WO2020039485A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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史寿 高峰
仁志 古谷
紀正 川端
拓海 三宅
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for producing the same.
  • Giant gears are used for a rotating mechanism of a large industrial machine represented by a rotary kiln.
  • the steel plate used as the material is required to have hardness and toughness from the viewpoint of the fatigue resistance and durability of the gear.
  • a steel sheet used as a material has HB350 or more in the surface layer and the center of the sheet thickness and vE ⁇ 20 ° C. ⁇ 47 J in the center of the sheet thickness. This is because the characteristics of the central portion of the sheet thickness are emphasized because the gear is manufactured by cutting the steel material to the central portion of the sheet thickness.
  • Ceq is represented, for example, by the following equation (1).
  • the element symbols included in the formula (1) indicate the content (% by mass) of each element in the chemical components of the steel material.
  • Patent Document 1 is a giant gear material used for a rotating mechanism of a large industrial machine, and has an object to provide a thick steel plate having a plate thickness of more than 200 mm and a small difference in hardness between a surface layer and a center and a method of manufacturing the same.
  • the average of the three points of Charpy in the C direction at ⁇ 20 ° C. at the three points is 20 J or more
  • the hardness of the surface layer is 330 or more in HB
  • the hardness of the central part of the sheet thickness is 300 or more in HB
  • a thick steel plate having a hardness difference ⁇ HB of 30 or less is provided.
  • Patent Document 1 does not aim at stably increasing the hardness at the center of the plate thickness to HB350 or more.
  • the Ceq expressed by the following equation is 0.800% or less, and the Ceq is 0.750% for the sake of securing the hardness at the center of the sheet thickness.
  • a steel sheet having a hardness of HB350 or more at the surface layer and the center part of the sheet thickness and an absorption energy at -20 ° C. of 47 J or more at the center part of the sheet thickness and a method of manufacturing the same are provided.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical components are C: 0.16 to 0.20%, Si: 0.50 to 1.00%, and Mn: 0.90 to 100% by mass. 1.50%, P: 0.010% or less, S: 0.0020% or less, Cu: 0 to 0.40%, Ni: 0.20 to 1.00%, Cr: 0.60 to 0.99 %, Mo: 0.60 to 1.00%, V: 0 to 0.050%, Al: 0.050 to 0.085%, N: 0.0020 to 0.0070%, B: 0.0005 to 0.0020%, Nb: 0 to 0.050%, Ti: 0 to 0.020%, Ca: 0 to 0.0030%, Mg: 0 to 0.0030%, REM: 0 to 0.0030%, And the balance: Fe and impurities, wherein the total area ratio of martensite and bainite is 99% or more at the center of the plate thickness, and In the center, the average value
  • a method for producing a steel sheet according to another aspect of the present invention is the method for producing a steel sheet according to the above (I), wherein a step of heating a slab and a step of hot-rolling the slab to reduce a sheet thickness are performed.
  • a step of obtaining a steel sheet of more than 200 mm, a step of cooling the steel sheet, a step of precipitating the steel sheet, a step of quenching the steel sheet, and a step of tempering the steel sheet, and the chemical composition of the slab Is a unit mass%, C: 0.16 to 0.20%, Si: 0.50 to 1.00%, Mn: 0.90 to 1.50%, P: 0.010% or less, S: 0.0020% or less, Cu: 0 to 0.40%, Ni: 0.20 to 1.00%, Cr: 0.60 to 0.99%, Mo: 0.60 to 1.00%, V: 0 to 0.050%, Al: 0.050 to 0.085%, N: 0.0020 to 0.0070%, B: 0.000 To 0.0020%, Nb: 0 to 0.050%, Ti: 0 to 0.020%, Ca: 0 to 0.0030%, Mg: 0 to 0.0030%, REM: 0 to 0.0030% And the remainder: Fe and impurities, Ceq of
  • the step of tempering the steel sheet is performed by heating the steel sheet to a tempering temperature of 500 to 550 ° C and then cooling it to 150 ° C or less.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5: Equation (1)
  • f 4 ⁇ C + Si + 2 ⁇ Mn + Ni + 2 ⁇ Cr + 5 ⁇ Mo:
  • Formula (2) g 2 ⁇ Cr + 3 ⁇ Mo + 5 ⁇ V: Equation (3)
  • Ts 7400 / (1.95 ⁇ log 10 (Al ⁇ N)) ⁇ 273:
  • tq 0.033 ⁇ (950-Tq ) 2 + (1.5 ⁇ f) 2/10:
  • Ac1 750-25 ⁇ C + 22 ⁇ Si-40 ⁇ Mn-30 ⁇ Ni + 20 ⁇ Cr + 25 ⁇ Mo: Formula
  • the present invention even in a steel sheet having a thickness of more than 200 mm, it is possible to provide a steel sheet having excellent hardness of the surface layer and the central part of the sheet thickness, excellent impact absorption energy performance of the central part of the sheet thickness, and suppressed Ceq to 0.800% or less. It can be used for the rotating mechanism of large industrial machines such as rotary kilns.
  • FIG. 4 is a diagram illustrating a relationship between a quenching holding temperature Tq and a quenching holding time tq and a center part hardness obtained as a result of an experiment using component A6 of an example.
  • FIG. 4 is a diagram illustrating a relationship between a quenching holding temperature Tq and a quenching holding time tq and a center part hardness, obtained as a result of an experiment using component A2 of an example. It is a flowchart which shows the manufacturing method of the steel plate which concerns on this embodiment.
  • the mechanical properties of both the central part of the thickness of the steel sheet (may be simply referred to as “center part”) and the surface layer of the steel sheet (may be simply referred to as “surface layer”) are controlled.
  • the thickness center portion 11 of the steel sheet 1 is a plane having a depth of 3 of the thickness T of the steel sheet 1 from the rolling surface 13 which is the outermost surface of the steel sheet 1 and a rolling surface 13. From the plane having a depth of 5/8 of the plate thickness T. The center plane of the plate thickness center portion 11 of the steel sheet 1 and the center plane of the steel sheet 1 coincide.
  • the surface layer 12 of the steel plate 1 is a region between the rolled surface 13 of the steel plate 1 and a surface having a depth of 1 mm and a surface having a depth of 5 mm.
  • a region from the outermost surface of the steel sheet 1 to a depth of 1 mm is excluded from the surface layer 12 of the steel sheet 1. This is because this region corresponds to a decarburized layer and a portion removed during processing.
  • a test piece for a mechanical test, a microstructure observation, and the like is to be collected from a portion apart from the end of the steel plate in the length direction and the width direction, in principle, from a portion separated by a thickness or more.
  • the following (1) to (7) have important meanings.
  • the component parameter formula (3) And the precipitation treatment (5) are important.
  • the upper and lower limits of the amount of C for satisfying both the center hardness and the center toughness (under the conditions described below).
  • the center hardness is HB350 or more
  • the surface layer also needs to have HB350 or more. It can be secured.
  • C in order to keep the hardness at the center of HB 350 or more even after tempering at 500 ° C. or more, C needs to be 0.16% or more, as shown in FIG.
  • the Ceq of the steel sheet according to the present embodiment is set to 0.800% or less. Ceq may be 0.790% or less, 0.785% or less, or 0.780% or less.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5: Equation (1)
  • the element symbols included in the formula (1) indicate the content (% by mass) of each element in the chemical components of the steel sheet.
  • FIG. 3 plots steel whose hardness at the center of the plate thickness is insufficient even though Ceq is 0.750% or more. The reason why the hardness at the center of the plate thickness was insufficient in this steel is that no precipitation treatment was performed.
  • Equation (3) The element symbols included in the formulas (2) and (3) indicate the content (% by mass) of each element in the chemical composition of the steel sheet.
  • the element related to the parameter f is an element that enhances the hardenability of the steel sheet by forming a solid solution in the matrix during quenching.
  • the element related to the parameter g is an element that reduces the toughness of the steel sheet by forming a precipitate during tempering. That is, these elements improve the hardenability, while lowering the toughness due to the formation of precipitates during tempering.
  • 4 ⁇ f / g is large indicates that the hardenability is increased while reducing the elements precipitated during tempering.
  • the Cr precipitates, Mo precipitates, and V precipitates at the time of tempering in the steel sheet according to the present embodiment are so fine that they cannot be observed without a transmission electron microscope. Therefore, it is industrially impractical to define the distribution of the precipitate itself. From this, it can be understood that the usefulness of controlling the precipitates by the parameter expression 4 ⁇ f / g is understood.
  • 4 ⁇ f / g may be 9.20 or more, 9.50 or more, or 9.80 or more.
  • the upper limit of 4 ⁇ f / g does not need to be particularly defined, but may be, for example, 11.00, 10.70, 10.50, 10.00, or 9.90.
  • the Al content is less than 0.050% or the Al ⁇ N content is less than 2.0 ⁇ 10 ⁇ 4 , the prior austenite grain size becomes coarse and the low-temperature toughness of the central portion of the steel sheet deteriorates. This is considered to be because the total amount of AlN became insufficient.
  • AlN acting as pinning particles in the steel sheet according to the present embodiment is very fine and therefore difficult to observe. Therefore, it is industrially unrealistic to define the distribution state of AlN itself acting as pinning particles. From this, the usefulness of controlling AlN acting as pinning particles by the parameter Al ⁇ N can be understood.
  • Al ⁇ N may be 2.2 ⁇ 10 ⁇ 4 or more, 2.5 ⁇ 10 ⁇ 4 or more, or 3.0 ⁇ 10 ⁇ 4 or more. It is not necessary to particularly define the upper limit of Al ⁇ N, but the upper limit of Al ⁇ N may be 5.95 ⁇ 10 ⁇ 4 , which is the product of the respective upper limits of the Al content and the N content described below. . Al ⁇ N may be 5.7 ⁇ 10 ⁇ 4 or less, 5.5 ⁇ 10 ⁇ 4 or less, 5.2 ⁇ 10 ⁇ 4 or less, or 4.8 ⁇ 10 ⁇ 4 or less.
  • Solution treatment and precipitation treatment before quenching to secure center hardness and toughness
  • Process requirements for obtaining the AlN pinning effect include solution treatment and precipitation treatment.
  • the slab is heated to a temperature equal to or higher than the AlN solid solution temperature Ts calculated by the following equation (4). Hot rolling is performed after the solution treatment.
  • the precipitation treatment in order to finely precipitate Al and N dissolved in the matrix by the above-mentioned solution as AlN, after hot rolling and before quenching heating, to a precipitation treatment temperature Tp of more than 550 ° C. and less than Ac1.
  • the hot-rolled steel sheet is heated and maintained at the precipitation temperature Tp for the precipitation time tp.
  • Ts 7400 / (1.95 ⁇ log 10 (Al ⁇ N)) ⁇ 273: Formula (4) Log 10 (tp) + 0.012 ⁇ Tp ⁇ 8.7: Equation (5)
  • Ts in the formula (4) is the solid solution temperature (° C.) of AlN
  • Al and N are the contents (% by mass) of Al and N, respectively.
  • Tp is a deposition temperature (° C.)
  • tp” is a deposition time (hour). It should be noted that slight temperature fluctuations are allowed during the temperature maintenance of the precipitation treatment.
  • the steel sheet is extracted from the heat treatment furnace after the temperature at the center of the thickness of the steel sheet finally exceeds the “maximum temperature of the center of the steel sheet in the middle of the precipitation processing ⁇ 40 ° C.”. Up to the average temperature of the steel sheet in the center of the thickness.
  • the precipitation temperature Tp is a value calculated by the following equation (8).
  • the precipitation time tp is the temperature of the center of the sheet thickness of the steel sheet. Is defined as the time from the last time exceeding the “maximum temperature at the center of the thickness of the steel sheet during the precipitation process ⁇ 40 ° C.” until the steel sheet is extracted from the heat treatment furnace (ie, “t B ⁇ t A ”). I do.
  • the precipitation processing temperature Tp obtained by applying the time history of the temperature at the time of the precipitation processing at the center of the thickness of the steel sheet to the above equation (8) is a temperature of more than 550 ° C. and less than Ac1, and the precipitation processing temperature Tp and the precipitation temperature If the processing time tp satisfies the expression (5), it is determined that a suitable precipitation processing has been performed.
  • the present inventors measured vE -20 ° C. of steel sheets manufactured by applying various precipitation treatment times tp and precipitation treatment temperatures Tp to steels having the component A4 in Examples described later.
  • FIG. 5 shows the result. It can be seen from FIG. 5 that in order to obtain the pinning action of AlN, it is necessary to carry out the deposition treatment at an appropriate deposition temperature Tp and deposition time tp.
  • FIG. 5 is a plot of each steel sheet, with the horizontal axis representing the precipitation treatment temperature Tp of each steel sheet and the vertical axis representing Log 10 (tp) of each steel sheet.
  • the unit of tp is time (Hr).
  • the steel sheet plotted with a cross indicates that the vE ⁇ 20 ° C. is less than 47 J
  • the steel sheet plotted with a ⁇ indicates that the vE ⁇ 20 ° C. is 47 J or more. It can be seen from FIG. 5 that toughness cannot be ensured under the processing condition of Log 10 (tp) + 0.012 ⁇ T ⁇ 8.7.
  • Quenching conditions for securing center hardness
  • a quenching holding temperature Tq of 900 ° C. or more and 950 ° C. or less
  • the hot-rolled steel sheet is held at this temperature for a quenching holding time tq (min) or more represented by the following equation (6).
  • Tq 0.033 ⁇ (950-Tq ) 2 + (1.5 ⁇ f) 2/10: Formula (6)
  • Tq is a quenching holding temperature (° C.)
  • f is a value obtained by the above equation (2). Note that the quenching holding temperature Tq indicates not the set temperature of the heat treatment furnace but the temperature at the center of the thickness of the steel sheet. It should be noted that slight temperature fluctuations are allowed during the quenching temperature maintenance. Further, temperature fluctuation may occur in actual operation.
  • the quenching holding temperature Tq is determined from the last time the temperature at the center of the thickness of the steel sheet exceeds the “maximum temperature at the center of the thickness of the steel sheet being quenched ⁇ 40 ° C.” until the steel sheet is extracted from the heat treatment furnace. Is defined as the average temperature of the steel sheet at the center of the thickness. Specifically, the quenching holding temperature Tq is a value calculated by the following equation (9).
  • Tq ⁇ [t 1 ⁇ t 2 ] T (t) dt ⁇ / (t 2 ⁇ t 1 ): Equation (9)
  • t 1 the time when the temperature at the center of the thickness of the steel sheet last exceeds “the maximum temperature at the center of the thickness of the steel sheet being hardened ⁇ 40 ° C.”
  • t 2 the time when the steel sheet is extracted from the heat treatment furnace
  • T (t ) Temporal change of temperature at the center of thickness of steel sheet (time history of temperature) ⁇ [t 1 ⁇ t 2 ] T (t) dt: integrated value of the change with time in the center of the thickness of the steel sheet from t 1 to t 2
  • the value calculated by equation (8) may be described as “actual Tq”.
  • the quenching holding time of the steel sheet as an actual value is such that the steel sheet is not subjected to the heat treatment furnace after the temperature at the center of the steel sheet thickness exceeds the “maximum temperature at the center of the steel sheet during quenching ⁇ 40 ° C.” last. (I.e., "t 2 -t 1 ").
  • the quenching holding time of the steel sheet as an actual value defined as “t 2 ⁇ t 1 ” may be described as “actual tq”.
  • the quenching holding time tq calculated from the equation (6) may be described as “necessary tq”. It is necessary that the performance tq is equal to or greater than the required tq as a manufacturing condition of the steel sheet according to the present embodiment.
  • the quenching holding temperature Tq may be controlled based on a value measured by inserting a thermocouple near the center of the sheet thickness of the steel sheet, or by heat conduction calculation based on the furnace temperature and the sheet thickness. This value may be controlled based on the estimated value.
  • An example of the actual quenching method is shown below.
  • a quenching holding temperature (target Tq) and a quench holding time (target tq) as target values that satisfy Expression (6) are determined in advance.
  • the steel sheet is inserted into a heat treatment furnace, and the steel sheet is heated to a temperature range within a target Tq ⁇ 20 ° C. and maintained at that temperature. After maintaining the temperature of the steel sheet within the target Tq ⁇ 20 ° C.
  • the actual result Tq is calculated by applying the time history T (t) of the actual temperature (actually measured value or estimated value) at the center of the thickness of the steel sheet to the above-described equation (8). Further, from the time t 1 the temperature of the center of plate thickness of the steel sheet exceeds the "maximum temperature -40 °C the center of plate thickness of the steel sheet during quenching" Finally, until time t 2 which steel is extracted from the heat treatment furnace Is the actual time tq. Next, the required Tq is calculated by substituting the actual result Tq for Tq in the equation (6).
  • the performance tq is not smaller than the required tq (that is, if the performance tq ⁇ the required tq), it is determined that the appropriate quenching process has been performed. It should be noted that the determination in the same procedure is required in the precipitation treatment.
  • FIG. 6A shows the results of an experiment using steel having the component A6 in the examples described later
  • FIG. 6B shows the results of experiments using the steel having the component A2 in the examples described later.
  • the present inventors apply various temperature holding times (time during which the temperature of the central part of the hot-rolled steel sheet is maintained at the quench holding temperature Tq isothermally) and quench holding temperature Tq to these steels to produce various steel sheets. Then, the hardness at the center was measured.
  • 6A and 6B are plots of each steel sheet, with the horizontal axis representing the quenching holding temperature Tq of each steel sheet and the vertical axis representing the temperature holding time of each steel sheet. 6A and 6B, the steel plates plotted with a cross mark have a center hardness of less than 350 HB, and the steel plates plotted with a ⁇ mark have a center hardness of 350 HB or more. .
  • a steel plate (a steel plate plotted below the curves in FIGS. 6A and 6B) whose temperature holding time is shorter than the quenching holding time tq represented by the above-described formula (6) has a center part hardness lower than HB350. Can be seen from FIGS. 6A and 6B. This is presumably because the alloy for improving the hardenability was not sufficiently dissolved in the matrix, so that the hardenability could not be secured. The reason that the quenching holding time tq becomes a function of f is that the longer the amount of the alloy, the longer it takes to form a solid solution.
  • tempering temperature to ensure hardness and toughness of the center portion
  • the temperature needs to be 500 ° C. or higher.
  • the tempering temperature needs to be 500 ° C. or higher.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have a sudden decrease in hardness due to tempering at more than 550 ° C. For this reason, the tempering temperature needs to be 550 ° C. or less. After this tempering, the steel sheet is cooled to 150 ° C. or less.
  • the total area ratio of martensite and bainite is 99% or more.
  • the remainder of the structure is not particularly defined, for example, ferrite, pearlite, retained austenite, and the like can be considered. These other tissues are acceptable if less than 1 area%.
  • the above structure is achieved by quenching under conditions free of ferrite and tempering at a sufficiently high temperature. Specifically, it is achieved by quenching the steel sheet having a component of Ceq ⁇ 0.750% or more under the above conditions after the precipitation treatment under the above conditions, and performing the tempering under the above conditions. .
  • Ferrite is a factor in reducing the hardness of steel materials.
  • ferrite is likely to be formed at the center of the sheet thickness where the quenching and cooling rate is slow. To secure the center hardness, the amount of ferrite must be as low as possible.
  • pearlite Although pearlite is effective in securing hardness, it becomes a brittle fracture origin because of its hardness. Therefore, the amount of pearlite must be as low as possible. Pearlite is generated by enriching C discharged during ferrite precipitation. Therefore, by avoiding ferrite precipitation, pearlite formation is also suppressed at the same time.
  • Retained austenite becomes the starting point of brittle fracture and lowers the toughness of steel. Therefore, the amount of retained austenite must be as low as possible. If tempering is performed at a tempering temperature of 500 ° C. or more, generation of retained austenite is suppressed.
  • the unit “%” of the content of the alloy element means mass%.
  • C 0.16 to 0.20% C is an element effective for increasing the hardness because it increases the hardness of the quenched structure. Based on the experimental results shown in FIG. 2 described above, the lower limit of the C content is 0.16%. On the other hand, an excessive amount of C impairs the toughness of the steel sheet and causes a difference in hardness between the surface layer and the central portion. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.20% based on the experimental results shown in FIG.
  • the C content may be 0.17% or more, 0.18% or more, or 0.19% or more.
  • the C content may be 0.19% or less, 0.18% or less, or 0.17% or less.
  • Si 0.50-1.00% Si has a deoxidizing effect. Further, Si is also an effective element for improving the strength of the steel sheet, and can enhance hardenability without increasing Ceq. Therefore, the content of Si is set to 0.50% or more. However, a large amount of Si promotes temper embrittlement and lowers the toughness of the steel sheet. Therefore, the Si content is preferably reduced, and the upper limit is set to 1.00%.
  • the Si content may be 0.60% or more, 0.65% or more, or 0.70% or more.
  • the Si content may be 0.90% or less, 0.85% or less, or 0.80% or less.
  • Mn 0.90-1.50% Mn has a deoxidizing effect. Further, Mn is an element that improves hardenability and is effective for improving the strength of a steel sheet. Therefore, the Mn content is set to 0.90% or more. On the other hand, excessive Mn promotes tempering embrittlement and lowers the toughness of the steel sheet. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 1.50%.
  • the Mn content may be 1.00% or more, 1.05% or more, or 1.10% or more.
  • the Mn content may be 1.40% or less, 1.35% or less, or 1.30% or less.
  • P 0.010% or less
  • P is an impurity element contained in steel.
  • P is a harmful element that promotes grain boundary embrittlement and lowers the toughness of the steel sheet. Therefore, the P content is preferably as small as possible. Therefore, the P content is reduced to 0.010% or less. Since P is not required by the steel sheet according to the present embodiment, the lower limit of the P content is 0%. However, from the viewpoint of refining cost and productivity, the P content may be specified as 0.001% or more.
  • the P content may be 0.002% or more, 0.003% or more, or 0.005% or more.
  • the P content may be 0.008% or less, 0.007% or less, or 0.006% or less.
  • S is an impurity element contained in steel.
  • S is an element that lowers the toughness of the steel sheet through segregation and sulfide formation. Therefore, it is preferable that the S content is as small as possible. Therefore, the S content is reduced to 0.0020% or less. Since S is not required by the steel sheet according to the present embodiment, the lower limit of the S content is 0%. However, from the viewpoint of refining cost and productivity, the S content may be set to 0.0004% or more.
  • the S content may be 0.0005% or more, 0.0006% or more, or 0.0007% or more.
  • the S content may be 0.0018% or less, 0.0015% or less, or 0.0010% or less.
  • Cu 0 to 0.40%
  • Cu is an element that can increase the strength of steel without impairing low-temperature toughness.
  • a large amount of Cu may cause cracks in the steel sheet during hot working.
  • a large amount of Cu may reduce the toughness of the steel sheet through precipitation of metallic Cu or the like. Therefore, the upper limit of the Cu content is set to 0.40%.
  • Cu contributes to the suppression of ferrite by increasing Ceq, but is not essential for the steel sheet according to the present embodiment because it can be replaced by another alloy element. Therefore, the lower limit of the Cu content is set to 0%.
  • 0.01% or 0.02% may be set as the lower limit of the Cu content.
  • the Cu content may be 0.03% or more, 0.05% or more, or 0.10% or more.
  • the Cu content may be 0.35% or less, 0.30% or less, or 0.20% or less.
  • Ni 0.20 to 1.00%
  • Ni is an element effective for improving the strength and toughness of steel. Therefore, the Ni content is set to 0.20% or more. On the other hand, even if the amount of Ni is excessive, the effect is saturated, and an increase in the amount of the expensive alloy, Ni, leads to a decrease in manufacturing cost. Therefore, the upper limit of the Ni content is set to 1.00%.
  • the Ni content may be 0.25% or more, 0.30% or more, or 0.40% or more.
  • the Ni content may be 0.90% or less, 0.80% or less, or 0.70% or less.
  • Mo: 0.60 to 1.00% Cr and Mo have a function of improving the hardenability and increasing the hardness of the central part.
  • Cr and Mo also have the effect of raising the hardness of the surface layer and the central part by precipitation hardening. Therefore, the content of each of Cr and Mo is set to 0.60% or more.
  • excessive amounts of Cr and Mo may lower the toughness due to the formation of alloy carbides. Therefore, the upper limit of the Cr content is set to 0.99%, and the upper limit of the Mo content is set to 1.00%.
  • the Cr content may be 0.65% or more, 0.70% or more, or 0.75% or more.
  • the Cr content may be 0.95% or less, 0.90% or less, or 0.80% or less.
  • the Mo content may be 0.65% or more, 0.70% or more, or 0.75% or more.
  • the Mo content may be 0.95% or less, 0.90% or less, or 0.80% or less.
  • V 0 to 0.050%
  • V improves the base metal strength through the formation of carbides.
  • a large amount of V causes a decrease in toughness due to alloy carbide formation. Therefore, the upper limit of the V content is set to 0.050%.
  • V contributes to the suppression of ferrite by increasing Ceq
  • V is not essential for the steel sheet according to the present embodiment because V is an expensive alloy element and can be replaced by another alloy. Therefore, the lower limit of the V content is set to 0%.
  • the lower limit of the V content may be 0.003%.
  • the V content may be 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.015% or more.
  • the V content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.
  • Al 0.050-0.085%
  • Al is an element effective as a deoxidizing material. Further, Al combines with N in steel to form AlN, and contributes to grain refinement of the structure. In addition, Al becomes AlN in the precipitation treatment and contributes to the decomposition of BN, thereby stabilizing the hardenability of B. Therefore, the Al content is 0.050% or more. However, excess Al forms coarse AlN, causing a decrease in toughness and cracking of the slab. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.085%.
  • the Al content may be 0.055% or more, 0.060% or more, or 0.065% or more.
  • the Al content may be 0.080% or less, 0.075% or less, or 0.070% or less.
  • N 0.0020 to 0.0070%
  • N forms nitrides and carbonitrides with alloying elements, and contributes to refinement of the structure of the steel sheet. Therefore, the lower limit of the N content is 0.0020%.
  • the upper limit of the N content is 0.0070%.
  • the N content may be 0.0025% or more, 0.0030% or more, or 0.0035% or more.
  • the N content may be 0.0065% or less, 0.0060% or less, or 0.0050% or less.
  • Al ⁇ N (the product of the Al content and the N content) needs to be 2.0 ⁇ 10 ⁇ 4 or more. This is to utilize the pinning effect of AlN, which contributes to the refinement of the structure of the steel sheet.
  • B 0.0005 to 0.0020%
  • B is an element that improves the hardenability of steel and improves the strength. Therefore, the B content is 0.0005% or more. However, when B becomes excessive, metal boride is formed and hardenability is reduced. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.0020%.
  • the B content may be 0.0007% or more, 0.0008% or more, or 0.0010% or more.
  • the B content may be 0.0018% or less, 0.0016% or less, or 0.0015% or less.
  • the contents of the following elements that affect toughness are specified as selected elements.
  • the lower limit of the content of each selected element is 0%.
  • Nb 0 to 0.050%
  • Nb is an element that contributes to grain refinement of the internal structure of steel by forming carbonitrides and affects toughness. Therefore, 0.001% or more of Nb can be contained. However, coarse carbonitrides generated by a large amount of Nb rather reduce toughness. Therefore, the upper limit of the Nb content is set to 0.050%.
  • the Nb content may be 0.002% or more, 0.005% or more, or 0.008% or more.
  • the Nb content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.
  • Ti 0 to 0.020% Ti / N ⁇ 3.4 Ti is an element that contributes to grain refinement of the structure by forming a stable nitride and affects toughness. Therefore, 0.001% or more of Ti can be contained. However, excessive Ti causes a decrease in toughness due to coarse nitride. Therefore, the upper limit of the Ti content is 0.020%.
  • the Ti content may be 0.002% or more, 0.005% or more, or 0.008% or more.
  • the Ti content may be 0.018% or less, 0.016% or less, or 0.012% or less.
  • Ti / N may be set to 3.3 or less, 3.2 or less, or 3.0 or less. It is not necessary to define the lower limit of Ti / N, but since the lower limit of the Ti content is 0%, the lower limit of Ti / N may be defined as 0%. Ti / N may be 0.2 or more, 0.5 or more, or 1.0 or more.
  • Ca, Mg, and REM all combine with harmful impurities such as S to form harmless inclusions. Accordingly, Ca, Mg, and REM can all improve mechanical properties such as toughness of steel. Therefore, the contents of Ca, Mg, and REM can be made 0.0001% or more. However, when the contents of Ca, Mg, and REM are excessive, the effect is not only saturated, but also promotes erosion of refractories such as casting nozzles. Therefore, the upper limits of the contents of Ca, Mg, and REM are set to 0.0030%.
  • the content of each of Ca, Mg, and REM may be 0.0002% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • the content of each of Ca, Mg, and REM may be 0.0025% or less, 0.0020% or less, or 0.0015% or less.
  • the term "REM" refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoid, and the "content of REM” means the total content of these 17 elements.
  • the balance of the chemical components of the steel sheet according to the present embodiment contains iron and impurities.
  • the impurity is a component mixed in due to various factors in a manufacturing process or a raw material such as ore or scrap when a steel material is industrially manufactured.
  • the average value of the prior austenite grain size at the center of the thickness of the steel sheet according to the present embodiment is less than 80 ⁇ m.
  • the center of the sheet thickness has high toughness.
  • the prior austenite grain size at the center of the sheet thickness may be 76 ⁇ m or less, 73 ⁇ m or less, 70 ⁇ m or less, or 68 ⁇ m or less. Refinement of the prior austenite grain size at the center of the thickness of the steel sheet according to the present embodiment is achieved mainly by the pinning effect of fine AlN as described above.
  • the thickness of the steel sheet according to the present embodiment is more than 200 mm.
  • a steel sheet having a thickness of more than 200 mm can be used as a material for a giant gear used in a rotating mechanism of a large industrial machine represented by a rotary kiln, and thus has high industrial applicability.
  • the steel sheet according to the present embodiment has good hardness and low-temperature toughness even when the sheet thickness is 200 mm or less.
  • the thickness of the steel sheet may be 205 mm or more, 210 mm or more, or 220 mm or more.
  • the upper limit of the thickness of the steel sheet is not particularly limited, but the thickness may be 250 mm or less, 240 mm or less, or 230 mm or less.
  • the Charpy absorbed energy (vE ⁇ 20 ° C. ) of ⁇ 20 ° C. measured in the C direction at the center of the thickness of the steel sheet according to the present embodiment is 47 J or more.
  • the Charpy absorbed energy is a three-point average of values measured in accordance with ASTM (American Society for Testing and Materials) A370-2017a.
  • ASTM American Society for Testing and Materials
  • a steel sheet that satisfies the above-mentioned requirements for the Charpy absorbed energy has high low-temperature toughness even in the central part of the sheet thickness where control of mechanical properties is normally difficult.
  • the Charpy absorbed energy at ⁇ 20 ° C. measured in the C direction at the center of the thickness of the steel sheet according to this embodiment may be 50 J or more, 55 J or more, or 60 J or more.
  • it is not necessary to define the upper limit of the Charpy absorbed energy at ⁇ 20 ° C. measured in the C direction at the center of the thickness of the steel sheet according to the present embodiment for example, it may be defined as 400 J, 380 J, or 350 J. Good.
  • the hardness of the surface layer and the center of the thickness of the steel sheet according to the present embodiment is HB350 or more.
  • the hardness of the steel sheet according to the present embodiment is an average of five points of HBW10 / 3000 (indenter diameter 10 mm, test force 3000 kgf) specified in JIS Z 2243-1: 2018.
  • a steel sheet that satisfies the above requirements for hardness has high hardness even in the central part of the thickness where it is normally difficult to secure high hardness, but the hardness of the surface layer does not become excessive, so it is used as steel for machine structural use. High value.
  • the hardness of the surface layer of the steel sheet according to the present embodiment may be HB360 or more, HB370 or more, or HB380 or more.
  • the hardness at the center of the thickness of the steel sheet according to the present embodiment may be HB360 or more, HB370 or more, or HB380 or more. Although it is not necessary to define the upper limit value of the hardness of the surface layer of the steel sheet according to the present embodiment, it may be defined as HB450, HB420, or HB400, for example. Although it is not necessary to define the upper limit of the hardness at the center of the thickness of the steel sheet according to the present embodiment, for example, it may be defined as HB450, HB420, or HB400.
  • the components of the steel sheet are in a 1 / 4T portion of the steel sheet (from the rolling surface of the steel sheet to a position at a depth of 1/4 of the thickness T of the steel sheet and its vicinity). , Measured by the usual method. Based on the measured values, Ceq, Al ⁇ N, Ti / N, and 4 ⁇ f / g of the steel sheet are calculated. If the molten steel analysis value of the slab used as the material of the steel sheet is known, it may be regarded as the chemical composition of the steel sheet.
  • the -20 ° C Charpy absorbed energy (vE- 20 ° C ) measured in the C direction at the center of the sheet thickness is measured according to ASTM A370-2017a.
  • the test piece is a V-notch test piece. Three test pieces are collected from the center of the thickness of the steel sheet. At the time of collecting the test piece, the longitudinal direction of the test piece and the C direction of the steel sheet (the direction perpendicular to the rolling direction and the thickness direction) match. The average value of vE ⁇ 20 ° C. of these three test pieces is defined as the Charpy absorbed energy at ⁇ 20 ° C. measured in the C direction at the center of the thickness of the steel sheet.
  • HBW10 / 3000 is determined by setting the indenter diameter to 10 mm and the test force to 3000 kgf.
  • the surface hardness is measured by pressing an indenter into a surface formed by removing a region from the rolled surface of the steel sheet to a depth of at least 1 mm.
  • the average value of the surface layer hardness measurement results at five points is defined as the surface layer hardness of the steel sheet.
  • the measurement of the hardness at the center of the thickness of the steel sheet is performed by pressing an indenter into a portion corresponding to the center of the thickness on a surface formed by cutting the steel sheet in parallel with the rolling surface.
  • the average value of the measurement results of the hardness at the center of the thickness at five points is defined as the hardness at the center of the thickness of the steel sheet.
  • the method of measuring the area ratio of martensite and bainite at the center of the plate thickness is as follows.
  • the observation surface is a surface parallel to the rolling direction of the steel sheet, and is polished and nital etched. This observation surface is observed with an optical microscope of 500 times. Based on the optical micrograph, the total area ratio of martensite and bainite can be measured.
  • the total area of the observation visual field is 0.300 mm 2 or more.
  • the method of measuring the average value of the prior austenite grain size at the center of the sheet thickness is as follows.
  • the observation surface is a surface parallel to the rolling direction of the steel sheet, and is polished and picric acid etched.
  • the average section length is measured by the section method, and the average section length is defined as the average old ⁇ particle size.
  • the length of the section at the time of measurement is 1000 ⁇ m (1 mm) or more.
  • the steel sheet according to the present embodiment can be obtained according to the manufacturing conditions described below. However, even a steel sheet obtained under conditions other than the manufacturing conditions described below falls under the steel sheet according to the present embodiment as long as the above-described requirements are satisfied.
  • the method for manufacturing a steel sheet according to the present embodiment includes a step S1 of heating a slab, a step S2 of hot rolling the slab to obtain a steel sheet, a step S3 of cooling the steel sheet, and a step S3 of cooling the steel sheet. , A step S5 of quenching the steel sheet, and a step S6 of tempering the steel sheet.
  • the manufacturing conditions in these steps are as shown in the table below.
  • the slab is heated to a temperature equal to or higher than the AlN solid solution temperature Ts calculated by the above equation (4).
  • the technical significance of the AlN solid solution temperature Ts is as described above.
  • the components of the slab not only satisfy the upper and lower limits of the respective alloying elements, but also have a Ceq of 0.750 to 0.800% and an Al ⁇ N of 2.0 ⁇ 10 ⁇ 4 or more, as in the case of the steel sheet.
  • Ti / N needs to be 3.4 or less and 4 ⁇ f / g needs to be 9.00 or more.
  • the preferred numerical ranges of the content of each alloy element, Ceq, Al ⁇ N, Ti / N, and 4 ⁇ f / g are the same as those of the steel sheet. If the molten steel analysis value of the slab is known, that value may be considered as the chemical composition of the slab.
  • the step S2 of hot rolling the heated slab is not particularly limited.
  • the thickness of a steel sheet (hot-rolled steel sheet) obtained by hot rolling is more than 200 mm.
  • step S3 of cooling the steel sheet it is preferable to complete the transformation of the structure of the steel sheet from austenite to another structure by cooling the steel sheet to 500 ° C or lower, preferably 150 ° C or lower.
  • the steel sheet is heated to the precipitation treatment temperature Tp, and the temperature is maintained at this temperature T.
  • the precipitation treatment temperature Tp is a temperature exceeding 550 ° C. and less than Ac1, and satisfies the above-mentioned expression (5).
  • the deposition time tp also satisfies the expression (5).
  • the technical significance of the precipitation treatment conditions is as described above.
  • the steel sheet may be cooled to 500 ° C. or lower, preferably 150 ° C. or lower (for example, normal temperature), or may be directly heated for subsequent quenching. Good.
  • the steel sheet is heated to a quenching holding temperature Tq (° C.) of 900 ° C. or more and 950 ° C. or less, and the temperature is held for the quenching holding time tq (min) or more represented by the above-described formula (6). And then water-cooled.
  • Tq quenching holding temperature
  • tq quenching holding time
  • the technical significance of the quenching holding temperature Tq and the quenching holding time tq is as described above.
  • the cooling means of the steel sheet after completion of the temperature holding is assumed to be water-cooled or a cooling rate at the same level as this.
  • the quenching end temperature is, for example, 150 ° C. or less.
  • step S6 of tempering the steel sheet it is preferable to temper at a tempering temperature of 500 ° C. or more and 550 ° C. or less, and then cool to 150 ° C. or less.
  • the technical significance of the tempering temperature is as described above.
  • the hardness of the surface layer of the steel sheet and the hardness of the center part of the thickness of the steel sheet were measured based on JIS Z 2243-1: 2018. HBW10 / 3000 was determined by setting the indenter diameter to 10 mm and the test force to 3000 kgf. The surface hardness was measured by pressing an indenter into a surface formed by removing a region from the rolled surface of the steel sheet to a depth of at least 1 mm. The average value of the measurement results of the surface layer hardness at five points was defined as the surface layer hardness of the steel sheet (Table 4 “HB surface layer”).
  • the measurement of the hardness at the center of the thickness of the steel sheet was performed by pressing an indenter into a portion corresponding to the center of the thickness of the surface formed by cutting the steel sheet in parallel with the rolling surface.
  • the average value of the measurement results of the hardness at the center of the thickness at five points was defined as the hardness at the center of the thickness of the steel sheet (Table 4, "HB center”).
  • the test piece of the steel plate was extract
  • the Charpy absorbed energy at -20 ° C (vE- 20 ° C ) measured in the C direction at the center of the sheet thickness was measured according to ASTM A370-2017a.
  • the method of measuring the area ratio of martensite and bainite at the center of the plate thickness was as follows.
  • the observation surface was a surface parallel to the rolling direction of the steel sheet, and polishing and nital etching were performed on the observation surface. This observation surface was observed with a 500-fold optical microscope. Based on the optical micrograph, the total area ratio of martensite and bainite was measured. The total area of the observation visual field was 0.300 mm 2 or more.
  • the method of measuring the average value of the prior austenite grain size at the center of the sheet thickness was as follows.
  • the observation surface was a surface parallel to the rolling direction of the steel sheet, and was polished and picric acid etched.
  • the average section length was measured by the section method (section length: 1000 ⁇ m or more and 2000 ⁇ m or less), and the average section length was defined as the average value of the prior austenite grain size at the center of the sheet thickness (Table 4 “Old ⁇ grain size”). .
  • Precipitation treatment temperature Tp is a value obtained by applying the heat history during the precipitation treatment to the above equation (8).
  • the “precipitation treatment time tp” described in the table indicates that the steel sheet was not subjected to the heat treatment furnace after the temperature at the center of the sheet thickness of the steel sheet last exceeded “the maximum temperature of the sheet thickness central part of the steel sheet being subjected to the precipitation treatment ⁇ 40 ° C.” It is the time until it is extracted from
  • the “quenching holding temperature Tq” described in the table is a value obtained by applying the heat history during the quenching process to the above equation (9).
  • the “actual quenching retention time” in the table is based on the fact that the temperature of the steel sheet at the center of the thickness exceeds the “maximum temperature at the center of the steel sheet during quenching ⁇ 40 ° C.” lastly, Is the time until it is extracted from (i.e., the result tq).
  • the “quenching holding time tq” shown in the table is a value obtained by substituting the quenching holding temperatures Tq and f shown in the table into the above-described equation (6).
  • 2.2E-04 means 2.2 ⁇ 10 ⁇ 4 .
  • Test Nos. 1 to 10 satisfy the chemical component range and suitable production conditions of the present invention. All of these steels have a total area ratio of martensite and bainite of 99% or more, an average value of the prior austenite grain size at the center of 80 ⁇ m or less, surface hardness, center hardness, and center shock absorption. Energy meets the target.
  • Test Nos. 11 and 12 C deviates from the chemical composition range of the present invention.
  • C was insufficient, and the hardness at the time of quenching was insufficient, so that the hardness did not satisfy the target value even after tempering.
  • Test No. 12 is an example in which C is excessive, and the impact absorption energy is low due to the influence of the precipitation of a hard carbide serving as a fracture starting point.
  • Test Nos. 13 and 14 Si deviates from the chemical composition range of the present invention. In Test No. 13, Si was insufficient and hardenability could not be ensured, so that the center hardness could not satisfy the target value. On the other hand, Test No. 14 is an example in which Si is excessive, and although the hardness is sufficient, the impact absorption energy does not satisfy the target due to the promotion of temper embrittlement by Si.
  • Test Nos. 15 and 16 Mn was outside the range of the chemical composition of the present invention. In Test No. 15, Mn was insufficient, and the hardness at the time of quenching was not sufficient. Therefore, even after tempering, the center portion hardness did not satisfy the target value. On the other hand, Test No. 16 is an example in which Mn is excessive, and the impact absorption energy does not satisfy the target value due to the promotion of temper embrittlement.
  • the Ni content was low outside the range of the chemical components of the present invention, and was lower than the amount for improving the toughness. Therefore, in Test No. 20, the impact absorption energy does not satisfy the target.
  • Test Nos. 21 and 22 are examples in which Cr deviated from the chemical composition range of the present invention.
  • Cr was insufficient, and sufficient hardenability and precipitation strengthening action were not obtained.
  • the center hardness did not satisfy the target, and the impact absorption energy did not achieve the target.
  • the amount of Cr was excessive, and the precipitation effect of coarse Cr carbides was remarkable.
  • the impact absorption energy did not satisfy the target.
  • Test Nos. 23 and 24 are examples in which Mo deviated from the chemical composition range of the present invention.
  • Mo was insufficient, and sufficient hardenability and precipitation strengthening action were not obtained.
  • the center hardness did not satisfy the target, and the impact absorption energy did not achieve the target.
  • Mo was excessive and the effect of precipitation of coarse Mo carbide was remarkable.
  • the impact absorption energy did not satisfy the target value.
  • V was high outside the range of the chemical composition of the present invention, and coarse carbides and nitrides of V were the starting points of brittle fracture. Thus, in Test No. 25, the impact absorption energy did not satisfy the target.
  • Test Nos. 26 and 27 are examples in which Al deviated from the chemical composition range of the present invention.
  • Test No. 26 is an example in which Al was insufficient, in which AlN effective for pinning could not be secured, and excess N was linked with B, thereby reducing the effect of improving hardenability. Therefore, in Test No. 26, the structure other than martensite and bainite became excessive, and the grain size of retained austenite was coarsened. As a result, in Test No. 26, the center hardness and the impact absorption energy did not satisfy the targets.
  • Test No. 25 was an example in which Al was excessive, and became a brittle fracture starting point due to excessive coarsening of AlN. Therefore, in Test No. 25, the impact absorption energy did not satisfy the target.
  • Test Nos. 28 and 29 are examples in which N deviated from the chemical composition range of the present invention.
  • Test No. 28 is an example in which N was insufficient and Al ⁇ N was less than a predetermined range. The pinning effect was weak due to insufficient generation of nitrides and carbonitrides, and the crystal grains were coarse. Granulation occurred. Thus, in Test No. 28, the impact absorption energy did not meet the target.
  • Test No. 29 is an example in which N is excessive, and excessive coarsening of nitrides, carbonitrides, and the like occurred. As a result, in Test No. 29, the impact absorption energy did not meet the target.
  • Test Nos. 30 and 31 B deviates from the chemical composition range of the present invention.
  • Test No. 30 is an example in which B was insufficient, and the amount of solid solution B required for hardenability could not be secured.
  • Test No. 30 the structure other than martensite and bainite was excessive, and the center hardness and the impact absorption energy could not satisfy the targets.
  • Test No. 31 is an example in which B was excessively contained, and the impact absorption energy did not satisfy the target due to precipitation of a metal element boride.
  • Test No. 32 indicates that although the component range of each alloy element is within the scope of the present invention, Ceq is low outside the preferred range of the present invention. In Test No. 32, as a result of the formation of ferrite in the structure due to a decrease in hardenability, the center portion hardness and the impact absorption energy could not satisfy the targets.
  • Test Nos. 33 and 34 indicate that although the component ranges and Ceq of the individual alloy elements are within the scope of the present invention, the parameter formula 4 ⁇ f / g is low outside the preferred range of the present invention. In Test Nos. 33 and 34, the hardening action by the precipitated element was larger than the improvement in hardenability. Therefore, in Test Nos. 33 and 34, the impact absorption energy did not satisfy the target.
  • Test No. 35 indicates that the heating temperature before rolling was lower than the solid solution temperature Ts, although the component ranges of the individual alloy elements and various indices derived from the chemical components were within the scope of the present invention.
  • undissolved coarse AlN remained and became a brittle fracture starting point. Therefore, in Test No. 35, the prior austenite particle size was coarsened, and the absorbed energy did not satisfy the target.
  • Test Nos. 36 and 37 show that, although the component ranges of the individual alloy elements and various indices derived from the chemical components are within the scope of the present invention, the precipitation treatment temperature is out of the preferred range of the present invention.
  • Test No. 36 is an example in which the deposition temperature was low, and sufficient AlN was not deposited, and AlN effective for pinning could not be secured. For this reason, in Test No. 36, the prior austenite grain size became coarse, and the absorbed energy did not satisfy the target.
  • Test No. 37 is an example in which the precipitation treatment temperature exceeded Ac1, in which AlN was locally coarsened by holding in the ⁇ - ⁇ two-phase region. Therefore, in Test No. 37, the absorbed energy did not meet the target.
  • Test No. 38 shows that, although the component ranges of the individual alloy elements and various indices derived from the chemical components are within the scope of the present invention, the temperature and time of the precipitation treatment are in the preferred ranges of the present invention. Is not satisfied. In Test No. 38, sufficient AlN was not deposited, and AlN effective for pinning could not be secured. For this reason, in Test No. 38, the prior austenite grain size became coarse, and the absorbed energy did not satisfy the target.
  • Test No. 39 is an example in which the quenching temperature was below the preferred range of the present invention, although the component ranges of the individual alloy elements and various indices derived from the chemical components were within the range of the present invention.
  • hardenability was low due to insufficient solid solution of the alloy element, and ferrite was excessively generated.
  • the center hardness and the absorbed energy could not satisfy the targets.
  • Test No. 40 is an example in which the quenching holding temperature Tq exceeded the preferred range of the present invention, although the component ranges of the individual alloy elements and various indices derived from the chemical components were within the range of the present invention.
  • the crystal grains were excessively coarsened. For this reason, in Test No. 40, the prior austenite grain size became coarse, and the absorbed energy could not satisfy the target.
  • Test No. 41 shows that although the range of components of each alloy element and various indices derived from chemical components are within the scope of the present invention, the actual quenching holding time tq, which is the preferred range of the present invention, is defined as This is an example in which the solid solution of the alloy element was not sufficiently obtained. From this, in Test No. 41, hardenability was low and ferrite was excessively generated. As a result, in Test No. 41, the center hardness and the absorbed energy could not satisfy the targets.
  • Test No. 42 is an example in which the tempering temperature was lower than the preferred range, although the component ranges of the individual alloy elements and various indices derived from the chemical components were within the scope of the present invention. In test number 42, tempering embrittlement occurred. For this reason, in Test No. 42, the absorbed energy did not meet the target.
  • Test No. 43 is an example in which the tempering temperature was higher than the preferred range, although the component ranges of the individual alloy elements and various indices derived from the chemical components were within the scope of the present invention. In test number 43, the precipitation hardening effect of the alloy carbide was reduced. Therefore, in Test No. 43, the center hardness could not satisfy the target.

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Abstract

本発明の一態様に係る鋼板は、化学成分が所定範囲内であり、板厚中心部において、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が９９％以上であり、前記板厚中心部において、旧オーステナイト粒径の平均値が８０μｍ未満であり、Ｃｅｑが０．７５０～０．８００％であり、Ａｌ×Ｎが２．０×１０－４以上であり、Ｔｉ／Ｎが３．４以下であり、４×ｆ／ｇ≧９．００を満足し、前記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、表層及び前記板厚中心部の硬度がＨＢで３５０以上であり、板厚が２００ｍｍ超である。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板およびその製造方法に関するものである。
　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。近年では、表層及び板厚中心部でＨＢ３５０以上、板厚中心部のｖＥ－２０℃≧４７Ｊ、が素材となる鋼板に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。
　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。そのため、板厚２００ｍｍ超の鋼板では、焼戻し後も中心部の硬度が得難くなる。一方、単に硬度をあげることだけを目的とした成分設計は靭性の低下を生じさせる。通常、硬度と靭性とは反比例の関係にあるからである。そのため、板厚２００ｍｍ超という極厚材では、表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。
　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。Ｃｅｑが０．８００％を超えた場合、需要家に於いて溶接時の予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の溶接作業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。式（１）に含まれる元素記号は、鋼材の化学成分における各元素の含有量（質量％）を示す。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５：式（１）
　従来、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板厚２００ｍｍ超の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に、素材となる鋼板は５００℃以上で焼戻しされなければならない。焼戻しが必須という事情も、鋼材の硬度目標の達成に不利な状況下であった。
　特許文献１は、大型産業機械の回転機構に用いる巨大な歯車用材料で、板厚が２００ｍｍ超で、表層と中心の硬度差の小さい厚鋼板とその製造方法の提供を課題とし、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２０Ｊ以上であり、表層の硬度がＨＢで３３０以上、板厚中心部の硬度がＨＢで３００以上、かつ表層と板厚中心の硬度差ΔＨＢが３０以下である厚鋼板を提供している。しかし特許文献１は、板厚中心部の硬度を安定してＨＢ３５０以上にすることを目的としたものではない。
日本国特開２０１７－１８６５９２号公報
　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以上の鋼板およびその製造方法を提供する。
　本発明の要旨は、次の通りである。
（Ｉ）本発明の一態様に係る鋼板は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．１６～０．２０％、Ｓｉ：０．５０～１．００％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０．２０～１．００％、Ｃｒ：０．６０～０．９９％、Ｍｏ：０．６０～１．００％、Ｖ：０～０．０５０％、Ａｌ：０．０５０～０．０８５％、Ｎ：０．００２０～０．００７０％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｃａ：０～０．００３０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、ＲＥＭ：０～０．００３０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなり、板厚中心部において、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が９９％以上であり、前記板厚中心部に於ける、旧オーステナイト粒径の平均値が８０μｍ未満であり、式（１）で示すＣｅｑが０．７５０～０．８００％であり、Ａｌ×Ｎが２．０×１０－４以上であり、Ｔｉ／Ｎが３．４以下であり、さらに式（２）で示す値ｆおよび式（３）で示す値ｇが、４×ｆ／ｇ≧９．００を満足し、前記板厚中心部に於ける、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、表層及び前記板厚中心部の硬度がＨＢ３５０以上であり、板厚が２００ｍｍ超である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５：式（１）
　ｆ＝４×Ｃ＋Ｓｉ＋２×Ｍｎ＋Ｎｉ＋２×Ｃｒ＋５×Ｍｏ：式（２）
　ｇ＝２×Ｃｒ＋３×Ｍｏ＋５×Ｖ：式（３）
　ここで、各式に記載の元素記号は、各元素記号に係る元素の単位質量％での含有量を意味する。
（ＩＩ）本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記（Ｉ）に記載の鋼板の製造方法であって、スラブを加熱する工程と、前記スラブを熱間圧延して板厚が２００ｍｍ超の鋼板を得る工程と、前記鋼板を冷却する工程と、前記鋼板を析出処理する工程と、前記鋼板を焼入れする工程と、前記鋼板を焼戻す工程と、を備え、前記スラブの化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．１６～０．２０％、Ｓｉ：０．５０～１．００％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０．２０～１．００％、Ｃｒ：０．６０～０．９９％、Ｍｏ：０．６０～１．００％、Ｖ：０～０．０５０％、Ａｌ：０．０５０～０．０８５％、Ｎ：０．００２０～０．００７０％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｃａ：０～０．００３０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、ＲＥＭ：０～０．００３０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物であり、前記スラブの式（１）で示すＣｅｑが０．７５０～０．８００％であり、前記スラブのＡｌ×Ｎが２．０×１０－４以上であり、前記スラブのＴｉ／Ｎが３．４以下であり、前記スラブの式（２）で示す値ｆおよび式（３）で示す値ｇが４×ｆ／ｇ≧９．００を満足し、前記スラブを加熱する工程におけるスラブ加熱温度が、式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ（℃）以上であり、前記鋼板を析出処理する工程は、前記鋼板を５５０℃超Ａｃ１未満の析出処理温度Ｔｐ（℃）まで加熱し、次いでこの温度で析出処理時間ｔｐ（時間）だけ保持することによって行われ、前記析出処理温度Ｔｐ（℃）及び析出処理時間ｔｐ（時間）が式（５）を満たし、前記Ａｃ１は式（７）によって示され、前記鋼板を焼入れする工程は、前記鋼板を９００～９５０℃の焼入れ保持温度Ｔｑ（℃）まで加熱し、この温度で式（６）に示す焼入れ保持時間ｔｑ（分）以上の間保持し、次いで水冷することにより行われ、前記鋼板を焼戻す工程は、前記鋼板を５００～５５０℃の焼戻し温度まで加熱し、次いで１５０℃以下まで冷却することにより行われる。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５：式（１）
　ｆ＝４×Ｃ＋Ｓｉ＋２×Ｍｎ＋Ｎｉ＋２×Ｃｒ＋５×Ｍｏ：式（２）
　ｇ＝２×Ｃｒ＋３×Ｍｏ＋５×Ｖ：式（３）
　Ｔｓ＝７４００／（１．９５－ｌｏｇ１０（Ａｌ×Ｎ））－２７３：式（４）
　Ｌｏｇ１０（ｔｐ）＋０．０１２×Ｔｐ≧８．７：式（５）
　ｔｑ＝０．０３３×（９５０－Ｔｑ）２＋（１．５×ｆ）２／１０：式（６）
　Ａｃ１＝７５０－２５×Ｃ＋２２×Ｓｉ－４０×Ｍｎ－３０×Ｎｉ＋２０×Ｃｒ＋２５×Ｍｏ：式（７）
　ここで、各式に記載の元素記号は、各元素記号に係る元素の単位質量％での含有量である。
（ＩＩＩ）上記（ＩＩ）に記載の鋼板の製造方法では、前記鋼板を冷却する工程における冷却終了温度を１５０℃以下にしてもよい。
　本発明により、板厚２００ｍｍ超の鋼板においても、表層及び板厚中心部の硬度、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。
本実施形態に係る鋼板の、圧延方向に垂直な断面の模式図である。 Ｃ量と板厚中心部硬度との関係、及びＣ量と板厚中心部靭性（ｖＥ－２０℃）との関係を示す図である。 Ｃｅｑと中心部硬度の関係を示す図である。 ４×ｆ／ｇと板厚中心部靭性の関係を示す図である。 実施例の成分Ａ４を用いて実験した析出処理温度Ｔｐと析出処理時間Ｌｏｇ１０（ｔｐ）の関係を示す図である。 実施例の成分Ａ６を用いて実験した結果得られた、焼入れ保持温度Ｔｑ及び焼入れ保持時間ｔｑと中心部硬度との関係を示す図である。 実施例の成分Ａ２を用いて実験した結果得られた、焼入れ保持温度Ｔｑ及び焼入れ保持時間ｔｑと中心部硬度との関係を示す図である。 本実施形態に係る鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
　本実施形態に係る鋼板においては、鋼板の板厚中心部（単に「中心部」と称する場合がある）及び鋼板の表層（単に「表層」と称する場合がある）の両方の機械特性を制御する。図１に示されるように、鋼板１の板厚中心部１１とは、鋼板１の最表面である圧延面１３から鋼板１の板厚Ｔの３／８の深さの面と、圧延面１３から板厚Ｔの５／８の深さの面との間の領域である。鋼板１の板厚中心部１１の中心面と、鋼板１の中心面とは一致することとなる。鋼板１の表層１２とは、鋼板１の圧延面１３から深さ１ｍｍの面と深さ５ｍｍの面との間の領域である。鋼板１の最表面から深さ１ｍｍまでの領域は、本実施形態では、鋼板１の表層１２からは除く。この領域は、脱炭層、及び加工時に除去される部位に相当するからである。なお、鋼板の長さ方向および幅方向の端部から、原則として、板厚以上離れた部位から機械試験及びミクロ組織観察などのための試験片を採取することとする。
　本実施形態に係る鋼板においては、以下の（１）～（７）が重要な意味を持つ。Ｃｅｑ≦０．８００％となる化学成分を有する鋼板の板厚中心部において、ＨＢ３５０級の硬度とｖＥ－２０℃≧４７Ｊとの両方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（５）とが重要である。
（１）（後述する条件下で）中心部硬度と中心部靭性とを両立するための、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。
（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４×ｆ／ｇの下限
（４）中心部靭性の確保に向けたパラメータ式Ａｌ×Ｎの下限
（５）中心部硬度及び靭性の確保に向けた焼入れ前の溶体化処理及び析出処理（温度および時間）
（６）中心部硬度の確保に向けた焼入れ条件（温度および時間）
（７）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
　以下、詳述する。
（１）（後述する条件下で）中心部硬度と中心部靭性とを両立するための、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及び靭性の両方を高めるためには、当該鋼の成分組成（質量％）としてＣが０．１６～０．２０％を満足する必要がある。板厚２００ｍｍ超の鋼板の板厚中心部で、靭性と硬度の両方を確保するためには、脆性破壊起点となる炭化物の生成を抑制する必要がある。炭化物の生成を抑制し、図２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。そのため、５００℃以上の焼戻しの後でも中心部の硬度をＨＢ３５０以上とするためには、同様に図２に示すように、Ｃは０．１６％以上とする必要がある。
（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超の鋼板において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る。従って、後述する析出処理を実施したうえで、下式（１）によって算出されるＣｅｑが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、主にベイナイト及びマルテンサイトから構成される組織を形成するためである。なお、中心部の硬度及び靭性を兼備するという観点では、Ｃｅｑに上限を定める必要は無い。しかし、Ｃｅｑの増大は溶接割れを生じやすくする。Ｃｅｑが０．８００％を超えた場合、溶接割れの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、溶接作業効率が著しく悪化する。そのため、本実施形態に係る鋼板に於けるＣｅｑは０．８００％以下とする。Ｃｅｑを０．７９０％以下、０．７８５％以下、又は０．７８０％以下としてもよい。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５：式（１）
　式（１）に含まれる元素記号は、鋼板の化学成分における各元素の含有量（質量％）を示す。
　図３に示すように、板厚２００ｍｍ超の鋼板に於いては、Ｃｅｑが０．７５０％未満の場合は、たとえ析出処理を実施したとしても板厚中心部の硬度がＨＢ３５０未満となることを本発明者らは知見した。Ｃｅｑが０．７５０％未満の場合に板厚中心部の硬度が不足する理由は、軟質組織であるフェライトが生成したことによると考えられる。Ｃｅｑを０．７５５％以上、０．７６０％以上、又は０．７７０％以上としてもよい。なお、図３には、Ｃｅｑが０．７５０％以上であるにもかかわらず板厚中心部の硬度が不足している鋼がプロットされている。この鋼において板厚中心部の硬度が不足した理由は、析出処理が実施されなかったからである。
（３）中心部靭性の確保に向けたパラメータ式「４×ｆ／ｇ」の下限
　第３の項目として、板厚２００ｍｍ超の鋼板において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、下記の式（２）で定義されるパラメータｆと下記の式（３）で定義されるパラメータｇとが、４×ｆ／ｇが９．００以上との関係を満たす必要がある。
　ｆ＝４×Ｃ＋Ｓｉ＋２×Ｍｎ＋Ｎｉ＋２×Ｃｒ＋５×Ｍｏ：式（２）
　ｇ＝２×Ｃｒ＋３×Ｍｏ＋５×Ｖ：式（３）
　式（２）及び式（３）に含まれる元素記号は、鋼板の化学成分における各元素の含有量（質量％）を示す。
　図４に示すように、板厚が２００ｍｍ超であり、Ｃｅｑ≦０．８００％であり、かつ板厚中心部の硬度がＨＢ３５０以上である鋼板においては、４×ｆ／ｇが９．００未満の場合は板厚中心部の靭性が確保できないことを本発明者らは知見した。パラメータｆに関連する元素は、焼入れ時にマトリックスに固溶することで、鋼板の焼入れ性を高める元素である。一方で、パラメータｇに関連する元素は、焼戻し時に析出物を形成することにより鋼板の靭性を低下させる元素である。即ち、これら元素は、焼入れ性を向上させる一方で焼戻し時の析出物形成により靭性を低下させる。４×ｆ／ｇが大きいということは、焼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、本実施形態に係る鋼板に於ける焼戻し時のＣｒ析出物、Ｍｏ析出物、及びＶ析出物は、透過型電子顕微鏡によらなければ観察不可能である程度に微細である。そのため、上述の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る。このことから、パラメータ式４×ｆ／ｇによって析出物を制御することの有用性が理解できる。
　４×ｆ／ｇを９．２０以上、９．５０以上、又は９．８０以上としてもよい。４×ｆ／ｇの上限値を特に規定する必要はないが、例えば１１．００、１０．７０、１０．５０、１０．００、又は９．９０としてもよい。
（４）中心部靭性の確保に向けたパラメータ式Ａｌ×Ｎの下限
　板厚２００ｍｍ超の鋼板の中心部において硬度と低温靭性との両方を確保するためには、Ａｌ含有量を０．０５０％以上とする必要があり、Ａｌ×Ｎ（鋼板のＡｌ含有量（質量％）とＮ含有量（質量％）との積）を２．０×１０－４以上とする必要がある。これは、鋼板の組織の細粒化に寄与する、ＡｌＮのピン止め効果を活用するための要件である。Ａｌが０．０５０％未満、またはＡｌ×Ｎが２．０×１０－４未満となった場合は、旧オーステナイト粒径が粗大化し、鋼板の中心部の低温靭性が劣化する。これは、ＡｌＮの総量が不十分になったからであると考えられる。
　なお、本実施形態に係る鋼板におけるピン止め粒子として作用するＡｌＮは、非常に微細であるので観察が困難である。そのため、ピン止め粒子として作用するＡｌＮ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る。このことから、パラメータＡｌ×Ｎによってピン止め粒子として作用するＡｌＮを制御することの有用性が理解できる。
　Ａｌ×Ｎを２．２×１０－４以上、２．５×１０－４以上、又は３．０×１０－４以上としてもよい。Ａｌ×Ｎの上限値を特に規定する必要はないが、後述されるＡｌ含有量及びＮ含有量それぞれの上限値の積である５．９５×１０－４をＡｌ×Ｎの上限値としてもよい。Ａｌ×Ｎを５．７×１０－４以下、５．５×１０－４以下、５．２×１０－４以下、又は４．８×１０－４以下としてもよい。
（５）中心部硬度及び靭性を確保するための焼入れ前の溶体化処理及び析出処理（温度および時間）
　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、溶体化及び析出処理がある。溶体化処理では、下式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ以上までスラブを加熱する。熱間圧延は、溶体化処理の後に行われる。析出処理では、上記溶体化によってマトリックスに固溶したＡｌ及びＮをＡｌＮとして微細析出させるために、熱間圧延後かつ焼き入れ加熱前に、５５０℃超Ａｃ１未満の温度である析出処理温度Ｔｐまで熱延鋼板を加熱し、この析出処理温度Ｔｐで析出処理時間ｔｐだけ温度保持する。ここで、析出処理温度Ｔｐ及び析出処理時間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））－２７３：式（４）
　Ｌｏｇ１０（ｔｐ）＋０．０１２×Ｔｐ≧８．７：式（５）
　ここで、式（４）中のＴｓはＡｌＮの固溶温度（℃）であり、「Ａｌ」及び「Ｎ」それぞれはＡｌ及びＮの含有量（質量％）である。式（５）中の「Ｔｐ」は析出処理温度（℃）であり、「ｔｐ」は析出処理時間（時間）である。
　なお、析出処理の温度保持中に、若干の温度変動は許容される。また、実際の操業において温度変動が生じる場合もある。従って、析出処理温度Ｔｐは、鋼板の板厚中心部の温度が「析出処理中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えてから、鋼板が熱処理炉から抽出されるまでの、板厚中心部の鋼板の平均温度と定義する。具体的には、析出処理温度Ｔｐは、以下の式（８）で算出される値である。
　Ｔｐ＝｛∫［ｔＡ→ｔＢ］Ｔ（ｔ）ｄｔ｝／（ｔＢ－ｔＡ）：式（８）
　ｔＡ：鋼板の板厚中心部の温度が「析出処理中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えた時点
　ｔＢ：鋼板が熱処理炉から抽出された時点
　Ｔ（ｔ）：鋼板の板厚中心部の温度の経時変化（温度の時間履歴）
　∫［ｔＡ→ｔＢ］Ｔ（ｔ）ｄｔ：鋼板の板厚中心部の経時変化の、ｔＡからｔＢまでの積分値
　また、析出処理時間ｔｐは、鋼板の板厚中心部の温度が「析出処理中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えてから、鋼板が熱処理炉から抽出されるまでの時間（即ち、「ｔＢ－ｔＡ」）と定義する。鋼板の板厚中心部の析出処理時の温度の時間履歴を上述の式（８）に当てはめることによって得られる析出処理温度Ｔｐが５５０℃超Ａｃ１未満の温度であり、且つ析出処理温度Ｔｐ及び析出処理時間ｔｐが式（５）を満たしていれば、好適な析出処理が行われたと判断される。
　熱間圧延前に溶体化を実施しなかった場合は、鋼の鋳造時に生じた粗大ＡｌＮが鋼中に残存し、鋼中のＡｌＮの総量が減る。そのため、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。
　本発明者らは、後述の実施例の成分Ａ４を有する鋼に種々の析出処理時間ｔｐ及び析出処理温度Ｔｐを適用して製造した鋼板の、ｖＥ－２０℃を測定した。図５にその結果を示す。ＡｌＮのピン止め作用を得るためには、適切な析出処理温度Ｔｐ及び析出処理時間ｔｐで析出処理を実施する必要があることが図５からわかる。
　具体的には、図５は、横軸を各鋼板の析出処理温度Ｔｐとし、縦軸を各鋼板のＬｏｇ１０（ｔｐ）として、各鋼板をプロットしたものである。ｔｐの単位は時間（Ｈｒ）である。図５中、×印でプロットされた鋼板は、ｖＥ－２０℃が４７Ｊ未満となったものであり、〇印でプロットされた鋼板は、ｖＥ－２０℃が４７Ｊ以上となったものである。Ｌｏｇ１０（ｔｐ）＋０．０１２×Ｔ＜８．７となる処理条件では靭性を確保できないことが、図５からわかる。これは、析出処理においてＡｌＮの析出が十分に行われず、ピン止め効果が発揮できなかったからであると推測される。一方、析出処理温度ＴｐがＡｃ１を超えた場合も靭性を確保できないことがわかる。これは、析出処理温度ＴｐがＡｃ１を超えた場合には析出処理がα－γ二相域での温度保持となるので、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であると推測される。なお、析出処理時間ｔｐ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。しかし、工業上の生産効率の観点から５日間＝１２０時間を析出処理時間ｔｐの上限としてもよい。
（６）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６の項目として、本実施形態に係る鋼板の成分範囲に於いて板厚中心部の硬度をＨＢ３５０以上とするためには、上記の析出処理で十分なＡｌＮの析出を生じさせた後で、所定の条件での焼入れを実施する必要がある。具体的には、９００℃以上９５０℃以下の焼入れ保持温度Ｔｑまで熱延鋼板を再加熱し、熱延鋼板をこの温度で下式（６）に示す焼入れ保持時間ｔｑ（分）以上の間保持し、次いで熱延鋼板を水冷する焼入れ処理を実施する必要がある。
　ｔｑ＝０．０３３×（９５０－Ｔｑ）２＋（１．５×ｆ）２／１０　：式（６）
　式（６）において、Ｔｑは焼入れ保持温度（℃）であり、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Ｔｑは、熱処理炉の設定温度ではなく、鋼板の板厚中心部の温度を示す。
　なお、焼入れの温度保持中に、若干の温度変動は許容される。また、実際の操業において温度変動が生じる場合もある。従って、焼入れ保持温度Ｔｑは、鋼板の板厚中心部の温度が「焼入れ中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えてから、鋼板が熱処理炉から抽出されるまでの、板厚中心部の鋼板の平均温度と定義する。具体的には、焼入れ保持温度Ｔｑは、以下の式（９）で算出される値である。
　Ｔｑ＝｛∫［ｔ１→ｔ２］Ｔ（ｔ）ｄｔ｝／（ｔ２－ｔ１）：式（９）
　ｔ１：鋼板の板厚中心部の温度が「焼入れ中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えた時点
　ｔ２：鋼板が熱処理炉から抽出された時点
　Ｔ（ｔ）：鋼板の板厚中心部の温度の経時変化（温度の時間履歴）
　∫［ｔ１→ｔ２］Ｔ（ｔ）ｄｔ：鋼板の板厚中心部の経時変化の、ｔ１からｔ２までの積分値
　以下、後述する操業上の目標値としてのＴｑと区別するために、式（８）で算出される値を「実績Ｔｑ」と記載する場合がある。また、実績値としての鋼板の焼入れ保持時間は、鋼板の板厚中心部の温度が「焼入れ中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えてから、鋼板が熱処理炉から抽出されるまでの時間（即ち、「ｔ２－ｔ１」）と定義する。以下「ｔ２－ｔ１」と定義される実績値としての鋼板の焼入れ保持時間を「実績ｔｑ」と記載する場合がある。また、式（６）から算出される焼入れ保持時間ｔｑを「必要ｔｑ」と記載する場合がある。実績ｔｑが、必要ｔｑ以上であることが、本実施形態に係る鋼板の製造条件として必要とされる。
　焼入れ保持温度Ｔｑは、熱電対を鋼板の板厚中心部付近に挿入するなどして実測された値に基づいて制御してもよいし、炉温と板厚などを元にした熱伝導計算による推測値に基づいてこの値を制御しても良い。
　実際の焼入れ方法の例を以下に示す。例えば、焼入れ処理の前に、式（６）を満足するような、目標値としての焼入れ保持温度（目標Ｔｑ）と焼入れ保持時間（目標ｔｑ）が予め決定される。鋼板を熱処理炉に挿入し、鋼板を目標Ｔｑ±２０℃以内の温度範囲に加熱し、その温度で保持する。少なくとも目標ｔｑの間、鋼板の温度を目標Ｔｑ±２０℃の範囲内に保持した後、焼入れのための冷却処理を行う。その後、鋼板の板厚中心部の実績温度（実測値または推測値）の時間履歴Ｔ（ｔ）を前述の式（８）に当てはめることにより、実績Ｔｑを算出する。また、鋼板の板厚中心部の温度が「焼入れ中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えた時点ｔ１から、鋼板が熱処理炉から抽出された時点ｔ２までの経過時間を、実績ｔｑとする。次に、実績Ｔｑを式（６）のＴｑに代入し、必要ｔｑを算出する。実績ｔｑが必要ｔｑより小さくない場合（つまり、実績ｔｑ≧必要ｔｑの場合）、適切な焼入れ処理が行われたと判定する。
　なお、析出処理においても同様な手順での判定が必要である。
　図６Ａに、後述の実施例の成分Ａ６を有する鋼を用いて実験した結果を示し、図６Ｂに後述の実施例の成分Ａ２を有する鋼を用いて実験した結果を示す。
　本発明者らは、これら鋼に種々の温度保持時間（熱延鋼板の中心部の温度が焼入れ保持温度Ｔｑで等温保持されていた時間）と焼入れ保持温度Ｔｑを適用して種々の鋼板を製造し、その中心部硬度を測定した。図６Ａ及び図６Ｂは、横軸を各鋼板の焼入れ保持温度Ｔｑとし、縦軸を各鋼板の温度保持時間として、各鋼板をプロットしたものである。図６Ａ及び図６Ｂ中、×印でプロットされた鋼板は、中心部硬度が３５０ＨＢ未満となったものであり、〇印でプロットされた鋼板は、中心部硬度が３５０ＨＢ以上となったものである。
　温度保持時間が、前述の式（６）で示される焼入れ保持時間ｔｑより短い鋼板（図６Ａ及び図６Ｂ中の曲線より下にプロットされる鋼板）は、その中心部硬度がＨＢ３５０未満となることが、図６Ａ及び図６Ｂからわかる。これは、焼入れ性を向上させる合金が十分にマトリックスに固溶しなかったので、焼入れ性が確保できなかったことによると考えられる。なお、焼入れ保持時間ｔｑ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。
　焼入れ保持温度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。そのため、焼入れ性を確保できず、鋼板の中心部においてＨＢ３５０を達成できない。一方、焼入れ保持温度Ｔｑ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。これにより、Ｂの焼入れ性向上効果が阻害されて、鋼板の中心部においてＨＢ３５０を達成できない。
（７）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７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）を考慮すると、焼戻し温度は５００℃以上とする必要がある。加えて、組織を十分に焼戻すことにより、鋼板の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、本実施形態に係る鋼板は、５５０℃超の焼戻しによって急激に硬度が低下するおそれがある。このことから、焼戻し温度は５５０℃以下とする必要がある。この焼戻しの後、鋼板を１５０℃以下まで冷却する。
　次に本実施形態に係る鋼板の組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が９９％以上である。組織の残部は特に規定されないが、例えばフェライト、パーライト、及び残留オーステナイトなどが考えられる。これらのその他組織は、１面積％未満であれば許容される。
　上記の組織は、フェライトの出ない条件での焼入れ、及び十分な高温での焼戻しによって達成される。具体的には、Ｃｅｑ≧０．７５０％以上の成分を有する鋼板に対して、上述の条件の析出処理の後に、上述の条件で焼入れし、上述の条件での焼戻しを行うことで達成される。
　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フェライトは生じ易い。中心部硬度を確保するためにはフェライト量を可能な限り低くしなければいけない。
　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。そのため、パーライト量も可能な限り低く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。そのため、フェライト析出の回避によって、同時にパーライト生成も抑制される。
　残留オーステナイトは脆性破壊起点となり、鋼材の靭性を低下させる。そのため、残留オーステナイト量は可能な限り低くされなければならない。５００℃以上の焼戻し温度での焼戻しを実施すれば、残留オーステナイトの生成は抑制される。
　以上のように、本実施形態に係る鋼板における有害組織であるフェライト、パーライト、及び残留オーステナイト等の生成は可能な限り抑制されることが必要である。ミクロ偏析、及び操業ばらつきによる生成を考慮しても、これらのマルテンサイト及びベイナイトのいずれでもない組織は１％未満に低減されなければならない。
　次に本実施形態に係る鋼板における各種成分範囲について説明する。合金元素の含有量の単位「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．１６～０．２０％
　Ｃは焼入れ組織の硬さを高めるので、硬度向上に有効な元素である。前述の図２に示される実験結果に基づき、０．１６％をＣ含有量の下限とする。一方で、過剰な量のＣは鋼板の靭性を損ない、かつ表層と中心部との硬度差の要因にもなる。そのため、同様に前述の図２に示される実験結果に基づき、Ｃ含有量の上限を０．２０％とする。Ｃ含有量を０．１７％以上、０．１８％以上、又は０．１９％以上としてもよい。Ｃ含有量を０．１９％以下、０．１８％以下、又は０．１７％以下としてもよい。
Ｓｉ：０．５０～１．００％
　Ｓｉは脱酸効果を有する。また、Ｓｉは鋼板の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ことができる。そのため、Ｓｉの含有量は０．５０％以上とする。しかし、多量のＳｉは焼戻し脆性を助長し、鋼板の靭性を低下させる。そのためＳｉ含有量は低減させることが好ましく、その上限を１．００％とする。Ｓｉ含有量を０．６０％以上、０．６５％以上、又は０．７０％以上としてもよい。Ｓｉ含有量を０．９０％以下、０．８５％以下、又は０．８０％以下としてもよい。
Ｍｎ：０．９０～１．５０％
　Ｍｎは脱酸効果を有する。また、Ｍｎは焼き入れ性を改善し、鋼板の強度向上に有効な元素である。そのため、Ｍｎ含有量は０．９０％以上とされる。一方、過剰なＭｎは焼戻し脆性を助長して、鋼板の靭性を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とする。Ｍｎ含有量を１．００％以上、１．０５％以上、又は１．１０％以上としてもよい。Ｍｎ含有量を１．４０％以下、１．３５％以下、又は１．３０％以下としてもよい。
Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは鋼中に含有される不純物元素である。Ｐは粒界脆化を助長し、鋼板の靭性を低下させる有害元素である。そのため、Ｐ含有量は出来るだけ少ないことが好ましい。従ってＰ含有量は０．０１０％以下まで低減される。Ｐは本実施形態に係る鋼板によって必要とされないので、Ｐ含有量の下限は０％である。ただし、精錬コスト及び生産性の観点から、Ｐ含有量を０．００１％以上と規定してもよい。Ｐ含有量を０．００２％以上、０．００３％以上、又は０．００５％以上としてもよい。Ｐ含有量を０．００８％以下、０．００７％以下、又は０．００６％以下としてもよい。
Ｓ：０．００２０％以下
　Ｓは鋼中に含有される不純物元素である。Ｓは偏析および硫化物の形成を通じて鋼板の靭性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は出来るだけ少ないことが好ましい。従ってＳ含有量は０．００２０％以下まで低減される。Ｓは本実施形態に係る鋼板によって必要とされないので、Ｓ含有量の下限は０％である。ただし、精錬コスト及び生産性の観点から、Ｓ含有量を０．０００４％以上としてもよい。Ｓ含有量を０．０００５％以上、０．０００６％以上、又は０．０００７％以上としてもよい。Ｓ含有量を０．００１８％以下、０．００１５％以下、又は０．００１０％以下としてもよい。
Ｃｕ：０～０．４０％
　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。ただし、多量のＣｕは熱間加工時に鋼板に割れを生じさせる場合がある。さらに、多量のＣｕは、金属Ｃｕの析出などを介して鋼板の靭性を低下させるおそれがある。このため、Ｃｕ含有量の上限を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るので、本実施形態に係る鋼板にとって必須ではない。このため、Ｃｕ含有量の下限は０％とする。ただし、Ｃｕの低減にはコストを要するため、精錬コストの観点から、０．０１％、又は０．０２％をＣｕ含有量の下限としてもよい。Ｃｕ含有量を０．０３％以上、０．０５％以上、又は０．１０％以上としてもよい。Ｃｕ含有量を０．３５％以下、０．３０％以下、又は０．２０％以下としてもよい。
Ｎｉ：０．２０～１．００％
　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る。そのため、Ｎｉ含有量は０．２０％以上とされる。一方、Ｎｉ量を過度にしても効果が飽和するうえ、高価な合金であるＮｉの多量化は製造コストの悪化を招く。そのため、Ｎｉ含有量の上限を１．００％とする。Ｎｉ含有量を０．２５％以上、０．３０％以上、又は０．４０％以上としてもよい。Ｎｉ含有量を０．９０％以下、０．８０％以下、又は０．７０％以下としてもよい。
Ｃｒ：０．６０～０．９９％
Ｍｏ：０．６０～１．００％
　Ｃｒ及びＭｏは、焼き入れ性を改善し、中心部硬度を上げる働きを有する。そのうえ、Ｃｒ及びＭｏは、析出硬化により表層及び中心部の硬度を底上げする効果も有する。従って、Ｃｒ及びＭｏそれぞれの含有量は０．６０％以上とする。ただし、過剰量のＣｒ及びＭｏは合金炭化物形成により靭性を低下させるおそれがある。このため、Ｃｒ含有量の上限を０．９９％とし、Ｍｏ含有量の上限を１．００％とする。Ｃｒ含有量を０．６５％以上、０．７０％以上、又は０．７５％以上としてもよい。Ｃｒ含有量を０．９５％以下、０．９０％以下、又は０．８０％以下としてもよい。Ｍｏ含有量を０．６５％以上、０．７０％以上、又は０．７５％以上としてもよい。Ｍｏ含有量を０．９５％以下、０．９０％以下、又は０．８０％以下としてもよい。
Ｖ：０～０．０５０％
　Ｖは、炭化物の形成を通じて母材強度を向上させる。しかし、多量のＶは、合金炭化物形成による靭性の低下を引き起こす。そのため、Ｖ含有量の上限を０．０５０％とする。Ｖは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ので、本実施形態に係る鋼板にとって必須ではない。このため、Ｖ含有量の下限は０％とする。ただし精錬コストの観点から、０．００３％をＶ含有量の下限としてもよい。Ｖ含有量を０．００５％以上、０．０１０％以上、又は０．０１５％以上としてもよい。Ｖ含有量を０．０４５％以下、０．０４０％以下、又は０．０３５％以下としてもよい。
Ａｌ：０．０５０～０．０８５％、
　Ａｌは脱酸材として有効な元素である。さらに、Ａｌは鋼中Ｎと結びついてＡｌＮを形成し、組織の細粒化に寄与する。その他、Ａｌは析出処理に於いてＡｌＮとなり、ＢＮの分解に寄与することで、Ｂが奏する焼き入れ性を安定化させる作用もある。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０％以上する。しかし、過剰なＡｌは粗大ＡｌＮを形成して靭性の低下及び鋳片の割れを生じさせる。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０８５％とする。Ａｌ含有量を０．０５５％以上、０．０６０％以上、又は０．０６５％以上としてもよい。Ａｌ含有量を０．０８０％以下、０．０７５％以下、又は０．０７０％以下としてもよい。
Ｎ：０．００２０～０．００７０％、
　Ｎは合金元素と窒化物・炭窒化物を形成し、鋼板の組織の細粒化に寄与する。そのため、０．００２０％をＮ含有量の下限とする。一方で、Ｎが鋼中に過剰に固溶した場合、及びＮが粗大な窒化物及び炭窒化物等を形成した場合は、鋼板の靭性を低下させる。そのため、０．００７０％をＮ含有量の上限とする。Ｎ含有量を０．００２５％以上、０．００３０％以上、又は０．００３５％以上としてもよい。Ｎ含有量を０．００６５％以下、０．００６０％以下、又は０．００５０％以下としてもよい。
　上述の通り、Ａｌ×Ｎ（Ａｌ含有量とＮ含有量との積）を２．０×１０－４以上とする必要がある。鋼板の組織の細粒化に寄与する、ＡｌＮのピン止め効果を活用するためである。
Ｂ：０．０００５～０．００２０％
　Ｂは、鋼の焼き入れ性を改善し、強度を向上させる元素である。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。しかし、Ｂが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を低下させる。そのため、Ｂ含有量の上限を０．００２０％とする。Ｂ含有量を０．０００７％以上、０．０００８％以上、又は０．００１０％以上としてもよい。Ｂ含有量を０．００１８％以下、０．００１６％以下、又は０．００１５％以下としてもよい。
　さらに選択元素として、靭性に影響を与える以下の元素の含有量を規定する。ただし、以下の選択元素は本実施形態に係る鋼板がその課題を解決するために必須ではないので、選択元素それぞれの含有量の下限値は０％である。
Ｎｂ：０～０．０５０％
　Ｎｂは、炭窒化物を形成することにより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る。そのため、０．００１％以上のＮｂを含有させることが出来る。しかし、多量のＮｂ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。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５０％とする。Ｎｂ含有量を０．００２％以上、０．００５％以上、又は０．００８％以上としてもよい。Ｎｂ含有量を０．０４５％以下、０．０４０％以下、又は０．０３５％以下としてもよい。
Ｔｉ：０～０．０２０％
Ｔｉ／Ｎ≦３．４
　Ｔｉは、安定な窒化物を形成することにより組織の細粒化に寄与し、靭性に影響を与える元素である。そのため、０．００１％以上のＴｉを含有させることが出来る。しかし、過剰なＴｉは粗大窒化物による靭性低下を生じさせる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２０％を上限とする。Ｔｉ含有量を０．００２％以上、０．００５％以上、又は０．００８％以上としてもよい。Ｔｉ含有量を０．０１８％以下、０．０１６％以下、又は０．０１２％以下としてもよい。
　また、Ｔｉ含有量がＴｉＮの化学量論比を超える場合、具体的はＴｉ／Ｎ＞３．４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。そのため、Ｔｉ／Ｎ≦３．４とすることが好ましい。Ｔｉ／Ｎを３．３以下、３．２以下、又は３．０以下としてもよい。Ｔｉ／Ｎの下限値を規定する必要はないが、Ｔｉ含有量の下限値が０％であるので、Ｔｉ／Ｎの下限値を０％と規定してもよい。Ｔｉ／Ｎが０．２以上、０．５以上、又は１．０以上であってもよい。
Ｃａ：０～０．００３０％、
Ｍｇ：０～０．００３０％、
ＲＥＭ：０～０．００３０％、
　Ｃａ、Ｍｇ、及び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。これにより、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは何れも鋼の靭性などの機械的性質を改善させることができる。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭそれぞれの含有量を０．０００１％以上とすることができる。しかし、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量が過剰になると、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。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭそれぞれの含有量の上限を０．００３０％とする。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭそれぞれの含有量を０．０００２％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上としてもよい。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭそれぞれの含有量を０．００２５％以下、０．００２０％以下、又は０．００１５％以下としてもよい。なお「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。
　本実施形態に係る鋼板の化学成分の残部は鉄及び不純物を含む。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分である。
　本実施形態に係る鋼板の板厚中心部に於ける、旧オーステナイト粒径の平均値は８０μｍ未満である。板厚中心部に於ける旧オーステナイト粒径が８０μｍである場合、板厚中心部が高い靭性を有することとなる。板厚中心部に於ける旧オーステナイト粒径が７６μｍ以下、７３μｍ以下、７０μｍ以下、又は６８μｍ以下であってもよい。本実施形態に係る鋼板の板厚中心部に於ける旧オーステナイト粒径の微細化は、上述されたように、主に微細ＡｌＮによるピン止め効果によって達成される。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は、２００ｍｍ超である。板厚が２００ｍｍ超である鋼板は、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用いられる巨大な歯車の素材として使用可能であるので、産業上の利用可能性が高い。ただし、本実施形態に係る鋼板は、板厚が２００ｍｍ以下であっても良好な硬度及び低温靭性を有する。鋼板の板厚を２０５ｍｍ以上、２１０ｍｍ以上、又は２２０ｍｍ以上としてもよい。鋼板の板厚の上限値は特に限定されないが、板厚を２５０ｍｍ以下、２４０ｍｍ以下、又は２３０ｍｍ以下としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の板厚中心部の、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０℃）は４７Ｊ以上である。ここで、シャルピー吸収エネルギーとは、ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｆｏｒ　Ｔｅｓｔｉｎｇ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）Ａ３７０－２０１７ａに準拠して測定される値の３点平均である。Ｃ方向で測定されたｖＥ－２０℃とは、Ｃ方向（圧延方向及び板厚方向に垂直な方向）に沿って採取されたシャルピー衝撃試験片を用いて得られるｖＥ－２０℃である。シャルピー吸収エネルギーに関して上述の要件が満たされる鋼板は、通常であれば機械特性の制御が困難である板厚中央部においても高い低温靭性を有する。本実施形態に係る鋼板の板厚中心部の、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギーを５０Ｊ以上、５５Ｊ以上、又は６０Ｊ以上としてもよい。本実施形態に係る鋼板の板厚中心部の、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギーの上限値を規定する必要はないが、例えばこれを４００Ｊ、３８０Ｊ、又は３５０Ｊと規定してもよい。
　本実施形態に係る鋼板の表層及び板厚中心部の硬度は、ＨＢ３５０以上である。ここで、本実施形態に係る鋼板の硬度とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４３－１：２０１８に規定されたＨＢＷ１０／３０００（圧子直径１０ｍｍ、試験力３０００ｋｇｆ）の５点平均である。硬度に関して上述の要件が満たされる鋼板は、通常であれば高い硬度が確保し難い板厚中央部においても高い硬度を有しながら、表層の硬度が過剰とならないので、機械構造用鋼としての利用価値が高い。本実施形態に係る鋼板の表層の硬度を、ＨＢ３６０以上、ＨＢ３７０以上、又はＨＢ３８０以上としてもよい。本実施形態に係る鋼板の板厚中心部の硬度を、ＨＢ３６０以上、ＨＢ３７０以上、又はＨＢ３８０以上としてもよい。本実施形態に係る鋼板の表層の硬度の上限値を規定する必要はないが、例えばこれをＨＢ４５０、ＨＢ４２０、又はＨＢ４００と規定してもよい。本実施形態に係る鋼板の板厚中心部の硬度の上限値を規定する必要はないが、例えばこれをＨＢ４５０、ＨＢ４２０、又はＨＢ４００と規定してもよい。
　次に、本実施形態に係る鋼板の各構成要素の測定方法について、以下に説明する。
　鋼板の成分は、表層脱炭及び偏析等の影響を除くために、鋼板の１／４Ｔ部（鋼板の圧延面から、鋼板の厚さＴの１／４の深さの位置及びその近傍）において、通常の方法によって測定する。この測定値に基づいて、鋼板のＣｅｑ、Ａｌ×Ｎ、Ｔｉ／Ｎ、及び４×ｆ／ｇを算出する。鋼板の材料となるスラブの溶鋼分析値が既知であれば、それを鋼板の化学成分とみなしてもよい。
　板厚中心部に於ける、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０℃）は、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－２０１７ａに準拠して測定する。試験片はＶノッチ試験片とする。試験片は、鋼板の板厚中心部から３本採取する。試験片の採取の際は、試験片の長手方向と、鋼板のＣ方向（圧延方向及び板厚方向に垂直な方向）とが一致するようにする。これら３本の試験片のｖＥ－２０℃の平均値を、鋼板の板厚中心部に於ける、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギーとする。
　鋼板の表層の硬度、及び鋼板の板厚中心部の硬度は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４３－１：２０１８に基づいて測定する。圧子直径を１０ｍｍとし、試験力を３０００ｋｇｆとすることにより、ＨＢＷ１０／３０００を求める。表層硬度の測定は、鋼板の圧延面から少なくとも１ｍｍの深さまでの領域を除去することによって形成された面に圧子を押し込むことによって行う。５点での表層硬度の測定結果の平均値を、鋼板の表層の硬度とする。鋼板の板厚中心部の硬度の測定は、鋼板を圧延面と平行に切断することによって形成される面において、板厚中心部に該当する箇所に対して圧子を押し込むことによって行う。５点での板厚中心部硬度の測定結果の平均値を、鋼板の板厚中心部の硬度とする。
　板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの面積率の測定方法は以下の通りである。観察面は、鋼板の圧延方向に平行な面とし、これに研磨及びナイタールエッチングを実施する。この観察面を、５００倍の光学顕微鏡で観察する。光学顕微鏡写真に基づき、マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計を測定することが出来る。観察視野の総面積は０．３００ｍｍ２以上とする。
　板厚中心部における旧オーステナイト粒径の平均値の測定方法は以下の通りである。観察面は、鋼板の圧延方向に平行な面とし、これに研磨及びピクリン酸エッチングを実施する。切片法により平均切片長さを測定し、平均切片長さを平均旧γ粒径とする。ただし、測定時の切片長さは１０００μｍ（１ｍｍ）以上とする。切片長さの上限を特に定める必要はないが、２０００μｍ（２ｍｍ）超の切片長で測定する必要はなく、その上限を２０００μｍ（２ｍｍ）としてよい。
　次に本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。本発明者らの知見によれば、以下に説明する製造条件によれば本実施形態に係る鋼板を得ることが出来る。ただし、以下に説明する製造条件以外の条件によって得られた鋼板であっても、上述の要件を満たす限り、本実施形態に係る鋼板に該当する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は、図７に示されるように、スラブを加熱する工程Ｓ１と、スラブを熱間圧延して鋼板を得る工程Ｓ２と、鋼板を冷却する工程Ｓ３と、鋼板を析出処理する工程Ｓ４と、鋼板を焼入れ処理する工程Ｓ５と、鋼板を焼戻す工程Ｓ６とを備える。これら工程における製造条件は下表の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　スラブを加熱する工程Ｓ１では、上記された本実施形態に係る鋼板の成分を有するスラブを鋳造後、前述の式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ以上の温度へ加熱する。ＡｌＮ固溶温度Ｔｓの技術意義は上述の通りである。
　スラブの成分は、合金元素それぞれの上下限値を満たすのみならず、鋼板と同様にＣｅｑが０．７５０～０．８００％であり、Ａｌ×Ｎが２．０×１０－４以上であり、Ｔｉ／Ｎが３．４以下であり、且つ４×ｆ／ｇが９．００以上である必要がある。各合金元素の含有量、Ｃｅｑ、Ａｌ×Ｎ、Ｔｉ／Ｎ、及び４×ｆ／ｇの好ましい数値範囲は、鋼板のそれらと同じである。スラブの溶鋼分析値が既知の場合、その値をスラブの化学成分とみなしてよい。
　加熱されたスラブを熱間圧延する工程Ｓ２は特に限定されない。本実施形態においては、板厚が２００ｍｍ超である鋼板の製造を目的としているので、熱間圧延によって得られる鋼板（熱延鋼板）の板厚は２００ｍｍ超となる。
　鋼板を冷却する工程Ｓ３では、鋼板を５００℃以下、好ましくは１５０℃以下まで冷却することにより、鋼板の組織におけるオーステナイトから別の組織への変態を完了させることが好ましい。
　鋼板を析出処理する工程Ｓ４では、鋼板を析出処理温度Ｔｐまで加熱し、この温度Ｔにて温度保持する。析出処理温度Ｔｐは５５０℃超Ａｃ１未満の温度であって、且つ前述の式（５）を満たすものとされる。析出処理時間ｔｐも、前述の式（５）を満たすものとされる。析出処理条件の技術意義は上述の通りである。なお、析出処理する工程Ｓ４における温度保持の後に、鋼板を５００℃以下に、好ましくは１５０℃以下（例えば常温）まで冷却してもよいし、またはそのまま後続の焼入れのために昇温してもよい。
　鋼板を焼入れ処理する工程Ｓ５では、鋼板を９００℃以上９５０℃以下の焼入れ保持温度Ｔｑ（℃）まで加熱し、前述の式（６）に示す焼入れ保持時間ｔｑ（分）以上の間、温度保持し、次いで水冷する。焼入れ保持温度Ｔｑ及び焼入れ保持時間ｔｑの技術意義は上述の通りである。焼入れ処理において、温度保持の完了後の鋼板の冷却手段は水冷、又はこれと同水準の冷却速度が得られるものとされる。焼入れ終了温度は、例えば１５０℃以下とする。
　鋼板を焼き戻す工程Ｓ６では、５００℃以上５５０℃以下の焼戻し温度で焼戻してから、１５０℃以下まで冷却することが好ましい。焼戻し温度の技術意義は上述の通りである。
　表２－１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スラブを、表３－１～表３－３に示すＮｏ．１～１０の本発明鋼とＮｏ．１１～４３の比較例それぞれの条件で加熱、圧延、及び熱処理を実施し、板厚２１０ｍｍ～２３０ｍｍの鋼板を製造した。なお、表に記載がない製造条件は以下の通りである。表２－１の化学成分は、全て溶鋼分析値である。
　熱間圧延後の冷却の終了温度：全実施例及び比較例において１５０℃以下
　焼入れにおける冷却手段：水冷（１５０℃以下まで冷却）
　焼戻しにおける冷却の終了温度：全実施例及び比較例において１５０℃以下
　鋼板の表層の硬度、及び鋼板の板厚中心部の硬度は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４３－１：２０１８に基づいて測定した。圧子直径を１０ｍｍとし、試験力を３０００ｋｇｆとすることにより、ＨＢＷ１０／３０００を求めた。表層硬度の測定は、鋼板の圧延面から少なくとも１ｍｍの深さまでの領域を除去することによって形成された面に圧子を押し込むことによって行った。５点での表層硬度の測定結果の平均値を、鋼板の表層の硬度とした（表４「ＨＢ表層」）。鋼板の板厚中心部の硬度の測定は、鋼板を圧延面と平行に切断することによって形成される面において、板厚中心部に該当する箇所に対して圧子を押し込むことによって行った。５点での板厚中心部硬度の測定結果の平均値を、鋼板の板厚中心部の硬度とした（表４「ＨＢ中心部」）。なお、鋼板の試験片は、鋼板の幅方向および長さ方向の端部から板厚以上離れた部位から採取した。
　板厚中心部に於ける、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０℃）は、ＡＳＴＭ　Ａ３７０－２０１７ａに準拠して測定した。試験片は、鋼板の板厚中心部から３本採取した。試験片の採取の際は、試験片の長手方向と、鋼板のＣ方向（圧延方向及び板厚方向に垂直な方向）とが一致するようにした。これら３本の試験片のｖＥ－２０℃の平均値を、鋼板の板厚中心部に於ける、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギーとした（表４「ｖＥ－２０℃」）。
　板厚中心部におけるマルテンサイト及びベイナイトの面積率の測定方法は以下の通りであった。観察面は、鋼板の圧延方向に平行な面とし、これに研磨及びナイタールエッチングを実施した。この観察面を、５００倍の光学顕微鏡で観察した。光学顕微鏡写真に基づき、マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計を測定した。観察視野の総面積は０．３００ｍｍ２以上とした。
　板厚中心部における旧オーステナイト粒径の平均値の測定方法は以下の通りであった。観察面は、鋼板の圧延方向に平行な面とし、これに研磨及びピクリン酸エッチングを実施した。切片法により平均切片長さを測定し（切片長さ：１０００μｍ以上２０００μｍ以下）、平均切片長さを板厚中心部における旧オーステナイト粒径の平均値（表４「旧γ粒径」）とした。
　以下、表２－１及び表２－２に成分を、表３－１～表３－３に製法を、表４に材質及び評価等を示す。表に記載の「析出処理温度Ｔｐ」は、析出処理時の熱履歴を上記式（８）に適用して得られた値である。表に記載の「析出処理時間ｔｐ」は、鋼板の板厚中心部の温度が「析出処理中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えてから、鋼板が熱処理炉から抽出されるまでの時間である。表に記載の「焼入れ保持温度Ｔｑ」は、焼入れ処理時の熱履歴を上記式（９）に適用して得られた値である。表に記載の「実際の焼入れ保持時間」は、鋼板の板厚中心部の温度が「焼入れ中の鋼板の板厚中心部の最大温度－４０℃」を最後に超えてから、鋼板が熱処理炉から抽出されるまでの時間である（即ち実績ｔｑ）。表に記載の「焼入れ保持時間ｔｑ」は、表に記載の焼入れ保持温度Ｔｑ及びｆを上述の式（６）に代入することによって得られた値である。ただし、表２－２のＡｌ×Ｎ欄において、例えば２．２Ｅ－０４は２．２×１０－４を意味する。また、表３－２では、析出処理温度Ｔｐ及び析出処理時間ｔｐが式（５）を満たしているかどうかを、以下の式（５’）を用いて得られる析出処理時間閾値を用いて判定している。析出処理時間ｔｐが析出処理時間閾値以上である場合、析出処理温度Ｔｐ及び析出処理時間ｔｐが式（５）を満たす。
（析出処理時間閾値）＝１０（－０．０１２×Ｔｐ＋８．７）：式（５’）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　試験番号１～１０は本発明の化学成分範囲及び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マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が９９％以上であり、中心部に於ける旧オーステナイト粒径の平均値が８０μｍ以下であり、表層硬度、中心部硬度、中心部衝撃吸収エネルギーともに目標を満足している。
　試験番号１１および１２では、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が不足しており、焼入れ時の硬度が十分でないことから焼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が過剰な例であり、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。
　試験番号１３および１４では、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が不足しており、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が過剰な例であり、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。
　試験番号１５および１６では、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が不足しており、焼入れ時の硬度が十分でないことから焼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が過剰な例であり、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。
　試験番号１７では、Ｐ含有量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。
　試験番号１８では、Ｓ含有量が本発明の化学成分範囲を逸脱して高い。そのため試験番号１８では、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。
　試験番号１９では、Ｃｕ含有量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。そのため試験番号１９では、衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
　試験番号２０では、Ｎｉ含有量が本発明の化学成分範囲を逸脱して低く、靭性を向上させる量に満たない。そのため試験番号２０では、衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
　試験番号２１および２２は、Ｃｒが本発明の化学成分範囲を逸脱した例である。試験番号２１では、Ｃｒが不足しており、十分な焼入れ性及び析出強化作用が得られていない。このことから試験番号２１では、中心部硬度が目標を満足できておらず、さらに衝撃吸収エネルギーが目標を達成していない。一方で試験番号２２では、Ｃｒが過剰であり、粗大なＣｒ炭化物の析出影響が顕著であった。これにより試験番号２２では衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
　試験番号２３および２４は、Ｍｏが本発明の化学成分範囲を逸脱した例である。試験番号２３では、Ｍｏが不足しており、十分な焼入れ性及び析出強化作用が得られていない。このことから試験番号２３では、中心部硬度が目標を満足できておらず、さらに衝撃吸収エネルギーが目標を達成していない。一方で試験番号２４では、Ｍｏが過剰であり粗大なＭｏ炭化物の析出影響が顕著であった。これにより試験番号２４では、衝撃吸収エネルギーが目標値を満足していない。
　試験番号２５では、Ｖが本発明の化学成分範囲を逸脱して高く、Ｖの粗大な炭化物及び窒化物等が脆性破壊起点となった。このことから試験番号２５では、衝撃吸収エネルギーが目標を満足していない。
　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が不足した例であり、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。このため試験番号２６では、マルテンサイト及びベイナイト以外の組織が過剰となり、残留オーステナイトの粒径が粗大化した。その結果、試験番号２６では、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が過剰な例であり、ＡｌＮが過度に粗大化することで脆性破壊起点となった。このため試験番号２５では、衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
　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２８はＮが不足し、且つＡｌ×Ｎが所定範囲を下回った例であり、窒化物及び炭窒化物等の生成量が不十分であることからピン止め効果が弱く、結晶粒の粗粒化が生じた。これにより試験番号２８では、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が過剰な例であり、窒化物及び炭窒化物等の過度な粗大化が生じた。これにより試験番号２９では、衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
　試験番号３０および３１では、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が不足した例であり、焼入れ性に必要な固溶Ｂ量を確保できなくなった。その結果試験番号３０では、マルテンサイト及びベイナイト以外の組織が過剰となり、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を過剰に含有させた例であり、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。
　試験番号３２は、個々の合金元素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いものである。試験番号３２では、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。
　試験番号３３および３４は、個々の合金元素の成分範囲及び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いものである。試験番号３３および３４では、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。そのため試験番号３３および３４では、衝撃吸収エネルギーが目標を満足できていない。
　試験番号３５は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数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を下回ったものである。試験番号３５では、未固溶の粗大ＡｌＮが残存して脆性破壊起点となった。このため試験番号３５では、旧オーステナイト粒径が粗大化し、吸収エネルギーが目標を満足できていない。
　試験番号３６および３７は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数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。このことから試験番号３６では、旧オーステナイト粒径が粗大化し、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。このため試験番号３７では、吸収エネルギーが目標を満足できていない。
　試験番号３８は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数は本発明の範囲内であるものの、析出処理の温度及び時間が本発明の好適範囲である式（５）を満たさなかった例である。試験番号３８では、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。このことから試験番号３８では、旧オーステナイト粒径が粗大化し、吸収エネルギーが目標を満足できていない。
　試験番号３９は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数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た例である。試験番号３９では、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、フェライトが過剰に生成した。これにより試験番号３９では、中心部硬度及び吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
　試験番号４０は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数は本発明の範囲内であるものの、焼入れ保持温度Ｔｑが本発明の好適範囲を上回った例である。試験番号４０では、結晶粒の過度な粗大化を生じた。このことから試験番号４０では、旧オーステナイト粒径が粗大化し、吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
　試験番号４１は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数は本発明の範囲内であるものの、実際の焼入れ保持時間が本発明の好適範囲である焼入れ保持時間ｔｑ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例である。このことから試験番号４１では、焼入れ性が低く、フェライトが過剰に生成された。これにより試験番号４１では、中心部硬度及び吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
　試験番号４２は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数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た例である。試験番号４２では、焼戻し脆化が生じた。このことから試験番号４２では、吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
　試験番号４３は、個々の合金元素の成分範囲、及び化学成分から導かれる種々の指数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た例である。試験番号４３では、合金炭化物の析出硬化作用が減じられた。そのため試験番号４３では、中心部硬度が目標を満足出来ていない。
１　　鋼板
１１　板厚中心部
１２　表層
１３　圧延面

Claims (3)

  1. 　化学成分が、単位質量％で、
    　Ｃ：０．１６～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．５０～１．００％、
    　Ｍｎ：０．９０～１．５０％、
    　Ｐ：０．０１０％以下、
    　Ｓ：０．００２０％以下、
    　Ｃｕ：０～０．４０％、
    　Ｎｉ：０．２０～１．００％、
    　Ｃｒ：０．６０～０．９９％、
    　Ｍｏ：０．６０～１．００％、
    　Ｖ：０～０．０５０％、
    　Ａｌ：０．０５０～０．０８５％、
    　Ｎ：０．００２０～０．００７０％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００２０％、
    　Ｎｂ：０～０．０５０％、
    　Ｔｉ：０～０．０２０％、
    　Ｃａ：０～０．００３０％、
    　Ｍｇ：０～０．００３０％、
    　ＲＥＭ：０～０．００３０％、及び
    　残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
    　板厚中心部において、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が９９％以上であり、
    　前記板厚中心部に於ける、旧オーステナイト粒径の平均値が８０μｍ未満であり、
    　式（１）で示すＣｅｑが０．７５０～０．８００％であり、
    　Ａｌ×Ｎが２．０×１０－４以上であり、
    　Ｔｉ／Ｎが３．４以下であり、
    　さらに式（２）で示す値ｆおよび式（３）で示す値ｇが、４×ｆ／ｇ≧９．００を満足し、
    　前記板厚中心部に於ける、Ｃ方向で測定された－２０℃シャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、
    　表層及び前記板厚中心部の硬度がＨＢ３５０以上であり、
    　板厚が２００ｍｍ超である
    ことを特徴とする鋼板。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５：式（１）
    　ｆ＝４×Ｃ＋Ｓｉ＋２×Ｍｎ＋Ｎｉ＋２×Ｃｒ＋５×Ｍｏ：式（２）
    　ｇ＝２×Ｃｒ＋３×Ｍｏ＋５×Ｖ：式（３）
    　ここで、各式に記載の元素記号は、各元素記号に係る元素の単位質量％での含有量を意味する。
  2. 　請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、
    　スラブを加熱する工程と、
    　前記スラブを熱間圧延して板厚が２００ｍｍ超の鋼板を得る工程と、
    　前記鋼板を冷却する工程と、
    　前記鋼板を析出処理する工程と、
    　前記鋼板を焼入れする工程と、
    　前記鋼板を焼戻す工程と、
    を備え、
    　前記スラブの化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．１６～０．２０％、Ｓｉ：０．５０～１．００％、Ｍｎ：０．９０～１．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０．２０～１．００％、Ｃｒ：０．６０～０．９９％、Ｍｏ：０．６０～１．００％、Ｖ：０～０．０５０％、Ａｌ：０．０５０～０．０８５％、Ｎ：０．００２０～０．００７０％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｃａ：０～０．００３０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、ＲＥＭ：０～０．００３０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物であり、前記スラブの式（１）で示すＣｅｑが０．７５０～０．８００％であり、前記スラブのＡｌ×Ｎが２．０×１０－４以上であり、前記スラブのＴｉ／Ｎが３．４以下であり、前記スラブの式（２）で示す値ｆおよび式（３）で示す値ｇが４×ｆ／ｇ≧９．００を満足し、
    　前記スラブを加熱する工程におけるスラブ加熱温度が、式（４）で算出されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ（℃）以上であり、
    　前記鋼板を析出処理する工程は、前記鋼板を５５０℃超Ａｃ１未満の析出処理温度Ｔｐ（℃）まで加熱し、次いでこの温度で析出処理時間ｔｐ（時間）だけ保持することによって行われ、前記析出処理温度Ｔｐ（℃）及び析出処理時間ｔｐ（時間）が式（５）を満たし、前記Ａｃ１は式（７）によって示され、
    　前記鋼板を焼入れする工程は、前記鋼板を９００～９５０℃の焼入れ保持温度Ｔｑ（℃）まで加熱し、この温度で式（６）に示す焼入れ保持時間ｔｑ（分）以上の間保持し、次いで水冷することにより行われ、
    　前記鋼板を焼戻す工程は、前記鋼板を５００～５５０℃の焼戻し温度まで加熱し、次いで１５０℃以下まで冷却することにより行われる
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５：式（１）
    　ｆ＝４×Ｃ＋Ｓｉ＋２×Ｍｎ＋Ｎｉ＋２×Ｃｒ＋５×Ｍｏ：式（２）
    　ｇ＝２×Ｃｒ＋３×Ｍｏ＋５×Ｖ：式（３）
    　Ｔｓ＝７４００／（１．９５－ｌｏｇ１０（Ａｌ×Ｎ））－２７３：式（４）
    　Ｌｏｇ１０（ｔｐ）＋０．０１２×Ｔｐ≧８．７：式（５）
    　ｔｑ＝０．０３３×（９５０－Ｔｑ）２＋（１．５×ｆ）２／１０：式（６）
    　Ａｃ１＝７５０－２５×Ｃ＋２２×Ｓｉ－４０×Ｍｎ－３０×Ｎｉ＋２０×Ｃｒ＋２５×Ｍｏ：式（７）
    　ここで、各式に記載の元素記号は、各元素記号に係る元素の単位質量％での含有量である。
  3. 　前記鋼板を冷却する工程における冷却終了温度を１５０℃以下にすることを特徴とする請求項２に記載の鋼板の製造方法。
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