JP2021509438A - 耐衝撃性に優れた熱延鋼板、鋼管、部材及びその製造方法 - Google Patents

耐衝撃性に優れた熱延鋼板、鋼管、部材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の好ましい側面は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、合金元素が下記関係式１〜３を満たし、微細組織は、体積％で１０％以上のフェライト及び９０％以下のパーライトを含む耐衝撃性に優れた熱延鋼板、これを用いた鋼管及び部材とこれらの製造方法を提供する。［関係式１］（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）［関係式２］（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）［関係式３］（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）

Description

本発明は、自動車の懸架部品などの自動車車体の構成部品などに使用される熱延鋼板、これを用いた鋼管及び部材とその製造方法に関し、より詳細には、耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れ、熱処理後に超高強度を示す熱延鋼板、これを用いた鋼管、部材及びその製造方法に関する。
自動車車体の構成部品の中で懸架部品は、高強度−高靭性、耐食性及び疲労耐久性などが要求される部品の一つであり、主に熱延鋼板が適用されている。
一方、このような懸架部品は、パイプ形態の部品に熱間成形又は冷間成形及び熱処理を経て製造されるが、多くの場合に部品の製造過程又は部品の使用環境で早期破断が起こると知られている。これは多様な原因により引き起こされると知られているが、基本的には、製造された鋼板を用いて鋼管を製造する過程で発生するクエンチングクラック（Ｑｕｅｎｃｈ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）に起因するか、もしくは製造過程又は使用環境で鋼管の内部に混入する水素原子及び／又は分子による水素遅延破壊に起因することが考えられる。ここで、水素遅延破壊は、水素脆性（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｍｅｎｔ）、水素遅延破壊（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｄｅｌａｙｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）及び水素誘起クラック（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）などの技術的用語をすべて含む。この影響は、１８００ＭＰａ以上の熱処理後に引張強度を有する超高強度鋼板又は鋼管において顕著であると指摘されている。
一方、鋼管部品の疲労耐久性を増大させるための方法の一つとして、鋼管部品の早期折損又は早期破断を抑制する一側面において、水素遅延破壊（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｄｅｌａｙｅｄ Ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｒ Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）に対する原因の糾明及び改善方法を導出するために多様な研究が進行されてきた。
特許文献１では、冷延鋼板の用途で使用される鋼に０．１％未満とＮｂ元素を多量に添加して、鋼板の旧オーステナイト結晶粒の大きさ（Ｐｒｉｏｒ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ、ＰＡＧＳ）を２０μｍ未満、好ましくは１５μｍ未満にオーステナイト結晶粒の大きさを制御した鋼を冷間圧延した鋼板をアニール熱処理後にクエンチングした冷延鋼板又はクエンチング−テンパリングした冷延鋼板では、Ｕ字形ベンディング及びＨＣｌ（ｐＨ＝１）浸漬した条件において少なくとも２４ｈｒ程度の遅延破壊が抑制されると言及されている。
これは特許文献２で提示したものと同様に、鋼中の水素がＮｂ又はＴｉ析出物によって微細化された結晶粒粒界に捕獲されて遅延破壊を引き起こす臨界水素量を分散させる効果を通じて、遅延破壊抵抗性が向上すると言及されている。
一方、特許文献１では、０．５％以上の高いＳｉ添加鋼のＮｉ元素が遅延破壊抵抗性を劣化させることが確認されたため、０．５％未満のＮｉ元素を添加し、可能な限り０．０３％程度の不純物の水準で制御することが好ましいと言及されている。一方、これは１００℃／ｓｅｃ以上の急速冷却で（水中急冷）クエンチングした鋼板試片をＵ字ベンディング及びＨＣｌ酸に浸漬させるか、又はクエンチング−テンパリング熱処理した鋼板試片で確認した実験結果であり、遅延破壊特性が劣位な理由は、マルテンサイト相組織を有するクエンチング鋼板にクラックが残存したことに起因するか、又は水中急冷で形成された転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ）を含む多数の欠陥サイトへ鋼中に既に流入されたか、又は流入される水素が拡散して応力集中部を形成することで、クラックの開始又は伝播に必要な臨界応力を減少させる一つの形態として鋼の水素遅延破壊を促進するためであると判断される。
また、鋼の遅延破壊抵抗性の改善は、鋼の局部腐食（ｐｉｔｔｉｎｇ、孔食）を抑制させるか、鋼の内部への水素原子の浸透を最小化するか、又は鋼の内部に転移／結晶粒界／析出物界面を含む多様な欠陥サイト（ｓｉｔｅｓ）を形成させて、浸透された水素原子が臨界含量を超えないように捕集する方法が提示されている。特に、特許文献２では、１〜３％水準の高いＳｉ含有鋼を連続アニール工程により、加熱−急冷−テンパリング工程を通じて製造した冷延鋼板を用いて冷間成形時に形成されるベイニティックフェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトで構成される微細組織構成相において、残留オーステナイトの軸比（長軸／短軸）が５以上となるように残留オーステナイトの形状を制御することで、鋼部品の引張試験後に板断面の観察過程で劈開破壊が抑制されることで水素脆化特性が改善されることを提示している。一方、これは、１５００Ｍｐａ未満の熱処理後に引張強度特性を有する鋼板であり、相対的に水素脆化に対する敏感性がマルテンサイト又はテンパードマルテンサイト単相組織鋼よりは小さいと考えられる。一方、マルテンサイト単相組織の遅延破壊特性は、線材部品の疲労寿命を改善するための方法として提示されてきたが、特許文献３では、高いＳｉ＋Ｃｒ含有鋼のＢ／Ｃｒ含量割合を０．０４未満に制御して鋼部品表層にホウ素（Ｂ、ボロン）濃化層が形成されるように制御して、部品の内部に水素が浸透することを抑制する方法が提示されている。
一方、線材ボルト部品を製造するための焼き戻し熱処理時に提示した温度は３５０〜５５０℃の範囲と相対的に高温の焼き戻し熱処理であり、鋼の内部に残存し得る水素量が高温焼き戻し熱処理過程で外部に放出される可能性があり、高温熱処理による部品の熱処理強度は、水素脆化敏感性が大きくない水準に低かったものと考えられるが、同文献では、熱処理後の部品の最終強度ではなく破壊強度のみを提示している。
上記特許文献で提案された鋼板及び鋼部品の製造工程の検討から、耐衝撃性及び加熱−急冷又は加熱−急冷−テンパリング熱処理時に鋼板又は部品の引張強度が１８００ＭＰａ以上を有しながらクエンチング鋼の引張早期折損又は早期破断のない耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れた熱延鋼板、鋼管及びその製造方法に対する提案はないことが分かった。
韓国公開特許第１０−２０１６−００８６８７７号公報 韓国公開特許第１０−２００６−００７６７４１号公報 韓国公開特許第１０−２００７−００６８６６５号公報
本発明の好ましい一側面は、短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損及び非正常な破断発生のない耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れ、熱処理後に超高強度を示す熱延鋼板を提供することである。
本発明の好ましい他の一側面は、短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損及び非正常な破断発生のない耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れ、熱処理後に超高強度を示す熱延鋼板の製造方法を提供することである。
本発明の好ましいさらに他の一側面は、短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損及び非正常な破断発生のない耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れ、熱処理後に超高強度を示す熱延鋼板を用いて製造された鋼管を提供することである。
本発明の好ましいさらに他の一側面は、短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損及び非正常な破断発生のない耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れ、熱処理後に超高強度を示す熱延鋼板を用いて鋼管を製造する方法を提供することである。
本発明の好ましいさらに他の一側面は、短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損及び非正常な破断発生のない耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れ、熱処理後に超高強度を示す熱延鋼板を用いて製造された鋼管を用いた部材を提供することである。
本発明の好ましいさらに他の一側面は、短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損及び非正常な破断発生のない耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れ、熱処理後に超高強度を示す熱延鋼板を用いて製造された鋼管を用いて部材を製造する方法を提供することである。
本発明の好ましい一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たし、微細組織は、体積％で１０〜３０％のフェライト及び７０〜９０％のパーライトを含む耐衝撃性に優れた熱延鋼板が提供される。
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
本発明の好ましい他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する段階と、
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
上記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る段階とを含む耐衝撃性に優れた熱延鋼板の製造方法が提供される。
上記耐衝撃性に優れた熱延鋼板の製造方法は、上記熱延鋼板を酸洗処理して熱延酸洗鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
本発明の好ましいさらに他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たし、微細組織は、体積％で１０〜６０％のフェライト及び４０〜９０％のパーライトを含む鋼管が提供される。
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
本発明の好ましいさらに他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する段階と、
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
上記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る段階と、
上記熱延鋼板を溶接して鋼管を得る段階と、
上記鋼管を焼きなまし熱処理する段階とを含む鋼管の製造方法が提供される。
上記鋼管の製造方法は、焼きなまし熱処理段階後に引き抜く段階をさらに含むことができる。
本発明の好ましいさらに他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たし、微細組織は、９０％以上のマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトのうち１種又は２種と１０％以下の残留オーステナイトとを含む部材が提供される。
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
本発明の好ましいさらに他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する段階と、
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
上記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る段階と、
上記熱延鋼板を溶接して鋼管を得る段階と、
上記鋼管を焼きなまし熱処理及び引き抜く段階と、
上記のように引き抜かれた鋼管を熱間成形して部材を得る段階と、
上記部材を焼入れ処理するか、又は焼入れ及び焼き戻し処理する段階とを含む部材の製造方法が提供される。
本発明の好ましい側面によると、引張試験時に早期折損のない衝撃靭性及び発錆抵抗性に優れた熱延鋼板及び鋼管を提供することができ、また鋼管の製造過程又は鋼管部品のｉｎ−ｓｅｒｖｉｃｅ過程で発生し得る水素脆性を低減させることができる効果がある。
実施例の発明材４、６、１５及び比較材３の破断形態を示す引張曲線である。 実施例の発明材４及び１２の熱延鋼板の表層に存在する銅（Ｃｕ）元素の分布図を示す。 実施例の発明材４及び１２の熱延鋼板の表層に存在するニッケル（Ｎｉ）元素の分布図を示す。 実施例の発明材４の引抜パイプの熱処理前／後の光学微細組織を示すものであり、（ａ）は熱処理前の引抜パイプの微細組織を示し、（ｂ）は熱処理後の引抜パイプの微細組織を示す。
以下、本発明について説明する。
先ず、本発明の好ましい一側面による耐衝撃性に優れた熱延鋼板について説明する。
本発明の好ましい一側面による耐衝撃性に優れた熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たす。
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
Ｃ：０．３５〜０．５５重量％（以下、「％」ともいう）
上記炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高めるのに効果的な元素であり、クエンチング熱処理後に強度を増加させる。その含量が０．３５％未満の場合は、焼き戻し熱処理後に１８００Ｍｐａ以上の十分な強度を確保し難い一方、０．５５％を超えると、過度な硬度を有するマルテンサイトが形成されて、鋼板素材又は鋼管部品の亀裂の発生により疲労耐久性に劣化をもたらすことがある。従って、炭素（Ｃ）含量は０．３５〜０．５５％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：０．７〜１．５％
上記マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度を高めるのに必須の元素であり、鋼のクエンチング熱処理後に強度を増加させる。その含量が０．７％未満の場合は、焼き戻し熱処理後に１８００Ｍｐａ以上の十分な強度を確保し難い一方、１．５％を超えると、連鋳スラブ及び熱延鋼板の内部及び／又は外部に偏析帯を形成させるおそれがあり、鋼管の造管時に高い頻度の加工不良をもたらし得る。また、過度な焼き戻し熱処理後に強度増加をもたらす疲労耐久性を劣化させるおそれがある。従って、マンガン（Ｍｎ）含量は０．７〜１．５％に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）
上記ケイ素（Ｓｉ）は、強度又は延性を向上させるために添加する元素であり、熱延鋼板及び熱延酸洗鋼板の表面スケール性に問題がない範囲で添加される。その含量が０．３％以上を超えると、シリコン酸化物の生成により表面欠陥を発生させて酸洗による除去が容易ではないため、その含量は０．３％（０％除外）に制限する。
Ｐ：０．０３％以下（０％含む）
上記リン（Ｐ）は、オーステナイト結晶粒界及び／又は相間粒界に偏析されて脆性を誘発し得る。従って、リン（Ｐ）の含量は可能な限り低く維持し、その上限は０．０３％に限定する。好ましいリン（Ｐ）の含量は０．０２％以下である。本発明では、クエンチング時に鋼のクエンチングクラックの発生位置でＰ含量よりはＳ元素の存在を確認したため、管理は相対的に厳格ではないが、パイプ引抜製造過程でスケール除去のために施されるパイプリン酸塩（Ｈ３ＰＯ４）の処理後に不適正な酸洗処理時に残存するＰ元素に起因して鋼管内壁に欠陥を誘発する場合もあるため、Ｐ元素の含量は低く制御することが好ましい。
Ｓ：０．００４％以下（０％含む）
上記硫黄（Ｓ）は、鋼中にＭｎＳ非金属介在物又は連鋳凝固中に偏析して高温クラックを誘発し得る。また、熱処理鋼板又は鋼管の衝撃靭性を劣化させるおそれがあるため、可能な限り低く制御することが必要である。従って、本発明で硫黄（Ｓ）の含量は可能な限り低く維持し、その上限は０．００４％に限定することが好ましい。
Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）
上記アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として添加される元素である。一方、鋼中に窒素（Ｎ）と反応してＡｌＮが析出されるが、薄スラブの製造時にこれらの析出物が析出する鋳片の冷却条件でスラブクラックを誘発して、鋳片又は熱延鋼板の品質を低下させることがある。従って、アルミニウム（Ａｌ）の含量は０．０４％以下（０％除外）に制限することが好ましい。
Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）
上記クロム（Ｃｒ）は、オーステナイトのフェライト変態を遅延させて鋼のクエンチング熱処理時に焼入れ性を増大させ、熱処理強度を向上させる元素である。０．３５％以上の炭素（Ｃ）含有鋼にクロム（Ｃｒ）が０．３％を超えて添加される場合は、鋼の過度な焼入れ性を誘発し得るため、その含量は０．３％以下（０％除外）に制限する。
Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）
上記モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を増加させ、微細析出物を形成してオーステナイトの結晶粒を微細化させることができる。また、鋼の熱処理後に強度を向上させて靭性を向上させるのに効果があるが、その含量が０．３％を超えると、鋼の製造費用を増加させる可能性があるため、その含量は０．３％以下（０％除外）に制限する。
本発明では、ＮｉとＣｕのうち１種又は２種が含有される。
Ｎｉ：０．１〜１．０％
上記ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性及び靭性をともに増加させる元素である。一方、本発明において、基本成分にニッケル（Ｎｉ）含量を増加させた鋼板又は鋼管の熱処理後に引張物性を評価した場合に、熱処理後の強度はＮｉ含量が増加するにつれて減少するが、これはニッケル（Ｎｉ）元素がマルテンサイト内に導入された転位移動を促進するためと考えられる。その含量が０．１％未満の場合は、焼入れ性及び靭性を増加させる効果が不十分であり、一方、その含量が１．０％を超える場合は、上記長所にもかかわらず鋼板の製造原価を急激に増加させ、かつ鋼管を製造するための溶接性を劣化させるおそれがある。また、Ｎｉ含量の増加は、熱処理部品の表面に濃化されて部品の内部に流入する水素の拡散を抑制するか、及び／又は腐食環境で緻密な腐食生成物（Ｃｕ−Ｎｉ ｒｉｃｈ ＦｅＯＯＨ）を形成し、水素の浸透を抑制して応力腐食亀裂の抵抗性を増加させるという有益な効果がある。従って、その含量は０．１〜１．０％の範囲に制限する。
Ｃｕ：０．１〜１．０％
上記銅（Ｃｕ）は、鋼の耐食性を増加させ、熱処理後にクエンチング（焼入れ）及びクエンチング（焼入れ）−テンパリング強度を効果的に増加させることができる合金元素である。その含量が０．１％未満の場合は、上記効果を確保し難い一方、その含量が１．０％を超えると、熱延鋼板に亀裂を発生させて鋼板の製造実収率を低下させるか、又は熱処理後に強度を急激に増加させて亀裂を発生させるか、又は熱処理後に強度を急激に増加させて靭性を低下させるおそれがある。従って、その含量は０．１〜１．０％の範囲に制限する。一方、銅（Ｃｕ）元素自体は熱延鋼板の表面亀裂を発生させるおそれがあるため、単独で使用するよりはニッケル（Ｎｉ）元素と共に使用することがより好ましい。
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上
上記Ｃｕ＋Ｎｉの和は、鋼板及び鋼管の発錆抵抗性を増加させて靭性を増加させるのに重要である。
本発明では、０．３５％以上の炭素（Ｃ）含有鋼にＣｕ＋Ｎｉの含量和が０．４％未満になるように添加する場合は、上記効果をともに確保するのに困難があるため、Ｃｕ＋Ｎｉの和を０．４％以上とする。また、適正含量の炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）含有鋼にＣｕ＋Ｎｉの和を０．４％以上で添加した鋼板又は鋼管部品の加熱熱処理時に鋼板又は鋼管部品の表層に発生する脱炭層の深さの減少、衝撃靭性の改善及び発錆抵抗性などの有益な効果を表すことを確認した。特に脱炭層の深さの増加は、鋼管部品の疲労耐久性能を劣化させる要因として作用する。従って、Ｃｕ＋Ｎｉの含量和は０．４％以上に制限する。
Ｎ：０．００６％以下（０％除外）
上記窒素（Ｎ）は、オーステナイトの安定化及び窒化物を形成する元素である。窒素（Ｎ）含量が０．００６％を超えると、粗大なＡｌＮ窒化物を形成して、熱処理鋼板又は鋼管部品の疲労耐久性の評価時に疲労クラック生成起点として作用して、疲労耐久性を劣化させる可能性がある。従って、その含量は０．００６％以下（０％除外）に制限する。
また、ボロン（Ｂ）元素が共に添加される場合は、有効ボロン（Ｂ）含量を増加させるために可能な限り窒素（Ｎ）含量は低く制御する必要がある。
上記ＭｎとＳｉは、下記関係式１を満たさす。
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
上記Ｍｎ／Ｓｉの割合は、鋼管の溶接部の品質を決める重要なパラメーターである。Ｍｎ／Ｓｉ比が３未満になると、相対的にＳｉ含量が高く、溶接部溶融金属内にシリコン酸化物を形成して強制的に排出させない場合には、溶接部に欠陥を形成して鋼管造管の不良をもたらし得るため、Ｍｎ／Ｓｉ割合を３以上に制限する。
上記Ｃ、Ｍｎ、ＮｉとＣｕは、下記関係式２を満たす。
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
上記（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）の割合は、クエンチング又はクエンチング−テンパリング熱処理後に強度を確保しながらも満足できるような水準の衝撃靭性及び水素脆化抵抗性を確保するのに必要な条件である。（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）割合が０．２未満になると、水又は水＋オイル又はオイルクエンチング時にクエンチングクラックが発生するか、又はクエンチング後に長時間の自然時効を行わない場合、鋼管又は鋼管部品の水素遅延破壊が発生し得る。一方、（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）割合が０．２を超える場合は、鋼のクエンチング時に短時間の自然時効でも水素遅延破壊が効果的に抑制できるという長所がある。
上記ＮｉとＳｉは、下記関係式３を満たす。
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
上記Ｎｉ／Ｓｉの割合は、鋼のクエンチング熱処理によるクエンチング強度又はクエンチング−テンパリング熱処理によるテンパリング強度に影響を与える重要なパラメーターである。本発明では、シリコン（Ｓｉ）元素よりはニッケル（Ｎｉ）元素の含量を相対的に多く添加することを特徴とする。Ｎｉ／Ｓｉ割合が１未満になると、鋼にシリコン（Ｓｉ）含量が相対的に高く、熱延鋼板の強度が相対的に高いため、熱間圧延に対する素材の変形抵抗性が増加して、例えば、３ｍｍ未満の薄物厚さの熱延鋼板を製造するのに困難がある。一方、Ｎｉ／Ｓｉの割合が１以上になると、Ｎｉ含量が相対的に高く、熱延鋼板の強度が相対的に低く、クエンチング強度及びクエンチング−テンパリング強度が相対的に低いため、熱延鋼板又は鋼管部品の靭性を確保するのに有利な側面があり、クエンチング又はクエンチング−テンパリング熱処理によるマルテンサイト又はテンパードマルテンサイト組織の相内部に残存する残留オーステナイトの分率が相対的に小さいため、オーステナイト／素地鉄の界面に捕集される拡散性水素の臨界含量は高い可能性がある一方、熱処理鋼板又は鋼管部品の内部に浸透する水素の量を相対的に高く遮断することができるため、水素脆性の発生に対する抵抗性はさらに改善されると考えられる。また、マルテンサイト又はテンパードマルテンサイトにおける残留オーステナイト含量の増加は、鋼の耐久性を減少させる一つの要因になる可能性がある。従って、Ｎｉ／Ｓｉの割合は１以上に制限する。
本発明では、上記の成分以外の残りはＦｅ及びその他の不純物で組成される。
また、上記のように組成される成分鋼に追加の特性を改善するために他の合金元素をさらに添加することができる。
本発明では、必要に応じてＴｉ：０．０４％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）及びＳｂ：０．０３％以下（０％除外）からなるグループの中から選択された１種又は２種以上をさらに含むことができる。
Ｔｉ：０．０４％以下（０％除外）
上記チタン（Ｔｉ）は、熱延鋼板内に析出物（ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮｂＣＮ）を形成する元素であり、オーステナイト結晶粒の成長を抑制して熱延鋼板の強度を増加させる。
その含量が０．０４％を超える場合は、クエンチング−テンパリング熱処理鋼の強度を増加させ、ＴｉＮ界面に拡散性水素を捕集するのに効果的であることができるが、熱延鋼板内に微細析出物ではなく粗大晶出物の形態で存在する場合は、靭性を悪くするか又は疲労クラックの発生起点として作用して、熱処理鋼板又は鋼管部品の疲労耐久性を減少させる可能性がある。従って、その含量を０．０４％以下（０％除外）に制限する。
Ｂ：０．００５％以下（０％除外）
上記ボロン（Ｂ）は、低い含量でも鋼の硬化能を非常に増加させる有益な元素である。適正な含量が添加されると、フェライト形成を抑制して硬化能の増大に効果的であるが、過多に含有されると、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、溶接性を悪くする。ボロン（Ｂ）含量が０．００５％を超えると、上記効果が飽和するか又は適切な強度及び靭性を確保するのに困難がある。従って、その含量は０．００５％以下に制限する。より好ましくは、その含量を０．００３％以下に制限することが熱処理鋼の強度及び靭性をともに確保するのにさらに効果的である。
Ｓｂ：０．０３％以下（０％除外）
上記アンチモン（Ｓｂ）は、高炭素熱延鋼板の表層脱炭を抑制することができる有益な元素である。適正な含量が添加されると、熱延鋼板の表層に濃化されて鋼板の表層脱炭を抑制するのに効果的であるが、過多に含有されると、鋼スラブの冷却過程で鋼の高温延性を減少させてスラブのコーナー部にクラックを発生させてスラブの表面品質を悪くする。アンチモン（Ｓｂ）含量が０．０３％を超えると、上記脱炭抑制効果が飽和されるか又はスラブの表面品質を悪くして熱延鋼板の表面に欠陥を発生させて、熱延コイルの実収率を低下させるおそれがある。従って、その含量は０．０３％以下に制限する。より好ましくは、その含量を０．０２％以下に制限することが表面脱炭及びスラブ又は熱延鋼板の表面品質をともに確保するのにより効果的である。
本発明の好ましい一側面による耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れた熱延鋼板は、体積％で１０〜３０％のフェライト及び７０〜９０％のパーライトを含む微細組織を有する。上記フェライトの分率が１０％未満の場合は、パーライト含量が非常に増加して強度が高くなるため、例えば３ｍｍ以下の厚さを有する薄物鋼板の製造を難しくする可能性がある。従って、上記フェライトの分率は１０％以上に限定することが好ましい。好ましいフェライトの分率は１０〜３０％である。
上記熱延鋼板は、２〜７ｍｍの厚さを有することができる。
上記熱延鋼板は、６００〜１０００Ｍｐａの引張強度を有することができる。
以下、本発明の好ましい一側面による耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れた熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の好ましい一側面による耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れた熱延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：
０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、上記合金元素が下記関係式１〜３を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する段階と、
［関係式１］
（Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
［関係式２］
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
［関係式３］
（Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
上記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る段階とを含む。
鋼スラブの加熱段階
上記のように組成される鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する。
上記鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱することは、スラブ内に均一な組織及び成分分布を有するようにするためであり、スラブ加熱温度が１１５０℃未満と低いと、連鋳スラブに形成された析出物が未固溶であり、成分均一性を確保することができない。
一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超える場合は、脱炭深さの過度な増加及び結晶粒の成長が発生するため、熱延鋼板の目標材質及び表面品質を確保するのに困難がある。従って、スラブの加熱温度は１１５０〜１３００℃の範囲に制限する。
熱延鋼板を得る段階
上記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る。
上記熱間圧延は、Ａｒ３以上で熱間仕上げ圧延することが好ましい。上記熱間圧延がＡｒ３未満の温度で施されると、オーステナイト中の一部がフェライトに変態して熱間圧延に対する素材の変形抵抗性が不均一になり、鋼板の直進性を含む通板性が悪くなるため、板破断などの操業不良が発生する可能性が高い。特に、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えるとスケール欠陥などが発生するため、仕上げ圧延温度は９５０℃以下に制限することが好ましい。
巻取段階
上記のように熱間圧延を通じて得られた熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る。
上記熱間圧延後にランアウトテーブルで冷却し５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取ることは、熱延鋼板の均一材質を確保するためであり、巻取温度が５５０℃未満と角に低いと、鋼板の幅方向エッジ部にベイナイト又はマルテンサイトのような低温変態相が導入されて鋼板の強度が急激に高くなる恐れがあり、幅方向に熱延強度のバラツキが増加するようになる。
一方、巻取温度が７５０℃を超える場合は、鋼板の表層部で内部酸化が助長されるが、熱延酸洗以後に表面にクラックのような表面傷又は表面凹凸が発生し得る。また、パーライトの粗大化により鋼板の表面硬度バラツキが誘発し得る。従って、熱延鋼板の冷却後の巻取温度は５５０〜７５０℃に制限する。
本発明では、上記のように製造された熱延鋼板をさらに酸洗処理して熱延酸洗鋼板に製造することもできる。酸洗処理方法は、一般的に熱延酸洗工程で使用される酸洗処理方法であれば如何なる方法でも可能であるため、特定方法を制限することはない。
本発明の好ましい一側面による耐衝撃性及び発錆抵抗性に優れた熱延鋼板の製造方法によると、体積％で１０％以上のフェライト及び９０％以下のパーライトを含む微細組織を有する熱延鋼板を製造することができる。
上記熱延鋼板は、２〜７ｍｍの厚さを有することができる。
上記熱延鋼板は、６００〜１０００Ｍｐａの引張強度を有することができる。
以下では、本発明の好ましいさらに他の一側面による鋼管及びその製造方法について説明する。
本発明の好ましいさらに他の一側面による鋼管は、上記の本発明の熱延鋼板を用いて製造されるもので、上記の本発明の熱延鋼板の合金組成及び体積％で１０〜６０％のフェライト及び４０〜９０％のパーライトを含む微細組織を有する。好ましくは、鋼管の微細組織は、体積％で２０〜６０％のフェライトを含むことができる。
本発明の好ましいさらに他の一側面による鋼管の製造方法は、上記の本発明の熱延鋼板の製造方法によって製造された熱延鋼板を用いて鋼管を製造する方法である。
本発明の好ましいさらに他の一側面による鋼管の製造方法は、上記の本発明の熱延鋼板の製造方法によって製造された熱延鋼板を溶接して鋼管を得る段階と、上記鋼管を焼きなまし熱処理する段階とを含む。
鋼管を得る段階
上記の本発明の熱延鋼板の製造方法によって製造された熱延鋼板を溶接して鋼管を得る。
上記熱延鋼板又は熱延酸洗鋼板を用いて、例えば、電気抵抗溶接又は誘導加熱溶接などを通じて造管して鋼管を得る。
鋼管の焼きなまし熱処理段階
上記のように造管して得られた鋼管を焼きなまし熱処理する。
本発明では、焼きなまし熱処理された鋼管を引き抜く段階をさらに含むことができる。鋼管を冷間引抜して鋼管の口径を縮小させることができる。上記引抜法としては冷間引抜法が挙げられる。
本発明では、上記熱延鋼板又は熱延酸洗鋼板を用いて、例えば、電気抵抗溶接又は誘導加熱溶接を通じて鋼管を造管、焼きなまし加熱及び冷間引抜過程を含む通常の冷間成形方法を用いて小口径鋼管を製造することができる。
上記鋼管の焼きなまし熱処理は、Ａｃ１−５０℃〜Ａｃ３＋１５０℃の温度で３〜６０分間施すことが好ましい。上記焼きなまし熱処理は、炉冷及び空冷を含むことができる。上記焼きなまし熱処理温度が低過ぎるか時間が十分でない場合は、鋼管の微細組織にパーライト（Ｐｅａｒｌｉｔｅ）バンド組織が形成され、鋼管の冷間引抜時に冷間縮径率又は断面積減少率が低くなる。一方、焼きなまし熱処理温度が高過ぎるか長時間行う場合は、鋼管の微細組織に粗大な球状Ｆｅ３Ｃが形成されるか鋼板表層又は内壁層に脱炭が発生し得る。
以下では、本発明の好ましいさらに他の一側面による部材及びその製造方法について説明する。
本発明の好ましいさらに他の一側面による部材は、上記の本発明の鋼管を用いて製造されるもので、上記の本発明の鋼管の合金組成を有し、９０％以上のマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトのうち１種又は２種と１０％以下の残留オーステナイトとを含む微細組織を有する。
上記マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの分率が９０％未満の場合は、目標の１４００ＭＰａ以上の降伏強度又は１８００ＭＰａ以上の引張強度を確保し難いという問題がある。上記残留オーステナイトの含量が１０％を超える場合は、拡散性水素の捕集を通じた水素遅延破壊抵抗性を増加させることができるが、疲労クラックサイトとして作用して疲労耐久性を低下させる恐れがある。
本発明の好ましいさらに他の一側面による部材は、１４００ＭＰａ以上の降伏強度及び１８００ＭＰａ以上の引張強度を有することができる。
本発明の好ましいさらに他の一側面による部材は、４５ｈｒ未満の短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損又は非正常な破断発生のない耐衝撃及び発錆抵抗性に優れた熱処理後の超高強度を有する。
本発明の好ましいさらに他の一側面による部材の製造方法は、上記の本発明の鋼管の製造方法によって得た鋼管を焼きなまし熱処理及び引き抜く段階と、上記のように引き抜かれた鋼管を熱間成形して部材を得る段階と、上記部材を焼入れ処理するか焼入れ及び焼き戻し処理する段階とを含む。
部材を得る段階
上記のように引き抜かれた鋼管を成形して部材を得る。
上記鋼管の成形は、例えば、鋼管を高温に加熱して熱間成形する方法によって施されることができる。上記部材の一例としては懸架部品が挙げられる。
上記鋼管の熱間成形は、特定長さの鋼管を９００〜９８０℃の温度範囲に加熱し、６０〜１０００秒以内で等温維持した後、抽出して金型などを用いて熱間成形して部材を得る。
鋼管を９００〜９８０℃の温度範囲に加熱することは、鋼管部品の微細組織をオーステナイト化して成分を均一にするためのものであり、鋼管の加熱温度が９００℃未満の場合は、熱延成形及びクエンチング熱処理する過程で温度低下が大きく、鋼管表面にフェライトが形成されて十分な熱処理後の強度を確保し難い。一方、９８０℃を超える場合は、鋼管のオーステナイト結晶粒の大きさが増加するか又は鋼管の内／外壁に脱炭が発生して最終部品の疲労強度が落ちる可能性がある。
さらに、上記温度以上に加熱すると、最終部品の熱処理後の目標強度を確保し難い。従って、鋼管の加熱温度は、９００〜９８０℃の温度範囲に制限することが好ましい。
また、上記十分な熱処理強度を確保し脱炭が発生しないようにするためには、６０〜１０００ｓｅｃの時間範囲内に加熱熱処理する。加熱（維持）時間が６０ｓｅｃ未満の場合は、均一成分の分布及び組織を確保し難く、１０００ｓｅｃを超えて加熱及び維持する場合は、結晶粒成長や脱炭を防止するのに困難がある。
従って、上記加熱温度で維持する時間は、６０〜１０００ｓｅｃ範囲に制限することが好ましい。
部材の焼入れ処理段階又は焼入れ及び焼き戻し処理する段階
上記のように熱間成形を通じて得た部材を焼入れ処理するか焼入れ及び焼き戻し処理する。
焼入れ処理時の加熱温度は９００〜９８０℃であることができる。
上記焼入れ処理では熱間成形された部材を、例えば、水又はオイル冷媒に直接浸して水冷又は油冷を行い、マルテンサイト相組織を形成させるために２００℃以下に冷却することができる。
上記のように熱間成形を通じて得た部材を、水又は水＋オイルの混合又はオイル冷媒を使用して焼入れ熱処理をするが、これは、熱間成形部材（部品）の組織がマルテンサイト相を有するようにするためのものであり、熱間成形部品を冷媒に浸して部材（部品）の温度が２００℃以下になるようにクエンチング（急速冷却）する。この場合、冷却速度は、例えば、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｍｆ（マルテンサイト変態終了温度）の温度範囲区間で１０〜７０℃／ｓｅｃであることができる。
Ｍｓ〜Ｍｆ温度範囲区間で冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満の場合は、マルテンサイト相を形成し難く、冷却速度が７０℃／ｓｅｃを超える場合は、鋼管内／外壁の急激な冷却バラツキによる過度なマルテンサイト相の形成により部材（部品）の形状が変わるという寸法不良又はクエンチングクラックのような部品の製造不良が発生しやすい。特に、これは、１８００ＭＰａ以上の熱処理後に引張物性を表す鋼板又は部材（部品）に顕著に現われるが、上記部品の製造不良を最小化するためには、Ｍｓ〜Ｍｆ温度区間で部材の冷却速度を１０〜７０℃／ｓｅｃ範囲に制限することが好ましい。
また、部材の熱処理後の引張強度を効率的に確保するために、冷却速度を２０〜６０℃／ｓｅｃ範囲に制限することがさらに好ましい。一方、上記冷却速度を確保するために水又はオイル＋水又はオイルの冷却媒体の温度を常温から高温に温度を上昇させて利用することもできる。
本発明では、部材に対して上記のように焼入れ処理のみを行うことができるが、上記のように焼入れ処理後、靭性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）を付与するために焼き戻し処理を行うこともできる。
上記焼き戻し処理は、焼入れ処理された部材（部品）を１５０〜２３０℃の焼き戻し温度で１２０〜３６００秒間維持して施されることができる。
上記焼き戻し温度が１５０℃未満の場合は、熱処理後の強度は高いが、常温衝撃靭性が非常に低く、焼き戻し温度が２３０℃を超える場合は、部材の総延伸率又は均一延伸率が急激に減少するテンパー脆性（ｔｅｍｐｅｒ ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が発生する可能性があり、また、熱処理後の目標強度を確保するのに困難があるか又は目標の熱処理後の強度を確保するために十分な硬化能を確保することができるように合金元素の追加が必要であるが、これは、経済的観点から推薦しない。また、目標強度を確保し難い。従って、上記焼き戻し温度は、１５０〜２３０℃に限定することが好ましい。
十分な熱処理後に強度及び衝撃靭性を確保するためには、１５０〜２３０℃の焼き戻し温度で１２０〜３６００ｓｅｃの間維持することが好ましい。
上記維持時間が１２０ｓｅｃ未満の場合は、クエンチング熱処理された部材のマルテンサイト組織相の内部に導入された転位密度に大きな変化がないため、降伏強度が低く引張強度が非常に高くて衝撃靭性が不十分であり、３６００ｓｅｃを超える場合は、相対的に満足できるような衝撃靭性を確保することができるが、熱処理後に強度を確保するのに困難がある可能性がある。従って、焼き戻し温度で維持する時間は、１２０〜３６００ｓｅｃ範囲に制限することが好ましい。
本発明の部材の製造方法によると、４５ｈｒ未満の短い自然時効時間でも引張試験時に早期折損又は非正常な破断発生のない耐衝撃及び発錆抵抗性に優れた熱処理後の超高強度を有する部材を製造することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。
（実施例）
下記表１及び表２のように組成される鋼を使用し、下記表３の条件で熱間圧延を施して３ｍｍ厚さの熱延鋼板を製造した後、酸洗処理をした。熱間圧延前に製造された現場スラブ又はラップ製造インゴットは、１２００±２０℃の範囲で２００分加熱して均質化処理し、続いて、個別スラブ又はインゴットを粗圧延及び仕上げ圧延を施して６００〜７００℃の温度で巻取って３ｍｍ厚さの熱延鋼板を製造した。
下記表１及び表２において、発明鋼１〜１４は関係式（１）〜（３）を満たし、Ｃｕ＋Ｎｉの和が０．４以上を満たす。比較鋼１〜７は、関係式（１）〜（３）の少なくともいずれか一つを満たしていない。Ｍｓ温度は、Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏという経験式を用いて算出した。
上記のように製造された熱延鋼板に対して、微細組織、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（ＥＬ）を測定し、その結果を下記表３に表した。フェライト以外の微細組織はパーライトである。
上記熱延鋼板を酸洗し、一部の素材は電気抵抗溶接を用いて直径２８ｍｍの鋼管を製造し、焼きなまし熱処理及び冷間引抜を施いて直径２３．５ｍｍの引抜鋼管を製造した。この場合、焼きなまし温度は７２１℃であった。上記鋼管を下記表４の条件で加熱−熱間成形−焼入れ熱処理又は加熱−熱間成形−焼入れ−焼き戻し熱処理を施して部材を製造した。
この場合、焼入れは９３０〜９５０℃の温度に加熱し、部材の温度が２００℃以下に冷却されて可能な限り常温まで完全に冷却されるように２００ｓｅｃ間オイル冷媒に浸して冷却して施した。
焼入れ熱処理後に部材のクラック発生有無を調査し、その結果を下記表４に表した。クラック発生有無は、発生：〇、未発生：×、未発生：×（自然時効時間後）などに区分して表した。
上記のように製造された部材に対して、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、延伸率（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）及び衝撃エネルギーを測定し、その結果を下記表５に表した。
また、上記のように製造された部材に対して、耐食性（発錆）、微細組織及び表層脱炭深さを測定し、その結果を下記表６に表した。
熱延鋼板及び部材の機械的物性値は、ＪＩＳ ５試片を幅ｗ／４地点で圧延方向に平行な方向に採取して測定した値である。
クエンチングクラック及び水素脆性発生の敏感性は、個別のクエンチング熱処理を施した試片を自然時効時間に変化を与えながら引張試験を施した結果である。
常温衝撃試験値は、クエンチング−テンパリング熱処理した試片をＡＳＴＭＥ２３規格に従ってｓｕｂ−ｓｉｚｅ厚さで寸法加工し、試片両面に表面グラインド（ｇｒｉｎｄｉｎｇ−ｏｆｆ）をして脱炭層を除去した試片を対象として評価した値である。
発錆評価結果は、個別鋼種の熱処理前／後に鋼管又は平板試片を対象として試片表面に水を噴射した後、大気に露出させてから試片表面に錆（ｒｕｓｔ、発錆）が生じる時間を測定した値である。上記結果は、鋼種の腐食抵抗性の程度を判断することができる間接的な証拠として考えられる。
上記部材の微細組織は、光学顕微鏡、走査電子顕微鏡、透過電子顕微鏡、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を含む定量分析装備を用いて測定した。
脱炭層の深さは、Ｆｅｒｒｉｔｅ脱炭（ｃｏｍｐｌｅｔｅ ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ、完全脱炭）及び全脱炭（ｔｏｔａｌ ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）に区分して測定した。
一方、発明材４、６、１５及び比較材３に対して、４５ｈｒの間、自然時効処理後に引張試験を施し、その結果を図１に示した。
また、発明材４及び１２の熱延鋼板に対して表層部銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）元素の分布を調査し、その結果をそれぞれ図２及び図３に示した。
また、発明材４の引抜パイプの熱処理前、後の微細組織を観察し、その結果を図４に示した。図４の（ａ）は、熱処理前の引抜パイプの微細組織を示し、（ｂ）は熱処理後の引抜パイプの微細組織を示す。
Figure 2021509438
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上記表１〜６に表すように、関係式（１）〜（３）を満たす発明鋼１〜１４を使用して製造された発明材１〜１５は、クエンチングクラックが発生しないか、又はクエンチング後の短い維持時間以後も非正常な破断のない正常破断（引張試験時）が発生することが分かる。一方、関係式（１）〜（３）の少なくともいずれか一つを満たしていない比較鋼１〜７を使用して製造された比較材１〜８は、クエンチングクラックが発生するか、又はクエンチング熱処理後の長時間の維持後のみに正常破断が発生した。ここで、非正常な破断は、引張試験時に応力−変形率の曲線において総延伸率値が非常に低い早期破断（ｐｒｅ−ｆａｉｌｕｒｅ、ｐｒｅ−ｆｒａｃｔｕｒｅ）を意味する。
また、発明材１〜１５は、１４００〜１６００Ｍｐａの降伏強度、１９００〜２１００ＭＰａの引張強度、０．７以上の降伏比、相対的に高い衝撃吸収エネルギー及び長時間の発錆時間を表すことが分かる。
また、発明材１〜１５は、比較材１〜８に比べて脱炭層が相対的に浅い深さで発生することが分かる。
図１に示すように、発明材４、６、１５は正常破断を示すが、比較材３は早期破断を示すことが分かる。即ち、比較材３は、最大引張応力値が表れる前に破断が起こり、延伸率値が非常に低い。
また、図２及び図３に示すように、発明材４及び１２の熱延鋼板の表層に銅及びニッケル含量が鋼板の内部より相対的に高い濃化層が存在し、ニッケル元素の濃化が相対的に高いことが分かる。
図４に示すように、クエンチング−テンパリング熱処理前の引抜パイプ［図４（ａ）］はフェライト及びパーライト相で構成されており、一方、クエンチング−テンパリング熱処理後の引抜パイプ［図４（ｂ）］は、典型的なテンパードマルテンサイト相を有していることが分かる。

Claims (20)

  1. 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、前記合金元素が下記関係式１〜３を満たし、微細組織は、体積％で１０〜３０％のフェライト及び７０〜９０％のパーライトを含む、耐衝撃性に優れた熱延鋼板。
    ［関係式１］
    （Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
    ［関係式２］
    （Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
    ［関係式３］
    （Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
  2. 前記熱延鋼板は、Ｔｉ：０．０４％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）及びＳｂ：０．０３％以下（０％除外）からなるグループの中から選択された１種又は２種以上をさらに含む、請求項１に記載の耐衝撃性に優れた熱延鋼板。
  3. 前記熱延鋼板は、６００〜１０００ＭＰａの引張強度を有する、請求項１に記載の耐衝撃性に優れた熱延鋼板。
  4. 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、前記合金元素が下記関係式１〜３を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する段階と、
    ［関係式１］
    （Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
    ［関係式２］
    （Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
    ［関係式３］
    （Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
    前記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る段階とを含む、耐衝撃性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  5. 前記鋼スラブは、Ｔｉ：０．０４％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）及びＳｂ：０．０３％以下（０％除外）からなるグループの中から選択された１種又は２種以上をさらに含む、請求項４に記載の耐衝撃性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  6. 前記熱延鋼板を酸洗処理して熱延酸洗鋼板を得る段階をさらに含む、請求項４に記載の耐衝撃性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  7. 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、前記合金元素が下記関係式１〜３を満たし、微細組織は、体積％で１０〜６０％のフェライト及び４０〜９０％のパーライトを含む、鋼管。
    ［関係式１］
    （Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
    ［関係式２］
    （Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
    ［関係式３］
    （Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
  8. 前記鋼管は、Ｔｉ：０．０４％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）及びＳｂ：０．０３％以下（０％除外）からなるグループの中から選択された１種又は２種以上をさらに含む、請求項７に記載の鋼管。
  9. 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、前記合金元素が下記関係式１〜３を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する段階と、
    ［関係式１］
    （Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
    ［関係式２］
    （Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
    ［関係式３］
    （Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
    前記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る段階と、
    前記熱延鋼板を溶接して鋼管を得る段階と、
    前記鋼管を焼きなまし熱処理する段階とを含む、鋼管の製造方法。
  10. 前記鋼スラブは、Ｔｉ：０．０４％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）及びＳｂ：０．０３％以下（０％除外）からなるグループの中から選択された１種又は２種以上をさらに含む、請求項９に記載の鋼管の製造方法。
  11. 前記焼きなまし熱処理段階後に引き抜く段階をさらに含む、請求項９に記載の鋼管の製造方法。
  12. 前記鋼管の焼きなまし熱処理は、Ａｃ１−５０℃〜Ａｃ３＋１５０℃の温度で３〜６０分間施される、請求項９又は１１に記載の鋼管の製造方法。
  13. 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、前記合金元素が下記関係式１〜３を満たし、微細組織は、９０％以上のマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトのうち１種又は２種と１０％以下の残留オーステナイトとを含む、部材。
    ［関係式１］
    （Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
    ［関係式２］
    （Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
    ［関係式３］
    （Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
  14. 前記部材は、Ｔｉ：０．０４％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）及びＳｂ：０．０３％以下（０％除外）からなるグループの中から選択された１種又は２種以上をさらに含む部材。
  15. 前記部材は、１４００ＭＰａ以上の降伏強度及び１８００ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項１３に記載の部材。
  16. 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％除外）、Ｐ：０．０３％以下（０％含む）、Ｓ：０．００４％以下（０％含む）、Ａｌ：０．０４％以下（０％除外）、Ｃｒ：０．３％以下（０％除外）、Ｍｏ：０．３％以下（０％除外）、Ｎｉ：０．１〜１．０％とＣｕ：０．１〜１．０％のうち１種又は２種、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．４％以上、Ｎ：０．００６％以下（０％除外）、残りのＦｅ及びその他の不純物を含み、前記合金元素が下記関係式１〜３を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱する段階と、
    ［関係式１］
    （Ｍｎ／Ｓｉ）≧３（重量比）
    ［関係式２］
    （Ｎｉ＋Ｃｕ）／（Ｃ＋Ｍｎ）≧０．２（重量比）
    ［関係式３］
    （Ｎｉ／Ｓｉ）≧１（重量比）
    前記加熱されたスラブをＡｒ３温度以上で粗圧延及び仕上げ圧延を含む熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却して５５０〜７５０℃の温度で巻き取る段階と、
    前記熱延鋼板を溶接して鋼管を得る段階と、
    前記鋼管を焼きなまし熱処理及び引き抜く段階と、
    前記のように引き抜かれた鋼管を熱間成形して部材を得る段階と、
    前記部材を焼入れ処理するか、又は焼入れ及び焼き戻し処理する段階とを含む、部材の製造方法。
  17. 前記鋼スラブは、Ｔｉ：０．０４％以下（０％除外）、Ｂ：０．００５％以下（０％除外）及びＳｂ：０．０３％以下（０％除外）からなるグループの中から選択された１種又は２種以上をさらに含む、請求項１６に記載の部材の製造方法。
  18. 前記鋼管の焼きなまし熱処理は、Ａｃ１−５０℃〜Ａｃ３＋１５０℃の温度で３〜６０分間施される、請求項１６に記載の部材の製造方法。
  19. 前記焼入れ処理時に冷却速度が１０〜７０℃／ｓｅｃである、請求項１６に記載の部材の製造方法。
  20. 前記焼き戻し処理は、１５０〜２３０℃の焼き戻し温度で１２０〜３６００秒間維持して施される、請求項１６に記載の部材の製造方法。
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