CN111083928B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111083928B
CN111083928B CN201880041321.2A CN201880041321A CN111083928B CN 111083928 B CN111083928 B CN 111083928B CN 201880041321 A CN201880041321 A CN 201880041321A CN 111083928 B CN111083928 B CN 111083928B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
formula
temperature
less
thickness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201880041321.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111083928A (zh
Inventor
高峰史寿
古谷仁志
川端纪正
三宅拓海
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN111083928A publication Critical patent/CN111083928A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111083928B publication Critical patent/CN111083928B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Abstract

本发明一方案的钢板，化学成分在预定范围内，在板厚中心部，马氏体和贝氏体的合计面积率为99％以上，在所述板厚中心部，原始奥氏体粒径的平均值低于80μm，Ceq为0.750～0.800％，Al×N为2.0×10‑4以上，Ti/N为3.4以下，且满足4×f/g≥9.00，所述板厚中心部的‑20℃时的C方向夏比的3点平均值为47J以上，表层和所述板厚中心部的硬度按HB计为350以上，板厚超过200mm。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
回转窑所代表的大型产业用机械的旋转机构中使用巨大的齿轮(gear)。从齿轮的耐疲劳性和耐久性的观点出发，对于成为坯料的钢板要求硬度和韧性。近年来，对于成为坯料的钢板要求在表层和板厚中心部的HB为350以上、板厚中心部的vE-20℃≥47J。这是由于将钢材削入直到板厚中心部来制造齿轮，因此重视板厚中心部的特性而引起的。
此外，近年，为了齿轮的大型化，要求以往没有的板厚超过200mm的钢板。随着板厚增大，淬火时的板厚中心部的冷却速度下降。因此，在板厚超过200mm的钢板中，回火后也难以获得中心部的硬度。另一方面，仅以提高硬度为目的的成分设计造成韧性下降。因为通常，硬度与韧性处于反比例的关系。因此，板厚超过200mm这样的极厚材料中，用于确保表层硬度和中心部硬度，并且也确保韧性的成分平衡调整极其困难。
另外，以改善焊接性为目的，产生了将主要含有元素引起的碳当量Ceq设为0.800％以下的要求。在Ceq超过0.800％的情况下，对消费者来说提高焊接时的预热温度等的负荷增加。在本钢材这样的极厚材料的焊接作业中，焊接道次非常多，所以焊接负荷的增加也大。再者，Ceq由例如下述式(1)表示。式(1)所含的元素符号表示钢材的化学成分中的各元素的含量(质量％)。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5： 式(1)
以往，尚不存在确保Ceq≤0.800％且中心部硬度≥HB350，并且保证-20℃时的前述低温韧性的板厚超过200mm的钢材。另外，为了在齿轮加工后的去应力退火中不使材质变化，成为坯料的钢板不得不在500℃以上进行回火。必须回火这样的状况也对实现钢材的硬度目标不利。
专利文献1的课题是提供大型产业机械的旋转机构中使用的巨大齿轮用材料中，板厚超过200mm，表层与中心的硬度差小的厚钢板及其制造方法，提供一种厚钢板，其在板厚中心部在-20℃时的C方向夏比的3点平均值为20J以上，表层硬度按HB计为330以上，板厚中心部的硬度按HB计为300以上，并且表层与板厚中心的硬度差ΔHB为30以下。但是，专利文献1没有将使板厚中心部的硬度稳定地设为HB350以上作为目的。
现有技术文献
专利文献1：日本国特开2017-186592号公报
发明内容
这样的状况下，本发明中，提供特别是板厚超过200mm，由下式表示的Ceq为0.800％以下，并且从确保板厚中心部的硬度方面考虑，Ceq为0.750％以上，表层和板厚中心部的硬度为HB350以上，板厚中心部在-20℃时的吸收能为47J以上的钢板及其制造方法。
本发明的主旨如下所述。
(I)本发明一方案的钢板，化学成分由以下成分构成，以质量％为单位计，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％、以及余量的Fe和杂质，在板厚中心部，马氏体和贝氏体的合计面积率为99％以上，在所述板厚中心部的原始奥氏体粒径的平均值低于80μm，由式(1)表示的Ceq为0.750～0.800％，Al×N为2.0×10-4以上，Ti/N为3.4以下，而且由式(2)表示的值f和由式(3)表示的值g满足4×f/g≥9.00，在所述板厚中心部的C方向上测定出的-20℃夏比吸收能为47J以上，表层和所述板厚中心部的硬度为HB350以上，板厚超过200mm。
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)
其中，各式所记载的元素符号表示各元素符号的元素按单位质量％计的含量。
(II)本发明另一方案的钢板的制造方法，是制造上述(I)所记载的钢板的方法，具备：加热板坯的工序、热轧所述板坯而得到板厚超过200mm的钢板的工序、冷却所述钢板的工序、将所述钢板进行析出处理的工序、将所述钢板淬火的工序、以及将所述钢板回火的工序，所述板坯的化学成分为，以质量％为单位计，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％以及余量的Fe和杂质，所述板坯的由式(1)表示的Ceq为0.750～0.800％，所述板坯的Al×N为2.0×10-4以上，所述板坯的Ti/N为3.4以下，所述板坯的由式(2)表示的值f和由式(3)表示的值g满足4×f/g≥9.00，加热板坯的所述工序中的板坯加热温度为由式(4)算出的AlN固溶温度Ts(℃)以上，将钢板进行析出处理的所述工序，通过将所述钢板加热到超过550℃且低于Ac1的析出处理温度Tp(℃)，接着在该温度下保持正好析出处理时间tp(小时)来实行，所述析出处理温度Tp(℃)和析出处理时间tp(小时)满足式(5)，所述Ac1由式(7)表示，将钢板淬火的所述工序，通过将所述钢板加热到900～950℃的淬火保持温度Tq(℃)，在该温度下保持式(6)所示的淬火保持时间tq(分钟)以上的时间，接着进行水冷来实行，将钢板回火的所述工序，通过将所述钢板加热到500～550℃的回火温度，接着冷却到150℃以下来实行。
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)
其中，各式所记载的元素符号是各元素符号的元素以质量％为单位计的含量。
(III)上述(II)所记载的钢板的制造方法中，可以将冷却钢板的所述工序中的冷却结束温度设为150℃以下。
通过本发明，能够在板厚超过200mm的钢板中，提供表层和板厚中心部的硬度、以及板厚中心部的冲击吸收能性能优异，并且将Ceq抑制为0.800％以下的钢板，能够有效利用于回转窑所代表的大型产业用机械的旋转机构。
附图说明
图1是本实施方式的钢板的垂直于轧制方向的截面的示意图。
图2是表示C量与板厚中心部硬度的关系、以及C量与板厚中心部韧性(vE-20℃)的关系的图。
图3是表示Ceq与中心部硬度的关系的图。
图4是表示4×f/g与板厚中心部韧性的关系的图。
图5是表示使用实施例的成分A4进行了实验的析出处理温度Tp与析出处理时间Log10(tp)的关系的图。
图6A是表示使用实施例的成分A6进行了实验的结果而得到的、淬火保持温度Tq和淬火保持时间tq与中心部硬度的关系的图。
图6B是表示使用实施例的成分A2进行了实验的结果而得到的、淬火保持温度Tq和淬火保持时间tq与中心部硬度的关系的图。
图7是表示本实施方式的钢板的制造方法的流程图。
具体实施方式
在本实施方式的钢板中，对钢板的板厚中心部(有时简称为“中心部”)和钢板的表层(有时简称为“表层”)这两者的机械特性进行控制。如图1所示，钢板1的板厚中心部11是从钢板1的作为最表面的轧制面13起算钢板1的板厚T的3/8的深度的面、与从轧制面13起算板厚T的5/8的深度的面之间的区域。钢板1的板厚中心部11的中心面与钢板1的中心面一致。钢板1的表层12是从钢板1的轧制面13起算深度1mm的面与深度5mm的面之间的区域。钢板1的从最表面直到深度1mm的区域在本实施方式中从钢板1的表层12排除。因为该区域相当于脱碳层、和加工时被除去的部位。再者，从钢板的长度方向和宽度方向的端部起，作为原则，从离开板厚以上的部位制取用于机械试验和显微组织观察等的试验片。
本实施方式的钢板中，以下的(1)～(7)具有重要意义。在具有Ceq≤0.800％的化学成分的钢板的板厚中心部，作为用于实现HB350级的硬度与vE-20℃≥47J这两者的要件，成分参数式(3)和析出处理(5)特别重要。
(1)用于(在后述条件下)兼顾中心部硬度与中心部韧性的、C量的上下限限制
再者，一般在中心部硬度为HB350以上的情况下，能够确保表层也为HB350以上。
(2)针对确保中心部硬度的Ceq下限
(3)针对确保中心部韧性的参数式4×f/g的下限
(4)针对确保中心部韧性的参数式Al×N的下限
(5)针对确保中心部硬度和韧性的淬火前的固溶化处理和析出处理(温度和时间)
(6)针对确保中心部硬度的淬火条件(温度和时间)
(7)用于确保中心部的硬度和韧性的回火温度的上下限限制
以下详细说明。
(1)用于(在后述条件下)兼顾中心部硬度与中心部韧性的、C量的上下限限制
作为第1项目，为了在后述条件下提高板厚中心部的硬度和韧性这两者，作为该钢的成分组成(质量％)，需要C满足0.16～0.20％。在板厚超过200mm的钢板的板厚中心部，为了确保韧性与硬度这两者，需要抑制成为脆性断裂起点的碳化物的生成。抑制碳化物的生成，如图2所示，在板厚中心部为了实现vE-20℃(ave.)≥47J，C不得不设为0.20％以下。另一方面，C的下降使钢材的硬度大大降低。因此，为了在500℃以上的回火之后也将中心部的硬度设为HB350以上，同样地如图2所示，C需要设为0.16％以上。
(2)针对确保中心部硬度的Ceq下限的规定
作为第2项目，为了在板厚超过200mm的钢板中确保中心部的硬度，需要足够的淬火性(淬硬性)。因此，在实施后述的析出处理的基础上，由下式(1)算出的Ceq需要满足0.750％以上。这是为了在淬火时避免作为软质组织的铁素体生成，主要形成由贝氏体和马氏体构成的组织。再者，在兼顾中心部的硬度和韧性这一观点上，不需要对Ceq规定上限。但是，Ceq的增大容易产生焊接裂纹。当Ceq超过0.800％的情况下，为了避免焊接裂纹需要提高焊接前的预热温度等，焊接作业效率显著恶化。因此，本实施方式的钢板中的Ceq设为0.800％以下。可以将Ceq设为0.790％以下、0.785％以下或0.780％以下。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5： 式(1)
式(1)所含的元素符号表示钢板的化学成分中各元素的含量(质量％)。
如图3所示，本发明人发现，在板厚超过200mm的钢板中，Ceq低于0.750％的情况下，即使实施析出处理，板厚中心部的硬度也低于HB350。认为Ceq低于0.750％的情况下板厚中心部的硬度不足的理由是由于生成了作为软质组织的铁素体。可以将Ceq设为0.755％以上、0.760％以上或0.770％以上。再者，图3中，尽管Ceq为0.750％以上，板厚中心部的硬度仍不足的钢被标记。该钢中，板厚中心部的硬度不足的理由是没有实施析出处理。
(3)针对确保中心部韧性的参数式“4×f/g”的下限
作为第3项目，为了在板厚超过200mm的钢板中确保Ceq≤0.800％且中心部的硬度≥HB350，并且在板厚中心部实现vE-20℃≥47J的韧性，由下述式(2)定义的参数f和由下述式(3)定义的参数g需要满足4×f/g为9.00以上这一关系。
f＝4×C+Si+2×Mn+Ni+2×Cr+5×Mo： 式(2)
g＝2×Cr+3×Mo+5×V： 式(3)
式(2)和式(3)所含的元素符号表示钢板的化学成分中各元素的含量(质量％)。
如图4所示，本发明人发现，在板厚超过200mm、Ceq≤0.800％、并且板厚中心部的硬度为HB350以上的钢板中，4×f/g低于9.00的情况下无法确保板厚中心部的韧性。与参数f相关的元素是通过淬火时固溶于基质来提高钢板的淬火性的元素。另一方面，与参数g相关的元素是通过回火时形成析出物来使钢板韧性下降的元素。即，这些元素在提高淬火性的另一方面由于形成回火时的析出物而使韧性下降。4×f/g大表示使回火时析出的元素降低并且提高淬火性。
再者，本实施方式的钢板中的回火时的Cr析出物、Mo析出物和V析出物微细到不利用透射型电子显微镜就无法观察的程度。因此，规定上述析出物本身的分布状态在工业上并不现实。由此，能够理解通过参数式4×f/g来控制析出物的有用性。
可以将4×f/g设为9.20以上、9.50以上或9.80以上。不需要特别规定4×f/g的上限值，但例如可以为11.00、10.70、10.50、10.00或9.90。
(4)针对确保中心部韧性的参数式Al×N的下限
为了在板厚超过200mm的钢板的中心部确保硬度和低温韧性这两者，需要将Al含量设为0.050％以上，需要将Al×N(钢板的Al含量(质量％)与N含量(质量％)之积)设为2.0×10-4以上。这是用于有效利用有助于钢板的组织细粒化的AlN的钉扎效果的要件。Al低于0.050％或Al×N低于2.0×10-4的情况下，原始奥氏体粒径粗大化，钢板的中心部的低温韧性劣化。认为这是由于AlN总量不足。
再者，作为本实施方式的钢板中的钉扎粒子发挥作用的AlN非常微细，所以难以观察。因此，规定作为钉扎粒子发挥作用的AlN本身的分布状态在工业上并不现实。由此，能够理解通过参数Al×N控制作为钉扎粒子发挥作用的AlN的有用性。
可以将Al×N设为2.2×10-4以上、2.5×10-4以上或3.0×10-4以上。不需要特别规定Al×N的上限值，但可以将后述的Al含量和N含量各自的上限值之积即5.95×10-4作为Al×N的上限值。可以将Al×N设为5.7×10-4以下、5.5×10-4以下、5.2×10-4以下或4.8×10-4以下。
(5)用于确保中心部硬度和韧性的淬火前的固溶化处理和析出处理(温度和时间)
作为用于获得上述AlN的钉扎效果的工艺要件，有固溶化和析出处理。固溶化处理中，将板坯加热到由下式(4)算出的AlN固溶温度Ts以上。热轧在固溶化处理之后进行。析出处理中，为了通过上述固溶化使固溶于基质的Al和N作为AlN微细析出，在热轧后且淬火加热前，将热轧钢板加热到超过550℃且低于Ac1的温度即析出处理温度Tp，在该析出处理温度Tp下进行正好为析出处理时间tp的温度保持。在此，需要以析出处理温度Tp和析出处理时间tp满足下式(5)的方式实施析出处理。
Ts＝7400/(1.95-log10(Al×N))-273： 式(4)
Log10(tp)+0.012×Tp≥8.7： 式(5)
在此，式(4)中的Ts是AlN的固溶温度(℃)，“Al”和“N”分别是Al和N的含量(质量％)。式(5)中的“Tp”是析出处理温度(℃)，“tp”是析出处理时间(小时)。
再者，析出处理的温度保持中，允许一些温度变动。另外，在实际操作中也有时发生温度变动。因此，析出处理温度Tp被定义为：从钢板的板厚中心部的温度最后超过“析出处理中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”起直到从热处理炉抽出钢板为止的、板厚中心部的钢板的平均温度。具体而言，析出处理温度Tp是由以下式(8)算出的值。
Tp＝{∫[tA→tB]T(t)dt}/(tB-tA)： 式(8)
tA：钢板的板厚中心部的温度最后超过“析出处理中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”的时间点
tB：从热处理炉抽出钢板的时间点
T(t)：钢板的板厚中心部的温度的经时变化(温度的时间历程)
∫[tA→tB]T(t)dt：钢板的板厚中心部的经时变化的、tA～tB的积分值
另外，析出处理时间tp被定义为：从钢板的板厚中心部的温度最后超过“析出处理中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”直到从热处理炉抽出钢板为止的时间(即“tB-tA”)。通过使钢板的板厚中心部的析出处理时的温度的时间历程符合上述式(8)而得到的析出处理温度Tp是超过550℃且低于Ac1的温度，并且析出处理温度Tp和析出处理时间tp满足式(5)时，判断为进行了合适的析出处理。
当热轧前没有实施固溶化的情况下，钢的铸造时产生的粗大AlN在钢中残存，钢中的AlN总量减少。因此，通过析出处理而得到的微细AlN减少，变得得不到钉扎效果。
本发明人对具有后述实施例的成分A4的钢中应用各种析出处理时间tp和析出处理温度Tp制造了钢板，并测定了制造出的钢板的vE-20℃。图5示出其结果。由图5可知，为了得到AlN的钉扎作用，需要在合适的析出处理温度Tp和析出处理时间tp实施析出处理。
具体而言，图5中将横轴作为各钢板的析出处理温度Tp，将纵轴作为各钢板的Log10(tp)，标记出各钢板。tp的单位是小时(Hr)。图5中，用×标记的钢板是vE-20℃低于47J的钢板，用〇标记的钢板是vE-20℃变为47J以上的钢板。由图5可知，在Log10(tp)+0.012×T<8.7的处理条件下无法确保韧性。推测这是由于在析出处理中没有充分进行AlN的析出，无法发挥钉扎效果。另一方面，可知当析出处理温度Tp超过Ac1的情况下无法确保韧性。推测这是由于当析出处理温度Tp超过Ac1的情况下析出处理保持在α-γ二相区域下的温度，所以产生Al和N向γ区域的浓化，局部地发生AlN粗大化。再者，从机械性质的观点出发，析出处理时间tp的上限不特别限制。但是，从工业上的生产效率的观点出发，可以将5天＝120小时作为析出处理时间tp的上限。
(6)针对确保中心部硬度的淬火条件(温度和时间)
作为第6项目，为了在本实施方式的钢板的成分范围中将板厚中心部的硬度设为HB350以上，需要利用上述析出处理产生足够的AlN析出后，实施预定条件下的淬火。具体而言，需要实施以下淬火处理：将热轧钢板再加热直到900℃以上且950℃以下的淬火保持温度Tq为止，将热轧钢板在该温度下保持下式(6)所示淬火保持时间tq(分钟)以上的时间，接着将热轧钢板进行水冷。
tq＝0.033×(950-Tq)2+(1.5×f)2/10： 式(6)
在式(6)中，Tq是淬火保持温度(℃)，f是由前述式(2)得到的值。再者，淬火保持温度Tq表示钢板的板厚中心部的温度，而不是热处理炉的设定温度。
再者，淬火的温度保持中，允许一些温度变动。另外，在实际操作中也有时产生温度变动。因此，淬火保持温度Tq被定义为：从钢板的板厚中心部的温度最后超过“淬火中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”起直到从热处理炉抽出钢板为止的、板厚中心部的钢板的平均温度。具体而言，淬火保持温度Tq是由以下式(9)算出的值。
Tq＝{∫[t1→t2]T(t)dt}/(t2-t1)： 式(9)
t1：钢板的板厚中心部的温度最后超过“淬火中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”的时间点
t2：从热处理炉抽出钢板的时间点
T(t)：钢板的板厚中心部的温度的经时变化(温度的时间历程)
∫[t1→t2]T(t)dt：钢板的板厚中心部的经时变化的、t1～t2的积分值
以下，为了与作为后述操作上的目标值的Tq相区别，有时将由式(8)算出的值记为“实效Tq”。另外，作为实效值的钢板的淬火保持时间被定义为：从钢板的板厚中心部的温度最后超过“淬火中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”直到从热处理炉抽出钢板为止的时间(即“t2-t1”)。以下，有时将作为定义为“t2-t1”的实效值的钢板的淬火保持时间记为“实效tq”。另外，有时将由式(6)算出的淬火保持时间tq记为“必要tq”。实效tq为必要tq以上作为本实施方式的钢板的制造条件是必要的。
淬火保持温度Tq可以基于将热电偶插入钢板的板厚中心部附近等进行实测而得到的值来控制，也可以基于以炉温和板厚等为基础的热传导计算得到的推测值来控制该值。
将实际的淬火方法的例子示于以下。例如，淬火处理之前，预先确定满足式(6)那样的、作为目标值的淬火保持温度(目标Tq)和淬火保持时间(目标tq)。将钢板插入热处理炉中，将钢板加热到目标Tq±20℃以内的温度范围，在该温度下保持。至少目标tq期间，将钢板的温度保持在目标Tq±20℃的范围内之后，进行用于淬火的冷却处理。其后，通过使钢板的板厚中心部的实效温度(实测值或推测值)的时间历程T(t)符合前述式(8)，来算出实效Tq。另外，将从钢板的板厚中心部的温度最后超过“淬火中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”的时间点t1直到将从热处理炉抽出钢板的时间点t2为止的经过时间设为实效tq。接着，将实效Tq代入式(6)的Tq，算出必要tq。当实效tq不小于必要tq的情况下(也就是实效tq≥必要tq的情况下)，判定为进行了合适的淬火处理。
再者，在析出处理中需要进行同样顺序下的判定。
图6A表示使用具有后述实施例的成分A6的钢进行了实验的结果，图6B表示使用具有后述实施例的成分A2的钢进行了实验的结果。
本发明人对这些钢应用各种温度保持时间(热轧钢板的中心部的温度以淬火保持温度Tq保持等温的时间)和淬火保持温度Tq制造各种钢板，测定了其中心部硬度。图6A和图6B将横轴作为各钢板的淬火保持温度Tq，将纵轴作为各钢板的温度保持时间，标记出了各钢板。图6A和图6B中，用×标记的钢板是中心部硬度低于350HB的钢板，用〇标记的钢板是中心部硬度为350HB以上的钢板。
由图6A和图6B可知，温度保持时间比由前述式(6)表示的淬火保持时间tq短的钢板(图6A和图6B中的比曲线靠下标记的钢板)，其中心部硬度低于HB350。认为这是由于提高淬火性的合金没有充分固溶于基质中，所以无法确保淬火性。再者，淬火保持时间tq成为f的函数是由于合金量越多它们的固溶越需要花费时间。
淬火保持温度Tq低于900℃的情况下，没有充分进行合金元素的固溶。因此，无法确保淬火性，在钢板的中心部无法实现HB350。另一方面，淬火保持温度Tq超过950℃的情况下，AlN部分地固溶，游离的N与钢中的B结合。由此，B的淬火性提高效果被阻碍，在钢板的中心部无法实现HB350。
(7)用于确保中心部的硬度和韧性的回火温度的上下限限制
再者，作为第7项目，若考虑齿轮的施工上的要件(防止去应力退火中的材质下降)，则回火温度需要为500℃以上。此外，通过使组织充分回火，也为了确保钢板的韧性，回火温度需要为500℃以上。另一方面，本实施方式的钢板可能由于超过550℃的回火而使硬度急剧下降。由此，回火温度需要设为550℃以下。该回火之后，将钢板冷却到150℃以下。
接着，对本实施方式的钢板组织进行说明。本实施方式的钢板的马氏体和贝氏体的合计面积率为99％以上。组织的余量没有特别规定，认为是例如铁素体、珠光体和残留奥氏体等。如果它们以外的其他组织低于1面积％则被允许。
上述组织通过不产生铁素体的条件下的淬火和足够高温下的回火来实现。具体而言，通过对具有Ceq≥0.750％以上的成分的钢板，在上述条件的析出处理之后，在上述条件下进行淬火，并进行上述条件下的回火来实现。
铁素体是钢材硬度下降的原因。尤其在淬火冷却速度慢的板厚中心部容易产生铁素体。为了确保中心部硬度，必须尽可能降低铁素体量。
珠光体虽然对于确保硬度是有效的，但由于其是硬质的所以变为脆性断裂起点。因此，珠光体量也必须尽快低。通过铁素体析出时排出的C浓化，由此生成珠光体。因此，通过避免铁素体析出，同时也抑制了珠光体生成。
残留奥氏体变为脆性断裂起点，使钢材韧性下降。因此，残留奥氏体量必须尽可能低。如果在500℃以上的回火温度下实施回火，则残留奥氏体的生成被抑制。
如上所述，本实施方式的钢板中的有害组织即铁素体、珠光体和残留奥氏体等的生成需要被尽可能抑制。即使考虑微观偏析和操作波动造成的生成，这些不属于马氏体和贝氏体的任一者的组织也必须降低到低于1％。
接着，对本实施方式的钢板中的各种成分范围进行说明。合金元素的含量单位“％”表示质量％。
C：0.16～0.20％
C提高淬火组织的硬度，所以是对提高硬度有效的元素。基于前述图2所示实验结果，将0.16％作为C含量的下限。另一方面，过量的C会损害钢板的韧性，并且也会成为表层与中心部的硬度差的原因。因此，同样基于前述图2所示实验结果，将C含量的上限设为0.20％。也可以将C含量设为0.17％以上、0.18％以上或0.19％以上。也可以将C含量设为0.19％以下、0.18％以下或0.17％以下。
Si：0.50～1.00％
Si具有脱氧效果。另外，Si也是对于改善钢板强度有效的元素，能够提高淬火性而不会使Ceq上升。因此，Si含量设为0.50％以上。但是，大量的Si助长回火脆性，使钢板韧性下降。因此，优选降低Si含量，将其上限设为1.00％。也可以将Si含量设为0.60％以上、0.65％以上或0.70％以上。也可以将Si含量设为0.90％以下、0.85％以下或0.80％以下。
Mn：0.90～1.50％
Mn具有脱氧效果。另外，Mn是改善淬火性，对提高钢板强度有效的元素。因此，Mn含量设为0.90％以上。另一方面，过剩的Mn会助长回火脆性，使钢板韧性下降。因此，将Mn含量的上限设为1.50％。可以将Mn含量设为1.00％以上、1.05％以上或1.10％以上。也可以将Mn含量设为1.40％以下、1.35％以下或1.30％以下。
P：0.010％以下
P是钢中所含有的杂质元素。P是助长粒界脆化，使钢板韧性下降的有害元素。因此，优选P含量尽量少。因此，P含量被降低到0.010％以下。P不被本实施方式的钢板需要，所以P含量的下限是0％。不过，从精炼成本和生产率的观点出发，可以将P含量规定为0.001％以上。可以将P含量设为0.002％以上、0.003％以上或0.005％以上。也可以将P含量设为0.008％以下、0.007％以下或0.006％以下。
S：0.0020％以下
S是钢中所含有的杂质元素。S是通过偏析和形成硫化物而使钢板韧性下降的元素。因此，优选S含量尽量少。因此，S含量被降低到0.0020％以下。S不被本实施方式的钢板需要，所以S含量的下限是0％。不过，从精炼成本和生产率的观点出发，可以将S含量设为0.0004％以上。可以将S含量设为0.0005％以上、0.0006％以上或0.0007％以上。也可以将S含量设为0.0018％以下、0.0015％以下或0.0010％以下。
Cu：0～0.40％
Cu是能够提高钢的强度而不会损害低温韧性的元素。不过，大量的Cu在热加工时使钢板产生裂纹。而且，大量的Cu可能经由金属Cu的析出等使钢板韧性下降。因此，将Cu含量的上限设为0.40％。Cu通过提高Ceq而有助于抑制铁素体，但可以用其他合金元素代替，所以对于本实施方式的钢板来说不是必须的。因此，Cu含量的下限是0％。不过，降低Cu需要成本，因此从精炼成本的观点出发，可以将0.01％或0.02％作为Cu含量的下限。可以将Cu含量设为0.03％以上、0.05％以上或0.10％以上。也可以将Cu含量设为0.35％以下、0.30％以下或0.20％以下。
Ni：0.20～1.00％
Ni是对提高钢的强度和韧性有效的元素。因此，Ni含量设为0.20％以上。另一方面，即使使Ni量过度其效果也会饱和，而且作为高价合金的Ni的大量化会导致制造成本恶化。因此，将Ni含量的上限设为1.00％。可以将Ni含量设为0.25％以上、0.30％以上或0.40％以上。也可以将Ni含量设为0.90％以下、0.80％以下或0.70％以下。
Cr：0.60～0.99％
Mo：0.60～1.00％
Cr和Mo具有改善淬火性，提高中心部硬度的作用。而且，Cr和Mo也有通过析出硬化而提高表层和中心部的硬度的效果。因此，Cr和Mo各自的含量为0.60％以上。不过，过量的Cr和Mo可能由于形成合金碳化物而使韧性下降。因此，将Cr含量的上限设为0.99％，并将Mo含量的上限设为1.00％。可以将Cr含量设为0.65％以上、0.70％以上或0.75％以上。可以将Cr含量设为0.95％以下、0.90％以下或0.80％以下。可以将Mo含量设为0.65％以上、0.70％以上或0.75％以上。也可以将Mo含量设为0.95％以下、0.90％以下或0.80％以下。
V：0～0.050％
V通过形成碳化物而使母材强度提高。但是，大量的V由于形成合金碳化物而引起韧性下降。因此，将V含量的上限设为0.050％。V通过提高Ceq也有助于抑制铁素体，但V是高价合金元素且能够通过其他合金代替，所以对于本实施方式的钢板来说不是必须的。因此，V含量的下限是0％。不过，从精炼成本的观点出发，可以将0.003％作为V含量的下限。可以将V含量设为0.005％以上、0.010％以上或0.015％以上。也可以将V含量设为0.045％以下、0.040％以下或0.035％以下。
Al：0.050～0.085％、
Al是作为脱氧材料有效的元素。而且，Al与钢中的N结合形成AlN，有助于组织的细粒化。此外，Al在析出处理中变为AlN，有助于BN的分解，由此也具有使B发挥的淬火性稳定化的作用。因此，Al含量设为0.050％以上。但是，过剩的Al形成粗大AlN而产生韧性的下降和铸片的裂纹。因此，将Al含量的上限设为0.085％。可以将Al含量设为0.055％以上、0.060％以上或0.065％以上。也可以将Al含量设为0.080％以下、0.075％以下或0.070％以下。
N：0.0020～0.0070％、
N与合金元素形成氮化物·碳氮化物，有助于钢板组织的细粒化。因此，将0.0020％作为N含量的下限。另一方面，当N在钢中过剩地固溶时、以及N形成粗大的氮化物和碳氮化物等时，使钢板韧性下降。因此，将0.0070％作为N含量的上限。可以将N含量设为0.0025％以上、0.0030％以上或0.0035％以上。也可以将N含量设为0.0065％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。
如上所述，需要将Al×N(Al含量与N含量之积)设为2.0×10-4以上。这是为了有效利用有助于钢板组织细粒化的AlN的钉扎效果。
B：0.0005～0.0020％
B是改善钢的淬火性，使强度提高的元素。因此，B含量设为0.0005％以上。但是，当B过剩时，形成金属的碳硼化物而使淬火性下降。因此，将B含量的上限设为0.0020％。可以将B含量设为0.0007％以上、0.0008％以上或0.0010％以上。也可以将B含量设为0.0018％以下、0.0016％以下或0.0015％以下。
此外，作为任选元素，规定对韧性造成影响的以下元素的含量。不过，以下的任选元素对于本实施方式钢板解决其课题不是必须的，所以任选元素各自的含量的下限值为0％。
Nb：0～0.050％
Nb是通过形成碳氮化物而有助于钢的内部组织细粒化，对韧性造成影响的元素。因此，能够含有0.001％以上的Nb。但是，由于大量Nb而生成的粗大碳氮化物反而使韧性下降。因此，将Nb含量的上限设为0.050％。也可以将Nb含量设为0.002％以上、0.005％以上或0.008％以上。也可以将Nb含量设为0.045％以下、0.040％以下或0.035％以下。
Ti：0～0.020％
Ti/N≤3.4
Ti是通过形成稳定氮化物而有助于组织细粒化，对韧性造成影响的元素。因此，能够含有0.001％以上的Ti。但是，过剩Ti产生由粗大氮化物引起的韧性下降。因此，Ti含量将0.020％作为上限。可以将Ti含量设为0.002％以上、0.005％以上或0.008％以上。也可以将Ti含量设为0.018％以下、0.016％以下或0.012％以下。
另外，当Ti含量超过TiN的化学计量比时，具体而言当变为Ti/N>3.4时，过剩的Ti形成碳化物，使韧性下降。因此，优选设为Ti/N≤3.4。也可以将Ti/N设为3.3以下、3.2以下或3.0以下。不需要规定Ti/N的下限值，Ti含量的下限值为0％，所以可以将Ti/N的下限值规定为0％。Ti/N也可以为0.2以上、0.5以上或1.0以上。
Ca：0～0.0030％、
Mg：0～0.0030％、
REM：0～0.0030％、
Ca、Mg和REM全都与S等有害杂质结合，形成无害的夹杂物。由此，Ca、Mg和REM全都能够改善钢的韧性等机械性质。因此，可以将Ca、Mg和REM各自的含量设为0.0001％以上。但是，Ca、Mg和REM的含量变得过剩时，不仅效果饱和，还会助长铸造喷嘴等的耐火物的熔损。因此，将Ca、Mg和REM各自的含量上限设为0.0030％。可以将Ca、Mg和REM各自的含量设为0.0002％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。也可以将Ca、Mg和REM各自的含量设为0.0025％以下、0.0020％以下或0.0015％以下。再者，“REM”这一术语是指由Sc、Y和镧系元素构成的合计17种元素，“REM的含量”是指这17种元素的合计含量。
本实施方式的钢板的化学成分的余量包含铁和杂质。杂质是在工业上制造钢材时矿石或废料等之类的原料或由于制造工序的各种原因而混入的成分。
在本实施方式的钢板的板厚中心部的、原始奥氏体粒径的平均值低于80μm。在板厚中心部的原始奥氏体粒径为80μm的情况下，板厚中心部变得具有高韧性。在板厚中心部的原始奥氏体粒径可以为76μm以下、73μm以下、70μm以下或68μm以下。本实施方式的钢板的板厚中心部的原始奥氏体粒径的微细化如上所述，主要通过由微细AlN带来的钉扎效果来实现。
本实施方式的钢板的板厚超过200mm。板厚超过200mm的钢板能够作为回转窑所代表的大型产业用机械的旋转机构所用的巨大齿轮的坯料来使用，所以产业上的可利用性高。不过，本实施方式的钢板即使板厚为200mm以下也具有良好的硬度和低温韧性。也可以将钢板的板厚设为205mm以上、210mm以上或220mm以上。钢板板厚的上限值不特别限定，可以将板厚设为250mm以下、240mm以下或230mm以下。
本实施方式的钢板的板厚中心部的、在C方向测定出的-20℃夏比吸收能(vE-20℃)为47J以上。在此，夏比吸收能是依据ASTM(American Society for Testing andMaterials)A370-2017a测定的值的3点平均值。在C方向测定出的vE-20℃是使用沿着C方向(与轧制方向和板厚方向垂直的方向)制取的夏比冲击试验片得到的vE-20℃。关于夏比吸收能，满足上述要件的钢板在通常难以控制机械特性的板厚中央部也具有高的低温韧性。可以将本实施方式的钢板的板厚中心部的、在C方向上测定出的-20℃夏比吸收能设为50J以上、55J以上或60J以上。不需要规定本实施方式的钢板的板厚中心部的、C方向上测定出的-20℃夏比吸收能的上限值，例如可以将其规定为400J、380J或350J。
本实施方式的钢板的表层和板厚中心部的硬度为HB350以上。在此，本实施方式的钢板的硬度是JIS Z 2243-1：2018所规定的HBW10/3000(压头直径10mm、试验力3000kgf)的5点平均值。关于硬度，满足上述要件的钢板在通常难以确保高硬度的板厚中央部也具有高硬度，而且表层硬度不会变得过剩，所以作为机械结构用钢的利用价值高。本实施方式的钢板的表层硬度可以为HB360以上、HB370以上或HB380以上。本实施方式的钢板的板厚中心部的硬度可以为HB360以上、HB370以上或HB380以上。不需要规定本实施方式的钢板的表层硬度的上限值，例如可以将其规定为HB450、HB420或HB400。不需要规定本实施方式的钢板的板厚中心部的硬度的上限值，例如可以将其规定为HB450、HB420或HB400。
接着，以下对本实施方式的钢板的各构成要素的测定方法进行说明。
为了消除表层脱碳和偏析等的影响，在钢板的1/4T部(从钢板的轧制面起算为钢板的厚度T的1/4深度的位置及其附近)，采用通常的方法测定钢板的成分。基于该测定值，算出钢板的Ceq、Al×N、Ti/N和4×f/g。如果成为钢板材料的板坯的钢液分析值已知，则可以将其看作钢板的化学成分。
在板厚中心部的C方向上测定出的-20℃夏比吸收能(vE-20℃)依据ASTM A370-2017a测定。试验片是V槽口试验片。试验片从钢板的板厚中心部制取3根。制取试验片时，使得试验片的长度方向与钢板的C方向(轧制方向和板厚方向的垂直方向)一致。将这3根试验片的vE-20℃的平均值作为钢板的板厚中心部的C方向上测定的-20℃夏比吸收能。
钢板表层的硬度、和钢板的板厚中心部的硬度基于JIS Z 2243-1：2018测定。通过将压头直径设为10mm，并将试验力设为3000kgf，来求得HBW10/3000。表层硬度的测定通过对除去从钢板的轧制面直到至少1mm的深度的区域而形成的面压入压头来进行。将5点的表层硬度的测定结果的平均值作为钢板表层的硬度。钢板的板厚中心部的硬度的测定，通过在将钢板与轧制面平行地切断由此形成的面上，对相当于板厚中心部的部位压入压头来进行。将5点的板厚中心部硬度的测定结果的平均值作为钢板的板厚中心部的硬度。
板厚中心部的马氏体和贝氏体的面积率的测定方法如下所述。观察面设为与钢板的轧制方向平行的面，对其实施研磨和硝酸乙醇溶液蚀刻。用500倍光学显微镜观察该观察面。基于光学显微镜照片，能够测定马氏体和贝氏体的面积率的合计。观察视场的总面积为0.300mm2以上。
板厚中心部的原始奥氏体粒径的平均值的测定方法如下所述。观察面设为与钢板的轧制方向平行的面，对其实施研磨和苦味酸蚀刻。采用切片法测定平均切片长度，将平均切片长度作为平均原始γ粒径。其中，测定时的切片长度设为1000μm(1mm)以上。不需要特别确定切片长度的上限，但在超过2000μm(2mm)的切片长不需要测定，可以将其上限设为2000μm(2mm)。
接着，对本实施方式的钢板的优选制造方法进行说明。根据本发明人的见解，根据以下说明的制造条件能够得到本实施方式的钢板。不过，即使是采用以下说明的制造条件以外的条件得到的钢板，只要满足上述要件，就相当于本实施方式的钢板。
本实施方式的钢板的制造方法如图7所示，具备：加热板坯的工序S1、热轧板坯而得到钢板的工序S2、冷却钢板的工序S3、对钢板进行析出处理的工序S4、对钢板进行淬火处理的工序S5以及将钢板进行回火的工序S6。这些工序中的制造条件如下表所示。
Figure BDA0002327281810000201
加热板坯的工序S1中，将具有上述本实施方式的钢板成分的板坯进行铸造后，加热到由前述式(4)算出的AlN固溶温度Ts以上的温度。AlN固溶温度Ts的技术意义如上所述。
板坯的成分不仅满足合金元素各自的上下限值，还需要与钢板同样地使Ceq为0.750～0.800％，Al×N为2.0×10-4以上，Ti/N为3.4以下，并且使4×f/g为9.00以上。各合金元素的含量、Ceq、Al×N、Ti/N和4×f/g的优选数值范围与钢板分别相同。板坯的钢液分析值已知的情况下，将该值看作板坯的化学成分。
将被加热了的板坯进行热轧的工序S2不特别限定。在本实施方式中，以制造板厚超过200mm的钢板为目的，所以通过热轧得到的钢板(热轧钢板)的板厚超过200mm。
冷却钢板的工序S3中，优选通过将钢板冷却到500℃以下、优选为150℃以下，完成钢板组织中的从奥氏体向其他组织的相变。
对钢板进行析出处理的工序S4中，将钢板加热到析出处理温度Tp，以该温度T保持温度。析出处理温度Tp是超过550℃且低于Ac1的温度，并且满足前述式(5)。析出处理时间tp也满足前述式(5)。析出处理条件的技术意义如上所述。再者，析出处理的工序S4中的温度保持之后，可以将钢板冷却到500℃以下，优选冷却到150℃以下(例如常温)，或可以原样地为了后续的淬火而升温。
对钢板进行淬火处理的工序S5中，将钢板加热到900℃以上且950℃以下的淬火保持温度Tq(℃)，在前述式(6)所示淬火保持时间tq(分钟)以上的时间保持温度，接着水冷。淬火保持温度Tq和淬火保持时间tq的技术意义如上所述。在淬火处理中，温度保持完成后的钢板的冷却手段是水冷或可得到与其相同水准的冷却速度的手段。淬火结束温度是例如150℃以下。
将钢板回火的工序S6中，优选以500℃以上且550℃以下的回火温度进行回火后，冷却到150℃以下。回火温度的技术意义如上所述。
实施例
将具有表2-1所示化学成分的A1～A10和B1～B24的钢进行熔炼而得到的板坯，在表3-1～表3-3所示No.1～10的本发明钢和No.11～43的比较例各自的条件下实施加热、轧制和热处理，制造了板厚210mm～230mm的钢板。再者，表中没有记载的制造条件如下所述。表2-1的化学成分全都是钢液分析值。
热轧后的冷却的结束温度：全部实施例和比较例中为150℃以下
淬火时的冷却手段：水冷(冷却到150℃以下)
回火时的冷却的结束温度：全部实施例和比较例中为150℃以下
钢板表层的硬度和钢板的板厚中心部的硬度基于JIS Z 2243-1：2018测定。通过将压头直径设为10mm，将试验力设为3000kgf，来求得HBW10/3000。表层硬度的测定通过对将钢板的从轧制面直到至少1mm的深度的区域除去来形成的面压入压头来进行。将5点的表层硬度的测定结果的平均值作为钢板的表层的硬度(表4“HB表层”)。钢板的板厚中心部的硬度的测定在通过将钢板与轧制面平行地切断而形成的面上，对相当于板厚中心部的部位压入压头来进行。将5点的板厚中心部硬度的测定结果的平均值作为钢板的板厚中心部的硬度(表4“HB中心部”)。再者，钢板的试验片是从距钢板的宽度方向和长度方向的端部离开板厚以上的部位制取的。
在板厚中心部的、C方向上测定出的-20℃夏比吸收能(vE-20℃)依据ASTM A370-2017a测定。试验片从钢板的板厚中心部制取3个。制取试验片时，使得试验片的长度方向与钢板的C方向(轧制方向和板厚方向的垂直方向)一致。将这3个试验片的vE-20℃的平均值作为钢板的板厚中心部的C方向上测定出的-20℃夏比吸收能(表4“vE-20℃”)。
板厚中心部的马氏体和贝氏体的面积率的测定方法如下所述。观察面设为与钢板的轧制方向平行的面，对其实施了研磨和硝酸乙醇溶液蚀刻。用500倍光学显微镜观察该观察面。基于光学显微镜照片，测定了马氏体和贝氏体的面积率的合计。观察视场的总面积为0.300mm2以上。
板厚中心部的原始奥氏体粒径的平均值的测定方法如下所述。观察面设为与钢板的轧制方向平行的面，对其实施了研磨和苦味酸蚀刻。采用切片法测定了平均切片长度(切片长度：1000μm以上且2000μm以下)，将平均切片长度作为板厚中心部的原始奥氏体粒径的平均值(表4“原γ粒径”)。
以下，在表2-1和表2-2表示成分，在表3-1～表3-3表示制法，在表4表示材质和评价等。表中记载的“析出处理温度Tp”是将析出处理时的热历程应用于上述式(8)而得到的值。表中记载的“析出处理时间tp”是从钢板的板厚中心部的温度最后超过“析出处理中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”起直到从热处理炉抽出钢板为止的时间。表中记载的“淬火保持温度Tq”是将淬火处理时的热历程应用于上述式(9)而得到的值。表中记载的“实际的淬火保持时间”是从钢板的板厚中心部的温度最后超过“淬火中的钢板的板厚中心部的最大温度-40℃”起直到从热处理炉抽出钢板为止的时间(即实效tq)。表中记载的“淬火保持时间tq”是通过将表中记载的淬火保持温度Tq和f代入上述式(6)中而得到的值。其中，表2-2的Al×N栏中，例如2.2E-04是指2.2×10-4。另外，表3-2中，析出处理温度Tp和析出处理时间tp是否满足式(5)使用由以下式(5’)得到的析出处理时间阈值来判定。析出处理时间tp为析出处理时间阈值以上的情况下，析出处理温度Tp和析出处理时间tp满足式(5)。
(析出处理时间阈值)＝10(-0.012×Tp+8.7)： 式(5’)
Figure BDA0002327281810000241
表2-2
Figure BDA0002327281810000251
Al×N用基于JIS×0210-1986的指数表示
表3-1
Figure BDA0002327281810000261
表3-2
Figure BDA0002327281810000271
析出处理时间阈值是由10(8.7-0.012×Tp)得到的值
表3-3
Figure BDA0002327281810000281
表4
Figure BDA0002327281810000291
试验编号1～10是满足本发明的化学成分范围和优选制造条件的例子。这些钢全都是马氏体和贝氏体的合计面积率为99％以上，在中心部的原始奥氏体粒径的平均值为80μm以下，表层硬度、中心部硬度、中心部冲击吸收能全都满足目标。
试验编号11和12中，C脱离了本发明的化学成分范围。试验编号11中，C不足，淬火时的硬度不充分，所以回火后硬度也无法满足目标值。另一方面，试验编号12是C过剩的例子，由于成为断裂起点的硬质碳化物析出的影响而使冲击吸收能低。
试验编号13和14中，Si脱离本发明的化学成分范围。试验编号13中，Si不足，变得无法确保淬火性，所以中心部硬度无法满足目标值。另一方面，试验编号14是Si过剩的例子，虽然硬度足够但由于Si而助长回火脆化而使冲击吸收能不满足目标。
试验编号15和16中，Mn脱离了本发明的化学成分范围。试验编号15中，Mn不足，淬火时的硬度不充分，所以回火后中心部硬度也无法满足目标值。另一方面，试验编号16是Mn过剩的例子，由于助长回火脆化而使冲击吸收能不满足目标值。
试验编号17中，P含量脱离本发明的化学成分范围变高，虽然硬度充分但因P引起的脆化而使冲击吸收能不满足目标。
试验编号18中，S含量脱离本发明的化学成分范围变高。因此试验编号18中，由于作为伸长夹杂物的MnS的生成而使冲击吸收能无法满足目标。
试验编号19中，Cu含量脱离本发明的化学成分范围变高，析出的金属Cu变为脆性断裂起点。因此，试验编号19中，冲击吸收能不满足目标。
试验编号20中，Ni含量脱离本发明的化学成分范围变低，达不到使韧性提高的量。因此，试验编号20中，冲击吸收能不满足目标。
试验编号21和22是Cr脱离了本发明的化学成分范围的例子。试验编号21中，Cr不足，没有得到足够的淬火性和析出强化作用。由此，试验编号21中，中心部硬度无法满足目标，而且冲击吸收能没有达到目标。另一方面，试验编号22中，Cr过剩，粗大Cr碳化物的析出影响显著。由此，试验编号22中，冲击吸收能不满足目标。
试验编号23和24是Mo脱离本发明的化学成分范围的例子。试验编号23中，Mo不足，没有得到足够的淬火性和析出强化作用。由此，试验编号23中，中心部硬度无法满足目标，而且冲击吸收能没有达到目标。另一方面，试验编号24中，Mo过剩，粗大Mo碳化物的析出影响显著。由此，试验编号24中，冲击吸收能不满足目标值。
试验编号25中，V脱离本发明的化学成分范围变高，V的粗大碳化物和氮化物等变为脆性断裂起点。由此，试验编号25中，冲击吸收能不满足目标。
试验编号26和27是Al脱离本发明的化学成分范围的例子。试验编号26是Al不足的例子，无法确保对钉扎有效的AlN，并且剩余的N与B结合由此使淬火性提高效果降低。因此，试验编号26中，马氏体和贝氏体以外的组织变得过剩，残留奥氏体的粒径粗大化。结果，试验编号26中，中心部硬度和冲击吸收能无法满足目标。另一方面，试验编号25是Al过剩的例子，AlN过度粗大化，由此变为脆性断裂起点。因此，试验编号25中，冲击吸收能无法满足目标。
试验编号28和29是N脱离本发明的化学成分范围的例子。试验编号28是N不足、并且Al×N低于预定范围的例子，氮化物和碳氮化物等的生成量不足，所以钉扎效果弱，发生晶粒的粗粒化。由此，试验编号28中，冲击吸收能无法满足目标。另一方面，试验编号29是N过剩的例子，发生氮化物和碳氮化物等的过度粗大化。由此，试验编号29中，冲击吸收能无法满足目标。
试验编号30和31中，B脱离了本发明的化学成分范围。试验编号30是B不足的例子，无法确保淬火性所需要的固溶B量。结果试验编号30中，马氏体和贝氏体以外的组织变得过剩，中心部硬度和冲击吸收能无法满足目标。另一方面，试验编号31是B过剩含有的例子，金属元素的碳硼化物析出，由此冲击吸收能无法满足目标。
试验编号32是虽然各个合金元素的成分范围在本发明的范围内，但Ceq脱离本发明的合适范围变低的例子。试验编号32中，由于淬火性下降而使组织产生铁素体，结果中心部硬度和冲击吸收能无法满足目标。
试验编号33和34是虽然各个合金元素的成分范围和Ceq在本发明的范围内，但参数式4×f/g脱离本发明的合适范围变低的例子。试验编号33和34中，与淬火性的提高相比，析出元素造成的硬化作用变大。因此试验编号33和34中，冲击吸收能无法满足目标。
试验编号35是虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但轧制前的加热温度低于固溶温度Ts的例子。试验编号35中，未固溶的粗大AlN残存而变为脆性断裂起点。因此试验编号35中，原始奥氏体粒径粗大化，吸收能无法满足目标。
试验编号36和37中，虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但析出处理温度脱离本发明的合适范围。试验编号36是析出处理温度低的例子，没有进行充分的AlN析出，无法确保对钉扎有效的AlN。由此，试验编号36中，原始奥氏体粒径粗大化，吸收能无法满足目标。另一方面，试验编号37是析出处理温度超出Ac1的例子，通过α-γ二相区域下的保持而局部地发生AlN粗大化。因此试验编号37中，吸收能无法满足目标。
试验编号38是虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但析出处理的温度和时间不满足本发明的合适范围即式(5)的例子。试验编号38中，没有进行充分的AlN析出，无法确保对钉扎有效的AlN。由此，试验编号38中，原始奥氏体粒径粗大化，吸收能无法满足目标。
试验编号39是虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但淬火温度低于本发明的合适范围的例子。试验编号39中，合金元素的固溶不充分所以淬火性低，铁素体过剩地生成。由此，试验编号39中，中心部硬度和吸收能无法满足目标。
试验编号40是虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但淬火保持温度Tq高于本发明的合适范围的例子。试验编号40中，发生晶粒的过度粗大化。由此，试验编号40中，原始奥氏体粒径粗大化，吸收能无法满足目标。
试验编号41是虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但实际的淬火保持时间低于本发明的合适范围即淬火保持时间tq，合金元素的固溶不充分的例子。由此，试验编号41中，淬火性低，铁素体过剩地生成。由此，试验编号41中，中心部硬度和吸收能无法满足目标。
试验编号42是虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但回火温度低于合适范围的例子。试验编号42中，发生了回火脆化。由此，试验编号42中，吸收能无法满足目标。
试验编号43是虽然各个合金元素的成分范围和由化学成分导出的各种指数在本发明的范围内，但回火温度高于合适范围的例子。试验编号43中，合金碳化物的析出硬化作用减少。因此，试验编号43中，中心部硬度无法满足目标。
附图标记说明
1 钢板
11 板厚中心部
12 表层
13 轧制面

Claims (3)

1.一种钢板，其特征在于，
化学成分由以下成分构成，以质量％为单位计，
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％、以及
余量的Fe和杂质，
在板厚中心部，马氏体和贝氏体的合计面积率为99％以上，
在所述板厚中心部的原始奥氏体粒径的平均值低于80μm，
由式(1)表示的Ceq为0.750～0.800％，
Al×N为2.0×10-4以上，
Ti/N为3.4以下，
而且由式(2)表示的值f和由式(3)表示的值g满足4×f/g≥9.00，
在所述板厚中心部的C方向上测定出的-20℃夏比吸收能为47J以上，
表层和所述板厚中心部的硬度为HB350以上，
板厚超过200mm，
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)
其中，各式所记载的元素符号表示各元素符号的元素以质量％为单位计的含量。
2.一种钢板的制造方法，是制造权利要求1所述的钢板的方法，其特征在于，具备：
加热板坯的工序、
热轧所述板坯而得到板厚超过200mm的钢板的工序、
冷却所述钢板的工序、
将所述钢板进行析出处理的工序、
将所述钢板淬火的工序、以及
将所述钢板回火的工序，
所述板坯的化学成分为，以质量％为单位计，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％以及余量的Fe和杂质，所述板坯的由式(1)表示的Ceq为0.750～0.800％，所述板坯的Al×N为2.0×10-4以上，所述板坯的Ti/N为3.4以下，所述板坯的由式(2)表示的值f和由式(3)表示的值g满足4×f/g≥9.00，
加热板坯的所述工序中的板坯加热温度为由式(4)算出的AlN固溶温度Ts℃以上，
将钢板进行析出处理的所述工序，通过将所述钢板加热到超过550℃且低于Ac1的析出处理温度Tp℃，接着在该温度下保持析出处理时间tp小时来实行，所述析出处理温度Tp℃和析出处理时间tp小时满足式(5)，所述Ac1由式(7)表示，
将钢板淬火的所述工序，通过将所述钢板加热到900～950℃的淬火保持温度Tq℃，在该温度下保持式(6)所示的淬火保持时间tq分钟以上的时间，接着进行水冷来实行，
将钢板回火的所述工序，通过将所述钢板加热到500～550℃的回火温度，接着冷却到150℃以下来实行，
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)
其中，各式所记载的元素符号是各元素符号的元素以质量％为单位计的含量。
3.根据权利要求2所述的钢板的制造方法，其特征在于，
将冷却钢板的所述工序中的冷却结束温度设为150℃以下。
CN201880041321.2A 2018-08-20 2018-08-20 钢板及其制造方法 Active CN111083928B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2018/030676 WO2020039485A1 (ja) 2018-08-20 2018-08-20 鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111083928A CN111083928A (zh) 2020-04-28
CN111083928B true CN111083928B (zh) 2020-11-20

Family

ID=65999146

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880041321.2A Active CN111083928B (zh) 2018-08-20 2018-08-20 钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP3633060B1 (zh)
JP (1) JP6493645B1 (zh)
KR (1) KR102115277B1 (zh)
CN (1) CN111083928B (zh)
AU (1) AU2018430608B2 (zh)
WO (1) WO2020039485A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110129720A (zh) * 2019-04-28 2019-08-16 徐州箱桥机械有限公司 一种变速箱齿轮在稀土渗碳设备上的热处理方法
CN114645182B (zh) * 2022-03-23 2022-10-14 承德建龙特殊钢有限公司 一种齿轮钢及其制备方法与应用

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01279709A (ja) * 1988-05-06 1989-11-10 Kobe Steel Ltd 直接焼入れによるプラスチック金型用プレハードン鋼の製造方法
CN105940133A (zh) * 2014-01-28 2016-09-14 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及其制造方法
CN107109561A (zh) * 2014-11-18 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
JP2017186592A (ja) * 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法
JP6398576B2 (ja) * 2014-10-10 2018-10-03 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102712972B (zh) * 2010-05-14 2013-08-07 新日铁住金株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2991018C (en) * 2015-09-17 2021-03-30 Jfe Steel Corporation Steel structure for hydrogen gas with excellent hydrogen embrittlement resistance in high pressure hydrogen gas and method of producing the same
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01279709A (ja) * 1988-05-06 1989-11-10 Kobe Steel Ltd 直接焼入れによるプラスチック金型用プレハードン鋼の製造方法
CN105940133A (zh) * 2014-01-28 2016-09-14 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及其制造方法
JP6398576B2 (ja) * 2014-10-10 2018-10-03 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた鋼板およびその製造方法
CN107109561A (zh) * 2014-11-18 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
JP2017186592A (ja) * 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2020039485A1 (ja) 2020-08-27
CN111083928A (zh) 2020-04-28
EP3633060B1 (en) 2021-12-29
EP3633060A1 (en) 2020-04-08
JP6493645B1 (ja) 2019-04-03
AU2018430608B2 (en) 2021-02-04
WO2020039485A1 (ja) 2020-02-27
EP3633060A4 (en) 2020-05-06
KR20200022387A (ko) 2020-03-03
KR102115277B1 (ko) 2020-05-26
AU2018430608A1 (en) 2020-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN112752861B (zh) 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
CN110100034B (zh) 高硬度耐磨钢以及制造该高硬度耐磨钢的方法
JP5423806B2 (ja) 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
KR102031446B1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
CN109890993B (zh) 马氏体系不锈钢板
JP7368461B2 (ja) 優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法
CN114729435A (zh) 低温冲击韧性优异的高硬度耐磨钢及其制造方法
WO2021241606A1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN111083928B (zh) 钢板及其制造方法
JP6733269B2 (ja) 表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ表層と中心の硬度差の小さい板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法
CN108368589B (zh) 具有优异的韧性和耐切割开裂性的高硬度耐磨钢及其制造方法
JP4728884B2 (ja) 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品
JP6582590B2 (ja) Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法
KR102031443B1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
JP2005336553A (ja) 熱間工具鋼
JP2009191322A (ja) 浸炭部品用の耐粗粒化特性に優れたはだ焼鋼
JP5505264B2 (ja) 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品
JP6631702B2 (ja) 低温靭性に優れた高張力鋼板
JP7063420B1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP6838422B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR100498133B1 (ko) 내마모성과 내충격성이 우수한 Ｃｕ함유 ＮｉＣｒ합금 및그 제조방법
JP2019173081A (ja) 板厚中心部の硬度および低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の高硬度鋼板およびその製造方法
JP2005344195A (ja) 耐粒界割れ性と靭性の優れた高炭素鋼板の製造法
KR101605964B1 (ko) 금형강 및 이의 제조방법
WO2021241605A1 (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant