JP2008189973A - 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.01〜0.55％、Mn：0.5〜2.0％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.005％以下を含む組成の鋼素材を、1000〜1350℃の範囲の温度に加熱したのち、圧延終了温度が表面温度でAr₃変態点未満（Ar₃変態点−80℃）以上の範囲の温度となる圧延を施し所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、空冷超えの冷却速度で、鋼板の平均温度で620℃以下の温度域まで冷却する加速冷却と、誘導加熱装置を用いて、鋼板の板厚中心温度が580℃以下、鋼板表面の最高到達温度が580〜700℃の範囲の温度となるように加熱する焼戻処理とを施す。これにより、生産性の低下および製造コストの高騰を招くことなく、480MPa以上の降伏強さと、vＴrsが−80℃以下の優れた低温靭性とを有し、かつTS×Elが30,000MPa％以上の強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板を安定して製造できる。
【選択図】なし

Description

本発明は、橋梁、貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプなどの溶接鋼構造物用として好適な高張力鋼板の製造方法に係り、とくに降伏強さが480MPa以上で低温靭性に優れ、かつ強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板の製造方法に関する。

近年、橋梁、貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプなどの溶接鋼構造物に使用される鋼板には、高強度で、低温靭性に優れていることはもちろん、さらに、耐震性の観点から高い延性（伸び）を有することが要求されることが多い。
耐震性向上の観点からは、従来から、低降伏比し、さらには高一様伸び化して、塑性変形能を高めることが推奨されている。また、ラインパイプなどでは、全伸び（一様伸び＋局部伸び）が大きいことが要求される。これは、外部応力により変形が始まってから破壊するまでに変形する量が大きいことを意味しており、鋼材に対する安全性の指標となっている。全伸びに占める一様伸びの比率は、引張試験片の標点距離が長いほど大きくなるが、長標点引張試験片であっても一般的に使用されている引張試験片の範囲内では、局部伸びの割合も40〜50％程度あることが多いため、全伸びを大きくするためには、一様伸びと局部伸びのいずれも大きくする必要がある。

低降伏比は、例えば建築用鋼材等では、二相域焼入れなどの手段により、マルテンサイト相またはベイナイト相主体の組織中に軟質のフェライト相を導入し、ミクロ的に不均一な組織とすることにより実現している。しかし、このような手段では、鋼材の降伏現象を早期に発生させていることになり、構造物として必要な降伏強さとのバランスをとることが難しく、また、複雑な熱処理工程を必要とするなど、実用的な大量生産品としては問題を残している。

また、伸び（一様伸びを含む）の向上には、複相組織化が有効であると考えられている。例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：0.02〜0.20％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正範囲に調整し、炭素当量Ｃeqが0.33〜0.5％、Ni当量が0.5％以上である鋼を、加熱後、オーステナイト再結晶温度域で熱間圧延し、フェライト−オーステナイト二相域で恒温保持または冷却速度を制御して冷却し、面積率で70％以上のフェライトを生成したのち、二相域の特定の温度以上から所定以上の冷却速度で冷却し、フェライト相以外の残部組織をマルテンサイト相を主として含む第二相とする、高強度鋼板の製造方法が開示されている。特許文献１に記載された技術によれば、鋼板の引張特性における一様伸びが向上するとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、一様伸びが向上するものの、フェライト粒が粗大化するため、低温靭性は良好とは言えない。また、ミクロ組織が不均一であり、局部伸びが著しく低下する恐れがあるという問題があった。

また、特許文献２には、均一伸び（一様伸び）を向上させ、強度−延性バランスおよび溶接性に優れた厚鋼板の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％、Mn：1.5〜7.0％を含み、さらにSi、Al、Ti、Ｎを適正範囲に調整して含有する鋼素材を、加熱して熱間圧延後に強制冷却を行い、その後、二相域の特定範囲の温度に加熱して保持する熱処理を行ない、残留オーステナイト（残留γ）の組織分率を1.0〜30％の範囲内でかつ特定条件を満足する量とする、厚鋼板の製造方法である。特許文献２に記載された技術によれば、残留γが安定化しかつ所望の量以上の残留γを確保でき、均一伸びを向上でき、優れた強度−延性バランスを確保できるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、多量の合金元素を含有する必要があり、材料コストの高騰を招くうえ、溶接性が低下する。

また、Cuの析出を利用することにより、一様伸びが向上することが、例えば、特許文献３に記載されている。特許文献３に記載された技術は、重量％で、Ｃ：0.2％以下、Si、Mnを適正量に調整し、さらにCu：0.5〜5.0％を含む鋼を、750℃以上で圧延を終了したのち、室温まで比較的緩冷却速度で室温まで冷却するか、あるいは750℃以上で圧延を終了したのち、急速冷却し、所定の温度範囲で時効処理することにより、結晶粒内に９Ｒ構造のCu粒子と、bcc構造のCu粒子またはfcc構造のCu粒子とを複合して分散させた高強度鋼であり、一様伸びが優れるとしている。
特許第3459501号公報 特開2006-131958号公報 特許第3694383号公報

しかし、特許文献３に記載された技術では、所望の高強度と高い一様伸びを確保するためには、１％を超える多量のCu含有を必要とするため、製造コストの高騰を招くうえ、熱間加工性の低下が懸念され、生産性の著しい低下を招く恐れがあり、また、溶接性を低下させるため、実用的には問題を残していた。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、生産性の低下および製造コストの高騰を招くことなく、480MPa以上の降伏強さと優れた低温靭性とを有し、かつ強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板を安定して製造できる、経済性に優れた、高張力鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

なお、本発明でいう「優れた低温靭性」、「高靭性」とは、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−80℃以下である場合をいい、「強度−伸びバランスに優れた」とは、JIS５号引張試験片（全厚）を用いて得られた、引張強さTSと伸びElとの積、TS×Elが30,000MPa％以上の場合をいう。

本発明者らは、上記した課題を達成するために、強度、低温靭性、伸びに影響する各種要因について、鋭意研究した。その結果、降伏強さ：480MPa以上の高強度と優れた低温靭性を維持しつつ、伸び（全伸び）を向上させるには、鋼板中心部のミクロ組織、表裏層の硬さ、および表裏層の硬さの均一性を適正に調整することが肝要であることに想到した。そしてさらに、（ａ）鋼板組織をフェライトとベイナイトの複合組織とすることにより伸びが向上すること、（ｂ）熱間圧延で表層に導入された加工フェライトが伸びの向上を阻害していること、
（ｃ）表層のみを優先的に加熱する焼戻処理を施すことにより、伸びが向上すること、
（ｄ）上記した焼戻処理により、鋼板表面硬さが低下し、鋼板内の表面硬さのばらつき、板厚方向の硬さばらつきが軽減すること、
を知見した。また、
（ｆ）表層のみを優先的に加熱する焼戻処理には、誘導加熱装置を利用し、表層に誘導電流を集中させることが有効であること、
に想到した。

本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.01〜0.55％、Mn：0.5〜2.0％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、該鋼素材を1000〜1350℃の範囲の温度に加熱したのち、圧延終了温度が表面温度でAr_３変態点未満（Ar_３変態点−80℃）以上の範囲の温度となる圧延を施し所望板厚の鋼板とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、空冷超えの冷却速度で、鋼板の平均温度で620℃以下の温度域まで冷却する加速冷却と、該加速冷却終了後、誘導加熱装置を用いて、鋼板の板厚中心温度が580℃以下、鋼板表面の最高到達温度が580〜700℃の範囲の温度となるように、加熱する焼戻処理と、を施すことを特徴とする、降伏強さ：480MPa以上の高強度を有し、かつ強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板の製造方法。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.8％以下、Ni：２％以下、Cr：１％以下、Mo：0.8％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.002％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高靭性高張力鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.025％以下を含有することを特徴とする高靭性高張力鋼板の製造方法。

（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする高靭性高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、降伏強さ：480MPa以上の高強度と、優れた低温靭性とを有し、かつ強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板を、安価にしかも生産性の低下を招くことなく、安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。

本発明は、鋼素材を、加熱し所望板厚の鋼板とする熱間圧延を施したのち、該熱間圧延終了後、加速冷却と、誘導装置を利用した焼戻処理とを施し、降伏強さ：480MPa以上の高強度を有し、かつ強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板とする、高張力鋼板の製造方法である。
まず、使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、組成における質量％は、単に％で記す。

Ｃ：0.03〜0.18％
Ｃは、鋼板の母材強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するために、0.03％以上の含有を必要とする。0.03％未満の含有では、Cu、Ni，Cr、Moなどの焼入性向上元素の多量含有を必要とし、製造コストの高騰、溶接性の低下を招くとともに、大入熱溶接が施される場合には、溶接金属へのＣの希釈が少なくなり、所望の溶接継手部強度の確保が困難となる。一方、0.18％を超える過剰な含有は、鋼板母材の靭性および耐溶接割れ感受性の低下を招き、また溶接継手部靭性の低下を招く。このため、Ｃは0.03〜0.18％の範囲に限定した。

Si：0.01〜0.55％
Siは、鋼板の母材強度および溶接継手部強度を確保するうえで有効な元素であり、本発明では0.01％以上の含有を必要とする。しかし、0.55％を超える多量の含有は、耐溶接割れ感受性の低下と、溶接継手部靭性の低下を招く。このため、Siは0.01〜0.55％の範囲に限定した。

Mn：0.5〜2.0％
Mn は、鋼板の母材強度および溶接継手部強度を確保するうえで有効な元素であり、本発明では、0.5％以上の含有を必要とする。しかし、2.0％を超える多量の含有は耐溶接割れ感受性を低下させるとともに、必要以上の焼入性の向上を招き母材靭性および溶接継手部靭性を低下させる。このため、Mnは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、1.6％以下である。

Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合し結晶粒を微細化し、母材靭性の向上に寄与する元素であり、脱酸剤としての効果を確保するためには0.005％以上、また、結晶粒の微細化のためには0.01％程度以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超える含有は、母材靭性を低下させる。このため、Alは0.005〜0.1％の範囲に限定した。

Ｎ：0.005％以下
Ｎは、Al、Nb等と反応し析出物を形成し、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させるとともに、鋼板の母材強度向上に寄与する。このような効果は、Ｎ：0.0005％以上の含有で顕著となるが、0.005％を超える含有は、母材靭性および大入熱溶接継手部靭性を低下させる。このため、Ｎは0.005％以下、好ましくは0.0005％以上に限定した。

上記した成分が基本成分であるが、基本成分に加えてさらに、Cu：0.8％以下、Ni：２％以下、Cr：１％以下、Mo：0.8％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.002％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.025％以下、および／または、Ca：0.005％以下を、必要に応じて選択して含有できる。
Cu：0.8％以下、Ni：２％以下、Cr：１％以下、Mo：0.8％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.002％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ｂは、いずれも、鋼板強度の増加に寄与する作用を有する元素であり、更なる高強度が要求される場合など、必要に応じて１種または２種以上を含有できる。

Cuは、上記した作用に加えて耐候性を向上させる作用を有する。このような効果を確保するためには、0.05％以上含有することが望ましいが、0.8％を超える含有は、熱間加工性の低下や、溶接性の低下を招く。このため、含有する場合には、Cuは0.8％以下に限定することが好ましい。
Niは、焼入れ性向上を介して、上記した鋼板強度の増加に寄与するとともに、耐候性、靭性を向上させる作用を有する。このような効果を確保するためには、0.05％以上含有することが望ましいが、２％を超える含有は、材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Niは２％以下に限定することが好ましい。

Crは、焼入れ性向上を介して、上記した鋼板強度の増加に寄与するとともに、耐候性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて添加できるが、１％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは１％以下に限定することが好ましい。
Moは、焼入れ性の向上、さらに析出物の形成を介して上記した鋼板強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて添加できるが、一方、0.8％を超える含有は必要以上の焼入れ性の増加を招くとともに、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.8％以下に限定することが好ましい。

Nbは、析出物の形成を介して、上記した鋼板強度の増加に寄与する元素であり、このような効果を確保するためには0.005％以上含有することが好ましいが、0.05％を超える多量の含有は、却って鋼板強度の増加に寄与しないうえ、溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.05％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.03％以下である。

Ｖは、析出物の形成を介して、上記した鋼板強度の増加、さらには溶接継手部強度の確保に有効に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが好ましいが、0.1％を超える含有は、耐溶接割れ感受性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは0.1％以下に限定することが好ましい。
Ｂは、ごく微量の添加で焼入性を高め、焼入性向上を介して上記した鋼板強度の増加に有効に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.0005％以上含有することが好ましい。一方、0.002％を超える含有は、ＢＮの形成が顕著となり、焼入性が低下するとともに、溶接熱影響部の硬化が著しくなる。このため、含有する場合には、Ｂは0.002％以下に限定することが好ましい。

Ti：0.025％以下
Tiは、析出物を形成し、組織を微細化させる作用を有するとともに、TiNを形成し、ＢがＮと結合するのを防止して、焼入性に有効なＢ量の確保に有効に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには0.005％以上含有することが好ましいが、0.025％を超える含有は、鋼板靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Tiは0.025％以下に限定することが好ましい。

Ca：0.005％以下
Caは、MnS等の、靭性に悪影響を及ぼす硫化物の形態を、靭性向上に有利な球状に近い形態に制御する作用を有する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが好ましいが、0.005％を超える含有は、鋼の清浄性を低下させる。このため、含有する場合には、Caは0.005％以下に限定することが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.015％以下が許容できる。
上記した組成の鋼素材の製造方法は、本発明ではとくに限定する必要はなく、通常公知の方法がいずれも適用できる。上記した組成の溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等の公知の方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。

本発明では、上記した組成の鋼素材を出発素材として、該鋼素材を加熱し、所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、該熱間圧延終了後直ちに、該鋼板を冷却する加速冷却と、該加速冷却終了後、誘導加熱装置を用いた焼戻処理を施す。
熱間圧延の加熱温度：1000〜1350℃
鋼素材の加熱温度は、1000〜1350℃とする。加熱温度が1000℃未満では、鋼素材中の合金元素を均一化し、Mo、Nb、Ｖ等の析出物強化元素を固溶させることが不十分となり、所望の強度、靭性を確保できなくなる。一方、加熱温度が1350℃を超えると、結晶粒が粗大化し母材の靭性低下を招く恐れがある。このため、鋼素材の加熱温度は1000〜1350℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは1250℃以下である。

熱間圧延の圧延終了温度：Ar_３変態点未満（Ar_３変態点−80℃）以上
本発明では、オーステナイト（γ）粒の微細化のために、熱間圧延の圧延終了温度を、表面温度で、Ar_３変態点未満（Ar_３変態点−80℃）以上の範囲に限定する。圧延終了温度が、表面温度で、Ar_３変態点以上では、γ粒が粗大化し靭性が低下する。一方、圧延終了温度が（Ar_３変態点−80℃）未満と低温となると、板厚中心部近傍まで加工されたフェライトが形成され、伸びが低下する。このようなことから、熱間圧延の圧延終了温度はAr_３変態点未満（Ar_３変態点−80℃）以上に限定した。

なお、Ar_３変態点は、例えば、次（１）式
Ar_３（℃）=910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo ……（１）
（ここで、Ｃ、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％））
により、含有する合金元素量から算出することもできる。なお、上記した（１）式においては、含まれない元素については、式中の当該元素の含有量を零として計算するものとする。

なお、母材靭性を向上させ、安定的に維持するという観点からは、熱間圧延における累積圧下率を50％以上とすることが好ましく、更なる効果を得るためには、1050℃以下の温度域での累積圧下率を20％以上とすることが望ましい。これにより、オーステナイト粒の再結晶が促進され、得られる組織が微細化し、母材靭性が安定的に向上する。また、母材靭性を向上させ、安定的に維持するという観点からは、各圧延パスの圧下率を５％以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは10％以上である。

加速冷却の冷却停止温度：620℃以下
加速冷却は、熱間圧延終了後、直ちに（好ましくは180ｓ以内に）、空冷超えの冷却速度で冷却を開始し、鋼板の平均温度で620℃以下の温度域まで冷却する処理とする。このような加速冷却を施すことにより、生成したフェライト粒の成長を抑制しフェライト粒の微細化を図るとともに、未変態γのベイナイトへの変態（ベイナイト変態）が促進される。これにより、所望の鋼板強度と優れた母材靭性が確保できる。

加速冷却の冷却停止温度が、鋼板の平均温度で、620℃を超えると、ベイナイト変態が十分進行しないため、所望の高強度を確保することが困難となる。また、停止温度が低く、例えば400℃未満では、冷却後の表面の復熱が小さく、表面が硬化し、その後の焼戻しによる軟化の効果が小さい。このようなことから、加速冷却の冷却停止温度は620℃以下、好ましくは400〜620℃の温度域の温度に限定した。なお、加速冷却は、空冷超えの冷却速度とする。好ましくは冷却開始から冷却停止までの平均で5℃／ｓ以上である。なお、冷却速度が空冷以下では、所望の鋼板強度を確保できなくなる。

また、加速冷却の冷却停止温度、冷却速度は、鋼板板厚方向の平均温度で規定した。平均温度は、鋼板の全体的な材質と最も関連深い温度であり、本発明では加速冷却の条件を規定する基準とした。なお、鋼板板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等が与えられた場合に、シミュレーション計算等により求められることができる。例えば、差分法を用いて、板厚方向の温度分布を平均化することにより得られた温度を、平均温度とすることができる。

加速冷却を施された鋼板は、ついで、誘導加熱装置を利用して、焼戻処理を施される。
本発明における焼戻処理では、鋼板の表層のみを優先的に加熱する処理とする。表層のみを優先的に加熱することにより、熱間圧延で表層近傍に多量に導入された加工フェライト中の転位が消滅して加工フェライトが回復し、鋼板の伸びが向上する。また、表層の加工フェライトとベイナイトが焼戻され軟質化されることにより、鋼板表層の硬さが低下し、鋼板板厚方向の硬さ分布が均一化される。また、鋼板表面のスケール性状等の相違による加速冷却時の冷却速度ばらつきに起因し、同一鋼板内でも表面の硬さにばらつきが存在するが、鋼板の表層のみを優先的に加熱することにより、鋼板内の表面硬さのばらつきが軽減される。本発明では、このような鋼板の表層のみを優先的に加熱する焼戻処理を、例えば、図１に示すような、誘導加熱装置10を利用して行うことができる。誘導加熱装置を利用することにより、表層に誘導電流を集中させ急速加熱することができ、鋼板中心部に比べて表層の温度が高くなる温度分布を与え、表層のみを優先的に加熱することができる。

また、誘導加熱装置の配置場所は、オンライン上としても、あるいはオフライン上としてもよく、とくに限定されないが、エネルギーコストや生産能率の観点からは、加速冷却終了直後に加熱が可能なように、オンライン上とすることが好ましい。
本発明の焼戻処理においては、目標特性に応じて、鋼板の板厚中心温度が580℃以下、鋼板表面の最高到達温度が580〜700℃の範囲内の温度となるように、加熱温度を設定して、加熱する。このような加熱の制御は、誘導加熱装置の投入電力、周波数等の制御により行うことができる。

焼戻処理における、鋼板表面の最高到達温度が580℃未満では、表層の加工フェライトの軟質化が十分でなく、伸びの向上度合不十分で、所望の強度‐伸びバランスを確保することができなくなる。一方、700℃を超えると鋼板内部の温度上昇も大きくなり、鋼板全体での強度低下が著しくなる恐れがあるとともに、炭化物が粗大化し靭性が低下する。このため、焼戻処理における鋼板表面の最高到達温度は580〜700℃の範囲の温度とすることとした。なお、好ましくは620℃以上である。

また、焼戻処理における加熱で、鋼板の板厚中心温度が580℃超となると、鋼板内部の強度低下が著しくなり、所望の鋼板強度を確保することができなくなる。このため、焼戻処理においては、鋼板の板厚中心温度は580℃以下に限定した。なお、好ましくは560℃以下である。ここで、鋼板の板厚中心温度とは、誘導装置による加熱を行った後に、鋼板内部の温度分布がほぼ均一になった時の板厚中心における最高到達温度を指す。

以下さらに、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。

表１に示す組成の鋼素材に、表２に示す条件で、熱間圧延、加速冷却、焼戻処理を、順次施し表２に示す板厚の厚鋼板とした。なお、加速冷却は、熱間圧延終了後直ちに表２に示す冷却開始温度（表面温度）から水冷を開始し、表２に示す温度（平均温度）で冷却を停止し、空冷した。また、焼戻処理は、誘導加熱装置を用いて、表２に示す鋼板表面の最高到達温度、板厚中心温度となるように、加熱した。なお、一部は、加速冷却停止後、焼戻処理を省略した。表に示すAr_３変態点は（１）式を用いて算出した。

得られた厚鋼板から、試験片を採取して、引張試験、シャルピー衝撃試験、硬さ試験を実施した。試験方法は次の通りとした。
（１）引張試験
得られた各鋼板の板厚1/2ｔ部から、引張試験片（JIS５号全厚試験片）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTS、伸びElを求めた。さらに、得られた引張強さTS、伸びElから、TS×Elを算出し、強度−伸びバランスを評価した。

（２）シャルピー衝撃試験
得られた各鋼板の板厚1/2ｔの位置を中心として、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vＴrsを求め、低温靭性を評価した。
（３）硬さ試験
得られた厚鋼板の幅方向中央部で、長さ方向中央部から、硬さ試験片（ｔ×15mm×20mm）を採取し、圧延方向に直交する板厚方向断面を研磨し、ビッカース硬度計（試験力：98N）で板厚方向に1mmピッチでビッカース硬さHV10を測定し、板厚方向硬さ分布を求め、最高硬さと最低硬さとの差、ΔＨＶを算出した。ΔＨＶが45HV以上である場合を硬さ分布が不均一であるとして評価した。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、降伏強さ：480MPa以上の高強度と、破面遷移温度vＴrs：−80℃以下の優れた低温靭性と、TS×Elが30000MPa以上の優れた強度−伸びバランスを有し、かつΔＨＶが45HV未満の均一な板厚方向の硬さ分布を有する高靭性高張力鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる条件で製造された厚鋼板は、強度が不足するか、低温靭性が低下しているか、あるいは強度−伸びバランスが低下しているか、さらには板厚方向の硬さ分布が不均一となっていた。

熱間圧延の圧延終了温度が本発明範囲を高く外れる比較例（鋼板No.２）は、低温靭性が低下している。また、焼戻処理を施さない比較例（鋼板No.３）は、伸びの向上が認められず、強度‐伸びバランスが低下している。また、焼戻処理の板厚中心温度が本発明範囲を高く外れる比較例（鋼板No.４）は、低温靭性が低下している。また、鋼素材のＣ、Mn含有量が本発明範囲を低く外れる比較例（鋼板No.７、No.15）は、所望の高強度が得られていない。

本発明の焼戻処理に好適な誘導加熱装置の一例を模式的に示す説明図である。（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図、（ｃ）正面図である。

符号の説明

１ 鋼板
１０ 誘導加熱装置
３０ テーブルローラ

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.03〜0.18％、 Si：0.01〜0.55％、
   Mn：0.5〜2.0％、 Al：0.005〜0.1％、
   Ｎ：0.005％以下
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、該鋼素材を1000〜1350℃の範囲の温度に加熱したのち、圧延終了温度が表面温度でAr₃変態点未満（Ar₃変態点−80℃）以上の範囲の温度となる圧延を施し所望板厚の鋼板とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、空冷超えの冷却速度で、鋼板の平均温度で620℃以下の温度域まで冷却する加速冷却と、該加速冷却終了後、誘導加熱装置を用いて、鋼板の板厚中心温度が580℃以下、鋼板表面の最高到達温度が580〜700℃の範囲の温度となるように、加熱する焼戻処理と、を施すことを特徴とする、降伏強さ：480MPa以上の高強度を有し、かつ強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板の製造方法。
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.8％以下、Ni：２％以下、Cr：１％以下、Mo：0.8％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.002％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高靭性高張力鋼板の製造方法。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.025％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高靭性高張力鋼板の製造方法。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高靭性高張力鋼板の製造方法。

Images