JP6718510B2 - 熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板及びその製造方法に関する。
船舶、及び海洋建築構造物の外観は平面と曲面が共存する構造を有している。
平面の加工は、板材成形時になされるため、船舶、海洋構造物の建造では、別途の工程を経ることなく外観を成形するが、曲面成形の場合には、板材を加工する過程を経るため、鋼板の表面を加熱する線状加熱作業が行われる。
線状加熱による曲げ加工は、加熱部の熱膨張とその後の冷却によって収縮する時、周囲の非加熱領域からの拘束によって変形される性質を利用する。
平面の加工は、板材成形時になされるため、船舶、海洋構造物の建造では、別途の工程を経ることなく外観を成形するが、曲面成形の場合には、板材を加工する過程を経るため、鋼板の表面を加熱する線状加熱作業が行われる。
線状加熱による曲げ加工は、加熱部の熱膨張とその後の冷却によって収縮する時、周囲の非加熱領域からの拘束によって変形される性質を利用する。
このような線状加熱は、鋼板の表面を６００〜９００℃程度の温度に加熱し、加熱後水冷しなければならないため、線状加熱後に鋼板の物性が劣化する虞がある。鋼材のオーステナイト開始変態温度までの加熱は転位の焼鈍などにより、変態温度以上又は再結晶温度以上に加熱される場合、主に結晶粒の成長によって材質の劣化をもたらす。
また、鋼板の表面の加熱、冷却の熱サイクルによって脆化し、靭性の低下をもたらす可能性もある。
したがって、線状加熱後も降伏強度、引張強度及び衝撃靭性に優れた熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板及びその製造方法に対する開発が求められている。
また、鋼板の表面の加熱、冷却の熱サイクルによって脆化し、靭性の低下をもたらす可能性もある。
したがって、線状加熱後も降伏強度、引張強度及び衝撃靭性に優れた熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板及びその製造方法に対する開発が求められている。
本発明は、線状加熱後も降伏強度、引張強度及び衝撃靭性に優れ、熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の課題は本明細書全般の内容から理解され、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者であれば本発明の更なる課題を理解するのに何の問題もないはずである。
なお、本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の課題は本明細書全般の内容から理解され、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者であれば本発明の更なる課題を理解するのに何の問題もないはずである。
本発明の熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：１．４〜２．３％、Ｍｏ：０．０８〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、表面から１０ｍｍ以内での微細組織は、体積分率で８０％以上の針状フェライト及び２０％以下のポリゴナルフェライトを含むことを特徴とする。
本発明の熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：１．４〜２．３％、Ｍｏ：０．０８〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むスラブを再加熱する段階と、再加熱されたスラブを７５０〜８５０℃で未再結晶域圧延する段階と、未再結晶域圧延後に、１０℃／秒以上の冷却速度で３８０〜４４０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
なお、上記の課題を解決するための手段は本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の多様な特徴とそれによる長所及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解することができる。
本発明によれば、線状加熱前はもちろん、熱間抵抗性に優れ、線状加熱後も降伏強度、引張強度及び低温衝撃靭性に優れた高強度構造用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について説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形されることができ、本発明の範囲は以下で説明する実施形態に限定されない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野で平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、船舶、及び海洋建築構造物の外観が曲面を有するように高強度構造用鋼板を線状加熱して曲げ加工する場合、線状加熱後の鋼板の物性が低下する虞があることを見出した。
このような線状加熱は鋼板の表面を６００〜９００℃まで加熱するため、基地組織及び結晶粒界の軟化、結晶粒の成長、カーバイド（Ｆｅ３Ｃ）の粗大化などによって強度及び靭性が同時に低下する現象が発生する。
また、オーステナイト開始変態温度までの加熱は転位の焼鈍などにより材質の劣化を発生させ、変態温度以上又は再結晶温度以上に加熱する場合は主に結晶粒の成長によって材質の劣化がもたらされる。
本発明者らは、船舶、及び海洋建築構造物の外観が曲面を有するように高強度構造用鋼板を線状加熱して曲げ加工する場合、線状加熱後の鋼板の物性が低下する虞があることを見出した。
このような線状加熱は鋼板の表面を６００〜９００℃まで加熱するため、基地組織及び結晶粒界の軟化、結晶粒の成長、カーバイド（Ｆｅ３Ｃ）の粗大化などによって強度及び靭性が同時に低下する現象が発生する。
また、オーステナイト開始変態温度までの加熱は転位の焼鈍などにより材質の劣化を発生させ、変態温度以上又は再結晶温度以上に加熱する場合は主に結晶粒の成長によって材質の劣化がもたらされる。
本発明者らは、上記問題点を解決するために、高Ｍｎ、Ｎｉの添加によってＡｒ３温度を低くし、低温圧延及び強冷によって表面から１０ｍｍ以内での微細組織が体積分率で８０％以上の針状フェライトと２０％以下のポリゴナルフェライトを含むように構成することにより、線状加熱後の結晶粒の成長を防止し、ＮｂＣ、Ｍｏ２Ｃの析出物の結晶粒界のｐｉｎｎｉｎｇ効果を利用して結晶粒の成長及び粗大なカーバイドの形成を防止することができ、線状加熱前はもちろん、線状加熱後も降伏強度、引張強度及び低温衝撃靭性に優れた高強度構造用鋼板及びその製造方法を提供することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明の一実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板について説明する。
本発明の一実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：１．４〜２．３％、Ｍｏ：０．０８〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、表面から１０ｍｍ以内での微細組織は９０％以上の針状フェライトを含む。
本発明の一実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：１．４〜２．３％、Ｍｏ：０．０８〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、表面から１０ｍｍ以内での微細組織は９０％以上の針状フェライトを含む。
Ｃ：０．０３〜０．０７重量％（以下、各元素の含量の単位は重量％である。）
Ｃは強度を確保するのに非常に重要な元素である。
Ｃ含量は十分な強度を確保するために０．０３％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加する場合は線状加熱後の冷却中に粗大な炭化物を形成し、衝撃靭性を低下させる虞があるため、その上限は０．０７％であることが好ましい。
Ｃは強度を確保するのに非常に重要な元素である。
Ｃ含量は十分な強度を確保するために０．０３％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加する場合は線状加熱後の冷却中に粗大な炭化物を形成し、衝撃靭性を低下させる虞があるため、その上限は０．０７％であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．２％
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、その含量が多すぎる場合は靭性の低下の原因になる可能性がある。脱酸のためにはＳｉ含量が０．０５％以上であることが好ましく、Ｓｉ含量が０．２％を超える場合は靭性が低下する虞がある。したがって、Ｓｉ含量は０．０５〜０．２％であることが好ましい。
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、その含量が多すぎる場合は靭性の低下の原因になる可能性がある。脱酸のためにはＳｉ含量が０．０５％以上であることが好ましく、Ｓｉ含量が０．２％を超える場合は靭性が低下する虞がある。したがって、Ｓｉ含量は０．０５〜０．２％であることが好ましい。
Ｍｎ：１．６〜２．３％
Ｍｎは固溶強化元素として強度を向上させ、結晶粒の微細化及び母材の靭性を改善する効果を有する。また、Ａｒ３温度を低くし、低温圧延及び強冷によってポリゴナルフェライトの形成を最小化することができる。
Ｍｎ含量は上記効果を十分に示すために１．６％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加する場合は中心部にＭｎＳの非金属介在物を形成し、このＭｎＳ介在物は圧延後延伸し、低温靭性を大きく低下させる可能性がある。したがって、その上限は２．３％であることが好ましい。
Ｍｎは固溶強化元素として強度を向上させ、結晶粒の微細化及び母材の靭性を改善する効果を有する。また、Ａｒ３温度を低くし、低温圧延及び強冷によってポリゴナルフェライトの形成を最小化することができる。
Ｍｎ含量は上記効果を十分に示すために１．６％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加する場合は中心部にＭｎＳの非金属介在物を形成し、このＭｎＳ介在物は圧延後延伸し、低温靭性を大きく低下させる可能性がある。したがって、その上限は２．３％であることが好ましい。
Ｐ：０．００８％以下
Ｐは強度向上と耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく低下させる元素であるため、できる限り低く維持するのがよい。したがって、その上限を０．００８％とすることが好ましい。
Ｐは強度向上と耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく低下させる元素であるため、できる限り低く維持するのがよい。したがって、その上限を０．００８％とすることが好ましい。
Ｓ：０．００２％以下
ＳはＭｎＳなどを形成し、衝撃靭性を大きく低下させるため、できる限り低くするのがよい。したがって、その上限を０．００２％とすることが好ましい。
ＳはＭｎＳなどを形成し、衝撃靭性を大きく低下させるため、できる限り低くするのがよい。したがって、その上限を０．００２％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０２５％以下
Ａｌは効果的に脱酸することができる元素であり、０．００５〜０．０２５％に制御することが好ましい。その下限を特に制御する必要はないが、脱酸のために０．００５％以上含まれるのがよい。
Ａｌは効果的に脱酸することができる元素であり、０．００５〜０．０２５％に制御することが好ましい。その下限を特に制御する必要はないが、脱酸のために０．００５％以上含まれるのがよい。
Ｃｕ：０．１〜０．４％
Ｃｕは固溶強化及び析出強化元素であり、母材の靭性低下を最小化しつつ強度を向上させることができる元素である。Ｃｕ含量は十分な強度向上の効果を達成するために０．１％以上含有されることが好ましい。しかし、過剰な添加は熱間脆性による鋼材の表面の欠陥をもたらす可能性があるため、その上限は０．４％以下とすることが好ましい。
Ｃｕは固溶強化及び析出強化元素であり、母材の靭性低下を最小化しつつ強度を向上させることができる元素である。Ｃｕ含量は十分な強度向上の効果を達成するために０．１％以上含有されることが好ましい。しかし、過剰な添加は熱間脆性による鋼材の表面の欠陥をもたらす可能性があるため、その上限は０．４％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．４〜２．３％
Ｎｉは母材の強度と靭性を同時に向上させることができる元素である。また、Ａｒ３温度を低くし、低温圧延及び強冷によってポリゴナルフェライトの形成を最小化することができる。
Ｎｉ含量が１．４％未満の場合は上記の効果が十分でなく、Ｎｉ含量が２．３％を超える場合は硬化能が上昇し、ベイナイトの形成によって衝撃靭性が低下する虞がある。したがって、Ｎｉ含量は１．４〜２．３％とすることが好ましい。
Ｎｉは母材の強度と靭性を同時に向上させることができる元素である。また、Ａｒ３温度を低くし、低温圧延及び強冷によってポリゴナルフェライトの形成を最小化することができる。
Ｎｉ含量が１．４％未満の場合は上記の効果が十分でなく、Ｎｉ含量が２．３％を超える場合は硬化能が上昇し、ベイナイトの形成によって衝撃靭性が低下する虞がある。したがって、Ｎｉ含量は１．４〜２．３％とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．０８〜０．２％
Ｍｏは少量の添加によって強度を効果的に上昇させる元素であり、線状加熱後に微細なＭｏ−Ｃ系の析出物を形成し、強度の低下を防止するためには、０．０８％以上添加することが好ましい。しかし、過剰なＭｏの添加によって析出物の粗大化が発生する可能性があるため、その上限は０．２％以下であることが好ましい。
Ｍｏは少量の添加によって強度を効果的に上昇させる元素であり、線状加熱後に微細なＭｏ−Ｃ系の析出物を形成し、強度の低下を防止するためには、０．０８％以上添加することが好ましい。しかし、過剰なＭｏの添加によって析出物の粗大化が発生する可能性があるため、その上限は０．２％以下であることが好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．０２５％
線状加熱前に鋼板に固溶していたＮｂは、線状加熱時にＮｂＣ、ＮｂＣＮなどの形で析出し、母材の強度を向上させる。これは、線状加熱後の強度の維持に重要であり、Ｎｂの添加効果を有効に発揮するためには０．０１％以上添加されなければならない。しかし、過剰なＮｂの添加によって析出物の粗大化が発生する虞があるため、その上限は０．０２５％以下であることが好ましい。
線状加熱前に鋼板に固溶していたＮｂは、線状加熱時にＮｂＣ、ＮｂＣＮなどの形で析出し、母材の強度を向上させる。これは、線状加熱後の強度の維持に重要であり、Ｎｂの添加効果を有効に発揮するためには０．０１％以上添加されなければならない。しかし、過剰なＮｂの添加によって析出物の粗大化が発生する虞があるため、その上限は０．０２５％以下であることが好ましい。
Ｔｉ：０．００８〜０．０２％
ＴｉはＮと共に窒化物を形成し、高温で結晶粒が成長することを防止する。このような効果を十分に確保するために、Ｔｉは０．００８％以上含まれることが好ましい。しかし、過剰なＴｉの添加はＴｉ析出物の粗大化によって衝撃靭性が低下するという問題があるため、その上限は０．０２％であることが好ましい。
ＴｉはＮと共に窒化物を形成し、高温で結晶粒が成長することを防止する。このような効果を十分に確保するために、Ｔｉは０．００８％以上含まれることが好ましい。しかし、過剰なＴｉの添加はＴｉ析出物の粗大化によって衝撃靭性が低下するという問題があるため、その上限は０．０２％であることが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．００８％
ＮはＴｉ、Ｎｂ、Ａｌなどと共に析出物を形成し、再加熱時にオーステナイト組織を微細化し、強度と靭性を向上させる元素である。
Ｎ含量が０．００１％未満の場合は上記の効果が十分に得られない。これに対し、Ｎ含量が０．００８％を超える場合は高温で表面クラックを誘発する可能性があり、残留するＮは原子の状態で存在し、靭性を低下させる虞がある。したがって、Ｎ含量は０．００１〜０．００８％であることが好ましい。
ＮはＴｉ、Ｎｂ、Ａｌなどと共に析出物を形成し、再加熱時にオーステナイト組織を微細化し、強度と靭性を向上させる元素である。
Ｎ含量が０．００１％未満の場合は上記の効果が十分に得られない。これに対し、Ｎ含量が０．００８％を超える場合は高温で表面クラックを誘発する可能性があり、残留するＮは原子の状態で存在し、靭性を低下させる虞がある。したがって、Ｎ含量は０．００１〜０．００８％であることが好ましい。
本発明の鋼板の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、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製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書ではその全ての内容を特に説明しない。
以下、本発明の一実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の微細組織について説明する。
本発明の一実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の表面から１０ｍｍ以内での微細組織は、体積分率で８０％以上の針状フェライト及び２０％以下のポリゴナルフェライトを含む。
ポリゴナルフェライトは加熱による結晶粒の成長が容易になされるため、ポリゴナルフェライトが表面から１０ｍｍ以内での微細組織に２０体積％を超えて存在する場合には、線状加熱時に結晶粒が成長し、粗大なカーバイドを形成し、基地組織の劣化の原因になる虞がある。
本発明の一実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の表面から１０ｍｍ以内での微細組織は、体積分率で８０％以上の針状フェライト及び２０％以下のポリゴナルフェライトを含む。
ポリゴナルフェライトは加熱による結晶粒の成長が容易になされるため、ポリゴナルフェライトが表面から１０ｍｍ以内での微細組織に２０体積％を超えて存在する場合には、線状加熱時に結晶粒が成長し、粗大なカーバイドを形成し、基地組織の劣化の原因になる虞がある。
また、鋼板の厚さは４０ｍｍ以下であることが好ましい。これは、鋼板の厚さが４０ｍｍを超える場合には線状加熱による曲げ加工をするのが困難になるためである。この際、鋼板の最小厚さは１２ｍｍであることがよい。
上記のように合金組成及び微細組織を制御することにより、上記鋼板は降伏強度が５００ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上、−４０℃での衝撃靭性が１００Ｊ以上となる。これにより、船舶、及び海洋建築構造物などに好ましく利用することができる。
上記の合金組成及び微細組織を有する熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板を線状加熱するとき、Ｍｏ２Ｃ析出物及びＮｂＣ析出物のいずれか一つ以上が析出するようになる。
上記のように合金組成及び微細組織を制御することにより、上記鋼板は降伏強度が５００ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上、−４０℃での衝撃靭性が１００Ｊ以上となる。これにより、船舶、及び海洋建築構造物などに好ましく利用することができる。
上記の合金組成及び微細組織を有する熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板を線状加熱するとき、Ｍｏ２Ｃ析出物及びＮｂＣ析出物のいずれか一つ以上が析出するようになる。
線状加熱による曲げ加工の一例である図１に基づいて説明すると、線状加熱による曲げ加工は、加熱部の熱膨張後の冷却によって収縮する時、周囲の非加熱領域からの拘束によって変形される性質を利用している。
また、線状加熱は一般的に鋼板の表面を６００〜９００℃まで加熱するが、比較的低温の６００〜８００℃では鋼板に固溶していたＭｏが線状加熱後の冷却時にＭｏ２Ｃとして析出し、比較的高温の８００℃以上では鋼板に固溶していたＮｂが線状加熱後冷却時にＮｂＣとして析出する。
上記Ｍｏ２Ｃ析出物又はＮｂＣ析出物は結晶粒界に析出して結晶粒の成長を抑制（ｐｉｎｎｉｎｇ効果）し、粗大なカーバイドの形成を防止するという効果がある。また、Ｃが析出物として多く消耗されることにより、カーバイドの生成及び粗大化を防止することができる。この際、上記Ｍｏ２Ｃ析出物及びＮｂＣ析出物の大きさは２〜２０ｎｍであることが好ましい。
したがって、本発明による鋼板は、６００〜９００℃に線状加熱して曲げ加工を行っても、降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上、−４０℃での衝撃靭性１００Ｊ以上を確保することができる。
また、線状加熱は一般的に鋼板の表面を６００〜９００℃まで加熱するが、比較的低温の６００〜８００℃では鋼板に固溶していたＭｏが線状加熱後の冷却時にＭｏ２Ｃとして析出し、比較的高温の８００℃以上では鋼板に固溶していたＮｂが線状加熱後冷却時にＮｂＣとして析出する。
上記Ｍｏ２Ｃ析出物又はＮｂＣ析出物は結晶粒界に析出して結晶粒の成長を抑制（ｐｉｎｎｉｎｇ効果）し、粗大なカーバイドの形成を防止するという効果がある。また、Ｃが析出物として多く消耗されることにより、カーバイドの生成及び粗大化を防止することができる。この際、上記Ｍｏ２Ｃ析出物及びＮｂＣ析出物の大きさは２〜２０ｎｍであることが好ましい。
したがって、本発明による鋼板は、６００〜９００℃に線状加熱して曲げ加工を行っても、降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上、−４０℃での衝撃靭性１００Ｊ以上を確保することができる。
以下、本発明の他の実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の他の実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の製造方法は、上記の合金組成を有するスラブを再加熱する段階と、再加熱されたスラブを７５０〜８５０℃で未再結晶域圧延する段階と、未再結晶域圧延後に、１０℃／秒以上の冷却速度で３８０〜４４０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、を含む。
本発明の他の実施形態による熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の製造方法は、上記の合金組成を有するスラブを再加熱する段階と、再加熱されたスラブを７５０〜８５０℃で未再結晶域圧延する段階と、未再結晶域圧延後に、１０℃／秒以上の冷却速度で３８０〜４４０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、を含む。
再加熱段階
上記の合金組成を有するスラブを再加熱する。上記スラブの再加熱温度は特に限定されないが、１１００〜１２００℃とすることが好ましい。
未再結晶域圧延段階
上記再加熱されたスラブを７５０〜８５０℃で未再結晶域圧延する。これは結晶粒を微細化するためである。
結晶粒を微細化するためには、未再結晶圧延がＡｒ３温度直上のできる限り低い温度で行われなければならないが、本発明ではＭｎ、Ｎｉの含量を高くすることにより十分に低いＡｒ３温度を有するようになるため、７５０℃以上で未再結晶域圧延を行うことが好ましい。また、未再結晶圧延温度が８５０℃を超える場合は結晶粒の微細化が困難になり、靭性が低下する。したがって、未再結晶圧延温度の上限は８５０℃であることが好ましく、８００℃であることがより好ましい。
上記の合金組成を有するスラブを再加熱する。上記スラブの再加熱温度は特に限定されないが、１１００〜１２００℃とすることが好ましい。
未再結晶域圧延段階
上記再加熱されたスラブを７５０〜８５０℃で未再結晶域圧延する。これは結晶粒を微細化するためである。
結晶粒を微細化するためには、未再結晶圧延がＡｒ３温度直上のできる限り低い温度で行われなければならないが、本発明ではＭｎ、Ｎｉの含量を高くすることにより十分に低いＡｒ３温度を有するようになるため、７５０℃以上で未再結晶域圧延を行うことが好ましい。また、未再結晶圧延温度が８５０℃を超える場合は結晶粒の微細化が困難になり、靭性が低下する。したがって、未再結晶圧延温度の上限は８５０℃であることが好ましく、８００℃であることがより好ましい。
冷却段階
未再結晶域圧延後、１０℃／秒以上の冷却速度で３８０〜４４０℃の冷却終了温度まで冷却する。
上記のように冷却段階を制御することにより、鋼板の表面から１０ｍｍ以内での微細組織が体積分率で８０％以上の針状フェライト及び２０％以下のポリゴナルフェライトを含むようにすることができる。
冷却速度が１０℃／秒未満であるか又は冷却終了温度が４４０℃を超える場合は十分な冷却が行われず、ポリゴナルフェライトが多量に形成され、線状加熱時に結晶粒の成長と基地組織の劣化が発生する。
また、上記の冷却された鋼板を６００〜９００℃で線状加熱して曲げ加工する段階をさらに行うことができる。
上記のような線状加熱により、鋼板の曲げ加工が可能になり、線状加熱後冷却時にＭｏ２Ｃ析出物及びＮｂＣ析出物が析出することにより、結晶粒の成長を抑制（ｐｉｎｎｉｎｇ効果）し、粗大なカーバイドの形成を防止することができる。
未再結晶域圧延後、１０℃／秒以上の冷却速度で３８０〜４４０℃の冷却終了温度まで冷却する。
上記のように冷却段階を制御することにより、鋼板の表面から１０ｍｍ以内での微細組織が体積分率で８０％以上の針状フェライト及び２０％以下のポリゴナルフェライトを含むようにすることができる。
冷却速度が１０℃／秒未満であるか又は冷却終了温度が４４０℃を超える場合は十分な冷却が行われず、ポリゴナルフェライトが多量に形成され、線状加熱時に結晶粒の成長と基地組織の劣化が発生する。
また、上記の冷却された鋼板を６００〜９００℃で線状加熱して曲げ加工する段階をさらに行うことができる。
上記のような線状加熱により、鋼板の曲げ加工が可能になり、線状加熱後冷却時にＭｏ２Ｃ析出物及びＮｂＣ析出物が析出することにより、結晶粒の成長を抑制（ｐｉｎｎｉｎｇ効果）し、粗大なカーバイドの形成を防止することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
下記表１のような合金組成を有する溶鋼を用意した後、連続鋳造を利用して鋼スラブを製造した。発明鋼Ａ、Ｂ、Ｃは本発明で規定した成分範囲を満たす鋼板であり、比較鋼Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈは本発明の成分範囲を超えるか又は下回る合金成分が含まれる鋼板である。ここで、比較鋼ＤはＣ成分、比較鋼ＥはＭｏ成分、比較鋼ＦはＮｂ成分、比較鋼ＧはＮｉ、Ｍｎ成分が本発明の成分範囲を外れるものである。
上記発明鋼及び比較鋼を下記表２の製造条件で圧延、冷却して厚鋼板を製造した。具体的には、圧延終了温度を７８０℃、８８０℃とし、冷却終了温度を４００℃、６００℃として行った。そして、製造された鋼板を線状加熱することができるサイズに切断し、４個の温度条件（６００℃、７００℃、８００℃、９００℃）で曲げ加工のための線状加熱を行った。
また、下記表３には上記条件で製造された母材の機械的物性及び線状加熱後の機械的物性を示した。
下記表１のような合金組成を有する溶鋼を用意した後、連続鋳造を利用して鋼スラブを製造した。発明鋼Ａ、Ｂ、Ｃは本発明で規定した成分範囲を満たす鋼板であり、比較鋼Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈは本発明の成分範囲を超えるか又は下回る合金成分が含まれる鋼板である。ここで、比較鋼ＤはＣ成分、比較鋼ＥはＭｏ成分、比較鋼ＦはＮｂ成分、比較鋼ＧはＮｉ、Ｍｎ成分が本発明の成分範囲を外れるものである。
上記発明鋼及び比較鋼を下記表２の製造条件で圧延、冷却して厚鋼板を製造した。具体的には、圧延終了温度を７８０℃、８８０℃とし、冷却終了温度を４００℃、６００℃として行った。そして、製造された鋼板を線状加熱することができるサイズに切断し、４個の温度条件（６００℃、７００℃、８００℃、９００℃）で曲げ加工のための線状加熱を行った。
また、下記表３には上記条件で製造された母材の機械的物性及び線状加熱後の機械的物性を示した。
母材の引張強度は、鋼板の全厚さから圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ１Ｂ号試験片を採取し、常温で引張試験を行って測定した。母材の低温靭性は、鋼板の表面部から２ｍｍ直下の部位から圧延方向に垂直な方向に試験片を採取し、Ｖ−ノッチ試験片を製作した後、−４０℃でシャルピー衝撃試験を３回行って測定し、その平均値を表３に示した。
また、鋼板の表面から１０ｍｍ以内での微細組織を観察し、ポリゴナルフェライトの体積分率を表３に記載した。ポリゴナルフェライト以外の組織は針状フェライトであった。
また、鋼板の表面から１０ｍｍ以内での微細組織を観察し、ポリゴナルフェライトの体積分率を表３に記載した。ポリゴナルフェライト以外の組織は針状フェライトであった。
上記表３において母材の機械的物性及び線状加熱後の機械的物性を比較すると、本発明による合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例１から３は、降伏強度、引張強度、及び−４０℃での衝撃靭性がすべて目標とする物性を満たしている。
具体的には、線状加熱前後とも降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上、−４０℃での衝撃靭性１００Ｊ以上の特性を示している。
比較例３はＣの成分が本発明の成分範囲を超える比較鋼Ｄを利用したものであり、強度は目標水準を大きく上回っているが、衝撃靭性は顕著に減少することが分かる。これは、粗大なカーバイドの形成によって衝撃テスト時の破壊の原因になるためであるものと判断される。
具体的には、線状加熱前後とも降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上、−４０℃での衝撃靭性１００Ｊ以上の特性を示している。
比較例３はＣの成分が本発明の成分範囲を超える比較鋼Ｄを利用したものであり、強度は目標水準を大きく上回っているが、衝撃靭性は顕著に減少することが分かる。これは、粗大なカーバイドの形成によって衝撃テスト時の破壊の原因になるためであるものと判断される。
比較例４はＭｏ成分が本発明の成分範囲を下回る比較鋼Ｅを利用したもので、比較例５はＮｂ成分が本発明の成分範囲を下回る比較鋼Ｆを利用したものであり、強度が顕著に減少し、衝撃靭性も低下したことが確認できる。これは、固溶したＭｏ、Ｎｂの量が少なく、線状加熱後に析出物を形成することができる十分なＭｏ、Ｎｂの量が不足するためである。もし、Ｍｏ、Ｎｂが過剰に添加される場合は粗大な析出物によって逆に靭性の低下が発生する可能性があるため、本発明で制御する範囲で添加しなければならない。
また、比較例６はＭｎ、Ｎｉの成分が本発明の成分範囲を下回る比較鋼Ｇを利用したものであり、十分に低いＡｒ３温度が確保されず、低温での圧延時にポリゴナルフェライトが多量に形成され、強度と靭性の低下をもたらした。
比較例１は本発明の合金組成は満たしているが、圧延温度が８５０℃を超え、衝撃靭性が劣った。比較例３は本発明の合金組成は満たしているが、冷却条件が本発明の範囲を外れ、ポリゴナルフェライト分率の増大によって線状加熱後の結晶粒成長による強度と靭性の低下が発生した。
また、比較例６はＭｎ、Ｎｉの成分が本発明の成分範囲を下回る比較鋼Ｇを利用したものであり、十分に低いＡｒ３温度が確保されず、低温での圧延時にポリゴナルフェライトが多量に形成され、強度と靭性の低下をもたらした。
比較例１は本発明の合金組成は満たしているが、圧延温度が８５０℃を超え、衝撃靭性が劣った。比較例３は本発明の合金組成は満たしているが、冷却条件が本発明の範囲を外れ、ポリゴナルフェライト分率の増大によって線状加熱後の結晶粒成長による強度と靭性の低下が発生した。
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
Claims (6)
- 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：１．４〜２．３％、Ｍｏ：０．０８〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有すると共に、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
表面から１０ｍｍ以内での微細組織は、体積分率で８０％以上の針状フェライト及び２０％以下のポリゴナルフェライトを含むことを特徴とする熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板。 - 前記鋼板の厚さは４０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板。
- 前記鋼板は、降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、引張強度が６００ＭＰａ以上であり、−４０℃での衝撃靭性が１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板。
- 前記鋼板は、６００〜９００℃に線状加熱して曲げ加工した後の降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、引張強度が６００ＭＰａ以上であり、−４０℃での衝撃靭性が１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：１．４〜２．３％、Ｍｏ：０．０８〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有すると共に、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを７５０〜８５０℃で未再結晶域圧延する段階と、
前記未再結晶域圧延後に、１０℃／秒以上の冷却速度で３８０〜４４０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、を含み、
表面から１０ｍｍ以内での微細組織は、体積分率で８０％以上の針状フェライト及び２０％以下のポリゴナルフェライトを含むことを特徴とする熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の製造方法。 - 前記冷却された鋼板を６００〜９００℃で線状加熱した後、曲げ加工する段階をさらに含むことを特徴とする請求項５に記載の熱間抵抗性に優れた高強度構造用鋼板の製造方法。
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