JP2024500150A - 熱的安定性に優れた高降伏比の超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、超高強度鋼板及びその製造方法に関するものであり、より詳細には熱的安定性に優れ、比較的低温での熱処理後にも高降伏比及び超高強度を備える鋼板及びその製造方法を提供するものである。
Description
本発明は、超高強度鋼板及びその製造方法に関するものであり、より詳細には熱的安定性に優れた高降伏比の超高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
重装備ブームアーム（Ｂｏｏｍ ａｒｍ）、商用車のフレーム及び補強材、そして建築及び機械部品の構造部材に使用される鋼板は、製造過程及び使用中に様々な目的で鋼板及び部品の一部又は全体に熱を加える場合がある。一例として、商用車フレーム及び補強材は、部品との結合などのために局部的な形状の調整が必要な場合が多く、このために鋼材に局部的な加熱及び変形を加えることがある。一方で、このような加熱過程により鋼材の強度が変化して耐久性が劣るという問題がある。これは、加熱過程で固溶状態の炭素が再配列されるか、或いは、転位、結晶粒界などでクラスタリングを形成して炭化物を形成して鋼の脆性を誘発するためである。さらに、鋼中のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトなどの微細組織も共に変化することにより、鋼の強度が急激に変化し、成形性及び耐久性にも影響を及ぼす。
このように、加熱過程における鋼の組織及び物性変化は、初期鋼の成分と微細組織によっても異なっており、加熱温度、維持時間等の熱処理条件に大きく依存するが、これまでは６００℃以上の高温での強度の低下を抑制することにだけ焦点が当てられていた。
例えば、特許文献１及び２では、合金成分としてＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ等を添加し、熱間圧延後の焼戻し等を用いて高温強度を確保する技術を提案したが、これは建築用厚板鋼材の製造に適した技術に過ぎない。また、建築用鋼材が火災などにより不可避的に加熱される環境的要素を考慮する場合、鋼中のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの合金成分を多量添加することにより、６００℃以上の高温環境での長時間露出にも強度を一定レベルに確保することができるが、一方で、焼戻しを行う必要があるなど、製造費用が過度になるという問題がある。特に、６００℃以下の環境で短時間露出する場合の使用においては、熱的安定性が過度であるという欠点がある。
特許文献３は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏなどを添加して溶接により熱影響を受ける部分の強度を確保する技術であり、自動車用構造部材の溶接時に、溶接隣接部での軟化を抑制するのに適している。しかしながら、当該技術では、アーク溶接時、溶接熱により溶融した溶接材料と隣接する部位が６００℃以上の高温に加熱され、特に、オーステナイト域以上の温度に加熱される場合もあるという限界がある。
特許文献４は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等を添加して高温強度を確保する技術であり、上述の技術と同様に６００℃以上の高温条件下での長時間露出時に、強度を確保する。しかし、与えられた成分系と製造条件で製造する場合、引張強度（ＴＳ）は５３０ＭＰａ級の強度のみが確保され、ギガ級超高強度鋼種とは使用用途及び強度において差がある。
本発明の一側面は、熱的安定性に優れ、比較的低温での熱処理後にも高降伏比及び超高強度を備える鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面によれば、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義されるＫ値が－１．０５以上であり、
下記関係式２で定義されるＧ値が２～２０であり、
微細組織は面積％で、６０～９０％のマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）、１０～４０％のベイナイト及び５％以下のフェライトを含み、
降伏比が０．８以上である鋼板を提供することができる。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
下記関係式１で定義されるＫ値が－１．０５以上であり、
下記関係式２で定義されるＧ値が２～２０であり、
微細組織は面積％で、６０～９０％のマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）、１０～４０％のベイナイト及び５％以下のフェライトを含み、
降伏比が０．８以上である鋼板を提供することができる。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
上記鋼板は引張強度が９５０ＭＰａ以上であることができる。
上記鋼板は、４００～６００℃で熱処理後の引張強度が熱処理前の引張強度の８０％以上であることができる。
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で定義されるＫ値が－１．０５以上であり、下記関係式２で定義されるＧ値が２～２０である鋼スラブを再加熱する段階；
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延する段階；及び
上記熱間圧延された鋼板を３００～５００℃の温度範囲まで６０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却し、５０～２００℃の温度範囲まで１０～７０℃／ｓの冷却速度で２次冷却した後、巻き取り段階を含む鋼板の製造方法を提供することができる。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延する段階；及び
上記熱間圧延された鋼板を３００～５００℃の温度範囲まで６０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却し、５０～２００℃の温度範囲まで１０～７０℃／ｓの冷却速度で２次冷却した後、巻き取り段階を含む鋼板の製造方法を提供することができる。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
上記再加熱段階における再加熱温度は１１５０～１３５０℃であり、
上記熱間圧延段階における圧延終了温度は８５０～１１５０℃であることができる。
上記熱間圧延段階における圧延終了温度は８５０～１１５０℃であることができる。
上記冷却時に、２次冷却速度は６０℃以下であることができる。
本発明の一側面によると、熱的安定性に優れ、比較的低温での熱処理後にも高降伏比及び超高強度を備える鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明の他の一側面によると、短時間で比較的低温での熱処理を行うことができるため、用途の拡大適用が可能な超高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。
以下では、本発明の好ましい実施形態を説明する。本発明の実施形態は、様々な形に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施形態に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施形態は、当該発明が属する技術分野における通常の技術者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
本発明者は、上述した従来技術の問題点を解決するために、様々な成分及び微細組織を有する鋼について、４００～６００℃の温度領域で熱処理後、常温引張強度の変化を測定した結果、引張強度の変化が鋼材の昇温中に測定した動的強度値の傾きに依存することを確認した。
その結果から、本発明者は鋼の主要成分であるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの成分含有量を最適化する関係式１及び２を導出することができ、これと共に製造工程の条件を制御することで優れた熱的安定性を確保することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明について詳細に説明する。
以下では、本発明の鋼組成について詳細に説明する。
本発明において特に断りのない限り、各元素の含有量を表す％は重量を基準とする。
本発明の一側面に係る鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．０５～０．１３％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化するのに最も経済的かつ効果的な元素であり、添加量が増加するとマルテンサイトまたはベイナイト分率の増加により引張強度が増加するようになる。炭素（Ｃ）の含有量が０．０５％未満であると、上述した効果を十分に得ることが難しく、その含有量が０．１３％を超過すると、過剰炭素（Ｃ）によるマルテンサイトの強度が上昇するが、４００～６００℃区間の加熱処理時、炭素（Ｃ）の固溶強化効果が大きく減少することがある。
炭素（Ｃ）は、鋼を強化するのに最も経済的かつ効果的な元素であり、添加量が増加するとマルテンサイトまたはベイナイト分率の増加により引張強度が増加するようになる。炭素（Ｃ）の含有量が０．０５％未満であると、上述した効果を十分に得ることが難しく、その含有量が０．１３％を超過すると、過剰炭素（Ｃ）によるマルテンサイトの強度が上昇するが、４００～６００℃区間の加熱処理時、炭素（Ｃ）の固溶強化効果が大きく減少することがある。
したがって、炭素（Ｃ）の含有量は０．０５～０．１３％であることができ、より好ましい下限は０．０７％であることができ、より好ましい上限は０．１１％であることができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させて固溶強化効果があり、粗大な炭化物形成を遅延させて成形性を向上させるのに有利な元素である。シリコン（Ｓｉ）の含有量が０．０１％未満であると、上述した効果を得ることが難しいのに対し、その含有量が０．５％を超過すると、熱間圧延時に、鋼板表面にシリコン（Ｓｉ）による赤色スケールが形成されて、鋼板表面品質が非常に悪くなるだけでなく溶接性も低下するという問題点がある。
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させて固溶強化効果があり、粗大な炭化物形成を遅延させて成形性を向上させるのに有利な元素である。シリコン（Ｓｉ）の含有量が０．０１％未満であると、上述した効果を得ることが難しいのに対し、その含有量が０．５％を超過すると、熱間圧延時に、鋼板表面にシリコン（Ｓｉ）による赤色スケールが形成されて、鋼板表面品質が非常に悪くなるだけでなく溶接性も低下するという問題点がある。
したがって、シリコン（Ｓｉ）の含有量は０．０１～０．５％であることができ、より好ましい上限は０．３％であることができる。
マンガン（Ｍｎ）：０．８～２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて熱処理後の冷却中にマルテンサイトとベイナイトの形成を容易にすることができる。マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．８％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が２．０％を超過すると、初期強度の確保には有利であるが、４００～６００℃区間の加熱処理時、初期強度と熱処理後の強度差が大きくなる可能性がある。また、連鋳工程でスラブ鋳造時に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達して偏差を誘発し、ＭｎＳの形成が容易になって延性が劣ることがある。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて熱処理後の冷却中にマルテンサイトとベイナイトの形成を容易にすることができる。マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．８％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が２．０％を超過すると、初期強度の確保には有利であるが、４００～６００℃区間の加熱処理時、初期強度と熱処理後の強度差が大きくなる可能性がある。また、連鋳工程でスラブ鋳造時に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達して偏差を誘発し、ＭｎＳの形成が容易になって延性が劣ることがある。
したがって、マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．８～２．０％であることができ、より好ましい下限は１．０％であることができ、より好ましい上限は１．８％であることができる。
クロム（Ｃｒ）：０．００５～１．２％
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、冷却時にフェライト変態を遅延させてマルテンサイトとベイナイトの形成を助ける役割を果たす。また、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ等と微細な複合炭化物の析出により熱処理後の強度に寄与する。クロム（Ｃｒ）の含有量が０．００５％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が１．２％を超過すると、Ｍｎと類似して厚さ中心部での偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にし、合金原価においても不利である可能性がある。
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、冷却時にフェライト変態を遅延させてマルテンサイトとベイナイトの形成を助ける役割を果たす。また、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｉ等と微細な複合炭化物の析出により熱処理後の強度に寄与する。クロム（Ｃｒ）の含有量が０．００５％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が１．２％を超過すると、Ｍｎと類似して厚さ中心部での偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にし、合金原価においても不利である可能性がある。
したがって、クロム（Ｃｒ）の含有量は０．００５～１．２％であることができ、より好ましい下限は０．４％であることができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．００１～０．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を増加させて、マルテンサイトとベイナイトの形成を容易にする。また、加熱処理時に、Ｎｂ－Ｔｉ－Ｍｏ系微細炭化物を形成させて強度低下を緩和させる。モリブデン（Ｍｏ）の含有量が０．００１％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が０．５％を超過すると、経済的に不利になる可能性がある。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を増加させて、マルテンサイトとベイナイトの形成を容易にする。また、加熱処理時に、Ｎｂ－Ｔｉ－Ｍｏ系微細炭化物を形成させて強度低下を緩和させる。モリブデン（Ｍｏ）の含有量が０．００１％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が０．５％を超過すると、経済的に不利になる可能性がある。
したがって、モリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．００１～０．５％であることができ、より好ましい下限は０．０５％であることができ、より好ましい上限は０．３％であることができる。
リン（Ｐ）：０．００１～０．０２％
リン（Ｐ）は、固溶強化効果があるが、粒界偏析による脆性が発生する可能性がある。リン（Ｐ）の含有量を０．００１％未満に製造するためには、製造費用が多くかかるため、経済的に不利であり、強度を得るにも不十分である。一方、その含有量が０．０２％を超過すると、粒界偏析による脆性が発生し、成形時に、微細な亀裂が発生しやすく、延性と耐衝撃特性を大きく悪化させることがある。
リン（Ｐ）は、固溶強化効果があるが、粒界偏析による脆性が発生する可能性がある。リン（Ｐ）の含有量を０．００１％未満に製造するためには、製造費用が多くかかるため、経済的に不利であり、強度を得るにも不十分である。一方、その含有量が０．０２％を超過すると、粒界偏析による脆性が発生し、成形時に、微細な亀裂が発生しやすく、延性と耐衝撃特性を大きく悪化させることがある。
したがって、リン（Ｐ）の含有量は０．００１～０．０２％であることができる。
硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、その含有量が０．０１％を超過すると、Ｍｎ等と結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時、微細な亀裂が発生しやすく、耐衝撃性を大きく低下させるという問題点がある。一方、硫黄（Ｓ）の含有量を０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に時間が多くかかるため、生産性が低下することがある。
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、その含有量が０．０１％を超過すると、Ｍｎ等と結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時、微細な亀裂が発生しやすく、耐衝撃性を大きく低下させるという問題点がある。一方、硫黄（Ｓ）の含有量を０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に時間が多くかかるため、生産性が低下することがある。
したがって、硫黄（Ｓ）の含有量は０．００１～０．０１％であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加され、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．０１％未満であると、上記添加効果が不足し、その含有量が０．１％を超過すると、Ｎと結合してＡｌＮが形成されて連鋳鋳造時に、スラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物形成による欠陥が発生する可能性がある。
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加され、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．０１％未満であると、上記添加効果が不足し、その含有量が０．１％を超過すると、Ｎと結合してＡｌＮが形成されて連鋳鋳造時に、スラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物形成による欠陥が発生する可能性がある。
したがって、アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０１～０．１％であることができ、より好ましい下限は０．０２％であることができ、より好ましい上限は０．０５％であることができる。
窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％
窒素（Ｎ）は、Ｃと共に代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと共に粗大な析出物を形成する。一般的に、窒素（Ｎ）の固溶強化効果はＣより優れるが、鋼中に窒素（Ｎ）の量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題点があるため、その上限を０．０１％に制限する。一方、その含有量を０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に、過度の時間がかかるため、生産性が低下するようになる。
窒素（Ｎ）は、Ｃと共に代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと共に粗大な析出物を形成する。一般的に、窒素（Ｎ）の固溶強化効果はＣより優れるが、鋼中に窒素（Ｎ）の量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題点があるため、その上限を０．０１％に制限する。一方、その含有量を０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に、過度の時間がかかるため、生産性が低下するようになる。
したがって、窒素（Ｎ）の含有量は０．００１～０．０１％であることができる。
チタン（Ｔｉ）：０．０１～０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、熱処理後に、炭化物形成による強度下落を緩和させる役割に寄与する。しかし、他の析出元素に比べて析出物形成温度が高いため、その効果は劣る。また、Ｎとの強い親和力により粗大なＴｉＮを形成する。この ようなＴｉＮは熱間圧延のための加熱過程で結晶粒成長を抑制する効果があり、固溶Ｎが安定化して硬化能向上のために添加するＢを活用するのに有利である。チタン（Ｔｉ）の含有量が０．０１％未満であると、上記効果が得られ難く、その含有量が０．０５％を超過すると、粗大なＴｉＮ発生及び熱処理中の析出物の粗大化により低温域耐衝撃性を劣化させるという問題点がある。
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、熱処理後に、炭化物形成による強度下落を緩和させる役割に寄与する。しかし、他の析出元素に比べて析出物形成温度が高いため、その効果は劣る。また、Ｎとの強い親和力により粗大なＴｉＮを形成する。この ようなＴｉＮは熱間圧延のための加熱過程で結晶粒成長を抑制する効果があり、固溶Ｎが安定化して硬化能向上のために添加するＢを活用するのに有利である。チタン（Ｔｉ）の含有量が０．０１％未満であると、上記効果が得られ難く、その含有量が０．０５％を超過すると、粗大なＴｉＮ発生及び熱処理中の析出物の粗大化により低温域耐衝撃性を劣化させるという問題点がある。
したがって、チタン（Ｔｉ）の含有量は０．０１～０．０５％であることができ、より好ましい上限は０．０３％であることができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に炭化物を形成して再結晶遅延による結晶粒微細化効果によって鋼の強度及び衝撃靭性向上に効果的である。炭化物形成により鋼中のＣ含有量を減らす作用があり、これにより、４００～６００℃区間の加熱処理時に、Ｃによる強度低下効果が緩和される。ニオブ（Ｎｂ）の含有量が０．００１％未満であると、上記効果が得られず、その含有量が０．０３％を超過すると、圧延中に形成される析出物により再結晶が過度に遅延され、鋼の異方性が劣ることがある。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に炭化物を形成して再結晶遅延による結晶粒微細化効果によって鋼の強度及び衝撃靭性向上に効果的である。炭化物形成により鋼中のＣ含有量を減らす作用があり、これにより、４００～６００℃区間の加熱処理時に、Ｃによる強度低下効果が緩和される。ニオブ（Ｎｂ）の含有量が０．００１％未満であると、上記効果が得られず、その含有量が０．０３％を超過すると、圧延中に形成される析出物により再結晶が過度に遅延され、鋼の異方性が劣ることがある。
したがって、ニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．００１～０．０３％であることができ、より好ましい上限は０．０２％であることができる。
バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．２％
バナジウム（Ｖ）は、強力な析出硬化元素であり、再加熱の温度範囲で活発な析出が起こる元素である。再加熱時に、析出物を形成してマルテンサイトの焼なましによる強度下落を析出物形成によって補うことができる元素であり、バナジウム（Ｖ）の含有量が０．００１％以上添加されることが好ましいが、その含有量が０．２％を超過すると、経済性の側面で不利であることがある。
バナジウム（Ｖ）は、強力な析出硬化元素であり、再加熱の温度範囲で活発な析出が起こる元素である。再加熱時に、析出物を形成してマルテンサイトの焼なましによる強度下落を析出物形成によって補うことができる元素であり、バナジウム（Ｖ）の含有量が０．００１％以上添加されることが好ましいが、その含有量が０．２％を超過すると、経済性の側面で不利であることがある。
したがって、バナジウム（Ｖ）の含有量は０．００１～０．２％であることができる。
ボロン（Ｂ）：０．０００３～０．００３％
ボロン（Ｂ）は、フェライト変態を遅延させて、ベイナイト及びマルテンサイトによる初期強度の確保に有利である。鋼中に固溶状態で存在する場合、結晶粒界を安定させて低温域での鋼の脆性を改善する効果があり、固溶ＮとともにＢＮを形成するため、粗大な窒化物形成を抑制することができる。ボロン（Ｂ）の含有量が０．０００３％未満であると、上記効果が得られ難く、その含有量が０．００３％を超過すると、初期強度向上には寄与するが、熱処理後の強度向上に大きく寄与できず、熱処理後の強度下落が大きくなることがある。
ボロン（Ｂ）は、フェライト変態を遅延させて、ベイナイト及びマルテンサイトによる初期強度の確保に有利である。鋼中に固溶状態で存在する場合、結晶粒界を安定させて低温域での鋼の脆性を改善する効果があり、固溶ＮとともにＢＮを形成するため、粗大な窒化物形成を抑制することができる。ボロン（Ｂ）の含有量が０．０００３％未満であると、上記効果が得られ難く、その含有量が０．００３％を超過すると、初期強度向上には寄与するが、熱処理後の強度向上に大きく寄与できず、熱処理後の強度下落が大きくなることがある。
したがって、ボロン（Ｂ）の含有量は０．０００３～０．００３％であることができる。
本発明の鋼板は、上述した組成以外に、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の製造工程で意図せずに混入する可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば誰でも分かるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。
本発明の鋼板は、下記関係式１で定義されるＫ値が－１．０５以上であることができる。
関係式１のＫ値に関連する鋼の熱的安定性は、与えられた温度で鋼材に加えられた外力に対する鋼材の変形抵抗に基づくものである。一例として、鋼材において、高温圧縮試験又は高温引張試験を行い、試験時に、素材を一定の加熱速度で昇温させると同時に、一定の変形速度で外力を加えて、素材の単位面積当たりに作用した力を測定する。このように、測定された応力－温度曲線の傾き値を熱的安定性とし、これは鋼材の固有の特徴とすることができる。
本発明では高温圧縮試験法を適用して測定し、このとき鋼材の昇温速度は１℃／ｓで６００℃まで加熱し、同時に０．００５／ｓの変形速度で３０％の変形量を加えた。このとき、得られた応力－温度曲線の傾きＫを様々な鋼材に対して求め、関係式１を導出することができた。
上記関係式１のＫ値が－１．０５未満であると、熱的安定性が不足し、１００～６００℃で熱処理前後の強度変化が増加することがある。特に、このような熱処理前後の降伏強度変化は、関係式２を同時に満たした場合、さらに安定した傾向を示すことができる。より好ましくは－１．０３以上であることができる。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
本発明の鋼板は、下記関係式２で定義されるＧ値が２～２０であることができる。
関係式１及び関係式２を同時に満たす場合、熱処理後の強度下落を緩和して熱的安定性を確保することができる。
下記関係式２は、析出物による熱処理後の強度と成分との関係を示したものであり、熱処理時に、発生する微細粒内の析出物の形成に関するものである。析出物は転位及び固溶炭素による強化減少を補完する効果を有するが、Ｇ値が２未満の場合には熱処理後の鋼板の析出物形成が不足するか、初期鋼板で粗大析出物形成が増加して熱処理時に発生する微細粒内の析出物の形成が減少して、熱的安定性が不足する可能性がある。一方、その値が２０を超過する場合には、熱的安定性が改善される効果が減少し、高価の合金元素を多量添加する必要があるため、経済的に不利であることがある。より好ましくは３以上であることができ、より好ましくは１７以下であることができる。
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
以下では、本発明の鋼微細組織について詳細に説明する。
本発明において特に断りのない限り、微細組織の分率を表示する％は面積を基準とする。
本発明の一側面による鋼板の微細組織は面積％で、６０～９０％のマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）、１０～４０％のベイナイト及び５％以下のフェライトを含むことができる。
マルテンサイトは熱的安定性の確保には不利な組織であるが、初期強度の確保のために必要な組織である。Ｃの固溶及び格子の反りによって強度を確保することができるが、熱処理時に上記影響がなくなるため、非常に大きい強度変化が現れることがある。
マルテンサイト分率が９０％を超過すると、熱処理後の強度変化が大きく、熱処理後の強度を満たさないのに対し、その分率が６０％未満の場合、初期強度を確保できない。ベイナイトはマルテンサイトより初期強度の確保には不利であるが、熱処理後の強度変化には有利な組織である。本発明では、マルテンサイトの分率として焼戻しマルテンサイトをともに含んで示した。
ベイナイト分率が４０％を超過すると、初期強度を確保できず、その分率が１０％未満であると、熱処理後の強度変化が大きくなることがある。また、微細組織でフェライトを５％以下含むことができるが、その含有量が５％を超過すると、初期強度の確保に不利である。
以下では、本発明の鋼製造方法について詳細に説明する。
本発明の一側面に係る鋼は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを再加熱、熱間圧延、冷却及び巻き取りして製造されることができる。
スラブ再加熱
上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１５０～１３５０℃の温度範囲で再加熱することができる。
上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１５０～１３５０℃の温度範囲で再加熱することができる。
再加熱温度が１１５０℃未満であると、Ｎｂ、Ｔｉなどの析出物形成元素が十分に再固溶されず、製造された鋼板の熱処理時に、析出物の形成が減少するようになり、粗大なＴｉＮが残存し、生成された偏析を連鋳時の拡散によって解消し難いことがある。一方、その温度が１３５０℃を超過すると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度低下及び組織不均一が発生することがある。
熱間圧延
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の圧延終了温度で熱間圧延することができる。
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の圧延終了温度で熱間圧延することができる。
圧延終了温度が１１５０℃を超過すると、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒径が粗大になり、最終変態組織が不均一になることがある。一方、その温度が８５０℃未満であると、過度の再結晶遅延によって延伸した結晶粒が発達して異方性がひどくなり、成形性も悪くなるおそれがある。特に、変形誘起析出によるＮｂ炭化物が形成されて、熱処理時に微細炭化物の形成に不利になる可能性がある。
冷却及び巻き取り
上記熱間圧延された鋼板を３００～５００℃の温度範囲まで６０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却し、５０～２００℃の温度範囲まで１０～７０℃／ｓの冷却速度で２次冷却した後に巻き取ることができる。
上記熱間圧延された鋼板を３００～５００℃の温度範囲まで６０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却し、５０～２００℃の温度範囲まで１０～７０℃／ｓの冷却速度で２次冷却した後に巻き取ることができる。
本願発明では、目的とする物性を確保するために、微細組織を最適化しており、これを得るために冷却工程を２段階に区分して行うことができる。
１次冷却時に、冷却速度が６０℃／ｓ未満であると、フェライト形成により製造された鋼板の強度が劣化することがある。また、１次冷却終了温度が５００℃を超過すると、フェライトが形成されて鋼板の初期強度が低くなる一方、その温度が３００℃未満であると、鋼板のベイナイト形成が難しくて、初期強度の確保には有利であるが、熱処理後の強度下落が大きくなる可能性がある。
２次冷却で、５０～２００℃の温度範囲に冷却時に、オートテンパリングが発生して、微細炭化物が析出される。これは初期引張強度を下げるが、降伏強度を上昇させて高降伏比を有させ、加熱処理時に強度下落を緩和させる効果がある。２次冷却時に、冷却終了温度が５０℃未満であると、オートテンパリングが起こらず、加熱処理後の強度下落が大きくなり、その温度が２００℃を超過すると、オートテンパリング効果が過度になって炭化物が粗大化し、鋼の脆性が増加することがあり、高温でＮｂ及びＴｉの微細析出に影響を与えることがある。さらに好ましくは、２次冷却速度が１０～６０℃／ｓであることができる。２次冷却速度が７０℃／ｓを超過すると、オートテンパリングが発生せず、降伏比が低く、初期引張強度が高くて加熱処理後の強度下落が大きくなることがある。一方、その冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、オートテンパリング効果が過度になるという問題がある。
上記のように製造された本発明の鋼は、引張強度が９５０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８以上であり、４００～６００℃で熱処理後の引張強度が熱処理前の引張強度の８０％以上であり、熱的安定性に優れながら、高降伏比及び超高強度の特性を備えることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。
下記表１には鋼種による合金成分及びこれを通じて関係式１及び関係式２を計算した結果を示した。表１の各鋼種について、表２に記載の条件で鋼板を製造した。表２には、圧延終了温度、１次、２次冷却終了温度及び１次、２次冷却速度を示した。下記表２に示していない再加熱温度は１２５０℃を適用し、熱延圧延後の鋼材の厚さはすべての鋼種が同様に３ｍｍと製造された。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。）
下記表３には、製造された鋼板の微細組織及び機械的物性を示した。フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの分率をそれぞれ測定して示し、製造された鋼の引張強度、降伏比（降伏強度／引張強度）を示した。このとき、マルテンサイトの分率は、焼戻しマルテンサイトの分率を含んで示した。また、製造された鋼板を熱処理した後の引張強度を測定し、熱処理前の引張強度との比を示した。熱処理は５００℃に加熱した後、１５分維持するように行った。引張試験は、ＪＩＳ５号規格試験片を圧延方向に平行な方向に試験片を採取して試験し、微細組織は各鋼種の厚さ１／４地点で測定し、ＳＥＭを用いて×３０００、×５０００倍率で分析した結果から測定した。
本発明で提案する合金組成及び製造方法を満たす発明鋼１～６は、表３に示したように、本発明で目標とする機械的性質を全て確保した。
一方、比較鋼１及び２は、Ｃ含有量が本発明の範囲から外れたものであり、比較鋼１は本発明のＣ含有量に未達して、本発明で目的とする微細組織を確保できず、これにより引張強度が不足した。比較鋼２はＣ含有量が超過して関係式１の範囲から外れており、これにより、熱処理前後の引張強度の比を満たせなかった。
比較鋼３及び４は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲から外れたものであり、比較鋼３は本発明のＭｎ含有量を超過し、関係式１も満たせなかった。これにより、微細組織を確保できず、降伏比も劣化した。比較鋼４はＭｎ含有量が不足して本発明で提案する微細組織の確保が困難であり、その結果、引張強度も不足した。
比較鋼５及び６は、１次冷却時に、冷却条件を満たせなかったものであり、比較鋼５は冷却終了温度の範囲を超過し、比較鋼６は冷却速度が不足し、本発明で目的とする微細組織を満たせず、強度が不足した。
比較鋼７は、２次冷却速度を超過した場合であり、マルテンサイトが過度に形成され、これにより降伏比が未達し、熱処理前後の引張強度の変化が大きくて、引張強度の比が本発明の範囲を満たせなかった。
比較鋼８は、関係式２を満たせなかった場合であり、熱処理前後の引張強度の変化が大きくて、本発明で提案する熱処理前後の引張強度の比を満たせなかった。
比較鋼９は、１次冷却終了温度が過度に低くて、マルテンサイトの形成が過度であり、これにより降伏比が未達し、熱処理前後の引張強度の変化が過度であった。
比較鋼１０は、２次冷却終了温度が本発明で提案する温度範囲より低くて、オートテンパリングが過度であり、これにより降伏比が不足し、熱処理前後の引張強度の比を満たせなかった。
以上、実施例を通じて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載される特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。
Claims (6)
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義されるＫ値が－１．０５以上であり、
下記関係式２で定義されるＧ値が２～２０であり、
微細組織は面積％で、６０～９０％のマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）、１０～４０％のベイナイト及び５％以下のフェライトを含み、
降伏比が０．８以上である、鋼板。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。） - 前記鋼板は、引張強度が９５０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の鋼板。
- 前記鋼板は、４００～６００℃で熱処理後の引張強度が熱処理前の引張強度の８０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で定義されるＫ値が－１．０５以上であり、下記関係式２で定義されるＧ値が２～２０である鋼スラブを再加熱する段階；
前記再加熱された鋼スラブを熱間圧延する段階；及び
前記熱間圧延された鋼板を３００～５００℃の温度範囲まで６０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却し、５０～２００℃の温度範囲まで１０～７０℃／ｓの冷却速度で２次冷却した後に巻き取り段階を含む、鋼板の製造方法。
［関係式１］
Ｋ＝－０．６－１．４２［Ｃ］＋０．０５［Ｓｉ］－０．１６［Ｍｎ］－０．０８［Ｃｒ］－０．０３［Ｍｏ］＋０．０９［Ｔｉ］＋０．０８［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は、該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
Ｇ＝（［Ｎｂ］／９３＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｔｉ］／４８）
（ここで、［Ｎｂ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｔｉ］は該当合金元素の重量％である。） - 前記再加熱段階における再加熱温度は１１５０～１３５０℃であり、
前記熱間圧延段階における圧延終了温度は８５０～１１５０℃である、請求項４に記載の鋼板の製造方法。 - 前記冷却時に、２次冷却速度は６０℃以下である、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
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