JP6661537B2 - 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法 - Google Patents

高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6661537B2
JP6661537B2 JP2016537297A JP2016537297A JP6661537B2 JP 6661537 B2 JP6661537 B2 JP 6661537B2 JP 2016537297 A JP2016537297 A JP 2016537297A JP 2016537297 A JP2016537297 A JP 2016537297A JP 6661537 B2 JP6661537 B2 JP 6661537B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
hot
rolled steel
steel sheet
less
steel strip
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2016537297A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2016534230A5 (ja
JP2016534230A (ja
Inventor
パシ・スイッカネン
ミッコ・ヘンミア
ヴィサ・ラング
オッリ・オヤ
イルッカ・ミエットゥネン
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Rautaruukki Oyj
Original Assignee
Rautaruukki Oyj
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Rautaruukki Oyj filed Critical Rautaruukki Oyj
Publication of JP2016534230A publication Critical patent/JP2016534230A/ja
Publication of JP2016534230A5 publication Critical patent/JP2016534230A5/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6661537B2 publication Critical patent/JP6661537B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

高硬度は、衝撃に強い耐摩耗性鋼材の性能を大幅に向上させる材料特性である。耐摩耗性鋼材（ａｂｒａｓｉｏｎ ｒｅｓｉｓｔａｎｔ ｓｔｅｅｌｓ：耐食性鋼材とも表記される）は、例えば地上走行車両の掘削機またはローダバケットに使用され、この場合、超高硬度は、車両部品の耐用期間がより長くなることを意味する。高硬度とは、ブリネル硬度（Ｂｒｉｎｎｅｌ ｈａｒｄｎｅｓｓ）が４５０ＨＢＷ以上、特に５００〜６５０ＨＢＷの範囲であることを意味している。
鋼材製品のこのような硬度は通常、マルテンサイト微小構造組織を、オーステナイト化の後に高い炭素含有量（０．３０〜０．５０重量％）を有する鋼合金を炉で焼き入れ硬化させて形成することにより得られる。このプロセスでは、鋼板を、まず熱間圧延し、熱間圧延加熱温度から室温まで徐冷し、オーステナイト化温度に再加熱し、温度を均一化させ、そして最後に、焼き入れ硬化させる（以後、ＲＨＱプロセスと表記する）。所望の硬度を実現するために炭素含有量を相対的に高くする必要があるので、結果的に生じるマルテンサイト反応により、非常に大きな内部残留応力が鋼材に加わる。これは、炭素含有量が高くなればなるほど、格子歪みが大きくなるからである。これは、この種類の鋼材が非常に脆く、かつ焼き入れ硬化中に割れ（焼き入れ時の割れ）が生じることさえあることを意味している。脆性に関連するこれらの不具合を解決するために、ニッケルを通常、このような焼き入れ硬化させた鋼材と合金化させる。また、焼き入れ硬化後の焼き戻し工程が普通、必要であるが、この焼き戻し工程によって、加工処理作業及びコストが増える。このようにして製造される鋼材の例が、特許文献１に開示されている耐摩耗性鋼材、または幾つかの市販の耐摩耗性鋼材である。
特許文献２には、中程度の炭素含有量（０．２０〜０．４０重量％）を有する熱間圧延耐摩耗性鋼材を上記ＲＨＱプロセスにより製造する方法が開示されており、このＲＨＱプロセスでは、スラブ加熱し、熱間圧延し、冷却し、Ａｃ３変態点〜１２５０℃の範囲の温度まで再加熱し、そして１．５℃／秒以上の冷却速度で冷却することによりマルテンサイト微小構造組織を形成することができる。
しかしながら、広く理解されているように、結果的に得られるマルテンサイトの硬度は、炭素含有量によってのみ決定される。これは、所望の硬度を実現するためには、特定量の炭素を鋼材中に必要とし、これによって今度は、焼き入れ時の割れ、及び脆性の危険が高くなる。他の不具合は、この場合、炭素当量：ＣＥ＝Ｃ＋（Ｓｉ＋Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５を表わす以下の方程式からも分かるように、炭素が鋼材の溶接性に最も悪い影響を与えることであり、ＣＥがより小さくなるということは、溶接性がより向上するということを意味している。例えば、ローダバケットは、焼き入れ硬化させた複数枚の鋼板を溶接で接続することにより製造され、焼き入れ硬化させた鋼材の溶接性が非常に良くなることが分かる。従って、炭素含有量を、硬度を低下させることなく低減させる必要がある。
また、例えばこれらの地上走行車両のうちの幾つかの走行車両は、低温使用状態で走行し、そしてこれらの走行車両の部品群のうちの幾つかの部品は衝撃負荷を受ける。このような理由から、これらの部品の靱性、特に低温靱性は、特定の用途において満足できる靱性レベルである必要がある。ニッケル合金化は比較的高く付くにも拘わらず、靱性、特に低温靱性は、特定の用途において、妥当な合金製造コストと併せて、更に改善して、更に要求の強い用途における超高硬度熱間圧延鋼材の使用を促進する必要がある。この点に関して、ホウ素合金化は、マルテンサイト鋼材の焼入性を低い合金製造コストで実現するために広く使用されている実践形態である。しかしながら、ホウ素合金化は、低温靱性に有害となるチタンを使用する必要がある。
更に、これらの車両部品は、曲げ加工、またはフランジ加工により形成される形状を含んでいる場合があるので、鋼材の曲げ性は、高硬度を考慮に入れて大幅に向上させることができることが好ましい。
また、当然のことであるが、加工処理コスト及び合金製造コストは、出来る限り低く抑える必要がある。
特許文献３、及び特許文献４には、耐食性を有する熱間圧延鋼板を製造する別の方法が開示されており、この耐食性は、高温で形成される炭化後の粗Ｔｉ（チタン）、または炭化後の粗Ｚｒ（ジルコニウム）を利用して得られる。しかしながら、炭化Ｔｉ（チタン）または炭化Ｚｒ（ジルコニウム）は、低温靱性に有害となる。鋼材の硬度を高くし、かつＴｉ（チタン）を炭化して脆化させると、冷却速度を、温度がＭｓ温度を下回る前に遅くして、焼き入れ時の割れの危険を無くす必要がある。
更に、特許文献５には、射出成形によって製作される鋼材ブロックが開示されている。金型をこの鋼材で製作するために、鋼材を公知の方法で製造し、鋳造して熱間圧延し、または鍛造し、そして切断してブロック群を得る。これらのブロックは、任意であるが鍛造により、または圧延加熱により、オーステナイト化させ、次にこれらのブロックを焼き入れする。鋼材ブロックの化学組成は、低温用途ではなく高温用途のために最適化される。熱機械制御加工（ＴＭＣＰ）を直接焼き入れ（ＤＱ）と組み合わせた手法、または投入電力の遮断による直接焼き入れ（ＩＤＱ）と組み合わせた手法は、９００ＭＰａから最大１１００ＭＰａまでの範囲の降伏強度を有する低炭素、低合金、超高強度の構造用鋼材を製造する効果的なプロセスである。本発明は、ＴＭＣＰ−ＤＱ／ＩＤＱプロセスの利用技術の適用拡大を図って、高性能を有する鋼帯及び鋼板（４５０−６００ＨＢ）のような高硬度熱間圧延鋼材製品を製造する。
中国特許出願公開第ＣＮ１０２１９９７３７号明細書 日本国公開特許平成９年第１１８９５０Ａ号明細書 米国特許第２００６／０１３７７８０Ａ１号明細書 米国特許第２００６／０１６２８２６Ａ１号明細書 国際公開第ＷＯ ０３／０８３１５３Ａ１号パンフレット
本発明の目的は、焼き入れ時の割れの危険を低減して、熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品のような高硬度熱間圧延鋼材製品を提供し、更に高硬度熱間圧延鋼材製品を製造する方法を提供することにあり、この高硬度熱間圧延鋼材製品は、同等の炭素含有量、またはより高い炭素含有量を有する通常の耐摩耗性鋼材よりも向上した溶接性を保持する（炭素含有量を減らすことにより）または別の構成として、通常の耐摩耗性鋼材よりも高い硬度を保持する。
別の目的は、超低温靱性特性を、熱間圧延鋼材製品の高硬度を低下させることなく実現することにある。
本目的は、請求項１に記載の製品、及び請求項１０に記載の方法により達成される。従属請求項は、本発明の別の変化形態を規定する。
高硬度熱間圧延鋼材製品を製造するために使用される合金鋼は主として、中程度の量の炭素Ｃ（０．２５〜０．４５％）、及び多量のニッケルＮｉ（０．５〜４．０％）により特徴付けられる。これらの２種類の合金化元素は、以下に更に詳細に説明されるように、最も重要な合金化元素であるが、その理由は、第１の理由として、炭素は目標の高硬度を実現するための必須元素となるからであり、第２の理由として、ニッケルは、焼き入れ時の割れの危険を低減することができるからである。別の表現をすると、ニッケルにより、安全を確保することができるのみならず、この種類の高硬度熱間圧延鋼材製品を効率的に製造することができる。他の合金化元素群は、所定範囲の内部に収まる種々実施形態によって異なり得る。
更に、本発明は、オーステナイト粒を、所定の合金鋼を有する熱間圧延鋼材を直接焼き入れする直前に熱間圧延することにより変態させる現象を利用している。オーステナイト粒を熱間圧延した後に、直接焼き入れすることにより、鋼材製品の旧オーステナイト粒組織を形成することができ、この旧オーステナイト粒組織は、圧延方向に延伸して、アスペクト比が１．２以上になる。これは、例えば中国特許出願公開第ＣＮ１０２１９９７３７号明細書及び日本国公開特許平成９年第１１８９５０Ａ号明細書に使用されている上記ＲＨＱプロセスとは異なっており、このＲＨＱプロセスでは、鋼材をオーステナイト化温度に再加熱することにより、約１．０のアスペクト比を有する等軸の旧オーステナイト粒組織が得られる。
要約すると、本発明による熱間圧延鋼材製品は、４５０ＨＢＷ以上のブリネル硬度を有し、かつ重量パーセント表示の以下の化学組成：
Ｃ：０．２５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．３５％超かつ３．０％以下、
Ｎｉ：０．５〜４．０％、
Ａｌ：０．０１〜１．２％、
Ｃｒ：２．０％未満、
Ｍｏ：１．０％未満、
Ｃｕ：１．５％未満、
Ｖ：０．５％未満、
Ｎｂ：０．２％未満、
Ｔｉ：０．２％未満、
Ｂ：０．０１％未満、
Ｃａ：０．０１％未満、
平衡鉄、残留含有物、及びＮ，Ｐ，Ｓ，Ｏ及び希土類金属（ＲＥＭ）のような不可避の
不純物からなり、
鋼材製品の旧オーステナイト粒組織は圧延方向に延伸してアスペクト比が１．２以上になる。
本説明に含まれる幾つかの集中的な実験から、高硬度熱間圧延鋼材製品の硬度がより高くなる傾向があると、旧オーステナイト粒組織のアスペクト比がより大きくなることが判明している。従って、アスペクト比は、１．３超であることが好ましく、２．０超であることがより好ましい。１．３超または２．０超のアスペクト比は、以下に説明する２段階熱間圧延工程により実現することができる。
本発明は、炭素含有量を、硬度を低下させることなく低減させることができる可能性を実現する、または別の構成として、より高い硬度を、炭素含有量が同等の状態で達成する、または炭素含有量を更に減らした状態でも達成する可能性を実現する。このようにして炭素を減らすことにより、格子歪みがより小さくなることによる焼き入れ時の割れの危険を低減することができる。また、本発明は、溶接性、及び低温靱性に関連する特性を向上させる、または別の構成として、ごく単純に、硬度をより高くする。更に、本発明は、硬度、低温靱性、及び曲げ性を極めて良好に組み合わせることができる。
次に、化学組成について更に詳細に説明する：
炭素Ｃ含有量は、化学組成の必須要素であり、目標とする硬度によって異なるが、０．２５〜０．４５％の範囲で使用される。炭素含有量が０．２５％未満である場合、４５０ＨＢＷ超のブリネル硬度を、どのような焼き戻し条件でも達成することは難しい、または５００ＨＢＷ超のブリネル硬度を焼き入れ条件で達成することは難しい。炭素含有量が０．４５％超である場合、溶接性が極めて悪くなり、Ｍｓ変態点を下回る温度に直接焼き入れすると、焼き入れ時の割れが生じてしまう、かつ／または衝撃靱性が、ニッケル合金化しているのにも拘わらず低下する。炭素含有量は０．２８％以上であることが好ましいが、その理由は、このようにすると、５５０ＨＢＷの硬度が、焼き入れ条件で得られるからである。また、炭素含有量は０．４０％以下にするか、または０．３６％以下にもすることにより、良好な溶接性及び衝撃靱性特性を確保することが好ましい。更に、炭素含有量をより低くすることにより、焼き入れ時の割れの危険を低減することができる。
珪素Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とする、好ましくは０．１％以上とするが、その理由は、Ｓｉを鋼材に、精錬時に含有させ、Ｓｉが強度及び硬度を、焼入性が高まることにより高めることができるからである。また、珪素は残留オーステナイトを安定させることができる。しかしながら、１．５％超の珪素含有量は、ＣＥ（炭素当量）を不要に増やして溶接性を低下させる。更に、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると、表面品質に関連する問題が発生してしまう、またはタイプＩＩ熱間圧延の場合に問題が発生してしまう。従って、Ｓｉは、１．０％以下であることが好ましく、０．５％以下であることがより好ましい、または０．５％よりも更に少ないことがより好ましい。
マンガンＭｎ含有量は、０．３５％超であり、０．４％以上であることが好ましいが、その理由は、Ｍｎが、焼入性を高める合金化元素であるので有利であり、かつＭｎが、焼入性を実現する他の合金化元素よりも溶接性に及ぼす影響が僅かに小さいからである。Ｍｎが０．３５％以下である場合、焼入性は、コストに効果的に見合うことができなくなる。これとは異なり、３．０％超の合金化Ｍｎは、ＣＥを不要に増やして溶接性を低下させる。同じ理由から、好適には、Ｍｎは、２．０％以下であり、１．５％以下であることがより好ましい。Ｍｎの含有量は、焼入性を実現する他の元素の含有量によって異なるので、相対的に更に高い含有量が許容できる。
ニッケルＮｉは、本発明による鋼材にとって重要な合金化元素であり、主として焼き入れ時の割れを回避するために、更には低温靱性を高めるために０．５％以上で使用される。しかしながら、４％を上回るニッケル含有量は、合金製造コストを、大きな技術的改善を伴うことなく著しく増加させることになる。従って、ニッケル含有量は４％未満であり、好ましくは３．０％未満であり、より好ましくは２．５％未満である。好適には、ニッケルを１．０％以上で使用し、より好ましくは１．５％以上で使用して、低温靱性を高め、更には、焼き入れ時の割れの危険を回避する。
アルミニウムＡｌは、少なくとも脱酸素（殺菌）剤として使用され、Ａｌの含有量は、０．０１〜１．２％の範囲である。更に、Ａｌは、強度／硬度を幾つかの場合に高めることができるのみならず、焼き入れ前に、または焼き入れ中にフェライトを必要に応じて形成して微小構造組織とすることができる。また、Ａｌは残留オーステナイトを安定させることができる。タイプＩＩ熱間圧延の場合、Ａｌを１．０％未満に設定するように想到する必要がある。最も好ましくは、アルミニウムは０．０１〜０．１％の範囲で使用される。
クロムＣｒ含有量は、２．０％未満であるが、その理由は、焼入性を実現する他の元素、例えばＭｎまたはＳｉの一部または全部をクロムで置き換えて、焼入性を実現できるからである。しかしながら、好適には、クロムは、０．１〜１．５％の範囲で、より好ましくは０．２〜１％の範囲で使用される（Ｍｎ及びＳｉを過剰に使用するのを回避するために）。Ｃｒの含有量が多くなり過ぎると、ＣＥが不要に増えて、溶接性が低下する。
モリブデンＭｏ含有量は、１．０％未満であるが、その理由は、焼入性が、他の合金化元素群を用いる場合よりもコストに、より効果的に見合って得られるからである。しかしながら、好適には、Ｍｏは０．１％以上であるが、その理由は、Ｍｏは、必要に応じて、低温靱性及び焼戻し抵抗を高めることができるからである。モリブデンは靱性を高めることができるので、モリブデンは、この種類の鋼材に、非常に高い割合で合金化されることになる。更に、焼き戻し抵抗は、Ｍｏ合金化により必要に応じて高めることができる。最も好ましいＭｏ含有量範囲は０．１〜０．８％である。
チタンＴｉ含有量は、最大０．２％または０．１％であるが、その理由は、Ｔｉが、熱間圧延中の粒微化に影響を与えることができるからである。しかしながら、優れた衝撃靱性特性が更に要求される場合、チタンが０．０２％未満となるか、または更に好適には、０．０１％未満となるようにチタン含有量を抑制することが好ましい。これにより、これらの実施例に示すように、衝撃靱性特性を悪化させてしまう粗ＴｉＮ粒子が、微小構造組織内に形成されるのを防止する。
ホウ素Ｂ含有量は０．０１％未満である。これは、Ｂを使用して、例えば０．０００５〜０．００５％の範囲の焼入性を高めることができることを意味している。しかしながら、焼入性が他の元素群を用いても元々良好であるので、ホウ素を合金化させる必要はない、すなわちＢ＜０．０００５％が好ましい。別の表現をすると、鋼材は基本的に、ホウ素を全く含まなくてもよい。これにより確実に、Ｔｉ含有量を好ましくは、０．０２％未満に低減することができ、これは低温靱性には非常に有利である。効果的にホウ素を合金化させるためには、チタン含有量を３．４Ｎ（粒子濃度）以上にして、ホウ素が窒化ホウ素にならないようにホウ素を保護する必要がある。
また、１．５％未満の銅Ｃｕ含有量、０．５％未満のバナジウムＶ含有量、及び０．２％未満のニオビウムＮｂ含有量を含有させることができるが、これらの合金化元素は、必ずしも必要である訳ではない。従って、好適には、これらの元素の含有量の上限値は、以下の通り、Ｃｕ＜０．５％、Ｖ＜０．１％、及びＮｂ＜０．０１％となる。
カルシウムＣａ含有量は、精錬時の適用可能なＣａ処理またはＣａＳｉ処理に基づいて０．０１％未満となる。好適には、カルシウム含有量は０．０００１〜０．００５％である。
残留含有物は、不可避的に鋼材に混入する含有物を含んでいる、すなわち合金化元素には、意図しないのに残留含有物が混入してしまう。残留含有物の例が、表１の組成物Ａ及びＢに含まれる０．０１％含有量の銅である。
不可避の不純物として、リンＰ、硫黄Ｓ、窒素Ｎ、水素Ｈ、酸素Ｏ、及び希土類金属（ＲＥＭ）などを挙げることができる。これらの不純物の含有量は以下の通りに制限されて、優れた衝撃靱性特性が確実に得られるようにする：
リンＰ＜０．０１５％
硫黄Ｓ＜０．００２％
窒素Ｎ＜０．００６％
水素Ｈ＜０．０００２％
酸素Ｏ＜０．００５％
ＲＥＭ＜０．１％
残留含有物と不可避の不純物との違いは、残留含有物が、不純物とは見なされない制御された量の合金化元素であることである。工業プロセスで正常に制御される残留含有物は、合金に大きな影響を与えることがない。
熱間圧延鋼材製品の微小構造組織はマルテンサイト組織である。これは、微小構造組織が、体積パーセント表示の９０％以上のマルテンサイトを含んでいる可能性がある、または別の構成として、６０〜９５％のマルテンサイト、１０〜３０％のベイナイト、０〜１０％の残留オーステナイト、及び０〜５％のフェライトを含んでいる可能性があることを意味している。別の表現をすると、主相は、表３に示すように、マルテンサイト（Ｍ）相である。９０％以上の高含有量のマルテンサイトが、このようにすると、より高い硬度が得られるので好ましい。
本発明による製造方法は所定の順序で以下の工程ａ）〜ｅ）：
ａ）上記化学組成からなる鋼スラブを送り出す工程、
ｂ）前記鋼スラブを９５０〜１３５０℃の範囲の温度Ｔheatに加熱する加熱工程、
ｃ）温度均一化工程、
ｄ）Ａｒ３変態点〜１３００℃の温度範囲で熱間圧延して熱間圧延鋼材を形成する熱間圧延工程、及び
ｅ）前記熱間圧延鋼材を熱間圧延加熱温度からＭｓ変態点未満の温度に直接焼き入れして、４５０ＨＢＷ以上のブリネル硬度を有する熱間圧延鋼材製品を製造する工程、を含む。
この製造方法から、圧延方向に延伸してアスペクト比が１．２以上になるような旧オーステナイト粒組織を有する熱間圧延鋼材製品が得られる。別の表現をすると、熱間圧延鋼材製品は、本発明による方法により実現することができる。
鋼スラブは、例えば連続鋳造法により形成することができる。本発明による方法では、このような鋼スラブに加熱工程を施し、この加熱工程では、鋼スラブを９５０〜１３５０℃の範囲の温度Ｔheatに加熱し、その後、鋼スラブに温度均一化工程を施す。均一化工程は、例えば３０〜１５０分かけて行なわれる。これらの加熱工程及び均一化工程では、オーステナイトからなる微小構造組織を、一時的に変態を完了させ、これらの合金化元素を溶解させるとともに析出させる。加熱温度が９５０℃未満である場合、溶解が不十分になり、そしてこれとは異なり、１３５０℃超の温度を使用すると、費用がかさむ。
均一化した鋼スラブに、熱間圧延工程を、Ａr3変態点〜１３００℃の温度範囲で施して熱間圧延鋼材を形成する。これにより、熱間圧延鋼材製品は、旧オーステナイト粒組織を有することができるようになり、このオーステナイト粒組織が圧延方向に延伸粒化して、アスペクト比が１．２以上になる。温度がＡr3変態点を下回る場合、高硬度が必ずしも得られなくなるが、その理由は、このように温度が下回ると、過剰な量のフェライトが微小構造組織内に、直接焼き入れ工程が始まる前に形成されてしまい、熱間圧延が２段階で更に行なわれることにより、微小構造組織が不所望に帯状になるからである。
熱間圧延工程後、熱間圧延鋼材を、熱間圧延加熱温度からＭｓ変態点未満の温度に直接焼き入れする。この直接焼き入れ工程では、略オーステナイト微小構造組織を微細化された旧オーステナイト粒組織から形成することができ、これにより硬度を、後で示すように、高めることができる。
直接焼き入れが、従来のＲＨＱプロセスよりも優れている点は、これらの合金化元素が、焼き入れ前に多量に溶解することであるが、その理由は、より高い加熱温度を使用することができるからである。これは、合金化元素のより高い焼入性及び利用率が得られることを意味している。従来のＲＨＱプロセスでは、オーステナイト化温度が普通、９５０℃を下回ることにより、オーステナイト粒の粗粒化を回避している。本発明では、粗粒化したオーステナイト粒を微粒化し、そして任意であるが、直接焼き入れ前に更に延伸粒化しており、これは、より高いオーステナイト化温度を使用することができることを意味している。
熱間圧延工程は、以下に説明するように、タイプＩ熱間圧延段階、またはタイプＩ熱間圧延段階及びタイプＩＩ熱間圧延段階を含むことができる。
好適な実施形態によれば、本発明による熱間圧延鋼材製品を製造する方法は、熱間圧延を再結晶温度範囲で行なうタイプＩ熱間圧延段階を含む。これは、タイプＩ熱間圧延段階が、オーステナイト再結晶下限温度ＲＬＴを上回る温度で実施されることを意味している。熱間圧延を再結晶温度範囲で行なう例では、熱間圧延を、９５０〜１２５０℃の範囲の温度で行なう。タイプＩの熱間圧延では、旧オーステナイト粗粒組織を、静的再結晶を利用することにより微粒化する。更に、鋼スラブに連続鋳造中に形成される細孔及びボイドを閉塞する。このような効果を実現するためには、熱間圧延タイプＩの圧下率が６０％以上、好適には７０％以上であることが好ましい。例えば、２００ｍｍ厚さの鋼スラブを、タイプＩの熱間圧延中に熱間圧延して、８０ｍｍ以下の厚さ、好ましくは６０ｍｍ以下の厚さを有する熱間圧延鋼材とすることができる。
図１に示す更に好適な実施形態によれば、本発明による熱間圧延鋼材製品を製造する方法は、タイプＩの熱間圧延の他に、タイプＩＩ熱間圧延段階を更に含み、タイプＩＩ熱間圧延段階では、熱間圧延を、フェライト形成温度Ａr3を上回る未再結晶温度範囲で行なう。これは、タイプＩＩ熱間圧延段階がオーステナイト再結晶停止温度ＲＳＴを下回り、かつフェライト形成温度Ａr3を上回る温度で実施されることを意味している。熱間圧延を未再結晶温度範囲で行なう例では、化学組成によって異なるが、熱間圧延を、Ａr3変態点〜９５０℃の範囲の温度で行なうか、または好ましくはＡr3変態点〜９００℃の範囲の温度で行なう。タイプＩＩの熱間圧延では、微粒化されたオーステナイト粒を、オーステナイトの未再結晶域で変形させて、微小延伸（“ｐａｎｃａｋｅｄ（パンケーキ状）”）オーステナイト粒を形成する。これにより、単位体積当たりの旧オーステナイト粒の粒界が増加し、かつ変形帯の数が増加する。これにより今度は、微小構造組織を更に微細化することができ、これは、良好な靱性を焼き入れ後に実現するために重要である。これにより更に、熱間圧延鋼材製品が旧オーステナイト粒組織を有することができるようになり、このオーステナイト粒組織が圧延方向に延伸粒化してアスペクト比が１．３超になる、またはより好ましくは、２．０超になる。このような効果を実現するためには、熱間圧延タイプＩＩの圧下率が５０％以上、好適には７０％以上であることが好ましい。この圧下率の例では、８０ｍｍ厚さの熱間圧延鋼材を、タイプＩＩの熱間圧延中に更に熱間圧延して、４０ｍｍ以下の厚さ、好ましくは２４ｍｍ以下の厚さを有する熱間圧延鋼材とする。
熱間圧延工程を実施した後、直接焼き入れを開始して、オーステナイト組織を、略マルテンサイトからなるマルテンサイト組織に変態させる。焼き入れ完了温度が高くなってしまった場合（しかしながら、Ｍｓ変態点を下回っていた場合）、マルテンサイト微小構造組織は、自己焼き戻しマルテンサイト組織を含むことができる。アルミニウム含有量が高くなってしまった場合、マルテンサイト微小構造組織は、５％未満のフェライトを含むことができる。微小構造組織は、１０〜３０％のベイナイト相を更に含むことができる。また、１０％未満の残留オーステナイトが残ってしまい、これにより、歪みによる塑性変形量が大きくなってしまう。
延伸加工を受けた微小マルテンサイト炭化物は、旧オーステナイト粒をマルテンサイト炭化物に変態させることにより形成される。大雑把に言えば、マルテンサイト炭化物をより微細化すると、旧オーステナイト粒がより微粒化されると言える。
図２に示す第１の任意の実施形態によれば、直接焼き入れ工程では、熱間圧延鋼材をＡr1変態点よりも高い温度から、好適にはＡr3変態点よりも高い温度から、３００℃と１００℃との間の温度のようなＭｓ変態点と１００℃との間の温度ＴQFT2に、１０〜２００℃／秒のような１０℃／秒以上の平均冷却速度を使用することにより焼き入れする。本実施形態により、焼き入れ時の割れを、特に結果的に得られる硬度が５００ＨＢＷよりも高い場合に一層確実に回避することができる。冷却速度は、１０〜２００℃／秒のような１０℃／秒以上とすることにより、焼き入れ中にオーステナイトが分解するのを回避することができる。最も好ましくは、冷却速度は、参考文献から入手することもできる方程式により定義することができる臨界冷却速度（ＣＣＲ）以上である。焼き入れが、Ａr3変態点よりも高い温度から開始されると、それに伴って、マルテンサイト量が最大となり、これは、高硬度を実現するために有利である。焼き入れ完了温度がＭｓ変態点または３００℃よりも高い場合、高硬度は、自己焼き戻しマルテンサイト微小構造組織のような不所望な微小構造組織の割合が大きくなるので、必ずしも達成される訳ではない。
図２に更に示す別の任意の実施形態によれば、直接焼き入れ工程では、熱間圧延鋼材をＡr1変態点よりも高い温度から、好適にはＡr3変態点よりも高い温度から、１００℃未満の温度ＴQFT1に、１０〜２００℃／秒のような１０℃／秒以上の平均冷却速度を使用することにより焼き入れする。最も好ましくは、冷却速度は、参考文献から入手することもできる方程式により定義することができる臨界冷却速度（ＣＣＲ）以上である。本実施形態により更に、高強度熱間圧延鋼材を、目標とする４５０〜５００ＨＢＷの範囲の硬度に製造することができる。冷却速度は、１０〜２００℃／秒のような１０℃／秒以上とすることにより、焼き入れ中にオーステナイトが分解するのを回避することができる。焼き入れが、Ａr3変態点よりも高い温度から開始されると、それに伴って、マルテンサイト量が最大となり、これは、高硬度を実現するために有利である。
直接焼き入れが熱間圧延後に行なわれる過程に関係なく、本方法は、直接焼き入れ工程後に、熱間圧延鋼材製品を焼き戻す焼き戻し工程を含むことができる。しかしながら、このような工程は、本発明が、優れた衝撃靱性及び他の機械的特性（高硬度を考慮に入れた）を、焼き戻しを行なわなくても実現することができるので、必ずしも必要ではない。従って、これらの特性は、焼き入れしても元々良好であるので、好適には、本方法では、焼き戻しを行なわない。これは、加工処理を純粋に熱機械的に、熱処理を続いて行なうことなく施すことができることを意味している。
上記方法は、板圧延機にて、またはより好ましくは、ストリップ圧延機にて行なうことができる。同様に、高硬度製品は、それぞれ熱間圧延鋼板または熱間圧延鋼帯とすることができる。
熱間圧延鋼材製品は、２〜８０ｍｍの範囲の厚さＴｈを有することができる。詳細には、熱間圧延鋼板が通常、８〜８０ｍｍの範囲、好ましくは８〜５０ｍｍの範囲の厚さＴｈを有するのに対し、熱間圧延鋼帯は、２〜１５ｍｍの範囲の厚さＴｈを有する。
加工処理がストリップ圧延機にて行なわれる場合、本方法は更に、直接焼き入れ工程の後に行なわれる巻き取り工程を含む。
鋼材製品は、ストリップ圧延機が、旧オーステナイト粒組織を非常に効果的に微細化して延伸粒化することができることにより、本発明の効果を大きく増すことができるので、鋼帯製品であることが好ましい。更に、高硬度から優れた耐摩耗性及び耐衝撃性が得られるので、ストリップ圧延により実現可能な２〜１５ｍｍの範囲（２〜６ｍｍの範囲でもよい）の極めて薄い厚さを使用することもでき、これは、重量節減を意味し、更には、新たな種類の使用形態を、本発明による鋼材製品から生み出すことができることを意味している。更に、本発明により実現可能な良好なフランジ加工性は、新しい使用形態に一層有利となる。更に、厚さがより薄くなることにより、焼き入れ時の割れの危険を低減することができる。
参照記号及び用語についての簡単な説明
ＲＳＴ オーステナイト再結晶停止温度
ＲＬＴ オーステナイト再結晶下限温度
ＴQFT 焼き入れ完了温度
Ａc1 オーステナイトが加熱中に形成され始める温度
Ａc3 フェライトからオーステナイトへの変態が加熱中に完了する温度
Ａr1 オーステナイトからフェライトへの変態が冷却中に完了する温度
Ａr3 オーステナイトからフェライトへの変態が冷却中に始まる温度
ＣＣＲ 臨界冷却速度（完全に焼き入れされたマルテンサイト微小構造組織を形成することになる焼き入れ温度から冷却するときの最も遅い冷却速度）
Ｍs マルテンサイト変態が始まってしまう温度
ブリネル硬度（ＨＢＷ）は本特許開示の状況では、ＩＳＯ ６５０６−１に準拠して、鋼帯表面または鋼板表面の下方の０．３〜２ｍｍの表層の圧延組織について、高硬度金属（Ｗ）により形成され、かつ１０ｍｍの直径を有する球体を使用することにより、そして更に、３０００ｋｇ（ＨＢＷ１０／３０００）の質量体を使用することにより定義される。
旧オーステナイト粒（ＰＡＧ）組織の粒サイズ及びアスペクト比は、以下の手順に従って得られる。まず、旧オーステナイト粒界のエッチングを行なうために、試料を３５０℃で４５分かけて加熱処理する。次に、これらの試料を取り付け、そしてエッチング前に研磨する。１．４ｇのピクリン酸、１００ｍｌの蒸留水、１ｍｌの湿潤剤（Ａｇｅｐｏｌ）、及び０．７５〜１．０ｍｌのＨＣｌからなるエッチング液を使用して、旧オーステナイト粒界を露出させる。次に、光学顕微鏡を使用して、微小構造組織を分析する。平均旧オーステナイト粒サイズを、直線交差線分法（ＡＳＴＭ Ｅ １１２）を使用して計算する。また、ＰＡＧのアスペクト比は、直線交差線分法により、鋼板を圧延方向に切断した断面に基づいて導出される。直線交差線分法を用いて求めた粒界を、圧延方向（ＲＤ）及び法線方向（ＮＲ）に同じ長さを有する直線部分に基づいてカウントする。アスペクト比は、粒のＲＤの平均長さを、ＮＲの平均高さで除算して得られる、すなわち法線方向の直線交差線分の合計を、圧延方向の直線交差線分の合計で除算して得られる。
残留オーステナイト量は、Ｘ線回折法で測定される。
１つの実施形態による製造方法を模式的に示している。図１は寸法通りにはなっていないことに留意されたい。 直接焼き入れ工程の任意の実施形態を模式的に示している。図１は寸法通りにはなっていないことに留意されたい。 以下に更に詳細に説明される幾つかの実施例に基づく本発明の効果を示すグラフである。 以下に更に詳細に説明される幾つかの実施例に基づく本発明の効果を示すグラフである。
実施例
これらの実施例では、表１に示す化学組成を使用した。組成値は、重量パーセント表示で表わされる。この表から分かるように、これらの化学組成物は全て、Ｆｅ、不可避の不純物、及び残留含有物の他にＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏを含む。この表から更に分かるように、これらの化学組成物の全ては、ホウ素を殆ど含んでいなかった、すなわちこれらの化学組成物は、Ｂ：＜０．０００５％の関係を満たすホウ素しか含んでいなかった。
組成物Ａ，Ｂ，Ｎ，及びＯは、真空脱ガス処理及びＣａ処理を含む精錬に伴って常に表面に存在するスケールであった。組成物ＡとＢとの主要な違いは、組成物Ｂが、合金化Ｔｉを更に含んでいることである。組成物Ｎ及びＯは、組成物Ａ及びＢよりも若干多い含有量の炭素を含んでいた。
組成物Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，及びＭを鋳造して、実験用鋼塊としているので、これらの組成物には、Ｃａ処理を実施しなかった。組成物ＣとＤとの主要な違いは、組成物Ｃ中の炭素含有量が、相対的に少ないことである。組成物ＤとＥとの主要な違いは、組成物Ｅが、合金化Ｔｉを微量にしか含んでいないことである。組成物Ｆは、合金化Ｎｉを高含有量（３．８７％）で含む組成物の一例である。組成物Ｇ及びＨは、合金化Ｃｕを他よりも多量（０．９９％及び１．４７％）に含んでいる組成物の例である。組成物Ｉは更に多量の合金化Ｔｉを含有している。組成物Ｊは、合金化Ｃｕ及び合金化Ｎｉの異なる組み合わせを更に示している。組成物Ｋ及びＬは、合金化Ｓｉを他よりも多量（０．７％及び１．５％）に含有している。組成物Ｍは、合金化Ａｌを他よりも多量（１．１１％）に含有している。
Figure 0006661537
表２は、実施例１〜３７及び基準例ＲＥＦに使用されるパラメータ群を示している。基準例ＲＥＦは、実施例２で製造された鋼帯を更に再加熱して焼き入れする（ＲＨＱ）ことにより得られ、結果的に得られるブリネル硬度（ＨＢＷ）を有する高硬度熱間圧延鋼板製品に対して焼き入れ処理を施す直前のオーステナイト微細化及び／又はオーステナイト変態による影響を示している。表２は、各実施例に使用された“Ｐｒｏｃｅｓｓ”欄のプロセス、“Ｔｈ”欄の最終製品厚さ、“ＨＴ”欄の加熱温度、及び“ＱＦＴ”欄の焼き入れ完了温度を示している。また、熱間圧延条件が“Ｒｏｌｌｉｎｇ ｔｙｐｅｓ（圧延タイプ）”欄に示され、この場合、１は、オーステナイト再結晶温度におけるタイプＩ熱間圧延を指し、２は、フェライト形成温度Ａr3を上回る未再結晶温度範囲におけるタイプＩＩ熱間圧延を指している。“ＱＦＴ”欄のＲＴは室温を指している。
Figure 0006661537
表３は、引張強度及び硬度試験、Ｃｈａｒｐｙ−Ｖ試験（シャルピーＶ衝撃試験）、フランジ加工性（すなわち、曲げ性）試験の結果、及びこれらの試験結果の微小構造組織特性を示している。
表３は、“Ｒｍ”欄の引張強度、“Ｃｈａｒｐｙ−Ｖ ｔｅｓｔｉｎｇ（シャルピーＶ衝撃試験）”欄の異なる温度における衝撃靱性、“Ｔ２０Ｊ”欄の２０Ｊの遷移温度、Ｍがマルテンサイト相を意味する構成の“Ｍａｉｎ ｐｈａｓｅ（主相）”欄の微小構造組織主相、“ＰＡＧ”欄の旧オーステナイト粒サイズ、及び“ＰＡＧ ＡＲ”欄のアスペクト比を示している。更に、硬度、最小曲げ半径、及び残留オーステナイト含有率測定値が表わされる。これらの値の単位は、括弧内に表わされる。
実施例１〜８、及び実施例３６〜３７における硬度測定値は、上記試験条件ごとに、３つの異なる測定値の平均として与えられる。これらの実施例とは異なり、実施例９〜３５、及びＲＥＦにおける硬度測定値は、ＳＦＳ−ＥＮ ＩＳＯ ６５０７−１：２００６に準拠したビッカース硬度測定値により与えられ、ブリネル硬度に、ＡＳＴＭ Ｅ １４０−９７に従って変換されている。実施例９〜３５における硬度値は、種々の鋼板の厚さについて平均した平均硬度として与えられる。
Figure 0006661537
この表から分かるように、実施例１〜３７の全てが、ＨＢＷで表わす場合に、基準例ＲＥＦ（５４０ＨＢＷ）よりも高い硬度を実現している。このことは、実施例３において、基準例ＲＥＦの組成物Ａよりも炭素含有量が少ない組成物Ｂを使用したにも拘らず、正しいことが確認される。これは実際には、炭素含有量とマルテンサイト硬度との関係を表わす共通の理論と相当違っている。従って、これらの実施例は、硬度が改善され、かつ高硬度Ｎｉ合金化鋼材の炭素含有量を本発明により低下させることができることを明確に示している。
また、熱間圧延工程がタイプＩ熱間圧延段階及びタイプＩＩ熱間圧延段階を含む場合、全ての各実施例が、５５０ＨＢＷ以上のブリネル硬度を実現していたことが分かる。
また、これらの実施例は、１５００ＭＰａ超の引張強度を実現することができる、または１８００ＭＰａ超の引張強度さえも実現することができることが分かる。全延伸率（Ａ）は、略８％以上であった。更に、Ｒｍ＞１８００ＭＰａ及びＡ＞＝８％を合わせた関係をほぼ満たすことができた。
また、熱間圧延工程におけるタイプＩ熱間圧延の他に、タイプＩＩ熱間圧延段階を含んでいた実施例２は、シャルピーＶ衝撃試験で測定したときに衝撃靱性が−２０℃以上の温度で１００Ｊ／ｃｍ2超となる高硬度熱間圧延鋼材製品を実現することができることが分かる。
また、これらの実施例は、曲げ半径に厳密にフランジ加工することができる高硬度熱間圧延鋼材製品を実現することができることが分かる。２〜１５ｍｍの厚さＴｈを有する高硬度熱間圧延鋼材は、３．３*Ｔｈ（ｍｍ）の最小曲げ半径にフランジ加工する、好ましくは３．０*Ｔｈ（ｍｍ）の最小曲げ半径にフランジ加工することさえもでき、この場合、曲げ角度が９０°以上であり、かつ下側に曲げる曲げ治具が、１００ｍｍの最大幅を持つＶ字ギャップを有している状態で曲げによる著しい割れ、または破断は視覚的に認められない。曲げ半径に厳密に加工するとは、この鋼材により形成される使用形態のデザインを改良することを意味している。別の表現をすると、鋼材の曲げ性は、高硬度を考慮に入れると極めて優れている。
次に、実施例１〜３７について更に詳細に説明する。
表２及び３に示す、常に表面に存在するスケール例１〜８及び３６〜３７では、化学組成物Ａ，Ｂ，Ｎ，及びＯを有する鋼スラブを使用した。鋼板（ＤＱ−Ｐｌａｔｅ）及び鋼帯（ＤＱ−Ｓｔｒｉｐ）は共に、表２から分かるように、これらのスラブから製造された。これらのスケール例１〜８及び３６〜３７では、鋼帯及び鋼板を製造するためのこれらの鋼スラブは、１２８０℃及び１２３０℃の加熱温度（ＨＴ）にそれぞれ加熱することによりオーステナイト化させた。この加熱工程に続いて、均一化工程を約１時間かけて行なった。
実施例１，２，及び３７では、均一化工程に続いて、熱間圧延プロセスを、粗圧延工程の後にストリップ圧延工程が続いて行なわれるように開始し、この場合、５．０ｍｍ、５．９ｍｍ、及び３．９ｍｍの異なる最終鋼帯厚さに圧延した。粗圧延工程とストリップ圧延工程との間には、巻き取りボックスを従来通り使用した。最後の圧延通板が行なわれた後、焼き入れ完了温度（ＱＦＴ）に直接焼き入れする処理を行なった。鋼帯を熱間圧延加熱温度から室温（ＲＴ）に、５０℃／秒の平均冷却速度を使用することにより直接焼き入れした。このことから分かるように、直接焼き入れした鋼帯の硬度値は、基準例ＲＥＦの硬度値よりも明らかに大きい。
実施例１，２，及び３７は、熱間圧延工程のタイプＩ熱間圧延段階の他に、タイプＩＩ熱間圧延段階を含んでいた。タイプＩＩ熱間圧延により、実施例２の旧オーステナイト粒組織に基づく測定から得られる１．３超のアスペクト比（ＰＡＧ ＡＲ）から分かるようにオーステナイト粒が延伸する。このことから分かるように、高硬度の他に、実施例２は、旧オーステナイト粒が延伸することに一部起因して、優れた特性をＣｈａｒｐｙ−Ｖ（シャルピーＶ衝撃）試験を受けても保持している。
組成物Ｂを使用した実施例３は、０．０２４％Ｔｉ合金化がＣｈａｒｐｙ−Ｖ（シャルピーＶ衝撃）靱性に悪影響を及ぼすことを示している。このことから分かるように、衝撃靱性特性は、Ｔｉが０．０２％未満の場合に数倍になる。その理由は、粗ＴｉＮ粒子がこの種類の鋼材の衝撃靱性特性に悪影響を与える可能性があるからである。従って、更に優れた衝撃靱性値が更に望ましい場合、Ｔｉを０．０２％未満にすることが好ましい、または０．０１％未満にすることがより好ましい。
実施例３〜８及び３６では、均一化工程に続いて、熱間圧延プロセスを、幾つかの圧延通板を板圧延機にて行なうことにより適用して、所望の厚さを実現した。熱間圧延では、タイプＩ熱間圧延を行なった、すなわち熱間圧延では、タイプＩＩ熱間圧延を行なわなかった。最後の圧延通板が行なわれた後、焼き入れ完了温度（ＱＦＴ）に直接焼き入れする処理を行なった。鋼板群を、熱間圧延加熱温度から、１６０℃または１５０℃の温度に、１５０℃／秒の平均冷却速度を使用することにより直接焼き入れした。このことから分かるように、直接焼き入れした鋼板群の硬度値は、基準例ＲＥＦの硬度値よりも明らかに大きい。別の表現をすると、熱間圧延中に旧オーステナイト粒を大幅に延伸させる処理は、硬度を従来のＲＨＱプロセスよりも改善するために必ずしも必要ではない。しかしながら、旧オーステナイト粒を延伸させることにより、以下に更に示すように、硬度を更に改善することができる。
実施例１〜８及び３６〜３７では、引張強度試験、Ｃｈａｒｐｙ−Ｖ（シャルピーＶ衝撃）試験、及びフランジ加工性試験の値は、前後方向及び横方向（圧延方向を基準とした場合の）の特定値から計算される平均値で表わされる。
実験例９〜３５では、表１に示す化学組成物Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，及びＭを有する鋼片（鋼スラブを模擬した）を使用した。これらの実験では、５０ｍｍ厚さの鋼片は、１２００℃の温度に加熱することによりオーステナイト化させ、２時間かけて均一化させた。均一化工程に続いて、熱間圧延プロセスを、幾つかの圧延通板を実験室圧延機にて行なうことにより適用して、８ｍｍの所望の厚さを実現した。熱間圧延工程の内容は、表２の通りに変えた。最後の圧延通板を行なった後、焼き入れ完了温度（ＱＦＴ）に直接焼き入れする処理を行なった。鋼板群を、熱間圧延加熱温度から、略１５０℃または２５０℃の温度に、６０〜１００℃／秒の範囲の平均冷却速度を使用することにより直接焼き入れした。
実験例９〜３５では、引張強度試験、Ｃｈａｒｐｙ−Ｖ（シャルピーＶ衝撃）試験の値、及び遷移温度は、実験室環境の試料サイズに起因して、圧延方向を基準とした前後方向の特性値として表示される。
このことから分かるように、直接焼き入れした鋼板群及び鋼帯群の硬度値は、基準例ＲＥＦの硬度値よりも明らかに大きい。
実施例９〜１１（組成物Ｃ）、及び実施例１２〜１５（組成物Ｄ）を比較すると更に分かるように、衝撃靱性は、組成物Ｃの炭素含有量が少ない状態で大幅に向上している。従って、衝撃靱性特性を確保するために、炭素含有量を０．３６％以下とすることが好ましい。しかしながら、常にスケールが表面に存在する状態では、全ての衝撃靱性特性は、圧下率が工業規模ではより増えるので、より向上することに注目されたい。
また、２０Ｊの遷移温度が表３に表わされる（試料サイズ７．５ｍｍ、ノッチサイズ２ｍｍについてのＣｈａｒｐｙ−Ｖ（シャルピーＶ衝撃）試験で測定される）。これは、約３４Ｊ／ｃｍ2の遷移温度に対応している。
このことから更に分かるように、タイプＩ熱間圧延のみを行なった各実験例から結果的に、アスペクト比（ＰＡＧ ＡＲ）に関連する測定値が、１．３以下の値で表わされていたことになる。これは、これらの実施例９，１２，１４，１６，１８，２０，２２，２４，２６，２８，３０，３２，及び３４では、旧オーステナイト粒組織は、この説明が意味するところでは、殆ど延伸粒化しなかったことを意味している。
しかしながら、タイプＩＩ熱間圧延を更に行なった各実験例は、これらの実施例１０，１１，１３，１５，１７，１９，２１，２３，２５，２７，２９，３１，３３，及び３５から分かるように、１．３超のアスペクト比（ＰＡＧ ＡＲ）を示した、または２．０超ものアスペクト比を示した。特に、全てのこれらの実施例がＰＡＧ ＡＲ＞２．０の関係を満たしている。更に、このような２．０の限界値は、旧オーステナイト粒組織が延伸粒化した状態を非常に良好に表わしているが、その理由は、この限界値が、これらの粒の長さが、これらの粒の高さと比較して、２倍超の長さになるときの限界値を表わしているからである。このような特徴は、略等軸の旧オーステナイト粒組織から明確に区別することができ、かつＲＨＱプロセスからは得られない。
実施例９〜３５の旧オーステナイト粒組織から測定されたアスペクト比の増加は、アスペクト比が、１．３超になる場合に、それに伴って、ブリネル硬度で評価した硬度が更に高くなることを明確に示している。アスペクト比の値が更に高くなると、ブリネル硬度が更に高くなる。この様子は、図３及び図４に約１５０℃及び２５０℃の異なる焼き入れ完了温度についてグラフで更に示される。
この技術分野の当業者であれば、技術が進むにつれて、本発明の考え方を種々の方法で実施することができることを理解できるであろう。本発明、及び本発明の種々実施形態は、上に説明したこれらの実施例に限定されず、かつこれらの請求項の範囲内で変更することができる。

Claims (16)

  1. 熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品であって、前記鋼帯または鋼板製品の微小構造組織は、マルテンサイト組織であり、そして体積パーセント表示の９０％以上のマルテンサイト組織を含む、または別の構成として、６０〜９０％のマルテンサイト組織、１０〜３０％のベイナイト組織、０〜１０％の残留オーステナイト組織、及び０〜５％のフェライト組織を含み、熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品は４５０ＨＢＷ以上のブリネル硬度を有し、かつ重量パーセント表示の以下の化学組成：
    Ｃ：０．２５〜０．４５％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
    Ｍｎ：０．３５％超かつ３．０％以下、
    Ｎｉ：０．５〜４．０％、
    Ａｌ：０．０１〜１．２％、
    Ｃｒ：２．０％未満、
    Ｍｏ：１．０％未満、
    Ｃｕ：１．５％未満、
    Ｖ：０．５％未満、
    Ｎｂ：０．２％未満、
    Ｔｉ：０．２％未満、
    Ｂ：０．０００５％未満、
    Ｃａ：０．０１％未満、
    平衡鉄、及び不可避の不純物からなる、
    前記鋼帯または鋼板製品の旧オーステナイト粒組織は圧延方向に延伸粒化してアスペクト比が１．２以上になる、熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品。
  2. 前記鋼帯または鋼板製品の旧オーステナイト粒組織は前記圧延方向に延伸粒化して前記アスペクト比が１．３超になる、請求項１に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品。
  3. Ｃ：０．２８〜０．４％である、請求項１又は２に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品。
  4. Ｎｉ：１．０〜３．０％である、請求項１乃至３のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品。
  5. Ｔｉ：０．０２％未満である、請求項１乃至４のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品。
  6. Ｍｏ：０．１〜０．８％である、請求項１乃至５のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品。
  7. 前記熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品は、８〜８０ｍｍの範囲の厚さＴｈを有する熱間圧延鋼板であるか、または２〜１５ｍｍの範囲の厚さＴｈを有する熱間圧延鋼帯である、請求項１乃至６のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品。
  8. 熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法であって、前記鋼帯または鋼板製品の微小構造組織は、マルテンサイト組織であり、そして体積パーセント表示の９０％以上のマルテンサイト組織を含む、または別の構成として、６０〜９０％のマルテンサイト組織、１０〜３０％のベイナイト組織、０〜１０％の残留オーステナイト組織、及び０〜５％のフェライト組織を含み、熱間圧延鋼帯または鋼板製品は４５０ＨＢＷ以上のブリネル硬度を有し、前記鋼帯または鋼板製品の旧オーステナイト粒組織は圧延方向に延伸粒化してアスペクト比が１．２以上になるような熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法であって、
    前記方法は所定の順序で以下の工程：
    ａ）重量パーセント表示の以下の化学組成：
    Ｃ：０．２５〜０．４５％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
    Ｍｎ：０．３５％超かつ３．０％以下、
    Ｎｉ：０．５〜４．０％、
    Ａｌ：０．０１〜１．２％、
    Ｃｒ：２．０％未満、
    Ｍｏ：１．０％未満、
    Ｃｕ：１．５％未満、
    Ｖ：０．５％未満、
    Ｎｂ：０．２％未満、
    Ｔｉ：０．２％未満、
    Ｂ：０．０００５％未満、
    Ｃａ：０．０１％未満、
    平衡鉄、及び不可避の不純物からなる鋼スラブを送り出す工程、
    ｂ）前記鋼スラブを９５０〜１３５０℃の範囲の温度Ｔheatに加熱する加熱工程、
    ｃ）温度均一化工程、
    ｄ）Ａr3変態点〜１３００℃の温度範囲で熱間圧延して熱間圧延鋼材を形成する熱間圧延工程、及び
    ｅ）前記熱間圧延鋼材を熱間圧延加熱温度からＭｓ変態点未満の温度に直接焼き入れする工程、を含む、熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  9. 前記熱間圧延工程は、再結晶温度範囲で熱間圧延するタイプＩ熱間圧延段階を含む、請求項８に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  10. 前記熱間圧延工程は更に、未再結晶温度範囲で、かつフェライト形成温度Ａr3を上回る
    温度で熱間圧延するタイプＩＩ熱間圧延段階を含む、請求項９に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  11. 前記直接焼き入れする工程では、前記熱間圧延鋼材をＡr1変態点よりも高い温度から、Ｍｓ変態点と１００℃との間の温度ＴQFT2に、１０℃／秒以上の平均冷却速度を使用することにより焼き入れする、請求項８乃至１０のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  12. 前記直接焼き入れする工程では、前記熱間圧延鋼材をＡr1変態点よりも高い温度から、１００℃未満の温度ＴQFT1に、１０℃／秒以上の平均冷却速度を使用することにより焼き入れする、請求項８乃至１０のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  13. Ｃ：０．２８〜０．４％である、請求項８乃至１２のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  14. Ｎｉ：１．０〜３．０％である、請求項８乃至１３のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  15. Ｔｉ：０．０２％未満である、請求項８乃至１４のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
  16. Ｍｏ：０．１〜０．８％である、請求項８乃至１５のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼帯製品または熱間圧延鋼板製品を製造する方法。
JP2016537297A 2013-08-30 2014-08-28 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法 Active JP6661537B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP13182449.2A EP2789699B1 (en) 2013-08-30 2013-08-30 A high-hardness hot-rolled steel product, and a method of manufacturing the same
EP13182449.2 2013-08-30
PCT/EP2014/068274 WO2015028557A1 (en) 2013-08-30 2014-08-28 A high-hardness hot-rolled steel product, and a method of manufacturing the same

Publications (3)

Publication Number Publication Date
JP2016534230A JP2016534230A (ja) 2016-11-04
JP2016534230A5 JP2016534230A5 (ja) 2019-02-14
JP6661537B2 true JP6661537B2 (ja) 2020-03-11

Family

ID=49117669

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2016537297A Active JP6661537B2 (ja) 2013-08-30 2014-08-28 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10577671B2 (ja)
EP (1) EP2789699B1 (ja)
JP (1) JP6661537B2 (ja)
KR (1) KR102263332B1 (ja)
CN (1) CN105723004B (ja)
RU (1) RU2674796C2 (ja)
SI (1) SI2789699T1 (ja)
WO (1) WO2015028557A1 (ja)

Families Citing this family (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6246761B2 (ja) * 2015-06-02 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 機械構造用鋼部材の製造方法
CN105088090A (zh) * 2015-08-28 2015-11-25 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度2000MPa级的防弹钢板及其制造方法
CN105648310B (zh) * 2016-03-30 2017-09-29 河北钢铁股份有限公司承德分公司 一种含钒热轧防弹钢卷及其生产方法
WO2017183059A1 (ja) 2016-04-19 2017-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
EP3446808B1 (en) 2016-04-19 2020-01-08 JFE Steel Corporation Abrasion-resistant steel plate and method for producing abrasion-resistant steel plate
BR112018070440B1 (pt) * 2016-04-19 2022-07-19 Jfe Steel Corporation Placa de aço resistente à abrasão e método para produzir placa de aço resistente à abrasão
CN106282825A (zh) * 2016-08-25 2017-01-04 浙江天马轴承有限公司 一种高速轴承钢及其制备方法
KR101899686B1 (ko) * 2016-12-22 2018-10-04 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
KR101917472B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 항복비가 낮고 균일연신율이 우수한 템퍼드 마르텐사이트 강 및 그 제조방법
CN106834970B (zh) * 2017-02-21 2018-07-27 四川三洲特种钢管有限公司 一种低合金超高强度钢及其制备无缝钢管的方法
WO2018160462A1 (en) 2017-03-01 2018-09-07 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with extremely high strength
WO2018220412A1 (fr) * 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
RU2680557C1 (ru) * 2017-11-28 2019-02-22 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) Экономнолегированная хладостойкая высокопрочная сталь
KR102031446B1 (ko) 2017-12-22 2019-11-08 주식회사 포스코 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
KR102031443B1 (ko) * 2017-12-22 2019-11-08 주식회사 포스코 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
KR102045646B1 (ko) * 2017-12-26 2019-11-15 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 내마모 강판 및 그 제조방법
KR102119959B1 (ko) * 2018-09-27 2020-06-05 주식회사 포스코 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
KR102175570B1 (ko) * 2018-09-27 2020-11-06 주식회사 포스코 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
DE102018132908A1 (de) 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen
DE102018132901A1 (de) 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
DE102018132816A1 (de) 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten profilierten Warmbanderzeugnissen
DE102018132860A1 (de) 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen
CN109609750B (zh) * 2019-01-17 2024-04-12 西南石油大学 一种制备高性能超导线材的零张力同步传动热处理系统
EP3719148B1 (en) * 2019-04-05 2023-01-25 SSAB Technology AB High-hardness steel product and method of manufacturing the same
CN110358972B (zh) * 2019-07-08 2021-03-30 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种含v微合金化厚规格耐磨钢及其生产方法
CN110565027A (zh) * 2019-09-18 2019-12-13 舞阳钢铁有限责任公司 一种具备超高硬度及优良低温韧性的钢板及其生产方法
CN110983184A (zh) * 2019-12-17 2020-04-10 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种低碳tmcp态船板钢及其生产方法
WO2021123877A1 (en) 2019-12-17 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
KR102348555B1 (ko) * 2019-12-19 2022-01-06 주식회사 포스코 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법
KR20220162802A (ko) * 2020-05-28 2022-12-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
CN114080461B (zh) * 2020-06-19 2023-04-14 现代制铁株式会社 型钢及其制造方法
RU2758716C1 (ru) * 2020-08-20 2021-11-01 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаного проката из инструментальной стали
TR202018497A2 (tr) * 2020-11-18 2022-02-21 Coskunoez Kalip Makina Sanayi Ve Ticaret Anonim Sirketi Demi̇r bazli alaşim kompozi̇syonu bu kompozi̇syondan üreti̇len parçalar ve üreti̇m yöntemi̇
KR102498155B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498142B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498144B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498141B1 (ko) * 2020-12-18 2023-02-08 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
CN113088805B (zh) * 2021-02-23 2022-07-29 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种经济型高耐磨钢球及其制造方法
KR20230024090A (ko) * 2021-08-11 2023-02-20 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고경도 방탄강 및 그 제조방법
CN115725892B (zh) * 2021-08-25 2023-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种布氏硬度550hb级耐磨钢及其生产方法
CN115852262A (zh) * 2021-09-23 2023-03-28 宝山钢铁股份有限公司 一种锯片钢及其制造方法
WO2023067544A1 (en) * 2021-10-20 2023-04-27 Tata Steel Limited High hardness low alloyed hot rolled steel and method of manufacturing thereof
CN114410895B (zh) * 2021-12-29 2024-01-23 舞阳钢铁有限责任公司 一种减少合金钢淬火变形的方法
CN114921722B (zh) * 2022-05-19 2023-06-23 中天钢铁集团(南通)有限公司 用于防止中碳锰铬合金钢连铸坯弯曲度超标的生产工艺
CN115125439B (zh) * 2022-06-16 2023-10-31 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 一种锌基镀层1800Mpa级热冲压成型钢及制备方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0841535A (ja) 1994-07-29 1996-02-13 Nippon Steel Corp 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法
JP3273404B2 (ja) * 1995-10-24 2002-04-08 新日本製鐵株式会社 厚手高硬度高靱性耐摩耗鋼の製造方法
JP3543619B2 (ja) * 1997-06-26 2004-07-14 住友金属工業株式会社 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
JP2002020837A (ja) * 2000-07-06 2002-01-23 Nkk Corp 靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
FR2838138B1 (fr) * 2002-04-03 2005-04-22 Usinor Acier pour la fabrication de moules d'injection de matiere plastique ou pour la fabrication de pieces pour le travail des metaux
FR2847270B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
FR2847272B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
US8237956B2 (en) * 2006-05-03 2012-08-07 Copitrak Inc. Cost recovery system and method for walk-up office equipment
AU2008211941B2 (en) * 2007-01-31 2011-06-02 Jfe Steel Corporation High tensile strength steel having favorable delayed fracture resistance and method for manufacturing the same
CN102199737B (zh) 2010-03-26 2012-09-19 宝山钢铁股份有限公司 一种600hb级耐磨钢板及其制造方法
JP2012031511A (ja) * 2010-06-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 多層盛溶接部靭性と耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板
JP5866820B2 (ja) * 2010-06-30 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靭性および耐遅れ破壊特性に優れた耐磨耗鋼板
KR20130133036A (ko) * 2011-03-29 2013-12-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내응력 부식 균열성이 우수한 내마모 강판 및 그 제조 방법
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN103205634B (zh) 2013-03-28 2016-06-01 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高硬度耐磨钢板及其制造方法
CN103205627B (zh) 2013-03-28 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高性能耐磨钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
SI2789699T1 (sl) 2017-06-30
US20160208352A1 (en) 2016-07-21
KR20160072099A (ko) 2016-06-22
US10577671B2 (en) 2020-03-03
CN105723004B (zh) 2018-01-12
RU2016110765A (ru) 2017-10-05
WO2015028557A1 (en) 2015-03-05
RU2016110765A3 (ja) 2018-06-28
RU2674796C2 (ru) 2018-12-13
JP2016534230A (ja) 2016-11-04
KR102263332B1 (ko) 2021-06-14
EP2789699B1 (en) 2016-12-28
EP2789699A1 (en) 2014-10-15
CN105723004A (zh) 2016-06-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6661537B2 (ja) 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法
CN110832098B (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN110088342B (zh) 具有高成形性的高强度冷轧钢板及其制造方法
KR101540507B1 (ko) 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
AU2006225855B2 (en) Steel for oil well pipe having excellent sulfide stress cracking resistance and method for manufacturing seamless steel pipe for oil well
US10597760B2 (en) High-strength steel material for oil well and oil well pipes
JP4650013B2 (ja) 低温靱性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
EP2520684B9 (en) Austenite steel material having superior ductility
JP5186809B2 (ja) 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
CN108342655B (zh) 一种调质型抗酸管线钢及其制造方法
JP4085826B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP2008169443A (ja) 加工性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP5458624B2 (ja) 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
JP6754494B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法
JP5194572B2 (ja) 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法
JP4645307B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
JP6691967B2 (ja) 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法
JP2014177687A (ja) 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2005240135A (ja) 曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼の製造方法および耐摩耗鋼
JP2008214736A (ja) 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
EP2799583B1 (en) Abrasion resistant steel with excellent toughness and weldability
JP6684905B2 (ja) 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2002363685A (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板
JP2010180462A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP2006328511A (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20170810

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20180823

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20181002

A524 Written submission of copy of amendment under article 19 pct

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A524

Effective date: 20181226

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20190528

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20190826

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20200128

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20200212

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6661537

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250