上、特に０．２％以上とするのが好ましい。ただし、Ｍｎ含有量が高くなりすぎると、焼入れ、焼戻し後の衝撃特性を助長するとともに、Ｍｎ系の介在物量が増加し、曲げ加工性、転動疲労特性をともに劣化させるので、Ｍｎ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下に制限する。
【００３３】
Ｃｒ：１．３０〜１．６０％
Ｃｒは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成を通じて、強度の向上および転動疲労特性を向上させるために必須の元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ含有量は１．３０％以上、好ましくは１．３３％以上、さらに好ましくは１．３５％以上必要である。ただし、Ｃｒの含有量が高くなりすぎると、炭化物が粗大化し、曲げ加工性、転動疲労特性をともに劣化させるため、Ｃｒ含有量は１．６０％以下、好ましくは１．５５％以下、さらに好ましくは１．５０％以下に制限する。
【００３４】
Ｐ：０〜０．０２％
Ｐは、結晶粒界に偏析して曲げ加工性、転動疲労特性をともに劣化させるので、Ｐ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
【００３５】
Ｓ：０〜０．０２％
Ｓは硫化物を形成して曲げ加工性、転動疲労特性をともに劣化させるため、Ｓ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
【００３６】
Ａｌ：０．００５〜０．０４％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減する有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上必要である。ただし、Ａｌ含有量が高くなりすぎると、粗大で硬い介在物（Ａｌ２Ｏ３）が生成し、転動疲労特性を劣化させるので、Ａｌ含有量は０．０４％以下、好ましくは０．０３５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下に制限する。
【００３７】
Ｎ：０．００２〜０．０２％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する効果を有する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００２％以上、好ましくは０．００２５％以上、さらに好ましくは０．００３％以上必要である。ただし、Ｎ含有量が高くなりすぎると、圧延時に割れが発生しやすくなるので、Ｎ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下に制限する。
【００３８】
本発明の鋼の基本成分は上記のとおりであり、残部は鉄および例えばＯ、Ｓｂ、Ｃａ等の不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
【００３９】
Ｎｉ：０％超０．２５％以下、
Ｃｕ：０％超０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超０．２５％以下のうち１種または２種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、焼入れ性の向上に有効な元素であるが、これらの元素を過剰に含有させると、硬くなりすぎ曲げ加工性を劣化させるので、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．２５％以下、さらには０．２０％以下、特に０．１５％以下に制限するのが好ましい。      
【００４０】
次に、本発明に係る鋼板の製造方法について述べる。特に製造方法を限定するものではないが、たとえば下記のように製造することが推奨される。
【００４１】
〔鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造により鋼材としてのスラブとしてから、１２２０〜１３００℃の加熱温度で５〜２０ｈ加熱処理し、９７０〜１０８０℃の粗圧延温度および７５０〜９００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して熱延板とする。また、引き続き６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい。この工程を熱延工程と呼ぶ。
次いで、この熱延板を焼鈍して鋼組織中の炭化物を球状化することにより軸受鋼鋼板が得られるが、下記式（１）を満たすように加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却することが推奨される。この工程を球状化焼鈍工程と呼ぶ。
２４００≦Ｔ×ｌｏｇ１０Ｈ≦３０００  ・・・  式（１）
ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃
ここに、Ｔは加熱温度（℃）、Ｈは保持時間（ｓ）である。
【００４２】
＜１２２０〜１３００℃の温度で５〜２０ｈ加熱処理＞
加熱処理条件は、Ｃｒなどの偏析を低減し、最終的な鋼板における炭化物の分散状態を制御するために重要なポイントである。偏析を有効に低減するためには、加熱温度は高温ほど好ましく１２２０℃以上とした。加熱温度が１２２０℃未満では拡散速度が低いため、加熱時間を５〜２０ｈ程度とした場合、十分に偏析を低減できない。一方、加熱温度が１３００℃を超えると加熱炉の寿命や加熱コストが問題となるほか、スラブ表面のスケールが厚くなり、歩留りの面でも不利となる。加熱時間は加熱温度との兼ね合いになるが、１２２０〜１３００℃の加熱温度であれば、５〜２０ｈが妥当である。特に好ましくは、１２２０〜１２６０℃の加熱温度であれば加熱時間は１０〜２０ｈ、１２６０〜１３００℃の加熱温度であれば加熱時間は５〜１０ｈとする組み合わせが鋼板の特性と製造コストのバランスがよい。
【００４３】
＜粗圧延温度：９７０〜１０８０℃＞
粗圧延温度は、上記の加熱工程、およびあとの工程である球状化焼鈍と合わせて炭化物の分散状態に影響する。すなわち、粗圧延温度が低すぎると、Ｃｒ偏析部には炭化物が未固溶状態で析出して粗大な炭化物の多い領域が圧延方向に沿って伸びた分散状態になり、曲げ加工性や転動疲労特性を低下させる。そのため、粗圧延温度は９７０℃以上とし、より好ましくは９９０℃以上とするのがよい。ただし、粗圧延温度が１０８０℃を超えると一部の未固溶炭化物が粗大化して、仕上げ圧延で微細均一組織を得るのが難しくなり、球状化焼鈍後に炭化物の分散状態の粗ばらつきが増大する。そのため、粗圧延温度の上限は１０８０℃とし、より好ましくは１０６０℃とするのがよい。
【００４４】
＜仕上げ圧延温度：７５０〜９００℃＞
焼鈍工程の後に上述の組織を有する鋼板を得るためには、熱延板の状態での組織の制御が重要であり、熱延板での組織はできるだけ微細で均一な方が望ましい。そのため、仕上げ圧延温度は９００℃以下、さらには８９５℃以下、特に８９０℃以下とするのが好ましい。ただし、仕上げ圧延温度が低すぎると、圧延機の荷重負荷が急増するので、仕上げ圧延温度は７５０℃以上、さらには７５５℃以上、特に７６０℃以上とするのが好ましい。
【００４５】
＜前記仕上げ圧延温度から６８０℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上＞
上記仕上げ圧延温度に加えて、仕上げ圧延後の冷却速度も重要であり、ラメラー間隔の微細なパーライト組織かベイナイト組織とするために、前記仕上げ圧延温度から６８０℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上、さらには１３℃／ｓ以上、特に１５℃／ｓ以上とするのが好ましい。この温度域における冷却速度が低すぎるとパーライト間隔の広いパーライト組織が生成して、後段の焼鈍工程において均一でかつ微細な炭化物の生成を制御することができなくなる。
また、上記６８０℃までの温度域を上記適正条件で冷却しても、引き続く６８０℃から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎを下回るとやはりラメラー間隔の広いパーライトが増える傾向がある一方、３００℃／ｍｉｎを超えるとベイナイトが過剰に生成して球状化焼鈍後の硬さが高くなってしまう傾向にあるので、６８０℃から５００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎ、さらには２０〜２００℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却することがより好ましい。
【００４６】
＜式（１）：２４００≦Ｔ×ｌｏｇ１０Ｈ≦３０００（ただし、７４０℃≦Ｔ≦７８０℃）を満たすように加熱保持＞
さらに、炭化物を球状化するために球状化焼鈍を行うが、上記熱延工程で得られた、均一で微細な炭化物の分布状態を維持しつつ、炭化物の球状化を行うため、７４０〜７８０℃の加熱温度Ｔにて、２４００≦Ｔ×ｌｏｇ１０Ｈ≦３０００を満たす保持時間Ｈで加熱保持した後、７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却するのが特に推奨される。ここで、加熱温度Ｔが低すぎると炭化物の球状化が十分に進行しないため、加熱温度Ｔは７４０℃以上、さらには７４５℃以上、特に７５０℃以上とするのが好ましい。一方、加熱温度Ｔが高くなりすぎると炭化物が粗大化するため、加熱温度Ｔは７８０℃以下、さらには７７５℃以下、特に７７０℃以下とするのが好ましい。また、保持時間Ｈが短すぎると炭化物の球状化が不十分となるとともに組織が硬くなりすぎるため、Ｔ×ｌｏｇ１０Ｈは２４００以上、さらには２４５０以上、特に２５００以上とするのが好ましい。一方、保持時間Ｈが長くなりすぎると炭化物が粗大化するため、Ｔ×ｌｏｇ１０Ｈは３０００以下、さらには２９５０以下、特に２９００以下とするのが好ましい。
【００４７】
＜７４０℃から６８０℃までを０．００８℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却＞
また、７４０℃から６８０℃までの平均冷却速度が大きすぎると、パーライトが生成して、炭化物が偏平化するとともに硬さ分布が大きくなってしまうため、その平均冷却速度は０．００８℃／ｓ以下、さらには０．００７℃／ｓ以下、特に０．００６℃／ｓ以下とするのが好ましい。この平均冷却速度の下限は、特に限定されないが、小さくしすぎると生産性が低下するので、０．００１℃／ｓ、さらには０．００２℃／ｓとするのが望ましい。
【００４８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００４９】
容量１５０ｋｇの真空溶解炉を用い、下記表１に示した化学成分を含有する供試鋼を溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。得られたインゴットを下記表２に示す各条件で熱間圧延および球状化焼鈍を実施して板厚２．４ｍｍの熱延上がり板を製造した。なお、下記表２には記載していないが、熱間圧延後の冷却において、６８０℃から５００℃までの平均冷却速度は、全ての製造Ｎｏ．で一定の２５℃／ｍｉｎになるように制御した。
【００５０】
【表１】
2017110267.tif 000002
【００５１】
【表２】
2017110267.tif 000003
【００５２】
このようにして製造された各熱延上がり板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、鋼組織中に存在する炭化物の分散状態と形態を測定し、炭化物不足小領域の合計面積率および所定サイズの炭化物不足大領域の個数密度、ならびに、炭化物の平均円相当直径および平均アスペクト比を求めた。
【００５３】
また、各熱延上がり板について、曲げ加工性を評価するため、ＶＤＡ曲げ試験を実施し、曲げ角度１２０°まで押し込んだあと除荷して、試験片の曲げ角度を測定して１２０°との差をスプリングバック量とした。曲げ試験片としては、圧延方向すなわちＬ方向を曲げ方向とするものと、圧延方向に直交する方向すなわちＣ方向を曲げ方向とするものの２種類を作製して使用した。評価はＬ方向のスプリングバック量θＬとＣ方向のスプリングバック量θＣの比θＬ／θＣが１．５以下の場合を曲げ加工性が優れるとしてＡで表示した。
【００５４】
さらに、各熱延上がり板からスラスト転動疲労試験片を作製し、８４０℃×３０分加熱後に油冷し、１６０℃×３時間焼き戻しをして表面を鏡面研磨し、スラスト転動疲労試験を実施した。試験条件としては面圧５．９ＧＰａとし、各鋼板について３回ずつ剥離発生までの寿命を測定し、それら３回の寿命の平均値が６．０×１０６回以上８．０×１０６回未満の場合を転動疲労寿命が優れるとしてＡで表示し、８．０×１０６回以上の場合を転動疲労寿命がさらに優れるとしてＡＡで表示した。そして、曲げ加工性がＡで、かつ、転動疲労寿命がＡまたはＡＡのものを総合評価Ａで表示した。
【００５５】
下記表３に測定結果を示す。
【００５６】
【表３】
2017110267.tif 000004
【００５７】
同表中、鋼Ｎｏ．１〜７は、曲げ加工性と転動疲労寿命がともに基準を満たしていることを確認した。このうち、鋼Ｎｏ．１〜５は、特に推奨される球状化焼鈍条件で製造されたものであるため、転動疲労寿命がさらに優れている。
【００５８】
一方で、鋼Ｎｏ．８は、成分においてＣ含有量が低く、転動疲労寿命が基準を満たさなかった。
【００５９】
鋼Ｎｏ．９は、成分においてＣｒ含有量が低く、転動疲労寿命が基準を満たさなかった。
【００６０】
鋼Ｎｏ．１０〜１５は、推奨範囲を外れる熱延条件で製造されているため、炭化物の分散状態が不適切となり、曲げ加工性および転動疲労寿命の両方ともが基準を満たさなかった。