JP6502499B2 - 降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼及びその製造方法 - Google Patents

降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼及びその製造方法 Download PDF

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Description

技術分野
本発明は降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼及びその製造方法に関し、その降伏強度が９００〜１０８０ＭＰａ、引張強度が９５０〜１２００ＭＰａ、延伸率が１０％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超であり、ミクロ組織が焼戻マルテンサイトである。
背景技術
高強度、溶接容易性の構造鋼を使用して、建築機械の梁構造、起重機のアームとダンプカーの車体などの移動設備の部品を製造する場合には、設備の自重を減少させ、燃料の消耗を減少させて、作業効率を高めることができる。国際競争の激化に伴い、高強度、溶接容易性の構造鋼を使用して、港機械、鉱山機械、掘削機、ローダーの梁構造、起重機のアームとダンプカーの車体などの移動設備の部品を製造することは、既に趨勢である。建築機械の高性能、大型化、軽量化への発展要求に応じて、建築機械用鋼の強度級別はますます高くなって、５００〜６００ＭＰａ級から急速に７００ＭＰａ、９００ＭＰａ、１０００ＭＰａないし１１００ＭＰａに高まっている。建築機械用超高強度鋼の厳しい使用環境と力受け条件のため、鋼材品質に対して厳格な要求があり、当該要求には強度性能、衝撃性能、曲げ性能、溶接性及び板形などが含まれる。
現在、国内で降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級高強度鋼板を生産する企業が非常に少ない。中国特許１０２５６０２７４Ａには、降伏強度１０００ＭＰａ級高強度鋼板の製造方法が開示されており、再加熱焼入れ＋焼戻し工程を採用して、鋼板アンコイラ設備に対する要求が非常に高い。中国特許ＣＮ１０２１３４６８０Ａは、降伏強度９６０ＭＰａ級高強度鋼の製造方法を紹介し、低い炭素含有量の設計と高いＣｒ含有量を採用して、Ｃが０．０７％〜０．０９％で、Ｃｒが１．０５〜１．１５％であり、当該特許は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖといった微量合金元素を含まなく、Ｃｒ含有量が高いため、溶接に不利である。中国特許ＣＮ１０１３９７６４０Ａには、降伏強度９６０Ｍｐａ級高強度鋼板の製造方法が紹介され、高い含有量Ｍｏ設計及び高い焼戻温度を採用して、Ｍｏ含有量が０．４５〜０．５７％で、焼戻温度が５５０〜６００℃である。
先行技術における組成設計では、継手の可塑性靭性の総合性能を制御していなく、不純物及び組織性能の遺伝性を制御することで製品鋼板の強度と靭性を改善していない。
発明の開示
本発明の目的は、降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼及びその製造方法を提供することにあり、当該高強度鋼は、ミクロ組織が焼戻マルテンサイトであり、降伏強度が９００〜１０８０ＭＰａ、引張強度が９５０〜１２００ＭＰａ、延伸率が１０％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超である。
上記の目的を達するために、本発明で提供する技術方案は、以下のようである。
化学組成の重量百分率で、Ｃ：０．１６〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｃｒ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．４５％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、且つ前記元素は、
Ｃｅｑ ０．５１〜０．６０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０、０．８％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．３％である関係式を満たす、降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼である。
更に、前記降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼は、降伏強度が９００〜１０８０ＭＰａ、引張強度が９５０〜１２００ＭＰａ、延伸率が１０％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超、ミクロ組織が焼戻マルテンサイトである。
本発明の組成設計において、
炭素：固溶強化の組成であり、マルテンサイト組織の強度と可塑性靭性を調整し、試験によると、再加熱焼入れ後のマルテンサイトとＣ含有量は下記の関係を満たす。即ち、
Ｒｍ＝２５１０Ｃ（％）＋７９０（ＭＰａ）
Ｒｍは引張強度である。
Ｃ含有量が０．１６％以上であると、焼入れ状態での引張強度が１１００ＭＰａを超えることを保証でき、再度焼戻しにより強度を更に低下させ、靭性を改善できる。Ｃ含有量が高いと、全体としてＣ当量が向上し、溶接時、クラックが発生し易い。本発明のＣ含有量の範囲は、０．１６〜０．２０％とする。
ケイ素：０．１０％以上のＳｉは優れた脱酸素作用を発揮することができる。Ｓｉが０．３０％を超えると、赤スケール疵を生じやすく、Ｓｉの含有量が高いと、マルテンサイト高強度鋼の靭性を悪化させる。本発明のＳｉの含有量は０．１０〜０．３０％とする。
マンガン：Ｍｎの含有量が０．８％以上であると、鋼の焼入性を向上させる。Ｍｎの含有量が１．６％を超えると、偏析及びＭｎＳなどの不純物が生じやすく、マルテンサイト高強度鋼の靭性を悪化させる。本発明のＭｎの含有量の範囲は、０．８０〜１．６０％とする。
クロム：Ｃｒの含有量が０．２％以上であると、鋼の焼入性を高めることができ、焼入れ時に全面マルテンサイト組織を形成することに有利である。４００〜５５０℃の焼戻温度範囲内で、Ｃｒは、Ｃｒの炭化物を形成して中温焼戻し軟化に耐える作用を有し、Ｃｒ含有量が０．７０％を超えると、溶接時に大きいスパークが生じて、溶接の品質に影響する。本発明のＣｒの含有量の範囲は０．２０〜０．７０％とする。
モリブデン：０．１０％以上のＭｏ元素は鋼の焼入性を高めることができ、焼入れ時に全面マルテンサイト組織を形成することに有利である。４００℃以上の高温下、ＭｏはＣと反応して化合物顆粒を形成して、高温焼入れ軟化及び溶接継手軟化に耐える作用を奏し、Ｍｏ含有量が高すぎると、炭素当量が向上し、溶接性能を悪化させることになる。同時に、Ｍｏは貴金属であるため、コストを高める。本発明のＭｏの含有量の範囲は０．１０〜０．４５％とする。
ニッケル：０．１０％以上のＮｉ元素はマルテンサイト組織を微細化し、鋼の靭性を改善する作用を奏し、Ｎｉの含有量が高すぎると、炭素当量が高くなり、溶接性を悪化させる。同時に、Ｎｉは貴金属に属して、コストを高める。本発明のＮｉ含有量の範囲は０．１０〜０．５０％とする。
ニオブ、チタン及びバナジウム：Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは微量合金元素であり、Ｃ、Ｎなどの元素とナノスケール析出物を形成し、加熱時にオーステナイト結晶粒子の成長を抑制する。Ｎｂは非再結晶の臨界温度Ｔｎｒを向上させて、生産窓口を拡大できる。Ｔｉの細小な析出物の顆粒は溶接性能を改善できる。Ｖは、焼戻し過程において、ＮとＣと反応して、ナノスケールのＶ（Ｃ、Ｎ）顆粒を析出して、鋼の強度を向上させることができる。本発明において、ニオブの含有量の範囲を０．０１０〜０．０３０％、チタンの含有量の範囲を０．０１０〜０．０３０％、バナジウムの含有量の範囲を０．０１０〜０．０５０％とする。
ホウ素：微量なＢは鋼の焼入性を高めて、鋼の強度を高めることができる。０．００３０％を超えるＢは、偏析が生じやすく、炭素ホウ素化合物を形成して、鋼の靭性を酷く悪化させる。本発明のＢ含有量の範囲は０．０００５〜０．００３０％とする。
アルミニウム：Ａｌは脱酸素剤として、鋼に０．０２％以上のＡｌを添加すると、結晶粒子を微細化させ、衝撃靭性を高めることができる。Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、Ａｌ酸化物が入り混じる欠陥が生じやすい。本発明のＡｌ含有量の範囲は０．０２〜０．０６％とする。
カルシウム：０．００１％を超える微量なＣａ元素は、鋼製錬工程において、浄化剤として作用し、鋼の靭性を改善させる。Ｃａの含有量が０．００４％を超えると、サイズが大きいＣａ化合物を容易に成形して、却って靭性を悪化させる。本発明のＣａの含有量の範囲は０．００１〜０．００４％とする。
窒素：本発明はＮ元素の含有量の範囲を厳格に制御すべきである。焼戻し工程において、０．００２％以上のＮ元素は、ＶとＣと反応してナノスケールＶ（Ｃ、Ｎ）粒子を形成でき、析出強化作用を発揮する。溶接工程においても、析出強化により熱影響領域の軟化に耐えることができる。Ｎの含有量が０．００５％を超えると、大きい析出物顆粒の形成を引き起こしやすくて、靭性を悪化させる。本発明のＮの含有量の範囲は０．００２〜０．００５％とする。
リン、硫黄及び酸素：Ｐ、Ｓ及びＯは、不純物元素として鋼の可塑性、靭性に影響し、本発明でこれらの四つの元素の制御範囲はＰ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００８％である。
オフライン焼入れ＋焼戻し型降伏強度９００〜１０００ＭＰａの高強度鋼について、炭素当量Ｃｅｑは、Ｃｅｑ ０．５１〜０．６０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５０を満たすべきであり、Ｃｅｑが低すぎると、溶接継手の軟化が出現しやすく、Ｃｅｑが高すぎると、溶接微細クラックが出現しやすい。
本発明において、０．８％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．３％と制御することは、９００〜１０００ＭＰａ高強度鋼のイコールマッチング（ｅｑｕａｌ ｍａｔｃｈｉｎｇ）溶接を保証し、溶接熱影響領域の強度及び低温靭性を調節して、母材鋼板の強度と低温靭性との最適なマッチングを達するためである。ここで、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｒ元素は、何れも鋼の臨界冷却速度を減少させ、鋼の焼入性を高めて、溶接継手の強度を高めることができる。Ｍｏは高温下でＣと反応して化合物を形成し、溶接継手軟化に耐える作用を奏する。ＭｏとＮｉ元素は、何れも微細組織を有し、靭性を改善する作用を奏する。ＶはＮと反応してナノスケールＶ（Ｃ、Ｎ）顆粒を形成して、継手軟化に耐えることができる。Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶ元素の組み合わせは、母材強度に基づいて溶接熱影響領域の強度及び靭性を調節することができる。０．８％未満であると、溶接継手の強度及び低温靭性が両者とも低くなり、１．３％を超えると、溶接継手強度が高くなって、溶接クラックが生じ易い。
３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０に制御することにより、鋼におけるＢ原子を保護して、Ｂを十分に固溶させ、焼入性を向上することができる。適切なＴｉとＮの比は、Ｔｉ析出物顆粒のサイズを制御して、母材と継手の強度及び靭性を改善することに有利である。
１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０に制御することにより、鋼における硫化物を球状化させて、鋼の低温靭性及び溶接性能を改善できる。
本発明の降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼の製造方法は、下記の工程を含む：
１）溶鋼溶錬、鋳造工程
下記組成で転炉または電気炉で製鋼、精錬、鋳造してスラブを製造する。
化学組成の重量百分率で、Ｃ：０．１６〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｃｒ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．４５％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ前記元素は下記の関係式を満たす。
Ｃｅｑ ０．５１〜０．６０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、０．８％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．３％、３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０。
２）加熱工程
スラブを１１５０〜１２７０℃炉で加熱し、スラブの芯部が前記温度に達すると、保温を開始し、保温時間を１．５時間超とする。
３）圧延工程
スラブを目標厚さに達するように、シングルスタンドで往復に圧延し、又は複数スタンドで熱間連続圧延する。圧延の最終回バスの圧延の圧下率が１５％超、圧延仕上げ温度が８２０〜９２０℃であり、且つ圧延仕上げ温度ＴｆはＡｒ３＜Ｔｆ＜Ｔｎｒを満たす。
ここで、Ａｒ３は、亜共析鋼オーステナイトがフェライトへ変態する開始温度であり、Ａｒ３＝９０１−３２５Ｃ−９２Ｍｎ−１２６Ｃｒ−６７Ｎｉ−１４９Ｍｏであり；
Ｔｎｒは、非再結晶の臨界温度で、Ｔｎｒ＝８８７＋４６４Ｃ＋（６４４５Ｎｂ−６４４ｓｑｒｔ（Ｎｂ））＋（７３２Ｖ−２３０ｓｑｒｔ（Ｖ））＋８９０Ｔｉ＋３６３Ａｌ−３５７Ｓｉである。
４）冷却工程
熱間圧延後の圧延品を、４８０〜Ｂｓ℃温度範囲内で巻取った後、室温まで空気冷却する。
ここで、Ｂｓ＝６３０−４５Ｍｎ−４０Ｖ−３５Ｓｉ−３０Ｃｒ−２５Ｍｏ−２０Ｎｉである。
５）熱処理工程
焼入れ、焼入加熱温度はＡｃ３＋（３０〜８０）℃であり、鋼板芯部が炉温度に達すると、保温を開始し、５〜４０分間保温して、全面マルテンサイトを得る。ここで、Ａｃ３はオーステナイト変態完了温度で、Ａｃ３＝９５５−３５０Ｃ−２５Ｍｎ＋５１Ｓｉ＋１０６Ｎｂ＋１００Ｔｉ＋６８Ａｌ−１１Ｃｒ−３３Ｎｉ−１６Ｃｕ＋６７Ｍｏであり；焼入冷却速度Ｖ＞ｅ（５．３−２．５３Ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）℃／ｓである。
焼戻し：焼戻温度は４００〜５５０℃であり、鋼板芯部が炉温度に達すると、保温を開始し、２０〜１８０分間保温して、降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼を得る。
更に、得られた降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼は、降伏強度が９００〜１０８０ＭＰａ、引張強度が９５０〜１２００ＭＰａ、延伸率が１０％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超、ミクロ組織が焼戻マルテンサイトである。
本発明に関わる下記の関係式において、元素符号は、対応元素の重量百分率含有量を示す。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ、Ｔｉ／Ｎ、Ｃａ／Ｓ。
本発明に関わる下記の計算式において、元素符号は対応元素の重量百分率含有量×１００を示す。
Ａｒ３＝９０１−３２５Ｃ−９２Ｍｎ−１２６Ｃｒ−６７Ｎｉ−１４９Ｍｏ、
Ｔｎｒ＝８８７＋４６４Ｃ＋（６４４５Ｎｂ−６４４ｓｑｒｔ（Ｎｂ））＋（７３２Ｖ−２３０ｓｑｒｔ（Ｖ））＋８９０Ｔｉ＋３６３Ａｌ−３５７Ｓｉ、
Ｂｓ＝６３０−４５Ｍｎ−４０Ｖ−３５Ｓｉ−３０Ｃｒ−２５Ｍｏ−２０Ｎｉ、Ａｃ３＝９５５−３５０Ｃ−２５Ｍｎ＋５１Ｓｉ＋１０６Ｎｂ＋１００Ｔｉ＋６８Ａｌ−１１Ｃｒ−３３Ｎｉ−１６Ｃｕ＋６７Ｍｏ、及び
Ｖ＞ｅ（５．３−２．５３Ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）。
本発明の降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼の製造方法において、
スラブの加熱工程において、加熱温度が１１５０℃を超え、芯部保温時間が１．５時間超であると、合金元素の十分な固溶を保証できる。加熱温度が１２７０℃を超えると、オーステナイトの結晶粒子が過剰に成長し、結晶間の結合力が弱くなって、圧延の時にクラックが生じ易い。また、加熱温度が１２７０℃を超えると、スラブ表面の脱炭素を容易に引き起こし、製品の力学性能に影響する。
圧延仕上げ温度をＡｒ３より高くするのは、オーステナイト領域の圧延を保証するためである。圧延仕上げ温度をＴｎｒより低くとするのは、オーステナイト非再結晶領域で圧延することを保証するためである。オーステナイト非再結晶領域で圧延すると、オーステナイト結晶粒子と冷却後のマルテンサイト組織を微細化させ、後続熱処理後の鋼の結晶粒度と靭性は一定の遺伝性を具備するため、熱処理後の鋼の強度及び強靭性を改善できる。同時に、圧延工程において、変形量の大きい圧延を行うのは、非再結晶領域で十分な変形エネルギーを生じさせ、Ａｒ３〜Ｔｎｒ温度範囲内で、オーステナイトの再結晶を誘発し、結晶粒子を微細化させるためである。
冷却工程において、４８０〜Ｂｓ℃温度範囲内で巻き取るのは、微細なベイナイト組織を得て、鋼の靭性を改善するためである。後続熱処理後、鋼の結晶粒度と靭性は所定の遺伝性を有するため、熱処理後の鋼の強度及び靭性を改善できる。
焼入れ熱処理工程において、加熱温度がＡｃ３＋３０℃未満であり、鋼板芯部が炉温度に達した後の保温時間が５分間未満であると、合金が十分に固溶されることが困難である。加熱温度がＡｃ３＋８０℃を超え、鋼板芯部が炉温度に達した後に保温時間が４０分間を超えると、オーステナイトが成長しやすく、焼入れ加熱温度及び焼入れ加熱時間を所定の小さい範囲内に制御することにより、微細なオーステナイト結晶粒子を得ることを保証して、焼入れ後のマルテンサイト組織を微細化させ、鋼の強度靭性を改善することができる。
焼戻し熱処理工程において、本発明の化学組成系の鋼は、焼戻し温度が４００℃を超え、かつ鋼板芯部が焼入れ温度に達した後に２０分間以上保温すると、焼入れマルテンサイトにおける過飽和炭素原子が脱溶して、球状Ｆｅ３Ｃセメンタイトを形成し、合金ＭｏとＶが、この温度下でＣと反応して微細な合金炭化物を形成でき、鋼の塑性及び靭性を改善できる。同時に、鋼の内部応力を効率的に除去できる。焼入れ温度が５５０℃を超え、又は保温時間が長すぎると、球状のＦｅ３Ｃセメンタイトと合金炭化物の粗大化が生じて、却って鋼の靭性を悪化させ、鋼の強度を低下させる。焼戻し温度と焼戻し時間を調整することで、強度と靭性の最適なマッチングを保証できる。
本発明の有益な効果は下記のようである。
本発明において、制御圧延と制御冷却、及びオフライン焼入れ＋焼戻し工程により、化学組成の設計、母材組織、焼入れ加熱温度、焼戻し加熱温度などの方面から制御して、超高強度を実現するとともに、鋼の延伸率、低温衝撃靭性などの性能が優れることを保証できる。
従来の技術に比べて、本発明は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖなどの元素の含有量及びマッチングを制御することにより、母材の溶接継手の強度靭性を制御し、ＴｉとＮの比、ＣａとＳの比を制御することにより、母材鋼板と溶接継手の靭性を改善し、組織性能の遺伝特性を利用して工程によって鋼板の強度靭性を改善できる。
図面の説明
図１は、本発明の実施例１の試験鋼の典型的なミクロ組織図である。 図２は、本発明の実施例３の試験鋼の典型的なミクロ組織図である。 図３は、本発明の実施例６の試験鋼の典型的なミクロ組織図である。
具体的な実施形態
以下、実施例に基づいて、本発明を更に説明する。
本発明の超高強度鋼の生産工程のプロセスは、転炉又は電気炉の製鋼→炉外製錬→連続鋳造→加熱→圧延→冷却→熱処理である。
本発明の実施例１〜１０の９００〜１０００ＭＰａ級調質鋼強度鋼の製造方法は、下記の工程を含む。
１）溶錬、鋳造工程：５０ｋｇ真空電気炉で溶錬を行い、組成は表１に示すようであり、溶錬の溶鋼を厚さ１２０ｍｍのスラブを鋳造し、電気炉に入れて加熱した。
２）圧延工程：複数回バスの圧延によりスラブを目的厚さ１０ｍｍの鋼板とした。圧延仕上げ温度は８２０〜９２０℃であり、かつ圧延仕上げ温度ＴｆはＡｒ３＜Ｔｆ＜Ｔｎｒを満たす。最終回バスの圧下率を１７％とした。
３）冷却工程：圧延後の圧延品について、オンラインで層流冷却し、最終冷却温度の制御範囲は４８０〜Ｂｓ℃であり、Ｂｓはベイナイトの変態開始温度であり、巻き取って、室温まで空気冷却した。
４）焼入れ熱処理工程：焼入れ熱処理工程において、焼入れ加熱温度は、オーステナイトの変態完了温度Ａｃ３＋（３０〜８０）℃であり、焼入れ加熱時間は、鋼板芯部が炉温度に達した後にさらに５〜４０分間であり、焼入れの冷却速度Ｖ＞ｅ（５．３−２．５３Ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）℃／ｓであり、焼き入れて、（Ｍｓ〜１５０）℃以下まで冷却した。
５）焼戻し熱処理工程：焼戻し温度は４００〜５５０℃であり、焼戻し時間は鋼板芯部が炉温度に達した後にさらに２０〜１８０分間であり、本発明の９００〜１０００ＭＰａ級調質鋼強度鋼が得られた。
６）調質処理後の鋼板に対して、縦方向の引張りと縦方向の衝撃試験を行った。
具体的な組成、工程パラメータは表１、表２に示したようである。各実施例の試料板に対応する性能は、表３に示すとおりである。
図１〜図３は、実施例１、３、６の試験鋼のミクロ組織の写真を示す。図１〜図３のミクロ組織写真から、完成品鋼板のミクロ組織は、均一で等軸状の焼戻しマルテンサイトであり、その組織が緻密であることが分かる。
本発明では、制御圧延と制御冷却、及びオフライン焼入れ＋焼戻し工程により、化学組成の設計、母材組織、焼入れ加熱温度、焼戻し加熱温度などの方面から制御して、超高強度を実現するとともに、鋼の延伸率、低温衝撃靭性などの性能が優れることを保証できる。
Figure 0006502499
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Claims (2)

  1. 化学組成の重量百分率で、Ｃ：０．１６〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｃｒ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．４５％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ前記元素は、Ｃｅｑ ０．５１〜０．６０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０、０．８％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．３％である関係式を満たす、降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼であって、
    前記調質高強度鋼は、ミクロ組織が焼戻マルテンサイトであり、
    前記調質高強度鋼は、降伏強度が９００〜１０８０ＭＰａであり、引張強度が９５０〜１２００ＭＰａであり、延伸率が１０％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超であることを特徴とする、調質高強度鋼。
  2. 請求項１に記載の降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼の製造方法であって、
    １）溶錬、鋳造工程
    下記化学組成で転炉または電気炉で製鋼、精錬、鋳造してスラブを製造する；
    化学組成の重量百分率で、Ｃ：０．１６〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｃｒ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．４５％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ前記元素は、Ｃｅｑ ０．５１〜０．６０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、０．８％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．３％、３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０である関係式を満たす；
    ２）加熱工程
    スラブを１１５０〜１２７０℃炉で加熱し、スラブの芯部が炉温度に達すると、保温を開始し、保温時間を１．５時間超とする；
    ３）圧延工程
    スラブを目標厚さに達成するように、シングルスタンドで往復に圧延し、又は複数スタンドで熱間連続圧延し、圧延の最終回バスの圧延の圧下率が１５％を超え、圧延仕上げ温度が８２０〜９２０℃であり、かつ圧延仕上げ温度ＴｆはＡｒ３＜Ｔｆ＜Ｔｎｒを満たし、ここで、Ａｒ３は、亜共析鋼オーステナイトがフェライトへ変態する開始温度であり、Ｔｎｒは、非再結晶の臨界温度であり、
    Ａｒ３＝９０１−３２５Ｃ−９２Ｍｎ−１２６Ｃｒ−６７Ｎｉ−１４９Ｍｏ、
    Ｔｎｒ＝８８７＋４６４Ｃ＋（６４４５Ｎｂ−６４４√Ｎｂ）＋（７３２Ｖ−２３０√Ｖ）＋８９０Ｔｉ＋３６３Ａｌ−３５７Ｓｉである；
    ４）冷却工程
    熱間圧延後の圧延品を、４８０〜Ｂｓ℃温度範囲内で巻取った後、室温まで空気冷却し、
    ここで、Ｂｓ＝６３０−４５Ｍｎ−４０Ｖ−３５Ｓｉ−３０Ｃｒ−２５Ｍｏ−２０Ｎｉである；
    ５）熱処理工程
    焼入れ：焼入加熱温度はＡｃ３＋（３０〜８０）℃であり、ここで、Ａｃ３はオーステナイトの変態完了温度で、Ａｃ３＝９５５−３５０Ｃ−２５Ｍｎ＋５１Ｓｉ＋１０６Ｎｂ＋１００Ｔｉ＋６８Ａｌ−１１Ｃｒ−３３Ｎｉ−１６Ｃｕ＋６７Ｍｏであり、
    鋼板芯部が炉温度に達すると、保温を開始し、５〜４０分間保温し、（Ｍｓ−１５０）℃以下まで焼入れて、全面マルテンサイトが得られ、ここで、Ｍｓはマルテンサイトの変態開始温度であり、Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１７．７Ｎｉ−１２．１Ｃｒ−１１．０Ｓｉ−７．０Ｍｏ、
    焼入れ冷却速度Ｖ＞ｅ（５．３−２．５３Ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）℃／ｓである；
    焼戻し：焼戻温度は４００〜５５０℃であり、鋼板芯部が炉温度に達すると、保温を開始し、２０〜１８０分間保温して、降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼が得られる、
    を含む降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼の製造方法。
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