JP2018131678A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2018131678A JP2018131678A JP2017028135A JP2017028135A JP2018131678A JP 2018131678 A JP2018131678 A JP 2018131678A JP 2017028135 A JP2017028135 A JP 2017028135A JP 2017028135 A JP2017028135 A JP 2017028135A JP 2018131678 A JP2018131678 A JP 2018131678A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- hardness
- plate thickness
- tempered
- steel
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】大型産業機械の回転機構を構成する歯車の素材に関するもので、表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ板厚中心部の低温靭性に優れた板厚２００ｍｍ超の厚鋼板およびその製造方法の提供【解決手段】所定の成分を含有し、Ａｌ×Ｎが２．０×１０−４以上を満足し、下記式（１）を満足し、金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種または２種を合計で面積率で９９％以上であって、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーの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以上であることを特徴とする、高強度鋼板。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．７０（１）［Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは夫々の元素の質量％］【選択図】図１
Description
本発明は、例えばロータリーキルン（セメント製造などに用いる回転式の窯）に代表される大型産業用機械の回転機構を構成する巨大な歯車の素材に関するものであり、特に板厚が２００ｍｍ超であって、板厚中心部の−４０℃でのＣ方向吸収エネルギーが２０Ｊ以上であり、表層の硬度がＨＢ３３０以上、板厚中心部の硬度がＨＢ３００以上であることを特徴とする、表層と板厚中心部の硬度に優れ、かつ板厚中心部の低温靭性に優れた厚鋼板と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、表層ＨＢ３３０以上、板厚中心部ＨＢ３００以上の硬度が求められ、さらに寒冷地での使用に際しては板厚中心部の-４０℃でのＣ方向吸収エネルギー≧２０Ｊの靭性が求められる。上記用途に用いられる鋼板は歯車加工後に歪み取り焼鈍を加えられるが，この際に材質が変化しないよう、素材となる鋼板は予め５００℃以上で焼戻しされなければならない。
近年，歯車の大型化を志向し，従来にない板厚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ため、（焼戻し後も）中心部の硬度が得難くなる。
単に硬度をあげるだけの成分設計では靭性の低下を生じるため、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つつ、かつ−４０℃での低温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。
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ため、（焼戻し後も）中心部の硬度が得難くなる。
単に硬度をあげるだけの成分設計では靭性の低下を生じるため、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つつ、かつ−４０℃での低温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。
たとえば特許文献１に示される方法ではＣ量およびＤＩの範囲を規定することで板厚１２０ｍｍまでの耐磨耗鋼を製造しているが、焼入れ時の冷却速度が遅くなる板厚２００ｍｍ超において板厚中心部の硬度を保証しうるものではない。また、後述する本発明と比してＣ量が多く、靭性は０℃までの試験に留まり、ｖＥ−４０℃≧２０Ｊを保証しうるものではない。
そこで、成分バランス調整だけでなく製造プロセスの改良によって、板厚中心部の硬度および／または靭性を上げることが行われるが、板厚２００ｍｍ超に於いて硬度と低温靭性を両立するうえで有効な手段は確立されていない。
たとえば特許文献２に示される方法では、圧延直前の水冷実施と圧延時の表面温度を規定することで板厚中心部の機械的性質を考慮した鋼板を製造しているが、最大板厚が１００ｍｍ程度であり，焼入れ時の冷却速度が遅くなる板厚２００ｍｍ超の鋼板に於いて中心部の硬度を保証しうるものではない。また、当該文献では圧延時の表面温度が１０００℃以下の低温圧延を実施しているが、低温での圧延は変形抵抗の増大により内部空隙の圧着にも不利である事から、板厚２００ｍｍを超える極厚材の製造には適していない。
特許文献３に示される方法では、Ｂ添加鋼を焼入れ前に１−２時間保持することで機械的性質を改善しているが、ボロンによる硬度上昇を主眼とした製法特許であり、靭性は０℃までの試験に留まる。後述する本発明と比して、結晶粒の細粒化に寄与するＡｌならびにＡｌ×Ｎ量が低く、ＡｌＮを微細析出させるために事前に溶体化する工程がないことからも、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギー≧２０Ｊを保証しうるものではない。
Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ：Ｔｈｅ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ｏｆ ｓｔｅｅｌｓ
以上の背景の下、本発明は従来から製造の困難であった、特に板厚が２００ｍｍ超であって、板厚中心部の−４０℃でのＣ方向吸収エネルギーが２０Ｊ以上であり、表層の硬度がＨＢ３３０以上、板厚中心部の硬度ＨＢで３００以上であることを特徴とする厚鋼板とその製造方法を提供する。
本発明の目的は、板厚が２００ｍｍ超であって、板厚中心部の−４０℃でのＣ方向吸収エネルギーが２０Ｊ以上であり、表層の硬度がＨＢ３３０以上、板厚中心部の硬度ＨＢで３００以上である厚鋼板を提供することであって、その要旨とするところは
（１）質量％にて、Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下、Ｓｉ：０．００％以上、０．４０以下、Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．６０％以上、１．５０％以下、Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、Ｎ：０．００２５％以上、０．００７０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｐ：０．０００％以上、０．０１００％以下、Ｓ：０．０００％以上、０．００２０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ×Ｎが２．０×１０−４以上を満足し、下記式（１）を満足し、鋼の組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種または２種を合計で面積率で９９％以上であって、残りの組織はフェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされないマルテンサイト、焼戻されないベイナイトであり、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーの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以上であることを特徴とする、高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．７０ （１）
ここでＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれの元素の質量％。
（２）上記成分に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、のうち１種類以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
（３）質量％にて、Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下、Ｓｉ：０．００％以上、０．４０以下、Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．６０％以上、１．５０％以下、Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、Ｎ：０．００２５％以上、０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｐ：０．０００％以上、０．０１００％以下、Ｓ：０．０００％以上、０．００２０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ×Ｎが２．０×１０−４以上を満足し、
下記式（１）を満足する成分の鋼を、下式（２）で計算されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ（℃）以上へ加熱後・熱間圧延し、５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度Ｔ（℃）ならびに処理時間ｔｐ（Ｈｒ）が下式（３）を満たすように加熱する析出処理の後、常温まで冷却またはそのまま昇温し、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下に再加熱し水冷する焼入れ処理、５００℃以上５５０℃以下で焼戻して常温まで冷却することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．７０ （１）
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）） （２）
Ｌｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７ （３）
ここでＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｎ、はそれぞれの元素の質量％。
（４）上記成分に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、のうち１種類以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法。
（１）質量％にて、Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下、Ｓｉ：０．００％以上、０．４０以下、Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．６０％以上、１．５０％以下、Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、Ｎ：０．００２５％以上、０．００７０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｐ：０．０００％以上、０．０１００％以下、Ｓ：０．０００％以上、０．００２０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ×Ｎが２．０×１０−４以上を満足し、下記式（１）を満足し、鋼の組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種または２種を合計で面積率で９９％以上であって、残りの組織はフェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされないマルテンサイト、焼戻されないベイナイトであり、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーの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以上であることを特徴とする、高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．７０ （１）
ここでＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれの元素の質量％。
（２）上記成分に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、のうち１種類以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
（３）質量％にて、Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下、Ｓｉ：０．００％以上、０．４０以下、Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下、Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０．６０％以上、１．５０％以下、Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下、Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、Ｎ：０．００２５％以上、０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｐ：０．０００％以上、０．０１００％以下、Ｓ：０．０００％以上、０．００２０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ×Ｎが２．０×１０−４以上を満足し、
下記式（１）を満足する成分の鋼を、下式（２）で計算されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ（℃）以上へ加熱後・熱間圧延し、５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度Ｔ（℃）ならびに処理時間ｔｐ（Ｈｒ）が下式（３）を満たすように加熱する析出処理の後、常温まで冷却またはそのまま昇温し、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下に再加熱し水冷する焼入れ処理、５００℃以上５５０℃以下で焼戻して常温まで冷却することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．７０ （１）
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）） （２）
Ｌｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７ （３）
ここでＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｎ、はそれぞれの元素の質量％。
（４）上記成分に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、のうち１種類以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明により、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーの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、かつ表層と中心部の硬度差の少ない板厚２００ｍｍ超の厚鋼板を得ることが出来、その存在意義は大きい。
以下、詳細に説明する。
第一に、板厚２００ｍｍ超の中心部でＨＢ３００級の硬度と−４０℃靭性を両立するためには、Ａｌは０．０５０％以上を添加する必要があり、Ａｌ×Ｎは２．０×１０−４以上とする必要がある。これは細粒化のためにＡｌＮをピン止め粒子として活用するための成分要件である。
一般的には結晶粒の細粒化はピン止め粒子の活用または低温圧延によって達成されるが、板厚２００ｍｍ超では圧延による細粒化が困難であるため、ピン止め粒子を分散させることが重要となる。
図１に示すように、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ＡｌＮの総量が十分でないため結晶粒径が５０μｍ超となり、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギー≧２０Ｊが得られない。また、Ａｌ≧０．０８５％となった場合は粗大ＡｌＮの生成により板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギー≧２０Ｊが確保できなくなるため、上限は０．０８５％に規制される。
一般的には結晶粒の細粒化はピン止め粒子の活用または低温圧延によって達成されるが、板厚２００ｍｍ超では圧延による細粒化が困難であるため、ピン止め粒子を分散させることが重要となる。
図１に示すように、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ＡｌＮの総量が十分でないため結晶粒径が５０μｍ超となり、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギー≧２０Ｊが得られない。また、Ａｌ≧０．０８５％となった場合は粗大ＡｌＮの生成により板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギー≧２０Ｊが確保できなくなるため、上限は０．０８５％に規制される。
第二に、板厚２００ｍｍ超で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り、そのために下式（１）のＣｅｑで０．７０以上を満足する必要がある。これは軟質組織であるフェライトの生成を回避するためである。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素記号は成分組成を意味し、質量％である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素記号は成分組成を意味し、質量％である。
第三に、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、下式（２）で予想されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ（℃）以上での加熱後圧延し、固溶したＡｌＮを微細析出させるため、圧延後かつ焼き入れ加熱前に、５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度Ｔ（℃）ならびに処理時間ｔｐ（Ｈｒ）が下式（３）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−Ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）） （２）
Ｌｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７ （３）
圧延前に溶体化を実施しなかった場合は、鋳造時に生じた粗大ＡｌＮが残存し、鋼中のＡｌＮの総量が減るため、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。なお、上式（２）の溶体化温度は、非特許文献１などに記載されている公知のものである。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−Ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）） （２）
Ｌｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７ （３）
圧延前に溶体化を実施しなかった場合は、鋳造時に生じた粗大ＡｌＮが残存し、鋼中のＡｌＮの総量が減るため、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。なお、上式（２）の溶体化温度は、非特許文献１などに記載されている公知のものである。
図２に示すように、ＡｌＮのピン止め作用を得るためには、適切な温度・時間で析出処理を実施する必要がある。図中×印で示したＬｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］＜８．７となる処理条件ではＡｌＮの析出が十分に行われないためピン止め効果が発揮できず、靭性を確保できない。一方、温度がＡｃ1を超えた場合、α-γ二相域での保持となるため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靭性を確保できない。処理時間の上限は、機械的性質の観点からは特に規制されるものではないが、工業上の生産効率の観点から５日間＝１２０Ｈｒを上限とする。
図３に析出処理有無でのＣｅｑと硬度の関係を示す。特許文献３に示されるように、本発明の析出処理は靭性向上だけで無くボロンの焼入れ性向上を通じた硬度上昇にも寄与している。発明者らは、板厚２００ｍｍ超の鋼板に於いては、析出処理を実施した場合でもＣｅｑ＜０．７０の領域では中心部の硬度がＨＢ３００未満となること、硬度の不足はフェライトの生成によるものであることを知見した。すなわち、板厚２００ｍｍ超の厚鋼板でも焼入れ冷却中にフェライトを生じない条件として、式（１）で定義されるＣｅｑが０．７０以上である必要がある事を見出した。
第四に、表層ならびに中心部の硬度を確保するには、単に成分を最適化するのみではなく、焼戻し温度が５００℃以上、５５０℃以下を満足する必要がある。
歯車の施工上の要件（歪み取り焼鈍での材質の低下防止）から、焼戻し温度は５００℃以上とする必要がある。加えて、組織を十分に焼戻し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、本発明者らは焼き戻し温度と表層ならびに中心部の硬度の関係を検討し，図４に示すように、５５０℃超の焼戻しで急激に硬度が低下し、表層ＨＢ３３０および中心部ＨＢ３００が確保できなくなるため、焼き戻し温度は５５０℃以下とする必要があることを知見した。
次に、成分系について説明する。
Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下
Ｃは焼き入れ組織の硬さを高め硬度向上に有効な元素であり０．１０％を下限とする。一方で過剰な添加は靭性を損なうため、上限を０．１４％とする。
Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下
Ｃは焼き入れ組織の硬さを高め硬度向上に有効な元素であり０．１０％を下限とする。一方で過剰な添加は靭性を損なうため、上限を０．１４％とする。
Ｓｉ：０．００％以上、０．４０以下
Ｓｉは脱酸材として、また強度を改善させるためにも有効な元素ではあるが、多量の添加は焼戻し脆性を助長し靭性を低下させるため低減させることが好ましく、上限を０．４０％とする。一方、下限は０．００％でも構わないが、溶鋼精錬時の脱酸効率や脱酸コストの観点から、０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｓｉは脱酸材として、また強度を改善させるためにも有効な元素ではあるが、多量の添加は焼戻し脆性を助長し靭性を低下させるため低減させることが好ましく、上限を０．４０％とする。一方、下限は０．００％でも構わないが、溶鋼精錬時の脱酸効率や脱酸コストの観点から、０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下
Ｍｎは脱酸材として、また焼き入れ性を改善し強度向上に有効な元素であるが、過剰な添加は焼戻し脆性を助長して靭性を低下させるため上限を１．５０％とする。下限については特に規制されるものではないが、他の合金と比べて安価にＣｅｑを確保できるため０．９０％を下限として添加する。
Ｍｎは脱酸材として、また焼き入れ性を改善し強度向上に有効な元素であるが、過剰な添加は焼戻し脆性を助長して靭性を低下させるため上限を１．５０％とする。下限については特に規制されるものではないが、他の合金と比べて安価にＣｅｑを確保できるため０．９０％を下限として添加する。
Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下
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が、多量の添加によって熱間加工時の割れを生じるほか金属Ｃｕの析出などで靭性を低下させるため上限を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り、下限について特に規制されるものではなく、代替できれば０．００％でも構わないが、精錬による皆無化が困難な合金元素であり、０．０２％を下限とすることが好ましい。
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が、多量の添加によって熱間加工時の割れを生じるほか金属Ｃｕの析出などで靭性を低下させるため上限を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り、下限について特に規制されるものではなく、代替できれば０．００％でも構わないが、精錬による皆無化が困難な合金元素であり、０．０２％を下限とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下
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り、０．２０％以上が添加されるが、過度の添加では効果が飽和するうえ、高価な合金であるＮｉの多量添加は製造コストの悪化を招くため、工業生産が成り立つ範囲として、上限を１．００％とする。
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り、０．２０％以上が添加されるが、過度の添加では効果が飽和するうえ、高価な合金であるＮｉの多量添加は製造コストの悪化を招くため、工業生産が成り立つ範囲として、上限を１．００％とする。
Ｃｒ：０．６０％以上、１．５０％以下、Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下
Ｃｒ・Ｍｏは焼き入れ性を改善し中心部硬度を上げるうえ、析出硬化により表層ならびに中心部の硬度を底上げする重要な元素であり、Ｃｒ・Ｍｏともに０．６０％以上が添加されるが、多量の添加は合金炭化物形成により却って靭性を低下させるため、Ｃｒは上限を１．５０％、Ｍｏは上限を１．００％とする。
Ｃｒ・Ｍｏは焼き入れ性を改善し中心部硬度を上げるうえ、析出硬化により表層ならびに中心部の硬度を底上げする重要な元素であり、Ｃｒ・Ｍｏともに０．６０％以上が添加されるが、多量の添加は合金炭化物形成により却って靭性を低下させるため、Ｃｒは上限を１．５０％、Ｍｏは上限を１．００％とする。
Ｖ：０．０００％以上、０．０５０％以下
Ｖは炭化物の形成・焼入れ性の改善を通じて母材強度を向上させるが、多量の添加は合金炭化物形成による靭性の低下を引き起こすため上限を０．０５０％とする。Ｃｅｑを高めることでフェライトの抑制に寄与するが、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ことから、下限について特に規制されるものではなく、代替できれば０．０００％でも構わないが、皆無化が困難な合金元素であり、不可避的不純物として含まれる量として０．００３％を下限とすることが好ましい。
Ｖは炭化物の形成・焼入れ性の改善を通じて母材強度を向上させるが、多量の添加は合金炭化物形成による靭性の低下を引き起こすため上限を０．０５０％とする。Ｃｅｑを高めることでフェライトの抑制に寄与するが、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ことから、下限について特に規制されるものではなく、代替できれば０．０００％でも構わないが、皆無化が困難な合金元素であり、不可避的不純物として含まれる量として０．００３％を下限とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、
Ａｌは脱酸材として有効な元素であるとともに、鋼中Ｎと結びついてＡｌＮを形成し組織の細粒化に寄与し、靭性の確保に寄与するため０．０５０％以上が添加されるが、過剰な添加は粗大ＡｌＮにより靭性の低下ならびに鋳片の割れを生じるため上限を０．０８５％とする。
Ａｌは脱酸材として有効な元素であるとともに、鋼中Ｎと結びついてＡｌＮを形成し組織の細粒化に寄与し、靭性の確保に寄与するため０．０５０％以上が添加されるが、過剰な添加は粗大ＡｌＮにより靭性の低下ならびに鋳片の割れを生じるため上限を０．０８５％とする。
Ｎ：０．００２５％以上、０．００７０％以下、
Ｎは合金元素と窒化物・炭窒化物を形成し細粒化に寄与し靭性確保に寄与するため０．００２５％を下限として添加される。一方で鋼中に過剰に固溶した場合ならびに粗大な窒化物・炭窒化物を形成した場合は靭性を低下させるため、０．００７０％を上限とする。
Ｎは合金元素と窒化物・炭窒化物を形成し細粒化に寄与し靭性確保に寄与するため０．００２５％を下限として添加される。一方で鋼中に過剰に固溶した場合ならびに粗大な窒化物・炭窒化物を形成した場合は靭性を低下させるため、０．００７０％を上限とする。
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下
Ｂは微量の添加により鋼の焼入れ性を改善し中心部硬度を向上させ、これに伴いΔＨＢを低減させる元素であり、０．０００５％以上が添加される。しかし、添加過剰となった場合は粗大な金属の炭硼化物を形成し靭性が低下するため、上限を０．００２０％とする。
Ｂは微量の添加により鋼の焼入れ性を改善し中心部硬度を向上させ、これに伴いΔＨＢを低減させる元素であり、０．０００５％以上が添加される。しかし、添加過剰となった場合は粗大な金属の炭硼化物を形成し靭性が低下するため、上限を０．００２０％とする。
Ｐ：０．０１００％以下
Ｐは鋼中に含有される不純物元素であり、粒界脆化を助長し靭性を低下させる有害元素であるため、出来るだけ少ないことが好ましく、０．０１００％以下まで低減される。下限は０．０００％が望ましいが精錬コストの増大ならびに生産性の低下の観点から、０．００１０％とすることが好ましい。
Ｐは鋼中に含有される不純物元素であり、粒界脆化を助長し靭性を低下させる有害元素であるため、出来るだけ少ないことが好ましく、０．０１００％以下まで低減される。下限は０．０００％が望ましいが精錬コストの増大ならびに生産性の低下の観点から、０．００１０％とすることが好ましい。
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｓは鋼中に含有される不純物元素であり、偏析および硫化物の形成を通じて靭性を低下させる元素であるため、出来るだけ少ないことが好ましく、０．００２０％以下まで低減される。下限は０．０００％が望ましいが精錬コストの増大ならびに生産性の低下の観点から、０．０００４％とすることが好ましい。
Ｓは鋼中に含有される不純物元素であり、偏析および硫化物の形成を通じて靭性を低下させる元素であるため、出来るだけ少ないことが好ましく、０．００２０％以下まで低減される。下限は０．０００％が望ましいが精錬コストの増大ならびに生産性の低下の観点から、０．０００４％とすることが好ましい。
さらに目的に応じて、析出物や介在物に影響を与える元素として、以下の選択元素を添加してもよい。
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｎｂは炭窒化物を形成し鋼の内部組織の細粒化に寄与する元素であり０．００１％以上を含有させることが出来る。しかし、多量の添加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ため上限を０．０５０％とする。
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｎｂは炭窒化物を形成し鋼の内部組織の細粒化に寄与する元素であり０．００１％以上を含有させることが出来る。しかし、多量の添加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ため上限を０．０５０％とする。
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下
Ｔｉは安定な窒化物を形成し組織の細粒化に寄与する元素であり、０．００１％以上を含有させることが出来る。しかし、Ｔｉの過剰添加は粗大窒化物による靭性低下を生じるため、添加量は０．０２０％を上限とする。
Ｔｉは安定な窒化物を形成し組織の細粒化に寄与する元素であり、０．００１％以上を含有させることが出来る。しかし、Ｔｉの過剰添加は粗大窒化物による靭性低下を生じるため、添加量は０．０２０％を上限とする。
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｃａ、Ｍｇ、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とで鋼の機械的性質を改善させることができるため、０．０００１％以上含有させることができる。しかし、過剰に添加す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ため、上限を０．００３０％とする。
Ｃａ、Ｍｇ、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とで鋼の機械的性質を改善させることができるため、０．０００１％以上含有させることができる。しかし、過剰に添加す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ため、上限を０．００３０％とする。
次に、組織について説明する。
組織：焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイト
本発明では、鋼の組織を焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種または２種を合計で面積率で９９％以上であって、残りの組織はフェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされないマルテンサイト、焼戻されないベイナイトである。
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生じ易く、表層との硬度差の原因になるため、存在しない方が好ましい。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ため、存在しない方が好ましい。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ため、フェライト析出の回避によって同時に抑制される。
組織：焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイト
本発明では、鋼の組織を焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種または２種を合計で面積率で９９％以上であって、残りの組織はフェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされないマルテンサイト、焼戻されないベイナイトである。
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生じ易く、表層との硬度差の原因になるため、存在しない方が好ましい。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ため、存在しない方が好ましい。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ため、フェライト析出の回避によって同時に抑制される。
残留オーステナイトならびに焼戻しされない組織は脆性破壊起点となり鋼材の靭性を低下させるため、存在しない方が好ましい。本鋼材は５００℃以上の焼き戻しを実施するため、基本的に生じない。
本鋼材における上記の有害組織および不可避的組織（フェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされないマルテンサイト、焼戻されないベイナイト）は先述の成分・製法によって皆無化されることが望ましい。尚、残留オーステナイトの組織分率は、その測定方法から体積％となるが、便宜上特に換算せずに他の組織の面積％に合計する。
マルテンサイトとベイナイトは焼戻した後の判別は困難であるため、面積率は焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトをあわせたものを用いる。尚、各組織の観察方法は後述する。
本発明の厚鋼板の素材となる鋼塊は、上記した成分組成の鋼を転炉・電気炉等の通常の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊-分塊法等の公知の方法で製造することができ、特に制限はない。
次に製造方法について述べる。
まず、上記の鋼成分組成のスラブを、連続鋳造あるいは、造塊分塊法によって鋳造し、得られた鋼塊を下式２で表されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ以上、１２５０℃以下の温度で加熱する。目標とする加熱温度は、前述の様に析出処理に先立ってＡｌＮを固溶させる必要があるため、その下限を下式（２）で表される温度Ｔｓとするが、１２５０℃を超える温度に加熱されると、鋼板のスケールが剥離できず、鋼板表面疵が発生してしまうことから、その上限を１２５０℃とする。
加熱鋼塊を圧延後、前述の様に５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度T（℃）ならびに処理時間ｔｐ（Ｈｒ）が下式（３）を満たすように加熱する析出処理の後、Ａｃ３変態点以上に再加熱し水冷する焼入れ処理、および５００℃以上５５０℃以下の温度で加熱し冷却する焼戻し処理を行なう。焼入れ時にＡｃ３変態点以上に再加熱する理由はオーステナイト単相組織とし、焼入れ後および焼戻し後の鋼板組織・材質を均質化するためである。Ａｃ１点は下式（４）の経験式から、Ａｃ３点は下式（５）の経験式から求められる。
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−ｌｏｇ［Ａｌ］［Ｎ］） ‥‥（２）
Ｌｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７ ‥‥（３）
Ａｃ１＝７５０−２５×Ｃ＋２２×Ｓｉ−４０×Ｍｎ−３０×Ｎｉ＋２０×Ｃｒ＋２５×Ｍｏ ‥‥（４）
Ａｃ３＝９３７．２−４７６．２×Ｃ＋５６×Ｓｉ−１９．７×Ｍｎ−１６．３×Ｃｕ−２６．６×Ｎｉ−４．９×Ｃｒ＋３８．１×Ｍｏ＋１２４．８×Ｖ＋１９８．４×Ａｌ＋３３１５×Ｂ−１９．１×Ｎｂ＋１３６．３×Ｔｉ ‥‥（５）
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−ｌｏｇ［Ａｌ］［Ｎ］） ‥‥（２）
Ｌｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７ ‥‥（３）
Ａｃ１＝７５０−２５×Ｃ＋２２×Ｓｉ−４０×Ｍｎ−３０×Ｎｉ＋２０×Ｃｒ＋２５×Ｍｏ ‥‥（４）
Ａｃ３＝９３７．２−４７６．２×Ｃ＋５６×Ｓｉ−１９．７×Ｍｎ−１６．３×Ｃｕ−２６．６×Ｎｉ−４．９×Ｃｒ＋３８．１×Ｍｏ＋１２４．８×Ｖ＋１９８．４×Ａｌ＋３３１５×Ｂ−１９．１×Ｎｂ＋１３６．３×Ｔｉ ‥‥（５）
表１に示す化学成分を有するＡ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ２３の鋼を溶製して得られた鋼片を、表２に示すNo.１〜１０の本発明鋼とNo.１１〜４０の比較例それぞれの条件で加熱圧延・熱処理を実施し、板厚２０５ｍｍ〜２４０ｍｍの鋼板を製造した。
その後、全ての鋼板の表層ならびに板厚中心部から圧延表面に平行な試験面を持つブリネル硬さ測定用の試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０に規定されるブリネル硬さ試験を実施した。表層硬度については、本発明では、脱炭層回避のために表層から０．７〜１ｍｍを除去した位置を表層とし、硬度試験に供した。ブリネル硬さ試験の判定として、表層硬度はＨＢ３３０以上、中心部硬度はＨＢ３００以上であるものを合格とした。
加えて、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーは、全ての鋼板の板厚中心部からＣ方向で、ＡＳＴＭ Ａ３７０に規定されるシャルピー衝撃試験片を採取し、試験を実施した。シャルピー衝撃試験の判定として、−４０℃での３本の吸収エネルギーの平均値が２０Ｊ以上であるものを合格とした。
加えて、板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーは、全ての鋼板の板厚中心部からＣ方向で、ＡＳＴＭ Ａ３７０に規定されるシャルピー衝撃試験片を採取し、試験を実施した。シャルピー衝撃試験の判定として、−４０℃での３本の吸収エネルギーの平均値が２０Ｊ以上であるものを合格とした。
上記のプロセス条件と機械試験の結果を併せて表２に示す。組織分率は板厚中心部から観察用の試験片を採取し、圧延方向に直行する方向に巾方向から観察することで決定した。複数視野の観察については、視野の重複が無いように圧延長手方向に試料を移動させながら観察を行った。組織のうちフェライトならびにパーライトについては、ナイタールエッチングを実施した試験片を５００倍の光学顕微鏡観察にて約２５０μｍ×３５０μｍの領域を３視野行うことによって有無を確認した。ただし、本鋼材は焼入れ性が非常に高いため、パーライトについては全ての実施例に於いて、少なくとも前記光学顕微鏡観察では０％であった。残留γについては、組織観察時と同一の部位から試験片を採取し、Ｘ線回折法（積分法）によって体積分率を測定し、これをそのまま面積率とした。ただし、本鋼材は十分に焼戻しを行うため、全ての実施例に於いて残留γは極微量の検出量であったので、実質的に０％とし、表に記載していない。また、本鋼材は十分に焼戻しを行うため、全ての実施例に於いて焼戻しされないマルテンサイト、焼戻しされないベイナイトは０％であった。表１、２中に於いて下線付きで示したものは成分が本発明の範囲外であることを示す。尚、焼戻しされているものとされていないものは、焼戻し組織は、ピクリン酸腐食後の光学顕微鏡観察に於いて、結晶粒内に析出した炭化物が腐食されることで判別できる（焼戻していない場合は結晶粒界のみが腐食される）。
試験番号１〜１０は本発明の化学成分範囲ならびに好適な特性値条件を満たすものである。これらの鋼はいずれも表層硬度・中心部硬度・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が低めに外れており焼入れ時の硬度が十分でない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１２はＣが高めに外れた例であり、破壊起点となる硬質の炭化物析出の影響により吸収エネルギーが非常に低位である。
試験番号１３はＳｉ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Ｓｉによる焼戻し脆化の助長により吸収エネルギーは目標を満足していない。
試験番号１４はＭｎが本発明の化学成分範囲を逸脱して高く、焼戻し脆化の助長により吸収エネルギーが目標値を満足していない。
試験番号１５はＰ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吸収エネルギーが目標を満足していない。
試験番号１６はＳが本発明の化学成分範囲を逸脱して高く、伸長介在物であるＭｎＳの生成によって吸収エネルギーが目標を満足していない。
試験番号１７はＣｕ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ため吸収エネルギーが目標を満足していない。
試験番号１８はＮｉが本発明の化学成分範囲を逸脱して低く、靭性を向上させる添加量に満たないため吸収エネルギーが目標を満足していない。
試験番号１９および２０はＣｒが本発明の化学成分範囲に逸脱した例である。試験番号１９はＣｒが低めに外れており、十分な析出硬化作用が得られていないことから表層ならびに中心部硬度が目標を満足できていない。一方で試験番号２０はＣｒが高めに外れており粗大なＣｒ炭化物の析出影響により吸収エネルギーが目標値を満足していない。
試験番号２１および２２はＭｏが本発明の化学成分範囲に逸脱した例である。試験番号２１はＭｏが低めに外れており、十分な析出硬化作用が得られていないことから表層ならびに中心部硬度が目標を満足していない。一方で試験番号２２はＭｏが高めに外れており粗大なＭｏ炭化物の析出影響により吸収エネルギーが目標値を満足していない。
試験番号２３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・窒化物が脆性破壊起点となったことから吸収エネルギーが目標を満足していない。
試験番号２４および２５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２４はＡｌが低めに外れた例であり、ピン止めに有効なＡｌＮを確保できず、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が高めに外れた例であり、ＡｌＮが過度に粗大化することで脆性破壊起点となったため吸収エネルギーが目標を満足できていない。
試験番号２６および２７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２６はＮが低めに外れた例であり、窒化物・炭窒化物の生成量が不十分であることからピン止め効果が弱く、結晶粒の粗粒化により吸収エネルギーは目標を満足できていない。一方で試験番号２７はＮが高めに外れた例であり、窒化物・炭窒化物の過度な粗大化により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Ｂが本発明の化学成分範囲を逸脱している。試験番号２８はＢが低めに外れた例であり、焼入れ性に必要な固溶Ｂ量を確保できなくなった結果、Ｃｅｑ≧０．７０でも焼入れ性が不足し中心部硬度が目標を満足できていない。一方で試験番号２９はＢを過剰に添加した例であり、金属元素の炭硼化物が析出することで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はＡｌ×Ｎが本発明の好適範囲を逸脱して低く、ピン止めに有効なＡｌＮを確保できなかったことから、吸収エネルギーが目標を満足できていない。
試験番号３２および３３は成分範囲ならびにＡｌ×Ｎは本発明の範囲内であるものの、Ｃｅｑが好適範囲を逸脱して低く、焼入れ性の低下により中心部にフェライトを生じた結果、中心部硬度が目標を満足していない。
試験番号３４は成分範囲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を下回っており、未固溶の粗大ＡｌＮが残存することで脆性破壊起点となったため吸収エネルギーが目標を満足できていない。
試験番号３５および３６は成分範囲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３５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とから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３６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の粗大化を生じたため吸収エネルギーが目標を満足できていない。
試験番号３７および３８は成分範囲は本発明の範囲内であるものの、析出処理の温度ならびに時間が本発明の好適範囲である８．７を下回っており、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とから吸収エネルギーが目標を満足できていない。
試験番号３９は成分範囲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ており、組織が十分に焼戻されなかった結果、吸収エネルギーが目標を満足出来ていない。
試験番号４０は成分範囲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ており、ＣｒやＭｏの析出硬化作用が急減したことから、表層ならびに中心部硬度が目標を満足できていない。
Claims (4)
- 板厚が２００ｍｍ超であって、鋼の成分が質量％で
Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下
Ｓｉ：０．００％以上、０．４０以下
Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下
Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下
Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下
Ｃｒ：０．６０％以上、１．５０％以下
Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下
Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下
Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、
Ｎ：０．００２５％以上、０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下
Ｐ：０．０１００％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
Ａｌ×Ｎが２．０×１０−４以上を満足し、
下記式（１）を満足し、
金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種または２種を合計で面積率で９９％以上であって、残りの組織はフェライト・パーライト・残留オーステナイト・焼戻しされないマルテンサイト、焼戻されないベイナイトであり、
板厚中心部に於ける-４０℃でのＣ方向吸収エネルギーの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以上であることを特徴とする、高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．７０ （１）
ここでＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれの元素の質量％。 - 上記成分に加えてさらに、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
のうち１種類以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。 - 鋼の成分が質量％で
Ｃ：０．１０％以上、０．１４％以下
Ｓｉ：０．００％以上、０．４０以下
Ｍｎ：０．９０％以上、１．５０％以下
Ｃｕ：０．００％以上、０．４０％以下
Ｎｉ：０．２０％以上、１．００％以下
Ｃｒ：０．６０％以上、１．５０％以下
Ｍｏ：０．６０％以上、１．００％以下
Ｖ：：０．０００％以上、０．０５０％以下
Ａｌ：０．０５０％以上、０．０８５％以下、
Ｎ：０．００２５％以上、０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下
Ｐ：０．０１００％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
残Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
Ａｌ×Ｎが２．０×１０−４以上を満足し、
下記式（１）を満足する成分の鋼を下式（２）で計算されるＡｌＮ固溶温度Ｔｓ（℃）以上へ加熱後・熱間圧延し、５５０℃超Ａｃ１未満の温度で、処理温度T（℃）ならびに処理時間ｔｐ（Ｈｒ）が下式（３）を満たすように加熱する析出処理の後、常温まで冷却またはそのまま昇温し、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下に再加熱し水冷する焼入れ処理、５００℃以上５５０℃以下で焼戻して常温まで冷却することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．７０ （１）
Ｔｓ＝７４００／（１．９５−Ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）） （２）
Ｌｏｇ（ｔｐ［Ｈｒ］）＋０．０１２×Ｔ［℃］≧８．７ （３）
ここでＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｎ、はそれぞれの元素の質量％。 - 上記成分に加えてさらに、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
のうち１種類以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017028135A JP6838422B2 (ja) | 2017-02-17 | 2017-02-17 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017028135A JP6838422B2 (ja) | 2017-02-17 | 2017-02-17 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2018131678A true JP2018131678A (ja) | 2018-08-23 |
| JP6838422B2 JP6838422B2 (ja) | 2021-03-03 |
Family
ID=63248787
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017028135A Active JP6838422B2 (ja) | 2017-02-17 | 2017-02-17 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6838422B2 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06248341A (ja) * | 1993-02-23 | 1994-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非調質鋼からの高強度高靱性鋼の製造方法 |
| WO2014141697A1 (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2014177687A (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-25 | Jfe Steel Corp | 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2014156187A1 (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼材および水素用容器ならびにそれらの製造方法 |
| JP2014198873A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 |
| 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 |
-
2017
- 2017-02-17 JP JP2017028135A patent/JP6838422B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06248341A (ja) * | 1993-02-23 | 1994-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非調質鋼からの高強度高靱性鋼の製造方法 |
| WO2014141697A1 (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2014177687A (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-25 | Jfe Steel Corp | 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2014156187A1 (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼材および水素用容器ならびにそれらの製造方法 |
| JP2014198873A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 |
| 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 |
|---|---|
| JP6838422B2 (ja) | 2021-03-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN110100034B (zh) | 高硬度耐磨钢以及制造该高硬度耐磨钢的方法 | |
| AU2013297928B2 (en) | Wear resistant steel plate and manufacturing process therefor | |
| WO2012133910A1 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP5659758B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP5433964B2 (ja) | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2020117811A (ja) | 耐摩耗鋼 | |
| JP2007009324A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法 | |
| JP5181775B2 (ja) | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法 | |
| JP6135697B2 (ja) | 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP2008297571A (ja) | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP7211530B2 (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| JP7226598B2 (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| CN112771194A (zh) | 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法 | |
| JP5458624B2 (ja) | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| JP6394378B2 (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP5217191B2 (ja) | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
| CN111511952B (zh) | 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法 | |
| KR102115277B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6631702B2 (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP6838422B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP7063420B1 (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| JP7063419B1 (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| CN114402089B (zh) | 厚钢板和厚钢板的制造方法 | |
| JP5794077B2 (ja) | 強度および靭性に優れた機械構造用鋼材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20191007 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20200629 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200721 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200911 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20210112 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20210125 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6838422 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |