JP2017533345A

JP2017533345A - 降伏強度８００ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2017533345A
Application number: JP2017516341A
Authority: JP
Inventors: 煥榮王; 阿娜楊; 巍王
Original assignee: 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司
Priority date: 2014-09-26
Filing date: 2015-01-15
Publication date: 2017-11-09
Anticipated expiration: 2035-01-15
Also published as: US10378073B2; CN105506494A; RU2017121061A3; JP6466573B2; RU2701237C2; CA2962472A1; CA2962472C; CN105506494B; WO2016045266A1; RU2017121061A; US20170275719A1

Abstract

重量百分率表示で、Ｃ：0.02〜0.05%、Ｓｉ≦0.5%、Ｍｎ：1.5〜2.5%、Ｐ≦0.015%、Ｓ≦0.005%、Ａｌ：0.02〜0.10％、Ｎ≦0.006%、Ｎｂ：0.01〜0.05％、Ｔｉ：0.01〜0.03%、0.03≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦0.06％、Ｃｒ：0.1〜0.5%、Ｍｏ：0.1〜0.5%、Ｂ：0.0005〜0.0025%、残部がFeおよび不可避不純物である降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼およびその製造方法である。直接焼入れによって超低炭素マルテンサイト組織を獲得し、降伏強度が800MPa級に達成し、-80℃衝撃エネルギーが100Ｊ以上に達成した。

Description

技術分野
本発明は、構造用鋼の領域に属され、特に降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼およびその製造方法に関する。

背景技術
自動クレーン、コンクリートポンプトラックおよびコンクリートミキサー車などの工程機械業内では、高強度構造用鋼の使用比率を少しずつ増加している企業はますます多くなった。新車型の設計するのに高強度減薄の構造用鋼を使用して製品のアップグレードを加速している。目前、降伏強度600ＭＰａ級と700ＭＰａ級の高強度鋼は広く使用されていた。降伏強度が800ＭＰａ以上である高強度鋼の使用は有限である。600ＭＰａと700ＭＰａ級の熱間圧延高強度鋼成分を設計するのに、ほとんどは高チタンを添加して、析出強化することが主とする。組織もほとんど粒状ベイナイトである。高チタン型の粒状ベイナイト組織高強度鋼はその延性脆性遷移温度が一般的に−40℃くらいであり、その衝撃性能の変動が大きいである。それと同時に、一部分の工程機械ユーザーはその要求使用環境が−30℃〜−40℃であり、且つより高い強度を有することを要求している。該背景の下で、高チタン型の熱間圧延高強度鋼は強度を満足しにくいことだけではなく、低温衝撃靱性をもさらに保証しにくい。より低いコストを有する高強度・高靱性鋼材を開発することは要求されている。

低炭素或いは超低炭素マルテンサイトは1種マルチスケール構造である。低炭素或いは超低炭素マルテンサイトの強度は主にパケット（packet）のサイズによって決定される。尚、パケットサイズとの間にHall-Petch関係がある。パケットサイズが小さいほど、鋼の強度が高いであり、靱性もよいである。細小マルテンサイトパケットはひびの拡大をより有効に阻止できるため、低炭素或いは超低炭素マルテンサイト鋼の低温衝撃靱性を向上できる。本発明は超低炭素マルテンサイトのその設計思想に基づいて提出された。

中国特許03110973.Xには、超低炭素ベイナイト鋼およびその製造方法は公開された。その水冷後の停冷温度はベイナイト変態温度Ｂｓとマルテンサイト変態温度Ｍｓとの間である、或いはＢｓ点より0〜150℃低い範囲内であるため、その強度がより低いである。高い含有量でＣｕとＮｉを加入し、中高温度の焼き戻しを経由しても、鋼板の最高降伏強度が800MPaを達成しない、且つその組織が主に超低炭素ベイナイトである。尚、Ｃｕ含有量が0.4％を超えたため、焼き戻し処理が必要であるため、プロセスフローを増加して製造コストを向上してしまった。そうすると、該特許の技術を使用して強度が低い高強度鋼シリーズだけを製造でき、降伏強度800MPa以上を実現できなかった。

中国特許201210195411.1には、超低炭素ベイナイト鋼およびその製造方法は公開された。その主要設計思想は依然として超低炭素ベイナイトを使用して、Cu、 Ni、 Cr、 Moなどの貴重な合金元素をできるだけ添加さず、中Ｍｎ、つまり、Ｍｎ含有量を3.0〜4.5%にする設計思想を使用したものである。公知のように、Ｍｎ含有量が3.0%以上にするときに、鋼板の力学性能が良好であるが、鋼工場にとって、そんな高いＭｎ含有量で製鋼、特に連続鋳造するのは極めて困難である。連続鋳造の時にスラブにひびが起こりやすいし、熱間圧延の時にもひびが起こりやすいため、実用性が良くない。尚、その実施例4の炭素含有量が0.07%以上になったため、通常の意味上の超低炭素の範囲ではなかった。

発明の概要
本発明の目的は、降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼およびその製造方法を提供するものである。得られた鋼板は、室温〜-80℃の温度範囲内で依然として非常に優れた低温衝撃靱性を有し、-80℃衝撃エネルギーが100Ｊ以上を達する。

前記目的を実現するために、本発明の技術方案は下のようになった。
本発明は超低炭素マルテンサイトの設計思想を使用して、ＮｂとＴｉを複合添加することでオーステナイト結晶粒サイズを微細化し、ＣｒとＭｏを複合添加して焼入性および抗焼き戻し軟化能力を向上できる。連続熱間圧延の工程を利用して直接焼入れ或いは低温巻取工程によって超低炭素マルテンサイト組織を得られる。高強度度構造用鋼はその降伏強度が800MPa級を達成でき、優れた低温衝撃靱性を有する。

具体的に、本発明の降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼は、重量百分率表示で、Ｃ：0.02〜0.05%、Ｓｉ≦0.5%、Ｍｎ：1.5〜2.5%、Ｐ≦0.015%、Ｓ≦0.005%、Ａｌ：0.02〜0.10％、Ｎ≦0.006%、Ｎｂ：0.01〜0.05％、Ｔｉ：0.01〜0.03%、0.03≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦0.06％、Ｃｒ：0.1〜0.5%、Ｍｏ：0.1〜0.5%、Ｂ：0.0005〜0.0025%、残部がFeおよび不可避不純物である降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼である。

さらに、前記熱間圧延高強度鋼の降伏強度≧800ＭＰａ、引張強度≧900MPa、伸び率≧13％、-80℃衝撃エネルギーが100Ｊ以上である。

本発明の前記熱間圧延高強度鋼の顕微組織がラスマルテンサイトである。
本発明高強度鋼の成分設計は下のようになった。

Ｃは、鋼中の基本元素であり、同時に本発明中の最も重要な元素の一つである。炭素は鋼中の隙間原子として鋼強度の向上へ非常に重要な作用を発揮し、鋼の降伏強度と引張強度への影響が最大である。通常の場合に、鋼の強度が高いほど、衝撃靱性が悪い。超低炭素マルテンサイト組織を得られるために、鋼中の炭素含有量はより低いレベルに保持すべきである。超低炭素鋼の一般分類に基づいて炭素含有量を0.05%以下にコントロールすべきである。同時に、鋼の降伏強度が800MPa以上を達成することを保証するために、鋼中の炭素含有量が低すぎてはいけない。なければ、鋼の強度を保証しにくい。一般的に0.02%以上である。そうすると、鋼中の適当な炭素含有量を0.02〜0.05%にコントロールすべきであり、同時に結晶粒微細化強化などで、鋼板が高強度と良好な衝撃靱性との整合を有することを保証できる。

Ｓｉは、鋼中の基本元素であり、製鋼過程で一定な脱酸作用を果たし、フェライト基体を強化する強い作用を有する。Ｓｉ含有量が高い、例えば、＞0.8%であると、熱間圧延の時に、鋼板表面に赤スケール欠陥が出やすい。本発明はＳｉの脱酸作用を主に利用するから、その含有量範囲を0.5％以内にコントロールする。

Ｍｎは、鋼中最も基本元素であり、本発明中の最も重要な元素の一つである。公知のように、Ｍｎはオーステナイト相領域を拡大する重要な元素であり、鋼の臨界焼入れ速度を低減して、オーステナイトを安定して、結晶粒を微細化して、オーステナイトからパーライトへの変態を延ばす。本発明において、炭素含有量がとても低いため、Ｍｎ含有量を増加することは炭素含有量の低下による強度損失を補償し、同時に結晶粒を微細化してより高い降伏強度と良好な衝撃靱性を獲得することを保証できる。鋼板の強度を保証するために、Ｍｎ含有量を一般的に1.5%以上にコントロールすべきである。Ｍｎ含有量が一般的に2.5％を超えることは好ましくない。これは、製鋼のときにＭｎの偏析を発生しやすい、同時にスラブの連続鋳造のときに熱ひびを発生しやすいため、生産効率の向上に不利であるからである。同時にＭｎ含有量が高いであると、鋼板の炭素当量を高くさせるため、溶接の時に、ひびを発生しやすい。そうすると、鋼中のＭｎ含有量を一般的に1.5〜2.5%にして、好ましくは1.8〜2.2%にする。

Ｐは鋼中の不純物元素である。Ｐは結晶粒界に極めて偏析しやすい。鋼中のＰの含有量はより高い(≧0.1％)である時に、Fe₂Pを形成し結晶粒周辺に析出して鋼の塑性と靱性を低下する。そうすると、その含有量は低いほど、よいである。一般的に0.015%以内にするのは好ましいであり、製鋼コストを向上しない。

Ｓは鋼中の不純物元素である。鋼中のＳは通常にＭｎと結合してＭｎＳの不純物を形成する。特に、Ｓ含有量とＭｎ含有量はいずれもより高いである時に、鋼中でより多いＭｎＳを形成する。ＭｎＳの自身は一定な塑性を有するため、後続の圧延過程でＭｎＳが圧延方向に沿って変形し、鋼板の横向引張特性を低下する。そうすると、鋼中のＳ含有量は低いほど、よいである。実際生産の時に、一般的に0.005%以内にコントロールする。

Ａｌは鋼中の慣用脱酸剤である。Ａｌも鋼中のＮと結合してＡｌＮに形成して、結晶粒を微細化する。Ａｌ含有量が0.02〜0.10%であることは、オーステナイト結晶粒を微細化するのに明顕な効果を有する。該範囲から外れると、オーステナイト結晶粒はあまりに粗大であり、鋼の性能へ不利である。そうすると、鋼中のＡｌ含有量を適当な範囲にして、一般的に0.02〜0.1%にコントロールする。

Ｎは本発明で不純物元素に属する。その含有量は低いほど、よいである。Ｎも鋼中の不可避元素である。通常の場合に、鋼中Ｎの残留含有量は0.002〜0.004%である。それらの固溶或いは遊離のＮ元素は酸可溶性Ａｌと結合して固定される。製鋼のコストを増加しないように、Ｎの含有量を0.006%以内にすればよいであり、好ましくは0.004%未満である。

Ｎｂは本発明中の重要な添加元素である。公知のように、鋼中に微量のＮｂを加入することは、鋼の未再結晶温度を向上できる。圧延過程で最終圧延温度をコントロールして圧延変形量を増加することによって変形・硬化されたオーステナイト結晶粒を獲得して、変形されたオーステナイト結晶粒が後続の冷却相変過程でより細小な組織を得るのに有利であり、鋼強度と衝撃靱性を向上する。同時に、理論と実験とも、ＮｂとＴｉとの複合添加はオーステナイト結晶粒を微細化するのに最も有効であることを証明した。本発明において、ＮｂとＴｉとの複合添加量は0.03≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦0.06％を満足すべきである。

Ｔｉの加入量は鋼中のＮ加入量と対応されている。鋼中のＴｉとＮとの含有量をより低い範囲内にコントロールすると、熱間圧延の時に、鋼中に大量な細小・分散のＴｉＮ粒子を形成する。同時に鋼中のＴｉ/Ｎを3.42以下にコントロールすることでＴｉの全部をＴｉＮに形成することを保証できる。細小であり且つ良好な高温安定性を有するナノ級ＴｉＮ粒子は圧延過程でオーステナイト結晶粒を有効的に微細化できる。Ｔｉ/Ｎが3.42を超えると、鋼中で粗大のＴｉＮ粒子を形成しやすいため、鋼板の衝撃靱性へ不利の影響を引き起こし、粗大のＴｉＮ粒子が断裂のひび來源になる。一方で、Ｔｉの含有量が低すぎてはいけない。なければ、形成されたＴｉＮ粒子の数量は少なすぎるため、オーステナイト結晶粒を微細化する作用を発揮できない。そうすると、鋼中のＴｉ含有量を適当な範囲にすべきである。通常のＴｉ加入量は0.01〜0.03%である。

Ｃｒは本発明中の重要な元素である。超低炭素鋼は他の合金元素を加入しないと、その自身の焼入性は悪いであり、より厚い鋼板が全体でマルテンサイト組織を獲得しにくく、一定量のベイナイトを含有して、鋼強度を低下するはずである。Ｃｒを鋼に加入することは超低炭素鋼の焼入性を向上する。同時にＣｒの加入は、鋼の焼入れ冷却後に得られたマルテンサイト組織をより微細化し、針状と類似な特徴を有して、強度と衝撃靱性を向上するのに有益である。Ｃｒの含有量は低すぎると、超低炭素鋼の焼入性を向上する作用が有限である。そうすると、Ｃｒの含有量を0.1〜0.5%にすることは適当である。

Ｍｏは本発明中の重要な添加元素である。Ｍｏは鋼の焼入性を向上でき、パーライトへの変態を顕著に延ばす。本発明でＭｏ加入の最主要な目的は超低炭素マルテンサイト鋼の抗焼き戻し軟化能力を向上するものである。Ｍｏ含有量は一般的に0.1％以上であると、焼入性と抗焼き戻し軟化を向上する作用を発揮できる。Ｍｏが貴金属であることを配慮すると、その含有量を一般的に0.5％以内にする。そうすると、Ｍｏ含有量を0.1〜0.5%にコントロールする。ＣｒとＭｏとは、焼入性を向上して超低炭素マルテンサイト鋼の抗焼き戻し軟化能力を向上する方面で一定な類似性を有するため、両者が部分的に代替できる。本発明に要求されたＣｒとＭｏとの複合添加量は0.3%≦Cr+Mo≦0.6%を満足する。

Ｂは本発明中の重要元素の一つである。Ｂを鋼中に加入すると、超低炭素鋼の臨界焼入れ冷速を顕著に向上できる。微量でＢを加入すると、鋼の臨界冷却速度を2〜3倍で向上でき、所定の厚い鋼板にオンライン焼入れの時にも全体で超低炭素マルテンサイト組織を得られることをさせる。Ｂは鋼中に加入されると、ずっと共析フェライトよりも先に析出され、超高強度鋼を獲得できる。Ｂ含有量を5ｐｐｍ以上にすべきであり、それによってその焼入性の作用を発揮し始める。だが、Ｂ含有量が多すぎてはいけない。なければ、余分のＢは結晶粒界付近に偏析され、鋼中のＮと結合してＢＮなどの脆性析出物を形成して、結晶粒界の結合強度を低下して、鋼の低温衝撃靱性を顕著に低下する。そうすると、Ｂ含有量を一般的に5〜25ｐｐｍにすると、良好な効果を獲得できる。

特別に説明する必要があるのは、本発明の成分設計中で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの元素のいずれも実際的に肝要な元素である。鋼自身のＣ含有量はとても低いであるため、その焼入性も相応的により低いである。マルテンサイトを得るのにとても高い臨界焼入れ速度が必要であり、通常に100℃/s以上あるいはより高いである。このような焼入れ速度は一部の厚い鋼巻にとって達成しにくい冷速である。そうすると、臨界焼入れ速度を低下するために、Ｂを加入する方法は経済的な面から見ると良い方法の一つである。ＮｂとＴｉの主要目的について、元素の作用で詳細に記載されているが、説明する必要があるのは、ＮｂとＴｉとの複合加入はより細小なオーステナイト結晶粒を獲得できるが、オーステナイト結晶粒は小さいほど、その臨界焼入れ速度が高いため、両者は実際に一定な矛盾を有する。そうすると、該意義から言うと、ＣｒとＭｏをさらに加入することは、より低い冷速でマルテンサイトを得るのに肝要なものである。同時にＣｒとＭｏの加入は、溶接熱影響領域の軟化を減少するのに重要な作用を発揮する。鋼の基体組織が高強度の超低炭素マルテンサイトであるが、鋼板の溶接後の熱影響領域を軟化しないように、一定量のＣｒとＭｏを加入すべきである。そうすると、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの選択とその含有量の確定は非常に重要である。

Ｏは製鋼過程中の不可避元素である。本発明に対しては、鋼中のＯ含有量はＡｌの脱酸後に一般的に30ｐｐｍ以下に達成するため、鋼板の性能へ顕著な不利影響を及ばない。そうすると、鋼中のＯ含有量を0.0003%以内にする。

本発明の降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼の製造方法は下の工程を含む：
1）、製錬、鋳造工程：前記成分のように、回転炉或いは電炉を使用して製錬して真空炉で二次精錬して、スラブ或いはインゴットにする；
2）、加熱工程：加熱温度1100〜1200℃に1〜2時間で保持して前記スラブ或いはインゴットを加熱する；
3）、熱間圧延工程：圧延開始温度が1100〜1100℃であり、950℃以上のマルチパスおよび大圧下で且つ累計変形量≧50％であり、その後、中間スラブの温度が900〜950℃になってから、最後の3〜5パスの圧延を行い、且つ累計変形量≧70％である；
4）、オンライン焼き入れの工程：フェライトの析出開始温度以上の800〜900℃の間に、≧5℃/sの冷速でＭｓ点以下のある温度或いは室温まで快速にオンライン焼き入れして、微細超低炭素ラスマルテンサイトを得られる。

本発明の製造方法では、鋼スラブの加熱温度が1100℃よりも低いであり、且つ保温時間が短すぎると、合金元素の均一化へ不利である。温度が1200℃を超えると、製造コストを増加することだけではなくて、鋼スラブの加熱質量も低下する。そうすると、鋼スラブの加熱温度を一般的に1100〜1200℃にするのは適当である。

類似に、保温時間をも一定範囲にコントロールする必要である。保温時間が短すぎると、例えば、Ｓｉ、Ｍｎなどの溶質原子の拡散は不十分であり、鋼スラブの加熱質量を保証できない。保温時間が長すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大になり、製造コストを増加する。そうすると、保温時間を1〜2時間にコントロールすべきである。加熱温度が高いほど、相応な保温時間を適当に短縮する。

圧延工程で最終圧延温度をコントロールして、要求された範囲で最終圧延温度をできるだけ低下することは結晶粒微細化へ有利である。

本発明の有益効果：
本発明は新規な超低炭素マルテンサイト組織を設計することによって、高強度を獲得した同時に、非常に優れた低温および超低温衝撃靱性を有した。ＮｂとＴｉとの複合添加およびその添加量を一定範囲にコントロールすることによって、旧オーステナイト粒のサイズをできるだけ微細化して、超低炭素マルテンサイト組織中のマルテンサイトラスのサイズを微細化できた。同時に、ＣｒとＭｏを要求範囲内で複合添加するのは、鋼の焼入性と抗焼き戻し軟化能力を向上できた。Ｍｎ含有量をより高い範囲内にコントロールすることで、炭素含有量の低下による強度の損失を補償し、同時にマルテンサイト組織を微細化できた。合理的な成分設計によって、連続熱間圧延工程とオンライン焼入れを使用して、降伏強度が800ＭＰａ以上であり、且つ優れた低温衝撃靱性を有する高強度構造用鋼を製造でき、低温環境下で使用された工程機械などの業界に用いられる。

本発明の技術は、降伏強度≧800ＭＰａ、引張強度≧900MPa、厚みが3〜12ｍｍの高靱性熱間圧延高強度鋼を製造するのに用いられ、その鋼板が非常に優れた低温衝撃靱性を有し、同時に良好な伸び率（≧13％）を有して、優れた高強度、高靱性および良好な塑性との整合を表した。そうすると、下の幾つかの方面の有益効果を持ち出した。

1、鋼板は優れた強度と低温衝撃靱性と塑性との整合を有した。本発明の技術を使用したことで、降伏強度が800ＭＰａ以上であり、伸び率≧13％、特に優れた低温衝撃靱性を獲得できた。鋼板の衝撃エネルギーは0〜-80℃の間で依然として超高の衝撃靱性を保持して、延性脆性遷移温度が-80℃よりも低いであるため、低温環境下で使用された工程機械などの業界に広く用いられる。

2、本発明の技術を使用したことで、生産工程が簡単であり、Ｍｓ点以下までオンライン焼入れしただけで、優れた低温衝撃靱性を有する熱間圧延高強度高靱性構造用鋼を製造でき、生産工程が簡単になり、鋼板の性能が優れた。

図面の簡単な説明
本発明の具体的な特徴と性能は下の実施例およびその図でさらに説明する。

図1は本発明製造工程の概要図である；図2は本発明鋼実施例1の典型金相写真である；図3は本発明鋼実施例2の典型金相写真である；図4は本発明鋼実施例3の典型金相写真である；図5は本発明鋼実施例4の典型金相写真である；図6は本発明鋼実施例5の典型金相写真である。

発明を実施するための形態
以下、実施例と図と結合しながら、本発明についてさらに説明する。

本発明鋼成分の実施例について表1を参照。表2は本発明鋼実施例の製造工程であり、表3は本発明鋼の実施例の力学性能である。

本発明実施例のプロセスフロー：回転炉或いは電炉製錬→真空炉二次精錬→スラブ（インゴット）→スラブ（インゴット）再加熱→熱間圧延＋オンライン焼入れ工程→鋼巻。その中で、スラブ（インゴット）加熱温度：1100〜1200℃、保温時間：1〜2時間、圧延開始温度：1000〜1100℃、950℃以上のマルチパスおよび大圧下で且つ累計変形量≧50％であり、その後、中間スラブの温度が900〜950℃になってから、最後の3〜5パスの圧延を行い、且つ累計変形量≧70％である。フェライトの析出開始温度以上の800〜900℃の間に、＞5℃/sの冷速でＭｓ点以下のある温度或いは室温まで快速にオンライン焼き入れして、微細超低炭素ラスマルテンサイトを得られる。図1のようになる。

図2〜図6は実施例1〜5の実験鋼の典型金相写真を提供した。
金相写真から明確に分かるように、鋼板の組織は細小のラスマルテンサイトである。圧延方向に沿って明瞭に分かるように、旧オーステナイト粒界が扁平状であり、その幅が約6〜7μmであり、細小の旧オーステナイト等価結晶粒サイズを有した。旧オーステナイト粒は小さいほど、鋼板の焼入れ後のラスが小さいであり、強度が高い且つ低温衝撃靱性が良い。走査型電子顕微鏡によって下の内容を発見した。つまり、鋼板を室温まで焼入れするときに、炭化物を形成するのに間に合わなかったため、組織中に基本的に炭化物が含有されなかった。例えば、150℃、250℃、350℃の異なる温度まで焼入れするときに、鋼板の組織に一定数量の炭化物が含有された。合金自身が超低炭素の設計であるため、析出された炭化物の数量が有限であり、強度への貢献が小さい。

前記のように、本発明は、超低炭素マルテンサイトの設計思想を使用して、ＮｂとＴｉの複合添加によってオーステナイト結晶粒のサイズを細小にできた。ＣｒとＭｏとの複合添加は焼入性と抗焼き戻し軟化能力を向上できた。連続熱間圧延工程を利用して、直接焼入れ或いは低温巻取工程によって、超低炭素マルテンサイト組織を獲得し、高強度（降伏強度≧800MPa）であると同時に、-80℃の条件の下でも優れた衝撃靱性（-80℃衝撃エネルギー＞100Ｊ、実際に基本的に150Ｊ以上に達成した）を依然として有した。これは目前の類似な超低炭素ベイナイト鋼設計思想で達成できない性能である。以前は、強度が低いであるが、衝撃靱性が本発明のと相当だった。或いは、強度が相当であるが、衝撃靱性が劣化された。これに対し、本発明はそれらの二つのメリットを集合した。

Claims

重量百分率表示で、Ｃ：0.02〜0.05%、Ｓｉ≦0.5%、Ｍｎ：1.5〜2.5%、Ｐ≦0.015%、Ｓ≦0.005%、Ａｌ：0.02〜0.10％、Ｎ≦0.006%、Ｎｂ：0.01〜0.05％、Ｔｉ：0.01〜0.03%、0.03≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦0.06％、Ｃｒ：0.1〜0.5%、Ｍｏ：0.1〜0.5%、Ｂ：0.0005〜0.0025%、残部がFeおよび不可避不純物である降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼。
前記熱間圧延高強度鋼の降伏強度≧800ＭＰａ、引張強度≧900MPa、伸び率≧13％、-80℃衝撃エネルギーが100Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼。
前記熱間圧延高強度鋼の顕微組織がラスマルテンサイトであることを特徴とする請求項１或いは2に記載の降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼。
1）製錬、鋳造工程：請求項1に記載の成分のように、回転炉或いは電炉を使用して製錬して真空炉で二次精錬して、スラブ或いはインゴットにする；
2）加熱工程：加熱温度1100〜1200℃に1〜2時間で保持して前記スラブ或いはインゴットを加熱する；
3）熱間圧延工程：圧延開始温度が1100〜1100℃であり、950℃以上のマルチパスおよび大圧下で且つ累計変形量≧50％であり、その後、中間スラブの温度が900〜950℃になってから、最後の3〜5パスの圧延を行い、且つ累計変形量≧70％である；
4）オンライン焼き入れの工程：フェライトの析出開始温度以上の800〜900℃の間に、≧5℃/sの冷速でＭｓ点以下のある温度或いは室温まで快速にオンライン焼き入れして、微細超低炭素ラスマルテンサイトを得られることを含むことを特徴とする請求項１に記載の降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼の製造方法。
前記熱間圧延高強度鋼の降伏強度≧800ＭＰａ、引張強度≧900MPa、伸び率≧13％、-80℃衝撃エネルギーが100Ｊ以上であることを特徴とする請求項4に記載の降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼の製造方法。
前記熱間圧延高強度鋼の顕微組織がラスマルテンサイトであることを特徴とする請求項4または5に記載の降伏強度800ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼の製造方法。