JP2018526533A - 高い最小降伏限界を有する高強度鋼およびその種の鋼を製造する方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、１３００ＭＰａの最小降伏限界を有する高強度鋼、この種の鋼の製造方法、およびその使用に関する。
Description
本発明は、高い最小降伏強度を有する高強度鋼、そのような鋼を製造する方法、およびその使用に関する。
構造分野では、とりわけ、一般的な機械工学や電気工学の分野では、機械的性質と腐食化学的性質との特定の組み合わせを特徴とする鋼または合金の需要がある。それらは、多くの場合、高い降伏強度、良好な靱性、高い疲労抵抗性、高い耐腐食性、および高い耐摩耗性を同時に有することが期待される。
クレーンおよび移動式クレーン構造では、現在１１００ＭＰａまでの最小降伏強度を有する鋼が使用されている。高強度の細粒構造用鋼をさらに継続的に開発して、耐荷重能力の絶え間のない向上と同時に設備重量の減少の結果、移動式クレーン構造の進化が可能になっている。移動式クレーン構造技術の進歩により、１３００ＭＰａの最小降伏強度を有する高強度鋼板の提供がますます要求されている。
従来技術は、良好な加工性および高い引張強度を特徴とする熱間圧延鋼板を開示している。引張強度が特定の値、例えば１２００ＭＰａを超えても、鋼板の遅れ破壊が生じることがある。このような破断は、鋼板内部に侵入した水素のために、時間の経過と共に鋼板に生じる腐食反応の影響下で引き起こされる可能性がある。そのため、引張強度が高いにもかかわらず、このような鋼板には欠点がある。従って、１３００ＭＰａまでの高降伏強度を有する鋼板は、このような遅れ破壊に対する高い耐性を必要とする。
高い引張強度または高い最小降伏強度を有する鋼板は、しばしば、成形性が悪いため冷間成形では加工が困難であるという不都合がある。さらに、引張強度が高く、最小降伏強度が高い鋼板は、しばしば低い靱性特性を備える。特に、−４０℃以下の低温では、これらの鋼は、低温での高靱性要件を満たさなければならない構造機械に使用することが不可能なような低い靱性値を有する。
欧州特許第２２６７１７７号明細書は、産業機械の構造要素として使用され、最初に優れた耐遅れ破壊性を有し、第２に良好な溶接特性を有する高強度鋼板を開示している。当該発明の鋼板は、１３００ＭＰａ以上の高い最小降伏強度と、１４００ＭＰａ以上の引張強度とを有する。当該発明の鋼板の厚さは、４．５ｍｍ以上２５ｍｍ以下である。
しかし、従来技術に記載されている鋼は、あらゆる面において満足できるものではなく、改良された特性を有する鋼が必要とされている。
本発明の目的は、高い最小降伏強度および高い引張強度、同時に、低温での良好な冷間成形特性および良好な靱性特性を有する高強度鋼を提供することである。
この目的は、特許請求の範囲の主題および明細書によって達成される。
本発明の第１の態様は、以下の組成：
（ａ）炭素：０．２３〜０．２５重量％；
（ｂ）珪素：０．１５〜０．３５重量％；
（ｃ）マンガン：０．８５〜１．００重量％；
（ｄ）アルミニウム：０．０７〜０．１０重量％；
（ｅ）クロム：０．６５〜０．７５重量％；
（ｆ）ニオブ：０．０２〜０．０３重量％；
（ｇ）モリブデン：０．５５〜０．６５重量％；
（ｈ）バナジウム：０．０３５〜０．０５重量％；
（ｉ）ニッケル：１．１０〜１．３０重量％；
（ｊ）ホウ素：０．００２０〜０．００３５重量％；
（ｋ）カルシウム：０．０００７〜０．００３０重量％
を含む高強度鋼に関し、高強度鋼はさらなる元素を含んでもよく、さらなる元素の最大含有量は以下の通り：
（ｌ）リン：≦０．０１２重量％および／または
（ｍ）硫黄：≦０．００３重量％および／または
（ｎ）銅：≦０．１０重量％および／または
（ｏ）窒素：≦０．００６重量％および／または
（ｐ）チタン：≦０．００８重量％および／または
（ｑ）錫：≦０．０３重量％および／または
（ｒ）水素：≦２．００ｐｐｍおよび／または
（ｓ）砒素：≦０．０１重量％および／または
（ｔ）コバルト：≦０．０１重量％
であり、残部が鉄および不可避不純物からなり、
（ｉ）炭素当量Ｐｃｍが、
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｐｃｍには以下が適用される：
０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％；および／または、
（ｉｉ）炭素当量Ｃｅｑは、
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｃｅｑには以下が適用される：
０．６７５≦Ｃｅｑ≦０．７８重量％、および／または、
（ｉｉｉ）炭素当量ＣＥＴは、
ＣＥＴ＝［Ｃ］＋（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］）／１０＋（［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］）／２０＋［Ｎｉ］／４０
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、ＣＥＴには以下が適用される：
０．４３重量％≦ＣＥＴ≦０．４９重量％。
本発明の第１の態様は、以下の組成：
（ａ）炭素：０．２３〜０．２５重量％；
（ｂ）珪素：０．１５〜０．３５重量％；
（ｃ）マンガン：０．８５〜１．００重量％；
（ｄ）アルミニウム：０．０７〜０．１０重量％；
（ｅ）クロム：０．６５〜０．７５重量％；
（ｆ）ニオブ：０．０２〜０．０３重量％；
（ｇ）モリブデン：０．５５〜０．６５重量％；
（ｈ）バナジウム：０．０３５〜０．０５重量％；
（ｉ）ニッケル：１．１０〜１．３０重量％；
（ｊ）ホウ素：０．００２０〜０．００３５重量％；
（ｋ）カルシウム：０．０００７〜０．００３０重量％
を含む高強度鋼に関し、高強度鋼はさらなる元素を含んでもよく、さらなる元素の最大含有量は以下の通り：
（ｌ）リン：≦０．０１２重量％および／または
（ｍ）硫黄：≦０．００３重量％および／または
（ｎ）銅：≦０．１０重量％および／または
（ｏ）窒素：≦０．００６重量％および／または
（ｐ）チタン：≦０．００８重量％および／または
（ｑ）錫：≦０．０３重量％および／または
（ｒ）水素：≦２．００ｐｐｍおよび／または
（ｓ）砒素：≦０．０１重量％および／または
（ｔ）コバルト：≦０．０１重量％
であり、残部が鉄および不可避不純物からなり、
（ｉ）炭素当量Ｐｃｍが、
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｐｃｍには以下が適用される：
０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％；および／または、
（ｉｉ）炭素当量Ｃｅｑは、
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｃｅｑには以下が適用される：
０．６７５≦Ｃｅｑ≦０．７８重量％、および／または、
（ｉｉｉ）炭素当量ＣＥＴは、
ＣＥＴ＝［Ｃ］＋（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］）／１０＋（［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］）／２０＋［Ｎｉ］／４０
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、ＣＥＴには以下が適用される：
０．４３重量％≦ＣＥＴ≦０．４９重量％。
本発明の文脈における不可避不純物は、例えば、砒素、コバルト、および／または錫を含む。
本発明の鋼は、元素（ｌ）〜（ｔ）の１つを追加的に含んでもよいことが当業者には明らかであろう。好ましくは、本発明の鋼中の窒素含有量は、０．００１％〜０．００６重量％の範囲にあってもよい。
好ましい実施形態において、本発明の鋼は、０．２３〜０．２５重量％の範囲の炭素、０．１５〜０．３５重量％の珪素、０．８５〜１．００重量％の範囲のマンガン、０．０７〜０．１０重量％の範囲のアルミニウム、０．６５〜０．７５重量％の範囲のクロム、０．０２〜０．０３重量％の範囲のニオブ、０．５５〜０．６５重量％の範囲のモリブデン、０．０３５〜０．０５重量％の範囲のバナジウム、１．１０〜１．３０重量％の範囲のニッケル、０．００２０〜０．００３５重量％の範囲のホウ素、０．０００７〜０．００３０重量％の範囲のカルシウム、および０．００１〜０．００６重量％の範囲の窒素を含む。
好ましい実施形態では、高強度鋼中の炭素およびマンガンの含有量の合計は、１．１０〜１．２４重量％の範囲、より好ましくは１．１１〜１．２３重量％の範囲、１．１２〜１．２２重量％の範囲、１．１３〜１．２１重量％の範囲、または１．１４〜１．２０重量％の範囲にある。
本発明の高強度鋼は、好ましくは、高い最小降伏強度ＲｅＨまたはＲｐ０．２を特徴とする。最小降伏強度とは、本発明の鋼が一軸およびトルクフリー引張応力下で塑性変形を示さない応力を意味する。好ましくは、本発明の鋼の最小降伏点は、少なくとも１３００ＭＰａ、より好ましくは少なくとも１３５０ＭＰａ、少なくとも１３７０ＭＰａ、少なくとも１４００ＭＰａ、少なくとも１４４０ＭＰａ、少なくとも１４８０ＭＰａ、または少なくとも１５００ＭＰａである。好ましくは、本発明の高強度鋼の最小降伏強度は、圧延方向に対して横方向に決定され、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１／方法Ｂに従って決定される。
加えて、本発明の鋼は、好ましくは、高い引張強度Ｒｍを特徴とする。引張強度は、破断または引き裂き前に鋼が耐える最大機械的引張応力を指す。好ましくは、本発明の鋼の引張強度Ｒｍは、少なくとも１４００ＭＰａ、より好ましくは少なくとも１４８０ＭＰａ、少なくとも１５００ＭＰａ、少なくとも１５５０ＭＰａ、少なくとも１５８０ＭＰａ、少なくとも１６００ＭＰａ、または少なくとも１６５０ＭＰａである。他の好ましい実施形態において、本発明の鋼の引張応力Ｒｍは、１４００〜１７００ＭＰａの範囲にある。好ましくは、本発明の高強度鋼の引張強度は、圧延方向に対して横方向に決定され、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１／方法Ｂに従って決定される。
さらに、本発明の鋼は、好ましくは、破断後の高い最小伸びＡを特徴とする。破断後の最小伸びＡは、破断後の鋼の残留伸展を示す材料特性である。好ましくは、破断後の最小伸びＡは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１／方法Ｂに従って決定される。好ましくは、本発明の鋼の破断後の最小伸びＡは、少なくとも８％、より好ましくは少なくとも９％、少なくとも１０％、少なくとも１１％、少なくとも１２％、または少なくとも１３％である。
好ましくは、本発明の鋼は良好な靱性特性を特徴とする。材料の靱性特性の特徴は、例えば、ノッチ衝撃エネルギーＡｖである。ノッチ衝撃エネルギーＡｖは、材料の完全な破壊までに消費されるエネルギーを指す。本発明の鋼のノッチ衝撃エネルギーＡｖは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １４８−１によるシャルピーＶ試験によって決定される。試料が圧延方向に対して長手方向に整列されている場合に試験温度−４０℃でのノッチ衝撃エネルギーＡｖは、少なくとも３０Ｊである。試料が圧延方向に対して横方向に整列される場合に試験温度−４０℃でのノッチ衝撃エネルギーＡｖは、少なくとも２７Ｊ、より好ましくは少なくとも３０Ｊ、少なくとも４０Ｊ、少なくとも５０Ｊ、少なくとも６０Ｊ、または少なくとも７０Ｊである。試料が圧延方向に対して横方向に整列される場合に試験温度−６０℃におけるノッチ衝撃エネルギーＡｖは、好ましくは少なくとも２７Ｊ、より好ましくは少なくとも３０Ｊ、少なくとも４０Ｊ、少なくとも５０Ｊ、少なくとも６０Ｊ、または少なくとも７０Ｊである。
本発明の鋼は、好ましくは、微量のバナジウムを備え、主に均一に分布したナノ炭化物析出物（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃまたは（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃを有するマルテンサイト針状結晶からなるマルテンサイト微細組織を有する。本発明の鋼がこのようなナノ炭化物析出物を有する場合、これらは、好ましくは平均直径が１〜１０ｎｍの範囲、より好ましくは２〜８ｎｍの範囲、３〜８ｎｍの範囲、または３．０〜５．０ｎｍの範囲にある。より好ましくは、ナノ炭化物析出物の平均直径は４ｎｍである。
驚くべきことに、本発明の鋼中に確立されたマルテンサイト微細組織は、主に均質に分布したナノ炭化物析出物と組み合わせて、同時に良好な成形特性を有する非常に良好な強度および靱性特性をもたらすことが見出された。本発明の鋼の優れた特性プロファイルの確立のために特に重要なことは、特定の焼入れ処理であり、これは、材料の化学組成の選択と組み合わせて、単一または複数の焼入れ操作、その後短時間の焼戻しの形態で達成される。
０．２３％〜０．２５重量％の炭素含有量は、特に、対応する強度特性を有するマルテンサイト微細組織を確立するために、鋼の焼入れに必要であることが好ましい。マルテンサイトの硬度または強度は、炭素含有量の増加とともに増加する。所望の強度特性を達成するためには、少なくとも０．２３重量％の炭素含有量が必要である。鋼の炭素含有量は、炭素含有量が高いと、溶接挙動および冷間成形性に関する加工特性に悪影響を与えるので、０．２５重量％以下に制限される。
珪素は、好ましくは、鋼の製造において脱酸素剤として使用される。第二に、この元素は、強度特性の向上に寄与するのが好ましい。さらに、珪素は、炭素、マンガン、クロム、モリブデン、ニッケルおよびバナジウムと共に、好ましくはＡｃ３変態温度に直接影響を及ぼす元素である。変態温度は、材料が相変化を受ける温度、または変態が温度範囲内で進行する場合の変態が開始または終了する温度を指す。鋼の場合、Ａｃ３温度は特に重要なものである。これは、オーステナイトへのフェライトの転化が加熱操作で終了する温度を指す。オーステナイトは、純鉄とその固溶体の面心立方晶変態の名称である。要求される強度特性を達成するためには、少なくとも０．１５重量％の珪素が本発明の鋼に必要とされる。鋼に添加する珪素の量が多すぎると、これは溶接特性、成形能力、および靱性特性に悪影響を与える。本発明の鋼の珪素含有量は、０．３５重量％以下であり、これは、この珪素含有量まで、好ましくは靱性特性および溶接特性をさらにわずかに有利に達成することができるためである。
マンガンは、好ましくは機械的および技術的な材料特性を改善するための安価な合金元素として、細粒構造用鋼に使用される。本発明の鋼では、必要な降伏強度および材料強度レベルを達成するために、０．８５重量％のマンガンの最小含有量が必要とされる。＞１．０重量％のより高いマンガン含有量は、鋼の靱性特性および冷間成形特性に悪影響を与える粗いプレートマルテンサイトを含むことが可能である、好ましくないマルテンサイト構造をもたらす可能性がある。さらに、より高いマンガン含有量の添加は、炭素当量ＣＥＴを増加させ、これは次に、鋼の溶接特性および成形特性に悪影響を与える。さらに、マンガンの含有量が高いと、好ましくない偏析特性をもたらす。偏析は、固溶体内の特定の元素の局所的な増加または減少を直接もたらす可能性がある溶融物の分離を指す。したがって、良好な強度および靱性特性を有する微細に構造化されたマルテンサイト微細組織を確立するためには、マンガン含有量の上限を１．０重量％に制限することが好ましい。
欧州特許第２２６７１７７号明細書に記載された鋼と比較して本発明の鋼の化学組成に関する本質的に際立った特徴は、良好な靱性および強度特性を有するマルテンサイト焼入れ微細組織の確立のためには、好ましくは、０．２３〜０．２５重量％の範囲の高炭素含有率および０．８５〜１．０重量％の範囲の低マンガン含有量が確立されなければならないということである。既に記載したように、対応する強度値を有する純粋なマルテンサイト微細組織の確立のためには、好ましくは、０．２３〜０．２５重量％の範囲の炭素含有量が、つり合ったマンガン含有量と併せて必要とされる。粗いプレートマルテンサイトを有する好ましくない、特に高い靱性が低減した微細組織の形成を防止するために、炭素含有量が０．２３〜０．２５重量％の範囲にある場合に、つり合った０．８５〜１．０重量％の範囲にあるマンガン含有量が好ましくは観察されるべきである。マンガンと炭素の元素をつり合わせて組み合わせて、非常に良好な靱性および強度特性を有する最適化された微細組織が生じる。したがって、本発明によれば、炭素とマンガンの含有量の合計は、少なくとも１．０８重量％であり、多くとも１．２５重量％である。例えば−４０℃の低温で特に良好な靱性特性を有する高強度微細組織を確立するためには、炭素とマンガンの含有量の合計が、１．１７重量％以下である状態を順守することが特に好ましい。
鉄の随伴としてのリンは、非常に顕著な靱性低減効果を有し、構造用鋼および細粒構造用鋼において、望ましくない付随元素の１つである。さらに、リンは、溶融物の凝固に著しい偏析を生じさせる可能性がある。したがって、元素のリンは、本発明の鋼において≦０．０１２重量％、好ましくは≦０．０１０重量％、より好ましくは≦０．００８重量％、≦０．００６重量％、または≦０．００４重量％に制限される。
硫黄は、ノッチ耐衝撃性および成形性または冷間成形特性を悪化させる望ましくない付随元素である。未処理の鋼の場合、硫黄は凝固後に硫化マンガン系介在物の形態をとり、圧延の際に厚板を圧延方向に平行にまたは線の形態で引き延ばし、材料特性、特に材料の等方性（圧延方向を横断する靱性特性）に非常に好ましくない影響を及ぼす。したがって、本発明の鋼の硫黄含有量は、≦０．００３重量％に制限されることが好ましく、制御されたカルシウム処理によって低減されることが好ましい。カルシウム処理は、硫化物形態（球状形態）の制御された影響のためにさらに好ましく使用される。
アルミニウムは、本発明の鋼において、０．０７〜０．１０重量％の範囲の含有量で、好ましくは脱酸素剤およびマイクロ合金元素の両方として使用される。脱酸素剤として、それは、好ましくは０．００２０〜０．００３５重量％の含有量で存在するホウ素がその強度増大効果を発揮できるように、鋼中に存在する窒素の結合に寄与することが好ましい。さらに、細粒化のためのマイクロ合金元素としてアルミニウムを用いることが好ましい。オーステナイト結晶粒径に対する制御された影響のために鋼に添加される全ての元素のうち、アルミニウムが最も効果的である。ＡｌＮ粒子の微細分散は、オーステナイト粒成長を効果的に抑制することが好ましい。さらに、アルミニウムは、好ましくは鋼の時効安定性を高め、ブローホールおよび偏析を減少させることが好ましい。ブローホールとは、鋳物の凝固過程で形成される空洞のことをいう。鋼中に所望の細粒化を確立するために、アルミニウム含有量は少なくとも０．０７重量％である。さらに、このアルミニウム含有量は、鋼の靱性特性および冷間成形特性に好ましい効果を有する。アルミニウム含有量は最大で０．１重量％であり、これは、アルミニウム含有量が０．１重量％より高いことは、遊離アルミニウムをもたらす可能性があり、望ましくない酸化アルミニウムの形成の危険性を増加させるからである。
０．６５〜０．７５重量％の含有量のクロムは、オーステナイトの焼入れ性を改善することが好ましい。その炭化物形成効果により、クロムは鋼の強度特性を支持することが好ましい。このため、少なくとも０．６５重量％のクロムが必要である。さらに、元素クロムの添加は、鋼の貫通焼入れ性（ｔｈｒｏｕｇｈ−ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）に好ましい影響を及ぼし、ひいては耐摩耗性も増加させる。より高いクロム含有量の添加は、靱性特性を低下させ、炭素当量ＣＥＴの増加の結果として、溶接特性に悪影響を与える。したがって、本発明によれば、クロム含有量の範囲の上限は０．７５重量％に制限される。
銅は、望ましくない付随元素の１つである。好ましくは、銅含有量は≦０．１重量％に制限される。
０．０２〜０．０３重量％の含有量のニオブは、好ましくは窒素に結合するのに役立つ。さらに、ニオブは、オーステナイト細粒化を促進するために、本発明の鋼中に存在することが好ましく、オーステナイト中に微細に分布されたニオブ炭窒化物は、粒成長を効果的に防止し、したがって、鋼の強度および靱性特性に好ましい効果を有する。本発明の鋼のニオブ含有量は、靱性に有害な炭化ニオブの生成を防止するために、０．０３重量％以下に制限される。ニオブは、好ましくは０．０２重量％以上の含有量で有効である。水焼入れおよび焼戻し鋼におけるニオブの使用に関する研究は、機械的特性に対するニオブの好ましい影響が、０．０２〜０．０３重量％の含有量で達成され得ることを示した。水焼入れおよび焼戻し鋼における０．０２〜０．０３重量％の含有量のニオブは、その細粒化効果により、強度および靱性特性に好ましい影響を及ぼすことが知られている。さらに、マイクロ合金ホウ素鋼中のニオブは、純度の向上に寄与し、溶接継目の靱性特性に好ましい影響を与える。
モリブデンは、０．５５〜０．６５重量％の含有量で本発明の鋼の合金に添加され、好ましくは強度を増加させ、貫通焼入れ性（ｔｈｒｏｕｇｈ−ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を改善する。この目的のために、少なくとも０．５５重量％のモリブデン含有量が必要である。さらに、モリブデンは、好ましくは、鋼の耐焼戻し性を改善し、熱間強度および靱性特性に好ましい効果を有する。モリブデンは、水焼入れおよび焼戻しされた細粒構造用鋼では、降伏強度および靱性を高めるために炭化物形成剤として０．７重量％以下の含有量で使用されることが好ましい。モリブデン含有量が高いほど、炭素当量ＣＥＴが増加し、溶接特性に悪影響を及ぼす。したがって、最適な溶接特性のために、本発明の鋼のモリブデン含有量は０．６５重量％以下に制限される。
鉄の随伴としての窒素は、原子形態で鋼の機械的性質に有害である。したがって、熱分析用の本発明の鋼の窒素含有量は、≦０．００６重量％に限定することが好ましい。好ましくは、本発明の鋼中の窒素含有量は、０．００１〜０．００６重量％の範囲にある。アルミニウムの添加の結果として、本発明の鋼の溶融物中に存在する窒素は、好ましくは結合して、難溶性の窒化物（ＡｌＮ）を与える。
好ましくは、本発明の鋼中のチタン含有量は≦０．００８重量％に制限される。
バナジウムは、０．０３５〜０．０５重量％の含有量で、好ましくは細粒化、ならびに降伏強度および材料強度レベルを高めるために、本発明の鋼に添加される。バナジウム炭窒化物の析出物は、細粒化効果と同様に、顕著な析出硬化効果も有する。バナジウム含有量が高いほど靱性特性が低下するため、本発明の鋼のバナジウム含有量は０．０５重量％以下である。
１．１０〜１．３０重量％の含有量のニッケルの添加は、好ましくは、材料強度および降伏強度レベルを達成するために必要とされる。さらに、ニッケルは、焼入れおよび焼戻し操作が材料に浸透する程度を高めることが好ましい。より高いニッケル含有量は鋼の強度特性にわずかな影響しか及ぼさないが、これは靱性特性の改善をもたらす。したがって、鋼の必要な靱性値を−６０℃まで確立するには、ニッケル最小含有量が≧１．１０重量％である必要がある。ニッケル含有量が高いほど炭素当量ＣＥＴが増加し、溶接特性に悪影響を及ぼす。したがって、本発明の鋼のニッケル含有量は１．３０重量％以下である。
好ましくは、原子状のマイクロ合金元素であるホウ素は、フェライトおよび／またはベイナイトへの微細組織変態を遅延させ、細粒構造用鋼の焼入れ性および強度を改善する。しかしながら、このようなホウ素の作用状態は、窒素が強力な窒化物形成剤によって安定に結合されている場合にのみ利用することができる。焼入れ性および強度を高めるために、０．００２０〜０．００３５重量％の範囲のホウ素含有量が本発明の鋼において合金に添加される。窒素は、好ましくは、元素アルミニウムおよびニオブによって結合される。本発明の鋼のホウ素含有量は、０．００３５重量％以下に制限され、それは、ホウ素含有量が増加するにつれて強度増強効果が最初に増大し、最大値を超えると再び下がるからである。
錫は、望ましくない付随元素の１つである。好ましくは、本発明の鋼中のスズ含有量は≦０．０３重量％である。
元素水素は、好ましくは減圧処理によって、好ましくは≦２．０ｐｐｍの含有量まで低減される。
砒素は、望ましくない付随元素の一つであり、したがって、本発明の鋼中の砒素の含有量は、≦０．０１重量％であることが好ましい。
カルシウムは溶融物に好ましくは脱硫剤として添加され、制御された方法で硫化物の形態に影響を与え、好ましくは熱形成における硫化物の可塑性に変化をもたらす。さらに、カルシウムの添加は、本発明の鋼の冷間成形特性を改善することも好ましい。したがって、本発明の平鋼製品のカルシウム含有量は、好ましくは０．０００７〜０．００３０重量％である。
コバルトは、鋼の製造プロセスからの不可避付随元素の１つである。本発明の鋼中のその含有量は、≦０．０１重量％であることが好ましい。
鋼の溶接特性は、様々な炭素当量を参照して説明することができる。材料科学における炭素当量は、鋼の溶接適性の評価のための尺度である。鋼中の炭素含有量および他の多くの合金元素はその特性に影響を及ぼす。したがって、溶接適性を評価するために、炭素当量は、炭素から数値の形態で得られるのと同様の方法で鋼の溶接適性に影響を及ぼす炭素含有量および元素の重量割合を集約する。炭素当量の値が低いことは、良好な溶接適性を意味する。処理厚さに応じた高い値は、材料の予熱を伴う。冷間割れおよび焼入れ割れは、マルテンサイト形成の結果として生じる可能性があるので、高いレベルの複雑さでのみワークピースを溶接することが可能である。炭素当量の算出には普遍的な方法はない。１つの可能な炭素当量は、Ｉｔｏ＆ＢｅｓｓｙｏによるＰｃｍである。
好ましい実施形態では、鋼はＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３による＞１１のオーステナイト粒径を有する。
好ましい実施形態では、本発明の鋼の炭素当量Ｐｃｍは、
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｐｃｍには以下が適用される：
０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％、より好ましくは０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４１重量％。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｐｃｍには以下が適用される：
０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％、より好ましくは０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４１重量％。
さらなる炭素当量はＫｉｈａｒａによるＣｅｑである。好ましい実施形態では、高強度鋼のＣｅｑは、
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｃｅｑには以下が適用される：
０．６７５重量％≦Ｃｅｑ≦０．７８重量％、より好ましくは０．６９重量％≦Ｃｅｑ≦０．７２重量％。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、Ｃｅｑには以下が適用される：
０．６７５重量％≦Ｃｅｑ≦０．７８重量％、より好ましくは０．６９重量％≦Ｃｅｑ≦０．７２重量％。
本発明の鋼は良好な溶接性を有する。高強度の細粒構造用鋼の溶接の前提条件は、溶接継手に亀裂がないことである。鋼または溶接材料が低温割れに敏感であるかどうかは、炭素当量ＣＥＴの算出によって判断することができる。炭素と同様に、マンガン、クロム、モリブデン、バナジウム、銅、およびニッケルの元素は、冷間割れ特性を示す。
好ましい実施形態では、ＣＥＴは、
ＣＥＴ＝［Ｃ］＋（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］）／１０＋（［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］）／２０＋［Ｎｉ］／４０
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、ＣＥＴには以下が適用される：
０．４３重量％≦ＣＥＴ≦０．４９重量％、より好ましくは０．４４重量％≦ＣＥＴ≦０．４６重量％。
ＣＥＴ＝［Ｃ］＋（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］）／１０＋（［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］）／２０＋［Ｎｉ］／４０
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であり、ＣＥＴには以下が適用される：
０．４３重量％≦ＣＥＴ≦０．４９重量％、より好ましくは０．４４重量％≦ＣＥＴ≦０．４６重量％。
より高度に合金化された鋼の場合、予熱は、冷間亀裂を回避するための効果的な対策として使用され、この場合、シーム領域の冷却は、好ましくは溶接中および／または溶接後に遅延される。好ましい実施形態では、高強度鋼の溶接に必要な最小予熱温度は、Ｔｐ（℃）＝７００ＣＥＴ＋１６０ｔａｎｈ（ｄ／３５）＋６２ＨＤ０．３５＋（５３ＣＥＴ−３２）Ｑ−３３０として算出されることができ、ここで、ｄは溶接されるシートの厚さ（ｍｍ）であり、ＨＤは溶接材料の水素含有量（ｃｍ３／１００ｇ）であり、Ｑは溶接過程で導入される熱（ｋＪ／ｍｍ）であり、Ｔｐは２２０℃以下である必要がある。
好ましくは、シーム領域を予熱することにより、制御された方法で過度の硬化をもたらすシーム領域におけるマルテンサイト形成を妨げることが可能である。ただし、鋼の製造者が規定する最大予熱温度または鋼の焼戻し温度を超えないようにする必要がある。
好ましくは、本発明の鋼は、構造分野、一般に機械工学および／または電気工学で使用される。クレーンおよび移動式クレーン構造において本発明の鋼を使用することが特に好ましい。
本発明のさらなる態様は、鋼製品を製造する方法に関し、方法は、以下のステップ：
（ａ）鉄の他に、以下の元素：
炭素：０．２３〜０．２５重量％；
珪素：０．１５〜０．３５重量％；
マンガン：０．８５〜１．００重量％；
アルミニウム：０．０７〜０．１０重量％；
クロム：０．６５〜０．７５重量％：
ニオブ：０．０２〜０．０３重量％；
モリブデン：０．５５〜０．６５重量％；
バナジウム：０．０３５〜０．０５重量％；
ニッケル：１．１０〜１．３０重量％；
ホウ素：０．００２０〜０．００３５重量％；
カルシウム：０．０００７〜０．００３０重量％
を含み、かつ、さらなる元素を含んでいてもよく、さらなる元素の最大含有量は、以下の通り：
リン：≦０．０１２重量％および／または
硫黄：≦０．００３重量％；および／または
銅：≦０．１０重量％；および／または
窒素：≦０．００６重量％；および／または
チタン：≦０．００８重量％；および／または
スズ：≦０．０３重量％；および／または
水素：≦２．００ｐｐｍ；および／または
砒素：≦０．０１重量％；および／または
コバルト：≦０．０１重量％
である鋼溶融物を製造するステップ、
（ｂ）鋼溶融物の真空処理によって水素含有量を減少させるステップ、
（ｃ）鋼溶融物を鋳造してスラブを形成するステップ、
（ｄ）形成されたスラブを１１００℃〜１２５０℃の範囲の温度に加熱するステップ、
（ｅ）スラブを脱スケールするステップ、
（ｆ）スラブを熱間圧延して平鋼製品を得るステップ、
（ｇ）場合により平鋼製品を巻取る（巻取り温度は少なくとも８００℃）ステップを含み、平鋼製品を得るためのスラブの熱間圧延における初期圧延温度は、１０５０℃〜１２５０℃の範囲にあり、最終圧延温度は≧８８０℃であり、Ｐｃｍには以下が適用される：０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％。
（ａ）鉄の他に、以下の元素：
炭素：０．２３〜０．２５重量％；
珪素：０．１５〜０．３５重量％；
マンガン：０．８５〜１．００重量％；
アルミニウム：０．０７〜０．１０重量％；
クロム：０．６５〜０．７５重量％：
ニオブ：０．０２〜０．０３重量％；
モリブデン：０．５５〜０．６５重量％；
バナジウム：０．０３５〜０．０５重量％；
ニッケル：１．１０〜１．３０重量％；
ホウ素：０．００２０〜０．００３５重量％；
カルシウム：０．０００７〜０．００３０重量％
を含み、かつ、さらなる元素を含んでいてもよく、さらなる元素の最大含有量は、以下の通り：
リン：≦０．０１２重量％および／または
硫黄：≦０．００３重量％；および／または
銅：≦０．１０重量％；および／または
窒素：≦０．００６重量％；および／または
チタン：≦０．００８重量％；および／または
スズ：≦０．０３重量％；および／または
水素：≦２．００ｐｐｍ；および／または
砒素：≦０．０１重量％；および／または
コバルト：≦０．０１重量％
である鋼溶融物を製造するステップ、
（ｂ）鋼溶融物の真空処理によって水素含有量を減少させるステップ、
（ｃ）鋼溶融物を鋳造してスラブを形成するステップ、
（ｄ）形成されたスラブを１１００℃〜１２５０℃の範囲の温度に加熱するステップ、
（ｅ）スラブを脱スケールするステップ、
（ｆ）スラブを熱間圧延して平鋼製品を得るステップ、
（ｇ）場合により平鋼製品を巻取る（巻取り温度は少なくとも８００℃）ステップを含み、平鋼製品を得るためのスラブの熱間圧延における初期圧延温度は、１０５０℃〜１２５０℃の範囲にあり、最終圧延温度は≧８８０℃であり、Ｐｃｍには以下が適用される：０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％。
本発明の高強度鋼に関連して上述した全ての好ましい実施形態は、本発明の方法に類似して適用されるので、繰り返さない。
本発明の鋼溶融物は、リン、硫黄、銅、窒素、チタン、スズ、水素、砒素およびコバルトの元素の１つを追加的に含んでもよいことは当業者には明らかであろう。好ましくは、本発明の鋼中の窒素含有量は、０．００１重量％〜０．００６重量％の範囲にある。
好ましい実施形態では、本発明の鋼溶融物は、０．２３〜０．２５重量％の範囲の炭素、０．１５〜０．３５重量％の範囲の珪素、０．８５〜１．００重量％の範囲のマンガン、０．０７〜０．１０重量％の範囲のアルミニウム、０．６５〜０．７５重量％の範囲のクロム、０．０２〜０．０３重量％の範囲のニオブ、０．５５〜０．６５重量％の範囲のモリブデン、０．０３５〜０．０５重量％の範囲のバナジウム、１．１０〜１．３０重量％の範囲のニッケル、０．００２０〜０．００３５重量％の範囲のホウ素、０．０００７〜０．００３０重量％の範囲のカルシウム、および０．００１〜０．００６重量％の範囲の窒素を含む。
好ましくは、鋼溶融物は、転炉製鋼所で製造される。本発明の方法のステップ（ｂ）において、鋼溶融物を真空処理して、水素含有量を好ましくは≦２．００ｐｐｍに低下させる。
鋼の製造中に、凝固または圧延のために方向性を有する微細組織が生じ得る。圧延された基材の場合、そのとき、試料位置および試験方向に依存する挙動が、ノッチ衝撃曲げ試験において生じる。この異方性は主として伸長された硫化マンガンによって引き起こされる。それらの影響は劈開破壊の領域では小さく、転移温度もわずかにしか影響されないが、延性破壊の領域に明確な影響が示される。靱性特性の等方性の改善は、硫黄含有量を低下させること、および／または、より高い融点、それに対応して形態変化に対するより高い安定性を有する硫化物を付与するために硫黄を結合させることにより得られる。このような硫化物の形態への影響は、例えば、セリウム、チタンまたはジルコニウムによる処理によって発揮され得る。
好ましくは、硫化物の形態に影響を及ぼして材料の異方性を減少させるための脱硫および制御されたカルシウム処理は、０．０００７〜０．００３０重量％の範囲のカルシウム含有量を有する鋼溶融物のカルシウム処理によって達成される。
本発明の方法の工程（ｃ）では、鋼溶融物が鋳造されて、連続鋳造プラント内でスラブを形成する。連続鋳造では、連続鋳造ストランドを固体ストランドシェルの形成により凝固させ、続いてストランドの中央方向に凝固させる。この間、凝固先端で合金元素が濃縮され得る。これらは、完全に凝固した溶融物においてコアの偏析を引き起こす可能性がある。偏析は、固溶体内の特定の元素の局所的な増加または減少を直接もたらす可能性がある溶融物の分離である。それらは溶融物が固体状態に移行する際に生じる。コアの偏析は、ストランドの断面にわたって不均一性および不均一な特性をもたらす可能性がある。スラブ内の偏析帯に好影響を及ぼすためには、軽圧法を用いるのが好ましい。これは、まだ不完全に凝固したストランド、したがって依然として液状のコアをも軽く圧延させることを含む。
本発明の方法の工程（ｄ）において、工程（ｃ）で形成されたスラブは、好ましくは１１００℃〜１２５０℃の範囲の温度、より好ましくは１２００℃〜１２５０℃の範囲の温度に加熱される。好ましくは、ここでの加熱速度は１〜４Ｋ／分の範囲にある。
ステップ（ｅ）において、スラブは好ましくは脱スケールされる。好ましくは、スラブは、高圧スラブワッシャーで脱スケールされる。
脱スケールは、高温で鋼の表面に形成され、好ましくは酸化鉄からなるスケール層を除去することを含む。脱スケールは、当業者に知られている慣用の方法、例えば酸洗い、ブラッシング、噴射、曲げによるスケール除去、または火炎洗浄によって影響され得る。好ましくは、脱スケールは、１５０〜３００バールの範囲の圧力の水で達成される。
本発明の方法のステップ（ｆ）において、スラブは好ましくは熱間圧延されて平鋼製品を付与する。好ましくは、初期圧延温度は１０５０℃〜１２００℃の範囲にある。最終圧延温度は、好ましくは≧８８０℃で１０００℃未満である。好ましくは、各圧延パスにおいて、≧１０％のドラフトｅが達成される。好ましくは、各圧延パスのドラフトｅは、１０％〜５０％の範囲にある。各圧延パスのドラフトｅは、
ｅ＝（ｈＥ−ｈＡ）／ｈＥ＊１００％
の関係によって得られ、ここで、ｈＥは、圧延スタンドに入る際、すなわち特定の圧延パスの開始前の圧延材の厚さ（ｍｍ）であり、ｈＡは圧延スタンドから出た後、すなわち特定の圧延パス後の圧延材の厚さ（ｍｍ）である。
ｅ＝（ｈＥ−ｈＡ）／ｈＥ＊１００％
の関係によって得られ、ここで、ｈＥは、圧延スタンドに入る際、すなわち特定の圧延パスの開始前の圧延材の厚さ（ｍｍ）であり、ｈＡは圧延スタンドから出た後、すなわち特定の圧延パス後の圧延材の厚さ（ｍｍ）である。
好ましくは、８０％〜９８％の全体変形ｅｖが達成される。全体変形ｅｖは、以下の関係
ｅｖ＝（ｈ０−ｈ１）／ｈ０＊１００％
によって決定され、ここで、ｈ０は全圧延操作の開始前、すなわち最初の圧延パスの前の圧延材の厚さ（ｍｍ）であり、ｈ１は全圧延操作後、すなわち最後の圧延パス後の圧延材の厚さ（ｍｍ）である。
ｅｖ＝（ｈ０−ｈ１）／ｈ０＊１００％
によって決定され、ここで、ｈ０は全圧延操作の開始前、すなわち最初の圧延パスの前の圧延材の厚さ（ｍｍ）であり、ｈ１は全圧延操作後、すなわち最後の圧延パス後の圧延材の厚さ（ｍｍ）である。
好ましくは、平鋼製品を得るためのスラブの熱間圧延は、好ましくは２段または４段圧延スタンドを有するプレート圧延機、およびいくつかの圧延スタンドを備えた任意の下流仕上げトレインで、または予備圧延スタンドおよび最高７つの圧延スタンドを有する仕上げトレインからなる熱間圧延機を用いて逆転して達成される。
好ましい実施形態では、本発明の平鋼製品は、熱間圧延の直後で圧延から依然として熱いうちに、少なくとも１回の焼入れ処理を施され、焼入れ処理は、平鋼製品を２００℃未満の温度に急冷することを含み、冷却速度は少なくとも２５Ｋ／ｓである。平鋼製品が、熱間圧延の直後で圧延から依然として熱いうちに、少なくとも１回の焼入れ処理を施される場合、平鋼製品は、特に、さらに加熱することなく熱処理を施される。この場合、熱間圧延後の平鋼製品は、最終圧延温度が少なくとも８６０℃であることが好ましい。
他の好ましい実施形態では、熱間圧延後の平鋼製品は、少なくとも１つの焼入れ処理を施され、焼入れ処理は、以下のステップ：
（ｉ）平鋼製品を、本発明の鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度に加熱し、Ａｃ３温度は、
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であるステップ、
（ｉｉ）冷却速度が少なくとも２５Ｋ／ｓとなるように平鋼製品を２００℃未満の温度まで急冷するステップを含む。
（ｉ）平鋼製品を、本発明の鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度に加熱し、Ａｃ３温度は、
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であるステップ、
（ｉｉ）冷却速度が少なくとも２５Ｋ／ｓとなるように平鋼製品を２００℃未満の温度まで急冷するステップを含む。
Ａｃ３温度は、加熱中にオーステナイトへのフェライトの変態が終了する鋼の変態温度を示す。Ａｃ３は、
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
としてのＨｏｕｇａｒｄｙによる近似値として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中のそれぞれの元素の質量割合である。
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
としてのＨｏｕｇａｒｄｙによる近似値として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中のそれぞれの元素の質量割合である。
特に、熱間圧延後に平鋼製品が冷却する場合には、平鋼製品の焼入れ処理のためのオーステナイト化温度への加熱が必要である。好ましくは、焼入れ処理のための平鋼製品は、最初に、材料の完全なオーステナイト化を達成するために、本発明の鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化まで加熱される。好ましくは、焼入れ処理のための平鋼製品は、８６０℃〜９２０℃以下の範囲のオーステナイト化温度、より好ましくは８７０℃〜９２０℃の範囲のオーステナイト化温度にされる。
加熱後、少なくとも７０％のマルテンサイト、好ましくは８０％のマルテンサイト、より好ましくは９０％のマルテンサイト、最も好ましくは１００％のマルテンサイトが形成するのに十分な速さで、平鋼製品を適切な急冷媒体中で急冷する。適切な急冷媒体は、例えば、水または油である。本発明の平鋼製品は、急速に、すなわち少なくとも２５Ｋ／ｓの冷却速度で、オーステナイト化温度から２００℃以下の温度まで冷却される。好ましくは、８００℃から５００℃まででは、冷却速度は、少なくとも２５Ｋ／ｓ、より好ましくは少なくとも５０Ｋ／ｓ、少なくとも１００Ｋ／ｓ、少なくとも１５０Ｋ／ｓまたは少なくとも２００Ｋ／ｓが必要である。
好ましい実施形態では、焼入れ処理後の平鋼製品は、圧延から依然として熱いうちに、少なくとも１回のさらなる焼入れ処理を施され、焼入れ処理は以下のステップ：
（ｉ）平鋼製品を、本発明の鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度に加熱し、Ａｃ３温度は、
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であるステップ、
（ｉｉ）冷却速度が少なくとも２５Ｋ／ｓとなるように平鋼製品を２００℃未満の温度まで急冷するステップを含む。
（ｉ）平鋼製品を、本発明の鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度に加熱し、Ａｃ３温度は、
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中の各元素の質量割合であるステップ、
（ｉｉ）冷却速度が少なくとも２５Ｋ／ｓとなるように平鋼製品を２００℃未満の温度まで急冷するステップを含む。
欧州特許第２２６７１７７号明細書から知られている平鋼製品との大きな相違点は、均一オーステナイト化のための本発明の平鋼製品の最小オーステナイト化温度が８６０℃以上であることが好ましいことである。８６０℃未満の低いオーステナイト化温度は、本発明の平鋼製品の均衡のとれた化学組成と組み合わせて、優先的に防止されるべき望ましくない部分オーステナイト化をもたらす。さらに、オーステナイト温度は、より高温がオーステナイト粒成長を促進し、機械的および技術的特性の低下を招くので、好ましくは≦９２０℃であるべきである。研究により、本発明の平鋼製品の最適オーステナイト化温度は、好ましくは約８８０℃であることが示されている。
オーステナイト化温度とともに、オーステナイト粒成長は、温度が好ましくはオーステナイト粒成長により大きな影響を与えるものの、オーステナイト化時間の影響を受けることも好ましい。好ましい実施形態では、本発明の平鋼製品のオーステナイト化温度での保持時間は、６０分以下、好ましくは３０分以下または１５分以下である。
好ましい実施形態では、平鋼製品の焼入れ処理は繰り返して、特に２または３回繰り返して達成される。好ましくは、焼入れ操作の制御された反復は、制御された方法で、本発明の平鋼製品の細粒化に影響を与え、好ましくは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３による１粒径クラスによってそれを改善する。好ましくは、第２の焼入れ処理は、オーステナイト細粒化の効果により、改善された機械的および技術的特性を有する非常に微細なマルテンサイト微細組織をもたらす。
第１の焼入れ処理では、平鋼製品は、圧延から依然として熱いうちに焼入れ処理を施されることができ、または、平鋼製品は、最初に本発明の鋼のＡｃ３温度よりも少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度まで加熱され、次いで焼入れ処理を施されることができる。さらなる焼入れ処理のたびに、本発明の鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度に平鋼製品をまず加熱し、次に焼入れ処理を施す。
好ましい実施形態では、平鋼製品は焼入れ処理後に焼戻され、焼戻し処理における保持時間は１５分未満であり、焼戻し処理の温度がＡｃ１温度未満であり、Ａｃ１温度は、
Ａｃ１［℃］＝７３９−２２＊［Ｃ］＋２＊［Ｓｉ］−７＊［Ｍｎ］＋１４＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−１３＊［Ｎｉ］＋２０＊［Ｖ］
としてのＨｏｕｇａｒｄｙによる近似値として算出され、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中のそれぞれの元素の質量割合である。
Ａｃ１［℃］＝７３９−２２＊［Ｃ］＋２＊［Ｓｉ］−７＊［Ｍｎ］＋１４＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−１３＊［Ｎｉ］＋２０＊［Ｖ］
としてのＨｏｕｇａｒｄｙによる近似値として算出され、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での高強度鋼中のそれぞれの元素の質量割合である。
Ａｃ１温度は、オーステナイトの生成が始まる鋼の加熱過程における変態温度を示す。好ましい実施形態では、保持時間は１０分以下である。
焼戻しは、本発明の平鋼製品をその特性に影響を及ぼすために制御された方法で加熱する熱処理を含む。好ましくは、微細に分散されたマルテンサイト微細組織の焼戻しは、１５０℃〜３００℃の温度範囲、より好ましくは２２５℃〜２７５℃の範囲で達成される。好ましくは、微細に分散されたマルテンサイト微細組織の短時間の焼戻しは、強度と靱性の最適な組み合わせを確立し、靱性特性に有利な強度の一定の低下を受け入れることが必要である。
好ましくは、本発明の平鋼製品は、２回焼入れされ、焼戻される。より好ましくは、本発明の平鋼製品は、３回焼入れされ、焼戻される。
好ましくは、本発明の平鋼製品の最初の焼入れ処理の後、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３による粒径クラス１２の事前のオーステナイト粒径が達成される。事前のオーステナイト粒径は、処理前に存在するオーステナイト粒径を意味すると理解される。本発明の平鋼製品が第２の焼入れ処理または２回焼入れを施される場合、これは、好ましくは、粒径をさらに半分にする効果を有し、好ましくはＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３による粒径クラス１３の事前のオーステナイト粒径が確立される。細粒化は、機械的および技術的特性の改善、特に降伏強度レベルおよび靱性レベルの向上に寄与するのが好ましい。好ましくは、焼入れ処理後の本発明の平鋼製品の最小降伏強度は、少なくとも１３００ＭＰａ、より好ましくは少なくとも１３５０ＭＰａ、少なくとも１３７０ＭＰａ、少なくとも１４００ＭＰａ、少なくとも１４４０ＭＰａ、少なくとも１４８０ＭＰａまたは少なくとも１５００ＭＰａである。好ましくは、焼入れ処理後の本発明の平鋼製品の引張強度は、少なくとも１４００ＭＰａ、より好ましくは少なくとも１４８０ＭＰａ、少なくとも１５００ＭＰａ、少なくとも１５５０ＭＰａ、少なくとも１５８０ＭＰａ、少なくとも１６００ＭＰａ、または少なくとも１６５０ＭＰａである。
好ましい実施形態では、本発明の平鋼製品は、焼入れ処理の前に、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３（０５．２０１３）またはＧ ０５５１（２００５）による＞１１の事前のオーステナイト粒径を有し、これは、特に、均質な強度および靱性特性を有する微細に分散されたマルテンサイト微細組織をもたらす。このように、本発明の平鋼製品は、欧州特許第２２６７１７７号明細書から知られている平鋼製品と比較して、より微細な事前のオーステナイト粒を有する。
好ましい実施形態では、本発明の平鋼製品は、好ましくは、圧延から依然として熱いうちに、適切な水冷装置によって最後の圧延パスの直後に焼入れされる。これは、本発明の平鋼製品を、急速に、すなわち、少なくとも２５Ｋ／ｓの冷却速度で、≧８８０℃の最終圧延温度から２００℃以下の温度まで急冷する。好ましくは、８００℃から５００℃までの冷却速度は、少なくとも２５Ｋ／ｓ、好ましくは少なくとも５０Ｋ／ｓ、より好ましくは少なくとも１００Ｋ／ｓ、少なくとも１５０Ｋ／ｓまたは少なくとも２００Ｋ／ｓである。
熱間圧延機によって熱間圧延を達成する場合、本発明の方法のステップ（ｇ）では、平鋼製品を巻取ることが可能である。巻取りは、圧延された平鋼製品の巻取りを指し、コイルは、巻取られた金属片の用語である。好ましい実施形態では、本発明の平鋼製品が巻取られ、巻取り温度は少なくとも８００℃である。
他の好ましい実施形態では、熱延鋼板は、まだ圧延から熱いうちに、水によって≦２００℃の温度に急冷される。
欧州特許第２２６７１７７号明細書から知られている平鋼製品と比較して本発明の平鋼製品のさらなる際立った特徴は、３．０ｍｍから４０．０ｍｍのシート厚さおよび３９００ｍｍまでのシート幅で本発明を製造できることである。
好ましい実施形態では、平鋼製品のシート厚さは、３．０ｍｍ〜４０．０ｍｍの範囲、より好ましくは４．０〜１５．０ｍｍの範囲にある。
好ましくは、本発明の平鋼製品のシート幅は≦３９００ｍｍである。
本発明の平鋼製品の製造のためには、好ましくは、０．２３〜０．２５重量％の範囲の比較的高い炭素含有量が要求され、好ましくは、４０．０ｍｍ以下のシート厚まで適切な強度特性を有する好ましくは純粋なマルテンサイト微細組織を確立するために、クロム、ニッケル、マンガンおよびモリブデン元素の調整された分析プロファイルと組み合わせて要求される。炭素含有量の減少は、比較的低いシート厚さのみが純粋なマルテンサイト微細組織からなるように、ベイナイト形成の開始をより短い冷却時間にシフトさせる。より高いシート厚さでは、マルテンサイトおよび異なるベイナイト含有量からなる望ましくない混合微細組織を有することになり、これは、次に、本発明の平鋼製品の機械的および技術的特性に悪影響を与える。
以下、実施例を挙げて本発明を説明する。
系統的な実験および使用試験では、合計６つの鋼溶融物を製造し、その化学組成は表１に明記されている。さらに、炭素当量ＣＥＴ、ＰｃｍおよびＣｅｑを溶融物について算出した。鋼溶融物Ａ、Ｂ、Ｃ、ＤおよびＥを実験室で製造し、鋼溶融物Ｆを研究において試験した。鋼溶融物Ａ、Ｂ、ＣおよびＤは比較例として含まれた溶融物である。溶融物ＥおよびＦのみが、本発明の平鋼製品に関する。全ての鋼溶融物をスラブに鋳造し、次いで４Ｋ／分の加熱速度で表２に従ってスラブ温度まで加熱し、圧延前に２００バールの圧力で水で脱スケールし、次いで１０％〜５０％のドラフトｅおよび８１％〜９８％の全体変形ｅｖで圧延して、平鋼製品を付与する。圧延後、平鋼製品を空気中または静止して積み重ねて冷却した。熱処理のために、平鋼製品を表３に従ってオーステナイト化温度に加熱し、この温度で１５分間保持し、次いでオーステナイト化温度から水で冷却停止温度まで急冷した。いくつかの平鋼製品を、表５に従って焼戻し温度に加熱し、焼戻し温度で１０分間保持し、次いで空気下で冷却した。最初の焼入れ処理後の他の平鋼製品を、表４に従ってオーステナイト化温度に再び加熱し、このオーステナイト化温度で１５分間保持し、次いで水でオーステナイト化温度から２００℃未満の冷却停止温度まで急冷し、表５による温度で１０分間の保持時間およびその後の空冷で焼戻し処理を施した。焼戻しに先立って、２回焼入れされた平鋼製品のいくつかを、表５に従って第３の熱処理、およびそれぞれの場合に１５分間のオーステナイト化時間を施した。３回焼入れされた平鋼製品の焼戻しは、表５に従った温度で、それぞれの場合に１０分の保持時間、その後空気冷却を実施した。鋼Ａ〜Ｆから製造された平鋼製品のそれぞれに、対応する試料番号を付与した。製造された平鋼製品の焼入れおよび焼戻し処理のための圧延および熱処理パラメータは、表２〜５に示す。
製造された平鋼製品についての引張試験およびノッチ衝撃曲げ試験からの機械的特性ならびに表面硬度および事前のオーステナイト粒径を表６に示す。表６に報告されているオーステナイト粒径は、事前のオーステナイト粒径である。
事前のオーステナイト粒径の決定は、１回から３回焼入れされた状態で平鋼製品から得られた縦断面についてＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３に従って達成される。エッチングは、濃縮ピクリン酸でのＢｅｃｈｅｔ−Ｂｅａｕｊａｒｄ法で行った。
降伏強度Ｒｐ０．２、引張強度Ｒｍおよび破断点伸びＡを決定するための引張試験を、横断試料についてＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１に従って実施した。−２０℃、−４０℃および−６０℃の試験温度におけるノッチ衝撃エネルギーＡｖを決定するためのノッチ衝撃曲げ試験を、横断試料についてＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １４８−１に従って実施した。硬さの値が報告される場合、これらはブリネル硬さである。硬さは、シート表面の約１ｍｍ下で測定され、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６５０６−１に従って決定される。
表７は、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦから製造された各平鋼製品について、熱処理状態、微細組織、最終評価および冷間成形特性の評価を示す。
微細組織の研究は、平鋼製品から採取され、Ｎｉｔａｌでエッチングされた縦断面について、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡法によって達成された。微細構造状態および析出状態の両方を決定するために、電界放出透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）を使用した。従来の明視野イメージングと同様に、明視野ＳＴＥＭモード（ＳＴＥＭ、走査透過型電子顕微鏡）および暗視野ＳＴＥＭモードを採用した。冷間成形特性は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ７４３８による曲げ試験によって、曲げ線が直角でかつ圧延方向に平行であり、曲げ角度≧９０°で試験した。
既に記載したように、溶融物Ａ〜Ｄを実験室で製造し、比較例として含めた。本発明の平鋼製品（鋼溶融物ＥおよびＦ）の分析と比較して、これらの溶融物は、より低い炭素含有量を有し、これはより低い降伏強度および引張強度レベルをもたらす。本発明の平鋼製品に要求される強度特性は、比較例の鋼溶融物によって満たされない。
実験室で試験された鋼溶融物Ｅは、比較例と比較してより高い炭素含有量を有し、同時に十分な靱性を有する本発明の平鋼製品について所要の降伏強度および引張強度レベルが達成される。
これらの知見に基づいて、本発明の平鋼製品に対して使用可能な溶融物Ｆを製造した。使用可能な溶融物Ｆの機械的および技術的特性を、８８０℃または９２０℃のオーステナイト化温度について、１回の焼入れおよび焼戻し（試料Ｆ１〜Ｆ１１）後、２回の焼入れおよび焼戻し（試料Ｆ１２〜Ｆ３７）後、および３回の焼入れおよび焼戻し（試料３８〜Ｆ５０）後に決定し、表６および表７に示す。８８０℃（試料Ｆ７〜Ｆ１１）または９２０℃（試料Ｆ１〜Ｆ６）のオーステナイト化温度での１回の焼入れ変形例および９２０℃（試料Ｆ１２）のオーステナイト化温度での２回の焼入れ変形例について、焼戻し後、満足できる降伏強度および引張強度レベルが良好な靱性で達成した。これらの変形例の冷間成形特性は、全体的に満足できるものとして説明することができる。言及された変形例は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３に従って、粒径クラスＧ〜１２のオーステナイト粒径を有する。さらに、これらの変形例の場合、微量のバナジウムを含む（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃまたは（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃの比較的粗い析出物を有する比較的粗いマルテンサイトプレートを検出することが可能であった。大部分の析出物の平均直径は約８ｎｍである。残留オーステナイトは検出されなかったが、いくつかの針状セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が存在した。セメンタイトおよび粗い析出物は、炭素成分の微細組織を奪い、その中のマルテンサイトをより柔らかくする。したがって、これらの変形例は、８８０℃のオーステナイト化温度における２回焼入れ法および焼戻し（試料Ｆ１３〜Ｆ３７）と比較してより低い強度レベルを有する。
試料Ｆ４と試料Ｆ１２との比較、または試料Ｆ７〜Ｆ１１と試料Ｆ１３〜Ｆ３７との比較は、それ以外の条件が同一である試料の場合、２回焼入れおよび焼戻しの変形例についての降伏強度、引張強度およびノッチ衝撃エネルギーは、１回焼入れおよび焼戻しに比べて改善されることを示している。試料Ｆ１３〜Ｆ３７と試料Ｆ３８〜Ｆ５０とを比較すると、２回焼入れおよび焼戻しの試料（Ｆ１３〜Ｆ３７）と比較して、事前のオーステナイト粒径のさらなる減少の結果として、３回焼入れおよび焼戻しの試料（Ｆ３８〜Ｆ５０）について、降伏強度および引張強度が再び増加することが示されている。
試料Ｆ１〜Ｆ６と試料Ｆ７〜Ｆ１１との比較、または試料Ｆ１２と試料Ｆ３５との比較は、それ以外の同一条件下で、９２０℃の高いオーステナイト化温度と比較して、８８０℃の比較的低いオーステナイト化温度を有する変形例について、降伏強度、引張強度および靱性の機械的特性が改善されることを示している。焼入れプロセスについて８８０℃のより低い温度で２回または３回焼入れおよびオーステナイト化をされた試料（試料Ｆ１３〜Ｆ３７）の場合、特に良好な結果および冷間成形特性の改善が達成可能であった。研究により、本発明の平鋼製品の事前のオーステナイト粒径は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３によるＧ〜１２からＧ〜１３まで、最大１粒径クラスにより、それぞれ８８０℃のオーステナイト化温度での２回焼入れおよび焼戻しの方法で改善できることが示された（試料Ｆ１３〜Ｆ３７）。上述の熱処理方法は、本発明の平鋼製品の場合には、８８０℃のオーステナイト化温度と組み合わせて、超微細ナノ炭化物析出物を有する非常に微細なマルテンサイト針状凝集物の形成につながる。ＳＴＥＭ暗視野表現を用いて、８８０℃のオーステナイト化温度での２回焼入れおよび焼戻しの方法後に、本発明の平鋼製品が非常に均質に分布したナノ炭化物析出物（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃまたは（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃを微量のバナジウムと共に含むことを示すことができた。ナノカーバイド析出物の大部分は、４ｎｍの平均直径を有する。残留オーステナイトは検出されなかった。針状セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）は存在しなかった。
非常に微細なマルテンサイト針状凝集物からなるマルテンサイト微細組織の特定のマトリックスは、本発明の平鋼製品中の非常に微細かつ均質に分布したナノ炭化物析出物と組み合わせて、良好な冷間加工性と同時に降伏強度および材料強度レベルの顕著な増加をもたらす。
２回焼入れ（オーステナイト化温度８８０℃）および焼戻しの方法を選択した場合、１回焼入れ（オーステナイト化温度８８０℃）および焼戻しの変形例と比較して、本発明の平鋼製品の降伏強度および材料強度レベルは約６０ＭＰａ高く、安定で良好なレベルの靱性を備えている。８８０℃のオーステナイト化温度での３回焼入れおよび焼戻しでも、８８０℃のオーステナイト化温度で２回焼入れおよび焼戻しの変形例に比較して、本発明の平鋼製品の降伏強度レベルを約６０ＭＰａ高めることができ、やはり、引張強度および靱性の安定したレベルを備える。８８０℃のオーステナイト化温度での３回焼入れおよび焼戻しの特定の方法によって、好ましくは少なくとも１４００ＭＰａを超え、より好ましくは少なくとも１４４０ＭＰａを超える最小降伏強度を確実に確立することさえ可能である。
Claims (15)
- 高強度鋼であって、
前記鋼は、以下の組成：
（ａ）炭素：０．２３〜０．２５重量％；
（ｂ）珪素：０．１５〜０．３５重量％；
（ｃ）マンガン：０．８５〜１．００重量％；
（ｄ）アルミニウム：０．０７〜０．１０重量％；
（ｅ）クロム：０．６５〜０．７５重量％；
（ｆ）ニオブ：０．０２〜０．０３重量％；
（ｇ）モリブデン：０．５５〜０．６５重量％；
（ｈ）バナジウム：０．０３５〜０．０５重量％；
（ｉ）ニッケル：１．１０〜１．３０重量％；
（ｊ）ホウ素：０．００２０〜０．００３５重量％；
（ｋ）カルシウム：０．０００７〜０．００３０重量％；
を含み、
前記鋼はさらなる元素を含んでいてもよく、
前記さらなる元素の最大含有量は以下の通り：
（ｌ）リン：≦０．０１２重量％および／または
（ｍ）硫黄：≦０．００３重量％および／または
（ｎ）銅：≦０．１０重量％および／または
（ｏ）窒素：≦０．００６重量％および／または
（ｐ）チタン：≦０．００８重量％および／または
（ｑ）錫：≦０．０３重量％および／または
（ｒ）水素：≦２．００ｐｐｍおよび／または
（ｓ）砒素：≦０．０１重量％および／または
（ｔ）コバルト：≦０．０１重量％であり、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
（ｉ）炭素当量Ｐｃｍが、
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｂ］は、重量％での前記高強度鋼中の各元素の質量割合であり、
Ｐｃｍには以下が適用される：
０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％；
および／または、
（ｉｉ）炭素当量Ｃｅｑは、
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、重量％での前記高強度鋼中の各元素の質量割合であり、
Ｃｅｑには以下が適用される：
０．６７５重量％≦Ｃｅｑ≦０．７８重量％；
および／または、
（ｉｉｉ）炭素当量ＣＥＴは、
ＣＥＴ＝［Ｃ］＋（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］）／１０＋（［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］）／２０＋［Ｎｉ］／４０
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、重量％での前記高強度鋼中の各元素の質量割合であり、
ＣＥＴには以下が適用される：
０．４３重量％≦ＣＥＴ≦０．４９重量％、
高強度鋼。 - 前記高強度鋼中の炭素およびマンガンの含有量の合計が１．１０〜１．２４重量％の範囲にある、請求項１に記載の高強度鋼。
- 前記鋼は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３による＞１１のオーステナイト粒径を有する、請求項１または２に記載の高強度鋼。
- 前記鋼は、１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲の平均直径を有するナノ炭化物析出物を含む、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼。
- 試験温度−４０℃におけるノッチ衝撃エネルギーＡｖは、試料が圧延方向に対して長手方向に整列されている場合に少なくとも３０Ｊである、および／または試験温度−４０℃におけるノッチ衝撃エネルギーＡｖは、試料が圧延方向に対して横方向に整列されている場合に少なくとも２７Ｊである、請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼。
- 平鋼製品を製造する方法であって、
前記方法は、以下のステップ：
（ａ）鉄の他に、以下の元素：
炭素：０．２３〜０．２５重量％；
珪素：０．１５〜０．３５重量％；
マンガン：０．８５〜１．００重量％；
アルミニウム：０．０７〜０．１０重量％；
クロム：０．６５〜０．７５重量％：
ニオブ：０．０２〜０．０３重量％；
モリブデン：０．５５〜０．６５重量％；
バナジウム：０．０３５〜０．０５重量％；
ニッケル：１．１０〜１．３０重量％；
ホウ素：０．００２０〜０．００３５重量％；
カルシウム：０．０００７〜０．００３０重量％；を含み、
かつ、前記さらなる元素を含んでいてもよく、前記さらなる元素の最大含有量は、以下の通り：
リン：≦０．０１２重量％および／または
硫黄：≦０．００３重量％；および／または
銅：≦０．１０重量％；および／または
窒素：≦０．００６重量％；および／または
チタン：≦０．００８重量％；および／または
スズ：≦０．０３重量％；および／または
水素：≦２．００ｐｐｍ；および／または
砒素：≦０．０１重量％；および／または
コバルト：≦０．０１重量％である鋼溶融物を製造するステップ、
（ｂ）前記鋼溶融物の真空処理によって水素含有量を減少させるステップ、
（ｃ）前記鋼溶融物を鋳造してスラブを形成するステップ、
（ｄ）前記形成されたスラブを１１００℃〜１２５０℃の範囲の温度に加熱するステップ、
（ｅ）前記スラブを脱スケールするステップ、
（ｆ）前記スラブを熱間圧延して平鋼製品を得るステップ、
（ｇ）場合により、前記平鋼製品を巻取る（巻取り温度は少なくとも８００℃）ステップを含み、
平鋼製品を得るための前記スラブの前記熱間圧延における初期圧延温度は、１０５０℃〜１２５０℃の範囲にあり、最終圧延温度は≧８８０℃であり、Ｐｃｍには以下が適用される：０．３８重量％＜Ｐｃｍ≦０．４４重量％、方法。 - 前記平鋼製品は、前記熱間圧延の直後で前記圧延から依然として熱いうちに、少なくとも１回の焼入れ処理を施され、前記焼入れ処理は、前記平鋼製品を２００℃未満の温度に急冷することを含み、冷却速度は少なくとも２５Ｋ／ｓである、請求項６に記載の方法。
- 前記熱間圧延後の前記平鋼製品は、少なくとも１回の焼入れ処理を施され、
前記焼入れ処理は、以下のステップ：
（ｉ）前記平鋼製品を、請求項６に記載の前記鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度に加熱し、前記Ａｃ３温度は、
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での前記高強度鋼中の各元素の質量割合であるステップ、および
（ｉｉ）冷却速度が少なくとも２５Ｋ／ｓとなるように前記平鋼製品を２００℃未満の温度まで急冷するステップ
を含む、請求項６に記載の方法。 - 前記平鋼製品は、前記焼入れ処理後で前記圧延から依然として熱いうちに、少なくとも１回のさらなる焼入れ処理を施され、
前記焼入れ処理は、以下のステップ：
（ｉ）前記平鋼製品を、請求項６に記載の前記鋼のＡｃ３温度より少なくとも４０Ｋ高いオーステナイト化温度に加熱し、前記Ａｃ３温度は、
Ａｃ３［℃］＝９０２−２５５＊［Ｃ］＋１９＊［Ｓｉ］−１１＊［Ｍｎ］−５＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−２０＊［Ｎｉ］＋５５＊［Ｖ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での前記高強度鋼中の各元素の質量割合であるステップ、および
（ｉｉ）前記冷却速度が少なくとも２５Ｋ／ｓとなるように前記平鋼製品を２００℃未満の温度まで急冷するステップ
を含む、請求項７に記載の方法。 - 前記平鋼製品が、８６０℃〜９２０℃の範囲のオーステナイト化温度にされる、請求項８および９のいずれかに記載の方法。
- 本発明の前記平鋼製品のオーステナイト化温度における保持時間が６０分以下である、請求項８、９または１０のいずれかに記載の方法。
- 前記平鋼製品の前記焼入れ処理は繰り返して、特に２または３回繰り返して達成される、請求項８〜１１のいずれかに記載の方法。
- 前記焼入れ処理後の前記平鋼製品が、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６４３による＞１１のオーステナイト粒径を有する、請求項７〜１２のいずれかに記載の方法。
- 前記平鋼製品は、前記焼入れ処理後に焼戻しされ、前記焼戻し処理の保持時間は１５分未満であり、前記焼戻し処理の温度はＡｃ１温度未満であり、前記Ａｃ１温度は、
Ａｃ１［℃］＝７３９−２２＊［Ｃ］＋２＊［Ｓｉ］−７＊［Ｍｎ］＋１４＊［Ｃｒ］＋１３＊［Ｍｏ］−１３＊［Ｎｉ］＋２０＊［Ｖ］
として算出されることができ、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、重量％での前記高強度鋼中の各元素の質量割合である、請求項７〜１３のいずれかに記載の方法。 - 前記平鋼製品のシート厚さが３．０ｍｍ〜４０．０ｍｍの範囲にあり、前記平鋼製品のシート幅が≦３９００ｍｍである、請求項６〜１４のいずれかに記載の方法。
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