JP4897125B2 - 高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Description
この発明は、建設機械や産業機械の構造部材に用いられる曲げ加工性、溶接性および靭性に優れる降伏強度８８５ＭＰａ以上、板厚６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下である高強度鋼板およびその製造方法に関する。
クレーンやコンクリートポンプ車などの建設機械は、近年の建造物の高層化に伴ってますます大型化する傾向にある。建設機械の大型化に伴う重量増を抑制するため、構造部材の軽量化ニーズがより高まってきており、降伏強度８８５ＭＰａ以上又は引張強さ９５０ＭＰａ以上の高強度鋼の需要もさらに増加傾向にある。クレーンのブーム材などに適用する場合には厳しい曲げ加工が施される場合が多く、例えば、２．０ｔ（曲げ半径が板厚の２．０倍で、割れなく１８０°曲げ加工ができること）というような苛酷な曲げ半径での曲げ加工が要求される場合も多い。さらに製造工程で不可避の溶接性、構造部材としての靭性も具備すべき重要な特性である。すなわち高強度であることと、優れた曲げ加工性、溶接性、靭性のいずれをも兼ね備えることが鋼板に要求される。
降伏強度８８５ＭＰａ級の高強度鋼板（引張強さでは概ね９５０ＭＰａ以上）に関しては、例えば特許文献１には、引張強さ９５０ＭＰａ級の高張力鋼板で開示されているが、これはペンストックなど比較的肉厚の厚い鋼板を想定したものであり、特に曲げ加工性が考慮されておらず、また靭性確保のために多量のＮｉ添加が必須となっており、建機用途としては経済性に欠ける。
特許文献２は、引張強さ９５０ＭＰａ以上の主にラインパイプ用との鋼板の製造方法に関するものであるが、曲げ加工性が考慮されておらず、低温である２相域での圧延が必須となっており生産性が低いことも難点である。
特許文献３には、耐歪時効特性に優れた引張強さ９５０ＭＰａ以上の厚鋼板が開示されているが、この鋼板も曲げ加工性については全く考慮されていない。
特許文献４にも、引張強さ９８０ＭＰａ以上の鋼板を非調質で製造する方法が示されているが、０．０２５％以下の極低Ｃで引張強さ９８０ＭＰａとするために、Ｍｎをはじめ合金量が高くならざるを得ないために経済的でなく、またやはり曲げ加工性については考慮されていない。
特許文献５は、曲げ加工性も考慮された引張強さ９８０ＭＰａ鋼に関するものであるが、曲げ加工性の改善を結晶粒径微細化に頼っており、結晶粒径を微細均一に揃えるためオフラインでの再加熱焼入れが前提となっていることから生産性が低く、旺盛な需要に十分応えられない。また曲げ加工性の指標が伸び値のみであるため、２．０ｔというような苛酷な曲げ半径での曲げ加工が可能であるかどうか明確でない。
特許文献６は、曲げ加工性および溶接性が考慮された引張強さ９５０ＭＰａ以上の熱延鋼板に関するものであるが、多量のＴｉ添加が必要であり、厚板に適用した場合には溶接性が低下するものと思われ、また高Ｔｉ添加による靭性低下を補うためにＮｉ添加が必須であることから経済性にも問題がある。
本発明の目的は上記した従来の問題点を解決して、建設機械や産業機械の構造部材に用いられる曲げ加工性、溶接性および靭性に優れる降伏強度８８５ＭＰａ以上、引張強さ９５０〜１２００ＭＰａ、板厚６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下である高強度鋼板およびその製造方法を提供することである。
発明者らは、降伏強度８８５ＭＰａ級以上、引張強さ９５０〜１２００ＭＰａの高強度鋼の曲げ加工性を、大幅に改善する方法を鋭意検討した。その結果、鋼板の最表面における硬さの影響が極めて大きいことが明らかとなった。すなわち、鋼板の大部分の強度が高くても、表層に一定厚さの軟化層があれば、曲げ加工の際に表面におけるき裂の発生を抑制することができるので、曲げ加工性を大きく改善することができる。なお、降伏強度および引張強さが１２００ＭＰａを超えると曲げ加工性が劣化するため、降伏強度および引張強さの上限は１２００ＭＰａとすることが好ましい。必要に応じて、降伏強度又は引張強さの上限を１１５０ＭＰａ又は１１００ＭＰａに制限してもよい。板厚が大きくなるほど曲げ加工性、強度及び溶接性の向上が困難になるため、板厚の上限を２５ｍｍ、２０ｍｍ又は１６ｍｍに限定しても差し支えない。板厚が小さくなると、冷却開始温度を確保し難くなるので、板厚の下限を８ｍｍ又は１０ｍｍに限定しても差し支えない。
さらに、鋼板の組織も重要であり、曲げ方向と平行な方向の旧オーステナイト粒の伸長度（以下アスペクト比と記す）と曲げ加工性によい相関があることを見出した。特に曲げ加工による変形が大きくなる鋼板の表面側、具体的には表面から板厚の１／４の深さまで（以下、「板厚１／４ｔより表面側」という）と、板厚の３／４の深さから裏面まで（以下、「板厚３／４ｔより裏面側」という）のアスペクト比が重要である。
上記軟化層とアスペクト比の両方を制御することで、高強度鋼の曲げ加工性を大幅に向上することができる。具体的には、降伏強度８８５ＭＰａ以上の強度を有する板厚３２ｍｍ以下の鋼板が、２．０ｔという厳しい曲げ半径での曲げ加工性を満足するためには、以下の制御が必要である。
図１は、硬さがほぼ均一な種々の強度の鋼材の、引張試験における硬さと伸びとの関係を示すグラフの一例であり、ここから鋼材の伸びが硬さに大きく依存することがわかる。図１では、試験片として、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の１３Ｂ号引張試験片を使用した。降伏強度８８５ＭＰａ以上の高強度鋼のＨｖ（ビッカース硬さ）は概ね３００程度以上であるが、Ｈｖが３００から２５０以下となることで、伸びは２％程度以上改善する。具体的には、Ｈｖ２５０以下の軟化層が板厚表層に５０μｍ以上あると、表層の伸びが向上して曲げ加工の際のき裂の発生をかなり抑制することができ、鋼板全体の曲げ加工性を大きく向上させることができる。しかしあまり軟化層の厚さが大きいと、全厚の平均硬さつまり引張試験の強度を低下させるので、軟化層の厚さは鋼板の厚さの３％以下とする。
アスペクト比については、上述のように板厚１／４ｔより表面側と、板厚３／４ｔより裏面側のアスペクト比が重要であるが、板厚１／４ｔにおけるアスペクト比を指標とすればよい。通常の圧延では１／４ｔと３／４ｔはほぼ同じアスペクト比となり、１／４ｔより表面側、３／４ｔより裏面側はそれよりもアスペクト比が大きくなる。したがって、１／４ｔより表面側および３／４ｔより裏面側のアスペクト比は、それぞれ１／４ｔのアスペクト比と同程度か、あるいはそれ以上とみなせるからである。
図２は、板厚が１２ｍｍ以上３２ｍｍ以下、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強さが９５０〜１２００ＭＰａのさまざまな高強度鋼板において、軟化層厚さおよびアスペクト比と曲げ加工性との関係を調べた結果を示すグラフである。曲げ加工性の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に規定の方法で、１号試験片により板厚の２．０倍の曲げ半径（２．０ｔ）での最終圧延方向に平行な方向（以下、「Ｌ方向」という。））あるいは最終圧延方向に垂直な方向（以下、「Ｔ方向」という。））の１８０度曲げを行い、曲げ試験後に湾曲部の外側に裂け疵や、その他の欠陥が生じない場合に合格とした。アスペクト比は、Ｌ方向曲げの場合は最終圧延方向に平行な断面（以下、「Ｌ断面」という。））、Ｔ方向曲げの場合最終圧延方向に垂直な断面（以下、「Ｔ断面」という。））において、ピクリン酸腐食により板厚１／４ｔ位置における旧オーステナイト粒界を現出させて、２００μｍ×２００μｍを５視野測定して、画像解析により算出した。なお、本発明鋼は焼戻しマルテンサイトまたはベイナイト主体組織であり、ここでのアスペクト比は、旧オーステナイト粒界の平均アスペクト比のことである。
図２より、板厚３２ｍｍ以下、降伏強度８８５ＭＰａ以上の高強度鋼板において、板厚表層にＨｖ２５０以下で厚さ５０μｍ以上の軟化層を有するとともに、板厚の１／４ｔ位置において、Ｌ断面およびＴ断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ１．６以上であれば、Ｌ方向曲げ、Ｔ方向曲げいずれの場合にも、２．０ｔの曲げ半径条件でも割れることなく曲げ加工をすることが可能となることがわかる。
鋼板のアスペクト比を大きくするためには、未再結晶温度域での制御圧延が有効であるが、通常の一方向のみの圧延ではＬ断面組織のアスペクト比は大きくなるものの、Ｔ断面組織のアスペクト比はあまり大きくならない。Ｌ断面組織、Ｔ断面組織いずれもアスペクト比を大きくするためには、熱間圧延に際して、未再結晶温度域で適切な幅出し圧延（最終圧延方向と垂直方向に圧延）をした後、圧延方向を９０°回転して、最終圧延方向に圧延することが有効である。
図３は、Ｎｂ添加鋼における１０００℃以下（未再結晶温度域）の温度範囲での、最終圧延方向と垂直方向の累積圧下率とＴ断面組織の平均アスペクト比との関係であり、図４は、同じく１０００℃以下の温度範囲での、最終圧延方向の累積圧下率とＬ断面組織の平均アスペクト比との関係である。アスペクト比の測定は板厚１／４ｔ位置で行っている。図３及び図４において、供試鋼板の成分範囲としては、Ｃ：０．１１〜０．１６％、Ｓｉ：０．２７〜０．３３％、Ｍｎ：０．９５〜１．３１％、Ｐ：０．００１〜０．００４％、Ｓ：０．００１〜０．００２％、Ｍｏ：０．１６〜０．３５％、Ａｌ：０．０３〜０．０４％、Ｎｂ：０．０１６〜０．０３３％、Ｔｉ：０．０１２〜０．０１９％、Ｂ：０．０００９〜０．００１９％、Ｎ：０．００３３〜０．００４９％、Ｐｃｍ：０．２４〜０．２９％、また、供試鋼板の板厚範囲としては６ｍｍ〜３２ｍｍのものを使用した。
これらから、Ｔ断面組織、Ｌ断面組織いずれの場合も、１０００℃以下の温度範囲の累積圧下率が２５％以上であれば、平均アスペクト比が１．６以上となることがわかる。したがって、具体的な圧延方法としては、１０００℃以下の温度範囲での累積圧下率が２５％以上となるように幅出し圧延した後、圧延方向を９０°回転し、さらに累積圧下率が２５％以上となるように最終圧延方向に圧延を行う。この方法によって適切なアスペクト比を得るためには、未再結晶温度域を広げる効果のあるＮｂ添加は必須である。
高強度を得るために合金元素が増加すると溶接性や靭性が低下する。発明者は板厚２５ｍｍ〜３２ｍｍで、かつ降伏強度８８５ＭＰａ以上、引張強さ９５０〜１２００ＭＰａの種々の鋼板について、ＪＩＳ Ｚ３１５８に規定のｙ型溶接割れ試験を実施し、溶接割れ感受性指標Ｐｃｍと、予熱温度との関係を調査した。その結果を図５に示す。溶接施工上の負荷を軽減するためには、できるだけ予熱温度が低いことが望ましい。ここでは、板厚２５〜３２ｍｍで割れ停止予熱温度すなわちルート割れ率が０となる予熱温度が５０℃以下であることを目標とした。図５から、予熱温度５０℃で、ルート割れ率が完全に０となるためのＰｃｍは０．２９％以下であり、これを合金添加量の上限の目安とした。
また靭性については、ＪＩＳ Ｚ ２２４２ Ｖノッチ試験片の−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が、構造部材として十分であると考えられる３３Ｊ／ｃｍ２以上であることを目標とし、靭性を阻害する合金元素の添加量の上限を規制することと、適切な焼戻し温度の選択によりこれを実現する。
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１０％以上、０．１８％以下、
Ｓｉ：０．２０％超、０．８０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、１．６０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、０．６０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以上、０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、
Ｐ：０．０１２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００６０％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）で定義されるＰｃｍが０．２９％以下であることを満たす成分組成を有し、鋼板表層に５０μｍ以上で、かつ鋼板の板厚の３％を超えない厚さの、Ｈｖ２５０以下の軟化層を有し、さらに表面から板厚の１／４の深さの位置において、最終圧延方向に平行な断面および最終圧延方向に垂直な断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ１．６以上であり、降伏強度８８５ＭＰａ以上、−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が３３Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする高強度鋼板。
Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５〔Ｂ〕
・・・（式１）
ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕〔Ｂ〕は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
（２）さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、０．２５％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．０８０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下
のうち１種類以上含有することを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。
（３）板厚が６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
（４）（１）又は（２）に記載の化学組成を有するスラブを、酸素濃度３％以上の雰囲気下で１２５０℃以上、１３５０℃以下の温度で３時間以上加熱した後に、一旦冷却後、あるいは引き続き、該スラブを１１００℃以上に再加熱後、熱間圧延により板厚６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下の鋼板となし、その熱間圧延に際しては、１０００℃以下の温度範囲での累積圧下率が２５％以上となるように最終圧延方向と垂直方向に圧延した後、圧延方向を９０°回転し、さらに累積圧下率が２５％以上となるように最終圧延を行い、熱間圧延後Ａｒ３以上の温度から、３００℃以下の温度まで水冷し、その後４００℃以上の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１０％以上、０．１８％以下、
Ｓｉ：０．２０％超、０．８０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、１．６０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、０．６０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以上、０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、
Ｐ：０．０１２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００６０％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）で定義されるＰｃｍが０．２９％以下であることを満たす成分組成を有し、鋼板表層に５０μｍ以上で、かつ鋼板の板厚の３％を超えない厚さの、Ｈｖ２５０以下の軟化層を有し、さらに表面から板厚の１／４の深さの位置において、最終圧延方向に平行な断面および最終圧延方向に垂直な断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ１．６以上であり、降伏強度８８５ＭＰａ以上、−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が３３Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする高強度鋼板。
Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５〔Ｂ〕
・・・（式１）
ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕〔Ｂ〕は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
（２）さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、０．２５％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．０８０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下
のうち１種類以上含有することを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。
（３）板厚が６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
（４）（１）又は（２）に記載の化学組成を有するスラブを、酸素濃度３％以上の雰囲気下で１２５０℃以上、１３５０℃以下の温度で３時間以上加熱した後に、一旦冷却後、あるいは引き続き、該スラブを１１００℃以上に再加熱後、熱間圧延により板厚６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下の鋼板となし、その熱間圧延に際しては、１０００℃以下の温度範囲での累積圧下率が２５％以上となるように最終圧延方向と垂直方向に圧延した後、圧延方向を９０°回転し、さらに累積圧下率が２５％以上となるように最終圧延を行い、熱間圧延後Ａｒ３以上の温度から、３００℃以下の温度まで水冷し、その後４００℃以上の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、建設機械や産業機械の構造部材に用いられる曲げ加工性、溶接性および靭性に優れる降伏強度８８５ＭＰａ以上、引張強さ９５０〜１２００ＭＰａ、−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が３３Ｊ／ｃｍ２以上で、板厚６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下である高強度鋼板を経済的に提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の鋼成分の限定理由を述べる。
Ｃは、焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織を主体とする本発明鋼の強度に大きく影響する重要な元素である。８８５ＭＰａ以上の降伏強度を得るために０．１０％以上の添加が必要であるが、０．１８％超では曲げ加工性が低下するため、上限を０．１８％とする。強度を安定して確保するために、Ｃの下限を０．１１％又は０．１２％としてもよい。溶接性の改善のため、Ｃの上限を０．１７％、０．１６％又は０．１５％としてもよい。
まず、本発明の鋼成分の限定理由を述べる。
Ｃは、焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織を主体とする本発明鋼の強度に大きく影響する重要な元素である。８８５ＭＰａ以上の降伏強度を得るために０．１０％以上の添加が必要であるが、０．１８％超では曲げ加工性が低下するため、上限を０．１８％とする。強度を安定して確保するために、Ｃの下限を０．１１％又は０．１２％としてもよい。溶接性の改善のため、Ｃの上限を０．１７％、０．１６％又は０．１５％としてもよい。
Ｓｉは、マルテンサイト組織を焼戻し熱処理した際にセメンタイトの粗大化を抑制して強度靭性バランスを改善させる効果がある。Ｓｉが０．２％以下ではマルテンサイト組織のセメンタイトが粗大化しやすいので、Ｓｉ添加量は０．２％超とする。望ましくはＳｉは０．２５％以上がよい。一方、Ｓｉは過剰に添加するとかえって靭性を阻害する恐れがあるため、上限を０．８０％とする。靭性の向上ために、Ｓｉの上限を０．５５％、０．４０％又は０．３４％に制限してもよい。
Ｍｎは、焼入性を高め、強度を向上させるのに有効な元素であり、０．２０％以上を添加する。しかし１．６０％を超えると偏析を助長するとともに粗大なＭｎＳを形成して曲げ加工性を阻害することがあるので、１．６０％を添加の上限とする。Ｍｎの添加量は、望ましくは１．４０％以下である。強度向上のため、Ｍｎの下限を０．４５％、０．７０％、０．８５％又は０．９５％に制限してもよい。曲げ加工性の向上のため、Ｍｎの上限を１．４０％、１．３０％又は１．２５％に制限してもよい。
Ｍｏは、比較的少量の添加で焼入性を向上させ、析出強化により焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織の強度向上に非常に有効であることから、０．１０％以上の添加は必須である。しかしながら、多く添加すると溶接性を損ねることがあり、高価な元素でもあるため、添加は０．６０％以下とする。強度向上のため、Ｍｏの下限を０．１７％、０．２５％又は０．３０％に制限してもよい。溶接性の改善のため、Ｍｏの上限を０．５５％、０．５０％又は０．４５％に制限してもよい。
Ｎｂは、圧延中に微細炭化物を生成して未再結晶温度域を広げて制御圧延効果を高め、オーステナイトのアスペクト比を高めるために必須の元素である。また、析出強化効果により焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織の強度向上にも有効である。未再結晶温度域を１０００℃以下とするために、Ｎｂは０．０１０％以上添加する。しかし過剰に添加すると溶接性を阻害することがあるため、添加量は０．０５０％以下とする。強度向上と細粒化のために、Ｎｂの下限を０．０１４％又は０．０１８％としてもよい。溶接性の改善のため、Ｎｂの下限を０．０４０％、０．０３５％又は０．０３１％としてもよい。
本発明では、十分な焼入性を得るためにＢを利用するのであるが、直接焼入れ熱処理時にフリーＢを確保することが必要である。ＮはＢＮを生成してフリーＢを低下させるために、ＮをＴｉＮとして固定する目的でＴｉを添加する。
Ｔｉは、この目的で０．００５％以上添加するが、過剰な添加は溶接性を低下させる場合があるので上限は０．０３０％とする。Ｎを確実にＴｉＮとして固定するために、Ｔｉの下限を０．００８％、０．０１０％又は０．０１２％としてもよい。溶接性の向上のため、Ｔｉの上限を０．０２６％又は０．０２０％としてもよい。
Ａｌは、脱酸材として０．０１％以上添加するが、過剰な添加は靭性を低下させる場合があるので上限は０．１０％とする。確実に脱酸を行うため、Ａｌの下限を０．０２％又は０．０３％としてもよい。靭性向上のため、Ａｌの上限を０．０７％又は０．０５％としてもよい。
Ｂは、その焼入性向上効果を発揮し強度を確保するには０．０００３％以上必要であるが、０．００３０％を超えて添加すると溶接性や靭性を低下させることがあるので、Ｂの含有量は０．０００３％以上、０．００３０％以下とする。強度向上のため、Ｂの下限を０．０００５％、０．０００８％又は０．００１０％としてもよい。溶接性や靭性の向上のために、Ｂの上限を０．００２５％、０．００２２％又は０．００１９％としてもよい。
Ｐは、不可避的不純物として、靭性を低下させる有害な元素である。したがって、含有量を０．０１２％以下に抑制する。靭性向上のため、０．０１０％以下、０．００８％又は０．００５％以下としてもよい。
Ｓは、不可避的不純物であり、ＭｎＳを形成して曲げ加工性を低下させる有害な元素であるので極力低下させることが望ましい。したがって、含有量を０．００５％以下に抑制する。曲げ加工性の向上のため、０．００４％以下、０．００３％又は０．００２％以下としてもよい。
Ｎは、過剰に含有されると上述のようにＢＮを生成してＢの焼入性向上効果を阻害し、かつ靱性を低下させるので、含有量を０．００６％以下に抑制する。Ｂの焼入性向上効果を確実に発揮させるため、Ｎの上限を０．００５０％又は０．００４１％としてもよい。鋼の製造時にＮは不可避的不純物として混入するため、下限は特に設けないものとする。
以上は本発明における鋼の基本成分であるが、さらに本発明では上記成分の他に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａのうち一種または二種以上添加することができる。これらの成分は、下記のような特性向上効果があるが、建設機械や産業機械用鋼板として求められる経済性の向上ためには、添加しないことが好ましい。
Ｃｕは、固溶強化により靭性を低下させないで強度を向上させ得る元素であり、その目的のために０．０１％以上添加してもよい。しかしながら、多量に添加しても強度向上効果には限りがあり、過剰の添加により溶接性を損ねる場合があるため、添加は１．００％以下とする。経済性の向上のため、Ｃｕの上限を０．５５％、０．３５％又は０．２５％に制限してもよい。
Ｎｉは、焼入性および靭性を向上させる効果があるので、０．０１％以上を添加してもよい。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、またＮｉを多量に添加すると脱炭反応を抑制して本発明に必要な軟化層が適切に得られない場合があるので、添加は０．２５％以下とする。必要に応じて、０．２０％以下、０．１５％以下としてもよい。
Ｃｒは、焼入性を向上させ、強度向上に有効であることから、０．０１％以上添加してもよい。しかしながら、過剰に添加すると溶接性を低下させることがあるため、添加は２．００％以下とする。経済性の向上のため、Ｃｒの上限を１．００％、０．５５％又は０．３５％に制限してもよい。
Ｖも、焼入性を向上させ、焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織中での析出強化効果もあり、強度向上に有効であることから、０．００５％以上添加してもよい。しかしながら、多量の添加は溶接性を阻害する場合があり、高価な元素でもあるため、添加は０．０８０％以下とする。経済性の向上のため、Ｖの上限を０．０７％、０．０４％又は０．０３％に制限してもよい。
Ｃａは、鋼板の硫化物を球状化して、曲げ加工性に有害なＭｎＳの影響を軽減する効果があり、この目的のため０．０００１％以上添加してもよい。しかし多量の添加は溶接性を低下させることがあるので、添加の上限は０．００３０％以下とする。経済性の向上のため、Ｃａの上限を０．００２０％、０．００１５％又は０．００１０％に制限してもよい。
以上の成分範囲の限定に加え、上述したように本発明では、溶接性および強度を確保するため、下記（式１）で定義されるＰｃｍが０．２９％以下となるように成分組成を限定する。溶接性の改善のため、Ｐｃｍの上限を０．２８％、０．２７％又は０．２６％に制限してもよい。強度向上のために、Ｐｃｍの下限を０．２２％、０．２３％又は０．２４％に制限してもよい。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
・・・（式１）
また、下記（式２）で定義されるＣｅｑが０．３８〜０．６０となるように成分組成を限定することが好ましい。溶接性の改善のため、Ｃｅｑの上限を０．５５％、０．５２又は０．４９％に制限してもよい。強度向上のために、Ｃｅｑの下限を０．４０％、０．４２％又は０．４４％に制限してもよい。
Ｃｅｑ＝［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋
［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（式２）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
・・・（式１）
また、下記（式２）で定義されるＣｅｑが０．３８〜０．６０となるように成分組成を限定することが好ましい。溶接性の改善のため、Ｃｅｑの上限を０．５５％、０．５２又は０．４９％に制限してもよい。強度向上のために、Ｃｅｑの下限を０．４０％、０．４２％又は０．４４％に制限してもよい。
Ｃｅｑ＝［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋
［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（式２）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
次に本発明である高強度鋼板の好ましい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、酸素濃度３％以上の雰囲気下で１２５０℃以上、１３５０℃以下の温度で３時間以上加熱する。これは、鋼板表層に軟化層を形成させるべく、スラブ表面に比較的厚い脱炭層を形成させるためであって、熱間圧延により最終的に板厚３２ｍｍ以下の鋼板としたときに鋼板表面に５０μｍ以上の脱炭層を残存させることを目的とするものである。酸素濃度が３％未満であったり、加熱温度が１２５０℃未満であると５０μｍ以上の十分な脱炭層厚さを得ることができない。加熱温度が１３５０℃を超えるとまた、脱炭層が厚くなりすぎて全厚の平均硬さあるいは引張試験の強度を低下させることがあるので、加熱温度の上限は１３５０℃とする。このときスラブの厚さが大きいと、圧延鋼板の脱炭層の厚さが相対的に薄くなるので、加熱するスラブの厚さは３５０ｍｍを超えないことが望ましい。鋼板での脱炭層の厚さを確実に確保するために、スラブの厚さを３００ｍｍ以下又は２５０ｍｍ以下としてもよい。鋼板での脱炭層の比率が大きくならないように、スラブの厚さを５０ｍｍ以上、８０ｍｍ以上又は１００ｍｍ以上としてもよい。
加熱時間が過剰に長くても、やはり脱炭層が厚くなりすぎて全厚の平均硬さあるいは引張試験の強度を低下させることがあるので、加熱時間は３０時間を超えないことが望ましい。
加熱時間が過剰に長くても、やはり脱炭層が厚くなりすぎて全厚の平均硬さあるいは引張試験の強度を低下させることがあるので、加熱時間は３０時間を超えないことが望ましい。
加熱後のスラブは、次の工程への投入タイミングにより、一旦そのまま冷却するか、あるいは引き続き次の工程である１１００℃以上への再加熱工程に投入しても構わない。冷却する場合の条件は材質上特に限定はないが、最終的な鋼板板厚に応じた適当な厚さまで予備的に熱間圧延ないしは鍛造した後に冷却しても差し支えない。該スラブを、Ｎｂが十分固溶するように１１００℃以上に再加熱し、熱間圧延により板厚６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下の鋼板とする。
１０００℃以下の温度範囲での累積圧下率が２５％以上となるように圧延した後、圧延方向を９０°回転し、さらに累積圧下率が２５％以上となるように圧延を行う。必要に応じて、この後圧延方向を９０°回転してもよい。これにより、Ｔ断面組織、Ｌ断面組織いずれも平均アスペクト比が１．６以上となり、あわせて板厚表層に５０μｍ以上の軟化層を有することにより、板厚３２ｍｍ以下、降伏強度８８５ＭＰａ以上の高強度鋼板において、Ｌ方向曲げ、Ｔ方向曲げいずれの場合にも、鋼板厚２．０ｔの曲げ半径での曲げ加工でも割れることなく曲げ加工をすることが可能となる。曲げ加工性をより向上させるために、それぞれの方向又は両方の方向の累積圧下率を３０％以上又は３５％以上としてもよい。
熱間圧延で導入した組織のアスペクト比を維持するため、熱間圧延に引き続きオンラインで、Ａｒ３以上の温度から、３００℃以下の温度まで水冷する必要がある。オンラインでの水冷とは、圧延機と同じライン上に配置された水冷設備により、熱間圧延に引き続いて水冷することであり、いわゆる直接焼入れを行うことである。直接焼入れの目的は、高強度を得るために組織をマルテンサイトまたはベイナイトとすることにもある。また、生産性の面からも、オフラインでの焼入つまり再加熱後の焼入れを必要としない直接焼入れは有利である。熱間圧延で導入した組織のアスペクト比を維持するためには、水冷開始温度は高い方が望ましく、Ａｒ３以上の温度であれば、７５０℃以上、７８０℃以上又は８００℃以上としてもよい。
焼入れままのマルテンサイトまたはベイナイト組織は可動転位の密度が高いので引張強さに比べて降伏応力が非常に低くなる。焼入れ後、４００℃以上の温度で焼戻し熱処理を行って、焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト組織とすることにより、降伏強度８８５ＭＰａ以上の高強度を得ると同時に優れた靭性を得ることができる。焼戻し温度を４００℃以上とするのは、３００℃〜４００℃の脆化域を避けるとともに、Ｍｏなどの微細炭化物による十分な析出強化を得るためである。焼戻し熱処理の時間は１５分程度以上あればよい。強度向上のため、焼戻し温度の上限を６００℃、５７５℃又は５５０℃としてもよい。十分な析出強化を得るため、焼戻し温度の下限を４２５℃、４５０℃又は４７５℃としてもよい。
なお、脱炭層を形成させる高温長時間加熱は、鋼板の熱間圧延時の加熱でも可能であるが、その場合、高温長時間加熱によるオーステナイトの粗大化が、圧延後のオーステナイト粒径の粗大化を招いて材質を低下させることがあるので、偏析軽減目的で行われるスラブの均熱処理を活用して実施するのがよい。
表１に示す成分組成を有するＡ〜ＡＩの鋼を溶製して得られた鋼片を、表２に示す１〜１８の本発明例と１９〜４９の比較例のそれぞれの製造条件により、板厚６〜３２ｍｍの鋼板を製造した。尚、１２５０℃以上、１３５０℃以下の温度で３時間以上加熱（表２の「脱炭処理」）後には全て一旦冷却をおこなった。その後１１００℃以上への再加熱（表２の「熱間圧延および加速冷却／圧延加熱温度」）を行った。Ａｒ３は、鋼板から採取したサンプルを１１００℃に加熱した後に２．５℃／ｍｉｎの条件で冷却した際の熱膨張を検出して測定した、実測値である。
これらの鋼板について、鋼板表層におけるＨｖ２５０以下の軟化層の厚さ、およびＬ方向およびＴ方向のオーステナイト粒のアスペクト比を測定し、降伏強度、引張強さ、溶接割れ性、曲げ加工性、靭性を評価した。
これらの鋼板について、鋼板表層におけるＨｖ２５０以下の軟化層の厚さ、およびＬ方向およびＴ方向のオーステナイト粒のアスペクト比を測定し、降伏強度、引張強さ、溶接割れ性、曲げ加工性、靭性を評価した。
鋼板表層におけるＨｖ２５０以下の軟化層の厚さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定のマイクロビッカース硬さ試験（Ｈｖ０．１）を１０μｍピッチで実施して測定し、板厚に対する表面軟化層の比を求めた。
Ｌ方向およびＴ方向の旧オーステナイト粒のアスペクト比は、ピクリン酸腐食により板厚１／４ｔ位置における旧オーステナイト粒界を現出させて、２００μｍ×２００μｍを５視野測定して、画像解析により算出した。
Ｌ方向およびＴ方向の旧オーステナイト粒のアスペクト比は、ピクリン酸腐食により板厚１／４ｔ位置における旧オーステナイト粒界を現出させて、２００μｍ×２００μｍを５視野測定して、画像解析により算出した。
降伏強度と引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の１Ａ号引張試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の引張試験により測定し、降伏強度は８８５ＭＰａ以上を合格とした。
曲げ加工性の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に規定の方法で、１号試験片により板厚の２．０倍の曲げ半径（２．０ｔ）でのＬ方向およびＴ方向の１８０度曲げを行い、いずれの方向でも曲げ試験後に湾曲部の外側の裂けきずその他の欠陥が生じない場合に合格とした。
溶接割れ性は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定のｙ型溶接割れ試験での評価を行った。溶接条件はＣＯ２溶接で入熱１５ｋＪ／ｃｍであり、評価に供した鋼板の板厚は２５ｍｍおよび３２ｍｍである。試験の結果、予熱温度５０℃でルート割れ率が０となれば合格と評価した。また、板厚が１２ｍｍ、６ｍｍの実施例１、４、８の鋼板については、溶接性は同一成分の実施例２、５、９と同じと考えられることから、ｙ型溶接割れ試験は省略した。
靱性はＪＩＳ Ｚ ２２４２ Ｖノッチ試験片を板厚中心部から圧延方向に直角に採取し、−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の３本の平均値で評価し、３３Ｊ／ｃｍ２以上を目標値とした。なお、板厚が６ｍｍの鋼板については５ｍｍサブサイズのシャルピー試験片とし、吸収エネルギー値が３３Ｊ／ｃｍ２以上であることを目標値とした。
なお、表１中で下線を付した化学成分、Ｐｃｍ値は、その値が本発明外であることを示し、表２中で下線を付した数値は、製造条件が本発明外であること、あるいは特性が不十分なものを示している。
表２の本発明例１〜１８においては、すべて鋼板表層に５０μｍ以上で、かつ鋼板厚の３％を超えない厚さの、Ｈｖ２５０以下の軟化層を有し、さらに板厚の１／４ｔ位置において、Ｌ方向およびＴ方向における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ１．６以上を満たし、前記の降伏強度、曲げ加工性、溶接割れ性、靭性の目標値を満足している。
これに対し、表中下線で示す化学成分が本発明により限定された範囲を逸脱している比較例１９〜３７においては、製造法は本発明法であるにもかかわらず、降伏強度、曲げ加工性、溶接割れ性、靭性のうちひとつ以上で目標値に満たない。
鋼成分組成は本発明範囲内であるが、Ｐｃｍ値が本発明範囲を逸脱している比較例３８は、溶接割れ性が不合格である。
鋼成分組成は本発明範囲内であるが、Ｐｃｍ値が本発明範囲を逸脱している比較例３８は、溶接割れ性が不合格である。
鋼成分組成、Ｐｃｍ値がいずれも本発明範囲内であっても、脱炭熱処理の加熱温度の低い比較例３９、脱炭熱処理の加熱時間の短い比較例４１、脱炭熱処理時の炉酸素濃度の低い比較例４２は、いずれも表面軟化層の厚さが小さいため、曲げ加工性が不合格である。脱炭熱処理の加熱温度の高すぎる比較例４０は表面軟化層の厚さ比が大きすぎるため降伏応力が低い。圧延加熱温度の低い比較例４３は、Ｎｂが固溶しないためオーステナイトの微細化が不十分となり曲げ加工性が不合格である。１０００℃以下での最終圧延方向と垂直方向の累積圧下率が低い比較例４４、および１０００℃以下での最終圧延方向の累積圧下率が低い比較例４５は、それぞれＴ方向およびＬ方向のアスペクト比が低く、曲げ加工性が不合格である。水冷開始温度が低い比較例４６、および水冷終了温度が高い比較例４７は、必要な焼入れ組織が得られないため、それぞれ降伏強度が低い。焼戻し熱処理がない比較例４８は、降伏強度が低く、焼戻し熱処理温度が低い比較例４９は、靭性が低い。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．１０％以上、０．１８％以下、
Ｓｉ：０．２０％超、０．８０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、１．６０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、０．６０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以上、０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、
Ｐ：０．０１２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００６０％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）で定義されるＰｃｍが０．２９％以下であることを満たす成分組成を有し、鋼板表層に５０μｍ以上で、かつ鋼板の板厚の３％を超えない厚さの、Ｈｖ２５０以下の軟化層を有し、さらに表面から板厚の１／４の深さの位置において、最終圧延方向に平行な断面および最終圧延方向に垂直な断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比がそれぞれ１．６以上であり、降伏強度８８５ＭＰａ以上、−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の平均が３３Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする高強度鋼板。
Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５〔Ｂ〕
・・・（式１）
ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕〔Ｂ〕は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。 - さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、０．２５％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．０８０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下
のうち１種類以上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。 - 板厚が６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２記載の高強度鋼板。
- 請求項１又は２に記載の化学組成を有するスラブを、酸素濃度３％以上の雰囲気下で１２５０℃以上、１３５０℃以下の温度で３時間以上加熱した後に、一旦冷却後、あるいは引き続き、該スラブを１１００℃以上に再加熱後、熱間圧延により板厚６ｍｍ以上、３２ｍｍ以下の鋼板となし、その熱間圧延に際しては、１０００℃以下の温度範囲での累積圧下率が２５％以上となるように最終圧延方向と垂直方向に圧延した後、圧延方向を９０°回転し、さらに累積圧下率が２５％以上となるように最終圧延を行い、熱間圧延後Ａｒ３以上の温度から、３００℃以下の温度まで水冷し、その後４００℃以上の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
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Citations (2)
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|---|---|---|---|---|
| JP2009242840A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 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 |
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| JP2010043323A (ja) * | 2008-08-12 | 2010-02-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法 |
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